CN105917422A - 磁芯以及使用磁芯的线圈部件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种磁芯，其具有由Fe基软磁性合金粒子(20)经由晶界连接而成的组织，Fe基软磁性合金粒子(20)含有Al、Cr以及Si，在连接相邻的Fe基软磁性合金粒子(20)的晶界上，形成至少含有Fe、Al、Cr以及Si的氧化物层(30)，并且与Fe基软磁性合金粒子(20)相比，以质量比计，氧化物层(30)含有更多的Al，并且具有第1区域(30a)和第2区域(30b)，在第1区域(30a)，Al相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Fe、Cr和Si的各自的相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率高，在第2区域(30b)，Fe相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Al、Cr和Si的各自的相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率高，第1区域(30a)位于Fe基软磁性合金粒子(20)一侧。

Description

磁芯以及使用磁芯的线圈部件
技术领域
本发明涉及一种由Fe基软磁性合金粒子所构成的磁芯、以及在所述磁芯上实施卷线而形成的线圈部件。
背景技术
一直以来，在家电设备、工业设备、车辆等各种各样的用途中，使用着电感器、变压器、扼流器等线圈部件。线圈部件由磁芯和在该磁芯的周围卷绕的线圈构成。作为该磁芯，广泛利用着磁性特性、形状自由度、价格优异的铁氧体(ferrite)磁芯。
近年来，随着电子设备等的电源装置向小型化的推进，对小型、低高度且大电流下也能够使用的线圈部件的要求越来越强烈，相比于铁氧体，更趋向采用使用了饱和磁通密度更高的金属系磁性粉末的磁芯。作为金属系磁性粉末，例如，可使用纯Fe、Fe-Si系、Fe-Al-Si系、Fe-Cr-Si系等的Fe基磁性合金粒子。
对于Fe基磁性合金的饱和磁通密度而言，例如，可为1T以上，对于使用了所述Fe基磁性合金的磁芯而言，即使小型化也具有优异的叠加特性。另一方面，所述磁芯由于大量地含有Fe而易于生锈，另外，由于比电阻小、涡电流损耗大，因此，在应用于超过100kHz的高频时，认为如果不使用树脂、玻璃等绝缘物来包覆合金粒子，则难以使用。因此，由于Fe基磁性合金粒子通过前述绝缘物进行结合，因而磁芯的强度受到绝缘物强度的影响，与铁氧体磁芯相比，有时强度较差。
作为在不对合金粒子进行玻璃包覆等绝缘处理的情况下改善比电阻和强度的方法，在专利文献1中公开了一种磁芯，其是通过以Fe为主要成分的氧化物使Si为3.0～7.0％、C为0.02％以下、其余为Fe的Fe-Si合金粉末粒子相互结合而成。在该文献中，通过将Fe-Si合金粉末粒子形成成型体，并将其在加热水蒸汽中保持在500℃至600℃的温度范围，使铁与水蒸气反应，从而形成Fe-Si合金粉末粒子相互结合的氧化膜。前述氧化膜的表面具有厚的Fe3O4的层，在其内侧具有混合Fe2O3、硅酸铁、SiO2的层。氧化膜均由比电阻高的物质所构成，因而可提高磁芯的比电阻，另外，还可确保强度。
另外，在专利文献2中公开了一种磁芯，其是在氧化性环境中对具有100nm以下的表面氧化被膜的以Fe、Al和Si为主要成分的合金粉末进行热处理，由此，使压缩成型时表面氧化被膜发生破裂的地方进一步形成氧化铝的氧化层，从而确保合金粉末间的绝缘状态，使涡电流损耗减少。
另外，在专利文献3中公开了一种磁芯，其是将由含有Fe和Si、以及作为比Fe更易于氧化的金属元素的Cr或Al的软磁性合金的粒子群所构成的成型体在400℃至900℃进行热处理，使粒子之间通过由前述热处理所形成的氧化层而相互结合，从而使比电阻成为1×10-3Ω·cm(1×10-1Ω·m)以上、3点弯曲断裂应力成为1.0kgf/mm2(9.8MPa)以上。
另外，在引用文献4中公开了一种磁性体，其是将由质量百分数为1.0～30.0％的Cr、1.0～8.0％的Al并且剩余部分实质上为Fe所形成的Fe-Cr-Al系磁性粉末在800℃以上的氧化性环境进行加热处理，从而使含有质量百分数为20％以上的氧化铝的氧化皮膜在表面自我生成，进而，在真空腔室内通过放电等离子烧结将加热处理后的粉末进行固化成型而成。该磁性体可用于电机的定子和转子等的交流磁场中。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭57－114637号公报；
专利文献2：日本特开2001－11563号公报；
专利文献3：日本特开2011－249774号公报；
专利文献4：日本特开2005－220438号公报。
发明内容
发明要解决的课题
对以往的使用了金属系磁性粉末(软磁性合金粒子)的磁芯而言，其与铁氧体磁芯相比，饱和磁通密度较高，因此，即使使磁芯小型化也能获得优异的叠加特性。但是，在专利文献1中的磁芯的比电阻仅为160μΩ·cm(1.6×10-6Ω·m)左右。另外，如果长时间与空气接触，则合金粉末粒子被氧化而生锈，因此，需要实施树脂包覆等的防锈处理。
对于专利文献2中的磁芯而言，使用表面具有氧化被膜(绝缘层)的合金粉末来进行制造，但是，并没有公开该氧化被膜是何种氧化被膜，也没有公开合金粉末之间以何种方式结合。另外，考虑到氧化铝的氧化层通过结合而连接的部分(颈部)也是极受限的，因而推测无法期待磁芯强度的升高。
对于专利文献3中的磁芯而言，通过实施例记载的热处理条件，虽然可以得到能直接在磁芯的表面形成电极的超过1×103Ω·m的优异的比电阻，但是，断裂应力尚未达到100MPa，与铁氧体磁芯具有相同程度的强度。通过提高热处理温度并将其设定为1000℃，断裂应力上升为20kgf/mm2(196MPa)，但是，比电阻显著降低为2×102Ω·cm(2Ω·m)，从而无法获得高比电阻以及超过铁氧体磁芯的强度。另外，在盐水喷雾试验中，需要优异的防锈性能，即使作为引用文献2、引用文献3中的磁芯，有时也需要进一步改善防锈处理。
在专利文献4的制造方法中所使用的放电等离子烧结需要复杂的设备和很长的处理时间。而且，加热处理后的磁性粉末容易凝集，需要实施粉碎工序，因而工序变得繁琐。在实施例中示出了电阻通过氧化皮膜而上升约2.5倍，但是，无论是否存在氧化皮膜，电阻值本身仅为几mΩ左右，不能满足在高频用途中的使用、在磁芯的表面直接形成电极的情况。
鉴于此，本发明的目的在于，提供一种磁芯以及使用该磁芯的线圈部件，所述磁芯的比电阻、强度、防锈性能优越，易于进行成型和热处理，而且生产率优越。
解决课题的方法
