JPH02232301A - 磁気特性に優れたアトマイズ合金粉末 - Google Patents
磁気特性に優れたアトマイズ合金粉末Info
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Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は、スイッチング電源用可飽和リアクトル、磁気
ヘッド等の磁心材料や磁気シールド材料に用いられる透
磁率の高い磁性合金粉末に関するものである。
ヘッド等の磁心材料や磁気シールド材料に用いられる透
磁率の高い磁性合金粉末に関するものである。
(従来の技術)
近年、軟磁気特性に優れた非晶質合金が開発され、磁気
ヘッドや変圧器等の磁心材料や磁気シールド材料として
使用されるようになってきている。
ヘッドや変圧器等の磁心材料や磁気シールド材料として
使用されるようになってきている。
しかし、これらの合金は特殊な製造方法のために形状が
限定されている。通常、液体急冷法による薄帯か気相急
冷法による薄膜、もしくはメカニカルアロイングやアト
マイズ法による粉末として製造される。このうち粉末の
ものは、塗料に混入して磁気シールド材に用いたり、熱
開成型によるバルク材形成の素材として用いられたりし
ており、粉末の量産上好ましいといわれているアトマイ
ズ法で製造されている. (発明が解決しようとする課題) しかしながら、アトマイズ法による非晶質合金粉末の磁
気特性は、現在のところ、薄帯のものに比べ劣っている
.またアトマイズ法は、比較的冷却速度が遅いので、非
晶質化する合金組成範囲は小さく、且つ非常に小さな粉
末粒径に限られるため、歩留りは非常に悪いのが現状で
ある.本発明はかかる実情に鑑みて成されたものであり
、アトマイズ法によって効率良く製造できる優れた磁気
特性を有する合金粉末を提供することを目的としている
. (課題を解決するための手段) 本発明者は、アトマイズ法で磁気特性に優れた合金粉末
を得る為、比較的冷却速度が小さい場合でも、すなわち
、一部の非晶質相が結晶化しても磁気特性の劣化しない
合金組成を鋭意研究し、以下の本発明を完成した. すなわち、本発明の第1は、Gaが0.5〜10at%
、Nbs Zr, Hf,Ta,MO% WSTlの一
種若しくは二種以上の総計が5at%以下、5i, G
e、AIの一種若しくは二種以上の総計が3〜18aL
%、B,C,Pの一種若しくは二種以上の総計が3〜2
0a t%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
からなる溶湯をアトマイズ法によって粉末固体としたも
のである。
限定されている。通常、液体急冷法による薄帯か気相急
冷法による薄膜、もしくはメカニカルアロイングやアト
マイズ法による粉末として製造される。このうち粉末の
ものは、塗料に混入して磁気シールド材に用いたり、熱
開成型によるバルク材形成の素材として用いられたりし
ており、粉末の量産上好ましいといわれているアトマイ
ズ法で製造されている. (発明が解決しようとする課題) しかしながら、アトマイズ法による非晶質合金粉末の磁
気特性は、現在のところ、薄帯のものに比べ劣っている
.またアトマイズ法は、比較的冷却速度が遅いので、非
晶質化する合金組成範囲は小さく、且つ非常に小さな粉
末粒径に限られるため、歩留りは非常に悪いのが現状で
ある.本発明はかかる実情に鑑みて成されたものであり
、アトマイズ法によって効率良く製造できる優れた磁気
特性を有する合金粉末を提供することを目的としている
. (課題を解決するための手段) 本発明者は、アトマイズ法で磁気特性に優れた合金粉末
を得る為、比較的冷却速度が小さい場合でも、すなわち
、一部の非晶質相が結晶化しても磁気特性の劣化しない
合金組成を鋭意研究し、以下の本発明を完成した. すなわち、本発明の第1は、Gaが0.5〜10at%
、Nbs Zr, Hf,Ta,MO% WSTlの一
種若しくは二種以上の総計が5at%以下、5i, G
e、AIの一種若しくは二種以上の総計が3〜18aL
%、B,C,Pの一種若しくは二種以上の総計が3〜2
0a t%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
