JP2002151317A - 圧粉磁心及び圧粉磁心の製造方法 - Google Patents
圧粉磁心及び圧粉磁心の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 保磁力が低く、コアロスが低い圧粉磁心及び
その製造方法の提供。 【解決手段】 ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開
始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表され
る過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、
Ｆｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の
元素Ｑとを少なくとも含み、非晶質相を主相とする金属
ガラス合金の粉末と、絶縁材とが混合され、成形されて
なることを特徴とする圧粉磁心。上記金属ガラス合金の
粉末を製造する粉末製造工程と、上記金属ガラス合金の
粉末に絶縁材を加えて混合し、この混合物を圧縮成形し
て磁心前駆体を形成する成形工程と、上記磁心前駆体
を、（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の温度で熱処
理して上記磁心前駆体の内部応力を除去する熱処理工程
とを具備する圧粉磁心の製造方法を採用する。
その製造方法の提供。 【解決手段】 ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開
始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表され
る過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、
Ｆｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の
元素Ｑとを少なくとも含み、非晶質相を主相とする金属
ガラス合金の粉末と、絶縁材とが混合され、成形されて
なることを特徴とする圧粉磁心。上記金属ガラス合金の
粉末を製造する粉末製造工程と、上記金属ガラス合金の
粉末に絶縁材を加えて混合し、この混合物を圧縮成形し
て磁心前駆体を形成する成形工程と、上記磁心前駆体
を、（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の温度で熱処
理して上記磁心前駆体の内部応力を除去する熱処理工程
とを具備する圧粉磁心の製造方法を採用する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、圧粉磁心及び圧粉
磁心の製造方法に関するものであり、特に、保磁力が低
く低損失の圧粉磁心及びその製造方法に関するものであ
る。
磁心の製造方法に関するものであり、特に、保磁力が低
く低損失の圧粉磁心及びその製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】スイッチング電源用トランスコアや平滑
チョークコア等の高周波まで一定の透磁率が必要とされ
る磁心部品に用いられる磁心は、フェライトの開磁路型
あるいはギャップ付の磁心、またはアモルファス合金薄
帯を巻回した磁心にギャップを形成した磁心が提案され
ている。また、カーボニル鉄、パーマロイ、センダスト
等の粉末と絶縁材を混合して成形した圧粉磁心も提案さ
れている。
チョークコア等の高周波まで一定の透磁率が必要とされ
る磁心部品に用いられる磁心は、フェライトの開磁路型
あるいはギャップ付の磁心、またはアモルファス合金薄
帯を巻回した磁心にギャップを形成した磁心が提案され
ている。また、カーボニル鉄、パーマロイ、センダスト
等の粉末と絶縁材を混合して成形した圧粉磁心も提案さ
れている。
【０００３】ところが、フェライトの焼結磁心は、コア
ロスが小さいものの飽和磁束密度が小さく、開磁路型や
ギャップ付の磁心ではギャップ部からの漏洩磁束が周囲
の電気回路に悪影響を与えるという欠点があった。ま
た、カーボニル鉄、パーマロイ、センダスト等の粉末を
用いた圧粉磁心は、飽和磁束密度がフェライトより優れ
るもののコアロスが大きいという欠点があった。
ロスが小さいものの飽和磁束密度が小さく、開磁路型や
ギャップ付の磁心ではギャップ部からの漏洩磁束が周囲
の電気回路に悪影響を与えるという欠点があった。ま
た、カーボニル鉄、パーマロイ、センダスト等の粉末を
用いた圧粉磁心は、飽和磁束密度がフェライトより優れ
るもののコアロスが大きいという欠点があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】従来の圧粉磁心のコア
ロスが大きくなる原因としては、磁性粉に用いる磁性材
料のコアロスが大きいことと、圧粉磁心を成形する際に
かかる応力を十分に緩和できないことが原因であった。
ロスが大きくなる原因としては、磁性粉に用いる磁性材
料のコアロスが大きいことと、圧粉磁心を成形する際に
かかる応力を十分に緩和できないことが原因であった。
【０００５】本発明は、上記事情に鑑みてなされたもの
であって、保磁力が低く、コアロスが低い圧粉磁心及び
その製造方法を提供することを目的とする。
であって、保磁力が低く、コアロスが低い圧粉磁心及び
その製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明の圧粉磁
心は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、
Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却
液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ｆｅと、
Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと
を少なくとも含み、非晶質相を主相とする組織からなる
金属ガラス合金の粉末と、絶縁材とが混合され、成形さ
れてなることを特徴とする。また、本発明の圧粉磁心に
おいては、上記金属ガラス合金の比抵抗が１．５μΩ・
ｍ以上であることが好ましい。
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明の圧粉磁
心は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、
Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却
液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ｆｅと、
Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと
を少なくとも含み、非晶質相を主相とする組織からなる
金属ガラス合金の粉末と、絶縁材とが混合され、成形さ
れてなることを特徴とする。また、本発明の圧粉磁心に
おいては、上記金属ガラス合金の比抵抗が１．５μΩ・
ｍ以上であることが好ましい。
【０００７】上記金属ガラス合金は、下記の組成で表さ
れるものであることが好ましい。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢ
w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。本発明の圧粉
磁心は、上記のＦｅ基金属ガラス合金（Ｃｏおよび／ま
たはＮiの含有量よりＦｅの含有量が多い）の粉末から
構成されており、このＦｅ基金属ガラス合金はＣｏ基金
属ガラス合金よりも飽和磁束密度が高いので、圧粉磁心
の磁気特性をより向上することが可能になる。
れるものであることが好ましい。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢ
w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。本発明の圧粉
磁心は、上記のＦｅ基金属ガラス合金（Ｃｏおよび／ま
たはＮiの含有量よりＦｅの含有量が多い）の粉末から
構成されており、このＦｅ基金属ガラス合金はＣｏ基金
属ガラス合金よりも飽和磁束密度が高いので、圧粉磁心
の磁気特性をより向上することが可能になる。
【０００８】上記（Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ
1-bＳｉb）vＣzＢwなる組成の金属ガラス合金におい
て、上記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦
ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、０原子％＜ｘ≦
１５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子％、０．５原子％
≦ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦１４原子％である
ことがより好ましい。更に、上記組成比を示すａ、ｂ、
ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦
０．２８、０原子％＜ｘ≦１０原子％、１１．３原子％
≦ｖ≦１４原子％、１．８原子％≦ｚ≦４．６原子％、
５．３原子％≦ｗ≦８．６原子％であることがさらに好
ましい。
1-bＳｉb）vＣzＢwなる組成の金属ガラス合金におい
て、上記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦
ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、０原子％＜ｘ≦
１５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子％、０．５原子％
≦ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦１４原子％である
ことがより好ましい。更に、上記組成比を示すａ、ｂ、
ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦
０．２８、０原子％＜ｘ≦１０原子％、１１．３原子％
≦ｖ≦１４原子％、１．８原子％≦ｚ≦４．６原子％、
５．３原子％≦ｗ≦８．６原子％であることがさらに好
ましい。
【０００９】また上記金属ガラス合金は、下記の組成で
表されるものであってもよい。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-w-d-e-fＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）
vＣzＢwＬdＭeＥf ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｄ、ｅ、ｆ、
ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．１５、０＜ｂ≦０．
８、０原子％≦ｄ≦４原子％、０原子％≦ｅ≦８原子
％、０原子％≦ｆ≦８原子％、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
表されるものであってもよい。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-w-d-e-fＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）
vＣzＢwＬdＭeＥf ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｄ、ｅ、ｆ、
ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．１５、０＜ｂ≦０．
８、０原子％≦ｄ≦４原子％、０原子％≦ｅ≦８原子
％、０原子％≦ｆ≦８原子％、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
【００１０】上記（Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-w-d-e-fＡ
ｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢwＬdＭeＥfなる組成の金属ガ
ラス合金において、上記組成比を示すａ、ｂ、ｄ、ｅ、
ｆ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ
≦０．３５、０原子％≦ｄ≦３原子％、０原子％≦ｅ≦
６原子％、０原子％≦ｆ≦６原子％、０原子％＜ｘ≦１
５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子％、０．５原子％≦
ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦１４原子％であるこ
とがより好ましい。更に、上記組成比を示すａ、ｂ、
ｄ、ｅ、ｆ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、
０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％≦ｄ≦２原子％、０原
子％≦ｅ≦４原子％、０原子％≦ｆ≦４原子％、０原子
％＜ｘ≦１０原子％、１１．３原子％≦ｖ≦１４原子
％、１．８原子％≦ｚ≦４．６原子％、５．３原子％≦
ｗ≦８．６原子％であることがさらに好ましい。
ｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢwＬdＭeＥfなる組成の金属ガ
ラス合金において、上記組成比を示すａ、ｂ、ｄ、ｅ、
ｆ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ
≦０．３５、０原子％≦ｄ≦３原子％、０原子％≦ｅ≦
６原子％、０原子％≦ｆ≦６原子％、０原子％＜ｘ≦１
５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子％、０．５原子％≦
ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦１４原子％であるこ
とがより好ましい。更に、上記組成比を示すａ、ｂ、
ｄ、ｅ、ｆ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、
０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％≦ｄ≦２原子％、０原
子％≦ｅ≦４原子％、０原子％≦ｆ≦４原子％、０原子
％＜ｘ≦１０原子％、１１．３原子％≦ｖ≦１４原子
％、１．８原子％≦ｚ≦４．６原子％、５．３原子％≦
ｗ≦８．６原子％であることがさらに好ましい。
【００１１】上記の絶縁材としては、エポキシ樹脂、シ
リコーン樹脂、シリコーンゴム、ＰＶＡ（ポリビニルア
ルコール）等の液状又は粉末状の樹脂あるいはゴムや、
水ガラス、酸化物ガラス粉末、ゾルゲル法により生成す
るガラス状物質等のいずれか、あるいはこれらの混合物
を用いることができる。特にこれらのなかでもシリコー
ン樹脂またはシリコーンゴムが好ましい。
リコーン樹脂、シリコーンゴム、ＰＶＡ（ポリビニルア
ルコール）等の液状又は粉末状の樹脂あるいはゴムや、
水ガラス、酸化物ガラス粉末、ゾルゲル法により生成す
るガラス状物質等のいずれか、あるいはこれらの混合物
を用いることができる。特にこれらのなかでもシリコー
ン樹脂またはシリコーンゴムが好ましい。
【００１２】シリコーンゴムは一般に、高重合度の直鎖
状オルガノポリシロキサンの架橋体からなるゴム状の弾
性を示すものをいう。架橋方法により、高温型と室温型
に大別されるが、本発明では室温型が好ましい。室温型
のシリコーンゴムは、直鎖状のポリオルガノシロキサン
に、アセトキシル基、アルコキシル基、オキシム基、イ
ソプロペノキシ基等を有するシラン化合物等の架橋剤を
反応させて得られるもので、特にアルコキシル基または
オキシム基を有する架橋剤を用いたものが好ましい。ま
た、シリコーン樹脂は一般に、高度な三次元的網目構造
を有するオルガノポリシロキサンの重合体をいう。オル
ガノクロロシランまたはオルガノアルコキシシランの加
水分解重縮合や環状シロキサンの開環重合により製造さ
れる。
状オルガノポリシロキサンの架橋体からなるゴム状の弾
性を示すものをいう。架橋方法により、高温型と室温型
に大別されるが、本発明では室温型が好ましい。室温型
のシリコーンゴムは、直鎖状のポリオルガノシロキサン
に、アセトキシル基、アルコキシル基、オキシム基、イ
ソプロペノキシ基等を有するシラン化合物等の架橋剤を
反応させて得られるもので、特にアルコキシル基または
オキシム基を有する架橋剤を用いたものが好ましい。ま
た、シリコーン樹脂は一般に、高度な三次元的網目構造
を有するオルガノポリシロキサンの重合体をいう。オル
ガノクロロシランまたはオルガノアルコキシシランの加
水分解重縮合や環状シロキサンの開環重合により製造さ
れる。
【００１３】また上記の絶縁材と同時に、絶縁とともに
潤滑材の役割を果たすステアリン酸亜鉛、ステアリン酸
カルシウム等のステアリン酸塩を用いることもできる。
混合する絶縁材の混合率は、０．３重量％〜５重量％の
範囲が好ましく、１重量％〜５重量％の範囲がより好ま
しい。また、上記金属ガラス合金の粉末の粒径は２μｍ
以上３００μｍ以下の範囲が好ましい。
潤滑材の役割を果たすステアリン酸亜鉛、ステアリン酸
カルシウム等のステアリン酸塩を用いることもできる。
混合する絶縁材の混合率は、０．３重量％〜５重量％の
範囲が好ましく、１重量％〜５重量％の範囲がより好ま
しい。また、上記金属ガラス合金の粉末の粒径は２μｍ
以上３００μｍ以下の範囲が好ましい。
【００１４】本発明の圧粉磁心においては、上記のいず
れかの構成の金属ガラス合金の粉末と上記絶縁材とが混
合されて成形されているので、絶縁材によって圧粉磁心
全体の比抵抗を高くすることができ、渦電流損失を低減
して圧粉磁心のコアロスを低くすることが可能になると
ともに、高周波数帯での透磁率の低下を抑制することが
可能になる。また本発明の圧粉磁心において、特に、比
抵抗が１．５μΩ・ｍ以上の金属ガラス合金を用いたも
のにあっては、高周波における金属ガラス合金粒子内の
渦電流損失が低減され、よりコアロスが低い圧粉磁心を
構成することが可能になる。更に本発明の圧粉磁心によ
れば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス
合金を含んでなり、この金属ガラス合金は結晶化温度よ
りも十分低い温度の熱処理により磁心前駆体の内部応力
を緩和あるいは除去できるので、保磁力が低い圧粉磁心
を構成することが可能になる。
れかの構成の金属ガラス合金の粉末と上記絶縁材とが混
合されて成形されているので、絶縁材によって圧粉磁心
全体の比抵抗を高くすることができ、渦電流損失を低減
して圧粉磁心のコアロスを低くすることが可能になると
ともに、高周波数帯での透磁率の低下を抑制することが
可能になる。また本発明の圧粉磁心において、特に、比
抵抗が１．５μΩ・ｍ以上の金属ガラス合金を用いたも
のにあっては、高周波における金属ガラス合金粒子内の
渦電流損失が低減され、よりコアロスが低い圧粉磁心を
構成することが可能になる。更に本発明の圧粉磁心によ
れば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス
合金を含んでなり、この金属ガラス合金は結晶化温度よ
りも十分低い温度の熱処理により磁心前駆体の内部応力
を緩和あるいは除去できるので、保磁力が低い圧粉磁心
を構成することが可能になる。
【００１５】また、本発明の圧粉磁心は、印加磁界±
２．４ｋＡ／ｍにおける保磁力が８０Ａ／ｍ以下である
ことが好ましく、４０Ａ／ｍ以下であることがより好ま
しい。
２．４ｋＡ／ｍにおける保磁力が８０Ａ／ｍ以下である
ことが好ましく、４０Ａ／ｍ以下であることがより好ま
しい。
【００１６】本発明の圧粉磁心は、印加磁界±２．４ｋ
Ａ／ｍにおける保磁力が８０Ａ／ｍ以下であり、従来か
ら知られている種々の圧粉磁心よりも保磁力が大幅に低
い。このような低い保磁力を得るには、上述のように過
冷却液体領域の温度間隔を有し、Ｆｅと、Ａｌと、Ｐ、
Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑとを少なくとも
含み、非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラス合
金を用いることや、圧粉磁心が高密度であることに加え
て、圧粉磁心の内部応力を除去することが必要である。
従って、本発明の圧粉磁心は、内部応力を除去するため
の熱処理がなされたものであることが好ましい。
Ａ／ｍにおける保磁力が８０Ａ／ｍ以下であり、従来か
ら知られている種々の圧粉磁心よりも保磁力が大幅に低
い。このような低い保磁力を得るには、上述のように過
冷却液体領域の温度間隔を有し、Ｆｅと、Ａｌと、Ｐ、
Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑとを少なくとも
含み、非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラス合
金を用いることや、圧粉磁心が高密度であることに加え
て、圧粉磁心の内部応力を除去することが必要である。
従って、本発明の圧粉磁心は、内部応力を除去するため
の熱処理がなされたものであることが好ましい。
【００１７】また本発明の圧粉磁心は、周波数１００ｋ
Ｈｚ、磁束密度０．１Ｔの条件で測定したコアロスが４
００ｋＷ／ｍ3以下であることが好ましい。本発明の圧
粉磁心はコアロスが４００ｋＷ／ｍ3以下であり、従来
から知られている種々の圧粉磁心よりもコアロスが大幅
に低い。このような低いコアロスを得るには、本発明に
係る金属ガラス合金を用いること、圧粉磁心が高密度で
あること、圧粉磁心の内部応力を除去すること、が必要
である。特に、内部応力を緩和する手段として絶縁材に
シリコーンゴムを使用することが好ましい。
Ｈｚ、磁束密度０．１Ｔの条件で測定したコアロスが４
００ｋＷ／ｍ3以下であることが好ましい。本発明の圧
粉磁心はコアロスが４００ｋＷ／ｍ3以下であり、従来
から知られている種々の圧粉磁心よりもコアロスが大幅
に低い。このような低いコアロスを得るには、本発明に
係る金属ガラス合金を用いること、圧粉磁心が高密度で
あること、圧粉磁心の内部応力を除去すること、が必要
である。特に、内部応力を緩和する手段として絶縁材に
シリコーンゴムを使用することが好ましい。
【００１８】また本発明の圧粉磁心は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔ
g（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔ gはガラス遷移温度
を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴx
が２０Ｋ以上であって非晶質相を主相とする組織からな
る金属ガラス合金の粉末と、シリコーンゴムまたはシリ
