JP4003166B2 - Co基磁性合金ならびにそれを用いた磁性部品 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、大電流用の零相リアクトル、電磁シールド材料などのノイズ対策部品、インバータトランス、アクティブフィルタ用チョ−クコイル、アンテナ、平滑チョークコイル、可飽和リアクトル、レーザ電源、加速器用パルスパワー磁性部品等に用いられる高周波磁気特性に優れたCo基磁性合金およびそれを用いた高性能磁性部品に関する。
【0002】
【従来の技術】
高周波用の磁性材料としてはフェライト、アモルファス合金やナノグラニュラー薄膜材料等が知られている。フェライト材料は飽和磁束密度が低く、温度特性が悪い問題があり、動作磁束密度が大きくなり発熱が大きくなる高周波帯のハイパワーの用途には不向きである。Fe基アモルファス合金は、磁歪が大きく応力により特性が劣化する問題や、可聴周波数帯の電流が重畳するような用途では騒音が大きいという問題がある。一方、Co基アモルファス合金は、熱的に不安定であるため、高周波特性が優れる用途に適する特性の材料をハイパワーの用途に使用した場合、経時変化が起こりやすく高周波磁気特性が劣化する問題がある。
【0003】
Fe基ナノ結晶合金は優れた軟磁気特性を示すため、コモンモ−ドチョ−クコイル、高周波トランス、パルストランス等の磁心に使用されている。代表的組成系は特公平4-4393号公報(USP4881989号)や特開平1-242755号公報に記載のFe-Cu-(Nb,Ti,Zr,Hf,Mo,W,Ta)-Si-B系合金やFe-Cu-(Nb,Ti,Zr,Hf,Mo,W,Ta)-B系合金等が知られている。これらのFe基ナノ結晶合金は、通常液相や気相から急冷し非晶質合金とした後、これを熱処理により微結晶化することにより作製されている。液相から急冷する方法としては単ロ−ル法、双ロ−ル法、遠心急冷法、回転液中紡糸法、アトマイズ法やキャビテーション法等が知られている。また、気相から急冷する方法としては、スパッタ法、蒸着法、イオンプレ−ティング法等が知られている。Fe基ナノ結晶合金はこれらの方法により作製した非晶質合金を微結晶化したもので、非晶質合金にみられるような熱的不安定性がほとんどなく、Fe系アモルファス合金と同程度の高い飽和磁束密度と低磁歪で優れた軟磁気特性を示すことが知られている。更にナノ結晶合金は経時変化が小さく、温度特性にも優れていることが知られている。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】
Fe基ナノ結晶軟磁性合金は従来の軟磁性材料に比べてほぼ同一の飽和磁束密度の材料で比較した場合、従来の軟磁性材料より透磁率が高く、磁心損失も低く軟磁気特性が優れている。しかし、トランス等に使用する場合の最適な使用周波数帯域は、薄帯材料では数10kHz付近であり、より高周波の用途では必ずしも十分な特性とは言えない。またノイズ対策部品に使用する場合も、特に効果が大きいのは1MHz以下であり、より高い周波数帯域でも優れた特性を示す材料が望まれている。また、高電流用のノイズ対策部品の場合、磁心の飽和や動作が不安定になることを防ぐ観点から低角形比の磁化曲線を示し、かつより高周波の領域で優れた特性を示す材料が望まれている。このような用途では、低周波領域で比透磁率が数万というような高い透磁率の材料は、磁心材料が磁気的に飽和してしまう問題や高周波において十分な特性が得られない問題がある。
また、可飽和リアクトルや加速器などに使用される磁気スイッチの用途においては、制御性の向上、圧縮率の向上、効率向上のため、高角形比で低磁心損失の材料が磁心材料として望まれている。
【0005】
