[go: up one dir, main page]

WO2011024580A1 - 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法 - Google Patents

合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2011024580A1
WO2011024580A1 PCT/JP2010/062155 JP2010062155W WO2011024580A1 WO 2011024580 A1 WO2011024580 A1 WO 2011024580A1 JP 2010062155 W JP2010062155 W JP 2010062155W WO 2011024580 A1 WO2011024580 A1 WO 2011024580A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
alloy composition
alloy
mass
less
composition according
Prior art date
Application number
PCT/JP2010/062155
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
浦田　顕理
健伸 山田
裕之 松元
吉田　栄吉
彰宏 牧野
Original Assignee
Ｎｅｃトーキン株式会社
国立大学法人東北大学
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｎｅｃトーキン株式会社, 国立大学法人東北大学 filed Critical Ｎｅｃトーキン株式会社
Priority to BR112012004045-6A priority Critical patent/BR112012004045B1/pt
Priority to BR122021004633A priority patent/BR122021004633A8/pt
Priority to KR1020117028570A priority patent/KR101270565B1/ko
Priority to CN201080024778.6A priority patent/CN102471856B/zh
Priority to EP10811631.0A priority patent/EP2463397B1/en
Priority to JP2010536246A priority patent/JP4815014B2/ja
Priority to RU2012107856/02A priority patent/RU2483135C1/ru
Priority to US13/392,441 priority patent/US9287028B2/en
Publication of WO2011024580A1 publication Critical patent/WO2011024580A1/ja
Priority to US15/054,446 priority patent/US9850562B2/en
Priority to US15/814,973 priority patent/US20180073117A1/en

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C45/00—Amorphous alloys
    • C22C45/02—Amorphous alloys with iron as the major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B22F1/06—Metallic powder characterised by the shape of the particles
    • B22F1/065—Spherical particles
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B22F1/07—Metallic powder characterised by particles having a nanoscale microstructure
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/003—Making ferrous alloys making amorphous 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
    • 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
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/03—Amorphous or microcrystalline structure

