JPH03253545A - 磁性合金およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、磁気特性に優れ、特にトランスの磁心材料
等に好適なＦｅ基磁性合金であって、微細結晶相、また
は微細結晶相と非晶質相との混合組織からなる合金に関
する。

（従来の技術） 従来、トランスの磁心材料としては方向性ケイ素鋼板が
使用されてきた。方向性ケイ素鋼板は、著しく高い飽和
磁束密度を有するが、鉄損が太きく、また、製造が難し
いという難点がある。そのため、鉄損の小さいＦｅ基非
晶質合金が注目され、一部では実用化されている。

Ｆｅ基非晶質合金は主成分がＦｅ−５ｉ−Ｂで、これに
Ｃ，Ｃｒ、等の元素が添加されたものである。このＦｅ
基非晶質合金は低鉄損であるため省エネルギーの点から
有利であり、製造法が簡単で大量生産が可能であること
、保磁力が小さいためトランス動作時の有効磁束密度が
高いこと等の利点がある。

しかし、非晶質合金は、高温で作動すると構造緩和を起
こし、鉄損が時間とともに増大し、また透磁率も劣化す
る。即ち、非晶質合金は熱的な安定性に劣っている。

特開昭６４−７９３４２号公報には、一般式で、（Ｆｅ
＋−ｍＭｍ）＋ｅｏ−ｘ−ｙ−ｓ−、ＣｕｙＳｉｙＢｇ
Ｍ：ｔと表される組成を有し、結晶粒径ｔｏｏｏÅ以下
の微細ｂｃｃ結晶粒からなる軟磁性材料が開示されてい
る。これは低鉄損材料であり、かつ結晶質であるため熱
的安定性にも優れている。しかし、その代表的な組成は
Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−５ｔ　−Ｂで表されものであり、比
較的高価なりを必須成分とするため、価格的に不利であ
るばかりでなく、磁束密度も充分に大きいとは言えない
、従って、低周波数域で使用される柱上トランス等の磁
心材料には不向きである。

（発明が解決しようとする諜Ｂ） 現在知られている磁心材料の中で特に優れた磁気特性を
有すると考えられる前記特開昭６４−７９３４２号公報
のＦｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−５ｉ　−Ｂ系の結晶質合金でもな
お高価であり、また、磁心材料としてはさらに高い飽和
磁束密度を有する材料が要求されている。

本発明の目的は、従来の材料に匹敵する鉄損値を持ち、
飽和磁束密度が従来水準を超え、かつ、低価格のＦｅ基
磁性合金を提供することにある。

（課題を解決するための手段） 本発明は「一般式、ｐｅｌｌｌｌｌ−ｘ−ｙ−ｘＣｕ＊
Ｐ　ｙｃｇで表され、平均粒径が５００Å以下の微細な
結晶粒と非晶ｆ相との混合組織であるＦｅ基磁性台金」
を要旨とする。

但し、上記一般式のＸ　＋　３’　ｔおよび２は原子％
で、０．１≦ｘ≦３、ｌ　≦ｙ≦２３、０．１≦２≦１
５．１０≦ｙ＋ｚ≦２５　　である。

上記の一般式で表される組成中のＦｅは、その−部を次
の原子で直換することができる。なお、下記の各元素の
原子％は、合金全体を１００原子％とした場合の原子％
である。

■　原子％で、それぞれ３％以下のＭｏ、　Ｚｒ、　Ｎ
ｂ、Ｗ、　Ｃｒ、　ＴｉおよびＶの中の１種以上の元素
。

但し、これら７元素の中の２種以上を使用する場合は、
その合計含有量を３原子％以下とする。

■　原子％で、５％未満のＳｉ、それぞれ５％以下のＧ
ｅ、　Ｇａ、およびＲｕ、ならびに３％以下のＡｊｌ！
の中の１種以上、但し、２種以上の場合はその合計含有
量は５原子％以下とする。

