JPH05247603A - 鉄基軟磁性合金 - Google Patents
鉄基軟磁性合金Info
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- JPH05247603A JPH05247603A JP4083141A JP8314192A JPH05247603A JP H05247603 A JPH05247603 A JP H05247603A JP 4083141 A JP4083141 A JP 4083141A JP 8314192 A JP8314192 A JP 8314192A JP H05247603 A JPH05247603 A JP H05247603A
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Landscapes
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 軟磁性合金の熱処理温度を低下させ、且つ高
透磁率の軟磁性材料を提供すること。 【構成】 スーパーセンダスト(Fe100-a-b-cAlaSibNic)
を基本とし、更に全量に対する原子比でZrを０．５〜３
％、Ｂを５〜１５％含有させる。
透磁率の軟磁性材料を提供すること。 【構成】 スーパーセンダスト(Fe100-a-b-cAlaSibNic)
を基本とし、更に全量に対する原子比でZrを０．５〜３
％、Ｂを５〜１５％含有させる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高周波トランス又はチョ
ークコイル等の磁心材料に好適な高透磁率の微細結晶軟
磁性合金に関する。
ークコイル等の磁心材料に好適な高透磁率の微細結晶軟
磁性合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来スーパーセンダス合金（Fe78.9Al
7.5Si10.8Ni2.8) は比較的高い飽和磁束密度と、優れた
軟磁性特性を示すことが知られている（例えば日本金属
学会誌第４０巻第９７５〜９８１頁（１９７６）参
照）。これを高周波トランスやチョークコイル等に使用
するには渦電流損失を低減するために薄帯に形成し積層
して使用する必要がある。しかし、高速急冷法で製作し
たままのスーパーセンダスト薄帯では図１に示すように
保磁力が大きく、所定の形状になるように積層した後
に、１１００℃以上の高温度で熱処理して保磁力を低下
させる必要がある。しかし、このような高温度では薄帯
が層間で融合して鉄損を増大し、特性の良い磁心を得る
ことができないので、薄帯の層間に高耐熱性絶縁材料を
介在させて薄帯を保護した上で１１００℃以上の高温度
で熱処理する必要がある。
7.5Si10.8Ni2.8) は比較的高い飽和磁束密度と、優れた
軟磁性特性を示すことが知られている（例えば日本金属
学会誌第４０巻第９７５〜９８１頁（１９７６）参
照）。これを高周波トランスやチョークコイル等に使用
するには渦電流損失を低減するために薄帯に形成し積層
して使用する必要がある。しかし、高速急冷法で製作し
たままのスーパーセンダスト薄帯では図１に示すように
保磁力が大きく、所定の形状になるように積層した後
に、１１００℃以上の高温度で熱処理して保磁力を低下
させる必要がある。しかし、このような高温度では薄帯
が層間で融合して鉄損を増大し、特性の良い磁心を得る
ことができないので、薄帯の層間に高耐熱性絶縁材料を
介在させて薄帯を保護した上で１１００℃以上の高温度
で熱処理する必要がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】このように、急冷軟磁
性薄帯を熱処理して磁気特性を改善するには、層間に高
耐熱性絶縁材料を介在させて薄帯を保護した上で１００
０℃以上の高温度で熱処理する必要があるので、工程が
複雑化し、高温度を要し、製造コストが高くなるという
欠点がある。またスーパーセンダストをベースとする合
金は融点が高いために溶湯放出用の石英ノズルの消耗が
激しくなるという欠点もある。本発明はこれらの問題点
を解決することを課題とする。
性薄帯を熱処理して磁気特性を改善するには、層間に高
耐熱性絶縁材料を介在させて薄帯を保護した上で１００
０℃以上の高温度で熱処理する必要があるので、工程が
