CN103314418B - 低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料及其制造方法、以及电磁电路部件 - Google Patents

低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料及其制造方法、以及电磁电路部件 Download PDF

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Abstract

本发明的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料含有通过含Mg绝缘皮膜或磷酸盐皮膜进行绝缘处理的纯铁系复合软磁性粉末颗粒及包含11～16质量%的Si的Fe-Si合金粉末颗粒，其中，Fe-Si合金粉末颗粒相对于总量的比例为10～60质量%，且颗粒之间具有边界层。本发明的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的制造方法中，将通过含Mg绝缘皮膜或磷酸盐皮膜进行绝缘处理的纯铁系复合软磁性粉末和包含11～16质量%的Si的Fe-Si合金粉末配合成Fe-Si合金粉末相对于总量的比例为10～60质量%，并将其压缩成型，在非氧化性气氛中进行烧成。当通过含Mg绝缘皮膜对复合软磁性粉末进行绝缘处理时，将烧成温度设为500℃～1000℃，当通过磷酸盐皮膜对复合软磁性粉末颗粒进行绝缘处理时，将烧成温度设为350℃～500℃。

Description

低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料及其制造方法、以及电磁电路部件
技术领域
本发明涉及一种作为马达、驱动器、电抗器、变压器、扼流圈磁芯、磁传感器磁芯、噪声滤波器、开关电源、DC/DC转换器等各种电磁电路部件的原材料而使用的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料及其制造方法、以及电磁电路部件。
本申请根据2011年2月22日于日本申请的专利申请2011-35752号及2012年2月21日于日本申请的专利申请2012-35434主张优先权，并将其内容援用于此。
背景技术
一直以来，作为马达、驱动器、磁传感器等的磁芯用材料，已知有通过对如下粉末进行烧结而获得的软磁性烧结材料：铁粉末、Fe-Al系铁基软磁性合金粉末、Fe-Ni系铁基软磁性合金粉末、Fe-Cr系铁基软磁性合金粉末、Fe-Si系铁基软磁性合金粉末、Fe-Si-Al系铁基软磁性合金粉末、Fe-Co系铁基软磁性合金粉末、Fe-Co-V系铁基软磁性合金粉末、Fe-P系铁基软磁性合金粉末（以下将这些总称为软磁性颗粒）。
另一方面，当通过气体雾化法或水雾化法进行粉末化来制作铁粉末或合金粉末时，由于铁粉末或合金粉末的单一组分的电阻率较低，因此采取在铁粉末或合金粉末的表面包覆绝缘皮膜或混合有机化合物或绝缘材料等来防止烧结，并提高电阻率等措施。在这种软磁性材料中，为了抑制涡流损耗，提出利用非铁金属的下层皮膜和包含无机化合物的绝缘膜覆盖含铁的软磁性颗粒的表面的复合软磁性材料。
作为所述复合软磁性材料的一例，应用将混合软磁性粉末和绝缘性粘结材料的复合软磁性材料压缩成型成预定形状并经烧成而成的压粉磁芯。该压粉磁芯具有软磁性粉末颗粒彼此经绝缘性粘结材料而接合的组织，并通过绝缘性粘结材料确保软磁性粉末颗粒彼此的绝缘。
另外，作为这种压粉磁芯的一例，公开有作为具有减少磁致伸缩量的作用的树脂将硅酮类树脂添加到Fe-Si合金粉末（Si含量为0.5～3.5质量%）中，并以此作为低磁致伸缩材料的技术（参考专利文献1）。
另外，还公开有在这种软磁性材料中，混合纯铁粉末与Fe-6.5Si合金粉末并进一步添加高岭土、无定形二氧化硅、丙烯酸乳液、润滑剂，将相对于纯铁粉末总量的重量比率设为10～55%，由此获得高强度的低磁致伸缩材料的技术（参考专利文献2）。
然而，随着电子设备的小型化及高性能化，要求电子设备用电磁部件具有更严格的材料特性，并且要求在实际使用状态下不引发问题的电磁部件。针对用于这种部件的软磁性材料进行研究发现，在混合纯铁粉末和Fe-6.5Si合金粉末并如上述混合高岭土、无定形二氧化硅等并压缩成型而成的低磁致伸缩材料、Ni-Fe合金（Ni的含量为78.5重量%的坡莫合金）或Fe-Si-Al（铁硅铝磁合金）合金以外的铁系软磁性材料中，尤其在频率10kHz以下的频带中存在使用时因磁致伸缩导致产生噪音的问题，因此不适于实际应用。
于是作为这种铁系软磁性材料希望提供一种具有在实际应用状态下不因磁致伸缩而产生噪音的低磁致伸缩特性，并具有高磁通量密度的软磁性材料。
专利文献1：日本特开2006-332328号公报
专利文献2：日本特开2008-192897号公报
发明内容
本发明鉴于上述问题而发明，其目的在于提供一种如下铁系复合软磁性材料：通过在纯铁系复合软磁性粉末中适量混合包含11～16质量%的Si的Fe-Si合金粉末，作为缓和纯铁系复合软磁性粉末所具有的正磁致伸缩的适当量的负磁致伸缩材料混合特殊组成的Fe-Si合金粉末，并实施热处理，由此具有低磁致伸缩特性且能够用于广泛的频段。
