JP3532390B2

JP3532390B2 - 積層磁心

Info

Publication number: JP3532390B2
Application number: JP23158297A
Authority: JP
Inventors: 昌二吉田; 隆夫水嶋; 彰宏牧野; 明久井上
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1997-08-27
Filing date: 1997-08-27
Publication date: 2004-05-31
Anticipated expiration: 2017-08-27
Also published as: JPH1174108A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、トランス、チョー
クコイル、磁気センサ等に使用されるＦｅ基軟磁性金属
ガラス合金を備えた積層磁心に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、トランスやチョークコイル、磁気
センサなどの磁心材料として、５０％Ｎｉ−Ｆｅパーマ
ロイ磁心や、８０％Ｎｉ−Ｆｅパーマロイ磁心、ケイ素
鋼が用いられてきた。しかし、これらの磁性材料からな
る磁心は、特に高周波帯域におけるコアロスが大きく、
数１０ｋＨｚ以上の周波数帯域では磁心の温度上昇が激
しく、使用が困難であるという課題があった。

【０００３】そこで最近では、高周波帯域におけるコア
ロスが小さく角形比が高いＣｏ基アモルファス合金の薄
帯、若しくは飽和磁束密度と最大透磁率が高いＦｅ基ア
モルファス合金の薄帯を、トロイダル状に巻回してなる
磁心本体や、所定の形状に打ち抜いたものを積層してな
る磁心本体を備えた積層磁心が、トランス、チョークコ
イル、磁気センサー等に用いられている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】ところで、例えば、厚
さが２０μｍの上述の薄帯を巻回、若しくは積層する
と、薄帯の表面の凹凸のために隣り合う薄帯の間に３μ
ｍ程度の隙間が生じる。磁心本体の体積に対する薄帯の
占める体積を占積率と称し、このときの占積率を計算す
ると、２０（μｍ）／（２０＋３（μｍ））×１００＝８７％となり、磁心本体に占める隙間の体積が大きく、磁心を
小型化することができないという課題があった。

【０００５】本発明は、上記の課題を解決するためにな
されたものであって、コアロスが小さく、小型化が可能
な積層磁心を提供することを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明の積層磁
心は、ΔＴ_ｘ＝Ｔ_ｘ−Ｔ_ｇ（ただしＴ_ｘは結晶化開始温
度、Ｔ_ｇはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過
冷却液体の温度間隔ΔＴ_ｘが３５Ｋ以上であり、比抵抗
が１．５μΩｍ以上であり、下記の組成からなるＦｅ基
軟磁性金属ガラス合金の薄帯が、トロイダル状に巻回さ
れてなる磁心本体を備えることを特徴とする。Ａｌ：１原子％〜１０原子％Ｇａ：０．５原子％〜４原子％Ｐ：０原子％〜１５原子％Ｃ：２原子％〜７原子％Ｂ：２原子％〜１０原子％Ｓｉ：１原子％〜１５原子％Ｆｅ：残部また、本発明の積層磁心は、先に記載のＦ
ｅ基軟磁性金属ガラス合金の薄帯が積層されてなる磁心
本体を備えることを特徴とする。

【０００７】

【０００８】また、本発明では、前記Ｆｅ基軟磁性金属
ガラス合金の組成に、原子％でＧｅが０〜４％、より好
ましくは０．５〜４％含有されてもよい。

【０００９】本発明では、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス
合金の組成に、原子％でＮｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、
Ｃｒのうちの少なくとも１種以上が７％以下含有されて
もよい。また、本発明では、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラ
ス合金の組成に、原子％で１０％以下のＮｉと３０％以
下のＣｏの少なくとも一方が含有されてもよい。

【００１０】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を図面
を参照して説明する。本発明に係る積層磁心は、例えば
円環形状で実現される。このような円環形状の積層磁心
は、後述するＦｅ基軟磁性金属ガラス合金薄帯を液体急
冷法で製造した後、Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金薄帯を
トロイダル状に巻回して磁心本体を形成するか、また
は、Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金薄帯をプレス打ち抜き
してリングを得、このリングを必要枚数積層して磁心本
体を構成し、これら磁心本体を例えばエポキシ系の樹脂
で樹脂被覆するか樹脂ケースに封入して絶縁保護するこ
とにより、積層磁心が得られる。

【００１１】また、ＥＩコア型の積層磁心を実現するた
めには、Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金薄帯をＥ型あるい
はＩ型になるようにプレス打ち抜きしてＥ型の薄片とＩ
型の薄片を複数枚作成した後、Ｅ型の薄片同士あるいは
Ｉ型の薄片同士を積層してＥ型コアとＩ型コアとを作成
し、それらを接合することで磁心本体を形成する。この
ような磁心本体を、例えばエポキシ系の樹脂で必要部分
を樹脂被覆するか樹脂ケースに封入して必要部分を絶縁
保護することにより、ＥＩコア型の積層磁心が得られ
る。

