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    本發明之目的在於提供一種尤其具有玻璃轉移點(Tg)且可獲得較高之飽和磁通密度Bs之Fe基非晶質合金、及使用Fe基非晶質合金粉末之壓粉磁芯。本發明之Fe基非晶質合金之特徵在於：組成式以(Fe100-a-b-c-d-eCraPbCcBdSie(a、b、c、d、e為原子%)表示，且0原子%≦a≦1.9原子%、1.7原子%≦b≦8.0原子%、0原子%≦e≦1.0原子%，Fe之組成比(100-a-b-c-d-e)為77原子%以上，19原子%≦b+c+d+e≦21.1原子%，0.08≦b/(b+c+d)≦0.43，0.06≦c/(c+d)≦0.87，且具有玻璃轉移點(Tg)。
    公开号:TW201307583A
    申请号:TW101127365
    申请日:2012-07-27
    公开日:2013-02-16
    发明作者:Kinshiro Takadate；Hisato Koshiba
    申请人:Alps Green Devices Co Ltd；
    IPC主号:H01F1-00
    专利说明:
    Fe基非晶質合金、及使用Fe基非晶質合金粉末之壓粉磁芯
    本發明係關於一種應用於例如變壓器或電源用抗流線圈等之壓粉磁芯等的Fe基非晶質合金。
    混合動力汽車等之升壓電路，或發電、變電設備中所使用之反應器，變壓器或抗流線圈等中所使用之壓粉磁芯係對Fe基非晶質合金粉末與黏合材料進行壓粉成形而成者。Fe基非晶質合金可使用軟磁特性優異之金屬玻璃。
    然而，先前之Fe-Cr-P-C-B-Si系之Fe基非晶質合金無法具有玻璃轉移點(Tg，glass transition point)，且無法獲得較高之飽和磁通密度Bs(具體而言，約為1.5 T以上)。
    下述專利文獻中揭示有Fe-Cr-P-C-B-Si系軟磁性合金之組成，但未揭示具有玻璃轉移點(Tg)且可獲得約1.5 T以上之較高之飽和磁通密度Bs的Fe-Cr-P-C-B-Si系軟磁性合金。 [先前技術文獻] [專利文獻]
    [專利文獻1]WO2011/016275 A1
    [專利文獻2]日本專利特開2005-307291號公報
    [專利文獻3]日本專利特公平7-93204號公報
    [專利文獻4]日本專利特開2010-10668號公報
    因此，本發明係用以解決上述先前問題者，其目的在於提供一種尤其具有玻璃轉移點(Tg)且可獲得較高之飽和磁通密度Bs的Fe基非晶質合金、及使用Fe基非晶質合金粉末之壓粉磁芯。
    本發明中之Fe基非晶質合金之特徵在於：組成式以(Fe100-a-b-c-d-eCraPbCcBdSie(a、b、c、d、e為原子%))表示，0原子%≦a≦1.9原子%、1.7原子%≦b≦8.0原子%、0原子%≦e≦1.0原子%，Fe之組成比(100-a-b-c-d-e)為77原子%以上，19原子%≦b+c+d+e≦21.1原子%，0.08≦b/(b+c+d)≦0.43，0.06≦c/(c+d)≦0.87，並且具有玻璃轉移點(Tg)。藉此，根據本發明之Fe基非晶質合金，可具有玻璃轉移點(Tg)，並且可獲得較高之飽和磁通密度Bs，具體而言約為1.5 T以上之Bs。並且，於本發明中，可將上述Fe基非晶質合金製成粉末狀，與黏合材料混合，並藉由壓縮成形而製造磁芯特性優異之壓粉磁芯。
    於本發明中，較佳為0.75原子%≦c≦13.7原子%，3.2原子%≦d≦12.2原子%。可穩定地表現出玻璃轉移點(Tg)。
    於上述中，B之組成比d較佳為10.7原子%以下。又，於本發明中，P之組成比b較佳為7.7原子%以下。又，於本發明中，b/(b+c+d)較佳為0.16以上。又，於本發明中，c/(c+d)較佳為0.81以下。可於非晶質(amorphous)狀態下形成，並且可確保1.5 T以上之飽和磁通密度Bs且可穩定地表現出玻璃轉移點(Tg)。
    又，於本發明中，較佳為0原子%≦e≦0.5原子%。可實現低Tg化。
    又，於本發明中，較佳為0.08≦b/(b+c+d)≦0.32，0.06≦c/(c+d)≦0.73。
    又，於本發明中，較佳為4.7原子%≦b≦6.2原子%。又，於本發明中，較佳為5.2原子%≦c≦8.2原子%，6.2原子%≦d≦10.7原子%。又，B之組成比d更佳為9.2原子%以下。又，較佳為0.23≦b/(b+c+d)≦0.30，0.32≦c/(c+d)≦0.87。此時，較佳為利用水霧化法製造Fe基非晶質合金。藉此，可適當地非晶質化(amorphism)，可穩定地表現出玻璃轉移點(Tg)。並且，先前藉由水霧化法製造之Fe基非晶質合金僅可獲得1.4 T以下之飽和磁通密度Bs，但根據本發明，可使藉由水霧化法製造之Fe基非晶質合金之飽和磁通密度Bs成為約1.5 T以上。水霧化法為容易獲得均勻且大致球狀之磁性合金粉末之方法，利用此種方法獲得之磁性合金粉末可與黏合劑樹脂等黏合材料混合，使用擠壓成形技術等而加工成各種形狀之壓粉磁芯。於本發明中，藉由如上所述般設為特定之合金組成，可獲得飽和磁通密度較高之壓粉磁芯。
