JPH0623415B2 - 非晶質合金成形体の製造方法 - Google Patents
非晶質合金成形体の製造方法Info
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- JPH0623415B2 JPH0623415B2 JP60213318A JP21331885A JPH0623415B2 JP H0623415 B2 JPH0623415 B2 JP H0623415B2 JP 60213318 A JP60213318 A JP 60213318A JP 21331885 A JP21331885 A JP 21331885A JP H0623415 B2 JPH0623415 B2 JP H0623415B2
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
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Description
【発明の詳細な説明】 イ．産業上の利用分野 本発明は非晶質合金成形体の製造方法に関する。
ロ．従来技術 従来、100 ＫHzを越え、特に0.5 〜10ＭHz程度の高周波
領域で良好な磁気特性を有する軟質磁性材料としてＮｉ
−Ｚｎ系或いはＭｎ−Ｚｎ系の酸化物（フェライト）系
の材料があり、とりわけＭｎ−Ｚｎ系フェライトは５Ｍ
Hzでの実効透磁率が約600 であり、優れた磁気的特性を
示す。
領域で良好な磁気特性を有する軟質磁性材料としてＮｉ
−Ｚｎ系或いはＭｎ−Ｚｎ系の酸化物（フェライト）系
の材料があり、とりわけＭｎ−Ｚｎ系フェライトは５Ｍ
Hzでの実効透磁率が約600 であり、優れた磁気的特性を
示す。
しかしながら、高密度磁気記録技術の進歩に伴い、磁気
記録媒体としてγ−Ｆｅ２Ｏ３やＣｒＯ２等の酸化物磁
性粉を用いた従来の磁気テープに代わって、微細鉄粉や
Ｃｏ系等の磁性合金を塗布したり蒸着したりして磁気記
録媒体とする所謂メタルテープが使用されるようになっ
てきており、今後、この種のメタルテープは８ミリＶＴ
Ｒ等の磁気テープの主流をなす状況にある。
記録媒体としてγ−Ｆｅ２Ｏ３やＣｒＯ２等の酸化物磁
性粉を用いた従来の磁気テープに代わって、微細鉄粉や
Ｃｏ系等の磁性合金を塗布したり蒸着したりして磁気記
録媒体とする所謂メタルテープが使用されるようになっ
てきており、今後、この種のメタルテープは８ミリＶＴ
Ｒ等の磁気テープの主流をなす状況にある。
ところで、この種のメタルテープに使用される磁気記録
媒体の磁気的特性は、従来のγ−Ｆｅ２Ｏ３やＣｒＯ２
等の酸化物磁性体でなる磁気記録媒体の磁気的特性に比
べて磁束密度（Ｂｓ）及び保持力（Ｈｃ）が格段に大き
い。
媒体の磁気的特性は、従来のγ−Ｆｅ２Ｏ３やＣｒＯ２
等の酸化物磁性体でなる磁気記録媒体の磁気的特性に比
べて磁束密度（Ｂｓ）及び保持力（Ｈｃ）が格段に大き
い。
それ故、メタルテープの場合には、飽和磁束密度の大き
い磁性材料を使用した磁気ヘッドでないと充分な記憶あ
るいは読み取りができないので、Ｍｎ−Ｚｎ系フェライ
ト等の酸化物系磁性材料を鉄芯とした磁気ヘッドを使用
することができない。
い磁性材料を使用した磁気ヘッドでないと充分な記憶あ
るいは読み取りができないので、Ｍｎ−Ｚｎ系フェライ
ト等の酸化物系磁性材料を鉄芯とした磁気ヘッドを使用
することができない。
従って、メタルテープに使用する磁気ヘッド用磁性鉄芯
材としては酸化物系磁性材料に代わり、飽和磁束密度が
大きくかつ高周波数領域での周波数特性の良好な磁性材
料製鉄芯材が用されており、センダストや非晶質磁性合
金の採用が提案されてる。
材としては酸化物系磁性材料に代わり、飽和磁束密度が
大きくかつ高周波数領域での周波数特性の良好な磁性材
料製鉄芯材が用されており、センダストや非晶質磁性合
金の採用が提案されてる。
センダストや非晶質磁性合金は、高透磁率合金として知
られた合金であり、高周波領域における磁気特性もパー
マロイ等の他の金属系磁性材料に比べて良好でかつ磁束
密度も酸化物系磁性材料に比べて大きいので、磁気ヘッ
