JPH10237605A - 極薄型Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金及びその製造方法 - Google Patents
極薄型Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 下記一般式（１）
（Ｆｅ1-a Ｍa)100-b-c-d-e-f Ａｌb Ｂc Ｍ′d Ｃｕe
Ｍ″f （１） （式中、Ｍは、Ｃｏ及びＮｉから選ばれた１種以上の元
素であり、Ｍ′は、Ｈｆ、Ｚｒ及びＮｂから選ばれた１
種以上の元素であり、Ｍ″は、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、
Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｇａ及びＧｅから
選ばれた１種以上の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ及
びｆは、各合金組成の原子％であって、それぞれ０≦ａ
≦２０、２≦ｂ≦１２、５≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦１５、
０．１≦ｅ≦５、０≦ｆ≦５を満たす）で示される、極
薄型Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金及びその製造方法に関す
る。
Ｍ″f （１） （式中、Ｍは、Ｃｏ及びＮｉから選ばれた１種以上の元
素であり、Ｍ′は、Ｈｆ、Ｚｒ及びＮｂから選ばれた１
種以上の元素であり、Ｍ″は、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、
Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｇａ及びＧｅから
選ばれた１種以上の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ及
びｆは、各合金組成の原子％であって、それぞれ０≦ａ
≦２０、２≦ｂ≦１２、５≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦１５、
０．１≦ｅ≦５、０≦ｆ≦５を満たす）で示される、極
薄型Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金及びその製造方法に関す
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、低い磁芯損失と高
周波において優れた磁気的特性を示す極薄型Ｆｅ−Ａｌ
系軟磁性合金及びその製造方法に関する。更に詳しく
は、本発明は各種電気・電子装置の部品として用いられ
る軟磁性材料であって、高周波帯域で優れた透磁率と低
い磁芯損失を有する極薄型Ｆｅ−Ａｌ系超微細結晶粒軟
磁性合金及びその製造方法に関する。
周波において優れた磁気的特性を示す極薄型Ｆｅ−Ａｌ
系軟磁性合金及びその製造方法に関する。更に詳しく
は、本発明は各種電気・電子装置の部品として用いられ
る軟磁性材料であって、高周波帯域で優れた透磁率と低
い磁芯損失を有する極薄型Ｆｅ−Ａｌ系超微細結晶粒軟
磁性合金及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】最近、電気・電子装置及び情報通信機の
高性能化並びに小型化、軽量化の積極的な推進に伴い、
これら各種機器に用いる電源装置の小型化及び高効率化
が望まれている。電源装置に用いられる各種部品中、抵
抗器、コンデンサー、半導体素子などは、現在チップ型
部品が開発されて小型化が大いに進展しているものの、
磁気素子として使われているインダクター及び小型変圧
器などは、まだその容積が大きいバルクの形態で使用さ
れているため、小型化及び軽量化への大きい障害物にな
っている。電源装置に用いられる磁性部品の場合、駆動
周波数を増加させることにより、小型化が可能である。
すなわち、周波数を増加させると、コアの断面積と巻線
数が少なくなるので、部品の小型化を達成することがで
きる。しかし、一般に軟磁性材料は高周波動作の条件下
では損失が大いに増加して部品の発熱が生じ、電気・電
子装置の寿命短縮、もしくはエネルギーの消耗が多くな
るため、省エネルギーの面でも不利である。そのために
高周波動作の条件下においてもエネルギーの低消費、か
つ高効率、低損失の特性を有する優れた軟磁性材料の開
発が、軟磁性部品の小型化、軽量化へのキーポイントで
あると言える。
高性能化並びに小型化、軽量化の積極的な推進に伴い、
これら各種機器に用いる電源装置の小型化及び高効率化
が望まれている。電源装置に用いられる各種部品中、抵
抗器、コンデンサー、半導体素子などは、現在チップ型
部品が開発されて小型化が大いに進展しているものの、
磁気素子として使われているインダクター及び小型変圧
器などは、まだその容積が大きいバルクの形態で使用さ
れているため、小型化及び軽量化への大きい障害物にな
っている。電源装置に用いられる磁性部品の場合、駆動
周波数を増加させることにより、小型化が可能である。
すなわち、周波数を増加させると、コアの断面積と巻線
数が少なくなるので、部品の小型化を達成することがで
きる。しかし、一般に軟磁性材料は高周波動作の条件下
では損失が大いに増加して部品の発熱が生じ、電気・電
子装置の寿命短縮、もしくはエネルギーの消耗が多くな
るため、省エネルギーの面でも不利である。そのために
高周波動作の条件下においてもエネルギーの低消費、か
つ高効率、低損失の特性を有する優れた軟磁性材料の開
発が、軟磁性部品の小型化、軽量化へのキーポイントで
あると言える。
【０００３】高効率、低損失軟磁性体の開発は、磁性体
の厚さを減らすか、もしくは電気抵抗を増加させて、高
周波帯域で損失の大部分を占める渦電流損失を減少させ
ることにより可能になるが、現在かかる要求条件に適し
て開発された代表的な材料が２０〜３０μm の厚さを有
する非晶質合金である。前記の非晶質合金は、コバルト
系及び鉄系非晶質合金に大別されるが、これらは各種電
源装置のコア材料として使用されており、駆動周波数帯
