WO2015011793A1 - 圧粉軟磁性体 - Google Patents
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Definitions
- the present invention relates to a powder soft magnetic material.
- a soft magnetic core obtained by compacting a powder of an amorphous soft magnetic alloy containing Fe as a main constituent element has a small decrease in magnetic permeability when a magnetic field is applied, and is excellent in direct current superposition characteristics.
- the amorphous soft magnetic alloy has an extremely high hardness and is difficult to press-mold.
- the organic binder occupies 20% or more by volume ratio, so it is difficult to make the core denser exceeding 80% relative density.
- the decomposition of the organic binder proceeds in the process of heat treatment of the dust core to remove the strain, and the core strength is significantly reduced.
- Patent Document 1 discloses that a surface of iron powder is coated with a vanadium oxide-based low melting point glass, and the powder is compression-molded and then heat-treated to increase core strength after heat treatment.
- An object of the present invention is to improve the moisture resistance of a powder soft magnetic material.
- the moisture resistance of the powder soft magnetic material can be improved.
- the dust core (powder soft magnetic material) described in this embodiment is obtained by adding an oxide glass powder containing V and Te as a binder to an amorphous soft magnetic alloy powder (alloy powder) mainly composed of Fe. After mixing, it is produced by performing molding and heat treatment at high temperature. Both the forming and the heat treatment are carried out in a temperature range which is higher than the softening temperature of the glass binder and lower than the crystallization temperature of the alloy powder, thereby impregnating the glass binder between the alloy powders to densify the core and high temperature
- the moisture resistance of the glass binder is improved by diffusing and introducing Fe inside the amorphous alloy into the glass by the reaction in the above.
- Fe a main component
- B a main component
- Si a main component
- Cr, Mn, and C 5% or less by mass ratio
- unavoidable impurities mixed in the manufacturing process are also included.
- the alloy In the case of using a rotating roll, since the alloy generally solidifies in the form of a foil, it is preferable to apply mechanical grinding to the foil so as to refine it to a size that allows compacting.
- the average particle diameter of the alloy powder is preferably ⁇ 100 ⁇ m to obtain a high density core, and the average particle diameter is preferably in the range of 20 to 70 ⁇ m from the viewpoint of core densification.
- the oxide glass used as a binder has a basic composition of a binary mixture of V 2 O 5 -TeO 2 and is selected from P 2 O 5 , WO 3 , BaO, K 2 O and Fe 2 O 3 in addition to the above. It is preferred to include one or more oxides.
- V 2 O 5 the relationship between the TeO 2 mass% with V 2 O 5> TeO 2 (in terms of oxide, hereinafter the same), and the main component V 2 O 5 serving as a base of oxide glass of low softening point Do.
- TeO 2 is located between layers of layered V 2 O 5 and contributes to the improvement of the moisture resistance of the oxide glass by bonding with the layers. In addition, the softening point is also lowered.
- the softening point is lowered by further containing P 2 O 5 as another oxide, but when TeO 2 ⁇ P 2 O 5 , the effect of improving the moisture resistance of TeO 2 is reduced. Therefore, when P 2 O 5 is contained, it is preferable to satisfy the relational expression V 2 O 5 > TeO 2 PP 2 O 5 , in which case the moisture resistance of the oxide glass is improved and the softening point is lowered. Contribute to higher core density. Also in the case of adding other oxides described below, the total of V 2 O 5 , TeO 2 and P 2 O 5 in the oxide glass is preferably in the range of 70 to 95% by mass.
- the moisture resistance of the oxide glass is also improved by containing BaO, K 2 O, and Fe 2 O 3 .
- the inclusion of WO 3 improves the thermal stability of the oxide glass and can suppress crystallization during heating. It is preferable to set one or more of these oxides in the range of 5 to 30% by mass.
- the moisture resistance is optimized.
- Fe in the powder is introduced into the oxide glass by the reaction between the amorphous alloy powder and the oxide glass, and as a result, the oxide glass is obtained.
- the concentration of Fe 2 O 3 in the medium is higher than before molding. For this reason, the moisture resistance of the dust core can be enhanced by setting the concentration of Fe 2 O 3 in the oxide glass after the heat treatment to 5 to 15% by mass.
- the amount of Fe 2 O 3 in the oxide glass before molding is preferably in the range of 3 to 10% by mass in consideration of the increase due to the reaction at the time of high temperature molding for the purpose of preventing viscosity reduction due to crystallization.
- the amount of Fe 2 O 3 in the oxide glass is increased by the high temperature reaction even in the process of heat treatment after molding, but in the core after heat treatment, the oxide glass is increased by the introduction of excess Fe 2 O 3 of 15% by mass or more. Even crystallization does not pose a problem because the core density does not decrease.
- the softening temperature of the oxide glass is preferably 50 ° C. or less lower than the crystallization temperature of the amorphous soft magnetic alloy, and more preferably 80 ° C. or lower.
