JPH05132744A - 高飽和磁束密度非晶質合金薄帯および非晶質合金鉄心の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 非晶質形成能の低い、高Ｆｅ含有Ｆｅ−Ｓｉ
−Ｂの形成能を向上させることにより、高飽和磁化でか
つ低鉄損のＦｅ基非晶質合金およびそれを用いる鉄心の
製造方法を提供する。 【構成】 組成がＦｅ_a Ｓｉ_b Ｂ_c Ｓｎ_xただし８１＜a
≦８６，１≦b ≦１２，６≦c ≦１６，０．０５≦x
＜１（原子％）である非晶質合金。この合金を２６０℃
〜３５０℃で１分以上３０分未満の熱処理を施した鉄
心。 【効果】 従来のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金は鉄損、透
磁率を重視して成分設計がなされていたため、飽和磁化
が低い欠点があった。これに対して本発明の合金はＳｎ
を添加することにより、鉄損、透磁率を劣化させること
なく高飽和磁束密度化を可能にした。この結果、電力ト
ランスなどの鉄心に用いるとき、小型化を実現できる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、電力トランスの鉄心を
主たる用途とし、可飽和リアクトル、高周波トランス、
平滑チョークなどの鉄心や磁気センサなど、高飽和磁束
密度でかつ低損失特性を要求される用途に適した非晶質
磁性合金に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】液体急冷法で製造されるＦｅ基非晶質合
金は、鉄損がきわめて小さいという特徴により、電力ト
ランスや高周波トランスの鉄心材料として有望視されて
きた。しかし、本格的な実用化にはまだ至っていない。
その要因として、飽和磁束密度がけい素鋼板に比べてか
なり低いこと、合金元素として高価なＢ（ボロン）を必
須とすることがあげられる。

【０００３】今日、電力トランス用として開発され、実
用化されている非晶質合金は、Ｆｅを約７８原子％、Ｂ
を１０原子％以上含有するＦｅ−Ｓｉ−Ｂ合金である。
この合金は、飽和磁束密度よりも非晶質形成能、熱的安
定性を重視しているため飽和磁束密度がやや低い（室温
のＢ_s ＜１．６Ｔ）という欠点がある。飽和磁束密度が
低いと、動作最大磁束密度を低く設定しなければならな
いため鉄心の体積あるいは重量が大きくなるからであ
る。

【０００４】Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金において室温の
飽和磁束密度は、Ｆｅ８２〜８３原子％のとき最大とな
り、その値は約１．６８Ｔであることが知られている。
したがって、飽和磁束密度を高めるためには合金のＦｅ
含有量を増加する方策が考えられる。しかしＦｅが８１
原子％を超えると非晶質形成能が急激に低下するため、
冷却速度のおそい幅広材料や厚肉材料の場合、結晶相を
含まない非晶質単相の薄帯を安定に形成することが困難
になる。このため鋳造条件のわずかな変動によって結晶
相が形成しやすくなり、結果として鉄損や透磁率などの
軟磁気特性の劣化およびバラツキが大きくなる。すなわ
ち、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ合金においては、軟磁気特性を劣化
させずに飽和磁束密度を大幅に向上させることはできな
かった。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、薄帯形成時
に冷却速度がおそい幅広材料および厚肉材料において、
鉄損および励磁特性の劣化がない高飽和磁束密度を有す
るＦｅ基非晶質合金およびそれを用いる鉄心の製造方法
を提供することを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段・作用】上記目的を達成す
るために、本発明の要旨とするところは下記のとおりで
ある。

【０００７】（１）組成がＦｅ_a Ｓｉ_b Ｂ_c Ｓｎ_x であ
ることを特徴とする片面冷却法で作製された、高飽和磁
束密度、かつ低損失の非晶質磁性合金薄帯。

【０００８】ただし、a, b, c, xはそれぞれ原子％とし
て、８１＜a ≦８６、１≦b ≦１２、６≦c ≦１６、
０．０５≦x＜１、かつ、a ＋b ＋c ＋x ＝１００であ
る。

【０００９】（２）上記組成の非晶質合金薄帯を巻鉄心
あるいは積鉄心に成形したのち、２６０℃〜３５０℃の
温度で、１分以上３０分未満の時間、無磁界あるいは磁
界中で熱処理することを特徴をする高飽和磁束密度非晶
質合金鉄心の製造方法。

【００１０】すなわち本発明は、高いＦｅ含有量のＦｅ
−Ｓｉ−Ｂ合金に、微量のＳｎを含有させることによ
り、非晶質形成能および鉄損特性、励磁特性をすぐれた
値に安定性に保持したまま高い飽和磁束密度を実現した
非晶質合金薄帯であり、さらにこの薄帯を鉄心に加工し
たのちアニールする方法である。

