JP2878471B2 - 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（１
Ｔ：１テスラ）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（１.５Ｔ）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。
軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１０ｋＧ（１
Ｔ：１テスラ）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（１.５Ｔ）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。
【０００８】そこで本発明者らは、先に、前記の課題を
解決した高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金を特願平２ー
１０８３０８号明細書において平成２年４月２４日付け
で特許出願するとともに、更にこの出願から国内優先出
願として特願平３−２２７９１号を平成３年１月２３日
付けで特許出願している。
解決した高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金を特願平２ー
１０８３０８号明細書において平成２年４月２４日付け
で特許出願するとともに、更にこの出願から国内優先出
願として特願平３−２２７９１号を平成３年１月２３日
付けで特許出願している。
【０００９】この特許出願に係る合金の他の１つは、次
式で示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束
密度合金であった。 (Ｆe1-a Ｃo a)b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴは、Ｔi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗ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、且つ、Ｚ
r,Ｈfのいずれか、又は両方を含み、Ｔ'はＣu,a≦０.０
５、b≦９２原子％、x＝０.５〜１６原子％、y＝４〜１
０原子％、z＝０.２〜４.５原子％である。
式で示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束
密度合金であった。 (Ｆe1-a Ｃo a)b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴは、Ｔi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗ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、且つ、Ｚ
r,Ｈfのいずれか、又は両方を含み、Ｔ'はＣu,a≦０.０
５、b≦９２原子％、x＝０.５〜１６原子％、y＝４〜１
０原子％、z＝０.２〜４.５原子％である。
【００１０】また、前記特許出願に係る合金の他の１つ
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。 Ｆe b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴは、Ｔi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗ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、且つ、Ｚ
r,Ｈfのいずれか、又は両方を含み、Ｔ'はＣu,b≦９２
原子％、x＝０.５〜１６原子％、y＝４〜１０原子％、z
＝０.２〜４.５原子％である。
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。 Ｆe b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴは、Ｔi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗ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、且つ、Ｚ
r,Ｈfのいずれか、又は両方を含み、Ｔ'はＣu,b≦９２
原子％、x＝０.５〜１６原子％、y＝４〜１０原子％、z
＝０.２〜４.５原子％である。
【００１１】更に本発明者らは、前記合金の発展型の合
金として、平成２年、８月３１日付けで特願平２ー２３
０１３５号（特開平４−３３３５４６）明細書において
以下に示す組成の合金について特許出願を行っている。
金として、平成２年、８月３１日付けで特願平２ー２３
０１３５号（特開平４−３３３５４６）明細書において
以下に示す組成の合金について特許出願を行っている。
【００１２】この特許出願に係る合金の１つは、次式で
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
