JPH03146615A - Fe基軟磁性合金の製造方法 - Google Patents
Fe基軟磁性合金の製造方法Info
- Publication number
- JPH03146615A JPH03146615A JP28486289A JP28486289A JPH03146615A JP H03146615 A JPH03146615 A JP H03146615A JP 28486289 A JP28486289 A JP 28486289A JP 28486289 A JP28486289 A JP 28486289A JP H03146615 A JPH03146615 A JP H03146615A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- temperature
- temp
- heat treatment
- crystallization
- 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.)
- Pending
Links
- 229910001004 magnetic alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 25
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 13
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 47
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 47
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 47
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 claims abstract description 42
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 claims abstract description 42
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims abstract description 38
- 229910000808 amorphous metal alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 21
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 claims abstract description 13
- 239000006096 absorbing agent Substances 0.000 claims description 9
- 239000000463 material Substances 0.000 claims 1
- 238000000034 method Methods 0.000 abstract description 8
- 238000010791 quenching Methods 0.000 abstract description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 abstract description 3
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 abstract description 2
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 74
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 13
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 9
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 9
- 230000020169 heat generation Effects 0.000 description 9
- 230000035699 permeability Effects 0.000 description 8
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 6
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 5
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 4
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 4
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 3
- 239000000047 product Substances 0.000 description 3
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910000521 B alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000881 Cu alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000889 permalloy Inorganic materials 0.000 description 2
- BASFCYQUMIYNBI-UHFFFAOYSA-N platinum Chemical group [Pt] BASFCYQUMIYNBI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000011347 resin Substances 0.000 description 2
- 229920005989 resin Polymers 0.000 description 2