为了实现上述目的，本发明方式具有以下要件。
（1）一种低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
含有通过含Mg绝缘皮膜或磷酸盐皮膜进行绝缘处理的纯铁系复合软磁性粉末颗粒及包含11～16质量%的Si的Fe-Si合金粉末颗粒，其中，Fe-Si合金粉末颗粒相对于它们的合计总量的比例为10～60质量%，且所述颗粒之间具有边界层。
（2）根据上述（1）所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
所述含Mg绝缘皮膜的膜厚为5～200nm。
（3）根据上述（2）所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料为，在对用于形成所述纯铁系复合软磁性粉末颗粒的通过含Mg绝缘皮膜进行绝缘处理的纯铁系复合软磁性粉末和用于形成所述Fe-Si合金粉末颗粒的Fe-Si合金粉末进行混合及压缩成型之后再进行热处理而成。
（4）根据上述（1）～（3）中任一项所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料为，通过Fe-Si合金粉末颗粒的负磁致伸缩来缓和所述纯铁系复合软磁性粉末颗粒的正磁致伸缩，在磁通量密度为0～0.5T范围达到-2×10-6～+2×10-6范围的低磁致伸缩而成。
（5）根据上述（1）～（4）中任一项所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料为，除所述纯铁系复合软磁性粉末与Fe-Si合金粉末之外还添加配合甲基类、甲基苯基类或苯基类的硅酮树脂并进行热处理而成。
（6）根据上述（1）～（5）中任一项所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
在所述纯铁系复合软磁性粉末颗粒与Fe-Si合金粉末颗粒的界面生成由甲基类、甲基苯基类或苯基类的硅酮树脂的烧成物构成的边界层。
（7）一种电磁电路部件，其特征在于，
具备上述（1）～（6）中任一项所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料。
（8）一种低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的制造方法，其特征在于，
将通过含Mg绝缘皮膜进行绝缘处理的纯铁系复合软磁性粉末与包含11～16质量%的Si的Fe-Si合金粉末配合成，Fe-Si合金粉末相对于配合后的总量的比例达到10～60质量%，并压缩成型之后在非氧化性气氛中以500℃～1000℃进行烧成处理。
（9）一种低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的制造方法，其特征在于，
将通过磷酸盐皮膜进行绝缘处理的纯铁系复合软磁性粉末与包含11～16质量%的Si的Fe-Si合金粉末配合成，Fe-Si合金粉末相对于配合后的总量的比例达到10～60质量%，并压缩成型之后在非氧化性气氛中以350℃～500℃进行烧成处理。
（10）根据上述（8）所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的制造方法，其特征在于，
将膜厚5～200nm的含Mg绝缘皮膜用作所述含Mg绝缘皮膜。
（11）根据上述（8）～（10）中任一项所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的制造方法，其特征在于，
除所述纯铁系复合软磁性粉末和Fe-Si合金粉末之外还添加配合甲基类、甲基苯基类或苯基类的硅酮树脂并压缩成型后进行热处理，由此在所述纯铁系复合软磁性粉末颗粒和Fe-Si合金粉末颗粒的界面生成由所述甲基类、甲基苯基类或苯基类的硅酮树脂的烧成物构成的边界层。
发明效果
根据本发明的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的一方式，Fe-Si合金粉末颗粒在包含通过含Mg绝缘皮膜或磷酸盐皮膜进行绝缘处理的纯铁系复合软磁性粉末颗粒及包含11～16质量%的Si的Fe-Si合金粉末颗粒的它们的合计总量中的比例为10～60质量%，且所述颗粒之间具有边界层，因此通过组合纯铁系复合软磁性粉末颗粒所具有的正磁致伸缩和包含11～16质量%的Si的Fe-Si系合金粉末颗粒所具有的负磁致伸缩缓和整体的磁致伸缩，而能够设为低磁致伸缩的复合软磁性材料。
并且，通过混合软质纯铁系复合软磁性粉末与硬质Fe-Si合金粉末，能够优化基于压缩成型的粉末之间的结合状态，因此与对硬质粉末之间进行压缩成型时相比，能够设为压缩成型时的压缩力虽小但粉末之间的结合性良好的低磁致伸缩复合软磁性材料。以此减少施加在成型机上的压力，与对硬质粉末之间进行压缩成型时相比也能够利用压缩力较小的成型机。
