特許 6088192 圧粉磁芯の製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6088192

(24)【登録日】2017年2月10日

(45)【発行日】2017年3月1日

(54)【発明の名称】圧粉磁芯の製造方法

(51)【国際特許分類】

   H01F 41/02 20060101AFI20170220BHJP

   H01F 1/153 20060101ALI20170220BHJP

   H01F 1/22 20060101ALI20170220BHJP

   H01F 27/255 20060101ALI20170220BHJP

   C22C 38/00 20060101ALI20170220BHJP

   B22F 3/00 20060101ALI20170220BHJP

   B22F 1/00 20060101ALI20170220BHJP

   C22C 45/02 20060101ALI20170220BHJP

【ＦＩ】

   H01F41/02 D

   H01F1/153 108

   H01F1/153 133

   H01F1/153 150

   H01F1/22

   H01F27/24 D

   C22C38/00 303S

   B22F3/00 B

   B22F1/00 Y

   C22C45/02 A

【請求項の数】4

【全頁数】13

(21)【出願番号】特願2012-223227(P2012-223227)

(22)【出願日】2012年10月5日

(65)【公開番号】特開2014-75529(P2014-75529A)

(43)【公開日】2014年4月24日

【審査請求日】2015年1月6日

(73)【特許権者】

【識別番号】000134257

【氏名又は名称】ＮＥＣトーキン株式会社

(73)【特許権者】

【識別番号】504157024

【氏名又は名称】国立大学法人東北大学

(74)【代理人】

【識別番号】100117341

【弁理士】

【氏名又は名称】山崎 拓哉

(72)【発明者】

【氏名】千葉 美帆

(72)【発明者】

【氏名】浦田 顕理

(72)【発明者】

【氏名】佐竹 芳

(72)【発明者】

【氏名】松元 裕之

(72)【発明者】

【氏名】吉田 栄吉

(72)【発明者】

【氏名】牧野 彰宏

【審査官】 久保田 昌晴

(56)【参考文献】

【文献】 特開昭６３−３０４６０３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１２−１３６７７０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１０−０７０８５２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００８−２９４４１１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開昭５４−０７６４６９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００４−３４９５８５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０５−００１３０２（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｈ０１Ｆ １／１２−１／３８、３／０８、２７／２５５、４１／０２

Ｂ２２Ｆ １／００−８／００

Ｃ２２Ｃ １／０４−１／０５、３３／０２、３８／００、４５／０２

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

組成式Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚで表わされ、７９≦ａ≦８６ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０≦ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦１０ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２０を満たす軟磁性合金粉末を、アトマイズ法を用いて生成する工程と、
前記軟磁性合金粉末と結合剤とを混合する工程と、
前記結合剤と混合された前記軟磁性合金粉末を加圧成型する工程と、
成型された前記軟磁性合金粉末を熱処理する工程と、を含み、
熱処理工程前の前記軟磁性合金粉末は、結晶相を主相とする結晶相部及び非晶質相を主相とする非晶質相部を有する軟磁性合金粉末粒を有しており、
当該軟磁性合金粉末粒における前記結晶相部の割合は、３重量％以上５０重量％未満であり、
前記軟磁性合金粉末粒の中心部には、前記結晶相部が位置しており、
前記軟磁性合金粉末粒の外周部には、前記非晶質相部が位置しており、
熱処理された前記軟磁性合金粉末粒の前記中心部には粒径６０ｎｍ未満の結晶粒が３５ｖｏｌ％以上分散しており、
熱処理された前記軟磁性合金粉末粒の前記外周部には粒径４０ｎｍ未満の結晶粒が３５ｖｏｌ％以上分散している、
圧粉磁芯の製造方法。

【請求項2】

請求項１に記載の圧粉磁芯の製造方法であって、
前記軟磁性合金粉末粒における前記結晶相部の割合は、７重量％以上である
圧粉磁芯の製造方法。

【請求項3】

請求項１又は請求項２に記載の圧粉磁芯の製造方法であって、
前記Ｆｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏ、Ｍｇ、白金族元素、及び希土類元素のうち、１種類以上の元素で置換してなる、
圧粉磁芯の製造方法。

【請求項4】

請求項１から請求項３までのいずれかに記載の圧粉磁芯の製造方法であって、
前記非晶質相部の前記軟磁性合金粉末粒における径方向の厚さは２μｍ以上である、
圧粉磁芯の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、軟磁性合金粉末並びにそれを用いた圧粉磁芯及びその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

近年の電気機器や電子機器の小型、軽量、高速化への対応はめざましく、それに伴い電
気機器や電子機器に用いられる磁性材料には、より高い飽和磁束密度と、より高い透磁率
が求められている。そこで、高飽和磁束密度および高透磁率を有する軟磁性合金粉末や、
それを用いた圧粉磁心等を得るために、多様な技術が知られている。

