JPH05222494A - 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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- JPH05222494A JPH05222494A JP4026568A JP2656892A JPH05222494A JP H05222494 A JPH05222494 A JP H05222494A JP 4026568 A JP4026568 A JP 4026568A JP 2656892 A JP2656892 A JP 2656892A JP H05222494 A JPH05222494 A JP H05222494A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 飽和磁束密度が高く非晶質形成能の高いトラ
ンス用非晶質合金の提供。 【構成】 組成がＦｅa Ｓｉb Ｂc Ｍx で、片面冷却法
で作製される非晶質合金。ここでＭはＣｕ，Ｓの少なく
とも１種、８１＜ａ≦８６、１≦ｂ≦１２、６≦ｃ≦１
６でＣｕのとき０．１≦ｘ≦２、Ｓのとき、０．０１≦
ｘ≦０．０７、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｘ＝１００である。 【効果】 Ｃｕ，あるいはＳの添加により、熱的に不安
定であった高Ｆｅ含有Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂが安定化され、同
時に優れた軟磁気特性が達成される。
ンス用非晶質合金の提供。 【構成】 組成がＦｅa Ｓｉb Ｂc Ｍx で、片面冷却法
で作製される非晶質合金。ここでＭはＣｕ，Ｓの少なく
とも１種、８１＜ａ≦８６、１≦ｂ≦１２、６≦ｃ≦１
６でＣｕのとき０．１≦ｘ≦２、Ｓのとき、０．０１≦
ｘ≦０．０７、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｘ＝１００である。 【効果】 Ｃｕ，あるいはＳの添加により、熱的に不安
定であった高Ｆｅ含有Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂが安定化され、同
時に優れた軟磁気特性が達成される。
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。
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Ｂｓ＜１．６Ｔ）という欠点がある。
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。
【０００４】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含有量を高め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含有量を高める方策が考えられる。
【０００５】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った。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ができなかった。
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った。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ができなかった。
【０００６】
【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基非晶質磁性合金を提供することを目的とする。
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基非晶質磁性合金を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段・作用】本発明の要旨とす
るところは下記のとおりである。 （１）組成がＦｅa Ｓｉb Ｂc Ｍx （Ｍ＝Ｃｕ，Ｓ）で
あり、片面冷却法で作製された磁束密度の大きなトラン
ス鉄心用非晶質磁性合金薄帯。ただし、ａ，ｂ，ｃ，ｘ
は原子％でそれぞれ、８１＜ａ≦０．８６、１≦ｂ≦１
２、６≦ｃ≦１６で、ｘは、Ｃｕに対して０．１≦ｘ≦
２、Ｓに対して０．０１≦ｘ≦０．０７である。またａ
＋ｂ＋ｃ＋ｘ＝１００である。
るところは下記のとおりである。 （１）組成がＦｅa Ｓｉb Ｂc Ｍx （Ｍ＝Ｃｕ，Ｓ）で
あり、片面冷却法で作製された磁束密度の大きなトラン
ス鉄心用非晶質磁性合金薄帯。ただし、ａ，ｂ，ｃ，ｘ
は原子％でそれぞれ、８１＜ａ≦０．８６、１≦ｂ≦１
２、６≦ｃ≦１６で、ｘは、Ｃｕに対して０．１≦ｘ≦
２、Ｓに対して０．０１≦ｘ≦０．０７である。またａ
＋ｂ＋ｃ＋ｘ＝１００である。
【０００８】（２）室温の飽和磁束密度が１．６３Ｔ以
上、アニール後において、１Oeにおける磁束密度が１．
４Ｔ以上、かつ５０Hz、１．５Ｔにおける鉄損が０．２
５Ｗ／kg以下である上記組成の磁束密度の大きなトラン
ス鉄心用非晶質合金薄帯。
上、アニール後において、１Oeにおける磁束密度が１．
４Ｔ以上、かつ５０Hz、１．５Ｔにおける鉄損が０．２
５Ｗ／kg以下である上記組成の磁束密度の大きなトラン
ス鉄心用非晶質合金薄帯。
【０００９】すなわち本発明は、高いＦｅ含有量のＦｅ
−Ｓｉ−Ｂ合金に、微量のＣｕ，Ｓの少なくとも１種を
含有させることにより、非晶質形成能および鉄損特性、
励磁特性を優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
帯を用いてつくられる軟磁気特性の優れた鉄心に関する
ものである。
−Ｓｉ−Ｂ合金に、微量のＣｕ，Ｓの少なくとも１種を
含有させることにより、非晶質形成能および鉄損特性、
励磁特性を優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
帯を用いてつくられる軟磁気特性の優れた鉄心に関する
ものである。
