JPH02240243A - 低損失Fe基超微細結晶合金 - Google Patents
低損失Fe基超微細結晶合金Info
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Landscapes
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は、20kHz以上の高い周波数において使用さ
れる各種チョークコイル、高周波トランス、過飽和リア
クトルその他の電子部品の磁心材料として好適の超微細
結晶m織からなるFe基基磁磁性合金係わるものである
。
れる各種チョークコイル、高周波トランス、過飽和リア
クトルその他の電子部品の磁心材料として好適の超微細
結晶m織からなるFe基基磁磁性合金係わるものである
。
(従来の技術)
従来、高周波のトランス、チョークコイルなどの磁心材
料としては、高抵抗であって渦電流損が少ないなどの利
点を有するため、フェライトがおもに用いられてきた。
料としては、高抵抗であって渦電流損が少ないなどの利
点を有するため、フェライトがおもに用いられてきた。
しかし、フェライトは飽和磁束密度が低くキュリー温度
が低いために、動作磁束が大きくなると磁心が大きくな
るという欠点があった。
が低いために、動作磁束が大きくなると磁心が大きくな
るという欠点があった。
一方、飽和磁束密度、キュリー温度がフェライトよりも
高い磁心としてはパーマロイがあるが、パーマロイは電
気抵抗が小さいために、高周波領域では鉄損が大きくな
るという欠点があった。
高い磁心としてはパーマロイがあるが、パーマロイは電
気抵抗が小さいために、高周波領域では鉄損が大きくな
るという欠点があった。
近年、従来の磁心材料に対抗できる可能性があるものと
して非晶質合金は高い飽和磁束密度を有するため、優れ
た磁心材料として有望視されている。
して非晶質合金は高い飽和磁束密度を有するため、優れ
た磁心材料として有望視されている。
しかしながら、Pe系の非晶質合金(例えばFe −5
i−B)は、−m的に高周波の鉄損が大きいという問題
点がある。一方磁歪零のCo系の非晶質合金(例えばC
o−Re−5t −B )は、Fe系の非晶質合金に比
べて透磁率が高く鉄損も小さいため高周波特性に優れる
が、一般に透磁率及び鉄損の経時変化があり実用上問題
がある。
i−B)は、−m的に高周波の鉄損が大きいという問題
点がある。一方磁歪零のCo系の非晶質合金(例えばC
o−Re−5t −B )は、Fe系の非晶質合金に比
べて透磁率が高く鉄損も小さいため高周波特性に優れる
が、一般に透磁率及び鉄損の経時変化があり実用上問題
がある。
そこで、Fe系の非晶質合金の低損失化を図るため、非
晶質合金中に熱処理によってα−Fe結晶粒子を微細に
析出させ磁区の微細化を図って低損失とする方法(特開
昭57−94554号公報参照)、非晶質合金中に未固
溶のCuを微細に分散させて同様の効果を得る方法(特
開昭60−52557号公報参照)、非晶質合金中にM
oまたはNbを添加させることによって低磁歪化を図り
、併せて低損失化する試みがなされている。
晶質合金中に熱処理によってα−Fe結晶粒子を微細に
析出させ磁区の微細化を図って低損失とする方法(特開
昭57−94554号公報参照)、非晶質合金中に未固
溶のCuを微細に分散させて同様の効果を得る方法(特
開昭60−52557号公報参照)、非晶質合金中にM
oまたはNbを添加させることによって低磁歪化を図り
、併せて低損失化する試みがなされている。
(発明が解決しようとする課題)
しかし、未だ必ずしも十分な特性を有せず、磁歪零のC
o系の非晶質合金と比べると著しく鉄損が大きいという
問題点があった。
o系の非晶質合金と比べると著しく鉄損が大きいという
問題点があった。
このようにFe系の非晶質合金は、Co系の非晶質合金
に比べて経時変化が小さいという特長を有するものの、
高周波における鉄損がCo系の非晶質合金に比べて大き
いため、高周波になるにしたがって鉄損の増加による磁
心部の温度上昇が増加する。
に比べて経時変化が小さいという特長を有するものの、
高周波における鉄損がCo系の非晶質合金に比べて大き
いため、高周波になるにしたがって鉄損の増加による磁
心部の温度上昇が増加する。
(課題を解決するための手段)
本発明は、かかる従来技術の問題点を解決し、高周波特
に59k)lz以上の周波数の用途に用いる各種チョー
クコイル、高周波トランス、過飽和リアクトルなどの磁
−心に好適な材料として、超微細結晶組織からなるFe
基基磁磁性合金提供することを目的としてなされたもの
