JPH108224A - 高飽和磁束密度高透磁率磁性合金ならびにそれを用いた磁心 - Google Patents
高飽和磁束密度高透磁率磁性合金ならびにそれを用いた磁心Info
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- JPH108224A JPH108224A JP8166439A JP16643996A JPH108224A JP H108224 A JPH108224 A JP H108224A JP 8166439 A JP8166439 A JP 8166439A JP 16643996 A JP16643996 A JP 16643996A JP H108224 A JPH108224 A JP H108224A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 トランス、チョ−クコイル、可飽和リアクト
ル等の磁性部品に適する高飽和磁束密度で特に高い初透
磁率を示すナノ結晶軟磁性合金およびそれを用いた高性
能な磁心を実現する。 【解決手段】 一般式：Fe100-x-y-cAxM'yX'c(原子％)
で表され、式中AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種
の元素、M'はZr,Nb,Mo,Hf,TaおよびWから選ばれた少な
くとも1種の元素、X'はSiおよびBから選ばれる少なくと
も1種の元素を示し、x,yおよびcはそれぞれ0.3≦x≦0.
9、2≦y≦10、4≦c≦22、8≦x+y+c≦24、0.05≦x/y＜0.
5を満足する数で表される範囲の組成であり、組織の1部
が平均粒径50nm以下の結晶粒からなることを特徴とする
高飽和磁束密度高透磁磁性合金である。
ル等の磁性部品に適する高飽和磁束密度で特に高い初透
磁率を示すナノ結晶軟磁性合金およびそれを用いた高性
能な磁心を実現する。 【解決手段】 一般式：Fe100-x-y-cAxM'yX'c(原子％)
で表され、式中AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種
の元素、M'はZr,Nb,Mo,Hf,TaおよびWから選ばれた少な
くとも1種の元素、X'はSiおよびBから選ばれる少なくと
も1種の元素を示し、x,yおよびcはそれぞれ0.3≦x≦0.
9、2≦y≦10、4≦c≦22、8≦x+y+c≦24、0.05≦x/y＜0.
5を満足する数で表される範囲の組成であり、組織の1部
が平均粒径50nm以下の結晶粒からなることを特徴とする
高飽和磁束密度高透磁磁性合金である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、トランス、チョ−
クコイル、可飽和リアクトル等の磁性部品に用いられる
高飽和磁束密度で特に高い初透磁率を示すナノ結晶軟磁
性合金およびそれを用いた磁心に関する。
クコイル、可飽和リアクトル等の磁性部品に用いられる
高飽和磁束密度で特に高い初透磁率を示すナノ結晶軟磁
性合金およびそれを用いた磁心に関する。
【０００２】
【従来の技術】ナノ結晶合金は優れた軟磁気特性を示す
ため、コモンモ−ドチョ−クコイル、高周波トランス、
パルストランス等の磁心に使用されている。代表的組成
系は特公平4-4393や特開平1-242755に記載のFe-Cu-(Nb,
Ti,Zr,Hf,Mo,W,Ta)-Si-B系合金やFe-Cu-(Nb,Ti,Zr,Hf,M
o,W,Ta)-B系合金等が知られている。これらのナノ結晶
合金は、通常液相や気相から急冷し非晶質合金とした
後、これを熱処理により微結晶化することにより作製さ
れている。液相から急冷する方法としては単ロ−ル法、
双ロ−ル法、遠心急冷法、回転液中紡糸法、アトマイズ
法やキャビテーション法等が知られている。また、気相
から急冷する方法としては、スパッタ法、蒸着法、イオ
ンプレ−ティング法等が知られている。ナノ結晶合金は
これらの方法により作製した非晶質合金を微結晶化した
もので、非晶質合金にみられるような熱的不安定性がほ
とんどなく、Fe系アモルファス合金と同程度の高い飽和
磁束密度と低磁歪で優れた軟磁気特性を示すことが知ら
れている。更にナノ結晶合金は経時変化が小さく、温度
特性にも優れていることが知られている。
ため、コモンモ−ドチョ−クコイル、高周波トランス、
パルストランス等の磁心に使用されている。代表的組成
系は特公平4-4393や特開平1-242755に記載のFe-Cu-(Nb,
Ti,Zr,Hf,Mo,W,Ta)-Si-B系合金やFe-Cu-(Nb,Ti,Zr,Hf,M
o,W,Ta)-B系合金等が知られている。これらのナノ結晶
合金は、通常液相や気相から急冷し非晶質合金とした
後、これを熱処理により微結晶化することにより作製さ
