JPH0610105A - Ｆｅ基軟磁性合金 - Google Patents
Ｆｅ基軟磁性合金Info
- Publication number
- JPH0610105A JPH0610105A JP4332314A JP33231492A JPH0610105A JP H0610105 A JPH0610105 A JP H0610105A JP 4332314 A JP4332314 A JP 4332314A JP 33231492 A JP33231492 A JP 33231492A JP H0610105 A JPH0610105 A JP H0610105A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- magnetic
- soft magnetic
- amorphous
- crystal grains
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
- H01F1/15341—Preparation processes therefor
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
- H01F1/15308—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Fe/Ni
Abstract
(57)【要約】
【目的】 各種トランス、チョ−クコイル、可飽和リア
クトル、ノイズフィルタ−等に好適なコア損が低く、透
磁率が高く、磁歪の小さいＦｅ基軟磁性合金を提供する
ことを課題とする。 【構成】 Ｆｅ含有量が６０原子％以上で、平均粒径が
５００オングストロ−ム以下のＦｅを主構成元素とする
微細な結晶粒を主体とし、１００ＫＨｚ、５ｋＧにおけ
るコア損失が９００ｍＷ／ｃｃ以下、１ＫＨｚ、５ｍＯ
ｅにおける実効透磁率が１５０００以上である。
クトル、ノイズフィルタ−等に好適なコア損が低く、透
磁率が高く、磁歪の小さいＦｅ基軟磁性合金を提供する
ことを課題とする。 【構成】 Ｆｅ含有量が６０原子％以上で、平均粒径が
５００オングストロ−ム以下のＦｅを主構成元素とする
微細な結晶粒を主体とし、１００ＫＨｚ、５ｋＧにおけ
るコア損失が９００ｍＷ／ｃｃ以下、１ＫＨｚ、５ｍＯ
ｅにおける実効透磁率が１５０００以上である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、各種トランス、チョー
クコイル、可飽和リアクトル、ノイズフィルター等に用
いられる軟磁気特性に優れたＦｅ基軟磁性合金に関する
ものである。
クコイル、可飽和リアクトル、ノイズフィルター等に用
いられる軟磁気特性に優れたＦｅ基軟磁性合金に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、各種トランス、チョークコイル、
可飽和リアクトル、ノイズフィルター等の磁心材料とし
ては、高電気抵抗で過電流損が少ない等の利点を有する
フェライト、高飽和磁束密度で比較的鉄損が少ないケイ
素鋼、中程度の飽和磁束密度で比較的高周波特性に優れ
たパーマロイ等が用いられていた。
可飽和リアクトル、ノイズフィルター等の磁心材料とし
ては、高電気抵抗で過電流損が少ない等の利点を有する
フェライト、高飽和磁束密度で比較的鉄損が少ないケイ
素鋼、中程度の飽和磁束密度で比較的高周波特性に優れ
たパーマロイ等が用いられていた。
【０００３】しかし、フェライトは飽和磁束密度が低
く、温度特性も悪いため、磁心を小形化することが困難
である欠点がある。ケイ素鋼は飽和磁束密度は高いが軟
磁気特性、特に高周波における透磁率やコア損失が劣っ
ている。パーマロイは、高周波磁気特性はケイ素鋼より
優れたものを得られるが、耐衝撃性に劣っており、衝撃
により高周波磁気特性が容易に劣化する欠点があった。
く、温度特性も悪いため、磁心を小形化することが困難
である欠点がある。ケイ素鋼は飽和磁束密度は高いが軟
磁気特性、特に高周波における透磁率やコア損失が劣っ
ている。パーマロイは、高周波磁気特性はケイ素鋼より
優れたものを得られるが、耐衝撃性に劣っており、衝撃
により高周波磁気特性が容易に劣化する欠点があった。
【０００４】近年これらの欠点をある程度改善できる材
料として、非晶質合金が注目を集め一部実用化されてい
る。非晶質合金は主としてＦｅ系とCo系に大別され、Ｆ
ｅ系の非晶質合金は飽和磁束密度が高く、材料コストが
Co系に比べて安いという利点がある反面、一般的に高周
波においてCo系非晶質合金よりコア損失が大きく、透磁
率も低いという問題がある。またＦｅ系非晶質合金は磁
歪が著しく大きく、磁心がうなりを生じたり含浸やコー
ティング等を行うと著しく特性が劣化する欠点がある。
料として、非晶質合金が注目を集め一部実用化されてい
る。非晶質合金は主としてＦｅ系とCo系に大別され、Ｆ
ｅ系の非晶質合金は飽和磁束密度が高く、材料コストが
Co系に比べて安いという利点がある反面、一般的に高周
波においてCo系非晶質合金よりコア損失が大きく、透磁
率も低いという問題がある。またＦｅ系非晶質合金は磁
歪が著しく大きく、磁心がうなりを生じたり含浸やコー
ティング等を行うと著しく特性が劣化する欠点がある。
【０００５】これに対してCo系非晶質合金は高周波のコ
ア損失が小さく、透磁率も高いが、コア損失や透磁率の
経時変化が大きく、飽和磁束密度も十分ではない欠点が
ある。さらには高価なCoを主原料とするため価格的な不
利は免れない。このような状況下でＦｅ基非晶質合金に
ついて種々の提案がなされた。
ア損失が小さく、透磁率も高いが、コア損失や透磁率の
経時変化が大きく、飽和磁束密度も十分ではない欠点が
ある。さらには高価なCoを主原料とするため価格的な不
利は免れない。このような状況下でＦｅ基非晶質合金に
ついて種々の提案がなされた。
【０００６】特公昭60-17019号には、74〜84原子％のFe
と、8〜24原子％のBと、16原子％以下のSi及び3原子％
以下のCの内の少なくとも1つとからなる組成を有し、そ
の構造の少なくとも85％が非晶質金属素地の形を有し、
かつ非晶質金属素地の全体にわたって不連続に分布され
た結晶質粒子群の析出物を有しており、結晶粒粒子群は
0.05〜1μmの平均粒度及び1〜10μmの平均粒子間距離を
有しており、粒子群は全体の0.01〜0.3の平均容積分率
を占めていることを特徴とする鉄基含硼素磁性非晶質合
金が開示されている。この合金の結晶質粒子群は磁壁の
ピンニング点として作用する不連続な分布のα-(Fe,Si)
粒子群であるとされている。
と、8〜24原子％のBと、16原子％以下のSi及び3原子％