ド等の鉄芯材料として有望な材料である、しかしなが
ら。従来提案のこれらの磁性材料も若干の難点を有して
おり、未だ要求特性を満足するには至っておらず、なお
改善が望まれている。
られた合金であり、高周波領域における磁気特性もパー
マロイ等の他の金属系磁性材料に比べて良好でかつ磁束
密度も酸化物系磁性材料に比べて大きいので、磁気ヘッ
ド等の鉄芯材料として有望な材料である、しかしなが
ら。従来提案のこれらの磁性材料も若干の難点を有して
おり、未だ要求特性を満足するには至っておらず、なお
改善が望まれている。
即ち、センダストは、直流での磁気特性を示す初透磁率
μｏが約30,000であり、直流特性は良好であるが、高周
波領域においては周波数が高くなるにつれて周波数領域
での磁気的特性を示す実効透磁率（μｅｆｆ）の値が急
激に低下し、例えば８ミリＶＴＲで使用される周波数領
域（５ＭHz）での実効透磁率は約60（板厚が０，１mmの
場合）に低下してしまう。この周波数領域での実効透磁
率の低下は、センダストの電気比抵抗が約80μΩ−cmで
酸化物系磁性材料のそれに比べて任いので渦電流損失が
大きいことによる。センダストを薄板に加工して使用す
ることにより実効透磁率μｅｆｆの低下を或る程度防止
することができ。
μｏが約30,000であり、直流特性は良好であるが、高周
波領域においては周波数が高くなるにつれて周波数領域
での磁気的特性を示す実効透磁率（μｅｆｆ）の値が急
激に低下し、例えば８ミリＶＴＲで使用される周波数領
域（５ＭHz）での実効透磁率は約60（板厚が０，１mmの
場合）に低下してしまう。この周波数領域での実効透磁
率の低下は、センダストの電気比抵抗が約80μΩ−cmで
酸化物系磁性材料のそれに比べて任いので渦電流損失が
大きいことによる。センダストを薄板に加工して使用す
ることにより実効透磁率μｅｆｆの低下を或る程度防止
することができ。
しかしながら、センダストは電気比抵抗が小さいので、
５ＭHzの高周波領域においてμｅｆｆ＝500 以上の実効
透磁率を得るにはセンダストを略10μｍ以下の極薄の板
材にすることが必要であるが、機械加工で充分な極薄板
材とすることは工業的に不可能である。
５ＭHzの高周波領域においてμｅｆｆ＝500 以上の実効
透磁率を得るにはセンダストを略10μｍ以下の極薄の板
材にすることが必要であるが、機械加工で充分な極薄板
材とすることは工業的に不可能である。
非晶質磁性合金も高透磁率を示す磁性材料として知られ
ており、特に磁歪λ＝１に近い例えばＣｏ−Ｆｅ−Ｓｉ
−Ｂ系のこの種の非晶質磁性合金は従来オーデオ用や通
常の（酸化物系磁気記録媒体を使用した）磁気テープを
使用するＶＴＲ用の磁気ヘッド用材料としても採用され
ている。また、非晶質磁性合金はその電気比抵抗がセン
ダストのそれに比べて大きく、従って、渦電流損失によ
る実効透磁率μｅｆｆの低下が少なく、高周波領域での
実効透磁率はセンダストよりも優れている。
ており、特に磁歪λ＝１に近い例えばＣｏ−Ｆｅ−Ｓｉ
−Ｂ系のこの種の非晶質磁性合金は従来オーデオ用や通
常の（酸化物系磁気記録媒体を使用した）磁気テープを
使用するＶＴＲ用の磁気ヘッド用材料としても採用され
ている。また、非晶質磁性合金はその電気比抵抗がセン
ダストのそれに比べて大きく、従って、渦電流損失によ
る実効透磁率μｅｆｆの低下が少なく、高周波領域での
実効透磁率はセンダストよりも優れている。
従って、非晶質磁性合金は高周波用トランスや磁気ヘッ
ドの鉄芯の材料として極めて好適である。また、非晶質
合金は、同一化学組成の結晶質合金に比べて著しく強靭
であり、硬度も高いので、磁気ヘッドの鉄芯の材料とし
て特に好適である。
ドの鉄芯の材料として極めて好適である。また、非晶質
合金は、同一化学組成の結晶質合金に比べて著しく強靭
であり、硬度も高いので、磁気ヘッドの鉄芯の材料とし
て特に好適である。
ところで、非晶質合金は、単ロール法、双ロール法、ト
リプルロール法等により、熔融合金を急速回転するロー
ル上に供給し、急速凝固させて製造され、薄いリボン状
を呈した状態で供給されるが、この種の薄板リボンを用
いて磁性鉄芯に成形する場合には、加工上で解決を要す
