JPH09202951A - 軟磁気特性に優れ、かつ良好な加工性を有するトランス用鉄基アモルファス合金 - Google Patents
軟磁気特性に優れ、かつ良好な加工性を有するトランス用鉄基アモルファス合金Info
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- JPH09202951A JPH09202951A JP1161996A JP1161996A JPH09202951A JP H09202951 A JPH09202951 A JP H09202951A JP 1161996 A JP1161996 A JP 1161996A JP 1161996 A JP1161996 A JP 1161996A JP H09202951 A JPH09202951 A JP H09202951A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 トランス用のFe−Ｂ−Si系アモルファス合金
において、製造コストの上で有利な低Ｂ域であっても、
高Ｂ含有Fe−Ｂ−Si系アモルファス合金と同程度の磁気
特性を有し、かつ加工性にも優れるFe−Ｂ−Si系アモル
ファス合金を提供する。 【解決手段】 化学式：Fea −Ｂb −Sic −Ｐd −Mne ただし、ａ〜ｅはat％でａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝100 でか
つ、 76≦ａ≦80、 ６≦ｂ≦10、 ８≦ｃ≦17、 0.02≦ｄ≦２、 0.2≦ｅ≦1.0 で示される組成とする。
において、製造コストの上で有利な低Ｂ域であっても、
高Ｂ含有Fe−Ｂ−Si系アモルファス合金と同程度の磁気
特性を有し、かつ加工性にも優れるFe−Ｂ−Si系アモル
ファス合金を提供する。 【解決手段】 化学式：Fea −Ｂb −Sic −Ｐd −Mne ただし、ａ〜ｅはat％でａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝100 でか
つ、 76≦ａ≦80、 ６≦ｂ≦10、 ８≦ｃ≦17、 0.02≦ｄ≦２、 0.2≦ｅ≦1.0 で示される組成とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、Fe−Ｂ−Si系ア
モルファス合金に関し、特にその軟磁気特性を、加工性
と共に改善しようとするものである。
モルファス合金に関し、特にその軟磁気特性を、加工性
と共に改善しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】軟磁気特性に優れたアモルファス合金と
しては、種々のFe−Ｂ−Si系合金組成が知られている。
例えば、米国特許第 4300950号明細書には、Fe：80〜84
at％、Ｂ：12〜15at％およびSi：１〜８at％の組成にな
るアモルファス合金が開示されている。また特開昭57−
116750号公報には、Fe：75〜78.5at％、Ｂ：12〜21at
％、Si：４〜10.5at％組成のアモルファス合金が開示さ
れている。このように、従来、Fe−Ｂ−Si系アモルファ
ス合金において軟磁気特性に優れるものは、いずれもＢ
を10at％以上含有するものであった。
しては、種々のFe−Ｂ−Si系合金組成が知られている。
例えば、米国特許第 4300950号明細書には、Fe：80〜84
at％、Ｂ：12〜15at％およびSi：１〜８at％の組成にな
るアモルファス合金が開示されている。また特開昭57−
116750号公報には、Fe：75〜78.5at％、Ｂ：12〜21at
％、Si：４〜10.5at％組成のアモルファス合金が開示さ
れている。このように、従来、Fe−Ｂ−Si系アモルファ
ス合金において軟磁気特性に優れるものは、いずれもＢ
を10at％以上含有するものであった。