【0003】

このような技術のうちのひとつとして、特許文献１には、軟磁性粉末に熱処理を施すことによって粉末の表面近傍に非晶質相からなる層を形成し、当該粉末をプレス形成することにより、圧粉磁芯を得る技術が開示されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0004】

【特許文献1】特開２００８−２９４４１１号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0005】

しかしながら、軟磁性粉末に対して熱処理を施す際には、相変態に伴うエネルギー放出（発熱）が急激に起こり、軟磁性合金粉末の温度が急上昇して結晶粒の粗大化や不純物の生成が引き起こされ、軟磁気特性が劣化することがあり、上記特許文献１に開示されている技術においてはかかる問題に対して何ら考慮がなされていない。また、熱処理に伴う結晶粒の粗大化や不純物の生成を抑制しながらも、十分なα−Ｆｅを析出させるためには複雑な熱処理パターンが必要となる。

【0006】

本発明は、熱処理工程における試料温度の上昇を抑制し且つ複雑な熱処理パターンを行うことなく軟磁気特性を向上させた軟磁性合金粉末を提供し、併せて、当該軟磁性合金粉末を用いた圧粉磁芯及び当該圧粉磁芯の製造方法を提供することを目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0007】

本発明によれば、第１の軟磁性合金粉末として、組成式Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚで表わされ、７９≦ａ≦８６ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０≦ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦１０ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２０を満たす軟磁性合金粉末であって、
当該軟磁性合金粉末は、結晶相を主相とする結晶相部及び非晶質相を主相とする非晶質相部とを有する軟磁性合金粉末粒を有しており、
当該軟磁性合金粉末粒における前記結晶相部の割合は、５０重量％未満である、
軟磁性合金粉末が得られる。

【0008】

また、本発明によれば、第２の軟磁性合金粉末として、第１の軟磁性合金粉末であって、
前記Ｆｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏ、Ｍｇ、白金族元素、及び希土類元素のうち、１種類以上の元素で置換してなる、
軟磁性合金粉末が得られる。

【0009】

また、本発明によれば、第３の軟磁性合金粉末として、第１又は第２の軟磁性合金粉末であって、
前記軟磁性合金粉末粒の中心部には、前記結晶相部が位置しており、
前記軟磁性合金粉末粒の外周部には、前記非晶質相部が位置している、
軟磁性合金粉末が得られる。

【0010】

また、本発明によれば、第４の軟磁性合金粉末として、第３の軟磁性合金粉末であって、
前記非晶質相部の前記軟磁性合金粉末粒における径方向の厚さは２μｍ以上である、
軟磁性合金粉末が得られる。

【0011】

また、本発明によれば、第１の圧粉磁芯として、第１乃至第４のいずれかの軟磁性合金粉末と結合剤とを混合した後に加圧成型し、更に熱処理をしてなる圧粉磁芯であって、
当該圧粉磁芯において、前記軟磁性合金粉末粒の前記中心部には粒径６０ｎｍ未満の結晶粒が分散しており、前記軟磁性合金粉末粒の前記外周部には粒径４０ｎｍ未満の結晶粒が分散している、
圧粉磁芯が得られる。

【0012】

また、本発明によれば、第２の圧粉磁芯として、第１の圧粉磁芯であって、
前記中心部における結晶粒の割合及び前記外周部における結晶粒の割合は、夫々３５ｖｏｌ％以上である、
圧粉磁芯が得られる。

【0013】

また、本発明によれば、第１乃至第４のいずれかの軟磁性合金粉末と結合剤とを混合した後に加圧成型する工程と、成型された前記軟磁性合金粉末を熱処理する工程とを備える、
圧粉磁芯の製造方法が得られる。

【発明の効果】

【0014】

本発明によれば、熱処理前の軟磁性合金粉末において、中心部に結晶相を有し且つ外周部に非晶質層を有する軟磁性合金粉末を用いたことから、熱処理工程における発熱量を減少させることができる。詳しくは、中心部の結晶相の存在により熱容量に対する発熱量が減少し、熱処理時における試料温度の上昇を抑制することができる。これにより、結晶粒の粗大化や不純物の生成が起こらないことから、圧粉磁芯の磁気的特性を向上させることができる。

【0015】

また、軟磁性合金粉末の最表面に非晶質相が存在していることにより、充填率を低減させることなく圧粉磁心を作製できる。更に、本発明によれば、複雑な熱処理パターンを施すことなく圧粉磁心を作製することができる。

