JPH0219442A

JPH0219442A - 超微細結晶組織を有する高飽和磁束密度Ｆｅ基合金

Info

Publication number: JPH0219442A
Application number: JP63169568A
Authority: JP
Inventors: Shun Sato; 駿佐藤; Toshio Yamada; 山田　利男; Tsutomu Ozawa; 小澤　勉; Kenichi Baba; 健一馬場; Takeshi Yamamoto; 毅山本; Hideo Hagiwara; 英夫萩原
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-07-07
Filing date: 1988-07-07
Publication date: 1990-01-23

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、電力用トランスやチョークコイル、リアクト
ル、モータなどの鉄心材料に適した融体急冷法によって
作製される微細結晶組織を有するＦｅ基合金とその製造
方法に関するものである。

（従来の技術）電カドランス、チョークコイル、リアクトル、モータな
どの鉄心材料として用いられる磁性材料は飽和磁束密度
Ｂ、が高く鉄損の低いことが要求される。この要求を満
足する材料として古くからけい素鋼板が主として使用さ
れてきた。しかし近年、Ｆｅ基非晶質合金が代替材料と
して登場してきた。非晶質合金は、合金の溶湯を急冷し
て直接薄帯状に作られるもので、その構造に由来してす
ぐれた低鉄損性を有する。しかし非晶質状態は準安定非
平衡相であるため長時間の熱的安定性に不安があった。

非晶質合金の熱的不安定性を解消するとともに、Ｆｅ基
合金において、低磁歪化を可能にした新材料としてＦｅ
基非晶質合金を超微細粒化した結晶質合金が最近開発さ
れた（日本金属学会第１０２回春期大会予稿集、Ｐ３９
３．昭和６３年）。

この材料の合金組成はＦｅＣｕ１Ｎｂ３Ｓｉ＋ｚ、　５
８９およびＦｅＣｕ１ＮｂｌＳｉ＋ｂ、ｓＢｉ　（原子
％）で表示される合金で、予め通常の融体急冷法により
非晶質薄帯とした後、結晶化温度より高い温度で熱処理
することにより１００人程度の超微細粒から成る結晶組
織とするものである。

微細粒化した合金は非晶質状態において飽和磁歪定数λ
１が２０Ｘ１０−”であったものが、２×１０−”以下
となる。この結果比透磁率μ目よ１０万というＣｏ基非
晶質合金なみの高い値を示すとともに、Ｂ、が１．２５
Ｔ（テスラ）とＣｏ基非晶質合金に比べて約２倍の高い
値を示すことが報告されている。したがってこの材料は
ノイズフィルタや高周波チョークコイルなどの磁心材料
としてきわめてすぐれた特性を示すものと考えられる。

しかしさらに高い飽和磁束密度Ｂ、が要求゛される電カ
ドランスや電力用のりアクドル、チョークコイルなどに
はまだＢ、の大きさが不充分である。

これらの用途には少なくとも１．４５Ｔの８３が要求さ
れる。また前述の新しい材料は脆いため加工上の問題が
ある。

（発明が解決しようとする課題）本発明は、Ｆｅ基非晶質合金を熱処理することにより、
超微細粒結晶組織とした低磁歪、高透磁率合金において
不充分である飽和磁束密度をさらに高めた新規な材料と
その製造方法を提供することにある。

（課題を解決するための手段・作用）本発明の合金は少なくとも１．４５７の飽和磁束密度Ｂ
３を有し、かつ平均結晶粒径が５００Å以下、好ましく
は３００Å以下の微細結晶から成る組織を５０％以上有
している高飽和磁束密度Ｆｅ基合金である。平均結晶粒
径を５００Å以下とするのは粒径が５００人を超えると
保磁力が急増するとともに励磁特性が急激に劣化するた
めである。

また結晶相の割合を５０％以上とする理由は、５０％未
満では同じ組成の非晶質合金に比べて鉄損の改善効果が
僅少であるためである。ここで結晶相の比率はＤＳＣに
よる熱分析曲線において発熱ピークの熱量を完全非晶質
相のそれと比較することによって知ることができる。

本発明の合金はまた電気抵抗が少なくとも８０μΩ−ｃ
ｍとすることが望ましい。これは結晶化にともなう電気
抵抗の低下を最小限に抑えることにより、渦電流損の増
加を抑制するためである。