【０００３】これに対し、Ｂ含有量が10at％以下のFe−
Ｂ−Si系アモルファス合金については、特開昭57−1459
64号公報および特開昭58-42751号公報に、上記３成分の
他にＣを経年変化の安定剤および非晶質形成能の改善剤
として添加したものが、また特開昭61−136660号公報に
は、表面処理性の改善剤としてMnを添加したものが、さ
らに特開昭62−192561号公報には、加工性の改善剤とし
てCr, Mo, Ta, Mn, Ni, Ｖ, Nb, Ｗのうちから選んだ一
種または二種以上を添加したものが、またさらに特開昭
58−210154号公報には、鋳造性の改善剤としてCrを添加
したものが、それぞれ提案されている。
Ｂ−Si系アモルファス合金については、特開昭57−1459
64号公報および特開昭58-42751号公報に、上記３成分の
他にＣを経年変化の安定剤および非晶質形成能の改善剤
として添加したものが、また特開昭61−136660号公報に
は、表面処理性の改善剤としてMnを添加したものが、さ
らに特開昭62−192561号公報には、加工性の改善剤とし
てCr, Mo, Ta, Mn, Ni, Ｖ, Nb, Ｗのうちから選んだ一
種または二種以上を添加したものが、またさらに特開昭
58−210154号公報には、鋳造性の改善剤としてCrを添加
したものが、それぞれ提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来報
告されているＢ含有量が10at％以下のFe−Ｂ−Si系アモ
ルファス合金の磁気特性は、Ｗ13/50 ＝0.2 〜0.3 W/k
g，Ｂ8 ＝1.4 〜1.45Ｔ程度であって、Ｂ含有量が10at
％以上の場合のＷ13/50 ＝0.1 W/kg, Ｂ8 ＝1.53Ｔ程度
という特性値に比べると、鉄損および磁束密度とも劣っ
ていた。この理由は、Ｂはこの種合金の非晶質化にとっ
て重要な元素であり、Ｂ量が高いほど合金のアモルファ
ス形成能が強く、また熱的安定性も改善されるからであ
る。このように、既知合金系の低Ｂ域における磁気特性
は、実用上十分な水準とはいい難かった。また、Fe−Ｂ
−Si系アモルファス合金は、一般に加工性が悪く、圧延
や曲げ加工等の加工処理が適用し難いところにも問題を
残していた。
告されているＢ含有量が10at％以下のFe−Ｂ−Si系アモ
ルファス合金の磁気特性は、Ｗ13/50 ＝0.2 〜0.3 W/k
g，Ｂ8 ＝1.4 〜1.45Ｔ程度であって、Ｂ含有量が10at
％以上の場合のＷ13/50 ＝0.1 W/kg, Ｂ8 ＝1.53Ｔ程度
という特性値に比べると、鉄損および磁束密度とも劣っ
ていた。この理由は、Ｂはこの種合金の非晶質化にとっ
て重要な元素であり、Ｂ量が高いほど合金のアモルファ
ス形成能が強く、また熱的安定性も改善されるからであ
る。このように、既知合金系の低Ｂ域における磁気特性
は、実用上十分な水準とはいい難かった。また、Fe−Ｂ
−Si系アモルファス合金は、一般に加工性が悪く、圧延
や曲げ加工等の加工処理が適用し難いところにも問題を
残していた。
【０００５】この発明は、上記の問題を有利に解決する
もので、製造コストの上で有利な低Ｂ域であっても、軟
磁気特性に優れ、かつ加工性にも優れたトランス用のFe
−Ｂ−Si系アモルファス合金を提案することを目的とす
る。
もので、製造コストの上で有利な低Ｂ域であっても、軟
磁気特性に優れ、かつ加工性にも優れたトランス用のFe
−Ｂ−Si系アモルファス合金を提案することを目的とす
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】すなわち、この発明は、 化学式：Fea −Ｂb −Sic −Ｐd −Mne ただし、ａ〜ｅはat％でａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝100 でか
