JP2857257B2 - 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 - Google Patents
高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、磁気ヘッド、トラン
ス、チョークコイル等に用いられる軟磁性合金に関する
ものであり、特に、高飽和磁束密度で軟磁気特性に優れ
たＦe系軟磁性合金に関する。
ス、チョークコイル等に用いられる軟磁性合金に関する
ものであり、特に、高飽和磁束密度で軟磁気特性に優れ
たＦe系軟磁性合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】磁気ヘッド、トランス 、チョークコイ
ル等に用いられる軟磁性合金において一般的に要求され
る諸特性は以下の通りである 飽和磁束密度が高いこと。 透磁率が高いこと。 低保磁力であること。 薄い形状が得やすいこと。
ル等に用いられる軟磁性合金において一般的に要求され
る諸特性は以下の通りである 飽和磁束密度が高いこと。 透磁率が高いこと。 低保磁力であること。 薄い形状が得やすいこと。
【０００３】また、磁気ヘッドに対しては、前記〜
に記載の特性の他に耐摩耗性の観点から以下の特性が要
求される。 硬度が高いこと。
に記載の特性の他に耐摩耗性の観点から以下の特性が要
求される。 硬度が高いこと。
【０００４】従って軟磁性合金あるいは磁気ヘッドを製
造する場合、これらの観点から種々の合金系において材
料研究がなされている。従来、前述の用途に対しては、
センダスト、パーマロイ、けい素鋼等の結晶質合金が用
いられ、最近ではＦe基およびＣo基の非晶質合金も使用
されるようになってきている。
造する場合、これらの観点から種々の合金系において材
料研究がなされている。従来、前述の用途に対しては、
センダスト、パーマロイ、けい素鋼等の結晶質合金が用
いられ、最近ではＦe基およびＣo基の非晶質合金も使用
されるようになってきている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかるに磁気ヘッドの
場合、高記録密度化に伴う磁気記録媒体の高保磁力化に
対応するため、より好適な高性能磁気ヘッド用の磁性材
料が望まれている。またトランス、チョークコイルの場
合は、電子機器の小型化に伴い、より一層の小型化が必
要であるため、より高性能の磁性材料が望まれている。
場合、高記録密度化に伴う磁気記録媒体の高保磁力化に
対応するため、より好適な高性能磁気ヘッド用の磁性材
料が望まれている。またトランス、チョークコイルの場
合は、電子機器の小型化に伴い、より一層の小型化が必
要であるため、より高性能の磁性材料が望まれている。
【０００６】ところが、前記のセンダストは、軟磁気特
性には優れるものの、飽和磁束密度が約１１ＫＧと低い
欠点があり、パーマロイも同様に、軟磁気特性に優れる
合金組成においては、飽和磁束密度が約８ＫＧと低い欠
点があり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの軟磁気
特性に劣る欠点がある。
性には優れるものの、飽和磁束密度が約１１ＫＧと低い
欠点があり、パーマロイも同様に、軟磁気特性に優れる
合金組成においては、飽和磁束密度が約８ＫＧと低い欠
点があり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの軟磁気
特性に劣る欠点がある。
【０００７】一方、非晶質合金において、Ｃo基合金は
軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１０ＫＧ程度
と不十分である。また、Ｆe基合金は飽和磁束密度が高
く、１５ＫＧあるいはそれ以上のものが得られるが、軟
磁気特性が不十分である。また、非晶質合金の熱安定性
は十分ではなく、未だ未解決の面がある。前述のごとく
高飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を兼備することは難
しい。また、特開平１−２４２７５５号公報の第１表と
第２表の実施例の組成に開示されている如く、Ｆe 74-82
Ｍ' 8.0-15.0 Ｂ 5.1-15.0 Ａ 0.5-10.1 なる組成系（ただ
し、Ｍ'はＮb,Ｔa,Ｚr,Ｈf,Ｔi,Ｍoの少なくとも１種、
ＡはＣuまたはＡgを示す）において、耐食性に優れ、１
ＭＨｚにおける透磁率の高いものが知られ、しかも、こ
の組成系において具体的にＦｅ 80 Ｎｂ 10 Ｂ 9 Ｃｕ 1 なる組
成のものは、飽和磁束密度１２.２ｋＧ、１ｋＨｚにお
ける実効透磁率２１０００であることが知られている。
ところが、この公報に記載の各試料のＦｅの含有量は７
４〜８２原子％のものであり、この他のＦｅ含有量の試
料についての軟磁気特性の開示や示唆は一切見られない
上に、この系の組成においても飽和磁束密度と実効透磁
率の値は未だ不 十分な面がある。
軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１０ＫＧ程度
と不十分である。また、Ｆe基合金は飽和磁束密度が高
く、１５ＫＧあるいはそれ以上のものが得られるが、軟
磁気特性が不十分である。また、非晶質合金の熱安定性
は十分ではなく、未だ未解決の面がある。前述のごとく
高飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を兼備することは難
しい。また、特開平１−２４２７５５号公報の第１表と
第２表の実施例の組成に開示されている如く、Ｆe 74-82
Ｍ' 8.0-15.0 Ｂ 5.1-15.0 Ａ 0.5-10.1 なる組成系（ただ
し、Ｍ'はＮb,Ｔa,Ｚr,Ｈf,Ｔi,Ｍoの少なくとも１種、
ＡはＣuまたはＡgを示す）において、耐食性に優れ、１
ＭＨｚにおける透磁率の高いものが知られ、しかも、こ
の組成系において具体的にＦｅ 80 Ｎｂ 10 Ｂ 9 Ｃｕ 1 なる組
成のものは、飽和磁束密度１２.２ｋＧ、１ｋＨｚにお
ける実効透磁率２１０００であることが知られている。
ところが、この公報に記載の各試料のＦｅの含有量は７
４〜８２原子％のものであり、この他のＦｅ含有量の試
料についての軟磁気特性の開示や示唆は一切見られない
上に、この系の組成においても飽和磁束密度と実効透磁
率の値は未だ不 十分な面がある。
【０００８】本発明の目的は、Ｆeを高濃度で含む組成
系において、１５ｋＧ以上の高い高飽和磁束密度と１ｋ
Ｈｚで２６５００以上の高い実効高透磁率を兼備し、か
つ高い機械強度と高い熱安定性を併せ持つＦe系軟磁性
合金を提供することである。
系において、１５ｋＧ以上の高い高飽和磁束密度と１ｋ
Ｈｚで２６５００以上の高い実効高透磁率を兼備し、か
つ高い機械強度と高い熱安定性を併せ持つＦe系軟磁性
合金を提供することである。
【０００９】本発明は前記問題点を解決するために以下
の組成を有したものであり、従来実用合金と同程度ある
いはより優れた軟磁気特性を有し、しかも高い飽和磁束
密度を併せ持つＦe系軟磁性合金を得ることに成功し、
本発明に想到した。
の組成を有したものであり、従来実用合金と同程度ある
いはより優れた軟磁気特性を有し、しかも高い飽和磁束
密度を併せ持つＦe系軟磁性合金を得ることに成功し、
本発明に想到した。
【００１０】
【課題を解決するための手段】請求項１に記載の高飽和
磁束密度Ｆe系軟磁性合金は前記課題を解決するため
に、次式で示される組成からなり、飽和磁束密度Ｂｓが
１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μeが２６