る問題があり、工業的に採用するには難がある。
リプルロール法等により、熔融合金を急速回転するロー
ル上に供給し、急速凝固させて製造され、薄いリボン状
を呈した状態で供給されるが、この種の薄板リボンを用
いて磁性鉄芯に成形する場合には、加工上で解決を要す
る問題があり、工業的に採用するには難がある。
即ち、液体急冷法により製造される非晶質合金薄板リボ
ン材から所望の磁気ヘッドを加工するには鉄芯の形状や
寸法に応じて、外形や巻き線挿入溝部を予め一枚一枚エ
ッチングやレーザー加工等により切り出すか、或いはプ
レス金型で打ち抜く等の方法で加工されるが、前二者は
生産性に乏しいく工業的方法としては適さず、また、後
者は、非晶質合金の硬度が極めて高い（ＨＶ＝900 程
度）ので金型の消耗が甚だしく経済的な方法ではない。
更に、液体急冷法により製造される薄板リボン材は、溶
融金属を急冷して直接薄板リボン材にするので、薄板材
としての寸法精度が悪く、良好な磁気的特性を得るため
は予め薄板リボン材を研磨加工により一定厚みに加工す
る必要がある等、加工上での多くの難点を有している。
また、液体急冷法により薄板リボン材を製造する場合の
製造技術上の問題として、製造時に気泡の巻込みや酸化
物等の介在物の混入等による表面欠陥の発生が避け難い
という問題があり、従って、製品（鉄芯）に欠陥が発生
し易く製造保留が低い。
ン材から所望の磁気ヘッドを加工するには鉄芯の形状や
寸法に応じて、外形や巻き線挿入溝部を予め一枚一枚エ
ッチングやレーザー加工等により切り出すか、或いはプ
レス金型で打ち抜く等の方法で加工されるが、前二者は
生産性に乏しいく工業的方法としては適さず、また、後
者は、非晶質合金の硬度が極めて高い（ＨＶ＝900 程
度）ので金型の消耗が甚だしく経済的な方法ではない。
更に、液体急冷法により製造される薄板リボン材は、溶
融金属を急冷して直接薄板リボン材にするので、薄板材
としての寸法精度が悪く、良好な磁気的特性を得るため
は予め薄板リボン材を研磨加工により一定厚みに加工す
る必要がある等、加工上での多くの難点を有している。
また、液体急冷法により薄板リボン材を製造する場合の
製造技術上の問題として、製造時に気泡の巻込みや酸化
物等の介在物の混入等による表面欠陥の発生が避け難い
という問題があり、従って、製品（鉄芯）に欠陥が発生
し易く製造保留が低い。
ハ．発明の目的 本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、
非晶質合金リボンからなる従来品の問題点を解消した非
晶質合金成形体の製造方法を提供することを目的として
いる。
非晶質合金リボンからなる従来品の問題点を解消した非
晶質合金成形体の製造方法を提供することを目的として
いる。
ニ．発明の構成 本発明は、非晶質合金粉末を製造する工程と、前記非晶
質合金粉末のみをそのガラス遷移温度を越え、結晶化温
度未満の範囲内の温度で成形する工程とを有する非晶質
合金成形体の製造方法に係る。
質合金粉末のみをそのガラス遷移温度を越え、結晶化温
度未満の範囲内の温度で成形する工程とを有する非晶質
合金成形体の製造方法に係る。
非晶質合金は、前述したような強靭性に優れ、而も硬度
が高いので、リボン材を粉砕して粉末とするのは極めて
困難である。非晶質合金粉末を製造する方法としては、
熔融金属に対して濡れ性の小さな表面層を有し、２ｍ／
sec 以上の周速度で回転しているロール表面に前記熔融
金属をノズルを経由して供給し、前記熔融金属を微細な
熔融金属滴に分断した後、引き続いてこの熔融金属滴を
10ｍ／sec 以上の周速度で回転している金属回転体に衝
突させて急速凝固させる方法によるのが好適である。
が高いので、リボン材を粉砕して粉末とするのは極めて
困難である。非晶質合金粉末を製造する方法としては、
熔融金属に対して濡れ性の小さな表面層を有し、２ｍ／
sec 以上の周速度で回転しているロール表面に前記熔融
金属をノズルを経由して供給し、前記熔融金属を微細な
熔融金属滴に分断した後、引き続いてこの熔融金属滴を
10ｍ／sec 以上の周速度で回転している金属回転体に衝
突させて急速凝固させる方法によるのが好適である。