このような課題を克服する方策として、薄膜化による渦電流損失の低減や高抵抗グラニュラー薄膜などが検討されている。しかし、高抵抗グラニュラー薄膜の場合は磁性材料の体積を増加するのに限界があり、高エネルギーを扱うパルスパワーや大容量インバータに使用されている磁気スイッチ、トランス、チョークコイルなどの磁心材料として使用するのは困難である。
したがって、磁心材料として体積を増加することが容易な薄帯材料やバルク材においても、より高周波における磁気特性に優れた材料の出現が強く望まれている。
しかし、非晶質合金薄帯を熱処理により結晶化し製造したFe基ナノ結晶軟磁性合金は、一般的に数100kHz以下の周波数帯では透磁率が高く、コイル部品用材料として重要な特性の一つである品質係数Qもそこそこ高い値を示すが、MHz帯以上では磁界中熱処理などを行って誘導磁気異方性を付与しても十分高いQが得られないという問題、直流重畳による材料の飽和や3相電源ライン用のチョークコイルなどに使用する場合は信号のアンバランスによる磁気的な飽和の問題がある。
Co基のナノ結晶合金としては、特開平3−249151号公報(USP5151137号)に記載の合金が知られているが、ここに示されている合金はB化合物が多量に含まれており、磁界中熱処理を行っても高周波において高いQと十分低い角形比あるいは十分高い角形比の特性が得にくいという問題がある。
【0006】
【課題を解決するための手段】
上記問題点を解決するために本発明者らは、鋭意検討の結果、一般式:(Co1−aFea)100−y−cM’yX’c(原子%)で表され、式中、M’はV,Ti,Zr,Nb,Mo,Hf,TaおよびWから選ばれた少なくとも一種の元素、X’はSiおよびBから選ばれた少なくとも1種の元素を示し、a,yおよびcはそれぞれ0.003≦a<0.35、1.5≦y≦15、4≦c≦30を満足する組成であり、化合物相が存在せず、かつ、組織の一部または全部が平均粒径50nm以下の結晶粒からなり、磁界を印加しながら熱処理を行った比初透磁率が2000以下のCo基磁性合金がMHz帯域で優れた高周波磁気特性を示すことを見出し本発明に想到した。
【0007】
本発明合金は、前記組成の溶湯を単ロ−ル法等の超急冷法により急冷し、一旦アモルファス合金を作製後、これを加工し結晶化温度以上に昇温して熱処理を行い平均粒径50nm以下の微結晶を形成することにより作製する。熱処理前のアモルファス合金は結晶相を含まない方が望ましいが一部に結晶相を含んでも良い。熱処理は通常はアルゴンガス、窒素ガス、ヘリウム等の不活性ガス中で行なう。熱処理期間の少なくとも一部の期間合金が飽和するのに十分な強さの磁界を印加して磁界中熱処理を行い、誘導磁気異方性を付与する。合金磁心の形状にも依存するが一般には薄帯の幅方向(巻磁心の場合は磁心の高さ方向)に印加する場合は8kA/m以上の磁界を印加する。磁路方向に磁界を印加して熱処理する場合は約8A/m以上の磁界を印加する。印加する磁界は、直流、交流、繰り返しのパルス磁界のいずれを用いても良い。磁界は300℃以上の温度領域で通常は20分以上印加し、昇温中、一定温度に保持中および冷却中も印加した方が高周波のQあるいは角形比が向上しより好ましい結果が得られる。これに対して、無磁界で熱処理し、磁界中熱処理を適用しない場合は、高周波磁気特性が劣化する。熱処理は通常露点が−30℃以下の不活性ガス雰囲気中で行なうことが望ましく、露点が−60℃以下の不活性ガス雰囲気中で熱処理を行なうと、ばらつきが小さくより好ましい結果が得られる。熱処理の際の最高到達温度は結晶化温度以上であり、通常450℃から700℃の範囲である。一定温度に保持する熱処理パターンの場合は、一定温度での保持時間は通常は量産性の観点から24時間以下であり、好ましくは4時間以下である。熱処理の際の平均昇温速度は好ましくは0.1℃/minから200℃/min、より好ましくは0.1℃/minから100℃/min、平均冷却速度は好ましくは0.1℃/minから3000℃/min、より好ましくは0.1℃/minから100℃/minであり、この範囲で特に高周波磁気特性に優れた合金が得られる。熱処理は1段ではなく多段の熱処理や複数回の熱処理を行なうこともできる。更には合金に直流、交流あるいはパルス電流を流して合金を発熱させ熱処理することもできる。