【図面の簡単な説明】

【0016】

【図1】本発明の実施の形態による圧粉磁心の製造方法を模式的に示したフロー図である。

【図2】本発明の非晶質性合金粉末の組織の状態を示す模式図である。

【図3】非晶質性合金粉末の結晶相の割合確認および圧粉磁心の熱処理条件設定のために使用されるＤＳＣ曲線を示す図である。

【発明を実施するための形態】

【0017】

本発明の実施の形態による圧粉磁心の製造方法は、図１に示されるように、概略、２つの工程：即ち、軟磁性合金粉末（詳しくは後述する）を作製する粉末作製工程と；当該軟磁性合金粉末を用いて圧粉磁心を作製する磁心作製工程とを備えている。磁心作製工程では、混合粉末にシリコーン系などの耐熱性が高く絶縁性が良好な結合材を混合することにより、造粒粉を得る。次いで、金型を用いて造粒粉を加圧成型して圧粉体を得る。その後、圧粉体を熱処理して、ナノ結晶化と結合材の硬化を同時に行い、圧粉磁心を作製する。

【0018】

ここで、粉末作製工程の説明の前に本実施の形態による軟磁性合金粉末の組成について説明する。本実施の形態による軟磁性合金粉末の組成式は、Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚで表わされ、７９≦ａ≦８６ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０≦ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦１０ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２０を満たしている。

【0019】

上記軟磁性合金粉末において、Ｆｅは主元素であり、磁性を担う必須元素である。飽和磁束密度の向上及び原料価格の低減のため、Ｆｅの割合が多いことが基本的には好ましい。Ｆｅの割合が７９ａｔ％より少ないと、望ましいＢｓが得られない。Ｆｅの割合が８４ａｔ％より多いと、液体急冷条件下における非晶質相の形成が困難になる。なお、１．６０Ｔ以上の飽和磁束密度を有する圧粉磁芯を得るためには、Ｆｅの割合は、８０ａｔ％以上であることが望ましい。

【0020】

また、上記軟磁性合金粉末において、Ｂは非晶質相形成を担う必須元素である。Ｂの割合が３ａｔ％より少ないと、液体急冷条件下における非晶質相の形成が困難になる。１３ａｔ％より多いと、ΔＴが減少し、均質なナノ結晶組織を得ることができない。特に、原料を溶湯とする際に融点を低くし量産化を容易にするためには、Ｂの割合は、１０ａｔ％以下であることが望ましい。

【0021】

また、上記軟磁性合金粉末において、Ｓｉは非晶質相形成を担う元素であり、必ずしも含まれなくても良いが、微細結晶化にあたっては微細結晶の安定化に寄与する。Ｓｉの割合が８ａｔ％よりも多いと非晶質形成能が低下する。特に、合金溶湯を急冷する際に容易に非晶質の形成が行われることを考慮すると、Ｓｉの割合は、５ａｔ％以下であることが望ましい。

【0022】

また、上記軟磁性合金粉末において、Ｐは非晶質相形成を担う必須元素である。Ｐの割合が１ａｔ％より少ないと、液体急冷条件下における非晶質相の形成が困難になる。Ｐの割合が１０ａｔ％より多いと、Ｂｓが低下する。特に、本実施の形態においては、Ｂ、Ｓｉ及びＰの組み合わせを用いることで、いずれか一つしか用いない場合と比較して、非晶質相形成能や微細結晶の安定性を高めることができる。

【0023】

また、上記軟磁性合金粉末において、Ｃは非晶質形成を担う元素であり、必ずしも含まれなくても良い。Ｃは安価であるため、Ｃの添加により他の半金属量が低減され、総材料コストが低減される。ただし、Ｃの割合が５ａｔ％を超えると、合金組成物が脆化する。特に、原料の溶湯時におけるＣの蒸発に起因した組成のばらつきを抑えるためには、Ｃの割合は３ａｔ％以下であることが望ましい。また、本実施の形態においては、Ｂ、Ｓｉ、Ｐ、Ｃの組み合わせを用いることで、いずれか一つしか用いない場合と比較して、非晶質相形成能や微細結晶の安定性を高めることができる。

【0024】

また、上記軟磁性合金粉末において、Ｃｕは微細結晶化に寄与する必須元素である。Ｃｕの割合が０．４ａｔ％より少ないと、ナノ結晶化が困難になる。Ｃｕの割合が１．４ａｔ％より多いと、非晶質相が不均質になり、熱処理によって均質なナノ結晶組織が得られないことに加え、材料コストが嵩む。特に、軟磁性合金粉末の酸化及びナノ結晶への粒成長を考慮すると、Ｃｕの割合は、０．５ａｔ％以上、１．３ａｔ％以下であることが好ましい。

【0025】

なお、ＰとＣｕとの間には、強い原子間引力がある。従って、上記軟磁性合金粉末が特定の比率のＰとＣｕとを含んでいると、１０ｎｍ以下のサイズのクラスターが形成され、この微細なクラスターによって微細結晶の形成の際にｂｃｃＦｅ結晶は微細構造を有するようになる。詳しくは、Ｐの割合（ｘ）とＣｕの割合（ｚ）との特定の比率（ｚ／ｘ）は０．０８以上、１．２以下である。特に、軟磁性合金粉末の脆化及び酸化を考慮すると、特定の比率（ｚ／ｘ）は、０．０８以上、０．８以下であることが望ましい。

