JPH04213804A - Ｆｅ基軟磁性合金磁心 - Google Patents
Ｆｅ基軟磁性合金磁心Info
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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】
【０００１】
【産業上の利用分野】 この発明は、特に２０ｋＨｚ以
上の高い周波数において好適に使用される高周波コイル
などに用いられるＦｅ基軟磁性合金磁心に関するもので
ある。 【０００２】 【従来の技術】従来、チョークコイルなどの磁心材料と
して、５０％Ｎｉ−Ｆｅパーマロイ磁心や８０％Ｎｉ−
Ｆｅパーマロイ磁心が用いられてきた。 【０００３】しかし、これらの磁心は高周波におけるコ
ア損失が大きく、数１０ｋＨｚ以上の周波数では磁心の
温度上昇が激しく使用が困難であった。 【０００４】近年、高周波におけるコア損失が低く、高
角形性が良好な特徴を生かし、Ｃｏ 基のアモルファス
磁心がスイッチング電源制御用磁心として用いられるよ
うになってきている。 【０００５】しかしながら、Ｃｏ基アモルファス磁心は
、原料費が高く、価格が高いばかり でなく、飽和磁束
密度が通常１０ｋＧ以下であり、数１０ｋＨｚから１０
０ｋＨｚ帯 の周波数においては飽和磁束密度が低いた
めに動作磁束密度の制約を受け、十分に磁心を小型化で
きない等の問題があった。 【０００６】一方、Ｆｅ基アモルファス磁心は飽和磁束
密度が高く、例えば特公昭５８−１ １８３号公報に記
載されているように直流Ｂ−Ｈカーブの角形比が高く、
最大透磁率が高いものが得られることが知られている。 【０００７】 【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記Ｆ
ｅ基アモルファス合金を用いた磁心は、鉄損が大きく、
添加元素の調整により鉄損の改善が試みられているが
、Ｃｏ系アモルファス合金 に比べて未だに鉄損が大き
いという問題があった。 【０００８】このような背景の基に本発明者らは、先に
、高飽和磁束密度のＦｅ系軟磁性合 金を特願平２ー１
０８３０８号明細書において平成２年４月２４日付けで
特許出願している。 【０００９】この特許出願に係る合金の他の１つは、次
式で示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束
密度合金であった。 （Ｆｅ １−ａ Ｃｏ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔｙ Ｔ’ｚ【
００１０】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ
，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以上
の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方
を含み、Ｔ’はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
ａ≦０．０５、 ｂ≦９２原子％、 ｘ＝０．５〜
１６原子％、 ｙ＝４〜１０原子％、 ｚ＝０．２
〜４．５原子％である。 【００１１】また、前記特許出願に係る合金の他の１つ
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。Ｆｅ ｂ ＢｘＴｙ Ｔ’ｚ
【００１２】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以
上の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両
方を含み、Ｔ’はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔ
からなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり
、ｂ≦９２原子％、 ｘ＝０．５〜１６原子％、
ｙ＝４〜１０原子％、ｚ＝０．２〜４．５原子％である
。 【００１３】更に本発明者らは、前記合金の発展型の合
金として、先に、以下に示す組成の合金について特許出
願を行っている。 【００１４】この特許出願に係る合金の１つは、次式で
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
合金であった。（Ｆｅ １−ａ Ｒ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔ
ｙ 【００１５】但しＱはＣｏ，Ｎｉのいずれか、また
は、両方であり、ＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２種以上
の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方
を含み、ａ≦０．０５、 ｂ≦９３原子％、 ｘ＝０
．５〜８原子％、 ｙ＝４〜９原子％である。 【００１６】また、前記特許出願に係る合金の他の１つ
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。Ｆｅ ｂ ＢｘＴｙ 【００
１７】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以上の元
素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方を含
み、 ｂ≦９３原子％、 ｘ＝０．５〜８原子％、
ｙ＝４〜９原子％である。 【００１８】以上のように本発明者らは、前記各組成の
種々のＦｅ系軟磁性合金を開発した わけであるが、前
記組成の合金について研究を重ねた結果、これを高周波
用磁心用として用いても良好な特性がえられることが判
明したので本願発明に到達した。 【００１９】本発明は前記課題を解決するためになされ
たもので、高飽和磁束密度を示し、高周波領域で鉄損が
少なく、耐熱性にもすぐれたＦｅ基軟磁性合金磁心を提
供す ることを目的とする。 【００２０】 【課題を解決するための手段】請求項１に記載した発明
は前記課題を解決するために、次式で示される組成から
なる高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金から磁心を構成し
てなるものである。 （Ｆｅ １−ａ Ｃｏ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔｙ Ｔ’ｚ【
００２１】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ
，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以上
の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方
を含み、Ｔ’はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
ａ≦０．０５、 ｂ≦９２原子％、 ｘ＝０．５〜１
６原子％、 ｙ＝４〜１０原子％、 ｚ＝４．５原
子％以下である。 【００２２】請求項２に記載した発明は前記課題を解決
するために、次式で示される組成からなる高飽和磁束密
度Ｆｅ系軟磁性合金から磁心を構成してなるものである
。 Ｆｅ ｂ Ｂｘ Ｔｙ Ｔ’ｚ 【００２３】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以
上の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両
方を含み、Ｔ’はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔ
からなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり
、ｂ≦９２原子％、 ｘ＝０．５〜１６原子％、 ｙ
＝４〜１０原子％、ｚ＝４．５原子％以下である。 【００２４】請求項３に記載した発明は前記課題を解決
するために、次式で示される組成からなる高飽和磁束密