５００以上であって、非晶質相と非晶質相から熱処理に
より析出させたｂｃｃ構造のＦeの微細結晶粒を主体と
してなり、前記Ｆeの微細結晶粒が前記非晶質相を５０
０〜７００℃に加熱後に冷却されて析出されたものであ
ることを特徴とする。 （Ｆe1-a Ｃo a）b Ｂx Ｔy Ｃuz ただしＴは、Ｚr,Ｈf,Ｎbからなる群から選ばれた１種
又は２種以上の元素であり、かつ、Ｚｒ,Ｈfのいずれ
か、又は両方を必ず含み、a≦０.０５、８４原子％＜b
≦９２原子％、２原子％≦x＜８原子％、４原子％≦y≦
８原子％、１原子％≦z≦３原子％である。
磁束密度Ｆe系軟磁性合金は前記課題を解決するため
に、次式で示される組成からなり、飽和磁束密度Ｂｓが
１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μeが２６
５００以上であって、非晶質相と非晶質相から熱処理に
より析出させたｂｃｃ構造のＦeの微細結晶粒を主体と
してなり、前記Ｆeの微細結晶粒が前記非晶質相を５０
０〜７００℃に加熱後に冷却されて析出されたものであ
ることを特徴とする。 （Ｆe1-a Ｃo a）b Ｂx Ｔy Ｃuz ただしＴは、Ｚr,Ｈf,Ｎbからなる群から選ばれた１種
又は２種以上の元素であり、かつ、Ｚｒ,Ｈfのいずれ
か、又は両方を必ず含み、a≦０.０５、８４原子％＜b
≦９２原子％、２原子％≦x＜８原子％、４原子％≦y≦
８原子％、１原子％≦z≦３原子％である。
【００１１】請求項２に記載の高飽和磁束密度Ｆe系軟
磁性合金は前記課題を解決するために、次式で示される
組成からなり、飽和磁束密度Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率μeが２６５００以上であっ
て、非晶質相と非晶質相から熱処理により析出させたｂ
ｃｃ構造のＦeの微細結晶粒を主体としてなり、前記Ｆe
の微細結晶粒が前記非晶質相を５００〜７００℃に加熱
後に冷却されて析出されたものであることを特徴とす
る。 Ｆeb Ｂx Ｔy Ｃuz ただしＴは、Ｚr,Ｈf,Ｎbからなる群から選ばれた１種
又は２種以上の元素であり、かつ、Ｚｒ,Ｈfのいずれ
か、又は両方を必ず含み、８４原子％＜b≦９２原子
％、２原子％≦x＜８原子％、４原子％≦y≦８原子％、
１原子％≦z≦３原子％である。請求項３に記載の高飽
和磁束密度Ｆe系軟磁性合金は、前記Ｆeの微細結晶粒が
前記非晶質相を加熱後に１００℃／分を超える冷却速度
で冷却されて析出されたものであることを特徴とする。
磁性合金は前記課題を解決するために、次式で示される
組成からなり、飽和磁束密度Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率μeが２６５００以上であっ
て、非晶質相と非晶質相から熱処理により析出させたｂ
ｃｃ構造のＦeの微細結晶粒を主体としてなり、前記Ｆe
の微細結晶粒が前記非晶質相を５００〜７００℃に加熱
後に冷却されて析出されたものであることを特徴とす
る。 Ｆeb Ｂx Ｔy Ｃuz ただしＴは、Ｚr,Ｈf,Ｎbからなる群から選ばれた１種
又は２種以上の元素であり、かつ、Ｚｒ,Ｈfのいずれ
か、又は両方を必ず含み、８４原子％＜b≦９２原子
％、２原子％≦x＜８原子％、４原子％≦y≦８原子％、
１原子％≦z≦３原子％である。請求項３に記載の高飽
和磁束密度Ｆe系軟磁性合金は、前記Ｆeの微細結晶粒が
前記非晶質相を加熱後に１００℃／分を超える冷却速度
で冷却されて析出されたものであることを特徴とする。
【００１２】請求項４に記載の高飽和磁束密度Ｆe系軟
磁性合金は前記課題を解決するために、前記の組成式に
おいてＦeの組成比を示すbが、８５原子％＜b＜９１原
子％の関係を満足し、元素Ｔの組成比を示すyが、６原
子％≦y≦８原子％の関係を満足することを特徴とす
る。請求項５に記載の高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金
は、請求項１または２に記載の前記Ｆeの微細結晶粒が
前記非晶質相を加熱後に水焼入されて析出されたもので
あることを特徴とする。請求項６に記載の高飽和磁束密
度Ｆe系軟磁性合金は、前記の組成式においてＢの組成
比を示すxが、２原子％≦x＜５.０原子％の関係を満足
し、飽和磁束密度Ｂｓが１５.４ｋＧ以上、１ｋＨｚに
おける実効透磁率μeが２９８００以上であることを特
徴とする。
磁性合金は前記課題を解決するために、前記の組成式に
おいてＦeの組成比を示すbが、８５原子％＜b＜９１原
子％の関係を満足し、元素Ｔの組成比を示すyが、６原
子％≦y≦８原子％の関係を満足することを特徴とす
る。請求項５に記載の高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金
は、請求項１または２に記載の前記Ｆeの微細結晶粒が
前記非晶質相を加熱後に水焼入されて析出されたもので
あることを特徴とする。請求項６に記載の高飽和磁束密
度Ｆe系軟磁性合金は、前記の組成式においてＢの組成
比を示すxが、２原子％≦x＜５.０原子％の関係を満足
し、飽和磁束密度Ｂｓが１５.４ｋＧ以上、１ｋＨｚに
おける実効透磁率μeが２９８００以上であることを特
徴とする。
【００１３】以下に本発明を更に詳細に説明する。本発
明の高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金は、前記組成の非
晶質合金あるいは非晶質相を含む結晶質合金を溶湯から
急冷することにより得る工程と、スパッタ法あるいは蒸
着法等の気相急冷法により得る工程と、これらの工程で
得られたものを加熱して冷却し、微細な結晶粒を析出さ
せる熱処理工程とによって通常得ることが出来る。
明の高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金は、前記組成の非
晶質合金あるいは非晶質相を含む結晶質合金を溶湯から
急冷することにより得る工程と、スパッタ法あるいは蒸
着法等の気相急冷法により得る工程と、これらの工程で
得られたものを加熱して冷却し、微細な結晶粒を析出さ
せる熱処理工程とによって通常得ることが出来る。
【００１４】本発明において、非晶質相を得やすくする
ためには、非晶質形成能の高いＺr、Ｈfのいずれかを含
む必要がある。またＺr、Ｈfはその一部を他の４Ａ〜６
Ａ族元素のうち、Ｎbと置換することが出来る。
ためには、非晶質形成能の高いＺr、Ｈfのいずれかを含
む必要がある。またＺr、Ｈfはその一部を他の４Ａ〜６
Ａ族元素のうち、Ｎbと置換することが出来る。
【００１５】Ｂには本発明合金の非晶質形成能を高める
効果、および前記熱処理工程において磁気特性に悪影響
を及ぼす化合物相の生成を抑制する効果があると考えら
れ、このためＢ添加は必須である。前記Ｚr、Ｈf、Ｎb
は、合金溶湯から急冷した場合に非晶質相を得るために
重要な元素であり、この非晶質相から熱処理によりＦe
の微結晶粒を析出させて飽和磁束密度Ｂｓが１５ｋＧ以
上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μeが２６５００以上
を両立するために重要である。ＺrとＨfのいずれか、ま
たはこれらに加えてＮbを添加する場合、４原子％以
上、８原子％以下の範囲でこれらの元素を添加しないと
必要量の非晶質相を得ることができない。更に、これら
の元素を含有させる場合に６原子％以上、８原子％以下
の範囲がより好ましい。また、前述の如くＢも非晶質形
成能があるので、Ｚr、Ｈf、Ｎbとともに非晶質生成に
寄与するが、必要以上に添加すると透磁率を低下させる
ので、添加量を２原子％以上、８原子％未満とする必要
がある。更に、本発明合金においては、熱処理時の冷却
