JPH04333546A

JPH04333546A - 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金および高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金薄帯

Info

Publication number: JPH04333546A
Application number: JP2230135A
Authority: JP
Inventors: Seisaku Suzuki; 清策鈴木; Teruhiro Makino; 彰宏牧野; Takeshi Masumoto; 健増本; Akihisa Inoue; 明久井上; Noriyuki Kataoka; 潟岡　教行
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1990-08-31
Filing date: 1990-08-31
Publication date: 1992-11-20
Anticipated expiration: 2010-07-12
Also published as: JPH0765145B2

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」　本発明は、磁気ヘッド、トランス、チョークコイル等
に用いられる軟磁性合金に関するものであり、特に、高
飽和磁束密度で軟磁気特性に優れたＦｅ系軟磁性合金に
関する。

「従来の技術」　磁気ヘッド、トランス、チョークコイル等に用いられ
る軟磁性合金において一般的に要求される諸特性は以下
の通りである ■飽和磁束密度が高いこと。

■透磁率が高いこと。

■低保磁力であること。

■薄い形状が得やすいこと。

また、磁気ヘッドに対しては、前記■〜■に記載の特性
の他に耐摩耗性の観点から以下の特性が要求される。

■硬度が高いこと。

従って軟磁性合金あるいは磁気ヘッドを製造する場合、
これらの観点から種々の合金系において材料研究がなさ
れている。

従来、前述の用途に対しては、センダスト、パーマロイ
、けい素鋼等の結晶質合金が用いられ、最近ではＦｅ基
およびＣｏ基の非晶質合金も使用されるようになってき
ている。

「発明が解決しようとする課題」　しかるに磁気ヘッドの場合、高記録密度化に伴う磁気
記録媒体の高保磁力化に対応するため、より好適な高性
能磁気ヘッド用の磁性材料が望まれている。またトラン
ス、チョークコイルの場合は、電子機器の小型化に伴い
、より一層の小型化が必要であるため、より高性能の磁
性材料が望まれている。

ところが、前記のセンダストは、軟磁気特性には優れる
ものの、飽和磁束密度が約１１ＫＧと低い欠点があり、
パーマロイも同様に、軟磁気特性に優れる合金組成にお
いては、飽和磁束密度が約８ＫＧと低い欠点があり、け
い素鋼は飽和磁束密度は高いものの軟磁気特性に劣る欠
点がある。

一方、非晶質合金において、Ｃｏ基合金は軟磁気特性に
優れるものの飽和磁束密度が１０ＫＧ程度と不十分であ
る。また、Ｆｅ基合金は飽和磁束密度が高く、１５ＫＧ
あるいはそれ以上のものが得られるが、軟磁気特性が不
十分である。また、非晶質合金の熱安定性は十分ではな
く、未だ未解決の面がある。

前述のごとく高飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を兼備
することは難しい。

本発明の目的は、高飽和磁束密度、高透磁率を兼備し、
かつ高い機械強度と高い熱安定性を併せ持つ軟磁性合金
を提供することである。

「課題を解決するための手段」　本発明は前記問題点を解決するために以下の組成を有
したものであり、従来実用合金と同程度あるいはより優
れた軟磁気特性を有し、しかも高い飽和磁束密度を併せ
持つＦｅ系軟磁性合金を得ることに成功し、本発明に想
到した。

請求項１に記載の高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金は前
記課題を解決するために、次式で示される組成からなる
ものである。

（Ｆｅ１−ａＱａ）ｂＢｘＴｙ但しＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか、または、両方であり、
ＴはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、且
つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ａ≦０．
０５、ｂ≦９３原子％、ｘ＝０．５〜８原子％、ｙ＝４〜９原子％である。

請求項２に記載の高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金は前
記課題を解決するために、次式で示される組成からなる
ものである。

ＦｅｂＢｘＴｙ但しＴはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
からなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり
、且つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ｂ≦
９３原子％、ｘ＝０．５〜８原子％、ｙ＝４〜９原子％
である。

請求項３に記載の高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金は、
前記課題を解決するために、請求項１に記載の軟磁性合
金に熱処理を施すものである。

