JP6003899B2 - Ｆｅ基初期超微結晶合金薄帯及び磁性部品 - Google Patents
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Description
本発明は、スリット加工により破断することなく所望の幅に分割できるFe基初期超微結晶合金薄帯、及びそれを熱処理したFe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯を用いた磁性部品に関する。
Fe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯は優れた軟磁気特性を示すため、コモンモードチョークコイル、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。Fe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯は、液相又は気相から急冷することにより非晶質合金を得た後、結晶化温度以上の温度で熱処理を施すことにより、平均粒径約100 nm以下の微結晶を生成することにより得られる。量産的には、単ロール法による急冷凝固により非晶質合金薄帯を製造し、磁心形状に巻回した後、熱処理することにより製造されている。
例えば特公平7-74419号は、一般式：(Fe1-aMa)100-x-y-z-α-γCuxSiyBzM′αＸγ（原子％）（ただし、MはCo及び／又はNiであり、M′はNb，W，Ta，Zr，Hf，Ti及びMoからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、XはC，Ge，P，Ga，Sb，In，Be及びAsからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、a，x，y，z，α及びγはそれぞれ０≦a≦0.5，0.1≦x≦3，0≦y≦30，0≦z≦25，5≦y＋z≦30，0.1≦α≦30，及びγ≦10を満たす。）により表される組成を有し、組織の少なくとも50％が1000Å以下の平均粒径を有する微細な結晶粒からなり、残部が実質的に非晶質であるFe基軟磁性合金を製造する方法であって、溶湯急冷法又は気相急冷法により前記組成の非晶質合金とする工程と、これにその平均粒径が1000Å以下の微細な結晶粒を形成するために前記非晶質合金を405〜700℃に5分〜24時間保持する熱処理を施す工程とを含むことを特徴とするFe基軟磁性合金の製造方法を開示している。このFe基ナノ結晶磁性合金は高い比透磁率及び低い損失を有するが、大電流が流れる風力発電又は高速電車用のインバータにおけるノイズ部品の磁心として用いる場合、比透磁率が高いために大電流域で磁気飽和しやすいという問題があることが分った。
Fe基非晶質合金の熱処理により微結晶粒が析出したFe基軟磁性合金を製造する代わりに、超微細な微結晶が析出したFe基超微結晶合金を作製し、それを熱処理することにより高飽和磁束密度及び優れた軟磁気特性を有するナノ結晶磁性合金を得る方法が提案された。WO 2007/032531号は、一般式：Fe100-x-y-zCuxByXz（ただしXはSi，S，C，P，Al，Ge，Ga及びBeからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、x、y及びzはそれぞれ原子％で0.1≦x≦3、10≦y≦20、0＜z≦10、及び10＜y＋z≦24の条件を満たす数である。）により表される組成を有し、平均粒径60 nm以下の結晶粒を非晶質母相中に含有する組織からなり、飽和磁束密度が1.7 T以上であるナノ結晶磁性合金を開示している。このナノ結晶磁性合金は、Fe及び半金属元素を含む合金溶湯を急冷し、平均粒径30 nm以下の結晶粒が非晶質母相中に0体積％超かつ30体積％以下の割合で分散した組織からなるFe基合金を作製し、前記Fe基合金を熱処理して、平均粒径60 nm以下の体心立方構造の結晶粒が非晶質母相中に30体積％以上の割合で分散した組織とする方法により製造される。
WO 2007/032531号は、このナノ結晶磁性合金では、Feの10原子％以下をNi及び／又はCoで置換しても良く、かつFeの5原子％以下をTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Re、白金族元素、Au、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Bi、Y、N、O及び希土類元素からなる群から選ばれた少なくとも一種の元素で置換しても良いと記載している。しかし、WO 2007/032531号の実施例で製造されたナノ結晶磁性合金では、Ni含有量は最大でも2原子％と少なく、かつNiとNbを両方含有するものはない。また、ナノ結晶磁性合金薄帯の幅も5 mmと狭かった。
