(57)【要約】【目的】  飽和磁化が高く、磁化方向が制限されず、低い鉄損、および優れた形状自由度を備えた新規な交流用磁心材料を提供することを目的とする。【解決手段】  Fe−Si又はFe−Coからなる金属強磁性体相が、FeSからなる半導体相により、分け隔てられた構造からなる磁心材料である。製造は、溶解後所定形状からなる鋳型内に鋳造することにより行うが、その際に、表層の冷却速度が10℃/sec以下の条件で冷却することにより、FeSがネットワーク状に晶出し、金属強磁性体相を分け隔てられた構造からなる磁心材料を得ることができる。さらに冷却後磁気焼鈍をするとより望ましい。その結果飽和磁化が高く、鉄損の小さい磁心材料を得ることができる。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Fe−Si系またはFe−Co系の金属強磁性体相が、FeSからなる半導体相により、分け隔てられた構造からなることを特徴とする交流用磁心材料。
【請求項２】
質量％で、Si:1.8〜7％、S:0.5〜3.0％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物元素からなることを特徴とする請求項１に記載の交流用磁心材料。
【請求項３】
質量％で、Coが１〜16％、S:0.5〜3.0％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物元素からなることを特徴とする請求項１に記載の交流用磁心材料。
【請求項４】
請求項２又は請求項３に記載の成分からなる鋼を溶解し、所定形状からなる鋳型内に鋳造して製造することを特徴とする交流用磁心材料の製造方法。
【請求項５】
鋳造時の鋳型内での冷却時において表層の冷却速度を10℃/sec以下とすることを特徴とする請求項４に記載の交流用磁心材料の製造方法
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、交流用磁心材料に関し、更に詳しくは、磁化方向を限定せずに低い鉄損を示す、モーターや電磁弁のコア材として有用な交流用磁心材料及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
モーターや電磁弁のコア材等に好適に使用できる鉄心材料としては、珪素鋼がよく知られている。しかし、珪素鋼の電気抵抗率は低く、そのまま交流用磁心材料として使用したときには、渦電流損失による鉄損が大きくなってしまうため、交流用磁心材料としての価値は低い。そこで、通常は、珪素鋼を板状に成形し、板表面に絶縁被覆を施して、積層することにより渦電流損失を抑制し、交流での鉄損を抑制している。
【０００３】
しかしながら、この積層構造による渦電流損失の抑制は、その効果が期待できる磁化方向が、当然の如く特定の方向に限定される。従って、積層構造からなる珪素鋼板によって得られる磁気回路は必然的に二次元的となり、磁気回路および磁心共に、形状の自由度が低いことが問題である。また、構造上の問題により積層構造を採用できない部品への適応が困難であることも問題である。
【０００４】
このような、構造上の問題により積層構造を採用できない部品においては、しばしば電磁ステンレス鋼が磁心として用いられる。しかしながら、電磁ステンレス鋼の電気抵抗率も、前記した珪素鋼と同様に要求レベルに比べるとかなり低い値しか得られないため、前記した珪素鋼をそのまま磁心材料として用いた場合と同様に渦電流損失による鉄損を小さく抑えることができないという問題がある。また、鋼中にCrを大量に含有しているため、高い飽和磁化が得られないという問題もある。
【０００５】
このように、従来の材料では、渦電流損失が小さく、形状の自由度が高い磁心材料を得ることが難しいという問題があった。そこで、この課題を解決するための検討が進められており、例えば特許文献１に示される発明が提案されている。この文献に記載の発明は、純鉄等の強磁性体粉末に、酸化物等による絶縁を施した磁紛を用いて、焼結により磁心を形成することを特徴とするものであり、強磁性体の粉がZrO2、NiFe2O4等の微粒子(強磁性体の母材粒子よりも小さい微粒子)からなる酸化物粒子によって、絶縁を施された状態となっているため、電気抵抗率が大幅に増大するとともに、磁化の方向に関係なく渦電流損失抑制効果を得ることができるというものである。そのため、どのような方向に磁化しても鉄損を低く抑えられるため、効率的な三次元的磁気回路が形成できるという利点を有している。
