WO2018062037A1 - Ｆｅ基アモルファス合金薄帯 - Google Patents

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WO2018062037A1
WO2018062037A1 PCT/JP2017/034288 JP2017034288W WO2018062037A1 WO 2018062037 A1 WO2018062037 A1 WO 2018062037A1 JP 2017034288 W JP2017034288 W JP 2017034288W WO 2018062037 A1 WO2018062037 A1 WO 2018062037A1
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WO
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ribbon
based amorphous
amorphous alloy
rac
core
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PCT/JP2017/034288
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English (en)
French (fr)
Inventor
元基 太田
板垣　肇
Original Assignee
日立金属株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C45/00—Amorphous alloys
    • C22C45/02—Amorphous alloys with iron as the major constituent
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals

Definitions

  • the present invention relates to a Fe-based amorphous alloy ribbon suitable for various magnetic parts such as a magnetic core of a distribution transformer, for example, a magnetic flux density (B1) is large in a ribbon and a space factor is large in a core using the ribbon.
  • a magnetic flux density (B1) is large in a ribbon and a space factor is large in a core using the ribbon.
  • Non-Patent Documents 1 to 3 Conventionally, grain-oriented electrical steel sheets and Fe-based amorphous alloy ribbons have been used as, for example, magnetic core materials for power distribution transformers (see, for example, Non-Patent Documents 1 to 3).
  • the Fe-based amorphous alloy ribbon has an advantage that the loss is small (for example, 1/3 or less) with respect to the directional electromagnetic steel sheet, but the saturation magnetic flux density (Bs), which is a physical property value determined by the composition and structure, is directional electromagnetic. Since it is about 20% smaller than the steel plate, the operating magnetic flux density (Bm) is restricted (for example, see Non-Patent Document 4).
  • Fe-based materials have the property that the magnetic moment of Fe atoms is greatly influenced by the local environment where the Fe atoms are placed, and the magnetic moment of bcc, which is the basic structure of pure iron at normal temperature and pressure, Because of its large crystal magnetic anisotropy, it is not always suitable for soft magnetic applications. Further, it is known that when Fe has an amorphous structure, it has no magnetocrystalline anisotropy, so that the followability of the magnetic moment to the magnetic field is greatly improved.
  • an Fe group having an amorphous structure can be obtained by substitution with one or more elements that relax the cooling conditions for amorphization.
  • An alloy ribbon can be formed.
  • a substitution element a metalloid element or a rare earth element having an atomic radius different from that of Fe atoms is suitable. Further, the lower the mass ratio (mass%) of the substitutional element added to Fe, the higher the overall magnetization, and this is an important requirement for increasing Bs.
  • the atomic weight is lower when the atomic ratio (at%) is comparable, so metalloid elements such as B and Si
  • metalloid elements such as B and Si
  • a part of Fe for example, 15 at% to 25 at%) is substituted by Fd.
  • Bm is an index directly related to the core size, and the larger the Bm, the smaller the core size. If the size of the core is small, the core material such as a ribbon used for the core can be reduced, and the length of the copper wire wound around the core can be shortened. And the reduction of the copper wire to be used not only reduces the size of the magnetic core using the core but also the loss (copper loss) due to the copper wire. Therefore, in practice, it is extremely important to increase the Bm of the core.
  • Bs of Fe-based amorphous alloys such as Fe-based amorphous alloy ribbons and magnetic cores using the same is the content of Fe, which plays a role in amorphous structure and magnetism.
  • the upper limit is understood to be about 1.65T.
  • the Fe-based amorphous alloy can increase the Bm of the core by improving the magnetic saturation of the BH curve at a low magnetic field.
  • the magnetic flux density (B1) of a core material such as a thin ribbon when the strength of the magnetic field is 1 Oe is used as an index for estimating the magnetic saturation of the core, characteristic management during mass production becomes easy.
  • the core material having a large B1 has a better magnetic saturation at a low magnetic field of the core, and the use of such a core material having a large B1 facilitates the design of a core having a large Bm.
  • the grain-oriented electrical steel sheet having a high Bs can theoretically increase the Bm of the core, but in reality, the increase in iron loss accompanying the increase in Bm becomes remarkable. Therefore, especially when aiming to satisfy the top runner standard (standard of energy consumption efficiency of equipment based on the law on rationalization of energy use, etc.), the Bm of the core made of grain-oriented electrical steel sheet is suppressed to about 1.550T. Opportunities to use are increasing. Therefore, considering the competitiveness with the grain-oriented electrical steel sheet, the average Bm of the Fe-based amorphous alloy ribbon is preferably 1.550 T or more, and more preferably 1.555 T or more, for example.
  • the Fe-based amorphous alloy ribbon can be manufactured by a super quench casting method such as a single roll liquid quenching method.
  • a super quench casting method such as a single roll liquid quenching method.
  • the Fe-based amorphous alloy ribbon tends to have a large variation in thickness in the width direction (plate thickness) compared to a grain-oriented electrical steel sheet that can be produced by rolling (for example, non- (See Patent Document 5). Therefore, the space factor of the core using the Fe-based amorphous alloy ribbon is likely to be small, and the effective cross-sectional area perpendicular to the magnetic path is reduced even when the magnetic flux density (B1) is high.
  • the size of the core is increased in order to have an effective cross-sectional area sufficient to obtain a predetermined magnetic flux, which is not preferable for miniaturization of a power distribution transformer using the core.
  • the surface roughness of the Fe-based amorphous alloy ribbon and the surface roughness of the casting roll are evaluated and managed in order to improve the uniformity of the plate thickness distribution (see, for example, Patent Document 1), a predetermined maximum Producing a core using a Fe-based amorphous alloy ribbon having a height roughness Rz (see, for example, Patent Document 2) has been proposed.
  • the present invention has a high magnetic flux density (B1) in the ribbon and a large space factor in the core using the ribbon, in order to enable the Fe-based amorphous alloy ribbon to be mounted on the transformer.
  • B1 magnetic flux density
  • An object of the present invention is to provide an Fe-based amorphous alloy ribbon that satisfies B1 ⁇ 1.550T and a space factor ⁇ 87.5%, which is considered suitable for various magnetic parts such as a magnetic core of a power distribution transformer.
  • the present inventor has studied an Fe-based amorphous alloy ribbon that satisfies the target B1 ⁇ 1.550T and a space factor ⁇ 87.5%, and the surface roughness ratio in the width direction of the Fe-based amorphous alloy ribbon is appropriate. In this range, it was found that the space factor of the ribbon B1 and the core using the ribbon both increased to reach the target, and the present invention was achieved.
  • the Fe-based amorphous alloy ribbon of the present invention has a composition of Fe ⁇ 80 at%, B ⁇ 12 at%, and a total of B and Si of 17 at% to 20 at%, and a thickness of 20 ⁇ m to 30 ⁇ m.
  • the width is 100 mm to 1000 mm, and has a peeling surface and a free surface.
  • the average value of the surface roughness Ra of the central region is RAc
  • the surface roughness of the edge region is When the average value of Ra is RAe and the surface roughness ratio obtained by RAe / RAc is RAx, 0.95 ⁇ RAx ⁇ 1.2 is satisfied.
  • the RAc is preferably 0.1 ⁇ m to 0.38 ⁇ m.
  • RZc is 0.1 ⁇ m to 4.3 ⁇ m, where RZc is the average value of the maximum height roughness Rz of the surface of the intermediate portion between the central portion and the edge portion. It is preferable that
  • the Fe-based amorphous alloy ribbon of the present invention satisfies B1 ⁇ 1.550T in the ribbon, and satisfies a space factor ⁇ 87.5% in the core using it. Therefore, if the Fe-based amorphous alloy ribbon of the present invention is applied to a core material used for a magnetic core such as a distribution transformer, a great energy saving effect can be expected.
  • the Fe-based amorphous alloy ribbon (hereinafter referred to as “strip”) of the present invention has a composition of Fe ⁇ 80 at%, B ⁇ 12 at%, and a total of B and Si of 17 at% to 20 at%, The thickness is 20 ⁇ m to 30 ⁇ m, the width is 100 mm to 1000 mm, the peeling surface (the first surface of the ribbon and also the non-glossy surface (as opposed to the free surface)) and the free surface (the ribbon)
  • the second surface is also a glossy surface (as opposed to the peeled surface), and the average value of the surface roughness Ra of the central region in the width direction of the peeled surface is RAc.
  • Such a ribbon can be manufactured, for example, by a single roll liquid quenching method using a molten alloy containing Fe, B, and Si in a predetermined ratio, and the surface on the side formed by rapid solidification of the molten alloy in contact with the surface of the roll Is called the peeling surface, and the other surface is called the free surface. Details will be described below.
