软磁性铁合金板及其制造方法与流程

1.本发明涉及磁性材料的技术，特别是，涉及具有比电磁纯铁板高的饱和磁通密度的软磁性铁合金板及其制造方法。


背景技术：

2.电磁钢板、电磁纯铁板(例如厚度0.01～1mm)是通过将多张层叠成形而作为旋转电机、变压器的铁芯使用的材料。对于铁芯而言，电能与磁能的转换效率高是重要的，且高磁通密度及低铁损变得重要。为了提高磁通密度，希望材料的饱和磁通密度bs高，作为bs高的铁系材料，已知fe-co系合金材料、氮化铁马氏体材料。
3.另外，铁芯的成本降低当然是最重要的课题之一，一直以来，活跃地进行稳定且廉价地制造具有高bs的材料的技术开发。
4.例如，专利文献1(日本特开2020-132894)中公开了一种软磁性材料，其为具有高饱和磁通密度的板状或箔状的软磁性材料，该软磁性材料包含铁、碳及氮，包含含有碳及氮的马氏体及γ-fe，所述γ-fe中形成有含有氮的相。
5.根据专利文献1，能够以低成本制造具有超过纯铁的饱和磁通密度且具有热稳定性的软磁性材料，能够使用其提高电动机等的磁回路的特性，实现电动机等的小型化、高扭矩化等。
6.现有技术文献
7.专利文献
8.专利文献1：日本特开2020-132894号公报


技术实现要素：

9.发明要解决的课题
10.在当前商用化的软磁性材料中，作为具有最高bs的材料，波明德(permendur)合金(49fe-49co-2v质量％＝50fe-48co-2v原子％)是熟知的。但是，对于co的材料成本而言，虽然会根据市场状况而变动，但其高达fe的材料成本的100～200倍，因此波明德合金的弱点在于其是非常高成本的材料。换言之，在fe-co系合金材料中，若降低co含有率，则相应地能够降低材料成本。
11.但是，对于fe-co系合金材料而言，存在若降低co含有率则bs也下降的弱点。虽然可考虑通过生成氮化铁马氏体来弥补由co含有率的减少引起的bs的降低量，但就fe-co系合金材料而言，氮原子难以侵入并扩散、氮化铁马氏体的生成是困难的，未确立fe-co系合金材料中的氮化铁马氏体的生成方法。
12.另外，若为了生成氮化铁马氏体而在fe-co系合金材料中添加促进氮原子侵入及扩散的元素(例如al、cr、mo、nb)，则会产生bs进一步降低且铁损pi增大的其他问题。
13.另一方面，在旋转电机(例如马达、发电机)用的铁芯中，在高bs及低pi的基础上，耐受旋转离心力的机械强度(例如拉伸强度)也是重要的要求项目。
14.近年来，强烈需要小型高输出的旋转电机，提高铁芯特性为紧急的课题。另外，如前所述，铁芯的成本降低当然是最重要的课题之一。
15.因此，本发明的目的在于，提供具有与波明德合金相媲美的饱和磁通密度及与电磁纯铁同等的铁损，且与波明德合金相比为低成本的软磁性铁合金板及其制造方法。
16.用于解决课题的手段
17.(i)本发明的一个方式提供一种软磁性铁合金板，其特征在于，具有包含0原子％以上30原子％以下的钴(co)、0.1原子％以上11原子％以下的氮(n)和0原子％以上1.2原子％以下的钒(v)、余量由铁(fe)及杂质构成的化学组成，
18.在所述软磁性铁合金板的厚度方向上，具有平均氮浓度为1原子％以上15原子％以下的表层区域、和平均氮浓度低于所述表层区域的平均氮浓度的内部区域，
19.所述表层区域具有所述软磁性铁合金板的从两主面起1％以上30％以下的厚度、且生成有正方晶结构的氮化铁马氏体。
20.需要说明的是，在本发明中，所谓表层区域，其沿着铁板的厚度方向定义为包含主表面的最外层的区域，内部区域定义为被表层区域夹持的区域。
21.在上述本发明的软磁性铁合金板(i)中，本发明能够实施下述改良、变更。
22.(i)所述表层区域的平均氮浓度比所述内部区域的平均氮浓度高0.5原子％以上。