コーン樹脂とが混合され、成形されてなることを特徴と
する。係る圧粉磁心によれば、上記構成の金属ガラス合
金の粉末に、シリコーンゴムまたはシリコーン樹脂とが
混合されており、これらシリコーンゴムまたはシリコー
ン樹脂は硬化応力が小さいため、金属ガラス合金粉末に
残留する内部応力が小さくなって、金属ガラス合金の軟
磁気特性が向上する。これにより、圧粉磁心の保磁力及
びコアロスを低減することが可能になる。
g（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔ gはガラス遷移温度
を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴx
が２０Ｋ以上であって非晶質相を主相とする組織からな
る金属ガラス合金の粉末と、シリコーンゴムまたはシリ
コーン樹脂とが混合され、成形されてなることを特徴と
する。係る圧粉磁心によれば、上記構成の金属ガラス合
金の粉末に、シリコーンゴムまたはシリコーン樹脂とが
混合されており、これらシリコーンゴムまたはシリコー
ン樹脂は硬化応力が小さいため、金属ガラス合金粉末に
残留する内部応力が小さくなって、金属ガラス合金の軟
磁気特性が向上する。これにより、圧粉磁心の保磁力及
びコアロスを低減することが可能になる。
【００１９】次に本発明の圧粉磁心の製造方法は、ΔＴ
x＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラ
ス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度
間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ｆｅと、Ａｌと、
Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑとを少なく
とも含み、非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラ
ス合金の粉末を製造する粉末製造工程と、上記の金属ガ
ラス合金の粉末に絶縁材を加えて混合し、この混合物を
圧縮成形して磁心前駆体を形成する成形工程と、上記磁
心前駆体を、（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の温
度で熱処理して上記磁心前駆体の内部応力を除去あるい
は緩和する熱処理工程とを具備してなることを特徴とす
る。上記金属ガラス合金は、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以
上のものであることが好ましい。また、圧縮成形する前
に混合物に含まれる溶剤、水分等を蒸発させ、金属ガラ
ス合金粉末の表面に絶縁材層を形成させることが望まし
い。
x＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラ
ス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度
間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ｆｅと、Ａｌと、
Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑとを少なく
とも含み、非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラ
ス合金の粉末を製造する粉末製造工程と、上記の金属ガ
ラス合金の粉末に絶縁材を加えて混合し、この混合物を
圧縮成形して磁心前駆体を形成する成形工程と、上記磁
心前駆体を、（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の温
度で熱処理して上記磁心前駆体の内部応力を除去あるい
は緩和する熱処理工程とを具備してなることを特徴とす
る。上記金属ガラス合金は、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以
上のものであることが好ましい。また、圧縮成形する前
に混合物に含まれる溶剤、水分等を蒸発させ、金属ガラ
ス合金粉末の表面に絶縁材層を形成させることが望まし
い。
【００２０】また、本発明の圧粉磁心の製造方法に用い
る上記金属ガラス合金としては、下記の組成で表される
ものを用いることが好ましい。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢ
w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
る上記金属ガラス合金としては、下記の組成で表される
ものを用いることが好ましい。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢ
w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
【００２１】上記（Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ
1-bＳｉb）vＣzＢwなる組成の金属ガラス合金におい
て、上記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦
ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、０原子％＜ｘ≦
１５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子％、０．５原子％
≦ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦１４原子％である
ことがより好ましい。更に、上記組成比を示すａ、ｂ、
ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦
０．２８、０原子％＜ｘ≦１０原子％、１１．３原子％
≦ｖ≦１４原子％、１．８原子％＜ｚ≦４．６原子％、
５．３原子％≦ｗ≦８．６原子％であることがさらに好
ましい。
1-bＳｉb）vＣzＢwなる組成の金属ガラス合金におい
て、上記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦
ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、０原子％＜ｘ≦
１５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子％、０．５原子％
≦ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦１４原子％である
ことがより好ましい。更に、上記組成比を示すａ、ｂ、
ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦
０．２８、０原子％＜ｘ≦１０原子％、１１．３原子％
≦ｖ≦１４原子％、１．８原子％＜ｚ≦４．６原子％、
５．３原子％≦ｗ≦８．６原子％であることがさらに好
ましい。
【００２２】また上記金属ガラス合金は、下記の組成で
表されるものであってもよい。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-w-d-e-fＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）
vＣzＢwＬdＭeＥf ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｄ、ｅ、ｆ、
ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．１５、０＜ｂ≦０．
８、０原子％≦ｄ≦４原子％、０原子％≦ｅ≦８原子
％、０原子％≦ｆ≦８原子％、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
表されるものであってもよい。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-w-d-e-fＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）
vＣzＢwＬdＭeＥf ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｄ、ｅ、ｆ、
ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．１５、０＜ｂ≦０．
８、０原子％≦ｄ≦４原子％、０原子％≦ｅ≦８原子
％、０原子％≦ｆ≦８原子％、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
【００２３】上記（Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-w-d-e-fＡ
ｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢwＬdＭeＥfなる組成の金属ガ
ラス合金において、上記組成比を示すａ、ｂ、ｄ、ｅ、
ｆ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ
≦０．３５、０原子％≦ｄ≦３原子％、０原子％≦ｅ≦
６原子％、０原子％≦ｆ≦６原子％、０原子％＜ｘ≦１
５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子％、０．５原子％≦
ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦１４原子％であるこ
とがより好ましい。更に、上記組成比を示すａ、ｂ、
ｄ、ｅ、ｆ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、
０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％≦ｄ≦２原子％、０原
子％≦ｅ≦４原子％、０原子％≦ｆ≦４原子％、０原子
％＜ｘ≦１０原子％、１１．３原子％≦ｖ≦１４原子
％、１．８原子％≦ｚ≦４．６原子％、５．３原子％≦
ｗ≦８．６原子％であることがさらに好ましい。
ｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢwＬdＭeＥfなる組成の金属ガ
ラス合金において、上記組成比を示すａ、ｂ、ｄ、ｅ、
ｆ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ
≦０．３５、０原子％≦ｄ≦３原子％、０原子％≦ｅ≦
６原子％、０原子％≦ｆ≦６原子％、０原子％＜ｘ≦１
５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子％、０．５原子％≦
ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦１４原子％であるこ
とがより好ましい。更に、上記組成比を示すａ、ｂ、
ｄ、ｅ、ｆ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、
０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％≦ｄ≦２原子％、０原
子％≦ｅ≦４原子％、０原子％≦ｆ≦４原子％、０原子
％＜ｘ≦１０原子％、１１．３原子％≦ｖ≦１４原子
％、１．８原子％≦ｚ≦４．６原子％、５．３原子％≦
ｗ≦８．６原子％であることがさらに好ましい。
【００２４】上記の絶縁材としては、エポキシ樹脂、シ
リコーン樹脂、シリコーンゴム、ＰＶＡ（ポリビニルア
ルコール）等の液状又は粉末状の樹脂あるいはゴムや、
水ガラス、酸化物ガラス粉末、ゾルゲル法により生成す
るガラス状物質等のいずれか、あるいはこれらの混合物
を用いることができる。特にこれらのなかでもシリコー
ン樹脂またはシリコーンゴムが好ましい。
リコーン樹脂、シリコーンゴム、ＰＶＡ（ポリビニルア
ルコール）等の液状又は粉末状の樹脂あるいはゴムや、
水ガラス、酸化物ガラス粉末、ゾルゲル法により生成す
るガラス状物質等のいずれか、あるいはこれらの混合物
を用いることができる。特にこれらのなかでもシリコー
ン樹脂またはシリコーンゴムが好ましい。
【００２５】シリコーンゴムは一般に、高重合度の直鎖
状オルガノポリシロキサンの架橋体からなるゴム状の弾
性を示すものをいう。架橋方法により、高温型と室温型
に大別されるが、本発明では室温型が好ましい。室温型
のシリコーンゴムは、直鎖状のポリオルガノシロキサン
に、アセトキシル基、アルコキシル基、オキシム基、イ
ソプロペノキシ基等を有するシラン化合物等の架橋剤を
反応させて得られるもので、特にアルコキシル基または
オキシム基を有する架橋剤を用いたものが好ましい。ま
た、シリコーン樹脂は一般に、高度な三次元的網目構造
を有するオルガノポリシロキサンの重合体をいう。オル
ガノクロロシランまたはオルガノアルコキシシランの加
水分解重縮合や環状シロキサンの開環重合により製造さ
れる。
状オルガノポリシロキサンの架橋体からなるゴム状の弾
性を示すものをいう。架橋方法により、高温型と室温型
に大別されるが、本発明では室温型が好ましい。室温型
のシリコーンゴムは、直鎖状のポリオルガノシロキサン
に、アセトキシル基、アルコキシル基、オキシム基、イ
ソプロペノキシ基等を有するシラン化合物等の架橋剤を
反応させて得られるもので、特にアルコキシル基または
オキシム基を有する架橋剤を用いたものが好ましい。ま
た、シリコーン樹脂は一般に、高度な三次元的網目構造
を有するオルガノポリシロキサンの重合体をいう。オル
ガノクロロシランまたはオルガノアルコキシシランの加
水分解重縮合や環状シロキサンの開環重合により製造さ
れる。
【００２６】また上記の絶縁材と同時に、絶縁とともに
潤滑材の役割を果たすステアリン酸亜鉛、ステアリン酸
カルシウム等のステアリン酸塩を用いることもできる。
混合する絶縁材の混合率は、０．３重量％〜５重量％の
範囲が好ましく、１重量％〜５重量％の範囲がより好ま
しい。また、上記金属ガラス合金の粉末の粒径は２μｍ
以上３００μｍ以下の範囲が好ましい。
潤滑材の役割を果たすステアリン酸亜鉛、ステアリン酸
カルシウム等のステアリン酸塩を用いることもできる。
混合する絶縁材の混合率は、０．３重量％〜５重量％の
範囲が好ましく、１重量％〜５重量％の範囲がより好ま
しい。また、上記金属ガラス合金の粉末の粒径は２μｍ
以上３００μｍ以下の範囲が好ましい。
【００２７】上記の圧粉磁心の製造方法によれば、磁心
前駆体を（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の温度範
囲で熱処理するため、金属ガラス合金の結晶化を防ぐと
ともに粉末製造工程や成形工程にて生じた金属ガラス合
金または磁心前駆体の内部応力を除去あるいは緩和する
ことができるので、保磁力が低い圧粉磁心を製造するこ
とが可能になる。また、本発明の圧粉磁心の製造方法に
おいては、上記磁心前駆体を、（Ｔg−１６０）Ｋ以上
（Ｔg−５０）Ｋ以下の温度で熱処理することがより好
ましい。この温度範囲で熱処理すると、例えば印加磁界
±２．４ｋＡ／ｍにおける保磁力が１００Ａ／ｍ以下の
圧粉磁心を得ることができる。
前駆体を（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の温度範
囲で熱処理するため、金属ガラス合金の結晶化を防ぐと
ともに粉末製造工程や成形工程にて生じた金属ガラス合
金または磁心前駆体の内部応力を除去あるいは緩和する
ことができるので、保磁力が低い圧粉磁心を製造するこ
とが可能になる。また、本発明の圧粉磁心の製造方法に
おいては、上記磁心前駆体を、（Ｔg−１６０）Ｋ以上
（Ｔg−５０）Ｋ以下の温度で熱処理することがより好
ましい。この温度範囲で熱処理すると、例えば印加磁界
±２．４ｋＡ／ｍにおける保磁力が１００Ａ／ｍ以下の
圧粉磁心を得ることができる。
【００２８】また、本発明の圧粉磁心の製造方法におい
ては、上記磁心前駆体を、（Ｔg−１４０）Ｋ以上（Ｔg
−６０）Ｋ以下の温度で熱処理することがより好まし
い。この温度範囲で熱処理すると、例えば印加磁界±
２．４ｋＡ／ｍにおける保磁力が８０Ａ／ｍ以下の圧粉
磁心を得ることができる。
ては、上記磁心前駆体を、（Ｔg−１４０）Ｋ以上（Ｔg
−６０）Ｋ以下の温度で熱処理することがより好まし
い。この温度範囲で熱処理すると、例えば印加磁界±
２．４ｋＡ／ｍにおける保磁力が８０Ａ／ｍ以下の圧粉
磁心を得ることができる。
【００２９】また、上記磁心前駆体を、（Ｔg−１１
０）Ｋ以上（Ｔg−６０）Ｋ以下の温度で熱処理するこ
とが更に好ましい。この温度範囲で熱処理すると、例え
ば印加磁界±２．４ｋＡ／ｍにおける保磁力が４０Ａ／
ｍ以下の圧粉磁心を得ることができる。
０）Ｋ以上（Ｔg−６０）Ｋ以下の温度で熱処理するこ
とが更に好ましい。この温度範囲で熱処理すると、例え
ば印加磁界±２．４ｋＡ／ｍにおける保磁力が４０Ａ／
ｍ以下の圧粉磁心を得ることができる。
【００３０】
【発明の実施の形態】以下、本発明の圧粉磁心及び圧粉
磁心の製造方法の実施の形態例を図面を参照して説明す
る。本発明の実施形態の圧粉磁心は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg
（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を
示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが
２０Ｋ以上であって、Ｆｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、
Ｂのうちの１種以上の元素Ｑとを少なくとも含み、非晶
質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末
と、絶縁材とが混合され、これらが成形されてなるもの
である。また、上記金属ガラス合金としては、比抵抗が
１．５μΩ・ｍ以上のものが好ましい。
磁心の製造方法の実施の形態例を図面を参照して説明す
る。本発明の実施形態の圧粉磁心は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg
（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を
示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが
２０Ｋ以上であって、Ｆｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、
Ｂのうちの１種以上の元素Ｑとを少なくとも含み、非晶
質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末
と、絶縁材とが混合され、これらが成形されてなるもの
である。また、上記金属ガラス合金としては、比抵抗が
１．５μΩ・ｍ以上のものが好ましい。
【００３１】この圧粉磁心の形状は、例えば図１に示す
ように、円環状の磁心１を例示できるが、形状はこれに
限られず、長円環状や楕円環状であっても良い。また平
面視略Ｅ字状、平面視略コ字状、平面視略Ｉ字状等であ
っても良い。
ように、円環状の磁心１を例示できるが、形状はこれに
限られず、長円環状や楕円環状であっても良い。また平
面視略Ｅ字状、平面視略コ字状、平面視略Ｉ字状等であ
っても良い。
【００３２】この圧粉磁心は、金属ガラス合金の粉末が
絶縁材によって結着されてなるもので、組織中に金属ガ
ラス合金の粉末が存在した状態となっており、金属ガラ
ス合金の粉末が溶解して均一な組織を構成しているもの
ではない。また、金属ガラス合金の粉末は、粉末を構成
する個々の粒子が絶縁材によって絶縁されていることが
好ましい。このように、圧粉磁心には金属ガラス合金の
粉末と絶縁材とが混合されて存在するので、絶縁材によ
って圧粉磁心自体の比抵抗が大きくなり、渦電流損失が
低減されて高周波領域における透磁率の低下が小さくな
る。
絶縁材によって結着されてなるもので、組織中に金属ガ
ラス合金の粉末が存在した状態となっており、金属ガラ
ス合金の粉末が溶解して均一な組織を構成しているもの
ではない。また、金属ガラス合金の粉末は、粉末を構成
する個々の粒子が絶縁材によって絶縁されていることが
好ましい。このように、圧粉磁心には金属ガラス合金の
粉末と絶縁材とが混合されて存在するので、絶縁材によ
って圧粉磁心自体の比抵抗が大きくなり、渦電流損失が
低減されて高周波領域における透磁率の低下が小さくな
る。
【００３３】また、金属ガラス合金の過冷却液体の温度
間隔ΔＴxが２０Ｋ未満であると、金属ガラス合金の粉
末と絶縁材とを混合して圧縮成形した後に行う熱処理時
に、結晶化させずに十分に内部応力を緩和させることが
困難になる。ΔＴxが２０Ｋ以上であると、熱処理温度
を下げることができ、絶縁材の過度な分解を防止し、絶
縁材の分解による損失の増大を抑えることができる。
間隔ΔＴxが２０Ｋ未満であると、金属ガラス合金の粉
末と絶縁材とを混合して圧縮成形した後に行う熱処理時
に、結晶化させずに十分に内部応力を緩和させることが
困難になる。ΔＴxが２０Ｋ以上であると、熱処理温度
を下げることができ、絶縁材の過度な分解を防止し、絶
縁材の分解による損失の増大を抑えることができる。
【００３４】特に本発明の圧粉磁心は、印加磁界±２．
４ｋＡ／ｍにおける保磁力が８０Ａ／ｍ以下であること
が好ましく、４０Ａ／ｍ以下であることがより好まし
い。
４ｋＡ／ｍにおける保磁力が８０Ａ／ｍ以下であること
が好ましく、４０Ａ／ｍ以下であることがより好まし
い。
【００３５】本発明の圧粉磁心を構成する絶縁材は、圧
粉磁心の比抵抗を高めるとともに、金属ガラス合金の粉
末を結着して圧粉磁心の形状を保持するもので、磁気特
性に大きな損失とならない材料からなることが好まし
く、例えば、エポキシ樹脂、シリコーン樹脂、シリコー
ンゴム、フェノール樹脂、尿素樹脂、メラミン樹脂、Ｐ
ＶＡ（ポリビニルアルコール）等の液状又は粉末状の樹
脂あるいはゴムや、水ガラス（Ｎａ2Ｏ-ＳｉＯ2）、酸
化物ガラス粉末（Ｎａ2Ｏ-Ｂ2Ｏ3-ＳｉＯ2、ＰｂＯ-Ｂ2
Ｏ3-ＳｉＯ2、ＰｂＯ-ＢａＯ-ＳｉＯ2、Ｎａ2Ｏ-Ｂ2Ｏ3
-ＺｎＯ、ＣａＯ-ＢａＯ-ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3-Ｂ2Ｏ3-Ｓ
ｉＯ2、Ｂ2Ｏ3-ＳｉＯ2）、ゾルゲル法により生成する
ガラス状物質（ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＴｉＯ2
等を主成分とするもの）等を挙げることができる。ま
た、絶縁材として各種のエラストマー（ゴム）を用いて
もよい。また、絶縁とともに潤滑材の役割を果たすステ
アリン酸塩（ステアリン酸亜鉛、ステアリン酸カルシウ
ム、ステアリン酸バリウム、ステアリン酸マグネシウ
ム、ステアリン酸アルミニウム等）を同時に用いること
もできる。
粉磁心の比抵抗を高めるとともに、金属ガラス合金の粉
末を結着して圧粉磁心の形状を保持するもので、磁気特
性に大きな損失とならない材料からなることが好まし
く、例えば、エポキシ樹脂、シリコーン樹脂、シリコー
ンゴム、フェノール樹脂、尿素樹脂、メラミン樹脂、Ｐ