つ、 76≦ａ≦80、 ６≦ｂ≦10、 ８≦ｃ≦17、 0.02≦ｄ≦２、 0.2≦ｅ≦1.0 で示される組成になることを特徴とする、軟磁気特性に
優れ、かつ良好な加工性を有するトランス用鉄基アモル
ファス合金である。
つ、 76≦ａ≦80、 ６≦ｂ≦10、 ８≦ｃ≦17、 0.02≦ｄ≦２、 0.2≦ｅ≦1.0 で示される組成になることを特徴とする、軟磁気特性に
優れ、かつ良好な加工性を有するトランス用鉄基アモル
ファス合金である。
【０００７】
【発明の実施の形態】図１(a), (b)にそれぞれ、単ロー
ル法で作製したＢ量が８at％のFe78−Si14−Ｂ8 （比較
例）アモルファス合金リボンおよびFe78Si13.3Ｂ8Mn0.5
Ｐ0.2 （発明例）アモルファス合金リボンの結晶化温度
の低下量（板厚：20μm のリボンを基準とする）および
結晶化熱量の板厚依存性について調べた結果を示す。こ
こに、結晶化温度は、示差走査熱分析（以下ＤＳＣとい
う）曲線の結晶化の発熱ピークの立ち上がりの最も勾配
の大きな点における接線と結晶直前のベースラインとの
交点で定義する。また、結晶化熱量とは、アモルファス
合金が結晶化の際に吐き出す熱量のことである。
ル法で作製したＢ量が８at％のFe78−Si14−Ｂ8 （比較
例）アモルファス合金リボンおよびFe78Si13.3Ｂ8Mn0.5
Ｐ0.2 （発明例）アモルファス合金リボンの結晶化温度
の低下量（板厚：20μm のリボンを基準とする）および
結晶化熱量の板厚依存性について調べた結果を示す。こ
こに、結晶化温度は、示差走査熱分析（以下ＤＳＣとい
う）曲線の結晶化の発熱ピークの立ち上がりの最も勾配
の大きな点における接線と結晶直前のベースラインとの
交点で定義する。また、結晶化熱量とは、アモルファス
合金が結晶化の際に吐き出す熱量のことである。
【０００８】図１に示したように、Fe78−Si14−Ｂ8 ア
モルファス合金においては、板厚の増加に伴い、結晶化
熱量は急激に低下する。また、同様に、結晶化温度も板
厚の増加に伴って低下し、その低下率は極めて大きい。
この事実は、Fe78−Si14−Ｂ8 アモルファス合金におい
ては、アモルファス状態の劣化が板厚の変化に対してよ
り敏感であることを表しており、従ってFe78−Si14−Ｂ
8 アモルファス合金の特性安定化のためには、リボン板
厚の管理が極めて重要であることを示唆している。
モルファス合金においては、板厚の増加に伴い、結晶化
熱量は急激に低下する。また、同様に、結晶化温度も板
厚の増加に伴って低下し、その低下率は極めて大きい。
この事実は、Fe78−Si14−Ｂ8 アモルファス合金におい
ては、アモルファス状態の劣化が板厚の変化に対してよ
り敏感であることを表しており、従ってFe78−Si14−Ｂ
8 アモルファス合金の特性安定化のためには、リボン板
厚の管理が極めて重要であることを示唆している。
【０００９】ところが、上記のFe78−Si14−Ｂ8 アモル
ファス合金に、0.5 at％のMnおよび0.2 at％のＰを複合
添加すると、図１に示したように、結晶化温度の低下量
は勿論のこと、結晶化熱量の板厚依存性が大きく改善さ
れる。この理由は、次のとおりと考えられる。すなわ
ち、一般にアモルファス合金の組成を多元化すると結晶
化のプロセスが複雑になり、結晶格子を組み立てる場合
の再配列が困難となるため結晶化しにくくなることが知
られているが、Mn添加によってこの多元化による結晶化
の抑制作用が強化されると共に、Ｐの添加によって合金
のアモルファス形成能が向上し、より厚肉のアモルファ
スリボンの作製が可能となる作用が加わり、これらの相
乗効果によって単独添加の場合よりも格段に顕著な改善
効果が得られるものと考えられる。
ファス合金に、0.5 at％のMnおよび0.2 at％のＰを複合
添加すると、図１に示したように、結晶化温度の低下量
は勿論のこと、結晶化熱量の板厚依存性が大きく改善さ