    又，於本發明中，藉由設為4.7原子%≦b≦6.2原子%、5.2原子%≦c≦8.2原子%、6.2原子%≦d≦9.2原子%、0.23≦b/(b+c+d)≦0.30、及0.36≦c/(c+d)≦0.57，可穩定地確保1.5 T以上之飽和磁通密度Bs。
    藉由本發明之Fe基非晶質合金，可具有玻璃轉移點(Tg)，並且可獲得較高之飽和磁通密度Bs，具體而言約為1.5 T以上之Bs。
    本實施形態中之Fe基非晶質合金係組成式以(Fe100-a-b-c-d-eCraPbCcBdSie(a、b、c、d、e為原子%))表示，且0原子%≦a≦1.9原子%、1.7原子%≦b≦8.0原子%、0原子%≦e≦1.0原子%，Fe之組成比(100-a-b-c-d-e)為77原子%以上，且19原子%≦b+c+d+e≦21.1原子%，0.08≦b/(b+c+d)≦0.43，0.06≦c/(c+d)≦0.87。
    如上所述，本實施形態之Fe基非晶質合金係於上述組成比率內添加作為主成分之Fe與Cr、P、C、B、Si而成之金屬玻璃。
    本實施形態之Fe基非晶質合金可成為係非晶質(amorphous)且具有玻璃轉移點(Tg)，並且可確保較高之飽和磁通密度Bs，進而可實現耐腐蝕性優異之構成。
    以下，首先對各組成元素於Fe-Cr-P-C-B-Si中所占之組成比加以說明。
    本實施形態之Fe基非晶質合金粉末中所含之Fe之組成比係於Fe-Cr-P-C-B-Si中除去Cr、P、C、B及Si之各組成比之剩餘部分，於上述組成式中，以(100-a-b-c-d-e)表示。為了獲得高Bs，Fe之組成比較佳為較大，而設為77原子%以上。但是，若Fe之組成比過大，則Cr、P、C、B及Si之各組成比變小，會給玻璃轉移點(Tg)之表現或非晶質形成帶來障礙，因此較佳為設為81原子%以下。又，Fe之組成比更佳為設為80原子%以下。
    Fe-Cr-P-C-B-Si中所含之Cr之組成比a係規定在0原子%≦a≦1.9原子%之範圍內。Cr可促進於粉末表面形成鈍態層，可提高Fe基非晶質合金之耐腐蝕性。例如，於使用水霧化法製作Fe基非晶質合金粉末時，可防止合金熔液直接與水接觸時，進而於水霧化後之Fe基非晶質合金粉末之乾燥步驟中所產生之腐蝕部分之產生。另一方面，由於添加Cr，飽和磁通密度Bs會降低，又，玻璃轉移點(Tg)容易變高，因此有效的是將Cr之組成比a控制在所需之最小限度。若將Cr之組成比a設定在0原子%≦a≦1.9原子%之範圍內，則可確保飽和磁通密度Bs為約1.5 T以上，故而較佳。
    進而，較佳為將Cr之組成比a設定為1原子%以下。藉此，視情況可確保1.55 T以上之較高之飽和磁通密度Bs、進而1.6 T以上之飽和磁通密度Bs，並且可以較低之溫度維持玻璃轉移點(Tg)。
    Fe-Cr-P-C-B-Si中所含之P之組成比b係規定在1.7原子%≦b≦8.0原子%之範圍內。藉此，可獲得約1.5 T以上之較高之飽和磁通密度Bs。又，變得容易表現出玻璃轉移點(Tg)。先前，如專利文獻等所示，係將P之組成比設定為相對較高之10原子%左右，但於本實施形態中，將P之組成比b設定為稍低於先前。P係關係到非晶質形成之半金屬，但如下所述，藉由調整與其他半金屬之合計組成比，可實現高Bs，並且可適當地促進非晶質化。
    為了獲得更高之飽和磁通密度Bs，而將P之組成比b之範圍設定為7.7原子%以下，較佳為設定為6.2原子%以下。P之組成比b之下限值較佳為如下所述般根據製造方法而不同。例如，於利用水霧化法製造Fe基非晶質合金之情形時，較佳為將P之組成比b設定為4.7原子%以上。若P之組成比b低於4.7原子%，則變得容易結晶化。另一方面，於利用液體急冷法製造Fe基非晶質合金之情形時，可使下限值為1.7原子%或2原子%左右，又，於更穩定地獲得玻璃轉移點(Tg)且重視非晶質之形成之容易性之情形時，可將P之組成比b之下限值設定為3.2原子%左右。又，於液體急冷法中，藉由將P之組成比b之上限值設定為4.7原子%，進而較佳為設定為4.0原子%左右，可獲得較高之飽和磁通密度Bs。
    又，Fe-Cr-P-C-B-Si中所含之Si之組成比e係規定在0原子%≦e≦1.0原子%之範圍內。可認為Si之添加有助於非晶質形成能力之提高，但若增大Si之組成比e，則玻璃轉移點(Tg)變得容易上升，或玻璃轉移點(Tg)消失，或變得不易形成非晶質。因此，適宜的是Si之組成比e設為1.0原子%以下，較佳為設為0.5原子%以下。