域は数十から数百kHz に至ると知られている。
の厚さを減らすか、もしくは電気抵抗を増加させて、高
周波帯域で損失の大部分を占める渦電流損失を減少させ
ることにより可能になるが、現在かかる要求条件に適し
て開発された代表的な材料が２０〜３０μm の厚さを有
する非晶質合金である。前記の非晶質合金は、コバルト
系及び鉄系非晶質合金に大別されるが、これらは各種電
源装置のコア材料として使用されており、駆動周波数帯
域は数十から数百kHz に至ると知られている。
【０００４】最近、各種電子機器の軽薄・短小化により
電子機器用の電源に対する小型化及びそのための高周波
化が更に強く望まれているため、Ｃｏ系非晶質合金薄帯
を用いた高周波用磁芯の場合、動作周波数をMHz 帯域に
増加させるための研究が行われてきた。
電子機器用の電源に対する小型化及びそのための高周波
化が更に強く望まれているため、Ｃｏ系非晶質合金薄帯
を用いた高周波用磁芯の場合、動作周波数をMHz 帯域に
増加させるための研究が行われてきた。
【０００５】これらの研究結果として、通常の急冷薄帯
の厚さより遥かに薄い１０μm 以下の極薄型Ｃｏ系非晶
質合金薄帯の製造が行われ、従来の薄帯の厚さ（約２０
μm程度）に比べて磁芯損失及び高周波特性が非常に改
善されていると報告されている（特開平３−９０５４７
号）。しかし、いままで極薄型薄帯の製造の対象になっ
てきたＣｏ系非晶質合金は、優れた特性を示しているに
も拘らず、低い飽和磁束密度、Ｃｏの高価、そして資源
の地域的な偏在のため、供給の不安が大きいという短所
を有しており、またＣｏ系非晶質合金の経時安定性が良
くないことも問題点として指摘されている。
の厚さより遥かに薄い１０μm 以下の極薄型Ｃｏ系非晶
質合金薄帯の製造が行われ、従来の薄帯の厚さ（約２０
μm程度）に比べて磁芯損失及び高周波特性が非常に改
善されていると報告されている（特開平３−９０５４７
号）。しかし、いままで極薄型薄帯の製造の対象になっ
てきたＣｏ系非晶質合金は、優れた特性を示しているに
も拘らず、低い飽和磁束密度、Ｃｏの高価、そして資源
の地域的な偏在のため、供給の不安が大きいという短所
を有しており、またＣｏ系非晶質合金の経時安定性が良
くないことも問題点として指摘されている。
【０００６】このような短所を改善するために、最近急
冷凝固方式により製造されたＦｅ系非晶質合金を、結晶
化温度以上で熱処理し、結晶粒の大きさが１０〜２０nm
の体心立方相の超微細結晶組織に変態させた結果、Ｆｅ
の多量含有による高飽和磁束密度を有すると共に、零磁
歪特性を示し、また優れた高周波特性を示す減少が現れ
た。代表的なものとして、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃｕ−Ｎｂ
系〔吉沢らの欧州特許０２７１６５７号、特開昭６３−
３２０５０４号〕、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｂ−Ｃｕ系〔鈴木らの
Mater. Trans. JIM, 31 (1990) 743〕などにこの現象が
報告されているが、現在これらの合金は、優れた高周波
磁芯材料として生産又は市販されている。しかし、彼ら
が発見した超微細結晶合金も高飽和磁束密度を有してい
るものの、厚さが２０μm 程度であって、MHz の帯域で
は損失が大きい短所がある。
冷凝固方式により製造されたＦｅ系非晶質合金を、結晶
化温度以上で熱処理し、結晶粒の大きさが１０〜２０nm
の体心立方相の超微細結晶組織に変態させた結果、Ｆｅ
の多量含有による高飽和磁束密度を有すると共に、零磁
歪特性を示し、また優れた高周波特性を示す減少が現れ
た。代表的なものとして、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃｕ−Ｎｂ
系〔吉沢らの欧州特許０２７１６５７号、特開昭６３−
３２０５０４号〕、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｂ−Ｃｕ系〔鈴木らの
Mater. Trans. JIM, 31 (1990) 743〕などにこの現象が
報告されているが、現在これらの合金は、優れた高周波
磁芯材料として生産又は市販されている。しかし、彼ら
が発見した超微細結晶合金も高飽和磁束密度を有してい
るものの、厚さが２０μm 程度であって、MHz の帯域で
は損失が大きい短所がある。
【０００７】したがって、本発明者らは、既存のＦｅ−
Ｓｉ−Ｂ−Ｃｕ−Ｎｂ系及びＦｅ−Ｚｒ−Ｂ−Ｃｕ系に
対応する高飽和磁束密度及び高透磁率特性を有する、新
たな合金について研究を行った結果、Ｆｅ−Ｂ−Ｍ−Ｎ
−Ｒ（ここで、ＭはＨｆ、Ｚｒ及びＮｂから選ばれた元
素であり、ＮはＣｕ元素であり、Ｒは種々の添加元素で
ある）の合金系に、一定量のＡｌを添加すれば、軟磁性
特性が向上し、結晶磁気異方性が低下し、また電気抵抗
が増加して、高周波軟磁気特性が向上する点に着目し
て、Ａｌ添加Ｆｅ系合金の極薄化を試みた。その結果、
製造された極薄型Ｆｅ−Ａｌ系超微細結晶軟磁性合金
が、従来の極薄型非晶質合金より飽和磁束密度が揺かに
高く、また従来の超微細結晶合金に比べて、高周波特
性、特にMHz 帯域で非常に向上された軟磁気特性を示す
事実を見出して、本発明を完成するに至った。
Ｓｉ−Ｂ−Ｃｕ−Ｎｂ系及びＦｅ−Ｚｒ−Ｂ−Ｃｕ系に
対応する高飽和磁束密度及び高透磁率特性を有する、新
たな合金について研究を行った結果、Ｆｅ−Ｂ−Ｍ−Ｎ
−Ｒ（ここで、ＭはＨｆ、Ｚｒ及びＮｂから選ばれた元
素であり、ＮはＣｕ元素であり、Ｒは種々の添加元素で
ある）の合金系に、一定量のＡｌを添加すれば、軟磁性
特性が向上し、結晶磁気異方性が低下し、また電気抵抗
が増加して、高周波軟磁気特性が向上する点に着目し
て、Ａｌ添加Ｆｅ系合金の極薄化を試みた。その結果、
製造された極薄型Ｆｅ−Ａｌ系超微細結晶軟磁性合金
が、従来の極薄型非晶質合金より飽和磁束密度が揺かに
高く、また従来の超微細結晶合金に比べて、高周波特
性、特にMHz 帯域で非常に向上された軟磁気特性を示す
事実を見出して、本発明を完成するに至った。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】したがって、本発明の
