JPH0768604B2 - Ｆｅ基磁性合金 - Google Patents
Ｆｅ基磁性合金Info
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- JPH0768604B2 JPH0768604B2 JP62307273A JP30727387A JPH0768604B2 JP H0768604 B2 JPH0768604 B2 JP H0768604B2 JP 62307273 A JP62307273 A JP 62307273A JP 30727387 A JP30727387 A JP 30727387A JP H0768604 B2 JPH0768604 B2 JP H0768604B2
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- alloy
- crystal grains
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- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- 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
- H01F1/15308—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Fe/Ni
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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、高周波帯で用いるのに適するFe基磁性合金、
特に圧粉磁心や磁気シールド材に適する粉末化が容易で
組織の大半が超微細な結晶粒からなるFe基磁性合金に関
するものである。
特に圧粉磁心や磁気シールド材に適する粉末化が容易で
組織の大半が超微細な結晶粒からなるFe基磁性合金に関
するものである。
従来、圧粉磁心や磁気シールド材等の磁心材料として
は、Feやパーマロイ、ケイ素鋼等が用いられていた。
は、Feやパーマロイ、ケイ素鋼等が用いられていた。
また最近ではFe系やCo系の非晶質合金も検討されてお
り、これらの粉末を圧縮成形した圧粉磁心や樹脂と混ぜ
シート状にしたシールド材等が検討されている。
り、これらの粉末を圧縮成形した圧粉磁心や樹脂と混ぜ
シート状にしたシールド材等が検討されている。
これらの合金粉末に関しては例えば特公昭54−50463、
特公昭55−128507号に記載されている。
特公昭55−128507号に記載されている。
しかしながら、これらの合金には種々の問題点がある。
パーマロイ合金の場合は、磁気特性の良好な80重量％Ni
付近の組成の合金の場合、飽和磁気密度が7.5kG前後と
低い欠点があり、ケイ素鋼の場合は軟磁気特性に劣る欠
点がある。
付近の組成の合金の場合、飽和磁気密度が7.5kG前後と
低い欠点があり、ケイ素鋼の場合は軟磁気特性に劣る欠
点がある。
Fe系の非晶質合金の場合は飽和磁束密度は高いが、磁歪
が大きく歪の影響で磁気特性が大きく劣化する欠点があ
る。一方Co系の非晶質合金は、磁歪が小さく歪の影響を
受けにくいが、パーマロイ合金と同様飽和磁束密度が通
常10kG以下であり十分でない。また経時変化も大きい欠
点がある。
が大きく歪の影響で磁気特性が大きく劣化する欠点があ
る。一方Co系の非晶質合金は、磁歪が小さく歪の影響を
受けにくいが、パーマロイ合金と同様飽和磁束密度が通
常10kG以下であり十分でない。また経時変化も大きい欠
点がある。
また、最近我々は、CuとNb,Mo,Ta、Ｗ等を複合添加した
Fe基合金が超微細な結晶粒組織となり、優れた軟磁性、
低磁歪特性を示すことを見い出している。
Fe基合金が超微細な結晶粒組織となり、優れた軟磁性、
低磁歪特性を示すことを見い出している。
しかし、粉末化し使用する様な用途の場合、脆化しやす
い組成の方が粉末化が容易であり、より好ましい。
い組成の方が粉末化が容易であり、より好ましい。
本発明の目的は、軟磁気特性に優れ、磁歪が小さく、粉
末化等が容易なFe基磁性合金を提供することである。
末化等が容易なFe基磁性合金を提供することである。
本発明の第１の発明は、Cuを３〜10原子％、Ｂを25原子
％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群から選ばれ
た少なくとも１種の元素を0.1〜30原子％含み、残部がF