以下のCの内の少なくとも1つとからなる組成を有し、そ
の構造の少なくとも85％が非晶質金属素地の形を有し、
かつ非晶質金属素地の全体にわたって不連続に分布され
た結晶質粒子群の析出物を有しており、結晶粒粒子群は
0.05〜1μmの平均粒度及び1〜10μmの平均粒子間距離を
有しており、粒子群は全体の0.01〜0.3の平均容積分率
を占めていることを特徴とする鉄基含硼素磁性非晶質合
金が開示されている。この合金の結晶質粒子群は磁壁の
ピンニング点として作用する不連続な分布のα-(Fe,Si)
粒子群であるとされている。
【０００７】また特開昭60-52557号にはFeaCubBcSid
（ただし75≦a≦85,0＜b≦1.5,10≦c≦20,d≦10かつc+d
≦30）からなる低損失非晶質磁性合金が開示されてい
る。この非晶質合金は結晶化温度以下でかつキュリー温
度以上で熱処理される。
（ただし75≦a≦85,0＜b≦1.5,10≦c≦20,d≦10かつc+d
≦30）からなる低損失非晶質磁性合金が開示されてい
る。この非晶質合金は結晶化温度以下でかつキュリー温
度以上で熱処理される。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】前記特公昭60-17019号
のＦｅ基軟磁性合金からなる磁心は不連続な結晶質粒子
群の存在によりコア損失は減少するが、それでもコア損
失は依然大きく、特に磁歪が大きいためうなりを生じた
り、含浸コーティングを行うことによりコア損失、透磁
率の著しい劣化を招く問題があり、カットコア等では高
特性のものが得られていない。
のＦｅ基軟磁性合金からなる磁心は不連続な結晶質粒子
群の存在によりコア損失は減少するが、それでもコア損
失は依然大きく、特に磁歪が大きいためうなりを生じた
り、含浸コーティングを行うことによりコア損失、透磁
率の著しい劣化を招く問題があり、カットコア等では高
特性のものが得られていない。
【０００９】一方、前記特開昭60-52557号のＦｅ基非晶
質合金はＣｕ含有の効果により磁心のコア損失は低下し
ているが、上記結晶粒子含有Ｆｅ基非晶質合金を用いた
磁心と同様に満足ではない。さらにはコア損失の経時変
化、透磁率に関しても十分でないという問題がある。従
って本発明の目的はコア損失が低く、透磁率が高く、磁
歪による特性劣化の小さいＦｅ基軟磁性合金を提供する
ことを目的とする。
質合金はＣｕ含有の効果により磁心のコア損失は低下し
ているが、上記結晶粒子含有Ｆｅ基非晶質合金を用いた
磁心と同様に満足ではない。さらにはコア損失の経時変
化、透磁率に関しても十分でないという問題がある。従
って本発明の目的はコア損失が低く、透磁率が高く、磁
歪による特性劣化の小さいＦｅ基軟磁性合金を提供する
ことを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】上記目的に鑑み鋭意研究
の結果、本発明者は以下のことを知見した。Fe73.4Cu1N
b3.1Si13.4B9.1の組成を有する溶湯から、単ロール法を
用い非晶質化したリボンを作製し、種々の熱処理条件下
で微細結晶粒の割合の異なる試料（No.１〜５）を作製
した。この微結晶粒は、Ｘ線回折パターンおよび透過電
子顕微鏡による分析からα−Ｆｅを主体としＳｉ等が固
溶していると考えられた。この試料の結晶粒の割合と実
効透磁率（μe1KHz）、ア損失（W2/100K:100KHz,Bm 2KG
における）との関係を求めた。結果を図１，図２に示
す。また試料１〜５の透過電子顕微鏡写真（30万倍）を
図３〜図７に示す。なお、後述する線分法により求めた
微細結晶粒の割合および最大寸法で測定した粒径の平均
（オングストローム）は以下の通りである。
の結果、本発明者は以下のことを知見した。Fe73.4Cu1N
b3.1Si13.4B9.1の組成を有する溶湯から、単ロール法を
用い非晶質化したリボンを作製し、種々の熱処理条件下
で微細結晶粒の割合の異なる試料（No.１〜５）を作製
した。この微結晶粒は、Ｘ線回折パターンおよび透過電
子顕微鏡による分析からα−Ｆｅを主体としＳｉ等が固
溶していると考えられた。この試料の結晶粒の割合と実
効透磁率（μe1KHz）、ア損失（W2/100K:100KHz,Bm 2KG
における）との関係を求めた。結果を図１，図２に示
す。また試料１〜５の透過電子顕微鏡写真（30万倍）を
図３〜図７に示す。なお、後述する線分法により求めた
微細結晶粒の割合および最大寸法で測定した粒径の平均
（オングストローム）は以下の通りである。
【００１１】 以上の図１および図２から、Ｆｅを主構成元素とする微
細な結晶粒を主体とするＦｅ基合金は実効透磁率が著し
く向上し、またコア損失が低減される。なお、本発明に
おける微細結晶粒の割合は線分法により求めた値であ
る。この線分法は一般的な方法であり、組織写真中に引
かれた任意の線分（長さL）が横切る各結晶粒の長さ（L
1,L2,L3,…Ln）の合計（L1+L2+L3+…Ln）を求め、これ
をLで割ることにより、結晶粒の割合を求めるものであ
る。なお、結晶粒の割合が約80％以上と多くなると、結
晶粒がほぼ組織全体を占めるように見えるが、この場合
でも幾分非晶質相が存在するものと考えられる。という
のは、結晶粒の外周部が顕微鏡写真ではぼやけて見える
が、これは非晶質相の存在によるためのものであると考
えられるからである。この前提に立つと、ぼやけて見え
る外周部の割合から、大体の非晶質相の割合がわかる。
このように結晶粒の割合が多い場合、割合を正確な数値
で表すことはきわめて困難である。
細な結晶粒を主体とするＦｅ基合金は実効透磁率が著し
く向上し、またコア損失が低減される。なお、本発明に
おける微細結晶粒の割合は線分法により求めた値であ
る。この線分法は一般的な方法であり、組織写真中に引
かれた任意の線分（長さL）が横切る各結晶粒の長さ（L
1,L2,L3,…Ln）の合計（L1+L2+L3+…Ln）を求め、これ
をLで割ることにより、結晶粒の割合を求めるものであ
る。なお、結晶粒の割合が約80％以上と多くなると、結
晶粒がほぼ組織全体を占めるように見えるが、この場合
でも幾分非晶質相が存在するものと考えられる。という
のは、結晶粒の外周部が顕微鏡写真ではぼやけて見える
が、これは非晶質相の存在によるためのものであると考
えられるからである。この前提に立つと、ぼやけて見え
る外周部の割合から、大体の非晶質相の割合がわかる。
このように結晶粒の割合が多い場合、割合を正確な数値
で表すことはきわめて困難である。
【００１２】本発明は以上の知見に基づきなされたもの
であり、Ｆｅ含有量が６０原子％以上で、平均粒径が５