以下に本発明を更に詳細に説明する。

本発明の高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金は、前記組成
の非晶質合金あるいは非晶質相を含む結晶質合金を溶湯
から急冷することにより得る工程と、スパッタ法あるい
は蒸着法等の気相急冷法により得る工程と、これらの工
程で得られたものを加熱し微細な結晶粒を析出させる熱
処理工程とによって通常得ることが出来る。

本発明において、非晶質相を得やすくするためには、非
晶質形成能の高いＺｒ、Ｈｒのいずれかを含む必要があ
る。またＺｒ、Ｈｒはその一部を他の４Ａ〜６Ａ族元素
のうち、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗと置換するこ
とが出来る。ここでＣｒを含めなかったのは、Ｃｒが他
の元素に比べ非晶質形成能が劣っているからである。

Ｂには本発明合金の非晶質形成能を高める効果、および
前記熱処理工程において磁気特性に悪影響を及ぼす化合
物相の生成を抑制する効果があると考えられ、このため
Ｂ添加は必須である。Ｂと同様にＡｌ、Ｓｉ、Ｃ、Ｐ等
も非晶質形成元素として一般に用いられており、これら
の元素を添加した場合も本発明と同一とみなすことがで
きる。

以上、本発明の高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金に含ま
れる合金元素の限定理由を説明したが、これらの元素以
外でち耐食性を改善するために、Ｃｒ、Ｒｕその他の白
金族元素を添加することも可能であり、また、必要に応
じて、Ｙ、希土類元素、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇｅ
、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、
Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等の元素を添加すること
で磁歪を調整することもできる。その他、Ｈ、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高飽和磁束密度Ｆｅ系
軟磁性合金の組成と同一とみなすことができるのは勿論
である。

本発明合金におけるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ量のｂは、９３原
子％以下である。これは、後述するように、ｂが９３原
子％を越えると高い透磁率が得られないためであるが、
飽和磁束密度１０ｋＧ以上を得るためには、ｂが７５原
子％以上であることがより好ましい。

次に本発明の高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金の組成限
定理由について実施例をもって詳細に説明する。

「実施例１」　以下の各実施例に示す合金は片ロール液体急冷法によ
り作成した。すなわち、１つの回転している鋼製ロール
上におかれたノズルより溶融金属をアルゴンガスの圧力
により前記ロール上に噴出させ、急冷して薄帯を得る。

以上のように作成した薄帯の幅は約１５ｍｍであり、厚
さは約２０〜４０μｍであった。

透磁率は、薄帯を加工し、外径１０ｍｍ、内径６ｍｍの
リング状とし、これを積み重ねたものに巻線し、インダ
クタンス法により測定した。実効透磁率（μｅ）の測定
条件は１０ｍＯｅ、１ＫＨｚとした。

飽和磁束密度（Ｂｓ）はＶＳＭにて１０ｋＯｅで測定し
た磁化より算出した。なお、以下に示す実施例では、６
００℃または６５０℃の温度で１時間保持後、水焼入れ
した後の磁気特性を示す。

まず、本発明合金の磁気特性および構造におよぼす熱処
理の効果について本発明合金の一つであるＦｅ８１Ｚｒ
７Ｂ２合金を例にとって以下に説明する。

なお、昇温速度毎分１０℃の示差熱分析により求めたＦ
ｅ８１Ｚｒ７Ｂ２合金の結晶化開始温度は４８０℃であ
った。

第１図は、Ｆｅ８１Ｚｒ７Ｂ２合金の実効透磁率に及ぼ
す焼鈍（各温度で１時間保持後水焼入れ）の効果を示す
。

第１図より急冷状態（ＲＱ）における本合金の実効透磁
率は、低い値を示すが、５００〜６５０℃の焼鈍により
、急激に増加している。ここで６５０℃熱処理後の厚さ
約２０μｍの試料について透磁率の周波数依存を調べた
ところ１ＫＨｚで２６５００、１０ＫＨｚで１９８００
、更に１００ＫＨｚで７８００と、高い測定周波数にお
いても優れた軟磁気特性を示した。また、透磁率に及ぼ
す冷却速度の影響を調べたところ、６５０℃で１時間保
持後、水焼入れにより急冷した本合金の実効透磁率２６
５００に対し、空冷した場合、その値は１８０００とな
り、熱処理後の冷却速度も重要である。

