JPH05335129A - Ｆｅ基軟磁性合金粉末およびその製造方法 - Google Patents
Ｆｅ基軟磁性合金粉末およびその製造方法Info
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- JPH05335129A JPH05335129A JP4139195A JP13919592A JPH05335129A JP H05335129 A JPH05335129 A JP H05335129A JP 4139195 A JP4139195 A JP 4139195A JP 13919592 A JP13919592 A JP 13919592A JP H05335129 A JPH05335129 A JP H05335129A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】優れた軟磁性特性、特に低抗磁力である新規な
Ｆｅ基軟磁性合金粉末を得る。 【構成】Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系合金に所定量のＡｌを添加す
る。好適には更にＮｂ等の元素を所定量添加する。この
ような組成の非晶質合金を熱処理後粉砕あるいは非晶質
合金粉末を熱処理することにより、組織の少なくとも３
０％が結晶質で、残部が非晶質である合金粉末とする。
Ｆｅ基軟磁性合金粉末を得る。 【構成】Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系合金に所定量のＡｌを添加す
る。好適には更にＮｂ等の元素を所定量添加する。この
ような組成の非晶質合金を熱処理後粉砕あるいは非晶質
合金粉末を熱処理することにより、組織の少なくとも３
０％が結晶質で、残部が非晶質である合金粉末とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、特に良好な軟磁気特性
を有するＦｅ基軟磁性合金粉末およびその製造方法に関
する。
を有するＦｅ基軟磁性合金粉末およびその製造方法に関
する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】従来か
ら、軟磁気特性に優れた合金粉末としては、Ｆｅ−Ｎｉ
合金粉末、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ合金粉末、Ｆｅ−Ｓｉ合金
粉末が知られており、これら粉末を用いた圧粉磁心が使
用されている。また最近ではＦｅ系やＣｏ系の非晶質合
金粉末も作製されており、これについても、圧粉磁心や
シールド材等の応用が検討されている。
ら、軟磁気特性に優れた合金粉末としては、Ｆｅ−Ｎｉ
合金粉末、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ合金粉末、Ｆｅ−Ｓｉ合金
粉末が知られており、これら粉末を用いた圧粉磁心が使
用されている。また最近ではＦｅ系やＣｏ系の非晶質合
金粉末も作製されており、これについても、圧粉磁心や
シールド材等の応用が検討されている。
【０００３】しかしながら、Ｆｅ−Ｎｉ合金粉末は軟磁
気特性には優れるものの飽和磁束密度が低い問題点があ
り、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ合金粉末、Ｆｅ−Ｓｉ合金粉末に
ついては飽和磁束密度はＦｅ−Ｎｉ合金粉末よりは高い
ものの、軟磁気特性は十分ではない。Ｆｅ系非晶質合金
粉末は飽和磁束密度は高いが磁歪が大きいため、軟磁気
特性は良好ではない。Ｃｏ系非晶質合金粉末は磁歪が小
さいため軟磁気特性はＦｅ系と比較して良好であるが、
飽和磁束密度が低く高価であるという問題点がある。
気特性には優れるものの飽和磁束密度が低い問題点があ
り、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ合金粉末、Ｆｅ−Ｓｉ合金粉末に
ついては飽和磁束密度はＦｅ−Ｎｉ合金粉末よりは高い
ものの、軟磁気特性は十分ではない。Ｆｅ系非晶質合金
粉末は飽和磁束密度は高いが磁歪が大きいため、軟磁気
特性は良好ではない。Ｃｏ系非晶質合金粉末は磁歪が小
さいため軟磁気特性はＦｅ系と比較して良好であるが、
飽和磁束密度が低く高価であるという問題点がある。
【０００４】これに対し、近年液体急冷法によって作成
されたＦｅ基非晶質合金を熱処理してその金属組織を１
００オングストローム程度の微結晶とすることにより、
従来のＦｅ基非晶質合金より優れた軟磁気特性が得られ
ることが報告された（特開昭６４−７９３４２号公報、
特開平１−１５６４５２号公報、Ｕ.Ｓ.Ｐ.4,881,989
等）。このＦｅ基軟磁性合金は、ＦｅＳｉＢを基準組成
とし、これにＣｕとＮｂ等の高融点金属等を加えたもの
で組織が１００オングストローム程度の微結晶よりな
り、飽和磁歪が小さくなっているため、軟磁気特性が改
善されている。この合金より作製した粉末も、良好な軟
磁気特性を示す（特開昭６４−２８３０１号公報）。し
かしながら、Ｃｕを添加した場合には、Ｃｕ同士が寄り
集って組成ずれを引き起こす可能性がある。
されたＦｅ基非晶質合金を熱処理してその金属組織を１
００オングストローム程度の微結晶とすることにより、
従来のＦｅ基非晶質合金より優れた軟磁気特性が得られ
ることが報告された（特開昭６４−７９３４２号公報、
特開平１−１５６４５２号公報、Ｕ.Ｓ.Ｐ.4,881,989
等）。このＦｅ基軟磁性合金は、ＦｅＳｉＢを基準組成
とし、これにＣｕとＮｂ等の高融点金属等を加えたもの
で組織が１００オングストローム程度の微結晶よりな
り、飽和磁歪が小さくなっているため、軟磁気特性が改
善されている。この合金より作製した粉末も、良好な軟
磁気特性を示す（特開昭６４−２８３０１号公報）。し
かしながら、Ｃｕを添加した場合には、Ｃｕ同士が寄り
集って組成ずれを引き起こす可能性がある。
【０００５】本願発明は、このような従来の軟磁性合金
粉末に代わる粉末軟磁性材料であって、しかも飽和磁歪
が極めて小さく、軟磁気特性に優れ、かつ十分な飽和磁
束密度をもつ新規なＦｅ基軟磁性合金粉末を提供するこ
とを目的とする。更に、本発明は比較的低融点の金属メ
タロイド系合金であって、従来の超急冷装置および粉末
製造装置等を利用して製造することのできるＦｅ基軟磁
性合金粉末を提供することを目的とする。
粉末に代わる粉末軟磁性材料であって、しかも飽和磁歪
が極めて小さく、軟磁気特性に優れ、かつ十分な飽和磁
束密度をもつ新規なＦｅ基軟磁性合金粉末を提供するこ