如下所述，能够通过本发明来实现上述目的。即，本发明的磁芯具有由Fe基软磁性合金粒子经由晶界连接而成的组织，其特征在于，前述Fe基软磁性合金粒子含有Al、Cr和Si，在连接相邻的前述Fe基软磁性合金粒子的晶界上，形成至少含有Fe、Al、Cr以及Si的氧化物层，并且与前述Fe基软磁性合金粒子相比，以质量比计，前述氧化物层含有更多的Al，并且具有第1区域和第2区域，在所述第1区域，Al相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Fe、Cr和Si的各自的相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率高，在所述第2区域，Fe相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Al、Cr和Si的各自的相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率高，并且前述第1区域位于前述Fe基软磁性合金粒子一侧。
在本发明的磁芯中，优选前述晶界具备：前述第1区域夹持前述第2区域、或者前述第1区域包裹前述第2区域的部分。
在本发明的磁芯中，优选前述Fe基软磁性合金粒子含有3质量％以上且10质量％以下的Al、3质量％以上且10质量％以下的Cr、0.05质量％以上且1质量％以下的Si。另外，前述磁芯的占积率优选是80～90％。
另外，本发明的线圈部件，其特征在于，使用上述本发明的磁芯，并在该磁芯上实施有绕线。
发明的效果
通过本发明，能够提供一种比电阻、强度、防锈优异、容易进行成型和热处理并且生产率优异的磁芯、以及使用了该磁芯的线圈部件。
附图说明
图1是表示本发明的磁芯的一个实施方案的外观图。
图2是表示本发明的磁芯具有的组织的一个实例的示意图。
图3是本发明的一个实施例(大气中、退火温度750℃)的磁芯的截面的SEM照片。
图4是本发明的一个实施例(大气中、退火温度750℃)的磁芯的截面的(a)SEM照片、(b)表示Fe的分布的映射图(mapping figue)、(c)表示Al的分布的映射图、以及(d)表示O的分布的映射图。
图5是比较例(大气中、退火温度500℃)的磁芯的截面的SEM照片。
图6是比较例(大气中、退火温度500℃)的磁芯的截面的(a)SEM照片、(b)表示Fe的分布的映射图、(c)表示Al的分布的映射图、以及(d)表示O的分布的映射图。
图7是其他比较例(大气中、退火温度900℃)的磁芯的截面的SEM照片。
图8是其他比较例(大气中、退火温度900℃)的磁芯的截面的(a)SEM照片、(b)表示Fe的分布的映射图、(c)表示Al的分布的映射图、以及(d)表示O的分布的映射图。
图9(a)是对本发明的一个实施例(大气中、退火温度750℃)的磁芯的截面的晶界进行观察的TEM照片、(b)在其他视野中对本发明的一个实施例(大气中、退火温度750℃)的磁芯的截面的晶界进行观察的TEM照片。
图10是对本发明的一个实施例(大气中、退火温度900℃)的磁芯的截面的晶界进行观察的TEM照片。
图11是表示使用了本发明的一个实施例(大气中、退火温度750℃)的磁芯的线圈部件的直流叠加特性的图。
图12是其他比较例(N2中、退火温度750℃)的磁芯的截面的SEM照片。
图13是其他比较例(N2中、退火温度750℃)的磁芯的截面的(a)SEM照片、(b)表示Fe的分布的映射图、(c)表示Al的分布的映射图、以及(d)表示O的分布的映射图。
图14是对其他比较例(N2中、退火温度750℃)的磁芯的截面的晶界进行观察的TEM照片。
图15是对其他实施例(大气中、Si0.94质量％、退火温度750℃)的磁芯的截面的晶界进行观察的TEM照片。
图16是参考例的磁芯的截面的SEM照片。
图17是表示本发明的线圈部件的一个实例的外观立体图。
具体实施方式
下面，对本发明的磁芯以及线圈部件的实施方式进行具体的说明，但是，本发明并不受此限制。图1是表示本发明的磁芯的一个实施方案的外观图。图2是用于说明该磁芯中的微小区域的组织的示意图，所述微小区域的组织包含Fe基软磁性合金粒子的两粒子间的晶界。
前述磁芯1具有含Al、Cr和Si的Fe基软磁性合金粒子20经由晶界连接而成的组织。在连接相邻的Fe基软磁性合金粒子20之间的晶界上形成有至少含Fe、Al、Cr和Si的氧化物层30。氧化物层30，以质量比计，比Fe基软磁性合金粒子20含有更多的Al，并且具有如图2所示的第1区域30a和第2区域30b。第1区域30a，是Al相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Fe、Cr和Si的各自的比率高的区域。第2区域30b，是Fe相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Al、Cr和Si的各自的比率高的区域。
与Fe相比，作为构成Fe基软磁性合金粒子20的非铁金属的Al、Cr和Si与O的亲和力更大。如果将Fe基软磁性合金粒子20压缩成型成规定的形状，并在含氧的环境中、在规定的温度条件下对成型体进行退火，则会形成对O亲和力大的这些非铁金属和Fe的氧化物，从而包覆在Fe基软磁性合金粒子20的表面，进而对粒子间的空隙进行填充。前述形成的氧化物层30相比于Fe基软磁性合金粒子20，以质量比计，含有更多的Al。进一步详细观察，发现该氧化物层30具有相比于Fe、Cr、Si而言Al更浓化的第1区域30a、以及相比于前述非铁金属而言Fe更浓化的第2区域30b，而且，第1区域30a位于Fe基软磁性合金粒子20一侧，并且该氧化物层30能够以第1区域30a夹持第2区域30b、或者第1区域30a包裹第2区域30b的方式形成。在图2所示的晶界中，第1区域30a夹持第2区域30b。
如上所述，该氧化物层30是通过热处理使Fe基软磁性合金粒子20与氧反应并生长而成的，通过超越Fe基软磁性合金粒子20的自然氧化的氧化反应而形成。在图2的例子中，在磁芯1中的包含两粒子间的晶界的微小区域，第1区域30a形成于Fe基软磁性合金粒子20与氧化物层30的界面侧，第2区域30b形成于氧化物层30的内侧。另外，Al的比率相对较高的第1区域30a沿着Fe基软磁性合金粒子20与氧化物层30的界面延伸，并与该界面相接。另一方面，Fe的比率相对较高的第2区域30b从两侧由第1区域30a所夹持，因而与Fe基软磁性合金粒子20与氧化物层30的界面相离，不与该界面相接。由此，第1区域30a形成于氧化物层30的厚度方向的端部，第2区域30b形成于氧化物层30的厚度方向的中央部。另外，虽未图示，但是，在磁芯1中的包含两粒子间的晶界的微小区域中，还存在第1区域30a包裹第2区域30b周围的形态。优选磁芯整体呈现这样的晶界结构，但是，可以局部为仅第1区域30a，或者存在其他形态。
对于Fe和非铁金属的氧化物而言，与金属单体的情况相比，电阻升高。通过使含有Fe、Al和Cr等的氧化物层30介在于分散的Fe基软磁性合金粒子20之间，能够使该氧化物层30作为Fe基软磁性合金粒子20之间的绝缘层而发挥作用。进而，Fe基软磁性合金粒子20之间通过可表现Al、Fe的浓化的特定氧化物层30而相互结合，由此，比电阻、磁芯强度、防锈性能优异。比电阻优选为1×103Ω·m以上。压环强度优选为100MPa以上，更优选120MPa以上。此外，只要在磁芯所需的各特性得以满足的范围内，局部Fe基软磁性合金粒子20之间就可以相互连接。