【００１１】以下に本発明を詳細に説明する。図１は、
単ロール急冷法で作製された幅２５mm、板厚約３０μｍ
のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金薄帯において、アニール後
の磁気特性に対するＳｎ添加の効果を示している。図か
ら明らかなように、Ｓｎを添加したものは同一アニール
温度において磁気特性がすぐれているだけではなく、よ
い磁気特性を示すアニール温度の範囲が広い。Ｓｎのこ
の効果は、以下に述べるようにＳｎの表面結晶化抑制作
用によるものであると考えられる。

【００１２】図２は、図１のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金
薄帯の両面について測定した（１１０）面のＸ線回折強
度を示している。Ｓｎを含まない磁気特性の劣る薄帯は
自由面（ロールに接触しない面）に鋭く高い結晶化ピー
クを示し、アニール温度とともに強度を増す。一方磁気
特性のすぐれたＳｎ含有の薄帯はほとんどローパターン
強度のままである。なお、薄帯のロール面はＳｎの有無
による差が明確ではなかった。この結果からＳｎの磁気
特性改善は、Ｓｎが薄帯自由面の結晶化を抑制する効果
に起因すると考えられる。

【００１３】次に本発明において合金の範囲を限定する
理由を述べる。Ｓｎは、すでに述べたとおり薄帯表面の
結晶化を抑制するための必須成分である。この結晶化抑
制作用は、０．０５原子％未満では発現せず、また、１
原子％を超えると飽和磁束密度の低下をもたらし、薄帯
の形成性（非晶質形成ではない）を損なうので、Ｓｎの
範囲は０．０５以上かつ１原子％未満に限定した。

【００１４】つぎに、Ｆｅ，Ｓｉ，Ｂの含有量a ，b ，
c を限定する理由を述べる。a は、１．６３Ｔ（テス
ラ）以上の高い飽和磁束密度が得られることを条件に８
１超〜８６（原子％、以下同じ）、好ましくは８２〜８
５とした。a が前記の範囲の下限をはずれるとき、１．
６３Ｔ以上の飽和磁束密度を達成することが困難とな
り、一方上限を超えると非晶質の形成が困難になり磁気
特性のバラツキが大きくなるからである。ＳｉとＢは非
晶質形成能および熱的安定性を向上させるため加える。
本発明においては、b は１〜１２、好ましくは１〜９、
c は６〜１６、好ましくは７〜１５未満である。b が１
未満、あるいはc が６未満では、非晶質相が安定に形成
されず、一方、b が１２、c が１６を超えても原料コス
トが高くなるだけで非晶質形成能、熱的安定性の向上が
認められない。よってb は１〜１２、c は６〜１６の範
囲に限定した。

【００１５】Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ合金においてＳｎが非晶質
薄帯自由面の結晶化を抑制するメカニズムは、現時点で
は明らかではない。しかし、グロー放電発光分光法を用
いてＳｎを含む合金薄帯の表面を分析すると、図３のＳ
ｎなし（ａ図）、Ｓｎ０．３at％含有（ｂ図）に示すよ
うに自由面にＳｎの著しい濃度偏析とともにＦｅ，Ｓ
ｉ，Ｂなど非晶質形成に不可欠な元素も分布状態を変え
ている様子が認められる。要するにＳｎが不安定な薄帯
の表面層を保護して結晶化から守り、安定化しているも
のと考えられる。本発明は、Ｓｎによる非晶質薄帯表面
層の結晶化抑制作用という自ら見出した知見をもとに、
これを従来不安定とされていた高Ｆｅ非晶質合金に応用
することにより、安定化することに成功したものであ
る。

【００１６】つぎに本発明の実施態様について述べる。
まず、Ｆｅ，Ｓｉ，Ｂ，Ｓｎが上述した所定の組成範囲
となるように配合した原料あるいは母合金を溶解する。
ただし、上記の四元素以外につぎの元素が、本発明の目
的とする高飽和磁束密度、低損失性を損なわない範囲、
具体的には２原子％以下の少量であれば含まれてもよ
い。そのような元素として、Ｖ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｗ，Ｃｒ，Ｈｆがある。これらの元素は、透磁率、
耐食性、熱的安定性の改善に有効であることが知られて
いる。また、合金全体に占める比率がＣｏは２０原子％
以下、Ｎｉは１０原子％以下の範囲でＦｅを置換するこ
とができる。この範囲であれば、Ｃｏは飽和磁束密度を
向上させ、また、Ｎｉは飽和磁束密度を保持しながら鉄
損および透磁率の改善に効果を示す。