生産性の観点から、ナノ結晶磁性合金薄帯を均一な厚さでできるだけ幅広に形成し、スリット加工により所望の幅に分割するのが好ましい。しかし、2原子％以下のNi含有量のナノ結晶磁性合金薄帯は、単ロール法により均一な厚さで幅広に形成するのが難しいだけでなく、非常に脆いためにスリット加工すると頻繁に破断するという問題があることが分った。これは、冷却ロールの幅方向中央部が合金溶湯による加熱により膨張するために、ノズルと冷却ロールのギャップが幅方向中央部で小さくなり、もって得られる合金薄帯の幅方向中央部が両端部より薄くなるためである。また、Ni含有量が少ない合金薄帯では微細結晶粒の体積率が高いので、靱性が低く、スリット加工により破断し易い。
従って、本発明の目的は、幅広でも均一な厚さに形成することができ、スリット加工により破断することなく所望の幅に分割し得るFe基初期超微結晶合金薄帯、及びそれを熱処理してなるFe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯を用いた磁性部品を提供することである。
上記目的に鑑み鋭意研究の結果、Fe、Cu、Si及びBからなる合金に比較的多量のNiと適量のNbを添加してなる合金の溶湯を微細結晶粒が形成される条件で超急冷した合金薄帯は、Ni含有量及び厚さを所望の範囲に調整することにより、幅広でも均一な厚さに形成することができ、かつスリット加工により破断することなく所望の幅に分割し得ることを発見し、本発明に想到した。
すなわち、本発明のFe基初期超微結晶合金薄帯は、
下記一般式：Fe100-x-y-z-a-bNixCuyNbzSiaBb
（ただし、x，y，z，a，bはそれぞれ原子％で4≦x≦6、0.1≦y≦2、0.1≦z≦4、7≦a≦18、及び4≦b≦12の条件を満たす数である。）により表される組成を有し、
鋳造したままの状態で非晶質母相中に300 nm以下の粒径分布を有する微細結晶粒が0体積％超かつ7体積％以下の割合で分散した組織を有し、かつ
13〜23μmの厚さを有することを特徴とする。
下記一般式：Fe100-x-y-z-a-bNixCuyNbzSiaBb
（ただし、x，y，z，a，bはそれぞれ原子％で4≦x≦6、0.1≦y≦2、0.1≦z≦4、7≦a≦18、及び4≦b≦12の条件を満たす数である。）により表される組成を有し、
鋳造したままの状態で非晶質母相中に300 nm以下の粒径分布を有する微細結晶粒が0体積％超かつ7体積％以下の割合で分散した組織を有し、かつ
13〜23μmの厚さを有することを特徴とする。
前記Fe基初期超微結晶合金薄帯における微細結晶粒の平均粒径は80 nm以下であるのが好ましい。
xは4.5≦x≦5.3の条件を満たすのが好ましい。前記微細結晶粒の合金組織全体に対する割合は0体積％超かつ3.5体積％以下であるのが好ましい。前記合金薄帯の厚さは14〜22μmであるのが好ましい。
本発明の磁性部品は、上記Fe基初期超微結晶合金薄帯を所望の幅にスリット加工した後、結晶化温度以上の温度で熱処理することにより得られたFe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯を用いたもので、前記Fe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯は非晶質母相中に平均粒径20〜100 nmの微結晶粒が50体積％以上の割合で分散した組織を有することを特徴とする。
本発明のFe基初期超微結晶合金薄帯は、4〜6原子％のNi及び0.1〜4原子％のNbを含有するFeNiCuNbSiB系合金からなり、鋳造したままの状態で非晶質母相中に300 nm以下の粒径分布を有する微細結晶粒が0体積％超かつ7体積％以下の割合で分散した組織を有し、かつ13〜23μmの厚さを有するので、幅広に鋳造した後でスリット加工により破断することなく所望の幅に分割することができ、生産性が高い。また、所望の幅に分割したFe基初期超微結晶合金薄帯を熱処理してなるFe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯は高飽和磁束密度を有するので、各種の磁性部品に用いることができる。
[1] Fe基軟磁性合金薄帯
(1) 組成
本発明のFe基初期超微結晶合金薄帯は、
下記一般式：Fe100-x-y-z-a-bNixCuyNbzSiaBb
