JPH0765145B2 - 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 - Google Patents
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
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- JPH0765145B2 JPH0765145B2 JP2230135A JP23013590A JPH0765145B2 JP H0765145 B2 JPH0765145 B2 JP H0765145B2 JP 2230135 A JP2230135 A JP 2230135A JP 23013590 A JP23013590 A JP 23013590A JP H0765145 B2 JPH0765145 B2 JP H0765145B2
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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。
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。
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。
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。
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。
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。
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、飽和磁束密度は約1.1T（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組成にお
いては、飽和磁束密度が約0.8T（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。
ものの、飽和磁束密度は約1.1T（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組成にお
いては、飽和磁束密度が約0.8T（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1.0T程度と不十分である。ま
た、Fe基非晶質合金は、組成によっては飽和磁束密度が
高く、1.5Tあるいはそれ以上のものが得られるが、飽和
磁束密度の高い組成系のものはな磁気特性が不十分であ
る。
れるものの飽和磁束密度が1.0T程度と不十分である。ま
た、Fe基非晶質合金は、組成によっては飽和磁束密度が
高く、1.5Tあるいはそれ以上のものが得られるが、飽和
磁束密度の高い組成系のものはな磁気特性が不十分であ
る。
ところで、これら従来の磁性材料が有する磁気特性と実
用的な磁気装置が要求する磁気特性の関係を見ると、ト
ランスにおいては、商用周波数あら数10KHzで用いられ
るものは、扱う電力が大きい場合が多く、それらに用い
られるコア材の飽和磁束密度はできるだけ大きいことが
望まれる。
用的な磁気装置が要求する磁気特性の関係を見ると、ト
ランスにおいては、商用周波数あら数10KHzで用いられ
るものは、扱う電力が大きい場合が多く、それらに用い
られるコア材の飽和磁束密度はできるだけ大きいことが
望まれる。
例えば、近年、柱上トランスなどにおいては、飽和磁束
密度が1.4T以上であることが必要とされ、実際には、1.
5T以上の飽和磁束密度を有するけい素鋼、あるいは、1.
3T以上の飽和磁束密度を有するFe基非晶質合金などが、
満足ではない透磁率を有するにもかかわらず用いられて
いる。
密度が1.4T以上であることが必要とされ、実際には、1.
5T以上の飽和磁束密度を有するけい素鋼、あるいは、1.
3T以上の飽和磁束密度を有するFe基非晶質合金などが、
満足ではない透磁率を有するにもかかわらず用いられて
いる。
このような場合、コア材を構成する磁性材料の透磁率が
高いと、トランスとしての効率が良くなり、特に10000
以上の透磁率が得られるとそのメリットが著しくなる
が、1.4T以上の透磁率を有する実用磁性材料は見あたら
ないのが実状である。
高いと、トランスとしての効率が良くなり、特に10000
以上の透磁率が得られるとそのメリットが著しくなる
が、1.4T以上の透磁率を有する実用磁性材料は見あたら
ないのが実状である。
また、通常の軟磁性材料が用いられるのは、周知の如く
数Hz〜数100Hzの周波数帯域であるが、この範囲におい
て高い飽和磁束密度と透磁率を同時に実現できる軟磁性
材料が得られるならば、トランス等の磁気部品を小型化
および低ロス化できることは周知のことである。即ち、
軟磁性材料の飽和磁束密度が高くなれば、その分だけ磁
束が多くなり、結果として磁気部品の体積を小型にでき
るのである。更に、磁気部品のロスの大半は熱として外
部に放出されるので、他の機器や部品との間隔をあけた
りする工夫が一般に必要とされるが、これが磁気部品を
備えた磁気装置全体の小型化への大きな障害となつてい
た。従って、磁気部品を小型化すれば上述の問題を解決
することができ、結果として磁気装置全体を小型化する
ことが可能にある。
数Hz〜数100Hzの周波数帯域であるが、この範囲におい
て高い飽和磁束密度と透磁率を同時に実現できる軟磁性
材料が得られるならば、トランス等の磁気部品を小型化
および低ロス化できることは周知のことである。即ち、
軟磁性材料の飽和磁束密度が高くなれば、その分だけ磁
束が多くなり、結果として磁気部品の体積を小型にでき
るのである。更に、磁気部品のロスの大半は熱として外
部に放出されるので、他の機器や部品との間隔をあけた
りする工夫が一般に必要とされるが、これが磁気部品を
備えた磁気装置全体の小型化への大きな障害となつてい
た。従って、磁気部品を小型化すれば上述の問題を解決
することができ、結果として磁気装置全体を小型化する
ことが可能にある。
ところが、従来の軟磁性材料は、前述した通り、高い飽
和磁束密度を有するものは透磁率が低くなる傾向にあ
り、具体的には、実用的なFe基非晶質合金において飽和
磁束密度を1.3〜1.5Tとすると、透磁率10000を割って90
00程度になる傾向があり、実用的なCo基非晶質合金にお
いて透磁率を10000以上とすると、飽和磁束密度は1.0T
を割る傾向にある。
和磁束密度を有するものは透磁率が低くなる傾向にあ
り、具体的には、実用的なFe基非晶質合金において飽和
磁束密度を1.3〜1.5Tとすると、透磁率10000を割って90
00程度になる傾向があり、実用的なCo基非晶質合金にお
いて透磁率を10000以上とすると、飽和磁束密度は1.0T
を割る傾向にある。
従って前述したような高飽和磁束密度と高透磁率を兼備
し、かつ、高い機械強度と熱安定性を有するような実用
的な軟磁性材料が望まれている。
し、かつ、高い機械強度と熱安定性を有するような実用
的な軟磁性材料が望まれている。
本発明の目的は、1.4T以上の高飽和磁束密度と10000以
上の高透磁率を兼ね備え、かつ、高い機械強度と高い熱
安定性を併せ持つFe系軟磁性合金および軟磁性合金薄帯
を提供することを目的とする。
上の高透磁率を兼ね備え、かつ、高い機械強度と高い熱
安定性を併せ持つFe系軟磁性合金および軟磁性合金薄帯
を提供することを目的とする。