【0008】
以上のようなプロセスを経て製造された本発明合金は、比初透磁率が2000以下の特性を容易に得ることができ、しかも1MHzにおけるQが4以上で角形比Br・B8000 - 1が20%以下の特性、あるいは角形比Br・B8000 - 1が85%以上の特性を容易に実現することができる。ここで、B8000は8000 Am−1の磁界を印加した場合の磁束密度、B800は800 Am-1の磁界を印加した際の磁束密度である。特に比初透磁率が1000以下の場合、Qは特に高くなり好ましい結果が得られる。
【0009】
本発明において、Fe量比0.003≦a<0.35である必要があり、aが0.35以上では十分な誘導磁気異方性が付与できず、使用時に磁化する方向とほぼ垂直な方向に合金が飽和する十分な磁界を印加しながら熱処理を行なうと、1MHzにおけるQの著しい低下を招き好ましくない。また、使用時に磁化する方向とほぼ同じ方向に合金が飽和する十分な磁界を印加しながら熱処理を行った場合は、aが0.35以上では角形比が低下しやすくなり好ましくない。特に好ましい範囲はa<0.2である。この範囲で磁歪が小さく高いQあるいは、高い角形比が得られ、かつ応力による特性劣化も小さくなり、より好ましい結果が得られる。M’およびX’はアモルファス形成を促進する元素である。M’はV,Ti,Zr,Nb,Mo,Hf,TaおよびWから選ばれた少なくとも一種の元素であり、M’量yは1.5≦y≦15、X’量cは4≦c≦30の範囲である。yが1.5原子%未満では熱処理後に微細な結晶粒組織が得られず、高いQが得られず好ましくない。yが15原子%を超えると温度特性が悪くなり好ましくない。X’はSiおよびBから選ばれた少なくとも1種の元素である。X’量cが4原子%未満では熱処理後の結晶粒が微細化されにくく好ましくなく、cが30原子%を越えると飽和磁束密度の低下を招くため好ましくない。特にB含有量が4原子%以上15原子%以下の場合は誘導磁気異方性が大きくなり高いQあるいは高角形比の優れた特性が得られる。平均粒径50nm以下の結晶粒の残部は主としてアモルファス相である。結晶粒の割合が多い方が、誘導磁気異方性が大きくなり、より高周波のQが向上するが、一部にアモルファス相が存在した方が高い抵抗率を実現でき、結晶粒が微細になり軟磁気特性も改善されるため好ましい結果が得られる。
【0010】
本発明合金は必要に応じてSiO2、MgO、Al2O3等の粉末あるいは膜で合金薄帯表面を覆う、化成処理により表面を処理する、アノード酸化処理により表面に酸化物層を形成し層間絶縁が行なう等の処理を行なうとより好ましい結果が得られる。これは特に層間を渡る高周波における渦電流の影響を低減し、高周波におけるQや磁心損失等の特性を改善する効果がある。この効果は表面状態が良好でかつ広幅の薄帯から構成された磁心に使用した場合に著しい。更に、本発明合金から磁心を作製する際に必要に応じて含浸やコーティング等を行なうこともできる。本発明合金は高周波の用途に最も性能を発揮できるが、センサーや低周波の磁性部品の用途にも使用可能である。特に、磁気飽和しやすい用途の場合に優れた特性を発揮できる。
【0011】
使用時に磁化する方向とほぼ垂直な方向に磁界を印加しながら熱処理した本発明合金は、薄帯においても高周波において従来の薄帯材料よりも高いQが得られるが、薄膜や粉末でも同様に優れた特性を得ることができる。Qは品質係数と呼ばれるもので、透磁率の実数部μ′と透磁率の虚数部μ″の比で表される。高周波における磁心材料としての性能を表す特性の一つであり、Qが高い程コイル部品にした場合、損失が少なくなり特性が優れる。