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 238000000889 atomisation Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002178 crystalline material Substances 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000002950 deficient Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000009499 grossing Methods 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 230000005389 magnetism Effects 0.000 description 1
- 238000005551 mechanical alloying Methods 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910052752 metalloid Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002738 metalloids Chemical class 0.000 description 1
- 230000005012 migration Effects 0.000 description 1
- 238000013508 migration Methods 0.000 description 1
- 230000000737 periodic effect Effects 0.000 description 1
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
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】
[発明の目的]
(産業上の利用分野)
本発明は、Fe基軟磁性合金の製造方法に係り、特に、
微細結晶粒を析出させたFe基軟磁性合金の製造方法に
関する。
微細結晶粒を析出させたFe基軟磁性合金の製造方法に
関する。
(従来の技術)
従来から、スイッチングレギュレータなど高周波で使用
する磁心としては、パーマロイ、フェライトなどの結晶
質材料が用いられている。
する磁心としては、パーマロイ、フェライトなどの結晶
質材料が用いられている。
しかしながら、パーマロイは比抵抗が小さいので高周波
での鉄損が大きくなる。また、フェライトは高周波での
損失は小さいが、磁束密度もせいぜい5000 Gと小
さく、そのため、大きな動作磁束密度での使用時にあた
っては、飽和状態に近くなりその結果鉄損が増大する。
での鉄損が大きくなる。また、フェライトは高周波での
損失は小さいが、磁束密度もせいぜい5000 Gと小
さく、そのため、大きな動作磁束密度での使用時にあた
っては、飽和状態に近くなりその結果鉄損が増大する。
近時、スイッチングレギュレータに使用される電源トラ
ンス、平滑チョークコイル、コモンモードチョークコイ
ルなど高周波で使用されるトランスにおいては、形状の
小形化が望まれているが、この場合、大きな動作磁束密
度が必要となるため、フェライトの鉄損増大は実用上大
きな問題となる。
ンス、平滑チョークコイル、コモンモードチョークコイ
ルなど高周波で使用されるトランスにおいては、形状の
小形化が望まれているが、この場合、大きな動作磁束密
度が必要となるため、フェライトの鉄損増大は実用上大
きな問題となる。
このため、結晶構造を持たない非晶質磁性合金が、高透
磁率、低保磁力などの優れた軟磁気特性を示すことから
最近注目を集め、一部実用化されている。これらの非晶
質磁性合金は、Fe1Cos N1などを基本とし、こ
れに非晶質化元素(メタロイド)としてP 、 C、B
、 S!SAl、Geなどを包含するものである。
磁率、低保磁力などの優れた軟磁気特性を示すことから
最近注目を集め、一部実用化されている。これらの非晶
質磁性合金は、Fe1Cos N1などを基本とし、こ
れに非晶質化元素(メタロイド)としてP 、 C、B
、 S!SAl、Geなどを包含するものである。
しかしながら、これら非晶質磁性合金の全てが高周波領
域で鉄損が小さいというわけではない。
域で鉄損が小さいというわけではない。
例えば、Pcをベースとする非晶質合金は、安価であり
、50〜60Hzの低周波閉域、では非常に小さい鉄損
を示すが、その反面lO〜50KHzという高周波領域
に−あっては著しく大きな鉄損を示し、とてもスイッチ
ングレギュレータ等の高周波領域での使用に適合するも
のではない。
、50〜60Hzの低周波閉域、では非常に小さい鉄損
を示すが、その反面lO〜50KHzという高周波領域
に−あっては著しく大きな鉄損を示し、とてもスイッチ
ングレギュレータ等の高周波領域での使用に適合するも
のではない。
一方、Goをベースとする非晶質合金は、高周波領域で
低鉄損、高角形比が得られるため、可飽和リアクトルな
どの電子機器用磁性部品に実用化されている。しかし、
コストが比較的高いという難点を有している。
低鉄損、高角形比が得られるため、可飽和リアクトルな
どの電子機器用磁性部品に実用化されている。しかし、
コストが比較的高いという難点を有している。
そこで、安ぼなFe基非晶質合金の特性を改善して、C
o基非晶質合金なみの性質を得る試みがなされている。
o基非晶質合金なみの性質を得る試みがなされている。
たとえば、Feの一部をNbs Mo、 Cr等の非磁
性金属で置換することによる低磁歪化、低鉄損化、高透
磁率化等である。
性金属で置換することによる低磁歪化、低鉄損化、高透
磁率化等である。
このほか、Fe−9i−B系合金にCuと!libなど
の元素を複合添加して得られるアモルファス合金を、結
晶化温度以上・の温度で熱処理することによって、微細
な結晶粒を析出させたFe基合金が報告されている。
の元素を複合添加して得られるアモルファス合金を、結
晶化温度以上・の温度で熱処理することによって、微細
な結晶粒を析出させたFe基合金が報告されている。
このre基軟磁性合金の、Fe−8i−B系合金にCu
およびNbなどを添加することによって、微細な結晶粒
の形成を可能にしたもので、これにより、飽和磁束密度
を向上させ、CO基アモルルアス合金に匹敵する軟磁気
特性を付与したものである。
およびNbなどを添加することによって、微細な結晶粒
