JP2718261B2 - 磁性合金およびその製造方法 - Google Patents
磁性合金およびその製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、磁気特性に優れ、特にトランスの磁心材
料等に好適なFe基磁性合金であって、微細結晶相、また
は微細結晶相と非晶質相との混合組織からなる合金に関
する。
料等に好適なFe基磁性合金であって、微細結晶相、また
は微細結晶相と非晶質相との混合組織からなる合金に関
する。
（従来の技術） 従来、トランスの磁心材料としては方向性ケイ素鋼板
が使用されてきた。方向性ケイ素鋼板は、著しく高い飽
和磁束密度を有するが、鉄損が大きく、また、製造が難
しいという難点がある。そのため、鉄損の小さいFe基非
晶質合金が注目され、一部では実用化されている。
が使用されてきた。方向性ケイ素鋼板は、著しく高い飽
和磁束密度を有するが、鉄損が大きく、また、製造が難
しいという難点がある。そのため、鉄損の小さいFe基非
晶質合金が注目され、一部では実用化されている。
Fe基非晶質合金は主成分がFe−Si−Ｂで、これにＣ、
Cr、等の元素が添加されたものである。このFe基非晶質
合金は低鉄損であるため省エネルギーの点から有利であ
り、製造法が簡単で大量生産が可能であること、保磁力
が小さいためトランス動作時の有効磁束密度が高いこと
等の利点がある。しかし、非晶質合金は、高温で作動す
ると構造緩和を起こし、鉄損が時間とともに増大し、ま
た透磁率も劣化する。即ち、非晶質合金は熱的な安定性
に劣っている。
Cr、等の元素が添加されたものである。このFe基非晶質
合金は低鉄損であるため省エネルギーの点から有利であ
り、製造法が簡単で大量生産が可能であること、保磁力
が小さいためトランス動作時の有効磁束密度が高いこと
等の利点がある。しかし、非晶質合金は、高温で作動す
ると構造緩和を起こし、鉄損が時間とともに増大し、ま
た透磁率も劣化する。即ち、非晶質合金は熱的な安定性
に劣っている。
特開昭64−79342号公報には、一般式で、 （Fe１−ａＭａ）100−ｘ−ｙ−ｚ−αCuｘSiｙＢ
ｚＭ′α と表される組成を有し、結晶粒径1000Å以下の微細bcc
結晶粒からなる軟磁性材料が開示されている。これは低
鉄損材料であり、かつ結晶質であるため熱的安定性にも
優れている。しかし、その代表的な組成はFe−Cu−Nb−
Si−Ｂで表されものであり、比較的高価なＢを必須成分
とするため、価格的に不利であるばかりでなく、磁束密
度も充分に大きいとは言えない。従って、低周波数域で
使用される柱上トランス等の磁心材料には不向きであ
る。
ｚＭ′α と表される組成を有し、結晶粒径1000Å以下の微細bcc
結晶粒からなる軟磁性材料が開示されている。これは低
鉄損材料であり、かつ結晶質であるため熱的安定性にも
優れている。しかし、その代表的な組成はFe−Cu−Nb−
Si−Ｂで表されものであり、比較的高価なＢを必須成分
とするため、価格的に不利であるばかりでなく、磁束密
度も充分に大きいとは言えない。従って、低周波数域で
使用される柱上トランス等の磁心材料には不向きであ
る。
（発明が解決しようとする課題） 現在知られている磁心材料の中で特に優れた磁気特性
を有すると考えられる前記特開昭64−79342号公報のFe
−Cu−Nb−Si−Ｂ系の結晶質合金でもなお高価であり、
また、磁心材料としてはさらに高い飽和磁束密度を有す
る材料が要求されている。
を有すると考えられる前記特開昭64−79342号公報のFe
−Cu−Nb−Si−Ｂ系の結晶質合金でもなお高価であり、
また、磁心材料としてはさらに高い飽和磁束密度を有す
る材料が要求されている。
本発明の目的は、従来の材料に匹敵する鉄損値を持
ち、飽和磁束密度が従来水準を超え、かつ、低価格のFe
基磁性合金を提供することにある。
ち、飽和磁束密度が従来水準を超え、かつ、低価格のFe
基磁性合金を提供することにある。
（課題を解決するための手段） 本発明は「一般式、Fe100-x-y-zCuxPyCzで表され、平
