WO2018062310A1 - ナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法 - Google Patents
ナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- WO2018062310A1 WO2018062310A1 PCT/JP2017/035030 JP2017035030W WO2018062310A1 WO 2018062310 A1 WO2018062310 A1 WO 2018062310A1 JP 2017035030 W JP2017035030 W JP 2017035030W WO 2018062310 A1 WO2018062310 A1 WO 2018062310A1
- Authority
- WO
- WIPO (PCT)
- Prior art keywords
- temperature
- heat treatment
- magnetic field
- nanocrystalline alloy
- magnetic
- Prior art date
Links
Images
Classifications
-
- 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
- H01F1/15333—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals containing nanocrystallites, e.g. obtained by annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
-
- 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
- H01F1/15308—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Fe/Ni
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F3/00—Cores, Yokes, or armatures
- H01F3/04—Cores, Yokes, or armatures made from strips or ribbons
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
- H01F41/005—Impregnating or encapsulating
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
- H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
- H01F41/0206—Manufacturing of magnetic cores by mechanical means
- H01F41/0213—Manufacturing of magnetic circuits made from strip(s) or ribbon(s)
- H01F41/0226—Manufacturing of magnetic circuits made from strip(s) or ribbon(s) from amorphous ribbons
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
Definitions
- the present application relates to a nanocrystalline alloy core in which a nanocrystalline alloy is wound or laminated, a magnetic core unit, and a method for producing a nanocrystalline alloy core.
- a magnetic core unit in which a conducting wire is wound around a magnetic core for example, there are a common mode choke coil and a current transformer.
- the common mode choke coil is used for a filter or the like that distinguishes noise and signal by conduction mode.
- the current transformer is a current transformer for measurement, and is used in, for example, a current measuring instrument and a leakage breaker. These have the magnetic core of the soft magnetic material used for a closed magnetic circuit.
- Patent Document 1 discloses that a magnetic core made from a ribbon (ribbon) of a nanocrystalline alloy based on Fe or Co is suitable as the magnetic core used for these. Nanocrystalline alloys exhibit a higher saturation magnetic flux density than permalloy and Co-based amorphous alloys, and higher magnetic permeability than Fe-based amorphous alloys.
- a typical composition of the nanocrystalline alloy is disclosed in Patent Document 2, for example.
- a typical example of a method of manufacturing a magnetic core using a nanocrystalline alloy includes a step of rapidly cooling a molten raw material alloy having a desired composition to form an amorphous alloy ribbon, and winding the amorphous alloy ribbon to form a ring. And a step of crystallizing the amorphous alloy ribbon by heat treatment to obtain a magnetic core having a nanocrystalline structure.
- the nanocrystalline alloy magnetic core can greatly change the magnetic properties such as the magnetic permeability ⁇ and the squareness ratio by applying a temperature profile during heat treatment and applying a magnetic field in a specific direction during heat treatment.
- Patent Document 3 discloses a high magnetic permeability with a magnetic permeability ⁇ (50 Hz to 1 kHz) of 70,000 or more and a squareness ratio of 30% or less by changing the direction of magnetic field application to the height direction or radial direction of the magnetic core. The low squareness magnetic core is described.
- Patent Document 3 (0018) describes, as a manufacturing method, primary heat treatment of nanocrystallization while maintaining the surface temperature of the alloy core at the crystallization temperature + 100 ° C. or lower.
- Patent Document 4 discloses a magnetic core for a pulse transformer using a nanocrystalline alloy having a relative initial permeability of 50,000 or more at ⁇ 20 ° C. and 50 ° C.
- a primary heat treatment is performed for crystallization within 500 to 580 ° C. for 2 hours, and then a bcc phase formed by crystallization at 300 ° C. or higher and lower than the crystallization heat treatment.
- the secondary heat treatment is further performed at a temperature lower than the Curie temperature.
- This document also describes that heat treatment in a magnetic field can be used in combination, and in the examples and FIGS. 1 and 2, the profile of heat treatment in a magnetic field in which a magnetic field is applied from the time of holding the temperature in the secondary heat treatment is described. Has been.
- Patent Document 5 describes an example in which primary heat treatment and secondary heat treatment are performed on a nanocrystalline alloy core as in Patent Document 4, and FIGS. 4, 5A, 5B, and 5B of FIG. 6 shows the temperature and magnetic field application profile when the magnetic field is applied from the time when the temperature is maintained, and FIG. 5C shows the temperature and magnetic field application profile when the temperature is lowered without holding the temperature and at the same time the magnetic field is applied. ,Are listed.
- the feature of the invention of Patent Document 5 is that the cooling rate after the primary heat treatment is defined (cooled to 400 ° C. at 20 ° C./min or more).
- Nanocrystalline alloy cores are required to further improve the characteristics of high permeability / impedance ratio permeability at 1 MHz or less and small temperature fluctuations of permeability.
- the present disclosure provides a nanocrystalline alloy magnetic core, a magnetic core unit, and a method for manufacturing a nanocrystalline alloy magnetic core that can further enhance at least one of these two characteristics.
- a first nanocrystalline alloy magnetic core manufacturing method of the present disclosure is a method for manufacturing a nanocrystalline alloy magnetic core, wherein the magnetic core of a wound or laminated amorphous alloy ribbon is nanocrystallized by heat treatment,
- the holding time in the temperature range is 1 minute or more. May be.
- the magnetic field may be applied at a magnetic field strength of 60 kA / m or more.
- the holding temperature of the secondary heat treatment may be 200 ° C. or higher and 500 ° C. or lower.
- the holding temperature of the primary heat treatment may be 550 ° C. or higher and 600 ° C. or lower.
- the amorphous alloy ribbon may have a thickness of 7 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less.
- the amorphous alloy ribbon the general formula: (Fe 1-a M a ) 100-xyz- ⁇ - ⁇ - ⁇ Cu x Si y B z M ' ⁇ M " ⁇ X ⁇ ( atomic%) (wherein, M is Co And / or Ni, M ′ is at least one element selected from the group consisting of Nb, Mo, Ta, Ti, Zr, Hf, V, Cr, Mn, and W, and M ′′ is Al, a platinum group element.
- the seed elements a, x, y, z, ⁇ , ⁇ and ⁇ are 0 ⁇ a ⁇ 0.5, 0.1 ⁇ x ⁇ 3, 0 ⁇ y ⁇ 30, 0 ⁇ z ⁇ 25, 5 ⁇ y + z, respectively. ⁇ 30, 0 ⁇ ⁇ ⁇ 20, 0 ⁇ ⁇ ⁇ 20 and 0 ⁇ ⁇ ⁇ 20).
- the temperature may be lowered while applying a magnetic field in a direction perpendicular to the magnetic path.
- the holding time in the temperature range is set to 1 minute or more, and then the temperature range is held.
- the magnetic field may be applied in a direction perpendicular to the magnetic path.
- a magnetic field is applied in a direction perpendicular to the magnetic path from the time when the temperature lowering is started after being held at a constant temperature of 200 ° C. or higher and lower than the crystallization start temperature in the non-magnetic field.
- the temperature may be lowered while applying.
- the volume of the magnetic core may be 3000 mm 3 or more.
- the heating rate in the primary heat treatment step may be less than 1.0 ° C./min.
- the maximum temperature may be more than 550 ° C. and not more than 585 ° C.
- the maximum temperature when applying a magnetic field may be 200 ° C. or higher and lower than 400 ° C.
- a magnetic field may be applied while lowering the temperature at an average rate of 4 ° C./min or less.
- an amorphous magnetic core material made of an amorphous alloy ribbon capable of nanocrystallization is raised from a temperature lower than the crystallization start temperature to a temperature higher than the crystallization start temperature in a non-magnetic field.
- a method of manufacturing a nanocrystalline alloy magnetic core comprising: a primary heat treatment step for heating and nanocrystallization; and a secondary heat treatment step for applying a magnetic field in a direction perpendicular to the magnetic path at a temperature lower than a crystallization start temperature.
- the temperature increase rate in the process of the said primary heat processing is less than 1.0 degree-C / min.
- an amorphous magnetic core material made of an amorphous alloy ribbon capable of nanocrystallization is raised from a temperature lower than the crystallization start temperature to a temperature higher than the crystallization start temperature in a non-magnetic field.
- a method of manufacturing a nanocrystalline alloy magnetic core comprising: a primary heat treatment step for heating and nanocrystallization; and a secondary heat treatment step for applying a magnetic field in a direction perpendicular to the magnetic path at a temperature lower than a crystallization start temperature.
- the maximum temperature is more than 550 ° C. and not more than 585 ° C.
- an amorphous magnetic core material made of an amorphous alloy ribbon capable of nanocrystallization is raised from a temperature lower than the crystallization start temperature to a temperature higher than the crystallization start temperature in a non-magnetic field.
- a method of manufacturing a nanocrystalline alloy magnetic core comprising: a primary heat treatment step for heating and nanocrystallization; and a secondary heat treatment step for applying a magnetic field in a direction perpendicular to the magnetic path at a temperature lower than a crystallization start temperature. And in the process of the said secondary heat processing, the maximum temperature at the time of applying a magnetic field is 200 degreeC or more and less than 400 degreeC.
- an amorphous magnetic core material made of an amorphous alloy ribbon capable of nanocrystallization is raised from a temperature lower than the crystallization start temperature to a temperature higher than the crystallization start temperature in a magnetic field.
- a method of manufacturing a nanocrystalline alloy magnetic core comprising: a primary heat treatment step for heating and nanocrystallization; and a secondary heat treatment step for applying a magnetic field in a direction perpendicular to the magnetic path at a temperature lower than a crystallization start temperature.
- a magnetic field is applied while the temperature is lowered at an average rate of 4 ° C./min or less.
- the temperature increase rate in the primary heat treatment step may be less than 1.0 ° C./min.
- the maximum temperature in the primary heat treatment step may be more than 550 ° C. and 585 ° C. or less.
- the maximum temperature when a magnetic field is applied may be 200 ° C. or higher and lower than 400 ° C.
- a magnetic field may be applied while the temperature is lowered at an average rate of 4 ° C./min or less during the secondary heat treatment step.
- the step of the secondary heat treatment may include a step of lowering the temperature to at least 100 ° C. while applying the magnetic field.
- the magnetic field may be applied at a magnetic field strength of 50 kA / m or more.
- the thickness of the amorphous alloy ribbon may be 7 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less.
- the magnetic permeability ⁇ (1 kHz) measured at room temperature is 70,000 or more, the squareness ratio Br / Bm is 50% or less, and the coercive force is 1.0 A / m or less.
- nanocrystalline alloy magnetic core of the present disclosure includes a wound or laminated nanocrystalline alloy ribbon, the nanocrystalline alloy ribbon is made of an Fe-based material, and has an impedance relative permeability ⁇ rz of 48, 000 or more.
- the impedance relative permeability ⁇ rz may be 90,000 or more at a frequency of 10 kHz, 48,000 or more at a frequency of 100 kHz, 8,500 or more at a frequency of 1 MHz.
- the thickness of the nanocrystalline alloy ribbon may be not less than 7 ⁇ m and not more than 15 ⁇ m.
- the nanocrystalline alloy magnetic core may be impregnated with resin.
- the nanocrystalline alloy magnetic core may be for a common mode choke coil.
- a magnetic core unit includes any one of the above-described nanocrystalline alloy magnetic cores and a conductive wire wound around the nanocrystalline alloy magnetic core.
- the manufacturing method of the nanocrystalline alloy core, the magnetic core unit, and the nanocrystalline alloy core of the present disclosure it is possible to reduce the temperature fluctuation of the permeability and / or increase the permeability / impedance ratio permeability at 1 MHz or less. Is possible.
- FIG. 4 is a graph showing an example of temperature and magnetic field strength profiles of primary heat treatment and secondary heat treatment in Example 1.
- 3 is a diagram showing a BH curve of the nanocrystalline alloy magnetic core of Example 1.
- FIG. 6 is a view showing a BH curve of a nanocrystalline alloy magnetic core of Comparative Example 1.
- FIG. It is a figure which shows the outline
- FIG. 10 is a partially enlarged view of FIG. 9. It is a graph which shows the example of the temperature of the primary heat processing and secondary heat processing in Example 3-1, and the profile of magnetic field strength.
- FIG. 3 is a view showing a BH curve of a nanocrystalline alloy magnetic core obtained in Examples 3-1 and 3-2. It is a graph which shows the example of the temperature of the primary heat processing and secondary heat processing in Example 3-2, and the profile of magnetic field strength.
- FIG. 6 is a view showing a BH curve of a nanocrystalline alloy magnetic core obtained in Example 4.
- 6 is a diagram showing impedance relative permeability ⁇ rz in the nanocrystalline alloy core of Example 4.
- FIG. 6 is a graph showing initial permeability frequency characteristics (real part ⁇ ′ of complex relative permeability) in the nanocrystalline alloy core of Example 4.
- FIG. 6 is a graph showing initial permeability frequency characteristics (imaginary part ⁇ ′′ of complex relative permeability) in the nanocrystalline alloy core of Example 4.
- FIG. FIG. 10 is a diagram showing BH curves before and after resin impregnation in the nanocrystalline alloy core of Example 5.
- FIG. 10 is a graph showing initial permeability frequency characteristics (real part ⁇ ′ of complex relative permeability) before and after resin impregnation in the nanocrystalline alloy magnetic core of Example 5.
- 6 is a graph showing initial permeability frequency characteristics (imaginary part ⁇ ′′ of complex relative permeability) before and after resin impregnation in a nanocrystalline alloy magnetic core of Example 5.
- FIG. It is a figure which shows the relationship between the frequency and impedance relative permeability (micro
- the heat treatment profile during the production of the nanocrystalline alloy core was examined in detail.
- the uniformity of the temperature distribution inside the magnetic core in the case of performing the heat treatment while applying the magnetic field is related.
- temperature control in the nanocrystallization process of the amorphous alloy is important.
- the present inventor has conceived a method for producing a nanocrystalline alloy core capable of reducing the temperature fluctuation of the magnetic permeability and / or obtaining a high magnetic permeability / high impedance ratio magnetic permeability. .
- the present embodiment relates to a nanocrystalline alloy magnetic core, a magnetic core unit, and a method for manufacturing a nanocrystalline alloy magnetic core that have a small temperature change in permeability.
- a manufacturing method in which the coercive force Hc is stably reduced when a nanocrystalline alloy core having a high magnetic permeability and a low squareness ratio is obtained.
- nanocrystalline alloy cores used in current transformers and common mode choke coils are required to have high permeability and low squareness magnetic cores with high permeability ⁇ and low squareness ratio.
- the nanocrystalline alloy magnetic core may be required to have a small change in permeability with respect to a change in temperature in order to cope with a change in the environment of the apparatus such as the operating temperature.
- the present inventors manufactured a magnetic core with a high permeability and a low squareness ratio with a permeability ⁇ (1 kHz) of 70,000 or more and a squareness ratio of 50% or less.
- a number of studies were conducted to obtain the characteristic that the temperature change rate at 25 ° C. and 100 ° C. was 15% or less.
- the temperature change rate of the magnetic permeability ⁇ (1 kHz) correlates with the coercive force Hc, and the coercive force is reduced in order to reduce the temperature change rate of the magnetic permeability ⁇ (1 kHz). I found it necessary to make it smaller.
- Patent Document 3 obtains an alloy magnetic core having the same characteristics, ie, magnetic permeability ⁇ (1 kHz) of 70,000 or more and a squareness ratio of 30% or less. As described above, there is a suggestion that an increase in coercive force can be suppressed by performing the primary heat treatment of nanocrystallization while keeping the surface temperature of the alloy core at the crystallization start temperature + 100 ° C. or lower.
- the magnetic field heat treatment method disclosed in Patent Document 3 basically applies a magnetic field during the primary heat treatment of nanocrystallization.
- the inventors used a manufacturing method in which the magnetic field application timing is not the primary heat treatment for nanocrystallization but the subsequent secondary heat treatment, as in Patent Document 4 and Patent Document 5. However, it was still difficult to reduce the coercive force.
- a method of manufacturing a nanocrystalline alloy core according to a first embodiment of the present disclosure is a method of manufacturing a nanocrystalline alloy core, in which a magnetic core of a wound or laminated amorphous alloy ribbon is nanocrystallized by heat treatment, A primary heat treatment step of performing a primary heat treatment for raising the temperature from a temperature lower than the crystallization start temperature to a temperature equal to or higher than the crystallization start temperature in a magnetic field, and a secondary heat treatment step performed thereafter, A secondary temperature holding step of holding at a constant temperature of 200 ° C. or higher and less than the crystallization start temperature in a magnetic field, and then a secondary temperature lowering step of lowering the temperature while applying a magnetic field in a direction perpendicular to the magnetic path Have.
- “holding at a constant temperature” in the secondary temperature holding step of the present application means that the temperature of the heat treatment furnace can be set at a constant temperature, and the heat treatment furnace is temperature controlled according to the setting. The state that has been done.
- the temperature control means may control the temperature of the inner wall of the heat treatment furnace or the temperature of the magnetic core of the object to be heat treated. Known temperature control means can be used.
- a nanocrystalline alloy core having a small coercive force can be obtained.
- the obtained nanocrystalline alloy magnetic core is, for example, a nanocrystalline alloy ribbon wound or laminated, and has a magnetic permeability ⁇ (1 kHz) of 70,000 or more and a squareness ratio Br / Bm of 50% or less.
- a magnetic core having a coercive force 1.0 A / m or less.
- a BH curve hysteresis loop
- the coercive force can be further reduced by holding the magnetic field at a constant temperature of 200 ° C. or higher and lower than the crystallization start temperature after applying a magnetic field. Specifically, a magnetic core having a coercive force of 0.9 A / m or less is obtained.
- the impedance relative permeability ⁇ rz can be increased by lowering the temperature without holding at a constant temperature.
- the impedance relative permeability ⁇ rz is high, characteristics preferable as a core for a common mode choke coil can be obtained.
- holding at a constant temperature for example, holding at a temperature gradient of about ⁇ 0.2 ° C./min is an equivalent range. Details will be described later.
- the reason why the coercive force is reduced by the above manufacturing method is that magnetic anisotropy is once given in a direction perpendicular to the magnetic path and a magnetic domain is formed. That is, the magnetization process of the magnetic material includes a rotation component of the magnetic moment and a domain wall motion component. Since the rotational component of the magnetic moment is oriented in a direction with magnetic anisotropy when the external magnetic field is removed, it does not ideally have residual magnetization or coercive force. On the other hand, the domain wall motion component has finite residual magnetization and coercive force even if external magnetization is removed because domain wall motion is pinned by defects inside the magnetic material, impurity layers, surface roughness, and the like.
- the rotation process of the magnetic moment in each magnetic domain is dominant in the magnetization process when an operating magnetic field is applied to the magnetic path, and the ratio of the domain wall motion component is relatively large. Get smaller.
- the coercive force is reduced.
- the magnetic properties that differ in each part of the magnetic core, resulting in a decrease in the linearity of the BH curve and an increase in the coercive force are solved. It is estimated that
- the crystallization start temperature is detected as an exothermic reaction due to the start of nanocrystallization when the measurement conditions of a differential scanning calorimeter (DSC) are performed at a heating rate of 10 ° C./min. Temperature.
- DSC differential scanning calorimeter
- the primary heat treatment includes a process of raising the temperature from a temperature lower than the crystallization start temperature to the crystallization start temperature or higher.
- the temperature to be raised can be set in a range from 510 ° C. to 600 ° C.
- magnetostriction increases. If the heat treatment temperature is 550 ° C. or higher, the magnetostriction can be further reduced. Specifically, the magnetostriction can be 3 ppm or less, further 2 ppm or less, and further 1 ppm or less.
- heat treatment is performed at a temperature of 550 ° C. or more and 600 ° C.
- the coercive force is likely to increase.
- a heat treatment method in a magnetic field that can reduce the coercive force is applied. Both magnetic forces can be reduced. Thereby, even if it impregnates with a resin, it can be set as a nanocrystal alloy magnetic core with a small characteristic change.
- the retention time at the maximum temperature is 0 minutes (no retention time), but preferably 5 minutes or more Set within the range of 24 hours or less. If the holding time is 5 minutes or more, the entire alloy constituting the core is easily brought to a uniform temperature, so that the magnetic properties are easily made uniform. On the other hand, if the holding time is longer than 24 hours, not only the productivity is deteriorated, but also the magnetic characteristics are likely to be deteriorated due to excessive growth of crystal grains or generation of crystal grains having a non-uniform shape.
- the temperature is raised from a temperature lower than the crystallization start temperature to a temperature higher than that, but the temperature rise rate at the crystallization start temperature is a moderate temperature rise rate of 0.2 to 1.2 ° C./min.
- the temperature rise rate at the crystallization start temperature is a moderate temperature rise rate of 0.2 to 1.2 ° C./min.
- the temperature may be raised relatively rapidly, for example, at a rate of temperature increase of 3 to 5 ° C./min up to 20 ° C. lower than the crystallization start temperature.
- the magnetic core can be taken out into the atmosphere when the temperature is usually 100 ° C. or lower.
- the rate of temperature increase at the crystallization start temperature is an average temperature increase rate between a temperature 5 ° C. lower and a temperature higher by 5 ° C., that is, an average temperature increase rate at the time of temperature increase in the primary heat treatment step. Shall be pointed to.
- the temperature maintained in the non-magnetic field of the secondary temperature holding step is a temperature of 200 ° C. or higher and lower than the crystallization start temperature, but is preferably 200 ° C. or higher and 500 ° C. or lower. Since the magnetic permeability decreases as the holding temperature increases, the magnetic permeability can be controlled by changing the holding temperature of the secondary heat treatment. However, if the temperature is lower than 200 ° C., the effect of changing the magnetic permeability may not be sufficiently obtained. On the other hand, if the temperature exceeds 500 ° C., crystal grain growth in the nanocrystalline phase is promoted, so that the coercive force may increase. That is, it is easy to obtain a magnetic characteristic having a coercive force of 1.0 A / m by applying a magnetic field in a range of 200 ° C. or more and 500 ° C. or less.
- the time for holding at a constant temperature of 200 ° C. or higher and lower than the crystallization start temperature in the non-magnetic field is preferably 1 minute or longer.
- the time for holding at a constant temperature may be referred to as the actual holding time.
- actual holding time refers to the time from when the temperature of the magnetic core reaches the holding set temperature until the application of the magnetic field is started. More specifically, it means the time from when the temperature of the magnetic core reaches a temperature range of ⁇ 5 ° C. with respect to the set temperature of the magnetic core at which the application of the magnetic field is started until the application of the magnetic field is started.
- the plotted temperature is a set temperature profile controlled by the temperature control means, and the actual temperature of the magnetic core may be different from the control temperature. Particularly in the cooling process, the cooling rate of the magnetic core tends to be slower than the cooling rate set in the heat treatment furnace.
- the inventors of the present invention in addition to maintaining the temperature in the control of the temperature control means, It has been found that it is preferable to apply the “time from the start of application of a magnetic field to the start of application of a magnetic field” within a range of ⁇ 5 ° C. with respect to the set temperature of 1).
- the measuring method of the temperature of the magnetic core at the time of measuring real holding time measured temperature in the state which contacted the thermocouple directly to the magnetic core.
- the manufacturing method of the present embodiment when determining the temperature profile of the heat treatment in the heat treatment furnace, if conditions for ensuring a sufficient actual holding time are determined, it is not necessary to actually measure and manufacture the temperature of the magnetic core. Also good.
- the coercive force Hc can be sufficiently reduced by setting the actual holding time to 1 minute or longer.
- the actual holding time is more preferably 5 minutes or longer, and further preferably 10 minutes or longer.
- there is no particular upper limit on the actual holding time but if it is 10 hours or less, the time required for the heat treatment can be shortened, so that an increase in mass production cost can be suppressed.
- the magnetic core is held at a constant temperature of 200 ° C. or more and less than the crystallization start temperature in a non-magnetic field, and the temperature of the magnetic core is constant After reaching the holding temperature, it is preferable to hold at this temperature while applying a magnetic field in a direction perpendicular to the magnetic path, and then perform a secondary cooling step. It is considered that the coercive force is reduced because the BH curve is inclined as the time for applying the magnetic field becomes longer.
- the temperature of the magnetic core is kept within a range of ⁇ 5 ° C. with respect to the temperature lowering start temperature, and then held in that temperature range. It is preferable to set the time to 1 minute or longer and then apply the magnetic field in a direction perpendicular to the magnetic path while maintaining the temperature range.
- the holding time is preferably 5 minutes or longer, more preferably 10 minutes or longer.
- the temperature is decreased after being held at a constant temperature of 200 ° C. or more and less than the crystallization start temperature in a non-magnetic field. It is preferable to lower the temperature while applying a magnetic field in a direction perpendicular to the magnetic path from the start time.
- the cooling rate of a magnetic core tends to become slower than the cooling rate set in a heat treatment furnace, so that the nanocrystal alloy magnetic core to be used is large.
- the effect of reducing the coercive force by the production method of the present disclosure is more easily obtained when the volume of the nanocrystalline alloy magnetic core is larger than that of less than 3000 mm 3 . If the volume is 5000 mm 3 or more, the effect of reducing the coercive force is easily obtained.
- the volume is an effective volume obtained by multiplying the volume calculated from the outer shape of the magnetic core by the space factor, and can also be obtained by the product of the effective magnetic path length and the effective cross-sectional area.
- the magnetic field applied in the cooling process of the secondary heat treatment is preferably applied at a magnetic field strength of 60 kA / m or more. Since the squareness ratio Br / Bm can be reduced, the coercive force Hc can be further reduced. Specifically, the coercive force Hc can be set to 1.0 A / m or less. Further, it is easy to impart induced magnetic anisotropy under actual working conditions. A more preferable range of the magnetic field strength is 100 kA / m or more.
- the upper limit of the magnetic field strength is not particularly limited, but even if it exceeds 400 kA / m, induced magnetic anisotropy is not further imparted, and therefore it is preferably 400 kA / m or less.
- the time for applying the magnetic field is not particularly limited as long as it is within the above temperature range, but about 1 to 180 minutes is practical.
- the lower limit temperature at which the magnetic field is continuously applied is more preferably up to 150 ° C.
- the direction of the applied magnetic field is a direction perpendicular to the magnetic path direction.
- a magnetic field is applied in the height direction of the magnetic core.
- the magnetic field may be applied by any of a direct magnetic field, an alternating magnetic field, or a pulse magnetic field.
- the primary heat treatment and the secondary heat treatment are preferably performed in a non-reactive atmosphere gas.
- heat treatment is performed in nitrogen gas, sufficient magnetic permeability can be obtained, and nitrogen gas can be handled as a substantially non-reactive gas.
- An inert gas can also be used as the non-reactive gas.
- the heat treatment may be performed in a vacuum.
- the primary heat treatment is preferably performed in an atmosphere having an oxygen concentration of 10 ppm or less. The coercive force can be further reduced.
- the nanocrystalline alloy core according to the first embodiment of the present disclosure has excellent impedance characteristics with an impedance relative permeability ⁇ rz of 48,000 or more at 100 kHz. Further, a high impedance relative permeability ⁇ rz can be obtained in a wide frequency range of 90,000 or more at 10 kHz and 8,500 or more at 1 MHz. Furthermore, a high impedance relative permeability ⁇ rz can be obtained in a wide frequency range of 100,000 or more at 10 kHz and 10,000 at 1 MHz. Furthermore, a high impedance relative permeability ⁇ rz can be obtained in a wide frequency range of 105,000 or more at 10 kHz, 50,000 or more at 100 kHz, and 10,500 at 1 MHz.