度Ｆｅ系軟磁性合金から磁心を構成してなるものである
。 （Ｆｅ １−ａ Ｑ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔｙ 【００２５
】但しＱはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または、両方であり
、ＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ａ≦０
．０５、 ｂ≦９３原子％、 ｘ＝０．５〜８原子％
、 ｙ＝４〜９原子％である。 【００２６】請求項４に記載した発明は前記課題を解決
するために、次式で示される組成からなる高飽和磁束密
度Ｆｅ系軟磁性合金から磁心を構成してなるものである
。Ｆｅ ｂ Ｂｘ Ｔｙ 【００２７】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以
上の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両
方を含み、ｂ≦９３原子％、 ｘ＝０．５〜８原子％、
ｙ＝４〜９原子％である。 【００２８】 【作用】 特定の組成の軟磁性合金を用いて磁心を形成
するので、高飽和磁束密度と高透磁率を兼ね備え、高周
波における低鉄損失の鉄基軟磁性合金磁心を得ることが
できる。 【００２９】 【実施例】図１は本発明の磁心の一実施例を示すもので
、この例の磁心１は環状をなすものであり、以下に示す
軟磁性合金から形成されている。 【００３０】この磁心１を形成する軟磁性合金の１つと
して、次式で示される組成からなる高飽和磁束密度Ｆｅ
系軟磁性合金を使用することができる。 （Ｆｅ １−ａ Ｃｏ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔｙ Ｔ’ｚ【
００３１】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ
，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以上
の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方
を含み、Ｔ’はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
ａ≦０．０５、 ｂ≦９２原子％、 ｘ＝０．５〜
１６原子％、 ｙ＝４〜１０原子％、 ｚ＝４．５
原子％以下である。 【００３２】また、磁心１を構成する軟磁性合金の１つ
として、次式で示される組成からなる高飽和磁束密度Ｆ
ｅ系軟磁性合金を使用することができる。Ｆｅ ｂ Ｂ
ｘ Ｔｙ Ｔ’ｚ 【００３３】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以
上の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両
方を含み、Ｔ’はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔ
からなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり
、ｂ≦９２原子％、 ｘ＝０．５〜１６原子％、
ｙ＝４〜１０原子％、ｚ＝４．５原子％以下である。 【００３４】更に前記磁心を構成する軟磁性合金の１つ
として、次式で示される組成からなる高飽和磁束密度Ｆ
ｅ系軟磁性合金を使用することができる。 （Ｆｅ １−ａ Ｑ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔｙ 【００３５
】但しＱはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または、両方であり
、ＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ａ≦０
．０５、 ｂ≦９３原子％、 ｘ＝０．５〜８原子
％、 ｙ＝４〜９原子％である。 【００３６】更にまた、前記磁心１を構成する軟磁性合
金の１つとして、次式で示される組成からなる高飽和磁
束密度Ｆｅ系軟磁性合金を使用することができる。Ｆｅ
ｂ Ｂｘ Ｔｙ 【００３７】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以
上の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両
方を含み、 ｂ≦９３原子％、 ｘ＝０．５〜８原子％
、 ｙ＝４〜９原子％である。 【００３８】本発明の磁心１に用いる軟磁性合金におい
て、非晶質相を得やすくするためには、非晶質形成能の
高いＺｒ、Ｈｆのいずれかを含む必要がある。またＺｒ
、Ｈｆは その一部を他の４Ａ〜６Ａ族元素のうち、Ｔ
ｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗと置換するこ とが出来
る。ここでＣｒを含めなかったのは、Ｃｒが他の元素に
比べ非晶質形成能が劣っているからであるが、Ｚｒ，Ｈ
ｆを適量添加したならば、更にＣｒを添加しても良いの
は勿論である。 【００３９】Ｂには本発明の磁心１に用いる合金の非晶
質形成能を高める効果、および前記熱処理工程において
磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相の生成を抑制する効
果があると考えられ、このためＢ添加は必須である。Ｂ
と同様にＡ１，Ｓｉ，Ｃ，Ｐ等も非晶質形成元素として
一般に用いられており、これらの元素を添加した場合も
本発明に用いる合金と同一とみなすことができる。 【００４０】本発明においては、Ｃｕ，Ｎｉおよびこれ
らと同族元素のうちから選ばれた少なくとも１種又は２
種以上の元素を４．５原子％以下、より好ましくは、Ｏ
．２〜４．５原子％配合すると、前記熱処理工程により
優れた軟磁気特性を得ることができる。又これらの元素
の中でもＣｕは特に好適である。 【００４１】なお、前記Ｔ’成分の配合量ｚが０．２原
子％以下の場合は、熱処理後の冷却速度を速めることが
望ましい。図１０は、Ｆｅ８８Ｃｕ１Ｂ３Ｚｒ８なる組
成の軟磁性合金の試料を６５０℃に１時間加熱した後、
種々の冷却速度で冷却した後の透磁率を測定した結果を
示す、冷却速度と透磁率の関係のグラフである。このグ
ラフから、冷却速度を速めると透磁率が向上することが
分かる。前記Ｔ’成分が０．２原子％以下になると、透
磁率が低下する傾向があるが、前記のように冷却速度を
速めることによって、透磁率が低下する傾向を打ち消す
ことができる。 【００４２】またＴ’成分である、Ｃｕ，Ｎｉ等の添加
により、軟磁気特性が著しく改善される機構については
明らかではないが、結晶化温度を示差熱分析法により測
定したところ、Ｃｕ，Ｎｉ等を 添加した合金の結晶化
温度は、添加しない合金に比べてやや低い温度であると
認められた。これは前記元素の添加により非晶質相が不
均一となり、その結果、非晶質相の安定性が低下したこ
とに起因すると考えられる。また不均一な非晶質相が結
晶化する場合、部分的に結晶化しやすい領域が多数でき
不均一核生成するため、得られる組織が微細結晶粒組織
となると考えられる。また特にＦｅに対する固溶度が著
しく低い元素であるＣｕの場合、相分離傾向があるため
、加熱によりミクロな組成ゆらぎが生じ、非晶質相が不
均一となる傾向がより顕著になると考えられ、組織の微
細化に寄与するものと考えられる。 【００４３】以上の観点からＣｕ及びその同族元素、Ｎ
ｉおよびＰｄ，Ｐｔ以外の元素でも結晶 化温度を低下
させる元素には同様の効果が期待できる。またＣｕのよ
うにＦｅに対する固溶限が小さい元素にも同様の効果が
期待できる。 【００４４】以上、本発明に用いる高飽和磁束密度Ｆｅ
系軟磁性合金に含まれる合金元素の 限定理由を説明し
たが、これらの元素以外でも耐食性を改善するために、
Ｃｒ，Ｒｕその他の白金族元素を添加することも可能で
あり、また、必要に応じて、Ｙ，希土類元素，Ｚｎ，Ｃ
ｄ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ
，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｌｉ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ等
の元素を添加することで磁歪を調整することもできる。 その他、Ｈ， Ｎ，Ｏ，Ｓ等の不可避的不純物について
は所望の特性が劣化しない程度に含有していても本発明
に用いる高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金の組成と同一
とみなすこ とができるのは勿論である。 【００４５】本発明に用いる合金の１つにおけるＦｅ，
Ｃｏ量のｂは、９２原子％以下である。これは、ｂが９
２原子％を越えると高い透磁率が得られないためである
が、飽和 磁束密度１０ｋＧ以上を得るためには、ｂが
７５原子％以上であることがより好ましい。なお、元素
Ｔ’ｚを含有しない合金系においては、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉ量のｂは、高い飽和磁束密度を得るために９３原子％
以下とする。 【００４６】前記合金は、前記組成の非晶質合金あるい
は非晶質相を含む結晶質合金を溶湯から急冷することに
より得る工程と、この工程で得られたものを加熱し微細
な結晶粒を析出させる工程によって通常得ることができ
る。 【００４７】溶湯から急冷する場合、溶湯をノズルから
回転冷却ロールの表面に吹き出して急冷する場合は、薄
帯（リボン）が得られるので、この薄帯を適当な形状に
プレス打ち抜きして積層すれば磁心が得られる。また、
前記溶湯から公知のアトマイズ法などによって軟磁性合
金粉末を得、この粉末を成形し、焼結して磁心を形成す
ることもできる。 【００４８】そして、得られた磁心を必要に応じて熱処
理するならば、磁気特性に優れた磁心が得られる。 【００４９】以下に本発明の磁心Ｄを製造する場合にお
いて、合金粉末から磁心を製造する方法について詳細に
説明する。 【００５０】本発明において、磁心１を製造するには、
前記組成の合金を粉末化してから所望の磁心形状に合わ
せて軟磁性合金粉末を圧密し、焼結して得ることができ
る。 【００５１】本発明に用いる高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁
性合金粉末を得るには、先に本発明 者らが特許出願し
ている組成の軟磁性合金の溶湯からアトマイズ法などに
よって急冷して粉末化する工程と、前記工程で得られた
ものを加熱し微細な結晶粒を析出させる熱処理工程とに
よって通常得ることが出来る。なお、前記軟磁性合金粉
末を製造する場合、先に本発明者らが特許出願している
合金を作製し、この合金を結晶化温度以上に加熱し、脆
化させた後に粉砕して得ることもできる。 【００５２】ここで例えば、アトマイズ法によって磁性
合金粉末を得るには、前記組成の合金材料を高周波溶解
炉などを用いてルツボ内にて金属溶湯とし、ルツボ底部
に設けられた溶湯噴出用ノズルを通して流下、落下させ
る。そして、噴出用ノズルから落下する溶湯流に対して
、例えば円形状に配置された多孔の噴霧化ノズルにより
、窒素ガスを所定の圧力で吹き付けて溶湯流を粉末化す
ることにより得ることができる。 【００５３】また、前記組成のＦｅ系軟磁性合金は、結
晶化温度以上に加熱することで脆く なることが本発明
者らの研究で判明しているので、この特性を利用して粉
末化することもできる。前記組成の合金を５５０〜６５
０℃の温度範囲に加熱して脆化させ、この状態で粉砕し
、粒径を揃えることにより粉末化することもできる。 【００５４】次に前記組成の合金を実際に製造し、得ら
れた軟磁性合金の磁気特性を測定した結果を示す。 【００５５】以下の例に示す各合金は片ロール液体急冷
法により作成した。すなわち、１つの回転している鋼製
ロール上におかれたノズルより溶融金属をアルゴンガス
の圧力により前記ロール上に噴出させ、急冷して薄帯を
得る。以上のように作成した薄帯の幅は約１５ｍｍであ
り、厚さは約２０〜４０μｍであった。 【００５６】透磁率は、薄帯を加工し、外径１０ｍｍ、
内径５ｍｍのリング状とし、これを積み重ねたものに巻
線し、インダクタンス法により測定した。この透磁率（
μ）の測定条件は１０ｍＯｅ，１ＫＨｚとした。 【００５７】まず、本発明合金の磁気特性および構造に
およぼす熱処理の効果について本発明合金の一つである
Ｆｅ８６ Ｚｒ７ Ｂ６Ｃｕ１合金を例にとって以下に
説明する。 なお、昇温速度毎分１０℃の示差熱分析により求めたＦ
ｅ８６ Ｚｒ７ Ｂ６ Ｃｕ１ 合金の結晶化開始温度
は５０３℃であった。 【００５８】図２は、Ｆｅ８６ Ｚｒ７ Ｂ６ Ｃｕ１
合金の実効透磁率に及ぼす焼純（各温度で１時間保持
後水焼入れ）の効果を示す。 【００５９】図２より急冷状態（ＲＱ）における本合金
の実効透磁率は、Ｆｅ基非晶質合金程度の低い値を示す
が、５００〜６２０℃の焼鈍により、急冷状態の１０倍
程度の高い値に増加している。ここで６００℃熱処理後
の厚さ約２０μｍの試料について透磁率の周波数依存を
調べたところ１ＫＨｚで３２０００、１０ＫＨｚで２５
６００、更に１００ＫＨｚで８３３０と、高い測定周波
数においても優れた軟磁気特性を示した。また、透磁率
に及ぼす冷却速度の影響を調べたところ、６００℃で１
時間保持後、水焼入れにより急冷した本合金の実効透磁
率３２０００に対し、空冷した場合、その値は１８００
０となり、熱処理後の冷却速度も重要であり、１００℃
／分以上の冷却速度で急冷することが好ましい。 【００６０】よって本発明に用いる合金の磁気特性は最
適な熱処理条件を適当に選ぶことにより調整することが
でき、また磁場中焼鈍などにより磁気特性を改善するこ
とができることが明らかになった。 【００６１】また、Ｆｅ８６ Ｚｒ７ Ｂ６ Ｃｕ１
合金の熱処理前後の構造の変化をＸ線回折法により調べ
、熱処理後の組織を透過電子顕微鏡を用いて観察し、結
果をそれぞれ図３と図４に示す。 【００６２】図３より、急冷状態では非晶質に特有のハ
ローな回折図形が、熱処理後には体心立方晶に独特の回
折図形がそれぞれ認められ、本合金の構造が熱処理によ
り、非晶質から体心立方晶へと変化したことがわかる。 そして図４より、熱処理後の組織が、粒径約１００オン
ク゛ストローム程度の微結晶から成ることがわかる。ま
た、Ｆｅ８６ Ｚｒ７ Ｂ６ Ｃｕ１ 合金について熱
処理前後の硬さの変化を調べたところ、ビッカース硬さ
で急冷状態の７４０ＤＰＮから６５０℃熱処理後には１
３９０ＤＰＮと従来材料にない高い値まで増加した。 【００６３】以上のごとく前記組成の合金は、前述の組
成を有する非晶質合金を熱処理により結晶化させ、超微
細結晶粒を主とする組織を得ることにより、高飽和磁束
密度でかつ軟磁気特性に優れ、更に高い硬さと高い熱安
定性を有する優れた特性を得ることができることが明ら
かである。 【００６４】次に前記の如く得られた合金を粉末化する
場合について説明する。前記の合金は強度が高く堅いの
で、そのままの状態では粉砕して粉末化することは難し
い。よって、前記の如く得られた合金を５００℃に加熱
して脆化させた状態でボールミルやアトライタなどの粉
砕装置により粉砕する。この操作によって粒径１〜１０
０μｍ程度の軟磁性合金粉末を得ることができる。 【００６５】次にこの軟磁性合金粉末を用いて磁心を製
造する場合について説明する。まず、図５に示すように
、プレス装置Ｐの上型ＰＵと下型ＰＬとによって、軟磁
性合金粉末Ａを所定形状のコアＢに一次成形する。この
一次成形コアＢは、次に図６に示す加圧カプセル１０内
に圧力媒体粉末Ｃとともに封入される。図面では、維持
成形コアＢを１つのみ描いているが、実際には多数の一
次成形コアＢが同時に加圧カプセル１０内に封入される
。 【００６６】加圧カプセル１０は、有底筒状の本体１１
と、この本体１１の上部に被せる蓋体１２とからなり、
蓋体１２には脱気パイプ１３が開口している。この加圧
カプセル１０内には、蓋体１２を外した状態にいて、本
体１１内に一次成形コアＢと圧力媒体粉末Ｃが充填され
る。次いで、本体１１の上部内面に一次成形コアＢおよ
び圧力媒体粉末Ｃが通過しないメッシュ板１４を被せて
