JP2008294411A - 軟磁性粉末、圧粉磁心の製造方法、圧粉磁心、及び磁性部品 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】 結晶粒径が60nm以下(0を含まず)の結晶粒が非晶質中に体積分率で30%以上分散した母相組織を有し、かつ前記母相組織の表面側にアモルファス層を有する軟磁性粉末を圧粉体とし、その後に前記圧粉体を熱処理して、前記軟磁性粉末を結晶粒径が60nm以下(0を含まず)の結晶粒が非晶質中に体積分率で30%以上分散した母相組織を有する微結晶組織の軟磁性粉末とする圧粉磁心の製造方法。
【選択図】図1
Description
圧粉磁心は絶縁被覆させた軟磁性粉末に、例えばステアリン酸亜鉛等の潤滑剤とともに金型に充填し、プレス成形して所定の形状に製造される。また、プレス成形時の成形歪みが粉末に導入されるが、所定の温度で焼鈍することにより成形歪みを除去し、性能の向上を図っている。
また、圧粉磁心とした時に効率良くかつ安定してコア損失を低減させることができる熱処理工程を提供することを課題とし、鋭意検討を行った。
ここで、粗大結晶粒層Cとは、母相組織の平均結晶粒径に対して1.5倍以上の部分を指すものとする。また、粗大結晶粒層Cの平均結晶粒径は、母相組織の平均結晶粒径の2倍以下とすることが好ましい。
結晶粒の体積分率は、線分法、すなわち顕微鏡組織中に任意の直線を想定しそのテストラインの長さをLt、結晶相により占められる線の長さLcを測定し、結晶粒により占められる線の長さの割合LL=Lc/Lt×100求めることにより求められる。ここで、結晶粒の体積分率VV=LLある。
前述の本発明合金中に形成する微結晶粒は主にFeを主体とする体心立方構造(bcc)の結晶相であり、Si,B,AlやGe等が固溶しても良い。また、規則格子を含んでも良い。前記結晶相以外の残部は主にアモルファス相であるが、実質的に結晶相だけからなる合金も本発明に含まれる。一部にCuを含む面心立方構造の相(fcc相)も存在する場合がある。
また、アモルファス相が結晶粒の周囲に存在する場合、抵抗率が高くなり、結晶粒成長の抑制により結晶粒が微細化され、より好ましい軟磁気特性が得られる。
本発明の軟磁性粉末において化合物相が存在しない場合により低い磁心損失を示すが、化合物相を一部に含んでも良い。
A元素の量は好ましくは3%以下とする。また、A元素は、上記の効果を得るために0.1原子%以上、さらには0.5原子%以上、さらには0.8原子%以上を添加することが好ましい。A元素は原料コストを考慮するとCuを選択することが好ましい。
特にBはアモルファスの形成を促進するために重要な元素であり添加することが好ましい。Bの濃度が10≦y≦20原子%であると、Feの含有量を高く維持しつつアモルファス相が安定に得られる。
また、Si,S,C,P,Al,Ge,Ga,Beを添加すると、結晶磁気異方性の大きいFe-Bが析出開始する温度が高くなるため、熱処理温度を高温にできる。高温の熱処理を施すことで微結晶相の割合が増え、BSが増加する。また、試料表面の変質、変色を抑える効果がある。Si,S,C,P,Al,Ge,Ga,Beの添加量は、0原子%超〜7原子%とすることが好ましい。特にSiはこの効果が顕著であり、好ましい。
但し、特に高い飽和磁束密度を得るためには、これらの元素の総量が1.8原子%以下とすることが好ましい。また、総量が1.0原子%以下とすることがさらに好ましい。
単ロール法や冷却ロールを用いる二段階急冷製法などの超急冷法は、活性な金属を含まない場合は大気中あるいは局所Arあるいは窒素ガスなどの雰囲気中で行うことが可能であるが、活性な金属を含む場合はAr,Heなどの不活性ガス中、窒素ガス中あるいは減圧中、あるいはノズル先端部のロール表面付近のガス雰囲気を制御する。また、CO2ガスをロールに吹き付ける方法や、COガスをノズル近傍のロール表面付近で燃焼させながら合金粉末製造を行う。
冷却ロール周速は、単ロール法では30〜50m/s、冷却ロールを用いる二段急冷製法では10〜50m/s程度の範囲が望ましく、冷却ロール材質は、熱伝導が良好な純銅やCu−Be、Cu−Cr、Cu−Zr、Cu−Zr−Crなどの銅合金が適している。大量に製造する場合、冷却ロールは水冷構造とした方が好ましい。
(実施例1)
単ロール法において、1360℃に加熱した合金溶湯を、周速30m/sで回転する水冷されたCuロールに噴射し、厚さ18〜20μmのFebalCu1.5Si5B13合金薄帯を作製した。合金薄帯を所定の温度にて脆化処理した後に粉砕し、厚さ18〜20μm、粒径300μm以下の扁平粉末を作製した。X線回折および透過電子顕微鏡(TEM)により断面観察の結果、非晶質相中に微細結晶が体積分率で30%未満分散した組織であることが確認した。