の形成を可能にしたもので、これにより、飽和磁束密度
を向上させ、CO基アモルルアス合金に匹敵する軟磁気
特性を付与したものである。
(発明が解決しようとする課題)
ところが、上述したような微細結晶粒を析出させたFe
基軟磁性合金の、常に高透磁率、低鉄損が得られるわけ
ではなく、同じ加熱処理によっても、磁気特性の低いも
のがあることを本発明者らは見出した。
基軟磁性合金の、常に高透磁率、低鉄損が得られるわけ
ではなく、同じ加熱処理によっても、磁気特性の低いも
のがあることを本発明者らは見出した。
このような再現性の欠点は、コスト並びに信頼性の点で
問題となる。
問題となる。
そこで本発明者らは、この原因を追及・検討したところ
、微細結晶粒を析出させたFe基合金における磁気特性
の低下は、Fe基アモルルアス合金が結晶化する際、エ
ネルギー的に安定な状態へ移行するため発熱が生じ、こ
の発熱の程度により微細結晶粒に変化が起こるためであ
ることが分かった。
、微細結晶粒を析出させたFe基合金における磁気特性
の低下は、Fe基アモルルアス合金が結晶化する際、エ
ネルギー的に安定な状態へ移行するため発熱が生じ、こ
の発熱の程度により微細結晶粒に変化が起こるためであ
ることが分かった。
このような発熱は、製品が大型の場合、より影響が大き
く、Fe基アモルルアス合金自身はがなりの高温となる
ため磁気特性に与える影響も大きくなる。
く、Fe基アモルルアス合金自身はがなりの高温となる
ため磁気特性に与える影響も大きくなる。
そこで、このようなre基アモルルアス合金自身の結晶
析出時の急激な発熱を抑え、余分な結晶相の析出を防止
することが重要課題となる。
析出時の急激な発熱を抑え、余分な結晶相の析出を防止
することが重要課題となる。
本発明はこのような課題を解決するためになされたもの
で、不要な結晶析出を防ぎ、常に安定して高い磁気特性
を付与することのできるFe基軟磁性合金の製造方法を
提供することを目的とする。
で、不要な結晶析出を防ぎ、常に安定して高い磁気特性
を付与することのできるFe基軟磁性合金の製造方法を
提供することを目的とする。
[発明の構成]
(3題を解決するための手段)
本発明のFe基軟磁性合金の、アモルファス状態のFe
基合金に、このFe基合金の結晶化温度以上の温度で熱
処理を施し、前記アモルファス合金中に微細な結晶粒を
析出させてFe基軟磁性合金の製造するに際し、前記F
e基合金への熱処理時に、結晶化温度に達する手前にお
いて結晶化温度以下の温度で予備熱処理を行い、前記結
晶粒の析出による前記Fe基合金からの発熱を放出させ
ることを特徴としている。
基合金に、このFe基合金の結晶化温度以上の温度で熱
処理を施し、前記アモルファス合金中に微細な結晶粒を
析出させてFe基軟磁性合金の製造するに際し、前記F
e基合金への熱処理時に、結晶化温度に達する手前にお
いて結晶化温度以下の温度で予備熱処理を行い、前記結
晶粒の析出による前記Fe基合金からの発熱を放出させ
ることを特徴としている。
また、Fe基アモルルアス合金に、二〇Fe基合金の結
晶化温度以上の温度で熱処理を施し、前記アモルファス
合金中に微細な結晶粒を析出させてFe基軟磁性合金の
製造するに際し、前記Fe基合金への熱処理時に、この
Fe基合金を吸熱体と接触させて該Fe基合金からの結
晶粒の析出に伴う発熱を前記吸熱体へ吸収させつつ、放
出させることを特徴としている。
晶化温度以上の温度で熱処理を施し、前記アモルファス
合金中に微細な結晶粒を析出させてFe基軟磁性合金の
製造するに際し、前記Fe基合金への熱処理時に、この
Fe基合金を吸熱体と接触させて該Fe基合金からの結
晶粒の析出に伴う発熱を前記吸熱体へ吸収させつつ、放
出させることを特徴としている。
本発明に用いるFe基アモルルアス合金は、液体急冷法
、アトマイズ法、またはメカニカルアロイング法などに
よって得ることができる。
、アトマイズ法、またはメカニカルアロイング法などに
よって得ることができる。
得られたFe基アモルルアス合金に対して行う、本発明
による熱処理は、結晶化温度手前での予備熱処理と、結
晶化温度以上の温度での本熱処理とからなっている。
による熱処理は、結晶化温度手前での予備熱処理と、結
晶化温度以上の温度での本熱処理とからなっている。
このような熱処理の方法としては、たとえば、熱処理を
2段階とし、1段階目に予備熱処理として結晶化温度か
ら該結晶化温度以下50℃までの範囲の温度で一定時間
保持し、その後、2段階目に本熱処理として上記1段階
目の温度から結晶化温度以上の温度に昇温して一定時間
保持する方法が挙げられる。
2段階とし、1段階目に予備熱処理として結晶化温度か
ら該結晶化温度以下50℃までの範囲の温度で一定時間
保持し、その後、2段階目に本熱処理として上記1段階
目の温度から結晶化温度以上の温度に昇温して一定時間
保持する方法が挙げられる。
1段階目の加熱では、結晶化温度(DSCによりlO℃
/ minの昇温速度で測定した値を基準とする)から
それより50℃低い温度までの範囲でI〜50時間温度
を保持し、この間にbee Fe固溶体の微細な結晶粒
を析出させ、同時にアモルファス状Fe基合金からの発
熱を徐々に放散させ、結晶化温度付近での急激な温度上
昇を防ぐ。
/ minの昇温速度で測定した値を基準とする)から
それより50℃低い温度までの範囲でI〜50時間温度
を保持し、この間にbee Fe固溶体の微細な結晶粒
を析出させ、同時にアモルファス状Fe基合金からの発
熱を徐々に放散させ、結晶化温度付近での急激な温度上
昇を防ぐ。
より好ましい予備熱処理の温度範囲は、アモルファス状
Fe基合金の結晶化温度からこれより30℃低い温度ま
での範囲で、処理時間は1〜25時間程度である。
Fe基合金の結晶化温度からこれより30℃低い温度ま
での範囲で、処理時間は1〜25時間程度である。
そしてこのような予備熱処理の後、2段階目の加熱によ
り結晶化温度以上、たとえば500〜650℃の適当な
温度まで加熱することにより本熱処理を行い、軟゛磁気
特性を改善することができる。
り結晶化温度以上、たとえば500〜650℃の適当な
温度まで加熱することにより本熱処理を行い、軟゛磁気
特性を改善することができる。
このほか、加熱処理の昇温速度を低減させることによっ
ても、Fe基アモルルアス合金からの発熱を徐々に放出
させることができる。
ても、Fe基アモルルアス合金からの発熱を徐々に放出
させることができる。
