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    公开号:WO1992009714A1
    申请号:PCT/JP1991/001677
    申请日:1991-11-29
    公开日:1992-06-11
    发明作者:Hiroshi Watanabe；Hitoshi Saito
    申请人:Mitsui Petrochemical Industries, Ltd.；
    IPC主号:H01F1-00
    专利说明:
    [0001] 明細書
    [0002] F e基钦磁性合金
    [0003] 技術分野
    [0004] 本発明は、 F e基軟磁性合金に係わり、 特に良好な軟磁気特性を有 する F e基軟磁性合金に関する。
    [0005] 背景技術
    [0006] 近年、 高周波トラ ンス、 可飽和リアク トル、 チョークコィル等の磁 心材料と して、 高い飽和磁束密度を有する F e系の非晶質磁性合金が 広く知られている。 しかし、 F e系の非晶質磁性合金は C 0系より も 安価ではあるが一般に飽和磁歪およびコア損失が大き く、 透磁率も低 いという欠点があつた。
    [0007] これに対し、 近年液体急冷法によって作成された F e基非晶質薄帯 を熱処理して 1 0 0オングス トローム程度に微結晶化するこ とにより、 従来の F e基非晶質合金より優れた軟磁気特性を発現するこ とが報告 された （特開昭 6 4— 7 9 34 2号公報、 特開平 1一 1 5 6 45 2号 公報、 U . S . P .4, 881, 989等） 。 この F e基非晶質合金は、 F e S i Bを基準組成と し、 これに C uと N b等の高融点金属等を加えたもの で組織を 1 0 0オングス トローム程度に微結晶化ざせることによって、 従来 F e基非晶質合金では困難であった飽和磁歪を小さ く するこ とが 可能となり、 軟磁気特性、 特に透磁率の周波数特性が改善されている。 しかしながら、 C uを添加した場合には、 C uが寄り集って組成ずれ を引き起こしゃずく、 このため片ロール法で薄帯を形成する場合、 薄 帯を作りにくい、 ノズルに C uがく つっき組成が変りやすい等の難点 があった。
    [0008] 一方、 C uを用いない微結晶軟磁性合金としては、 F e— T a— C 系についての報告があるが （長谷川等、 日本応用磁気学会誌、 1 4、 3 1 3 (1 9 90 ) ) 、 実用性 （経済性） から言えば充分とはいえな 本願発明は、 このような従来の軟磁性材料に代わる軟磁性材料であ つて、 しかも飽和磁歪が極めて小さく、 かつ、 高周波特性に優れ、 特 に高周波領域での透磁率、 鉄損に優れた新規な F e基軟磁性合金を提 供することを目的とする。
    [0009] 更に、 本発明は比較的低融点の金属メタロイ ド系合金であって、 従 来の磁性材料製造装置を利用して製造することのできる F e基軟磁性 合金を提供することを目的とする。
    [0010] 発明の開示
    [0011] このような目的を達成するため本発明者は、 F e基钦磁性合金につ いて鋭意研究の結果、 F e— S i — B系 F e基軟磁性合金に A 1 を添 加した場合、 優れた软磁気特性を示し、 例えば極めて飽和磁歪が低い こと、 またこのような F e— S i — B— A 1系 F e基钦磁性合金に他 の特定の金属、 特に N bを添加した場合に極めて優れた軟磁気特性を 示すことを見い出し、 本発明に至ったものである。 即ち、 本発明の F e基軟磁性合金は、 一般式 （F e i-xMx 。。― a一 b- c- d S i . A 1 bB c M (式中、 Mは C o及び 又は N i、 M'は N b、 Mo、 Z r、 W、 T a、 H f 、 T i、 V、 C r、 Mn、 Y、 P d、 R u、 G a、 G e、 C、 Pから選ばれる 1種類以上の元素を表わす。 x は原子比を、 a、 b、 c、 dは原子％を示し、 それぞれ 0≤ x≤ 0. 1 5、 0≤ a≤ 2 4 2 < b≤ 1 5、 4≤ c≤ 2 0 N 0≤ d≤1 0を 満たすものとする） により表わされるものであり、 特にその組織の少 なく と も 3 0 %以上が結晶質 （微細な結晶粒） で生成されているこ と が好ま しく 、 更に結晶質は鉄を主体と した b c c固溶体から成るもの である。 また、 M 'と しては N bが好適である。
    [0012] 本発明の F e基軟磁性合金において磁性特性の面から銅 （C u ) は 0. 5原子％以下、 好適には 0. 1原子％以下であり、 最も好ま し く は C uが全く混入しないほうがよい。
    [0013] 本発明の F e基钦磁性合金において、 F eは原子比 xが 0から 0. 1 5の範囲で C o及び Z又は N i で置換するこ とができる。 C o及び N i は、 F eと負の相互作用パラメータを示すので、 本発明の F e基 軟磁性合金を熱処理する際に生成する F eを主体と した b c c固溶体 に固溶し、 b c c構造格子に置換されるものと考えられる。 これによ り、 b c c固溶体が持つ、 磁歪定数、 結晶磁気異方性定数を低減でき ると考えられる。 本発明の合金において Xが 0≤ Xく 0. 0 2、 特に x = 0、 即ち N i (及びノ又は C 0 ) を全く含まない場合には高透磁 率が得られるため、 高透磁率が要求される用途、 例えばコモンモー ド チョークコイル、 フィルタ用インダクタ、 信号用変成器等の用途 （の 磁心材料） に好適である。
    [0014] —方、 N i (及び又は C 0 ) の含有量 Xが 0. 0 2 ^ x ^ 0. 1 5 を満たすときは、 高透磁率が得られるだけでなく上述した磁歪定数、 結晶磁気異方性定数の低減という効果及び磁場熱処理により誘導異方 性の付与が大きいという効果が得られ、 主としてコモンモー ドチョー クコイル、 フィルタ用イ ンダクタ、 信号用変成器、 高周波トラ ンス、 マグアンプ等の用途 （の磁心材料） に好適である。 なお、 N i (及び 又は C o ) の含有量 Xは好ましくは 0. 02 x≤ 0. 1 5、 更に好 ましくは 0. 03 ^x^ 0. 1である。