【００１２】図１は、円環形状の積層磁心の一例を示す
もので、この積層磁心１は、樹脂製の中空円環状の磁心
本体収納ケース２の内部に、後述するＦｅ基軟磁性金属
ガラス合金からなる薄帯３をトロイダル状に巻回してな
る磁心本体４が収納されてなる。磁心本体収納ケース２
は、例えばポリアセタール樹脂、ポリエチレンテレフタ
レート樹脂等の樹脂を好ましく用いて形成される。ま
た、磁心本体収納ケース２の底面２ａ上の２カ所には、
磁心本体４と磁心本体収納ケース２とを安定して固定す
るための接着部材５が塗布されている。接着部材を塗布
する位置の数は２〜４カ所の範囲とするのが好ましい。
接着部材５としては、エポキシ樹脂、シリコンゴム等が
用いられる。

【００１３】図２は、円環形状の積層磁心の別の例を示
すもので、この積層磁心１１は、樹脂製の中空円環状の
磁心本体下ケース１２の内部に、後述するＦｅ基軟磁性
金属ガラス合金からなる薄帯３を打ち抜いて得たリング
を積層してなる磁心本体１３を収納し、磁心本体上蓋１
４を磁心本体下ケース１２に嵌合することにより得られ
る。磁心本体下ケース１２と磁心本体上蓋１４とは、例
えばポリアセタール樹脂、ポリエチレンテレフタレート
樹脂等の樹脂を好ましく用いて形成される。

【００１４】従来からＦｅ系の合金として、Ｆｅ−Ｐ−
Ｃ系、Ｆｅ−Ｐ−Ｂ系、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｓｉ系等の組成の
ものがガラス遷移を起こすものとして知られているが、
これらの合金の過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘがいずれ
も極めて小さく、実際的に金属ガラス合金として構成す
ることはできない。これに対して、本発明に係るＦｅ基
軟磁性金属ガラス合金は、Ｆｅを主成分とし、ΔＴｘ＝
Ｔｘ−Ｔｇ（式中、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラ
ス遷移温度を示す）の式で表される過冷却液体領域の温
度幅ΔＴｘが２０Ｋ以上、組成によっては４０〜６０Ｋ
以上という顕著な温度間隔を示すので、徐冷による成形
が可能となり、比較的肉厚のリボン状や線状の成形体を
作成することが可能となる。

【００１５】占積率を増加するには、積層磁心１、１１
に用いるアモルファス合金の薄帯の厚さを大きくすれば
良い。従来のアモルファス合金は、上述のように過冷却
液体領域の温度幅ΔＴｘが極めて小さいので、液体急冷
法により所定の組成の合金溶湯を急速冷却して薄帯を製
造する場合において、軟磁気特性を低下させないために
は薄帯の厚さを５０μｍ以下にする必要があり、占積率
の向上には限界があった。本発明に係るＦｅ基軟磁性金
属ガラス合金は、板厚が１００〜２００μｍ程度の薄帯
を得ることが可能であり、このような薄帯を巻回又は積
層して得られた磁心本体４、１３は占積率が高くなり、
部品の小型化が可能である。また、比抵抗が高いため、
同じ板厚の薄帯を用いた場合には、従来のアモルファス
合金に比べてコアロスを小さくすることが可能となる。

【００１６】２０Ｋ以上のΔＴｘを有するＦｅ基軟磁性
金属ガラス合金を得るために、このＦｅ基軟磁性金属ガ
ラス合金に、Ｆｅ以外の他の金属元素と半金属元素とを
含有させる。このうちＦｅ以外の他の金属とは、周期律
表の３Ｂ族および４Ｂ族の少なくとも１種類以上からな
るものであり、具体的にはＡｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ、Ｓ
ｎ、およびＰｂの少なくとも１種以上が好ましく、中で
もＡｌ、Ｇａ、ＩｎまたはＳｎがより好ましい。前記の
半金属元素は、Ｐ、Ｃ、Ｂ、ＧｅおよびＳｉの少なくと
も１種以上であることが好ましい。特に、Ｐ、Ｃ、およ
びＢの少なくとも１種以上を含有させることが好まし
い。また、Ｓｉを加えることにより、過冷却液体の温度
間隔ΔＴｘを向上させ、非晶質単相組織となる臨界板厚
を増大できる。Ｓｉの含有量は多すぎると過冷却液体領
域ΔＴｘが消滅するので、１５原子％以下が好ましい。
またこのＦｅ基軟磁性金属ガラス合金は、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、ＺｒおよびＣｒの少なくとも１種以上
を含有してもよい。更に、ＮｉとＣｏの少なくとも一方
を含有してもよい。

