JP2017168845A - 磁心およびそれを用いたコイル部品 - Google Patents

Abstract

【課題】 比抵抗や強度、防錆に優れ、成形と熱処理が簡易で生産性に優れた磁心と、それを用いたコイル部品を提供する。【解決手段】 Ｆｅ基軟磁性合金粒２０が粒界を介して繋がった組織を有する磁心であって、Ｆｅ基軟磁性合金粒２０がＡｌ、Ｃｒ及びＳｉを含み、隣り合うＦｅ基軟磁性合金粒２０を繋ぐ粒界に、少なくともＦｅ、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉを含む酸化物層３０が形成され、酸化物層３０は、質量比でＦｅ基軟磁性合金粒２０よりもＡｌを多く含み、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＡｌの比率がＦｅ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高い第１領域３０ａと、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＦｅの比率がＡｌ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高い第２領域３０ｂとを有し、第１領域３０ａがＦｅ基軟磁性合金粒２０側にある。【選択図】図２

Description

本発明は、Ｆｅ基軟磁性合金粒により構成された磁心と、その磁心に巻線を施してなるコイル部品に関する。

従来から、家電機器、産業機器、車両など多種多様な用途において、インダクタ、トランス、チョーク等のコイル部品が用いられている。コイル部品は、磁心と、磁心の周囲に巻回されたコイルで構成される。かかる磁心には、磁気特性、形状自由度、価格に優れるフェライト磁心が広く用いられている。

近年、電子機器等の電源装置の小型化が進んだ結果、小型・低背で、かつ大電流に対しても使用可能なコイル部品の要求が強くなり、フェライトと比較して飽和磁束密度が高い金属系磁性粉末を使用した磁心の採用が進んでいる。金属系磁性粉末としては、例えば純Ｆｅや、Ｆｅ−Ｓｉ系、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ系、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｓｉ系などのＦｅ基磁性合金粒が用いられている。

Ｆｅ基磁性合金の飽和磁束密度は例えば１Ｔ以上で、それを用いた磁心は小型化しても優れた重畳特性を有する。一方で、かかる磁心は、Ｆｅを多く含むので錆び易く、また比抵抗が小さく渦電流損失が大きいため、１００ｋＨｚを超える高周波用途には、樹脂やガラス等の絶縁物で合金粒をコートしなければ用いることが難しいと考えられていた。そのため、Ｆｅ基磁性合金粒は前記絶縁物を介して結合されていたので、磁心の強度が絶縁物の強度に影響されて、フェライト磁心に比べて強度に劣る場合があった。

合金粒にガラスコート等の絶縁処理を行わず、比抵抗と強度を改善するものとして、特許文献１には、Ｓｉが３．０〜７．０％、Ｃが０．０２％以下、残りがＦｅであるＦｅ−Ｓｉ合金粉末粒子を、Ｆｅを主成分とした酸化物によって相互に結合させた磁心が開示されている。この文献では、Ｆｅ−Ｓｉ合金粉末粒子を成形体とし、それを加熱水蒸気中で５００℃から６００℃の範囲で保持することで、鉄と水蒸気を反応させてＦｅ−Ｓｉ合金粉末粒子を相互に結合する酸化膜を形成する。前記酸化膜は、表面に厚いＦｅ_３Ｏ_４の層を有し、その内側にＦｅ_２Ｏ_３、ケイ酸鉄、ＳｉＯ_２の混在する層を備える。酸化膜はいずれも比抵抗の高い物質で構成されるので、磁心の比抵抗を高め、また、強度を確保する。

また、特許文献２には、１００ｎｍ以下の表面酸化被膜を有するＦｅ、Ａｌ及びＳｉを主成分とする合金粉末を、酸化性雰囲気中で熱処理することで、圧縮成形時に表面酸化被膜が破れたところにさらにアルミナの酸化層を形成させ、合金粉末間の絶縁を確実にして渦電流損失を低下させた磁心が開示されている。

また、特許文献３には、Ｆｅ及びＳｉと、Ｆｅよりも酸化しやすい金属元素であるＣｒ又はＡｌを含有する軟磁性合金の粒子群で構成された成形体を、４００℃から９００℃で熱処理し、粒子同士を前記熱処理によって形成された酸化層を介して結合させて、比抵抗を１×１０^−３Ω・ｃｍ（１×１０^−１Ω・ｍ）以上、３点曲げ破断応力を１．０ｋｇｆ／ｍｍ^２（９．８ＭＰａ）以上とした磁心が開示されている。

また、引用文献４には、質量％でＣｒを１．０〜３０．０％、Ａｌを１．０〜８．０％含み、残部が実質的にＦｅからなるＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系磁性粉末を、８００℃以上の酸化性雰囲気で加熱処理して、表面に質量％で２０％以上のアルミナを含む酸化皮膜を自己生成させ、さらに加熱処理後の粉末を真空チャンバー内で放電プラズマ焼結によって固化成形してなる磁性体が開示されている。この磁性体は、モータの固定子や回転子等、交流磁場中で使用される。

特開昭５７−１１４６３７号公報 特開２００１−１１５６３号公報 特開２０１１−２４９７７４号公報 特開２００５−２２０４３８号公報

従来の金属系磁性粉末（軟磁性合金粒）を用いた磁心は、フェライト磁心と比べて飽和磁束密度が高いため、磁心を小型化しても優れた重畳特性が得られる。しかし、特許文献１の磁心の比抵抗は１６０μΩ・ｃｍ（１．６×１０^−６Ω・ｍ）程度にすぎない。また、長時間にわたって空気に接触すると、合金粉末粒子が酸化されて錆が発生するため、樹脂コーティングなどの防錆処理が必要となる。

特許文献２の磁心は、表面に酸化被膜（絶縁層）を有する合金粉末を用いて製造されるが、この酸化被膜がどのようなものであるか、合金粉末間の結合がどの様になされているのか何ら開示されていない。また、アルミナの酸化層が結合して繋がる部分（ネック部）もごく限定的であると考えられ、磁心の強度の向上は望めないと推認される。

特許文献３の磁心は、実施例に記載された熱処理条件によれば、磁心の表面に電極を直接形成可能な１×１０^３Ω・ｍを超える優れた比抵抗が得られるものの、破断応力は１００ＭＰａにも至らず、フェライト磁心と同程度の強度であった。熱処理温度を上げて１０００℃とすることで、破断応力は２０ｋｇｆ／ｍｍ^２（１９６ＭＰａ）と向上するが、比抵抗は２×１０^２Ω・ｃｍ（２Ω・ｍ）と著しく低下し、高い比抵抗とフェライト磁心を超える強度を得るには至っていない。また、塩水噴霧試験にて優れた防錆性能が求められるようになり、引用文献２や引用文献３の磁心でも、さらなる防錆処理の向上が必要となる場合があった。

特許文献４の製法で用いられる放電プラズマ焼結は、複雑な設備と多くの処理時間を必要とする。その上、加熱処理後の磁性粉末は凝集し易く、粉砕する工程が必要であって、工程が煩雑なものとなる。実施例では、酸化皮膜によって電気抵抗が２．５倍程度向上することが示されているが、抵抗値そのものは、酸化皮膜の有無にかかわらず数ｍΩ程度にすぎず、高周波用途での使用や、磁心の表面に電極を直接形成する場合には満足できるものではない。

そこで、本発明は、比抵抗や強度、防錆に優れ、成形と熱処理が簡易で生産性に優れた磁心と、それを用いたコイル部品を提供することを目的とする。

上記目的は、下記の如き本発明により達成することができる。即ち、本発明に係る磁心は、Ｆｅ基軟磁性合金粒が粒界を介して繋がった組織を有する磁心であって、前記Ｆｅ基軟磁性合金粒がＡｌ、Ｃｒ及びＳｉを含み、隣り合う前記Ｆｅ基軟磁性合金粒を繋ぐ粒界に、少なくともＦｅ、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉを含む酸化物層が形成され、前記酸化物層は、質量比で前記Ｆｅ基軟磁性合金粒よりもＡｌを多く含み、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＡｌの比率がＦｅ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高い第１領域と、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＦｅの比率がＡｌ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高い第２領域とを有し、前記第１領域が前記Ｆｅ基軟磁性合金粒側にあることを特徴とする磁心である。

本発明の磁心において、前記粒界は、前記第２領域を前記第１領域が挟む、又は前記第２領域を前記第１領域が包む部分を備えることが好ましい。

本発明の磁心において、前記Ｆｅ基軟磁性合金粒は、Ａｌを３質量％以上且つ１０質量％以下、Ｃｒを３質量％以上且つ１０質量％以下、Ｓｉを０．０５質量％以上且つ１質量％以下で含むことが好ましい。また、前記磁心の占積率が８０〜９０％であるのが好ましい。

