JP2002220646A - Ｆｅ基非晶質合金薄帯とそれを用いて製造した鉄心 - Google Patents
Ｆｅ基非晶質合金薄帯とそれを用いて製造した鉄心Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 アニールの際、鉄心各部位に温度むらが生じ
ても、優れた軟磁気特性を有する鉄心を製造することが
可能なＦｅ基非晶質合金薄帯を提供する。 【解決手段】 Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｐの主要元素およ
び不可避不純物で構成される非晶質合金薄帯であって、
組成が、原子％で、７８≦Ｆｅ≦８６、２≦Ｓｉ＜４、
５＜Ｂ≦１６、０．０２≦Ｃ≦４ 、０．２≦Ｐ≦１２
である交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合
金薄帯。前記薄帯の軟磁気特性は、アニール温度の最大
値をＴmax、その最小値をＴminとし、ΔＴ＝Ｔmax−Ｔm
inとした場合、ΔＴが少なくとも８０℃となるアニール
温度範囲において、Ｂ80が１．３５Ｔ以上であり、か
つ、Ｂ80の標準偏差が０．１未満である。また、ΔＴが
少なくとも６０℃となるアニール温度範囲において、鉄
損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下である。また、曲げ破壊ひず
みεf が０．０１の優れた耐脆化特性を有する。
ても、優れた軟磁気特性を有する鉄心を製造することが
可能なＦｅ基非晶質合金薄帯を提供する。 【解決手段】 Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｐの主要元素およ
び不可避不純物で構成される非晶質合金薄帯であって、
組成が、原子％で、７８≦Ｆｅ≦８６、２≦Ｓｉ＜４、
５＜Ｂ≦１６、０．０２≦Ｃ≦４ 、０．２≦Ｐ≦１２
である交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合
金薄帯。前記薄帯の軟磁気特性は、アニール温度の最大
値をＴmax、その最小値をＴminとし、ΔＴ＝Ｔmax−Ｔm
inとした場合、ΔＴが少なくとも８０℃となるアニール
温度範囲において、Ｂ80が１．３５Ｔ以上であり、か
つ、Ｂ80の標準偏差が０．１未満である。また、ΔＴが
少なくとも６０℃となるアニール温度範囲において、鉄
損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下である。また、曲げ破壊ひず
みεf が０．０１の優れた耐脆化特性を有する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電力トランス、高
周波トランスなどの巻鉄心に用いられる非晶質合金薄帯
に関するものである。
周波トランスなどの巻鉄心に用いられる非晶質合金薄帯
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】合金を溶融状態から急冷することによっ
て、連続的に薄帯や線を製造する方法として、遠心急冷
法、単ロ−ル法、双ロ−ル法などが知られている。これ
らの方法は、高速回転する金属製ドラムの内周面または
外周面に、溶融金属をオリフィスなどから噴出させるこ
とにより、溶融金属を急速に凝固させて、薄帯や線を製
造するものである。さらに、合金組成を適正に選ぶこと
によって、液体金属に類似した非晶質合金を製造するこ
とができ、磁気的性質あるいは機械的性質に優れた材料
を得ることができる。
て、連続的に薄帯や線を製造する方法として、遠心急冷
法、単ロ−ル法、双ロ−ル法などが知られている。これ
らの方法は、高速回転する金属製ドラムの内周面または
外周面に、溶融金属をオリフィスなどから噴出させるこ
とにより、溶融金属を急速に凝固させて、薄帯や線を製
造するものである。さらに、合金組成を適正に選ぶこと
によって、液体金属に類似した非晶質合金を製造するこ
とができ、磁気的性質あるいは機械的性質に優れた材料
を得ることができる。
【０００３】この非晶質合金は、その優れた特性から、
多くの用途における工業材料として有望視されている。
その中でも、電力トランスや高周波トランスなどの鉄心
材料の用途として、鉄損が低く、かつ、飽和磁束密度や
透磁率が高いなどの理由から、Ｆｅ系非晶質合金薄帯、
例えば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系の非晶質合金薄帯が採用され
ている。
多くの用途における工業材料として有望視されている。
その中でも、電力トランスや高周波トランスなどの鉄心
材料の用途として、鉄損が低く、かつ、飽和磁束密度や
透磁率が高いなどの理由から、Ｆｅ系非晶質合金薄帯、
例えば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系の非晶質合金薄帯が採用され
ている。
【０００４】これらの非晶質合金薄帯を用いて巻鉄心ト
ランスあるいは積鉄心トランスを組み立てる場合には、
通常、薄帯を多数枚重ね合わせて鉄心とした後、磁気回
路方向に直流磁場を印加しながらアニールを施す処理を
行う。アニ−ルの目的は、印加磁場方向に磁気異方性を
出現させて磁束密度を上げること、および、薄帯内に存
在しているひずみを低減させて鉄損を下げることにあ
る。しかし、アニ−ル温度が低い場合には、磁気異方性
が生じ難く磁束密度が大きくならないばかりか、ひずみ
も取り除かれないため鉄損も低くならない。しかし、ア
ニ−ル温度が低い場合にはアニ−ルによって生じる薄帯
の脆化は軽減される。
ランスあるいは積鉄心トランスを組み立てる場合には、
通常、薄帯を多数枚重ね合わせて鉄心とした後、磁気回
路方向に直流磁場を印加しながらアニールを施す処理を
行う。アニ−ルの目的は、印加磁場方向に磁気異方性を
出現させて磁束密度を上げること、および、薄帯内に存
在しているひずみを低減させて鉄損を下げることにあ
る。しかし、アニ−ル温度が低い場合には、磁気異方性
が生じ難く磁束密度が大きくならないばかりか、ひずみ
も取り除かれないため鉄損も低くならない。しかし、ア
ニ−ル温度が低い場合にはアニ−ルによって生じる薄帯
の脆化は軽減される。
【０００５】一方、アニ−ル温度が高い場合には、磁束
密度が大きくなるとともに、十分にひずみが取り除かれ
るため鉄損も低減するが、薄帯の脆化が大きくなってし
まう。このアニ−ルによって生じる脆化の原因は明確に
はなっていないが、急冷凝固によって比較的ランダムに
配置していた各原子が局部的な秩序構造をとる結果生じ
るものと考えられる。さらに、アニール温度が高すぎる
場合には、薄帯が結晶化してしまい、もはや非晶質特有
の優れた軟磁気特性が消失してしまう。したがって、鉄
心のアニールには最適温度が存在する。このアニール処
理は、鉄心の重量が重く体積が大きくなる程、熱処理炉
に挿入後の加熱中、鉄心の各部位に温度むらが生じ易く
なる。この温度むらを低減するには、昇温過程および降
温過程において十分な時間をかければよいが、時間をか
ければ、生産性が低下してしまう。
密度が大きくなるとともに、十分にひずみが取り除かれ
るため鉄損も低減するが、薄帯の脆化が大きくなってし
まう。このアニ−ルによって生じる脆化の原因は明確に
はなっていないが、急冷凝固によって比較的ランダムに
配置していた各原子が局部的な秩序構造をとる結果生じ
るものと考えられる。さらに、アニール温度が高すぎる
場合には、薄帯が結晶化してしまい、もはや非晶質特有
の優れた軟磁気特性が消失してしまう。したがって、鉄
心のアニールには最適温度が存在する。このアニール処
理は、鉄心の重量が重く体積が大きくなる程、熱処理炉
に挿入後の加熱中、鉄心の各部位に温度むらが生じ易く
なる。この温度むらを低減するには、昇温過程および降
温過程において十分な時間をかければよいが、時間をか
ければ、生産性が低下してしまう。
【０００６】そこで、従来、このアニール工程を改善す
る方法として、鉄心の内・外周面に断熱材を取り付け、
冷却時における鉄心内の温度差を極力低減する方法（特
開昭６３−４５３１８号公報）、アニール温度に保定さ
れた超耐熱性絶縁油中に鉄心を浸漬する方法（特開昭６
０−２５５９３４号公報）、ガラス転移温度以下の適性
温度の溶融スズ中に浸漬した後、冷却用流体中に浸漬す
る方法（特開昭６２−２９４１５４号公報）等が開示さ
れている。
る方法として、鉄心の内・外周面に断熱材を取り付け、
冷却時における鉄心内の温度差を極力低減する方法（特
開昭６３−４５３１８号公報）、アニール温度に保定さ
れた超耐熱性絶縁油中に鉄心を浸漬する方法（特開昭６
０−２５５９３４号公報）、ガラス転移温度以下の適性
温度の溶融スズ中に浸漬した後、冷却用流体中に浸漬す
る方法（特開昭６２−２９４１５４号公報）等が開示さ
れている。
【０００７】しかし、これらはアニール方法を改善する
ものであって、薄帯そのものを改善し、鉄心の各部位に
温度むらが生じた場合でも、磁気特性の劣化の防止を可
能にするものではない。一方、薄帯を改善する技術とし
ては、特開昭５７−１８５９５７号公報に、Ｂ１〜５原
子およびＳｉ４〜１４原子％を含む非晶質合金薄帯に、
Ｐを、高価なＢの代替で、１〜１０原子％添加すること
が開示されている。上記公報記載の薄帯において、Ｐ
は、Ｂ、Ｓｉ、Ｃと同じく、非晶質形成能を向上させる
元素である。
ものであって、薄帯そのものを改善し、鉄心の各部位に
温度むらが生じた場合でも、磁気特性の劣化の防止を可
能にするものではない。一方、薄帯を改善する技術とし
ては、特開昭５７−１８５９５７号公報に、Ｂ１〜５原
子およびＳｉ４〜１４原子％を含む非晶質合金薄帯に、
Ｐを、高価なＢの代替で、１〜１０原子％添加すること
が開示されている。上記公報記載の薄帯において、Ｐ
は、Ｂ、Ｓｉ、Ｃと同じく、非晶質形成能を向上させる
元素である。
【０００８】また、特開平８−１９３２５２号公報に
は、高価なＢの低減が目的の“６〜１０原子％のＢ、１
０〜１７原子％のＳｉ、０．０２〜５原子％のＰ、およ
び、残部Ｆｅ”からなる組成の合金が開示されている。
上記公報記載の合金組成において、Ｐは、表面粗度を改
善するものである。また、特開平９−２０２９５１号公
報には、高Ｓｉ％、Ｂ１０原子％以下において、磁気特
性および加工性を改善することを目的とした“７６〜８
０原子％のＦｅ、６〜１０原子％のＢ、８〜１７原子％
のＳｉ、０．０２〜２原子％のＰ、および、０．２〜
１．０原子％のＭｎ”の組成からなる合金が開示されて
いる。上記公報記載の合金組成において、Ｐの効果は非
晶質形成能の向上のみであり、また、多元化による結晶
化を抑制するため、Ｍｎの添加は必須である。
は、高価なＢの低減が目的の“６〜１０原子％のＢ、１
０〜１７原子％のＳｉ、０．０２〜５原子％のＰ、およ
び、残部Ｆｅ”からなる組成の合金が開示されている。
上記公報記載の合金組成において、Ｐは、表面粗度を改
善するものである。また、特開平９−２０２９５１号公
報には、高Ｓｉ％、Ｂ１０原子％以下において、磁気特
性および加工性を改善することを目的とした“７６〜８
０原子％のＦｅ、６〜１０原子％のＢ、８〜１７原子％
のＳｉ、０．０２〜２原子％のＰ、および、０．２〜
１．０原子％のＭｎ”の組成からなる合金が開示されて
いる。上記公報記載の合金組成において、Ｐの効果は非
晶質形成能の向上のみであり、また、多元化による結晶
化を抑制するため、Ｍｎの添加は必須である。
【０００９】また、特開平９−２６８３５４号公報に
は、１０原子％以下の低Ｂ領域においても、表面粗さを
適正化することにより磁気特性を改善することを目的と
した“６〜１０原子％のＢ、好適範囲として１０〜１７
原子％のＳｉ、０．１〜２原子％のＣ、０．２〜１．０
原子％のＭｎ、０．０２〜２原子％のＰ”からなる組成
の合金が開示されている。上記公報記載の合金組成にお
いて、Ｐの効果は、非晶質形成能の向上と表面粗度の改
善のみである。
は、１０原子％以下の低Ｂ領域においても、表面粗さを
適正化することにより磁気特性を改善することを目的と
した“６〜１０原子％のＢ、好適範囲として１０〜１７
原子％のＳｉ、０．１〜２原子％のＣ、０．２〜１．０
原子％のＭｎ、０．０２〜２原子％のＰ”からなる組成
の合金が開示されている。上記公報記載の合金組成にお
いて、Ｐの効果は、非晶質形成能の向上と表面粗度の改
善のみである。
【００１０】さらに、特開平１１−２９３４２７号公報