速度も重要であり、１００℃／分を超える冷却速度とす
ることで、飽和磁束密度Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ｋＨｚ
における実効透磁率μeが２６５００以上を確実に両立
できる。これは、前記の如く添加元素量を調整して充分
な非晶質相を得た上で、この非晶質相からｂｃｃ構造の
Ｆeの微細結晶粒を必要量だけ析出させるために必要充
分な冷却速度が要求されるためである。
効果、および前記熱処理工程において磁気特性に悪影響
を及ぼす化合物相の生成を抑制する効果があると考えら
れ、このためＢ添加は必須である。前記Ｚr、Ｈf、Ｎb
は、合金溶湯から急冷した場合に非晶質相を得るために
重要な元素であり、この非晶質相から熱処理によりＦe
の微結晶粒を析出させて飽和磁束密度Ｂｓが１５ｋＧ以
上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μeが２６５００以上
を両立するために重要である。ＺrとＨfのいずれか、ま
たはこれらに加えてＮbを添加する場合、４原子％以
上、８原子％以下の範囲でこれらの元素を添加しないと
必要量の非晶質相を得ることができない。更に、これら
の元素を含有させる場合に６原子％以上、８原子％以下
の範囲がより好ましい。また、前述の如くＢも非晶質形
成能があるので、Ｚr、Ｈf、Ｎbとともに非晶質生成に
寄与するが、必要以上に添加すると透磁率を低下させる
ので、添加量を２原子％以上、８原子％未満とする必要
がある。更に、本発明合金においては、熱処理時の冷却
速度も重要であり、１００℃／分を超える冷却速度とす
ることで、飽和磁束密度Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ｋＨｚ
における実効透磁率μeが２６５００以上を確実に両立
できる。これは、前記の如く添加元素量を調整して充分
な非晶質相を得た上で、この非晶質相からｂｃｃ構造の
Ｆeの微細結晶粒を必要量だけ析出させるために必要充
分な冷却速度が要求されるためである。
【００１６】本発明においては、Ｃuを１〜３原子％含
む必要がある。Ｃuの添加量が１原子％より少ないか、
３原子％より多いと前記の熱処理工程により優れた軟磁
気特性を得ることが難しい。
む必要がある。Ｃuの添加量が１原子％より少ないか、
３原子％より多いと前記の熱処理工程により優れた軟磁
気特性を得ることが難しい。
【００１７】Ｃuの添加により、軟磁気特性が著しく改
善される機構については明らかではないが、結晶化温度
を示差熱分析法により測定したところ、Ｃuを添加した
合金の結晶化温度は、添加しない合金に比べてやや低い
温度であると認められた。これは前記元素の添加により
非晶質相が不均一となり、その結果、非晶質相の安定性
が低下したことに起因すると考えられる。また不均一な
非晶質相が結晶化する場合、部分的に結晶化しやすい領
域が多数でき不均一核生成するため、得られる組織が微
細結晶粒組織となると考えられる。また特にＦeに対す
る固溶度が著しく低い元素であるＣuの場合、相分離傾
向があるため、加熱によりミクロな組成ゆらぎが生じ、
非晶質相が不均一となる傾向がより顕著になると考えら
れ、組織の微細化に寄与するものと考えられる。
善される機構については明らかではないが、結晶化温度
を示差熱分析法により測定したところ、Ｃuを添加した
合金の結晶化温度は、添加しない合金に比べてやや低い
温度であると認められた。これは前記元素の添加により
非晶質相が不均一となり、その結果、非晶質相の安定性
が低下したことに起因すると考えられる。また不均一な
非晶質相が結晶化する場合、部分的に結晶化しやすい領
域が多数でき不均一核生成するため、得られる組織が微
細結晶粒組織となると考えられる。また特にＦeに対す
る固溶度が著しく低い元素であるＣuの場合、相分離傾
向があるため、加熱によりミクロな組成ゆらぎが生じ、
非晶質相が不均一となる傾向がより顕著になると考えら
れ、組織の微細化に寄与するものと考えられる。
【００１８】また、Ｃuの他に、Ｆeに対する固溶限が小
さい元素にも同様の効果が期待できる。
さい元素にも同様の効果が期待できる。
【００１９】以上、本発明の高飽和磁束密度Ｆe系軟磁
性合金に含まれる合金元素の限定理由を説明したが、そ
の他、Ｈ,Ｎ,Ｏ,Ｓ等の不可避的不純物については所望
の特性が劣化しない程度に含有していても良いのは勿論
である。
性合金に含まれる合金元素の限定理由を説明したが、そ
の他、Ｈ,Ｎ,Ｏ,Ｓ等の不可避的不純物については所望
の特性が劣化しない程度に含有していても良いのは勿論
である。
【００２０】また、本発明合金における主成分であるＦ
e,Ｃo量のbは、９２原子％以下である。これは、後述す
るようにbが９２原子％を越えると高い透磁率が得られ
ないためであるが、飽和磁束密度１０kＧ以上を得るた
めには、bが７５原子％以上必要であり、飽和磁束密度
１５ｋＧ以上を得るためには、他の添加元素の添加範囲
を満たした上でできるだけ多く含有させることが必要で
あり、他の添加元素の量も鑑みると８４原子％を超える
量を含有させることで後述する実施例で示す如く１５ｋ
Ｇ以上の飽和磁束密度を容易に得ることができる。更
に、Ｆｅの含有量において後述する如く８５原子％＜Ｆ
ｅ＜９１原子％の関係を満足させることにより、飽和磁
束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μe
で２６５００以上を確実に両立させることができる。
e,Ｃo量のbは、９２原子％以下である。これは、後述す
るようにbが９２原子％を越えると高い透磁率が得られ
ないためであるが、飽和磁束密度１０kＧ以上を得るた
めには、bが７５原子％以上必要であり、飽和磁束密度
１５ｋＧ以上を得るためには、他の添加元素の添加範囲
を満たした上でできるだけ多く含有させることが必要で
あり、他の添加元素の量も鑑みると８４原子％を超える
量を含有させることで後述する実施例で示す如く１５ｋ
Ｇ以上の飽和磁束密度を容易に得ることができる。更
に、Ｆｅの含有量において後述する如く８５原子％＜Ｆ
ｅ＜９１原子％の関係を満足させることにより、飽和磁
束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μe
で２６５００以上を確実に両立させることができる。
【００２１】次に本発明の高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性
合金の組成限定理由について実施例をもって詳細に説明
する。
合金の組成限定理由について実施例をもって詳細に説明
する。
【００２２】
【実施例】「実施例１」 以下の各実施例に示す合金は片ロール液体急冷法により
作成した。すなわち、１つの回転している鋼製ロール上
におかれたノズルより溶融金属をアルゴンガスの圧力に
より前記ロール上に噴出させ、急冷して薄帯を得る。以
上のように作成した薄帯の幅は約１５mmであり、厚さは
約２０〜４０μmであった。
作成した。すなわち、１つの回転している鋼製ロール上
におかれたノズルより溶融金属をアルゴンガスの圧力に
より前記ロール上に噴出させ、急冷して薄帯を得る。以
上のように作成した薄帯の幅は約１５mmであり、厚さは
約２０〜４０μmであった。
【００２３】透磁率は、薄帯を加工し、外径１０mm、内
径５mmのリング状とし、これを積み重ねたものに巻線
し、インダクタンス法により測定した。実効透磁率(μ
e)の測定条件は１０mＯe,１ＫＨzとした。保磁力(Ｈc)
は、直流Ｂ−Ｈループトレーサにより測定し、飽和磁束
密度(Ｂs)はＶＳＭにて１０kＯeで測定した磁化より算
出した。なお、特に規定しない限り、以下に示す実施例