- the reason why the impedance relative permeability ⁇ rz of the nanocrystalline alloy core of the present disclosure is large is that if the coercive force is small, the domain wall motion component in the magnetization process is small, so that the local abnormal eddy current loss due to the domain wall motion can be reduced. As a result, an increase in core loss can be suppressed, and it is assumed that high-frequency characteristics can be improved.
- the magnetic core having a high impedance relative permeability ⁇ rz is useful as a nanocrystalline alloy core for a common mode choke coil.
- a frequency band used as a common mode choke there is a demand for an application that can correspond to a low frequency to a high frequency, specifically, an application that can correspond to a 10 kHz band to a 1 MHz band.
- impedance relative permeability ⁇ rz As a characteristic index as a common mode choke, impedance relative permeability ⁇ rz is often used.
- the impedance relative permeability ⁇ rz is described in, for example, JIS standard C2531 (revised in 1999).
- the impedance relative permeability ⁇ rz can be considered as being equal to the absolute value of the complex relative permeability ( ⁇ ′ ⁇ i ⁇ ′′), as shown in the following formula (1) (for example, “Point of Magnetic Material Selection” "Published November 10, 1989, Editor: Keizo Ota).
- ⁇ rz ( ⁇ ′ 2 + ⁇ ” 2 ) 1/2 (1)
- the real part ⁇ ′ of the complex relative permeability in the above formula (1) represents a magnetic flux density component with no phase delay with respect to the magnetic field, and generally corresponds to the magnitude of the impedance relative permeability ⁇ rz in the low frequency range.
- the imaginary part ⁇ ′′ represents a magnetic flux density component including a phase delay with respect to the magnetic field, and corresponds to a loss of magnetic energy. If the impedance relative permeability ⁇ rz is a high value in a wide frequency band, it is excellent in the ability to absorb and remove common mode noise.
- the nanocrystalline alloy core of the present disclosure can be impregnated with a resin. Since the nanocrystalline alloy magnetic core becomes brittle during heat treatment for nanocrystallization, the magnetic core may be impregnated with a resin in order to improve mechanical properties. At this time, since the nanocrystalline alloy ribbon is distorted when impregnated with a resin, there is a problem in the design of characteristics that the impedance of the wound magnetic core changes and does not meet customer requirements. In particular, common mode choke coils tend to emphasize impedance characteristics.
- the nanocrystalline alloy magnetic core of the present disclosure can minimize changes in impedance characteristics even when impregnated with resin. Similarly, the change in the BH curve can be minimized.
- an epoxy resin or an acrylic resin can be used as appropriate. Further, the capacity of the resin solvent used when impregnating these resins is generally used at about 5 wt% to 40 wt% with respect to the weight of the resin.
- the nanocrystalline alloy magnetic core according to the first embodiment of the present disclosure can be used as a magnetic core unit for a common mode choke coil or a current transformer, for example, by winding or penetrating a conducting wire. It is particularly useful for common mode choke coils.
- amorphous alloy examples include, for example, the general formula: (Fe 1-a M a ) 100-xyz- ⁇ - ⁇ - ⁇ Cu x Si y B z M ′ ⁇ M ” ⁇ X ⁇ (atom %) (Where M is Co and / or Ni, and M ′ is at least one element selected from the group consisting of Nb, Mo, Ta, Ti, Zr, Hf, V, Cr, Mn and W, M ′′ is at least one element selected from the group consisting of Al, platinum group elements, Sc, rare earth elements, Zn, Sn, and Re, and X is C, Ge, P, Ga, Sb, In, Be, and As.
- At least one element selected from the group consisting of a, x, y, z, ⁇ , ⁇ and ⁇ is 0 ⁇ a ⁇ 0.5, 0.1 ⁇ x ⁇ 3, 0 ⁇ y ⁇ 30, 0, respectively.
- wear
- a, x, y, z, ⁇ , ⁇ , and ⁇ are 0 ⁇ a ⁇ 0.1, 0.7 ⁇ x ⁇ 1.3, 12 ⁇ y ⁇ 17, and 5 ⁇ , respectively. This is a range satisfying z ⁇ 10, 1.5 ⁇ ⁇ ⁇ 5, 0 ⁇ ⁇ ⁇ 1 and 0 ⁇ ⁇ ⁇ 1.
- An elongated amorphous alloy ribbon can be obtained by melting an alloy having the above composition to a melting point or higher and rapidly solidifying it by a single roll method.
- a nanocrystalline ribbon By performing the primary heat treatment on the amorphous alloy ribbon, a nanocrystalline ribbon can be obtained.
- the nanocrystallized alloy at least 50% by volume or more, preferably 80% by volume or more is occupied by fine crystal grains having an average grain size measured by the maximum dimension of 100 nm or less. Further, portions of the alloy other than fine crystal grains are mainly amorphous. The proportion of fine crystal grains may be substantially 100% by volume.
- the ratio of the fine crystal grains is determined by drawing an arbitrary straight line of length Lt on the TEM photograph of each sample, obtaining the total length Lc of the portions where each straight line intersects the fine crystal grains, and calculating the crystal grains along each straight line.
- a ribbon having a thickness of 7 ⁇ m or more and 30 ⁇ m or less is preferable to use as the amorphous alloy ribbon used in the method of manufacturing a nanocrystalline alloy magnetic core of the present disclosure. If the thickness is less than 7 ⁇ m, the mechanical strength of the ribbon is insufficient and the ribbon is easily broken during handling. When it exceeds 30 ⁇ m, it is difficult to stably obtain an amorphous state. In addition, when the amorphous alloy ribbon is nanocrystallized and used as a core for high frequency applications, an eddy current is generated in the ribbon, and the loss due to the eddy current increases as the ribbon becomes thicker.
- the more preferable thickness of the amorphous alloy ribbon is 7 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less. If thickness is 15 micrometers or less, generation
- the width of the amorphous alloy ribbon obtained by roll cooling is preferably 10 mm or more from the practical shape of the core. Since a cost can be reduced by slitting (cutting) a wide alloy ribbon, a wide width is preferable, but a width of 250 mm or less is preferable for stable production of the alloy ribbon. In order to manufacture more stably, 70 mm width or less is more preferable.
- a ribbon-like amorphous alloy serving as a soft magnetic material layer is formed from a molten alloy having the above composition by a known liquid quenching method (super quenching method) such as a single roll method or a twin roll method.
- the peripheral speed of the cooling roll can be set to about 15 to 50 m / second, for example.
- the cooling roll can be formed of pure copper having good heat conduction or a copper alloy such as Cu—Be, Cu—Cr, Cu—Zr, or Cu—Zr—Cr.
- the chill roll can be water cooled.
- the thickness t of the amorphous alloy ribbon is a value obtained by a weight conversion method. For example, the weight M of a sample of 2 m (longitudinal direction) ⁇ 50 mm (width direction) is measured from a long amorphous alloy ribbon, and the density d [kg / m 3 ] is a dry density measurement by a constant volume expansion method.
- the thickness t [m] M / ((2 ⁇ 50 ⁇ 3 ) ⁇ d) can be calculated by obtaining (for example, measurement with Accupic II 1340 series manufactured by Shimadzu Corporation).
- the obtained amorphous alloy ribbon is slit processed as necessary, and can be used as a ribbon having a desired width.
- a structure having a ring shape can be produced by winding or laminating an amorphous alloy ribbon.
- the ring-shaped structure (core material) thus manufactured has a structure in which a plurality of amorphous alloy layers are stacked. There may be slight gaps or other materials between each amorphous alloy layer.
- the volume factor of the amorphous alloy layer in the core material is, for example, about 70% to 90%.
- permeability in this application is synonymous with “relative permeability”.
- the impedance permeability is expressed as ⁇ rz.
- the impedance permeability was measured with an impedance / gain phase analyzer (model number 4194A) manufactured by Keysight. An insulation coated conductor was passed through the center of the wound core and connected to an input / output terminal for measurement.
- a core material formed by winding an amorphous alloy ribbon is used.
- the present disclosure is not limited to such an example.
- This Fe-based amorphous alloy ribbon was slit (cut) to a width of 6 mm, and then wound to an outer diameter of 21.0 mm and an inner diameter of 11.8 mm to produce a wound magnetic core (height 6 mm).
- the volume of the magnetic core is 1421 mm 3 .
- DSC differential scanning calorimeter
- the primary heat treatment and the secondary heat treatment were performed on the fabricated core with the temperature and magnetic field application profiles shown in FIG.
- the temperature shown here is the temperature of the atmosphere in the heat treatment furnace controlled by the temperature controller (Kino 1000 KP1000C).
- the temperature to be controlled is the temperature of the outer peripheral portion in the furnace.
- the temperature is raised from room temperature to 450 ° C. in 90 minutes (temperature increase rate: 4.8 ° C./min), held for 30 minutes, and then heated to 580 ° C. over 240 minutes (temperature increase rate: 0.8%). 5 ° C./min). Thereafter, after holding at 580 ° C. for 60 minutes, the temperature was lowered to 400 ° C. over 130 minutes (temperature reduction rate: 1.4 ° C./min).
- the heat treatment furnace was set to hold at 400 ° C. for 90 minutes.
- the “actual holding time” defined in the present application (in this example, the time from the start of applying the magnetic field (starting the temperature decrease) from 405 ° C.) was 60 minutes.
- the process so far including the process of the primary heat treatment was performed in the absence of a magnetic field.
- the temperature was lowered to 150 ° C. over 150 minutes while applying a magnetic field of 159.5 kA / m.
- the magnetic field was applied in the width direction of the alloy ribbon, that is, the height direction of the core. After that, it was allowed to cool in a magnetic field.
- the heat treatment in a magnetic field was performed in an atmosphere having an oxygen concentration of 10 ppm or less (2 ppm).
- This nanocrystalline alloy magnetic core had a permeability ⁇ (1 kHz) of 100,000 and a squareness ratio Br / Bm of 12.7%. Magnetostriction was 1 ppm or less.
- FIG. 3 is a diagram showing a BH curve of the nanocrystalline alloy magnetic core obtained by this embodiment.
- FIG. 4 is a diagram showing a BH curve of a comparative nanocrystalline alloy magnetic core.
- the nanocrystalline alloy core used was manufactured with the same temperature and magnetic field application profile as in FIG. 2 except that no period for maintaining the temperature was set as the setting of the heat treatment furnace in the secondary heat treatment. That is, it was manufactured in the same manner as the nanocrystalline alloy magnetic core of Example 1 except that it was not held at a constant temperature of 200 ° C. or higher and lower than the crystallization start temperature. It can be seen that this nanocrystalline alloy core has a BH curve extending left and right and a coercive force of 2.19 A / m, which is larger than the nanocrystalline alloy core of Example 1.
- Example 2-1 to 2-3 The relationship between the actual holding time and the coercive force was examined in yet another embodiment.
- the Fe-based amorphous alloy ribbon was slit (cut) to a width of 20 mm, and then wound to an outer diameter of 22 mm and an inner diameter of 14 mm to produce a wound magnetic core (height 20 mm).
- the volume of the magnetic core is 4522 mm 3 .
- DSC differential scanning calorimeter
- the magnetic field heat treatment furnace 10 has a configuration in which the wound magnetic cores 6 are arranged side by side in a container 3 having a heater 4.
- a solenoid coil 5 is installed outside the container 3.
- the wound magnetic cores are arranged in a coaxial manner through the nonmagnetic holder 2 (SUS304) in the holes on the inner diameter side.
- the solenoid coil 5 can apply a magnetic field in the direction perpendicular to the magnetic path of the wound core (the height direction of the wound core).
- the same nonmagnetic spacer 1 is disposed every time ten wound cores are disposed continuously.
- a thermocouple was sandwiched between the fifth and sixth magnetic cores from the end, and the temperatures of the magnetic cores on both sides were measured.
- the temperature is raised to 470 ° C. in 100 minutes (temperature increase rate 4.5 ° C./min), held for 30 minutes, and then heated to 560 ° C. over 100 minutes (temperature increase rate 0.9 ° C.). / Min). Thereafter, the temperature was maintained at 560 ° C. for 30 minutes, and then the temperature was lowered to 350 ° C. over 40 minutes (temperature decrease rate 4.7 ° C./min).
- secondary heat treatment was performed. First, it was set to hold at 350 ° C. for 140 minutes. The process so far including the process of the primary heat treatment was performed in the absence of a magnetic field. Thereafter, the temperature was lowered to 100 ° C. over 90 minutes while applying a magnetic field of 53.1 kA / m. The magnetic field was applied in the width direction of the alloy ribbon, that is, the height direction of the core.
- the temperature indicated by the solid line is the temperature of the magnetic core of Example 2-1.
- FIG. 7 is an enlarged view of the heat treatment time in the range from 400 ° C. to 500 ° C. in FIG.
- the temperature at which the temperature starts to drop while applying the magnetic field is from 350 ° C., but 25 minutes before that, it becomes 355 ° C., which is 5 ° C. higher by 350 ° C. That is, the actual holding time specified in the present disclosure is 25 minutes.
- the wound magnetic core thus obtained has a relatively small coercive force of 1.29 A / m, as shown by the solid line in FIG.
- a nanocrystalline alloy magnetic core was manufactured in the same manner as in Example 2-1, except that the installation location of the magnetic core in the furnace was changed. 6 and 7, the temperature indicated by the one-dot broken line is the temperature of the magnetic core of the present embodiment (Example 2-2). A magnetic field is applied from 355 ° C. and the temperature lowering starts, but 7.7 minutes before that, the temperature is increased from 355 ° C. to 5 ° C. to 360 ° C. That is, the actual retention time specified in the present disclosure is 7.7 minutes. Further, as shown by the broken line in FIG. 8, the coercive force of this wound core was 2.19 A / m. A nanocrystalline alloy magnetic core was produced in the same manner as in Example 2-1, except that the actual holding time was increased. In FIG. 9, the temperature indicated by the two-dot broken line is the temperature of the magnetic core of the present embodiment (Example 2-3).
- FIG. 10 is a diagram showing the temperature of the magnetic core when the heat treatment time is in the range of 400 ° C. to 500 ° C.
- the temperature at which the application of the magnetic field starts is from 350 ° C., but 45 minutes before that, the temperature is increased from 350 ° C. to 5 ° C. to 355 ° C. That is, the actual holding time specified in the present disclosure is 45 minutes.
- the obtained wound core almost overlapped with the BH curve of the nanocrystalline alloy core shown in FIG.
- the coercive force of the nanocrystalline alloy core is a relatively small value of 1.17 A / m. Comparing the nanocrystalline alloy cores with an actual holding time of 7.7 minutes, 25 minutes, and 45 minutes, the longer the actual holding time, the smaller the coercive force.
- the coercive force is not less than 1 A / m.
- the actual holding time is longer.
- the coercive force tends to decrease.
- the nano-crystal alloy cores with an actual holding time of 25 minutes and 45 minutes have the same coercive force and the BH curve is almost the same as shown in FIG. It can be seen that the effect of sufficiently reducing the coercive force can be obtained by setting the actual holding time to 10 minutes or more even if the strength of the steel is less than 60 kA / m.
- Example 3 The relationship between the actual holding time and the coercive force was examined with a nanocrystalline alloy core manufactured under the condition that the strength of the applied magnetic field was 60 kA / m or more. Atomic%, Cu: 1%, Nb: 3%, Si: 15.5%, B: 6.5%, the molten alloy consisting of the balance Fe and inevitable impurities was quenched by a single roll method, and the width was 50 mm, An Fe-based amorphous alloy ribbon having a thickness of 14 ⁇ m was obtained.
- This Fe-based amorphous alloy ribbon was slit (cut) to a width of 8 mm, and then wound to an outer diameter of 96.5 mm and an inner diameter of 88.5 mm to produce a wound magnetic core (height 8 mm).
- the volume of the magnetic core is 9294 mm 3 .
- the crystallization start temperature of this alloy was 500 ° C.
- a plurality of wound cores were arranged in the axial direction in a heat treatment furnace.
- the temperature is raised from room temperature (25 ° C.) to 450 ° C. in 100 minutes (temperature increase rate: 4.3 ° C./min), held for 30 minutes, and then heated to 580 ° C. over 240 minutes (rise).
- the temperature speed was set to 0.5 ° C./min).
- maintaining for 60 minutes at 580 degreeC it was set as the temperature fall to the temperature of 420 degreeC over 140 minutes (temperature-fall rate 1.1 degreeC / min).
- the heat treatment furnace was set to hold at 420 ° C. for 50 minutes.
- the “actual holding time” defined in the present application (in this embodiment, the time from 425 ° C. to 420 ° C.) was 11 minutes.
- the process so far including the process of the primary heat treatment was performed in the absence of a magnetic field.
- the temperature was lowered to room temperature over 320 minutes while applying a magnetic field of 159.5 kA / m.
- the magnetic field was applied in the width direction of the alloy ribbon, that is, the height direction of the core. After that, it was allowed to cool in a magnetic field.
- the heat treatment in a magnetic field was performed in an atmosphere having an oxygen concentration of 10 ppm or less (2 ppm).
- nanocrystalline alloy magnetic core of the present embodiment (Example 3-1) was obtained.
- the BH curve was very excellent in linearity and small in coercive force.
- the coercive force of the nanocrystalline alloy core is a small value of 0.71 A / m.
- this nanocrystalline alloy magnetic core had a magnetic permeability ⁇ (1 kHz) of 92,000 and a squareness ratio Br / Bm of 10.7%. Magnetostriction was 3 ppm or less.
- nanocrystalline alloy magnetic core was manufactured so that the actual holding time was long.
- Example 3-1 In the same manner as in Example 3-1, primary heat treatment was performed on the wound magnetic core. As in Example 3-1, the same setting was performed until the step of holding at 580 ° C. for 60 minutes, and then the temperature was lowered to 420 ° C. over 90 minutes (temperature decrease rate 1.8 ° C./min).
- the heat treatment furnace was set to hold at 420 ° C. for 100 minutes.
- the “actual holding time” defined in the present application in this embodiment, the time from 425 ° C. until the magnetic field is applied (starting the temperature decrease)) is 52 minutes.
- the process so far including the process of the primary heat treatment was performed in the absence of a magnetic field.
- the temperature was lowered to room temperature over 240 minutes while applying a magnetic field of 159.5 kA / m.
- the magnetic field was applied in the width direction of the alloy ribbon, that is, the height direction of the core. After that, it was allowed to cool in a magnetic field.
- the heat treatment in a magnetic field was performed in an atmosphere having an oxygen concentration of 10 ppm or less (2 ppm).
- nanocrystalline alloy magnetic core of the present embodiment (Example 3-2) was obtained.
- the BH curve was very excellent in linearity and small in coercive force.
- the coercive force of the nanocrystalline alloy core is a very small value of 0.57 A / m.
- This nanocrystalline alloy core had a permeability ⁇ (1 kHz) of 104,000 and a squareness ratio Br / Bm of 8.9%. Magnetostriction was 3 ppm or less.
- Example 4 In the secondary heat treatment, after being held at a constant temperature of 200 ° C. or more and less than the crystallization start temperature in the above-mentioned non-magnetic field, the magnetic field is applied in a direction perpendicular to the magnetic path, and then held at this temperature.
- a nanocrystalline alloy magnetic core was manufactured using a manufacturing method in which the temperature was lowered while applying a magnetic field in a direction perpendicular to the magnetic path.
- the primary heat treatment was performed on the manufactured magnetic core with the temperature and magnetic field application profiles shown in FIG.
- the temperature is raised to 450 ° C. in 90 minutes (temperature increase rate: 5.0 ° C./min), held for 30 minutes, and then heated to 580 ° C. over 240 minutes (temperature increase rate: 0.5 ° C.). / Min). Thereafter, after holding at 580 ° C. for 60 minutes, the temperature was lowered to 350 ° C. over 130 minutes (temperature decrease rate 2.5 ° C./min).
- the core was subjected to secondary heat treatment.
- it set to hold
- the process so far including the process of the primary heat treatment was performed in the absence of a magnetic field.
- the holding time (hereinafter referred to as holding time in a magnetic field) was 0 minutes, 20 minutes, and 40 minutes.
- the magnetic field was applied in the width direction of the alloy ribbon, that is, the height direction of the magnetic core.
- the heat treatment in a magnetic field was performed in an atmosphere having an oxygen concentration of 10 ppm or less (2 ppm). Note that the profile of temperature and magnetic field application shown in FIG. 14 corresponds to a retention time in the magnetic field of 0 minutes.
- the temperature was lowered from 350 ° C. to room temperature at a temperature lowering rate of 1.7 ° C./min while applying a magnetic field of 159.5 kA / m.
- the magnetic field was applied in the width direction of the alloy ribbon, that is, the height direction of the magnetic core.
- the heat treatment in a magnetic field was performed in an atmosphere having an oxygen concentration of 10 ppm or less (2 ppm). Thereby, the nanocrystalline alloy magnetic core of this embodiment was obtained.
- the BH curve was very excellent in linearity and small in coercive force.
- the holding time in the magnetic field is 0 minutes, 20 minutes, and 40 minutes
- the coercive force of the nanocrystalline alloy core is 0.92 A / m, 0.87 A / m, and 0.80 A / m, which are extremely small values, respectively. is there.
- Table 2 shows measured values of impedance relative permeability ⁇ rz at frequencies from 1 kHz to 10 MHz.
- FIG. 16 shows actual measurement results corresponding to Table 2.
- the coercive force Hc tends to be smaller as the holding time in the magnetic field is longer. However, even in the case of a nanocrystalline alloy core having a holding time in a magnetic field of 0 minutes, the coercive force Hc is sufficiently small, 1 A / m or less (0.92 A / m).
- the impedance relative permeability ⁇ rz tends to be smaller as the holding time in the magnetic field is longer.
- the impedance relative permeability ⁇ rz can be considered to be equal to the absolute value of the complex relative permeability ( ⁇ ′ ⁇ i ⁇ ′′).
- FIG. 17 shows the result of measuring the real part ⁇ ′ of the complex relative permeability of the obtained nanocrystalline alloy magnetic core.
- FIG. 18 shows the result of measuring the imaginary part ⁇ ′′ of the complex relative permeability.
- the value of the real part ⁇ ′ at 10 kHz or more tends to decrease. Further, the frequency characteristic of the imaginary part ⁇ ′′ shifts to the lower frequency side as the holding time in the magnetic field becomes longer. This is a main factor for increasing the 100 kHz impedance relative permeability ⁇ rz of the present embodiment as the holding time in the magnetic field becomes longer.
- FIG. 19 to FIG. 21 show the effects on the magnetic properties at the time of impregnating the nanocrystalline alloy core of this embodiment with resin.
- the nanocrystalline alloy magnetic core obtained in Example 1 was impregnated with resin.
- An epoxy resin was used as the resin.
- the resin was diluted with an organic solvent, the magnetic core was immersed, and the magnetic core was impregnated with the resin.
- FIG. 19 shows the BH curves of the nanocrystalline alloy core of this embodiment superimposed before and after impregnation with resin. Almost all loops have overlapping BH curves, and the BH curves do not change even when resin impregnation is performed.
- Table 3 shows measured values of residual magnetic flux density Br, coercive force Hc, and squareness ratio. It was found that the rate of change in residual magnetic flux density Br, coercive force Hc, and squareness ratio before and after impregnation with the resin was around 3%, showing almost no change.
- FIGS. 20 and 21 show the measurement results of the magnetic permeability frequency characteristics (the real part ⁇ ′ of the complex relative permeability and the imaginary part ⁇ ′′ of the complex relative permeability) before and after impregnation with the resin.
- Table 4 shows measured values of the real part ⁇ ′ and the imaginary part ⁇ ′′ of the complex relative permeability at 10 kHz, 100 kHz, 1 MHz, and 10 MHz in FIGS.
- the real part ⁇ ′ and the imaginary part ⁇ ′′ of the complex relative permeability hardly change before and after the resin impregnation, and the rate of change is 2% or less at any frequency from 10 kHz to 10 MHz.
- the part ⁇ ′ and the imaginary part ⁇ ′′ have a smaller change rate and both are 0.5% or less.
- the nanocrystalline alloy core of the present embodiment can minimize changes in the BH curve and impedance characteristics even when impregnated with resin, product design relating to these characteristics is easy.
- the present embodiment relates to a nanocrystalline alloy core having a high magnetic permeability / impedance relative permeability at 1 MHz or less, a magnetic core unit, and a method for manufacturing the nanocrystalline alloy core. According to the present embodiment, it is possible to establish a manufacturing method capable of obtaining a nanocrystalline alloy magnetic core having a high impedance relative permeability ⁇ rz. In addition, a nanocrystalline alloy core having a high impedance relative permeability ⁇ rz can be provided. This nanocrystalline alloy magnetic core can be applied as a magnetic core for a common mode coil excellent in the ability to absorb and remove common mode noise.
- the inventors first studied a wide variety of heat treatment methods in a magnetic field. As a result, it was expected that a nanocrystalline alloy magnetic core having a high impedance relative permeability ⁇ rz could be obtained by applying the following heat treatment patterns in a magnetic field (1) to (3).
- Heat treatment in the subsequent magnetic field refers to the following heat treatment.
- a primary heat treatment is performed in which an amorphous magnetic core material made of an amorphous alloy ribbon that can be nanocrystallized is heated from a temperature lower than the crystallization start temperature to a temperature higher than the crystallization start temperature in the absence of a magnetic field and then nanocrystallized.
- the heat treatment 1 in the magnetic field during temperature rise refers to the following heat treatment.
- a primary heat treatment is performed in which an amorphous magnetic core material made of an amorphous alloy ribbon that can be nanocrystallized is heated from a temperature lower than the crystallization start temperature to a temperature higher than the crystallization start temperature to be nanocrystallized.
- a temperature rising period including at least a part of a temperature range from a low crystallization start temperature of 50 ° C. to a high crystallization start temperature of 20 ° C. in the scanning calorimeter and not exceeding the high crystallization start temperature of 50 ° C.
- Heat treatment having a heat treatment pattern in a magnetic field in which a magnetic field is applied in a direction perpendicular to the magnetic path in a temperature range of.
- Heat treatment in a magnetic field during temperature rise 2 (corresponding to the production method of Patent Document 3)
- the heat treatment 2 in the magnetic field during temperature rise refers to the following heat treatment.
- a primary heat treatment is performed to heat the amorphous magnetic core material made of an amorphous alloy ribbon that can be nanocrystallized from a temperature lower than the crystallization start temperature to a temperature higher than the crystallization start temperature.
- the magnetic field is limited to the temperature range during the temperature rising period corresponding to the crystallization start temperature from 25 ° C. to the crystallization start temperature of 60 ° C., and is perpendicular to the magnetic path within 10 minutes to 60 minutes.
- the heat processing which has the heat processing pattern in the magnetic field which applies.
- the ribbons having the same thickness are used in the heat treatment patterns in the magnetic fields of (1) to (3) above.
- a nanocrystalline alloy magnetic core was prepared and evaluated at a frequency of 1 kHz to 10 MHz.
- This nanocrystalline alloy magnetic core has a ribbon thickness changed from 13 ⁇ m to 18 ⁇ m with respect to the nanocrystalline alloy magnetic core described in Patent Document 3.
- the value of impedance relative permeability ⁇ rz was smaller than the value described in Patent Document 3 because the thickness of the ribbon was increased.