【００１７】溶解された合金の溶湯は、通常の単ロール
急冷法など片面冷却法を用いて非晶質の急冷薄帯とす
る。このとき使用するノズルは単一のスリットノズル、
あるいは多重スリットノズルを用いることができる。こ
こで単一ノズルは、基板の移動方向に測った幅が０．２
〜１．０mmの細長いスリット状開口部を一つもつノズル
で、薄帯の板厚が主に４０μｍ以下のとき用いる。ま
た、多重スリットノズルは複数のスリット状開口部を基
板の移動方向に所定の間隔（通常１mm〜４mm）に配列し
たノズルで、４５μｍ以上の厚肉材料の製造に用いられ
る。なお、鋳造する雰囲気は大気中、不活性ガス中、真
空中のいずれでもよい。

【００１８】以上のように作製された非晶質合金薄帯
は、飽和磁束密度が高く（少なくとも、室温で１．６３
Ｔ以上）、また板厚４０μｍ以上の厚肉材料においても
自由面には結晶相の生成が認められず、その結果、鉄損
値およびそのバラツキがともに小さいことが特徴であ
る。もちろん、板厚４０μｍ以下の通常板厚において
も、鉄損のバラツキは大幅に減少している。

【００１９】本発明の非晶質合金薄帯は、鉄心に形成さ
れる。鉄心の構造は大別して巻鉄心と積鉄心の２種類あ
るが、本発明においてはどちらを採用してもよい。成形
された鉄心は歪みを除去するために熱処理を行う。本発
明において熱処理は、最高温度が２６０℃〜３５０℃の
範囲となるように設定し、この温度に１分以上３０分未
満の時間保持する。この熱処理条件は、温度が２６０℃
未満あるいは保定時間が１分未満のとき歪みの解放が不
十分であり、また３５０℃以上で３０分あるいは３５０
℃で３０分間以上保持すると結晶化が開始するためであ
る。

【００２０】

【実施例】以下、実施例に基づいて説明する。 実施例１ 表１の１に示した各組成を有する母合金を作製した後、
この母合金５００ｇを高周波溶解した。溶解した母合金
はスリット状の開口部をもつノズルを通して、周速２４
ｍで回転するＣｕ製ロールの外周面で急冷され薄帯に形
成された。ここで、用いたノズルは単一スリット（幅
０．４、長さ２５mm）である。

【００２１】得られた薄帯の板厚、Ｘ線回折法で調べた
非晶質性は表１の１の通りであった。この非晶質薄帯の
異なる３か所から採取した試料で内径６０mmのトロイド
状の巻鉄心を作製した。重量はいずれも５０ｇである。
この巻鉄心をアルゴン雰囲気中で１０Oeの磁界をトロイ
ドの周方向に印加しながら熱処理した。熱処理の条件
は、表１の１に示すように最高温度を２６０〜３５０℃
の範囲のいずれかの温度に設定し、この温度に２５分間
保持した。熱処理後の試料を磁気測定した。測定した項
目は鉄損および透磁率である。用いた装置はＢ−Ｈルー
プトレーサおよび電力計である。また、飽和磁束密度を
ＶＳＭ（振動型磁力計）で測定した。諸特性の測定結果
および熱処理条件を比較例とともに表１の２にまとめて
示した。なお、表１の２において鉄損以外は３試料の平
均値を示す。

【００２２】

【表１】

【００２３】

【表２】

【００２４】表１から明らかなように、Ｓｎを含まない
従来の高Ｆｅ（Ｆｅ＞８１原子％）は連続薄帯を形成す
ることができないか、あるいは薄帯となっても部分的に
結晶化して磁気特性（鉄損、透磁率）が劣化する。これ
に対して、本発明の合金は、Ｆｅ＞８１原子％を含む高
Ｆｅ組成のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金においても、Ｘ線
で結晶相の存在は検出されず、磁気特性もすぐれてい
る。たとえば、飽和磁束密度は１．６３Ｔを超える程度
に高く、鉄損、透磁率も、従来の低Ｆｅ（＜８０原子
％）合金なみにすぐれている。なかでも高い磁束密度に
おける鉄損Ｗ_15/50 は従来の低Ｆｅ合金を凌いでいるこ
とを表１は示している。

【００２５】実施例２ 表２の１に示した各組成の合金１．５kgを非晶質合金薄
帯に形成した。製造は、４０μｍ以上の厚肉薄帯を作製
するために、多重スリット法（スリット長さ５０mm、幅
０．４mm、スリット間隔１mmのダブルスリットノズルあ
るいはトリプルスリットノズルを用いた）を採用した以
外は実施例１と同様の条件である。