【００１０】図１は、単ロール急冷法で作製された幅２
５mm、板厚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Ｃｕ添加の効果
を示している。図から明らかなように、Ｃｕ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優れている
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。Ｓの効果も同様で、Ｓを添加すると、図１のよ
うに広いアニール温度に対して鉄損が改善される。
５mm、板厚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Ｃｕ添加の効果
を示している。図から明らかなように、Ｃｕ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優れている
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。Ｓの効果も同様で、Ｓを添加すると、図１のよ
うに広いアニール温度に対して鉄損が改善される。
【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。本発明の特徴である添加元素Ｃｕ，
Ｓはそれぞれ、０．１≦Ｃｕ≦２（原子％）、０．０１
≦Ｓ≦０．０７（原子％）とする。Ｃｕ，Ｓとも下限値
未満では磁気特性を改善する効果が発現しないからであ
る。また、Ｃｕが２原子％を超えると非晶質単相の形成
が困難になるとともに熱的安定性が悪くなり磁気特性が
劣化する。このため、上限を２原子％とした。Ｓは添加
量を増していくと薄帯の形成性が悪くなり、薄帯が脆く
なる傾向がある。そこで、薄帯の製造性と機械的性質を
勘案して上限を０．０７原子％に規定した。Ｓは０．０
７原子％以下であれば、通常の鉄心加工プロセスにおい
て問題は生じない。
する理由を述べる。本発明の特徴である添加元素Ｃｕ，
Ｓはそれぞれ、０．１≦Ｃｕ≦２（原子％）、０．０１
≦Ｓ≦０．０７（原子％）とする。Ｃｕ，Ｓとも下限値
未満では磁気特性を改善する効果が発現しないからであ
る。また、Ｃｕが２原子％を超えると非晶質単相の形成
が困難になるとともに熱的安定性が悪くなり磁気特性が
劣化する。このため、上限を２原子％とした。Ｓは添加
量を増していくと薄帯の形成性が悪くなり、薄帯が脆く
なる傾向がある。そこで、薄帯の製造性と機械的性質を
勘案して上限を０．０７原子％に規定した。Ｓは０．０
７原子％以下であれば、通常の鉄心加工プロセスにおい
て問題は生じない。
【００１２】次に、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以上の高い
飽和磁束密度が室温で得られることを条件に、８１超〜
８６（原子％、以下同じ）、好ましくは８２〜８５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になり、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。
を限定する理由を述べる。ａは、１．６３Ｔ以上の高い
飽和磁束密度が室温で得られることを条件に、８１超〜
８６（原子％、以下同じ）、好ましくは８２〜８５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になり、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。ａが１未満、あるいはｂ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。
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。ａが１未満、あるいはｂ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。
【００１４】Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ合金においてＣｕおよびＳ
が高Ｆｅ含有Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金の磁気特性を改
善する理由は現時点では明らかでない。本発明者らのグ
ロー放電発光分光法（ＧＤＳ）による表面分析結果によ
ると、Ｃｕ，あるいはＳを含む合金薄帯の表面は、自由
面にＣｕあるいはＳの著しい濃度偏析がみられ、それと
ともにＦｅ，Ｓｉ，Ｂなどの主成分も分布状態を変えて
いる様子が認められる。このことからＣｕやＳ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。
が高Ｆｅ含有Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金の磁気特性を改
善する理由は現時点では明らかでない。本発明者らのグ
ロー放電発光分光法（ＧＤＳ）による表面分析結果によ
ると、Ｃｕ，あるいはＳを含む合金薄帯の表面は、自由
面にＣｕあるいはＳの著しい濃度偏析がみられ、それと
ともにＦｅ，Ｓｉ，Ｂなどの主成分も分布状態を変えて
いる様子が認められる。このことからＣｕやＳ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。
【００１５】さらにＣｕの場合はバルク（薄帯内部）の
結晶化温度を下げる作用をする。表面と内部の結晶化の
開始に時間差がなくなると、結晶化は一様に進み歪みの
発生を低減し、結果として磁気特性の劣化を抑えるもの
と考えられる。本発明は、上記の自らによるＣｕ，Ｓの
表面偏析現象の発見をもとに、これを高Ｆｅ非晶質合金
の安定化に応用し、発明を完成するに至ったものであ
る。
結晶化温度を下げる作用をする。表面と内部の結晶化の
開始に時間差がなくなると、結晶化は一様に進み歪みの
発生を低減し、結果として磁気特性の劣化を抑えるもの
と考えられる。本発明は、上記の自らによるＣｕ，Ｓの
表面偏析現象の発見をもとに、これを高Ｆｅ非晶質合金
の安定化に応用し、発明を完成するに至ったものであ
る。