には、Ｂの低減による軟磁気特性の劣化を効果的に抑制
することを目的とした“７５．０〜７７．０原子％のＦ
ｅ、２．５〜３．５原子％のＣ、０．５〜６．５原子％
のＢ、該Ｂに対して０〜１２．０原子％のＰ、および、
残部Ｓｉ”からなる組成の合金が開示されている。上記
合金組成においても、Ｐの効果は、非晶質形成能の向上
である。
には、Ｂの低減による軟磁気特性の劣化を効果的に抑制
することを目的とした“７５．０〜７７．０原子％のＦ
ｅ、２．５〜３．５原子％のＣ、０．５〜６．５原子％
のＢ、該Ｂに対して０〜１２．０原子％のＰ、および、
残部Ｓｉ”からなる組成の合金が開示されている。上記
合金組成においても、Ｐの効果は、非晶質形成能の向上
である。
【００１１】このように、上記公報記載の薄帯を改善す
る技術は、いずれも、Ｐの添加により、非晶質形成能を
高めるか、および／または、表面粗度を改善するもので
ある。そして、Ｆｅ基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻
回した巻鉄心、または、該合金薄帯片を積層した積鉄心
をアニールする場合において、加熱中の鉄心各部位にお
ける“温度むら”に起因する性能劣化を低減すること
は、これまで実現していない。
る技術は、いずれも、Ｐの添加により、非晶質形成能を
高めるか、および／または、表面粗度を改善するもので
ある。そして、Ｆｅ基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻
回した巻鉄心、または、該合金薄帯片を積層した積鉄心
をアニールする場合において、加熱中の鉄心各部位にお
ける“温度むら”に起因する性能劣化を低減すること
は、これまで実現していない。
【００１２】一方、特開昭６２−９３３３９号公報に
は、低鉄損を維持した状態で脆化改善を狙った技術が開
示されている。上記公報では、原子百分率でＦｅX ＢY
Ｓｉ(1 00-X-Y) 、７６≦Ｘ≦８１、９７≦２Ｘ−５Ｙ≦
１１２なる組成の合金を規定している。この合金におい
ては、合金組成をＦｅ-Ｓｉ-Ｂ三元系の三元共晶線に近
い組成に規定しているが、この組成規定によって、所定
の温度でアニ−ルしても、脆化が開始する時間よりも短
時間でアニ−ルが完了できるため、低鉄損となって、か
つ、脆化しない薄帯が得られるとしている。
は、低鉄損を維持した状態で脆化改善を狙った技術が開
示されている。上記公報では、原子百分率でＦｅX ＢY
Ｓｉ(1 00-X-Y) 、７６≦Ｘ≦８１、９７≦２Ｘ−５Ｙ≦
１１２なる組成の合金を規定している。この合金におい
ては、合金組成をＦｅ-Ｓｉ-Ｂ三元系の三元共晶線に近
い組成に規定しているが、この組成規定によって、所定
の温度でアニ−ルしても、脆化が開始する時間よりも短
時間でアニ−ルが完了できるため、低鉄損となって、か
つ、脆化しない薄帯が得られるとしている。
【００１３】しかし、この特開昭６２−９３３３９号公
報には、脆性の定量的評価に関する記載が全くない。磁
束密度に関しては、実施例に、１０００Ａ／ｍの磁場を
印加したときの磁束密度Ｂ10が記載されているが、Ｆｅ
−Ｓｉ−Ｂ系の非晶質薄帯に１０００Ａ／ｍの磁場をか
けた場合には、アニ−ルが不十分であっても、ほぼ飽和
磁束密度に近い高い磁束密度が得られる。しかし、アニ
−ルが不十分であると、磁気ヒステリシス曲線の立ち上
がりは小さくなる結果、Ｂ80（８０Ａ／ｍの磁場を印加
した時の磁束密度）が低くなり、その結果、励磁電力が
増加してしまう。
報には、脆性の定量的評価に関する記載が全くない。磁
束密度に関しては、実施例に、１０００Ａ／ｍの磁場を
印加したときの磁束密度Ｂ10が記載されているが、Ｆｅ
−Ｓｉ−Ｂ系の非晶質薄帯に１０００Ａ／ｍの磁場をか
けた場合には、アニ−ルが不十分であっても、ほぼ飽和
磁束密度に近い高い磁束密度が得られる。しかし、アニ
−ルが不十分であると、磁気ヒステリシス曲線の立ち上
がりは小さくなる結果、Ｂ80（８０Ａ／ｍの磁場を印加
した時の磁束密度）が低くなり、その結果、励磁電力が
増加してしまう。
【００１４】また、特開平７−３３１３９６号公報に
は、材料の脆化を招くことなしに鉄損特性を改善した薄
帯およびその製造方法が開示されている。上記公報で
は、原子百分率で、ＦｅxＢyＳｉzＭｎa、７５≦ｘ≦８
２、７≦ｙ≦１５、７≦ｚ≦１７、０．２≦ａ＜０．５
で示される組成から成り、中心線平均粗さＲa が０．６
μｍ以下である磁気特性と耐脆化特性に優れた非晶質薄
帯が開示されている。しかし、Ｍｎは鉄損改善には効果
的であるが、Ｍｎの増加に伴って磁束密度の低下と脆化
を招く。そこで、上記組成の合金を急冷凝固させる際の
雰囲気を１〜４％Ｈ2を含むＣＯ2雰囲気にすることによ
って薄帯の表面凹凸を減らし、その結果、反磁界の低減
による磁束密度の向上、および、クラックの起点の減少
による脆化改善の実現に至ったものである。
は、材料の脆化を招くことなしに鉄損特性を改善した薄
帯およびその製造方法が開示されている。上記公報で
は、原子百分率で、ＦｅxＢyＳｉzＭｎa、７５≦ｘ≦８
２、７≦ｙ≦１５、７≦ｚ≦１７、０．２≦ａ＜０．５
で示される組成から成り、中心線平均粗さＲa が０．６
μｍ以下である磁気特性と耐脆化特性に優れた非晶質薄
帯が開示されている。しかし、Ｍｎは鉄損改善には効果
的であるが、Ｍｎの増加に伴って磁束密度の低下と脆化
を招く。そこで、上記組成の合金を急冷凝固させる際の
雰囲気を１〜４％Ｈ2を含むＣＯ2雰囲気にすることによ
って薄帯の表面凹凸を減らし、その結果、反磁界の低減
による磁束密度の向上、および、クラックの起点の減少
による脆化改善の実現に至ったものである。
【００１５】しかし、特開平７−３３１３９６号公報に
開示されている脆化改善は急冷凝固直後の薄帯に関する
ものであって、軟磁気特性の改善のために施すアニ−ル
後の脆化改善に関するものではない。さらに、特開平８
−１４４０２９号公報には、上記特開平７−３３１３９
６号公報記載の薄帯およびその製造方法と同じ目的で、
薄帯の表面粗度Ｒa を０．８μｍ以下に規定した薄帯お
よびその製造方法が開示されている。しかし、この特開
平８−１４４０２９号公報記載の薄帯およびその製造方
法においても、脆化改善は急冷凝固直後の薄帯に関する
ものであって、軟磁気特性の改善のために施すアニ−ル
後の脆化改善に関するものではない。このように、磁束
密度、鉄損などの優れた軟磁気特性を得るための磁場中
アニ−ル後においても優れた耐脆化特性を有するＦｅ基
非晶質合金薄帯は従来にはなかった。
開示されている脆化改善は急冷凝固直後の薄帯に関する
ものであって、軟磁気特性の改善のために施すアニ−ル
後の脆化改善に関するものではない。さらに、特開平８
−１４４０２９号公報には、上記特開平７−３３１３９
６号公報記載の薄帯およびその製造方法と同じ目的で、
薄帯の表面粗度Ｒa を０．８μｍ以下に規定した薄帯お
よびその製造方法が開示されている。しかし、この特開
平８−１４４０２９号公報記載の薄帯およびその製造方
法においても、脆化改善は急冷凝固直後の薄帯に関する
ものであって、軟磁気特性の改善のために施すアニ−ル
後の脆化改善に関するものではない。このように、磁束
密度、鉄損などの優れた軟磁気特性を得るための磁場中
アニ−ル後においても優れた耐脆化特性を有するＦｅ基
非晶質合金薄帯は従来にはなかった。
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】前述したように、Ｆｅ
基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻回した巻鉄心、また
は、該合金薄帯片を積層した積鉄心をアニールする場合
において、加熱中の鉄心各部位における“温度むら”に
起因する性能劣化を低減したＦｅ基非晶質合金薄帯は、
これまでのところ存在しない。
基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻回した巻鉄心、また
は、該合金薄帯片を積層した積鉄心をアニールする場合
において、加熱中の鉄心各部位における“温度むら”に
起因する性能劣化を低減したＦｅ基非晶質合金薄帯は、
これまでのところ存在しない。
【００１７】そこで、本発明は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯
において、その組成を特定の範囲に限定することによ
り、優れた軟磁気特性を発現する最適アニール温度範囲
を、従来の合金薄帯のアニール温度範囲よりも大幅に拡
大し、この拡大効果により、アニール時、鉄心各部位に
“温度むら”が生じた場合でも、優れた軟磁気特性を有
する鉄心を製造することを可能にするＦｅ基非晶質合金
薄帯を提供することを目的とする。
において、その組成を特定の範囲に限定することによ
り、優れた軟磁気特性を発現する最適アニール温度範囲
を、従来の合金薄帯のアニール温度範囲よりも大幅に拡
大し、この拡大効果により、アニール時、鉄心各部位に
“温度むら”が生じた場合でも、優れた軟磁気特性を有
する鉄心を製造することを可能にするＦｅ基非晶質合金
薄帯を提供することを目的とする。
【００１８】また前述したように、Ｆｅ基非晶質合金薄
帯に磁場中アニ−ルを施した後において、磁束密度、鉄
損の優れた軟磁気特性、および優れた耐脆化特性を同時
に兼ね備えた薄帯は、これまでのところ存在しない。そ
こで、本発明は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯において、その
組成を特定の範囲に限定することによって、軟磁気特性
を発現させる磁場中アニ−ル温度を従来よりも低温側に
設定することを可能にし、その結果、薄帯の脆化が増大
するアニ−ル温度よりも低温側でアニ−ルできることを
可能にした薄帯を提供することを目的とする。
帯に磁場中アニ−ルを施した後において、磁束密度、鉄
損の優れた軟磁気特性、および優れた耐脆化特性を同時
に兼ね備えた薄帯は、これまでのところ存在しない。そ
こで、本発明は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯において、その
組成を特定の範囲に限定することによって、軟磁気特性
を発現させる磁場中アニ−ル温度を従来よりも低温側に
設定することを可能にし、その結果、薄帯の脆化が増大
するアニ−ル温度よりも低温側でアニ−ルできることを
可能にした薄帯を提供することを目的とする。
【００１９】
【課題を解決するための手段】本発明者は、Ｆｅ非晶質
合金薄帯の成分組成を特定の範囲に限定すると、該薄帯
を広い温度範囲でアニールした場合でも、優れた磁気特
性が発現することを見いだした。また、本発明者は、Ｆ
ｅ基非晶質薄帯の成分範囲を特定の範囲に限定すると、
該薄帯が脆化開始する温度よりも低温側でアニ−ルした
場合でも、優れた軟磁気特性が発現することを見出し
た。
合金薄帯の成分組成を特定の範囲に限定すると、該薄帯
を広い温度範囲でアニールした場合でも、優れた磁気特
性が発現することを見いだした。また、本発明者は、Ｆ
ｅ基非晶質薄帯の成分範囲を特定の範囲に限定すると、
該薄帯が脆化開始する温度よりも低温側でアニ−ルした
場合でも、優れた軟磁気特性が発現することを見出し
た。
【００２０】本発明は、これらの知見に基づくものであ
り、アニール中に鉄心の各部位において“温度むら”が
生じた場合でも、優れた磁気特性を発現することが可能
なＦｅ基非晶質合金薄帯、および、優れた軟磁気特性と
優れた耐脆化特性を同時に有することが可能なＦｅ基非
晶質合金薄帯であって、Ｆｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣの限ら
れた組成範囲において、特定範囲のＰを添加することに
より達成されるものである。
り、アニール中に鉄心の各部位において“温度むら”が
生じた場合でも、優れた磁気特性を発現することが可能
なＦｅ基非晶質合金薄帯、および、優れた軟磁気特性と
優れた耐脆化特性を同時に有することが可能なＦｅ基非
晶質合金薄帯であって、Ｆｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣの限ら
れた組成範囲において、特定範囲のＰを添加することに
より達成されるものである。
【００２１】なお、Ｐの添加効果については、〔従来の
技術〕の項で述べたように、非晶質形成能の向上効果お
よび／または表面粗度の改善効果が知られているが、本
発明者が見いだした“アニール最適温度範囲を拡大する