とを目的とする。更に、本発明は比較的低融点の金属メ
タロイド系合金であって、従来の超急冷装置および粉末
製造装置等を利用して製造することのできるＦｅ基軟磁
性合金粉末を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】このような目的を達成す
るため本発明者は、Ｆｅ基軟磁性合金について鋭意研究
の結果、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系Ｆｅ基軟磁性合金にＡｌを添
加した場合、優れた軟磁気特性を示し、例えば極めて飽
和磁歪が低いこと、またこのようなＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ａ
ｌ系Ｆｅ基軟磁性合金に下記Ｍ'で示される他の特定の
元素（金属）、特にＮｂを添加した場合に極めて優れた
軟磁気特性を示すことを見い出し、かつこの合金粉末を
製造する方法を見い出し、本発明に至ったものである。
るため本発明者は、Ｆｅ基軟磁性合金について鋭意研究
の結果、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系Ｆｅ基軟磁性合金にＡｌを添
加した場合、優れた軟磁気特性を示し、例えば極めて飽
和磁歪が低いこと、またこのようなＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ａ
ｌ系Ｆｅ基軟磁性合金に下記Ｍ'で示される他の特定の
元素（金属）、特にＮｂを添加した場合に極めて優れた
軟磁気特性を示すことを見い出し、かつこの合金粉末を
製造する方法を見い出し、本発明に至ったものである。
【０００７】即ち、本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末は、
一般式（Ｆｅ1-XＭX)100-a-b-c-dＳｉaＡｌbＢcＭ'
d（式中、ＭはＣｏ及び／又はＮｉ、Ｍ'はＮｂ、Ｍｏ、
Ｚｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ、Ｐ
ｄ、Ｒｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐから選ばれる１種類以上
の元素を表わす。ｘは原子比を、ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子
％を示し、それぞれ０≦ｘ≦０.１５、０≦ａ≦２４、
２＜ｂ≦１５、４≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦１０を満たすも
のとする）により表わされるものであり、特にその組織
の少なくとも３０％以上が結晶質（微細な結晶粒）で生
成されていることが好ましく、更に結晶質は鉄を主体と
したｂｃｃ固溶体から成るものである。また、Ｍ'とし
てはＮｂが好適である。
一般式（Ｆｅ1-XＭX)100-a-b-c-dＳｉaＡｌbＢcＭ'
d（式中、ＭはＣｏ及び／又はＮｉ、Ｍ'はＮｂ、Ｍｏ、
Ｚｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ、Ｐ
ｄ、Ｒｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐから選ばれる１種類以上
の元素を表わす。ｘは原子比を、ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子
％を示し、それぞれ０≦ｘ≦０.１５、０≦ａ≦２４、
２＜ｂ≦１５、４≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦１０を満たすも
のとする）により表わされるものであり、特にその組織
の少なくとも３０％以上が結晶質（微細な結晶粒）で生
成されていることが好ましく、更に結晶質は鉄を主体と
したｂｃｃ固溶体から成るものである。また、Ｍ'とし
てはＮｂが好適である。
【０００８】本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末において磁
性特性の面から銅（Ｃｕ）は０．５原子％以下、好適に
は０．１原子％以下であり、最も好ましくはＣｕが全く
混入しないほうがよい。本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末
において、Ｆｅは原子比ｘが０から０．１５の範囲でＣ
ｏ及び／又はＮｉで置換することができる。Ｃｏ及びＮ
ｉは、Ｆｅと負の相互作用パラメータを示すので、本発
明のＦｅ基合金粉末を熱処理する際に生成するＦｅを主
体としたｂｃｃ固溶体に固溶し、ｂｃｃ構造格子に置換
されるものと考えられる。これにより、ｂｃｃ固溶体が
持つ、磁歪定数、結晶磁気異方性定数を低減できると考
えられる。本発明の合金粉末においてｘが０≦ｘ＜０．
０２、特にｘ＝０、即ちＮｉ（及び／又はＣｏ）を全く
含まない場合には高透磁率が得られるため、高透磁率が
要求される用途、電磁シールド等の用途（の磁心材料）
に好適である。
性特性の面から銅（Ｃｕ）は０．５原子％以下、好適に
は０．１原子％以下であり、最も好ましくはＣｕが全く
混入しないほうがよい。本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末
において、Ｆｅは原子比ｘが０から０．１５の範囲でＣ
ｏ及び／又はＮｉで置換することができる。Ｃｏ及びＮ
ｉは、Ｆｅと負の相互作用パラメータを示すので、本発
明のＦｅ基合金粉末を熱処理する際に生成するＦｅを主
体としたｂｃｃ固溶体に固溶し、ｂｃｃ構造格子に置換
されるものと考えられる。これにより、ｂｃｃ固溶体が
持つ、磁歪定数、結晶磁気異方性定数を低減できると考
えられる。本発明の合金粉末においてｘが０≦ｘ＜０．
０２、特にｘ＝０、即ちＮｉ（及び／又はＣｏ）を全く
含まない場合には高透磁率が得られるため、高透磁率が
要求される用途、電磁シールド等の用途（の磁心材料）
に好適である。
【０００９】一方、Ｎｉ（及び又はＣｏ）の含有量ｘが
０．０２≦ｘ≦０．１５を満たすときは、高透磁率が得
られるだけでなく上述した磁歪定数、結晶磁気異方性定
数の低減という効果及び磁場熱処理により誘導異方性の
付与が大きいという効果が得られる。なお、Ｎｉ（及び
又はＣｏ）の含有量ｘは好ましくは０．０２≦ｘ≦０．
１５、更に好ましくは０．０３≦ｘ≦０．１である。
０．０２≦ｘ≦０．１５を満たすときは、高透磁率が得
られるだけでなく上述した磁歪定数、結晶磁気異方性定
数の低減という効果及び磁場熱処理により誘導異方性の
