JP6443112B2 - 軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金及び非晶質合金薄帯 - Google Patents

Description

本発明は、電力トランス、高周波トランスなどの鉄心等に用いられるＦｅ系非晶質合金及び非晶質合金薄帯に関するものである。

合金を溶融状態から急冷することによって、連続的に薄帯や線を製造する方法として遠心急冷法、単ロ−ル法、双ロ−ル法等が知られている。これらの方法は、高速回転する金属製ドラムの内周面または外周面に溶融金属をオリフィス等から噴出させることによって、急速に溶融金属を凝固させて薄帯や線を製造するものである。また、合金組成を適正に選ぶことによって、液体金属に類似した非晶質合金を得ることができ、磁気的性質あるいは機械的性質に優れた材料を製造することができる。

このような急冷凝固により得られる非晶質合金として、これまで多くの成分が提案されている。例えば、特許文献１では、原子％で、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｖからの少なくとも１種で６０〜９０％、Ｐ、Ｃ、Ｂからの少なくとも１種で１０〜３０％、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｇｅ、Ｉｎ、Ｂｅからの少なくとも１種で０．１〜１５％からなる合金成分が提案されている。特許文献１に記載の技術は非晶質相が得られる合金成分を提案したもので、特に電力トランスや高周波トランスなどの鉄心等の用途に限定した、いわゆる磁気的性質のみに注目した成分の提案ではない。

その後、磁気的性質に注目した非晶質合金としての合金成分も多く提案されている。例えば、特許文献２では、原子％で、Ｆｅが７５〜７８．５％、Ｓｉが４〜１０．５％、Ｂが１１〜２１％からなる合金成分が提案されている。
一方、特許文献３では、Ｆｅ、Ｃｏからの少なくとも１種で７０〜９０％、Ｂ、Ｃ、Ｐからの少なくとも１種で１０〜３０％、さらに、Ｆｅ、Ｃｏの含有量を、Ｎｉでその３／４まで、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗでその１／４まで代替でき、又、Ｂ、Ｃ、Ｐの含有量を、Ｓｉでその３／５まで、Ａｌでその１／３まで代替できる合金成分が提案されている。

特許文献１、３で提案された非晶質合金成分の中でも、エネルギ−損失である鉄損が低いこと、飽和磁束密度および透磁率が高いこと、さらには安定して非晶質相が得られる等の理由から、例えば特許文献２に示すようなＦｅＳｉＢ系非晶質合金が、電力トランスや高周波トランスの鉄心等の用途として有望視されるようになった。

以来、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金の合金成分に関する開発は、このＦｅＳｉＢ系を中心にして進められた。すなわち、ＦｅＳｉＢ系非晶質合金においての一層の鉄損低減開発が盛んに行われ、多くの成果が生み出された。

非晶質合金における鉄損の改善はかなり進められ、例えば、特許文献４により、単板測定による鉄損Ｗ13/50（磁束密度１．３Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損）で、安定して０．１０Ｗ／ｋｇ以下の低鉄損を実現できようにまで至った。
つまり、本発明者は特許文献４で、例えば、原子％で、Ｆｅを７８％以上８６％以下、Ｐを６％以上１８％以下、Ｃを２％以上１０％以下含有し、さらに、Ｓｉ、Ａｌの少なくとも一方を０．１％以上５％以下含有し、残部不可避的不純物からなる合金成分を提案した。

特開昭４９−９１０１４号公報 特開昭５７−１１６７５０号公報 特開昭６１−３０６４９号公報 特開２００８−２４０１４８号公報

しかしながら、非晶質合金における鉄損低減開発がかなり進んでいるものの、一方で、本用途での磁束密度の改善が強く要求されている。しかし、例えば、上述の低鉄損を維持しながら飽和磁束密度が安定して１．６Ｔを超える非晶質合金を開発することは非常に困難であった。