効果”は、〔従来の技術〕の項で例示した、特開昭５７
−１８５９５７号公報、特開平８−１９３２５２号公
報、特開平９−２０２９５１号公報、特開平９−２６８
３５４号公報、特開平１１−２９３４２７号公報のいず
れにも記載されていない。
技術〕の項で述べたように、非晶質形成能の向上効果お
よび／または表面粗度の改善効果が知られているが、本
発明者が見いだした“アニール最適温度範囲を拡大する
効果”は、〔従来の技術〕の項で例示した、特開昭５７
−１８５９５７号公報、特開平８−１９３２５２号公
報、特開平９−２０２９５１号公報、特開平９−２６８
３５４号公報、特開平１１−２９３４２７号公報のいず
れにも記載されていない。
【００２２】本発明の特徴は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯の
Ｆｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣの限定された組成範囲におい
て、所定量のＰを添加し、該薄帯をアニールする際のア
ニール温度の最大値をＴmax、最小値をＴminとし、ΔＴ
＝Ｔmax−Ｔminとした場合において、ΔＴが少なくとも
８０℃の幅広いアニール温度範囲で、交流における軟磁
気特性が優れたＦｅ基非晶質合金薄帯を製造することを
可能にしたことにある。
Ｆｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣの限定された組成範囲におい
て、所定量のＰを添加し、該薄帯をアニールする際のア
ニール温度の最大値をＴmax、最小値をＴminとし、ΔＴ
＝Ｔmax−Ｔminとした場合において、ΔＴが少なくとも
８０℃の幅広いアニール温度範囲で、交流における軟磁
気特性が優れたＦｅ基非晶質合金薄帯を製造することを
可能にしたことにある。
【００２３】ここで、Ｔmax は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯
が結晶化せず、周波数５０Ｈｚ、最大印加磁場８０Ａ／
ｍの交流磁場を印加した場合の最大磁束密度Ｂ80が１．
３５Ｔ以上を維持できる最大のアニール温度である。即
ち、Ｔmax を超える温度で、Ｆｅ基非晶質合金薄帯をア
ニールすると、該薄帯が結晶化し磁気特性が劣化し、上
記最大磁束密度Ｂ80が１．３５Ｔ未満となってしまう。
Ｔmin は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯のひずみが低減し、ア
ニール中の印加磁場方向に磁気異方性が生じて、Ｂ80が
１．３５Ｔ以上となるアニール温度の最小の温度であ
る。
が結晶化せず、周波数５０Ｈｚ、最大印加磁場８０Ａ／
ｍの交流磁場を印加した場合の最大磁束密度Ｂ80が１．
３５Ｔ以上を維持できる最大のアニール温度である。即
ち、Ｔmax を超える温度で、Ｆｅ基非晶質合金薄帯をア
ニールすると、該薄帯が結晶化し磁気特性が劣化し、上
記最大磁束密度Ｂ80が１．３５Ｔ未満となってしまう。
Ｔmin は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯のひずみが低減し、ア
ニール中の印加磁場方向に磁気異方性が生じて、Ｂ80が
１．３５Ｔ以上となるアニール温度の最小の温度であ
る。
【００２４】また、本発明の特徴は、Ｆｅ基非晶質合金
薄帯のＦｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣの限定された組成範囲に
おいて、所定量のＰを添加し、アニ−ル後、Ｂ80が１．
３５Ｔ以上の交流における優れた軟磁気特性、および、
薄帯の曲げ破壊ひずみεf が０．０１以上の優れた耐脆
化特性を同時に有する交流における軟磁気特性および耐
脆化特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯を製造すること
を可能にしたことにある。ここで、εf ＝ｔ／（Ｄf −
ｔ）であり、ｔは板厚、Ｄf は破壊した時の曲げ直径で
ある。
薄帯のＦｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣの限定された組成範囲に
おいて、所定量のＰを添加し、アニ−ル後、Ｂ80が１．
３５Ｔ以上の交流における優れた軟磁気特性、および、
薄帯の曲げ破壊ひずみεf が０．０１以上の優れた耐脆
化特性を同時に有する交流における軟磁気特性および耐
脆化特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯を製造すること
を可能にしたことにある。ここで、εf ＝ｔ／（Ｄf −
ｔ）であり、ｔは板厚、Ｄf は破壊した時の曲げ直径で
ある。
【００２５】上記特徴を備える本発明の要旨は、以下の
とおりである。 （１）Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｐの主要元素および不可避
不純物で構成される非晶質合金薄帯であって、組成が、
原子％で、７８≦Ｆｅ≦８６、２≦Ｓｉ＜４、５＜Ｂ≦
１６、０．０２≦Ｃ≦４、０．２≦Ｐ≦１２であること
を特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非
晶質合金薄帯。
とおりである。 （１）Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｐの主要元素および不可避
不純物で構成される非晶質合金薄帯であって、組成が、
原子％で、７８≦Ｆｅ≦８６、２≦Ｓｉ＜４、５＜Ｂ≦
１６、０．０２≦Ｃ≦４、０．２≦Ｐ≦１２であること
を特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非
晶質合金薄帯。
【００２６】（２）前記Ｆｅの組成が、原子％で、８０
＜Ｆｅ≦８２であることを特徴とする前記（１）記載の
交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄
帯。 （３）前記Ｐの組成が、原子％で、１≦Ｐ≦１２である
ことを特徴とする前記（１）または（２）記載の交流に
おける軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
＜Ｆｅ≦８２であることを特徴とする前記（１）記載の
交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄
帯。 （３）前記Ｐの組成が、原子％で、１≦Ｐ≦１２である
ことを特徴とする前記（１）または（２）記載の交流に
おける軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
【００２７】（４）前記Ｂの組成が、原子％で、５＜Ｂ
＜１４であることを特徴とする前記（１）、（２）また
は（３）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基
非晶質合金薄帯。 （５）前記（１）、（２）、（３）または（４）記載の
交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯
であって、アニール後、Ｂ80が１．３５Ｔ以上で、か
つ、Ｂ80の標準偏差が０．１未満の軟磁気特性を有する
ことを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ
基非晶質合金薄帯。
＜１４であることを特徴とする前記（１）、（２）また
は（３）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基
非晶質合金薄帯。 （５）前記（１）、（２）、（３）または（４）記載の
交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯
であって、アニール後、Ｂ80が１．３５Ｔ以上で、か
つ、Ｂ80の標準偏差が０．１未満の軟磁気特性を有する
ことを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ
基非晶質合金薄帯。
【００２８】（６）前記（５）記載の交流における軟磁
気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニー
ル後、さらに、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の鉄損特性
を有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優
れたＦｅ基非晶質合金薄帯。 （７）前記（１）、（２）、（３）、（４）、（５）ま
たは（６）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ
基非晶質合金薄帯であって、該薄帯においてＢ 80が１．
３５Ｔ以上で、かつ、Ｂ80の標準偏差が０．１未満の軟
磁気特性を確保するアニールにおけるアニール温度の最
大値をＴmax 、アニール温度の最小値をＴmin とし、Δ
Ｔ＝Ｔmax −Ｔmin としたとき、該ΔＴが少なくとも８
０℃であるアニール温度特性を有することを特徴とする
交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄
帯。
気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニー
ル後、さらに、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の鉄損特性
を有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優
れたＦｅ基非晶質合金薄帯。 （７）前記（１）、（２）、（３）、（４）、（５）ま
たは（６）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ
基非晶質合金薄帯であって、該薄帯においてＢ 80が１．
３５Ｔ以上で、かつ、Ｂ80の標準偏差が０．１未満の軟
磁気特性を確保するアニールにおけるアニール温度の最
大値をＴmax 、アニール温度の最小値をＴmin とし、Δ
Ｔ＝Ｔmax −Ｔmin としたとき、該ΔＴが少なくとも８
０℃であるアニール温度特性を有することを特徴とする
交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄
帯。
【００２９】（８）前記（７）記載の交流における軟磁
気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、該薄帯
において前記軟磁気特性に加え、鉄損が０．１２Ｗ／ｋ
ｇ以下の鉄損特性を確保するアニールにおけるアニール
温度の最大値をＴmax 、アニール温度の最小値をＴmin
とし、ΔＴ＝Ｔmax −Ｔmin としたとき、該ΔＴが少な
くとも６０℃であるアニール温度特性を有することを特
徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質
合金薄帯。
気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、該薄帯
において前記軟磁気特性に加え、鉄損が０．１２Ｗ／ｋ
ｇ以下の鉄損特性を確保するアニールにおけるアニール
温度の最大値をＴmax 、アニール温度の最小値をＴmin
とし、ΔＴ＝Ｔmax −Ｔmin としたとき、該ΔＴが少な
くとも６０℃であるアニール温度特性を有することを特
徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質
合金薄帯。
【００３０】（９）前記（１）、（２）、（３）または
（４）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非
晶質合金薄帯であって、アニ−ル後、Ｂ80が１．３５Ｔ
以上の優れた軟磁気特性、および、薄帯の曲げ破壊ひず
みεf(＝ｔ／（Ｄf −ｔ）、ｔは板厚、Ｄf は破壊した
時の曲げ直径）が０．０１以上の優れた耐脆化特性を同
時に有することを特徴とする交流における軟磁気特性に
優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。 （１０）前記（９）記載の交流における軟磁気特性に優
れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニ−ル後、鉄損
が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の鉄損特性を有することを特徴
とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合
金薄帯。
（４）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非
晶質合金薄帯であって、アニ−ル後、Ｂ80が１．３５Ｔ
以上の優れた軟磁気特性、および、薄帯の曲げ破壊ひず
みεf(＝ｔ／（Ｄf −ｔ）、ｔは板厚、Ｄf は破壊した
時の曲げ直径）が０．０１以上の優れた耐脆化特性を同
時に有することを特徴とする交流における軟磁気特性に
優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。 （１０）前記（９）記載の交流における軟磁気特性に優
れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニ−ル後、鉄損
が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の鉄損特性を有することを特徴
とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合
金薄帯。
【００３１】（１１）前記（１）、（２）、（３）、
（４）、（５）、（６）、（７）、（８）、（９）また
は（１０）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ
基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻回し、アニールした
ことを特徴とする交流における軟磁気特性に優れた巻鉄
心。 （１２）前記（１）、（２）、（３）、（４）、
（５）、（６）、（７）、（８）、（９）または（１
０）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶
質合金薄帯を所定形状に打ち抜き積層し、アニールした
ことを特徴とする交流における軟磁気特性に優れた積鉄
心。
（４）、（５）、（６）、（７）、（８）、（９）また
は（１０）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ
基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻回し、アニールした
ことを特徴とする交流における軟磁気特性に優れた巻鉄
心。 （１２）前記（１）、（２）、（３）、（４）、
（５）、（６）、（７）、（８）、（９）または（１
０）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶
質合金薄帯を所定形状に打ち抜き積層し、アニールした
ことを特徴とする交流における軟磁気特性に優れた積鉄
心。
【００３２】
【発明の実施の形態】前述したように、本発明の特徴
は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯のＦｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣを
限定した組成範囲において、所定量のＰを添加し、該薄
帯をアニールする際のアニール温度の最大値をＴmax 、
最小値をＴmin とし、ΔＴ＝Ｔmax −Ｔmin とした場合
において、ΔＴが少なくとも８０℃の幅広いアニール温
度範囲で、交流における軟磁気特性が優れたＦｅ基非晶
質合金薄帯を製造することを可能にしたことにある。
は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯のＦｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣを
限定した組成範囲において、所定量のＰを添加し、該薄
帯をアニールする際のアニール温度の最大値をＴmax 、
最小値をＴmin とし、ΔＴ＝Ｔmax −Ｔmin とした場合
において、ΔＴが少なくとも８０℃の幅広いアニール温
度範囲で、交流における軟磁気特性が優れたＦｅ基非晶
質合金薄帯を製造することを可能にしたことにある。
【００３３】また、前述したように、本発明の特徴は、
Ｆｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣの限られた組成範囲において特
定範囲のＰを添加することにより、該薄帯が脆化開始す
る温度よりも低温側でアニ−ルした場合においても、交
流における優れた軟磁気特性が発現することを可能にし
たことである。すなわち、本発明によって、優れた軟磁
気特性と優れた耐脆化特性を同時に満足する薄帯を製造
することが可能になったことである。
Ｆｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣの限られた組成範囲において特
定範囲のＰを添加することにより、該薄帯が脆化開始す
る温度よりも低温側でアニ−ルした場合においても、交
流における優れた軟磁気特性が発現することを可能にし
たことである。すなわち、本発明によって、優れた軟磁
気特性と優れた耐脆化特性を同時に満足する薄帯を製造
することが可能になったことである。
【００３４】ここでいう“優れた軟磁気特性”とは、周
波数５０Ｈｚ、最大印加磁場８０Ａ／ｍの交流磁場を印
加した場合の最大磁束密度Ｂ80が“１．３５Ｔ以上”で
あることの他、ΔＴが少なくとも８０℃のアニール温度
範囲において、Ｂ80の標準偏差が“０．１未満”である
ことである。Ｆｅ基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻回
した巻鉄心、または、Ｆｅ基非晶質合金薄帯の打ち抜き
片を積層した積鉄心等を、ひずみの低減および磁気異方
性の付与を目的としてアニールする場合、通常、加熱中
に、鉄心各部位に“温度むら”が生じてしまう。Ｂ80の
値が少なくとも１．３５Ｔ以上であれば、非晶質合金薄
帯の性能を、トランスの性能に反映させることができる
が、アニール温度のばらつきによりＢ80の値にばらつき
が生じたのでは、鉄心内で局部的に軟磁気特性の劣化部
が生じたりして、トランスとしての性能に問題が生じる
場合がある。
波数５０Ｈｚ、最大印加磁場８０Ａ／ｍの交流磁場を印
加した場合の最大磁束密度Ｂ80が“１．３５Ｔ以上”で
あることの他、ΔＴが少なくとも８０℃のアニール温度
範囲において、Ｂ80の標準偏差が“０．１未満”である
ことである。Ｆｅ基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻回
した巻鉄心、または、Ｆｅ基非晶質合金薄帯の打ち抜き
片を積層した積鉄心等を、ひずみの低減および磁気異方
性の付与を目的としてアニールする場合、通常、加熱中
に、鉄心各部位に“温度むら”が生じてしまう。Ｂ80の
値が少なくとも１．３５Ｔ以上であれば、非晶質合金薄
帯の性能を、トランスの性能に反映させることができる
が、アニール温度のばらつきによりＢ80の値にばらつき
が生じたのでは、鉄心内で局部的に軟磁気特性の劣化部
が生じたりして、トランスとしての性能に問題が生じる
場合がある。
【００３５】本発明のように、Ｂ80の標準偏差が０．１
未満であれば、動作中の鉄心内における磁束密度が均一
になり、Ｆｅ基非晶質薄帯の優れた磁気性能を最大限に
引き出すことが可能になるばかりか、トランスの設計も
容易になる。さらに、“優れた軟磁気特性”とは、ΔＴ
が少なくとも６０℃の幅広いアニール温度範囲におい
て、周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．３Ｔでの単板測定に
よる鉄損が“０．１２Ｗ／ｋｇ以下”であることであ
る。
未満であれば、動作中の鉄心内における磁束密度が均一
になり、Ｆｅ基非晶質薄帯の優れた磁気性能を最大限に
引き出すことが可能になるばかりか、トランスの設計も
容易になる。さらに、“優れた軟磁気特性”とは、ΔＴ
が少なくとも６０℃の幅広いアニール温度範囲におい
て、周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．３Ｔでの単板測定に
よる鉄損が“０．１２Ｗ／ｋｇ以下”であることであ
る。
【００３６】ΔＴが少なくとも６０℃となるＴmaxから
Ｔminまでのアニール温度範囲において、鉄損が０．１
２Ｗ／ｋｇ以下であれば、Ｆｅ基非晶質合金薄帯として
の優れた性能を得ることができる。この場合も、ΔＴが
少なくとも６０℃という幅広い温度範囲で鉄損が優れて
いるので、鉄心各部位に温度むらが生じても、鉄心全体
としての軟磁気特性が低下することはない。
Ｔminまでのアニール温度範囲において、鉄損が０．１
２Ｗ／ｋｇ以下であれば、Ｆｅ基非晶質合金薄帯として
の優れた性能を得ることができる。この場合も、ΔＴが
少なくとも６０℃という幅広い温度範囲で鉄損が優れて
いるので、鉄心各部位に温度むらが生じても、鉄心全体
としての軟磁気特性が低下することはない。
【００３７】トランスの設計においては、磁束密度を優
先する場合と、鉄損を優先する場合の両者が考えられる
ので、Ｂ80が１．３５Ｔ以上となるアニール温度範囲
と、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下となるアニール温度範
囲が全て重なる必要はないが、両者の温度範囲が同じで
あれば、Ｆｅ基非晶質合金薄帯の性能を最大限にトラン
スの性能に反映させることができる。
先する場合と、鉄損を優先する場合の両者が考えられる
ので、Ｂ80が１．３５Ｔ以上となるアニール温度範囲
と、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下となるアニール温度範
囲が全て重なる必要はないが、両者の温度範囲が同じで
あれば、Ｆｅ基非晶質合金薄帯の性能を最大限にトラン
スの性能に反映させることができる。
【００３８】また、ここでいう“優れた軟磁気特性”と
は、周波数５０Ｈｚ、最大印加磁場８０Ａ／ｍの交流磁
場を印加した場合の最大磁束密度Ｂ80が１．３５Ｔ以上
を有し、および／または、周波数５０Ｈｚ、磁束密度
１．３Ｔでの単板測定による鉄損Ｗ13/50が０．１２Ｗ
／ｋｇ以下であることである。さらに、これらの優れた
軟磁気特性と同時に、薄帯の曲げ破壊ひずみεf が０．
０１以上の優れた耐脆化特性を有する薄帯である。ただ
し、εf ＝ｔ／（Ｄ−ｔ）であり、ｔは板厚、Ｄは破壊
した時の曲げ直径である。
は、周波数５０Ｈｚ、最大印加磁場８０Ａ／ｍの交流磁
場を印加した場合の最大磁束密度Ｂ80が１．３５Ｔ以上
を有し、および／または、周波数５０Ｈｚ、磁束密度
１．３Ｔでの単板測定による鉄損Ｗ13/50が０．１２Ｗ
／ｋｇ以下であることである。さらに、これらの優れた
軟磁気特性と同時に、薄帯の曲げ破壊ひずみεf が０．
０１以上の優れた耐脆化特性を有する薄帯である。ただ
し、εf ＝ｔ／（Ｄ−ｔ）であり、ｔは板厚、Ｄは破壊
した時の曲げ直径である。
【００３９】ここで，脆性の評価は、薄帯を１８０度に
折り曲げ、さらに、曲げられてできた二つの対向する薄
帯の距離を序々に狭めていった時に薄帯が破壊する距離
Ｄ（破壊した時の曲げ直径に相当）で示した。この時の
薄帯の外側の面間の距離を曲げ破壊直径Ｄf で定義す
る。薄帯厚をｔとすると、曲げられた薄帯の外側には、
ε＝ｔ／（Ｄ−ｔ）のひずみが生じていることになる。
したがって、破壊した時のひずみは、εf＝ｔ／（Ｄf−
ｔ）で定義される。
折り曲げ、さらに、曲げられてできた二つの対向する薄
帯の距離を序々に狭めていった時に薄帯が破壊する距離
Ｄ（破壊した時の曲げ直径に相当）で示した。この時の
薄帯の外側の面間の距離を曲げ破壊直径Ｄf で定義す
る。薄帯厚をｔとすると、曲げられた薄帯の外側には、
ε＝ｔ／（Ｄ−ｔ）のひずみが生じていることになる。
したがって、破壊した時のひずみは、εf＝ｔ／（Ｄf−
ｔ）で定義される。
【００４０】Ｆｅ-Ｓｉ-Ｂ系非晶質合金薄帯では、従来
は軟磁気特性を発現させるためのアニ−ルを施すと、薄
帯は必ず脆化したが、本発明の組成の合金を用いること
によって、優れた軟磁気特性が発現するアニ−ル後にお
いても、薄帯の脆性をかなり抑制できることが明らかに