ＶＡ（ポリビニルアルコール）等の液状又は粉末状の樹
脂あるいはゴムや、水ガラス（Ｎａ2Ｏ-ＳｉＯ2）、酸
化物ガラス粉末（Ｎａ2Ｏ-Ｂ2Ｏ3-ＳｉＯ2、ＰｂＯ-Ｂ2
Ｏ3-ＳｉＯ2、ＰｂＯ-ＢａＯ-ＳｉＯ2、Ｎａ2Ｏ-Ｂ2Ｏ3
-ＺｎＯ、ＣａＯ-ＢａＯ-ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3-Ｂ2Ｏ3-Ｓ
ｉＯ2、Ｂ2Ｏ3-ＳｉＯ2）、ゾルゲル法により生成する
ガラス状物質（ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＴｉＯ2
等を主成分とするもの）等を挙げることができる。ま
た、絶縁材として各種のエラストマー（ゴム）を用いて
もよい。また、絶縁とともに潤滑材の役割を果たすステ
アリン酸塩（ステアリン酸亜鉛、ステアリン酸カルシウ
ム、ステアリン酸バリウム、ステアリン酸マグネシウ
ム、ステアリン酸アルミニウム等）を同時に用いること
もできる。
【００３６】特にこれらのなかでもシリコーン樹脂また
はシリコーンゴムが好ましい。シリコーンゴムは一般
に、高重合度の直鎖状オルガノポリシロキサンの架橋体
からなるゴム状の弾性を示すものをいう。架橋方法によ
り、高温型と室温型に大別されるが、本発明では室温型
が好ましい。室温型のシリコーンゴムは、直鎖状のポリ
オルガノシロキサンに、アセトキシル基、アルコキシル
基、オキシム基、イソプロペノキシル基等を有するシラ
ン化合物等の架橋剤を反応させて得られるもので、特に
アルコキシル基またはオキシム基を有する架橋剤を用い
たものが好ましい。また、シリコーン樹脂は一般に、高
度な三次元的網目構造を有するオルガノポリシロキサン
の重合体をいう。オルガノクロロシランまたはオルガノ
アルコキシシランの加水分解重縮合や環状シロキサンの
開環重合により製造される。
はシリコーンゴムが好ましい。シリコーンゴムは一般
に、高重合度の直鎖状オルガノポリシロキサンの架橋体
からなるゴム状の弾性を示すものをいう。架橋方法によ
り、高温型と室温型に大別されるが、本発明では室温型
が好ましい。室温型のシリコーンゴムは、直鎖状のポリ
オルガノシロキサンに、アセトキシル基、アルコキシル
基、オキシム基、イソプロペノキシル基等を有するシラ
ン化合物等の架橋剤を反応させて得られるもので、特に
アルコキシル基またはオキシム基を有する架橋剤を用い
たものが好ましい。また、シリコーン樹脂は一般に、高
度な三次元的網目構造を有するオルガノポリシロキサン
の重合体をいう。オルガノクロロシランまたはオルガノ
アルコキシシランの加水分解重縮合や環状シロキサンの
開環重合により製造される。
【００３７】上記の室温型のシリコーンゴムに用いるア
ルコキシル基を有する架橋剤としては、例えば下記式
（１）〜（３）に示すシラン化合物の混合物や、下記式
（４）〜（６）に示すシラン化合物の混合物を例示でき
る。また、オキシム基を有する架橋剤としては、例えば
下記式（７）〜（８）に示すシラン化合物の混合物を例
示できる。
ルコキシル基を有する架橋剤としては、例えば下記式
（１）〜（３）に示すシラン化合物の混合物や、下記式
（４）〜（６）に示すシラン化合物の混合物を例示でき
る。また、オキシム基を有する架橋剤としては、例えば
下記式（７）〜（８）に示すシラン化合物の混合物を例
示できる。
【００３８】
【化１】
【００３９】
【化２】
【００４０】上記のいずれかの組合せの架橋剤と、直鎖
状オルガノポリシロキサンとの架橋反応によって、直鎖
状オルガノポリシロキサンの架橋体からなるシリコーン
ゴムが得られる。なお、上記式（１）〜（３）の組合せ
の架橋剤を用いた場合には副生物としてメタノール（Ｃ
Ｈ3ＯＨ）及びノルマルブタノール（ｎ-Ｃ4Ｈ9ＯＨ）が
生成し、上記式（４）〜（６）の組合せの架橋剤を用い
た場合には副生物としてメタノール（ＣＨ3ＯＨ）及び
イソプロピルアルコール（iso-Ｃ3Ｈ7ＯＨ）が生成し、
上記（７）〜（９）の組合せの架橋剤を用いた場合には
副生物としてエタノール（Ｃ2Ｈ5ＯＨ）及びエチルメチ
ルケトオキシム（ＣＨ3（Ｃ2Ｈ5）Ｃ＝ＮＯＨ）が生成
する。
状オルガノポリシロキサンとの架橋反応によって、直鎖
状オルガノポリシロキサンの架橋体からなるシリコーン
ゴムが得られる。なお、上記式（１）〜（３）の組合せ
の架橋剤を用いた場合には副生物としてメタノール（Ｃ
Ｈ3ＯＨ）及びノルマルブタノール（ｎ-Ｃ4Ｈ9ＯＨ）が
生成し、上記式（４）〜（６）の組合せの架橋剤を用い
た場合には副生物としてメタノール（ＣＨ3ＯＨ）及び
イソプロピルアルコール（iso-Ｃ3Ｈ7ＯＨ）が生成し、
上記（７）〜（９）の組合せの架橋剤を用いた場合には
副生物としてエタノール（Ｃ2Ｈ5ＯＨ）及びエチルメチ
ルケトオキシム（ＣＨ3（Ｃ2Ｈ5）Ｃ＝ＮＯＨ）が生成
する。
【００４１】特に上記のシリコーンゴムのうち、アルコ
キシル基を有する架橋剤により架橋して得られたシリコ
ーンゴムは、腐食性が少なく、耐腐食性に優れた圧粉磁
心を構成できる。また、上記式（３）に示すシラン化合
物は分子内にノルマルブチル基を有し、一方、上記式
（６）に示すシラン化合物は分子内にイソプロピル基を
有している。ノルマルブチル基はイソプロピル基より空
間を占める体積が大きいため、上記式（３）のシラン化
合物を含む上記式（１）〜（３）の架橋剤を用いて得ら
れたシリコーンゴムは、特に弾性に優れる性質を有す
る。従って本発明の圧粉磁心に対し、上記式（１）〜
（３）の架橋剤により得られたシリコーンゴムを用いる
と、硬化応力が小さいため、金属ガラス合金粉末に残留
する内部応力が小さくなり、金属ガラス合金の軟磁気特
性が向上する。これにより、圧粉磁心の保磁力及びコア
ロスを大幅に低減させることができる。
キシル基を有する架橋剤により架橋して得られたシリコ
ーンゴムは、腐食性が少なく、耐腐食性に優れた圧粉磁
心を構成できる。また、上記式（３）に示すシラン化合
物は分子内にノルマルブチル基を有し、一方、上記式
（６）に示すシラン化合物は分子内にイソプロピル基を
有している。ノルマルブチル基はイソプロピル基より空
間を占める体積が大きいため、上記式（３）のシラン化
合物を含む上記式（１）〜（３）の架橋剤を用いて得ら
れたシリコーンゴムは、特に弾性に優れる性質を有す
る。従って本発明の圧粉磁心に対し、上記式（１）〜
（３）の架橋剤により得られたシリコーンゴムを用いる
と、硬化応力が小さいため、金属ガラス合金粉末に残留
する内部応力が小さくなり、金属ガラス合金の軟磁気特
性が向上する。これにより、圧粉磁心の保磁力及びコア
ロスを大幅に低減させることができる。
【００４２】本発明の圧粉磁心を構成する金属ガラス合
金の粉末は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始
温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される
過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ｆ
ｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元
素Ｑとを少なくとも含み、非晶質相を主相とする組織か
らなるもので、金属ガラス合金の薄帯が粉砕されて得ら
れたもの、金属ガラス合金の溶湯を回転する冷却ロール
に霧状に吹き付けて冷却して得られたもの、金属ガラス
合金の溶湯を高圧ガスとともに霧状に吹き出して冷却し
て得られたもの、あるいは金属ガラス合金の溶湯を水中
に霧状に吹き出して冷却して得られたものなどである。
この金属ガラス合金の粉末は、上記の非晶質相を主相と
する組織からなるので、保磁力が低くなって優れた軟磁
気特性を示す。特に、金属ガラス合金の溶湯を高圧ガス
とともに霧状に吹き出して冷却する方法で得られた粉末
は、他の方法で得られた粉末よりも形状が球状に近くな
って成形性が向上するので、本発明の圧粉磁心の構成材
料として好適に用いることができる。
金の粉末は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始
温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される
過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ｆ
ｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元
素Ｑとを少なくとも含み、非晶質相を主相とする組織か
らなるもので、金属ガラス合金の薄帯が粉砕されて得ら
れたもの、金属ガラス合金の溶湯を回転する冷却ロール
に霧状に吹き付けて冷却して得られたもの、金属ガラス
合金の溶湯を高圧ガスとともに霧状に吹き出して冷却し
て得られたもの、あるいは金属ガラス合金の溶湯を水中
に霧状に吹き出して冷却して得られたものなどである。
この金属ガラス合金の粉末は、上記の非晶質相を主相と
する組織からなるので、保磁力が低くなって優れた軟磁
気特性を示す。特に、金属ガラス合金の溶湯を高圧ガス
とともに霧状に吹き出して冷却する方法で得られた粉末
は、他の方法で得られた粉末よりも形状が球状に近くな
って成形性が向上するので、本発明の圧粉磁心の構成材
料として好適に用いることができる。
【００４３】また、この金属ガラス合金は、組成によっ
てはΔＴxが４０Ｋ以上、さらには５０Ｋ以上という顕
著な温度間隔を有し、また、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以
上を有しており、これまでの知見から知られる他の合金
からは全く予期されないものであり、室温で優れた軟磁
気特性を有しており、これまでの知見に見られない全く
新規なものである。
てはΔＴxが４０Ｋ以上、さらには５０Ｋ以上という顕
著な温度間隔を有し、また、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以
上を有しており、これまでの知見から知られる他の合金
からは全く予期されないものであり、室温で優れた軟磁
気特性を有しており、これまでの知見に見られない全く
新規なものである。
【００４４】また、本発明に係る金属ガラス合金におい
て、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは溶湯が液体構造を維
持したまま原子振動のみが生じている状態であり、この
過冷却液体の温度間隔ΔＴxの存在が、金属ガラス合金
において原子の移動の起こり難い、即ち結晶化しにくい
性質を表している。過冷却液体の温度間隔ΔＴxの大き
な金属ガラス合金は溶湯を冷却する際に、原子の移動が
起こり難いので、溶融状態の溶湯が固化される際に経る
過冷却液体状態が非常に広くなる。本発明で用いられる
金属ガラス合金は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが大き
いために、溶融状態から冷却するとき、結晶化開始温度
Ｔxの低温側に広い過冷却液体領域を有し、結晶化する
ことなく温度の低下に伴ってこの過冷却液体領域の温度
間隔ΔＴxを経過したときに、ガラス遷移温度Ｔgに至っ
て非晶質相を容易に形成する。従って、冷却速度が比較
的遅くても充分に非晶質相を形成することが可能であ
り、例えば、比較的冷却速度が高い単ロール法などの液
体急冷法等により得られる金属ガラス合金の薄帯のほ
か、鋳造法等によって得られる金属ガラス合金のバルク
体等を粉砕することによっても、非晶質相を主相とする
金属ガラス合金の粉末が得られる。
て、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは溶湯が液体構造を維
持したまま原子振動のみが生じている状態であり、この
過冷却液体の温度間隔ΔＴxの存在が、金属ガラス合金
において原子の移動の起こり難い、即ち結晶化しにくい
性質を表している。過冷却液体の温度間隔ΔＴxの大き
な金属ガラス合金は溶湯を冷却する際に、原子の移動が
起こり難いので、溶融状態の溶湯が固化される際に経る
過冷却液体状態が非常に広くなる。本発明で用いられる
金属ガラス合金は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが大き
いために、溶融状態から冷却するとき、結晶化開始温度
Ｔxの低温側に広い過冷却液体領域を有し、結晶化する
ことなく温度の低下に伴ってこの過冷却液体領域の温度
間隔ΔＴxを経過したときに、ガラス遷移温度Ｔgに至っ
て非晶質相を容易に形成する。従って、冷却速度が比較
的遅くても充分に非晶質相を形成することが可能であ
り、例えば、比較的冷却速度が高い単ロール法などの液
体急冷法等により得られる金属ガラス合金の薄帯のほ
か、鋳造法等によって得られる金属ガラス合金のバルク
体等を粉砕することによっても、非晶質相を主相とする
金属ガラス合金の粉末が得られる。
【００４５】本発明の圧粉磁心に好適に用いられる金属
ガラス合金の一例として、Ｆｅを主成分とし、Ａｌと元
素Ｑとを少なくとも含有したものを挙げることができ
る。元素Ｑとしては、Ｐ、Ｂ、Ｃ、Ｓｉのうちの１種以
上の元素が用いられるが、この元素ＱはＰとＢとＣとＳ
ｉとを含んでいることがより好ましい。
ガラス合金の一例として、Ｆｅを主成分とし、Ａｌと元
素Ｑとを少なくとも含有したものを挙げることができ
る。元素Ｑとしては、Ｐ、Ｂ、Ｃ、Ｓｉのうちの１種以
上の元素が用いられるが、この元素ＱはＰとＢとＣとＳ
ｉとを含んでいることがより好ましい。
【００４６】本発明に係る金属ガラス合金は、例えば次
の組成式で表すことができる。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢ
w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
の組成式で表すことができる。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢ
w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
【００４７】上記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ
が、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、０原子
％＜ｘ≦１５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子％、０．
５原子％≦ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦１４原子
％であることがより好ましい。更に、上記組成式を示す
ａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１
≦ｂ≦０．２８、０原子％＜ｘ≦１０原子％、１１．３
原子％≦ｖ≦１４原子％、１．８原子％≦ｚ≦４．６原
子％、５．３原子％≦ｗ≦８．６原子％であることがさ
らに好ましい。
が、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、０原子
％＜ｘ≦１５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子％、０．
５原子％≦ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦１４原子
％であることがより好ましい。更に、上記組成式を示す
ａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１
≦ｂ≦０．２８、０原子％＜ｘ≦１０原子％、１１．３
原子％≦ｖ≦１４原子％、１．８原子％≦ｚ≦４．６原
子％、５．３原子％≦ｗ≦８．６原子％であることがさ
らに好ましい。
【００４８】ところで、従来から金属ガラス合金の１種
として、Ｆｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系の金属ガラス
合金が知られている。この従来の組成系の金属ガラス合
金は、Ｆｅに非晶質形成能を有するＡｌ、Ｇａ、Ｃ、
Ｐ、Ｓｉ及びＢを添加したものである。この従来の金属
ガラス合金に対して本発明で用いられる金属ガラス合金
は、ＦｅとＡｌと元素Ｑ（Ｐ、Ｂ、Ｃ、Ｓｉのうちの１
種以上の元素）とを少なくとも含有したもので、従来の
組成系からＧａを除去し、Ｆｅ量を増量させることなく
このＧａの代わりにＡｌを増量させたものであり、従来
においては必須元素であると考えられてきたＧａを除去
しても非晶質相を形成することが確認され、更には過冷
却液体の温度間隔ΔＴxをも発現することを本願発明者
によって初めて見出された。
として、Ｆｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系の金属ガラス
合金が知られている。この従来の組成系の金属ガラス合
金は、Ｆｅに非晶質形成能を有するＡｌ、Ｇａ、Ｃ、
Ｐ、Ｓｉ及びＢを添加したものである。この従来の金属
ガラス合金に対して本発明で用いられる金属ガラス合金
は、ＦｅとＡｌと元素Ｑ（Ｐ、Ｂ、Ｃ、Ｓｉのうちの１
種以上の元素）とを少なくとも含有したもので、従来の
組成系からＧａを除去し、Ｆｅ量を増量させることなく
このＧａの代わりにＡｌを増量させたものであり、従来
においては必須元素であると考えられてきたＧａを除去
しても非晶質相を形成することが確認され、更には過冷
却液体の温度間隔ΔＴxをも発現することを本願発明者
によって初めて見出された。
【００４９】Ａｌは、本発明の非晶質軟磁性合金に必須
の元素であり、特にＡｌの組成比ｘを２０原子％以下と
することにより、合金の非晶質形成能を格段に向上させ
て組織全体を完全な非晶質相とすることができ、また非
晶質軟磁性合金の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを２０Ｋ
以上にすることができる。またＡｌは、Ｆｅとの間での
混合エンタルピーが負であり、Ｆｅよりも原子半径が大
きく、更にＦｅよりも原子半径が小さいＰ、Ｂ、Ｓｉと
ともに用いることにより、結晶化し難く、非晶質構造が
熱的に安定化した状態となる。Ａｌの組成比ｘは、２０
原子％以下であることが好ましく、０原子％を越えて１
５原子％以下であることがさらに好ましく、０原子％を
越えて１０原子％以下であることが最も好ましい。組成
比ｘが２０原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下し
て飽和磁化が低下し、また過冷却液体の温度間隔ΔＴx
が消失するので好ましくない。
の元素であり、特にＡｌの組成比ｘを２０原子％以下と
することにより、合金の非晶質形成能を格段に向上させ
て組織全体を完全な非晶質相とすることができ、また非
晶質軟磁性合金の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを２０Ｋ
以上にすることができる。またＡｌは、Ｆｅとの間での
混合エンタルピーが負であり、Ｆｅよりも原子半径が大
きく、更にＦｅよりも原子半径が小さいＰ、Ｂ、Ｓｉと
ともに用いることにより、結晶化し難く、非晶質構造が
熱的に安定化した状態となる。Ａｌの組成比ｘは、２０
原子％以下であることが好ましく、０原子％を越えて１
５原子％以下であることがさらに好ましく、０原子％を
越えて１０原子％以下であることが最も好ましい。組成
比ｘが２０原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下し
て飽和磁化が低下し、また過冷却液体の温度間隔ΔＴx
が消失するので好ましくない。
【００５０】Ｆｅは磁性を担う元素であって、Ａｌと同
様に本発明で用いられる金属ガラス合金に必須の元素で
ある。また、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのいずれか一方ま
たは両方の元素Ｔで置換しても良い。磁性を担う元素で
あるＦｅの組成比が向上すると、金属ガラス合金の飽和
磁化を向上させることができる。
様に本発明で用いられる金属ガラス合金に必須の元素で
ある。また、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのいずれか一方ま
たは両方の元素Ｔで置換しても良い。磁性を担う元素で
あるＦｅの組成比が向上すると、金属ガラス合金の飽和
磁化を向上させることができる。
【００５１】Ｃ、Ｐ、Ｓｉ及びＢは、非晶質形成能を有
する元素であり、ＦｅとＡｌにこれらの元素を添加して
多元系とすることにより、ＦｅとＡｌのみの２元系の場
合と異なり安定して非晶質相が形成される。特にＰは非
晶質形成能が高いので、金属ガラス合金の組織の全体が
非晶質相になるとともに過冷却液体の温度間隔ΔＴxが
発現しやすくなる。またＰとＳｉを同時に添加すると、
過冷却液体の温度間隔ΔＴxをより向上させることがで
きる。
する元素であり、ＦｅとＡｌにこれらの元素を添加して
多元系とすることにより、ＦｅとＡｌのみの２元系の場
合と異なり安定して非晶質相が形成される。特にＰは非
晶質形成能が高いので、金属ガラス合金の組織の全体が
非晶質相になるとともに過冷却液体の温度間隔ΔＴxが
発現しやすくなる。またＰとＳｉを同時に添加すると、
過冷却液体の温度間隔ΔＴxをより向上させることがで
きる。
【００５２】ＰとＳｉを同時に添加する場合は、ＰとＳ
ｉの合計量を示す組成比ｖを０原子％を越えて２２原子
％以下とすることが好ましく、８原子％以上１８原子％
以下とすることがより好ましく、１１．３原子％以上１
４原子％以下とすることが最も好ましい。ＰとＳｉの合
計量を示す組成比ｖが上記の範囲であれば、過冷却液体
の温度間隔ΔＴxを向上させることができる。
ｉの合計量を示す組成比ｖを０原子％を越えて２２原子
％以下とすることが好ましく、８原子％以上１８原子％
以下とすることがより好ましく、１１．３原子％以上１
４原子％以下とすることが最も好ましい。ＰとＳｉの合
計量を示す組成比ｖが上記の範囲であれば、過冷却液体
の温度間隔ΔＴxを向上させることができる。
【００５３】ＰとＳｉを同時に添加した場合のＳｉとＰ
との比を表す組成比ｂは、組成比ｖが０原子％を越えて
２２原子％以下のときに０＜ｂ≦０．８とすることが好
ましく、組成比ｖが８原子％以上１８原子％以下のとき
に０．１≦ｂ≦０．３５とすることが好ましく、組成比
ｖが１１．３原子％以上１４原子％以下のときに０．１
≦ｂ≦０．２８とすることが好ましい。組成比ｂが０．
８を越えるとＳｉの量が過剰になり、過冷却液体領域Δ
Ｔxが消滅するおそれがあるので好ましくない。なお、
このときの金属ガラス合金におけるＳｉの濃度を示す
と、好ましい場合に１７．６原子％以下、より好ましい
場合に０．８原子％以上６．３原子％以下、最も好まし
い場合に１．１３原子％以上３．９２原子％以下とな
る。
との比を表す組成比ｂは、組成比ｖが０原子％を越えて
２２原子％以下のときに０＜ｂ≦０．８とすることが好
ましく、組成比ｖが８原子％以上１８原子％以下のとき
に０．１≦ｂ≦０．３５とすることが好ましく、組成比
ｖが１１．３原子％以上１４原子％以下のときに０．１
≦ｂ≦０．２８とすることが好ましい。組成比ｂが０．
８を越えるとＳｉの量が過剰になり、過冷却液体領域Δ
Ｔxが消滅するおそれがあるので好ましくない。なお、
このときの金属ガラス合金におけるＳｉの濃度を示す