23.(ii)在所述内部区域中，立方晶结构的铁素体相为主相。
24.(iii)所述内部区域的平均氮浓度低于1原子％。
25.(iv)饱和磁通密度为2.2t以上、磁通密度为1.0t且400hz的条件下的铁损低于50w/kg。
26.(ii)本发明的另一方式提供一种上述软磁性铁合金板的制造方法，其特征在于，具有：
27.准备起始材料的起始材料准备工序，其中，所述起始材料包含以fe为主成分且含有0原子％以上30原子％以下的co的软磁性材料、且厚度为0.01mm以上1mm以下；
28.渗氮热处理工序，其中，在规定的氨(nh3)气气氛中对所述起始材料进行加热及淬火，使1原子％以上15原子％以下的n侵入扩散至所述起始材料的表层区域；和
29.低温处理(subzero treatment)工序，其中，将经所述渗氮热处理工序后的所述起始材料冷却至0℃以下，
30.所述渗氮热处理工序具有：渗氮过程，一边将气氛中的氮化势控制在规定范围内一边对所述起始材料进行加热；和冷却过程，一边将气氛中的所述氮化势控制在规定范围内一边以100℃/s以上的冷却速度急冷至低于100℃。
31.在上述本发明的软磁性铁合金板的制造方法(ii)中，本发明能够实施下述改良、变更。
32.(v)所述氮化势kn由所述nh3气气氛中的nh3气体分压p
nh3
及氢(h2)气体分压p
h2
定义为“kn＝p
nh3
/p
h23/2”，以成为“0.001atm-1/2
≤kn≤10atm-1/2”的方式进行控制。
33.发明的效果
34.根据本发明，能够提供具有与波明德合金相媲美的饱和磁通密度及与电磁纯铁同等的铁损、且与波明德合金相比为低成本的软磁性铁合金板及其制造方法。
附图说明
35.[图1]是示出制造本发明涉及的软磁性铁合金板的方法的一例的工序图。
[0036]
[图2a]是实施例1的针对截面的板厚方向的n浓度定量分析的结果、及实施例1的针对表面的x射线衍射图案。
[0037]
[图2b]是比较例1的针对截面的板厚方向的n浓度定量分析的结果、及比较例1的针对表面的x射线衍射图案。
[0038]
[图2c]是比较例2的针对截面的板厚方向的n浓度定量分析的结果、及比较例2的针对表面的x射线衍射图案。
[0039]
[图3]是实施例2的针对截面的板厚方向的n浓度定量分析的结果、及实施例2的针对表面的x射线衍射图案。
[0040]
[图4]是比较例3的针对截面的板厚方向的n浓度定量分析的结果。
具体实施方式
[0041]
本技术的发明人对使氮原子侵入并扩散至fe-co系合金板而生成氮化铁马氏体的方法进行了深入研究。其结果发现，通过将co含有率设为30原子％以下、将渗氮热处理时的氮化势控制在规定范围内，并且对冷却时的冷却速度进行控制，从而可在fe-co系合金板的表层区域有效地生成氮化铁马氏体。对于所得到的fe-co系合金板，确认到尽管减小了co含有率，也仍具有与波明德合金相媲美的饱和磁通密度及与电磁纯铁同等的铁损。本发明是基于该见解而完成的。
[0042]
以下，参照附图，顺着制造步骤具体地说明本发明涉及的实施方式。需要说明的是，本发明不限定于此处举出的实施方式，能够在不脱离发明的技术思想的范围内与公知技术适当组合或基于公知技术来改良。另外，在本说明书中，详细地说明使用fe-co合金板作为起始材料的情况，但即使在使用不含co的箔作为起始原料的情况下，通过在表层区域和内部区域中对平均氮浓度赋予差异，从而也能够兼顾高饱和磁通密度和低铁损。
[0043]
图1是示出制造本发明涉及的软磁性铁合金板的方法的一例的工序图。如图1所示，本发明的软磁性铁合金板的制造方法概略地具有起始材料准备工序s1、渗氮热处理工序s2和低温处理工序s3。渗氮热处理工序s2包含渗氮过程s2a和冷却过程s2b。以下，更具体地说明各工序。