- the core densification is promoted by the reduction of the viscosity of the binder, so the temperature at which the compacting and heat treatment are performed is preferably 10 ° C. or more higher than the softening point of the glass binder.
- the difference between the forming temperature and the heat treatment temperature and the crystallization temperature of the alloy is less than 30 ° C., a part of the alloy powder may be crystallized after the heat treatment to cause an increase in hysteresis loss of the dust core Unfavorable because there is.
- the crystallization temperature of the alloy changes depending on the composition ratio of Fe-B-Si, but when the crystallization temperature is a low temperature of 500 ° C or lower, it is preferable to lower the softening temperature of the glass binder to 400 ° C or lower .
- the softening temperature of the glass binder when forming and heat treatment of an iron-based amorphous alloy compact core at a high temperature near the crystallization temperature, crystallization of the alloy occurs and hysteresis loss increases.
- the molding temperature is a low temperature equal to or lower than the softening point of the glass binder, it is preferable that the softening temperature of the glass binder be as low as possible because no improvement in binding can be expected.
- the crystallization temperature of the alloy varies depending on the composition, but it is preferable that the softening temperature of the glass binder is 400 ° C. or less because partial crystallization may occur at 450 ° C. or less.
- the powder core is formed by heating the mixed powder at a temperature higher than the softening point of the glass binder using a hot press or the like.
- the addition amount of the glass binder to the alloy powder is preferably 1 to 15% by volume. When the binder addition amount is less than 1%, the bonding of the alloy powder is not sufficient and the core strength is unfavorably reduced. It is not preferable that the amount of the binder added exceeds 15% because the core density decreases. It is more preferable to add a glass binder in the range of 3 to 10%. It is preferable to obtain a high density core by setting the molding pressure by hot pressing to 800 MPa or more.
- the compacted powder core is subjected to heat treatment for the purpose of strain removal to reduce hysteresis loss.
- the heat treatment temperature is preferably the same as or higher than the forming temperature, but if the difference with the crystallization temperature of the alloy is less than 30 ° C., part of the alloy may be crystallized during heat treatment. Unfavorable because there is.
- a reaction occurs between the alloy powder and the glass binder in the process of heat treatment, and Fe diffuses into the glass binder, whereby the moisture resistance of the glass binder is improved. If the heat treatment time is less than 10 minutes, the diffusion of Fe into the binder is not sufficient, and the moisture resistance improving effect is suppressed, which is not preferable.
- the oxide glass imparts the effects of both the binder and the insulating material.
- a binder for strengthening the resin or the like is not particularly required.
- the phosphate glass is coated on the alloy powder, the phosphoric acid on the surface easily reacts with the alloy powder to form an Fe-P complex oxide glass on the powder surface.
- alloy powder coated on Fe-P complex oxide glass and oxide glass binder containing V and Te are mixed, shaped and heat treated, Fe diffuses from the Fe-P complex oxide glass to the glass binder The same effect can be obtained.
- the trial manufacture of the amorphous soft magnetic alloy is compounded with Fe, B and Si as raw materials in a mass ratio of 92Fe-5.5Si-2.5B, and the molten metal is dropped on the surface of a high speed rotating copper roll after vacuum melting, and quenched by a foil alloy I got Subsequently, the foil alloy was crushed by a high energy mill and sieved with a mesh of 100 ⁇ m mesh to obtain a fine powder having an average particle diameter of 48 ⁇ m.
- the oxide glass to be a binder is prepared by using V 2 O 5 , P 2 O 5 , TeO 2 , WO 3 , BaO, and K 2 O oxides as a raw material, and the mass ratio 45 V 2 O 5 -P 2 shown in Table 1
- An oxide glass of O 5 -30TeO 2 -5WO 3 -10BaO-5K 2 O was prepared.
- the mixed oxide powder of the composition ratio of Table 1 was put into a platinum crucible, and stirred for 1 h after heating using a glass melting furnace. Thereafter, the molten metal was poured into a stainless steel container heated to 150 ° C. and cooled to room temperature, and then mechanically crushed to refine it to an average particle size of less than 5 ⁇ m.
- the glass material which added 3 , 5, 10, 15, 20% by mass ratio of Fe 2 O 3 was separately prepared by dissolution and crushing, and evaluated.
- the alloy powder and the glass powder were mixed at a volume ratio of 9: 1, and stirred and homogenized in a ball mill.
- 1.6 g of the mixed powder was molded at 400 ° C. and 1200 MPa using a hot press to obtain a ring-shaped compact (core) having an outer diameter of 13 mm and an inner diameter of 8 mm.
- the ring core was subjected to heat treatment at 420 ° C. for 1 h in a nitrogen atmosphere to reduce distortion, and then toroidal winding was performed using a copper wire to evaluate alternating current magnetic characteristics (0.1 T, 10 kHz) to determine core loss.