【0012】
本発明Co基磁性合金の磁化困難軸方向の直流B−Hループはフラットな傾斜した形状となり、その異方性磁界HKは通常950Am−1以上である。本合金は大きな磁界が加わっても材料が磁気的に飽和し難くなり、ハイパワーの用途に適する。比初透磁率は約2000以下であり、比透磁率は従来のナノ結晶合金薄帯よりも同一板厚で比較すると高い周波数帯まで低下が少なくフラットな特性を示す。
【0013】
本発明においてCo,Feの総量の10原子%以下をCu、Auから選ばれた少なくとも一種の元素で置換しても良い。Cu、Auを置換することにより結晶粒がより微細化され高周波磁気特性がより向上する。特に好ましい置換量は0.1≦x≦3(原子%)であり、この範囲で製造が容易でQが高く特に優れた高周波磁気特性が可能となる。
本発明合金においてCoの一部をNiで置換しても良い。Niを置換することにより、耐食性の改善や誘導磁気異方性を調整することができる。
【0014】
また、本発明合金において、M’の一部をCr,Mn,Sn,Zn,In,Ag,白金属元素,Mg,希土類元素,N,OおよびSから選ばれた少なくとも一種の元素で置換しても良い。M’の一部をCr,Mn,Sn,Zn,In,白金属元素,Mg,希土類元素,N,OおよびSから選ばれた少なくとも一種の元素で置換することにより、耐食性を改善する、抵抗率を高める、磁気特性を調整する等の効果が得られる。特に、PdやPt等の白金属元素は誘導磁気異方性を大きくすることができ、より高い周波数帯のQ等の特性を向上することができる。また、X’の一部をC,Ge,Ga,AlおよびPから選ばれた少なくとも一種の元素で置換しても良い。X’の一部をC,Ge,Ga,AlおよびPから選ばれた少なくとも一種の元素で置換することにより、磁歪を調整する、結晶粒を微細化する等の効果がある。
【0015】
本発明合金の一部には平均粒径50nm以下の結晶粒が形成している。前記結晶粒は組織の30%以上の割合であることが望ましく、より好ましくは50%以上、特に好ましくは60%以上である。特に望ましい平均結晶粒径は2nmから30nmであり、この範囲で1MHz以上の高周波において特に高いQが得られる。
前述の本発明合金中に形成する結晶粒は主にCoを主体とする結晶相であり、Si,B,Al,GeやZr等を固溶しても良い。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。CuやAuを含む合金の場合は、一部にCuやAu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ており軟磁気特性が改善されるためより好ましい結果が得られる。
本発明合金において化合物相が存在しない場合により優れた高周波磁気特性を示す。
【0016】
また、本発明合金において、平均粒径50nm以下の結晶粒の少なくとも一部または全部が体心立方構造(bcc)の結晶粒である場合に誘導磁気異方性が大きくなり特に優れた高周波磁気特性を示す。本発明合金において、平均粒径50nm以下の結晶粒の少なくとも一部または全部が面心立方構造(fcc)の結晶粒であっても良く、優れた軟磁気特性と低磁歪特性が得られる。本発明合金において、平均粒径50nm以下の結晶粒の少なくとも一部または全部が六方晶(hcp)の結晶粒が含まれても良い。
【0017】