この場合、昇温速度の低減は結晶化温度より、Icl0
〜50℃手前の温度から行うことが好ましく、Fe基合
金からの発熱による急激な温度上昇を緩和するためには
、 1℃/ff1ln〜5℃/min程度の昇温速度と
することが好ましい。
〜50℃手前の温度から行うことが好ましく、Fe基合
金からの発熱による急激な温度上昇を緩和するためには
、 1℃/ff1ln〜5℃/min程度の昇温速度と
することが好ましい。
昇温速度の低減はあまりはやくから行うと時間的に効率
が悪く、遅すぎるとアモルファス合金の発熱を完全にカ
バーすることができず、局部的に磁気特性を劣化させる
相の結晶析出が生じてしまうおそれがある。
が悪く、遅すぎるとアモルファス合金の発熱を完全にカ
バーすることができず、局部的に磁気特性を劣化させる
相の結晶析出が生じてしまうおそれがある。
さらに、本発明によるFe基アモルルアス合金を吸熱体
と接触させて該re基アモルルアス合金からの発熱を吸
収する方法では、吸熱体として、比較的熱容量の大きい
高熱伝導性の物体(たとえば銅板)や、Ar5N2など
の冷却した気体の利用などがあげられる。
と接触させて該re基アモルルアス合金からの発熱を吸
収する方法では、吸熱体として、比較的熱容量の大きい
高熱伝導性の物体(たとえば銅板)や、Ar5N2など
の冷却した気体の利用などがあげられる。
これらをFe基アモルルアス合金の結晶化温度付近で、
このFe基合金と接触させることにより、Fe基合金か
らの微細結晶粒の析出に伴って放出される熱が、吸熱体
側に吸収され、Fe基合金自身の急激な温度上昇を防止
することができる。
このFe基合金と接触させることにより、Fe基合金か
らの微細結晶粒の析出に伴って放出される熱が、吸熱体
側に吸収され、Fe基合金自身の急激な温度上昇を防止
することができる。
そして、本発明に用いるre基アモルルアス合金として
好ましい組成は、次に示す一般式、一般式:FeaCu
bXcYdZ8S1fBg(式中、a Sb s c
1d Se s rおよびgは、それぞれ以下の式を満
足する数である。
好ましい組成は、次に示す一般式、一般式:FeaCu
bXcYdZ8S1fBg(式中、a Sb s c
1d Se s rおよびgは、それぞれ以下の式を満
足する数である。
a+b+c+d+e+f+g−100(原子96)0、
O1≦b≦8 Q、f)15 C≦IO 0≦d≦10 0≦e≦20 10≦r≦25 3≦g≦12 17≦r十g≦30 また、式中、x、y、zは、それぞれ、X:周期律表I
Va 、Va 、Vla族元素および希土類元素から選
ばれる少なくとも 1種以上の元素 Y : Mn、 AI、Geおよび白金族元素から選ば
れる少なくとも 1種以上の元素 Z:CoおよびNlから選ばれる少なくとも 1種以上
の元素 を表わす。) 以下に、本発明に用いる合金の組成限定理由について説
明する。
O1≦b≦8 Q、f)15 C≦IO 0≦d≦10 0≦e≦20 10≦r≦25 3≦g≦12 17≦r十g≦30 また、式中、x、y、zは、それぞれ、X:周期律表I
Va 、Va 、Vla族元素および希土類元素から選
ばれる少なくとも 1種以上の元素 Y : Mn、 AI、Geおよび白金族元素から選ば
れる少なくとも 1種以上の元素 Z:CoおよびNlから選ばれる少なくとも 1種以上
の元素 を表わす。) 以下に、本発明に用いる合金の組成限定理由について説
明する。
まず、組成限定理由について説明する。
Cuは耐食性を高め、結晶粒の粗大化を防ぐと共に、鉄
損、透□磁率など軟磁性特性を改善するのに有効な元素
である。特にbee相の低温での早期析出に有効である
。この量があまり少ないと添加の効果が得られず、逆に
あまり多いと磁気特性の劣化を生じるために、その範囲
を0、O1〜8原子%とした。好ましくは0.1〜5原
子%である。
損、透□磁率など軟磁性特性を改善するのに有効な元素
である。特にbee相の低温での早期析出に有効である
。この量があまり少ないと添加の効果が得られず、逆に
あまり多いと磁気特性の劣化を生じるために、その範囲
を0、O1〜8原子%とした。好ましくは0.1〜5原
子%である。
上式中、Xで示した元素は、・結晶粒径の均一化に有効
であると共に、磁歪および磁気異方性を低減させ軟磁気
特性の改善、および温度変化に対する磁気特性の改善に
有効な元素である。特にbee相を安定化させるのに有
効であり、Cuとの複合添加によりbee相をより広い
温度範囲で安定化させることができる。
であると共に、磁歪および磁気異方性を低減させ軟磁気
特性の改善、および温度変化に対する磁気特性の改善に
有効な元素である。特にbee相を安定化させるのに有
効であり、Cuとの複合添加によりbee相をより広い
温度範囲で安定化させることができる。
そ°の量があまり少ないと添加の効果が得られず、逆に
あまり多いと非結晶質化がなされず、さらに飽和磁束密
度が低くなるため、その量を0.01−10原子%とし
た。好ましくは1〜8原子%である。
あまり多いと非結晶質化がなされず、さらに飽和磁束密
度が低くなるため、その量を0.01−10原子%とし
た。好ましくは1〜8原子%である。
ここでMにおける各添加元素は上記効果と共にさらにそ
れぞれ、IVaVa族元素適磁気特性を得るための熱処
理条件の拡大、Va族元素は耐脆化性の向上および切断
等の加工性の向上、Va族元素は耐食性の向上および表
面性の向上に有効である。
れぞれ、IVaVa族元素適磁気特性を得るための熱処
理条件の拡大、Va族元素は耐脆化性の向上および切断
等の加工性の向上、Va族元素は耐食性の向上および表
面性の向上に有効である。
特に、Ta、 Nb5W 、Moは軟磁気特性の改善、
■は耐脆化性と共に表面性の向上の効果が顕著であり、
好ましいものである。
■は耐脆化性と共に表面性の向上の効果が顕著であり、
好ましいものである。
Yで示した元素は、軟磁気特性の改善に有効な元素であ
る。しかし、その量があまり多いと飽和磁束密度が低下
するためその量をlO原原子色した。
る。しかし、その量があまり多いと飽和磁束密度が低下
するためその量をlO原原子色した。
この中で特1巳AIは結晶粒の微細化、磁気特性の改善
およびbee相の安定、Geはbee相の安定、白金属
元素は耐食性、耐摩耗性の改善に有効な元素である。
およびbee相の安定、Geはbee相の安定、白金属
元素は耐食性、耐摩耗性の改善に有効な元素である。
そして、上式中Zで示した元素は、飽和磁束密度の改善
