JPH03211259A - 超微結晶磁性合金 - Google Patents
超微結晶磁性合金Info
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- JPH03211259A JPH03211259A JP23753590A JP23753590A JPH03211259A JP H03211259 A JPH03211259 A JP H03211259A JP 23753590 A JP23753590 A JP 23753590A JP 23753590 A JP23753590 A JP 23753590A JP H03211259 A JPH03211259 A JP H03211259A
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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、優れた磁気特性を有するとともに磁気特性の
安定性に優れた、組織の大半が超微細な結晶粒からなる
磁心部品、特に磁気ヘッド等に好適な超微結晶軟磁性合
金に関する。
安定性に優れた、組織の大半が超微細な結晶粒からなる
磁心部品、特に磁気ヘッド等に好適な超微結晶軟磁性合
金に関する。
[従来の技術]
従来、磁気ヘッドを始めとする磁性部品に用いられる磁
心材料としては渦電流損が小さく周波数特性が比較的良
好なフェライトが主に用いられていた。しかし、フェラ
イトは飽和磁束密度が低く、磁気ヘッドに用いた場合は
近年の磁気記録再生装置の高記録密度化に対しては十分
な特性ではない。
心材料としては渦電流損が小さく周波数特性が比較的良
好なフェライトが主に用いられていた。しかし、フェラ
イトは飽和磁束密度が低く、磁気ヘッドに用いた場合は
近年の磁気記録再生装置の高記録密度化に対しては十分
な特性ではない。
近年、高密度磁気記録用の高保磁力を有する磁気記録媒
体の特性を十分発揮するために、より高飽和磁束密度で
高透磁率を示す磁心材料の要求が高まっている。このよ
うな要求に対して、近年Fe−ム1−5i系合金や、C
o−Nb−Zr系非晶質合金薄膜等が検討されている。
体の特性を十分発揮するために、より高飽和磁束密度で
高透磁率を示す磁心材料の要求が高まっている。このよ
うな要求に対して、近年Fe−ム1−5i系合金や、C
o−Nb−Zr系非晶質合金薄膜等が検討されている。
このような試みは、例えば柴谷らによりNHK技報29
(2)、51〜106(1977) 、広口らにより機
能材料1986年8月号p68等に報告されている。
(2)、51〜106(1977) 、広口らにより機
能材料1986年8月号p68等に報告されている。
[発明が解決しようとする課題]
しかしながら、Fe−Al−5i合金においては、高透
磁率を得るには磁歪λSと結晶磁気異方性Kが共に零付
近にある必要があり、このような組成では、飽和磁束密
度は12kG程度が限界である。このような問題がある
ため、現在更に高飽和磁束密度で磁歪の小さいFe−5
i合金等も検討されているが、耐食性の問題や軟磁気特
性の点で不十分である。CO基アモルファス合金の場合
は高飽和磁束密度組成では結晶化しやすくなり耐熱性が
悪いためガラスボンディング等が難しく工程上かなり制
約を受ける。また、最近になって、高飽和磁束密度で高
透磁率を示すFe−M−C(トTi、Zr、Hf)膜が
信学技報MR89−12.p9等に報告されている。し
かし、Cを含む合金はC原子が動き易いため磁気余効が
起こり易く信頼性の点で問題がある。
磁率を得るには磁歪λSと結晶磁気異方性Kが共に零付
近にある必要があり、このような組成では、飽和磁束密
度は12kG程度が限界である。このような問題がある
ため、現在更に高飽和磁束密度で磁歪の小さいFe−5