  • the ribbon of the present invention is an Fe—Si—B based amorphous alloy ribbon having a composition of Fe ⁇ 80 at%, B ⁇ 12 at%, and a total of B and Si of 17 to 20 at%. Note that the ribbon of the present invention is allowed to contain trace elements (impurities described later) other than Fe, B, and Si practically.
  • Fe (Fe ⁇ 80at%) Fe (iron) contained in the ribbon is one of the transition metals having the largest magnetic moment even in an amorphous structure, and is a carrier of magnetism in Fe-Si-B alloys.
  • B1 magnetic flux density
  • Bs saturation magnetic flux density
  • B (boron) contained in the ribbon is an essential element for forming an amorphous structure.
  • B has an atomic radius that is significantly different from that of Fe, which causes a lattice mismatch and is useful in forming a random structure. Further, B forms a prism structure (compound in a long period) with Fe in a short range order and generates a lattice mismatch when randomly filled, so a random structure is formed. Useful above.
  • B contained in the ribbon is set to 12 at% or more.
  • Si (silicon) contained in the ribbon has an effect of segregating on the surface in the molten state and preventing oxidation of the molten alloy. Furthermore, Si acts as an aid for amorphous formation, has the effect of increasing the glass transition temperature, and is useful for forming a more thermally stable amorphous phase.
  • the heat treatment temperature for adding induced magnetic anisotropy to the ribbon can be selected from a wider range. Further, it becomes easy to remove the residual stress of the ribbon during casting by heat treatment at a higher temperature, and an improvement in the soft magnetic properties of the ribbon can be expected.
  • impurities elements other than Fe, B, and Si contained in the ribbon are handled as impurities.
  • an element that may be contained as an impurity in the ribbon for example, 3d or 4d transition metals (for example, Ni, Co, Mn) are conceivable.
  • Ni and Co are both ferromagnetic elements and can be tolerated in trace amounts, and an effect of increasing the magnetic moment of Fe atoms can be expected.
  • Mn is an element adjacent to Fe on the periodic table, and is one of the most abundant elements contained in the Fe raw material.
  • Mn is generally known as an antiferromagnetic metal alone, but it is known that in Fe-based amorphous alloys, it forms a hybrid orbital with Fe atoms and is ferromagnetically arranged. If so, it will not have a great effect on the ferromagnetic state.
  • O, S, P, Al, Ge, Ga, and Be may be included as impurities of the metalloid element, and a small amount can be tolerated, and an effect of improving the amorphous forming ability can be expected.
  • Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, and rare earth elements having an atomic radius larger than that of Fe atoms are acceptable as long as they are in minute amounts, and random structures.
  • the effect of supporting the formation of can be expected. From such a viewpoint, the elements contained as impurities in the ribbon are acceptable if the total is 0.5 mass% or less.
  • elements other than the above are suppressed so that the total is 0.1 mass% or less.
  • the ribbon of the present invention has a thickness of 20 ⁇ m to 30 ⁇ m and a width of 100 mm to 1000 mm.
  • the surface in contact with the roll at the time of casting is called the peeling surface, and the other surface is called the free surface.
  • a thin ribbon having a thickness (plate thickness) of less than 20 ⁇ m is not sufficient in mechanical strength and is not easy to continuously wind during casting, and has a surface undulation (swell) of about ⁇ 1 ⁇ m.
  • a core with laminated thin ribbons has a sufficiently large space factor of 87.5% or more, for example, because the waviness forms a gap and the ratio of the conductor to the core cross section (that is, the space factor) is reduced.
  • the magnetic saturation in the edge region in the vicinity of about 20 mm from the edge toward the center in the width direction is significantly deteriorated.
  • B1 in the edge region may deteriorate to 90% or less with respect to B1 in the central region, so that a large B1 cannot be obtained as a whole. Therefore, in the present invention, the width of the ribbon is set to 100 mm or more, and the proportion of the edge region where the magnetic saturation is relatively insufficient is reduced. Further, a ribbon having a width exceeding 1000 mm is not easy to control the cooling rate at the time of casting, and the uniformity in the width direction is liable to deteriorate. Easy to increase.
  • variety of a thin strip is 500 mm or less, control of the cooling rate at the time of casting becomes easy, and the uniformity of the width direction can fully be ensured.
  • the thin ribbon can suppress the deterioration of B1 in the edge region with respect to the central region described above to 10% or less, and the deterioration of B1 in the edge region with respect to the average value of B1 in the width direction. Can be suppressed to about 1% to 5%.
  • the surface morphology of the Fe-based amorphal alloy ribbon has a clear difference between the peeled surface and the free surface.
  • the surface (peeled surface) where the molten alloy in contact with the surface of the roll is instantaneously removed and solidified (peeled surface) is the progress of casting (rapid solidification) It is strongly influenced by the surface morphology of the roll that changes with the process.
  • the surface (free surface) where the molten alloy on the opposite side has been removed without contact with the surface of the roll and rapidly solidified (free surface) is more affected by the surface shape of the roll than the peeled surface.
  • the degree is small. It has been found that in a strip having a difference in surface form between the peeled surface and the free surface, a change in the surface roughness distribution in the width direction on the peeled surface affects B1.
  • the surface roughness in the width direction of the peeling surface of the ribbon is B1 of the ribbon is 1.550 T or more and the space factor of the core using the ribbon is 87.5% or more. They found an appropriate range for the thickness ratio. That is, in the strip of the present invention, in the width direction of the peeling surface, the average value of the surface roughness Ra of the central region is RAc, the average value of the surface roughness Ra of the edge region is RAe, and RAe When the surface roughness ratio obtained by / RAc is RAx, 0.95 ⁇ RAx ⁇ 1.2 is satisfied.
  • the Fe-based amorphous alloy has a magnetostriction of about + 30 ⁇ 10 ⁇ 6 , the rotation of the magnetic moment is restricted by the stress, which causes a problem of smooth magnetization reversal. That is, since the magnetic saturation is low, high B1 cannot be expected. Therefore, it is difficult to obtain B1 of 1.550 T or more with a ribbon having a peeled surface RAx of less than 0.95.
  • the surface roughness RAc of the central region is a surface form that is too small than the surface roughness RAe of the edge region.
  • the surface form is likely to be formed when the heat removal efficiency in the central region by the roll during casting is higher. If this uneven cooling balance due to the relative difference in heat removal efficiency occurs, the residual stress of the ribbon tends to increase, and the thickness of the central area tends to be greater than the thickness of the edge area. Uneven thickness balance is likely to occur. Therefore, it is difficult to obtain a space factor of 87.5% or more in the core using the thin ribbon in the thin ribbon in which the RAx of the peeling surface exceeds 1.2.
  • the surface roughness of the ribbon according to the present invention and the measuring method thereof conform to JIS-B0601. Specifically, the measurement length was set to 4.0 mm, the cutoff wavelength was set to 0.8 mm, the cutoff type was set to 2RC (phase non-compensation), and the measurement was performed from roughness values obtained by measuring at least three locations of the subject. Use the average value.
  • the width of the ribbon is L
  • a range of 3L / 8 to 5L / 8 from one edge toward the center is defined as a central region.
  • An area from the edge to 20 mm toward the center is defined as an edge area.
  • the region of the edge portion of the ribbon is a region 20 mm from the edge (position of 0 mm to 20 mm from one edge) regardless of L. Further, the range from both edges in the width direction of the ribbon to 3L / 8 beyond the edge portion (position of L / 8 to 3L / 8 from the one edge), and the range up to 5L / 8 (the one side) 5L / 8 to 7L / 8 from the edge) is defined as the middle region between the central portion and the edge portion.
  • the ribbon of the present invention preferably has an RAc of 0.1 ⁇ m to 0.38 ⁇ m.
  • RAc in the width direction of the strip surface of the ribbon is less than 0.1 ⁇ m, the central region has a smoother surface form, and the surface form is excessively polished at the time of casting because the surface of the roll is excessively polished. It is easy to form when the surface roughness is maintained at 0.1 ⁇ m or less.
  • the RAc in the width direction of the strip surface of the ribbon is preferably 0.38 ⁇ m or less, and the above-described residual stress of the ribbon can be further relaxed.
  • RAc in the width direction of the peeling surface of the ribbon is 0.1 ⁇ m or more, and the above-described residual stress and thickness unevenness of the ribbon can be further alleviated. Therefore, it is preferable that the RAc of the peeled surface is 0.1 ⁇ m to 0.38 ⁇ m, the B1 of the ribbon easily reaches 1.550T or more, and the space factor of the core using the ribbon is 87.5% It becomes easy to reach the above.
  • the ribbon of the present invention has a middle region (a central region and an edge region) in the casting direction of the free surface of the ribbon (the direction corresponding to the longitudinal direction of the ribbon (the direction perpendicular to the width direction)).
  • RZc is preferably 0.1 ⁇ m to 4.3 ⁇ m, where RZc is the average value of the maximum height roughness Rz of the surface between The “center portion”, “edge portion”, and “intermediate portion” referred to here conform to the individual definitions described above.