「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。
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な
るものであり、飽和磁束密度が1.4T以上、1kHzにおける
透磁率が10000以上であって、非晶質相中に微細結晶粒
が析出された構造を有するものである。
課題を解決するために、次式で示される組成からなるな
るものであり、飽和磁束密度が1.4T以上、1kHzにおける
透磁率が10000以上であって、非晶質相中に微細結晶粒
が析出された構造を有するものである。
（Fe1-aQa）bBxTy 但しＱはCo,Niのいずれか、または、両方であり、ＴはT
i,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。
i,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な
るものであり、飽和磁束密度が1.4T以上、1kHzにおける
透磁率が10000以上であって、非晶質相中に微細結晶粒
が析出された構造を有するものである。
課題を解決するために、次式で示される組成からなるな
るものであり、飽和磁束密度が1.4T以上、1kHzにおける
透磁率が10000以上であって、非晶質相中に微細結晶粒
が析出された構造を有するものである。
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。
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または２に記載の微
細結晶粒を合金溶湯から急冷して得られた非晶質合金を
熱処理することにより生成したものである。
記課題を解決するために、請求項１または２に記載の微
細結晶粒を合金溶湯から急冷して得られた非晶質合金を
熱処理することにより生成したものである。
請求項４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、２又は３に記載の
高飽和磁束密度Fe系軟磁性合金において、Ｔの原子％を
示すｙの値を４＜ｙ≦９の範囲としたものである。
記課題を解決するために、請求項１、２又は３に記載の
高飽和磁束密度Fe系軟磁性合金において、Ｔの原子％を
示すｙの値を４＜ｙ≦９の範囲としたものである。
請求項５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、２又は３に記載の
高飽和磁束密度Fe系軟磁性合金から合金薄帯を形成した
ものである。
記課題を解決するために、請求項１、２又は３に記載の
高飽和磁束密度Fe系軟磁性合金から合金薄帯を形成した
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、この工程で得られた
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。
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、この工程で得られた
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、Hfのいずれかを含む必要がある。
またZr,Hf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。
晶質形成能の高いZr、Hfのいずれかを含む必要がある。
またZr,Hf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。
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
でも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,L
i,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
一とみなすことできるのは勿論である。
る合金元素の限定理由を説明したが、これらの元素以外
でも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,L
i,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
一とみなすことできるのは勿論である。
本発明合金におけるFe,Co,Niの量の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。
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。
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。
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、600℃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。
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、600℃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Fe91Zr7B2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Fe91Zr7B2合金の結晶化開
始温度は480℃であった。
理の効果について本発明合金の一つであるFe91Zr7B2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Fe91Zr7B2合金の結晶化開
始温度は480℃であった。
第１図は、Fe91Zr7B2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。
（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、10KHz19800、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26500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。
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、10KHz19800、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26500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。
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Fe91Zr7B2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。
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、Fe91Zr7B2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600℃熱処理後には1400D
PN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。
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、Fe91Zr7B2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600℃熱処理後には1400D