では、５００〜７００℃の温度で１時間保持後、水焼入
れした後の磁気特性を示す。
径５mmのリング状とし、これを積み重ねたものに巻線
し、インダクタンス法により測定した。実効透磁率(μ
e)の測定条件は１０mＯe,１ＫＨzとした。保磁力(Ｈc)
は、直流Ｂ−Ｈループトレーサにより測定し、飽和磁束
密度(Ｂs)はＶＳＭにて１０kＯeで測定した磁化より算
出した。なお、特に規定しない限り、以下に示す実施例
では、５００〜７００℃の温度で１時間保持後、水焼入
れした後の磁気特性を示す。
【００２４】まず、本発明合金の磁気特性および構造に
およぼす熱処理の効果について本発明合金の一つである
Ｆe86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合金を例にとって以下に説明する。な
お、昇温速度毎分１０℃の示差熱分析により求めたＦe
86Ｚｒ7Ｂ6Ｃu1合金の結晶化開始温度は５０３℃であっ
た。
およぼす熱処理の効果について本発明合金の一つである
Ｆe86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合金を例にとって以下に説明する。な
お、昇温速度毎分１０℃の示差熱分析により求めたＦe
86Ｚｒ7Ｂ6Ｃu1合金の結晶化開始温度は５０３℃であっ
た。
【００２５】図１は、Ｆe86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合金の実効透磁
率に及ぼす熱処理(各温度で１時間保 持後水焼入れ)の
効果を示す。
率に及ぼす熱処理(各温度で１時間保 持後水焼入れ)の
効果を示す。
【００２６】図１より急冷状態(ＲＱ)（溶融金属を急冷
して薄帯にした状態）における本合金の実効透磁率は、
Ｆe基非晶質合金程度の低い値を示すが、５００〜６２
０℃の熱処理（各温度で１時間保持後水焼入れ）によ
り、急冷状態（ＲＱ）の１０倍程度の高い値に増加して
いる。ここで、６００℃熱処理後の厚さ約２０μmの試
料について透磁率の周波数依存を調べたところ１ＫＨz
で３２０００、１０ＫＨzで２５６００、更に１００Ｋ
Ｈzで８３３０と、高い測定周波数においても優れた軟
磁気特性を示した。また、透磁率に及ぼす冷却速度の影
響を調べたところ、６００℃で１時間保持後、水焼入れ
により急冷した本合金の実効透磁率３２０００に対し、
空冷した場合、その値は１８０００となり、熱処理後の
冷却速度が重要であることが判明した。
して薄帯にした状態）における本合金の実効透磁率は、
Ｆe基非晶質合金程度の低い値を示すが、５００〜６２
０℃の熱処理（各温度で１時間保持後水焼入れ）によ
り、急冷状態（ＲＱ）の１０倍程度の高い値に増加して
いる。ここで、６００℃熱処理後の厚さ約２０μmの試
料について透磁率の周波数依存を調べたところ１ＫＨz
で３２０００、１０ＫＨzで２５６００、更に１００Ｋ
Ｈzで８３３０と、高い測定周波数においても優れた軟
磁気特性を示した。また、透磁率に及ぼす冷却速度の影
響を調べたところ、６００℃で１時間保持後、水焼入れ
により急冷した本合金の実効透磁率３２０００に対し、
空冷した場合、その値は１８０００となり、熱処理後の
冷却速度が重要であることが判明した。
【００２７】よって本合金の磁気特性は最適な熱処理条
件を適当に選ぶことにより調整することができ、また磁
場中熱処理などにより磁気特性を改善することもでき
る。次に、Ｆe86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合金の熱処理前後の構造の
変化をＸ線回折法により調べ、熱処理後の組織を透過電
子顕微鏡を用いて観察し、結果をそれぞれ図２と図３に
示す。
件を適当に選ぶことにより調整することができ、また磁
場中熱処理などにより磁気特性を改善することもでき
る。次に、Ｆe86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合金の熱処理前後の構造の
変化をＸ線回折法により調べ、熱処理後の組織を透過電
子顕微鏡を用いて観察し、結果をそれぞれ図２と図３に
示す。
【００２８】図２より、急冷状態（溶融金属を急冷して
薄帯にした状態）では非晶質に特有のハローな回折図形
が、熱処理（各温度で１時間保持後水焼入れ）後には体
心立方晶（ｂｃｃ）に独特の回折図形がそれぞれ認めら
れ、本合金の構造が熱処理により、非晶質から体心立方
晶へと変化したことがわかる。そして図３より、熱処理
後の組織が、粒径約１００オングストローム程度の微結
晶から成ることがわかる。また、Ｆe86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合金
について熱処理（各温度で１時間保持後水焼入れ）前後
の硬さの変化を調べたところ、ビッカース硬さで急冷状
態（溶融金属を急冷して薄帯にした状態）の７４０ＤＰ
Ｎから６５０℃熱処理後には１３９０ＤＰＮと従来材料
にない高い値まで増加し、磁気ヘッド用材料に好適であ
ることも判明した。
薄帯にした状態）では非晶質に特有のハローな回折図形
が、熱処理（各温度で１時間保持後水焼入れ）後には体
心立方晶（ｂｃｃ）に独特の回折図形がそれぞれ認めら
れ、本合金の構造が熱処理により、非晶質から体心立方
晶へと変化したことがわかる。そして図３より、熱処理
後の組織が、粒径約１００オングストローム程度の微結
晶から成ることがわかる。また、Ｆe86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合金
について熱処理（各温度で１時間保持後水焼入れ）前後
の硬さの変化を調べたところ、ビッカース硬さで急冷状
態（溶融金属を急冷して薄帯にした状態）の７４０ＤＰ
Ｎから６５０℃熱処理後には１３９０ＤＰＮと従来材料
にない高い値まで増加し、磁気ヘッド用材料に好適であ
ることも判明した。
【００２９】以上のごとく本発明合金は、前述の組成を
有する非晶質合金を加熱後に冷却する熱処理により結晶
化させ、超微細結晶粒を主とする組織を得ることによ
り、高飽和磁束密度でかつ軟磁気特性に優れ、更に高い
硬さと高い熱安定性を有する優れた特性を得ることがで
きる。
有する非晶質合金を加熱後に冷却する熱処理により結晶
化させ、超微細結晶粒を主とする組織を得ることによ
り、高飽和磁束密度でかつ軟磁気特性に優れ、更に高い
硬さと高い熱安定性を有する優れた特性を得ることがで
きる。
【００３０】次に前記合金のＺr量およびＢ量を変化さ
せた場合の実施例を示す。後に記載する表１は、焼鈍後
あるいは各温度で１時間保持後水焼入れ後の磁気特性を
示し、図４は各温度で１時間保持後水焼入れ後の磁気特
性を示す。
せた場合の実施例を示す。後に記載する表１は、焼鈍後
あるいは各温度で１時間保持後水焼入れ後の磁気特性を
示し、図４は各温度で１時間保持後水焼入れ後の磁気特
性を示す。
【００３１】
【表１】
【００３２】図４より、Ｚr量が４〜１０原子％の範囲
で高透磁率が得やすいことがわかる。また、Ｚr量が４
原子％以下では１００００以上の実効透磁率が得られ
ず、１０原子％を超えると透磁率が急激に低下するとと
もに飽和磁束密度も低下するため好ましくない。そこ
で、本発明合金におけるＺr含有量は、少なくとも４〜
１０原子％の範囲の中から選択される必要があることが
判明した。
で高透磁率が得やすいことがわかる。また、Ｚr量が４
原子％以下では１００００以上の実効透磁率が得られ
ず、１０原子％を超えると透磁率が急激に低下するとと
もに飽和磁束密度も低下するため好ましくない。そこ
で、本発明合金におけるＺr含有量は、少なくとも４〜
１０原子％の範囲の中から選択される必要があることが
判明した。
【００３３】同様にＢ量については、０.５〜１６原子