れている。液相から急冷する方法としては単ロ−ル法、
双ロ−ル法、遠心急冷法、回転液中紡糸法、アトマイズ
法やキャビテーション法等が知られている。また、気相
から急冷する方法としては、スパッタ法、蒸着法、イオ
ンプレ−ティング法等が知られている。ナノ結晶合金は
これらの方法により作製した非晶質合金を微結晶化した
もので、非晶質合金にみられるような熱的不安定性がほ
とんどなく、Fe系アモルファス合金と同程度の高い飽和
磁束密度と低磁歪で優れた軟磁気特性を示すことが知ら
れている。更にナノ結晶合金は経時変化が小さく、温度
特性にも優れていることが知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ナノ結晶軟磁性合金は
従来の軟磁性材料に比べてほぼ同一の飽和磁束密度で比
較した場合、従来の軟磁性材料より透磁率が高く軟磁気
特性が優れている。しかし、従来の軟磁性材料と同様に
飽和磁束密度が高くなると透磁率が低下し、磁心損失が
増加する傾向がある。このため、現在実用化されている
80,000あるいはそれ以上の非常に高い初透磁率を示すナ
ノ結晶軟磁性材料の飽和磁束密度は1.2Tから1.4T程度で
ある。これまで報告されている1.4Tを越える飽和磁束密
度のナノ結晶材料では0.4A/mの測定磁界で80,000を越え
るものは報告されているものの、0.05A/m以下の初透磁
率領域と考えられる磁界で測定した比初透磁率が80,000
を越えることは困難であった。このため、特に高い透磁
率が要求されるノイズフィルタ用のコモンモードチョ−
クやISDNパルストランス等には飽和磁束密度が1.4Tを越
える材料は使用されておらず、Bsが1.2Tから1.4TのFe-C
u-Nb-Si-B系ナノ結晶合金が使用されている。また、磁
心損失も同様に飽和磁束密度が1.4Tを越えると増加する
傾向があり、インバータ用のトランス等に使用するため
にはより磁心損失の低い材料が望まれる。
従来の軟磁性材料に比べてほぼ同一の飽和磁束密度で比
較した場合、従来の軟磁性材料より透磁率が高く軟磁気
特性が優れている。しかし、従来の軟磁性材料と同様に
飽和磁束密度が高くなると透磁率が低下し、磁心損失が
増加する傾向がある。このため、現在実用化されている
80,000あるいはそれ以上の非常に高い初透磁率を示すナ
ノ結晶軟磁性材料の飽和磁束密度は1.2Tから1.4T程度で
ある。これまで報告されている1.4Tを越える飽和磁束密
度のナノ結晶材料では0.4A/mの測定磁界で80,000を越え
るものは報告されているものの、0.05A/m以下の初透磁
率領域と考えられる磁界で測定した比初透磁率が80,000
を越えることは困難であった。このため、特に高い透磁
率が要求されるノイズフィルタ用のコモンモードチョ−
クやISDNパルストランス等には飽和磁束密度が1.4Tを越
える材料は使用されておらず、Bsが1.2Tから1.4TのFe-C
u-Nb-Si-B系ナノ結晶合金が使用されている。また、磁
心損失も同様に飽和磁束密度が1.4Tを越えると増加する
傾向があり、インバータ用のトランス等に使用するため
にはより磁心損失の低い材料が望まれる。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記問題点を解決するた
めに本発明者らは、鋭意検討の結果、特定の組成の合金
すなわち、一般式：Fe100-x-y-cAxM'yX'c(原子％)で表
され、式中AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種の元
素、M'はTi,V,Zr,Nb,Mo,Hf,TaおよびWから選ばれた少な
くとも1種の元素、X'はSiおよびBから選ばれる少なくと
も1種の元素を示し、x,yおよびcはそれぞれ0.3≦x≦0.
9、2≦y≦10、4≦c≦22、8≦x+y+c≦24、0.05≦x/y＜0.
5を満足する数で表される範囲の組成であり、組織の1部
が平均粒径50nm以下の結晶粒からなる合金が高飽和磁束
密度で著しく高い初透磁率を示すことを見出し本発明に
想到した。本発明合金において、前記結晶粒は組織の少
なくとも50%以上の割合であることが望ましく、この場
合には高い透磁率を実現することができる。特に好まし
い範囲は70%以上であり、この場合応力等による透磁率
の劣下を小さくできる。
めに本発明者らは、鋭意検討の結果、特定の組成の合金
すなわち、一般式：Fe100-x-y-cAxM'yX'c(原子％)で表
され、式中AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種の元
素、M'はTi,V,Zr,Nb,Mo,Hf,TaおよびWから選ばれた少な
くとも1種の元素、X'はSiおよびBから選ばれる少なくと
も1種の元素を示し、x,yおよびcはそれぞれ0.3≦x≦0.