- the ring core was subjected to a moisture resistance test by holding it for 1000 hours in an environment of a temperature of 85 ° C. and a humidity of 85%. Moisture resistance was evaluated by change of iron loss by AC magnetic property evaluation.
- Table 2 shows the outline, the density, and the evaluation results of the magnetic characteristics of the manufactured ring cores (Nos. 1 to 9).
- the addition amount of Fe 2 O 3 in the glass binder is different, and in No. 1 and 2 no Fe 2 O 3 addition, No. 3 and 4 3% Fe 2 O 3 , No. 5 In No. 6, 5% Fe 2 O 3 is added by adding the oxide binder of the composition of Table 1.
- the addition amount of Fe 2 O 3 was further increased to 10, 15 and 20%.
- the softening point is 380 ° C. or less.
- the characteristics of the Fe 2 O 3 -free and 3%, 5% Fe 2 O 3 -added cores were compared for the two types of heat treatment without molding (as-press) and heat treatment.
- the relative density in Table 2 indicates the volume ratio of the amorphous soft magnetic alloy in the core.
- the relative density is almost constant at 81 to 82% for cores with 10% or less of Fe 2 O 3 addition of Nos. 1 to 7, but the density is 78% for the 15% Fe 2 O 3 doped core of No. 8 Down to.
- the strength of the No. 9 20% Fe 2 O 3 doped core was very weak, and the core was broken in the process of handling, and the density could not be measured.
- 15% or more of Fe 2 O 3 is added to the oxide glass, the viscosity of the glass at 400 ° C. increases as the amount of Fe 2 O 3 increases, thereby reducing the relative density and the binding ability. It is presumed that the core was broken.
- the core loss at 0.1 T and 10 kHz was measured for each of the cores No. 1 to 8, and the hysteresis loss was 50 to 55 kW / m 3 in any core as a result of comparing and separating the hysteresis loss and the eddy current loss. It was almost constant. Also in the comparison of the eddy current loss, as shown in Table 2, the value was almost constant at 4 to 7 kW / m 3 and no difference in loss was found in each core.
- the eddy current loss of the Fe 2 O 3 -free, heat-treated core (No. 1) after the moisture resistance test is very high at 65 kW / m 3, and the heat-treated core (No. 2) has an eddy current loss of 12 kW It decreased to / m 3 .
- the eddy current loss after the moisture resistance test showed a value as low as less than 10 kW / m 3, which is the same value as that before the moisture resistance test, in the cores No. 3 and subsequent cores to which 3% or more of Fe 2 O 3 was added.
- the eddy current loss increased by the execution of the moisture resistance test, and the eddy current loss showed the maximum value in the as-press core without heat treatment.
- the eddy current loss is considered to increase due to the decrease in the insulation between the alloy powders, and in Nos. 1 and 2, the insulation of the binder was lowered by the absorption of moisture by the oxide glass binder between the alloy powders. The possibility is speculated. Since the moisture resistance of the glass binder is expected to be affected by Fe 2 O 3 concentration in the glass, and analyzed for Fe 2 O 3 concentration in the oxide binder inside the core after heat treatment.
- Fe 2 O 3 contained in the glass phase of No. 1 was as small as 1.3%, Fe 2 O 3 increased to 4.2% in No. 2 in which the heat treatment was performed.
- the increase in the Fe 2 O 3 concentration of No. 2 is presumed to be due to the reaction between the alloy powder and the oxide glass phase during heat treatment and the diffusion of Fe in the alloy powder into the glass.
- Table 2 No.4, No.7 and Fe 2 O 3 concentration is increased, by the reaction during the heat treatment in addition to Fe 2 O 3 added to the binder before molding, Fe 2 O 3 concentration in the glass binder It is estimated to increase.
- the Fe 2 O 3 concentration needs to be 5% or more.
- the heat treatment since the heat treatment is not performed, the diffusion of Fe due to the high temperature reaction is only at the time of forming at 400 ° C. Therefore, the Fe 2 O 3 concentration is as low as 1.3%, and as a result of the glass phase absorbing a relatively large amount of moisture in the moisture resistance test, it is considered that the eddy current loss is maximized.
- the No. 2 core since heat treatment was performed at 420 ° C. for 1 h, it is estimated that the eddy current loss decreased to 12 kW / m 3 as a result of the Fe 2 O 3 increasing to 4.2% by the high temperature reaction. In the case of No.
- the Fe 2 O 3 concentration in the glass exceeded 5% due to diffusion of Fe due to high temperature reaction during forming and heat treatment Therefore, it is presumed that sufficient moisture resistance is secured and the increase in eddy current loss is suppressed.
- Table 4 shows the results of measuring the relative density and eddy current loss of the ring core obtained by mixing an oxide glass binder having a different composition with the alloy powder in the same procedure as in Example 1, and performing hot pressing and heat treatment.
- Show. No. 6 is the same material as the lot of Table 2, and in addition to No. 6, Nos. 10, 11 and 12 are glass binder materials used in the examples.