なお、前記ガラス化遷移温度とは、非晶質構造の侭で固
体から液体状態に遷移する温度であり、ガラスやポリマ
ーの分野で使用されている用語と同一定義である。
体から液体状態に遷移する温度であり、ガラスやポリマ
ーの分野で使用されている用語と同一定義である。
成形温度が、ガラス化遷移温度以下では成形が困難であ
り、結晶化温度以上になると非晶質→結晶質の変態が起
こり、而もこの変態は非可逆的であるので、非晶質合金
の優れた特性が失われてしまう。
り、結晶化温度以上になると非晶質→結晶質の変態が起
こり、而もこの変態は非可逆的であるので、非晶質合金
の優れた特性が失われてしまう。
ガラス化遷移温度と結晶化温度との間の温度範囲は一般
に大きくはない。例えば、Ｃｏ75Ｓｉ15Ｂ10合金（元素
記号に付された数字は、当該元素成分の原子％を表す。
以下、同様。）では上記温度範囲は約10℃である。本発
明者は、検討を重ねた結果、上記温度範囲は合金の化学
組成によって変化し、上記温度範囲が大幅に広くなる組
成範囲が存在することを見出した。
に大きくはない。例えば、Ｃｏ75Ｓｉ15Ｂ10合金（元素
記号に付された数字は、当該元素成分の原子％を表す。
以下、同様。）では上記温度範囲は約10℃である。本発
明者は、検討を重ねた結果、上記温度範囲は合金の化学
組成によって変化し、上記温度範囲が大幅に広くなる組
成範囲が存在することを見出した。
本発明にあっては、非晶質合金粉末を上記温度範囲内の
温度で成形するのであるが、この温度範囲が30Ｋ未満の
合金では、加工温度をこの温度範囲にに保持するのが容
易ではない。上記温度範囲が50Ｋ以上である非晶質合金
粉末を成形するのが特に好ましい。また、成形温度は、
ガラス化遷移温度よりも20Ｋ高い温度を越え、結晶化温
度未満の範囲内の温度とするのが一層好ましい。
温度で成形するのであるが、この温度範囲が30Ｋ未満の
合金では、加工温度をこの温度範囲にに保持するのが容
易ではない。上記温度範囲が50Ｋ以上である非晶質合金
粉末を成形するのが特に好ましい。また、成形温度は、
ガラス化遷移温度よりも20Ｋ高い温度を越え、結晶化温
度未満の範囲内の温度とするのが一層好ましい。
ホ．実施例 まず、非晶質合金リボンを使用して、ガラス化遷移温
度、結晶化温度及び変形し易さが温度によってどのよう
に変化するかを調べた予備実験について説明する。
度、結晶化温度及び変形し易さが温度によってどのよう
に変化するかを調べた予備実験について説明する。
予備実験１ 単ロール法によってＣｏ75Ｓｉ10Ｂ15の化学組成の非晶
質合金リボンを作製した。このリボンの厚さは２０μ
ｍ、幅は１mmである。このリボンに０．６kg／mm2の引
張応力を加え、その状態で室温から５℃／min の加熱速
度で加熱しながら、標点距離10mmでの寸法変化を測定し
た。
質合金リボンを作製した。このリボンの厚さは２０μ
ｍ、幅は１mmである。このリボンに０．６kg／mm2の引
張応力を加え、その状態で室温から５℃／min の加熱速
度で加熱しながら、標点距離10mmでの寸法変化を測定し
た。
測定結果は第１図に示す通りである。
寸法変化Δｌ、Ｔｇで示す温度よりも若干低い温度迄は
直線的に変化を示し、Ｔｇ以上の温では急激に増大し、
Ｔｘで示す温度で明瞭な折曲点Ａが観察される。Ｔｇは
ガラス化遷移温度、Ｔｘは結晶化温度である。
直線的に変化を示し、Ｔｇ以上の温では急激に増大し、
Ｔｘで示す温度で明瞭な折曲点Ａが観察される。Ｔｇは
ガラス化遷移温度、Ｔｘは結晶化温度である。
室温からＴｇよりも若干低い温度迄は、寸法変化の温度
変化による変化α１ は一定である。ＴｇとＴｘとの間では、寸法変化の温度
変化による変化α２ は、α１に較べて大幅に増大している。以下、α１を１
次寸法変化率、α２を２次寸法変化率と呼ぶ。
変化による変化α１ は一定である。ＴｇとＴｘとの間では、寸法変化の温度
変化による変化α２ は、α１に較べて大幅に増大している。以下、α１を１
次寸法変化率、α２を２次寸法変化率と呼ぶ。
この非晶質合金のガラス化遷移温度（Ｔｇ）は440 ℃、
結晶化温度（Ｔｘ）は500℃である。
結晶化温度（Ｔｘ）は500℃である。