上記のような組織、物性を実現するために本発明の合金
組成はＦｅ＊ＸｂＹｃＭａとする。ただし、Ｆｅはその
一部を２０原子％以下のＣｏ、１０原子％以下のＮｉで
置換し得るものとし、ＸはＣｕ、　Ｓｂ、　Ｐｂ。

Ｂｉ、　Ａｇ、　Ｓｎ、　　Ｓ、　　Ｐ、　Ｓｅ、　Ｔ
ｅ、　Ａｓの少なくとも１種、ＹはＮｂ、　Ｍｏ、　　
Ｖ、　Ｔａ、　Ｗ、　Ｍｎ、　Ｃｒの少なくとも１種、
ＭはＢ、　Ｓｉ、　Ｃ，Ｇｅの少なくとも１種、またａ
は７５〜９５（原子％、以下同様である）、ｂは０．１
〜３、Ｃは０．１〜２．５、ｄは５〜２５で、ａ＋ｂ＋
ｃ＋ｄ＝１００である。

合金組成を規定する理由は以下の通りである。

Ｆｅが７５％未満のときＢ、≧１．４５７を達成するこ
とが困難になる。また９５％を超えると、融体急冷法に
よって６０％以上が非晶質相の合金を形成することが困
難になるためである。ＣＯはＢ、を高めるために、Ｎｉ
はＢ、を出来るだけ低下させずに、結晶化温度を制御す
る元素として必要に応じて添加する。Ｘ元素は結晶の微
細化に有効な元素である。５００Å以下に微細化するた
めに少なくとも、０．Ｔｘの添加が必要である。しかし
３％を超えると、Ｂ、の低下、脆化を招くので上限を３
％とした。Ｙ元素は融体急冷時の非晶質形成能を高め、
かつ微細結晶化処理に関与する結晶化温度を制御する元
素として添加する。しかし過量の添加はＢ、を低下させ
るので、上限を２．５％とした。Ｍは半金属元素で、融
体急冷時の非晶質形成に不可欠な元素である。従来は少
なくとも１０％を必要としたが、本発明においては少な
くとも６０％の非晶質相が得られれば充分のため、５％
の添加で目的を達成できる。ただし２５％を超えると主
成分であるＦｅの含有量が不足するので上限を２５％と
した。

本発明の合金は板厚が少なくとも４０μｍであることが
望ましい。さらに望ましくは５０μｍ以上である。板厚
の増大により微細結晶化熱処理後の脆化を最小限に抑制
することが可能である。さらに板厚の増大は低周波域に
おける鉄損の低減に有効である。

本発明の結晶相を５０％以上とするＦｅ基合金の製造は
、予め非晶質相のみからなる合金は当然のことながら少
なくとも６０％が非晶質で、残部結晶相の合金を作製し
た後、熱処理により、結晶化させ、５０％以上が結晶相
となるようにする。少なくとも６０％が非晶質相である
合金は、通常°、融体を金属製のロールやドラムの外周
面あるいは円周面に接触させて急冷する方法を用いる。

また二つの互いに反対方向に回転するロールの間で圧延
するように急冷する方法を採用してもよい。融体を噴出
するノズルとしては、第１図に示すような種々のタイプ
が採用できる。板厚が１０〜４０屡の範囲の薄いものを
作製する場合には、（ａ）のような矩形状開口部（スリ
ット）をもつノズルが適している。板厚が４０μｍを超
える場合にはい）の多重スリットが適している。また幅
の広い（５１００ｍｍ）薄帯を製造する場合には（Ｃ）
のようなタイプのノズルが適している。（Ｃ）のタイプ
のノズルは冷却面の移動方向（矢印で指示）の長さを変
えることにより、板厚を変えることが容易にできる。

以上の方法により最大板厚２００μｍまでの範囲で非晶
質相が６０％以上のＦｅ基合金を製造することができる
。非晶質相の比率はＤＳＣの発熱ピークの熱量から算出
できる。非晶質相を６０％以上とする理由は、非晶質相
が所定より少ない場合後工程の熱処理による微細結晶粒
組織の形成が困難になるためである。また非晶質相が少
ないと、鋳造材が脆化して加工性、巻き作業性が低下す
るので実用上問題となる。

