JPH03253545A - 磁性合金およびその製造方法 - Google Patents
磁性合金およびその製造方法Info
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- JPH03253545A JPH03253545A JP2305660A JP30566090A JPH03253545A JP H03253545 A JPH03253545 A JP H03253545A JP 2305660 A JP2305660 A JP 2305660A JP 30566090 A JP30566090 A JP 30566090A JP H03253545 A JPH03253545 A JP H03253545A
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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)
この発明は、磁気特性に優れ、特にトランスの磁心材料
等に好適なFe基磁性合金であって、微細結晶相、また
は微細結晶相と非晶質相との混合組織からなる合金に関
する。
等に好適なFe基磁性合金であって、微細結晶相、また
は微細結晶相と非晶質相との混合組織からなる合金に関
する。
(従来の技術)
従来、トランスの磁心材料としては方向性ケイ素鋼板が
使用されてきた。方向性ケイ素鋼板は、著しく高い飽和
磁束密度を有するが、鉄損が太きく、また、製造が難し
いという難点がある。そのため、鉄損の小さいFe基非
晶質合金が注目され、一部では実用化されている。
使用されてきた。方向性ケイ素鋼板は、著しく高い飽和
磁束密度を有するが、鉄損が太きく、また、製造が難し
いという難点がある。そのため、鉄損の小さいFe基非
晶質合金が注目され、一部では実用化されている。
Fe基非晶質合金は主成分がFe−5i−Bで、これに
C,Cr、等の元素が添加されたものである。このFe
基非晶質合金は低鉄損であるため省エネルギーの点から
有利であり、製造法が簡単で大量生産が可能であること
、保磁力が小さいためトランス動作時の有効磁束密度が
高いこと等の利点がある。
C,Cr、等の元素が添加されたものである。このFe
基非晶質合金は低鉄損であるため省エネルギーの点から
有利であり、製造法が簡単で大量生産が可能であること
、保磁力が小さいためトランス動作時の有効磁束密度が
高いこと等の利点がある。
しかし、非晶質合金は、高温で作動すると構造緩和を起
こし、鉄損が時間とともに増大し、また透磁率も劣化す
る。即ち、非晶質合金は熱的な安定性に劣っている。
こし、鉄損が時間とともに増大し、また透磁率も劣化す
る。即ち、非晶質合金は熱的な安定性に劣っている。
特開昭64−79342号公報には、一般式で、(Fe
+−mMm)+eo−x−y−s−、CuySiyBg
M:tと表される組成を有し、結晶粒径toooÅ以下
の微細bcc結晶粒からなる軟磁性材料が開示されてい
る。これは低鉄損材料であり、かつ結晶質であるため熱
的安定性にも優れている。しかし、その代表的な組成は
Fe−Cu−Nb−5t −Bで表されものであり、比
較的高価なりを必須成分とするため、価格的に不利であ
るばかりでなく、磁束密度も充分に大きいとは言えない
、従って、低周波数域で使用される柱上トランス等の磁
心材料には不向きである。
+−mMm)+eo−x−y−s−、CuySiyBg
M:tと表される組成を有し、結晶粒径toooÅ以下
の微細bcc結晶粒からなる軟磁性材料が開示されてい
る。これは低鉄損材料であり、かつ結晶質であるため熱
的安定性にも優れている。しかし、その代表的な組成は
Fe−Cu−Nb−5t −Bで表されものであり、比
較的高価なりを必須成分とするため、価格的に不利であ
るばかりでなく、磁束密度も充分に大きいとは言えない
、従って、低周波数域で使用される柱上トランス等の磁
心材料には不向きである。
(発明が解決しようとする諜B)
現在知られている磁心材料の中で特に優れた磁気特性を
有すると考えられる前記特開昭64−79342号公報
のFe−Cu−Nb−5i −B系の結晶質合金でもな
お高価であり、また、磁心材料としてはさらに高い飽和
磁束密度を有する材料が要求されている。
有すると考えられる前記特開昭64−79342号公報
