JP2550449B2 - 磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質合金薄帯 - Google Patents
磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質合金薄帯Info
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Description
主たる用途とし、可飽和リアクトル、高周波トランス、
平滑チョークなどの鉄心や磁気センサなど、高飽和磁束
密度でかつ低損失特性を要求される用途に適した非晶質
磁性合金薄帯に関するものである。
金は、鉄損がきわめて小さいという特徴により、電力ト
ランスや高周波トランスの鉄心材料として有望視されて
きた。しかし、本格的な実用化にはまだ至っていない。
その要因として、飽和磁束密度がけい素鋼板に比べてか
なり低いこと、合金元素として高価なB(ボロン)を必
須とすることがあげられる。今日、電力トランス用とし
て開発され、実用化されている非晶質合金は、Feを約
78原子%、Bを10原子%以上含有するFe−Si−
B合金である。この合金は、飽和磁束密度よりも非晶質
形成能、熱的安定性を重視しているため飽和磁束密度が
やや低い(室温のBs <1.6T)という欠点がある。
を低く設計しなければならないため鉄心の体積あるいは
重量が大きくなるからである。Fe−Si−B非晶質合
金において室温の飽和磁束密度は、Fe82〜83原子
%のとき最大となり、その値は約1.68Tであること
が知られている。したがって、飽和磁束密度を高めるた
めには合金のFe含有量を現状より増加する方策が考え
られる。
形成能が急激に低下するため、冷却速度のおそい幅広材
料や厚肉材料の場合、結晶相を含まない非晶質単相の薄
帯を安定に形成することが困難になった。このため鋳造
条件のわずかな変動によって結晶相が形成しやすくな
り、結果として鉄損や透磁率などの軟磁気特性の劣化お
よびバラツキが大きくなった。すなわち、実用サイズの
Fe−Si−B非晶質合金においては、軟磁気特性を劣
化させずに飽和磁束密度を大幅に向上させることはでき
なかった。
現状にかんがみ、本発明は、薄帯形成時に冷却速度がお
そい幅広材料および厚肉材料において、鉄損および励磁
特性の劣化がない高飽和磁束密度を有するFe基非晶質
合金を安定して提供することを目的とする。
とするところは下記のとおりである。すなわち、 (1)組成が(Fea Sib Bc Cd )100-x Snx で
あることを特徴とする、片面冷却法で作製された、高飽
和磁束密度、かつ低損失のトランス鉄心用非晶質磁性合
金薄帯。
り、それぞれ原子%として、 a=0.80〜0.86 b=0.01〜0.12 c=0.06〜0.16 d=0.001〜0.04 かつa+b+c+d=1で、 x=0.05〜1.0である。 また好ましくは、 (2) a=0.82〜0.85 b=0.01〜0.09 c=0.07〜0.10未満 d=0.001〜0.04 かつa+b+c+d=1で、 x=0.05〜1.0(原子%)である上記(1)の片
面冷却法で作製された、非晶質磁性合金薄帯である。
−Si−B−C合金に、微量のSnを含有させることに
より、非晶質形成能および鉄損特性、励磁特性をすぐれ
た値に安定的に保持したまま高い飽和磁束密度を実現し
たトランス鉄心用非晶質合金薄帯を得るものである。
5mm、板厚35μmのFe−Si−B−C非晶質合金薄
帯において、アニール後の磁気特性に対するSn添加の
効果を示している。図から明らかなように、Snを添加
したものは同一アニール温度において磁気特性がすぐれ
ているだけではなく、特性のバラツキが小さい。また、
よい磁気特性を示すアニール温度の範囲が広い。Snの
この効果は、以下にのべるようにSnの表面結晶化抑制
作用によるものであると考えられる。図2は、図1のF
e−Si−B−C非晶質合金について320℃アニール
後自由面を測定したX線回折パターンを示している。S
nを含まない磁気特性の劣る薄帯は(b)のように自由
面(ロールに接触しない面)に結晶化を示す鋭く高い結
晶化ピークが認められるのに対し、磁気特性のすぐれた
Sn含有の薄帯自由面は(a)のようにほとんど明確な
結晶ピークが認められないハローパターンである。一
方、薄帯のロール面はSnの有無による差が明確ではな
かった。この結果からSnの磁気特性改善は、Snが薄
帯自由面の結晶化を抑制する効果に起因すると考えられ
る。Snの添加はFe−Si−B−C合金に対してとく
