JP2019148004A - 軟磁性合金および磁性部品 - Google Patents

Abstract

【課題】高い飽和磁束密度および低い保磁力を両立した優れた軟磁気特性を有する軟磁性合金等の提供。【解決手段】Ｆｅを主成分とし、Ｓｉを含む軟磁性合金１であって、Ｆｅ基ナノ結晶２および非晶質４からなり、Ｆｅ基ナノ結晶２におけるＳｉの平均含有率をＳ１（ａｔ％）、非晶質４におけるＳｉの平均含有率をＳ２（ａｔ％）とする場合においてＳ２−Ｓ１＞０であり、また、組成式（（Ｆｅ（１−（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））ＭａＢｂＳｉｃＰｄＣｒｅＣｕｆ）１−ｇＣｇからなる。Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ，Ｓおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，ＶおよびＷからなる群から選択される１種以上である。ａ〜ｇおよびα，βが特定の範囲内である、軟磁性合金１。【選択図】図１

Description

本発明は、軟磁性合金および磁性部品に関する。

近年、電子・情報・通信機器等において低消費電力化および高効率化が求められている。さらに、低炭素化社会へ向け、上記の要求が一層強くなっている。そのため、電子・情報・通信機器等の電源回路にも、エネルギー損失の低減や電源効率の向上が求められている。そして、電源回路に使用させる磁器素子の磁心には飽和磁束密度の向上およびコアロス（磁心損失）の低減が求められている。コアロスを低減すれば、電力エネルギーのロスが小さくなり、高効率化および省エネルギー化が図られる。

特許文献１には、熱処理により微細な結晶粒を析出させたＦｅ−Ｍ−Ｂ系の軟磁性合金の発明が記載されている。特許文献２には、体心立方構造であり平均粒径が６０ｎｍ以下と小さい結晶粒を含むＦｅ−Ｃｕ−Ｂ系の軟磁性合金の発明が記載されている。

特開２００３−４１３５４号公報 特許第５６６４９３４号

なお、上記の磁心のコアロスを低減する方法として、磁心を構成する磁性体の保磁力を低減することが考えられる。

しかしながら、特許文献１の軟磁性合金は飽和磁束密度が十分に高くない。特許文献２の軟磁性合金は保磁力が十分に低くない。すなわち、いずれの軟磁性合金も軟磁気特性が十分ではない。

本発明は、高い飽和磁束密度および低い保磁力を両立した優れた軟磁気特性を有する軟磁性合金等を提供することを目的とする。

上記の目的を達成するために、本発明に係る軟磁性合金は、
Ｆｅを主成分とし、Ｓｉを含む軟磁性合金であって、
Ｆｅ基ナノ結晶および非晶質からなり、
前記Ｆｅ基ナノ結晶におけるＳｉの平均含有率をＳ１（ａｔ％）、前記非晶質におけるＳｉの平均含有率をＳ２（ａｔ％）とする場合において、
Ｓ２−Ｓ１＞０であることを特徴とし、
前記軟磁性合金は組成式（（Ｆｅ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））}Ｍ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｄＣｒ_ｅＣｕ_ｆ）_１−ｇＣ_ｇからなり、
Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、
Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ，Ｓおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，ＶおよびＷからなる群から選択される１種以上であり、
０≦ａ≦０．１４
０≦ｂ≦０．２０
０＜ｃ≦０．１７
０≦ｄ≦０．１５
０≦ｅ≦０．０４０
０≦ｆ≦０．０３０
０≦ｇ＜０．０３０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
である。

本発明に係る軟磁性合金は、上記の特徴を有することで、高い飽和磁束密度および低い保磁力を両立した優れた軟磁気特性を有する軟磁性合金となる。

本発明に係る軟磁性合金は、Ｓ２−Ｓ１≧２．００であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５．０ｎｍ以上３０ｎｍ以下であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、０．７３≦１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）≦０．９５であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、０≦α｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝（１−ｇ）≦０．４０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、α＝０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、０≦β｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝（１−ｇ）≦０．０３０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、β＝０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、α＝β＝０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、薄帯形状であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、粉末形状であってもよい。

