JP3434844B2 - 低鉄損・高磁束密度非晶質合金 - Google Patents
低鉄損・高磁束密度非晶質合金Info
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- JP3434844B2 JP3434844B2 JP01283793A JP1283793A JP3434844B2 JP 3434844 B2 JP3434844 B2 JP 3434844B2 JP 01283793 A JP01283793 A JP 01283793A JP 1283793 A JP1283793 A JP 1283793A JP 3434844 B2 JP3434844 B2 JP 3434844B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、電力トランス、航空機
用トランス、磁気スイッチ、平滑チョークの鉄心など高
飽和磁束密度で低損失性を要求される用途に適した非晶
質磁性合金に関するものである。
用トランス、磁気スイッチ、平滑チョークの鉄心など高
飽和磁束密度で低損失性を要求される用途に適した非晶
質磁性合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】液体急冷法で作製されるＦｅ基非晶質合
金は、鉄損がきわめて小さいという特徴により電力トラ
ンスや高周波トランスの鉄心材料として有望視されてき
た。しかし、本格的な実用化にはまだ至っていない。そ
の要因の一つとして飽和磁束密度がけい素鋼板に比べて
かなり低いため、所定の磁束を得るために鉄心断面積を
大きくしなければならないことが挙げられる。鉄心寸法
の増大はトランス重量および体積の増加となり、これが
トランスのコストアップの２次的要因となる。従って鉄
心材料のコストを若干犠牲にして、飽和磁束密度を高め
ることによりトランスコストを最小にするという設計思
想が生まれる。
金は、鉄損がきわめて小さいという特徴により電力トラ
ンスや高周波トランスの鉄心材料として有望視されてき
た。しかし、本格的な実用化にはまだ至っていない。そ
の要因の一つとして飽和磁束密度がけい素鋼板に比べて
かなり低いため、所定の磁束を得るために鉄心断面積を
大きくしなければならないことが挙げられる。鉄心寸法
の増大はトランス重量および体積の増加となり、これが
トランスのコストアップの２次的要因となる。従って鉄
心材料のコストを若干犠牲にして、飽和磁束密度を高め
ることによりトランスコストを最小にするという設計思
想が生まれる。
【０００３】Ｆｅ基非晶質合金の飽和磁束密度（Ｂｓ）
を高めるために、Ｆｅの一部をＣｏで置換する技術思想
は、ＨａｔｔａらがＦｅ−Ｂ−Ｃ系で、Ｆｕｊｉｍｏｒ
ｉらがＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系で提案している。しかし、前者
は熱安定性が低いこと、後者はＣｏの置換にもかかわら
ず、Ｂｓは１．６５Ｔ程度で実用的価値が認められなか
った。
を高めるために、Ｆｅの一部をＣｏで置換する技術思想
は、ＨａｔｔａらがＦｅ−Ｂ−Ｃ系で、Ｆｕｊｉｍｏｒ
ｉらがＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系で提案している。しかし、前者
は熱安定性が低いこと、後者はＣｏの置換にもかかわら
ず、Ｂｓは１．６５Ｔ程度で実用的価値が認められなか
った。
【０００４】その後、Ｆｕｊｉｍｏｒｉらと同じＦｅ−
Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ系で各元素の組成範囲を限定することに
より、高いＢｓの非晶質合金が得られることが特開昭５
６−１３９６５３号公報によって提案された。具体的組
成は原子％で表すとき、Ｆｅ：６４．０〜８０．０％、
Ｃｏ：７．０〜２０．０％、Ｂ：１３．０〜１５．０
％、Ｓｉ：０超〜１．５％である。この組成条件を満足
する非晶質合金は、８０A/m の磁界における磁束密度
が、１．６９〜１．７３Ｔであり、直流の保磁力が小さ
く、４００Hzの交番磁界の下で１．６Ｔにおける鉄損お
よび励磁ＶＡの小さいことが実施例に示されている。ま
た、この非晶質合金の代表例の結晶化温度は約４３０℃
であることが示されており、航空機用のトランス鉄心に
適した特性をもつことが強調されている。
Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ系で各元素の組成範囲を限定することに
より、高いＢｓの非晶質合金が得られることが特開昭５
６−１３９６５３号公報によって提案された。具体的組
成は原子％で表すとき、Ｆｅ：６４．０〜８０．０％、
Ｃｏ：７．０〜２０．０％、Ｂ：１３．０〜１５．０
％、Ｓｉ：０超〜１．５％である。この組成条件を満足
する非晶質合金は、８０A/m の磁界における磁束密度
が、１．６９〜１．７３Ｔであり、直流の保磁力が小さ
く、４００Hzの交番磁界の下で１．６Ｔにおける鉄損お
よび励磁ＶＡの小さいことが実施例に示されている。ま
た、この非晶質合金の代表例の結晶化温度は約４３０℃
であることが示されており、航空機用のトランス鉄心に
適した特性をもつことが強調されている。
【０００５】上記特開昭５６−１３９６５３号公報に開
示される非晶質合金は、現在市販されているＦｅ−Ｓｉ
−Ｂ系非晶質合金に比べるとＢｓは最高１５％程度高い
が、半面、鉄損が増大するため電力用トランスの鉄心に
適用する可能性は見出せなかった。また、熱安定性も上
記Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系非晶質合金に比べて劣っていた。
示される非晶質合金は、現在市販されているＦｅ−Ｓｉ
−Ｂ系非晶質合金に比べるとＢｓは最高１５％程度高い
が、半面、鉄損が増大するため電力用トランスの鉄心に
適用する可能性は見出せなかった。また、熱安定性も上
記Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系非晶質合金に比べて劣っていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、飽和磁束密
度の向上にともなう鉄損の劣化のない電力トランス鉄心
用非晶質合金を提供することを目的とする。
度の向上にともなう鉄損の劣化のない電力トランス鉄心
用非晶質合金を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、 （１）組成がＦｅa Ｃｏb Ｓｉc Ｂd Ｍx であることを
特徴とする、片面冷却法で作製された、低鉄損磁束密度
非晶質合金。ただし、ＭはＣｕ，Ｓの少なくとも１種で
あり、ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｘは原子％で、６０≦ａ≦８
３、３≦ｂ≦２０、かつ８０≦ａ＋ｂ≦８６で、１≦ｃ
≦１０、１１≦ｄ≦１６、ｘはＣｕの場合０．１≦ｘ≦
２．０、Ｓの場合０．０１≦ｘ≦０．０７で、かつ、ａ
＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｘ＝１００である。また、 （２）前項１において、Ｓｉ，Ｂの一部を合計最大４原
子％の範囲でＣで置換したことを特徴とする低鉄損・高
磁束密度非晶質合金であり、 （３）室温で測定した、磁界中アニール後の薄帯の特性
として、飽和磁束密度が１．７テスラ（Ｔ）以上、１エ
ルステッド（Oe）（１Oe＝８０A/m ）の磁界を印加した
ときの磁束密度が１．５５テスラ以上であり、かつ５０
Hz，１．６テスラにおける鉄損が０．３０W/kg以下であ
ることを特徴とする前各項記載の低鉄損・高磁束密度非
晶質合金。さらに、 （４）板厚が４０〜１００μｍであることを特徴とする
前各項記載の低鉄損・高磁束密度非晶質合金である。
尚、前記した非晶質合金はアニール後の機械的性質が改
善されるものである。
ろは、 （１）組成がＦｅa Ｃｏb Ｓｉc Ｂd Ｍx であることを
特徴とする、片面冷却法で作製された、低鉄損磁束密度
非晶質合金。ただし、ＭはＣｕ，Ｓの少なくとも１種で
あり、ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｘは原子％で、６０≦ａ≦８
３、３≦ｂ≦２０、かつ８０≦ａ＋ｂ≦８６で、１≦ｃ
≦１０、１１≦ｄ≦１６、ｘはＣｕの場合０．１≦ｘ≦
２．０、Ｓの場合０．０１≦ｘ≦０．０７で、かつ、ａ
＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｘ＝１００である。また、 （２）前項１において、Ｓｉ，Ｂの一部を合計最大４原
子％の範囲でＣで置換したことを特徴とする低鉄損・高