目的は、既存のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃｕ−Ｎｂ系及びＦｅ
−Ｚｒ−Ｂ−Ｃｕ系に対する高飽和磁束密度と低損失、
並びに高透磁率の特性を有する、新たな極薄型Ｆｅ−Ａ
ｌ系軟磁性合金及びその製造方法を提供するものであ
る。
目的は、既存のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃｕ−Ｎｂ系及びＦｅ
−Ｚｒ−Ｂ−Ｃｕ系に対する高飽和磁束密度と低損失、
並びに高透磁率の特性を有する、新たな極薄型Ｆｅ−Ａ
ｌ系軟磁性合金及びその製造方法を提供するものであ
る。
【０００９】
【課題を解決するための手段】前記本発明の目的は、本
発明による組成の母合金を提供し、この母合金を溶融温
度以上に加熱して、単ロール型液体急冷法により非晶質
薄帯を製造し、製造された非晶質状の試料を、結晶化温
度付近又は結晶化温度以上で熱処理を行い、超微細結晶
粒を析出させ、極薄型Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金を形成さ
せることにより達成される。
発明による組成の母合金を提供し、この母合金を溶融温
度以上に加熱して、単ロール型液体急冷法により非晶質
薄帯を製造し、製造された非晶質状の試料を、結晶化温
度付近又は結晶化温度以上で熱処理を行い、超微細結晶
粒を析出させ、極薄型Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金を形成さ
せることにより達成される。
【００１０】以下、本発明を更に詳しく説明する。
【００１１】本発明によると、下記一般式（１）で示す
極薄型Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金が提供される。 （Ｆｅ1-a Ｍa)100-b-c-d-e-f Ａｌb Ｂc Ｍ′d Ｃｕe Ｍ″f （１） 〔式中、Ｍは、Ｃｏ及びＮｉから選ばれた１種以上の元
素であり、Ｍ′は、Ｈｆ、Ｚｒ及びＮｂから選ばれた１
種以上の元素であり、Ｍ″は、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、
Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｇａ及びＧｅから
選ばれた１種以上の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ及
びｆは、各合金組成元素の原子％であって、それぞれ０
≦ａ≦２０、２≦ｂ≦１２、５≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦１
５、０．１≦ｅ≦５及び０≦ｆ≦５を満たす〕
極薄型Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金が提供される。 （Ｆｅ1-a Ｍa)100-b-c-d-e-f Ａｌb Ｂc Ｍ′d Ｃｕe Ｍ″f （１） 〔式中、Ｍは、Ｃｏ及びＮｉから選ばれた１種以上の元
素であり、Ｍ′は、Ｈｆ、Ｚｒ及びＮｂから選ばれた１
種以上の元素であり、Ｍ″は、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、
Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｇａ及びＧｅから
選ばれた１種以上の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ及
びｆは、各合金組成元素の原子％であって、それぞれ０
≦ａ≦２０、２≦ｂ≦１２、５≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦１
５、０．１≦ｅ≦５及び０≦ｆ≦５を満たす〕
【００１２】本発明の極薄型Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金
は、体積比で４０％以上の成分が平均粒度５〜２０nmの
超微細結晶粒からなるのが好ましい。該超微細結晶粒
は、主に、Ａｌが少量固溶された体心立方結晶構造（ｂ
ｃｃ）のＦｅ合金である、「ｂｃｃ−Ｆｅ固溶体」より
なる。
は、体積比で４０％以上の成分が平均粒度５〜２０nmの
超微細結晶粒からなるのが好ましい。該超微細結晶粒
は、主に、Ａｌが少量固溶された体心立方結晶構造（ｂ
ｃｃ）のＦｅ合金である、「ｂｃｃ−Ｆｅ固溶体」より
なる。
【００１３】前記合金成分中、Ａｌは、析出するｂｃｃ
−Ｆｅ相に固溶して結晶磁気異方性を減少させ、また電
気比抵抗を高めて軟磁気特性を改善する有効な合金組成
元素であって、本発明のＦｅ−Ａｌ系軟磁性合金中に２
〜１２％の量で含有する。Ａｌの量が２％未満になる
と、目的とする効果が得られず、１２％を超えると、非
晶質相の形成が難しくなる。
−Ｆｅ相に固溶して結晶磁気異方性を減少させ、また電
気比抵抗を高めて軟磁気特性を改善する有効な合金組成
元素であって、本発明のＦｅ−Ａｌ系軟磁性合金中に２
〜１２％の量で含有する。Ａｌの量が２％未満になる
と、目的とする効果が得られず、１２％を超えると、非
晶質相の形成が難しくなる。
【００１４】Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉに置換することも
可能であるが、置換量が多い場合、軟磁気特性が低下す
るため、２０％以下の置換が好ましい。
可能であるが、置換量が多い場合、軟磁気特性が低下す
るため、２０％以下の置換が好ましい。
【００１５】Ｂ及びＭ′は、本合金系の非晶質の形成を
有利にする元素であり、結晶化熱処理時に析出した結晶
粒の成長を抑制する役割を果す元素であって、本発明の
Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性の合金に、それぞれ５〜２０％及び
０〜１５％の範囲内で含有するが、Ｂの含有量が２０％
を超えると、結晶化時に２次析出物を形成して磁気的特
性が低下し、Ｂの含有量が５％未満になると、非晶質相
