JPH10251815A - Ｆｅ系非晶質軟磁性材料およびその製造方法 - Google Patents
Ｆｅ系非晶質軟磁性材料およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 既存の非晶質材料等の特性より優れた高透磁
率、低磁気歪、低保磁力および高電気抵抗特性を有する
ことにより、既存の高周波帯域において用いられた高価
なＣｏ系軟磁性合金を、大量生産および生産自動化にも
適し、軟性が豊富なＦｅ系軟磁性合金で代替するための
Ｆｅ系非晶質軟磁性材料およびその製造方法を提供す
る。 【解決手段】 既存のＦｅ−Ｚｒ−Ｂ系軟磁性非晶質合
金にＦｅに固溶されない非固溶元素を強制的に合金化さ
せた後、これを熱処理してＦｅ分子と非固溶原子とを相
分離させることにより、微細なクラスタを非晶質ベース
に均一に分散させる。
率、低磁気歪、低保磁力および高電気抵抗特性を有する
ことにより、既存の高周波帯域において用いられた高価
なＣｏ系軟磁性合金を、大量生産および生産自動化にも
適し、軟性が豊富なＦｅ系軟磁性合金で代替するための
Ｆｅ系非晶質軟磁性材料およびその製造方法を提供す
る。 【解決手段】 既存のＦｅ−Ｚｒ−Ｂ系軟磁性非晶質合
金にＦｅに固溶されない非固溶元素を強制的に合金化さ
せた後、これを熱処理してＦｅ分子と非固溶原子とを相
分離させることにより、微細なクラスタを非晶質ベース
に均一に分散させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｆｅ系非晶質軟磁
性材料およびその製造方法に関するもので、既存のＦｅ
−Ｚｒ−Ｂ系非晶質合金にＦｅに固溶されない非固溶元
素を強制的に合金化させた後、これを熱処理して、Ｆｅ
分子と非固溶原子を相分離させることにより、微細なク
ラスタを非晶質ベースに均一分散させることができるよ
うにして電・磁気的特性を向上させたＦｅ系非晶質軟磁
性材料およびその製造方法に関するものである。
性材料およびその製造方法に関するもので、既存のＦｅ
−Ｚｒ−Ｂ系非晶質合金にＦｅに固溶されない非固溶元
素を強制的に合金化させた後、これを熱処理して、Ｆｅ
分子と非固溶原子を相分離させることにより、微細なク
ラスタを非晶質ベースに均一分散させることができるよ
うにして電・磁気的特性を向上させたＦｅ系非晶質軟磁
性材料およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術および発明が解決しようとする課題】変圧
器又は電気・電子機器の部品素材に用いられる磁性材料
は必要不可欠な重要素材中の一つである。
器又は電気・電子機器の部品素材に用いられる磁性材料
は必要不可欠な重要素材中の一つである。
【０００３】このような素材等のうち、金属磁性材料ま
たはフェライトのようなセラミック磁性材料が最も広く
用いられているが、その用途によってそれぞれ異なる特
性を有した磁性材料が要求されている。
たはフェライトのようなセラミック磁性材料が最も広く
用いられているが、その用途によってそれぞれ異なる特
性を有した磁性材料が要求されている。
【０００４】最近の先端電気・電子機器等は、漸次的に
小型化され、軽量化されていく傾向にあり、このために
は機器の全容積中の４０％程度を占める電源を小型化さ
せなければならないことは言うまでもない。
小型化され、軽量化されていく傾向にあり、このために
は機器の全容積中の４０％程度を占める電源を小型化さ
せなければならないことは言うまでもない。
【０００５】電源の小型化のためには、電源の作動周波
数を高周波化することが必要であり、これは結局電源に
用いられる磁性材料等を高周波でも安定的に使用できる
ようにすることが必要である。機器に用いられる磁性材
料の一番重要な特性は損失特性である。
数を高周波化することが必要であり、これは結局電源に
用いられる磁性材料等を高周波でも安定的に使用できる
ようにすることが必要である。機器に用いられる磁性材
料の一番重要な特性は損失特性である。
【０００６】金属は高周波帯域では表皮効果による損失
が増加する傾向を有しているため、磁性材料に用いるの
に多くの難点がある。
が増加する傾向を有しているため、磁性材料に用いるの
に多くの難点がある。
【０００７】表皮効果とは、導体に直流を流せば電流は
変化することなく導体内を流れるが、交流を流せば、中
心部になる程周囲の磁束変化が多いためその変化による
逆起電力が大きくなって電流が流れ難くなる現象であ
り、周波数が高くなる程著しく、ほとんどの電流が表面
に流れるので、実質的に断面積が縮小されたようになり
抵抗が増加する。
変化することなく導体内を流れるが、交流を流せば、中
心部になる程周囲の磁束変化が多いためその変化による
逆起電力が大きくなって電流が流れ難くなる現象であ
り、周波数が高くなる程著しく、ほとんどの電流が表面
に流れるので、実質的に断面積が縮小されたようになり
抵抗が増加する。
【０００８】このような理由により、今までは数百ｋＨ
ｚ帯域ではセラミック磁性材料であるフェライトを多く
用いてきた。
ｚ帯域ではセラミック磁性材料であるフェライトを多く
用いてきた。
【０００９】その理由は、フェライトは電気を導通させ
ない絶縁体であるため渦電流損失が発生しないためであ
った。
ない絶縁体であるため渦電流損失が発生しないためであ
った。
【００１０】しかしながら、フェライトは磁束密度の値
が非常に低いため出力が低下し、これを向上させるため
には容積を大きくしなければならないという短所を有し
ており、機器の小型化の面においては限界を有している
という問題点があった。
が非常に低いため出力が低下し、これを向上させるため
