JP3215068B2 - 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
- Publication number
- JP3215068B2 JP3215068B2 JP12480497A JP12480497A JP3215068B2 JP 3215068 B2 JP3215068 B2 JP 3215068B2 JP 12480497 A JP12480497 A JP 12480497A JP 12480497 A JP12480497 A JP 12480497A JP 3215068 B2 JP3215068 B2 JP 3215068B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- atomic
- flux density
- alloy
- magnetic flux
- saturation magnetic
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
- H01F1/15341—Preparation processes therefor
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
- H01F1/15308—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Fe/Ni
Landscapes
- Physics & Mathematics (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Dispersion Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Magnetic Heads (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】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。
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。
【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。
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。
【０００８】本発明の目的は、１５ｋＧ以上の高い高飽
和磁束密度と、２３２００以上の優れた実効高透磁率を
兼備し、かつ高い機械強度と高い熱安定性を併せ持つ高
飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金、あるいは、１５.３ｋＧ
以上の高い高飽和磁束密度と、３３８００以上の更に優
れた実効高透磁率を兼備し、かつ高い機械強度と高い熱
安定性を併せ持つ高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金を提
供することである。
和磁束密度と、２３２００以上の優れた実効高透磁率を
兼備し、かつ高い機械強度と高い熱安定性を併せ持つ高
飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金、あるいは、１５.３ｋＧ
以上の高い高飽和磁束密度と、３３８００以上の更に優
れた実効高透磁率を兼備し、かつ高い機械強度と高い熱
安定性を併せ持つ高飽和磁束密度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
の特別な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ち、かつ高い機械強度と高い熱安定
性を併せ持つＦe系軟磁性合金を得ることに成功し、本
発明に想到した。
の特別な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ち、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】本発明に係る高飽和磁束
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１５Ｋ
Ｇ以上、かつ、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２３２０
０以上であり、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
ることを特徴とする。 （Ｆe1-a Ｃo a）b Ｂx Ｚｒy
Ｃuz ただし、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％の関係を満足するものとする。
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１５Ｋ
Ｇ以上、かつ、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２３２０
０以上であり、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
ることを特徴とする。 （Ｆe1-a Ｃo a）b Ｂx Ｚｒy
Ｃuz ただし、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％の関係を満足するものとする。
【００１１】次に本発明に係る高飽和磁束密度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、か
つ、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２３２００以上であ
り、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ることを特
徴とする。 Ｆeb Ｂx Ｚｒy Ｃuz ただし、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
％の関係を満足するものとする。
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、か
つ、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２３２００以上であ
り、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ることを特
徴とする。 Ｆeb Ｂx Ｚｒy Ｃuz ただし、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
％の関係を満足するものとする。
【００１２】次に本発明に係る高飽和磁束密度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、か
つ、１ｋＨｚにおける実効透磁率が３３８００以上であ
り、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ることを特
徴とする。 （Ｆe1-a Ｃo a）b Ｂx Ｔy Ｃuz ただし、Ｔは、ＺｒとＮｂからなり、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％、０≦Ｚｒ
／Ｎｂ≦４の関係を満足するものとする。更に本発明に
係る高飽和磁束密度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、かつ、１ｋＨｚにおける実効
透磁率が３３８００以上であり、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
粒を主体としてなることを特徴とする。 Ｆeb Ｂx Ｔy
Ｃuz ただし、Ｔは、ＺｒとＮｂからなり、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％、０≦Ｚｒ／Ｎｂ≦４
の関係を満足するものとする。また、前記組成におい
て、２／３≦Ｚｒ／Ｎｂ≦４の関係を満足することが好
ましい。
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、か
つ、１ｋＨｚにおける実効透磁率が３３８００以上であ
り、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ることを特
徴とする。 （Ｆe1-a Ｃo a）b Ｂx Ｔy Ｃuz ただし、Ｔは、ＺｒとＮｂからなり、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％、０≦Ｚｒ
／Ｎｂ≦４の関係を満足するものとする。更に本発明に
係る高飽和磁束密度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、かつ、１ｋＨｚにおける実効