以上の結果から、ＴｇとＴｘとの間の温度範囲内では、
同一応力下でＴｇ未満の温度に較べて変形がきくなり、
粉末を成形するに当たり、粉末粒子が容易に変形し、ス
プリングバックも極めて小さくなるので成形が容易であ
ることが理解されよう。
同一応力下でＴｇ未満の温度に較べて変形がきくなり、
粉末を成形するに当たり、粉末粒子が容易に変形し、ス
プリングバックも極めて小さくなるので成形が容易であ
ることが理解されよう。
第１図の曲線には、ガラス化遷移温度Ｔｇよりも20℃高
い温度460 ℃を僅かに越える温度Ｂ点に編曲点が観察さ
れ、Ｂ点以上の温度でΔｌが急激に増大している。従っ
て、成形温度はこのＢ点以上、結晶化温度Ａ点未満の範
囲内の温度とするのが一層好ましいことが理解できる。
い温度460 ℃を僅かに越える温度Ｂ点に編曲点が観察さ
れ、Ｂ点以上の温度でΔｌが急激に増大している。従っ
て、成形温度はこのＢ点以上、結晶化温度Ａ点未満の範
囲内の温度とするのが一層好ましいことが理解できる。
予備実験２ 化学組成をＣｏ90-XＳｉ10Ｂｘとし、ｘを変化させた非
晶質合金リボンを単ロール法によって作製した。これら
のリボンの厚さは20〜25μｍである。
晶質合金リボンを単ロール法によって作製した。これら
のリボンの厚さは20〜25μｍである。
これらリボンについて、前記予備実験１に於けると同様
の試験を行い、ガラス化遷移温度（Ｔｇ）、結晶化温度
（Ｔｘ）及び２次寸法変化率（α２）を測定した。
の試験を行い、ガラス化遷移温度（Ｔｇ）、結晶化温度
（Ｔｘ）及び２次寸法変化率（α２）を測定した。
試験結果は第２図に示す通りである。
ガラス化遷移温度と結晶化温度との間の温度範囲（Ｔｘ
−Ｔｇ）は、ｘが１５原子％（Ｃｏ75Ｓｉ10Ｂ15）付近
で極大値を示し、その値は16Ｋと極めて大きい。α２は
ｘの上昇に伴って上昇し、ｘ１５原子％（Ｃｏ75Ｓｉ10
Ｂ15）では約100 ×10-6／Ｋであって、この非晶質合金
のα１（（10〜13）×10-6／Ｋ）に較べて１桁大きい。
−Ｔｇ）は、ｘが１５原子％（Ｃｏ75Ｓｉ10Ｂ15）付近
で極大値を示し、その値は16Ｋと極めて大きい。α２は
ｘの上昇に伴って上昇し、ｘ１５原子％（Ｃｏ75Ｓｉ10
Ｂ15）では約100 ×10-6／Ｋであって、この非晶質合金
のα１（（10〜13）×10-6／Ｋ）に較べて１桁大きい。
予備実験３ 化学組成をＣｏ75Ｓｉ25-XＢｘとし、ｘを変化させた非
晶質合金リボンを単ロール法によって作製した。これら
リボンの厚さは20〜25μｍである。
晶質合金リボンを単ロール法によって作製した。これら
リボンの厚さは20〜25μｍである。
これらリボンについて、前記予備実験２に於けると同様
の試験を行った。
の試験を行った。
試験結果は第３図に示す通りである。
Ｔｘ−Ｔｇはｘ15原子％で極大値を示し、前記予備実験
２に於けると同様に、Ｃｏ75Ｓｉ10Ｂ15が最も大きいＴ
ｘ−Ｔｇを示している。この実験では、α２もｘ15原子
％付近で極大値を示している。上記結果からＣｏ75Ｓｉ
10Ｂ15の非晶質合金は、Ｔｘ−Ｔｇの温度範囲で極めて
成形性に優れていることが解る。
２に於けると同様に、Ｃｏ75Ｓｉ10Ｂ15が最も大きいＴ
ｘ−Ｔｇを示している。この実験では、α２もｘ15原子
％付近で極大値を示している。上記結果からＣｏ75Ｓｉ
10Ｂ15の非晶質合金は、Ｔｘ−Ｔｇの温度範囲で極めて
成形性に優れていることが解る。
予備実験４ Ｃｏ75Ｓｉ10Ｂ15の非晶質合金のＣｏの一部をＦｅで置
換した非晶質合金を作製し、前記予備実験２及び３と同
様の試験を行った。
換した非晶質合金を作製し、前記予備実験２及び３と同
様の試験を行った。
試験結果は第４図に示す通りである。
Ｔｘ−Ｔｇにはｘによる変化は明らかには認められな
い。ｘが10原子％迄はＴｇ、Ｔｘ共に若干上昇する。ま
た、ｘが10原子％迄はα２が明らかに上昇し、10原子％
以上ではその上昇は僅少である。従って、Ｃｏの一部を
Ｆｅで置換することは、成形性改善の観点から有利であ
る。
い。ｘが10原子％迄はＴｇ、Ｔｘ共に若干上昇する。ま
た、ｘが10原子％迄はα２が明らかに上昇し、10原子％
