JPH0570901A - Ｆｅ基軟磁性合金 - Google Patents
Ｆｅ基軟磁性合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 １００ｋＨｚを越えるような高周波における
周波数特性に優れるＦｅ基軟磁性合金を提供する。 【構成】 Ｆｅba1.Ｃｕ1Ｎｂ3Ｓｉ14.5Ｂ9（ａｔ％）
の組成の合金溶湯を単ロール法により急冷し、幅５ｍ
ｍ、厚さ１８μｍのアモルファス合金薄帯を作製し、こ
の合金薄帯表面にＡｌ2Ｏ3を被覆した後外径１５ｍｍ、
内径１３ｍｍに巻回しトロイダル磁心を作製した。この
磁心に結晶化熱処理を施し、熱処理後の１０ＭＨｚの透
磁率μ10Mを測定した。測定値としてμ10M＝８５０が得
られた。この合金のミクロ組織を透過電子顕微鏡により
観察したところ、合金は結晶化しており平均粒径は約１
２０オングストロームであり、メスバウァー効果により
解析した結果過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相が体積で２３％含ま
れていることが確認された。
周波数特性に優れるＦｅ基軟磁性合金を提供する。 【構成】 Ｆｅba1.Ｃｕ1Ｎｂ3Ｓｉ14.5Ｂ9（ａｔ％）
の組成の合金溶湯を単ロール法により急冷し、幅５ｍ
ｍ、厚さ１８μｍのアモルファス合金薄帯を作製し、こ
の合金薄帯表面にＡｌ2Ｏ3を被覆した後外径１５ｍｍ、
内径１３ｍｍに巻回しトロイダル磁心を作製した。この
磁心に結晶化熱処理を施し、熱処理後の１０ＭＨｚの透
磁率μ10Mを測定した。測定値としてμ10M＝８５０が得
られた。この合金のミクロ組織を透過電子顕微鏡により
観察したところ、合金は結晶化しており平均粒径は約１
２０オングストロームであり、メスバウァー効果により
解析した結果過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相が体積で２３％含ま
れていることが確認された。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、各種トランス、チョ
ークコイル、可飽和リアクトル、磁気ヘッド等の磁心、
その他磁性部品に用いられるＦｅ基軟磁性合金に関し、
特に微細結晶粒からなるＦｅ基軟磁性合金に関する。
ークコイル、可飽和リアクトル、磁気ヘッド等の磁心、
その他磁性部品に用いられるＦｅ基軟磁性合金に関し、
特に微細結晶粒からなるＦｅ基軟磁性合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、各種磁心としては、フェライトや
珪素鋼等からなる磁心が広く一般に用いられてきた。フ
ェライトは高周波における磁心損失が低いため特に１０
０ｋＨｚ以上の高周波領域で使用されている。一方珪素
鋼は飽和磁束密度が高く低周波では磁心を他の材料に比
べ小型化できるため数ｋＨｚ以下の周波数帯で主に使用
されている。しかし、フェライトについては飽和磁束密
度が低く温度特性が悪いという欠点があり、一方、珪素
鋼については高周波における磁心損失が大きく、透磁率
も低いという欠点があった。このため、フェライト及び
珪素鋼ともにその特性に応じて用途が限定されるという
問題があった。
珪素鋼等からなる磁心が広く一般に用いられてきた。フ
ェライトは高周波における磁心損失が低いため特に１０
０ｋＨｚ以上の高周波領域で使用されている。一方珪素
鋼は飽和磁束密度が高く低周波では磁心を他の材料に比
べ小型化できるため数ｋＨｚ以下の周波数帯で主に使用
されている。しかし、フェライトについては飽和磁束密
度が低く温度特性が悪いという欠点があり、一方、珪素
鋼については高周波における磁心損失が大きく、透磁率
も低いという欠点があった。このため、フェライト及び
珪素鋼ともにその特性に応じて用途が限定されるという
問題があった。
【０００３】近時、以上の従来の磁心材料における問題
を解消するために、飽和磁束密度が高く比較的高周波特
性に優れたＦｅ基アモルファス合金やＣｏ基アモルファ
ス合金が磁心材料としての用途に使用されている。Ｆｅ
基アモルファス合金は、特に高周波領域において軟磁気
特性が珪素鋼より優れるという利点を有し、一方Ｃｏ基
アモルファス合金は軟磁気特性に優れ磁歪が小さいとい
う利点を有する。更に以上の各磁心材料の他に特開平1-
110707号にはＦｅ基の微結晶合金が優れた高周波特性を