均粒径が500Å以下の微細な結晶粒と非晶質相との混合
組織であるFe基磁性合金」を要旨とする。
均粒径が500Å以下の微細な結晶粒と非晶質相との混合
組織であるFe基磁性合金」を要旨とする。
但し、上記一般式のx,y,およびｚは原子％で、 0.1≦ｘ≦３、１≦ｙ≦23、0.1≦ｚ≦15、10≦ｙ＋ｚ≦
25である。
25である。
上記の一般式で表される組成中のFeは、その一部を次
の原子で置換することができる。なお、下記の各元素の
原子％は、合金全体を100原子％とした場合の原子％で
ある。
の原子で置換することができる。なお、下記の各元素の
原子％は、合金全体を100原子％とした場合の原子％で
ある。
原子％で、それぞれ３％以下のMo、Zr、Nb、Ｗ、Cr、
TiおよびＶの中の１種以上の元素。但し、これら７元素
の中の２種以上を使用する場合は、その合計含有量を３
原子％以下とする。
TiおよびＶの中の１種以上の元素。但し、これら７元素
の中の２種以上を使用する場合は、その合計含有量を３
原子％以下とする。
原子％で、５％未満のSi、それぞれ５％以下のGe、G
a、およびRu、ならびに３％以下のAlの中の１種以上。
但し、２種以上の場合はその合計含有量は５原子％以下
とする。
a、およびRu、ならびに３％以下のAlの中の１種以上。
但し、２種以上の場合はその合計含有量は５原子％以下
とする。
さらに上記およびの両群から選択した原子でFeを
置換することもできる。このような本発明合金を一般式
で示すと下記のとおりである。
置換することもできる。このような本発明合金を一般式
で示すと下記のとおりである。
（１）Fe100-x-y-z-aCuxPyCzMba （２）Fe100-x-y-z-cCuxPyCz （３）Fe100-x-y-z-a-cCuxPyCzMda （４）Fe100-x-y-z-dCuxPyCzMdd （５）Fe100-x-y-z-a-dCuxPyCzMbaMdd （６）Fe100-x-y-z-d-cCuxPyCzMdd （７）Fe100-x-y-z-a-d-cCuxPyCzMbaMdd ただし、 Mbは、Mo、Zr、Nb、Ｗ、Cr、TiおよびＶの１種または
２種以上、Mdは、Si、Ge、Ga、Ru、Alの１種または２種
以上を意味する。そして、添字のx,y,z,a,cおよびｄは
全て原子％であり、 0.1≦ｘ≦３、１≦ｙ≦23、0.1≦ｚ≦15、10≦ｙ＋ｚ≦
25、ａは３以下であり、ｄは、MdがSiの場合は５未満、
Ge、Ge、Ruの場合は５以下、Alの場合は３以下である。
２種以上、Mdは、Si、Ge、Ga、Ru、Alの１種または２種
以上を意味する。そして、添字のx,y,z,a,cおよびｄは
全て原子％であり、 0.1≦ｘ≦３、１≦ｙ≦23、0.1≦ｚ≦15、10≦ｙ＋ｚ≦
25、ａは３以下であり、ｄは、MdがSiの場合は５未満、
Ge、Ge、Ruの場合は５以下、Alの場合は３以下である。
上記の本発明合金は、一旦実質的に非晶質相からなる
合金を製造し、これを320〜500℃の温度域で熱処理して
結晶化させる方法で製造することができる。
合金を製造し、これを320〜500℃の温度域で熱処理して
結晶化させる方法で製造することができる。
（作用） 前述のFe−Cu−Nb−Si−Ｂ系の結晶質合金は、一旦非
晶質合金として製造したものを熱処理して結晶化させた
ものであり、その結晶は平均粒径で1000Å以下の微細粒
である。非晶質合金製造のための基本組成はFe−Si−Ｂ
であり、Cu、Nbの添加は非晶質から微細結晶粒を析出さ
せるのに必須である。磁気特性の向上にはこのような結
晶粒の微細化が必要であると考えられている。
晶質合金として製造したものを熱処理して結晶化させた
ものであり、その結晶は平均粒径で1000Å以下の微細粒
である。非晶質合金製造のための基本組成はFe−Si−Ｂ
であり、Cu、Nbの添加は非晶質から微細結晶粒を析出さ
せるのに必須である。磁気特性の向上にはこのような結
晶粒の微細化が必要であると考えられている。
本発明の合金は、基本的には非晶質合金であるFe−Ｐ