透磁率が３３８００以上であり、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
粒を主体としてなることを特徴とする。 Ｆeb Ｂx Ｔy
Ｃuz ただし、Ｔは、ＺｒとＮｂからなり、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％、０≦Ｚｒ／Ｎｂ≦４
の関係を満足するものとする。また、前記組成におい
て、２／３≦Ｚｒ／Ｎｂ≦４の関係を満足することが好
ましい。
【００１３】
【発明の実施の形態】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。
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。
【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を含む必要がある。
またＺrはその一部を他の４Ａ〜６Ａ族 元素のうち、Ｎ
b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を含む必要がある。
またＺrはその一部を他の４Ａ〜６Ａ族 元素のうち、Ｎ
b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、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１５ｋＧ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓ
と２３２００以上の高い透磁率を両立するために重要で
ある。Ｚr、またはこれに加えて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。ま
た、前述の如くＢも非晶質形成能があるので、Ｚr、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。
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、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１５ｋＧ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓ
と２３２００以上の高い透磁率を両立するために重要で
ある。Ｚr、またはこれに加えて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。ま
た、前述の如くＢも非晶質形成能があるので、Ｚr、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。
【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。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。
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。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。
【００１８】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。
【００１９】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。
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。
【００２０】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。
【００２１】
「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。
【００２２】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。
【００２３】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。
【００２４】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。
【００２５】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（特に説明しない限り各温度で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２５６０
０、更に１００ＫＨz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３
２０００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（特に説明しない限り各温度で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２５６０
０、更に１００ＫＨz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３
２０００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。
【００２６】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。
【００２７】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。
【００２８】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。
【００２９】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。
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。
【００３０】
【表１】
【００３１】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。
【００３２】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。
【００３３】次に、表１において、Ｎｏ.４、７、９、
１２、１３、１４、１５、１６、２２は、目的とする飽
和磁束密度１５ＫＧ以上を得ることができた実施例であ
る。これらの実施例により、Ｂ量は２原子％以上、８原
子％以下を満たしていると飽和磁束密度１５ＫＧ以上を
得ることができることがわかる。更に、表１において、
Ｚr量が４〜８原子％の範囲であって、Ｂ量が２〜８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以上を得ることができない例が見ら
れる。第１に、Ｎｏ.１、２、５、６、１８、１９、２
０、２１の試料は、Ｂを１０〜１６原子％含有させた試
料であるが、飽和磁束密度１５ＫＧ以上を得ることがで
きていない例である。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.２６、２７、２８、２９はＺ
ｒ量を９〜１０原子％含有させた試料であるが、飽和磁
束密度１５ＫＧ以上を得ることが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、こ
れらの組成を満たした上で、より高い透磁率を得るよう
にすると、試料Ｎｏ.４、７、９、１２、１３、１４、
１５、１６、２２において、１８３００以上であり、最
大の試料では３２４００の優れた透磁率が得られる。
１２、１３、１４、１５、１６、２２は、目的とする飽
和磁束密度１５ＫＧ以上を得ることができた実施例であ
る。これらの実施例により、Ｂ量は２原子％以上、８原
子％以下を満たしていると飽和磁束密度１５ＫＧ以上を
得ることができることがわかる。更に、表１において、
Ｚr量が４〜８原子％の範囲であって、Ｂ量が２〜８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以上を得ることができない例が見ら
れる。第１に、Ｎｏ.１、２、５、６、１８、１９、２
０、２１の試料は、Ｂを１０〜１６原子％含有させた試
料であるが、飽和磁束密度１５ＫＧ以上を得ることがで
きていない例である。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.２６、２７、２８、２９はＺ
ｒ量を９〜１０原子％含有させた試料であるが、飽和磁
束密度１５ＫＧ以上を得ることが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、こ
れらの組成を満たした上で、より高い透磁率を得るよう