【0026】

また、上記軟磁性合金粉末において、Ｆｅの３ａｔ％以下をＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ、Ｎ、Ｏ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｖ及び希土類元素のうち１種類以上の元素で置換することにより、ことにより良好な磁気特性が得られる。これらの元素は、基本的に不純物元素であり、製造過程において軟磁性合金粉末に含有される可能性がある。不純物元素を多く含有した場合には、磁気特性が劣化すると考えられるが、Ｆｅ置換が３ａｔ％以下であれば、耐食性の改善や電気抵抗の調整などのため、飽和磁束密度の著しい低下が生じない範囲で置換可能で、良好な磁気特性を維持できる。

【0027】

図１を再び参照すると、粉末作製工程においては、例えば、溶湯を細かく粉末化するアトマイズ法を用いて所望とする軟磁性合金粉末を得ることができる。詳しくは、Ｆｅや半金属元素等の原料を秤量した後、溶解して合金溶湯を生成する。この合金溶湯をノズルから排出して出来た合金溶湯の流れに冷却媒体を衝突させて、合金溶湯を微細化すると共に急冷し、軟磁性合金粉末を得る。ここで、冷却媒体についての限定は特にはない。従って、例えば、アルゴンなどの不活性ガスや窒素及び空気などの各種気体を用いるガスアトマイズ法や、高圧の水を用いる水アトマイズ法を採用することができる。加えて、微細化と急冷とに異なる媒体を用いて実施しても良い。

【0028】

冷却媒体は粉末（溶湯）の外周表面と接触するため、粉末においては粒子の表面近傍の方が中心部よりも急冷速度が速く、非晶質性が良好になる。従って、図２に示されるように、本実施の形態による軟磁性合金粉末においては、粒子の中心部に結晶相を主相とする結晶相部が生じ、粒子の外周部には非晶質相を主相とする非晶質相部が生じている粉末が作製される。なお、冷却媒体の種類や粉末粒径、合金溶湯の出湯温度を変更することで、得られる粉末における結晶相部の粒子全体に占める割合を制御することが可能である。

【0029】

図２に示されるように、磁心作製工程において使用される軟磁性合金粉末、即ち熱処理前の軟磁性合金粉末は、非晶質相部の厚みが粉末外表面より２μｍ以上あり、中心部にはｂｃｃＦｅ（αＦｅ，Ｆｅ−Ｓｉ）から成る結晶相部を有している。なお、圧粉磁芯の充填率を維持する効果を十分に得るためには、非晶質相部の厚みが粉末外表面より５μｍ以上あることが望ましい。一方、結晶相部の割合は、粉末全体に対して５０重量％未満である。結晶相部の割合が少ない場合には温度上昇抑制効果が小さくなり、多い場合には大きな結晶粒子の割合が多くなる。よって、後述する熱処理後における圧粉磁心の磁気特性の劣化を考慮すると、結晶相部の割合は、粒子全体に対して１０重量％以上、３０重量％未満であることが望ましい。

【0030】

本発明による軟磁性合金粉末は、図３に示されるように、所定の昇温速度となるように加熱し続けた場合に、発熱ピークを２つ以上有するようなＤＳＣ曲線を得られるようなものであり、結晶相部の割合の測定については、示差走査熱量分析計（ＤＳＣ）によって行われる。詳しくは、結晶相部の割合は、非晶質であることが確認されている同じ合金組成の薄帯における発熱量を基準にして、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ，Ｆｅ−Ｓｉ）の析出に伴う単位重量あたりの発熱量が減少した割合として求めることができる（減少分がアトマイズ時に結晶化した割合、すなわち結晶相部の割合を示す）。

【0031】

また、非晶質相部の厚みについては、電子顕微鏡による軟磁性合金粉末断面の組織観察において求めることができる。軟磁性合金粉末断面は、軟磁性合金粉末を冷間樹脂中に埋め込み硬化し、研磨することで作製する。作製した軟磁性合金粉末断面のうち、大きなもの（埋め込んだ粉末のＤ_９０程度）を選択することで、粉末のほぼ中心を通る断面の観察が可能である。すなわち、分級等により、粒度分布を調整した軟磁性合金粉末を作製することで、所定の粒径の粉末を観察することができる。非晶質相部の厚みは、粉末作製工程により得られた軟磁性合金粉末における平均粒径Ｄ_５０程度の粉末を１０個以上選択し、各粉末あたり３箇所を測定して算出した平均値である。