と、好ましい場合に１７．６原子％以下、より好ましい
場合に０．８原子％以上６．３原子％以下、最も好まし
い場合に１．１３原子％以上３．９２原子％以下とな
る。
【００５４】ＰとＳｉの組成比を示すｂ、ｖを上記の範
囲とすれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させる
ことができる。
囲とすれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させる
ことができる。
【００５５】またＣの組成比ｚは、０原子％を越えて２
２原子％以下であることが好ましく、０．５原子％以上
７．４原子％以下であることがより好ましく、１．８原
子％以上４．６原子％以下であることが最も好ましい。
更にＢの組成比ｗは、０原子％を越えて１６原子％以下
であることが好ましく、３原子％以上１４原子％以下で
あることがより好ましく、５．３原子％以上８．６原子
％以下であることが最も好ましい。
２原子％以下であることが好ましく、０．５原子％以上
７．４原子％以下であることがより好ましく、１．８原
子％以上４．６原子％以下であることが最も好ましい。
更にＢの組成比ｗは、０原子％を越えて１６原子％以下
であることが好ましく、３原子％以上１４原子％以下で
あることがより好ましく、５．３原子％以上８．６原子
％以下であることが最も好ましい。
【００５６】また上記金属ガラス合金は、下記の組成で
表されるものであってもよい。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-w-d-e-fＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）
vＣzＢwＬdＭeＥf ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｄ、ｅ、ｆ、
ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．１５、０＜ｂ≦０．
８、０原子％≦ｄ≦４原子％、０原子％≦ｅ≦８原子
％、０原子％≦ｆ≦８原子％、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
表されるものであってもよい。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-w-d-e-fＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）
vＣzＢwＬdＭeＥf ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｄ、ｅ、ｆ、
ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．１５、０＜ｂ≦０．
８、０原子％≦ｄ≦４原子％、０原子％≦ｅ≦８原子
％、０原子％≦ｆ≦８原子％、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
【００５７】この金属ガラス合金は、先に説明した金属
ガラス合金の組成に元素Ｌ、元素Ｍ及び元素Ｅを添加し
たものであり、これらの元素の添加によって金属ガラス
合金の表面に不動態被膜が形成され、金属ガラス合金の
耐腐食性が向上する。元素ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎ
ｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素であり、Ｃ、Ｐと化合
物を形成して金属ガラス合金の融点を向上させる。元素
Ｌの組成比を示すｄは０原子％以上４原子％以下の範囲
が好ましく、０原子％以上３原子％以下の範囲がより好
ましく、０原子％以上２原子％以下の範囲が更に好まし
い。組成比ｄが４原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に
低下して軟磁気特性が低下するとともに、金属ガラス合
金が脆くなるので好ましくない。
ガラス合金の組成に元素Ｌ、元素Ｍ及び元素Ｅを添加し
たものであり、これらの元素の添加によって金属ガラス
合金の表面に不動態被膜が形成され、金属ガラス合金の
耐腐食性が向上する。元素ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎ
ｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素であり、Ｃ、Ｐと化合
物を形成して金属ガラス合金の融点を向上させる。元素
Ｌの組成比を示すｄは０原子％以上４原子％以下の範囲
が好ましく、０原子％以上３原子％以下の範囲がより好
ましく、０原子％以上２原子％以下の範囲が更に好まし
い。組成比ｄが４原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に
低下して軟磁気特性が低下するとともに、金属ガラス合
金が脆くなるので好ましくない。
【００５８】元素ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、これらの元素が特に金属ガラス合金
の耐腐食性を向上させる。元素Ｍの中でも特にＣｒが好
ましい。Ｃｒを組成比で８原子％程度添加すると、ハス
テロイ並の耐腐食性が得られる。 元素Ｍの組成比を示
すｅは０原子％以上８原子％以下の範囲が好ましく、０
原子％以上６原子％以下の範囲がより好ましく、０原子
％以上４原子％以下の範囲が更に好ましい。組成比ｅが
８原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して軟磁気
特性が低下するので好ましくない。また元素ＥはＰｄ、
Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素であり、この元素Ｅ
は極めて耐腐食性が高いと同時に他の合金構成元素に対
して不活性であり、金属ガラス合金中で単相状態で存在
することにより金属ガラス合金の耐腐食性を向上させ
る。元素Ｅの組成比を示すｆは０原子％以上８原子％以
下の範囲が好ましく、０原子％以上６原子％以下の範囲
がより好ましく、０原子％以上４原子％以下の範囲が更
に好ましい。組成比ｆが８原子％を越えると、Ｆｅ量が
相対的に低下して飽和磁束密度が低下するので好ましく
ない。
以上の元素であり、これらの元素が特に金属ガラス合金
の耐腐食性を向上させる。元素Ｍの中でも特にＣｒが好
ましい。Ｃｒを組成比で８原子％程度添加すると、ハス
テロイ並の耐腐食性が得られる。 元素Ｍの組成比を示
すｅは０原子％以上８原子％以下の範囲が好ましく、０
原子％以上６原子％以下の範囲がより好ましく、０原子
％以上４原子％以下の範囲が更に好ましい。組成比ｅが
８原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して軟磁気
特性が低下するので好ましくない。また元素ＥはＰｄ、
Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素であり、この元素Ｅ
は極めて耐腐食性が高いと同時に他の合金構成元素に対
して不活性であり、金属ガラス合金中で単相状態で存在
することにより金属ガラス合金の耐腐食性を向上させ
る。元素Ｅの組成比を示すｆは０原子％以上８原子％以
下の範囲が好ましく、０原子％以上６原子％以下の範囲
がより好ましく、０原子％以上４原子％以下の範囲が更
に好ましい。組成比ｆが８原子％を越えると、Ｆｅ量が
相対的に低下して飽和磁束密度が低下するので好ましく
ない。
【００５９】尚、元素Ｌ、元素Ｍ及び元素Ｅ以外のＦ
ｅ、Ａｌ、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの組成比及び組成限定理由
は、先に説明したＦｅＡｌＰＣＢＳｉ系の金属ガラス合
金と同様である。
ｅ、Ａｌ、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの組成比及び組成限定理由
は、先に説明したＦｅＡｌＰＣＢＳｉ系の金属ガラス合
金と同様である。
【００６０】また、上記のいずれかの組成の金属ガラス
合金には、Ｇｅが４原子％以下含有されていてもよい。
これらのいずれの場合の組成においても、本発明で用い
られる上記構成の金属ガラス合金においては、過冷却液
体の温度間隔ΔＴxは２０Ｋ以上、組成によってはΔＴx
は３５Ｋ以上、さらにはΔＴx５０Ｋ以上が得られる。
また、本発明で用いられる金属ガラス合金には、上記の
組成で示される元素の他に不可避的不純物が含まれてい
ても良い。
合金には、Ｇｅが４原子％以下含有されていてもよい。
これらのいずれの場合の組成においても、本発明で用い
られる上記構成の金属ガラス合金においては、過冷却液
体の温度間隔ΔＴxは２０Ｋ以上、組成によってはΔＴx
は３５Ｋ以上、さらにはΔＴx５０Ｋ以上が得られる。
また、本発明で用いられる金属ガラス合金には、上記の
組成で示される元素の他に不可避的不純物が含まれてい
ても良い。
【００６１】次に、本発明の圧粉磁心の製造方法の実施
形態例を図面を参照して説明する。本発明の圧粉磁心の
製造方法は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始
温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される
過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ｆ
ｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元
素Ｑとを少なくとも含み、非晶質相を主相とする金属ガ
ラス合金の粉末を製造する粉末製造工程と、上記の金属
ガラス合金の粉末に絶縁材を加えて混合し、この混合物
を圧縮成形して磁心前駆体を形成する成形工程と、上記
磁心前駆体を、（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の
温度で熱処理して上記磁心前駆体の内部応力を除去する
熱処理工程とからなる。
形態例を図面を参照して説明する。本発明の圧粉磁心の
製造方法は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始
温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される
過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ｆ
ｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元
素Ｑとを少なくとも含み、非晶質相を主相とする金属ガ
ラス合金の粉末を製造する粉末製造工程と、上記の金属
ガラス合金の粉末に絶縁材を加えて混合し、この混合物
を圧縮成形して磁心前駆体を形成する成形工程と、上記
磁心前駆体を、（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の
温度で熱処理して上記磁心前駆体の内部応力を除去する
熱処理工程とからなる。
【００６２】粉体製造工程では、例えば、金属ガラス合
金の薄帯（金属ガラス合金薄帯）を粉砕、分級すること
により金属ガラス合金の粉末を製造する。金属ガラス合
金薄帯は、上述の組成の金属ガラス合金の溶湯を、回転
する冷却ロールの冷却面に噴出させて急冷するいわゆる
ロール急冷法により製造される。次に、得られた金属ガ
ラス合金薄帯を粉砕して粉末とする。粉砕にはロータミ
ル、ボールミル、ジェットミル、アトマイザー、摩砕機
等を用いることができる。
金の薄帯（金属ガラス合金薄帯）を粉砕、分級すること
により金属ガラス合金の粉末を製造する。金属ガラス合
金薄帯は、上述の組成の金属ガラス合金の溶湯を、回転
する冷却ロールの冷却面に噴出させて急冷するいわゆる
ロール急冷法により製造される。次に、得られた金属ガ
ラス合金薄帯を粉砕して粉末とする。粉砕にはロータミ
ル、ボールミル、ジェットミル、アトマイザー、摩砕機
等を用いることができる。
【００６３】次に、得られた粉砕体を分級して、所定の
平均粒径を有する粉末とする。粉末の平均粒径は、３０
μｍ以上、より好ましくは４５μｍ以上３００μｍ以下
の範囲がよい。平均粒径が３０μｍ未満であると、粉砕
の際にロータミル等からのコンタミネーションが起こる
可能性があるので好ましくない。また、平均粒径が３０
０μｍを越えると、粉末を構成する粒子が粗くなり、絶
縁材を混合して圧縮成形した際に圧粉磁心の組織中に空
隙が残存するおそれがあり、圧粉磁心の保磁力が大きく
なるので好ましくない。分級には、ふるい、振動ふる
い、音波ふるい、気流式分級機等を用いることができ
る。
平均粒径を有する粉末とする。粉末の平均粒径は、３０
μｍ以上、より好ましくは４５μｍ以上３００μｍ以下
の範囲がよい。平均粒径が３０μｍ未満であると、粉砕
の際にロータミル等からのコンタミネーションが起こる
可能性があるので好ましくない。また、平均粒径が３０
０μｍを越えると、粉末を構成する粒子が粗くなり、絶
縁材を混合して圧縮成形した際に圧粉磁心の組織中に空
隙が残存するおそれがあり、圧粉磁心の保磁力が大きく
なるので好ましくない。分級には、ふるい、振動ふる
い、音波ふるい、気流式分級機等を用いることができ
る。
【００６４】また、粉体製造工程の他の例としては、上
記組成の金属ガラス合金の溶湯を、回転する冷却ロール
に霧状に吹き付けることによっても、金属ガラス合金の
粉末を得ることができる。この場合は、溶湯を冷却ロー
ルに霧状に吹き付けるだけで、粉末を容易に得ることが
できる。この際の粉末の平均粒径の制御は、冷却ロール
の回転速度、溶湯の温度、噴霧条件等を適宜調整するこ
とにより制御できる。また、上記組成の金属ガラス合金
の溶湯を高圧ガスとともに霧状に吹き出して冷却するガ
スアトマイズ法や、上記組成の金属ガラス合金の溶湯を
水中に霧状に吹き出して冷却する水アトマイズ法によっ
ても得ることができる。
記組成の金属ガラス合金の溶湯を、回転する冷却ロール
に霧状に吹き付けることによっても、金属ガラス合金の
粉末を得ることができる。この場合は、溶湯を冷却ロー
ルに霧状に吹き付けるだけで、粉末を容易に得ることが
できる。この際の粉末の平均粒径の制御は、冷却ロール
の回転速度、溶湯の温度、噴霧条件等を適宜調整するこ
とにより制御できる。また、上記組成の金属ガラス合金
の溶湯を高圧ガスとともに霧状に吹き出して冷却するガ
スアトマイズ法や、上記組成の金属ガラス合金の溶湯を
水中に霧状に吹き出して冷却する水アトマイズ法によっ
ても得ることができる。
【００６５】上記のガスアトマイズ法は、例えば金属ガ
ラス合金の溶湯を噴霧ノズル付きのるつぼに充填し、溶
湯の温度を金属ガラス合金の融点より１４０℃以上高い
温度に維持した状態で、溶湯を５．９ＭＰａ以上の圧力
の窒素、アルゴン等の不活性ガスと共に噴霧ノズルから
霧状に噴霧する。噴霧は、アルゴンガス、窒素ガス等の
不活性ガス雰囲気中に噴霧することが合金の酸化を防止
できる点で好ましい。噴霧された霧状の溶湯は直ちに冷
却され、ほぼ球状の粒子からなる粉末が得られる。得ら
れた粉末は、噴霧により瞬時に冷却されたものであるた
め、その組織の大部分が非晶質相を主相とした組織とな
る。特に、本発明に係る金属ガラス合金は、ＦｅとＡｌ
と元素Ｑ（Ｐ、Ｂ、Ｃ、Ｓｉのうちの１種以上の元素）
とを少なくとも含有したものであって非晶質相の形成能
に優れているので、従来のＦｅＳｉＢ系合金では不可能
であったガスアトマイズ法による非晶質合金の製造が可
能になった。
ラス合金の溶湯を噴霧ノズル付きのるつぼに充填し、溶
湯の温度を金属ガラス合金の融点より１４０℃以上高い
温度に維持した状態で、溶湯を５．９ＭＰａ以上の圧力
の窒素、アルゴン等の不活性ガスと共に噴霧ノズルから
霧状に噴霧する。噴霧は、アルゴンガス、窒素ガス等の
不活性ガス雰囲気中に噴霧することが合金の酸化を防止
できる点で好ましい。噴霧された霧状の溶湯は直ちに冷
却され、ほぼ球状の粒子からなる粉末が得られる。得ら
れた粉末は、噴霧により瞬時に冷却されたものであるた
め、その組織の大部分が非晶質相を主相とした組織とな
る。特に、本発明に係る金属ガラス合金は、ＦｅとＡｌ
と元素Ｑ（Ｐ、Ｂ、Ｃ、Ｓｉのうちの１種以上の元素）
とを少なくとも含有したものであって非晶質相の形成能
に優れているので、従来のＦｅＳｉＢ系合金では不可能
であったガスアトマイズ法による非晶質合金の製造が可
能になった。
【００６６】アトマイズ法により得た金属ガラス合金粉
末の平均粒径は、２μｍ以上１００μｍ以下の範囲が好
ましく、２μｍ以上６０μｍ以下の範囲がより好まし
い。平均粒径が２μｍ未満では、成形密度が小さくな
り、圧粉磁心の飽和磁束密度及び透磁率が低くなるとと
もに保磁力及びコアロスが大きくなるので好ましくな
い。また、平均粒径が１００μｍを越えると、粒子が粗
くなり、絶縁材を混合して圧縮成形した際に圧粉磁心の
組織中に空隙が残存するおそれがあり、圧粉磁心の保磁
力が大きくなるので好ましくない。また、粒子自体の冷
却速度が低下し、粒子に占める非晶質相の体積分率が低
下してしまうので好ましくない。尚、噴霧時の溶湯温
度、ガス圧力等を制御することによって粉末の平均粒径
をある程度調整できるが、より精密に平均粒径を調整す
るには、ふるい、振動ふるい、音波ふるい、気流式分級
機等の分級手段を用いることが好ましい。
末の平均粒径は、２μｍ以上１００μｍ以下の範囲が好
ましく、２μｍ以上６０μｍ以下の範囲がより好まし
い。平均粒径が２μｍ未満では、成形密度が小さくな
り、圧粉磁心の飽和磁束密度及び透磁率が低くなるとと
もに保磁力及びコアロスが大きくなるので好ましくな
い。また、平均粒径が１００μｍを越えると、粒子が粗
くなり、絶縁材を混合して圧縮成形した際に圧粉磁心の
組織中に空隙が残存するおそれがあり、圧粉磁心の保磁
力が大きくなるので好ましくない。また、粒子自体の冷
却速度が低下し、粒子に占める非晶質相の体積分率が低
下してしまうので好ましくない。尚、噴霧時の溶湯温
度、ガス圧力等を制御することによって粉末の平均粒径
をある程度調整できるが、より精密に平均粒径を調整す
るには、ふるい、振動ふるい、音波ふるい、気流式分級
機等の分級手段を用いることが好ましい。
【００６７】次に上記の金属ガラス合金の粉末に上記の
絶縁材を加えて混合し、この混合物を圧縮成形して磁心
前駆体を形成する成形工程を行う。混合物中の絶縁材の
混合率は、０．３重量％以上５重量％以下であることが
好ましく、１重量％以上５重量％以下であることがより
好ましい。絶縁材の混合率が０．３重量％未満では、金
属ガラス合金の粉末をこの絶縁材とともに所定の形状に
成形できなくなるので好ましくない。また、混合率が５
重量％を越えると、圧粉磁心における金属ガラス合金の
含有率が低下し、圧粉磁心の軟磁気特性が低下するので
好ましくない。また、圧縮成形する前に混合物に含まれ
る溶剤、水分等を蒸発させ、金属ガラス合金粉末の表面
に絶縁材層を形成させることが望ましい。
絶縁材を加えて混合し、この混合物を圧縮成形して磁心
前駆体を形成する成形工程を行う。混合物中の絶縁材の
混合率は、０．３重量％以上５重量％以下であることが
好ましく、１重量％以上５重量％以下であることがより
好ましい。絶縁材の混合率が０．３重量％未満では、金
属ガラス合金の粉末をこの絶縁材とともに所定の形状に
成形できなくなるので好ましくない。また、混合率が５
重量％を越えると、圧粉磁心における金属ガラス合金の
含有率が低下し、圧粉磁心の軟磁気特性が低下するので
好ましくない。また、圧縮成形する前に混合物に含まれ
る溶剤、水分等を蒸発させ、金属ガラス合金粉末の表面
に絶縁材層を形成させることが望ましい。
【００６８】次にこの混合物を圧縮成形して磁心前駆体
を製造する。磁心前駆体の製造には、図２に示すような
金型１０を用いる。この金型１０は、中空円筒型のダイ
１１と、このダイ１１の中空部１１ａに挿入される上パ
ンチ１２および下パンチ１３からなる。上パンチ１２の
下面には円柱状の突起１２ａが設けられており、これら
上パンチ１２、下パンチ１３及びダイ１１が一体化し
て、金型１０の内部に円環状の型が形成される。そして
この金型１０に上述の混合物を充填する。
を製造する。磁心前駆体の製造には、図２に示すような
金型１０を用いる。この金型１０は、中空円筒型のダイ
１１と、このダイ１１の中空部１１ａに挿入される上パ
ンチ１２および下パンチ１３からなる。上パンチ１２の
下面には円柱状の突起１２ａが設けられており、これら
上パンチ１２、下パンチ１３及びダイ１１が一体化し
て、金型１０の内部に円環状の型が形成される。そして
この金型１０に上述の混合物を充填する。
【００６９】次に、金型１０に充填された金属ガラス合
金の粉末と絶縁材からなる混合物を、一軸圧力を印加し
つつ所定の温度まで加熱して圧縮成形する。図３には、
圧縮成形する際に用いて好適な放電プラマ焼結装置の一
例の要部を示す。この例の放電プラズマ焼結装置は、混
合物を充填した金型１０と、金型１０の下パンチ１３を
支え、後述するパルス電流を流す際の一方の電極ともな
るパンチ電極１４と、金型１０の上パンチ１２を下側に
押圧し、パルス電流を流す他方の電極となるパンチ電極
１５と、金型１０内の混合物の温度を測定する熱電対１
７を主体として構成されている。そして、この放電プラ
ズマ焼結装置は、チャンバ１８内に収納されており、こ
のチャンバ１８は図示略の真空排気装置および雰囲気ガ
スの供給装置に接続されていて、金型１０に充填される
混合物を不活性ガス雰囲気などの所望の雰囲気下に保持
できるように構成されている。なお、図３では通電装置
が省略されているが、上下のパンチ１２、１３およびパ
ンチ電極１４、１５には別途設けた通電装置が接続され
ていてこの通電装置からパルス電流をパンチ１２、１３
およびパンチ電極１４、１５を介して通電できるように
構成されている。
金の粉末と絶縁材からなる混合物を、一軸圧力を印加し
つつ所定の温度まで加熱して圧縮成形する。図３には、
圧縮成形する際に用いて好適な放電プラマ焼結装置の一
例の要部を示す。この例の放電プラズマ焼結装置は、混
合物を充填した金型１０と、金型１０の下パンチ１３を
支え、後述するパルス電流を流す際の一方の電極ともな
るパンチ電極１４と、金型１０の上パンチ１２を下側に
押圧し、パルス電流を流す他方の電極となるパンチ電極
１５と、金型１０内の混合物の温度を測定する熱電対１
７を主体として構成されている。そして、この放電プラ
ズマ焼結装置は、チャンバ１８内に収納されており、こ
のチャンバ１８は図示略の真空排気装置および雰囲気ガ
スの供給装置に接続されていて、金型１０に充填される
混合物を不活性ガス雰囲気などの所望の雰囲気下に保持
できるように構成されている。なお、図３では通電装置
が省略されているが、上下のパンチ１２、１３およびパ
ンチ電極１４、１５には別途設けた通電装置が接続され
ていてこの通電装置からパルス電流をパンチ１２、１３
およびパンチ電極１４、１５を介して通電できるように
構成されている。
【００７０】そして、金属ガラス合金の粉末と絶縁材と
を含む混合物が充填された金型１０を放電プラズマ焼結
装置に設置し、チャンバ１８の内部を真空引きするとと
もに、パンチ１２、１３で上下から一軸圧力Ｐを混合物
に印加すると同時に、パルス電流を印加して混合物を加
熱しつつ圧縮成形する。この放電プラズマ焼結処理にお
