(57)【要約】【課題】  高速駆動時の衝撃や振動に耐え、信頼性の高い磁気回路に適用可能な再結晶組織を有する軟磁性材料であって、高飽和磁束密度、高電気抵抗率、低保磁力を兼備した軟磁性材料を提供する。【解決手段】  質量％でＣ：０．０５％未満（０％を含む）、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｃｏ：２５．０％以上３０．０％未満、Ｖ、Ｃｒの１種または２種の合計が１．０％以上４．０％未満、Ａｌ、Ｓｉの１種または２種の合計が１．０〜４．０％、残部は実質的にＦｅの化学組成でなる軟磁性材料であって、該軟磁性材料は再結晶組織を有し、磁場４０００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ４０００が１．６Ｔ以上、電気抵抗率ρが０．５０μΩｍ以上、保磁力Ｈｃが１００Ａ／ｍ以下である軟磁性材料であり、好ましくは、平均結晶粒径が５０μｍ以上の軟磁性材料である。【選択図】    図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ：０．０５％未満（０％を含む）、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｃｏ：２５．０％以上３０．０％未満、Ｖ、Ｃｒの１種または２種の合計が１．０％以上４．０％未満、Ａｌ、Ｓｉの１種または２種の合計が１．０〜４．０％、残部は実質的にＦｅの化学組成でなる軟磁性材料であって、該軟磁性材料は再結晶組織を有し、磁場４０００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ４０００が１．６Ｔ以上、電気抵抗率ρが０．５０μΩｍ以上、保磁力Ｈｃが１００Ａ／ｍ以下であることを特徴とする軟磁性材料。
【請求項２】
平均結晶粒径が５０μｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の軟磁性材料。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高飽和磁束密度、高電気抵抗率と低保磁力を兼備する軟磁性材料に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
磁気回路部品として使用される軟磁性材料には、高い磁力を得て磁気回路全体を小型化するために高飽和磁束密度であること、また、入力信号に対する磁気回路の応答性を高めるためには、磁気回路を高速駆動させた際の損失（渦電流損失とヒステリシス損失）を抑制する必要があり、渦電流損失を抑制するためには高電気抵抗率であること、また、ヒステリシス損失を低減するためには低保磁力であることが望まれ、特に渦電流の発生し易い高速駆動時（高周波作動時）には、高電気抵抗率であることが強く望まれる。
更に、高速駆動時の衝撃や振動に耐え、信頼性の高い磁気回路とするためには、磁気回路部品として使用される軟磁性材料は脆弱な鋳造材ではなく、塑性加工と熱処理によって再結晶組織を有した材料であることが望まれる。
【０００３】
これらの軟磁性材料の内、飽和磁束密度が最も高い材料は、Ｆｅ−Ｃｏ系を基本成分とするパーメンダーであるが、このパーメンダーの電気抵抗率は約０．４μΩｍと低いという欠点がある。そのため、高飽和磁束密度と高電気抵抗を兼ね備えた軟磁性材料を得ることを目的として、Ｆｅ−Ｃｏ系合金の化学組成を改良することが提案されている。
例えば、特許文献１には、質量％でＣｏ：１０〜３５％、Ｓｉ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉの内の１種または２種以上を合計で１０％以下含み、残部が実質的にＦｅで成る軟磁性材料や、更に望ましい合金元素としてＺｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ等を所定量含む軟磁性材料が開示されている。
【特許文献１】特開昭６１−２５３３４８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