e及び不可避不純物からなる組成を有し、組織の少なく
とも50％が微細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最大寸
法で測定した粒径の平均が1000Å以下であることを特徴
とするFe基磁性合金である。
％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群から選ばれ
た少なくとも１種の元素を0.1〜30原子％含み、残部がF
e及び不可避不純物からなる組成を有し、組織の少なく
とも50％が微細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最大寸
法で測定した粒径の平均が1000Å以下であることを特徴
とするFe基磁性合金である。
また第２の発明は、Cuを３〜10原子％、Ｂを25原子％以
下、Siを30原子％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからな
る群から選ばれた少なくとも１種の元素を0.1〜30原子
％含み、残部がFe及び不可避不純物からなる組成を有
し、組織の少なくとも50％が微細な結晶粒からなり、前
記結晶粒の最大寸法で測定した粒径の平均が1000Å以下
であることを特徴とするFe基磁性合金である。
下、Siを30原子％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからな
る群から選ばれた少なくとも１種の元素を0.1〜30原子
％含み、残部がFe及び不可避不純物からなる組成を有
し、組織の少なくとも50％が微細な結晶粒からなり、前
記結晶粒の最大寸法で測定した粒径の平均が1000Å以下
であることを特徴とするFe基磁性合金である。
また第３の発明は、Cuを３〜10原子％、Ｂを25原子％以
下、Siを30原子％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからな
る群から選ばれた少なくとも１種の元素を0.1〜30原子
％含み、残部がFe及びFeの50原子％未満をCo及び／又は
Niで置換しさらに不可避不純物からなる組成を有し、組
織の少なくとも50％が微細な結晶粒からなり、前記結晶
粒の最大寸法で測定した粒径の平均が1000Å以下である
ことを特徴とするFe基磁性合金である。
下、Siを30原子％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからな
る群から選ばれた少なくとも１種の元素を0.1〜30原子
％含み、残部がFe及びFeの50原子％未満をCo及び／又は
Niで置換しさらに不可避不純物からなる組成を有し、組
織の少なくとも50％が微細な結晶粒からなり、前記結晶
粒の最大寸法で測定した粒径の平均が1000Å以下である
ことを特徴とするFe基磁性合金である。
また第４の発明は、Cuを３〜10原子％、Ｂを25原子％以
下、Siを30原子％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからな
る群から選ばれた少なくとも１種の元素を0.1〜30原子
％、V,Cr,Mn,Al,白金属元素,Sc,Y,希土類元素,Au,Zn,S
n,Reからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素を10
原子％以下含み、残部がFe及び不可避不純物からなる組
成を有し、組織の少なくとも50％が微細な結晶粒からな
り、前記結晶粒の最大寸法で測定した粒径の平均が1000
Å以下であることを特徴とするFe基磁性合金である。
下、Siを30原子％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからな
る群から選ばれた少なくとも１種の元素を0.1〜30原子
％、V,Cr,Mn,Al,白金属元素,Sc,Y,希土類元素,Au,Zn,S
n,Reからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素を10
原子％以下含み、残部がFe及び不可避不純物からなる組
成を有し、組織の少なくとも50％が微細な結晶粒からな
り、前記結晶粒の最大寸法で測定した粒径の平均が1000
Å以下であることを特徴とするFe基磁性合金である。
さらに第５の発明は、Cuを３〜10原子％、Ｂを25原子％
以下、Siを30原子％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoから
なる群から選ばれた少なくとも１種の元素を0.1〜30原
子％、C,Ge,P,Ca,Sb,In,Be,Asからなる群から選ばれた
少なくとも１種の元素を20原子％以下含み、残部がFe及
び不可避不純物からなる組成を有し、組織の少なくとも
50％が微細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最大寸法で
測定した粒径の平均が1000Å以下であることを特徴とす
るFe基磁性合金である。
以下、Siを30原子％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoから
なる群から選ばれた少なくとも１種の元素を0.1〜30原
子％、C,Ge,P,Ca,Sb,In,Be,Asからなる群から選ばれた
少なくとも１種の元素を20原子％以下含み、残部がFe及
び不可避不純物からなる組成を有し、組織の少なくとも
50％が微細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最大寸法で
測定した粒径の平均が1000Å以下であることを特徴とす
るFe基磁性合金である。
本発明において、上記の組成を有し、組織の少なくとも
50％が微細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最大寸法で
測定した粒径の平均が1000Å以下である合金が優れた軟
磁気特性を示し、粉末化が容易であり圧粉磁心やシール
ド材等に好適な合金であることを見い出し、本発明に想
到した。
50％が微細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最大寸法で
測定した粒径の平均が1000Å以下である合金が優れた軟
磁気特性を示し、粉末化が容易であり圧粉磁心やシール
ド材等に好適な合金であることを見い出し、本発明に想
到した。
本発明において、Cuは必須の元素であり、適量含まれる
ことにより合金を脆化しやすくし粉末化を容易にする効
果を有する。また耐食性を改善する効果もある。その含
有量は３〜10原子％の範囲である。３原子％より少ない
と粉末化がしにくく10原子％を越えると飽和磁束密度が
著しく低下し好ましくない。
ことにより合金を脆化しやすくし粉末化を容易にする効
果を有する。また耐食性を改善する効果もある。その含
有量は３〜10原子％の範囲である。３原子％より少ない
と粉末化がしにくく10原子％を越えると飽和磁束密度が
著しく低下し好ましくない。
本発明に係る合金は通常次のようにして製造される。
まず、前記組成の非晶質合金を溶湯から急冷し作製、あ
るいはスパッタ法、蒸着法等の気相急冷法により作製
し、更にこれを加熱し組織の少なくとも50％以上を微細
なbcc Fe固溶体結晶粒とする工程により製造される。
るいはスパッタ法、蒸着法等の気相急冷法により作製
し、更にこれを加熱し組織の少なくとも50％以上を微細
なbcc Fe固溶体結晶粒とする工程により製造される。
Cuは軟磁性を改善する効果があるが３原子％以上の組成
ではややわるくなる。この軟磁性を改善する理由は明ら
かではないが次のように考えられる。
ではややわるくなる。この軟磁性を改善する理由は明ら
かではないが次のように考えられる。
CuとFeの相互作用パラメータは正であり、固溶度が低く
分離する傾向があり、前述の組成の非晶質合金を加熱す
ると、Feリッチ領域が多数形成され、そこを核として結
晶化が進行し、Cuは周囲にはき出される。
分離する傾向があり、前述の組成の非晶質合金を加熱す
ると、Feリッチ領域が多数形成され、そこを核として結
晶化が進行し、Cuは周囲にはき出される。
このCuによる結晶核形成効果が組織が微細化される１つ
の理由であるが、もう１つの大きな理由としてはNb,Ta,
Mo,W等による結晶粒成長抑制効果を挙げることができ
る。このNb,Ta,Mo,W等の添加とCuとの複合効果により結
晶粒は著しく微細化され優れた軟磁性が得られる。
の理由であるが、もう１つの大きな理由としてはNb,Ta,
Mo,W等による結晶粒成長抑制効果を挙げることができ
る。このNb,Ta,Mo,W等の添加とCuとの複合効果により結
晶粒は著しく微細化され優れた軟磁性が得られる。
ところで本発明合金のCu量は３原子％以上であり、液体
急冷法により製造方法ではCuが分離し易くなり、熱処理
前にCuが分離したり、熱処理し結晶化させた際結晶粒界
付近のCu濃度が著しく高くなる。このため軟磁気特性は
Cu量が３原子％未満の合金と比較しある程度劣化する