いては、通電電流により混合物を所定の速度で素早く昇
温することができ、圧縮成形の時間を短くすることがで
きるので、金属ガラス合金の非晶質相を維持したまま圧
縮成形するのに適している。
を含む混合物が充填された金型１０を放電プラズマ焼結
装置に設置し、チャンバ１８の内部を真空引きするとと
もに、パンチ１２、１３で上下から一軸圧力Ｐを混合物
に印加すると同時に、パルス電流を印加して混合物を加
熱しつつ圧縮成形する。この放電プラズマ焼結処理にお
いては、通電電流により混合物を所定の速度で素早く昇
温することができ、圧縮成形の時間を短くすることがで
きるので、金属ガラス合金の非晶質相を維持したまま圧
縮成形するのに適している。
【００７１】本発明において、上記の混合物を圧縮成形
する際の温度は、絶縁材の種類と金属ガラス合金の組成
によって異なるが、絶縁材として水ガラス、金属ガラス
合金としてＦｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3 なる組
成のものを用いた場合には、絶縁材によって金属ガラス
合金を結着させるために３７３Ｋ（１００℃）以上とす
ることが必要であり、また絶縁材が溶融して金型１０か
らしみ出さないようにするには６７３Ｋ（４００℃）以
下とすることが必要である。絶縁材がしみ出ると、圧粉
磁心中の絶縁材の含有量が低下して圧粉磁心の比抵抗が
低下し、高周波帯域における透磁率が低下してしまう。
３７３Ｋ（１００℃）以上６７３Ｋ（４００℃）以下の
温度範囲で混合物を圧縮成形すれば、絶縁材が適度に軟
化するので、金属ガラス合金の粉末を結着させて混合物
を所定の形状に成形することができる。
する際の温度は、絶縁材の種類と金属ガラス合金の組成
によって異なるが、絶縁材として水ガラス、金属ガラス
合金としてＦｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3 なる組
成のものを用いた場合には、絶縁材によって金属ガラス
合金を結着させるために３７３Ｋ（１００℃）以上とす
ることが必要であり、また絶縁材が溶融して金型１０か
らしみ出さないようにするには６７３Ｋ（４００℃）以
下とすることが必要である。絶縁材がしみ出ると、圧粉
磁心中の絶縁材の含有量が低下して圧粉磁心の比抵抗が
低下し、高周波帯域における透磁率が低下してしまう。
３７３Ｋ（１００℃）以上６７３Ｋ（４００℃）以下の
温度範囲で混合物を圧縮成形すれば、絶縁材が適度に軟
化するので、金属ガラス合金の粉末を結着させて混合物
を所定の形状に成形することができる。
【００７２】また圧縮成形の際に混合物に印加する一軸
圧力Ｐについては、圧力が低すぎると圧粉磁心の密度を
高くすることができず、緻密な圧粉磁心を形成できなく
なる。また圧力が高すぎると絶縁材がしみ出し、圧粉磁
心中の絶縁材の含有量が低下して圧粉磁心の比抵抗が低
下し、高周波帯域における透磁率が低下してしまう。従
って一軸圧力Ｐは、絶縁材の種類と金属ガラス合金の組
成によって異なるが、絶縁材として水ガラス、金属ガラ
ス合金としてＦｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる
組成のものを用いた場合には、６００ＭＰａ以上１５０
０ＭＰａ以下とするのが好ましく、６００ＭＰａ以上９
００ＭＰａ以下とするのがより好ましい。このようにし
て円環状の磁心前駆体が得られる。
圧力Ｐについては、圧力が低すぎると圧粉磁心の密度を
高くすることができず、緻密な圧粉磁心を形成できなく
なる。また圧力が高すぎると絶縁材がしみ出し、圧粉磁
心中の絶縁材の含有量が低下して圧粉磁心の比抵抗が低
下し、高周波帯域における透磁率が低下してしまう。従
って一軸圧力Ｐは、絶縁材の種類と金属ガラス合金の組
成によって異なるが、絶縁材として水ガラス、金属ガラ
ス合金としてＦｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる
組成のものを用いた場合には、６００ＭＰａ以上１５０
０ＭＰａ以下とするのが好ましく、６００ＭＰａ以上９
００ＭＰａ以下とするのがより好ましい。このようにし
て円環状の磁心前駆体が得られる。
【００７３】また、絶縁材としてシリコーンゴムを用い
る場合には、上記の成型工程において、金属ガラス合金
粉末とシリコーンゴムとの混合物を常温で圧縮成形する
ことにより、所定の形状の磁心前駆体を得ることができ
る。
る場合には、上記の成型工程において、金属ガラス合金
粉末とシリコーンゴムとの混合物を常温で圧縮成形する
ことにより、所定の形状の磁心前駆体を得ることができ
る。
【００７４】また、シリコーンゴムは弾性を有するた
め、硬化応力が小さく、金属ガラス合金粉末に残留する
内部応力が小さい。このため、磁歪の影響が取り除かれ
て金属ガラス合金の軟磁気特性が向上する。これによ
り、圧粉磁心の保磁力及びコアロスを大幅に低減させる
ことができる。特に、前述したように、上記式（１）〜
（３）の架橋剤により得られるシリコーンゴムは特に弾
性に優れるため、特に硬化応力が小さく、金属ガラス合
金粉末に残留する内部応力が極めて小さくなって金属ガ
ラス合金の軟磁気特性が更に向上し、圧粉磁心の保磁力
及びコアロスを更に大幅に低減させることができる。特
にコアロスについては、周波数１００ｋＨｚ、磁束密度
０．１Ｔの条件で測定したときに４００ｋＷ／ｍ3以下
とすることができ、従来の圧粉磁心のコアロスよりも大
幅に低減できる。
め、硬化応力が小さく、金属ガラス合金粉末に残留する
内部応力が小さい。このため、磁歪の影響が取り除かれ
て金属ガラス合金の軟磁気特性が向上する。これによ
り、圧粉磁心の保磁力及びコアロスを大幅に低減させる
ことができる。特に、前述したように、上記式（１）〜
（３）の架橋剤により得られるシリコーンゴムは特に弾
性に優れるため、特に硬化応力が小さく、金属ガラス合
金粉末に残留する内部応力が極めて小さくなって金属ガ
ラス合金の軟磁気特性が更に向上し、圧粉磁心の保磁力
及びコアロスを更に大幅に低減させることができる。特
にコアロスについては、周波数１００ｋＨｚ、磁束密度
０．１Ｔの条件で測定したときに４００ｋＷ／ｍ3以下
とすることができ、従来の圧粉磁心のコアロスよりも大
幅に低減できる。
【００７５】シリコーンゴムを用いた場合において、圧
縮成形の際に混合物に印加する圧力については、圧力が
低すぎると圧粉磁心の密度を高くすることができず、緻
密な圧粉磁心を形成できなくなる。また、圧力が高すぎ
るとシリコーンゴムがしみ出し、圧粉磁心中のシリコー
ンゴムの含有量が低下して圧粉磁心の比抵抗が低下し、
高周波帯域における透磁率が低下してしまう。従って圧
力は、金属ガラス合金の組成によって異なるが、金属ガ
ラス合金としてＦｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87
なる組成のものを用いた場合には、５００ＭＰａ以上２
５００ＭＰａ以下とするのが好ましく、１０００ＭＰａ
以上２０００ＭＰａ以下とするのがより好ましい。
縮成形の際に混合物に印加する圧力については、圧力が
低すぎると圧粉磁心の密度を高くすることができず、緻
密な圧粉磁心を形成できなくなる。また、圧力が高すぎ
るとシリコーンゴムがしみ出し、圧粉磁心中のシリコー
ンゴムの含有量が低下して圧粉磁心の比抵抗が低下し、
高周波帯域における透磁率が低下してしまう。従って圧
力は、金属ガラス合金の組成によって異なるが、金属ガ
ラス合金としてＦｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87
なる組成のものを用いた場合には、５００ＭＰａ以上２
５００ＭＰａ以下とするのが好ましく、１０００ＭＰａ
以上２０００ＭＰａ以下とするのがより好ましい。
【００７６】次に上記の磁心前駆体を熱処理して磁心前
駆体の内部応力を除去する熱処理工程を行う。磁心前駆
体を所定の温度範囲で熱処理すると、粉末製造工程や成
形工程にて生じた磁心前駆体自体の内部応力や、磁心前
駆体に含まれる金属ガラス合金粉末の内部応力を除去す
ることができ、保磁力が低い圧粉磁心を製造することが
できる。熱処理の温度は、（Ｔg−１７０）Ｋ以上
（Ｔg）Ｋ以下の範囲が好ましく、（Ｔg−１６０）Ｋ以
上（Ｔg−５０）Ｋ以下の範囲がより好ましく、（Ｔg−
１４０）Ｋ以上（Ｔg−６０）Ｋ以下の範囲がさらに好
ましく、（Ｔg−１１０）Ｋ以上（Ｔg−６０）Ｋ以下の
範囲が最も好ましい。
駆体の内部応力を除去する熱処理工程を行う。磁心前駆
体を所定の温度範囲で熱処理すると、粉末製造工程や成
形工程にて生じた磁心前駆体自体の内部応力や、磁心前
駆体に含まれる金属ガラス合金粉末の内部応力を除去す
ることができ、保磁力が低い圧粉磁心を製造することが
できる。熱処理の温度は、（Ｔg−１７０）Ｋ以上
（Ｔg）Ｋ以下の範囲が好ましく、（Ｔg−１６０）Ｋ以
上（Ｔg−５０）Ｋ以下の範囲がより好ましく、（Ｔg−
１４０）Ｋ以上（Ｔg−６０）Ｋ以下の範囲がさらに好
ましく、（Ｔg−１１０）Ｋ以上（Ｔg−６０）Ｋ以下の
範囲が最も好ましい。
【００７７】磁心前駆体を（Ｔg−１６０）Ｋ以上（Ｔg
−５０）Ｋ以下の温度範囲で熱処理すると、例えば印加
磁界±２．４ｋＡ／ｍにおける保磁力が１００Ａ／ｍ以
下の圧粉磁心を製造することができ、（Ｔg−１４０）
Ｋ以上（Ｔg−６０）Ｋ以下の温度で熱処理すると、例
えば印加磁界±２．４ｋＡ／ｍにおける保磁力が８０Ａ
／ｍ以下の圧粉磁心を得ることができ、更に上記磁心前
駆体を（Ｔg−１１０）Ｋ以上（Ｔg−６０）Ｋ以下の温
度で熱処理すると、例えば印加磁界±２．４ｋＡ／ｍに
おける保磁力が４０Ａ／ｍ以下の圧粉磁心を得ることが
できる。
−５０）Ｋ以下の温度範囲で熱処理すると、例えば印加
磁界±２．４ｋＡ／ｍにおける保磁力が１００Ａ／ｍ以
下の圧粉磁心を製造することができ、（Ｔg−１４０）
Ｋ以上（Ｔg−６０）Ｋ以下の温度で熱処理すると、例
えば印加磁界±２．４ｋＡ／ｍにおける保磁力が８０Ａ
／ｍ以下の圧粉磁心を得ることができ、更に上記磁心前
駆体を（Ｔg−１１０）Ｋ以上（Ｔg−６０）Ｋ以下の温
度で熱処理すると、例えば印加磁界±２．４ｋＡ／ｍに
おける保磁力が４０Ａ／ｍ以下の圧粉磁心を得ることが
できる。
【００７８】熱処理温度が（Ｔg−１７０）Ｋ未満で
は、磁心前駆体の内部応力を十分に除去することができ
ないので好ましくなく、（Ｔg）Ｋを越えると、金属ガ
ラス合金が結晶化し、保磁力が大きくなってしまうので
好ましくない。
は、磁心前駆体の内部応力を十分に除去することができ
ないので好ましくなく、（Ｔg）Ｋを越えると、金属ガ
ラス合金が結晶化し、保磁力が大きくなってしまうので
好ましくない。
【００７９】例えば、Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓ
ｉ3なる組成の金属ガラス合金の場合には、熱処理温度
を５７３Ｋ（３００℃）〜７２３Ｋ（４５０℃）の範囲
とすることが好ましく、６０３Ｋ（３３０℃）〜７１３
Ｋ（４４０℃）の範囲とすることがより好ましく、６２
３Ｋ（３５０℃）〜７０３Ｋ（４３０℃）の範囲とする
ことがさらに好ましく、６５３Ｋ（３８０℃）〜７０３
Ｋ（４３０℃）の範囲とすることが最も好ましい。
ｉ3なる組成の金属ガラス合金の場合には、熱処理温度
を５７３Ｋ（３００℃）〜７２３Ｋ（４５０℃）の範囲
とすることが好ましく、６０３Ｋ（３３０℃）〜７１３
Ｋ（４４０℃）の範囲とすることがより好ましく、６２
３Ｋ（３５０℃）〜７０３Ｋ（４３０℃）の範囲とする
ことがさらに好ましく、６５３Ｋ（３８０℃）〜７０３
Ｋ（４３０℃）の範囲とすることが最も好ましい。
【００８０】特に絶縁材としてシリコーンゴムを用いた
場合には、熱処理温度を６５３Ｋ（３８０℃）〜７０３
Ｋ（４３０℃）の範囲とすることが好ましい。シリコー
ンゴムを用いた場合に熱処理温度が６５３Ｋ未満である
と、磁心前駆体の内部応力を十分に除去することができ
ないので好ましくなく、熱処理温度が７０３Ｋを越える
と、シリコーンゴムが過度に分解し、圧粉磁心の強度が
低下するので好ましくない。また、絶縁材としてシリコ
ーンゴムを用いた場合には、熱処理の雰囲気を、真空雰
囲気あるいは窒素ガス、アルゴンガス等の不活性ガス雰
囲気とすることが好ましく、特に窒素ガス雰囲気とする
ことがより好ましい。このように熱処理することによ
り、本発明の円環状の圧粉磁心が得られる。
場合には、熱処理温度を６５３Ｋ（３８０℃）〜７０３
Ｋ（４３０℃）の範囲とすることが好ましい。シリコー
ンゴムを用いた場合に熱処理温度が６５３Ｋ未満である
と、磁心前駆体の内部応力を十分に除去することができ
ないので好ましくなく、熱処理温度が７０３Ｋを越える
と、シリコーンゴムが過度に分解し、圧粉磁心の強度が
低下するので好ましくない。また、絶縁材としてシリコ
ーンゴムを用いた場合には、熱処理の雰囲気を、真空雰
囲気あるいは窒素ガス、アルゴンガス等の不活性ガス雰
囲気とすることが好ましく、特に窒素ガス雰囲気とする
ことがより好ましい。このように熱処理することによ
り、本発明の円環状の圧粉磁心が得られる。
【００８１】このようにして得られた圧粉磁心は、金属
ガラス合金の粉末を含むものであるから、室温で優れた
軟磁性特性を有し、また熱処理によってより良好な軟磁
気特性を示す。このため、優れたSoft magnetic特性
（軟磁気特性）を有する材料として、この圧粉磁心を種
々の磁気素子の磁心として適用することができ、従来材
に比べて優れた軟磁気特性を有する磁心を得ることがで
きる。
ガラス合金の粉末を含むものであるから、室温で優れた
軟磁性特性を有し、また熱処理によってより良好な軟磁
気特性を示す。このため、優れたSoft magnetic特性
（軟磁気特性）を有する材料として、この圧粉磁心を種
々の磁気素子の磁心として適用することができ、従来材
に比べて優れた軟磁気特性を有する磁心を得ることがで
きる。
【００８２】尚、上記説明では、金属ガラス合金の粉末
と絶縁材を含む混合物を放電プラズマ焼結装置により圧
縮成形する方法を用いたが、これに限らず、通常の粉末
成形法、ホットプレス法、押し出し法などの方法により
圧縮成形することによっても本発明の圧粉磁心を得るこ
とができる。
と絶縁材を含む混合物を放電プラズマ焼結装置により圧
縮成形する方法を用いたが、これに限らず、通常の粉末
成形法、ホットプレス法、押し出し法などの方法により
圧縮成形することによっても本発明の圧粉磁心を得るこ
とができる。
【００８３】また、上記説明では、金型を用いて円環状
の圧粉磁心を製造する方法を説明したが、これに限られ
ず、バルク状の成形体を製造し、これを切削加工して、
円環状、棒状、平面視略Ｅ字状、平面視略コ字状等の形
状に切り出すことにより種々の形状の圧粉磁心を製造し
ても良い。
の圧粉磁心を製造する方法を説明したが、これに限られ
ず、バルク状の成形体を製造し、これを切削加工して、
円環状、棒状、平面視略Ｅ字状、平面視略コ字状等の形
状に切り出すことにより種々の形状の圧粉磁心を製造し
ても良い。
【００８４】実施形態の圧粉磁心によれば、上記構成の
金属ガラス合金の粉末と上記絶縁材とが混合されて成形
されているので、絶縁材によって圧粉磁心全体の比抵抗
を高くすることができ、渦電流損失を低減して圧粉磁心
のコアロスを低くすることが可能になるとともに、高周
波数帯での透磁率の低下を抑制することができる。ま
た、実施形態の圧粉磁心において、比抵抗が１．５μΩ
・ｍ以上の金属ガラス合金を用いたものにあっては、高
周波における金属ガラス合金粒子内の渦電流損失が低減
され、よりコアロスが低い圧粉磁心を構成することが可
能になる。
金属ガラス合金の粉末と上記絶縁材とが混合されて成形
されているので、絶縁材によって圧粉磁心全体の比抵抗
を高くすることができ、渦電流損失を低減して圧粉磁心
のコアロスを低くすることが可能になるとともに、高周
波数帯での透磁率の低下を抑制することができる。ま
た、実施形態の圧粉磁心において、比抵抗が１．５μΩ
・ｍ以上の金属ガラス合金を用いたものにあっては、高
周波における金属ガラス合金粒子内の渦電流損失が低減
され、よりコアロスが低い圧粉磁心を構成することが可
能になる。
【００８５】また、実施形態の圧粉磁心の製造方法によ
れば、磁心前駆体を（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以
下の温度範囲で熱処理するため、金属ガラス合金の結晶
化を防ぐとともに粉末製造工程や成形工程にて生じた金
属ガラス合金または磁心前駆体の内部応力を除去するこ
とができ、保磁力が低い圧粉磁心を製造することができ
る。
れば、磁心前駆体を（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以
下の温度範囲で熱処理するため、金属ガラス合金の結晶
化を防ぐとともに粉末製造工程や成形工程にて生じた金
属ガラス合金または磁心前駆体の内部応力を除去するこ
とができ、保磁力が低い圧粉磁心を製造することができ
る。
【００８６】また、アトマイズ法により得られた金属ガ
ラス合金粉末は、平均粒径が小さく、かつ球状の粒子か
らなるので、この金属ガラス合金粉末を圧粉磁心に用い
ると、コアロスが低く、印加磁界の変化に対する透磁率
の変化率（振幅透磁率）及び印加磁界の変化に対するイ
ンダクタンスの変化率（直流重畳特性）に優れた圧粉磁
心を得ることができる。
ラス合金粉末は、平均粒径が小さく、かつ球状の粒子か
らなるので、この金属ガラス合金粉末を圧粉磁心に用い
ると、コアロスが低く、印加磁界の変化に対する透磁率
の変化率（振幅透磁率）及び印加磁界の変化に対するイ
ンダクタンスの変化率（直流重畳特性）に優れた圧粉磁
心を得ることができる。
【００８７】更に、絶縁材としてシリコーンゴムを用い
ることにより、成型工程における圧縮成型時の加熱を省
略できるとともに、圧粉磁心の内部応力を大幅に低減し
て圧粉磁心の保磁力及びコアロスを大幅に低下させるこ
とができる。
ることにより、成型工程における圧縮成型時の加熱を省
略できるとともに、圧粉磁心の内部応力を大幅に低減し
て圧粉磁心の保磁力及びコアロスを大幅に低下させるこ
とができる。
【００８８】
【実施例】「実験例１：単ロール法により得た金属ガラ
ス合金からなる圧粉磁心の特性」Ｆｅ、Ａｌ、Ｆｅ-Ｃ
合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料としてそれぞれ所
定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を
高周波誘導加熱装置で溶解し、Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3
Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成のインゴットを作製した。このイ
ンゴットをるつぼ内に入れて溶解し、減圧Ａｒ雰囲気下
でるつぼのノズルから回転しているロールに溶湯を吹き
出して急冷する単ロール法により、幅１５ｍｍ、厚さ２
０μｍの非晶質相組織の金属ガラス合金の薄帯を得た。
これをローターミルを用いて大気中で粉砕し、４５〜１
５０μｍの範囲の粒径のものをふるいで分級し、これを
金属ガラス合金の粉末とした。
ス合金からなる圧粉磁心の特性」Ｆｅ、Ａｌ、Ｆｅ-Ｃ
合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料としてそれぞれ所
定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を
高周波誘導加熱装置で溶解し、Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3
Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成のインゴットを作製した。このイ
ンゴットをるつぼ内に入れて溶解し、減圧Ａｒ雰囲気下
でるつぼのノズルから回転しているロールに溶湯を吹き
出して急冷する単ロール法により、幅１５ｍｍ、厚さ２
０μｍの非晶質相組織の金属ガラス合金の薄帯を得た。
これをローターミルを用いて大気中で粉砕し、４５〜１
５０μｍの範囲の粒径のものをふるいで分級し、これを
金属ガラス合金の粉末とした。
【００８９】次に、金属ガラス合金粉末９７重量部に対
し、絶縁材としてステアリン酸カルシウム１重量部と水
ガラス２重量部とを混合して混合物とした。この混合物
を大気中４７３Ｋ（２００℃）で１時間乾燥して解砕し
た。この混合物を図２に示すＷＣ製の金型に充填した
後、図３に示す放電プラズマ焼結装置を用い、チャンバ
の内部を６．６×１０-3Ｐａの減圧雰囲気とし、上下の
パンチ１２、１３で混合物を成形圧力ＰS６００ＭＰ
ａ、９００ＭＰａまで加圧するとともに、通電装置から
パルス電流を通電して混合物を室温（（２９８Ｋ（２５
℃））から５７３Ｋ（３００℃）、６２３Ｋ（３５０
℃）の成形温度ＴSまで加熱した。そして、混合物に上
記の成形圧力Ｐsを印加したままで上記の成形温度ＴSを
約８分間保持することにより圧縮成形を行った。そし
て、熱処理温度Ｔaが５７３Ｋ（３００℃）〜７２３Ｋ
（４５０℃）で３６００秒間熱処理して、各種の圧粉磁
心を製造した。この圧粉磁心の形状は、外径１２ｍｍ、
内径６ｍｍ、厚さ２ｍｍの円環状であった。
し、絶縁材としてステアリン酸カルシウム１重量部と水
ガラス２重量部とを混合して混合物とした。この混合物
を大気中４７３Ｋ（２００℃）で１時間乾燥して解砕し
た。この混合物を図２に示すＷＣ製の金型に充填した
後、図３に示す放電プラズマ焼結装置を用い、チャンバ
の内部を６．６×１０-3Ｐａの減圧雰囲気とし、上下の
パンチ１２、１３で混合物を成形圧力ＰS６００ＭＰ
ａ、９００ＭＰａまで加圧するとともに、通電装置から
パルス電流を通電して混合物を室温（（２９８Ｋ（２５
℃））から５７３Ｋ（３００℃）、６２３Ｋ（３５０
℃）の成形温度ＴSまで加熱した。そして、混合物に上
記の成形圧力Ｐsを印加したままで上記の成形温度ＴSを
約８分間保持することにより圧縮成形を行った。そし
て、熱処理温度Ｔaが５７３Ｋ（３００℃）〜７２３Ｋ
（４５０℃）で３６００秒間熱処理して、各種の圧粉磁
心を製造した。この圧粉磁心の形状は、外径１２ｍｍ、
内径６ｍｍ、厚さ２ｍｍの円環状であった。
【００９０】（金属ガラス合金の粉末の物性）図４に
は、Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金
属ガラス合金の薄帯及び粉末のＸ線回折測定の結果を示
す。図４から明らかなように、金属ガラス合金の薄帯及
び粉末のＸ線回折パターンは、いずれもブロードなパタ
ーンを示しており、いずれも非晶質相を主体とする組織
を有していることがわかる。このように薄帯を粉砕して
金属ガラス合金の粉末を形成しても、結晶質相が析出す
ることなく非晶質状態が維持されていることが判る。
は、Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金
属ガラス合金の薄帯及び粉末のＸ線回折測定の結果を示
す。図４から明らかなように、金属ガラス合金の薄帯及
び粉末のＸ線回折パターンは、いずれもブロードなパタ
ーンを示しており、いずれも非晶質相を主体とする組織
を有していることがわかる。このように薄帯を粉砕して
金属ガラス合金の粉末を形成しても、結晶質相が析出す
ることなく非晶質状態が維持されていることが判る。
【００９１】図５には、上記の組成の金属ガラス合金の