【００１６】次に本発明の実施態様について述べる。ま
ず、Ｆｅ，Ｓｉ，Ｂ，ＣｕあるいはＳ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、上記の元素以外に次の元素が、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，
Ｔａ，Ｗ，Ｃｒ，Ｈｆがある。
ず、Ｆｅ，Ｓｉ，Ｂ，ＣｕあるいはＳ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、上記の元素以外に次の元素が、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，
Ｔａ，Ｗ，Ｃｒ，Ｈｆがある。
【００１７】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１
０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。
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１
０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。
【００１８】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１つもつノズル
で、薄帯の板厚が主に４０μｍ以下のとき用いる。
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１つもつノズル
で、薄帯の板厚が主に４０μｍ以下のとき用いる。
【００１９】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。
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。
【００２０】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）、５０Hz、１．５Ｔにおける鉄損Ｗ15/50 が
０．２５Ｗ／kg以下と小さく、また板厚４０μｍ以上の
厚肉材料においても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。これに
対してＣｕ，Ｓを添加しないＦｅが８１原子％超のＦｅ
−Ｓｉ−Ｂ合金では、薄帯表面が結晶化し、磁気特性を
劣化させる。
は、飽和磁束密度が高く（少なくとも、室温で１．６３
Ｔ以上）、５０Hz、１．５Ｔにおける鉄損Ｗ15/50 が
０．２５Ｗ／kg以下と小さく、また板厚４０μｍ以上の
厚肉材料においても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。これに
対してＣｕ，Ｓを添加しないＦｅが８１原子％超のＦｅ
−Ｓｉ−Ｂ合金では、薄帯表面が結晶化し、磁気特性を
劣化させる。
【００２１】本発明の非晶質合金薄帯は、鉄心に成形さ
れる。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。ただし、熱処理条件は非晶質薄帯の製造
条件、コアの構造、および加工条件にも依存するので、
これらの条件を考慮して設定することが望ましい。
れる。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。ただし、熱処理条件は非晶質薄帯の製造
条件、コアの構造、および加工条件にも依存するので、
これらの条件を考慮して設定することが望ましい。
【００２２】
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、周速毎秒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。
母合金を高周波溶解した。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、周速毎秒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。
【００２３】ここで、用いたノズルは単一スリット（幅
０．６mm、長さ２５mm）である。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の通りであった。
０．６mm、長さ２５mm）である。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の通りであった。
【００２４】この非晶質薄帯の異なる３か所から採取し
た試料を単板試験器で鉄損、透磁率を測定した。試料の
寸法は長さ１２０mm、幅２５mmである。試料は磁気測定
の前に１０Oeの磁界中で最高温度が２６０〜３６０℃の
範囲の温度で１０〜６０分、窒素雰囲気中でアニールし
た。なお、飽和磁束密度はＶＳＭ（振動型磁力計）で測
定した。諸特性の測定結果を比較例とともに表１にまと
めて示した。なお、表１において鉄損以外は３試料の平
均値を示す。
た試料を単板試験器で鉄損、透磁率を測定した。試料の
寸法は長さ１２０mm、幅２５mmである。試料は磁気測定
の前に１０Oeの磁界中で最高温度が２６０〜３６０℃の
範囲の温度で１０〜６０分、窒素雰囲気中でアニールし
た。なお、飽和磁束密度はＶＳＭ（振動型磁力計）で測
定した。諸特性の測定結果を比較例とともに表１にまと
めて示した。なお、表１において鉄損以外は３試料の平
均値を示す。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】表１から明らかなように、ＣｕあるいはＳ
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（○印）、磁気
特性も優れている。たとえば、飽和磁束密度は１．６３
Ｔを超える程度に高く、透磁率が１．４Ｔ以上である。
５０Hzの鉄損も、１．５Ｔの高い磁束密度において０．
２５Ｗ／kg以下であり、従来の低Ｆｅ（＜８０原子％）
合金のそれを凌いでいることを表１は示している。
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（○印）、磁気