  • the RZc in the casting direction of the free surface of the ribbon is the periodic cooling rate in the casting direction due to the natural vibration of a puddle (called a paddle) formed when the molten alloy contacts the surface of the roll during casting.
  • the RZc also decreases.
  • the straightness refers to the direction z perpendicular to the surface of the ribbon, the direction parallel to the chatter mark that tends to occur in the ribbon, that is, the direction y substantially perpendicular to the casting direction, and the synthesis of y and z in the middle. Intended direction.
  • RZc in the casting direction of the intermediate portion of the free surface of the ribbon is 4.3 ⁇ m or less, and since the generation of the leakage magnetic flux described above is further suppressed, the ribbon B1 is 1.550 T or more. It becomes easy to reach. Moreover, it is more preferable that RZc is 4 ⁇ m or less, and it becomes easy to obtain a ribbon having B1 of 1.555 T or more. Such RZc is also an indicator of a ribbon having a high B1.
  • the RAc in the width direction of the release surface and the RZc in the casting direction of the free surface satisfy RZc> (RAc ⁇ 0.32) ⁇ 100.
  • the surface form of the peeling surface of the ribbon is influenced by the unique vibration of the paddle formed by the molten alloy contacting the surface of the roll during casting. Receive strongly. Since the natural vibration of the paddle strongly affects the degree of adhesion (wettability) of the paddle (molten alloy) to the roll surface, it strongly affects the formation of the ribbon.
  • a ribbon having a RAc of 0.38 ⁇ m or less in the width direction of the peeling surface is formed. be able to.
  • Such a ribbon has a surface shape in which the RZc in the casting direction of the free surface is 4.3 ⁇ m or less because the average depth of the periodic grooves described above is suppressed to be small.
  • RAc exceeds 0.38 ⁇ m, the local change in the degree of adhesion of the paddle increases, so the difference in the cooling rate in the width direction and the difference in the cooling rate in the casting direction Appears as thickness variation. Therefore, the magnetic saturation of the ribbon is reduced, and it is not easy to increase B1.
  • the ribbon of the present invention can be produced, for example, by the single-roll liquid quenching method described above.
  • a ribbon manufacturing apparatus for example, a molten metal holding portion including a crucible for melting and holding a molten alloy that is a material of the ribbon, a slit width corresponding to the thickness of the ribbon to be manufactured, and a ribbon width
  • a copper part capable of high-speed rotation and rapid cooling in which a roll portion is disposed so as to have a predetermined interval with respect to the opening tip of the slit nozzle, and a nozzle portion including a ceramic slit nozzle having a slit length corresponding to A roll made of steel, a peeling part for continuously peeling a thin film formed by rapid solidification from the surface of the roll, and a winding part for continuously winding a thin band formed by peeling the thin film, Any configuration may be used.
  • a process of discharging molten alloy produced in a molten metal holding portion from a slit nozzle of a nozzle portion and a paddle made of molten alloy in contact with the surface of a roll rotating at high speed are instantaneously made.
  • the ribbon according to the present invention having the amorphous phase as the main phase can be produced by a production method including at least a process for performing the process and a process for continuously winding the ribbon by a winding unit.
  • the molten metal temperature is set to 1200 to 1400 ° C., and the thickness is adjusted to, for example, 20 ⁇ m to 30 ⁇ m (the ribbon).
  • Thickness for example, about 0.3 mm to about 1 mm (slit width), and for example, 100 mm to 1000 mm (thin strip width) so as to correspond to the width of the thin strip for producing the slit length.
  • the gap between the slit nozzle opening tip and the roll surface is about 50 ⁇ m to about 500 ⁇ m
  • the peripheral speed of the roll is about 10 m / s to about 50 m / s
  • the molten alloy is about 100 mm to about 1000 mm (slit length).
  • the cooling rate in the primary cooling process until the solid phase is brought about by rapid cooling can be controlled to be in the range of about ⁇ 1 ⁇ 10 ⁇ 5 ° C / s to about ⁇ 1 ⁇ 10 ⁇ 7 ° C / s.
  • the roll surface can be properly polished by using a method such as polishing the surface of the roll with a rotating brush, or by appropriately controlling the pressure applied to the surface of the rotating brush. A change in the surface state can be suppressed within a predetermined range. Further, since the RAc and RAe in the width direction of the strip surface of the ribbon tends to decrease as the cooling rate during casting increases, the pressure of the molten metal from the slit nozzle is increased to increase the pressure of pressing the molten alloy onto the roll surface. It is effective.
  • the tapping pressure is preferably in the range of about 1 kPa to about 100 kPa, and if it is less than 1 kPa, insufficient adhesion of the paddle to the roll surface occurs, and the cooling efficiency tends to be reduced. (Thin strip) formation failure tends to occur.
  • the pressing pressure of the molten alloy on the roll surface can be controlled by the interval between the opening tip of the slit nozzle and the mirror surface of the roll, and a control method for increasing the pressure corresponding to the central portion of the slit width is as follows. This is effective as a method for suitably forming RAx in the width direction of the peeling surface.
  • a Fe-based amorphous alloy ribbon (hereinafter referred to as “strip”) was produced by the single roll liquid quenching method described above.
  • the slit length was 210 mm
  • the slit width was 0.6 mm
  • the gap between the slit nozzle opening tip and the roll surface was 250 ⁇ m.
  • the roll material was a Cu-based alloy, and the roll peripheral speed was about 27 m / s.
  • a molten alloy containing 14 at% B and 4 at% Si, the total of B and Si being 18 at%, and the balance consisting of Fe and inevitable impurities was prepared and heated to about 1300 ° C. and held. .
  • the periphery immediately below the slit nozzle where the paddle is formed was made into a low oxygen atmosphere using an inert gas.
  • an amorphous phase having an average thickness (plate thickness) of about 25 ⁇ m and an average density of about 7.2 ⁇ 10 3 kg / m 3 to about 7.3 ⁇ 10 3 kg / m 3 is obtained.
  • a ribbon as the main phase could be produced.
  • the casting pressure distribution was changed by controlling the tapping pressure or the pressing pressure as described above to produce each ribbon having a difference in surface form.
  • the surface roughness Ra of the above-described central region in the width direction of the peeling surface of the ribbon is measured by the surface roughness measurement method in accordance with JIS described above using each of the ribbons as specimens.
  • the average value RAc and the average value RAe of the surface roughness Ra of the edge region were determined, and the surface roughness ratio RAx was determined by RAe / RAc.
  • the average value RZc of the maximum height roughness Rz of the surface of the intermediate region described above was obtained.
  • the average value of B1 and the space factor was obtained by using the prepared thin ribbons using the ribbons as subjects. Specifically, a strip having a length of 456 mm in the casting direction is cut out from a strip having a width of 210 mm, the casting direction and the width direction of the strip are equally divided, and the length in the casting direction is 228 mm and the width. Four strips having a length in the direction of 105 mm were prepared and stacked. The laminated ribbon was subjected to a heat treatment in a magnetic field for the purpose of relaxing the residual casting strain and imparting induced magnetic anisotropy.
  • a magnetic field of 800 A / m or more is applied in the longitudinal direction of the ribbon, and a holding temperature (350 ° C. to 450 ° C.) and a holding time (1 minute to 2 hours) considered appropriate for the composition of the ribbon. ).
  • B1 60 Hz was measured when a magnetic field of 79.557 A / m was applied at a frequency of 60 Hz.
  • the space factor was measured in accordance with ASTM A900 / A900M-01 (2006).
  • FIG. 1 shows the relationship (dependency) between RAx in the width direction of the stripping surface of the ribbon and B1 when the magnetic field strength is 1 Oe (about 80 A / m) using each ribbon as the subject.
  • a polynomial approximate curve (degree 3) considered appropriate is also shown. According to this result, it can be seen that when RAx increases toward the point of 1.06, B1 increases rapidly and reaches 1.565T. It can also be seen that when RAx increases beyond 1.06 points, B1 tends to gradually decrease without rapidly decreasing. Further, considering the approximate curve, it can be confirmed that B1 is 1.550 T or more, and further 1.555 T or more, clearly in the range of 0.95 ⁇ RAx ⁇ 1.2. Therefore, it was found that when the ribbon satisfies 0.95 ⁇ RAx ⁇ 1.2 in the width direction of the peeling surface, B1 of 1.550 T or more can be obtained.
  • FIG. 2 shows the relationship (dependency) between the RAx of the stripped surface of the ribbon and the space factor of the core, using each ribbon and the core using the ribbon as the subject.
  • FIG. 2 also shows a polynomial approximation curve (degree 3) that is considered appropriate.
  • degree 3 a polynomial approximation curve
  • FIG. 3 shows the relationship between the space factor obtained based on the relationship with the RAx of the stripping surface of the ribbon and B1.
