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TWI441929B - Fe-based amorphous alloy powder, and a powder core portion using the Fe-based amorphous alloy, and a powder core - Google Patents

Fe-based amorphous alloy powder, and a powder core portion using the Fe-based amorphous alloy, and a powder core Download PDF

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Publication number
TWI441929B
TWI441929B TW100147805A TW100147805A TWI441929B TW I441929 B TWI441929 B TW I441929B TW 100147805 A TW100147805 A TW 100147805A TW 100147805 A TW100147805 A TW 100147805A TW I441929 B TWI441929 B TW I441929B
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TW
Taiwan
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atom
powder
amorphous alloy
based amorphous
addition amount
Prior art date
Application number
TW100147805A
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English (en)
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TW201237190A (en
Inventor
Keiko Tsuchiya
Jun Okamoto
Hisato Koshiba
Original Assignee
Alps Green Devices Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
Application filed by Alps Green Devices Co Ltd filed Critical Alps Green Devices Co Ltd
Publication of TW201237190A publication Critical patent/TW201237190A/zh
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Description

Fe基非晶質合金粉末、及使用前述Fe基非晶質合金末之壓粉芯部、與線圈封入之壓粉芯部
本發明例如關於一種變壓器或電源用扼流線圈等之壓粉芯部及適用於線圈封入之壓粉芯部之Fe基非晶質合金粉末。
對於適用於電子零件等中之壓粉芯部或線圈封入之壓粉芯部，隨著近年來之高頻化或高電流化，而要求優異之直流重疊特性或較低之磁芯損耗。
且說，對於藉由結著材使Fe基非晶質合金粉末成形為目標形狀而成之壓粉芯部，為了緩和Fe基非晶質合金粉末之粉末形成時之應力應變或壓粉芯部成形時之應力應變，而於成形芯部後實施熱處理。
考慮到被覆導線或結著材等之耐熱性，實際對芯部成形體所實施之熱處理溫度無法設定到那般高之溫度，因此必須將Fe基非晶質合金粉末之玻璃轉移溫度(Tg)抑制得較低。與此同時，必須提高耐蝕性而具備優異之磁性特性。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開2007-231415號公報
[專利文獻2]日本專利特開2008-520832號公報
[專利文獻3]日本專利特開2009-174034號公報
[專利文獻4]日本專利特開2005-307291號公報
[專利文獻5]日本專利特開2009-54615號公報
[專利文獻6]日本專利特開2009-293099號公報
[專利文獻7]日本專利特開昭63-117406號公報
[專利文獻8]美國專利申請公開第2007/0258842號說明書
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備較低之玻璃轉移溫度(Tg)及優異之耐蝕性且具有較高之磁導率與較低之磁芯損耗的壓粉芯部或線圈封入之壓粉芯部用之Fe基非晶質合金粉末。
本發明中之Fe基非晶質合金粉末之特徵在於：組成式係以(Fe100-a-b-c-x-y-z-t Nia Snb Crc Px Cy Bz Sit )100- αMα表示，0原子%≦a≦10原子%、0原子%≦b≦3原子%、0原子%≦c≦6原子%、6.8原子%≦x≦10.8原子%、2.2原子%≦y≦9.8原子%、0原子%≦z≦4.2原子%、0原子%≦t≦3.9原子%，金屬元素M係選自Ti、Al、Mn、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中之至少1種，金屬元素M之添加量α為0.04重量%≦α≦0.6重量%。
為了獲得較低之玻璃轉移溫度(Tg)，必須將Si或B之添加量抑制得較低。另一方面，由於Si量之減少會導致耐蝕性變得容易降低，故而於本發明中，藉由少量添加活性較高之金屬元素M，可於粉末表面穩定地形成較薄之鈍態層，從而可提高耐蝕性，獲得優異之磁性特性。於本發明中，藉由添加金屬元素M，可使粉末之粒子形狀之縱橫比大於球狀(縱橫比=1)之縱橫比，從而可有效地提高芯部之磁導率μ。如上所述，於本發明中，可製成於具備較低之玻璃轉移溫度(Tg)之同時具備優異之耐蝕性且具有較高之磁導率與較低之磁芯損耗的Fe基非晶質合金粉末。
於本發明中，較佳為B之添加量z為0原子%≦z≦2原子%，Si之添加量t為0原子%≦t≦1原子%，B之添加量z與Si之添加量t之和z+t為0原子%≦z+t≦2原子%。藉此，可更有效地實現玻璃轉移溫度(Tg)之降低。
