JP6347606B2 - 高延性・高加工性を持つ高磁束密度軟磁性鉄基非晶質合金 - Google Patents
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Description
1995年の本出願人の一人である井上明久らによる銅鋳型鋳造法によるバルク鉄基金属ガラスの発見を契機に、再び鉄基金属ガラスの研究開発が世界中で活発化し、最近の約15年間に数多くの鉄基軟磁性バルクガラス合金が開発されてきた。
特許文献1には、鉄、ホウ素、及びケイ素からなり、Fe濃度が79.5〜80.5原子%である非晶質Fe−B−Si合金が開示されている。この非晶質Fe−B−Si合金は、従来の合金に比較して大きい飽和磁気誘導、高い結晶化温度、低いコアロス、低い励磁電力、良好な延性を備えることが開示されている。
また、特許文献2には、板厚が厚く、かつ、靭性に優れた高靭性非晶質合金薄帯が開示され、具体的には、Fe濃度が80.5原子%である非晶質Fe−B−Si−C合金であり、合金成分としては、Fe,Co,Ni等の遷移金属と、B、Si、C、Pなどの半金属の一種または二種以上からなることが開示されている。
また、特許文献4には、鉄、ホウ素、及びケイ素からなり、Fe濃度が81.3〜81.7原子%である非晶質Fe−B−Si合金が開示されている。この非晶質Fe−B−Si合金は、従来の合金に比較して、磁気特性及び物理特性の特別な組み合わせを備えることが開示されている。
また、特許文献5には、鉄、ケイ素、ホウ素、炭素及びリンからなり、Fe濃度が78〜86原子%、Si濃度が2原子%以上4原子%未満、B濃度が2〜15原子%、C濃度が0.02〜4原子%、P濃度が1〜14原子%である鉄基非晶質合金薄帯が開示されている。この鉄基非晶質合金薄帯は、従来の鉄基非晶質合金に比較して、磁気特性及び物理特性の特別な組み合わせを備えることが開示されている。
また、特許文献2には、非晶質Fe−B−Si−C合金が開示されているが、Fe濃度が81原子%未満であり、特許文献1に開示の非晶質合金と同様に、より高濃度では無く、十分に高い飽和磁束密度を達成できるかが不明であると言う課題があった。また、合金成分として、Feに対し、B、Si、C、Pなどの半金属の2種以上を用いることを開示しているが、具体的な開示は無く、必要な特性が達成できるかが不明であると言う課題があった。
また、特許文献4に開示の非晶質Fe−B−Si合金は、3成分系であり、特許文献1に開示の非晶質合金と同様に、4成分系以上の多成分系アモルファス合金では無いし、特許文献1に開示の非晶質合金より、Fe濃度が81.3〜81.7原子%と高いが、まだ不十分であると言う課題があった。
また、特許文献5には、5成分系のFe−B−Si−P−C鉄基非晶質合金薄帯が開示されているが、これらの5成分の組成比率が十分に検討されていないために、飽和磁束密度が最大1.52であり、十分に高い飽和磁束密度を達成できないと言う課題があった。
即ち、本発明の高延性・高加工性を持つ高磁束密度軟磁性鉄基非晶質合金は、合金元素として、鉄、ホウ素、硅素及び燐からなり、合金組成がFeaBbSicPdで表わされ、a,b,c,dが原子パーセントである時、a,b,c,及びdは、下記式 81≦a≦87、7≦b≦10、2.5≦d、0<d≦c<c+d<b、a+b+c+d=100を満足し、飽和磁束密度が1.60T以上であることを特徴とする。
また、本発明の高延性・高加工性を持つ高磁束密度軟磁性鉄基非晶質合金は、合金元素として、鉄、ホウ素、硅素、燐及び炭素からなり、合金組成がFeaBbSicPdCeで表わされ、a,b,c,d及びeが原子パーセントである時、a,b,c,d及びeは、下記式 81≦a≦87、7≦b≦10、2.5≦d、0<d≦c<c+d<b、0<e<d、c+d+e<b、a+b+c+d+e=100を満足し、飽和磁束密度が1.60T以上であることを特徴とする。
また、鉄の原子パーセントaが、下記式 82≦a≦86を満足することが好ましい。
また、ホウ素の原子パーセントbが、下記式 7≦b≦9を満足することが好ましい。
また、保磁力が5A/m以下であり、有効透磁率が10000(1kHz,1A/m)以上であることが好ましい。