磁束密度非晶質合金であり、 （３）室温で測定した、磁界中アニール後の薄帯の特性
として、飽和磁束密度が１．７テスラ（Ｔ）以上、１エ
ルステッド（Oe）（１Oe＝８０A/m ）の磁界を印加した
ときの磁束密度が１．５５テスラ以上であり、かつ５０
Hz，１．６テスラにおける鉄損が０．３０W/kg以下であ
ることを特徴とする前各項記載の低鉄損・高磁束密度非
晶質合金。さらに、 （４）板厚が４０〜１００μｍであることを特徴とする
前各項記載の低鉄損・高磁束密度非晶質合金である。
尚、前記した非晶質合金はアニール後の機械的性質が改
善されるものである。
【０００８】すなわち、本発明は、Ｆｅの一部をＣｏで
置換した非晶質合金において、微量のＣｕ、あるいはＳ
を添加することにより、高い動作磁束密度における鉄損
が低く、熱安定性の高い非晶質合金薄帯を実現したもの
である。また、Ｃｕ，Ｓの添加は非晶質形成能をも向上
させることを見出し、厚い板厚とアニール後の改善され
た機械的性質を同時に付与したものである。
置換した非晶質合金において、微量のＣｕ、あるいはＳ
を添加することにより、高い動作磁束密度における鉄損
が低く、熱安定性の高い非晶質合金薄帯を実現したもの
である。また、Ｃｕ，Ｓの添加は非晶質形成能をも向上
させることを見出し、厚い板厚とアニール後の改善され
た機械的性質を同時に付与したものである。
【０００９】図１の（ａ），（ｂ）はそれぞれ、単ロー
ル急冷法で作製された幅２５ｍｍ、板厚３０μｍのＦｅ
−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ−Ｘ（Ｘ＝Ｃｕ，Ｓ）非晶質合金薄帯
における添加元素Ｘの鉄損におよぼす添加量の影響を示
している。図１のように、本発明のＣｕ，Ｓを添加した
Ｆｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ合金は、従来の無添加の場合に比
べて、鉄損の改善が著しい。Ｃｕ，Ｓは薄帯表面層の結
晶化を抑制する効果が認められ、これが、アニール後の
磁気特性の改善に寄与しているものと考えられる。
ル急冷法で作製された幅２５ｍｍ、板厚３０μｍのＦｅ
−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ−Ｘ（Ｘ＝Ｃｕ，Ｓ）非晶質合金薄帯
における添加元素Ｘの鉄損におよぼす添加量の影響を示
している。図１のように、本発明のＣｕ，Ｓを添加した
Ｆｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ合金は、従来の無添加の場合に比
べて、鉄損の改善が著しい。Ｃｕ，Ｓは薄帯表面層の結
晶化を抑制する効果が認められ、これが、アニール後の
磁気特性の改善に寄与しているものと考えられる。
【００１０】このようなＣｕ，Ｓの添加が上記の効果を
示す理由は現時点で明らかではない。本発明者らが行っ
たグロー放電発光分光法（ＧＤＳ）による表面分析結果
は、Ｃｕ，Ｓを添加したＦｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ非晶質薄
帯の表面とくに自由面（ロールに接触する面と反対の
面）には、それら添加元素の著しい濃度偏析がみられ、
それとともにＦｅ，Ｓｉ，Ｂ，Ｃｏなど主成分も分布状
態が変化している。このことから、Ｃｕ，Ｓが不安定な
非晶質薄帯表面層を保護して結晶化から守り、安定化し
ているものと推定している。通常、結晶化の開始点とな
る表面層の結晶化が抑えられる結果として、応力の発生
が小さく、鉄損改善をもたらすものと考えられる。また
Ｃｕの場合はバルク（薄帯内部）の結晶化温度を下げる
作用をする。表面と内部の結晶化の開始に時間差がなく
なると、結晶化は一様に進行し歪みの発生を低減し、結
果として特性の劣化を抑えるものと考えられる。本発明
は、自らの発明による上記Ｃｕ，Ｓの表面結晶化抑制作
用をもとに、これを高ＢｓのＦｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ非晶
質合金の安定化に応用し、完成されたものである。
示す理由は現時点で明らかではない。本発明者らが行っ
たグロー放電発光分光法（ＧＤＳ）による表面分析結果
は、Ｃｕ，Ｓを添加したＦｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ非晶質薄
帯の表面とくに自由面（ロールに接触する面と反対の