以上ではその上昇は僅少である。従って、Ｃｏの一部を
Ｆｅで置換することは、成形性改善の観点から有利であ
る。
以下、本発明の具体的な実施例について説明する。
実施例１ 前記予備実験２及び３で良好な成績を示したＣｏ75Ｓｉ
10Ｂ15の非晶質合金リボン、この合金のＣｏの一部をＦ
ｅで置換したＣｏ70Ｆｅ５Ｓｉ10Ｂ15の非晶質合金リボ
ン、磁歪零材料であるＣｏ70.3Ｆｅ4.7Ｓｉ15Ｂ10及び
Ｃｏ68.8Ｆｅ4.2Ｓｉ15Ｂ12の非晶質合金リボン並びに
高磁束密度材料であるＣｏ75Ｆｅ５Ｓｉ４Ｂ16及びＮｉ
75Ｓｉ８Ｂ17の非晶質合金リボンを単ロール法によって
作製した。これらリボンの厚さは20μｍである。
10Ｂ15の非晶質合金リボン、この合金のＣｏの一部をＦ
ｅで置換したＣｏ70Ｆｅ５Ｓｉ10Ｂ15の非晶質合金リボ
ン、磁歪零材料であるＣｏ70.3Ｆｅ4.7Ｓｉ15Ｂ10及び
Ｃｏ68.8Ｆｅ4.2Ｓｉ15Ｂ12の非晶質合金リボン並びに
高磁束密度材料であるＣｏ75Ｆｅ５Ｓｉ４Ｂ16及びＮｉ
75Ｓｉ８Ｂ17の非晶質合金リボンを単ロール法によって
作製した。これらリボンの厚さは20μｍである。
これらのリボンについて、前記予備実験２、３及び４に
於けると同様の試験を行った。
於けると同様の試験を行った。
試験結果は下記第１表に示す通りである。
これら非晶質合金リボンと同一化学組成を有する熔湯か
ら、次のような方法で非晶質合金粉末を製造した。
ら、次のような方法で非晶質合金粉末を製造した。
第５図は非晶質合金粉末の製造に供した製造の概要を示
し、坩堝１中に収容された上記化学組成の熔湯２を、水
冷ジャケッン５によって冷却される石英管製ノズル３を
経由して黒鉛製ロール４ａ、４ｂの間隙に向けて落下供
給した。ロール４ａ、４ｂは、径60mmで、0.05mmの間隙
をおいて相対向させ、夫々500rpm （周速15.7ｍ／sec）
で回転させておいた。ロール対４のロール４ａ、４ｂ間
に通過する熔湯は、負圧になってキャビテーションが発
生し、微細な溶融金属滴６となって高速で下向きに放出
され、銅製回転円筒体７の表面（周速52.4ｍ／sec ）に
衝突して急速凝固し、平均粒径74〜149 μｍ非晶質合金
粉末８となり、容器９中に捕集される。
し、坩堝１中に収容された上記化学組成の熔湯２を、水
冷ジャケッン５によって冷却される石英管製ノズル３を
経由して黒鉛製ロール４ａ、４ｂの間隙に向けて落下供
給した。ロール４ａ、４ｂは、径60mmで、0.05mmの間隙
をおいて相対向させ、夫々500rpm （周速15.7ｍ／sec）
で回転させておいた。ロール対４のロール４ａ、４ｂ間
に通過する熔湯は、負圧になってキャビテーションが発
生し、微細な溶融金属滴６となって高速で下向きに放出
され、銅製回転円筒体７の表面（周速52.4ｍ／sec ）に
衝突して急速凝固し、平均粒径74〜149 μｍ非晶質合金
粉末８となり、容器９中に捕集される。
上記のように製造された非晶質合金粉末をマレージング
鋼製型中に充填し、第１表に示す成形温度に約50分かけ
て加熱し、その温度に保持しながら15分間100 kg／mm2
の成形圧で圧縮成形し、直径５mm、高さ５mmの成形体と
した。
鋼製型中に充填し、第１表に示す成形温度に約50分かけ
て加熱し、その温度に保持しながら15分間100 kg／mm2
の成形圧で圧縮成形し、直径５mm、高さ５mmの成形体と
した。
これらの成形体について、密度とビッカース硬度を測定
した。
した。
密度はいずれも90％を越えており、硬度は第１表中に併
記してあるように高く、得られた成形体はいずれも極め
て緻密であることが判る。
記してあるように高く、得られた成形体はいずれも極め
て緻密であることが判る。
実施例２ Ｃｏ68,8Ｆｅ4.2Ｓｉ15Ｂ12非晶質合金粉末を前記実施
例１に於けると同じ条件で成形した。このようにして得
られた圧粉磁芯は１ＭHzで透磁率300 という高い値が得
られた。従来の圧粉磁芯は密度が60〜70％と低いため10
0程度の透磁率しか得られていない。
例１に於けると同じ条件で成形した。このようにして得
られた圧粉磁芯は１ＭHzで透磁率300 という高い値が得
