JPH05140703A - 磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質合金薄帯 - Google Patents
磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質合金薄帯Info
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- JPH05140703A JPH05140703A JP3190393A JP19039391A JPH05140703A JP H05140703 A JPH05140703 A JP H05140703A JP 3190393 A JP3190393 A JP 3190393A JP 19039391 A JP19039391 A JP 19039391A JP H05140703 A JPH05140703 A JP H05140703A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高飽和磁化を有する高Ｆｅ含有Ｆｅ基非晶質
合金において、非晶質形成能、軟磁気特性を改善したＦ
ｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ合金を提供する。 【構成】 組成が（Ｆｅa Ｓｉb Ｂc Ｃd）100-x Ｓｎ
x である片面冷却法で作製される高磁束密度、低損失の
非晶質合金。ただしａ：０．８０〜０．８６、ｂ：０．
０１〜０．１２、ｃ：０．０６〜０．１６（以上原子比
でａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝１）であり、ｘは０．０５〜１．０
原子％とする。 【効果】 本発明のＳｎを含有するＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ
非晶質合金は、飽和磁束密度が高く、鉄損が低い。また
非晶質形成能が高いので厚肉化が可能である。よって電
力トランスなどの鉄心に用いるとき鉄心の小型化、低損
失が実現できる。
合金において、非晶質形成能、軟磁気特性を改善したＦ
ｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ合金を提供する。 【構成】 組成が（Ｆｅa Ｓｉb Ｂc Ｃd）100-x Ｓｎ
x である片面冷却法で作製される高磁束密度、低損失の
非晶質合金。ただしａ：０．８０〜０．８６、ｂ：０．
０１〜０．１２、ｃ：０．０６〜０．１６（以上原子比
でａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝１）であり、ｘは０．０５〜１．０
原子％とする。 【効果】 本発明のＳｎを含有するＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ
非晶質合金は、飽和磁束密度が高く、鉄損が低い。また
非晶質形成能が高いので厚肉化が可能である。よって電
力トランスなどの鉄心に用いるとき鉄心の小型化、低損
失が実現できる。
Description
【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
磁性合金薄帯に関するものである。
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
磁性合金薄帯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。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Ｂs ＜１．６Ｔ）という欠点がある。
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。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Ｂs ＜１．６Ｔ）という欠点がある。
【０００３】飽和磁束密度が低いと、動作最大磁束密度
を低く設計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。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含有量を現状より増加する方策が考え
られる。
を低く設計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。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含有量を現状より増加する方策が考え
られる。
【０００４】しかしＦｅが８０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った。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った。すなわち、実用サイズの
Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金においては、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。
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った。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った。すなわち、実用サイズの
Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金においては、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】上記したような技術の
