JPH03260036A - 高周波用磁性合金 - Google Patents
高周波用磁性合金Info
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- JPH03260036A JPH03260036A JP2057900A JP5790090A JPH03260036A JP H03260036 A JPH03260036 A JP H03260036A JP 2057900 A JP2057900 A JP 2057900A JP 5790090 A JP5790090 A JP 5790090A JP H03260036 A JPH03260036 A JP H03260036A
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Landscapes
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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Ni、MoおよびFeよりなる高周波用磁性合
金およびNi 、MoおよびFeを主成分とし、副成分
としてCo、Ge、V、Nb、Si 。
金およびNi 、MoおよびFeを主成分とし、副成分
としてCo、Ge、V、Nb、Si 。
Cr、W、Cu、Mn、Ta、AI!、、Ti、Zr。
Hf、Sn、Sb、Ga、In、Tf、白金族元素、希
土類元素、Be、B、Pの1種または2種以上を含有す
る高周波用磁性合金ならびにその製造法に関するもので
、その目的とするところは鍛造、加工が容易で飽和磁束
密度が5000 G以上で、実効透磁率が大きく、(1
00}<001>の再結晶集合組織を有して、高周波帯
域における磁気特性が優れた高周波用磁性合金に関する
もので、スイ・ンチングiit源のコア材料等の磁性合
金として用し)る。
土類元素、Be、B、Pの1種または2種以上を含有す
る高周波用磁性合金ならびにその製造法に関するもので
、その目的とするところは鍛造、加工が容易で飽和磁束
密度が5000 G以上で、実効透磁率が大きく、(1
00}<001>の再結晶集合組織を有して、高周波帯
域における磁気特性が優れた高周波用磁性合金に関する
もので、スイ・ンチングiit源のコア材料等の磁性合
金として用し)る。
(従来の技術)
スイッチング電源は、スイッチング方式によって制御さ
れた直流安定化電源で高効率で小型、軽量という特徴を
生かし、現在情報および通信機器などから家電機器に至
るまで組込まれ使用されている。
れた直流安定化電源で高効率で小型、軽量という特徴を
生かし、現在情報および通信機器などから家電機器に至
るまで組込まれ使用されている。
近年の電子機器の小型化、高性能化に対応して、スイッ
チング電源も小型化、高効率化が求められており、この
ためスイッチング周波数の高周波化に伴ない、そのコア
材料としては高い飽和磁束密度とともに、数百キロヘル
ツにおける実効透磁率の大きな磁性材料が要望されてい
る。従来このような特性を有する磁性材料として、主と
してフェライト(Mn○−ZnOFezes )が用い
られている。しかし、この系のフェライトは高周波帯域
における実効透磁率は大きいが、飽和磁束密度は500
0 G以下であるため、最近の小型化、高性能化に対応
することが困難であり、より一層飽和磁束密度が高く、
高周波帯域における実効透磁率の大きな磁性材料が望ま
れている。
チング電源も小型化、高効率化が求められており、この
ためスイッチング周波数の高周波化に伴ない、そのコア
材料としては高い飽和磁束密度とともに、数百キロヘル
ツにおける実効透磁率の大きな磁性材料が要望されてい
る。従来このような特性を有する磁性材料として、主と