さらに上記■および■の両群から選択した原子でＦｅを
置換することもできる。このような本発明合金を一般式
で示すと下記のとおりである。

（１）　　Ｆｅｔｅｓ−ｘ−ｙ−ｇ−ａ　ＣＬｌｘＰｙ
Ｃ，Ｍｂａ（２）　　ＦＥｌ＋＊＊−ｘ−ｙ−ｍ−ｃｃ
ｕｘＰ　ｙＣ＠（３）　　Ｆｅｔｅｓ−＊−ｙ−ｍ−ａ
−ｃｃｕ、ＩＰｙｃＪｂａ（４）　　Ｆｅｔｅｓ−ｘ−
ｙ−ｇ−ａｃｕｚＰ　ｙＣＪｄｄ（５）　　Ｆｅｔｅｓ
−ｘ−ｙ−＊−ｍ−４ｃｕｘＰｙｃ、Ｍｂｓ門ｄ４（６
１Ｆｅｔｅｓ−ｘ−ｙ−＊−ａ−ｅｃｕ、ｌＰｙＣ２Ｍ
ｄａ（７）　　Ｆｅｔｅｓ−ｘ−ｙ−ｇ−ｘ−ａ−ｃｃ
ｕｘＰｙｃ、ＭｂａＭｄ４ただし、 Ｍｂは、Ｍｏ５ＺｒＳＮｂ、　Ｗ、　Ｃ（ＴｉおよびＶ
の１種または２種以上、間は、５ｉＳＧｅＳＧａＳＲｕ
、　Ａｆｆｉの１種または２種以上を意味する。そして
、添字のｚ、ｙ、ｚ、ａ、ｃおよびｄは全て原子％であ
り、０．１≦ｘ≦３．１≦ｙ≦２３．０．１≦２≦１５
、ｌＯ≦ｙ＋ｚ≦２５、ａは３以下であり、ｄは、Ｍｄ
がＳｉの場合は５未満、Ｇｅ、　Ｇｅ、　Ｒｕの場合は
５以下、Ａｔの場合は３以下である。

上記の本発明合金は、−旦実質的に非晶質相からなる合
金を製造し、これを３２０〜５００　”Ｃの温度域で熱
処理して結晶化させる方法で製造することができる。

（作用） 前述のＦｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−５ｉ　−Ｂ系の結晶質合金は
、−旦非晶質合金として製造したものを熱処理して結晶
化させたものであり、その結晶は平均粒径で１０００Å
以下の微細粒である。非晶質合金製造のための基本組成
はＦｅ５ｉ−Ｂであり、Ｃｕ、　Ｎｂの添加は非晶質か
ら微細結晶粒を析出させるのに必須である。磁気特性の
向上にはこのような結晶粒の微細化が必要であると考え
られている。

本発明の合金は、基本的には非晶質合金であるＦｅ　−
Ｐ　−ＣにＣｕを添加したＦｅ−Ｃｕ−Ｐ−Ｃ系と言う
べきものであるが、この系においてもＣｕが上述の系と
同様に非晶質から微細結晶粒を析出させるのに有効であ
る。しかも微細結晶粒を含むＦｅ−Ｃｕ−Ｐ−Ｃ系合金
はＦｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−５ｉ　−Ｂ系の結晶質合金よりも
磁束密度が高い、また、Ｂよりも安価なＰ、Ｃを原料と
するため経済的にも有利である。

さらに、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ系合金はＦｅ−３ｔ−Ｂ系合金よ
りも非晶質形成能が高く、磁性合金の製造が容易であり
、大量生産に適している。

以下、前記のように組成および組織を限定した理由を説
明する。なお、特にことわりのない限り％は原子％を意
味する。

Ｆｅ： 高い飽和磁束密度を確保するためＦｅを主体とする組成
とする。

Ｃｕ： 非晶質から磁気特性の優れた微細結晶粒を析出させるの
に寄与する。　Ｃｕが０．１％未満では微細結晶粒が十
分に晶出せず、３％を超えると最初の非晶質化が困難に
なる。従って、適正なＣｕ量は０．１％以上、３％以下
である。即ち、前記一般式において０．１≦ｘ≦３とす
るのがよい。

ＰおよびＣ： これらの元素は、結晶化に先だって非晶質合金を製造す
る際にその非晶質化に寄与する。これらの元素の合計含
有量が１０％未満ではこの目的は遺戒されない、また、
合計含有量が２５％を超えると飽和磁束密度の著しい低
下を招く、従って、前記一般式において、１０≦ｙ＋ｚ
≦２５としなければならない。

なお、Ｐは１〜２３％、Ｃは０．１〜１５％の範囲とす
るのがよい。即ち、前記一般式において、ｌ≦ｙ≦２３
．０．１≦２≦１５とし、この範囲でｌＯ≦ｙ十Ｚ≦２
５となるように調整する。

Ｍｏ、　Ｚｒ、　Ｎｂ、　Ｗ、　Ｃｒ、　Ｔｉおよび■
：これらの元素は、非晶質相から析出する結晶粒の微細
化に寄与する。この効果を得るためには、それぞれ３％
以下の範囲でＦｅと置換するのがよい。