又，於本發明中，於添加B與Si兩者之情形時，較佳為B之添加量z大於Si之添加量t。藉此，可有效地實現玻璃轉移溫度(Tg)之降低。
又，於本發明中，金屬元素M之添加量α較佳為0.1重量%≦α≦0.6重量%。藉此，可穩定地獲得較高之磁導率μ。
又，於本發明中，金屬元素M較佳為至少包含Ti。藉此，可有效地於粉末表面穩定地形成較薄之鈍態層，從而可獲得優異之磁性特性。
又，於本發明中，金屬元素M亦可設為包含Ti、Al及Mn之形態。
又，於本發明中，較佳為僅添加Ni與Sn中之任一者。
又，於本發明中，Ni之添加量a較佳為處於0原子%≦a≦6原子%之範圍內。藉此，可穩定地獲得較高之換算玻璃化溫度(Tg/Tm)及Tx/Tm，從而可提高非晶質形成能力。
又，於本發明中，Sn之添加量b較佳為處於0原子%≦b≦2原子%之範圍內。若增加Sn量，則會使粉末之O2 濃度增加而導致耐蝕性降低，因此為了抑制耐蝕性之降低，且為了提高非晶質性形成能力，較佳為將Sn之添加量b設為2原子%以下。
又，於本發明中，Cr之添加量c較佳為處於0原子%≦c≦2原子%之範圍內。藉此，可有效地且穩定地降低玻璃轉移溫度(Tg)。
又，於本發明中，P之添加量x較佳為處於8.8原子%≦x≦10.8原子%之範圍內。藉此，可降低熔點(Tm)，即便藉由低Tg化，亦可提高換算玻璃化溫度(Tg/Tm)，從而可提高非晶質性形成能力。
又，於本發明中，較佳為滿足0原子%≦a≦6原子%、0原子%≦b≦2原子%、0原子%≦c≦2原子%、8.8原子%≦x≦10.8原子%、2.2原子%≦y≦9.8原子%、0原子%≦z≦2原子%、0原子%≦t≦1原子%、0原子%≦z+t≦2原子%、0.1重量%≦α≦0.6重量%。
又，於本發明中，粉末之縱橫比較佳為大於1且1.4以下。藉此，可提高芯部之磁導率μ。
又，於本發明中，粉末之縱橫比較佳為1.2以上且1.4以下。藉此，可穩定地提高芯部之磁導率μ。
又，於本發明中，金屬元素M之濃度較佳為自粉末內部向粉末表面層變高。於本發明中，藉由少量添加活性較高之金屬元素M，可使金屬元素M凝集於粉末表面層而形成鈍態層。
又，於本發明中，於組成元素中包含Si之情形時，較佳為前述粉末表面層中之金屬元素M之濃度高於Si之濃度。若為金屬元素M之添加量α為0、或添加量α少於本發明之形態，則Si濃度於粉末表面變高。此時，鈍態層之厚度容易變得厚於本發明。相對於此，於本發明中，於將Si之添加量抑制為3.9原子%以下(Fe-Ni-Cr-P-C-Si中之添加量)之基礎上，於0.04重量%以上且0.6重量%以下之範圍內向合金粉末中添加活性較高之金屬元素M，藉此可使金屬元素M凝集於粉末表面而與Si或O一併形成較薄之鈍態層，從而可獲得優異之磁性特性。
又，本發明中之壓粉芯部之特徵在於：其係藉由結著材使上述所記載之Fe基非晶質合金粉末之粉末固化成形而成。
於本發明中，於前述壓粉芯部中，由於可降低Fe基非晶質合金粉末之最佳熱處理溫度，故而可於未達結著材之耐熱溫度之熱處理溫度下適當地緩和應力應變，可提高壓粉芯部之磁導率μ，同時亦可降低磁芯損耗，因此可以較少之圈數獲得所期望之較高之電感，從而亦可抑制發熱壓粉芯部之發熱或銅損。
又，本發明中之線圈封入之壓粉芯部之特徵在於：其係具有藉由結著材使上述所記載之Fe基非晶質合金粉末之粉末固化成形而成之壓粉芯部、與由前述壓粉芯部所包覆之線圈而成。於本發明中，可降低芯部之最佳熱處理溫度，從而可實現磁芯損耗之降低。於該情形時，線圈較佳為使用扁立繞法線圈。若使用扁立繞法線圈，則可使用線圈導體之剖面積較大之扁立繞法線圈，因此可減小直流電阻RDc，從而可抑制發熱及銅損。
根據本發明之Fe基非晶質合金粉末，於具備較低之玻璃轉移溫度(Tg)之同時具備優異之耐蝕性且具有較高之磁性特性。
又，根據本發明之使用前述Fe基非晶質合金粉末之粉末的壓粉芯部或線圈封入之壓粉芯部，可降低芯部之最佳熱處理溫度，又，可提高磁導率μ，實現磁芯損耗之降低。
本實施形態中之Fe基非晶質合金粉末之組成式係以(Fe100-a-b-c-x-y-z-t Nia Snb Crc Px Cy Bz Sit )100- αMα表示，0原子%≦a≦10原子%、0原子%≦b≦3原子%、0原子%≦c≦6原子%、6.8原子%≦x≦10.8原子%、2.2原子%≦y≦9.8原子%、0原子%≦z≦4.2原子%、0原子%≦t≦3.9原子%，金屬元素M係選自Ti、Al、Mn、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中之至少1種，金屬元素M之添加量α為0.04重量%≦α≦0.6重量%。
如上所述，本實施形態之Fe基非晶質合金粉末係添加作為主成分之Fe、與Ni、Sn、Cr、P、C、B、Si(其中，Ni、Sn、Cr、B、Si之添加為任意)及金屬元素M而成之軟磁性合金。
又，為了進一步提高飽和磁束密度、或調整磁應變，本實施形態之Fe基非晶質合金粉末亦可藉由芯部成形時之熱處理而形成主相之非晶質相與α-Fe結晶相之混相組織。α-Fe結晶相為bcc構造。
於本實施形態中，儘可能減少B之添加量及Si之添加量而實現低Tg化，同時藉由少量添加活性較高之金屬元素M而提高由Si之添加量之減少引起之引起劣化之耐蝕性。
以下，首先對各組成元素於Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中所占之添加量進行說明。
本實施形態之Fe基非晶質合金粉末中所包含之Fe之添加量於上述組成式中、即Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中，係以(100-a-b-c-x-y-z-t)表示，於下述實驗中、即Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中處於65.9原子%~77.4原子%左右之範圍內。如此藉由使Fe之添加量較高，可獲得較高之磁化。
Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中所包含之Ni之添加量a係規定於0原子%≦a≦10原子%之範圍內。藉由添加Ni可使玻璃轉移溫度(Tg)較低，且可將換算玻璃化溫度(Tg/Tm)、Tx/Tm維持於較高值。此處，Tm為熔點，Tx為結晶化初始溫度。即便將Ni之添加量a增大至10原子%左右亦可獲得非晶質。然而，若Ni之添加量a超過6原子%，則換算玻璃化溫度(Tg/Tm)、及Tx/Tm降低，非晶質形成能力降低，因此於本實施形態中，Ni之添加量a較佳為處於0原子%≦a≦6原子%之範圍內，進而若設為4原子%≦a≦6原子%之範圍內，則可穩定地獲得較低之玻璃轉移溫度(Tg)、及較高之換算玻璃化溫度(Tg/Tm)與Tx/Tm。
Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中所包含之Sn之添加量b係規定於0原子%≦b≦3原子%之範圍內。即便將Sn之添加量b增大至3原子%左右亦可獲得非晶質。然而，添加Sn會使合金粉末中之氧濃度增加，且添加Sn會使耐蝕性容易降低。因此，將Sn之添加量抑制為所需之最小限度。又，若將Sn之添加量b設為3原子%左右，則Tx/Tm較大地降低，非晶質形成能力降低，因此將Sn之添加量b之較佳之範圍設定為0≦b≦2原子%。又，Sn之添加量b處於1原子%≦b≦2原子%之範圍內可確保較高之Tx/Tm，故而更佳。
且說，於本實施形態中，較佳為不向Fe基非晶質合金粉末中添加Ni與Sn兩者、或僅添加Ni或Sn中之任一者。藉此，不僅可獲得較低之玻璃轉移溫度(Tg)、及較高之換算玻璃化溫度(Tg/Tm)，而且可進一步有效地提高磁化且可提高耐蝕性。
Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中所包含之Cr之添加量c係規定於0原子%≦c≦6原子%之範圍內。Cr可促進於粉末表面之鈍態層之形成、且可提高Fe基非晶質合金粉末之耐蝕性。例如使用水霧法製作Fe基非晶質合金粉末時，可防止於合金熔液直接接觸水時、進而水霧法後之Fe基非晶質合金粉末之乾燥步驟中所發生之產生腐蝕部分。另一方面，由於Cr之添加導致玻璃轉移溫度(Tg)變高，且飽和磁化Is降低，故而有效的是將Cr之添加量c抑制為所需之最小限度。尤其是若將Cr之添加量c設定為0原子%≦c≦2原子%之範圍內，則可將玻璃轉移溫度(Tg)維持為較低，故而較佳。
進而，更佳為將Cr之添加量c調整於1原子%≦c≦2原子%之範圍內。如此，可實現良好之耐蝕性，同時將玻璃轉移溫度(Tg)維持為較低，且可維持較高之磁化。
Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中所包含之P之添加量x係規定於6.8原子%≦x≦10.8原子%之範圍內。又，Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中所包含之C之添加量y係規定於2.2原子%≦y≦9.8原子%之範圍內。藉由將P及C之添加量規定於上述範圍內，可獲得非晶質。
又，於本實施形態中，雖然降低Fe基非晶質合金粉末之玻璃轉移溫度(Tg)，同時提高成為非晶質形成能力之指標之換算玻璃化溫度(Tg/Tm)，但為了藉由玻璃轉移溫度(Tg)之降低而提高換算玻璃化溫度(Tg/Tm)，必須降低熔點(Tm)。
於本實施形態中，尤其是藉由將P之添加量x調整於8.8原子%≦x≦10.8原子%之範圍內，可有效地降低熔點(Tm)，從而可提高換算玻璃化溫度(Tg/Tm)。
通常，已知於半金屬中P為易於使磁化降低之元素，為了獲得較高之磁化，必須將添加量減少至某程度。除此以外，若將P之添加量x設為10.8原子%，則成為Fe-P-C之三元合金之共晶組成(Fe79.4 P10.8 C9.8 )附近，因此添加超過10.8原子%之P會導致熔點(Tm)之上升。因此，較理想為將P之添加量之上限設為10.8原子%。另一方面，如上所述，為了有效地降低熔點(Tm)而提高換算玻璃化溫度(Tg/Tm)，較佳為添加8.8原子%以上之P。
又，較佳為將C之添加量y調整於5.8原子%≦y≦8.8原子%之範圍內。藉此，可有效地降低熔點(Tm)，而可提高換算玻璃化溫度(Tg/Tm)，且可將磁化維持為較高值。
Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中所包含之B之添加量z係規定於0原子%≦z≦4.2原子%之範圍內。又，Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中所包含之Si之添加量t係規定於0原子%≦t≦3.9原子%之範圍內。
Si及B之添加有利於非晶質形成能力之提高，但會使玻璃轉移溫度(Tg)變得容易上升，因此於本實施形態中，為了儘可能地降低玻璃轉移溫度(Tg)，而將Si、B及Si+B之添加量抑制為所需之最小限度。具體而言，將Fe基非晶質合金粉末之玻璃轉移溫度(Tg)設定為740 K(克耳文)以下。
又，於本實施形態中，將B之添加量z設定為0原子%≦z≦2原子%之範圍內，又，藉由將Si之添加量t設定為0原子%≦t≦1原子%之範圍內，進而將(B之添加量z+Si之添加量t)設定為0原子%≦z+t≦2原子%之範圍內，可將玻璃轉移溫度(Tg)抑制為710 K以下。
於向Fe基非晶質合金粉末中添加B與Si兩者之實施形態中，較佳為於上述組成範圍內使B之添加量z大於Si之添加量t。藉此，可穩定地獲得較低之玻璃轉移溫度(Tg)。
如此，於本實施形態中，為了促進低Tg化，而儘可能地減少Si之添加量，並藉由少量添加金屬元素M而提高由Si添加量之減少引起劣化之耐蝕性。
金屬元素M係選自Ti、Al、Mn、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中之至少1種而成。
金屬元素M之添加量α係於組成式中以(Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si)100- αMα表示，添加量α較佳為0.04重量%以上且0.6重量%以下。
藉由少量添加活性較高之金屬元素M，而於藉由水霧法進行製作時，於粉末成為球狀之前在粉末表面形成鈍態層，而以縱橫比大於球狀(縱橫比=1)之狀態凝固。如此可使粉末成為縱橫比不同於球狀之若干較大之形狀，從而可提高芯部之磁導率μ。具體而言，於本實施形態中，可將粉末之縱橫比設定為大於1且1.4以下，較佳為設定為1.1以上且1.4以下。
此處所謂縱橫比，係表示於圖3所示之粉末中長徑d與短徑e之比(d/e)。例如可藉由粉末之二維投影圖而求出縱橫比(d/e)。長徑d為最長之部分，短徑e為與長徑d正交之方向且最短之部分。