してフェライト(Mn○−ZnOFezes )が用い
られている。しかし、この系のフェライトは高周波帯域
における実効透磁率は大きいが、飽和磁束密度は500
0 G以下であるため、最近の小型化、高性能化に対応
することが困難であり、より一層飽和磁束密度が高く、
高周波帯域における実効透磁率の大きな磁性材料が望ま
れている。
(発明が解決しようとする課題)
Ni32〜40%を含有するFe−Ni合金は、鍛造、
加工が容易で高い飽和磁束密度を有しており、比電気抵
抗および透磁率も比較的大きいが、数百キロヘルツの高
周波帯域における実効透磁率は小さく、スイッチング電
源のコア材料として用いることはできい。
加工が容易で高い飽和磁束密度を有しており、比電気抵
抗および透磁率も比較的大きいが、数百キロヘルツの高
周波帯域における実効透磁率は小さく、スイッチング電
源のコア材料として用いることはできい。
(課題を解決するための手段)
本発明の特徴とする所は下記のとおりである。
第1発明
重量比にてNi32〜40%、Mo1〜8%および残部
Feと少量の不純物とからなり、飽和磁束密度が500
0 G以上で、且つ(100) <001>の再結晶集
合組織を有することを特徴とする高周波用磁性合金。
Feと少量の不純物とからなり、飽和磁束密度が500
0 G以上で、且つ(100) <001>の再結晶集
合組織を有することを特徴とする高周波用磁性合金。
第2発明
重量比にてNi32〜40%、Mo 1〜8%および残
部Feを主成分とし、副成分としてCo、GeV、Nb
、Siをそれぞれ7%以下、Cr、WCu 、Mn
、Taをそれぞれ15%以下、Al。
部Feを主成分とし、副成分としてCo、GeV、Nb
、Siをそれぞれ7%以下、Cr、WCu 、Mn
、Taをそれぞれ15%以下、Al。
Ti、Zr、Hf、Sn、Sb、Ga、In。
Tffi、白金族元素をそれぞれ5%以下、希土類元素
、Beをそれぞれ3%以下、B、Pをそれぞれ1%以下
の1種または2種以上の合計0.01〜15%、少量の
不純物とからなり、飽和磁束密度が5000 G以上で
、且つ(100) <001>の再結晶集合組織を有す
ることを特徴とする高周波用磁性合金。
、Beをそれぞれ3%以下、B、Pをそれぞれ1%以下
の1種または2種以上の合計0.01〜15%、少量の
不純物とからなり、飽和磁束密度が5000 G以上で
、且つ(100) <001>の再結晶集合組織を有す
ることを特徴とする高周波用磁性合金。
第3発明
重量比にてNi32〜40%、Mo1〜8%および残部
Feと少量の不純物とからなる合金に加工率50%以上
の冷間加工を施した後、700℃以上融点以下の温度で
加熱することにより、飽和磁束密度が5000 G以上
で、且つ(100) <001>の再結晶集合組織を形
成せしめることを特徴とする高周波用磁性合金の製造法
。
Feと少量の不純物とからなる合金に加工率50%以上
の冷間加工を施した後、700℃以上融点以下の温度で
加熱することにより、飽和磁束密度が5000 G以上
で、且つ(100) <001>の再結晶集合組織を形
成せしめることを特徴とする高周波用磁性合金の製造法
。
第4発明
重量比にてNi32〜40%、Mo 1〜8%および残
部Feを主成分とし、副成分としてCo、Ge。
部Feを主成分とし、副成分としてCo、Ge。
V、Nb、Siをそれぞれ7%以下、Cr、W。
Cu 、Mn 、Taをそれぞれ15%以下、Al。
Ti、Zr、Hf、Sn、Sb、Ga、In。
TI、白金族元素をそれぞれ5%以下、希土類元素、B
eをそれぞれ3%以下、B、Pをそれぞれ1%以下の1
種または2種以上の合計0.01〜15%、少量の不純
物とからなる合金に加工率50%以上の冷間加工を施し
た後、700°C以上融点以下の温度で加熱することに
より、飽和磁束密度が50000以上で、且つ(100