−ＣにCuを添加したFe−Cu−Ｐ−Ｃ系と言うべきもので
あるが、この系においてもCuが上述の系と同様に非晶質
から微細結晶粒を析出させるのに有効である。しかも微
細結晶粒を含むFe−Cu−Ｐ−Ｃ系合金はFe−Cu−Nb−Si
−Ｂ系の結晶質合金よりも磁束密度が高い。また、Ｂよ
りも安価なＰ、Ｃを原料とするため経済的にも有利であ
る。さらに、Fe−Ｐ−Ｃ系合金はFe−Si−Ｂ系合金より
も非晶質形成能が高く、磁性合金の製造が容易であり、
大量生産に適している。
−ＣにCuを添加したFe−Cu−Ｐ−Ｃ系と言うべきもので
あるが、この系においてもCuが上述の系と同様に非晶質
から微細結晶粒を析出させるのに有効である。しかも微
細結晶粒を含むFe−Cu−Ｐ−Ｃ系合金はFe−Cu−Nb−Si
−Ｂ系の結晶質合金よりも磁束密度が高い。また、Ｂよ
りも安価なＰ、Ｃを原料とするため経済的にも有利であ
る。さらに、Fe−Ｐ−Ｃ系合金はFe−Si−Ｂ系合金より
も非晶質形成能が高く、磁性合金の製造が容易であり、
大量生産に適している。
以下、前記のように組成および組織を限定した理由を
説明する。なお、特にことわりのない限り％は原子％を
意味する。
説明する。なお、特にことわりのない限り％は原子％を
意味する。
Fe: 高い飽和磁束密度を確保するためFeを主体とする組成
とする。
とする。
Cu: 非晶質から磁気特性の優れた微細結晶粒を析出させる
のに寄与する。Cuが0.1％未満では微細結晶粒が十分に
晶出せず、３％を超えると最初の非晶質化が困難にな
る。従って、適正なCu量は0.1％以上、３％以下であ
る。即ち、前記一般式において0.1≦ｘ≦３とするのが
よい。
のに寄与する。Cuが0.1％未満では微細結晶粒が十分に
晶出せず、３％を超えると最初の非晶質化が困難にな
る。従って、適正なCu量は0.1％以上、３％以下であ
る。即ち、前記一般式において0.1≦ｘ≦３とするのが
よい。
ＰおよびC: これらの元素は、結晶化に先だって非晶質合金を製造
する際にその非晶質化に寄与する。これらの元素の合計
含有量が10％未満ではこの目的は達成されない。また、
合計含有量が25％を超えると飽和磁束密度の著しい低下
を招く。従って、前記一般式において、10≦ｙ＋ｚ≦25
としなければならない。
する際にその非晶質化に寄与する。これらの元素の合計
含有量が10％未満ではこの目的は達成されない。また、
合計含有量が25％を超えると飽和磁束密度の著しい低下
を招く。従って、前記一般式において、10≦ｙ＋ｚ≦25
としなければならない。
なお、Ｐは１〜23％、Ｃは0.1〜15％の範囲とするの
がよい。即ち、前記一般式において、１≦ｙ≦23、0.1
≦ｚ≦15とし、この範囲で10≦ｙ＋ｚ≦25となるように
調整する。
がよい。即ち、前記一般式において、１≦ｙ≦23、0.1
≦ｚ≦15とし、この範囲で10≦ｙ＋ｚ≦25となるように
調整する。
Mo、Zr、Nb、Ｗ、Cr、TiおよびV: これらの元素は、非晶質相から析出する結晶粒の微細
化に寄与する。この効果を得るためには、それぞれ３％
以下の範囲でFeと置換するのがよい。しかし、Mo、Cr、
Tiがそれぞれの上限値を超えると飽和磁束密度が低下
し、Zr、Nb、Ｗがそれぞれの上限値を超えると粗大な結
晶粒の金属間化合物が生成して微細結晶相への結晶化が
困難になる。またＶが３％を超えると最初の非晶質化が
困難になる。
化に寄与する。この効果を得るためには、それぞれ３％
以下の範囲でFeと置換するのがよい。しかし、Mo、Cr、
Tiがそれぞれの上限値を超えると飽和磁束密度が低下
し、Zr、Nb、Ｗがそれぞれの上限値を超えると粗大な結
晶粒の金属間化合物が生成して微細結晶相への結晶化が
困難になる。またＶが３％を超えると最初の非晶質化が
困難になる。
これらの元素は１種でも、また２種以上組み合わせて
でも使用できる。２種以上を用いる場合は、その合計含
有量を３％以下としなければならない。合計含有量が３
％を超えると飽和磁束密度が低下するからである。
でも使用できる。２種以上を用いる場合は、その合計含