面）には、それら添加元素の著しい濃度偏析がみられ、
それとともにＦｅ，Ｓｉ，Ｂ，Ｃｏなど主成分も分布状
態が変化している。このことから、Ｃｕ，Ｓが不安定な
非晶質薄帯表面層を保護して結晶化から守り、安定化し
ているものと推定している。通常、結晶化の開始点とな
る表面層の結晶化が抑えられる結果として、応力の発生
が小さく、鉄損改善をもたらすものと考えられる。また
Ｃｕの場合はバルク（薄帯内部）の結晶化温度を下げる
作用をする。表面と内部の結晶化の開始に時間差がなく
なると、結晶化は一様に進行し歪みの発生を低減し、結
果として特性の劣化を抑えるものと考えられる。本発明
は、自らの発明による上記Ｃｕ，Ｓの表面結晶化抑制作
用をもとに、これを高ＢｓのＦｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ非晶
質合金の安定化に応用し、完成されたものである。
【００１１】次に、本発明において組成を限定する理由
を述べる。Ｆｅ，Ｃｏの含有量ａ，ｂは非晶質薄帯のＢ
ｓがアニール後に１．７０Ｔ以上となるように設定され
た。その条件は、６０≦ａ≦８３、３≦ｂ≦２０、か
つ、８０≦ａ＋ｂ≦８６である。ａ，ｂいずれかが下限
値を下回るとＢｓは１．７Ｔ未満となるのでそれぞれの
下限を限定した。また上限は非晶質形成能と経済性を勘
案して設定した。すなわち、ＦｅとＣｏの和が８６％を
超えると非晶質化が困難になるのでａ＋ｂの上限は８６
とし、Ｂｓを１．７Ｔ以上とするためにＣｏの添加を少
なくとも３（原子％）とし、上限は経済性の観点から２
０にとどめた。またＣｏが上記の範囲であってもＦｅが
不足するとＢｓ≧１．７Ｔを達成できない。以上の理由
でａ＋ｂの下限を８０、またＦｅの下限を６０とした。
を述べる。Ｆｅ，Ｃｏの含有量ａ，ｂは非晶質薄帯のＢ
ｓがアニール後に１．７０Ｔ以上となるように設定され
た。その条件は、６０≦ａ≦８３、３≦ｂ≦２０、か
つ、８０≦ａ＋ｂ≦８６である。ａ，ｂいずれかが下限
値を下回るとＢｓは１．７Ｔ未満となるのでそれぞれの
下限を限定した。また上限は非晶質形成能と経済性を勘
案して設定した。すなわち、ＦｅとＣｏの和が８６％を
超えると非晶質化が困難になるのでａ＋ｂの上限は８６
とし、Ｂｓを１．７Ｔ以上とするためにＣｏの添加を少
なくとも３（原子％）とし、上限は経済性の観点から２
０にとどめた。またＣｏが上記の範囲であってもＦｅが
不足するとＢｓ≧１．７Ｔを達成できない。以上の理由
でａ＋ｂの下限を８０、またＦｅの下限を６０とした。
【００１２】Ｃｕ，Ｓについては、主に表面結晶化の抑
制作用の観点から添加量を規定した。それぞれの下限値
は、表面結晶化の抑制作用を発現するために必要な最小
値であり、それは、Ｃｕに対して０．１（原子％）で、
Ｓに対して０．０１である。それぞれの上限値は、主に
薄帯の機械的性質を考慮して限定した。添加量が上限値
を超えると薄帯が脆くなることがあり、これを避けるた
めに、Ｃｕでは２．０、Ｓに対しては０．０７（原子
％）以下に限定した。
制作用の観点から添加量を規定した。それぞれの下限値
は、表面結晶化の抑制作用を発現するために必要な最小
値であり、それは、Ｃｕに対して０．１（原子％）で、
Ｓに対して０．０１である。それぞれの上限値は、主に
薄帯の機械的性質を考慮して限定した。添加量が上限値
を超えると薄帯が脆くなることがあり、これを避けるた
めに、Ｃｕでは２．０、Ｓに対しては０．０７（原子
％）以下に限定した。
【００１３】また、Ｓｉ，Ｂは非晶質を形成するために
不可欠な元素でありそれぞれ、１≦Ｓｉ≦１０および１
１≦Ｂ≦１６を満たすことが必要である。ただし、合計
４原子％を超えない範囲でＳｉおよびＢの一部をＣで置
換することができる。Ｓｉ，Ｂのいずれかがこの下限を
下回ると非晶質相が形成されにくくなり、また、上限を
超えると目的とする磁気特性、とくに飽和磁束密度が達
成できなくなるので好ましくない。
不可欠な元素でありそれぞれ、１≦Ｓｉ≦１０および１
１≦Ｂ≦１６を満たすことが必要である。ただし、合計
４原子％を超えない範囲でＳｉおよびＢの一部をＣで置
換することができる。Ｓｉ，Ｂのいずれかがこの下限を
下回ると非晶質相が形成されにくくなり、また、上限を
超えると目的とする磁気特性、とくに飽和磁束密度が達
成できなくなるので好ましくない。
【００１４】次に本発明の実施態様について述べる。ま