であって、Fe−3i−B系非晶質合金にM元素(If
f、 V、 Nbl Ta、 Crt Mo2賀)およ
びAuを添加し、この合金を熱処理することによってC
o系非晶質合金と同等程度の低損失特性を有する、Fe
基超超微細結晶合金したことを特徴とするものである。
に59k)lz以上の周波数の用途に用いる各種チョー
クコイル、高周波トランス、過飽和リアクトルなどの磁
−心に好適な材料として、超微細結晶組織からなるFe
基基磁磁性合金提供することを目的としてなされたもの
であって、Fe−3i−B系非晶質合金にM元素(If
f、 V、 Nbl Ta、 Crt Mo2賀)およ
びAuを添加し、この合金を熱処理することによってC
o系非晶質合金と同等程度の低損失特性を有する、Fe
基超超微細結晶合金したことを特徴とするものである。
すなわち、本発明の合金は、次の組成式で表され、合金
元素を過飽和に含んだα−Feからなる均一4に細な結
晶組織を持つことを特徴とするものである。
元素を過飽和に含んだα−Feからなる均一4に細な結
晶組織を持つことを特徴とするものである。
Fe+00−a−x−y−m M^u、 si、 B。
ここで、MはHf、 L Nb、 Ta+ Cr、 M
o+−の内の1種または2種以上であり、かつ0.5≦
a≦3゜0.5≦X≦3.5≦y≦19.5≦2≦25
.15≦y+2≦30である。
o+−の内の1種または2種以上であり、かつ0.5≦
a≦3゜0.5≦X≦3.5≦y≦19.5≦2≦25
.15≦y+2≦30である。
Fe系の非晶質合金は、磁歪がCo系の非晶質合金にく
らべて大きいために、飽和磁束密度が大きく経時変化が
ないという特長を持ちながら、高周波での鉄損がCo系
の非晶質合金より劣る。
らべて大きいために、飽和磁束密度が大きく経時変化が
ないという特長を持ちながら、高周波での鉄損がCo系
の非晶質合金より劣る。
一方、Siを含んだα−Peからなるけい素鋼は磁歪が
Pe系の非晶質合金よりも小さいが、結晶磁気異方性を
持つために高周波での鉄損がFe系の非晶質合金より劣
る。また結晶質磁性薄膜の分野では微細結晶組織が得ら
れる条件で成膜することによって軟磁気特性が著しく改
善されることが知られている。
Pe系の非晶質合金よりも小さいが、結晶磁気異方性を
持つために高周波での鉄損がFe系の非晶質合金より劣
る。また結晶質磁性薄膜の分野では微細結晶組織が得ら
れる条件で成膜することによって軟磁気特性が著しく改
善されることが知られている。
そこで、Fe−5i−B系の合金中にAuを1原子%程
度添加して液体急冷を施すことによりマトリックス中に
Au粒子を固溶させ、さらにこの非晶質合金を熱処理に
よってα−Fe結晶組織とする際、このα−Feを安定
化しその結晶粒成長を抑制する効果を持つHf、 Vt
Nbl Ta、 Crt Mo+−のうちの1種また
は2種以上を添加することによって、得られる合金全体
がα−Feからなる微細結晶組織となり、Co系の非晶
質合金に匹敵する低損失の軟磁性合金が得られることを
見いだした。これは、微細な結晶組織となることによっ
て見かけ主結晶磁気異方性が相殺され、かつα−Fe中
にStを含んでいるため磁歪が小さくなっているためと
考えられる。
度添加して液体急冷を施すことによりマトリックス中に
Au粒子を固溶させ、さらにこの非晶質合金を熱処理に
よってα−Fe結晶組織とする際、このα−Feを安定
化しその結晶粒成長を抑制する効果を持つHf、 Vt
Nbl Ta、 Crt Mo+−のうちの1種また
は2種以上を添加することによって、得られる合金全体
がα−Feからなる微細結晶組織となり、Co系の非晶
質合金に匹敵する低損失の軟磁性合金が得られることを
見いだした。これは、微細な結晶組織となることによっ
て見かけ主結晶磁気異方性が相殺され、かつα−Fe中
にStを含んでいるため磁歪が小さくなっているためと
考えられる。
ここで、Auは熱処理によって生成するα−Peの結晶
の微細化のために必須の元素であり、その含有量を0.
5−3原子%に制限したのは、0.5原子%より小さい
とAu添加の効果がなく、一方3原子%より大きいとA
uの均一分散が困難となり微細な結晶組織が得られず目
的の軟磁気特性が得られないためである。
の微細化のために必須の元素であり、その含有量を0.
5−3原子%に制限したのは、0.5原子%より小さい
とAu添加の効果がなく、一方3原子%より大きいとA
uの均一分散が困難となり微細な結晶組織が得られず目
的の軟磁気特性が得られないためである。
また、Feの一部を置換する添加成分Mの含有量を0.