には容積を大きくしなければならないという短所を有し
ており、機器の小型化の面においては限界を有している
という問題点があった。
【００１１】上記した問題点を解決し、比較的高周波数
帯域でも用いることができる材料として非晶質軟磁性材
料（Ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｓｏｆｔ−ｍａｇｎｅｔｉｃ
ｍａｔｅｒｉａｌ）が最近注目されている。
帯域でも用いることができる材料として非晶質軟磁性材
料（Ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｓｏｆｔ−ｍａｇｎｅｔｉｃ
ｍａｔｅｒｉａｌ）が最近注目されている。
【００１２】非晶質軟磁性材料の製造方法には多数の方
法があるが、現在最も実用化されたものは１００万℃／
秒程度で液体を固体化させる液体急冷法である。
法があるが、現在最も実用化されたものは１００万℃／
秒程度で液体を固体化させる液体急冷法である。
【００１３】この方法で、薄いリボン形態の薄板を製作
した後、これをワインディングすることによりトロイダ
ルコア等の非晶質軟磁性材料を作製できる。
した後、これをワインディングすることによりトロイダ
ルコア等の非晶質軟磁性材料を作製できる。
【００１４】なお、従来の非晶質軟磁性合金の製造方法
には、大別して、非晶質単相の微細組織を利用する方法
と、非晶質合金を結晶化させて析出した超微細結晶粒を
利用する方法との二つの方法がある。
には、大別して、非晶質単相の微細組織を利用する方法
と、非晶質合金を結晶化させて析出した超微細結晶粒を
利用する方法との二つの方法がある。
【００１５】非晶質単相の微細組織を利用する方法は、
上記の液体急冷法により非晶質リボンを製造した後、こ
れを適正温度で熱処理することにより、液体急冷法によ
り急冷時に導入された残留応力を除去させる方法であ
り、熱処理方法には、応力を緩和させるとともに磁気ド
メインの配列を目的とする方向に整列させるために熱処
理中外部から磁場を与える磁場中熱処理方法と、磁場を
与えない無磁場中熱処理方法とがある。
上記の液体急冷法により非晶質リボンを製造した後、こ
れを適正温度で熱処理することにより、液体急冷法によ
り急冷時に導入された残留応力を除去させる方法であ
り、熱処理方法には、応力を緩和させるとともに磁気ド
メインの配列を目的とする方向に整列させるために熱処
理中外部から磁場を与える磁場中熱処理方法と、磁場を
与えない無磁場中熱処理方法とがある。
【００１６】超微細結晶粒を利用する方法はＦｅ−Ｃｕ
−Ｎｂ−Ｓｉ−Ｂ系において適用される方法で、液体冷
却法等により製造された非晶質リボンを結晶化温度以上
の温度で熱処理して１０〜２０ｎｍ程度の大きさの微細
なｂｃｃ格子構造のα−Ｆｅ相を大量析出させて製造す
る方法である。
−Ｎｂ−Ｓｉ−Ｂ系において適用される方法で、液体冷
却法等により製造された非晶質リボンを結晶化温度以上
の温度で熱処理して１０〜２０ｎｍ程度の大きさの微細
なｂｃｃ格子構造のα−Ｆｅ相を大量析出させて製造す
る方法である。
【００１７】しかしながら、上記の非晶質単相の微細組
織を利用して製造したものの場合には、豊富な軟性は有
するが磁気的特性面において改善の余地が多く、超微細
結晶粒を利用して製造したものの場合には、試料全体の
約８０％以上が結晶質であり、残り２０％程度は非晶質
状態で結晶粒界面に残留していることにより、材料全体
が非常に脆くなるため、製品の大量生産時、生産ライン
の自動化に問題があり、完成品製造後にも取扱いに非常
に多くの注意が必要であるだけでなく透磁率面において
も一層改善を要する等の問題点を有している。
織を利用して製造したものの場合には、豊富な軟性は有
するが磁気的特性面において改善の余地が多く、超微細
結晶粒を利用して製造したものの場合には、試料全体の
約８０％以上が結晶質であり、残り２０％程度は非晶質
状態で結晶粒界面に残留していることにより、材料全体
が非常に脆くなるため、製品の大量生産時、生産ライン
の自動化に問題があり、完成品製造後にも取扱いに非常
に多くの注意が必要であるだけでなく透磁率面において
も一層改善を要する等の問題点を有している。
【００１８】また、重要な点は素材の価格競争力であ
る。現在軟磁性材料として用いられている材料は大別し
てＦｅ系とＣｏ系非晶質合金が用いられている。
る。現在軟磁性材料として用いられている材料は大別し
てＦｅ系とＣｏ系非晶質合金が用いられている。
【００１９】Ｆｅ系非晶質合金の場合には、高飽和磁束
密度特性と商用周波数帯域における低損失特性を有して
おり、Ｃｏ系非晶質合金の場合には、高透磁率特性と高
周波帯域における低損失特性を有している。
密度特性と商用周波数帯域における低損失特性を有して
おり、Ｃｏ系非晶質合金の場合には、高透磁率特性と高
周波帯域における低損失特性を有している。
【００２０】それ故に、低周波数帯域ではＦｅ系非晶質
合金が主に用いられ、高周波数帯域ではＣｏ系非晶質合
金が主に用いられている。
合金が主に用いられ、高周波数帯域ではＣｏ系非晶質合
金が主に用いられている。
【００２１】上述したように、最近の電気・電子機器の
小型化に応ずるためには、これを駆動する電源内の磁性
材料、例えば変圧器、リアクトル等の磁性部品を小型化
しなければならない。
小型化に応ずるためには、これを駆動する電源内の磁性
材料、例えば変圧器、リアクトル等の磁性部品を小型化
しなければならない。
【００２２】すなわち、電波用ノイズフィルタ等の小型
化、高周波化の傾向により高飽和磁束密度特性を示し、
周波数特性が優れた高透磁率材料の必要性は益々高くな
っている。このような条件を満足する非晶質合金材料に
