高 Bs Fe 基ナノ結晶軟磁性合金の開発

太 田 元 基
吉 沢 克 仁1)
2)

めコストを考慮すると Co フリーの Fe 基材料の開発が望ま. 緒言れている．そこで，Bs が高い高 Fe 濃度結晶合金の軟磁気特性の改善を検討した． Fe 基ナノ結晶合金は実効的な結晶磁

近年，地球環境の保全，限られた資源の有効活用が重要視

気異方性が低減されるため，低 Hc ，高透磁率，低鉄損が得されるようになり，省エネルギー・省スペース化が極めて重られることが知られている(4)(6)．しかし，これら従来の Fe要な課題となっている．トランスやインダクタ(チョークコ

基ナノ結晶では結晶粒成長を抑制してナノ結晶化を実現するイル) などのコイル部品に対しても，エネルギー損失低減・た め に Nb ， Zr 等 を 多 く 含 む た め ， Bs は 1.7 T 以 下 と な

小型化などの要求が強く，これらのコイル部品の磁心(コア)る(4)(5) ．そこで，新規の高 Bs 軟磁性材料の開発にあたっに使用されている軟磁性材料の高飽和磁束密度(高 Bs )，低て，磁性の担い手である Fe の含有量が高く，かつ，ナノ結磁心損失化などさらなる高性能化が望まれている．現在，軟晶相の軟磁気特性を活かした合金の開発を目指した．

であるため(1)，変圧図には従来のナノ結晶合金，アモルファス合金の熱処理器，チョークコイル，リアクトル，モーター等に広く用いらによる結晶化過程と開発材のナノ結晶化過程の模式図を示す．

磁性材料の主流である電磁鋼板は高 Bsれており，優れた鉄芯用材料として認知されているが，鉄損が Fe 基アモルファス合金や Fe 基ナノ結晶合金の 3 ～ 10 倍と大きく，改善が求められている．一方， Fe 基アモルファ
ス 合 金 や Fe 基 ナ ノ 結 晶 合 金 の Bs は 1.7 T 以 下 で あり(2)(5) ，高 Bs 低損失を満たすような Fe 基軟磁性合金の開発が望まれてきた．本報告では， 1.8 T 以上の Bs と低損失を実現した Fe 基ナノ結晶軟磁性合金を紹介する．

.

開発コンセプトFe とメタロイド元素の組み合わせで得られる従来の Fe

基アモルファス合金では，配位数や平均最隣接原子間距離の兼ね合いにより Bs の上限は 1.7 T に及ばないことが結論付けられている(2) ．よってアモルファス合金の Bs の増大には，電子密度が増加するように置換原子を選択する必要がある．この観点からは Fe を Co で部分置換することが有効であり(2)， 1.8 T の Bs が得られているが， Co は高価であるた日立金属株式会社
先端エレクトロニクス研究所1)研究員 2)主管研究員
Development of High Bs Fe Based Nanocrystalline Soft Magnetic Alloys; Motoki Ohta, Yoshihito Yoshizawa (HitachiMetals, Ltd.)2008年11月 4 日受理



図1

熱処理による結晶化過程の模式図．

新技術・新製品 に示すように，従来のナノ結晶材ではアモルファス相をス◯

発した FeCuSiB 合金の単板試料および方向性電磁鋼板，タートとし，熱処理過程で， Cu クラスタを核生成サイトとFe 基アモルファス合金の 50 Hz における鉄損の磁束密度依して，初期微結晶が析出する．結晶化に伴い残留するアモル存性を示す．また，表にこれらの合金の飽和磁束密度 Bs，ファス相の Fe 濃度は相対的に下がり Nb や Zr 濃度は上が80 A/m における磁束密度 B80，Hc，電気抵抗率 r および 50る．そのため，残留アモルファス相が安定化され，結晶粒のHz ， 1.5 T に置ける鉄損 P15/50 を示す． Si を置換した Fe 

成長が抑制され，ナノ結晶相が得られる．しかし，高 Bs 化

Cu SiB ナノ結晶合金は表に示すように，FeCu B ナノ結のためには原子量の大きい Nb や Zr などを含まない合金で晶合金よりも低磁場での軟磁気特性が向上し，高い B80 を示

 のようにこれらの元素ナノ結晶化を実現する必要がある．◯

す．この合金は，1.7 T まで，方向性電磁鋼板の約半分の鉄を含まず， Cu も含まない Fe 高濃度のアモルファス合金を損を示す．Fe 基アモルファス合金は Bs が 1.6 T 程度であり，熱処理すると，核が不足し，結晶粒成長が進み，結晶粒は粗B が 1.55 T を超えると鉄損が増加し，それ以上の磁束密度大化してしまう．つまり，ナノ結晶化にあたっては，結晶化で動作させることはできないが，開発材は Bs が 1.85 T と高の前に核が高密度で均一に生成していることと，結晶粒の成いため，設計磁束密度を 1.7 T 程度まで高くすることができ，長が抑制されることがポイントとなる．そこで，我々は，

Fe 基アモルファス合金よりも鉄芯のサイズを小さくできる．

Cu と Fe の混合熱が正であることに着目し，一定以上に Cuを含有した溶湯を液体急冷鋳造することにより，冷却過程で
 のようアモルファス相中に Cu のクラスタリングが起き，◯




ミクロ構造

表中の Fe Cu B 合金と Cu を含まない Fe B アモルファに鋳造直後の合金で初期微結晶の核生成サイトが均一・高密度に得られると考えた．さらに， bcc Fe 相中にはホウ素(B) はほとんど固溶できないため，初期微結晶が一斉に粒成長することにより，ナノ結晶粒周辺の残留アモルファスマトリックス相の B 濃度がナノ結晶相の体積分率の増加とともに高まる．従来材では Nb や Zr 等が担っていたアモルファス相の安定化の役割を高 B 濃度の残留アモルファス相が果たし，結晶粒の成長が抑制されて，ナノ結晶組織が得られる．そこで，Fe と B の比を考慮し，共晶付近の B 濃度とした Fe B および Fe Si B アモルファス合金系に Cu を置換し，液体急冷法により，薄帯合金を製造し，結晶化温度以上