本発明の目的は、このような磁束密度改善のニーズに応えるべく、低鉄損を維持しながら一層の高磁束密度化を実現できる非晶質合金及び非晶質合金薄帯を提供することにある。

本発明者は、これまで提案された各種合金成分の構成元素のうち、先に述べた例えば、特許文献４に記載のＦｅをメインとし、Ｐ、Ｂ及びＡｌからなる成分系に注目し、低鉄損を維持しながら更なる高磁束密度化について検討及び実験を行った。そして、Ｆｅをメインとし、添加元素がＰ、Ｂ、Ａｌを主体とする成分系を基本として、さらに他の元素も組み合わせて詳細実験を行った結果、飽和磁束密度が安定して１．６Ｔを超える非晶質合金の成分を見出した。そして、この知見を基に検討を重ね、本発明を完成するに至った。

本発明は、上記知見に基づきなされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。
（１）本発明は、原子％で、Ｆｅを８０％以上８８％以下、Ｐを４％以上１２％以下、Ｂを２％以上８％以下、Ａｌを０．１％以上３％以下含有し、さらに、Ｍｏを０．１％以上５％以下含有し、残部不可避的不純物からなることを特徴とする、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金に関する。
（２）本発明は、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏのうち少なくとも１種以上で、（１）に記載の合金のＦｅを１０原子％以下の範囲で、代替することを特徴とする、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金に関する。
（３）本発明において、磁束密度１．３Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損（鉄損Ｗ13/50）が０．１０Ｗ／ｋｇ未満、かつ、飽和磁束密度が１．６Ｔ以上であることが好ましい。
（４）本発明は、（１）〜（３）のいずれかに記載のＦｅ系非晶質合金からなることを特徴とするＦｅ系非晶質合金薄帯に関する。

本発明によれば、低鉄損を維持したまま飽和磁束密度が１．６Ｔを超える非晶質合金の使用が可能となった。さらに、本発明のＦｅ系非晶質合金では、ＦｅＳｉＢ系非晶質合金において必要であったＢを含有しないので高価なＢ源の使用も解消したことで、製造コストを低減できる効果も期待される。
また、本発明により、低鉄損を維持したまま飽和磁束密度が１．６Ｔを超える非晶質合金薄帯の提供が可能となった。

以下、本発明に係るＦｅ系非晶質合金について詳細に説明する。
本実施形態のＦｅ系非晶質合金の特徴は、Ｆｅ、Ｐ、Ｂ、Ａｌからなる合金に、更にＭｏを添加し、構成元素の含有量を最適化したことにより、軟磁気特性、特に低鉄損を維持したまま飽和磁束密度を製造ロット内で安定して一層高くすることを実現したことにある。また、本実施形態のＦｅ系非晶質合金は、ベースであるＦｅの一部をＮｉ、Ｃｒ、Ｃｏで代替することで更なる軟磁気特性の改善を実現したことにある。低鉄損とは、単板測定による鉄損Ｗ13/50（磁束密度１．３Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損）で、安定して０．１０Ｗ／ｋｇ以下を示すことであり、この特性を備えたまま１．６Ｔ以上の高い飽和磁束密度を示すＦｅ系非晶質合金を実現できる。

はじめに、本実施形態のＦｅ系非晶質合金において、各元素の含有量を限定した理由について述べる。
ＰおよびＢは、本実施形態のＦｅ系非晶質合金において、非晶質相形成及び非晶質相の熱的安定性を向上させるために添加する。さらに、これら元素の含有量を最適化することで、軟磁気特性を一層改善できることが可能で、例えば、飽和磁束密度を安定して１．６Ｔ超を実現することができる。Ｐが４原子％未満、Ｂが２原子％未満ではＦｅ系非晶質合金において、非晶質合金が安定して得られないことから、飽和磁束密度を安定して１．６Ｔ超とすることが困難となる。一方、Ｐを１２原子％超、Ｂを８原子％超としても、鉄損を安定して０．１０Ｗ／ｋｇ以下を維持したまま、飽和磁束密度を安定して１．６Ｔ超とすることは困難となる。従って、Ｐを４原子％以上１２原子％以下、Ｃを２原子％以上８原子％以下の範囲に限定した。

さらに、本実施形態のＦｅ系非晶質合金において、Ａｌを添加すると非晶質相形成能が改善し、非晶質相の熱的安定性が一層向上する。Ａｌの含有量は０．１原子％以上、３原子％以下とする。Ａｌが、０．１原子％未満ではその効果が認められず、３原子％超ではこの効果があまり認められないからである。なお、Ａｌ含有量の範囲を０．３原子％以上、２．５原子％以下とすると、さらに好ましい。