    [0015] A 1 本発明の合金の必須元素であり、 A 1を特定量 （ 2原子％を 超え 1 5原子％以下） 添加することにより、 結晶磁気異方性の小さい 軟磁性を示す結晶 （F e基 b c c固溶体） の結晶化温度 （TXJ と軟 磁性を阻害する結晶 （例えば F e— B系結晶） の結晶化温度 （TX2) との温度差 （ΔΤ) を大きくすることができ、 熱処理時の F e— Β系 結晶等の生成を抑制すると共に、 比較的低い温度の熱処理で軟磁気特 性を導出することができる。 図 1に F e S i B系合金に A 1を添加し た場合の結晶化温度と A 1量 （原子％) との関係を示した。 図 1より、
    [0016] A 1量を増加すると TXtは単調に減少するが、 一方 TX2はほぼ一定値 をとり、 TXtと ΤΧ2との温度差 （ΔΤ) が増加することがわかる。 本発明において A 1の含有量 bは、 2原子％を超え 1 5原子％以下、 好ま しくは 2. 5〜 1 5原子％、 更に好ましくは 3〜 1 2原子％であ る。 3〜 1 2原子％の範囲において、 特に透磁率が高く、 鉄損の小さ い合金を得ることができる。 なお、 本発明の合金において Xが 0 X < 0. 02、 特に X = 0の場合には、 A 1の含有量 bは好ま しく は 6 〜 1 2原子％、 更に好ましくは 6〜 1 0原子％、 最も好ま しくは 7〜 1 0原子％とする。
    [0017] 1 は1^ 1 (C o) と同様に F eとの相互パラメ一夕が負であるた め、 A 1を添加することにより F eを主体とした固溶体中に固溶され、 即ち α— F e結晶構造の F e原子の位置に置換される形で固溶され b c c結晶を安定化するため、 熱処置に結晶化されやすい環境を作るも のと推定される。 従って、 上述のように A 1添加によって結晶磁気異 方性の小さい結晶粒が選択的に作成されるので、 これによつて優れた 钦磁気特性が発現すると思われる。
    [0018] S i、 Bは本発明の F e基軟磁性合金を初期状態 （熱処理前） で非 晶質化させる元素である。 S i の含有量 aは 0〜2 4原子％、 好ま し くは 6〜 1 8原子％、 更に好ましくは 1 0〜 1 6原子％である。 S i の含有量をこの範囲とすることにより、 初期状態 （熱処理前） におけ る非晶質形成能を高めることができるので好ま しい。
    [0019] Bの含有量 cは 4〜2 0原子％、 好ましく は 6〜 1 5原子％、 更に 好ま しくは 1 0〜 1 4原子％である。 この範囲であれば充分な結晶化 温度の温度差が得られ、 かつ非晶質化させやすいので好ましい。 なお、
    [0020] Bの含有量 9原子％を境にしてァモルファス形成能が異なり、 Bが 9. 5〜 1 5原子％、 特に 1 0〜1 4原子％の範囲では A 1を入れた場合 の上記組成のァモルファス合金のァモルファス形成能に優れ、 熱処理 後均一な結晶粒が得られる。
    [0021] 本発明の F e基軟磁性合金の基本的組成は上述の F e (M) 、 B、 S i、 A 1であるが、 更に耐食性、 磁気特性を向上させるために他の 元素 M'を加えることができる。 M'としては、 N b、 Mo、 Z r、 W、 T a、 H f 、 T i、 V、 C r、 Mn、 Y、 P d、 R u、 G a、 G e、 C Pから選ばれる 1種以上が挙げられる。 さらに M'の添加は、 基 本組成の F e - S i - A 1一 B合金の非晶質形成能を向上させる働き がある。
    [0022] N b、 W、 T a、 Z r、 H f 及び M oは特に軟磁気特性を阻害する F e一 B系結晶の析出を抑制し、 又は F e— B系結晶の析出温度を高 い温度に移動させる効果があり、 合金の軟磁気特性を改善する。 また 上記元素 （金属) の添加は結晶粒の微細化に寄与する。 V、 C r、 M n、 Y及び R uは特に合金の耐腐食性を改善するのに効果的である。 C、 G e、 P及び G aは特にアモルファスを形成するのに効果がある。 上記元素の 1以上を添加することができる。 これら元素のうち特に N b、 T a、 W、 Mn、 M o、 Vが好ましい。 このうち、 N bを加えた 場合には軟磁気特性、 特に抗磁力、 透磁率、 鉄損が著しく改善される。 これらの元素の添加量 dは、 1〜 1 0原子％、 好ま しく は 1〜8原子 %、 更に好ま しく は 1〜6原子％である。 この範囲とすることにより、 非晶質形成能および磁気特性が劣化することを防止することができる。
    [0023] また、 本発明においては N、 S、 0などの不可避的不純物を、 目的 とする特性が劣化しない程度に含有している合金も本発明に含むもの である。
    [0024] 本発明の F e基钦磁性合金は組織全体の少なく とも 3 0 %以上 （ 3 0 %〜 1 0 0 % ) が結晶質 （微細な結晶粒） から成り、 合金組成の結 晶粒以外の部分は主に非晶質である。 本発明では、 結晶粒の割合が上 記範囲にあるとき優れた （軟） 磁気特性を示す。 なお、 本発明では微 細結晶粒の割合が実質的に 1 0 0 %であっても優れた （软） 磁気特性 を示す。 本発明の F e基軟磁性合金においては磁気特性の面から、 組 織全体の少なく と も 6 0 %以上が微細な結晶粒から成るこ とが特に好 ま しく 、 8 0 %以上が微細な結晶粒から成ることが最も好ま しい。
    [0025] また本発明の合金の結晶粒は b c c構造を有しており、 F eを主体 と して S i、 B、 A 1 (場合により更に N i 及び 又は C o ) が固溶 していると考えられる P この結晶粒は 1 0 0 0オングス トローム以下、 好ま しく は 5 0 0オングス トローム以下、 更に好ま しく は 5 0〜 3 0 0ォングス トロームの平均粒径を有している。 本発明では平均粒径が 1 0 0 0オングス トローム以下であることにより、 優れた磁気特性が 得られるものである。 なお、 本発明において結晶粒の全体に占める割合は、 実験的に X線 回折法等により評価することができる。 即ち、 完全に結晶化した状態