对于在Fe基软磁性合金粒子20中所使用的含Al、Cr和Si的Fe基软磁性合金而言，在构成软磁性合金的各成分中，Fe作为含有率最高的主要成分，且含有作为副成分的Al、Cr、Si。Si有时作为不可避免的杂质而包含在Fe基软磁性合金粒子20中。另外，Fe基软磁性合金粒子20可以含有C、Mn、P、S、O、Ni、N等其他不可避免的杂质。即，Fe基软磁性合金粒子20含有Al、Cr和Si，剩余部分可以由Fe和不可避免的杂质所构成。
Fe是构成Fe基软磁性合金粒子的主要元素，其对Fe基软磁性合金的饱和磁通密度等磁特性、强度等机械特性产生影响。出于与其他非铁金属的平衡的考虑，Fe基软磁性合金粒子优选含有80质量％以上的Fe，由此，能够获得饱和磁通密度高的软磁性合金。
Fe基软磁性合金粒子优选含有3质量％以上且10质量％以下的Al。与Fe以及其他非铁金属相比，Al与O的亲和力更大。因此，大气中的O、后文中被称作粘结剂的有机物中所含的O会优先与Fe基软磁性合金粒子表面附近的Al结合，从而在Fe基软磁性合金粒子的表面生成作为含Al氧化物的化学上稳定的Al2O3、与其他非铁金属的复合氧化物等。通过要侵入至Fe基软磁性合金粒子内的O与Al之间的反应，不断地产生含Al的氧化物，因而可防止O侵入至Fe基软磁性合金粒子内，从而抑制杂质(O)浓度的增加，由此，能够防止Fe基软磁性合金的磁特性的劣化。另外，由于含Al的氧化物具有优异的耐腐蚀性、稳定性，因而可在Fe基软磁性合金粒子的表面形成Al的氧化物的层，由此，能够提高粒子间的绝缘性，从而减少磁芯的涡电流损耗。进而，由于合金中含有Al，因而合金自身的比电阻升高。如果Al的组成量低于3质量％，则有时Al的氧化物的形成能力不充分，可能导致粒子间的绝缘性、防锈效果降低。另外，如果Al的组成量超过10质量％，则Fe量减少，有时导致饱和磁通密度、初始磁导率的下降，或者矫顽力的增加等，无法获得所期望的磁特性。
Fe基软磁性合金粒子优选含有3质量％以上且10质量％以下的Cr。Cr与O的亲和力大，亲和力次于Al，与Al同样地与氧结合，生成化学上稳定的Cr2O3、与其他非铁金属的复合氧化物等。另一方面，由于Al优先形成氧化物，因而所形成的氧化物中的Cr量相比于Al而言易于变少。含Cr的氧化物的耐腐蚀性、稳定性优异，因而能够提高粒子间的绝缘性，从而降低磁芯的涡电流损耗。如果Cr的组成量低于3质量％，则氧化物的形成有时不充分，可能导致粒子间的绝缘、防锈效果下降。另一方面，如果Cr的组成量超过10质量％，则Fe量减少，有时导致饱和磁通密度、初始磁导率的下降，或者矫顽力的增加等，无法获得所期望的磁特性。
在通常的Fe基合金的精炼工序中，为除去作为杂质的氧O，通常使用Si作为脱氧剂。所添加的Si作为氧化物而分离，在精炼工序中被除去，但是，在多数情况下，Si的一部分残留，并作为不可避免的杂质而包含在合金中，可达0.5质量％左右。另外，根据使用的原料的不同，有时包含在合金中的比率达1质量％左右。可以使用纯度高的原料、并通过真空熔炼等进行精炼，但是，将Si设为不足0.05质量％，则缺乏批量生产性，从成本的方面考虑不优选。因此，在本发明中，优选将Si量设为0.05质量％～1质量％。对于该Si量的范围而言，不仅包括Si作为不可避免的杂质而存在的情况(通常为0.5质量％以下)，还包括少量添加Si的情况。通过将Si量设在该范围内，能够在获得高比电阻和高压环强度的同时，提高初始磁导率，并且减少磁芯损耗。初始磁导率优选为40以上，磁芯损耗Pcv优选为750kW/m3以下(励磁磁通密度：30mT、频率：300kHz)。
Fe基软磁性合金粒子中的其他不可避免的杂质的含量分别优选：Mn≤1质量％、C≤0.05质量％、O≤0.5质量％、Ni≤0.5质量％、N≤0.1质量％、P≤0.02质量％、S≤0.02质量％。
作为由具有如上组成的Fe基软磁性合金来制作合金粒子的方法，优选雾化法(水雾化法、气雾化法等)，其能高效地制造具有累计粒度分布中的中值粒径d50为1～100μm范围的平均粒径的微细粒子，特别优选容易得到小粒径的粒子的水雾化法。由于平均粒径小，磁芯的强度提高，从而可减少涡电流损耗，改善磁芯损耗。对于上述中值粒径d50，更优选30μm以下，进而优选20μm以下。另一方面，当平均粒径较小时，磁导率易于降低，因而中值粒径d50优选为5μm以上。
根据水雾化法，使以成为所规定的合金组成的方式而称量的原材料原料通过高频加热炉进行熔融，或者，使以成为合金组成的方式而预先制造的合金锭通过高频加热炉进行溶融，从而制成熔融金属(下面，称作“熔液”)，通过使熔液撞击在高速高压条件下喷射的水，在进行细化的同时冷却而获得Fe基软磁性合金粒子。
在通过水雾化法所得到的软磁性合金粒子(下面，有时称为“水雾化粉”)的表面，含有作为Al的氧化物的Al2O3的自然氧化被膜以约5～20nm的厚度形成岛状或膜状。该岛状是指Al的氧化物散布于合金粒子的表面的状态。自然氧化被膜还可以含有Fe的氧化物(下面，有时也记作“Fe-O”)。
如果在合金粒子的表面形成自然氧化被膜，则可获得防锈效果，因此，能够在截至Fe基软磁性合金进行热处理的期间内，防止不必要的氧化。另外，还能够在大气中对Fe基软磁性合金粒子进行保管。另一方面，如果氧化被膜变厚，则有时软磁性合金粒子变硬，导致成型性受到阻碍。例如，水雾化之后的水雾化粉处于被水润湿的状态，因而在需要进行干燥的情况下，优选将干燥温度(例如，干燥炉内的温度)设为150℃以下。
所得到的Fe基软磁性合金粒子的粒径具有分布，在填充至成型模具时，粒径大的粒子之间容易形成大的空隙，因而填充率不会升高，压缩成型时的成型体密度趋于下降。因此，优选对所得到的Fe基软磁性合金粒子进行分级，并除去粒径大的粒子。作为分级的方法，优选使用筛分分级等方法。
对于Fe基软磁性合金粒子，优选通过有机粘结剂使多个粒子粘结、并进行造粒以制成颗粒。使用通过造粒所得到的颗粒能够提高压缩成型时模具内的流动性、填充性。在进行加压成型时，有机粘结剂可使颗粒之间相互粘结，对成型体赋予可承受成型后的操作、加工的强度。对于粘结剂的种类，没有特别的限定，但是，例如，能够使用聚乙烯、聚乙烯醇、丙烯酸树脂等各种有机粘结剂。对于粘结剂的添加量，可以设定成能够充分地遍布Fe基软磁性合金粒子间、充分确保成型体强度的量，但是，如果所述添加量过多，则密度、强度趋于降低。对于粘结剂的添加量而言，例如，相对于100重量份的Fe基软磁性合金粒子，优选设为0.2～10重量份。
作为造粒方法，例如，能够采用转动造粒、喷雾干燥造粒等湿式造粒方法。其中，优选使用喷雾干燥机进行的喷雾干燥造粒，通过所述喷雾干燥造粒，所得到的颗粒的状态接近球形，另外，暴露在加热空气中的时间短，能够获得大量的颗粒。对于所得到的颗粒而言，优选堆积密度为1.5～2.5g/cc、颗粒平均直径(d50)为60～150μm。通过以此方式构成的由Fe基软磁性合金粒子所形成的颗粒，不仅成型时的流动性优异，而且粒子间难以形成空隙，在模具内的填充性增加，因此，形成高密度的成型体，从而得到磁导率高的磁芯。在使用喷雾干燥机进行喷雾干燥造粒时，为不破坏退火前的氧化被膜，优选将后述浆料的pH的上限控制在9.0。