若縱橫比變得過大，芯部中所占之Fe基非晶質合金粉末之密度變小，結果磁導率μ降低，因此於本實施形態中，根據下述實驗結果而將縱橫比設定為大於0(較佳為1.1以上)且1.4以下。藉此，可使芯部之100 MHz下之磁導率μ成為例如60以上。
又，金屬元素M之添加量α較佳為處於0.1重量%以上且0.6重量%以下之範圍內。可將粉末之縱橫比設定為1.2以上且1.4以下，藉此可於100 MHz下穩定地獲得60以上之磁導率μ。
金屬元素M適宜為至少包含Ti。如此，可有效地於粉末表面穩定地形成較薄之鈍態層，可將粉末之縱橫比適當地調整於大於1且1.4以下之範圍內，可獲得優異之磁性特性。
或者，金屬元素M亦可設為包含Ti、Al及Mn之構成。
於本實施形態中，金屬元素M之濃度自圖3所示之粉末內部5向粉末表面層6變高。於本實施形態中，藉由少量添加活性較高之金屬元素M，而金屬元素M於粉末表面層6凝集，從而可與Si或O一併形成鈍態層。
於本實施形態中，將金屬元素M設定為0.04重量%以上0.6重量%以下之範圍內，藉由下述實驗可知若將金屬元素M之添加量設為0、或將金屬元素M之添加量設為未達0.04重量%，則於粉末表面層6上Si濃度變得高於金屬元素M。此時，鈍態層之膜厚容易變得厚於本實施形態。相對於此，於本實施形態中，將Si之添加量(Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中)設為3.9原子%以下，於0.04重量%以上且0.6重量%以下之範圍內添加活性較高之金屬元素M，藉此可使金屬元素M較Si而更多地凝集於粉末表面層6。金屬元素M與Si、O一併於粉末表面層6形成鈍態層，於本實施形態中，與將金屬元素M設為未達0.04重量%之情形相比，可較薄地形成鈍態層，可獲得優異之磁性特性。
再者，本實施形態中之Fe基非晶質合金粉末之組成可利用ICP-MS(Inductively Coupled Plasma-Mass Spectrometry，高頻感應耦合電漿質譜儀)等而測定。
於本實施形態中，秤量包含上述組成式之Fe基非晶質合金，加以熔解，利用水霧法等分散熔液，進行急冷凝固而獲得Fe基非晶質合金粉末。於本實施形態中，由於可於Fe基非晶質合金粉末之粉末表面層6上形成較薄之鈍態層，故而可抑制於粉末製造步驟中金屬成分之一部分受腐蝕，抑制粉末及將該等壓粉成形而成之壓粉磁心之特性劣化。
並且，本實施形態中之Fe基非晶質合金粉末適用於例如利用結著材固化成形而成之圖1所示之圓環狀之壓粉芯部1或圖2所示之線圈封入之壓粉芯部2。
圖2(a)、(b)所示之線圈封入之芯部(電感器元件)2係具有壓粉芯部3、與由前述壓粉芯部3所包覆之線圈4而構成。Fe基非晶質合金粉末於芯部中多數個存在，各Fe基非晶質合金粉末間利用前述結著材而成為絕緣之狀態。
又，作為前述結著材，可列舉：環氧樹脂、聚矽氧樹脂、聚矽氧橡膠、苯酚樹脂、脲樹脂、三聚氰胺樹脂、PVA(聚乙烯醇，Polyvinyl Alcohol)、丙烯酸系樹脂等液狀或粉末狀之樹脂或橡膠、或水玻璃(Na2 O-SiO2 )、氧化物玻璃粉末(Na2 O-B2 O3 -SiO2 、PbO-B2 O3 -SiO2 、PbO-BaO-SiO2 、Na2 O-B2 O3 -ZnO、CaO-BaO-SiO2 、Al2 O3 -B2 O3 -SiO2 、B2 O3 -SiO2 )、藉由溶膠凝膠法所生成之玻璃狀物質(以SiO2 、Al2 O3 、ZrO2 、TiO2 等為主成分者)等。
又，作為潤滑劑，可使用硬酯酸鋅、硬酯酸鋁等。結著材之混合比為5質量%以下，潤滑劑之添加量為0.1質量%~1質量%左右。
於將壓粉芯部壓製成形後，為了緩和Fe基非晶質合金粉末之應力應變而實施熱處理，於本實施形態中，可降低Fe基非晶質合金粉末之玻璃轉移溫度(Tg)，因此可將芯部之最佳熱處理溫度降低至低於先前溫度。此處，所謂「最佳熱處理溫度」，係對於Fe基非晶質合金粉末可有效地緩和應力應變、可將磁芯損耗降低至最小限度的針對芯部成形體之熱處理溫度。例如於氮氣、氬氣等惰性氣體環境中，將升溫速度設為40℃/min，達到特定之熱處理溫度後於該熱處理溫度下保持1小時，並且將磁芯損耗W達到最小時之前述熱處理溫度視為最佳熱處理溫度。
考慮到樹脂之耐熱性等，壓粉芯部成形後所實施之熱處理溫度T1係設定為最佳熱處理溫度T2以下之較低溫度。於本實施形態中，可將熱處理溫度T1調整於300℃~400℃左右。並且於本實施形態中，由於可使最佳熱處理溫度T2低於先前溫度，故而可將(最佳熱處理溫度T2-芯部成形後之熱處理溫度T1)降低至低於先前溫度。因此，於本實施形態中，即便藉由芯部成形後所實施之熱處理溫度T1之熱處理，與先前相比亦可有效地緩和Fe基非晶質合金粉末之應力應變，又，由於本實施形態中之Fe基非晶質合金粉末維持較高之磁化，故而可確保所期望之電感，且可實現磁芯損耗(W)之降低，於實際安裝於電源上時可獲得較高之電源效率(η)。
具體而言，於本實施形態中，於Fe基非晶質合金粉末中，可將玻璃轉移溫度(Tg)設定為740 K以下，可較佳地設定為710 K以下。又，可將換算玻璃化溫度(Tg/Tm)設定為0.52以上，可較佳地設定為0.54以上，可更佳地設定為0.56以上。又，可將飽和磁化Is設定為1.0 T以上。
又，作為芯部特性，可將最佳熱處理溫度設定為693.15 K(420℃)以下，可更佳地設定為673.15 K(400℃)以下。又，可將磁芯損耗W設定為90(kW/m3 )以下，可更佳地設定為60(kW/m3 )以下。
於本實施形態中，如圖2(b)之線圈封入之壓粉芯部2所示，線圈4可使用扁立繞法線圈。所謂扁立繞法線圈係表示以平角線之短邊作為內徑面並沿縱向捲繞之線圈。
由於藉由本實施形態可降低Fe基非晶質合金粉末之最佳熱處理溫度，故而可於未達結著材之耐熱溫度之熱處理溫度下適當地緩和應力應變，可提高壓粉芯部3之磁導率μ並可減小磁芯損耗，因此可以較少之圈數獲得所期望之較高電感L。如此於本實施形態中，可使用各圈中之導體之剖面積較大之扁立繞法線圈作為線圈4，因此可減小直流電阻Rdc，從而可抑制發熱及銅損。
[實施例]
(粉末表面分析之實驗)
藉由水霧法製造包含(Fe77.4 Cr2 P8.8 C8.8 B2 Si1 )100- αTiα之Fe基非晶質合金粉末。再者，Fe-Cr-P-C-B-Si中之各元素之添加量為原子%。獲得粉末時之熔液溫度(熔解之合金之溫度)為1500℃，水之噴出壓為80 MPa。