からなる溶湯をアトマイズ法によって粉末固体としたも
のである。
また本発明の第2は、第1の本発明に係るアトマイズ合
金粉末が、体積量で50%以上の非晶買からなるもので
ある。
金粉末が、体積量で50%以上の非晶買からなるもので
ある。
また本発明の第3は、第1又は第2の本発明におけるF
eの一部を5at%以下のNi、5’at%以下のMn
SCr, V、30a t%以下の.Coの一種もしく
は二種以上で置換したものである. また本発明の第4は、第1〜第3の本発明において、ア
トマイズ後熱処理することによって準安定bcc相を析
出させたものである。
eの一部を5at%以下のNi、5’at%以下のMn
SCr, V、30a t%以下の.Coの一種もしく
は二種以上で置換したものである. また本発明の第4は、第1〜第3の本発明において、ア
トマイズ後熱処理することによって準安定bcc相を析
出させたものである。
(作 用)
つまり、本発明のようにFe, Co..Ga, (
St, AI%Ge,B,C,P)を主体とする合金を
アトマイズ法によって粉末化した場合には、十分急冷す
れば完全に非晶質化するし、仮に冷却速度が遅く結晶化
が起こっても磁気特性の良い準安定bcc相が析出する
ために磁気特性の劣化が無く、歩留りが向上すること、
また熱間成形によってバルク化する場合でも結晶化によ
る磁気特性の劣化がないため広い温度範囲で行える.こ
れは、本発明の組成では結晶磁気異方性と磁歪が共に零
となり軟磁気特性に優れた準安定bcc相が非晶質相か
ら析出し、このbcc相が非晶質相の結晶化温度よりも
かなり高い温度まで準安定に存在し得るためと考えられ
る。
St, AI%Ge,B,C,P)を主体とする合金を
アトマイズ法によって粉末化した場合には、十分急冷す
れば完全に非晶質化するし、仮に冷却速度が遅く結晶化
が起こっても磁気特性の良い準安定bcc相が析出する
ために磁気特性の劣化が無く、歩留りが向上すること、
また熱間成形によってバルク化する場合でも結晶化によ
る磁気特性の劣化がないため広い温度範囲で行える.こ
れは、本発明の組成では結晶磁気異方性と磁歪が共に零
となり軟磁気特性に優れた準安定bcc相が非晶質相か
ら析出し、このbcc相が非晶質相の結晶化温度よりも
かなり高い温度まで準安定に存在し得るためと考えられ
る。
以下、本発明の限定理由について説明する。
(1) Pe
高い飽和磁束密度と準安定bcc相を得るためにこれを
主体とする. (2) Ga 非晶質相から磁気特性の優れた準安定bcc相を結晶化
させるために0.5 at%以上、10at%以下の範
囲で添加する。すなわち、0.5 at%未満では磁気
特性の優れた準安定bcc相が析出せず、又10at%
を越えても同様である。好ましくは、1.5 a1%以
上、8at%以下である。
主体とする. (2) Ga 非晶質相から磁気特性の優れた準安定bcc相を結晶化
させるために0.5 at%以上、10at%以下の範
囲で添加する。すなわち、0.5 at%未満では磁気
特性の優れた準安定bcc相が析出せず、又10at%
を越えても同様である。好ましくは、1.5 a1%以
上、8at%以下である。
(3) Nb, Zr, Hf,↑a, Mo、W,
Ti磁気特性の優れた準安定bcc相をより高温まで安
定にするため、Nb, Zr, Hf, TaSMo、
W,Tiのうちから一種もしくは二種以上を選び総計で
6at%以下の範囲で添加するほうが好ましい。すなわ
ち、6at%を越えると飽和磁化量が減少するためであ
る.好ましくは、4at%以下である。
Ti磁気特性の優れた準安定bcc相をより高温まで安
定にするため、Nb, Zr, Hf, TaSMo、
W,Tiのうちから一種もしくは二種以上を選び総計で
6at%以下の範囲で添加するほうが好ましい。すなわ
ち、6at%を越えると飽和磁化量が減少するためであ
る.好ましくは、4at%以下である。
(4) St, Ge, AI
非晶質和から磁気特性の優れた準安定bcc相を結晶化
させるため、St, AI、Geのうちから一種もしく
は二種以上を選び総計で3at%以上、1.8at%以
下の範囲で添加する。すなわち、3at%未満では、磁