- the impedance relative permeability ⁇ rz was less than 48,000 at a frequency of 100 kHz.
- the evaluation results of the nanocrystalline alloy core obtained by the heat treatment pattern in the magnetic field of (1) and (2) above will be described.
- the nanocrystalline alloy magnetic core obtained by (2) heat-treating magnetic field during heating 1 has an impedance ratio higher than that of the nanocrystalline alloy magnetic core obtained by (1) post-magnetic-field heat treatment.
- the permeability ⁇ rz was small.
- the nanocrystalline alloy core obtained by the heat treatment in the subsequent magnetic field in (1) has the largest impedance relative permeability ⁇ rz at a frequency of 1 kHz to 10 MHz. showed that.
- the present inventors further scrutinized the temperature profile in order to identify technical points for improving the impedance relative permeability ⁇ rz in applying the heat treatment in the subsequent magnetic field. As a result, the following four technical means were found.
- a nanocrystalline alloy magnetic core is manufactured by applying post-stage heat treatment in a magnetic field, and in the primary heat treatment step, the rate of temperature rise at the crystallization start temperature is 1.0 ° C./min. Less than.
- the impedance relative permeability ⁇ rz of the nanocrystalline alloy core obtained by the heat treatment in the subsequent magnetic field can be increased.
- the rate of temperature increase at the crystallization start temperature is the average rate of temperature increase between a temperature lower by 5 ° C. and a temperature higher by 5 ° C. than the crystallization start temperature, that is, the average during temperature increase in the primary heat treatment step. It shall indicate the rate of temperature rise.
- a nanocrystalline alloy magnetic core is manufactured by applying a heat treatment in a subsequent magnetic field, and further, in the primary heat treatment step, the maximum temperature is set to be higher than 550 ° C. and lower than 585 ° C.
- the impedance relative permeability ⁇ rz of the nanocrystalline alloy core obtained by the heat treatment in the subsequent magnetic field can be increased.
- a nanocrystalline alloy magnetic core is manufactured by applying a heat treatment in the subsequent magnetic field, and the maximum temperature when applying the magnetic field in the secondary heat treatment step is 200 ° C. or higher and lower than 400 ° C. And By applying this manufacturing method, the impedance relative permeability ⁇ rz of the nanocrystalline alloy core obtained by the heat treatment in the subsequent magnetic field can be increased.
- a nanocrystalline alloy magnetic core is manufactured by applying a heat treatment in a subsequent magnetic field, and a magnetic field is applied while lowering the temperature at an average speed of 4 ° C./min or less in the secondary heat treatment step. To do.
- the impedance relative permeability ⁇ rz of the nanocrystalline alloy core obtained by the heat treatment in the subsequent magnetic field can be increased.
- Impedance relative permeability ⁇ rz is further increased by combining two or more features from (a) to (d), or by combining two or more features from (a) to (d) and the features of the first embodiment. be able to.
- An Fe-based amorphous alloy ribbon that can be nanocrystallized can be used.
- Fe-based amorphous alloy ribbon for example, the general formula: (Fe 1-a M a ) 100-xyz- ⁇ - ⁇ - ⁇ Cu x Si y B z M ′ ⁇ M ” ⁇ X ⁇ (atomic%) (however, , M is Co and / or Ni, M ′ is at least one element selected from the group consisting of Nb, Mo, Ta, Ti, Zr, Hf, V, Cr, Mn and W, and M ′′ is Al.
- the at least one element, a, x, y, z, ⁇ , ⁇ , and ⁇ , is 0 ⁇ a ⁇ 0.5, 0.1 ⁇ x ⁇ 3, 0 ⁇ y ⁇ 30, and 0 ⁇ z ⁇ 25, respectively. 5 ⁇ y + z ⁇ 30, 0 ⁇ ⁇ ⁇ 20, 0 ⁇ ⁇ ⁇ 20, and 0 ⁇ ⁇ ⁇ 20). it can.
- a, x, y, z, ⁇ , ⁇ , and ⁇ are 0 ⁇ a ⁇ 0.1, 0.7 ⁇ x ⁇ 1.3, 12 ⁇ y ⁇ 17, and 5 ⁇ , respectively.
- This is a range satisfying z ⁇ 10, 1.5 ⁇ ⁇ ⁇ 5, 0 ⁇ ⁇ ⁇ 1 and 0 ⁇ ⁇ ⁇ 1.
- a long amorphous alloy ribbon can be obtained by melting an alloy having the above composition to a melting point or higher and rapidly solidifying it by a single roll method.
- the amorphous alloy is nano-crystallized by performing a heat treatment on the amorphous alloy ribbon in a non-magnetic field from a temperature lower than the crystallization start temperature to a temperature higher than the crystallization start temperature.
- the nanocrystallized alloy is at least 50% by volume, and further 80% by volume, is occupied by fine crystal grains having an average grain size measured at the maximum dimension of 100 nm or less.
- the portion other than the fine crystal grains is mainly amorphous.
- the proportion of fine crystal grains may be substantially 100% by volume.
- the preferable thickness of the amorphous alloy ribbon is 15 ⁇ m or less. If thickness is 15 micrometers or less, generation
- a method for producing an amorphous alloy ribbon will be described.
- a ribbon-like amorphous alloy is formed from a molten alloy having the above composition by a known liquid quenching method (super quenching method) such as a single roll method or a twin roll method.
- the peripheral speed of the cooling roll can be set to about 15 to 50 m / second, for example.
- the cooling roll can be formed of pure copper having good heat conduction or a copper alloy such as Cu—Be, Cu—Cr, Cu—Zr, or Cu—Zr—Cr.
- the chill roll can be water cooled.
- the thickness t of the amorphous alloy ribbon is a value obtained by a weight conversion method.
- the weight M of a sample of 2 m (longitudinal direction) ⁇ 50 mm (width direction) is measured from a long amorphous alloy ribbon, and the density d [kg / m 3 ] is a dry density measurement (for example, a constant volume expansion method)
- the thickness t [m] M / ((2 ⁇ 50 ⁇ 3 ) ⁇ d) can be calculated by obtaining the value according to the measurement by Shimadzu Accupic II 1340 series.
- An amorphous magnetic core material can be obtained by winding or laminating an amorphous alloy ribbon.
- the amorphous magnetic core material may have slight gaps or other substances between the alloy layers.
- the volume factor of the amorphous alloy ribbon in the amorphous magnetic core material is, for example, 70% to 90%.
- the amorphous alloy ribbon is nanocrystallized by heat treatment in a subsequent magnetic field, and a nanocrystalline alloy having a permeability ⁇ (1 kHz) of 70,000 or more and a square Br / Bm of 30% or less is obtained.
- the crystallization start temperature depends on the start of nanocrystallization when the differential scanning calorimeter (DSC) measurement conditions are performed at a heating rate of 10 ° C./min. Defined as the temperature at which an exothermic reaction is detected.
- the post-stage heat treatment in the magnetic field includes a primary heat treatment for nanocrystallization and a secondary heat treatment for heating in a magnetic field for adjusting magnetic properties.
- the temperature described in the second embodiment indicates the set temperature of the furnace.
- the primary heat treatment includes a process of raising the temperature from a temperature lower than the crystallization start temperature to the crystallization start temperature or higher.
- the maximum temperature in the primary heat treatment can be set in a range of 510 ° C. or more and 600 ° C. or less. If the maximum temperature is lower than 510 ° C. or higher than 600 ° C., magnetostriction will increase. When the magnetostriction is large, when the magnetic core is impregnated with a resin, the magnetic characteristics change greatly and it is difficult to obtain desired characteristics. It is not always necessary to hold the temperature at the maximum temperature, and nanocrystallization can be performed even at 0 minutes (no holding time).
- the holding time is set within a range of 5 minutes to 24 hours. If the heat treatment time is 5 minutes or more, the entire alloy constituting the magnetic core can be easily made to have a uniform temperature, so that the magnetic characteristics can be made uniform easily. On the other hand, when the heat treatment time is longer than 24 hours, not only the productivity is deteriorated, but also the magnetic characteristics are easily deteriorated due to excessive growth of crystal grains or generation of crystal grains having a non-uniform shape.
- the present inventors have found the first technical means capable of improving the above-described impedance relative permeability ⁇ rz in this primary heat treatment.
- the first technical means is to set a moderate temperature increase rate of less than 1.0 ° C./min at the crystallization start temperature in the step of increasing the temperature from the temperature lower than the crystallization start temperature to the crystallization start temperature or higher.
- the rate of temperature increase at the crystallization start temperature refers to an average temperature increase rate between a temperature 5 ° C. lower and a temperature 5 ° C. higher than the crystallization start temperature. The reason for this is described below.
- the temperature of the magnetic core material may increase instantaneously near the crystallization start temperature.
- the nanocrystals are coarsened unevenly in the ribbon, uniform magnetic anisotropy is not formed, and the impedance relative permeability ⁇ rz of the magnetic core tends to be lowered.
- the temperature increase rate at the crystallization start temperature to less than 1.0 ° C./min, it is possible to suppress such an instantaneous temperature increase and improve the impedance magnetic permeability.
- nanocrystallization can be stably performed, and thereby magnetostriction can be reduced, so that a nanocrystalline alloy magnetic core having a small property change even when impregnated with a resin can be obtained.
- Impedance relative permeability ⁇ rz can be further improved when the heating rate at the crystallization start temperature is 0.9 ° C./min or less, and further 0.85 or less.
- the lower limit of the rate of temperature increase is not particularly limited, but is preferably 0.1 ° C./min or more, and more preferably 0.2 ° C./min or more in order to shorten the manufacturing process.
- the present inventors can improve the impedance relative permeability ⁇ rz by setting the maximum temperature in the primary heat treatment to be higher than 550 ° C. and lower than 585 ° C. I found it. The reason is described below.
- the coercive force of the magnetic core material increases abruptly as the crystal grain size of the nanocrystal increases. It is presumed that a magnetic core material having a large coercive force contains a lot of domain wall motion components in the magnetization process, an eddy current (abnormal eddy current) accompanying the domain wall motion occurs, and the impedance relative permeability ⁇ rz decreases. Conversely, when the maximum temperature in the primary heat treatment is 550 ° C. or lower, the coercive force of the magnetic core material is reduced, but the magnetostriction is increased, so that the magnetic domain structure is disturbed due to the influence of external stress and the impedance relative permeability ⁇ rz is reduced. Is done.
- the magnetostriction can be 3 ppm or less, further 2 ppm or less, and further 1 ppm or less.
- the lower limit of the maximum temperature is preferably 555 ° C. or higher.
- the upper limit value of the maximum temperature is preferably 583 ° C. or lower.
- a secondary heat treatment is performed by applying a magnetic field in a direction perpendicular to the magnetic path at a temperature lower than the crystallization start temperature.
- the application of the magnetic field can be performed while maintaining at a constant temperature, or can be performed while raising or lowering the temperature.
- the hysteresis BH curve is inclined, and the inclined portion becomes linear, which is particularly preferable.
- the direction of the applied magnetic field is a direction perpendicular to the magnetic path direction.
- a magnetic field is applied in the height direction of the magnetic core (the axial direction of the wound core).
- the magnetic field may be applied by any of a direct magnetic field, an alternating magnetic field, or a pulse magnetic field.
- the maximum temperature at which the magnetic field is applied be 200 ° C. or higher and lower than the crystallization start temperature because the magnetic permeability can be easily changed and the magnetic characteristics required for the coil for the common mode choke coil can be easily obtained.
- the maximum temperature for applying the magnetic field is 500 ° C. or lower (and is lower than the crystallization start temperature).
- the temperature it is preferable to lower the temperature to at least 100 ° C. in a magnetic field.
- the impedance relative permeability ⁇ rz can be increased.
- the magnetic field is preferably applied at a magnetic field strength of 50 kA / m or more.
- the impedance relative permeability ⁇ rz can be increased.
- a more preferable range is 60 kA / m or more, and further 150 kA / m or more.
- the upper limit of the magnetic field strength is not particularly limited, but it is practical to set it to 500 kA / m or less from the relationship of the amount of current that can be passed through the magnetic field generating coil.
- the time for applying the magnetic field is not particularly limited, but about 1 to 180 minutes is practical.
- Primary heat treatment and secondary heat treatment can be performed continuously. That is, it is possible to perform the secondary heat treatment by setting the maximum temperature in the primary heat treatment and then lowering the temperature to the temperature of the secondary heat treatment and applying the magnetic field as it is.
- the primary heat treatment and the secondary heat treatment can be performed separately. That is, after performing the primary heat treatment, the temperature can be lowered below the temperature of the secondary heat treatment, and then the temperature can be raised to the temperature of the secondary heat treatment to apply the magnetic field.
- the present inventors have found third technical means capable of improving the impedance relative permeability ⁇ rz in the secondary heat treatment.
- the third technical means is to set the maximum temperature for applying the magnetic field to 200 ° C. or more and less than 400 ° C. The reason for this is described below.
- Impedance relative permeability ⁇ rz shows a maximum value at a low frequency in the vicinity of 1 kHz, starts to decrease as the frequency increases, and finally decreases along the limit line of Snoek.
- the impedance relative permeability ⁇ rz is along the Snoek limit line and does not depend on the maximum temperature at which the magnetic field is applied.
- the impedance relative permeability ⁇ rz in the vicinity of 1 to 100 kHz varies depending on the maximum temperature to which the magnetic field is applied, as will be described later. This is because the magnetic anisotropy along the height direction of the magnetic core material changes, so that the slope of the BH curve increases when the maximum temperature at which the magnetic field is applied is low.
- the impedance relative permeability ⁇ rz of 100 kHz shows a sufficiently high value.
- the maximum temperature for applying the magnetic field is preferably 370 ° C. or lower. Impedance relative permeability ⁇ rz can be further improved.
- a fourth technical means capable of improving the impedance relative permeability ⁇ rz in the secondary heat treatment.
- a fourth technical means is to apply the magnetic field while lowering the temperature at an average speed of 4 ° C./min or less when applying the magnetic field in the secondary heat treatment.
- the average speed of 4 ° C./min or less when a magnetic field is applied in the secondary heat treatment refers to an average speed during the temperature drop from the temperature at the start of the magnetic field application to 100 ° C.
- the rate of temperature decrease at 100 ° C. is 4 ° C./min or less.
- the impedance relative permeability ⁇ rz can be further increased.
- the temperature decreasing rate at 100 ° C. means an average temperature decreasing rate between 105 ° C. and 95 ° C.
- the primary heat treatment and the secondary heat treatment are preferably performed in a non-reactive atmosphere gas.
- a non-reactive atmosphere gas For example, when heat treatment is performed in nitrogen gas, sufficient magnetic permeability can be obtained, and nitrogen gas can be handled as a substantially non-reactive gas.
- An inert gas can also be used as the non-reactive gas.
- heat processing can also be performed in a vacuum.
- the primary heat treatment is preferably performed in an atmosphere having an oxygen concentration of 10 ppm or less.
- the coercive force of the obtained magnetic core can be reduced.
- nanocrystalline alloy magnetic core having an impedance relative permeability ⁇ rz at 100 kHz of 48,000 or more. It is also possible to obtain a high impedance relative permeability ⁇ rz in a wide frequency range of 90,000 or more at 10 kHz and 8,500 or more at 1 MHz. Furthermore, it is possible to obtain a nanocrystalline alloy core having an impedance relative permeability ⁇ rz at 49 kHz of 49,000 or more, and further 50,000 or more. In addition, it is possible to obtain an impedance relative permeability ⁇ rz of 95,000 or more at 10 kHz, or even 100,000 or more. In addition, at 1 MHz, it is possible to obtain an impedance relative permeability ⁇ rz of 8,800 or more, further 9,000 or more.
- the nanocrystalline alloy magnetic core of the present disclosure can be a magnetic core unit for a common mode choke coil, for example, by winding or penetrating a conducting wire.
- the impedance relative permeability ⁇ rz, the complex part permeability real part ⁇ ′, and the imaginary part ⁇ ′′ were measured using HP4194A manufactured by Agilent Technologies under the conditions of an oscillation level of 0.5 V and an average of 16. .
- the insulation coated conductor was passed through the center of the toroidal core and connected to an input / output terminal for measurement.
- Example 6 Atomic%, Cu: 1%, Nb: 3%, Si: 15.5%, B: 6.5%, the molten alloy consisting of the balance Fe and inevitable impurities was quenched by a single roll method, and the width was 50 mm, An Fe-based amorphous alloy ribbon having a thickness of 14 ⁇ m was obtained.
- the Fe-based amorphous alloy ribbon was slit (cut) to a width of 6.5 mm, and then wound around an outer diameter of 20 mm and an inner diameter of 10 mm to produce a magnetic core material (height 6.5 mm). As measured by a differential scanning calorimeter (DSC), the crystallization start temperature of this alloy was 500 ° C.
- the primary heat treatment and the secondary heat treatment were performed on the produced magnetic core with the temperature and magnetic field application profiles shown in FIG.
- the primary heat treatment first, the temperature is raised to 450 ° C. in 90 minutes (temperature increase rate: 5.0 ° C./min), held for 30 minutes, and then heated to 580 ° C. over 240 minutes (temperature increase rate: 0.5 ° C.). / Min). Then, after maintaining at 580 ° C. for 60 minutes, the temperature was decreased to 350 ° C. over 130 minutes (temperature decrease rate 2.5 ° C./min).
- the core material was subjected to secondary heat treatment. First, it was kept at 350 ° C. for 60 minutes. The process so far including the process of the primary heat treatment was performed in the absence of a magnetic field. Thereafter, the temperature was lowered from 350 ° C. to room temperature at a temperature lowering rate of 1.7 ° C./min while applying a magnetic field of 159.5 kA / m. The magnetic field was applied in the width direction of the alloy ribbon, that is, the height direction of the magnetic core. The heat treatment in a magnetic field was performed in an atmosphere having an oxygen concentration of 10 ppm or less (2 ppm). Thereby, the nanocrystalline alloy magnetic core of this embodiment was obtained.
- the nanocrystalline alloy core had an impedance relative permeability ⁇ rz of 126,524 at 10 kHz, 50,644 at 100 kHz, and 9,938 at 1 MHz. Further, the magnetic permeability ⁇ (1 kHz) was 100,000, and the squareness ratio Br / Bm was 12.7%.
- Example 7 For the temperature and magnetic field application profiles shown in FIG. 23, the temperature rise rate when the temperature is raised from 450 ° C. to 580 ° C. is changed in the range of 0.5 ° C./min to 4.4 ° C./min, and the impedance relative permeability is changed. The influence on ⁇ rz was examined.
- FIG. 24 is a diagram showing the relationship between the temperature rising rate and the impedance relative permeability ⁇ rz for each frequency.
- Table 5 shows the numerical values. As shown in FIG. 24 and Table 5, the impedance relative permeability ⁇ rz is increased by slowing the heating rate (less than 1.0 ° C./min). The impedance relative permeability ⁇ rz at 100 kHz is almost equal to 50,000 or more when the measured rate of temperature rise is 0.8 ° C./min and 0.5 ° C./min.
- the nanocrystalline alloy core with a heating rate of 0.5 ° C./min had a permeability ⁇ (1 kHz) of 134,766 and a squareness ratio Br / Bm of 29.6%.
- the nanocrystalline alloy core having a heating rate of 0.8 ° C./min had a permeability ⁇ (1 kHz) of 137,116 and a squareness ratio Br / Bm of 32.8%.
- FIG. 25 shows the relationship between the frequency and the real part ⁇ ′ of the complex relative permeability of the nanocrystalline alloy core obtained in Example 7.
- the nanocrystalline alloy core obtained at a heating rate of less than 1 ° C./min (0.5 ° C./min, 0.8 ° C./min) has a frequency of 10 kHz compared to that obtained at a slower heating rate.
- the real part ⁇ ′ there is little decrease in the real part ⁇ ′. Note that when comparing the real part ⁇ ′ having a temperature increase rate of 0.5 ° C./min and 0.8 ° C./min, both values are almost the same in all frequency ranges.
- FIG. 26 shows the relationship between the frequency and the imaginary part ⁇ ′′ of the complex relative permeability of the same nanocrystalline alloy core as in FIG.
- the nanocrystalline alloy core obtained at a heating rate of less than 1 ° C./min (0.5 ° C./min, 0.8 ° C./min) has an imaginary number compared to that obtained at a slower heating rate.
- the peak of the part ⁇ ′′ is on the high frequency side.
- the nanocrystalline alloy core with a heating rate of less than 1 ° C./min has a smaller imaginary part ⁇ ′′ at a frequency of 2 kHz or more and less than 50 kHz, compared to that obtained at a slower heating rate.
- the imaginary part ⁇ ′′ becomes larger at a frequency of 50 kHz or higher. Note that when comparing the real part ⁇ ′ having a temperature increase rate of 0.5 ° C./min and 0.8 ° C./min, the values are almost the same in all frequency ranges. This phenomenon is a main factor for increasing the impedance relative permeability ⁇ rz at 100 kHz according to the present embodiment when the rate of temperature increase from 450 ° C. to 580 ° C. is less than 1.0 ° C./min. .
- the nanocrystalline alloy having a temperature rising rate of 0.5 ° C./min and 0.8 ° C./min has substantially the same frequency characteristics for both the real part ⁇ ′ and the imaginary part ⁇ ′′. It can be seen that a nanocrystalline alloy having a stable impedance relative permeability ⁇ rz can be easily produced by setting the temperature to less than 1 ° C./min.
- Example 8 23 The maximum temperature in the temperature and magnetic field application profile shown in FIG. 23 was changed in the range of 500 ° C. to 600 ° C., and the influence on the impedance relative permeability ⁇ rz was examined. Specifically, the maximum temperature was set to 500 ° C, 520 ° C, 540 ° C, 560 ° C, 580 ° C, 590 ° C, and 600 ° C. Other than that was carried out similarly to Example 6, and heat-processed in a back
- FIG. 27 is a diagram showing the relationship between the maximum temperature of the primary heat treatment and the impedance relative permeability ⁇ rz for each measurement frequency.
- Table 6 shows the numerical values.
- the nanocrystalline alloy core obtained at a maximum temperature of 580 ° C. has a large impedance relative permeability ⁇ rz, and the value is 50,000 or more (50, 690).
- the one with the highest impedance relative permeability ⁇ rz is a nanocrystalline alloy core whose maximum temperature is 560 ° C., and its value is 49,000 or more (49,540).
- the impedance relative permeability ⁇ rz is 48,198 at 100 kHz, which is slightly lower than that at 560 ° C.
- the impedance relative permeability ⁇ rz is 39,136, which is abruptly lowered with respect to the value of 580 ° C. (50,690).
- the maximum temperature of the primary heat treatment is in the range of more than 550 ° C. and not more than 585 ° C., it is easy to obtain one having an impedance relative permeability ⁇ rz of 49,000.
- the nanocrystalline alloy core having a maximum temperature of 560 ° C. had a permeability ⁇ (1 kHz) of 143,248 and a squareness ratio Br / Bm of 28.3%.
- the nanocrystalline alloy core having a maximum temperature of 580 ° C. had a permeability ⁇ (1 kHz) of 134,766 and a squareness ratio Br / Bm of 29.6%.
- FIG. 28 shows the relationship between the frequency and the real part ⁇ ′ of the complex relative permeability of the nanocrystalline alloy core obtained in Example 8.
- a nanocrystalline alloy core obtained by setting the maximum temperature in the primary heat treatment step to more than 550 ° C. and not more than 585 ° C. (560 ° C., 580 ° C.) was obtained in the range of 1 kHz to 10 MHz and having a large real part ⁇ ′. .
- FIG. 29 shows the relationship between the frequency and the imaginary part ⁇ ′′ of the complex relative permeability of the same nanocrystalline alloy core as in FIG. Similarly to FIG. 28, the nanocrystalline alloy core obtained by setting the maximum temperature above 550 ° C. and below 585 ° C. (560 ° C., 580 ° C.) has a large imaginary part ⁇ ′′ in the range of 10 kHz or more.
- the nanocrystalline alloy core obtained by setting the maximum temperature in the primary heat treatment step to 540 ° C., as shown in FIG. 28, has a real part ⁇ ′ as well as the nanocrystalline alloy core obtained at 560 ° C. and 580 ° C.
- the value is large, as shown in FIG. 29, the value of the imaginary part ⁇ ′′ is slightly smaller than those at 560 ° C. and 580 ° C. at 100 kHz.
- This phenomenon is the main factor that increases the impedance relative permeability ⁇ rz at 100 kHz according to the present embodiment when the maximum temperature in the primary heat treatment step exceeds 550 ° C. and below 585 ° C. (560 ° C., 580 ° C.). .
- Example 9 With respect to the temperature and magnetic field application profiles shown in FIG. 23, the temperature range in which the magnetic field was applied in the secondary heat treatment was changed, and the influence on the impedance relative permeability ⁇ rz was examined. Specifically, the maximum temperature for applying the magnetic field in the secondary heat treatment was set to 350 ° C., 400 ° C., 450 ° C., and 500 ° C., and the temperature was cooled to room temperature while applying the magnetic field. The Fe-based amorphous alloy ribbon having a thickness of 10.6 ⁇ m was used. Other than that was carried out similarly to Example 6, and heat-processed in a back
- FIG. 30 is a diagram showing the relationship between frequency and impedance relative permeability ⁇ rz for each temperature range to which a magnetic field is applied.
- Table 7 shows the numerical values. As shown in FIG. 30 and Table 7, in the secondary heat treatment, when the temperature range to which the magnetic field is applied is limited to a low range, the impedance relative permeability ⁇ rz at 100 kHz increases. When the maximum temperature is 350 ° C., the value of the impedance relative permeability ⁇ rz is 66,003.
- the impedance relative permeability ⁇ rz increases as the applied temperature range decreases at 2 MHz or less, and the impedance relative permeability ⁇ rz decreases as the applied temperature range decreases at frequencies exceeding 2 MHz. Tend to.
- the nanocrystalline alloy core of the present embodiment having a maximum temperature of 350 ° C. has an impedance relative permeability ⁇ rz of 120,000 or more (129,625) at 10 kHz.
- the impedance relative permeability ⁇ rz at 1 MHz is 13,000 or more (13,488).
- the nanocrystalline alloy core in which the maximum temperature for applying the magnetic field in the secondary heat treatment was 350 ° C. had a permeability ⁇ (1 kHz) of 135.998 and a squareness ratio Br / Bm of 20.8%.
- FIG. 31 shows the relationship between the frequency and the real part ⁇ ′ of the complex relative permeability of the nanocrystalline alloy core obtained in Example 9.
- the nanocrystalline alloy core obtained by setting the maximum temperature when applying a magnetic field in the secondary heat treatment to 350 ° C. is larger than that obtained at the other highest temperature, and the real part ⁇ ′ is a large value at 100 kHz or less. However, it becomes smaller at frequencies exceeding 100 kHz.
- FIG. 32 shows the relationship between the frequency and the imaginary part ⁇ ′′ of the complex relative permeability of the same nanocrystalline alloy core as in FIG.
- the nanocrystalline alloy core obtained by setting the maximum temperature at which the magnetic field is applied in the secondary heat treatment to 350 ° C. has a larger imaginary part ⁇ ′′ than that obtained at the other maximum temperature, especially from 100 kHz.
- the difference in value increases over the following frequencies. This phenomenon is a main factor for increasing the impedance relative permeability ⁇ rz at 100 kHz according to the present embodiment when the maximum temperature when applying a magnetic field in the secondary heat treatment is 350 ° C.