なった。Ｂ80の値は、少なくとも１．３５Ｔ以上あれ
ば、非晶質合金薄帯の性能をトランスに反映させること
ができるとともに、トランスの設計も容易になる効果が
ある。さらに、周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．３Ｔでの
単板測定による鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下であれば、
非晶質合金薄帯としての優れた性能が得られる。
は軟磁気特性を発現させるためのアニ−ルを施すと、薄
帯は必ず脆化したが、本発明の組成の合金を用いること
によって、優れた軟磁気特性が発現するアニ−ル後にお
いても、薄帯の脆性をかなり抑制できることが明らかに
なった。Ｂ80の値は、少なくとも１．３５Ｔ以上あれ
ば、非晶質合金薄帯の性能をトランスに反映させること
ができるとともに、トランスの設計も容易になる効果が
ある。さらに、周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．３Ｔでの
単板測定による鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下であれば、
非晶質合金薄帯としての優れた性能が得られる。
【００４１】前にも説明したよう、トランスの設計にお
いては、磁束密度を優先する場合、あるいは、鉄損を優
先する場合が考えられるので、Ｂ80が１．３５Ｔ以上の
高磁束密度特性とＷ13/50 が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の低
鉄損特性が同時に達成される必要はないが、両者を同時
に達成できれば、非晶質合金薄帯の性能を最大限にトラ
ンスの性能に反映させることができる。
いては、磁束密度を優先する場合、あるいは、鉄損を優
先する場合が考えられるので、Ｂ80が１．３５Ｔ以上の
高磁束密度特性とＷ13/50 が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の低
鉄損特性が同時に達成される必要はないが、両者を同時
に達成できれば、非晶質合金薄帯の性能を最大限にトラ
ンスの性能に反映させることができる。
【００４２】本発明の特徴は、前記した優れた軟磁気特
性に加えて、優れた耐脆化特性を兼ね備えていることに
ある。元々、Ｆｅ-Ｓｉ-Ｂ系を主体とする非晶質合金薄
帯はアニ−ルによって脆化してしまう。この脆化はアニ
−ル温度が高くなる程大きくなる傾向を示している。本
発明者は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ系の狭い範囲において、
特定量のＰを添加することによって、脆化が抑制される
低温度範囲でアニ−ルしても、優れた軟磁気特性を発現
することを見出し、本発明を完成するに至った。ここ
で、前記した曲げ破壊ひずみεf が０．０１以上である
場合には、薄帯の脆化をほとんど考慮しなくても、通常
のトランスの製造が可能になる。εf が０．０１５以上
であれば、さらに製造し易くなるので好ましい。
性に加えて、優れた耐脆化特性を兼ね備えていることに
ある。元々、Ｆｅ-Ｓｉ-Ｂ系を主体とする非晶質合金薄
帯はアニ−ルによって脆化してしまう。この脆化はアニ
−ル温度が高くなる程大きくなる傾向を示している。本
発明者は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ系の狭い範囲において、
特定量のＰを添加することによって、脆化が抑制される
低温度範囲でアニ−ルしても、優れた軟磁気特性を発現
することを見出し、本発明を完成するに至った。ここ
で、前記した曲げ破壊ひずみεf が０．０１以上である
場合には、薄帯の脆化をほとんど考慮しなくても、通常
のトランスの製造が可能になる。εf が０．０１５以上
であれば、さらに製造し易くなるので好ましい。
【００４３】ここで、組成の限定理由について説明する
が、本発明の基本的な特徴は、２≦Ｓｉ＜４原子％の低
Ｓｉ領域において、所要量のＰを添加したことにある。
以下に順を追って、各元素の組成範囲の限定理由を説明
する。Ｆｅは７８原子％以上、８６原子％以下の範囲に
する。Ｆｅが７８原子％未満の場合には、鉄心としての
十分な磁束密度が得られなくなり、８６原子％超の場合
には、非晶質形成が困難になって、良好な磁気特性が得
られなくなる。より幅広いアニール温度範囲で、また
は、低温側でのアニ−ルで、１．３５Ｔ以上のＢ 80をよ
り安定的に得るためには、Ｆｅを８０原子％超にする必
要がある。さらに、非晶質をより安定的にし、εf が
０．０１以上の薄帯を得るためには、Ｆｅを８２原子％
以下にすればよい。Ｆｅが８０原子％超、８２原子％以
下の範囲において、より優れた非晶質薄帯を得ることが
できる。
が、本発明の基本的な特徴は、２≦Ｓｉ＜４原子％の低
Ｓｉ領域において、所要量のＰを添加したことにある。
以下に順を追って、各元素の組成範囲の限定理由を説明
する。Ｆｅは７８原子％以上、８６原子％以下の範囲に
する。Ｆｅが７８原子％未満の場合には、鉄心としての
十分な磁束密度が得られなくなり、８６原子％超の場合
には、非晶質形成が困難になって、良好な磁気特性が得
られなくなる。より幅広いアニール温度範囲で、また
は、低温側でのアニ−ルで、１．３５Ｔ以上のＢ 80をよ
り安定的に得るためには、Ｆｅを８０原子％超にする必
要がある。さらに、非晶質をより安定的にし、εf が
０．０１以上の薄帯を得るためには、Ｆｅを８２原子％
以下にすればよい。Ｆｅが８０原子％超、８２原子％以
下の範囲において、より優れた非晶質薄帯を得ることが
できる。
【００４４】Ｓｉは、２原子％以上、４原子％未満の範
囲に限定する。Ｓｉが２原子％未満の場合には、非晶質
が安定して形成され難くなり、また、Ｓｉが４原子％以
上の場合には、本発明の特徴である“Ｐ添加による最適
アニール温度範囲の拡大効果”または“Ｐ添加によるア
ニ−ル温度範囲の低温側への拡大効果”が得られなくな
る。
囲に限定する。Ｓｉが２原子％未満の場合には、非晶質
が安定して形成され難くなり、また、Ｓｉが４原子％以
上の場合には、本発明の特徴である“Ｐ添加による最適
アニール温度範囲の拡大効果”または“Ｐ添加によるア
ニ−ル温度範囲の低温側への拡大効果”が得られなくな
る。
【００４５】Ｂは、５原子％超、１６原子％以下の範囲
にする。Ｂが５原子％以下では非晶質が安定して形成さ
れ難くなり、１６原子％超としても更なる非晶質形成能
の向上は認められなくなる。Ｐ添加による“最適アニー
ル温度範囲の拡大効果”、または、“アニ−ル温度範囲
の低温側への拡大効果”をより有効に発現させるために
は、Ｂを１４原子％未満にする。すなわち、Ｂが５原子
％超、１４原子％未満の範囲において、Ｂ80のばらつき
が少ない優れた軟磁気特性と曲げ破壊ひずみε f が０．
０１以上の耐脆化特性を有する非晶質合金薄帯が得られ
る。
にする。Ｂが５原子％以下では非晶質が安定して形成さ
れ難くなり、１６原子％超としても更なる非晶質形成能
の向上は認められなくなる。Ｐ添加による“最適アニー
ル温度範囲の拡大効果”、または、“アニ−ル温度範囲
の低温側への拡大効果”をより有効に発現させるために
は、Ｂを１４原子％未満にする。すなわち、Ｂが５原子
％超、１４原子％未満の範囲において、Ｂ80のばらつき
が少ない優れた軟磁気特性と曲げ破壊ひずみε f が０．
０１以上の耐脆化特性を有する非晶質合金薄帯が得られ
る。
【００４６】Ｃは、薄帯の鋳造性に効果がある元素であ
る。Ｃを含有させることによって、溶湯と冷却基板の濡
性が向上して、良好な薄帯を形成させることができる。
Ｃが０．０２原子％未満の場合は、この効果が得られな
い。また、Ｃを４原子％超含有させても、この効果の更
なる向上は認められない。したがって、Ｃの組成範囲
は、０．０２原子％以上４原子％以下に限定した。
る。Ｃを含有させることによって、溶湯と冷却基板の濡
性が向上して、良好な薄帯を形成させることができる。
Ｃが０．０２原子％未満の場合は、この効果が得られな
い。また、Ｃを４原子％超含有させても、この効果の更
なる向上は認められない。したがって、Ｃの組成範囲
は、０．０２原子％以上４原子％以下に限定した。
【００４７】Ｐは、本発明において最も重要な元素であ
る。本発明者らは、既に、特開平９−２０２９４６号公
報において、０．００８重量％以上、０．１重量％
（０．１６原子％）以下のＰは、ＭｎとＳの許容含有量
を増加させて、安価な鉄源の使用を可能にする効果があ
ることを開示したが、本発明は、鉄心のアニール工程に
おいて、鉄心の各部位に“温度むら”が生じた場合にお
いても、その“温度むら”による軟磁気特性の劣化を防
止することを目的として、または、鉄心の脆化を生じさ
せる温度よりも低温度側におけるアニ−ルを可能にする
ことを目的として、Ｐ量、および、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ
の各量を種々変化させた実験を積み重ね、その結果、成
し得た発明である。
る。本発明者らは、既に、特開平９−２０２９４６号公
報において、０．００８重量％以上、０．１重量％
（０．１６原子％）以下のＰは、ＭｎとＳの許容含有量
を増加させて、安価な鉄源の使用を可能にする効果があ
ることを開示したが、本発明は、鉄心のアニール工程に
おいて、鉄心の各部位に“温度むら”が生じた場合にお
いても、その“温度むら”による軟磁気特性の劣化を防
止することを目的として、または、鉄心の脆化を生じさ
せる温度よりも低温度側におけるアニ−ルを可能にする
ことを目的として、Ｐ量、および、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ
の各量を種々変化させた実験を積み重ね、その結果、成
し得た発明である。
【００４８】Ｐは、０．２原子％以上、１２原子％以下
の範囲で含有させる。Ｐが０．２原子％未満では、最適
アニール温度範囲を拡大する効果、または、アニ−ル温
度範囲を低温側へ拡大する効果が得られなくなり、ま
た、Ｐを１２原子％超含有させても、Ｐによるそれ以上
の効果が得られないばかりか、磁束密度が低下してしま
う。Ｐが１原子％以上１２原子％以下であれば、Ｐの効
果によって磁束密度Ｂ80のばらつきが、より一層抑制さ
れるとともに、１．３５Ｔ以上のＢ80と、０．０１以上
のεfがより安定して得られる。Ｐが１原子％以上１０
原子％以下であれば、磁束密度の低下も抑制され、より
一層のＰの添加効果が発現する。
の範囲で含有させる。Ｐが０．２原子％未満では、最適
アニール温度範囲を拡大する効果、または、アニ−ル温
度範囲を低温側へ拡大する効果が得られなくなり、ま
た、Ｐを１２原子％超含有させても、Ｐによるそれ以上
の効果が得られないばかりか、磁束密度が低下してしま
う。Ｐが１原子％以上１２原子％以下であれば、Ｐの効
果によって磁束密度Ｂ80のばらつきが、より一層抑制さ
れるとともに、１．３５Ｔ以上のＢ80と、０．０１以上
のεfがより安定して得られる。Ｐが１原子％以上１０
原子％以下であれば、磁束密度の低下も抑制され、より
一層のＰの添加効果が発現する。
【００４９】さらに、本発明のＦｅ基非晶質合成薄帯
は、不可避不純物として、特開平９−２０２９４６号公
報に示されているレベルのＭｎ、Ｓ、等の元素を含有し
ていても、特段の問題を生じない。組成範囲の特定に関
して重要なことは、本発明におけるＰの効果は、Ｆｅ、
Ｓｉ、Ｂ、Ｃ系の限定された組成範囲に、所定量のＰを
添加することによって、成し得たものであり、特に、２
≦Ｓｉ＜４原子％の低Ｓｉの範囲において、初めて、Ｐ
の添加効果が発現するということである。
は、不可避不純物として、特開平９−２０２９４６号公
報に示されているレベルのＭｎ、Ｓ、等の元素を含有し
ていても、特段の問題を生じない。組成範囲の特定に関
して重要なことは、本発明におけるＰの効果は、Ｆｅ、
Ｓｉ、Ｂ、Ｃ系の限定された組成範囲に、所定量のＰを
添加することによって、成し得たものであり、特に、２
≦Ｓｉ＜４原子％の低Ｓｉの範囲において、初めて、Ｐ
の添加効果が発現するということである。
【００５０】このような本発明のＦｅ基非晶質合金薄帯
をトランス用鉄心の素材として用いることにより、優れ
た軟磁気特性を維持しつつ、鉄心のアニ−ルの際に生じ
る鉄心の脆化を抑制すること、または、鉄心各部位に生
じる“温度むら”に起因する特性劣化を防止することが
可能になる。
をトランス用鉄心の素材として用いることにより、優れ