付与が大きいという効果が得られる。なお、Ｎｉ（及び
又はＣｏ）の含有量ｘは好ましくは０．０２≦ｘ≦０．
１５、更に好ましくは０．０３≦ｘ≦０．１である。
【００１０】Ａｌは本発明の合金の必須元素であり、Ａ
ｌを特定量（２原子％を超え１５原子％以下）添加する
ことにより、結晶磁気異方性の小さい軟磁性を示す結晶
（Ｆｅ基ｂｃｃ固溶体）の結晶化温度（ＴX1）と軟磁性
を阻害する結晶（例えばＦｅ−Ｂ系結晶）の結晶化温度
（ＴX2）との温度差（△Ｔ）を大きくすることができ、
熱処理時のＦｅ−Ｂ系結晶等の生成を抑制すると共に、
比較的低い温度の熱処理で軟磁気特性を導出することが
できる。図１にＦｅＳｉＢ系合金粉末にＡｌを添加した
場合の結晶化温度とＡｌ量（原子％）との関係を示し
た。図１より、Ａｌ量を増加するとＴX1は単調に減少す
るが、一方ＴX2はほぼ一定値をとり、ＴX1とＴX2との温
度差（△Ｔ）が増加することがわかる。
ｌを特定量（２原子％を超え１５原子％以下）添加する
ことにより、結晶磁気異方性の小さい軟磁性を示す結晶
（Ｆｅ基ｂｃｃ固溶体）の結晶化温度（ＴX1）と軟磁性
を阻害する結晶（例えばＦｅ−Ｂ系結晶）の結晶化温度
（ＴX2）との温度差（△Ｔ）を大きくすることができ、
熱処理時のＦｅ−Ｂ系結晶等の生成を抑制すると共に、
比較的低い温度の熱処理で軟磁気特性を導出することが
できる。図１にＦｅＳｉＢ系合金粉末にＡｌを添加した
場合の結晶化温度とＡｌ量（原子％）との関係を示し
た。図１より、Ａｌ量を増加するとＴX1は単調に減少す
るが、一方ＴX2はほぼ一定値をとり、ＴX1とＴX2との温
度差（△Ｔ）が増加することがわかる。
【００１１】本発明においてＡｌの含有量ｂは、２原子
％を超え１５原子％以下、好ましくは２．５〜１５原子
％、更に好ましくは３〜１２原子％である。３〜１２原
子％の範囲において、特に透磁率が高く、鉄損の小さい
合金粉末を得ることができる。なお、本発明の合金粉末
においてｘが０≦ｘ＜０．０２、特にｘ＝０の場合に
は、Ａｌの含有量ｂは好ましくは６〜１２原子％、更に
好ましくは６〜１０原子％、最も好ましくは７〜１０原
子％とする。
％を超え１５原子％以下、好ましくは２．５〜１５原子
％、更に好ましくは３〜１２原子％である。３〜１２原
子％の範囲において、特に透磁率が高く、鉄損の小さい
合金粉末を得ることができる。なお、本発明の合金粉末
においてｘが０≦ｘ＜０．０２、特にｘ＝０の場合に
は、Ａｌの含有量ｂは好ましくは６〜１２原子％、更に
好ましくは６〜１０原子％、最も好ましくは７〜１０原
子％とする。
【００１２】ＡｌはＮｉ（Ｃｏ）と同様にＦｅとの相互
パラメータが負であるため、Ａｌを添加することにより
Ｆｅを主体とした固溶体中に固溶され、即ちα−Ｆｅ結
晶構造のＦｅ原子の位置に置換される形で固溶されｂｃ
ｃ結晶を安定化するため、熱処置に結晶化されやすい環
境を作るものと推定される。従って、上述のようにＡｌ
添加によって結晶磁気異方性の小さい結晶粒が選択的に
作成されるので、これによって優れた軟磁気特性が発現
すると思われる。
パラメータが負であるため、Ａｌを添加することにより
Ｆｅを主体とした固溶体中に固溶され、即ちα−Ｆｅ結
晶構造のＦｅ原子の位置に置換される形で固溶されｂｃ
ｃ結晶を安定化するため、熱処置に結晶化されやすい環
境を作るものと推定される。従って、上述のようにＡｌ
添加によって結晶磁気異方性の小さい結晶粒が選択的に
作成されるので、これによって優れた軟磁気特性が発現
すると思われる。
【００１３】Ｓｉ、Ｂは本発明のＦｅ基軟磁性合金を初
期状態（熱処理前）で非晶質化させる元素である。Ｓｉ
の含有量ａは０〜２４原子％、好ましくは６〜１８原子
％、更に好ましくは１０〜１６原子％である。Ｓｉの含
有量をこの範囲とすることにより、初期状態（熱処理
前）における非晶質形成能を高めることができるので好
ましい。
期状態（熱処理前）で非晶質化させる元素である。Ｓｉ
の含有量ａは０〜２４原子％、好ましくは６〜１８原子
％、更に好ましくは１０〜１６原子％である。Ｓｉの含
有量をこの範囲とすることにより、初期状態（熱処理
前）における非晶質形成能を高めることができるので好
ましい。
【００１４】Ｂの含有量ｃは４〜２０原子％、好ましく
は６〜１５原子％、更に好ましくは１０〜１４原子％で
ある。この範囲であれば充分な結晶化温度の温度差が得
られ、かつ非晶質化させやすいので好ましい。なお、Ｂ
の含有量９原子％を境にしてアモルファス形成能が異な
り、Ｂが９．５〜１５原子％、特に１０〜１４原子％の
範囲ではＡｌを入れた場合の上記組成のアモルファス合
金のアモルファス形成能に優れ、熱処理後均一な結晶粒
が得られる。
は６〜１５原子％、更に好ましくは１０〜１４原子％で
ある。この範囲であれば充分な結晶化温度の温度差が得
られ、かつ非晶質化させやすいので好ましい。なお、Ｂ
の含有量９原子％を境にしてアモルファス形成能が異な
り、Ｂが９．５〜１５原子％、特に１０〜１４原子％の
範囲ではＡｌを入れた場合の上記組成のアモルファス合
金のアモルファス形成能に優れ、熱処理後均一な結晶粒
が得られる。
【００１５】本発明のＦｅ基軟磁性合金の基本的組成は
上述のＦｅ（Ｍ）、Ｂ、Ｓｉ、Ａｌであるが、更に耐食
性、磁気特性を向上させるために他の元素Ｍ'を加える
ことができる。Ｍ'としては、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｗ、
Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ、Ｐｄ、Ｒｕ、
Ｇａ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐから選ばれる１種以上が挙げられ
る。さらにＭ'の添加は、基本組成のＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ
−Ｂ合金の非晶質形成能を向上させる働きがある。
上述のＦｅ（Ｍ）、Ｂ、Ｓｉ、Ａｌであるが、更に耐食
性、磁気特性を向上させるために他の元素Ｍ'を加える
ことができる。Ｍ'としては、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｗ、
Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ、Ｐｄ、Ｒｕ、
Ｇａ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐから選ばれる１種以上が挙げられ