Definitions

  • the present invention relates to a soft magnetic alloy suitable for use in transformers, inductors, magnetic cores of motors, and the like, and a method for manufacturing the same.
  • This amorphous alloy has good soft magnetic properties, and since it is an alloy having a lower melting temperature than commercially available Fe-based amorphous, it can be easily made amorphous and is also suitable as a dust material.
  • the amorphous alloy of Patent Document 1 has a problem that the saturation magnetic flux density Bs decreases when a nonmagnetic metal element such as Nb, Mo, or Cr is used. There is also a problem that the saturation magnetostriction is 17 ⁇ 10 ⁇ 6, which is larger than other soft magnetic materials such as Fe, Fe—Si, Fe—Si—Al, Fe—Ni.
  • an object of the present invention is to provide a soft magnetic alloy having a high saturation magnetic flux density and a low magnetostriction, and a method for producing the same.
  • the melting temperature can be reduced while having a high Fe composition.
  • the specific alloy composition is represented by a predetermined composition formula and has an amorphous phase as a main phase.
  • nanocrystals composed of bccFe of 25 nm or less can be precipitated.
  • the saturation magnetic flux density of the Fe-based nanocrystalline alloy can be improved and the saturation magnetostriction can be reduced.
  • One aspect of the present invention is an alloy composition of the composition formula Fe (100-XYZ) B X P Y Cu Z , where 4 ⁇ X ⁇ 14 at%, 0 ⁇ Y ⁇ 10 at%, 0.
  • An alloy composition in which 5 ⁇ Z ⁇ 2 at% is provided.
  • the present inventors have studied, and when the content of Al, Ti, Mn, S, O, N in the alloy composition is in a specific range, even if inexpensive industrial raw materials are used. It has been found that an alloy composition can be easily produced.
  • Another aspect of the present invention is an alloy composition of the composition formula Fe (100-XYZ) B X P Y Cu Z , wherein 4 ⁇ X ⁇ 14 at%, 0 ⁇ Y ⁇ 10 at%, 0. 5 ⁇ Z ⁇ 2 at%, and the contents of Al, Ti, Mn, S, O, and N are 0 ⁇ Al ⁇ 0.5 mass%, 0 ⁇ Ti ⁇ 0.3 mass%, 0 ⁇ Mn ⁇ 1.
  • an alloy composition of 0% by mass, 0 ⁇ S ⁇ 0.5% by mass, 0 ⁇ O ⁇ 0.3% by mass, and 0 ⁇ N ⁇ 0.1% by mass.
  • An Fe-based nanocrystalline alloy produced using the alloy composition of the present invention as a starting material has a high saturation magnetic flux density and a low magnetostriction, and is therefore suitable for miniaturization and high efficiency of magnetic parts.
  • the alloy composition of the present invention has as few as four main constituent elements, and it is easy to control the main component composition and impurities during mass production.
  • the alloy composition of the present invention has a low melting temperature, it is easy to melt the alloy and form an amorphous material, and it can be manufactured even with existing equipment, and the load on the equipment can be reduced. .
  • the alloy composition of the present invention has a low viscosity in the molten state. Therefore, in the case of forming a powder-shaped alloy composition, there are also advantages that a spherical fine powder can be easily obtained and an amorphous material can be easily formed.
  • the alloy composition can be easily obtained even if inexpensive industrial raw materials are used. Can be manufactured.
  • the alloy composition according to the embodiment of the present invention is suitable as a starting material for an Fe-based nanocrystalline alloy, and has the composition formula Fe (100-XYZ) B X P Y Cu Z.
  • the alloy composition according to the present embodiment satisfies 4 ⁇ X ⁇ 14 at%, 0 ⁇ Y ⁇ 10 at%, and 0.5 ⁇ Z ⁇ 2 at% with respect to X, Y, and Z.
  • a part of Fe may be substituted with one or more elements of Co and Ni.
  • one or more elements of Co and Ni are 40 at% or less of the total composition of the alloy composition, and the total of one or more elements of Co and Ni and Fe is the total composition of the alloy composition. (100-XYZ) at%.
  • a part of Fe is replaced with one or more elements of Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W, Cr, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, Y and rare earth elements. Good.
  • one or more elements of Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W, Cr, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, Y, and rare earth elements are 3at of the total composition of the alloy composition. %, And the sum of Fe and one or more of Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W, Cr, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, Y and rare earth elements is an alloy. It is (100-XYZ) at% of the total composition. Further, a part of B and / or P may be substituted with a C element.
  • C is 10 at% or less of the total composition of the alloy composition
  • B and P still satisfy 4 ⁇ X ⁇ 14 at% and 0 ⁇ Y ⁇ 10 at%
  • the sum of C, B, and P is It is 4 at% or more and 24 at% or less of the total composition of the alloy composition.
  • the contents of Al, Ti, Mn, S, O, and N in the alloy composition are as follows: 0 ⁇ Al ⁇ 0.5 mass%, 0 ⁇ Ti ⁇ 0.3 mass%, 0 ⁇ Mn ⁇ 1.0 It is preferable to satisfy the conditions of mass%, 0 ⁇ S ⁇ 0.5 mass%, 0 ⁇ O ⁇ 0.3 mass%, 0 ⁇ N ⁇ 0.1 mass%, 0 ⁇ Al ⁇ 0.1 mass%, 0 ⁇ Ti ⁇ 0.1% by mass, 0 ⁇ Mn ⁇ 0.5% by mass, 0 ⁇ S ⁇ 0.1% by mass, 0.001 ⁇ O ⁇ 0.1% by mass, 0 ⁇ N ⁇ 0.01% by mass %, Preferably 0.0003 ⁇ Al ⁇ 0.05 mass%, 0.0002 ⁇ Ti ⁇ 0.05 mass%, 0.001 ⁇ Mn ⁇ 0.5 mass%, 0.0002 ⁇ S More preferably, the conditions of ⁇ 0.1% by mass, 0.01 ⁇ O
  • the Fe element is a main element and an essential element responsible for magnetism.
  • the ratio of Fe is large.
  • the proportion of Fe is less than 79 at%, ⁇ T decreases, a homogeneous nanocrystalline structure cannot be obtained, and a desirable saturation magnetic flux density cannot be obtained.
  • the proportion of Fe is more than 86 at%, it becomes difficult to form an amorphous phase under a liquid quenching condition, and the crystal grain size varies or becomes coarse, so that the soft magnetic characteristics are deteriorated.
  • the Fe ratio is desirably 79 at% or more and 86 at% or less.
  • the ratio of Fe is preferably 82 at% or more.
  • the B element is an essential element for forming an amorphous phase.
  • the proportion of B is less than 4 at%, it becomes difficult to form an amorphous phase under liquid quenching conditions. If the ratio of B is more than 14 at%, a homogeneous nanocrystalline structure cannot be obtained, and a compound composed of Fe—B precipitates, so that the alloy composition has deteriorated soft magnetic properties. Therefore, the ratio of B is desirably 4 at% or more and 14 at% or less.
  • the proportion of B is preferably 13 at% or less. In particular, when the ratio of B is 6 at% to 12 at%, the coercive force is low, and a continuous ribbon can be produced stably.
  • the P element is an essential element responsible for amorphous formation, and contributes to the stabilization of the nanocrystal in the nanocrystallization.
  • the proportion of P When the proportion of P is 0, a homogeneous nanocrystal structure cannot be obtained, and as a result, the soft magnetic properties are deteriorated. Therefore, the proportion of P must be greater than zero.
  • the proportion of P since the melting temperature increases when the proportion of P is small, the proportion of P is preferably 1 at% or more. Further, if the proportion of P is large, it becomes difficult to form an amorphous phase, a homogeneous nanostructure cannot be obtained, and the saturation magnetic flux density is further lowered. Therefore, the proportion of P is preferably 10 at% or less. In particular, when the ratio of P is 2 at% to 8 at%, the coercive force is low, and a continuous ribbon can be produced stably.
  • C element is an element responsible for amorphous formation.
  • the B element and the P element by using it together with the B element and the P element, it is possible to improve the formation of an amorphous state and the stability of the nanocrystal as compared with the case where only one of them is used.
  • C since C is inexpensive, the total material cost is reduced when the amount of other metalloids is relatively reduced by the addition of C.
  • the ratio of C exceeds 10 at%, there is a problem that the alloy composition becomes brittle and soft magnetic properties are deteriorated. Therefore, the C ratio is desirably 10 at% or less.
  • Cu element is an essential element contributing to nanocrystallization. If the Cu content is less than 0.5 at%, the crystal grains become coarse during the heat treatment, and nanocrystallization becomes difficult. If the Cu content is more than 2 at%, it is difficult to form an amorphous phase. Therefore, it is desirable that the ratio of Cu is 0.5 at% or more and 2 at% or less. In particular, when the ratio of Cu is 1.5 at% or less, the coercive force is low, and a continuous ribbon can be stably produced.
  • Cu element has a positive mixed enthalpy with Fe element and B element, and has a negative mixed enthalpy with P element. From this, there is a strong correlation between Cu atoms and P atoms. Therefore, when these two elements are added in combination, a homogeneous amorphous phase can be formed. Specifically, by setting the specific ratio (Z / Y) of the ratio of P (Y) and the ratio of Cu (Z) to 0.1 or more and 1.2 or less, it is amorphous under liquid quenching conditions. Crystallization and crystal grain growth are suppressed during the formation of the phase, and a cluster having a size of 10 nm or less is formed.
  • the bccFe crystal has a fine structure when the Fe-based nanocrystalline alloy is formed by the nano-sized cluster. It becomes like this. More specifically, the Fe-based nanocrystalline alloy according to the present embodiment includes bccFe crystals having an average particle size of 25 nm or less.
  • This cluster structure has high toughness and can be tightly bent in a 180 ° bending test.
  • the 180 ° bending test is a test for evaluating toughness, and the sample is bent so that the bending angle is 180 ° and the inner radius is zero. That is, according to the 180 ° bending test, the sample is bent tightly or broken.
  • the specific ratio (Z / Y) is out of the above range, a homogeneous nanocrystalline structure cannot be obtained, and therefore the alloy composition cannot have excellent soft magnetic properties.
  • Al is an impurity mixed by using industrial raw materials. If the Al content is more than 0.50% by mass, it becomes difficult to form an amorphous phase in the atmosphere under liquid quenching, coarse crystals are precipitated even after heat treatment, and the soft magnetic properties are greatly deteriorated. Accordingly, the Al ratio is desirably 0.50% by mass or less. In particular, when the Al content is 0.10% by mass or less, a thin ribbon having a smooth surface and no discoloration can be stably produced even in the atmosphere by suppressing an increase in the viscosity of the melt under liquid quenching. Furthermore, Al can also suppress the coarsening of the crystal and can obtain a homogeneous nanostructure, so that it is possible to improve soft magnetic properties.
  • the lower limit when a high-purity reagent is used as a raw material, mixing of Al can be suppressed and a stable ribbon and magnetic properties can be obtained, but the raw material cost becomes high.
  • Al is contained in an amount of 0.0003 mass% or more, low-priced industrial raw materials can be used while the magnetic properties are not adversely affected.
  • the viscosity of the molten metal is improved, and a ribbon having a smooth surface can be stably produced.
  • Ti is an impurity mixed by using industrial raw materials.
  • the Ti content is more than 0.3% by mass, it becomes difficult to form an amorphous phase in the atmosphere under liquid quenching, coarse crystals are precipitated even after heat treatment, and the soft magnetic properties are greatly deteriorated. Therefore, the Ti ratio is desirably 0.3% by mass or less.
  • the proportion of Ti is 0.05% by mass or less, a thin ribbon having a smooth surface and no discoloration can be stably produced even in the atmosphere by suppressing an increase in melt viscosity under liquid quenching.
  • Ti can also suppress the coarsening of the crystal and can obtain a homogeneous nanostructure, so that it can be expected to improve soft magnetic properties.
  • Mn is an inevitable impurity mixed by using industrial raw materials.
  • the Mn ratio is desirably 1.0% by mass or less.
  • the ratio of Mn is preferably 0.5% by mass or less so that a saturation magnetic flux density of 1.7 T or more can be obtained.
  • the lower limit when a high-purity reagent is used as a raw material, mixing is suppressed and a stable ribbon and magnetic properties can be obtained, but the raw material cost increases.
  • Mn is contained in an amount of 0.001% by mass or more, low-priced industrial raw materials can be used while the magnetic properties are not adversely affected.
  • Mn has an effect of improving the amorphous forming ability and may be contained in an amount of 0.01% by mass or more.
  • S is an impurity mixed by using industrial raw materials. If the S content is more than 0.5% by mass, the toughness is lowered, and the soft magnetic properties after nanocrystallization are also deteriorated due to the decrease in thermal stability. Accordingly, the S ratio is desirably 0.5% by mass or less. In particular, when the proportion of S is 0.1% by mass or less, a ribbon having good soft magnetic characteristics and small variations in magnetic characteristics can be obtained. Regarding the lower limit, when a high-purity reagent is used as a raw material, mixing is suppressed and a stable ribbon and magnetic properties can be obtained, but the raw material cost increases.
  • O is an unavoidable impurity mixed during melting, heat treatment or using industrial raw materials.
  • a ribbon by a single roll liquid quenching method or the like, if it is produced in a chamber in which the atmosphere can be controlled, oxidation and discoloration are suppressed, and the ribbon surface can be smoothed, but the production cost is increased.
  • a thin ribbon having a smooth surface state is produced even in a manufacturing method in which nitrogen, argon, carbon dioxide, or other inert or reducing gas is allowed to flow in the atmosphere or a quenching portion and O is contained in an amount of 0.001% by mass or more. Since it can be continuously manufactured and more stable magnetic characteristics can be obtained, the manufacturing cost can be greatly reduced.
  • the oxygen content may be 0.001% by mass or more, otherwise the oxygen content is 0.01% by mass or more. May be. Further, in order to improve insulation and improve frequency characteristics, it is possible to heat-treat in an oxidizing atmosphere to form an oxide film on the surface.
  • the O ratio is desirably 0.3% by mass or less.
  • the influence on the magnetic properties of O is large, and it is preferably 0.1% by mass or less.
  • N is an impurity mixed during melting, heat treatment or using industrial raw materials. Even when producing a ribbon by a single-roll liquid quenching method or the like, even in a production method in which N or 0.0002 mass% or more is contained by flowing an inert or reducing gas such as nitrogen, argon or carbon dioxide gas in the atmosphere or quenching portion A thin ribbon with a smooth surface can be produced continuously, and stable magnetic properties can be obtained even when heat treatment is performed in N gas flow instead of in vacuum during heat treatment for nanocrystallization. Can be reduced. In this embodiment, if the proportion of N is more than 0.1% by mass, the soft magnetic characteristics deteriorate. Therefore, the N ratio is preferably 0.1% by mass or less.
  • the alloy composition in the present embodiment can have various shapes.
  • the alloy composition may have a continuous ribbon shape or a powder shape.
  • the continuous ribbon-shaped alloy composition can be formed using a conventional apparatus such as a single roll manufacturing apparatus or a twin roll manufacturing apparatus used for manufacturing an Fe-based amorphous ribbon.
  • the alloy composition in powder form may be produced by a water atomizing method or a gas atomizing method, or may be produced by pulverizing an alloy composition such as a ribbon.
  • the continuous ribbon-shaped alloy composition can be tightly bent in a 180 ° bending test in a state before heat treatment.
  • the 180 ° bending test is a test for evaluating toughness, and the sample is bent so that the bending angle is 180 ° and the inner radius is zero. That is, according to the 180 ° bending test, the sample is bent tightly ( ⁇ ) or broken ( ⁇ ). In the evaluation described later, it was checked whether a 3 cm long strip sample was bent at its center and bent tightly ( ⁇ ) or broken ( ⁇ ).
  • the alloy composition according to the present embodiment can be molded to form a magnetic core such as a wound magnetic core, a laminated magnetic core, or a dust core.
  • components such as a transformer, an inductor, a motor, and a generator, can be provided using the magnetic core.
  • the alloy composition according to the present embodiment has a low melting temperature.
  • the temperature of the alloy composition is raised in an inert atmosphere such as an Ar gas atmosphere, the alloy composition melts, thereby causing an endothermic reaction.