合金であった。 (Ｆe1-a Ｃoa)b Ｂx Ｔy 但しＴはＴi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗ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、且つ、Ｚr,
Ｈfのいずれか、又は両方を含み、a≦０.０５、b≦９２
原子％、x＝０.５〜１６原子％、 y＝４〜１０原子％で
ある。
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
合金であった。 (Ｆe1-a Ｃoa)b Ｂx Ｔy 但しＴはＴi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗ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、且つ、Ｚr,
Ｈfのいずれか、又は両方を含み、a≦０.０５、b≦９２
原子％、x＝０.５〜１６原子％、 y＝４〜１０原子％で
ある。
【００１３】また、前記特許出願に係る合金の他の１つ
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。 Ｆe b Ｂx Ｔy 但しＴはＴi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗ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、且つ、Ｚr,
Ｈfのいずれか、又は両方を含み、 b≦９２原子％、x
＝０.５〜１６原子％、y＝４〜１０原子％である。
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。 Ｆe b Ｂx Ｔy 但しＴはＴi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗ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、且つ、Ｚr,
Ｈfのいずれか、又は両方を含み、 b≦９２原子％、x
＝０.５〜１６原子％、y＝４〜１０原子％である。
【００１４】本発明の目的は、前記特許出願の軟磁性合
金を発展させて製造しやすくするとともに、高飽和磁束
密度、高透磁率を兼備し、かつ高い機械強度と高い熱安
定性を併せ持つ軟磁性合金を提供することである。
金を発展させて製造しやすくするとともに、高飽和磁束
密度、高透磁率を兼備し、かつ高い機械強度と高い熱安
定性を併せ持つ軟磁性合金を提供することである。
【００１５】
【課題を解決するための手段】請求項１に記載の軟磁性
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、飽和磁束密度が１５ｋＧ以上、１ｋＨｚの実効
透磁率が２００００以上であって、非晶質相中に微細結
晶粒が析出されたものである。 (Ｆe1-a Ｃo a)b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴはＴi,Ｎb,Ｔaの中から選ばれた１種又は２種以
上の元素であり、Ｔ'はＣu,Ａg,Ａu,Ｎi,Ｐd,Ｐt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、a≦
０.０５、８４≦b≦９２原子％、７原子％≦x≦８原子
％、５原子％≦y≦９原子％、０.２原子％≦z≦４.５原
子％である。
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、飽和磁束密度が１５ｋＧ以上、１ｋＨｚの実効
透磁率が２００００以上であって、非晶質相中に微細結
晶粒が析出されたものである。 (Ｆe1-a Ｃo a)b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴはＴi,Ｎb,Ｔaの中から選ばれた１種又は２種以
上の元素であり、Ｔ'はＣu,Ａg,Ａu,Ｎi,Ｐd,Ｐt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、a≦
０.０５、８４≦b≦９２原子％、７原子％≦x≦８原子
％、５原子％≦y≦９原子％、０.２原子％≦z≦４.５原
子％である。
【００１６】請求項２に記載の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
束密度が１５ｋＧ以上、１ｋＨｚの実効透磁率が２００
００以上であって、非晶質相中に微細結晶粒が析出され
たものである。 Ｆe b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴはＴi,Ｎb,Ｔaの中から選ばれた１種又は２種以
上の元素であり、Ｔ'はＣu,Ａg,Ａu,Ｎi,Ｐd,Ｐt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、８４
≦b≦９２原子％、７原子％≦x≦８原子％、５原子％≦
y≦９原子％、０.２原子％≦z≦４.５原子％である。
解決するために、次式で示される組成からなり、飽和磁
束密度が１５ｋＧ以上、１ｋＨｚの実効透磁率が２００
００以上であって、非晶質相中に微細結晶粒が析出され