【0032】

磁心作製工程においては、本発明による軟磁性合金粉末をシリコーン系などの耐熱性が高く絶縁性が良好な結合材と混合・造粒して造粒粉を得る。次いで、金型を用いて造粒粉を加圧成型して圧粉体を得る。その後、圧粉体を熱処理して、ナノ結晶化と結合材の硬化を同時に行い、圧粉磁心を得る。

【0033】

ここで、本実施の形態による熱処理は、軟磁性合金粉末を毎分１０℃以上の昇温速度で加熱し、ナノ結晶を析出させる。その熱量の状況は、ＤＳＣ（Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ
ＳｃａｎｎｉｎｇＣａｌｏｒｉｍｅｔｒｙ：示差走査熱量測定、以下ＤＳＣと記す）で、測定することができる。ＤＳＣは、測定試料と基準物質との間の熱量の差を計測することで、縦軸に重量で規格化した熱流、横軸に温度や時間をとった曲線となる。ＤＳＣで測定されるＤＳＣ曲線について説明する。図３は、本発明の実施の形態に係るＤＳＣ曲線の説明図である。ＤＳＣ曲線は、Ｐｔ製試料容器中に投入した試料をＤＳＣ装置内に設置し、不活性雰囲気中において昇温速度４０℃／分で試料を目的の温度まで加熱することで得られる。ここで、熱処理は、図３に示すＤＳＣ曲線において、「第一結晶化開始温度Ｔｘ_１−５０℃」以上、「第二結晶化開始温度Ｔｘ_２」未満で行われる。「第一結晶化開始温度Ｔｘ_１−５０℃」以上、「第二結晶化開始温度Ｔｘ_２」未満の適切な温度範囲で熱処理が行われると、平均粒径５ｎｍ以上５０ｎｍ以下のｂｃｃＦｅナノ結晶が析出し、軟磁気特性の向上が図れる。熱処理温度が「第二結晶化開始温度Ｔｘ_２」を超えてしまうと、Ｆｅ−ＢやＦｅ−Ｐなどが析出し、軟磁気特性が劣化してしまう。また、図３に示すＤＳＣ曲線において、ベースラインに対する山のピークは発熱反応、谷のピークは吸熱反応として現れる。従って、熱処理工程においては第一結晶化のみを促進するように、熱処理することで、優れた磁気特性を有する圧粉磁心を製造することができる。

【0034】

以上のようにして得られた圧粉磁心に含まれるＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、粉末（粒子）の中心部においては結晶粒径６０ｎｍ以下の結晶粒が非晶質中に体積分率で３５ｖｏｌ％以上分散し、粉末（粒子）の外周部においては結晶粒径４０ｎｍ以下の結晶粒が非晶質中に体積分率３５ｖｏｌ％以上分散した構造を有している。特に、低保磁力化及び良好な磁気特性を得るためには、粉末（粒子）の中心部における結晶粒径は３５ｎｍ未満であることが望ましく、粉末（粒子）の外周部における結晶粒径は３０ｎｍ未満であることが望ましい。また、より高い飽和磁束密度Ｂｓを得るためには、中心部及び外周部の夫々の非晶質中に占める結晶粒の体積分率は、５０ｖｏｌ％以上であることが望ましい。中心部及び外周部の夫々の非晶質中に占める結晶粒の割合（体積分率）が多いほど、高い飽和磁束密度Ｂｓが得られることから、コア等の応用製品の小型化に対して有利となる。詳しくは、上記結晶粒の体積分率が３５ｖｏｌ％以上である場合、１．６０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓが得られ、上記結晶粒の体積分率が５０ｖｏｌ％以上である場合、１．７３Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓが得られる。

【0035】

結晶粒径、結晶相部の体積分率については、非晶質相の厚みと同様に、電子顕微鏡による軟磁性合金粉末断面の組織観察において求めることができる。結晶粒径は、軟磁性合金粉末断面の組織写真において、所定位置（外周部／中心部）における結晶粒を３０個以上選択し、各粒子の長径と短径を測定して算出した平均値である。結晶相部の体積分率は、線分法により求めており、組織写真に任意に引いた直線において、その直線の長さのうち、結晶相部を通過している長さの総和が占める割合で表される。

【0036】

以上より、本発明においては、非晶質性合金粉末が粉末全体に対して５０重量％未満の割合で結晶相部を有し、熱処理工程において急激な発熱を抑制できることから、結晶の粗大化や不要な化合物の生成の抑制されたものであり、また、軟磁性合金粉末において、表面に２μｍ以上の非晶質相部を有することから、発熱を抑制しつつも充填率の低下を防ぐことが可能であり、従って、圧粉磁心も優れた軟磁気特性と高飽和磁束密度を有するものとなる。