示すことが記載されている。
を解消するために、飽和磁束密度が高く比較的高周波特
性に優れたＦｅ基アモルファス合金やＣｏ基アモルファ
ス合金が磁心材料としての用途に使用されている。Ｆｅ
基アモルファス合金は、特に高周波領域において軟磁気
特性が珪素鋼より優れるという利点を有し、一方Ｃｏ基
アモルファス合金は軟磁気特性に優れ磁歪が小さいとい
う利点を有する。更に以上の各磁心材料の他に特開平1-
110707号にはＦｅ基の微結晶合金が優れた高周波特性を
示すことが記載されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする問題点】しかし、以上の各磁
心材料については更に次のような問題があった。Ｆｅ基
アモルファス合金については、軟磁気特性が特に高周波
領域においては珪素鋼より優れてはいるものの十分であ
るとはいえず、また磁歪が著しく大きいという問題があ
る。一方Ｃｏ基アモルファス合金は特に使用温度が高く
なると透磁率、磁心損失等の経時変化が大きいという欠
点があり実用上問題がある。
心材料については更に次のような問題があった。Ｆｅ基
アモルファス合金については、軟磁気特性が特に高周波
領域においては珪素鋼より優れてはいるものの十分であ
るとはいえず、また磁歪が著しく大きいという問題があ
る。一方Ｃｏ基アモルファス合金は特に使用温度が高く
なると透磁率、磁心損失等の経時変化が大きいという欠
点があり実用上問題がある。
【０００５】さらに特開平1-110707号に記載されたＦｅ
基の微結晶合金も含めて、これらの合金は、１００ｋＨ
ｚを越えるような周波数領域では周波数特性が十分でな
く一層の特性改善が望まれていた。したがってこの発明
は以上の従来技術における問題に鑑みてなされたもので
あって、１００ｋＨｚを越えるような高周波における周
波数特性に優れるＦｅ基軟磁性合金を提供することを目
的とする。
基の微結晶合金も含めて、これらの合金は、１００ｋＨ
ｚを越えるような周波数領域では周波数特性が十分でな
く一層の特性改善が望まれていた。したがってこの発明
は以上の従来技術における問題に鑑みてなされたもので
あって、１００ｋＨｚを越えるような高周波における周
波数特性に優れるＦｅ基軟磁性合金を提供することを目
的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
にこの発明の発明者らは、平均粒径が５００オングスト
ローム以下である結晶粒からなる合金であり、少なくと
も一部の結晶粒にに過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相を含有するＦ
ｅ基軟磁性合金が特に１００ｋＨｚを越える周波数領域
において優れた高周波磁気特性を示すことを見いだしこ
の発明に想倒した。
にこの発明の発明者らは、平均粒径が５００オングスト
ローム以下である結晶粒からなる合金であり、少なくと
も一部の結晶粒にに過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相を含有するＦ
ｅ基軟磁性合金が特に１００ｋＨｚを越える周波数領域
において優れた高周波磁気特性を示すことを見いだしこ
の発明に想倒した。
【０００７】すなわちこの発明は、平均粒径が５００オ
ングストローム以下である結晶粒を含み、少なくとも一
部の結晶粒に過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相を含有するＦｅ基軟
磁性合金を提供する。
ングストローム以下である結晶粒を含み、少なくとも一
部の結晶粒に過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相を含有するＦｅ基軟
磁性合金を提供する。
【０００８】この発明においては、結晶粒の平均粒径は
５００オングストローム以下に調製される。この理由は
平均粒径が５００オングストロームを越えると高周波磁
気特性が著しく悪くなるためである。結晶粒の平均粒径
は好ましくは２０〜３０オングストローム、最も好まし
くは５０〜２００オングストロームとするのが良い。
５００オングストローム以下に調製される。この理由は
平均粒径が５００オングストロームを越えると高周波磁
気特性が著しく悪くなるためである。結晶粒の平均粒径
は好ましくは２０〜３０オングストローム、最も好まし