しかし、Ｍｏ、　Ｃｒ、　Ｔｉがそれぞれの上限値を超
えると飽和磁束密度が低下し、Ｚｒ、　Ｎｂ、　Ｗがそ
れぞれの上限値を超えると粗大な結晶粒の金属間化合物
が生成して微細結晶相への結晶化が困難になる。

また■が３％を超えると最初の非晶質化が困難になる。

これらの元素は１種でも、また２種以上組み合わせてで
も使用できる。２種以上を用いる場合は、その合計含有
量を３％以下としなければならない。

合計含有量が３％を超えると飽和磁束密度が低下するか
らである。

Ｓｉ、　Ｇｅ、　Ａｆｆｉ、　ＧａおよびＲｕ：これら
は、結晶磁気異方性を減少させるのに寄与する。ただし
、Ｓｉが５％以上になると飽和磁束密度の低下を招く。

また、Ｇｅ、　Ｇａ、　Ｒｕがそれぞれ５％を超えた場
合も飽和磁束密度が低下する。

方、Ａ２が３％を超えると非晶質化が困難になる。

これらの元素も二種以上複合添加してよいが、その場合
、合計含有量は５％以下でなければならない。５％を超
えると飽和磁束密度が低下する。

本発明合金は、平均粒径が５００Å以下の微細結晶粒と
その周囲の非晶質相との混合組織から成る。

微細結晶粒とは、ｂｃｃ相のＦｅ固溶体を主体とするも
のであるが、Ｆｅｘ　Ｐ、添加元素の酸化物、炭化物、
各種の金属間化合物が含まれる場合がある。

これら金属間化合物等は磁気特性を悪くする場合がある
から、できるだけ存在しない方がよいが、それらの粒径
が小さく、かつ少量であれば存在も許容される。

上記の本発明合金の組織は、非晶質相から適切な熱処理
によって微細結晶相を析出させることによって得られる
。その析出の程度によって、結晶相と非晶質相の混合比
率が異なってくる。結晶相の比率が高い程、磁気特性は
向上するが、結晶相がおよそ３０体積％以上であれば、
実用上十分な特性が得られる。なお、最終的に到達し得
る結晶相よりも低い温度において出現する結晶相、即ち
、非晶質相から結晶化が進行していく中間段階で得られ
る結晶相を準安定ｂｃｃ相と呼ぶことがある。

本発明の合金を構成する結晶相は、その平均粒径が５０
０Å以下でなければならない、５００人を超えると、結
晶粒界等による磁壁のピニングのために磁気特性がわる
くなるからである。

これまでに述べた＆ｌＩ或と組織をもつ本発明合金は、
次のようにして製造することができる。

まず、所定の組成の溶湯から単ロール法、双ロール法等
の液体急冷法によって非晶質の薄帯を製造する。あるい
は、スパッタリング法、蒸着法等の気相急冷法で非晶質
薄膜を得る０次にこれらの非晶質合金を、窒素、Ａｒの
ような不活性ガス中もしくは真空中で熱処理して微細結
晶相を析出させる。熱処理の温度は、組成によって定ま
る結晶化開始温度（Ｔｘ）を測定しておき、その温度近
傍とする。Ｔには昇温速度によっても異なり、例えば２
゜”ｃ／分の昇温速度の場合、Ｔｘは３２０〜４２０°
Ｃである。この温度以上であれば結晶化が速やかに進行
するが、低温域では結晶化に時間がかかり、また析出し
た結晶粒も大きくなるから、高温域で短時間の処理を行
う方が望ましい、ただし、５００°Ｃを超える温度にな
ると金属間化合物が析出し保磁力が大きくなるから、熱
処理温度の上限は５００°Ｃまでとするのがよい、望ま
しい温度範囲は３７０〜５００°Ｃである。

熱処理のし一ドパターンとしては、一定温度での保持、
所定温度までの加熱−冷却（一定温度での保持なし）等
、種々の形態をとりうる。一定温度で保持する場合は、
その保持温度までの昇温速度を１００″Ｃ／分以上にす
ると極めて微細な結晶粒が得られる。これより遅い冷却
速度でもＣｕなとの添加成分の効果によって、微細結晶
粒かえられ、この場合は、敢えて一定温度での保持は必
要としない。また、一定温度で保持する場合、その時間
が長すぎると結晶が粗大化するから、２４時間以内にと
どめるべきである。

上記の熱処理は回転磁場中、または静止磁場中で行うこ
ともできる。回転磁場中熱処理は、熱処理中の磁区固着
を防くとともに、急冷により導入された誘導磁気異方性
を消去することにより軟磁性の向上に寄与する。一方、
動作時の磁化方向がある一方向に限定された特別な用途
に使用される場合には、むしろ、その特定方位の磁気異
方性を付加することが望ましく、これは静止磁場中での
熱処理で実現される。