複雑化し、高温度を要し、製造コストが高くなるという
欠点がある。またスーパーセンダストをベースとする合
金は融点が高いために溶湯放出用の石英ノズルの消耗が
激しくなるという欠点もある。本発明はこれらの問題点
を解決することを課題とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者は、これらの課
題を解決するために鋭意研究した結果、スーパーセンダ
スト系の組成に特定の成分すなわちＺｒ及びＢを導入す
ることにより、急冷法が比較的低い温度で実施でき、ま
た作製した軟磁性薄帯を積層して所定の形状にした後の
熱処置が比較的低温度で実行できることを発見した。こ
のため、熱処理に先立って層間に耐熱性絶縁材料を介在
させる必要がなくなり、工程が単純となり、また製造コ
ストも下げることができる。
題を解決するために鋭意研究した結果、スーパーセンダ
スト系の組成に特定の成分すなわちＺｒ及びＢを導入す
ることにより、急冷法が比較的低い温度で実施でき、ま
た作製した軟磁性薄帯を積層して所定の形状にした後の
熱処置が比較的低温度で実行できることを発見した。こ
のため、熱処理に先立って層間に耐熱性絶縁材料を介在
させる必要がなくなり、工程が単純となり、また製造コ
ストも下げることができる。
【０００５】すなわち、本発明は原子比で表して一般式 (Fe100-a-b-cAlaSibNic)1-(x+y)/100 ZrxBy ( ここに、ａ＝４〜１０、ｂ＝８〜１４、ｃ＝１〜５ ｘ＝０．５〜３、ｙ＝５〜１５ である）で表わされ、微細結晶粒組織からなる高透磁率
軟磁性合金を提供する。
軟磁性合金を提供する。
【０００６】この微細結晶粒組織からなる高透磁率軟磁
性合金は、一般式 (Fe100-a-b-cAlaSibNic)1-(x+y)/100ZrxBy ( ここに、ａ＝４〜１０、ｂ＝８〜１４、ｃ＝１〜１０ ｘ＝０．５〜３、ｙ＝５〜１５ である）で表わされる非晶質合金を、例えば溶湯急冷法
で薄帯に製造し、これを積層して所定の形状の磁心を作
成し、次いで従来よりも低温度の４００〜６００℃、よ
り好ましくは４５０℃〜５５０℃の温度で熱処理して結
晶粒子の平均粒子径が５０Å〜３００Å、好ましくは８
０〜２００Åの微細結晶粒組織とする製造法により製造
できる。
性合金は、一般式 (Fe100-a-b-cAlaSibNic)1-(x+y)/100ZrxBy ( ここに、ａ＝４〜１０、ｂ＝８〜１４、ｃ＝１〜１０ ｘ＝０．５〜３、ｙ＝５〜１５ である）で表わされる非晶質合金を、例えば溶湯急冷法
で薄帯に製造し、これを積層して所定の形状の磁心を作
成し、次いで従来よりも低温度の４００〜６００℃、よ
り好ましくは４５０℃〜５５０℃の温度で熱処理して結
晶粒子の平均粒子径が５０Å〜３００Å、好ましくは８
０〜２００Åの微細結晶粒組織とする製造法により製造
できる。
【０００７】本発明では、Ｆｅを基本としこれにＡｌ、
Ｓｉ、Ｎｉを配合したスーパーセンダストと基本的には
同一の成分の他に、更にＺｒとＢとを添加し且つ成分比
を上記のように調整する。ＺｒとＢを添加すると、非晶
質化の後に微細結晶粒組織とすることができ、スーパー
センダストを基本とした合金の融点及び最適熱処理温度
を低下して製造を容易にすると同時に、透磁率を著しく
改善できる。Ｂは５〜１５ａｔ％の範囲にすべきであ
る。Ｂは微細結晶粒化に必要な熱処理温度の大幅な低下
に役立つ。余り多過ぎると飽和磁束密度が低下する。一
方、Ｚｒは０．５〜３ａｔ％の量で使用すべきである。
Ｚｒは微細結晶粒化に役立つほか、保磁力Ｈｃを下げる
効果があるが、余り多くなると微細結晶粒化のための処
理温度が高くなる。なお、不可避的に混入する微少量の
不純物は許容することができる。
Ｓｉ、Ｎｉを配合したスーパーセンダストと基本的には
同一の成分の他に、更にＺｒとＢとを添加し且つ成分比
を上記のように調整する。ＺｒとＢを添加すると、非晶
質化の後に微細結晶粒組織とすることができ、スーパー
センダストを基本とした合金の融点及び最適熱処理温度
を低下して製造を容易にすると同時に、透磁率を著しく
改善できる。Ｂは５〜１５ａｔ％の範囲にすべきであ
る。Ｂは微細結晶粒化に必要な熱処理温度の大幅な低下
に役立つ。余り多過ぎると飽和磁束密度が低下する。一
方、Ｚｒは０．５〜３ａｔ％の量で使用すべきである。
Ｚｒは微細結晶粒化に役立つほか、保磁力Ｈｃを下げる