くは５０〜２００オングストロームとするのが良い。
【０００９】ここにこの発明にいう、平均粒径の測定法
としては線分法、Ｘ線の半価幅より求める方法、等があ
る。前記過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相は高周波磁気特性を良好
にするために必要であり、過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相が存在
しないと、特に１００ｋＨｚを越える高周波領域におい
て十分な特性が得られない。
としては線分法、Ｘ線の半価幅より求める方法、等があ
る。前記過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相は高周波磁気特性を良好
にするために必要であり、過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相が存在
しないと、特に１００ｋＨｚを越える高周波領域におい
て十分な特性が得られない。
【００１０】この過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相は特に好ましく
は合金全体に対し１０〜３０％の比率で存在する様にす
るのが良い。本発明において前記結晶粒はＦｅ−Ｓｉ相
を含む場合がある。このＦｅ−Ｓｉ相は磁歪を低減する
作用や結晶磁気異方性を低減し、透磁率を向上する作用
がある。このＦｅ−Ｓｉ相とＦｅ−Ｂ固溶相とが共存す
る場合の両者の存在形態については、両者が同一結晶粒
内に存在するのか、または各相がそれぞれ別個の結晶粒
内に存在するのか明確となっていない。このＦｅ−Ｓｉ
相は合金全体に対し３０〜７０％の比率で存在する様に
するのが望ましい。
は合金全体に対し１０〜３０％の比率で存在する様にす
るのが良い。本発明において前記結晶粒はＦｅ−Ｓｉ相
を含む場合がある。このＦｅ−Ｓｉ相は磁歪を低減する
作用や結晶磁気異方性を低減し、透磁率を向上する作用
がある。このＦｅ−Ｓｉ相とＦｅ−Ｂ固溶相とが共存す
る場合の両者の存在形態については、両者が同一結晶粒
内に存在するのか、または各相がそれぞれ別個の結晶粒
内に存在するのか明確となっていない。このＦｅ−Ｓｉ
相は合金全体に対し３０〜７０％の比率で存在する様に
するのが望ましい。
【００１１】またこの発明のＦｅ基軟磁性合金は、熱処
理条件や組成を調製することによってアモルファス相が
一部に含まれる場合がある。しかし、このアモルファス
相があまり多く存在すると高周波特性が劣化するため、
最大でも５０％以下とすべきである。
理条件や組成を調製することによってアモルファス相が
一部に含まれる場合がある。しかし、このアモルファス
相があまり多く存在すると高周波特性が劣化するため、
最大でも５０％以下とすべきである。
【００１２】またＦｅ−Ｓｉ相には一部に規則相が存在
する場合がある。この場合も高透磁率での優れた軟磁気
特性を得ることができる。ここでこの規則相とはＸ線解
析等によってその存在が認識され得る。
する場合がある。この場合も高透磁率での優れた軟磁気
特性を得ることができる。ここでこの規則相とはＸ線解
析等によってその存在が認識され得る。
【００１３】さらにこの発明のＦｅ基軟磁性合金は、組
成式：（Ｆｅ1-aＭa）100-x-y-z-α-β-γＡxＳｉyＢz
Ｍ’αＭ’’βＸγ（ａｔ％）（但し、ＭはＣｏ及び／
またはＮｉであり、ＡはＣｕ、Ａｇ、Ａｕから選ばれる
少なくとも一種の元素、Ｍ’はＮｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ及びＷからなる群から選ばれた少な
くとも１種の元素、Ｍ’’はＣｒ，Ｍｎ，Ａｌ，白金族
元素、Ｓｃ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅからなる群から選ばれた
少なくとも１種の元素、ＸはＣ、Ｇｅ、Ｐ、Ｇａからな
る群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ，
ｘ，ｙ，ｚ，α，β及びγはそれぞれ０≦ａ≦０．５，
０．１≦ｘ≦１０，０≦ｙ≦３０，０＜ｚ≦３０，０≦
α≦２０，０≦β≦２０，０≦γ≦２０を満たす。）に
より表される組成からなる様にするのが好ましい。この