  • the end temperature of this endothermic reaction be the melting start temperature (Tm).
  • This melting start temperature (Tm) can be evaluated, for example, by performing a thermal analysis at a rate of temperature increase of about 10 ° C./min using a differential calorimetry (DTA) apparatus.
  • DTA differential calorimetry
  • Fe, B, and P which are main constituent elements, have eutectic compositions on the Fe 83 B 17 , Fe 83 P 17 and high Fe sides, respectively. Therefore, a low melting temperature is possible while having a high Fe composition. Further, since the eutectic composition of Fe and C is Fe 83 C 17 and a high Fe composition, the addition of C is also effective in reducing the melting temperature. When the melting temperature is reduced in this way, the load on the manufacturing apparatus or the like is reduced. In addition, if the melting temperature is low, the cooling rate can be improved because the amorphous material can be rapidly cooled from a low temperature.
  • the melting start temperature (Tm) is preferably lower than 1150 ° C., which is the melting start temperature of commercially available Fe amorphous.
  • the alloy composition according to the present embodiment has an amorphous phase as a main phase. Therefore, when the alloy composition according to the present embodiment is heat-treated in an inert atmosphere such as an Ar gas atmosphere, it is crystallized twice or more.
  • the temperature at which crystallization starts first is the first crystallization start temperature (T x1 )
  • the temperature at which the second crystallization starts is the second crystallization start temperature (T x2 ).
  • crystallization start temperature it means the first crystallization start temperature (T x1 ).
  • these crystallization temperatures can be evaluated by performing thermal analysis at a temperature increase rate of about 40 ° C./min using, for example, a differential scanning calorimetry (DSC) apparatus.
  • DSC differential scanning calorimetry
  • the Fe-based nanocrystalline alloy according to the present embodiment can be obtained.
  • the difference ⁇ T between the first crystallization start temperature (T x1 ) and the second crystallization start temperature (T x2 ) of the alloy composition is 70. It is preferable that it is 200 degreeC or more.
  • the Fe-based nanocrystalline alloy according to the present embodiment thus obtained has a low coercive force of 20 A / m or less and a high saturation magnetic flux density of 1.60 T or more.
  • the amount of nanocrystals can be selected by selecting the proportion of Fe (100-XYZ), the proportion of P (Y) and the proportion of Cu (Z), the specific ratio (Z / Y) and the heat treatment conditions. Can be controlled to reduce the saturation magnetostriction. Note that the saturation magnetostriction is desirably 15 ⁇ 10 ⁇ 6 or less in order to avoid deterioration of the soft magnetic characteristics.
  • a magnetic core can be formed using the Fe-based nanocrystalline alloy according to the present embodiment.
  • components such as a transformer, an inductor, a motor, and a generator, can be comprised using the magnetic core.
  • Examples 1 to 15 and Comparative Examples 1 to 4 The raw materials were weighed so as to have the alloy compositions of Examples 1 to 15 and Comparative Examples 1 to 3 of the present invention listed in Table 1 below, and dissolved by a high frequency heating apparatus. Thereafter, the melted alloy composition was treated in the atmosphere by a single roll liquid quenching method to produce a continuous ribbon having a thickness of 20 to 25 ⁇ m, a width of about 15 mm, and a length of about 10 m. As Comparative Example 4, a commercially available FeSiB amorphous ribbon having a thickness of 25 ⁇ m was prepared. The phases in these continuous ribbon alloy compositions were identified by the X-ray diffraction method.
  • the first crystallization start temperature and the second crystallization start temperature were evaluated using a differential scanning calorimeter (DSC). Furthermore, the melting start temperature was evaluated using differential calorimetry (DTA). Thereafter, the alloy compositions of Examples 1 to 15 and Comparative Examples 1 to 4 were heat-treated under the heat treatment conditions described in Table 1.
  • the saturation magnetic flux density Bs of each heat-treated alloy composition was measured in a magnetic field of 800 kA / m using a vibrating sample magnetometer (VMS).
  • the coercive force Hc of each alloy composition was measured in a magnetic field of 2 to 4 kA / m using a direct current BH tracer. The measurement results are shown in Tables 1 and 2.
  • the alloy compositions of Examples 1 to 15 after the heat treatment have a high saturation magnetic flux density Bs of 1.6 T or more and 20 A / m or less by obtaining a good nanocrystalline structure. A low coercivity Hc was obtained.
  • the alloy compositions of Comparative Examples 1, 2, 3, and 4 since P and Cu are not added together, the crystals are coarsened after heat treatment, and the coercive force Hc is deteriorated. Also in FIG. 1, in the graph of Comparative Example 1, the coercive force Hc rapidly deteriorates as the processing temperature increases, while in the graphs of Examples 4 to 6, the processing temperature increases and the crystallization temperature is increased.
  • Table 2 shows As shown, good soft magnetic properties (coercive force Hc) can be obtained.
  • the proportion of B is large, the melting start temperature T m ratio is less of P is increased, particularly, the proportion of B is 13 atomic% It can be seen that when the ratio of P is more than 1 and less than 1 at%, it becomes remarkable. Therefore, P is essential also from the viewpoint of ribbon production, and the ratio of P is preferably 1 at% or more and the ratio of B is preferably 13 at% or less. Further, as understood from Table 2, from the viewpoint of magnetic characteristics, the ratio of B that can stably obtain a low coercive force Hc of about 10 A / m is in the range of 6 to 12 at%, and the ratio of P is in the range of 2 to 8 at%. Is preferred. In particular, in the case of a ribbon-shaped alloy composition, since the influence on the magnetic properties of N is large, the ratio of N is preferably 0.01% by mass or less.
  • Example 14 in Tables 1 and 2 it can be seen that, even when the C element is added, it is possible to achieve both a high saturation magnetic flux density Bs and a low coercive force Hc with a low melting temperature.
  • an Fe-based nanocrystalline alloy having excellent soft magnetic properties can be obtained at a low melting temperature.
  • Example 16 to 59 and Comparative Examples 5 to 13 The raw materials were weighed so as to have the alloy compositions of Examples 16 to 59 of the present invention and Comparative Examples 5 to 9 and 11 to 13 listed in Tables 3 to 5 below, and dissolved by a high frequency heating apparatus. Thereafter, the melted alloy composition was treated in the atmosphere by a single roll liquid quenching method to produce a continuous ribbon having a thickness of 20 to 25 ⁇ m, a width of about 15 mm, and a length of about 10 m. As Comparative Example 10, a commercially available FeSiB amorphous ribbon having a thickness of 25 ⁇ m was prepared. The phases in these continuous ribbon alloy compositions were identified by the X-ray diffraction method.
  • the first crystallization start temperature and the second crystallization start temperature were evaluated using a differential scanning calorimeter (DSC). Furthermore, the melting start temperature was evaluated using differential calorimetry (DTA). Thereafter, the alloy compositions of Examples 16 to 59 and Comparative Examples 5 to 13 were heat-treated under the heat treatment conditions shown in Tables 6 to 8.
  • the saturation magnetic flux density Bs of each heat-treated alloy composition was measured in a magnetic field of 800 kA / m using a vibrating sample magnetometer (VMS).
  • the coercive force Hc of each alloy composition was measured in a magnetic field of 2 to 4 kA / m using a direct current BH tracer. The measurement results are shown in Tables 6-8.
  • the alloy compositions of Examples 16 to 22 listed in Table 6 correspond to the case where the Fe amount is changed from 80.8 to 86 at%.
  • the alloy compositions of Examples 16 to 22 listed in Table 6 have a saturation magnetic flux density Bs of 1.60 T or more and a coercive force Hc of 20 A / m or less. Accordingly, the range of 79 to 86 at% is a condition range of the Fe amount.
  • the Fe content is 82 at% or more, a saturation magnetic flux density Bs of 1.7 T or more can be obtained. Therefore, in applications that require a high saturation magnetic flux density Bs such as a transformer or a motor, the Fe amount is preferably 82 at% or more.
  • the alloy compositions of Examples 23 to 31 and Comparative Examples 5 and 6 listed in Table 6 correspond to cases where the B content is changed from 4 to 16 at% and the P content is changed from 0 to 10 at%.
  • the alloy compositions of Examples 23 to 31 listed in Table 6 have a saturation magnetic flux density Bs of 1.60 T or more and a coercive force Hc of 20 A / m or less. Accordingly, the range of 4 to 14 at% is the B amount condition range, and the range of 0 (not including 0) to 10 at% is the P amount condition range. In particular, when the proportion of B exceeds 13 at% and the proportion of P is less than 1 at%, it is understood that the rise of the melting start temperature Tm is remarkable.
  • the ratio of B is preferably 13 at% or less and the ratio of P is preferably 1 at% or more.
  • the ratio of B is 6 to 12 at% and the ratio of P is 2 to 8 at%.
  • the alloy compositions of Examples 32 to 37 and Comparative Examples 7 and 8 listed in Table 6 correspond to the case where the amount of Cu is changed from 0 to 2 at%.
  • the alloy compositions of Examples 32 to 37 listed in Table 6 have a saturation magnetic flux density Bs of 1.60 T or more and a coercive force Hc of 20 A / m or less. Therefore, the range of 0.5 to 2 at% is the Cu condition range. In particular, when the proportion of Cu exceeds 1.5 at%, the ribbon becomes brittle and 180 ° contact bending is not possible, so the proportion of Cu is preferably 1.5 at% or less.
  • the melting temperature of the alloy composition is low even when element C is added.
  • the Fe-based nanocrystalline alloy obtained after the heat treatment a high saturation magnetic flux density Bs and a low retention are obtained. It is understood that the magnetic force Hc can be compatible.
  • a metal element such as Cr or Nb may be substituted with Fe within a range in which the saturation magnetic flux density is not significantly reduced.
  • the alloy composition of the present embodiment has an impurity amount of Al: 0.5% by mass or less, Ti: 0.3% by mass or less, and Mn: 1.0% by mass.
  • a low coercive force Hc can be obtained.
  • Al and Ti are nanocrystal-forming, and are effective in suppressing coarse crystal grains.
  • Al capable of reducing the coercive force Hc 0.1% by mass or less
  • Ti The range of 0.1 mass% or less is preferable.
  • Mn decreases the saturation magnetic flux density
  • S and O have good magnetic properties in the range of 0.1% by mass or less, preferably 0.1% by mass or less.
  • Al 0.0004 mass% or more Ti: 0.0003 mass% or more
  • Mn 0.001 mass% or more
  • S 0.0002 mass% or more
  • O 0.01 mass% or more
  • N 0.0002 mass% or more are preferable.
  • saturation magnetostriction was measured using a strain gauge method.
  • the saturation magnetostrictions of the Fe-based nanocrystalline alloys of Examples 16, 17, 19, and 21 were 15 ⁇ 10 ⁇ 6 , 12 ⁇ 10 ⁇ 6 , 14 ⁇ 10 ⁇ 5 , and 8 ⁇ 10 ⁇ 6, respectively. It was.
  • the saturation magnetostriction of the Fe 78 P 8 B 10 Nb 4 alloy shown in Comparative Example 3 is 17 ⁇ 10 ⁇ 6
  • the saturation magnetostriction of the FeSiB amorphous alloy shown in Comparative Example 4 is 26 ⁇ 10 ⁇ 6 .
  • the saturation magnetostriction of the Fe-based nanocrystalline alloys of Examples 16, 17, 19, and 21 is very small, and therefore the Fe-based nanocrystalline alloys of Examples 16, 17, 19, and 21 are low. It has a coercive force and low iron loss.
  • the reduced saturation magnetostriction improves soft magnetic characteristics and contributes to suppression of noise and vibration. Accordingly, the saturation magnetostriction is desirably 15 ⁇ 10 ⁇ 6 or less.
  • the average crystal grain size was calculated from a TEM photograph.
  • the average crystal grain sizes of the Fe-based nanocrystalline alloys of Examples 16, 17, 19, and 21 were 22, 17, 18, and 13 nm, respectively.
  • the average crystal grain size of Comparative Example 2 is approximately 50 nm.
  • the average crystal grain size of the Fe-based nanocrystalline alloys of Examples 16, 17, 19, and 21 is very small. Therefore, the Fe-based nanocrystalline alloys of Examples 16, 17, 19, and 21 are used.
  • the alloy compositions of Examples 43 to 47 listed in Table 7 correspond to the case where the Cr and Nb contents are substituted with Fe from 0 to 3 at%.
  • the alloy compositions of Examples 43 to 47 listed in Table 7 have a saturation magnetic flux density Bs of 1.60 T or more and a coercive force Hc of 20 A / m or less.
  • Fe, 3at% or less of Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W, Cr, Al within a range where the saturation magnetic flux density does not significantly decrease.
  • Mn, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, Y, N, O, and rare earth elements may be substituted with one or more elements.
  • Examples 60 and 61 and Comparative Examples 14 and 15 The raw materials were weighed so as to have an alloy composition of Fe 83.4 B 10 P 6 Cu 0.6 and processed by an atomizing method, thereby obtaining a true spherical powder having an average particle size of 44 ⁇ m as shown in FIG. Further, the obtained powders were classified into 32 ⁇ m or less and 20 ⁇ m or less using an ultrasonic classifier to obtain powders of Examples 60 and 61 having an average particle diameter of 25 ⁇ m and 16 ⁇ m. The powder of each Example 60 and 61 and an epoxy resin were mixed so that an epoxy resin might be 4.0 mass%.
  • the mixture was passed through a sieve having a mesh size of 500 ⁇ m to obtain a granulated powder having a particle size of 500 ⁇ m or less.
  • the granulated powder was molded using a mold having an outer diameter of 13 mm and an inner diameter of 8 mm under the condition of a surface pressure of 10000 kgf / cm 2 to produce a toroidal shaped molded body having a height of 5 mm.
  • the molded body thus produced was cured in a nitrogen atmosphere at 150 ° C. for 2 hours. Further, the compact and the powder were heat-treated in an Ar atmosphere at 375 ° C. for 20 minutes.
  • the Fe—Si—B—Cr amorphous alloy and the Fe—Si—Cr alloy were processed by the atomizing method to obtain powders of Comparative Examples 14 and 15 having an average particle diameter of 20 ⁇ m. These powders were subjected to molding and effect treatment in the same manner as in Examples 60 and 61.
  • the molded body and the powder were heat-treated in an Ar atmosphere at 400 ° C. for 30 minutes without crystallization, and compared.
  • Example 15 was evaluated without heat treatment.
  • first crystallization start temperature and the second crystallization start temperature of these alloy composition powders were evaluated using a differential scanning calorimeter (DSC).
  • the phases in the alloy powder before and after the heat treatment were identified by the X-ray diffraction method.
  • the saturation magnetic flux density Bs in the alloy powder before and after the heat treatment was measured in a magnetic field of 1600 kA / m using a vibrating sample magnetometer (VMS).
  • the iron loss of the heat-treated molded body was measured using an AC BH analyzer under excitation conditions of 300 kHz-50 mT. The measurement results are shown in Tables 9 and 10.
  • the powder-shaped alloy composition of Example 60 has an amorphous phase as a main phase in an atomized state.
  • the main phase of the powder-shaped alloy composition of Example 61 is an amorphous phase
  • the TEM photograph shows a nanoheterostructure having initial microcrystals having an average particle diameter of 5 nm.
  • the powder-shaped alloy compositions of Examples 60 and 61 show a crystal phase having a bcc structure after heat treatment, and the average grain sizes of the crystals are 15 and 17 nm, respectively. It has nanocrystals with an average particle size of 25 nm or less.
  • the saturation magnetic flux density Bs of the powder-shaped alloy compositions of Examples 60 and 61 is 1.6 T or more, and Comparative Example 14 (Fe—Si—B—Cr amorphous) ) And Comparative Example 15 (Fe—Si—Cr), it has a high saturation magnetic flux density Bs.
  • the dust cores produced using the powders of Examples 60 and 61 were also low in iron compared to Comparative Example 14 (Fe—Si—B—Cr amorphous) and Comparative Example 15 (Fe—Si—Cr). It has a loss Pcv. Therefore, when this is used, a small and highly efficient magnetic component can be provided.
  • the alloy composition according to the present invention when used as a starting material, an Fe-based nanocrystalline alloy having excellent soft magnetic properties is obtained while being easy to process because the melting temperature of the alloy composition is low. be able to.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Nanotechnology (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)