（ただし、x，y，z，a，bはそれぞれ原子％で4≦x≦6、0.1≦y≦2、0.1≦z≦4、7≦a≦18、及び4≦b≦12の条件を満たす数である。）により表される組成を有する。勿論、上記組成は不可避的不純物を含んでも良い。
(1) 組成
本発明のFe基初期超微結晶合金薄帯は、
下記一般式：Fe100-x-y-z-a-bNixCuyNbzSiaBb
（ただし、x，y，z，a，bはそれぞれ原子％で4≦x≦6、0.1≦y≦2、0.1≦z≦4、7≦a≦18、及び4≦b≦12の条件を満たす数である。）により表される組成を有する。勿論、上記組成は不可避的不純物を含んでも良い。
本発明のFe基初期超微結晶合金薄帯は4〜6原子％のNiを含有することを特徴とする。Niの添加により結晶組織の微細化が促進され、ハンドリング性（巻回性）が向上し、軟磁気特性が改善される。さらに、Ni含有量を4〜6原子％と多くすることにより、スリット加工の際の破断を防止することができる。好ましいNi含有量は4.5〜5.3原子％である。
Cuは微細結晶粒の析出に必要な元素である。Cu含有量が0.1原子％未満であると、合金溶湯の急冷により必要量の微細結晶粒が析出せず、もって熱処理しても平均粒径20〜100 nmの微結晶粒が体積比で50％以上分散したナノ結晶組織が得られない。一方、Cu含有量が2原子％超であると、鋳造された合金薄帯は脆く、破断なしにスリット加工をすることができない。従って、Cu含有量は0.1〜2原子％とする。好ましいCu含有量は0.1〜1原子％である。
Nbは、熱処理後に平均粒径20〜100 nmの微結晶粒が体積比で50％以上分散したナノ結晶組織を得るの必要な元素である。Nb含有量が0.1原子％未満であると、上記効果が得られない。一方、Nb含有量が4原子％超であると、Feの含有量が相対的に低下して軟磁気特性が悪化する。従って、Nb含有量は0.1〜4原子％とする。好ましいNb含有量は0.3〜3原子％である。
非晶質形成元素であるSiの含有量が7原子％以上であると、急冷により非晶質が安定的に形成できる。しかし、Si含有量が18原子％超であると、得られる合金薄帯の飽和磁束密度が低下する。そのため、Si含有量は7〜18原子％とする。好ましいSi含有量は10.5〜11.5原子％である。
非晶質形成元素であるBの含有量が4原子％以上であると、急冷により非晶質が安定的に形成できる。しかし、B含有量が12原子％超であると、得られる合金薄帯の飽和磁束密度が低下する。そのため、B含有量は4〜12原子％とする。好ましいB含有量は8〜11原子％である。
(2) 組織
本発明のFe基初期超微結晶合金薄帯は、鋳造したままの状態で非晶質母相中に300 nm以下の粒径分布を有する微細結晶粒が0体積％超かつ7体積％以下の割合で分散した組織を有する。微細結晶粒の体積比率が7体積％超であると合金薄帯は脆化し、スリット加工の際に微細結晶粒を基点とした破断の頻度が高くなる。破断は合金薄帯の巻き替えによっても起こり得る。一方、微細結晶粒が全くないと非晶質合金となるので、高い飽和磁束密度のような軟磁気特性が得られない。微細結晶粒の体積比率は好ましくは3.5体積％以下であり、より好ましくは3体積％以下である。
本発明のFe基初期超微結晶合金薄帯は、鋳造したままの状態で非晶質母相中に300 nm以下の粒径分布を有する微細結晶粒が0体積％超かつ7体積％以下の割合で分散した組織を有する。微細結晶粒の体積比率が7体積％超であると合金薄帯は脆化し、スリット加工の際に微細結晶粒を基点とした破断の頻度が高くなる。破断は合金薄帯の巻き替えによっても起こり得る。一方、微細結晶粒が全くないと非晶質合金となるので、高い飽和磁束密度のような軟磁気特性が得られない。微細結晶粒の体積比率は好ましくは3.5体積％以下であり、より好ましくは3体積％以下である。
粒径分布については、粒径が300 nm超の結晶粒が存在すると、軟磁気特性が低下するだけでなく、スリット加工による破断の頻度が高くなる。微細結晶粒の好ましい粒径分布は0〜150 nmである。微細結晶粒の平均粒径は80 nm以下が好ましく、50 nm以下がより好ましい。微細結晶粒の平均粒径が80 nmを超えると、スリット加工による破断の頻度が高くなる。微細結晶粒のより好ましい平均粒径は10〜50 nmである。
微細結晶粒の粒径及び体積比率は、鋳造した合金薄帯の透過型電子顕微鏡写真（1000 nm×1000 nmの視野）で画像分析により求め、任意の3つの視野について平均する。各視野における微細結晶粒の面積比率を体積比率とする。透過型電子顕微鏡観察では、微細結晶粒はほぼ球状である。
(3) 厚さ