合金系では特に優れた高周波磁気特性が得られるからで
ある。また、ａ，ｘ，ｙ，ｚ，α，β及びγはそれぞれ
０≦ａ≦０．１，０．１≦ｘ≦３，０≦ｙ≦２５，２≦
ｚ≦２５，１≦α≦１０，０≦β≦１０，０≦γ≦１０
とするのがさらに好ましく、さらにａ，ｘ，ｙ，ｚ，
α，β及びγはそれぞれ０≦ａ≦０．０５，０．５≦ｘ
≦２，１０≦ｙ≦２０，３≦ｚ≦１８，２≦α≦１０，
０≦β≦５，０≦γ≦５とするのが最も好ましい。
成式：（Ｆｅ1-aＭa）100-x-y-z-α-β-γＡxＳｉyＢz
Ｍ’αＭ’’βＸγ（ａｔ％）（但し、ＭはＣｏ及び／
またはＮｉであり、ＡはＣｕ、Ａｇ、Ａｕから選ばれる
少なくとも一種の元素、Ｍ’はＮｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ及びＷからなる群から選ばれた少な
くとも１種の元素、Ｍ’’はＣｒ，Ｍｎ，Ａｌ，白金族
元素、Ｓｃ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅからなる群から選ばれた
少なくとも１種の元素、ＸはＣ、Ｇｅ、Ｐ、Ｇａからな
る群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ，
ｘ，ｙ，ｚ，α，β及びγはそれぞれ０≦ａ≦０．５，
０．１≦ｘ≦１０，０≦ｙ≦３０，０＜ｚ≦３０，０≦
α≦２０，０≦β≦２０，０≦γ≦２０を満たす。）に
より表される組成からなる様にするのが好ましい。この
合金系では特に優れた高周波磁気特性が得られるからで
ある。また、ａ，ｘ，ｙ，ｚ，α，β及びγはそれぞれ
０≦ａ≦０．１，０．１≦ｘ≦３，０≦ｙ≦２５，２≦
ｚ≦２５，１≦α≦１０，０≦β≦１０，０≦γ≦１０
とするのがさらに好ましく、さらにａ，ｘ，ｙ，ｚ，
α，β及びγはそれぞれ０≦ａ≦０．０５，０．５≦ｘ
≦２，１０≦ｙ≦２０，３≦ｚ≦１８，２≦α≦１０，
０≦β≦５，０≦γ≦５とするのが最も好ましい。
【００１４】ここで、Ｃｏ，Ｎｉの総和の組成比ａが
０．５を越えると高周波特性が劣下し好ましくない。Ａ
は組織を微細化しｂｃｃＦｅ相を形成しやすくする効果
を有する。Ａの組成比ｘが０．１ａｔ％未満では組織微
細化の効果が得られ難い。逆にｘが１０ａｔ％を越える
と軟磁気特性が劣化し好ましくない。Ｍ’は結晶粒成長
を抑え組織を微細化する効果を有する。Ｍ’の含有量α
が２０％を越えると飽和磁束密度の著しい低下を示すた
めαは２０ａｔ％以下が望ましい。
０．５を越えると高周波特性が劣下し好ましくない。Ａ
は組織を微細化しｂｃｃＦｅ相を形成しやすくする効果
を有する。Ａの組成比ｘが０．１ａｔ％未満では組織微
細化の効果が得られ難い。逆にｘが１０ａｔ％を越える
と軟磁気特性が劣化し好ましくない。Ｍ’は結晶粒成長
を抑え組織を微細化する効果を有する。Ｍ’の含有量α
が２０％を越えると飽和磁束密度の著しい低下を示すた
めαは２０ａｔ％以下が望ましい。
【００１５】Ｍ’’は磁気特性を改善したり耐触性を改
善する効果を有する。Ｍ’’の含有量βが２０ａｔ％を
越えると飽和磁束密度の著しい低下を示すためβは２０
ａｔ％以下が望ましい。
善する効果を有する。Ｍ’’の含有量βが２０ａｔ％を
越えると飽和磁束密度の著しい低下を示すためβは２０
ａｔ％以下が望ましい。
【００１６】Ｘは磁歪を調整したり磁気特性を調整する
効果を有する。Ｘの含有量γが２０ａｔ％を越えると飽
和磁束密度の著しい低下を招くためγは２０ａｔ％以下
が望ましい。
効果を有する。Ｘの含有量γが２０ａｔ％を越えると飽
和磁束密度の著しい低下を招くためγは２０ａｔ％以下
が望ましい。
【００１７】Ｓｉ及びＢは磁心損失の改善及び透磁率の
改善に効果があり、Ｓｉ量ｙは３０ａｔ％以下、Ｂ量ｚ
は３０ａｔ％以下が望ましい。ｙが３０ａｔ％を越える
と飽和磁束密度の著しい低下を招き好ましくない。ｚが
３０ａｔ％を越えるとやはり飽和磁束密度の著しい低下
を招き好ましくない。
改善に効果があり、Ｓｉ量ｙは３０ａｔ％以下、Ｂ量ｚ
は３０ａｔ％以下が望ましい。ｙが３０ａｔ％を越える
と飽和磁束密度の著しい低下を招き好ましくない。ｚが
３０ａｔ％を越えるとやはり飽和磁束密度の著しい低下
を招き好ましくない。
【００１８】以上のこの発明のＦｅ基軟磁性合金は通常
以下のように製造される。まず、周知の単ロール法や双
ロール法、アトマイズ法、回転液中紡糸法等の液体急冷