が、十分軟磁性材料として使用でき、かつ脆化しやすく
なり粉末化が容易となる。このため圧粉磁心や粉末を使
用するシールド材等に好適な合金となる。
急冷法により製造方法ではCuが分離し易くなり、熱処理
前にCuが分離したり、熱処理し結晶化させた際結晶粒界
付近のCu濃度が著しく高くなる。このため軟磁気特性は
Cu量が３原子％未満の合金と比較しある程度劣化する
が、十分軟磁性材料として使用でき、かつ脆化しやすく
なり粉末化が容易となる。このため圧粉磁心や粉末を使
用するシールド材等に好適な合金となる。
Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群から選ばれた少なく
とも１種の元素は、前述のように結晶粒を微細化し軟磁
性を向上させる効果を有する。その含有量は0.1〜30原
子％であり、より望ましい範囲は１〜10原子％である。
この範囲で特に優れた軟磁性が得られる。これらの元素
を含まない場合結晶粒は大きくなり著しく軟磁気特性は
劣化し好ましくない。
とも１種の元素は、前述のように結晶粒を微細化し軟磁
性を向上させる効果を有する。その含有量は0.1〜30原
子％であり、より望ましい範囲は１〜10原子％である。
この範囲で特に優れた軟磁性が得られる。これらの元素
を含まない場合結晶粒は大きくなり著しく軟磁気特性は
劣化し好ましくない。
Si及びＢは合金の微細化および磁歪調整に有用な元素で
ある。本発明の合金は、好ましくは、一旦Si,B添加効果
により非晶質合金とした後で、熱処理により微細結晶粒
を形成することにより得られる。
ある。本発明の合金は、好ましくは、一旦Si,B添加効果
により非晶質合金とした後で、熱処理により微細結晶粒
を形成することにより得られる。
Si含有量の限定理由は、30原子％を超えると軟磁気特性
の良好な条件では磁歪が大きくなってしまい好ましくな
いためであり、より好ましくは10〜25原子％である。こ
の範囲では特に良好な軟磁気特性が得られる。
の良好な条件では磁歪が大きくなってしまい好ましくな
いためであり、より好ましくは10〜25原子％である。こ
の範囲では特に良好な軟磁気特性が得られる。
Ｂ含有量の限定理由は、25原子％を越えると軟磁性の良
好な条件では磁歪が大きくなり好ましくないためであ
り、特に好ましい組成範囲は３〜12原子％の範囲であ
る。この範囲では特に軟磁性が良好で磁歪の小さい合金
が得られる。
好な条件では磁歪が大きくなり好ましくないためであ
り、特に好ましい組成範囲は３〜12原子％の範囲であ
る。この範囲では特に軟磁性が良好で磁歪の小さい合金
が得られる。
C,Ge,P,Ga,Sb,In,BeおよびAsからなる群から選ばれた少
なくとも１種の元素であり、磁歪を調整したりその含有
量は20原子％以下の範囲である。この理由は20原子％を
越えると著しい飽和磁束密度の低下を招くためであり、
より好ましくは10原子％以下である。この範囲で比較的
良好な軟磁性が得られ易い。
なくとも１種の元素であり、磁歪を調整したりその含有
量は20原子％以下の範囲である。この理由は20原子％を
越えると著しい飽和磁束密度の低下を招くためであり、
より好ましくは10原子％以下である。この範囲で比較的
良好な軟磁性が得られ易い。
V,Cr,Mn,Al,白金属元素,Sc,Y,希土類元素,Au,Zn,Snおよ
びReからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であ
り、耐食性の改善、磁歪調整効果等があり、その含有量
は10原子％以下である。この限定理由は10原子％を超え
ると著しく飽和磁束密度が低下するためである。
びReからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であ
り、耐食性の改善、磁歪調整効果等があり、その含有量
は10原子％以下である。この限定理由は10原子％を超え
ると著しく飽和磁束密度が低下するためである。
また本発明合金はLi,Mg,Ca,Sr,Ba,Ag,Cd,Pb,Bi,N,O,S,S
e及びTe等を２原子％以下含んでも良いが２原子％を超
えて含有すると軟磁性を著しく劣化させ好ましくない。
e及びTe等を２原子％以下含んでも良いが２原子％を超
えて含有すると軟磁性を著しく劣化させ好ましくない。
残部は不純物を除いて実質的にFeが主体であるがFeの１
部は成分Ｍ（Co及び／又はNi）により置換されていても
良い。Ｍの含有量はFeの50原子％未満であるが好ましく
は30原子％未満であり、より好ましくは10原子％未満で