另外，为了使加压成型时的粉末与成型模具之间的摩擦降低，优选添加硬脂酸、硬脂酸盐等润滑材料。对于润滑材料的添加量而言，相对于100重量份的Fe基软磁性合金粒子，优选设为0.1～2.0重量份。
对于上述颗粒，可使用成型模具来加压成型成规定的形状。成型后的Fe基软磁性合金粒子经由粘结剂、自然氧化被膜而相互形成点接触和面接触，局部经由空隙而彼此邻接。在加压成型中，可使用油压机、伺服冲压机等压力机。通过软磁性合金粒子的形状、颗粒的形状、它们的平均粒径的选择、粘结剂和润滑材料的效果，能够改善模具内的颗粒的流动性。另外，前述Fe基软磁性合金粒子即使在1GPa以下的低成型压力下进行成型时，也能够获得充分高的成型密度，以及成型体的压环强度。通过在这样的低压条件下进行成型，能够减少形成于Fe基软磁性合金粒子表面的含Al的自然氧化被膜的破坏，使成型体变得更难以生锈。作为成型密度，优选5.7×103kg/m3以上，更优选5.95×103kg/m3以上，但是，通过前述Fe基软磁性合金粒子，即使在低压条件下进行成型，也能够容易地获得良好的成型密度。对于成型体的压环强度，优选3MPa以上。成型可以是室温成型，另外，根据粘结剂的材质，也可采用温成型，即，在粘结剂没有消失的程度下将颗粒加热至粘结剂软化的玻璃化转变温度附近进行成型。
对于所得到的成型体，实施热处理(退火)以缓和在压缩成型时所导入的应力变形，从而获得良好的磁特性。在该退火中，在使前述粘结剂消失的同时，形成包覆在Fe基软磁性合金粒子20的表面且连接相邻的Fe基软磁性合金粒子的氧化物层30。
退火能够在大气中、或氧与非活性气体的混合气体中等的存在氧的环境中进行。另外，还能够在水蒸气与非活性气体的混合气体中等水蒸气存在的环境中进行退火，但是，在这些环境中，在大气中进行热处理较简便，因此优选。
另外，经过热处理的磁芯中的占积率优选在80～90％的范围内，更优选在82～90％的范围内。由此，能够在减轻设备的成本负荷的同时，提高占积率，改善磁特性。
退火后，如果使用扫描型电子显微镜(SEM/EDX：Scanning ElectronMicroscope/energy dispersive X-ray spectroscopy(扫描电子显微镜/X射线能量色谱))来观察磁芯的截面并检测各构成元素的分布，则可观察到Al在形成于Fe基软磁性合金粒子间的晶界的氧化物层30中浓化。如果使用透射型电子显微镜(TEM：transmission electron microscope)对该磁芯的截面进行观察，氧化物层30有时是如图2所示的呈现多层的层状组织的层构成，有时则不会清楚地观察到层构成。如果进一步进行详细的组成分析(TEM-EDX：transmission electron microscope energy dispersive X-ray spectroscopy(透射型电子显微镜-X射线能量色谱))，通过基于退火进行的热处理所形成的形氧化物层，含有Fe、Al、Cr和Si。而且，在Fe基软磁性合金粒子的附近，Al相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Fe的比率、Cr的比率和Si的比率中的任何一个都高(该区域相当于“第1区域”)。但是，在Fe基软磁性合金粒子的两个粒子间的中间部、由Fe基软磁性合金粒子所围绕的区域(三相点部)，同样存在Fe相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Al的比率、Cr的比率和Si的比率中的任何一个都高的部分(该区域相当于“第2区域”)。三相点部的Fe基软磁性合金粒子间的间隔比两个粒子间的间隔大，其中，不仅第2区域广泛存在，有时还存在空隙。
对于退火温度而言，从缓和成型体的应力变形、并且形成前述氧化物层的观点出发，优选设定成使成型体达到600℃以上的温度。如果低于600℃，则应力变形的去除、氧化物层的形成不充分，有时无法获得所期望的强度、比电阻。另一方面，如果退火温度超过850℃，由于氧化物层局部消失、变质等，导致绝缘性下降，或烧结显著进行，从而导致Fe基软磁性合金粒子之间直接接触，粒子之间局部连接的部分(颈部)增加，由此，有时会产生导致比电阻下降、磁芯的涡电流损耗增加等的有害影响。此外，如果能够得到所期望的比电阻、磁芯损耗，则容许在局部形成颈部。从这些观点出发，退火温度优选为650～830℃。退火温度的保持时间，可根据磁芯的大小、处理量、特性偏差的容许范围等进行适当设定，但是，优选0.5～3小时。
退火后的两个粒子间的氧化物层的平均厚度优选为100nm以下。该氧化物层的平均厚度是指：通过透射型电子显微镜(TEM)在放大倍数为60万倍以上的条件下对磁芯的截面进行观察，在观察视野内，在已确认Fe基软磁性合金粒子的截面的轮廓的部分，对Fe基软磁性合金粒子间最接近的部分的厚度(最小厚度)与最远离的部分的厚度(最大厚度)进行测定，作为它们的算术平均值而算出的厚度。如果氧化物层的厚度大，则Fe基软磁性合金粒子间的间隔变宽，导致磁导率下降、磁滞损耗增加，另外，有时，含有非磁性氧化物的氧化物层所占的比例增加，导致饱和磁通密度下降。另一方面，如果氧化物层的厚度小，有时由于流过氧化物层的隧道电流而导致涡电流损耗增大，因此，氧化物层的平均厚度优选10nm以上。氧化物层的平均厚度更优选30～80nm。
另外，在基于SEM观测到的磁芯的放大1000倍的截面观察图像中，最大粒径为40μm以上的Fe基软磁性合金粒子的存在比率优选为1％以下。对于该存在比率而言，可通过如下百分率进行表示，即，在观察视野下，测定四面被晶界所包围的合金粒子的整体数目K1、以及其中的最大粒径为40μm以上的合金粒子数目K2，求出K2除以K1而得到的百分率。此外，以最大粒径为1μm以上的合金粒子作为对象，对K1和K2进行测定。通过使构成磁芯的Fe基软磁性合金粒子更加微细，可改善高频特性。
由退火所形成的氧化物层是由Fe基软磁性合金粒子自行生成的，因而合金粒子与退火前相比变小。另外，氧化物层是以填埋合金粒子间的空隙的方式形成，因此，退火后的磁芯是由成型体略微收缩而成的。
对于线圈部件而言，可使用如上述的磁芯、并通过在该磁芯上实施有绕线的方式来获得。即，能够通过上述磁芯以及卷绕导线而成的线圈来构成线圈部件。线圈可以通过在磁芯上直接卷绕导线来构成，还可以通过在由耐热性树脂所构成的筒管上卷绕导线来构成。对于线圈部件而言，例如，可作为扼流器或电感器、电抗器、变压器等使用。另外，在磁芯的表面，可通过镀敷、烧结(焼き付け)等的方法来形成用于连接线圈端部的电极。
实施例
下面，针对本发明的实施例进行详细说明。
(1)Fe基软磁性合金粒子的准备