i合金等も検討されているが、耐食性の問題や軟磁気特
性の点で不十分である。CO基アモルファス合金の場合
は高飽和磁束密度組成では結晶化しやすくなり耐熱性が
悪いためガラスボンディング等が難しく工程上かなり制
約を受ける。また、最近になって、高飽和磁束密度で高
透磁率を示すFe−M−C(トTi、Zr、Hf)膜が
信学技報MR89−12.p9等に報告されている。し
かし、Cを含む合金はC原子が動き易いため磁気余効が
起こり易く信頼性の点で問題がある。
そこで本発明は、優れた磁気特性を有し、かつ磁気特性
の安定性に優れた合金の提供を課題とする。
の安定性に優れた合金の提供を課題とする。
[課題を解決するための手段]
上記目的に鑑み鋭意研究の結果、本発明者等はFe、)
l、Bを基本成分とする合金であって(M:Ti 、Z
r、Hf 、V、Nb、Mo、Ta、Cr、W、Mnか
ら選ばれる少なくとも1種の元素)、かつ組織の少なく
とも50%が粒径500A以下の結晶粒からなり、かつ
前記結晶がbccFe固溶体とB化合物の複合相からな
る合金が高飽和磁束密度で高透磁率を有するとともに磁
気特性の安定性に優れており、磁気ヘッド等の磁心材と
して最適であることを見いだし、本発明に想到した。
l、Bを基本成分とする合金であって(M:Ti 、Z
r、Hf 、V、Nb、Mo、Ta、Cr、W、Mnか
ら選ばれる少なくとも1種の元素)、かつ組織の少なく
とも50%が粒径500A以下の結晶粒からなり、かつ
前記結晶がbccFe固溶体とB化合物の複合相からな
る合金が高飽和磁束密度で高透磁率を有するとともに磁
気特性の安定性に優れており、磁気ヘッド等の磁心材と
して最適であることを見いだし、本発明に想到した。
すなわち、本発明の超微結晶磁性合金は、組成式:
Fe100−x−y (原子%)で表され、ここでには
Ti 、Zr、If 、V、Nb、Mo、Ta、Cr、
W、Mnから選ばれる少なくとも1種の元素であり、4
≦x≦15,2≦y≦25゜5≦x+y≦35の関係の
組成を有する合金であって、かつ組織の少なくとも50
%が粒径500Å以下の結晶粒からなり、かつ前記結晶
がbccFe固溶体とB化合物からなることを特徴とす
る。
Ti 、Zr、If 、V、Nb、Mo、Ta、Cr、
W、Mnから選ばれる少なくとも1種の元素であり、4
≦x≦15,2≦y≦25゜5≦x+y≦35の関係の
組成を有する合金であって、かつ組織の少なくとも50
%が粒径500Å以下の結晶粒からなり、かつ前記結晶
がbccFe固溶体とB化合物からなることを特徴とす
る。
本発明において、Bは必須の元素であり、結晶粒の微細
化および、bccFe固溶体中に固溶し、磁歪や結晶磁
気異方性の調整に効果がある。
化および、bccFe固溶体中に固溶し、磁歪や結晶磁
気異方性の調整に効果がある。
厩は必須の元素でありTi、Zr、Hf、V、Nb、M
o、Ta、Cr。
o、Ta、Cr。
W、Mnから選ばれる少なくとも1種の元素である。
HはBとの複合添加により、結晶粒を微細化する効果を
有するとともに、磁気特性の安定化に重要な役割を果た
す。
有するとともに、磁気特性の安定化に重要な役割を果た
す。
Mik X + BIky及びNとBの総和x+yをそ
れぞれ4≦x≦15.2≦y≦25,7≦x+y≦35
に限定したのは下限をはずれると目的とする優れた磁気
特性が得られず、また磁気特性の安定が図れないからで
あり、一方上限をはずれると飽和磁束密度の低下や軟磁
気特性の劣化が起こるためである。
れぞれ4≦x≦15.2≦y≦25,7≦x+y≦35
に限定したのは下限をはずれると目的とする優れた磁気
特性が得られず、また磁気特性の安定が図れないからで
あり、一方上限をはずれると飽和磁束密度の低下や軟磁
気特性の劣化が起こるためである。
特に好ましい範囲は、5≦x≦15.10<y≦20.