薄帯及び粉末のＤＳＣ曲線（Differential scanning ca
loriemeter：示差走査熱量測定による曲線（測定時の昇
温速度：４０Ｋ／分（＝０．６７Ｋ／秒）））を示す。
図５から、上記の組成の金属ガラス合金薄帯のＤＳＣ曲
線には、７６０Ｋにガラス遷移によるガラス遷移温度Ｔ
gが認められ、８２１Ｋに結晶化による結晶化開始温度
Ｔxが観察される。またΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される過冷
却液体の温度間隔ΔＴxは６１Ｋであった。また、上記
の組成の金属ガラス合金粉末のＤＳＣ曲線には、７６０
Ｋにガラス遷移によるガラス遷移温度Ｔgが認められ、
８２２Ｋに結晶化による結晶化開始温度Ｔxが観察され
る。またΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される過冷却液体の温度
間隔ΔＴxは６２Ｋであった。このように、Ｆｅ70Ａｌ7
Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金薄帯
及び粉末には結晶化温度Ｔx以下の広い温度領域で過冷
却液体域が存在し、ΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される値が大
きく、この系の組成の合金が高いアモルファス形成能と
高い熱的安定性を有することがわかる。
薄帯及び粉末のＤＳＣ曲線（Differential scanning ca
loriemeter：示差走査熱量測定による曲線（測定時の昇
温速度：４０Ｋ／分（＝０．６７Ｋ／秒）））を示す。
図５から、上記の組成の金属ガラス合金薄帯のＤＳＣ曲
線には、７６０Ｋにガラス遷移によるガラス遷移温度Ｔ
gが認められ、８２１Ｋに結晶化による結晶化開始温度
Ｔxが観察される。またΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される過冷
却液体の温度間隔ΔＴxは６１Ｋであった。また、上記
の組成の金属ガラス合金粉末のＤＳＣ曲線には、７６０
Ｋにガラス遷移によるガラス遷移温度Ｔgが認められ、
８２２Ｋに結晶化による結晶化開始温度Ｔxが観察され
る。またΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される過冷却液体の温度
間隔ΔＴxは６２Ｋであった。このように、Ｆｅ70Ａｌ7
Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金薄帯
及び粉末には結晶化温度Ｔx以下の広い温度領域で過冷
却液体域が存在し、ΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される値が大
きく、この系の組成の合金が高いアモルファス形成能と
高い熱的安定性を有することがわかる。
【００９２】（磁気特性の熱処理温度Ｔａ依存性）次
に、図６〜図７には、熱処理前（圧縮成形直後）と熱処
理後の圧粉磁心（Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3
なる組成の金属ガラス合金の粉末と絶縁材を用いて作製
した圧粉磁心）の、磁束密度（Ｂ2.4k）、保磁力（Ｈ
ｃ）の熱処理温度依存性をそれぞれ示す。なお、図６〜
図７において、黒四角形のプロットは成形温度Ｔsが５
７３Ｋ（３００℃）、成形圧力ＰSが９００ＭＰａの場
合であり、黒丸のプロットは成形温度Ｔsが６２３Ｋ
（３５０℃）、成形圧力ＰSが６００ＭＰａの場合であ
り、黒三角形のプロットは成形温度Ｔsが６２３Ｋ（３
５０℃）、成形圧力ＰSが９００ＭＰａの場合である。
また、熱処理時に、熱処理温度Ｔａで保持する時間は、
３６００秒間とした。また、図６に示す磁束密度（Ｂ
2.4k）は印加磁界２．４ｋＡ／ｍにおける磁束密度であ
る。
に、図６〜図７には、熱処理前（圧縮成形直後）と熱処
理後の圧粉磁心（Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3
なる組成の金属ガラス合金の粉末と絶縁材を用いて作製
した圧粉磁心）の、磁束密度（Ｂ2.4k）、保磁力（Ｈ
ｃ）の熱処理温度依存性をそれぞれ示す。なお、図６〜
図７において、黒四角形のプロットは成形温度Ｔsが５
７３Ｋ（３００℃）、成形圧力ＰSが９００ＭＰａの場
合であり、黒丸のプロットは成形温度Ｔsが６２３Ｋ
（３５０℃）、成形圧力ＰSが６００ＭＰａの場合であ
り、黒三角形のプロットは成形温度Ｔsが６２３Ｋ（３
５０℃）、成形圧力ＰSが９００ＭＰａの場合である。
また、熱処理時に、熱処理温度Ｔａで保持する時間は、
３６００秒間とした。また、図６に示す磁束密度（Ｂ
2.4k）は印加磁界２．４ｋＡ／ｍにおける磁束密度であ
る。
【００９３】また、比較のためにＦｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ
2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金の粉末に代え
てＦｅの粉末（カーボニル鉄の粉末）を用いた以外は上
記圧粉磁心の作製方法と同様にして圧粉磁心（比較例の
圧粉磁心）を作製した。図８〜図９には、熱処理後の圧
粉磁心（Ｆｅの粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁
心）の、磁束密度（Ｂ2.4k）、保磁力（Ｈｃ）の熱処理
温度依存性をそれぞれ示す。なお、図８〜図９におい
て、黒四角形のプロットは成形温度Ｔsが６７３Ｋ（４
００℃）、成形圧力ＰSが６００ＭＰａの場合であり、
黒丸のプロットは成形温度Ｔsが６２３Ｋ（３５０
℃）、成形圧力ＰSが６００ＭＰａの場合であり、黒三
角形のプロットは成形温度Ｔsが５７３Ｋ（３００
℃）、成形圧力ＰSが９００ＭＰａの場合であり、黒ひ
し形のプロットは成形温度Ｔsが５７３Ｋ（３００
℃）、成形圧力ＰSが６００ＭＰａの場合である。ま
た、熱処理時に、熱処理温度Ｔａで保持する時間は、３
６００秒間とした。また、図８に示す磁束密度
（Ｂ2.4k）は印加磁界２．４ｋＡ／ｍにおける磁束密度
である。
2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金の粉末に代え
てＦｅの粉末（カーボニル鉄の粉末）を用いた以外は上
記圧粉磁心の作製方法と同様にして圧粉磁心（比較例の
圧粉磁心）を作製した。図８〜図９には、熱処理後の圧
粉磁心（Ｆｅの粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁
心）の、磁束密度（Ｂ2.4k）、保磁力（Ｈｃ）の熱処理
温度依存性をそれぞれ示す。なお、図８〜図９におい
て、黒四角形のプロットは成形温度Ｔsが６７３Ｋ（４
００℃）、成形圧力ＰSが６００ＭＰａの場合であり、
黒丸のプロットは成形温度Ｔsが６２３Ｋ（３５０
℃）、成形圧力ＰSが６００ＭＰａの場合であり、黒三
角形のプロットは成形温度Ｔsが５７３Ｋ（３００
℃）、成形圧力ＰSが９００ＭＰａの場合であり、黒ひ
し形のプロットは成形温度Ｔsが５７３Ｋ（３００
℃）、成形圧力ＰSが６００ＭＰａの場合である。ま
た、熱処理時に、熱処理温度Ｔａで保持する時間は、３
６００秒間とした。また、図８に示す磁束密度
（Ｂ2.4k）は印加磁界２．４ｋＡ／ｍにおける磁束密度
である。
【００９４】図６に示すように、Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ
2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金の粉末と絶縁
材からなる圧粉磁心は、成形温度ＴSや成形圧力ＰSなど
の成形条件に係わらず、熱処理によって磁束密度（Ｂ
2.4k）が高くなっていることが分かる。また、熱処理後
の圧粉磁心については、熱処理温度Ｔaが６２３Ｋ（３
５０℃）を越えると、磁束密度（Ｂ2.4k）が大幅に高く
なることが分かる。なお、成形条件がＴs＝６７３Ｋ
（４００℃）、Ｐs＝６００ＭＰａのものは、熱処理温
度Ｔa が６２３Ｋ（３５０℃）まで磁束密度（Ｂ2.4k）
が殆ど一定である。また図７に示すように、Ｆｅ70Ａｌ
7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金の
粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁心は、成形条件に
係わらず、熱処理によって保磁力（Ｈｃ）が低下してい
ることが分かる。また、熱処理後の圧粉磁心について
は、熱処理温度Ｔa が約６０３Ｋ〜７１３Ｋの範囲で
保磁力（Ｈｃ）が１００Ａ／ｍ以下を示しており、熱処
理温度Ｔa が約６２３Ｋ〜７０３Ｋの範囲で保磁力
（Ｈｃ）が８０Ａ／ｍ以下を示しており、熱処理温度Ｔ
aが約６５３Ｋ〜７０３Ｋの範囲で保磁力（Ｈｃ）が４
０Ａ／ｍ以下を示しており、また、６９３Ｋ（４２０
℃）付近で保磁力（Ｈｃ）が約１５Ａ／ｍで極小を示し
ている。
2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金の粉末と絶縁
材からなる圧粉磁心は、成形温度ＴSや成形圧力ＰSなど
の成形条件に係わらず、熱処理によって磁束密度（Ｂ
2.4k）が高くなっていることが分かる。また、熱処理後
の圧粉磁心については、熱処理温度Ｔaが６２３Ｋ（３
５０℃）を越えると、磁束密度（Ｂ2.4k）が大幅に高く
なることが分かる。なお、成形条件がＴs＝６７３Ｋ
（４００℃）、Ｐs＝６００ＭＰａのものは、熱処理温
度Ｔa が６２３Ｋ（３５０℃）まで磁束密度（Ｂ2.4k）
が殆ど一定である。また図７に示すように、Ｆｅ70Ａｌ
7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金の
粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁心は、成形条件に
係わらず、熱処理によって保磁力（Ｈｃ）が低下してい
ることが分かる。また、熱処理後の圧粉磁心について
は、熱処理温度Ｔa が約６０３Ｋ〜７１３Ｋの範囲で
保磁力（Ｈｃ）が１００Ａ／ｍ以下を示しており、熱処
理温度Ｔa が約６２３Ｋ〜７０３Ｋの範囲で保磁力
（Ｈｃ）が８０Ａ／ｍ以下を示しており、熱処理温度Ｔ
aが約６５３Ｋ〜７０３Ｋの範囲で保磁力（Ｈｃ）が４
０Ａ／ｍ以下を示しており、また、６９３Ｋ（４２０
℃）付近で保磁力（Ｈｃ）が約１５Ａ／ｍで極小を示し
ている。
【００９５】一方、図８に示すように、Ｆｅの粉末と絶
縁材を用いて作製した比較例の圧粉磁心は、成形温度Ｔ
Sや成形圧力ＰSなどの成形条件に係わらず、熱処理によ
って磁束密度（Ｂ2.4k）が殆ど変化しないことが分か
る。また図９に示すように、比較例の圧粉磁心は、成形
条件に係わらず、熱処理によって保磁力（Ｈｃ）が殆ど
変化せず、１１０Ａ／ｍ以上の保磁力を示すことが分か
る。
縁材を用いて作製した比較例の圧粉磁心は、成形温度Ｔ
Sや成形圧力ＰSなどの成形条件に係わらず、熱処理によ
って磁束密度（Ｂ2.4k）が殆ど変化しないことが分か
る。また図９に示すように、比較例の圧粉磁心は、成形
条件に係わらず、熱処理によって保磁力（Ｈｃ）が殆ど
変化せず、１１０Ａ／ｍ以上の保磁力を示すことが分か
る。
【００９６】（透磁率とコアロスの周波数（ｆ）特性）
図１０に、Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組
成の金属ガラスの粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁
心の透磁率（μ’）の周波数（ｆ）特性を示す。また、
図１１に、Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組
成の金属ガラスの粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁
心のコアロス（Ｗ）の周波数（ｆ）特性を示す。ここで
のコアロスは、周波数１０ｋＨｚ〜１００ｋＨｚ、磁束
密度（Ｂｍ）０．１Ｔの条件で測定したものである。な
お、図１０および図１１において、黒丸のプロットは成
形温度Ｔsが６２３Ｋ（３５０℃）、成形圧力ＰSが６０
０ＭＰａ、熱処理温度Ｔaが６９３Ｋ（４２０℃）の場
合であり、黒三角形のプロットは成形温度Ｔsが６２３
Ｋ（３５０℃）、成形圧力ＰSが９００ＭＰａ、熱処理
温度Ｔaが６８３Ｋ（４１０℃）の場合である。また熱
処理時に、熱処理温度Ｔａで保持する時間は、３６００
秒間とした。
図１０に、Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組
成の金属ガラスの粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁
心の透磁率（μ’）の周波数（ｆ）特性を示す。また、
図１１に、Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組
成の金属ガラスの粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁
心のコアロス（Ｗ）の周波数（ｆ）特性を示す。ここで
のコアロスは、周波数１０ｋＨｚ〜１００ｋＨｚ、磁束
密度（Ｂｍ）０．１Ｔの条件で測定したものである。な
お、図１０および図１１において、黒丸のプロットは成
形温度Ｔsが６２３Ｋ（３５０℃）、成形圧力ＰSが６０
０ＭＰａ、熱処理温度Ｔaが６９３Ｋ（４２０℃）の場
合であり、黒三角形のプロットは成形温度Ｔsが６２３
Ｋ（３５０℃）、成形圧力ＰSが９００ＭＰａ、熱処理
温度Ｔaが６８３Ｋ（４１０℃）の場合である。また熱
処理時に、熱処理温度Ｔａで保持する時間は、３６００
秒間とした。
【００９７】また、比較として、図１２に、Ｆｅの粉末
（カーボニル鉄の粉末）と絶縁材を用いて作製した比較
例の圧粉磁心の透磁率（μ’）の周波数（ｆ）特性を示
す。また、図１３にＦｅの粉末（カーボニル鉄の粉末）
と絶縁材を用いて作製した比較例の圧粉磁心のコアロス
（Ｗ）の周波数（ｆ）特性を示す。ここでのコアロス
は、周波数１０ｋＨｚ〜１００ｋＨｚ、磁束密度（Ｂ
ｍ）０．１Ｔの条件で測定したものである。なお、図１
２および図１３において、黒四角形のプロットは成形温
度Ｔsが６７３Ｋ（４００℃）、成形圧力ＰSが６００Ｍ
Ｐａ、熱処理温度Ｔaが６７３Ｋ（４００℃）の場合で
あり、黒丸のプロットは成形温度Ｔsが６２３Ｋ（３５
０℃）、成形圧力ＰSが６００ＭＰａ、熱処理温度Ｔaが
６７３Ｋ（４００℃）の場合であり、黒三角形のプロッ
トは成形温度Ｔsが５７３Ｋ（３００℃）、成形圧力ＰS
が９００ＭＰａ、熱処理温度Ｔaが６７３Ｋ（４００
℃）の場合であり、黒ひし形のプロットは成形温度Ｔs
が５７３Ｋ（３００℃）、成形圧力ＰSが６００ＭＰ
ａ、熱処理温度Ｔaが６７３Ｋ（４００℃）場合であ
る。また、熱処理時に、熱処理温度Ｔａで保持する時間
は、３６００秒間とした。
（カーボニル鉄の粉末）と絶縁材を用いて作製した比較
例の圧粉磁心の透磁率（μ’）の周波数（ｆ）特性を示
す。また、図１３にＦｅの粉末（カーボニル鉄の粉末）
と絶縁材を用いて作製した比較例の圧粉磁心のコアロス
（Ｗ）の周波数（ｆ）特性を示す。ここでのコアロス
は、周波数１０ｋＨｚ〜１００ｋＨｚ、磁束密度（Ｂ
ｍ）０．１Ｔの条件で測定したものである。なお、図１
２および図１３において、黒四角形のプロットは成形温
度Ｔsが６７３Ｋ（４００℃）、成形圧力ＰSが６００Ｍ
Ｐａ、熱処理温度Ｔaが６７３Ｋ（４００℃）の場合で
あり、黒丸のプロットは成形温度Ｔsが６２３Ｋ（３５
０℃）、成形圧力ＰSが６００ＭＰａ、熱処理温度Ｔaが
６７３Ｋ（４００℃）の場合であり、黒三角形のプロッ
トは成形温度Ｔsが５７３Ｋ（３００℃）、成形圧力ＰS
が９００ＭＰａ、熱処理温度Ｔaが６７３Ｋ（４００
℃）の場合であり、黒ひし形のプロットは成形温度Ｔs
が５７３Ｋ（３００℃）、成形圧力ＰSが６００ＭＰ
ａ、熱処理温度Ｔaが６７３Ｋ（４００℃）場合であ
る。また、熱処理時に、熱処理温度Ｔａで保持する時間
は、３６００秒間とした。
【００９８】図１０に示すように、本発明の実施例の圧
粉磁心（Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ 8.05Ｓｉ3なる組成
の金属ガラスの粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁
心）は、透磁率と周波数との関係を示すグラフがフラッ
トを示す範囲（周波数帯域）が広く）が大きく、また、
１０００ｋＨｚ以上の高周波数帯域においても透磁率
（μ’）の低下割合が小さく、透磁率（μ’）の周波数
（ｆ）特性に優れていることが判る。このような特性
は、成形温度ＴSや成形圧力ＰSなどの成形条件に係わら
ず示してことができることがわかる。なお、実施例の圧
粉磁心で、黒丸プロット（Ｔs＝６２３Ｋ、ＰS＝６００
ＭＰａ、Ｔa＝６９３Ｋ）の場合は、０．３〜１０００
０ｋＨｚの広い周波数帯域において透磁率が一定になっ
ており、また、黒三角形プロット（Ｔs＝６２３Ｋ、成
形圧力ＰSが９００ＭＰａ、熱処理温度Ｔ aが６８３Ｋ）
の場合は、０．３〜１０００ｋＨｚの広い周波数帯域に
おいて透磁率が一定になっている。従って、本発明の実
施例の圧粉磁心は、スイッチング電源用トランスコアや
平滑チョークコア等の高周波帯域まで一定の透磁率が必
要とされる磁心部品に用いた場合に、有効である。
粉磁心（Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ 8.05Ｓｉ3なる組成
の金属ガラスの粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁
心）は、透磁率と周波数との関係を示すグラフがフラッ
トを示す範囲（周波数帯域）が広く）が大きく、また、
１０００ｋＨｚ以上の高周波数帯域においても透磁率
（μ’）の低下割合が小さく、透磁率（μ’）の周波数
（ｆ）特性に優れていることが判る。このような特性
は、成形温度ＴSや成形圧力ＰSなどの成形条件に係わら
ず示してことができることがわかる。なお、実施例の圧
粉磁心で、黒丸プロット（Ｔs＝６２３Ｋ、ＰS＝６００
ＭＰａ、Ｔa＝６９３Ｋ）の場合は、０．３〜１０００
０ｋＨｚの広い周波数帯域において透磁率が一定になっ
ており、また、黒三角形プロット（Ｔs＝６２３Ｋ、成
形圧力ＰSが９００ＭＰａ、熱処理温度Ｔ aが６８３Ｋ）
の場合は、０．３〜１０００ｋＨｚの広い周波数帯域に
おいて透磁率が一定になっている。従って、本発明の実
施例の圧粉磁心は、スイッチング電源用トランスコアや
平滑チョークコア等の高周波帯域まで一定の透磁率が必
要とされる磁心部品に用いた場合に、有効である。
【００９９】一方、図１２に示すように、Ｆｅの粉末と
絶縁材を用いて作製した比較例の圧粉磁心は、実施例の
ものに比べて、透磁率と周波数との関係を示すグラフが
フラットな範囲（周波数帯域）が小さく、また、比較例
の圧粉磁心で黒四角形プロット（Ｔs＝６７３Ｋ、ＰS＝
６００ＭＰａ、Ｔa＝６７３Ｋの場合は、周波数が高く
なるに従って透磁率が大きく低下しており、黒丸プロッ
ト（Ｔs＝６２３Ｋ、ＰS＝６００ＭＰａ、Ｔa＝６７３
Ｋの場合は、１０ｋＨｚを越えると透磁率が急激に低下
しており、黒三角形プロット（Ｔs＝５７３Ｋ、ＰS＝９
００ＭＰａ、Ｔ a＝６７３Ｋの場合や、黒ひし形プロッ
ト（Ｔs＝５７３Ｋ、ＰS＝６００ＭＰａ、Ｔa＝６７３
Ｋの場合は、２００ｋＨｚを越えると透磁率が急激に低
下している。また、比較例の圧粉磁心は、いずれも、１
０００ｋＨｚ以上の高周波数帯域において、本発明の実
施例の圧粉磁心よりも透磁率が低いことがわかる。
絶縁材を用いて作製した比較例の圧粉磁心は、実施例の
ものに比べて、透磁率と周波数との関係を示すグラフが
フラットな範囲（周波数帯域）が小さく、また、比較例
の圧粉磁心で黒四角形プロット（Ｔs＝６７３Ｋ、ＰS＝
６００ＭＰａ、Ｔa＝６７３Ｋの場合は、周波数が高く
なるに従って透磁率が大きく低下しており、黒丸プロッ
ト（Ｔs＝６２３Ｋ、ＰS＝６００ＭＰａ、Ｔa＝６７３
Ｋの場合は、１０ｋＨｚを越えると透磁率が急激に低下
しており、黒三角形プロット（Ｔs＝５７３Ｋ、ＰS＝９
００ＭＰａ、Ｔ a＝６７３Ｋの場合や、黒ひし形プロッ
ト（Ｔs＝５７３Ｋ、ＰS＝６００ＭＰａ、Ｔa＝６７３
Ｋの場合は、２００ｋＨｚを越えると透磁率が急激に低
下している。また、比較例の圧粉磁心は、いずれも、１
０００ｋＨｚ以上の高周波数帯域において、本発明の実
施例の圧粉磁心よりも透磁率が低いことがわかる。
【０１００】図１１、図１３に示した結果から明らかな
ように本発明の実施例の圧粉磁心（Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65
Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3の金属ガラスの粉末と絶縁材を用いて
作製した圧粉磁心）は、１０ｋＨｚ〜１００ｋＨｚの周
波数帯域において比較例の圧粉磁心よりも低いコアロス
を示している。また、本発明の実施例の圧粉磁心は、１
０ｋＨｚ〜２０ｋＨｚ付近のコアロスが比較例の圧粉磁
心のコアロスより１桁以上小さくなっている。従って、
本発明の実施例の圧粉磁心は、低周波から高周波までコ
アロスに優れている（低コアロスである）ことが判る。
ように本発明の実施例の圧粉磁心（Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65
Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3の金属ガラスの粉末と絶縁材を用いて
作製した圧粉磁心）は、１０ｋＨｚ〜１００ｋＨｚの周
波数帯域において比較例の圧粉磁心よりも低いコアロス
を示している。また、本発明の実施例の圧粉磁心は、１
０ｋＨｚ〜２０ｋＨｚ付近のコアロスが比較例の圧粉磁
心のコアロスより１桁以上小さくなっている。従って、
本発明の実施例の圧粉磁心は、低周波から高周波までコ
アロスに優れている（低コアロスである）ことが判る。
【０１０１】（金属ガラス合金の物性のＣ、Ｐ、Ｓｉ、
Ｂの組成依存性調査）Ｆｅ、Ａｌ、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-
Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料としてそれぞれ所定量秤量し、
減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加
熱装置で溶解し、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）vＣz
Ｂw系の組成の種々のインゴットを作製した。このイン
ゴットをるつぼ内に入れて溶解し、減圧Ａｒ雰囲気下で
るつぼのノズルから回転しているロールに溶湯を吹き出
して急冷する単ロール法により、幅１ｍｍ、厚さ２０μ
ｍの非晶質相組織の金属ガラス合金の薄帯を得た。ここ
で得られた各種の金属ガラス合金の組成は、以下に示す
ものであった。Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）12.65Ｃ
5.75Ｂ4.6 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）10.35Ｃ