- the nanocrystalline alloy core obtained in Example 6 has an impedance relative permeability ⁇ rz of 126,524 at 10 kHz, 50 at 100 kHz, It is 9,938 at 644 and 1 MHz.
- the nanocrystalline alloy core obtained in this embodiment is 129,625 at 10 kHz and 66,003 at 100 kHz. It is 13,488 at 1 MHz. Even at frequencies of 1 kHz and 10 MHz, the impedance ratio permeability ⁇ rz is higher in the nanocrystalline alloy core of the present embodiment having a ribbon thickness of 10.6 ⁇ m.
- Example 10 For the temperature and magnetic field application profiles shown in FIG. 23, in the secondary heat treatment, a magnetic field is applied while the temperature is lowered, and the temperature lowering rate at that time is in the range of 4.4 ° C./min to 1.0 ° C./min. The effect on the impedance relative permeability ⁇ rz was investigated.
- FIG. 33 is a diagram showing the relationship between frequency and impedance relative permeability ⁇ rz for each temperature drop rate.
- Table 8 shows the numerical values. As shown in FIG. 33 and Table 8, the present embodiment in which the temperature decreasing rate during application of the magnetic field is 3.0 ° C./min, 1.7 ° C./min, 1.0 ° C./min is 100 kHz.
- the impedance relative permeability ⁇ rz at 50,000 is 50,000 or more (50, 770, 50, 690, 52, 194).
- the impedance relative permeability ⁇ rz at 10 kHz is highest at 134,326 at a temperature drop rate of 3.0 ° C./min, but all of the above three conditions are 11,500 or more (134,326,124, 167, 125, 205).
- the impedance relative permeability ⁇ rz at 1 MHz is 10,000 or more (10,041, 10,151, 10,793).
- the nanocrystalline alloy core having a temperature drop rate of 3.0 ° C./min had a permeability ⁇ (1 kHz) of 147,915 and a squareness ratio Br / Bm of 36.6%. Further, the nanocrystalline alloy core having a temperature drop rate of 1.7 ° C./min had a permeability ⁇ (1 kHz) of 134,776 and a squareness ratio Br / Bm of 29.6%. In addition, the nanocrystalline alloy core having a temperature drop rate of 1.0 ° C./min had a magnetic permeability ⁇ (1 kHz) of 125,205 and a squareness ratio Br / Bm of 20.8%.
- FIG. 34 shows the relationship between the frequency and the real part ⁇ ′ of the complex relative permeability of the nanocrystalline alloy core obtained in Example 10.
- FIG. 35 shows the relationship between the frequency and the imaginary part ⁇ ′′ of the complex relative permeability of the same nanocrystalline alloy core as in FIG.
- the imaginary part ⁇ ′′ value frequency characteristics are obtained when the temperature decreasing rate is 3.0 ° C./min to 1.0 ° C./min as the temperature decreasing rate becomes slower.
- the nanocrystalline alloy magnetic core exhibits substantially the same frequency characteristics from around 80 kHz on the high frequency side.
- Example 11 For the temperature and magnetic field application profiles shown in FIG. 23, in the secondary heat treatment, the magnetic field is applied while lowering the temperature, and the minimum temperature when applying the magnetic field is changed in the range of 100 ° C. to 300 ° C. The influence on the magnetic permeability ⁇ rz was examined. Specifically, the minimum temperature when applying the magnetic field was 100 ° C, 200 ° C, 250 ° C, and 300 ° C.
- FIG. 36 is a diagram showing the relationship between frequency and impedance relative permeability ⁇ rz for each minimum temperature of the secondary heat treatment.
- Table 9 shows the numerical values.
- the nanocrystalline alloy core obtained by setting the minimum temperature when applying a magnetic field to 100 ° C. has an impedance relative permeability ⁇ rz at 100 kHz of 50,000 or more (50,690). It is.
- the impedance relative permeability ⁇ rz at 10 kHz is 12,000 or more (124,167).
- the impedance relative permeability ⁇ rz at 1 MHz is 10,000 or more (10,151).
- the nanocrystalline alloy core whose minimum temperature when applying a magnetic field was 100 ° C. had a permeability ⁇ (1 kHz) of 134,766 and a squareness ratio Br / Bm of 29.6%.
- FIG. 37 shows the relationship between the frequency and the real part ⁇ ′ of the complex relative permeability of the nanocrystalline alloy core obtained in Example 11.
- the real part ⁇ ′ tends to increase at a frequency of 10 kHz or higher as the minimum temperature when applying a magnetic field is lower.
- FIG. 38 shows the relationship between the frequency and the imaginary part ⁇ ′′ of the complex relative permeability of the same nanocrystalline alloy core as in FIG. Similarly, the lower the minimum temperature when applying a magnetic field, the larger the imaginary part ⁇ ′′ tends to increase at a frequency of 10 kHz or higher. This phenomenon is a main factor that the impedance relative permeability ⁇ rz at 100 kHz of the present embodiment increases as the minimum temperature when applying a magnetic field is lower in the secondary heat treatment.
- Example 12 For the temperature and magnetic field application profiles shown in FIG. 23, in the secondary heat treatment, the intensity of the applied magnetic field is changed in the range of 39.9 kA / m to 319.2 kA / m, and the influence on the impedance relative permeability ⁇ rz is affected. Examined. Specifically, the strength of the applied magnetic field was set to 39.9 kA / m, 79.8 kA / m, 319.2 kkA / m.
- FIG. 39 is a diagram showing the relationship between applied magnetic field strength and impedance relative permeability ⁇ rz for each measurement frequency.
- Table 10 shows the numerical values.
- the impedance relative permeability ⁇ rz tends to increase as the strength of the applied magnetic field increases.
- the nanocrystalline alloy core obtained by applying a magnetic field of 79.8 kA / m has an impedance ratio of 30% or more at a frequency of 1 kHz, 10 kHz, 100 kHz, 1 MHz, and 10 MHz with respect to that of 39.9 kA / m. There is an increase in permeability ⁇ rz.
- the increase in impedance relative permeability ⁇ rz is 6% or less at any frequency.
- the impedance relative permeability ⁇ rz at 100 kHz is 48,000 or more (48, 677, 50, 690) for both the nanocrystal alloy cores of 79.8 kA / m and 319.2 kA / m. From these points, it can be seen that a sufficiently high impedance relative permeability ⁇ rz can be obtained if the strength of the applied magnetic field is 79.8 kA / m.
- the nanocrystalline alloy core in which the strength of the applied magnetic field was 79.8 kA / m had a permeability ⁇ (1 kHz) of 132983 and a squareness ratio Br / Bm of 32.6%.
- the nanocrystalline alloy core in which the strength of the applied magnetic field was 319.2 kA / m had a permeability ⁇ (1 kHz) of 134,766 and a squareness ratio Br / Bm of 29.6%.
- FIG. 40 shows the relationship between the frequency and the real part ⁇ ′ of the complex relative permeability of the nanocrystalline alloy core obtained in Example 12.
- the nanocrystalline alloy magnetic core obtained with the strength of the applied magnetic field of 50 kA / m or more (79.8 kA / m, 319.2 kA / m) was obtained at 39.9 kA / m.
- the real part ⁇ ′ increases in the range of 1 kHz to 10 MHz.
- both the magnetic field strengths of 79.8 kA / m and 319.2 kA / m have substantially the same frequency characteristics.
- FIG. 41 shows the relationship between the frequency and the imaginary part ⁇ ′′ of the complex relative permeability of the same nanocrystalline alloy core as in FIG.
- the imaginary part ⁇ ′′ is small, but the imaginary part ⁇ ′′ at 10 kHz or more is large. This phenomenon is the main factor that increases the impedance relative permeability ⁇ rz at 100 kHz of the present embodiment when the strength of the applied magnetic field is 50 kA / m or more.
- the manufacturing method of the nanocrystalline alloy core, the magnetic core unit, and the nanocrystalline alloy core of the present disclosure is suitably used as a magnetic core of a common mode choke coil, a current transformer, or the like.
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Dispersion Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
ナノ結晶合金磁心の製造方法は、巻回または積層されたアモルファス合金リボンの磁心を、熱処理によりナノ結晶化する、ナノ結晶合金磁心の製造方法であって、磁心を、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温する一次熱処理を行う一次熱処理工程と、その後に行う二次熱処理工程とを有し、二次熱処理工程は、無磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持する二次温度保持工程と、その後、磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながら降温する二次降温工程とを有する。
Description
本願は、ナノ結晶合金が巻回された又は積層されたナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法に関する。
磁心に導線を巻回した磁心ユニットとして、例えば、コモンモードチョークコイルやカレントトランスがある。コモンモードチョークコイルは、ノイズと信号を伝導モードによって区別するフィルターなどに用いられている。カレントトランスは、計測用の電流変成器であり、例えば電流計測器や漏電遮断器などに用いられている。これらは、閉磁路に用いられる軟磁性材料の磁心を有している。これらに用いる磁心として、FeやCo基のナノ結晶合金の薄帯(リボン)から作製した磁心が好適であることが特許文献1に開示されている。ナノ結晶合金はパーマロイやCo基非晶質合金に比べて高い飽和磁束密度を示し、Fe基非晶質合金に比べて高い透磁率を有する。
ナノ結晶合金の代表的な組成は、例えば特許文献2等に開示されている。ナノ結晶合金を用いた磁心の製造方法の典型例は、所望の組成を有する原料合金の溶湯を急冷して非晶質合金リボンを生成する工程と、この非晶質合金リボンを巻回してリング状のコア材とする工程と、熱処理によって非晶質合金リボンを結晶化してナノ結晶組織を有する磁心を得る工程とを含む。
また、ナノ結晶合金磁心は、熱処理時の温度プロファイルや、熱処理時に磁場を特定の方向に印加することにより、透磁率μや角形比等の磁気特性を大きく変えることができる。例えば、特許文献3には、磁場印加の方向を磁心の高さ方向あるいは径方向にすることにより、透磁率μ(50Hz~1kHz)が70,000以上、角形比が30%以下の高透磁率で低角形比の磁心が記載されている。また上記特許文献3の(0018)には、製造方法として、合金磁心の表面温度を結晶化温度+100℃以下に保ちつつ、ナノ結晶化の一次熱処理を行うことが記載されている。これにより、大型磁心でも優れた軟磁気特性が得られ、多量の磁心を熱処理しても特性ばらつきが小さく、量産性に優れ、優れた軟磁気特性のナノ結晶合金磁心を製造することが可能であるとし、また、この温度範囲を外れると、保磁力の増大等の問題が起こることを指摘している。
また、特許文献4には、ナノ結晶合金を用いたパルストランス用磁心において、-20℃および50℃において、比初透磁率が50000以上であるものが開示されている。この磁心の具体的な製造方法として、結晶化のために500℃~580℃、2時間以内で一次熱処理を行い、その後、300℃以上で結晶化の熱処理より低くかつ結晶化により形成するbcc相のキュリー温度より低い温度でさらに二次熱処理を行うことが開示されている。また同文献は、磁場中熱処理を併用することができることが記載され、実施例や図1、図2では、二次熱処理において、温度を保持する時点から磁場を印加した磁場中熱処理のプロファイルが記載されている。
また、特許文献5は、特許文献4と同様に、ナノ結晶合金磁心に一次熱処理と二次熱処理を行う実施例が記載され、同文献の図4、図5(a),(b)、図6では、温度を保持する時点から磁場を印加した温度と磁場印加のプロファイルが、図5(c)では、温度を保持せずに降温させ、それと同時に磁場を印加する温度と磁場印加のプロファイルが、記載されている。なお、特許文献5の発明の特徴は、一次熱処理後の冷却速度を規定(400℃まで20℃/min以上で冷却)したことにある。
ナノ結晶合金磁心は、1MHz以下での透磁率・インピーダンス比透磁率が高く、また、透磁率の温度変動が小さいという特性をより高めることが求められている。本開示は少なくともこれら2つの特性の少なくとも一方をより高めることが可能なナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法を提供する。
本開示の第1のナノ結晶合金磁心の製造方法は、巻回または積層されたアモルファス合金リボンの磁心を、熱処理によりナノ結晶化する、ナノ結晶合金磁心の製造方法であって、前記磁心を、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温する一次熱処理を行う一次熱処理工程と、その後に行う二次熱処理工程とを有し、前記二次熱処理工程は、無磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持する二次温度保持工程と、その後、磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながら降温する二次降温工程とを有する。
前記二次温度保持工程において、磁心の温度が磁場の印加を開始する時点での温度に対して±5℃の範囲になった後に、その温度の範囲で保持する時間を1分以上有していてもよい。
前記磁場は、磁場強度60kA/m以上で印加されてもよい。
前記二次熱処理の保持温度が200℃以上500℃以下であってもよい。
前記一次熱処理の保持温度が550℃以上600℃以下であってもよい。
前記アモルファス合金リボンは、7μm以上15μm以下の厚さを有していてもよい。
前記アモルファス合金リボンは、一般式:(Fe1-aMa)100-x-y-z-α-β-γCuxSiyBzM’αM”βXγ(原子%)(ただし、MはCo及び/又はNiであり、M’はNb,Mo,Ta,Ti,Zr,Hf,V,Cr,Mn及びWからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、M”はAl,白金族元素,Sc,希土類元素,Zn,Sn,Reからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、XはC、Ge、P、Ga、Sb、In、Be、Asからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、a,x,y,z,α,β及びγはそれぞれ0≦a≦0.5,0.1≦x≦3,0≦y≦30,0≦z≦25,5≦y+z≦30、0≦α≦20,0≦β≦20及び0≦γ≦20を満たす。)により表される組成を有していてもよい。
前記二次熱処理の後、さらに樹脂を含浸する工程を有していてもよい。
前記二次熱処理において、前記の無磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持した後に、磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながらこの温度で保持し、その後、前記の磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながら降温してもよい。
前記二次温度保持工程において、磁心の温度が降温開始温度に対して±5℃の範囲になった後に、その温度の範囲で保持する時間を1分以上とし、その後、その温度の範囲を保持しつつ磁路に対して直行する方向に磁場を印加してもよい。
前記二次熱処理工程において、前記の無磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持した後に、降温を開始する時点から、前記の磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながら降温してもよい。
前記磁心の体積は3000mm3以上であってもよい。
前記一次熱処理の工程における昇温速度は1.0℃/min未満であってもよい。
前記一次熱処理の工程において、最高温度は550℃超585℃以下であってもよい。
前記二次熱処理の工程において、磁場を印加する際の最高温度は200℃以上400℃未満であってもよい。
前記二次熱処理の工程において、4℃/min以下の平均速度で降温しながら磁場を印加してもよい。
本開示の第2のナノ結晶合金磁心の製造方法は、ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボンからなるアモルファス磁心材を、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温してナノ結晶化する一次熱処理の工程と、結晶化開始温度未満の温度で磁路に対して直行する方向に磁場を印加する二次熱処理の工程と、を有するナノ結晶合金磁心の製造方法であって、前記一次熱処理の工程における昇温速度は1.0℃/min未満である。
本開示の第3のナノ結晶合金磁心の製造方法は、ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボンからなるアモルファス磁心材を、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温してナノ結晶化する一次熱処理の工程と、結晶化開始温度未満の温度で磁路に対して直行する方向に磁場を印加する二次熱処理の工程と、を有するナノ結晶合金磁心の製造方法であって、前記一次熱処理の工程において、最高温度は550℃超585℃以下である。
本開示の第4のナノ結晶合金磁心の製造方法は、ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボンからなるアモルファス磁心材を、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温してナノ結晶化する一次熱処理の工程と、結晶化開始温度未満の温度で磁路に対して直行する方向に磁場を印加する二次熱処理の工程と、を有するナノ結晶合金磁心の製造方法であって、前記二次熱処理の工程において、磁場を印加する際の最高温度は200℃以上400℃未満である。
本開示の第5のナノ結晶合金磁心の製造方法は、ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボンからなるアモルファス磁心材を、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温してナノ結晶化する一次熱処理の工程と、結晶化開始温度未満の温度で磁路に対して直行する方向に磁場を印加する二次熱処理の工程と、を有するナノ結晶合金磁心の製造方法であって、前記二次熱処理の工程において、4℃/min以下の平均速度で降温しながら磁場を印加する。
第3から第5のナノ結晶合金磁心の製造方法において、前記一次熱処理の工程における昇温速度は1.0℃/min未満であってもよい。
第2、第4および第5のナノ結晶合金磁心の製造方法において、前記一次熱処理の工程における最高温度は550℃超585℃以下であってもよい。
第2、第3および第5のナノ結晶合金磁心の製造方法において、磁場を印加する際の最高温度は200℃以上400℃未満であってもよい。
第2、第3および第4のナノ結晶合金磁心の製造方法において、前記二次熱処理の工程中、4℃/min以下の平均速度で降温しながら磁場を印加してもよい。
前記二次熱処理の工程は、前記磁場を印加しながら少なくとも100℃迄降温する工程を含んでいてもよい。
前記磁場は、磁場強度50kA/m以上で印加されてもよい。
前記アモルファス合金リボンの厚さは7μm以上15μm以下であってもよい。
本開示のナノ結晶合金磁心は、巻回または積層されたナノ結晶合金リボンを含み、周波数f=1kHz、振幅H=0.05アンペア/メートル(A/m)の交流磁場が印加された状態において室温にて測定した透磁率μ(1kHz)が70,000以上であり、角形比Br/Bmが50%以下であり、保磁力が1.0A/m以下である。
本開示の他のナノ結晶合金磁心は、巻回または積層されたナノ結晶合金リボンを含み、前記ナノ結晶合金リボンは、Fe基材料からなり、インピーダンス比透磁率μrzが、周波数100kHzで、48,000以上である。
前記インピーダンス比透磁率μrzが、周波数10kHzで、90,000以上、周波数100kHzで、48,000以上、周波数1MHzで、8,500以上であってもよい。
前記ナノ結晶合金リボンの厚さは、7μm以上15μm以下であってもよい。
前記ナノ結晶合金磁心は、樹脂が含浸されていてもよい。
前記ナノ結晶合金磁心は、コモンモードチョークコイル用であってもよい。
本開示の磁心ユニットは、上記いずれかに記載のナノ結晶合金磁心と、前記ナノ結晶合金磁心巻回された導線とを備える。
本開示のナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法によれば、透磁率の温度変動を小さくすること、および/または、1MHz以下での透磁率・インピーダンス比透磁率を高めることが可能となる。
ナノ結晶合金磁心の特性をより向上させるために、ナノ結晶合金磁心の製造時における熱処理プロファイルを詳細に検討したところ、透磁率の温度変化を小さくするためには、保磁力を小さくする必要があることが分かった。保磁力を小さくするためには、磁場を印加しながら熱処理を行う場合における磁心内部の温度分布の均一性が関係していることが分かった。また、高透磁率・高インピーダンス比透磁率を得るためには、アモルファス合金のナノ結晶化過程における温度制御が重要であることが分かった。本願発明者はこれら2つの知見に基づき、透磁率の温度変動を小さくすること、および/または、高透磁率・高インピーダンス比透磁率を得ることが可能なナノ結晶合金磁心の製造方法を想到した。
(第1の実施形態)
以下本開示の第1の実施形態を説明する。本実施形態は、透磁率の温度変化が小さいナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法に関する。第1の実施形態によれば、高透磁率、低角形比のナノ結晶合金磁心を得るに際し、保磁力Hcが安定的に小さくなる製造方法を確立することができる。この製造方法を適用することで、透磁率μ(1kHz)が70,000以上、角形比Br/Bmが50%以下のナノ結晶合金磁心で、保磁力Hcが1A/m以下のナノ結晶合金磁心を得ることも可能である。
以下本開示の第1の実施形態を説明する。本実施形態は、透磁率の温度変化が小さいナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法に関する。第1の実施形態によれば、高透磁率、低角形比のナノ結晶合金磁心を得るに際し、保磁力Hcが安定的に小さくなる製造方法を確立することができる。この製造方法を適用することで、透磁率μ(1kHz)が70,000以上、角形比Br/Bmが50%以下のナノ結晶合金磁心で、保磁力Hcが1A/m以下のナノ結晶合金磁心を得ることも可能である。
従来からカレントトランスやコモンモードチョークコイルに用いるナノ結晶合金磁心は、透磁率μが大きく、角形比が小さいという、高透磁率で低角形比の磁心が要望される。但し、これらの特性以外にも、ナノ結晶合金磁心は、使用温度等の装置の環境の変動に対応させるため、温度変化に対して透磁率の変動が小さいものが必要となる場合もある。