经对甲基类、甲基苯基类或苯基类的硅酮树脂进行压缩成型之后进行烧成处理而成的边界层，结合纯铁系复合软磁性粉末颗粒或Fe-Si合金粉末颗粒，因此边界层部分中的机械结合力优异，在纯铁系复合软磁性粉末颗粒与Fe-Si合金粉末颗粒的晶界部分也有望实现可靠的绝缘，因此能够获得在高频区域中铁损较低的复合软磁性材料。
本发明的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的一方式能够同时实现低磁致伸缩与高磁通量密度，并能够用作发挥这些特征的各种电磁电路部件的材料。
作为使用所述低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料而成的电磁电路部件，提供一种可用作例如磁芯、电机磁芯、发电机磁芯、螺线管磁芯、点火器磁芯、电抗器磁芯、变压器磁芯、扼流圈磁芯或磁传感器磁芯等，并且无论用在何处都能够发挥优异的磁特性的电磁电路部件。
此外，组装这些电磁电路部件的电子设备有电机、发电机、螺线管、喷射器、电磁驱动阀、逆变器、转换器、变压器、继电器、磁传感器系统等，并具有有助于这些电子设备的高效高性能化或小型轻量化的效果。
附图说明
图1是表示本发明一方式所涉及的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的局部结构的示意图。
图2是表示利用本发明一方式所涉及的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料而成的电磁电路部件的一例的立体图。
图3是混合40质量%的实施例中所获得的负磁致伸缩材料粉末的试样的组织照片。
图4是在实施例中所获得的试样中具有间隙的部分的放大组织照片。
图5是表示图4中所示部位中碳的分布状态的SEM-EDS面分析照片。
图6是表示图4中所示部位中铁的分布状态的SEM-EDS面分析照片。
图7是表示图4中所示部位中氧的分布状态的SEM-EDS面分析照片。
图8是表示图4中所示部位中锰的分布状态的SEM-EDS面分析照片。
图9是表示图4中所示部位中硅的分布状态的SEM-EDS面分析照片。
具体实施方式
以下对本发明进行详细说明，但本发明并不限于以下所说明的实施方式。
图1是表示本发明一方式所涉及的第1实施方式的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的组织结构的一例的示意图，该实施方式的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料A以如下3个为主体而构成：通过膜厚5～200nm的含Mg绝缘皮膜1进行绝缘处理的纯铁系的多个复合软磁性粉末颗粒2、包含11～16质量%的Si的多个Fe-Si合金粉末颗粒3及以存在于这些多个颗粒之间的界面的方式形成的边界层5。复合软磁性粉末颗粒2通过由含Mg绝缘皮膜1覆盖纯铁粉末颗粒4的外周而构成。
图1中，仅放大示出本发明的一方式所涉及的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料A的组织的一部分，因此仅各画出1个纯铁系复合软磁性粉末颗粒2和Fe-Si合金粉末颗粒3，但是如后面所述由于通过混合多个纯铁系复合软磁性粉末与Fe-Si合金粉末并压缩成型，再进行热处理来形成低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料A，因此实际上低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料A呈如下组织，即多个纯铁系复合软磁性粉末颗粒2与多个Fe-Si合金粉末颗粒3经存在于这些之间的边界层5接合。另外，至于通过含Mg绝缘皮膜而进行绝缘处理的复合软磁性粉末颗粒2，能够以通过磷酸盐皮膜例如，磷酸锌皮膜、磷酸铁皮膜、磷酸锰皮膜、磷酸钙皮膜来进行绝缘处理的纯铁系复合软磁性粉末颗粒进行替换，对于该说明在后面进行叙述。
以下，对用于形成通过膜厚5～200nm的含Mg绝缘皮膜1来对纯铁粉末颗粒4进行绝缘处理而成的纯铁系复合软磁性颗粒2的纯铁系复合软磁性粉末进行说明。
纯铁系复合软磁性粉末优选以平均粒径（D50）在5～500μm范围内的纯铁粉末为主体。其理由在于，若平均粒径比5μm过小，则因纯铁粉末的压缩性会下降，且纯铁粉末的体积比例变低，因此具有使磁通量密度的值下降的趋势，另一方面，若平均粒径比500μm过大，则因纯铁粉末内部的涡流增大而降低高频下的导磁率等。
另外，纯铁系复合软磁性粉末的平均粒径为通过激光衍射法测定而获得的粒径。
将该纯铁粉末作为原料粉末，在氧化气氛中实施保持在室温～500℃的氧化处理之后，在温度为150～1100℃、压力为1×10-12～1×10-1MPa左右的惰性气体气氛或真空气氛中，对在该原料粉末中添加Mg粉末并混合而成的混合粉末进行加热，根据需要进一步在氧化气氛中以50～400℃的温度进行加热，则将获得以含Mg绝缘物包覆纯铁粉末表面的纯铁系复合软磁性粉末。
所述Mg粉末的添加量优选在0.1～0.3质量%范围内。