有量を３％以下としなければならない。合計含有量が３
％を超えると飽和磁束密度が低下するからである。
Si、Ge、Al、GaおよびRu: これらは、結晶磁気異方性を減少させるのに寄与す
る。ただし、Siが５％以上になると飽和磁束密度の低下
を招く。また、Ge、Ga、Ruがそれぞれ５％を超えた場合
も飽和磁束密度が低下する。一方、Alが３％を超えると
非晶質化が困難になる。
る。ただし、Siが５％以上になると飽和磁束密度の低下
を招く。また、Ge、Ga、Ruがそれぞれ５％を超えた場合
も飽和磁束密度が低下する。一方、Alが３％を超えると
非晶質化が困難になる。
これらの元素も二種以上複合添加してよいが、その場
合、合計含有量は５％以下でなければならない。５％を
超えると飽和磁束密度が低下する。
合、合計含有量は５％以下でなければならない。５％を
超えると飽和磁束密度が低下する。
本発明合金は、平均粒径が500Å以下の微細結晶粒と
その周囲の非晶質相との混合組織から成る。微細結晶粒
とは、bcc相のFe固溶体を主体とするものであるが、Fe3
P、添加元素の酸化物、炭化物、各種の金属間化合物が
含まれる場合がある。これら金属間化合物等は磁気特性
を悪くする場合があるから、できるだけ存在しない方が
よいが、それらの粒径が小さく、かつ少量であれば存在
も許容される。
その周囲の非晶質相との混合組織から成る。微細結晶粒
とは、bcc相のFe固溶体を主体とするものであるが、Fe3
P、添加元素の酸化物、炭化物、各種の金属間化合物が
含まれる場合がある。これら金属間化合物等は磁気特性
を悪くする場合があるから、できるだけ存在しない方が
よいが、それらの粒径が小さく、かつ少量であれば存在
も許容される。
上記の本発明合金の組織は、非晶質相から適切な熱処
理によって微細結晶相を析出させることによって得られ
る。その析出の程度によって、結晶相と非晶質相の混合
比率が異なってくる。結晶相の比率が高い程、磁気特性
は向上するが、結晶相がおよそ30体積％以上であれば、
実用上十分な特性が得られる。なお、最終的に到達し得
る結晶相よりも低い温度において出現する結晶相、即
ち、非晶質相から結晶化が進行していく中間段階で得ら
れる結晶相を準安定bcc相と呼ぶことがある。
理によって微細結晶相を析出させることによって得られ
る。その析出の程度によって、結晶相と非晶質相の混合
比率が異なってくる。結晶相の比率が高い程、磁気特性
は向上するが、結晶相がおよそ30体積％以上であれば、
実用上十分な特性が得られる。なお、最終的に到達し得
る結晶相よりも低い温度において出現する結晶相、即
ち、非晶質相から結晶化が進行していく中間段階で得ら
れる結晶相を準安定bcc相と呼ぶことがある。
本発明の合金を構成する結晶相は、その平均粒径が50
0Å以下でなければならない。500Åを超えると、結晶粒
界等による磁壁のピニングのために磁気特性がわるくな
るからである。
0Å以下でなければならない。500Åを超えると、結晶粒
界等による磁壁のピニングのために磁気特性がわるくな
るからである。
これまでに述べた組成と組織をもつ本発明合金は、次
のようにして製造することができる。
のようにして製造することができる。
まず、所定の組成の溶湯から単ロール法、双ロール法
等の液体急冷法によって非晶質の薄帯を製造する。ある
いは、スパッタリング法、蒸着法等の気相急冷法で非晶
質薄膜を得る。次にこれらの非晶質合金を、窒素、Arの
ような不活性ガス中もしくは真空中で熱処理して微細結
晶相を析出させる。熱処理の温度は、組成によって定ま
る結晶化開始温度（Tx）を測定しておき、その温度近傍
とする。Txは昇温速度によっても異なり、例えば20℃／
分の昇温速度の場合、Txは320〜420℃である。この温度
以上であれば結晶化が速やかに進行するが、低温域では
結晶化に時間がかかり、また、析出した結晶粒も大きく
なるから、高温域で短時間の処理を行う方が望ましい。
ただし、500℃を超える温度になると金属間化合物が析
出し保磁力が大きくなるから、熱処理温度の上限は500