    [0026] (X線回折強度が飽和した状態） の X線回折強度を基準とし、 これに 対する測定すべき磁性合金材料の X線回折強度の割合をもつて実験的 に評価することができる。 また、 結晶化に伴い小受る X線回折線の X 線回折強度と、 結晶化に伴い減少する非晶質特有のハローによる X線 回折強度との比から評価することもできる。 また、 本発明において平 均粒径は X線回折図形の b c c ピーク反射 （ 1 1 0) を用い、 シエラ 一の式 （ t = 0. 9 λ ο ο 8 θ によつて導出したものである (カリティ著、 新版 X線回折要論 （Element of X-ray Diffraction (Second Edition) 、 B.D. Cullity) 、 9 1— 94頁）。
    [0027] 本発明の F e基軟磁性合金は上記組成の溶湯から一般にァモルファ ス金属を形成する液体急冷法、 例えば単ロール法、 キヤピテーショ ン 法、 スパッタ法または蒸着法等により上記組成の非晶質合金をリボン 状、 粉末状、 ファイバ状、 繊維状又は薄膜状等に形成した後、 得られ た非晶質合金を必要に応じて所定の形状に加工した後、 熱処理し、 少 なく とも一部、 好ましくは試料全体の 3 0 %以上を結晶化することに より得られる。
    [0028] 通常は、 単にロール法により急冷薄帯を作成し、 これを巻磁心等の 所定の形状にした後熱処理する。 熱処理は真空中あるいはアルゴンガ スもしくは窒素ガスなど不活性ガス、 H2等の還元性ガスもしくは空 気等の酸化性ガス雰囲気中で行なう。 好ましくは真空中あるいは不活 性ガス雰囲気中で行なう。 熱処理温度は約 2 00〜 8 00 °C程度、 好 ましく は 4 0 0〜 7 00 °C程度、 更に好ましくは 5 2 0〜 6 8 0 °C程 度とする。 熱処理時間は 0. 1〜 1 0時間程度、 好ま しく は 1〜 5時 間程度とすることが好ましい。 また、 熱処理は無磁場中でも、 また磁 場を印加して行なってもよい。 本発明では上記の温度範囲で且つ上記 範囲の熱処理時間で上記組成の非晶質合金を熱処理することにより本 発明の特性に優れた軟磁性合金を得ることができる。
    [0029] 図面の簡単な説明
    [0030] 図 1は F e基軟磁性合金の結晶化温度と A 1量との関係を示す図で ある。 図 2は F e基钦磁性合金の抗磁力 （H e ) と組成との相関を示 す図である。 図 3は F e基软磁性合金の飽和磁気 （M s ) と組成との 相関を示す図である。 図 4は本発明による F e基軟磁性合金の非晶質 合金及び結晶合金の各 X線回折図形を示す図である。 図 5は本発明に よる F e基軟磁性合金の磁心の磁束密度及び抗磁力の温度依存性を示 す図である。 図 6は本発明による F e基軟磁性合金の磁心の実効透磁 率の温度依存性を示す図である。 図 7は本発明による F e基钦磁性合 金の磁心の鉄損の温度依存性を示す図である。 図 8は本発明による F e基钦磁性合金の b c c結晶の結晶粒径及び格子定数の温度依存性を 示す図である。 図 9は本発明による F e基軟磁性合金の飽和磁歪の温 度依存性を示す図である。 図 1 0は本発明による F e基軟磁性合金の ^
    [0031] /
    [0032] 磁心の実 ¾ί透磁率の周波数特性を示す図である。 図 1 1は本発明によ る F e基軟磁性合金の磁心の鉄損の周波数特性を示す図である。 図 1 2は本発明による F e基軟磁性合金の磁心の鉄損の磁束密度依存性を 示す図である。 図 1 3は本発明による F e基軟磁性合金の磁心の実効 透磁率の周波数特性を示す図である。 図 1 4は本発明による F e基钦 磁性合金の磁心の鉄損の周波数特性を示す図である。 図 1 5は本発明 による F e基軟磁性合金の熱処理前 B— H曲線を示す図である。 図 1 6は本発明による F e基软磁性合金の磁場中熱処理後 B— H曲線を示 す図である。 図 1 7は本発明による F e基軟磁性合金の非晶質合金及 び結晶合金の各 X線回折図形を示す図である。
    [0033] 発明を実施するための最良の形態
    [0034] 以下、 実施例を挙げて更に説明する。
    [0035] 実施例 1〜9
    [0036] 単ロール法を用いて、 F e、 S i、 A l、 B、 （N b ) を含有する 溶湯からアルゴンガス 1気圧雰囲気中で幅 1 . 0〜5 mm程度、 扳厚約 1 4〜2 0 mの急冷薄帯を作成し試料とした。 この試料を窒素ガス の存在下で、 約 1時間無磁場で熱処理した。
    [0037] 表 1に示すように F e、 S i、 A 1、 B、 N bの組成を変えて試料 を作成し最適温度で約 1時間熱処理した後、 窒素気流中で冷却した。 熱処理後の各試料の抗磁力 H c (mOe) および飽和磁化 M s ( emu/g) を測定した。 また同時に、 ストレインゲージ法により飽和磁歪定数； I s ( X 1 0 "6) を決定した。 なお組成は I C P分析によつて決定した。 熱処理後の巻磁芯の鉄損は、 周波数 1 00 k H z、 最大磁束密度 0. 1 Tにて、 デジタルオシロスコープを用いて測定した交流ヒステリ シ スルーブの囲む面積から決定した。 また、 透磁率 は周波数 1 0 0 k H z、 励磁磁界 5 mn i
    [0038] O0 eにて L C Rメータを用いてイ ンダクタ ンス： L を測定するこ とにより決定した。 結果を併せて表 1に示した。 また比較例と して F e 78S i 9B 13 (比較例 1、 市販品） 及び F e C u S i B N b (比較例 2、 特開昭 6 4— 7 9 3 4 2号公報に記載さ れる C u含有する F e基软磁性合金） の抗磁力、 飽和磁化、 鉄損、 透 磁率を併せて表 1に示した。
    [0039] 組 成 He As β 粒径 mOe X10-s W/kg A 実施例 1 Fe73SigA 110B9 95 165 6.2 100 ！ ！ looo