法や、スパッタ法や蒸着法等の気相急冷法等によりＢを
含むＦｅ基アモルファス合金薄帯、粉末、線や膜を形成
する。次にこの合金をアルゴンガスや窒素ガス等の不活
性ガス雰囲気中あるいは真空中で熱処理し平均粒径５０
０オングストローム以下の結晶粒を形成し、一部に過飽
和Ｆｅ−Ｂ固溶相を含有する合金を製造する。
以下のように製造される。まず、周知の単ロール法や双
ロール法、アトマイズ法、回転液中紡糸法等の液体急冷
法や、スパッタ法や蒸着法等の気相急冷法等によりＢを
含むＦｅ基アモルファス合金薄帯、粉末、線や膜を形成
する。次にこの合金をアルゴンガスや窒素ガス等の不活
性ガス雰囲気中あるいは真空中で熱処理し平均粒径５０
０オングストローム以下の結晶粒を形成し、一部に過飽
和Ｆｅ−Ｂ固溶相を含有する合金を製造する。
【００１９】なお、この発明のＦｅ基軟磁性合金では、
Ｆｅ3Ｂ、Ｆｅ2Ｂ、Ｆｅ23Ｂ6等のＦｅ−Ｂ化合物相が
存在する場合もあるがＦｅ−Ｂ化合物相は軟磁気特性を
劣下させるためできる限り存在しないようにするのが好
ましく、具体的にはＦｅ−Ｂ化合物相は体積率で１０％
以下となるようにするのが良く、可能であれば５％以下
最も好ましくは３％以下とするのが良い。
Ｆｅ3Ｂ、Ｆｅ2Ｂ、Ｆｅ23Ｂ6等のＦｅ−Ｂ化合物相が
存在する場合もあるがＦｅ−Ｂ化合物相は軟磁気特性を
劣下させるためできる限り存在しないようにするのが好
ましく、具体的にはＦｅ−Ｂ化合物相は体積率で１０％
以下となるようにするのが良く、可能であれば５％以下
最も好ましくは３％以下とするのが良い。
【００２０】
【実施例】以下この発明を実施例にしたがって説明す
る。実施例１ Ｆｅba1.Ｃｕ1Ｎｂ3Ｓｉ14.5Ｂ9（ａｔ％）の組成の合
金溶湯を単ロール法により急冷し、幅５ｍｍ、厚さ１８
μｍのアモルファス合金薄帯を作製した。次にこの合金
薄帯表面にＡｌ2Ｏ3を被覆した後外径１５ｍｍ、内径１
３ｍｍに巻回しトロイダル磁心を作製した。次にこの磁
心に結晶化熱処理を施した。熱処理後の１０ＭＨｚの透
磁率μ10Mを測定した。測定値としてμ10M＝８５０が得
られた。次にこの合金のミクロ組織を透過電子顕微鏡に
より観察した。合金は結晶化しており平均粒径は約１２
０オングストロームであった。次に合金をメスバウァー
効果により解析した。その結果過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相が
体積で２３％含まれていることが確認された。
る。実施例１ Ｆｅba1.Ｃｕ1Ｎｂ3Ｓｉ14.5Ｂ9（ａｔ％）の組成の合
金溶湯を単ロール法により急冷し、幅５ｍｍ、厚さ１８
μｍのアモルファス合金薄帯を作製した。次にこの合金
薄帯表面にＡｌ2Ｏ3を被覆した後外径１５ｍｍ、内径１
３ｍｍに巻回しトロイダル磁心を作製した。次にこの磁
心に結晶化熱処理を施した。熱処理後の１０ＭＨｚの透
磁率μ10Mを測定した。測定値としてμ10M＝８５０が得
られた。次にこの合金のミクロ組織を透過電子顕微鏡に
より観察した。合金は結晶化しており平均粒径は約１２
０オングストロームであった。次に合金をメスバウァー
効果により解析した。その結果過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相が
体積で２３％含まれていることが確認された。
【００２１】比較例１ 実施例１と同様な方法によりＦｅba1.Ｃｕ1Ｎｂ3Ｓｉ
12.5Ｂ10（ａｔ％）の組成を有する合金薄板を作製し結
晶化熱処理を行った。この合金のミクロ組織を透過電子
顕微鏡により観察した。合金は結晶化しており、平均粒
径は約１８０オングストロームであった。次に熱処理後
の合金をメスバウアー効果により解析した。その結果過
飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相は存在しないことが確認された。ま
た得られた合金の透磁率を測定した結果μ10M＝５０で
あり、実施例１の過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相を含む合金より
低い値であった。
12.5Ｂ10（ａｔ％）の組成を有する合金薄板を作製し結
晶化熱処理を行った。この合金のミクロ組織を透過電子
顕微鏡により観察した。合金は結晶化しており、平均粒
径は約１８０オングストロームであった。次に熱処理後