【０００６】
【特許文献１】特開２０００−２７７３１５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、前記した特許文献１に記載の発明は、次の問題がある。この文献に記載の発明により、確かに磁化方向に関係なく鉄損を低く抑えることができる。しかしながら、強磁性体及び酸化物の粉末を使用し、それを固めて磁心材料を得ることが特徴となっているため、必然的に磁心の形状が金型にて圧紛できる形状に限定されてしまうという問題がある。また、粉末を固める方法として焼結による方法以外にバインダーを用いて圧紛するという方法も考えられるが、この場合には、当然の如くバインダーは、磁心材料としては適していないものとなるため、バインダーを用いない状態に比較して、飽和磁化が低下してしまうという問題がある。
【０００８】
本発明は、前記した問題を解決するために成されたものであり、磁化方向に関係なく鉄損を低く抑えることができ、かつ高い飽和磁化が得られるとともに、製造できる形状に制限がなく目的に合わせた形状に自由に磁心材料を製造することの可能な交流用磁心材料及びその製造方法を新規に提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記した課題を解決するために成された本発明の請求項１記載の発明は、Fe−Si系またはFe−Co系の金属強磁性体相が、FeSからなる半導体相により、分け隔てられた構造を持つ交流用磁心材料である。
【００１０】
以下、この磁心材料が、前記課題を解決するために適している理由について説明する。
Fe−Si系材料はヒステリシス損失が小さいという特徴があり、Fe−Co系材料は高い飽和磁化を得るのに優れた材料であり、どちらも磁心材料として不可欠なものである。しかしながら、Si又はCoの含有率により若干変動はするがFe−Si系材料の電気抵抗率は、45μΩcm程度、Fe−Co系材料は15μΩcm程度と非常に低く、これらの材料をそのまま用いたのでは、渦電流損失が非常に大きくなってしまい、優れた磁心材料を得ることはできない。また、前記したように粉末を焼結や圧粉によって固めるという手段で、渦電流損失を低減する手段を採用したのでは、どうしても得られる形状に制限が生じてしまう。
【００１１】
本発明者等は、Fe−Si系材料やFe−Co系材料の持つ優れた磁気特性を活かしつつ、磁心材料全体の電気抵抗率を高め、渦電流損失を低く抑えられる手段であって、得られる形状の制限が少ない新しい手段がないかについて鋭意研究を進めた結果、以下の知見を得ることにより本発明を完成したものである。
【００１２】
(1)Fe−Si系材料又はFe−Co系材料を加熱して溶解し、適量のSを添加して鋳型内に鋳造すると、磁気特性の優れたFe−Si系材料又はFe−Co系材料からなる強磁性体相中の粒界に沿ってネットワーク状にFeSが晶出し、前記強磁性体相がFeSからなる半導体相によって分け隔てられた構造からなる材料を得ることができる。このFeSの電気抵抗率は、酸化物に代表されるような絶縁体に比較すれば低いものの、約1300μΩcmと前記強磁性体相に比べ著しく高いため、Fe−Si系材料やFe−Co系材料単独で磁心材料を製造した場合に比べ、電気抵抗率を大幅に高めることができ、その結果渦電流損失を著しく抑制することができる。
【００１３】
(2)本発明の磁心材料は、鋳造により製造することが可能であり、最終製品形状に合わせた鋳型を用いて鋳造することにより、目的に合わせた形状の磁心材料を製造することが可能となるため、前記した特許文献１に記載の発明のような形状の制限がない。従って、幅広い用途に応用できる磁心材料を製造できる。
【００１４】