本発明に係る磁性部品は、上記の軟磁性合金からなる。

本実施形態に係る軟磁性合金の断面模式図である。

以下、本発明の実施形態について図面を用いて説明する。

本実施形態に係る軟磁性合金１は、Ｆｅを主成分とし、Ｓｉを含む軟磁性合金である。ここで、Ｆｅを主成分とするとは、軟磁性合金全体に対するＦｅの含有量が７０ａｔ％以上であることを指す。また、Ｓｉの含有量の下限には特に制限はないが、例えばＳｉの含有量が０．１ａｔ％以上であってもよい。

軟磁性合金１は、図１に示すようにＦｅ基ナノ結晶２および非晶質４からなる。

Ｆｅ基ナノ結晶２は、粒径がナノオーダーであり、Ｆｅの結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）である。本実施形態においては、Ｆｅ基ナノ結晶２の平均粒径が５．０ｎｍ以上３０ｎｍ以下であることが好ましい。このようなＦｅ基ナノ結晶２および非晶質４からなる軟磁性合金１は、非晶質４のみからなる場合と比較して飽和磁束密度が高くなり、保磁力が低くなる。

軟磁性合金１にＦｅ基ナノ結晶２が存在すること、および、Ｆｅ基ナノ結晶２の平均粒径は、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた観察で確認することができる。例えば、倍率１．００×１０^５〜３．００×１０^５倍で軟磁性合金１の断面を観察することでＦｅ基ナノ結晶２の有無が確認できる。また、１００個以上のＦｅ基ナノ結晶２の粒径（円相当径）を目視にて測定し、平均することによりＦｅ基ナノ結晶２の平均粒径を算出することができる。さらに、Ｆｅ基ナノ結晶２におけるＦｅの結晶構造がｂｃｃであることはＸ線回折測定（ＸＲＤ）を用いて確認することができる。

また、軟磁性合金１におけるＦｅ基ナノ結晶２の存在割合には特に制限はないが、例えば、軟磁性合金１の断面に占めるＦｅ基ナノ結晶２の面積が２５〜８０％である。

さらに、本実施形態に係る軟磁性合金１は、Ｆｅ基ナノ結晶２におけるＳｉの平均含有率をＳ１（ａｔ％）、非晶質４におけるＳｉの平均含有率をＳ２（ａｔ％）とする場合において、Ｓ２−Ｓ１＞０である。すなわち、本実施形態に係る軟磁性合金１はＦｅ基ナノ結晶２と比較して非晶質４により多くのＳｉが存在する。

Ｓ２−Ｓ１＞０であることにより、さらに軟磁気特性を向上させることができる。すなわち、Ｓ２−Ｓ１≦０である場合と比較して、同一の組成であっても保磁力を同程度に維持したまま飽和磁束密度の向上をもたらすことができる。すなわち、軟磁気特性を向上させることができる。

従来知られているＦｅ基ナノ結晶および非晶質からなる軟磁性合金は、Ｓ２−Ｓ１≦０、すなわち、非晶質よりもＦｅ基ナノ結晶により多くのＳｉが存在していた。本発明者らは、非晶質４により多くのＳｉを存在させることにより、軟磁性合金１の組成を変更せずに飽和磁束密度を向上させて軟磁気特性を向上させることができることを見出した。また、本実施形態においては、Ｓ２−Ｓ１≧２．００であることがより好ましい。

Ｓｉの含有率は、三次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）を用いて測定することができる。

まず、φ１００ｎｍ×２００ｎｍの針状サンプルを準備し、１００ｎｍ×２００ｎｍ×５ｎｍでＦｅの元素マッピングを行う。元素マッピング画像においてＦｅの濃度が高い部分がＦｅ基ナノ結晶２であり、Ｆｅの濃度が低い部分が非晶質４であるとみなすことができる。次にＦｅ基ナノ結晶２を５ｎｍ×５ｎｍ×５ｎｍで組成分析を行うことで、当該測定部位におけるＳｉの含有率を測定することができる。Ｓｉの含有率の測定を５か所で行い、平均することでＳｉの平均含有率Ｓ１を算出することができる。また、非晶質４を５ｎｍ×５ｎｍ×５ｎｍで組成分析を行うことで、当該測定部位におけるＳｉの含有率を測定することができる。Ｓｉの含有率の測定を５か所で行い、平均することでＳｉの平均含有率Ｓ２を算出することができる。