にすると、試料Ｎｏ.４、７、９、１２、１３、１４、
１５、１６、２２において、１８３００以上であり、最
大の試料では３２４００の優れた透磁率が得られる。
【００３４】「実施例２」次に実施例１に示したＦe-Ｚ
r-Ｂ-Ｃu合金のＺrの一部をＮbで置換する場合について
説明する。
r-Ｂ-Ｃu合金のＺrの一部をＮbで置換する場合について
説明する。
【００３５】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２に示す。また、図５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２に示す。また、図５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。
【００３６】
【表２】
【００３７】図５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。従っ
て、Ｆe-Ｚr-Ｂ-Ｃu合金のＺrの一部はＮbで置換するこ
とが可能である。ただし、表２のＮｏ.５３の試料は、
Ｂを本発明範囲外の１０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以上の値を達成
できていない例である。
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。従っ
て、Ｆe-Ｚr-Ｂ-Ｃu合金のＺrの一部はＮbで置換するこ
とが可能である。ただし、表２のＮｏ.５３の試料は、
Ｂを本発明範囲外の１０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以上の値を達成
できていない例である。
【００３８】また、表２のＮｏ.４２、５１、５２、５
３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１５Ｋ
Ｇ以上の値を達成できていない例である。更に、これら
の組成を満たした上で、より高い透磁率を得るようにす
ると、試料Ｎｏ.３９、４０、４５において、３３８０
０〜３７４００の優れた透磁率を得ることができる。
３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１５Ｋ
Ｇ以上の値を達成できていない例である。更に、これら
の組成を満たした上で、より高い透磁率を得るようにす
ると、試料Ｎｏ.３９、４０、４５において、３３８０
０〜３７４００の優れた透磁率を得ることができる。
【００３９】更に本発明においては、ＺｒとＮｂの比率
も大きな意味をなしている。すなわち、原子％における
Ｚｒ／Ｎｂの値が２／３〜４の範囲内である、表２のＮ
ｏ.３８（Ｚｒ／Ｎｂ＝４）、３９（Ｚｒ／Ｎｂ＝
２）、４０（Ｚｒ／Ｎｂ＝４／３）、４３（Ｚｒ／Ｎｂ
＝２／３）においては、目的とする飽和磁束密度１５ｋ
Ｇ以上の値を達成できている。特に、Ｚｒ／Ｎｂの値を
１〜２としたＮｏ.３９（Ｚｒ／Ｎｂ＝２）、４０（Ｚ
ｒ／Ｎｂ＝４／３）、４５（Ｚｒ／Ｎｂ＝１）の試料で
は、１ｋＨｚにおいて３００００以上の透磁率が得られ
ている。従って、１５ｋＧ以上の飽和磁束密度と３００
００以上の透磁率を両立させるためには、Ｚｒ／Ｎｂの
値を１以上、２以下とすることが好ましいことがわか
る。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
の値を達成できることが明らかである。
も大きな意味をなしている。すなわち、原子％における
Ｚｒ／Ｎｂの値が２／３〜４の範囲内である、表２のＮ
ｏ.３８（Ｚｒ／Ｎｂ＝４）、３９（Ｚｒ／Ｎｂ＝
２）、４０（Ｚｒ／Ｎｂ＝４／３）、４３（Ｚｒ／Ｎｂ
＝２／３）においては、目的とする飽和磁束密度１５ｋ
Ｇ以上の値を達成できている。特に、Ｚｒ／Ｎｂの値を
１〜２としたＮｏ.３９（Ｚｒ／Ｎｂ＝２）、４０（Ｚ
ｒ／Ｎｂ＝４／３）、４５（Ｚｒ／Ｎｂ＝１）の試料で
は、１ｋＨｚにおいて３００００以上の透磁率が得られ
ている。従って、１５ｋＧ以上の飽和磁束密度と３００
００以上の透磁率を両立させるためには、Ｚｒ／Ｎｂの
値を１以上、２以下とすることが好ましいことがわか
る。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
の値を達成できることが明らかである。
【００４０】「実施例３」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６
に、Ｆe87-xＺr4Ｎb3Ｂ6Ｃux合金のＣu量と透磁率の関
係を示し、図７にＦe88Ｃu1Ｂ3Ｚr8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。
含有量の限定理由について説明する。実施例として図６
に、Ｆe87-xＺr4Ｎb3Ｂ6Ｃux合金のＣu量と透磁率の関
係を示し、図７にＦe88Ｃu1Ｂ3Ｚr8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。
【００４１】図６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７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７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。
【００４２】「実施例４」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(Ｆe
1-a-Ｃo a)86Ｚr4Ｎb3Ｂ6Ｃu1合金のＣo量(a)と透磁率
の関係を図８に示す。
含有量の限定理由について説明する。実施例として(Ｆe
1-a-Ｃo a)86Ｚr4Ｎb3Ｂ6Ｃu1合金のＣo量(a)と透磁率
の関係を図８に示す。
【００４３】図８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。
【００４４】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、飽
和磁束密度Ｂｓが１５ｋＧ以上であって、透磁率２３２
００以上であり、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実用上十分な透磁率を兼ね備
えたＦe系軟磁性合金を提供することができる。しかも
本発明の高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金は、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
発明によれば、飽和磁束密度Ｂｓが１５.３ｋＧ以上で
あって、透磁率３３８００以上であり、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
磁率を兼ね備えたＦe系軟磁性合金を提供することがで
きる。以上のことから本発明の高飽和磁束密度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。
和磁束密度Ｂｓが１５ｋＧ以上であって、透磁率２３２
００以上であり、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実用上十分な透磁率を兼ね備
えたＦe系軟磁性合金を提供することができる。しかも
本発明の高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金は、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
発明によれば、飽和磁束密度Ｂｓが１５.３ｋＧ以上で
あって、透磁率３３８００以上であり、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
磁率を兼ね備えたＦe系軟磁性合金を提供することがで
きる。以上のことから本発明の高飽和磁束密度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。
【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６】 図６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７】 図７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８】 図８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 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１−294847（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−156451（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 G11B 5/127 H01F 1/14