のFe−Cu−Nb−5i −B系の結晶質合金でもな
お高価であり、また、磁心材料としてはさらに高い飽和
磁束密度を有する材料が要求されている。
本発明の目的は、従来の材料に匹敵する鉄損値を持ち、
飽和磁束密度が従来水準を超え、かつ、低価格のFe基
磁性合金を提供することにある。
飽和磁束密度が従来水準を超え、かつ、低価格のFe基
磁性合金を提供することにある。
(課題を解決するための手段)
本発明は「一般式、pelllll−x−y−xCu*
P ycgで表され、平均粒径が500Å以下の微細な
結晶粒と非晶f相との混合組織であるFe基磁性台金」
を要旨とする。
P ycgで表され、平均粒径が500Å以下の微細な
結晶粒と非晶f相との混合組織であるFe基磁性台金」
を要旨とする。
但し、上記一般式のX + 3’ tおよび2は原子%
で、0.1≦x≦3、l ≦y≦23、0.1≦2≦1
5.10≦y+z≦25 である。
で、0.1≦x≦3、l ≦y≦23、0.1≦2≦1
5.10≦y+z≦25 である。
上記の一般式で表される組成中のFeは、その−部を次
の原子で直換することができる。なお、下記の各元素の
原子%は、合金全体を100原子%とした場合の原子%
である。
の原子で直換することができる。なお、下記の各元素の
原子%は、合金全体を100原子%とした場合の原子%
である。
■ 原子%で、それぞれ3%以下のMo、 Zr、 N
b、W、 Cr、 TiおよびVの中の1種以上の元素
。
b、W、 Cr、 TiおよびVの中の1種以上の元素
。
但し、これら7元素の中の2種以上を使用する場合は、
その合計含有量を3原子%以下とする。
その合計含有量を3原子%以下とする。
■ 原子%で、5%未満のSi、それぞれ5%以下のG
e、 Ga、およびRu、ならびに3%以下のAjl!
の中の1種以上、但し、2種以上の場合はその合計含有
量は5原子%以下とする。
e、 Ga、およびRu、ならびに3%以下のAjl!
の中の1種以上、但し、2種以上の場合はその合計含有
量は5原子%以下とする。
さらに上記■および■の両群から選択した原子でFeを
置換することもできる。このような本発明合金を一般式
で示すと下記のとおりである。
置換することもできる。このような本発明合金を一般式
で示すと下記のとおりである。
(1) Fetes−x−y−g−a CLlxPy
C,Mba(2) FEl+**−x−y−m−cc
uxP yC@(3) Fetes−*−y−m−a
−ccu、IPycJba(4) Fetes−x−
y−g−acuzP yCJdd(5) Fetes
−x−y−*−m−4cuxPyc、Mbs門d4(6
1Fetes−x−y−*−a−ecu、lPyC2M
da(7) Fetes−x−y−g−x−a−cc
uxPyc、MbaMd4ただし、 Mbは、Mo5ZrSNb、 W、 C(TiおよびV
の1種または2種以上、間は、5iSGeSGaSRu
、 Affiの1種または2種以上を意味する。そして
、添字のz、y、z、a、cおよびdは全て原子%であ
り、0.1≦x≦3.1≦y≦23.0.1≦2≦15
、lO≦y+z≦25、aは3以下であり、dは、Md
がSiの場合は5未満、Ge、 Ge、 Ruの場合は
5以下、Atの場合は3以下である。
C,Mba(2) FEl+**−x−y−m−cc
uxP yC@(3) Fetes−*−y−m−a
−ccu、IPycJba(4) Fetes−x−
y−g−acuzP yCJdd(5) Fetes
−x−y−*−m−4cuxPyc、Mbs門d4(6
1Fetes−x−y−*−a−ecu、lPyC2M
da(7) Fetes−x−y−g−x−a−cc
uxPyc、MbaMd4ただし、 Mbは、Mo5ZrSNb、 W、 C(TiおよびV
の1種または2種以上、間は、5iSGeSGaSRu
、 Affiの1種または2種以上を意味する。そして
、添字のz、y、z、a、cおよびdは全て原子%であ
り、0.1≦x≦3.1≦y≦23.0.1≦2≦15
、lO≦y+z≦25、aは3以下であり、dは、Md
がSiの場合は5未満、Ge、 Ge、 Ruの場合は
5以下、Atの場合は3以下である。
上記の本発明合金は、−旦実質的に非晶質相からなる合
金を製造し、これを320〜500 ”Cの温度域で熱
処理して結晶化させる方法で製造することができる。