Abstract

組成式Ｆｅ（１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ）ＢＸＰＹＣｕＺの合金組成物であって、４≦Ｘ≦１４ａｔ％、０＜Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦２ａｔ％である合金組成物。この合金組成物はアモルファス相を主相とするものである。この合金組成物を出発原料として熱処理すると、２５ｎｍ以下のｂｃｃＦｅからなるナノ結晶を析出させることができ、良好な磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。

Description

合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法
　本発明は、トランスやインダクタ、モータの磁芯などの使用に好適である、軟磁性合金及びその製造方法に関する。
　軟磁性非晶質合金のひとつとして特許文献１に開示されているＦｅ－Ｂ－Ｐ－Ｍ（Ｍ＝Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ）系の軟磁性非晶質合金がある。本非晶質合金は良好な軟磁気特性を有し、市販のＦｅ系アモルファスと比べ融解温度が低い合金であるため非晶質化が容易であり、またダスト材料としても好適である。
特開２００７－２３１４１５号公報
　しかしながら、特許文献１の非晶質合金ではＮｂやＭｏ、Ｃｒ等の非磁性金属元素を用いると飽和磁束密度Ｂｓが低下するといった問題がある。また、飽和磁歪が１７×１０－６であり、Ｆｅ、Ｆｅ－Ｓｉ、Ｆｅ－Ｓｉ－Ａｌ、Ｆｅ－Ｎｉ等の他の軟磁性材料と比べて、大きいという問題もある。
　そこで、本発明の目的は、高い飽和磁束密度を有し且つ低磁歪の軟磁性合金とそれを製造する方法を提供することにある。
　本発明者らは、鋭意検討の結果、Ｆｅ－Ｂ－ＰにＣｕを加えたアモルファスを主相とする特定の合金組成物をＦｅ基ナノ結晶合金を得るための出発原料として用いることができることを見出した。
　特に、Ｆｅとの共晶組成が高Ｆｅ側にあるＰとＢを主要構成元素にすることで、高Ｆｅ組成でありながら融解温度を低減できる。詳しくは、特定の合金組成物は、所定の組成式で表されるものであり、アモルファス相を主相として有している。この特定の合金組成物を熱処理すると、２５ｎｍ以下のｂｃｃＦｅからなるナノ結晶を析出させることができる。これにより、Ｆｅ基ナノ結晶合金の飽和磁束密度を向上させ、飽和磁歪を低減することができる。
　本発明の一の側面は、組成式Ｆｅ（１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ）ＢＸＰＹＣｕＺの合金組成物であって、４≦Ｘ≦１４ａｔ％、０＜Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦２ａｔ％である合金組成物を提供する。
　Ｆｅ－Ｎｂなどの通常使用する工業原料は価格が高いことに加え、ＡｌやＴｉなどの不純物が多量に含まれており、且つ、これら不純物の混入度合いによっては非晶質形成能と軟磁気特性が著しく低下する場合もある。
　そのため、不純物の多い工業原料を用いても安定して製造することが可能であり、工業化に適した軟磁性合金に対するニーズがある。
　かかるニーズに応えるべく、本発明者らが検討したところ、合金組成物におけるＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量が特定の範囲にある場合、安価な工業原料を使用しても容易に合金組成物を製造できることを見出した。
　本発明の他の側面は、組成式Ｆｅ（１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ）ＢＸＰＹＣｕＺの合金組成物であって、４≦Ｘ≦１４ａｔ％、０＜Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦２ａｔ％であり、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量が０≦Ａｌ≦０．５質量％、０≦Ｔｉ≦０．３質量％、０≦Ｍｎ≦１．０質量％、０≦Ｓ≦０．５質量％、０＜Ｏ≦０．３質量％、０≦Ｎ≦０．１質量％である、合金組成物を提供する。
　本発明の合金組成物を出発原料として用いて製造されたＦｅ基ナノ結晶合金は、飽和磁束密度が高く且つ磁歪が低いため、磁性部品の小型化、高効率化に好適である。
　また、本発明の合金組成物は、主要構成元素が４元素と少なく、量産の際における主成分組成及び不純物の制御が容易である。
　また、本発明の合金組成物は、融解温度が低いため、合金の溶解及び非晶質の形成が容易であり、現有装置でも製造が可能であると共に当該装置への負荷も小さくすることができる。
　また、本発明の合金組成物は、溶融状態の粘性も低い。従って、粉末形状の合金組成物を構成する場合において、球状の微粉末が得やすく、非晶質の形成も容易になるという利点もある。
　更に、合金組成物におけるＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量を本発明の規定する範囲内にすることとすれば、安価な工業原料を使用しても容易に合金組成物を製造することができる。
本発明の実施例と比較例の熱処理温度と保磁力Ｈｃとの関係を示す図である。 アトマイズ法にて作製したＦｅ８３．４Ｂ１０Ｐ６Ｃｕ０．６組成からなる合金組成物粉末のＳＥＭ写真である。 アトマイズ法にて作製したＦｅ８３．４Ｂ１０Ｐ６Ｃｕ０．６組成からなる合金組成物粉末の熱処理前後のＸＲＤプロファイルを示す図である。
　本発明の実施の形態による合金組成物は、Ｆｅ基ナノ結晶合金の出発原料として好適であり、組成式Ｆｅ(100-X-Y-Z)ＢXＰYＣｕＺのものである。ここで、本実施の形態による合金組成物は、Ｘ、Ｙ、Ｚについて、４≦Ｘ≦１４ａｔ％、０＜Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦２ａｔ％を満たしている。
　なお、１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ、Ｘ、Ｙ、Ｚについては７９≦１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ≦８６ａｔ％、４≦Ｘ≦１３ａｔ％、１≦Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦１．５ａｔ％の条件を満たすことが好ましく、８２≦１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ≦８６ａｔ％、６≦Ｘ≦１２ａｔ％、２≦Ｙ≦８ａｔ％、０．５≦Ｚ≦１．５ａｔ％の条件を満たすことが更に好ましい。加えて、ＰとＣｕの比が０．１≦Ｚ／Ｙ≦１．２を満たすことが好ましい。
　ここで、上記合金組成物においては、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのうちの１種類以上の元素で置換してもよい。その場合、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種類以上の元素は合金組成物の組成全体の４０ａｔ％以下であり、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種類以上の元素とＦｅとの合計は合金組成物の組成全体の（１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ）ａｔ％である。また、Ｆｅの一部をＺｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素で置換してもよい。その場合、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素は合金組成物の組成全体の３ａｔ％以下であり、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素とＦｅとの合計は合金組成物の組成全体の（１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ）ａｔ％である。また、Ｂ及び／又はＰの一部をＣ元素で置換してもよい。その場合、Ｃは合金組成物の組成全体の１０ａｔ％以下であり、Ｂ及びＰは４≦Ｘ≦１４ａｔ％及び０＜Ｙ≦１０ａｔ％を依然として満たしており、ＣとＢ及びＰとの合計は合金組成物の組成全体の４ａｔ％以上２４ａｔ％以下である。
　なお、上記合金組成物におけるＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量は、０≦Ａｌ≦０．５質量％、０≦Ｔｉ≦０．３質量％、０≦Ｍｎ≦１．０質量％、０≦Ｓ≦０．５質量％、０≦Ｏ≦０．３質量％、０≦Ｎ≦０．１質量％の条件を満たすことが好ましく、０＜Ａｌ≦０．１質量％、０＜Ｔｉ≦０．１質量％、０＜Ｍｎ≦０．５質量％、０＜Ｓ≦０．１質量％、０．００１≦Ｏ≦０．１質量％、０＜Ｎ≦０．０１質量％の条件を満たすことが好ましく、０．０００３≦Ａｌ≦０．０５質量％、０．０００２≦Ｔｉ≦０．０５質量％、０．００１≦Ｍｎ≦０．５質量％、０．０００２≦Ｓ≦０．１質量％、０．０１≦Ｏ≦０．１質量％、０．０００２≦Ｎ≦０．０１質量％の条件を満たすことが更に好ましい。
　上記合金組成物において、Ｆｅ元素は主元素であり、磁性を担う必須元素である。飽和磁束密度の向上及び原料価格の低減のため、Ｆｅの割合が多いことが基本的には好ましい。Ｆｅの割合が７９ａｔ％より少ないと、ΔＴが減少し、均質なナノ結晶組織を得ることができず、また、望ましい飽和磁束密度が得られない。Ｆｅの割合が８６ａｔ％より多いと、液体急冷条件下における非晶質相の形成が困難になり、結晶粒径がばらついたり粗大化したりするため、軟磁気特性が劣化する。従って、Ｆｅの割合は、７９ａｔ％以上、８６ａｔ％以下であるのが望ましい。特に１．７Ｔ以上の高い飽和磁束密度が必要とされる場合、Ｆｅの割合が８２ａｔ％以上であることが好ましい。
　上記合金組成物において、Ｂ元素はアモルファス相形成を担う必須元素である。Ｂの割合が４ａｔ％より少ないと、液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成が困難になる。Ｂの割合が１４ａｔ％より多いと、均質なナノ結晶組織を得ることができず、またＦｅ－Ｂからなる化合物が析出するため、合金組成物は劣化した軟磁気特性を有することとなる。従って、Ｂの割合は、４ａｔ％以上、１４ａｔ％以下であることが望ましい。更に、Ｂの割合が多いと、融解温度が高くなることから、Ｂの割合が１３ａｔ％以下であることが好ましい。特に、Ｂの割合が６ａｔ％～１２ａｔ％であると、保磁力が低く、安定して連続薄帯を作製できる。
　上記合金組成物において、Ｐ元素はアモルファス形成を担う必須元素であり、ナノ結晶化にあたってはナノ結晶の安定化に寄与する。Ｐの割合が０であると、均質なナノ結晶組織が得られず、その結果、軟磁気特性が劣化する。従って、Ｐの割合は０より大きくなければならない。更に、Ｐの割合が少ないと、融解温度が高くなることから、Ｐの割合が１ａｔ％以上であることが好ましい。また、Ｐの割合が多いと非晶質相の形成が困難になり、均質なナノ組織を得られず、更に飽和磁束密度が低下するため、Ｐの割合は１０ａｔ％以下が好ましい。特に、Ｐの割合が２ａｔ％～８ａｔ％であると、保磁力が低く、安定して連続薄帯を作製できる。
　上記合金組成物において、Ｃ元素はアモルファス形成を担う元素である。本実施の形態においては、Ｂ元素、Ｐ元素と共に使用することで、いずれか一つしか用いない場合と比較して、非晶質の形成やナノ結晶の安定性を高めることができる。また、Ｃは安価であるため、Ｃの添加により他の半金属量が相対的に少なくなると総材料コストが低減される。但し、Ｃの割合が１０ａｔ％を超えると、合金組成物が脆化し、軟磁気特性の劣化が生じるという問題がある。従って、Ｃの割合は、１０ａｔ％以下が望ましい。
　上記合金組成物において、Ｃｕ元素はナノ結晶化に寄与する必須元素である。Ｃｕの割合が０．５ａｔ％より少ないと、熱処理の際、結晶粒が粗大化しナノ結晶化が困難になる。Ｃｕの割合が２ａｔ％より多いと、非晶質相の形成が困難になる。従って、Ｃｕの割合は０．５ａｔ％以上、２ａｔ％以下であることが望ましい。特に、Ｃｕの割合が１．５ａｔ％以下であると、保磁力が低く、連続薄帯を安定して作製できる。
　また、Ｃｕ元素はＦｅ元素及びＢ元素と正の混合エンタルピーを有し、Ｐ元素と負の混合エンタルピーを有する。このことから、Ｃｕ原子とＰ原子の間には強い相関関係がある。従って、この２元素を複合添加すると、均質な非晶質相の形成が可能になる。具体的にはＰの割合（Ｙ）とＣｕの割合（Ｚ）との特定の比率（Ｚ／Ｙ）を０．１以上、１．２以下にすることで、液体急冷条件下における非晶質相の形成の際に結晶化及び結晶の粒成長が抑制され、１０ｎｍ以下のサイズのクラスターが形成され、このナノサイズのクラスターによってＦｅ基ナノ結晶合金の形成の際にｂｃｃＦｅ結晶は微細構造を有するようになる。より具体的には、本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金は平均粒径が２５ｎｍ以下であるｂｃｃＦｅ結晶を含んでいる。本クラスター構造では靭性が高く、１８０°曲げ試験において密着曲げも可能である。ここで、１８０°曲げ試験とは、靭性を評価するための試験であり、曲げ角度が１８０°であり内側半径が零となるように試料を曲げるものである。即ち、１８０°曲げ試験によれば、試料は密着曲げされるか、破断される。一方、特定の比率（Ｚ／Ｙ）が上述した範囲外にある場合、均質なナノ結晶組織が得られず、従って合金組成物は優れた軟磁気特性を有することができない。
　上記合金組成物において、Ａｌは工業原料を用いることで混入する不純物である。このＡｌの割合が０．５０質量％より多いと大気中において液体急冷下におけるアモルファス相の形成が困難になり、熱処理後にも粗大な結晶が析出し、軟磁気特性は大幅に劣化する。従って、Ａｌの割合は０．５０質量％以下であることが望ましい。特にＡｌの割合が０．１０質量％以下の場合、液体急冷下にて溶湯粘性の上昇を抑制することにより大気中でも表面平滑で変色の無い薄帯を安定的に作製できる。更にＡｌはまた結晶の粗大化を抑制でき均質なナノ組織を得ることができることで軟磁気特性の向上が見込める。下限に関しては、原料として高純度の試薬を用いるとＡｌの混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。これに対して、Ａｌを０．０００３質量％以上含むこととすると、磁気特性に悪影響がない一方で、低価格の工業原料を用いることができる。特に本組成においてはＡｌを微量含有させることにより溶湯の粘性が向上し、表面が平滑な薄帯を安定的に作製することができる。