特性も優れている。たとえば、飽和磁束密度は１．６３
Ｔを超える程度に高く、透磁率が１．４Ｔ以上である。
５０Hzの鉄損も、１．５Ｔの高い磁束密度において０．
２５Ｗ／kg以下であり、従来の低Ｆｅ（＜８０原子％）
合金のそれを凌いでいることを表１は示している。
【００２９】実施例２ 表２に示した各組成の合金１kg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２５mm、幅０．４m
m、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。この非晶質薄帯を実施例１
と同様にアニールしたのち、単板試験器で鉄損、透磁率
を測定した。測定結果を表２に示した。
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２５mm、幅０．４m
m、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。この非晶質薄帯を実施例１
と同様にアニールしたのち、単板試験器で鉄損、透磁率
を測定した。測定結果を表２に示した。
【００３０】
【表４】
【００３１】表２から、本発明のＣｕあるいはＳを含有
するＦｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金は、これらを添加しない
従来の高Ｆｅ非晶質合金に比べて、優れた特徴をもつこ
とが分かる。まず、Ｃｕ，Ｓ無添加あるいはこれらが本
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
ができず、８３＞Ｆｅ＞８１原子％のとき板厚４０μｍ
以上の厚肉薄帯を形成することができても結晶化するこ
とがあり、軟磁気特性もよくなかった。また、本発明の
範囲をはずれる低Ｆｅ組成（Ｆｅ≦８１原子％）のと
き、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。
するＦｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金は、これらを添加しない
従来の高Ｆｅ非晶質合金に比べて、優れた特徴をもつこ
とが分かる。まず、Ｃｕ，Ｓ無添加あるいはこれらが本
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
ができず、８３＞Ｆｅ＞８１原子％のとき板厚４０μｍ
以上の厚肉薄帯を形成することができても結晶化するこ
とがあり、軟磁気特性もよくなかった。また、本発明の
範囲をはずれる低Ｆｅ組成（Ｆｅ≦８１原子％）のと
き、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。
【００３２】また、本発明の合金は、高い磁束密度にお
ける鉄損が優れていることが表よりわかる。これは、Ｃ
ｕおよびＳ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。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
来の合金と同等かそれ以上の優れた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。
ける鉄損が優れていることが表よりわかる。これは、Ｃ
ｕおよびＳ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。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
来の合金と同等かそれ以上の優れた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。
【００３３】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、高磁束密度における鉄損も低いため、電力トラン
ス、チョーク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−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金に比べて、飽和磁束密度が高
く、高磁束密度における鉄損も低いため、電力トラン
ス、チョーク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。
【００３４】
【発明の効果】本発明のＣｕあるいはＳ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
磁率の優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、チョークコア、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
材料にくらべて有利に使用できる。
−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
磁率の優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、チョークコア、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
材料にくらべて有利に使用できる。
【図１】高Ｆｅ含有Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ非晶質合金における
Ｃｕ、およびＳ添加の効果を示す図表である。
Ｃｕ、およびＳ添加の効果を示す図表である。
【図２】（ａ）〜（ｃ）は、グロー放電発光分光法（Ｇ
ＤＳ）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る。
ＤＳ）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る。
Claims (2)
- 【請求項１】 組成がＦｅa Ｓｉb Ｂc Ｍx であり、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