る。さらにＭ'の添加は、基本組成のＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ
−Ｂ合金の非晶質形成能を向上させる働きがある。
【００１６】Ｎｂ、Ｗ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ及びＭｏは特
に軟磁気特性を阻害するＦｅ−Ｂ系結晶の析出を抑制
し、又はＦｅ−Ｂ系結晶の析出温度を高い温度に移動さ
せる効果があり、合金粉末の軟磁気特性を改善する。ま
た上記元素（金属）の添加は結晶粒の微細化に寄与す
る。Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ及びＲｕは特に合金の耐腐食性
を改善するのに効果的である。Ｃ、Ｇｅ、Ｐ及びＧａは
特にアモルファスを形成するのに効果がある。上記元素
の１以上を添加することができる。これら元素のうち特
にＮｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖが好ましい。このう
ち、Ｎｂを加えた場合には軟磁気特性、特に抗磁力、透
磁率、鉄損が著しく改善される。これらの元素の添加量
ｄは、１〜１０原子％、好ましくは１〜８原子％、更に
好ましくは１〜６原子％である。この範囲とすることに
より、非晶質形成能および磁気特性が劣化することを防
止することができる。
に軟磁気特性を阻害するＦｅ−Ｂ系結晶の析出を抑制
し、又はＦｅ−Ｂ系結晶の析出温度を高い温度に移動さ
せる効果があり、合金粉末の軟磁気特性を改善する。ま
た上記元素（金属）の添加は結晶粒の微細化に寄与す
る。Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ及びＲｕは特に合金の耐腐食性
を改善するのに効果的である。Ｃ、Ｇｅ、Ｐ及びＧａは
特にアモルファスを形成するのに効果がある。上記元素
の１以上を添加することができる。これら元素のうち特
にＮｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖが好ましい。このう
ち、Ｎｂを加えた場合には軟磁気特性、特に抗磁力、透
磁率、鉄損が著しく改善される。これらの元素の添加量
ｄは、１〜１０原子％、好ましくは１〜８原子％、更に
好ましくは１〜６原子％である。この範囲とすることに
より、非晶質形成能および磁気特性が劣化することを防
止することができる。
【００１７】また、本発明においてはＮ、Ｓ、Ｏなどの
不可避的不純物を、目的とする特性が劣化しない程度に
含有している合金も本発明に含むものである。本発明の
Ｆｅ基軟磁性合金粉末は組織全体の少なくとも３０％以
上（３０％〜１００％）が結晶質（微細な結晶粒）から
成り、合金組成の結晶粒以外の部分は主に非晶質であ
る。本発明では、結晶粒の割合が上記範囲にあるとき優
れた（軟）磁気特性を示す。なお、本発明では微細結晶
粒の割合が実質的に１００％であっても優れた（軟）磁
気特性を示す。本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末において
は磁気特性の面から、組織全体の少なくとも６０％以上
が微細な結晶粒から成ることが特に好ましく、８０％以
上が微細な結晶粒から成ることが最も好ましい。
不可避的不純物を、目的とする特性が劣化しない程度に
含有している合金も本発明に含むものである。本発明の
Ｆｅ基軟磁性合金粉末は組織全体の少なくとも３０％以
上（３０％〜１００％）が結晶質（微細な結晶粒）から
成り、合金組成の結晶粒以外の部分は主に非晶質であ
る。本発明では、結晶粒の割合が上記範囲にあるとき優
れた（軟）磁気特性を示す。なお、本発明では微細結晶
粒の割合が実質的に１００％であっても優れた（軟）磁
気特性を示す。本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末において
は磁気特性の面から、組織全体の少なくとも６０％以上
が微細な結晶粒から成ることが特に好ましく、８０％以
上が微細な結晶粒から成ることが最も好ましい。
【００１８】また本発明の合金粉末の結晶粒はｂｃｃ構
造を有しており、Ｆｅを主体としてＳｉ、Ｂ、Ａｌ（場
合により更にＮｉ及び／又はＣｏ）が固溶していると考
えられる。この結晶粒は１０００オングストローム以
下、好ましくは５００オングストローム以下、更に好ま
しくは５０〜３００オングストロームの平均粒径を有し
ている。本発明では平均粒径が１０００オングストロー
ム以下であることにより、優れた磁気特性が得られるも
のである。
造を有しており、Ｆｅを主体としてＳｉ、Ｂ、Ａｌ（場
合により更にＮｉ及び／又はＣｏ）が固溶していると考
えられる。この結晶粒は１０００オングストローム以
下、好ましくは５００オングストローム以下、更に好ま
しくは５０〜３００オングストロームの平均粒径を有し
ている。本発明では平均粒径が１０００オングストロー
ム以下であることにより、優れた磁気特性が得られるも
のである。
【００１９】なお、本発明において結晶粒の全体に占め
る割合は、実験的にＸ線回折法等により評価することが
できる。即ち、完全に結晶化した状態（Ｘ線回折強度が
飽和した状態）のＸ線回折強度を基準とし、これに対す
る測定すべき磁性合金材料のＸ線回折強度の割合をもっ
て実験的に評価することができる。また、結晶化に伴い
小受るＸ線回折線のＸ線回折強度と、結晶化に伴い減少
する非晶質特有のハローによるＸ線回折強度との比から
評価することもできる。また、本発明において平均粒径
はＸ線回折図形のｂｃｃピーク反射（１１０）を用い、
シェラーの式（ｔ＝０．９λ／βｃｏｓθ）によって導
出したものである（カリティ著、新版Ｘ線回折要論（El
ement of X-ray Diffraction (Second Edition）、B.D.
Cullity）、 ９１〜９４頁)。
る割合は、実験的にＸ線回折法等により評価することが
できる。即ち、完全に結晶化した状態（Ｘ線回折強度が
飽和した状態）のＸ線回折強度を基準とし、これに対す
る測定すべき磁性合金材料のＸ線回折強度の割合をもっ
て実験的に評価することができる。また、結晶化に伴い
小受るＸ線回折線のＸ線回折強度と、結晶化に伴い減少
する非晶質特有のハローによるＸ線回折強度との比から
評価することもできる。また、本発明において平均粒径
はＸ線回折図形のｂｃｃピーク反射（１１０）を用い、
シェラーの式（ｔ＝０．９λ／βｃｏｓθ）によって導
出したものである（カリティ著、新版Ｘ線回折要論（El
ement of X-ray Diffraction (Second Edition）、B.D.
