JPH03219058A - 超微結晶磁性合金 - Google Patents
超微結晶磁性合金Info
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- JPH03219058A JPH03219058A JP2316551A JP31655190A JPH03219058A JP H03219058 A JPH03219058 A JP H03219058A JP 2316551 A JP2316551 A JP 2316551A JP 31655190 A JP31655190 A JP 31655190A JP H03219058 A JPH03219058 A JP H03219058A
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Landscapes
- Soft Magnetic Materials (AREA)
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−Al−3i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−Al−3i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、例えば乗容らによりNIIK技報2
9(2)、5l−106(1977)、広田らにより機
能材料1986年8月号p68等に報告されている。
9(2)、5l−106(1977)、広田らにより機
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−5l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−3
l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(なり耐熱性が
悪いためガラスボンディング等が雉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(M=Ti、Zr、If)膜
が信学技報MR8912,99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−3
l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(なり耐熱性が
悪いためガラスボンディング等が雉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(M=Ti、Zr、If)膜
が信学技報MR8912,99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、かつ耐熱性、
信頼性に優れた合金の提供を課題とする。
信頼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コ
上記目的に鑑み鋭意研究の結果、本発明者等はFe、M
、Bを基本成分とする合金であって(M: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)、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
bcc構造の結晶を主体としたものである多結晶合金が
高飽和磁束密度で高透磁率を有するとともに耐熱性、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。
、Bを基本成分とする合金であって(M: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)、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
bcc構造の結晶を主体としたものである多結晶合金が
高飽和磁束密度で高透磁率を有するとともに耐熱性、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:
Fe+on−x−yMxBy (原子X)で表され、こ
こでMはTi、Zrj+f、V、Nb、Mo、Ta、C
r、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、組織の少なくとも5o
zが粒径500Å以下の結晶粒からなり、かつ前記結晶
がbcc構造の結晶を主体としたものであることを特徴
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中に固溶し、磁歪や結晶磁気異方
性の調整に効果がある。
こでMはTi、Zrj+f、V、Nb、Mo、Ta、C
r、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、組織の少なくとも5o
zが粒径500Å以下の結晶粒からなり、かつ前記結晶
がbcc構造の結晶を主体としたものであることを特徴
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中に固溶し、磁歪や結晶磁気異方
性の調整に効果がある。
間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。
M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、耐熱性を向上する効果を有する。
有するとともに、耐熱性を向上する効果を有する。
M量x、B11y及びM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耐熱性が劣化し、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。特に耐熱性の点で望ましい範囲は、7≦
x≦15.10<y≦20.15<x+y≦30である
。
≦x≦15.2≦y≦25.7≦x+y≦35に限定し
たのは下限をはずれると耐熱性が劣化し、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。特に耐熱性の点で望ましい範囲は、7≦
x≦15.10<y≦20.15<x+y≦30である
。
また、本発明は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(組成式ではX
で示す)、更に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:
Fe100−x−y−zMxByXz (原子%)で
表され、ココでMはTi、Zr、fir、V、Nb、M
o、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≦10.7≦x+y+z≦
35の関係の組成を有する合金であって、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bcc構造の結晶を主体としたものであるこ
とを特徴とする超微結晶磁性合金、 組成式: Fe、oo−x−y−zMxByNa (原子%)で
表され、ココで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、NはAu、白金族元素、Co、Ni。