9、2≦y≦10、4≦c≦22、8≦x+y+c≦24、0.05≦x/y＜0.
5を満足する数で表される範囲の組成であり、組織の1部
が平均粒径50nm以下の結晶粒からなる合金が高飽和磁束
密度で著しく高い初透磁率を示すことを見出し本発明に
想到した。本発明合金において、前記結晶粒は組織の少
なくとも50%以上の割合であることが望ましく、この場
合には高い透磁率を実現することができる。特に好まし
い範囲は70%以上であり、この場合応力等による透磁率
の劣下を小さくできる。
【０００５】AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種の元
素であり、熱処理後形成する結晶粒を微細化する効果お
よび透磁率を向上させる効果がある。A量xが0.3原子%未
満では透磁率の減少が起こり好ましくなく、0.9原子%を
越えると同様に透磁率の低下が起こるため好ましくな
い。特に好ましいxの範囲は0.5≦x≦0.8であり、この範
囲で特に高い透磁率が得られる。M'およびX'はアモルフ
ァス形成を促進する元素であり、M'量yは2≦y≦10、X'
量cは4≦c≦22、8≦x+y+c≦24の範囲である。ｙが2原子
%未満あるいはyが10原子%を越えると熱処理後に微細な
結晶粒組織が得られず、高い透磁率が得られないため好
ましくない。X'量cが4原子%未満では熱処理後の結晶粒
が微細化されにくく軟磁気特性が劣下し好ましくなく、
cが22原子%を越えると飽和磁束密度の低下を招くため好
ましくない。また、A,M'とX'の総量のx+y+cが8原子%未
満ではアモルファス形成が困難であり、熱処理前の段階
で粗大で不均一な結晶が形成し熱処理を行っても高い透
磁率が得られず好ましくなく、x+y+cが24原子%を越える
と飽和磁束密度が著しく低下し好ましくない。
素であり、熱処理後形成する結晶粒を微細化する効果お
よび透磁率を向上させる効果がある。A量xが0.3原子%未
満では透磁率の減少が起こり好ましくなく、0.9原子%を
越えると同様に透磁率の低下が起こるため好ましくな
い。特に好ましいxの範囲は0.5≦x≦0.8であり、この範
囲で特に高い透磁率が得られる。M'およびX'はアモルフ
ァス形成を促進する元素であり、M'量yは2≦y≦10、X'
量cは4≦c≦22、8≦x+y+c≦24の範囲である。ｙが2原子
%未満あるいはyが10原子%を越えると熱処理後に微細な
結晶粒組織が得られず、高い透磁率が得られないため好
ましくない。X'量cが4原子%未満では熱処理後の結晶粒
が微細化されにくく軟磁気特性が劣下し好ましくなく、
cが22原子%を越えると飽和磁束密度の低下を招くため好
ましくない。また、A,M'とX'の総量のx+y+cが8原子%未
満ではアモルファス形成が困難であり、熱処理前の段階
で粗大で不均一な結晶が形成し熱処理を行っても高い透
磁率が得られず好ましくなく、x+y+cが24原子%を越える
と飽和磁束密度が著しく低下し好ましくない。
【０００６】本発明においてA元素とM'元素の比x/yが重
要であり、1.4Tを越えるような高い飽和磁束密度でかつ
高い透磁率を得るためには0.05≦x/y＜0.5である必要が
ある。x/yが0.05未満あるいは0.5以上になると透磁率が
低下し好ましくない。特に好ましいx/yの範囲は0.2≦x/
y≦0.36であり、この範囲で特に高い透磁率が得られ
る。また、M'の50%未満をCr,Mn,Ti,V,Sn,Zn,Ag,In,白金
属元素,Mg,Ca,Sr,Y,希土類元素,N,OおよびSから選ばれ
た少なくとも1種の元素で置換しても良い。これらの元
素は耐食性改善や磁歪等の調整に効果があるが、置換量
をM'の50%以上とすると結晶粒微細化等の効果が小さく
なり透磁率が低下するため、これらの元素の置換はM'の
50%未満とする必要がある。特に好ましいこれらの元素
の置換量はM'の30%以下であり、この範囲で特に高い透
磁率が得られる。
要であり、1.4Tを越えるような高い飽和磁束密度でかつ
高い透磁率を得るためには0.05≦x/y＜0.5である必要が
ある。x/yが0.05未満あるいは0.5以上になると透磁率が
低下し好ましくない。特に好ましいx/yの範囲は0.2≦x/
y≦0.36であり、この範囲で特に高い透磁率が得られ
る。また、M'の50%未満をCr,Mn,Ti,V,Sn,Zn,Ag,In,白金
属元素,Mg,Ca,Sr,Y,希土類元素,N,OおよびSから選ばれ