(3)本発明では、半導体相であるFeSをネットワーク状に晶出させることにより電気抵抗率を高め、渦電流損失を低く抑えている。すなわち、金属強磁性体相に比べ電気抵抗率の高い物質をネットワーク状に晶出させることが本発明を完成させるためのポイントである。電気抵抗率の高い物質としては、本発明で採用しているFeS以外にも多数あることは良く知られている通りであり、前記特許文献に記載されているような酸化物も本発明で採用しているFeSに比べ高い電気抵抗率を示す物質である。しかしながら、電気抵抗率の高い物質であっても、ネットワーク状に晶出する物質でなければ、磁心材料の鉄損を低く抑えることはできない。本発明者等は、詳細に検討した結果、Feに適量のSi又はCoとSを添加した合金を鋳造した場合において、FeSがネットワーク状に晶出し、電気抵抗率が高められることを見出したものである。なお、酸化物は、鋳造後にネットワーク状につながった状態にならないため、磁心材料全体の電気抵抗率を高めることができず、低い鉄損を得ることができない。
【００１５】
次に、請求項２は、質量％で、Si:1.8〜7％、S:0.5〜3.0％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物元素からなることを特徴とする請求項１に記載の交流用磁心材料である。
以下に成分範囲を限定した理由について説明する。
【００１６】
Si:1.8〜7％
Siは結晶磁気異方性及び磁歪定数の低減に効果のある元素であり、その結果ヒステリシス損失による鉄損の抑制に効果のある元素である。また、Siはフェライト安定化元素のため、冷却途中にオーステナイト相が発生するのを抑制する。これにより、オーステナイト相中にSが固溶し、オーステナイトからフェライトへの変態時に微細なFeSが再析出し鉄損が増加することを抑制する。従って、これらの効果を十分に得るために、Si添加量の下限を1.8％とした。しかしながら、添加量が多くなると、飽和磁束密度が低下するため、上限を7％とした。
【００１７】
さらに、Siは、鋳造後にFeSが粒界に沿って粒界を濡らすように晶出した状態とするために不可欠な元素でもある。本発明者等は、詳細に調査した結果、前記添加量が、FeSが粒界に晶出した状態とするのに対しても適した範囲であることを確認したものである。
【００１８】
S:0.5〜3.0％
Sは、繰返し説明しているように、鋳造後に鋼中でFeSとなってネットワーク状に晶出し、磁心材料の電気抵抗率を高めるという本発明にとって最も重要な元素である。しかしながら、Sの量が少ないとFeSがネットワーク状に連続した状態とならない箇所が増加して、強磁性相同士が接触する箇所が増加し、電気抵抗率の上昇効果を十分に得ることができなくなる。そこで、前記効果を十分に得るために、下限を0.5％とした。しかしながら、Sは量が増加すると飽和磁束密度が低下し、磁心材料の磁気特性低下の原因となるため、上限を3.0％とした。
【００１９】
また、Sはフェライト中にわずかしか固溶しないことを特徴とする元素であり、固溶することによるヒステリシス損失の増大を懸念する必要がない。また、固溶量が少ないため添加したSのかなりの割合がFeSという半導体相を形成して電気抵抗率の上昇に寄与するために、他に電気抵抗率を高めるために磁気特性上不要な元素を多量に添加する必要がなく、飽和磁化の低下を最小限に抑制しつつ電気抵抗率を高めることができる。
【００２０】
次に請求項３は、質量％で、Coが１〜16％、S:0.5〜3.0％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物元素からなることを特徴とする請求項１に記載の交流用磁心材料である。
【００２１】
前記した請求項２では、Fe−Si系材料を用い、それにSを添加してFeSをネットワーク状に晶出させた磁心材料について説明したが、Fe−Si系材料のかわりにFe−Co系材料を使用しても同様の効果を得ることができる。以下に成分範囲の限定理由について説明する。
【００２２】
Co:1〜16％