  • FIG. 3 shows the relationship between the space factor obtained based on the relationship with the RAx of the stripping surface of the ribbon and B1.
  • broken lines indicating the ranges of B1 ⁇ 1.550T and the space factor ⁇ 87.5% which are targets in the present invention are also shown.
  • the numerical value in parentheses attached to each point is the RAx value. According to this result, it can be considered that the correlation between B1 and the space factor is weak, and it is understood that a ribbon that reaches the goal of the present invention cannot be obtained by a technique that aims at improving either one. From FIG.
  • FIG. 4 shows the relationship (dependence) between RAc in the width direction of the peeled surface of the ribbon and B1 when the strength of the magnetic field is 1 Oe (about 80 A / m) using each ribbon as the subject. Indicates.
  • a linear approximation curve considered appropriate is also shown. According to this result, when RAc decreases toward the point of 0.30 ⁇ m, B1 increases rapidly. If the numerical value is read on the approximate curve, B1 reaches 1.550T when RAc is around 0.37 ⁇ m. Around 0.34 ⁇ m, B1 reaches 1.555T. Further, when RAc is 0.38 ⁇ m, it is possible to confirm a point where B1 clearly exceeds 1.550T and becomes 1.552T. Therefore, it was found that B1 of 1.550 T or more can be obtained when RAc is 0.38 ⁇ m or less in the width direction of the peeling surface of the ribbon.
  • FIG. 5 shows the relationship (dependency) between RZc in the casting direction of the free surface of the ribbon and B1 when the strength of the magnetic field is 1 Oe (about 80 A / m) using each ribbon as a specimen. Indicates. In FIG. 4, approximate curves considered appropriate are also shown. According to this result, when RZc decreases toward the point of 2.3 ⁇ m, B1 increases rapidly. If the numerical value is read on the approximate curve, BZ reaches 1.550 T when RZc is around 4.45 ⁇ m, and RZc Around 4.1-4.2 ⁇ m, B1 reaches 1.555T. Further, when RZc is 4.3 ⁇ m, it is possible to confirm a point where B1 clearly exceeds 1.550T and becomes 1.553T. Accordingly, it was found that B1 of 1.550 T or more can be obtained when RZc is 4.3 ⁇ m or less in the casting direction of the free surface of the ribbon.

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Abstract

薄帯では磁束密度（Ｂ１）≧１．５５０Ｔとなり、それを用いたコアでは占積率≧８７．５％となる、配電用トランスなどに好適なＦｅ基アモルファス合金薄帯を提供する。　Ｆｅ≧８０ａｔ％、Ｂ≧１２ａｔ％、および前記ＢとＳｉの合計が１７ａｔ％～２０ａｔ％の組成を有し、厚さが２０μｍ～３０μｍで、幅が１００ｍｍ～１０００ｍｍで、剥離面および自由面を有して成り、前記剥離面の幅方向において、中央部の領域の表面粗さＲａの平均値をＲＡｃとし、エッジ部の領域の表面粗さＲａの平均値をＲＡｅとし、ＲＡｅ／ＲＡｃで求まる表面粗さ比をＲＡｘとするとき、０．９５≦ＲＡｘ≦１．２を満たす、Ｆｅ基アモルファス合金薄帯とする。

Description

Ｆｅ基アモルファス合金薄帯
　本発明は、薄帯では磁束密度（Ｂ１）が大きく、それを用いたコアでは占積率が大きく、例えば配電用トランスの磁心などの各種磁性部品に好適なＦｅ基アモルファス合金薄帯に関する。
　従来、例えば配電用トランスの磁心材料などには、方向性電磁鋼板やＦｅ基アモルファス合金薄帯が用いられている（例えば非特許文献１～３参照）。Ｆｅ基アモルファス合金薄帯は、方向性電磁鋼板に対して損失が小さい（例えば１／３以下）という利点があるが、組成と構造によって決まる物性値である飽和磁束密度（Ｂｓ）が方向性電磁鋼板よりも２０％程度小さいため、動作磁束密度（Ｂｍ）が制約される（例えば非特許文献４参照）。一般にＦｅ基材料は、Ｆｅ原子の磁気モーメントがそのＦｅ原子が置かれている局所環境に大きく左右される性質を有するため、また、常温常圧における純鉄の基本構造であるｂｃｃの磁気モーメントが大きいことに由来して結晶磁気異方性が強いため、必ずしも軟磁性応用には適さない場合が多々ある。また、Ｆｅがアモルファス構造を有する場合は結晶磁気異方性をもたないため、磁場に対する磁気モーメントの追従性が大幅に向上することが知られている。
　アモルファス構造を有するＦｅ（純鉄）薄帯の形成方法は未だ確立されていないが、アモルファス化のための冷却条件を緩和させる１種または１種以上の元素による置換により、アモルファス構造を有するＦｅ基合金薄帯を形成することができる。かかる置換元素としては、Ｆｅ原子と原子半径が異なるメタロイド元素や希土類元素などが適している。また、Ｆｅに加える置換元素の質量比（質量％）が低いほど全体の磁化が高く保たれるため、Ｂｓを高めるには重要な要件となる。例えば、鉄心を応用する用途に供されるＦｅ基アモルファス合金薄帯には、同程度の原子数比（ａｔ％）の場合は原子量が低い方が有利であるため、ＢやＳｉなどのメタロイド元素によりＦｅの一部（例えば１５ａｔ％～２５ａｔ％）を置換することが一般的に行われている。