特許文献１に示された軟磁性材料はパーメンダーが有する高い飽和磁束密度をほとんど低下させることなく、電気抵抗率を高めることができたが、本発明者の検討によると、上述した特許文献１に開示される軟磁性材料では、再結晶組織を有することまでは考慮しておらず、再結晶組織を得るために、例えば熱間鍛造のような塑性加工を行うと、鍛造中に材料が割れる問題があることが明らかとなった。また、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ等の元素は飽和磁束密度を低下させる弊害が大きいことを知見した。
本発明は、以上の課題を鑑みてなされたものであり、高速駆動時の衝撃や振動に耐え、信頼性の高い磁気回路に適用可能な再結晶組織を有する軟磁性材料であって、高飽和磁束密度、高電気抵抗率、低保磁力を兼備した軟磁性材料を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明は上述した課題を鑑みてなされたものである。
すなわち本発明は、質量％でＣ：０．０５％未満（０％を含む）、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｃｏ：２５．０％以上３０．０％未満、Ｖ、Ｃｒの１種または２種の合計が１．０％以上４．０％未満、Ａｌ、Ｓｉの１種または２種の合計が１．０〜４．０％、残部は実質的にＦｅの化学組成でなる軟磁性材料であって、該軟磁性材料は再結晶組織を有し、磁場４０００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ４０００が１．６Ｔ以上、電気抵抗率ρが０．５０μΩｍ以上、保磁力Ｈｃが１００Ａ／ｍ以下である軟磁性材料である。
好ましくは、平均結晶粒径が５０μｍ以上の軟磁性材料である。
【発明の効果】
【０００６】
本発明の軟磁性材料は、高飽和磁束密度、高電気抵抗率、低保磁力であることに加えて、再結晶組織が得られている。それ故、この軟磁性材料を磁気回路部品として使用すると、高い磁力や応答性が得られるとともに、高速駆動時の衝撃や振動にも耐えることができ、信頼性の高い磁気回路が得られるという効果を奏するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００７】
上述したように、本発明の重要な特徴は、高飽和磁束密度と高電気抵抗率、低保磁力といった諸特性を兼備しつつ、熱間鍛造のような塑性加工を施すことが可能な軟磁性材料とするために、添加元素と、添加する各元素の最適成分範囲を見出したことにある。
以下、本発明における化学組成の規定理由を述べる。なお、特に記載のない限り質量％として記す。
Ｃｏ：２５．０％以上３０．０％未満
Ｃｏは、飽和磁束密度を高めるのに有効な元素であり、本発明においては優れた飽和磁束密度を得るためにＣｏ：２５．０％以上３０．０％未満という範囲内に調整する必要がある。Ｃｏ含有量が２５．０％未満の範囲では飽和磁束密度を高める効果が小さく、逆に３０．０％以上の範囲では、優れた飽和磁束密度が得難くなるだけでなく、熱間鍛造性が悪くなるので、上述の範囲に規定した。より好ましくは２５．５〜２８．５％の範囲内である。
【０００８】
Ｃ：０．０５％未満（ゼロを含む）
Ｃは、炭化物となって再結晶粒の成長を妨げ、本発明の軟磁性材料の軟磁性を劣化させる（保磁力を高める）元素である。Ｃ量が０．０５％以上となると、軟磁性への悪影響が顕著であるので、０．０５％未満に規定した。更に好ましくは、０．０３％以下であるとよく、ゼロであることが最も望ましい。
Ｍｎ：０．１０〜１．０％
Ｍｎは、熱間鍛造時の割れの原因となるＳを固定してＭｎＳとなり、熱間鍛造性の向上に役立つ元素である。その効果は０．１０％以上で現れるのでＭｎ量の下限を０．１０％とした。但し、含有量が多いと飽和磁束密度を低下させ、特に１．０％を超えると飽和磁束密度の低下と保磁力の増加が顕著なため、上限を１．０％とした。Ｍｎ量のより望ましい範囲は、０．２０〜０．８０％である。