℃までとするのがよい。望ましい温度範囲は370〜500℃
である。
等の液体急冷法によって非晶質の薄帯を製造する。ある
いは、スパッタリング法、蒸着法等の気相急冷法で非晶
質薄膜を得る。次にこれらの非晶質合金を、窒素、Arの
ような不活性ガス中もしくは真空中で熱処理して微細結
晶相を析出させる。熱処理の温度は、組成によって定ま
る結晶化開始温度（Tx）を測定しておき、その温度近傍
とする。Txは昇温速度によっても異なり、例えば20℃／
分の昇温速度の場合、Txは320〜420℃である。この温度
以上であれば結晶化が速やかに進行するが、低温域では
結晶化に時間がかかり、また、析出した結晶粒も大きく
なるから、高温域で短時間の処理を行う方が望ましい。
ただし、500℃を超える温度になると金属間化合物が析
出し保磁力が大きくなるから、熱処理温度の上限は500
℃までとするのがよい。望ましい温度範囲は370〜500℃
である。
熱処理のヒートパターンとしては、一定温度での保
持、所定温度までの加熱−冷却（一定温度での保持な
し）等、種々の形態をとりうる。一定温度で保持する場
合は、その保持温度までの昇温速度を100℃／分以上に
すると極めて微細な結晶粒が得られる。これより遅い冷
却速度でもCuなどの添加成分の効果によって、微細結晶
粒がえられ、この場合は、敢えて一定温度での保持は必
要としない。また、一定温度で保持する場合、その時間
が長すぎると結晶が粗大化するから、24時間以内にとど
めるべきである。
持、所定温度までの加熱−冷却（一定温度での保持な
し）等、種々の形態をとりうる。一定温度で保持する場
合は、その保持温度までの昇温速度を100℃／分以上に
すると極めて微細な結晶粒が得られる。これより遅い冷
却速度でもCuなどの添加成分の効果によって、微細結晶
粒がえられ、この場合は、敢えて一定温度での保持は必
要としない。また、一定温度で保持する場合、その時間
が長すぎると結晶が粗大化するから、24時間以内にとど
めるべきである。
上記の熱処理は回転磁場中、または静止磁場中で行う
こともできる。回転磁場中熱処理は、熱処理中の磁区固
着を防ぐとともに、急冷により導入された誘導磁気異方
性を消去することにより軟磁性の向上に寄与する。一
方、動作時の磁化方向がある一方向に限定された特別な
用途に使用される場合には、むしろ、その特定方位の磁
気異方性を付加することが望ましく、これは静止磁場中
での熱処理で実現される。
こともできる。回転磁場中熱処理は、熱処理中の磁区固
着を防ぐとともに、急冷により導入された誘導磁気異方
性を消去することにより軟磁性の向上に寄与する。一
方、動作時の磁化方向がある一方向に限定された特別な
用途に使用される場合には、むしろ、その特定方位の磁
気異方性を付加することが望ましく、これは静止磁場中
での熱処理で実現される。
〔実施例１〕 第１表に示す種々の非晶質薄帯を単ロール法により作
製し、示差熱分析（10℃/min）測定により結晶化開始温
度（Tx）を求めた。その後、これらの非晶質薄帯を真空
中で結晶化開始温度＋10℃まで10℃/minの昇温速度で加
熱し、１分間保持して急冷した。
製し、示差熱分析（10℃/min）測定により結晶化開始温
度（Tx）を求めた。その後、これらの非晶質薄帯を真空
中で結晶化開始温度＋10℃まで10℃/minの昇温速度で加
熱し、１分間保持して急冷した。
熱処理後の各薄帯の平均結晶粒径、結晶化度（結晶相
の割合、％）、鉄損、および飽和磁束密度を第１表に併
記する。平均結晶粒径は、透過型電子顕微鏡観察を行
い、50個以上の結晶粒を抽出して測定し平均して求め
た。結晶化度は、Ｘ線回折のピーク強度比から求めた。
鉄損および飽和磁束密度は試料をトロイダルに巻いて測
定した。
の割合、％）、鉄損、および飽和磁束密度を第１表に併
記する。平均結晶粒径は、透過型電子顕微鏡観察を行
い、50個以上の結晶粒を抽出して測定し平均して求め
た。結晶化度は、Ｘ線回折のピーク強度比から求めた。
鉄損および飽和磁束密度は試料をトロイダルに巻いて測
定した。