    [0040] 2 Ρβγ iSil oA 1 loBg 85 136 5.6 80 1500
    [0041] 3 cBe 7S112A 1 2B9 50 110 3.0 65 2000! -
    [0042] 4 i-6s9Sii A 1 sBg 38 110 2.0 40 4000 340
    [0043] 5 Fe68Sii3A 1 s 9 75 110 2.2 45 280θΙ -
    [0044] 6 Fe57SiisA 1 sBs 95 ί 99 1.5 70 17001 -
    [0045] 7 !Fe68Sii4A 1 sBg bi 10 i 96 1.2 25 i 54001300
    [0046] 8 iFe67Sil4A〖 aB9fib2 15 i 92 1.0 18 72001 -
    [0047] 9 iFe66Sil4A 18B9Nb3 15 ！ 88 0.6 10 20000： 140 比较例 1 jFe78Si9B13 50 ： 167 27 1 O 6000! - 15 ! 17000! - ^ 表 1からも明らかなように、 抗磁力については M' として N bを含 有する実施例 7では F e S i B系に比べかなり低い値を示した。 この 値は、 比較例 2の抗磁力 （1 5 mOe) とほぼ同等の値を示している。 また実施例 3、 4では、 透磁率及び飽和磁化を除いて F e S i B系ァ モルファス合金と同等あるいはそれ以上の磁気特性を示した。
    [0048] 更に実施例 9の合金では、 透磁率、 鉄損、 磁歪の値において、 すべ て比較例 1、 比較例 2よりも優れた磁気特性が得られた。
    [0049] 図 2は F e S i A 1 B合金の抗磁力 H cの組成依存性を示す図であ るが、 線で囲んだ組成範囲において、 抗磁力 1 0 0 mOe 以下の良好 な軟磁気特性を示した。
    [0050] 又、 図 3は、 F e S i A 1 B合金の飽和磁化 M sの組成依存性を示 す図であるが、 抗磁力 H cが 1 0 0 mOe 以下の組成範囲内で高い飽 和磁化 1 6 5 emu/g を示す試料 （F e 73S i 8A 1 10B 9) が得られ このうち、 抗磁力が従来の F e S i B系非晶質合金 （比較例 1 ) よ り小さい実施例 4 (F e 69A 1 8S i i4B 9) 及び実施例 7 (F e 68A 1 8S i 14B 9N b について、 結晶定数 a (オングス トローム） 、 結晶粒径 D (オングス トローム） 、 第 1結晶化温度 TXi (°C) 及び第 2結晶化温度 TX2 (°C) を測定した。 その結果を表 2に示す。 表 2
    [0051]
    [0052] 表 2の数値は実施例 4及び実施例 7の ΔΤ値は比較例 2に比べ有意 に大きいことを示している。 また表 2からも明らかなように、 本発明 合金は、 熱処理により結晶化することで鉄を主体と した 3 0 0オング ス ト ローム程度の b c c固溶体の結晶粒が形成されているこ とが確認 された。
    [0053] また第 1結晶化温度 ΤΧ はこれらの F e基软磁性合金が従来の熱処 理装置を利用 して製造可能な温度であり、 更に第 2結晶化温度 TX2と の差も実施例 4で 9 5 、 実施例 7で 1 2 5 ( 、 「比較例 2で 3 0て」 であり、 熱処理温度を適当に選ぶことにより钦磁性を阻害する結晶の 生成を充分抑制できることが示された。
    [0054] 透磁率、 鉄損、 磁歪において特に優れた特性を示す実施例 9の合金 (Fe66Sii4Al8Nb3B9) について更に詳細な検討を行なつた結果につい て、 以下説明する。 た な用紙 まず片ロール法によつて幅 2. 8ram、 厚 1 7 mの薄帯を製造し、 液体急冷直後及び 5 8 0 °Cで窒素ガス雰囲気中で 1時間熱処理した後 の X線回折像を得た。 これら X線回折図形を図 4に示す。 図中、 （a) は液体急冷直後で、 非晶質合金に典型的なハローパターンが見られる。 また （b) は熱処理後で、 典型的な b c c結晶の回折ビークを示して おり、 低角度領域には D 03構造の規則格子反射を示すピークが認め られる。
    [0055] 同じく実施例 9の合金 （Fe66Si14Al8Nb3B9) の薄帯で、 内径 1 5mm、 外径 1 9ππη、 高さ 2. 8 mmの巻磁心を作成し、 窒素ガス雰囲気中で 1 時間熱処理したものについて、 印加磁場 100 eでの磁束密度 B 10 (T) 及び抗磁力 H e (mOe) の熱処理温度依存性を図 5に示した。 図から明らかなように磁束密度 B 10は 5 50 °C〜6 7 0での熱処理温 度の範囲で 0. 7 T程度の値が得られる。 また抗磁力 H cは 5 8 0 °C で 1 2m0eの最小値をとつた後、 熱処理温度の上昇とともに増加する。
    [0056] この巻磁心について、 各測定周波数での実効透磁率 eの熱処理温 度依存性及び鉄損 （ 1 00 KH z、 0. I T) の熱処理温度依存性を それぞれ図 6及び図 7に示した。 図 6にみるように、 実効透磁率 e は低周波領域 （1 O KH z以下） では、 5 8 0 °Cで最大値をとつた後、 熱処理温度の上昇とともに徐々に減少することがわかる。 一方、 高周 波領域 （1 0 0 KH z以上） になると、 周波数が高く なるに従い最大 値をとる温度も高温側に移動することがわかった。 また、 図 7にみる ように、 鉄損は 5 8 0° (：〜 6 7 0 Cの熱処理温度の範囲でほぼ 1 0 W/ kg程度の良好な値を示すことがわかった。
    [0057] 窒素ガス雰囲気中で 1時間熱処理した実施例 9の合金の b c c結晶 の （ 1 1 0) 回折強度ビークの半値幅からシュラーの式を用いて導出 した結晶粒径 D 110 (オングス ト ローム） 及び b c c結晶の （ 1 1 0) 回折ピークから求めた格子定数 a (オングス ト ローム） の熱処理温度 依存性を図 8に示した。 図 8から明らかなように、 結晶粒径は熱処理 温度の上昇によらずほぼ 1 40オングス トローム程度となった。 一方、 格子定数は熱処理温度の上昇に伴い、 徐々に減少することがわかった。
