JP3294938B2

JP3294938B2 - Ｆｅ系軟磁性合金

Info

Publication number: JP3294938B2
Application number: JP09778294A
Authority: JP
Inventors: 昌二吉田; 清策鈴木; 彰宏牧野; 健増本; 明久井上
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1993-05-11
Filing date: 1994-05-11
Publication date: 2002-06-24
Anticipated expiration: 2017-06-24
Also published as: JPH07145455A

Description

【発明の詳細な説明】

【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、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。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。

【０００３】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（Ｆｅ-Ｓｉ-Ａｌ合金）、パーマロイ
（Ｆｅ-Ｎｉ合金）、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。

【０００４】

【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。ところが、前述のセンダストは、軟磁気特性には優
れているものの、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。

【０００５】更に、非晶質合金において、Ｃｏ基合金は
軟磁気特性に優れているものの、飽和磁束密度が１０Ｋ
Ｇ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
安定性は充分でなく、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。

【０００６】一方、従来、高飽和磁束密度を有し、低鉄
損のトランス用合金として、特開平１ー２４２７５７号
公報に開示されているように、一般式（Ｆｅ_1-a Ｍ₁ _a）_100-x-y-z-tＣｕ_xＳｉ_y
Ｂ_zＭ₂ _t （ただし、Ｍ₁はＣｏおよび／またはＮｉであり、Ｍ₂は
Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴｉからなる
群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、a，x，
y，z，t はそれぞれ原子％で、０≦a≦０.３、０.１≦x
≦３、０≦y≦１７、４≦z≦１７、１０≦y＋z≦２８、
０.１≦t≦５を満たす。）なる組成を示し、組織の少な
くとも５０％が微細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最
大寸法で測定した粒径の平均が１０００オングストロー
ム以下の平均粒径を有する合金が知られている。

【０００７】前述の微細結晶合金は、特公平４ー４３９
３号公報（Ｕ.Ｓ.Ｐ. Ｎｏ. ５,１６０,３７９）に開示
されているような、Ｆｅ-Ｓｉ-Ｂ系の非晶質合金を出発
材料として開発されたものである。Ｆｅ-Ｓｉ-Ｂ系合金
において、組織を非晶質化する元素はＳｉとＢであり、
実用上十分な熱安定性を備えた合金のＦｅ含有量は７０
〜８０原子％である。この非晶質合金は、従来のＦｅ-
Ｓｉ系合金よりも優れた磁気特性を有しているものであ
った。前記の特許出願に係る微細結晶合金は、Ｆｅ-Ｓ
ｉ-Ｂ合金にＣｕと元素Ｍを添加したＦｅ-Ｍ₁-Ｃｕ-Ｓ
ｉ-Ｂ-Ｍ₃系のものであり、ここで元素Ｍ₃ はＮｂ，
Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏから選択される少な
くとも１種の元素である。この系の合金において、Ｃｕ
を含有させることは必須の条件であり、Ｃｕの添加によ
り、非晶質中に揺らぎを生じさせて微細結晶粒を生成さ
せ、組織を微細化することができるとされている。ま
た、Ｃｕを含有させない場合は、結晶粒を微細化するこ
とは難しく、化合物相が生成され易くなって磁気特性が
劣化することが前述の特許公報に記載されている。

【０００８】更にこの系の合金においては、ＣｕとＮｂ
との相互作用により結晶粒の成長を抑えることができ
る。従ってＮｂもしくはＣｕの単独添加のみでは、結晶
粒の成長は抑えられないことから、ＮｂとＣｕの複合添
加は必須であるとされている。このことは、日本金属学
会誌第５３巻第２号（１９８９年）の第２４１頁〜第２
４８頁において、先に記載した特許出願の発明者らが発
表した内容において述べられている。なお、前記特公平
４ー４３９３号公報の第２０図の組成図から、この系の
合金においてＳｉ＝０であれば、低磁歪が得られないこ
とがわかり、Ｓｉは磁歪を小さくする効果があるので、
磁歪を小さくするためにはＳｉの添加は必須である。