[0044]
在起始材料准备工序s1中，准备以fe为主成分(最大含有率的成分)并包含0原子％以上30原子％以下的co的板材(厚度0.01～1mm)作为起始材料。通过将co含有率设为30原子％以下，从而能够实现n的侵入扩散，且与波明德合金相比能够大幅降低材料成本。优选含有率为3原子％以上30原子％以下，更加优选5原子％以上25原子％以下，进一步优选8原子％以上20原子％以下。
[0045]
虽非必需成分，但也可以以co含有量的4％以内(例如在co＝30原子％时，v≤1.2原子％)含有v。起始材料准备工序s1的手段没有特别限定，能够适当使用公知的方法。也可以使用市售品。
[0046]
需要说明的是，关于杂质(可包含于起始材料的杂质，例如h(氢)、b(硼)、c(碳)、si(硅)、磷(p)、硫(s)、铬(cr)、锰(mn)、镍(ni)、铜(cu)等)，在不对该软磁性铁合金板的bs造成特别不良影响(例如合计浓度为2原子％以内)的范围内是容许的。
[0047]
接下来，在渗氮热处理工序s2中，进行使n侵入至所准备的起始材料的板材的表层区域的渗氮热处理。本发明中的渗氮热处理包含将氮化势控制在规定范围内并进行加热的渗氮过程s2a、和将氮化势控制在规定范围内且对冷却速度进行控制的冷却过程s2b。本发明涉及的制造方法的最大特征在于渗氮热处理工序s2。
[0048]
在渗氮过程s2a中，在500℃以上的温度(例如奥氏体相(γ相)生成温度区域)及规定的氨气气氛的环境下，使氮侵入扩散至达到希望的n浓度为止。作为氨气气氛，能够优选使用nh3气体与n2气体的混合气体、nh3气体与ar气体的混合气体、nh3气体与h2气体的混合气体。
[0049]
另外，将渗氮热处理工序s2中的氮化势控制在规定范围内。由热处理中的氨气分压p
nh3
及氢气分压p
h2
将氮化势kn定义为“kn＝p
nh3
/p
h23/2”，以成为“0.001atm-1/2
≤kn≤10atm-1/2”的方式对nh3气体流量、载气(n2气体、ar气体、h2气体)流量、热处理炉内的总压进行控制。优选热处理炉内的总压为0.4atm以上。
[0050]
nh3气体的导入优选在达到500℃以上的温度之后进行。这是由于，若在铁素体相(α相)的稳定温度区域中主动导入nh3气体(提高kn)，则与希望的正方晶结构的氮化铁相(fe8n相(α’相)和/或fe
16
n2相(α”相))相比，更容易生成不希望的氮化铁相(例如fe4n相(γ’相)、fe3n相(ε相))。
[0051]
通过对渗氮过程s2a中的温度和时间和kn进行控制，从而能够控制氮所侵入扩散的表层区域(高n浓度层)的厚度和n浓度。作为软磁性铁合金板整体，包含0.1原子％以上11原子％以下的氮。优选成为高n浓度层的表层区域的平均n浓度为1原子％以上15原子％以下，更加优选为2原子％以上11原子％以下。
[0052]
对于表层区域(高n浓度层)的厚度而言，优选控制为板材的从两主面起各自为1％以上30％以下的厚度。换言之，优选板材的内部区域成为氮所没有侵入扩散的低n浓度层(平均n浓度＜1原子％)，更加优选该平均n浓度为0.5原子％以下。
[0053]
就之后的冷却过程s2b中生成的正方晶结构的氮化铁马氏体(α’相和/或α”相)而言，由氮原子的侵入引起的晶格应变有助于bs提高。另一方面，α’相及α”相还存在由于磁晶各向异性的增加而使得pi容易增大的弱点。对此，本发明的铁合金板通过将内部区域设为低n浓度的铁素体相(α相)，从而能够抑制备为铁合金板整体的pi增大。
[0054]