【００１７】より具体的に例示すると、本発明では、そ
の組成が原子％で、Ａｌ：１〜１０、Ｇａ：０．５〜
４、Ｐ：０〜１５、Ｃ：２〜７、Ｂ：２〜１０、Ｆｅ：
残部であって、不可避不純物が含有されても良いＦｅ基
軟磁性金属ガラス合金が得られる。また、本発明では、
その組成が原子％で、Ａｌ：１〜１０、Ｇａ：０．５〜
４、Ｐ：０〜１５、Ｃ：２〜７、Ｂ：２〜１０、Ｓｉ：
０〜１５、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物が含有
されても良いＦｅ基軟磁性金属ガラス合金が得られる。
尚、より大きな過冷却液体領域ΔＴｘを得るために、前
記の組成において、ＰとＣを原子％で、Ｐ：６〜１５、
Ｃ：５〜７とすると、より好ましく３５Ｋ以上の過冷却
液体領域ΔＴｘを得ることができる。また、前記の組成
において、更にＧｅを０〜４原子％、好ましくは０．５
〜４原子％の範囲で含有していても良い。また、前記の
組成において、更にＮｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚ
ｒ、Ｃｒの少なくとも１種以上を７原子％以下含有して
も良く、更に、０〜１０原子％のＮｉ、０〜３０原子％
のＣｏの少なくとも１種類以上を含有しても良い。

【００１８】本発明に係るＦｅ基軟磁性金属ガラス合金
の薄帯３は、母合金を溶解してから鋳造法により、或い
は単ロールもしくは双ロールによる急冷法によって、更
には液中紡糸法や溶液抽出法によって製造される。これ
らの製造法によって、従来公知のＦｅ基またはＣｏ基の
アモルファス合金に比べて急冷法では２倍以上、鋳造法
では１０倍以上の厚さと形の大きさのＦｅ基軟磁性金属
ガラス合金の薄帯３を得ることができる。これらの方法
により得られた前記の組成のＦｅ基軟磁性金属ガラス合
金は、室温において軟磁気特性（Soft magnetism）を有
している。この軟磁気特性は３００℃〜５００℃の範囲
内の熱処理を施すことによって更に改善される。このた
め、磁心への応用に有用なものとなる。尚、製造方法に
ついて付言すると、合金の組成、そして製造のための手
段と製品の大きさ、形状等によって、好適な冷却速度が
決まるが、通常は１〜１０⁴Ｋ／ｓ程度の範囲を目安と
することができる。そして、実際には、ガラス相（glas
sy phase）に、結晶相としてのＦｅ₃Ｂ、Ｆｅ₂Ｂ、Ｆｅ
₃Ｐ等の相が析出するかどうかを確認することで決める
ことができる。

【００１９】本発明の積層磁心１、１１は、ΔＴ_x＝Ｔ_x
−Ｔ_g（ただしＴ_xは結晶化開始温度、Ｔ_gはガラス遷移
温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔ_xが２０Ｋ以上、より好ましくは３５Ｋ以上であるＦ
ｅ基軟磁性金属ガラス合金の薄帯３が、トロイダル状に
巻回されてなる磁心本体４、若しくは積層されてなる磁
心本体１３を備えているので、板厚の厚い薄帯から積層
磁心１、１１を作成することが可能となり、積層磁心
１、１１の占積率を増加させることができるので、小型
化を図ることができる。また、従来のアモルファス合金
に比べて高い比抵抗を有しているので、高周波帯域にお
けるコアロスも小さい。更に、液体急冷法のみならず、
鋳造法によっても上述のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金が
得られるので、積層磁心１、１１の製造コストを低くす
ることができる。

【００２０】また、本発明のＦｅ基軟磁性金属ガラス合
金は、Ｆｅ以外の他の金属元素と半金属元素とを含有し
てなり、特にＳｉを含有することにより、過冷却液体の
温度間隔ΔＴ_xを大きくすることができるので、板厚の
大きい薄帯から積層磁心１、１１を作成することが可能
となり、積層磁心１、１１の占積率を向上させ、コアロ
スを小さくすることができる。

【００２１】また、本発明の積層磁心１、１１は、組成
がそれぞれ原子％でＡｌ：１〜１０、Ｇａ：０．５〜
４、Ｐ：０〜１５、Ｃ：２〜７、Ｂ：２〜１０、Ｆｅ：
残部、若しくは、Ａｌ：１〜１０、Ｇａ：０．５〜４、
Ｐ：０〜１５、Ｃ：２〜７、Ｂ：２〜１０、Ｓｉ：０〜
１５、Ｆｅ：残部であり、透磁率が高く、保磁力が小さ
く、飽和磁束密度が高く、軟磁気特性に優れたＦｅ基軟
磁性金属ガラス合金からなる磁心本体４、１３を備えて
いるので、コアロスを小さくすることができる。