【０００９】このような従来技術に対し本願発明者ら
は、全く異なる観点から、全く異なる成分系の材料を用
いて軟磁性材料の開発を進めており、その中に、前記セ
ンダスト、パーマロイ、けい素鋼などの従来技術に鑑み
て先に特許出願している特公昭６０ー３０７３４号公報
に見られるＦｅ（Ｃｏ，Ｎｉ）-Ｚｒ系合金がある。こ
のＦｅ（Ｃｏ，Ｎｉ）-Ｚｒ系の合金は、非晶質形成能
力の大きいＺｒを添加しているので、Ｚｒの添加量を少
なくしても非晶質化を図ることができ、Ｆｅの濃度を９
０％以上とすることが可能である。更にＺｒと同様な非
晶質形成元素としてＨｆを用いることができるものであ
った。ところがこの系においてＦｅ濃度が高い合金のキ
ュリー点は、室温付近であるがために、磁心材料として
は実用的な合金ではなかった。

【００１０】次に本願発明者らは、Ｆｅ-Ｈｆ系の非晶
質合金を特殊な方法で一部結晶化させることで、平均結
晶粒径１０〜２０ｎｍ程度の微細結晶組織を得ることが
できることを知見し、１９８０年に、「CONFERENCE ON
METALLIC SCIENCE ANDTECHNOLGY BUDAPEST 」の第２１
７頁〜第２２１頁において発表している。この発表時の
技術から鑑みると、Ｆｅ-Ｈｆ系合金においてはＣｕ等
の元素を添加しなくとも組織の微細化が起こり得ること
が示唆される。このメカニズムについては明らかではな
いが、非晶質合金を作成する場合の急冷状態で既に組織
のゆらぎが存在し、このゆらぎが不均一核生成のサイト
となって均一かつ微細な核が多数生成するものと考えら
れる。

【００１１】前述の通り、Ｆｅ-Ｈｆ系の合金は、非晶
質状態では良好な磁気特性を示さない。しかしこの合金
が、非磁性添加元素を必要とせずに微細化することを考
慮すると、Ｆｅ-Ｈｆ系非晶質合金を出発材料とするこ
とで、従来にない高いＦｅ濃度の微細結晶合金が得ら
れ、従って先のＦｅ-Ｓｉ-Ｂ系の微細結晶合金よりもさ
らに高い飽和磁束密度を持つ新合金の出現が期待され
る。そこで本発明者らが更に研究を進めた結果、粒成長
を抑えるためには、Ｆｅ-Ｍ系微微結晶合金の熱的安定
性を高める必要があり、更に、粒成長の障壁となり得る
熱的に安定な非晶質相を粒界に残存させることが必要で
あり、そのような観点から非晶質合金の熱的安定性を高
める元素であるＢに着目して研究を進めた。

【００１２】その結果として本発明者らは先に、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２−１０８３０８号明細書において、平成２年４月２
４日付けで特許出願している。

【００１３】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
であった。（Ｆｅ_1-aＣｏ_a）_bＢ_xＴ_yＴ’_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、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、または両方を含み、
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、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。

【００１４】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_bＢ_xＴ_yＴ’_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、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、
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、ｂ≦９
２原子％、ｘ＝０.５〜１６原子％、ｙ＝４〜１０原子
％、ｚ＝０.２〜４.５原子％である。

【００１５】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２−２３０
１３５号明細書において、以下に示す組成の合金につい
て特許出願を行なっている。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。（Ｆｅ_1-aＱ_a）_bＢ_xＴ_y 但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか又は両方であり、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、または両方を含み、ａ≦
０.０５、ｂ≦９３原子％、ｘ＝０.５〜８原子％、ｙ＝
４〜９原子％である。

【００１６】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もの
である。Ｆｅ_bＢ_xＴ_y 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
≦９３原子％、ｘ＝０.５〜８原子％、ｙ＝４〜９原子
％である。

【００１７】そこで、本願発明者らは、更に鋭意研究を
重ねた結果、先に出願した特願平２−１０８３０８号お
よび特願平２−２３０１３５号に記載の合金のＴ’のＡ
ｇ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔに代えて、これをＧｅ、Ｇ
ａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｐｄ、Ｂｉ、Ｒｕからなる選ばれた１
種又は２種以上の元素とすることにより、より優秀な透
磁率を有する軟磁性合金を得ることができることを知見
した。

【００１８】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、かつ高い機械的強度と高い熱
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。

【００１９】

【課題を解決するための手段】請求項１に記載のＦｅ系
軟磁性合金は、上記課題を解決するために、次式で示さ
れる組成からなることを特徴とするものである。（Ｆｅ_1-aＱ_a）_bＢ_xＴ_yＴ’_z 但しＱはＣｏ、Ｎｉのいずれかまたは両方であり、元素
ＱがＣｏのときＴはＺｒ、元素ＱがＮｉのときＴはＮｂ
であり、Ｔ’は、Ｇａであり、ａ≦０.０５、ｂ＝７５
〜９２原子％、ｘ＝０.５〜１８原子％、ｙ＝４〜１０
原子％、ｚ≦４.５原子％である。