００オングストロ−ム以下のＦｅを主構成元素とする微
細な結晶粒を主体とし、１００ＫＨｚ、５ｋＧにおける
コア損失が９００ｍＷ／ｃｃ以下、１ＫＨｚ、５ｍＯｅ
における実効透磁率が１５０００以上であることを特徴
とするＦｅ基軟磁性合金である。
であり、Ｆｅ含有量が６０原子％以上で、平均粒径が５
００オングストロ−ム以下のＦｅを主構成元素とする微
細な結晶粒を主体とし、１００ＫＨｚ、５ｋＧにおける
コア損失が９００ｍＷ／ｃｃ以下、１ＫＨｚ、５ｍＯｅ
における実効透磁率が１５０００以上であることを特徴
とするＦｅ基軟磁性合金である。
【００１３】Ｆｅは磁性体として優れた性質を示すが、
含有量が６０原子％未満になると優れたコア損失、透磁
率を得ることができなくなる。したがって、本発明では
Ｆｅ含有量を６０原子％以上とする。
含有量が６０原子％未満になると優れたコア損失、透磁
率を得ることができなくなる。したがって、本発明では
Ｆｅ含有量を６０原子％以上とする。
【００１４】本発明のＦｅ基軟磁性合金は、Ｆｅを主構
成元素とする微細な結晶粒を主体とした点に特徴があ
る。すなわち、従来非晶質合金中に多量に結晶粒を分散
させると軟磁気特性を劣化させると認識されていたが
（例えば、前記特公昭６０−１７０１９号でも結晶粒の
量は３０体積％以下に規制されている）、本発明のよう
に極めて微細に制御された結晶粒を合金の主体とすれ
ば、内部応力−歪による磁気異方性が小さくなり軟磁気
特性が向上し、また、微細結晶粒の形成により磁歪も低
減される。この結晶粒はα-Ｆｅを主体とするものでSi
等が固溶していると考えられる。この結晶粒は５００オ
ングストローム以下と著しく小さな平均粒径を有するこ
とを特徴とし、合金組織中に均一に分布している。結晶
粒の平均粒径とは各粒子の最大寸法を平均したものであ
る。平均粒径が５００オングストロームを越えると良好
な軟磁気特性が得られなくなる。より好ましい平均粒径
は３００オングストローム以下であり、良好な透磁率、
飽和磁束密度を得ることができる。より好ましくは２０
０オングストローム以下であり、特に５０〜２００オン
グストロームである。合金組織のうち微細結晶粒以外の
部分は主に非晶質である。なお微細結晶粒の割合が実質
的に100％になっても本発明のＦｅ基軟磁性合金は十分
に優れた磁気特性を示す。
成元素とする微細な結晶粒を主体とした点に特徴があ
る。すなわち、従来非晶質合金中に多量に結晶粒を分散
させると軟磁気特性を劣化させると認識されていたが
（例えば、前記特公昭６０−１７０１９号でも結晶粒の
量は３０体積％以下に規制されている）、本発明のよう
に極めて微細に制御された結晶粒を合金の主体とすれ
ば、内部応力−歪による磁気異方性が小さくなり軟磁気
特性が向上し、また、微細結晶粒の形成により磁歪も低
減される。この結晶粒はα-Ｆｅを主体とするものでSi
等が固溶していると考えられる。この結晶粒は５００オ
ングストローム以下と著しく小さな平均粒径を有するこ
とを特徴とし、合金組織中に均一に分布している。結晶
粒の平均粒径とは各粒子の最大寸法を平均したものであ
る。平均粒径が５００オングストロームを越えると良好
な軟磁気特性が得られなくなる。より好ましい平均粒径
は３００オングストローム以下であり、良好な透磁率、
飽和磁束密度を得ることができる。より好ましくは２０
０オングストローム以下であり、特に５０〜２００オン
グストロームである。合金組織のうち微細結晶粒以外の
部分は主に非晶質である。なお微細結晶粒の割合が実質
的に100％になっても本発明のＦｅ基軟磁性合金は十分
に優れた磁気特性を示す。
【００１５】また本発明Ｆｅ基軟磁性合金は、Ｃｕを含
むことができ、その量は0.1〜3原子％の範囲とするのが
望ましい。0.1原子％より少ないとＣｕの添加によるコ
ア損失低下、透磁率上昇の効果がほとんどなく、一方、
3原子％より多いとコア損失が未添加のものよりかえっ
て大きくなることがあり、透磁率も劣化する。特に好ま
しいＣｕの含有量は0.5〜2原子％であり、この範囲では
コア損失が特に小さい。
むことができ、その量は0.1〜3原子％の範囲とするのが
望ましい。0.1原子％より少ないとＣｕの添加によるコ
ア損失低下、透磁率上昇の効果がほとんどなく、一方、
3原子％より多いとコア損失が未添加のものよりかえっ
て大きくなることがあり、透磁率も劣化する。特に好ま
しいＣｕの含有量は0.5〜2原子％であり、この範囲では
コア損失が特に小さい。
【００１６】Ｃｕのコア損失低下、透磁率上昇作用の原
因は明かではないが次のように考えられる。ＣｕとＦｅ
の相互作用パラメータは正であり、固溶度が低く、分離
する傾向があるため非晶質状態の合金を加熱するとＦｅ
原子同志またはＣｕ原子同志が寄り集まりクラスターを
形成するため組成ゆらぎが生じる。このため部分的に結
晶化しやすい領域が多数でき、そこを核とした微細な結
晶粒が生成される。この結晶はＦｅを主成分とするもの
であり、ＦｅとＣｕの固溶度はほとんどないため結晶化
によりＣｕは微細結晶粒の周囲にはき出され、結晶粒周
辺のＣｕ濃度が高くなる。このため結晶粒は成長しにく
いと考えられる。
因は明かではないが次のように考えられる。ＣｕとＦｅ
の相互作用パラメータは正であり、固溶度が低く、分離
する傾向があるため非晶質状態の合金を加熱するとＦｅ
原子同志またはＣｕ原子同志が寄り集まりクラスターを
形成するため組成ゆらぎが生じる。このため部分的に結
晶化しやすい領域が多数でき、そこを核とした微細な結
晶粒が生成される。この結晶はＦｅを主成分とするもの
であり、ＦｅとＣｕの固溶度はほとんどないため結晶化
によりＣｕは微細結晶粒の周囲にはき出され、結晶粒周
辺のＣｕ濃度が高くなる。このため結晶粒は成長しにく
いと考えられる。
【００１７】以上のようにＣｕ添加により結晶核が多数
できることと結晶粒が成長しにくいため結晶粒微細化が
起こると考えられるが、この作用はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚ
ｒ，Ｈｆ，Ｔｉ及びＭｏの少なくとも１種の元素が存在
する場合に特に著しくなる。上記元素のうちＮｂ，Ｔ
ａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｍｏは特に効果が大きいが、これらの
元素の中でＮｂを添加した場合特に結晶粒が細くなりや
すく、軟磁気特性も優れたものが得られる。
できることと結晶粒が成長しにくいため結晶粒微細化が
起こると考えられるが、この作用はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚ
ｒ，Ｈｆ，Ｔｉ及びＭｏの少なくとも１種の元素が存在