15<z+y≦30であり、この範囲で特に優れた軟磁
性が得られ、かつその特性が安定する。
15<z+y≦30であり、この範囲で特に優れた軟磁
性が得られ、かつその特性が安定する。
また、本発明はSt、Ge、P、Ga、Al、Nからな
る群から選ばれた少なくとも一種の元素(組成式ではX
で示す)、更にCu、Ag、Au、白金族元素、Co、
Ni 、Sn、Be、Mg、Ca、Sr、Baからなる
群から選ばれた少なくとも一種の元素を(組成式ではN
で示す)適宜含有することを許容する。
る群から選ばれた少なくとも一種の元素(組成式ではX
で示す)、更にCu、Ag、Au、白金族元素、Co、
Ni 、Sn、Be、Mg、Ca、Sr、Baからなる
群から選ばれた少なくとも一種の元素を(組成式ではN
で示す)適宜含有することを許容する。
すなわち、
組成式:
FelOO−Fe100−x−y−z (原子%)で
表され、ここでNはTi、Zr、Hf、V、Nb、Mo
、Ta、Cr、W、Mnから選ばれる少なくとも1種の
元素、XはSi、Ge、P、Ga、Al、Nからなる群
から選ばれた少なくとも一種の元素であり、4≦x≦1
5,2≦y≦25.0 <z≦10.7≦x+y+z≦
35の関係の組成を有する合金であって、かつ組織の少
なくとも50%が粒径500Å以下の結晶粒からなり、
かつ前記結晶がbccFe固溶体とB化合物からなるこ
とを特徴とする超微結晶磁性合金、 組成式: Fe100−Fe100−x−y−z (原子%)で
表され、ここでNはTi 、Zr、Hf 、V、Nb、
Mo、Ta、Cr、W、Mnから選ばれる少なくとも1
種の元素、XはSi、Ge、P、Ga、Al、Nからな
る群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、4≦x
≦15,2≦y≦25.0 <z≦10.0 <a
≦10,7≦x+y+B≦35の関係の組成を有する合
金であって、かつ組織の少なくとも50%が粒径500
Å以下の結晶粒からなり、かつ前記結晶がbccFe固
溶体とB化合物からなることを特徴とする超微結晶磁性
合金、および組成式: Fe100−x−Fe100−x−y−z−a (原
子%)で表され、ここでMはTi、Zr、Hf 、V、
Nb、Mo、Ta、Cr、W、Mnから選ばれる少なく
とも1種の元素、XはSi 、Ge、P、Ga、Al
、Nからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素、N
はCu、Ag、Au、白金族元素、Co、Ni、Sn、
Be、M5.Ca、Sr、Baからなる群から選ばれた
少なくとも一種の元素であり、 4≦x≦15,2≦y≦25.0 <z≦10.0 <
a≦10゜7≦x+y+z+t1≦35の関係の組成を
有する合金であって、かつ組織の少なくとも50%が粒
径500Å以下の結晶粒からなり、かつ前記結晶がbc
cFe固溶体とB化合物からなることを特徴とする超微
結晶磁性合金をも含む。
表され、ここでNはTi、Zr、Hf、V、Nb、Mo
、Ta、Cr、W、Mnから選ばれる少なくとも1種の
元素、XはSi、Ge、P、Ga、Al、Nからなる群
から選ばれた少なくとも一種の元素であり、4≦x≦1
5,2≦y≦25.0 <z≦10.7≦x+y+z≦
35の関係の組成を有する合金であって、かつ組織の少
なくとも50%が粒径500Å以下の結晶粒からなり、
かつ前記結晶がbccFe固溶体とB化合物からなるこ
とを特徴とする超微結晶磁性合金、 組成式: Fe100−Fe100−x−y−z (原子%)で
表され、ここでNはTi 、Zr、Hf 、V、Nb、
Mo、Ta、Cr、W、Mnから選ばれる少なくとも1
種の元素、XはSi、Ge、P、Ga、Al、Nからな
る群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、4≦x
≦15,2≦y≦25.0 <z≦10.0 <a
≦10,7≦x+y+B≦35の関係の組成を有する合
金であって、かつ組織の少なくとも50%が粒径500
Å以下の結晶粒からなり、かつ前記結晶がbccFe固