ある。この範囲でより好ましい軟磁性が得られる。
部は成分Ｍ（Co及び／又はNi）により置換されていても
良い。Ｍの含有量はFeの50原子％未満であるが好ましく
は30原子％未満であり、より好ましくは10原子％未満で
ある。この範囲でより好ましい軟磁性が得られる。
本発明合金はbcc構造のFe固溶体を主体とする合金であ
るが、非晶質相やFe2B,Fe3B,Nb等の遷移金属の化合物Fe
3Si規則相等を含む場合もある。これらの相は磁気特性
を劣化させる場合があり、特にFe2B等の化合物相は影響
が大きくできるだけ存在しない方が望ましい。
るが、非晶質相やFe2B,Fe3B,Nb等の遷移金属の化合物Fe
3Si規則相等を含む場合もある。これらの相は磁気特性
を劣化させる場合があり、特にFe2B等の化合物相は影響
が大きくできるだけ存在しない方が望ましい。
本発明合金は主に1000Å以下の粒径の超微細な均一に分
布した結晶粒からなるが、より優れた軟磁性を示す合金
の場合は500Å以下の平均粒径を有する場合が多い。特
に好ましい軟磁気特性はその粒径が20〜200Å平均の場
合である。
布した結晶粒からなるが、より優れた軟磁性を示す合金
の場合は500Å以下の平均粒径を有する場合が多い。特
に好ましい軟磁気特性はその粒径が20〜200Å平均の場
合である。
合金組織のうち微細結晶粒以外の部分は主に非晶質ある
いはCuであるが、結晶相が実質的に100％になっても本
発明合金は十分に優れた軟磁性を示す。
いはCuであるが、結晶相が実質的に100％になっても本
発明合金は十分に優れた軟磁性を示す。
本発明合金は、単ロール法、双ロール法、遠心急冷法等
により非晶質薄帯を作製後熱処理を行ない微細な結晶粒
を形成する方法、蒸着法、スパッター法やイオンプレー
ティング等により非晶質膜を作製後熱処理し結晶化させ
る方法や回転液中紡糸法やガラス被膜紡糸法により、非
晶質線を得た後熱処理し結晶化させる方法等いろいろな
方法で作製することができる。
により非晶質薄帯を作製後熱処理を行ない微細な結晶粒
を形成する方法、蒸着法、スパッター法やイオンプレー
ティング等により非晶質膜を作製後熱処理し結晶化させ
る方法や回転液中紡糸法やガラス被膜紡糸法により、非
晶質線を得た後熱処理し結晶化させる方法等いろいろな
方法で作製することができる。
本発明合金を得る際行われる熱処理は内部歪を小さくす
ることと、微細結晶粒組織とし軟磁性を向上させるとと
もに磁歪を小さくし粉末化を容易にする目的で行われ
る。
ることと、微細結晶粒組織とし軟磁性を向上させるとと
もに磁歪を小さくし粉末化を容易にする目的で行われ
る。
熱処理は通常真空中または水素ガス、窒素ガス、アルゴ
ンガス等の不活性ガス雰囲気中において行なわれる。し
かし場合によっては大気中等の酸化性雰囲気で行っても
良い。
ンガス等の不活性ガス雰囲気中において行なわれる。し
かし場合によっては大気中等の酸化性雰囲気で行っても
良い。
熱処理温度及び時間は非晶質合金の形状、サイズ、組成
により異なるが一般的に結晶化温度より高い450℃〜700
℃で５分から24時間程度が望ましい。
により異なるが一般的に結晶化温度より高い450℃〜700
℃で５分から24時間程度が望ましい。
熱処理の際の昇温や急冷の条件は状況に応じて任意に変
えることができる。また同一温度または異なる温度で複
数回に分け熱処理を行ったり、多段の熱処理パターンで
熱処理を行うこともできる。更には、本合金は熱処理を
直流あるいは交流の磁場中で行なうこともできる。磁場
中熱処理により本合金に磁気異方性を生じさせることが
できる。
えることができる。また同一温度または異なる温度で複
数回に分け熱処理を行ったり、多段の熱処理パターンで
熱処理を行うこともできる。更には、本合金は熱処理を
直流あるいは交流の磁場中で行なうこともできる。磁場
中熱処理により本合金に磁気異方性を生じさせることが
できる。
磁場は熱処理の間中かける必要はなく、本発明に係る合
金のキュリー温度Tcより低い温度だけ印加しても十分効
果が得られる。本発明に係る合金のキュリー温度は非晶
質の場合より熱処理により形成される主相のキュリー温
度が上昇しており、非晶質合金のキュリー温度より高い
温度でも磁場中熱処理が適用できる。また、回転磁場中
熱処理を熱処理工程の１部で行っても良い。また、熱処
理の際合金に電流を流したり、高周波磁界を印加し合金
を発熱させることにより合金を熱処理することもでき
る。また磁場中熱処理の場合、熱処理を２段階以上で行
うことができる。また、圧縮力を加えながら熱処理を行