表され、ココでMはTi、Zr、fir、V、Nb、M
o、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≦10.7≦x+y+z≦
35の関係の組成を有する合金であって、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bcc構造の結晶を主体としたものであるこ
とを特徴とする超微結晶磁性合金、 組成式: Fe、oo−x−y−zMxByNa (原子%)で
表され、ココで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、Nは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〈2≦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、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bcc構造の結晶を主体
としたものであることを特徴とする超微結晶磁性合金、 組成式: %式% こでMはTi、Zr、Hf、V、Nb、Mo、Ta、C
r、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<a≦10゜7≦x
+y+z+a≦35の関係の組成を有する合金であって
、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bcc構造の結晶を主体とし
たものであることを特徴とする超微結晶磁性合金、をも
含む。
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〈2≦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、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bcc構造の結晶を主体
としたものであることを特徴とする超微結晶磁性合金、 組成式: %式% こでMはTi、Zr、Hf、V、Nb、Mo、Ta、C
r、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<a≦10゜7≦x
+y+z+a≦35の関係の組成を有する合金であって
、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bcc構造の結晶を主体とし
たものであ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、loz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、loz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、Au、白金族元素、Co、Ni、Sn、Be、M
g、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。
g、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。
本5d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。
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。
このような微細な結晶粒組織を組織全体に対して50%
以」二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」二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、t
oox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、t
oox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MとBは熱処理により超微細で均なりc
cFe結晶粒を形成し、その成長を抑える効果を有する
。このため、becFe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。
cFe結晶粒を形成し、その成長を抑える効果を有する
。このため、becFe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、この非晶質合金を少なくとも50%が粒径50
0Å以下のbccFe固溶体からなる組織とする結晶化
熱処理を施す工程と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、この非晶質合金を少なくとも50%が粒径50
0Å以下のbccFe固溶体からなる組織とする結晶化
熱処理を施す工程と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bcc構造
の結晶主体である組織とすることにより前記合金を製造
する。
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bcc構造
の結晶主体である組織とすることにより前記合金を製造
する。
本発明における結晶化のための熱処理は450’ C以
J:800°C以下の温度範囲で行なわれるのが望まし
い。それは、4500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
成長が必要共」―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。
J:800°C以下の温度範囲で行なわれるのが望まし
い。それは、4500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
成長が必要共」―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。
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Nb7%、B18%、残部Feからなる組成の
厚さ18μmの非晶質合金薄帯を単ロール法により作製
した。得られた薄帯のX線回折を行ったところ、第1図
(a)に示すように非晶質合金に特有なハローパターン
を示した。
厚さ18μmの非晶質合金薄帯を単ロール法により作製
した。得られた薄帯のX線回折を行ったところ、第1図
(a)に示すように非晶質合金に特有なハローパターン
を示した。
次に、この非晶質合金薄帯を窒素ガス雰囲気中において
、600°Cで1時間保持後室温まで冷却し、X線回折
を行った。第1図(a)に示すような半値幅の広いbc
cFe固溶体の結晶ピークが主に認められた。なお、N
bとBの化合物が形成されている可能性があるが、本観
察では確認できなかった。
、600°Cで1時間保持後室温まで冷却し、X線回折
を行った。第1図(a)に示すような半値幅の広いbc
cFe固溶体の結晶ピークが主に認められた。なお、N
bとBの化合物が形成されている可能性があるが、本観