本実施形態のＦｅ系非晶質合金において、Ｍｏの添加も非晶質形成能を一層向上させる。Ｍｏの含有量は０．１原子％以上、６原子％以下とする。Ｍｏが０．１原子％未満では非晶質形成能の向上効果が認められず、Ｍｏが６原子％超では非晶質形成能の向上効果があまり認められないからである。

Ｆｅ系非晶質合金において、Ｆｅの含有量は通常、７０原子％以上であれば一般的な鉄心としての実用的なレベルの飽和磁束密度が得られるが、１．６Ｔ超の高い飽和磁束密度を得るためには、Ｆｅを８０原子％以上にする必要がある。一方、Ｆｅの含有量が８８原子％超となると、非晶質相の形成が困難となり、非晶質合金特有の良好な軟磁気特性を得ること（例えば、鉄損Ｗ13/50を安定して０．１Ｗ／ｋｇ以下とすること）が難しくなる。よって、本実施形態のＦｅ系非晶質合金において、Ｆｅ含有量を８０原子％以上８８原子％以下の範囲と限定した。

一般的に、飽和磁束密度はＦｅの含有量でほぼ決まり、Ｆｅの含有量が高い程、飽和磁束密度が高くなる。本実施形態のＦｅ系非晶質合金の場合、非晶質相を形成するためにＰやＢなどの元素を添加するが、その分Ｆｅの含有量が低くなり、得られる飽和磁束密度には制限があった。本実施形態のＦｅ系非晶質合金では新たにＭｏを添加することで非晶質相形成能を向上させたことでＦｅの含有量を多くすることが可能となり、これが１つのポイントとなって本実施形態のＦｅ系非晶質合金を実現できた。

また、本実施形態のＦｅ系非晶質合金において、飽和磁束密度１．６５Ｔ以上を得るためのＦｅのより好ましい範囲は８４〜８８％とすることができる。
また、本実施形態のＦｅ系非晶質合金において、０．０９Ｗ／ｋｇ以下の低鉄損を得るためのＦｅのより好ましい範囲は８０〜８４％とすることができる。

本実施形態のＦｅ系非晶質合金では、Ｆｅの一部をＮｉ、Ｃｒ、Ｃｏの少なくとも１種で、１０原子％以下の範囲で代替することで、高飽和磁束密度を維持したまま鉄損などの軟磁気特性の改善も実現できる。これら元素による代替量に上限を設けたのは、１０原子％超となると、飽和磁束密度が低くなることや原料コストが嵩むためである。

本実施形態のＦｅ系非晶質合金は、通常、薄帯の形態で得ることができる。このＦｅ系非晶質合金薄体は、上述の実施形態において説明した成分からなる合金を溶解し、溶湯をスロットノズル等を通して高速で移動している冷却板上に噴出し、該溶湯を急冷凝固させる方法、例えば、単ロ−ル法、双ロ−ル法によって製造することができる。これらのロール法に用いるロールは金属製であり、ロールを高速回転させ、ロール表面またはロール内面に溶湯を衝突させることで合金の急冷凝固が可能である。
単ロ−ル装置には、ドラムの内壁を使う遠心急冷装置、エンドレスタイプのベルトを使う装置、およびこれらの改良型である補助ロ−ルやロ−ル表面温度制御装置を付属させたもの、減圧下あるいは真空中、または不活性ガス中での鋳造装置も含まれる。
本実施形態では、薄帯の板厚、板幅などの寸法は特に限定しないが、薄帯の板厚は、例えば、１０μｍ以上１００μｍ以下が好ましい。また、板幅は１０ｍｍ以上が好ましい。
以上説明の如く得られたＦｅ系非晶質合金薄帯は、電力トランスや高周波トランスの鉄心等の用途として用いることができる。

なお、本実施形態のＦｅ系非晶質合金は、薄帯の他に粉末状とすることも可能である。その場合、上述の組成の合金溶湯を満たしたるつぼのノズルから回転するロールあるいは冷却用の水などの液体の中に高速で合金溶湯あるいは合金溶湯の液滴を噴出して急冷凝固する方法を採用することができる。
上述の方法により、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金粉末を得ることができる。
上述のように得られたＦｅ系軟磁性合金粉末は、金型等により圧密して目的の形状に成形し、必要に応じ焼結して一体化することで、電力トランスや高周波トランス、コイルの鉄心等の用途として適用することができる。