首先，使用纯度超过99.9％的Fe、Al、Cr和Si的各原材料原料制造锭。此外，在本实施例中，为控制Si的杂质水平而使用了高纯度原料。将制作的锭通过高频感应炉进行熔融，并通过水雾化法制成粉末，从而得到Fe基软磁性合金粒子。对作为锭中所含杂质的C、Mn、P和S的含量进行了确认，均低于0.05质量％。另外，通过俄歇电子能谱(JAMP-7830F，日本电子制造)对形成于合金粒子表面的自然氧化被膜进行鉴定。将结果示于表1中。在表1中，同时示出对Fe基软磁性合金粒子进行组成分析的结果。对于各分析值而言，Al是通过ICP发光分析法、Cr是通过容量法、Si是通过吸光光度法而分别分析得到的值。
另外，通过激光衍射/散射式粒度分布测定装置(LA-920，堀场制作所制造)，获得各Fe基软磁性合金粒子的平均粒径(中值粒径d50)。此外，对合金编号9而言，其具有与合金编号1相同的合金组成，并且实施了热处理，所述热处理是将合金粒子在大气中以900℃温度保持1小时。
表1
形成于Fe基软磁性合金粒子表面的自然氧化被膜，被确认了其主要成分为Al2O3，其他成分为Fe-O、Si氧化物(下面，有时也记作“Si-O”)。
对于所得到的各Fe基软磁性合金粒子，使用干燥炉在温度120℃进行1小时的干燥。接着，使用440目(mesh)(孔径32μm)的筛对所得到的Fe基软磁性合金粒子进行分级，从而得到通过所述筛孔的Fe基软磁性合金粒子。
(2)造粒
造粒是通过两种方式进行。
A.造粒方法1
在搅拌粉碎机中，相对于Fe基软磁性合金粒子100重量份，添加作为粘结剂的PVA(POVAL PVA-205；固体部分10％；可乐丽株式会社(株式会社クラレ)制造)2.5重量份，并进行混合。混合后，在120℃温度干燥10小时，并将干燥后的混合粉末过筛而获得了颗粒。将过筛后的颗粒的平均粒径d50设在60～80μm的范围内。
B.造粒方法2
在搅拌装置的容器中加入软磁性合金粒子、作为粘结剂的PVA(POVALPVA-205；固体部分10％，可乐丽株式会社(株式会社クラレ)制造)以及作为溶剂的离子交换水，进行搅拌混合而制成泥浆(浆料)。浆料浓度为80质量％。相对于前述软磁性合金粒子100重量份，将粘结剂设为7.5重量份。通过喷雾干燥机在装置内部将所述浆料进行喷雾，通过温度调节成240℃的热风使浆料瞬间干燥，从装置下部回收形成粒状的颗粒。为了除去所得到的颗粒中的粗大颗粒，使所得到的颗粒通过60目(孔径250μm)的筛，与造粒方法1同样地将过筛后的颗粒的平均粒径设定在60～80μm的范围内。颗粒的平均粒径根据由筛分法所测定的粒度分布来求出。
对于通过各造粒方法所得到的颗粒100重量份，分别以0.4重量份的比例添加硬脂酸锌，通过容器旋转摇摆式粉末混合器进行混合，从而获得成型用的颗粒。
(3)成型
将所得到的颗粒送至模具内，使用油压机在室温进行加压成型。成型压力设为0.74GPa。所得到的成型体是内径φ7.8mm、外径φ13.5mm、厚度4.3mm的环形的环状体。此外，磁芯并不限于环状体等简单的形状，而是能成型成各种形状的磁芯。上述成型体的尺寸为代表尺寸，根据给粉量、压力偏差、颗粒性状等而存在偏差。
(4)退火(热处理)
将环状的成型体设置在电炉内，以2℃/分钟的升温速度从室温升高至退火温度500～900℃，在退火温度保持1～4小时，然后冷却电炉，从而得到磁芯。另外，在氧分压不同的多个环境条件下进行退火。在热处理的过程中，对在造粒时所添加的粘结剂等有机物进行分解，进行在450℃温度保持1小时的脱脂工序，以防止碳的残留。所得到的磁芯的代表尺寸为内径φ7.7mm、外径φ13.4mm、厚度4.3mm。
(5)机械特性、磁特性、电特性的评价
对成型体和磁芯的各特性进行评价。评价方法如下所示。
A.密度(成型体密度dg、退火后密度ds)
对于制造的圆环状的成型体和磁芯，根据它们的尺寸和质量，通过体积重量法计算密度(kg/m3)，分别作为成型体密度dg、退火后密度ds。
B.占积率Pf(相对密度)
用算出的退火后密度ds除以软磁性合金的真密度，从而计算磁芯的占积率(相对密度)[％]。
C.比电阻ρ
将圆板状的磁芯设为被测量物，在其相对向的两平面上涂布导电性粘合剂，干燥、固化后，将被测量物设置在电极之间。使用电阻测定装置(8340A，ADC公司(株式会社エーディーシー)制造)施加50V的直流电压，从而测定电阻值R(Ω)。对被测量物的平面的面积A(m2)和厚度t(m)进行测定，并通过下式计算比电阻ρ(Ω·m)。
比电阻ρ(Ω·m)＝R×(A/t)
磁芯的代表尺寸是外径φ13.5mm、厚度4mm。
D.压环强度σr
基于JIS Z2507，将环状体磁芯作为被测量物，将被测量物配置在拉伸压缩试验机(万能试验机AG-1(オートグラフAG-1)，株式会社岛津制作所制造)的平面板(定盤)间以使负荷方向为径向，在环状体磁芯的径向施加负荷，测定破坏时的最大负荷P(N)，并通过下式求出压环强度σr(MPa)。
压环强度σr(MPa)＝P×(D-d)/(I×d2)
[D：磁芯的外径(mm)、d：磁芯的厚度〔内外径差的1/2〕(mm)、I：磁芯的高度(mm)]
E.磁芯损耗Pcv
将环状体磁芯作为被测量物，将初级绕组与次级绕组分别卷绕15匝，使用岩通计测株式会社制造的B-H分析仪SY-8232，在最大磁通密度30mT、频率50kHz～500kHz的条件下，在室温测定磁芯损耗Pcv(kW/m3)。
F.初始磁导率μi
将环状体磁芯作为被测量物，将导线缠绕30匝，通过LCR表(4284A，安捷伦科技有限公司(アジレント·テクノロジー株式会社)制造)在室温以频率100kHz测定电感，并通过下式根据得到的电感来求出初始磁导率。
初始磁导率μi＝(le×L)/(μ0×Ae×N2)
(le：磁路长度，L：试样的电感(H)，μ0：真空的磁导率＝4π×10-7(H/m)，Ae：磁芯的截面积，N：线圈的匝数)
G.增量磁导率μΔ和直流叠加特性
将环状体磁芯设为被测量物，将导线缠绕30匝，制成线圈部件，在通过直流施加装置(42841A：惠普公司(ヒューレットパッカード社)制造)施加达20000A/m的直流磁场的状态下，通过LCR表(4284A，安捷伦科技有限公司(アジレント·テクノロジー株式会社)制造)在室温以频率100kHz测定电感L。根据所得到的电感，与前述初始磁导率μi同样地求出增量磁导率μΔ。
H.氧化物层的厚度、构成、组成以及结晶结构
使用透射型电子显微镜(TEM)在放大倍数为60万倍以上的条件下对磁芯的截面进行观察，在观察视野内，在已确认Fe基软磁性合金粒子的两个粒子的截面的轮廓的部分，测定Fe基软磁性合金粒子间的最小厚度和最大厚度，通过计算它们的算术平均值来求出氧化物层的平均厚度。此外，氧化物层的平均厚度根据测定位置的不同而有偏差，因此，优选在晶界三相点间的中间部附近进行测定。另外，使用扫描型电子显微镜(SEM/EDX)对氧化物层的各构成元素的分布进行检测，并基于TEM/EDX进行的组成的定量分析对氧化物层的组成进行检测。进而，通过纳米束衍射(NBD)对结晶结构进行鉴定。
I.最大粒径为40μm以上的Fe基软磁性合金粒子的存在比率以及最大粒径的平均值