効果があるが、余り多くなると微細結晶粒化のための処
理温度が高くなる。なお、不可避的に混入する微少量の
不純物は許容することができる。
【０００８】従来、ＢやＺｒを添加した微細結晶粒軟磁
性合金は公知であり、例えば、日本学術振興会アモルフ
ァス委員会研究資料第３０巻第７号（１９９０）や、特
開昭６１−３３９００号に記載されている。これらの文
献に記載されている合金組成はスーパーセンダストとは
異なった組成であるが、スーパーセンダストよりは高い
透磁率を有し（約９００〜１４０００）、また微細結晶
粒化のための熱処理温度Ｔａが低い（約５５０℃）。本
発明の微細結晶軟磁性合金はこれらの微細結晶粒軟磁性
合金よりも更に高い透磁率２００００以上を有する。
性合金は公知であり、例えば、日本学術振興会アモルフ
ァス委員会研究資料第３０巻第７号（１９９０）や、特
開昭６１−３３９００号に記載されている。これらの文
献に記載されている合金組成はスーパーセンダストとは
異なった組成であるが、スーパーセンダストよりは高い
透磁率を有し（約９００〜１４０００）、また微細結晶
粒化のための熱処理温度Ｔａが低い（約５５０℃）。本
発明の微細結晶軟磁性合金はこれらの微細結晶粒軟磁性
合金よりも更に高い透磁率２００００以上を有する。
【０００９】本発明の原料組成では、溶湯はスーパーセ
ンダストの融点ＴM （約１５２０℃）よりも低融点（１
３５０℃前後）である。このため溶湯ノズルの消耗が減
じる。また急冷後の微細結晶粒化温度が５００℃前後と
なりスーパーセンダストの場合の１２５０℃よりもずっ
と低いので熱処理が容易である。
ンダストの融点ＴM （約１５２０℃）よりも低融点（１
３５０℃前後）である。このため溶湯ノズルの消耗が減
じる。また急冷後の微細結晶粒化温度が５００℃前後と
なりスーパーセンダストの場合の１２５０℃よりもずっ
と低いので熱処理が容易である。
【００１０】
実施例１ 液体急冷法により表１に示す各種組成を有する板厚約１
８ミクロンの磁性合金薄帯を製造し、表１に示す温度で
熱処理して平均粒子径が約８０〜２００Åの微細結晶粒
組織とした。初透磁率、作成時の溶湯温度ＴM 、及び最
適熱処理温度Ｔa を測定した結果を表１に示す。
８ミクロンの磁性合金薄帯を製造し、表１に示す温度で
熱処理して平均粒子径が約８０〜２００Åの微細結晶粒
組織とした。初透磁率、作成時の溶湯温度ＴM 、及び最
適熱処理温度Ｔa を測定した結果を表１に示す。
【００１１】
【表１】
【００１２】表１から、スーパーセンダストを基本と
し、これにＺｒ及びＢを添加した非晶質磁性材料は、溶
湯がスーパーセンダストよりも低温度で良く、５００℃
前後の低温度で容易に熱処理でき、これにより高い透磁
率の微細結晶粒組織よりなる高軟磁性合金を提供できる
ことが分かる。
し、これにＺｒ及びＢを添加した非晶質磁性材料は、溶
湯がスーパーセンダストよりも低温度で良く、５００℃
前後の低温度で容易に熱処理でき、これにより高い透磁
率の微細結晶粒組織よりなる高軟磁性合金を提供できる
ことが分かる。
【００１３】次に表１の最初に挙げた（Fe78.9Al7.5Si
10.8Ni2.8)0.9Zr2B8 について、熱処理温度と初透磁率
μ1 、保磁力Ｈｃ、平均粒径Ｄ、磁歪定数λS 及び飽和
磁化σS の熱処理温度Ｔａへの依存性関係を図２に示
す。まず、平均粒径Ｄは約４５０℃までは非晶質に留ま
り、内部応力の低減による透磁率は増大するが磁歪は大
きいままである。この温度を超すと微細結晶粒化が始ま
り磁歪が下がる傾向を示す。次に初透磁率μ1 は約４０
０℃から５８０℃の間で改善され、特に５００℃前後で
著しく改善されている。これに対応して保持力Ｈｃは小
さくなっている。飽和磁化σS に関しては特に変化はな
いが、磁歪λS が約４５０℃以上で改善されている。
10.8Ni2.8)0.9Zr2B8 について、熱処理温度と初透磁率
μ1 、保磁力Ｈｃ、平均粒径Ｄ、磁歪定数λS 及び飽和
磁化σS の熱処理温度Ｔａへの依存性関係を図２に示
す。まず、平均粒径Ｄは約４５０℃までは非晶質に留ま
り、内部応力の低減による透磁率は増大するが磁歪は大
きいままである。この温度を超すと微細結晶粒化が始ま
り磁歪が下がる傾向を示す。次に初透磁率μ1 は約４０
０℃から５８０℃の間で改善され、特に５００℃前後で
著しく改善されている。これに対応して保持力Ｈｃは小