再者，上述霧化條件於該實驗以外之下述實驗中亦相同。
於實驗中，製造將Ti之添加量α設為0.035重量%(比較例)之Fe基非晶質合金粉末、與將Ti之添加量α設為0.25重量%(實施例)之Fe基非晶質合金粉末。
將藉由X射線光電子分析裝置(XPS，X-ray Photoelectron Spectroscopy)之表面分析結果示於圖4及圖5。圖4表示針對比較例之Fe基非晶質合金粉末之實驗結果，圖5表示針對實施例之Fe基非晶質合金粉末之實驗結果。
如圖4(a)~(c)、圖5(a)~(c)所示，可知於粉末表面形成Fe、P、Si之氧化物。
又，可知於圖4之比較例中Ti之添加量α過少，而無法分析粉末表面中之Ti之狀態，如圖5(d)所示，於實施例中，於粉末表面形成Ti之氧化物。
其次，圖6係使用上述比較例之Fe基非晶質合金粉末所進行之藉由歐傑電子分光法(AES，Auger Electron Spectroscopy)之深度分佈，圖7係使用上述實施例之Fe基非晶質合金粉末所進行之藉由歐傑電子分光法(AES)之深度分佈。各圖之橫軸之最左側為粉末表面之分析結果，越向右側為越進入粉末內部(粉末之中心方向)之位置之分析結果。
如圖6之比較例所示，可知Ti之濃度自粉末表面向粉末內部基本無變化且整體較低。相對於此，可知Si之濃度於粉末之表面側高於Ti濃度。並且，可知Si之濃度向著粉末內部而逐漸減小，與Ti濃度之差減小。可知O凝集於粉末表面側，於粉末內部之濃度變得非常小。又，可知Fe之濃度自粉末表面向粉末內部而逐漸變大，自某程度之深度位置開始濃度成為大致固定之狀態。可知Cr之濃度自粉末表面向粉末內部基本無變化。
相對於此，於圖7之實施例中，可知Ti之濃度於粉末表面側較高，向著粉末內部而逐漸變小。若於粉末表面側觀察，則Ti之濃度變得大於Si之濃度，成為與圖6之比較例不同之濃度分佈結果。又，可知O凝集於粉末表面側，於該方面圖6、圖7均相同，但於圖7之實施例中，O之最大濃度成為一半為止之深度位置較圖6之比較例更接近粉末表面，即圖7之實施例之鈍態層可以膜厚小於圖6之比較例之鈍態層之方式形成。又，可知與圖6之比較例相比，圖7之實施例中之Fe之濃度變化自粉末表面向粉末內部而緩慢地上升。圖7之實施例中之Cr之濃度與圖6之比較例相比基本無變化。
(Ti之添加量與縱橫比、及與磁導率之關係之實驗)
藉由水霧法製造包含(Fe71.4 Ni6 Cr2 P10.8 C7.8 B2 )100- αTiα之Fe基非晶質合金粉末。再者，Fe-Cr-P-C-B-Si中之各元素之添加量為原子%。又，採用Ti之添加量α設為0.035重量%、0.049重量%、0.094重量%、0.268重量%、0.442重量%、0.595重量%、0.805重量%之各Fe基非晶質合金粉末。
如圖8所示，可知若增大Ti之添加量α，則粉末之縱橫比逐漸變大。此處所謂縱橫比，係以於圖3所示之粉末之二維投影圖中之長徑d與短徑e之比(d/e)表示。縱橫比=1為球狀。如此，可知藉由添加活性較高之Ti，而於藉由水霧法進行製作時，於粉末成為球狀之前，如圖7所示，可於粉末表面形成較薄之鈍態層，從而可形成縱橫比大於球狀(縱橫比=1)之異形狀。再者，按照Ti之添加量α之升序，圖8中所獲得之縱橫比之具體數值依次為1.08、1.13、1.16、1.24、1.27、1.39、1.47。
而且，於實驗中，於Ti之添加量α不同之各Fe基非晶質合金粉末中分別混合樹脂(丙烯酸系樹脂)3質量%、潤滑劑(硬酯酸鋅)0.3質量%，於壓製壓600 MPa下，形成外徑20 mm、內徑12 mm、高度6.8 mm之環形狀6.5 mm見方且高度為3.3 mm之芯部成形體，進而於氮氣環境下，於將升溫速度設為0.67 K/sec(40℃/min)、將熱處理溫度設為300℃~400℃以下之範圍內保持1小時，而將壓粉芯部成形。
再者，上述芯部製作條件於該實驗以外之下述實驗中亦相同。
其次，研究各Ti之添加量α、與芯部之磁導率μ及飽和磁束密度Bs之關係。磁導率μ係使用阻抗分析儀於頻率100 KHz下進行測定。如圖9所示，可知Ti之添加量α達到0.6重量%左右可確保約60以上之高磁導率μ，但若Ti之添加量α進一步增大則磁導率μ下降至60以下。
如圖10所示，可知粉末之縱橫比大於1且達到1.3左右可使磁導率μ逐漸增大，但若縱橫比超過約1.3則磁導率μ開始逐漸降低，若縱橫比超過1.4，則因芯部密度之降低導致磁導率μ開始急遽地減小而下降至60以下。
再者，如圖11所示，未觀察到由Ti之添加量引起之飽和磁化(Is)之降低。
根據圖4至圖11所示之實驗，將Ti之添加量α設定為0.04重量%以上且0.6重量%以下。又，將粉末之縱橫比設定為大於1且1.4以下，較佳為設定為1.1以上且1.4以下。藉此，可獲得60以上之磁導率μ。
又，將Ti之添加量α之較佳範圍設為0.1重量%以上且0.6重量%以下。又，將較佳之粉末之縱橫比設為1.2以上且1.4以下。藉此，可穩定地獲得較高之芯部之磁導率μ。
(關於玻璃轉移溫度(Tg)之適用範圍之實驗)
藉由液體急冷法將以下表1所示之No.1~No.8之Fe基軟磁性合金製造成帶狀，進而使用各Fe非晶質合金之粉末製作壓粉芯部。
[表1]
表1之各試樣為非晶質係藉由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)、玻璃轉移溫度(Tg)、結晶化初始溫度(Tx)、熔點(Tm)(關於升溫速度，Tc、Tg、Tx為0.67 K/sec，Tm為0.33 K/sec)。
表1所示之「最佳熱處理溫度」係指於升溫速度設為0.67 K/sec(40℃/min)且保持時間設為1小時之條件下對壓粉芯部實施熱處理時，可將壓粉芯部之磁芯損耗(W)降低至最小之理想熱處理溫度。
表1所示之壓粉芯部之磁芯損耗(W)之評價係使用岩通計測(股)製造之SY-8217 BH分析儀並將頻率設為100 kHz、最大磁束密度設為25 mT而求出。
如表1所示，各試樣中均添加0.25重量%之Ti。
圖12係表示表1之壓粉芯部之最佳熱處理溫度與磁芯損耗(W)之關係的圖表。如圖12所示，可知於將磁芯損耗(W)設定為90 kW/m3 以下時，必須將最佳熱處理溫度設定為693.15 K(420℃)以下。