スリット加工の際の合金薄帯の破断し易さは、Ni含有量及び合金薄帯の厚さに依存する。鋭意検討の結果、Ni含有量が4〜6原子％の範囲内であって、厚さが13〜23μmの範囲内のときにスリット加工による合金薄帯の破断頻度が低いことが分った。合金薄帯の厚さが14〜22μmであると、スリット加工による破断頻度は更に低くなる。
スリット加工の際の合金薄帯の破断し易さは、Ni含有量及び合金薄帯の厚さに依存する。鋭意検討の結果、Ni含有量が4〜6原子％の範囲内であって、厚さが13〜23μmの範囲内のときにスリット加工による合金薄帯の破断頻度が低いことが分った。合金薄帯の厚さが14〜22μmであると、スリット加工による破断頻度は更に低くなる。
(4) 幅
4〜6原子％の範囲内のNi含有量及び13〜23μmの範囲内の厚さの条件を満たすFe基初期超微結晶合金薄帯は、30 mm以上の幅としても、厚さの均一性を実質的に保つことができる。実用的には、Fe基初期超微結晶合金薄帯の幅は50 mm以上が好ましい。
4〜6原子％の範囲内のNi含有量及び13〜23μmの範囲内の厚さの条件を満たすFe基初期超微結晶合金薄帯は、30 mm以上の幅としても、厚さの均一性を実質的に保つことができる。実用的には、Fe基初期超微結晶合金薄帯の幅は50 mm以上が好ましい。
Fe基初期超微結晶合金薄帯の幅方向の厚さ分布を低減するためには、鋳造時のノズルと冷却ロールとの間のギャップを調整するのが有効であることが分った。即ち、ノズルとロールのギャップが広すぎると、合金薄帯の断面は中央部が厚く端部が薄くなる。板厚の違いによって冷却速度の差が生じるので、微細結晶粒の密度にも差が生じ、幅方向の硬さ分布が生じる。具体的には幅40 mm以上で厚さ13〜23μmのFe基初期超微結晶合金薄帯を鋳造する場合、ノズルと冷却ロールとの間のギャップを200〜300μmにすると、幅方向の厚さ分布（最大厚さ−最小厚さ）が2μm以下となる。幅方向の厚さ分布をより小さくするために、ノズルと冷却ロールとの間のギャップは150〜270μmが好ましい。
[2] Fe基初期超微結晶合金薄帯の製造方法
(1) 合金溶湯
合金溶湯はFe100-x-y-z-a-bNixCuyNbzSiaBb（ただし、x，y，z，a，bはそれぞれ原子％で4≦x≦6、0.1≦y≦2、0.1≦z≦4、7≦a≦18、及び4≦b≦12の条件を満たす数である。）により表される組成を有する。
(1) 合金溶湯
合金溶湯はFe100-x-y-z-a-bNixCuyNbzSiaBb（ただし、x，y，z，a，bはそれぞれ原子％で4≦x≦6、0.1≦y≦2、0.1≦z≦4、7≦a≦18、及び4≦b≦12の条件を満たす数である。）により表される組成を有する。
(2) 溶湯の急冷
合金溶湯の急冷は単ロール法により行うことができる。溶湯温度は合金の融点より50〜300℃高いのが好ましく、具体的には約1300〜1400℃の溶湯をノズルから冷却ロール上に噴出させるのが好ましい。単ロール法における雰囲気は、合金が活性な金属を含まない場合は大気又は不活性ガス（Ar、窒素等）であり、活性な金属を含む場合は不活性ガス（Ar、He、窒素等）又は真空である。表面に酸化皮膜を形成するためには、溶湯の急冷を酸素含有雰囲気（例えば大気）中で行うのが好ましい。
合金溶湯の急冷は単ロール法により行うことができる。溶湯温度は合金の融点より50〜300℃高いのが好ましく、具体的には約1300〜1400℃の溶湯をノズルから冷却ロール上に噴出させるのが好ましい。単ロール法における雰囲気は、合金が活性な金属を含まない場合は大気又は不活性ガス（Ar、窒素等）であり、活性な金属を含む場合は不活性ガス（Ar、He、窒素等）又は真空である。表面に酸化皮膜を形成するためには、溶湯の急冷を酸素含有雰囲気（例えば大気）中で行うのが好ましい。
微細結晶粒の生成は合金薄帯の冷却速度と時間に密接に関連する。そのため、微細結晶粒の体積分率を制御する手段の一つは冷却ロールの周速（鋳造速度）の制御である。ロールの周速が速くなると微細結晶粒の体積分率が低減し、遅くなると増加する。ロールの周速は20〜45 m/sが好ましく、25〜40 m/sがより好ましい。冷却ロールの周速が20 m/s未満であると、冷却速度が遅すぎ、結晶化が進み過ぎる。また冷却ロールの周速が45 m/s超であると、ノズルと冷却ロールとの間の溶湯（パドル）が不安定になり、溶湯が飛散し易い。
冷却ロールの材質は、高熱伝導率の純銅、又はCu-Be、Cu-Cr、Cu-Zr、Cu-Zr-Cr等の銅合金が適している。冷却ロールは水冷式が好ましい。冷却ロールの水冷は微細結晶粒の体積分率に影響するので、冷却水を所定の温度に保つのが効果的である。