に有効であり、これにより磁歪、軟磁気特性が改善され
る。しかし、その量があまり多いと飽和磁束密度が低下
するため、その量を20原子%以下とした。
に有効であり、これにより磁歪、軟磁気特性が改善され
る。しかし、その量があまり多いと飽和磁束密度が低下
するため、その量を20原子%以下とした。
StおよびBはFe基軟磁性合金の製造における合金の
アモルファス化または直接微細結晶を析出するのを助成
する元素であり、結晶化温度の改善ができ、磁気特性向
上のための熱処理に対して有効である。
アモルファス化または直接微細結晶を析出するのを助成
する元素であり、結晶化温度の改善ができ、磁気特性向
上のための熱処理に対して有効である。
特に81は微細結晶粒の主成分であるFeに固溶し磁歪
、磁気異方性の低減に有効である。その量がIO原子%
未満では軟磁気特性の改善、が顕著でなく、25原子%
以上では超急冷効果が小さく、μmレベルの比較的粗大
な結晶粒が析出し良好な軟磁気特性は得られない。
、磁気異方性の低減に有効である。その量がIO原子%
未満では軟磁気特性の改善、が顕著でなく、25原子%
以上では超急冷効果が小さく、μmレベルの比較的粗大
な結晶粒が析出し良好な軟磁気特性は得られない。
さらに、規則格子を構成する必須元素であり、この規則
格子の出現のためには10〜22原子%が特に好ましい
。
格子の出現のためには10〜22原子%が特に好ましい
。
またBは3原子%未満では比較的粗大な結晶粒が析出し
良好な特性が得られず、12原子%以上では熱処理によ
り B化合物が析出しやすくなり、軟磁気特性を劣化さ
せるため好ましくない。
良好な特性が得られず、12原子%以上では熱処理によ
り B化合物が析出しやすくなり、軟磁気特性を劣化さ
せるため好ましくない。
なお、Si/ B≧ 1が優れた軟磁気特性を得るのに
好ましい。
好ましい。
特に、Sl量を14〜20原子%にすることにより磁歪
がほぼλs−0どなり、樹脂モールドによる磁気特性劣
化がなくなり、初期の優れた軟磁気特性が有効になる。
がほぼλs−0どなり、樹脂モールドによる磁気特性劣
化がなくなり、初期の優れた軟磁気特性が有効になる。
さらにこの場合Xを2以上にすることにより耐食性が大
幅に改善され実用上好ましい。
幅に改善され実用上好ましい。
なお、本発明のFe基軟磁性合金の中お4Sで、微細結
晶粒があまり少ないと、すなわちアモルファス相が多い
と鉄損増大、透磁率の低下、磁歪の増大、樹脂モールド
による磁気特性の劣化を招くため好ましくない。
晶粒があまり少ないと、すなわちアモルファス相が多い
と鉄損増大、透磁率の低下、磁歪の増大、樹脂モールド
による磁気特性の劣化を招くため好ましくない。
(作 用)
上述したような熱処理後の磁気特性の低下は、Fe基ア
モルルアス合金から析出する微細結晶粒の変化が原因と
なっている。
モルルアス合金から析出する微細結晶粒の変化が原因と
なっている。
つまり、磁気特性の向上に必要な微細結晶粒はFe固溶
体におけるbee相という特定の相が析出したものであ
り、bee相以外の相の結晶が析出すると磁気特性の改
善が妨げられるのである。
体におけるbee相という特定の相が析出したものであ
り、bee相以外の相の結晶が析出すると磁気特性の改
善が妨げられるのである。
そして、bee相以外の目的としない他の相の結晶析出
は、上述したFe基合金自身の発熱によって、結晶化温
度の手前付近で一時的に急激な温度上昇が起こることに
より生じている。
は、上述したFe基合金自身の発熱によって、結晶化温
度の手前付近で一時的に急激な温度上昇が起こることに
より生じている。
そこで、本発明のFe基軟磁性合金の製造方法により、
Fe基軟磁性合金のの熱処理に際して、Fe基アモルル
アス合金の結晶化温度以下の温度で予備熱処理を施し、
あるいは、吸熱体を接触させることによりFe基合金自
身の発熱を徐々に放出させることができる。
Fe基軟磁性合金のの熱処理に際して、Fe基アモルル
アス合金の結晶化温度以下の温度で予備熱処理を施し、
あるいは、吸熱体を接触させることによりFe基合金自
身の発熱を徐々に放出させることができる。
すなわち、結晶化温度の手前付近での急激な温度上昇が
防止され、所定の微細結晶粒のみが良好に析出されるの
である。
防止され、所定の微細結晶粒のみが良好に析出されるの
である。
(実施例)
次に、本発明の実施例について説明する。
実施例1
式: Fe7aCut Nb48115B7で表される
組成を有する合金を単ロール法によって成形し、幅25
關、板厚18μmのアモルファス合金薄帯を得た。
組成を有する合金を単ロール法によって成形し、幅25
關、板厚18μmのアモルファス合金薄帯を得た。
この薄帯を巻回し、外径200 mm、内径1oom1
1ノドロイダル状磁心を作製した。
1ノドロイダル状磁心を作製した。
次いで、得られた磁心に微細結晶を析出させるため熱処
理を施した。
理を施した。
この際、初めの昇温速度を5℃/minに設定し、この
合金の結晶化温度より50”C低い温度に達した時点で
、昇温速度をl”c/1nに低減した。
合金の結晶化温度より50”C低い温度に達した時点で
、昇温速度をl”c/1nに低減した。
そして、結晶化温度を超えた40”Cまで昇温し、2時
間保持して微細結晶を析出させ、その後徐冷した。
間保持して微細結晶を析出させ、その後徐冷した。
このとき同時に磁心自体の温度も測定し、a度上昇カー
ブに異常な突出部分のないことを確認した。
ブに異常な突出部分のないことを確認した。
こうして作製した磁心について、1 k tl zの初
透磁率、鉄損および保磁力の測定を行った。
透磁率、鉄損および保磁力の測定を行った。
透磁率は1mceの条件でLCRメータを用い、鉄損は
1oOKHz、 2KGの条件にっきU関数針を用い、
保磁力は直流において自動磁気磁束計を用いて、それぞ
れ測定した。
1oOKHz、 2KGの条件にっきU関数針を用い、
保磁力は直流において自動磁気磁束計を用いて、それぞ
れ測定した。
また、作製した磁心5o個当たりの不良品(磁気特性の
向上がみられなかったもの)の数を調べ、再現性の試験
を行った。
向上がみられなかったもの)の数を調べ、再現性の試験
を行った。
これらの結果を第1表に示す。
実施例2
実施例1と同様にして、外径200 mm、内径lo。
關のトロイダル状磁心を作製した。
得られた磁心について2段階の熱処理を施した。
すなわち、1段階目の予備熱処理として、この合金の結