％の範囲で実効透磁率１００００以上の高透磁率が得や
すいことがわかり、このためＢ含有量は、少なくとも
０.５〜１６原子％の範囲から選択される必要があるこ
とが判明した。またＺr,Ｂ量が前記範囲にあっても、Ｆ
e量が９２原子％を超えると高い透磁率が得られないた
め、本発明合金におけるＦe＋Ｃo含有量(b)は９２原子
％以下とした。
％の範囲で実効透磁率１００００以上の高透磁率が得や
すいことがわかり、このためＢ含有量は、少なくとも
０.５〜１６原子％の範囲から選択される必要があるこ
とが判明した。またＺr,Ｂ量が前記範囲にあっても、Ｆ
e量が９２原子％を超えると高い透磁率が得られないた
め、本発明合金におけるＦe＋Ｃo含有量(b)は９２原子
％以下とした。
【００３４】次に表１において、Ｎｏ.７、１２、１
３、１４、１５、１６、２２は、目的とする飽和磁束密
度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率２６５０
０を両立できた実施例である。更に、表１において、Ｚ
r量が４〜１０原子％の範囲であって、Ｂ量が０.５〜１
６原子％の範囲の中の例であっても、本発明で目的とす
る飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透
磁率２６５００を両立できない例が見られる。第１に、
Ｎｏ.１、２、４、５、６、１７、１８、１９、２０、
２１の試料は、Ｂを８〜１６原子％含有させた試料であ
るが、飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実
効透磁率２６５００を両立できていない例である。ま
た、Ｎｏ.１１の試料はＢ量を１原子％としたが、飽和
磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率２
６５００を両立できない例である。これらの例から、Ｂ
量の含有範囲は２原子％以上、８原子％未満であること
が必要なことがわかる。第２に、Ｎｏ.２５、２６、２
７、２８、２９はＺｒ量を９〜１０原子％含有させた試
料であるが、飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにお
ける実効透磁率２６５００を両立できていない例であ
る。これらの例から、Ｚｒ量の範囲は４原子％以上、８
原子％以下であることが必要なことがわかる。なお、Ｎ
ｏ.３、８、９、１０の試料は、本発明組成範囲内の試
料であるが、加熱後に焼鈍した試料であり、飽和磁束密
度は高いものの、透磁率が大幅に低下した。
３、１４、１５、１６、２２は、目的とする飽和磁束密
度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率２６５０
０を両立できた実施例である。更に、表１において、Ｚ
r量が４〜１０原子％の範囲であって、Ｂ量が０.５〜１
６原子％の範囲の中の例であっても、本発明で目的とす
る飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透
磁率２６５００を両立できない例が見られる。第１に、
Ｎｏ.１、２、４、５、６、１７、１８、１９、２０、
２１の試料は、Ｂを８〜１６原子％含有させた試料であ
るが、飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実
効透磁率２６５００を両立できていない例である。ま
た、Ｎｏ.１１の試料はＢ量を１原子％としたが、飽和
磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率２
６５００を両立できない例である。これらの例から、Ｂ
量の含有範囲は２原子％以上、８原子％未満であること
が必要なことがわかる。第２に、Ｎｏ.２５、２６、２
７、２８、２９はＺｒ量を９〜１０原子％含有させた試
料であるが、飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにお
ける実効透磁率２６５００を両立できていない例であ
る。これらの例から、Ｚｒ量の範囲は４原子％以上、８
原子％以下であることが必要なことがわかる。なお、Ｎ
ｏ.３、８、９、１０の試料は、本発明組成範囲内の試
料であるが、加熱後に焼鈍した試料であり、飽和磁束密
度は高いものの、透磁率が大幅に低下した。
【００３５】「実施例２」 次に実施例１に示したＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃu系合金のＺrをＨf
で置換えしたＦe-Ｈf-Ｂ-Ｃu系合金について説明する。
で置換えしたＦe-Ｈf-Ｂ-Ｃu系合金について説明する。
【００３６】実施例としてＢ量を６原子％、Ｃu量を１
原子％でそれぞれ一定とした場合の結果を後記する表２
に示す。また、図５は、Ｈf量を４〜１０原子％の範囲
で変化させた場合の透磁率を示す。図５には比較のため
に、Ｆe-Ｚr-Ｂ6-Ｃu1系合金の実効透磁率を併せて示
す。
原子％でそれぞれ一定とした場合の結果を後記する表２
に示す。また、図５は、Ｈf量を４〜１０原子％の範囲
で変化させた場合の透磁率を示す。図５には比較のため
に、Ｆe-Ｚr-Ｂ6-Ｃu1系合金の実効透磁率を併せて示
す。
【００３７】
【表２】
【００３８】図５から、Ｈf４〜８原子％の範囲におい
て、Ｆe-Ｈf-Ｂ-Ｃ系合金の実効透磁率がＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃ
u系合金のものと同等であることがわかる。従って実施
例１に示したＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃu系合金のＺrは、その組成
範囲である４〜８原子％のすべてにおいてＨfと一部も
しくは全て置換可能である。なお、図５から、ＨfとＺ
ｒのいずれの元素を添加した場合であっても、これら元
素の含有量が６原子％、５原子％、４原子％と減少する
につれて透磁率は低下する傾向になり、また、これら元
素の含有量が８原子％、９原子％、１０原子％と増加す
るにつれて透磁率は低下する傾向になる。このことか
ら、この組成系においてＦeの含有量とこれら元素の含
有量は、透磁率に影響し、高い透磁率を得るためにはＦ
eの含有量に好ましい範囲が存在することが明らかであ
る。そして、その好ましい範囲は、図５に示す結果と、
先に表１、２、３に示した 各試料の結果と、図４に示す
三角組成図に記載の飽和磁束密度と透磁率の関係から、
８４原子％＜Ｆe≦９２原子％の範囲であり、更に、表
１においてＦeを８３〜８６原子％の範囲で含む各試料
と、表１においてＦeを９０〜９１原子％の範囲で含む
各試料の透磁率と飽和磁束密度の値と、図４の三角組成
図に示す飽和磁束密度と透磁率の関係から総合的に判断
すると８５原子％＜Ｆe＜９１原子％の範囲がより好ま
しいことが明らかである。
て、Ｆe-Ｈf-Ｂ-Ｃ系合金の実効透磁率がＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃ
u系合金のものと同等であることがわかる。従って実施
例１に示したＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃu系合金のＺrは、その組成
範囲である４〜８原子％のすべてにおいてＨfと一部も
しくは全て置換可能である。なお、図５から、ＨfとＺ
ｒのいずれの元素を添加した場合であっても、これら元
素の含有量が６原子％、５原子％、４原子％と減少する
につれて透磁率は低下する傾向になり、また、これら元
素の含有量が８原子％、９原子％、１０原子％と増加す