れる。この理由は、次のとおりと考えられる。すなわ
ち、一般にアモルファス合金の組成を多元化すると結晶
化のプロセスが複雑になり、結晶格子を組み立てる場合
の再配列が困難となるため結晶化しにくくなることが知
られているが、Mn添加によってこの多元化による結晶化
の抑制作用が強化されると共に、Ｐの添加によって合金
のアモルファス形成能が向上し、より厚肉のアモルファ
スリボンの作製が可能となる作用が加わり、これらの相
乗効果によって単独添加の場合よりも格段に顕著な改善
効果が得られるものと考えられる。
【００１０】そこで、次にかかるＰおよびMnの好適組成
範囲について検討した。図２に、この発明の要件を満足
するFe78Si12.8-XＢ9Mn0.2ＰX 合金と、比較例に当たる
Fe78Si12.9-XＢ9Mn0.1ＰX 合金およびFe78Si11-XＢ9Mn2
ＰX 合金の、鉄損のＰ量依存性について調べた結果を示
す。また、図３には、発明例であるFe78Si12.8-XＢ9Mn
0.2ＰX 合金と、比較例に当たるFe78Si11-XＢ9Mn2ＰX
合金の、磁束密度のＰ量依存性について調べた結果を示
す。
範囲について検討した。図２に、この発明の要件を満足
するFe78Si12.8-XＢ9Mn0.2ＰX 合金と、比較例に当たる
Fe78Si12.9-XＢ9Mn0.1ＰX 合金およびFe78Si11-XＢ9Mn2
ＰX 合金の、鉄損のＰ量依存性について調べた結果を示
す。また、図３には、発明例であるFe78Si12.8-XＢ9Mn
0.2ＰX 合金と、比較例に当たるFe78Si11-XＢ9Mn2ＰX
合金の、磁束密度のＰ量依存性について調べた結果を示
す。
【００１１】図２に示したとおり、発明例であるFe78Si
12.8-XＢ9Mn0.2ＰX 合金は、Ｐ含有量が0.02〜２at％の
範囲で鉄損が大きく低下している。これはＰの添加によ
り、アモルファス形成能が改善されたためであると考え
られる。これに対し、比較例であるMn量が 0.1at％，２
at％の、Fe78Si12.9-XＢ9Mn0.1ＰX 合金およびFe78Si
11-XＢ9Mn2ＰX 合金の場合には、このような鉄損の低減
挙動は見られない。この理由は、Mn：0.1 at％では結晶
化挙動におよぼす影響が小さいためであり、またMn：２
at％の場合は磁束密度の低下が甚だしいためであると考
えられる。また、図３に示したとおり、発明例はＰ含有
量が0.02〜２at％の範囲において磁束密度の低下はさほ
ど見られないが、比較例はもともとの磁束密度が低いだ
けでなくその劣化程度も著しい。
12.8-XＢ9Mn0.2ＰX 合金は、Ｐ含有量が0.02〜２at％の
範囲で鉄損が大きく低下している。これはＰの添加によ
り、アモルファス形成能が改善されたためであると考え
られる。これに対し、比較例であるMn量が 0.1at％，２
at％の、Fe78Si12.9-XＢ9Mn0.1ＰX 合金およびFe78Si
11-XＢ9Mn2ＰX 合金の場合には、このような鉄損の低減
挙動は見られない。この理由は、Mn：0.1 at％では結晶
化挙動におよぼす影響が小さいためであり、またMn：２
at％の場合は磁束密度の低下が甚だしいためであると考
えられる。また、図３に示したとおり、発明例はＰ含有
量が0.02〜２at％の範囲において磁束密度の低下はさほ
ど見られないが、比較例はもともとの磁束密度が低いだ
けでなくその劣化程度も著しい。
【００１２】次に、図４に、Fe78Si13-X-YＢ9Mn Y ＰX
合金リボンの密着曲げ可能組成範囲と鉄損良好範囲を、
Ｙ量とＸ量との関係で示す。図中、○で表した点は、曲
げ試験を５回行って全て密着曲げが可能であった組成で
あり、×で表した点は、曲げ試験を５回行って全て密着
曲げが不可能であった組成である。また△で表した点
は、１〜４回の密着曲げか可能であった組成である。鉄
損Ｗ13/50 が 0.15 W/kg以下になるのはＰ含有量Ｘが0.