(3) ギャップの調整
合金溶湯を高速で回転する冷却ロールに吹き付けて鋳造する単ロール法では、溶湯はロール上で直ちには固まらず、液相状態を10-8〜10-6秒程度保つ。この状態の溶湯をパドルと呼ぶ。パドル制御により板厚、断面形状等を調整できる。ノズルと冷却ロールとの間のギャップ、出湯圧力、溶湯の自重等を調節することにより、パドルを制御することができる。このうち、出湯圧力及び溶湯の自重は溶湯の残量、溶湯温度等により変化するため、調節が困難である。これに対して、ギャップ制御は、ノズルと冷却ロールとの間の距離をモニタリングし、常にフィードバックをかけることにより簡単に行うことができる。従って、ギャップ制御によりFe基初期超微結晶合金薄帯の板厚、断面形状等を調整するのが好ましい。
合金溶湯を高速で回転する冷却ロールに吹き付けて鋳造する単ロール法では、溶湯はロール上で直ちには固まらず、液相状態を10-8〜10-6秒程度保つ。この状態の溶湯をパドルと呼ぶ。パドル制御により板厚、断面形状等を調整できる。ノズルと冷却ロールとの間のギャップ、出湯圧力、溶湯の自重等を調節することにより、パドルを制御することができる。このうち、出湯圧力及び溶湯の自重は溶湯の残量、溶湯温度等により変化するため、調節が困難である。これに対して、ギャップ制御は、ノズルと冷却ロールとの間の距離をモニタリングし、常にフィードバックをかけることにより簡単に行うことができる。従って、ギャップ制御によりFe基初期超微結晶合金薄帯の板厚、断面形状等を調整するのが好ましい。
一般に、ギャップが広いほど湯流れが良く、Fe基初期超微結晶合金薄帯を厚くしたりパドルの崩壊を防いだりするのに有効である。しかし、ギャップが広すぎると合金薄帯は中央部が厚く端部が薄い断面形状となり、板厚差が生じる。幅方向の厚さ分布を2μm以下に抑えるために、ギャップを200〜300μmにするのが好ましい。なお、ギャップを狭くすると幅方向の厚さ分布は抑制できるが、ノズルスリットが閉塞し易くなる。またギャップが300μm超になると、パドルが不安定になる。
(4) 溶湯の吐出条件
溶湯の吐出条件として、ノズルスリットの幅は0.4〜0.6 mmが好ましい。ノズルスリットの幅が0.4 mm未満であると、ノズルスリットが閉塞し易い。またノズルスリットの幅が0.6 mm超になると、溶湯の吐出が不安定になり、溶湯が飛散し易くなる。溶湯の吐出圧力は200〜300 g/cm2が好ましい。溶湯の吐出圧力が200 g/cm2未満であると、ノズルスリットが閉塞し易く、溶湯の供給が不安定で、薄帯の表面が荒れる傾向がある。また溶湯の吐出圧力が300 g/cm2超になると、ノズルと冷却ロールとの間の溶湯が不安定になり、溶湯が飛散し易くなる。
溶湯の吐出条件として、ノズルスリットの幅は0.4〜0.6 mmが好ましい。ノズルスリットの幅が0.4 mm未満であると、ノズルスリットが閉塞し易い。またノズルスリットの幅が0.6 mm超になると、溶湯の吐出が不安定になり、溶湯が飛散し易くなる。溶湯の吐出圧力は200〜300 g/cm2が好ましい。溶湯の吐出圧力が200 g/cm2未満であると、ノズルスリットが閉塞し易く、溶湯の供給が不安定で、薄帯の表面が荒れる傾向がある。また溶湯の吐出圧力が300 g/cm2超になると、ノズルと冷却ロールとの間の溶湯が不安定になり、溶湯が飛散し易くなる。
(5) 剥離温度
急冷により得られたFe基初期超微結晶合金薄帯と冷却ロールとの間にノズルから不活性ガス（窒素等）を吹き付けることにより、Fe基初期超微結晶合金薄帯を冷却ロールから剥離する。Fe基初期超微結晶合金薄帯の剥離温度（冷却時間に相関する）も微細結晶粒の体積分率に影響する。Fe基初期超微結晶合金薄帯の剥離温度は不活性ガスを吹き付けるノズルの位置（剥離位置）を変えることにより調整でき、一般に170〜350℃であり、好ましくは200〜340℃である。剥離温度が170℃未満であると、急冷し過ぎて合金組織がほぼ非晶質となる。一方、剥離温度が350℃超であると、微細結晶粒が多くなりすぎる。
急冷により得られたFe基初期超微結晶合金薄帯と冷却ロールとの間にノズルから不活性ガス（窒素等）を吹き付けることにより、Fe基初期超微結晶合金薄帯を冷却ロールから剥離する。Fe基初期超微結晶合金薄帯の剥離温度（冷却時間に相関する）も微細結晶粒の体積分率に影響する。Fe基初期超微結晶合金薄帯の剥離温度は不活性ガスを吹き付けるノズルの位置（剥離位置）を変えることにより調整でき、一般に170〜350℃であり、好ましくは200〜340℃である。剥離温度が170℃未満であると、急冷し過ぎて合金組織がほぼ非晶質となる。一方、剥離温度が350℃超であると、微細結晶粒が多くなりすぎる。