する場合に特に著しくなる。上記元素のうちＮｂ，Ｔ
ａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｍｏは特に効果が大きいが、これらの
元素の中でＮｂを添加した場合特に結晶粒が細くなりや
すく、軟磁気特性も優れたものが得られる。
【００１８】Ｎｂ等は合金の結晶化温度を上昇させる作
用を有するが、クラスターを形成し結晶化温度を低下さ
せる作用を有するＣｕとの相互作用により析出する結晶
粒が微細化するものと考えられる。この含有量は0.1〜3
0原子％とするのが望ましい。0.1原子％未満だと結晶粒
微細化の効果が不十分であり、一方30原子％を超えると
飽和磁束密度の著しい低下を招く。好ましい含有量は2
〜8原子％である。
用を有するが、クラスターを形成し結晶化温度を低下さ
せる作用を有するＣｕとの相互作用により析出する結晶
粒が微細化するものと考えられる。この含有量は0.1〜3
0原子％とするのが望ましい。0.1原子％未満だと結晶粒
微細化の効果が不十分であり、一方30原子％を超えると
飽和磁束密度の著しい低下を招く。好ましい含有量は2
〜8原子％である。
【００１９】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金に用いられ
る合金として好ましい組成は、 一般式： (Fe1-aMa)100-x-y-z-α-β-γCuxSiyBzM'αM"βXγ（原子％） （ただし、MはCo及び／又はNiであり、M'はNb,W,Ta,Zr,
Hf,Ti及びMoからなる群から選ばれた少なくとも1種の元
素、M"はV,Cr,Mn,Al,白金属元素,Sc,Y,希土類元素,Au,Z
n,Sn,Reからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、
XはC,Ge,P,Ga,Sb,In,As,Beからなる群から選ばれた少な
くとも1種の元素であり、a,x,y,z,α,β及びγはそれぞ
れ0≦a＜0.5,0.1≦x≦3,0≦y≦30,0≦z≦25,0≦y+z≦3
5,0.1≦α≦30,0≦β≦10及び0≦γ≦10，100ーx-y-z-α
ーβーγ≧60を満たす。）により表される。 Ｆｅが主体
であるが、Ｆｅの一部は成分M（Co及び／又はNi）によ
りＦｅ≧60の範囲で置換することもできる。Mの含有量a
は0≦a＜0.5であるが、好ましくは、0≦a≦0.3である。
aが0.3を超えると、コア損失が増加する場合があるため
である。
る合金として好ましい組成は、 一般式： (Fe1-aMa)100-x-y-z-α-β-γCuxSiyBzM'αM"βXγ（原子％） （ただし、MはCo及び／又はNiであり、M'はNb,W,Ta,Zr,
Hf,Ti及びMoからなる群から選ばれた少なくとも1種の元
素、M"はV,Cr,Mn,Al,白金属元素,Sc,Y,希土類元素,Au,Z
n,Sn,Reからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、
XはC,Ge,P,Ga,Sb,In,As,Beからなる群から選ばれた少な
くとも1種の元素であり、a,x,y,z,α,β及びγはそれぞ
れ0≦a＜0.5,0.1≦x≦3,0≦y≦30,0≦z≦25,0≦y+z≦3
5,0.1≦α≦30,0≦β≦10及び0≦γ≦10，100ーx-y-z-α
ーβーγ≧60を満たす。）により表される。 Ｆｅが主体
であるが、Ｆｅの一部は成分M（Co及び／又はNi）によ
りＦｅ≧60の範囲で置換することもできる。Mの含有量a
は0≦a＜0.5であるが、好ましくは、0≦a≦0.3である。
aが0.3を超えると、コア損失が増加する場合があるため
である。
【００２０】M"の添加により、耐食性の改善、磁気特性
の改善、又は磁歪調整効果が得られる。M"が10原子％を
超えると飽和磁束密度低下が著しい。
の改善、又は磁歪調整効果が得られる。M"が10原子％を
超えると飽和磁束密度低下が著しい。
【００２１】本発明に係る合金のうち特に0≦a≦0.3,0.
5≦x≦2,10≦y≦25,3≦z≦12,18≦y+z≦28,2≦α≦8の
関係を有する場合特に高透磁率、低コア損失が得られや
すい。
5≦x≦2,10≦y≦25,3≦z≦12,18≦y+z≦28,2≦α≦8の
関係を有する場合特に高透磁率、低コア損失が得られや
すい。
【００２２】V,Cr,Mn,Al,白金属元素,Sc,Y,希土類元素,
Au,Zn,Sn,Re等の元素は耐食性改善、磁気特性改善、磁
歪調整の効果を有するものである。その含有量はせいぜ
い10原子％以下である。含有量が10原子％を超えると著
しい飽和磁束密度の低下を招くためであり、特に好まし
い含有量は8原子％以下である。
Au,Zn,Sn,Re等の元素は耐食性改善、磁気特性改善、磁
歪調整の効果を有するものである。その含有量はせいぜ
い10原子％以下である。含有量が10原子％を超えると著
しい飽和磁束密度の低下を招くためであり、特に好まし
い含有量は8原子％以下である。
【００２３】これらの中でRu,Rh,Pd,Os,Ir,Pt,Au,Cr,V
から選ばれる少なくとも1種の元素を添加した合金から
なる場合は特に耐食性、耐摩耗性に優れたＦｅ基軟磁性
合金となる。
から選ばれる少なくとも1種の元素を添加した合金から
なる場合は特に耐食性、耐摩耗性に優れたＦｅ基軟磁性
合金となる。
【００２４】本発明において、C,Ge,P,Ga,Sb,In,Be,As
からなる群から選ばれた少なくとも1種の元素を10原子
％以下含むこともできる。これら元素は非晶質化に有効
な元素であり、Si,Bと共に添加することにより合金の非
晶質化を助けるとともに、磁歪やキュリー温度調整に効
果がある。
からなる群から選ばれた少なくとも1種の元素を10原子
％以下含むこともできる。これら元素は非晶質化に有効
な元素であり、Si,Bと共に添加することにより合金の非
晶質化を助けるとともに、磁歪やキュリー温度調整に効
果がある。
【００２５】Si及びBは、本発明に係る合金の結晶粒微
細化に有用な元素である。本発明に係るＦｅ基軟磁性合
金は、好ましくは、一旦Si,Bの添加効果により非晶質合
金とした後で熱処理により微細結晶粒を形成させること
により得られる。Si及びBの含有量y及びzの限定理由
は、yが30原子％以下、zが25原子％以下、y+zが35原子
％以下でないと、合金の飽和磁束密度の著しい減少があ
るからである。
細化に有用な元素である。本発明に係るＦｅ基軟磁性合
金は、好ましくは、一旦Si,Bの添加効果により非晶質合
金とした後で熱処理により微細結晶粒を形成させること