    於本實施形態中，將半金屬之元素P、C、B及Si之合計組成比(b+c+d+e)規定在19原子%以上且21.1原子%以下之範圍內。再者，由於元素P及Si之組成比b、e為上述範圍內，故而將元素C與B相加之組成比(c+d)之範圍固定，進而由於如下所述般規定c/(c+d)之範圍，故而元素C及B之組成比均不為0原子%，而具備某特定之組成範圍。
    藉由將半金屬之元素P、C、B及Si之合計組成比(b+c+d+e)設為19原子%~21.1原子%，可實現約1.5 T以上之較高之飽和磁通密度Bs，並且可形成為非晶質。
    又，於本實施形態中，將P於元素P、C及B中所占之組成比率[b/(b+c+d)]規定在0.08以上且0.43以下之範圍內。藉此，可表現出玻璃轉移點(Tg)，並且可獲得約1.5 T以上之較高之飽和磁通密度Bs。
    又，於本實施形態中，將C於元素C及B中所占之組成比率[c/(c+d)]規定在0.06以上且0.87以下之範圍內。藉此，可實現高Bs化，並且可提高非晶質形成能力，又，可適當地表現出玻璃轉移點(Tg)。
    根據以上內容，藉由本實施形態之Fe基非晶質合金，可具有玻璃轉移點(Tg)，並且可獲得較高之飽和磁通密度Bs，具體而言約為1.5以上之Bs。
    可藉由液體急冷法以帶狀製造本實施形態之Fe基非晶質合金。此時，可使非晶質之極限板厚成為較厚之150~180 μm左右。例如，若為FeSiB系，則非晶質之極限板厚為70~100 μm左右，就此方面而言，根據本實施形態，可以較FeSiB系約為兩倍以上之板厚形成。
    並且，將上述帶粉碎製成粉末狀，而用於上述之壓粉磁芯等之製造。或者，亦可利用水霧化法等製造Fe基非晶質合金粉末。
    再者，藉由液體急冷法以帶狀製造Fe基非晶質合金時，較利用水霧化法製造時更容易獲得高Bs。但是，即便於藉由水霧化法獲得Fe基非晶質合金粉末之情形時，亦如下述實驗結果所示，可獲得約1.5 T以上之較高之飽和磁通密度Bs。
    對利用液體急冷法製造Fe基非晶質合金之情形時之較佳之組成加以說明。
    於本實施形態中，較佳為將C之組成比c設定為0.75原子%以上且13.7原子%以下，進而將B之組成比d設定為3.2原子%以上且12.2原子%以下。元素C及B均為半金屬，藉由添加該等元素，可提高非晶質形成能力，但若該等元素之添加量過多或過少，則玻璃轉移點(Tg)消失，或即便可表現出玻璃轉移點(Tg)，對其他元素之組成調整範圍亦變得非常狹窄。因此，為了穩定地表現出玻璃轉移點(Tg)，較佳為分別將元素C及B控制在上述之組成範圍內。又，C之組成c更佳為設為12.0原子%以下。又，B之組成比d更佳為設為10.7原子%以下。
    又，較佳為將P於元素P、C及B中所占之組成比率[b/(b+c+d)]設為0.16以上。又，C於元素C與B中所占之組成比率[c/(c+d)]更佳為0.81以下。藉此，可實現高Bs化，並且可提高非晶質形成能力，進而可穩定地表現出玻璃轉移點(Tg)。
    於本實施形態中，可使藉由液體急冷法製造之Fe基非晶質合金之飽和磁通密度Bs為1.5 T以上，但藉由將P於元素P、C及B中所占之組成比率[b/(b+c+d)]調整至0.08以上、0.32以下，將C於元素C與B中所占之組成比率[c/(c+d)]調整至0.06以上、0.73以下，可獲得1.6 T以上之飽和磁通密度Bs。進而較佳為將c/(c+d)設為0.19以上。
    其次，對利用水霧化法製造Fe基非晶質合金之情形時之較佳之組成加以說明。
    P之組成比b較佳為4.7原子%≦b≦6.2原子%。藉此，可穩定地非晶質化，並且可獲得約1.5 T以上之較高之飽和磁通密度Bs。此處，所謂「約1.5 T以上」，亦包含稍小於1.5 T之值，具體而言，係表示四捨五入而成為1.5 T之1.45 T左右以上。尤其是利用水霧化法製造之Fe基非晶質合金，先前難以獲得1.4 T以上之飽和磁通密度Bs，但根據本實施形態，可穩定地獲得約1.5 T以上之與先前相比非常高之飽和磁通密度Bs。
    又，C之組成比c較佳為5.2原子%以上、8.2原子%以下，B之組成比d較佳為6.2原子%以上、10.7原子%以下。此時，B之組成比d更佳為9.2原子%以下。元素C及B均為半金屬，藉由添加該等元素，可提高非晶質形成能力，但若該等元素之添加量過多或過少，則玻璃轉移點(Tg)消失，或即便可表現出玻璃轉移點(Tg)，對其他元素之組成調整範圍亦變得非常狹窄。如下述實驗結果所示，藉由以上述之組成比進行調整，可實現非晶質化，並且可穩定地獲得約1.5 T以上之飽和磁通密度Bs。
    進而，較佳為0.23≦b/(b+c+d)≦0.30，0.32≦c/(c+d)≦0.87。如下述實驗結果所示，可實現非晶質化，並且可穩定地獲得約1.5 T以上之飽和磁通密度Bs。