在通过SEM观察的磁芯的1000倍的截面观察图像中，在观察视野下，对四面被晶界所围绕的合金粒子的整体数目K1、以及其中最大粒径为40μm以上的合金粒子数目K2进行测定，求出K2除以K1的百分率的值作为存在比率。各合金粒子的形状为不规则形状，由于成型时的变形，还存在椭球形的形状。另外，在进行截面观察时，基本上所有的粒子露出中心以外的部分的截面，因而难以得到正确的粒径。因此，在一个合金粒子中，将连结合金粒子的外延的2点的直线达到最长时的长度作为合金粒子的最大粒径。退火时，当多个粒子连接而形成颈部时，将连接的多个合金粒子视作一个合金粒子。另外，读取观察视野内存在的合金粒子的最大粒径，针对其中最大的20个合金粒子计算个数平均，作为最大粒径的平均值。
J.防锈评价
基于JIS Z2371(2000)，使用5％NaCl水溶液，在35℃、24小时的条件下使磁芯暴露，进行盐水喷雾试验。
(实施例1～4和比较例1、2)
在500～900℃之间改变退火温度而制造磁芯。在这些磁芯中，使用表1中合金编号1的Fe基软磁性合金粒子(Fe-4.92Al-3.89Cr-0.20Si)。通过前述造粒方法1将合金粒子进行造粒后，填充至模具内，设定成型压力为0.74GPa以进行压缩成型。成型体的压环强度为11～16MPa，且获得10MPa以上的强度。进而，设定退火温度为500～900℃、保持时间为1小时，在大气中对成型体进行热处理，从而获得磁芯。在对所得到的磁芯的比电阻、压环强度等各特性进行评价的同时，通过SEM和TEM进行组织观察并进行氧化物层的组成分析。将结果示于表2～4以及图3～10中。
表2
表3
实施例1～4中的磁芯是将由Fe基软磁性合金的组成(质量％)为Fe-4.92Al-3.89Cr-0.20Si的合金粒子所形成的成型体在大气中以600～800℃温度进行退火而成的磁芯。比较例1、2中的磁芯是在大气中分别以500℃、900℃温度对成型体进行退火而成的磁芯。压环强度相对于退火温度单调增加。在600～800℃的退火温度，比电阻升高，但是，在900℃的退火温度则急剧下降。在实施例1～4中，在频率300kHz条件下，磁芯损耗均为750kW/m3以下。对于比较例2中的磁芯而言，磁芯损耗显著增加，无法在相同测定条件下测定出正确的结果，因此，在表3中表示成“-”。对于各实施例中的磁芯而言，压环强度为151～307MPa，得到显著超过120MPa的强度，在所有的磁芯中都获得1×103Ω·m以上的比电阻。
在对这些磁芯的截面进行观察的同时，使用扫描型电子显微镜(SEM/EDX)对各构成元素的分布进行检测。图3是实施例3(退火温度750℃)的截面观察照片，图5是比较例1(退火温度500℃)的截面观察照片，图7是比较例2(退火温度900℃)的截面观察照片。在截面观察照片中，亮度高的部分是软磁性合金粒子，低的部分是晶界部或空隙部。
对于500℃退火的比较例1的磁芯而言，Fe基软磁性合金粒子间的晶界薄，在由Fe基软磁性合金粒子所包围的区域(三相点部)等中观察到空隙。如果退火温度升高至750℃，则Fe基软磁性合金粒子间的晶界略微变粗(实施例3)。进而，如果退火温度升高至900℃，则Fe基软磁性合金粒子间的晶界的厚度增加，并且Fe基软磁性合金粒子间以穿破晶界的方式连接而成的颈部增加(比较例2)。认为在比较例2的磁芯中，在Fe基软磁性合金粒子间形成大量的颈部，导致比电阻下降的同时，Fe基软磁性合金粒子内的涡电流的路径变长，由于涡电流损耗的增加而导致磁芯损耗显著增加。
图4、6和8是表示磁芯截面的SEM照片与对应视野下的元素分布的映射图。图4(a)～(d)分别是在750℃进行了退火的实施例3的SEM照片、表示Fe的分布的映射图、表示Al的分布的映射图、表示O的分布的映射图。图6(a)～(d)分别是在500℃温度进行了退火的比较例1的SEM照片、表示Fe的分布的映射图、表示Al的分布的映射图、表示O的分布的映射图。图8(a)～(d)分别是在900℃温度进行了退火的比较例2的SEM照片、表示Fe的分布的映射图、表示Al的分布的映射图、表示O的分布的映射图。Si、Cr从晶粒内至晶界都未显现明显的浓度分布，因而省略其映射图。
在映射图中，色调越明亮就表示对象元素越多。对于在750℃温度进行了退火的磁芯(实施例3)、在900℃温度进行了退火的磁芯(比较例2)而言，Al的浓度在Fe基软磁性合金粒子的表面变高，并且退火温度越高，Al在晶界的浓化就越显著。另外，可知在Fe基软磁性合金粒子的表面(晶界)存在大量的O，并形成有氧化物，以及，各Fe基软磁性材料合金粒子之间通过层状的氧化物而相互结合。另一方面，对于在500℃进行了退火的磁芯(比较例1)而言，并没有观察到如实施例3、比较例2所示的Al的明显的浓化。
图9(a)是观察在750℃进行了退火的磁芯(实施例3)的截面的TEM照片。图10是观察在900℃进行了退火的磁芯(比较例2)的截面的TEM照片。在TEM照片中，在上下方向上贯穿(横断)的带状部为晶界，处于经由晶界而相邻的位置、亮度比所述晶界低的部分为Fe基软磁性合金粒子。在观察视野下对晶界的平均厚度进行评价，实施例3中，平均厚度为60nm，在比较例2中，平均厚度为116.5nm。另外，虽然未进行图示，但是，同样地，根据观察在600℃进行了退火的磁芯(实施例1)的截面的TEM照片来对晶界的厚度进行评价时，平均厚度为38.0nm。
图9(a)所示的在750℃进行了退火的磁芯(实施例3)中，在晶界的中央部(氧化物层的中央部)以及Fe基软磁性合金粒子的附近，确认了色调不同的部分。对于Fe基软磁性合金粒子的附近，即距离作为截面的轮廓而显现的合金粒子的表面约5nm的位置(第1分析点、标记1)、晶界的中央部位(第2分析点、标记2)、以及合金粒子内(标记3)，以直径1nm的区域进行组成分析。将基于TEM/EDX进行的晶界的氧化物层的组成的定量分析结果示于表4。此外，没有赋予标记号的数据是在其他视野下的分析结果。
表4
在晶界，除了构成Fe基软磁性合金粒子的Fe、Al、Cr、Si以外还确认到了O。另外，还确认了来自于作为润滑剂而添加的硬脂酸锌的Zn。在实施例1和实施例3中，在第1分析点，Al相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Fe、Cr和Si的各自的比率高(第1区域)，在第2分析点，Fe相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Al、Cr和Si的各自的比率高(第2区域)。
虽然表4中未示出，但是，实施例2、4也与此相同，在第1分析点，Al相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Fe、Cr和Si的各自的比率高(第1区域)，在第2分析点，Fe相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Al、Cr和Si的各自的比率高(第2区域)。另一方面，在比较例2中，如图10和表4所示，Al相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Fe、Cr和Si的各自的比率高，而与晶界的分析位置无关。认为这种氧化物层的构成的差异会对比电阻产生影响。
