(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
一般式Ｆｅ100-a-b-c-dＰaＭbＭ'cＣｕd（式中、ＭはＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｍ'はＣｏ、Ｎｉから選ばれる１種類以上の元素を表わす。ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％を示し、それぞれ、２＜ａ≦１２、３＜ｂ＜１２、０≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦５を満たすものとする）で表わされることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金。
【請求項２】
組織の少なくとも３０％以上が微細結晶粒から成ることを特徴とする請求項１記載のＦｅ基軟磁性合金。
【請求項３】
前記結晶粒が主として鉄を主体としたｂｃｃ固溶体であることを特徴とする請求項２記載のＦｅ基軟磁性合金。
【請求項４】
前記微細結晶粒の平均粒径が１０００オングストローム以下であることを特徴とする請求項１〜３いずれか１項記載のＦｅ基軟磁性合金。
【請求項５】
飽和磁歪（λs）が＋１０×１０-6〜−５×１０-6の範囲にあることを特徴とする請求項１〜３いずれか１項記載のＦｅ基軟磁性合金。
【請求項６】
液体急冷法、薄膜作製法及び粉体作製法のいずれか一つの方法により、一般式Ｆｅ100-a-b-c-dＰaＭbＭ'cＣｕd（式中、ＭはＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｍ'はＣｏ、Ｎｉから選ばれる１種類以上の元素を表わす。ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％を示し、それぞれ、２＜ａ≦１２、３＜ｂ＜１２、０≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦５を満たすものとする）で表わされる組成の急冷合金を作製した後、この急冷合金を熱処理することを特徴とするＦｅ基軟磁性合金の製造方法。
【請求項７】
前記急冷合金を３５０℃〜７００℃の熱処理温度で２４時間以内保持することを特徴とする請求項６記載のＦｅ基軟磁性合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
【０００２】
本発明は、Ｆｅ基軟磁性合金に係わり、特に良好な軟磁気特性を有するＦｅ基軟磁性合金及びその製造方法に関する。
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
【０００３】
近年、磁気ヘッド、高周波トランス、可飽和リアクトル、チョークコイル等の磁心材料として、高い飽和磁束密度を有するＦｅ系の非晶質磁性合金が広く知られている。しかし、Ｆｅ系の非晶質磁性合金はＣｏ系よりも安価ではあるが、一般的に高周波領域においてコア損失が大きく、透磁率も低いという欠点があった。さらに飽和磁歪も大きいという欠点があった。
【０００４】
また、従来のＦｅ系の非晶質磁性合金としてＦｅ−Ｂ系のものが知られているが、一般にＢ（ホウ素）が高価であるため、Ｂを用いた軟磁性合金自体は高価になるという難点があった。
【０００５】
本願発明は、このような従来のＦｅ系非晶質磁性合金に代わる軟磁性材料であって、しかも飽和磁歪および鉄損が小さく、かつ、低コストである新規なＦｅ基軟磁性合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
このような目的を達成するため本発明者は、Ｆｅ基軟磁性合金について鋭意研究の結果、Ｆｅ−Ｐ系Ｆｅ基軟磁性合金に特定の元素Ｍ、特にＺｒを添加した場合、優れた軟磁気特性を示し、例えば飽和磁歪が低いこと、またこのようなＦｅ−Ｐ−Ｍ系Ｆｅ基軟磁性合金にＣｕを添加した場合に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。
【０００７】
即ち、本発明のＦｅ基軟磁性合金は、一般式Ｆｅ100-a-b-c-dＰaＭbＭ'cＣｕd（式中、ＭはＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｍ'はＣｏ、Ｎｉから選ばれる１種類以上の元素を表わす。ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％を示し、それぞれ、０≦ａ≦２５、３＜ｂ＜１２、０≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦５を満たすものとする）で表わされるものであり、特にその組織の少なくとも３０％以上が微細な結晶粒で生成されていることが好ましく、更に結晶粒は主として鉄を主体としたｂｃｃ固溶体から成るものである。