上述したように、本発明者らは、透磁率μ(1kHz)が70,000以上、角形比が50%以下の高透磁率で低角形比の磁心を製造するにおいて、透磁率μ(1kHz)の25℃と100℃での温度変化率が15%以下となる特性を求めて、多々検討を行った。その結果、図1に示すように、透磁率μ(1kHz)の温度変化率と保磁力Hcとは相関しており、透磁率μ(1kHz)の温度変化率を小さくするためには保磁力を小さくする必要があることが分かった。
保磁力を小さくする点に関し、特許文献3は、同様の特性である、透磁率μ(1kHz)70,000以上、角形比30%以下の合金磁心を得るものであり、明細書中(0018)には、前記の様に、合金磁心の表面温度を結晶化開始温度+100℃以下に保ちつつ、ナノ結晶化の一次熱処理を行うことで、保磁力の増大を抑制できる旨の示唆がある。なお、特許文献3で開示される磁場中熱処理の方法は、基本的に、ナノ結晶化の一次熱処理の際に磁場を印加するものである。
しかし、本発明者らが同様の方法で磁心を製造したところ、その保磁力の増大を抑制できる効果は確認できなかった。これは、ナノ結晶合金はナノ結晶化の際に自己発熱することから、炉内での温度制御が難しいことが原因と考えられる。
そこで、本発明者らは、特許文献4や特許文献5のように、磁場を印加するタイミングを、ナノ結晶化のための一次熱処理ではなく、その後の二次熱処理で行う製造方法を用いた。しかしそれでも保磁力を小さくすることは困難であった。
これらの検討に基づき、本発明者らは、新規なナノ結晶合金磁心の製造方法を想到した。本開示の第1の実施形態によるナノ結晶合金磁心の製造方法は、巻回または積層されたアモルファス合金リボンの磁心を、熱処理によりナノ結晶化する、ナノ結晶合金磁心の製造方法であり、前記磁心を、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温する一次熱処理を行う一次熱処理工程と、その後に行う二次熱処理工程とを有し、前記二次熱処理工程は、磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持する二次温度保持工程と、その後、磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながら降温する二次降温工程を有する。
なお、本願の二次温度保持工程での「一定の温度で保持」とは、熱処理炉の温度を設定可能な温度制御手段により、一定の温度で保持され、その設定どおりに熱処理炉が温度制御されている状態を指す。なお、温度制御手段が温度を制御する対象は、熱処理炉の内壁の温度でもよいし、被熱処理物の磁心の温度でもよい。温度制御手段は、既知のものを用いることができる。
この製造方法を適用することで、保磁力が小さいナノ結晶合金磁心を得ることができる。得られるナノ結晶合金磁心は、例えば、ナノ結晶合金リボンが巻回または積層されたものであって、透磁率μ(1kHz)が70,000以上であり、角形比Br/Bmが50%以下であり、保磁力が1.0A/m以下の特性を持つ磁心を得ることも可能である。また、磁場を印加しながら降温すると、線形性に優れたB-H曲線(ヒステリシスループ)が得られる。
また、二次温度保持工程において、磁場を印加した後も、前記の200℃以上結晶化開始温度未満の一定の温度で保持すると、さらに保磁力を小さくできる。具体的には、保磁力が0.9A/m以下の磁心が得られる。一方、磁場を印加した後は、一定の温度で保持することなく降温すると、インピーダンス比透磁率μrzを高めることができる。インピーダンス比透磁率μrzが高いと、コモンモードチョークコイル用のコアとして好ましい特性が得られる。なお、一定の温度で保持する際、例えば±0.2℃/min程度の温度勾配で保持することは、均等の範囲である。詳細は後述する。
上記の製造方法により、保磁力が小さくなる理由は、一旦磁路に対して直交する方向に磁気異方性が付与され、磁区が形成されることにあると推定される。つまり、磁性体の磁化過程は磁気モーメントの回転成分と磁壁移動成分が含まれる。磁気モーメントの回転成分は外部磁場が除去されると磁気異方性のある方向に配向するので理想的には残留磁化や保磁力を持たない。これに対して磁壁移動成分については磁壁の移動が磁性体内部の欠陥や不純物層や面粗さなどでピン止めされるため外部磁化が除去されても有限の残留磁化や保磁力を有する。磁区が磁路に対して直交している場合、磁路に動作磁界が印加された時の磁化過程は各磁区内の磁気モーメントの回転成分が支配的となり、相対的に磁壁移動成分の割合が小さくなる。このことにより磁路に対して直交する方向に磁気異方性が付与された場合、保磁力が小さくなると推定される。さらに、磁心内部での温度分布が少ない状態で二次熱処理を行うことで、磁心の各部で異なる磁気特性となってB-H曲線の直線性が薄れ、保磁力が増大する、という問題が解消されると推定される。
なお、本願において、結晶化開始温度は、示差走査熱量計(DSC:Differential Scanning Calorimetry)の測定条件を昇温速度10℃/分で行ったときの、ナノ結晶化の開始による発熱反応が検出される温度として定義される。
(一次熱処理)
一次熱処理は、結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温する過程を含む。昇温する温度は、510℃以上600℃以下の範囲に設定され得る。熱処理温度が510℃より低いか、あるいは600℃よりも高いと、磁歪が大きくなる。熱処理温度が550℃以上であれば、さらに磁歪を小さくできる。具体的には、磁歪を3ppm以下、さらには2ppm以下、さらには1ppm以下にすることも可能である。550℃以上600℃以下の温度で熱処理を行うと保磁力が増大しやすいが、本実施形態は、2次熱処理において、保磁力が小さくできる磁場中熱処理方法を適用しているので、磁歪と保磁力の両方を低減することができる。これにより、樹脂含浸しても特性変化の小さいナノ結晶合金磁心とすることができる。
一次熱処理は、結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温する過程を含む。昇温する温度は、510℃以上600℃以下の範囲に設定され得る。熱処理温度が510℃より低いか、あるいは600℃よりも高いと、磁歪が大きくなる。熱処理温度が550℃以上であれば、さらに磁歪を小さくできる。具体的には、磁歪を3ppm以下、さらには2ppm以下、さらには1ppm以下にすることも可能である。550℃以上600℃以下の温度で熱処理を行うと保磁力が増大しやすいが、本実施形態は、2次熱処理において、保磁力が小さくできる磁場中熱処理方法を適用しているので、磁歪と保磁力の両方を低減することができる。これにより、樹脂含浸しても特性変化の小さいナノ結晶合金磁心とすることができる。
一次熱処理において、最高到達温度で温度を保持する必要は必ずしもなく、最高温度での保持時間が0分(保持時間無し)であってもナノ結晶化させることができるが、好ましくは、5分以上24時間以下の範囲内に設定する。保持時間が5分以上であれば、コアを構成する合金の全体を均一な温度にしやすいので、磁気特性を均一にしやすい。一方、保持時間が24時間よりも長いと、生産性が悪くなるだけではなく、結晶粒の過剰な成長、または不均一な形態の結晶粒の生成により、磁気特性の低下が起こりやすい。
なお、一次熱処理において、結晶化開始温度より低い温度からそれ以上に昇温するが、結晶化開始温度での昇温速度は、0.2~1.2℃/分の緩やかな昇温速度で昇温することで、ナノ結晶化される際に起こる自己発熱による粗大結晶粒径の生成を抑制でき、安定したナノ結晶化を行うことができる。また、磁歪を小さくできるので、樹脂含浸しても特性変化の小さいナノ結晶合金磁心とすることができる。なお、結晶化開始温度よりも20℃低温までは、例えば3~5℃/分の昇温速度で比較的急速に昇温してもよい。
また、最高到達温度から二次熱処理の保持温度までは、1~5℃/分の冷却速度で冷却することが好ましい。なお、二次熱処理後は、通常100℃以下となったところで、磁心を大気中に取り出すことができる。
なお、結晶化開始温度での昇温速度とは、結晶化開始温度の5℃低い温度と5℃高い温度の間の平均昇温速度、つまり、一次熱処理工程における昇温時の平均昇温速度を指すものとする。
(二次熱処理)
二次熱処理の工程のうち、二次温度保持工程の無磁場中で保持する温度は、200℃以上結晶化開始温度未満の温度であるが、200℃以上500℃以下とすることが好ましい。保持温度が高くなる程、透磁率が低下するので、二次熱処理の保持温度を変えることで透磁率の制御が可能となる。ただし、200℃未満の温度では透磁率を変化させる効果が十分に得られない可能性がある。一方、500℃超ではナノ結晶相の結晶粒成長が促進してしまうため保磁力が増大する可能性がある。つまり、200℃以上500℃以下の範囲で磁場を印加することで、保磁力が1.0A/mの磁気特性を得やすい。
二次熱処理の工程のうち、二次温度保持工程の無磁場中で保持する温度は、200℃以上結晶化開始温度未満の温度であるが、200℃以上500℃以下とすることが好ましい。保持温度が高くなる程、透磁率が低下するので、二次熱処理の保持温度を変えることで透磁率の制御が可能となる。ただし、200℃未満の温度では透磁率を変化させる効果が十分に得られない可能性がある。一方、500℃超ではナノ結晶相の結晶粒成長が促進してしまうため保磁力が増大する可能性がある。つまり、200℃以上500℃以下の範囲で磁場を印加することで、保磁力が1.0A/mの磁気特性を得やすい。
前記無磁場中で200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持する時間は1分以上であることが好ましい。以下、一定の温度で保持する時間を実保持時間と称する場合がある。本願において、「実保持時間」とは、磁心の温度が保持設定温度となってから磁場の印加が開始されるまでの時間をいう。より具体的には、磁心の温度が、磁場の印加を開始する磁心の設定温度に対して±5℃の温度範囲に達した時から、磁場の印加が開始されるまでの時間をいう。
実保持時間についてさらに説明する。図2で示される熱処理の温度プロファイルにおいて、プロットされる温度は、温度制御手段により制御される設定温度プロファイルであって、実際の磁心の温度は制御上の温度と異なることがある。特に冷却過程では、磁心の冷却速度は、熱処理炉で設定される冷却速度よりも遅くなりやすい。本発明者らは、磁心の実際の温度に着目した結果、温度制御手段の制御上での温度保持に加え、上記の、「磁心が一定の温度(温度制御手段による磁場の印加を開始する磁心の設定温度に対して±5℃の範囲)になってから磁場の印加が開始されるまでの時間」を、管理目標値として適用することが好ましいことを知見した。なお、本願において、実保持時間を計る際の磁心の温度の測定方法は、磁心に直接熱電対を接した状態で温度を測定した。ただし、本実施形態の製造方法において、常に磁心の温度を直接測定する必要はない。本実施形態の製造方法に従って、熱処理炉における熱処理の温度プロファイルを決定する際に、十分な実保持時間が確保される条件が決定されれば、実際に磁心の温度を測定して製造しなくてもよい。
実保持時間を1分以上とすることで、保磁力Hcを十分に小さくできる。実保持時間は、5分以上、さらには10分以上とすることがさらに好ましい。また、実保持時間の上限は特にないが、10時間以下であれば、熱処理に必要な時間を短縮できるので、量産コストが増大する事を抑制できる。
保磁力がさらに小さいナノ結晶合金磁心を得たい場合には、二次温度保持工程において、無磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持し、磁心の温度が一定(保持温度)になった後に、磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながらこの温度で保持し、その後、二次降温工程を行うことが好ましい。磁場を印加する時間が長くなることで、B-H曲線が傾いていくために、保磁力が小さくなるものと思われる。この製造方法を適用する場合、保磁力を小さくするために、二次温度保持工程において、磁心の温度が降温開始温度に対して±5℃の範囲になった後に、その温度の範囲で保持する時間を1分以上とし、その後、その温度の範囲を保持しつつ磁路に対して直行する方向に磁場を印加することが好ましい。また、この保持する時間は、5分以上、さらには10分以上とすることが好ましい。
もし、小さい保磁力と高いインピーダンス比透磁率μrzを両立させたい場合は、前記二次熱処理工程において、無磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持した後に、降温を開始する時点から、前記の磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながら降温することが好ましい。
なお、用いるナノ結晶合金磁心が大きいほど、磁心の冷却速度は、熱処理炉で設定される冷却速度よりも遅くなりやすい。ナノ結晶合金磁心の体積が3000mm3未満のものよりも、それ以上のものを用いた場合の方が、本開示の製造方法による保磁力を小さくする効果が得やすい。体積が5000mm3以上であれば、なお保磁力を小さくする効果が得やすい。なお、体積は、磁心の外形から算出される体積に占積率を乗じた有効体積であり、有効磁路長と有効断面積の積でも求められる。
二次熱処理の冷却過程において印加する磁場は、磁場強度60kA/m以上で印加することが好ましい。角形比Br/Bmを小さくできることから、保磁力Hcをさらに小さくすることができる。具体的には、保磁力Hcを1.0A/m以下にできる。また、実作業条件での誘導磁気異方性の付与が容易である。より好ましい磁場強度の範囲は、100kA/m以上である。
また、磁場強度の上限は特に限定されないが、400kA/mを超えても、誘導磁気異方性がさらに付与されることはないので、400kA/m以下とすることが好ましい。また、磁場を印加する時間は、上記の温度範囲であれば、特に制限はないが、1~180分程度が実用的である。
磁場を印加しながら降温する際、保持温度から200℃までの間は、磁場を印加し続けることが好ましい。これにより、B-H曲線が傾き、かつ直線性の高い軟磁気特性を得ることができる。磁場を印加し続ける下限の温度は、150℃までとすることがさらに好ましい。
印加する磁場の方向は、磁路方向に対して垂直な方向とする。巻磁心であれば、磁心の高さ方向に磁場を印加する。磁場の印加は、直流磁場、交流磁場、またはパルス磁場のいずれによるものでもよい。
この磁場中熱処理により、透磁率が低下するものの残留磁束密度Brが低下して、Br/Bmを小さくでき、偏磁が生じにくい磁心とすることができる。このため、コモンモードチョークコイル用やカレントトランス用の磁心に好適である。なお、本願において、飽和磁束密度Bmは、磁場H=80A/mでの磁束密度B(80)と定義される。
一次熱処理および二次熱処理は、非反応性雰囲気ガス中で行うことが好ましい。窒素ガス中で熱処理した場合は十分な透磁率が得られ、窒素ガスを実質的に非反応性ガスとして扱える。非反応性ガスとして、不活性ガスも使用することもできる。また、熱処理を真空中で行ってもよい。具体的には、一次熱処理を酸素濃度が10ppm以下の雰囲気中で行うことが好ましい。保磁力をさらに小さくできる。
(ナノ結晶合金磁心)
本開示の第1の実施形態によるナノ結晶合金磁心は、ナノ結晶合金リボンが巻回または積層されたナノ結晶合金磁心であって、周波数f=1kHz、振幅H=0.05アンペア/メートル(A/m)の交流磁場が印加された状態において室温にて測定した透磁率μ(1kHz)が70,000以上であり、角形比Br/Bmが50以下であり、保磁力が1.0A/m以下である。好ましくは、角形比Br/Bmが30%以下である。これにより、透磁率μ(1kHz)の25℃と100℃での温度変化率が15%以下のナノ結晶合金磁心とすることができる。
本開示の第1の実施形態によるナノ結晶合金磁心は、ナノ結晶合金リボンが巻回または積層されたナノ結晶合金磁心であって、周波数f=1kHz、振幅H=0.05アンペア/メートル(A/m)の交流磁場が印加された状態において室温にて測定した透磁率μ(1kHz)が70,000以上であり、角形比Br/Bmが50以下であり、保磁力が1.0A/m以下である。好ましくは、角形比Br/Bmが30%以下である。これにより、透磁率μ(1kHz)の25℃と100℃での温度変化率が15%以下のナノ結晶合金磁心とすることができる。
また、本開示の第1の実施形態によるナノ結晶合金磁心は、100kHzでのインピーダンス比透磁率μrzが、48,000以上と、インピーダンス特性に優れたものである。また、10kHzでは90,000以上、1MHzでは8,500以上と、広い周波数域で高いインピーダンス比透磁率μrzを得ることができる。さらには、10kHzでは100,000以上、1MHzでは10,000と、広い周波数域で高いインピーダンス比透磁率μrzを得ることができる。さらには、10kHzでは105,000以上、100kHzでは50,000以上、1MHzでは10,500の広い周波数域で高いインピーダンス比透磁率μrzを得ることもできる。
このように、本開示のナノ結晶合金磁心のインピーダンス比透磁率μrzが大きい理由は、保磁力が小さいと磁化過程における磁壁移動成分が少ないので、磁壁移動による局所的な異常渦電流損を小さくでき、その結果コアロスが増大することを抑制できるので高周波特性を向上させることができるためであると推察される。
上記のインピーダンス比透磁率μrzが高い磁心は、コモンモードチョークコイル用のナノ結晶合金磁心として有用である。コモンモードチョークとして使用される周波数帯域として、低い周波数から高い周波数に対応できる用途、具体的には10kHz帯から1MHz帯に対応できる用途が求められている。
コモンモードチョークとしての特性指標は、インピーダンス比透磁率μrzを使用することが多い。インピーダンス比透磁率μrzについては、例えばJIS規格C2531(1999年改正)に記載されている。インピーダンス比透磁率μrzは、以下の式(1)に示すように、複素比透磁率(μ’-iμ’’)の絶対値に等しいものとして考えることができる(例えば、「磁性材料選択のポイント」、1989年11月10日発行、編者:太田恵造)。
μrz=(μ’2+μ”2)1/2 ・・・(1)
μrz=(μ’2+μ”2)1/2 ・・・(1)
上記式(1)における複素比透磁率の実数部μ’は、磁界に対して位相の遅れがない磁束密度成分を表し、一般に、低周波数域におけるインピーダンス比透磁率μrzの大きさに対応する。一方、虚数部μ’’は磁界に対する位相の遅れを含む磁束密度成分を表し、磁気エネルギーの損失分に相当する。インピーダンス比透磁率μrzが、広い周波数帯域で高い値であれば、コモンモードノイズの吸収・除去能力に優れていることになる。
また、本開示のナノ結晶合金磁心は、樹脂を含浸することができる。ナノ結晶合金磁心はナノ結晶化のための熱処理の際に脆くなるため、機械的特性を高めるために磁心に樹脂が含浸される場合がある。この際、樹脂含浸するとナノ結晶合金薄帯が歪むため、巻き磁心のインピーダンスが変化して顧客の要求に合わなくなるという、特性の設計上の課題がある。特に、コモンモードチョークコイルはインピーダンスの特性が重視される傾向にある。
本開示のナノ結晶合金磁心は、樹脂を含浸しても、インピーダンス特性の変化を極力小さくすることができる。また、同様に、B-Hカーブの変化も極力小さくすることができる。含浸させる樹脂として、エポキシ系、アクリル系などのものを適宜使用できる。また、これら樹脂を含浸させる際に用いる樹脂溶剤の容量は、樹脂の重量に対して5wt%~40wt%程度として用いることが一般的である。
(磁心ユニット)
本開示の第1の実施形態によるナノ結晶合金磁心は、例えば導線を巻回したり貫通させることで、コモンモードチョークコイル用や、カレントトランス用等の磁心ユニットとすることができる。特にコモンモードチョークコイル用に有用である。
本開示の第1の実施形態によるナノ結晶合金磁心は、例えば導線を巻回したり貫通させることで、コモンモードチョークコイル用や、カレントトランス用等の磁心ユニットとすることができる。特にコモンモードチョークコイル用に有用である。
(ナノ結晶化合金)
ナノ結晶化可能な非晶質合金としては、例えば、一般式:(Fe1-aMa)100-x-y-z-α-β-γCuxSiyBzM’αM”βXγ(原子%)(ただし、MはCo及び/又はNiであり、M’はNb,Mo,Ta,Ti,Zr,Hf,V,Cr,Mn及びWからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、M”はAl,白金族元素,Sc,希土類元素,Zn,Sn,Reからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、XはC、Ge、P、Ga、Sb、In、Be、Asからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、a,x,y,z,α,β及びγはそれぞれ0≦a≦0.5,0.1≦x≦3,0≦y≦30,0≦z≦25,5≦y+z≦30、0≦α≦20,0≦β≦20及び0≦γ≦20を満たす。)により表される組成の合金を使用することができる。好ましくは、上記一般式において、a,x,y,z,α,β及びγは、それぞれ0≦a≦0.1,0.7≦x≦1.3,12≦y≦17,5≦z≦10,1.5≦α≦5,0≦β≦1及び0≦γ≦1を満たす範囲である。
ナノ結晶化可能な非晶質合金としては、例えば、一般式:(Fe1-aMa)100-x-y-z-α-β-γCuxSiyBzM’αM”βXγ(原子%)(ただし、MはCo及び/又はNiであり、M’はNb,Mo,Ta,Ti,Zr,Hf,V,Cr,Mn及びWからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、M”はAl,白金族元素,Sc,希土類元素,Zn,Sn,Reからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、XはC、Ge、P、Ga、Sb、In、Be、Asからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、a,x,y,z,α,β及びγはそれぞれ0≦a≦0.5,0.1≦x≦3,0≦y≦30,0≦z≦25,5≦y+z≦30、0≦α≦20,0≦β≦20及び0≦γ≦20を満たす。)により表される組成の合金を使用することができる。好ましくは、上記一般式において、a,x,y,z,α,β及びγは、それぞれ0≦a≦0.1,0.7≦x≦1.3,12≦y≦17,5≦z≦10,1.5≦α≦5,0≦β≦1及び0≦γ≦1を満たす範囲である。
前記組成の合金を、融点以上に溶融し、単ロール法により、急冷凝固することで、長尺状の非晶質合金リボン(薄帯)を得ることができる。
非晶質合金リボンに、前記の一次熱処理を行うことで、ナノ結晶リボンとすることができる。ナノ結晶化した合金において、少なくとも50体積%以上、好ましくは80体積%以上は、最大寸法で測定した粒径の平均が100nm以下の微細な結晶粒で占められる。また、合金のうちで微細結晶粒以外の部分は主に非晶質である。微細結晶粒の割合は実質的に100体積%であってもよい。
微細結晶粒の割合は、各試料のTEM写真に長さLtの任意の直線を引き、各直線が微結晶粒と交差する部分の長さの合計Lcを求め、各直線に沿った結晶粒の割合Ll=Lc/Ltを計算し、この操作を5回繰り返し、Llを平均することにより求められる。ここで、微細結晶粒の割合Vl=Vc/Vt(Vcは微結晶粒の体積の総和であり、Vtは試料の体積である。)は、Vl≒Lc3/Lt3=Ll3と近似的に扱っている。
本開示のナノ結晶合金磁心の製造方法に用いるアモルファス合金リボンとして、厚さが7μ以上30μm以下のものを用いることが好ましい。7μm未満では、リボンの機械的強度が不十分でハンドリングの際に破断しやすい。30μmを超えると、非晶質状態を安定に得られにくくなる。また、非晶質合金リボンをナノ結晶化後、コアとして高周波用途に使用する場合、リボンには渦電流が発生するが、前記渦電流による損失は、リボンが厚いほど、大きくなる。
アモルファス合金リボンのより好ましい厚さは、7μm以上15μm以下である。厚さが15μm以下であれば、高周波用途における渦電流の発生を抑制でき、インピーダンス比透磁率μrzを向上させることができる。また、厚さが7μm以上15μm以下のリボンを用いることにより、保磁力が0.65A/m以下の本開示のナノ結晶合金磁心を得ることができる。
ロール冷却により得られる非晶質合金リボンの幅は、コアの実用的な形状から、10mm幅以上が好ましい。広幅の合金リボンをスリットする(裁断する)ことにより低コスト化が可能となるので、広幅が好ましいが、合金リボンの安定した製造には250mm幅以下が好ましい。より安定に製造するためには70mm幅以下がより好ましい。
次に、本開示によるカレントトランス用コアの製造方法の実施形態を説明する。まず、上記の組成を有する合金溶湯から、単ロール法、双ロール法などの公知の液体急冷法(超急冷法)により、軟磁性材料層となるリボン状の非晶質合金を形成する。冷却ロールの周速度は、例えば15~50m/秒程度に設定され得る。冷却ロールは、熱伝導が良好な純銅、またはCu-Be、Cu-Cr、Cu-Zr、Cu-Zr-Crなどの銅合金から形成され得る。大量生産の場合、冷却ロールは水冷され得る。冷却速度に応じて合金の非晶質組織の形成に差が生じることがあるので、非晶質合金リボンの形成においては、ロールの温度変化が小さく保たれる。なお、非晶質合金リボンの厚さtは重量換算法にて得られる値である。例えば長尺の非晶質合金リボンから2m(長手方向)×50mm(幅方向)の試料の重量Mを計測し、また、密度d[kg/m3]は、定容積膨張法による乾式密度測定(例えば島津製作所製アキュピックII 1340 シリーズによる測定)により求めることにより、厚さt[m]=M/((2×50-3)×d)を算出することができる。
得られた非晶質合金リボンは、必要によりスリット加工され、所望の幅のリボンにして使用できる。
非晶質合金リボンを巻回または積層することにより、リング形状を有する構造物を作製することができる。このようにして作製されたリング状構造物(コア材)は、複数の非晶質合金層を積層した構造を有している。各非晶質合金層の間に僅かな隙間または他の物質が存在していてもよい。コア材に占める非晶質合金層の体積占積率は、例えば70%~90%程度である。
<透磁率>
本願における「透磁率」という用語は、「比透磁率」と同義である。また、周波数f=1kHz、振幅H=0.05アンペア/メートル(A/m)の交流磁場が印加された状態において室温にて測定した透磁率は、μ(1kHz)と表記する。
本願における「透磁率」という用語は、「比透磁率」と同義である。また、周波数f=1kHz、振幅H=0.05アンペア/メートル(A/m)の交流磁場が印加された状態において室温にて測定した透磁率は、μ(1kHz)と表記する。
また、インピーダンス透磁率は、μrzと表記する。なお、インピーダンス透磁率は、キーサイト社製のインピーダンス/ゲイン・フェーズアナライザ(型番4194A)により測定した。絶縁被覆導線を、巻磁心の中央部に貫通させて、入出力端子に接続し測定した。
以下の実施例では、非晶質合金リボンを巻くことによって形成されたコア材を用いる。しかし、本開示は、このような例に限定されない。
(実施例1)
原子%で、Cu:1%、Nb:3%、Si:15.5%、B:6.5%、残部Fe及び不可避不純物からなる合金溶湯を単ロ-ル法により急冷し、幅50mm、厚さ14μmのFe基非晶合金リボンを得た。このFe基非晶合金リボンを、幅6mmにスリット(裁断)した後、外径21.0mm、内径11.8mmに巻回し、巻磁心を作製した(高さ6mm)。磁心の体積は、1421mm3である。示差走査熱量計(DSC)での測定により、この合金の結晶化開始温度は500℃であった。
原子%で、Cu:1%、Nb:3%、Si:15.5%、B:6.5%、残部Fe及び不可避不純物からなる合金溶湯を単ロ-ル法により急冷し、幅50mm、厚さ14μmのFe基非晶合金リボンを得た。このFe基非晶合金リボンを、幅6mmにスリット(裁断)した後、外径21.0mm、内径11.8mmに巻回し、巻磁心を作製した(高さ6mm)。磁心の体積は、1421mm3である。示差走査熱量計(DSC)での測定により、この合金の結晶化開始温度は500℃であった。
作製したコアに対して、図2に示す温度及び磁場印加のプロファイルで、一次熱処理及び二次熱処理を行った。なお、ここで示される温度は、温度コントローラ(チノー社製KP1000C)により制御された熱処理炉内の雰囲気の温度である。制御される対象となる温度は、炉内の外周部分の温度である。
一次熱処理は、まず、90分で室温から450℃まで昇温(昇温速度4.8℃/min)し、30分保持した後、240分かけて580℃まで昇温(昇温速度0.5℃/min)する設定とした。その後、580℃で60分保持した後、130分かけて400℃まで降温(降温速度1.4℃/min)する設定とした。
その後二次熱処理を行った。まず、熱処理炉の設定は、400℃で90分間保持する設定とした。本願で定義する「実保持時間」(本実施例においては、405℃から磁場の印加を開始(降温を開始)するまでの時間)は、60分であった。一次熱処理の過程を含め、ここまでの過程は無磁場中で行った。その後、159.5kA/mの磁場を印加しつつ、150分かけて150℃まで降温する設定とした。磁場の印加方向は合金リボンの幅方向すなわちコアの高さ方向とした。その後は無磁場中で放冷した。なお、この磁場中熱処理は、酸素濃度が10ppm以下(2ppm)の雰囲気中で行った。
これにより、本実施例のナノ結晶合金磁心を得た。このナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が100,000であり、角形比Br/Bmが12.7%であった。磁歪は1ppm以下であった。
図3は、本実施形態により得られた、ナノ結晶合金磁心のB-H曲線を示す図である。保磁力が1A/m以下(0.64A/m)のナノ結晶合金磁心が得られた。
(比較例1)
図4は比較用のナノ結晶合金磁心のB-H曲線を示す図である。用いたナノ結晶合金磁心は、二次熱処理において、熱処理炉の設定として、温度を保持する期間を設けず、それ以外は図2と同様の温度及び磁場印加のプロファイルで製造したものである。即ち、200℃以上結晶化開始温度以下の一定温度で保持をしなかった以外は、実施例1のナノ結晶合金磁心と同様にして製造したものである。このナノ結晶合金磁心は、B-H曲線が左右に広がり、保磁力は2.19A/mと、実施例1のナノ結晶合金磁心よりも大きいことがわかる。
図4は比較用のナノ結晶合金磁心のB-H曲線を示す図である。用いたナノ結晶合金磁心は、二次熱処理において、熱処理炉の設定として、温度を保持する期間を設けず、それ以外は図2と同様の温度及び磁場印加のプロファイルで製造したものである。即ち、200℃以上結晶化開始温度以下の一定温度で保持をしなかった以外は、実施例1のナノ結晶合金磁心と同様にして製造したものである。このナノ結晶合金磁心は、B-H曲線が左右に広がり、保磁力は2.19A/mと、実施例1のナノ結晶合金磁心よりも大きいことがわかる。
(実施例2-1~2-3)
実保持時間と保磁力との関係を、さらに別の実施形態で調べた。原子%で、Cu:1%、Nb:3%、Si:15.5%、B:6.5%、残部Fe及び不可避不純物からなる合金溶湯を単ロ-ル法により急冷し、幅50mm、厚さ14μmのFe基非晶合金リボンを得た。このFe基非晶合金リボンを、幅20mmにスリット(裁断)した後、外径22mm、内径14mmに巻回し、巻磁心を作製した(高さ20mm)。磁心の体積は、4522mm3である。示差走査熱量計(DSC)での測定により、この合金の結晶化開始温度は500℃であった。
実保持時間と保磁力との関係を、さらに別の実施形態で調べた。原子%で、Cu:1%、Nb:3%、Si:15.5%、B:6.5%、残部Fe及び不可避不純物からなる合金溶湯を単ロ-ル法により急冷し、幅50mm、厚さ14μmのFe基非晶合金リボンを得た。このFe基非晶合金リボンを、幅20mmにスリット(裁断)した後、外径22mm、内径14mmに巻回し、巻磁心を作製した(高さ20mm)。磁心の体積は、4522mm3である。示差走査熱量計(DSC)での測定により、この合金の結晶化開始温度は500℃であった。
熱処理炉の中に、図5に示すように、巻磁心を軸方向に複数並べて配置した。磁場中熱処理炉10は、ヒーター4を有する容器3内に、巻磁心6を並べて配置する構成を持つ。容器3の外側にはソレノイドコイル5が設置されている。巻磁心は、内径側の孔に非磁性のホルダー2(SUS304)を通して同軸になるよう並べられる。ソレノイドコイル5は巻磁心の磁路の垂直方向(巻磁心の高さ方向)に磁場をかけることができる。巻磁心を10個連続して配置するごとに、同じ非磁性のスペーサ1が配置されている。端部から5個目と6個目の磁心の間に熱電対を挟み、この両側の磁心の温度を測定した。
この状態で、図6で示す温度及び磁場印加のプロファイルで、一次熱処理及び二次熱処理を行った。細線の破線で示される温度が、熱処理炉の設定温度である。
一次熱処理は、まず、100分で470℃まで昇温(昇温速度4.5℃/min)し、30分保持した後、100分かけて560℃まで昇温(昇温速度0.9℃/min)する設定とした。その後、560℃で30分保持した後、40分かけて350℃まで降温(降温速度4.7℃/min)する設定とした。
その後二次熱処理を行った。まず、350℃で140分間保持する設定とした。一次熱処理の過程を含め、ここまでの過程は無磁場中で行った。その後、53.1kA/mの磁場を印加しつつ、90分かけて100℃まで降温する設定とした。磁場の印加方向は合金リボンの幅方向すなわちコアの高さ方向とした。