ない磁気特性を調整することもできる。
金のキュリー温度Tcより低い温度だけ印加しても十分効
果が得られる。本発明に係る合金のキュリー温度は非晶
質の場合より熱処理により形成される主相のキュリー温
度が上昇しており、非晶質合金のキュリー温度より高い
温度でも磁場中熱処理が適用できる。また、回転磁場中
熱処理を熱処理工程の１部で行っても良い。また、熱処
理の際合金に電流を流したり、高周波磁界を印加し合金
を発熱させることにより合金を熱処理することもでき
る。また磁場中熱処理の場合、熱処理を２段階以上で行
うことができる。また、圧縮力を加えながら熱処理を行
ない磁気特性を調整することもできる。
本発明合金は前述のように熱処理後脆化しやすく機械的
粉砕により薄帯も容易に粉末化できる。またアトマイズ
粉等すでに粉末になっている合金も更に容易に微粉末化
が可能である。
粉砕により薄帯も容易に粉末化できる。またアトマイズ
粉等すでに粉末になっている合金も更に容易に微粉末化
が可能である。
圧粉磁心を製造する場合、粉末化した本発明合金の表面
に絶縁層を形成し使用したり、シールド材等に使用する
場合は表面をメッキしたりして使用できる。
に絶縁層を形成し使用したり、シールド材等に使用する
場合は表面をメッキしたりして使用できる。
本発明を以下の実施例により詳細に説明するが、本発明
はこれらに限定されるものではない。
はこれらに限定されるものではない。
実施例１ 原子％でCu5％,Si16.5％,B6％,Nb3％及び残部実質的にF
eからなる組成の溶湯から、単ロール法により幅5mm、厚
さ18μｍのリボンを作製した。
eからなる組成の溶湯から、単ロール法により幅5mm、厚
さ18μｍのリボンを作製した。
Ｘ線回折及び組織観察の結果、この合金リボンはアモル
ファス相主体であることが確認された。次にこの合金を
外径19mm、内径15mmのトロイダル状に巻きN2ガス雰囲気
550℃に１時間保持後室温まで冷却し、磁気特性を測定
した。
ファス相主体であることが確認された。次にこの合金を
外径19mm、内径15mmのトロイダル状に巻きN2ガス雰囲気
550℃に１時間保持後室温まで冷却し、磁気特性を測定
した。
飽和磁束密度Bsは1.1kG,100kHz,2kGにおけるコア損失が
530mW/ccであった、1kHzにおける実効透磁率5500、保持
力Hcが0.120e飽和磁歪λｓが＋0.5×10-6であった。こ
の合金は組織観察の結果1000Å以下の粒径の超微細な結
晶粒からなることが確認された。
530mW/ccであった、1kHzにおける実効透磁率5500、保持
力Hcが0.120e飽和磁歪λｓが＋0.5×10-6であった。こ
の合金は組織観察の結果1000Å以下の粒径の超微細な結
晶粒からなることが確認された。
この熱処理後の合金薄帯は著しく脆化しており、振動ミ
ルにより粉砕したところ、Cu添加量が１原子％の合金に
比べ容易に微粉化でき２割程度粉砕時間が短縮された。
ルにより粉砕したところ、Cu添加量が１原子％の合金に
比べ容易に微粉化でき２割程度粉砕時間が短縮された。
次にこの合金粉末に耐熱製無機ワニスをバインダーとし
て7wt％加え、500℃まで昇温し圧力を加えながら圧粉磁
心を作製した。
て7wt％加え、500℃まで昇温し圧力を加えながら圧粉磁
心を作製した。
実効透磁率は160であり周波数特性も良好であった。
実施例２ 第１表に示す組成の合金溶湯から単ロール法により幅10
mm、板厚15μｍのリボンを作製した。Ｘ線回折及び透過
電子顕微鏡による組織観察の結果、結晶相が１部観察さ
れるものもあるが、大部分が非晶質相であることが確認
された。
mm、板厚15μｍのリボンを作製した。Ｘ線回折及び透過
電子顕微鏡による組織観察の結果、結晶相が１部観察さ
れるものもあるが、大部分が非晶質相であることが確認
された。
次にこの合金薄帯を実施例１と同様にトロイダル状に巻
き結晶化温度以上の温度で熱処理した。熱処理後の合金
の組織は実施例１と同様であり、微細な結晶粒組織から
なることが確認された。次に熱処理後の磁心の磁気特性
を測定した。得られた結果を第１表に示す。またFe基ア
モルファス合金を振動ミルで粉砕し、48meshアンダーの
粉末が50％になる粉砕時間と48meshアンダーの粉末が50
％になる本発明合金の粉砕時間との比tc/toも示す。
き結晶化温度以上の温度で熱処理した。熱処理後の合金
の組織は実施例１と同様であり、微細な結晶粒組織から
なることが確認された。次に熱処理後の磁心の磁気特性
を測定した。得られた結果を第１表に示す。またFe基ア