気特性が劣化することとなり、又18at%を越えると
非晶質化が困難となるからである.好ましくは、5at
%以上、l5at%以下である。
させるため、St, AI、Geのうちから一種もしく
は二種以上を選び総計で3at%以上、1.8at%以
下の範囲で添加する。すなわち、3at%未満では、磁
気特性が劣化することとなり、又18at%を越えると
非晶質化が困難となるからである.好ましくは、5at
%以上、l5at%以下である。
(5) BSCSP
非晶質状態とするために、B..C..Pのうちから一
種もしくは二種以上を選び総計で3at%以上、20a
t%以下の範囲で添加する。3at%未満では非晶質化
が困難となり、又20at%を越えても同様である。好
ましくは、4at%以上、15at%以下である。
種もしくは二種以上を選び総計で3at%以上、20a
t%以下の範囲で添加する。3at%未満では非晶質化
が困難となり、又20at%を越えても同様である。好
ましくは、4at%以上、15at%以下である。
(6) Mn, Ni, Cr, V磁歪を零に調節
するため、5at%以下の範囲でFeと置き換えてもよ
い。5at%を越えると飽和磁化量が減少するからであ
る。
するため、5at%以下の範囲でFeと置き換えてもよ
い。5at%を越えると飽和磁化量が減少するからであ
る。
(7) Co
飽和磁束密度を高めるために、30at%以下の範囲で
Feと置き換えても良い*30at%を越えると磁気特
性の優れた準安定bcc相の析出が困難となるからであ
る. (8)構 造 本発明の磁気特性を得るために、bcc構造(ただし、
D O x型に規則化したものも含む)、もしくは非晶
質相、もしくは両相の混和とする.但し、アトマイズ後
に両相が混和の場合には、非晶質相は体積量で50%以
上必要である.これは、50%未満の場合には準安定b
cc相以外に他の金属間化合物が析出し、磁気特性が劣
化するからである。
Feと置き換えても良い*30at%を越えると磁気特
性の優れた準安定bcc相の析出が困難となるからであ
る. (8)構 造 本発明の磁気特性を得るために、bcc構造(ただし、
D O x型に規則化したものも含む)、もしくは非晶
質相、もしくは両相の混和とする.但し、アトマイズ後
に両相が混和の場合には、非晶質相は体積量で50%以
上必要である.これは、50%未満の場合には準安定b
cc相以外に他の金属間化合物が析出し、磁気特性が劣
化するからである。
アトマイズ後、金属間化合物相の析出しない低温で熱処
理し、準安定bcc相を析出させる場合は100%bc
c構造とした方がむしろ、磁気特性上好ましい。通常結
晶化温度(T8)からTx +150゛Cの範囲で熱処
理する。
理し、準安定bcc相を析出させる場合は100%bc
c構造とした方がむしろ、磁気特性上好ましい。通常結
晶化温度(T8)からTx +150゛Cの範囲で熱処
理する。
(9)製造方法
アトマイズ法であれば特に限定しない。これは合金粉末
の量産性を確保するためである。
の量産性を確保するためである。
(実施例l)
表1の組成の粉末を圧力100 kg/cdのArガス
アトマイズ法によって作製した。作製した粉末の約90
%が直径が100μm以下であったので、それらの粉末
を以下の測定に供した。
アトマイズ法によって作製した。作製した粉末の約90
%が直径が100μm以下であったので、それらの粉末
を以下の測定に供した。
X線回折測定によって、これら粉末の構造は非晶質相と
結晶相の混在したものであることが確認された.アトマ
イズ後の本発明粉末の保磁力は、代表的な非晶質合金組
成である比較材(t4al8)の保磁力よりもはるかに
小さく、優れた軟磁気特性を示す. また、これら合金粉末を500゜Cの温度で50kg/
IIIII12の圧力下で熱間プレスしlms厚さの仮
とした後の保磁力も測定した結果、本発明合金では熱間
ブレス成形しても、保磁力の劣化は認められなかった。
結晶相の混在したものであることが確認された.アトマ
イズ後の本発明粉末の保磁力は、代表的な非晶質合金組
成である比較材(t4al8)の保磁力よりもはるかに
小さく、優れた軟磁気特性を示す. また、これら合金粉末を500゜Cの温度で50kg/