    利用水霧化法製造之Fe基非晶質合金更佳為4.7原子%≦b≦6.2原子%，5.2原子%≦c≦8.2原子%，6.2原子%≦d≦9.2原子%，0.23≦b/(b+c+d)≦0.30，0.36≦c/(c+d)≦0.57。藉此，可穩定地獲得1.5 T以上之較高之飽和磁通密度Bs。
    如下述實驗所示，利用水霧化法製造之Fe基非晶質合金者與藉由液體急冷法製造之Fe基非晶質合金相比，飽和磁通密度Bs容易變小。認為其係由於使用原料之雜質混入或霧化時之粉末氧化之影響等。
    又，於利用水霧化法製造Fe基非晶質合金之情形時，與液體急冷法相比，用以形成非晶質之組成範圍容易變得狹窄，但由下述實驗得知，利用水霧化法製造之Fe基非晶質合金亦與液體急冷法同樣地為非晶質且可獲得約1.5 T以上之較高之飽和磁通密度Bs。
    尤其是先前之利用水霧化法製造之Fe基非晶質合金之飽和磁通密度Bs為較低之1.4 T以下，但根據本實施形態，可獲得約1.5 T以上之飽和磁通密度Bs。
    再者，本實施形態中之Fe基非晶質合金之組成可利用ICP-MS(inductively coupled plasma-mass spectrometry，高頻感應耦合質譜儀)等進行測定。
    於本實施形態中，藉由將包含上述組成式之Fe基非晶質合金之粉末與黏合材料混合並進行固化成形，可製造圖1所示之圓環狀之壓粉磁芯1或圖2所示之封入有線圈之壓粉磁芯2。圖2所示之封入有線圈之壓粉磁芯2係包含壓粉磁芯3、及由上述壓粉磁芯3覆蓋之線圈4而構成。Fe基非晶質合金粉末大量地存在於磁芯中，各Fe基非晶質合金粉末間成為經上述黏合材料絕緣之狀態。
    又，作為上述黏合材料，可列舉：環氧樹脂、聚矽氧樹脂、聚矽氧橡膠、酚系樹脂、脲樹脂、三聚氰胺樹脂、PVA(polyvinyl alcohol，聚乙烯醇)、丙烯酸系樹脂等液狀或粉末狀之樹脂或橡膠，或水玻璃(Na2O-SiO2)、氧化物玻璃粉末(Na2O-B2O3-SiO2、PbO-B2O3-SiO2、PbO-BaO-SiO2、Na2O-B2O3-ZnO、CaO-BaO-SiO2、Al2O3-B2O3-SiO2、B2O3-SiO2)、藉由溶膠凝膠法生成之玻璃狀物質(以SiO2、Al2O3、ZrO2、TiO2等為主成分者)等。
    又，作為潤滑劑，可使用硬脂酸鋅、硬脂酸鋁等。黏合材料之混合比為5質量%以下，潤滑劑之組成比為0.1質量%~1質量%左右。
    擠壓成形壓粉磁芯後，實施用以緩和Fe基非晶質合金粉末之應力應變之熱處理，但於本實施形態中，可降低Fe基非晶質合金粉末之玻璃轉移點(Tg)，因此，可使磁芯之最佳熱處理溫度低於先前。此處，所謂「最佳熱處理溫度」，係指可對Fe基非晶質合金粉末有效地緩和應力應變，可將磁芯損耗縮小至最小限度之對磁芯成形體之熱處理溫度。 [實施例] (飽和磁通密度Bs及其他合金特性之實驗：液體急冷法)
    以下，藉由液體急冷法以帶狀製造具備表1之組成之Fe基非晶質合金。具體而言，藉由將Fe-Cr-P-C-B-Si之熔液自坩鍋之噴嘴噴出至正在旋轉之輥上進行急冷的單輥法，於減壓氬氣環境下獲得帶。作為帶製造條件，將噴嘴與輥表面之間之距離(gap，間隙)設定為0.3 mm左右，將輥旋轉時之圓周速度設定為2000 m/min左右，將射出壓力設定為0.3 kgf/cm2左右。
    所獲得之各帶之板厚為20~25 μm左右。
    表1之各樣品為非晶質(amorphous)之情況係藉由XRD(X-ray diffraction，X射線繞射裝置)而確認。又，藉由DSC(differential scanning calorimeter，示差掃描熱量計)測定居里溫度(Tc)、玻璃轉移點(Tg)、結晶起始溫度(Tx)、熔點(Tm)(關於升溫速度，Tc、Tg、Tx為0.67 K/sec，Tm為0.33 K/sec)。
    又，表1所示之飽和磁通密度Bs與飽和質量磁化σs係利用VSM(Vibrating Sample Magnetometer，振動樣品型磁力計)於施加磁場10 kOe下測定。
    又，表1所示之密度D係藉由阿基米德法測定。
    表1所示之各欄之數值於未整除之情形時為四捨五入之數值。因此，例如若為「0.52」，則其範圍係指「0.515~0.524」。
    將表1所示之飽和磁通密度Bs、飽和質量磁化σs、居里溫度(Tc)、玻璃轉移點(Tg)、結晶起始溫度(Tx)、△Tx、熔點(Tm)、換算玻璃化溫度(Tg/Tm)、Tx/Tm之各組成依賴性之圖表示於圖3至圖11。再者，△Tx可利用Tx-Tg而求出。
    得知表1所示之比較例之各Fe基非晶質合金之飽和磁通密度Bs低於實施例，或即便獲得較高之飽和磁通密度Bs亦不表現出玻璃轉移點(Tg)。
    另一方面，得知表1所示之實施例之各Fe基非晶質合金具有玻璃轉移點(Tg)，並且可獲得約1.5 T以上之飽和磁通密度Bs，尤其是No.43~No.53、No.57、No.62、No.65、No.67、No.77、No.79、No.81、No.82之樣品為可獲得超過1.6 T之飽和磁通密度Bs之樣品。