察では確認できなかった。
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。
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1.)が横切る各結
晶粒の長さ(L+、L2.I、3・・・Ln)の合Ml
(+、+十+、2+(,3+・−・l、n)を求め、こ
れをI、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1.)が横切る各結
晶粒の長さ(L+、L2.I、3・・・Ln)の合Ml
(+、+十+、2+(,3+・−・l、n)を求め、こ
れをI、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。
次にこの組成の非晶質合金からなるl・ロイダル磁心を
熱処理温度を変え熱処理し、直流ヒステリシスカーブを
直流B−Hトレーサ、IkHzにおける実効透磁率μe
lkをLCRメータにより測定した。熱処理時間は1時
間、熱処理雰囲気は窒素ガス雰囲気とした。得られた結
果を第2図(a)、第2図(b)に示す。また、第3図
に直流ヒステリシスカーブを示してお(。
熱処理温度を変え熱処理し、直流ヒステリシスカーブを
直流B−Hトレーサ、IkHzにおける実効透磁率μe
lkをLCRメータにより測定した。熱処理時間は1時
間、熱処理雰囲気は窒素ガス雰囲気とした。得られた結
果を第2図(a)、第2図(b)に示す。また、第3図
に直流ヒステリシスカーブを示してお(。
bccFe相が生成する結晶化温度より高い温度のに熱
処理条件において高飽和磁束密度で高透磁率が得られる
ことがわかる。
処理条件において高飽和磁束密度で高透磁率が得られる
ことがわかる。
このように本発明合金は、非晶質合金結晶化させること
により得られる。また、磁歪も非晶質状態よりも著しく
小さくなり軟磁性材料としてよりより好ましい特徴もあ
ることが確認された。
により得られる。また、磁歪も非晶質状態よりも著しく
小さくなり軟磁性材料としてよりより好ましい特徴もあ
ることが確認された。
本発明合金はFe−3i−AI合金以上の高飽和磁束密
度を有しており、μelkも10000を超える場合も
あり、高磁束密度記録用の磁気ヘッド材やチョーク磁心
、高周波]・ランス、センサ材等に好適である。
度を有しており、μelkも10000を超える場合も
あり、高磁束密度記録用の磁気ヘッド材やチョーク磁心
、高周波]・ランス、センサ材等に好適である。
実施例2
第1表に示す組成の幅5mm、厚さ15μmの合金薄帯
を実施例1と同様な方法で作成し、直流B−111−レ
ーサによりB100 llc、 LCRメータにより1
kllzの実効透磁率μelk、 U函数針により1o
okllz、0.2Tの磁心損失Pcを測定した。得ら
れた結果を第1表に示す。
を実施例1と同様な方法で作成し、直流B−111−レ
ーサによりB100 llc、 LCRメータにより1
kllzの実効透磁率μelk、 U函数針により1o
okllz、0.2Tの磁心損失Pcを測定した。得ら
れた結果を第1表に示す。
なお、熱処理後の合金はいずれも粒径500Å以下の微
細なりcc槽構造結晶粒が主体の組織であった。
細なりcc槽構造結晶粒が主体の組織であった。
なお、第4図に第1表のNo、 1合金の直流ヒステリ
シスカーブを示しておく。
シスカーブを示しておく。
本発明合金は、Fe−3i −A I合金やCo基アモ
ルファス合金と同等以上の高飽和磁束密度を有しており
、μelk+JFe−3i合金等より高いため特に磁気
ヘッド用合金に好適である。
ルファス合金と同等以上の高飽和磁束密度を有しており
、μelk+JFe−3i合金等より高いため特に磁気
ヘッド用合金に好適である。
第
表
実施例3
第2表に示す組成の幅5mn+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+9um、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550
’ C〜700°Cの範囲で熱処理し結晶化させた。
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+9um、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550
’ 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500Å以下のbee構造の結晶主体
であることが確認された。
織観察の結果粒径500Å以下のbee構造の結晶主体
であることが確認された。
次にこの合金薄帯からなるトロイダル磁心を作成し、1
kllzにおける実効透磁率μelkを測定し、次に6
00℃30m1n保持後室温まで冷却し1kHzにおけ
る実効透磁率μe lk”を測定した。μe lk”
/μslkを第2表に併せて示す。
kllzにおける実効透磁率μelkを測定し、次に6
00℃30m1n保持後室温まで冷却し1kHzにおけ
る実効透磁率μe lk”を測定した。μe lk”
/μslkを第2表に併せて示す。
本発明合金は、従来材に比べμelk”/μslkが太
きく600℃という高い温度でも磁気特性の劣化の小さ
い耐熱性に優れた特性を有することが判る。
きく600℃という高い温度でも磁気特性の劣化の小さ
い耐熱性に優れた特性を有することが判る。
このため、ガラスポンディングが必要な磁気ヘッド材、
高い温度で使用するセンサ材等各種磁心材に最適である
。
高い温度で使用するセンサ材等各種磁心材に最適である
。
また本発明合金においては、B量が高い方がμelk″
0/μelkが高い傾向にあり望ましい。
0/μelk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M元素の量が本発明の
範囲より少ないとμelk″0/μelkが低(耐熱性
の点で著しく劣る。
範囲より少ないとμelk″0/μelkが低(耐熱性
の点で著しく劣る。
実施例4
第3表に示す組成の合金膜をスパッタ法によりホトセラ
ム基板上に作製し550〜700℃の範囲で熱処理を行
い結晶化させ、μe1M0を測定した。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、500Å以下のbee構造の結晶主体であることが
確認された。
ム基板上に作製し550〜700℃の範囲で熱処理を行
い結晶化させ、μe1M0を測定した。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、500Å以下のbee構造の結晶主体であることが
確認された。
次にこの合金を550°Cの炉に装入し、1時間保持後
のμe LM’を測定した。μe1M’/μs1M’を
第3表に示す。
のμe LM’を測定した。μe1M’/μs1M’を
第3表に示す。
本発明合金膜のμe1M’ /μ51M0は比較材等に
比べlに近い値であり、高温での磁気特性の劣化が小さ
く耐熱性に優れる。このため信頼性の高い磁気ヘッドを
製造できる。
比べlに近い値であり、高温での磁気特性の劣化が小さ
く耐熱性に優れる。このため信頼性の高い磁気ヘッドを
製造できる。