また、本発明に係るコイル部品は、上記本発明の磁心を用い、その磁心に巻線を施したことを特徴とするものである。

本発明によれば、比抵抗や強度、防錆に優れ、成形と熱処理が簡易で生産性に優れた磁心と、それを用いたコイル部品を提供することが出来る。

本発明に係る磁心の一実施態様を示す外観図である。 本発明に係る磁心が有する組織の一例を示す模式図である。 本発明の一実施例（大気中、焼鈍温度７５０℃）に係る磁心の断面のＳＥＭ写真である。 本発明の一実施例（大気中、焼鈍温度７５０℃）に係る磁心の断面の（ａ）ＳＥＭ写真、（ｂ）Ｆｅの分布を示すマッピング図、（ｃ）Ａｌの分布を示すマッピング図、及び、（ｄ）Ｏの分布を示すマッピング図である。 比較例（大気中、焼鈍温度５００℃）に係る磁心の断面のＳＥＭ写真である。 比較例（大気中、焼鈍温度５００℃）に係る磁心の断面の（ａ）ＳＥＭ写真、（ｂ）Ｆｅの分布を示すマッピング図、（ｃ）Ａｌの分布を示すマッピング図、及び、（ｄ）Ｏの分布を示すマッピング図である。 他の比較例（大気中、焼鈍温度９００℃）に係る磁心の断面のＳＥＭ写真である。 他の比較例（大気中、焼鈍温度９００℃）に係る磁心の断面の（ａ）ＳＥＭ写真、（ｂ）Ｆｅの分布を示すマッピング図、（ｃ）Ａｌの分布を示すマッピング図、及び、（ｄ）Ｏの分布を示すマッピング図である。 （ａ）本発明の一実施例（大気中、焼鈍温度７５０℃）に係る磁心の断面の粒界を見たＴＥＭ写真であり、（ｂ）本発明の一実施例（大気中、焼鈍温度７５０℃）に係る磁心の断面の粒界を他の視野で見たＴＥＭ写真である。 本発明の一実施例（大気中、焼鈍温度９００℃）に係る磁心の断面の粒界を見たＴＥＭ写真である。 本発明の一実施例（大気中、焼鈍温度７５０℃）に係る磁心を用いたコイル部品の直流重畳特性を示すグラフである。 他の比較例（Ｎ_２中、焼鈍温度７５０℃）に係る磁心の断面のＳＥＭ写真である。 他の比較例（Ｎ_２中、焼鈍温度７５０℃）に係る磁心の断面の（ａ）ＳＥＭ写真、（ｂ）Ｆｅの分布を示すマッピング図、（ｃ）Ａｌの分布を示すマッピング図、及び、（ｄ）Ｏの分布を示すマッピング図である。 他の比較例（Ｎ_２中、焼鈍温度７５０℃）に係る磁心の断面の粒界を見たＴＥＭ写真である。 他の実施例（大気中、Ｓｉ０．９４質量％、焼鈍温度７５０℃）に係る磁心の断面の粒界を見たＴＥＭ写真である。 参考例に係る磁心の断面のＳＥＭ写真である。 本発明に係るコイル部品の一例を示す外観斜視図である。

以下、本発明に係る磁心及びコイル部品の実施形態を具体的に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。図１は、本発明に係る磁心の一実施態様を示す外観図である。図２は、その磁心のＦｅ基軟磁性合金粒の二粒子間の粒界を含む微小領域の組織を説明するための模式図である。

この磁心１は、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉを含むＦｅ基軟磁性合金粒２０が粒界を介して繋がった組織を有する。隣り合うＦｅ基軟磁性合金粒２０の間を繋ぐ粒界には、少なくともＦｅ、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉを含む酸化物層３０が形成されている。酸化物層３０は、質量比でＦｅ基軟磁性合金粒２０よりもＡｌを多く含み、図２に例示されるような第１領域３０ａと第２領域３０ｂとを有している。第１領域３０ａは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＡｌの比率が、Ｆｅ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高い領域である。第２領域３０ｂは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＦｅの比率が、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高い領域である。

Ｆｅ基軟磁性合金粒２０を構成する非鉄金属であるＡｌ、Ｃｒ及びＳｉは、ＦｅよりもＯとの親和力が大きい。Ｆｅ基軟磁性合金粒２０を所定の形状に圧縮成形し、酸素を含む雰囲気にてその成形体を所定の温度で焼鈍すると、Ｏに対して親和力の大きいこれらの非鉄金属及びＦｅの酸化物が形成されてＦｅ基軟磁性合金粒２０の表面を覆い、さらに粒子間の空隙を充填する。この形成された酸化物層３０は、質量比でＦｅ基軟磁性合金粒２０よりもＡｌを多く含む。更に詳細に観察したところ、この酸化物層３０は、ＦｅやＣｒ、ＳｉよりもＡｌが濃化した第１領域３０ａと、前記非鉄金属よりもＦｅが濃化した第２領域３０ｂとを有し、しかも、第１領域３０ａはＦｅ基軟磁性合金粒２０側にあって、第２領域３０ｂを第１領域３０ａで挟むように、又は第２領域３０ｂを第１領域３０ａで包むように形成できることが判明した。図２に示した粒界では、第２領域３０ｂを第１領域３０ａが挟んでいる。

上述のように、この酸化物層３０は、熱処理によりＦｅ基軟磁性合金粒２０と酸素とを反応させ成長させたものであり、Ｆｅ基軟磁性合金粒２０の自然酸化を超える酸化反応により形成される。図２の例では、磁心１の二粒子間の粒界を含む微小領域において、第１領域３０ａがＦｅ基軟磁性合金粒２０と酸化物層３０との界面側に形成され、第２領域３０ｂが酸化物層３０の内方に形成されている。また、Ａｌの比率が比較的高い第１領域３０ａが、Ｆｅ基軟磁性合金粒２０と酸化物層３０との界面に沿って延在し、該界面に接している。一方、Ｆｅの比率が比較的高い第２領域３０ｂは、第１領域３０ａによって両側から挟まれているため、Ｆｅ基軟磁性合金粒２０と酸化物層３０との界面から離れており、該界面には接していない。このように、第１領域３０ａは酸化物層３０の厚み方向の端部に形成され、第２領域３０ｂは酸化物層３０の厚み方向の中央部に形成されている。また、図示はしないが、磁心１の二粒子間の粒界を含む微小領域において、第２領域３０ｂの周囲を第１領域３０ａが包む形態もある。磁心全体でこのような粒界構造を呈することが望ましいが、部分的に第１領域３０ａのみであったり、他の形態が存在したりしても構わない。

Ｆｅ及び非鉄金属の酸化物は、金属単体である場合と比べて電気抵抗が上昇する。分散したＦｅ基軟磁性合金粒２０間にＦｅ、Ａｌ及びＣｒ等を含む酸化物層３０を介在させることで、これをＦｅ基軟磁性合金粒２０間の絶縁層として機能させることができる。更に、Ｆｅ基軟磁性合金粒２０間をＡｌやＦｅの濃化を示す特定の酸化物層３０を介して結合することで、比抵抗や磁心強度、防錆に優れたものとなる。比抵抗は、１×１０^３Ω・ｍ以上であることが好ましい。圧環強度は、１００ＭＰａ以上であることが好ましく、１２０ＭＰａ以上であると更に好ましい。なお、磁心に求められる諸特性が充足される範囲であれば、部分的にＦｅ基軟磁性合金粒２０同士が繋がっていても構わない。

Ｆｅ基軟磁性合金粒２０に用いられる、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉを含んだＦｅ基軟磁性合金は、軟磁性合金を構成する各成分の中でＦｅを最も含有率の高い主成分とし、副成分としてＡｌやＣｒ、Ｓｉを含む。Ｓｉは不可避的不純物としてＦｅ基軟磁性合金粒２０に含まれる場合もある。また、Ｆｅ基軟磁性合金粒２０は、他の不可避的不純物として、ＣやＭｎ、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎｉ、Ｎ等を含み得る。即ち、Ｆｅ基軟磁性合金粒２０は、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなるものでもよい。

Ｆｅは、Ｆｅ基軟磁性合金粒を構成する主元素であり、Ｆｅ基軟磁性合金の飽和磁束密度等の磁気特性や強度などの機械的特性に影響を与える。他の非鉄金属とのバランスにも因るが、Ｆｅ基軟磁性合金粒はＦｅを８０質量％以上で含むことが好ましく、それによって飽和磁束密度が高い軟磁性合金を得ることが出来る。