CoはSiと同様に鋳造時にFeS相が粒界に沿って粒界を濡らすように晶出し、Fe−Co系材料からなる強磁性体相を分け隔てられた構造とするための最重要元素である。このような構造になるようにFeSをネットワーク状に晶出させるためには、最低でもCoを１％以上添加する必要がある。しかしながら、Co添加はオーステナイトを安定化する傾向がある。オーステナイト相はフェライトに比べSの固溶量が大きいため、オーステナイト相となって凝固した場合には、FeSをネットワーク状に晶出させることが難しくなる。従って、凝固時にFe−Co系合金からなる金属強磁性体相をフェライト相として凝固させるために、Coの上限を16％とした。好ましくは13％以下とするのが良い。また、Coの添加は、飽和磁化を増加させる効果を有するので、強磁性体相としてFe−Si系合金を選択した場合に比べ高い飽和磁化を得ることができる。
【００２３】
なお、Sの添加量の限定理由については、請求項２に記載した磁心材料の場合と全く同様である。
【００２４】
次に請求項４は、請求項２又は請求項３に記載の成分からなる鋼を溶解し、所定形状からなる鋳型内に鋳造して製造することを特徴とする交流用磁心材料の製造方法である。本発明で対象としている合金は、鋳造することにより、FeSがネットワーク状に晶出した磁心材料を得ることができる。また、鋳型を使用用途に合わせた形状としておくことにより、鋳造によって最終形状に近い磁心材料を得ることができる。これにより、形状に制限の少ない幅広い用途に適用できる磁心材料を得ることができるだけでなく、加工コストも低減することができ、安価な磁心を得ることができる。
【００２５】
次に請求項５は、鋳造時の鋳型内での冷却時において、本材料表層の冷却速度を10℃/sec以下とすることを特徴とする請求項４に記載の交流用磁心材料の製造方法である。前記したように、本発明ではFeにSi又はCoを適量添加することにより、鋳造した際にFeSがネットワーク状に晶出するようにしている。しかしながら、FeSを目的とする状態で晶出させるためには、鋳造条件も適切な条件で行う必要がある。なお、FeS相は900℃強まで液体状態のため、ここで言う冷却速度とは、強磁性体相の凝固(液相線温度〜固相線温度)における冷却速度のことである。
【００２６】
具体的には、鋳型の種類としては、金型よりもセラミック型とするのが良い。これは、金型の場合熱伝導率が高いため冷却速度が速くなり、凝固する際においてFeS半導体相と金属強磁性体相(Fe−Si又はFe−Co)が分離する時間を十分に確保することができず、金属強磁性体相内に取り込まれるFeS相が多くなると共に、金属強磁性体相の粒界へのFeSの晶出量が少なくなり、FeSが金属強磁性体相を分け隔てた構造とならなくなる場合があるからである。また、冷却速度を表層温度で限定したのは、内部は表層に比べ冷却速度が遅いため、表層で狙いとするFeSの晶出状態が得られていれば、内部は確実に問題のない磁心材料を得ることができることと、表層以外の温度の測定は難しいことによる。従って、凝固時の表層温度の冷却速度が10℃/sec以下となるように冷却することにより、確実にFeSがネットワーク状に晶出した磁心材料を得ることができる。なお、ここで言う表層とは、本材料表面から2〜3mm以下の範囲の部分を意味する。
【００２７】
なお、鋳造のままでは高密度の転位が存在し、ヒステリシス損失が劣る場合があるので、700〜900℃に加熱、保持する磁気焼鈍を行うことによって、転位を十分に低減させてから用いることが望ましい。これにより、さらに鉄損を低く抑えることができる。
【００２８】
なお、鋳造は、石膏鋳型法、ロストワックス法、ショウ法等の精密鋳造法や焼失模型法によって行うと三次元的な形状自由度を確保しつつ、最終形状に近い形状の磁心材料を製造することができ、簡単な仕上げ加工で、最終部品である磁心を製造することができる。
【実施例】
【００２９】
以下に本発明の効果を実施例により明らかにする。
表１に実施例として用いた磁心材料の化学成分を示す。このうち、実施例１〜９は、本発明に該当する実施例であり、１〜６がFe−Si系合金からなる実施例、７〜９がFe−Co系合金からなる実施例である。また、比較例は、含有する成分の一部が、本発明の条件の範囲外であるか、あるいは鋳造時の冷却速度が、本発明の範囲外である実施例であり、従来例は、既存合金を用いた実施例(従来例１は、既存の3％Si鉄合金、従来例２はフェライト系電磁ステンレス鋼)である。
