JPS63304603A - Ｆｅ基軟磁性合金圧粉体及びその製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は優れた磁気特性を有するＦｅ基軟磁性合金圧粉
体特に組織の大部分が微細な結晶粒から成るＦ、ｅ基軟
磁性合金圧粉体及びその製造方法に関するものである。

〔従来の技術〕

従来から交流で使用する変圧器、電動機、チョーク、ノ
イズフィルタなどに用いる磁心には、Ｆｅ−３ｉ合金、
パーマロイ、フェライトなどの結晶質材料がそれぞれ用
途に合わせて使用されている。

しかしながら、Ｆｅ−３ｉ合金は比抵抗が小さく、かつ
結晶磁気異方性が零でない為周波数の比較的高い領域で
は鉄損が大きくなるという問題点を有している。パーマ
ロイは比抵抗が小さいので、高周波での鉄損が太き（な
るという問題点を有している。又、フェライトは高周波
での損失は小さいが磁束密度もせいぜい５０００Ｇと小
さく、その為大きな動作磁束密度での使用時にあっては
、飽和に近くなり、その結果鉄損が増大するという問題
点を有している。近年、スイッチングレギュレータに使
用される電源トランス等の高周波で使用されるトランス
においては、形状の小形化が望まれているが、その場合
は、動作磁束密度の増大が必要となるため、フェライト
の鉄損増大は実用上大きな問題となる。

高周波における鉄損を小さくしたり、透磁率の周波数特
性を向上させる目的で、上記磁性合金の圧粉体が使用さ
れることもある。これは上記金属の粉末を作製し、それ
を絶縁層を介して固めたものであり、絶縁層としては有
機物が使用されている。これらの磁心は主としてチュー
クやノイズフィルタとして使用されている。

しかしながら、上記磁性粉末から成る圧粉体は透磁率が
小さくそのため充分なインダクタンスを得るためには巻
線の数を増やさなければならず、従って小形化しにくい
という欠点があった。また鉄損が大きい為、実用時の発
熱が大きいという問題があった。

一方、結晶構造を持たない非晶質磁性合金は、高透磁率
、低保磁力等の優れた軟質磁気特性を示すので、最近注
目を集めている。これらの非晶質磁性合金は鉄（Ｆｅ）
、コバルト（ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）等を基本とし、
これに非晶質化元素（メタロイド）として、リン（Ｐ）
、炭素（Ｃ）、ホウ素（Ｂ）、ケイ素（Ｓｉ）、アルミ
ニウム（八り、ゲルマニウム（Ｇｅ）等を含有せしめた
ものである。

また、Ｆｅ、　Ｇｏ、　Ｎｉ、とＴｉＸＺｒ、　Ｈｆ、
　Ｎｂ等の合金から成る非晶質合金も知られている。

これらの非晶質合金は通常薄帯の形で得られ、それらの
磁心として用いるときには薄帯をトロイダル状やＵ形、
Ｅ形に成形した巻鉄心、あるいは薄帯を一定の形状に打
抜いて積層した積層鉄心として使用されている。しかし
ながらこれらの磁心は特にＵ形、Ｅ形においてその作製
法が困難であ上記欠点を解消する為に、非晶質磁性合金
の粉末を作製し、バインダを用いてこれを圧密化し、圧
粉体を作製する方法が、例えば特開５５−１３３５０７
　。

６１−１５４０１４．６ｌ−１５４１１Ｌ　６１−１６
６９０２等に開示されている。また、非晶質磁性合金の
粉末を衝撃力により瞬時に圧縮せしめることにより、高
密度の圧粉体を得る方法が例えば特開６１−２８８４０
４．６２−２３９０５等に開示されている。これらの圧
粉体に用いられる非晶質合金は主としてＦｅ系とＣｏ系
に大別され、Ｆｅ系の非晶質合金は飽和磁束密度が大き
く、材料コストがＣｏ系に比べ安くつくという利点があ
る反面一般的に高周波においてＣｏ系非晶質合金よりコ
ア損失が大きく、透磁率も低いという問題がある。

これに対しＣｏ系の非晶質合金は高周波のコア損失が小
さく、透磁率も高いが飽和磁束密度が小さくコア損失や
透磁率の経時変化が大きく実用上問題が多い。さらに高
価なＣｏを主原料とするため価格的な不利は免れない。

この様なＦｅ系およびＣｏ系非晶質合金の得失は、これ
を圧粉体とした場合にもほぼあてはまる。

（発明が解決しようとする問題点〕 本発明の目的は、飽和磁束密度が大きくコア損失および
コア損失の経時変化、透磁率その他の磁気特性に優れた
、新規な軟磁性合金圧粉体を提供することにある。

本発明のもう１つの目的は、上記Ｆｅ基軟磁性合金圧粉
体製造する方法を提供することである。

〔問題点を解決するための手段〕

上記目的に鑑み鋭意研究の結果、本発明者等はＦｅ−５
ｉ−Ｂを基本成分とする合金にＣｕと、Ｎｂ、　Ｗ、Ｔ
ａ、　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｔｉ、　Ｍｏから選ばれる少な
くとも一種の元素とを複合添加することにより、非晶質
合金の適当な熱処理により組織の大部分が微細結晶粒か
らなるとともに優れた磁気特性を有するＦｅ基基磁磁性
合金粉末得られることを発見し、本発明に想到した。