    [0058] 窒素ガス雰囲気中で 1時間熱処理した実施例 9の合金の飽和磁歪定 数 λ s (X 1 0— 6) の熱処理温度依存性を図 9に示した。 図 9から明 らかなように、 飽和磁歪定数は、 熱処理温度の上昇に伴い、 徐々に減 少する。 特に 600 °C以上の温度範囲において、 ほぼ零磁歪が得られ ることがわかった。
    [0059] 実施例 9の合金で内径 1 5mm、 外径 1 9mm、 高さ 2. 8 nunの巻磁心 を作成し、 窒素ガス雰囲気中で 1時間、 5 8 0 °C及び 6 0 0 でそれ ぞれ熱処理したものについて、 実効透磁率 eの周波数特性を図 1 0 に示した。 比較例 1及び比較例 2の合金及び代表的な Mn— Z nフエ ライ トの実効透磁率の周波数特性も併せて図 1 0に示した。 図にみる ように、 本発明の合金は従来の非晶質合金 （比較例 1 ) 及び Mn— Z nフェライ 卜より も大きな透磁率を示すことがわかった。 また、 良好 / な周波数特性を示す微結晶質軟磁性合金 （比較例 2) と比べて、 1 0 0 KH z以上の周波数領域において高い実効透磁率が得られることが わかった。 これらの結果から明らかなように、 本発明の合金は、 高周 波領域において優れた磁気特性を示す新規は微結晶钦磁性合金である。 更に実施例 9の合金 （ 5 80 °C) の巻磁心について、 鉄損 （ff/kg) の周波数依存性及び磁束密度依存性をそれぞれ図 1 1及び図 1 2に示 した。 比較例 1及び比較例 2の合金及び代表的な M n— Z nフェライ トの鉄損の周波数特性及び磁束密度依存性も併せて図 1 1及び図 1 2 に示した。 鉄損の周波数特性については図 1 1にみるように、 1 0 K H z〜 700 KH zの周波数範囲において、 従来の非晶質合金、 M n 一 Z nフェライ ト及び微結晶質軟磁性合金より も小さな鉄損を示すこ とがわかった。 また、 鉄損の磁束密度依存性については、 図 1 2に示 すように磁束密度 0. 1 T〜0. 5 Τの範囲において、 従来の非晶質 合金、 Μη— Ζ ηフユライ ト及び微結晶質钦磁性合金より も小さな鉄 損を示すことがわかった。 これらの結果から本発明の合金が従来の合 金に比べ、 優れた磁気特性を有することがわかる。
    [0060] 実施例 1 0〜 25
    [0061] 単ロール法を用いて、 F e、 S i、 A l、 B、 N bを含有する溶湯 からアルゴンガス 1気圧雰囲気中で幅 1. 3111111、 厚さ 1 8 ^ 111の非晶 質薄帯の試料を作成した。 この薄帯をさらに内径 1 5匪、 外径 1 9腦、 高さ 1. 3 mmの巻磁心にし無磁場中で最適熱処理を行なった後、 抗磁 力 H c (mOe) 、 飽和磁歪； I s ( X 1 0一6) 、 実効透磁率 (周波数 1 0 0 k H z、 励磁磁界 5 m 0 e ) 及び鉄損 （周波数 1 0 0 k H z、 最 大磁束密度 0. I T ) を求めた。 各試料の組成及び結果を表 3に示す。
    [0062] 3 抗磁力 飽和磁歪 実効透磁率 鉄損（W/kg) 粒径
    [0063] (mOe) (X10"s) (lOOKHz, 5m0e) (lOOKHz, 0.1T) (A) 実施例 10 46 1.8 4000 52 160
    [0064] 11 36 1.5 3400 50 155
    [0065] 12 26 0.6 5600 30 145
    [0066] 13 22 0.5 3100 50 135
    [0067] 14 46 1.0 5400 30 160
    [0068] 15 30 1.1 8300 17 150
    [0069] 16 28 0.5 8600 1 20 ！ 145
    [0070] 17 16 0.2 8000 1 22 1 130
    [0071] 18 25 0.5 8600 1 22 1 160
    [0072] 19 28 0.1 9100 1 20 1 140
    [0073] 20 40 〜0 8000 i 17 1 155
    [0074] 21 28 1 0.3 4400 1 28 ！ 165
    [0075] 22 26 ： 0.1 9400 ！ 16 1 150
    [0076] 23 40 - -0.2 4300 i 30 ； 155
    [0077] 94 28リ ί 1 0 4 4400 ί 28 ！ 160
    [0078] 25 42 ' -0.8 2200 i 50 ！ 165
    [0079] 実施例 10 Fe6 gSi 1 2Al7Nb3B9 実施例 11 Fe6 sSi 12AI 8Nb3B9 実施例 12 Fe67S1 12Al9Nb3B9 実施例 13 Fe6 eSi i2Al10Nb3B 9 実施例 14 Fe6 sSi 13Al7Nb3B9
    [0080] 靳た な 用紙 /
    [0081] 実施例 15 Fe67Si13Al8Nb3B9
    [0082] 実施例 16 Fe66Si13Al9Nb3B9
    [0083] 実施例 17 FeesSl!sAlioNbgBg
    [0084] 実施例 18 Fe67Si14Al7Nb3B9
    [0085] 実施例 19 Fe65Si14Al9Nb3B9
    [0086] 実施例 20 Fe64Sii4AlioNb3B9
    [0087] 実施例 21 Fe66Si15Al7Nb3B9
    [0088] 実施例 22 Fe65Si15Al8Nb3B9
    [0089] 実施例 23 Fe64Si15Al9Nb3B9
    [0090] 実施例 24 Fe65Si16Al7Nb3B9
    [0091] 実施例 25 Fe64Si16Al8Nb3B9
    [0092] 表 3からも明らかなように、 N iを含まない実施例 1 0〜 2 5の非 晶質合金は A 1が 7〜1 0原子％の間で、 極めて小さい磁歪を示した c 実施例 2 6〜 3 9比較例 3