　上記合金組成物において、Ｔｉは工業原料を用いることで混入する不純物である。このＴｉの割合が０．３質量％より多いと大気中において液体急冷下におけるアモルファス相の形成が困難になり、熱処理後にも粗大な結晶が析出し、軟磁気特性は大幅に劣化する。従って、Ｔｉの割合は０．３質量％以下であることが望ましい。特にＴｉの割合が０．０５質量％以下の場合、液体急冷下にて溶湯粘性の上昇を抑制することにより大気中でも表面平滑で変色の無い薄帯を安定的に作製できる。更にＴｉはまた結晶の粗大化を抑制でき均質なナノ組織を得ることができることで軟磁気特性の向上が見込める。下限に関しては、高純度の試薬を用いるとＴｉの混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。これに対して、Ｔｉを０．０００２質量％以上含むこととすると、磁気特性には悪影響がない一方で、低価格の工業原料を用いることができる。特に本組成においてはＴｉを微量含有させることにより溶湯の粘性が向上し、表面が平滑な薄帯を安定的に作製することができる。
　上記合金組成物において、Ｍｎは工業原料を用いることで混入する不可避不純物である。このＭｎの割合が１．０質量％より多いと飽和磁束密度が低下する。従って、Ｍｎの割合は１．０質量％以下であることが望ましい。特にＭｎの割合は１．７Ｔ以上の飽和磁束密度を得ることができる０．５質量％以下であることが好ましい。下限に関しては、原料として高純度の試薬を用いると混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。これに対して、Ｍｎを０．００１質量％以上含むこととすると、磁気特性には悪影響がない一方で、低価格の工業原料を用いることができる。更に、Ｍｎはアモルファス形成能を向上させる効果があり０．０１質量％以上含まれても良い。また結晶の粗大化を抑制でき均質なナノ組織を得ることができることで軟磁気特性の向上が見込める。
　上記合金組成物において、Ｓは工業原料を用いることで混入する不純物である。このＳの割合が０．５質量％より多いと靭性が低下し、また熱的安定性の低下から、ナノ結晶化後の軟磁気特性も劣化する。従って、Ｓの割合は０．５質量％以下であることが望ましい。特にＳの割合が０．１質量％以下の場合、軟磁気特性の良好で磁気特性のバラツキの小さい薄帯を得ることができる。下限に関しては、原料として高純度の試薬を用いると混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。これに対して、Ｓが上記質量％以下含まれることを許容することとすると、磁気特性には悪影響がない一方で、低価格の工業原料を用いることができる。このＳには融点の低減、溶融状態での粘性の低減させる効果がある。更には、Ｓを０．０００２質量％以上含ませると、アトマイズによる粉末の作製において粉末の球状化を促進させる効果がある。そのためアトマイズにて粉末を作製する場合は０．０００２質量％以上含まれていることが好ましい。
　上記合金組成物において、Ｏは溶解時、熱処理時又は工業原料を用いることで混入する不可避不純物である。単ロール液体急冷法などにより薄帯を作製するには雰囲気を制御できるチャンバー中で製造すると酸化や変色が抑制され、更に薄帯表面を平滑にすることができるが製造コストが高くなる。本実施の形態においては大気中若しくは急冷部に窒素やアルゴン、炭酸ガスなどの不活性、還元ガスをフローさせＯが０．００１質量％以上含有する製造方法においても表面状態が平滑な薄帯を連続的作製でき、更に安定な磁気特性を得ることができることから大幅な製造コストの低減が可能になる。更に水アトマイズ法やガスアトマイズ法などによる粉末作製においても同様であり、Ｏが０．０１質量％以上含有する製造方法においても表面状態が良好で球状の成形性に優れ、安定な磁気特性を得ることができることから大幅な製造コストの低減が可能になる。換言すると、還元ガスフロー中で合金組成物を作製する場合、酸素の含有量は０．００１質量％以上であってもよく、そうでない場合、酸素の含有量は０．０１質量％以上であってもよい。更に絶縁性を上げ周波数特性を向上させるために酸化雰囲気中で熱処理を施し表面に酸化被膜を形成させることも可能である。また本実施の形態においては、Ｏの割合が０．３質量％より多いと表面が変色し磁気特性が劣化すると同時に占積率や成形性が低下する。従って、Ｏの割合は０．３質量％以下であることが望ましい。特に薄帯形状の合金組成物の場合はＯの磁気特性に与える影響が大きく０．１質量％以下であることが好ましい。
　上記合金組成物において、Ｎは溶解時、熱処理時又は工業原料を用いることで混入する不純物である。単ロール液体急冷法などにより薄帯を作製する際、大気中若しくは急冷部に窒素やアルゴン、炭酸ガスなどの不活性、還元ガスをフローさせＮが０．０００２質量％以上含有する製造方法においても表面状態が平滑な薄帯を連続的作製でき、更にナノ結晶化の熱処理時においても真空中でなくＮガスフロー中で熱処理を施しても安定な磁気特性を得ることができることから大幅な製造コストの低減が可能になる。また本実施の形態においては、Ｎの割合が０．１質量％より多いと軟磁気特性が劣化する。従って、Ｎの割合は０．１質量％以下であることが望ましい。
　本実施の形態における合金組成物は、様々な形状を有することができる。例えば、合金組成物は、連続薄帯形状を有していてもよいし、粉末形状を有していてよい。連続薄帯形状の合金組成物は、Ｆｅ基アモルファス薄帯などの製造に使用されている単ロール製造装置や双ロール製造装置のような従来の装置を使用して形成することができる。粉末形状の合金組成物は水アトマイズ法やガスアトマイズ法によって作製してもよいし、薄帯などの合金組成物を粉砕することで作製してもよい。
　巻磁芯、積層磁芯の作製や打ち抜き加工などには高い靭性が要求される。この高い靭性への要求を考慮すると、連続薄帯形状の合金組成物は熱処理前の状態において１８０°曲げ試験の際に密着曲げ可能であることが好ましい。ここで、１８０°曲げ試験とは、靭性を評価するための試験であり、曲げ角度が１８０°であり内側半径が零となるように試料を曲げるものである。即ち、１８０°曲げ試験によれば、試料は密着曲げされる（○）か破断される（×）。後述する評価においては、長さ３ｃｍの薄帯試料をその中心において折り曲げて密着曲げできたか（○）破断したか（×）をチェックした。
　本実施の形態による合金組成物を成形して、巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯などの磁気コアを形成することができる。また、その磁気コアを用いて、トランス、インダクタ、モータや発電機などの部品を提供することができる。
　本実施の形態による合金組成物は低い融解温度を有している。この合金組成物をＡｒガス雰囲気のような不活性雰囲気中で昇温していくと合金組成物は融解し、それによって吸熱反応が生じることとなる。この吸熱反応の開始温度を融解開始温度（Ｔｍ）とする。この融解開始温度（Ｔｍ）は、例えば、示差熱量分析（ＤＴＡ）装置を用い、１０℃／分程度の昇温速度で熱分析を行うことで評価可能である。
　本実施の形態における合金組成物において、主要構成元素であるＦｅとＢ、ＰはそれぞれＦｅ８３Ｂ１７、Ｆｅ８３Ｐ１７と高Ｆｅ側で共晶組成を有している。そのため、高Ｆｅ組成でありながら低い融解温度が可能になる。またＦｅとＣについても共晶組成はＦｅ８３Ｃ１７と高Ｆｅ組成であることから、Ｃの添加も融解温度低減には有効である。このように融解温度を低減すると、製造装置等への負荷が小さくなる。加えて、融解温度が低いと、非晶質形成の際に低温から急冷することができるため、冷却速度は向上する。そのため、非晶質薄帯の形成が容易になり、均質なナノ結晶組織が得られることで軟磁気特性の向上が見込まれる。具体的には、融解開始温度（Ｔｍ）は市販のＦｅアモルファスの融解開始温度である１１５０℃より低いことが好ましい。
　本実施の形態による合金組成物は主相としてアモルファス相を有している。従って、本実施の形態による合金組成物をＡｒガス雰囲気のような不活性雰囲気中で熱処理すると、２回以上結晶化される。最初に結晶化が開始した温度を第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）とし、２回目の結晶化が開始した温度を第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）とする。また、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）の間の温度差をΔＴ＝Ｔｘ２－Ｔｘ１とする。単に「結晶化開始温度」といった場合、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）を意味する。なお、これら結晶化温度は、例えば、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）装置を用い、４０℃／分程度の昇温速度で熱分析を行うことで評価可能である。
　本実施の形態による合金組成物を結晶化開始温度（即ち、第１結晶化開始温度）－５０℃以上で熱処理をすると、本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。Ｆｅ基ナノ結晶合金形成の際に均質なナノ結晶組織を得るためには、合金組成物の第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）の差ΔＴが７０℃以上２００℃以下であることが好ましい。
　このようにして得られた本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金は、２０Ａ／ｍ以下の低い保磁力と１．６０Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有する。特に、Ｆｅの割合（１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ）、Ｐの割合（Ｙ）とＣｕの割合（Ｚ）並びに特定の比率（Ｚ／Ｙ）や熱処理条件を選択することにより、ナノ結晶の量を制御して飽和磁歪を低減することができる。なお、軟磁気特性の劣化を避けるため、飽和磁歪は１５×１０－６以下であることが望ましい。
　本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金を用いて磁気コアを形成することができる。また、その磁気コアを用いて、トランス、インダクタ、モータや発電機などの部品を構成することができる。
　以下、本発明の実施の形態について、複数の実施例を参照しながら更に詳細に説明する。
　（実施例１～１５及び比較例１～４）
　原料を下記の表１に掲げられた本発明の実施例１～１５及び比較例１～３の合金組成となるように秤量し、高周波加熱装置により溶解した。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２０～２５μｍ、幅約１５ｍｍ、長さ約１０ｍの連続薄帯を作製した。また比較例４として、厚み２５μｍの市販のＦｅＳｉＢアモルファス薄帯を用意した。これら連続薄帯の合金組成物における相の同定はＸ線回折法にて行った。また、これらの第１結晶化開始温度及び第２結晶化開始温度は、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて評価した。更に、融解開始温度は、示差熱量分析（ＤＴＡ）を用いて評価した。その後、表１記載の熱処理条件の下で、実施例１～１５及び比較例１～４の合金組成物を熱処理した。熱処理された合金組成物の夫々の飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて８００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の保磁力Ｈｃは直流ＢＨトレーサーを用い２～４ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。測定結果を表１、２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１から理解されるように、実施例１～１５の合金組成物はすべて急冷処理後の状態においてアモルファス相を主相であり、また、１８０°曲げ試験で密着曲げできることが確認できた。
　また、表２から理解されるように、熱処理後の実施例１～１５の合金組成物は良好なナノ結晶組織を得ることで、１．６Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の低い保磁力Ｈｃを得た。一方、比較例１、２、３、４の合金組成物はＰとＣｕが複合添加されていないため、熱処理後において結晶が粗大化し、保磁力Ｈｃが劣化している。また図１においても、比較例１のグラフは処理温度の上昇に連れて保磁力Ｈｃが急激に劣化している一方で、実施例４～６のグラフは、処理温度が上昇し結晶化温度を超えても保磁力Ｈｃは劣化していないことが分かる。これはナノ結晶化が生じているためであり、表１に示す熱処理後の飽和磁束密度Ｂｓも向上していることからも理解される。
　また、表１から理解されるように、実施例１～１５の合金組成物の結晶化開始温度差ΔＴ（＝Ｔｘ２－Ｔｘ１）は７０℃以上ある。かかる合金組成物を最高到達熱処理温度が第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）－５０℃以上、第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下の間になるような条件で熱処理すると、表２に示されるように良好な軟磁気特性（保磁力Ｈｃ）を得ることができる。