の合金をメスバウアー効果により解析した。その結果過
飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相は存在しないことが確認された。ま
た得られた合金の透磁率を測定した結果μ10M＝５０で
あり、実施例１の過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相を含む合金より
低い値であった。
【００２２】実施例２ 実施例１と組成は同じであるが過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相の
量が異なる合金薄板を準備し、透磁率μ10Mを測定し
た。その結果を図１に示す。図１より過飽和Ｆｅ−Ｂ固
溶相が存在することにより存在しない場合に比べて著し
く透磁率μ10Mが向上することがわかる。また、過飽和
Ｆｅ−Ｂ固溶相の量が３０％を越えるとμ10Mは低下す
る傾向にあり、過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相の量は１０〜３０
％の範囲が望ましいことがわかる。
量が異なる合金薄板を準備し、透磁率μ10Mを測定し
た。その結果を図１に示す。図１より過飽和Ｆｅ−Ｂ固
溶相が存在することにより存在しない場合に比べて著し
く透磁率μ10Mが向上することがわかる。また、過飽和
Ｆｅ−Ｂ固溶相の量が３０％を越えるとμ10Mは低下す
る傾向にあり、過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相の量は１０〜３０
％の範囲が望ましいことがわかる。
【００２３】実施例３ 表１に示す組成の合金溶湯を単ロール法により急冷し熱
処理を行い、粒径５００オングストローム以下の合金を
作製した。５００ｋＨｚ、２ｋＧにおける磁心損失Ｐｃ
を測定し、更にこれらの合金をメスバウァー効果により
解析し過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相が存在するかを確認した。
得られた結果を表１に示す。過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相を含
む実施例の合金の磁心損失Ｐｃが低く優れていることが
確認された。また表１には、Ｆｅ−Ｓｉ相、アモルファ
ス相、規則相、化合物相の有無も併せて示す。表１に示
すように、Ｆｅ−Ｓｉ相を含む場合に比較的低い磁心損
失が得られ、またＦｅ−Ｂ化合物相が存在しない方が、
磁心損失が優れる。
処理を行い、粒径５００オングストローム以下の合金を
作製した。５００ｋＨｚ、２ｋＧにおける磁心損失Ｐｃ
を測定し、更にこれらの合金をメスバウァー効果により
解析し過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相が存在するかを確認した。
得られた結果を表１に示す。過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相を含
む実施例の合金の磁心損失Ｐｃが低く優れていることが
確認された。また表１には、Ｆｅ−Ｓｉ相、アモルファ
ス相、規則相、化合物相の有無も併せて示す。表１に示
すように、Ｆｅ−Ｓｉ相を含む場合に比較的低い磁心損
失が得られ、またＦｅ−Ｂ化合物相が存在しない方が、
磁心損失が優れる。
【００２４】
【表１】
【００２５】実施例３ 表２に示す組成の厚さ３μｍの合金膜をスパッタ法によ
り作製した。得られた合金膜を熱処理し１０ＭＨｚの透
磁率μ10Mを測定した。また、メスバウァー効果により
Ｆｅ−Ｂ相が存在するかを確認した。得られた結果を表
２に示す。過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相を含む実施例合金のμ
10Mが高く優れていることが確認された。
り作製した。得られた合金膜を熱処理し１０ＭＨｚの透
磁率μ10Mを測定した。また、メスバウァー効果により
Ｆｅ−Ｂ相が存在するかを確認した。得られた結果を表
２に示す。過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相を含む実施例合金のμ
10Mが高く優れていることが確認された。
【００２６】また表２には、Ｆｅ−Ｓｉ相、アモルファ
ス相、規則相、化合物相の有無も併せて示す。表２に示