本実施形態に係る軟磁性合金１は組成式（（Ｆｅ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））}Ｍ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｄＣｒ_ｅＣｕ_ｆ）_１−ｇＣ_ｇからなり、
Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、
Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ，Ｓおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，ＶおよびＷからなる群から選択される１種以上であり、
０≦ａ≦０．１４
０≦ｂ≦０．２０
０＜ｃ≦０．１７
０≦ｄ≦０．１５
０≦ｅ≦０．０４０
０≦ｆ≦０．０３０
０≦ｇ＜０．０３０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
である組成を有する。

上記の組成においては、ＦｅおよびＳｉ以外の元素を含有することは必須ではない。また、Ｂの含有量（ｂ）は０．０２８≦ｂ≦０．２０であることが好ましい。Ｓｉの含有量（ｃ）は０．００１≦ｃ≦０．１７であることが好ましい。Ｐの含有量（ｄ）は０≦ｄ≦０．０３０であることが好ましい。Ｃの含有量（ｇ）は０≦ｇ≦０．０２５であることが好ましい。また、Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上であってもよい。

Ｆｅの含有量｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝については、特に制限はないが、０．７３≦｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．９５であることが好ましい。

本実施形態に係る軟磁性合金においては、Ｆｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換してもよい。Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上である。Ｘ１の含有量に関してはα＝０でもよい。すなわち、Ｘ１は含有しなくてもよい。また、Ｘ１の原子数は組成全体の原子数を１００ａｔ％として４０ａｔ％以下であることが好ましい。すなわち、０≦α｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝（１−ｇ）≦０．４０を満たすことが好ましい。

Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ，Ｓおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上である。Ｘ２の含有量に関してはβ＝０でもよい。すなわち、Ｘ２は含有しなくてもよい。また、Ｘ２の原子数は組成全体の原子数を１００ａｔ％として３．０ａｔ％以下であることが好ましい。すなわち、０≦β｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝（１−ｇ）≦０．０３０を満たすことが好ましい。

ＦｅをＸ１および／またはＸ２に置換する置換量の範囲としては、原子数ベースでＦｅの半分以下とする。すなわち、０≦α＋β≦０．５０とする。

上記の組成を有する軟磁性合金は、非晶質からなり、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相を含まない軟磁性合金としやすい。そして、以下に示すように当該軟磁性合金を熱処理する場合には、Ｆｅ基ナノ結晶を析出しやすい。そして、Ｆｅ基ナノ結晶２および非晶質４からなる軟磁性合金は良好な軟磁気特性を有しやすい。

言いかえれば、上記の組成を有する軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶２を析出させた軟磁性合金１の出発原料としやすい。

なお、熱処理前の軟磁性合金は完全に非晶質のみからなっていてもよいが、非晶質および粒径が１５ｎｍ以下である初期微結晶からなり、前記初期微結晶が前記非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有することが好ましい。初期微結晶が非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有することにより、熱処理時にＦｅ基ナノ結晶２を析出させやすくなる。なお、本実施形態では、前記初期微結晶は平均粒径が０．３〜１０ｎｍであることが好ましい。

なお、本実施形態に係る軟磁性合金１は上記以外の元素を不可避的不純物として含んでいてもよい。例えば、軟磁性合金１００重量％に対して１重量％以下、含んでいてもよい。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金１の製造方法について説明する。

本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法には特に限定はない。例えば単ロール法により本実施形態に係る軟磁性合金の薄帯を製造する方法がある。また、薄帯は連続薄帯であってもよい。

単ロール法では、まず、最終的に得られる軟磁性合金に含まれる各金属元素の純金属を準備し、最終的に得られる軟磁性合金と同組成となるように秤量する。そして、各金属元素の純金属を溶解し、混合して母合金を作製する。なお、前記純金属の溶解方法には特に制限はないが、例えばチャンバー内で真空引きした後に高周波加熱にて溶解させる方法がある。なお、母合金と最終的に得られるＦｅ基ナノ結晶からなる軟磁性合金とは通常、同組成となる。