た少なくとも1種の元素で置換しても良い。これらの元
素は耐食性改善や磁歪等の調整に効果があるが、置換量
をM'の50%以上とすると結晶粒微細化等の効果が小さく
なり透磁率が低下するため、これらの元素の置換はM'の
50%未満とする必要がある。特に好ましいこれらの元素
の置換量はM'の30%以下であり、この範囲で特に高い透
磁率が得られる。
【０００７】また、X'の50%未満をC,Ge,Ga,AlおよびPか
ら選ばれた少なくとも1種の元素で置換しても良い。こ
れらの元素は磁歪調整や結晶粒微細化に効果があるが、
置換量をX'の50%以上とすると透磁率の著しい低下や脆
化が起こるため、これらの元素の置換はX'の50%未満と
する必要がある。特に好ましいこれらの元素の置換量は
X'の30%以下であり、この範囲で特に高い透磁率が得ら
れる。また、Feの50%未満をCo,Niから選ばれた少なくと
も1種の元素で置換しても良い。Coは飽和磁束密度上昇
に効果があり、Niは耐食性向上に効果があるが、Feの50
%以上置換すると透磁率の著しい低下を招くため、置換
量はFeの50%未満とする必要がある。特に好ましいこれ
らの元素の置換量はFeの10%以下であり、この範囲で特
に高い透磁率が得られる。
ら選ばれた少なくとも1種の元素で置換しても良い。こ
れらの元素は磁歪調整や結晶粒微細化に効果があるが、
置換量をX'の50%以上とすると透磁率の著しい低下や脆
化が起こるため、これらの元素の置換はX'の50%未満と
する必要がある。特に好ましいこれらの元素の置換量は
X'の30%以下であり、この範囲で特に高い透磁率が得ら
れる。また、Feの50%未満をCo,Niから選ばれた少なくと
も1種の元素で置換しても良い。Coは飽和磁束密度上昇
に効果があり、Niは耐食性向上に効果があるが、Feの50
%以上置換すると透磁率の著しい低下を招くため、置換
量はFeの50%未満とする必要がある。特に好ましいこれ
らの元素の置換量はFeの10%以下であり、この範囲で特
に高い透磁率が得られる。
【０００８】特にAがCuであり、M'がNb,Mo,Ta,VおよびW
から選ばれた少なくとも1種の元素である場合は大気中
で合金薄帯の製造が容易であるため量産性に優れ、大量
に安価に製造ができるため、特に好ましい。磁心損失に
ついても類似の傾向を示しており、透磁率が高い組成で
磁心損失も低くなる傾向が認められた。前述の本発明合
金中に形成する結晶は主にbccFe相であり、Si,B,Al,Ge
やZr等を固溶している場合もある。また、規則格子を含
む場合もある。前記結晶相以外の残部は主にアモルファ
ス相であるが、実質的に結晶相だけからなる合金も本発
明に含まれる。また、bcc相以外に一部にCuやAuを含むf
cc相結晶粒も存在する。また、強磁性化合物相は含まな
い方が望ましいが、一部に化合物相を含んでも良い。
から選ばれた少なくとも1種の元素である場合は大気中
で合金薄帯の製造が容易であるため量産性に優れ、大量
に安価に製造ができるため、特に好ましい。磁心損失に
ついても類似の傾向を示しており、透磁率が高い組成で
磁心損失も低くなる傾向が認められた。前述の本発明合
金中に形成する結晶は主にbccFe相であり、Si,B,Al,Ge
やZr等を固溶している場合もある。また、規則格子を含
む場合もある。前記結晶相以外の残部は主にアモルファ
ス相であるが、実質的に結晶相だけからなる合金も本発
明に含まれる。また、bcc相以外に一部にCuやAuを含むf
cc相結晶粒も存在する。また、強磁性化合物相は含まな
い方が望ましいが、一部に化合物相を含んでも良い。
【０００９】本発明合金は、前記組成の溶湯を単ロ−ル
法等の超急冷法により急冷し、一旦アモルファス合金を
作製後これを磁心の形状に加工し、結晶化温度以上に昇
温して熱処理を行い平均粒径50nm以下の微結晶を形成す
ることにより作製する。熱処理前のアモルファス合金は
結晶相を含まないのが望ましいが一部に結晶相を含んで
も良い。熱処理は通常はアルゴンガス、窒素ガス等の不
活性ガス中で行なう。また、必要に応じて熱処理期間の
少なくとも一部の期間合金が飽和する強さの磁界を印加
して磁界中熱処理を行い誘導磁気異方性を付与しても良
い。合金磁心の形状にも依存するが一般には薄帯の長手
方向(巻磁心の場合は磁心の磁路方向)に磁界を印加する
場合は8A/m以上、薄帯の幅方向(巻磁心の場合は磁心の