た軟磁気特性を維持しつつ、鉄心のアニ−ルの際に生じ
る鉄心の脆化を抑制すること、または、鉄心各部位に生
じる“温度むら”に起因する特性劣化を防止することが
可能になる。
【００５１】本発明のＦｅ基非晶質合金薄帯は、所定の
合金成分を溶解し、溶湯を、移動している冷却基板上
に、スロットノズルを通して噴出させて、該溶湯を急冷
凝固させる方法、例えば、単ロ−ル法、双ロ−ル法によ
って製造することができる。単ロ−ル装置には、ドラム
の内壁を使う遠心急冷装置、エンドレスタイプのベルト
を使う装置、および、これらの改良型である補助ロ−ル
を付属させた装置、減圧下真空中または、不活性ガス中
での鋳造装置も含まれる。本発明のＦｅ基非晶質合金薄
帯において、薄帯の板厚、板幅等の寸法は、特に規定さ
れないが、薄帯の板厚は、例えば、１０μｍ以上１００
μｍ以下が好ましい。また、上記薄帯の板幅は、２０ｍ
ｍ以上が好ましい。
合金成分を溶解し、溶湯を、移動している冷却基板上
に、スロットノズルを通して噴出させて、該溶湯を急冷
凝固させる方法、例えば、単ロ−ル法、双ロ−ル法によ
って製造することができる。単ロ−ル装置には、ドラム
の内壁を使う遠心急冷装置、エンドレスタイプのベルト
を使う装置、および、これらの改良型である補助ロ−ル
を付属させた装置、減圧下真空中または、不活性ガス中
での鋳造装置も含まれる。本発明のＦｅ基非晶質合金薄
帯において、薄帯の板厚、板幅等の寸法は、特に規定さ
れないが、薄帯の板厚は、例えば、１０μｍ以上１００
μｍ以下が好ましい。また、上記薄帯の板幅は、２０ｍ
ｍ以上が好ましい。
【００５２】本発明のＦｅ基非晶質合金薄帯の原料とし
て、例えば、鉄鉱石を原料とした製鉄プロセスで生産さ
れる一部の鋼種を鉄源に使用することが可能である。Ｆ
ｅ基非晶質合金薄帯の合金組成として、例えば、Ｆｅ
80.5Ｓｉ3Ｂ15Ｃ1Ｐ0. 5、Ｆｅ79Ｓｉ3Ｂ16Ｃ1Ｐ1、Ｆｅ
80.2Ｓｉ2.3Ｂ13Ｃ0.5Ｐ4、Ｆｅ79.4Ｓｉ3.8Ｂ 10Ｃ0.8
Ｐ6、Ｆｅ81.5Ｓｉ2.2Ｂ6.3Ｃ1Ｐ9等を挙げることがで
きるが、本発明の合金組成は、これら例示の合金組成に
限られるものではない。
て、例えば、鉄鉱石を原料とした製鉄プロセスで生産さ
れる一部の鋼種を鉄源に使用することが可能である。Ｆ
ｅ基非晶質合金薄帯の合金組成として、例えば、Ｆｅ
80.5Ｓｉ3Ｂ15Ｃ1Ｐ0. 5、Ｆｅ79Ｓｉ3Ｂ16Ｃ1Ｐ1、Ｆｅ
80.2Ｓｉ2.3Ｂ13Ｃ0.5Ｐ4、Ｆｅ79.4Ｓｉ3.8Ｂ 10Ｃ0.8
Ｐ6、Ｆｅ81.5Ｓｉ2.2Ｂ6.3Ｃ1Ｐ9等を挙げることがで
きるが、本発明の合金組成は、これら例示の合金組成に
限られるものではない。
【００５３】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。 （実施例１）原子％で、Ｆｅ80.3Ｓｉ2.5Ｂ16-XＰXＣ1
および０．２原子％のＭｎ、Ｓ等の不純物を含む組成の
合金を使用した。ただし、Ｘ＝０．５、１．１、３．
２、６．４、９．５とした。比較材として、Ｘ＝０、
０．０５、１３．５、１６なる組成の合金も使用した。
および０．２原子％のＭｎ、Ｓ等の不純物を含む組成の
合金を使用した。ただし、Ｘ＝０．５、１．１、３．
２、６．４、９．５とした。比較材として、Ｘ＝０、
０．０５、１３．５、１６なる組成の合金も使用した。
【００５４】先ず、所定の組成からなる合金を石英ルツ
ボ中で高周波溶解し、溶湯を、ルツボ先端に取り付けた
開口形状０．４ｍｍ×２５ｍｍの矩形状スロットノズル
を通して、Ｃｕ合金製冷却ロ−ルの上に噴出した。冷却
ロ−ルの直径は５８０ｍｍ、回転数は８００ｒｐｍであ
る。この鋳造によって、厚さ約２７μｍ、幅約２５ｍｍ
の薄帯を得ることができた。
ボ中で高周波溶解し、溶湯を、ルツボ先端に取り付けた
開口形状０．４ｍｍ×２５ｍｍの矩形状スロットノズル
を通して、Ｃｕ合金製冷却ロ−ルの上に噴出した。冷却
ロ−ルの直径は５８０ｍｍ、回転数は８００ｒｐｍであ
る。この鋳造によって、厚さ約２７μｍ、幅約２５ｍｍ
の薄帯を得ることができた。
【００５５】鋳造した薄帯を１２０ｍｍの長さに切断し
て、３２０℃、３４０℃、３６０℃、３８０℃、４００
℃の各温度で、窒素雰囲気中で１時間、磁場中でアニー
ルした。その後、ＳＳＴ（単板磁気測定器）を用いて交
流磁気特性を評価した。評価項目は、測定の最大印加磁
場が８０Ａ／ｍの時の最大磁束密度Ｂ80、および、最大
磁束密度１．３Ｔにおける鉄損である。なお、測定周波
数は５０Ｈｚである。結果を表１および表２に示す。
て、３２０℃、３４０℃、３６０℃、３８０℃、４００
℃の各温度で、窒素雰囲気中で１時間、磁場中でアニー
ルした。その後、ＳＳＴ（単板磁気測定器）を用いて交
流磁気特性を評価した。評価項目は、測定の最大印加磁
場が８０Ａ／ｍの時の最大磁束密度Ｂ80、および、最大
磁束密度１．３Ｔにおける鉄損である。なお、測定周波
数は５０Ｈｚである。結果を表１および表２に示す。
【００５６】
【表１】
【００５７】
【表２】
【００５８】試料Ｎｏ．２については、４２０℃でのア
ニールも追加実施した。その結果、Ｂ80＝１．２９Ｔで
あった。この結果および表１から明らかなように、Ｐが
０．２原子％以上１２原子％以下の試料Ｎｏ．３〜８
（発明例）においては、アニール温度がＴmin＝３２０
℃からＴmax＝４００℃の範囲、すなわち、ΔＴ＝80℃
の幅広いアニール温度範囲において、Ｂ80が１．３５Ｔ
以上の高い磁束密度が発現し、かつ、そのアニール温度
範囲において、Ｂ80の標準偏差が０．１未満となり、磁
束密度のばらつきの低減が可能であることがわかる。
ニールも追加実施した。その結果、Ｂ80＝１．２９Ｔで
あった。この結果および表１から明らかなように、Ｐが
０．２原子％以上１２原子％以下の試料Ｎｏ．３〜８
（発明例）においては、アニール温度がＴmin＝３２０
℃からＴmax＝４００℃の範囲、すなわち、ΔＴ＝80℃
の幅広いアニール温度範囲において、Ｂ80が１．３５Ｔ
以上の高い磁束密度が発現し、かつ、そのアニール温度
範囲において、Ｂ80の標準偏差が０．１未満となり、磁
束密度のばらつきの低減が可能であることがわかる。
【００５９】また、試料Ｎｏ．４〜８の１原子％以上１
２原子％以下のＰの範囲においては、Ｂ80の標準偏差が
０．０７以下となって、磁束密度のばらつきがより抑制
された薄帯が得られていることがわかる。さらに、試料
Ｎｏ．５〜８のＢが５原子％超１４原子％未満の範囲に
おいては、Ｂ80の標準偏差が０．０５以下となって、磁
束密度のばらつきがより一層少ない薄帯が得られている
ことがわかる。
２原子％以下のＰの範囲においては、Ｂ80の標準偏差が
０．０７以下となって、磁束密度のばらつきがより抑制
された薄帯が得られていることがわかる。さらに、試料
Ｎｏ．５〜８のＢが５原子％超１４原子％未満の範囲に
おいては、Ｂ80の標準偏差が０．０５以下となって、磁
束密度のばらつきがより一層少ない薄帯が得られている
ことがわかる。
【００６０】また、表２から、本発明の組成範囲である
試料Ｎｏ．３〜８（発明例）において、Ｔmin＝３２０
℃からＴmax＝３８０℃の範囲、すなわち、ΔＴ＝６０
℃の幅広いアニール温度範囲において、０．１２Ｗ／ｋ
ｇ以下の低鉄損を示すことがわかる。試料Ｎｏ．９は、
鉄損が６０℃の幅広いアニール温度範囲で０．１２Ｗ／
ｋｇ以下であるが、Ｂ80が比較材レベルであったので比
較例とした。試料Ｎｏ．１０の４００℃アニール材で
は、１．３Ｔの磁束密度まで励磁できなかった。
試料Ｎｏ．３〜８（発明例）において、Ｔmin＝３２０
℃からＴmax＝３８０℃の範囲、すなわち、ΔＴ＝６０
℃の幅広いアニール温度範囲において、０．１２Ｗ／ｋ
ｇ以下の低鉄損を示すことがわかる。試料Ｎｏ．９は、
鉄損が６０℃の幅広いアニール温度範囲で０．１２Ｗ／
ｋｇ以下であるが、Ｂ80が比較材レベルであったので比
較例とした。試料Ｎｏ．１０の４００℃アニール材で
は、１．３Ｔの磁束密度まで励磁できなかった。
【００６１】（実施例２）原子％で、Ｆｅ80.3ＳｉYＢ
15.2-YＰ3.3Ｃ1および0.2原子％のＭｎ、Ｓ等の不純物
を含む組成の合金を使用した。ただし、Ｙ＝１．７、
２．２、２．９、３．４、３．８、４．３、５．５とし
た。これらの合金を実施例１に示した方法で薄帯に鋳造
した。薄帯の磁気特性も実施例１と同様の方法で評価し
た。結果を表３および表４に示す。
15.2-YＰ3.3Ｃ1および0.2原子％のＭｎ、Ｓ等の不純物
を含む組成の合金を使用した。ただし、Ｙ＝１．７、
２．２、２．９、３．４、３．８、４．３、５．５とし
た。これらの合金を実施例１に示した方法で薄帯に鋳造
した。薄帯の磁気特性も実施例１と同様の方法で評価し
た。結果を表３および表４に示す。
【００６２】
【表３】
【００６３】
【表４】
【００６４】試料Ｎｏ．１１、１６および１７について
は、４２０℃でのアニールを追加実施した。その結果、
Ｂ80は、それぞれ、１．３４Ｔ、１．３１Ｔ、および、
１．２７Ｔであった。これらの結果および表３から明ら
かなように、Ｓｉが２原子％以上４原子％未満の試料Ｎ
ｏ．１２〜１５（発明例）において、アニール温度がＴ
min＝３２０℃からＴmax＝４００℃の範囲、すなわち、
ΔＴ＝８０℃の幅広いアニール温度範囲において、Ｂ80
が１．３５Ｔ以上の高い磁束密度が発現し、かつ、その
アニール温度範囲において、Ｂ80の標準偏差が０．１未
満となり、磁束密度のばらつきの低減が可能であること
がわかる。
は、４２０℃でのアニールを追加実施した。その結果、
Ｂ80は、それぞれ、１．３４Ｔ、１．３１Ｔ、および、
１．２７Ｔであった。これらの結果および表３から明ら
かなように、Ｓｉが２原子％以上４原子％未満の試料Ｎ
ｏ．１２〜１５（発明例）において、アニール温度がＴ
min＝３２０℃からＴmax＝４００℃の範囲、すなわち、
ΔＴ＝８０℃の幅広いアニール温度範囲において、Ｂ80
が１．３５Ｔ以上の高い磁束密度が発現し、かつ、その
アニール温度範囲において、Ｂ80の標準偏差が０．１未
満となり、磁束密度のばらつきの低減が可能であること
がわかる。
【００６５】試料Ｎｏ．１６（比較例）では、標準偏差
が０．１未満であるが、ΔＴが少なくとも８０℃となる
アニール温度範囲において、Ｂ80が１．３５Ｔ以上を満
たしていない。また、表４から、試料Ｎｏ．１２〜１５
（発明例）においては、Ｔmin＝３２０℃からＴmax ＝
３８０℃の範囲、すなわち、ΔＴ＝６０℃の幅広いアニ
ール温度範囲において、０．１２Ｗ／ｋｇ以下の低鉄損
を示していることがわかる。試料Ｎｏ．１１は、鉄損が
ΔＴ＝６０℃のアニール温度範囲で、０．１２Ｗ／ｋｇ
であるが、Ｂ80が比較材のレベルであったので比較例と
した。以上のことから、Ｓｉが４原子％以上になると、
本発明のＰの添加効果が発現しないことがわかる。
が０．１未満であるが、ΔＴが少なくとも８０℃となる
アニール温度範囲において、Ｂ80が１．３５Ｔ以上を満
たしていない。また、表４から、試料Ｎｏ．１２〜１５
（発明例）においては、Ｔmin＝３２０℃からＴmax ＝
３８０℃の範囲、すなわち、ΔＴ＝６０℃の幅広いアニ
ール温度範囲において、０．１２Ｗ／ｋｇ以下の低鉄損
を示していることがわかる。試料Ｎｏ．１１は、鉄損が
ΔＴ＝６０℃のアニール温度範囲で、０．１２Ｗ／ｋｇ
であるが、Ｂ80が比較材のレベルであったので比較例と
した。以上のことから、Ｓｉが４原子％以上になると、
本発明のＰの添加効果が発現しないことがわかる。
【００６６】（実施例３）Ｐを３．４原子％、Ｓｉを
２．５原子％として、Ｆｅ、Ｂ、Ｃの割合を種々変えた
合金を用いて、実施例１と同様の方法で薄帯を鋳造し
た。ただし、この薄帯は、不純物として、０．２原子％
のＭｎ、Ｓ等を含んでいる。上記薄帯の磁気特性につい
ても、実施例１と同様の方法で評価した。この時のアニ
ール温度は２８０〜４００℃の範囲とした。結果を表５
および表６に示す。
２．５原子％として、Ｆｅ、Ｂ、Ｃの割合を種々変えた
合金を用いて、実施例１と同様の方法で薄帯を鋳造し
た。ただし、この薄帯は、不純物として、０．２原子％
のＭｎ、Ｓ等を含んでいる。上記薄帯の磁気特性につい
ても、実施例１と同様の方法で評価した。この時のアニ
ール温度は２８０〜４００℃の範囲とした。結果を表５
および表６に示す。
【００６７】
【表５】
【００６８】
【表６】
【００６９】Ｂ80の標準偏差は、標準偏差の値が最も小
さくなる８０℃幅のアニール温度範囲（表５中、太線で