作製した粉末にTEOS処理を施すことによって厚さ0.1〜0.2μmのSiO2被膜を粉末表面に均一に形成させ、絶縁被覆軟磁性扁平粉末を得た。さらに潤滑剤であるZn-St粉末を混合し、金型に充填して、10〜20ton/cm2の圧力でプレス成形を行った。
得られた成形体を300℃以上の平均昇温速度が300℃/min以上となるような条件にて、熱処理を行い、ナノ結晶構造を持つ軟磁性粉末からなる圧粉磁心を得た。圧粉成形してから熱処理を施すことは、成形時に粉末に加えられる歪みを完全に除去するのに有効である。表1に0.1T、10kHzにおける磁心損失Pcm、粉末の飽和磁束密度Bs、圧粉磁心の占積率を示す。圧粉磁心の見かけの磁束密度は、粉末の飽和磁束密度×占積率である。本発明の軟磁性粉末を用いて製造された圧粉磁心は、アモルファス圧粉磁心並の磁心損失を有し、かつケイ素鋼粉末圧粉磁心と同様の磁束密度を有するという優れた磁気特性を持つ。
二段階急冷製法において、1400℃に加熱した合金溶湯を6.0MPaの窒素ガスにて噴霧し、その直後に周速10m/sで回転する外径380mm、回転軸と45°の傾斜面をもつ円錐形のCu-Cr合金水冷円錐ロータに溶湯を吹き付け、厚さ1〜5μmのFebalCu1.5Si4B14合金扁平粉末を作製した。扁平粉末はアスペクト比が30以上を有し、形状は楕円形である。楕円形状の長径は500μm以上のものも得られるが、成形性を考慮して、長径が300μm以下の粉末のみを採用した。X線回折および透過電子顕微鏡(TEM)により断面観察の結果、非晶質相中に微細結晶が体積分率で30%未満分散した組織であることを確認した。
作製した粉末にTEOS処理を施すことによって厚さ0.1〜0.2μmのSiO2被膜を粉末表面に均一に形成させ、絶縁被覆軟磁性扁平粉末を得た。さらに潤滑剤であるZn-St粉末を混合し、金型に充填して、10〜20ton/cm2の圧力でプレス成形を行った。
得られた成形体を300℃以上の平均昇温速度が100℃/min以上となるような条件にて、熱処理を行い、圧粉磁心を得た。表1に0.1T、10kHzにおける磁心損失Pcm、粉末の飽和磁束密度Bs、圧粉磁心の占積率を示す。
単ロール法において、1360℃に加熱した合金溶湯を、周速30m/sで回転する水冷されたCuロールに噴射し、厚さ19〜21μmのFebalCu1.5Si5B13合金薄帯を作製した。合金薄帯を所定の温度にて脆化処理した後に粉砕し、厚さ18〜20μm、粒径300μm以下の扁平粉末を作製した。この合金粉末に熱処理を施した。熱処理のパターンは、300℃以上の平均昇温速度が100℃/min以上とした。熱処理の保持温度は450℃で10分間とし、その後、急冷して本発明の軟磁性粉末を得た。
実施例1で製造した本発明の軟磁性粉末に、TEOS処理を施すことによってSiO2の被膜を粉末表面に形成させ、絶縁被覆軟磁性扁平粉末を得た。この粉末に潤滑剤であるZn-St粉末を混合し、金型に充填して、20ton/cm2の圧力でプレス成形を行った。その後、400℃で2時間の歪み焼鈍熱処理を施し、圧粉磁心を得た。表1に0.1T、10kHzにおける磁心損失Pcm、粉末の飽和磁束密度Bs、圧粉磁心の占積率を示す。
二段階急冷製法において、1400℃に加熱した合金溶湯を6.0MPaの窒素ガスにて噴霧し、その直後に周速10m/sで回転する外径380mm、回転軸と45°の傾斜面をもつ円錐形のCu-Cr合金水冷円錐ロータに溶湯を吹き付け、厚さ1〜5μmのFebalCu1.5Si4B14合金扁平粉末を作製した。扁平粉末はアスペクト比が30以上を有し、形状は楕円形である。楕円形状の長径は500μm以上のものも得られるが、成形性を考慮して、長径が300μm以下の粉末のみを採用した。X線回折および透過電子顕微鏡(TEM)により断面観察の結果、非晶質相中に微細結晶が体積分率で30%未満分散した組織であることが確認された。
この合金粉末に熱処理を施した。熱処理のパターンは、300℃以上の平均昇温速度が100℃/min以上とした。熱処理の保持温度は450℃で10分間とし、その後、急冷して本発明の軟磁性粉末を得た。
図1は、本発明の軟磁性粉末の透過型電子顕微鏡による粉末表面近傍の組織写真である。最表面から順に、ナノ結晶粒の表面層A、アモルファス層B、母相Dの構造から成る。母相は平均粒径が約25nmの微細結晶粒が80%以上で存在していた。
