JPS5942069B2 - 実効透磁率の大きい非晶質合金の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は磁気損失が小さく実効透磁率が大きく、かつ広
い温度範囲にわたつて実効透磁率の温度変化の小さい非
晶質合金を得る磁気特性改質方法に関するものである。

従来（結晶構造を有する実効透磁率の大きい金属磁性材
料として、センタスト（Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金）やパ
ーマロイ系の合金（Ｆｅ−Ｎｉ系合金）などがあり、そ
れぞれの特性に応じて多くの分野で使用されているが、
これらの合金にはなおそれぞれ特性上及び使用上の欠点
がある。

Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金であるセンタストはＳｉ約１０
％を含有する実効透磁率の大きい合金であるが、塑性加
工ができないという欠点を持つているので、特に高い硬
度と高い固有抵抗を有しているという特性が生かされる
特殊な用途、例、えば、ＶＴＲ用磁気ヘッド素子等に限
つて特殊加工の上、使用されているにすぎない。

パーマロイ系統の合金は弱電関係の鉄心として使用され
ており、なかでもＮｌ７８％を含有するパーマロイは透
磁率が非常に大きくローディングコイル、電気火災警報
器の変流器用鉄心、磁気ヘッド用素子として使用されて
いる。

しかし、その製造法は真空溶解、造塊、鍛造、圧延およ
び水素中、１１００℃焼鈍等の幾多の工程を経てつくら
れるもので、これに要する燃料ならびに電力も多大であ
る。そのため終局的には原材料費のわりには高価な製品
となつている。最近、機器の進歩によりかこくな環境条
件のもとで使用される場合が多くなつてきており、これ
に満足する磁性材料が必要とされている。それ故、磁気
損失が小さく実効透磁率が大きく、かつ、広い温度範囲
にわたつて実効透磁率の変化の小さい優れた材料の開発
が望まれている。

本発明）ま、従来用いられている実効透磁率の大きい金
属材料が有する前記諸欠点のない、新規な、磁気損失が
小さく実効透磁率が大きく、広い温度範囲にわたつて実
効透磁率の温度変化の小さいＪＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ（Ｓｉ
、Ｂ）系非晶質合金を得る磁気特性改質方法を提供する
ことを目的とするものである。上記の目的を達成するた
めの発明の要旨とするところは、原子比率でＦｅ３〜１
２％、Ｎｉ５０％、以下、Ｓｉ２０％以下、Ｂ５〜２５
％、Ｓｉ＋Ｂ２０〜３５％、を含み残部実質的にＣｏよ
りなる非晶質合金で、こ、の合金のキュリー温度が結晶
化温度以下であることを必要条件とするものであり、こ
の合金を、前熱処理のいかんにかかわらず、最終的に結
晶化温度以下、キユリ一温度以上から１分間に５℃以上
の割合で冷却することを特徴とする非晶質合金の磁気特
性改質方法である。

かくして得られる非晶質合金は磁気損失が小さく、実効
透磁率が大きくかつ広い温度範囲にわたつて実効透磁率
の温度変化の小さい磁気特性をもつ合金である。

通常、金属は固体状態では結晶状態であるが、ある特殊
な条件（合金組成、急冷凝固）下では固体状態でも液体
に類似した、結晶構造をもたない原子構造が得られる。

この様な金属又は合金を非晶質合金又はアモルフアス金
属と呼ばれているＯ本発明者等は先に発明して特許出願
した高透磁率アモルフアス合金（特願昭５０−１５１０
３）および高透磁率アモルフアス合金の磁気特性改質方
法（特願昭５０−１５０９）につき高周波帯における、
磁気特性をさらに向上させるべく、熱処理条件等につい
て研究した結米磁気損失が小さく実効透磁率が大きく、
広い温度範囲にわたつて実効透磁率の温度変化の・Ｊ＼
さい非晶質合金を得る磁気特性改質方法を新規に知つた
。

第１表は本発明による磁気特性の改質方法で処理したと
きの非晶質合金の磁気損失実効透磁率、およびその温度
特性を、急冷状態のまま（熱処理前）の合金のものと、
従来から結晶金属軟磁性材料の代表として知られている
５−７９Ｍ０パーマロイ（スーパーマロイ）の特性値と
で比較して示した。