溶体とB化合物からなることを特徴とする超微結晶磁性
合金、および組成式: Fe100−x−Fe100−x−y−z−a (原
子%)で表され、ここでMはTi、Zr、Hf 、V、
Nb、Mo、Ta、Cr、W、Mnから選ばれる少なく
とも1種の元素、XはSi 、Ge、P、Ga、Al
、Nからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素、N
はCu、Ag、Au、白金族元素、Co、Ni、Sn、
Be、M5.Ca、Sr、Baからなる群から選ばれた
少なくとも一種の元素であり、 4≦x≦15,2≦y≦25.0 <z≦10.0 <
a≦10゜7≦x+y+z+t1≦35の関係の組成を
有する合金であって、かつ組織の少なくとも50%が粒
径500Å以下の結晶粒からなり、かつ前記結晶がbc
cFe固溶体とB化合物からなることを特徴とする超微
結晶磁性合金をも含む。
ここで、Si、Ge、P、Ga、Al、Nからなる群か
ら選ばれた少なくとも一種の元素(本願明細書中ではX
と総称する)は磁歪の調整、および結晶磁気異方性の調
整に効果があり、10%以下の範囲で含有される。それ
は、10%を越えると磁気特性の劣化が著しくなるから
である。
ら選ばれた少なくとも一種の元素(本願明細書中ではX
と総称する)は磁歪の調整、および結晶磁気異方性の調
整に効果があり、10%以下の範囲で含有される。それ
は、10%を越えると磁気特性の劣化が著しくなるから
である。
また、Cu 、Ag 、Au 、白金族元素+Co1N
x1Sn、Be+Ng+Ca 、 Sr 、Baからな
る群から選ばれた少なくとも一種の元素(本願明細書中
ではNと総称する)は、耐食性の改善、および磁気特性
の調整に効果があり、10%以下の範囲で含有される。
x1Sn、Be+Ng+Ca 、 Sr 、Baからな
る群から選ばれた少なくとも一種の元素(本願明細書中
ではNと総称する)は、耐食性の改善、および磁気特性
の調整に効果があり、10%以下の範囲で含有される。
それは、10%を越えると著しい飽和磁束密度の低下を
もたらすからである。
もたらすからである。
本発明の合金はbccFe固溶体を主体とする合金であ
りB化合物が一部形成している。このB化合物か存在す
ると硬度が増すため、磁気ヘッドに使用した場合は耐摩
耗性が改善され好ましい結果を得ることができる。
りB化合物が一部形成している。このB化合物か存在す
ると硬度が増すため、磁気ヘッドに使用した場合は耐摩
耗性が改善され好ましい結果を得ることができる。
本発明合金は500Å以下の著しく微細な結晶粒組織を
有しており、特に優れた軟磁性は粒径が200Å以下の
場合に得られる。
有しており、特に優れた軟磁性は粒径が200Å以下の
場合に得られる。
このような微細な結晶粒組織を組織全体に対して50%
以上存在することとするのは、これ未満では優れた軟磁
気特性が得られないからである。
以上存在することとするのは、これ未満では優れた軟磁
気特性が得られないからである。
なお、本発明合金は通常非晶質合金を作製後これを熱処
理し、結晶化することにより製造される。熱処理条件に
より一部非晶質相が残存している場合があるが、この場
合でも微細な結晶粒組織が組織全体に対して50%以上
存在しておれば十分な軟磁気特性が得られる。また、1
00%結晶の場合ももちろん優れた軟磁気特性が得られ
る。
理し、結晶化することにより製造される。熱処理条件に
より一部非晶質相が残存している場合があるが、この場
合でも微細な結晶粒組織が組織全体に対して50%以上
存在しておれば十分な軟磁気特性が得られる。また、1
00%結晶の場合ももちろん優れた軟磁気特性が得られ
る。
本発明においてXとBは熱処理により超微細で均一に分
散した化合物を形成し、bccFe結晶粒の成長を抑え
る効果を有する。このため、bccFeの結晶磁気異方
性を見かけ上相殺し優れた軟磁気特性が得られると考え
られる。
散した化合物を形成し、bccFe結晶粒の成長を抑え
る効果を有する。このため、bccFeの結晶磁気異方
性を見かけ上相殺し優れた軟磁気特性が得られると考え
られる。
もう一つの本発明は、前記組成の非晶質合金を製造する