　コア設計の観点から、Ｂｍは、コアのサイズに直結する指標となり、Ｂｍが大きいほどコアのサイズを小さくすることができる。コアのサイズが小さければ、それに用いる薄帯などのコア材料が低減できるし、そのコアに巻き回す銅線の長さを短くすることができる。そして、使用する銅線の低減は、そのコアを用いた磁心などの小型化だけでなく、銅線による損失（銅損）も低減される。したがって、実用上、コアのＢｍを大きくすることは極めて重要な意味を持つ。コアのＢｍを高めるためにＢｓを高めることが考えられるが、Ｆｅ基アモルファス合金薄帯やそれを用いた磁心などのＦｅ基アモルファス合金のＢｓは、アモルファス構造と磁性の担い手であるＦｅの含有量を勘案すると、その上限は１．６５Ｔ程度と解される。とはいえ、Ｆｅ基アモルファス合金は、低磁場でのＢ－Ｈ曲線の磁気的飽和性を改善することにより、コアのもつＢｍを大きくすることができる。このとき、コアのもつ磁気的飽和性を推し量る指標として磁場の強さが１Ｏｅであるときの薄帯などのコア材料の磁束密度（Ｂ１）を用いると、量産時の特性管理が容易になる。かかるＢ１が大きいコア材料ほどコアの低磁場での磁気的飽和性が良好となり、こうしたＢ１が大きいコア材料を用いることにより、Ｂｍが大きなコアの設計が容易になる。
　一方、上述したように高いＢｓを有する方向性電磁鋼板は、原理的にはコアのＢｍを大きくすることができるが、実際にはＢｍが大きくなることに伴う鉄損の増大が顕著になる。そのため、特にトップランナー基準（エネルギーの使用の合理化等に関する法律に基づく機器のエネルギー消費効率の基準）を満たすことを目的にする場合は、方向性電磁鋼板によるコアのＢｍを１．５５０Ｔ程度に抑えて用いる機会が増えてきている。したがって、方向性電磁鋼板との競争力を考慮すれば、Ｆｅ基アモルファス合金薄帯によるコアのＢｍは、平均値として例えば１．５５０Ｔ以上が好ましく、より好ましくは例えば１．５５５Ｔ以上である。
　また、Ｆｅ基アモルファス合金薄帯は、単ロール液体急冷法などの超急冷鋳造法により製造することができる。しかし、かかる超急冷鋳造法に起因し、Ｆｅ基アモルファス合金薄帯は、圧延で製造可能な方向性電磁鋼板に比べると、幅方向の厚さ（板厚）のばらつきが大きくなりやすい（例えば非特許文献５参照）。そのため、かかるＦｅ基アモルファス合金薄帯を用いたコアの占積率は小さくなりやすく、磁束密度（Ｂ１）が高い場合でも磁路と直行する有効断面積が低減する。したがって、コアのサイズは、所定の磁束が得られるだけの有効断面積をもたせるために大きくなり、コアを用いる例えば配電用トランスなどの小型化のためには好ましくない。こうした観点から、Ｆｅ基アモルファス合金薄帯の表面の平滑性および板厚分布の均一性を高めるために鋳造ロールの表面粗さの評価や管理を行うこと（例えば特許文献１参照）、所定の最大高さ粗さＲｚを有するＦｅ基アモルファス合金薄帯を用いてコアを作製すること（例えば特許文献２参照）が提案されている。
特開２００６－２８１３１７号公報 特開平５－３１２６号公報
Nathasingh　D　M，　Liebermann　H　H．　Transformer　applications　of　amorphous　alloys　in　power　distribution　systems　［J］．　IEEE　Transactions　on　Power　Delivery，　1987，2（3）：843－850． Hasegawa　R，　Azuma　D．　Impacts　of　amorphous　metalbased　transformers　on　energy　efficiency　and　environment　［J］．　Journal　of　Magnetism　and　Magnetic　Materials，　2008，320（20）：2451－2456． Takahashi　K，　Azuma　D，　Hasegawa　R．　Acoustic　and　soft　magnetic　properties　in　amorphous　alloy-based　distribution　transformer　cores　［J］．　IEEE　Transactions　on　Magnetics，　2013，49（7）：4001－4004． Y．　Ogawa，　M．　Naoe，　Y．　Yoshizawa，　R．　Hasegawa，　"Magnetic　properties　of　high　Bs　Fe-based　amorphous　material"　J．　Magn．　Magn．　Mater．　304（2006）　e675－e677． K．　Takahashi，　D．　Azuma，　and　R．　Hasegawa，　IEEE　Trans．　Magn．，　49，　（2003）　4001－4004．
　例えば、上述した方向性電磁鋼板の規格で製造される配電用トランスなどに対して、上述したように損失が小さいという利点があるＦｅ基アモルファス合金薄帯の実装を可能にすれば、大きな省エネルギー効果が期待できる。こうした観点から、本発明は、Ｆｅ基アモルファス合金薄帯のトランスへの実装を可能にするために、薄帯では磁束密度（Ｂ１）が大きく、それを用いたコアでは占積率が大きく、例えば配電用トランスの磁心などの各種磁性部品に好適と考えられる、例えばＢ１≧１．５５０Ｔおよび占積率≧８７．５％を満たす、Ｆｅ基アモルファス合金薄帯を提供することを目的とする。
　本発明者は、目標とするＢ１≧１．５５０Ｔおよび占積率≧８７．５％を満たすＦｅ基アモルファス合金薄帯を検討し、Ｆｅ基アモルファス合金薄帯の幅方向における表面粗さ比が適切な範囲であると、薄帯のＢ１およびそれを用いたコアの占積率がともに大きくなり目標に達することを見出し、本発明に到達した。
　すなわち、本発明のＦｅ基アモルファス合金薄帯は、Ｆｅ≧８０ａｔ％、Ｂ≧１２ａｔ％、および前記ＢとＳｉの合計が１７ａｔ％～２０ａｔ％の組成を有し、厚さが２０μｍ～３０μｍで、幅が１００ｍｍ～１０００ｍｍで、剥離面および自由面を有して成り、前記剥離面の幅方向において、中央部の領域の表面粗さＲａの平均値をＲＡｃとし、エッジ部の領域の表面粗さＲａの平均値をＲＡｅとし、ＲＡｅ／ＲＡｃで求まる表面粗さ比をＲＡｘとするとき、０．９５≦ＲＡｘ≦１．２を満たす。
　前記ＲＡｃが０．１μｍ～０．３８μｍであることが好ましい。
　前記自由面の鋳造方向において、前記中央部と前記エッジ部の間の中間部の領域の表面の最大高さ粗さＲｚの平均値をＲＺｃとするとき、前記ＲＺｃが０．１μｍ～４．３μｍであることが好ましい。
　本発明のＦｅ基アモルファス合金薄帯は、薄帯ではＢ１≧１．５５０Ｔを満たし、それを用いたコアでは占積率≧８７．５％を満たす。よって、本発明のＦｅ基アモルファス合金薄帯を例えば配電用トランスなどの磁心に用いるコア材料に適用すれば、大きな省エネルギー効果が期待できる。
Ｆｅ基アモルファス合金薄帯の剥離面のＲＡｘとＢ１の関係（依存性）を示す図である。 Ｆｅ基アモルファス合金薄帯の剥離面のＲＡｘと占積率の関係（依存性）を示す図である。 Ｆｅ基アモルファス合金薄帯の剥離面のＲＡｘとの関係に基づいて求めた占積率とＢ１の関係を示す図である。 Ｆｅ基アモルファス合金薄帯の剥離面のＲＡｃとＢ１の関係（依存性）を示す図である。 Ｆｅ基アモルファス合金薄帯の自由面のＲＺｃとＢ１の関係（依存性）を示す図である。
　本発明のＦｅ基アモルファス合金薄帯（以下、「薄帯」という。）は、Ｆｅ≧８０ａｔ％、Ｂ≧１２ａｔ％、および前記ＢとＳｉの合計が１７ａｔ％～２０ａｔ％の組成を有し、厚さが２０μｍ～３０μｍで、幅が１００ｍｍ～１０００ｍｍで、剥離面（薄帯の第１の表面であって、非光沢面（自由面に対比して）でもある）および自由面（薄帯の第２の表面であって、光沢面（剥離面に対比して）でもある）を有して成り、前記剥離面の幅方向において、中央部の領域の表面粗さＲａの平均値をＲＡｃとし、エッジ部の領域の表面粗さＲａの平均値をＲＡｅとし、ＲＡｅ／ＲＡｃで求まる表面粗さ比をＲＡｘとするとき、０．９５≦ＲＡｘ≦１．２を満たす。かかる薄帯は、例えばＦｅとＢとＳｉを所定の割合で含む合金溶湯を用いた単ロール液体急冷法により製造でき、ロールの表面に接して合金溶湯が急冷凝固して形成された側の表面を剥離面と呼び、他方の表面を自由面と呼ぶ。以下、詳細に説明する。
（薄帯の組成）
　本発明の薄帯は、Ｆｅ≧８０ａｔ％、Ｂ≧１２ａｔ％、およびＢとＳｉの合計が１７～２０ａｔ％の組成を有する、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ系のアモルファス合金薄帯である。なお、本発明の薄帯は、実用上、Ｆｅ，Ｂ，Ｓｉ以外の微量元素（後述する不純物）を含むことが許容される。
（Ｆｅ≧８０ａｔ％）
　薄帯に含まれるＦｅ（鉄）は、アモルファス構造であっても最も磁気モーメントが大きい遷移金属の一つであり、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ系の合金では磁性の担い手となる。そして、本発明で目標とする１．５５０Ｔ以上の高いＢ１（磁束密度）に達するためには、少なくとも１．６Ｔ程度のＢｓ（飽和磁束密度）をもつことが望ましいと考えられる。また、薄帯に含まれるＦｅの含有比が８１ａｔ％～８２ａｔ％であると、Ｂｓがピークを示す。こうした観点から、薄帯に含まれるＦｅを８０ａｔ％以上とする。