剥離したFe基初期超微結晶合金薄帯の内部はまだ比較的高温であるので、さらなる結晶化を防止するために、巻き取る前にFe基初期超微結晶合金薄帯を十分に冷却する。例えば、剥離したFe基初期超微結晶合金薄帯に不活性ガス（窒素等）を吹き付けて、実質的に室温まで冷却した後巻き取る。
[3] Fe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯
本発明のFe基初期超微結晶合金薄帯を結晶化温度以上の温度で熱処理することにより、非晶質母相中に平均粒径20〜100 nmの微結晶粒（ナノ結晶粒）を50体積％以上の割合で析出させ、Fe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯とする。Fe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯は4000〜6000程度の比透磁率を有し、優れた軟磁気特性を有する。組成により結晶化温度は異なるが、熱処理温度は一般に500〜580℃であるのが好ましい。また、熱処理時間は30分以下が好ましく、10〜20分がより好ましい。
本発明のFe基初期超微結晶合金薄帯を結晶化温度以上の温度で熱処理することにより、非晶質母相中に平均粒径20〜100 nmの微結晶粒（ナノ結晶粒）を50体積％以上の割合で析出させ、Fe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯とする。Fe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯は4000〜6000程度の比透磁率を有し、優れた軟磁気特性を有する。組成により結晶化温度は異なるが、熱処理温度は一般に500〜580℃であるのが好ましい。また、熱処理時間は30分以下が好ましく、10〜20分がより好ましい。
[4] 磁性部品
Fe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯を用いた磁性部品は、飽和磁束密度が高いので、磁気飽和が問題となるハイパワーの用途に好適であり、例えばアノードリアクトル等の大電流用リアクトル、アクティブフィルタ用チョークコイル、平滑用チョークコイル、レーザ電源や加速器等に用いられるパルスパワー磁性部品、トランス、通信用パルストランス、風力発電で使用される電流検出回路のカレントトランス、モータ又は発電機の磁心等が挙げられる。
Fe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯を用いた磁性部品は、飽和磁束密度が高いので、磁気飽和が問題となるハイパワーの用途に好適であり、例えばアノードリアクトル等の大電流用リアクトル、アクティブフィルタ用チョークコイル、平滑用チョークコイル、レーザ電源や加速器等に用いられるパルスパワー磁性部品、トランス、通信用パルストランス、風力発電で使用される電流検出回路のカレントトランス、モータ又は発電機の磁心等が挙げられる。
本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。
実施例1
Fe75.7-xNixCu0.8Nb2.8Si10.9B9.8の組成を有する幅53 mm、厚さ10〜24μm及び長さ5000 mのFe基初期超微結晶合金薄帯を下記条件の単ロール法により鋳造し、窒素ガス流（エアナイフ）により冷却ロールから剥離し、ロールに巻取った。
ノズルと冷却ロールとのギャップ：250 μm
ノズルスリットの幅：0.45 mm
溶湯の吐出圧力：280 g/cm2
冷却ロールの周速：30 m/s
Fe75.7-xNixCu0.8Nb2.8Si10.9B9.8の組成を有する幅53 mm、厚さ10〜24μm及び長さ5000 mのFe基初期超微結晶合金薄帯を下記条件の単ロール法により鋳造し、窒素ガス流（エアナイフ）により冷却ロールから剥離し、ロールに巻取った。
ノズルと冷却ロールとのギャップ：250 μm
ノズルスリットの幅：0.45 mm
溶湯の吐出圧力：280 g/cm2
冷却ロールの周速：30 m/s
厚さが10μmの場合、ロールに巻き取る際に引っ張り応力により頻繁に破断し、長尺の合金薄帯が得られなかった。そのため、スリット加工の実験を行わなかった。