ず、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｓｉ，Ｂの主成分と添加元素Ｃｕ，Ｓ
の少なくとも１種を上述した所定の組成範囲となるよう
に配合した原料あるいは母合金を溶解する。ただし、上
記の元素以外に次の元素が、本発明の目的とする高飽和
磁束密度、低鉄損性を損なわない範囲で含まれてもよ
い。具体的には、Ｖ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，Ｃ
ｒ，Ｈｆ，Ｎｉの２（原子％）以下である。これらの元
素は、透磁率、耐食性、熱的安定性の向上に有効である
ことが知られている。
ず、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｓｉ，Ｂの主成分と添加元素Ｃｕ，Ｓ
の少なくとも１種を上述した所定の組成範囲となるよう
に配合した原料あるいは母合金を溶解する。ただし、上
記の元素以外に次の元素が、本発明の目的とする高飽和
磁束密度、低鉄損性を損なわない範囲で含まれてもよ
い。具体的には、Ｖ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，Ｃ
ｒ，Ｈｆ，Ｎｉの２（原子％）以下である。これらの元
素は、透磁率、耐食性、熱的安定性の向上に有効である
ことが知られている。
【００１５】溶解された合金の溶湯は、通常の単ロール
急冷法など片面冷却法を用いて非晶質薄帯に形成する。
このとき使用するノズルは単一スリットノズル、あるい
は多重スリットノズルを用いることができる。ここで単
一スリットノズルは、冷却基板の移動方向に測った幅が
０．２〜１．０mmの細長いスリット状開口部をもつノズ
ルで、板厚が４０μｍ以下の薄い薄帯の製造に適してい
る。また、多重スリットノズル法は特公昭６３−４０６
２９号公報に開示される方法で、複数のスリット状開口
部を基板の移動方向に所定の間隔（通常１mm〜４mm）に
配列したノズルを用いるもので、４５μｍ以上の厚肉材
料の製造に適している。なお、鋳造雰囲気は大気中、不
活性ガス中、真空中のいずれでもよい。
急冷法など片面冷却法を用いて非晶質薄帯に形成する。
このとき使用するノズルは単一スリットノズル、あるい
は多重スリットノズルを用いることができる。ここで単
一スリットノズルは、冷却基板の移動方向に測った幅が
０．２〜１．０mmの細長いスリット状開口部をもつノズ
ルで、板厚が４０μｍ以下の薄い薄帯の製造に適してい
る。また、多重スリットノズル法は特公昭６３−４０６
２９号公報に開示される方法で、複数のスリット状開口
部を基板の移動方向に所定の間隔（通常１mm〜４mm）に
配列したノズルを用いるもので、４５μｍ以上の厚肉材
料の製造に適している。なお、鋳造雰囲気は大気中、不
活性ガス中、真空中のいずれでもよい。
【００１６】以上のように作製された非晶質合金薄帯の
磁界中アニール後の特性は、Ｂｓが少なくとも１．７Ｔ
であり、１エルステッド(Oe)の磁界を印加したときの磁
束密度が１．５５テスラ以上であり、かつ５０Hz，１．
６テスラにおける鉄損が０．３０W/kg以下である。上記
アニールの条件は、最高温度が２６０℃〜３６０℃の範
囲となるように設定し、この温度に１分以上１２０分未
満保持する。
磁界中アニール後の特性は、Ｂｓが少なくとも１．７Ｔ
であり、１エルステッド(Oe)の磁界を印加したときの磁
束密度が１．５５テスラ以上であり、かつ５０Hz，１．
６テスラにおける鉄損が０．３０W/kg以下である。上記
アニールの条件は、最高温度が２６０℃〜３６０℃の範
囲となるように設定し、この温度に１分以上１２０分未
満保持する。
【００１７】
【実施例】以下、実施例に基づいて説明する。
（実施例１）表１に示した各組成の母合金を作製した
後、この母合金を高周波溶解した。溶解した母合金はス
リット状の開口部をもつノズルを通して、周速毎秒２４
ｍで回転するＣｕ製ロールの外周面で急冷され薄帯に形
成された。ここで、用いたノズルは単一スリット（幅
０．６mm、長さ２５mm）である。得られた薄帯の板厚、
Ｘ線回折法で解析した非晶質性は表１の通りであった。
後、この母合金を高周波溶解した。溶解した母合金はス
リット状の開口部をもつノズルを通して、周速毎秒２４
ｍで回転するＣｕ製ロールの外周面で急冷され薄帯に形
成された。ここで、用いたノズルは単一スリット（幅
０．６mm、長さ２５mm）である。得られた薄帯の板厚、