すなわち、本発明のＦｅ基軟磁性合金圧粉体一般式： ％式％ （ただし、ＭはＣｏ及び／又はＮｉであり、Ｍ′はＮｂ
。

Ｗ、Ｔａ、　Ｚｒ、　Ｈｒ、　ＴＩ及びｌ’ｌｏがら成
る群がら選ばれた少なくとも一種の元素、Ｍ“はＶ、　
Ｃｒ、　Ｍｎ、　Ａｊ２゜白金属元素、　Ｓｃ、　Ｙ、
希土類元素＋　Ａ　ｕ　＋　Ｚ　ｎ　＋　Ｓ　ｎ　＋Ｒ
ｅから成る群から選ばれた少なくとも一種の元素、Ｘは
Ｂｅ、　　Ｃ，Ｇｅ、　　Ｐ、　Ｇａ、　Ｓｂ、　Ａｓ
、　Ｉｎがら成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Ｔはそれぞれ０≦ａ＜０．
５．０．１≦ｘ≦３．０≦ｙ≦３０゜０≦Ｚ≦２５．０
．１≦α≦３０．０≦β≦１００≦γ≦１０　及び　Ｏ
≦ｙ＋ｚ≦３５を満たす。）により表わされる組成を有
する微粉末を出発原料とし、これを圧密化し、塊状とし
た圧粉体において、その組成の少なくとも５０％が微細
な結晶粒からなるものである。

また本発明のＦｅ基軟磁性合金圧粉体製造方法は、前記
非晶質合金微粉末を溶湯を急冷することにより得る工程
と、これを加圧し圧粉体とする工程と、これを加熱し微
細な結晶粒を形成する熱処理工程とを有することを特徴
とする。ここで、圧粉体の成形方法としては、冷間プレ
ス、温間プレス、爆発圧着等の方法が可能である。

本発明において、Ｃｕは必須元素であり、その含有量Ｘ
は０．１〜３原子％の範囲である。０．１原子％より少
ないとＣｕの添加によるコア損失低下の効果がほとんど
なく、一方３原子％より多いとコア損失が未添加のもの
よりかえって大きくなる。また本発明において特に好ま
しいＣｕの含有量Ｘは０．５〜２原子％であり、この範
囲ではコア損失が特に小さい。Ｃｕのコア損失低下作用
の原因は明らかではないが次のように考えられる。すな
わち、ＣｕとＦｅの相互作用パラメータは正であり、固
溶度は低いが、Ｆｅ基非晶質合金中に適量含有され熱処
理されると、Ｆｅ原子同志またはＣｕ原子同志が寄り集
りクラスタリングが起こり、組成ゆらぎが生ずる。この
ため部分的に結晶化しやすい領域が多数できそこを核と
して結晶化が始まる。この結晶はＦｅを主成分とするも
のであり、Ｃｕの固溶度はほとんどないため結晶化によ
りＣｕは結晶粒の周囲にはき出され、結晶粒の周辺のＣ
ｕ濃度が高くなる。このため結晶粒は成長しにくいと考
えられる。すなわち、Ｃｕ添加により結晶核が多数でき
ることと、結晶粒が成長しに（いため結晶粒の微細化が
起こると考えられる。この結晶粒の微細化により磁気的
に等方的になるため結晶化してもＣｏ基非晶質合金並の
軟磁性が得られると考えられる。この作用はＮｂ、　Ｔ
ａ、　Ｗ、、Ｍｏ、　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｔｉ等の存在に
より著しくなると考えられ、Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｗ、　Ｍ
ｏ、Ｚｒ、　Ｈｆ。

Ｔｉ等が存在しない場合は結晶粒はあまり微細化されな
い。またＦｅを主成分とする微細結晶相が生ずるためＦ
ｅ基非晶質合金等に比べ磁歪が小さくなり内部応カー歪
による磁気異方性が小さくなることも軟磁気特性が改善
される理由と考えられる。またＮｂ、　Ｔａ、　Ｗ、　
Ｍｏ、Ｚｒ、　Ｉｆ等を添加してもＣｕを添加しない場
合は結晶粒は微細化されに（（、化合物相が形成しやす
いため、結晶化により磁気特性は劣化する。

またＳｉ及びＢは、合金の非晶質化に望ましい。

というのは後述するように、一般的には、本発明のＦｅ
基軟磁性合金圧粉体一旦非晶質合金微粉末とした後で熱
処理により微細結晶粒を形成させることにより得られる
ものであるからである。両者の含有量ｙ及びＺの限定理
由は、ｙが３０原子％以下、Ｚが０〜２５原子％かつｙ
＋ｚが０〜３５原子％の範囲を外れると、合金の非晶質
化が困難となることがある。本発明おいて、ｙの好まし
い範囲は１０〜２５原子％であり、Ｚの好ましい範囲は
３〜１２原子％であり、ｙ十ｚの好ましい範囲は１８〜
２８原子％の範囲である。この範囲であるとコア損失が
小さいものが容易に得られる。