Ｆｅ基軟磁性合金粒は、Ａｌを３質量％以上且つ１０質量％以下で含むことが好ましい。Ａｌは、Ｆｅ及び他の非鉄金属と比較してＯとの親和力が大きい。その為、大気中のＯや、後述するバインダと呼ばれる有機物に含まれるＯが、Ｆｅ基軟磁性合金粒の表面近傍のＡｌと優先的に結合して、化学的に安定なＡｌ_２Ｏ_３や他の非鉄金属との複合酸化物等が、Ｆｅ基軟磁性合金粒の表面にＡｌを含む酸化物として生成される。Ｆｅ基軟磁性合金粒に侵入しようとするＯとＡｌとの反応によって、Ａｌを含む酸化物が次々に生成されるため、Ｆｅ基軟磁性合金粒内へのＯの侵入を防ぎ、不純物（Ｏ）濃度の増加を抑えて、Ｆｅ基軟磁性合金の磁気的特性の劣化を防止できる。また、Ａｌを含む酸化物は耐食性や安定性に優れるため、Ｆｅ基軟磁性合金粒の表面にＡｌの酸化物の層が形成されることにより、粒子間の絶縁を高めて磁心の渦電流損失を低減できる。更に、合金中にＡｌを含むことで、合金自体の比抵抗も上がる。Ａｌの組成量が３質量％未満であると、Ａｌによる酸化物形成能が十分でない場合があり、粒子間の絶縁や防錆効果が低下する恐れがある。一方、Ａｌの組成量が１０質量％を超えると、Ｆｅ量が減じられて飽和磁束密度や初透磁率の低下、あるいは保磁力の増加など、所望の磁気特性が得られない場合がある。

Ｆｅ基軟磁性合金粒は、Ｃｒを３質量％以上且つ１０質量％以下で含むことが好ましい。Ｃｒは、Ａｌに次いでＯとの親和力が大きく、Ａｌと同様に酸素と結合して、化学的に安定なＣｒ_２Ｏ_３や他の非鉄金属との複合酸化物等を生成する。一方で、Ａｌが優先的に酸化物を形成するので、形成された酸化物中のＣｒ量はＡｌと比較して少なくなり易い。Ｃｒを含む酸化物は耐食性や安定性に優れるため、粒子間の絶縁を高めて磁心の渦電流損失を低減できる。Ｃｒの組成量が３質量％未満であると、酸化物形成が十分でない場合があり、粒子間の絶縁や防錆効果が低下する恐れがある。一方、Ｃｒの組成量が１０質量％を超えると、Ｆｅ量が減じられて飽和磁束密度や初透磁率の低下、あるいは保磁力の増加など、所望の磁気特性が得られない場合がある。

一般的なＦｅ基合金の精錬工程においては、不純物である酸素Ｏを除くために脱酸剤として通常Ｓｉが用いられる。添加されたＳｉは酸化物として分離し、精錬工程中に取り除かれるが、一部は残留し、不可避的不純物として０．５質量％程度まで合金中に含む場合が多い。また、使用する原料によっては、１質量％程度まで合金中に含む場合もある。純度が高い原料を用い、真空溶解するなどして精錬することは可能だが、０．０５質量％未満とするのは量産性が乏しく、コストの面からも好ましくない。よって、本発明においては、Ｓｉ量を０．０５質量％〜１質量％とするのが好ましい。このＳｉ量の範囲は、Ｓｉが不可避的不純物として存在する場合（典型的には０．５質量％以下）だけでなく、Ｓｉを少量添加する場合をも含めた範囲である。Ｓｉ量がこの範囲内であることで、高い比抵抗と高い圧環強度を得ながら、初透磁率を高めるとともに、磁心損失を低減できる。初透磁率は、４０以上であることが好ましく、磁心損失Ｐｃｖは、７５０ｋＷ／ｍ^３以下（励磁磁束密度：３０ｍＴ、周波数：３００ｋＨｚ）であることが好ましい。

Ｆｅ基軟磁性合金粒における他の不可避的不純物の含有量は、それぞれ、Ｍｎ≦１質量％、Ｃ≦０．０５質量％、Ｏ≦０．５質量％、Ｎｉ≦０．５質量％、Ｎ≦０．１質量％、Ｐ≦０．０２質量％、Ｓ≦０．０２質量％であることが好ましい。

上記のような組成を有するＦｅ基軟磁性合金から合金粒を作製する方法としては、累積粒度分布におけるメジアン径ｄ５０で１〜１００μｍの平均粒径を有する微細な粒を効率良く作製可能なアトマイズ法（水アトマイズ法やガスアトマイズ法等）が好ましく、特には小径の粒を得やすい水アトマイズ法が好ましい。平均粒径が小さいことにより、磁心の強度が向上し、渦電流損失を低減して磁心損失が改善される。上記のメジアン径ｄ５０は、より好ましくは３０μｍ以下、さらに好ましくは２０μｍ以下である。一方、平均粒径が小さい場合は透磁率が低くなりやすいため、メジアン径ｄ５０は５μｍ以上であることが好ましい。

水アトマイズ法によれば、所定の合金組成となるように秤量された素原料を、高周波加熱炉により溶融させ、あるいは予め合金組成となるように作製された合金インゴットを、高周波加熱炉により溶融させて溶融金属（以下、「溶湯」と言う）とし、高速且つ高圧で噴射された水に溶湯を衝突させることによって、微細粒化とともに冷却してＦｅ基軟磁性合金粒を得る。

水アトマイズ法で得られた軟磁性合金粒（以下、「水アトマイズ粉」と呼ぶ場合がある）の表面には、Ａｌの酸化物であるＡｌ_２Ｏ_３を含む自然酸化被膜が５〜２０ｎｍ程度の厚みで島状または膜状に形成される。この島状は、Ａｌの酸化物が合金粒の表面に点在する状態を言う。自然酸化被膜は、Ｆｅの酸化物（以下、「Ｆｅ−Ｏ」と表記する場合がある）を含んでいてもよい。

合金粒の表面に自然酸化被膜が形成されると防錆効果が得られるので、Ｆｅ基軟磁性合金を熱処理するまでの間において無用な酸化を防止できる。また、Ｆｅ基軟磁性合金粒を大気中で保管することも出来る。一方で、酸化被膜が厚くなると軟磁性合金粒が硬くなり、成形性が阻害される場合がある。例えば水アトマイズ直後の水アトマイズ粉は水で濡れた状態であるため、乾燥を要する場合には、乾燥温度（例えば、乾燥炉内の温度）を１５０℃以下とすることが好ましい。

得られたＦｅ基軟磁性合金粒の粒径は分布を持っており、成形金型に充填した際に、粒子径の大きな粒は粒間に大きな隙間を形成し易いため、充填率が上がらず、圧縮成形における成形体密度を下げる傾向がある。このため、得られたＦｅ基軟磁性合金粒を分級し、粒子径の大きな粒を除くことが好ましい。分級の方法としては、ふるい分け分級等を用いることが好ましい。

Ｆｅ基軟磁性合金粒は、複数の粒を有機バインダにより結着させて造粒して顆粒とすることが好ましい。造粒して得られた顆粒を用いることで、圧縮成形時の金型内での流動性や充填性を向上できる。有機バインダは、加圧成形において顆粒同士を結着させ、成形後のハンドリングや加工に耐えうる強度を成形体に付与する。バインダの種類は、特に限定されるものではないが、例えば、ポリエチレン、ポリビニルアルコール、アクリル樹脂等の各種有機バインダを用いることができる。バインダの添加量は、Ｆｅ基軟磁性合金粒間に十分に行きわたり、十分な成形体強度を確保できる量にすればよいが、この添加量が多すぎると密度や強度が低下する傾向にある。バインダの添加量は、例えば、Ｆｅ基軟磁性合金粒１００重量部に対して、０．２〜１０重量部にすることが好ましい。

造粒方法としては、例えば転動造粒や噴霧乾燥造粒等の湿式造粒方法を採用できる。中でもスプレードライヤーを用いた噴霧乾燥造粒が好ましく、これによれば、得られる顆粒の状態が球形状に近く、また加熱空気に曝される時間が短く、大量の顆粒を得ることができる。得られる顆粒は、嵩密度：１．５〜２．５ｇ／ｃｃ、平均顆粒径（ｄ５０）：６０〜１５０μｍであることが好ましい。このように構成されたＦｅ基軟磁性合金粒からなる顆粒によれば、成形時の流動性に優れるとともに、粒子間に隙間が生じ難くなって金型内への充填性が増すために成形体が高密度になり、透磁率の高い磁心が得られる。スプレードライヤーを用いた噴霧乾燥造粒では、焼鈍前の酸化被膜を壊さないように、後述するスラリーのｐＨの上限を９．０として管理することが好ましい。