次に本発明で用いた，成分組成を有する非晶質合金を製
造する方法について説明する。

第１図は前記非晶質合金を製造する装置の一例を示す概
略図である。

この図において、１は下方先端に噴出するノズル２を有
する石英管で、その中には所定の成分組成を持つ様に配
合した原料金属３が装入され、溶解される。４は原料金
属を溶解するための加熱炉である。

５はモーター等の回転機により高速度、例えば１５００
〜５５００ｒ．ｐ．ｍで回転される回転冷却部材（直径
２０φ（ロ）である。

この冷却部材の材質は溶融材料を外周表面部６で薄帯状
の形で凝固させる様、な冷却速度で、溶融材料から熱を
除去し得るものであれば良く、銅、鉄、アルミニウム、
合金等の良好な熱伝導率を有している材料が好適である
。８は石英管１を支持して上下に移動するためのエアピ
ストンである。

原料金属は、先ず石英管１の送入口１ａより流体搬送等
により装入され加熱炉４の位置で加熱溶解され、次いで
エアピストン８により、ノズル２が冷却部材の外周表面
部６に対向する如く、石英管１が図に示す位置に下降さ
れたとほぼ同時に溶融金属３にガス圧力功ｎえられて、
溶融金属が冷却音附の外周表面部６に向つて噴流する。
石英管内部へは金属３の酸化を防ぐため絶えず不活性ガ
ス、例えばアルゴンガス９を送入し不活性雰囲気として
おくものとする。噴流された溶融金属は高速回転してい
る冷却部材の外周表面部に接触すると同時に超高速冷却
（１０４℃／Ｓｅｃ以上）が与えられて瞬時に凝固し、
薄帯状の非晶質合金１０となる。本発明で使用された非
晶質合金は一般の非晶質合金と同じく、その成分組成に
応じて、ある温度で結晶性金属または合金に変化する結
晶化温度をもつている。

非晶質合金が結晶化すると非晶質合金としての特性が失
われることになるので本発明において熱処理温度は結晶
化温度以下でなければならない。第２表に本発明で用い
た非晶質合金の成分組成と結晶化温度を示す。結晶化温
度は示差比熱曲線における発熱の開始温度とする。なお
、元素記号の右下に表示さイ一ｔている数値は原子比率
（へ）を示す。第２表から明らかな如く、非晶質合金は
その組成により結晶化温度が異なるので本発明の方法に
おいても、成分組成に応じた熱処理温度を選択する必要
がある。

第２表で示した成分組成を持゛つ合金を前記の製造装置
で非晶質合金をつくつた。

得られた非晶質合金の形状はそれぞれ厚さ約２０〜２４
μＭ．．幅約０．８ｍｍ１長さ約１０ｍの薄帯である。
この薄帯を適当な長さに切つて合金の磁気特性を測定し
た。直流磁（ヒ特性としての磁束密度（Ｂ）及び保磁力
（Ｈｃ）は上記の薄帯を長さ２０礪に切つてＣＯｉｆｆ
ｉ型のＢ−Ｈループ積分器で測定した。実効透磁率（瑚
）は薄帯状試料に層間絶縁材ＭｇＯ粉末を塗布しながら
直径１５ｍｍ（７）環状磁器に巻つけてトロイダルコア
（巻コア）としてマツクスウエルブリツヂを用いて、周
波数１ｋＨｚ，３ｋＨｚ，１０ｋＨｚ，１００ｋＨｚ１
各々の測定磁界１６（ＭＯｅ）で測定した。磁気損失（
ＷａｔｔｌＯｓｓ，Ｗ／Ｋ９）はマツクスウエルブリツ
ヂで周波数１０ｋＨｚで測定した。第３表に本発明の熱
処理条件を研究するために使用した非晶質合金のキユリ
一温度と急冷状態のまま（熱処理前）の薄帯を上記の如
くトロイダルにして測定したときの実効透磁率の周波数
特囲と磁気損失を示す。第２図は第３表の成分組成を持
つ非晶質合金Ａ〜Ｅを４００℃で２０分間カロ熱した後
で１分間５℃の割合で冷却し横軸の空冷開始温度に達し
たときに空冷した合金の実効透磁率を夫々の空冷開始温
度についてプロツトして示したものである。