由该含Mg绝缘皮膜1包覆的纯铁系复合软磁性粉末与以往的形成有Mg铁氧体薄膜的含Mg绝缘物包覆软磁性粉末相比，粘附性变得格外优异，对由该含Mg绝缘皮膜1包覆的纯铁系复合软磁性粉末进行压缩成型来制作压坯也很少有绝缘皮膜被破坏并剥离的情况，并且通过在400～1300℃左右的温度下对由该含Mg绝缘皮膜1包覆的纯铁系复合软磁性粉末的压坯进行热处理而获得的复合软磁性材料可获得含Mg氧化膜均匀分布于晶界上的组织。
在所述制造方法中，以经过氧化处理的纯铁粉末作为原料粉末，在温度为150～1100℃，压力为1×10-12～1×10-1MPa的惰性气体气氛或真空气氛中，对在该原料粉末中添加Mg粉末并混合而获得的混合粉末进行加热时，优选对所述混合粉末进行转动的同时进行加热。
本实施方式中所使用的含Mg绝缘皮膜1表示，纯铁粉末的氧化铁（Fe-O）与Mg随着进行反应堆积到该纯铁粉末表面的含Mg绝缘物的皮膜。形成于该纯铁粉末表面的含Mg绝缘皮膜（Mg-Fe-O三元系氧化物堆积膜）的膜厚优选在5nm～200nm范围内，以便在压缩成型之后获得高磁通量密度及高电阻率的复合软磁性材料。
其中，若膜厚比5nm薄，则因在压缩成型及热处理之后获得的复合软磁性材料的电阻率不够充分，涡流损耗会增加，因此不优选，若膜厚为超过200nm的厚度，则具有已进行压缩成型的复合软磁性材料的磁通量密度会下降的趋势。在这种范围内更优选膜厚为5nm～100nm。
对于包含11～16质量%的Si的Fe-Si合金而言，通常将相对于铁能够稳定地获得磁特性的Si的固溶界限设为21质量%，尤其在该范围的Fe-Si合金的单晶中，公知Fe-3Si为正磁致伸缩，Fe-6.5Si为零磁致伸缩，但对于作为Fe-Si合金粉末，在进行压缩成型以及热处理之后的压粉材料中，磁致伸缩在Si含量为何种程度时才变成正磁致伸缩、零磁致伸缩、负磁致伸缩并不清楚。
本发明人考虑到由上述含Mg绝缘皮膜1包覆的纯铁系复合软磁性粉末为正磁致伸缩，与Fe-Si合金粉末相比纯铁系复合软磁性粉末为软质而做出如下推断并进行了研究以至于发明出本申请发明，即若对显示负磁致伸缩的硬质的Fe-Si合金粉末和显示正磁致伸缩的软质的纯铁系复合软磁性粉末进行混合并压缩成型，则与对这种合金粉末单一组分进行压缩成型时相比，无需加大成型压力就能够实现高密度且粘附性良好的压缩成型，作为整个压坯缩小磁致伸缩。
本发明人针对将Fe-Si合金粉末与由含Mg绝缘皮膜1包覆的纯铁系复合软磁性粉末的混合物进行压缩成型并热处理而获得的复合软磁性材料进行有关磁致伸缩的研究发现，即使使用Fe-3Si合金粉末、Fe-8Si合金粉末、Fe-10Si合金粉末来形成复合软磁性材料也无法在磁通量密度为0～0.5T范围内作为整体使磁致伸缩达到-2×10-6～+2×10-6范围的低磁致伸缩。
因此，为了以通常熟知为Fe-Si合金单晶的磁致伸缩达到0ppm的组成即Fe-6.5Si作为分界来设为负磁致伸缩，使用增加了更多Si含量的Fe-Si合金粉末进行了各种研究，结果发现了所希望的Si含量的范围并将其适用在了本发明。
基于此背景，本实施方式中将包含11～16质量%的Si的Fe-Si合金粉末用作对由含Mg绝缘皮膜1包覆的纯铁系复合软磁性粉末进行混合的Fe-Si合金粉末。
考虑到作为添加到Fe-Si合金粉末中的Si的量，通常从稳定地获得磁性的方面Si相对于Fe的固溶界限为21质量%，若添加超过14.5质量%的Si，则具有使磁性变得不稳定的趋势，将其混合到由含Mg绝缘皮膜1包覆的纯铁系复合软磁性粉末中并压缩成型之后难以获得较高的磁通量密度。这有可能在于，在Fe-Si合金中Si的含量为14.5质量%为止强磁性的α相为主体，在Si含量超过14.5质量%的范围内随着Si含量的增加非磁性的ε相也逐渐增加的缘故。
因此，为了对纯铁系复合软磁性粉末所显示的正磁致伸缩混合负磁致伸缩的Fe-Si合金粉末，在磁通量密度为0～0.5T范围内将整体设为-2×10-6～+2×10-6范围的低磁致伸缩，需要将添加到Fe-Si合金粉末中的Si的量设为11～16质量%。
并且，就Fe-Si系合金粉末的粒径而言，优选以平均粒径（D50）在50～150μm范围内的粉末为主体。另外，Fe-Si系合金粉末的平均粒径为通过激光衍射法测定而获得的粒径。
接着，就由含Mg绝缘皮膜1包覆的纯铁系复合软磁性粉末与Fe-Si合金粉末的混合比例而言，需要将作为纯铁系复合软磁性粉末相对于纯铁系复合软磁性粉末与Fe-Si合金粉末的总量的比例设为40～90质量%范围。若纯铁系复合软磁性粉末的含量过少，则将难以发挥纯铁原有的高磁通量密度，与硬质的Fe-Si合金粉末相比软质的纯铁系复合软磁性粉末的比例变少，因此有可能增加压缩成型所需的成型压力，并具有对成型机施加压力的趋势。与此相反，若显示负磁致伸缩的Fe-Si合金粉末的比例过少，则难以调整纯铁系复合软磁性粉末所显示的正磁致伸缩而使磁致伸缩变大。
为了在保持磁致伸缩的平衡性来设为低磁致伸缩的基础上获得良好的磁特性（饱和磁通量密度），作为纯铁系复合软磁性粉末颗粒2相对于纯铁系复合软磁性粉末与Fe-Si合金粉末的总量的比例优选为40～90质量%。并且，若在该范围内进一步设为40～80质量%的范围则磁致伸缩更加变小，而优选。