挟む範囲）で得られた値で計算した。試料Ｎｏ．２５に
ついて４２０℃アニールを追加実施した結果、Ｂ80＝
１．３３Ｔであった。この結果および表５からわかるよ
うに、Ｆｅが７８原子％以上８６原子％以下である試料
Ｎｏ．１９〜２４（発明例）では、ΔＴが少なくとも８
０℃の幅広いアニール温度範囲において、Ｂ80が１．３
５Ｔ以上の高い磁束密度が発現し、かつ、そのアニール
温度範囲において、Ｂ80の標準偏差が０．１未満とな
り、磁束密度のばらつきが低減していることがわかる。
さくなる８０℃幅のアニール温度範囲（表５中、太線で
挟む範囲）で得られた値で計算した。試料Ｎｏ．２５に
ついて４２０℃アニールを追加実施した結果、Ｂ80＝
１．３３Ｔであった。この結果および表５からわかるよ
うに、Ｆｅが７８原子％以上８６原子％以下である試料
Ｎｏ．１９〜２４（発明例）では、ΔＴが少なくとも８
０℃の幅広いアニール温度範囲において、Ｂ80が１．３
５Ｔ以上の高い磁束密度が発現し、かつ、そのアニール
温度範囲において、Ｂ80の標準偏差が０．１未満とな
り、磁束密度のばらつきが低減していることがわかる。
【００７０】Ｆｅが８６原子％超のＮｏ．１８（比較
例）では、標準偏差が０．１未満であるが、非晶質状態
が得られず、Ｂ80も１Ｔ以下の低いものしか得られなか
った。また、比較例の試料Ｎｏ．２５および２６では、
同様に、標準偏差が０．１未満であるが、ΔＴが少なく
とも８０℃以上の幅広いアニール温度範囲において、
１．３５Ｔ以上のＢ80を得ることができなかった。
例）では、標準偏差が０．１未満であるが、非晶質状態
が得られず、Ｂ80も１Ｔ以下の低いものしか得られなか
った。また、比較例の試料Ｎｏ．２５および２６では、
同様に、標準偏差が０．１未満であるが、ΔＴが少なく
とも８０℃以上の幅広いアニール温度範囲において、
１．３５Ｔ以上のＢ80を得ることができなかった。
【００７１】Ｆｅが８０原子％超８２原子％以下である
試料Ｎｏ．２１および２２（発明例）では、標準偏差も
低く、また、Ｔmin＝２８０℃からＴmax＝４００℃とい
うより幅広い範囲で、Ｂ80が１．３５Ｔ以上であり、優
れた薄帯が形成されていることがわかる。表６の結果か
ら、試料Ｎｏ．１９〜２４（発明例）、２５（比較例）
および２６（比較例）においては、従来技術には存在し
ない、ΔＴが少なくとも６０℃以上の幅広いアニール温
度範囲において、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下であるこ
とがわかる。ただし、Ｎｏ．２５および２６（比較例）
では、ΔＴが少なくとも８０℃の広い温度範囲で、Ｂ80
が１．３５Ｔ以上を満たさなかったので、これらを比較
例とした。試料Ｎｏ．１８（比較例）においては、非晶
質が得られなかったので、鉄損も大きくなっている。
試料Ｎｏ．２１および２２（発明例）では、標準偏差も
低く、また、Ｔmin＝２８０℃からＴmax＝４００℃とい
うより幅広い範囲で、Ｂ80が１．３５Ｔ以上であり、優
れた薄帯が形成されていることがわかる。表６の結果か
ら、試料Ｎｏ．１９〜２４（発明例）、２５（比較例）
および２６（比較例）においては、従来技術には存在し
ない、ΔＴが少なくとも６０℃以上の幅広いアニール温
度範囲において、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下であるこ
とがわかる。ただし、Ｎｏ．２５および２６（比較例）
では、ΔＴが少なくとも８０℃の広い温度範囲で、Ｂ80
が１．３５Ｔ以上を満たさなかったので、これらを比較
例とした。試料Ｎｏ．１８（比較例）においては、非晶
質が得られなかったので、鉄損も大きくなっている。
【００７２】（実施例４）試料Ｎｏ．６の合金を用い
て、幅５０ｍｍの非晶質薄帯を鋳造した。鋳造方法は、
実施例１と同様であるが、ノズルの開口形状を０．４ｍ
ｍ×５０ｍｍの矩形状スロットノズルに変えた。得られ
た薄帯の厚みは２６μｍである。この薄帯を、巻き厚み
が約５０ｍｍのトロイダル鉄心に巻回した。この鉄心
を、室温から種々の昇温速度で４００℃まで加熱し、そ
の温度で２時間保定し、その後、炉冷した。加熱中、鉄
心の周方向に磁場を印加した。温度制御は、炉の雰囲気
温度で行い、実際の試料の温度は、鉄心各部位に接触さ
せた熱電対で測定した。
て、幅５０ｍｍの非晶質薄帯を鋳造した。鋳造方法は、
実施例１と同様であるが、ノズルの開口形状を０．４ｍ
ｍ×５０ｍｍの矩形状スロットノズルに変えた。得られ
た薄帯の厚みは２６μｍである。この薄帯を、巻き厚み
が約５０ｍｍのトロイダル鉄心に巻回した。この鉄心
を、室温から種々の昇温速度で４００℃まで加熱し、そ
の温度で２時間保定し、その後、炉冷した。加熱中、鉄
心の周方向に磁場を印加した。温度制御は、炉の雰囲気
温度で行い、実際の試料の温度は、鉄心各部位に接触さ
せた熱電対で測定した。
【００７３】結果的に、昇温速度が速い程、炉の雰囲気
温度と鉄心との温度差が大きくなり、かつ、鉄心各部位
の温度差も大きくなる傾向を示した。ただし、鉄心の温
度は炉の雰囲気温度以下であった。アニール後の鉄心に
１次コイルおよび２次コイルを巻いて、Ｂ80を測定し
た。その結果、鉄心各部位の温度差が８０〜１００℃と
大きくなっても、Ｂ80は、１．４３Ｔと高い値を示すこ
とを確認した。比較例として、試料Ｎｏ．１７の合金を
用いて同様な試験を実施した。この場合、鉄心各部位の
温度差が８０〜１００℃まで大きくなると、Ｂ80が、
１．３２Ｔと低くなってしまうことがわかった。
温度と鉄心との温度差が大きくなり、かつ、鉄心各部位
の温度差も大きくなる傾向を示した。ただし、鉄心の温
度は炉の雰囲気温度以下であった。アニール後の鉄心に
１次コイルおよび２次コイルを巻いて、Ｂ80を測定し
た。その結果、鉄心各部位の温度差が８０〜１００℃と
大きくなっても、Ｂ80は、１．４３Ｔと高い値を示すこ
とを確認した。比較例として、試料Ｎｏ．１７の合金を
用いて同様な試験を実施した。この場合、鉄心各部位の
温度差が８０〜１００℃まで大きくなると、Ｂ80が、
１．３２Ｔと低くなってしまうことがわかった。
【００７４】（実施例５）原子％でＦｅ80.3Ｓｉ2.7Ｂ
16-XＰXＣ0.8 および０．２原子％のＭｎ、Ｓ等の不純
物を含む組成の合金を使用した。ただし、Ｘ＝１．３、
３．５、６．２、９．４とした。比較材として、Ｘ＝
０、１４．５なる組成の合金も使用した。先ず、所定の
組成からなる合金を石英ルツボ中で高周波溶解し、ルツ
ボ先端に取り付けた開口形状が０．４ｍｍ×２５ｍｍの
矩形状スロットノズルを通してＣｕ合金製冷却ロ−ルの
上に溶湯を噴出した。冷却ロ−ルの直径は５８０ｍｍ、
回転数は８００ｒｐｍである。この鋳造によって、厚さ
約２６μｍ、幅約２５ｍｍの薄帯を得た。
16-XＰXＣ0.8 および０．２原子％のＭｎ、Ｓ等の不純
物を含む組成の合金を使用した。ただし、Ｘ＝１．３、
３．５、６．２、９．４とした。比較材として、Ｘ＝
０、１４．５なる組成の合金も使用した。先ず、所定の
組成からなる合金を石英ルツボ中で高周波溶解し、ルツ
ボ先端に取り付けた開口形状が０．４ｍｍ×２５ｍｍの
矩形状スロットノズルを通してＣｕ合金製冷却ロ−ルの
上に溶湯を噴出した。冷却ロ−ルの直径は５８０ｍｍ、
回転数は８００ｒｐｍである。この鋳造によって、厚さ
約２６μｍ、幅約２５ｍｍの薄帯を得た。
【００７５】鋳造した薄帯を１２０ｍｍ長さに切断し
て、３２０℃、３４０℃、３６０℃、３８０℃、４００
℃の各温度で、窒素雰囲気中で１時間、磁場中でアニ−
ルした後、ＳＳＴ（単板磁気測定器）を用いて交流磁気
特性を評価した。評価項目は、測定の最大印加磁場が８
０Ａ／ｍの時の最大磁束密度Ｂ80、および、最大磁束密
度が１．３Ｔにおける鉄損Ｗ13/50である。なお、測定
周波数は５０Ｈｚである。また、前記の各温度でアニ−
ルした薄帯の曲げ破壊ひずみεf を測定した。曲げる際
にはＲ面（鋳造時にロ−ルと接触する面）を外側にして
曲げた。結果を表７に示す。
て、３２０℃、３４０℃、３６０℃、３８０℃、４００
℃の各温度で、窒素雰囲気中で１時間、磁場中でアニ−
ルした後、ＳＳＴ（単板磁気測定器）を用いて交流磁気
特性を評価した。評価項目は、測定の最大印加磁場が８
０Ａ／ｍの時の最大磁束密度Ｂ80、および、最大磁束密
度が１．３Ｔにおける鉄損Ｗ13/50である。なお、測定
周波数は５０Ｈｚである。また、前記の各温度でアニ−
ルした薄帯の曲げ破壊ひずみεf を測定した。曲げる際
にはＲ面（鋳造時にロ−ルと接触する面）を外側にして
曲げた。結果を表７に示す。
【００７６】
【表７】
【００７７】表７中において、太い黒枠で囲った領域
は、曲げ破壊ひずみεf が０．０１以上の優れた耐脆化
特性と、Ｂ80が１．３５Ｔ以上、Ｗ13/50が０．１２Ｗ/
ｋｇ以下の優れた軟磁気特性を兼ね備えた範囲である。
Ｎｏ.２７〜Ｎｏ．３０では、εfが０．０１以上となる
アニ−ル温度は３６０℃以下の温度範囲であるが、Ｎ
ｏ.２７（比較例）では、３２０℃アニ−ルでＢ8 0が
１．３５Ｔ以下となってしまう。
は、曲げ破壊ひずみεf が０．０１以上の優れた耐脆化
特性と、Ｂ80が１．３５Ｔ以上、Ｗ13/50が０．１２Ｗ/
ｋｇ以下の優れた軟磁気特性を兼ね備えた範囲である。
Ｎｏ.２７〜Ｎｏ．３０では、εfが０．０１以上となる
アニ−ル温度は３６０℃以下の温度範囲であるが、Ｎ
ｏ.２７（比較例）では、３２０℃アニ−ルでＢ8 0が
１．３５Ｔ以下となってしまう。
【００７８】さらに、Ｎｏ.２７（比較例）では、全て
のアニ−ル温度範囲でＷ13/50を０．１２Ｗ／ｋｇ以下
にすることはできない。これに対して、Ｎｏ．２８〜Ｎ
ｏ．３０（発明例）では、３６０℃以下の低温アニ−ル
を施してεf をさらに大きくして脆性を改善した場合に
おいても、Ｂ80が１．３５Ｔ以上、かつ、Ｗ13/50 が
０．１２Ｗ／ｋｇ以下の優れた軟磁気特性を維持してい
る。Ｎｏ．３１（発明例）では、３４０℃以下のアニ−
ルによって、優れた耐脆化特性と優れた軟磁気特性が発
現している。Ｎｏ．３２（比較例）では、３２０℃以下
のアニ−ルでεf が０．０１以上となるが、Ｂ80が１．
３５Ｔ以下となっている。
のアニ−ル温度範囲でＷ13/50を０．１２Ｗ／ｋｇ以下
にすることはできない。これに対して、Ｎｏ．２８〜Ｎ
ｏ．３０（発明例）では、３６０℃以下の低温アニ−ル
を施してεf をさらに大きくして脆性を改善した場合に
おいても、Ｂ80が１．３５Ｔ以上、かつ、Ｗ13/50 が
０．１２Ｗ／ｋｇ以下の優れた軟磁気特性を維持してい
る。Ｎｏ．３１（発明例）では、３４０℃以下のアニ−
ルによって、優れた耐脆化特性と優れた軟磁気特性が発
現している。Ｎｏ．３２（比較例）では、３２０℃以下
のアニ−ルでεf が０．０１以上となるが、Ｂ80が１．
３５Ｔ以下となっている。
【００７９】
【発明の効果】本発明によれば、本発明のＦｅ基非晶質
合金薄帯を用いて鉄心に巻回した巻鉄心、または、該薄
帯の打ち抜き片を積層した積鉄心をアニ−ルする場合、
鉄心各部位に“温度むら”が生じた場合においても、ま
た低温度でアニ−ルした場合においても、優れた軟磁気
特性が発現し、薄帯の脆化を抑制することが可能とな
る。したがって、本発明のＦｅ基非晶質合金薄帯は、ト
ランスとしての性能を高めることができるのみならず、
トランスの製造においても、アニール時の昇温速度およ
び降温速度を上げることは可能となりさらに薄帯の割れ
などを防止できるので、生産性の向上にも大きく貢献す
る効果がある。
合金薄帯を用いて鉄心に巻回した巻鉄心、または、該薄
帯の打ち抜き片を積層した積鉄心をアニ−ルする場合、
鉄心各部位に“温度むら”が生じた場合においても、ま
た低温度でアニ−ルした場合においても、優れた軟磁気
特性が発現し、薄帯の脆化を抑制することが可能とな
る。したがって、本発明のＦｅ基非晶質合金薄帯は、ト
ランスとしての性能を高めることができるのみならず、
トランスの製造においても、アニール時の昇温速度およ
び降温速度を上げることは可能となりさらに薄帯の割れ
などを防止できるので、生産性の向上にも大きく貢献す
る効果がある。
Claims (12)
- 【請求項１】 Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｐの主要元素およ
び不可避不純物で構成される非晶質合金薄帯であって、
組成が、原子％で、７８≦Ｆｅ≦８６、２≦Ｓｉ＜４、
５＜Ｂ≦１６、０．０２≦Ｃ≦４、０．２≦Ｐ≦１２で
あることを特徴とする交流における軟磁気特性に優れた