さくなっている。飽和磁化σS に関しては特に変化はな
いが、磁歪λS が約４５０℃以上で改善されている。
【００１４】実施例２ 実施例１と同様にして（Fe78.9Al7.5Si10.8Ni2.8)
0.9-X/100 ZrXB8（Ｘ＝０．５、１、１．５）を製造し
た。平均結晶粒径と保磁力の処理温度依存性を調べたと
ころ図３の通りであった。なお図の円、三角、四角は白
黒で同じ試料であることを示す。約４００〜５５０℃の
処理温度で保磁力が大きく低下していることが分かる。
0.9-X/100 ZrXB8（Ｘ＝０．５、１、１．５）を製造し
た。平均結晶粒径と保磁力の処理温度依存性を調べたと
ころ図３の通りであった。なお図の円、三角、四角は白
黒で同じ試料であることを示す。約４００〜５５０℃の
処理温度で保磁力が大きく低下していることが分かる。
【００１５】
【作用効果】以上のように、本発明によると、スーパー
センダストを基本とし、これにＺｒ及びＢを添加した非
晶質磁性材料は、溶湯がスーパーセンダストよりも低温
度で良く、従来よりもはるかに低温度で容易に微細結晶
粒化ができ、しかも従来よりも高い透磁率の高軟磁性合
金を提供できることが分かる。
センダストを基本とし、これにＺｒ及びＢを添加した非
晶質磁性材料は、溶湯がスーパーセンダストよりも低温
度で良く、従来よりもはるかに低温度で容易に微細結晶
粒化ができ、しかも従来よりも高い透磁率の高軟磁性合
金を提供できることが分かる。
【図１】従来のスーパーセンダストの熱処理硬化を示す
グラフである。
グラフである。
【図２】本発明の軟磁性材料の諸特性の熱処理温度依存
性を示すグラフである。
性を示すグラフである。
【図３】本発明の軟磁性材料のＺｒ添加量を変えた場合
の保磁力及び結晶粒径の諸特性の熱処理温度依存性を示
すグラフである。
の保磁力及び結晶粒径の諸特性の熱処理温度依存性を示
すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】 原子比で一般式(Fe100-a-b-cAlaSibNic)
1-(x+y)/100ZrxBy( ここに、ａ＝４〜１０、ｂ＝８〜１
４、ｃ＝１〜５ ｘ＝０．５〜３、ｙ＝５〜１５ である）で表わされ、微細結晶粒子組織からなる高透磁
率軟磁性合金。 - 【請求項２】 微細結晶粒子組織の平均粒子径が５０Å
〜３００Åである請求項１に記載の高透磁率軟磁性合
金。 - 【請求項３】 原子比で一般式(Fe100-a-b-cAlaSibNic)
100-(x+y)/100ZrxBy( ここに、ａ＝４〜１０、ｂ＝８〜
１４、ｃ＝１〜１０ ｘ＝０．５〜３、ｙ＝５〜１５ である）で表わされる非晶質合金を、結晶粒子の平均粒
子径が５０Å〜３００Åの微細結晶組織となるまで、温
度６００℃以下の温度で熱処理することを特徴とする高
透磁率軟磁性合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4083141A JPH05247603A (ja) | 1992-03-05 | 1992-03-05 | 鉄基軟磁性合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4083141A JPH05247603A (ja) | 1992-03-05 | 1992-03-05 | 鉄基軟磁性合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05247603A true JPH05247603A (ja) | 1993-09-24 |
Family
ID=13793936
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4083141A Withdrawn JPH05247603A (ja) | 1992-03-05 | 1992-03-05 | 鉄基軟磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05247603A (ja) |
-
1992
- 1992-03-05 JP JP4083141A patent/JPH05247603A/ja not_active Withdrawn
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19990518 |