現状にかんがみ、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
合金を安定して提供することを目的とする。
現状にかんがみ、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
合金を安定して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および作用】本発明の要旨
とするところは下記のとおりである。すなわち、 （１）組成が（Ｆｅa Ｓｉb Ｂc Ｃd ）100-x Ｓｎx 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、かつ低損失のトランス鉄心用非晶質磁性合
金薄帯。
とするところは下記のとおりである。すなわち、 （１）組成が（Ｆｅa Ｓｉb Ｂc Ｃd ）100-x Ｓｎx 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、かつ低損失のトランス鉄心用非晶質磁性合
金薄帯。
【０００７】ただし、ａ，ｂ，ｃ，ｄは原子数の比であ
り、それぞれ原子％として、 ａ＝０．８０〜０．８６ ｂ＝０．０１〜０．１２ ｃ＝０．０６〜０．１６ ｄ＝０．００１〜０．０４ かつａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝１で、 ｘ＝０．０５〜１．０である。 また好ましくは、 （２） ａ＝０．８２〜０．８５ ｂ＝０．０１〜０．０９ ｃ＝０．０７〜０．１０未満 ｄ＝０．００１〜０．０４ かつａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝１で、 ｘ＝０．０５〜１．０（原子％）である上記（１）の片
面冷却法で作製された、非晶質磁性合金薄帯である。
り、それぞれ原子％として、 ａ＝０．８０〜０．８６ ｂ＝０．０１〜０．１２ ｃ＝０．０６〜０．１６ ｄ＝０．００１〜０．０４ かつａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝１で、 ｘ＝０．０５〜１．０である。 また好ましくは、 （２） ａ＝０．８２〜０．８５ ｂ＝０．０１〜０．０９ ｃ＝０．０７〜０．１０未満 ｄ＝０．００１〜０．０４ かつａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝１で、 ｘ＝０．０５〜１．０（原子％）である上記（１）の片
面冷却法で作製された、非晶質磁性合金薄帯である。
【０００８】すなわち本発明は、高いＦｅ含有量のＦｅ
−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ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
た値に安定的に保持したまま高い飽和磁束密度を実現し
たトランス鉄心用非晶質合金薄帯を得るものである。
−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ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
た値に安定的に保持したまま高い飽和磁束密度を実現し
たトランス鉄心用非晶質合金薄帯を得るものである。
【０００９】図１は、単ロール急冷法で作製された幅２
５mm、板厚３５μｍのＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ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、特性のバラツキが小さい。また、
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、以下にのべるように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。図２は、図１のＦ
ｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ非晶質合金について測定したＸ線回折
パターンを示している。Ｓｎを含まない磁気特性の劣る
薄帯は（ｂ）のように自由面（ロールに接触しない面）
に鋭く高い結晶化ピークを示すのに対し、磁気特性のす
ぐれたＳｎ含有の薄帯は（ａ）のようにほとんどハロー
パターンのままである。一方、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。Ｓｎの添加はＦｅ−Ｓｉ
−Ｂ−Ｃ合金に対してとくに効果的である。
５mm、板厚３５μｍのＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ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、特性のバラツキが小さい。また、
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、以下にのべるように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。図２は、図１のＦ
ｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ非晶質合金について測定したＸ線回折
パターンを示している。Ｓｎを含まない磁気特性の劣る
薄帯は（ｂ）のように自由面（ロールに接触しない面）
に鋭く高い結晶化ピークを示すのに対し、磁気特性のす
ぐれたＳｎ含有の薄帯は（ａ）のようにほとんどハロー
パターンのままである。一方、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。Ｓｎの添加はＦｅ−Ｓｉ
−Ｂ−Ｃ合金に対してとくに効果的である。