られた。従来の圧粉磁芯は密度が60〜70％と低いため10
0程度の透磁率しか得られていない。
実施例３ 前記実施例１で使用した非晶質合金粉末を成形温度を変
えて成形し、硬度を測定した。其他の条件は前記実施例
１に於けると同様である。
えて成形し、硬度を測定した。其他の条件は前記実施例
１に於けると同様である。
測定結果は下記第２表に示す通りである。
上記の結果から、成形温度をＴｇを越え、Ｔｘ未満の温
度とすることにより、非晶質合金が強靭でかつ高硬度で
あることから成形性が良好でないように考えられる非晶
質合金末の成形が容易にでき、成形温度をＴｇ＋20Ｋを
越え、Ｔｘ未満の温度とすれば、成形が一層容易になっ
て、より緻密な非晶質合金成形体が得られることが理解
できる。また、そのためには、ＴｇとＴｘとの間の温度
範囲はできるだけ広いことが望ましく、この温度範囲が
40Ｋ以上、更に好ましくは50Ｋ以上の非晶質合金の粉末
を成形するのが良い。
度とすることにより、非晶質合金が強靭でかつ高硬度で
あることから成形性が良好でないように考えられる非晶
質合金末の成形が容易にでき、成形温度をＴｇ＋20Ｋを
越え、Ｔｘ未満の温度とすれば、成形が一層容易になっ
て、より緻密な非晶質合金成形体が得られることが理解
できる。また、そのためには、ＴｇとＴｘとの間の温度
範囲はできるだけ広いことが望ましく、この温度範囲が
40Ｋ以上、更に好ましくは50Ｋ以上の非晶質合金の粉末
を成形するのが良い。
以上のように、本発明の方法は成形が容易であり、ま
た、非晶質合金粉末のみを成形するので、所望の形状、
寸法の非晶質合金成形体を得ることができ、材料の無駄
が殆どなく、高い歩留りで成形体を製造できる。
た、非晶質合金粉末のみを成形するので、所望の形状、
寸法の非晶質合金成形体を得ることができ、材料の無駄
が殆どなく、高い歩留りで成形体を製造できる。
ヘ．発明の効果 以上説明したように、本発明に基づく非晶質合金成形体
の製造方法によれば、次のような効果が奏せられる。
の製造方法によれば、次のような効果が奏せられる。
(i)非晶質合金粉末を製造し、この粉末のみを成形する
ので、材料の無駄が殆どなく、高い歩留りで非晶質合金
成形体を製造することができる。
ので、材料の無駄が殆どなく、高い歩留りで非晶質合金
成形体を製造することができる。
(ii)ガラス化遷移温度を越える温度で成形するために、
２次寸法変化率（α２）の値が大きく、その結果、スプ
リングバックが極めて小さくて成形が容易である。
２次寸法変化率（α２）の値が大きく、その結果、スプ
リングバックが極めて小さくて成形が容易である。
(iii)結晶化温度未満の温度で成形するので、結晶質に
変わるようなことがなく、非晶質合金の特性が損なわれ
ることがない。
変わるようなことがなく、非晶質合金の特性が損なわれ
ることがない。
図面はいずれも本発明の実施例を示すものであって、 第１図は、Ｃｏ75Ｓｉ10Ｂ15非晶質合金の引張応力下に
於ける寸法変化が、保持温度によって変化する状況を示
すグラフ、 第２図及び第３図はＣｏ−Ｓｉ−Ｂ系非晶質合金の化学
組成と結晶化温度Ｔｘ、ガラス化遷移温度Ｔｇ、２次寸
法変化率α２との関係を示すグラフ、 第４図はＣｏ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系非晶質合金のＦｅ含有
量と結晶化温度Ｔｘ、ガラス化遷移温度Ｔｇ、２次寸法
変化率α２との関係を示すグラフ、 第５図は本発明の第１工程の実施態様の要部を図解的に
示す一部破断立面図 である。 なお、図面に示された符号において、 １……坩堝 ２……熔融金属 ３……ノズル ４……ロール対 ４ａ、４ｂ……ロール ５……冷却用ジャケット ６……熔融金属滴 ８……非晶質金属粉末 ９……容器 である。
於ける寸法変化が、保持温度によって変化する状況を示
すグラフ、 第２図及び第３図はＣｏ−Ｓｉ−Ｂ系非晶質合金の化学
組成と結晶化温度Ｔｘ、ガラス化遷移温度Ｔｇ、２次寸
法変化率α２との関係を示すグラフ、 第４図はＣｏ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系非晶質合金のＦｅ含有