【００２０】請求項２に記載のＦｅ系軟磁性合金は、上
記課題を解決するために、次式で示される組成からなる
ことを特徴とするものである。Ｆｅ_bＢ_xＴ_yＴ’_z 但しＴは、ＺｒまたはＮｂのいずれか１種の元素であ
り、Ｔ’は、Ｇｅ又はＧａのいずれか１種の元素であ
り、ｂ≦９２原子％、ｘ＝０.５〜１８原子％、ｙ＝４
〜１０原子％、ｚ≦４.５原子％である。

【００２１】

【００２２】

【００２３】請求項３に記載のＦｅ系軟磁性合金は、、
上記課題を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ
系軟磁性合金において、ｚ＝０.２〜２原子％としたも
のである。

【００２４】請求項４に記載のＦｅ系軟磁性合金は、上
記課題を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ系
軟磁性合金において、元素Ｔが、Ｎｂである場合、ｘ＝
６.５〜１８原子％としたものである。

【００２５】以下に本発明を詳細に説明する。本発明の
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
程あるいは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を実施することに
よって通常得ることができる。

【００２６】本発明の軟磁性合金にはＢが必ず添加され
ている。Ｂには軟磁性合金の非晶質形性能を高める効
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制御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。

【００２７】また、軟磁性合金において、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。従ってこれらの元素を含む
場合にＢの添加量を少なくすることができるので、０.
５〜１８原子％とすることができる。しかしながら、Ｚ
ｒ、Ｈｆ以外の元素を元素Ｔの１種として添加する場
合、Ｚｒ、Ｈｆ以外の元素の非晶質形成能力が低いため
に、Ｂの添加量を６.５〜１８原子％とすることがより
好ましい。

【００２８】そして、Ｚｒ、Ｈｆはその一部を他の４Ａ
〜６Ａ族元素のうち、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
の内の１種又は２種以上と置換することができ、同等の
効果を得ることができる。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
元素をＺｒ、Ｈｆに代えて添加している場合、あるいは
Ｚｒ、Ｈｆを少なくして前記元素を多くした場合には、
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を主体と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、先に本願発明者から特許出願している合金に
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緩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。

【００２９】更に、本発明においては、Ｇｅ又はＧａ
を、４.５原子％以下の量で含有されることが好まし
い。添加量が４.５原子％を超えると透磁率が劣化し、
添加効果が得られない。添加量が０.２原子％より少な
いと前記熱処理工程により優れた軟磁気特性を得ること
が難しいが、飽和磁束密度が若干向上するため、これら
の元素の含有量は０.２原子％以下でも良い。しかしな
がら、０.２〜２原子％の範囲の添加量がより好まし
く、この範囲の添加量で１００００以上の透磁率が得ら
れる。

【００３０】上記Ｇｅ、Ｇａの添加により、軟磁気特性
が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、上記Ｇｅ、
Ｇａを添加した結晶化温度は、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
加により非晶質が不均一となり、その結果、非晶質の安
定性が低下したことに起因すると考えられる。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、得られる組成が微
細結晶粒組織となると考えられる。以上の観点から上記
元素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。

【００３１】また、Ｆｅに対する固溶度が著しく低い元
素である場合についても、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。

【００３２】

【００３３】更に、本発明合金におけるＦｅ、Ｃｏ量の
ｂは、７５〜９２原子％である。これは、ｂが９２原子
％を超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
％以上であることが好ましいのでこのような範囲とし
た。

【００３４】

【実施例】以下に、本発明の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。（実施例１）以下の各実施例に示す合金は、単ロール液
体急冷法により作成した。即ち、１つの回転している鋼
製ロール上に置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。透磁率は、薄
帯を加工し、外径１０ｍｍ、内径６ｍｍのリング状とし
たもの、または、幅１ｍｍ、長さ６０ｍｍの短冊状の試
料を用い、インダクタンス法により測定した。実効透磁
率（μｅ）の測定条件は１０ｍＯｅ、１ｋＨｚとした。
なお、特に規定しない限り以下に示す実施例では、６０
０℃〜７００℃の温度で１時間焼き鈍しを行った後の磁
気特性を示す。