図6において、実線で示される温度が、実施例2-1の磁心の温度である。
図7は、図6における、熱処理時間が400℃から500℃の範囲の拡大図である。磁場を印加しながら降温を始める温度が350℃からであるが、その25分前に、350℃から5℃高い355℃になる。つまり、本開示で規定する実保持時間は、25分である。これにより得られた巻磁心は、図8の実線で示されるように、保磁力が1.29A/mと比較的小さい値である。
また、磁心の炉内での設置場所を変えた以外は、実施例2-1と同様にして、ナノ結晶合金磁心を製造した。図6、図7において、一点破線で示される温度が、本実施形態(実施例2-2)の磁心の温度である。355℃から磁場が印加され、降温が開始されるが、その7.7分前に、355℃から5℃高い360℃になる。つまり、本開示で規定する、実保持時間が7.7分である。また、図8の破線で示されるように、この巻磁心の保磁力は2.19A/mであった。また、実保持時間を長くした以外は、実施例2-1と同様にして、ナノ結晶合金磁心を製造した。図9において、二点破線で示される温度が、本実施形態(実施例2-3)の磁心の温度である。
図10は、熱処理時間が400℃から500℃の範囲の磁心の温度を示す図である。磁場の印加を始める温度が350℃からであるが、その45分前に、350℃から5℃高い355℃になる。つまり、本開示で規定する実保持時間は45分である。得られた巻磁心は、図8の実保持時間が25分のナノ結晶合金磁心のB-H曲線とほぼ重なるものであった。このナノ結晶合金磁心の保磁力は1.17A/mと比較的小さい値である。実保持時間が、7.7分、25分、45分のナノ結晶合金磁心を比較すると、実保持時間が長いほど保磁力が小さくなっている。
本実施形態では、印加した磁場の強度が60kA/m未満の比較的低い値であったために、保磁力が1A/m以下になっていないが、それでも上記の様に、実保持時間が長い方が、保磁力が低下する傾向がある。但し、実保持時間が、25分、45分のナノ結晶合金磁心は、保磁力はさほど変わらない上に、図8に示すように、B-H曲線もほぼ同じであることから、印加した磁場の強度が60kA/m未満であっても、実保持時間を10分以上とすることで保磁力を十分小さくする効果が得られることがわかる。
(実施例3)
印加した磁場の強度が60kA/m以上の条件で製造したナノ結晶合金磁心で、実保持時間と保磁力との関係を調べた。原子%で、Cu:1%、Nb:3%、Si:15.5%、B:6.5%、残部Fe及び不可避不純物からなる合金溶湯を単ロ-ル法により急冷し、幅50mm、厚さ14μmのFe基非晶合金リボンを得た。このFe基非晶合金リボンを、幅8mmにスリット(裁断)した後、外径96.5mm、内径88.5mmに巻回し、巻磁心を作製した(高さ8mm)。磁心の体積は、9294mm3である。示差走査熱量計(DSC)での測定により、この合金の結晶化開始温度は500℃であった。実施例2と同様に、熱処理炉の中に巻磁心を軸方向に複数並べて配置した。
印加した磁場の強度が60kA/m以上の条件で製造したナノ結晶合金磁心で、実保持時間と保磁力との関係を調べた。原子%で、Cu:1%、Nb:3%、Si:15.5%、B:6.5%、残部Fe及び不可避不純物からなる合金溶湯を単ロ-ル法により急冷し、幅50mm、厚さ14μmのFe基非晶合金リボンを得た。このFe基非晶合金リボンを、幅8mmにスリット(裁断)した後、外径96.5mm、内径88.5mmに巻回し、巻磁心を作製した(高さ8mm)。磁心の体積は、9294mm3である。示差走査熱量計(DSC)での測定により、この合金の結晶化開始温度は500℃であった。実施例2と同様に、熱処理炉の中に巻磁心を軸方向に複数並べて配置した。
一次熱処理は、まず、100分で室温(25℃)から450℃まで昇温(昇温速度4.3℃/min)し、30分保持した後、240分かけて580℃まで昇温(昇温速度0.5℃/min)する設定とした。その後、580℃で60分保持した後、140分かけて420℃まで降温(降温速度1.1℃/min)する設定とした。
その後、二次熱処理を行った。まず、熱処理炉の設定は、420℃で50分間保持する設定とした。本願で定義する「実保持時間」(本実施形態においては、425℃から420℃になるまでの時間)は、図11に示すように11分であった。一次熱処理の過程を含め、ここまでの過程は無磁場中で行った。その後、159.5kA/mの磁場を印加しつつ、320分かけて室温まで降温する設定とした。磁場の印加方向は合金リボンの幅方向すなわちコアの高さ方向とした。その後は無磁場中で放冷した。なお、この磁場中熱処理は、酸素濃度が10ppm以下(2ppm)の雰囲気中で行った。
これにより、本実施形態(実施例3-1)のナノ結晶合金磁心を得た。図12の破線で示すように、B-H曲線は、非常に線形性に優れ、かつ保磁力が小さいものであった。このナノ結晶合金磁心の保磁力は0.71A/mと小さい値である。また、このナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が92,000であり、角形比Br/Bmが10.7%であった。磁歪は3ppm以下であった。
また、実保持時間が長くなるよう、ナノ結晶合金磁心を製造した。
実施例3-1と同様に、巻磁心に一次熱処理を行った。実施例3-1と同様に、580℃で60分保持する工程まで同じ設定で行った後、90分かけて420℃まで降温(降温速度1.8℃/min)する設定とした。
その後、二次熱処理を行った。熱処理炉の設定は、420℃で100分間保持する設定とした。本願で定義する「実保持時間」(本実施形態においては、425℃から磁場を印加(降温を開始)するまでの時間)は、図13に示すように52分であった。一次熱処理の過程を含め、ここまでの過程は無磁場中で行った。その後、159.5kA/mの磁場を印加しつつ、240分かけて室温まで降温する設定とした。磁場の印加方向は合金リボンの幅方向すなわちコアの高さ方向とした。その後は無磁場中で放冷した。なお、この磁場中熱処理は、酸素濃度が10ppm以下(2ppm)の雰囲気中で行った。
これにより、本実施形態(実施例3-2)のナノ結晶合金磁心を得た。図12の実線で示すように、B-H曲線は、非常に線形性に優れ、かつ保磁力が小さいものであった。このナノ結晶合金磁心の保磁力は0.57A/mと極めて小さい値である。このナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が104,000であり、角形比Br/Bmが8.9%であった。磁歪は3ppm以下であった。
実保持時間が、11分、52分のナノ結晶合金磁心を比較すると、実保持時間が長い方が保磁力が小さくなっている。本実施形態では、印加した磁場の強度が60kA/m以上の値であったために、実保持時間が11分でも保磁力が1A/m以下(0.71A/m)のナノ結晶合金磁心が得られた。
(実施例4)
二次熱処理において、前記の無磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持した後に、磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながらこの温度で保持し、その後、前記の磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながら降温する製造方法を用いて、ナノ結晶合金磁心を製造した。
二次熱処理において、前記の無磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持した後に、磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながらこの温度で保持し、その後、前記の磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながら降温する製造方法を用いて、ナノ結晶合金磁心を製造した。
原子%で、Cu:1%、Nb:3%、Si:15.5%、B:6.5%、残部Fe及び不可避不純物からなる合金溶湯を単ロ-ル法により急冷し、幅50mm、厚さ14μmのFe基非晶合金リボンを得た。このFe基非晶合金リボンを、幅6.5mmにスリット(裁断)した後、外径20mm、内径10mmに巻回し、磁心材を作製した(高さ6.5mm)。示差走査熱量計(DSC)での測定により、この合金の結晶化開始温度は500℃であった。
作製した磁心に対して、図14に示す温度及び磁場印加のプロファイルで、一次熱処理を行った。一次熱処理は、まず、90分で450℃まで昇温(昇温速度5.0℃/min)し、30分保持した後、240分かけて580℃まで昇温(昇温速度0.5℃/min)する設定とした。その後、580℃で60分保持した後、130分かけて350℃まで降温(降温速度2.5℃/min)する設定とした。
その後、磁心に二次熱処理を施した。まず、350℃で60分間保持する設定とした。一次熱処理の過程を含め、ここまでの過程は無磁場中で行った。
その後、159.5kA/mの磁場を印加しつつ、350℃で保持した。保持する時間(以後、磁場中保持時間という)は、0分、20分、40分とした。磁場の印加方向は合金リボンの幅方向すなわち磁心の高さ方向とした。なお、この磁場中熱処理は、酸素濃度が10ppm以下(2ppm)の雰囲気中で行った。なお、図14に示す温度及び磁場印加のプロファイルは、磁場中保持時間が0分のものに該当する。
その後、350℃から室温までの間を、159.5kA/mの磁場を印加しつつ、1.7℃/minの降温速度で降温する設定とした。磁場の印加方向は合金リボンの幅方向すなわち磁心の高さ方向とした。なお、この磁場中熱処理は、酸素濃度が10ppm以下(2ppm)の雰囲気中で行った。これにより、本実施形態のナノ結晶合金磁心を得た。
図15の実線で示すように、B-H曲線は、非常に線形性に優れ、かつ保磁力が小さいものであった。磁場中保持時間が0分、20分、40分の場合の、ナノ結晶合金磁心の保磁力はそれぞれ、0.92A/m、0.87A/m、0.80A/m、と極めて小さい値である。また、表2は、1kHzから10MHzまでの周波数でのインピーダンス比透磁率μrzの測定値を示すものである。また、図16は表2に対応する実測結果である。
保磁力Hcは、磁場中保持時間が長いほど小さくなる傾向にある。但し、磁場中保持時間が0分のナノ結晶合金磁心であっても、保磁力Hcは1A/m以下(0.92A/m)と十分に小さいものである。
一方、インピーダンス比透磁率μrzは、磁場中保持時間が長いほど小さくなる傾向にある。インピーダンス比透磁率μrzは、前記の様に、複素比透磁率(μ’-iμ’’)の絶対値に等しいものとして考えることができる。
図17は、得られたナノ結晶合金磁心の複素比透磁率の実数部μ’を測定した結果である。図18は、複素比透磁率の虚数部μ’’を測定した結果である。
磁場中保持時間が0分~40分の範囲で長くなるほど、10kHz以上における実数部μ’の値が小さくなる傾向がみられる。また、虚数部μ’’の周波数特性は、磁場中保持時間が長くなるほど、そのピークが低周波側にシフトしている。このことが、磁場中保持時間が長くなるほど、本実施形態の100kHzのインピーダンス比透磁率μrzを大きくする主要因となっている。
これらの実験結果から、保磁力がさらに小さいナノ結晶合金磁心を得たい場合には、二次熱処理において、無磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持した後に、磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながらこの温度で保持し、その後、磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながら降温する製造方法を適用することが好ましいことが判る。
また、小さい保磁力と高いインピーダンス比透磁率μrzを両立させたい場合は、二次熱処理において、無磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持した後に、磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながらこの温度で保持することなく、その後、磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながら降温する製造方法を適用することが好ましいことが判る。
(実施例5)
図19~図21は、本実施形態のナノ結晶合金磁心に樹脂を含浸し、その際の磁気特性への影響を調べたものである。
図19~図21は、本実施形態のナノ結晶合金磁心に樹脂を含浸し、その際の磁気特性への影響を調べたものである。
実施例1で得られたナノ結晶合金磁心に、樹脂を含浸した。樹脂は、エポキシ樹脂を用いた。樹脂を有機溶媒で希釈し、磁心を浸漬し、磁心に樹脂を含浸させた。
図19は、樹脂を含浸した前後での、本実施形態のナノ結晶合金磁心のB-H曲線を重ねたものである。ほぼ、全てのループにおいてB-H曲線が重なっており、樹脂含浸を行ってもB-H曲線が変化していない。また、残留磁束密度Br、保磁力Hc、角形比の測定値を表3に示す。樹脂を含浸した前後での残留磁束密度Br、保磁力Hc、角形比の変化率は3%前後であり、殆ど変化していないことが分った。
図20、図21は、樹脂を含浸した前後での、透磁率周波数特性(複素比透磁率の実数部μ’及び複素比透磁率の虚数部μ”)の測定結果を重ねたものである。また、また、図20、図21における、10kHz、100kHz、1MHz、10MHzでの複素比透磁率の実数部μ’及び虚数部μ”の測定値を、表4に示す。
複素比透磁率の実数部μ’及び虚数部μ”は、樹脂含浸の前後で、殆ど変化しておらず、10kHzから10MHzのいずれの周波数でも変化率は2%以下である。特に100kHzの実数部μ’、虚数部μ”は、さらに変化率が小さく、どちらも0.5%以下である。
つまり、本実施形態のナノ結晶合金磁心は、樹脂含浸をしても、インピーダンス透磁率の変化率は小さいものである。
このように、本実施形態のナノ結晶合金磁心は、樹脂を含浸しても、B-H曲線、インピーダンス特性の変化を極力小さくできるので、これらの特性に関する製品設計が容易である。
(第2の実施形態)
本開示の第2の実施形態を説明する。本実施形態は、1MHz以下での透磁率・インピーダンス比透磁率が高いナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法に関する。本実施形態によれば、高いインピーダンス比透磁率μrzを持つナノ結晶合金磁心が得られる製造方法を確立できる。また、インピーダンス比透磁率μrzが高いナノ結晶合金磁心を提供できる。このナノ結晶合金磁心は、コモンモードノイズの吸収・除去能力に優れたコモンモードコイル用磁心として適用できる。
本開示の第2の実施形態を説明する。本実施形態は、1MHz以下での透磁率・インピーダンス比透磁率が高いナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法に関する。本実施形態によれば、高いインピーダンス比透磁率μrzを持つナノ結晶合金磁心が得られる製造方法を確立できる。また、インピーダンス比透磁率μrzが高いナノ結晶合金磁心を提供できる。このナノ結晶合金磁心は、コモンモードノイズの吸収・除去能力に優れたコモンモードコイル用磁心として適用できる。
本発明者らは、先ず、多岐に亘る磁場中熱処理方法を検討した。その結果、次の(1)~(3)の磁場中熱処理パターンを適用することで、高いインピーダンス比透磁率μrzを有するナノ結晶合金磁心を得られる見通しを得た。
(1)後段磁場中熱処理
後段磁場中熱処理とは、以下の熱処理のことをいう。
後段磁場中熱処理とは、以下の熱処理のことをいう。
ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボンからなるアモルファス磁心材を、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温してナノ結晶化する一次熱処理を行い、その後、結晶化開始温度未満の温度で、磁路に対して直行する方向に磁場を印加する二次熱処理を行う磁場中熱処理パターンを有する熱処理。
(2)昇温中磁場中熱処理1
昇温中磁場中熱処理1とは、以下の熱処理のことをいう。
昇温中磁場中熱処理1とは、以下の熱処理のことをいう。
ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボンからなるアモルファス磁心材を、結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温してナノ結晶化する一次熱処理を行い、その昇温中に、示差走査熱量計での結晶化開始温度の50℃低温から結晶化開始温度の20℃高温までの温度範囲の少なくとも一部を含み、且つ前記結晶化開始温度の50℃高温を超えない昇温期間中の温度範囲で、磁路に対して直行する方向に磁場を印加する磁場中熱処理パターンを有する熱処理。
(3)昇温中磁場中熱処理2(特許文献3の製法に該当)
昇温中磁場中熱処理2とは、以下の熱処理のことをいう。
昇温中磁場中熱処理2とは、以下の熱処理のことをいう。
ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボンからなるアモルファス磁心材を、結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温してナノ結晶化する一次熱処理を行い、その昇温中に、結晶化開始温度の25℃高温から結晶化開始温度の60℃高温までに相当する昇温期間中の温度範囲内に限定して、10分以上60分以下で磁路に対して直行する方向に磁場を印加する磁場中熱処理パターンを有する熱処理。
次に、インピーダンス比透磁率μrzは、用いるアモルファス合金リボンの厚さにより増減するため、厚さが同じリボン(厚さ18μm)を用いて、上記(1)~(3)の磁場中熱処理パターンでナノ結晶合金磁心を作製し、1kHzから10MHzの周波数で評価した。
まず、上記(3)の磁場中熱処理パターンで得られたナノ結晶合金磁心の評価結果を述べる。このナノ結晶合金磁心は、特許文献3で記載されたナノ結晶合金磁心に対して、リボンの厚さが13μmから18μmに変わったものである。リボンの厚さが厚くなった分、インピーダンス比透磁率μrzの値は、特許文献3に記載された値より小さいものであった。具体的には、インピーダンス比透磁率μrzが、周波数100kHzで48,000に満たなかった。
次に、上記(1)と(2)の磁場中熱処理パターンで得られたナノ結晶合金磁心の評価結果を述べる。図22に示すように、(2)の昇温中磁場中熱処理1により得られたナノ結晶合金磁心は、(1)の後段磁場中熱処理により得られたナノ結晶合金磁心のものより、インピーダンス比透磁率μrzが小さいものであった。
つまり、上記(1)~(3)の磁場中熱処理パターンの中では、(1)の後段磁場中熱処理により得られたナノ結晶合金磁心は、1kHzから10MHzの周波数で最も大きいインピーダンス比透磁率μrzを示した。
この結果を踏まえ、さらに本発明者らは、後段磁場中熱処理を適用する上で、インピーダンス比透磁率μrzを向上させるための技術的ポイントを見極めるために、温度プロファイルを鋭意精査した。その結果、以下の4つの技術手段を見出した。
(a:第1の技術手段)後段磁場中熱処理を適用してナノ結晶合金磁心を製造し、かつ、さらに一次熱処理の工程において、結晶化開始温度での昇温速度を1.0℃/min未満とする。この製造方法を適用することで、後段磁場中熱処理によって得られるナノ結晶合金磁心のインピーダンス比透磁率μrzを高めることができる。なお、本願において、結晶化開始温度での昇温速度とは、結晶化開始温度の5℃低い温度と5℃高い温度の間の平均昇温速度、つまり、一次熱処理工程における昇温時の平均昇温速度を指すものとする。
(b:第2の技術手段)後段磁場中熱処理を適用してナノ結晶合金磁心を製造し、かつ、さらに一次熱処理の工程において、最高温度を550℃超585℃以下にする。この製造方法を適用することで、後段磁場中熱処理によって得られるナノ結晶合金磁心のインピーダンス比透磁率μrzを高めることができる。
(c:第3の技術手段)後段磁場中熱処理を適用してナノ結晶合金磁心を製造し、かつ、さらに二次熱処理の工程において、磁場を印加する際の最高温度を200℃以上400℃未満とする。この製造方法を適用することで、後段磁場中熱処理によって得られるナノ結晶合金磁心のインピーダンス比透磁率μrzを高めることができる。
(d:第4の技術手段)後段磁場中熱処理を適用してナノ結晶合金磁心を製造し、かつ、さらに二次熱処理の工程において、4℃/min以下の平均速度で降温しながら磁場を印加する。この製造方法を適用することで、後段磁場中熱処理によって得られるナノ結晶合金磁心のインピーダンス比透磁率μrzを高めることができる。
(a)から(d)の特徴は組み合わせることが可能である。(a)から(d)の特徴を2以上組み合わせることによって、あるいは、(a)から(d)の特徴および第1の実施形態の特徴を2以上組み合わせることによって、さらにインピーダンス比透磁率μrzを高めることができる。
以下に、本開示の第2の実施形態によるナノ結晶合金磁心の製造方法、及びナノ結晶合金磁心を詳述する。
(ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボン)
第1の実施形態と同様、ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボンとしては、Fe基のものを用いることができる。
第1の実施形態と同様、ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボンとしては、Fe基のものを用いることができる。
Fe基のアモルファス合金リボンとして、例えば、一般式:(Fe1-aMa)100-x-y-z-α-β-γCuxSiyBzM’αM”βXγ(原子%)(ただし、MはCo及び/又はNiであり、M’はNb,Mo,Ta,Ti,Zr,Hf,V,Cr,Mn及びWからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、M”はAl,白金族元素,Sc,希土類元素,Zn,Sn,Reからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、XはC、Ge、P、Ga、Sb、In、Be、Asからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、a,x,y,z,α,β及びγはそれぞれ0≦a≦0.5,0.1≦x≦3,0≦y≦30,0≦z≦25,5≦y+z≦30、0≦α≦20,0≦β≦20及び0≦γ≦20を満たす。)により表される組成の合金を使用することができる。好ましくは、上記一般式において、a,x,y,z,α,β及びγは、それぞれ0≦a≦0.1,0.7≦x≦1.3,12≦y≦17,5≦z≦10,1.5≦α≦5,0≦β≦1及び0≦γ≦1を満たす範囲である。
前記組成の合金を、融点以上に溶融し、単ロール法により、急冷凝固することで、長尺状のアモルファス合金リボンを得ることができる。
アモルファス合金リボンに、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温する熱処理を行うことで、アモルファス合金がナノ結晶化される。ナノ結晶化した合金は、その少なくとも50体積%、さらには80体積%が、最大寸法で測定した粒径の平均が100nm以下の微細な結晶粒で占められる。また、合金のうちで微細結晶粒以外の部分は主にアモルファスである。微細結晶粒の割合は実質的に100体積%であってもよい。
高いインピーダンス比透磁率μrzを有するナノ結晶合金磁心を得るためには、リボンの薄肉化が重要である。そのため、アモルファス合金リボンの好ましい厚さは、15μm以下である。厚さが15μm以下であれば、高周波用途における渦電流の発生を抑制でき、インピーダンス比透磁率μrzを向上させることができる。さらに好ましい厚さは、13μm以下である。厚さの下限は特に限定されないが、単ロール法でアモルファス合金リボンを製造する上で、7μm以上とすれば、連続鋳造が行いやすく、製造上好ましい。
次に、アモルファス合金リボンの製造方法を説明する。まず、上記の組成を有する合金溶湯から、単ロール法、双ロール法などの公知の液体急冷法(超急冷法)により、リボン状のアモルファス合金を形成する。冷却ロールの周速度は、例えば15~50m/秒程度に設定され得る。冷却ロールは、熱伝導が良好な純銅、またはCu-Be、Cu-Cr、Cu-Zr、Cu-Zr-Crなどの銅合金から形成され得る。大量生産の場合、冷却ロールは水冷され得る。冷却速度に応じて合金のアモルファス組織の形成に差が生じることがあるので、アモルファス合金リボンの形成においては、ロールの温度変化が小さく保たれる。なお、アモルファス合金リボンの厚さtは重量換算法にて得られる値である。例えば長尺のアモルファス合金リボンから2m(長手方向)×50mm(幅方向)の試料の重量Mを計測し、また、密度d[kg/m3]は、定容積膨張法による乾式密度測定(例えば島津製作所製アキュピックII 1340 シリーズによる測定)により求めることにより、厚さt[m]=M/((2×50-3)×d)を算出することができる。
アモルファス合金リボンを巻回または積層することによりアモルファス磁心材とすることができる。アモルファス磁心材は、各合金層の間に僅かな隙間または他の物質が存在していてもよい。アモルファス磁心材に占めるアモルファス合金リボンの体積占積率は、例えば70%~90%である。
アモルファス合金リボンに後段磁場中熱処理を行うことで、ナノ結晶化され、透磁率μ(1kHz)が70,000以上であり、角形Br/Bmが30%以下のナノ結晶合金が得られる。
なお、第1の実施形態と同様、結晶化開始温度は、示差走査熱量計(DSC:Differential Scanning Calorimetry)の測定条件を昇温速度10℃/分で行ったときの、ナノ結晶化の開始による発熱反応が検出される温度として定義される。
以下に、本開示の後段磁場中熱処理について説明する。後段磁場中熱処理は、ナノ結晶化のための一次熱処理と、磁気特性の調整を行うための磁場中で加熱する二次熱処理を有する。なお、第2の実施形態の中で記載する温度は、炉の設定温度を指している。
(一次熱処理)
一次熱処理は、結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温する過程を含む。一次熱処理での最高温度は、510℃以上600℃以下の範囲に設定され得る。最高温度が510℃より低いか、あるいは600℃よりも高いと、磁歪が大きくなってしまう。磁歪が大きいと、磁心に樹脂を含浸する場合、磁気特性が大きく変化して所望の特性が得られ難い。最高温度で温度を保持する必要は必ずしもなく、0分(保持時間無し)であってもナノ結晶化させることができる。好ましくは、保持時間を5分以上24時間以下の範囲内で設定する。熱処理時間が5分以上であれば、磁心を構成する合金の全体を均一な温度にしやすいので、磁気特性を均一にしやすい。一方、熱処理時間が24時間よりも長いと、生産性が悪くなるだけではなく、結晶粒の過剰な成長、または不均一な形態の結晶粒の生成により、磁気特性の低下が起こりやすい。
一次熱処理は、結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温する過程を含む。一次熱処理での最高温度は、510℃以上600℃以下の範囲に設定され得る。最高温度が510℃より低いか、あるいは600℃よりも高いと、磁歪が大きくなってしまう。磁歪が大きいと、磁心に樹脂を含浸する場合、磁気特性が大きく変化して所望の特性が得られ難い。最高温度で温度を保持する必要は必ずしもなく、0分(保持時間無し)であってもナノ結晶化させることができる。好ましくは、保持時間を5分以上24時間以下の範囲内で設定する。熱処理時間が5分以上であれば、磁心を構成する合金の全体を均一な温度にしやすいので、磁気特性を均一にしやすい。一方、熱処理時間が24時間よりも長いと、生産性が悪くなるだけではなく、結晶粒の過剰な成長、または不均一な形態の結晶粒の生成により、磁気特性の低下が起こりやすい。
本発明者らは、この一次熱処理において、上述したインピーダンス比透磁率μrzを向上させることが可能な第1の技術手段を見出した。
第1の技術手段は、結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温する工程において、結晶化開始温度において1.0℃/min未満の緩やかな昇温速度とすることである。なお、本発明において、結晶化開始温度での昇温速度とは、結晶化開始温度の5℃低い温度と5℃高い温度の間の平均昇温速度を指すものとする。以下にこの理由を記載する。
結晶化の反応は発熱反応であるため、結晶化開始温度近傍において磁心材の温度が瞬間的に上昇することがある。この時、リボン中にナノ結晶が不均一に粗大化してしまうため、均一な磁気異方性が形成されず磁心のインピーダンス比透磁率μrzが低下しやすい。結晶化開始温度での昇温速度を1.0℃/min未満に低速化することで、かかる瞬間的な温度上昇を抑制し、インピーダンス透磁率を向上することができる。なお、結晶化開始温度よりも20℃低温までは、例えば1.0以上の昇温速度で比較的急速に昇温してもよい。また別の効果として、安定してナノ結晶化を行うことができ、これにより磁歪を小さくできるので、樹脂含浸しても特性変化の小さいナノ結晶合金磁心とすることができる。
結晶化開始温度での昇温速度が、0.9℃/min以下、さらには0.85以下であるとインピーダンス比透磁率μrzをさらに向上できる。なお、昇温速度の下限値は特に限定されないが、製造工程を短縮するために、0.1℃/min以上、さらには0.2℃/min以上とすることが好ましい。
また、本発明者らは、第2の技術手段として、この一次熱処理での最高温度を、550℃超585℃以下とすることで、インピーダンス比透磁率μrzを向上させることが可能であることを見出した。以下にその理由を記載する。
一次熱処理での最高温度が585℃を超える場合、ナノ結晶の結晶粒径が肥大することで磁心材の保磁力が急激に増大する。保磁力が大きい磁心材ではその磁化過程において磁壁移動成分を多く含み、磁壁移動に伴う渦電流(異常渦電流)が発生し、インピーダンス比透磁率μrzが低下すると推察される。逆に一次熱処理での最高温度が550℃以下の場合、磁心材の保磁力は低下するが磁歪が大きくなるため外部からの応力の影響で磁区構造が乱れてインピーダンス比透磁率μrzが低下すると推察される。
また、この温度範囲であれば、磁歪を小さくできる効果もある。具体的には、磁歪を3ppm以下、さらには2ppm以下、さらには1ppm以下にすることが可能である。最高温度の下限値は555℃以上とすることが好ましい。また、最高温度の上限値は583℃以下とすることが好ましい。これにより、インピーダンス比透磁率μrzをさらに高めることができる。
(二次熱処理)
一次熱処理の後に、結晶化開始温度未満の温度で、磁路に対して直行する方向に磁場を印加する、二次熱処理を行う。磁場の印加は、一定の温度で保持しながら行うこともできるし、昇温・降温させながら行うこともできる。降温させながら磁場を印加した場合、ヒステリシスBHカーブが傾斜し、かつ、傾斜した部分は直線的になるので特に好ましい。
一次熱処理の後に、結晶化開始温度未満の温度で、磁路に対して直行する方向に磁場を印加する、二次熱処理を行う。磁場の印加は、一定の温度で保持しながら行うこともできるし、昇温・降温させながら行うこともできる。降温させながら磁場を印加した場合、ヒステリシスBHカーブが傾斜し、かつ、傾斜した部分は直線的になるので特に好ましい。
印加する磁場の方向は、磁路方向に対して垂直な方向とする。巻磁心であれば、磁心の高さ方向(巻磁心の軸方向)に磁場を印加する。磁場の印加は、直流磁場、交流磁場、またはパルス磁場のいずれによるものでもよい。
この磁場中熱処理により、透磁率が低下するものの残留磁束密度Brが低下して、Br/Bmを小さくでき、偏磁が生じにくい磁心とすることができる。このため、コモンモードチョークコイル用の磁心に好適である。
なお、磁場を印加する最高温度を200℃以上、結晶化開始温度未満の範囲にすると、透磁率を変化させやすく、コモンモードチョークコイル用のコイルとして必要な磁気特性を得やすいため、好ましい。結晶化開始温度以上の温度で磁場を印加すると、ナノ結晶相の結晶粒成長が促進してしまうため保磁力が増大する可能性がある。磁場を印加する最高温度を500℃以下(かつ結晶化開始温度未満である)とすることが、さらに好ましい。
この場合、磁場中で少なくとも100℃迄降温することが好ましい。これにより、インピーダンス比透磁率μrzを高めることができる。また、B-H曲線が傾き、かつ直線性の高い軟磁気特性を得ることができる。
磁場は、磁場強度50kA/m以上で印加することが好ましい。これにより、インピーダンス比透磁率μrzを高めることができる。より好ましい範囲は、60kA/m以上であり、さらには150kA/m以上である。磁場強度の上限は特に限定されないが、磁場発生コイルに流せる電流量の関係から、500kA/m以下とすることが実用的である。また、磁場を印加する時間は特に制限されないが、1~180分程度が実用的である。
一次熱処理と二次熱処理は、連続して行うことができる。つまり、一次熱処理で最高温度とした後、二次熱処理の温度に降温し、そのまま磁場を印加して二次熱処理をすることもできる。