【００２２】

【実施例】（参考例１）Ｆｅ、Ａｌ及びＧａと、Ｆｅ−Ｃ合金、Ｆｅ−Ｐ合金及
びＢを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲
気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置で溶解
し、母合金を作製した。この母合金をるつぼ内に入れて
溶解し、るつぼのノズルから回転しているロールに溶湯
を吹き出して急冷する単ロール法によって、減圧Ａｒ雰
囲気下で、Ｆｅ_７３Ａｌ_５Ｇａ_２Ｐ_１１Ｃ_５Ｂ_４なる組
成の急冷薄帯を得た。このとき、るつぼのノズル径と、
ノズル先端とロール表面との距離（ギャップ）と、ロー
ルの回転数と、射出圧力と、雰囲気圧力を適当に調整す
ることにより、厚さが３５〜２２９μｍの薄帯試料を得
た。

【００２３】上述の薄帯試料について、３００〜４５０
℃の温度範囲で熱処理した場合の磁気特性を測定した。
熱処理条件は、赤外線イメージ炉を用い、真空中で昇降
温速度１８０℃／分、保持温度１０分の条件とした。図
３は、前記各薄帯試料における磁気特性の熱処理温度依
存性について示したものである。また、図４は、図３に
示したデータの中から必要数抜粋したデータのみを記載
したものである。これらの図から、３５〜１８０μｍの
範囲の板厚薄帯試料の飽和磁化（σ_s）については、熱
処理なしの試料と変わらずに４００℃までほぼ一定の値
を示したが、４５０℃熱処理においては、劣化する傾向
を示した。一方、２２９μｍの板厚の薄帯試料について
は、４００℃でピークを示した後、劣化する傾向を示し
た。これは、４００℃以上において、Ｆｅ₃Ｂ等の結
晶が成長したためと考えられる。保磁力（Ｈ_c）につい
ては、熱処理無しの薄帯試料でアモルファス単相である
１２５μｍの板厚の薄帯試料までほぼ一定の値を示し、
それ以上の板厚においては増大する傾向を示した。ま
た、熱処理により、４００℃まで低下する傾向を示す。
次に、透磁率μ'（１ｋＨｚ）については、熱処理無し
の薄帯試料でアモルファス単相である１３５μｍまでほ
ぼ一定の値を示し、それ以上の板厚において減少する傾
向を示した。熱処理の効果は、４００℃まで向上する
が、４５０℃の熱処理において大幅に劣化する傾向を示
した。また、板厚増加に伴ってその効果は小さくなる。

【００２４】これらの熱処理による軟磁気特性の変化に
ついては、熱処理無しの薄帯試料において存在する内部
応力が熱処理によって緩和されたためと思われる。ま
た、最適熱処理温度Ｔ_aは、今回の試験においては３５
０℃付近にあると言える。なお、キュリー温度Ｔ_c以下
の熱処理では、磁区固着による軟磁気特性の劣化が起こ
る可能性があるので、熱処理温度は少なくとも３００℃
以上必要であると思われる。また、４５０℃における熱
処理では、熱処理なしの薄帯試料の値よりも劣化する傾
向にあるので、この系の結晶化温度（約５００℃）に近
く、結晶核の生成開始（構造的短範囲秩化序）または結
晶析出開始による磁壁のピンニングに起因して劣化する
ものと思われる。従って、熱処理する場合の温度は３０
０〜５００℃、換言すると、３００℃〜結晶化開始温度
の範囲であることが好ましく、３００〜４５０℃がより
好ましいことが判明した。

【００２５】また、参考例１の薄帯試料の飽和磁化（σ
_ｓ）と保磁力（Ｈ_ｃ）と透磁率（μ'）と過冷却液体の
温度間隔（△Ｔx）と組織構造とを表１にまとめて示
す。構造はＸＲＤ（Ｘ線回折法）で構造解析した結果を
示し、amoはアモルファス単相、amo＋cryはアモルファ
ス相＋結晶相の構造を有することを示す。△Ｔxについ
は、２２９μｍ厚の試料以外はほぼ一定値（△Ｔx＝４
７℃）を示した。

【００２６】

【表１】

【００２７】図５は、Ｆｅ_７８Ｓｉ_９Ｂ_１３なる組成の
比較試料について、熱処理なしの試料と３７０℃で１２
０分間熱処理した試料、参考例１の薄帯試料について熱
処理無しの試料と３５０℃で１０分間熱処理した試料の
それぞれに対し、飽和磁化（σ_ｓ）と保磁力（Ｈ_ｃ）と
透磁率（μ'）のそれぞれの板厚依存性を測定した結果
を示す。何れの試料においても板厚３０〜２００μｍの
範囲であれば、磁気特性の劣化も少なく、優れた特性が
得られた。