に効果的である。
理由は、溶湯の湯ながれの改善、およびCuなどの冷却
基板とのぬれ性の改善のためであった。ぬれ性の向上は
実質的に冷却能を高め、高いFe含有量合金の非晶質化
を容易にする。一方、Cは非晶質薄帯の表面層の結晶化
を促進することがすでに明らかにされている。Cによる
表面層の結晶化は周知のAlほどの有害さはないが、F
eの含有量が82原子%以上に増加すると無視できなく
なる。本発明者らは、みずから見出したSnの表面結晶
化抑制作用をFe−Si−B−C合金に適用することに
より、高飽和磁束密度でかつ低鉄損、高透磁率を保持す
る非晶質合金の発明に到達したものである。
する理由を述べる。Snは、すでに述べたとおり薄帯表
面の結晶化を抑制するための必須成分である。この結晶
化抑制作用は、0.05原子%未満では発現せず、ま
た、1.0原子%を超えると飽和磁束密度の低下をもた
らし、薄帯の形成性(非晶質形成ではない)を損なうの
で、Snの範囲は0.05〜1.0原子%に限定した。
おけるa,b,c,dを限定する理由を述べる。aは、
1.63T(テスラ)以上の高い飽和磁束密度が得られ
ることを条件に0.80〜0.86、好ましくは0.8
2〜0.85とした。aが前記の範囲の下限をはずれる
とき、1.63T以上の飽和磁束密度を達成することが
困難となり、一方、上限を超えると非晶質の形成が困難
になり磁気特性のバラツキが大きくなるからである。
を向上させるため加える。本発明においては、bは0.
01〜0.12、好ましくは0.01〜0.09、cは
0.06〜0.16、好ましくは0.07〜0.10未
満である。bが0.01未満、あるいはcが0.06未
満では、非晶質相が安定に形成されず、一方、bが0.
12、cが0.16を超えても原料コストが高くなるだ
けで非晶質形成能、熱的安定性の向上が認められない。
よってbは0.01〜0.12、cは0.06〜0.1
6の範囲に限定した。
上に必要な元素である。Cを含有させることにより冷却
基板材質としてよく用いられるCuなどとのぬれ性が向
上して性状のよい薄帯を形成することができる。このC
の効果はFe含有量の高い組成でより顕著である。しか
しdが0.001未満であると冷却基板とぬれ性の改善
効果がなく、一方0.04を超えると熱的安定性が低下
するとともに薄帯表面層が結晶化しやすくなる。よって
dの範囲は、0.001〜0.04に規定した。
束密度、低損失性を損なわない範囲であれば次にあげる
元素を加えてもよい。それは、V,Mn,Mo,Nb,
Ta,W,Cr,Hfの1種ないし2種以上を合計で2
原子%以下である。これらの元素の添加は、非晶質形成
能、耐食性、熱的安定性、軟磁気特性の向上に有効であ
る。さらに、Feの20原子%、をCoで、あるいは/
およびFeの10原子%以下をNiで置換することもで
きる。Coは飽和磁束密度を高めるために有効であり、
Niは軟磁気特性の改善に効果を示す。
晶質薄帯自由面の結晶化を抑制するメスニズムは、現時
点では明らかではない。しかし、グロー放電発光分光法
を用いてSnを含む本発明の合金薄帯の表面を分析する
と、図3(b)に示すように、自由面にSnの著しい濃
度偏析とともにFe,Si,Bなど非晶質形成に不可欠
な元素も分布状態を変えている様子が認められる。これ
をSnを含まない図3(a)の自由面と比較するとその
差は顕著である。要するにSnが不安定な薄帯の表面層
を保護して結晶化から守り、安定化しているものと考え
られる。Snのこの効果は、本発明のCを含むFe−S
i−B合金においてとくに顕著である。Cは先に述べた
ように、基板材料とのぬれ性の改善を通して得られる非
晶質薄帯の形状、非晶質性、機械的性質を向上させる効
果を示す。一方、Cが過量に含有すると熱的安定性を損
ない、アニールによって薄帯表面層が結晶化しやすくな
る欠点をもつ。欠点と利点を合わせもつC含有Fe−S
i−B合金において、とくにその欠点を抑制するSnの
効果は一層顕著になるのである。
帯表面層の結晶化抑制作用という発明者自らが見出した
知見をもとに、これを従来不安定とされていたCを含む
高Fe非晶質合金に応用することにより、これを安定化
することに成功し、発明を完成させたものである。
まず、Fe,Si,B,C,Snが上述した所定の組成
範囲となるように配合した原料あるいは母合金を溶解
し、通常の単ロール急冷法など片面冷却法を用いて非晶
質の急冷薄帯とする。このとき使用するノズルは単一の
スリットノズル、あるいは多重スリットノズルを用いる
ことができる。ここで単一ノズルは、基板の移動方向に
測った幅が0.2〜1.0mmの細長いスリット状開口部