金を製造し、これを320〜500 ”Cの温度域で熱
処理して結晶化させる方法で製造することができる。
(作用)
前述のFe−Cu−Nb−5i −B系の結晶質合金は
、−旦非晶質合金として製造したものを熱処理して結晶
化させたものであり、その結晶は平均粒径で1000Å
以下の微細粒である。非晶質合金製造のための基本組成
はFe5i−Bであり、Cu、 Nbの添加は非晶質か
ら微細結晶粒を析出させるのに必須である。磁気特性の
向上にはこのような結晶粒の微細化が必要であると考え
られている。
、−旦非晶質合金として製造したものを熱処理して結晶
化させたものであり、その結晶は平均粒径で1000Å
以下の微細粒である。非晶質合金製造のための基本組成
はFe5i−Bであり、Cu、 Nbの添加は非晶質か
ら微細結晶粒を析出させるのに必須である。磁気特性の
向上にはこのような結晶粒の微細化が必要であると考え
られている。
本発明の合金は、基本的には非晶質合金であるFe −
P −CにCuを添加したFe−Cu−P−C系と言う
べきものであるが、この系においてもCuが上述の系と
同様に非晶質から微細結晶粒を析出させるのに有効であ
る。しかも微細結晶粒を含むFe−Cu−P−C系合金
はFe−Cu−Nb−5i −B系の結晶質合金よりも
磁束密度が高い、また、Bよりも安価なP、Cを原料と
するため経済的にも有利である。
P −CにCuを添加したFe−Cu−P−C系と言う
べきものであるが、この系においてもCuが上述の系と
同様に非晶質から微細結晶粒を析出させるのに有効であ
る。しかも微細結晶粒を含むFe−Cu−P−C系合金
はFe−Cu−Nb−5i −B系の結晶質合金よりも
磁束密度が高い、また、Bよりも安価なP、Cを原料と
するため経済的にも有利である。
さらに、Fe−P−C系合金はFe−3t−B系合金よ
りも非晶質形成能が高く、磁性合金の製造が容易であり
、大量生産に適している。
りも非晶質形成能が高く、磁性合金の製造が容易であり
、大量生産に適している。
以下、前記のように組成および組織を限定した理由を説
明する。なお、特にことわりのない限り%は原子%を意
味する。
明する。なお、特にことわりのない限り%は原子%を意
味する。
Fe:
高い飽和磁束密度を確保するためFeを主体とする組成
とする。
とする。
Cu:
非晶質から磁気特性の優れた微細結晶粒を析出させるの
に寄与する。 Cuが0.1%未満では微細結晶粒が十
分に晶出せず、3%を超えると最初の非晶質化が困難に
なる。従って、適正なCu量は0.1%以上、3%以下
である。即ち、前記一般式において0.1≦x≦3とす
るのがよい。
に寄与する。 Cuが0.1%未満では微細結晶粒が十
分に晶出せず、3%を超えると最初の非晶質化が困難に
なる。従って、適正なCu量は0.1%以上、3%以下
である。即ち、前記一般式において0.1≦x≦3とす
るのがよい。
PおよびC:
これらの元素は、結晶化に先だって非晶質合金を製造す
る際にその非晶質化に寄与する。これらの元素の合計含
有量が10%未満ではこの目的は遺戒されない、また、
合計含有量が25%を超えると飽和磁束密度の著しい低
下を招く、従って、前記一般式において、10≦y+z
≦25としなければならない。
る際にその非晶質化に寄与する。これらの元素の合計含
有量が10%未満ではこの目的は遺戒されない、また、
合計含有量が25%を超えると飽和磁束密度の著しい低
下を招く、従って、前記一般式において、10≦y+z
≦25としなければならない。
なお、Pは1〜23%、Cは0.1〜15%の範囲とす
るのがよい。即ち、前記一般式において、l≦y≦23
.0.1≦2≦15とし、この範囲でlO≦y十Z≦2
5となるように調整する。
るのがよい。即ち、前記一般式において、l≦y≦23
.0.1≦2≦15とし、この範囲でlO≦y十Z≦2
5となるように調整する。
Mo、 Zr、 Nb、 W、 Cr、 Tiおよび■
:これらの元素は、非晶質相から析出する結晶粒の微細
化に寄与する。この効果を得るためには、それぞれ3%
以下の範囲でFeと置換するのがよい。
:これらの元素は、非晶質相から析出する結晶粒の微細
化に寄与する。この効果を得るためには、それぞれ3%
以下の範囲でFeと置換するのがよい。
しかし、Mo、 Cr、 Tiがそれぞれの上限値を超