高さ方向)に印加する場合は80kA/m以上の磁界を印加す
る場合が多い。熱処理は露点がー30゜C以下の不活性ガス
雰囲気中で行なうことが望ましく、露点が-60゜C以下の
不活性ガス雰囲気中で熱処理を行なうと特に高い透磁率
が得られ、より好ましい結果が得られる。熱処理の際の
最高到達温度は結晶化温度以上であり、通常450゜Cから6
50゜Cの範囲である。熱処理で一定温度に保持する場合
は、一定温度での保持時間は通常は量産性の観点から24
時間以下であり、好ましくは4時間以下である。熱処理
の際の平均昇温速度は好ましくは0.1゜C/minから200゜C/m
in、より好ましくは1゜C/minから40゜C/min、平均冷却速
度は好ましくは1゜C/minから3000゜C/min、より好ましく
は10゜C/minから1000゜C/minであり、この範囲で特に高い
透磁率が得られる。
法等の超急冷法により急冷し、一旦アモルファス合金を
作製後これを磁心の形状に加工し、結晶化温度以上に昇
温して熱処理を行い平均粒径50nm以下の微結晶を形成す
ることにより作製する。熱処理前のアモルファス合金は
結晶相を含まないのが望ましいが一部に結晶相を含んで
も良い。熱処理は通常はアルゴンガス、窒素ガス等の不
活性ガス中で行なう。また、必要に応じて熱処理期間の
少なくとも一部の期間合金が飽和する強さの磁界を印加
して磁界中熱処理を行い誘導磁気異方性を付与しても良
い。合金磁心の形状にも依存するが一般には薄帯の長手
方向(巻磁心の場合は磁心の磁路方向)に磁界を印加する
場合は8A/m以上、薄帯の幅方向(巻磁心の場合は磁心の
高さ方向)に印加する場合は80kA/m以上の磁界を印加す
る場合が多い。熱処理は露点がー30゜C以下の不活性ガス
雰囲気中で行なうことが望ましく、露点が-60゜C以下の
不活性ガス雰囲気中で熱処理を行なうと特に高い透磁率
が得られ、より好ましい結果が得られる。熱処理の際の
最高到達温度は結晶化温度以上であり、通常450゜Cから6
50゜Cの範囲である。熱処理で一定温度に保持する場合
は、一定温度での保持時間は通常は量産性の観点から24
時間以下であり、好ましくは4時間以下である。熱処理
の際の平均昇温速度は好ましくは0.1゜C/minから200゜C/m
in、より好ましくは1゜C/minから40゜C/min、平均冷却速
度は好ましくは1゜C/minから3000゜C/min、より好ましく
は10゜C/minから1000゜C/minであり、この範囲で特に高い
透磁率が得られる。
【００１０】また、熱処理は1段ではなく多段の熱処理
や複数回の熱処理を行なうこともできる。更には合金に
直流、交流あるいはパルス電流を流して合金を発熱させ
熱処理することもできる。また、合金に張力や圧力を印
加しながら熱処理し異方性を付与することにより磁気特
性を改良することも可能である。もう一つの本発明は、
前記高飽和磁束密度高透磁率磁性合金から構成されてい
ることを特徴とする磁心である。巻磁心あるいは積層磁
心を構成可能である。高飽和磁束密度で高い透磁率を示
す合金から構成されているため、高減衰量あるいは小型
のノイズフィルタ用コモンモードチョーク、小型薄型の
ISDN用パルストランスやカレントトランス等多くの部品
に適用できる。
や複数回の熱処理を行なうこともできる。更には合金に
直流、交流あるいはパルス電流を流して合金を発熱させ
熱処理することもできる。また、合金に張力や圧力を印
加しながら熱処理し異方性を付与することにより磁気特
性を改良することも可能である。もう一つの本発明は、
前記高飽和磁束密度高透磁率磁性合金から構成されてい
ることを特徴とする磁心である。巻磁心あるいは積層磁
心を構成可能である。高飽和磁束密度で高い透磁率を示
す合金から構成されているため、高減衰量あるいは小型
のノイズフィルタ用コモンモードチョーク、小型薄型の
ISDN用パルストランスやカレントトランス等多くの部品
に適用できる。
【００１１】本発明合金および磁心は必要に応じてSi
O2、MgO、Al2O3等の粉末あるいは膜で合金薄帯表面を覆
ったり、化成処理により表面を処理したり、アノード酸
化処理により表面に酸化物層を形成し層間絶縁が行われ
る場合がある。これは特に高周波における渦電流の影響
を低減し、透磁率や磁心損失を改善する効果がある。こ
の効果は表面状態が良好でかつ広幅の薄帯から構成され
た磁心の場合に著しい。更に、本発明磁心は必要に応じ
て含浸やコーティング等を行なう場合や、樹脂含浸後切