) <001>の再結晶集合組織を形成せしめることを
特徴とする高周波用磁性合金の製造法。
eをそれぞれ3%以下、B、Pをそれぞれ1%以下の1
種または2種以上の合計0.01〜15%、少量の不純
物とからなる合金に加工率50%以上の冷間加工を施し
た後、700°C以上融点以下の温度で加熱することに
より、飽和磁束密度が50000以上で、且つ(100
) <001>の再結晶集合組織を形成せしめることを
特徴とする高周波用磁性合金の製造法。
(作 用)
Ni 32〜40%を含有するFe−Ni合金は、結晶
磁気異方性定数が正で、<001>方位が磁化容易軸で
あり、この<001>方位に優れた磁気特性が現れる。
磁気異方性定数が正で、<001>方位が磁化容易軸で
あり、この<001>方位に優れた磁気特性が現れる。
従って、(100) <ool>の再結晶集合組織を形
成させることによって、圧延方向およびこれと直角な方
向に優れた磁気特性を有した磁性合金が得られるものと
考えられる。
成させることによって、圧延方向およびこれと直角な方
向に優れた磁気特性を有した磁性合金が得られるものと
考えられる。
本発明者らはこの知見に基づいて、Fe−Ni32〜4
0%−M01〜8%合金の(100) <001>再結
晶集合組織を形成させるための研究を幾多遂行した。す
なわち、Ni32〜40%−Mo1〜8%を加工率50
%以上の冷間圧延加工すると(110) <112>+
(112) <111>の加工集合組織を生しるが、
これを700 ℃以上の温度で高温加熱すると、(10
0) <001>再結晶集合組織が発達し、磁気特性が
著しく向上することを見い出したものである。
0%−M01〜8%合金の(100) <001>再結
晶集合組織を形成させるための研究を幾多遂行した。す
なわち、Ni32〜40%−Mo1〜8%を加工率50
%以上の冷間圧延加工すると(110) <112>+
(112) <111>の加工集合組織を生しるが、
これを700 ℃以上の温度で高温加熱すると、(10
0) <001>再結晶集合組織が発達し、磁気特性が
著しく向上することを見い出したものである。
また、F e −N i32〜40%合金にMoを添加
することによって比電気抵抗は増大し、結晶粒が微細に
なるので交流磁界における渦電流損失が減少し、このた
め実効透磁率は増大する。
することによって比電気抵抗は増大し、結晶粒が微細に
なるので交流磁界における渦電流損失が減少し、このた
め実効透磁率は増大する。
要するに、Moの添加による結晶微細化効果により、(
100) <001>再結晶集合組織が発達するととも
に高周波帯域における実効透磁率が増大し、優れた高周
波用磁性合金が得られたのである。
100) <001>再結晶集合組織が発達するととも
に高周波帯域における実効透磁率が増大し、優れた高周
波用磁性合金が得られたのである。
本発明の合金を造るには、Ni32〜40%、M。
1〜8%および残部Feの適当量を空気中、好ましくは
非酸化性雰囲気(水素、アルゴン、窒素など)中あるい
は真空中において適当な溶解炉を用いて溶解する。或い
は又、上記合金に副成分としてCo、Ge、V、Nb、
Siの7%以下、Cr。
非酸化性雰囲気(水素、アルゴン、窒素など)中あるい
は真空中において適当な溶解炉を用いて溶解する。或い
は又、上記合金に副成分としてCo、Ge、V、Nb、
Siの7%以下、Cr。
W、Cu 、Mn 、Taの15%以下、Af、Ti。
Zr、 Hf、 Sn、 Sb、 Ga、 In、 T
l、白金族元素の5%以下、希土類元素、Beの3%以
下、B、Pの1%以下の1種または2種以上の合計0.
01〜15%の所定量を更に添加する。かくして得た混
合物を充分に撹拌して組成的に均一な溶融合金を造る。
l、白金族元素の5%以下、希土類元素、Beの3%以
下、B、Pの1%以下の1種または2種以上の合計0.