- Nos. 13, 14 and 15 are comparative examples, No. 13 and 14 are binary glass materials of V 2 O 5 -P 2 O 5 , and No. 15 is Bi 2 O 3 -B 2 O 3 -ZnO. Is a ternary glass material of
- Example Nos. 6, 10, 11, 12 and Comparative Examples 13, 14 the relative density shows a relatively high value of 81 to 82.5%, while the core of Comparative Example No. 15 has strength. It was extremely low, and it was broken during handling and the density could not be measured. All the cores except No. 15 use glass containing V 2 O 5 as a binder, and it has been confirmed that the softening point of the glass is 380 ° C. or less. No. 15 on the other hand is a glass having a composition not containing V 2 O 5 , and the softening point is confirmed to be a high temperature exceeding 420 ° C. In the example, the molding was performed at 400 ° C., and the softening of the binder at the time of molding No. 15 was insufficient. Therefore, it is considered that the binding property was reduced and the core was broken.
- the binary glass material of V 2 O 5 -P 2 O 5 used for the binders of Nos. 13 and 14 is considered to be inferior in moisture resistance to the example in which P 2 O 5 is replaced by TeO 2 From this, it was shown from the results that when using the comparative example Nos. 13 and 14 cores under the moisture environment, the eddy current loss increases due to the decrease of the resistance value.
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Abstract
Feを含む非晶質軟磁性合金が酸化物ガラスで結着された圧粉軟磁性体において、前記酸化物ガラスはV2O5とTeO2とを含む。Feを含む非晶質軟磁性合金が酸化物ガラスで結着された圧粉軟磁性体の製造方法において、前記非晶質軟磁性合金の粒子と前記酸化物ガラスの粒子とが混合された混合粉末を圧縮成形する工程と、圧縮成形後に熱処理する工程とを含み、前記酸化物ガラスはV2O5とTeO2とを含む。
Description
本発明は、圧粉軟磁性体に関する。
Feを主たる構成元素とする非晶質軟磁性合金の粉末を圧粉成形した軟磁性コアは、磁界を加えた際の透磁率の低下が小さく、直流重畳特性に優れる。一方で非晶質軟磁性合金は硬度が極めて高く圧扮成形が困難である。樹脂等の有機バインダを用いて圧粉コアを形成すると、有機バインダが体積比で20%以上も占めるため、相対密度80%を超えるコアの高密度化は困難である。さらに圧粉コアを熱処理して歪みを除去する過程で有機バインダの分解が進み、コア強度が著しく低下してしまう。
例えば特許文献1には、鉄粉末の表面に酸化バナジウム系低融点ガラスを被覆し、この粉末を圧縮成形したのち熱処理することで、熱処理後のコア強度を高めることが開示されている。
しかし、Vを含む酸化物ガラスは大気中の湿分を吸収するため、上記特許文献では圧粉コアの特性が劣化していくという課題がある。
本発明の目的は、圧粉軟磁性体の耐湿性を向上することにある。
上記目的は、請求項に記載の発明により達成される。
本発明によれば、圧粉軟磁性体の耐湿性を向上することができる。
本実施形態で説明する圧粉コア(圧粉軟磁性体)は、Feを主体とする非晶質軟磁性合金粉末(合金粉末)に、VとTeを含む酸化物ガラス粉末をバインダとして添加し、混合した後、高温で成形、熱処理を行うことで作製される。成形、熱処理の実施は共に、ガラスバインダの軟化温度以上、且つ合金粉末の結晶化温度以下の温度域とすることで、ガラスバインダを合金粉末間に含浸させてコアを高密度化すると共に、高温での反応により非晶質合金内部のFeをガラス中に拡散、導入することで、ガラスバインダの耐湿性を改善する。