    圖3~圖11係表示Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之組成依賴性。各圖所示之顏色稍微變濃之區域為不表現出玻璃轉移點(Tg)之組成區域。
    圖3係表示Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之飽和磁通密度Bs之組成依賴性。於圖3之圖表上畫出元素P之組成比b=0原子%、2原子%、4原子%、6原子%及8原子%之線。如圖3所示，得知若P之組成比b變低，則可獲得較高之飽和磁通密度Bs，但另一方面變得不易表現出玻璃轉移點(Tg)。
    圖4係表示Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之飽和質量磁化σs之組成依賴性。如圖4所示，得知於本實施例中，可獲得約190~約230(10-6．wb．m．kg-1)之飽和質量磁化σs。
    圖5係表示Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之居里溫度(Tc)之組成依賴性。如圖5所示，得知於本實施例中，可獲得約580 K~約630 K之居里溫度(Tc)，為實際應用上無問題者。
    圖6係Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之玻璃轉移點(Tg)之組成依賴性之圖表，得知於本實施例中，可使玻璃轉移點(Tg)成為700 K~740 K左右。
    圖7係Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之結晶起始溫度(Tx)之組成依賴性之圖表，得知於本實施例中，可使結晶起始溫度(Tx)成為約740 K~770 K左右。
    又，圖8係Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之△Tx之組成依賴性之圖表，得知於本實施例中，可使△Tx成為約15 K~40 K左右。
    如上所述，得知於本實施例中，兼具較高之飽和磁通密度Bs及藉由玻璃轉移點(Tg)之存在及與其所伴隨之△Tx之存在而獲得之較高之非晶質形成能力。因此，即便緩和冷卻條件等，亦可容易地獲得具備較高之飽和磁通密度之Fe基非晶質合金。
    又，圖9係Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之熔點(Tm)之組成依賴性之圖表，得知於本實施例中，可使熔點(Tm)成為約1300 K~1400 K左右，而成為低於先前之不具有玻璃轉移點(Tg)之Fe-Si-B系之非晶質合金的熔點(Tm)。藉此，本實施例之Fe基非晶質合金與先前之Fe-Si-B系之非晶質合金相比，於製造上變得有利。
    圖10係表示Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之換算玻璃化溫度(Tg/Tm)之組成依賴性之圖表，圖11係表示Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之Tx/Tm之組成依賴性之圖表。
    為了獲得良好之非晶質形成能力，換算玻璃化溫度(Tg/Tm)及Tx/Tm較佳為較高，得知於本實施例中，可獲得0.50以上之換算玻璃化溫度(Tg/Tm)及0.53以上之Tx/Tm。 (飽和磁通密度Bs及其他合金特性之實驗：水霧化法)
    以下，藉由水霧化法製造具備表2之組成之Fe基非晶質合金。
    再者，獲得粉末時之熔液溫度(熔解之合金之溫度)為1500℃，水之噴出壓力為80 MPa。
    再者，藉由水霧化法製造之各Fe基非晶質粉末之平均粒徑(D50)為10~12 μm。平均粒徑係藉由日機裝股份有限公司製造之Microtrac粒度分佈測定裝置MT300EX測定。
    表2之各樣品之中，藉由XRD(X射線繞射裝置)確認No.84~90為結晶質與非晶質之混晶，確認No.91~97為非晶質(amorphous)。
    又，表2所示之飽和磁通密度Bs係利用VSM(振動樣品型磁力計)於施加磁場10 kOe下測定。
    又，以下之表3係自表2所示之實施例(粉末組織為非晶質者)中挑選出3個樣品並藉由DSC(示差掃描熱量計)測定該等樣品之居里溫度(Tc)、玻璃轉移點(Tg)、結晶起始溫度(Tx)、熔點(Tm)(關於升溫速度，Tc、Tg、Tx為0.67 K/sec，Tm為0.33 K/sec)。
    圖12係表示表2之Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之飽和磁通密度Bs之組成依賴性。