の形成が難しくなる。また、Ｍ′の元素もこれと類似し
た様子を示すため、Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金において好
ましい含有量は、ＢとＭ′との成分の和が１０〜２５％
のときである。Ｍ′の元素は、超微細結晶軟磁性合金の
軟磁気特性を改善するのに非常に有効な元素であるが、
極薄型非晶質合金を製造する場合、酸化性が非常に強い
Ｚｒ及びＨｆよりはＮｂが有利である。その理由は、酸
化性の強い金属を使用する場合、液体金属の流動度が悪
くなって、良質の試料を製造することが難しくなるため
である。
有利にする元素であり、結晶化熱処理時に析出した結晶
粒の成長を抑制する役割を果す元素であって、本発明の
Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性の合金に、それぞれ５〜２０％及び
０〜１５％の範囲内で含有するが、Ｂの含有量が２０％
を超えると、結晶化時に２次析出物を形成して磁気的特
性が低下し、Ｂの含有量が５％未満になると、非晶質相
の形成が難しくなる。また、Ｍ′の元素もこれと類似し
た様子を示すため、Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金において好
ましい含有量は、ＢとＭ′との成分の和が１０〜２５％
のときである。Ｍ′の元素は、超微細結晶軟磁性合金の
軟磁気特性を改善するのに非常に有効な元素であるが、
極薄型非晶質合金を製造する場合、酸化性が非常に強い
Ｚｒ及びＨｆよりはＮｂが有利である。その理由は、酸
化性の強い金属を使用する場合、液体金属の流動度が悪
くなって、良質の試料を製造することが難しくなるため
である。
【００１６】超微細結晶粒Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金中に
含まれるＣｕは、熱処理により微細な結晶粒を比較的低
温で析出して、結晶粒の粗大化を抑制するため、軟磁気
特性に有益な元素である。しかし、Ｃｕの含有量が０．
１％未満の場合には、前記の効果を得るのが難しくな
り、５％を超えると、連続的な薄帯の製造が難しくな
る。したがって、本発明における好ましいＣｕの含有量
は０．１〜５％であり、より好ましくは０．５〜３％で
ある。
含まれるＣｕは、熱処理により微細な結晶粒を比較的低
温で析出して、結晶粒の粗大化を抑制するため、軟磁気
特性に有益な元素である。しかし、Ｃｕの含有量が０．
１％未満の場合には、前記の効果を得るのが難しくな
り、５％を超えると、連続的な薄帯の製造が難しくな
る。したがって、本発明における好ましいＣｕの含有量
は０．１〜５％であり、より好ましくは０．５〜３％で
ある。
【００１７】Ｍ″の元素中、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ、Ｍｏ及びＷを添加する場合、磁歪を適切に制御する
ことができ、結晶化以後の結晶粒の成長を抑制する役割
を果す。更にＡｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｇａ及びＧｅは、結晶
化の際に核の生成を促進するため、結晶粒の大きさを制
御することができ、高周波軟磁気特性の向上に非常に有
効な元素である。しかし、Ｍ″の元素の含有量が５％を
超えると、飽和磁束密度が減少し、非晶質形成能が低下
して、磁気的特性の劣化が生じるため、５％以下にする
ことが好ましい。特に、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｎ、
Ｍｏ及びＷは４％以内にすることが好ましく、Ａｕ、Ａ
ｇ、Ｚｎ、Ｇａ及びＧｅは３％以内に制御するのが磁気
的特性及び製造に有利である。
ｎ、Ｍｏ及びＷを添加する場合、磁歪を適切に制御する
ことができ、結晶化以後の結晶粒の成長を抑制する役割
を果す。更にＡｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｇａ及びＧｅは、結晶
化の際に核の生成を促進するため、結晶粒の大きさを制
御することができ、高周波軟磁気特性の向上に非常に有
効な元素である。しかし、Ｍ″の元素の含有量が５％を
超えると、飽和磁束密度が減少し、非晶質形成能が低下
して、磁気的特性の劣化が生じるため、５％以下にする
ことが好ましい。特に、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｎ、
Ｍｏ及びＷは４％以内にすることが好ましく、Ａｕ、Ａ
ｇ、Ｚｎ、Ｇａ及びＧｅは３％以内に制御するのが磁気
的特性及び製造に有利である。
【００１８】また、本発明のＦｅ−Ａｌ系軟磁性合金に
おいて、Ｏ、Ｓ及びＮなど通常のＦｅ系にやむを得ず含
まれる不純物を微量含んでいても、本発明の効果を減少
することはない。
おいて、Ｏ、Ｓ及びＮなど通常のＦｅ系にやむを得ず含
まれる不純物を微量含んでいても、本発明の効果を減少
することはない。
【００１９】前記組成を有する本発明の極薄型Ｆｅ−Ａ
ｌ系軟磁性合金は、適切な熱処理後に体積比で４０％以
上の成分が粒度５０nm以下の微細結晶粒からなり、その
微細結晶粒が合金組織中に均一分布する。該微細結晶粒
は、主にｂｃｃ−Ｆｅ固溶体として形成されているため
優れた軟磁気特性を有する。微細結晶粒の体積比が４０
％未満の場合には、飽和磁束密度が低くなるため、Ｆｅ
系合金の長所がなくなる。また、結晶粒の大きさを５０
nm以上にする場合、結晶磁気異方性が増加して透磁率が
低くなり、特に高周波特性が劣化する。前記のとおり、
本発明の合金は、体積比で４０％以上の成分が平均粒径
５〜２０nmの超微細結晶粒により構成されているのが好
ましい。本発明により選択したＡｌ元素は、電気比抵抗
を増加させ、結晶磁気異方性を減少させる役割を果たす
以外にも、結晶化温度を低めて核の生成を促進すること
が明らかになった。ゆえに、結晶粒の大きさを調節する
ことが可能であり、その大きさを調節して特性を変化さ
せることができる。
ｌ系軟磁性合金は、適切な熱処理後に体積比で４０％以
上の成分が粒度５０nm以下の微細結晶粒からなり、その
微細結晶粒が合金組織中に均一分布する。該微細結晶粒
は、主にｂｃｃ−Ｆｅ固溶体として形成されているため