また、加圧成形時の粉末と成形金型との摩擦を低減させるために、ステアリン酸、ステアリン酸塩等の潤滑材を添加することが好ましい。潤滑材の添加量は、Ｆｅ基軟磁性合金粒１００重量部に対して０．１〜２．０重量部とすることが好ましい。

上記の顆粒は、成形金型を用いて所定形状に加圧成形される。成形後のＦｅ基軟磁性合金粒は、バインダや自然酸化被膜を介して互いに点接触あるいは面接触し、部分的に空隙を介して隣接する。加圧成形には、油圧プレスやサーボプレスといったプレス機械が用いられる。軟磁性合金粒の形状、顆粒の形状、それらの平均粒径の選択や、バインダ及び潤滑材の効果によって、金型内での顆粒の流動性を向上させることができる。また、前述のＦｅ基軟磁性合金粒は、１ＧＰａ以下の低い成形圧力で成形を行なった場合でも、十分に高い成形密度と、成形体での圧環強度を得ることができる。このような低圧で成形することにより、Ｆｅ基軟磁性合金粒の表面に形成されたＡｌを含む自然酸化被膜の破壊を低減でき、成形体は一層錆びにくいものとなる。成形密度としては５．７×１０^３ｋｇ／ｍ^３以上が好ましく、５．９５×１０^３ｋｇ／ｍ^３以上がより好ましいが、かかるＦｅ基軟磁性合金粒によれば、低圧の成形であっても良好な成形密度を容易に得ることができる。成形体における圧環強度は、３ＭＰａ以上であることが好ましい。成形は、室温成形でもよいし、バインダの材質によっては、バインダが消失しない程度であって、バインダが軟化するガラス転移温度付近まで顆粒を加熱して行う温間成形でもよい。

得られた成形体には、圧縮成形時に導入された応力歪を緩和して良好な磁気特性を得るために、熱処理（焼鈍）が施される。かかる焼鈍においては、前述のバインダを消失させるとともに、Ｆｅ基軟磁性合金粒２０の表面を覆い、かつ、隣り合うＦｅ基軟磁性合金粒を繋ぐ酸化物層３０を形成する。

焼鈍は、大気中、または、酸素と不活性ガスとの混合気体中など、酸素が存在する雰囲気中で行うことができる。また、水蒸気と不活性ガスとの混合気体中など、水蒸気が存在する雰囲気中で焼鈍を行うこともできるが、これらのうち大気中の熱処理が簡便であり好ましい。

また、熱処理を経た磁心における占積率は、８０〜９０％の範囲内であることが好ましく、８２〜９０％の範囲内であることがより好ましい。これにより、設備的、コスト的な負荷を抑えながらも、占積率を高めて磁気特性を向上することができる。

焼鈍後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ／ＥＤＸ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ／ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて磁心の断面の観察と各構成元素の分布を調べると、Ｆｅ基軟磁性合金粒間の粒界に形成された酸化物層３０ではＡｌが濃化していることが観察される。この磁心の断面を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて観察すると、酸化物層３０は、図２に示すような多層の層状組織を呈する層構成である場合や、層構成が明確に観察されない場合もある。更に詳細に組成分析（ＴＥＭ−ＥＤＸ：ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を行うと、焼鈍による熱処理で形成された酸化物層は、Ｆｅ、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉを含んでいる。しかも、Ｆｅ基軟磁性合金粒の近傍では、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対する比率に関して、Ａｌの比率が、Ｆｅの比率、Ｃｒの比率及びＳｉの比率の各々よりも高い（この領域が「第１領域」に相当する）。それでいて、Ｆｅ基軟磁性合金粒の二粒子間の中間部や、Ｆｅ基軟磁性合金粒に囲まれた領域（三重点部）では、同じくＦｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対する比率に関して、Ｆｅの比率が、Ａｌの比率、Ｃｒの比率及びＳｉの比率の各々よりも高い部分（この領域が「第２領域」に相当する）が存在する。三重点部におけるＦｅ基軟磁性合金粒間の間隔は、二粒子間の間隔よりも大きく、そこには第２領域が広く存在するとともに、空隙が存在する場合がある。

焼鈍温度は、成形体の応力歪を緩和しつつ前述の酸化物層を形成する観点から、成形体が６００℃以上となる温度に設定されることが好ましい。これが６００℃未満であると、応力歪の除去や酸化物層の形成が不十分になって、所望の強度や比抵抗が得られない場合がある。一方、焼鈍温度が８５０℃を超えると、酸化物層の部分的な消失や変質などにより絶縁性が低下したり、焼結が著しく進んでＦｅ基軟磁性合金粒同士が直接接触し、それらが部分的に繋がった部分（ネック部）が増えたりすることで、比抵抗が低下して磁心の渦電流損失の増加を招くなどの弊害が生じる場合がある。なお、所望の比抵抗や磁心損失が得られるのであれば、一部にネック部が形成されることは許容される。これらの観点から、好ましい焼鈍温度は６５０〜８３０℃である。焼鈍温度の保持時間は、磁心の大きさ、処理量、特性ばらつきの許容範囲などによって適宜設定されるが、０．５〜３時間が好ましい。

焼鈍後における二粒子間の酸化物層の平均厚みは、１００ｎｍ以下であることが好ましい。この酸化物層の平均厚みは、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて６０万倍以上で磁心の断面を観察し、観察視野内のＦｅ基軟磁性合金粒の断面の輪郭が確認される部分で、Ｆｅ基軟磁性合金粒間が最も近接する部分の厚み（最小厚み）と最も離間する部分の厚み（最大厚み）とを計測し、その算術平均として算出される厚みを指す。酸化物層の厚みが大きいと、Ｆｅ基軟磁性合金粒間の間隔が広くなり、透磁率の低下やヒステリシス損失の増加を招来し、また非磁性酸化物を含む酸化物層が占める割合が増加して、飽和磁束密度が低下する場合がある。一方、酸化物層の厚みが小さいと、酸化物層を流れるトンネル電流によって渦電流損失が増加する場合あるため、酸化物層の平均厚みは１０ｎｍ以上であることが好ましい。より好ましい酸化物層の平均厚みは３０〜８０ｎｍである。

また、ＳＥＭによる磁心の１０００倍の断面観察像において、最大径が４０μｍ以上のＦｅ基軟磁性合金粒の存在比率が１％以下であることが好ましい。この存在比率は、観察視野にて四方が粒界に囲まれた合金粒の全体数Ｋ１と、そのうち最大径が４０μｍ以上の合金粒数Ｋ２を計測し、Ｋ２をＫ１で除して百分率で示したものである。なお、Ｋ１及びＫ２の計測は、最大径が１μｍ以上の合金粒を対象として行われる。磁心を構成するＦｅ基軟磁性合金粒を細かくすることで高周波特性が改善される。

焼鈍により形成される酸化物層は、Ｆｅ基軟磁性合金粒から自己生成されるので、合金粒は焼鈍前よりも小さくなる。また酸化物層は合金粒間の空隙を埋めるように形成されるので、焼鈍後の磁心は成形体から僅かに収縮したものとなる。

コイル部品は、上記の如き磁心を用いて、その磁心に巻線を施すことにより得られる。即ち、上述の磁心と、導線を巻回してなるコイルとでコイル部品を構成できる。コイルは、導線を磁心に直接巻回することにより構成してもよいし、導線を耐熱性樹脂からなるボビンに巻回することにより構成してもよい。コイル部品は、例えばチョークやインダクタ、リアクトル、トランス等として用いられる。また、磁心の表面に、コイルの端部を接続するための電極を、メッキや焼き付け等の手法によって形成してもよい。

次に、本発明の実施例について具体的に説明する。
（１）Ｆｅ基軟磁性合金粒の準備
まず、純度が９９．９％を超える、Ｆｅ、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉの各素原料を用いてインゴットを作製した。なお、本実施例では、Ｓｉの不純物レベルを制御するために敢えて高純度原料を使用した。作製したインゴットを高周波誘導炉で溶融し、水アトマイズ法により粉末化してＦｅ基軟磁性合金粒を得た。インゴット中に含まれる不純物として、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ及びＳの含有量を確認したところ、いずれも０．０５質量％未満であった。また、オージェ電子分光法（日本電子製ＪＡＭＰ−７８３０Ｆ）により、合金粒表面に形成された自然酸化被膜の同定を行った。結果を表１に示す。表１には、Ｆｅ基軟磁性合金粒の組成分析結果も併せて示す。各分析値に関し、ＡｌはＩＣＰ発光分析法により、Ｃｒは容量法により、Ｓｉは吸光光度法によりそれぞれ分析した値である。

