【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、各種トランス、チョークコイル、モーター等の電気製品の磁性材料として広く用いられる軟磁性合金に関するものであり、特に高透磁率かつ高飽和磁束密度を示すＦｅ基磁性合金組成の軟磁性成形体に関する。
【０００２】
【従来の技術】
各種トランス、チョークコイル、モーター等に用いられる軟磁性合金において一般的に要求される諸特性は、低保磁力であることに加え、飽和磁束密度が高いこと、透磁率が高いこと、加工性が良いことなどである。工業材料の観点からは安価でかつ製造が容易であることも必須である。
【０００３】
従来、前述の用途に対しては、センダスト、パーマロイ、けい素銅等の結晶質合金が用いられ、最近ではＦｅ基及びＣｏ基の非晶質合金が非晶質合金を熱処理することにより作製されるナノ結晶合金も使用されるようになってきている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
小型トランス、チョークコイルの場合、電子機器の小型化に伴い、より一層の小型化が必要あるため、より高性能な磁性材料が望まれている。
さらに、昨今の地球温暖化対策の観点から商品周波数で用いられる電力、柱上トランス等では、１．４Ｔ以上の飽和磁束密度と低磁心損失が求められている。ところが、前記のセンダストは、軟磁気特性には優れるものの、飽和磁束密度は約１．１Ｔと低い欠点があり、パーマロイも同様に軟磁気特性に優れる組成においては、飽和磁束密度が約０．８Ｔと低い欠点があり、けい素銅は飽和磁束密度が高いものの軟磁気特性に劣る欠点がある。
【０００５】
一方、非晶質合金において、Ｃｏ基合金は軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１．０Ｔ程度と低く不十分である。また、これまでに知られているＦｅ基非晶質合金は、組成によっては飽和磁束密度が高く、１．５Ｔあるいはそれ以上のものが得られるが、飽和磁束密度の高い組成系のものは磁気特性が不十分である。
【０００６】
ところで、これら従来の磁性材料が有する磁気特性と実用的な磁気装置が要求する磁気特性の関係を見ると、トランスにおいては、商用周波数から数１０ｋＨｚで用いられるものは、扱う電力が大きい場合が多く、それらに用いられるコア材の飽和磁束密度はできるだけ大きいことが望まれる。
【０００７】
例えば、近年、柱上トランスなどにおいては、飽和磁束密度が１．４Ｔ以上であることが必要とされ、実際には、１．５Ｔ以上の飽和磁束密度を有するけい素銅、あるいは１．３Ｔ以上の飽和磁束密度を有するＦｅ基非晶質合金などが、満足ではない透磁率を有するにもかかわらず用いられている。
【０００８】
このような場合、コア材を構成する磁性材料の透磁率が高いと、トランスとしての効率が良くなり、特に１００００以上の透磁率が得られるとそのメリットが著しくなるが、１．４Ｔ以上の透磁率を有する実用磁性材料は見あたらないのが実状である。
【０００９】
また、通常の軟磁性材料が用いられるのは、周知の如く数Ｈｚ〜数１００Ｈｚの周波数帯域であるが、この範囲において高い飽和磁束密度と透磁率を同時に実現できる軟磁性材料が得られるならば、トランス等の磁気部品を小型化及び低ロス化できることは周知のことである。即ち、軟磁性材料の飽和磁束密度が高くなれば、その分だけ磁束が多くなり、結果として磁気部品の体積を小型にできるのである。更に、磁気部品のロスの大半は熱として外部に放出されるので、他の機器や部品との間隔をあけたりする工夫が一般に必要とされるが、これが磁気部品を備えた磁気装置全体の小型化への大きな障害をなっていた。従って、磁気部品を小型化すれば上述の問題を解決することができ、結果として磁気装置全体を小型化することが可能になる。
【００１０】
ところが、従来の軟磁性材料は、前述した通り、高い飽和磁束密度を有するものは透磁率が低くなる傾向にあり、具体的には、実用的なＦｅ基非晶質合金において飽和磁束密度を１．３〜１．５Ｔとすると、透磁率１００００を割って９０００程度になる傾向があり、実用的なＣｏ基非晶質合金において透磁率１００００以上とすると、１．０Ｔを割る傾向にある。
【００１１】
近年、Ｆｅ基アモルファス相を加熱し結晶化することにより優れた磁気特性をもつナノ結晶合金が見出されているが、このナノ結晶合金の製造に際しては液体急冷法によりアモルファス単相を得ることが必須である。そのため合金組成は、アモルファス形成元素を多量に含む必要が有り、必然的にＦｅ濃度が制限されるため、得られる磁性材料の飽和磁束密度に限界がある。合金組成が、限界以上のＦｅを含む場合には液体急冷による得られたアモルファス相に結晶相が混じり、材料が脆化し、加工性が著しく悪くなり、同時に軟磁気特性も著しく劣化するという問題がある。
【００１２】
一方、アモルファス形成元素としてＺｒ、Ｎｂ、Ｔａなどを多量に用いた合金系では、材料製造時に雰囲気中の酸素ガス濃度を低く制御することが必須であるため、真空装置を備えた装置で材料製造されるため、高価となり、工業的応用がむずかしい。
【００１３】
従って、前述したような高飽和磁束密度と高透磁率を兼ね備え、かつ、熱安定性を有し、さらには安価で製造が容易な実用的な磁性材料が望まれている。
【００１４】
従って、本発明の目的は１．４Ｔ以上の高飽和磁束密度と１００００以上の高透磁率を兼ね備え、かつ安価で製造が容易なＦｅ系合金からなる軟磁性成形体を提供することにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、溶融状態にあるＦｅ基合金組成物を急冷凝固させて、非晶質相中に平均粒径が５０ｎｍ以下（特に４５ｎｍ以下）の微細なα−Ｆｅ結晶相が分散された混相組織を有し、１８０゜折曲げが可能な、厚みが５〜１００μｍ、特に５〜５０μｍの薄帯を製造する工程、そして該薄帯をα−Ｆｅ結晶相の結晶化温度より高い温度に加熱して、微細なα−Ｆｅ結晶相を成長させる工程を含むことを特徴とする軟磁性成形体の製造方法にある。
【００１６】
本発明はまた、溶融状態にあるＦｅ基合金組成物を急冷凝固させて、非晶質相中に平均粒径が５０ｎｍ以下（特に４５ｎｍ以下）のα−Ｆｅ結晶相が分散された混相組織を有し、１８０゜折曲げが可能な、軟磁性成形体製造用の薄帯の製造方法にもある。
【００１７】
本発明はまた、非晶質相中に平均粒径が５０ｎｍ以下（特に４５ｎｍ以下）のα−Ｆｅ結晶相が分散された混相組織を有し、１８０゜折曲げが可能なＦｅ基合金組成物薄帯をα−Ｆｅ結晶相の結晶化温度より高い温度に加熱することを特徴とする軟磁性成形体の製造方法にもある。
【００１８】