もう一つの本発明は、前記Co基磁性合金から構成されていることを特徴とする磁性部品である。前記本発明合金により巻磁心あるいは積層磁心を構成し導線を巻きチョークコイルを構成することにより、高周波において高いQを示す低損失の高性能トランス、チョークコイルやインダクタの実現が可能である。また、前記本発明合金から構成されたシートは高周波磁気特性に優れるため、ノイズ対策用部品に好適である。また、同調式高周波加速空胴用コアとして使用した場合に高いQを示すため優れた特性を発揮できる。また、高角形比の前記Co基磁性合金から構成された磁性部品は磁気スイッチコアなどに優れた特性を実現できる。
【0018】
【発明の実施の形態】
以下本発明を実施例にしたがって説明するが本発明はこれらに限定されるものではない。
(実施例1)
(Co0.81Fe0.19)bal.Cu1Nb3Si15.5B6.5(原子%)の合金溶湯を単ロ−ル法により急冷し、幅5mm厚さ18μmのアモルファス合金薄帯を得た。このアモルファス合金薄帯を外径19mm、内径15mmに巻回し、トロイダル磁心を作製した。
作製した磁心を窒素ガス雰囲気の熱処理炉に挿入し、図1に示す熱処理パタ−ンで熱処理を行った。熱処理の際、合金磁心の磁路と垂直方向(合金薄帯の幅方向)、すなわち磁心の高さ方向に280kAm−1の磁界を印加した。熱処理後の合金は結晶化しており、電子顕微鏡観察の結果組織のほとんどが粒径20nm程度の微細な体心立方構造の結晶粒からなっており結晶粒の割合は65%程度と見積もられた。結晶相のほとんどは体心立方構造であった。残部のマトリックスは主にアモルファス相であった。図2にX線回折パターンを示す。X線回折パターンからは体心立方構造の相を示す結晶ピークが認められ、化合物相のピークは認められなかった。
次に、この合金磁心の直流B−Hループ、1MHzにおける品質係数Q(=μ′/μ″)を測定した。図3に直流B−Hループ、表1に得られた結果を示す。比較のため本発明外のFebal.Cu1Nb3Si15.5B6.5合金に同様の熱処理を行った後の特性も表1に示す。本発明合金磁心のB8000は0.97T、1MHzにおける交流比初透磁率μriacは270、Br/B8000は1%、1MHzにおけるQは18であり、本発明外の合金よりも高周波において高いQを示し、かつ角形比が低く飽和しにくいB−Hループを示しているため高周波加速空胴用コアやノイズ対策用コイル部品に適している。また、本発明合金の100kHz、0.2Tにおける磁心損失は260kWm−3であり、数100kHz以下の磁心損失も十分低いため、数100kHz以下で使用するトランスやチョークコイルにも使用可能である。一方、従来の合金は本発明合金よりもQが低く劣っている。
【0019】
【表1】
【0020】
(実施例2)
一般式:(Co1−aFea)bal.Cu0.6Nb2.6Si9B9(原子%)で表される組成の合金溶湯を単ロ−ル法により急冷し、幅5mm厚さ18μmのアモルファス合金薄帯を得た。このアモルファス合金薄帯を外径19mm、内径15mmに巻回し、トロイダル磁心を作製した。この合金磁心を実施例1と同様な熱処理パタ−ンで熱処理し磁気測定を行った。熱処理後の合金の組織中には粒径50nm以下の極微細な結晶粒が形成していた。図4に飽和磁束密度Bs、角形比Br/B8000、1kHzにおける交流比初透磁率μriacのFe量a依存性、図5に誘導磁気異方性定数KuのFe量a依存性、図6にQのFe量a依存性を示す。8000Am-1における磁束密度B8000(≒Bs)は0.55T以上であり、a≧0.1では1Tを超える高い値が得られる。角形比BrB8000 −1はFeを含むことにより20%以下の低い値を示す。特にa=0.1〜0.35で低い角形比を示す。比初透磁率μriacはFe量の減少とともに低下しa<0.35で2000以下の低い値を示す。Kuはa<0.35で著しく大きくなり、a=0.1付近で最大となる。Qはa<0.35で著しく大きくなりa=0.1付近で最大値約13を示す。
以上のようにa<0.35において大きなQが得られることが分る。特に大きいQはa<0.2で得られる。