【０００９】
Ｖ、Ｃｒの１種または２種の合計が１．０％以上４．０％未満
ＶやＣｒは、Ｆｅ−Ｃｏを基本成分とする合金の塑性加工性を高め、かつ電気抵抗率を高める効果がある元素である。これらの効果は、各元素を単独で添加した場合にも複合添加した場合にも得られる。但し、含有量（複合添加の場合には合計量）が１．０％未満では効果が小さく、逆に４．０％を超える範囲では飽和磁束密度の低下と保磁力の増加が顕著になるので、１．０％以上４．０％未満の範囲に限定した。Ｖ、Ｃｒの１種または２種の合計のより望ましい範囲は、１．０〜３．０％である。
Ａｌ、Ｓｉの１種または２種を合計で１．０〜４．０％
ＡｌやＳｉは、電気抵抗率の増加と保磁力の低下に特に効果がある元素である。この効果は、各元素を単独で添加した場合にも複合添加した場合にも得られる。但し、含有量（複合添加の場合には合計量）が１．０％未満では効果が小さく、逆に４．０％を超える範囲では飽和磁束密度を顕著に低下させるとともに熱間鍛造性を顕著に劣化させるので、上述の範囲に規定した。Ａｌ、Ｓｉの１種または２種の合計のより望ましい範囲は、１．０〜３．０％である。
【００１０】
残部は実質的にＦｅ
残部は実質的にＦｅとしたが、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏ等の不可避的不純物は含まれる。これらの元素は、飽和磁束密度、電気抵抗率、保磁力、熱間鍛造性に顕著な影響の無い範囲として、下記に示す範囲で含有しても良い。
Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０５％、Ｎ≦０．０５％、Ｏ≦０．０５％
【００１１】
本発明では上述の化学組成を有する軟磁性材料の金属組織を再結晶組織に調整する。その理由は二つあり、一つは先述したように、例えば本発明の軟磁性材料を磁気回路部品として適用する場合の信頼性を高めるためである。鋳造後に塑性加工を施していないデンドライトのような凝固組織は脆弱であり、高速駆動時の衝撃や振動によって破損する懸念がある。これに対し、塑性加工を施した再結晶組織とすると僅かながらも靭性が改善されるので、磁気回路部品としての信頼性が高まる。また、もう一つの理由は、再結晶組織とすることにより、軟磁性向上すなわち保磁力を低下させる効果があるからである。
【００１２】
この再結晶組織を得るための方法としては、例えば、鋳造後の材料（インゴット）を９００〜１２００℃の範囲の温度に保持した炉内で１０〜６０分程度の加熱保持を行い、加熱炉から取り出して熱間鍛造する工程が有効である。また、本発明の材料は、６００℃以下の低温域になると延性が低下し、塑性加工し難くなるので、熱間鍛造中に材料の温度が低下すると、割れが懸念される。
この割れを防ぐためには、熱間鍛造中の材料を適宜、９００〜１２００℃の範囲の温度に再加熱すると良い。また、均一な結晶粒径の再結晶組織を得るためには、総鍛造率（＝１００×（１−熱間鍛造後の断面積／熱間鍛造前の断面積））は５０％以上であると良く、このような熱間鍛造工程を経ることによって再結晶組織が得られ、平均結晶粒径も２０〜５０μｍの再結晶組織とすることができる。
【００１３】
本発明では、好ましい範囲として、この再結晶粒の平均結晶粒径が５０μｍ以上であることとしたのは、平均結晶粒をこの範囲の大きさに成長させることによって、より一層低い保磁力を得ることができるからである。より望ましい平均結晶粒径の範囲は１００μｍ以上である。但し、過度に結晶粒が粗大化すると材料が脆弱となる可能性があるため、平均結晶粒径の上限は３００μｍ（好ましくは２００μｍ）とすれば良い。
平均結晶粒径が５０μｍ以上の組織を得るためには、例えば、先述の熱間鍛造によって平均結晶粒径を２０〜５０μｍに調整した材料を、再度、７００〜１２００℃の温度範囲で１〜８時間程度、熱処理すると良い。但し、平均結晶粒径を３００μｍ以下とするためには、熱処理の温度範囲は、７００〜９５０℃、保持時間は１〜４時間であることが望ましい。
【００１４】