PN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。
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。
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図により、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以上の実効透
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。
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以上の実効透
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以上の高透磁率が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。
磁率10000以上の高透磁率が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
したFe−Hf−Ｂ系合金について説明する。
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２表に示す。
範囲で変化させた場合の結果を後記する第２表に示す。
第２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Fe91Zr4Hf3B2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。
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Fe91Zr4Hf3B2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。
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。
％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、Fe−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,Hfの一部はNbで置換することが
可能である。
−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,Hf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Ti,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。
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を上回り、一部のものはそれ以上の
値、即ち、10000を超える優れた透磁率を示している。
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。
る実効透磁率の5000を上回り、一部のものはそれ以上の
値、即ち、10000を超える優れた透磁率を示している。
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-aQa）91Zr7B2合
金（Ｑ＝Co,Ni）のCoおよびNi量（ａ）と透磁率の関係
を第８図に示す。
ついて説明する。実施例として、（Fe1-aQa）91Zr7B2合
金（Ｑ＝Co,Ni）のCoおよびNi量（ａ）と透磁率の関係
を第８図に示す。
第８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Ni含有量（ａ）
は、0.05以下とした。
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Ni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、従来の実用合金で
は兼ね備えることができなかった、1.4T以上の飽和磁束
密度と10000以上の透磁率を有するので、本発明の合金
および薄帯は、磁気記録媒体の高保磁力化に対応するこ
とが必要であり、高い透磁率を要求される磁気ヘッド
用、あるいは、より一層の小型化軽量化が望まれている
トランスやチョークコイル用として好適である。
は兼ね備えることができなかった、1.4T以上の飽和磁束
密度と10000以上の透磁率を有するので、本発明の合金
および薄帯は、磁気記録媒体の高保磁力化に対応するこ
とが必要であり、高い透磁率を要求される磁気ヘッド
用、あるいは、より一層の小型化軽量化が望まれている
トランスやチョークコイル用として好適である。
即ち、本発明の軟磁性合金および薄帯は、飽和磁束密度
1.4T以上であって、透磁率が10000以上であるので、従
来材料と比較した場合、磁気ヘッド用、トランス用、チ
ョークコイル用などの磁気部品用に用いるといずれの場
合も効率を良くすることができると同時に低ロス化が実
現でき、それらの磁気部品を用いた磁気装置の小型軽量
化、低ロス化に寄与する。
1.4T以上であって、透磁率が10000以上であるので、従
来材料と比較した場合、磁気ヘッド用、トランス用、チ
ョークコイル用などの磁気部品用に用いるといずれの場
合も効率を良くすることができると同時に低ロス化が実
現でき、それらの磁気部品を用いた磁気装置の小型軽量
化、低ロス化に寄与する。
また、本発明の軟磁性合金および薄帯は、高い機械強度
を有し、高い熱安定性も兼ね備えているので、磁気ヘッ
ド用あるいはトランス用、チョークコイル用などとして
有用であり、これらに利用した場合、機械強度が高く、
熱安定性に優れたものを提供することができる。
を有し、高い熱安定性も兼ね備えているので、磁気ヘッ
ド用あるいはトランス用、チョークコイル用などとして
有用であり、これらに利用した場合、機械強度が高く、
熱安定性に優れたものを提供することができる。
更に、本発明において非結晶相の中に微細結晶粒が析出
された構造は、合金溶湯から急冷して非晶質相を生成さ
せ、この非晶質相に熱処理を施すことにより容易に得ら
れ、この微結晶粒が非晶質相中に析出することで優れた
軟磁気特性と高い飽和磁束密度の両方が発揮される。
された構造は、合金溶湯から急冷して非晶質相を生成さ
せ、この非晶質相に熱処理を施すことにより容易に得ら
れ、この微結晶粒が非晶質相中に析出することで優れた
軟磁気特性と高い飽和磁束密度の両方が発揮される。
更にまた、本発明に係る組成と組織を有する軟磁性合金
からなる薄帯であるならば、積層することも容易にで
き、磁気ヘッドのコア材やトランスのコア材として容易
に適用することができる。
からなる薄帯であるならば、積層することも容易にで
き、磁気ヘッドのコア材やトランスのコア材として容易
に適用することができる。
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を熱処理前
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。
係を示すグラフ、第２図は本発明合金の一例を熱処理前