モルファス合金を振動ミルで粉砕し、48meshアンダーの
粉末が50％になる粉砕時間と48meshアンダーの粉末が50
％になる本発明合金の粉砕時間との比tc/toも示す。
表からわかるように本発明合金は高透磁率低損失であり
Fe基アモルファス合金と同等以上の優れた軟磁気特性を
示す。
Fe基アモルファス合金と同等以上の優れた軟磁気特性を
示す。
また48meshアンダーの粉末が50％以上になる粉砕時間は
Fe基アモルファスやCu無添加材に比べ短く、微粉化が容
易である。
Fe基アモルファスやCu無添加材に比べ短く、微粉化が容
易である。
このため圧粉磁心やシールド材等の用途をはじめ、各種
磁心材に適する。
磁心材に適する。
実施例３ 第２表に示す組成の合金溶湯から、双ロール法により厚
さ25μｍ、幅3mmのリボンを作製した。次に実施例２と
同様熱処理後振動ミルで粉砕し48meshアンダーの粉末が
50％になる粉砕時間を求めた。第２表にFe74.5Cu1Nb2Si
13.5B9合金の場合の48meshアンダーの粉末が50％になる
粉砕時間と本発明の場合の粉砕時間の比tc/toを示す。
さ25μｍ、幅3mmのリボンを作製した。次に実施例２と
同様熱処理後振動ミルで粉砕し48meshアンダーの粉末が
50％になる粉砕時間を求めた。第２表にFe74.5Cu1Nb2Si
13.5B9合金の場合の48meshアンダーの粉末が50％になる
粉砕時間と本発明の場合の粉砕時間の比tc/toを示す。
〔発明の効果〕 本発明によれば、超微細結晶粒組織からなり粉末化が容
易で軟磁気特性に優れた合金を得ることができるためそ
の効果は著しいものがある。
易で軟磁気特性に優れた合金を得ることができるためそ
の効果は著しいものがある。
Claims (5)
- 【請求項１】Cuを３〜10原子％、Ｂを25原子％以下、N
b,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群から選ばれた少なく
とも１種の元素を0.1〜30原子％含み、残部がFe及び不
可避不純物からなる組成を有し、組織の少なくとも50％
が微細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最大寸法で測定
した粒径の平均が1000Å以下であることを特徴とするFe
基磁性合金。 - 【請求項２】Cuを３〜10原子％、Ｂを25原子％以下、Si
を30原子％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群か
ら選ばれた少なくとも１種の元素を0.1〜30原子％含
み、残部がFe及び不可避不純物からなる組成を有し、組
織の少なくとも50％が微細な結晶粒からなり、前記結晶
粒の最大寸法で測定した粒径の平均が1000Å以下である
ことを特徴とするFe基磁性合金。 - 【請求項３】Cuを３〜10原子％、Ｂを25原子％以下、Si
を30原子％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群か
ら選ばれた少なくとも１種の元素を0.1〜30原子％含
み、残部がFe及びFeの50原子％未満をCo及び／又はNiで
置換しさらに不可避不純物からなる組成を有し、組織の
少なくとも50％が微細な結晶粒からなり、前記結晶粒の
最大寸法で測定した粒径の平均が1000Å以下であること
を特徴とするFe基磁性合金。 - 【請求項４】Cuを３〜10原子％、Ｂを25原子％以下、Si
を30原子％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群か
ら選ばれた少なくとも１種の元素を0.1〜30原子％、V,C
r,Mn,Al,白金属元素,Sc,Y,希土類元素,Au,Zn,Sn,Reから
なる群から選ばれた少なくとも１種の元素を10原子％以
下含み、残部がFe及び不可避不純物からなる組成を有
し、組織の少なくとも50％が微細な結晶粒からなり、前
記結晶粒の最大寸法で測定した粒径の平均が1000Å以下
であることを特徴とするFe基磁性合金。 - 【請求項５】Cuを３〜10原子％、Ｂを25原子％以下、Si
を30原子％以下、Nb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群か
ら選ばれた少なくとも１種の元素を0.1〜30原子％、C,G
e,P,Ca,Sb,In,Be,Asからなる群から選ばれた少なくとも
１種の元素を20原子％以下含み、残部がFe及び不可避不
純物からなる組成を有し、組織の少なくとも50％が微細