微細結晶相を形成するための熱処理は、通常非晶質相の
結晶化温度以上の温度で所定の時間、熱処理する。ここ
で非晶質相の結晶化温度Ｔｘは、示差熱分析計（ＤＴＡ
）　、示差走査熱量計（ＤＳＣ）などを用いる熱分析に
おいて、昇温速度１０°Ｃ／分における結晶化を開始す
る温度（発熱ピークの立上りの温度）で定義する。熱処
理温度は結晶粒径に影響を与える。結晶粒径は磁気特性
の周波数特性と相関があることが本発明を創案する過程
で見い出された。一般に結晶粒径が小さいと、周波数依
存性が大きくなり、高周波における劣化が著るしい。一
方結晶粒が大きいと低周波の透磁率はやや小さいが、高
周波数までその値を保持することが分った。

公知の方法においては熱処理は結晶化温度Ｔｘ以上の温
度で熱処理されるが熱処理は必ずしもＴｘ以上の温度で
行なうことは必要としない。

Ｔｘ以下の温度で長時間保持することによっても達成で
きる。この場合の保持時間は少な（とも６０分間は必要
である。さらにＴｘ以下の温度で保持した後、Ｔｘ以上
の温度に高めて保持することにより、単にＴｘ以上の温
度に保持するよりもすぐれた特性が得られる場合がある
ことが実験の結果明らかとなった。このケースでは、Ｔ
ｘ以下およびＴｘ以上の温度において各々少なくとも５
分間保持することが望しい。

Ｆｅ６ｏＣＬ１１ＭＯＩＢ＋　ＺＳ１６合金の例を表１
に示す。この合金の例ではＴｘ　　（＝４６０″Ｃ）以
下５０°Ｃの温度に３０分保持した後、Ｔｘ以上３０°
Ｃの温度で３０分保持することにより、同じＴｘ１以上
３０°Ｃの温度で３０分あるいは６０分保持したものよ
りすぐれた鉄損特性を示している。ここで熱処理はすべ
て磁界１００ｅをサンプルの長手方向に印加しながら行
われた。

熱処理は通常不活性ガス（Ｎｚ、　Ａｒなど）中で行な
うが大気中でもよい。１００ｋｌｌｚ以上で使用する目
的にはむしろ大気中て熱処理した方が周波数特性のすぐ
れたものを得やすいことが本発明において見い出された
。

以下実施例をあげて説明する。

（実施例）実施例１表２に示す組成のＦｅ基合金を高周波溶解した後石英管
で吸い上げ凝固させた。これらの合金５００ｇを石英る
つぼで再溶解し、矩形状ノズルを通してＣｕ製ロールの
外周面に吹き付は象、冷凝固させ、幅２５ｍｍ０薄帯と
した。板厚は２０〜３０μｍの範囲であった。鋳造まま
の状態でいずれも少なくとも６０％は非晶質相を有して
いた。

各々の組成の薄帯を結晶化温度（’ｒｘ　）より５０°
Ｃ低い温度で３０分、さらに結晶化温度より３０°Ｃ高
い温度で３０分、ＮＺガス中に保持した。単板試験器で
測定した磁気特性を表２に併せて示す。

表２においてＢ、は１０ｅにおける磁束密度＋　Ｗ、、
、、。

は５０Ｈｚ、１．３Ｔにおける鉄損を示す。

磁気特性の測定後、サンプルを取り出し、ＤＳＣにより
測定したところ、いずれもほぼ１００％結晶化している
ことが分った。また透過電子顕微鏡観察を行なった結果
、結晶粒径はいずれの組成においても３００人を超えて
いないことを確認した。

さらに電気抵抗はいずれの組成も８０μΩ−ｃｍ、飽和
磁束密度は１．４５　Ｔ以上であった。

実施例２実施例１において作製された薄帯を結晶化温度より３０
°Ｃ低い温度に１２０分間長手方向に磁界１００ｅを印
加しなからＮ２雰囲気中に保持した。それらの磁気特性
は表３に示す通りであった。実施例１に比べてＢＩ＋　
Ｗ１３／Ｓ。が共に向上している。

磁気測定後サンプルをＤＳＣにかけた結果、いずれも少
なくとも８０％結晶化していることが分かった。また、
透過電子顕微鏡観察の結果からは結晶化部の粒径はいず
れの組成においても３００人を超えていないことが確認
された。