優れた軟磁気特性を有する。微細結晶粒の体積比が４０
％未満の場合には、飽和磁束密度が低くなるため、Ｆｅ
系合金の長所がなくなる。また、結晶粒の大きさを５０
nm以上にする場合、結晶磁気異方性が増加して透磁率が
低くなり、特に高周波特性が劣化する。前記のとおり、
本発明の合金は、体積比で４０％以上の成分が平均粒径
５〜２０nmの超微細結晶粒により構成されているのが好
ましい。本発明により選択したＡｌ元素は、電気比抵抗
を増加させ、結晶磁気異方性を減少させる役割を果たす
以外にも、結晶化温度を低めて核の生成を促進すること
が明らかになった。ゆえに、結晶粒の大きさを調節する
ことが可能であり、その大きさを調節して特性を変化さ
せることができる。
【００２０】また、本発明によれば、前記一般式（１）
で示される極薄型Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金の製造方法が
提供される。
で示される極薄型Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金の製造方法が
提供される。
【００２１】この製造方法は、 １）上記一般式（１）で示されるＦｅ−Ａｌ系軟磁性合
金の母合金を提供する段階； ２）前記母合金を溶融温度以上に加熱して、単ロール型
液体急冷法により極薄型非晶質薄帯を製造する段階；及
び ３）前記非晶質状の試料を結晶化温度付近又は結晶化温
度以上の温度で熱処理を行った後、冷却して超微細結晶
粒を析出させる段階、を含むことを特徴とする。
金の母合金を提供する段階； ２）前記母合金を溶融温度以上に加熱して、単ロール型
液体急冷法により極薄型非晶質薄帯を製造する段階；及
び ３）前記非晶質状の試料を結晶化温度付近又は結晶化温
度以上の温度で熱処理を行った後、冷却して超微細結晶
粒を析出させる段階、を含むことを特徴とする。
【００２２】本発明によるＦｅ−Ａｌ系軟磁性合金の製
造において、母合金の製造時には、真空誘導炉、真空ア
ーク炉などを使用することができ、長方型のノズルを持
つ石英管を利用するのが好ましい。石英管の長方型ノズ
ルの幅は、０．１〜０．３５mmが好ましい。しかし、
０．１mm未満になると、連続的に極薄型薄帯を製造する
ことが難しくなり、０．３５mmを超えると厚さ１０μm
以下に維持することが難しくなる。
造において、母合金の製造時には、真空誘導炉、真空ア
ーク炉などを使用することができ、長方型のノズルを持
つ石英管を利用するのが好ましい。石英管の長方型ノズ
ルの幅は、０．１〜０．３５mmが好ましい。しかし、
０．１mm未満になると、連続的に極薄型薄帯を製造する
ことが難しくなり、０．３５mmを超えると厚さ１０μm
以下に維持することが難しくなる。
【００２３】また、単ロール液体急冷時、急冷装置の溶
湯噴射室の真空度を５×１０-2torr以下、好ましくは５
×１０-4torr以下に維持することにより、ピンホールが
なく、表面の良好な薄帯を製造することができる。
湯噴射室の真空度を５×１０-2torr以下、好ましくは５
×１０-4torr以下に維持することにより、ピンホールが
なく、表面の良好な薄帯を製造することができる。
【００２４】溶湯の噴射圧力は、ノズルの幅と溶湯の流
動度の間に直接な相関関係がある。例えば、同じノズル
の幅を使用する場合、流動度が良い組成の溶湯であれ
ば、噴射圧力を低めるのが良く、流動度が悪い場合に
は、噴射圧力を少し上げることにより、噴射時に良好な
薄帯を得ることができる。このような場合を考慮すれ
ば、好ましい噴射圧力は０．０１〜０．３kg/cm2であ
り、更に好ましくは０．０１〜０．１５kg/cm2である。
動度の間に直接な相関関係がある。例えば、同じノズル
の幅を使用する場合、流動度が良い組成の溶湯であれ
ば、噴射圧力を低めるのが良く、流動度が悪い場合に
は、噴射圧力を少し上げることにより、噴射時に良好な
薄帯を得ることができる。このような場合を考慮すれ
ば、好ましい噴射圧力は０．０１〜０．３kg/cm2であ
り、更に好ましくは０．０１〜０．１５kg/cm2である。
【００２５】極薄型薄帯の製造は、真空中で行われ、溶
湯噴射室内には冷却用の媒体がないため、冷却ロールの
回転線速度が大気中より一層速い方が、良質の薄帯を製
造することができる。冷却ロールの回転線速度は、一般
的に３０〜６５ｍ／秒であり、好ましくは３５〜６０ｍ
／秒である。
湯噴射室内には冷却用の媒体がないため、冷却ロールの
回転線速度が大気中より一層速い方が、良質の薄帯を製
造することができる。冷却ロールの回転線速度は、一般
的に３０〜６５ｍ／秒であり、好ましくは３５〜６０ｍ
／秒である。
【００２６】冷却ロール線速度以外に、冷却速度に大き
く影響を及ぼすものは、冷却ロールの材料である。した
がって、冷却ロールの材料は組成とぬれ性、精密加工性
などを考慮したうえで選択しなければならない。本発明
により厚さ３〜１０μm の極薄型薄帯を製造するために
は、最も大きく影響を及ぼす噴射ノズルの形態と寸法の
ほか、溶湯の温度、溶湯噴射室内部の真空度、溶湯の噴
射圧力並びに冷却ロールの線速度など、全条件を本発明
の範囲内にあるよう適切に制御する。
く影響を及ぼすものは、冷却ロールの材料である。した
がって、冷却ロールの材料は組成とぬれ性、精密加工性
などを考慮したうえで選択しなければならない。本発明
により厚さ３〜１０μm の極薄型薄帯を製造するために
は、最も大きく影響を及ぼす噴射ノズルの形態と寸法の
ほか、溶湯の温度、溶湯噴射室内部の真空度、溶湯の噴
射圧力並びに冷却ロールの線速度など、全条件を本発明
の範囲内にあるよう適切に制御する。
【００２７】次いで、前記製造された非晶質状母合金の
熱処理を、結晶化温度付近もしくはそれ以上の温度で実
施しなければならない。熱処理の結果、ｂｃｃ−Ｆｅ固
溶体を主な相とする超微細結晶粒が析出する。更に厳密
に表現すれば、非晶質合金の結晶化温度に対して−５０
℃〜＋２００℃の範囲内で熱処理を行う。熱処理温度が
結晶化温度より５０℃以上低くなると、微細な結晶粒の
析出が難しくなり、また結晶化温度に対して２００℃以
上高くなると、ｂｃｃ−Ｆｅ固溶体以外の相が析出して
磁気的特性が低下する。このように広い熱処理温度で、