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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 潟岡 教行 宮城県仙台市青葉区向山１丁目４番７号 第２ハイネス向山212号 (56)参考文献 特開 昭63−236304（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−28343（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−123705（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−99253（ＪＰ，Ａ)
Claims (5)
- 【請求項１】次式で示される組成からなり、飽和磁束密
度が1.4T以上、1kHzにおける透磁率が10000以上であっ
て、非晶質相中に微細結晶粒が析出された構造を有する
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 ただし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、かつ、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り、飽和磁束密
度が1.4T以上、1kHzにおける透磁率が10000以上であっ
て、非晶質相中に微細結晶粒が析出された構造を有する
ことを特徴とする高飽和磁束密度Fe系軟磁性合金。 FebBxTy ただし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、かつ、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】微細結晶粒が、合金溶湯から急冷して得ら
れた非晶質合金を熱処理することにより生成されたもの
であることを特徴とする請求項１又は２記載の高飽和磁
束密度Fe系軟磁性合金。 - 【請求項４】請求項１、２又は３に記載の高飽和磁束密
度Fe系軟磁性合金において、Ｔの原子％を示すｙの値が
４＜ｙ≦９の範囲であることを特徴とする高飽和磁束密
度Fe系軟磁性合金。 - 【請求項５】請求項１、２、３又は４に記載の高飽和磁
束密度Fe系軟磁性合金からなることを特徴とする高飽和
磁束密度Fe系軟磁性合金薄帯。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2230135A JPH0765145B2 (ja) | 1990-08-31 | 1990-08-31 | 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 |
| CA002040741A CA2040741C (en) | 1990-04-24 | 1991-04-18 | Fe based soft magnetic alloy, magnetic materials containing same, and magnetic apparatus using the magnetic materials |
| DE69126367T DE69126367T2 (de) | 1990-04-24 | 1991-04-23 | Auf Fe basierende weichmagnetische Legierung, und diese Legierung enthaltendes Magnetmaterial und magnetischer Apparat, der diese Materialien verwendet |
| EP91106549A EP0455113B1 (en) | 1990-04-24 | 1991-04-23 | Fe based soft magnetic alloy, magnetic material containing same, and magnetic apparatus using the magnetic materials |
| KR1019910006561A KR970007510B1 (ko) | 1990-04-24 | 1991-04-23 | Fe계 연자성합금, 이를 함유하여 이루어진 자성재료 및 이들 자성재료를 사용한 자기장치 |
| US08/201,135 US5449419A (en) | 1990-04-24 | 1994-02-24 | Fe based soft magnetic alloy, magnetic materials containing same, and magnetic apparatus using the magnetic materials |
| US08/422,720 US5741373A (en) | 1990-04-24 | 1995-04-14 | Fe based soft magnetic alloy, magnetic materials containing same, and magnetic apparatus using the magnetic materials |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2230135A JPH0765145B2 (ja) | 1990-08-31 | 1990-08-31 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04333546A JPH04333546A (ja) | 1992-11-20 |
| JPH0765145B2 true JPH0765145B2 (ja) | 1995-07-12 |
Family
ID=16903131
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2230135A Expired - Lifetime JPH0765145B2 (ja) | 1990-04-24 | 1990-08-31 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0765145B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN115821174B (zh) * | 2022-12-12 | 2024-05-07 | 广东电网有限责任公司 | 一种高玻璃形成能力的Fe-Co-Zr-Mo-Ni-B块状非晶合金和制备方法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2555057B2 (ja) * | 1987-03-25 | 1996-11-20 | 株式会社日立製作所 | 耐食強磁性膜 |
| JPH07116563B2 (ja) * | 1987-07-23 | 1995-12-13 | 日立金属株式会社 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
| JPH02123705A (ja) * | 1988-11-02 | 1990-05-11 | Hitachi Ltd | 耐熱鉄系磁性膜及びこれを用いた磁気ヘツド |
| JPH0499253A (ja) * | 1990-08-13 | 1992-03-31 | Tdk Corp | 鉄基軟磁性合金 |
-
1990
- 1990-08-31 JP JP2230135A patent/JPH0765145B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04333546A (ja) | 1992-11-20 |
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