、本体１１と蓋体１２を溶接し、本体１１と蓋体１２間
の隙間をなくす。そして脱気パイプ１３を潰して、内部
に一次成形コアＢおよび圧力媒体粉末Ｃを封入した密閉
されたワーク３０（加圧カプセル１０）を完成する。 【００６７】なお脱気する際には、加圧カプセル１０を
加熱炉Ｆに入れ、約５００℃〜６００℃前後の温度を加
える。これはガス抜きをより完全にするための加熱で、
この種の脱気では常套的に行なわれる。圧力媒体粉末Ｃ
は、軟磁性合金粉末Ａ（一次成形コアＢ）と化学反応し
ない材料から選定して用いる。ここで一次成形コアＢが
前記組成のＦｅ系軟磁性合金粉末であるので、ＺｒＯ２
粉末を用いると良い。この他、ＭｇＯ粉末を用いても良
い。 【００６８】図７は、このワーク３０を高温高圧下で処
理する熱間静水圧プレス２０の概念図で、高圧円筒２１
の上下が上蓋２２と下蓋２３で開閉および閉塞可能とな
っている。上蓋２２には高圧ガス導入管２４が開口して
いる。高圧円筒２１内には、ワーク３０の支持台２５と
、ヒータ２６とが位置しており、高圧円筒２１とヒータ
２６の間には、断熱層２７が設けられている。 【００６９】ワーク３０は、この熱間静水圧プレスの支
持台２５上に載置され、ヒータ２６によって高温に熱せ
られると同時に、導入管２４から導入される圧力媒体と
しての高圧ガスにより、等方性の圧力を受ける。その結
果、ワーク３０（カプセル１ ０）は全体が圧縮変形さ
れる。この圧縮変形の過程において、加圧カプセル１０
内の一次成形コアＢは、圧力媒体粉末Ｃを介して等方
圧力を受ける。また、ヒータ２６による熱も、圧力媒体
粉末Ｃを介して受けるために、一次成形コアＢが急激に
加熱されることがなく、急激加熱に起因する一次成形コ
アＢの割れや変形を生じることがない。即ち、一次成形
コアＢは均等に圧縮され、内部の気泡が除かれて最終的
に焼結され、磁心Ｄが完成する。この磁心Ｄは、一次成
形コアＢに比して縮むため、縮み代を考慮して一次成形
コアＢの形状を決定しておく。 【００７０】以上のようにして圧縮変形されたワーク３
０は、熱間静水圧プレスから取り出して後、図８に示す
ようにその本体１１および蓋体１２を壊して、内部の完
成された磁心Ｄを取り出す。磁心Ｄはプレス装置Ｐによ
って予め所定の形状に加工されているために、磁気ヘッ
ドコアとしてそのまま使用することができる。 【００７１】また、以上の熱間静水圧プレスにおいて、
一次成形コアＢは、これと化学反応しない圧力媒体粉末
Ｃで覆われるため、完成された磁気ヘッドコアＤに、性
質の変化を生じるおそれはない。 【００７２】なお、以上の説明においては、環状の磁心
Ｄを製造する場合について説明したが、プレス装置Ｐの
型の形状を適宜変更することで、環状の磁心Ｄに限らず
、図９に示す構造のドラム形磁心Ｄ２を形成することも
容易であり、棒状あるいは板状などのアンテナ用磁心、
多孔型磁心、ねじ型磁心、カップ型磁心、つぼ型磁心、
あるいはその他の形状の磁心を製造できることも勿論で
ある。 【００７３】次に、図５ないし図８を基に先に説明した
方法によって環状の磁心を製造し、この磁心の磁気性能
を測定した。 【００７４】Ｆｅ系軟磁性合金粉末として、Ｆｅ８９
Ｚｒ８ Ｂ２ Ｃｕ１ なる組成の合金を結晶化 温度
以上に加熱して粉砕することにより得たものを用いた。 この軟磁性合金粉末をプレス装置によって環状になるよ
うに一次成形した。次にこの一次成形品に、真空を含む
不活性ガス雰囲気中において５００〜６００℃で予備焼
結を行った。次いでこの一次成形品を温度６００℃、圧
力５０００気圧、焼結時間２４時間に設定して熱間静水
圧プレスを行った。 【００７５】得られた磁心の透磁率（μｅ）（１ｋＨｚ
）は８０００、保磁力は０．２Ｏｅ、飽和磁束密度は１
６ＫＧを示し、優れた磁気特性を発揮することを確認で
きた。 【００７６】また、前記と同等の方法により得られた複
数の磁心について、Ｕ関数計により磁束密度の波高値Ｂ
ｍが２ｋＧ、周波数ｆが１００ｋＨｚまで鉄損Ｗ２／１
００ｋを測定し、その結果を表１に示す。各磁心を構成
する軟磁性合金の組成は、表１に示すとうりである。 【００７７】 【表１】 【００７８】表１から明らかなように、本発明に用いる
特定組成の合金からなる磁心の鉄損が小さいことが判明
した。 【００７９】以上のことから本発明の磁心は、高周波コ
イル用、可飽和リアクトル用などとして好適であること
が明らかになった。 【００８０】 【発明の効果】 以上説明したように本発明は、特定の
組成の軟磁性合金から形成するので、高飽和磁束密度と
高透磁率を併せ持ち、高い機械特性と熱安定性を備えた
優れた磁心を得ることができる効果がある。従って、本
発明の磁心は、高周波コイル用、可飽和リアクトル用な
どとして好適である。
上の高い周波数において好適に使用される高周波コイル
などに用いられるＦｅ基軟磁性合金磁心に関するもので
ある。 【０００２】 【従来の技術】従来、チョークコイルなどの磁心材料と
して、５０％Ｎｉ−Ｆｅパーマロイ磁心や８０％Ｎｉ−
Ｆｅパーマロイ磁心が用いられてきた。 【０００３】しかし、これらの磁心は高周波におけるコ
ア損失が大きく、数１０ｋＨｚ以上の周波数では磁心の
温度上昇が激しく使用が困難であった。 【０００４】近年、高周波におけるコア損失が低く、高
角形性が良好な特徴を生かし、Ｃｏ 基のアモルファス
磁心がスイッチング電源制御用磁心として用いられるよ
うになってきている。 【０００５】しかしながら、Ｃｏ基アモルファス磁心は
、原料費が高く、価格が高いばかり でなく、飽和磁束
密度が通常１０ｋＧ以下であり、数１０ｋＨｚから１０
０ｋＨｚ帯 の周波数においては飽和磁束密度が低いた
めに動作磁束密度の制約を受け、十分に磁心を小型化で
きない等の問題があった。 【０００６】一方、Ｆｅ基アモルファス磁心は飽和磁束
密度が高く、例えば特公昭５８−１ １８３号公報に記
載されているように直流Ｂ−Ｈカーブの角形比が高く、
最大透磁率が高いものが得られることが知られている。 【０００７】 【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記Ｆ
ｅ基アモルファス合金を用いた磁心は、鉄損が大きく、
添加元素の調整により鉄損の改善が試みられているが
、Ｃｏ系アモルファス合金 に比べて未だに鉄損が大き
いという問題があった。 【０００８】このような背景の基に本発明者らは、先に
、高飽和磁束密度のＦｅ系軟磁性合 金を特願平２ー１
０８３０８号明細書において平成２年４月２４日付けで
特許出願している。 【０００９】この特許出願に係る合金の他の１つは、次
式で示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束
密度合金であった。 （Ｆｅ １−ａ Ｃｏ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔｙ Ｔ’ｚ【
００１０】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ
，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以上
の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方
を含み、Ｔ’はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
ａ≦０．０５、 ｂ≦９２原子％、 ｘ＝０．５〜
１６原子％、 ｙ＝４〜１０原子％、 ｚ＝０．２
〜４．５原子％である。 【００１１】また、前記特許出願に係る合金の他の１つ
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。Ｆｅ ｂ ＢｘＴｙ Ｔ’ｚ
【００１２】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以
上の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両
方を含み、Ｔ’はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔ
からなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり
、ｂ≦９２原子％、 ｘ＝０．５〜１６原子％、
ｙ＝４〜１０原子％、ｚ＝０．２〜４．５原子％である
。 【００１３】更に本発明者らは、前記合金の発展型の合
金として、先に、以下に示す組成の合金について特許出
願を行っている。 【００１４】この特許出願に係る合金の１つは、次式で
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
合金であった。（Ｆｅ １−ａ Ｒ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔ
ｙ 【００１５】但しＱはＣｏ，Ｎｉのいずれか、また
は、両方であり、ＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２種以上
の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方
を含み、ａ≦０．０５、 ｂ≦９３原子％、 ｘ＝０
．５〜８原子％、 ｙ＝４〜９原子％である。 【００１６】また、前記特許出願に係る合金の他の１つ
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。Ｆｅ ｂ ＢｘＴｙ 【００
１７】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以上の元
素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方を含
み、 ｂ≦９３原子％、 ｘ＝０．５〜８原子％、
ｙ＝４〜９原子％である。 【００１８】以上のように本発明者らは、前記各組成の
種々のＦｅ系軟磁性合金を開発した わけであるが、前
記組成の合金について研究を重ねた結果、これを高周波
用磁心用として用いても良好な特性がえられることが判
明したので本願発明に到達した。 【００１９】本発明は前記課題を解決するためになされ
たもので、高飽和磁束密度を示し、高周波領域で鉄損が
少なく、耐熱性にもすぐれたＦｅ基軟磁性合金磁心を提
供す ることを目的とする。 【００２０】 【課題を解決するための手段】請求項１に記載した発明
は前記課題を解決するために、次式で示される組成から
なる高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金から磁心を構成し
てなるものである。 （Ｆｅ １−ａ Ｃｏ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔｙ Ｔ’ｚ【
００２１】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ
，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以上
の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方
を含み、Ｔ’はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
ａ≦０．０５、 ｂ≦９２原子％、 ｘ＝０．５〜１
６原子％、 ｙ＝４〜１０原子％、 ｚ＝４．５原
子％以下である。 【００２２】請求項２に記載した発明は前記課題を解決
するために、次式で示される組成からなる高飽和磁束密
度Ｆｅ系軟磁性合金から磁心を構成してなるものである
。 Ｆｅ ｂ Ｂｘ Ｔｙ Ｔ’ｚ 【００２３】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以
上の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両
方を含み、Ｔ’はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔ
からなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり
、ｂ≦９２原子％、 ｘ＝０．５〜１６原子％、 ｙ
＝４〜１０原子％、ｚ＝４．５原子％以下である。 【００２４】請求項３に記載した発明は前記課題を解決
するために、次式で示される組成からなる高飽和磁束密
度Ｆｅ系軟磁性合金から磁心を構成してなるものである
。 （Ｆｅ １−ａ Ｑ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔｙ 【００２５
】但しＱはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または、両方であり
、ＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ａ≦０
．０５、 ｂ≦９３原子％、 ｘ＝０．５〜８原子％
、 ｙ＝４〜９原子％である。 【００２６】請求項４に記載した発明は前記課題を解決
するために、次式で示される組成からなる高飽和磁束密
度Ｆｅ系軟磁性合金から磁心を構成してなるものである
。Ｆｅ ｂ Ｂｘ Ｔｙ 【００２７】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以
上の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両
方を含み、ｂ≦９３原子％、 ｘ＝０．５〜８原子％、
ｙ＝４〜９原子％である。 【００２８】 【作用】 特定の組成の軟磁性合金を用いて磁心を形成
するので、高飽和磁束密度と高透磁率を兼ね備え、高周
波における低鉄損失の鉄基軟磁性合金磁心を得ることが
できる。 【００２９】 【実施例】図１は本発明の磁心の一実施例を示すもので
、この例の磁心１は環状をなすものであり、以下に示す
軟磁性合金から形成されている。 【００３０】この磁心１を形成する軟磁性合金の１つと
して、次式で示される組成からなる高飽和磁束密度Ｆｅ
系軟磁性合金を使用することができる。 （Ｆｅ １−ａ Ｃｏ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔｙ Ｔ’ｚ【
００３１】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ
，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以上
の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方
を含み、Ｔ’はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
ａ≦０．０５、 ｂ≦９２原子％、 ｘ＝０．５〜
１６原子％、 ｙ＝４〜１０原子％、 ｚ＝４．５
原子％以下である。 【００３２】また、磁心１を構成する軟磁性合金の１つ
として、次式で示される組成からなる高飽和磁束密度Ｆ
ｅ系軟磁性合金を使用することができる。Ｆｅ ｂ Ｂ
ｘ Ｔｙ Ｔ’ｚ 【００３３】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以
上の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両
方を含み、Ｔ’はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔ
からなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり
、ｂ≦９２原子％、 ｘ＝０．５〜１６原子％、
ｙ＝４〜１０原子％、ｚ＝４．５原子％以下である。 【００３４】更に前記磁心を構成する軟磁性合金の１つ
として、次式で示される組成からなる高飽和磁束密度Ｆ
ｅ系軟磁性合金を使用することができる。 （Ｆｅ １−ａ Ｑ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔｙ 【００３５
】但しＱはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または、両方であり
、ＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗか
らなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ａ≦０
．０５、 ｂ≦９３原子％、 ｘ＝０．５〜８原子
％、 ｙ＝４〜９原子％である。 【００３６】更にまた、前記磁心１を構成する軟磁性合
金の１つとして、次式で示される組成からなる高飽和磁
束密度Ｆｅ系軟磁性合金を使用することができる。Ｆｅ
ｂ Ｂｘ Ｔｙ 【００３７】但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種又は２ 種以
上の元素であり、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両
方を含み、 ｂ≦９３原子％、 ｘ＝０．５〜８原子％
、 ｙ＝４〜９原子％である。 【００３８】本発明の磁心１に用いる軟磁性合金におい
て、非晶質相を得やすくするためには、非晶質形成能の
高いＺｒ、Ｈｆのいずれかを含む必要がある。またＺｒ
、Ｈｆは その一部を他の４Ａ〜６Ａ族元素のうち、Ｔ
ｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗと置換するこ とが出来
る。ここでＣｒを含めなかったのは、Ｃｒが他の元素に
比べ非晶質形成能が劣っているからであるが、Ｚｒ，Ｈ
ｆを適量添加したならば、更にＣｒを添加しても良いの
は勿論である。 【００３９】Ｂには本発明の磁心１に用いる合金の非晶
質形成能を高める効果、および前記熱処理工程において
磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相の生成を抑制する効
果があると考えられ、このためＢ添加は必須である。Ｂ
と同様にＡ１，Ｓｉ，Ｃ，Ｐ等も非晶質形成元素として
一般に用いられており、これらの元素を添加した場合も
本発明に用いる合金と同一とみなすことができる。 【００４０】本発明においては、Ｃｕ，Ｎｉおよびこれ
らと同族元素のうちから選ばれた少なくとも１種又は２
種以上の元素を４．５原子％以下、より好ましくは、Ｏ
．２〜４．５原子％配合すると、前記熱処理工程により
優れた軟磁気特性を得ることができる。又これらの元素
の中でもＣｕは特に好適である。 【００４１】なお、前記Ｔ’成分の配合量ｚが０．２原
子％以下の場合は、熱処理後の冷却速度を速めることが
望ましい。図１０は、Ｆｅ８８Ｃｕ１Ｂ３Ｚｒ８なる組
成の軟磁性合金の試料を６５０℃に１時間加熱した後、
種々の冷却速度で冷却した後の透磁率を測定した結果を
示す、冷却速度と透磁率の関係のグラフである。このグ
ラフから、冷却速度を速めると透磁率が向上することが
分かる。前記Ｔ’成分が０．２原子％以下になると、透
磁率が低下する傾向があるが、前記のように冷却速度を
速めることによって、透磁率が低下する傾向を打ち消す
ことができる。 【００４２】またＴ’成分である、Ｃｕ，Ｎｉ等の添加
により、軟磁気特性が著しく改善される機構については
明らかではないが、結晶化温度を示差熱分析法により測
定したところ、Ｃｕ，Ｎｉ等を 添加した合金の結晶化
温度は、添加しない合金に比べてやや低い温度であると
認められた。これは前記元素の添加により非晶質相が不
均一となり、その結果、非晶質相の安定性が低下したこ
とに起因すると考えられる。また不均一な非晶質相が結
晶化する場合、部分的に結晶化しやすい領域が多数でき
不均一核生成するため、得られる組織が微細結晶粒組織
となると考えられる。また特にＦｅに対する固溶度が著
しく低い元素であるＣｕの場合、相分離傾向があるため
、加熱によりミクロな組成ゆらぎが生じ、非晶質相が不
均一となる傾向がより顕著になると考えられ、組織の微
細化に寄与するものと考えられる。 【００４３】以上の観点からＣｕ及びその同族元素、Ｎ
ｉおよびＰｄ，Ｐｔ以外の元素でも結晶 化温度を低下
させる元素には同様の効果が期待できる。またＣｕのよ
うにＦｅに対する固溶限が小さい元素にも同様の効果が
期待できる。 【００４４】以上、本発明に用いる高飽和磁束密度Ｆｅ
系軟磁性合金に含まれる合金元素の 限定理由を説明し
たが、これらの元素以外でも耐食性を改善するために、
Ｃｒ，Ｒｕその他の白金族元素を添加することも可能で
あり、また、必要に応じて、Ｙ，希土類元素，Ｚｎ，Ｃ
ｄ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ
，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｌｉ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ等
の元素を添加することで磁歪を調整することもできる。 その他、Ｈ， Ｎ，Ｏ，Ｓ等の不可避的不純物について
は所望の特性が劣化しない程度に含有していても本発明
に用いる高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金の組成と同一
とみなすこ とができるのは勿論である。 【００４５】本発明に用いる合金の１つにおけるＦｅ，
Ｃｏ量のｂは、９２原子％以下である。これは、ｂが９
２原子％を越えると高い透磁率が得られないためである
が、飽和 磁束密度１０ｋＧ以上を得るためには、ｂが
７５原子％以上であることがより好ましい。なお、元素
Ｔ’ｚを含有しない合金系においては、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉ量のｂは、高い飽和磁束密度を得るために９３原子％
以下とする。 【００４６】前記合金は、前記組成の非晶質合金あるい
は非晶質相を含む結晶質合金を溶湯から急冷することに
より得る工程と、この工程で得られたものを加熱し微細
な結晶粒を析出させる工程によって通常得ることができ
る。 【００４７】溶湯から急冷する場合、溶湯をノズルから
回転冷却ロールの表面に吹き出して急冷する場合は、薄
帯（リボン）が得られるので、この薄帯を適当な形状に
プレス打ち抜きして積層すれば磁心が得られる。また、
前記溶湯から公知のアトマイズ法などによって軟磁性合
金粉末を得、この粉末を成形し、焼結して磁心を形成す
ることもできる。 【００４８】そして、得られた磁心を必要に応じて熱処
理するならば、磁気特性に優れた磁心が得られる。 【００４９】以下に本発明の磁心Ｄを製造する場合にお
いて、合金粉末から磁心を製造する方法について詳細に
説明する。 【００５０】本発明において、磁心１を製造するには、
前記組成の合金を粉末化してから所望の磁心形状に合わ
せて軟磁性合金粉末を圧密し、焼結して得ることができ
る。 【００５１】本発明に用いる高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁
性合金粉末を得るには、先に本発明 者らが特許出願し
ている組成の軟磁性合金の溶湯からアトマイズ法などに
よって急冷して粉末化する工程と、前記工程で得られた
ものを加熱し微細な結晶粒を析出させる熱処理工程とに
よって通常得ることが出来る。なお、前記軟磁性合金粉
末を製造する場合、先に本発明者らが特許出願している
合金を作製し、この合金を結晶化温度以上に加熱し、脆
化させた後に粉砕して得ることもできる。 【００５２】ここで例えば、アトマイズ法によって磁性
合金粉末を得るには、前記組成の合金材料を高周波溶解
炉などを用いてルツボ内にて金属溶湯とし、ルツボ底部
に設けられた溶湯噴出用ノズルを通して流下、落下させ
る。そして、噴出用ノズルから落下する溶湯流に対して
、例えば円形状に配置された多孔の噴霧化ノズルにより
、窒素ガスを所定の圧力で吹き付けて溶湯流を粉末化す
ることにより得ることができる。 【００５３】また、前記組成のＦｅ系軟磁性合金は、結
晶化温度以上に加熱することで脆く なることが本発明
者らの研究で判明しているので、この特性を利用して粉
末化することもできる。前記組成の合金を５５０〜６５
０℃の温度範囲に加熱して脆化させ、この状態で粉砕し
、粒径を揃えることにより粉末化することもできる。 【００５４】次に前記組成の合金を実際に製造し、得ら
れた軟磁性合金の磁気特性を測定した結果を示す。 【００５５】以下の例に示す各合金は片ロール液体急冷