【0021】
(実施例3)
表2に示す組成の合金溶湯を大気中あるいはAr雰囲気中の単ロ−ル法により急冷し、幅10mm、厚さ15μmのアモルファス合金薄帯を作製した。Zr,Hf等の活性な金属を含む合金はArガス雰囲気中で製造した。このアモルファス合金薄帯を外径19mm、内径15mmに巻回し、トロイダル磁心を作製した。この合金磁心を図1に示す熱処理パタ−ンで熱処理した。熱処理中の磁界印加方向は磁心の磁路と垂直方向(合金薄帯幅方向)に印加した。熱処理後の合金中には粒径50nm以下の極微細なbcc相、fcc相、hcp相などからなる結晶粒が形成していた。熱処理後の合金磁心の直流B−Hループ、1kHzにおける交流比初透磁率μriac、1MHzにおけるQを測定した。表2に角形比Br/B8000、1kHzにおける交流比初透磁率μriac、1MHzにおけるQ及び形成相を示す。本発明合金は1MHzにおけるQが4以上と大きく、角形比Br/B8000が低く、ハイパワー用途の高周波用チョークコイルやトランス用の磁心材料やパルスパワー用コア材料などに好適である。一方、本発明外のナノ結晶合金は1MHzにおけるQが低く1MHzを超えるような高周波領域の特性に劣っている。また、本発明合金の低周波側の透磁率は2000以下と低く、飽和しにくいB−Hループを示し、フェライトなどに比べると高飽和磁束密度で温度特性も良好なため、磁気的に飽和しにくいため大電流の用途に使用する磁性部品に特に適している。また高周波のQが高いためアンテナ用磁心などにも適している。
【0022】
【表2】
【0023】
(実施例4)
(Co0.8Fe0.2)bal.Cu1Nb3Si13.5B9(原子%)の合金溶湯を単ロ−ル法により急冷し、幅25mm厚さ18μmのアモルファス合金薄帯を得た。このアモルファス合金薄帯を外径25mm、内径20mmに巻回し、トロイダル磁心を作製した。この合金磁心を磁心の高さ方向(合金薄帯幅方向)に磁界を印加しながら磁界中熱処理を行った。熱処理は実施例1と同様なパターンで行い磁界は全期間印加した。この合金は粒径10〜20nmの体心立方構造の結晶粒が形成していることを透過電子顕微鏡とX線回折により確認した。また、直流磁気特性とQを測定した結果、角形比BrB8000 −1は1%、Qは10であった。次にこの磁心に三相インバータの導線を貫通させ、三相用の零相リアクトルを構成した。比較のために、同組成で磁界中熱処理を行なわず化合物が形成した合金を用いた零相リアクトルと従来のFe基ナノ結晶合金(Febal.Cu1Nb3Si13.5B9(原子%))を用いた三相用零相リアクトルを作製した。比較のため作製した同組成の従来合金の角形比BrB8000 −1、1MHzのQはそれぞれ45%と1.5、従来のFe基ナノ結晶合金(Febal.Cu1Nb3Si13.5B9(原子%))の角形比BrB8000 −1、1MHzのQはそれぞれ1%と0.65であった。インバータ回路に実装して測定したノイズ減衰量は、本発明の零相リアクトルでは1MHzにおいて−7dB、無磁界熱処理で化合物相が形成したCo基ナノ結晶合金では、−1.1dB、従来のFe基ナノ結晶合金を使用した零相リアクトルでは−4.5dBであり、本発明の合金を用いた。
【0024】
(実施例5)
表3に示す組成の合金溶湯を大気中あるいはAr雰囲気中の単ロ−ル法により急冷し、幅10mm、厚さ12μmのアモルファス合金薄帯を作製した。Zr,Hf等の活性な金属を含む合金はArガス雰囲気中で製造した。このアモルファス合金薄帯を外径19mm、内径15mmに巻回し、トロイダル磁心を作製した。この合金磁心を図1に示す熱処理パタ−ンで熱処理した。熱処理中の磁界印加方向は磁心の磁路方向(合金薄帯長手方向)に印加した。熱処理後の合金中には粒径50nm以下の極微細な結晶粒が形成していた。熱処理後の合金磁心の直流B−Hループ及び比初透磁率μriacを測定した。表3に角形比Br/B800、比初透磁率μriac及び形成相を示す。本発明合金は角形比が85%以上と高く、90%以上の角形比も得られるためパルスパワー用の磁気スイッチなどの用途に好適である。