次に、作製した母合金を加熱して溶融させ、溶融金属（溶湯）を得る。溶融金属の温度には特に制限はないが、例えば１２００〜１５００℃とすることができる。

単ロール法においては、主にロール３３の回転速度を調整することで得られる薄帯の厚さを調整することができるが、例えばノズルとロールとの間隔や溶融金属の温度などを調整することでも得られる薄帯の厚さを調整することができる。薄帯の厚さには特に制限はないが、例えば５〜３０μｍとすることができる。

後述する熱処理前の時点では、薄帯は粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が含まれていない非晶質である。非晶質である薄帯に対して後述する熱処理を施すことにより、Ｆｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。

なお、熱処理前の軟磁性合金の薄帯に粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が含まれているか否かを確認する方法には特に制限はない。例えば、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶の有無については、通常のＸ線回折測定により確認することができる。

また、熱処理前の薄帯には、粒径が１５ｎｍ未満の初期微結晶が全く含まれていなくてもよいが、初期微結晶が含まれていることが好ましい。すなわち、熱処理前の薄帯は、非晶質および該非晶質中に存在する該初期微結晶とからなるナノヘテロ構造であることが好ましい。なお、初期微結晶の粒径に特に制限はないが、平均粒径が０．３〜１０ｎｍの範囲内であることが好ましい。

また、上記の初期微結晶の有無および平均粒径の観察方法については、特に制限はないが、例えば、イオンミリングにより薄片化した試料に対して、透過電子顕微鏡を用いて、制限視野回折像、ナノビーム回折像、明視野像または高分解能像を得ることで確認できる。制限視野回折像またはナノビーム回折像を用いる場合、回折パターンにおいて非晶質の場合にはリング状の回折が形成されるのに対し、非晶質ではない場合には結晶構造に起因した回折斑点が形成される。また、明視野像または高分解能像を用いる場合には、倍率１．００×１０^５〜３．００×１０^５倍で目視にて観察することで初期微結晶の有無および平均粒径を観察できる。

ロールの温度、回転速度およびチャンバー内部の雰囲気には特に制限はない。ロールの温度は４〜３０℃とすることが非晶質化のため好ましい。ロールの回転速度は速いほど初期微結晶の平均粒径が小さくなる傾向にあり、２５〜３０ｍ／秒とすることが平均粒径０．３〜１０ｎｍの初期微結晶を得るためには好ましい。チャンバー内部の雰囲気はコスト面を考慮すれば大気中とすることが好ましい。

また、Ｆｅ基ナノ結晶合金を製造するための熱処理条件には特に制限はない。ここで、本実施形態に係る軟磁性合金は、特に熱処理条件を制御することで、上記のＳ１およびＳ２を制御し、Ｓ２−Ｓ１＞０とすることができる。また、Ｓ２−Ｓ１≧１．０７であることが好ましく、Ｓ２−Ｓ１≧２．００であることがより好ましい。また、Ｓ２−Ｓ１の上限は特に存在しないが、例えばＳ２−Ｓ１≦１０とすることができ、Ｓ２−Ｓ１≦６．０９であることが好ましい。

本実施形態に係る熱処理は、特定の保持温度まで加熱させる加熱工程、特定の保持温度を維持する保持工程、および、特定の保持温度から冷却させる冷却工程からなる。ここで、特定の保持温度およびそれに近い温度とする時間を従来よりも短くすることにより、Ｓ２−Ｓ１＞０とすることができる。軟磁性合金の組成等によっても変化するが、具体的には、前記保持工程における保持時間を０分以上１０分未満、好ましくは０分以上５分以下、さらに好ましくは０分以上１分以下とすることにより、Ｓ２−Ｓ１＞０としやすくなる。なお、保持時間０分とは、加熱により保持温度に到達したら直ちに冷却を開始することと同義である。また、軟磁性合金の組成により好ましい熱処理条件は異なる。通常、好ましい保持温度は概ね４００〜６５０℃である。

