JPH0578796A - 表面層の結晶化耐性を高めた非晶質合金薄帯およびその製造方法 - Google Patents
表面層の結晶化耐性を高めた非晶質合金薄帯およびその製造方法Info
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Abstract
質合金薄帯の熱的安定性を改善する。 【構成】 片面冷却法で作製される遷移金属半金属非晶
質合金薄帯において、該薄帯の表面から板厚方向0.1
μm 以下の薄い層にSn濃度がバルクに対して5倍以上
のSn濃度偏析層を形成することにより、薄帯表面の結
晶化耐性を高めた非晶質合金薄帯およびその製造方法。 【効果】 結晶化開始の起点となる表面層の結晶化を抑
えることにより、非晶質合金のすぐれた特性を高温まで
保持出来る
Description
性、高強度など非晶質合金の特性を活かした用途に用い
られる非晶質合金において、その表面層が結晶化に対し
て高い耐性を有する非晶質合金薄帯およびその製造方法
に関するものである。
をもつ合金で、特定の組成の合金を液相や気相から急冷
することにより作製できる。液相から急冷する方法は一
般に液体急冷法とよばれ、薄帯をつくる単ロール急冷
法、遠心急冷法、双ロール法、線をつくる液中紡糸法、
粉をつくるアトマイズ法、キャビテーション法が液体急
冷法の代表的な製造法として知られている。
り、従来の結晶質合金では得られない特徴的な性質を有
する。軟磁気特性、高耐食性、高強度は実用的観点から
もすぐれた非晶質合金の特性である。このような非晶質
合金の特性を活かした応用がこれまでに数多く提案さ
れ、実用化されている。磁気コア、磁気フィルター、磁
気シールド、センサー、強度材料、複合材料はその代表
例である。
用的に問題となるのが熱的安定性である。非晶質合金は
高温の安定相を凍結した非平衡相であるため、温度を上
げると結晶化して、非晶質合金本来のすぐれた性質が失
われてしまう。熱的安定性を高めるために従来とられて
きた手段は、合金組成の適正な選定および結晶化温度を
高める効果を示す元素の添加であった。これらの方法は
熱的安定性を高めるために有効ではあるが、目的とする
特性を犠牲にしてバランスをとった組成であった。この
ため、非晶質合金本来のすぐれた性質を十分に活用して
いなかった。
のすぐれた特性と熱的安定性をともに保持する非晶質合
金薄帯およびその製造方法を提供することを目的とす
る。
ろは下記のとおりである。 (1) MaXbSicBdCeを主成分とし、該主成分に
対しSnを0.01〜1.0重量%含有しており、片面
冷却法で作製され、該薄帯の表面の深さ方向0.1μm
以下の表面層に厚さ0.03μm以下、ピーク値がバル
クの5倍以上のSn濃度偏析層を形成し、結晶化耐性を
高めたことを特徴とする非晶質合金薄帯。ただし、Mは
Fe、Co、Niの少なくとも1種、XはMo、Nb、
Ta、W、Cr、V、Mn、Cuの少なくとも1種で、
a:60〜90(原子%以下同じ)、b:0〜6、c:
1〜19、d:7〜20、e:0〜4、a+b+c+d
+e=100である。
〜300℃の温度に0.5〜1000時間保持すること
を特徴とする前項1記載の非晶質合金薄帯の製造方法す
なわち、本発明の非晶質合金薄帯は、薄帯表面に結晶化
を抑制する薄いSnの偏析層を付与したことを特徴とす
る。非晶質合金は結晶化温度以上に加熱すると結晶化す
る。しかし、結晶化は合金全体で同時に進行するのでは
なく、薄帯の表面から開始する。この事例は、Fied
ler著のGeneral Electric Rep
ort No.81、81CRD199(1981年発
行)に示されている。片面冷却法で作製された薄帯の場
合、自由面(冷却基板に接する面と反対の面)から結晶
化する。自由面が基板側の面より冷却速度が遅いためと
考えられる。自由面であれ、基板面であれ、結晶化を開
始する温度は、その非晶質合金の結晶化温度よりかなり
低い。Fujinamiらはメスバウアー分析法を用い
てFe−Si−B−C非晶質合金の結晶化挙動を解析
し、表面層の結晶化は示差熱分析で求められる通常のバ
ルクの結晶化温度に比べて50℃も低い温度で開始する
ことを明らかにした(Journal of Non−
Crystalline Solids Vol.6