8.05Ｂ4.6 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）10.35Ｃ
5.75Ｂ6.9 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）12.65Ｃ
3.45Ｂ6.9 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）14.95Ｃ
3.45Ｂ4.6 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）14.95Ｃ
5.75Ｂ2.3 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）12.65Ｃ
8.05Ｂ2.3 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）10.35Ｃ
3.45Ｂ9.2 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）12.65Ｃ
1.15Ｂ9.2 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）14.95Ｃ
1.15Ｂ6.9 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）12.65Ｃ
4.6Ｂ5.75 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）11.5Ｃ
4.6Ｂ6.9 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）11.5Ｃ
3.45Ｂ8.05 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）12.65Ｃ
2.3Ｂ8.05
Ｂの組成依存性調査）Ｆｅ、Ａｌ、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-
Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料としてそれぞれ所定量秤量し、
減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加
熱装置で溶解し、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）vＣz
Ｂw系の組成の種々のインゴットを作製した。このイン
ゴットをるつぼ内に入れて溶解し、減圧Ａｒ雰囲気下で
るつぼのノズルから回転しているロールに溶湯を吹き出
して急冷する単ロール法により、幅１ｍｍ、厚さ２０μ
ｍの非晶質相組織の金属ガラス合金の薄帯を得た。ここ
で得られた各種の金属ガラス合金の組成は、以下に示す
ものであった。Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）12.65Ｃ
5.75Ｂ4.6 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）10.35Ｃ
8.05Ｂ4.6 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）10.35Ｃ
5.75Ｂ6.9 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）12.65Ｃ
3.45Ｂ6.9 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）14.95Ｃ
3.45Ｂ4.6 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）14.95Ｃ
5.75Ｂ2.3 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）12.65Ｃ
8.05Ｂ2.3 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）10.35Ｃ
3.45Ｂ9.2 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）12.65Ｃ
1.15Ｂ9.2 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）14.95Ｃ
1.15Ｂ6.9 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）12.65Ｃ
4.6Ｂ5.75 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）11.5Ｃ
4.6Ｂ6.9 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）11.5Ｃ
3.45Ｂ8.05 、Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）12.65Ｃ
2.3Ｂ8.05
【０１０２】得られた金属ガラス合金の薄帯について、
ＤＳＣ測定（Differential scanning caloriemetry：示
差走査熱量測定）を行い、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化
開始温度Ｔxを測定するとともに、過冷却液体の温度間
隔ΔＴxを求めた。ＤＳＣ測定の昇温速度は０．６７Ｋ
／秒とした。図１４にガラス遷移温度Ｔgの組成依存
性、図１５に結晶化開始温度Ｔxの組成依存性、図１６
に過冷却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存性をそれぞれ
示す。
ＤＳＣ測定（Differential scanning caloriemetry：示
差走査熱量測定）を行い、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化
開始温度Ｔxを測定するとともに、過冷却液体の温度間
隔ΔＴxを求めた。ＤＳＣ測定の昇温速度は０．６７Ｋ
／秒とした。図１４にガラス遷移温度Ｔgの組成依存
性、図１５に結晶化開始温度Ｔxの組成依存性、図１６
に過冷却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存性をそれぞれ
示す。
【０１０３】なお、図１４〜図１６の三角組成図中のプ
ロットの添え数字は、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始
温度Ｔx、過冷却液体の温度間隔ΔＴxの値をそれぞれ示
すものである。また、図１４〜図１６の三角組成図に
は、等値線を記入しており、等値線上の添え数字はこれ
らの等値線の値を示すものである。
ロットの添え数字は、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始
温度Ｔx、過冷却液体の温度間隔ΔＴxの値をそれぞれ示
すものである。また、図１４〜図１６の三角組成図に
は、等値線を記入しており、等値線上の添え数字はこれ
らの等値線の値を示すものである。
【０１０４】図１４よりガラス遷移温度Ｔgは、Ｂ量の
増加及びＣ量の減少伴って上昇しており、Ｔgの７６０
Ｋの等値線がＢの組成比ｗの４．１〜８．０５原子％の
範囲、かつＣの組成比ｚの２．３〜５．１原子％の範囲
にある。また図１５より結晶化開始温度Ｔxは、Ｔgの場
合と同様にＢ量の増加及びＣ量の減少に伴って上昇し、
Ｔxの８１５Ｋの等値線がＢの組成比ｗの４〜８．４原
子％の範囲、かつＣの組成比ｚの０．３〜５原子％の範
囲にある。そして図１６に示すように、図１４に示すＴ
gの７６０Ｋの等値線と、図１５に示すＴxの８１５Ｋの
等値線とに囲まれた範囲が、ΔＴxの６０Ｋの等値線の
範囲に相当し、この範囲内で過冷却液体の温度間隔ΔＴ
xが６０Ｋを越えており、特にＦｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ
0.24）12.65Ｃ3.45Ｂ6.9なる組成の金属ガラス合金のΔ
Ｔxが６３Ｋを示していることがわかる。
増加及びＣ量の減少伴って上昇しており、Ｔgの７６０
Ｋの等値線がＢの組成比ｗの４．１〜８．０５原子％の
範囲、かつＣの組成比ｚの２．３〜５．１原子％の範囲
にある。また図１５より結晶化開始温度Ｔxは、Ｔgの場
合と同様にＢ量の増加及びＣ量の減少に伴って上昇し、
Ｔxの８１５Ｋの等値線がＢの組成比ｗの４〜８．４原
子％の範囲、かつＣの組成比ｚの０．３〜５原子％の範
囲にある。そして図１６に示すように、図１４に示すＴ
gの７６０Ｋの等値線と、図１５に示すＴxの８１５Ｋの
等値線とに囲まれた範囲が、ΔＴxの６０Ｋの等値線の
範囲に相当し、この範囲内で過冷却液体の温度間隔ΔＴ
xが６０Ｋを越えており、特にＦｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ
0.24）12.65Ｃ3.45Ｂ6.9なる組成の金属ガラス合金のΔ
Ｔxが６３Ｋを示していることがわかる。
【０１０５】「実験例２：熱処理による金属ガラス合金
の応力緩和」Ｆｅ、Ａｌ、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、
Ｂ、Ｓｉを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ
雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置で
溶解して合金インゴットを作製した。この合金インゴッ
トをるつぼ内に入れて溶解し、減圧Ａｒ雰囲気下でるつ
ぼのノズルから回転しているロールに溶湯を吹き出して
急冷する単ロール法により、幅１５ｍｍ、厚さ２０μｍ
の非晶質相組織の金属ガラス合金の薄帯を得た。得られ
た金属ガラス合金はＦｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ
2.87なる組成の合金であった。
の応力緩和」Ｆｅ、Ａｌ、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、
Ｂ、Ｓｉを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ
雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置で
溶解して合金インゴットを作製した。この合金インゴッ
トをるつぼ内に入れて溶解し、減圧Ａｒ雰囲気下でるつ
ぼのノズルから回転しているロールに溶湯を吹き出して
急冷する単ロール法により、幅１５ｍｍ、厚さ２０μｍ
の非晶質相組織の金属ガラス合金の薄帯を得た。得られ
た金属ガラス合金はＦｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ
2.87なる組成の合金であった。
【０１０６】金属ガラス合金の薄帯をリング状に打ち抜
いてリング試料とし、このリング試料に対して一軸プレ
ス装置により２０００ＭＰａの応力を印加した。この
後、昇温速度４０℃／分、熱処理温度３１０〜４５０
℃、熱処理時間６０分の条件で熱処理を行い、熱処理後
のリング試料の磁気特性を測定した。結果を図１７及び
図１８に示す。図１７に保磁力Ｈｃと熱処理温度Ｔaと
の関係を示し、図１８に１ｋＨｚにおける実効透磁率
μ’と熱処理温度Ｔaとの関係を示す。また図１７及び
図１８には、応力を印加しない状態で熱処理を行ったリ
ング試料の磁気特性を同時に示す。更に図１９には、上
記組成の金属ガラス合金の薄帯のＤＳＣ曲線（昇温速
度：４０Ｋ／分（＝０．６７Ｋ／秒））を示す。
いてリング試料とし、このリング試料に対して一軸プレ
ス装置により２０００ＭＰａの応力を印加した。この
後、昇温速度４０℃／分、熱処理温度３１０〜４５０
℃、熱処理時間６０分の条件で熱処理を行い、熱処理後
のリング試料の磁気特性を測定した。結果を図１７及び
図１８に示す。図１７に保磁力Ｈｃと熱処理温度Ｔaと
の関係を示し、図１８に１ｋＨｚにおける実効透磁率
μ’と熱処理温度Ｔaとの関係を示す。また図１７及び
図１８には、応力を印加しない状態で熱処理を行ったリ
ング試料の磁気特性を同時に示す。更に図１９には、上
記組成の金属ガラス合金の薄帯のＤＳＣ曲線（昇温速
度：４０Ｋ／分（＝０．６７Ｋ／秒））を示す。
【０１０７】また、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の非晶質
合金薄帯を用いたこと以外は上記の金属ガラス合金の場
合と同様にして、応力印加有りと応力印加なしのリング
試料を製造し、このリング試料の保磁力Ｈｃ及び実効透
磁率μ’と熱処理温度Ｔaと関係を調べた。結果を図１
７及び図１８に併せて示す。更に、上記Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ
13なる組成の非晶質合金薄帯のＤＳＣ曲線（昇温速度：
４０Ｋ／分（＝０．６７Ｋ／秒））を図１９に併せて示
す。
合金薄帯を用いたこと以外は上記の金属ガラス合金の場
合と同様にして、応力印加有りと応力印加なしのリング
試料を製造し、このリング試料の保磁力Ｈｃ及び実効透
磁率μ’と熱処理温度Ｔaと関係を調べた。結果を図１
７及び図１８に併せて示す。更に、上記Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ
13なる組成の非晶質合金薄帯のＤＳＣ曲線（昇温速度：
４０Ｋ／分（＝０．６７Ｋ／秒））を図１９に併せて示
す。
【０１０８】金属ガラス合金の保磁力Ｈｃについては、
図１７に示すように、応力を印加しない場合（図中白四
角形のプロット）に、熱処理温度Ｔaの上昇とともに保
磁力Ｈｃが緩やかに低下した後、熱処理温度Ｔaが３７
０℃で３Ａ／ｍの極小値を示し、３８０℃以上では緩や
かに上昇している。一方、応力を印加した場合（図中白
四角形のプロット）では、応力印加後に保磁力Ｈｃが８
０Ａ／ｍまで上昇するが、その後熱処理温度Ｔaの上昇
により急速に低下し、熱処理温度Ｔaが３５０℃に達し
た時点で保磁力Ｈｃが１０Ａ／ｍ以下となり、更に４１
０℃に達した時点で応力を印加しないリング試料（図中
白四角形プロット）とほぼ同等の保磁力Ｈｃを示すこと
がわかる。
図１７に示すように、応力を印加しない場合（図中白四
角形のプロット）に、熱処理温度Ｔaの上昇とともに保
磁力Ｈｃが緩やかに低下した後、熱処理温度Ｔaが３７
０℃で３Ａ／ｍの極小値を示し、３８０℃以上では緩や
かに上昇している。一方、応力を印加した場合（図中白
四角形のプロット）では、応力印加後に保磁力Ｈｃが８
０Ａ／ｍまで上昇するが、その後熱処理温度Ｔaの上昇
により急速に低下し、熱処理温度Ｔaが３５０℃に達し
た時点で保磁力Ｈｃが１０Ａ／ｍ以下となり、更に４１
０℃に達した時点で応力を印加しないリング試料（図中
白四角形プロット）とほぼ同等の保磁力Ｈｃを示すこと
がわかる。
【０１０９】一方、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成のリング
試料では、応力を印加しない場合（図中白丸のプロッ
ト）、熱処理温度Ｔaの上昇とともに保磁力Ｈｃが緩や
かに低下した後、熱処理温度Ｔaが３７０℃で３Ａ／ｍ
の極小値を示すが、その後熱処理温度の上昇とともにＨ
ｃが急増し、４５０℃で１００Ａ／ｍ以上に達してい
る。また応力を印加した場合（図中黒丸のプロット）で
は、応力印加後に保磁力Ｈｃが７０Ａ／ｍまで上昇し、
その後熱処理温度Ｔaの上昇により急速に低下し、熱処
理温度Ｔaが３９０℃に達した時点で保磁力Ｈｃが９Ａ
／ｍになるが、その後熱処理温度の上昇とともにＨｃが
急激に増加し、４５０℃で１００Ａ／ｍ以上に達してい
る。このように、応力印加した場合の両者の保磁力を比
較すると、金属ガラス合金からなるリング試料の方が低
い値を示している。
試料では、応力を印加しない場合（図中白丸のプロッ
ト）、熱処理温度Ｔaの上昇とともに保磁力Ｈｃが緩や
かに低下した後、熱処理温度Ｔaが３７０℃で３Ａ／ｍ
の極小値を示すが、その後熱処理温度の上昇とともにＨ
ｃが急増し、４５０℃で１００Ａ／ｍ以上に達してい
る。また応力を印加した場合（図中黒丸のプロット）で
は、応力印加後に保磁力Ｈｃが７０Ａ／ｍまで上昇し、
その後熱処理温度Ｔaの上昇により急速に低下し、熱処
理温度Ｔaが３９０℃に達した時点で保磁力Ｈｃが９Ａ
／ｍになるが、その後熱処理温度の上昇とともにＨｃが
急激に増加し、４５０℃で１００Ａ／ｍ以上に達してい
る。このように、応力印加した場合の両者の保磁力を比
較すると、金属ガラス合金からなるリング試料の方が低
い値を示している。
【０１１０】またＦｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成のリング試
料では、応力印加の有無に関わらず、熱処理温度が約４
００℃を越えると急激にＨｃが高くなっていることがわ
かる。従って、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成のリング試料
のＨｃは熱安定性が低く、製造条件の僅かな変動により
得られる圧粉磁心の磁気特性が大幅に変動し、安定した
品質の圧粉磁心が得られないおそれがある。一方、本発
明の金属ガラス合金では、熱処理温度３５０℃以上でＨ
ｃがほぼ安定しており、製造条件が多少変動しても安定
した品質の圧粉磁心が得られることがわかる。
料では、応力印加の有無に関わらず、熱処理温度が約４
００℃を越えると急激にＨｃが高くなっていることがわ
かる。従って、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成のリング試料
のＨｃは熱安定性が低く、製造条件の僅かな変動により
得られる圧粉磁心の磁気特性が大幅に変動し、安定した
品質の圧粉磁心が得られないおそれがある。一方、本発
明の金属ガラス合金では、熱処理温度３５０℃以上でＨ
ｃがほぼ安定しており、製造条件が多少変動しても安定
した品質の圧粉磁心が得られることがわかる。
【０１１１】次に金属ガラス合金の実効透磁率μ’につ
いては、図１８に示すように、応力を印加しない場合
（図中白四角形のプロット）、熱処理温度Ｔaの上昇と
ともに実効透磁率μ’が向上し、熱処理温度Ｔaが３７
０℃のときに６０００程度を示し、その後はほぼ一定に
なっている。また、応力を印加した場合（図中黒四角形
のプロット）では、応力印加後に実効透磁率μ’が３０
０程度に低下するが、その後熱処理温度Ｔaの上昇によ
り急速に向上し、熱処理温度Ｔaが３５０℃に達した時
点で応力を印加しないリング試料（図中白四角形プロッ
ト）とほぼ同等の５０００程度の実効透磁率μ’を示
し、更に４５０℃で約８０００のμ’を示している。
いては、図１８に示すように、応力を印加しない場合
（図中白四角形のプロット）、熱処理温度Ｔaの上昇と
ともに実効透磁率μ’が向上し、熱処理温度Ｔaが３７
０℃のときに６０００程度を示し、その後はほぼ一定に
なっている。また、応力を印加した場合（図中黒四角形
のプロット）では、応力印加後に実効透磁率μ’が３０
０程度に低下するが、その後熱処理温度Ｔaの上昇によ
り急速に向上し、熱処理温度Ｔaが３５０℃に達した時
点で応力を印加しないリング試料（図中白四角形プロッ
ト）とほぼ同等の５０００程度の実効透磁率μ’を示
し、更に４５０℃で約８０００のμ’を示している。
【０１１２】一方、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成のリング
試料では、応力を印加しない場合（図中白丸のプロッ
ト）、熱処理温度Ｔaの上昇とともに実効透磁率μ’が
向上し、熱処理温度Ｔaが３５０℃のときに１００００
を示すが、その後は急激に低下し、４５０℃のときに３
５０程度まで低下している。また、応力を印加した場合
（図中黒丸のプロット）では、応力印加後に実効透磁率
μ’が約５００まで低下し、その後熱処理温度Ｔaの上
昇により急速に回復し、熱処理温度Ｔaが４１０℃に達
したときに約５０００のμ’を示すが、その後急激に低
下し、４５０℃で約３００まで低下している。このよう
に、応力印加した場合の両者のμ’を比較すると、金属
ガラス合金からなるリング試料の方が高い値を示してい
る。
試料では、応力を印加しない場合（図中白丸のプロッ
ト）、熱処理温度Ｔaの上昇とともに実効透磁率μ’が
向上し、熱処理温度Ｔaが３５０℃のときに１００００
を示すが、その後は急激に低下し、４５０℃のときに３
５０程度まで低下している。また、応力を印加した場合
（図中黒丸のプロット）では、応力印加後に実効透磁率
μ’が約５００まで低下し、その後熱処理温度Ｔaの上
昇により急速に回復し、熱処理温度Ｔaが４１０℃に達
したときに約５０００のμ’を示すが、その後急激に低
下し、４５０℃で約３００まで低下している。このよう
に、応力印加した場合の両者のμ’を比較すると、金属
ガラス合金からなるリング試料の方が高い値を示してい
る。
【０１１３】また、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成のリング
試料の実効透磁率μ’は、上記のＨｃ場合と同様に熱安
定性が低く、製造条件の僅かな変動により得られる圧粉
磁心の磁気特性が大幅に変動し、安定した品質の圧粉磁
心が得られないおそれがある。一方、本発明の金属ガラ
ス合金では、熱処理温度３５０℃以上で実効透磁率μ’
がほぼ安定しており、製造条件が多少変動しても安定し
た品質の圧粉磁心が得られることがわかる。
試料の実効透磁率μ’は、上記のＨｃ場合と同様に熱安
定性が低く、製造条件の僅かな変動により得られる圧粉
磁心の磁気特性が大幅に変動し、安定した品質の圧粉磁
心が得られないおそれがある。一方、本発明の金属ガラ
ス合金では、熱処理温度３５０℃以上で実効透磁率μ’
がほぼ安定しており、製造条件が多少変動しても安定し
た品質の圧粉磁心が得られることがわかる。
【０１１４】図１９に本発明に係る金属ガラス合金の薄
帯と、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の非晶質合金薄帯のＤ
ＳＣ曲線を示している。図１９から明らかなように、金
属ガラス合金のＴxは５３０℃程度であるのに対して、
Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の合金のＴxは５２５℃程度で
あり、ほぼ同程度のTxを有している。しかし、金属ガラ
ス合金はＴxの低温側にＴg(４９２℃)を有しており、３
８Ｋの過冷却液体領域ΔＴx（Ｔx−Ｔg）を有している
ことがわかる。従って金属ガラス合金は熱的安定性が高
くなり、４５０℃の高温までアモルファス構造を維持す
ることが可能であり、応力印加により劣化した軟磁気特
性を充分に緩和することができる。また軟磁気特性も４
５０℃まで安定している。
帯と、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の非晶質合金薄帯のＤ
ＳＣ曲線を示している。図１９から明らかなように、金
属ガラス合金のＴxは５３０℃程度であるのに対して、
Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の合金のＴxは５２５℃程度で