〔実施例１〕 第１表に示す種々の非晶ｉｌｒ薄帯を単ロール法により
作製し、示差熱分析（１０℃／■ｉｎ）測定により結晶
化開始温度（Ｔに）を求めた。その後、これらの非晶を
薄帯を真空中で結晶化開始温度十ｌＯ°Ｃまで１０℃／
ｓｉｎの昇温速度で加熱し、１分間保持して急冷した。

熱処理後の各薄帯の平均結晶粒径、結晶化度（結晶相の
割合、％）、鉄損、および飽和磁束密度を第１表に併記
する。平均結晶粒径は、透過型電子顕微鏡観察を行い、
５０個以上の結晶粒を抽出して測定し平均して求めた。

結晶化度は、Ｘ線回折のピーク強度比から求めた。鉄損
および飽和磁束密度は試料をトロイダルに巻いて測定し
た。

第１表の比較例は、従来材のＦｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−５ｉ　
−Ｂ結晶質材料である０本発明合金はこの従来材よりも
高い飽和磁束密度を示している。

〔実施例２〕 第２表に示す組成の非晶質薄帯を単ロール法により作製
し、実施例１と同様の方法で結晶化開始温度（Ｔに）を
求めた。その後、これらの非晶質薄帯を真空中で結晶化
開始温度＋３０°Ｃまでｉｏｏ℃／ｇｉｎの昇温速度で
加熱し、６０分間保持して急冷した。

熱処理後の各薄帯の平均結晶粒径、結晶化度、鉄損、お
よび飽和磁束密度を実施例１と同し方法で測定した。そ
の結果を第２表に示す。

第２表の比較例も、従来材のＦｅゴＣｕ−Ｎｂ−５ｉ−
Ｂ結晶質材料である０本発明合金はこれよりも高い飽和
磁束密度を示す。

第１図は、Ｆｅｓ＋、ｓＣｃｘ＋、ｓＰ　＋ｈＣｚ合金
の熱処理後のＸｗＡ回折図形である。熱処理後の相は、
非晶質相、ｂｃｃ相およびＦｅｚＰ相の共存相であるこ
とがわかる。

〔実施例３〕 単ロール法によって、組成が本発明で定める範囲にある
Ｆｅ７ｑＣｕｏ、５Ｍ０ｏ、５ＳｉｚＰ　＋ｈＣｚの幅
１０ｖｗ、厚さ３０μ園の非晶質薄帯を作成した。示差
熱分析により１５℃／ｗｉｎの昇温速度で結晶化温度を
測定したところ、ｂｃｃ相への結晶化開始温度は３５０
°Ｃ１Ｆｅ３　ＰおよびＰｅ３　Ｃの析出温度は５３８
°Ｃであった。

そこで、この非晶質薄帯を種々の温度まで１５℃／■ｉ
ｎの昇温速度で加熱し、すぐ冷却して保磁力を調べた。

その結果を第２図に示す。

薄帯は、ｂｃｃ相へ結晶化することにより、低保磁力を
示す、一方、Ｆｅ＊Ｐ、　ＦｅｚＣ等が析出すると、再
び保磁力は増加する。即ち、本発明合金はｂｃｃ相に結
晶化することにより優れた磁性を有するに到ることがわ
かる。

〔実施例４〕 Ｆ［１ｔｓＣＬｌ＋　Ｐ　＋ｚＣ５ＮｂｌＳｉ＊なる組
成の非晶１を薄帯を単ロール法によって作製した。Ｉｉ
帯の幅は１０ｘｎ。

厚さは３０μ麿とした。この薄帯を種々の温度で３０分
間保持して熱処理した後、実施例１と同し方法で鉄損、
平均結晶粒径、析出する結晶相、結晶化度および飽和磁
束密度を測定した。その結果を第３表に示す。３００°
Ｃでの熱処理では結晶化が起こらず、５５０°Ｃでの熱
処理では結晶化はほぼ１００％であるが、結晶が粗大化
して鉄損が著しく大きくなっている。本発明の製造条件
である３５０〜４５０°Ｃの範囲で熱処理したものは、
比較例として示した従来材のＲｅ−Ｃｕ−Ｎｂ　　５４
−Ｂ結晶質合金に較べて高い磁束密度を有している。