    [0093] 実施例 1 0と同様の方法で幅 2. 8 mm、 厚さ 1 8 の非晶質薄帯 (Fe-Si-Al-B-Nb) の試料を作成し、 この薄帯をさらに内径 1 5 mm、 外径 1 9mra、 高さ 2. 8 mmの巻磁心にし無磁場中で最適熱処理を行な つた後、 実効透磁率 μ (周波数 1 0 0 k H z、 励磁磁界 5 m 0 e ) 及 び鉄損 （周波数 1 0 0 k H z、 最大磁束密度 0. 1 T) を求めた。 各 試料の組成及び結果を表 4に示す, 表 4からも明らかなよう に Bの含有量が 9原子％を超えた非晶質合 金は、 鉄損が小さ く 、 透磁率が高く なつた。
    [0094] 実施例 4 0〜 5 9
    [0095] 単ロール法を用いて、 F e、 S i 、 A l、 B、 M， を含有する溶湯 からアルゴンガス 1気圧雰囲気中で幅 1. 3 mm、 厚さ 1 8 μ mの非晶 質薄帯の試料を作成した。 この薄帯をさ らに内径 1 5 ram、 外径 1 9醒、 高さ 1. 3 mmの巻磁心に し無磁場中で最適熱処理を行なった後、 抗磁 力 H c (mOe) 、 実効透磁率； (周波数 1 0 0 k H z、 励磁磁界 5 m 0 e ) 及び鉄損 （周波数 1 00 k H z、 最大磁束密度 0. 1 T ) を求 めた。 各試料の組成及び結果を表 5に示す。 ま斤た な 用紙 ノ， 、 抗磁力 UnOe) 実効透磁率 鉄損 (Vkg)
    [0096] (lOOKHz, 5mOe) (lOOKHz.0. IT) 実施例 40 26 1 13800 1 15
    [0097] 41 56 13200 I 12
    [0098] 42 18 4000 1 40
    [0099] 43 22 5000 30
    [0100] 44 28 6000 24
    [0101] 45 20 14000 15
    [0102] 46 50 4200 40
    [0103] 47 22 11000 18
    [0104] 48 24 11000 15
    [0105] 49 28 5000 26
    [0106] 50 20 12000 18
    [0107] 51 28 [ 8000 ί 24
    [0108] 52 28 i 8200 ！ 22
    [0109] 53 32 1 11000 1 18
    [0110] 54 26 ！ 9000 i 20
    [0111] 55 26 ！ 8000 ! 28
    [0112] 56 30 i 8000 1 32
    [0113] 57 28 1 7000 ί 30
    [0114] 58 46 6000 1 26
    [0115] 59 42 I 5200 i 42
    [0116] 41 FessSi"AlBTa3B9
    [0117] 42 Fee eSiiiAlsCraBg
    [0118]
    [0119] 47 Fee sSi"Als Hf 3 B 9
    [0120]
    [0121] 靳たな用紙
    [0122] 50 Fe64Sii4Al8Nb2Mo2Bi
    [0123] 51 FeezSiiaA NbsTaaBi
    [0124] 52 FeeaSiisAleNbgZriBi
    [0125] 53 Fe65Sii3Al8Mo2W2Bi0
    [0126] 54 Fe63Sii3Al7Nb4Pd3Bi
    [0127] 55 Fe63Si13Al6 b4Ru4Bi
    [0128] 56 Fe66Sii4Al Ga4Nb4Bi
    [0129] 57 Fe66Si14Al6Ge3 b4Bi
    [0130]
    [0131] 59 Fe63Sil4Al6Zr BloPs
    [0132] 表 5からもわかるように M' として N b以外の元素を用いた非晶質 合金 （実施例 40〜 49及び実施例 5 3、 5 8及び 5 9) においても、 また N bとそれ以外の元素を併用した場合にもいずれも優れた磁気特 性を示した。
    [0133] 実施例 6 0〜 66
    [0134] 実施例 1 0と同様の方法で幅 1. 3mm、 厚さ 1 8 mの非晶質薄帯 (Fe-Si-Al-B-Nb) の試料を作成し、 この薄帯をさらに内径 1 5 mm、 外径 1 9随、 高さ 1. 3ππηの巻磁心にし無磁場中で最適熱処理を行な つた後、 実効透磁率 （周波数 1 00 k Η ζ、 励磁磁界 5 m 0 e ) 及 び鉄損 （周波数 1 00 k H z、 最大磁束密度 0. 1 T) を求めた。 各 試料の組成及び結果を表 6に示す 6
    [0135]
    [0136] 実施例 6 7 〜 8 1
    [0137] 実施例 1 0 と同様の方法で幅 2 . 8 mm、 厚さ 1 8 の非晶質薄帯 ( Fe-Mi-Si-Al-Nb-B) の試料を作成し、 この薄蒂をさ らに内径 1 5 匪、 外径 1 9 mm、 高さ 2 . 8 mmの巻磁心にし無磁場中で最適熱処理を行な つた後、 さらにこの巻磁心を磁場中熱処理を行なった。 磁場中熱処理 前後の実効透磁率 μ (周波数 1 0 0 k Η ζ、 励磁磁界 5 m 0 e ) 及び 鉄損 （周波数 1 0 0 k H z、 最大磁束密度 0 . I T ) を求めた。 各試 料の組成及び結果を表 7に示す。
    [0138] 靳た な 実施例 67 Fe66Nii. sSi14Al6.4Nb3B9
    [0139] 68 FS 66 N 13. 2 sil4Al 4. 8 Nb3B9
    [0140] 69 Fes6Ni4Si14Al4Nb3B9
    [0141] 70 Fe 66 N 1 . 8S114AI3. 2 Nb3B9
    [0142] 71 Fe66Ni5. 5Si14Al2. 5Nb3B9
    [0143] 72 Fe69. 4Ni2. 4Si9. 6A16. 6Nb3B9-
    [0144] 73 Fes6Ni2. 8Sin.2Al8Nb3B9
    [0145] 74 Fe65Ni4Si14Al4Nb3. 5B9.5
    [0146] 75 Fe6sNi4. 8Si"Al3. a s. sB9.5