IIIII12の圧力下で熱間プレスしlms厚さの仮
とした後の保磁力も測定した結果、本発明合金では熱間
ブレス成形しても、保磁力の劣化は認められなかった。
次にアトマイズ後の保磁力と粉末粒径の関係をNα1の
本発明の組成と魔17の比較例について調べた。その結
果を第1図に示す. 本発明材の場合は100μm以下の直径でほぼ一定して
近い保磁力を示すが、比較材の場合は10μm以上に直
径が大きくなると急激に保磁力が増大する。すなわち、
保磁力で選別するならば本発明材の歩留りは、比較材に
比べはるがに大きいものとなる。
本発明の組成と魔17の比較例について調べた。その結
果を第1図に示す. 本発明材の場合は100μm以下の直径でほぼ一定して
近い保磁力を示すが、比較材の場合は10μm以上に直
径が大きくなると急激に保磁力が増大する。すなわち、
保磁力で選別するならば本発明材の歩留りは、比較材に
比べはるがに大きいものとなる。
(実施例2)
Fe71GaJlIZr2SL+.+I3a(at%)
なる組成の合金を70kg/cdのヘリウム(lle)
ガスアトマイズによって粉末化した。
なる組成の合金を70kg/cdのヘリウム(lle)
ガスアトマイズによって粉末化した。
粉末の平均粒径は約40μmで、約95%が150μm
以下の直径のものであった。10μm以下の直径のもの
と50〜70μmの直径のものについてX線回折測定を
行うと第2図に示すように、10μm以下のものは非晶
質であるが、50〜70μmのものは非晶質とbcc相
が混在していることが確認された.DTAによる熱分析
から非晶質相の結晶化開始温度は485゜Cであった。
以下の直径のものであった。10μm以下の直径のもの
と50〜70μmの直径のものについてX線回折測定を
行うと第2図に示すように、10μm以下のものは非晶
質であるが、50〜70μmのものは非晶質とbcc相
が混在していることが確認された.DTAによる熱分析
から非晶質相の結晶化開始温度は485゜Cであった。
70μm以下の直径の粉末をアルゴン(Ar)ガス中で
10分間熱処理した後の粉末の保磁力と熱処理温度の関
係を第3図に示す。保磁力は結晶化開始温度を越える温
度で熱処理しても劣化することはな<、700゜C近い
温度まで小さい値を示す。650゛Cの熱処理後の構造
は第4図に示すようにほぼbcc相単相であった。
10分間熱処理した後の粉末の保磁力と熱処理温度の関
係を第3図に示す。保磁力は結晶化開始温度を越える温
度で熱処理しても劣化することはな<、700゜C近い
温度まで小さい値を示す。650゛Cの熱処理後の構造
は第4図に示すようにほぼbcc相単相であった。
このように本発明合金では、非晶質とbcc相が混在し
ても、また熱処理によってbcc単相としても優れた磁
気特性を示す。
ても、また熱処理によってbcc単相としても優れた磁
気特性を示す。
(発明の効果)
以上説明したように本発明合金粉末は、アトマイズ法に
よって効率良く製造でき、かつ優れた磁気特性を示す。
よって効率良く製造でき、かつ優れた磁気特性を示す。
添付図面は本発明の実験結果を示したものであり、第1
図は本発明例と比較例の保持力と粉末粒径の関係を示す
図、第2図及び第4図はX線回折プロフィルを示す図、
第3図は保持力の熱処理温度の依存性を示す図である。 第1図 第2図 紛東紋吐忰) 第3図 第4A 熟丸1濫友(゜C) 2e/−
図は本発明例と比較例の保持力と粉末粒径の関係を示す
図、第2図及び第4図はX線回折プロフィルを示す図、
第3図は保持力の熱処理温度の依存性を示す図である。 第1図 第2図 紛東紋吐忰) 第3図 第4A 熟丸1濫友(゜C) 2e/−
Claims (4)
- (1)Gaが0.5〜10at%、Nb、Zr、Hf、
Ta、Mo、W、Tiの一種若しくは二種以上の総計が
6at%以下、Si、Ge、Alの一種若しくは二種以
上の総計が3〜18at%、B、C、Pの一種若しくは
二種以上の総計が3〜20at%を含有し、残部はFe
および不可避的不純物からなる溶湯をアトマイズ法によ
って粉末固体としたことを特徴とする磁気特性に優れた
アトマイズ合金粉末。 - (2)体積量で50%以上の非晶質からなることを特徴
とする請求項1記載の磁気特性に優れたアトマイズ合金