また、キュリー温度と、キュリー温度より80Kだけ高い温度との間の範囲内の温度では、結晶相が析出していないことが好ましい。
本発明に係る高延性・高加工性を持つ高磁束密度軟磁性鉄基非晶質合金(以下、鉄基非晶質合金と言う)の合金元素として、鉄、ホウ素、硅素及び燐を含有し、合金組成がFeaBbSicPdで表わされる。ここで、a,b,c,dは、原子パーセントである。
また、ホウ素(B)の原子パーセントb(at%)は、7以上10以下の範囲(7≦b≦10)である必要があり、7以上9以下の範囲(7≦b≦9)であるのがより好ましい。
また、ケイ素(硅素;Si)の原子パーセントc(at%)は、リン(燐;P)の原子パーセントd(at%)以上の範囲(c≧d)であり、かつ、リン(P)の原子パーセントd(at%)は、0超の範囲(d>0)である必要がある。したがって、Siの原子パーセントc及びPの原子パーセントdは、c≧d>0を満足する必要がある。
更に、ホウ素(B)の原子パーセントbは、ケイ素(Si)及びリン(P)の原子パーセントc及びdの総和より大きい(b>c+d)必要がある。したがって、原子パーセントb,c,dは、不等式b>c+d>c≧d>0を満足する必要がある。
鉄(Fe)、ホウ素(B)、硅素(Si)及び燐(P)の原子パーセントa,b,c及びdを上記の各条件範囲に限定するのは、これらの原子パーセントa,b,c及びdが、上記の各条件範囲を満足すれば、高飽和磁束密度、低保磁力、高い有効透磁率、更に良好なアモルファス形成能と優れた機械的強度と延性・加工性を得ることができる合金組成となるからである。
また、ホウ素(B)の濃度が、7at%未満では、アモルファス形成能が低下し、アモルファスが安定して形成できなくなり、10at%超では、アモルファス形成能の向上が得られなくなるからである。
また、硅素(Si)及び燐(P)の濃度を上記範囲に限定するのは、優れたアモルファス形成能及びアモルファス性能を得るためであり、アニール後のアモルファスの性能の維持、特にアニール後の軟磁性を維持するためである。
ここで、炭素(C)の原子パーセントe(at%)は、0原子%超、d原子%未満(0<e<d)の範囲であり、下記式 c+d+e<b、a+b+c+d+e≦100を満足することが好ましく、下記式 0<e≦0.5を満足することがより好ましい。
本発明において、炭素(C)を上記範囲だけ添加しても良いのは、機械的強度と延性・加工性などの向上効果を望めるからである。
本発明の鉄基非晶質合金では、保磁力が5A/m以下であり、有効透磁率が10000(1kHz,1A/m)以上であるのが好ましい。
また、本発明の鉄基非晶質合金は、急冷凝固状態、及びアニール状態のいずれにおいても、密着曲げ変形が可能な靭性(ねばさ)を持つことが好ましく、また、断面積減少率が40%以上の冷間加工性を持つことが好ましい。
また、本発明の鉄基非晶質合金は、急冷凝固状態よりアニール状態の方が硬さが、低下することが好ましい。
また、本発明の鉄基非晶質合金は、単ロール急冷凝固法により作製された厚さ0.01〜0.03mmの帯状であることが好ましい。
また、本発明の鉄基非晶質合金は、キュリー温度と、キュリー温度より80Kだけ高い温度との間の範囲内の温度では、結晶相が析出していないことが好ましい。
母合金
用いられる合金組成は、Fe82B18−x−ySixPy,Fe82B18−x−y−zSixPyCz, Fe82.5B17.5−x−ySixPy,Fe82.5B17.5−x−y−zSixPyCz,Fe83B17−x−ySixPy,Fe83B17−x−y−zSixPyCz,Fe83.5B16.5−x−ySixPy,Fe83.5B16.5−x−y−zSixPyCz,Fe84B16−x−ySixPy,Fe84B16−x−y−zSixByCz(原子パーセント)である。
これらの公称組成の母合金は、市販の純鉄、フェロボロン(Fe−B)、フェロシリコン(Fe−Si)、フェロ燐(Fe−P)、白銑鉄(Fe−C)を所定の組成に配合した後、アルミナるつぼを用いて高周波溶解炉で約0.07MPaの減圧下のアルゴンガス雰囲気中で溶解後、銅鋳型に鋳込むことにより作製する。