【0037】

なお、本実施の形態における軟磁性合金粉末は、粒子全体に非晶質相を有する粉末（即ち、中心部に結晶相を有していない粉末）が混在していても良い。また、上述した実施の形態では軟磁性合金粉末を用いた圧粉磁心について説明しているが、圧粉磁心以外の磁性部品への適用も同様に可能である。

【実施例】

【0038】

以下、本発明について実施例および比較例を用いて説明する。

【0039】

（実施例１〜３、比較例１及び２）
Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕからなる原料をＦｅ_８１．４Ｓｉ_３Ｂ_１０Ｐ_５Ｃｕ_０．６の合金組成になるように秤量し、高周波溶解にて溶解した。溶解した合金溶湯を１３００〜１５５０℃の範囲で保持した後、窒素雰囲気中において水アトマイズ法にて処理し、平均粒径４５μｍ程度で、結晶相部の割合が異なる５種類の合金粉末を作製した。なお、鋳込み温度が高いほど、冷却すべき熱量が多くなり、急冷速度が低下するため、結晶の析出量が多くなる。結晶化に伴う発熱反応は示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて、毎分４０℃の昇温速度にて評価した。結晶相部の割合、非晶質相部の厚みについては、実施の形態において記述した方法にて求めている。

【0040】

圧粉磁心の作製については、軟磁性合金粉末と、当該軟磁性合金粉末に対して重量比で２．５％となる熱硬化性バインダを混合し、５００μｍのメッシュを通して造粒した。造粒粉４．５ｇを金型に入れ、油圧式自動プレス機により圧力９８０ＭＰａにて成型し、外径２０ｍｍ−内径１３ｍｍの円筒形状の圧粉体を作製した。赤外線加熱装置を用いて、４５０℃まで毎分４０℃の昇温速度となるように圧粉体を加熱し、４５０℃にて１０分間保持した後、空冷し、圧粉磁心を得た。電磁気特性については、Ｂ−Ｈアナライザを用いて、周波数２０ｋＨｚ−磁束密度１００ｍＴにおけるコアロスＰｃｖを評価した。なお、熱処理後の粉末における結晶粒径および体積分率については、実施の形態において記述した方法にて測定している。表１に、アトマイズ後（熱処理前）の粉末特性および熱処理後の各種評価結果を示す。

【0041】

【表1】

【0042】

表１より、実施例１〜３においては、アトマイズ後（熱処理前）の粉末が５０重量％未満の結晶層（結晶相部）を有しており、粉末外表面より２μｍ以上の厚みにて非晶質層（非晶質相を主相とする非晶質相部）を有することから、熱処理における急激な発熱が抑制され、熱処理後には、粉末外周部では４０ｎｍ以下、粉末中心部では６０ｎｍ以下の微細な結晶が析出した組織となり、５００ｋＷ／ｍ^３以下の低コアロス特性を有する圧粉磁心を作製できていることがわかる。一方、アトマイズ後の粉末が５０重量％以上の結晶相部を有する比較例１及び比較例２においては、粉末中心部にて結晶粒が粗大化しており、コアロス特性が劣化している。実施例１〜３と、比較例１及び２とを比較すると、アトマイズ後の結晶相（結晶相部）の割合が大きくなるほど、熱処理後における粉末中心部の結晶粒が大きくなっており、粉末外周部の結晶粒は小さくなっている。粉末中心部については、上述した理由により、アトマイズ後の結晶相部の割合が大きい粉末では、急冷速度が低下しているため、アトマイズ時に生成した結晶が粗大化することを反映している。粉末外周部付近の結晶粒は、熱処理工程によって析出したものであるから、アトマイズ後の結晶相部の割合が大きいほど、熱処理工程において急激な発熱反応が抑えられ、微細な組織が形成できることを表している。

【0043】

（実施例４〜６、比較例３〜５）
Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕからなる原料をＦｅ_８１．３Ｓｉ_５Ｂ_９Ｐ_４Ｃｕ_０．７の合金組成になるように秤量し、高周波溶解にて溶解した。溶解した合金溶湯を１３００〜１５５０℃の範囲で保持した後、窒素雰囲気中において水アトマイズ法にて処理し、平均粒径１０μｍ程度で、結晶相部の割合が異なる６種類の軟磁性合金粉末を作製した。なお、鋳込み温度が高いほど、冷却すべき熱量が多くなり、急冷速度が低下するため、結晶の析出量が多くなる。結晶化に伴う発熱反応は示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて、毎分４０℃の昇温速度にて評価した。結晶相部部の割合、非晶質相部の厚みについては、実施の形態において記述した方法にて求めている。