但し、１４０゜Ｃ以下の冷却は１分間に２．５℃の割合
であつた。図中のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅは第３表の成分組
成をもつ合金と対応する記号であり、矢印はそれぞれの
合金のキユリ一温度を示す。

この図から明らかな如く、実効透磁率の最大となる空冷
開始温度は合金のキユリ一温度に依存していることがわ
かる。

即ち、非晶質合金のキユリ一温度よりも低い温度まで冷
却された合金の実効透磁率は著しく低下する。この低下
は、キユリ一温度以下での徐冷によつて生ずることから
、゛誘導磁気異方性による磁壁の固着効果にもとづくも
のと思われる。第２図Ａは第３表の組成を有する非晶質
合金Ａ〜Ｉを４５０℃で２０分間カロ熱した後に、水冷
、空冷および約１５０℃／Ｈｒの降温によつて冷却した
際の実効透磁率（μｅ）とキユリ一温度（Ｔｃ）との関
係について示す。

この結果、μｅは冷却速度が大きい場合には合金のＴｃ
の高低に無関係に常に大きな値を示すが、冷却速度が遅
くなるに従つてＴｃの高い合金ほどμｅは著しく低下す
ることが分る。

なお、この図で示す様に、ガラス化元素の総量（Ｓｉ＋
Ｂ）が２９〜３２ａｔ％を含む合金のμｅは上記の冷却
方法によつても著しい変化を示さないことから、μｅの
熱的安定性においてもすぐれていることが分る。

これらの結果から、非晶質合金を結晶化温度以下で熱処
理し、その温度から急冷もしくは合金のキユリ一温度以
上から急冷することによつて、第３表の熱処理前のもの
に比較して、実効透磁率及び以下の実施例にて示す如く
、磁気損失及び透磁率の温度特性について著しく改善さ
れる事が分つた。

なお、急冷の際の最低速度は合金組成によつて異なる。

一般のキユリ一温度の低い合金では、最低速度は小さく
とりうるが、キユリ一温度の高い合金では大きくしなけ
ればならない。本発明における１分間に５℃以上の冷却
速度はその最低速度である。本発明方法に適する非晶質
合金について、各成分の含有量を限定する理由は次の如
くである。

Ｂは非晶質化を助成する元素であるが、５％未満の場合
と２５％をこえた場合には非晶質合金の製造が困難にな
り、かつ合金を脆化させるので５〜２５％の範囲内にす
る必要がある。Ｓｉは合金組織の非晶質化を助成し、か
つ透磁率を高め、保磁力を減少させる有効な元素である
。特にＣＯ基非晶質合金の場合に顕著な効果がある。し
かし２０？をこえてもそれほど透磁率を向上せず、合金
のキユリ一温度を著しく低下させるだけであるのでＳｉ
２Ｏ％以下にする必要がある。又、Ｓｉ＋Ｂが２０％以
下の合金では本発明の熱処理効果が有効に作用されず、
３５％以上では非晶質合金の製造が困難になり、かつ合
金を脆化させるので２０〜３５％の範囲内にする必要が
ある。Ｆｅは３％より少ないとき、および１２％より多
いときは磁歪が増し、本発明による熱処理方法を用いて
も高い実効透磁率が得られないので、３〜１２％の範囲
内にする必要がある。Ｎｌは、透磁率を向上させる元素
であるが５０％をこえると飽和磁束密度を減少させると
共に合金のキユリ一温度が室温近くになり、実用材料と
して利用価値が半減するので５０％以『とする必要があ
る。次に本発明の有効性を実施例に従つて説明する。