【００３５】以下に示す組成からなる合金について、熱
処理を施して得られる軟磁性合金の透磁率の関係を調べ
た。熱処理は、赤外線イメージ炉を使用し、昇温速度１
００℃／分で加熱し、真空中、６００℃〜７００℃で１
時間保持したものである。熱処理後の冷却速度は４０℃
／分で一定とした。測定結果を表１に示す。

【００３６】

【表１】

【００３７】表１より、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂ
ｉ、Ｒｕ、Ｓｂ、Ｚｎ、を添加したものは、これらの元
素を添加しない比較例１、２に比べて、著しく優秀な透
磁率を示すことが判明した。よって、本発明においては
合金中にＧａ、Ｇｅを含有させることを限定した。な
お、上記組成はＦｅ₈₂Ｎｂ₇Ｂ₁₀Ｔ₁’合金のＴ’を表１
に示すような各種の元素に置き換えたものであるが、Ｎ
ｂをＨｆやＺｒと置換した合金で上記試験を行なった場
合においても、各合金は同様に高い透磁率を示した。ま
た、上記試験における昇温速度は１００℃／分とした
が、本発明者らは、先に、特許出願している特願平５−
１９０６７４号におけるＦｅ系軟磁性合金の製造方法の
中で、合金の熱処理時の透磁率は、昇温速度に大きく依
存することを知見している。よって、本発明合金におい
ても、同様に熱処理時の上記昇温速度を１.０℃／分以
上にすることが望ましい。よって、本発明合金の磁気特
性は、最適な熱処理条件を適当に選ぶことにより調整さ
れ、また磁場中の焼鈍などにより磁気特性を改善するこ
とができるものである。

【００３８】次に、本発明合金の元素Ｔ’の含有量の限
定理由について、Ｇｅを例にとり以下に説明する。実施
例として図１にＦｅ₈₂Ｎｂ₇Ｂ_11-zＧｅ_z合金のＧｅ含有
量（ｚ）と透磁率との関係を示す。

【００３９】図１からＧｅ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。Ｇｅ量が０.２原子％以下になるとＧｅ添加効果が
有効に得られにくく、またＧｅ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。しか
し、この系の合金は冷却速度を挙げることで透磁率の改
善ができるので、ｚは実質上０.２原子％以下でも良
い。なお、Ｇｅ以外についても上記とほぼ同様な結果を
得ている。よって、本発明合金における元素Ｔ’の含有
量の範囲は４.５原子％以下とした。また、透磁率で１
００００を超える値とするためには、ｚ＝０.２〜２原
子％の範囲とすることが好ましいことも明らかになっ
た。

【００４０】次に、Ｆｅ₈₂Ｎｂ₇Ｂ₁₀Ｇｅ₁合金の熱処理
後の組織を透過電子顕微鏡を用いて観察した結果を図３
に示す。図３より、熱処理後の組織が、粒径約１００μ
ｍ程度の微結晶からなることが判る。また、Ｆｅ₈₂Ｎｂ
₇Ｂ₁₀Ｇｅ₁合金について熱処理前後の硬さの変化を調べ
たところ、ビッカーズ硬さで急冷状態の９００ＤＰＮか
ら６５０℃熱処理後には１４００ＤＰＮと著しく高い値
を示し、磁気ヘッド用材料に好適な硬さを有しているこ
とも判明した。

【００４１】（実施例２）Ｆｅ_84-zＮｂ₇Ｂ₉Ｔ’_zで示
される組成の合金薄帯を単ロール急冷法により作製し、
飽和磁束密度、保磁力、電気抵抗、透磁率、コアロスの
z量依存性について調査した。作製された薄帯の幅は約
１５ｍｍであり、厚さは約１５〜２５μｍであった。飽
和磁束密度は、振動式磁束計を用いて１０ｋＯｅの磁場
で、保磁力は直流ＢーＨトレーサーを用い、１０Ｏｅ
で磁場を反転して測定した。電気抵抗は、四端子法によ
り測定し、１ｋＨｚおよび１００ｋＨｚにおける透磁率
はインピーダンスアナライザーにより５ｍＯｅの磁場で
測定した。また、コアロスは、交流磁化特性測定装置を
用いＢｍー２ｋＧauss、ｆ＝１００ｋＨｚの条件で測定
した。透磁率、コアロスの測定試料は外径１０ｍｍ、内
径６ｍｍのリング状とした。また、以下に示す測定結果
はいずれも昇温速度４０℃／分、保持温度６５０℃、保
持時間１時間の真空中熱処理を行った結果である。