圧粉コアの原料となる非晶質軟磁性合金(合金)の化学組成は、Feを主体としB、Siを必須元素として含むことが好ましい。他の元素として質量比で5%以下のCr、Mn、Cを含む場合もあり、製造工程で混入する不可避不純物も含まれる。合金粉末の製造には、高速回転水流による水アトマイズ法や、回転ロール、ディスク上に溶湯を落下して急冷凝固させる方法を用いることが好ましい。回転ロールを用いる場合、合金は一般に箔体形状で凝固することから、箔体に機械的な粉砕を加えて、圧粉成形が可能なサイズまで微細化することが好ましい。合金粉末の平均粒径は<100μmとすることが高密度コアを得るには好ましく、平均粒径が20~70μmの範囲とすることが、コア高密度化の観点からはより好ましい。
バインダとして用いる酸化物ガラスは、V2O5-TeO2の2元系の混合体を基本組成とし、他にP2O5、WO3、BaO、K2O、Fe2O3から選ばれる1種以上の酸化物を含むことが好ましい。V2O5、TeO2との関係は質量%でV2O5>TeO2(酸化物換算、以下同じ)とし、低軟化点の酸化物ガラスのベースとなるV2O5を主成分とする。TeO2は層状のV2O5の層間に位置し、層同士と結合することで酸化物ガラスの耐湿性改善に寄与する。また、軟化点も低温化させる。
他の酸化物としてP2O5を更に含むことで軟化点は低温化するが、TeO2<P2O5とするとTeO2の耐湿性改善の効果が低下する。そのため、P2O5を含む場合はV2O5>TeO2≧P2O5の関係式を満たすことが好ましく、この場合には酸化物ガラスの耐湿性が向上し、且つ軟化点が低下して、コア高密度化に寄与する。以下で述べる他の酸化物を加える場合も、酸化物ガラス中のV2O5、TeO2、P2O5の合計が70~95質量%の範囲に有ることが好ましい。
BaO、K2O、Fe2O3を含むことでも酸化物ガラスの耐湿性が向上する。WO3を含むと酸化物ガラスの熱的安定性が改善し、加熱の際の結晶化を抑制することができる。これら酸化物の1種以上を5~30質量%の範囲とすることが好ましい。
特にFe2O3は5~15質量%の範囲で添加した場合に耐湿性が最適化される。一方で、圧粉コアを高温で成形、熱処理した際に、非晶質合金粉末と酸化物ガラスの反応により、粉末内部のFeが酸化物ガラス中に導入されることから、結果として酸化物ガラス中のFe2O3濃度は成形前よりも増加する。このため、熱処理終了後の酸化物ガラス内部のFe2O3の濃度を5~15質量%とすることで、圧粉コアの耐湿性を高めることができる。
酸化物ガラス中のFe2O3が15%を超えて増加した場合、加熱時にガラス相の結晶化が促進されて、粘性が増加する。高温での成形時には、原料の複合粉末を予備加熱して温度を均一化した後に成形する。成形前の予備加熱の段階で非晶質合金粉末から酸化物ガラスにFeが拡散し、Fe2O3量が過剰となった場合は、酸化物ガラス相の粘性が増加してコア密度が低下することから好ましくない。従って、成形前の酸化物ガラス中のFe2O3量は、高温成形時の反応による増加を考慮し3~10質量%の範囲とすることが、結晶化による粘性低下を防ぐ目的から好ましい。成形後の熱処理の過程でも高温反応により酸化物ガラス中のFe2O3量は増加するが、熱処理後のコアにおいては、15質量%以上の過剰なFe2O3の導入により酸化物ガラスが結晶化しても、コア密度は低下しないので問題にはならない。
酸化物ガラスの軟化温度は、非晶質軟磁性合金の結晶化温度より50℃以下の低温であることが好ましく、80℃以下の低温であることがより好ましい。バインダの粘性が低下することでコア高密度化が促進するので、圧粉成形及び熱処理の実施温度は、ガラスバインダの軟化点よりも10℃以上高くすることが好ましい。一方で、成形、熱処理の実施温度と合金の結晶化温度の差が30℃未満の場合は、熱処理後に合金粉末の一部が結晶化して、圧粉コアのヒステリシス損失の増加が生じる可能性があるため好ましくない。合金の結晶化温度はFe- B- Siの組成比により変化するが、結晶化温度が500℃かそれ以下の低温の場合は、ガラスバインダの軟化温度は400℃以下まで低温化することが好ましい。
鉄を主体とする非晶質合金圧粉コアの成形、熱処理を結晶化温度近くの高温で行うと、合金の結晶化が生じヒステリシス損失が増加する。一方で成形温度をガラスバインダの軟化点以下の低温とした場合、ガラスの含浸による結着性向上が期待できないことから、ガラスバインダの軟化温度は出来るだけ低温である方が好ましい。合金の結晶化温度は組成により変化するが、450℃以下で部分的な結晶化が起こる場合も予想されることから、ガラスバインダの軟化温度は400℃以下であることが好ましい。
圧粉コアの成形はホットプレス装置等を用いて、混合粉末をガラスバインダの軟化点以上の高温で加熱して成形する。合金粉末へのガラスバインダの添加量は体積比で1~15%とすることが好ましい。バインダ添加量が1%未満の場合は、合金粉末の結着が十分でなくコア強度が低下するため好ましくない。バインダ添加量が15%を超えて増加すると、コア密度が低下することから好ましくない。ガラスバインダを3~10%の範囲で添加することがより好ましい。ホットプレスによる成形圧力は800MPa以上とすることが、高密度コアを得るには好ましい。