【００１０】一般にＦｅ−Ｓｉ−Ｂ合金にＣを添加する
理由は、溶湯の湯ながれの改善、およびＣｕなどの冷却
基板とのぬれ性の改善のためであった。ぬれ性の向上は
実質的に冷却能を高め、高いＦｅ含有量合金の非晶質化
を容易にする。一方、Ｃは非晶質薄帯の表面層の結晶化
を促進することがすでに明らかにされている。Ｃによる
表面層の結晶化は周知のＡｌほどの有害さはないが、Ｆ
ｅの含有量が８２原子％以上に増加すると無視できなく
なる。本発明者らは、みずから見出したＳｎの表面結晶
化抑制作用をＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ合金に適用することに
より、高飽和磁束密度でかつ低鉄損、高透磁率を保持す
る非晶質合金の発明に到達したものである。
理由は、溶湯の湯ながれの改善、およびＣｕなどの冷却
基板とのぬれ性の改善のためであった。ぬれ性の向上は
実質的に冷却能を高め、高いＦｅ含有量合金の非晶質化
を容易にする。一方、Ｃは非晶質薄帯の表面層の結晶化
を促進することがすでに明らかにされている。Ｃによる
表面層の結晶化は周知のＡｌほどの有害さはないが、Ｆ
ｅの含有量が８２原子％以上に増加すると無視できなく
なる。本発明者らは、みずから見出したＳｎの表面結晶
化抑制作用をＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ合金に適用することに
より、高飽和磁束密度でかつ低鉄損、高透磁率を保持す
る非晶質合金の発明に到達したものである。
【００１１】次に本発明において合金組成の範囲を限定
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、Ｉ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０．０５〜１．０原子％に限定した。
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、Ｉ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０．０５〜１．０原子％に限定した。
【００１２】つぎに、基本組成Ｆｅa Ｓｉb Ｂc Ｃd に
おけるａ，ｂ，ｃ，ｄ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０．８０〜０．８６、好ましくは０．８
２〜０．８５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。
おけるａ，ｂ，ｃ，ｄ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０．８０〜０．８６、好ましくは０．８
２〜０．８５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。
【００１３】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０．
０１〜０．１２、好ましくは０．０１〜０．０９、ｃは
０．０６〜０．１６、好ましくは０．０７〜０．１０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０．１２、ｃが
０．１６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
０．０１〜０．１２、ｃは０．０６〜０．１６の範囲に
限定した。
を向上させるため加える。本発明においては、ｂは０．
０１〜０．１２、好ましくは０．０１〜０．０９、ｃは
０．０６〜０．１６、好ましくは０．０７〜０．１０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０．１２、ｃが
０．１６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
０．０１〜０．１２、ｃは０．０６〜０．１６の範囲に
限定した。
【００１４】また、カーボンＣは非晶質薄帯の製造性向
上に必要な元素である。Ｃを含有させることにより冷却
基板材質としてよく用いられるＣｕなどとのぬれ性が向
上して性状のよい薄帯を形成することができる。このＣ
の効果はＦｅ含有量の高い組成でより顕著である。しか
しｄが０．００１未満であると冷却基板とぬれ性の改善
効果がなく、一方０．０４を超えると熱的安定性が低下
するとともに薄帯表面層が結晶化しやすくなる。よって
ｄの範囲は、０．００１〜０．０４に規定した。
上に必要な元素である。Ｃを含有させることにより冷却
基板材質としてよく用いられるＣｕなどとのぬれ性が向
上して性状のよい薄帯を形成することができる。このＣ
の効果はＦｅ含有量の高い組成でより顕著である。しか
しｄが０．００１未満であると冷却基板とぬれ性の改善
効果がなく、一方０．０４を超えると熱的安定性が低下
するとともに薄帯表面層が結晶化しやすくなる。よって
ｄの範囲は、０．００１〜０．０４に規定した。
【００１５】なお、本発明の合金は目的とする高飽和磁
束密度、低損失性を損なわない範囲であれば次にあげる
元素を加えてもよい。それは、Ｖ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｂ，
Ｔａ，Ｗ，Ｃｒ，Ｈｆの１種ないし２種以上を合計で２
原子％以下である。これらの元素の添加は、非晶質形成
能、耐食性、熱的安定性、軟磁気特性の向上に有効であ
る。さらに、Ｆｅの２０原子％、をＣｏで、あるいは／
およびＦｅの１０原子％以下をＮｉで置換することもで
きる。Ｃｏは飽和磁束密度を高めるために有効であり、
Ｎｉは軟磁気特性の改善に効果を示す。
束密度、低損失性を損なわない範囲であれば次にあげる
元素を加えてもよい。それは、Ｖ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｂ，