厚さが10〜24μmのFe基初期超微結晶合金薄帯1の各々に対して、図１に示すように、合金薄帯1と実質的に同じ周速で回転する3つの円板状砥石2a，2b，2cによりスリット加工を行った。各円板状砥石2a，2b，2cは50 mmの直径を有し、円周端の切刃断面は30°の角度の有していた。図１に示す間隔で配置された3つの円板状砥石2a，2b，2cを回転させて、三本の切断線3a，3b，3cを形成した。円板状砥石2a，2cによるスリット加工（切断線3a，3c）により合金薄帯1の両端部を1.5 mmの幅で除去し、円板状砥石2bによるスリット加工（切断線3b）により合金薄帯1の中央部を幅25 mmに二分割した。得られた2本の幅25 mmの合金薄帯片の破断頻度（長さ5000 mの間に起こった破断の回数）を調べた。結果を表1に示す。
表1から明らかなように、Ni含有量が4〜6原子％の範囲内で厚さが13〜23μmの範囲内では、破断頻度は2回以下であった。特にNi含有量が4.5〜5.3原子％の範囲内で厚さが14〜22μmの範囲内では、破断は全く認められなかった。これから、破断のないスリット加工を可能にするためには、Ni含有量は4〜6原子％の範囲内であり、かつ合金薄帯の厚さは13〜23μmの範囲内である必要があることが分かる。これに対して、上記範囲外の場合、たとえNi含有量及び厚さの一方の要件が満たされても破断頻度が高く、満足なスリット加工性は得られなかった。
表1に示す各合金薄帯の組織を透過型電子顕微鏡（倍率：100,000倍）により観察し、微細結晶粒の体積比率を測定した。いずれの合金薄帯でも粒径が300 nm超の微細結晶粒は観察されなかった。結果を表2に示す。
表2から明らかなように、Ni含有量が4〜6原子％の範囲内で、厚さが13〜23μmの範囲内では、いずれの合金薄帯でも微細結晶粒の体積比率は7.0％以下であった。特にNi含有量が4.5〜5.3原子％の範囲内で、厚さが14〜22μmの範囲内では、微細結晶粒の体積比率は3.5％以下であった。
実施例2
実施例1で幅25 mmにスリット加工した合金薄帯のうち、Ni含有量がそれぞれ4.0原子％、4.5原子％、5.0原子％、5.3原子％及び6.0原子％で、厚さが16μmのものを、外径24.5 mm及び内径21 mmのトロイダル形状に巻回し、磁心とした。各磁心を550℃の窒素雰囲気中に20分間保持し、319.1 kA/m（4000 Gauss）の磁場中で熱処理し、合金薄帯中に平均粒径20〜100 nmのナノ結晶粒を生成させ、Fe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯からなるトロイダル磁心を得た。透過型電子顕微鏡写真（1000 nm×1000 nmの視野）観察の結果、各合金薄帯におけるナノ結晶粒はほぼ球状であり、20〜100 nmの平均粒径を有し、組織全体に対する体積比率はいずれも60〜80％であった。
実施例1で幅25 mmにスリット加工した合金薄帯のうち、Ni含有量がそれぞれ4.0原子％、4.5原子％、5.0原子％、5.3原子％及び6.0原子％で、厚さが16μmのものを、外径24.5 mm及び内径21 mmのトロイダル形状に巻回し、磁心とした。各磁心を550℃の窒素雰囲気中に20分間保持し、319.1 kA/m（4000 Gauss）の磁場中で熱処理し、合金薄帯中に平均粒径20〜100 nmのナノ結晶粒を生成させ、Fe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯からなるトロイダル磁心を得た。透過型電子顕微鏡写真（1000 nm×1000 nmの視野）観察の結果、各合金薄帯におけるナノ結晶粒はほぼ球状であり、20〜100 nmの平均粒径を有し、組織全体に対する体積比率はいずれも60〜80％であった。
各トロイダル磁心に直径0.5 mmの被覆銅線を1ターン巻回し、周波数10 kHz、及び0.05 A/mの磁場中でインダクタンスを測定し、インダクタンスの測定値から比透磁率μrを算出した。Ni含有量が4原子％から6原子％に増加するについて、比透磁率μrは6000から4000に低下した。Ni含有量がそれぞれ4.5原子％、5.0原子％及び5.3原子％の合金薄帯からなるトロイダル磁心の比透磁率μrは、それぞれ5500、5000及び4500であった。
実施例3
実施例1で幅25 mmにスリット加工した合金薄帯のうち、Ni含有量が5.0原子％で、厚さが16μmのものを外径150 mm及び内径100 mmのトロイダル形状に巻回し、磁心を得た。このトロイダル磁心に被覆銅線を巻回し、コモンモードチョークコイルを作製した。このコモンモードチョークコイルを電車用インバータ回路に装入したところ、ノイズ除去効果が確認できた。