【００３０】
この表１に示した成分に調整した各溶湯をセラミック製の鋳型内に鋳造し、冷却後、得られた鋼塊に機械加工を行って、外径39mm×内径30mm×厚さ5mmのリング形状の磁心および電気抵抗率及び飽和磁化測定用の棒状試料を作製した。また、一部の比較例では意図的に冷却速度が早くなるようにするため、金型を用い、同様にリング状の磁心及び電気抵抗率及び飽和磁化測定用の棒状試料を作製した。
【００３１】
また、鋳造の際には、溶湯が凝固する際の表層温度の変化を測定するため、前記鋳型内に埋め込んだ白金ロジウム熱電対を用い、得られた温度データから、凝固時の冷却速度を求めた。
【００３２】
鋳型に鋳造し、機械加工して得られた磁心及び棒状試料は、さらに電磁特性を改善するための磁気焼鈍を行った。具体的には、高真空雰囲気において800℃で2時間保持した後、一時間に100℃の割合で温度を下げ、600℃となったところで、窒素ガスにて冷却するという方法で実施した。このようにして得られたリング状の磁心に巻き線を施し、交流B−Hアナライザーを用いて鉄損を測定した。
【００３３】
なお、このときに、鉄損を周波数で除算し、得られた値の周波数特性曲線で周波数ゼロから算出される切片をヒステリシス損失係数として求め、このヒステリシス損失係数に測定時の周波数を乗算し、得られた値をヒステリシス損失とした。また、渦電流損失は、鉄損から上記したヒステリシス損失を減算して求めた。
【００３４】
また、棒状試料を用い、電気抵抗率については４端子法により、飽和磁化についてはVSMを用いて測定した。以上の結果を一括して表１に示した。なお、鉄損については、磁束密度１T、周波数600Hz印加時における値を示した。但し、比較例４に関しては、周波数が600Hzの場合の鉄損が大きすぎて、測定装置の制約から、直接鉄損を測定できなかったため、比較例４に関する鉄損は、周波数が600Hzよりも低い周波数の場合の測定値から、渦電流損失は周波数の二乗に比例し、ヒステリシス損失は周波数に比例し、鉄損はその合計になるとして、計算により求めた数値を表１に示した。
【００３５】
【表１】
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【００３６】
表１から明らかなように、実施例１〜９は、Feに適量のSとSi、Coのうちいずれか１種を加えた合金を用い、この合金からなる溶湯をセラミック鋳型を用い、半導体相であるFeSがネットワーク状に晶出させるのに適した速度で冷却しているため、高い電気抵抗率を得ることができ、鉄損を小さく抑えることができていることがわかる。また、実施例１〜３の結果からわかるように、本発明の範囲内でもS量を多くするほど飽和磁化は若干低下するものの、より高い電気抵抗率を得ることができ、その結果低い鉄損値が得られていることがわかる。
【００３７】
このように、高い電気抵抗率が得られた理由をミクロ組織から明らかにする。図１は、実施例１の試験片の光学顕微鏡写真である。写真の白くみえている部分がFe−3％Siからなる強磁性体相の部分であり、黒くみえている箇所が、半導体相であるFeSである。この写真から明らかなように、電気抵抗率の低いFe−Si系の強磁性体相がネットワーク状に晶出した電気抵抗率の高い半導体相であるFeSによって分け隔てられた構造となっていることがわかる。
【００３８】
次に図２は、実施例１の試験片を強制的に破壊させた破面の走査型電子顕微鏡写真である。そしてこの破面の観察と同時に破面表面の元素分析を行った結果、ほぼ全面にわたって多量のSが検出された。この強制破面は粒界に沿って破壊しているため、FeSが粒界に沿って優先的に晶出していることがわかる。また、この結果よりFe−Siからなる強磁性体相がほぼ完全にFeSに分け隔てられた構造となっていることが確認でき、その結果、高い電気抵抗率とできたことが確認された。なお、写真は示していないが、Siの代わりにCoを添加した実施例７〜９でも全く同様の結果が得られることが確認できた。
【００３９】