次に、磁場４０００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ４０００が１．６Ｔ以上、電気抵抗率ρが０．５０μΩｍ以上、保磁力Ｈｃが１００Ａ／ｍ以下であることとしたのは、これらの範囲が、例えば、磁気回路部品用の軟磁性材料として、最低限、望まれる特性であるからである。磁束密度Ｂ４０００が１．６Ｔ以上であれば、高い磁力が得られるので、磁気回路を小型化することができる。更に望ましくは、磁束密度Ｂ４０００が１．７Ｔ以上であると良い。
また、電気抵抗率ρが０．５０μΩｍ以上であれば、渦電流損失を低減して入力信号に対する応答性を高めることができる。更に好ましくは、電気抵抗率ρが０．６０μΩｍ以上であると良い。
更に、保磁力Ｈｃを１００Ａ／ｍ以下としたのは、この範囲がヒステリシス損失を低減し、磁気回路部品として優れた応答性を得るために好ましい特性であるからである。更に好ましくは、８０Ａ／ｍ以下であると良い。
これらの磁気特性と電気抵抗率を得るためには、本発明範囲内の化学組成の材料を、先述したような９００〜１２００℃の範囲に加熱して熱間鍛造を行って再結晶組織を得た後、望ましくは温度７００〜１２００℃、保持１〜８時間の範囲、更に望ましくは温度７００〜９５０℃、保持１〜４時間の範囲で熱処理を行うと良い。
また、熱処理中に材料が酸化すると保磁力は増加するので、低い保磁力を得るためには、熱処理は真空中、または露点を−２０℃以下に調整した水素ガス雰囲気中で行うと良い。
【実施例】
【００１５】
以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
真空溶解炉により、９０ｍｍ×９０ｍｍ×１５０ｍｍ（約１０ｋｇ）のインゴットを８種類作製した。各インゴットの化学組成を表１に示す。表１のＮｏ．１〜４は、本発明の規定範囲内の化学組成であり、Ｎｏ．５〜８は比較例である。
Ｎｏ．５のＣｏ量は、本発明の規定範囲より低く、一方、Ｎｏ．６のＣｏ量は、本発明の規定範囲より高い。また、Ｎｏ．７ではＡｌとＳｉの合計量が、本発明の規定範囲を超えている。更に、Ｎｏ．８ではＶ量が本発明の規定範囲より高く、また本発明で規定していないＭｏが含まれている。Ｎｏ．７とＮｏ．８の化学組成は、それぞれ特許文献１の第１表に記されるＮｏ．２とＮｏ．１０の合金に相当する。
【００１６】
【表１】
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【００１７】
これら８種類のインゴットを１１００℃に保持した大気炉中で３０分間、加熱保持後、炉から取り出して熱間鍛造を行い、熱間鍛造の可否を調べた。この際、インゴットの９０ｍｍ×９０ｍｍの断面が減少し、１５０ｍｍの長さが伸びるように熱間鍛造を行った。
その結果、本発明のＮｏ．１〜４と比較例のＮｏ．５とＮｏ．８は、熱間鍛造を施しても割れることなく塑性加工することができたが、比較例のＮｏ．６とＮｏ．7は、熱間鍛造の初期に割れが発生したため熱間鍛造を中止した。
また、熱間鍛造中のＮｏ．１〜５とＮｏ．８の温度を放射温度計で測定し、６００〜７００℃まで温度が低下した時点で熱間鍛造を一旦中断し、再度、１１００℃に保持した大気炉中で１５分間、加熱保持した後、炉から取り出して熱間鍛造を行った。この作業を３回繰り返した後、直径２５ｍｍの丸棒を得た。この丸棒を得る際の総鍛造率は約９４％である。
【００１８】
熱間鍛造後の組織観察例として、Ｎｏ．１の光学顕微鏡観察組織を図１に示す。図１より、熱間鍛造によって再結晶組織が得られていることが分かる。この再結晶組織における平均結晶粒径を画像解析により調べたところ、３８μｍであった。また、他のＮｏ．２〜４においても同様に再結晶組織となっていることを確認した。
なお、比較例のＮｏ．５とＮｏ．８においても再結晶組織となっていたが、熱間鍛造を途中で中止したＮｏ．６とＮｏ．７では、再結晶組織は観察されず、鋳造組織であるデンドライトが観察されていた。
【００１９】