第１表の比較例は、従来材のFe−Cu−Nb−Si−Ｂ結晶
質材料である。本発明合金はこの従来材よりも高い飽和
磁束密度を示している。
質材料である。本発明合金はこの従来材よりも高い飽和
磁束密度を示している。
〔実施例２〕 第２表に示す組成の非晶質薄帯を単ロール法により作
製し、実施例１と同様の方法で結晶化開始温度（Tx）を
求めた。その後、これらの非晶質薄帯を真空中で結晶化
開始温度＋30℃まで100℃/minの昇温速度で加熱し、60
分間保持して急冷した。熱処理後の各薄帯の平均結晶粒
径、結晶化度、鉄損、および飽和磁束密度を実施例１と
同じ方法で測定した。その結果を第２表に示す。
製し、実施例１と同様の方法で結晶化開始温度（Tx）を
求めた。その後、これらの非晶質薄帯を真空中で結晶化
開始温度＋30℃まで100℃/minの昇温速度で加熱し、60
分間保持して急冷した。熱処理後の各薄帯の平均結晶粒
径、結晶化度、鉄損、および飽和磁束密度を実施例１と
同じ方法で測定した。その結果を第２表に示す。
第２表の比較例も、従来材のFe−Cu−Nb−Si−Ｂ結晶
質材料である。本発明合金はこれよりも高い飽和磁束密
度を示す。
質材料である。本発明合金はこれよりも高い飽和磁束密
度を示す。
第１図は、Fe81.5Cu0.5P16C2合金の熱処理後のＸ線回
折図形である。熱処理後の相は、非晶質相、bcc相およ
びFe3P相の共存相であることがわかる。
折図形である。熱処理後の相は、非晶質相、bcc相およ
びFe3P相の共存相であることがわかる。
〔実施例３〕 単ロール法によって、組成が本発明で定める範囲にあ
るFe79Cu0.5Mo0.5Si2P16C2の幅10mm、厚さ30μｍの非晶
質薄帯を作成した。示差熱分析により15℃/minの昇温速
度で結晶化温度を測定したところ、bcc相への結晶化開
始温度は、350℃、Fe3PおよびFe3Cの析出温度は538℃で
あった。そこで、この非晶質薄帯を種々の温度まで15℃
/minの昇温速度で加熱し、すぐ冷却して保磁力を調べ
た。その結果を第２図に示す。
るFe79Cu0.5Mo0.5Si2P16C2の幅10mm、厚さ30μｍの非晶
質薄帯を作成した。示差熱分析により15℃/minの昇温速
度で結晶化温度を測定したところ、bcc相への結晶化開
始温度は、350℃、Fe3PおよびFe3Cの析出温度は538℃で
あった。そこで、この非晶質薄帯を種々の温度まで15℃
/minの昇温速度で加熱し、すぐ冷却して保磁力を調べ
た。その結果を第２図に示す。
薄帯は、bcc相へ結晶化することにより、低保磁力を
示す。一方、Fe3P、Fe3C等が析出すると、再び保磁力は
増加する。即ち、本発明合金はbcc相に結晶化すること
により優れた磁性を有するに到ることがわかる。
示す。一方、Fe3P、Fe3C等が析出すると、再び保磁力は
増加する。即ち、本発明合金はbcc相に結晶化すること
により優れた磁性を有するに到ることがわかる。
〔実施例４〕 Fe78Cu1P12C5Nb1Si3なる組成の非晶質薄帯を単ロール
法によって作製した。薄帯の幅は10mm、厚さは30μｍと
した。この薄帯を種々の温度で30分間保持して熱処理し
た後、実施例１と同じ方法で鉄損、平均結晶粒径、析出
する結晶相、結晶化度および飽和磁束密度を測定した。
その結果を第３表に示す。300℃での熱処理では結晶化
が起こらず、550℃での熱処理では結晶化はほぼ100％で
あるが、結晶が粗大化して鉄損が著しく大きくなってい
る。本発明の製造条件である350〜450℃の範囲で熱処理
したものは、比較例として示した従来材のFe−Cu−Nb−
Si−Ｂ結晶質合金に較べて高い磁束密度を有している。
法によって作製した。薄帯の幅は10mm、厚さは30μｍと
した。この薄帯を種々の温度で30分間保持して熱処理し
た後、実施例１と同じ方法で鉄損、平均結晶粒径、析出
する結晶相、結晶化度および飽和磁束密度を測定した。
その結果を第３表に示す。300℃での熱処理では結晶化
が起こらず、550℃での熱処理では結晶化はほぼ100％で
あるが、結晶が粗大化して鉄損が著しく大きくなってい