Cullity）、 ９１〜９４頁)。
【００２０】本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末は通常、以
下の方法によって製造することができる。
下の方法によって製造することができる。
【００２１】第一の方法は前記組成の合金溶湯を超急冷
し非晶質合金粉末を製造する工程と、これを加熱し組織
の少なくとも３０％以上を結晶質とする熱処理工程から
なる製造方法である。非晶質合金粉末の製造方法として
は、水アトマイズ法やガスアトマイズ法、スプレー法、
キャビテーション法、スパークエロージョン法、回転液
中射出法等がある。非晶質合金粉末は完全な非晶質状態
が望ましいが結晶質を含んでいてもよい。熱処理は組織
の少なくとも３０％以上を結晶質とする目的で行なわ
れ、結晶化温度より高い温度に加熱される。
し非晶質合金粉末を製造する工程と、これを加熱し組織
の少なくとも３０％以上を結晶質とする熱処理工程から
なる製造方法である。非晶質合金粉末の製造方法として
は、水アトマイズ法やガスアトマイズ法、スプレー法、
キャビテーション法、スパークエロージョン法、回転液
中射出法等がある。非晶質合金粉末は完全な非晶質状態
が望ましいが結晶質を含んでいてもよい。熱処理は組織
の少なくとも３０％以上を結晶質とする目的で行なわ
れ、結晶化温度より高い温度に加熱される。
【００２２】第二の方法は前記組成の合金溶湯を超急冷
し非晶質合金薄帯あるいは非晶質合金フレークあるいは
非晶質合金線等の非晶質合金を得る工程と、この非晶質
合金をその結晶化温度より低い温度で脆化させるのに十
分な時間加熱し、脆化した非晶質合金を粉砕する工程
と、脆化した非晶質合金粉末をその結晶化温度より高い
温度に加熱し、組織の少なくとも３０％以上を結晶質と
する熱処理工程からなる製造方法である。非晶質合金薄
帯、非晶質合金フレークあるいは非晶質合金線を得る方
法として、単ロール法、双ロール法、遠心急冷法、回転
液中紡糸法等がある。
し非晶質合金薄帯あるいは非晶質合金フレークあるいは
非晶質合金線等の非晶質合金を得る工程と、この非晶質
合金をその結晶化温度より低い温度で脆化させるのに十
分な時間加熱し、脆化した非晶質合金を粉砕する工程
と、脆化した非晶質合金粉末をその結晶化温度より高い
温度に加熱し、組織の少なくとも３０％以上を結晶質と
する熱処理工程からなる製造方法である。非晶質合金薄
帯、非晶質合金フレークあるいは非晶質合金線を得る方
法として、単ロール法、双ロール法、遠心急冷法、回転
液中紡糸法等がある。
【００２３】第三の方法は前記組成の合金溶湯を超急冷
し非晶質合金薄帯あるいは非晶質合金フレークあるいは
非晶質合金線等の非晶質合金を得る工程と、この非晶質
合金をその結晶化温度より低い温度で脆化させるのに十
分な時間水素を導入し、次いでこの脆化した非晶質合金
を粉砕する工程と、このようにして得た非晶質合金粉末
をその結晶化温度より高い温度に加熱し、組織の少なく
とも３０％以上を結晶質とする熱処理工程からなる製造
方法である。水素を導入する方法として加圧下で非晶質
合金を水素雰囲気にさらすことや、あるいは水素製造電
解浴におけるカソードとして用いることにより電解的に
導入する方法がある。
し非晶質合金薄帯あるいは非晶質合金フレークあるいは
非晶質合金線等の非晶質合金を得る工程と、この非晶質
合金をその結晶化温度より低い温度で脆化させるのに十
分な時間水素を導入し、次いでこの脆化した非晶質合金
を粉砕する工程と、このようにして得た非晶質合金粉末
をその結晶化温度より高い温度に加熱し、組織の少なく
とも３０％以上を結晶質とする熱処理工程からなる製造
方法である。水素を導入する方法として加圧下で非晶質
合金を水素雰囲気にさらすことや、あるいは水素製造電
解浴におけるカソードとして用いることにより電解的に
導入する方法がある。
【００２４】第四の方法は前記組成の合金溶湯を超急冷
し非晶質合金薄帯あるいは非晶質合金フレークあるいは
非晶質合金線等の非晶質合金を得る工程と、この非晶質
合金をその結晶化温度より高い温度に加熱し、組織の少
なくとも３０％以上を結晶質とする熱処理工程と、得ら
れた合金を粉砕する工程からなる製造方法である。結晶
化温度より高い温度に加熱した合金は脆化し、容易にボ
ールミル、振動ミル等により粉砕できる。
し非晶質合金薄帯あるいは非晶質合金フレークあるいは
非晶質合金線等の非晶質合金を得る工程と、この非晶質
合金をその結晶化温度より高い温度に加熱し、組織の少
なくとも３０％以上を結晶質とする熱処理工程と、得ら
れた合金を粉砕する工程からなる製造方法である。結晶
化温度より高い温度に加熱した合金は脆化し、容易にボ
ールミル、振動ミル等により粉砕できる。
【００２５】本発明の合金粉末は前記組成の非晶質合金
を結晶化温度以上に加熱して熱処理し、少なくとも一
部、好ましくは試料全体の３０％以上を結晶化すること
により得られる。このための熱処理は真空中あるいはア
ルゴンガスもしくは窒素ガスなど不活性ガス、Ｈ２等の
還元性ガスもしくは空気等の酸化性ガス雰囲気中で行な
う。熱処理温度は約２００〜８００℃程度、好ましくは
４００〜７００℃程度、更に好ましくは５２０〜６８０
℃程度とする。熱処理時間は０．１〜１０時間程度、好
ましくは１〜５時間程度とすることが好ましい。また、
熱処理は無磁場中でも、また磁場を印加して行なっても
よい。本発明では上記の温度範囲で且つ上記範囲の熱処
理時間で上記組成の非晶質合金を熱処理することにより
本発明の特性に優れた軟磁性合金粉末を得ることができ
る。
を結晶化温度以上に加熱して熱処理し、少なくとも一
部、好ましくは試料全体の３０％以上を結晶化すること
により得られる。このための熱処理は真空中あるいはア
ルゴンガスもしくは窒素ガスなど不活性ガス、Ｈ２等の
還元性ガスもしくは空気等の酸化性ガス雰囲気中で行な
う。熱処理温度は約２００〜８００℃程度、好ましくは
４００〜７００℃程度、更に好ましくは５２０〜６８０
℃程度とする。熱処理時間は０．１〜１０時間程度、好
ましくは１〜５時間程度とすることが好ましい。また、
熱処理は無磁場中でも、また磁場を印加して行なっても
よい。本発明では上記の温度範囲で且つ上記範囲の熱処
理時間で上記組成の非晶質合金を熱処理することにより
本発明の特性に優れた軟磁性合金粉末を得ることができ
る。
【００２６】以下、実施例を挙げて更に説明する。
【００２７】