Ｘ線回折法で解析した非晶質性は表１の通りであった。
【００１８】この非晶質薄帯の異なる３か所から採取し
た試料を単板試験器で鉄損、透磁率を測定した。試料の
寸法は長さ１２０mm、幅２５mmである。各試料は磁気測
定の前に１０Oeに磁界を試料長手方向に印加しながら、
最高温度が２６０℃〜３６０℃の範囲の温度で、１０分
〜６０分間、窒素雰囲気中でアニールした。なお、飽和
磁束密度Ｂｓはアニール後、ＶＳＭ（振動試料型磁力
計）で測定した。諸特性の測定結果を比較例とともに表
１にまとめて示した。数字はいずれも３試料の平均値で
ある。
た試料を単板試験器で鉄損、透磁率を測定した。試料の
寸法は長さ１２０mm、幅２５mmである。各試料は磁気測
定の前に１０Oeに磁界を試料長手方向に印加しながら、
最高温度が２６０℃〜３６０℃の範囲の温度で、１０分
〜６０分間、窒素雰囲気中でアニールした。なお、飽和
磁束密度Ｂｓはアニール後、ＶＳＭ（振動試料型磁力
計）で測定した。諸特性の測定結果を比較例とともに表
１にまとめて示した。数字はいずれも３試料の平均値で
ある。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】表１から明らかなように、本発明のＣｕ、
あるいはＳを添加したＦｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金
は、Ｂｓが１．７Ｔ以上、Ｂ１が１．５５Ｔ以上と高い
値で、かつＷ16/50 が０．３W/kg以下であり、従来のＦ
ｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金に比べて、高磁束密度に
おける鉄損が低いことが分かる。さらに、本発明の非晶
質合金薄帯は、同時にアニール後の機械的性質も改善さ
れている。一方、本発明の範囲外の組成の合金は、非晶
質性、高磁束密度における軟磁気特性のいずれかで、本
発明の目標に到達せず、機械的性質も本発明より劣って
いる。
あるいはＳを添加したＦｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金
は、Ｂｓが１．７Ｔ以上、Ｂ１が１．５５Ｔ以上と高い
値で、かつＷ16/50 が０．３W/kg以下であり、従来のＦ
ｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金に比べて、高磁束密度に
おける鉄損が低いことが分かる。さらに、本発明の非晶
質合金薄帯は、同時にアニール後の機械的性質も改善さ
れている。一方、本発明の範囲外の組成の合金は、非晶
質性、高磁束密度における軟磁気特性のいずれかで、本
発明の目標に到達せず、機械的性質も本発明より劣って
いる。
【００２２】（実施例２）表３に示した各組成の合金１
kgを非晶質薄帯に形成した。製造は、４０μｍ以上の板
厚を得るために多重スリット法（スリット長さ２５mm、
幅０．４mm、スリット間隔１mmのダブルスリットノズ
ル、あるいはトリプルスリットノズルを用いた）を採用
した以外は実施例１と同様の条件である。この非晶質薄
帯を実施例１と同様にアニールしたのち、単板試験器で
鉄損、透磁率を測定した。測定結果を表３に示す。
kgを非晶質薄帯に形成した。製造は、４０μｍ以上の板
厚を得るために多重スリット法（スリット長さ２５mm、
幅０．４mm、スリット間隔１mmのダブルスリットノズ
ル、あるいはトリプルスリットノズルを用いた）を採用
した以外は実施例１と同様の条件である。この非晶質薄
帯を実施例１と同様にアニールしたのち、単板試験器で
鉄損、透磁率を測定した。測定結果を表３に示す。
【００２３】表３から、厚い板厚においても本発明のＣ
ｕ、あるいはＳを含有するＦｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ非晶質
合金は、これらを添加しない従来のＦｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−
Ｂ非晶質合金に比べてすぐれた特徴をもつことが分か
る。すなわち、Ｃｕ、あるいはＳ無添加あるいはこれら
が本発明の下限値以下のとき、ＦｅとＣｏの含有量の和
が８３原子％以上の強磁性金属含有量が多い合金は４０
μｍ以上の板厚で非晶質化が不完全で軟磁気特性の劣化
が著しいが、本発明の合金は板厚４０μｍ以上において