【0044】

圧粉磁心の作製については、軟磁性合金粉末と、当該軟磁性合金粉末に対して重量比で４％となる熱硬化性バインダを混合し、５００μｍのメッシュを通して造粒した。造粒粉２．５ｇを金型に入れ、油圧式自動プレス機により圧力９８０ＭＰａにて成型し、外径１３ｍｍ−内径８ｍｍの円筒形状の圧粉体を作製した。赤外線加熱装置を用いて、４４０℃まで毎分４０℃の昇温速度となるように圧粉体を加熱し、４４０℃にて１０分間保持した後、空冷し、圧粉磁心を得た。電磁気特性については、Ｂ−Ｈアナライザを用いて、周波数３００ｋＨｚ−磁束密度５０ｍＴにおけるコアロスＰｃｖを測定し、評価した。また、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて１５００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した飽和磁化より、飽和磁束密度を算出した。なお、熱処理後の粉末における結晶粒径および体積分率については、実施の形態において記述した方法にて測定している。表２に、アトマイズ後（熱処理前）の粉末特性および熱処理後の各種評価結果を示す。

【0045】

【表2】

【0046】

表２より、実施例４〜６及び比較例４、５のいずれにおいても、アトマイズ後（熱処理前）の粉末は５０重量％未満の結晶相（結晶相部）を有しており、熱処理後については、粉末外周部では４０ｎｍ以下、粉末中心部では６０ｎｍ以下の微細な結晶が析出した組織となっている。一方、アトマイズ後の粉末が結晶相部を有していない（即ち、結晶相の割合が０質量％である）比較例３においては、熱処理後において、粉末の外周部及び中心部共に結晶粒径が４０ｎｍ以上となっており、結晶の粗大化が生じている。アトマイズ後における非晶質層（非晶質相部）の厚みが２μｍ以上である実施例４〜６では、２μｍ未満の比較例４及び５に対して、充填率が低下することなく、１５００ｋＷ／ｍ^３以下の低コアロス特性を有する圧粉磁心を作製できていることがわかる。これは、軟磁性合金粉末の方がナノ結晶合金に比べてビッカース硬さが小さいために、加圧成形する際に変形しやすく、充填性が高まるためである。なお、前述の実施例１〜３及び比較例１、２と併せて比較すると、非晶質相部の厚みが増加するほど、充填率は高くなる傾向があるが、５μｍ以上の場合にはほぼ一定となることがわかる。

【0047】

なお、アトマイズ後の結晶相部の割合がそれぞれ１０重量％及び１９重量％である実施例５及び実施例６においては、熱処理後に、粉末外周部付近では３０ｎｍ未満、粉末中心部では３５ｎｍ未満の結晶粒径を有する良好な微細構造が形成され、１２００ｋＷ／ｍ^３以下の非常にロスの低い圧粉磁心を作製することができており、アトマイズ時に大きな結晶が生成するのを回避しつつ、急激な発熱を抑制する効果が特に高いことがわかる。

【0048】

（実施例７〜１０）
Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕからなる原料をＦｅ_８０．３Ｓｉ_５Ｂ_１０Ｐ_４Ｃｕ_０．７（実施例７）、Ｆｅ_８１．４Ｓｉ_５Ｂ_６Ｐ_７Ｃｕ_０．６（実施例８）、Ｆｅ_８２．４Ｓｉ_１Ｂ_１１Ｐ_５Ｃｕ_０．６（実施例９）Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_４Ｂ_８Ｐ_４Ｃｕ_０．７（実施例１０）の夫々の合金組成になるように秤量し、高周波溶解にて溶解した。溶解した合金溶湯を１３００〜１４００℃の範囲で保持した後、窒素雰囲気中において水アトマイズ法にて処理し、平均粒径４５μｍ程度の合金粉末を作製した。結晶化に伴う発熱反応は示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて、毎分４０℃の昇温速度にて評価した。結晶相部の割合、非晶質相部の厚みについては、実施の形態において記述した方法にて求めている。

【0049】

圧粉磁心の作製については、軟磁性合金粉末と、軟磁性合金粉末に対して重量比で２．５％となる熱硬化性バインダを混合し、５００μｍのメッシュを通して造粒した。造粒粉４．５ｇを金型に入れ、油圧式自動プレス機により圧力９８０ＭＰａにて成型し、外径２０ｍｍ−内径１３ｍｍの円筒形状の圧粉体を作製した。赤外線加熱装置を用いて、４５０℃まで毎分４０℃の昇温速度となるように圧粉体を加熱し、表３に示した熱処理条件にて熱処理を施した後に、空冷し、圧粉磁心を得た。電磁気特性については、Ｂ−Ｈアナライザを用いて、周波数２０ｋＨｚ−磁束密度１００ｍＴにおけるコアロスＰｃｖを測定し、評価した。また、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて１５００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した飽和磁化より、飽和磁束密度を算出した。なお、熱処理後の粉末における結晶粒径および体積分率については、実施の形態において記述した方法にて測定している。表３に、アトマイズ後（熱処理前）の粉末特性および熱処理後の各種評価結果を示す。