晶化温度より20”C低い温度(500”C)で3時間
保持し、次いで、2段階目の熱処理として、570℃ま
で加熱し、この温度で1時間保持した。
晶化温度より20”C低い温度(500”C)で3時間
保持し、次いで、2段階目の熱処理として、570℃ま
で加熱し、この温度で1時間保持した。
その後、実施例1と同様に徐冷した。
こうして作製した磁心について、実施例1と同一条件で
磁気特性の測定、および再現性試験を行った。結果を第
1表に示す。
磁気特性の測定、および再現性試験を行った。結果を第
1表に示す。
実施例3
実施例1と同様にして、外径200rrns、内径10
0m−のトロイダル状磁心を作製した。
0m−のトロイダル状磁心を作製した。
この磁心を、昇温速度3℃/winで加熱し、結晶化温
度付近まで磁心の温度が上昇した時点で、吸熱体として
磁心と同一外径を有する円柱状のCu合金を、磁心に接
触させた。
度付近まで磁心の温度が上昇した時点で、吸熱体として
磁心と同一外径を有する円柱状のCu合金を、磁心に接
触させた。
この状態で、所定の熱処理温度570”Cまで昇温させ
、磁心からの発熱をCu合金に吸収させつつ微細結晶の
析出を行った。
、磁心からの発熱をCu合金に吸収させつつ微細結晶の
析出を行った。
この方法によって、結晶化による急激な発熱を抑制する
ことができ、磁心自体の温度上昇カーブも良好−であっ
た。
ことができ、磁心自体の温度上昇カーブも良好−であっ
た。
次いで、この磁心について、実施例と同一条件で磁気特
性の測定、および再現性試験を行った。
性の測定、および再現性試験を行った。
これらの結果を第1表に示す。
実施例4
実施例1と同様にして、外径200mm、内径lo。
mmのトロイダル状磁心を作製した。
この磁心を、昇温速度lO℃/minで加熱し、結晶化
温度付近まで磁心の温度が上昇した時点で、吸熱体とし
て冷却したArガスを、加熱炉に設けた送風口から一時
的に磁心に吹付けた。
温度付近まで磁心の温度が上昇した時点で、吸熱体とし
て冷却したArガスを、加熱炉に設けた送風口から一時
的に磁心に吹付けた。
その後、所定の熱処理温度570℃まで昇温させ、微細
結晶の析出を行った。
結晶の析出を行った。
この方法によって、結晶化による急激な発熱を抑制する
ことができ、磁心自体の温度上昇カーブも良好であった
。
ことができ、磁心自体の温度上昇カーブも良好であった
。
次いで、この磁心について、実施例と同一条件で磁気特
性の測定、および再現性試験を行った。
性の測定、および再現性試験を行った。
これらの結果を第1表に示す。
比較例
実施例1と同様にして、外径200韻、内径100mm
のトロイダル状磁心を作製した。
のトロイダル状磁心を作製した。
この磁心を、初めの昇温速度50℃/m1nのまま変化
させず、570℃まで加熱し、1時間保持した。
させず、570℃まで加熱し、1時間保持した。
このとき同時に磁心自体の温度も測定したが、結晶化温
度の手前付近で急激な昇温現象が認められ、加熱炉の設
定温度は570℃であるにもかかわらず、磁心自体は6
50℃にまで達していた。
度の手前付近で急激な昇温現象が認められ、加熱炉の設
定温度は570℃であるにもかかわらず、磁心自体は6
50℃にまで達していた。
この磁心について、実施例と同一条件で磁気特性のn1
定、および再現性試験を行った。これらの結果を実施例
の結果と併せて第1表に示す。
定、および再現性試験を行った。これらの結果を実施例
の結果と併せて第1表に示す。
(以下余白)
第
表
これらの結果から明らかなように、実施例の方法で作製
した磁心は、高透磁率、低保磁力を備え、かつ鉄損の少
ない、非常に優れた磁気特性を有していた。
した磁心は、高透磁率、低保磁力を備え、かつ鉄損の少
ない、非常に優れた磁気特性を有していた。
そして、Fe基軟磁性合金の製造において、このような
Co基アモルルアス合金並の特性を、常に安定して再現
性良く付与することができ、信頼性の向上、コストダウ
ンを図ることが可能となった。
Co基アモルルアス合金並の特性を、常に安定して再現
性良く付与することができ、信頼性の向上、コストダウ
ンを図ることが可能となった。
なお、上述した実施例ではFe基アモルルアス合金薄帯
を磁心として成形した後に熱処理を行っているが、はじ
めに合金薄帯の状態で熱処理を施し、この薄帯を所定形
状に切断してm層することによっても、優れた軟磁性を
有する製品を作製することができる。
を磁心として成形した後に熱処理を行っているが、はじ
めに合金薄帯の状態で熱処理を施し、この薄帯を所定形
状に切断してm層することによっても、優れた軟磁性を
有する製品を作製することができる。
[発明の効果]
以上説明したように、本発明のFe基軟磁性合金の製造
方法によれば、Fe基アモルルアス合金から微細結晶を
析出させる際に、不要な相の結晶析出を防ぎ、常に安定
して高い磁気特性を付与する二とができる′。このため
、安価なFe基合金を用いて優れた磁気特性、特に高周
波での軟磁気特性を付与することができ、各種の磁性部
品用合金として極めて有効である。
方法によれば、Fe基アモルルアス合金から微細結晶を
析出させる際に、不要な相の結晶析出を防ぎ、常に安定
して高い磁気特性を付与する二とができる′。このため
、安価なFe基合金を用いて優れた磁気特性、特に高周
波での軟磁気特性を付与することができ、各種の磁性部
品用合金として極めて有効である。
Claims (3)
- (1)アモルファス状態のFe基合金に、このFe基合
金の結晶化温度以上の温度で熱処理を施し、前記アモル
ファス合金中に微細な結晶粒を析出させてFe基軟磁性
合金を製造するに際し、 前記Fe基合金への熱処理時に、結晶化温度に達する手
前において結晶化温度以下の温度で予備熱処理を行い、
前記結晶粒の析出による前記Fe基合金からの発熱を放
出させることを特徴とするFe基軟磁性合金の製造方法
。 - (2)前記熱処理を2段階とし、 1段階目に予備熱処理として、結晶化温度からこの結晶
化温度以下50℃までの範囲の温度で一定時間保持し、 2段階目に本熱処理として、前記1段階目の温度から結
晶化温度以上の温度に昇温して一定時間保持する請求項
1記載のFe基軟磁性合金の製造方法。 - (3)アモルファス状態のFe基合金に、このFe基合
金の結晶化温度以上の温度で熱処理を施し、前記アモル
ファス合金中に微細な結晶粒を析出させてFe基軟磁性
合金を製造するに際し、 前記Fe基合金への熱処理時に、このFe基合金を吸熱