又，圖13係表示Fe基非晶質合金粉末之玻璃轉移溫度(Tg)與表1之壓粉芯部之最佳熱處理溫度之關係的圖表。如圖13所示，可知於將最佳熱處理溫度設定為693.15 K(420℃)以下時，必須將玻璃轉移溫度(Tg)設定為740 K(466.85℃)以下。
又，由圖12可知，於將磁芯損耗(W)設定為60 kW/m3 以下時，必須將最佳熱處理溫度設定為673.15 K(400℃)以下。又，由圖13可知，於將最佳熱處理溫度設定為673.15 K(400℃)以下時，必須將玻璃轉移溫度(Tg)設定為710 K(436.85℃)以下。
如上所述，根據表1、圖12及圖13之實驗結果，將本實施例之玻璃轉移溫度(Tg)之適用範圍設定為740 K(466.85℃)以下。又，於本實施例中，將710 K(436.85℃)以下之玻璃轉移溫度(Tg)設為較佳之適用範圍。
(B添加量及Si添加量之實驗)
製造包含以下表2所示之各組成之各Fe基非晶質合金粉末。各試樣係藉由液體急冷法而形成為帶狀者。
[表2]
如表2所示，各試樣中均添加0.25重量%之Ti。
於表2所示之試樣No.3、4、9~No.15(均為實施例)中，固定Fe-Cr-P-C-B-Si中所占之Fe之添加量、Cr之添加量及P之添加量，分別改變C之添加量、B之添加量及Si之添加量。又，於試樣No.2(實施例)中，使Fe量稍小於試樣No.9~No.15之Fe量。於試樣No.16、17(比較例)中，組成與試樣No.2接近，但與試樣No.2相比更多地添加Si。
如表2所示，可知藉由將B之添加量z設定為0原子%~4.2原子%之範圍內、並將Si之添加量t設定為0原子%~3.9原子%之範圍內，可形成非晶質，並且可將玻璃轉移溫度(Tg)設定為740 K(466.85℃)以下。
又，如表2所示，可知藉由將B之添加量z設定為0原子%~2原子%之範圍內，可進一步有效地降低玻璃轉移溫度(Tg)。又，可知藉由將Si之添加量t設定為0原子%~1原子%之範圍內，可進一步有效地降低玻璃轉移溫度(Tg)。
又，可知藉由將B之添加量z設定為0原子%~2原子%之範圍內、Si之添加量t設定為0原子%~1原子%，進而將(B之添加量z+Si之添加量t)設定為0原子%~2原子%之範圍內，可將玻璃轉移溫度(Tg)設定為710 K(436.85℃)以下。
另一方面，於作為表2所示之比較例的試樣No.16、17中，玻璃轉移溫度(Tg)變得大於740 K(466.85℃)。
(Ni之添加量之實驗)
製造包含以下表3所示之各組成之各Fe基非晶質合金粉末。各試樣係藉由液體急冷法而形成為帶狀者。
[表3]
如表3所示，各試樣中均添加0.25重量%之Ti。
於表3所示之試樣No.18~No.25(均為實施例)中，固定Fe-Cr-P-C-B-Si中所占之Cr、P、C、B、Si之添加量，改變Fe之添加量、Ni之添加量。如表3所示，可知即便將Ni之添加量a增大至10原子%，亦可獲得非晶質。又，任一試樣之玻璃轉移溫度(Tg)均為720 K(446.85℃)以下，換算玻璃化溫度(Tg/Tm)均為0.54以上。
圖14係表示Fe基非晶質合金之Ni添加量與玻璃轉移溫度(Tg)之關係的圖表，圖15係表示Fe基非晶質合金之Ni添加量與結晶化初始溫度(Tx)之關係的圖表，圖16係表示Fe基非晶質合金之Ni添加量與換算玻璃化溫度(Tg/Tm)之關係的圖表，圖17係表示Fe基非晶質合金之Ni添加量與Tx/Tm之關係的圖表。
如圖14、圖15所示，可知若增加Ni之添加量a，則玻璃轉移溫度(Tg)及結晶化初始溫度(Tx)逐漸降低。
又，如圖16、圖17所示，可知即便將Ni添加量a增大至6原子%左右，亦可維持較高之換算玻璃化溫度(Tg/Tm)及Tx/Tm，但若Ni添加量a超過6原子%，則換算玻璃化溫度(Tg/Tm)及Tx/Tm急遽降低。
於本實施例中，隨著玻璃轉移溫度(Tg)之降低，必須提高換算玻璃化溫度(Tg/Tm)而提高非晶質形成能力，因此將Ni添加量a之範圍設定為0原子%~10原子%，將較佳之範圍設定為0原子%~6原子%。
又，可知若將Ni添加量a設定為4原子%~6原子%之範圍內，則可降低玻璃轉移溫度(Tg)，並且可穩定地獲得較高之換算玻璃化溫度(Tg/Tm)及Tx/Tm。
(Sn之添加量之實驗)
製造包含以下表4所示之各組成之各Fe基非晶質合金粉末。各試樣係藉由液體急冷法而形成為帶狀者。
[表4]
如表4所示，各試樣中均添加0.25重量%之Ti。
於表4所示之試樣No.26~No.29中，固定Fe-Cr-P-C-B-Si中所占之Cr、P、C、B、Si之添加量，改變Fe之添加量及Sn之添加量。可知即便將Sn之添加量增大至3原子%，亦獲得非晶質。
其中，如表4所示，可知若增加Sn之添加量b，則Fe基非晶質合金中所包含之氧濃度增加，從而耐蝕性降低。因此，可知必須將添加量b抑制至所需之最小限度。
圖18係表示Fe基非晶質合金之Sn添加量與玻璃轉移溫度(Tg)之關係的圖表，圖19係表示Fe基非晶質合金之Sn添加量與結晶化初始溫度(Tx)之關係的圖表，圖20係表示Fe基非晶質合金之Sn添加量與換算玻璃化溫度(Tg/Tm)之關係的圖表，圖21係表示Fe基非晶質合金之Sn添加量與Tx/Tm之關係的圖表。
如圖18所示，若增加Sn之添加量b，則可見玻璃轉移溫度(Tg)降低之傾向。
又，如圖21所示，可知若將Sn之添加量b設為3原子%，則Tx/Tm降低，非晶質形成能力變差。
因此，於本實施例中，為了抑制耐蝕性之降低，且維持較高之非晶質形成能力，而將Sn之添加量b設為0原子%~3原子%之範圍內，較佳為設為0原子%~2原子%之範圍。
再者，若將Sn之添加量b設為2原子%~3原子%，則如上所述，Tx/Tm變小，但可提高換算玻璃化溫度(Tg/Tm)。
(P之添加量及C之添加量之實驗)
製造包含以下表5所示之各組成之各Fe基非晶質合金粉末。各試樣係藉由液體急冷法而形成為帶狀者。
[表5]
如表5所示，各試樣中均添加0.25重量%之Ti。
於表5之試樣No.9、10、12、14、15、31~35(均為實施例)中，固定Fe-Cr-P-C-B-Si中所占之Fe、Cr之添加量，改變P、C、B、Si之添加量。
如表5所示，可知若於6.8原子%~10.8原子%之範圍內調整P之添加量x，於2.2原子%~9.8原子%之範圍內調整C之添加量y，則可獲得非晶質。又，任一實施例均可將玻璃轉移溫度(Tg)設為740 K(466.85℃)以下，均可將換算玻璃化溫度(Tg/Tm)設為0.52以上。