【００４２】図３に飽和磁束密度とz量の関係を示す。z
量を増加しても飽和磁束密度の低下の割合はわずかであ
り、本発明合金においてはＴ’で示される元素を添加し
た後も高い飽和磁束密度を維持できることがわかった。
図４に保磁力とz量の関係を示す。z量を増加しても保磁
力の増大はわずかであり、本発明合金においては、Ｔ’
で示される元素を添加した後も小さな保磁力を維持でき
ることがわかった。

【００４３】図５に電気抵抗とz量の関係を示す。z量の
増加に伴い電気抵抗も増大した。一般に高周波領域で磁
性材料を使用する場合、渦電流損失を低減する観点か
ら、電気抵抗の大きい磁性材料が望まれる。図５から、
元素Ｔ’で示される元素を添加することにより、無添加
の場合に比べて電気抵抗を増大できることが判明した。
従って本発明に係る系の合金は高周波領域における渦電
流損失を少なくできることが判明した。

【００４４】図６に透磁率とz量の関係を示す。この結
果から、１ｋＨｚ付近の透磁率を向上させるためには、
０.２〜２原子％、より好ましくは、１原子％程度の添
加が最も効果的であることがわかる。また、透磁率の高
周波特性を改善し、周波数依存性の平坦な特性を得るた
めには２原子％以上の添加が効果的であることがわか
る。しかし、４.５原子％を超えて添加すると、実施例
１の場合と同様に、透磁率の劣化を招くので実用上好ま
しくない。図７にコアロスとz量の関係を示す。元素
Ｔ’で示される元素を添加することにより、無添加の場
合に比べてコアロスを低減できることが判明した。

【００４５】（実施例３）Ｆｅ₈₃Ｎｂ₇Ｂ₉Ｔ’₁で示さ
れる組成の合金薄帯を単ロール急冷法により作製し、透
磁率およびコアロスの熱処理温度依存性について調査し
た。作製された薄帯の幅は約１５ｍｍであり、厚さは約
１５〜２５μｍであった。透磁率はインピーダンスアナ
ライザーを用いて５ｍＯｅの磁場で測定した。また、コ
アロスは交流磁化特性測定装置を用い、Ｂｍ＝２ｋＧau
ss、ｆ＝１００ｋＨｚの条件で測定した。透磁率、コア
ロスの測定試料は外径１０ｍｍ、内径６ｍｍのリング状
とした。また、熱処理は昇温速度４０℃／分、保持時間
１時間とし、保持温度を４００〜６５０℃まで変化させ
て行った。

【００４６】図８には透磁率の熱処理温度依存性を示
す。Ｔ’で示される元素を添加した合金は、５００〜６
５０℃の最適熱処理温度範囲において、無添加の合金に
比べて大きな透磁率を示した。また、Ｇａ、Ｇｅを添加
した合金の場合には、１００００以上の透磁率がより低
温域で得られており、熱処理温度を低くできる工業的な
利点もあることが判明した。

【００４７】図９にコアロスの熱処理温度依存性を示
す。Ｔ’で示される元素を添加した合金は、６００〜６
５０℃の最適熱処理温度範囲において、無添加の合金に
比べてコアロスが低減されていることが明らかである。
また、Ｇａ、Ｇｅを添加した場合は、より低温の熱処理
で低いコアロスを得ることができることが判明した。

【００４８】（実施例４）本発明による種々の組成の合
金薄帯を単ロール法により作製し、飽和磁束密度と、保
磁力と、透磁率と、コアロスについて調査した。作製さ
れた薄帯の幅は約１５ｍｍであり、厚さは約１５〜２５
μｍであった。飽和磁束密度は、振動式磁束計を用いて
１０ｋＯｅの磁場で、保磁力は直流ＢーＨトレーサーを
用い、１０Ｏｅで磁場を反転して測定した。１ｋＨｚ
および１００ｋＨｚにおける透磁率はインピーダンスア
ナライザーにより５ｍＯｅの磁場で測定した。また、コ
アロスは、交流磁化特性測定装置を用いＢｍー２ｋＧau
ss、ｆ＝１００ｋＨｚの条件で測定した。測定試料は外
径１０ｍｍ、内径６ｍｍのリング状とした。また、以下
に示す測定結果はいずれも昇温速度４０℃／分、保持温
度６００℃または６５０℃、保持時間１時間の真空中熱
処理を行った結果である。