次に、以上説明した実施例１に対し、セラミック製の鋳型ではなく金型を用い、実施例１に比較して凝固時の冷却速度が著しく速くなった場合の実施例が比較例１である。図３に比較例１の試験片の光学顕微鏡写真を示す。この写真から明らかなように、比較例１の試験片にはFeSの晶出は認められるが、前記した図１のように完全なネットワーク状になっておらず、また、一部のFeSは粒内に粒状に独立して晶出しており、強磁性体相を分け隔てた構造となっていないことがわかる。
【００４０】
図４は図２と同様に比較例１の試験片を強制的に破壊させた破面の走査型電子顕微鏡写真である。この写真をみると破面に金属強磁性体相同士が接合していたことを示すディンプル破面が多く認められるとともに、このディンプル破面が認められた箇所において元素分析を行ったが、図２の場合のようにSを検出することはできなかった。
【００４１】
この結果は、Sをネットワーク状のFeSを晶出させるのに十分な量だけ添加した場合でも、凝固する際の冷却速度が速すぎる場合には、FeSが粒界に沿って晶出する時間が不十分となり、強磁性体相を完全に分け隔てた状態とならないことを意味している。その結果、比較例１では電気抵抗率が十分に上昇せず、渦電流損失を小さく抑えることができなくなったものである。従って、鋳型の材質を適切に選択する等の方法で、FeSが十分に晶出できる速度に抑えて冷却することが必要であることがわかる。
【００４２】
また、比較例２は、Sの添加量が少なく、強磁性体相を分け隔てるのに十分な量のFeSを晶出できなかったため、電気抵抗率が低く渦電流損失を低く抑えることができなかったものであり、比較例３は、S含有率が高いため、電気抵抗率、鉄損については優れているが、飽和磁化が後述の従来例２である電磁ステンレス鋼と同等と低くなったものであり、比較例４はSiが添加されていないため、Sを含有していてもネットワーク状にFeSが晶出した状態とすることができず、電気抵抗率が著しく低くなって鉄損が大幅に高くなったものである。図５は、比較例４の光学顕微鏡写真であるが、FeSのほとんどが粒界に晶出させず、粒内に粒状に独立して晶出した状態となっており、強磁性体相がFeSにより分け隔てられていないため、FeSの晶出が電気抵抗率の上昇に全く寄与していないことがわかる。
【００４３】
さらに、従来例１は既存のFe−3%Si合金であるが、FeSが全く晶出していないため、電気抵抗率が低く鉄損が劣るものであり、従来例２は電磁ステンレス鋼の例であるが、Crを多量に含有しているため、飽和磁化が劣るとともに、電気抵抗率、鉄損が共に劣るものである。
【００４４】
このように、FeにSi、Coのいずれか１種を含有し、さらにSを適量添加した合金を鋳型内に凝固時の冷却速度がFeSを晶出させるのに適切な条件となるよう調整して冷却することが、電気抵抗率を高め、低い鉄損の得られる磁心材料の製造のために効果的であることがわかる。
【００４５】
以上説明したように、本発明の磁心材料は、Fe−Si合金又はFe−Co合金にSを適量添加した合金を鋳型内に鋳造して冷却する際に適切な速度で冷却することによって、半導体相であるFeSを強磁性体相(Fe−Si又はFe−Co)が分け隔てられた状態となるようにネットワーク状に晶出させているので、渦電流損失による鉄損を極めて小さいレベルに抑制することができ、かつ飽和磁化も優れている。また、鋳造により製造するため、製品形状に制限が少なく、珪素鋼板を積層した場合のような磁化方向の制限がないという優れた特徴も有している。従って、幅広い用途に磁心材料として使用することができ、産業への貢献は極めて大きいものである。
【図面の簡単な説明】
【００４６】
【図１】実施例１におけるFeSの晶出状態を示す図面代用光学顕微鏡写真である。
【図２】実施例１の試験片の強制破面の図面代用電子顕微鏡写真である。
【図３】比較例１におけるFeSの晶出状態を示す図面代用光学顕微鏡写真である。
【図４】比較例１の試験片の強制破面の図面代用電子顕微鏡写真である。
【図５】比較例４におけるFeSの晶出状態を示す図面代用光学顕微鏡写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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