る。本発明の製造条件である350〜450℃の範囲で熱処理
したものは、比較例として示した従来材のFe−Cu−Nb−
Si−Ｂ結晶質合金に較べて高い磁束密度を有している。
〔実施例５〕 Fe80Cu0.5P13C5Si1.5なる組成の非晶質薄帯を単ロー
ル法によって作製した。薄帯の幅は10mm、厚さは30μｍ
とした。この薄帯を450,400,350℃の各温度まで200℃/m
inの昇温速度で真空中で加熱し、それらの温度で時間を
変えた保持してた。このように熱処理した後、実施例１
と同じ方法で平均結晶粒径、鉄損および飽和磁束密度を
測定した。その結果を第４表から第６表に示す。なお、
第７表は、従来材のFe−Cu−Nb−Si−Ｂ結晶質合金の55
0℃×10分の熱処理材についての測定結果である。
ル法によって作製した。薄帯の幅は10mm、厚さは30μｍ
とした。この薄帯を450,400,350℃の各温度まで200℃/m
inの昇温速度で真空中で加熱し、それらの温度で時間を
変えた保持してた。このように熱処理した後、実施例１
と同じ方法で平均結晶粒径、鉄損および飽和磁束密度を
測定した。その結果を第４表から第６表に示す。なお、
第７表は、従来材のFe−Cu−Nb−Si−Ｂ結晶質合金の55
0℃×10分の熱処理材についての測定結果である。
第４〜６表から、熱処理の保持時間が長すぎる場合に
は結晶粒が粗大となり、鉄損が大きくなることがわか
る。また、第７表の従来合金と較べて本発明合金は飽和
磁束密度が高いことも明らかである。
は結晶粒が粗大となり、鉄損が大きくなることがわか
る。また、第７表の従来合金と較べて本発明合金は飽和
磁束密度が高いことも明らかである。
〔実施例６〕 第８表に示す組成の非晶質薄帯を単ロール法により作
製し、下記（イ）および（ロ）の二種類の処理を施し
た。
製し、下記（イ）および（ロ）の二種類の処理を施し
た。
（イ）第８表に示す熱処理温度まで真空中で200℃/min
の昇温速度で加熱し、10分間保持して急冷。
の昇温速度で加熱し、10分間保持して急冷。
（ロ）第８表に示す熱処理温度まで窒素ガス中で20℃/m
inの昇温速度で加熱し直ちに急冷。
inの昇温速度で加熱し直ちに急冷。
これらの熱処理後の各薄帯の平均結晶粒径、鉄損およ
び飽和磁束密度（測定方法は実施例１と同じ）を第８表
に掲げる。
び飽和磁束密度（測定方法は実施例１と同じ）を第８表
に掲げる。
第８表の比較例も、従来材のFe−Cu−Nb−Si−Ｂ結晶
質材料である。本発明合金はこれよりも高い飽和磁束密
度を示している。
質材料である。本発明合金はこれよりも高い飽和磁束密
度を示している。
（発明の効果） 実施例にも示したように、本発明の磁性合金は飽和磁
束密度が高く、かつ低保磁力である。この合金は結晶相
を含むから熱的安定性にも優れている。また、この合金
は高価な元素を必須成分としておらず、前述の製造方法
で比較的容易に量産することができるので経済性にも優
れている。
束密度が高く、かつ低保磁力である。この合金は結晶相
を含むから熱的安定性にも優れている。また、この合金
は高価な元素を必須成分としておらず、前述の製造方法
で比較的容易に量産することができるので経済性にも優
れている。
第１図は、本発明合金の結晶化熱処理後のＸ線回折図形
である。 第２図は、本発明合金の熱処理温度と保磁力との関係を
示す図である。
である。 第２図は、本発明合金の熱処理温度と保磁力との関係を
示す図である。
Claims (5)
- 【請求項１】一般式、Fe100-x-y-zCuxPyCzで表される組
成を有し、平均粒径が500Å以下の微細な結晶粒と非晶
質相との混合組織であることを特徴とする磁性合金。 但し、x,y,およびｚは原子％で、 0.1≦ｘ≦３、１≦ｙ≦23、0.1≦ｚ≦15、10≦ｙ＋ｚ≦
25である。 - 【請求項２】Feの一部が、原子％でそれぞれ全体の３％
以下のMo、Zr、Nb、Ｗ、Cr、TiおよびＶの１種以上（た
だし、２種以上の場合は、合計で３％以下）で置換され
た組成を有し、微細な結晶粒と非晶質相との混合組織で