さらに、加熱工程において３００℃から保持温度までの加熱速度は、２５０℃／分以上とすることが好ましく、５００℃／分以上とすることがさらに好ましい。また、冷却工程において保持温度から３００℃までの冷却速度は、２０℃／分以上とすることが好ましく、４０℃／分以上とすることがさらに好ましい。上記の加熱速度および冷却速度も従来の加熱速度および冷却速度よりも速い範囲となっている。

熱処理において特定の保持温度およびそれに近い温度とする時間を従来よりも短くすることにより、Ｓ２−Ｓ１＞０とすることができる理由は以下の通りであると本発明者らは考えている。

軟磁性合金を加熱することでＦｅ基ナノ結晶を生成させる段階では、Ｆｅ基ナノ結晶にはＳｉが含まれにくく、非晶質により多くのＳｉが含まれやすい。ここで、ＳｉはＦｅ基ナノ結晶に含まれる方が非晶質に含まれるよりもエネルギー的に安定であると考えられる。そして、Ｆｅ基ナノ結晶が生成した後に保持温度およびそれに近い温度でいる間に、非晶質に含まれるＳｉがＦｅ基ナノ結晶に固溶し、Ｆｅ基ナノ結晶におけるＳｉ含有量が非晶質におけるＳｉ含有量よりも高くなる。

したがって、従来のＦｅ基ナノ結晶を含む軟磁性合金はＳ２−Ｓ１≦０となっていた。これに対し、本実施形態に係る軟磁性合金は上記の通り、熱処理において特定の保持温度およびそれに近い温度とする時間を従来よりも短くするためにＳ２−Ｓ１＞０になる。そして、従来のＦｅ基ナノ結晶を含む軟磁性合金よりも優れた軟磁気特性を有する軟磁性合金になる。

組成によっては上記の範囲を外れたところに好ましい熱処理条件が存在する場合もあるが、熱処理において特定の保持温度およびそれに近い温度とする時間を従来よりも短くすることは共通している。また、熱処理時の雰囲気には特に制限はない。大気中のような活性雰囲気下で行ってもよいし、Ａｒガス中のような不活性雰囲気下で行ってもよい。

また、本実施形態に係る軟磁性合金を得る方法として、上記した単ロール法以外にも、例えば水アトマイズ法またはガスアトマイズ法により本実施形態に係る軟磁性合金の粉体を得る方法がある。以下、ガスアトマイズ法について説明する。

ガスアトマイズ法では、上記した単ロール法と同様にして１２００〜１５００℃の溶融合金を得る。その後、前記溶融合金をチャンバー内で噴射させ、粉体を作製する。

このとき、ガス噴射温度を４〜３０℃とし、チャンバー内の蒸気圧を１ｈＰａ以下とすることで、上記の好ましいナノヘテロ構造を得やすくなる。

ガスアトマイズ法で粉体を作製した後に、例えば、保持時間０分以上１０分未満、保持温度４００〜７００℃、加熱速度２０℃／分以上、冷却速度２０℃／分以上で熱処理を行うことで、各粉体同士が焼結し粉体が粗大化することを防ぎつつ元素の拡散を促し、熱力学的平衡状態に短時間で到達させることができ、歪や応力を除去することができ、平均粒径が１０〜５０ｎｍのＦｅ基軟磁性合金を得やすくなる。さらに、当該軟磁性合金はＳ２−Ｓ１＞０となる。

以上、本発明の一実施形態について説明したが、本発明は上記の実施形態に限定されない。

本実施形態に係る軟磁性合金の形状には特に制限はない。上記した通り、薄帯形状や粉末形状が例示されるが、それ以外にもブロック形状等も考えられる。

本実施形態に係る軟磁性合金（Ｆｅ基ナノ結晶合金）の用途には特に制限はない。例えば、磁性部品が挙げられ、その中でも特に磁心が挙げられる。インダクタ用、特にパワーインダクタ用の磁心として好適に用いることができる。本実施形態に係る軟磁性合金は、磁心の他にも薄膜インダクタ、磁気ヘッドにも好適に用いることができる。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金から磁性部品、特に磁心およびインダクタを得る方法について説明するが、本実施形態に係る軟磁性合金から磁心およびインダクタを得る方法は下記の方法に限定されない。また、磁心の用途としては、インダクタの他にも、トランスおよびモータなどが挙げられる。