この母合金5グラムを硬質石英管中に挿入して、フローさせたアルゴンガス中で高周波コイルで再溶解後、約0.05MPaのアルゴンガス圧を負荷して、直径0.02mmの石英ノズルより、約3500rpmで回転している銅ロール(直径25cm、幅2cm)の外周上に噴出して、急速凝固リボン材を作製する。
こうして作製される帯状リボン材は、幅1〜1.5mm,厚さ0.01mm(10μm)〜0.03mm(30μm)であるのが好ましく、20〜25μmであるのがより好ましい。
なお、合金の噴出し雰囲気は、0.02MPaのアルゴン雰囲気中であり、噴出し温度は、融点より約75度高くに調整する。
急速凝固リボン材の構造をX線回折法(理学電機(Bruker AXS)製、D8 Advance型)で調べることができる。ブロードなハローピークのみを示した試料において、示差走査熱量計(DSC)を用いて、昇温速度0.67K/sで、アルゴン雰囲気中で、磁気変態キュリー温度、結晶化開始温度、結晶化発熱量などを評価する。密度はトルエンを用いて、常温でアルキメデス法で測定した。硬さはビッカース硬度計を用いて、自由凝固面上で、負荷荷重100gで4回以上測定し、その平均値を採用する。なお、試料の熱処理は、リボン試料を減圧した石英管中に封入して、電気炉中で所定の温度と時間で行う。
磁気測定は、試料振動磁束計(VSM)を用いて、800kA/mの負荷磁場中で飽和磁束密度を常温で測定する。保磁力および最大透磁率をB−Hループトレーサーで、また、有効透磁率をインピーダンスアナライザーで1kHz、1A/mの条件下で、それぞれ、常温で測定する。さらに、磁気変態温度(キュリー温度)は、DSC曲線から評価する。
上述のような母合金を用い、上述の急速凝固合金の作製方法によって作製され、かつ上述の急速凝固合金の評価方法によって評価された本発明の26種の鉄基非晶質合金(実施例1〜26)を表1に示す。
急速凝固層の同定
これらの実施例1〜26の鉄基非晶質合金において、代表的な実施例6、9、25及び26の各合金組成の急速凝固リボン材のX線回折図形を図1〜図4に示す。図1〜図4から明らかなように、いずれの実施例のリボン合金もブロードな回折ピークのみを示しており、急速凝固リボン材は、結晶を含まないアモルファス相で構成されていることを示している。
なお、図示してはいないが、他の実施例1〜5、7〜8、及び10〜24のリボン合金もブロードな回折ピークのみを示しており、急速凝固リボン材は、結晶を含まないアモルファス相で構成されていることを示している。
図示の実施例18の急速凝固リボン材の急速冷却試料のVSM曲線、及びB−Hヒステリシス曲線のいずれのデータも、これらの試料が典型的な軟磁気特性を有していることを示している。
本発明の鉄基非晶質合金のB−H曲線は、特に、図11に示す実施例18の熱処理材のヒステリシスB−H曲線のように、直線性に優れており、本発明の鉄基非晶質合金(実施例18の熱処理材)を、例えば自動車用モータ磁心等に用いた場合、B−H曲線の比例的(直線的)に変化する関係がモータの制御に好ましいと言える。
上述の表1から明らかなように、実施例1〜26のすべての組成合金で、飽和磁束密度は1.60T以上であり、一部の合金系では、1.7Tを上回り、1.73Tに達していることが注目される。それらの合金の中で実施例1〜10、12、13、及び18の合金の保磁力は、5A/m以下であり、1kHzでの有効透磁率は104以上であり、最大有効透磁率は10 5 以上となる大変優れた軟磁性を有している。なお、飽和磁束密度の鉄量依存性に注目する時、鉄濃度が約84at%で飽和しており、それ以上に鉄濃度を増加しても、合金密度も上昇するために、結果としてほぼ飽和してしまうものと推定される。いずれにしても、これらの磁気特性はすべての合金で、本発明の目的を達成しているものであり、アモルファス金属、ガラス金属分野における新しい軟磁性アモルファス金属として、産業化が期待できるものである。
このために、本発明において、優れた軟磁性特性を示す鉄基アモルファス合金の機械的性質を急速凝固したままの状態および最適熱処理後の状態において調べ、一連の鉄基アモルファス合金の軟磁気特性が工業化を考えることができる。