【００２８】図６は、Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の比較
試料について３７０℃で１２０分間熱処理した試料と、
Ｆｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₁Ｃ₅Ｂ₄なる組成の試料について３
５０℃で１０分間熱処理した試料のそれぞれに対し、曲
げ試験を行い、最大歪を測定した結果を示す。曲げ試験
は、２本のロッドと薄帯試料を用い、２本のロッドの先
端部の間にロッドと平行に配置した薄帯を挟み、２本の
ロッドを徐々に接近させて薄帯を山状に折り曲げるもの
とし、このように山状に折り曲げていった場合に薄帯が
折れて切れたときのロッドの端面間の幅をＬとし、薄帯
の厚さをｔとした場合、ｔ／（Ｌ−ｔ）の値を最大歪
（λｆ）と定義することにした。図６に示す結果から、
Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の比較試料は板厚が増加する
につれて急激に折り曲げに弱くなる（換言すると脆くな
る）が、本発明に係る組成系の試料では板厚が増加して
も折り曲げに弱くなり難い性質（換言すると脆くなり難
い）を有している。また、板厚が６０μｍ以上の場合は
比較試料よりも本発明系の組成の試料の方が折り曲げに
強くなることも明らかになった。従って、本発明の係る
組成の合金薄帯をトロイダル状に巻回して積層磁心とし
た場合には、曲率半径を小さくすることが可能となり、
積層磁心の形状を小型にできる。

【００２９】図７には、Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の比
較試料と、Ｆｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₁Ｃ₅Ｂ₄なる組成の試料
について、比抵抗の板厚依存性を測定した結果を示す。
本発明組成系の試料にあっては、比較例の試料よりも比
抵抗が高く、１８μｍ厚〜２３５μｍ厚の試料まで１.
５μΩｃｍ以上の値を示した。従って本発明組成系の試
料にあっては高周波での渦電流損失が少なく、高周波損
失の少ない積層磁心を提供できることが判明した。

【００３０】（参考例２）次に、Ｆｅ_７０＋ＸＡｌ_５Ｇａ_２（Ｐ_５５Ｃ
_２５Ｂ_２０）_２３−Ｘなる組成において、Ｆｅ濃度を変
化させて薄帯試料をそれぞれ作製し、各薄帯試料につい
て構造および特性を調べた。薄帯試料の作製は上記参考
例１と同様にして行い、試料の板厚は３０μｍとした。

【００３１】図８は、各薄帯試料（熱処理無し）の磁気
特性を測定した結果を示したものである。またこの図に
は、比較試料として従来のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系アモルファ
ス材料（板厚２５μｍ、真空中で３７０℃×１２０分間
の熱処理後）の飽和磁化（σ _s）と保磁力（Ｈ_c）と透磁
率μ'の値をそれぞれ破線で示す。この図から明らかな
ように、飽和磁化（σ_s）については、Ｆｅ濃度の増加
に伴って向上することがわかる。そして、アモルファス
単相組織を有するＦｅ濃度範囲においては、Ｆｅ濃度が
７５原子％のときに、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系の比較試料（σ
_s＝１８３ｅｍｕ／ｇ）とほぼ同等のσ_s＝１５０ｅｍｕ
／ｇの値が得られた。また保磁力Ｈ_cについては、ア
モルファス単相組織を有するＦｅ濃度＝７５原子％まで
の試料でほぼ一定の値を示し、それ以上のＦｅ濃度にお
いては大きく増大した。透磁率（μ'（１ｋＨｚ））に
ついては、Ｆｅ濃度の増加に伴って減少する傾向が見ら
れるものの、Ｆｅ濃度が７０〜７６原子％の範囲で、透
磁率５０００以上の優れた軟磁気特性が得られた。この
結果より本発明のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金におい
て、Ｆｅを増加させることによって飽和磁化（σ_s）を
向上させることができ、Ｆｅ₇₅Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₉ _.9Ｃ_4.5Ｂ
_3.6なる組成において、従来のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系アモル
ファス材料とほぼ同等のσ_sを有するＦｅ基軟磁性金属
ガラス合金が、単ロール液体急冷法により得られること
がわかった。

【００３２】（実施例１）次に、上記参考例１の組成にＳｉを添加してなるＦｅ基
軟磁性金属ガラス合金について実施例を挙げ、その効果
を明らかにする。原子組成比がＦｅ_７２Ａｌ_５Ｇａ_２Ｐ
_１０Ｃ_６Ｂ_４Ｓｉのインゴットを作製し、これをるつぼ
内に入れて溶解し、るつぼのノズルから回転しているロ
ールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール法によって、
減圧Ａｒ雰囲気下で急冷薄帯を得た。製造時の条件を、
ノズル径０．４〜０．５ｍｍ、ノズル先端とロール表面
との距離（ギャップ）０．３ｍｍ、ロールの回転数２０
０〜２５００r.p.m.、射出圧力０．３５〜０．４０kgf/
cm^２、雰囲気圧力−１０cmHg、ロール表面状態＃１００
０に設定して製造したところ、厚さ２０〜２５０μｍの
薄帯が得られた。