9、P361(1985年発行))。
果として、非晶質合金は結晶化温度よりもかなり低い温
度で本来の特性が劣化する。これを防止するために、従
来は、熱的安定性を高める元素を数%添加したり、主成
分の組成を変更する方法に頼っていた。しかし、この方
法では熱的安定性以外の要求特性を阻害することは、従
来技術の項で述べたとおりである。
面に形成し、要求特性を損なわずに熱的安定性を向上さ
せたものである。Snの表面偏析層を形成するための具
体的方法は、主成分に微量のSnを添加することであ
る。必要なSnの添加量は0.01〜1.0重量%、好
ましくは0.1〜0.5重量%の微量であるから主成分
の所要特性をほとんど損なわない。むしろ磁気特性や耐
食性は著しく向上する副次的効果を生む。
しい説明をする。主成分はMaXbSicBdCeで表示さ
れる。ただし、MはFe、Co、Niの少なくとも1
種、XはMo、Nb、Ta、W、Cr、V、Mn、Cu
の少なくとも1種で、a:60〜90(原子%以下同
じ)、b:0〜6、c:1〜19、d:7〜20、e:
0〜4、a+b+c+d+e=100である。
0〜90原子%の範囲で選定する。例えば、高い磁束密
度が要求される磁性材料の場合、Feを主成分とし、必
要に応じて、Co、Niを1〜15原子%の範囲でFe
と置換する。高い透磁率を必要とする際は、Coを主成
分とし、これにFeおよびNiを1〜10原子%の範囲
でCoと置換する。
として添加する。例えば、バルクの結晶化温度の向上、
耐食性の向上、機械的性質の向上を図るものである。本
発明においては、0〜6原子%の範囲に限定する。上限
は主として改善効果と経済性の観点から規定した。半金
属元素のSi、B、Cは非晶質形成に不可欠な構成元素
である。上記の金属元素の種類と量に応じて、Si:1
〜19(原子%)、B:7〜20(原子%)、C:0〜
4(原子%)の範囲から選定する。この範囲を外れると
非晶質化がきわめて困難になる。
偏析層は、薄帯表面から深さ方向に測定して0.1μm
以下の表面層に形成する。これより内部に形成すると合
金固有のすぐれた性質を損なう。また偏析層の厚さは
0.03μm以下とする。これより厚くすると同様に合
金本来のすぐれた性質が失われる。さらに、Snの偏析
量はピーク値がバルク(薄帯内部)の5倍以上、好まし
くは10倍以上とする。Snの偏析量はピーク値がバル
ク(薄帯内部)の5倍を下まわると結晶化に対する耐性
が十分に発現しない。Sn偏析層の状態は、各種の表面
分析法によって測定できる。例えば、グロー放電発光分
光法(GDS)やオージェ分光法(AES)、あるいは
2次イオン質量分析法(SIMS)などを用いて検出で
きる。
についてその板厚方向の表面分析結果を図1に示す。図
1は組成がFe78Si12B10(原子%)である非晶質薄
帯の自由面を示したものである。Snの偏析層には2つ
のタイプがあり、(a)はSnのピークが単一のタイ
プ、(b)は複数のタイプの例を示す。(c)はSnの
偏析のない従来材の表面層である。Snの偏析に対応し
て基本組成の分布も変化する様子が認られる。特にSi
が内部にシフトすると、Feの分布が2段になってい
る。Snの偏析層の存在が結晶化耐性を高めるメカニズ
ムは今のところ明らかではないが、Snの偏析層それ自
身だけでなく上記のような主成分の存在状態が寄与して
いるものと推測される。
は、0.01〜1.0重量%のSnを添加した合金を、
片面冷却法を用いて急冷することからなる。このように
Snの添加量を規定する理由は次おとおりである。Sn
が0.01重量%未満では結晶化耐性をもつのに十分な
偏析層が形成されず、また1.0重量%を超えるとバル
クのSn濃度が高くなりすぎ、基本成分が本来有する優
れた性質が失われるからである。上記の組成範囲のSn
を添加しても片面冷却の製造上のバラツキによって本発
明が規定するSnの偏析層が形成されない場合がある。
この場合は、100〜300℃の温度に0.5〜100
0時間保持すること(エージング処理)によって有効な
Sn偏析層が形成される。
ール急冷法であるが、ベルト法、遠心急冷法などを用い
ることもできる。上記の範囲のSnを加えた所定の基本
組成をもつ合金は融点以上に加熱され、溶解されたの