01〜15%の所定量を更に添加する。かくして得た混
合物を充分に撹拌して組成的に均一な溶融合金を造る。
また、鍛造性および加工性を改善するため、必要に応じ
て脱酸剤としてC,CaMg等を少量(各0.5%以下
)添加する。
て脱酸剤としてC,CaMg等を少量(各0.5%以下
)添加する。
次にこれを適当な形および大きさの鋳型に注入して健全
な鋳塊を得、さらにこれに900°C〜1200°Cの
高温において鍛造あるいは熱間加工を施して適当な形状
のもの、例えば棒あるいは板となし、必要ならば焼鈍す
る。次いでこれに冷間圧延などの方法によって加工率5
0%以上の冷間加工を施し、目的の形状のもの、例えば
厚さ0.025 mmの薄板を造る。次にその薄板から
例えば45mm、内径33IIIl11の環状板を打抜
き、これを水素中その他の適当な非酸化性雰囲気(水素
、アルゴン、窒素など)中あるいは真空中で700°C
以上融点以下の温度で適当時間加熱し、次いで冷却する
。このようにして飽和磁束密度50000以上を有し、
且つ(100) <001>の再結晶集合組織を有した
高周波用磁性合金が得られる。次に本発明を図面につき
説明する。
な鋳塊を得、さらにこれに900°C〜1200°Cの
高温において鍛造あるいは熱間加工を施して適当な形状
のもの、例えば棒あるいは板となし、必要ならば焼鈍す
る。次いでこれに冷間圧延などの方法によって加工率5
0%以上の冷間加工を施し、目的の形状のもの、例えば
厚さ0.025 mmの薄板を造る。次にその薄板から
例えば45mm、内径33IIIl11の環状板を打抜
き、これを水素中その他の適当な非酸化性雰囲気(水素
、アルゴン、窒素など)中あるいは真空中で700°C
以上融点以下の温度で適当時間加熱し、次いで冷却する
。このようにして飽和磁束密度50000以上を有し、
且つ(100) <001>の再結晶集合組織を有した
高周波用磁性合金が得られる。次に本発明を図面につき
説明する。
第1図はFe−34,2%Ni−3,2%Mo合金につ
いて加工率95%で冷間圧延し、900°Cで加熱した
後、400℃/時の速度で冷却した場合の再結晶集合組
織および緒特性とMo量との関係を示したものである。
いて加工率95%で冷間圧延し、900°Cで加熱した
後、400℃/時の速度で冷却した場合の再結晶集合組
織および緒特性とMo量との関係を示したものである。
Fe−Ni合金は冷間圧延加工すると(110) <1
12>+ (112) <111>の加工集合組織が生
じるが、これを高温加熱すると(100) <001>
と(110) <112>+(112) <111>の
再結晶集合組織が生成する。しかし、これにMoを添加
すると(110) <112>+ (311) <11
2>の再結晶集合組織の生成が抑制され、(100)
<001>の再結晶集合組織が発達し、実効透磁率は増
大するが、Mo1%以下ではその実効透磁率を向上する
効果が少なく、また8%以上では飽和磁束密度が500
0G以下となるとともに、鍛造加工が困難となり好まし
くない。
12>+ (112) <111>の加工集合組織が生
じるが、これを高温加熱すると(100) <001>
と(110) <112>+(112) <111>の
再結晶集合組織が生成する。しかし、これにMoを添加
すると(110) <112>+ (311) <11
2>の再結晶集合組織の生成が抑制され、(100)
<001>の再結晶集合組織が発達し、実効透磁率は増
大するが、Mo1%以下ではその実効透磁率を向上する
効果が少なく、また8%以上では飽和磁束密度が500
0G以下となるとともに、鍛造加工が困難となり好まし
くない。
第2図はFe−34,2%N i−3,2%Mo合金に
ついて、900°Cで加熱した場合の再結晶集合組織お
よび実効透磁率と冷間加工率との関係を示したもので、
冷間加工率の増加は(1001<001>の再結晶集合
組織の発達をもたらし、実効透磁率を高め加工率50%
以上において特に著しい。
ついて、900°Cで加熱した場合の再結晶集合組織お
よび実効透磁率と冷間加工率との関係を示したもので、
冷間加工率の増加は(1001<001>の再結晶集合
組織の発達をもたらし、実効透磁率を高め加工率50%
以上において特に著しい。
第3図はFe−34,2%Ni−3,2%Mo合金を冷
間加工率95%で圧延した後の加熱温度と再結晶集合組
織および実効透磁率との関係を示したもので、加熱温度
の上昇とともに(110) <112>+(112)
<111>成分は減少し、(100}<ooi>が発達
して実効透磁率は増大するが、特に700°C以上にお
いて著しい。
間加工率95%で圧延した後の加熱温度と再結晶集合組
織および実効透磁率との関係を示したもので、加熱温度
の上昇とともに(110) <112>+(112)