Ｔａ，Ｗ，Ｃｒ，Ｈｆの１種ないし２種以上を合計で２
原子％以下である。これらの元素の添加は、非晶質形成
能、耐食性、熱的安定性、軟磁気特性の向上に有効であ
る。さらに、Ｆｅの２０原子％、をＣｏで、あるいは／
およびＦｅの１０原子％以下をＮｉで置換することもで
きる。Ｃｏは飽和磁束密度を高めるために有効であり、
Ｎｉは軟磁気特性の改善に効果を示す。
【００１６】Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ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スニズムは、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を含む本発明の合金薄帯の表面を分析する
と、図３（ｂ）に示すように、自由面にＳｎの著しい濃
度偏析とともにＦｅ，Ｓｉ，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。これ
をＳｎを含まない図３（ａ）と比較するとその差は顕著
である。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。
Ｓｎのこの効果は、本発明のＣを含むＦｅ−Ｓｉ−Ｂ合
金においてとくに顕著である。Ｃは先に述べたように、
基板材料とのぬれ性の改善を通して得られる非晶質薄帯
の形状、非晶質性、機械的性質を向上させる効果を示
す。一方、Ｃが過量に含有すると熱的安定性を損ない、
アニールによって薄帯表面層が結晶化しやすくなる欠点
をもつ。欠点と利点を合わせもつＣ含有Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ
合金において、とくにその欠点を抑制するＳｎの効果は
一層顕著になるのである。
晶質薄帯自由面の結晶化を抑制するメスニズムは、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を含む本発明の合金薄帯の表面を分析する
と、図３（ｂ）に示すように、自由面にＳｎの著しい濃
度偏析とともにＦｅ，Ｓｉ，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。これ
をＳｎを含まない図３（ａ）と比較するとその差は顕著
である。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。
Ｓｎのこの効果は、本発明のＣを含むＦｅ−Ｓｉ−Ｂ合
金においてとくに顕著である。Ｃは先に述べたように、
基板材料とのぬれ性の改善を通して得られる非晶質薄帯
の形状、非晶質性、機械的性質を向上させる効果を示
す。一方、Ｃが過量に含有すると熱的安定性を損ない、
アニールによって薄帯表面層が結晶化しやすくなる欠点
をもつ。欠点と利点を合わせもつＣ含有Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ
合金において、とくにその欠点を抑制するＳｎの効果は
一層顕著になるのである。
【００１７】このように本発明は、Ｓｎによる非晶質薄
帯表面層の結晶化抑制作用という発明者自らが見出した
知見をもとに、これを従来不安定とされていたＣを含む
高Ｆｅ非晶質合金に応用することにより、これを安定化
することに成功し、発明を完成させたものである。
帯表面層の結晶化抑制作用という発明者自らが見出した
知見をもとに、これを従来不安定とされていたＣを含む
高Ｆｅ非晶質合金に応用することにより、これを安定化
することに成功し、発明を完成させたものである。
【００１８】つぎに本発明の実施態様について述べる。
まず、Ｆｅ，Ｓｉ，Ｂ，Ｃ，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
し、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
のいずれかでもよい。
まず、Ｆｅ，Ｓｉ，Ｂ，Ｃ，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
し、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
のいずれかでもよい。
【００１９】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）、また板幅２０mm以上かつ板厚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。
は、飽和磁束密度が高く（少なくとも、室温で１．６３
Ｔ以上）、また板幅２０mm以上かつ板厚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。
【００２０】
【実施例】以下、実施例に基づいて説明する。 実施例１ 表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２４ｍ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である。得
られた薄帯の幅はいずれも２５mm、板厚は表１の通りで
あった。
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２４ｍ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である。得
られた薄帯の幅はいずれも２５mm、板厚は表１の通りで
あった。
【００２１】非晶質性を調べるために、薄帯の自由面を
Ｘ線回折法により解析した。磁気特性は３箇所から採取
した試料について単板測定器により測定した。項目は５
０Hz、１．３Ｔ（テスラ）、１．５Ｔにおける鉄損Ｗ
13／50、Ｗ15／50と１Oe（エルステッド）における磁束
密度Ｂ1 である。なお測定試料は、サイズが２５×１２