本発明はまた、周波数１ｋＨｚにおける透磁率が１００００以上（特に、１５０００以上）、飽和磁束密度が１．４Ｔ以上（特に、１．５Ｔ以上）、そして周波数５０Ｈｚにおける磁心損失が０．１５Ｗ／ｋｇ以下（特に０．１４Ｗ／ｋｇ以下）であるＦｅ基合金組成の軟磁性成形体にもある。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明の軟磁性成形体は、Ｆｅ基合金組成物の溶融金属を薄帯状に急冷凝固させて、該薄帯に高じん性を有する平均結晶粒径が５０ｎｍ以下のα−Ｆｅ結晶相と非晶質との混相組織を形成させる工程と、必要に応じてこの工程で得られた薄帯をものを、巻回、打抜き、エッチング、表面研磨及びスリット加工などの加工処理の一もしくは二以上を施した後、該Ｆｅ基合金組成物の結晶化温度以上に熱処理する工程とによって得ることができる。
【００２０】
溶融金属の急冷凝固により形成される薄帯中のα−Ｆｅ結晶相の平均結晶粒径が５０ｎｍを超えると薄帯のじん性が低下し、以後の巻回などの加工が困難になる。
【００２１】
本発明で用いる材料であるＦｅ基の合金組成物は、非晶質形成元素を含むことが必須である。Ｂ（ホウ素）は典型的な非晶質形成元素であり、本発明材料の非晶質相形成能を高める効果、及び前記熱処理工程において磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相の生成を抑制する効果があると考えられる。しかしＢを大量に含むと、材料のＦｅ濃度が低下するために飽和磁束密度が低下する、あるいは熱処理後にＦｅの硼化物を形成する傾向が現れて、形成される軟磁性成形体の磁気特性劣化の一因となるため好ましくない。そのため、本発明材料において好ましいＢの含有量は０．５〜２５原子％、より好ましくは０．５〜１５原子％である。また、製造が容易でかつより優れた磁気特性を示す材料を得るためには、Ｂの含有量は５〜１２原子％であるのが好ましい。
【００２２】
Ｃｕ（銅）は急冷時に生成するα−Ｆｅ結晶相の粒径を微細化する効果があると考えられ、急冷状態で高じん性を示す材料を得やすくする作用がある。しかしＣｕの含有量が多くなると急冷状態で非晶質相中にＣｕ結晶が生成し、材料のじん性が低下する。そのため本発明材料において好ましいＣｕの含有量は、１．５原子％以下である。また、より優れた磁気特性を示す材料を得るために好ましいＣｕの含有量は１原子％以下、より好ましくは０．５原子％以下である。
【００２３】
ＰもＢと同様に、本発明材料の非晶質形成能を更に高める効果、及び前記熱処理工程において磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相の生成を抑制する効果があると考えられる。またＢとＰを同時に含むことにより非晶質形成能が更に向上し、より高Ｆｅ濃度の非晶質相とα−Ｆｅ結晶相との混相組織が得やすくなると考えられ、Ｐを含むことがより好ましいと考えられる。しかしＰを大量に含むとＦｅ濃度の低下及び飽和磁束密度の低下を招くので好ましくない。そのため本発明材料において好ましいＰの含有量は５原子％以下である。また、より優れた磁気特性を示す材料を得るためには、Ｐの含有量は１．５原子％以下であるのが好ましい。
【００２４】
本発明を種々のトランス、チョークコイル、モーター等などの磁気部品の磁心材料として使用する場合、これら磁気部品の高性能化、小型化、高効率化のためには、高透磁率、高飽和磁束密度及び低磁心損失を有する必要がある。具来的には、周波数１ｋＨｚにおける透磁率が１００００以上、飽和磁束密度が１．４Ｔ以上、及び飽和磁束密度１．４Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける磁心損失が０．１５Ｗ／ｋｇ以下であることが好ましい。
上記の磁気特性を実現するためには、Ｂ，Ｐ，Ｃｕを必須元素として含むＦｅ基合金で、次式で表される組成を有することが好ましい。
【００２５】
【化９】
(Ｆｅ1-aＭa)100-b-c-d-e-f-g-hＭ’bＢcＰdＣｕeＭ”fＭ'"gＸh
【００２６】
［但し、Ｍは、Ｃｏ，Ｎｉのいずれか一方又は両方であり、Ｍ’はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、Ｍ”はＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，白金族元素，Ｓｃ，Ｙ，希土類元素，Ａｕ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅ，Ａｇからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、Ｍ'"はＣ，Ｇｅ，Ｓｂ，Ｉｎ，Ａｓ，Ｂｅからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、ＸはＳｉ，Ａｌのいずれか一方又は両方であって、
ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇ、ｈはそれぞれ、０≦ａ≦０．５、０≦ｂ≦１０、０．５≦ｃ≦２５、０＜ｄ≦５、０＜ｅ≦１．５、０≦ｆ≦２、０≦ｇ≦３、０≦ｈ≦６を満たす数値である。］
【００２７】
上記の式でＭは、Ｃｏ，Ｎｉのいずれか一方または両方であり、これらの元素を含むことにより材料の磁歪を調整したり、あるいは磁場中熱処理などの手法で誘導磁気異方性を付与するなどで用途に合わせた磁化曲線を実現することができる。しかしこれらの元素を多量に含むと、磁歪が極端に増加して磁気特性の劣化を招くため、好ましくは０＜ａ＜０．５の範囲、より好ましくは０＜ａ＜０．０５の範囲である。
【００２８】
Ｍ’は、Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、これらの元素は高い非晶質形成能を持つため、材料のＦｅ濃度を高めて飽和磁束密度を高めるのに有効な元素である。しかしこれらの元素を大量に含むと、熱処理後に磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相が生成しやすくなるため、１０原子％以下の範囲で添加するのが好ましい。また、より優れた磁気特性を示す材料を得るためには、好ましくは２〜８原子％の範囲、より好ましくは４〜７原子％の範囲で添加するのが望ましい。
【００２９】
Ｍ”はＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，白金族元素，Ｓｃ，Ｙ，希土類元素，Ａｕ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅ，Ａｇからなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、これらは材料の耐食性や耐磨耗性を向上させる、磁歪を調整する、α−Ｆｅ相の結晶粒径を微細化させる等の効果を有する。しかしこれらの元素の含有量が増加すると飽和磁束密度の低下を招くので、２原子％以下の範囲で添加するのが好ましい。