    [0147] 76 Fe64Ni4Sil 4Al4 4Bio
    [0148] 靳た な 用紙 77 Fe 64. 5NI . 8 I 1 3. 5 Al 3. 2NIHB10
    [0149] 78 Fe64Ni4Sii3Al4N 4Bli
    [0150] 79 Fe63Ni 4. 8 SiiaAl 3. 2 Nb4Bi 2
    [0151] 80 Fe62Ni4.5Si13Al4Nb4. 5B12
    [0152] 81 Fe59Ni4Si13Al4Nb6B14
    [0153] 表 7からも明らかなように透磁率、 鉄損ともに極めて優れた.値を示 した。
    [0154] 更に実施例 69の無磁場熱処理後 （〇） と磁場中で熱処理後 （秦） の磁心について、 実効透磁率 及び鉄損の周波数依存性を測定し た。 その結果を図 1 3及び図 1 4に示した。 また励磁磁界 H m l 00 e、 10 e及び 0. 10 eにおける B— H曲線を図 1 5及び図 1 6に 示した。
    [0155] 図 1 3からも明らかなように、 本発明の合金は磁場中熱処理を行な うことにより、 1 00 kHz以上の高周波数領域で大きな透磁率を得る ことができた。 特に 200 kHz以上の領域においては、 良好な周波数 特性を示す微結晶質軟磁性合金 （比較例 2) の幅 5mm、 厚さ 1 8 の薄帯を磁場熱処理して得られた値 （△) よりも大きな透磁率が得ら れた。
    [0156] また図 1 4からも明らかなように、 本発明の合金は磁場中熱処理を 行なうことにより、 鉄損値を大幅に低減することができる。 この値は、 比較例 2の幅 5mni、 厚さ 1 8 # mの薄帯を磁場熱処理して得られた鉄 損値 （△) より も低かった。 更に熱処理前の B— H曲線 （図 1 5 ) と磁場中熱処理の B— H曲線 (図 1 6 ) との比較からも明らかなように、 本発明の合金は磁場中熱 処理することにより、 優れた軟磁性特性を示した。 また実施例 6 9の 窒素ガス雰囲気中で 1時間熱処理した後の X線回折図形を図 1 7に示 し A- o 実施例 8 2〜 8 6 実施例 1 0と同様の方法で幅 2. 8 mm、 厚さ 1 8 mの非晶質薄帯 (Fe-Co-Si-Al-Nb-B) の試料を作成し、 この薄蒂をさらに内径 1 5腿、 外径 1 9 mm、 高さ 2. 8 mmの巻磁心にし無磁場中で最適熱処理を行な つた後、 さらにこの巻磁心を磁場中熱処理を行なった。 磁場中熱処理 前後の実効透磁率 β (周波数 1 0 0 k Η ζ、 励磁磁界 5 m 0 e ) 及び 鉄損 （周波数 1 0 0 k H z、 最大磁束密度 0. 1 T) を求めた。 各試 料の組成及び結果を表 8に示す。 8
    [0157] 磁場熱処理前 磁場熱処理後 鉄損 (V g) 実効透磁率 鉄損 (W/Kg) 実効透磁率
    [0158] (ΙΟΟ Ηζ.Ο.ΙΤ) (100KHz,5raOe) (ΙΟΟ Ηζ.Ο.ΙΤ) (lOO Hz.omOe) 実施例 82 18 11000 13 12000
    [0159] 83 16 7100 14 7200
    [0160] 84 28 3900 24 3800
    [0161] 85 57 2800 48 2800
    [0162] 86 30 5100 25 6000
    [0163] な用紙 実施例 82 Fe66Coi.6Si14Al6.4Nb3B9
    [0164] 8
    [0165] 84 3 Fe66Co4Sii Al4Nb3B9
    [0166] 85 F Fe β66 Co 2. sSiii.2Al8Nb3B9
    [0167] 6
    [0168] 6
    [0169] c
    [0170] 86 Fe66Co o5.6Si8.4Al8Nb3B9
    [0171] 3
    [0172] 2 s
    [0173] i
    [0174] 1
    [0175] 4
    [0176] 表 8からも明らかなように N A
    [0177] 1 iの代りに C oを用いた非晶質合金で
    [0178] 4
    [0179] 8
    [0180] は、 透磁率は N iを含むものに比べ低 bいものもあるが、 鉄損は N i を 含むものと同様に小さかった。 9 なお、 全ての実施例において結晶質 （微細な結晶粒) の含有割合は
    [0181] 60 %以上であつ 産業上の利用可能性 以上の実施例からも明らかなように、 本発明の F e基軟磁性合金に よれば、 F e— S i 一 B系合金に A 1を添加することにより、 軟磁性 特性の優れた新規な F e基軟磁性合金を得ることができる。 また本発 明の F e基軟磁性合金は良好な軟磁性を示す結晶の結晶化温度と軟磁 性を阻害する結晶の結晶化温度との温度差が大きいので、 従来の非晶 質合金の熱処理温度範囲に比べて充分大きな熱処理温度範囲が得られ る また本発明の F e基软磁性合金によれば、 A 1を加えるとともに F eの一部を N i (C o) で置換することにより、 極めて低磁歪となり 低鉄損の磁心を得ることができる。
    [0182] 更に本発明によれば、 F e— S i — A 1 — B系合金に N b等の元素 を添加することにより、 優れた软磁性特性、 特に極めて低抗磁力、 低 鉄損、 低磁歪でかつ高周波領域で高い透磁率を有する新規な F e基軟 磁性合金を得ることができる。
    [0183] 本発明の合金は上記のように優れた軟磁性特性を有するため、 例え ば高周波 トラ ンス、 コモンモー ドチョ ークコイル、 マグア ンプ、 フィ ルタ用イ ンダクタ、 信号用変成器、 磁気へッ ド等の用途 （の磁心材料） に好適に用いられる。
    权利要求:
    Claims請求の範囲
    1. —般式 （F e χ-χΜχ) 100-a-b-c-d S i .A 1 bB cM 'd (式中、 M は C o及び 又は N i、 M 'は N b、 M o、 Z r、 W、 T a、 H f 、 T i、 V、 C r、 M n、 Y、 P d、 R u、 G a、 G e、 C、 Pから選 ばれる 1種類以上の元素を表わす。 Xは原子比を、 a、 b、 c、 dは 原子％を示し、 それぞれ 0 ^ x ^ 0 .1 5、 0 ≤ a ≤ 2 4 2 < b ≤ 1 5、 4≤ c ≤ 2 0. 0≤ d≤ 1 0を満たすものとする） で表わされ ることを特徴とする F e基軟磁性合金。