０mmで、磁界中アニールしている。アニール条件は、保
持温度が２６０〜３８０℃、保持時間が１０〜６０分の
範囲で行った結果に基づき、合金組成に応じて最もよい
特性を表に示している。飽和磁束密度の測定にはＶＳＭ
（振動型磁力計）を用いた。
Ｘ線回折法により解析した。磁気特性は３箇所から採取
した試料について単板測定器により測定した。項目は５
０Hz、１．３Ｔ（テスラ）、１．５Ｔにおける鉄損Ｗ
13／50、Ｗ15／50と１Oe（エルステッド）における磁束
密度Ｂ1 である。なお測定試料は、サイズが２５×１２
０mmで、磁界中アニールしている。アニール条件は、保
持温度が２６０〜３８０℃、保持時間が１０〜６０分の
範囲で行った結果に基づき、合金組成に応じて最もよい
特性を表に示している。飽和磁束密度の測定にはＶＳＭ
（振動型磁力計）を用いた。
【００２２】諸特性の測定結果を比較例とともに表２に
まとめて示した。ただし、鉄損以外は平均値のみを記し
ている。
まとめて示した。ただし、鉄損以外は平均値のみを記し
ている。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】表１，２から、本発明のＳｎ含有Ｆｅ−Ｓ
ｉ−Ｂ−Ｃの非晶質合金は、飽和磁束密度が高いだけで
なく、組成および板厚が同じ場合には比較材に比べて鉄
損が低く、透磁率が高いこと、さらに鉄損、透磁率のバ
ラツキの小さいことが明らかである。
ｉ−Ｂ−Ｃの非晶質合金は、飽和磁束密度が高いだけで
なく、組成および板厚が同じ場合には比較材に比べて鉄
損が低く、透磁率が高いこと、さらに鉄損、透磁率のバ
ラツキの小さいことが明らかである。
【００２６】実施例２ 表３に示した各組成の合金１kgを２５mm幅の非晶質合金
薄帯に形成した。製造に多重スリット法（ダブルスリッ
ト法およびトリプルスリット法、ただしスリット幅０．
４mm、スリット間隔１mm）を用い、ロール周速を１８ｍ
／ｓとした以外は実施例１と同様である。
薄帯に形成した。製造に多重スリット法（ダブルスリッ
ト法およびトリプルスリット法、ただしスリット幅０．
４mm、スリット間隔１mm）を用い、ロール周速を１８ｍ
／ｓとした以外は実施例１と同様である。
【００２７】得られた薄帯の板厚、および特性を表３お
よび４にまとめて示した。試料の測定条件も実施例１に
準じている。諸特性の測定結果を比較例とともに表２に
まとめて示した。
よび４にまとめて示した。試料の測定条件も実施例１に
準じている。諸特性の測定結果を比較例とともに表２に
まとめて示した。
【００２８】表３，４から、本発明のＳｎ含有Ｆｅ−Ｓ
ｉ−Ｂ−Ｃ非晶質合金は、板厚は４０μｍ以上に厚くて
も非晶質薄帯に形成できた。一方、Ｓｎを添加しない比
較例の合金はＦｅ≧８３原子％のとき板厚４０μｍ以上
の薄帯を形成できなかった。また、Ｆｅ≦８２原子％に
おいても、Ｓｎを含む本発明の合金は、同じＦｅ含有量
の比較例に比べて透磁率が高く、鉄損は低い値を示し
た。鉄損に対する本発明合金の優位性は測定磁束密度の
高いＷ15／50においてより顕著に現れた。
ｉ−Ｂ−Ｃ非晶質合金は、板厚は４０μｍ以上に厚くて
も非晶質薄帯に形成できた。一方、Ｓｎを添加しない比
較例の合金はＦｅ≧８３原子％のとき板厚４０μｍ以上
の薄帯を形成できなかった。また、Ｆｅ≦８２原子％に
おいても、Ｓｎを含む本発明の合金は、同じＦｅ含有量
の比較例に比べて透磁率が高く、鉄損は低い値を示し
た。鉄損に対する本発明合金の優位性は測定磁束密度の
高いＷ15／50においてより顕著に現れた。
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】
【発明の効果】本発明のＳｎを含有するＦｅ−Ｓｉ−Ｂ
−Ｃ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。また、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く、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、電力トランスや可飽和リアクトルの鉄心に用いると
き、鉄心の小型化、低損失化、さらに性能の安定化に寄
与するところが大である。
−Ｃ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。また、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く、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、電力トランスや可飽和リアクトルの鉄心に用いると
き、鉄心の小型化、低損失化、さらに性能の安定化に寄
与するところが大である。
【図１】高Ｆｅ含有Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ−非晶質合金に
おけるＳｎ添加の効果を示す図。
おけるＳｎ添加の効果を示す図。
【図２】高Ｆｅ含有Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ−非晶質薄帯の
Ｓｎ添加有無による３２０℃アニール後のＸ線回折パタ
ーンを示す図。
Ｓｎ添加有無による３２０℃アニール後のＸ線回折パタ
ーンを示す図。
【図３】グロー放電発光分光法（ＧＤＳ）により観察し
た、主要元素の薄帯自由面の深さ方向プロファイルを示
す図であって（ａ）はＳｎ非含有、（ｂ）はＳｎ含有し
た非晶質薄帯である。
た、主要元素の薄帯自由面の深さ方向プロファイルを示
す図であって（ａ）はＳｎ非含有、（ｂ）はＳｎ含有し
た非晶質薄帯である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/14 1/153
Claims (2)
- 【請求項１】 組成が（Ｆｅa Ｓｉb Ｂc Ｃd ）100-x