断して、ギャップ付きのチョークコイル用磁心とした
り、インバータ用トランスやチョークコイル用のカット
コアを作製することもできる。
O2、MgO、Al2O3等の粉末あるいは膜で合金薄帯表面を覆
ったり、化成処理により表面を処理したり、アノード酸
化処理により表面に酸化物層を形成し層間絶縁が行われ
る場合がある。これは特に高周波における渦電流の影響
を低減し、透磁率や磁心損失を改善する効果がある。こ
の効果は表面状態が良好でかつ広幅の薄帯から構成され
た磁心の場合に著しい。更に、本発明磁心は必要に応じ
て含浸やコーティング等を行なう場合や、樹脂含浸後切
断して、ギャップ付きのチョークコイル用磁心とした
り、インバータ用トランスやチョークコイル用のカット
コアを作製することもできる。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下本発明を実施例にしたがって
説明するが本発明はこれらに限定されるものではない。 （実施例１）原子%でCu 0.5%, Nb 2.5%, Si 11.1%, B
8.9%残部実質的にFeからなる合金溶湯を単ロ−ル法によ
り急冷し、幅5mm厚さ18μmのアモルファス合金薄帯を得
た。このアモルファス合金薄帯を外径19mm、内径15mmに
巻回し、トロイダル磁心を作製した。作製した磁心を窒
素ガス雰囲気、450゜Cに保った熱処理炉に挿入し、図１
に示す熱処理パタ−ンで熱処理を行った。熱処理後の合
金は結晶化しており、電子顕微鏡観察の結果組織のほと
んどが粒径10nm程度の微細な結晶粒からなっていること
が確認された。残部はアモルファス相であり20%程度と
見積もられた。次にこの合金磁心の飽和磁束密度Bs、60
Hzおよび1kHzの比初透磁率μi、100kHz,0.2Tにおける磁
心損失Pcを測定した。得られた結果を表１に示す。比較
のため本発明外の合金の特性も示す。本発明合金磁心の
Bsは１.46T、μiは100,000を越えており、高飽和磁束密
度でありながら非常に高い初透磁率が実現されている。
これに対して従来の合金ではBsがほぼ同じ合金ではμi
が約50,000であり約1/2の値、ほぼ同等のμiを示す合金
ではBsが1.23Tであり、本発明合金に比べて特性が劣っ
ている。Pcもほぼ同程度のBsを示す従来の合金に比べて
低い値であり優れている。
説明するが本発明はこれらに限定されるものではない。 （実施例１）原子%でCu 0.5%, Nb 2.5%, Si 11.1%, B
8.9%残部実質的にFeからなる合金溶湯を単ロ−ル法によ
り急冷し、幅5mm厚さ18μmのアモルファス合金薄帯を得
た。このアモルファス合金薄帯を外径19mm、内径15mmに
巻回し、トロイダル磁心を作製した。作製した磁心を窒
素ガス雰囲気、450゜Cに保った熱処理炉に挿入し、図１
に示す熱処理パタ−ンで熱処理を行った。熱処理後の合
金は結晶化しており、電子顕微鏡観察の結果組織のほと
んどが粒径10nm程度の微細な結晶粒からなっていること
が確認された。残部はアモルファス相であり20%程度と
見積もられた。次にこの合金磁心の飽和磁束密度Bs、60
Hzおよび1kHzの比初透磁率μi、100kHz,0.2Tにおける磁
心損失Pcを測定した。得られた結果を表１に示す。比較
のため本発明外の合金の特性も示す。本発明合金磁心の
Bsは１.46T、μiは100,000を越えており、高飽和磁束密
度でありながら非常に高い初透磁率が実現されている。
これに対して従来の合金ではBsがほぼ同じ合金ではμi
が約50,000であり約1/2の値、ほぼ同等のμiを示す合金
ではBsが1.23Tであり、本発明合金に比べて特性が劣っ
ている。Pcもほぼ同程度のBsを示す従来の合金に比べて
低い値であり優れている。
【００１３】
【表１】
【００１４】（実施例２）一般式：Fe80-x-yCuxNby(Si
0.55B0.45)20 (原子％) で表せる表２に示す組成の合金
溶湯を単ロ−ル法により急冷し、幅5mm厚さ18μmのアモ
ルファス合金薄帯を得た。このアモルファス合金薄帯を
外径19mm、内径15mmに巻回し、トロイダル磁心を作製し
た。この合金磁心を図２に示す熱処理パタ−ンで熱処理
し磁気測定を行った。熱処理後の合金は組織の50%以上
が粒径50nm以下の極微細な結晶粒からなっていた。表２
に飽和磁束密度Bs、1kHzにおける比初透磁率μiと100kH