また、レーザー回折散乱式粒度分布測定装置（堀場製作所製ＬＡ−９２０）によって、各Ｆｅ基軟磁性合金粒の平均粒径（メジアン径ｄ５０）を得た。なお、合金Ｎｏ．９は、合金Ｎｏ．１と同じ合金組成を有し、合金粒を大気中にて９００℃で１時間保持する熱処理が施されたものである。

Ｆｅ基軟磁性合金粒の表面に形成された自然酸化被膜は、主としてＡｌ_２Ｏ_３であり、他にＦｅ−Ｏ、Ｓｉ酸化物（以下、「Ｓｉ−Ｏ」と表記する場合がある）が確認された。

得られた各Ｆｅ基軟磁性合金粒を、乾燥炉を用いて温度１２０℃で１時間乾燥させた。次に、得られたＦｅ基軟磁性合金粒を４４０メッシュ（目開き３２μｍ）のふるいで分級し、それを通過したＦｅ基軟磁性合金粒を得た。

（２）造粒
造粒は２通りの方法で行った。
Ａ．造粒方法１
撹拌擂潰機にて、Ｆｅ基軟磁性合金粒１００重量部に対して、バインダとしてＰＶＡ（株式会社クラレ製ポバールＰＶＡ−２０５；固形分１０％）を２．５重量部添加し混合した。混合後、１２０℃で１０時間乾燥し、乾燥後の混合粉をふるいに通して顆粒を得た。ふるい通し後の顆粒の平均粒径ｄ５０を６０〜８０μｍの範囲内とした。

Ｂ．造粒方法２
攪拌装置の容器に、軟磁性合金粒、バインダとしてＰＶＡ（株式会社クラレ製ポバールＰＶＡ−２０５；固形分１０％）、及び、溶媒としてイオン交換水を投入し、攪拌混合して泥漿（スラリー）とした。スラリー濃度は８０質量％である。前記軟磁性合金粒１００重量部に対して、バインダは７．５重量部とした。そのスラリーをスプレードライヤーにより装置内部で噴霧し、２４０℃に温度調整された熱風でスラリーを瞬時に乾燥させて、装置下部から粒状になった顆粒を回収した。得られた顆粒の粗大粒を除去するため、６０メッシュ（目開き２５０μｍ）のふるいを通し、ふるい通し後の顆粒の平均粒径を造粒方法１と同様に６０〜８０μｍの範囲内とした。顆粒の平均粒径は篩分け法で測定した粒度分布から求めた。

各造粒方法によって得られた顆粒１００重量部に対し、それぞれ０．４重量部の割合でステアリン酸亜鉛を添加し、容器回転揺動型粉体混合機により混合して成形用の顆粒を得た。

（３）成形
得られた顆粒を金型内に給粉し、油圧プレス機を使用して室温で加圧成形した。成形圧力は０．７４ＧＰａとした。得られた成形体は、内径φ７．８ｍｍ、外径φ１３．５ｍｍ、厚み４．３ｍｍのトロイダル形の環状体である。なお、磁心は環状体等の単純な形状に限定されるわけではなく、様々な形状の磁心が成形可能である。上記の成形体の寸法は代表寸法であって、給粉量や圧力ばらつき、顆粒の性状等によって、ばらつきを有する。

（４）焼鈍（熱処理）
環状の成形体を電気炉内に配置し、室温から焼鈍温度の５００〜９００℃まで、２℃／分で昇温し、焼鈍温度で１〜４時間保持した後、炉冷して磁心を得た。また、酸素分圧の異なる複数の雰囲気条件で焼鈍した。熱処理の途中に、造粒時に添加されたバインダ等の有機物を分解し、炭素の残留を防ぐように、４５０℃で１時間保持する脱脂工程を行った。得られた磁心の代表寸法は、内径φ７．７ｍｍ、外径φ１３．４ｍｍ、厚み４．３ｍｍである。

（５）機械的特性、磁気特性、電気的特性の評価
成形体と磁心について、それらの各種特性を評価した。評価方法を以下に示す。
Ａ．密度（成形体密度ｄｇ、焼鈍後密度ｄｓ）
作製した円環状の成形体と磁心に対し、それらの寸法と質量から体積重量法により密度（ｋｇ／ｍ^３）を算出し、それぞれを成形体密度ｄｇ、焼鈍後密度ｄｓとした。

Ｂ．占積率Ｐｆ（相対密度）
算出した焼鈍後密度ｄｓを軟磁性合金の真密度で除して磁心の占積率（相対密度）［％］を算出した。

Ｃ．比抵抗ρ
円板状の磁心を被測定物とし、その対向する二平面に導電性接着剤を塗り、乾燥・固化の後、被測定物を電極の間にセットする。電気抵抗測定装置（株式会社エーディーシー製８３４０Ａ）を用いて、５０Ｖの直流電圧を印加し、抵抗値Ｒ（Ω）を測定する。被測定物の平面の面積Ａ（ｍ^２）と厚みｔ（ｍ）とを測定し、次式により比抵抗ρ（Ω・ｍ）を算出した。
比抵抗ρ（Ω・ｍ）＝Ｒ×（Ａ／ｔ）
磁心の代表寸法は、外径φ１３．５ｍｍ、厚み４ｍｍである。

Ｄ．圧環強度σｒ
ＪＩＳ Ｚ２５０７に基づき、環状体の磁心を被測定物とし、引張・圧縮試験機（株式会社島津製作所製オートグラフＡＧ−１）の定盤間に荷重方向が径方向となる様に被測定物を配置し、環状体の磁心の径方向に荷重をかけ、破壊時の最大加重Ｐ（Ｎ）を測定し、次式から圧環強度σｒ（ＭＰａ）を求めた。
圧環強度σｒ（ＭＰａ）＝Ｐ×（Ｄ−ｄ）／（Ｉ×ｄ^２）
［Ｄ：磁心の外径（ｍｍ）、ｄ：磁心の厚み〔内外径差の１／２〕（ｍｍ）、Ｉ：磁心の高さ（ｍｍ）］

Ｅ．磁心損失Ｐｃｖ
環状体の磁心を被測定物とし、一次側巻線と二次側巻線とをそれぞれ１５ターン巻回し、岩通計測株式会社製Ｂ−ＨアナライザーＳＹ−８２３２により、最大磁束密度３０ｍＴ、周波数５０ｋＨｚ〜５００ｋＨｚの条件で磁心損失Ｐｃｖ（ｋＷ／ｍ^３）を室温で測定した。

Ｆ．初透磁率μｉ
環状体の磁心を被測定物とし、導線を３０ターン巻回し、ＬＣＲメータ（アジレント・テクノロジー株式会社製４２８４Ａ）により、周波数１００ｋＨｚで室温にて測定したインダクタンスから次式により求めた。
初透磁率μｉ＝（ｌｅ×Ｌ）／（μ_０×Ａｅ×Ｎ^２）
（ｌｅ：磁路長、Ｌ：試料のインダクタンス（Ｈ）、μ_０：真空の透磁率＝４π×１０^−７（Ｈ／ｍ）、Ａｅ：磁心の断面積、Ｎ：コイルの巻数）

Ｇ．増分透磁率μ_Δ及び直流重畳特性
環状体の磁心を被測定物とし、導線を３０ターン巻回してコイル部品とし、直流印加装置（４２８４１Ａ：ヒューレットパッカード社製）で２００００Ａ／ｍまでの直流磁界を印加した状態にて、ＬＣＲメータ（アジレント・テクノロジー株式会社社製４２８４Ａ）によりインダクタンスＬを周波数１００ｋＨｚで室温にて測定した。得られたインダクタンスから前記初透磁率μｉと同様に増分透磁率μ_Δを求めた。

Ｈ．酸化物層の厚み、構成、組成及び結晶構造
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて６０万倍以上で磁心の断面を観察し、観察視野内のＦｅ基軟磁性合金粒の二粒子の断面の輪郭が確認される部分で、そのＦｅ基軟磁性合金粒間の最小厚みと最大厚みを計測し、その算術平均によって酸化物層の平均厚みを求めた。なお、酸化物層の平均厚みは測定箇所によってばらつくため、粒界の三重点間の中間部付近で測定を行うことが好ましい。また、酸化物層の各構成元素の分布を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ／ＥＤＸ）を用いて調べ、組成をＴＥＭ／ＥＤＸによる組成の定量分析により調べた。更に、ナノビーム回折（ＮＢＤ）により結晶構造の同定を行った。