【００３０】
Ｍ'"はＣ，Ｇｅ，Ｓｂ，Ｉｎ，Ａｓ，Ｂｅからなる群から選ばれる一種または二種以上の元素であり、これらの元素は非晶質化に有効な元素であり、Ｂ，Ｐ等と共に添加することにより合金の非晶質化を助けると共に、磁歪を調整する等の効果を有する。しかしこれらの元素の含有量が増加すると飽和磁束密度の低下を招くので、３原子％以下の範囲で添加するのが好ましい。
【００３１】
ＸはＳｉ，Ａｌのいずれか一方又は両方であり、これらは一般に良く知られている非晶質形成元素であり、Ｂ，Ｐ等と共に添加することにより合金の非晶質形成能を高める作用がある。また、これらの元素は熱処理後にα−Ｆｅ相に固溶して、結晶相の磁気異方性や磁歪を調節して磁気特性を改善する効果も有する。しかしこれらの元素の含有量が増加すると飽和磁束密度の低下を招くので、６原子％以下の範囲で添加するのが好ましい。
【００３２】
従って、本発明の軟磁性成形体の形成に用いるＦｅ基合金組成物は、下記の組成式で表わされる合金材料であることが好ましい。
【００３３】
【化１０】
(Ｆｅ1-aＭa)100-b-c-d-eＭ’bＢcＰdＣｕe
【００３４】
［但し、ＭはＣｏ，Ｎｉのいずれか一方又は両方であり、Ｍ’はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であって、０≦ａ≦０．０５、４≦ｂ≦７、５≦ｃ≦１２、０＜ｄ≦１．５、０＜ｅ≦０．５である。］
【００３５】
その他、Ｈ，Ｎ，Ｏ，Ｓ等の不可避不純物については、所望の特性が劣化しない程度に含有していても、本発明の材料組成と同一と見なすことができるのは勿論である。
【００３６】
本発明の軟磁性成形体は、前述のように、一旦、溶融状態にあるＦｅ基合金組成物の急速冷却により、非晶質体中に微細なＦｅ−結晶相（微細ｂｃｃＦｅ結晶相）が分散された薄帯を成形したのち、必要に応じて、巻回などの加工処理を施した後、該Ｆｅ基合金組成物の結晶化温度よりも高い温度に薄帯を加熱して、結晶相を成長させて製造する。溶融合金の急速冷却は、単ロール法、双ロール法、遠心急冷法等を利用して実施する。
【００３７】
薄帯もしくはその加工物中の微細Ｆｅ−結晶相の成長のための熱処理は、通常は１００〜７００℃の温度範囲内で行なう。この熱処理は通常、真空中または水素ガス、窒素ガス、アルゴンガス等の不活性ガス雰囲気中においても行われる。また場合によっては大気中で行っても良い。また磁場中あるいは応力下で熱処理を行い、磁気特性を調整することもできる。
【００３８】
以下本発明を実施例に従ってさらに詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００３９】
【実施例】
下記の実施例に示す合金は、単ロール液体急冷法により作製した。すなわち、一つの回転している銅製ロール上におかれたノズル先端のスリットより、溶融金属を、アルゴンガスの圧力により、上記ロール上に噴出させ、急冷して薄帯を得る。ロール及びノズルは真空容器中に収められている。薄帯作製時にはあらかじめ容器内を真空引き後、アルゴンガスを導入して行った。ロールの周速度は３０〜４０ｍ／秒とした。以上の様に作製した薄帯の厚さは約２０ｍｍであった。急冷状態の薄帯の構造はＸ回折法を用いて調べた。また薄帯のじん性を、薄帯を１８０゜折り曲げる密着曲げの可否（１８０゜折り曲げても薄帯が破壊しない場合を、密着曲げ可能と表す）で調べた。
【００４０】
［実施例１］
本発明に従ってＦｅ合金組成物を急冷したのちの状態におけるＦｅ−微細結晶相が分散された非晶質相からなる薄帯の内部構造について、Ｆｅ85Ｎｂ6Ｂ9及びＦｅ84.9Ｎｂ6Ｂ9Ｃｕ0.1合金を例にとって説明する。
【００４１】
第１図は、Ｆｅ85Ｎｂ6Ｂ9及びＦｅ84.9Ｎｂ6Ｂ9Ｃｕ0.1合金の急冷状態でのＸ線回折図形である。Ｘ線回折図形は非晶質相に特有のハローな回折図形上に、○で示したα−Ｆｅ結晶相に特有の鋭い回折ピークが見られ、薄帯は非晶質相とα−Ｆｅ結晶相の混相であることが分かる。α−Ｆｅ結晶相の回折ピークの半値幅からシェラーの式を用いてα−Ｆｅ結晶相の粒径を見積もると、Ｆｅ85Ｎｂ6Ｂ9合金においては約４０ｎｍであった。Ｆｅ84.9Ｎｂ6Ｂ9Ｃｕ0.1においては、α−Ｆｅ結晶相の回折ピークの強度が非常に低いため粒径を求めることができなかったが、ピークの半値幅は非常に広く、粒径は１０ｎｍ以下程度に微細化していると判断される。すなわち、０．１原子％のＣｕを添加することにより、急冷状態でのα−Ｆｅ結晶相の粒径が微細化すると言える。また、この二つの合金はいずれも急冷状態で密着曲げが可能であり、高いじん性を有していた。
【００４２】
［実施例２］
実施例として作製した薄帯の合金組成、薄帯の板厚、急冷状態における構造、及び密着曲げの可否を第１表に示す。Ｎｏ．１〜１０の試料では、Ｘ線回折図形から急冷状態で非晶質相とα−Ｆｅ結晶相の混相であることが分かった。α−Ｆｅ結晶相の回折ピークからα−Ｆｅ結晶相の粒径を見積もると、約３０〜４０ｎｍであった。なおＮｏ．３，８及び１０の試料では、α−Ｆｅ結晶相の回折ピークの強度が非常に低いため正確な粒径を求めることができなかったが、ピークの半値幅は非常に広く、粒径は１０ｎｍ以下程度に微細化していると判断される。Ｎｏ．１〜１０の試料はいずれも密着曲げが可能であり、高いじん性を有していた。
【００４３】
【表１】
【００４４】
［実施例３］
実施例２において作製した薄帯を用いて内径約５ｍｍ、外径約６ｍｍの巻磁心を形成し、真空中で６５０℃、５分間の熱処理を行った。熱処理後の巻磁心に巻き線を施し、透磁率（ｍ）とＢ−Ｈ曲線、磁心損失を測定した。透磁率の測定は印加磁界５ ｍＯｅ、周波数１ｋＨｚとした。飽和磁束密度（Ｂｓ）は最大磁界１０ Ｏｅ、周波数１０Ｈｚにおける交流磁化曲線から算出した。磁心損失の測定は、最大磁束密度１．４Ｔ、周波数５０Ｈｚで行った。透磁率、飽和磁束密度、磁心損失の測定結果を第２表に示す。
【００４５】
【表２】
【００４６】
第２表の結果から、本発明合金は熱処理後において、周波数１ｋＨｚにおける透磁率が１００００以上、飽和磁束密度が１．４Ｔ以上、かつ最大磁束密度１．４Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける磁心損失が０．１５Ｗ／ｋｇ以下であることが確認された。
【００４７】
［実施例４］