    如圖12及表2所示，得知對於利用水霧化法製造之Fe基非晶質合金，亦可獲得為非晶質(amorphous)且可獲得約1.5 T以上之飽和磁通密度Bs的組成範圍。
    但是，如圖12所示，利用水霧化法製造之Fe基非晶質合金與圖3所示之利用液體急冷法製造之Fe基非晶質合金相比，飽和磁通密度Bs低0.05 T至0.15 T左右。
    再者，於表2所示之各實施例中，均可獲得玻璃轉移點(Tg)。 (關於實施例中之組成比及組成比率之限定(其中，Cr之組成比a除外))
    根據上述實驗結果，得知P之組成比b若過小，則不易成為非晶質，另一方面，若過大，則飽和磁通密度Bs變小。
    基於上述實驗結果，將本實施例中之元素P之組成比b設為1.7原子%以上、8.0原子%以下。又，若假定利用水霧化法製作Fe基非晶質合金，則根據表3之實驗結果，元素P之組成比b更佳為4.7原子%以上、6.2原子%以下。
    其次，表1、表2所示之Fe基非晶質合金中元素Si之組成比e為0原子%或0.5原子%。得知，即便元素Si之組成比e為0原子%，亦可實現高Bs，並且可表現出玻璃轉移點(Tg)，進而可形成非晶質。於本實施例中，可認為即便將Si之最大組成比e設定為稍大於實驗之值，藉由減小同為半金屬之P、C、B中之1種以上之元素組成比，亦不會對特性造成很大影響，而將Si之組成比e之範圍設定為0原子%以上、1.0原子%以下。又，將較佳之Si之組成比e之範圍設為0原子%以上、0.5原子%以下。
    對於Fe之組成比(100-a-b-c-d-e)，為了獲得較高之飽和磁通密度Bs，較佳為較大，於本實施例中係設定為77原子%以上。但是，若過度增大Fe組成比，則有因Cr、P、C、B及Si之組成比之減少，而給非晶質形成能力、玻璃轉移點(Tg)之表現或耐腐蝕性帶來障礙之虞，因此將Fe之最大組成比設定為81原子%以下，較佳為設定為80原子%以下。
    將表1、表2之實施例中之元素P、C、B及Si相加之合計組成比(b+c+d+e)為19.0原子%以上、21.1原子%以下。
    又，表1、表2之實施例中之P相對於元素P、C、及B之合計組成比的組成比率[b/(b+c+d)]為0.08以上、0.43以下。
    又，表1、表2之實施例中之C相對於元素C及B之合計組成比的組成比率[b/(b+c)]為0.06以上、0.87以下。 (關於利用液體急冷法製造之Fe基非晶質合金之較佳之組成範圍)
    根據表1，將實施例中之C之組成比c之較佳之範圍設為0.75原子%≦c≦13.7原子%。又，將B之組成比d之較佳之範圍設為3.2原子%≦d≦12.2原子%。
    又，如圖3或表1所示，若B之組成比d成為約10原子%以上，則於圖表上不表現出玻璃轉移點(Tg)之組成區域開始增加，為了於不過度縮窄B之組成以外之參數範圍之情況下穩定地表現出玻璃轉移點(Tg)，而將較佳之B之組成比d之範圍設為10.7原子%以下。
    又，如表1所示，可見元素P相對於元素P、C、及B之合計組成比的組成比率[b/(b+c+d)]越低，即P之組成比率越降低，玻璃轉移點(Tg)越容易消失之傾向，因此將較佳之[b/(b+c+d)]之範圍設定為0.16以上。
    又，如表1、圖3所示，得知藉由將C相對於元素C及B之合計組成比的組成比率[c/(c+d)]設定為0.06以上、0.81以下，可更確實地獲得1.5 T以上之飽和磁通密度Bs。
    又，如表1、圖6所示，若C相對於元素C及B之合計組成比的組成比率[c/(c+d)]變大，則變得容易到達玻璃轉移點(Tg)消失之區域。例如，將圖6之圖表所示之元素C及B分別設為8原子%，使B之組成比固定，於逐漸增大C之組成比c時與逐漸減小C之組成比c時之中，逐漸增大C之組成比c時較早地到達玻璃轉移點(Tg)消失之區域。又，亦得知存在C相對於元素C及B之合計組成比的組成比率[c/(c+d)]越大，玻璃轉移點(Tg)越容易上升之傾向。因此，將較佳之[c/(c+d)]之範圍設定為0.78以下。
    又，得知藉由將P於元素P、C及B中所占之組成比率[b/(b+c+d)]調整至0.08以上、0.32以下，將C於元素C與B中所占之組成比率[c/(c+d)]調整至0.06以上、0.73以下，可獲得1.6 T以上之飽和磁通密度Bs。進而較佳為將c/(c+d)設為0.19以上。 (關於利用水霧化法製造之Fe基非晶質合金之較佳之組成範圍)
    如表2、圖12所示，得知藉由將元素P之組成比b設為4.7原子%以上、6.2原子%以下之範圍，可為非晶質且可獲得約1.5 T以上之飽和磁通密度Bs。
    又，得知藉由將元素C之組成比c設為5.2原子%以上、8.2原子%以下，將元素B之組成比d設為6.2原子%以上、10.7原子%以下之範圍，可為非晶質且可穩定地獲得約1.5 T以上之飽和磁通密度Bs。得知，此時若將元素B之組成比d設為9.2原子%以下，則可更有效地穩定獲得較大之飽和磁通密度Bs。