により得られる。Si及びBの含有量y及びzの限定理由
は、yが30原子％以下、zが25原子％以下、y+zが35原子
％以下でないと、合金の飽和磁束密度の著しい減少があ
るからである。
【００２６】他の非晶質形成元素の添加量が少ない時
は、y+zが10〜35原子％の範囲であれば、前記合金の中
間段階での非晶質化が容易である。しかしながら、前記
M'は非晶質形成元素としても作用するため、B,Siの含有
は必須ではない。
は、y+zが10〜35原子％の範囲であれば、前記合金の中
間段階での非晶質化が容易である。しかしながら、前記
M'は非晶質形成元素としても作用するため、B,Siの含有
は必須ではない。
【００２７】本発明において、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
ても本発明のＦｅ基軟磁性合金に用いられる合金組成と
同一とみなすことができるのはもちろんである。
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
ても本発明のＦｅ基軟磁性合金に用いられる合金組成と
同一とみなすことができるのはもちろんである。
【００２８】次に本発明のＦｅ基軟磁性合金の製造方法
について説明する。まず所定組成の溶湯から、片ロール
法、双ロール法等の公知の液体急冷法によりリボン状の
非晶質合金を形成する。通常、片ロール法等により製造
される非晶質合金リボンの板厚は3〜100μm程度である
が、板厚が25μm以下のものが高周波において使用され
るＦｅ基軟磁性合金用薄帯として特に適している。
について説明する。まず所定組成の溶湯から、片ロール
法、双ロール法等の公知の液体急冷法によりリボン状の
非晶質合金を形成する。通常、片ロール法等により製造
される非晶質合金リボンの板厚は3〜100μm程度である
が、板厚が25μm以下のものが高周波において使用され
るＦｅ基軟磁性合金用薄帯として特に適している。
【００２９】この非晶質合金は結晶相を含んでいてもよ
いが、後の熱処理により微細な結晶粒を均一に生成する
ためには非晶質であるのが望ましい。非晶質リボンは熱
処理の前に巻回、打ち抜き、エッチング等をして所定の
形状に加工しＦｅ基軟磁性合金とする方が望ましい。こ
の理由は非晶質の段階ではリボンは加工性が良いが、一
旦結晶化すると加工性が著しく低下する場合が多いから
である。しかしながら、熱処理後巻回する、エッチング
する等の加工を行いＦｅ基軟磁性合金を製造することも
可能である。
いが、後の熱処理により微細な結晶粒を均一に生成する
ためには非晶質であるのが望ましい。非晶質リボンは熱
処理の前に巻回、打ち抜き、エッチング等をして所定の
形状に加工しＦｅ基軟磁性合金とする方が望ましい。こ
の理由は非晶質の段階ではリボンは加工性が良いが、一
旦結晶化すると加工性が著しく低下する場合が多いから
である。しかしながら、熱処理後巻回する、エッチング
する等の加工を行いＦｅ基軟磁性合金を製造することも
可能である。
【００３０】熱処理は所定の形状に加工した非晶質合金
リボンを真空中または水素、窒素、Ar等の不活性ガス雰
囲気中、又は大気中において一定時間保持し行う。熱処
理温度及び時間は非晶質合金リボンからなる磁心の形
状、サイズ、組成等により異なるが、一般的に450℃〜7
00℃で5分から24時間程度が望ましい。熱処理温度が450
℃未満であると結晶化が起こりにくく、熱処理に時間が
かかりすぎる。また700℃より高いと粗大な結晶粒が生
成したり、不均一な形態の結晶粒が生成するおそれがあ
り、微細な結晶粒を均一に得ることができなくなる。ま
た熱処理時間については、5分未満では加工した合金全
体を均一な温度とすることが困難であり磁気特性がばら
つきやすく、24時間より長いと生産性が悪くなるだけで
なく結晶粒の過剰な成長や不均一な形態の結晶粒の生成
により磁気特性の低下が起こりやすい。好ましい熱処理
条件は、実用性及び均一な温度コントロール等を考慮し
て、500〜650℃で5分〜6時間である。
リボンを真空中または水素、窒素、Ar等の不活性ガス雰
囲気中、又は大気中において一定時間保持し行う。熱処
理温度及び時間は非晶質合金リボンからなる磁心の形
状、サイズ、組成等により異なるが、一般的に450℃〜7
00℃で5分から24時間程度が望ましい。熱処理温度が450
℃未満であると結晶化が起こりにくく、熱処理に時間が
かかりすぎる。また700℃より高いと粗大な結晶粒が生
成したり、不均一な形態の結晶粒が生成するおそれがあ
り、微細な結晶粒を均一に得ることができなくなる。ま
た熱処理時間については、5分未満では加工した合金全
体を均一な温度とすることが困難であり磁気特性がばら
つきやすく、24時間より長いと生産性が悪くなるだけで
なく結晶粒の過剰な成長や不均一な形態の結晶粒の生成
により磁気特性の低下が起こりやすい。好ましい熱処理
条件は、実用性及び均一な温度コントロール等を考慮し
て、500〜650℃で5分〜6時間である。
【００３１】熱処理雰囲気はAr,窒素,水素等の不活性ガ
ス雰囲気又は還元性雰囲気が望ましいが、大気中等の酸
化性雰囲気でも良い。冷却は空冷や炉冷等により、適宜
行うことができる。また場合によっては多段の熱処理を
行うこともできる。また熱処理の際磁心材に電流を流し
たり高周波磁界を印加し磁心を発熱させることにより磁
心を熱処理することもできる。
ス雰囲気又は還元性雰囲気が望ましいが、大気中等の酸
化性雰囲気でも良い。冷却は空冷や炉冷等により、適宜
行うことができる。また場合によっては多段の熱処理を
行うこともできる。また熱処理の際磁心材に電流を流し
たり高周波磁界を印加し磁心を発熱させることにより磁
心を熱処理することもできる。
【００３２】熱処理を直流あるいは交流等の磁場中で行
うこともできる。更には磁場中熱処理により本磁心に用
いられている合金に磁気異方性を生じさせ特性向上をは
かることができる。磁場は熱処理の間中印加してもよい
が全期間印加する必要はなく、合金のキュリー温度Tcよ
り低い温度のときで十分な効果が得られる。
うこともできる。更には磁場中熱処理により本磁心に用
いられている合金に磁気異方性を生じさせ特性向上をは
かることができる。磁場は熱処理の間中印加してもよい
が全期間印加する必要はなく、合金のキュリー温度Tcよ
り低い温度のときで十分な効果が得られる。
【００３３】
【実施例】本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説
明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００３４】（実施例１）原子％でCu1％,Si13.4％,B9.