【００３３】前記で得られた厚さ２０〜２５０μｍの各
薄帯試料について、熱処理を行わない場合と、熱処理し
た場合の磁気特性をそれぞれ測定した。図９は、各薄帯
試料の磁気特性の板厚依存性を示す。熱処理条件は、赤
外線イメージ炉を用い、真空中で、上記参考例１のＳｉ
を添加しない試料において最適条件であった昇降温速度
１８０℃／分、保持温度３５０℃、保持時間３０分の条
件とした。この図から明らかなように、飽和磁化
（σ_ｓ）については、熱処理無しの場合において、板厚
にかかわらずほぼ一定で１４５ｅｍｕ／ｇ程度の値を示
した。熱処理後の飽和磁化（σ_ｓ）は、アモルファス単
相構造を維持している板厚１６０μｍまでは熱処理無し
のものと大きく変わらないが、それ以上の板厚で熱処理
無しのものに比べて劣化する傾向を示した。これは、熱
処理によってＦｅ_３Ｂ、Ｆｅ_３Ｃ等の結晶が成長したこ
とが原因であると考えられる。

【００３４】保磁力（Ｈ_ｃ）については、熱処理無しの
試料では板厚の増加に伴って増大する傾向を示した。ま
た、熱処理後の試料は熱処理無しのものに比べて保磁力
（Ｈ_ｃ）が低下しており、いずれの板厚においても０．
６２５〜０．１２５Ｏｅの値を示した。このように熱処
理によって保持力（Ｈ_ｃ）が低下したのは、上記参考例
１と同様に、熱処理無しの試料において存在する内部応
力が熱処理を行うことによって緩和されたためであると
思われる。

【００３５】次に、透磁率（μ'（１ｋＨｚ））につい
ては、熱処理無しの試料では板厚の増加に伴って減少す
る傾向を示した。また熱処理によって透磁率（μ'）は
向上し、上記参考例１のＳｉを含有しない組成のＦｅ基
軟磁性金属ガラス合金とほぼ同等の値が得られた。な
お、上記参考例１と同様に、熱処理による効果が板厚増
加に従って小さくなる傾向は本実施例でも見られた。

【００３６】また、本実施例で得られた各板厚の試料
（熱処理無し）における飽和磁化（σ _s）と保磁力
（Ｈ_c）と過冷却液体の温度間隔（△Ｔx）と透磁率
（μ'）と組織構造とを表２にまとめて示す。

【００３７】

【表２】

【００３８】図１０は、Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の比
較試料について３７０℃で１２０分間熱処理した試料
と、Ｆｅ₇₂Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₀Ｃ₆Ｂ₄Ｓｉ₁なる組成の試料
について３５０℃で３０分間熱処理した試料のそれぞれ
に対し、飽和磁化（σ_s）と保磁力（Ｈ_c）と透磁率
（μ'）のそれぞれの板厚依存性を測定した結果を示
す。この結果より、Ｆｅ₇₂Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₀Ｃ₆Ｂ₄Ｓｉ₁
なる組成の本発明に係るＦｅ基金属ガラス合金試料は、
Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の従来の比較試料と比べて、
板厚２０〜２５０μｍの範囲であれば、磁気特性の劣化
も少なく、優れた特性が得られることが認められた。特
に軟磁気特性に関しては、本発明に係る試料において、
従来材料よりも優れた透磁率の値が得られており、板厚
２０〜２５０μｍの範囲で透磁率５０００以上の優れた
軟磁気特性が得られることが認められる。

【００３９】（実施例２）Ｆｅ、Ａｌ及びＧａと、Ｆｅ−Ｃ合金、Ｆｅ−Ｐ合金及
びＢ、更に必要に応じてＳｉを原料としてそれぞれ所定
量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高
周波誘導加熱装置で溶解し、母合金を作製した。この母
合金をるつぼ内に入れて溶解し、るつぼのノズルから回
転しているロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール
法によって、減圧Ａｒ雰囲気下で、Ｆｅ_７３Ａｌ_５Ｇａ
_２Ｐ_１１Ｃ_５Ｂ_４、Ｆｅ_７３Ａｌ_５Ｇａ_２Ｐ_１０Ｃ_５Ｂ
_４Ｓｉ_１、Ｆｅ_７２Ａｌ_５Ｇａ_２Ｐ_１０Ｃ6Ｂ_４Ｓ
ｉ_１、Ｆｅ_７０Ａｌ_３．５７Ｇａ_１．４３Ｐ_１３．８Ｃ
_６．２５Ｂ_５、Ｆｅ_７７Ａｌ_２．１４Ｇａ_０．８６Ｐ
_８．４Ｃ_５Ｂ_４Ｓｉ_２．６、Ｆｅ_５８Ｃｏ_７Ｎｉ_７Ｚｒ
_１０Ｂ_１８、Ｆｅ_５６Ｃｏ_７Ｎｉ_７Ｚｒ_１０Ｂ_２０なる
組成の急冷薄帯を得た。このとき、るつぼのノズル径
と、ノズル先端とロール表面との距離（ギャップ）と、
ロールの回転数と、射出圧力と、雰囲気圧力を適当に調
整することにより、厚さが２５〜２２９μｍの薄帯を得
た。