图9(B)是在750℃进行了退火的磁芯(实施例3)的截面在其他视野中的TEM照片，左侧表示NBD图谱。在晶界的中央部(氧化物层的中央部)、以及Fe基软磁性合金粒子的附近确认到色调不同的部分。对于在所述Fe基软磁性合金粒子的附近，即作为截面的轮廓而显现的合金粒子的表面附近的第1分析点(标记3)、晶界的中央部位的第2分析点(标记1、2)，以直径1nm的区域进行组成分析，同时通过纳米束衍射对结晶结构进行鉴定。纳米束衍射的区域为直径1nm～3nm。将基于TEM/EDX进行的晶界的氧化物层的组成的定量分析和结晶结构的鉴定结果示于表5中。
表5
在晶界确认到了Fe、Al、Cr、Si和O。另外，还确认了来自于作为润滑剂而添加的硬脂酸锌的Zn。在第1分析点，Al相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Fe、Cr和Si的各自的比率高(第1区域)。在第2分析点，Fe相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Al、Cr和Si的各自的比率高(第2区域)。如图9(B)所示的晶界具有第1区域包裹第2区域的部分，第2区域形成岛状。
另外，如果观察衍射图谱，可见在第1分析点(NBD图谱/点(spot)3)形成了非晶质状的组织。在标记部确认到了推测为晕环(ハローリング)的图案，但是也确认到了其他的点。这是因为无法明确：判断为非晶质状的组织是结晶化不充分并且含有微细结晶粒子的组织，还是虽然全部为非晶质，但由于存在于分析试样的厚度方向的区域的影响而确认到其他点。另一方面，第2分析点(NBD图谱/点1，2)能用Fe(bcc)进行指数标记(指数つけ)，因而认为形成金属。如此，在第1分析点和第2分析点形成明显不同的结晶结构，在Fe相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Al、Cr和Si的各自的比率高的第2区域，有时包含被认为是Fe(bcc)的部分。
使用实施例3的磁芯与铁氧体磁芯来对直流叠加特性进行比较。图11中示出电感与直流叠加电流之间的关系。铁氧体磁芯使用日立金属株式会社制造的Ni系铁氧体(材质：NL30S)，外形尺寸是将内径φ8mm、外径φ14mm、厚度5mm的环状磁芯2等分而成的尺寸，在其磁路的2个位置分别设置0.5mm的磁隙。在实施例3的磁芯中不设置磁隙。对于实施例3的磁芯而言，与铁氧体磁芯相比，在大直流叠加电流的条件下，电感的下降受到抑制，直流叠加特性优异。
(比较例3)
设定退火环境为N2环境以制作磁芯。在这些磁芯中，使用了表1中的合金编号1的Fe基软磁性合金粒子(Fe-4.92Al-3.89Cr-0.20Si)。通过前述造粒方法1将合金粒子进行造粒后，填充至模具内，设定成型压力为0.74GPa以进行压缩成型。进而，在N2环境中，设定退火温度为750℃、保持时间为1小时，对成型体进行热处理，从而获得磁芯。在对所得到的磁芯的比电阻、压环强度等各特性进行评价的同时，通过SEM和TEM进行组织观察以及氧化物层的组成分析。将结果示于表6～8和图12、13中。在表中，增量磁导率μΔ表示在施加强度为10000A/m的直流磁场的情况下的值。在后面的评价中也如此。
表6
表7
对于在N2环境进行退火的磁芯(比较例3)，压环强度低，为102MPa，比电阻为短路状态，磁芯损耗在频率300kHz时显著超过750kW/m3。
在对磁芯的截面进行观察的同时，使用扫描型电子显微镜(SEM/EDX)对各构成元素的分布进行检测。图12是比较例3(N2环境)的截面观察照片。
图13是表示与磁芯截面的SEM照片对应的视野下的元素分布的映射图。图13(a)～(d)分别是在N2环境进行退火的比较例3的SEM照片、表示Fe的分布的映射图、表示Al的分布的映射图、表示O的分布的映射图。
对于在N2环境进行了退火的比较例3的磁芯，Al的浓度在Fe基软磁性合金粒子的表面变高。另外，在Fe基软磁性合金粒子的表面(晶界)存在大量的O，并形成有氧化物。认为该O来自于粘结剂中的O、存在于N2气体中的微量的O、或者作为合金中的杂质的O等。
图14是观察在N2环境下进行了退火的磁芯(比较例3)的截面的TEM照片。在TEM照片中，在上下方向上贯穿的带状部为晶界，处于经由晶界而相邻的位置、亮度比晶界低的部分为Fe基软磁性合金粒子，但是，晶界(的氧化物层)与合金粒子之间的界面不清晰。观察视野中的晶界的平均厚度约为24.2nm。通过上述方法对第1分析点和第2分析点进行组成的定量分析，将结果示于表8中。
表8
在晶界确认到Fe、Al、Cr、Si、O和N。在第1分析点，Fe相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Al、Cr和Si的各自的比率高，在第2分析点，Al相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Fe、Cr和Si的各自的比率高，形成与前述实施例1、3不同的组成分布。认为这种构成上的差异会影响比电阻、压环强度的差。
(实施例5～9)
制作Fe基软磁性合金粒子中Si的组成量不同的磁芯。在这些磁芯中，使用表1中的合金编号2～6的Fe基软磁性合金粒子。通过前述造粒方法1将合金粒子进行造粒后，填充至模具内，设定成型压力为0.74GPa以进行压缩成型，在大气中，设定退火温度为750℃、保持时间为1小时，通过热处理而得到磁芯。对所得到的磁芯的比电阻、压环强度等各特性进行评价。将结果示于表9、10中。
表9
表10
如果增加Fe基软磁性合金中Si的量，则比电阻与压环强度下降，但是，即使如此，各实施例中的磁芯也获得了高比电阻和显著超过120MPa的强度。
在对这些磁芯的截面进行观察的同时，使用扫描型电子显微镜(SEM/EDX)对各构成元素的分布进行测定。由于Si的量的差异，无法确认Al的浓化具有显著差异。
图15是观察Si的量为0.94质量％的磁芯(实施例9)的截面的TEM照片。带状部是晶界，处于经由晶界而相邻的位置、亮度比晶界低的部分为Fe基软磁性合金粒子。根据上述方法，对于晶界的第1分析点(标记1)、第2分析点(标记2、标记3)以及合金粒子内(标记4)进行组成分析，将结果示于表11中。
表11
对于实施例9(合金粒子中的Si量为0.94质量％)的磁芯而言，在晶界的中央部(氧化物层的中央部)存在相比于其他实施例而言Cr更浓化的部分。虽然未示于表11中，但是，在实施例5～8的组成分析中，在氧化物层中确认了与实施例1、3相同的第1区域和第2区域。
(实施例10、11)
改变Fe基软磁性合金粒子的Cr和Al的组成量来制作磁芯。在这些磁芯中，使用表1中的合金编号7、8的Fe基软磁性合金粒子。通过前述造粒方法1将合金粒子进行造粒后，填充至模具内，设定成型压力为0.74GPa以进行压缩成型，在大气中，设定退火温度为750℃、保持时间为1小时，通过热处理而得到磁芯。对所得到的磁芯的比电阻、压环强度等各特性进行评价。将结果示于表12和表13中。