るにつれて透磁率は低下する傾向になる。このことか
ら、この組成系においてＦeの含有量とこれら元素の含
有量は、透磁率に影響し、高い透磁率を得るためにはＦ
eの含有量に好ましい範囲が存在することが明らかであ
る。そして、その好ましい範囲は、図５に示す結果と、
先に表１、２、３に示した 各試料の結果と、図４に示す
三角組成図に記載の飽和磁束密度と透磁率の関係から、
８４原子％＜Ｆe≦９２原子％の範囲であり、更に、表
１においてＦeを８３〜８６原子％の範囲で含む各試料
と、表１においてＦeを９０〜９１原子％の範囲で含む
各試料の透磁率と飽和磁束密度の値と、図４の三角組成
図に示す飽和磁束密度と透磁率の関係から総合的に判断
すると８５原子％＜Ｆe＜９１原子％の範囲がより好ま
しいことが明らかである。
【００３９】更に、表２において、Ｎｏ.３２は、目的
とする飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実
効透磁率２６５００を両立できた例である。これに対し
て、Ｎｏ.３０の試料は、加熱後に焼鈍した試料であ
り、飽和磁束密度は高いものの、透磁率が大幅に低下し
た。Ｎｏ.３４の試料は、Ｂ量を本発明範囲外の８原子
％とした試料であり、Ｎｏ.３５と３６の試料は、Ｈf量
を本発明範囲外の９、１０原子％とした試料であるが、
目的とする飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率２６５００を両立できていない例である。
とする飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実
効透磁率２６５００を両立できた例である。これに対し
て、Ｎｏ.３０の試料は、加熱後に焼鈍した試料であ
り、飽和磁束密度は高いものの、透磁率が大幅に低下し
た。Ｎｏ.３４の試料は、Ｂ量を本発明範囲外の８原子
％とした試料であり、Ｎｏ.３５と３６の試料は、Ｈf量
を本発明範囲外の９、１０原子％とした試料であるが、
目的とする飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率２６５００を両立できていない例である。
【００４０】「実施例３」 次に実施例１および実施例２に示したＦe-(Ｚr,Ｈf)-Ｂ
-Ｃu合金のＺr、Ｈfの一部をＮbで置換する場合につい
て説明する。
-Ｃu合金のＺr、Ｈfの一部をＮbで置換する場合につい
て説明する。
【００４１】実施例としてＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃu系合金のＺr
の一部を１〜５原子％のＮbで置換した場合の結果を後
記する表３に示す。また、図６はＮb添加量を３原子％
としたＦe-Ｚr-Ｎb-Ｂ-Ｃu系合金の水焼入後の磁気特性
を示したものである。
の一部を１〜５原子％のＮbで置換した場合の結果を後
記する表３に示す。また、図６はＮb添加量を３原子％
としたＦe-Ｚr-Ｎb-Ｂ-Ｃu系合金の水焼入後の磁気特性
を示したものである。
【００４２】
【表３】
【００４３】図６において高い透磁率が得やすいＺr＋
Ｎbの量は、Ｆe-Ｚr-Ｂ-Ｃu系合金におけるＺrの場合と
同じ４〜８原子％であり、この範囲ではＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃu
系合金と同等の高い実効透磁率が得られているととも
に、この範囲の中でも６〜８原子％でより良い飽和磁束
密度と透磁率の両立性を図ることができることがわか
る 。従って、Ｆe-(Ｚr,Ｈf)-Ｂ-Ｃu合金のＺr,Ｈfの一
部はＮbで置換することが可能である。ただし、表３の
Ｎｏ.４３、４４、４６、４８の試料は、Ｂを本発明範
囲外の８原子％以上含有させた試料であるが、目的とす
る飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透
磁率２６５００を両立できていない例である。また、表
３のＮｏ.４２、５１、５２、５３の試料は、Ｚr＋Ｎb
の量を本発明範囲外の９原子％以上とした試料である
が、目的とする飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚに
おける実効透磁率２６５００を両立できていない例であ
る。なお、Ｎｏ.３８、４７の試料は、本発明組成範囲
内の試料であるが、加熱後に焼鈍した試料であり、飽和
磁束密度は高いものの、透磁率が大幅に低下した。以上
のことから、ＺrとＮbを添加した系においても、これら
を合計で４原子％以上、８原子％以下、更に、Ｂ量を２
原子％以上、８原子％未満として冷却速度を高くするこ
とで目的とする飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚに
おける実効透磁率２６５００を両立できることが明らか
である。
Ｎbの量は、Ｆe-Ｚr-Ｂ-Ｃu系合金におけるＺrの場合と
同じ４〜８原子％であり、この範囲ではＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃu
系合金と同等の高い実効透磁率が得られているととも
に、この範囲の中でも６〜８原子％でより良い飽和磁束
密度と透磁率の両立性を図ることができることがわか
る 。従って、Ｆe-(Ｚr,Ｈf)-Ｂ-Ｃu合金のＺr,Ｈfの一
部はＮbで置換することが可能である。ただし、表３の
Ｎｏ.４３、４４、４６、４８の試料は、Ｂを本発明範
囲外の８原子％以上含有させた試料であるが、目的とす
る飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透
磁率２６５００を両立できていない例である。また、表
３のＮｏ.４２、５１、５２、５３の試料は、Ｚr＋Ｎb
の量を本発明範囲外の９原子％以上とした試料である
が、目的とする飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚに
おける実効透磁率２６５００を両立できていない例であ
る。なお、Ｎｏ.３８、４７の試料は、本発明組成範囲
内の試料であるが、加熱後に焼鈍した試料であり、飽和
磁束密度は高いものの、透磁率が大幅に低下した。以上
のことから、ＺrとＮbを添加した系においても、これら
を合計で４原子％以上、８原子％以下、更に、Ｂ量を２
原子％以上、８原子％未満として冷却速度を高くするこ
とで目的とする飽和磁束密度１５ｋＧ以上、１ｋＨｚに
おける実効透磁率２６５００を両立できることが明らか
である。
【００４４】「実施例４」 次に本発明合金におけるＣu含有量の限定理由について
説明する。実施例として図７に、Ｆe87-xＺr4Ｎb3Ｂ6Ｃ
ux合金のＣu量と透磁率の関係を示し、図８にＦe88Ｃu1
Ｂ3Ｚr8なる組成の軟磁性合金（表１のＮｏ.２２の試
料、透磁率２９８００）の透磁率と冷却速度の関係を示
す。
説明する。実施例として図７に、Ｆe87-xＺr4Ｎb3Ｂ6Ｃ
ux合金のＣu量と透磁率の関係を示し、図８にＦe88Ｃu1
Ｂ3Ｚr8なる組成の軟磁性合金（表１のＮｏ.２２の試
料、透磁率２９８００）の透磁率と冷却速度の関係を示
す。
【００４５】図７から、Ｃu＝１〜３原子％の範囲で実
効透磁率の高い優れた軟磁気特性が得やすいことがわか
る。また、図８から、１００℃／分を超える冷却速度、
例えば、水焼き入れで冷却することにより始めて本願合
金が高い透磁率を示すことが明らかであり、空冷、焼鈍
などのように冷却速度が遅い場合は目的の透磁率を得る
ことができないことも明らかである。
効透磁率の高い優れた軟磁気特性が得やすいことがわか
る。また、図８から、１００℃／分を超える冷却速度、
例えば、水焼き入れで冷却することにより始めて本願合