勿論、一次熱処理と二次熱処理は、個別に行うこともできる。つまり、一次熱処理を行った後、二次熱処理の温度以下に降温し、その後、二次熱処理の温度に昇温して磁場を印加することもできる。
本発明者らは、この二次熱処理において、インピーダンス比透磁率μrzを向上させることが可能な第3の技術手段を見出した。第3の技術手段は、磁場を印加する最高温度を200℃以上400℃未満とすることである。以下にこの理由を記載する。
インピーダンス比透磁率μrzは、1kHz近傍の低い周波数では最大値を示し、周波数が高くなるにつれ低下し始めて、最終的にSnoekの限界線に沿って低下する。2MHz以上の周波数では、インピーダンス比透磁率μrzはSnoekの限界線に沿っており、磁場を印加する最高温度には依存しない。しかし、1~100kHz近傍におけるインピーダンス比透磁率μrzは、後述するように、磁場を印加する最高温度により値が変わる。この理由は、磁心材の高さ方向に沿った磁気異方性が変わるため、磁場を印加する最高温度が低いとBHカーブの傾きが大きくなるためである。磁場を印加する最高温度が200℃以上400℃未満であれば、100kHzのインピーダンス比透磁率μrzは十分に高い値を示す。磁場を印加する最高温度は370℃以下とすることが好ましい。インピーダンス比透磁率μrzをさらに向上できる。
また、本発明者らは、この二次熱処理において、インピーダンス比透磁率μrzを向上させることが可能な第4の技術手段を見出した。第4の技術手段は、二次熱処理で磁場を印加する際、4℃/min以下の平均速度で降温しながら磁場を印加することである。
これによりインピーダンス比透磁率μrzが向上する理由は不明であるが、磁場を印加しながら急激に冷却した場合、熱処理中の磁心材の中において温度の分布に斑が発生するため磁心材の中の場所によって磁気異方性が異なり均一な磁区が形成されない現象がおきるためと推察される。
なお、二次熱処理で磁場を印加する際の4℃/min以下の平均速度とは、磁場の印加を始めた時の温度から、100℃まで降温する間の平均速度を指す。
なお、100℃での降温速度を4℃/min以下とすることが好ましい。インピーダンス比透磁率μrzをさらに高めることができる。なお、本発明において、100℃での降温速度とは、105℃から95℃の間の平均降温速度を指すものとする。
一次熱処理および二次熱処理は、非反応性雰囲気ガス中で行うことが好ましい。例えば、窒素ガス中で熱処理した場合は十分な透磁率が得られ、窒素ガスを実質的に非反応性ガスとして扱える。非反応性ガスとして、不活性ガスも使用することもできる。また、熱処理を真空中で行うこともできる。
一次熱処理は酸素濃度が10ppm以下の雰囲気中で行うことが好ましい。得られる磁心の保磁力を小さくできる。
(ナノ結晶合金磁心)
本開示のナノ結晶合金磁心は、周波数f=1kHz、振幅H=0.05アンペア/メートル(A/m)の交流磁場が印加された状態において室温にて測定した透磁率μ(1kHz)が70,000以上の磁心にすることができる。
本開示のナノ結晶合金磁心は、周波数f=1kHz、振幅H=0.05アンペア/メートル(A/m)の交流磁場が印加された状態において室温にて測定した透磁率μ(1kHz)が70,000以上の磁心にすることができる。
また、上記製造方法を適用することで、100kHzでのインピーダンス比透磁率μrzが、48,000以上のナノ結晶合金磁心を得ることも可能である。また、10kHzでは90,000以上、1MHzでは8,500以上と、広い周波数域で高いインピーダンス比透磁率μrzを得ることも可能である。さらには、100kHzでのインピーダンス比透磁率μrzが49,000以上、さらには50,000以上のナノ結晶合金磁心を得ることも可能である。また、10kHzでは95,000以上、さらには、100,000以上のインピーダンス比透磁率μrzを得ることも可能である。また、1MHzでは、8,800以上、さらには9,000以上のインピーダンス比透磁率μrzを得ることも可能である。
(磁心ユニット)
本開示のナノ結晶合金磁心は、例えば導線を巻回したり貫通させることで、コモンモードチョークコイル用の磁心ユニットとすることができる。
本開示のナノ結晶合金磁心は、例えば導線を巻回したり貫通させることで、コモンモードチョークコイル用の磁心ユニットとすることができる。
<インピーダンス比透磁率μrz、複素比透磁率の実数部μ’、虚数部μ’’>
インピーダンス比透磁率μrz、複素比透磁率の実数部μ’、虚数部μ’’の測定は、アジレレントテクノロジー社製HP4194Aを用いて、オシレーションレベル0.5V、アベレージ16の条件で行った。絶縁被覆導線を、トロイダルコアの中央部に貫通させて、入出力端子に接続し測定した。
インピーダンス比透磁率μrz、複素比透磁率の実数部μ’、虚数部μ’’の測定は、アジレレントテクノロジー社製HP4194Aを用いて、オシレーションレベル0.5V、アベレージ16の条件で行った。絶縁被覆導線を、トロイダルコアの中央部に貫通させて、入出力端子に接続し測定した。
以下、製造方法について、さらに詳細に説明する。
(実施例6)
原子%で、Cu:1%、Nb:3%、Si:15.5%、B:6.5%、残部Fe及び不可避不純物からなる合金溶湯を単ロ-ル法により急冷し、幅50mm、厚さ14μmのFe基非晶合金リボンを得た。このFe基非晶合金リボンを、幅6.5mmにスリット(裁断)した後、外径20mm、内径10mmに巻回し、磁心材を作製した(高さ6.5mm)。示差走査熱量計(DSC)での測定により、この合金の結晶化開始温度は500℃であった。
原子%で、Cu:1%、Nb:3%、Si:15.5%、B:6.5%、残部Fe及び不可避不純物からなる合金溶湯を単ロ-ル法により急冷し、幅50mm、厚さ14μmのFe基非晶合金リボンを得た。このFe基非晶合金リボンを、幅6.5mmにスリット(裁断)した後、外径20mm、内径10mmに巻回し、磁心材を作製した(高さ6.5mm)。示差走査熱量計(DSC)での測定により、この合金の結晶化開始温度は500℃であった。
作製した磁心に対して、図23に示す温度及び磁場印加のプロファイルで、一次熱処理及び二次熱処理を行った。一次熱処理は、まず、90分で450℃まで昇温(昇温速度5.0℃/min)し、30分保持した後、240分かけて580℃まで昇温(昇温速度0.5℃/min)した。その後、580℃で60分保持した後、130分かけて350℃まで降温(降温速度2.5℃/min)した。
その後、磁心材に二次熱処理を施した。まず、350℃で60分間保持した。一次熱処理の過程を含め、ここまでの過程は無磁場中で行った。その後、350℃から室温までの間を、159.5kA/mの磁場を印加しつつ、1.7℃/minの降温速度で降温した。磁場の印加方向は合金リボンの幅方向すなわち磁心の高さ方向とした。なお、この磁場中熱処理は、酸素濃度が10ppm以下(2ppm)の雰囲気中で行った。これにより、本実施形態のナノ結晶合金磁心を得た。このナノ結晶合金磁心は、インピーダンス比透磁率μrzが、10kHzで126,524、100kHzで50,644、1MHzで9,938であった。また、透磁率μ(1kHz)が100,000であり、角形比Br/Bmが12.7%であった。
(実施例7)
図23に示す温度及び磁場印加のプロファイルに対し、450℃から580℃に昇温する際の昇温速度を0.5℃/min~4.4℃/minの範囲で変え、インピーダンス比透磁率μrzに与える影響を調べた。
図23に示す温度及び磁場印加のプロファイルに対し、450℃から580℃に昇温する際の昇温速度を0.5℃/min~4.4℃/minの範囲で変え、インピーダンス比透磁率μrzに与える影響を調べた。
具体的には、450℃から580℃に昇温する時間を240分(昇温速度0.5℃/min)とした以外に、180分(昇温速度0.8℃/min)、120分(昇温速度1.1℃/min)、60分(昇温速度2.2℃/min)、30分(昇温速度4.4℃/min)とした。それ以外は実施例6と同様にして、磁心材に後段磁場中熱処理を施した。
図24は、昇温速度とインピーダンス比透磁率μrzの関係を、周波数ごとに示した図である。また、表5はその数値を示したものである。図24、表5に示される通り、昇温速度を遅く(1.0℃/min未満)とすることで、インピーダンス比透磁率μrzが高まる。100kHzでのインピーダンス比透磁率μrzは、昇温速度が0.8℃/minと0.5℃/minの測定値を見ると、どちらも50,000以上であり、ほぼ同じ値である。昇温速度が遅いと製造時間が長くなるので、100kHzで高いインピーダンス比透磁率μrzを得る場合は、0.8℃/min近辺の昇温速度(0.4℃/min以上0.9℃/min以下)で、製造することが好ましい。
また、1MHzや10MHzで高いインピーダンス比透磁率μrzを得る場合は、0.8℃/minよりも0.5℃/minのインピーダンス比透磁率μrzが高いことから、0.5℃/min近辺の昇温速度(0.3℃/min以上0.7℃/min以下)で、製造することが好ましい。
また、昇温速度が0.5℃/minのナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が134,766であり、角形比Br/Bmが29.6%であった。また、昇温速度が0.8℃/minのナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が137,116であり、角形比Br/Bmが32.8%であった。
図25は、実施例7で得られたナノ結晶合金磁心の、周波数と複素比透磁率の実数部μ’の関係を示すものである。昇温速度が1℃/min未満(0.5℃/min,0.8℃/min)で得られたナノ結晶合金磁心は、それよりも遅い昇温速度で得られたものに対し、10kHz以上の周波数で、実数部μ’の低下が少ない。なお、昇温速度が0.5℃/minと0.8℃/minの実数部μ’を比較すると、全ての周波数域でどちらもほぼ同じ値を示している。
図26は、図25と同じナノ結晶合金磁心の、周波数と複素比透磁率の虚数部μ’’の関係を示すものである。昇温速度が1℃/min未満(0.5℃/min,0.8℃/min)で得られたナノ結晶合金磁心は、それよりも遅い昇温速度で得られたものに対し、虚数部μ’’のピークが高周波側にある。具体的には、昇温速度が1℃/min未満のナノ結晶合金磁心は、それよりも遅い昇温速度で得られたものに対し、2kHz以上50kHz未満の周波数では虚数部μ’’が小さいが、50kHz以上の周波数では虚数部μ’’がより大きくなる。なお、昇温速度が0.5℃/minと0.8℃/minの実数部μ’を比較すると、全ての周波数域において、どちらもほぼ同じ値を示している。この現象が、450℃から580℃に昇温する際の昇温速度を1.0℃/min未満とすると、本実施形態の100kHzでのインピーダンス比透磁率μrzを大きくする主要因となっている。
また、昇温速度が0.5℃/minと0.8℃/minのナノ結晶合金は、実数部μ’と虚数部μ’’とも、周波数特性がほぼ同じであることから、昇温速度を1℃/min未満とすることで、安定したインピーダンス比透磁率μrzを持つナノ結晶合金を製造しやすいことが伺える。
(実施例8)
図23に示す温度及び磁場印加のプロファイルにおける最高温度を500℃から600℃の範囲で変え、インピーダンス比透磁率μrzに与える影響を調べた。具体的には、最高温度を500℃、520℃、540℃、560℃、580℃、590℃、600℃とした。それ以外は実施例6と同様にして、磁心材に後段磁場中熱処理を施した。なお、450℃から最高温度までに到達する時間は4時間とした。
図23に示す温度及び磁場印加のプロファイルにおける最高温度を500℃から600℃の範囲で変え、インピーダンス比透磁率μrzに与える影響を調べた。具体的には、最高温度を500℃、520℃、540℃、560℃、580℃、590℃、600℃とした。それ以外は実施例6と同様にして、磁心材に後段磁場中熱処理を施した。なお、450℃から最高温度までに到達する時間は4時間とした。
図27は、一次熱処理の最高温度とインピーダンス比透磁率μrzの関係を、測定周波数ごとに示した図である。また、表6はその数値を示したものである。図27、表6に示される通り、一次熱処理において、最高温度が580℃として得られたナノ結晶合金磁心は、インピーダンス比透磁率μrzが大きく、その値は、100kHzで50,000以上(50,690)である。次にインピーダンス比透磁率μrzが高いものは、最高温度を560℃としたナノ結晶合金磁心であり、その値は、49,000以上(49,540)である。
さらに最高温度が540℃のものは、インピーダンス比透磁率μrzが、100kHzで48,198であり、560℃のものより若干値が低下する。最高温度が590℃のものは、インピーダンス比透磁率μrzが39,136であり、580℃の値(50,690)に対して急激に低下する。この点から、一次熱処理の最高温度が550℃超585℃以下の範囲であれば、インピーダンス比透磁率μrzが49,000のものが得られやすい。また、555℃以上590℃以下とすれば、インピーダンス比透磁率μrzが49000のものが得られやすい。
また、最高温度が560℃のナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が143,248であり、角形比Br/Bmが28.3%であった。また、最高温度が580℃のナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が134,766であり、角形比Br/Bmが29.6%であった。
図28は、実施例8で得られたナノ結晶合金磁心の、周波数と複素比透磁率の実数部μ’の関係を示すものである。一次熱処理の工程における最高温度を、550℃超585℃以下(560℃、580℃)として得られたナノ結晶合金磁心は、1kHzから10MHzの範囲で、実数部μ’が大きいものが得られた。
図29は、図28と同じナノ結晶合金磁心の、周波数と複素比透磁率の虚数部μ’’の関係を示すものである。図28と同様に、最高温度を、550℃超585℃以下(560℃、580℃)として得られたナノ結晶合金磁心は、10kHz以上の範囲で虚数部μ’’が大きいものである。
なお、一次熱処理の工程における最高温度を540℃として得られたナノ結晶合金磁心も、図28に示すように、560℃、580℃として得られたナノ結晶合金磁心と同じく、実数部μ’の値は大きいものとなるが、図29に示すように、虚数部μ’’の値が、100kHzで、560℃、580℃のものより若干小さいものとなる。この現象が、一次熱処理の工程においての最高温度を550℃超585℃以下(560℃、580℃)とすると、本実施形態の100kHzでのインピーダンス比透磁率μrzが大きくなる主要因となっている。
(実施例9)
図23に示す温度及び磁場印加のプロファイルに対し、二次熱処理で磁場を印加する温度範囲を変え、インピーダンス比透磁率μrzに与える影響を調べた。具体的には、二次熱処理で磁場を印加する最高温度を、350℃、400℃、450℃、500℃、とし、磁場を印加しながら室温まで冷却した。また、Fe基非晶合金リボンは厚さ10.6μmのものを用いた。それ以外は実施例6と同様にして、磁心材に後段磁場中熱処理を施した。
図23に示す温度及び磁場印加のプロファイルに対し、二次熱処理で磁場を印加する温度範囲を変え、インピーダンス比透磁率μrzに与える影響を調べた。具体的には、二次熱処理で磁場を印加する最高温度を、350℃、400℃、450℃、500℃、とし、磁場を印加しながら室温まで冷却した。また、Fe基非晶合金リボンは厚さ10.6μmのものを用いた。それ以外は実施例6と同様にして、磁心材に後段磁場中熱処理を施した。
図30は、周波数とインピーダンス比透磁率μrzの関係を、磁場を印加する温度範囲ごとに示した図である。また、表7はその数値を示したものである。図30、表7に示される通り、二次熱処理において、磁場を印加する温度範囲を低い範囲に限定すると、100kHzでのインピーダンス比透磁率μrzが高まる。最高温度を350℃としたものは、インピーダンス比透磁率μrzの値が66,003である。なお、100kHz以外の周波数を見ると、2MHz以下では、印加する温度範囲が低いほどインピーダンス比透磁率μrzが高まり、2MHzを超えた周波数では、印加する温度範囲が低いほどインピーダンス比透磁率μrzが低下する傾向がある。
また、最高温度を350℃とした本実施形態のナノ結晶合金磁心は、10kHzでのインピーダンス比透磁率μrzは120,000以上(129,625)である。また、1MHzでのインピーダンス比透磁率μrzは13,000以上(13,488)である。また、二次熱処理で磁場を印加する最高温度を350℃としたナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が135.998であり、角形比Br/Bmが20.8%であった。
図31は、実施例9で得られたナノ結晶合金磁心の、周波数と複素比透磁率の実数部μ’の関係を示すものである。二次熱処理で磁場を印加する際の最高温度を、350℃として得られたナノ結晶合金磁心は、それ以外の最高温度で得られたものに対し、実数部μ’が、100kHz以下では大きい値をとるが、100kHzを超えた周波数では逆に小さくなる。
図32は、図31と同じナノ結晶合金磁心の、周波数と複素比透磁率の虚数部μ’’の関係を示すものである。二次熱処理で磁場を印加する最高温度を、350℃として得られたナノ結晶合金磁心は、それ以外の最高温度で得られたものに対し、虚数部μ’’が大きく、特に、100kHzからそれ以下の周波数にかけて値の差が大きくなる。この現象が、二次熱処理で磁場を印加する際の最高温度を350℃とすると、本実施形態の100kHzでのインピーダンス比透磁率μrzが大きくなる主要因となっている。
また、リボンの厚さを薄くすることによるインピーダンス比透磁率μrzへの影響を調べた。実施例6で得られたナノ結晶合金磁心(薄帯の厚さ14μm、磁場を印加する温度範囲は350℃以下のみ)は、インピーダンス比透磁率μrzが、10kHzで126,524、100kHzで50,644、1MHzで9,938である。それに対し、本実施形態で得られたナノ結晶合金磁心(薄帯の厚さ10.6μm、磁場を印加する温度範囲は同じ350℃以下のみ)は、10kHzで129,625、100kHzで66,003、1MHzで13,488である。1kHz、10MHzの周波数でも、リボン厚さが10.6μmである本実施形態のナノ結晶合金磁心の方が、インピーダンス比透磁率μrzが高くなっている。
(実施例10)
図23に示す温度及び磁場印加のプロファイルに対し、二次熱処理において、降温しながら磁場を印加し、かつ、その際の降温速度を4.4℃/minから1.0℃/minの範囲で変え、インピーダンス比透磁率μrzに与える影響を調べた。
図23に示す温度及び磁場印加のプロファイルに対し、二次熱処理において、降温しながら磁場を印加し、かつ、その際の降温速度を4.4℃/minから1.0℃/minの範囲で変え、インピーダンス比透磁率μrzに与える影響を調べた。
図33は、周波数とインピーダンス比透磁率μrzの関係を、降温速度ごとに示した図である。また、表8はその数値を示したものである。図33、表8に示される通り、磁場を印加している最中の降温速度が3.0℃/min、1.7℃/min、1.0℃/minとした本実施形態は、100kHzでのインピーダンス比透磁率μrzが50,000以上(50,770、50,690、52,194)である。また、10kHzでのインピーダンス比透磁率μrzは、降温速度が3.0℃/minのもので134,326と最も高いが、上記3条件のいずれも、11,500以上(134,326、124,167、125,205)である。また、1MHzでのインピーダンス比透磁率μrzは、いずれも10,000以上(10,041、10,151、10,793)である。
また、降温速度を3.0℃/minとしたナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が147,915であり、角形比Br/Bmが36.6%であった。また、降温速度を1.7℃/minとしたナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が134,776であり、角形比Br/Bmが29.6%であった。また、降温速度を1.0℃/minとしたナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が125,205であり、角形比Br/Bmが20.8%であった。
図34は、実施例10で得られたナノ結晶合金磁心の、周波数と複素比透磁率の実数部μ’の関係を示すものである。上記の降温速度が4℃/min以下(3.0℃/min、1.7℃/min、1.0℃/mi)で得られたナノ結晶合金磁心は、ほぼ同じ周波数特性を示す。また、これらのナノ結晶合金磁心は、降温速度が4.4℃/minで得られたものよりも、5kHz以上の範囲で、実数部μ’の値が大きい。
図35は、図34と同じナノ結晶合金磁心の、周波数と複素比透磁率の虚数部μ’’の関係を示すものである。降温速度が遅くなるにつれ、虚数部μ’’値周波数特性は、そのピークが高周波側にシフトしている、但し、降温速度が3.0℃/min~1.0℃/minで得られたナノ結晶合金磁心は、80kHz辺りから高周波側においてはほぼ同じ周波数特性を示す。
磁場を印加しながらの降温速度を4℃/min以下にすると、80kHz以上の周波数での虚数部μ’’の値が大きくなり、このことが本実施形態のインピーダンス比透磁率μrzを大きくする主要因となっている。
(実施例11)
図23に示す温度及び磁場印加のプロファイルに対し、二次熱処理において、降温しながら磁場を印加し、かつ、磁場を印加する際の最低温度を、100℃~300℃の範囲で変え、インピーダンス比透磁率μrzに与える影響を調べた。具体的には、磁場を印加する際の最低温度を、100℃、200℃、250℃、300℃とした。
図23に示す温度及び磁場印加のプロファイルに対し、二次熱処理において、降温しながら磁場を印加し、かつ、磁場を印加する際の最低温度を、100℃~300℃の範囲で変え、インピーダンス比透磁率μrzに与える影響を調べた。具体的には、磁場を印加する際の最低温度を、100℃、200℃、250℃、300℃とした。
図36は、周波数とインピーダンス比透磁率μrzの関係を、二次熱処理の最低温度ごとに示した図である。また、表9はその数値を示したものである。図36、表9に示される通り、磁場を印加する際の最低温度を100℃として得られたナノ結晶合金磁心は、100kHzでのインピーダンス比透磁率μrzが、50,000以上(50,690)である。また、10kHzでのインピーダンス比透磁率μrzは、12,000以上(124,167)である。また、1MHzでのインピーダンス比透磁率μrzは、いずれも10,000以上(10,151)である。
また、磁場を印加する際の最低温度を100℃としたナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が134,766であり、角形比Br/Bmが29.6%であった。
図37は、実施例11で得られたナノ結晶合金磁心の、周波数と複素比透磁率の実数部μ’の関係を示すものである。二次熱処理において、磁場を印加する際の最低温度が低いほど、10kHz以上の周波数で、実数部μ’が大きくなる傾向がある。
図38は、図37と同じナノ結晶合金磁心の、周波数と複素比透磁率の虚数部μ’’の関係を示すものである。同様に、磁場を印加する際の最低温度が低いほど、10kHz以上の周波数で、虚数部μ’’が大きくなる傾向がある。この現象が、二次熱処理において、磁場を印加する際の最低温度が低いほど、本実施形態の100kHzでのインピーダンス比透磁率μrzが大きくなる、主要因となっている。
(実施例12)
図23に示す温度及び磁場印加のプロファイルに対し、二次熱処理において、印加する磁場の強度を、39.9kA/mから319.2kA/mの範囲で変え、インピーダンス比透磁率μrzに与える影響を調べた。具体的には、印加する磁場の強度を、39.9kA/m、79.8kA/m、319.2kkA/mとした。
図23に示す温度及び磁場印加のプロファイルに対し、二次熱処理において、印加する磁場の強度を、39.9kA/mから319.2kA/mの範囲で変え、インピーダンス比透磁率μrzに与える影響を調べた。具体的には、印加する磁場の強度を、39.9kA/m、79.8kA/m、319.2kkA/mとした。
図39は、印加磁場強度とインピーダンス比透磁率μrzの関係を、測定周波数ごとに示した図である。また、表10はその数値を示したものである。図39、表10に示される通り、印加する磁場の強度を大きくするほど、インピーダンス比透磁率μrzが大きくなる傾向がある。79.8kA/mの磁場を印加して得られたナノ結晶合金磁心は、39.9kA/mのものに対して、1kHz、10kHz、100kHz、1MHz、10MHzの周波数で、30%以上のインピーダンス比透磁率μrzの増大がある。一方、79.8kA/mと319.2kA/mの磁場を印加して得られたナノ結晶合金磁心を比較すると、インピーダンス比透磁率μrzの増大はいずれの周波数でも6%以下である。なお、100kHzでのインピーダンス比透磁率μrzは、79.8kA/mと319.2kA/mのどちらのナノ結晶合金磁心も48,000以上(48,677、50,690)である。これらの点から、印加する磁場の強度は、79.8kA/mあれば十分に高いインピーダンス比透磁率μrzが得られることが判る。
また、印加する磁場の強度を79.8kA/mとしたナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が132983であり、角形比Br/Bmが32.6%であった。また、印加する磁場の強度を319.2kA/mとしたナノ結晶合金磁心は、透磁率μ(1kHz)が134,766であり、角形比Br/Bmが29.6%であった。
図40は、実施例12で得られたナノ結晶合金磁心の、周波数と複素比透磁率の実数部μ’の関係を示すものである。二次熱処理において、印加する磁場の強度を、50kA/m以上(79.8kA/m、319.2kA/m)として得られたナノ結晶合金磁心は、39.9kA/mで得られたものに対し、1kHzから10MHzの範囲で、実数部μ’が大きくなる。また、印加する磁場の強度が79.8kA/m、319.2kA/mのどちらのものも、ほぼ同じ周波数特性を持つ。
図41は、図40と同じナノ結晶合金磁心の、周波数と複素比透磁率の虚数部μ’’の関係を示すものである。印加する磁場の強度を、50kA/m以上(79.8kA/m、319.2kA/m)として得られたナノ結晶合金磁心は、39.9kA/mで得られたものに対し、10kHz未満での虚数部μ’’は小さいが、10kHz以上での虚数部μ’’が大きくなる。この現象が、印加する磁場の強度が50kA/m以上であれば、本実施形態の100kHzでのインピーダンス比透磁率μrzが大きくなる、主要因となっている。
本開示のナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法は、コモンモードチョークコイル、カレントトランスなどの磁心として好適に用いられる。
1 スペーサ
2 ホルダー
3 容器
4 ヒーター
5 ソレノイドコイル
6 巻磁心
10 磁場中熱処理炉
2 ホルダー
3 容器
4 ヒーター
5 ソレノイドコイル
6 巻磁心
10 磁場中熱処理炉
Claims (34)
- 巻回または積層されたアモルファス合金リボンの磁心を、熱処理によりナノ結晶化する、ナノ結晶合金磁心の製造方法であって、
前記磁心を、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温する一次熱処理を行う一次熱処理工程と、
その後に行う二次熱処理工程とを有し、
前記二次熱処理工程は、
無磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持する二次温度保持工程と、
その後、磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながら降温する二次降温工程とを有する、ナノ結晶合金磁心の製造方法。 - 前記二次温度保持工程において、磁心の温度が磁場の印加を開始する時点での温度に対して±5℃の範囲になった後に、その温度の範囲で保持する時間を1分以上有する、請求項1に記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記磁場は、磁場強度60kA/m以上で印加される、請求項1又は2に記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記二次熱処理の保持温度が200℃以上500℃以下である、請求項1から3のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記一次熱処理の保持温度が550℃以上600℃以下である、請求項1から4のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記アモルファス合金リボンは、7μm以上15μm以下の厚さを有する、請求項1から5のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記アモルファス合金リボンは、一般式:(Fe1-aMa)100-x-y-z-α-β-γCuxSiyBzM’αM”βXγ(原子%)(ただし、MはCo及び/又はNiであり、M’はNb,Mo,Ta,Ti,Zr,Hf,V,Cr,Mn及びWからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、M”はAl,白金族元素,Sc,希土類元素,Zn,Sn,Reからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、XはC、Ge、P、Ga、Sb、In、Be、Asからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、a,x,y,z,α,β及びγはそれぞれ0≦a≦0.5,0.1≦x≦3,0≦y≦30,0≦z≦25,5≦y+z≦30、0≦α≦20,0≦β≦20及び0≦γ≦20を満たす。)により表される組成を有する請求項1から6のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記二次熱処理の後、さらに樹脂を含浸する工程を有する請求項1から7のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記二次熱処理において、前記の無磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持した後に、磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながらこの温度で保持し、その後、前記の磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながら降温する請求項1から8のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記二次温度保持工程において、磁心の温度が降温開始温度に対して±5℃の範囲になった後に、その温度の範囲で保持する時間を1分以上とし、その後、その温度の範囲を保持しつつ磁路に対して直行する方向に磁場を印加する、請求項1から9のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記二次熱処理工程において、前記の無磁場中において200℃以上、結晶化開始温度未満の一定の温度で保持した後に、降温を開始する時点から、前記の磁路に対して直行する方向に磁場を印加しながら降温する請求項1から10のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記磁心の体積は3000mm3以上である請求項1から11のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記一次熱処理の工程における昇温速度は1.0℃/min未満である、請求項1から12のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記一次熱処理の工程において、最高温度は550℃超585℃以下である、請求項1から13のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記二次熱処理の工程において、磁場を印加する際の最高温度は200℃以上400℃未満である、請求項1から14のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記二次熱処理の工程において、4℃/min以下の平均速度で降温しながら磁場を印加する請求項1から15のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボンからなるアモルファス磁心材を、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温してナノ結晶化する一次熱処理の工程と、結晶化開始温度未満の温度で磁路に対して直行する方向に磁場を印加する二次熱処理の工程と、を有するナノ結晶合金磁心の製造方法であって、
前記一次熱処理の工程における昇温速度は1.0℃/min未満である、ナノ結晶合金磁心の製造方法。 - ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボンからなるアモルファス磁心材を、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温してナノ結晶化する一次熱処理の工程と、結晶化開始温度未満の温度で磁路に対して直行する方向に磁場を印加する二次熱処理の工程と、を有するナノ結晶合金磁心の製造方法であって、