另外，优选表层区域(高n浓度层)的一部分形成随着趋向内部区域(低n浓度层)而n浓度减少的氮浓度过渡区域(平均浓度梯度为0.1原子％/μm以上10原子％/μm以下)。通过形成n浓度梯度，从而高n浓度的α’相和/或α”相中的磁化状态(磁畴、磁化)容易传播至低n浓度的α相。其结果，作为整体的保磁力变小，有助于pi减少。
[0055]
在渗氮过程s2a中使氮侵入扩散至达到希望的n浓度为止后，在维持kn的状态下进行急冷至低于100℃的冷却过程s2b。优选此时的冷却速度为100℃/s以上，更加优选为200℃/s以上，进一步优选为400℃/s以上。由此，生成希望的正方晶结构的氮化铁马氏体。若冷却速度低于100℃/s，则容易生成不希望的氮化铁相。
[0056]
另外，当在未维持kn的状态下进行冷却过程s2b时，发生侵入表层区域的氮发生脱离的脱氮现象，氮化铁相自身的生成变得困难。
[0057]
通过冷却过程s2b，能够使奥氏体相(γ相)的大部分相变为马氏体组织，但有时残余一部分的γ相(残余γ相)。γ相是非磁性的，因此，从磁特性的观点出发，优选残余γ相
的体积率为5％以下。
[0058]
因而，为了使残余γ相相变为马氏体组织，优选在冷却过程s2b之后进行冷却至0℃以下的低温处理工序s3(例如使用干冰的普通低温处理、使用液氮的超低温处理)。
[0059]
虽非必需工序，但为了对软磁性铁合金板赋予韧性，也可以在低温处理工序s3之后进一步进行100℃以上210℃以下的回火工序s4(在图1中未图示)。
[0060]
如以上说明的，针对以fe为主成分且包含30原子％以下的co的板材，通过在使氮侵入扩散至仅表层区域之后进行淬火，从而得到表层区域成为具有高bs和高机械强度的相、内部区域成为磁晶各向异性小的相的复合体。其结果，本发明的软磁性铁合金板表现高bs、低pi及高机械强度。
[0061]
实施例
[0062]
以下，通过多种实验对本发明进一步进行具体说明。但本发明并非限定于这些实验所记载的构成、构造。
[0063]
[实验1]
[0064]
(起始材料1的准备)
[0065]
将市售的纯金属原料(fe、co，各自的纯度＝99.9％)混合，通过水冷铜炉床上的电弧熔融法(大亚真空株式会社制、自动电弧熔解炉、减压ar气氛中)制备合金块。此时，为了实现合金块均质化，一边使试料翻转一边重复进行6次再熔化。对所得到的合金块实施冲压加工、轧制加工，准备成为起始材料1的80原子％fe-20原子％co合金板(厚度＝0.07～0.09mm)。
[0066]
[实验2]
[0067]
(实施例1及比较例1～2的软磁性铁合金板的制备)
[0068]
针对在实验1中准备的起始材料1的供试材料进行冷却过程不同的三种渗氮热处理。渗氮过程中，在达到500℃的阶段导入nh3气体，并在总压＝0.8atm及氮化势≈4atm-1/2
的nh3气气氛中在于500℃保持2小时后、于900℃保持1小时的条件下进行。
[0069]
冷却过程1：在接着渗氮过程而维持nh3气气氛(总压＝0.8atm、氮化势≈4atm-1/2
)的状态下，进行将供试体投入室温(20℃)水中的水急冷/水淬火(平均冷却速度≈400℃/s)。然后，将nh3气气氛置换为n2气气氛，在从急冷开始(冷却过程开始)的5分钟以内，进行将供试材料浸渍于液氮的超低温处理，使残余γ相相变为马氏体组织。将该试料设为实施例1。
[0070]
冷却过程2：在900℃的状态下将nh3气气氛置换为n2气气氛，然后进行将供试体投入室温(20℃)水中的水急冷/水淬火(平均冷却速度≈400℃/s)。然后，在维持n2气气氛的状态下，在从急冷开始(冷却过程开始)的5分钟以内进行将供试材料浸渍于液氮的超低温处理，使残余γ相相变为马氏体组织。冷却过程2是冷却中的气氛与冷却过程1不同的过程。将该试料设为比较例1。
[0071]