体と接触させて該Fe基合金からの結晶粒の析出に伴う
発熱を前記吸熱体へ吸収させつつ、放出させることを特
徴とするFe基軟磁性合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP28486289A JPH03146615A (ja) | 1989-11-02 | 1989-11-02 | Fe基軟磁性合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP28486289A JPH03146615A (ja) | 1989-11-02 | 1989-11-02 | Fe基軟磁性合金の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03146615A true JPH03146615A (ja) | 1991-06-21 |
Family
ID=17683992
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP28486289A Pending JPH03146615A (ja) | 1989-11-02 | 1989-11-02 | Fe基軟磁性合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03146615A (ja) |
Cited By (15)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH09125135A (ja) * | 1995-10-31 | 1997-05-13 | Alps Electric Co Ltd | 軟磁性合金の製造方法 |
CN1055315C (zh) * | 1997-07-08 | 2000-08-09 | 冶金工业部钢铁研究总院 | 铁基超微晶铁芯的热处理方法 |
WO2003007316A2 (de) | 2001-07-13 | 2003-01-23 | Vaccumschmelze Gmbh & Co. Kg | Verfahren zur herstellung von nanokristallinen magnetkernen sowie vorrichtung zur durchführung des verfahrens |
US7358844B2 (en) | 2004-05-17 | 2008-04-15 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Current transformer core and method for producing a current transformer core |
CN101894665A (zh) * | 2009-05-19 | 2010-11-24 | 南通海源机电设备有限公司 | 超微晶软磁磁芯的分段式晶化处理 |
CN102363830A (zh) * | 2011-10-26 | 2012-02-29 | 青岛云路新能源科技有限公司 | 一种超微晶磁芯的热处理方法 |
US8887376B2 (en) | 2005-07-20 | 2014-11-18 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Method for production of a soft-magnetic core having CoFe or CoFeV laminations and generator or motor comprising such a core |
US9057115B2 (en) | 2007-07-27 | 2015-06-16 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Soft magnetic iron-cobalt-based alloy and process for manufacturing it |
JP2016145373A (ja) * | 2015-02-06 | 2016-08-12 | Necトーキン株式会社 | Fe基ナノ結晶合金の製造方法 |
JP2016163008A (ja) * | 2015-03-05 | 2016-09-05 | Necトーキン株式会社 | 圧粉磁心、圧粉磁心の製造方法、および発熱抑制方法 |
JP2016197646A (ja) * | 2015-04-03 | 2016-11-24 | 株式会社東光高岳 | ナノ結晶軟磁性合金磁心の製造方法及び熱処理装置 |
CN111424160A (zh) * | 2019-01-10 | 2020-07-17 | 丰田自动车株式会社 | 合金薄带的制造方法 |
JP2020143318A (ja) * | 2019-03-05 | 2020-09-10 | トヨタ自動車株式会社 | 合金薄帯片の製造方法 |
JP2020202204A (ja) * | 2019-06-06 | 2020-12-17 | トヨタ自動車株式会社 | 合金薄帯片の製造方法 |
CN113470964A (zh) * | 2021-08-17 | 2021-10-01 | 安徽先锐软磁科技有限公司 | 一种电流互感器用超微晶铁芯的固化生产工艺 |
-
1989
- 1989-11-02 JP JP28486289A patent/JPH03146615A/ja active Pending
Cited By (18)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH09125135A (ja) * | 1995-10-31 | 1997-05-13 | Alps Electric Co Ltd | 軟磁性合金の製造方法 |
CN1055315C (zh) * | 1997-07-08 | 2000-08-09 | 冶金工业部钢铁研究总院 | 铁基超微晶铁芯的热处理方法 |
WO2003007316A2 (de) | 2001-07-13 | 2003-01-23 | Vaccumschmelze Gmbh & Co. Kg | Verfahren zur herstellung von nanokristallinen magnetkernen sowie vorrichtung zur durchführung des verfahrens |