Ｎｂ含有量が６原子％、Ｂ含有量が８〜１５原子％、Ｐ含有量が０又は１原子％、Ｃｕ含有量が０〜１原子％、残部がＦｅからなる合金薄帯を作製し、真空中で６５０℃、５分間の熱処理を行った後の１ｋＨｚにおける透磁率を測定した。これらの合金の透磁率の、Ｂ含有量及びＢ＋Ｐ含有量に対しての変化を第２図及び第３図に示す。Ｎｂ含有量が６原子％の場合、急冷状態で非晶質とα−Ｆｅ結晶の混相状態は、Ｂ＋Ｐ含有量が１０．５ 原子％以下で得られた。第２図より、Ｐを含まない合金においては、１００００以上の高い透磁率が８〜１５原子％のＢ含有量で、更に２００００以上のより優れた透磁率が９〜１２原子％のＢ含有量で得られることが分かる。
【００４８】
また第３図より、Ｐを１原子％含む合金においては、１００００以上の高い透磁率が８原子％以上のＢ＋Ｐ含有量、即ち７原子％以上のＢ含有量で、更に２００００以上のより優れた透磁率が９原子％以上のＢ＋Ｐ含有量、即ち８原子％以上のＢ含有量で得られることが分かる。
【００４９】
高い非晶質形成能を持つ、Ｎｂの含有量がより多い合金、あるいはＮｂよりも高い非晶質形成能を持つＺｒ，Ｈｆを含む合金では、より低いＢ濃度でも非晶質相が安定して生成するため高い透磁率が得られると考えられる。逆にＮｂの含有量がより少ない合金、あるいはＮｂよりも低い非晶質形成能を持つＷ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏを含む合金では、より高いＢ濃度でも非晶質非晶質とα−Ｆｅ結晶の混相状態が得られると考えられる。１５原子％を超えるＢ濃度で磁気特性が劣化するのは、主として熱処理後にＦｅの硼化物が形成されることよると考えられるため、本発明においてはＢの含有量を０．５〜１５原子％とすることにより、磁気特性を向上させることができると言える。またＮｂよりも非晶質形成能の高いＺｒ，Ｈｆ等を含む合金では、より低いＢ含有量でも高い非晶質形成能と優れた磁気特性が得られることを考慮すると、本発明においてＢの含有量を５〜１２原子％にすることにより、特に優れた磁気特性が得られるものと考えられる。
【００５０】
［実施例５］
合金組成Ｆｅ84−xＮｂ6Ｂ8Ｐ1Ｃｕxにおいて、ｘの値を変化させた場合の合金薄帯の急冷状態でのＸ線回折図形を第４図に示す。Ｘ線回折図形は非晶質相に特有のハローな回折図形上に、○で示したα−Ｆｅ結晶相に特有の鋭い回折ピークが見られ、薄帯は非晶質相とα−Ｆｅ結晶相の混相であることが分かる。なお、Ｆｅ84.9Ｎｂ6Ｂ8Ｐ1Ｃｕ0.1においては、α−Ｆｅ結晶相の粒径が１０ｎｍ以下程度に微細化しているため、α−Ｆｅ結晶相のピークは非常に小さくはっきりとは確認できない。これらの薄帯の、真空中で６５０℃、５分間の熱処理を行った後の１ｋＨｚにおける透磁率のＣｕ含有量に対する変化を第５図に示す。
【００５１】
第５図から、Ｃｕ含有量を１原子％以下にすることにより、１００００以上の高い透磁率が得られることが分かる。更にＣｕ含有量を０．５原子％以下とすることにより、１７０００以上のより良好な透磁率が得られることが分かる。即ち本発明においは、Ｃｕの含有量を１原子％以下、より好ましくは０．５原子％以下にすることにより、磁気特性を更に向上させることが可能である。
【００５２】
［実施例５］
実施例１において作製したＦｅ84.9Ｎｂ6Ｂ8Ｃｕ0.1合金薄帯、実施例２において作製したＦｅ84.9Ｎｂ6Ｂ8Ｐ1Ｃｕ0.1 （Ｎｏ．３）合金薄帯と、新たに作製したＦｅ84.9Ｎｂ6Ｂ8.5Ｐ0.5Ｃｕ0.1，Ｆｅ84.9Ｎｂ6Ｂ7.5Ｐ1.5Ｃｕ0.1，Ｆｅ84.9Ｎｂ6Ｂ7Ｐ2Ｃｕ0.1合金薄帯金薄帯の急冷状態でのＸ線回折図形を第６図に示す。Ｘ線回折図形は非晶質相に特有のハローな回折図形上に、○で示したα−Ｆｅ結晶相に特有の鋭い回折ピークが見られ、薄帯は非晶質相とα−Ｆｅ結晶相の混相であることが分かる。Ｆｅ84.9Ｎｂ6Ｂ8Ｐ1Ｃｕ0.1においては前記のとおり、α−Ｆｅ結晶相の粒径が微細化しているため、α−Ｆｅ結晶相のピークは非常に小さくはっきりとは確認できない。これらの薄帯の、真空中で６５０℃、５分間の熱処理を行った後の１ｋＨｚにおける透磁率のＰ含有量に対する変化を第７図に示す。
【００５３】
第７図から、いずれの合金においても１００００以上の高い透磁率が得られることが分かる。更にＰ含有量を１．５原子％以下とすることにより、１９０００以上のより良好な透磁率が得られることが分かる。即ち、Ｐの含有量を１．５原子％以下にすることにより、磁気特性を更に向上させることが可能である。
【００５４】
【発明の効果】
本発明によれば、従来の実用合金では兼ね備えることができなかった、１．４Ｔ以上の高飽和磁束密度と１００００以上の高透磁率、さらには周波数５０Ｈｚにおける０．１５Ｗ／ｋｇ以下の低磁心損失を兼備した軟磁性成形体を得ることができる。従って、本発明の軟磁性成形体はより一層の小型化、高性能化、高効率化が望まれているトランスやチョークコイル、モーターなどの磁心用材料として好適である。また、本発明の軟磁性成形体製造用の薄帯は、高いじん性を示すため、良好な加工性をも有しており、工業的応用は容易であり、その効果は著しい。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明材料に従うＦｅ合金組成物の急冷状態でのＸ線回折図形の例である。
【図２】Ｐを含まないＦｅ合金組成物の、熱処理後の透磁率のＢ含有量に対する変化の例である。
【図３】Ｐを１原子％含むＦｅ合金組成物の、熱処理後の透磁率のＢ＋Ｐ含有量に対する変化の例である。
【図４】本発明に従うＦｅ合金組成物のＸ線回折図形の、Ｃｕ含有量に対する変化の例である。
【図５】本発明に従うＦｅ合金組成物の熱処理後の透磁率のＣｕ含有量に対する変化の例である。
【図６】本発明に従うＦｅ合金組成物のＸ線回折図形の、Ｐ含有量に対する変化の例である。
【図７】本発明に従うＦｅ合金組成物の熱処理後の透磁率のＰ含有量に対する変化の例である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a soft magnetic alloy that is widely used as a magnetic material for electrical products such as various transformers, choke coils, and motors, and in particular, soft magnetic molding of an Fe-based magnetic alloy composition exhibiting high permeability and high saturation magnetic flux density. About the body.