以下，对制造表示图1所示的组织结构的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的方法的一例进行说明。
在制造所述低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料时，例如在第2工序中对作为在第1工序中对已准备的原料的纯铁粉末进行前氧化来氧化表面，并在第3工序中蒸镀Mg来作为由含Mg绝缘皮膜包覆的纯铁系复合软磁性粉末。接着准备在该粉末中添加硅酮树脂而进行干燥的粉末，在第4工序中混合另外添加硅酮树脂之后进行干燥的Fe-Si合金粉末与之前的添加硅酮树脂后进行干燥的纯铁系复合软磁性粉末之后，在第5工序中成型为预定的形状，并在第6工序中进行烧成处理，由此能够获得如之前所说明的本实施方式所涉及的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料A。
所述成型压力能够选择8～12t/cm2左右的成型压力。在此使用的成型压力的数值远远小于作为一般硬质合金而熟知的Fe-Si-Al系铁硅铝磁合金粉末的压缩成型或Fe-6.5Si合金粉末的压缩成型中所需的20t/cm2等级的数值，且与在一般的粉末成型法中利用的压力为相同程度，因此能够利用一般规模的粉末成型机来制造本实施方式所涉及的优异的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料A。
在压缩成型之后，以500～1000℃的温度，优选在真空中或氮气气氛中等非氧化性气氛中对所获得的成型体进行几十分钟的烧成，从而能够获得低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料A。
另外，能够在这种高温下进行烧成的原因在于，使用了由含Mg绝缘皮膜1包覆的复合软磁性粉末，例如假设对磷酸锌皮膜等以这种高温区进行烧成，则磷酸锌皮膜的绝缘会被完全破坏。由于能够以500℃以上的高温进行烧成，而能够增大烧成材料的晶粒，因此在提高磁特性方面优选。但在本实施方式中，由于能够使用由磷酸盐皮膜包覆的纯铁系复合软磁性粉末，因此当使用磷酸盐皮膜时，优选以350～500℃左右的温度进行烧成。另外，就通过含Mg绝缘皮膜进行绝缘处理的复合软磁性粉末颗粒2而言，能够替换成通过磷酸盐皮膜例如磷酸锌皮膜、磷酸铁皮膜、磷酸锰皮膜、磷酸钙皮膜进行绝缘处理的纯铁系复合软磁性粉末颗粒。
如以上说明所制造出来的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料A为在磁通量密度为0～0.5T的范围内磁致伸缩为-2×10-6～+2×10-6范围的低磁致伸缩，并显示出饱和磁通量密度（以10kA/m的磁通量密度）为0.8～1.2T的优异的磁特性。
另外，饱和磁通量密度较高的纯铁系复合软磁性粉末颗粒2作为承担磁性的主体，通过含Mg绝缘皮膜1绝缘进而被边界层5绝缘，并通过进行烧成而成为紧密接合的状态，因此能够在高频段（50kHz等高频带）中减少铁损并具有优异的软磁特性。
另外，本实施方式的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料A，即便视为对应于高频，也以边界层5牢固地结合优异的Fe-Si合金粉末颗粒3，并且电阻率也较高，因此具有在50kHz等高频区域铁损较小的特征。
图2表示适用本发明的一方式所涉及的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料A的电磁电路部件的一例即电抗器。
图2所示的电抗器10具有俯视观察时为跑道形的电抗器磁芯11及卷装于电抗器磁芯11上的2个线圈12。
如图2所示，每个线圈12分别由多重缠绕的导线构成，并卷装于电抗器磁芯11的长边方向的直线区间。该电抗器10中，电抗器磁芯11由低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料A构成。
在该例子中的电抗器10中，将电抗器磁芯11抑制成电阻率较大且磁致伸缩较小，因此作为电抗器10能够获较高的性能。尤其该例子中的电抗器10呈低磁致伸缩因此几乎不产生因磁致伸缩而引起的噪音。
另外，所述电抗器10为将本实施方式所涉及的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料A应用到电磁电路部件中的一例，当然也可将本实施方式所涉及的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料A应用到其他各种电磁电路部件中。
[实施例]
在大气中以250℃对平均粒径为100μm（D50）的纯铁粉末进行了30分钟的加热处理。其中MgO膜与前一阶段在大气中以250℃进行加热处理而生成的氧化膜厚成比例，因此添加所需量的最小限度的Mg即可，对铁粉配合0.3质量%的Mg粉末，在0.1Pa的真空气氛中通过间歇式回转炉边进行转动边加热至650℃，由此制作Mg-Fe-O三元系氧化物堆积膜包覆纯铁系软磁性粉末（含Mg绝缘物包覆纯铁系软磁性粉末）。