よって本合金の磁気特性は最適な熱処理条件を適当に選
ぶことにより調整することができ、また磁場中焼鈍など
により磁気特性を改善することもできる。

次にＦｅ８１Ｚｒ７Ｂ２合金の熱処理前後の構造の変化
をＸ線回折法により調べ、熱処理後の組織を透過電子顕
微鏡を用いて観察し、結果をそれぞれ第２図と第３図に
示す。

第２図より、急冷状態では非晶質に特有のハローな回折
図形が、熱処理後には体心立方晶に独特の回折図形がそ
れぞれ認められ、本合金の構造が熱処理により、非晶質
から体心立方晶へと変化したことがわかる。そして第３
図より、熱処理後の組織が、粒径約１００〜２００Å程
度の微結晶から成ることがわかる。また、Ｆｅ８１Ｚｒ
７Ｂ２合金について熱処理前後の硬さの変化を調べたと
ころ、ビッカース硬さで急冷状態の７５０ＤＰＮから６
００℃熱処理後には１４００ＤＰＮと従来材料にない高
い値まで増加し、磁気ヘッド用材料に好適であることも
判明した。

以上のごとく本発明合金は、前述の組成を有する非晶質
合金を熱処理により結晶化させ、超微細結晶粒を主とす
る組織を得ることにより、高飽和磁束密度でかつ軟磁気
特性に優れ、更に高い硬さと高い熱安定性を有する優れ
た特性を得ることができる。

次に前記合金のＺｒ量およびＢ量を変化させた場合の実
施例を示す。後に記載する第１表および第４図と第５図
と第６図と第７図は焼鈍後の磁気特性を示す。

第４図と第５図と第６図より、Ｚｒ量が４〜９原子％の
範囲で高透磁率と高飽和磁束密度が得やすいことがわか
る。また、Ｚｒ量が４原子％以下では１００００辺上の
実効透磁率が得られず、９原子％を超えると透磁率が急
激に低下するとともに飽和磁束密度も低下するため好ま
しくない。そこで、本発明合金におけるＺｒ含有量の限
定範囲を４〜９原子％とした。

同様にＢ量については、０．５〜８原子％の範囲で実効
透磁率１００００以上の高透磁率か得やすいことがわか
り、このためＢ含有量の限定範囲を０．５〜８原子％と
した。またＺｒ、Ｂ量が前記範囲にあっても、Ｆｅ量が
９３原子％を超えると高い透磁率が得られないため、本
発明合金におけるＦｅ含有量は９３原子％以下とした。

「実施例２」　次に実施例１に示したＦｅ−Ｚｒ−Ｂ系合金のＺｒを
Ｈｆで置換えしたＦｅ−Ｈｆ−Ｂ系合金について説明す
る。

実施例としてＦｅ−Ｈｆ−Ｂ系合金のＨｆ量を４〜９原
子％の範囲で変化させた場合の結果を後記する第３表に
示す。

第３表から、４〜９原子％の範囲においてＦｅ−Ｈｆ−
Ｂ系合金の実効透磁率がＦｅ−Ｚｒ−Ｂ系合金のものと
同等であることがわかる。また、第２表中に示すＦｅ８
１Ｚｒ４Ｈｆ３Ｂ２合金の磁気特性は実施例１のＦｅ−
Ｚｒ−Ｂ系合金の磁気特性と同等である。

従って実施例１に示したＦｅ−Ｚｒ−Ｂ系合金のＺｒは
、その組成限定範囲である４〜９原子％すべてにおいて
Ｈｆと一部もしくは全て置換可能である。

「実施例３」　次に実施例１および実施例２に示したＦｅ−（Ｚｒ、
Ｈｆ）−Ｂ合金のＺｒ、Ｈｆの一部をＮｂで置換する場
合について説明する。

実施例としてＦｅ−Ｚｒ−Ｂ系合金のＺｒの一部を１〜
５原子％のＮｂで置換した場合の結果を第３表に示す。

第３表から高い透磁率を得やすいＺｒ＋Ｎｂの量は、Ｆ
ｅ−Ｚｒ−Ｂ系合金でのＺｒ量と同じ４〜９原子％であ
り、ＮｂはＺｒと同等の添加効果を有しているのがわか
る。従って、Ｆｅ−（Ｚｒ、Ｈｆ）−Ｂ合金のＺｒ、Ｈ
ｆの一部はＮｂで置換することが可能である。