法により作成した。すなわち、１つの回転している鋼製
ロール上におかれたノズルより溶融金属をアルゴンガス
の圧力により前記ロール上に噴出させ、急冷して薄帯を
得る。以上のように作成した薄帯の幅は約１５ｍｍであ
り、厚さは約２０〜４０μｍであった。 【００５６】透磁率は、薄帯を加工し、外径１０ｍｍ、
内径５ｍｍのリング状とし、これを積み重ねたものに巻
線し、インダクタンス法により測定した。この透磁率（
μ）の測定条件は１０ｍＯｅ，１ＫＨｚとした。 【００５７】まず、本発明合金の磁気特性および構造に
およぼす熱処理の効果について本発明合金の一つである
Ｆｅ８６ Ｚｒ７ Ｂ６Ｃｕ１合金を例にとって以下に
説明する。 なお、昇温速度毎分１０℃の示差熱分析により求めたＦ
ｅ８６ Ｚｒ７ Ｂ６ Ｃｕ１ 合金の結晶化開始温度
は５０３℃であった。 【００５８】図２は、Ｆｅ８６ Ｚｒ７ Ｂ６ Ｃｕ１
合金の実効透磁率に及ぼす焼純（各温度で１時間保持
後水焼入れ）の効果を示す。 【００５９】図２より急冷状態（ＲＱ）における本合金
の実効透磁率は、Ｆｅ基非晶質合金程度の低い値を示す
が、５００〜６２０℃の焼鈍により、急冷状態の１０倍
程度の高い値に増加している。ここで６００℃熱処理後
の厚さ約２０μｍの試料について透磁率の周波数依存を
調べたところ１ＫＨｚで３２０００、１０ＫＨｚで２５
６００、更に１００ＫＨｚで８３３０と、高い測定周波
数においても優れた軟磁気特性を示した。また、透磁率
に及ぼす冷却速度の影響を調べたところ、６００℃で１
時間保持後、水焼入れにより急冷した本合金の実効透磁
率３２０００に対し、空冷した場合、その値は１８００
０となり、熱処理後の冷却速度も重要であり、１００℃
／分以上の冷却速度で急冷することが好ましい。 【００６０】よって本発明に用いる合金の磁気特性は最
適な熱処理条件を適当に選ぶことにより調整することが
でき、また磁場中焼鈍などにより磁気特性を改善するこ
とができることが明らかになった。 【００６１】また、Ｆｅ８６ Ｚｒ７ Ｂ６ Ｃｕ１
合金の熱処理前後の構造の変化をＸ線回折法により調べ
、熱処理後の組織を透過電子顕微鏡を用いて観察し、結
果をそれぞれ図３と図４に示す。 【００６２】図３より、急冷状態では非晶質に特有のハ
ローな回折図形が、熱処理後には体心立方晶に独特の回
折図形がそれぞれ認められ、本合金の構造が熱処理によ
り、非晶質から体心立方晶へと変化したことがわかる。 そして図４より、熱処理後の組織が、粒径約１００オン
ク゛ストローム程度の微結晶から成ることがわかる。ま
た、Ｆｅ８６ Ｚｒ７ Ｂ６ Ｃｕ１ 合金について熱
処理前後の硬さの変化を調べたところ、ビッカース硬さ
で急冷状態の７４０ＤＰＮから６５０℃熱処理後には１
３９０ＤＰＮと従来材料にない高い値まで増加した。 【００６３】以上のごとく前記組成の合金は、前述の組
成を有する非晶質合金を熱処理により結晶化させ、超微
細結晶粒を主とする組織を得ることにより、高飽和磁束
密度でかつ軟磁気特性に優れ、更に高い硬さと高い熱安
定性を有する優れた特性を得ることができることが明ら
かである。 【００６４】次に前記の如く得られた合金を粉末化する
場合について説明する。前記の合金は強度が高く堅いの
で、そのままの状態では粉砕して粉末化することは難し
い。よって、前記の如く得られた合金を５００℃に加熱
して脆化させた状態でボールミルやアトライタなどの粉
砕装置により粉砕する。この操作によって粒径１〜１０
０μｍ程度の軟磁性合金粉末を得ることができる。 【００６５】次にこの軟磁性合金粉末を用いて磁心を製
造する場合について説明する。まず、図５に示すように
、プレス装置Ｐの上型ＰＵと下型ＰＬとによって、軟磁
性合金粉末Ａを所定形状のコアＢに一次成形する。この
一次成形コアＢは、次に図６に示す加圧カプセル１０内
に圧力媒体粉末Ｃとともに封入される。図面では、維持
成形コアＢを１つのみ描いているが、実際には多数の一
次成形コアＢが同時に加圧カプセル１０内に封入される
。 【００６６】加圧カプセル１０は、有底筒状の本体１１
と、この本体１１の上部に被せる蓋体１２とからなり、
蓋体１２には脱気パイプ１３が開口している。この加圧
カプセル１０内には、蓋体１２を外した状態にいて、本
体１１内に一次成形コアＢと圧力媒体粉末Ｃが充填され
る。次いで、本体１１の上部内面に一次成形コアＢおよ
び圧力媒体粉末Ｃが通過しないメッシュ板１４を被せて
、本体１１と蓋体１２を溶接し、本体１１と蓋体１２間
の隙間をなくす。そして脱気パイプ１３を潰して、内部
に一次成形コアＢおよび圧力媒体粉末Ｃを封入した密閉
されたワーク３０（加圧カプセル１０）を完成する。 【００６７】なお脱気する際には、加圧カプセル１０を
加熱炉Ｆに入れ、約５００℃〜６００℃前後の温度を加
える。これはガス抜きをより完全にするための加熱で、
この種の脱気では常套的に行なわれる。圧力媒体粉末Ｃ
は、軟磁性合金粉末Ａ（一次成形コアＢ）と化学反応し
ない材料から選定して用いる。ここで一次成形コアＢが
前記組成のＦｅ系軟磁性合金粉末であるので、ＺｒＯ２
粉末を用いると良い。この他、ＭｇＯ粉末を用いても良
い。 【００６８】図７は、このワーク３０を高温高圧下で処
理する熱間静水圧プレス２０の概念図で、高圧円筒２１
の上下が上蓋２２と下蓋２３で開閉および閉塞可能とな
っている。上蓋２２には高圧ガス導入管２４が開口して
いる。高圧円筒２１内には、ワーク３０の支持台２５と
、ヒータ２６とが位置しており、高圧円筒２１とヒータ
２６の間には、断熱層２７が設けられている。 【００６９】ワーク３０は、この熱間静水圧プレスの支
持台２５上に載置され、ヒータ２６によって高温に熱せ
られると同時に、導入管２４から導入される圧力媒体と
しての高圧ガスにより、等方性の圧力を受ける。その結
果、ワーク３０（カプセル１ ０）は全体が圧縮変形さ
れる。この圧縮変形の過程において、加圧カプセル１０
内の一次成形コアＢは、圧力媒体粉末Ｃを介して等方
圧力を受ける。また、ヒータ２６による熱も、圧力媒体
粉末Ｃを介して受けるために、一次成形コアＢが急激に
加熱されることがなく、急激加熱に起因する一次成形コ
アＢの割れや変形を生じることがない。即ち、一次成形
コアＢは均等に圧縮され、内部の気泡が除かれて最終的
に焼結され、磁心Ｄが完成する。この磁心Ｄは、一次成
形コアＢに比して縮むため、縮み代を考慮して一次成形
コアＢの形状を決定しておく。 【００７０】以上のようにして圧縮変形されたワーク３
０は、熱間静水圧プレスから取り出して後、図８に示す
ようにその本体１１および蓋体１２を壊して、内部の完
成された磁心Ｄを取り出す。磁心Ｄはプレス装置Ｐによ
って予め所定の形状に加工されているために、磁気ヘッ
ドコアとしてそのまま使用することができる。 【００７１】また、以上の熱間静水圧プレスにおいて、
一次成形コアＢは、これと化学反応しない圧力媒体粉末
Ｃで覆われるため、完成された磁気ヘッドコアＤに、性
質の変化を生じるおそれはない。 【００７２】なお、以上の説明においては、環状の磁心
Ｄを製造する場合について説明したが、プレス装置Ｐの
型の形状を適宜変更することで、環状の磁心Ｄに限らず
、図９に示す構造のドラム形磁心Ｄ２を形成することも
容易であり、棒状あるいは板状などのアンテナ用磁心、
多孔型磁心、ねじ型磁心、カップ型磁心、つぼ型磁心、
あるいはその他の形状の磁心を製造できることも勿論で
ある。 【００７３】次に、図５ないし図８を基に先に説明した
方法によって環状の磁心を製造し、この磁心の磁気性能
を測定した。 【００７４】Ｆｅ系軟磁性合金粉末として、Ｆｅ８９
Ｚｒ８ Ｂ２ Ｃｕ１ なる組成の合金を結晶化 温度
以上に加熱して粉砕することにより得たものを用いた。 この軟磁性合金粉末をプレス装置によって環状になるよ
うに一次成形した。次にこの一次成形品に、真空を含む
不活性ガス雰囲気中において５００〜６００℃で予備焼
結を行った。次いでこの一次成形品を温度６００℃、圧
力５０００気圧、焼結時間２４時間に設定して熱間静水
圧プレスを行った。 【００７５】得られた磁心の透磁率（μｅ）（１ｋＨｚ
）は８０００、保磁力は０．２Ｏｅ、飽和磁束密度は１
６ＫＧを示し、優れた磁気特性を発揮することを確認で
きた。 【００７６】また、前記と同等の方法により得られた複