<111>成分は減少し、(100}<ooi>が発達
して実効透磁率は増大するが、特に700°C以上にお
いて著しい。
第4図はFe−34,2%N i−3,2%Mo合金に
Co、Ge、V、NbあるいはSiを添加した場合の飽
和磁束密度および実効透磁率の特性図で、Co、Ge、
V、NbあるいはSiを添加すると、何れも実効透磁率
は高くなるが、Siの7%以上では飽和磁束密度が50
00 G以下となり好ましくない。またNb、Vあるい
はGeの7%以上では鍛造加工が困難となり、、Co7
%以上では残留磁気が大きくなり、好ましくない。
Co、Ge、V、NbあるいはSiを添加した場合の飽
和磁束密度および実効透磁率の特性図で、Co、Ge、
V、NbあるいはSiを添加すると、何れも実効透磁率
は高くなるが、Siの7%以上では飽和磁束密度が50
00 G以下となり好ましくない。またNb、Vあるい
はGeの7%以上では鍛造加工が困難となり、、Co7
%以上では残留磁気が大きくなり、好ましくない。
第5図は同しくFe−34,2%Ni−3,2%Mo合
金にCr、W、Cu、MnあるいはTaを添加した場合
の飽和磁束密度および実効透磁率の特性図で、Cr 、
W、Co 、MnあるいはTaを添加すると、何れも実
効透磁率は高くなり、飽和磁束密度は減少するが、Cr
を15%以上添加すると飽和磁束密度が5000 G以
下となりまたW、Cu 、MnあるいはTaの15%以
上では鍛造加工が困難となり好ましくない。
金にCr、W、Cu、MnあるいはTaを添加した場合
の飽和磁束密度および実効透磁率の特性図で、Cr 、
W、Co 、MnあるいはTaを添加すると、何れも実
効透磁率は高くなり、飽和磁束密度は減少するが、Cr
を15%以上添加すると飽和磁束密度が5000 G以
下となりまたW、Cu 、MnあるいはTaの15%以
上では鍛造加工が困難となり好ましくない。
第6図は同じ<Fe34.2%Ni−3,2%Mo合金
にAI!、、Ti、Zr、Hf、Sn、Sb、Ga。
にAI!、、Ti、Zr、Hf、Sn、Sb、Ga。
In、TffiあるいはPtを添加した場合の特性図で
、Al、Ti、Zr、Hf、Sn、Sb、GaIn,T
l,あるいはPtを添加すると何れも実効透磁率は高く
なり、飽和磁束密度は減少するが、AlあるいはGa
5%以上では飽和磁束密度5000G以下となり、Ti
、Zr、Hf、Sn、Sb。
、Al、Ti、Zr、Hf、Sn、Sb、GaIn,T
l,あるいはPtを添加すると何れも実効透磁率は高く
なり、飽和磁束密度は減少するが、AlあるいはGa
5%以上では飽和磁束密度5000G以下となり、Ti
、Zr、Hf、Sn、Sb。
In、T/!あるいはptが5%以上では鍛造加工が困
難となり好ましくない。
難となり好ましくない。
第7図は同しくFe−34,2%Ni−3,2%Mo合
金にCe、Be、BあるいはPを添加した場合の特性図
で、Ce、Be、BあるいはPを添加すると、何れも実
効透磁率は高くなり、飽和磁束密度は減少するが、Ce
あるいはBeを3%以上またBあるいはPを1%以上添
加すると鍛造加工が困難となり好ましくない。
金にCe、Be、BあるいはPを添加した場合の特性図
で、Ce、Be、BあるいはPを添加すると、何れも実
効透磁率は高くなり、飽和磁束密度は減少するが、Ce
あるいはBeを3%以上またBあるいはPを1%以上添
加すると鍛造加工が困難となり好ましくない。
本発明において、冷間加工は(110) <112>+
(112) <lo、>の冷間加工集合組織を形威し、
これを基として(100) <ool>の再結晶集合組
織を発達させるために必要で、第1図および第2図に見
られるようにMo1%以上において、特に加工率50%
以上の冷間加工を施した場合に(100) <001>
の再結晶集合組織の発達が顕著で実効透磁率は高い。
(112) <lo、>の冷間加工集合組織を形威し、
これを基として(100) <ool>の再結晶集合組
織を発達させるために必要で、第1図および第2図に見
られるようにMo1%以上において、特に加工率50%
以上の冷間加工を施した場合に(100) <001>
の再結晶集合組織の発達が顕著で実効透磁率は高い。
また上記の冷間加工に次いで行われる加熱は、組織の均
一化、加工歪の除去とともに、(100) <001>
の再結晶集合組織を発達させ、高い実効透磁率を得るた
めに必要であるが、第3図に見られるように特に700
°C以上の加熱によって実効透磁率は顕著に向上する。
一化、加工歪の除去とともに、(100) <001>
の再結晶集合組織を発達させ、高い実効透磁率を得るた
めに必要であるが、第3図に見られるように特に700
°C以上の加熱によって実効透磁率は顕著に向上する。
(実施例)
次に本発明を実施例につき説明する。
合金番号8(組成Nf =34.2%、 Mo =3.