1％,Nb3.1％及び残部実質的にＦｅからなる組成の溶湯
から、単ロール法により幅5mm,厚さ18μmのリボンを作
製した。このリボンのＸ線回折を測定したとこ図８に示
すような非晶質合金に典型的なハローパターンが得られ
た。またこのリボンの透過電子顕微鏡写真（30万倍）を
図３に示す。図８,図３より明かなように得られたリボ
ンはほぼ完全な非晶質であった。次にこの非晶質リボン
から外径19mm、内径15mmのリングを打ち抜き、アルゴン
ガス雰囲気中、550℃で1時間熱処理を行った。熱処理後
のリボンのＸ線回折パターンは図１０に示すように結晶
ピークが認められた。図１１はこの熱処理後のリボンの
透過電子顕微鏡（30万倍）であり、熱処理後の組織の大
部分（ほぼ100%）が微細な結晶粒からなることがわかっ
た。結晶粒の平均粒径は約100オングストロームであっ
た。
1％,Nb3.1％及び残部実質的にＦｅからなる組成の溶湯
から、単ロール法により幅5mm,厚さ18μmのリボンを作
製した。このリボンのＸ線回折を測定したとこ図８に示
すような非晶質合金に典型的なハローパターンが得られ
た。またこのリボンの透過電子顕微鏡写真（30万倍）を
図３に示す。図８,図３より明かなように得られたリボ
ンはほぼ完全な非晶質であった。次にこの非晶質リボン
から外径19mm、内径15mmのリングを打ち抜き、アルゴン
ガス雰囲気中、550℃で1時間熱処理を行った。熱処理後
のリボンのＸ線回折パターンは図１０に示すように結晶
ピークが認められた。図１１はこの熱処理後のリボンの
透過電子顕微鏡（30万倍）であり、熱処理後の組織の大
部分（ほぼ100%）が微細な結晶粒からなることがわかっ
た。結晶粒の平均粒径は約100オングストロームであっ
た。
【００３５】Ｘ線回折パターン及び透過電子顕微鏡によ
る分析から、この結晶粒はSi等が固溶したα−Ｆｅと推
定された。また、組織中のＣｕの濃度分布を観察したと
ころ、主に結晶粒周辺に存在していることが確認され
た。
る分析から、この結晶粒はSi等が固溶したα−Ｆｅと推
定された。また、組織中のＣｕの濃度分布を観察したと
ころ、主に結晶粒周辺に存在していることが確認され
た。
【００３６】次に熱処理前後のリボン状Ｆｅ基軟磁性合
金について、磁束密度の波高値Ｂｍ＝２ｋＧおよび周波
数１００ＫＨｚにおけるコア損失W2/100Kを測定したと
ころ、熱処理前のものは４０００ｍＷ／ｃｃ、熱処理後
のものは２２０ｍＷ／ｃｃであった。また、周波数１Ｋ
Ｈｚ、Ｈｍ＝５ｍＯｅにおける実効透磁率μeを測定し
たところ前者（熱処理前）は５００、後者（熱処理後）
は１００２００であった。これから、本発明のＦｅ基軟
磁性合金は、コア損失が著しく低下するのみならず、透
磁率が著しく高くなることがわかる。
金について、磁束密度の波高値Ｂｍ＝２ｋＧおよび周波
数１００ＫＨｚにおけるコア損失W2/100Kを測定したと
ころ、熱処理前のものは４０００ｍＷ／ｃｃ、熱処理後
のものは２２０ｍＷ／ｃｃであった。また、周波数１Ｋ
Ｈｚ、Ｈｍ＝５ｍＯｅにおける実効透磁率μeを測定し
たところ前者（熱処理前）は５００、後者（熱処理後）
は１００２００であった。これから、本発明のＦｅ基軟
磁性合金は、コア損失が著しく低下するのみならず、透
磁率が著しく高くなることがわかる。
【００３７】（実施例２）表１に示す組成を有する幅5m
m、厚さ18μmの非晶質合金薄帯を単ロール法により作製
し、外径19mm、内径15mmにトロイダル状に巻き、結晶化
温度以上の温度で熱処理後、直流磁気特性１ｋＨｚにお
ける実効透磁率μe1k、１００ＫＨｚ、２ｋＧにおける
コア損失W2/100Kを測定した。また、飽和磁歪λsも測定
した。結果を表１に示す。
m、厚さ18μmの非晶質合金薄帯を単ロール法により作製
し、外径19mm、内径15mmにトロイダル状に巻き、結晶化
温度以上の温度で熱処理後、直流磁気特性１ｋＨｚにお
ける実効透磁率μe1k、１００ＫＨｚ、２ｋＧにおける
コア損失W2/100Kを測定した。また、飽和磁歪λsも測定
した。結果を表１に示す。
【００３８】本発明合金の飽和磁束密度Bsは10kGを越え
るものがあり、Co基アモルファス合金より高く軟磁気特
性もCo基アモルファスと同等以上の特性が得られること
がわかる。また磁歪が小さくほぼ磁歪が0のものも得ら
れる。なお実施例１と同様に組織観察を行ったところ、
表１のいずれの合金も平均粒径100〜150オングストロー
ムのSi等が固溶したα−Ｆｅを主体とする微細結晶粒が
組織の大部分（ほぼ100%）を占めていること、およびＣ
ｕが主に結晶粒周辺に存在していることが確認された。
るものがあり、Co基アモルファス合金より高く軟磁気特
性もCo基アモルファスと同等以上の特性が得られること
がわかる。また磁歪が小さくほぼ磁歪が0のものも得ら
れる。なお実施例１と同様に組織観察を行ったところ、
表１のいずれの合金も平均粒径100〜150オングストロー
ムのSi等が固溶したα−Ｆｅを主体とする微細結晶粒が
組織の大部分（ほぼ100%）を占めていること、およびＣ
ｕが主に結晶粒周辺に存在していることが確認された。
【００３９】
【表１】 Bs Hc W2/100K λs 組 成(at％) μe1K (kG) (Oe) (mW/cc) (×10-6) Fe74Cu0.5Si13.5B9Nb3 12.4 0.013 68000 300 +1.8 本 Fe74Cu1.5Si13.5B9Nb2 12.6 0.015 76000 230 +2.0 Fe79Cu1.0Si8B9Nb3 14.6 0.056 21000 470 +1.8 Fe74.5Cu1.0Si13.5B6Nb5 11.6 0.020 42000 350 +1.5 発 Fe77Cu1.0Si10B9Nb3 14.3 0.025 48000 430 +1.6 Fe73.5Cu1.0Si17.5B5Ta3 10.5 0.015 42000 380 -0.3 Fe71Cu1.5Si13.5B9Mo5 11.2 0.012 68000 280 +1.9 明 Fe74Cu1.0Si14B8W3 12.1 0.022 74000 250 +1.7 Fe73Cu2.0Si13.5B8.5Hf3 11.6 0.028 29000 350 +2.0 Fe74.5Cu1.0Si13.5B9Ta2 12.8 0.018 33000 480 +1.8 例 Fe72Cu1.0Si14B8Zr5 11.7 0.030 28000 380 +2.0 Fe71.5Cu1.0Si13.5B9Ti5 11.3 0.038 28000 480 +1.8 Fe73Cu1.5Si13.5B9Mo3 12.1 0.014 69000 250 +2.8 Fe73.5Cu1.0Si13.5B9Ta3 11.4 0.017 43000 330 +1.9 Fe71Cu1.0Si13B10W5 10.0 0.023 68000 320 +2.5 従 Fe78Si9B13 アモルファス 15.6 0.03 5000 3300 +27 来 Co70.3Fe4.7Si15B10アモルファス 8.0 0.006 8500 350 〜0 例 Fe84.2Si9.6Al6.2 (wt%) 11.0 0.02 10000 − 〜0
【００４０】（実施例３）表２に示す組成の幅5mm、厚
さ18μmの非晶質合金薄帯を単ロール法により作製し、
外径19mm、内径15mmのトロイダル状に巻回し、結晶化温
度以上の温度で熱処理後、直流磁気特性１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率μe1k、１００ＫＨｚ、２ｋＧにおけるコ
ア損失W2/100Kを測定した。また、飽和磁歪λsも測定し
た。結果を表２に示す 実施例１と同様に組織観察を行ったところ、表２のいず
れの合金も平均粒径100〜150オングストロームのα−Ｆ
ｅを主体とする微細結晶粒が組織の大部分（ほぼ100%）
を占めていること、およびＣｕが主に結晶粒周辺に存在
していることが確認された。
さ18μmの非晶質合金薄帯を単ロール法により作製し、
外径19mm、内径15mmのトロイダル状に巻回し、結晶化温
度以上の温度で熱処理後、直流磁気特性１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率μe1k、１００ＫＨｚ、２ｋＧにおけるコ
ア損失W2/100Kを測定した。また、飽和磁歪λsも測定し
た。結果を表２に示す 実施例１と同様に組織観察を行ったところ、表２のいず
れの合金も平均粒径100〜150オングストロームのα−Ｆ