えると飽和磁束密度が低下し、Zr、 Nb、 Wがそ
れぞれの上限値を超えると粗大な結晶粒の金属間化合物
が生成して微細結晶相への結晶化が困難になる。
えると飽和磁束密度が低下し、Zr、 Nb、 Wがそ
れぞれの上限値を超えると粗大な結晶粒の金属間化合物
が生成して微細結晶相への結晶化が困難になる。
また■が3%を超えると最初の非晶質化が困難になる。
これらの元素は1種でも、また2種以上組み合わせてで
も使用できる。2種以上を用いる場合は、その合計含有
量を3%以下としなければならない。
も使用できる。2種以上を用いる場合は、その合計含有
量を3%以下としなければならない。
合計含有量が3%を超えると飽和磁束密度が低下するか
らである。
らである。
Si、 Ge、 Affi、 GaおよびRu:これら
は、結晶磁気異方性を減少させるのに寄与する。ただし
、Siが5%以上になると飽和磁束密度の低下を招く。
は、結晶磁気異方性を減少させるのに寄与する。ただし
、Siが5%以上になると飽和磁束密度の低下を招く。
また、Ge、 Ga、 Ruがそれぞれ5%を超えた場
合も飽和磁束密度が低下する。
合も飽和磁束密度が低下する。
方、A2が3%を超えると非晶質化が困難になる。
これらの元素も二種以上複合添加してよいが、その場合
、合計含有量は5%以下でなければならない。5%を超
えると飽和磁束密度が低下する。
、合計含有量は5%以下でなければならない。5%を超
えると飽和磁束密度が低下する。
本発明合金は、平均粒径が500Å以下の微細結晶粒と
その周囲の非晶質相との混合組織から成る。
その周囲の非晶質相との混合組織から成る。
微細結晶粒とは、bcc相のFe固溶体を主体とするも
のであるが、Fex P、添加元素の酸化物、炭化物、
各種の金属間化合物が含まれる場合がある。
のであるが、Fex P、添加元素の酸化物、炭化物、
各種の金属間化合物が含まれる場合がある。
これら金属間化合物等は磁気特性を悪くする場合がある
から、できるだけ存在しない方がよいが、それらの粒径
が小さく、かつ少量であれば存在も許容される。
から、できるだけ存在しない方がよいが、それらの粒径
が小さく、かつ少量であれば存在も許容される。
上記の本発明合金の組織は、非晶質相から適切な熱処理
によって微細結晶相を析出させることによって得られる
。その析出の程度によって、結晶相と非晶質相の混合比
率が異なってくる。結晶相の比率が高い程、磁気特性は
向上するが、結晶相がおよそ30体積%以上であれば、
実用上十分な特性が得られる。なお、最終的に到達し得
る結晶相よりも低い温度において出現する結晶相、即ち
、非晶質相から結晶化が進行していく中間段階で得られ
る結晶相を準安定bcc相と呼ぶことがある。
によって微細結晶相を析出させることによって得られる
。その析出の程度によって、結晶相と非晶質相の混合比
率が異なってくる。結晶相の比率が高い程、磁気特性は
向上するが、結晶相がおよそ30体積%以上であれば、
実用上十分な特性が得られる。なお、最終的に到達し得
る結晶相よりも低い温度において出現する結晶相、即ち
、非晶質相から結晶化が進行していく中間段階で得られ
る結晶相を準安定bcc相と呼ぶことがある。
本発明の合金を構成する結晶相は、その平均粒径が50
0Å以下でなければならない、500人を超えると、結
晶粒界等による磁壁のピニングのために磁気特性がわる
くなるからである。
0Å以下でなければならない、500人を超えると、結
晶粒界等による磁壁のピニングのために磁気特性がわる
くなるからである。
これまでに述べた&lI或と組織をもつ本発明合金は、
次のようにして製造することができる。
次のようにして製造することができる。
まず、所定の組成の溶湯から単ロール法、双ロール法等
の液体急冷法によって非晶質の薄帯を製造する。あるい
は、スパッタリング法、蒸着法等の気相急冷法で非晶質
薄膜を得る0次にこれらの非晶質合金を、窒素、Arの
ような不活性ガス中もしくは真空中で熱処理して微細結
晶相を析出させる。熱処理の温度は、組成によって定ま
る結晶化開始温度(Tx)を測定しておき、その温度近
傍とする。Tには昇温速度によっても異なり、例えば2
゜”c/分の昇温速度の場合、Txは320〜420°
Cである。この温度以上であれば結晶化が速やかに進行
するが、低温域では結晶化に時間がかかり、また析出し