z,0.2Tにおける磁心損失Pcを示す。0.3≦x≦0.9、2≦y
≦10、0.05≦x/y＜0.5の範囲の合金において高Bsで高い
μiと低いPcを示し優れていることが分かる。これに対
して従来から知られている組成の合金では1.4Tを越える
高Bsと高μの両立が困難である。
0.55B0.45)20 (原子％) で表せる表２に示す組成の合金
溶湯を単ロ−ル法により急冷し、幅5mm厚さ18μmのアモ
ルファス合金薄帯を得た。このアモルファス合金薄帯を
外径19mm、内径15mmに巻回し、トロイダル磁心を作製し
た。この合金磁心を図２に示す熱処理パタ−ンで熱処理
し磁気測定を行った。熱処理後の合金は組織の50%以上
が粒径50nm以下の極微細な結晶粒からなっていた。表２
に飽和磁束密度Bs、1kHzにおける比初透磁率μiと100kH
z,0.2Tにおける磁心損失Pcを示す。0.3≦x≦0.9、2≦y
≦10、0.05≦x/y＜0.5の範囲の合金において高Bsで高い
μiと低いPcを示し優れていることが分かる。これに対
して従来から知られている組成の合金では1.4Tを越える
高Bsと高μの両立が困難である。
【００１５】
【表２】
【００１６】（実施例３）一般式：Fe100-x-y-cAxM'yX'
c(原子％)で表せる表３、表４に示す組成の合金溶湯を
大気中あるいはAr雰囲気中の単ロ−ル法により急冷し、
幅10mm厚さ12μmのアモルファス合金薄帯を作製した。Z
r,Hfを含む合金は大気中で製造できず、Arガス雰囲気中
で製造した。このアモルファス合金薄帯を外径19mm、内
径15mmに巻回し、トロイダル磁心を作製した。この合金
磁心を図３に示す熱処理パタ−ンで熱処理し磁気測定を
行った。熱処理後の合金は組織の50%以上が粒径50nm以
下の極微細な結晶粒からなっていた。表３、表４に飽和
磁束密度Bs、1kHzにおける比初透磁率μiを示す。な
お、表中の他の置換元素の原子％は総量に対する％で示
している。0.3≦x＜1、2≦y≦10、4≦c≦22、8≦x+y+c
≦23、0.05≦x/y＜0.5の範囲の合金において高Bsで高い
μiを示し優れていることが分かる。これに対して従来
から知られている組成の合金では1.4Tを越える高Bsと高
μの両立が困難である。
c(原子％)で表せる表３、表４に示す組成の合金溶湯を
大気中あるいはAr雰囲気中の単ロ−ル法により急冷し、
幅10mm厚さ12μmのアモルファス合金薄帯を作製した。Z
r,Hfを含む合金は大気中で製造できず、Arガス雰囲気中
で製造した。このアモルファス合金薄帯を外径19mm、内
径15mmに巻回し、トロイダル磁心を作製した。この合金
磁心を図３に示す熱処理パタ−ンで熱処理し磁気測定を
行った。熱処理後の合金は組織の50%以上が粒径50nm以
下の極微細な結晶粒からなっていた。表３、表４に飽和
磁束密度Bs、1kHzにおける比初透磁率μiを示す。な
お、表中の他の置換元素の原子％は総量に対する％で示
している。0.3≦x＜1、2≦y≦10、4≦c≦22、8≦x+y+c
≦23、0.05≦x/y＜0.5の範囲の合金において高Bsで高い
μiを示し優れていることが分かる。これに対して従来
から知られている組成の合金では1.4Tを越える高Bsと高
μの両立が困難である。
【００１７】
【表３】
【表４】
【００１８】
【発明の効果】本発明によれば、トランス、チョ−クコ
イル、可飽和リアクトル等の磁性部品に適する高飽和磁
束密度で特に高い初透磁率を示すナノ結晶軟磁性合金お
よびそれを用いた高性能な磁心を実現できるためその効
果は著しいものがある。
イル、可飽和リアクトル等の磁性部品に適する高飽和磁
束密度で特に高い初透磁率を示すナノ結晶軟磁性合金お
よびそれを用いた高性能な磁心を実現できるためその効
果は著しいものがある。
【図１】本発明に係わる熱処理パタ−ンを示した図であ
る。
る。
【図２】本発明に係わる熱処理パタ−ンを示した図であ
る。
る。
【図３】本発明に係わる熱処理パタ−ンを示した図であ
る。
る。
なし
Claims (6)
- 【請求項１】 一般式：Fe100-x-y-cAxM'yX'c(原子％)
で表され、式中AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種の
元素、M'はZr,Nb,Mo,Hf,TaおよびWから選ばれた少なく
とも1種の元素、X'はSiおよびBから選ばれる少なくとも