形成在该含Mg绝缘物包覆纯铁系软磁性粉末表面的（Mg，Fe）包含O的Mg-Fe-O三元系氧化物堆积膜的膜厚与在所述大气中通过加热处理而生成的氧化膜厚成比例，可根据加热处理时间来控制膜厚。
通过以下SEM-EDS（电场放射型扫描电子显微镜）分析确认到，在纯铁系的多个复合软磁性粉末的表面存在膜厚为5～200nm的含Mg绝缘皮膜。“SEM-EDS：CarlZeiss制Ultra55、EDS软件：NoranSystemSix”观察条件为加速电压：1kV、EDS面分析条件为加速电压：4kV、电流量：1nA、WD：3mm。
接着，在由含Mg绝缘皮膜包覆的纯铁系复合软磁性粉末中添加0.4质量%的甲基苯基类硅酮树脂进行干燥，并作为硅酮树脂包覆纯铁系复合软磁性粉末。
准备Fe-14Si合金粉末（平均粒径80μm：D50：基于激光衍射法），将添加0.3质量%的硅烷偶联剂和2质量%的甲基硅酮树脂并进行干燥而获得的粉末（以下称为粉末N）、所述甲基苯基类硅酮树脂包覆纯铁系复合软磁性粉末（以下称为粉末P）以质量%计为粉末N:粉末P＝60:40、50:50、40:60、30:70、20:80、10:90的比例进行混合，利用成型机以12t/cm2的压力进行常温成型，在氮气气氛中以650℃进行30分钟的烧成，获得环状（OD35×ID25×H5mm）及条状（60×10×H5mm）的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料。
另外，包覆在纯铁系复合软磁性粉末表面的硅酮树脂因烧成而消失一部分成分但残留以Si为主的成分，在纯铁系复合软磁性粉末颗粒与Fe-Si合金粉末颗粒的晶界构成边界层。
对所获得的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的磁通量密度为0.5T时的磁致伸缩及磁场为10kA/m时的磁通量密度进行了测定。
并且，作为所使用的Fe-Si合金粉末，代替之前的Fe-14Si合金粉末而使用了Fe-10.5Si合金粉末、Fe-11Si合金粉末、Fe-12Si合金粉末、Fe-16Si合金粉末、Fe-16.5Si合金粉末，与上述例子相同地制作低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，并对磁通量密度为0.5T时的磁致伸缩、磁场为10kA/m时的磁通量密度进行测定。
在所述磁场为10kA/m时进行的磁通量密度的测定中，利用环状试样由B-H示踪剂（横河电机（株）制直流磁化测定装置B积分单元TYPE3257）进行。另外，对于磁致伸缩的测定按以下内容进行。
通过应变仪法进行磁致伸缩的测定。所谓应变仪法为利用在粘贴了应变仪的试样上施加磁场，致使仪器的电阻发生变化的事实来测定试样的应变量的方法。本实施例中，用粘结剂将应变仪（（株）共和电产制）粘贴到将条状试样切断成10×10×H5mm的大小的试样上，从粘贴粘结剂起至少经过1小时以上之后再对试样进行了测定。另外，在本实施例的磁致伸缩测定中利用B-H示踪剂（理研电子（株）制直流磁化特性自动记录装置BHH-50、东英工业（株）制电磁铁TEM-VW101C-252）施加磁场，并通过（株）KEYENCE制PC链接型高性能记录器GR-3500进行了记录。
将以上结果示于以下表1、表2、表3。
[表1]
[表2]
[表3]
从表1～表3所示的结果来看，关于Fe-Si合金粉末，若使用含有11～16质量%的Si的Fe-Si合金粉末，则在制作复合软磁性材料时能够获得低磁致伸缩复合软磁性材料。如表2所示不论在使用Fe-10.5Si合金粉末时还是在使用Fe-16.5Si合金粉末时磁致伸缩均变成正磁致伸缩且变大。
另外，从表3所示的结果来看，在Fe-Si合金粉末的比例为70质量%的试样中负的磁致伸缩变大，在62质量%的试样中负的磁致伸缩稍微变大，观察到饱和磁通量密度的下降，在18质量%的试样中正的磁致伸缩虽然稍微变大，但是也停留在-2×10-6～+2×10-6范围内。另外还可知，表1所示的各试样的强度在使用时具有足够的强度。
从以上结果来看，关于Fe-Si合金粉末能够通过使用Si的含量为11～16质量%的Fe-Si合金粉末来调整纯铁系复合软磁性粉末原有的正磁致伸缩而作为复合软磁性材料而设为低磁致伸缩。并且可知，关于Fe-Si合金粉末的含量，相对于同纯铁系复合软磁性粉末的总量添加10～16质量%范围，由此能够兼顾低磁致伸缩及较高的饱和磁通量密度，并具有足够的强度。此外还可知，通过添加含量为20～60质量%的范围的Fe-Si合金粉末，使磁致伸缩变得更低，并获得良好的特性。
接着，在制作表1所示的试样时，以无论在使用负磁致伸缩材料粉末N还是使用正磁致伸缩材料粉末P时都添加甲基苯基类硅酮树脂来作为试样而代替根据粉末的种类分别使用甲基类硅酮树脂和甲基苯基类硅酮树脂的试验结果输入到表4。
接着，为了与这些试样进行对比，混合60%的磷酸锌包覆铁粉和40%的Fe-14Si合金粉末来制作低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料。在Fe-Si合金粉末中添加甲基类硅酮树脂来进行包覆，在磷酸锌包覆铁粉中添加与表1等量的甲基苯基类硅酮树脂。另外，将在混合粉末并成型之后，在氮气气氛中进行30分钟烧成时的温度设为450℃。理由在于磷酸锌皮膜的耐热温度低于MgO皮膜的耐热温度。