（Ｂ≧１２ａｔ％）
　薄帯に含まれるＢ（硼素）は、アモルファス構造を形成する上で必須の元素である。Ｂは、Ｆｅと大きく異なる原子半径を有することが格子の不整合の要因となり、ランダム構造を形成させる上で有用である。さらに、Ｂは、短範囲秩序においてＦｅとの間でプリズム構造（長周期的には化合物）などを形成し、ランダム最充填させた際に格子の不整合を発生させるため、ランダム構造を形成させる上で有用である。なお、Ｂが１２ａｔ％未満であると、特にガラス転移温度の低下につながり、アモルファス形成能が急激に悪化する。こうした観点から、薄帯に含まれるＢを１２ａｔ％以上とする。
（ＢとＳｉの合計が１７～２０ａｔ％）
　薄帯に含まれるＳｉ（珪素）は、溶湯状態で表面に偏析し、合金溶湯の酸化を防ぐ効果がある。さらに、Ｓｉは、アモルファス形成の助剤として作用し、ガラス転移温度を上昇させる効果があり、より熱的に安定なアモルファス相を形成するには有用である。アモルファス相の熱的安定性が向上すると、薄帯に誘導磁気異方性を付加するための熱処理温度をより広い範囲から選択できるようになる。また、より高温の熱処理による鋳造時の薄帯の残留応力の除去が容易になり、薄帯の軟磁気特性の向上が期待できる。
　なお、ＢとＳｉの合計が１７ａｔ％未満であると、アモルファス形成能が悪化し、特にガラス転移温度の低下につながる。したがって、合金溶湯の急冷凝固を促進してアモルファス形成を助勢するために、鋳造に用いるロールにはより高い冷却能が求められる。しかし、長時間の鋳造を行ってロールの表面が荒れてくると、鋳造方向において機械的特性や磁性などを変質させずに長尺の薄帯を作製することが実質的に困難になる。また、ＢとＳｉの合計が２０ａｔ％を超えると、磁性の担い手であるＦｅの含有比が低減して高いＢｓが期待できなくなる。こうした観点から、薄帯に含まれるＢとＳｉの合計が１７～２０ａｔ％となるようにする。
（不純物）
　本発明では、薄帯に含まれるＦｅ、Ｂ、Ｓｉ以外の元素は不純物として取扱う。薄帯に不純物として含まれる可能性がある元素としては、例えば、３ｄや４ｄの遷移金属（例えばＮｉ、Ｃｏ、Ｍｎ）が考えられる。ＮｉやＣｏは、ともに強磁性元素であり、微量であれば許容でき、Ｆｅ原子の磁気モーメントを大きくする効果が期待できる。Ｍｎは、周期表上でＦｅと隣り合う元素であり、Ｆｅ原料中の不純物としては最も多く含まれる元素のひとつである。また、Ｍｎは、単体では一般に反強磁性金属として知られているが、Ｆｅ基アモルファス合金中では、Ｆｅ原子と混成軌道を作り、強磁性的に配列することが知られており、微量であれば強磁性状態に大きな影響を与えない。また、例えばＯ、Ｓ、Ｐ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｂｅはメタロイド元素の不純物として含まれる可能性が考えられ、微量であれば許容でき、アモルファス形成能を高める効果が期待できる。上記の各元素の他にも、Ｆｅ原子に比べて原子半径が大きい例えばＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、並びに希土類元素などは、微量であれば許容でき、ランダム構造の形成を助勢する効果が期待できる。こうした観点から、薄帯に不純物として含まれる元素は、その合計が０．５質量％以下であれば許容できる。なお、上記以外の元素（本明細書に記載のない元素）は、その合計が０．１質量％以下になるように抑制する。
（薄帯の寸法）
　本発明の薄帯は、厚さが２０μｍ～３０μｍで、幅が１００ｍｍ～１０００ｍｍであり、鋳造時にロールに接した側の表面を剥離面と呼び、他方の表面を自由面と呼ぶ。なお、厚さ（板厚）が２０μｍ未満の薄帯は、機械的強さが十分でなく鋳造時の連続的な巻取りが容易でないし、±１μｍ程度の表面起伏（うねり）を有しやすい。うねりのある薄帯を積層したコアは、そのうねりが隙間を形成してコア断面に対する導体の割合（つまり占積率）が低減するため、例えば８７．５％以上の十分に大きな占積率をもつコアを得ることが容易でなくなる。また、厚さが３０μｍを超えるような薄帯は、鋳造時に脆化しやすいため取扱いが容易でないし、アモルファス相を形成する際の冷却速度が低減して冷却不足に起因する結晶化が起こるようになるため、その磁気的飽和性が著しく低下する。
　また、一般にＦｅ基アモルファス合金薄帯は、幅方向においてエッジから中央に向かって約２０ｍｍ付近のエッジ部の領域の磁気的飽和性が著しく劣化する。こうした薄帯は、中央部の領域のＢ１に対してエッジ部の領域のＢ１が９０％以下に劣化することがあるため、全体として大きなＢ１が得られなくなる。したがって、本発明では薄帯の幅を１００ｍｍ以上とし、相対的に磁気的飽和性が十分でないエッジ部の領域の割合を小さくする。また、幅が１０００ｍｍを超えるような薄帯は、鋳造時の冷却速度の制御が容易でなく幅方向の均等性が劣化しやすいため、相対的に磁気的飽和性が十分でない領域の形成割合が増加しやすい。なお、薄帯の好ましい幅は５００ｍｍ以下であり、鋳造時の冷却速度の制御が容易となり幅方向の均等性を十分に確保することができる。これにより、薄帯は、上述した中央部の領域に対するエッジ部の領域のＢ１の劣化が１０％以下に抑制することができるし、幅方向におけるＢ１の平均値に対するエッジ部の領域のＢ１の劣化を１％～５％程度に抑制することができる。
（薄帯の表面形態）
　一般に、Ｆｅ基アモルファル合金薄帯の表面形態は、剥離面と自由面とで、明確な差異がある。例えば、単ロール液体急冷法で形成されたＦｅ基アモルファス合金薄帯では、ロールの表面に接した合金溶湯が瞬間的に抜熱されて凝固した面（剥離面）は鋳造（急冷凝固）の進行とともに変化するロールの表面形態の影響を強く受ける。しかし、同じＦｅ基アモルファス合金薄帯でも、その反対側の合金溶湯がロールの表面に接することなく抜熱されて急冷凝固した面（自由面）は剥離面よりもロールの表面形態の影響を受ける度合いが小さい。かかる剥離面と自由面とで表面形態に差異がある薄帯において、剥離面における幅方向の表面粗さ分布の変化がＢ１に影響を及ぼすことを見出した。
（薄帯の剥離面）
　本発明における重要な特徴は、薄帯のＢ１が１．５５０Ｔ以上となり、その薄帯を用いたコアの占積率が８７．５％以上となる、薄帯の剥離面の幅方向における表面粗さ比の適切な範囲を見出したことである。すなわち、本発明の薄帯は、その剥離面の幅方向において、中央部の領域の表面粗さＲａの平均値をＲＡｃとし、エッジ部の領域の表面粗さＲａの平均値をＲＡｅとし、ＲＡｅ／ＲＡｃで求まる表面粗さ比をＲＡｘとするとき、０．９５≦ＲＡｘ≦１．２を満たす。
　薄帯の剥離面の幅方向におけるＲＡｘが０．９５未満である場合は、エッジ部の領域（表面粗さＲＡｅ）が中央部の領域（表面粗さＲＡｃ）と比べて過度に滑らかな表面形態になっている。かかる薄帯の表面形態は、鋳造時のロールによる抜熱効率が中央部の領域に比べてエッジ部の領域の方がより良くなり、その抜熱効率の相対的な差異により幅方向において冷却バランスの不均等が発生するような場合に形成されやすい。こうした表面形態を有する薄帯は、残留応力が大きくなりやすい。また、Ｆｅ基アモルファス合金には＋３０×１０－６程度の磁歪があるため、応力により磁気モーメントの回転が制約され、円滑な磁化反転の弊害となる。すなわち、磁気的飽和性が低い状態となるため、高いＢ１が期待できなくなる。したがって、剥離面のＲＡｘが０．９５未満である薄帯では、１．５５０Ｔ以上のＢ１を得ることが難しい。
　薄帯の剥離面の幅方向におけるＲＡｘが１．２を超えるような場合は、中央部の領域の表面粗さＲＡｃがエッジ部の領域の表面粗さＲＡｅよりも小さ過ぎる表面形態であり、かかる表面形態は鋳造時のロールによる中央部の領域の抜熱効率がより高い場合に形成されやすい。こうした抜熱効率の相対的な差異による冷却バランスの不均等が発生すると、薄帯の残留応力が大きくなりやすく、また、中央部の領域の厚さがエッジ部の領域の厚さよりも厚く形成されやすく厚さバランスの不均等が発生じやすい。したがって、剥離面のＲＡｘが１．２を超えるような薄帯では、その薄帯を用いたコアにおいて、８７．５％以上の占積率を得ることが難しい。
　本発明の薄帯の表面粗さおよびその測定方法は、ＪＩＳ－Ｂ０６０１に準拠する。具体的には、測定長さを４．０ｍｍとし、カットオフ波長を０．８ｍｍとし、カットオフ種別を２ＲＣ（位相非補償）とし、被検体の少なくとも３箇所を測定した粗さ値から求めた平均値を用いる。また、本発明では、薄帯の幅をＬとするとき、薄帯の幅方向において、一方のエッジから中央に向かって３Ｌ／８～５Ｌ／８の範囲を中央部の領域と定義し、両方のエッジから中央に向かって２０ｍｍまでの領域をエッジ部の領域と定義する。つまり、薄帯のエッジ部の領域は、Ｌに拠らずエッジから２０ｍｍの領域（一方のエッジから０ｍｍ～２０ｍｍの位置）である。また、薄帯の幅方向の両方のエッジからエッジ部を超えて３Ｌ／８までの範囲（前記一方のエッジからＬ／８～３Ｌ／８の位置）、および５Ｌ／８までの範囲（前記一方のエッジから５Ｌ／８～７Ｌ／８の位置）を中央部とエッジ部の間の中間部の領域と定義する。