ち、ノズルを介して移動する冷却基板の上に噴出せしめ
られる。ノズルは、スリットノズル、多重スリットノズ
ルあるいはラップした多孔ノズルを用いることができ
る。多重スリットノズルは50μm以上の厚肉材の製造
に有効である。鋳造する雰囲気は大気中、不活性ガス
中、真空中のいずれでもよい。以上説明した製造方法は
板厚に対して幅が広い形状の薄帯あるいは箔状の繊維に
対して適用するものであるが、本発明は噴霧した液滴を
冷却基板に衝突させて得られるフレーク状の薄片あるい
は粉末にも適用できる。
よっては熱処理される。従来の熱処理は合金のバルクの
結晶化温度よりかなり低い温度で行われるが、表面結晶
化耐性のすぐれた本発明の材料では従来より高い温度を
採用できる。この結果、急冷による残留歪みの解放が十
分になされるため磁気特性は従来より大幅に向上する。
0.05、0.1、0.3、0.5重量%の各量を加え
た母合金を高周波溶解したのち、0.6mm幅のスリット
ノズルを介してCuロールで急冷し、25mm幅の長尺の
薄帯を作製した。作製した薄帯はX線回折によりいずれ
も非晶質特有のハローを示すことを確認した。それぞれ
の薄帯の表面をGDS法を用いて分析した。Snの自由
面における偏析状態を表1に示した。いずれの合金にお
いてもSnは表面から0.02μm以下の浅い層に偏析
し、ピークの高さは内部に比べて10倍以上の高濃度で
ある。またピークの半値幅、すなわち偏析層の厚みは単
一ピークの場合0.003μmから0.01μm、2ピ
ークの場合、半値幅の和が0.01μmから0.02μ
m程度である。
0分、窒素中で磁場焼鈍したのち、再びX線回折法で調
べたところ、いずれも非晶質状態を保持していた。焼鈍
後の試料を単板試験器で磁気測定した。結果を同じく表
1に示されている。50Hz、1.3Tにおける鉄損
(W13/50 )、および10eにおける透磁率(Bl)と
もに電力トランスの鉄心に使用可能なすぐれた特性であ
る。
でSnを添加しない合金およびSnが本発明の規定する
範囲以下の合金は、GDS測定の結果Snの偏析層が認
められないか、あるいは偏析量がきわめて少なかった。
また320℃、60分の焼鈍によって自由面の結晶化が
X線回折により認められた。磁気特性も表1の比較例に
示すように、Snの偏析層をもつ本発明の非晶質薄帯に
比べて大幅に劣っている。
金を用いて、実施例1と同一の方法で薄帯を作製した。
鋳造ままの薄帯自由面におけるSn偏析層の存在状態は
表2に示すとおりである。なお、一部の合金に対しては
エージング処理を行った。エージングの有無は表3(表
2のつづき)の備考欄に記載されている。これらの薄帯
をそれぞれの結晶化開始温度(Tx)より60℃低い温
度で60分、窒素雰囲気中で熱処理した。その結果を表
3に示す。焼鈍後、薄帯の自由面をX線で調べたとこ
ろ、いずれもハローパターンであり、結晶化していない
ことが分かった。
比較材は、同じ条件の焼鈍によって結晶化することが認
められた。
面偏析層を有する非晶質合金薄帯は結晶化に対する耐性
が強い。この特徴により磁気材料においては、高い温度
の熱処理が可能になり、すぐれた磁気特性が得られる。
また錆の発生が抑制されるため取扱いが容易となり、実
用上の効果はきわめて大きい。
元素の濃度分布を示す図である。ただし、(c)は比較
例である。
Claims (2)
- 【請求項1】 MaXbSicBdCeを主成分とし、該主
成分に対しSnを0.01〜1.0重量%含有してお
り、片面冷却法で作製され、該薄帯の表面の深さ方向
0.1μm以下の表面層に厚さ0.03μm以下、ピー
ク値がバルクの5倍以上のSn濃度偏析層を形成し、結
晶化耐性を高めたことを特徴とする非晶質合金薄帯。た
だし、MはFe、Co、Niの少なくとも1種、XはM
o、Nb、Ta、W、Cr、V、Mn、Cuの少なくと
も1種で、a:60〜90(原子%以下同じ)、b:0
〜6、c:1〜19、d:7〜20、e:0〜4、a+
b+c+d+e=100である。 - 【請求項2】 急冷後の非晶質合金薄帯を100〜30
0℃の温度に0.5〜1000時間保持することを特徴
とする請求項1記載の非晶質合金薄帯の製造方法
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