優れた軟磁気特性を有するＦｅ系軟磁性合金を得ること
ができる、のが本発明の重要な特徴の一つである。より
好ましくは、超微細結晶粒Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金の場
合、非晶質状の結晶化温度以上の温度で２次析出物が生
成しない温度区間である。本発明の結晶化温度は、昇温
速度１０℃／分で測定した値である。
熱処理を、結晶化温度付近もしくはそれ以上の温度で実
施しなければならない。熱処理の結果、ｂｃｃ−Ｆｅ固
溶体を主な相とする超微細結晶粒が析出する。更に厳密
に表現すれば、非晶質合金の結晶化温度に対して−５０
℃〜＋２００℃の範囲内で熱処理を行う。熱処理温度が
結晶化温度より５０℃以上低くなると、微細な結晶粒の
析出が難しくなり、また結晶化温度に対して２００℃以
上高くなると、ｂｃｃ−Ｆｅ固溶体以外の相が析出して
磁気的特性が低下する。このように広い熱処理温度で、
優れた軟磁気特性を有するＦｅ系軟磁性合金を得ること
ができる、のが本発明の重要な特徴の一つである。より
好ましくは、超微細結晶粒Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金の場
合、非晶質状の結晶化温度以上の温度で２次析出物が生
成しない温度区間である。本発明の結晶化温度は、昇温
速度１０℃／分で測定した値である。
【００２８】また、前記熱処理時間は、使用した合金組
成などの熱処理温度により決定されるが、通常２分〜２
４時間が望ましい。２分未満になると超微細結晶粒の析
出が難しくなり、２４時間を超えると他の２次相が析出
し易くなるためである。したがって、より好ましい熱処
理時間は５分〜５時間程度である。そして、熱処理時の
雰囲気は、窒素、アルゴンなどの不活性雰囲気、真空、
水素中の還元性雰囲気など、種々の雰囲気下で行うこと
が可能である。熱処理後の冷却は、急冷又は徐冷いずれ
の方法で行ってもよく、特に制限されるものではない。
成などの熱処理温度により決定されるが、通常２分〜２
４時間が望ましい。２分未満になると超微細結晶粒の析
出が難しくなり、２４時間を超えると他の２次相が析出
し易くなるためである。したがって、より好ましい熱処
理時間は５分〜５時間程度である。そして、熱処理時の
雰囲気は、窒素、アルゴンなどの不活性雰囲気、真空、
水素中の還元性雰囲気など、種々の雰囲気下で行うこと
が可能である。熱処理後の冷却は、急冷又は徐冷いずれ
の方法で行ってもよく、特に制限されるものではない。
【００２９】また、熱処理の途中又は熱処理を行った後
で、磁場を印加して特性を変化させることも可能であ
る。熱処理の途中で磁場を印加する場合と、熱処理の後
で磁場を印加する場合とは、ほとんど同一の効果を示す
が、時間を短縮するという点では、熱処理の途中で磁場
を印加するのがより有利である。使用する磁場は、直流
磁場、交流磁場いずれのものを用いてもよく、また磁場
の印加方向は、薄帯の幅方向、長さ方向、傾斜方向もし
くは回転の方向であっても良い。本発明では、幅方向の
磁場中で熱処理を行うときに、磁場の範囲を２kOe 以下
に印加することができ、０．５〜１．５kOe 以下が好ま
しい。長さ方向の磁場中で熱処理を行うときには、磁場
の範囲を３０Oe以下にすることができる。
で、磁場を印加して特性を変化させることも可能であ
る。熱処理の途中で磁場を印加する場合と、熱処理の後
で磁場を印加する場合とは、ほとんど同一の効果を示す
が、時間を短縮するという点では、熱処理の途中で磁場
を印加するのがより有利である。使用する磁場は、直流
磁場、交流磁場いずれのものを用いてもよく、また磁場
の印加方向は、薄帯の幅方向、長さ方向、傾斜方向もし
くは回転の方向であっても良い。本発明では、幅方向の
磁場中で熱処理を行うときに、磁場の範囲を２kOe 以下
に印加することができ、０．５〜１．５kOe 以下が好ま
しい。長さ方向の磁場中で熱処理を行うときには、磁場
の範囲を３０Oe以下にすることができる。
【００３０】前述のとおり、真空中、急冷凝固の条件を
適切に制御して、製造した非晶質試料を最適熱処理した
結果、高周波において特に優れた軟磁気特性を示す、極
薄型Ｆｅ−Ａｌ系超微細結晶粒合金を製造することがで
きた。
適切に制御して、製造した非晶質試料を最適熱処理した
結果、高周波において特に優れた軟磁気特性を示す、極
薄型Ｆｅ−Ａｌ系超微細結晶粒合金を製造することがで
きた。
【００３１】
【実施例】以下、実施例を挙げて本発明を更に詳しく説
明する。しかし、下記実施例は本発明を例示する目的に
よる例示であり、本発明はこれらの実施例により限定さ
れるものではない。
明する。しかし、下記実施例は本発明を例示する目的に
よる例示であり、本発明はこれらの実施例により限定さ
れるものではない。
【００３２】実施例１ Ｆｅ78Ａｌ4 Ｎｂ5 Ｂ12Ｃｕ1 で示される母合金を、長
方型ノズルの石英管中に入れて、５×１０-4torr以下の
真空度を維持した後、溶湯温度が１，１００〜１，４０
０℃に達すれば、０．０３kg/cm2の噴射圧力により溶湯
を噴射して、幅３．２mm、厚さ７μm の極薄型非晶質金
属薄帯を製造した。該非晶質状薄帯の結晶化温度は、示
差走査熱量計（ＤＳＣ）を使用して、昇温速度１０℃／
分で測定した。次いで、製造された非晶質状金属薄帯を
外径２１mmの銅ボビンにトロイダルコイル形態で巻き取
った後、１０-30 torrの真空中で、結晶化温度より２０
℃高い温度で１時間熱処理を行い、超微細結晶合金を製
造した。このとき、冷却ロールの回転速度は５５ｍ／秒
であった。熱処理を行った試料の実効透磁率を、インピ
ーダンス分析装置（Hewlett Packard,4192 A) を使用し
て測定した。各熱処理温度による１MHz における実効透
磁率の変化を図１に示した。また、最適熱処理温度４５
０℃で熱処理した試料の、透磁率の周波数による変化を
図２に示した。更に周波数による磁芯損失の変化を図３
に示した。試料の磁芯損失は、Ｂ−Ｈ分析器（B-H anal
yzer,Iwatsu SY820)を用いて測定した。
方型ノズルの石英管中に入れて、５×１０-4torr以下の
真空度を維持した後、溶湯温度が１，１００〜１，４０