[発明の効果]
本発明によれば、高飽和磁束密度、高透磁率で、かつ耐
熱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。
熱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。
第1図(a)は本発明に係る熱処理前の非晶質合金のX
線回折パターン、第1図(b)は本発明合金のX線回折
パターン、第2図は本発明合金の磁気特性の熱処理温度
依存性を示すグラフ、第3図及び第4図は本発明合金の
直流ヒステリシスカーブである。 L4面の浄1(慝・可に哀史なし) 第2図 熱処理温度(に) 熱処理温度(に) 第 3 図 第4図
線回折パターン、第1図(b)は本発明合金のX線回折
パターン、第2図は本発明合金の磁気特性の熱処理温度
依存性を示すグラフ、第3図及び第4図は本発明合金の
直流ヒステリシスカーブである。 L4面の浄1(慝・可に哀史なし) 第2図 熱処理温度(に) 熱処理温度(に) 第 3 図 第4図
Claims (10)
- (1)組成式: Fe_1_0_0−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、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bcc構造の結晶を主体としたものであることを
特徴とする超微結晶磁性合金。 - (2)組成式: Fe_1_0_0−x−y−zMxByXz(原子%)
で表され、ここでMはTi、Zr、Hf、V、Nb、M
o、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、7≦x+y+z≦
35の関係の組成を有する合金であって、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bcc構造の結晶を主体としたものであるこ
とを特徴とする超微結晶磁性合金。 - (3)組成式: Fe_1_0_0−x−y−zMxByNa(原子%)
で表され、ここでMはTi、Zr、Hf、V、Nb、M
o、Ta、Cr、W、Mnから選ばれる少なくとも1種
の元素、NはAu、白金族元素、Co、Ni、Sn、B
e、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≦2
5、0<z≦10、0<a≦10、7≦x+y+a≦3
5の関係の組成を有する合金であって、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bcc構造の結晶を主体としたものであること
を特徴とする超微結晶磁性合金。 - (4)組成式: Fe_1_0_0−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A
u、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≦1
0、0<a≦10、7≦x+y+z+a≦35の関係の
組成を有する合金であって、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b
cc構造の結晶を主体としたものであることを特徴とす
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)10<y≦20であ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)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、この非晶質合金を
少なくとも50%が粒径500Å以下のbccFe固溶
体からなる組織とする結晶化熱処理を施す工程とからな
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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2316551A JP3058675B2 (ja) | 1989-11-22 | 1990-11-21 | 超微結晶磁性合金 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP30361789 | 1989-11-22 | ||
JP1-303617 | 1989-11-22 | ||
JP2316551A JP3058675B2 (ja) | 1989-11-22 | 1990-11-21 | 超微結晶磁性合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03219058A true JPH03219058A (ja) | 1991-09-26 |
JP3058675B2 JP3058675B2 (ja) | 2000-07-04 |
Family
ID=26563573
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2316551A Expired - Lifetime JP3058675B2 (ja) | 1989-11-22 | 1990-11-21 | 超微結晶磁性合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3058675B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100838733B1 (ko) * | 2006-12-20 | 2008-06-17 | 주식회사 포스코 | 크롬 몰리브덴 함유 철계 벌크비정질 합금 |
KR100838732B1 (ko) * | 2006-12-20 | 2008-06-17 | 주식회사 포스코 | 비정질 형성능이 우수한 철계 벌크비정질 합금 |
JP2019186327A (ja) * | 2018-04-05 | 2019-10-24 | パナソニックIpマネジメント株式会社 | 磁歪材料およびそれを用いた磁歪式デバイス |
-
1990
- 1990-11-21 JP JP2316551A patent/JP3058675B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100838733B1 (ko) * | 2006-12-20 | 2008-06-17 | 주식회사 포스코 | 크롬 몰리브덴 함유 철계 벌크비정질 합금 |
KR100838732B1 (ko) * | 2006-12-20 | 2008-06-17 | 주식회사 포스코 | 비정질 형성능이 우수한 철계 벌크비정질 합금 |
JP2019186327A (ja) * | 2018-04-05 | 2019-10-24 | パナソニックIpマネジメント株式会社 | 磁歪材料およびそれを用いた磁歪式デバイス |
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---|---|
JP3058675B2 (ja) | 2000-07-04 |
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