この軟磁性粉末に、TEOS処理を施すことによってSiO2の被膜を粉末表面に形成させ、絶縁被覆軟磁性扁平粉末を得た。この粉末に潤滑剤であるZn-St粉末を混合し、金型に充填して、10〜20ton/cm2の圧力でプレス成形を行った。その後、400℃で2時間の歪み焼鈍熱処理を施し、圧粉磁心を得た。表1に0.1T、10kHzにおける磁心損失Pcm、粉末の飽和磁束密度Bs、圧粉磁心の占積率を示す。表1中の実施例1−3と比較すると磁心損失が若干高い。これは粉末の時点でナノ結晶化の熱処理を行っているため、圧粉後の焼鈍熱処理でナノ結晶が粗大化したためと思われる。
表2に示す合金組成の原料を用いた以外は実施例1と同様にして圧粉磁心を製造した。表2に0.1T、10kHzにおける磁心損失Pcm、粉末の飽和磁束密度Bs、圧粉磁心の占積率を示す。
単ロール法において、1360℃に加熱した合金溶湯を、周速30m/sで回転する水冷されたCuロールに噴射し、厚さ18〜20μmのFebalCu1.5Si5B13合金薄帯を作製した。合金薄帯を所定の温度にて脆化処理した後に粉砕し、厚さ18〜20μm、粒径300μm以下の扁平粉末を作製した。
作製した粉末にTEOS処理を施すことによって厚さ0.1〜0.2μmのSiO2被膜を粉末表面に均一に形成させ、絶縁被覆軟磁性扁平粉末を得た。さらに潤滑剤であるZn-St粉末を混合し、金型に充填して、10〜20ton/cm2の圧力でプレス成形を行った。
得られた成形体に対して、300℃以上の平均昇温速度を300℃/minで昇温し、430℃まで加熱した後、ただちに300℃以下まで急冷する熱処理を1〜4回繰り返して行った。図4に示すように熱処理を繰り返すことによって、磁心損失が低減した。
実施例7と同様に作製した成形体に対して、300℃以上の平均昇温速度を300℃/minで昇温、最高到達温度400〜583℃に達した後、ただちに300℃以下まで急冷する熱処理行った。図3に最高到達温度によって磁心損失が変化するが、430〜510℃で磁心損失が低減した。
Claims (12)
- 平均粒径が300μm以下の軟磁性粉末であって、結晶粒径が60nm以下(0を含まず)の結晶粒が非晶質中に体積分率で30%以上分散した母相組織を有し、かつ前記母相組織の表面側にアモルファス層を有することを特徴とする軟磁性粉末。
- 前記軟磁性粉末は、最表面に結晶組織から成る結晶層が形成され、前記結晶層の内部側に前記アモルファス層が形成されていることを特徴とする請求項1に記載の軟磁性粉末。
- 前記アモルファス層と母相組織の間に、前記母相組織の平均粒径よりも粒径が大きい結晶から成る粗大結晶粒層を有することを特徴とする請求項1又は請求項2に記載の軟磁性粉末。
- 前記軟磁性粉末は、組成式:Fe100-x-yAxXy(但し、AはCu,Auから選ばれた少なくとも一種以上の元素、XはB,Si,S,C,P,Al,Ge,Ga,Beから選ばれた少なくとも一種以上の元素)で表され、原子%で、0<x≦5、10≦y≦24により表されることを特徴とする請求項1乃至請求項3に記載の軟磁性粉末。
- 前記軟磁性粉末であって、厚さが10μm以下、アスペクト比が30以上であることを特徴とする請求項1乃至請求項4に記載の軟磁性粉末。
- 金属溶湯を噴霧し、その後直ちに冷却媒体に接触させて急冷する二段階急冷製法を用いて製造されることを特徴とする請求項1乃至請求項5に記載の軟磁性粉末。
- 組成式:Fe100-x-yAxXy(但し、AはCu,Auから選ばれた少なくとも一種以上の元素、XはB,Si,S,C,P,Al,Ge,Ga,Beから選ばれた少なくとも一種以上の元素)で表され、原子%で、0<x≦5、10≦y≦24により表される軟磁性粉末を圧粉体とし、その後に前記圧粉体を熱処理して、前記軟磁性粉末を結晶粒径が60nm以下(0を含まず)の結晶粒が非晶質中に体積分率で30%以上分散した母相組織を有する微結晶組織の軟磁性粉末とする圧粉磁心の製造方法。
- 前記熱処理は、300℃以上の平均昇温速度が100℃/min以上となるように行うことを特徴とする請求項7に記載の圧粉磁心の製造方法。
- 前記熱処理は、最高温度Tが軟磁性粉末の、結晶化温度−30℃≦T≦結晶化温度+50℃であることを特徴とする請求項7,8に記載の圧粉磁心の製造方法。
- 前記熱処理は、最高温度に昇温後、300℃以下に冷却する温度サイクルを複数回くり返す熱処理パターンで行うことを特徴とする請求項7乃至請求項9に記載の圧粉磁心の製造方法。
- 請求項1乃至請求項6に記載の軟磁性粉末を用いて、請求項7乃至請求項10に記載の製造方法にて製造された圧粉磁心であり、0.1T、10kHzにおける磁心損失が5.0W/kg以下であることを特徴とする圧粉磁心。
- 請求項11に記載の圧粉磁心を用いたことを特徴とする磁性部品。
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