Ｓｎx であることを特徴とする片面冷却法で作製され
た、磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質合金薄帯。
ただしａ，ｂ，ｃ，ｄは原子数の比であり、それぞれ原
子％で、 ａ＝０．８０〜０．８６ ｂ＝０．０１〜０．１２ ｃ＝０．０６〜０．１６ ｄ＝０．００１〜０．０４ かつａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝１であり、 ｘ＝０．０５〜１．０である。 - 【請求項２】 請求項１において組成が原子％で、 ａ＝０．８２〜０．８５ ｂ＝０．０１〜０．０９ ｃ＝０．０７〜０．１０未満 ｄ＝０．００１〜０．０４ かつａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝１で ｘ＝０．０５〜１．０ であることを特徴とする片面冷却法で作製された、請求
項１記載の磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質磁性
合金薄帯。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3190393A JP2550449B2 (ja) | 1991-07-30 | 1991-07-30 | 磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質合金薄帯 |
| US08/286,246 US5456770A (en) | 1991-07-30 | 1994-08-08 | Amorphous magnetic alloy with high magnetic flux density |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3190393A JP2550449B2 (ja) | 1991-07-30 | 1991-07-30 | 磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質合金薄帯 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05140703A true JPH05140703A (ja) | 1993-06-08 |
| JP2550449B2 JP2550449B2 (ja) | 1996-11-06 |
Family
ID=16257413
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3190393A Expired - Lifetime JP2550449B2 (ja) | 1991-07-30 | 1991-07-30 | 磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質合金薄帯 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2550449B2 (ja) |
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6416879B1 (en) | 2000-11-27 | 2002-07-09 | Nippon Steel Corporation | Fe-based amorphous alloy thin strip and core produced using the same |
| JP2006310787A (ja) * | 2005-03-29 | 2006-11-09 | Hitachi Metals Ltd | 磁心ならびにそれを用いた応用品 |
| WO2007032531A1 (ja) | 2005-09-16 | 2007-03-22 | Hitachi Metals, Ltd. | ナノ結晶磁性合金とその製造方法、合金薄帯、及び磁性部品 |
| JP2007221869A (ja) * | 2006-02-15 | 2007-08-30 | Hitachi Metals Ltd | 積層体 |
| EP1853742A2 (en) * | 2005-02-17 | 2007-11-14 | Metglas, Inc. | Iron-based high saturation induction amorphous alloy |
| US7425239B2 (en) | 2004-07-05 | 2008-09-16 | Hitachi Metals, Ltd. | Fe-based amorphous alloy ribbon |
| WO2008114605A1 (ja) | 2007-03-22 | 2008-09-25 | Hitachi Metals, Ltd. | 軟磁性薄帯、磁心、磁性部品、および軟磁性薄帯の製造方法 |
| WO2008114611A1 (ja) | 2007-03-16 | 2008-09-25 | Hitachi Metals, Ltd. | 磁性合金、アモルファス合金薄帯、および磁性部品 |
| WO2008133302A1 (ja) | 2007-04-25 | 2008-11-06 | Hitachi Metals, Ltd. | 軟磁性薄帯、その製造方法、磁性部品、およびアモルファス薄帯 |
| JP2008288370A (ja) * | 2007-05-17 | 2008-11-27 | Nec Tokin Corp | 面実装インダクタおよびその製造方法 |
| DE112010000836T5 (de) | 2009-01-20 | 2012-12-06 | Hitachi Metals, Ltd. | Band aus einer weichmagnetischen Legierung und Herstellungsverfahren dafür sowie magnetische Vorrichtung mit dem Band aus einer weichmagnetischen Legierung |