【００４０】次に、上述のようにして得られた各々の薄
帯を、リング状に打ち抜いて必要枚数を積層し、各層の
絶縁と固定のために層間にシリコンゴムを含浸した後
に、図２に示すような外径８ｍｍ、内径４ｍｍ、厚さ５
ｍｍの円環状の積層磁心を作成した。

【００４１】上述のようにして得られた厚さ５０μｍの
Ｆｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₁Ｃ₅Ｂ₄、厚さ１００μｍのＦｅ₇₂
Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₀Ｃ6Ｂ₄Ｓｉ₁及び厚さ２００μｍのＦｅ
₇₀Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ_9.65Ｃ_5.75Ｂ_4.6Ｓｉ₃なる組成の急冷薄
帯から作製した積層磁心についてこれらの積層磁心の占
積率を測定した結果を表３に示す。また、Ｆｅ₇₇Ａｌ
_2.14Ｇａ_0.86Ｐ_8.4Ｃ₅Ｂ₄Ｓｉ_2.6なる組成で、種々の厚
さの急冷薄帯から得られた上記寸法形状の積層磁心につ
いて、薄帯の板厚と占積率との関係を図１１に示す。占
積率の測定は、積層磁心の断面を顕微鏡にて観察するこ
とにより求めた。図１１に示すように、占積率は板厚の
増加と共に向上し、１００μｍをこえると占積率が９７
％以上とほぼ一定になる。本発明に係るＦｅ基金属ガラ
ス合金からなる積層磁心は、薄帯の板厚が１００μｍを
超えたものであっても、上述のように軟磁気特性が劣化
することがないので、コアロスの小さい積層磁心が得ら
れる。一方、Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる従来公知のアモルフ
ァス合金は、板厚が２０μｍ程度のものしか得られず、
占積率も８７％と低い。従来のアモルファス合金は、過
冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが小さいので、液体急冷法
により所定の組成の合金溶湯を急速冷却して薄帯を製造
する場合において、軟磁気特性を低下させないためには
薄帯の厚さを５０μｍ以下にする必要があり、この板厚
を超えると軟磁気特性が劣化するので、占積率の増加と
軟磁気特性の向上を同時に実現することができず、コア
ロスの小さい積層磁心を得ることができなかった。

【００４２】

【表３】

【００４３】

【００４４】更に、種々の板厚のＦｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₁
Ｃ₅Ｂ₄、Ｆｅ₇₇Ａｌ_2.14Ｇａ_0.86Ｐ_8.4Ｃ₅Ｂ₄Ｓｉ_2.6な
る組成の合金薄帯と、Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の合金
（比較例）とから作製した積層磁心について、コアロス
（Ｗ）、透磁率（μ_e（実数値））、保磁力（Ｈ_c）、飽
和磁束密度（Ｂ_s）の薄帯板厚の依存性を調査した。結
果を図１２に示す。また、図１３には、比較例としてケ
イ素鋼（Ｓｉ６．５％）の薄帯からなる積層磁心を追加
した場合のコアロス（Ｗ）の板厚依存性の調査結果を示
す。図１２において、飽和磁束密度（Ｂ_s）は、Ｆｅ₇₇
Ａｌ_2.14Ｇａ_0.86Ｐ_8.4Ｃ₅Ｂ₄Ｓｉ_2.6なる組成の積層磁
心では、Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の比較例の積層磁心
と、ほぼ同等の飽和磁束密度を示す。Ｆｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂
Ｐ₁₁Ｃ₅Ｂ₄なる組成の積層磁心の飽和磁束密度が低いの
は、Ｆｅの濃度がやや低いためと推定される。保磁力に
関しては、実施例の積層磁心は板厚の依存性が見られな
いが、比較例のＦｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の積層磁心に
ついては、薄帯の板厚の増加と共に保磁力が増加し、軟
磁気特性が劣化していることがわかる。更に、透磁率
（実数値）については、実施例の積層磁心は薄帯の板厚
の増加によって透磁率（μ_e（実数値））がやや減少す
る。一方、比較例のＦｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の積層磁
心は、薄帯の板厚の増加に伴う透磁率（実数値）の劣化
が大きい。更に、コアロスに関しては、図１２及び図１
３において、比較例ののＦｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の積
層磁心は、薄帯の板厚が１００μｍを超えると急激にコ
アロスが増加することがわかる。また、もう１つの比較
例であるケイ素鋼からなる積層磁心は、コアロスの薄帯
板厚の依存性が見られず、ほぼ一定の値を示すが、実施
例の積層磁心よりもコアロスが大きい。

【００４５】このように、本発明に係るＦｅ基金属ガラ
ス合金の過冷却領域の温度間隔が、従来のアモルファス
合金（Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃）よりも大きく、板厚が大きい
バルク状のものが得られるので、積層磁心の占積率を大
きくすることが可能となり、積層磁心のコアロスを小さ
くすることができる。

【００４６】なお、この発明は、以上の例によって何ら
限定されるものではなく、その組成、製造方法、熱処理
条件、形状等について様々な態様が可能であることは勿
論である。