ｅを主体とする微細結晶粒が組織の大部分（ほぼ100%）
を占めていること、およびＣｕが主に結晶粒周辺に存在
していることが確認された。
【００４１】本発明のＦｅ基軟磁性合金の飽和磁束密度
Bsは通常のCo基アモルファス合金や80wt％Niパーマロイ
より高く、μe1K,Hc,W2/100K等はCo基アモルファスと同
等以上の特性を示す上に磁歪が小さく軟磁性材料として
最適な特性を有しており、本発明Ｆｅ基軟磁性合金の特
性が優れていることがわかる。
Bsは通常のCo基アモルファス合金や80wt％Niパーマロイ
より高く、μe1K,Hc,W2/100K等はCo基アモルファスと同
等以上の特性を示す上に磁歪が小さく軟磁性材料として
最適な特性を有しており、本発明Ｆｅ基軟磁性合金の特
性が優れていることがわかる。
【００４２】
【表２】 Bs Hc W2/100K λs 組 成 (ａｔ.%) μe1K (kG) (Oe) (mW/cc) (x10-6) (Fe0.959Ni0.041)73.5Cu1Si13.5B9Nb3 12.3 0.018 32000 280 +4.6 (Fe0.93Ni0.07)73.5Cu1Si13.5B9Nb3 12.1 0.023 18000 480 +4.8 (Fe0.905Ni0.095)73.5Cu1Si13.5B9Nb3 11.8 0.020 16000 540 +5.0 (Fe0.986Co0.014)73.5Cu1Si13.5B9Nb3 12.6 0.011 82000 280 +4.0 (Fe0.959Co0.041)73.5Cu1Si13.5B9Nb3 13.0 0.015 54000 400 +4.2 (Fe0.93Co0.07)73.5Cu1Si13.5B9Nb3 13.2 0.020 27000 500 +4.8 Fe71.5Cu1Si15.5B7Nb5 10.7 0.012 85000 230 +2.8 Fe71.5Cu1Si17.5B5Nb5 10.2 0.010 80000 280 +2.0 Fe71.5Cu1Si19.5B3Nb5 9.2 0.065 8000 820 +1.6 Fe70.5Cu1Si20.5B5Nb3 10.8 0.027 23000 530 〜0 Fe75.5Cu1Si13.5B7Nb3 13.3 0.011 84000 250 +1.5 Fe87Cu1B5Zr7 15.5 0.044 20000 570 +0.9 Fe90Cu1B2Hf7 16.0 0.037 18000 540 〜0 Fe88Cu1Si2B3Zr7 15.0 0.025 28000 540 〜0 Fe90Cu1B2Zr7 16.5 0.03 17000 580 〜0 Fe86Cu1B6Zr7 15.2 0.04 48000 520 〜0
【００４３】（実施例４）双ロ−ル法により表３に示す
組成の幅１０ｍｍ及び板圧３０μｍの非晶質合金リボン
を作製した。次に各非晶質合金のリボンから打ち抜きプ
レスにより磁気ヘッド用コアを作製し、５５０℃で１時
間の熱処理を行った後磁気ヘッドを作製した。熱処理後
のリボンは透過電子顕微鏡による組織観察の結果、５０
％以上が５００オングストロ−ム以下のα−Ｆｅを主体
とする微細な結晶粒からなることが確認された。熱処理
したリボンの１部について１００ｇの荷重下でビッカ−
ズ硬さを測定し、更に塩水噴霧煮より耐食性を検討し
た。結果を表３に示す。次に磁気ヘッドをカセットデッ
キに取り付け、温度２０℃、湿度９０％で摩耗試験を行
った。１００時間後の摩耗量を表３に示す。本発明合金
はビッカ−ズ硬さが高く、耐食性に優れ、耐摩耗性にも
優れているので磁気ディスク、オ−ディオヘッド等への
応用を考えた場合、信頼性の高い製品となる。
組成の幅１０ｍｍ及び板圧３０μｍの非晶質合金リボン
を作製した。次に各非晶質合金のリボンから打ち抜きプ
レスにより磁気ヘッド用コアを作製し、５５０℃で１時
間の熱処理を行った後磁気ヘッドを作製した。熱処理後
のリボンは透過電子顕微鏡による組織観察の結果、５０
％以上が５００オングストロ−ム以下のα−Ｆｅを主体
とする微細な結晶粒からなることが確認された。熱処理
したリボンの１部について１００ｇの荷重下でビッカ−
ズ硬さを測定し、更に塩水噴霧煮より耐食性を検討し
た。結果を表３に示す。次に磁気ヘッドをカセットデッ
キに取り付け、温度２０℃、湿度９０％で摩耗試験を行
った。１００時間後の摩耗量を表３に示す。本発明合金
はビッカ−ズ硬さが高く、耐食性に優れ、耐摩耗性にも
優れているので磁気ディスク、オ−ディオヘッド等への
応用を考えた場合、信頼性の高い製品となる。
【００４４】
【表３】
【００４５】（実施例５）Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9の組成
を有する幅１５ｍｍ、厚さ１５μｍの非晶質合金薄帯を
作製し、アルミナ粉末を表面に塗布した後外径３０ｍ
ｍ、内径１８ｍｍに巻き回し巻磁心とし磁路と直角方向
に５００００ｅの磁界を印加しながら５５０℃まで２０
℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温し１時間保持した後２℃／
ｍｉｎの冷却速度で２５０℃まで冷却後磁場印加をやめ
炉外に取り出し窒素ガスを吹きつけ室温まで冷却した。
熱処理後のコアをベ−ク製のコアケ−スに入れ直流Ｂ−
Ｈカ−ブおよびパルス透過率のμｐの動作磁束密度ΔＢ
依存性を測定した。得られた結果を図１０、図１１に示
す。なお透過電子顕微鏡及びＸ線回折の結果熱処理後の
磁心は８０％以上が微細な結晶粒からなることが確認さ
れた。
を有する幅１５ｍｍ、厚さ１５μｍの非晶質合金薄帯を
作製し、アルミナ粉末を表面に塗布した後外径３０ｍ
ｍ、内径１８ｍｍに巻き回し巻磁心とし磁路と直角方向
に５００００ｅの磁界を印加しながら５５０℃まで２０
℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温し１時間保持した後２℃／
ｍｉｎの冷却速度で２５０℃まで冷却後磁場印加をやめ
炉外に取り出し窒素ガスを吹きつけ室温まで冷却した。
熱処理後のコアをベ−ク製のコアケ−スに入れ直流Ｂ−
Ｈカ−ブおよびパルス透過率のμｐの動作磁束密度ΔＢ
依存性を測定した。得られた結果を図１０、図１１に示
す。なお透過電子顕微鏡及びＸ線回折の結果熱処理後の
磁心は８０％以上が微細な結晶粒からなることが確認さ
れた。
【００４６】
【発明の効果】本発明によれば各種トランス、チョーク
コイル、可飽和リアクトル、ノイズフィルター等に好適
なコア損失が低く透磁率が高く、磁歪の小さなＦｅ基軟
磁性合金を提供することができる。
コイル、可飽和リアクトル、ノイズフィルター等に好適
なコア損失が低く透磁率が高く、磁歪の小さなＦｅ基軟
磁性合金を提供することができる。
【図１】結晶粒割合とコア損失の関係を示す図である。
【図２】結晶粒割合と実効透磁率との関係を示す図であ
る。
る。
【図３】結晶粒割合が０％の合金の透過電子顕微鏡金属
組織写真である。
組織写真である。
【図４】結晶粒割合が１２％の合金の透過電子顕微鏡金
属組織写真である。
属組織写真である。
【図５】結晶粒割合が４７％の合金の透過電子顕微鏡金
属組織写真である。
属組織写真である。
【図６】結晶粒割合が約８０％の合金の透過電子顕微鏡
金属組織写真である。
金属組織写真である。
【図７】結晶粒割合が１００％の合金の透過電子顕微鏡
金属組織写真である。
金属組織写真である。
【図８】本発明Ｆｅ基軟磁性合金を製造する中間段階で
作製される合金のＸ線回折パターンである。
作製される合金のＸ線回折パターンである。
【図９】本発明Ｆｅ基軟磁性合金のＸ線回折パターンで
ある。
ある。
【図１０】本発明Ｆｅ基軟磁性合金の直流Ｂ−Ｈカーブ
の１例を示した図である。
の１例を示した図である。
【図１１】本発明Ｆｅ基軟磁性合金のパルス透磁率に対
する動作磁束密度の依存性を示した図である。
する動作磁束密度の依存性を示した図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｆｅ含有量が６０原子％以上で、平均粒
径が５００オングストロ−ム以下のＦｅを主構成元素と
する微細な結晶粒を主体とし、１００ＫＨｚ、５ｋＧに
おけるコア損失が９００ｍＷ／ｃｃ以下、１ＫＨｚ、５
ｍＯｅにおける実効透磁率が１５０００以上であること
を特徴とするＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項２】 飽和磁歪が−１．０×１０-6〜＋６．０