薄帯形状の軟磁性合金から磁心を得る方法としては、例えば、薄帯形状の軟磁性合金を巻き回す方法や積層する方法が挙げられる。薄帯形状の軟磁性合金を積層する際に絶縁体を介して積層する場合には、さらに特性を向上させた磁芯を得ることができる。

粉末形状の軟磁性合金から磁心を得る方法としては、例えば、適宜バインダと混合した後、金型を用いて成形する方法が挙げられる。また、バインダと混合する前に、粉末表面に酸化処理や絶縁被膜等を施すことにより、比抵抗が向上し、より高周波帯域に適合した磁心となる。

成形方法に特に制限はなく、金型を用いる成形やモールド成形などが例示される。バインダの種類に特に制限はなく、シリコーン樹脂が例示される。軟磁性合金粉末とバインダとの混合比率にも特に制限はない。例えば軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜１０質量％のバインダを混合させる。

例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜５質量％のバインダを混合させ、金型を用いて圧縮成形することで、占積率（粉末充填率）が７０％以上、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．４５Ｔ以上、かつ比抵抗が１Ω・ｃｍ以上である磁心を得ることができる。上記の特性は、一般的なフェライト磁心と同等以上の特性である。

また、例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜３質量％のバインダを混合させ、バインダの軟化点以上の温度条件下の金型で圧縮成形することで、占積率が８０％以上、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．９Ｔ以上、かつ比抵抗が０．１Ω・ｃｍ以上である圧粉磁心を得ることができる。上記の特性は、一般的な圧粉磁心よりも優れた特性である。

さらに、上記の磁心を成す成形体に対し、歪取り熱処理として成形後に熱処理することで、さらにコアロスが低下し、有用性が高まる。なお、磁心のコアロスは、磁心を構成する磁性体の保磁力を低減することで低下する。

また、上記磁心に巻線を施すことでインダクタンス部品が得られる。巻線の施し方およびインダクタンス部品の製造方法には特に制限はない。例えば、上記の方法で製造した磁心に巻線を少なくとも１ターン以上巻き回す方法が挙げられる。

さらに、軟磁性合金粒子を用いる場合には、巻線コイルが磁性体に内蔵されている状態で加圧成形し一体化することでインダクタンス部品を製造する方法がある。この場合には高周波かつ大電流に対応したインダクタンス部品を得やすい。

さらに、軟磁性合金粒子を用いる場合には、軟磁性合金粒子にバインダおよび溶剤を添加してペースト化した軟磁性合金ペースト、および、コイル用の導体金属にバインダおよび溶剤を添加してペースト化した導体ペーストを交互に印刷積層した後に加熱焼成することで、インダクタンス部品を得ることができる。あるいは、軟磁性合金ペーストを用いて軟磁性合金シートを作製し、軟磁性合金シートの表面に導体ペーストを印刷し、これらを積層し焼成することで、コイルが磁性体に内蔵されたインダクタンス部品を得ることができる。

ここで、軟磁性合金粒子を用いてインダクタンス部品を製造する場合には、最大粒径が篩径で４５μｍ以下、中心粒径（Ｄ５０）が３０μｍ以下の軟磁性合金粉末を用いることが、優れたＱ特性を得る上で好ましい。最大粒径を篩径で４５μｍ以下とするために、目開き４５μｍの篩を用い、篩を通過する軟磁性合金粉末のみを用いてもよい。

最大粒径が大きな軟磁性合金粉末を用いるほど高周波領域でのＱ値が低下する傾向があり、特に最大粒径が篩径で４５μｍを超える軟磁性合金粉末を用いる場合には、高周波領域でのＱ値が大きく低下する場合がある。ただし、高周波領域でのＱ値を重視しない場合には、バラツキの大きな軟磁性合金粉末を使用可能である。バラツキの大きな軟磁性合金粉末は比較的安価で製造できるため、バラツキの大きな軟磁性合金粉末を用いる場合には、コストを低減することが可能である。