すように、Ｆｅ−Ｓｉ相を含む合金膜が比較的高い透磁
率μ10Mを示す。また、化合物相は存在しない方が高い
透磁率が得られる。
ス相、規則相、化合物相の有無も併せて示す。表２に示
すように、Ｆｅ−Ｓｉ相を含む合金膜が比較的高い透磁
率μ10Mを示す。また、化合物相は存在しない方が高い
透磁率が得られる。
【００２７】
【表２】
【００２８】なおこの発明の実施例は、以上の各実施例
に限定されるものではなく、例えば合金製造法としては
実施例の方法の他に双ロール法、アトマイズ法、回転液
中紡糸法等の液体急冷法や、蒸着法等の気相急冷法等を
用いることができる。また製造の対象となる合金の形態
も薄帯、膜に限られず粉末、線状とすることができる。
すなわち平均粒径が５００オングストローム以下であ
る結晶粒を含み、少なくとも一部の結晶粒に過飽和Ｆｅ
−Ｂ固溶相を含有するすべての合金はその製造方法、形
態その他に拘らずこの発明の合金の範囲に含まれる。
に限定されるものではなく、例えば合金製造法としては
実施例の方法の他に双ロール法、アトマイズ法、回転液
中紡糸法等の液体急冷法や、蒸着法等の気相急冷法等を
用いることができる。また製造の対象となる合金の形態
も薄帯、膜に限られず粉末、線状とすることができる。
すなわち平均粒径が５００オングストローム以下であ
る結晶粒を含み、少なくとも一部の結晶粒に過飽和Ｆｅ
−Ｂ固溶相を含有するすべての合金はその製造方法、形
態その他に拘らずこの発明の合金の範囲に含まれる。
【００２９】
【発明の効果】以上のようにこの発明のＦｅ基軟磁性合
金によれば、平均粒径が５００オングストローム以下で
ある結晶粒からなる合金であり、一部に過飽和Ｆｅ−Ｂ
固溶相を含有する様にしたので、高周波磁気特性特に１
００ｋＨｚを越える高周波の軟磁気特性を向上すること
ができるという優れた効果が奏される。
金によれば、平均粒径が５００オングストローム以下で
ある結晶粒からなる合金であり、一部に過飽和Ｆｅ−Ｂ
固溶相を含有する様にしたので、高周波磁気特性特に１
００ｋＨｚを越える高周波の軟磁気特性を向上すること
ができるという優れた効果が奏される。
【図１】 この発明の実施例の合金のμ10Mにおける過
飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相含有量依存性を示す図である。
飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相含有量依存性を示す図である。
Claims (5)
- 【請求項１】 平均粒径が５００オングストローム以下
である結晶粒を含み、少なくとも一部の結晶粒に過飽和
Ｆｅ−Ｂ固溶相が存在することを特徴とするＦｅ基軟磁
性合金。 - 【請求項２】 平均粒径が５００オングストローム以下
である結晶粒及びアモルファス相からなる合金であり、
少なくとも一部の結晶粒に過飽和Ｆｅ−Ｂ固溶相が存在
することを特徴とするＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項３】 平均粒径が５００オングストローム以下
である結晶粒を含み、少なくとも一部の結晶粒に過飽和
Ｆｅ−Ｂ固溶相およびＦｅ−Ｓｉ相が存在することを特
徴とするＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項４】 前記Ｆｅ−Ｓｉ相に規則相が含まれる請
求項３に記載のＦｅ基難磁性合金。 - 【請求項５】 組成式：（Ｆｅ1-aＭa）100-x-y-z-α-
β-γＡxＳｉyＢzＭ’αＭ’’βＸγ（ａｔ％）（但
し、ＭはＣｏ及び／またはＮｉであり、ＡはＣｕ、Ａ
ｇ、Ａｕから選ばれる少なくとも一種の元素、Ｍ’はＮ
ｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ及びＷからなる
群から選ばれた少なくとも１種の元素、Ｍ’’はＣｒ，
Ｍｎ，Ａｌ，白金族元素、Ｓｃ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅから
なる群から選ばれた少なくとも１種の元素、ｘはＣ、Ｇ
ｅ、Ｐ、Ｇａからなる群から選ばれた少なくとも１種の
元素であり、ａ，ｘ，ｙ，ｚ，α，β及びγはそれぞれ
０≦ａ≦０．５，０．１≦ｘ≦１０，０≦ｙ≦３０，０
＜ｚ≦３０，０≦α≦２０，０≦β≦２０，０≦γ≦２