【００４９】次に、上記実施例によって作製された各組
成の試料を表２〜表４に示す。表２は、Ｔ＝Ｎｂの場合
の薄帯の厚さ（ｔ）、飽和磁束密度（Ｂｓ）、保磁力
（Ｈｃ）、コアロスをそれぞれ示すものであり、表３
は、同じくＴ＝Ｎｂの場合の熱処理温度、飽和磁束密
度、保磁力、透磁率、コアロスの測定値、表４はＴ＝Ｚ
ｒの場合の同じ測定値を示すものである。

【００５０】

【表２】

【００５１】

【表３】

【００５２】

【表４】

【００５３】表２〜４からわかるように、添加元素を
Ｔ’を加えることにより、Ｔ’を添加していない比較例
と比較して透磁率と、コアロスがともに優れた値を示し
ていることがわかる。

【００５４】以上の如く本発明合金は、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、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。また、本発明合金における軟磁性合
金の組成にＮｂを含有させた場合には、前記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、製造条件が緩く、製造しやすい特徴がある。よっ
て、本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、これら性能向上と小型化と軽量化をな
しえる効果がある。

【００５５】

【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、特
定組成のＦｅＺｒＢ系あるいはＦｅＮｂＢ系にＧａかＧ
ｅを特定量添加しているので、従来の実用合金より優れ
た飽和磁束密度を示すとともに、実用に充分な低い保磁
力を示す。しかも、透磁率が従来の実用合金よりも高
く、組成に応じて１００００を超える透磁率が容易に得
られるとともに、高い周波数域においても充分に高い透
磁率を示す。更に、低周波域においては勿論、高周波域
に至るまで低いコアロスを実現できる。更にまた、組成
に応じて磁歪を制御することも容易にできる。しかも本
発明の軟磁性合金は、高い機械強度を有し、高い熱的安
定性も兼ね備えている。

【００５６】また、本発明の先の組成の合金においてＮ
ｂを添加したものは、いずれも熱的に安定であるので、
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。

【００５７】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得る効
果がある。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明における実施例の合金の一例におけるＧ
ａ量と透磁率の関係を示す片対数グラフである。

【図２】本発明における実施例の合金の一例の熱処理後
の組成を示す顕微鏡写真の模式図である。

【図３】飽和磁束密度と元素Ｔ’の添加量との関係を示
す図である。

【図４】保磁力と元素Ｔ’の添加量との関係を示す図で
ある。

【図５】電気抵抗と元素Ｔ’の添加量との関係を示す図
である。

【図６】透磁率と元素Ｔ’の添加量との関係を示す図で
ある。

【図７】コアロスと元素Ｔ’の添加量との関係を示す図
である。

【図８】Ｆｅ₈₄Ｎｂ₇Ｂ₉およびＦｅ₈₃Ｎｂ₇Ｂ₉Ｔ’₁の
組成の試料における透磁率と熱処理温度との関係を示す
図である。

【図９】Ｆｅ₈₄Ｎｂ₇Ｂ₉およびＦｅ₈₃Ｎｂ₇Ｂ₉Ｔ’₁の
組成の試料におけるコアロスと熱処理温度との関係を示
す図である。

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 (56)参考文献特開平１−294847（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 C22C 45/02 H01F 1/14

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】次式で示される組成からなることを特徴
とするＦｅ系軟磁性合金。（Ｆｅ_1-aＱ_a）_bＢ_xＴ_yＴ’_z 但しＱはＣｏ、Ｎｉのいずれかまたは両方であり、元素
ＱがＣｏのときＴはＺｒ、元素ＱがＮｉのときＴはＮｂ
であり、Ｔ’は、Ｇａであり、ａ≦０.０５、ｂ＝７５〜９２原子％、ｘ＝
０.５〜１８原子％、ｙ＝４〜１０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ることを特徴
とするＦｅ系軟磁性合金。Ｆｅ_bＢ_xＴ_yＴ’_z 但しＴは、ＺｒまたはＮｂのいずれか１種の元素であ
り、Ｔ’は、Ｇｅ又はＧａのいずれか１種の元素であ
り、ｂ≦９２原子％、ｘ≦０.５〜１８原子％、ｙ＝４〜１０原子％、ｚ≦４.５原子％である。
【請求項３】請求項１又は２に記載のＦｅ系軟磁性合
金において、ｚ＝０.２〜２原子％であることを特徴とするＦｅ系軟
磁性合金。
【請求項４】請求項１、２、３のいずれかに記載のＦ
ｅ系軟磁性合金において、元素ＴがＮｂである場合、ｘ
＝６.５〜１８原子％であることを特徴とするＦｅ系軟
磁性合金。