以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。

（実験例１）
下表に示す各実施例および比較例の合金組成となるように原料金属を秤量し、高周波加熱にて溶解し、母合金を作製した。

その後、作製した母合金を加熱して溶融させ、１３００℃の溶融状態の金属とした後に、大気中において２０℃のロールを下表に示す回転速度で用いた単ロール法により前記金属をロールに噴射させ、薄帯を作成した。回転速度の記載がない実施例および比較例では回転速度３０ｍ／ｓｅｃ．とした。薄帯の厚さ２０〜２５μｍ、薄帯の幅約１５ｍｍ、薄帯の長さ約１０ｍとした。

得られた各薄帯に対してＸ線回折測定を行い、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶の有無を確認した。そして、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が存在しない場合には非晶質相からなるとし、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が存在する場合には結晶相からなるとした。

その後、各実施例および比較例の薄帯に対し、下表１に示す条件で熱処理を行った。各実施例および比較例では、３００℃から熱処理温度までの加熱速度、熱処理時間、および、熱処理温度から３００℃までの冷却速度を変化させている。この際に、熱処理温度を４５０℃、５００℃、５５０℃、６００℃および６５０℃の５段階に変化させて一つの実施例および比較例につき５回の試験を行った。そして、最も保磁力が小さくなった場合の熱処理温度を当該組成および熱処理条件における最適な熱処理温度とした。下表１に記載された試験結果は最適な熱処理温度で実施した場合の試験結果である。

熱処理後の各薄帯における結晶構造をＸ線回折測定（ＸＲＤ）、および透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた観察で確認した。そして、各薄帯における結晶構造がｂｃｃであるＦｅ基ナノ結晶の平均粒径を測定し、全ての実施例および比較例においてＦｅ基ナノ結晶の平均粒径が５．０ｎｍ以上３０ｎｍ以下であることを確認した。さらに、３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）によりＦｅ基ナノ結晶におけるＳｉの平均含有率Ｓ１（ａｔ％）、および非晶質におけるＳｉの平均含有率Ｓ２（ａｔ％）を測定した。

さらに、各実施例および比較例の飽和磁束密度Ｂｓおよび保磁力Ｈｃを測定した。飽和磁束密度は振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁場１０００ｋＡ／ｍで測定した。保磁力は直流ＢＨトレーサーを用いて磁場５ｋＡ／ｍで測定した。結果を表１に示す。

表１より、保持時間を通常よりも短く制御し、加熱速度および冷却速度を通常よりも早く制御することでＳ２−Ｓ１＞０とした実施例は、同一の組成であるがＳ２−Ｓ１＜０である比較例と比べて軟磁気特性が向上した。

（実験例２）
下表に示す各実施例および比較例の合金組成となるように原料金属を秤量し、熱処理温度４５０〜６５０℃に、３００℃から熱処理温度までの加熱速度を２５０℃／分、保持時間を１分、熱処理温度から３００℃までの冷却速度を４０℃／分に固定した点以外は実験例１と同様にして軟磁性合金を作製した。なお、実験例２では飽和磁束密度は１．４０Ｔ以上を良好とし、保磁力は７．０Ａ／ｍ以下を良好とした。

上記全ての実施例の軟磁性合金はＦｅ基ナノ結晶および非晶質からなり、Ｓ１−Ｓ２＞０となっていることを確認した。さらに、Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径を測定し、全ての実施例および比較例においてＦｅ基ナノ結晶の平均粒径が５．０ｎｍ以上３０ｎｍ以下であることを確認した。

表２はＭの含有量（ａ）を変化させた実施例を記載したものである。０≦ａ≦０．１４を満たす各実施例は飽和磁束密度および保磁力が良好であった。

表３はＢの含有量（ｂ）を変化させた実施例を記載したものである。０≦ｂ≦０．２０を満たす各実施例は飽和磁束密度および保磁力が良好であった。

表４は本願発明の範囲内でＭの含有量（ａ）またはＢの含有量（ｂ）を変化させ、さらに、Ｓｉの含有量（ｃ）およびＣの含有量（ｇ）を同時に変化させた実施例を記載したものである。各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は飽和磁束密度および保磁力が良好であった。