冷却过程3：在渗氮过程中的900℃-1小时保持后，进行向供试体吹送室温(20℃)n2气体的气体急冷/气体淬火(平均冷却速度≈80℃/s)。然后，在维持n2气气氛的状态下，在从急冷开始(冷却过程开始)的5分钟以内进行将供试材料浸渍于液氮的超低温处理，使残余γ相相变为马氏体组织。冷却过程2的冷却速度与冷却过程1不同。将该试料设为比较例2。
[0072]
[实验3]
[0073]
(实施例1及比较例1～2的软磁性铁合金板的构成调查)
[0074]
针对在实验2中制备的软磁性铁合金板的试料(实施例1及比较例1～2)的截面，使用电子探针分析仪(日本电子株式会社制、jxa-8800rl、光斑直径2μm)，进行板厚方向的n浓度定量分析。
[0075]
另外，针对软磁性铁合金板的试料(实施例1及比较例1～2)的表面，进行使用cu-kα射线的广角x射线衍射测定(waxd)，进行检测相的鉴定。x射线衍射装置使用株式会社理学制、rint-ultima iii。将结果示于图2a～图2c。
[0076]
图2a是实施例1的针对截面的板厚方向的n浓度定量分析的结果，及实施例1的针对表面的x射线衍射图案。
[0077]
如图2a所示，在实施例1中，根据板厚方向的n浓度定量分析确认到，在表层区域中形成有高n浓度层，在内部区域中存在低n浓度层，在表层区域的一部分形成有n浓度过渡区域。另外，根据针对表面的xrd图案确认到，α相(铁素体相)为主相，并生成α’相(正方晶结构的氮化铁马氏体)。
[0078]
γ相(奥氏体相)及γ’相(fe4n相)基本未检出。
[0079]
由此认为，通过渗氮过程在表层区域中形成高n浓度层，并通过冷却过程生成α’相，通过低温处理使得残余γ相基本未残留。另外，在xrd图案中，由于α相为主相，因此认为表层区域的高n浓度层并非全部变为α’相，而是成为α相与α’相的混相状态。
[0080]
图2b是比较例1的针对截面的板厚方向的n浓度定量分析的结果，及比较例1的针对表面的x射线衍射图案。
[0081]
如图2b所示，在比较例1中，根据板厚方向的n浓度定量分析确认到，在表层区域中未形成高n浓度层，在板厚方向的全域范围内成为低n浓度层。另外，根据针对表面的xrd图案仅确认到α相。
[0082]
由此确认到，若冷却过程中的气氛偏离本发明的条件，则发生脱氮现象而无法维持表层区域的高n浓度层。
[0083]
图2c是比较例2的针对截面的板厚方向的n浓度定量分析的结果，及比较例2的针对表面的x射线衍射图案。
[0084]
如图2c所示，在比较例2中，根据板厚方向的n浓度定量分析确认到，与实施例1同样地在表层区域中形成高n浓度层，在内部区域中存在低n浓度层，在表层区域的一部分形成n浓度过渡区域。但是，根据针对表面的xrd图案，确认到α相和γ’相(fe4n相)的峰，而未检测到α’相的峰。
[0085]
由上述情况认为，若冷却过程中的冷却速度偏离本发明的条件，则没有发生由马氏体相变引起的α’相的生产，而是生成更接近热平衡状态的γ’相。
[0086]
[实验4]
[0087]
(实施例2的软磁性铁合金板的制备)
[0088]
针对在实验1中准备的起始材料1的供试材料，进行与实验2不同的渗氮热处理。对于渗氮过程而言，在达到1000℃的阶段中导入nh3气体，在总压＝0.8atm及氮化势≈4.3atm-1/2
的nh3气气氛中，在于1000℃保持2小时的条件下进行。除了将nh3气气氛设为总压＝0.8atm及氮化势≈4.3atm-1/2
以外，冷却过程与实验2的冷却过程1同样地进行。将该试料设
为实施例2。
[0089]
(实施例2的软磁性铁合金板的构成调查)
[0090]
与实验3同样地，针对实施例2的截面进行基于epma的板厚方向的n浓度定量分析，针对实施例2的表面进行基于xrd的检测相的鉴定。将结果示于图3。