実施例1で幅25 mmにスリット加工した合金薄帯のうち、Ni含有量が5.0原子％で、厚さが16μmのものを外径150 mm及び内径100 mmのトロイダル形状に巻回し、磁心を得た。このトロイダル磁心に被覆銅線を巻回し、コモンモードチョークコイルを作製した。このコモンモードチョークコイルを電車用インバータ回路に装入したところ、ノイズ除去効果が確認できた。
実施例4
被覆銅線を巻回した実施例3のトロイダル磁心を風力発電用の電流検出回路のカレントトランスとして使用したところ、の電流値検知能力が確認できた。
被覆銅線を巻回した実施例3のトロイダル磁心を風力発電用の電流検出回路のカレントトランスとして使用したところ、の電流値検知能力が確認できた。
実施例5
実施例1と同様にして、単ロール法により表3に示す組成及び厚さを有する幅53 mmの合金薄帯を鋳造した。鋳造したままの合金薄帯の組織を透過型電子顕微鏡により観察したところ、表3に示すように微細結晶粒の体積比率はいずれも3.2％以下であった。また、粒径が300 nm超の微細結晶粒は観察されなかった。
実施例1と同様にして、単ロール法により表3に示す組成及び厚さを有する幅53 mmの合金薄帯を鋳造した。鋳造したままの合金薄帯の組織を透過型電子顕微鏡により観察したところ、表3に示すように微細結晶粒の体積比率はいずれも3.2％以下であった。また、粒径が300 nm超の微細結晶粒は観察されなかった。
各合金薄帯に対して図1に示すスリット加工を行い、破断頻度を調べた。その結果、いずれの合金薄帯も破断頻度が0回であった。これから、いずれの合金薄帯にもスリット加工による破断が全くないことが分る。
実施例6
組成をFe72.5Ni5.0Cu0.8Nb1.0Si10.9B9.8に変更した（Ni含有量を5.0原子％とし、Nb含有量を1.0原子％とした）以外、実施例1と同様にして、厚さ16μm及び幅53 mmのFe基初期超微結晶合金薄帯を作製した。この合金薄帯に対して図１に示すスリット加工を施したところ、破断は起こらなかった。
組成をFe72.5Ni5.0Cu0.8Nb1.0Si10.9B9.8に変更した（Ni含有量を5.0原子％とし、Nb含有量を1.0原子％とした）以外、実施例1と同様にして、厚さ16μm及び幅53 mmのFe基初期超微結晶合金薄帯を作製した。この合金薄帯に対して図１に示すスリット加工を施したところ、破断は起こらなかった。
実施例7
組成をFe73.0Ni5.0Cu0.8Nb0.5Si10.9B9.8に変更した（Ni含有量を5.0原子％とし、Nb含有量を0.5原子％とした）以外、実施例1と同様にして、厚さ16μm及び幅53 mmのFe基初期超微結晶合金薄帯を作製した。この合金薄帯に対して図１に示すスリット加工を施したところ、破断は起こらなかった。
組成をFe73.0Ni5.0Cu0.8Nb0.5Si10.9B9.8に変更した（Ni含有量を5.0原子％とし、Nb含有量を0.5原子％とした）以外、実施例1と同様にして、厚さ16μm及び幅53 mmのFe基初期超微結晶合金薄帯を作製した。この合金薄帯に対して図１に示すスリット加工を施したところ、破断は起こらなかった。
Claims (4)
- 下記一般式：Fe100-x-y-z-a-bNixCuyNbzSiaBb
（ただし、x，y，z，a，bはそれぞれ原子％で4≦x≦6、0.1≦y≦2、0.1≦z≦4、7≦a≦18、及び4≦b≦12の条件を満たす数である。）により表される組成を有し、
鋳造したままの状態で非晶質母相中に300 nm以下の粒径分布を有する微細結晶粒が0体積％超かつ7体積％以下の割合で分散した組織を有し、かつ
13〜23μmの厚さを有することを特徴とするFe基初期超微結晶合金薄帯。 - 請求項1に記載のFe基初期超微結晶合金薄帯において、前記微細結晶粒の平均粒径が80 nm以下であることを特徴とするFe基初期超微結晶合金薄帯。
- 請求項1又は2に記載のFe基初期超微結晶合金薄帯において、xが4.5≦x≦5.3の条件を満たし、前記微細結晶粒の合金組織全体に対する割合が0体積％超かつ3.5体積％以下であり、かつ前記合金薄帯の厚さが14〜22μmであることを特徴とするFe基初期超微結晶合金薄帯。
- 請求項1〜3のいずれかに記載のFe基初期超微結晶合金薄帯を所望の幅にスリット加工した後、結晶化温度以上の温度で熱処理することにより得られたFe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯を用いた磁性部品であって、前記Fe基ナノ結晶軟磁性合金薄帯は非晶質母相中に平均粒径20〜100 nmの微結晶粒が50体積％以上の割合で分散した組織を有することを特徴とする磁性部品。
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