用非晶質磁性合金薄帯。ただし、ＭはＣｕ，Ｓの少なく
とも１種である。ａ，ｂ，ｃ，ｘは原子％で、８１＜ａ
≦８６、１≦ｂ≦１２、６≦ｃ≦１６であり、ｘは、Ｃ
ｕに対して０．１≦ｘ≦２、Ｓに対して０．０１≦ｘ≦
０．０７である。また、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｘ＝１００であ
る。 - 【請求項２】 室温の飽和磁束密度が１．６３Ｔ以上、
１Oeの磁界を印加したときの磁束密度が１．４Ｔ以上、
かつ５０Hz、１．５Ｔにおける鉄損が０．２５Ｗ／kg以
下であることを特徴とする請求項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 (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4026568A JPH05222494A (ja) | 1992-02-13 | 1992-02-13 | 磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質合金薄帯 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4026568A JPH05222494A (ja) | 1992-02-13 | 1992-02-13 | 磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質合金薄帯 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05222494A true JPH05222494A (ja) | 1993-08-31 |
Family
ID=12197152
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4026568A Pending JPH05222494A (ja) | 1992-02-13 | 1992-02-13 | 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) | JPH05222494A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0718388A (ja) * | 1993-06-18 | 1995-01-20 | Hitachi Metals Ltd | Ｂ−ｈループの非対称性を改善したナノ結晶合金薄帯ならびに磁心およびナノ結晶合金薄帯の製造方法 |
| JP2007107094A (ja) * | 2005-09-16 | 2007-04-26 | Hitachi Metals Ltd | 軟磁性合金およびその製造方法ならびに磁性部品 |
| JP2007525818A (ja) * | 2003-04-25 | 2007-09-06 | メトグラス・インコーポレーテッド | 非晶質金属形状を切断するための選択的エッチングプロセスおよびそれから作られた構成要素 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57137451A (en) * | 1981-02-17 | 1982-08-25 | Allegheny Ludlum Ind Inc | Amorphous metal alloy strip and manufacture |
| JPS6052557A (ja) * | 1983-08-31 | 1985-03-25 | Matsushita Electric Works Ltd | 低損失非晶質磁性合金 |
| JPS62167852A (ja) * | 1986-09-13 | 1987-07-24 | Hitachi Metals Ltd | 低損失Ｆｅ基非晶質合金 |
| JPH04329846A (ja) * | 1991-05-07 | 1992-11-18 | Nippon Steel Corp | Ｆｅ基非晶質合金の製造方法 |
-
1992
- 1992-02-13 JP JP4026568A patent/JPH05222494A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57137451A (en) * | 1981-02-17 | 1982-08-25 | Allegheny Ludlum Ind Inc | Amorphous metal alloy strip and manufacture |
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0718388A (ja) * | 1993-06-18 | 1995-01-20 | Hitachi Metals Ltd | Ｂ−ｈループの非対称性を改善したナノ結晶合金薄帯ならびに磁心およびナノ結晶合金薄帯の製造方法 |
| JP2007525818A (ja) * | 2003-04-25 | 2007-09-06 | メトグラス・インコーポレーテッド | 非晶質金属形状を切断するための選択的エッチングプロセスおよびそれから作られた構成要素 |
| JP2007107094A (ja) * | 2005-09-16 | 2007-04-26 | Hitachi Metals Ltd | 軟磁性合金およびその製造方法ならびに磁性部品 |
| JP2007107095A (ja) * | 2005-09-16 | 2007-04-26 | Hitachi Metals Ltd | 磁性合金、アモルファス合金薄帯、および磁性部品 |
| JP2013067863A (ja) * | 2005-09-16 | 2013-04-18 | Hitachi Metals Ltd | 軟磁性合金粉末およびこれを用いた磁性部品 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
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