圖22係表示Fe基非晶質合金之P之添加量x與熔點(Tm)之關係的圖表，圖23係表示Fe基非晶質合金之C之添加量y與熔點(Tm)之關係的圖表。
於本實施例中，可獲得740 K(466.85℃)以下、較佳為710 K(436.85℃)以下之玻璃轉移溫度(Tg)，為了藉由玻璃轉移溫度(Tg)之降低而提高Tg/Tm所表示之非晶質形成能力，必須降低熔點(Tm)。再者，如圖22、圖23所示，認為熔點(Tm)對P量之依賴性高於C量。
可知尤其是若將P之添加量x設定為8.8原子%~10.8原子%之範圍內，則可有效地降低熔點(Tm)，因此可提高換算玻璃化溫度(Tg/Tm)。
(Cr之添加量之實驗)
由以下表6所示之組成之各試樣製造各Fe基非晶質合金粉末。各試樣係藉由液體急冷法而形成為帶狀者。
[表6]
如表6所示，各試樣中均添加0.25重量%之Ti。
於表6之各試樣中，固定Fe-Cr-P-C-B-Si中所占之Ni、P、C、B、Si之添加量，改變Fe、Cr之添加量。如表6所示，可知若增加Cr之添加量，則Fe基非晶質合金之氧濃度逐漸降低，耐蝕性提高。
圖24係表示Fe基非晶質合金之Cr之添加量與玻璃轉移溫度(Tg)之關係的圖表，圖25係表示Fe基非晶質合金之Cr之添加量與結晶化溫度(Tx)之關係的圖表，圖26係表示Fe基非晶質合金之Cr之添加量與飽和磁化Is之關係的圖表。
如圖24所示，可知若增加Cr之添加量，則玻璃轉移溫度(Tg)逐漸變大。又，如表6及圖26所示，可知藉由增加Cr之添加量，飽和磁化Is逐漸降低。再者，飽和磁化Is係利用VSM(Vibrating Sample Magnetometer，振動樣品測磁儀)而測定。
如圖24、圖26及表6所示，為了獲得較低之玻璃轉移溫度(Tg)、且為了獲得1.0 T以上之飽和磁化Is，而將Cr之添加量c設定為0原子%~6原子%之範圍內。又，將Cr之較佳之添加量c設定為0原子%~2原子%之範圍內。如圖24所示，藉由將Cr之添加量c設定為0原子%~2原子%之範圍內，而無論Cr量如何均可將玻璃轉移溫度(Tg)設定為較低值。
進而，可知藉由將Cr之添加量c設為1原子%~2原子%之範圍內，可提高耐蝕性，且可穩定地獲得較低之玻璃轉移溫度(Tg)，進而可維持較高之磁化。
(添加Ti、Al、Mn作為金屬元素M之Fe基非晶質合金粉末之製作)
藉由水霧法製造包含(Fe71.4 Ni6 Cr2 P10.8 C7.8 B2 )100- αMα之複數種Fe基非晶質合金粉末。
[表7]
再者，於表1~表6中，以原子%表示Fe-Cr-P-C-B-Si中之各元素之添加量，但表7中各元素均以重量%表示。
如表7所示，添加Ti、Al及Mn作為金屬元素M。Al之添加量處於大於0重量%且小於0.005重量%之範圍內。又，表中除M元素以外之其他構成元素均係組成式Fe71.4 Ni6 Cr2 P10.8 C7.8 B2 所表示者，因此該等元素省略記載。於本實施形態中，將金屬元素M之添加量規定於0.04重量%以上且0.6重量%以下之範圍內，表7之各實施例均處於該範圍內。
Al及Mn與Ti同樣地為活性較高之元素，因此藉由分別少量添加Ti、Al及Mn，可使金屬元素M凝集於粉末表面而形成較薄之鈍態層，藉由Si、B之添加量之減少可實現低Tg化，並且藉由金屬元素M之添加可獲得優異之耐蝕性與較高之磁導率及較低之磁芯損耗。
1、3．．．壓粉芯部
2．．．線圈封入之壓粉芯部
4．．．線圈(扁立繞法線圈)
5．．．粉末內部
6．．．粉末表面層
d．．．長徑
e．．．短徑
圖1係壓粉芯部之立體圖，
圖2(a)係線圈封入之壓粉芯部之平面圖，
圖2(b)係沿圖2(a)所示之A-A線切斷而自箭頭方向所觀察到之線圈封入之壓粉芯部之縱剖面圖，
圖3係本實施形態中之Fe基非晶質合金粉末之剖面之示意圖，
圖4(a)~(c)係比較例(Ti量為0.035重量%)之Fe基非晶質合金粉末之XPS(X-ray Photoelectron Spectroscopy，X射線光電子光譜法)分析結果，
圖5(a)~(d)係實施例(Ti量為0.25重量%)之Fe基非晶質合金粉末之XPS分析結果，
圖6係表示比較例(Ti量為0.035重量%)之Fe基非晶質合金粉末中之AES(Atomic Emission Spectrometry，原子發射光譜法)之深度分佈，
圖7係實施例(Ti量為0.25重量%)之Fe基非晶質合金粉末中之AES之深度分佈，
圖8係表示Ti於Fe基非晶質合金粉末中所占之添加量與粉末之縱橫比之關係的圖表，
圖9係表示Ti於Fe基非晶質合金粉末中所占之添加量與芯部之磁導率μ之關係的圖表，
圖10係表示圖8所示之Fe基軟磁性合金粉末之縱橫比與圖9所示之芯部之磁導率μ之關係的圖表，
圖11係表示Ti於Fe基非晶質合金粉末中所占之添加量與合金之飽和磁化(Is)之關係的圖表，
圖12係表示壓粉芯部之最佳熱處理溫度與磁芯損耗W之關係的圖表，
圖13係表示Fe基非晶質合金之玻璃轉移溫度(Tg)與壓粉芯部之最佳熱處理溫度之關係的圖表，
圖14係表示Fe基非晶質合金之Ni添加量與玻璃轉移溫度(Tg)之關係的圖表，
圖15係表示Fe基非晶質合金之Ni添加量與結晶化初始溫度(Tx)之關係的圖表，
圖16係表示Fe基非晶質合金之Ni添加量與換算玻璃化溫度(Tg/Tm)之關係的圖表，
圖17係表示Fe基非晶質合金之Ni添加量與Tx/Tm之關係的圖表，
圖18係表示Fe基非晶質合金之Sn添加量與玻璃轉移溫度(Tg)之關係的圖表，
圖19係表示Fe基非晶質合金之Sn添加量與結晶化初始溫度(Tx)之關係的圖表，
圖20係表示Fe基非晶質合金之Sn添加量與換算玻璃化溫度(Tg/Tm)之關係的圖表，
圖21係表示Fe基非晶質合金之Sn添加量與Tx/Tm之關係的圖表，
圖22係表示Fe基非晶質合金之P添加量與熔點(Tm)之關係的圖表，
圖23係表示Fe基非晶質合金之C添加量與熔點(Tm)之關係的圖表，
圖24係表示Fe基非晶質合金之Cr添加量與玻璃轉移溫度(Tg)之關係的圖表，
圖25係表示Fe基非晶質合金之Cr添加量與結晶化初始溫度(Tx)之關係的圖表，及
圖26係表示Fe基非晶質合金之Cr添加量與飽和磁化Is之關係的圖表。

Claims (34)