たものである。 Ｆe b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴはＴi,Ｎb,Ｔaの中から選ばれた１種又は２種以
上の元素であり、Ｔ'はＣu,Ａg,Ａu,Ｎi,Ｐd,Ｐt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、８４
≦b≦９２原子％、７原子％≦x≦８原子％、５原子％≦
y≦９原子％、０.２原子％≦z≦４.５原子％である。
【００１７】
【００１８】
【００１９】請求項５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、請求項１また
は２に記載の微細結晶粒が熱処理により非晶質相から析
出されたものである。
磁性合金は、前記課題を解決するために、請求項１また
は２に記載の微細結晶粒が熱処理により非晶質相から析
出されたものである。
【００２０】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。
【００２１】本発明において非晶質相を得やすくするた
めには、非晶質形成能を有するＴi,Ｎb,Ｔaの少なくと
も１つおよびＢを含む必要がある。
めには、非晶質形成能を有するＴi,Ｎb,Ｔaの少なくと
も１つおよびＢを含む必要がある。
【００２２】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。
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。
【００２３】ＴiとＮbとＴaにも同等の効果があるが、
これらの元素の中でもＮbとＴaは、融点の高い金属材料
であって熱的に安定であり、製造時に酸化しずらいもの
である。よってこれらの元素を添加している場合は、先
に本願発明者らが特許出願している材料においてＨｆや
Ｚｒを含有するものよりも製造条件が容易で安価に製造
することができ、また、コストの面でも有利である。即
ち、先に本願発明者らが特許出願している系の合金にお
いては、真空雰囲気中において不活性ガスを供給して酸
化に留意しつつ製造する必要があったが、本願発明の合
金においては製造条件をゆるくすることができる。具体
的にはノズル先端部に不活性ガスを部分的に供給しつつ
大気中で製造もしくは大気中の雰囲気で製造することが
できる。
これらの元素の中でもＮbとＴaは、融点の高い金属材料
であって熱的に安定であり、製造時に酸化しずらいもの
である。よってこれらの元素を添加している場合は、先
に本願発明者らが特許出願している材料においてＨｆや
Ｚｒを含有するものよりも製造条件が容易で安価に製造
することができ、また、コストの面でも有利である。即
ち、先に本願発明者らが特許出願している系の合金にお
いては、真空雰囲気中において不活性ガスを供給して酸
化に留意しつつ製造する必要があったが、本願発明の合
金においては製造条件をゆるくすることができる。具体
的にはノズル先端部に不活性ガスを部分的に供給しつつ
大気中で製造もしくは大気中の雰囲気で製造することが
できる。
【００２４】本発明においては、Ｃu,Ｎiおよびこれら
と同族元素のうちから選ばれた少なくとも１種又は２種
以上の元素をＯ.２〜４.５原子％含むことが好ましい。
添加量が０.２原子％より少ないと熱処理後の軟磁気特
性が若干劣る。これらの元素の中でもＣuは特に好適で
ある。
と同族元素のうちから選ばれた少なくとも１種又は２種
以上の元素をＯ.２〜４.５原子％含むことが好ましい。
添加量が０.２原子％より少ないと熱処理後の軟磁気特
性が若干劣る。これらの元素の中でもＣuは特に好適で
ある。
【００２５】Ｃu,Ｎi等の添加により、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,Ｎi
等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。
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,Ｎi
等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。
【００２６】以上の観点からＣu及びその同族元素、Ｎi
およびＰd,Ｐt以外の元素でも結晶化温度を低下させる
元素には同様の効果が期待できる。またＣuのように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。
およびＰd,Ｐt以外の元素でも結晶化温度を低下させる
元素には同様の効果が期待できる。またＣuのように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。
【００２７】以上本発明の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、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
ていても本発明の高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金の組
成と同一とみなすことができるのは勿論である。
素の限定理由を説明したが、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