成形後の圧粉コアは、歪み除去を目的とした熱処理を実施しヒステリシス損失を低減する。熱処理温度は成形温度と同じか、より高温で実施することが好ましいが、合金の結晶化温度との差が30℃未満である場合は、熱処理中に合金の一部が結晶化する可能性があることから好ましくない。熱処理の過程で合金粉末とガラスバインダ間に反応が生じて、Feがガラスバインダ中に拡散することで、ガラスバインダの耐湿性が改善される。熱処理時間が10分未満の場合はFeのバインダ中への拡散が十分でなく、耐湿性改善効果が抑制されることから好ましくない。
本実施形態で示す圧粉コアは、酸化物ガラスがバインダと絶縁材の両方の効果を付与する。樹脂等の高強度化のためのバインダを追加添加は特に必要としない。絶縁性改善を目的として、リン酸ガラス、SiO2ガラスを非晶質軟磁性粉末の表面に被覆することも可能である。リン酸ガラスを合金粉末に被覆した場合、表面のリン酸は合金粉末と容易に反応してFe-P複合酸化物ガラスが粉末表面に形成される。Fe-P複合酸化物ガラスに被覆された合金粉末とVとTeを含む酸化物ガラスバインダを混合して成形、熱処理した場合は、Fe-P複合酸化物ガラスからFeがガラスバインダに拡散することで、同様の効果が得られる。
SiO2ガラスを合金粉末に被覆した場合、SiO2ガラス被覆層には成形時の歪で鉄粉表面まで貫通する多数のクラックが形成される。SiO2ガラスに被覆された合金粉末とVとTeを含む酸化物ガラスバインダを混合して成形、熱処理した場合は、ガラスバインダがクラックを通じて鉄粉表面に到達して、ガラスバインダ中へのFeの拡散が生じるため、同様の効果が得られる。
以下に本発明の実施例を詳細に説明する。
非晶質軟磁性合金の試作はFe、B、Siを原料として質量比92Fe-5.5Si-2.5Bで配合し、真空溶解後に高速回転する銅製ロール表面に溶湯を落下、急冷して箔体合金を得た。続いて箔体合金を高エネルギーミルにより粉砕して、目開き100μmのメッシュにて篩分けを行い、平均粒径48μmの微細粉末を得た。バインダとなる酸化物ガラスは、V2O5、P2O5、TeO2、WO3、BaO、K2Oの各酸化物を原料として、表1に示す質量比45V2O5-P2O5-30TeO2-5WO3-10BaO-5K2Oの酸化物ガラスを作製した。表1の組成比の混合酸化物粉末を白金るつぼに投入し、ガラス溶融炉を用いて加熱後に1h撹拌保持した。その後に溶湯を150℃に加熱したステンレス容器中に流し込み室温まで冷却した後に、機械的な粉砕を行って平均粒径5μm未満になるまで微細化した。表1に示す組成のガラス材に対して、Fe2O3を質量比で3、5、10、15、20%添加したガラス材を別途、溶解、粉砕により試作して評価した。
合金粉末とガラス粉末を体積比9:1で混合して、ボールミル中で撹拌、均一化した。混合粉末1.6gをホットプレスを用いて400℃、1200MPaで成形を行い、外径13mm、内径8mmのリング形状の成形体(コア)を得た。リングコアは窒素雰囲気中420℃で1hの熱処理を行い歪低減を行った後、銅線によりトロイダル巻線を行って交流磁気特性(0.1T、10kHz)を評価して鉄損を求めた。熱処理後のリングコアは温度85度、湿度85%の環境で1000h保持することで耐湿性試験を実施した。耐湿性は交流磁気特性評価による鉄損の変化により評価した。
表2に試作したリングコア(No.1~9)の概要と密度、磁気特性評価結果を示す。各No.のリングコアではガラスバインダ中へのFe2O3の添加量が異なり、No.1、2ではFe2O3無添加、No.3、4では3% Fe2O3、No.5、6では5%Fe2O3を、表1の組成の酸化物バインダ加えて添加している。No.7、8、9ではFe2O3添加量を10、15、20%とさらに増やした。いずれのガラスバインダ材においても、軟化点は380℃以下であることを確認した。Fe2O3無添加、及び3%、5% Fe2O3添加したコアでは、成形後の熱処理無し(as-press)と熱処理有りの2種類について、特性を比較した。
表2の相対密度はコア内部に占める非晶質軟磁性合金の体積比を示す。No.1~7のFe2O3添加量が10%以下のコアでは相対密度は81~82%とほぼ一定となるが、No.8の15%Fe2O3添加コアでは密度は78%まで低下した。No.9の20%Fe2O3添加コアは強度が非常に弱く、ハンドリングの過程でコアが破損し、密度が測定できなかった。酸化物ガラス中にFe2O3を15%以上添加した場合は、Fe2O3量の増加につれて400℃成形時におけるガラスの粘性が増加することで、相対密度の低下と結着性低下によるコアの破損に至ったと推測される。
No.1~8の各コアで0.1T、10kHzにおける鉄損を測定して、ヒステリシス損失と渦電流損失に分離して比較した結果、ヒステリシス損失はいずれのコアでも50~55kW/m3の範囲にありほぼ一定であった。渦電流損失の比較でも、表2に示すように値は4~7kW/m3とほぼ一定となり、各コアにおける損失の違いは見られなかった。