  1. 一種Fe基非晶質合金粉末，其特徵在於：組成式係以(Fe100-a-b-c-x-y-z-t Nia Snb Crc Px Cy Bz Sit )100- αMα表示，0原子%≦a≦10原子%、0原子%≦b≦3原子%、0原子%≦c≦6原子%、6.8原子%≦x≦10.8原子%、2.2原子%≦y≦9.8原子%、0原子%≦z≦4.2原子%、0原子%≦t≦3.9原子%，金屬元素M係選自Ti、Al、Mn、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中之至少1種，金屬元素M之添加量α為0.04重量%≦α≦0.6重量%；且粉末之縱橫比大於1且為1.4以下。
  2. 如請求項1之Fe基非晶質合金粉末，其中B之添加量z為0原子%≦z≦2原子%，Si之添加量t為0原子%≦t≦1原子%，B之添加量z與Si之添加量t之和z+t為0原子%≦z+t≦2原子%。
  3. 如請求項1或2之Fe基非晶質合金粉末，其中添加有B與Si兩者，B之添加量z大於Si之添加量t。
  4. 如請求項1或2之Fe基非晶質合金粉末，其中金屬元素M之添加量α為0.1重量%≦α≦0.6重量%。
  5. 如請求項1或2之Fe基非晶質合金粉末，其中金屬元素M至少包含Ti。
  6. 如請求項1或2之Fe基非晶質合金粉末，其中金屬元素M包含Ti、Al及Mn。
  7. 如請求項1或2之Fe基非晶質合金粉末，其中僅添加Ni與Sn中之任一者。
  8. 如請求項1或2之Fe基非晶質合金粉末，其中Ni之添加量a處於0原子%≦a≦6原子%之範圍內。
  9. 如請求項1或2之Fe基非晶質合金粉末，其中Sn之添加量b處於0原子%≦b≦2原子%之範圍內。
  10. 如請求項1或2之Fe基非晶質合金粉末，其中Cr之添加量c處於0原子%≦c≦2原子%之範圍內。
  11. 如請求項1或2之Fe基非晶質合金粉末，其中P之添加量x處於8.8原子%≦x≦10.8原子%之範圍內。
  12. 如請求項1之Fe基非晶質合金粉末，其滿足0原子%≦a≦6原子%、0原子%≦b≦2原子%、0原子%≦c≦2原子%、8.8原子%≦x≦10.8原子%、2.2原子%≦y≦9.8原子%、0原子%≦z≦2原子%、0原子%≦t≦1原子%、0原子%≦z+t≦2原子%、0.1重量%≦α≦0.6重量%。
  13. 如請求項1之Fe基非晶質合金粉末，其中粉末之縱橫比為1.2以上且1.4以下。
  14. 如請求項1或2之Fe基非晶質合金粉末，其中金屬元素M之濃度自粉末內部向粉末表面層變高。
  15. 如請求項14之Fe基非晶質合金粉末，其中組成元素中包含Si，前述粉末表面層中之金屬元素M之濃度高於Si之濃度。
  16. 一種壓粉芯部，其特徵在於：其係藉由結著材使如請求項1至15中任一項之Fe基非晶質合金粉末之粉末固化成形而成；且粉末之縱橫比大於1且為1.4以下。
  17. 一種線圈封入之壓粉芯部，其特徵在於：其係具有藉由 結著材使如請求項1至15中任一項之Fe基非晶質合金粉末之粉末固化成形而成之壓粉芯部、與由前述壓粉芯部所包覆之線圈而成；且粉末之縱橫比大於1且為1.4以下。
  18. 如請求項17之線圈封入之壓粉芯部，其中前述線圈為扁立繞法線圈。
  19. 一種Fe基非晶質合金粉末，其特徵在於：組成式係以(Fe100-a-b-c-x-y-z-t Nia Snb Crc Px Cy Bz Sit )100- αMα表示，0原子%≦a≦10原子%、0原子%≦b≦3原子%、0原子%≦c≦6原子%、6.8原子%≦x≦10.8原子%、2.2原子%≦y≦9.8原子%、0原子%≦z≦4.2原子%、0原子%≦t≦3.9原子%，金屬元素M係選自Ti、Al、Mn、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中之至少1種，金屬元素M之添加量α為0.04重量%≦α≦0.6重量%；且金屬元素M之濃度自粉末內部向粉末表面層變高。
  20. 如請求項19之Fe基非晶質合金粉末，其中B之添加量z為0原子%≦z≦2原子%，Si之添加量t為0原子%≦t≦1原子%，B之添加量z與Si之添加量t之和z+t為0原子%≦z+t≦2原子%。
  21. 如請求項19或20之Fe基非晶質合金粉末，其中添加有B與Si兩者，B之添加量z大於Si之添加量t。
  22. 如請求項19或20之Fe基非晶質合金粉末，其中金屬元素M之添加量α為0.1重量%≦α≦0.6重量%。
  23. 如請求項19或20之Fe基非晶質合金粉末，其中金屬元素 M至少包含Ti。
  24. 如請求項19或20之Fe基非晶質合金粉末，其中金屬元素M包含Ti、Al及Mn。
  25. 如請求項19或20之Fe基非晶質合金粉末，其中僅添加Ni與Sn中之任一者。
  26. 如請求項19或20之Fe基非晶質合金粉末，其中Ni之添加量a處於0原子%≦a≦6原子%之範圍內。
  27. 如請求項19或20之Fe基非晶質合金粉末，其中Sn之添加量b處於0原子%≦b≦2原子%之範圍內。
  28. 如請求項19或20之Fe基非晶質合金粉末，其中Cr之添加量c處於0原子%≦c≦2原子%之範圍內。
  29. 如請求項19或20之Fe基非晶質合金粉末，其中P之添加量x處於8.8原子%≦x≦10.8原子%之範圍內。
  30. 如請求項19之Fe基非晶質合金粉末，其滿足0原子%≦a≦6原子%、0原子%≦b≦2原子%、0原子%≦c≦2原子%、8.8原子%≦x≦10.8原子%、2.2原子%≦y≦9.8原子%、0原子%≦z≦2原子%、0原子%≦t≦1原子%、0原子%≦z+t≦2原子%、0.1重量%≦α≦0.6重量%。
  31. 如請求項19或20之Fe基非晶質合金粉末，其中粉末之縱橫比大於1且為1.4以下。
  32. 如請求項31之Fe基非晶質合金粉末，其中粉末之縱橫比為1.2以上且1.4以下。
  33. 一種壓粉芯部，其特徵在於：其係藉由結著材使如請求項19至32中任一項之Fe基非晶質合金粉末之粉末固化成 形而成；且金屬元素M之濃度自粉末內部向粉末表面層變高。
  34. 一種線圈封入之壓粉芯部，其特徵在於：其係具有藉由結著材使如請求項19至32中任一項之Fe基非晶質合金粉末之粉末固化成形而成之壓粉芯部、與由前述壓粉芯部所包覆之線圈而成；且金屬元素M之濃度自粉末內部向粉末表面層變高。
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