は、Ｆｅ系よりもＣｏ系のほうがより一層有利である。
その理由は上記したようにＣｏ系非晶質合金は高透磁率
特性と高周波帯域における低損失特性を有しているため
である。
化、高周波化の傾向により高飽和磁束密度特性を示し、
周波数特性が優れた高透磁率材料の必要性は益々高くな
っている。このような条件を満足する非晶質合金材料に
は、Ｆｅ系よりもＣｏ系のほうがより一層有利である。
その理由は上記したようにＣｏ系非晶質合金は高透磁率
特性と高周波帯域における低損失特性を有しているため
である。
【００２３】すなわち、Ｃｏ系の場合は、フェライトに
比べて高飽和磁化値を有し、自然共鳴周波数がフェライ
ト系材料より高いため優れた高透磁率材料として有利で
あり、比抵抗がパーマロイと電気鋼板に比べて２〜３倍
高いため渦電流損失が少なく高周波領域でも少ない鉄損
を期待できるためである。
比べて高飽和磁化値を有し、自然共鳴周波数がフェライ
ト系材料より高いため優れた高透磁率材料として有利で
あり、比抵抗がパーマロイと電気鋼板に比べて２〜３倍
高いため渦電流損失が少なく高周波領域でも少ない鉄損
を期待できるためである。
【００２４】しかしながら、Ｃｏ元素はＦｅ元素より価
格が５０倍程度高いだけでなく、世界的にその埋蔵量が
非常に少なく、原料供給に多くの制約があったため、Ｃ
ｏ系非晶質合金の応用範囲を拡張させるのに多くの問題
点を持っている。
格が５０倍程度高いだけでなく、世界的にその埋蔵量が
非常に少なく、原料供給に多くの制約があったため、Ｃ
ｏ系非晶質合金の応用範囲を拡張させるのに多くの問題
点を持っている。
【００２５】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記したよう
なすべての問題点を解決するためになされたもので、軟
性が豊富なＦｅ系軟磁性合金が得られるようにするため
に、既存のＦｅ−Ｚｒ−Ｂ系軟磁性非晶質合金にＦｅに
固溶されない非固溶元素を母合金製造時に強制的に合金
化させた後、これを熱処理してＦｅ原子と非固溶原子を
相分離させて、２〜３ｎｍの大きさの微細なクラスタ構
造を非晶質ベース内に均一に分散させた微細構造を持た
せることにより磁気的特性が向上されたＦｅ系非晶質軟
磁性材料およびその製造方法を提供することを目的とす
る。
なすべての問題点を解決するためになされたもので、軟
性が豊富なＦｅ系軟磁性合金が得られるようにするため
に、既存のＦｅ−Ｚｒ−Ｂ系軟磁性非晶質合金にＦｅに
固溶されない非固溶元素を母合金製造時に強制的に合金
化させた後、これを熱処理してＦｅ原子と非固溶原子を
相分離させて、２〜３ｎｍの大きさの微細なクラスタ構
造を非晶質ベース内に均一に分散させた微細構造を持た
せることにより磁気的特性が向上されたＦｅ系非晶質軟
磁性材料およびその製造方法を提供することを目的とす
る。
【００２６】以下本発明の実施例およびその作用効果を
添付図面を参照して説明する。
添付図面を参照して説明する。
【００２７】まず、本発明の製造方法は、Ｆｅ系非晶質
合金組成に添加元素として非固溶元素を適量添加して溶
解した液体を急冷させて非晶質リボンを製造した後、適
切な温度で熱処理し、ナノ−サイズのクラスタ粒子を非
晶質ベース内に均一に形成させた微細組織の軟磁性材料
を得て、高周波帯域でも使用できるＦｅ系非晶質軟磁性
材料を製造できるようにするものである。
合金組成に添加元素として非固溶元素を適量添加して溶
解した液体を急冷させて非晶質リボンを製造した後、適
切な温度で熱処理し、ナノ−サイズのクラスタ粒子を非
晶質ベース内に均一に形成させた微細組織の軟磁性材料
を得て、高周波帯域でも使用できるＦｅ系非晶質軟磁性
材料を製造できるようにするものである。
【００２８】この場合、非固溶元素は、非晶質リボンを
熱処理するとき、Ｆｅ原子等を排斥して、ナノ−サイズ
のクラスタの形成を容易にする。
熱処理するとき、Ｆｅ原子等を排斥して、ナノ−サイズ
のクラスタの形成を容易にする。
【００２９】上記において、非晶質リボンの製造方法と
しては既に実施されている急冷方法等を適用することが
でき、代表的なものとしては液体急冷法を適用して金属
溶解時に非固溶元素を最大限金属溶湯に混入させた液体
を１００万℃／秒程度の速度で急冷させて非固溶元素の
固溶を最大限促進させる。
しては既に実施されている急冷方法等を適用することが
でき、代表的なものとしては液体急冷法を適用して金属
溶解時に非固溶元素を最大限金属溶湯に混入させた液体
を１００万℃／秒程度の速度で急冷させて非固溶元素の
固溶を最大限促進させる。
【００３０】なお、上記の熱処理過程は非晶質リボン製
造時に導入された残留応力を除去させる目的も含まれて
おり、応力を緩和させるとともに磁気ドメインの配列を
目的とする方向に整列させるために、熱処理中外部から
磁場を与える磁場中熱処理方法と、磁場を与えない無磁
場中熱処理方法を更に適用することができる。
造時に導入された残留応力を除去させる目的も含まれて
おり、応力を緩和させるとともに磁気ドメインの配列を
目的とする方向に整列させるために、熱処理中外部から
磁場を与える磁場中熱処理方法と、磁場を与えない無磁
場中熱処理方法を更に適用することができる。
【００３１】上記のように、金属溶解時に非固溶元素を
最大限金属溶湯に混入させた溶解液体を急冷させて非固
溶元素の固溶を最大限促進させた後、熱処理してＦｅ元
素と相分離現象を発生するようにして、微細なクラスタ
状を析出させれば、結局数ｎｍの大きさのクラスタ微細
構造を有する非晶質軟磁性材料を製造できるのである。
最大限金属溶湯に混入させた溶解液体を急冷させて非固
溶元素の固溶を最大限促進させた後、熱処理してＦｅ元