以下、実施例について説明する。
（実施例１）
以下の表１に示す各種成分の合金をアルゴン雰囲気中で溶解し、単ロ−ル法で薄帯に鋳造した。鋳造雰囲気は大気中であった。そして、得られた薄帯について軟磁気特性を調査した。使用した単ロ−ル薄帯製造装置は、直径３００ｍｍの銅合金製冷却ロ−ル、試料溶解用の高周波電源、先端にスロットノズルが付いている石英ルツボ等から構成される。
この実験では、長さ２０ｍｍ、幅０．６ｍｍのスロットノズルを使用した。冷却ロ−ルの周速は２４ｍ／秒とした。結果として、得られた薄帯の板厚は約２５μｍであり、板幅はスロットノズルの長さに依存するので２０ｍｍであり、長さはおよそ５０ｍであった。

得られた薄帯の飽和磁束密度の測定はＶＳＭ装置（振動試料型磁力計）を用いて行った。薄帯の鉄損は、ＳＳＴ（Single Strip Tester）を用いて測定した。なお、鉄損測定条件は、磁束密度１．３Ｔ、周波数５０ｋＨｚである。これらの特性測定用の試料は、いずれも１ロットの全長に渡って６箇所から採取した。ＶＳＭ装置用の試料は薄帯幅中央部からの薄片とした。一方、鉄損測定用の試料は１２０ｍｍ長さに切断した薄帯サンプルを用い、それらの薄帯サンプルを３６０℃にて１時間磁場中でアニ−ルを行って測定に供した。アニ−ル中の雰囲気は窒素雰囲気とした。
飽和磁束密度及び鉄損の測定結果は６個所でのデ−タの平均値を、表１に示した。

表１の試料Ｎｏ．１〜２５の結果から明らかなように、Ｆｅを８０原子％以上８８原子％以下、Ｐを４原子％以上１２原子％以下、Ｂを２原子％以上８原子％以下、Ａｌを０．１原子％以上３原子％以下、さらに、Ｍｏを０．１原子％以上６原子％以下の本発明範囲とすることによって、飽和磁束密度１．６Ｔ超、又、磁束密度１．３Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損が０．１Ｗ／ｋｇ未満で、良好な軟磁気特性を有するＦｅ系非晶質合金薄帯が得られることがわかった。

これらに対して、試料Ｎｏ．２６〜３５に示す比較例のうち、試料Ｎｏ．２７、２８、３０では、破断発生や、表面にうねりが発生し、飽和磁束密度や鉄損の測定ができなかった（表１中の軟磁気特性の欄中に「−」で示す。
一方、試料Ｎｏ．２６、２９、３１〜３５では薄帯が得られても飽和磁束密度が１．６Ｔ超及び鉄損が０．１０Ｗ／ｋｇ未満の両者を満足する特性が得られなかった。
試料Ｎｏ.２６はＦｅ含有量が望ましい範囲の下限８０原子％を下回った例であり飽和磁束密度が低下した例、試料Ｎｏ.２９はＰ含有量が望ましい範囲の上限１２原子％を上回り鉄損が増加した例、試料Ｎｏ.３１はＡｌ含有量が望ましい範囲の下限０．１原子％を下回り鉄損が増加した例である。試料Ｎｏ.３２はＡｌ含有量が望ましい範囲の上限３原子％を上回り鉄損が増加した例、試料Ｎｏ.３３はＭｏ含有量が望ましい範囲の下限０．１原子％を下回り鉄損が増加した例である。試料Ｎｏ.３４はＭｏ含有量が望ましい範囲の上限６原子％を上回った例であり鉄損が増加した例、Ｎｏ．３５はＢ含有量が望ましい範囲の上限である８原子％を上回り鉄損が増加した例である。
これらの対比から、本発明により、Ｆｅ系非晶質合金において磁束密度１．３Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損が０．１０Ｗ／ｋｇ未満という優れた鉄損を維持しながら、更なる飽和磁束密度の改善を実現できることがわかった。