「実施例４」次に、Ｆｅ−（Ｚｒ、Ｈｆ）−Ｎｂ−Ｂ合金のＮｂをＴ
ｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗと置換えする場合について説明
する。実施例として、後記する第４表に、Ｆｅ−Ｚｒ−
Ｔ−Ｂ（Ｔ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ）系合金の磁気
特性を示す。

第３表中の各実施例とも、Ｆｅ系非晶質合金で通常得ら
れる実効透磁率の５０００を上回る優れた磁気特性を示
している。従って、Ｆｅ−（Ｚｒ、Ｈｆ）Ｎｂ−Ｂ合金
のＮｂはＴｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗと置換することが可
能である。

「実施例５」　次に本発明合金におけるＣｏおよびＮｉ含有量の限定
理由について説明する。実施例として、（Ｆｅ１−ａＱ
ａ）８１Ｚｒ７Ｂ２合金（Ｑ＝Ｃｏ、Ｎｉ）のＣｏおよ
びＮｉ量（ａ）と透磁率の関係を第９図に示す。

第９図において、ａが０．０５以下の範囲においては実
効透磁率１００００以上の高い値を示すが、０．０５を
越える範囲では実効透磁率が急激に低下するので実用上
好ましくない。よって本発明合金におけるＣｏおよびＮ
ｉ含有量（ａ）は、０．０５以下とした。

「発明の効果」　以上説明したように本発明によれば、従来の実用合金
と同程度あるいはそれより優れた軟磁気特性を有し、更
に高い飽和磁束密度も備えたＦｅ系軟磁性合金を提供す
ることができる。しかも本発明の軟磁性合金は、高い機
械強度を有し、高い熱安定性も兼ね備えている。

以上のことから本発明のＦｅ系軟磁性合金は、磁気記録
媒体の高保磁力化に対応することが必要な磁気ヘッド、
より一層の小型化が要求されているトランス、チョーク
コイル用として好適であって、これらの用途に供した場
合、これらの性能の向上と小型軽量化をなしえる効果が
ある。

（以下、余白）

【図面の簡単な説明】

　第１図は本発明合金の一例の実効透磁率と焼鈍温度の
関係を示すグラフ、第２図は本発明合金の一例の熱処理
前後の構造変化を示すＸ線回折図形を示すグラフ、第３
図は本発明合金の一例の熱処理後の組織を示す顕微鏡写
真の模式図、第４図は６００℃で熱処理した本発明合金
の一例においてＺｒ量とＢ量とＦｅ量を変化させた場合
の透磁率を示す三角組成図、第５図は６５０℃で熱処理
した本発明合金の一例においてＺｒ量とＢ量とＦｅ量を
変化させた場合の透磁率を示す三角組成図、第６図は本
発明合金の一例においてＺｒ量とＢ量とＦｅ量を変化さ
せた場合の飽和磁束密度を示す三角組成図、第７図は同
合金のＤｓ値を示す三角組成図、第８図は本発明合金の
一例におけるＣｏ量と透磁率との関係を示すグラフであ
る。出願人　アルプス電気株式会社代表者　片岡　政隆増本　健

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】次式で示される組成からなることを特徴と
する高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金。（Ｆｅ１−ａＱａ）ｂＢｘＴｙ但しＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか、または、両方であり、
ＴはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、且
つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ａ≦０．
０５、ｂ≦９３原子％、ｘ＝０．５〜８原子％、ｙ＝４〜９原子％である。
【請求項２】次式で示される組成からなることを特徴と
する高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金。ＦｅｂＢｘＴｙ但しＴはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
からなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり
、且つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ｂ≦
９３原子％、ｘ＝０．５〜８原子％、ｙ＝４〜９原子％
である。
【請求項３】熱処理を施したことを特徴とする請求項１
または２に記載の高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金。