Ｆｅ基非晶質合金薄帯。 - 【請求項２】 前記Ｆｅの組成が、原子％で、８０＜Ｆ
ｅ≦８２であることを特徴とする請求項１記載の交流に
おける軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。 - 【請求項３】 前記Ｐの組成が、原子％で、１≦Ｐ≦１
２であることを特徴とする請求項１または２記載の交流
における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。 - 【請求項４】 前記Ｂの組成が、原子％で、５＜Ｂ＜１
４であることを特徴とする請求項１、２または３記載の
交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄
帯。 - 【請求項５】 請求項１、２、３または４記載の交流に
おける軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であっ
て、アニール後、Ｂ80が１．３５Ｔ以上で、かつ、Ｂ80
の標準偏差が０．１未満の軟磁気特性を有することを特
徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質
合金薄帯。 - 【請求項６】 請求項５記載の交流における軟磁気特性
に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニール後、
さらに、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の鉄損特性を有す
ることを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦ
ｅ基非晶質合金薄帯。 - 【請求項７】 請求項１、２、３、４、５または６記載
の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄
帯であって、該薄帯においてＢ80が１．３５Ｔ以上で、
かつ、Ｂ80の標準偏差が０．１未満の軟磁気特性を確保
するアニールにおけるアニール温度の最大値をＴmax、
アニール温度の最小値をＴminとし、ΔＴ＝Ｔmax−Ｔmi
nとしたとき、該ΔＴが少なくとも８０℃であるアニー
ル温度特性を有することを特徴とする交流における軟磁
気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。 - 【請求項８】 請求項７記載の交流における軟磁気特性
に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、該薄帯におい
て前記軟磁気特性に加え、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下
の鉄損特性を確保するアニールにおけるアニール温度の
最大値をＴmax 、アニール温度の最小値をＴmin とし、
ΔＴ＝Ｔmax −Ｔmin としたとき、該ΔＴが少なくとも
６０℃であるアニール温度特性を有することを特徴とす
る交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄
帯。 - 【請求項９】 請求項１、２、３または４記載の交流に
おける軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であっ
て、アニ−ル後、Ｂ80が１．３５Ｔ以上の優れた軟磁気
特性、および、薄帯の曲げ破壊ひずみεf(＝ｔ／（Ｄf
−ｔ）、ｔは板厚、Ｄf は破壊した時の曲げ直径）が
０．０１以上の優れた耐脆化特性を同時に有することを
特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶
質合金薄帯。 - 【請求項１０】 請求項９記載の交流における軟磁気特
性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニ−ル
後、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の鉄損特性を有するこ
とを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基
非晶質合金薄帯。 - 【請求項１１】 請求項１、２、３、４、５、６、７、
８、９または１０記載の交流における軟磁気特性に優れ
たＦｅ基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻回し、アニー
ルしたことを特徴とする交流における軟磁気特性に優れ
た巻鉄心。 - 【請求項１２】 請求項１、２、３、４、５、６、７、
８、９または１０記載の交流における軟磁気特性に優れ
たＦｅ基非晶質合金薄帯を所定形状に打ち抜き積層し、
アニールしたことを特徴とする交流における軟磁気特性
に優れた積鉄心。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001123359A JP3634286B2 (ja) | 2000-11-27 | 2001-04-20 | Ｆｅ基非晶質合金薄帯とそれを用いて製造した鉄心 |
| US09/957,899 US6416879B1 (en) | 2000-11-27 | 2001-09-21 | Fe-based amorphous alloy thin strip and core produced using the same |
| CN01144005A CN1124362C (zh) | 2000-11-27 | 2001-09-27 | 铁基无定形合金薄带及用它做的铁心 |
| KR10-2001-0073600A KR100447090B1 (ko) | 2000-11-27 | 2001-11-24 | Ｆｅ계 비정질 합금 박판 스트립 및 이를 사용하여 제조된 철심 |
| TW090129186A TW583320B (en) | 2000-11-27 | 2001-11-26 | Fe-based amorphous alloy thin strip and core produced using the same |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000360195 | 2000-11-27 | ||
| JP2000-360195 | 2000-11-27 | ||
| JP2001123359A JP3634286B2 (ja) | 2000-11-27 | 2001-04-20 | Ｆｅ基非晶質合金薄帯とそれを用いて製造した鉄心 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002220646A true JP2002220646A (ja) | 2002-08-09 |
| JP3634286B2 JP3634286B2 (ja) | 2005-03-30 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3634286B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006310787A (ja) * | 2005-03-29 | 2006-11-09 | Hitachi Metals Ltd | 磁心ならびにそれを用いた応用品 |
| US7282103B2 (en) | 2002-04-05 | 2007-10-16 | Nippon Steel Corporation | Iron-base amorphous alloy thin strip excellent in soft magnetic properties, iron core manufactured by using said thin strip, and mother alloy for producing rapidly cooled and solidified thin strip |
| JP2015127436A (ja) * | 2013-12-27 | 2015-07-09 | 井上 明久 | 高延性・高加工性を持つ高磁束密度軟磁性鉄基非晶質合金 |
| JP2017099157A (ja) * | 2015-11-25 | 2017-06-01 | パナソニックＩｐマネジメント株式会社 | 磁性板の積層体及びモータ |
| JP2018070998A (ja) * | 2009-11-19 | 2018-05-10 | イドロ−ケベックＨｙｄｒｏ−Ｑｕｅｂｅｃ | アモルファス合金リボンを処理するためのシステム及び方法 |
| KR20180084410A (ko) * | 2017-01-17 | 2018-07-25 | (주)제이엠씨 | 비정질과 나노결정질 연자성 리본 코어 |
| US10730105B2 (en) | 2013-01-25 | 2020-08-04 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Method for producing a flat steel product with an amorphous, partially amorphous or fine-crystalline microstructure and flat steel product with such characteristics |
| CN111748754A (zh) * | 2020-07-09 | 2020-10-09 | 安徽工业大学 | 一种氧可控的铁基磁制冷合金及其制备方法 |
-
2001
- 2001-04-20 JP JP2001123359A patent/JP3634286B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7282103B2 (en) | 2002-04-05 | 2007-10-16 | Nippon Steel Corporation | Iron-base amorphous alloy thin strip excellent in soft magnetic properties, iron core manufactured by using said thin strip, and mother alloy for producing rapidly cooled and solidified thin strip |
| JP2006310787A (ja) * | 2005-03-29 | 2006-11-09 | Hitachi Metals Ltd | 磁心ならびにそれを用いた応用品 |
| JP2018070998A (ja) * | 2009-11-19 | 2018-05-10 | イドロ−ケベックＨｙｄｒｏ−Ｑｕｅｂｅｃ | アモルファス合金リボンを処理するためのシステム及び方法 |
| US10730105B2 (en) | 2013-01-25 | 2020-08-04 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Method for producing a flat steel product with an amorphous, partially amorphous or fine-crystalline microstructure and flat steel product with such characteristics |
| JP2015127436A (ja) * | 2013-12-27 | 2015-07-09 | 井上 明久 | 高延性・高加工性を持つ高磁束密度軟磁性鉄基非晶質合金 |
| JP2017099157A (ja) * | 2015-11-25 | 2017-06-01 | パナソニックＩｐマネジメント株式会社 | 磁性板の積層体及びモータ |
| KR20180084410A (ko) * | 2017-01-17 | 2018-07-25 | (주)제이엠씨 | 비정질과 나노결정질 연자성 리본 코어 |
| CN111748754A (zh) * | 2020-07-09 | 2020-10-09 | 安徽工业大学 | 一种氧可控的铁基磁制冷合金及其制备方法 |
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