工程と、これを加熱し熱処理を行い結晶化させ、組織の
少なくとも50%が粒径500Å以下の結晶粒からなり
、かつ前記結晶がbccFe固溶体とB化合物からなる
組織とする工程からなることを特徴とする前記超微結晶
磁性合金の製造方法である。
工程と、これを加熱し熱処理を行い結晶化させ、組織の
少なくとも50%が粒径500Å以下の結晶粒からなり
、かつ前記結晶がbccFe固溶体とB化合物からなる
組織とする工程からなることを特徴とする前記超微結晶
磁性合金の製造方法である。
非晶質合金は通常、単ロール法や双ロール法等の液体急
冷法や、スパッタ法や蒸着法等の気相急冷法等により製
造する。この後不活性ガス、水素中あるいは真空中で熱
処理し結晶化させ、組織の少なくとも50%が粒径50
0Å以下の結晶粒からなり、かつ前記結晶がbccFe
固溶体とB化合物からなる組織とし前記合金を製造する
。B化合物を形成することによりbccFe固溶体中の
B量が減少し、飽和磁束密度の上昇がはかれるとともに
、bccFe結晶粒の成長を抑制し高い温度の熱処理に
もかかわらず組織の微細化がはかれる。形成するB化合
物はに元素(Ti、Zr、Hf、V、Nb、Mo、Ta
、Cr、JMn)との化合物が大部分であり、非常に微
細である。
冷法や、スパッタ法や蒸着法等の気相急冷法等により製
造する。この後不活性ガス、水素中あるいは真空中で熱
処理し結晶化させ、組織の少なくとも50%が粒径50
0Å以下の結晶粒からなり、かつ前記結晶がbccFe
固溶体とB化合物からなる組織とし前記合金を製造する
。B化合物を形成することによりbccFe固溶体中の
B量が減少し、飽和磁束密度の上昇がはかれるとともに
、bccFe結晶粒の成長を抑制し高い温度の熱処理に
もかかわらず組織の微細化がはかれる。形成するB化合
物はに元素(Ti、Zr、Hf、V、Nb、Mo、Ta
、Cr、JMn)との化合物が大部分であり、非常に微
細である。
本発明における結晶化のための熱処理は450C以上8
00°C以下の温度範囲で行なわれるのが望ましい。そ
れは、450’ C未満では熱処理時間を長くしても結
晶化が困難であり、一方800℃を越えると結晶粒の成
長が必要以上に進行して所望の超微細結晶組織を得るこ
とができなくなるからである。
00°C以下の温度範囲で行なわれるのが望ましい。そ
れは、450’ C未満では熱処理時間を長くしても結
晶化が困難であり、一方800℃を越えると結晶粒の成
長が必要以上に進行して所望の超微細結晶組織を得るこ
とができなくなるからである。
具体的熱処理温度、時間は合金組成等によって定められ
る。
る。
本発明合金は、以上のように450°C以上800’
C以下という高い温度の熱処理を経るものであるため、
磁気ヘッド等を作製する場合、ガラスボンディングが容
易で信頼性の高い磁気ヘッドを製造できる長所がある。
C以下という高い温度の熱処理を経るものであるため、
磁気ヘッド等を作製する場合、ガラスボンディングが容
易で信頼性の高い磁気ヘッドを製造できる長所がある。
また、本発明合金は磁場中で熱処理し製造することも可
能である。一定方向に磁場を印加した場合は、−軸の誘
導磁気異方性を生じさせることができる。また、回転磁
場中熱処理を行うことにより更に軟磁気特性を改善する
ことができる。結晶化熱処理後に磁場中熱処理すること
も可能である[実施例] 以下本発明を実施例に従って説明するが、本発明はこれ
らに限定されるものではない。
能である。一定方向に磁場を印加した場合は、−軸の誘
導磁気異方性を生じさせることができる。また、回転磁
場中熱処理を行うことにより更に軟磁気特性を改善する
ことができる。結晶化熱処理後に磁場中熱処理すること
も可能である[実施例] 以下本発明を実施例に従って説明するが、本発明はこれ
らに限定されるものではない。
実施例1
原子%でNb10.2%、810.5%残部Feからな
る組成の厚さ3μmの非晶質合金膜をRFスパッタ装置
によりホトセラム基板上に作製した。得られた膜のXi
!回折を行ったところ、非晶質合金に特有なハローパタ
ーンを示した。次に、この非晶質合金膜を窒素ガス雰囲