[0091]
图3是实施例2的针对截面的板厚方向的n浓度定量分析的结果，及实施例2的针对表面的x射线衍射图案。
[0092]
如图3所示，在实施例2中，与实施例1同样地确认到在表层区域中形成有高n浓度层，在内部区域中存在低n浓度层，在表层区域的一部分形成有n浓度过渡区域。另外，根据针对表面的xrd图案确认到，α相为主相，并生成α’相。
[0093]
根据实验2～4的结果确认到，对于本发明涉及的软磁性铁合金板的制造方法而言，渗氮热处理工序s2中的渗氮过程s2a(将氮化势控制在规定范围内并进行加热的过程)、和冷却过程s2b(将氮化势控制在规定范围内且对冷却速度进行控制的过程)是关键点。
[0094]
[实验5]
[0095]
(比较例3的软磁性铁合金板的制备)
[0096]
准备市售的电磁纯铁板(厚度＝0.1mm)。在渗氮热处理中，渗氮过程在达到750℃的阶段中导入nh3气体，在总压＝1atm、nh3分压p
nh3
＝1
×
104pa及n2分压p
n2
＝2
×
104pa的nh3气气氛中在于750℃保持5小时的条件下进行。
[0097]
冷却过程中，在维持相同的nh3气气氛的状态下，进行将供试体投入60℃油的油淬火。然后，将nh3气气氛置换为n2气气氛，进行在从急冷开始(冷却过程开始)起的5分钟以内将供试材料浸渍于液氮的超低温处理，使残余γ相相变为马氏体组织。将该试料设为比较例3。
[0098]
(比较例3的软磁性铁合金板的构成调查)
[0099]
与实验3同样地，针对比较例3的截面进行基于epma的板厚方向的n浓度定量分析。将结果示于图4。
[0100]
图4是比较例3的针对截面的板厚方向的n浓度定量分析的结果。在比较例3中，确认到形成了下述构成：沿着板厚方向同样地形成高n浓度层，不存在低n浓度层、n浓度过渡层。这被认为是由于在比较例3中不存在成为n侵入扩散的阻碍因子的co成分。
[0101]
[实验6]
[0102]
(实施例1～2及比较例1～4的软磁性铁合金板的特性调查)
[0103]
调查所制备的各种软磁性铁合金板的特性。此时，作为特性的基准，将起始材料1(未进行渗氮热处理的试料)设为比较例4。
[0104]
作为磁特性，测定饱和磁通密度bs和铁损pi。使用振动试料型磁力计(理研电子株式会社bhv-525h)，在磁场1.6ma/m、温度20℃的条件下进行试料的磁化(单位：emu)测定，根据试料体积及试料质量求出bs(单位：t)。另外，通过使用bh环路分析仪(株式会社ifg制、if-bh550)及纵型轭单板试验机的h线圈法，在磁通密度1.0t、400hz、温度20℃的条件下测定试料的pi-1.0/400
(单位：w/kg)。
[0105]
作为机械特性，针对一部分试料使用万能材料试验机测定拉伸强度。
[0106]
另外，使用显微维氏硬度计(株式会社松泽制、amt-x7afs)测定试料表面的维氏硬度(hv)(载荷：25gf、保持时间：20秒、5点测定的平均)。
[0107]
在维氏硬度试验中，作为比较试料另行准备市售的无方向性电磁钢板及波明德合金板。
[0108]
将磁特性及拉伸强度的结果示于表1。
[0109]
[表1]
[0110]
表1实施例1～2及比较例14的磁特性及机械特性
[0111][0112]
如表1所示，本发明涉及的实施例1～2显示出比比较例1～4高的bs，尽管co含有率不足波明德合金的一半，但确认到仍具有与波明德合金相媲美的高bs。另外，关于pi-1.0/400
，实施例1～2也基本没有由高n浓度层带来的不良影响，显示出与电磁纯铁板大致同等的铁损。
[0113]