将在此获得的试样的试验结果记载于以下表5中。
[表4]
[表5]
从表4所示的结果来看，即使分别在正磁致伸缩材料粉末与负磁致伸缩材料粉末中使用了同一种硅酮树脂制作了低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，也能够获得与在表1中获得的结果相同的结果。即，可知通过添加含量为相对于同纯铁系复合软磁性粉末的总量为10～60质量%的Fe-Si合金粉末，来兼顾低磁致伸缩及较高的饱和磁通量密度，并具有足够的强度。另外，从表4所示的结果可知通过在10～60质量%的范围中尤其设为20～60质量%范围，能够进一步降低磁致伸缩。
从表5所示的结果来看，即使通过使用磷酸锌包覆铁粉来代替MgO包覆铁粉也能够获得与表1、表4所示的试样显示出相同的磁致伸缩、饱和磁通量密度、强度的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料。另外，与MgO皮膜相比磷酸锌皮膜的耐热性较差，因此从耐热性方面考虑表1～4所示的试样比表5所示的试样优异。
另外，表3中，MgO包覆铁粉为82质量%、Fe-14Si粉末为18质量%的试样为属于本实施方式范围的试样，因此比表3所示的其他试样更为低磁致伸缩，并显示出与表1所示的试样相同的饱和磁通量密度。
图3为表示在表1所示的试样中混合了60质量%的MgO包覆铁粉和40质量%的Fe-Si合金粉末来制造的试样的组织的SEM像（3000倍倍率）。
图3所示的组织中，配置在中央的截面为圆形的颗粒为Fe-Si合金粉末（颗粒），配置在其周围且相对于Fe-Si合金粉末具有凹凸部并相互对接的颗粒为MgO包覆铁粉。与Fe-Si合金粉末相比MgO包覆铁粉较柔软因此呈图3中的组织。在位于图3中央的Fe-Si合金粉末的周围的晶界形成有填充了硅酮树脂的烧成物的晶界（边界层）。
进一步进行说明，则在位于图3中心的圆形Fe-Si合金粉末（Fe-14Si粉）的周围，右侧与下侧配置有MgO包覆铁粉，左上侧与上侧配置有圆形Fe-Si合金粉末。位于图3中心的圆形Fe-Si合金粉末（Fe-14Si粉）的周围，分别在左下侧、左上侧、右上侧、右下侧位置示有4个晶界。
分别存在于图3的左下侧的晶界、右上侧的晶界、右下侧的晶界中的黑色空洞部分表示空隙。左上侧的晶界被由硅酮树脂的烧成物构成的标白的边界层填满，右上侧晶界在黑色的空隙部分周围形成有边界层，右下侧的晶界中被标白的部分为边界层。另外，可确认到尤其在位于右下侧与右上侧的晶界中的图3的箭头所示的位置存在多个龟裂。
另外，图3所述的再沉淀是指，在制作用于拍摄照片的试样的截面时，以离子束溅射的试样的一部分再次附着到截面上而生成的再附着物。
在图4中示出从另一个视角观察该试样的龟裂部分的放大照片。可确认到位于图4左端的Fe-Si合金粉末和在其右侧的硅酮树脂的烧成物以及在其右侧的MgO包覆铁粉的3层组织。在图4的放大照片中，在位于左侧的Fe-Si合金粉末颗粒与位于右侧的Mg包覆铁粉颗粒之间的区域被硅酮树脂的烧成物填满。
并且，可确认到在左侧的Fe-Si合金粉末与位于其右侧的硅酮树脂的烧成物的边界部分存在以涂黑的边缘部分表示的龟裂（间隙）。产生这种间隙的原因有可能在于使用了异质的硅酮树脂。如此在由Fe-Si合金粉末和由其周围的硅酮树脂的烧成物构成的边界层之间存在间隙，因此表1所示的试样与表3所示的试样相比磁致伸缩的吸收效果稍微优异，由于此原因，表1所示的在0.5T下的磁致伸缩的数值比表3所示的在0.5T下的磁致伸缩稍微良好。
图5～图9表示相对于图4所示的金属组织进行SEM-EDS面分析的结果。图5是碳（C）的分析结果，图6是铁（Fe）的分析结果，图7是氧（O）的分析结果，图8是锰（Mg）的分析结果，图9是硅（Si）的分析结果。
从图5～图9所示的结果可知，在晶界存在以C、O及Si为构成元素的硅酮树脂，在铁粉的周围存在MgO皮膜。
产业上的可利用性
本发明的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的一形态方式，由于能够实现兼顾低磁致伸缩与高磁通量密度，因此能够用作各种电磁电路部件的材料。作为电磁电路部件可举出例如，磁芯、电机磁芯、发电机磁芯、螺线管磁芯、点火器磁芯、电抗器磁芯、变压器磁芯、扼流圈磁芯及磁传感器磁芯等。无论用于哪里都能够提供可发挥优异的磁特性的电磁电路部件。另外，作为组装这些电磁电路部件的电子设备可举出例如电机、发电机、螺线管、喷射器、电磁驱动阀、逆变器、转换器、变压器、继电器、磁传感器系统等。本发明的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性应变材料的一方式有助于这些电子设备的高效化、高性能化及小型轻量化。
符号说明
A-低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料、1-含Mg绝缘皮膜、2-复合软磁性粉末颗粒、3-Fe-Si合金粉末颗粒、4-纯铁粉末颗粒、5-边界层。