な結晶粒からなり、前記結晶粒の最大寸法で測定した粒
径の平均が1000Å以下であることを特徴とするFe基磁性
合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62307273A JPH0768604B2 (ja) | 1987-12-04 | 1987-12-04 | Ｆｅ基磁性合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62307273A JPH0768604B2 (ja) | 1987-12-04 | 1987-12-04 | Ｆｅ基磁性合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01149940A JPH01149940A (ja) | 1989-06-13 |
| JPH0768604B2 true JPH0768604B2 (ja) | 1995-07-26 |
Family
ID=17967136
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62307273A Expired - Lifetime JPH0768604B2 (ja) | 1987-12-04 | 1987-12-04 | Ｆｅ基磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0768604B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104032220A (zh) * | 2014-05-09 | 2014-09-10 | 无锡市华尔泰机械制造有限公司 | 一种高压临氢工况用法兰及其热处理工艺 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2894561B2 (ja) * | 1988-05-23 | 1999-05-24 | 株式会社東芝 | 軟磁性合金 |
| KR0168495B1 (ko) * | 1994-11-12 | 1999-01-15 | 정명세 | 알파-Fe기 RE-Fe-B 초미세 결정립 합금 자성체, 그의 제조방법 및 그의 이용 |
| CN1294285C (zh) * | 2005-01-13 | 2007-01-10 | 中国科学院物理研究所 | 钪基大块非晶合金及其制备方法 |
| JP5490556B2 (ja) * | 2009-03-18 | 2014-05-14 | アルプス電気株式会社 | Ｆｅ基軟磁性合金粉末及びその製造方法、ならびに、前記Ｆｅ基軟磁性合金粉末を用いた磁性シート |
| CN104036904A (zh) * | 2014-05-28 | 2014-09-10 | 浙江大学 | 高饱和磁感应强度铁基非晶软磁复合材料及其制备方法 |
| CN107217207A (zh) * | 2017-06-11 | 2017-09-29 | 太仓捷公精密金属材料有限公司 | 一种高性能金属材料 |
| CN121592954A (zh) * | 2025-12-02 | 2026-03-03 | 滁州航佑电气有限公司 | 一种高饱和磁感应强度铁基纳米晶软磁合金及其制备方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS627101A (ja) * | 1985-07-03 | 1987-01-14 | Hitachi Metals Ltd | 複合磁心を用いたコモンモ−ドチヨ−クコイル |
-
1987
- 1987-12-04 JP JP62307273A patent/JPH0768604B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104032220A (zh) * | 2014-05-09 | 2014-09-10 | 无锡市华尔泰机械制造有限公司 | 一种高压临氢工况用法兰及其热处理工艺 |
| CN104032220B (zh) * | 2014-05-09 | 2016-05-25 | 无锡市华尔泰机械制造有限公司 | 一种高压临氢工况用法兰 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01149940A (ja) | 1989-06-13 |
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