[0002]
[Prior art]
Various properties generally required for soft magnetic alloys used in various transformers, choke coils, motors, etc., in addition to low coercive force, high saturation magnetic flux density, high permeability, and workability It is a good thing. From the viewpoint of industrial materials, it is essential to be inexpensive and easy to manufacture.
[0003]
Conventionally, crystalline alloys such as Sendust, Permalloy, and silicon copper have been used for the aforementioned applications, and recently, Fe-based and Co-based amorphous alloys are produced by heat-treating amorphous alloys. Nanocrystalline alloys are also being used.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
In the case of small transformers and choke coils, further downsizing is required as electronic devices are downsized, and therefore higher performance magnetic materials are desired.
Further, from the viewpoint of the recent countermeasures against global warming, the saturation flux density of 1.4T or more and the low magnetic core loss are required for the power used at the product frequency, the pole transformer, and the like. However, although the above sendust is excellent in soft magnetic properties, it has a drawback that the saturation magnetic flux density is as low as about 1.1 T. Permalloy also has a saturation magnetic flux density of about 0.8 T in a composition excellent in soft magnetic properties. However, although silicon copper has a high saturation magnetic flux density, it has a disadvantage of poor soft magnetic properties.
[0005]
On the other hand, among the amorphous alloys, the Co-based alloy is excellent in soft magnetic properties, but the saturation magnetic flux density is as low as about 1.0 T and is insufficient. In addition, Fe-based amorphous alloys known so far have a high saturation magnetic flux density depending on the composition, and 1.5T or higher can be obtained. Insufficient characteristics.
[0006]
By the way, looking at the relationship between the magnetic properties of these conventional magnetic materials and the magnetic properties required by practical magnetic devices, transformers used at commercial frequencies from several tens of kHz often handle large amounts of power. It is desired that the saturation magnetic flux density of the core material used for them is as large as possible.
[0007]
For example, in recent years, in a pole transformer or the like, the saturation magnetic flux density is required to be 1.4 T or more, and actually, silicon copper having a saturation magnetic flux density of 1.5 T or more, or 1.3 T or more. An Fe-based amorphous alloy having a saturation magnetic flux density of, for example, is used even though it has an unsatisfactory magnetic permeability.
[0008]
In such a case, if the magnetic material constituting the core material has a high magnetic permeability, the efficiency as a transformer is improved. In particular, when a magnetic permeability of 10,000 or more is obtained, the merit becomes remarkable, but a permeability of 1.4 T or more is obtained. Actually, no practical magnetic material having magnetic susceptibility is found.
[0009]
In addition, as is well known, ordinary soft magnetic materials are used in the frequency band of several Hz to several hundred Hz. However, if a soft magnetic material capable of simultaneously realizing high saturation magnetic flux density and magnetic permeability can be obtained in this range. It is well known that magnetic parts such as transformers can be reduced in size and loss. That is, as the saturation magnetic flux density of the soft magnetic material increases, the magnetic flux increases accordingly, and as a result, the volume of the magnetic component can be reduced. Furthermore, since most of the loss of magnetic parts is released to the outside as heat, it is generally necessary to devise a way to keep a gap with other equipment and parts, but this is the small size of the entire magnetic device with magnetic parts It was a big obstacle to the transformation. Therefore, if the magnetic component is reduced in size, the above-described problem can be solved, and as a result, the entire magnetic device can be reduced in size.
[0010]
However, as described above, conventional soft magnetic materials having a high saturation magnetic flux density tend to have low magnetic permeability. Specifically, in practical Fe-based amorphous alloys, the saturation magnetic flux density is 1 When it is .3 to 1.5 T, the magnetic permeability 10000 tends to divide to about 9000, and when a practical Co-based amorphous alloy has a magnetic permeability 10000 or more, it tends to divide 1.0 T.
[0011]
In recent years, nanocrystalline alloys with excellent magnetic properties have been found by heating and crystallizing Fe-based amorphous phases, but when producing these nanocrystalline alloys, it is possible to obtain an amorphous single phase by a liquid quenching method. It is essential. Therefore, the alloy composition needs to contain a large amount of amorphous forming elements, and the Fe concentration is inevitably limited, so that the saturation magnetic flux density of the obtained magnetic material is limited. When the alloy composition contains Fe exceeding the limit, there is a problem that the crystalline phase is mixed with the amorphous phase obtained by liquid quenching, the material becomes brittle, workability is remarkably deteriorated, and at the same time, the soft magnetic properties are remarkably deteriorated. is there.
[0012]
On the other hand, in an alloy system using a large amount of Zr, Nb, Ta, etc. as an amorphous forming element, it is essential to control the oxygen gas concentration in the atmosphere at the time of material production. Therefore, it becomes expensive and industrial application is difficult.
[0013]
Therefore, there is a demand for a practical magnetic material that combines the high saturation magnetic flux density and the high magnetic permeability as described above, has thermal stability, and is inexpensive and easy to manufacture.
[0014]
Accordingly, an object of the present invention is to provide a soft magnetic molded body made of an Fe-based alloy that has both a high saturation magnetic flux density of 1.4 T or more and a high magnetic permeability of 10,000 or more, and is inexpensive and easy to manufacture.
[0015]
[Means for Solving the Problems]
The present invention provides a mixed phase structure in which a fine α-Fe crystal phase having an average particle size of 50 nm or less (especially 45 nm or less) is dispersed in an amorphous phase by rapidly solidifying an Fe-based alloy composition in a molten state. And having a thickness of 5 to 100 μm, particularly 5 to 50 μm, capable of being bent by 180 °, and heating the ribbon to a temperature higher than the crystallization temperature of the α-Fe crystal phase. And a method for producing a soft magnetic molded body comprising a step of growing a fine α-Fe crystal phase.
[0016]
The present invention also provides a mixed phase structure in which an Fe-based alloy composition in a molten state is rapidly solidified to disperse an α-Fe crystal phase having an average particle size of 50 nm or less (particularly 45 nm or less) in an amorphous phase. There is also a method for producing a ribbon for producing a soft magnetic molded body that can be bent 180 °.
[0017]
The present invention also provides an Fe-based alloy composition having a mixed phase structure in which an α-Fe crystal phase having an average particle size of 50 nm or less (especially 45 nm or less) is dispersed in an amorphous phase and capable of bending 180 °. There is also a method for producing a soft magnetic molded body characterized by heating the ribbon to a temperature higher than the crystallization temperature of the α-Fe crystal phase.