表５はＳｉの含有量（ｃ）および／またはＣの含有量（ｇ）を変化させた実施例を記載したものである。各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は飽和磁束密度および保磁力が良好であった。

表６は実施例９からＭの種類を変化させた実施例を記載したものである。Ｍの種類を変化させても各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は飽和磁束密度および保磁力が良好であった。特にＮｂ，ＨｆまたはＺｒを用いた場合に飽和磁束密度が向上する傾向にあった。

表７はＭとして２種類の元素を用いた実施例を記載したものである。Ｍの種類を変化させても各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は飽和磁束密度および保磁力が良好であった。特にＮｂ，ＨｆおよびＺｒから２種類の元素を選択して用いた場合に飽和磁束密度が向上する傾向にあった。

表８はＭとして３種類の元素を用いた実施例を記載したものである。Ｍの種類を変化させても各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は飽和磁束密度および保磁力が良好であった。特にＮｂ，ＨｆおよびＺｒから２種類以上の元素を選択して用い、Ｍ全体に占めるＮｂ，ＨｆおよびＺｒの割合が５０ａｔ％を超えた場合に飽和磁束密度が向上する傾向にあった。

表９の実施例７１〜８１はＰの含有量（ｄ）またはＣｕの含有量（ｆ）を変化させた実施例を記載したものである。表９の実施例８１ａ〜８１ｅはＰの含有量（ｄ）に加えてさらにＢの含有量（ｂ）を変化させた実施例である。表９の実施例８２〜８５はＣｒの含有量（ｅ）を変化させ、同時に、Ｍの含有量（ａ）、Ｂの含有量（ｂ）および／またはＣｕの含有量（ｆ）を変化させたものである。各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は飽和磁束密度および保磁力が良好であった。

表１０は実施例２８についてＦｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換した実施例を記載したものである。Ｆｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換しても良好な特性を示した。

１ 軟磁性合金
２ Ｆｅ基ナノ結晶
４ 非晶質

Claims (12)

1. Ｆｅを主成分とし、Ｓｉを含む軟磁性合金であって、
   Ｆｅ基ナノ結晶および非晶質からなり、
   前記Ｆｅ基ナノ結晶におけるＳｉの平均含有率をＳ１（ａｔ％）、前記非晶質におけるＳｉの平均含有率をＳ２（ａｔ％）とする場合において、
   Ｓ２−Ｓ１＞０であることを特徴とし、
   前記軟磁性合金は組成式（（Ｆｅ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））}Ｍ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｄＣｒ_ｅＣｕ_ｆ）_１−ｇＣ_ｇからなり、
   Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、
   Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ，Ｓおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
   ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，ＶおよびＷからなる群から選択される１種以上であり、
   ０≦ａ≦０．１４
   ０≦ｂ≦０．２０
   ０＜ｃ≦０．１７
   ０≦ｄ≦０．１５
   ０≦ｅ≦０．０４０
   ０≦ｆ≦０．０３０
   ０≦ｇ＜０．０３０
   α≧０
   β≧０
   ０≦α＋β≦０．５０
   である軟磁性合金。
2. Ｓ２−Ｓ１≧２．００である請求項１に記載の軟磁性合金。
3. 前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５．０ｎｍ以上３０ｎｍ以下である請求項１または２に記載の軟磁性合金。
4. ０．７３≦１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）≦０．９５である請求項１〜３のいずれかに記載の軟磁性合金。
5. ０≦α｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝（１−ｇ）≦０．４０である請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性合金。
6. α＝０である請求項１〜５のいずれかに記載の軟磁性合金。
7. ０≦β｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝（１−ｇ）≦０．０３０である請求項１〜６のいずれかに記載の軟磁性合金。
8. β＝０である請求項１〜７のいずれかに記載の軟磁性合金。
9. α＝β＝０である請求項１〜８のいずれかに記載の軟磁性合金。
10. 薄帯形状である請求項１〜９のいずれかに記載の軟磁性合金。
11. 粉末形状である請求項１〜９のいずれかに記載の軟磁性合金。
12. 請求項１〜１１のいずれかに記載の軟磁性合金からなる磁性部品。

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