０℃に達すれば、０．０３kg/cm2の噴射圧力により溶湯
を噴射して、幅３．２mm、厚さ７μm の極薄型非晶質金
属薄帯を製造した。該非晶質状薄帯の結晶化温度は、示
差走査熱量計（ＤＳＣ）を使用して、昇温速度１０℃／
分で測定した。次いで、製造された非晶質状金属薄帯を
外径２１mmの銅ボビンにトロイダルコイル形態で巻き取
った後、１０-30 torrの真空中で、結晶化温度より２０
℃高い温度で１時間熱処理を行い、超微細結晶合金を製
造した。このとき、冷却ロールの回転速度は５５ｍ／秒
であった。熱処理を行った試料の実効透磁率を、インピ
ーダンス分析装置（Hewlett Packard,4192 A) を使用し
て測定した。各熱処理温度による１MHz における実効透
磁率の変化を図１に示した。また、最適熱処理温度４５
０℃で熱処理した試料の、透磁率の周波数による変化を
図２に示した。更に周波数による磁芯損失の変化を図３
に示した。試料の磁芯損失は、Ｂ−Ｈ分析器（B-H anal
yzer,Iwatsu SY820)を用いて測定した。
【００３３】比較例１ アルゴン雰囲気中で、円形ノズルを使用し、噴射圧力を
１．２kg/cm2にし、単ロール型液体急冷装置を用いて、
冷却ロールの回転線速度を４０ｍ／秒にしたことを除い
ては、実施例１と同じ組成の合金を利用して、類似した
方法で実施して、幅１．４mm、厚さ２０μm の非晶質薄
帯を製造した。実施例１と同一条件下で熱処理を行った
後、実施例１と同様に磁気的特性を測定し、その結果を
図１に示した。また、最適熱処理温度４５０℃で熱処理
を行った試料の透磁率の周波数による変化を図２に示
し、周波数による磁芯損失の変化を図３に示した。
１．２kg/cm2にし、単ロール型液体急冷装置を用いて、
冷却ロールの回転線速度を４０ｍ／秒にしたことを除い
ては、実施例１と同じ組成の合金を利用して、類似した
方法で実施して、幅１．４mm、厚さ２０μm の非晶質薄
帯を製造した。実施例１と同一条件下で熱処理を行った
後、実施例１と同様に磁気的特性を測定し、その結果を
図１に示した。また、最適熱処理温度４５０℃で熱処理
を行った試料の透磁率の周波数による変化を図２に示
し、周波数による磁芯損失の変化を図３に示した。
【００３４】実施例２ 実施例１と類似した条件で、下記表１で示した組成の非
晶質状合金を製造した後、結晶化温度より３０℃高い温
度で１時間熱処理を行ったことを除いては、実施例１と
同じ条件により超微細結晶合金を製造した。また、実施
例１と同様に超微細結晶合金の特性を測定し、その結果
を表１に示した。
晶質状合金を製造した後、結晶化温度より３０℃高い温
度で１時間熱処理を行ったことを除いては、実施例１と
同じ条件により超微細結晶合金を製造した。また、実施
例１と同様に超微細結晶合金の特性を測定し、その結果
を表１に示した。
【００３５】
【表１】
【００３６】表１の測定結果から明らかになったよう
に、本発明で得た極薄型Ｆｅ−Ａｌ系合金は、高飽和磁
速密度及び高周波における高透磁率特性を有することが
分かった。
に、本発明で得た極薄型Ｆｅ−Ａｌ系合金は、高飽和磁
速密度及び高周波における高透磁率特性を有することが
分かった。
【００３７】実施例３ 実施例１と同じ条件で、実施例１と同一組成の極薄型非
晶質薄帯を製造した。製造された非晶質薄帯をトロイド
形態で巻き取り、高周波特性を向上させるために幅方向
に磁場中で熱処理を行った。そのとき、加えた磁場は
１．５kOe であった。最適温度４５０℃で、磁場中熱処
理した試料の透磁率の周波数依存性を図４に示した。
晶質薄帯を製造した。製造された非晶質薄帯をトロイド
形態で巻き取り、高周波特性を向上させるために幅方向
に磁場中で熱処理を行った。そのとき、加えた磁場は
１．５kOe であった。最適温度４５０℃で、磁場中熱処
理した試料の透磁率の周波数依存性を図４に示した。
【００３８】
【発明の効果】本発明による極薄型Ｆｅ−Ａｌ系超微細
結晶軟磁性合金は、各種電気、電子装置の各種トラン
ス、過飽和コア、チョークコイル、磁気ヘッド、センサ
ーなどに使用可能な高飽和磁束密度を示し、MHz 帯域の
高周波で低損失、高透磁率の特性を有する。
結晶軟磁性合金は、各種電気、電子装置の各種トラン
ス、過飽和コア、チョークコイル、磁気ヘッド、センサ
ーなどに使用可能な高飽和磁束密度を示し、MHz 帯域の
高周波で低損失、高透磁率の特性を有する。
【図１】本発明による単ロール型液体急冷法で製造し
た、極薄型Ｆｅ−Ａｌ系非晶質合金薄帯の熱処理温度に
よる実効透磁率の変化を示したグラフである。
た、極薄型Ｆｅ−Ａｌ系非晶質合金薄帯の熱処理温度に
よる実効透磁率の変化を示したグラフである。
【図２】本発明による単ロール型液体急冷法で製造し
た、極薄型Ｆｅ−Ａｌ系超微細結晶合金薄帯の周波数に
よる実効透磁率の変化を示したグラフである。
た、極薄型Ｆｅ−Ａｌ系超微細結晶合金薄帯の周波数に
よる実効透磁率の変化を示したグラフである。
【図３】本発明による単ロール型液体急冷法で製造し
た、極薄型Ｆｅ−Ａｌ系超微細結晶合金薄帯の周波数に
よる磁芯損失の変化を示したグラフである。
た、極薄型Ｆｅ−Ａｌ系超微細結晶合金薄帯の周波数に
よる磁芯損失の変化を示したグラフである。
【図４】本発明による単ロール型液体急冷法で製造し
た、極薄型Ｆｅ−Ａｌ系超微細結晶合金薄帯の磁場中熱
処理を行った試料の、周波数による実効透磁率の変化を
示したグラフである。
た、極薄型Ｆｅ−Ａｌ系超微細結晶合金薄帯の磁場中熱
処理を行った試料の、周波数による実効透磁率の変化を
示したグラフである。
Claims (7)
- 【請求項１】 下記一般式（１）で示される極薄型Ｆｅ
−Ａｌ系軟磁性合金。 （Ｆｅ1-a Ｍa)100-b-c-d-e-f Ａｌb Ｂc Ｍ′d Ｃｕe Ｍ″f （１） 〔式中、Ｍは、Ｃｏ及びＮｉから選ばれた１種以上の元
素であり、Ｍ′は、Ｈｆ、Ｚｒ及びＮｂから選ばれた１
種以上の元素であり、Ｍ″は、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、
Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｇａ及びＧｅから