前記一次熱処理の工程において、最高温度は550℃超585℃以下である、ナノ結晶合金磁心の製造方法。 - ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボンからなるアモルファス磁心材を、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温してナノ結晶化する一次熱処理の工程と、結晶化開始温度未満の温度で磁路に対して直行する方向に磁場を印加する二次熱処理の工程と、を有するナノ結晶合金磁心の製造方法であって、
前記二次熱処理の工程において、磁場を印加する際の最高温度は200℃以上400℃未満である、ナノ結晶合金磁心の製造方法。 - ナノ結晶化が可能なアモルファス合金リボンからなるアモルファス磁心材を、無磁場中で結晶化開始温度より低い温度から結晶化開始温度以上に昇温してナノ結晶化する一次熱処理の工程と、結晶化開始温度未満の温度で磁路に対して直行する方向に磁場を印加する二次熱処理の工程と、を有するナノ結晶合金磁心の製造方法であって、
前記二次熱処理の工程において、4℃/min以下の平均速度で降温しながら磁場を印加する、ナノ結晶合金磁心の製造方法。 - 前記一次熱処理の工程における昇温速度は1.0℃/min未満である請求項18から20のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記一次熱処理の工程において、最高温度は550℃超585℃以下である請求項17、19および20のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記二次熱処理の工程において、磁場を印加する際の最高温度は200℃以上400℃未満である、請求項17、18および20のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記二次熱処理の工程において、4℃/min以下の平均速度で降温しながら磁場を印加する、請求項17、18および19のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記二次熱処理の工程は、前記磁場を印加しながら少なくとも100℃迄降温する工程を含む請求項17から24のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記磁場は、磁場強度50kA/m以上で印加される請求項17から25のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 前記アモルファス合金リボンの厚さは7μm以上15μm以下である請求項17から26のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心の製造方法。
- 巻回または積層されたナノ結晶合金リボンを含むナノ結晶合金磁心であって、
周波数f=1kHz、振幅H=0.05アンペア/メートル(A/m)の交流磁場が印加された状態において室温にて測定した透磁率μ(1kHz)が70,000以上であり、
角形比Br/Bmが50%以下であり、
保磁力が1.0A/m以下であるナノ結晶合金磁心。 - 巻回または積層されたナノ結晶合金リボンを含むナノ結晶合金磁心であって、
前記ナノ結晶合金リボンは、Fe基材料からなり、
インピーダンス比透磁率μrzが、周波数100kHzで、48,000以上であるナノ結晶合金磁心。 - 前記インピーダンス比透磁率μrzが、
周波数10kHzで、90,000以上、
周波数100kHzで、48,000以上、
周波数1MHzで、8,500以上、
である請求項29に記載のナノ結晶合金磁心。 - 前記ナノ結晶合金リボンの厚さは、7μm以上15μm以下である請求項29又は30に記載のナノ結晶合金磁心。
- 樹脂が含浸されている請求項29から31のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心。
- 前記ナノ結晶合金磁心は、コモンモードチョークコイル用である請求項29から32のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心。
- 請求項29から33のいずれかに記載のナノ結晶合金磁心と、
前記ナノ結晶合金磁心巻回された導線と、
を備えた磁心ユニット。
Priority Applications (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
EP17856259.1A EP3522186B1 (en) | 2016-09-29 | 2017-09-27 | Nanocrystal alloy magnetic core, magnetic core unit, and method for manufacturing nanocrystal alloy magnetic core |
CN201780056925.XA CN109716463B (zh) | 2016-09-29 | 2017-09-27 | 纳米晶合金磁芯、磁芯组件和纳米晶合金磁芯的制造方法 |
JP2018542802A JP6729705B2 (ja) | 2016-09-29 | 2017-09-27 | ナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法 |
Applications Claiming Priority (10)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2016190806 | 2016-09-29 | ||
JP2016-190806 | 2016-09-29 | ||
JP2017130920 | 2017-07-04 | ||
JP2017-130920 | 2017-07-04 | ||
JP2017-130921 | 2017-07-04 | ||
JP2017-130923 | 2017-07-04 | ||
JP2017130921 | 2017-07-04 | ||
JP2017130923 | 2017-07-04 | ||
JP2017130922 | 2017-07-04 | ||
JP2017-130922 | 2017-07-04 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
WO2018062310A1 true WO2018062310A1 (ja) | 2018-04-05 |
Family
ID=61759566
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
PCT/JP2017/035030 WO2018062310A1 (ja) | 2016-09-29 | 2017-09-27 | ナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法 |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
EP (1) | EP3522186B1 (ja) |
JP (3) | JP6729705B2 (ja) |
CN (1) | CN109716463B (ja) |
WO (1) | WO2018062310A1 (ja) |
Cited By (17)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN109778081A (zh) * | 2019-01-23 | 2019-05-21 | 信维通信(江苏)有限公司 | 一种高Bs非晶材料及其制备方法 |
EP3680353A1 (en) * | 2019-01-10 | 2020-07-15 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Method for producing alloy ribbon |
WO2020162480A1 (ja) * | 2019-02-05 | 2020-08-13 | 日立金属株式会社 | 巻磁心、合金コアおよび巻磁心の製造方法 |
JP2020126963A (ja) * | 2019-02-06 | 2020-08-20 | トヨタ自動車株式会社 | 合金薄帯の製造方法 |
CN111640550A (zh) * | 2019-03-01 | 2020-09-08 | 真空融化股份有限公司 | 合金和用于制备磁芯的方法 |
JP2020143317A (ja) * | 2019-03-05 | 2020-09-10 | トヨタ自動車株式会社 | 合金薄帯片の製造方法 |
RU201014U1 (ru) * | 2020-03-24 | 2020-11-23 | Юрий Пантелеевич Лепеха | Фильтр подавления электромагнитных помех |
JPWO2020235643A1 (ja) * | 2019-05-21 | 2020-11-26 | ||
JP2020202204A (ja) * | 2019-06-06 | 2020-12-17 | トヨタ自動車株式会社 | 合金薄帯片の製造方法 |
JP2021005645A (ja) * | 2019-06-26 | 2021-01-14 | 学校法人トヨタ学園 | 積層鉄心およびその製造方法、その積層鉄心を用いた電気デバイス |
RU203577U1 (ru) * | 2020-11-26 | 2021-04-13 | Юрий Пантелеевич Лепеха | Фильтр помехоподавляющий для цепей переменного тока в модульном исполнении |
CN113073178A (zh) * | 2021-03-23 | 2021-07-06 | 电子科技大学 | 一种GHz频段高吸波性能铁基纳米晶合金的制备方法 |
CN113851302A (zh) * | 2021-09-23 | 2021-12-28 | 东莞理工学院 | 一种差模-共模一体磁芯结构及其制作方法与应用 |
CN114628144A (zh) * | 2022-04-14 | 2022-06-14 | 常德智见新材料有限公司 | 一种i型纳米晶磁芯及其制备方法 |
CN114999761A (zh) * | 2022-05-31 | 2022-09-02 | 佛山市中研非晶科技股份有限公司 | 一种用于纳米晶磁芯的热处理方法 |
JP2022169779A (ja) * | 2018-07-25 | 2022-11-09 | 日立金属株式会社 | 巻磁心の製造方法および巻磁心 |
CN117626134A (zh) * | 2023-12-28 | 2024-03-01 | 东莞市昱懋纳米科技有限公司 | 高频高磁导率铁基纳米晶合金及其制备方法 |
Families Citing this family (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP6729705B2 (ja) * | 2016-09-29 | 2020-07-22 | 日立金属株式会社 | ナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法 |
CN110257735B (zh) | 2019-07-19 | 2020-08-11 | 横店集团东磁股份有限公司 | 非晶纳米晶软磁材料及其制备方法和用途、非晶带材、非晶纳米晶带材及非晶纳米晶磁片 |
CN112391522A (zh) * | 2019-08-15 | 2021-02-23 | 河南中岳非晶新型材料股份有限公司 | 一种纳米晶带材的热处理工艺方法 |
CN111218657B (zh) * | 2020-01-03 | 2021-07-30 | 北京工业大学 | 一种非晶钨基高熵合金薄膜材料及制备方法 |
CN111354563A (zh) * | 2020-04-14 | 2020-06-30 | 全球能源互联网研究院有限公司 | 阳极饱和电抗器用铁心、制备方法及阳极饱和电抗器 |
DE102020120430A1 (de) | 2020-08-03 | 2022-02-03 | Florian Geling | Drossel für Leistungselektronik |
CN112410531B (zh) * | 2020-11-12 | 2022-03-08 | 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 | 一种纳米晶合金及其制备方法 |
RU202390U1 (ru) * | 2020-11-26 | 2021-02-16 | Юрий Пантелеевич Лепеха | Помехоподавляющий фильтр постоянного тока в модульном исполнении |
CN112899695B (zh) * | 2021-01-15 | 2023-05-23 | 信维通信(江苏)有限公司 | 一种纳米晶带材热处理工艺 |
CN112927914B (zh) * | 2021-01-21 | 2022-07-12 | 广州金磁海纳新材料科技有限公司 | 一种高磁导率铁基纳米晶软磁合金磁芯的制备方法 |
CN113030191B (zh) * | 2021-02-26 | 2023-03-17 | 浙江大学 | 一种基于内嵌式纤维传感器的树脂固化度原位监测的方法 |
CN113257560A (zh) * | 2021-04-16 | 2021-08-13 | 青县择明朗熙电子器件有限公司 | 适用于中高频环境下的矩形纳米晶喷涂磁芯的制作工艺 |
CN113990597A (zh) * | 2021-10-19 | 2022-01-28 | 河北申科磁性材料有限公司 | 带材、高初始磁导率非晶纳米晶合金及磁芯及开口互感器 |
Citations (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03107417A (ja) * | 1989-09-21 | 1991-05-07 | Hitachi Metals Ltd | 超微結晶軟磁性合金の製造方法 |
JPH044393A (ja) | 1990-04-20 | 1992-01-08 | Hitachi Ltd | 配管の制振要素,制振要素を備えた配管及び制振要素を備えた圧力伝達機器 |
JPH0794314A (ja) | 1993-08-10 | 1995-04-07 | Hitachi Metals Ltd | パルストランス用磁心ならびにパルストランス |
JPH07278764A (ja) | 1994-04-15 | 1995-10-24 | Hitachi Metals Ltd | ナノ結晶合金およびその製造方法ならびにそれを用いた磁心 |
JPH0885821A (ja) | 1994-07-20 | 1996-04-02 | Hitachi Metals Ltd | 高透磁率ナノ結晶合金の製造方法 |
JP2501860B2 (ja) | 1988-03-15 | 1996-05-29 | 日立金属株式会社 | 磁気センサ―及び電流センサ―並びにこれを用いた装置 |
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 |
JP2003007540A (ja) * | 2001-06-21 | 2003-01-10 | Toshiba Corp | 薄型磁性コアおよびそれを用いた磁性部品 |
JP2004509459A (ja) * | 2000-09-15 | 2004-03-25 | バクームシュメルツェ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング ウント コンパニ コマンディートゲゼルシャフト | 変換器用コイルとその製造方法および利用法 |
JP2007103404A (ja) * | 2005-09-30 | 2007-04-19 | Hitachi Metals Ltd | コモンモードチョークコイル用コアおよびその製造方法 |
Family Cites Families (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4528481B1 (en) * | 1976-09-02 | 1994-07-26 | Gen Electric | Treatment of amorphous magnetic alloys to produce a wide range of magnetic properties |
JPS62213107A (ja) * | 1986-03-14 | 1987-09-19 | Toshiba Corp | 磁心の製造方法 |
JP2710949B2 (ja) * | 1988-03-30 | 1998-02-10 | 日立金属株式会社 | 超微結晶軟磁性合金の製造方法 |
EP0637038B1 (en) * | 1993-07-30 | 1998-03-11 | Hitachi Metals, Ltd. | Magnetic core for pulse transformer and pulse transformer made thereof |
US5611871A (en) * | 1994-07-20 | 1997-03-18 | Hitachi Metals, Ltd. | Method of producing nanocrystalline alloy having high permeability |
JP2698769B2 (ja) * | 1995-02-17 | 1998-01-19 | 株式会社東芝 | 高透磁率磁心の製造方法 |
JP2713373B2 (ja) * | 1995-03-13 | 1998-02-16 | 日立金属株式会社 | 磁 心 |
JP5288226B2 (ja) * | 2005-09-16 | 2013-09-11 | 日立金属株式会社 | 磁性合金、アモルファス合金薄帯、および磁性部品 |
JP2007305913A (ja) * | 2006-05-15 | 2007-11-22 | Hitachi Metals Ltd | 磁心 |
CN106170837B (zh) * | 2014-06-10 | 2018-04-10 | 日立金属株式会社 | Fe基纳米晶合金磁芯和Fe基纳米晶合金磁芯的制造方法 |
JP6729705B2 (ja) * | 2016-09-29 | 2020-07-22 | 日立金属株式会社 | ナノ結晶合金磁心、磁心ユニットおよびナノ結晶合金磁心の製造方法 |
JP2018062310A (ja) | 2016-10-14 | 2018-04-19 | 日野自動車株式会社 | 車両制御装置 |
-
2017
- 2017-09-27 JP JP2018542802A patent/JP6729705B2/ja active Active
- 2017-09-27 EP EP17856259.1A patent/EP3522186B1/en active Active
- 2017-09-27 WO PCT/JP2017/035030 patent/WO2018062310A1/ja unknown
- 2017-09-27 CN CN201780056925.XA patent/CN109716463B/zh active Active
-
2019
- 2019-07-24 JP JP2019136155A patent/JP6849023B2/ja active Active
-
2020
- 2020-08-27 JP JP2020143138A patent/JP7028290B2/ja active Active
Patent Citations (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2501860B2 (ja) | 1988-03-15 | 1996-05-29 | 日立金属株式会社 | 磁気センサ―及び電流センサ―並びにこれを用いた装置 |
JPH03107417A (ja) * | 1989-09-21 | 1991-05-07 | Hitachi Metals Ltd | 超微結晶軟磁性合金の製造方法 |
JPH044393A (ja) | 1990-04-20 | 1992-01-08 | Hitachi Ltd | 配管の制振要素,制振要素を備えた配管及び制振要素を備えた圧力伝達機器 |
JPH0794314A (ja) | 1993-08-10 | 1995-04-07 | Hitachi Metals Ltd | パルストランス用磁心ならびにパルストランス |
JPH07278764A (ja) | 1994-04-15 | 1995-10-24 | Hitachi Metals Ltd | ナノ結晶合金およびその製造方法ならびにそれを用いた磁心 |
JPH0885821A (ja) | 1994-07-20 | 1996-04-02 | Hitachi Metals Ltd | 高透磁率ナノ結晶合金の製造方法 |
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 |
JP2004509459A (ja) * | 2000-09-15 | 2004-03-25 | バクームシュメルツェ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング ウント コンパニ コマンディートゲゼルシャフト | 変換器用コイルとその製造方法および利用法 |
JP2003007540A (ja) * | 2001-06-21 | 2003-01-10 | Toshiba Corp | 薄型磁性コアおよびそれを用いた磁性部品 |
JP2007103404A (ja) * | 2005-09-30 | 2007-04-19 | Hitachi Metals Ltd | コモンモードチョークコイル用コアおよびその製造方法 |
Non-Patent Citations (2)
Title |
---|
"A Guide to Selection of Magnetic Materials", 10 November 1989 |
See also references of EP3522186A4 |
Cited By (32)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2022169779A (ja) * | 2018-07-25 | 2022-11-09 | 日立金属株式会社 | 巻磁心の製造方法および巻磁心 |
EP3680353A1 (en) * | 2019-01-10 | 2020-07-15 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Method for producing alloy ribbon |
CN111424160A (zh) * | 2019-01-10 | 2020-07-17 | 丰田自动车株式会社 | 合金薄带的制造方法 |
CN111424160B (zh) * | 2019-01-10 | 2022-01-14 | 丰田自动车株式会社 | 合金薄带的制造方法 |
CN109778081A (zh) * | 2019-01-23 | 2019-05-21 | 信维通信(江苏)有限公司 | 一种高Bs非晶材料及其制备方法 |
JP7143903B2 (ja) | 2019-02-05 | 2022-09-29 | 日立金属株式会社 | 巻磁心、合金コアおよび巻磁心の製造方法 |
US11749430B2 (en) | 2019-02-05 | 2023-09-05 | Proterial, Ltd. | Wound magnetic core, alloy core, and method for manufacturing wound magnetic core |
CN113348526B (zh) * | 2019-02-05 | 2023-03-14 | 日立金属株式会社 | 卷绕磁芯、合金芯以及卷绕磁芯的制造方法 |
WO2020162480A1 (ja) * | 2019-02-05 | 2020-08-13 | 日立金属株式会社 | 巻磁心、合金コアおよび巻磁心の製造方法 |
CN113348526A (zh) * | 2019-02-05 | 2021-09-03 | 日立金属株式会社 | 卷绕磁芯、合金芯以及卷绕磁芯的制造方法 |
JPWO2020162480A1 (ja) * | 2019-02-05 | 2021-12-02 | 日立金属株式会社 | 巻磁心、合金コアおよび巻磁心の製造方法 |
US11562856B2 (en) * | 2019-02-06 | 2023-01-24 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Method for manufacturing alloy ribbon |
JP2020126963A (ja) * | 2019-02-06 | 2020-08-20 | トヨタ自動車株式会社 | 合金薄帯の製造方法 |
JP7088057B2 (ja) | 2019-02-06 | 2022-06-21 | トヨタ自動車株式会社 | 合金薄帯の製造方法 |
CN111640550A (zh) * | 2019-03-01 | 2020-09-08 | 真空融化股份有限公司 | 合金和用于制备磁芯的方法 |
JP2020143317A (ja) * | 2019-03-05 | 2020-09-10 | トヨタ自動車株式会社 | 合金薄帯片の製造方法 |
JP7047798B2 (ja) | 2019-03-05 | 2022-04-05 | トヨタ自動車株式会社 | 合金薄帯片の製造方法 |
JPWO2020235643A1 (ja) * | 2019-05-21 | 2020-11-26 | ||
JP7074258B2 (ja) | 2019-05-21 | 2022-05-24 | 日立金属株式会社 | 樹脂フィルム付きナノ結晶合金薄帯の製造方法 |
EP3974546A4 (en) * | 2019-05-21 | 2023-08-02 | Proterial, Ltd. | PROCESS FOR MAKING A NANOCRYSTALLINE ALLOY RIBBON WITH RESIN FILM |
WO2020235643A1 (ja) * | 2019-05-21 | 2020-11-26 | 日立金属株式会社 | 樹脂フィルム付きナノ結晶合金薄帯の製造方法 |
JP2020202204A (ja) * | 2019-06-06 | 2020-12-17 | トヨタ自動車株式会社 | 合金薄帯片の製造方法 |
JP7234809B2 (ja) | 2019-06-06 | 2023-03-08 | トヨタ自動車株式会社 | 合金薄帯片の製造方法 |
JP2021005645A (ja) * | 2019-06-26 | 2021-01-14 | 学校法人トヨタ学園 | 積層鉄心およびその製造方法、その積層鉄心を用いた電気デバイス |
RU201014U1 (ru) * | 2020-03-24 | 2020-11-23 | Юрий Пантелеевич Лепеха | Фильтр подавления электромагнитных помех |
RU203577U1 (ru) * | 2020-11-26 | 2021-04-13 | Юрий Пантелеевич Лепеха | Фильтр помехоподавляющий для цепей переменного тока в модульном исполнении |
CN113073178A (zh) * | 2021-03-23 | 2021-07-06 | 电子科技大学 | 一种GHz频段高吸波性能铁基纳米晶合金的制备方法 |
CN113851302A (zh) * | 2021-09-23 | 2021-12-28 | 东莞理工学院 | 一种差模-共模一体磁芯结构及其制作方法与应用 |
CN114628144B (zh) * | 2022-04-14 | 2023-04-18 | 常德智见新材料有限公司 | 一种i型纳米晶磁芯及其制备方法 |
CN114628144A (zh) * | 2022-04-14 | 2022-06-14 | 常德智见新材料有限公司 | 一种i型纳米晶磁芯及其制备方法 |
CN114999761A (zh) * | 2022-05-31 | 2022-09-02 | 佛山市中研非晶科技股份有限公司 | 一种用于纳米晶磁芯的热处理方法 |
CN117626134A (zh) * | 2023-12-28 | 2024-03-01 | 东莞市昱懋纳米科技有限公司 | 高频高磁导率铁基纳米晶合金及其制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2019201215A (ja) | 2019-11-21 |
EP3522186B1 (en) | 2022-11-02 |
JP6849023B2 (ja) | 2021-03-24 |
EP3522186A1 (en) | 2019-08-07 |
CN109716463A (zh) | 2019-05-03 |
JP7028290B2 (ja) | 2022-03-02 |
JP2021002663A (ja) | 2021-01-07 |
CN109716463B (zh) | 2021-04-09 |
JP6729705B2 (ja) | 2020-07-22 |
EP3522186A4 (en) | 2020-05-06 |
JPWO2018062310A1 (ja) | 2019-06-24 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP7028290B2 (ja) | ナノ結晶合金磁心の製造方法 | |
JP5316921B2 (ja) | Fe基軟磁性合金、およびこれを用いた磁性部品 | |
JP5664934B2 (ja) | 軟磁性合金およびこれを用いた磁性部品 | |
JP6669082B2 (ja) | Fe基軟磁性合金薄帯およびそれを用いた磁心 | |
JP5429613B2 (ja) | ナノ結晶軟磁性合金ならびに磁心 | |
JP4210986B2 (ja) | 磁性合金ならびにそれを用いた磁性部品 | |
JP2008231462A (ja) | 磁性合金、アモルファス合金薄帯、および磁性部品 | |
JP5445891B2 (ja) | 軟磁性薄帯、磁心、および磁性部品 | |
JP2007270271A (ja) | 軟磁性合金、その製造方法ならびに磁性部品 | |
JP6137408B2 (ja) | Fe基ナノ結晶合金コア、及びFe基ナノ結晶合金コアの製造方法 | |
JP6024831B2 (ja) | Fe基ナノ結晶合金の製造方法及びFe基ナノ結晶合金磁心の製造方法 | |
WO2022019335A1 (ja) | Fe基ナノ結晶軟磁性合金及び磁性部品 | |
JP2013065827A (ja) | 巻磁心およびこれを用いた磁性部品 | |
WO2023163005A1 (ja) | Fe基ナノ結晶軟磁性合金磁心 | |
US8313588B2 (en) | Amorphous magnetic alloys, associated articles and methods | |
JP5445924B2 (ja) | 軟磁性薄帯、磁心、磁性部品、および軟磁性薄帯の製造方法 | |
JP4310738B2 (ja) | 軟磁性合金並びに磁性部品 | |
JPH01142049A (ja) | Fe基磁性合金 | |
JP2008150637A (ja) | 磁性合金、アモルファス合金薄帯、および磁性部品 | |
JPH04280949A (ja) | 磁性薄帯 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
121 | Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application |
Ref document number: 17856259 Country of ref document: EP Kind code of ref document: A1 |
|
ENP | Entry into the national phase |
Ref document number: 2018542802 Country of ref document: JP Kind code of ref document: A |
|
NENP | Non-entry into the national phase |
Ref country code: DE |
|
ENP | Entry into the national phase |
Ref document number: 2017856259 Country of ref document: EP Effective date: 20190429 |