もすぐれた軟磁気特性が保持される。
ｕ、あるいはＳを含有するＦｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ非晶質
合金は、これらを添加しない従来のＦｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−
Ｂ非晶質合金に比べてすぐれた特徴をもつことが分か
る。すなわち、Ｃｕ、あるいはＳ無添加あるいはこれら
が本発明の下限値以下のとき、ＦｅとＣｏの含有量の和
が８３原子％以上の強磁性金属含有量が多い合金は４０
μｍ以上の板厚で非晶質化が不完全で軟磁気特性の劣化
が著しいが、本発明の合金は板厚４０μｍ以上において
もすぐれた軟磁気特性が保持される。
【００２４】
【表３】
【００２５】
【発明の効果】以上説明したように本発明の非晶質合金
薄帯は、高磁束密度非晶質合金として知られる従来のＦ
ｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金ならびにＦｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ
非晶質合金に比べて、飽和磁束密度および透磁率が高
く、高磁束密度における鉄損が低いため、電力トラン
ス、チョークコイル、航空機用トランスなど高飽和磁束
密度で低損失性を要求される鉄心材料に適している。ま
た、厚い板厚を容易に得ることができるので磁気シール
ド材、磁気センサにおいても有利に使用できる。
薄帯は、高磁束密度非晶質合金として知られる従来のＦ
ｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金ならびにＦｅ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ
非晶質合金に比べて、飽和磁束密度および透磁率が高
く、高磁束密度における鉄損が低いため、電力トラン
ス、チョークコイル、航空機用トランスなど高飽和磁束
密度で低損失性を要求される鉄心材料に適している。ま
た、厚い板厚を容易に得ることができるので磁気シール
ド材、磁気センサにおいても有利に使用できる。
【図１】（ａ），（ｂ）は、基本成分（Ｆｅ−Ｃｏ−Ｓ
ｉ−Ｂ）にそれぞれＣｕ，Ｓを添加した場合の鉄損に及
ぼす影響を示す図である。
ｉ−Ｂ）にそれぞれＣｕ，Ｓを添加した場合の鉄損に及
ぼす影響を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平４−367202（ＪＰ，Ａ)
特開 昭59−53650（ＪＰ，Ａ)
特開 昭56−105453（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 45/00 - 45/10
Claims (4)
- 【請求項１】 組成がＦｅa Ｃｏb Ｓｉc Ｂd Ｍx であ
ることを特徴とする、片面冷却法で作製された、低鉄損
・高磁束密度非晶質合金。 ただし、ＭはＣｕ，Ｓの少なくとも１種であり、 ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｘは原子％で、 ６０≦ａ≦８３、 ３≦ｂ≦２０、かつ ８０≦ａ＋ｂ≦８６で、 １≦ｃ≦１０、 １１≦ｄ≦１６、 ｘはＣｕの場合、０．１≦ｘ≦２．０、 Ｓの場合、０．０１≦ｘ≦０．０７で、かつ、 ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｘ＝１００である。 - 【請求項２】 Ｓｉ，Ｂの一部を合計最大４原子％の範
囲でＣで置換したことを特徴とする請求項１記載の低鉄
損・高磁束密度非晶質合金。 - 【請求項３】 室温で測定した、磁界中アニール後の薄
帯の特性として、飽和磁束密度が１．７テスラ（Ｔ）以
上、１エルステッド（Oe）の磁界を印加したときの磁束
密度が１．５５テスラ以上であり、かつ、５０Hz，１．
６テスラにおける鉄損が０．３０W/kg以下であることを
特徴とする請求項１記載の低鉄損・高磁束密度非晶質合
金。 - 【請求項４】 板厚が４０〜１００μｍであることを特
徴とする請求項１記載の低鉄損・高磁束密度非晶質合
金。
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|---|---|---|---|