表2の各コアに対して耐湿性試験を実施した後に、磁気特性を評価した結果、ヒステリシス損失は試験前と大きな変化は生じない一方で、渦電流損失の値には変化が見られた。耐湿性試験後のFe2O3無添加、熱処理無しコア(No.1)の渦電流損失は65kW/m3と非常に高く、熱処理を実施したコア(No.2)では渦電流損失は12kW/m3まで低下した。Fe2O3を3%以上添加したNo.3以降のコアでは、耐湿性試験後の渦電流損失は10kW/m3未満と耐湿性試験実施前と同等の低い値を示した。
No.1、2のFe2O3無添加コアでは耐湿性試験実施により渦電流損失は増加し、熱処理無しのas-pressコアにおいて渦電流損失は最大値を示した。渦電流損失は合金粉末間の絶縁性の低下により増加すると考えられ、No.1、2においては、合金粉末間の酸化物ガラスバインダが湿分を吸収することで、バインダの絶縁性が低下した可能性が推測される。ガラスバインダの耐湿性はガラス中のFe2O3濃度に影響されると予想されることから、熱処理後のコア内部の酸化物バインダにおけるFe2O3濃度について分析した。
表2のNo.1、2、4、7の4種のコアを熱処理後に切断し、コア断面からGaイオンビームを用いた収束イオンビーム(FIB)加工により、透過型電子顕微鏡(TEM)観察用の薄膜試料を採取した。エネルギー分散X線分光(EDS)装置を有するTEMにより各薄膜資料を観察した結果、Feを主体とする合金粉末の隙間に、酸化物ガラス相が充填されていることを確認した。各試料において、酸化物ガラス相内部に電子線を照射してEDS分析を実施して、ガラス相内部のFe濃度を定量分析した。ガラス相内部のFeの分析値をFe2O3濃度(質量%)に換算して得られた結果を表3に示す。No.1のガラス相に含まれるFe2O3は1.3%と少ないが、熱処理を実施したNo.2ではFe2O3は4.2%まで増加した。No.2のFe2O3濃度の増加は、熱処理の際に合金粉末と酸化物ガラス相が反応して、合金粉末中のFeがガラス中に拡散したためと推測される。表2のNo.4、No.7とFe2O3濃度は増加し、成形前のバインダに添加したFe2O3に加えて熱処理時の反応により、ガラスバインダ中のFe2O3濃度は増加すると推測される。
Vを含む酸化物ガラスの耐湿性を確保するには、Fe2O3濃度を5%以上とする必要がある。No.1コアでは、熱処理未実施のため、高温反応によるFeの拡散は400℃の成形時のみである。このためFe2O3濃度は1.3%と低く、耐湿性試験によりガラス相が比較的多量の湿分を吸収した結果、渦電流損失が最大となったと考えられる。No.2コアでは420℃で1hの熱処理を実施したことから、高温反応によりFe2O3が4.2%まで増加した結果、渦電流損失は12kW/m3まで低下したと推測される。成形前にFe2O3を3%以含むNo.3以降のコアの場合は、成形、熱処理時の高温反応によるFeの拡散により、ガラス中のFe2O3濃度が5%を超えたことで、十分な耐湿性が確保され渦電流損失増加が抑制されたと推測される。
表2、3の結果、Vを含むガラス相のFe2O3濃度は、高温での成形、熱処理中の非晶質軟磁性粉末との反応により成形前よりも増加することが明らかとなった。成形前に3%以上のFe2O3を添加することで、熱処理後のガラス相のFe2O3濃度は5%を超えて、圧分コアは十分な耐湿性が付与されることがわかった。一方で、成形前に10%を超えてFe2O3を添加した場合は、成形時の高温反応によりガラスバインダ中のFe2O3濃度は過剰となり、ガラスの粘性増加によるコア密度の低下に繋がる可能性が、本結果から示された。
表4には組成の異なる酸化物ガラスバインダを、実施例1と同じ手順で合金粉末と混合し、ホットプレス、熱処理を行って得られたリングコアの、相対密度と渦電流損失を測定した結果を示す。No.6は表2のロットと同じ材料であり、No.6に加えてNo.10、11、12が実施例に用いたガラスバインダ材である。No.13、14、15は比較例であり、No.13、14はV2O5-P2O5の2元系ガラス材、No.15はBi2O3-B2O3-ZnOの3元系ガラス材である。
実施例No.6、10、11、12及び比較例13、14のコアにおいて、相対密度はいずれも81~82.5%と比較的高い値を示す一方で、比較例No.15のコアは強度が著しく低く、ハンドリング中に破損して密度が測定出来なかった。No.15を除くコアはいずれもV2O5を含有するガラスをバインダとして用いており、ガラスの軟化点はいずれも380℃以下であることを確認している。一方のNo.15はV2O5を含まない組成のガラスであり、軟化点は420℃を超える高温であることを確認している。実施例では400℃で成形を行っており、No.15成形時のバインダの軟化が不十分であったことから、結着性が低下してコアの破損に至ったと考えられる。