Ｉ．最大径が４０μｍ以上のＦｅ基軟磁性合金粒の存在比率及び最大径の平均
ＳＥＭによる磁心の１０００倍の断面観察像において、観察視野にて四方が粒界に囲まれた合金粒の全体数Ｋ１と、そのうち最大径が４０μｍ以上の合金粒数Ｋ２を計測し、Ｋ２をＫ１で除した百分率の値を存在比率として求めた。各合金粒の形状は不定形であって、成形時の変形によっていびつな形状のものもある。また、断面観察では、ほとんどの粒子が中心以外の部分の断面で露出するため、正確な粒径を得ることが難しい。そこで、一つの合金粒のうち、合金粒の外延の２点を結ぶ直線が最長となる長さを、合金粒の最大径としている。焼鈍時に複数の粒が繋がってネック部を形成している場合には、繋がった複数の合金粒を一つの合金粒として見做した。また、観察視野内に存在する合金粒の最大径を読み取り、そのうち上位２０個の合金粒についての個数平均を算出し、最大径の平均とした。

Ｊ．防錆の評価
ＪＩＳ Ｚ２３７１（２０００）に基づいて、５％ＮａＣｌ水溶液を使用し、３５℃、２４時間の条件で磁心を晒して塩水噴霧試験を行った。

（実施例１〜４及び比較例１、２）
焼鈍温度を５００〜９００℃の間で変えた磁心を作製した。それらの磁心には、表１の合金Ｎｏ．１のＦｅ基軟磁性合金粒（Ｆｅ−４．９２Ａｌ−３．８９Ｃｒ−０．２０Ｓｉ）を用いた。合金粒を前記造粒方法１で造粒した後、金型内に充填し、成形圧を０．７４ＧＰａとして圧縮成形した。成形体の圧環強度は１１〜１６ＭＰａであり、１０ＭＰａ以上の強度が得られた。さらに、焼鈍温度５００〜９００℃、保持時間１時間として成形体を大気中で熱処理して磁心を得た。得られた磁心の比抵抗や圧環強度などの諸特性を評価するとともに、ＳＥＭ及びＴＥＭにて組織観察と酸化物層の組成分析を行った。結果を表２〜４及び図３〜１０に示す。

実施例１〜４の磁心は、Ｆｅ基軟磁性合金の組成（質量％）がＦｅ−４．９２Ａｌ−３．８９Ｃｒ−０．２０Ｓｉの合金粒からなる成形体を、大気中にて６００〜８００℃で焼鈍した磁心である。比較例１、２の磁心は、成形体を大気中にてそれぞれ５００℃、９００℃で焼鈍した磁心である。焼鈍温度に対して圧環強度は単調に増加している。比抵抗は、焼鈍温度６００〜８００℃では高く推移するが、焼鈍温度９００℃では急激に低下した。磁心損失は、実施例１〜４ではいずれも周波数３００ｋＨｚにおいて７５０ｋＷ／ｍ^３以下であった。比較例２の磁心では、同じ測定条件では正確な測定が出来ない程に著しく磁心損失が増加したため、表３では“−”と表示している。各実施例の磁心では、圧環強度が１５１〜３０７ＭＰａであって、１２０ＭＰａを大きく超える強度が得られ、いずれにおいても１×１０^３Ω・ｍ以上の比抵抗が得られた。

これらの磁心の断面を観察するとともに、各構成元素の分布を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ／ＥＤＸ）を用いて調べた。図３は実施例３（焼鈍温度７５０℃）の断面観察写真であり、図５は比較例１（焼鈍温度５００℃）の、図７は比較例２（焼鈍温度９００℃）の断面観察写真である。断面観察写真において、明度が高い部分が軟磁性合金粒であり、低い部分は粒界部あるいは空隙部である。

５００℃で焼鈍した比較例１の磁心は、Ｆｅ基軟磁性合金粒間の粒界が薄く、Ｆｅ基軟磁性合金粒に囲まれた領域（三重点部）等に空隙が観察された。焼鈍温度が７５０℃に上がると、Ｆｅ基軟磁性合金粒間の粒界がわずかに太くなっている（実施例３）。更に、焼鈍温度が９００℃に上がると、Ｆｅ基軟磁性合金粒間の粒界の厚みが増加するとともに、粒界を破るようにＦｅ基軟磁性合金粒間が接合したネック部が増加した（比較例２）。比較例２の磁心では、Ｆｅ基軟磁性合金粒間に多くのネック部が形成されて比抵抗が低下するとともに、Ｆｅ基軟磁性合金粒内における渦電流の経路が長くなり、渦電流損失の増加によって磁心損失の著しい増加を招いたと考えられる。

図４、６及び８は、磁心断面のＳＥＭ写真と対応視野での元素分布を示すマッピング図である。図４（ａ）〜（ｄ）は、それぞれ焼鈍を７５０℃で行った実施例３のＳＥＭ写真、Ｆｅの分布を示すマッピング図、Ａｌの分布を示すマッピング図、Ｏの分布を示すマッピング図である。図６（ａ）〜（ｄ）は、それぞれ焼鈍を５００℃で行った比較例１のＳＥＭ写真、Ｆｅの分布を示すマッピング図、Ａｌの分布を示すマッピング図、Ｏの分布を示すマッピング図である。図８（ａ）〜（ｄ）は、それぞれ焼鈍を９００℃で行った比較例２のＳＥＭ写真、Ｆｅの分布を示すマッピング図、Ａｌの分布を示すマッピング図、Ｏの分布を示すマッピング図である。ＳｉやＣｒは粒内から粒界にかけて大きな濃度分布を示しておらず、マッピング図は省略した。

マッピング図において明るい色調ほど対象元素が多いことを示す。７５０℃で焼鈍した磁心（実施例３）や、９００℃で焼鈍した磁心（比較例２）では、Ａｌの濃度がＦｅ基軟磁性合金粒の表面で高くなっており、焼鈍温度が高いほど粒界でのＡｌの濃化が顕著になっている。そして、Ｆｅ基軟磁性合金粒の表面（粒界）にはＯが多く、酸化物が形成されていること、および各Ｆｅ基軟磁性材合金粒同士が層状の酸化物を介して結合している様子がわかる。一方、５００℃で焼鈍した磁心（比較例１）では、実施例３や比較例２のような顕著なＡｌの濃化は見られない。

図９（ａ）は、７５０℃で焼鈍した磁心（実施例３）の断面を見たＴＥＭ写真である。図１０は、９００℃で焼鈍した磁心（比較例２）の断面を見たＴＥＭ写真である。ＴＥＭ写真において、上下方向に横断する帯状部が粒界であり、粒界を介して隣り合うように位置し、その粒界よりも明度が低い部分がＦｅ基軟磁性合金粒である。観察視野で粒界の平均厚みを評価したところ、実施例３では６０ｎｍ、比較例２では１１６．５ｎｍであった。また図示していないが、同様に６００℃で焼鈍した磁心（実施例１）の断面を見たＴＥＭ写真から粒界の厚みを評価したところ、平均厚みは３８．０ｎｍであった。

図９（ａ）に示す７５０℃で焼鈍した磁心（実施例３）では、粒界の中央部（酸化物層の中央部）と、Ｆｅ基軟磁性合金粒の近傍とで色調が異なる部分が確認される。そのＦｅ基軟磁性合金粒の近傍であって、断面の輪郭として現れる合金粒の表面からおよそ５ｎｍ離れた位置（第１ポイント、マーカー１）と、粒界の中央部位（第２ポイント、マーカー２）と、合金粒内（マーカー３）に対し、直径１ｎｍの領域で組成分析を行った。表４に、ＴＥＭ／ＥＤＸによる粒界の酸化物層の組成の定量分析の結果を示す。なお、マーカー番号を付与しないデータは、他の視野での分析結果である。

粒界には、Ｆｅ基軟磁性合金粒を構成するＦｅ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉの他にＯが確認された。また、潤滑剤として添加したステアリン酸亜鉛に由来するＺｎも確認された。実施例１及び実施例３では、第１ポイントにおいてＦｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＡｌの比率がＦｅ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高く（第１領域）、第２ポイントにおいてＦｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＦｅの比率がＡｌ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高かった（第２領域）。

表４に示していないが、実施例２，４もこれと同様であり、第１ポイントにおいてＦｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＡｌの比率がＦｅ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高く（第１領域）、第２ポイントにおいてＦｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＦｅの比率がＡｌ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高いものであった（第２領域）。一方、比較例２では、図１０および表４に示したように、粒界の分析位置によらずＦｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＡｌの比率がＦｅ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高かった。このような酸化物層に係る構成の違いが、比抵抗にも寄与していると考えられる。