2%。
2%。
Fe−残部)の合金の製造
原料として99.8%純度の電解ニッケル、99.9%
純度の電解鉄および99.9%純度のモリブデンを用い
た。試料を造るには、原料を全重量800 gでアルミ
ナ坩堝に入れ、真空中で高周波誘導電気炉によって溶か
した後、よく撹拌して均質な溶融合金とした。次にこれ
を直径25mm、高さ170 mmの孔をもつ鋳型に注
入し、得られた鋳塊を約1100″Cで鍛造して厚さ7
nmの板とした。さらに900°C〜1200°Cの間
で適当な厚さまで熱間圧延し、ついで常温で種々な加工
率で冷間圧延を施して0.025 mmの薄板とし、そ
れから外径45mm、内径33mmの環状板を打ち抜い
た。
純度の電解鉄および99.9%純度のモリブデンを用い
た。試料を造るには、原料を全重量800 gでアルミ
ナ坩堝に入れ、真空中で高周波誘導電気炉によって溶か
した後、よく撹拌して均質な溶融合金とした。次にこれ
を直径25mm、高さ170 mmの孔をもつ鋳型に注
入し、得られた鋳塊を約1100″Cで鍛造して厚さ7
nmの板とした。さらに900°C〜1200°Cの間
で適当な厚さまで熱間圧延し、ついで常温で種々な加工
率で冷間圧延を施して0.025 mmの薄板とし、そ
れから外径45mm、内径33mmの環状板を打ち抜い
た。
つぎにこれに種々な熱処理を施して、磁気特性の測定を
行ない、第1表のような特性を得た。
行ない、第1表のような特性を得た。
なお、
代表的な合金の特性は第2表に示すとおっである。
上記のように本発明合金は鍛造、加工が容易で、500
0 G以上の飽和磁束密度、高い実効透磁率、低保磁力
を有しでいるので、スイッチング電源のコア用磁性合金
として好適であるばかりでなく、高周波帯域において高
い実効透磁率を必要とする一般の電磁器機の磁性材料と
しても好適である。
0 G以上の飽和磁束密度、高い実効透磁率、低保磁力
を有しでいるので、スイッチング電源のコア用磁性合金
として好適であるばかりでなく、高周波帯域において高
い実効透磁率を必要とする一般の電磁器機の磁性材料と
しても好適である。
次に本発明において合金の1JlF′lj、をNi32
〜40%、Mo 1〜8%および残部Feと限定し、こ
れに副成分として添加する元素をCo、Ge、V、Nb
。
〜40%、Mo 1〜8%および残部Feと限定し、こ
れに副成分として添加する元素をCo、Ge、V、Nb
。
Siを7%以下、Cr、W、Cu、Mn、Taを15%
以下、Al,Ti、Zr、Hf、Sn、Sb。
以下、Al,Ti、Zr、Hf、Sn、Sb。
Ga 、In 、TI、白金族元素を5%以下、希土類
元素、Beを3%以下、B、Pを1%以下の1種または
2種以上の合計で0.01〜15%と限定した理由は、
実施例、第2表および図面中第4図ないし第7図で明ら
かなように、この組成範囲の飽和磁束密度は5000
G以上で、且つ(100) <001>の再結晶集合組
織を有し、高い実効透磁率が得られるが、この組成範囲
をはずれると磁気特性あるいは鍛造加工が困難になるか
らである。
元素、Beを3%以下、B、Pを1%以下の1種または
2種以上の合計で0.01〜15%と限定した理由は、
実施例、第2表および図面中第4図ないし第7図で明ら
かなように、この組成範囲の飽和磁束密度は5000
G以上で、且つ(100) <001>の再結晶集合組
織を有し、高い実効透磁率が得られるが、この組成範囲
をはずれると磁気特性あるいは鍛造加工が困難になるか
らである。
すなわちN132%以下では飽和磁束密度が5000C
以下になり、Ni40%以上では残留磁気が大きくなり
好ましくない。Mo1%以下では(100) <ool
>の再結晶集合組織が充分発達しないので実効透磁率が
小さく、Mo8%以上では鍛造加工が困難となり、また
、飽和磁束密度が5000G以下になるからである。
以下になり、Ni40%以上では残留磁気が大きくなり
好ましくない。Mo1%以下では(100) <ool
>の再結晶集合組織が充分発達しないので実効透磁率が
小さく、Mo8%以上では鍛造加工が困難となり、また