（以下、余白） 第３表 随１〜５の合金はＦｅｔｓＣＬＩ＋Ｐ＋ｚＣｓＮｂ＋Ｓ
ｉｉ　　、　私εの合金はＦｅｔ４Ｃ＋ｇＮｂ）Ｓｉｎ
Ｂｑ　（従来材）。

傘は、本発明の製造方法の条件を満たさない。

傘は比較例、他は本発明合金。

［実施例５〕 Ｆｅｓ＊Ｃｕａ、ｓＰ　＋３ＣｓＳｉ＋、ｓなる組成の
非晶質薄帯を単ロール法によって作製した。薄帯の幅は
１０＋ｕ＋、厚さは３０μ−とした、この薄帯を４５０
，４００，３５０°Ｃの各温度まで２００°Ｃ＃＋ｉｎ
の昇温速度で真空中で加熱し、それらの温度で時間を変
えた保持してた。

このように熱処理した後、実施例１と同し方法で平均結
晶粒径、鉄損および飽和磁束密度を測定した。その結果
を第４表から第６表に示す、なお、第７表は、従来材の
Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−５ｉ　−Ｂ結晶質合金の５５０’Ｃ
Ｘ　１０分の熱処理材についての測定結果である。

第４〜６表から、熱処理の保持時間が長すぎる場合には
結晶粒が粗大となり、鉄損が大きくなることがわかる。

また、第７表の従来合金と較べて本発明合金は飽和磁束
密度が高いことも明らかである。

（以下、余白） 第 表 平均結晶粒径（人） 第 表 鉄損ＷＨｚｓ。

（ＷＡｇ） 飽和磁束密度（Ｔ） （比較例） 〔実施例６〕 第８表に示す＆１ＩＪｉ！の非晶質薄帯を単ロール法に
より作製し、下記（イ）および（ロ）の二種類の処理を
施した。

（イ）第８表に示す熱処理温度まで真空中で２００℃／
５ｉｎＯ昇温速度で加熱し、１０分間保持して急冷。

（０）第８表に示す熱処理温度まで窒素ガス中で２０”
Ｃ／■ｉｎの昇温速度で加熱し直ちに急冷。

これらの熱処理後の各薄帯の平均結晶粒径、鉄損および
飽和磁束密度（測定方法は実施例１と同し）を第８表に
掲げる。

第８表の比較例も、従来材のＦｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−５ｔ　
−Ｂ結晶質材料である０本発明合金はこれよりも高い飽
和磁束密度を示している。

（以下、余白） （発明の効果） 実施例にも示したように、本発明の磁性合金は飽和磁束
密度が高く、かつ低保磁力である。この合金は結晶相を
含むから熱的安定性にも優れている。また、この合金は
高価な元素を必須成分としておらず、前述の製造方法で
比較的容易に量産することができるので経済性にも優れ
ている。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明合金の結晶化熱処理後のＸ線回折図形
である。 第２図は、本発明合金の熱処理温度と保磁力との関係を
示す図である。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. （１）一般式、Ｆｅ＿１＿０＿０＿−＿ｘ＿−＿ｙ＿−
   ＿ｚＣｕ＿ｘＰ＿ｙＣ＿ｚで表される組成を有し、平均
   粒径が５００Å以下の微細な結晶粒と非晶質相との混合
   組織であることを特徴とする磁性合金。 但し、ｘ、ｙ、およびｚは原子％で、 ０．１≦ｘ≦３、１≦ｙ≦２３、０．１≦ｚ≦１５、１
   ０≦ｙ＋ｚ≦２５である。
2. （２）Ｆｅの一部が、原子％でそれぞれ全体の３％以下
   のＭｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｗ、Ｃｒ、ＴｉおよびＶの１種以
   上（ただし、２種以上の場合は、合計で３％以下）で置
   換された組成を有し、微細な結晶粒と非晶質相との混合
   組織であることを特徴とする請求項（１）に記載の磁性
   合金。
3. （３）Ｆｅの一部が、原子％で全体の５％未満のＳｉ、
   それぞれ５％以下のＧｅ、ＧａおよびＲｕならびに３％
   以下のＡｌの１種以上で置換されており、Ｓｉ、Ｇｅ、
   Ｇａ、ＲｕおよびＡｌの合計含有量が５原子％以下であ
   る組成を有し、微細な結晶粒と非晶質相との混合組織で
   あることを特徴とする請求項（１）または（２）に記載
   の磁性合金。
4. （４）実質的に非晶質相からなる合金を３２０〜５００
   ℃の温度域で熱処理して微細結晶粒を析出させることを
   特徴とする請求項（１）から（３）までのいずれかに記
   載した磁性合金の製造方法。
5. （５）１００℃／分以上の昇温速度で３２０〜５００℃
   の間の所定温度に加熱し、その温度で２４時間以内保持
   する請求項（４）の磁性合金の製造方法。