ていても本発明の高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金の組
成と同一とみなすことができるのは勿論である。
【００２８】本発明合金におけるＦe,Ｃo量のbは、９２
原子％以下である。これは、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１
０kＧ以上を得るためには、bが７５原子％以上であるこ
とが好ましい。
原子％以下である。これは、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１
０kＧ以上を得るためには、bが７５原子％以上であるこ
とが好ましい。
【００２９】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。
【００３０】
【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。
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。
【００３１】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。
【００３２】まず、本発明合金の参考例試料の磁気特性
および構造に及ぼす熱処理の効果について本発明合金の
参考例の１つであるＦe80Ｎb7Ｂ12Ｃｕ1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
分析により求めた前記合金の結晶化開始温度は４７０℃
であった。
および構造に及ぼす熱処理の効果について本発明合金の
参考例の１つであるＦe80Ｎb7Ｂ12Ｃｕ1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
分析により求めた前記合金の結晶化開始温度は４７０℃
であった。
【００３３】図１は前記組成の合金の実効透磁率に及ぼ
す焼鈍（各温度で１時間保持後水焼き入れ）の効果を示
す。
す焼鈍（各温度で１時間保持後水焼き入れ）の効果を示
す。
【００３４】図１より、急冷状態（ＲＱ）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、５００〜６２０℃の焼鈍により、急冷状態の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
依存性を調べたところ、１ｋＨｚで２８８００、１０ｋ
Ｈｚで２５４００、更に１００ｋＨｚで７６００という
高い測定周波数においても優れた軟磁気特性を示した。
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、５００〜６２０℃の焼鈍により、急冷状態の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
依存性を調べたところ、１ｋＨｚで２８８００、１０ｋ
Ｈｚで２５４００、更に１００ｋＨｚで７６００という
高い測定周波数においても優れた軟磁気特性を示した。
【００３５】図２は、Ｆe92-xＮb7ＢxＣu1なる組成の合
金の実効透磁率に及ぼすＢ含有量の影響を測定した結果
を示す。図２においては、Ｂの含有量を６〜１８％の範
囲で増減させることにより透磁率の変化を測定した。
金の実効透磁率に及ぼすＢ含有量の影響を測定した結果
を示す。図２においては、Ｂの含有量を６〜１８％の範
囲で増減させることにより透磁率の変化を測定した。
【００３６】図２より、Ｂの含有量が６.５〜１８原子
％の範囲において優秀な透磁率を示し、Ｂの含有量が７
〜１６原子％の範囲で更に優れた透磁率を示すことが判
明した。
％の範囲において優秀な透磁率を示し、Ｂの含有量が７
〜１６原子％の範囲で更に優れた透磁率を示すことが判
明した。
【００３７】図３は、Ｆe87-xＮbxＢ12Ｃu1なる組成の
合金の実効透磁率に及ぼすＮb含有量の影響を測定した
結果を示す。図３においては、Ｎbの含有量を４〜１１
％の範囲で増減させることにより透磁率の変化を測定し
た。
合金の実効透磁率に及ぼすＮb含有量の影響を測定した
結果を示す。図３においては、Ｎbの含有量を４〜１１
％の範囲で増減させることにより透磁率の変化を測定し
た。
【００３８】図３より、Ｎbの含有量が４〜１０原子の
範囲で優秀な透磁率が得られることが判明した。なおこ
の例では、Ｎｂ含有量４〜１０原子％の範囲内でも、Ｎ
ｂ含有量５〜９原子％の範囲内でより優れた透磁率が得
られることが明らかである。
範囲で優秀な透磁率が得られることが判明した。なおこ
の例では、Ｎｂ含有量４〜１０原子％の範囲内でも、Ｎ
ｂ含有量５〜９原子％の範囲内でより優れた透磁率が得
られることが明らかである。
【００３９】次にＦe92-xＮb7ＢxＣu1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４
と図５に示す。
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４
と図５に示す。
【００４０】図４より、急冷状態では非晶質に特有のハ
ローな回折図形が、熱処理後には結晶質に独特の回折図