关于拉伸强度，确认到在表层区域中具有氮化铁马氏体的实施例2相对于未进行渗氮热处理的比较例4大幅提高。另外，关于维氏硬度，实施例2为218hv。由此，确认到本发明的软磁性铁合金板具有与市售的无方向性电磁钢板及波明德合金板同等的硬度，认为其显示与现有材料同等的加工性。
[0114]
上述实施方式、实验是为了便于理解本发明而说明的内容，本发明并非仅限定于所记载的具体构成。例如，能够将实施方式的构成的一部分置换为本领域技术人员的技术常识构成，另外，也可以在实施方式的构成中增加本领域技术人员的技术常识构成。即，本发明能够在不脱离发明技术构思的范围内针对本说明书的实施方式、实验的构成的一部分进行删除/置换为其他构成/追加其他构成。

技术特征：
1.一种软磁性铁合金板，其特征在于，具有包含0原子％以上30原子％以下的钴、0.1原子％以上11原子％以下的氮和0原子％以上1.2原子％以下的钒、余量由铁及杂质构成的化学组成，在所述软磁性铁合金板的厚度方向上，具有平均氮浓度为1原子％以上15原子％以下的表层区域、和平均氮浓度低于所述表层区域的内部区域，所述表层区域具有所述软磁性铁合金板的从两主面起1％以上30％以下的厚度、且生成有正方晶结构的氮化铁马氏体。2.根据权利要求1所述的软磁性铁合金板，其特征在于，所述表层区域的平均氮浓度比所述内部区域的平均氮浓度高0.5原子％以上。3.根据权利要求2所述的软磁性铁合金板，其特征在于，在所述内部区域中，立方晶结构的铁素体相为主相。4.根据权利要求2或3所述的软磁性铁合金板，其特征在于，所述内部区域的平均氮浓度低于1原子％。5.根据权利要求1至4中任一项所述的软磁性铁合金板，其特征在于，所述软磁性铁合金板的饱和磁通密度为2.3t以上、在磁通密度为1.0t且400hz的条件下的铁损低于50w/kg。6.一种软磁性铁合金板的制造方法，其为权利要求1至5中任一项所述的软磁性铁合金板的制造方法，其特征在于，具有：准备起始材料的起始材料准备工序，其中，所述起始材料包含以铁为主成分且含有30原子％以下的钴的软磁性材料、且厚度为0.01mm以上1mm以下；渗氮热处理工序，其中，在规定的氨气气氛中对所述起始材料进行加热及淬火，使1原子％以上15原子％以下的氮侵入扩散至所述起始材料的表层区域；和低温处理工序，其中，将经所述渗氮热处理工序后的所述起始材料冷却至0℃以下，所述渗氮热处理工序具有：渗氮过程，一边将气氛中的氮化势控制在规定范围内一边对所述起始材料进行加热；和冷却过程，一边将气氛中的所述氮化势控制在规定范围内一边以100℃/s以上的冷却速度急冷至低于100℃。7.根据权利要求6所述的软磁性铁合金板的制造方法，其特征在于，所述氮化势k
n
由所述氨气气氛中的氨气分压p
nh3
及氢气分压p
h2
定义为“k
n
＝p
nh3
/p
h23/2”，以成为“0.001atm-1/2
≤k
n
≤10atm-1/2”的方式进行控制。

技术总结
提供具有与波明德合金相媲美的饱和磁通密度及与电磁纯铁同等的铁损、且与波明德合金相比为低成本的软磁性铁合金板及其制造方法。本发明涉及的软磁性铁合金板的特征在于，具有包含0原子％以上30原子％以下的Co、0.1原子％以上11原子％以下的N和0原子％以上1.2原子％以下的钒、余量由Fe及杂质构成的化学组成，在所述软磁性铁合金板的厚度方向上，具有平均氮浓度为1原子％以上15原子％以下的表层区域、和平均氮浓度低于所述表层区域的平均氮浓度的内部区域，所述表层区域具有所述软磁性铁合金板的从两主面起1％以上30％以下的厚度、且生成有正方晶结构的氮化铁马氏体。生成有正方晶结构的氮化铁马氏体。生成有正方晶结构的氮化铁马氏体。


技术研发人员：田畑智弘 小室又洋 浅利裕介 田村慎也 寺田尚平
受保护的技术使用者：株式会社日立制作所
技术研发日：2021.09.28
技术公布日：2023/10/15