[0018]
The present invention also has a magnetic permeability at a frequency of 1 kHz of 10,000 or more (especially 15000 or more), a saturation magnetic flux density of 1.4 T or more (especially 1.5 T or more), and a magnetic core loss at a frequency of 50 Hz of 0.15 W / kg or less. There is also a soft magnetic compact having an Fe-based alloy composition (particularly 0.14 W / kg or less).
[0019]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The soft magnetic compact of the present invention is obtained by rapidly solidifying a molten metal of an Fe-based alloy composition into a thin ribbon shape, and an α-Fe crystal phase having a high toughness in the thin strip and having an average crystal grain size of 50 nm or less. A step of forming a mixed phase structure with the crystalline material and, if necessary, one or more of the processing obtained by the winding, punching, etching, surface polishing and slit processing of the ribbon obtained in this step After the application, it can be obtained by a heat treatment at a temperature equal to or higher than the crystallization temperature of the Fe-based alloy composition.
[0020]
When the average crystal grain size of the α-Fe crystal phase in the ribbon formed by rapid solidification of the molten metal exceeds 50 nm, the toughness of the ribbon decreases, and subsequent processing such as winding becomes difficult.
[0021]
It is essential that the Fe-based alloy composition, which is a material used in the present invention, contains an amorphous forming element. B (boron) is a typical amorphous forming element, and has the effect of increasing the amorphous phase forming ability of the material of the present invention and the effect of suppressing the formation of a compound phase that adversely affects the magnetic properties in the heat treatment step. It is believed that there is. However, when B is contained in a large amount, the magnetic flux density of the formed soft magnetic compact deteriorates due to a decrease in saturation magnetic flux density due to a decrease in the Fe concentration of the material or a tendency to form Fe boride after heat treatment. It is not preferable because it contributes to the above. Therefore, the preferable B content in the material of the present invention is 0.5 to 25 atomic%, more preferably 0.5 to 15 atomic%. Further, in order to obtain a material that is easy to manufacture and exhibits superior magnetic properties, the B content is preferably 5 to 12 atomic%.
[0022]
Cu (copper) is considered to have an effect of refining the particle size of the α-Fe crystal phase generated during rapid cooling, and has an effect of easily obtaining a material exhibiting high toughness in the rapid cooling state. However, when the Cu content is increased, Cu crystals are formed in the amorphous phase in a rapidly cooled state, and the toughness of the material is lowered. Therefore, the preferable Cu content in the material of the present invention is 1.5 atomic% or less. In order to obtain a material exhibiting more excellent magnetic properties, the Cu content is preferably 1 atomic% or less, more preferably 0.5 atomic% or less.
[0023]
P, like B, is considered to have the effect of further enhancing the amorphous forming ability of the material of the present invention and the effect of suppressing the formation of a compound phase that adversely affects the magnetic properties in the heat treatment step. Further, it is considered that the amorphous forming ability is further improved by containing B and P at the same time, and it becomes easier to obtain a mixed phase structure of an amorphous phase having a higher Fe concentration and an α-Fe crystal phase. It is considered more preferable. However, a large amount of P is not preferable because it causes a decrease in Fe concentration and a decrease in saturation magnetic flux density. Therefore, the preferable P content in the material of the present invention is 5 atomic% or less. Further, in order to obtain a material exhibiting more excellent magnetic properties, the P content is preferably 1.5 atomic% or less.
[0024]
When the present invention is used as a magnetic core material for magnetic parts such as various transformers, choke coils, motors, etc., in order to improve the performance, size, and efficiency of these magnetic parts, high permeability and high saturation magnetic flux are required. It must have density and low core loss. Specifically, the permeability at a frequency of 1 kHz is preferably 10,000 or more, the saturation magnetic flux density is 1.4 T or more, and the magnetic core loss at a saturation magnetic flux density of 1.4 T and a frequency of 50 Hz is preferably 0.15 W / kg or less.
In order to realize the above magnetic characteristics, it is preferable that the Fe-based alloy contains B, P, and Cu as essential elements and has a composition represented by the following formula.
[0025]
[Chemical 9]
(Fe 1-a M a ) 100-bcdefgh M ′ b B c P d Cu e M ″ f M ′ ″ g X h
[0026]
[However, M is one or both of Co and Ni, and M ′ is one or more elements selected from the group consisting of Nb, W, Ta, Zr, Hf, Ti, and Mo, M ″ is one or more elements selected from the group consisting of V, Cr, Mn, Al, platinum group elements, Sc, Y, rare earth elements, Au, Zn, Sn, Re, and Ag, and M ′ ″. Is one or more elements selected from the group consisting of C, Ge, Sb, In, As, and Be, and X is one or both of Si and Al,
a, b, c, d, e, f, g, and h are 0 ≦ a ≦ 0.5, 0 ≦ b ≦ 10, 0.5 ≦ c ≦ 25, 0 <d ≦ 5, and 0 <e ≦, respectively. 1.5, 0 ≦ f ≦ 2, 0 ≦ g ≦ 3, and 0 ≦ h ≦ 6. ]
[0027]
In the above formula, M is either one or both of Co and Ni. By including these elements, the magnetostriction of the material is adjusted, or induced magnetic anisotropy is imparted by a technique such as heat treatment in a magnetic field. Thus, it is possible to realize a magnetization curve suitable for the application. However, if these elements are contained in a large amount, the magnetostriction is extremely increased and the magnetic properties are deteriorated. Therefore, preferably in the range of 0 <a <0.5, more preferably in the range of 0 <a <0.05. is there.
[0028]
M ′ is one or more elements selected from the group consisting of Nb, W, Ta, Zr, Hf, Ti, and Mo. Since these elements have a high amorphous forming ability, It is an effective element for increasing the saturation magnetic flux density by increasing the concentration. However, if these elements are contained in a large amount, a compound phase that adversely affects the magnetic properties is likely to be formed after the heat treatment, so that it is preferably added in a range of 10 atomic% or less. Further, in order to obtain a material exhibiting more excellent magnetic properties, it is desirable to add in a range of preferably 2 to 8 atomic%, more preferably 4 to 7 atomic%.
[0029]
M ″ is one or more elements selected from the group consisting of V, Cr, Mn, Al, platinum group elements, Sc, Y, rare earth elements, Au, Zn, Sn, Re, and Ag. Has the effect of improving the corrosion resistance and wear resistance of the material, adjusting magnetostriction, and reducing the crystal grain size of the α-Fe phase, etc. However, if the content of these elements increases, the saturation magnetic flux density Since it causes a drop, it is preferable to add in the range of 2 atomic% or less.