ところで、アモルファス合金の硬さの熱処理による変化に関する従来技術は膨大な数に達しているが、これまでのいずれの従来技術においても、アモルファス合金の硬さは熱処理により増加することが示されており、硬さが減少する本発明の結果は、上記した良好な曲げ延性が熱処理後においても保持される結果と同様に、極めて特異なものといえる。この硬さの熱処理による減少と、熱処理後においても良好な曲げ延性を保持していることは、互いに密接に関係しているものと言える。
以上のように、本発明の鉄基非晶質合金は、軟磁気特性のみならず、機械的諸性質とその熱的安定性においても優れているものである。
即ち、本発明の鉄基非晶質合金においては、アモルファス相の臨界厚さが存在していることを示しており、厚さが薄い場合にはアモルファス相のみで構成されているが、52μmを超えて厚くなるとbccが混在し始め、それより厚く97μmとなるとアモルファス相が無くなり、bccのみで構成されることが分かる。
この考えに基づく時、本研究開発で調べたすべての鉄基アモルファス合金において、硬さは熱処理により低下しており、従来の傾向と逆となっている。この原因としては、成分元素の分布状態はほとんど変化しない状況下で内部ひずみが除かれたために生じたと推察さすることにより説明される。
また、本発明の鉄基非晶質合金においては、結晶化初相の粒径が50nm以上となるのが良い。
また、本発明の鉄基非晶質合金は、結晶相中に正方晶Fe3(B,P)を含むのが良い。
例えば、なお、本発明の鉄基非晶質合金は、本発明に必要なアモルファス合金としての性能を損なわない限り、Fe、B、Si、P及びC以外の金属元素や半金属元素を更に含んでいても良い。例えば、更に、アルミニウム(Al)及びガリウム(Ga)の両方あるいはいずれか一つが、即ち少なくとも一つが含まれていても良く、その含有量は、多くても、0.7原子パーセント以下である必要があり、更に、クロム(Cr)、モリブデン(Mo)及びニオブ(Nb)の少なくとも一つが、含まれていても良く、その含有量は、多くても、総量で0.7原子パーセント以下である必要がある。
Claims (9)
- 合金元素として、鉄、ホウ素、硅素及び燐からなり、合金組成がFeaBbSicPdで表わされ、a,b,c,dが原子パーセントである時、a,b,c,及びdは、下記式
81≦a≦87、
7≦b≦10、
2.5≦d、
0<d≦c<c+d<b、
a+b+c+d=100
を満足し、
飽和磁束密度が1.60T以上であることを特徴とする高延性・高加工性を持つ高磁束密度軟磁性鉄基非晶質合金。 - 合金元素として、鉄、ホウ素、硅素、燐及び炭素からなり、合金組成がFeaBbSicPdCeで表わされ、a,b,c,d及びeが原子パーセントである時、a,b,c,d及びeは、下記式
81≦a≦87、
7≦b≦10、
2.5≦d
0<d≦c<c+d<b、
0<e<d、
c+d+e<b
a+b+c+d+e=100
を満足し、
飽和磁束密度が1.60T以上であることを特徴とする高延性・高加工性を持つ高磁束密度軟磁性鉄基非晶質合金。 - 前記飽和磁束密度が1.65T以上である請求項1または2に記載の鉄基非晶質合金。
- 前記鉄の原子パーセントaが、下記式
82≦a≦86
を満足する請求項1〜3のいずれかに記載の鉄基非晶質合金。 - 前記ホウ素の原子パーセントbが、下記式
7≦b≦9
を満足する請求項1〜4のいずれか1項に記載の鉄基非晶質合金。 - 前記炭素の原子パーセントeが、下記式
0<e≦0.5
を満足する請求項2〜5のいずれか1項に記載の鉄基非晶質合金。 - 保磁力が5A/m以下であり、有効透磁率が10000(1kHz,1A/m)以上である請求項1〜6のいずれか1項に記載の鉄基非晶質合金。
- 急速凝固リボン材からなる厚さ0.01〜0.03mmの前記鉄基非晶質合金は、密着曲げ変形が可能な靭性(ねばさ)を持つ請求項1〜7のいずれか1項に記載の鉄基非晶質合金。
- キュリー温度と、キュリー温度より80Kだけ高い温度との間の範囲内の温度では、結晶相が析出していない請求項1〜8のいずれか1項に記載の鉄基非晶質合金。
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