Claims (5)
- 【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、かつ、１ｋＨｚにおける実効
透磁率が２３２００以上であり、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
粒を主体としてなることを特徴とする高飽和磁束密度Ｆ
e系軟磁性合金。 （Ｆe1-a Ｃo a）b Ｂx Ｚｒy Ｃuz ただし、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％の関係を満足するものとする。 - 【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、かつ、１ｋＨｚにおける実効
透磁率が２３２００以上であり、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
粒を主体としてなることを特徴とする高飽和磁束密度Ｆ
e系軟磁性合金。 Ｆeb Ｂx Ｚｒy Ｃuz ただし、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
％の関係を満足するものとする。 - 【請求項３】 次式で示される組成からなり、飽和磁束
密度Ｂｓが１５.３ｋＧ以上、かつ、１ｋＨｚにおける
実効透磁率が３３８００以上であり、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とＮｂからなり、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％、Ｚｒ／Ｎ
ｂ≦４の関係を満足するものとする。 - 【請求項４】 次式で示される組成からなり、飽和磁束
密度Ｂｓが１５.３ｋＧ以上、かつ、１ｋＨｚにおける
実効透磁率が３３８００以上であり、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とＮｂからなり、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％、Ｚｒ／Ｎｂ≦４の関
係を満足するものとする。 - 【請求項５】 前記組成において、２／３≦Ｚｒ／Ｎｂ
≦４の関係を満足することを特徴とする請求項３または
請求項４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 |
|---|---|---|---|
| JP12480497A JP3215068B2 (ja) | 1990-04-24 | 1997-04-28 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP10830890 | 1990-04-24 | ||
| JP2-108308 | 1990-04-24 | ||
| JP12480497A JP3215068B2 (ja) | 1990-04-24 | 1997-04-28 | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3022791A Division JP2857257B2 (ja) | 1990-04-24 | 1991-01-23 | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1060608A JPH1060608A (ja) | 1998-03-03 |
| JP3215068B2 true JP3215068B2 (ja) | 2001-10-02 |
Family
ID=26448236
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12480497A Expired - Lifetime JP3215068B2 (ja) | 1990-04-24 | 1997-04-28 | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3215068B2 (ja) |
-
1997
- 1997-04-28 JP JP12480497A patent/JP3215068B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1060608A (ja) | 1998-03-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5288226B2 (ja) | 磁性合金、アモルファス合金薄帯、および磁性部品 | |
| US7935196B2 (en) | Soft magnetic ribbon, magnetic core, magnetic part and process for producing soft magnetic ribbon | |
| JP3437573B2 (ja) | ナノ結晶質構造を有するＦｅ−Ｎｉ基軟磁性合金 | |
| JP3279399B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金の製造方法 | |
| JPH044393B2 (ja) | ||
| JP3342767B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JP2710938B2 (ja) | 高飽和磁束密度軟磁性合金 | |
| JP2000073148A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JP3231149B2 (ja) | ノイズフィルタ | |
| JPH062076A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金および製造方法 | |
| JP3294938B2 (ja) | Ｆｅ系軟磁性合金 | |
| JP3159936B2 (ja) | 高硬度Ｆｅ系軟磁性合金 | |
| JP3215068B2 (ja) | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 | |
| JP3322407B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JP2857257B2 (ja) | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 | |
| JPH0867911A (ja) | ナノ結晶磁性合金の熱処理方法 | |
| JPH05263197A (ja) | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 | |
| JP2000144349A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JP3058675B2 (ja) | 超微結晶磁性合金 | |
| JP3723016B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JP2878471B2 (ja) | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 | |
| JP2878472B2 (ja) | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 | |
| JPH04341544A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JPH0765145B2 (ja) | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金および高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金薄帯 | |
| JP3058662B2 (ja) | 超微結晶磁性合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20010123 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20010710 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100727 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110727 Year of fee payment: 10 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110727 Year of fee payment: 10 |