    2. 組織の少なく とも 3 0 %以上が結晶質から成り、 残部は非晶質で あることを特徵とする第 1項記載の F e基軟磁性合金。
    3. 前記結晶質が鉄を主体とした b c c固溶体であることを特徴とす る第 2項記載の F e基钦磁性合金。
    4. M 'が N bである第 1項記載の F e基軟磁性合金,
    5. Mの含有量 Xが x = 0である第 1項記載の F e基軟磁性合金,
    6. Mの含有量 Xが 0. 0 2≤ x≤ O 5を満たすものである第 項又は第 2項記載の F e基钦磁性合金。
    7. Mの含有量 Xが 0. 0 3≤ x 0. 1を満たすものである第 1項 又は第 2項記載の F e基钦磁性合金。
    8. Mが N i である第 1項又は第 2項記載の F e基軟磁性合金。
    9. Mが N iである第 6項記載の F e基軟磁性合金,
    1 0. Mが N iである第 7項記載の F e基軟磁性合金。
    1 1. A 1 の含有量 bが 2. 5≤ b 1 5を満たすものである第 1項 又は第 2項記載の F e基钦磁性合金。
    1 2. A 1 の含有量 bが 3≤ b l 2を満たすものである第 1項又は 第 2項記載の F e基钦磁性合金。
    1 3. A 1の含有量 bが 3≤ b≤ 1 0を満たすものである第 8項記載 の F e基软磁性合金。
    1 4. A 1 の含有量 bが 7≤ b≤ 1 2を満たすものである第 5項記載 の F e基軟磁性合金。 新たな用紙
    1 5. Bの含有量 cが 6≤ c≤ 1 5を満たすものである第 1項又は第 2項記載の F e基软磁性合金。
    6. Bの含有量 cが 9. 5≤ c 5を満たすものである第 1項又 は第 2項記載の F e基軟磁性合金,
    7. Bの含有量 cが 1 0≤ c≤ 1 4を満たすものである第 1項又は 第 2項記載の F e基钦磁性合金,
    新たな用紙
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    EP0574513B1|1996-04-17|PROCESS FOR THE PRODUCTION OF SOFT MAGNETIC ALLOYS ON THE BASIS OF Fe-Ni HAVING NANOCRYSTALLINE STRUCTURE
    EP0021101B1|1983-01-26|Amorphe weichmagnetische Legierung
    同族专利:
    公开号 | 公开日
    EP0513385A4|1993-05-05|
    DE69124691T2|1997-06-19|
    EP0513385A1|1992-11-19|
    CA2074805C|2001-04-10|
    DE69124691D1|1997-03-27|
    EP0513385B1|1997-02-12|
    CA2074805A1|1992-05-31|
    引用文献:
    公开号 | 申请日 | 公开日 | 申请人 | 专利标题
    法律状态:
    1992-06-11| AK| Designated states|Kind code of ref document: A1 Designated state(s): CA KR US |
    1992-06-11| AL| Designated countries for regional patents|Kind code of ref document: A1 Designated state(s): AT BE CH DE DK ES FR GB GR IT LU NL SE |
    1992-07-28| WWE| Wipo information: entry into national phase|Ref document number: 2074805 Country of ref document: CA |
    1992-07-30| WWE| Wipo information: entry into national phase|Ref document number: 1991920808 Country of ref document: EP |
    1992-11-19| WWP| Wipo information: published in national office|Ref document number: 1991920808 Country of ref document: EP |
    1997-02-12| WWG| Wipo information: grant in national office|Ref document number: 1991920808 Country of ref document: EP |
    优先权:
    申请号 | 申请日 | 专利标题
    JP33445290||1990-11-30||
    JP2/334452||1990-11-30||EP19910920808| EP0513385B1|1990-11-30|1991-11-29|Iron-base soft magnetic alloy|
    DE1991624691| DE69124691T2|1990-11-30|1991-11-29|Weichmagnetlegierung auf eisen-basis|
    CA 2074805| CA2074805C|1990-11-30|1991-11-29|Fe-base soft magnetic alloy|
    KR92701773A| KR950014314B1|1990-11-30|1991-11-29|Fe기 연자성합성|
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