表12
表13
在实施例10的磁芯中，Cr的量增大至8质量％，该磁芯与实施例3的磁芯相比，虽然比电阻下降，但是，仍然获得了1×103Ω·m以上的比电阻和显著超过120MPa的强度。另外，在实施例11的磁芯中，Al的量增大至8质量％，该磁芯与实施例3的磁芯相比，比电阻增大，并且获得了显著超过120MPa的强度。在对磁芯的截面进行观察的同时，使用扫描型电子显微镜(SEM/EDX)对各构成元素的分布进行检测。对于所有磁芯而言，在Fe基软磁性合金粒子的表面，Al的浓度升高，另外，在Fe基软磁性合金粒子的表面(晶界)存在大量的O，并形成有氧化物。在对它们的组成分析中，也在氧化物层确认了与实施例1、3相同的第1区域和第2区域。
(参考例1)
通过在电炉内进行的、在900℃温度保持1小时的热处理，形成表面附着氧化被膜的Fe基软磁性合金粒子，并使用该Fe基软磁性合金粒子来制造磁芯。此外，热处理后的Fe基软磁性合金粒子固化成块状，在成型工序前需要进行粉碎。在所述磁芯中，使用了表1中的合金编号9的Fe基软磁性合金粒子(Fe-4.92Al-3.89Cr-0.20Si)。通过前述造粒方法1将合金粒子进行造粒后，填充至模具内，设定成型压力为0.74GPa以进行压缩成型，在大气中，设定退火温度为750℃、保持时间为1小时，通过热处理获得磁芯。对所得到的磁芯的比电阻、压环强度等各特性进行评价。将结果示于表14和表15中。
表14
表15
在预先进行了热处理的上述Fe基软磁性合金粒子中，在成型压力为0.74MPa的条件下，成型密度没有上升，因此，初始磁导率显著下降。另外，磁芯损耗差，无法在与实施例3相同的条件下进行测定。进而，退火前后的密度没有发生实质上的变化，因此，可认为没有如本发明所述的通过退火而由Fe基软磁性合金粒子自行生成氧化物层。退火后的磁芯强度差，在进行初始磁导率的测定时，由卷线时的应力而产生裂纹、缺损。另外，退火后的磁芯的占积率低于60％，不能用于实际应用中。
(参考例2)
使用合金编号9的Fe基软磁性合金粒子，并采用专利文献4所示的放电等离子烧结来制造磁芯。将热处理、破碎后的Fe基软磁性合金粒子在不添加粘结剂的情况下填充至石墨模具，然后放入腔室内，在压力为50MPa、加热温度为900℃、保持时间为5分钟的条件下进行放电等离子烧结。图16是观察进行了放电等离子烧结的磁芯的截面的TEM照片。图中，所得到的磁芯是由观察为呈亮色的Fe基软磁性合金粒子以及填埋于Fe基软磁性合金粒子之间并观察为呈相对暗色的Fe氧化物所形成。然而，由于不具有磁性的Fe氧化物成为主体，因而作为磁性体的性能极度下降。另外，确认了该制造方法不仅制造工序繁琐，而且在使用微细的雾化粉时无法直接使用。
(比较例4)
使用含有4.5质量％的Cr、3.5质量％的Si、并且剩余部分为Fe的Fe-Cr-Si系的Fe基软磁性合金粒子来制作磁芯。在该合金粒子中，使用了爱普生混合公司(エプソンアトミックス株式会社)制造的PF-20F。通过前述造粒方法1将合金粒子进行造粒后，填充至模具内，设定成型压力为0.91GPa以进行压缩成型，在大气中，设定退火温度为700℃、保持时间为1小时，通过热处理而获得磁芯。对所得到的磁芯的比电阻、压环强度等各特征进行评价。将结果示于表16和表17中。
表16
表17
在对该磁芯的截面进行观察的同时，使用扫描型电子显微镜(SEM/EDX)检测各构成元素的分布。在Fe基软磁性合金粒子的表面，Cr浓度变高，另外，在Fe基软磁性合金粒子的表面(晶界)存在大量的O，并形成有氧化物。另外，比电阻低，压环强度与铁氧体磁芯的程度相同。
对于实施例3和比较例4的磁芯，基于JIS Z2371(2000)，使用5％的NaCl水溶液在温度35℃的条件下进行盐水喷雾试验，并进行耐腐蚀性评价。在经过24小时以后的状态下，与比较例4的磁芯相比，实施例3的磁芯表现良好的耐腐蚀性，并且没有生锈，防锈效果优异。相对于此，比较例4的磁芯发生明显的腐蚀，耐腐蚀性不充分。
(实施例12)
图17是使用方形锷形状的磁芯的线圈部件的外观立体图。对于磁芯1而言，在一对锷部50a、50b之间具有形成一体的胴部60，并且在所述形状以外，通过与实施例2同样的合金和制作方法进行制作。在其中一个锷部50a的一个面上形成2个端子电极70。磁芯1的比电阻高，为11×103Ω·m，在磁芯1的表面直接印刷银导体膏，并进行烧结，从而形成端子电极70。胴部60周围配置有卷绕漆包线而成的绕线80，省略图示。绕线80的两端部通过热压分别与各个端子电极70连接，从而制成扼流线圈等的面安装型的线圈部件。在本实施例中的面安装型的线圈部件中，将形成端子电极70的锷部面作为电路基板上的安装面。
如上所述，由于比电阻高，因而即使不使用用于绝缘的树脂壳体(也被称作筒管)，也能够直接将导线铺设于磁芯，并且能够将连接绕线的端子电极70形成在磁芯的表面，因此，线圈部件小型化。另外，在将线圈部件的安装高度抑制在低处的同时，能够获得稳定的安装性。在将导线缠绕在磁芯的胴部60的周围时，即使外力作用在锷部50a、50b或胴部60，由于磁芯1的强度高，因此，也能够制成不容易破坏的线圈部件。
附图符号的说明
1 磁芯；
20 Fe基软磁性合金粒子；
30 氧化物层；
30a 氧化物层的第1区域；
30b 氧化物层的第2区域。

Claims (5)

1.一种磁芯，其具有由Fe基软磁性合金粒子经由晶界连接而成的组织，其特征在于，
前述Fe基软磁性合金粒子含有Al、Cr以及Si，在连接相邻的前述Fe基软磁性合金粒子的晶界上，形成至少含有Fe、Al、Cr以及Si的氧化物层，
与前述Fe基软磁性合金粒子相比，以质量比计，前述氧化物层含有更多的Al，并且，前述氧化物层具有第1区域和第2区域，在该第1区域，Al相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Fe、Cr和Si的各自的相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率高，在该第2区域，Fe相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率比Al、Cr和Si的各自的相对于Fe、Cr、Al和Si之和的比率高，
前述第1区域位于前述Fe基软磁性合金粒子一侧。
2.如权利要求1所述的磁芯，其中，
前述晶界具备：前述第1区域夹持前述第2区域、或者前述第1区域包裹前述第2区域的部分。
3.如权利要求1或2所述的磁芯，其中，
前述磁芯的占积率为80～90％。
4.如权利要求1～3中任一项所述的磁芯，其中，
前述Fe基软磁性合金粒子含有3质量％以上且10质量％以下的Al、3质量％以上且10质量％以下的Cr、0.05质量％以上且1质量％以下的Si。
5.一种线圈部件，其中，
其使用权利要求1～4中任一项所述的磁芯，并且在该磁芯上实施有绕线。
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