さらに電気抵抗はいずれも８０μΩ−１より大きい値を
示し飽和磁束密度は１．４５Ｔ以上であった。

実施例３表４に示す各組成のＦｅ基合金を実施例１と同じ方法で
薄帯に作製した。鋳造ままの状態ではいずれの組成の薄
帯も８０％以上が非晶質相であった。

これらの薄帯の長手方向に１ｋｇ／−の張力を付与しな
がら、結晶化温度より１０°Ｃ高い温度で６０分、大気
中で焼鈍した。単板試験器で測定した磁気特性を表４に
示した。

磁気測定後サンプルをＤＳＣで測定した結果、いずれも
少なくとも８０％結晶化していることが分った。また透
過型電子顕微鏡観察では結晶化した部分の粒径はいずれ
の組成においても３００人未満で、電気抵抗は８０μΩ
−ｃｍ以上、飽和磁束密度は１．４５　Ｔ以上であった
。

（発明の効果）以上述べたように本発明の超微細結晶組織を有するＦｅ
基合金は、高磁束密度で、低鉄損性を有するので電力用
トランスやりアクドル、チョーク、モータコアなど動作
磁束密度の高い電気機器として好適である。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の合金の素材となる非晶質合金を製造す
るために用いられるノズル間孔部の形状の例を示す。（
ａ）は比較的薄いシートを製造するためのノズル、Φ）
は比較的厚いシートを製造するためのノズル、（Ｃ）は
幅広シートを製造するためのノズル開孔部の形状を例示
する。（，２）（′ｂ）（す

Claims

【特許請求の範囲】

（１）　飽和磁束密度が少なくとも１．４５Ｔ（テスラ
）で、かつ平均結晶粒径が５００Å以下の微細結晶組織
を５０％以上有している超微細結晶組織を有する高飽和
磁束密度Ｆｅ基合金。
（２）　電気抵抗率が少なくとも８０μΩ−ｃｍである
請求項１記載のＦｅ基合金。
（３）　Ｆｅ＿ａＸ＿ｂＹ＿ｃＭ＿ｄの組成を有する請
求項１または２記載のＦｅ基合金。ただしＸはＣｕ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ａｇ，Ｓｎ，Ｓ，
Ｐ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ａｓの少なくとも１種、ＹはＮｂ，Ｍ
ｏ，Ｖ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｎ，Ｃｒの少なくとも１種、Ｍは
Ｂ，Ｓｉ，Ｃの少なくとも１種で、ａは７５〜９５（原
子％、以下同じ）、ｂは０．１〜３、ｃは０．１〜２．
５、ｄは５〜２５で、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝１００である。またＦｅはその一部を２０原子％以下のＣｏ，あるいは
１０原子％以下のＮｉで置換し得る。
（４）　板厚が少なくとも４０μｍである請求項１〜３
のいずれかに記載のＦｅ基合金。
（５）　溶湯から急冷された６０％以上が非晶質相であ
る請求項３の合金を、熱処理することにより５０％以上
を結晶相とする請求項１〜４のいずれかに記載のＦｅ基
合金の製造方法。
（６）　熱処理が、非晶質相の結晶化温度Ｔ＿ｘ以上に
加熱することを特徴とする請求項５記載のＦｅ基合金の
製造方法。
（７）　熱処理が、非晶質相の結晶化温度Ｔ＿ｘより低
い温度で少なくとも６０分間保持することを特徴とする
請求項５記載のＦｅ基合金の製造方法。
（８）　熱処理が、非晶質相の結晶化温度Ｔ＿ｘより低
い温度に保持した後、前記Ｔ＿ｘより高い温度に保持す
ることを特徴とする請求項５記載のＦｅ基合金の製造方
法。
（９）　熱処理中に保磁力より大きい磁界を印加するこ
とを特徴とする請求項５〜８のいずれかに記載のＦｅ基
合金の製造方法。
（１０）　熱処理中０．１ｋｇ／ｍｍ＾２より大きい張
力を長手方向に付与することを特徴とする請求項５〜８
のいずれかに記載のＦｅ基合金の製造方法。
（１１）　熱処理の雰囲気を空気中で行なうことを特徴
とする請求項５〜１０のいずれかに記載のＦｅ基合金の
製造方法。