気中において、650’ Cで1時間保持後室源まで冷
却し、X線回折を行った。bccFe固溶体の結晶ピー
クと僅かなからNbとBの化合物相が認められた。透過
電子顕微鏡による組織観察の結果、組織のほとんどが粒
径100Å以下の超微細な結晶粒からなることが確認さ
れた。
る組成の厚さ3μmの非晶質合金膜をRFスパッタ装置
によりホトセラム基板上に作製した。得られた膜のXi
!回折を行ったところ、非晶質合金に特有なハローパタ
ーンを示した。次に、この非晶質合金膜を窒素ガス雰囲
気中において、650’ Cで1時間保持後室源まで冷
却し、X線回折を行った。bccFe固溶体の結晶ピー
クと僅かなからNbとBの化合物相が認められた。透過
電子顕微鏡による組織観察の結果、組織のほとんどが粒
径100Å以下の超微細な結晶粒からなることが確認さ
れた。
なお、本発明においては、微細結晶粒の割合は線分法に
よって求める。この線分法は一般的な方法であり、組織
写真中に引かれた任意の線分(長さし)が横切る各結晶
粒の長さ(L、、L、、L、・・・Ln)の合計(L+
+Lx+La+・・・Ln)を求め、これをLで割るこ
とにより、結晶粒の割合を求めるものである。
よって求める。この線分法は一般的な方法であり、組織
写真中に引かれた任意の線分(長さし)が横切る各結晶
粒の長さ(L、、L、、L、・・・Ln)の合計(L+
+Lx+La+・・・Ln)を求め、これをLで割るこ
とにより、結晶粒の割合を求めるものである。
なお、結晶粒の割合が多くなると組織写真上は結晶粒が
ほぼ組織全体を占めるように見えるが、この場合でもい
くぶん非晶質相が存在するものと考えられる。というの
は、結晶粒の外周部が組織写真ではぼやけており、これ
は非晶質相の存在による為であると考えられるからであ
る。このように結晶粒の割合が多い場合、割合を正確な
数値で表すことは困難であり、本実施例で「はとんど」
という表現を用いたのは、このような理由による。
ほぼ組織全体を占めるように見えるが、この場合でもい
くぶん非晶質相が存在するものと考えられる。というの
は、結晶粒の外周部が組織写真ではぼやけており、これ
は非晶質相の存在による為であると考えられるからであ
る。このように結晶粒の割合が多い場合、割合を正確な
数値で表すことは困難であり、本実施例で「はとんど」
という表現を用いたのは、このような理由による。
次にこの膜のヒステリシスカーブを振動型磁力計(VS
M)により測定した。100eにおける磁束密度B10
=15.6kG、 Hc;0.300eが得られた。次
にこの膜のIMHzにおける実効透磁率μe1MをLC
Rメータにより測定した。μe1M・2500が得られ
た。
M)により測定した。100eにおける磁束密度B10
=15.6kG、 Hc;0.300eが得られた。次
にこの膜のIMHzにおける実効透磁率μe1MをLC
Rメータにより測定した。μe1M・2500が得られ
た。
本発明合金はFe−5i−A1合金を凌ぐ高飽和磁束密
度特性を有しかつ、μe1Mも1000を越えており、
高密度磁気記録用の磁気ヘッド材等に好適である。
度特性を有しかつ、μe1Mも1000を越えており、
高密度磁気記録用の磁気ヘッド材等に好適である。
実施例2
第1表に示す組成の合金膜を実施例1と同様にホトセラ
ム基板上に作製し、振動型磁力計によりBIO1LCR
メータによりIMHzの実効透磁率μe1Mを測定した
。得られた結果を第1表に示す。なお熱処理後の合金は
どれも粒径500Å以下の微細な結晶粒組織であった。
ム基板上に作製し、振動型磁力計によりBIO1LCR
メータによりIMHzの実効透磁率μe1Mを測定した
。得られた結果を第1表に示す。なお熱処理後の合金は
どれも粒径500Å以下の微細な結晶粒組織であった。
本発明合金はFe−5i−A1合金以上の高飽和磁束密
度を有しており、μe1Mも高いため特に磁気ヘッド合
金に適する。
度を有しており、μe1Mも高いため特に磁気ヘッド合
金に適する。
実施例3
第2表に示す組成の幅5ID111厚さ15μmの非晶
質合金薄帯を単ロール法により作製した。次にこの合金
薄帯を外径19mm、内径15mmに巻回しトロイダル