    進而，得知藉由將P相對於元素P、C、及B之合計組成比的組成比率[b/(b+c+d)]設定為0.23以上、0.30以下，將C相對於元素C及B之合計組成比的組成比率[c/(c+d)]設定為0.32以上、0.87以下，可為非晶質且可獲得約1.5 T以上之飽和磁通密度Bs。
    根據表2、圖12所示之實驗結果，於利用水霧化法製造之Fe基非晶質合金中，更佳為設為4.7原子%≦b≦6.2原子%，設為5.2原子%≦c≦8.2原子%，設為6.2原子%≦d≦9.2原子%，設為0.23≦b/(b+c+d)≦0.30，設為0.36≦c/(c+d)≦0.57。得知，藉此可穩定地獲得1.5 T以上之飽和磁通密度Bs。 (關於Cr之組成比a)
    於表1或表2之組成中係將Cr固定為1原子%，但於以下之實驗中進行使Cr之組成比a變化之飽和磁通密度Bs及與表1相同之特性之實驗，而規定Cr之組成比a。
    於實驗中，基於與表1所示之各樣品相同之製造條件，獲得包含Fe78.9-aCraP3.2C8.2B9.2Si0.5之組成之Fe基非晶質合金帶。
    於實驗中，使Cr之組成比a自0原子%變化為6原子%，測定與表1相同之各特性。將其實驗結果示於以下之表4。
    圖13係表示表4所示之Cr之組成比a與飽和磁通密度Bs之關係之圖表。
    如表4及圖13所示，得知若Cr之組成比a增大，則飽和磁通密度Bs緩慢地降低。
    根據該實驗，將Cr之組成比a設為0原子%≦a≦1.9原子%之範圍內。再者，雖然飽和磁通密度Bs稍微降低，但就獲得良好之耐腐蝕性而言，將較佳之Cr之組成a設為0.5≦a≦1.9原子%。 (關於壓粉磁芯(環形磁芯)之磁特性)
    於實驗中，使用表2所示之No.94之Fe基非晶質合金粉末(Fe77.9Cr1P6.3C5.2B9.2Si0.5：Bs=1.5 T)製造實施例之壓粉磁芯。
    又，使用Fe77.4Cr2P9C2.2B7.5Si4.9之Fe基非晶質粉末(Bs=1.2 T)、或Fe77.9Cr1P7.3C2.2B7.7Si3.9之Fe基非晶質粉末(Bs=1.35 T)製造比較例之壓粉磁芯。
    實施例、比較例均係於磁性粉末中添加矽樹脂1.4重量%、潤滑劑(脂肪酸)0.3重量%並加以混合，乾燥2天後，進行粉碎。然後，擠壓成形為外徑20 mm、內徑12 mm、板厚7 mm之環形磁芯(壓力為20 ton/cm2)。
    將以如上所述之方式獲得之環形磁芯於400~500℃、氮氣環境中熱處理1小時。
    再者，如以下之表5所示，以使實施例1與比較例1之間、實施例2與比較例2之間及實施例3與比較例3之間初磁導率(μ0)分別大致相同之方式調整熱處理溫度。
    於實驗中，對各實施例及各比較例之環形磁芯捲線，一面對各磁芯施加最大至4130 A/m之偏磁場，一面測定磁導率μ之變化(直流重疊特性)。
    以下之表5中記載有各樣品之飽和磁通密度Bs、初磁導率μ0、施加4130 A/m之偏壓時之磁導率μ4130、μ4130/μ0。再者，表5所示之μ4130/μ0之資料係將小數點第三位四捨五入所得之數值，下述圖17係設為未於小數點第三位四捨五入之資料。
    如表5所示，實施例1、實施例2、實施例3於相同之粉末組成下具備相同之飽和磁通密度Bs，但改變熱處理溫度，並以獲得與所對應之比較例大致相同之初磁導率μ0之方式進行調整。
    比較例之飽和磁通密度Bs低於實施例，而偏離本實施例之組成範圍。
    以下之表6中記載有各樣品之相對於偏磁場之大小的磁導率μ。
    基於表6之實驗結果，將比較例1及實施例1中之偏磁場與磁導率μ之關係示於圖14。又，基於表6之實驗結果，將比較例2及實施例2中之偏磁場與磁導率μ之關係示於圖15。又，基於表6之實驗結果，將比較例3及實施例3中之偏磁場與磁導率μ之關係示於圖16。
    由偏磁場之施加引起之磁導率μ之減少率越小，直流重疊特性越優異。
    因此，根據圖14至圖16所示之實驗結果，得知實施例與比較例相比，磁導率μ之減少率較小，而可獲得優異之直流重疊特性。
    又，基於表5之實驗結果，調查了μ4130/μ0之Bs依賴性。將其結果示於圖17。
    如圖17所示，飽和磁通密度Bs越大，μ4130/μ0越大，可確認將磁性粉末高Bs化之效果。
    1‧‧‧壓粉磁芯
    2‧‧‧封入有線圈之壓粉磁芯
    3‧‧‧壓粉磁芯
    4‧‧‧線圈
    圖1係壓粉磁芯之立體圖。
    圖2係封入有線圈之壓粉磁芯之平面圖。
    圖3係表示藉由液體急冷法製造之Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之飽和磁通密度Bs之組成依賴性的圖表。
    圖4係表示藉由液體急冷法製造之Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之飽和質量磁化σs之組成依賴性的圖表。