を一つもつノズルで、薄帯の板厚が主に40μm以下の
とき用いる。また、多重スリットノズルは複数のスリッ
ト状開口部を基板の移動方向に所定の間隔に配列したノ
ズルで、45μm以上の厚肉材料の製造に用いられる。
なお、鋳造する雰囲気は大気中、不活性ガス中、真空中
のいずれかでもよい。
は、飽和磁束密度が高く(少なくとも、室温で1.63
T以上)、また板幅20mm以上かつ板厚40μm以上の
厚肉材料においても、自由面には結晶相の生成が認めら
れず、その結果、鉄損値およびそのバラツキがともに小
さいことが特徴である。もちろん、板厚40μm以下の
通常板厚においても、鉄損のバラツキは大幅に減少して
いる。
母合金500gを高周波溶解した。溶解した母合金はス
リット状の開口部をもつノズルを通して、周速24m/
sで回転するCu製ロールの外周面で急冷され薄帯に形
成された。ここで、用いたノズルは単一スリットであ
る。得られた薄帯の幅はいずれも25mm、板厚は表1の
通りであった。
X線回折法により解析した。磁気特性は3箇所から採取
した試料について単板測定器により測定した。項目は5
0Hz、1.3T(テスラ)、1.5Tにおける鉄損W
13/50、W15/50と1Oe(エルステッド)における磁束
密度B1 である。なお測定試料は、サイズが25×12
0mmで、磁界中アニールしている。アニール条件は、保
持温度が260〜380℃、保持時間が10〜60分の
範囲で行った結果に基づき、合金組成に応じて最もよい
特性を表に示している。飽和磁束密度の測定にはVSM
(振動型磁力計)を用いた。
まとめて示した。ただし、鉄損以外は平均値のみを記し
ている。
i−B−Cの非晶質合金は、飽和磁束密度が高いだけで
なく、組成および板厚が同じ場合には比較材に比べて鉄
損が低く、透磁率が高いこと、さらに鉄損、透磁率のバ
ラツキの小さいことが明らかである。
薄帯に形成した。製造に多重スリット法(ダブルスリッ
ト法およびトリプルスリット法、ただしスリット幅0.
4mm、スリット間隔1mm)を用い、ロール周速を18m
/sとした以外は実施例1と同様である。
よび4にまとめて示した。試料の測定条件も実施例1に
準じている。諸特性の測定結果を比較例とともに表2に
まとめて示した。
i−B−C非晶質合金は、板厚は40μm以上に厚くて
も非晶質薄帯に形成できた。一方、Snを添加しない比
較例の合金はFe≧83原子%のとき板厚40μm以上
の薄帯を形成できなかった。また、Fe≦82原子%に
おいても、Snを含む本発明の合金は、同じFe含有量
の比較例に比べて透磁率が高く、鉄損は低い値を示し
た。鉄損に対する本発明合金の優位性は測定磁束密度の
高いW15/50においてより顕著に現れた。
−C非晶質合金薄帯は、高い飽和磁束密度を有するとと
もに幅広材料、厚肉材料においても低鉄損、高透磁率の
すぐれた軟磁気特性を保持する。また、これら軟磁気特
性のロット間、ロット内のバラツキが小さく、アニール
条件の自由度が広い。したがって本発明の非晶質合金
は、電力トランスや可飽和リアクトルの鉄心に用いると
き、鉄心の小型化、低損失化、さらに性能の安定化に寄
与するところが大である。
おけるSn添加の効果を示す図。
ない高Fe含有Fe−Si−B−C−非晶質薄帯の32
0℃アニール後の自由面のX線回折パターンを示す図。
た、主要元素の薄帯自由面の深さ方向プロファイルを示
す図であって(a)はSn非含有、(b)はSn含有し
た非晶質薄帯である。
Claims (2)
- 【請求項1】 組成が(Fea Sib Bc Cd )100-x
Snx であることを特徴とする片面冷却法で作製され
た、磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質合金薄帯。
ただしa,b,c,dは原子数の比であり、それぞれ原
子%で、 a=0.80〜0.86 b=0.01〜0.12 c=0.06〜0.16 d=0.001〜0.04 かつa+b+c+d=1であり、 x=0.05〜1.0である。 - 【請求項2】 請求項1において組成が原子%で、 a=0.82〜0.85 b=0.01〜0.09 c=0.07〜0.10未満 d=0.001〜0.04 かつa+b+c+d=1で x=0.05〜1.0 であることを特徴とする片面冷却法で作製された、請求
項1記載の磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質磁性
合金薄帯。
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