| JP01283793A JP3434844B2 (ja) | 1993-01-28 | 1993-01-28 | 低鉄損・高磁束密度非晶質合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01283793A JP3434844B2 (ja) | 1993-01-28 | 1993-01-28 | 低鉄損・高磁束密度非晶質合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06220592A JPH06220592A (ja) | 1994-08-09 |
| JP3434844B2 true JP3434844B2 (ja) | 2003-08-11 |
Family
ID=11816499
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01283793A Expired - Lifetime JP3434844B2 (ja) | 1993-01-28 | 1993-01-28 | 低鉄損・高磁束密度非晶質合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3434844B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102881396A (zh) * | 2012-09-10 | 2013-01-16 | 虞雪君 | 磁性合金粉末材料 |
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|---|---|---|---|---|
| JP3389972B2 (ja) * | 1993-06-18 | 2003-03-24 | 日立金属株式会社 | Ｂ−ｈループの非対称性を改善したナノ結晶合金薄帯ならびに磁心およびナノ結晶合金薄帯の製造方法 |
| AU689261B2 (en) * | 1994-07-05 | 1998-03-26 | Nippon Shokubai Co., Ltd. | Additive for carbonaceous solid-water slurry, method for production thereof, and carbonaceous solid-water slurry composition |
| US6416879B1 (en) | 2000-11-27 | 2002-07-09 | Nippon Steel Corporation | Fe-based amorphous alloy thin strip and core produced using the same |
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| JP2007221869A (ja) * | 2006-02-15 | 2007-08-30 | Hitachi Metals Ltd | 積層体 |
| JP5316920B2 (ja) | 2007-03-16 | 2013-10-16 | 日立金属株式会社 | 軟磁性合金、アモルファス相を主相とする合金薄帯、および磁性部品 |
| JP2009174034A (ja) * | 2008-01-28 | 2009-08-06 | Hitachi Metals Ltd | アモルファス軟磁性合金、アモルファス軟磁性合金薄帯、アモルファス軟磁性合金粉末およびそれを用いた磁心並びに磁性部品 |
| CN108018504B (zh) | 2017-12-21 | 2020-05-08 | 青岛云路先进材料技术股份有限公司 | 一种铁基非晶合金及其制备方法 |
-
1993
- 1993-01-28 JP JP01283793A patent/JP3434844B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102881396A (zh) * | 2012-09-10 | 2013-01-16 | 虞雪君 | 磁性合金粉末材料 |
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| JPH06220592A (ja) | 1994-08-09 |
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