【0025】
【表3】
【0026】
(実施例6)
Co70Fe9.4Zr2.6Si9B9の組成の合金溶湯をHe雰囲気中の単ロ−ル法により急冷し、幅5mm、厚さ15μmのアモルファス合金薄帯を作製した。このアモルファス合金薄帯を外径19mm、内径15mmに巻回し、トロイダル磁心を作製した。この合金磁心を図1に示す熱処理パタ−ンで熱処理した。熱処理中の磁界印加方向は磁心の磁路と垂直方向(合金薄帯幅方向)に印加した。熱処理後の合金中には粒径約8nmの極微細な結晶粒が形成していた。熱処理後の合金磁心の直流B−Hループを測定し、誘導磁気異方性定数Kuを求めた。得られた結果を図7に示す。熱処理温度が高くなるに伴いKuは増加した。結晶の体積分率Xを見積もりKuとXの関係をプロットした。得られた結果を図8に示す。体積分率の増加に伴いKuが大きくなり、結晶相の割合が多い方程Kuが大きくなり高周波の用途には好ましいことが分った。
【0027】
(実施例7)
Co70Fe8.8Cu0.6Zr2.6Si9B9の組成の合金溶湯をHe雰囲気中の単ロ−ル法により急冷し、幅5mm、厚さ18μmのアモルファス合金薄帯を作製した。このアモルファス合金薄帯を外径19mm、内径15mmに巻回し、トロイダル磁心を作製した。この合金磁心を図1に示す熱処理パタ−ンで熱処理した。熱処理中の磁界印加方向は磁心の磁路と垂直方向(合金薄帯幅方向)に印加した。熱処理後の本発明合金中には粒径約8nmの極微細なCo、Fe及びSiを主に含むbcc相を主体とする結晶粒が形成していた。熱処理後の本発明合金磁心の磁心損失Pcvの周波数依存性を図9に示す。また比較のために、従来のチョークコイル用低透磁率磁心の磁心損失Pcvの周波数依存性も図9に示す。本発明合金からなる磁心は従来の磁心よりも著しくPcvが低く優れている。図10に本発明合金からなる磁心及び従来のチョークコイル用磁心の直流重畳特性を示す。本発明磁心は比較的良好な直流重畳特性を示すことが分る。前述の低磁心損失の特徴と良好な直流重畳特性、またギャップを形成する必要がないという特徴から高周波用のチョークコイルに適していることが分る。
【0028】
図11に複素透磁率及び品質係数Qの周波数依存性を示す。μ′(実数部)は数MHzまでほぼ一定であり、μ″(虚数部)が最大となる周波数は10MHzを超え周波数特性に優れている。Qはこの周波数帯では単調に減少するが、1MHzにおいても10以上の高い値を示す。図12に本発明合金と従来のナノ結晶軟磁性合金のQの周波数依存性を比較して示す。本発明合金は従来のナノ結晶合金よりも100kHzからMHz帯にかけてQが高く優れており、アンテナや高周波用インダクタなどの部品に適していることが分る。
また、熱処理中の磁界印加方向は磁心の磁路と垂直方向(合金薄帯幅方向)に印加し、熱処理した本発明合金は、飽和しにくい特徴から、高周波帯だけでなく低周波帯(商用周波数帯)の電流センサやリアクトルなどの部品にも使用可能である。更には、各種センサや電磁シールド部材にも使用可能である。
【0029】
【発明の効果】
本発明によれば、大電流用の零相リアクトル、電磁シールド材料などのノイズ対策部品、インバータトランス、アクティブフィルタ用チョ−クコイル、アンテナ、平滑チョークコイル、レーザ電源、加速器用パルスパワー磁性部品等に好適なCo基磁性合金およびそれを用いた高性能磁性部品を実現できるためその効果は著しいものがある。
【図面の簡単な説明】
【図1】本発明に係わる熱処理パタ−ンの一例を示した図である。