　本発明の薄帯は、ＲＡｃが０．１μｍ～０．３８μｍであることが好ましい。薄帯の剥離面の幅方向におけるＲＡｃが０．１μｍ未満である場合は、中央部の領域がより滑らかな表面形態であり、かかる表面形態は鋳造時にロールの表面が過剰に研磨されてロールの表面粗さが０．１μｍ以下に維持されたような場合に形成されやすい。薄帯の剥離面の幅方向におけるＲＡｃが０．３８μｍ以下であることは好ましく、上述した薄帯の残留応力をより緩和することができる。また、薄帯の剥離面の幅方向におけるＲＡｃが０．１μｍ以上であることは好ましく、上述した薄帯の残留応力や厚さバランスの不均等をより緩和することができる。したがって、剥離面のＲＡｃが０．１μｍ～０．３８μｍであることは好ましく、薄帯のＢ１が１．５５０Ｔ以上に達しやすくなり、その薄帯を用いたコアの占積率が８７．５％以上に達しやすくなる。
（薄帯の自由面）
　本発明の薄帯は、薄帯の自由面の鋳造方向（薄帯の長手方向（幅方向に直交する方向）に相当する方向）において、中間部の領域（中央部の領域とエッジ部の領域との間）の表面の最大高さ粗さＲｚの平均値をＲＺｃとするとき、ＲＺｃが０．１μｍ～４．３μｍであることが好ましい。なお、ここでいう「中央部」「エッジ部」「中間部」は、上述した個々の定義に準拠する。薄帯の自由面の鋳造方向におけるＲＺｃは、鋳造時に合金溶湯がロールの表面に接した際に形成される湯溜まり（パドルと呼ぶ）の固有振動に起因して鋳造方向の冷却速度の周期的変化が起こり、その周期的変化によって薄帯に形成される周期的な溝の深さの影響を強く受ける。かかる平均溝の深さが小さくなればＲＺｃも小さくなり、ＲＺｃが小さいほど自由面は平滑な表面形態となる。例えば、かかる周期的な溝の平均深さが約１μｍである場合は、薄帯の自由面の鋳造方向におけるＲＺｃは約４μｍとなることを確認している。
　また、かかる周期的な溝の平均深さ、すなわちＲＺｃが大き過ぎると、薄帯の表面近傍の漏れ磁束を発生させ、その漏れ磁束が鋳造方向以外の面直の磁化成分を発生させるため、薄帯の磁気的飽和性が低下しやすい。なお、面直とは、薄帯の表面に垂直な方向ｚや、薄帯に生じやすいチャターマークに平行な方向すなわち鋳造方向に実質的に垂直な方向ｙや、その中間のｙとｚの合成方向を意図する。また、漏れ磁束が発生すると、その漏れ磁束の位置に磁極が現れ、その磁極が磁壁移動の妨げになりやすいため、薄帯の磁気的飽和性が低下しやすい。こうした観点から、薄帯の自由面の中間部の鋳造方向におけるＲＺｃが４．３μｍ以下であることは好ましく、上述した漏れ磁束の発生がより抑制されるため、薄帯のＢ１が１．５５０Ｔ以上に達しやすくなる。また、ＲＺｃが４μｍ以下であることはより好ましく、１．５５５Ｔ以上のＢ１を有する薄帯が得やすくなる。かかるＲＺｃは、高いＢ１を有する薄帯の指標にもなる。なお、薄帯の自由面の鋳造方向におけるＲＺｃは、より小さいことが望ましい。しかし、量産時に連続鋳造される薄帯の再現性の観点から、ＲＺｃが０．１μｍ未満である薄帯の実用化は容易ではない。
　本発明の薄帯は、剥離面の幅方向における前記ＲＡｃと、自由面の鋳造方向における前記ＲＺｃとが、ＲＺｃ＞（ＲＡｃ－０．３２）×１００を満たすことが好ましい。本発明の薄帯を例えば単ロール液体急冷法によって形成した場合は、その薄帯の剥離面の表面形態は、鋳造時に合金溶湯がロールの表面に接して形成するパドルの個有振動の影響を強く受ける。かかるパドルの固有振動は、パドル（合金溶湯）のロールの表面に対する密着度（濡れ性）に強く影響するため、薄帯の形成に強く影響する。こうした観点から、ロールの表面粗さなどの制御を適切に行うなどしてパドルの固有振動を小さく抑制することができれば、剥離面の幅方向におけるＲＡｃが０．３８μｍ以下である薄帯を形成することができる。かかる薄帯は、上述した周期的な溝の平均深さが小さく抑制されるため、自由面の鋳造方向におけるＲＺｃが４．３μｍ以下である表面形態を有する薄帯となる。なお、ＲＡｃが０．３８μｍを超えるようになると、バドルの密着度の局所的変化が大きくなるため、幅方向における冷却速度の差や鋳造方向における冷却速度の差が薄帯の厚さの差や厚さバラツキとして表れる。そのため、薄帯の磁気的飽和性が低下し、Ｂ１を高めることが容易でなくなる。
　本発明の薄帯は、例えば上述した単ロール液体急冷法により作製することができる。薄帯製造装置としては、例えば、薄帯の素材となる合金溶湯を溶解し保持するための坩堝などを備える溶湯保持部と、作製する薄帯の厚さに対応するスリット幅および薄帯の幅に対応するスリット長さを有するセラミック製のスリットノズルなどを備えるノズル部と、そのスリットノズルの開口先端に対して所定の間隔を有するようにロール表面を配置した高速回転可能かつ急冷可能な銅合金製のロールと、そのロールの表面から急冷凝固により形成された薄膜を連続的に剥離する剥離部と、その薄膜の剥離により形成された薄帯を連続的に巻取る巻取り部とを含む、構成であればよい。かかる薄帯製造装置を用いて、例えば、溶湯保持部で作製した合金溶湯をノズル部のスリットノズルから出湯するプロセスと、高速で回転するロールの表面上に接した合金溶湯から成るバドルを瞬間的に形成し、そのパドルを起点として合金溶湯をロールの表面で急冷凝固させてアモルファス相を主相とする薄膜を形成するプロセスと、その薄膜を剥離部により連続的に剥離して薄帯を形成するプロセスと、その薄帯を巻取り部により連続的に巻取るプロセスとを、少なくとも含む製造方法により、アモルファス相を主相とする本発明の薄帯を作製することができる。
　上述した薄帯製造装置を用いた薄帯の製造方法においては、例えば、溶湯温度を１２００～１４００℃とし、スリット幅を作製する薄帯の厚さに対応するように例えば２０μｍ～３０μｍ（薄帯の厚さ）であれば例えば約０．３ｍｍ～約１ｍｍ（スリット幅）とし、スリット長さを作製する薄帯の幅に対応するように例えば１００ｍｍ～１０００ｍｍ（薄帯の幅）であれば例えば約１００ｍｍ～約１０００ｍｍ（スリット長さ）とし、スリットノズルの開口先端とロール表面との間隔を約５０μｍ～約５００μｍとし、ロールの周速を約１０ｍ／ｓ～約５０ｍ／ｓとし、合金溶湯が急冷により固相になるまでの１次冷却過程の冷却速度が約－１×１０－５℃／ｓ～約－１×１０－７℃／ｓの範囲となるように制御することができる。
　また、鋳造中、回転ブラシなどによりロール表面を研磨する方法や、さらに回転ブラシのロール表面への押付け圧力を適切に制御する方法により、長時間の鋳造が適切に継続されるように、ロールの表面状態の変化を所定の範囲に抑制することができる。また、鋳造時の冷却速度が大きくなると薄帯の剥離面の幅方向におけるＲＡｃおよびＲＡｅが小さくなる傾向があるため、スリットノズルからの出湯圧力を高めて合金溶湯のロール表面への押付け圧力を高めることが有効である。出湯圧力は、約１ｋＰａ～約１００ｋＰａの範囲が好ましく、１ｋＰａ未満であるとロール表面に対するパドルの密着不足が発生して冷却効率が低減しやすくなり、１００ｋＰａを超えるようになるとパドルが崩壊して薄膜（薄帯）の形成不全が発生しやすくなる。また、合金溶湯のロール表面への押付け圧力は、スリットノズルの開口先端とロール鏡面との間隔でも制御可能であり、スリット幅の中央部分に対応する圧力を高めるような制御方法は、薄帯の剥離面の幅方向におけるＲＡｘを好適に形成する方法として有効である。
　上述した単ロール液体急冷法によりＦｅ基アモルファス合金薄帯（以下、「薄帯」という。）を作製した。スリット長さを２１０ｍｍとし、スリット幅を０．６ｍｍとし、スリットノズルの開口先端とロール表面との間隔を２５０μｍとした。ロール材質はＣｕ系合金とし、ロール周速は約２７ｍ／ｓとした。合金溶湯は、１４ａｔ％のＢと、４ａｔ％のＳｉを含み、ＢとＳｉの合計が１８ａｔ％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成るものを準備し、約１３００℃に加熱して保持した。バドルが形成されるスリットノズルの直下の周辺は、不活性ガスを用いて低酸素雰囲気とした。かかる製造方法により、平均厚さ（板厚）が約２５μｍであり、平均密度が約７．２×１０３ｋｇ／ｍ３～約７．３×１０３ｋｇ／ｍ３である、アモルファス相を主相とする薄帯を作製することができた。また、上述した出湯圧力もしくは押付け圧力の制御により鋳造圧力分布を変えて、表面形態に差異がある各々の薄帯を作製した。