選ばれた１種以上の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ及
びｆは、各合金組成元素の原子％であって、それぞれ０
≦ａ≦２０、２≦ｂ≦１２、５≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦１
５、０．１≦ｅ≦５及び０≦ｆ≦５を満たす〕 - 【請求項２】 体積比で４０％以上の成分が、平均粒度
５〜２０nmの超微細結晶粒よりなる、請求項１記載のＦ
ｅ−Ａｌ系軟磁性合金。 - 【請求項３】 前記超微細結晶粒が、主にｂｃｃ−Ｆｅ
固溶体よりなる、請求項１又は２記載のＦｅ−Ａｌ系軟
磁性合金。 - 【請求項４】 １）請求項１記載のＦｅ−Ａｌ系軟磁性
合金の母合金を提供する段階； ２）前記母合金を溶融温度以上に加熱して、単ロール型
液体急冷法により極薄型非晶質薄帯を製造する段階；及
び ３）前記非晶質状の試料を、結晶化温度付近又は結晶化
温度以上で熱処理した後、冷却して超微細結晶粒を析出
させる段階を含むことを特徴とする、請求項１ないし３
のいずれか１項記載の極薄型Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金の
製造方法。 - 【請求項５】 前記単ロール型液体急冷法において、溶
湯の噴射圧力を０．０１〜０．１５kg/cm2、冷却ロール
の回転線速度を３０〜６５ｍ／秒、溶湯噴射室の真空度
を５×１０-2torr以下にする、請求項４記載の方法。 - 【請求項６】 前記熱処理を、結晶化温度に対して−５
０〜＋２００℃の温度範囲で行う、請求項４記載の方
法。 - 【請求項７】 前記熱処理中又は熱処理後、冷却時に１
Oe〜２kOe の磁場を印加する、請求項４又は６記載の方
法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1019970005885A KR100220874B1 (ko) | 1997-02-26 | 1997-02-26 | 극박형 Fe-Al계 연자성 합금 및 그의 제조 방법 |
| KR5885/1997 | 1997-02-26 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10237605A true JPH10237605A (ja) | 1998-09-08 |
| JP3266564B2 JP3266564B2 (ja) | 2002-03-18 |
Family
ID=19497970
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04168098A Expired - Fee Related JP3266564B2 (ja) | 1997-02-26 | 1998-02-24 | 極薄型Ｆｅ−Ａｌ系軟磁性合金 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3266564B2 (ja) |
| KR (1) | KR100220874B1 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2020147765A (ja) * | 2019-03-11 | 2020-09-17 | Tdk株式会社 | 軟磁性合金および磁性部品 |
| CN114381668A (zh) * | 2022-01-18 | 2022-04-22 | 浙江大学 | 一种过饱和固溶软磁材料及其制备方法 |
Families Citing this family (1)
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|---|---|---|---|---|
| KR100710613B1 (ko) * | 2005-08-04 | 2007-04-24 | 한국과학기술연구원 | 주철을 이용한 Fe계 나노 결정 합금 및 그 제조 방법 |
Family Cites Families (1)
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|---|---|---|---|---|
| JPH06240417A (ja) * | 1993-02-12 | 1994-08-30 | Victor Co Of Japan Ltd | 磁性合金 |
-
1997
- 1997-02-26 KR KR1019970005885A patent/KR100220874B1/ko not_active IP Right Cessation
-
1998
- 1998-02-24 JP JP04168098A patent/JP3266564B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2020147765A (ja) * | 2019-03-11 | 2020-09-17 | Tdk株式会社 | 軟磁性合金および磁性部品 |
| CN114381668A (zh) * | 2022-01-18 | 2022-04-22 | 浙江大学 | 一种过饱和固溶软磁材料及其制备方法 |
| US11791076B2 (en) | 2022-01-18 | 2023-10-17 | Zhejiang University | Supersaturated solid solution soft magnetic material and preparation method thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3266564B2 (ja) | 2002-03-18 |
| KR19980069026A (ko) | 1998-10-26 |
| KR100220874B1 (ko) | 1999-09-15 |
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| JP3638291B2 (ja) | 低損失磁心 |
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