磁心を作製した。次にこの磁心をArガス雰囲気中で5
50’ C〜700°Cの範囲で熱処理し結晶化させた
。
質合金薄帯を単ロール法により作製した。次にこの合金
薄帯を外径19mm、内径15mmに巻回しトロイダル
磁心を作製した。次にこの磁心をArガス雰囲気中で5
50’ C〜700°Cの範囲で熱処理し結晶化させた
。
熱処理後の合金はX線回折及び透過電子顕微鏡による組
織観察の結果粒径500A以下のbccFeおよびB化
合物からなる超微細結晶粒からなることが確認された。
織観察の結果粒径500A以下のbccFeおよびB化
合物からなる超微細結晶粒からなることが確認された。
本発明合金のBsはFe−5i−A1合金以上であり、
実効透磁率が著しく高いため磁気ヘッド材、センサー材
等各種磁心材に最適である。
実効透磁率が著しく高いため磁気ヘッド材、センサー材
等各種磁心材に最適である。
実施例4
第3表に示す組成の合金膜を実施例1と同様にホトセラ
ム基板上に作製し熱処理を行い結晶化させ、μe1Mo
を測定した。次にこの合金を150°Cの恒温槽にいれ
、1000時間保持後のμe1M1000を測定した。
ム基板上に作製し熱処理を行い結晶化させ、μe1Mo
を測定した。次にこの合金を150°Cの恒温槽にいれ
、1000時間保持後のμe1M1000を測定した。
μe1M1000/ μelNoを第3表に示す。
本発明合金膜のμe1M1000/μe1Moは従来例
として示したFe−Hf−C膜等に比べ1に近い値であ
り、経時変化が小さい。
として示したFe−Hf−C膜等に比べ1に近い値であ
り、経時変化が小さい。
このため信頼性の高い磁気ヘッドを製造できる。
また本発明合金においては、B量が高い方がμe1M1
000/μe1MOが高い傾向にあり望ましい。
000/μe1MOが高い傾向にあり望ましい。
さらに比較例として示したようにに元素の量が少ないと
従来例として示したFe−Hf−C膜等よりもμe1M
1000/μe1MOはが低く磁気特性の点で著しく劣
る。すなわち、本発明の目的を達成するためには河元素
の量を4%以上にすることが必須である。
従来例として示したFe−Hf−C膜等よりもμe1M
1000/μe1MOはが低く磁気特性の点で著しく劣
る。すなわち、本発明の目的を達成するためには河元素
の量を4%以上にすることが必須である。
[@明の効果]
本発明によれば、高飽和磁束密度、高透磁率で、かつ信
頼性に優れた超微細結晶合金およびその製造方法を提供
できるためその効果は著しいものがある。
頼性に優れた超微細結晶合金およびその製造方法を提供
できるためその効果は著しいものがある。
Claims (10)
- (1)組成式: Fe100−x−yMxBy(原子%)で表され、ここ
でMはTi、Zr、Hf、V、Nb、Mo、Ta、Cr
、W、Mnから選ばれる少なくとも1種の元素であり、
4≦x≦15、2≦y≦25、7≦x+y≦35の関係
の組成を有する合金であって、かつ組織の少なくとも5
0%が粒径500Å以下の結晶粒からなり、かつ前記結
晶がbccFe固溶体とB化合物からなることを特徴と
する超微結晶磁性合金。 - (2)組成式: Fe100−x−y−zMxByXz(原子%)で表さ
れ、ここでMはTi、Zr、Hf、V、Nb、Mo、T
a、Cr、W、Mnから選ばれる少なくとも1種の元素
、XはSi、Ge、P、Ga、Al、Nからなる群から
選ばれた少なくとも一種の元素であり、4≦x≦15、
2≦y≦25、0<z≦10、7≦x+y+z≦35の
関係の組成を有する合金であって、かつ組織の少なくと
も50%が粒径500Å以下の結晶粒からなり、かつ前
記結晶がbccFe固溶体とB化合物からなることを特
徴とする超微結晶磁性合金。 - (3)組成式: Fe100−x−y−zMxByNa(原子%)で表さ
れ、ここでMはTi、Zr、Hf、V、Nb、Mo、T
a、Cr、W、Mnから選ばれる少なくとも1種の元素
、XはSi、Ge、P、Ga、Al、Nからなる群から
選ばれた少なくとも一種の元素であり、4≦x≦15、
2≦y≦25、0<z≦10、0<a≦10、7≦x+
y+a≦35の関係の組成を有する合金であって、かつ