DE10134056B4 (de) * | 2001-07-13 | 2014-01-30 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Verfahren zur Herstellung von nanokristallinen Magnetkernen sowie Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens |
US7358844B2 (en) | 2004-05-17 | 2008-04-15 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Current transformer core and method for producing a current transformer core |
US7861403B2 (en) | 2004-05-17 | 2011-01-04 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Current transformer cores formed from magnetic iron-based alloy including final crystalline particles and method for producing same |
US8887376B2 (en) | 2005-07-20 | 2014-11-18 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Method for production of a soft-magnetic core having CoFe or CoFeV laminations and generator or motor comprising such a core |
US9057115B2 (en) | 2007-07-27 | 2015-06-16 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Soft magnetic iron-cobalt-based alloy and process for manufacturing it |
CN101894665A (zh) * | 2009-05-19 | 2010-11-24 | 南通海源机电设备有限公司 | 超微晶软磁磁芯的分段式晶化处理 |
CN102363830A (zh) * | 2011-10-26 | 2012-02-29 | 青岛云路新能源科技有限公司 | 一种超微晶磁芯的热处理方法 |
JP2016145373A (ja) * | 2015-02-06 | 2016-08-12 | Necトーキン株式会社 | Fe基ナノ結晶合金の製造方法 |
JP2016163008A (ja) * | 2015-03-05 | 2016-09-05 | Necトーキン株式会社 | 圧粉磁心、圧粉磁心の製造方法、および発熱抑制方法 |
JP2016197646A (ja) * | 2015-04-03 | 2016-11-24 | 株式会社東光高岳 | ナノ結晶軟磁性合金磁心の製造方法及び熱処理装置 |
CN111424160A (zh) * | 2019-01-10 | 2020-07-17 | 丰田自动车株式会社 | 合金薄带的制造方法 |
CN111424160B (zh) * | 2019-01-10 | 2022-01-14 | 丰田自动车株式会社 | 合金薄带的制造方法 |
JP2020143318A (ja) * | 2019-03-05 | 2020-09-10 | トヨタ自動車株式会社 | 合金薄帯片の製造方法 |
JP2020202204A (ja) * | 2019-06-06 | 2020-12-17 | トヨタ自動車株式会社 | 合金薄帯片の製造方法 |
CN113470964A (zh) * | 2021-08-17 | 2021-10-01 | 安徽先锐软磁科技有限公司 | 一种电流互感器用超微晶铁芯的固化生产工艺 |
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 | |
KR910003977B1 (ko) | Fe-기본 연질 자성합금 및 이의 제조방법 | |
JPH03146615A (ja) | Fe基軟磁性合金の製造方法 | |
WO2016112011A1 (en) | Magnetic core based on a nanocrystalline magnetic alloy background | |
JP2894561B2 (ja) | 軟磁性合金 | |
KR920007579B1 (ko) | 철(Fe)을 베이스로 한 연자성 합금 및 그 열처리방법 | |
US5225006A (en) | Fe-based soft magnetic alloy | |
JP2823203B2 (ja) | Fe基軟磁性合金 | |
JPH0448005A (ja) | Fe基軟磁性合金粉末とその製造方法およびそれを用いた圧粉磁心 | |
JPS58123851A (ja) | 高い磁気的および熱的安定性を有し磁気歪がほとんど零のガラス質金属合金 | |
JP2778697B2 (ja) | Fe基軟磁性合金 | |
JP2919886B2 (ja) | Fe基軟磁性合金 | |
JP2718261B2 (ja) | 磁性合金およびその製造方法 | |
JPH08153614A (ja) | 磁 心 | |
JP4217038B2 (ja) | 軟磁性合金 | |
JP2823204B2 (ja) | 軟磁性合金 | |
JP2713980B2 (ja) | Fe基軟磁性合金 | |
JPH04272159A (ja) | Fe基磁性合金 | |
JP2001316724A (ja) | 高周波用磁心の製造方法 | |
JPS59150415A (ja) | チヨ−クコイル | |
JP2760539B2 (ja) | Fe基軟磁性合金 | |
KR0153174B1 (ko) | 고투자율 Fe-Al계 연자성 합금 | |
JPH03249151A (ja) | 超微結晶磁性合金およびその製法 | |
JPH04341544A (ja) | Fe基軟磁性合金 | |
JPH02228453A (ja) | 磁気特性の優れた準安定bcc相結晶質合金 |