実施例 １（ＦｅＯ．Ｏ８ｃＯＯ．７２ＮｌＯ．２Ｏ）
７４ｓｉ１０Ｂ１６の成分組成を有する合金を前述の製
造方法で非晶質合金をつくつた。

得られた非晶質合金の形状は厚さ約２４μＭ．．幅約０
．８ｍｍ長さ約１０ｍの薄帯である。この試料の磁気特
性の測定方法は前述の通りである。第３図は，急冷状態
の非晶質合金を各熱処理温度で２０分間カロ熱した後に
空冷して測定したときの磁束密度Ｂ２Ｏ（２０エルステ
ロドの磁界中で測定した値）、残留，磁束密度Ｂｒ、保
磁力ＨＣｌ実効透磁率μｅの変化を示す。

この図で薄帯の保磁力は２５０′Ｃの熱処理温度から減
少し、４７５℃付近で極値〔Ｈｃ＋０．００１０（０ｅ
）〕を示すと共に、実効透磁率も急激に向上する。更に
高温側で処理すると、結晶化温度に近づくに従つて保磁
力が増加すると共に、実効透磁率は急激に減少する。第
４表は４５０℃で２０分間力ｎ熱し、上記の冷却条件と
同様に１分間に５℃の割合で冷却しこの合金のキユリ一
温度（２７３℃）以上の３５０℃から空冷したときの実
効透磁率の周波数特性及び磁気損失を示す。

第４図は実効透磁率の温度特性を、熱処理前と熱処理後
のものについて比較して示した。第４表、および第４図
で示される如くこの合金に上記の熱処理をほどこすこと
によつて磁気損失、実効透磁率およびその温度特性と共
に大巾に改善されることが分る。成分組成を有する合金
を前述の製造方法によつて非晶質合金をつくつた。

得られた非晶質合金の形状は厚さ約２４μｍ１幅約０．
８ｍｍｓ長．さ約１０ｍの薄帯である。第５表は、４０
０℃で２０分間加熱し、前述の冷却条件と同様に１分間
に５℃の割合で冷却し、２５０℃から空気中で空冷した
ときの実効透磁率の周波数特性および磁気損失を示す。
第５図は実効透磁率の温度特性を示したもので、上記条
件で熱処理したものと熱処理前のものとを比較して示し
た。第５表および第５図で示される如く、この合金に上
記の熱処理をほどこすことによつて磁気損失、実効透磁
率及びその温度特性と共に大巾に改善されることが分る
。

を有する合金を前述の製造方法によつて非晶質合金をつ
くつた。

得られた非晶質合金の形状は厚さ約２３μｍ１幅約０．
８ｍへ長さ約１０ｍの薄帯である。この試料の磁気特性
の測定方法は前述の通りである。第６表は空気中３８０
℃で６０分間加熱し、１分間に５℃の割合で冷却し、こ
の合金のキユリ一温度（２８「Ｃ）以上の３００℃から
空冷したときの実効透磁率の周波数特性を示す。第６図
は、その温度特性を、熱処理前のものとの比較で示した
。第６表および第６図で示される如く、この合金に上記
条件の熱処理をほどこすことによつて磁気損失、実効透
磁率およびその温度特性ともに大巾に改善されることが
分る。

実施例 ４ 第７表は実施例１で用いた成分組成を持つ合金を４５０
℃で２０分間加熱し１分間に４℃の割合で冷却し、この
合金のキユリ一温度（２７３℃）以下の２００℃から空
冷したときの実効透磁率の周波数特性と上記熱処理した
この合金をキユリ一温度以上の３００℃で２０分間ｖ口
熱し、その温度から空冷したときの磁気損失、実効透磁
率の周波数特性をあわせて示す。

第７図は再熱処理をほどこしたときの実効透磁率の温度
特性を示す。

第７表および第７図で示される如く、合金のキユリ一温
度以下の徐冷によつて実効透磁率が著しく低下した試料
を、その合金のキユリ一温度以上に再加熱し、急冷する
ことによつて、実施例１で得られた熱処理後の磁気特性
とほぼ同じ特性のものになることが分つた。