　また、表１の比較例２、及び実施例７～１３から理解されるように、Ｂの割合が多く、Ｐの割合が少なくなると融解開始温度Ｔｍが上昇し、特にＢの割合が１３ａｔ％を超えＰの割合が１ａｔ％未満ではそれが顕著になっていることが分かる。従って、薄帯製造上の観点からもＰは必須であり、Ｐの割合は１ａｔ％以上、Ｂの割合は１３ａｔ％以下が好ましい。また、表２から理解されるように磁気特性の観点からは１０Ａ／ｍ程度の低い保磁力Ｈｃを安定的に得られるＢの割合が６～１２ａｔ％、Ｐの割合が２～８ａｔ％の範囲が好ましい。特に薄帯形状の合金組成物の場合はＮの磁気特性に与える影響が大きいことから、Ｎの割合は０．０１質量％以下であることが好ましい。
　また、表１、２の実施例１４から理解されるように、Ｃ元素を添加しても、低融解温度ながら高飽和磁束密度Ｂｓと低保磁力Ｈｃの両立が可能であることが分かる。
　また、表２の実施例１５から理解されるように、Ｃｏ元素を添加することで１．９Ｔを超える高飽和磁束密度Ｂｓが可能であることが分かる。
　以上、説明したように、本発明による合金組成物を出発原料とすれば、低融解温度ながら優れた軟磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。
　（実施例１６～５９及び比較例５～１３）
　原料を下記の表３～５に掲げられた本発明の実施例１６～５９及び比較例５～９、１１～１３の合金組成となるように秤量し、高周波加熱装置により溶解した。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２０～２５μｍ、幅約１５ｍｍ、長さ約１０ｍの連続薄帯を作製した。また比較例１０として、厚み２５μｍの市販のＦｅＳｉＢアモルファス薄帯を用意した。これら連続薄帯の合金組成物における相の同定はＸ線回折法にて行った。また、これらの第１結晶化開始温度及び第２結晶化開始温度は、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて評価した。更に、融解開始温度は、示差熱量分析（ＤＴＡ）を用いて評価した。その後、表６～８記載の熱処理条件の下で、実施例１６～５９及び比較例５～１３の合金組成物を熱処理した。熱処理された合金組成物の夫々の飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて８００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の保磁力Ｈｃは直流ＢＨトレーサーを用い２～４ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。測定結果を表６～８に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表６～８から理解されるように、実施例１６～５９の合金組成物はすべて急冷処理後の状態においてアモルファス相を主相とするものであることが確認できた。また、熱処理後の実施例１６～５９の合金組成物は良好なナノ結晶組織を得ることができ、従って、１．６Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓと２０Ａ／ｍ以下の低い保磁力Ｈｃを得ることができた。一方、比較例６の合金組成物では、Ｆｅ若しくはＢが過剰に含有していることから非晶質形成能に乏しく、急冷処理後の状態において結晶相が主相となっており、靭性に乏しいため連続薄帯も得ることができなかった。また、比較例５の合金組成物ではＰとＣｕが適切な組成範囲で複合添加されていない。このため、比較例５の合金組成物では、熱処理後において結晶が粗大化し、保磁力Ｈｃが劣化している。
　表６に掲げられた実施例１６～２２の合金組成物はＦｅ量を８０．８から８６ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表６に掲げられた実施例１６～２２の合金組成物は１．６０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、及び２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、７９～８６ａｔ％の範囲がＦｅ量の条件範囲となる。Ｆｅ量が８２ａｔ％以上であると、１．７Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを得ることができる。従って、トランスやモータ等の高い飽和磁束密度Ｂｓが必要である用途の場合、Ｆｅ量は８２ａｔ％以上であることが好ましい。
　表６に掲げられた実施例２３～３１及び比較例５、６の合金組成物はＢ量を４から１６ａｔ％、Ｐ量を０～１０ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表６に掲げられた実施例２３～３１の合金組成物は１．６０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、４～１４ａｔ％の範囲がＢ量の条件範囲、０（０を含まない）～１０ａｔ％の範囲がＰ量の条件範囲となる。特にＢの割合が１３ａｔ％を超え且つＰの割合が１ａｔ％未満である場合、融解開始温度Ｔｍの上昇が顕著になっていることが理解される。また、薄帯製造上の観点からも低融点化に有効なＰ元素は必須である。したがってＢの割合は１３ａｔ％以下、Ｐの割合は１ａｔ％以上が好ましい。加えて１０Ａ／ｍ以下の低Ｈｃと１．７Ｔ以上の高Ｂｓを両立させるためには、Ｂの割合が６～１２ａｔ％、Ｐの割合が２～８ａｔ％であることが好ましい。
　表６に掲げられた実施例３２～３７及び比較例７，８の合金組成物はＣｕ量を０から２ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表６に掲げられた実施例３２～３７の合金組成物は１．６０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、０．５～２ａｔ％の範囲がＣｕの条件範囲となる。特にＣｕの割合が１．５ａｔ％を超えた場合、薄帯は脆化し、１８０°密着曲ができないためＣｕの割合は１．５ａｔ％以下であることが好ましい。
　また表７に掲げられた実施例から、Ｃ元素を添加しても合金組成物の融解温度は低く、その一方で、熱処理後に得られるＦｅ基ナノ結晶合金においては高飽和磁束密度Ｂｓと低保磁力Ｈｃの両立が可能であることが理解される。また表７に掲げられた実施例から、飽和磁束密度の著しく低下しない範囲でＣｒやＮｂなどの金属元素をＦｅと置換してもよい。
　また、表６～８から理解されるように、本実施の形態の合金組成物は、不純物量をＡｌ：０．５質量％以下、Ｔｉ：０．３質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｓ：０．５質量％以下、Ｏ：０．３質量％以下、Ｎ：０．１質量％以下にすることで、１．６０Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓと２０Ａ／ｍ以下の低い保磁力Ｈｃを得ることができる。更にＡｌ、Ｔｉはナノ結晶形成のおり、粗大な結晶粒抑制に効果があり、実施例３３～３７から理解されるように、低保磁力Ｈｃ化が可能なＡｌ：０．１質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下の範囲が好ましい。またＭｎ添加は飽和磁束密度を低下させるため、実施例４０～４２から理解されるように、飽和磁束密度Ｂｓが１．７Ｔ以上になる０．５質量％以下が好ましい。またＳやＯは０．１質量％以下の範囲で磁気特性が良好であり、０．１質量％以下が好ましい。更に安価な工業原料を用いた実施例３４～４４から分かるように、低Ｈｃ化が可能で、均質な薄帯を連続的に得られ、コスト低減が可能な、Ａｌ：０．０００４質量％以上、Ｔｉ：０．０００３質量％以上、Ｍｎ：０．００１質量％以上、Ｓ：０．０００２質量％以上、Ｏ：０．０１質量％以上、Ｎ：０．０００２質量％以上の範囲が好ましい。
　実施例１６、１７、１９、２１の合金組成物を熱処理して得られるＦｅ基ナノ結晶合金について、飽和磁歪を歪みゲージ法を用いて測定した。その結果、実施例１６、１７、１９、２１のＦｅ基ナノ結晶合金の飽和磁歪は、夫々、１５×１０－６、１２×１０－６、１４×１０－５、８×１０－６であった。一方、比較例３に示すＦｅ７８Ｐ８Ｂ１０Ｎｂ４合金の飽和磁歪は１７×１０－６であり、比較例４に示すＦｅＳｉＢアモルファス合金の飽和磁歪は２６×１０－６である。これらと比較して、実施例１６、１７、１９、２１のＦｅ基ナノ結晶合金の飽和磁歪は、非常に小さく、そのため、実施例１６、１７、１９、２１のＦｅ基ナノ結晶合金は、低い保磁力及び低い鉄損を有している。このように、低減された飽和磁歪は軟磁気特性を改善し、騒音や振動の抑制に寄与する。従って、飽和磁歪は１５×１０－６以下であることが望ましい。
　実施例１６、１７、１９、２１の合金組成物を熱処理して得られるＦｅ基ナノ結晶合金について、平均結晶粒径をＴＥＭ写真より算出した。その結果、実施例１６、１７、１９、２１のＦｅ基ナノ結晶合金の、平均結晶粒径は、夫々、２２、１７、１８、１３ｎｍであった。一方、比較例２の平均結晶粒径はおよそ５０ｎｍである。これと比較しても、実施例１６、１７、１９、２１のＦｅ基ナノ結晶合金の平均結晶粒径は、非常に小さく、そのため、実施例１６、１７、１９、２１のＦｅ基ナノ結晶合金は、低い保磁力を有している。従って、平均結晶粒径は２５ｎｍ以下であることが望ましい。
　また、表６～８から理解されるように、実施例１６～５９の合金組成物の結晶化開始温度差ΔＴ（＝Ｔｘ２－Ｔｘ１）は７０℃以上ある。かかる合金組成物を最高到達熱処理温度が第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）－５０℃以上、第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下の間になるような条件で熱処理すると、表４～６に示されるように高い飽和磁束密度と低い保磁力を両立させることができる。
　表７に掲げられた実施例４３～４７の合金組成物はＣｒ、Ｎｂ量を０から３ａｔ％までＦｅと置換させた場合に相当する。表７に掲げられた実施例４３～４７の合金組成物は１．６０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。このように耐食性の改善や電気抵抗の調整などのため、飽和磁束密度の著しい低下が生じない範囲でＦｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ、Ｎ、Ｏ及び希土類元素のうち、１種類以上の元素で置換してもよい。
　（実施例６０、６１及び比較例１４、１５）
　原料を合金組成Ｆｅ８３．４Ｂ１０Ｐ６Ｃｕ０．６となるように秤量、アトマイズ法にて処理することで、図２に示すように平均粒径４４μｍの真球状粉末を得た。更に得られた粉末について超音波分級機を用い３２μｍ以下と２０μｍ以下に分級することで平均粒径２５μ、１６μｍの実施例６０、６１の粉末を得た。各実施例６０、６１の粉末とエポキシ樹脂をエポキシ樹脂が４．０質量％となるように混合した。混合物をメッシュサイズ５００μｍのふるいにかけ、粒径が５００μｍ以下の造粒粉末を得た。次いで、外径１３ｍｍ、内径８ｍｍ、の金型を用いて、面圧１００００ｋｇｆ／ｃｍ２の条件で造粒粉末を成形し、高さ５ｍｍのトロイダル形状の成形体を作製した。このようにして作製された成形体を窒素雰囲気中で１５０℃×２時間の条件にて硬化処理した。更に、成形体及び粉末をＡｒ雰囲気中で３７５℃×２０分の条件にて熱処理した。
　またＦｅ－Ｓｉ－Ｂ－Ｃｒアモルファス合金及びＦｅ－Ｓｉ－Ｃｒ合金をアトマイズ法にて処理し、平均粒径２０μｍからなる比較例１４、１５の粉末を得た。これらの粉末を実施例６０、６１と同様に成形・効果処理を施し、比較例１４については成形体及び粉末をＡｒ雰囲気中で結晶化のない４００℃×３０分の条件にて熱処理し、比較例１５については未熱処理にて評価を行った。
　また、これらの合金組成物粉末の第１結晶化開始温度及び第２結晶化開始温度は、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて評価した。また熱処理前後の合金粉末における相の同定はＸ線回折法にて行った。同様に熱処理前後の合金粉末における飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて１６００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。熱処理された成形体の鉄損は交流ＢＨアナライザーを用いて３００ｋＨｚ－５０ｍＴの励磁条件にて測定した。測定結果を表９、１０に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　図３から理解されるように、実施例６０の粉末形状の合金組成物は　アトマイズ上がりの状態においてアモルファス相を主相とするものであることが確認できる。また実施例６１の粉末形状の合金組成物は主相はアモルファス相であるが、ＴＥＭ写真から、平均粒径５ｎｍの初期微結晶を有したナノヘテロ構造を示している。一方、図３から理解されるように、実施例６０、６１の粉末形状の合金組成物は熱処理後においてｂｃｃ構造からなる結晶相を示し、その結晶の平均粒径はそれぞれ１５、１７ｎｍであり、２５ｎｍ以下の平均粒径のナノ結晶を有している。また、表９、１０から理解されるように、実施例６０、６１の粉末形状の合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓは、１．６Ｔ以上あり、比較例１４（Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ－Ｃｒアモルファス）や比較例１５（Ｆｅ－Ｓｉ－Ｃｒ）と比較しても高い飽和磁束密度Ｂｓを有している。実施例６０、６１の粉末を用いて作製された圧粉磁芯も、比較例１４（Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ－Ｃｒアモルファス）や比較例１５（Ｆｅ－Ｓｉ－Ｃｒ）と比較して、低い鉄損Ｐｃｖを有している。従って、これを用いると、小型且つ高効率の磁性部品を提供することができる。
　以上、説明したように、本発明による合金組成物を出発原料とすれば、合金組成物の融解温度は低いことから処理しやすい一方で、優れた軟磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。