02at％以上でかつMn含有量Ｙが0.2 at％以上の場合であ
るが、密着曲げが可能な範囲はＸが2.0 at％以下でかつ
Ｙが1.0 at％以下の範囲である。従って、鉄損特性およ
び曲げ加工性とも良好な組成範囲は、図中に斜線で示す
領域となる。
合金リボンの密着曲げ可能組成範囲と鉄損良好範囲を、
Ｙ量とＸ量との関係で示す。図中、○で表した点は、曲
げ試験を５回行って全て密着曲げが可能であった組成で
あり、×で表した点は、曲げ試験を５回行って全て密着
曲げが不可能であった組成である。また△で表した点
は、１〜４回の密着曲げか可能であった組成である。鉄
損Ｗ13/50 が 0.15 W/kg以下になるのはＰ含有量Ｘが0.
02at％以上でかつMn含有量Ｙが0.2 at％以上の場合であ
るが、密着曲げが可能な範囲はＸが2.0 at％以下でかつ
Ｙが1.0 at％以下の範囲である。従って、鉄損特性およ
び曲げ加工性とも良好な組成範囲は、図中に斜線で示す
領域となる。
【００１３】以下、この発明において、合金の成分組成
を前記の範囲に限定した理由について説明する。 Fe：76〜80at％ Feは、高い磁束密度を得るために添加するものである
が、含有量が76at％未満では満足いく磁束密度が得られ
ず、トランスの鉄心としては不充分であり、一方80at％
を超えると結晶化温度およびキュリー点が低下し、トラ
ンス作動温度における熱安定性が劣化するので、Fe量は
76〜80at％の範囲に限定した。
を前記の範囲に限定した理由について説明する。 Fe：76〜80at％ Feは、高い磁束密度を得るために添加するものである
が、含有量が76at％未満では満足いく磁束密度が得られ
ず、トランスの鉄心としては不充分であり、一方80at％
を超えると結晶化温度およびキュリー点が低下し、トラ
ンス作動温度における熱安定性が劣化するので、Fe量は
76〜80at％の範囲に限定した。
【００１４】Si：８〜17at％ Siは、磁歪の低減および熱安定性の向上に有効に寄与す
るが、８at％未満ではその添加効果に乏しく、一方17at
％を超えるとリボンの脆化が問題となるので、Si量は８
〜17at％の範囲に限定した。
るが、８at％未満ではその添加効果に乏しく、一方17at
％を超えるとリボンの脆化が問題となるので、Si量は８
〜17at％の範囲に限定した。
【００１５】Ｂ：６〜10at％ Ｂは、アモルファス形成能を向上させる有用元素である
が、６at％未満では非晶質化が難しく、一方10at％を超
える添加は、低Ｂ化による低コスト化というこの発明の
趣旨にそぐわないので、Ｂ含有量は６〜10at％の範囲に
限定した。なお、商業生産を想定した場合には、実験機
に比べ冷却能力が劣ると考えられる工程機の能力とコス
トの観点から、 7.5〜9.5 at％程度の範囲が望ましい。
が、６at％未満では非晶質化が難しく、一方10at％を超
える添加は、低Ｂ化による低コスト化というこの発明の
趣旨にそぐわないので、Ｂ含有量は６〜10at％の範囲に
限定した。なお、商業生産を想定した場合には、実験機
に比べ冷却能力が劣ると考えられる工程機の能力とコス
トの観点から、 7.5〜9.5 at％程度の範囲が望ましい。
【００１６】図５に、単ロール法で作製したFe78Si22-X
ＢX 組成のアモルファス合金リボンの鉄損Ｗ13/50 のＢ
量依存性を示す。同図から明らかなように、Fe78Si22-X
ＢX アモルファス合金リボンは、Ｂ量の減少に伴い鉄損
は劣化し、そのばらつきも大きくなっている。ところ
が、この合金に、0.5 at％のMnと0.2 at％のＰを添加し
たFe78Si21.3-XＢX Mn0.5 Ｐ0.2 アモルファス合金リボ
ンでは、図６に示すように、鉄損特性が大幅に改善され
ている。しかも、低ボロン域ほどその改善効果が大きい
ことが注目される。
ＢX 組成のアモルファス合金リボンの鉄損Ｗ13/50 のＢ
量依存性を示す。同図から明らかなように、Fe78Si22-X
ＢX アモルファス合金リボンは、Ｂ量の減少に伴い鉄損