あることを特徴とする請求項（１）に記載の磁性合金。 - 【請求項３】Feの一部が、原子％で全体の５％未満のS
i、それぞれ５％以下のGe、GaおよびRuならびに３％以
下のAlの１種以上で置換されており、Si、Ge、Ga、Ruお
よびAlの合計含有量が５原子％以下である組成を有し、
微細な結晶粒と非晶質相との混合組織であることを特徴
とする請求項（１）または（２）に記載の磁性合金。 - 【請求項４】実質的に非晶質相からなる合金を320〜500
℃の温度域で熱処理して微細結晶粒を析出させることを
特徴とする請求項（１）から（３）までのいずれかに記
載した磁性合金の製造方法。 - 【請求項５】100℃／分以上の昇温速度で320〜500℃の
間の所定温度に加熱し、その温度で24時間以内保持する
請求項（４）の磁性合金の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP218190 | 1990-01-09 | ||
| JP2-2181 | 1990-01-09 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03253545A JPH03253545A (ja) | 1991-11-12 |
| JP2718261B2 true JP2718261B2 (ja) | 1998-02-25 |
Family
ID=11522191
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2305660A Expired - Fee Related JP2718261B2 (ja) | 1990-01-09 | 1990-11-09 | 磁性合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2718261B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102912257A (zh) * | 2012-10-19 | 2013-02-06 | 张家港市清大星源微晶有限公司 | 微晶材料 |
| JP2016094652A (ja) * | 2014-11-14 | 2016-05-26 | 株式会社リケン | 軟磁性合金および磁性部品 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6053989A (en) * | 1997-02-27 | 2000-04-25 | Fmc Corporation | Amorphous and amorphous/microcrystalline metal alloys and methods for their production |
| JP2018188726A (ja) * | 2017-04-28 | 2018-11-29 | 日立金属株式会社 | スパッタリングターゲットおよびその製造方法 |
| JP2021193205A (ja) * | 2020-06-08 | 2021-12-23 | 株式会社Bmg | Ｆｅ系ナノ結晶軟磁性合金 |
-
1990
- 1990-11-09 JP JP2305660A patent/JP2718261B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102912257A (zh) * | 2012-10-19 | 2013-02-06 | 张家港市清大星源微晶有限公司 | 微晶材料 |
| JP2016094652A (ja) * | 2014-11-14 | 2016-05-26 | 株式会社リケン | 軟磁性合金および磁性部品 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03253545A (ja) | 1991-11-12 |
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