図3(Fe0.85B0.15 )100－xCux 合金の Hc の Cu 濃度 x 依存性．

図4

開発材および方向性電磁鋼板， Fe 基アモルファス合金の鉄損 P の B 依存性．

で熱処理を施すことによりナノ結晶相を出現させ，高 Bs かつ低保磁力 Hc ・低鉄損の Fe 基ナノ結晶軟磁性材料の開発を行った(7)(9)．

.

開発材の磁気特性



軟磁気特性

図には開発材の概観を示す．試料の厚さは約 22 mm であり，連続した薄帯が得られる．図に390°Cで熱処理を施した(Fe0.85 B0.15 )100－xCux 合金の保磁力 Hc の Cu 濃度 x 依存性を示す． x とともに Hc が減少しており，核の増加と平均結晶粒径の減少が予想される．x が1.0～1.4の間で Hc が 2桁減少し，x が 1.4以上で Hc＜8 A/m となる．図には開表1開 発材
従 来材

開発材の概観．

ま て り あ 第48巻 第 3 号(2009)Materia Japan

Hcr
P15/50(A/m) ( mQm) (W/kg)

Bs(T)

B80
( T)

Fe83.7Cu1.5B14.8
Fe82.7Cu1.3Si2B14Fe80.6Cu1.4Si5B13

1.82
1.85
1.80

1.50
1.71
1.70

7.0
6.5
5.7

0.7
0.7
0.8

0.38
0.30
0.26

方向性電磁鋼板

2.03

1.80

8.00.50.59

Fe 基アモル
ファス合金

1.57

1.53

1.51.20.10材

図2開発材と従来材の特性の比較．

料

図6

図5

TEM によるミクロ構造，( a ) Cu が 0.0 の作製状態の試料，( b ) Cu が 1.5 の作製状態の試料，( c ) 390 °C ， 1 h の熱処理を施した Cu が 0.0 の試料，( d ) 390 °C ， 1 h の熱処 理を施した Cu が1.5の試料 (本開発材)．

.

Fe 基軟磁性材料の飽和磁束密度 Bs と保磁力 Hcの関係の模式図．

将

来性

図には各種 Fe 基軟磁性材料の Bs と Hc の関係を示す．
本合金は，電磁鋼板よりも低 Hc・低鉄損であり，Fe 基のアモルファス合金や従来型のナノ結晶合金よりも，高い Bs を有する．開発材は，Co だけでなく，従来のナノ結晶材に必要不可欠であった Nb や Zr を含まず，製品コストを大幅にス合金の熱処理の効果をミクロ構造の観点から調査するため低減できる．開発材は省エネルギー・省スペースの実現に有に，作 製状態および 390 °C ， 1 h の熱処理 を施した試料の望な環境調和型の新材料と位置づけられ，リボン材のみならTEM 像を図(a)～(d)に示す．図 5(a)のように Cu 0.0材

ず粉末材への応用も期待できる．の作製状態では，結晶粒の存在が確認されず，完全なアモルファス相であると判断される．一方，図 5( b)に示すように

.

特許Cu を含む合金の作製状態では，アモルファス相が主相となるが，その中に 1 mm 四方に数千個のサブナノ～数ナノメー

特開2007270271等国内外出願16件．

トルオーダーの微結晶(初期微結晶)が析出している．これらの試料に 390 °C ， 1 h の熱処理を施した試料の TEM 像を図文

献5(c), (d)に示す．いずれの試料でも bcc Fe の析出が観測されるが，初期微結晶の有無により，ミクロ構造は大きく異なり，初期微結晶が存在しない場合は， 50～100 nm の結晶粒が，アモルファス相中に析出する．これに対して， Cu を1.5 含む試料では 20 nm 以下の微細な bcc Fe 結晶粒が高密度に生成し，結晶相の体積分率も高くなる．本合金ではナノ結晶の周囲で Cu クラスターが観察されており， Cu クラスターが核生成サイトを与えていることが確認された(10) ．
ナノ結晶合金系では，結晶粒が高密度に存在する場合，結晶粒径の減少とともに実効的な結晶磁気異方性が低減することが知られている(6) ．従来の Nb や Zr 等の結晶粒成長を抑制
す る 効 果 が あ る 元 素 を 含 む Fe 基 ナ ノ 結 晶 合 金 と は 異 なり(11)，Fe 高濃度の合金系において，優れた軟磁気特性を発現するナノ結晶組織を実現するためには作製状態のアモルファスリボンに高密度の核生成サイト(初期微結晶)が存在していることが必須であり，本合金系の場合は Cu を添加するこ( 1 ) D. F. Binns, A. B. Crompton and A. Jaberansari: IEE Proc. C.
Gen., Trans. and Distrib., 133(1986), 451.
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L477479.
( 8 ) M. Ohta and Y. Yoshizawa: Mater. Trans., 48(2007), 2378
2380.
( 9 ) M. Ohta and Y. Yoshizawa: Appl. Phys. Lett., 91(2007),062517.
(10) Y. Chen，大久保忠勝，宝野和博，太田元基，吉沢克仁日本
金属学会秋期大会概要集(2007), 229.
(11) K. Hono and D. H. Ping: Materials Characterization, Elsevier,New York, (2000), 203.とによりナノ結晶組織と優れた磁気特性が実現されている．



新技術・新製品