、飽和磁束密度が5000G以下になるからである。
そして、Ni32〜40%、Mo1〜8%および残部F
eのa或範囲の合金は、飽和磁束密度5000 G以上
で、実効透磁率が大きく、且つ加工性が良好であるが、
一般にこれにさらにCo、Ge、V。
eのa或範囲の合金は、飽和磁束密度5000 G以上
で、実効透磁率が大きく、且つ加工性が良好であるが、
一般にこれにさらにCo、Ge、V。
Nb、Si、Cr、W、Cu、Mn、Ta、Al。
Ti、Zr、Hf、Sn、Sb、Ga、In。
Tl、白金族元素、希土類元素、Be、B、P等を添加
すると、特に実効透磁率を高める効果があり、Coを添
加すると特に飽和磁束密度を高める効果がある。
すると、特に実効透磁率を高める効果があり、Coを添
加すると特に飽和磁束密度を高める効果がある。
(発明の効果)
要するに、本発明合金は鍛造加工が容易で(100)
<001>の再結晶集合組織を形成させることによって
飽和磁束密度が5000 G以上で、実効透磁率が高い
ので、スイッチング電源のコア用磁性合金として好適で
あるばかりでなく、高い実効透磁率を必要とする一般の
電磁器機の磁性材料としても好適である。
<001>の再結晶集合組織を形成させることによって
飽和磁束密度が5000 G以上で、実効透磁率が高い
ので、スイッチング電源のコア用磁性合金として好適で
あるばかりでなく、高い実効透磁率を必要とする一般の
電磁器機の磁性材料としても好適である。
第1図はFe−34,2%Ni−3,2%Mo合金の緒
特性とMo量との関係を示す特性図、 第2図はFe−34,2%N i−3、2%Mo合金の
再結晶集合組織および実効透磁率と冷間加工率との関係
を示す特性図、 第3図はFe−34,2%Ni−3,2%Mo合金の再
結晶集合組織および実効透磁率と加熱温度との関係を示
す特性図、 第4図はFe−34,2%Ni−3,2%Mo合金にC
o、Ge、V、Nb、あるいはSiを添加した場合の緒
特性と各元素の添加量との関係を示す特性図、 第5図はFe−34,2%Ni−3,2%Mo合金にC
r 、W、Cu 、MnあるいはTaを添加した場合の
緒特性と各元素の添加量との関係を示す特性図、 第6図はFe−34,2%Ni−3,2%Mo合金にA
l、Ti、Zr、If、Sn、Sb、GaIn、Tfあ
るいは白金族元素を添加した場合の緒特性と各元素の添
加量との関係を示す特性図、第7図はFe−34,2%
Ni−3,2%Mo合金に希土類元素、Be、Bあるい
はPを添加した場合の緒特性と各元素の添加量との関係
を示す特性図である。 忠結晶菓合動沫薮(任意ズケール) 実効a砿1.ae (3ooKs、) 加勲1度(°C) A(舌晶藁@MMi (4土竜スケール)館勲磁求1度
Bs(バの 第4図 Co、Ge、V、Nb orSi(%)第5図 C(、W、 Ca 、Mn (T Ta (%)第6図
特性とMo量との関係を示す特性図、 第2図はFe−34,2%N i−3、2%Mo合金の
再結晶集合組織および実効透磁率と冷間加工率との関係
を示す特性図、 第3図はFe−34,2%Ni−3,2%Mo合金の再
結晶集合組織および実効透磁率と加熱温度との関係を示
す特性図、 第4図はFe−34,2%Ni−3,2%Mo合金にC
o、Ge、V、Nb、あるいはSiを添加した場合の緒
特性と各元素の添加量との関係を示す特性図、 第5図はFe−34,2%Ni−3,2%Mo合金にC
r 、W、Cu 、MnあるいはTaを添加した場合の
緒特性と各元素の添加量との関係を示す特性図、 第6図はFe−34,2%Ni−3,2%Mo合金にA
l、Ti、Zr、If、Sn、Sb、GaIn、Tfあ
るいは白金族元素を添加した場合の緒特性と各元素の添
加量との関係を示す特性図、第7図はFe−34,2%
Ni−3,2%Mo合金に希土類元素、Be、Bあるい
はPを添加した場合の緒特性と各元素の添加量との関係
を示す特性図である。 忠結晶菓合動沫薮(任意ズケール) 実効a砿1.ae (3ooKs、) 加勲1度(°C) A(舌晶藁@MMi (4土竜スケール)館勲磁求1度