図９（ｂ）は、７５０℃で焼鈍した磁心（実施例３）の断面の他の視野におけるＴＥＭ写真であり、左側にＮＢＤパターンを示してある。粒界の中央部（酸化物層の中央部）と、Ｆｅ基軟磁性合金粒の近傍とで色調が異なる部分が確認される。そのＦｅ基軟磁性合金粒の近傍であって、断面の輪郭として現れる合金粒の表面近傍の第１ポイント（マーカー３）と、粒界の中央部位の第２ポイント（マーカー１、２）とに対し、直径１ｎｍの領域で組成分析を行うとともに、ナノビーム回折によって結晶構造の同定を行った。ナノビーム回折の領域は直径１ｎｍ〜３ｎｍである。表５に、ＴＥＭ／ＥＤＸによる粒界の酸化物層の組成の定量分析と結晶構造の同定の結果を示す。

粒界には、Ｆｅ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ及びＯが確認された。また、潤滑剤として添加したステアリン酸亜鉛に由来するＺｎも確認された。第１ポイントでは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＡｌの比率がＦｅ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高かった（第１領域）。第２ポイントでは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＦｅの比率がＡｌ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高かった（第２領域）。図９（ｂ）に示した粒界は、第２領域を第１領域が包む部分を備えており、第２領域が島状に形成されている。

また、回折パターンを見ると、第１ポイント（ＮＢＤパターン／スポット３）では非晶質状の組織となっていた。マーカー部にハローリングと推察されるパターンが確認されたが、他のスポットも確認された。ここで非晶質状とするのは、結晶化が不十分で微細な結晶粒を含む組織となっているか、全く非晶質であるものの分析試料の厚み方向に存在する領域の影響により他のスポットが確認されたのか、判別ができていないためである。一方、第２ポイント（ＮＢＤパターン／スポット１，２）はＦｅ（ｂｃｃ）で指数付け可能であって、金属となっていると考えられる。このように、第１ポイントと第２ポイントとでは、明確に異なる結晶構造となっていて、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＦｅの比率がＡｌ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高い第２領域には、Ｆｅ（ｂｃｃ）と考えられる部分を含む場合がある。

実施例３の磁心とフェライト磁心を用いて直流重畳特性を比較した。図１１にインダクタンスと直流重畳電流との関係を示す。フェライト磁心は、日立金属株式会社製Ｎｉ系フェライト（材質名；ＮＬ３０Ｓ）を用いた、外形寸法が内径φ８ｍｍ、外径φ１４ｍｍ、厚み５ｍｍの環状磁心を２等分したものであって、その磁路の２カ所にそれぞれ０．５ｍｍの磁気ギャップを設けた。実施例３の磁心にはギャップを設けていない。実施例３の磁心では、フェライト磁心と比べて、大きな直流重畳電流においてインダクタンスの低下が抑えられており、直流重畳特性に優れていた。

（比較例３）
焼鈍雰囲気をＮ_２雰囲気として磁心を作製した。それらの磁心には、表１の合金Ｎｏ．１のＦｅ基軟磁性合金粒（Ｆｅ−４．９２Ａｌ−３．８９Ｃｒ−０．２０Ｓｉ）を用いた。合金粒を前記造粒方法１で造粒した後、金型内に充填し、成形圧を０．７４ＧＰａとして圧縮成形した。さらに、Ｎ_２雰囲気にて、焼鈍温度を７５０℃、保持時間を１時間として成形体を熱処理して磁心を得た。得られた磁心の比抵抗や圧環強度などの諸特性を評価するとともに、ＳＥＭ及びＴＥＭにて組織観察と酸化物層の組成分析を行った。結果を表６〜８及び図１２、１３に示す。表中、増分透磁率μ_Δは直流磁界を１００００Ａ／ｍ印加した場合の値を示している。以降の評価においても同様である。

Ｎ_２雰囲気で焼鈍した磁心（比較例３）では、圧環強度が１０２ＭＰａと低く、比抵抗は短絡状態であり、磁心損失は周波数３００ｋＨｚにおいて７５０ｋＷ／ｍ^３を大きく超えている。

磁心の断面を観察するとともに、各構成元素の分布を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ／ＥＤＸ）を用いて調べた。図１２は比較例３（Ｎ_２雰囲気）の断面観察写真である。

図１３は、磁心断面のＳＥＭ写真と対応視野での元素分布を示すマッピング図である。図１３（ａ）〜（ｄ）は、それぞれ焼鈍をＮ_２雰囲気で行った比較例３のＳＥＭ写真、Ｆｅの分布を示すマッピング図、Ａｌの分布を示すマッピング図、Ｏの分布を示すマッピング図である。

Ｎ_２雰囲気で焼鈍した比較例３の磁心では、Ａｌの濃度がＦｅ基軟磁性合金粒の表面で高くなっている。また、Ｆｅ基軟磁性合金粒の表面（粒界）にはＯが多く、酸化物が形成されていた。このＯの由来は、バインダ中のＯ、Ｎ_２ガス中にわずかに含まれるＯ、あるいは合金中の不純物としてのＯなどが考えられる。

図１４は、Ｎ_２雰囲気で焼鈍した磁心（比較例３）の断面を見たＴＥＭ写真である。ＴＥＭ写真において、上下方向に横断する帯状部が粒界であり、粒界を介して隣り合うように位置し、その粒界よりも明度が低い部分がＦｅ基軟磁性合金粒であるが、粒界（の酸化物層）と合金粒との界面は不明瞭であった。観察視野における粒界の平均厚みは約２４．２ｎｍであった。上述した要領により第１ポイントと第２ポイントとに対して組成の定量分析を行った結果を表８に示す。

粒界には、Ｆｅ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｏ及びＮが確認された。第１ポイントにおいて、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＦｅの比率がＡｌ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高く、第２ポイントにおいて、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＡｌの比率がＦｅ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高く、前述した実施例１，３とは異なる組成分布となっている。このような構成上の相違が、比抵抗や圧環強度の差に影響していると考えられる。

（実施例５〜９）
Ｆｅ基軟磁性合金粒のＳｉの組成量を異ならせた磁心を作製した。それらの磁心には、表１の合金Ｎｏ．２〜６のＦｅ基軟磁性合金粒を用いた。合金粒を前記造粒方法１で造粒した後、金型内に充填し、成形圧を０．７４ＧＰａとして圧縮成形し、大気中で焼鈍温度を７５０℃、保持時間を１時間として熱処理して磁心を得た。得られた磁心の比抵抗や圧環強度などの諸特性を評価した。結果を表９、１０に示す。

Ｆｅ基軟磁性合金中のＳｉ量が増加すると、比抵抗と圧環強度が低下したが、それでも各実施例の磁心では、高い比抵抗と１２０ＭＰａを大きく超える強度が得られた。

これらの磁心の断面を観察するとともに、各構成元素の分布を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ／ＥＤＸ）を用いて調べた。Ｓｉ量の違いによってはＡｌの濃化に顕著な差は確認出来なかった。

図１５は、Ｓｉ量が０．９４質量％の磁心（実施例９）の断面を見たＴＥＭ写真である。帯状部が粒界であり、粒界を介して隣り合うように位置し、その粒界よりも明度が低い部分がＦｅ基軟磁性合金粒である。上述した要領により粒界の第１ポイント（マーカー１）と第２ポイント（マーカー２、マーカー３）と、合金粒内（マーカー４）とに対して組成分析を行った結果を表１１に示す。

実施例９（合金粒中のＳｉ量０．９４質量％）の磁心では、粒界の中央部（酸化物層の中央部）において、他の実施例よりもＣｒが濃化した部分があった。表１１に示していないが、実施例５〜８の組成分析においても、実施例１、３と同様の第１領域と第２領域とが酸化物層に確認されるものであった。

（実施例１０、１１）
Ｆｅ基軟磁性合金粒のＣｒとＡｌの組成量を変えた磁心を作製した。それらの磁心には、表１の合金Ｎｏ．７、８のＦｅ基軟磁性合金粒を用いた。合金粒を前記造粒方法１で造粒した後、金型内に充填し、成形圧を０．７４ＧＰａとして圧縮成形し、大気中で焼鈍温度を７５０℃、保持時間を１時間として熱処理して磁心を得た。得られた磁心の比抵抗や圧環強度などの諸特性を評価した。結果を表１２及び表１３に示す。