    圖5係表示藉由液體急冷法製造之Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之居里溫度(Tc)之組成依賴性的圖表。
    圖6係表示藉由液體急冷法製造之Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之玻璃轉移點(Tg)之組成依賴性的圖表。
    圖7係表示藉由液體急冷法製造之Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之結晶起始溫度(Tx)之組成依賴性的圖表。
    圖8係表示藉由液體急冷法製造之Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之△Tx之組成依賴性的圖表。
    圖9係表示藉由液體急冷法製造之Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之熔點(Tm)之組成依賴性的圖表。
    圖10係表示藉由液體急冷法製造之Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之Tg/Tm之組成依賴性的圖表。
    圖11係表示藉由液體急冷法製造之Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之Tx/Tm之組成依賴性的圖表。
    圖12係表示藉由水霧化法製造之Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5之飽和磁通密度Bs之組成依賴性的圖表。
    圖13係表示Cr之組成比a與飽和磁通密度Bs之關係的圖表。
    圖14係表示實施例1及比較例1之各壓粉磁芯之偏磁場與磁導率之關係的圖表。
    圖15係表示實施例2及比較例2之各壓粉磁芯之偏磁場與磁導率之關係的圖表。
    圖16係表示實施例3及比較例3之各壓粉磁芯之偏磁場與磁導率之關係的圖表。
    圖17係表示圖14~圖16所示之實施例1~3及比較例1~3之各壓粉磁芯之飽和磁通密度Bs與μ41300/μ0之關係的圖表。
    1‧‧‧壓粉磁芯
    权利要求:
    Claims (16)
    [1] 一種Fe基非晶質合金，其特徵在於：組成式以(Fe100-a-b-c-d-eCraPbCcBdSie(a、b、c、d、e為原子%))表示，0原子%≦a≦1.9原子%、1.7原子%≦b≦8.0原子%、0原子%≦e≦1.0原子%，Fe之組成比(100-a-b-c-d-e)為77原子%以上，19原子%≦b+c+d+e≦21.1原子%，0.08≦b/(b+c+d)≦0.43，0.06≦c/(c+d)≦0.87，並且具有玻璃轉移點(Tg)。
    [2] 如請求項1之Fe基非晶質合金，其中0.75原子%≦c≦13.7原子%，3.2原子%≦d≦12.2原子%。
    [3] 如請求項2之Fe基非晶質合金，其中B之組成比d為10.7原子%以下。
    [4] 如請求項1之Fe基非晶質合金，其中b/(b+c+d)為0.16以上。
    [5] 如請求項1之Fe基非晶質合金，其中c/(c+d)為0.81以下。
    [6] 如請求項1之Fe基非晶質合金，其中0原子%≦e≦0.5原子%。
    [7] 如請求項1至6中任一項之Fe基非晶質合金，其中0.08≦b/(b+c+d)≦0.32，0.06≦c/(c+d)≦0.73。
    [8] 如請求項1之Fe基非晶質合金，其中4.7原子%≦b≦6.2原子%。
    [9] 如請求項2之Fe基非晶質合金，其中5.2原子%≦c≦8.2原子%，6.2原子%≦d≦10.7原子%。
    [10] 如請求項9之Fe基非晶質合金，其中B之組成比d為9.2原子%以下。
    [11] 如請求項1之Fe基非晶質合金，其中0.23≦b/(b+c+d)≦0.30，0.32≦c/(c+d)≦0.87。
    [12] 如請求項1之Fe基非晶質合金，其中4.7原子%≦b≦6.2原子%，5.2原子%≦c≦8.2原子%，6.2原子%≦d≦9.2原子%，0.23≦b/(b+c+d)≦0.30，0.36≦c/(c+d)≦0.57。
    [13] 如請求項8至12中任一項之Fe基非晶質合金，其係藉由水霧化法而製造者。
    [14] 如請求項1之Fe基非晶質合金，其中飽和磁通密度為1.5 T以上。
    [15] 如請求項14之Fe基非晶質合金，其中飽和磁通密度為1.6 T以上。
    [16] 一種壓粉磁芯，其特徵在於包含如請求項1之Fe基非晶質合金粉末與黏合材料。
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