熱間鍛造後のＮｏ．１〜５とＮｏ．８、及び熱間鍛造時に割れたＮｏ．６とＮｏ．7の残材より、外径２０ｍｍ、内径１６ｍｍ、厚さ５ｍｍの磁性測定用環状試料と厚さ１ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ８０ｍｍの電気抵抗率測定用試料を切り出した。また、熱間鍛造後のＮｏ．１〜５とＮｏ．８より組織観察用の試料も切り出し、各試料を露点−４０℃の水素雰囲気炉中で８５０℃に加熱し、３時間保持後に炉冷する熱処理を行った。
熱間鍛造に続く熱処理後の組織観察例として、Ｎｏ．１の光学顕微鏡観察組織を図２に示す。この組織の画像解析結果から、熱間鍛造後の熱処理によって平均結晶粒径は、１０６μｍまで成長し、本発明で好ましい範囲とした５０μｍ以上の平均結晶粒径となっていた。
なお、他のＮｏ．２〜５とＮｏ．８においても、熱処理後の平均結晶粒径は、５０μｍ以上となっていた。
【００２０】
再結晶組織の有無と熱処理後のＮｏ．１〜８の磁気特性、電気抵抗率を表２に示す。表２の磁場４０００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ４０００と保磁力Ｈｃは、環状試料に１次８０回、２次２０回の巻線を施し、直流磁束計により測定した。また、電気抵抗率ρは、４端子法の電気抵抗測定機により測定した。
【００２１】
【表２】
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【００２２】
表２より、本発明のＮｏ．１〜４では、再結晶組織である上に磁束密度Ｂ４０００が１．６Ｔ以上、電気抵抗率ρが０．５０μΩｍ以上、保磁力Ｈｃが１００Ａ／ｍ以下のすべての特性を満たしている。特にＮｏ．１とＮｏ．４では、更に好ましい範囲とした磁束密度Ｂ４０００が１．７Ｔ以上、電気抵抗率ρが０．６０μΩｍ以上、保磁力Ｈｃが８０Ａ／ｍ以下の特性をも満たしている。
これに対し、比較例のＮｏ．５では、再結晶組織であること、及び電気抵抗率ρと保磁力Ｈｃは規定範囲内となっているが、磁束密度Ｂ４０００が１．６Ｔに到達していない。また、比較例のＮｏ．６では磁束密度Ｂ４０００、電気抵抗率ρ、保磁力Ｈｃとも本発明の規定内となっているが、熱間鍛造による塑性加工を施せていないので再結晶組織が得られていない。また、比較例のＮｏ．７では再結晶組織が得られていないことに加えて、磁束密度Ｂ４０００も本発明で規定する１．６Ｔに到達していない。更に比較例のＮｏ．８では、再結晶組織ではあるものの、磁束密度Ｂ４０００が１．６Ｔに到達に到達せず、保磁力Ｈｃも１００Ａ／ｍを超えている。
【００２３】
以上の実施例から、軟磁性材料の化学組成を本発明の規定範囲内とすることにより、熱間鍛造による再結晶組織が得られること、また熱処理によって平均結晶粒径を５０μｍ以上とした状態において、本発明で規定する磁束密度（Ｂ４０００≧１．６Ｔ）、電気抵抗率（ρ≧０．５０μΩｍ）、保磁力（Ｈｃ≦１００Ａ／ｍ）の諸特性が得られることが分かる。すなわち、本実施例において、高飽和磁束密度、高電気抵抗率、低保磁力に加え、再結晶組織を具備した軟磁性材料が提供されている。
【産業上の利用可能性】
【００２４】
本発明の軟磁性材料は、高飽和磁束密度、高電気抵抗率、低保磁力に加え、再結晶組織を有しているので、例えば、磁気回路部品として使用した場合の磁力、応答性に優れ、更には高速駆動時の衝撃や振動にも耐える信頼性の高い部品となる。それ故、衝撃や振動に対する信頼性が不可欠な磁気回路部品として適用できる。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】本発明の軟磁性材料の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図２】本発明の軟磁性材料の組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図１】
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【図２】
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