【００４７】

【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明の
積層磁心は、ΔＴ_x＝Ｔ_x−Ｔ_g（ただしＴ_xは結晶化開始
温度、Ｔ_gはガラス遷移温度を示す。）の式で表される
過冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが２０Ｋ以上であるＦｅ基
軟磁性金属ガラス合金の薄帯が、トロイダル状に巻回さ
れてなる磁心本体若しくは積層されてなる磁心本体を備
えているので、板厚の厚い薄帯から積層磁心を作成する
ことが可能となり、積層磁心の占積率を増加させること
ができるので、積層磁心の小型化を図ることができる。
また、比抵抗が大きいので、高周波帯域におけるコアロ
スを小さくできる。更に、液体急冷法のみならず、鋳造
法によっても上述のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金が得ら
れるので、積層磁心の製造コストを低くすることができ
る。

【００４８】また、本発明のＦｅ基軟磁性金属ガラス合
金は、Ｆｅ以外の他の金属元素と半金属元素とを含有し
てなり、特にＳｉを含有することにより、過冷却液体の
温度間隔ΔＴ_xを大きくすることができるので、板厚の
厚い薄帯から積層磁心を作成することが可能となり、積
層磁心の占積率を向上させ、コアロスを小さくできる。

【００４９】また、本発明の積層磁心は、組成がそれぞ
れ原子％でＡｌ：１〜１０、Ｇａ：０．５〜４、Ｐ：０
〜１５、Ｃ：２〜７、Ｂ：２〜１０、Ｆｅ：残部、若し
くは、Ａｌ：１〜１０、Ｇａ：０．５〜４、Ｐ：０〜１
５、Ｃ：２〜７、Ｂ：２〜１０、Ｓｉ：１〜１５、Ｆ
ｅ：残部であり、透磁率が高く、保磁力が小さく、飽和
磁束密度が高く、軟磁気特性に優れたＦｅ基金属ガラス
合金からなる磁心本体を備えているので、コアロスを小
さくすることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施の形態である積層磁心を示す分
解図である。

【図２】本発明の実施の形態である積層磁心を示す分
解図である。

【図３】飽和磁化と保磁力と透磁率の板厚依存性を示
す図である。

【図４】図３に示す板厚依存性のデータの一部を抜粋
して示す図である。

【図５】組成の異なる各試料の飽和磁化と保磁力と透
磁率の板厚依存性を示す図である。

【図６】組成の異なる試料の最大歪と板厚の関係を示
す図である。

【図７】従来のＦｅ基アモルファス合金と本発明に係
る組成の金属ガラス合金の比抵抗の板厚依存性を示す図
である。

【図８】飽和磁化と保磁力と透磁率のＦｅ濃度依存性
を示す図である。

【図９】Ｓｉを添加した試料における熱処理なしの場
合と熱処理後の飽和磁化と保磁力と透磁率の板厚依存性
を示す図である。

【図１０】従来のＦｅ基アモルファス合金と本発明に
係るＳｉを添加した金属ガラス合金の飽和磁化と保磁力
と透磁率の板厚依存性を示す図である。

【図１１】本発明に係る金属ガラス合金の板厚と占積
率との関係を示す図である。

【図１２】本発明に係る金属ガラス合金の薄帯から作
製した積層磁心の飽和磁束密度、保磁力、透磁率及びコ
アロスと薄帯の板厚との関係を示す図である。

【図１３】本発明に係る金属ガラス合金の薄帯から作
製した積層磁心のコアロスと薄帯の板厚との関係を示す
図である。

【符号の説明】

１積層磁心２磁心本体収納ケース３薄帯４磁心本体５接着部材

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者牧野彰宏東京都大田区雪谷大塚町１番７号アルプス電気株式会社内 (72)発明者井上明久宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地川内住宅11−806 (56)参考文献特開平８−333660（ＪＰ，Ａ) 特開昭62−76607（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) H01F 1/12 - 1/38 H01F 27/24 - 27/26

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】 ΔＴ_ｘ＝Ｔ_ｘ−Ｔ_ｇ（ただしＴ_ｘは結晶
化開始温度、Ｔ_ｇはガラス遷移温度を示す。）の式で表
される過冷却液体の温度間隔ΔＴ_ｘが２０Ｋ以上であ
り、比抵抗が１．５μΩｍ以上であり、下記の組成から
なるＦｅ基軟磁性金属ガラス合金の薄帯が、トロイダル
状に巻回されてなる磁心本体を備えることを特徴とする
積層磁心。Ａｌ：１原子％〜１０原子％Ｇａ：０．５原子％〜４原子％Ｐ：０原子％〜１５原子％Ｃ：２原子％〜７原子％Ｂ：２原子％〜１０原子％Ｓｉ：１原子％〜１５原子％Ｆｅ：残部
【請求項２】請求項１に記載のＦｅ基軟磁性金属ガラ
ス合金の薄帯が積層されてなる磁心本体を備えることを
特徴とする積層磁心。