金が高い透磁率を示すことが明らかであり、空冷、焼鈍
などのように冷却速度が遅い場合は目的の透磁率を得る
ことができないことも明らかである。
【００４６】「実施例５」 次に本発明合金におけるＣo含有量の限定理由について
説明する。実施例として(Ｆe1-a-Ｃo a)86Ｚr4Ｎb3Ｂ6
Ｃu1合金のＣo量(a)と透磁率の関係を図９に示す。
説明する。実施例として(Ｆe1-a-Ｃo a)86Ｚr4Ｎb3Ｂ6
Ｃu1合金のＣo量(a)と透磁率の関係を図９に示す。
【００４７】図９においてaが０.０５以下の範囲におい
ては高い実効透磁率を示すが、０.０５を超える範囲で
は実効透磁率が急激に低下し実用上好ま しくない。よ
って、本発明合金におけるＣo含有量(a)は、０.０５以
下とした。
ては高い実効透磁率を示すが、０.０５を超える範囲で
は実効透磁率が急激に低下し実用上好ま しくない。よ
って、本発明合金におけるＣo含有量(a)は、０.０５以
下とした。
【００４８】
【発明の効果】以上説明したように請求項１または２に
記載の発明によれば、特定の組成を有し、飽和磁束密度
Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μe
が２６５００以上であって、非晶質相と非晶質相から熱
処理により析出させたｂｃｃ構造のＦeの微細結晶粒を
主体としてなり、前記Ｆeの微細結晶粒が前記非晶質相
を５００〜７００℃に加熱後に冷却されて析出された、
高い飽和磁束密度と高い透磁率を兼ね備えたＦe系軟磁
性合金を提供することができる。しかも本発明の軟磁性
合金は、高い硬度を有し、高い熱安定性も兼ね備えてい
る。以上のことから本発明のＦe系軟磁性合金は、磁気
記録媒体の高保磁力化に対応することが必要な磁気ヘッ
ド、より一層の小型化が要求されているトランス、チョ
ークコイル用として好適であって、これらの用途に供し
た場合、これらの性能の向上と小型軽量化をなしえる効
果がある。次に、請求項３に記載の如く、前記Ｆeの微
細結晶粒が前記非晶質相を加熱後に１００℃／分を超え
る冷却速度で冷却されて析出されたものであるならば、
飽和磁束密度Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実
効透磁率μeが２６５００以上であって、非晶質相と非
晶質相から熱処理により析出させたｂｃｃ構造のＦeの
微細結晶粒を主体としてなり、高い飽和磁束密度と高い
透磁率を兼ね備え、しかも、高い硬度と高い熱安定性を
も兼ね備えた軟磁性合金を提供できる。
記載の発明によれば、特定の組成を有し、飽和磁束密度
Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μe
が２６５００以上であって、非晶質相と非晶質相から熱
処理により析出させたｂｃｃ構造のＦeの微細結晶粒を
主体としてなり、前記Ｆeの微細結晶粒が前記非晶質相
を５００〜７００℃に加熱後に冷却されて析出された、
高い飽和磁束密度と高い透磁率を兼ね備えたＦe系軟磁
性合金を提供することができる。しかも本発明の軟磁性
合金は、高い硬度を有し、高い熱安定性も兼ね備えてい
る。以上のことから本発明のＦe系軟磁性合金は、磁気
記録媒体の高保磁力化に対応することが必要な磁気ヘッ
ド、より一層の小型化が要求されているトランス、チョ
ークコイル用として好適であって、これらの用途に供し
た場合、これらの性能の向上と小型軽量化をなしえる効
果がある。次に、請求項３に記載の如く、前記Ｆeの微
細結晶粒が前記非晶質相を加熱後に１００℃／分を超え
る冷却速度で冷却されて析出されたものであるならば、
飽和磁束密度Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実
効透磁率μeが２６５００以上であって、非晶質相と非
晶質相から熱処理により析出させたｂｃｃ構造のＦeの
微細結晶粒を主体としてなり、高い飽和磁束密度と高い
透磁率を兼ね備え、しかも、高い硬度と高い熱安定性を
も兼ね備えた軟磁性合金を提供できる。
【００４９】
更に、請求項１または２の組成範囲内であ
っても、Ｆeの含有量を８４原子％＜Ｆｅ＞９１原子％
の関係とし、元素Ｔの組成比を示すyを６原子％≦y≦８
原子％の関係を満足させたものであるならば、飽和磁束
密度Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ ｋＨｚにおける実効透磁率
μeが２６５００以上の特性を兼備するものを確実に得
ることができる。
っても、Ｆeの含有量を８４原子％＜Ｆｅ＞９１原子％
の関係とし、元素Ｔの組成比を示すyを６原子％≦y≦８
原子％の関係を満足させたものであるならば、飽和磁束
密度Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ ｋＨｚにおける実効透磁率
μeが２６５００以上の特性を兼備するものを確実に得
ることができる。
【００５０】
次に、請求項５に記載の如く、前記Ｆeの
微細結晶粒が水焼入で得たものにおいても、飽和磁束密
度Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μ
eが２６５００以上であって、非晶質相と非晶質相から
熱処理により析出させたｂｃｃ構造のＦeの微細結晶粒
を主体としてなり、高い飽和磁束密度と高い透磁率を兼
ね備え、しかも、高い硬度と高い熱安定性をも兼ね備え
た軟磁性合金を提供できる。
微細結晶粒が水焼入で得たものにおいても、飽和磁束密
度Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μ
eが２６５００以上であって、非晶質相と非晶質相から
熱処理により析出させたｂｃｃ構造のＦeの微細結晶粒
を主体としてなり、高い飽和磁束密度と高い透磁率を兼
ね備え、しかも、高い硬度と高い熱安定性をも兼ね備え
た軟磁性合金を提供できる。
【００５１】
また、請求項６に記載の如く、２原子％≦
Ｂ＜５.０原子％の関係を満足することで、前記各特性
を満たした上で、飽和磁束密度Ｂｓが１５.４ｋＧ以
上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μeが２９８００以上
であるといった特に優れた軟磁気特性を両立できる軟磁
性合金を得ることができる。
Ｂ＜５.０原子％の関係を満足することで、前記各特性
を満たした上で、飽和磁束密度Ｂｓが１５.４ｋＧ以
上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μeが２９８００以上
であるといった特に優れた軟磁気特性を両立できる軟磁
性合金を得ることができる。
【図１】 図１は本発明合金の一例の実効透磁率と焼鈍
温度の関係を示すグラフである。
温度の関係を示すグラフである。
【図２】 図２は本発明合金の一例の熱処理前後の構造
変化を示すＸ線回折図形を示すグラフである。
変化を示すＸ線回折図形を示すグラフである。
【図３】 図３は本発明合金の一例の熱処理後の組織を
示す顕微鏡写真の模式図である。
示す顕微鏡写真の模式図である。
【図４】 図４は本発明合金の一例においてＺr量とＢ
量を変化させた場合の磁気特性を 示す三角組成図であ
る。
量を変化させた場合の磁気特性を 示す三角組成図であ
る。
【図５】 図５は本発明合金の一例においてＨf量の変
化と透磁率の関係を示すグラフで ある。
化と透磁率の関係を示すグラフで ある。
【図６】 図６は本発明合金の一例においてＢ量とＺr
量を変化させた場合の磁気特性を 示す三角組成図であ
る。
量を変化させた場合の磁気特性を 示す三角組成図であ
る。
【図７】 図７は本発明合金の一例におけるＣu量と透