実施例１〜９ 単ロール法を用いて、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、（Ｎｂ）
を含有する溶湯からアルゴンガス１気圧雰囲気中で幅
１．０〜５mm程度、板厚約１４〜２０μｍの急冷薄帯を
作成し、得られた薄帯を結晶化温度以下において窒素ガ
スの存在下で、約１時間熱処理した。熱処理された非晶
質薄帯をボールミルを用いて粉砕し粉末とした後、さら
に結晶化温度以上で同様に窒素ガスの存在下で、約１時
間熱処理した。
を含有する溶湯からアルゴンガス１気圧雰囲気中で幅
１．０〜５mm程度、板厚約１４〜２０μｍの急冷薄帯を
作成し、得られた薄帯を結晶化温度以下において窒素ガ
スの存在下で、約１時間熱処理した。熱処理された非晶
質薄帯をボールミルを用いて粉砕し粉末とした後、さら
に結晶化温度以上で同様に窒素ガスの存在下で、約１時
間熱処理した。
【００２８】表１に上記の方法でＦｅ、Ｓｉ、Ａｌ、
Ｂ、Ｎｂの組成を変えて作成した合金粉末について、抗
磁力Ｈｃ（mOe）および飽和磁化Ｍｓ（emu/g）を示し
た。磁化測定は振動試料型磁力計を用いて最大印加磁場
１８kOeの範囲で行なった。なお組成はＩＣＰ分析によ
って決定した。
Ｂ、Ｎｂの組成を変えて作成した合金粉末について、抗
磁力Ｈｃ（mOe）および飽和磁化Ｍｓ（emu/g）を示し
た。磁化測定は振動試料型磁力計を用いて最大印加磁場
１８kOeの範囲で行なった。なお組成はＩＣＰ分析によ
って決定した。
【００２９】また比較例としてＦｅ78Ｓｉ9Ｂ13合金粉
末（比較例１、市販品）及びＦｅＣｕＳｉＢＮｂ合金粉
末（比較例２、特開昭６４−２８３０１号公報に記載さ
れるＣｕ含有するＦｅ基軟磁性合金粉末）の抗磁力、飽
和磁化、を併せて表１に示した。
末（比較例１、市販品）及びＦｅＣｕＳｉＢＮｂ合金粉
末（比較例２、特開昭６４−２８３０１号公報に記載さ
れるＣｕ含有するＦｅ基軟磁性合金粉末）の抗磁力、飽
和磁化、を併せて表１に示した。
【００３０】
【表１】
【００３１】表１からも明らかなように、抗磁力につい
てはＭ’としてＮｂを含有する実施例７ではＦｅＳｉＢ
系に比べかなり低い値を示した。この値は、比較例２の
抗磁力（１８ mOe）とほぼ同等の値を示している。また
実施例３、４では、飽和磁化を除いてＦｅＳｉＢ系アモ
ルファス合金と同等あるいはそれ以上の磁気特性を示し
た。
てはＭ’としてＮｂを含有する実施例７ではＦｅＳｉＢ
系に比べかなり低い値を示した。この値は、比較例２の
抗磁力（１８ mOe）とほぼ同等の値を示している。また
実施例３、４では、飽和磁化を除いてＦｅＳｉＢ系アモ
ルファス合金と同等あるいはそれ以上の磁気特性を示し
た。
【００３２】図２は上記の方法で得たＦｅＳｉＡｌＢ合
金粉末の抗磁力Ｈｃの組成依存性を示す図であるが、線
で囲んだ組成範囲において、抗磁力１００ mOe 以下の
良好な軟磁気特性を示した。又、図３は、ＦｅＳｉＡｌ
Ｂ合金粉末の飽和磁化Ｍｓの組成依存性を示す図である
が、抗磁力Ｈｃが１００ mOe 以下の組成範囲内で高い
飽和磁化１６５ emu/g を示す試料（Ｆｅ73Ｓｉ8Ａｌ10
Ｂ9）が得られた。
金粉末の抗磁力Ｈｃの組成依存性を示す図であるが、線
で囲んだ組成範囲において、抗磁力１００ mOe 以下の
良好な軟磁気特性を示した。又、図３は、ＦｅＳｉＡｌ
Ｂ合金粉末の飽和磁化Ｍｓの組成依存性を示す図である
が、抗磁力Ｈｃが１００ mOe 以下の組成範囲内で高い
飽和磁化１６５ emu/g を示す試料（Ｆｅ73Ｓｉ8Ａｌ10
Ｂ9）が得られた。
【００３３】このうち、抗磁力が従来のＦｅＳｉＢ系非
晶質合金（比較例１）より小さい実施例４（Ｆｅ69Ａｌ
8Ｓｉ14Ｂ9）及び実施例７（Ｆｅ68Ａｌ8Ｓｉ14Ｂ9Ｎｂ
1）について、結晶定数ａ（オングストローム）、結晶
粒径Ｄ（オングストローム）、第１結晶化温度ＴX
1（℃）及び第２結晶化温度ＴX2（℃）を測定した。そ
の結果を表２に示す。
晶質合金（比較例１）より小さい実施例４（Ｆｅ69Ａｌ
8Ｓｉ14Ｂ9）及び実施例７（Ｆｅ68Ａｌ8Ｓｉ14Ｂ9Ｎｂ
1）について、結晶定数ａ（オングストローム）、結晶
粒径Ｄ（オングストローム）、第１結晶化温度ＴX
1（℃）及び第２結晶化温度ＴX2（℃）を測定した。そ
の結果を表２に示す。
【００３４】
【表２】
【００３５】表２の数値は実施例４及び実施例７のΔＴ
値は比較例２に比べ有意に大きいことを示している。ま
た表２からも明らかなように、本発明合金粉末は、熱処
理により結晶化することで鉄を主体とした３００オング
ストローム程度のｂｃｃ固溶体の結晶粒が形成されてい
ることが確認された。また第１結晶化温度ＴX1はこれら
のＦｅ基軟磁性合金粉末が従来の熱処理装置を利用して
製造可能な温度であり、更に第２結晶化温度ＴX2との差
も実施例４で９５℃、実施例７で１２５℃、「比較例２
で３０℃」であり、熱処理温度を適当に選ぶことにより
軟磁性を阻害する結晶の生成を充分抑制できることが示
された。
値は比較例２に比べ有意に大きいことを示している。ま
た表２からも明らかなように、本発明合金粉末は、熱処
理により結晶化することで鉄を主体とした３００オング
ストローム程度のｂｃｃ固溶体の結晶粒が形成されてい
ることが確認された。また第１結晶化温度ＴX1はこれら
のＦｅ基軟磁性合金粉末が従来の熱処理装置を利用して
製造可能な温度であり、更に第２結晶化温度ＴX2との差
も実施例４で９５℃、実施例７で１２５℃、「比較例２
で３０℃」であり、熱処理温度を適当に選ぶことにより
軟磁性を阻害する結晶の生成を充分抑制できることが示
された。
【００３６】抗磁力において特に優れた特性を示す実施
例９の合金（Fe66Si14Al8Nb3B9）について更に詳細な検
討を行なった結果について、以下説明する。まず片ロー
ル法によって幅２．８mm、厚１７μｍの薄帯を製造し、
液体急冷後、４５０℃で窒素ガス雰囲気中で１時間熱処
理した後、ボールミルを用いて粉砕した粉末、およびこ
の粉末を５８０℃で窒素ガス雰囲気中で１時間熱処理し
た後のＸ線回折像を得た。これらＸ線回折図形を図４に
示す。図中、（ａ）は４５０℃で熱処理した後、ボール
ミルを用いて粉砕した粉末の場合で、非晶質合金に典型
的なハローパターンが見られる。また（ｂ）は５８０℃
で熱処理後の場合で、典型的なｂｃｃ結晶の回折ピーク
を示しており、低角度領域にはＤＯ３構造の規則格子反
射を示すピークが認められる。