Bs(バの 第4図 Co、Ge、V、Nb orSi(%)第5図 C(、W、 Ca 、Mn (T Ta (%)第6図
Claims (4)
- 1.重量比にてNi32〜40%、Mo1〜8%および
残部Feと少量の不純物とからなり、飽和磁束密度が5
000G以上で、且つ{100}<001>の再結晶集
合組織を有することを特徴とする高周波用磁性合金。 - 2.重量比にてNi32〜40%、Mo1〜8%および
残部Feを主成分とし、副成分として Co,Ge,V,Nb,Siをそれぞれ7%以下、Cr
,W,Cu,Mn,Taをそれぞれ15%以下、Al,
Ti,Zr,Hf,Sn,Sb,Ga,In,Tl,白
金族元素をそれ ぞれ5%以下、希土類元素,Beをそれぞれ3%以下、
B,Pをそれぞれ1%以下の1種または2種以上の合計
0.01〜15%、少量の不純物とからなり、飽和磁束
密度が5000G以上で、且つ{100}<001>の
再結晶集合組織を有することを特徴とする高周波用磁性
合金。 - 3.重量比にてNi32〜40%、Mo1〜8%および
残部Feと少量の不純物とからなる合金に加工率50%
以上の冷間加工を施した後、700℃以上融点以下の温
度で加熱することにより、飽和磁束密度が5000G以
上で、且つ{100}<001>の再結晶集合組織を形
成せしめることを特徴とする高周波用磁性合金の製造法
。 - 4.重量比にてNi32〜40%、Mo1〜8%および
残部Feを主成分とし、副成分として Co,Ge,V,Nb,Siをそれぞれ7%以下、Cr
,W,Cu,Mn,Taをそれぞれ15%以下、Al,
Ti,Zr,Hf,Sn,Sb,Ga,In,Tl,白
金族元素をそれ ぞれ5%以下、希土類元素,Beをそれぞれ3%以下、
B,Pをそれぞれ1%以下の1種または2種以上の合計
0.01〜15%、少量の不純物とからなる合金に加工
率50%以上の冷間加工を施した後、700℃以上融点
以下の温度で加熱することにより、飽和磁束密度が50
00G以上で、且つ{100}<001>の再結晶集合
組織を形成せしめることを特徴とする高周波用磁性合金
の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2057900A JPH03260036A (ja) | 1990-03-12 | 1990-03-12 | 高周波用磁性合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2057900A JPH03260036A (ja) | 1990-03-12 | 1990-03-12 | 高周波用磁性合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03260036A true JPH03260036A (ja) | 1991-11-20 |
Family
ID=13068871
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2057900A Pending JPH03260036A (ja) | 1990-03-12 | 1990-03-12 | 高周波用磁性合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03260036A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2016188399A (ja) * | 2015-03-30 | 2016-11-04 | 日立金属株式会社 | 固溶強化型オーステナイト鋼薄板 |
-
1990
- 1990-03-12 JP JP2057900A patent/JPH03260036A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2016188399A (ja) * | 2015-03-30 | 2016-11-04 | 日立金属株式会社 | 固溶強化型オーステナイト鋼薄板 |
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