素と相分離現象を発生するようにして、微細なクラスタ
状を析出させれば、結局数ｎｍの大きさのクラスタ微細
構造を有する非晶質軟磁性材料を製造できるのである。
【００３２】上記のような方法により製造されたＦｅ系
非晶質軟磁性材料は次のような特性を有する。
非晶質軟磁性材料は次のような特性を有する。
【００３３】第一に、Ｆｅ系非晶質軟磁性材料を第２相
で微細に、また、均一に非晶質マトリックスに分散させ
ることにより、素材の電気的抵抗を増加させるので、磁
性体の渦電流損失を減少させることができ、第二に、非
晶質軟磁性材料の強磁性ドメイン（Ｆｅｒｒｏ−ｍａｇ
ｎｅｔｉｃ ｄｏｍａｉｎ）の大きさが著しく減少し
て、渦電流損失を減少させることができ、第三に、Ｆｅ
系非晶質合金の特性上、元々磁気歪が非常に大きいた
め、高周波領域では透磁率が急激に減少し、損失が増加
するが、数ｎｍの大きさのクラスタを微細に分散させる
ことにより、磁気歪がほとんど０に近い値に減少して保
磁力が大きく減少し、非常に高い透磁率特性を表わすの
で、優れた軟磁気的特性を有するようになる。
で微細に、また、均一に非晶質マトリックスに分散させ
ることにより、素材の電気的抵抗を増加させるので、磁
性体の渦電流損失を減少させることができ、第二に、非
晶質軟磁性材料の強磁性ドメイン（Ｆｅｒｒｏ−ｍａｇ
ｎｅｔｉｃ ｄｏｍａｉｎ）の大きさが著しく減少し
て、渦電流損失を減少させることができ、第三に、Ｆｅ
系非晶質合金の特性上、元々磁気歪が非常に大きいた
め、高周波領域では透磁率が急激に減少し、損失が増加
するが、数ｎｍの大きさのクラスタを微細に分散させる
ことにより、磁気歪がほとんど０に近い値に減少して保
磁力が大きく減少し、非常に高い透磁率特性を表わすの
で、優れた軟磁気的特性を有するようになる。
【００３４】優れた軟磁気的特性とは、基本的に、保磁
力が低ければ低い程、透磁率が高ければ高い程良い。
力が低ければ低い程、透磁率が高ければ高い程良い。
【００３５】第四に、ベースが非晶質状態で存在するた
め、素材の軟性が非常に豊富であり、破損確立が低く、
大量生産による自動化が可能である等の特性を有する。
め、素材の軟性が非常に豊富であり、破損確立が低く、
大量生産による自動化が可能である等の特性を有する。
【００３６】以下、実施例により本発明を具体的に説明
する。
する。
【００３７】
【実施例】本実施例ではＦｅ系非晶質合金としてＦｅ−
Ｚｒ−Ｂ系列を使用し、非固溶元素としてはＡｇを使用
した。
Ｚｒ−Ｂ系列を使用し、非固溶元素としてはＡｇを使用
した。
【００３８】まず、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｂ系非晶質合金組成に
添加元素として非固溶元素であるＡｇを適量添加した溶
湯で、液体急冷法（Ｍｅｌｔ Ｓｐｉｎｎｉｎｇ）を利
用して非晶質リボンを製造した後、熱処理して所望する
微細組織の材料を得て、高周波帯域においても使用でき
るＦｅ系非晶質合金を製造できるようにすることをその
基本とし、各元素の組成範囲は、 Ｆｅ：８０〜９０（ａｔ．％） Ｚｒ： ３〜１０（ａｔ．％） Ｂ ： ３〜１０（ａｔ．％） Ａｇ：０．１〜１（ａｔ．％） 程度とする。
添加元素として非固溶元素であるＡｇを適量添加した溶
湯で、液体急冷法（Ｍｅｌｔ Ｓｐｉｎｎｉｎｇ）を利
用して非晶質リボンを製造した後、熱処理して所望する
微細組織の材料を得て、高周波帯域においても使用でき
るＦｅ系非晶質合金を製造できるようにすることをその
基本とし、各元素の組成範囲は、 Ｆｅ：８０〜９０（ａｔ．％） Ｚｒ： ３〜１０（ａｔ．％） Ｂ ： ３〜１０（ａｔ．％） Ａｇ：０．１〜１（ａｔ．％） 程度とする。
【００３９】このようなそれぞれの組成範囲は、実験結
果によりその組成範囲が決定されたもので、Ｆｅ元素を
８０％以下にすれば、合金内部に含有された磁性元素の
量が少なく、大きな飽和磁束密度を得ることができない
が、これは磁性材料の飽和磁束密度が磁気モーメントを
有する元素の量におおよそ依存するためである。
果によりその組成範囲が決定されたもので、Ｆｅ元素を
８０％以下にすれば、合金内部に含有された磁性元素の
量が少なく、大きな飽和磁束密度を得ることができない
が、これは磁性材料の飽和磁束密度が磁気モーメントを
有する元素の量におおよそ依存するためである。
【００４０】また、上記Ｆｅ元素が９０％以上の場合
は、液体急冷時に非晶質をよく形成させる元素（以下、
非晶質元素と称する）を一定量添加するだけで円滑に非
晶質が得られるが、Ｆｅを９０％以上添加すれば非晶質
形成元素の不足により非晶質相を得ることが難しくな
る。
は、液体急冷時に非晶質をよく形成させる元素（以下、
非晶質元素と称する）を一定量添加するだけで円滑に非
晶質が得られるが、Ｆｅを９０％以上添加すれば非晶質
形成元素の不足により非晶質相を得ることが難しくな
る。
【００４１】Ｚｒ成分の場合は、適量が３〜１０％程度
であり、その組成範囲を外れる場合は磁気的特性が劣化
する傾向がある。
であり、その組成範囲を外れる場合は磁気的特性が劣化
する傾向がある。
【００４２】Ｂ元素の場合、非晶質形成元素中の代表的
な元素としてその適量は３〜１０％程度であり、この元
素を適量添加すれば非晶質相の形成を促進させるが、あ
まり多く添加すれば却って第２相（例えば、Ｆｅ２Ｂ等
の金属間化合物）の形成を促進させ非晶質リボンが脆く
なり、磁気的性質にも悪影響を及ぼす。
な元素としてその適量は３〜１０％程度であり、この元
素を適量添加すれば非晶質相の形成を促進させるが、あ
まり多く添加すれば却って第２相（例えば、Ｆｅ２Ｂ等
の金属間化合物）の形成を促進させ非晶質リボンが脆く