また、表１に示す試験結果から鑑み、Ｎｏ.１、６、９、１０、１２、１４、１７、２１〜２３、２５の試料で飽和磁束密度１．６６Ｔ以上を得ることができたので、飽和磁束密度１．６６Ｔ以上を得るためのＦｅのより好ましい範囲は８４．２〜８７原子％の範囲であり、Ｐのより好ましい範囲は４．０〜１０．１原子％、Ｂのより好ましい範囲は２〜５．９原子％、Ｍｏのより好ましい範囲は１.２〜６原子％であることがわかる。
また、Ｎｏ.２〜５、７、８、１１、１３、１５、１６、１８〜２０、２４の試料において特に低い０．０９以下の鉄損となったので、このような低鉄損とするためにＦｅのより好ましい範囲は８０〜８３．６％、Ｐのより好ましい範囲は５．８〜１２％、Ｂのより好ましい範囲は３.１〜７．９％、Ｍｏのより好ましい範囲は０．１〜５．１であることがわかる。

（実施例２）
表１のＮｏ．１に示す合金について、Ｆｅの一部をＮｉ、Ｃｒ、Ｃｏの少なくとも１種で代替した各種成分の合金を用いて、実施例１と同様の装置、条件により薄帯を鋳造した。なお、用いた合金の具体的な成分については、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏについてのみを表２に示した。結果として、得られた薄帯の板厚、板幅、長さはそれぞれ、約２５μｍ、２０ｍｍ、およそ５０ｍであった。得られた薄帯の飽和磁束密度及び鉄損について評価した。これらの特性評価に用いた試料の採取方法及び測定条件は、実施例１と同じであった。その測定結果を表２に示す。なお、表２での表示要領は、表１の場合同様である。

表２の試料Ｎｏ．３６〜４２の結果から明らかなように、Ｆｅの一部をＮｉ、Ｃｒ、Ｃｏの少なくとも１種で、１０原子％以下の範囲で代替しても、飽和磁束密度が１．６Ｔ超で、鉄損をＷ13/50で安定して０．１０Ｗ／ｋｇ未満とできることがわかった。

（実施例３）
表１のＮｏ．１５に示す合金について、Ｆｅの一部をＮｉ、Ｃｒ，Ｃｏの少なくとも１種で代替した各種成分の合金を用いて、実施例１と同様の装置、条件により薄帯を鋳造した。なお、用いた合金の具体的な成分については、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏについてのみを表３に示した。結果として、得られた薄帯の板厚、板幅、長さはそれぞれ、約２５μｍ、２０ｍｍ、およそ５０ｍであった。得られた薄帯の飽和磁束密度及び鉄損について評価した。これらの特性評価に用いた試料の採取方法及び測定条件は、実施例１と同じであった。その測定結果を、表３に示す。なお、表３での表示要領は、表１の場合同様である。

表３の試料Ｎｏ．４３〜４９の結果から明らかなように、Ｆｅの一部をＮｉ、Ｃｒ、Ｃｏの少なくとも１種で、１０原子％以下の範囲で代替しても、飽和磁束密度が１．６Ｔ超で、鉄損をＷ13/50で安定して０．１０Ｗ／ｋｇ未満とできることがわかった。

本発明により、飽和磁束密度が高く鉄損が低い、すなわち、品質が良好なＦｅ系非晶質合金、例えば、Ｆｅ系非晶質合金薄帯を工業的規模で安定して製造することが可能となった。本発明のＦｅ系非晶質合金の特性は、これまでのＦｅ系非晶質合金より品質が良好であることから、産業上の利用可能性は大きい。

Claims (4)

1. 原子％で、Ｆｅを８０％以上８８％以下、Ｐを４％以上１２％以下、Ｂを２％以上８％以下、Ａｌを０．１％以上３％以下含有し、さらに、Ｍｏを０．１％以上６％以下含有し、残部不可避的不純物からなることを特徴とする、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金。
2. Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏのうち少なくとも１種以上で、請求項１に記載のＦｅ系非晶質合金のＦｅを１０原子％以下の範囲で、代替したことを特徴とする、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金。
3. 磁束密度１．３Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損（鉄損Ｗ13/50）が０．１０Ｗ／ｋｇ未満、かつ、飽和磁束密度が１．６Ｔ以上であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金。
4. 請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載のＦｅ系非晶質合金からなることを特徴とするＦｅ系非晶質合金薄帯。