は劣化し、そのばらつきも大きくなっている。ところ
が、この合金に、0.5 at％のMnと0.2 at％のＰを添加し
たFe78Si21.3-XＢX Mn0.5 Ｐ0.2 アモルファス合金リボ
ンでは、図６に示すように、鉄損特性が大幅に改善され
ている。しかも、低ボロン域ほどその改善効果が大きい
ことが注目される。
【００１７】Ｐ：0.02〜２at％ Ｐは、アモルファス形成能の強化に有効な元素である
が、0.2 at％より少ないとその効果が期待できず、その
結果、図２，３，４に示したように、良好な磁気特性が
得られない。一方２at％を超えると、図３，４に示した
ように、磁束密度が低下するだけでなく、リボンが脆化
して加工性の劣化を招くので、Ｐ量は0.02〜２at％の範
囲に限定した。なお、より脆化に対して厳しい要求があ
る場合には、0.02〜１at％の範囲が好適である。
が、0.2 at％より少ないとその効果が期待できず、その
結果、図２，３，４に示したように、良好な磁気特性が
得られない。一方２at％を超えると、図３，４に示した
ように、磁束密度が低下するだけでなく、リボンが脆化
して加工性の劣化を招くので、Ｐ量は0.02〜２at％の範
囲に限定した。なお、より脆化に対して厳しい要求があ
る場合には、0.02〜１at％の範囲が好適である。
【００１８】Mn：0.2 〜1.0 at％ Mnは、結晶化の抑制に有効に寄与するが、0.2 at％より
少ないとその抑制効果が小さいため、図４に示したよう
に、良好な磁気特性が得られず、一方0.7 at％を超える
と磁束密度の低下が大きくなるので、Mn量は 0.2〜1.0
at％の範囲に限定した。より望ましい範囲は 0.2〜0.7
at％の範囲である。
少ないとその抑制効果が小さいため、図４に示したよう
に、良好な磁気特性が得られず、一方0.7 at％を超える
と磁束密度の低下が大きくなるので、Mn量は 0.2〜1.0
at％の範囲に限定した。より望ましい範囲は 0.2〜0.7
at％の範囲である。
【００１９】次に、この発明合金の製造方法について説
明する。上記の好適成分組成に調製した合金溶湯を、急
冷凝固法、好ましくは単ロール法により薄帯とする。こ
こに、単ロール法における好適製造条件は次のとおりで
ある。直径：200 〜300 mmの高速で回転する銅合金製の
ロール上に、石英製のノズルから噴出させて薄帯を作製
する。この時、射出圧力は 0.1〜0.3 kgf/cm2 、ノズル
−ロール間ギャップは 0.1〜0.2 mm、ノズルスリット厚
みは 0.5〜1.0 mm、幅は20mm、ロール周速は24〜35 m/s
程度が好ましく、かくして幅：20mm、板厚：15〜30μm
のリボンが得られる。ついで、得られたリボンを、真空
中または不活性雰囲気中にて 350〜420 ℃の温度範囲で
１〜２時間程度の磁場中焼鈍を施す。
明する。上記の好適成分組成に調製した合金溶湯を、急
冷凝固法、好ましくは単ロール法により薄帯とする。こ
こに、単ロール法における好適製造条件は次のとおりで
ある。直径：200 〜300 mmの高速で回転する銅合金製の
ロール上に、石英製のノズルから噴出させて薄帯を作製
する。この時、射出圧力は 0.1〜0.3 kgf/cm2 、ノズル
−ロール間ギャップは 0.1〜0.2 mm、ノズルスリット厚
みは 0.5〜1.0 mm、幅は20mm、ロール周速は24〜35 m/s
程度が好ましく、かくして幅：20mm、板厚：15〜30μm
のリボンが得られる。ついで、得られたリボンを、真空
中または不活性雰囲気中にて 350〜420 ℃の温度範囲で
１〜２時間程度の磁場中焼鈍を施す。
【００２０】
【実施例】表１〜５に示す種々の組成になる合金溶湯を
調製し、単ロール法により、板厚が 20 μm 前後のアモ
ルファスリボンを作製した。製造条件は、ロール周速：
27 m/s、射出圧力：0.2 kgf/cm2 、ノズル−ロール間ギ
ャップ：0.2 mm、ノズルスリット寸法：0.5 mm×20 mm