なり、磁気的性質にも悪影響を及ぼす。
【００４３】添加元素である非固溶元素Ａｇは、０．１
〜１％の範囲内で良質の非晶質リボンが形成されたが、
１％以上のＡｇでは非晶質リボンの製造が困難であっ
た。
〜１％の範囲内で良質の非晶質リボンが形成されたが、
１％以上のＡｇでは非晶質リボンの製造が困難であっ
た。
【００４４】上記のような点に基づいて製造したＦｅ系
非晶質軟磁性材料中の一部であるＦｅ８７．３Ｚｒ
５．９Ｂ６．５Ａｇ０．３合金に対するものを一実施例
により説明する。
非晶質軟磁性材料中の一部であるＦｅ８７．３Ｚｒ
５．９Ｂ６．５Ａｇ０．３合金に対するものを一実施例
により説明する。
【００４５】その製造方法は上記した元素比率（Ｆｅ：
８７．３％、Ｚｒ：５．９％、Ｂ：６．５％、Ａｇ：
０．３％）でＦｅ−Ｚｒ−Ｂ−Ａｇ母合金を約３０ｇＡ
ｒ雰囲気においてアーク溶解して製造し、ここで得た母
合金の一部約５ｇ程度をＡｒ雰囲気下において単ロール
急速冷却装置（Ｓｉｎｇｌｅ Ｒｏｌｌ Ｍｅｌｔ Ｓ
ｐｉｎｎｉｎｇ）を利用して幅２ｍｍ、厚さ３０μｍの
非晶質リボンを製作した。このリボンを熱処理温度２０
０〜６００℃で１時間真空中で熱処理した後、炉冷して
Ｆｅ８７．３Ｚｒ５．９Ｂ６．５Ａｇ０．３の非晶質軟
磁性材料を製造した。
８７．３％、Ｚｒ：５．９％、Ｂ：６．５％、Ａｇ：
０．３％）でＦｅ−Ｚｒ−Ｂ−Ａｇ母合金を約３０ｇＡ
ｒ雰囲気においてアーク溶解して製造し、ここで得た母
合金の一部約５ｇ程度をＡｒ雰囲気下において単ロール
急速冷却装置（Ｓｉｎｇｌｅ Ｒｏｌｌ Ｍｅｌｔ Ｓ
ｐｉｎｎｉｎｇ）を利用して幅２ｍｍ、厚さ３０μｍの
非晶質リボンを製作した。このリボンを熱処理温度２０
０〜６００℃で１時間真空中で熱処理した後、炉冷して
Ｆｅ８７．３Ｚｒ５．９Ｂ６．５Ａｇ０．３の非晶質軟
磁性材料を製造した。
【００４６】上記のような方法により製造されたＦｅ
８７．３Ｚｒ５．９Ｂ６．５Ａｇ０． ３非晶質軟磁性材
料の特性を、添付図面を参照して説明する。
８７．３Ｚｒ５．９Ｂ６．５Ａｇ０． ３非晶質軟磁性材
料の特性を、添付図面を参照して説明する。
【００４７】図１は、Ｆｅ８７．３Ｚｒ５．９Ｂ６．５
Ａｇ０．３合金の熱処理温度による保磁力（Ｈｃ）の変
化を示したもので、熱処理温度４００℃において約１５
ｍＯｅ程度であり、既存のＦｅ−Ｚｒ−Ｂ系列より極め
て小さい。すなわち、極めて優秀な保磁力特性が得られ
ることがわかる。
Ａｇ０．３合金の熱処理温度による保磁力（Ｈｃ）の変
化を示したもので、熱処理温度４００℃において約１５
ｍＯｅ程度であり、既存のＦｅ−Ｚｒ−Ｂ系列より極め
て小さい。すなわち、極めて優秀な保磁力特性が得られ
ることがわかる。
【００４８】これは、ＳＵＺＵＫＩ等が報告したＦｅ
８９Ｚｒ７Ｂ４合金［Ｋ．ＳＵＺＵＫＩ、Ｎ．ＫＡＴＡ
ＯＫＡ、Ａ．ＩＮＯＵＥ、Ａ．ＭＡＫＩＮＯ、Ｔ．ＭＡ
ＳＵＭＯＴＯ：Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｔｒａｎｓａｃｔ
ｉｏｎｓ ＪＩＭ、Ｖｏｌ ３１、Ｎｏ．８（１９９
０）、ｐｐ．７４３−７４６］の保磁力９３ｍＯｅより
極めて小さい値である。
８９Ｚｒ７Ｂ４合金［Ｋ．ＳＵＺＵＫＩ、Ｎ．ＫＡＴＡ
ＯＫＡ、Ａ．ＩＮＯＵＥ、Ａ．ＭＡＫＩＮＯ、Ｔ．ＭＡ
ＳＵＭＯＴＯ：Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｔｒａｎｓａｃｔ
ｉｏｎｓ ＪＩＭ、Ｖｏｌ ３１、Ｎｏ．８（１９９
０）、ｐｐ．７４３−７４６］の保磁力９３ｍＯｅより
極めて小さい値である。
【００４９】図２は、Ｆｅ８７．３Ｚｒ５．９Ｂ６．５
Ａｇ０．３熱処理温度による外部の外部印加磁場１０ｍ
Ｏｅにおける磁束密度（Ｂ１０）の変化を示したもの
で、熱処理温度が増加するにつれて磁束密度は徐々に増
加するが、４００℃以上では急激に増加することがわか
り、完全に結晶化が達成された熱処理温度６００℃では
１．２Ｔの磁束密度が得られた。
Ａｇ０．３熱処理温度による外部の外部印加磁場１０ｍ
Ｏｅにおける磁束密度（Ｂ１０）の変化を示したもの
で、熱処理温度が増加するにつれて磁束密度は徐々に増
加するが、４００℃以上では急激に増加することがわか
り、完全に結晶化が達成された熱処理温度６００℃では
１．２Ｔの磁束密度が得られた。
【００５０】図３は、Ｆｅ８７．３Ｚｒ５．９Ｂ６．５
Ａｇ０．３合金の周波数１ｋＨｚ、３ｍＯｅにおける透
磁率（μｉ）の熱処理温度による変化を示したもので、
熱処理温度４００℃までは急激に増加するが、それ以上
の温度では急激に減少する状態を示し、熱処理温度４０
０℃において最大値２８７，０００が得られた。
Ａｇ０．３合金の周波数１ｋＨｚ、３ｍＯｅにおける透
磁率（μｉ）の熱処理温度による変化を示したもので、
熱処理温度４００℃までは急激に増加するが、それ以上
の温度では急激に減少する状態を示し、熱処理温度４０
０℃において最大値２８７，０００が得られた。
【００５１】ここで注目すべき事項は、熱処理温度４０
０℃における透磁率の最大値が既存の他の材料より非常
に高いということである。これは上述したＳＵＺＵＫＩ
等が報告したＦｅ８９Ｚｒ７Ｂ４合金の値１５，０００
（＝μｅ）と比較しても約１９倍以上の非常に高い値で
あることがわかる。
０℃における透磁率の最大値が既存の他の材料より非常
に高いということである。これは上述したＳＵＺＵＫＩ
等が報告したＦｅ８９Ｚｒ７Ｂ４合金の値１５，０００
（＝μｅ）と比較しても約１９倍以上の非常に高い値で
あることがわかる。
【００５２】すなわち、これは今迄のＦｅ系非晶質材料
が低透磁率材料でその応用範囲が低周波数領域に限定さ