形がそれぞれ認められ、本合金の構造が熱処理により、
非晶質から結晶質へと変化したことがわかる。そして図
５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、Ｆe80
Ｎb12Ｂ7Ｃu1合金について熱処理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の６５０ＤＰＮ
から６００℃熱処理後には９５０ＤＰＮの高い値まで増
加し、磁気ヘッド用材料に好適であることも判明した。
ローな回折図形が、熱処理後には結晶質に独特の回折図
形がそれぞれ認められ、本合金の構造が熱処理により、
非晶質から結晶質へと変化したことがわかる。そして図
５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、Ｆe80
Ｎb12Ｂ7Ｃu1合金について熱処理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の６５０ＤＰＮ
から６００℃熱処理後には９５０ＤＰＮの高い値まで増
加し、磁気ヘッド用材料に好適であることも判明した。
【００４１】以上のごとく本発明合金によれば、前述の
組成を有する非晶質合金を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。しか
も、本発明合金に主として用いられる元素のＴaとＮbは
高融点金属であって、熱に強く、製造時に酸化しずらい
ので、先に本発明者らが特許出願している合金よりも製
造条件がゆるく、製造しやすい特徴がある。
組成を有する非晶質合金を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。しか
も、本発明合金に主として用いられる元素のＴaとＮbは
高融点金属であって、熱に強く、製造時に酸化しずらい
ので、先に本発明者らが特許出願している合金よりも製
造条件がゆるく、製造しやすい特徴がある。
【００４２】次に本発明に係る軟磁性合金のＦe＋Ｃu量
とＢ量とＮb量のそれぞれを増減させた場合の透磁率の
変化を測定し、その結果を図６に示す。
とＢ量とＮb量のそれぞれを増減させた場合の透磁率の
変化を測定し、その結果を図６に示す。
【００４３】図６において、透磁率が１００００前後の
値より優れた値を示す範囲は、Ｎb量においては、４〜
１０原子％、Ｂ量に関しては６.５〜１８原子％の範囲
であることが明らかである。また、透磁率が２００００
より優れた値を示す範囲は、Ｎｂ量においては、５〜９
原子％、Ｂ量においては７〜１６原子％の範囲であるこ
とが明らかである。
値より優れた値を示す範囲は、Ｎb量においては、４〜
１０原子％、Ｂ量に関しては６.５〜１８原子％の範囲
であることが明らかである。また、透磁率が２００００
より優れた値を示す範囲は、Ｎｂ量においては、５〜９
原子％、Ｂ量においては７〜１６原子％の範囲であるこ
とが明らかである。
【００４４】次に本発明に係る軟磁性合金のＦe＋Ｃu量
とＢ量とＮb量のそれぞれを増減させた場合の飽和磁束
密度の変化を測定し、その結果を図７に示す。
とＢ量とＮb量のそれぞれを増減させた場合の飽和磁束
密度の変化を測定し、その結果を図７に示す。
【００４５】図７から、本発明合金組成系において広い
範囲で１.３〜１.６Ｔ（テスラ）の優秀な値が得られる
ことが判明した。
範囲で１.３〜１.６Ｔ（テスラ）の優秀な値が得られる
ことが判明した。
【００４６】次に前述の合金におけるＣu含有量の限定
理由について説明する。参考例として図８にＦe81-xＮb
7Ｂ12Ｃux合金のＣu量（z）と透磁率の関係を示し、図
９にＦe80Ｎb7Ｂ12Ｃu1合金の透磁率と冷却速度の関係
を示す。
理由について説明する。参考例として図８にＦe81-xＮb
7Ｂ12Ｃux合金のＣu量（z）と透磁率の関係を示し、図
９にＦe80Ｎb7Ｂ12Ｃu1合金の透磁率と冷却速度の関係
を示す。
【００４７】図８から、Ｃu量のz＝０.２〜４.５原子％
の範囲で優れた実効透磁率が得やすいことが明らかであ
る。Ｃu量が０.２原子％以下になるとＣu添加効果が有
効に得られにくく、またＣu量が４.５原子％を超えると
透磁率の劣化を招くので実用上好ましくない。また、Ｃ
ｕ量が０.２原子％以下であると、熱処理後の軟磁 気特
性が若干悪くなる。
の範囲で優れた実効透磁率が得やすいことが明らかであ
る。Ｃu量が０.２原子％以下になるとＣu添加効果が有
効に得られにくく、またＣu量が４.５原子％を超えると
透磁率の劣化を招くので実用上好ましくない。また、Ｃ
ｕ量が０.２原子％以下であると、熱処理後の軟磁 気特
性が若干悪くなる。
【００４８】次に、先に説明したＦe-Ｎb-Ｂ-Ｃu系合金
のＮbをＴaで置換したＦe-Ｔa-Ｂ-Ｃu系合金と、Ｎbを
Ｔiで置換したＦe-Ｔi-Ｂ-Ｃu系合金と、ＮbをＴaとＴi
で置換したＦe-Ｔa-Ｔi-Ｂ-Ｃu系合金と、Ｎbを複数元
素で置換したＦe-Ｎb-Ｔa-Ｂ-Ｃu系合金と、Ｆe-Ｎb-Ｔ
a-Ｔi-Ｂ-Ｃu系合金について説明する。
のＮbをＴaで置換したＦe-Ｔa-Ｂ-Ｃu系合金と、Ｎbを
Ｔiで置換したＦe-Ｔi-Ｂ-Ｃu系合金と、ＮbをＴaとＴi
で置換したＦe-Ｔa-Ｔi-Ｂ-Ｃu系合金と、Ｎbを複数元