磁率の関係を示すグラフである。
磁率の関係を示すグラフである。
【図８】 図８は冷却速度と透磁率の関係を示すグラフ
である。
である。
【図９】 図９は本発明合金の一例におけるＣo量と透
磁率との関係を示すグラフである。
磁率との関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鈴木 清策 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アル プス電気株式会社内 (72)発明者 牧野 彰宏 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アル プス電気株式会社内 (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市青葉区上杉３丁目８−22 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地川内住宅 11−806 (72)発明者 潟岡 教行 宮城県仙台市太白区向山１丁目４番７号 (56)参考文献 特開 平１−242755（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 38/00 H01F 1/14
Claims (6)
- 【請求項１】 次式で示される組成からなり、飽和磁束
密度Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率
μeが２６５００以上であって、非晶質相と非晶質相か
ら熱処理により析出させたｂｃｃ構造のＦeの微細結晶
粒を主体としてなり、前記Ｆeの微細結晶粒が前記非晶
質相を５００〜７００℃に加熱後に冷却されて析出され
たものであることを特徴とする高飽和磁束密度Ｆe系軟
磁性合金。 （Ｆe1-a Ｃo a）b Ｂx Ｔy Ｃuz ただしＴは、Ｚr,Ｈf,Ｎbからなる群から選ばれた１種
又は２種以上の元素であり、かつ、Ｚｒ,Ｈfのいずれ
か、又は両方を必ず含み、 a≦０.０５、８４原子％＜b≦９２原子％、２原子％≦x
＜８原子％、４原子％≦y≦８原子％、１原子％≦z≦３
原子％である。 - 【請求項２】 次式で示される組成からなり、飽和磁束
密度Ｂｓが１５ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率
μeが２６５００以上であって、非晶質相と非晶質相か
ら熱処理により析出させたｂｃｃ構造のＦeの微細結晶
粒を主体としてなり、前記Ｆeの微細結晶粒が前記非晶
質相を５００〜７００℃に加熱後に冷却されて析出され
たものであることを特徴とする高飽和磁束密度Ｆe系軟
磁性合金。 Ｆeb Ｂx Ｔy Ｃuz ただしＴは、Ｚr,Ｈf,Ｎbからなる群から選ばれた１種
又は２種以上の元素であり、かつ、Ｚｒ,Ｈfのいずれ
か、又は両方を必ず含み、 ８４原子％＜b≦９２原子％、２原子％≦x＜８原子％、
４原子％≦y≦８原子％、１原子％≦z≦３原子％であ
る。 - 【請求項３】 前記Ｆeの微細結晶粒が前記非晶質相を
加熱後に１００℃／分を超える冷却速度で冷却されて析
出されたものであることを特徴とする請求項１または２
のいずれかに記載の高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金。 - 【請求項４】 前記の組成式においてＦeの組成比を示
すbが、８５原子％＜b＜９１原子％の関係を満足し、元
素Ｔの組成比を示すyが、６原子％≦y≦８原子％の関係
を満足することを特徴とする請求項１または２のいずれ
かに記載の高 飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金。 - 【請求項５】 前記Ｆeの微細結晶粒が前記非晶質相を
加熱後に水焼入されて析出されたものであることを特徴
とする請求項１または２のいずれかに記載の高飽和磁束
密度Ｆe系軟磁性合金。 - 【請求項６】 前記の組成式においてＢの組成比を示す
xが、２原子％≦x＜５.０原子％の関係を満足し、飽和
磁束密度Ｂｓが１５.４ｋＧ以上、１ｋＨｚにおける実
効透磁率μeが２９８００以上であることを特徴とする
請求項１または２のいずれかに記載の高飽和磁束密度Ｆ
e系軟磁性合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3022791A JP2857257B2 (ja) | 1990-04-24 | 1991-01-23 | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2-108308 | 1990-04-24 | ||
| JP10830890 | 1990-04-24 | ||
| JP3022791A JP2857257B2 (ja) | 1990-04-24 | 1991-01-23 | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Related Child Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12480497A Division JP3215068B2 (ja) | 1990-04-24 | 1997-04-28 | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 |
| JP12480397A Division JP3159936B2 (ja) | 1990-04-24 | 1997-04-28 | 高硬度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0593249A JPH0593249A (ja) | 1993-04-16 |
| JP2857257B2 true JP2857257B2 (ja) | 1999-02-17 |
Family
ID=26360060
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3022791A Expired - Lifetime JP2857257B2 (ja) | 1990-04-24 | 1991-01-23 | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2857257B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018183536A1 (en) | 2017-03-29 | 2018-10-04 | Olympia International, Inc. | Luggage with stud-hook |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6479342A (en) * | 1986-12-15 | 1989-03-24 | Hitachi Metals Ltd | Fe-base soft magnetic alloy and its production |
| JPH01242755A (ja) * | 1988-03-23 | 1989-09-27 | Hitachi Metals Ltd | Ｆｅ基磁性合金 |
-
1991
- 1991-01-23 JP JP3022791A patent/JP2857257B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0593249A (ja) | 1993-04-16 |
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