組織の少なくとも50%が粒径500Å以下の結晶粒か
らなり、かつ前記結晶がbccFe固溶体とB化合物か
らなることを特徴とする超微結晶磁性合金。 - (4)組成式: Fe100−x−y−z−aMxByXzNa(原子%
)で表され、ここでMはTi、Zr、Hf、V、Nb、
Mo、Ta、Cr、W、Mnから選ばれる少なくとも1
種の元素、XはSi、Ge、P、Ga、Al、Nからな
る群から選ばれた少なくとも一種の元素、NはCu、A
g、Au、白金族元素、Co、Ni、Sn、Be、Mg
、Ca、Sr、Baからなる群から選ばれた少なくとも
一種の元素であり、 4≦x≦15、2≦y≦25、0<z≦10、0<a≦
10、5≦x+y+z+a≦35の関係の組成を有する
合金であって、かつ組織の少なくとも50%が粒径50
0Å以下の結晶粒からなり、かつ前記結晶がbccFe
固溶体とB化合物からなることを特徴とする超微結晶磁
性合金。 - (5)組織の残部が非晶質であることを特徴とする請求
項1及至4のいずれかに記載の超微結晶磁性合金。 - (6)実質的に結晶相だけからなることを特徴とする請
求項1及至4のいずれかに記載の超微結晶磁性合金。 - (7)粒径200Å以下の結晶粒からなることを特徴と
する請求項1及至6のいずれかに記載の超微結晶磁性合
金。 - (8)μe1M1000/μe1M0が0.95以上で
ある請求項1及至7のいずれかに記載の超微結晶磁性合
金。 - (9)非晶質合金を製造する工程と、これを加熱し熱処
理を行い結晶化させ、組織の少なくとも50%が粒径5
00Å以下のbccFe固溶体とB化合物結晶粒からな
る組織とする工程とからなることを特徴とする請求項1
乃至8のいずれかに記載の超微結晶磁性合金の製造方法
。 - (10)熱処理を磁場中で行うことを特徴とする請求項
9に記載の超微結晶磁性合金の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1-234405 | 1989-09-08 | ||
JP23440589 | 1989-09-08 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03211259A true JPH03211259A (ja) | 1991-09-17 |
JP3058662B2 JP3058662B2 (ja) | 2000-07-04 |
Family
ID=16970493
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP02237535A Expired - Lifetime JP3058662B2 (ja) | 1989-09-08 | 1990-09-07 | 超微結晶磁性合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3058662B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2010242216A (ja) * | 2009-03-18 | 2010-10-28 | Alps Electric Co Ltd | Fe基軟磁性合金粉末及びその製造方法、ならびに、前記Fe基軟磁性合金粉末を用いた磁性シート |
-
1990
- 1990-09-07 JP JP02237535A patent/JP3058662B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2010242216A (ja) * | 2009-03-18 | 2010-10-28 | Alps Electric Co Ltd | Fe基軟磁性合金粉末及びその製造方法、ならびに、前記Fe基軟磁性合金粉末を用いた磁性シート |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP3058662B2 (ja) | 2000-07-04 |
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