た結晶粒も大きくなるから、高温域で短時間の処理を行
う方が望ましい、ただし、500°Cを超える温度にな
ると金属間化合物が析出し保磁力が大きくなるから、熱
処理温度の上限は500°Cまでとするのがよい、望ま
しい温度範囲は370〜500°Cである。
の液体急冷法によって非晶質の薄帯を製造する。あるい
は、スパッタリング法、蒸着法等の気相急冷法で非晶質
薄膜を得る0次にこれらの非晶質合金を、窒素、Arの
ような不活性ガス中もしくは真空中で熱処理して微細結
晶相を析出させる。熱処理の温度は、組成によって定ま
る結晶化開始温度(Tx)を測定しておき、その温度近
傍とする。Tには昇温速度によっても異なり、例えば2
゜”c/分の昇温速度の場合、Txは320〜420°
Cである。この温度以上であれば結晶化が速やかに進行
するが、低温域では結晶化に時間がかかり、また析出し
た結晶粒も大きくなるから、高温域で短時間の処理を行
う方が望ましい、ただし、500°Cを超える温度にな
ると金属間化合物が析出し保磁力が大きくなるから、熱
処理温度の上限は500°Cまでとするのがよい、望ま
しい温度範囲は370〜500°Cである。
熱処理のし一ドパターンとしては、一定温度での保持、
所定温度までの加熱−冷却(一定温度での保持なし)等
、種々の形態をとりうる。一定温度で保持する場合は、
その保持温度までの昇温速度を100″C/分以上にす
ると極めて微細な結晶粒が得られる。これより遅い冷却
速度でもCuなとの添加成分の効果によって、微細結晶
粒かえられ、この場合は、敢えて一定温度での保持は必
要としない。また、一定温度で保持する場合、その時間
が長すぎると結晶が粗大化するから、24時間以内にと
どめるべきである。
所定温度までの加熱−冷却(一定温度での保持なし)等
、種々の形態をとりうる。一定温度で保持する場合は、
その保持温度までの昇温速度を100″C/分以上にす
ると極めて微細な結晶粒が得られる。これより遅い冷却
速度でもCuなとの添加成分の効果によって、微細結晶
粒かえられ、この場合は、敢えて一定温度での保持は必
要としない。また、一定温度で保持する場合、その時間
が長すぎると結晶が粗大化するから、24時間以内にと
どめるべきである。
上記の熱処理は回転磁場中、または静止磁場中で行うこ
ともできる。回転磁場中熱処理は、熱処理中の磁区固着
を防くとともに、急冷により導入された誘導磁気異方性
を消去することにより軟磁性の向上に寄与する。一方、
動作時の磁化方向がある一方向に限定された特別な用途
に使用される場合には、むしろ、その特定方位の磁気異
方性を付加することが望ましく、これは静止磁場中での
熱処理で実現される。
ともできる。回転磁場中熱処理は、熱処理中の磁区固着
を防くとともに、急冷により導入された誘導磁気異方性
を消去することにより軟磁性の向上に寄与する。一方、
動作時の磁化方向がある一方向に限定された特別な用途
に使用される場合には、むしろ、その特定方位の磁気異
方性を付加することが望ましく、これは静止磁場中での
熱処理で実現される。
〔実施例1〕
第1表に示す種々の非晶ilr薄帯を単ロール法により
作製し、示差熱分析(10℃/■in)測定により結晶
化開始温度(Tに)を求めた。その後、これらの非晶を
薄帯を真空中で結晶化開始温度十lO°Cまで10℃/
sinの昇温速度で加熱し、1分間保持して急冷した。
作製し、示差熱分析(10℃/■in)測定により結晶
化開始温度(Tに)を求めた。その後、これらの非晶を
薄帯を真空中で結晶化開始温度十lO°Cまで10℃/
sinの昇温速度で加熱し、1分間保持して急冷した。
熱処理後の各薄帯の平均結晶粒径、結晶化度(結晶相の
割合、%)、鉄損、および飽和磁束密度を第1表に併記
する。平均結晶粒径は、透過型電子顕微鏡観察を行い、
50個以上の結晶粒を抽出して測定し平均して求めた。
割合、%)、鉄損、および飽和磁束密度を第1表に併記
する。平均結晶粒径は、透過型電子顕微鏡観察を行い、
50個以上の結晶粒を抽出して測定し平均して求めた。
結晶化度は、X線回折のピーク強度比から求めた。鉄損
および飽和磁束密度は試料をトロイダルに巻いて測定し
た。
および飽和磁束密度は試料をトロイダルに巻いて測定し
た。
第1表の比較例は、従来材のFe−Cu−Nb−5i
−B結晶質材料である0本発明合金はこの従来材よりも
高い飽和磁束密度を示している。