Claims (21)

  1. 　組成式Ｆｅ（１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ）ＢＸＰＹＣｕＺの合金組成物であって、４≦Ｘ≦１４ａｔ％、０＜Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦２ａｔ％である合金組成物。
  2. 　請求項１記載の合金組成物であって、Ｘ，Ｙ，Ｚが、７９≦１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ≦８６ａｔ％、４≦Ｘ≦１３ａｔ％、１≦Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦１．５ａｔ％を更に満たす、合金組成物。
  3. 　請求項２記載の合金組成物であって、Ｘ，Ｙ，Ｚが、８２≦１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ≦８６ａｔ％、６≦Ｘ≦１２ａｔ％、２≦Ｙ≦８ａｔ％、０．５≦Ｚ≦１．５ａｔ％を更に満たす、合金組成物。
  4. 　請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の合金組成物であって、ＰとＣｕの比が０．１≦Ｚ／Ｙ≦１．２を満たす合金組成物。
  5. 　請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の合金組成物であって、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種類以上の元素は組成全体の４０ａｔ％以下であり、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種類以上の元素とＦｅとの合計は組成全体の（１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ）ａｔ％である、合金組成物。
  6. 　請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の合金組成物であって、Ｆｅの一部をＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ，Ｎ，Ｏ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ，Ｎ，Ｏ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素は組成全体の３ａｔ％以下であり、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ，Ｎ，Ｏ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素とＦｅとの合計は組成全体の（１００－Ｘ－Ｙ－Ｚ）ａｔ％である、合金組成物。
  7. 　請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の合金組成物であって、Ｂ及び／又はＰの一部をＣ元素で置換してなる合金組成物において、Ｃは組成全体の１０ａｔ％以下であり、Ｂ及びＰは４≦Ｘ≦１４ａｔ％及び０＜Ｙ≦１０ａｔ％を依然として満たしており、ＣとＢ及びＰとの合計は組成全体の４ａｔ％以上２４ａｔ％以下である、合金組成物。
  8. 請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の合金組成物であって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量が０≦Ａｌ≦０．５質量％、０≦Ｔｉ≦０．３質量％、０≦Ｍｎ≦１．０質量％、０≦Ｓ≦０．５質量％、０＜Ｏ≦０．３質量％、０≦Ｎ≦０．１質量％である、合金組成物。
  9. 　請求項８記載の合金組成物であって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量が０＜Ａｌ≦０．１質量％、０＜Ｔｉ≦０．１質量％、０＜Ｍｎ≦０．５質量％、０＜Ｓ≦０．１質量％、０．００１≦Ｏ≦０．１質量％、０＜Ｎ≦０．０１質量％である、合金組成物。
  10. 　請求項９記載の合金組成物であって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量が０．０００３≦Ａｌ≦０．０５質量％、０．０００２≦Ｔｉ≦０．０５質量％、０．００１≦Ｍｎ≦０．５質量％、０．０００２≦Ｓ≦０．１質量％、０．０１≦Ｏ≦０．１質量％、０．０００２≦Ｎ≦０．０１質量％である、合金組成物。
  11. 　請求項１乃至請求項１０のいずれかに記載の合金組成物であって、連続薄帯形状を有する合金組成物。
  12. 　請求項１１記載の合金組成物であって、１８０度曲げ試験時において密着曲げが可能である合金組成物。
  13. 　請求項１乃至請求項１０のいずれかに記載の合金組成物であって、粉末形状を有する合金組成物。
  14. 　請求項１乃至請求項１３のいずれかに記載の合金組成物であって、融解開始温度（Ｔｍ）が１１５０℃以下である合金組成物。
  15. 　請求項１乃至請求項１４のいずれかに記載の合金組成物であって、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）の差（ΔＴ＝Ｔｘ２－Ｔｘ１）が７０℃～２００℃である合金組成物。
  16. 　請求項１乃至請求項１５のいずれかに記載の合金組成物であって、非晶質と該非晶質中に存在する初期微結晶とからなるナノヘテロ構造であって前記初期微結晶の平均粒径が０．３～１０ｎｍであるナノヘテロ構造を有する合金組成物。
  17. 　請求項１乃至請求項１６のいずれかに記載の合金組成物を用意するステップと、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）－５０℃以上で第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下の温度範囲で前記合金組成物を熱処理するステップを含む、Ｆｅ基ナノ結晶合金の製造方法。
  18. 　請求項１７記載の方法により製造されたＦｅ基ナノ結晶合金であって、平均粒径が５～２５ｎｍ以下であるＦｅ基ナノ結晶合金。
  19. 　請求項１８記載のＦｅ基ナノ結晶合金であって、２０Ａ／ｍ以下の保磁力と１．６Ｔ以上の飽和磁束密度を有するＦｅ基ナノ結晶合金。
  20. 　請求項１８又は請求項１９記載のＦｅ基ナノ結晶合金であって、１５×１０－６以下の飽和磁歪を有するＦｅ基ナノ結晶合金。
  21. 　請求項１８乃至請求項２０のいずれかに記載のＦｅ基ナノ結晶合金を用いて構成された磁性部品。
PCT/JP2010/062155 2009-08-24 2010-07-20 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法 WO2011024580A1 (ja)

Priority Applications (10)

Application Number Priority Date Filing Date Title
BR112012004045-6A BR112012004045B1 (pt) 2009-08-24 2010-07-20 Composição de liga a base de ferro, método para formar liga nanocristalina baseada em ferro, liga nanocristalina baseada em ferro e componente magnético
BR122021004633A BR122021004633A8 (pt) 2009-08-24 2010-07-20 Composição de liga a base de ferro, método para formar liga nanocristalina baseada em ferro, liga nanocristalina baseada em ferro e componente magnético
KR1020117028570A KR101270565B1 (ko) 2009-08-24 2010-07-20 합금 조성물, Ｆｅ기 나노 결정 합금 및 그 제조 방법
CN201080024778.6A CN102471856B (zh) 2009-08-24 2010-07-20 合金组成物、铁基纳米结晶合金及其制造方法
EP10811631.0A EP2463397B1 (en) 2009-08-24 2010-07-20 ALLOY COMPOSITION, NANOCRYSTALLINE Fe ALLOY, AND PREPARATION METHOD THEREFOR
JP2010536246A JP4815014B2 (ja) 2009-08-24 2010-07-20 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法
RU2012107856/02A RU2483135C1 (ru) 2009-08-24 2010-07-20 СОСТАВ СПЛАВА, НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЙ СПЛАВ НА ОСНОВЕ Fe И СПОСОБ ЕГО ФОРМИРОВАНИЯ
US13/392,441 US9287028B2 (en) 2009-08-24 2010-07-20 Alloy composition, Fe-based nano-crystalline alloy and forming method of the same
US15/054,446 US9850562B2 (en) 2009-08-24 2016-02-26 Fe-based nano-crystalline alloy
US15/814,973 US20180073117A1 (en) 2009-08-24 2017-11-16 Fe-based nano-crystalline alloy

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009-192887 2009-08-24
JP2009192887 2009-08-24
JP2010129250 2010-06-04
JP2010-129250 2010-06-04

Related Child Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US13/392,441 A-371-Of-International US9287028B2 (en) 2009-08-24 2010-07-20 Alloy composition, Fe-based nano-crystalline alloy and forming method of the same
US15/054,446 Division US9850562B2 (en) 2009-08-24 2016-02-26 Fe-based nano-crystalline alloy

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011024580A1 true WO2011024580A1 (ja) 2011-03-03

Family

ID=43627690

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2010/062155 WO2011024580A1 (ja) 2009-08-24 2010-07-20 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法

Country Status (9)

Country Link
US (3) US9287028B2 (ja)
EP (2) EP2463397B1 (ja)
JP (1) JP4815014B2 (ja)
KR (1) KR101270565B1 (ja)
CN (2) CN104789909B (ja)
BR (2) BR122021004633A8 (ja)
RU (1) RU2483135C1 (ja)
TW (1) TWI371496B (ja)
WO (1) WO2011024580A1 (ja)

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013051380A1 (ja) * 2011-10-03 2013-04-11 日立金属株式会社 初期超微結晶合金薄帯及びその切断方法、並びにナノ結晶軟磁性合金薄帯及びこれを用いた磁性部品
JP2013185162A (ja) * 2012-03-06 2013-09-19 Nec Tokin Corp 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法、並びに磁性部品
JP2018016829A (ja) * 2016-07-26 2018-02-01 大同特殊鋼株式会社 Ｆｅ基合金組成物
JP2018053319A (ja) * 2016-09-29 2018-04-05 セイコーエプソン株式会社 軟磁性粉末、圧粉磁心、磁性素子および電子機器
US20180218813A1 (en) * 2017-01-30 2018-08-02 Tdk Corporation Soft magnetic alloy and magnetic device
WO2018150952A1 (ja) * 2017-02-16 2018-08-23 株式会社トーキン 軟磁性粉末、圧粉磁芯、磁性部品及び圧粉磁芯の製造方法
JP2019070175A (ja) * 2017-10-06 2019-05-09 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
JP2019123929A (ja) * 2018-08-29 2019-07-25 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
JP2019214774A (ja) * 2018-06-13 2019-12-19 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品