量と結晶化温度Ｔｘ、ガラス化遷移温度Ｔｇ、２次寸法
変化率α２との関係を示すグラフ、 第５図は本発明の第１工程の実施態様の要部を図解的に
示す一部破断立面図 である。 なお、図面に示された符号において、 １……坩堝 ２……熔融金属 ３……ノズル ４……ロール対 ４ａ、４ｂ……ロール ５……冷却用ジャケット ６……熔融金属滴 ８……非晶質金属粉末 ９……容器 である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市上杉３丁目−８―22 (72)発明者 深道 和明 宮城県仙台市山田自由ヶ丘33の26 (56)参考文献 特開 昭53−100905（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−121203（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】非晶質合金粉末を製造する工程と、前記非
晶質合金粉末のみをそのガラス化遷移温度を越え、結晶
化温度未満の範囲内の温度で成形する工程とを有する非
晶質合金成形体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60213318A JPH0623415B2 (ja) | 1985-09-25 | 1985-09-25 | 非晶質合金成形体の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60213318A JPH0623415B2 (ja) | 1985-09-25 | 1985-09-25 | 非晶質合金成形体の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6274032A JPS6274032A (ja) | 1987-04-04 |
| JPH0623415B2 true JPH0623415B2 (ja) | 1994-03-30 |
Family
ID=16637161
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60213318A Expired - Lifetime JPH0623415B2 (ja) | 1985-09-25 | 1985-09-25 | 非晶質合金成形体の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0623415B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5108477A (en) * | 1990-05-21 | 1992-04-28 | Corning Incorporated | Method for making a glass article |
| JP2578529B2 (ja) * | 1991-01-10 | 1997-02-05 | 健 増本 | 非晶質合金成形材の製造方法 |
| JP3904250B2 (ja) * | 1995-06-02 | 2007-04-11 | 独立行政法人科学技術振興機構 | Ｆｅ系金属ガラス合金 |
| JP6427862B2 (ja) * | 2013-10-25 | 2018-11-28 | 日立金属株式会社 | 圧粉磁心、その製造方法、該圧粉磁心を用いたインダクタンス素子および回転電機 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6014081B2 (ja) * | 1977-02-16 | 1985-04-11 | 株式会社東芝 | 非晶質構造体の製造方法 |
-
1985
- 1985-09-25 JP JP60213318A patent/JPH0623415B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6274032A (ja) | 1987-04-04 |
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