【0050】

【表3】

【0051】

表３より、実施例７〜１０においては、アトマイズ後（熱処理前）の粉末が５０重量％未満の結晶相（結晶相部）を有しており、粉末外表面より５μｍ以上の厚みにて非晶質層（非晶質相部）を有することから、熱処理工程における急激な発熱が抑制され、熱処理後には、粉末外周部では４０ｎｍ以下、粉末中心部では６０ｎｍ以下の微細な結晶が析出した組織となり、５００ｋＷ／ｍ^３以下の低コアロス特性を有する圧粉磁心を作製できていることがわかる。特に、アトマイズ後の結晶相部の割合が３０重量％以下であり、結晶化後の粉末外周部の結晶粒径が３０ｎｍ未満、粉末中心部の結晶粒径が３５ｎｍ未満である実施例７〜９においては、２５０ｋＷ／ｍ^３以下の非常にロスの低い圧粉磁心を作製することができている。

【0052】

（実施例１１〜１３）
Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕからなる原料をＦｅ_８３．４Ｂ_１０Ｐ_６Ｃｕ_０．６（実施例１１）、Ｆｅ_８２．４Ｂ_１０Ｐ_６Ｃ_１Ｃｕ_０．６（実施例１２）、Ｆｅ_８２．３Ｂ_１０Ｓｉ_３Ｐ_３Ｃ_１Ｃｕ_０．７（実施例１３）の夫々の合金組成になるように秤量し、高周波溶解にて溶解した。溶解した合金溶湯を１３００〜１４００℃の範囲で保持した後、窒素雰囲気中において水アトマイズ法にて処理し、平均粒径４５μｍ程度の合金粉末を作製した。結晶化に伴う発熱反応は示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて、毎分４０℃の昇温速度にて評価した。結晶相部の割合、非晶質相部の厚みについては、実施の形態において記述した方法にて求めている。

【0053】

圧粉磁心の作製については、軟磁性合金粉末と、当該軟磁性合金粉末に対して重量比で２．５％となる熱硬化性バインダを混合し、５００μｍのメッシュを通して造粒した。造粒粉４．５ｇを金型に入れ、油圧式自動プレス機により圧力９８０ＭＰａにて成型し、外径２０ｍｍ−内径１３ｍｍの円筒形状の圧粉体を作製した。赤外線加熱装置を用いて、４５０℃まで毎分４０℃の昇温速度となるように圧粉体を加熱し、表４に示した熱処理条件にてナノ結晶化熱処理を施した後に、空冷し、圧粉磁心を得た。電磁気特性については、Ｂ−Ｈアナライザを用いて、周波数２０ｋＨｚ−磁束密度１００ｍＴにおけるコアロスＰｃｖを測定し、評価した。なお、熱処理後の粉末における結晶粒径および体積分率については、実施の形態において記述した方法にて測定している。また、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて１５００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した飽和磁化より、飽和磁束密度を算出した。表４に、アトマイズ後（熱処理前）の粉末特性および熱処理後の各種評価結果を示す。

【0054】

【表4】

【0055】

また、実施例１１〜１３に加えて、上述した実施例７〜１０における熱処理後粉に占める結晶層の割合と飽和磁束密度との関係を表５に示す。

【0056】

【表5】

【0057】

表５より、中心部及び外周部の夫々の非晶質中に占める結晶粒の割合（体積分率）が多いほど、高い飽和磁束密度Ｂｓが得られることがわかる。このような高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることとすれば、コア等の応用製品の小型化に対して有利となる。具体的には、実施例７〜実施例１３のいずれにおいても、結晶粒の体積分率が３５ｖｏｌ％以上であり、１．６０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓが得られている。このうち、中心部及び外周部の少なくともどちらかの結晶粒の体積分率が５０ｖｏｌ％以上である実施例９〜実施例１３においては、１．７０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓが得られている。特に、中心部及び外周部いずれの結晶粒の体積分率も５０ｖｏｌ％以上である実施例１０、実施例１１及び実施例１３においては、１．７３Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓが得られている。

【産業上の利用可能性】

【0058】

上述した実施の形態では、圧粉磁心およびその作製方法に適用可能であるが、他の磁性部品（磁性シートなど）およびその作製方法に利用することもできる

【符号の説明】

【0059】

１ アトマイズ後粉末
２ アトマイズ後粉末の外周付近の拡大図
３ 結晶粒（結晶相部）
４ 非晶質相（非晶質相部）
１０ ＤＳＣ曲線
１１ 第１ピーク
１２ 第１立ち上がり部
１５ 第２ピーク
１６ 第２立ち上がり部
２０、２１ ベースライン
３２ 第１上昇接線
４２ 第２上昇接線

【図1】

【図2】

【図3】