Claims (15)

1.一种低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
含有通过含Mg绝缘皮膜或磷酸盐皮膜进行绝缘处理的纯铁系复合软磁性粉末颗粒及包含11～16质量%的Si的Fe-Si合金粉末颗粒，其中，Fe-Si合金粉末颗粒相对于它们的合计总量的比例为10～60质量%，且所述颗粒之间具有边界层。
2.根据权利要求1所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
所述含Mg绝缘皮膜的膜厚为5～200nm。
3.根据权利要求2所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料为，在对通过含Mg绝缘皮膜进行绝缘处理的纯铁系复合软磁性粉末和Fe-Si合金粉末进行混合及压缩成型之后再进行热处理而成，
所述纯铁系复合软磁性粉末用于形成所述纯铁系复合软磁性粉末颗粒，所述Fe-Si合金粉末用于形成所述Fe-Si合金粉末颗粒。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料为，通过Fe-Si合金粉末颗粒的负磁致伸缩来缓和所述纯铁系复合软磁性粉末颗粒的正磁致伸缩，在磁通量密度为0～0.5T范围下达到-2×10-6～+2×10-6范围的低磁致伸缩而成。
5.根据权利要求1～3中任一项所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料为，除所述纯铁系复合软磁性粉末与Fe-Si合金粉末之外还添加配合甲基类、甲基苯基类或苯基类的硅酮树脂并进行热处理而成。
6.根据权利要求4所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料为，除所述纯铁系复合软磁性粉末与Fe-Si合金粉末之外还添加配合甲基类、甲基苯基类或苯基类的硅酮树脂并进行热处理而成。
7.根据权利要求1～3中任一项所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
在所述纯铁系复合软磁性粉末颗粒与Fe-Si合金粉末颗粒的界面生成由甲基类、甲基苯基类或苯基类的硅酮树脂的烧成物构成的边界层。
8.根据权利要求4所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
在所述纯铁系复合软磁性粉末颗粒与Fe-Si合金粉末颗粒的界面生成由甲基类、甲基苯基类或苯基类的硅酮树脂的烧成物构成的边界层。
9.根据权利要求5所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
在所述纯铁系复合软磁性粉末颗粒与Fe-Si合金粉末颗粒的界面生成由甲基类、甲基苯基类或苯基类的硅酮树脂的烧成物构成的边界层。
10.根据权利要求6所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料，其特征在于，
在所述纯铁系复合软磁性粉末颗粒与Fe-Si合金粉末颗粒的界面生成由甲基类、甲基苯基类或苯基类的硅酮树脂的烧成物构成的边界层。
11.一种电磁电路部件，其特征在于，
具备权利要求1～10中任一项所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料。
12.一种低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的制造方法，其特征在于，
将通过含Mg绝缘皮膜进行绝缘处理的纯铁系复合软磁性粉末与包含11～16质量%的Si的Fe-Si合金粉末配合成，Fe-Si合金粉末相对于配合后的总量的比例达到10～60质量%，并压缩成型之后在非氧化性气氛中以500℃～1000℃进行烧成处理。
13.一种低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的制造方法，其特征在于，
将通过磷酸盐皮膜进行绝缘处理的纯铁系复合软磁性粉末与包含11～16质量%的Si的Fe-Si合金粉末配合成，Fe-Si合金粉末相对于配合后的总量的比例达到10～60质量%，并压缩成型之后在非氧化性气氛中以350℃～500℃进行烧成处理。
14.根据权利要求12所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的制造方法，其特征在于，
将膜厚5～200nm的含Mg绝缘皮膜用作所述含Mg绝缘皮膜。
15.根据权利要求12～14中任一项所述的低磁致伸缩高磁通量密度复合软磁性材料的制造方法，其特征在于，
除所述纯铁系复合软磁性粉末和Fe-Si合金粉末之外还添加配合甲基类、甲基苯基类或苯基类的硅酮树脂并压缩成型后进行热处理，由此在所述纯铁系复合软磁性粉末颗粒和Fe-Si合金粉末颗粒的界面生成由所述甲基类、甲基苯基类或苯基类的硅酮树脂的烧成物构成的边界层。
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