れていた短所を克服して、高周波帯域でも使用できるこ
とを意味するもので、今迄高周波帯域の非晶質材料とし
て用いられていた高価で埋蔵量が少ないＣｏに代替でき
る非常に画期的なものである。
が低透磁率材料でその応用範囲が低周波数領域に限定さ
れていた短所を克服して、高周波帯域でも使用できるこ
とを意味するもので、今迄高周波帯域の非晶質材料とし
て用いられていた高価で埋蔵量が少ないＣｏに代替でき
る非常に画期的なものである。
【００５３】図４は、上記したような高透磁率特性を示
す原因を調べるために透磁率特性と密接な関係がある磁
気歪特性（λｓ）を調査したもので、急冷（Ａｓ−ｑｕ
ｅｎｃｈｉｎｇ）した状態の材料から正（＋）の磁気歪
を示した後、熱処理温度が増加するにつれて３５０℃ま
で徐々に減少するが、熱処理温度が４００℃において急
激に減少して一旦最低値を示した後、再び増加し、熱処
理温度が５００℃まで増加して最大値を示す。熱処理温
度５５０℃では再び急激に減少して負（−）の磁気歪値
を示し、６００℃において磁気歪値が再び増加した。
す原因を調べるために透磁率特性と密接な関係がある磁
気歪特性（λｓ）を調査したもので、急冷（Ａｓ−ｑｕ
ｅｎｃｈｉｎｇ）した状態の材料から正（＋）の磁気歪
を示した後、熱処理温度が増加するにつれて３５０℃ま
で徐々に減少するが、熱処理温度が４００℃において急
激に減少して一旦最低値を示した後、再び増加し、熱処
理温度が５００℃まで増加して最大値を示す。熱処理温
度５５０℃では再び急激に減少して負（−）の磁気歪値
を示し、６００℃において磁気歪値が再び増加した。
【００５４】図面から、０の磁気歪は熱処理温度約５４
０℃付近で得られることがわかり、高透磁率特性が得ら
れた熱処理温度４００℃の場合に、磁気歪が約１．８９
×１０-6という非常に低い値が得られた。これは、磁気
歪が小さければ小さいほど高透磁率特性を保有するた
め、本発明の高透磁率特性は低い磁気歪特性に起因する
ことがわかる。
０℃付近で得られることがわかり、高透磁率特性が得ら
れた熱処理温度４００℃の場合に、磁気歪が約１．８９
×１０-6という非常に低い値が得られた。これは、磁気
歪が小さければ小さいほど高透磁率特性を保有するた
め、本発明の高透磁率特性は低い磁気歪特性に起因する
ことがわかる。
【００５５】図５は、Ｆｅ８７．３Ｚｒ５．９Ｂ６．５
Ａｇ０．３合金の熱処理温度による電気抵抗の変化を示
したもので、電気抵抗は物質の微細組織によりもっとも
敏感に変化する物性の一つであるので、本発明の微細構
造を把握するのに極めて有効な方法である。
Ａｇ０．３合金の熱処理温度による電気抵抗の変化を示
したもので、電気抵抗は物質の微細組織によりもっとも
敏感に変化する物性の一つであるので、本発明の微細構
造を把握するのに極めて有効な方法である。
【００５６】急冷（Ａｓ−ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）した状
態で１．２３μΩｍの比抵抗を示し、熱処理温度３５０
℃までは多少減少した後、熱処理温度４００℃まで急激
に増加して１．３６μΩｍの最高値に到達し、再び熱処
理温度が増加するにつれて減少する状態を示している。
態で１．２３μΩｍの比抵抗を示し、熱処理温度３５０
℃までは多少減少した後、熱処理温度４００℃まで急激
に増加して１．３６μΩｍの最高値に到達し、再び熱処
理温度が増加するにつれて減少する状態を示している。
【００５７】４００℃における電気比抵抗値は従来のＦ
ｅ−Ｚｒ−Ｂ系非晶質合金［Ｔ．Ｋ．ＫＩＭ、Ｓ．Ｉｓ
ｈｉｏ、Ｍ．ＴＡＫＡＨＡＳＨＩ：Ｐｒｏｃ．４ｔｈ
Ｉｎｔｅｒ．Ｃｏｎｆ．ｏｎ Ｒａｐｉｄｌｙ Ｑｕｅ
ｎｃｈｅｄ Ｍｅｔａｌｓ、Ｖｏｌ．２（Ｔ．Ｍａｓｕ
ｍｏｔｏ および Ｋ．Ｓｕｚｕｋｉ 編、ＴｈｅＪａ
ｐａｎ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ ｏｆ Ｍｅｔａｌｓ、Ｓ
ｅｎｄａｉ、Ｊａｐａｎ、１９８２、ｐ．１３２３）］
と比較すれば非常に高いもので、高電気抵抗値を示すこ
とがわかる。渦電流損失は材料の電気抵抗が高ければ高
いほど減少する傾向があるので、高周波領域において渦
電流損失を減少することができる。
ｅ−Ｚｒ−Ｂ系非晶質合金［Ｔ．Ｋ．ＫＩＭ、Ｓ．Ｉｓ
ｈｉｏ、Ｍ．ＴＡＫＡＨＡＳＨＩ：Ｐｒｏｃ．４ｔｈ
Ｉｎｔｅｒ．Ｃｏｎｆ．ｏｎ Ｒａｐｉｄｌｙ Ｑｕｅ
ｎｃｈｅｄ Ｍｅｔａｌｓ、Ｖｏｌ．２（Ｔ．Ｍａｓｕ
ｍｏｔｏ および Ｋ．Ｓｕｚｕｋｉ 編、ＴｈｅＪａ
ｐａｎ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ ｏｆ Ｍｅｔａｌｓ、Ｓ
ｅｎｄａｉ、Ｊａｐａｎ、１９８２、ｐ．１３２３）］
と比較すれば非常に高いもので、高電気抵抗値を示すこ
とがわかる。渦電流損失は材料の電気抵抗が高ければ高
いほど減少する傾向があるので、高周波領域において渦
電流損失を減少することができる。
【００５８】ここで、注目すべき事項は熱処理温度４０
０℃において比抵抗が急激に増加するという事実であ
る。このような微細組織下においても比抵抗が急激に増
加するという事実は、Ｘ線実験の結果、熱処理温度４０
０℃においては未だ非晶質状態を維持していたため、こ
のときの微細組織が非晶質相であるベースにα−Ｆｅ相
を主成分とする極めて微細なクラスタが形成分散されて
いる組織であるという事実を反映している。
０℃において比抵抗が急激に増加するという事実であ
る。このような微細組織下においても比抵抗が急激に増
加するという事実は、Ｘ線実験の結果、熱処理温度４０
０℃においては未だ非晶質状態を維持していたため、こ
のときの微細組織が非晶質相であるベースにα−Ｆｅ相