粉末。 - (3)Feの一部を5at%以下のNi、5at%以下
のMn、Cr、V、30at%以下のCoの一種もしく
は二種以上で置換することを特徴とする請求項1又は2
記載の磁気特性に優れたアトマイズ合金粉末。 - (4)アトマイズ後熱処理することによって準安定bc
c相を析出させることを特徴とする請求項1〜3記載の
磁気特性に優れたアトマイズ粉末。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1053532A JPH02232301A (ja) | 1989-03-06 | 1989-03-06 | 磁気特性に優れたアトマイズ合金粉末 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1053532A JPH02232301A (ja) | 1989-03-06 | 1989-03-06 | 磁気特性に優れたアトマイズ合金粉末 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02232301A true JPH02232301A (ja) | 1990-09-14 |
Family
ID=12945421
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1053532A Pending JPH02232301A (ja) | 1989-03-06 | 1989-03-06 | 磁気特性に優れたアトマイズ合金粉末 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02232301A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5876519A (en) * | 1996-03-19 | 1999-03-02 | Unitika Ltd. | Fe-based amorphous alloy |
EP0899754A1 (en) * | 1997-08-27 | 1999-03-03 | Alps Electric Co., Ltd. | Matgnetic core including Fe-based glassy alloy |
WO2010084900A1 (ja) | 2009-01-23 | 2010-07-29 | アルプス電気株式会社 | Fe基軟磁性合金及び前記Fe基軟磁性合金を用いた圧粉コア |
CN107841686A (zh) * | 2017-11-10 | 2018-03-27 | 内蒙古工业大学 | 巨磁致伸缩性能的Fe‑Ga‑Al基薄带合金材料及其制作工艺和应用 |
-
1989
- 1989-03-06 JP JP1053532A patent/JPH02232301A/ja active Pending
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5876519A (en) * | 1996-03-19 | 1999-03-02 | Unitika Ltd. | Fe-based amorphous alloy |
EP0899754A1 (en) * | 1997-08-27 | 1999-03-03 | Alps Electric Co., Ltd. | Matgnetic core including Fe-based glassy alloy |
WO2010084900A1 (ja) | 2009-01-23 | 2010-07-29 | アルプス電気株式会社 | Fe基軟磁性合金及び前記Fe基軟磁性合金を用いた圧粉コア |
CN107841686A (zh) * | 2017-11-10 | 2018-03-27 | 内蒙古工业大学 | 巨磁致伸缩性能的Fe‑Ga‑Al基薄带合金材料及其制作工艺和应用 |
CN107841686B (zh) * | 2017-11-10 | 2019-04-26 | 内蒙古工业大学 | 巨磁致伸缩性能的Fe-Ga-Al基薄带合金材料及其制作工艺和应用 |
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