例９の合金（Fe66Si14Al8Nb3B9）について更に詳細な検
討を行なった結果について、以下説明する。まず片ロー
ル法によって幅２．８mm、厚１７μｍの薄帯を製造し、
液体急冷後、４５０℃で窒素ガス雰囲気中で１時間熱処
理した後、ボールミルを用いて粉砕した粉末、およびこ
の粉末を５８０℃で窒素ガス雰囲気中で１時間熱処理し
た後のＸ線回折像を得た。これらＸ線回折図形を図４に
示す。図中、（ａ）は４５０℃で熱処理した後、ボール
ミルを用いて粉砕した粉末の場合で、非晶質合金に典型
的なハローパターンが見られる。また（ｂ）は５８０℃
で熱処理後の場合で、典型的なｂｃｃ結晶の回折ピーク
を示しており、低角度領域にはＤＯ３構造の規則格子反
射を示すピークが認められる。
【００３７】同じく実施例９の合金（Fe66Si14Al8Nb
3B9）粉末の抗磁力Ｈｃ（mOe）の熱処理温度依存性を図
５に示した。図から明らかなように抗磁力Ｈｃは５８０
℃で１２mOeの最小値をとった後、熱処理温度の上昇と
ともに増加する。
3B9）粉末の抗磁力Ｈｃ（mOe）の熱処理温度依存性を図
５に示した。図から明らかなように抗磁力Ｈｃは５８０
℃で１２mOeの最小値をとった後、熱処理温度の上昇と
ともに増加する。
【００３８】同じく実施例９の合金粉末のｂｃｃ結晶の
（１１０）回折強度ピークの半値幅からシェラーの式を
用いて導出した結晶粒径Ｄ１１０（オングストローム）
及びｂｃｃ結晶の（１１０）回折ピークから求めた格子
定数ａ（オングストローム）の熱処理温度依存性を図６
に示した。図６から明らかなように、結晶粒径は熱処理
温度の上昇によらずほぼ１４０オングストローム程度と
なった。一方、格子定数は熱処理温度の上昇に伴い、徐
々に減少することがわかった。
（１１０）回折強度ピークの半値幅からシェラーの式を
用いて導出した結晶粒径Ｄ１１０（オングストローム）
及びｂｃｃ結晶の（１１０）回折ピークから求めた格子
定数ａ（オングストローム）の熱処理温度依存性を図６
に示した。図６から明らかなように、結晶粒径は熱処理
温度の上昇によらずほぼ１４０オングストローム程度と
なった。一方、格子定数は熱処理温度の上昇に伴い、徐
々に減少することがわかった。
【００３９】実施例１０〜２５ 単ロール法を用いて、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｎｂを含
有する溶湯からアルゴンガス１気圧雰囲気中で幅１．３
mm、厚さ１８μｍの非晶質薄帯を作成し、得られた薄帯
を結晶化温度以下において窒素ガスの存在下で、約１時
間熱処理した。熱処理した薄帯をボールミルを用いて粉
砕し粉末とした後、さらに結晶化温度以上で同様に窒素
ガスの存在下で、約１時間熱処理した。得られた粉末の
抗磁力Ｈｃ（mOe）の結果を表３に示す。
有する溶湯からアルゴンガス１気圧雰囲気中で幅１．３
mm、厚さ１８μｍの非晶質薄帯を作成し、得られた薄帯
を結晶化温度以下において窒素ガスの存在下で、約１時
間熱処理した。熱処理した薄帯をボールミルを用いて粉
砕し粉末とした後、さらに結晶化温度以上で同様に窒素
ガスの存在下で、約１時間熱処理した。得られた粉末の
抗磁力Ｈｃ（mOe）の結果を表３に示す。
【００４０】
【表３】
【００４１】表３からも明らかなように、Ｎｉを含まな
い実施例１０〜２５の合金粉末は５０mOe以下の小さい
抗磁力を示した。 実施例２６〜４５比較例３
い実施例１０〜２５の合金粉末は５０mOe以下の小さい
抗磁力を示した。 実施例２６〜４５比較例３
【００４２】
【表４】
【００４３】表４からも明らかなようにＢの含有量が９
原子％を超えた合金粉末は、抗磁力が小さくなった。表
４からもわかるようにＭ’としてＮｂ以外の元素を用い
た非晶質合金（実施例２５〜４５）においても、またＮ
ｂとそれ以外の元素を併用した場合にもいずれも優れた
磁気特性を示した。
原子％を超えた合金粉末は、抗磁力が小さくなった。表
４からもわかるようにＭ’としてＮｂ以外の元素を用い
た非晶質合金（実施例２５〜４５）においても、またＮ
ｂとそれ以外の元素を併用した場合にもいずれも優れた
磁気特性を示した。
【００４４】
【発明の効果】以上の実施例からも明らかなように、本
発明のＦｅ基軟磁性合金粉末によれば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ
系合金にＡｌを添加することにより、軟磁性特性の優れ
た新規なＦｅ基軟磁性合金粉末を得ることができる。ま
た本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末は良好な軟磁性を示す
結晶の結晶化温度と軟磁性を阻害する結晶の結晶化温度
との温度差が大きいので、従来の非晶質合金粉末の熱処
理温度範囲に比べて充分大きな熱処理温度範囲が得られ
る。
発明のＦｅ基軟磁性合金粉末によれば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ
系合金にＡｌを添加することにより、軟磁性特性の優れ
た新規なＦｅ基軟磁性合金粉末を得ることができる。ま
た本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末は良好な軟磁性を示す
結晶の結晶化温度と軟磁性を阻害する結晶の結晶化温度
との温度差が大きいので、従来の非晶質合金粉末の熱処
理温度範囲に比べて充分大きな熱処理温度範囲が得られ
る。
【００４５】また本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末によれ
ば、Ａｌを加えるとともにＦｅの一部をＮｉ（Ｃｏ）で
置換することにより、良好な軟磁気特性を得ることがで
きる。更に本発明によれば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ−Ｂ系合
金粉末にＮｂ等の元素を添加することにより、優れた軟
磁性特性、特に極めて低抗磁力を有する新規なＦｅ基軟
磁性合金粉末を得ることができる。
ば、Ａｌを加えるとともにＦｅの一部をＮｉ（Ｃｏ）で
置換することにより、良好な軟磁気特性を得ることがで
きる。更に本発明によれば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ−Ｂ系合
金粉末にＮｂ等の元素を添加することにより、優れた軟
磁性特性、特に極めて低抗磁力を有する新規なＦｅ基軟
磁性合金粉末を得ることができる。