−B結晶質材料である0本発明合金はこの従来材よりも
高い飽和磁束密度を示している。
〔実施例2〕
第2表に示す組成の非晶質薄帯を単ロール法により作製
し、実施例1と同様の方法で結晶化開始温度(Tに)を
求めた。その後、これらの非晶質薄帯を真空中で結晶化
開始温度+30°Cまでioo℃/ginの昇温速度で
加熱し、60分間保持して急冷した。
し、実施例1と同様の方法で結晶化開始温度(Tに)を
求めた。その後、これらの非晶質薄帯を真空中で結晶化
開始温度+30°Cまでioo℃/ginの昇温速度で
加熱し、60分間保持して急冷した。
熱処理後の各薄帯の平均結晶粒径、結晶化度、鉄損、お
よび飽和磁束密度を実施例1と同し方法で測定した。そ
の結果を第2表に示す。
よび飽和磁束密度を実施例1と同し方法で測定した。そ
の結果を第2表に示す。
第2表の比較例も、従来材のFeゴCu−Nb−5i−
B結晶質材料である0本発明合金はこれよりも高い飽和
磁束密度を示す。
B結晶質材料である0本発明合金はこれよりも高い飽和
磁束密度を示す。
第1図は、Fes+、sCcx+、sP +hCz合金
の熱処理後のXwA回折図形である。熱処理後の相は、
非晶質相、bcc相およびFezP相の共存相であるこ
とがわかる。
の熱処理後のXwA回折図形である。熱処理後の相は、
非晶質相、bcc相およびFezP相の共存相であるこ
とがわかる。
〔実施例3〕
単ロール法によって、組成が本発明で定める範囲にある
Fe7qCuo、5M0o、5SizP +hCzの幅
10vw、厚さ30μ園の非晶質薄帯を作成した。示差
熱分析により15℃/winの昇温速度で結晶化温度を
測定したところ、bcc相への結晶化開始温度は350
°C1Fe3 PおよびPe3 Cの析出温度は538
°Cであった。
Fe7qCuo、5M0o、5SizP +hCzの幅
10vw、厚さ30μ園の非晶質薄帯を作成した。示差
熱分析により15℃/winの昇温速度で結晶化温度を
測定したところ、bcc相への結晶化開始温度は350
°C1Fe3 PおよびPe3 Cの析出温度は538
°Cであった。
そこで、この非晶質薄帯を種々の温度まで15℃/■i
nの昇温速度で加熱し、すぐ冷却して保磁力を調べた。
nの昇温速度で加熱し、すぐ冷却して保磁力を調べた。
その結果を第2図に示す。
薄帯は、bcc相へ結晶化することにより、低保磁力を
示す、一方、Fe*P、 FezC等が析出すると、再
び保磁力は増加する。即ち、本発明合金はbcc相に結
晶化することにより優れた磁性を有するに到ることがわ
かる。
示す、一方、Fe*P、 FezC等が析出すると、再
び保磁力は増加する。即ち、本発明合金はbcc相に結
晶化することにより優れた磁性を有するに到ることがわ
かる。
〔実施例4〕
F[1tsCLl+ P +zC5NblSi*なる組
成の非晶1を薄帯を単ロール法によって作製した。Ii
帯の幅は10xn。
成の非晶1を薄帯を単ロール法によって作製した。Ii
帯の幅は10xn。
厚さは30μ麿とした。この薄帯を種々の温度で30分
間保持して熱処理した後、実施例1と同し方法で鉄損、
平均結晶粒径、析出する結晶相、結晶化度および飽和磁
束密度を測定した。その結果を第3表に示す。300°
Cでの熱処理では結晶化が起こらず、550°Cでの熱
処理では結晶化はほぼ100%であるが、結晶が粗大化
して鉄損が著しく大きくなっている。本発明の製造条件
である350〜450°Cの範囲で熱処理したものは、
比較例として示した従来材のRe−Cu−Nb 54
−B結晶質合金に較べて高い磁束密度を有している。
間保持して熱処理した後、実施例1と同し方法で鉄損、
平均結晶粒径、析出する結晶相、結晶化度および飽和磁
束密度を測定した。その結果を第3表に示す。300°
Cでの熱処理では結晶化が起こらず、550°Cでの熱
処理では結晶化はほぼ100%であるが、結晶が粗大化
して鉄損が著しく大きくなっている。本発明の製造条件
である350〜450°Cの範囲で熱処理したものは、
比較例として示した従来材のRe−Cu−Nb 54
−B結晶質合金に較べて高い磁束密度を有している。
(以下、余白)
第3表
随1〜5の合金はFetsCLI+P+zCsNb+S
ii 、 私εの合金はFet4C+gNb)Sin
Bq (従来材)。
ii 、 私εの合金はFet4C+gNb)Sin