本発明においてＭ′はＣｕとの複合添加により析出する
結晶粒を微細化する作用を有するものであり、Ｎｂ、　
Ｗ、　Ｔａ、　Ｚｒ、　Ｉｆ及びＭＯからなる群から選
ばれた少なくとも１種の元素である。Ｎｂ等は合金の結
晶化温度を上昇させる作用を有するが、クラスターを形
成し結晶化温度を低下させる作用を有するＣｕとの相互
作用により析出する結晶粒が微細化するものと考えられ
る。Ｍ′の含有量αは０．１〜３０原子％であり、０．
１原子％未満だと結晶粒微細化の効果が不十分であり、
３０原子％を超えると飽和磁束密度の著しい低下を招く
。好ましいＭ′の含有量αは２〜８原子％である。なお
Ｍ′としてＮｂが磁気特性の面で最も好ましい。またＭ
′の添加によりＣｏ基高透磁率非晶質合金を用いた圧粉
体と同等以上の高い透磁率を有するようになる。

残部は不純物を除いて実質的にＦｅであるが、Ｆｅの一
部は添加成分Ｍ（Ｃｏ及び／又はＮｉ）により置換され
ていてもよい。Ｍの含有量ａはＯ≦ａ＜０．５であるが
、これはαが０．５を越えると、コア損失が増加するた
めである。

上記組成を有する本発明のＦｅ基軟磁性合金圧粉体また
合金組織の少くとも５０％以上が微細な結晶粒からなる
。

この結晶粒はα−Ｆｅを主体とするものでＳｉやＢ等が
固溶していると考えられる。この結晶粒はその最大寸法
で測定した場合、平均粒径が５００Å以下と著しく小さ
な平均粒径を有し、合金組織中に均一に分布している。

合金組織のうち微細結晶粒以外の部分は主に非晶質であ
る。なお微細結晶粒の割合が実質的に１００％になって
も本発明のＦｅ基軟磁性合金圧粉体十分に優れた磁気特
性を示す。

また本発明のＦｅ基軟磁性合金圧粉体以上の成分以外に
、Ｖ、　Ｃｒ、　Ｍｎ、、ＡＩ！、、白金属元素等を必
要に応じて含んでも良い。また非晶質形成元素として、
Ｃ，Ｇｅ、　Ｐ、　Ｇａ等を含んでも良い。なお、Ｎ、
０、Ｓ等の不可避的不純物については所望の特性が劣化
しない程度に含有していても本発明の合金組成と同一と
みなすことができるのはもちろんである。

次に本発明のＦｅ基軟磁性合金圧粉体製造方法について
説明する。

まず非晶質合金粉末を形成する方法としては、上記所定
の組成の溶湯から、片ロール法、多ロール法等の公知の
液体急冷法により、リボン状の非晶質合金を形成し、こ
れを加熱脆化後粉砕する事により粉末化する方法がある
。また、所定の組成の溶湯から、アトマイズ法、キャビ
テーション法等公知の液体急冷法により、非晶質合金微
粉末を直接得る方法がある。後者の方が一般に量産性が
優れるが、前者の方法ではリン片状の粉末が得易い事も
あり、目的に応じて使いわけられる。

この非晶質合金微粉末は若干の結晶相を含んでいてもよ
いが、後の熱処理により微細な結晶粒を均一に生成する
為には、できるだけ非晶質であることが望ましい。

次にこれを圧密化し、圧粉体とするには、結合材（例え
ばフェノール樹脂やエポキシ樹脂等でも良いが、プレス
成形後熱処理をほどこす工程を含む場合は、無機フェス
等耐熱性のあるバインダーが望ましい）を添加し、プレ
ス成形する方法がある。

また、結合材を用いずにこれを圧粉体とするには、いわ
ゆる温間領域における粘性流動による変形を利用し、非
晶質合金の結晶化温度近傍にて非晶質合金粉末を加圧し
、圧密化することにより塊状とすることができる。また
、いわゆる爆発成形なる手法によっても塊状とすること
は可能である。

尚、前記圧粉体を電気部品として用いる場合には、渦電
流損失を低下する目的で、粉末間に絶縁層を設ける事が
好ましい。その方法としてはあらかじめ出発原料である
非晶質合金粉末の表面を酸化する方法あるいは水ガラス
や金属アルコキシド、セラミック超微粉末等を添加後、
圧粉体とすることにより目的を達成することができる。

熱処理は粉末の状態で行なうことも可能であるが、硫歪
がゼロに近い場合を除いては、圧粉体としたのちに行な
うことが望ましい。その方法は通常真空中または水素、
窒素等の不活性ガス雰囲気中において一定時間保持し行
なう。熱処理温度及び時間は非晶質合金微粉末からなる
磁心の形状、サイズ、組成等により異なるが、一般的に
４５０°Ｃ〜７００°Ｃで５分から２４時間程度が望ま
しい。

熱処理温度が４５０°Ｃ未満であると結晶化が起こりに
くく、熱処理に時間がかかりすぎる。また７００°Ｃよ
り高いと粗大な結晶粒が生成するおそれがあり、微細な
結晶粒を均一に得ることができなくなる。また熱処理時
間については、５分未満では加工した合金全体を均一な
温度とすることが困難であり磁気特性がばらつきやすく
、２４時間より長いと生産性が悪くなるだけでなく、結
晶粒の過剰な成長により磁気特性の低下が起こりやすい
。好ましい熱処理条件は、実用性及び均一な温度コント
ロール等を考慮して、５００〜６５０°Ｃで５分〜６時
間である。

熱処理雰囲気はＡｒ、　Ｎ、、■２等の雰囲気が望まし
いが、大気中等の酸化性雰囲気でも良い。冷却は空冷や
炉冷等によりなど、適宜行うことができる。

また場合によっては多段の熱処理を行うこともできる。

［実施例］ 以下、本発明の実施例につき説明する。

災施炎上 原子％でＣｕ１％、５ｉ１５％、８９％、Ｎｂ３％、Ｃ
ｒ１％及び残部実質的にＦｅからなる組成の溶湯から、
単ロール法により幅２０＋＋＋＋ｎ、厚さ１８μｍのリ
ボンを作製した。このリボンのＸ線回折を測定したとこ
ろ第１図（ａ）に示すような非晶質合金に典盟約なハロ
ーパターンが得られた。またこのリボンの透過電子顕微
鏡写真（３０万倍）を第２図（ａ）に示す。Ｘ線回折及
び第２図（ａ）から明らかなように、得られたリボンは
ほぼ完全な非晶質であった。

次にこの非晶質リボンを窒素雰囲気中、３００°Ｃで３
０分加熱したのち、振動ミルにて粉砕し、４８メツシユ
以下の粉末とした。得られた粉末の形状を走査型電子顕
微鏡（ＳＥＭ）で観察した結果を第３図に示すが、粉末
の形状は鱗片状をしているのがわかる。一方、この粉末
をＸ線回折した結果、第１図（ａ）に示したとほぼ同じ
ハローパターンが得られ、この段階では粉末がほぼ非晶
質であることを確認した。

次に得られた粉末に耐熱性無機フェス（変性アルキルシ
リケート）をバインダーとして７ｗｔ！加え、約２５０
°Ｃで温間プレスを行ない、外径２０胴、内径１２岨、
厚さ６鵬の圧粉磁心を作製した。

得られた圧粉磁心の断面マクロ組織を第４図に示す。

この磁心を、窒素ガス雰囲気中、５５０°Ｃで１時間熱
処理を行ない、徐冷した。同時に、上記非晶質粉末を同
じ条件で熱処理し、そのＸ線回折を行なった結果、第１
図（ｂ）に示す様に結晶ピークが認められた。第２図（
ｂ）はこの熱処理後の粉末の透過電子顕微鏡写真（３０
万倍）であり、熱処理後の組織の大部分が微細な結晶粒
からなることがわかる。結晶粒の平均粒径は約１００人
であった。

ＣｕとＮｂを複合添加した本発明の合金の結晶粒の形は
球状に近く、平均粒径は約１００人程度と著しく微細化
されている。Ｘ線回折パターン及び透過電子顕微鏡によ
る分析から、この結晶粒はＳｉ。

Ｂ等が固溶したα−Ｆｅであると推定される。Ｃｕを添
加しない場合は結晶粒は大きくなり、微細化されに（く
、このようにＣｕ及びＮｂの複合添加により、得られる
結晶粒の大きさ及び形態が著しく変化することが確認さ
れた。

次に、熱処理前後の上記圧粉磁心につき、磁束密度の波
高値Ｂｍ＝２ｋＧ及び周波数１００ＫＨｚにおけるコア
損失Ｗ２７、。ｏｘを測定したところ、熱処理前のもの
は７５００ｍＷ／ｃｃ、熱処理後のものは５３０ｍＷ／
ｃｃであった。これから、本発明の熱処理により、非晶
質合金中に微細な結晶粒を均一に形成することにより、
コア損失が著しく低下することがわかる。

実施１ 実施例１と同様の条件により、下記の第１表に示す組成
のＦｅ基非晶質圧粉磁心を作製した。得られた各合金を
２つに分け、一方には実施例１と同じ条件の熱処理を施
し、他方には非晶質を保持するような従来の熱処理（４
００°ＣＸ１時間）を施し、それぞれについて１００ｋ
Ｈｚ　、２ＫＧにおけるコア損失Ｗ２７□。。８を測定
した。

結果を第１表に示すが、いずれの組成においても本発明
の熱処理により非晶質合金中に微細な結晶粒を均一に形
成することにより、コア損失が著しく低下することがわ
かる。

実施例３ 実施例１と同様の方法により Ｆｅｔ３−ｘｃｕｘｓｌ　１　ＪＪｂ３Ｃｒ　Ｉにより
表わされる組成（０≦ｘ≦３．５）の非晶質合金圧粉体
を作製し、各々の試料を下記の最適熱処理温度で１時間
熱処理し、磁束密度の波高値Ｂｍ＝２ｋＧ、周波数ｆ＝
１００ＫＨｚにおけるコア損失Ｗ！／□。。、を測定し
た。

Ｘの値（原子％）　　熱処理温度（Ｃ）０、０５　　　
　　　５１５ ０、１　　　　　　　５３０ ０、５　　　　　　　５５０ １、０　　　　　　　５７０ １、５　　　　　　　５７０ ２．０　　　　　　　５６０ ２、５　　　　　　　５４０ ３、０　　　　　　　５１０ ３、２　　　　　　　５００ ３、５　　　　　　　４９０ Ｗ２７．。。、との関係を示す。

第５図から明らかなように、Ｃｕの含有量Ｘが０から増
大するにつれてコア損失が低下するが、約３原子％を超
えるとコア損失が無添加のもの並に大きくなる。Ｘが０
．１〜３原子％の範囲にある場合、コア損失は十分に小
さいことがわかる。特に望ましいＸの範囲は０．５〜２
原子％である。

実施例４ 実施例１と同様の方法で Ｆｅｖｓ、ｓ−、Ｃｕ、Ｓｉ＋、Ｂｇ、５Ｍ’　ａＴｉ
ｒにより表わされる組成の非晶質合金（Ｍ’　＝Ｎｂ、
　Ｗ、　Ｔａ又はＭｏ）圧粉体を作製し、各々の試料を
下記の最適熱処理温度で１時間熱処理し、それぞれのコ
ア損失Ｗ２／１００Ｋを測定した。

Ｘの値（原子％）　　熱処理温度（°Ｃ）０．１　　　
　　　４２０ ０、２　　　　　　　４２５ １．０　　　　　　　４４５ χの値（原子％）　　熱処理温度（°Ｃ）２、０　　　
　　　　５００ ３、０　　　　　　　５５０ ５、０　　　　　　　５８０ ７、０　　　　　　　５９０ ８、０　　　　　　　６００ １０、０　　　　　　　６００ １１、０　　　　　　　６０５ 結果を第６図に示す。第６図においてグラフＡ、Ｂ、Ｃ
ＳＤはそれぞれＭ′がＮｂ、　Ｗ、　Ｔａ及びＭｏの場
合を示す。

第６図から明らかな通りＭ′の量αが０．１〜１０原子
％範囲でコア損失が十分に小さくなっている。

またＭ′がＮｂのときに特にコア損失が低かった。

特に望ましいαの範囲は２≦α≦８である。

災皇班工 ＦｅＢＣｕ＋Ｓｉ　＋　３．５Ｂ９．５Ｎｂ３Ｒｕ＋な
る組成を有する合金を水アトマイズ法により粉末化し、
フルイにより４８ｍｅｓｈ以下の粉末を得た。得られた
粉末をＸ線回折した結果、第１図ａに示すと同様のハロ
ーパターンが得られ、はぼ完全な非晶質であることを確
認した。得られた粉末に水ガラス（ＪＩＳ　３号）を０
．７％添加し、十分撹拌したのち、１．８０℃で２時間
乾燥した。

この粉末を衝撃圧着法によりバルク化し、外径２０ｍ、
内径１２ｍｍＸ厚さ５鴫のトロイダル磁心を作製した。

バルク化の手法は、衝撃銃法により、衝撃圧力は７ＧＰ
ａ、得られた成形体の密度は９７％であった。

これを５５０°Ｃで１時間熱処理したものについて、飽
和磁束密度Ｂｓ　１　ｋＨｚの実効透磁率μ８８３．お
よび１ｋＧ、　　１０ｋｌｌｚにおけるコア損失Ｗ、７
．。８を測定した。また比較の為にＦｅ基非晶質合金圧
粉体（組成：　Ｆｅ７ｓＢ＋＋Ｓｉ、）及びフェライト
（Ｍｎ−Ｚｎ系）についても、実効透磁率を測定した。

第２表に結果を示す。なおＦｅ基非晶質合金圧粉体の製
法は、圧粉体を形成するまでは上記Ｆｅ７ｚｃｕ＋ｓｉ
＋　３１１５Ｂ９．５Ｎｂ３Ｒｕｌと同様の手法によっ
た。得られた圧粉体は非晶質性を保つ温度範囲である４
００°Ｃで２時間焼鈍を行なった。

第２表から本発明のＦｅ基軟磁性合金圧粉体飽和磁束密
度がＣｏ基非晶質合金圧粉体やパーマロイ圧粉体に比べ
て大きく、がっＦｅ基非晶質合金圧粉体等に比べ優れた
透磁率およびコア損失を有することがわかる。このため
、本発明のＦｅ基軟磁性合金圧粉体チョークコイル等に
好適である。

実Ｊ１１」 第３表に示す組成の非晶質合金リボンから、実施例１と
同様の方法により、Ｆｅ基軟磁性合金圧粉体得た。第３
表に各々の圧粉体を高温高湿下（８０°Ｃ１９５％ＲＨ
）で１０００時間保持した後の耐食性の程度およびコア
損失の変化量ΔＷを示す。第３表から明らかな様に、Ｒ
ｕ、　Ｒｈ、　Ｐｄ、Ｏｓ、　Ｉｒ、　Ｐｔ、、Ａｕ、
　Ｃｒ、　Ｔｉ、　Ｖ等を添加した本発明Ｆｅ基軟磁性
合金圧粉体、耐食性に優れ、高温高湿下におけるコア損
失の劣化が小さい為、厳しい環境下で使用する場合にお
いても実用的である。

夫施班り 原子％でＣｕ１％、Ｓｉ　１３．８％、Ｂ８．９％、Ｎ
ｂ３．２％、Ｃｒ　Ｏ，５％、０１％及び残部実質的に
Ｆｅからなる組成の溶湯から、単ロール法により幅１０
皿、厚さ１８μｍのリボンを作製した。このリボンのＸ
線回折を測定したところ非晶質合金に典型的なハローパ
ターンが得られた。またこのリボンの透過電子顕微鏡写
真（３０万倍）によりほぼ完全な非晶質であることを確
認した。

次にこの非晶質リボンを窒素ガス雰囲気中５７０°Ｃで
１時間熱処理を行った。透過電子顕微鏡写真（３０万倍
）により、熱処理後のリボンの組織の大部分は第２図（
ｂ）に示されるものと同様に微細な結晶粒からなること
がわかった。結晶粒の平均粒径は約１００人であった。

Ｃｕ無添加の場合は結晶粒が粗大化することが確認され
ており、ＣｕとＮｂ等の複合添加により、著しい結晶粒
微細化効果が得られる。これを振動ミルにて４８ｍｅｓ
ｈ以下に粉砕し、実施例１と同様の方法にて外径２０皿
、内径１２０、厚さ６胴の圧粉磁心を作製した。

一方、上記非晶質リボンを、非晶質を保持するような従
来の熱処理（４００°Ｃ×１時間）を施し、上記と同様
な手法にて同一形状の圧粉磁心を作製した。

得られたＦｅ基基磁磁性合金らなる圧粉磁心について、
磁束密度の波高値Ｂｍ−２ｋＧ及び周波数１００ＫＨｚ
におけるコア損失Ｗ２／１゜ｏｘを測定したところ、従
来の熱処理のものは５５００ｍＷ／ｃｃ　、本発明によ
る熱処理後のものは９３０　ｍＨ７ｃｃであった。これ
から、本発明の熱処理により非晶質合金中に微細な結晶
粒を均一に形成することにより、コア損失が著しく低下
することがわかる。

実施例８ 実施例７と同一の条件により、下記の第４表に示す組成
のＦｅ基圧粉磁心を実施例７と同様な方法により作製し
た。リボンの状態で本発明による熱処理をほどこした場
合と、非晶質を保持する様な従来の熱処理を施した場合
とにつき、コア損失Ｗ２７１゜。、の値を比較して示す
。本発明の熱処理により低コア損失の磁気特性を有する
合金が得られることがわかる。

実妻１ｄ２ｕ Ｆｅｔｓ−ｘＣｕｘＳｉ＋ＪＪｂ３Ｃｒ＋Ｃ＋の組成を
有する非晶質合金リボンから、実施例１と同様な方法に
より、外径２０ｍｍ、内径１２ｍｍ、厚さ６ｍｍの圧粉
磁心を作製し、種々の温度で１時間熱処理した。それぞ
れについて２ｋＧ、１００ｋ）Ｉｚにおけるコア損失ｗ
ｚ７＋ｏｏｘを測定した。結果を第７図に示す。

また各磁心に用いた非晶質合金の結晶化温度（Ｔｘ）を
示差走査熱量計（ＤＳＣ）で測定した。各合金の結晶化
温度Ｔｘは１０°Ｃ／分の昇温速度でそれぞれ５８０°
Ｃ（ｘ＝ｏ）及び５０５°（（ｘ＝０．５゜１．０，１
．５）であった。

第５図から明らかなように、Ｃｕの含有量（ｘ）が０の
ときコア損失Ｗ２７Ｉ０゜、は著しく大きく、Ｃｕを添
加した場合コア損失は小さくなるばかりでな（、適切な
熱処理温度範囲も５４０°Ｃ〜５８０°ＣとＣｕ無添加
材に比べ高くなっていることがわかる。

この温度は１０°Ｃ／分の昇温速度でＤＳＣで測定した
結晶化温度Ｔｘより高い。

なお透過電子顕微鏡による観察の結果、Ｃｕを含有する
本発明のＦｅ基基磁磁性合金用いた圧粉磁心の場合、個
々の粉末は５０％以上が微細な結晶粒からなることが確
認された。

災胤拠土度 水アトマイズ法により第５表に示す組成の合金粉末を作
製し、フルイにより４８ｍｅｓｈ以下の粉末を得た。得
られた粉末をＸ線回折した結果、第１図（ａ）と同様の
ハローパターンが得られ、はぼ完全な非晶質であること
を確認した。次に得られた粉末に変性アルキルシリケー
トからなる耐熱性フェスをバインダーとして７ｗｔ％加
え圧力を加えながら５０°（：／ｍｉｎで昇温し約５３
０°Ｃで温間プレスを行ない３０分保持後冷却し、外径
２０ｍｍ、内径１２胴、厚さ６薗の圧粉磁心を作製した
。

３マ 第５表 その磁心をＸ線回折した結果第１図（ロ）に示す様に結
晶ピークが認められほぼ結晶化していた。

第５表に１　ｋ）Ｉｚにおける実効透磁率μａｌＫを測
定した結果を示す。

本発明のＦｅ基軟磁性合金圧粉体飽和磁束密度が１０ｋ
Ｇ以上あり、μｅｌＫも１０００以上のものが得られる
ためノイズフィルターやチョークコイル用磁心に最適で
ある。

実施例１１ Ｆｅ＋：＋、　５ｃｕ１Ｎｈ３ｓｉ＋６．　ｓＢｂの組
成を有するフレーク状の非晶質合金粉末をキャビテーシ
ョン法により作製した。

次にこの粉末に水ガラス、リン酸アルミニウム粉末アセ
トン、メタノールを混ぜた後、金型を４５０°Ｃに加熱
し、１５Ｔ／ｃｍ２の圧力で３０分保持し圧粉成形した
。得られた外径２１ｍｍ、内径１２肛、高さ８胴の圧粉
体を更に５３０　’Ｃで３０分熱処理した。磁気特性測
定後Ｘ線回折を行った結果圧粉体はほぼ結晶相からなる
ことが確認された。

第８図に作製した本発明圧粉磁心ＡおよびＭｏパーマロ
イ圧粉磁心Ｂ、　Ｆｅ−３ｉ　−Ａｊ！圧粉磁心Ｃの１
０ｋＨｚにおける直流重畳特性の１例を示す。

本発明の圧粉磁心Ａは従来の圧粉磁心より優れた直流重
畳特性を示し、スイッチング電源の平滑チョーク等に好
適である。

次逼ＬｉＬＬλ Ｆｅｔ＋、ｓＣｕ＋Ｎｂ５Ｓｉ＋ｓ、ｓＢ７の組成を有
する幅５１１１［１１、厚さ１５μｍの非晶質合金薄帯
を作製し、４５０°Ｃで１時間保持後冷却し振動ミルに
て粉砕し４８メツシユ以下の粉末とした。

得られた粉末に水ガラス、リン酸アルミニウム粉末、ア
セトン、メタノールを混ぜた後５００℃に加熱し、１５
Ｔ／ｃｍ２の圧力で３０分保持し圧粉成形した。得られ
た外径２１岨、内径１２ｍｍ、高さ８ｍｍの圧粉体を更
に５７０°Ｃで３０分熱処理した。次にこの圧粉磁心に
エポキシ樹脂の粉体コーティングをほどこし、実効透磁
率μｅの周波数特性を測定した。測定後Ｘ線回折を行っ
た結果結晶ピークが認められほぼ完全に結晶化していた
。

得られた結果の１例を第９図に示す。比較のためＭｏパ
ーマロイ圧粉磁心の実効透磁率の周波数依存性を示す。

本発明の圧粉磁心は従来のＭｏパーマロイ圧粉磁心より
も優れた実効透磁率の周波数特性を示し、高周波で使用
される各種インダクターに好適であ４〇 −２，： 〔発明の効果〕 以上詳述した様に、本発明のＦｅ基軟磁性合金圧粉体熱
処理により従来のＦｅ基非晶質合金圧粉体に比べてコア
損失が著しく低下しており、Ｃｏ基非晶質合金と同程度
であるとともに、コア損失の経時変化が小さく、透磁率
が高いものができるため実用上の効果が著しく大である
。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）は実施例１のＦｅ基軟磁性合金圧粉体構成
する従来の熱処理前のＸ線回折パターン、第１図０））
は本発明に係る熱処理後のＸ線回折パターン、第２図（
ａ）は第１図（ａ）に対応し、第２図へ）は第１図（ｂ
）に対応する金属組織の透過電子顕微鏡写真（３０万倍
）、 第３図は本発明に係る粒子構造写真、第４図は実施例１
のＦｅ基軟磁性合金圧粉体断面ミクロ金属組織写真、 第５図はコア損失のＣｕ量依存性を示す図、第６図はコ
ア損失のＭ′景依存性を示す図、第７図はコア損失の熱
処理温度依存性を示す図、第８図は直流重畳特性の１例
を示した図、第９図は実効透磁率の周波数依存性の１例
を示した図である。 特開口］１３−３０４６０３　　（１５）第２図 第３図 ０゜ 、とＯＡ 第４図

Claims (11)

【特許請求の範囲】
1. （１）一般式、 （Ｆｅ＿１＿−＿ａＭ＿ａ）＿１＿０＿０−＿ｘ＿−＿
   ｙ＿−＿ｚ−＿α−＿β−＿γＣｕ＿ｘＳｉ＿ｙＢｚＭ
   ′＿αＭ″＿βＸ＿γ（原子％） （ただし、ＭはＣｏ及び／又はＮｉであり、Ｍ′はＮｂ
   、Ｗ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ及びＭｏから成る群から
   選ばれた少なくとも１種の元素、Ｍ″はＶ、Ｃｒ、Ｍｎ
   、Ａｌ、白金属元素、Ｓｃ、Ｙ、希土類元素、Ａｕ、Ｚ
   ｎ、Ｓｎ、Ｒｅから成る群から選ばれた少なくとも１種
   の元素、ＸはＢｅ、Ｃ、Ｇｅ、Ｐ、Ｇａ、Ｓｂ、Ａｓ、
   Ｉｎから成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≦３、０≦ｙ≦３０、０≦
   ｚ≦２５、０．１≦α≦３０、０≦β≦１００≦γ≦１
   ０及び０≦ｙ＋ｚ≦３５ を満たす。）により表わされる組成を有する非晶質合金
   の微粉末を圧密化し塊状とした圧粉体において、その合
   金組織の少なくとも５０％が微細な結晶粒からなり、そ
   の結晶粒がその最大寸法で測定した場合５００Å以下の
   平均粒径を有するＦｅ基軟磁性合金圧粉体。
2. （２）特許請求の範囲第１項に記載のＦｅ基軟磁性合金
   圧粉体において、前記組織の残部が非晶質であることを
   特徴とするＦｅ基軟磁性合金圧粉体。
3. （３）特許請求の範囲第１項に記載のＦｅ基軟磁性合金
   圧粉体において、前記組織が実質的に微細な結晶粒から
   なることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金圧粉体。
4. （４）特許請求の範囲第１項乃至第３項のいずれかに記
   載のＦｅ基軟磁性合金圧粉体において、０≦ａ≦０．３
   、０．５≦ｘ≦２、１０≦ｙ≦２５、３≦ｚ≦１２、１
   ８≦ｙ＋ｚ≦２８、２≦α≦８であることを特徴とする
   Ｆｅ基軟磁性合金圧粉体。
5. （５）特許請求の範囲第１項乃至第４項のいずれかに記
   載のＦｅ基軟磁性合金において、前記Ｍ′がＮｂである
   ことを特徴とするＦｅ基軟磁性合金圧粉体。
6. （６）特許請求の範囲第１項乃至第５項のいずれかに記
   載のＦｅ基軟磁性合金圧粉体において、前記Ｍ″がＲｕ
   、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｒ、Ｔｉ、
   Ｖから選ばれる少なくとも１種の元素であることを特徴
   とするＦｅ基軟磁性合金圧粉体。
7. （７）一般式、 （Ｆｅ＿１＿−＿ａＭ＿ａ）＿１＿０＿０＿−＿ｘ＿−
   ＿ｙ＿−＿ｚ＿−＿α＿−＿β＿−＿γＣｕ＿ｘＳｉ＿
   ｙＢ＿ｚＭ′＿αＨ″＿βＸ＿γ（原子％） （ただし、ＭはＣｏ及び／又はＮｉであり、Ｍ′はＮｂ
   、Ｗ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ及びＭｏから成る群から
   選ばれた少なくとも１種の元素、Ｍ″はＶ、Ｃｒ、Ｍｎ
   、Ａｌ、白金属元素、Ｓｃ、Ｙ、希土類元素、Ａｕ、Ｚ
   ｎ、Ｓｎ、Ｒｅから成る群から選ばれた少なくとも１種
   の元素、ＸはＢｅ、Ｃ、Ｇｅ、Ｐ、Ｇａ、Ｓｂ、Ａｓ、
   Ｉｎから成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≦３、０≦ｙ≦３０、０≦
   ｚ≦２５、０．１≦α≦３０、０≦β≦１００≦γ≦１
   ０及び０≦ｙ＋ｚ≦３５ を満たす。）により表わされる組成を有する合金の微粉
   末を圧密化するに、プレス成形をする際粉末間にバイン
   ダーあるいは／および電気的絶縁物質を介在させたこと
   を特徴とするＦｅ基軟磁性合金圧粉体の製造方法。
8. （８）特許請求の範囲第７項記載の製造方法において、
   溶湯を急冷することにより、非晶質合金微粉末とする工
   程とこれにバインダあるいは／及び電気絶縁物質を加え
   、プレス成形後微細な結晶粒を形成する熱処理工程とを
   含むことを特徴とするＦｅ基軟磁性合金圧粉体の製造方
   法。
9. （９）特許請求の範囲第７項記載の製造方法において、
   非晶質合金微粉末に微細な結晶粒を形成する熱処理を施
   した後に、プレス成形工程を行なうことを特徴とするＦ
   ｅ基軟磁性合金圧粉体の製造方法。
10. （１０）特許請求の範囲第７項記載の製造方法において
    、非晶質合金微粉末を結晶化温度近傍にて加圧すること
    により、もしくは衝撃力により塊状とし、しかる後微細
    な結晶粒を形成する熱処理を行なうことを特徴とするＦ
    ｅ基軟磁性合金圧粉体の製造方法。
11. （１１）特許請求の範囲第８項乃至第１０項のいずれか
    に記載の熱処理が非晶質合金微粉末もしくはその圧粉体
    を４５０℃〜７００℃に５分〜２４時間保持することで
    あることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金圧粉体の製造方
    法。