×１０-6である請求項１に記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項３】 Ｃｕを含む請求項１または請求項２に記
載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項４】 Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ及び
Ｍｏからなる群より選ばれた少なくとも１種の元素を含
む請求項１〜請求項３のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4332314A JPH0610105A (ja) | 1986-12-15 | 1992-11-18 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29793886 | 1986-12-15 | ||
| JP61-297938 | 1986-12-15 | ||
| JP4332314A JPH0610105A (ja) | 1986-12-15 | 1992-11-18 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62317189A Division JPS6479342A (en) | 1986-12-15 | 1987-12-15 | Fe-base soft magnetic alloy and its production |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0610105A true JPH0610105A (ja) | 1994-01-18 |
Family
ID=26561311
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4332314A Pending JPH0610105A (ja) | 1986-12-15 | 1992-11-18 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0610105A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002530854A (ja) * | 1998-11-13 | 2002-09-17 | バクームシユメルツエ、ゲゼルシヤフト、ミツト、ベシユレンクテル、ハフツング | 変流器での使用に適した磁心、磁心の製造方法及び変流器 |
| JP2006525655A (ja) * | 2003-04-02 | 2006-11-09 | バクームシュメルツェ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング ウント コンパニ コマンディートゲゼルシャフト | 鉄心とその製造および使用方法 |
| JP2007536430A (ja) * | 2004-05-06 | 2007-12-13 | バテル エナジー アライアンス，エルエルシー | 基板上に硬化面を形成する方法 |
| JP2008104340A (ja) * | 1999-12-23 | 2008-05-01 | Metglas Inc | 電動機用のバルク状非晶質金属磁性部材 |
| EP3366790A1 (en) * | 2017-02-27 | 2018-08-29 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
-
1992
- 1992-11-18 JP JP4332314A patent/JPH0610105A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002530854A (ja) * | 1998-11-13 | 2002-09-17 | バクームシユメルツエ、ゲゼルシヤフト、ミツト、ベシユレンクテル、ハフツング | 変流器での使用に適した磁心、磁心の製造方法及び変流器 |
| JP2008104340A (ja) * | 1999-12-23 | 2008-05-01 | Metglas Inc | 電動機用のバルク状非晶質金属磁性部材 |
| JP2006525655A (ja) * | 2003-04-02 | 2006-11-09 | バクームシュメルツェ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング ウント コンパニ コマンディートゲゼルシャフト | 鉄心とその製造および使用方法 |
| KR101140912B1 (ko) * | 2003-04-02 | 2012-05-03 | 바쿰슈멜체 게엠베하 운트 코. 카게 | 마그네트 코어 및 그의 제조 방법 및 특히 변류기 및전류-보상 인덕터에서의 마그네트 코어의 애플리케이션,마그네트 코어의 제조 밴드 및 합금 |
| JP2007536430A (ja) * | 2004-05-06 | 2007-12-13 | バテル エナジー アライアンス，エルエルシー | 基板上に硬化面を形成する方法 |
| EP3366790A1 (en) * | 2017-02-27 | 2018-08-29 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| CN108511144A (zh) * | 2017-02-27 | 2018-09-07 | Tdk株式会社 | 软磁性合金以及磁性部件 |
| US10943718B2 (en) | 2017-02-27 | 2021-03-09 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3437573B2 (ja) | ナノ結晶質構造を有するＦｅ−Ｎｉ基軟磁性合金 | |
| US4881989A (en) | Fe-base soft magnetic alloy and method of producing same | |
| JPH044393B2 (ja) | ||
| JP4210986B2 (ja) | 磁性合金ならびにそれを用いた磁性部品 | |
| JPH01242755A (ja) | Ｆｅ基磁性合金 | |
| JP2710938B2 (ja) | 高飽和磁束密度軟磁性合金 | |
| JPH06322472A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金の製造方法 | |
| JP3357386B2 (ja) | 軟磁性合金およびその製造方法ならびに磁心 | |
| JP3231149B2 (ja) | ノイズフィルタ | |
| JP2710948B2 (ja) | 耐蝕性に優れた超微細結晶Ｆｅ基合金及びその製法 | |
| JP2868121B2 (ja) | Ｆｅ基磁性合金磁心の製造方法 | |
| JP2667402B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JPH0711396A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JPH062076A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金および製造方法 | |
| JPH0885821A (ja) | 高透磁率ナノ結晶合金の製造方法 | |
| JP2006291234A (ja) | 微結晶合金薄帯 | |
| JPH0610105A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JP2713373B2 (ja) | 磁 心 | |
| JPH0867911A (ja) | ナノ結晶磁性合金の熱処理方法 | |
| JP4310738B2 (ja) | 軟磁性合金並びに磁性部品 | |
| JPH0768604B2 (ja) | Ｆｅ基磁性合金 | |
| JPH1046301A (ja) | Ｆｅ基磁性合金薄帯ならびに磁心 | |
| JP2007211301A (ja) | 微結晶合金薄帯および磁心 | |
| JP2713714B2 (ja) | Ｆｅ基磁性合金 | |
| JPH0610104A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 |