Ｃｒ量を８質量％まで増やした実施例１０の磁心では、実施例３の磁心と比べると比抵抗が低下しているものの、１×１０^３Ω・ｍ以上の比抵抗と、１２０ＭＰａを大きく超える強度が得られた。また、Ａｌ量を８質量％まで増やした実施例１１の磁心では、実施例３の磁心と比べて比抵抗が増し、１２０ＭＰａを大きく超える強度が得られた。磁心の断面を観察するとともに、各構成元素の分布を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ／ＥＤＸ）を用いて調べた。いずれの磁心もＡｌの濃度がＦｅ基軟磁性合金粒の表面で高くなっており、また、Ｆｅ基軟磁性合金粒の表面（粒界）にはＯが多く、酸化物が形成されていた。これらの組成分析においても、実施例１、３と同様の第１領域と第２領域とが酸化物層に確認されるものであった。

（参考例１）
電気炉内にて９００℃で１時間保持する熱処理により表面に酸化被膜を付けたＦｅ基軟磁性合金粒を形成し、そのＦｅ基軟磁性合金粒を用いて磁心を作製した。なお、熱処理後のＦｅ基軟磁性合金粒はバルク状に固化しており、成形工程の前に解砕する必要があった。その磁心には、表１の合金Ｎｏ．９のＦｅ基軟磁性合金粒（Ｆｅ−４．９２Ａｌ−３．８９Ｃｒ−０．２０Ｓｉ）を用いた。合金粒を前記造粒方法１で造粒した後、金型内に充填し、成形圧を０．７４ＧＰａとして圧縮成形し、大気中で焼鈍温度を７５０℃、保持時間を１時間として熱処理して磁心を得た。得られた磁心の比抵抗や圧環強度などの諸特性を評価した。結果を表１４及び表１５に示す。

予め熱処理した上記のＦｅ基軟磁性合金粒において、成形圧０．７４ＭＰａでは成形密度が上がらなかったため、初透磁率は著しく低下した。また、磁心損失は、実施例３と同条件では測定できないほどに劣るものであった。さらに、焼鈍前後の密度は実質的に変化が無く、本発明の如く焼鈍によりＦｅ基軟磁性合金粒から酸化物層は自己生成されていないと考えられる。焼鈍後の磁心の強度は、初透磁率の測定において巻線時の応力で割れや欠けが生じる程度に劣るものであった。また、焼鈍後の磁心の占積率は６０％にも満たず、実用に供しえないものとなった。

（参考例２）
合金Ｎｏ．９のＦｅ基軟磁性合金粒を用いて特許文献４に示す放電プラズマ焼結を適用して磁心を作製した。熱処理及び解砕後のＦｅ基軟磁性合金粒を、バインダは添加せずに黒鉛型に充填した後チャンバー内に入れ、圧力５０ＭＰａ、加熱温度９００℃、保持時間５分の条件で放電プラズマ焼結を行った。図１６は、放電プラズマ焼結した磁心の断面を見たＴＥＭ写真である。得られた磁心は、図中、明色に観察されるＦｅ基軟磁性合金粒と、Ｆｅ基軟磁性合金粒の間を埋めて相対的に暗色に観察されるＦｅ酸化物とから成っている。しかし、磁性を有しないＦｅ酸化物が主体となっているため、磁性体としての性能が極端に低下する。また、この製造方法は、製造工程が煩雑になるだけでなく、細かいアトマイズ粉を用いる場合には直接適用できないことも確認された。

（比較例４）
Ｃｒを４．５質量％、Ｓｉを３．５質量％含み、残部がＦｅであるＦｅ−Ｃｒ−Ｓｉ系のＦｅ基軟磁性合金粒を用いて磁心を作製した。この合金粒には、エプソンアトミックス株式会社製ＰＦ−２０Ｆを用いた。合金粒を前記造粒方法１で造粒した後、金型内に充填し、成形圧を０．９１ＧＰａとして圧縮成形し、大気中で焼鈍温度を７００℃とし、保持時間を１時間として熱処理して磁心を得た。得られた磁心の比抵抗や圧環強度などの諸特性を評価した。結果を表１６及び表１７に示す。

この磁心の断面を観察するとともに、各構成元素の分布を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ／ＥＤＸ）を用いて調べた。Ｃｒの濃度がＦｅ基軟磁性合金粒の表面で高くなっており、また、Ｆｅ基軟磁性合金粒の表面（粒界）にはＯが多く、酸化物が形成されていた。また、比抵抗が低く、圧環強度はフェライト磁心と同程度であった。

実施例３と比較例４の磁心について、ＪＩＳ Ｚ２３７１（２０００）に基づいて、５％ＮａＣｌ水溶液を使用し、温度３５℃の条件で塩水噴霧試験を行い、耐食性を評価した。２４時間経過後の状態において、比較例４の磁心に比べて、実施例３の磁心は良好な耐食性を示し、錆の発生はなく、防錆に優れていた。これに対し、比較例４の磁心は、腐食が顕著で、耐食性に関して不十分なものであった。

（実施例１２）
図１７は、角鍔形状の磁心を用いたコイル部品の外観斜視図である。磁心１は、一対の鍔部５０ａ，５０ｂの間に一体の胴部６０を備えており、その形状以外は実施例２と同様の合金及び製法で作製されたものである。一方の鍔部５０ａの一面には、２つの端子電極７０が形成されている。磁心１の比抵抗が１１×１０^３Ω・ｍと高く、磁心１の表面に直接、銀導体ペーストを印刷し焼き付けして端子電極７０を形成している。胴部６０の周りにはエナメル導線が巻かれた巻線８０が配置されているが、図示は省略している。巻線８０の両端部を端子電極７０のそれぞれと熱圧着により接続して、チョークコイルなどの面実装型のコイル部品とした。本実施例の面実装型コイル部品においては、端子電極７０が形成された鍔部面を回路基板への実装面としている。

上記のように比抵抗が高いので、絶縁のための樹脂ケース（ボビンとも呼ばれる）を用いなくても、直接、導線を磁心に敷設できるとともに、巻線を接続する端子電極７０を磁心の表面に形成可能であるため、コイル部品は小型となった。また、コイル部品の実装高さを低く抑えるとともに、安定した実装性を得ることが出来た。導線を磁心の胴部６０の周りに巻く際に、鍔部５０ａ，５０ｂ、あるいは胴部６０に外力が作用しても、磁心１の強度が高いので、容易に破壊することがないコイル部品とすることが出来る。

１ 磁心
２０ Ｆｅ基軟磁性合金粒
３０ 酸化物層
３０ａ 酸化物層の第１領域
３０ｂ 酸化物層の第２領域

Claims (7)

1. Ｆｅ基軟磁性合金粒が粒界を介して繋がった組織を有する磁心であって、
   前記Ｆｅ基軟磁性合金粒がＡｌ、Ｃｒ及びＳｉを含み、隣り合う前記Ｆｅ基軟磁性合金粒を繋ぐ粒界に、少なくともＦｅ、Ａｌ、Ｃｒ及びＳｉを含む酸化物層が形成され、
   前記酸化物層は、質量比で前記Ｆｅ基軟磁性合金粒よりもＡｌを多く含み、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＡｌの比率が Ｆｅ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高い第１領域と、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉの和に対するＦｅの比率がＡｌ、Ｃｒ及びＳｉの各々の比率よりも高い第２領域とを有し、
   前記第１領域が前記Ｆｅ基軟磁性合金粒側にあり、
   走査型電子顕微鏡よる磁心の１０００倍の断面観察像において、最大径が４０μｍ以上のＦｅ基軟磁性合金粒の存在比率が１％以下である磁心。
2. 前記Ｆｅ基軟磁性合金粒の二粒子間の酸化物層は、その平均厚みが１００ｎｍ以下である請求項１に記載の磁心。
3. 前記Ｆｅ基軟磁性合金粒が、Ａｌを３質量％以上且つ１０質量％以下、Ｃｒを３質量％以上且つ１０質量％以下、Ｓｉを０．０５質量％以上且つ１質量％以下で含み、残部がＦｅと不可避不純物よりなる請求項１又は２に記載の磁心。
4. 初透磁率が４０以上（周波数：１００ｋＨｚ）であり、磁心損失Ｐｃｖが７５０ｋＷ／ｍ^３以下（励磁磁束密度：３０ｍＴ、周波数：３００ｋＨｚ）である請求項１〜３のいずれか１項に記載の磁心。
5. 増分透磁率μ_Δが２１．９以上（直流磁界：２００００Ａ／ｍ、周波数：１００ｋＨｚ）である請求項４に記載の磁心。
6. 前記磁心の占積率が８０〜９０％である請求項１〜５のいずれか１項に記載の磁心。
7. 請求項１〜６のいずれか１項に記載の磁心を用い、前記磁心に巻線を施したコイル部品。