Bq (従来材)。
傘は、本発明の製造方法の条件を満たさない。
傘は比較例、他は本発明合金。
[実施例5〕
Fes*Cua、sP +3CsSi+、sなる組成の
非晶質薄帯を単ロール法によって作製した。薄帯の幅は
10+u+、厚さは30μ−とした、この薄帯を450
,400,350°Cの各温度まで200°C#+in
の昇温速度で真空中で加熱し、それらの温度で時間を変
えた保持してた。
非晶質薄帯を単ロール法によって作製した。薄帯の幅は
10+u+、厚さは30μ−とした、この薄帯を450
,400,350°Cの各温度まで200°C#+in
の昇温速度で真空中で加熱し、それらの温度で時間を変
えた保持してた。
このように熱処理した後、実施例1と同し方法で平均結
晶粒径、鉄損および飽和磁束密度を測定した。その結果
を第4表から第6表に示す、なお、第7表は、従来材の
Fe−Cu−Nb−5i −B結晶質合金の550’C
X 10分の熱処理材についての測定結果である。
晶粒径、鉄損および飽和磁束密度を測定した。その結果
を第4表から第6表に示す、なお、第7表は、従来材の
Fe−Cu−Nb−5i −B結晶質合金の550’C
X 10分の熱処理材についての測定結果である。
第4〜6表から、熱処理の保持時間が長すぎる場合には
結晶粒が粗大となり、鉄損が大きくなることがわかる。
結晶粒が粗大となり、鉄損が大きくなることがわかる。
また、第7表の従来合金と較べて本発明合金は飽和磁束
密度が高いことも明らかである。
密度が高いことも明らかである。
(以下、余白)
第
表
平均結晶粒径(人)
第
表
鉄損WHzs。
(WAg)
飽和磁束密度(T)
(比較例)
〔実施例6〕
第8表に示す&1IJi!の非晶質薄帯を単ロール法に
より作製し、下記(イ)および(ロ)の二種類の処理を
施した。
より作製し、下記(イ)および(ロ)の二種類の処理を
施した。
(イ)第8表に示す熱処理温度まで真空中で200℃/
5inO昇温速度で加熱し、10分間保持して急冷。
5inO昇温速度で加熱し、10分間保持して急冷。
(0)第8表に示す熱処理温度まで窒素ガス中で20”
C/■inの昇温速度で加熱し直ちに急冷。
C/■inの昇温速度で加熱し直ちに急冷。
これらの熱処理後の各薄帯の平均結晶粒径、鉄損および
飽和磁束密度(測定方法は実施例1と同し)を第8表に
掲げる。
飽和磁束密度(測定方法は実施例1と同し)を第8表に
掲げる。
第8表の比較例も、従来材のFe−Cu−Nb−5t
−B結晶質材料である0本発明合金はこれよりも高い飽
和磁束密度を示している。
−B結晶質材料である0本発明合金はこれよりも高い飽
和磁束密度を示している。
(以下、余白)
(発明の効果)
実施例にも示したように、本発明の磁性合金は飽和磁束
密度が高く、かつ低保磁力である。この合金は結晶相を
含むから熱的安定性にも優れている。また、この合金は
高価な元素を必須成分としておらず、前述の製造方法で
比較的容易に量産することができるので経済性にも優れ
ている。
密度が高く、かつ低保磁力である。この合金は結晶相を
含むから熱的安定性にも優れている。また、この合金は
高価な元素を必須成分としておらず、前述の製造方法で
比較的容易に量産することができるので経済性にも優れ
ている。
第1図は、本発明合金の結晶化熱処理後のX線回折図形
である。 第2図は、本発明合金の熱処理温度と保磁力との関係を
示す図である。
である。 第2図は、本発明合金の熱処理温度と保磁力との関係を
示す図である。
Claims (5)
- (1)一般式、Fe_1_0_0_−_x_−_y_−
_zCu_xP_yC_zで表される組成を有し、平均
粒径が500Å以下の微細な結晶粒と非晶質相との混合
組織であることを特徴とする磁性合金。 但し、x、y、およびzは原子%で、 0.1≦x≦3、1≦y≦23、0.1≦z≦15、1
0≦y+z≦25である。 - (2)Feの一部が、原子%でそれぞれ全体の3%以下
のMo、Zr、Nb、W、Cr、TiおよびVの1種以
上(ただし、2種以上の場合は、合計で3%以下)で置
換された組成を有し、微細な結晶粒と非晶質相との混合
組織であることを特徴とする請求項(1)に記載の磁性
合金。 - (3)Feの一部が、原子%で全体の5%未満のSi、
それぞれ5%以下のGe、GaおよびRuならびに3%
以下のAlの1種以上で置換されており、Si、Ge、