5−3原子%に限定したのは、0.5原子%より小さい
とMを添加したことによるα−Fe結晶粒成長抑制効果
がなく、3原子%よりも大きいと飽和磁束密度の著しい
低下を招くためである。
5−3原子%に限定したのは、0.5原子%より小さい
とMを添加したことによるα−Fe結晶粒成長抑制効果
がなく、3原子%よりも大きいと飽和磁束密度の著しい
低下を招くためである。
また本発明におけるy及び2の限定理由は、主として前
記yが5〜19原子%、2が5−25原子%でしかもy
+zが15〜30原子%の範囲を外れると液体急冷を行
った後の脆化が激しく、非品質合金の作製が困難となる
ためである。
記yが5〜19原子%、2が5−25原子%でしかもy
+zが15〜30原子%の範囲を外れると液体急冷を行
った後の脆化が激しく、非品質合金の作製が困難となる
ためである。
本発明の合金は、前記の組成の合金を片ロール法、双ロ
ール法、その他の公知の液体急冷法により作製した後、
非晶質相がα−Feに結晶化する適切な温度と時間で焼
きなましを行うことにより製造できるものである。
ール法、その他の公知の液体急冷法により作製した後、
非晶質相がα−Feに結晶化する適切な温度と時間で焼
きなましを行うことにより製造できるものである。
(実施例)
第1表は、本発明によるFe−3i−B系超微細結晶合
金と従来の磁心材料であるFe基非晶質合金、Co基非
晶質合金及びMn −Znフェライトの鉄損を比較した
表である。本実施例においては、片ロール法によって幅
5龍、厚さ約20μmの急冷凝固合金リボンを作製した
。この組織をX線回折法により調べたところ、非晶質状
であった。このリボンをコイル状に巻き、内径15m、
外形19鶴の巻磁心とし、窒素ガス雰囲気中で合金組成
によって適時選ばれた温度で60分間焼きなまし処理を
行った後、U関数針により磁束密度の波高値Bmが2k
G、周波数fが100kHzまでにおける鉄損−z/1
00kを測定した。
金と従来の磁心材料であるFe基非晶質合金、Co基非
晶質合金及びMn −Znフェライトの鉄損を比較した
表である。本実施例においては、片ロール法によって幅
5龍、厚さ約20μmの急冷凝固合金リボンを作製した
。この組織をX線回折法により調べたところ、非晶質状
であった。このリボンをコイル状に巻き、内径15m、
外形19鶴の巻磁心とし、窒素ガス雰囲気中で合金組成
によって適時選ばれた温度で60分間焼きなまし処理を
行った後、U関数針により磁束密度の波高値Bmが2k
G、周波数fが100kHzまでにおける鉄損−z/1
00kを測定した。
焼きなまし後のリボンの組織をX線回折法により調べた
ところ、どの実施例の場合においても、α−Feのピー
クのみが認められた。また、本発明合金の結晶Mn織を
透過型電子顕微鏡にて観察したところ、どの実施例の場
合においてもいずれも第1表に示すように50nm以下
の超微細結晶となっていた。
ところ、どの実施例の場合においても、α−Feのピー
クのみが認められた。また、本発明合金の結晶Mn織を
透過型電子顕微鏡にて観察したところ、どの実施例の場
合においてもいずれも第1表に示すように50nm以下
の超微細結晶となっていた。
第1表かられかるように、本発明合金の鉄損は、従来の
Fe基非晶質合金やフェライトなどに比べて鉄損が小さ
く優れている。
Fe基非晶質合金やフェライトなどに比べて鉄損が小さ
く優れている。
なお、本実施例においては片ロール法によって合金を作
製したが、片ロール法に限ることなく他の公知の液体急
冷法によっても、本発明の合金を作製することが可能で
ある。
製したが、片ロール法に限ることなく他の公知の液体急
冷法によっても、本発明の合金を作製することが可能で
ある。
(発明の効果)
以上述べたように本発明のFe基徽細結晶合金は、従来
のFe基非晶質合金より高周波における損失が低く透磁
率が優れているため、高周波トランス、チョークコイル
、過飽和リアクトルなどに用いた場合価れた特性が得ら
れるものである。
のFe基非晶質合金より高周波における損失が低く透磁
率が優れているため、高周波トランス、チョークコイル
、過飽和リアクトルなどに用いた場合価れた特性が得ら
れるものである。
出願人代理人 河 内 潤
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 その組成が、一般式 Fe_1_0_0_−_a_−_x_−_y_−_zM
Au_xSi_yB_z〔ここで、MはHf、V、Nb
、Ta、Cr、Mo、Wの内の1種または2種以上であ
り、かつ0.5≦a≦3、0.5≦x≦3、5≦y≦1
9、5≦z≦25、15≦y+z≦30〕であることを
特徴とする低損失Fe基超微細結晶合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1060766A JPH02240243A (ja) | 1989-03-15 | 1989-03-15 | 低損失Fe基超微細結晶合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1060766A JPH02240243A (ja) | 1989-03-15 | 1989-03-15 | 低損失Fe基超微細結晶合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02240243A true JPH02240243A (ja) | 1990-09-25 |
Family
ID=13151730
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1060766A Pending JPH02240243A (ja) | 1989-03-15 | 1989-03-15 | 低損失Fe基超微細結晶合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02240243A (ja) |
-
1989
- 1989-03-15 JP JP1060766A patent/JPH02240243A/ja active Pending
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