[0030]
M ′ ″ is one or more elements selected from the group consisting of C, Ge, Sb, In, As, and Be, and these elements are effective elements for amorphization, such as B, P, and the like. When added together with this, it helps to make the alloy amorphous and adjust the magnetostriction, etc. However, increasing the content of these elements leads to a decrease in saturation magnetic flux density, so it is in the range of 3 atomic% or less. Is preferably added.
[0031]
X is either one or both of Si and Al, and these are generally well-known amorphous forming elements, and when added together with B, P, etc., has the effect of enhancing the amorphous forming ability of the alloy. is there. These elements also have the effect of improving the magnetic properties by being dissolved in the α-Fe phase after heat treatment and adjusting the magnetic anisotropy and magnetostriction of the crystal phase. However, since the saturation magnetic flux density is lowered when the content of these elements is increased, it is preferably added in the range of 6 atomic% or less.
[0032]
Therefore, the Fe-based alloy composition used for forming the soft magnetic compact of the present invention is preferably an alloy material represented by the following composition formula.
[0033]
[Chemical Formula 10]
(Fe 1-a M a ) 100-bcde M ′ b B c P d Cu e
[0034]
[Wherein M is one or both of Co and Ni, and M ′ is one or more elements selected from the group consisting of Nb, W, Ta, Zr, Hf, Ti, and Mo, 0 ≦ a ≦ 0.05, 4 ≦ b ≦ 7, 5 ≦ c ≦ 12, 0 <d ≦ 1.5, and 0 <e ≦ 0.5. ]
[0035]
In addition, of course, inevitable impurities such as H, N, O, and S can be regarded as the same as the material composition of the present invention even if they are contained to such an extent that the desired characteristics are not deteriorated.
[0036]
As described above, in the soft magnetic compact of the present invention, the fine Fe-crystal phase (fine bccFe crystal phase) is dispersed in the amorphous body by rapid cooling of the Fe-based alloy composition once in a molten state. After forming the thin ribbon, if necessary, after processing such as winding, the ribbon is heated to a temperature higher than the crystallization temperature of the Fe-based alloy composition to change the crystalline phase. Grown and manufactured. The rapid cooling of the molten alloy is performed using a single roll method, a twin roll method, a centrifugal quenching method, or the like.
[0037]
The heat treatment for the growth of the fine Fe-crystal phase in the ribbon or its work is usually performed within a temperature range of 100 to 700 ° C. This heat treatment is usually performed in vacuum or in an inert gas atmosphere such as hydrogen gas, nitrogen gas, or argon gas. Moreover, you may carry out in air | atmosphere depending on the case. Further, the magnetic properties can be adjusted by performing a heat treatment in a magnetic field or under stress.
[0038]
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples, but the present invention is not limited thereto.
[0039]
【Example】
The alloys shown in the following examples were produced by a single roll liquid quenching method. That is, molten metal is ejected from the slit at the tip of the nozzle placed on one rotating copper roll onto the roll under the pressure of argon gas, and rapidly cooled to obtain a ribbon. Rolls and nozzles are contained in a vacuum vessel. When producing the ribbon, the inside of the container was evacuated in advance and then introduced with argon gas. The roll peripheral speed was 30 to 40 m / sec. The thickness of the ribbon produced as described above was about 20 mm. The structure of the rapidly cooled ribbon was examined using the X diffraction method. Further, the toughness of the ribbon was examined by whether or not the ribbon can be bent by 180 ° (when the ribbon does not break even if it is folded by 180 °, it is expressed as adhesive bending).
[0040]
[Example 1]
Regarding the internal structure of the ribbon comprising the amorphous phase in which the Fe-fine crystal phase is dispersed in the state after the Fe alloy composition is rapidly cooled according to the present invention, Fe 85 Nb 6 B 9 and Fe 84.9 Nb 6 B 9 Cu A 0.1 alloy will be described as an example.
[0041]
FIG. 1 is an X-ray diffraction pattern of Fe 85 Nb 6 B 9 and Fe 84.9 Nb 6 B 9 Cu 0.1 alloy in a quenched state. The X-ray diffraction pattern shows a sharp diffraction peak peculiar to the α-Fe crystal phase indicated by ○ on the halo diffraction pattern peculiar to the amorphous phase, and the ribbon is composed of the amorphous phase and the α-Fe crystal. It can be seen that the phases are mixed. When the particle diameter of the α-Fe crystal phase was estimated from the half-value width of the diffraction peak of the α-Fe crystal phase using the Scherrer equation, it was about 40 nm in the Fe 85 Nb 6 B 9 alloy. In Fe 84.9 Nb 6 B 9 Cu 0.1 , the intensity of the diffraction peak of the α-Fe crystal phase was so low that the particle size could not be obtained, but the half-width of the peak was very wide and the particle size was 10 nm. It is judged that it is miniaturized to the following extent. That is, it can be said that the addition of 0.1 atomic% of Cu refines the particle size of the α-Fe crystal phase in the rapidly cooled state. In addition, both of these two alloys can be bent tightly in a quenched state, and have high toughness.
[0042]
[Example 2]
Table 1 shows the alloy composition of the ribbon produced as an example, the thickness of the ribbon, the structure in a rapidly cooled state, and whether or not adhesion bending is possible. No. Samples 1 to 10 were found to be a mixed phase of an amorphous phase and an α-Fe crystal phase in the quenched state from the X-ray diffraction pattern. When the particle diameter of the α-Fe crystal phase was estimated from the diffraction peak of the α-Fe crystal phase, it was about 30 to 40 nm. No. In the samples 3, 8 and 10, the intensity of the diffraction peak of the α-Fe crystal phase was very low, so an accurate particle size could not be obtained, but the half width of the peak was very wide and the particle size was 10 nm. It is judged that it is miniaturized to the following extent. No. All samples 1 to 10 were capable of tight bending and had high toughness.
[0043]
[Table 1]
[0044]
[Example 3]
A wound core having an inner diameter of about 5 mm and an outer diameter of about 6 mm was formed using the ribbon produced in Example 2, and heat treatment was performed in vacuum at 650 ° C. for 5 minutes. Winding was applied to the wound core after the heat treatment, and the magnetic permeability (m), the BH curve, and the core loss were measured. The permeability was measured with an applied magnetic field of 5 mOe and a frequency of 1 kHz. The saturation magnetic flux density (Bs) was calculated from an AC magnetization curve at a maximum magnetic field of 10 Oe and a frequency of 10 Hz. The measurement of the core loss was performed at a maximum magnetic flux density of 1.4 T and a frequency of 50 Hz. Table 2 shows the measurement results of the magnetic permeability, saturation magnetic flux density, and magnetic core loss.
[0045]
[Table 2]
[0046]
From the results of Table 2, the alloy of the present invention has a magnetic permeability at a frequency of 1 kHz of 10,000 or more, a saturation magnetic flux density of 1.4 T or more, a maximum magnetic flux density of 1.4 T, and a magnetic core loss of 0.15 W at a frequency of 50 Hz after heat treatment. / Kg or less was confirmed.