Ga、RuおよびAlの合計含有量が5原子%以下であ
る組成を有し、微細な結晶粒と非晶質相との混合組織で
あることを特徴とする請求項(1)または(2)に記載
の磁性合金。 - (4)実質的に非晶質相からなる合金を320〜500
℃の温度域で熱処理して微細結晶粒を析出させることを
特徴とする請求項(1)から(3)までのいずれかに記
載した磁性合金の製造方法。 - (5)100℃/分以上の昇温速度で320〜500℃
の間の所定温度に加熱し、その温度で24時間以内保持
する請求項(4)の磁性合金の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2-2181 | 1990-01-09 | ||
JP218190 | 1990-01-09 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03253545A true JPH03253545A (ja) | 1991-11-12 |
JP2718261B2 JP2718261B2 (ja) | 1998-02-25 |
Family
ID=11522191
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2305660A Expired - Fee Related JP2718261B2 (ja) | 1990-01-09 | 1990-11-09 | 磁性合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2718261B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1998038348A1 (en) * | 1997-02-27 | 1998-09-03 | Fmc Corporation | Amorphous and amorphous/microcrystalline metal alloys and methods for their production |
TWI683008B (zh) * | 2017-04-28 | 2020-01-21 | 日商日立金屬股份有限公司 | 濺鍍靶材及其製造方法 |
CN113838625A (zh) * | 2020-06-08 | 2021-12-24 | 株式会社Bmg | Fe基纳米晶软磁合金 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102912257A (zh) * | 2012-10-19 | 2013-02-06 | 张家港市清大星源微晶有限公司 | 微晶材料 |
JP6558887B2 (ja) * | 2014-11-14 | 2019-08-14 | 株式会社リケン | 軟磁性合金および磁性部品 |
-
1990
- 1990-11-09 JP JP2305660A patent/JP2718261B2/ja not_active Expired - Fee Related
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US6053989A (en) * | 1997-02-27 | 2000-04-25 | Fmc Corporation | Amorphous and amorphous/microcrystalline metal alloys and methods for their production |
TWI683008B (zh) * | 2017-04-28 | 2020-01-21 | 日商日立金屬股份有限公司 | 濺鍍靶材及其製造方法 |
CN113838625A (zh) * | 2020-06-08 | 2021-12-24 | 株式会社Bmg | Fe基纳米晶软磁合金 |
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---|---|
JP2718261B2 (ja) | 1998-02-25 |
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LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |