JP2006118040A

JP2006118040A - 結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料の製造方法

Info

Publication number: JP2006118040A
Application number: JP2005269873A
Authority: JP
Inventors: Sadahiro Tsurekawa; 貞弘連川; Tadao Watanabe; 忠雄渡邉
Original assignee: Tohoku University NUC
Current assignee: Tohoku University NUC
Priority date: 2004-09-27
Filing date: 2005-09-16
Publication date: 2006-05-11

Abstract

【課題】結晶粒方位が配向した集合組織をもち、磁気特性が向上したナノ結晶材料を作製する製造方法を提供する。
【解決手段】薄板状のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃｕ−Ｎｂ等のアモルファス軟磁性体を加熱して結晶化する工程において、結晶相の晶出温度をＴＣ、さらに、前記結晶相のキュリー温度をＴｃｃとすると、試料の平面と平行の方向に２Ｔ以上の強直流磁場中で、ＴＣ以上でＴｃｃ以下の温度にアモルファス軟磁性体薄板を加熱することを特徴とする結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料薄板の製造方法。
【選択図】図３

Description

本発明は、高周波トランス磁心や磁気ヘッド等に用いるナノ結晶軟磁性材料の製造方法に関し、更に詳細にはナノサイズの結晶粒の方位が配向したナノ結晶磁性材料薄膜の製造方法に関するものである。

従来の結晶粒径を有する多結晶材料に比べ、結晶粒径をナノスケール化することにより優れた磁気特性や力学特性が発現することが一般的に知られている。このようなナノ結晶材料の作製方法としては、ガス急冷・固化法、電着法、強加工法、急冷凝固法、アモルファス合金を前駆体とする結晶化法などが用いられており、特にナノ結晶軟磁性材料の製造方法では、アモルファス金属合金の結晶化法が主に用いられている。（例えば、特許文献１，２，３非特許文献１参照）また、このようなナノ結晶材料の作製技術についても、詳しい解説記事がある。（例えば、非特許文献２参照）
一方、Ｆｅ−Ｓｉ合金のいわゆる電磁鋼板の研究例からもわかるように、結晶粒方位を配向し、集合組織を形成させることにより、飛躍的に軟磁気特性が向上する。したがって、ナノ結晶軟磁性材料の結晶粒方位を配向することによって、磁気特性のさらなる向上が期待される。しかしながら、このような着想に基づいて、アモルファス合金からのナノ結晶化法において結晶粒方位の配向を試みた研究はほとんど無い。

また、アモルファス軟磁性体のキュリー温度をＴｃａ、アモルファス軟磁性体を加熱して結晶相とした時、該結晶相の結晶化温度をＴＣ、さらに、前記結晶相のキュリー温度をＴｃxとすると、一般的に、Ｔｃａ＜ＴＣ＜Ｔｃｃの関係にあることが知られている。（例えば、非特許文献３参照）
特開２００２−３１６２４３号公報特開２００１−２５２７４９号公報特開２００１−２９５００５号公報 Y. Yoshizawa, S. Oguma and K. Yamaguchi, J. Appl. Phys. 64 (1988), 6044-6046. M. E. McHenry, M. A. Willard and D. E. Laughlin, Prog. Mater. Sci., 44 (1999), 291-433. 近角聡信，「強磁性体の物理（上） −物質の磁性−」，裳華房，(2001)，p.262

前述の先行文献における、従来のアモルファス合金の結晶化技術では、結晶粒方位の配向が全く行われていない。また従来技術のように、結晶化温度以上での熱処理のみによるナノ結晶化では、結晶粒方位の配向は難しいと考えられる。そこで、本発明は、熱処理による結晶化の際に外部磁場を印加することにより、磁場作用によって結晶粒方位を配向させた集合組織をもち、磁気特性が向上した超微細結晶粒材料薄膜およびナノ結晶材料薄膜の製造方法を提供することを目的としている。

本発明によれば、アモルファス軟磁性体薄板を加熱して結晶化する工程において、前記アモルファス軟磁性体を加熱し結晶相とした時の該結晶相の晶出温度をＴＣ、さらに、前記結晶相のキュリー温度をＴｃｃとすると、強直流磁場中で、ＴＣ以上でＴｃｃ以下の温度に前記アモルファス軟磁性体薄板を加熱した後結晶化することを特徴とする結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料薄板の製造方法が得られる。

また、本発明によれば、前記アモルファス軟磁性体は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂからなる合金であることを特徴とする結晶粒方位配向超微細結晶粒磁性材料薄板の製造方法が得られる。

また、本発明によれば、前記アモルファス軟磁性体は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃｕ−Ｎｂからなる合金であることを特徴とする結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料薄板の製造方法が得られる。

また、本発明によれば、前記強直流磁場は、磁束密度が２Ｔ以上で、磁場の方向は前記薄板状アモルファス軟磁性体の平面と平行方向であることを特徴とする結晶粒方位配向超微細結晶粒磁性材料薄膜およびナノ結晶磁性材料薄板の製造方法が得られる。

また、本発明によれば、前記強強直流磁場中で結晶化した結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料薄板磁場の飽和磁束密度が、無磁場中で結晶化した結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料薄板磁場の飽和磁束密度より、大きいことを特徴とする結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料薄板の製造方法が得られる。

本発明によれば、２Ｔ程度の通常の電磁石でも容易に作れる磁場強度で、結晶粒方位を配向させた集合組織をもち、磁気特性が向上したナノ結晶材料薄膜を作製する製造方法を提供することができる。

以下、本発明の実施の最良の形態について図面を参照して詳細に説明する。図１は、本発明のアモルファス合金の磁場中結晶化の概念図である。アモルファス相からの結晶化による微細組織形成は、結晶核の形成およびその後の結晶相の粒成長によって起こる。一般には、ランダムな結晶方位を有する核が形成され、またある方位の結晶が優先成長することは無いので、結晶粒方位が集合化した組織は得られない。しかし、強磁性相である結晶相には磁気異方性があり、結晶核形成段階において強磁場を印加することにより、磁気異方性エネルギーを最も小さくすることができる方位の結晶核が優先して形成され、また、その後そのような核が優先成長することが期待される。その結果、結晶粒方位がシャープに配向した集合組織を形成することができる。

図２は、Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃アモルファス合金薄板をアモルファス相の結晶化温度（８００Ｋ）以上、結晶化相のキュリー温度（９７０Ｋ）以下の温度８５３Ｋで３０分間、０〜６Ｔの磁場作用下で結晶化させた後のX線回折プロファイルである。磁場はアモルファス合金薄板の平面と平行方向で、この場合は平面長手方向に印かされている。図２から明らかに、６Ｔの磁場を印加することにより、Ｓｉを固溶したα鉄（α-Ｆｅ（Ｓｉ））に於ける｛１１０｝のピークが非常に強くなっており、結晶化した相が｛１１０｝方位へ配向していることを示唆している。ここでＦｅ₂Ｂも若干形成される為記載してあるがその寄与度は低い。

図３は、前記Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃アモルファス合金を温度８５３Ｋで３０分間、結晶化した後の微細組織を方位像顕微鏡（ＯＩＭ）により観察した結果である。図３（ａ）は無磁場中結晶化、図３（ｂ）は試料長さ方向に平行に６Ｔの磁場を印加したもの、図３（ｃ）は試料表面に垂直に６Ｔの磁場を印加したものである。図３（ａ）および図３（ｃ）では、結晶粒の方位はランダムに分布しているのに対し、試料表面に平行に６Ｔの磁場を印加した図３（ｂ）の試料では、試料表面法線方向が＜１１０＞方位にシャープに配向しているのがわかる。

また、図４は図３に示した各試料の逆極点図である。図４（ａ）は無磁場中結晶化、図４（ｂ）は試料長さ方向に平行に６Ｔの磁場を印加したもの、図４（ｃ）は試料表面に垂直に６Ｔの磁場を印加したものである。図４（ａ）および図４（ｃ）では、結晶粒は試料表面内方位はランダムに分布している。これに対して、図４（ｂ）では、密度分布が各極付近集中しており、磁場作用により１軸集合組織が形成されていることが明らかである。
図５は、Ｆｅ_73.5Ｓｉ_13.5Ｂ₉Ｎｂ₃Ｃｕ₁アモルファス合金薄板をアモルファス相の結晶化温度（７５０Ｋ）以上、結晶化相のキュリー温度（９２０Ｋ）以下の温度８２３Ｋで３０分間、真空中において０〜６Ｔの磁場作用下で結晶化させた後のＸ線回折プロファイルである。磁場はアモルファス合金薄板の平面と平行方向で、この場合は平面長手方向に印加されている。磁場強度の増加とともに、Ｓｉを固溶したα鉄（α−Ｆｅ（Ｓｉ））の｛１１０｝のピークがしだいに強くなっており、結晶化した相が｛１１０｝方位へ配向、または結晶化が促進されていることを示唆している。また、Ｘ線回折プロファイルから求めた結晶粒径は25nmであった。
図６はＦｅ_73.5Ｓｉ_13.5Ｂ₉Ｎｂ₃Ｃｕ₁アモルファス合金薄板を磁場中（８２３Ｋ, ３０分）および無磁場中で結晶化した試料の磁化曲線を示している。無磁場中で結晶化した試料の飽和磁束密度は１．２２Ｔであり，アモルファス状態の試料の１．２９Ｔに比べ減少するのに対し，磁場中で結晶化した試料の飽和磁束密度は１．３６Ｔから１．４０Ｔと増加することが見出された．また，６Ｔの磁場中で結晶化した試料では透磁率が，無磁場中で結晶化した試料に比べ約３１％大きくなった。

さらに、磁場中結晶化したＦｅ_73.5Ｓｉ_13.5Ｂ₉Ｎｂ₃Ｃｕ₁試料について、結晶化の際に印加した磁場に平行な方向とそれに垂直な方向に磁場を印加して測定された磁化曲線から測定された磁気異方性定数Ｋｕは約８０Ｊ／ｍ³であり、無磁場結晶化された試料について報告されているＫｕ＝１５Ｊ／ｍ³の５倍以上となった。これらのことは、磁場中結晶化によりナノ結晶材料の優れた軟磁気特性と結晶磁気異方性を兼ねそなえた特徴を有する磁性材料の開発が可能であることを示している。この特徴は、特に高周波領域でのナノ結晶軟磁性材料の使用を可能とするものである。

また、本発明である磁場中結晶化によるナノ結晶材料の結晶粒方位配向は、実施例に記載したＦｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃アモルファス合金に限らず、強磁性材料であるならば同様の効果が期待でき、特にＦｅ−Ｓｉ−Ｂ合金に限定されるものではない。さらに、近年、強磁場作用下では、非磁性材料に関しても磁場の影響が発現することが報告されており、そのような強磁性材料以外の材料に関しても応用可能である。

本発明に係る製造方法で得られるアモルファス合金の磁場中結晶化による結晶粒方位配向ナノ結晶材料は高周波トランス、磁気ヘッド、磁気シールド等の電子機器の様々な分野に利用できる。

アモルファス合金の磁場中結晶化の概念図。Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃アモルファス合金を８５３Ｋで３０分間、０〜６Ｔの磁場作用下で結晶化させた後のX線回折プロファイル。磁場中結晶化（８５３Ｋ、３０分間）したＦｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃合金の結晶方位像（ＯＩＭ像）。図３（ａ）：無磁場中結晶化図３（ｂ）：試料表面に平行に６Ｔの磁場印加図３（ｃ）：試料表面に垂直に6Tの磁場印加磁場中結晶化（８５３Ｋ、３０分間）したＦｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃合金の逆極点図。図４（ａ）：無磁場中結晶化図４（ｂ）：試料表面に平行に６Ｔの磁場印加図４（ｃ）：試料表面に垂直に６Ｔの磁場印加Ｆｅ_73.5Ｓｉ_13.5Ｂ₉Ｎｂ₃Ｃｕ₁アモルファス合金を８２３Ｋで３０分間、０〜６Ｔの磁場作用下で結晶化させた後のX線回折プロファイル。Ｆｅ_73.5Ｓｉ_13.5Ｂ₉Ｎｂ₃Ｃｕ₁アモルファス合金薄板を磁場中および無磁場中で結晶化した試料の磁化曲線。

Claims

アモルファス軟磁性体薄板を加熱して結晶化する工程において、前記アモルファス軟磁性体を加熱し結晶相とした時の該結晶相の晶出温度をＴＣ、さらに、前記結晶相のキュリー温度をＴｃｃとするとき、強直流磁場中で、ＴＣ以上でＴｃｃ以下の温度に前記アモルファス軟磁性体薄板を加熱した後、結晶化することを特徴とする結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料薄板の製造方法。
前記アモルファス軟磁性体は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂからなる合金であることを特徴とする請求項１記載の結晶粒方位配向超微細結晶粒磁性材料薄板の製造方法。
前記アモルファス軟磁性体は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃｕ−Ｎｂからなる合金であることを特徴とする請求項２記載の結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料薄板の製造方法。
前記強直流磁場は、磁束密度が２Ｔ以上であることを特徴とする請求項１〜３記載の結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料薄板の製造方法。
前記強直流磁場は、磁場の方向が前記薄板状アモルファス軟磁性体の平面と平行の方向であることを特徴とする請求項１〜４記載の結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料薄板の製造方法。
前記強直流磁場中で結晶化した結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料薄板磁場の飽和磁束密度が、無磁場中で結晶化した結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料薄板磁場の飽和磁束密度より、大きいことを特徴とする請求項１および３〜５記載の結晶粒方位配向ナノ結晶磁性材料薄板の製造方法。