を主成分とする極めて微細なクラスタが形成分散されて
いる組織であるという事実を反映している。
【００５９】このような事実等は極めて意味深長なもの
で、今迄の非晶質材料研究が、第２相のクラスタを形成
させない非晶質単相を目的としたものと、急冷した状態
から非晶質相を生成させこれを結晶化温度において長時
間熱処理して微細結晶粒を析出させることであったのと
は別に、非晶質相ベースに微細なクラスタを形成させる
新たな研究の章を提示した。
で、今迄の非晶質材料研究が、第２相のクラスタを形成
させない非晶質単相を目的としたものと、急冷した状態
から非晶質相を生成させこれを結晶化温度において長時
間熱処理して微細結晶粒を析出させることであったのと
は別に、非晶質相ベースに微細なクラスタを形成させる
新たな研究の章を提示した。
【００６０】図６は、Ｆｅ８７．３Ｚｒ５．９Ｂ６．５
Ａｇ０．３合金中４００℃において熱処理した試料の周
波数による損失特性をまとめたもので、比較のために現
在高周波用非晶質材料として広く使用されているＣｏ
６９Ｆｅ３．８Ｓｉ１２．９Ｂ１０．５Ｃｒ３．８と比
較して示した。
Ａｇ０．３合金中４００℃において熱処理した試料の周
波数による損失特性をまとめたもので、比較のために現
在高周波用非晶質材料として広く使用されているＣｏ
６９Ｆｅ３．８Ｓｉ１２．９Ｂ１０．５Ｃｒ３．８と比
較して示した。
【００６１】図面からわかるように、Ｃｏ系非晶質合金
と比較してもほとんど劣らない損失特性を示している。
と比較してもほとんど劣らない損失特性を示している。
【００６２】周波数１００ｋＨｚにおいて、Ｃｏ系と本
発明とはそれぞれ４０Ｗ／ｋｇと５０Ｗ／ｋｇの損失値
が得られ、これは本発明が充分にＣｏ系非晶質材料に代
替できることを示している。
発明とはそれぞれ４０Ｗ／ｋｇと５０Ｗ／ｋｇの損失値
が得られ、これは本発明が充分にＣｏ系非晶質材料に代
替できることを示している。
【００６３】また、一つ特記すべき事項は、熱処理温度
４００℃において熱処理した後にも１８０°ベンディン
グ（ｂｅｎｄｉｎｇ）が可能な軟性が豊富な材料と判定
され、既存の非晶質材料等が熱処理された後で脆くなる
短所を克服して、製品の製造工程上や製品の取扱上にも
難点がなく、大量生産および自動生産にも極めて有利な
特徴を有していることである。
４００℃において熱処理した後にも１８０°ベンディン
グ（ｂｅｎｄｉｎｇ）が可能な軟性が豊富な材料と判定
され、既存の非晶質材料等が熱処理された後で脆くなる
短所を克服して、製品の製造工程上や製品の取扱上にも
難点がなく、大量生産および自動生産にも極めて有利な
特徴を有していることである。
【００６４】
【発明の効果】本発明によれば、既存の非晶質材料等の
特性より優れた高透磁率、低磁気歪、低保磁力および高
電気抵抗特性を有しているため高周波帯域でも非常に低
い低損失特性が期待され、応用分野の周波数帯域が低周
波数帯域から数百ｋＨｚの高周波帯域までのコア材料
（過飽和コア、チョークコア、ノイズフィルタ、変圧器
等）として用いることができるだけでなく、既存の非晶
質材料等が熱処理された後で脆くなる短所を克服して、
製品の製造工程上や製品の取扱上にも難点がなく、大量
生産および自動生産にも非常に有利である等の有用な効
果がある。
特性より優れた高透磁率、低磁気歪、低保磁力および高
電気抵抗特性を有しているため高周波帯域でも非常に低
い低損失特性が期待され、応用分野の周波数帯域が低周
波数帯域から数百ｋＨｚの高周波帯域までのコア材料
（過飽和コア、チョークコア、ノイズフィルタ、変圧器
等）として用いることができるだけでなく、既存の非晶
質材料等が熱処理された後で脆くなる短所を克服して、
製品の製造工程上や製品の取扱上にも難点がなく、大量
生産および自動生産にも非常に有利である等の有用な効
果がある。
【図１】本発明の非晶質軟磁性合金の熱処理温度による
保磁力特性変化を示したグラフである。
保磁力特性変化を示したグラフである。
【図２】本発明の非晶質軟磁性合金の熱処理温度による
飽和磁束密度の変化を示したグラフである。
飽和磁束密度の変化を示したグラフである。
【図３】本発明の非晶質軟磁性合金の周波数１ｋＨｚに
おける透磁率の熱処理温度による変化を示したグラフで
ある。
おける透磁率の熱処理温度による変化を示したグラフで
ある。
【図４】本発明の非晶質軟磁性合金の熱処理温度による
磁気歪の変化を示すグラフである。
磁気歪の変化を示すグラフである。
【図５】本発明の非晶質軟磁性合金の熱処理温度による
電気抵抗の変化を示したグラフである。
電気抵抗の変化を示したグラフである。
【図６】本発明の非晶質軟磁性合金と、他の軟磁性合金
の周波数による損失特性を比較したグラフである。
の周波数による損失特性を比較したグラフである。
Claims (5)
- 【請求項１】 ＦｅαＺｒβＢγＡｇδ（α：８０〜９
０、β：３〜１０、γ：３〜１０、δ：０．１〜１）
（at. ％）組成を有することを特徴とするＦｅ系非晶質
軟磁性材料。 - 【請求項２】 Ｆｅ系非晶質合金組成に添加元素として
非固溶元素を適量添加して溶解した液体を急冷させ、非
晶質リボンを製造した後、適切な温度で熱処理すること
によりナノ−サイズのクラスタ粒子を分散させた微細組
織の軟磁性材料を得て、高周波帯域でも用いることがで
きるＦｅ系非晶質軟磁性材料を製造することを特徴とす
るＦｅ系非晶質軟磁性材料の製造方法。 - 【請求項３】 急冷方法として液体急冷法を適用して、
金属溶解時非固溶元素を最大限金属溶湯に混入させた液
体を１００万℃／秒程度の速度で急冷させ、非固溶元素
の固溶を最大限促進させることを特徴とする請求項２記