【０００８】
Ｐ（リン）は本発明の合金の必須元素であり、Ｂ（ホウ素）等の高価な元素を使用せずとも、Ｐを特定量（０原子％を超え２５原子％以下）添加することにより、急冷直後の非晶質形成範囲の拡大することができる。そのため全体として合金製造コストを低減することができる。
【０００９】
本発明におけるＰの含有量ａは、０原子％を超え２５原子％以下、好ましくは１〜１５原子％、更に好ましくは２〜１２原子％である。
【００１０】
一方、本発明のＦｅ基軟磁性合金に添加される元素Ｍは、軟磁性の発現を阻害する、Ｆｅ−Ｐ系結晶の析出を抑制あるいはＦｅ−Ｐ系結晶の析出開始温度を高い温度に移動させる効果があると現時点では推察されるものであり、ＭとしてＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉが用いられる。これら元素のうち特にＺｒが好適である。このような元素Ｍの添加は、更に結晶粒の微細化およびＦｅ−Ｐ系合金における非晶質形成能を向上させる効果がある。
【００１１】
本発明における元素Ｍの含有量ｂは、０原子％を超え１５原子％以下、好ましくは２〜１５原子％、更に好ましくは３〜１２原子％である
本発明のＦｅ基軟磁性合金に更に添加される元素Ｍ'は、Ｃｏ、Ｎｉから選ばれる１種類以上の元素であり、これらの元素はＦｅとの相互パラメータが負であるため、Ｆｅを主体とした固溶体中に固溶され、即ちα−Ｆｅ結晶構造のＦｅ原子の位置に置換される形で固溶されｂｃｃ結晶を安定化するものと考えられる。これにより、ｂｃｃ結晶の真性的な結晶磁気異方性あるいは磁歪定数の小さい結晶粒が作成されため優れた軟磁気特性が発現されるものと思われる。
【００１２】
本発明における元素Ｍ'の含有量ｃは、０原子％を超え２０原子％以下、好ましくは１〜１５原子％である。
【００１３】
本発明のＦｅ基軟磁性合金においてＣｕは、非晶質を熱処理することにより得られる結晶粒の微細化に寄与する。また、結晶粒の微細化に伴い実効的な磁気異方性エネルギーが結晶粒の持つ真性的な結晶磁気異方性エネルギーよりも小さくなると考えられるので磁気特性も改善される。但し、Ｃｕの含有量を５原子％より多くすると急冷直後の合金は脆化してしまい合金製造の面から好ましくない。従って、本発明におけるＣｕの含有量ｄは０原子％以上５原子％以下、好ましくは０．５〜３原子％が好ましい。
【００１４】
なお、本発明においてはＮ、Ｓ、Ｏなどの不可避的不純物を、目的とするＦｅ基軟磁性合金の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。
【００１５】
本発明のＦｅ基軟磁性合金は組織全体の少なくとも３０％以上（３０％〜１００％）が微細な結晶粒から成り、微結晶粒以外の部分は主として非晶質およびまたは上記微結晶粒以外の結晶質部分よりなる。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１００％であっても優れた（軟）磁気特性を示す。本発明のＦｅ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５０％以上が微細な結晶粒から成ることが特に好ましく、７０％以上が微細な結晶粒から成ることが最も好ましい。
【００１６】
また本発明の合金に含まれれる微細結晶粒は主としてｂｃｃ構造を有しており、Ｆｅを主体としてＭ、Ｍ'および微量のＰが固溶していると考えられる。この微細結晶粒は１０００オングストローム以下、好ましくは５００オングストローム以下、更に好ましくは５０〜３００オ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１０００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。
【００１７】
本発明のＦｅ基軟磁性合金について、飽和磁歪（λs）は＋１０×１０-6〜−５×１０-6の範囲にある。
【００１８】
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（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って実験的に評価することができる。また、結晶化に伴い生じる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ｂｃｃピーク反射（１１０）を用い、シェラーの式  （ｔ＝０．９λ／βｃｏｓθ）によっ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）、 ９１〜９４頁)。
【００１９】
このような微細結晶粒を有する本発明のＦｅ基軟磁性合金は、一般にアモルファス合金を形成する方法により所定形状の合金を作成した後熱処理することにより得られる。即ち、例えば単ロール法、双ロール法等の液体急冷法、キャビテーション法、スパッタ法、蒸着法等の薄膜作製法あるいはメカニカルアロイングのような粉体作製法等により上記組成の急冷合金をリボン状、粉末状、ファイバ状、繊維状又は薄膜状等に形成した後、得られた急冷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３０％以上を結晶化する。Ｆｅ基軟磁性合金の急冷直後の合金構造は、非晶質状態が望ましいが、熱処理後に軟磁気特性が得られる範囲内であれば一部結晶質が混在していてもよい。
【００２０】
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ことができる。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２００〜８００℃程度、好ましくは３００〜７００℃程度、更に好ましくは４００〜７００℃程度とする。熱処理時間は２４時間以内、好ましくは０．５〜５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。磁場を印加することにより磁気異方性を付与することができる。
【００２１】
本発明のＦｅ基軟磁性合金の製造方法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。
【００２２】
以下、実施例を挙げて更に説明する。
【実施例】
【００２３】
実施例１〜３
単ロール法を用いて、Ｆｅ、Ｐ、Ｚｒ、（Ｃｕ）を含有する溶湯からアルゴンガス１気圧雰囲気中で幅１．５mm程度、板厚約１５〜２４μｍの急冷薄帯を作成し試料とした。この試料を表１に示す熱処理温度で窒素ガスの存在下約１時間無磁場で熱処理した。この試料について、周波数１００ｋＨｚ及び最大磁束密度０．１Ｔにおける鉄損値Ｐｃ（W/Kg）、周波数１ＫＨｚ及び最大励磁磁界５ｍＯｅにおける実効透磁率μ（1KHz）、飽和磁化Ｂｓ（emu/g）、飽和磁歪λs（×１０-6）をそれぞれ測定した。得られた合金試料の合金組成及び合金中の微細結晶粒の含有量及び平均粒径を表１に示した。表１から明らかなように本実施例の合金中の微細結晶粒の含有量は全て６０％以上であった。なお組成はＩＣＰ分析によって決定した。
【００２４】
【表１】
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【００２５】
また、磁性特性の測定結果を表２に示した。
【００２６】
比較例としてＦｅ76Ｓｉ10Ｂ14（比較例１、市販品）及びＦｅ78Ｓｉ9Ｂ13（比較例２、市販品）を実施例と同様の条件で急冷合金とし、更に熱処理した後の鉄損、透磁率、飽和磁化、飽和磁歪を併せて表２に示した。
【００２７】
【表２】
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【００２８】
表２からも明らかなように本発明のＦｅ基軟磁性合金は、Ｆｅ−Ｂ系非晶質軟磁性合金とほぼ同様の鉄損、透磁率を有し、Ｆｅ−Ｂ系非晶質軟磁性合金に代る磁性材料として十分実用できることが示された。
【００２９】
図１に単ロール法により作製したＦｅ88Ｐ2Ｚｒ9Ｃｕ1（実施例３）の急冷合金を６２０℃、１時間アルゴン雰囲気中で熱処理した場合のＸ線回折パターンを示した。
【００３０】
図より、熱処理により得られた合金構造は主にｂｃｃ構造であることがわかる。
【発明の効果】
【００３１】
以上の実施例からも明らかなように、本発明のＦｅ基軟磁性合金はＦｅ−Ｐ系を基本として特定の元素、特にＺｒを添加するとともにＣｕを添加することにより、低鉄損、高透磁率、低飽和磁歪等の優れた磁性特性を示し、Ｆｅ−Ｂ系軟磁性合金に代る磁性材料として磁気ヘッド、高周波トランス、可飽和リアクトル、チョークコイル等に広く実用することができる。また、本発明のＦｅ基軟磁性合金はホウ素Ｂの代りにリンＰを用いることにより、低コストのＦｅ基軟磁性合金を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００３２】
【図１】本発明のＦｅ基軟磁性合金の熱処理後Ｘ線回折パターンを示す図。
【図１】
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