　次に、作製した各々の薄帯を被検体として、上述したＪＩＳに準拠した表面粗さの測定方法により、薄帯の剥離面の幅方向において、上述した中央部の領域の表面粗さＲａの平均値ＲＡｃおよびエッジ部の領域の表面粗さＲａの平均値ＲＡｅを求め、ＲＡｅ／ＲＡｃにより表面粗さ比ＲＡｘを求めた。同様にして、薄帯の自由面の鋳造方向において、上述した中間部の領域の表面の最大高さ粗さＲｚの平均値ＲＺｃを求めた。
　次に、作製した各々の薄帯を用いた積層薄帯を被検体として、Ｂ１および占積率の平均値を求めた。具体的には、幅が２１０ｍｍの薄帯から鋳造方向の長さが４５６ｍｍの薄帯片を切り出し、その薄帯片の鋳造方向および幅方向を等分し、鋳造方向の長さが２２８ｍｍで幅方向の長さが１０５ｍｍの薄帯片を４枚準備し、それを重積した。その積層薄帯に対して、残留する鋳造時の歪の緩和および誘導磁気異方性の付与を目的として、磁場中熱処理を施した。磁場中熱処理は、薄帯の長手方向に対して８００Ａ／ｍ以上の磁場を印加するとともに、薄帯の組成に適切と考える保持温度（３５０℃～４５０℃）および保持時間（１分～２時間）から選択した条件で保持した。次いで、ＡＳＴＭのＡ９３２／Ａ９３２Ｍ－０１に準拠し、６０Ｈｚの周波数で７９．５５７Ａ／ｍの磁場を印加したときのＢ１（６０Ｈｚ）を測定した。また、ＡＳＴＭのＡ９００／Ａ９００Ｍ－０１（２００６）に準拠し、占積率を測定した。
　図１に、各々の薄帯を被検体に用いた、薄帯の剥離面の幅方向におけるＲＡｘと、磁場の強さが１Ｏｅ（約８０Ａ／ｍ）であるときのＢ１の関係（依存性）を示す。なお、図１には、適切と考える多項式近似曲線（次数３）を併記している。この結果によれば、ＲＡｘが１．０６のポイントに向かって大きくなると、Ｂ１が急激に増加して１．５６５Ｔに達することが分かる。また、ＲＡｘが１．０６ポイントを超えて大きくなると、Ｂ１が急激に低減することなく徐々に低減する傾向があることが分かる。また、近似曲線を勘案すれば、０．９５≦ＲＡｘ≦１．２の範囲であれば明らかに、Ｂ１が１．５５０Ｔ以上となり、さらに１．５５５Ｔ以上となることを確認することができる。したがって、薄帯が剥離面の幅方向において０．９５≦ＲＡｘ≦１．２を満足すると、１．５５０Ｔ以上のＢ１が得られることが分かった。
　図２に、各々の薄帯およびその薄帯を用いたコアを被検体に用いた、薄帯の剥離面のＲＡｘとコアの占積率の関係（依存性）を示す。図２には、適切と考える多項式近似曲線（次数３）を併記している。この結果によれば、ＲＡｘが１．００～１．１０のポイントに向かって大きくなると、占積率が急激に増加して８７．５％以上になり、ＲＡｘが１．００～１．１０の辺りで最大の占積率（８８．５％～８９．９％）となり、その後に減少に転じることが分かる。したがって、薄帯が剥離面の幅方向において０．９５≦ＲＡｘ≦１．２を満足すると、Ｂ１が少なくとも１．５５０Ｔに達するとともに、かかる薄帯を用いたコアの占積率が少なくとも８７．５％に達することが分かった。
　図３に、薄帯の剥離面のＲＡｘとの関係に基づいて求めた占積率とＢ１の関係を示す。なお、図３には、本発明において目標とするＢ１≧１．５５０Ｔおよび占積率≧８７．５％の範囲を示す破線を併記している。また、各々のポイントに付記された括弧内の数値はＲＡｘ値である。この結果によれば、Ｂ１と占積率との相関は弱いと考えてよく、いずれか一方の向上を目指すだけの技術では本発明の目標に達する薄帯が得られないことが分かる。かかる図３からも、薄帯が剥離面の幅方向において０．９５≦ＲＡｘ≦１．２を満足すると、Ｂ１が少なくとも１．５５０Ｔに達するとともに、かかる薄帯を用いたコアの占積率が少なくとも８７．５％に達することが分かる。
　図４に、各々の薄帯を被検体に用いた、薄帯の剥離面の幅方向におけるＲＡｃと、磁場の強さが１Ｏｅ（約８０Ａ／ｍ）であるときのＢ１の関係（依存性）を示す。なお、図４には、適切と考える線形近似曲線を併記している。この結果によれば、ＲＡｃが０．３０μｍのポイントに向かって小さくなるとＢ１が急激に増加し、近似曲線上で数値を読めば、ＲＡｃが０．３７μｍ付近でＢ１が１．５５０Ｔに達し、ＲＡｃが０．３４μｍ付近でＢ１が１．５５５Ｔに達する。また、ＲＡｃが０．３８μｍのとき、Ｂ１が明らかに１．５５０Ｔを超えて１．５５２Ｔとなるポイントを確認することができる。したがって、薄帯が剥離面の幅方向においてＲＡｃが０．３８μｍ以下であると、１．５５０Ｔ以上のＢ１が得られることが分かった。
　図５に、各々の薄帯を被検体に用いた、薄帯の自由面の鋳造方向におけるＲＺｃと、磁場の強さが１Ｏｅ（約８０Ａ／ｍ）であるときのＢ１の関係（依存性）を示す。なお、図４には、適切と考える近似曲線を併記している。この結果によれば、ＲＺｃが２．３μｍのポイントに向かって小さくなるとＢ１が急激に増加し、近似曲線上で数値を読めば、ＲＺｃが４．４５μｍ付近でＢ１が１．５５０Ｔに達し、ＲＺｃが４．１～４．２μｍ付近でＢ１が１．５５５Ｔに達する。また、ＲＺｃが４．３μｍのとき、Ｂ１が明らかに１．５５０Ｔを超えて１．５５３Ｔとなるポイントを確認することができる。したがって、薄帯が自由面の鋳造方向においてＲＺｃが４．３μｍ以下であると、１．５５０Ｔ以上のＢ１が得られることが分かった。

Claims (3)

  1. 　Ｆｅ≧８０ａｔ％、Ｂ≧１２ａｔ％、および前記ＢとＳｉの合計が１７ａｔ％～２０ａｔ％の組成を有し、厚さが２０μｍ～３０μｍで、幅が１００ｍｍ～１０００ｍｍで、剥離面および自由面を有して成るＦｅ基アモルファス合金薄帯であって、
    　前記剥離面の幅方向において、中央部の領域の表面粗さＲａの平均値をＲＡｃとし、エッジ部の領域の表面粗さＲａの平均値をＲＡｅとし、ＲＡｅ／ＲＡｃで求まる表面粗さ比をＲＡｘとするとき、０．９５≦ＲＡｘ≦１．２を満たす、Ｆｅ基アモルファス合金薄帯。
  2. 　前記ＲＡｃが０．１μｍ～０．３８μｍである、請求項１に記載のＦｅ基アモルファス合金薄帯。
  3. 　前記自由面の鋳造方向において、前記中央部と前記エッジ部の間の中間部の領域の表面の最大高さ粗さＲｚの平均値をＲＺｃとするとき、前記ＲＺｃが０．１μｍ～４．３μｍである、請求項１または２に記載のＦｅ基アモルファス合金薄帯。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019138730A1 (ja) * 2018-01-12 2019-07-18 Tdk株式会社 軟磁性合金薄帯および磁性部品
JP2020070469A (ja) * 2018-10-31 2020-05-07 Tdk株式会社 軟磁性合金薄帯および磁性部品

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000328206A (ja) * 1999-03-12 2000-11-28 Hitachi Metals Ltd 軟磁性合金薄帯ならびにそれを用いた磁心、装置およびその製造方法
WO2015022904A1 (ja) * 2013-08-13 2015-02-19 日立金属株式会社 Ｆｅ基アモルファストランス磁心及びその製造方法、並びにトランス

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000328206A (ja) * 1999-03-12 2000-11-28 Hitachi Metals Ltd 軟磁性合金薄帯ならびにそれを用いた磁心、装置およびその製造方法
WO2015022904A1 (ja) * 2013-08-13 2015-02-19 日立金属株式会社 Ｆｅ基アモルファストランス磁心及びその製造方法、並びにトランス

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019138730A1 (ja) * 2018-01-12 2019-07-18 Tdk株式会社 軟磁性合金薄帯および磁性部品
CN111566243A (zh) * 2018-01-12 2020-08-21 Tdk株式会社 软磁性合金薄带及磁性部件
US11427896B2 (en) 2018-01-12 2022-08-30 Tdk Corporation Soft magnetic alloy ribbon and magnetic device
JP2020070469A (ja) * 2018-10-31 2020-05-07 Tdk株式会社 軟磁性合金薄帯および磁性部品

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