【００４６】本発明の合金粉末は上記のように優れた軟
磁性特性を有するため、例えば圧粉磁心、シールド材等
の用途（の磁心材料）に好適に用いられる。
磁性特性を有するため、例えば圧粉磁心、シールド材等
の用途（の磁心材料）に好適に用いられる。
【図１】Ｆｅ基軟磁性合金粉末の結晶化温度とＡｌ量と
の関係を示す図。
の関係を示す図。
【図２】Ｆｅ基軟磁性合金粉末の抗磁力（Ｈｃ）と組成
との相関を示す図。
との相関を示す図。
【図３】Ｆｅ基軟磁性合金粉末の飽和磁気（Ｍｓ）と組
成との相関を示す図。
成との相関を示す図。
【図４】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の非晶質合金粉
末及び結晶合金粉末の各Ｘ線回折図形を示す図。
末及び結晶合金粉末の各Ｘ線回折図形を示す図。
【図５】本発明によるＦｅ基軟磁性合金粉末の抗磁力の
温度依存性を示す図。
温度依存性を示す図。
【図６】本発明によるＦｅ基軟磁性合金粉末のｂｃｃ結
晶の結晶粒径及び格子定数の温度依存性を示す図。
晶の結晶粒径及び格子定数の温度依存性を示す図。
Claims (11)
- 【請求項１】一般式（Ｆｅ1-xＭx）100-a-b-c-dＳｉaＡ
ｌbＢcＭ'd（式中、ＭはＣｏ及び／又はＮｉ、Ｍ'はＮ
ｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ、Ｙ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐから選ばれる
１種類以上の元素を表わす。ｘは原子比を、ａ、ｂ、
ｃ、ｄは原子％を示し、それぞれ０≦ｘ≦０．５、０≦
ａ≦２４、１≦ｂ≦２０、４≦ｃ≦３０、０≦ｄ≦１０
を満たすものとする）で表わされることを特徴とするＦ
ｅ基軟磁性合金粉末。 - 【請求項２】一般式（Ｆｅ1-XＭX)100-a-b-c-dＳｉaＡ
ｌbＢcＭ'd（式中、ＭはＣｏ及び／又はＮｉ、Ｍ'はＮ
ｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ、Ｙ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐから選ばれる
１種類以上の元素を表わす。ｘは原子比を、ａ、ｂ、
ｃ、ｄは原子％を示し、それぞれ０≦ｘ≦０.１５、０
≦ａ≦２４、２＜ｂ≦１５、４≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦１
０を満たすものとする）で表わされることを特徴とする
Ｆｅ基軟磁性合金粉末。 - 【請求項３】組織の少なくとも３０％以上が結晶質から
成り、残部は非晶質であることを特徴とする第１項記載
のＦｅ基軟磁性合金粉末。 - 【請求項４】前記結晶質が鉄を主体としたｂｃｃ固溶体
であることを特徴とする第２項記載のＦｅ基軟磁性合金
粉末。 - 【請求項５】Ｍ'がＮｂである第１項記載のＦｅ基軟磁
性合金粉末。 - 【請求項６】形状が偏平状あるいは球状あるいは不規則
な粒形状であり、最大寸法が２００μｍ以下であること
を特徴とする請求項１から請求項４までのいずれかに記
載のＦｅ基軟磁性合金粉末。 - 【請求項７】前記組成の合金溶湯を超急冷し非晶質合金
粉末を製造する工程と、これを加熱し組織の少なくとも
３０％以上を結晶質とする熱処理工程からなることを特
徴とするＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法。 - 【請求項８】請求項６の非晶質合金粉末を、アトマイズ
法あるいはキャビテーション法により製造することを特
徴とするＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法。 - 【請求項９】前記組成の合金溶湯を超急冷し非晶質合金
薄帯あるいは非晶質合金フレークあるいは非晶質合金線
等の非晶質合金を得る工程と、この非晶質合金をその結
晶化温度より低い温度で脆化させるのに十分な時間加熱
し、脆化した非晶質合金を粉砕する工程と、このように
して得た非晶質合金粉末をその結晶化温度より高い温度
に加熱し、組織の少なくとも３０％以上を結晶質とする
熱処理工程からなることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金
粉末の製造方法。 - 【請求項１０】前記組成の合金溶湯を超急冷し非晶質合
金薄帯あるいは非晶質合金フレークあるいは非晶質合金
線等の非晶質合金を得る工程と、この非晶質合金をその
結晶化温度より低い温度で脆化させるのに十分な時間水
素を導入し、次いでこの脆化した非晶質合金を粉砕する
工程と、このようにして得た非晶質合金粉末をその結晶
化温度より高い温度に加熱し、組織の少なくとも３０％
以上を結晶質とする熱処理工程からなることを特徴とす
るＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法。 - 【請求項１１】前記組成の合金溶湯を超急冷し非晶質合
金薄帯あるいは非晶質合金フレークあるいは非晶質合金
線等の非晶質合金を得る工程と、この非晶質合金をその
結晶化温度より高い温度に加熱し、組織の少なくとも３
０％以上を結晶質とする熱処理工程と、得られた合金を
粉砕する工程からなることを特徴とするＦｅ基軟磁性合
金粉末の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13919592A JP3655321B2 (ja) | 1992-05-29 | 1992-05-29 | Ｆｅ基軟磁性合金粉末の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13919592A JP3655321B2 (ja) | 1992-05-29 | 1992-05-29 | Ｆｅ基軟磁性合金粉末の製造方法 |
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|---|---|
| JPH05335129A true JPH05335129A (ja) | 1993-12-17 |
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ID=15239773
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