【００２６】この非晶質薄帯を１００mmおよび２００mm
の２種類の長さに切り出して熱処理した後、図４の
（ａ）平面図、（ｂ）接合部の積層状態に示すような９
０°接合タイプの積鉄心を作製した。ただし、積層方法
は同時積枚数を１枚とし、鉄心重量は各１kgとした。ま
た、熱処理は窒素ガス中で１０Oeの磁界を試料長さ方向
に印加し、表に示した温度、時間で行った。積鉄心の磁
気特性は表２の２に示す通りである。

【００２７】

【表３】

【００２８】

【表４】

【００２９】上記表２の各々から、本発明のＳｎ含有Ｆ
ｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金は、積鉄心においても、Ｓｎを
添加しない従来の高Ｆｅ非晶質合金に比べて、すぐれた
特性をもつことが分かる。まず、Ｓｎが無添加あるいは
本発明の下限値以下のとき、Ｆｅ≧８３原子％では多重
スリット法で板厚４０μｍ以上の厚肉薄帯を形成するこ
とができなかった。また、本発明の範囲をはずれる低Ｆ
ｅ組成（Ｆｅ≦８０原子％）のとき厚肉薄帯は形成でき
たが、飽和磁束密度が１．６３Ｔよりも低く本発明の目
的を達成できなかった。また、本発明の合金は、高い磁
束密度における鉄損がすぐれていることが表よりわか
る。これは、Ｓｎの効果がＦｅの含有量が増すほど、あ
るいは板厚が厚くなるほど顕著になるためである。従来
の合金は、磁束密度に対する増加率が大きいためＷ
_15/50 では、本発明の合金と同等ないしそれ以下に劣化
してしまうからである。これは、従来のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ
非晶質合金が、１．３Ｔ近傍の鉄損を下げることを意図
して合金設計されたためである。これに対して本発明の
非晶質合金は、飽和磁束密度が高く、かつ高い磁束密度
において従来の合金と同等の軟磁気特性を有するもので
あり、しかも厚肉薄帯とすることが可能であるから占積
率を高めることができ、鉄心の小型化に大きな効果を発
揮する。すなわち、本発明の非晶質合金は、従来のＦｅ
−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金に比べて、飽和磁束密度が高く、
鉄損も低いため、電力トランス、可飽和コアなど高飽和
磁束密度、低損失性を要求される鉄心材料に適してい
る。Ｆｅの含有量および板厚が増すほど優位性が高まる
ことを表２は示している。

【００３０】

【発明の効果】本発明のＳｎを含有するＦｅ−Ｓｉ−Ｂ
非晶質合金薄帯は、高い飽和磁束密度を有するとともに
幅広材料、厚肉材料においても低鉄損、高透磁率のすぐ
れた軟磁気特性を保持する。さらに、これら軟磁気特性
のロット間、ロット内のバラツキが小さい。またアニー
ル条件の自由度が広い。したがって本発明の非晶質合金
は、電力トランス、可飽和コア、高周波トランスなど高
飽和磁束密度が求められる鉄心材料として用いるとき、
鉄心の小型化と特性の安定を同時に達成できる。また、
磁気シールド材、磁気センサにおいても従来材料に比べ
て有利に使用できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】高Ｆｅ含有Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金における
Ｓｎ添加の効果を示す図。

【図２】高Ｆｅ含有Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質薄帯のＸ線回
折による非晶質性を示す図。

【図３】グロー放電発光分光法（ＧＤＳ）により観測し
た薄帯自由面の深さ方向に対する、主要元素のプロファ
イルであって、（ａ）はＳｎ無添加、（ｂ）はＳｎ添加
材である。

【図４】実施例２に用いた積鉄心トランスの構造を示す
図であって（ａ）は平面図、（ｂ）は接合部の積層状態
を示す。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 組成がＦｅ_a Ｓｉ_b Ｂ_c Ｓｎ_x であるこ
   とを特徴とする片面冷却法で製造された高飽和磁束密度
   トランス鉄心用非晶質合金薄帯。ただし、a, b, c, xは
   原子パーセントで、 ８１＜a ≦８６、 １≦b ≦１２、 ６≦c ≦１６、 ０．０５≦x ＜１であり、かつ、a ＋b ＋c ＋x ＝１０
   ０である。
2. 【請求項２】 請求項１の非晶質合金薄帯を巻鉄心ある
   いは積鉄心に成形したのち、この鉄心を２６０℃〜３５
   ０℃の温度で、１分以上３０分未満の時間、保定する熱
   処理を施すことを特徴とする高飽和磁束密度非晶質合金
   鉄心の製造方法。
3. 【請求項３】 鉄心に１Oe以上の磁界を印加しながら熱
   処理することを特徴とする請求項２記載の高飽和磁束密
   度非晶質合金鉄心の製造方法。