表4の渦電流損失の比較では、実施例の値がいずれも一桁台であるのに対し、比較例のNo.13、14では25、18 kW/m3まで渦電流損失は増加する。No.13、14はV2O5濃度が70%以上と、実施例のV2O5濃度(35~40)に比べて高いことから、電気伝導性が実施例よりも高いことが、渦電流損失の増加の理由と推測される。実施例1と同じく、各コアに対して耐湿性試験を実施後に磁気特性を評価した結果、比較例No.13、14のみ渦電流損失は耐湿試験前の3~4倍に値が増加した。No.13、14のバインダに用いたV2O5-P2O5の2元系ガラス材は、P2O5をTeO2で置き換えた実施例に比べて、耐湿性に劣ると考えられることから、湿分環境下で比較例No.13、14コアを使用する際には、抵抗値の低下による渦電流損失が増加することが、本結果から示された。
Claims (9)
- Feを含む非晶質軟磁性合金が酸化物ガラスで結着された圧粉軟磁性体において、前記酸化物ガラスはV2O5とTeO2とを含むことを特徴とする圧粉軟磁性体。
- 請求項1において、前記酸化物ガラスはP2O5、WO3、BaO、K2O、Fe2O3から選ばれる少なくとも1種を含むことを特徴とする圧粉軟磁性体。
- 請求項1において、前記酸化物ガラスはP2O5を含み、酸化物換算でTeO2≧P2O5であることを特徴とする圧粉軟磁性体。
- 請求項1において、前記酸化物ガラスは酸化物換算でFe2O3を5質量%以上含むことを特徴とする圧粉軟磁性体。
- 請求項1において、前記酸化物ガラスは前記非晶質軟磁性合金に対して1~15体積%であることを特徴とする圧粉軟磁性体。
- 請求項1において、前記酸化物ガラスの軟化点は、前記非晶質軟磁性合金の結晶化温度よりも50℃以上低いことを特徴とする圧粉軟磁性体。
- Feを含む非晶質軟磁性合金が酸化物ガラスで結着された圧粉軟磁性体の製造方法において、前記非晶質軟磁性合金の粒子と前記酸化物ガラスの粒子とが混合された混合粉末を圧縮成形する工程と、圧縮成形後に熱処理する工程とを含み、前記酸化物ガラスはV2O5とTeO2とを含むことを特徴とする圧粉軟磁性体の製造方法。
- 請求項7において、前記圧縮成形する工程と前記熱処理する工程の実施温度は、前記酸化物ガラスの軟化点よりも10℃以上高いことを特徴とする圧粉軟磁性体の製造方法。
- 請求項8において、前記圧縮成形する工程と前記熱処理する工程の実施温度は、前記非晶質軟磁性合金の結晶化温度よりも30℃以上低いことを特徴とする圧粉軟磁性体の製造方法。
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Cited By (1)
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---|---|---|---|---|
WO2019172403A1 (ja) * | 2018-03-09 | 2019-09-12 | アルプスアルパイン株式会社 | ハイブリッドコア、リアクトルおよび電気・電子機器 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04132634A (ja) * | 1990-09-26 | 1992-05-06 | Hitachi Ltd | 磁気ヘツド並びにその接合ガラス及び磁気記録再生装置 |
JPH10212503A (ja) * | 1996-11-26 | 1998-08-11 | Kubota Corp | 非晶質軟磁性合金粉末成形体及びその製造方法 |
JP2010052990A (ja) * | 2008-08-28 | 2010-03-11 | Yamato Denshi Kk | 封着用無鉛ガラス材とこれを用いた有機elディスプレイパネル |
JP2013133343A (ja) * | 2011-12-26 | 2013-07-08 | Hitachi Ltd | 複合材料 |
-
2013
- 2013-07-24 WO PCT/JP2013/069977 patent/WO2015011793A1/ja active Application Filing
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04132634A (ja) * | 1990-09-26 | 1992-05-06 | Hitachi Ltd | 磁気ヘツド並びにその接合ガラス及び磁気記録再生装置 |
JPH10212503A (ja) * | 1996-11-26 | 1998-08-11 | Kubota Corp | 非晶質軟磁性合金粉末成形体及びその製造方法 |
JP2010052990A (ja) * | 2008-08-28 | 2010-03-11 | Yamato Denshi Kk | 封着用無鉛ガラス材とこれを用いた有機elディスプレイパネル |
JP2013133343A (ja) * | 2011-12-26 | 2013-07-08 | Hitachi Ltd | 複合材料 |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2019172403A1 (ja) * | 2018-03-09 | 2019-09-12 | アルプスアルパイン株式会社 | ハイブリッドコア、リアクトルおよび電気・電子機器 |
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