０を満たす。）により表される組成からなる請求項１乃
至５のいずれかに記載したＦｅ基軟磁性合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3262733A JPH0570901A (ja) | 1991-09-16 | 1991-09-16 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
| DE19924230986 DE4230986C2 (de) | 1991-09-16 | 1992-09-16 | Nanokristalline, weichmagnetische Legierung |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3262733A JPH0570901A (ja) | 1991-09-16 | 1991-09-16 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0570901A true JPH0570901A (ja) | 1993-03-23 |
Family
ID=17379833
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3262733A Pending JPH0570901A (ja) | 1991-09-16 | 1991-09-16 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0570901A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0780880A1 (en) | 1995-12-20 | 1997-06-25 | Ushiodenki Kabushiki Kaisha | Discharge lamp |
| KR19990006483A (ko) * | 1997-06-04 | 1999-01-25 | 므나르드 쟝-가브리엘 | 연자성재로 제조된 부품을 자기장 내에서 열처리하는 방법 |
| JP2018053319A (ja) * | 2016-09-29 | 2018-04-05 | セイコーエプソン株式会社 | 軟磁性粉末、圧粉磁心、磁性素子および電子機器 |
| JP2018056363A (ja) * | 2016-09-29 | 2018-04-05 | セイコーエプソン株式会社 | 軟磁性粉末、圧粉磁心、磁性素子および電子機器 |
| CN109440023A (zh) * | 2018-12-26 | 2019-03-08 | 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 | 一种高磁感氮耦合铁基非晶纳米晶合金及其制备方法 |
-
1991
- 1991-09-16 JP JP3262733A patent/JPH0570901A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0780880A1 (en) | 1995-12-20 | 1997-06-25 | Ushiodenki Kabushiki Kaisha | Discharge lamp |
| KR19990006483A (ko) * | 1997-06-04 | 1999-01-25 | 므나르드 쟝-가브리엘 | 연자성재로 제조된 부품을 자기장 내에서 열처리하는 방법 |
| JP2018053319A (ja) * | 2016-09-29 | 2018-04-05 | セイコーエプソン株式会社 | 軟磁性粉末、圧粉磁心、磁性素子および電子機器 |
| JP2018056363A (ja) * | 2016-09-29 | 2018-04-05 | セイコーエプソン株式会社 | 軟磁性粉末、圧粉磁心、磁性素子および電子機器 |
| CN109440023A (zh) * | 2018-12-26 | 2019-03-08 | 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 | 一种高磁感氮耦合铁基非晶纳米晶合金及其制备方法 |
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