載のＦｅ系非晶質軟磁性材料の製造方法。 - 【請求項４】 熱処理時、応力を緩和させるとともに磁
気ドメインの配列を目的とする方向に整列させるため
に、熱処理中外部から磁場を与える磁場中熱処理方法又
は磁場を与えない無磁場中熱処理方法を更に適用するこ
とを特徴とする請求項２記載のＦｅ系非晶質軟磁性材料
の製造方法。 - 【請求項５】 非晶質リボン及び急速冷却時酸化防止の
ためにＡｒ雰囲気下でアーク溶解して製造した後冷却す
ることを特徴とする請求項２記載のＦｅ系非晶質軟磁性
材料の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
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|---|---|---|---|
| KR1997-8808 | 1997-03-14 | ||
| KR1019970008808A KR100237145B1 (ko) | 1997-03-14 | 1997-03-14 | Fe계 비정질 연자성 재료 및 그 제조방법 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10251815A true JPH10251815A (ja) | 1998-09-22 |
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Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10042686A Expired - Fee Related JP2994318B2 (ja) | 1997-03-14 | 1998-02-24 | Ｆｅ系非晶質軟磁性材料およびその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2994318B2 (ja) |
| KR (1) | KR100237145B1 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003057002A (ja) * | 2001-08-08 | 2003-02-26 | Central Res Inst Of Electric Power Ind | コーティング厚さ検査法 |
| CN102832120A (zh) * | 2012-09-07 | 2012-12-19 | 天津大学 | 一种纳米器件的表面预应力施加方法 |
| KR101309516B1 (ko) * | 2012-03-30 | 2013-10-14 | 서울대학교산학협력단 | 자성 비정질 금속 나노 파우더 제조방법 |
| CN109702157A (zh) * | 2019-02-28 | 2019-05-03 | 江苏集萃安泰创明先进能源材料研究院有限公司 | 一种非晶合金密度的调控方法 |
| CN109797352A (zh) * | 2019-02-28 | 2019-05-24 | 江苏集萃安泰创明先进能源材料研究院有限公司 | 一种非晶态合金平均原子团簇尺寸的调控方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101361771B1 (ko) * | 2012-04-17 | 2014-02-11 | 주식회사 아모센스 | 자기장 차폐시트 및 그의 제조방법과 이를 이용한 휴대 단말기기 |
| KR101949171B1 (ko) | 2018-07-03 | 2019-02-18 | 한양대학교 에리카산학협력단 | Fe계 연자성 합금 및 이를 통한 자성부품 |
-
1997
- 1997-03-14 KR KR1019970008808A patent/KR100237145B1/ko not_active IP Right Cessation
-
1998
- 1998-02-24 JP JP10042686A patent/JP2994318B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| JP2003057002A (ja) * | 2001-08-08 | 2003-02-26 | Central Res Inst Of Electric Power Ind | コーティング厚さ検査法 |
| JP4591989B2 (ja) * | 2001-08-08 | 2010-12-01 | 財団法人電力中央研究所 | コーティング厚さ検査法 |
| KR101309516B1 (ko) * | 2012-03-30 | 2013-10-14 | 서울대학교산학협력단 | 자성 비정질 금속 나노 파우더 제조방법 |
| CN102832120A (zh) * | 2012-09-07 | 2012-12-19 | 天津大学 | 一种纳米器件的表面预应力施加方法 |
| CN109702157A (zh) * | 2019-02-28 | 2019-05-03 | 江苏集萃安泰创明先进能源材料研究院有限公司 | 一种非晶合金密度的调控方法 |
| CN109797352A (zh) * | 2019-02-28 | 2019-05-24 | 江苏集萃安泰创明先进能源材料研究院有限公司 | 一种非晶态合金平均原子团簇尺寸的调控方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR19980073499A (ko) | 1998-11-05 |
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