数の磁心について、Ｕ関数計により磁束密度の波高値Ｂ
ｍが２ｋＧ、周波数ｆが１００ｋＨｚまで鉄損Ｗ２／１
００ｋを測定し、その結果を表１に示す。各磁心を構成
する軟磁性合金の組成は、表１に示すとうりである。 【００７７】 【表１】 【００７８】表１から明らかなように、本発明に用いる
特定組成の合金からなる磁心の鉄損が小さいことが判明
した。 【００７９】以上のことから本発明の磁心は、高周波コ
イル用、可飽和リアクトル用などとして好適であること
が明らかになった。 【００８０】 【発明の効果】 以上説明したように本発明は、特定の
組成の軟磁性合金から形成するので、高飽和磁束密度と
高透磁率を併せ持ち、高い機械特性と熱安定性を備えた
優れた磁心を得ることができる効果がある。従って、本
発明の磁心は、高周波コイル用、可飽和リアクトル用な
どとして好適である。
【図１】本発明の一実施例を示す斜視図
【図２】Ｆｅ系
軟磁性合金の一例の透磁率と熱処理温度の関係を示すグ
ラフ
軟磁性合金の一例の透磁率と熱処理温度の関係を示すグ
ラフ
【図３】前記合金の熱処理前後の構造変化を示すＸ線回
折図形を示すグラフ
折図形を示すグラフ
【図４】前記合金の熱処理後の組織を示す顕微鏡写真の
模式図
模式図
【図５】プレス装置により軟磁性合金粉末から一次成形
コアを形成する模様を示す模式図
コアを形成する模様を示す模式図
【図６】（Ａ）ないし（Ｃ）は一次成形コアを加圧カプ
セル内に入れる様子を示す断面図
セル内に入れる様子を示す断面図
【図７】図６の加圧カプセルを高温下で加圧する熱間静
水圧プレスの概念図
水圧プレスの概念図
【図８】加圧カプセル内から磁気ヘッドコアを取り出す
状態を示す模式図
状態を示す模式図
【図９】ドラム型の磁心を示す斜視図
【図１０】冷却速度と透磁率の関係を示すグラフ
Ａ 軟磁性合金粉末
Ｂ 一次成形コア
Ｃ 圧力媒体粉末
Ｄ 磁心
Ｄ２ 磁心
１０ 圧力カプセル
１１ 本体
１２ 蓋体
１３ 脱気パイプ
２０ 熱間静水圧プレス
２１ 高圧円筒
２４ 高圧ガス導入管
２６ ヒータ
３０ ワーク（加圧カプセル）
Claims (4)
- 【請求項１】 次式で示される組成からなる高飽和磁
束密度Ｆｅ系軟磁性合金からなることを特徴とするＦｅ
基軟磁性合金磁心。 （Ｆｅ １−ａ Ｃｏ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔｙ Ｔ’ｚ但
しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗか
らなる群から選ばれた１種又は２ 種以上の元素であり
、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、Ｔ’
はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔからなる群から
選ばれた１種又は２種以上の元素であり、ａ≦０．０５
、 ｂ≦９２原子％、 ｘ＝０．５〜１６原子％、
ｙ＝４〜１０原子％、 ｚ＝４．５原子％以下であ
る。 - 【請求項２】 次式で示される組成からなる高飽和磁
束密度Ｆｅ系軟磁性合金からなることを特徴とするＦｅ
基軟磁性合金磁心。 Ｆｅ ｂ Ｂｘ Ｔｙ Ｔ’ｚ 但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ
からなる群から選ばれた１種又は２ 種以上の元素であ
り、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、Ｔ
’はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ｐｔからなる群か
ら選ばれた１種又は２種以上の元素であり、ｂ≦９２原
子％、 ｘ＝０．５〜１６原子％、 ｙ＝４〜１０原
子％、 ｚ＝４．５原子％以下である。 - 【請求項３】 次式で示される組成からなる高飽和磁
束密度Ｆｅ系軟磁性合金からなることを特徴とするＦｅ
基軟磁性合金磁心。 （Ｆｅ １−ａ Ｑ ａ）ｂ Ｂｘ Ｔｙ 但しＱはＣ
ｏ，Ｎｉのいずれか、または、両方であり、ＴはＴｉ，
Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から
選ばれた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Ｚｒ，
Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、 ａ≦０．０５、
ｂ≦９３原子％、 ｘ＝０．５〜８原子％、 ｙ＝
４〜９原子％である。 - 【請求項４】 次式で示される組成からなる高飽和磁
束密度Ｆｅ系軟磁性合金からなることを特徴とするＦｅ
基軟磁性合金磁心。 Ｆｅ ｂ Ｂｘ Ｔｙ 但しＴはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ
からなる群から選ばれた１種又は２ 種以上の元素であ
り、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ｂ
≦９３原子％、 ｘ＝０．５〜８原子％、 ｙ＝
４〜９原子％である。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3065614A JPH04213804A (ja) | 1990-11-27 | 1991-03-06 | Ｆｅ基軟磁性合金磁心 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32451890 | 1990-11-27 | ||
| JP2-324518 | 1990-11-27 | ||
| JP3065614A JPH04213804A (ja) | 1990-11-27 | 1991-03-06 | Ｆｅ基軟磁性合金磁心 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04213804A true JPH04213804A (ja) | 1992-08-04 |
Family
ID=26406752
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3065614A Pending JPH04213804A (ja) | 1990-11-27 | 1991-03-06 | Ｆｅ基軟磁性合金磁心 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04213804A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009541986A (ja) * | 2006-06-19 | 2009-11-26 | ファキュウムシュメルゼ ゲーエムベーハー ウント コンパニー カーゲー | 磁石心及びその製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5672153A (en) * | 1979-11-14 | 1981-06-16 | Takeshi Masumoto | Amorphous iron alloy of high permeability |
| JPH01242755A (ja) * | 1988-03-23 | 1989-09-27 | Hitachi Metals Ltd | Ｆｅ基磁性合金 |
-
1991
- 1991-03-06 JP JP3065614A patent/JPH04213804A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5672153A (en) * | 1979-11-14 | 1981-06-16 | Takeshi Masumoto | Amorphous iron alloy of high permeability |
| JPH01242755A (ja) * | 1988-03-23 | 1989-09-27 | Hitachi Metals Ltd | Ｆｅ基磁性合金 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 19980707 |