である。ついで、得られたリボンを、真空雰囲気中にて
リボン長手方向に 20 Oeの磁場をかけながら、 360〜38
0 ℃、１時間の磁場中焼鈍を行った。かくして得られた
リボンの表面粗さ（Ra）、板厚、曲げ特性、鉄損Ｗ
13/50 および磁束密度Ｂ8 について調べた結果を、表１
〜５に併記する。なお、表１，２は適合例、表３〜５は
比較例である。
調製し、単ロール法により、板厚が 20 μm 前後のアモ
ルファスリボンを作製した。製造条件は、ロール周速：
27 m/s、射出圧力：0.2 kgf/cm2 、ノズル−ロール間ギ
ャップ：0.2 mm、ノズルスリット寸法：0.5 mm×20 mm
である。ついで、得られたリボンを、真空雰囲気中にて
リボン長手方向に 20 Oeの磁場をかけながら、 360〜38
0 ℃、１時間の磁場中焼鈍を行った。かくして得られた
リボンの表面粗さ（Ra）、板厚、曲げ特性、鉄損Ｗ
13/50 および磁束密度Ｂ8 について調べた結果を、表１
〜５に併記する。なお、表１，２は適合例、表３〜５は
比較例である。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】
【表４】
【００２５】
【表５】
【００２６】表１，２から明らかなように、この発明に
従うアモルファス合金薄帯はいずれも、優れた磁気特性
は勿論のこと、良好な曲げ特性が得られている。
従うアモルファス合金薄帯はいずれも、優れた磁気特性
は勿論のこと、良好な曲げ特性が得られている。
【００２７】
【発明の効果】かくして、この発明によれば、従来に比
べて少ないＢ量で、高Ｂ含有Fe−Ｂ−Siアモルファス合
金並の優れた磁気特性が得られるだけでなく、曲げ特性
にも優れたFe−Ｂ−Si系アモルファス合金を得ることが
できる。
べて少ないＢ量で、高Ｂ含有Fe−Ｂ−Siアモルファス合
金並の優れた磁気特性が得られるだけでなく、曲げ特性
にも優れたFe−Ｂ−Si系アモルファス合金を得ることが
できる。
【図１】Fe78−Si14−Ｂ8 （比較例）およびFe78Si13.3
Ｂ8Mn0.5Ｐ0.2 （発明例）アモルファス合金リボンの結
晶化温度の低下量および結晶化熱量の板厚依存性を示し
たグラフである。
Ｂ8Mn0.5Ｐ0.2 （発明例）アモルファス合金リボンの結
晶化温度の低下量および結晶化熱量の板厚依存性を示し
たグラフである。
【図２】Fe78Si12.8-XＢ9Mn0.2ＰX 合金（発明例）と、
Fe78Si12.9-XＢ9Mn0.1ＰX 合金（比較例）およびFe78Si
11-XＢ9Mn2ＰX 合金（比較例）の、鉄損のＰ量依存性を
示したグラフである。
Fe78Si12.9-XＢ9Mn0.1ＰX 合金（比較例）およびFe78Si
11-XＢ9Mn2ＰX 合金（比較例）の、鉄損のＰ量依存性を
示したグラフである。
【図３】Fe78Si12.8-XＢ9Mn0.2ＰX 合金（発明例）と、
Fe78Si11-XＢ9Mn2ＰX 合金（比較例）の、磁束密度のＰ
量依存性を示したグラフである。
Fe78Si11-XＢ9Mn2ＰX 合金（比較例）の、磁束密度のＰ
量依存性を示したグラフである。
【図４】Fe78Si13-X-YＢ9Mn Y ＰX 合金リボンの密着曲
げ可能組成範囲と鉄損良好範囲を、Mn含有量とＰ含有量
との関係で示した図である。
げ可能組成範囲と鉄損良好範囲を、Mn含有量とＰ含有量
との関係で示した図である。
【図５】Fe78Si22-XＢX 組成（比較例）アモルファス合
金の鉄損Ｗ13/50 のＢ量依存性を示したグラフである。
金の鉄損Ｗ13/50 のＢ量依存性を示したグラフである。
【図６】Fe78Si21.3-XＢX Mn0.5 Ｐ0.2 （発明例）アモ
ルファス合金の鉄損Ｗ13/50 のＢ量依存性を示したグラ
フである。
ルファス合金の鉄損Ｗ13/50 のＢ量依存性を示したグラ
フである。
Claims (1)
- 【請求項１】 化学式：Fea −Ｂb −Sic −Ｐd −Mne ただし、ａ〜ｅはat％でａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝100 でか