Families Citing this family (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104789909B (zh) * 2009-08-24 2017-05-31 Nec东金株式会社 合金组成物、铁基纳米结晶合金及其制造方法
CN102899591B (zh) * 2012-10-24 2014-05-07 华南理工大学 一种高含氧量的铁基非晶复合粉末及其制备方法
JP6475079B2 (ja) * 2014-06-30 2019-02-27 アイシン精機株式会社 鉄基軟磁性材料
JP5932907B2 (ja) 2014-07-18 2016-06-08 国立大学法人東北大学 合金粉末及び磁性部品
KR102203689B1 (ko) * 2014-07-29 2021-01-15 엘지이노텍 주식회사 연자성 합금, 이를 포함하는 무선 전력 송신 장치 및 무선 전력 수신 장치
CN106575557B (zh) * 2014-09-03 2019-03-08 阿尔卑斯电气株式会社 压粉磁芯、电气/电子部件以及电气/电子设备
US11230754B2 (en) 2015-01-07 2022-01-25 Metglas, Inc. Nanocrystalline magnetic alloy and method of heat-treatment thereof
US11264156B2 (en) 2015-01-07 2022-03-01 Metglas, Inc. Magnetic core based on a nanocrystalline magnetic alloy
US10316396B2 (en) 2015-04-30 2019-06-11 Metglas, Inc. Wide iron-based amorphous alloy, precursor to nanocrystalline alloy
JP6593146B2 (ja) 2015-12-16 2019-10-23 セイコーエプソン株式会社 軟磁性粉末、圧粉磁心、磁性素子および電子機器
KR101905412B1 (ko) * 2016-01-06 2018-10-08 한양대학교 에리카산학협력단 연자성 합금, 이의 제조방법 및 이를 통한 자성부품
WO2017119787A1 (ko) * 2016-01-06 2017-07-13 주식회사 아모그린텍 Fe계 연자성 합금, 이의 제조방법 및 이를 통한 자성부품
CN106086715B (zh) * 2016-06-30 2018-10-26 东莞理工学院 一种全金属元素Fe-Co-Ni-Mo-Hf非晶合金及其制备方法
KR20180024682A (ko) * 2016-08-31 2018-03-08 한양대학교 에리카산학협력단 Fe계 연자성 합금 및 이를 통한 자성부품
JP6750437B2 (ja) * 2016-09-29 2020-09-02 セイコーエプソン株式会社 軟磁性アトマイズ粉末、圧粉磁心、磁性素子および電子機器
SE543592C2 (en) * 2017-01-27 2021-04-06 Jfe Steel Corp SOFT MAGNETIC POWDER, Fe-BASED NANOCRYSTALLINE ALLOY POWDER, MAGNETIC COMPONENT AND DUST CORE
JP6245391B1 (ja) 2017-01-30 2017-12-13 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
JP6245394B1 (ja) * 2017-02-27 2017-12-13 Tdk株式会社 軟磁性合金
JP6245392B1 (ja) * 2017-02-27 2017-12-13 Tdk株式会社 軟磁性合金
JP6904034B2 (ja) 2017-04-17 2021-07-14 セイコーエプソン株式会社 軟磁性粉末、圧粉磁心、磁性素子および電子機器
JP6493639B1 (ja) * 2017-08-07 2019-04-03 日立金属株式会社 Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末及びその製造方法、Ｆｅ基アモルファス合金粉末、並びに、磁心
CN108118194B (zh) * 2017-11-22 2020-09-01 包头稀土研究院 Fe-Co基磁致伸缩合金丝的制备方法
US11427896B2 (en) 2018-01-12 2022-08-30 Tdk Corporation Soft magnetic alloy ribbon and magnetic device
US11972884B2 (en) * 2018-01-12 2024-04-30 Tdk Corporation Soft magnetic alloy and magnetic device
KR102281002B1 (ko) * 2018-01-12 2021-07-23 티디케이 가부시기가이샤 연자성 합금 및 자성 부품
JP6501005B1 (ja) * 2018-01-30 2019-04-17 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
EP3785824B1 (en) 2018-04-27 2023-10-11 Proterial, Ltd. Fe-based nanocrystalline alloy powder and method for producing a magnetic core
JP6680309B2 (ja) * 2018-05-21 2020-04-15 Tdk株式会社 軟磁性粉末、圧粉体および磁性部品
US11927499B2 (en) * 2018-06-21 2024-03-12 Trafag Ag Load measuring arrangement, method for producing said arrangement and load measuring method which can be carried out with said arrangement
US11654487B2 (en) 2018-10-11 2023-05-23 Jfe Steel Corporation Production method for water-atomized metal powder
US11795532B2 (en) 2018-10-11 2023-10-24 Jfe Steel Corporation Production method for water-atomized metal powder
KR102241959B1 (ko) 2018-10-25 2021-04-16 엘지전자 주식회사 Fe 기지 연자성 합금 및 그 제조 방법
CN114901847B (zh) * 2019-12-25 2023-10-24 株式会社东北磁材研究所 纳米晶软磁合金
CN111636039A (zh) * 2020-05-11 2020-09-08 北京科技大学 一种高饱和磁化强度Fe-B-P-C-Cu-M系非晶纳米晶软磁合金及制备方法
EP4191617A4 (en) * 2020-09-09 2024-08-14 Alps Alpine Co., Ltd. MAGNETIC CORE AND MAGNETIC COMPONENT
WO2022107411A1 (ja) 2020-11-18 2022-05-27 Ｊｆｅスチール株式会社 水アトマイズ金属粉末の製造方法
CN115141981B (zh) * 2022-08-16 2023-09-22 北京航空航天大学 FePCBCuM纳米晶合金及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007107095A (ja) * 2005-09-16 2007-04-26 Hitachi Metals Ltd 磁性合金、アモルファス合金薄帯、および磁性部品
JP2007231415A (ja) 2006-02-02 2007-09-13 Nec Tokin Corp 非晶質軟磁性合金、非晶質軟磁性合金部材、非晶質軟磁性合金薄帯、非晶質軟磁性合金粉末、及びそれを用いた磁芯ならびにインダクタンス部品
WO2008068899A1 (ja) * 2006-12-04 2008-06-12 Tohoku Techno Arch Co., Ltd. アモルファス合金組成物
WO2008129803A1 (ja) * 2007-03-20 2008-10-30 Nec Tokin Corporation 軟磁性合金及びそれを用いた磁気部品並びにそれらの製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2009254C1 (ru) 1952-04-01 1994-03-15 Научно-производственное объединение "Гамма" Аморфный сплав на основе железа с улучшенным состоянием поверхности
UA19217A (uk) 1991-02-20 1997-12-25 Інститут Металофізики Ан Урср Аморфhий сплав hа осhові заліза
RU1790623C (ru) 1991-11-27 1993-01-23 Институт Металлофизики Ан@ Украины Высокопрочный коррозионностойкий аморфный сплав на основе железа
AU6653498A (en) 1997-02-27 1998-09-18 Fmc Corporation Amorphous and amorphous/microcrystalline metal alloys and methods for their production
US6162149A (en) * 1998-01-13 2000-12-19 Scatterday; Mark A. Hand exercising device
EP1045402B1 (en) * 1999-04-15 2011-08-31 Hitachi Metals, Ltd. Soft magnetic alloy strip, manufacturing method and use thereof
ES2542019T3 (es) 2004-12-17 2015-07-29 Hitachi Metals, Ltd. Núcleo magnético para transformador de corriente, transformador de corriente y vatihorímetro
JP4547671B2 (ja) 2005-03-07 2010-09-22 日立金属株式会社 高飽和磁束密度低損失磁性合金ならびにそれを用いた磁性部品
CN100582281C (zh) * 2005-04-08 2010-01-20 新日本制铁株式会社 Fe系非晶质合金薄带
JP2007270271A (ja) 2006-03-31 2007-10-18 Hitachi Metals Ltd 軟磁性合金、その製造方法ならびに磁性部品
JP5316921B2 (ja) * 2007-03-16 2013-10-16 日立金属株式会社 Ｆｅ基軟磁性合金、およびこれを用いた磁性部品
WO2008114605A1 (ja) 2007-03-22 2008-09-25 Hitachi Metals, Ltd. 軟磁性薄帯、磁心、磁性部品、および軟磁性薄帯の製造方法
US8007600B2 (en) 2007-04-25 2011-08-30 Hitachi Metals, Ltd. Soft magnetic thin strip, process for production of the same, magnetic parts, and amorphous thin strip
JP5455040B2 (ja) * 2007-04-25 2014-03-26 日立金属株式会社 軟磁性合金、その製造方法、および磁性部品
CN104789909B (zh) * 2009-08-24 2017-05-31 Nec东金株式会社 合金组成物、铁基纳米结晶合金及其制造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007107095A (ja) * 2005-09-16 2007-04-26 Hitachi Metals Ltd 磁性合金、アモルファス合金薄帯、および磁性部品
JP2007231415A (ja) 2006-02-02 2007-09-13 Nec Tokin Corp 非晶質軟磁性合金、非晶質軟磁性合金部材、非晶質軟磁性合金薄帯、非晶質軟磁性合金粉末、及びそれを用いた磁芯ならびにインダクタンス部品
WO2008068899A1 (ja) * 2006-12-04 2008-06-12 Tohoku Techno Arch Co., Ltd. アモルファス合金組成物
WO2008129803A1 (ja) * 2007-03-20 2008-10-30 Nec Tokin Corporation 軟磁性合金及びそれを用いた磁気部品並びにそれらの製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2463397A4

Cited By (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013051380A1 (ja) * 2011-10-03 2013-04-11 日立金属株式会社 初期超微結晶合金薄帯及びその切断方法、並びにナノ結晶軟磁性合金薄帯及びこれを用いた磁性部品
JPWO2013051380A1 (ja) * 2011-10-03 2015-03-30 日立金属株式会社 初期超微結晶合金薄帯及びその切断方法、並びにナノ結晶軟磁性合金薄帯及びこれを用いた磁性部品
JP2013185162A (ja) * 2012-03-06 2013-09-19 Nec Tokin Corp 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法、並びに磁性部品
JP2018016829A (ja) * 2016-07-26 2018-02-01 大同特殊鋼株式会社 Ｆｅ基合金組成物
JP2018053319A (ja) * 2016-09-29 2018-04-05 セイコーエプソン株式会社 軟磁性粉末、圧粉磁心、磁性素子および電子機器
US20180218813A1 (en) * 2017-01-30 2018-08-02 Tdk Corporation Soft magnetic alloy and magnetic device
US11783974B2 (en) * 2017-01-30 2023-10-10 Tdk Corporation Soft magnetic alloy and magnetic device
KR101932422B1 (ko) 2017-02-16 2018-12-26 가부시키가이샤 토킨 연자성 분말, 압분자심, 자성부품 및 압분자심의 제조방법
CN108883465A (zh) * 2017-02-16 2018-11-23 株式会社东金 软磁性粉末、压粉磁芯、磁性部件及压粉磁芯的制造方法
CN108883465B (zh) * 2017-02-16 2020-03-10 株式会社东金 软磁性粉末、压粉磁芯、磁性部件及压粉磁芯的制造方法
US10847291B2 (en) 2017-02-16 2020-11-24 Tokin Corporation Soft magnetic powder, dust core, magnetic compound and method of manufacturing dust core
WO2018150952A1 (ja) * 2017-02-16 2018-08-23 株式会社トーキン 軟磁性粉末、圧粉磁芯、磁性部品及び圧粉磁芯の製造方法
JP2019070175A (ja) * 2017-10-06 2019-05-09 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
JP2019214774A (ja) * 2018-06-13 2019-12-19 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
US11521770B2 (en) 2018-06-13 2022-12-06 Tdk Corporation Soft magnetic alloy and magnetic device
JP2019123929A (ja) * 2018-08-29 2019-07-25 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品

Also Published As

Publication number Publication date
US20120199254A1 (en) 2012-08-09
US20180073117A1 (en) 2018-03-15
US9850562B2 (en) 2017-12-26
US20160177429A1 (en) 2016-06-23
CN102471856B (zh) 2015-04-01
EP2463397A1 (en) 2012-06-13
CN104789909B (zh) 2017-05-31
RU2483135C1 (ru) 2013-05-27
CN102471856A (zh) 2012-05-23
US9287028B2 (en) 2016-03-15
BR112012004045B1 (pt) 2021-11-23
BR122021004633A2 (ja) 2020-10-13
EP3093364B1 (en) 2018-01-31
TWI371496B (en) 2012-09-01
BR122021004633A8 (pt) 2022-08-16
CN104789909A (zh) 2015-07-22
KR101270565B1 (ko) 2013-06-03
BR112012004045A2 (pt) 2020-10-13
BR112012004045A8 (pt) 2020-12-22
EP2463397A4 (en) 2013-05-01
EP2463397B1 (en) 2016-09-07
JP4815014B2 (ja) 2011-11-16
EP3093364A1 (en) 2016-11-16
JPWO2011024580A1 (ja) 2013-01-24
TW201114924A (en) 2011-05-01
KR20120003496A (ko) 2012-01-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4815014B2 (ja) 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法
JP6181346B2 (ja) 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法、並びに磁性部品
JP4629807B1 (ja) 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法、並びに磁性部品
JP6046357B2 (ja) 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法、並びに磁性部品
JP6472939B2 (ja) 軟磁性粉末、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末、磁性部品及び圧粉磁芯
JP5916983B2 (ja) 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法、並びに磁性部品
JP5912239B2 (ja) Ｆｅ基合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法、並びに磁性部品
WO2009096382A1 (ja) アモルファス軟磁性合金、アモルファス軟磁性合金薄帯、アモルファス軟磁性合金粉末およびそれを用いた磁心並びに磁性部品
JP2016104900A (ja) 金属軟磁性合金と磁心、およびその製造方法
JP2016094651A (ja) 軟磁性合金および磁性部品
JP2006040906A (ja) 高透磁率かつ高飽和磁束密度の軟磁性成形体の製造方法
JP2020020023A (ja) 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金およびその製造方法、ならびに、磁性部品
JP5069408B2 (ja) 非晶質磁性合金

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201080024778.6

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2010536246

Country of ref document: JP

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 10811631

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20117028570

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13392441

Country of ref document: US

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2010811631

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2054/CHENP/2012

Country of ref document: IN

Ref document number: 2010811631

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2012107856

Country of ref document: RU

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112012004045

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112012004045

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20120224