【図2】本発明に係わる合金のX線回折パターンの一例を示した図である。
【図3】本発明に係わる合金の直流B−Hループの一例を示した図である。
【図4】本発明に係わる合金の飽和磁束密度Bs、角形比Br/B8000、比初透磁率μiのFe量a依存性を示した図である。
【図5】本発明に係わる合金の誘導磁気異方性定数KuのFe量a依存性を示した図である。
【図6】本発明に係わる合金のQのFe量a依存性を示した図である。
【図7】本発明に係わる誘導磁気異方性定数Kuの熱処理温度依存性を示した図である。
【図8】本発明に係わる誘導磁気異方性定数Kuの結晶の体積分率X依存性を示した図である。
【図9】熱処理後の本発明合金磁心及び従来のチョークコイル用低透磁率磁心の磁心損失Pcvの周波数依存性を示した図である。
【図10】本発明合金からなる磁心及び従来のチョークコイル用磁心の直流重畳特性を示す。
【図11】本発明合金の複素透磁率及び品質係数Qの周波数依存性を示した図である。
【図12】本発明合金と従来のナノ結晶軟磁性合金の品質係数Qの周波数依存性を示した図である。
Claims (14)
- 一般式:(Co1−aFea)100−y−cM’yX’c(原子%)で表され、式中、M’はV,Ti,Zr,Nb,Mo,Hf,TaおよびWから選ばれた少なくとも一種の元素、X’はSiおよびBから選ばれた少なくとも1種の元素を示し、a,yおよびcはそれぞれ0.003≦a<0.35、1.5≦y≦15、4≦c≦30を満足する組成であり、化合物相が存在せず、かつ、組織の一部または全部が平均粒径50nm以下の結晶粒からなり、磁界を印加しながら熱処理を行った比初透磁率が2000以下であることを特徴とするCo基磁性合金。
- B含有量が4原子%以上15原子%以下であることを特徴とする請求項1に記載のCo基磁性合金。
- アモルファス相が一部に存在することを特徴とする請求項1又は2に記載のCo基磁性合金。
- 平均粒径50nm以下の結晶粒の少なくとも一部または全部が体心立方構造の結晶粒であることを特徴とする請求項1乃至3のいずれかに記載のCo基磁性合金。
- 平均粒径50nm以下の結晶粒の少なくとも一部または全部が面心立方構造の結晶粒であることを特徴とする請求項1乃至4のいずれかに記載のCo基磁性合金。
- 平均粒径50nm以下の結晶粒の少なくとも一部または全部が六方晶の結晶粒であることを特徴とする請求項1乃至5のいずれかに記載のCo基磁性合金。
- a<0.2であることを特徴とする請求項1乃至6のいずれかに記載のCo基磁性合金。
- Coの一部をNiで置換したことを特徴とする請求項1乃至7のいずれかに記載のCo基磁性合金。
- CoとFeの総量の10原子%以下をCu、Auから選ばれた少なくとも一種の元素で置換したことを特徴とする請求項1乃至8のいずれかに記載のCo基磁性合金。
- M’の一部をCr,Mn,Sn,Zn,In,Ag,白金属元素,Mg,希土類元素,N,OおよびSから選ばれた少なくとも一種の元素で置換したことを特徴とする請求項1乃至9のいずれかに記載のCo基磁性合金。
- X’の一部をC,Ge,Ga,AlおよびPから選ばれた少なくとも一種の元素で置換したことを特徴とする請求項1乃至10のいずれかに記載のCo基磁性合金。
- 1MHzにおけるQが4以上、角形比Br・B8000 - 1が20%以下であるであることを特徴とする請求項1乃至11のいずれかに記載のCo基磁性合金。
- 角形比Br・B8000 - 1が85%以上であるであることを特徴とする請求項1乃至12のいずれかに記載のCo基磁性合金。
- 請求項1乃至13のいずれかに記載のCo基磁性合金から構成されていることを特徴とする磁性部品。
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