実施例 ５ （ＦｅＯ．Ｏ６２ｃＯＯ，９３８）７０ｓｉ１９Ｂ１１
の成分組成を有する合金を前述の製造方法によつて、非
晶質合金をつくつた。

得られた非晶質合金の形状は厚さ約２０μｍ１幅約０．
８ｍｍ長さ約１０ｍの薄帯である。この試料の磁気特性
の測定方法は前述の通りである。第８表は空気中４５０
℃で６０分間加熱し、１分間に５℃の割合で冷却したと
きの実効透磁率の周波数特性および磁気損失を示す。第
８図はその温度特性を第９図は１００℃で１００００分
までの時効による実効透磁率の変化を示す。第８表およ
び第８図で示される如く、この合金に上記の条件の熱処
理をほどこずことによつて磁気損失、実効透磁率および
温度特性ともに大巾に改善される、また、第９図で示さ
れる如く、この合金の実効透磁率は１００℃で１０００
０分間の時効によつてもほとんど変化しないことが分る
。

以上、これらの実施例から明らかな如く、前述の成分組
成を有する非晶質合金の磁気特性は本発明の磁気特性改
質方法を用いるこ吉によつて大巾に改善されることが分
つた。

【図面の簡単な説明】

第１図は非晶質合金を製造する装置の一例を示す概略図
、第２図はそれぞれの成分組成を有する非晶質合金の空
冷開始温度に対する実効透磁率の変化を示す図、第２図
Ａはそれぞれの成分組成を有する非晶質合金の実効透磁
率とそのキユリ一温度との関係を示す図、第３図は（Ｆ
ｅＯ．Ｏ８ＣＯＯ．７２ＮｌＯ．２Ｏ）７４Ｓｉ，０Ｂ
，６の成分組成を有する非晶質合金の熱処理温度による
直流磁化特性および実効透磁率の変化を示す図、第４図
は（ＦｅＯ．Ｏ８ＣＯＯ．７２ＮｌＯ．２Ｏ）７４Ｓｉ
，０Ｂ１６の成分組成を有する非晶質合金の実効透磁率
の温度特性を示す図、第５図は（ＦｅＯ．Ｏ９５ｃＯＯ
．５Ｏ５ＮｌＯ．４Ｏ）７６Ｓｉ１０Ｂ１４の成分組成
を有する非晶質合金の実効透磁率の温度特性を示す図、
第６図は（ＦｅＯ．Ｏ６２ｃＯＯ．９３８）７８Ｓｉ１
７Ｂ１０の成分組成を有する非晶質合金の実効透磁率の
温度特性を示す図、第７図は（ＦｅＯ．Ｏ８ＯｃＯＯ．
７２ＮｌＯ．２Ｏ）７４ｓｉ１０Ｂ１６の成分組成を有
する非晶質合金を３００℃で再処理したときの実効透磁
率の温度特性を示す図、第８図は（ＦｅＯ．Ｏ６２ｃＯ
Ｏ．９３８）７０ｓｉ１９Ｂ１１の成分組成を有する非
晶質合金の熱処理後の温度特性を示す図、第９図は）（
ＦｅＯ．Ｏ６２ｃＯＯ．９３８）７０ｓｉ１９Ｂ１１の
成分組成を有する非晶質合金の時効による実効透磁率の
変化を示す図。 １・・・・・・石英管、２・・・・・・ノズス、３・・
・・・・原料金属、４・・・・・・加熱炉、５・・・・
・・回転冷却部材、６・・・・・・外周表面部。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 原子比率Ｆｅ３〜１２％、Ｎｉ５０％以下、Ｓｉ２
   ０％以下、Ｂ５〜２５％、Ｓｉ＋Ｂ２０〜３５％、を含
   み残部実質的にＣｏよりなる非晶質合金で、キュリー温
   度が結晶化温度以下である非晶質合金を前熱処理のいか
   んにかかわらず、最終的に結晶化温度以下で、キュリー
   温度以上の温度から１分間に５℃以上の割合で冷却する
   ことを特徴とする磁気損失が小さく、実効透磁率が大き
   く、広い温度範囲にわたつて実効透磁率の温度変化の小
   さい非晶質合金を得る磁気特性改質方法。