| US8663399B2 (en) | 2005-02-17 | 2014-03-04 | Metglas, Inc. | Iron-based high saturation induction amorphous alloy |
| CN103882347A (zh) * | 2014-03-05 | 2014-06-25 | 清华大学 | 高磁性元素含量的块体及条带状铁基非晶合金及制备方法 |
-
1991
- 1991-07-30 JP JP3190393A patent/JP2550449B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (23)
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|---|---|---|---|---|
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| EP1853742A4 (en) * | 2005-02-17 | 2011-05-25 | Metglas Inc | HIGH SATURATION INDUCTION AMORPHOUS ALLOY USING IRON |
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| US8021498B2 (en) | 2005-03-29 | 2011-09-20 | Hitachi Metals, Ltd. | Magnetic core and applied product making use of the same |
| US8177923B2 (en) | 2005-09-16 | 2012-05-15 | Hitachi Metals, Ltd. | Nano-crystalline, magnetic alloy, its production method, alloy ribbon and magnetic part |
| US8182620B2 (en) | 2005-09-16 | 2012-05-22 | Hitachi Metals, Ltd. | Nano-crystalline, magnetic alloy, its production method, alloy ribbon and magnetic part |
| WO2007032531A1 (ja) | 2005-09-16 | 2007-03-22 | Hitachi Metals, Ltd. | ナノ結晶磁性合金とその製造方法、合金薄帯、及び磁性部品 |
| EP2339043A1 (en) | 2005-09-16 | 2011-06-29 | Hitachi Metals, Ltd. | Nano-crystalline, magnetic alloy, its production method, alloy ribbon and magnetic part |
| US8287666B2 (en) | 2005-09-16 | 2012-10-16 | Hitachi Metals, Ltd. | Nano-crystalline, magnetic alloy, its production method, alloy ribbon and magnetic part |
| JP2007221869A (ja) * | 2006-02-15 | 2007-08-30 | Hitachi Metals Ltd | 積層体 |
| US8298355B2 (en) | 2007-03-16 | 2012-10-30 | Hitachi Metals, Ltd. | Magnetic alloy, amorphous alloy ribbon, and magnetic part |
| WO2008114611A1 (ja) | 2007-03-16 | 2008-09-25 | Hitachi Metals, Ltd. | 磁性合金、アモルファス合金薄帯、および磁性部品 |
| WO2008114605A1 (ja) | 2007-03-22 | 2008-09-25 | Hitachi Metals, Ltd. | 軟磁性薄帯、磁心、磁性部品、および軟磁性薄帯の製造方法 |
| US7935196B2 (en) | 2007-03-22 | 2011-05-03 | Hitachi Metals, Ltd. | Soft magnetic ribbon, magnetic core, magnetic part and process for producing soft magnetic ribbon |
| US8007600B2 (en) | 2007-04-25 | 2011-08-30 | Hitachi Metals, Ltd. | Soft magnetic thin strip, process for production of the same, magnetic parts, and amorphous thin strip |
| WO2008133302A1 (ja) | 2007-04-25 | 2008-11-06 | Hitachi Metals, Ltd. | 軟磁性薄帯、その製造方法、磁性部品、およびアモルファス薄帯 |
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|---|---|
| JP2550449B2 (ja) | 1996-11-06 |
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