つ、 76≦ａ≦80、 ６≦ｂ≦10、 ８≦ｃ≦17、 0.02≦ｄ≦２、 0.2≦ｅ≦1.0 で示される組成になることを特徴とする、軟磁気特性に
優れ、かつ良好な加工性を有するトランス用鉄基アモル
ファス合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1161996A JPH09202951A (ja) | 1996-01-26 | 1996-01-26 | 軟磁気特性に優れ、かつ良好な加工性を有するトランス用鉄基アモルファス合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1161996A JPH09202951A (ja) | 1996-01-26 | 1996-01-26 | 軟磁気特性に優れ、かつ良好な加工性を有するトランス用鉄基アモルファス合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09202951A true JPH09202951A (ja) | 1997-08-05 |
Family
ID=11782946
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1161996A Pending JPH09202951A (ja) | 1996-01-26 | 1996-01-26 | 軟磁気特性に優れ、かつ良好な加工性を有するトランス用鉄基アモルファス合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09202951A (ja) |
Cited By (3)
| 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 |
| US7282103B2 (en) | 2002-04-05 | 2007-10-16 | Nippon Steel Corporation | Iron-base amorphous alloy thin strip excellent in soft magnetic properties, iron core manufactured by using said thin strip, and mother alloy for producing rapidly cooled and solidified thin strip |
| JP2013209681A (ja) * | 2012-03-30 | 2013-10-10 | Jfe Steel Corp | 鉄系非晶質合金薄帯 |
-
1996
- 1996-01-26 JP JP1161996A patent/JPH09202951A/ja active Pending
Cited By (3)
| 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 |
| US7282103B2 (en) | 2002-04-05 | 2007-10-16 | Nippon Steel Corporation | Iron-base amorphous alloy thin strip excellent in soft magnetic properties, iron core manufactured by using said thin strip, and mother alloy for producing rapidly cooled and solidified thin strip |
| JP2013209681A (ja) * | 2012-03-30 | 2013-10-10 | Jfe Steel Corp | 鉄系非晶質合金薄帯 |
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