[0047]
[Example 4]
An Nb content is 6 atomic%, a B content is 8 to 15 atomic%, a P content is 0 or 1 atomic%, a Cu content is 0 to 1 atomic%, and the balance is made of an alloy ribbon made of Fe. The magnetic permeability at 1 kHz after heat treatment at 650 ° C. for 5 minutes in vacuum was measured. Changes in the magnetic permeability of these alloys with respect to the B content and the B + P content are shown in FIGS. When the Nb content was 6 atomic%, a mixed phase state of amorphous and α-Fe crystals in the quenched state was obtained when the B + P content was 10.5 atomic% or less. FIG. 2 shows that in an alloy containing no P, a high magnetic permeability of 10,000 or more has a B content of 8 to 15 atomic%, and a further excellent magnetic permeability of 20,000 or more has a B content of 9 to 12 atomic%. It can be seen that
[0048]
Further, as shown in FIG. 3, in an alloy containing 1 atomic% of P, a high magnetic permeability of 10000 or more has a B + P content of 8 atomic% or more, that is, a B content of 7 atomic% or more, and more excellent than 20000. It can be seen that the permeability is obtained with a B + P content of 9 atomic% or more, that is, a B content of 8 atomic% or more.
[0049]
In an alloy having a high amorphous forming ability and a high Nb content, or an alloy containing Zr and Hf having an amorphous forming ability higher than that of Nb, the amorphous phase is stable even at a lower B concentration. Therefore, it is considered that high permeability can be obtained. On the other hand, in an alloy having a lower Nb content or an alloy containing W, Ta, Ti, and Mo having an amorphous forming ability lower than that of Nb, amorphous amorphous and α-Fe are formed even at a higher B concentration. It is considered that a mixed phase state of crystals can be obtained. The reason why the magnetic properties deteriorate at a B concentration exceeding 15 atomic% is thought to be mainly due to the formation of Fe boride after the heat treatment. Therefore, in the present invention, the B content is set to 0.5 to 15 atomic%. Thus, it can be said that the magnetic characteristics can be improved. Further, in view of the fact that an alloy containing Zr, Hf, etc. having a higher amorphous forming ability than Nb can obtain a high amorphous forming ability and excellent magnetic properties even at a lower B content, It is considered that particularly excellent magnetic properties can be obtained by setting the content to 5 to 12 atomic%.
[0050]
[Example 5]
The alloy composition Fe 84 - In x Nb 6 B 8 P 1 Cu x, shows a X-ray diffraction pattern in the rapid cooling of the alloy ribbon in the case of changing the value of x in Figure 4. The X-ray diffraction pattern shows a sharp diffraction peak peculiar to the α-Fe crystal phase indicated by ○ on the halo diffraction pattern peculiar to the amorphous phase, and the ribbon is composed of the amorphous phase and the α-Fe crystal. It can be seen that the phases are mixed. In Fe 84.9 Nb 6 B 8 P 1 Cu 0.1 , the particle size of the α-Fe crystal phase is refined to about 10 nm or less, so the peak of the α-Fe crystal phase is very small and cannot be clearly confirmed. . FIG. 5 shows the change of the magnetic permeability at 1 kHz with respect to the Cu content after heat treatment at 650 ° C. for 5 minutes in vacuum.
[0051]
From FIG. 5, it can be seen that a high magnetic permeability of 10,000 or more can be obtained by setting the Cu content to 1 atomic% or less. Furthermore, it turns out that the more favorable magnetic permeability of 17000 or more is obtained by making Cu content 0.5 atomic% or less. That is, in the present invention, it is possible to further improve the magnetic properties by setting the Cu content to 1 atomic% or less, more preferably 0.5 atomic% or less.
[0052]
[Example 5]
The Fe 84.9 Nb 6 B 8 Cu 0.1 alloy ribbon produced in Example 1, the Fe 84.9 Nb 6 B 8 P 1 Cu 0.1 (No. 3) alloy ribbon produced in Example 2, and the newly produced Fe 84.9 Nb 6 B 8.5 P 0.5 Cu 0.1 , Fe 84.9 Nb 6 B 7.5 P 1.5 Cu 0.1, the X-ray diffraction pattern in the rapid cooling of Fe 84.9 Nb 6 B 7 P 2 Cu 0.1 alloy thin strap ribbon in Figure 6 Show. The X-ray diffraction pattern shows a sharp diffraction peak peculiar to the α-Fe crystal phase indicated by ○ on the halo diffraction pattern peculiar to the amorphous phase, and the ribbon is composed of the amorphous phase and the α-Fe crystal. It can be seen that the phases are mixed. In Fe 84.9 Nb 6 B 8 P 1 Cu 0.1 , as described above, since the particle diameter of the α-Fe crystal phase is reduced, the peak of the α-Fe crystal phase is very small and cannot be clearly confirmed. FIG. 7 shows the change of the magnetic permeability at 1 kHz with respect to the P content after heat treatment at 650 ° C. for 5 minutes in vacuum.
[0053]
From FIG. 7, it can be seen that high magnetic permeability of 10,000 or more can be obtained in any alloy. Furthermore, it turns out that the more favorable magnetic permeability of 19000 or more is obtained by making P content into 1.5 atomic% or less. That is, the magnetic properties can be further improved by setting the P content to 1.5 atomic% or less.
[0054]
【The invention's effect】
According to the present invention, a high saturation magnetic flux density of 1.4 T or more and a high magnetic permeability of 10,000 or more, and a low magnetic core loss of 0.15 W / kg or less at a frequency of 50 Hz, which cannot be combined with conventional practical alloys. Can be obtained. Therefore, the soft magnetic molded body of the present invention is suitable as a magnetic core material for transformers, choke coils, motors and the like for which further downsizing, high performance, and high efficiency are desired. In addition, since the ribbon for producing a soft magnetic molded body of the present invention exhibits high toughness, it also has good workability, is easy for industrial application, and its effect is remarkable.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an example of an X-ray diffraction pattern in a rapidly cooled state of an Fe alloy composition according to the material of the present invention.
FIG. 2 is an example of a change in the magnetic permeability after heat treatment with respect to the B content of an Fe alloy composition containing no P;
FIG. 3 is an example of a change in the magnetic permeability after heat treatment with respect to the B + P content of an Fe alloy composition containing 1 atomic% of P.
FIG. 4 is an example of the change of the X-ray diffraction pattern of the Fe alloy composition according to the present invention with respect to the Cu content.
FIG. 5 is an example of the change in the magnetic permeability after heat treatment of the Fe alloy composition according to the present invention with respect to the Cu content.
FIG. 6 is an example of the change of the X-ray diffraction pattern of the Fe alloy composition according to the present invention with respect to the P content.
FIG. 7 is an example of the change in the magnetic permeability after heat treatment of the Fe alloy composition according to the present invention with respect to the P content.