素で置換したＦe-Ｎb-Ｔa-Ｂ-Ｃu系合金と、Ｆe-Ｎb-Ｔ
a-Ｔi-Ｂ-Ｃu系合金について説明する。
【００４９】実施例としてＢ量を１２原子％、Ｃu量を
１％でそれぞれ一定とした場合であって、ＮbとＴaとＴ
iの各含有量を４〜１０原子％の範囲で増減した合金の
透磁率を図１０に示す。
１％でそれぞれ一定とした場合であって、ＮbとＴaとＴ
iの各含有量を４〜１０原子％の範囲で増減した合金の
透磁率を図１０に示す。
【００５０】図１０に示す結果から、各組成の合金でも
同程度の透磁率が得られた。
同程度の透磁率が得られた。
【００５１】一方、Ｆe84Ｎb7Ｂ8Ｃu1 合金の飽和
磁束密度は１５.３ｋＧ、Ｆe80Ｔa7Ｂ12Ｃu1 合金
の飽和磁束密度は１２.０ｋＧ、Ｆe84Ｔi7Ｂ8Ｃu1
合金の飽和磁束密度は１５.８ｋＧ、Ｆe82Ｔa4Ｔi3Ｂ
10Ｃu1 合金の飽和磁束密度は１４.０ｋＧ、Ｆe84
Ｎb3Ｔa2Ｔi2Ｂ8Ｃu1 合金の飽和磁束密度は１５.２
ｋＧであった。
磁束密度は１５.３ｋＧ、Ｆe80Ｔa7Ｂ12Ｃu1 合金
の飽和磁束密度は１２.０ｋＧ、Ｆe84Ｔi7Ｂ8Ｃu1
合金の飽和磁束密度は１５.８ｋＧ、Ｆe82Ｔa4Ｔi3Ｂ
10Ｃu1 合金の飽和磁束密度は１４.０ｋＧ、Ｆe84
Ｎb3Ｔa2Ｔi2Ｂ8Ｃu1 合金の飽和磁束密度は１５.２
ｋＧであった。
【００５２】以上の結果から、Ｆe-Ｎb-Ｂ-Ｃu系合金の
ＮbをＴa、Ｔiに置換することが可能であり、ＮbをＮb
とＴiに、あるいは、ＮbをＴaとＴiに、または、Ｎbを
ＮbとＴaとＴiに置換することが可能であることが判明
した。
ＮbをＴa、Ｔiに置換することが可能であり、ＮbをＮb
とＴiに、あるいは、ＮbをＴaとＴiに、または、Ｎbを
ＮbとＴaとＴiに置換することが可能であることが判明
した。
【００５３】以上の実施例の説明から明らかなように本
発明の軟磁性合金は、２００００を超える高透磁率であ
って、１５ｋＧ以上の優れた飽和磁束密度を示し、耐熱
性に優れ、硬度も高い優れたものである。
発明の軟磁性合金は、２００００を超える高透磁率であ
って、１５ｋＧ以上の優れた飽和磁束密度を示し、耐熱
性に優れ、硬度も高い優れたものである。
【００５４】よって本願発明の軟磁性合金は、磁気ヘッ
ド用、トランス用、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、これらの性能向上と小
型化と軽量化をなしえる効果がある。
ド用、トランス用、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、これらの性能向上と小
型化と軽量化をなしえる効果がある。
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、従
来の実用合金と同程度あるいはそれより優れた２０００
０以上の軟磁気特性を有し、更に１５ｋＧ以上の高い飽
和磁束密度も備えた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、高い機械強度を
有し、高い熱安定性も兼ね備えている。また、本発明合
金において主要構成元素となるＮbとＴaはいずれも熱的
に安定な元素であるので、製造時に酸化反応や還元反応
で変質するおそれが低く、製造時の条件が有利になる利
点がある。以上のことから本発明の軟磁性合金は、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。
来の実用合金と同程度あるいはそれより優れた２０００
０以上の軟磁気特性を有し、更に１５ｋＧ以上の高い飽
和磁束密度も備えた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、高い機械強度を
有し、高い熱安定性も兼ね備えている。また、本発明合
金において主要構成元素となるＮbとＴaはいずれも熱的
に安定な元素であるので、製造時に酸化反応や還元反応
で変質するおそれが低く、製造時の条件が有利になる利
点がある。以上のことから本発明の軟磁性合金は、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。
【図１】図１は参考例の合金の熱処理温度と透磁率の関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
【図２】図２は本発明合金の一例の実効透磁率とＢ量の
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
【図３】図３は本発明合金の参考例の実効透磁率とＮb
量の関係を示すグラフである。
量の関係を示すグラフである。
【図４】図４は本発明合金の一例の熱処理に伴う構造変
化を示すＸ線回折図形を示すグラフである。
化を示すＸ線回折図形を示すグラフである。
【図５】図５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。
す顕微鏡写真の模式図である。
【図６】図６は本発明合金の一例においてＦe＋Ｃu量と
Ｂ量とＮb量とを変化させた場合の透磁率を示す三角組
成図である。
Ｂ量とＮb量とを変化させた場合の透磁率を示す三角組
成図である。
【図７】図７は本発明合金の一例においてＦe＋Ｃu量と