1種の元素を示し、x,yおよびcはそれぞれ0.3≦x≦0.9、
2≦y≦10、4≦c≦22、8≦x+y+c≦24、0.05≦x/y＜0.5を
満足する数で表される範囲の組成であり、組織の1部が
平均粒径50nm以下の結晶粒からなることを特徴とする高
飽和磁束密度高透磁磁性合金。 - 【請求項２】 M'の50%未満をCr,Mn,Ti,V,Sn,Zn,Ag,In,
白金属元素,Mg,Ca,Sr,Y,希土類元素,N,OおよびSから選
ばれた少なくとも1種の元素で置換したことを特徴とす
る請求項１に記載の高飽和磁束密度高透磁率磁性合金。 - 【請求項３】 X'の50%未満をC,Ge,Ga,AlおよびPから選
ばれた少なくとも1種の元素で置換したことを特徴とす
る請求項１又は請求項２に記載の高飽和磁束密度高透磁
率磁性合金。 - 【請求項４】 Feの50%未満をCo,Niから選ばれた少なく
とも1種の元素で置換したことを特徴とする請求項１乃
至請求項３のいずれかに記載の高飽和磁束密度高透磁率
磁性合金。 - 【請求項５】 AがCuであり、M'がNb,Mo,TaおよびWから
選ばれる少なくとも1種の元素であることを特徴とする
請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の高飽和磁束密
度高透磁率磁性合金。 - 【請求項６】 請求項１乃至請求項５のいずれかに記載
の高飽和磁束密度高透磁率磁性合金から構成されている
ことを特徴とする磁心。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8166439A JPH108224A (ja) | 1996-06-26 | 1996-06-26 | 高飽和磁束密度高透磁率磁性合金ならびにそれを用いた磁心 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8166439A JPH108224A (ja) | 1996-06-26 | 1996-06-26 | 高飽和磁束密度高透磁率磁性合金ならびにそれを用いた磁心 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH108224A true JPH108224A (ja) | 1998-01-13 |
Family
ID=15831432
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8166439A Pending JPH108224A (ja) | 1996-06-26 | 1996-06-26 | 高飽和磁束密度高透磁率磁性合金ならびにそれを用いた磁心 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH108224A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001338823A (ja) * | 2000-05-30 | 2001-12-07 | Toshiba Corp | 磁性コアとその製造方法、およびそれを用いた磁性部品 |
| JP5455040B2 (ja) * | 2007-04-25 | 2014-03-26 | 日立金属株式会社 | 軟磁性合金、その製造方法、および磁性部品 |
| KR20190062470A (ko) | 2016-09-29 | 2019-06-05 | 가부시끼가이샤 도시바 | 자심 |
-
1996
- 1996-06-26 JP JP8166439A patent/JPH108224A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001338823A (ja) * | 2000-05-30 | 2001-12-07 | Toshiba Corp | 磁性コアとその製造方法、およびそれを用いた磁性部品 |
| JP5455040B2 (ja) * | 2007-04-25 | 2014-03-26 | 日立金属株式会社 | 軟磁性合金、その製造方法、および磁性部品 |
| KR20190062470A (ko) | 2016-09-29 | 2019-06-05 | 가부시끼가이샤 도시바 | 자심 |
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