Ｂ量とＮb量とを変化させた場合の飽和磁束密度の関係
を示すグラフである。
Ｂ量とＮb量とを変化させた場合の飽和磁束密度の関係
を示すグラフである。
【図８】図８は本発明合金の参考例における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９】図９は、本発明合金の参考例における冷却速度
と透磁率の関係を示すグラフである。
と透磁率の関係を示すグラフである。
【図１０】図１０は、本発明合金の一例における透磁率
を示すグラフである。
を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 (56)参考文献 特開 平１−242755（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−156451（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−294847（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−158241（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 38/00 303 C22C 45/02 H01F 1/14 - 1/16 H01F 10/14
Claims (3)
- 【請求項１】 次式で示される組成からなり、飽和磁束
密度が１５ｋＧ以上、１ｋＨｚの実効透磁率が２０００
０以上であって、非晶質相中に微細結晶粒が析出された
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 Ｔ'z 但しＴは、Ｔi,Ｎb,Ｔaの中から選ばれた１種又は２種
以上の元素であり、Ｔ'は、Ｃu,Ａg,Ａu,Ｎi,Ｐd,Ｐt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、 a≦０.０５、８４≦b≦９２原子％、７原子％≦x≦８原
子％、 ５原子％≦y≦９原子％、０.２原子％≦z≦４.５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
密度が１５ｋＧ以上、１ｋＨｚの実効透磁率が２０００
０以上であって、非晶質相中に微細結晶粒が析出された
ことを特徴とする高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金。 Ｆe b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴは、Ｔi,Ｎb,Ｔaの中から選ばれた１種又は２種
以上の元素であり、Ｔ'は、Ｃu,Ａg,Ａu,Ｎi,Ｐd,Ｐt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、８４≦ b≦９２原子％、７原子％≦x≦８原子％、 ５原子％≦y≦９原子％、０.２原子％≦z≦ ４.５原子％
である。 - 【請求項３】 微細結晶粒が熱処理により非晶質相から
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に記載の高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3078613A JP2878471B2 (ja) | 1991-03-18 | 1991-03-18 | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3078613A JP2878471B2 (ja) | 1991-03-18 | 1991-03-18 | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06158241A JPH06158241A (ja) | 1994-06-07 |
| JP2878471B2 true JP2878471B2 (ja) | 1999-04-05 |
Family
ID=13666735
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3078613A Expired - Lifetime JP2878471B2 (ja) | 1991-03-18 | 1991-03-18 | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2878471B2 (ja) |
-
1991
- 1991-03-18 JP JP3078613A patent/JP2878471B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06158241A (ja) | 1994-06-07 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
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| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
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