あり、ほぼ同程度のTxを有している。しかし、金属ガラ
ス合金はＴxの低温側にＴg(４９２℃)を有しており、３
８Ｋの過冷却液体領域ΔＴx（Ｔx−Ｔg）を有している
ことがわかる。従って金属ガラス合金は熱的安定性が高
くなり、４５０℃の高温までアモルファス構造を維持す
ることが可能であり、応力印加により劣化した軟磁気特
性を充分に緩和することができる。また軟磁気特性も４
５０℃まで安定している。
【０１１５】一方、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の合金に
は過冷却液体領域が見られず、従って応力緩和の熱処理
を行うと、応力緩和が充分にされる前に結晶化の影響が
現れ、軟磁気特性を充分に回復させることができない。
その結果、３５０℃以上になると軟磁気特性は劣化す
る。
は過冷却液体領域が見られず、従って応力緩和の熱処理
を行うと、応力緩和が充分にされる前に結晶化の影響が
現れ、軟磁気特性を充分に回復させることができない。
その結果、３５０℃以上になると軟磁気特性は劣化す
る。
【０１１６】従って、従来のＦｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成
の合金には見られない金属ガラス合金の応力緩和挙動
が、圧粉磁心の優れた軟磁気特性に起因しているものと
考えられる。
の合金には見られない金属ガラス合金の応力緩和挙動
が、圧粉磁心の優れた軟磁気特性に起因しているものと
考えられる。
【０１１７】また、金属ガラス合金の応力緩和に有効な
熱処理温度範囲（３５０〜４５０℃）は、センダストま
たは純鉄の場合（約７００℃）と比較してかなりの低温
であり、また前述の図１９における結晶化開始温度Ｔx
（約５３０℃）よりはるかに低い温度である。従って本
発明に係る金属ガラス合金は、センダストまたは純鉄よ
りもかなり低い温度範囲で、結晶質相をさせることなく
熱処理して応力緩和を行うことができ、磁気特性を向上
させることができる。更に、本発明に係る金属ガラス合
金は、従来のＦｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる非晶質合金に対して
Ｔgを有していることから熱安定性が高く、従って応力
緩和による軟磁気特性の向上が特に顕著に現れる。即
ち、応力印加によって一旦劣化した軟磁気特性を、応力
印加前の状態まで回復させることができる。このような
特性を持った本発明の金属ガラス合金は、応力を印加し
て成形して製造される圧粉磁心の材料として特に適して
いると考えられる。また、本発明の圧粉磁心では、応力
緩和に有効な熱処理温度範囲が３５０〜４５０℃と低温
なので、従来の圧粉磁心では適用できないようなシリコ
ーンゴム等の高分子エラストマーが使用可能であり、こ
れらのゴムの弾性により金属ガラス合金に加わる硬化応
力が小さく、圧粉磁心の軟磁気特性の更なる向上が可能
になる。
熱処理温度範囲（３５０〜４５０℃）は、センダストま
たは純鉄の場合（約７００℃）と比較してかなりの低温
であり、また前述の図１９における結晶化開始温度Ｔx
（約５３０℃）よりはるかに低い温度である。従って本
発明に係る金属ガラス合金は、センダストまたは純鉄よ
りもかなり低い温度範囲で、結晶質相をさせることなく
熱処理して応力緩和を行うことができ、磁気特性を向上
させることができる。更に、本発明に係る金属ガラス合
金は、従来のＦｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる非晶質合金に対して
Ｔgを有していることから熱安定性が高く、従って応力
緩和による軟磁気特性の向上が特に顕著に現れる。即
ち、応力印加によって一旦劣化した軟磁気特性を、応力
印加前の状態まで回復させることができる。このような
特性を持った本発明の金属ガラス合金は、応力を印加し
て成形して製造される圧粉磁心の材料として特に適して
いると考えられる。また、本発明の圧粉磁心では、応力
緩和に有効な熱処理温度範囲が３５０〜４５０℃と低温
なので、従来の圧粉磁心では適用できないようなシリコ
ーンゴム等の高分子エラストマーが使用可能であり、こ
れらのゴムの弾性により金属ガラス合金に加わる硬化応
力が小さく、圧粉磁心の軟磁気特性の更なる向上が可能
になる。
【０１１８】「実験例３：ガスアトマイズ法により得た
金属ガラス合金からなる圧粉磁心の特性」Ｆｅ、Ａｌ、
Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料としてそれ
ぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの
原料を高周波誘導加熱装置で溶解し、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ
9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成のインゴットを作製し
た。このインゴットを噴霧ノズル付きのるつぼに充填
し、溶湯の温度を１３５０℃（金属ガラス合金の融点よ
り１４０℃以上高い温度）に維持した。そして、この溶
湯を圧力８．６ＭＰａのアルゴンガスと共に噴霧ノズル
から霧状に噴霧し、合金粉末を得た。得られた合金粉末
をふるいで分級して様々な粒径範囲の粉末とし、これら
を金属ガラス合金の粉末とした。
金属ガラス合金からなる圧粉磁心の特性」Ｆｅ、Ａｌ、
Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料としてそれ
ぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの
原料を高周波誘導加熱装置で溶解し、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ
9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成のインゴットを作製し
た。このインゴットを噴霧ノズル付きのるつぼに充填
し、溶湯の温度を１３５０℃（金属ガラス合金の融点よ
り１４０℃以上高い温度）に維持した。そして、この溶
湯を圧力８．６ＭＰａのアルゴンガスと共に噴霧ノズル
から霧状に噴霧し、合金粉末を得た。得られた合金粉末
をふるいで分級して様々な粒径範囲の粉末とし、これら
を金属ガラス合金の粉末とした。
【０１１９】次に、金属ガラス合金粉末９７重量部に対
し、絶縁材としてステアリン酸カルシウム１重量部と水
ガラス２重量部とを混合して混合物とした。この混合物
を大気中４７３Ｋ（２００℃）で１時間乾燥して解砕し
た。この混合物を図２に示すＷＣ製の金型に充填した
後、図３に示す放電プラズマ焼結装置を用い、チャンバ
の内部を６．６×１０-3Ｐａの減圧雰囲気とし、上下の
パンチ１２、１３で混合物を成形圧力ＰS１０００ＭＰ
ａまで加圧するとともに、通電装置からパルス電流を通
電して混合物を室温（２９８Ｋ（２５℃））から６２３
Ｋ（３５０℃）の成形温度ＴSまで加熱した。そして、
混合物に上記の成形圧力Ｐsを印加したままで上記の成
形温度ＴSを約８分間保持することにより圧縮成形を行
った。そして、熱処理温度Ｔa６８３Ｋ（４１０℃）で
３６００秒間熱処理して、各種の圧粉磁心を製造した。
この圧粉磁心の形状は、外径１２ｍｍ、内径６ｍｍ、厚
さ２ｍｍの円環状であった。
し、絶縁材としてステアリン酸カルシウム１重量部と水
ガラス２重量部とを混合して混合物とした。この混合物
を大気中４７３Ｋ（２００℃）で１時間乾燥して解砕し
た。この混合物を図２に示すＷＣ製の金型に充填した
後、図３に示す放電プラズマ焼結装置を用い、チャンバ
の内部を６．６×１０-3Ｐａの減圧雰囲気とし、上下の
パンチ１２、１３で混合物を成形圧力ＰS１０００ＭＰ
ａまで加圧するとともに、通電装置からパルス電流を通
電して混合物を室温（２９８Ｋ（２５℃））から６２３
Ｋ（３５０℃）の成形温度ＴSまで加熱した。そして、
混合物に上記の成形圧力Ｐsを印加したままで上記の成
形温度ＴSを約８分間保持することにより圧縮成形を行
った。そして、熱処理温度Ｔa６８３Ｋ（４１０℃）で
３６００秒間熱処理して、各種の圧粉磁心を製造した。
この圧粉磁心の形状は、外径１２ｍｍ、内径６ｍｍ、厚
さ２ｍｍの円環状であった。
【０１２０】（圧粉磁心の透磁率及び直流重畳特性）圧
粉磁心の透磁率及び直流重畳特性を調査した。なお、圧
粉磁心の製造に用いた金属ガラス合金粉末は、組織中に
おけるアモルファス体積分率Ｖamoが９３％及び９８％
のもので、いずれも粒径が３８μｍ以下のものであっ
た。なお、アモルファス体積分率Ｖamoは示差走査熱量
測定（ＤＳＣ）により求めた。図２０に各実施例の圧粉
磁心についての実効透磁率（μ’）及びその変化率（Δ
μ’）の磁界依存性を示す。なお、図中、黒丸プロット
はアモルファス体積分率が９３％，黒三角形プロットは
アモルファス体積分率が９８％の金属ガラス合金からな
る圧粉磁心である。また図２０には、カーボニル鉄の粉
末を用いて作製した比較例の圧粉磁心の透磁率の変化率
（Δμ’）を併せて示す。
粉磁心の透磁率及び直流重畳特性を調査した。なお、圧
粉磁心の製造に用いた金属ガラス合金粉末は、組織中に
おけるアモルファス体積分率Ｖamoが９３％及び９８％
のもので、いずれも粒径が３８μｍ以下のものであっ
た。なお、アモルファス体積分率Ｖamoは示差走査熱量
測定（ＤＳＣ）により求めた。図２０に各実施例の圧粉
磁心についての実効透磁率（μ’）及びその変化率（Δ
μ’）の磁界依存性を示す。なお、図中、黒丸プロット
はアモルファス体積分率が９３％，黒三角形プロットは
アモルファス体積分率が９８％の金属ガラス合金からな
る圧粉磁心である。また図２０には、カーボニル鉄の粉
末を用いて作製した比較例の圧粉磁心の透磁率の変化率
（Δμ’）を併せて示す。
【０１２１】図２０から明らかなように、実施例の圧粉
磁心の透磁率及びその変化率は、いずれも磁界に対する
変動が小さく、安定した軟磁気特性を示すことがわか
る。また、アモルファス体積分率のちがいによる差もみ
られないことがわかる。従って実施例の圧粉磁心は、ス
イッチング電源用トランスコアや平滑チョークコア等の
一定の透磁率が必要とされる磁心部品に用いた場合に、
有効である。一方、比較例の圧粉磁心では、磁界が大き
くなるにつれて変化率（Δμ’）が高くなっており、軟
磁気特性の変動が大きいことがわかる。従って、比較例
の圧粉磁心をトランスコア等の磁気部品に用いた場合に
は、トランス等の特性が低下するものと考えられる。
磁心の透磁率及びその変化率は、いずれも磁界に対する
変動が小さく、安定した軟磁気特性を示すことがわか
る。また、アモルファス体積分率のちがいによる差もみ
られないことがわかる。従って実施例の圧粉磁心は、ス
イッチング電源用トランスコアや平滑チョークコア等の
一定の透磁率が必要とされる磁心部品に用いた場合に、
有効である。一方、比較例の圧粉磁心では、磁界が大き
くなるにつれて変化率（Δμ’）が高くなっており、軟
磁気特性の変動が大きいことがわかる。従って、比較例
の圧粉磁心をトランスコア等の磁気部品に用いた場合に
は、トランス等の特性が低下するものと考えられる。
【０１２２】また、図２１には各実施例の圧粉磁心につ
いてのインダクタンス（Ｌ）及びその変化率（ΔＬ）
（いわゆる直流重畳特性）の直流バイアス磁界依存性を
示す。なお、図中、黒丸プロットはアモルファス体積分
率Ｖamoが９３％，黒三角形プロットはアモルファス体
積分率Ｖamoが９８％の金属ガラス合金からなる圧粉磁
心である。また図２１には、ＦｅＡｌＳｉ系非晶質合金
の粉末を用いて作製した比較例の圧粉磁心のインダクタ
ンスの変化率（ΔＬ）を併せて示す。
いてのインダクタンス（Ｌ）及びその変化率（ΔＬ）
（いわゆる直流重畳特性）の直流バイアス磁界依存性を
示す。なお、図中、黒丸プロットはアモルファス体積分
率Ｖamoが９３％，黒三角形プロットはアモルファス体
積分率Ｖamoが９８％の金属ガラス合金からなる圧粉磁
心である。また図２１には、ＦｅＡｌＳｉ系非晶質合金
の粉末を用いて作製した比較例の圧粉磁心のインダクタ
ンスの変化率（ΔＬ）を併せて示す。
【０１２３】図２１から明らかなように、実施例の圧粉
磁心のインダクタンス（Ｌ）は、直流バイアス磁界に対
する変動が小さく、安定した磁気特性を示すことがわか
る。また、アモルファス体積分率のちがいによる差もみ
られないことがわかる。また、変化率（ΔＬ）もバイア
ス磁界が６８００Ａ／ｍのときに−２５％程度の低下に
とどまり、安定した磁気特性を示すことがわかる。従っ
て実施例の圧粉磁心は、スイッチング電源用トランスコ
アや平滑チョークコア等の一定の透磁率が必要とされる
磁心部品に用いた場合に有効である。一方、比較例の圧
粉磁心では、直流バイアス磁界が６８００Ａ／ｍのとき
に変化率（ΔＬ）が−７０％程度まで低下し、磁気特性
の変動が大きいことがわかる。従って、比較例の圧粉磁
心をトランスコア等の磁気部品に用いた場合には、トラ
ンス等の特性が低下するものと考えられる。
磁心のインダクタンス（Ｌ）は、直流バイアス磁界に対
する変動が小さく、安定した磁気特性を示すことがわか
る。また、アモルファス体積分率のちがいによる差もみ
られないことがわかる。また、変化率（ΔＬ）もバイア
ス磁界が６８００Ａ／ｍのときに−２５％程度の低下に
とどまり、安定した磁気特性を示すことがわかる。従っ
て実施例の圧粉磁心は、スイッチング電源用トランスコ
アや平滑チョークコア等の一定の透磁率が必要とされる
磁心部品に用いた場合に有効である。一方、比較例の圧
粉磁心では、直流バイアス磁界が６８００Ａ／ｍのとき
に変化率（ΔＬ）が−７０％程度まで低下し、磁気特性
の変動が大きいことがわかる。従って、比較例の圧粉磁
心をトランスコア等の磁気部品に用いた場合には、トラ
ンス等の特性が低下するものと考えられる。
【０１２４】（圧粉磁心の透磁率及びコアロス）圧粉磁
心の透磁率及びコアロスを調査した。なお、圧粉磁心の
製造に用いた金属ガラス合金粉末は３種類あり、粒径が
３８μｍ以下の範囲のもの、３８μｍを越えて６０μｍ
以下の範囲のもの、６０μｍを越えて１００μｍ以下の
範囲のものであった。これらの金属ガラス合金の組織中
におけるアモルファス体積分率を示差走査熱量測定（Ｄ
ＳＣ）によりあらかじめ求めた。図２２に各実施例の圧
粉磁心についての実効透磁率（μ’）及びコアロス
（Ｗ）のアモルファス体積分率依存性を示す。なお、図
中、黒四角形プロットは粒径が６０μｍを越えて１００
μｍ以下，黒丸プロットは粒径が３８μｍを越えて６０
μｍ以下，黒三角形プロットは粒径が３８μｍ以下の範
囲の金属ガラス合金からなる圧粉磁心である。
心の透磁率及びコアロスを調査した。なお、圧粉磁心の
製造に用いた金属ガラス合金粉末は３種類あり、粒径が
３８μｍ以下の範囲のもの、３８μｍを越えて６０μｍ
以下の範囲のもの、６０μｍを越えて１００μｍ以下の
範囲のものであった。これらの金属ガラス合金の組織中
におけるアモルファス体積分率を示差走査熱量測定（Ｄ
ＳＣ）によりあらかじめ求めた。図２２に各実施例の圧
粉磁心についての実効透磁率（μ’）及びコアロス
（Ｗ）のアモルファス体積分率依存性を示す。なお、図
中、黒四角形プロットは粒径が６０μｍを越えて１００
μｍ以下，黒丸プロットは粒径が３８μｍを越えて６０
μｍ以下，黒三角形プロットは粒径が３８μｍ以下の範
囲の金属ガラス合金からなる圧粉磁心である。
【０１２５】図２２から明らかなように、圧粉磁心の実
効透磁率は、アモルファス体積分率の上昇と共に増加す
る傾向にある。また、金属ガラス合金粉末の粒径範囲が
小さいほど、アモルファス体積分率が高くなる傾向にあ
る。
効透磁率は、アモルファス体積分率の上昇と共に増加す
る傾向にある。また、金属ガラス合金粉末の粒径範囲が
小さいほど、アモルファス体積分率が高くなる傾向にあ
る。
【０１２６】また、図２２には圧粉磁心のコアロスを同
時に示している。尚、図２２の中段のグラフは、周波数
２００ｋＨｚ、飽和磁束密度０．０５Ｔの条件で測定し
たコアロス（Ｗ0.5/200k）であり、下段のグラフは、周
波数１００ｋＨｚ、飽和磁束密度０．１Ｔの条件で測定
したコアロス（Ｗ1/100k）である。図２２から明らかな
ように、コアロスについても実効透磁率の場合と同様の
傾向がみられる。即ち、圧粉磁心のコアロス（Ｗ
0.5/200k、Ｗ1/100k）は、アモルファス体積分率の上昇
と共に低下する傾向にある。また、各圧粉磁心のうち、
アモルファス体積分率が８５％以上のものでコアロス
（Ｗ1/100k）が７００ｋＷ／ｍ3以下になることがわか
る。
時に示している。尚、図２２の中段のグラフは、周波数
２００ｋＨｚ、飽和磁束密度０．０５Ｔの条件で測定し
たコアロス（Ｗ0.5/200k）であり、下段のグラフは、周
波数１００ｋＨｚ、飽和磁束密度０．１Ｔの条件で測定
したコアロス（Ｗ1/100k）である。図２２から明らかな
ように、コアロスについても実効透磁率の場合と同様の
傾向がみられる。即ち、圧粉磁心のコアロス（Ｗ
0.5/200k、Ｗ1/100k）は、アモルファス体積分率の上昇
と共に低下する傾向にある。また、各圧粉磁心のうち、
アモルファス体積分率が８５％以上のものでコアロス
（Ｗ1/100k）が７００ｋＷ／ｍ3以下になることがわか
る。
【０１２７】従って、ガスアトマイズ法により得られた
金属ガラス合金粉末を用いる場合において、実効透磁率
及びコアロスが良好な圧粉磁心を得るには、粒径が３８
μｍ以下の金属ガラス合金を用いるか、あるいは粒径が
３８μｍを越えた場合でも、できるだけ粒径が小さくア
モルファス体積分率が高い金属ガラス合金を用いればよ
いことがわかる。特に、金属ガラス合金粉末のアモルフ
ァス体積分率を８５％以上とすることによって、圧粉磁
心のコアロス（Ｗ1/100k）を７００ｋＷ／ｍ3以下にで
き、また金属ガラス合金粉末の粒径を３８μｍ以下とす
ることによって、コアロス（Ｗ1/ 100k）を４００ｋＷ／
ｍ3以下にできることがわかる。
金属ガラス合金粉末を用いる場合において、実効透磁率
及びコアロスが良好な圧粉磁心を得るには、粒径が３８
μｍ以下の金属ガラス合金を用いるか、あるいは粒径が
３８μｍを越えた場合でも、できるだけ粒径が小さくア
モルファス体積分率が高い金属ガラス合金を用いればよ
いことがわかる。特に、金属ガラス合金粉末のアモルフ
ァス体積分率を８５％以上とすることによって、圧粉磁
心のコアロス（Ｗ1/100k）を７００ｋＷ／ｍ3以下にで
き、また金属ガラス合金粉末の粒径を３８μｍ以下とす
ることによって、コアロス（Ｗ1/ 100k）を４００ｋＷ／
ｍ3以下にできることがわかる。
【０１２８】「実験例４：絶縁材として各種の樹脂又は
ゴムを用いた圧粉磁心の特性」Ｆｅ、Ａｌ、Ｆｅ-Ｃ合
金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料としてそれぞれ所定
量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高
周波誘導加熱装置で溶解し、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ
7.7Ｓｉ2.87なる組成のインゴットを作製した。このイ
ンゴットを噴霧ノズル付きのるつぼに充填し、溶湯の温
度を１３５０℃（金属ガラス合金の融点より１４０℃以
上高い温度）に維持した。そして、この溶湯を圧力８．
６ＭＰａのアルゴンガスと共に噴霧ノズルから霧状に噴
霧し、合金粉末を得た。得られた合金粉末をふるいで分
級して粒径６２μｍ以下の粉末とし、これを金属ガラス
合金の粉末とした。
ゴムを用いた圧粉磁心の特性」Ｆｅ、Ａｌ、Ｆｅ-Ｃ合
金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料としてそれぞれ所定
量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高
周波誘導加熱装置で溶解し、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ
7.7Ｓｉ2.87なる組成のインゴットを作製した。このイ
ンゴットを噴霧ノズル付きのるつぼに充填し、溶湯の温
度を１３５０℃（金属ガラス合金の融点より１４０℃以
上高い温度）に維持した。そして、この溶湯を圧力８．
６ＭＰａのアルゴンガスと共に噴霧ノズルから霧状に噴
霧し、合金粉末を得た。得られた合金粉末をふるいで分
級して粒径６２μｍ以下の粉末とし、これを金属ガラス
合金の粉末とした。
【０１２９】次に、金属ガラス合金粉末に、絶縁材とし
てシリコーンゴムを０．６７〜４重量％を添加し、また
別個にシリコーン樹脂を２重量％添加して混合物とし
た。これらの混合物を６．６×１０-3Ｐａの減圧雰囲気
中、室温（２９８Ｋ（２５℃））で成形圧力ＰS１５０
０ＭＰａまで加圧した。そして、混合物に上記の成形圧
力Ｐsを印加したままで６８３Ｋ（４１０℃）の熱処理
温度を約６０分間保持することにより窒素雰囲気下で熱
処理した。このようにして、実施例１〜６の圧粉磁心を
製造した。この圧粉磁心の形状は、外径１２ｍｍ、内径
６ｍｍ、厚さ２ｍｍの円環状であった。
てシリコーンゴムを０．６７〜４重量％を添加し、また
別個にシリコーン樹脂を２重量％添加して混合物とし
た。これらの混合物を６．６×１０-3Ｐａの減圧雰囲気
中、室温（２９８Ｋ（２５℃））で成形圧力ＰS１５０
０ＭＰａまで加圧した。そして、混合物に上記の成形圧
力Ｐsを印加したままで６８３Ｋ（４１０℃）の熱処理
温度を約６０分間保持することにより窒素雰囲気下で熱
処理した。このようにして、実施例１〜６の圧粉磁心を
製造した。この圧粉磁心の形状は、外径１２ｍｍ、内径
６ｍｍ、厚さ２ｍｍの円環状であった。
【０１３０】また、比較例として、絶縁材にエポキシ樹
脂、ポリイミドを用いたこと以外は上記と同様にして比
較例１及び２の圧粉磁心を製造した。
脂、ポリイミドを用いたこと以外は上記と同様にして比
較例１及び２の圧粉磁心を製造した。
【０１３１】実施例１〜６及び比較例１、２の圧粉磁心
について、周波数１００ｋＨｚ、飽和磁束密度０．１Ｔ
の条件でコアロス（Ｗ1/100k）を測定した。結果を表１
に示す。
について、周波数１００ｋＨｚ、飽和磁束密度０．１Ｔ
の条件でコアロス（Ｗ1/100k）を測定した。結果を表１
に示す。
【０１３２】
【表１】
【０１３３】表１から明らかなように、絶縁材としてシ
リコーンゴムを用いた実施例１〜５の圧粉磁心は、いず
れも３１０ｋＷ／ｍ3以下のコアロス（Ｗ1/100k）を示
しており、コアロスが極めて小さいことがわかる。特に
その中でもシリコーンゴムの添加量が３重量％の圧粉磁
心については、コアロス（Ｗ1/100k）が２００ｋＷ／ｍ
3以下であり、従来の圧粉磁心にはない極めて小さなコ
アロスを示している。実施例１〜５の金属ガラス合金の
磁歪定数を測定すると、いずれも２〜３×１０-5程度を
示しており、圧粉磁心の内部応力が極めて小さい状態で
あることがわかる。また、絶縁材としてシリコーン樹脂
を用いた実施例６の圧粉磁心は、３８０ｋＷ／ｍ3のコ
アロス（Ｗ1/100k）を示しており、実施例１〜５よりわ
ずかに高いものの、比較例１及び２よりも格段に低いこ
とがわかる。比較例１、２の圧粉磁心については、コア
ロス（Ｗ1/100k）が実施例よりもかなり高めであり、特
にポリイミドを絶縁材として用いた比較例２の圧粉磁心
は、２０００ｋＷ／ｍ3以上のコアロス（Ｗ1/100k）を
示していることがわかる。
リコーンゴムを用いた実施例１〜５の圧粉磁心は、いず
れも３１０ｋＷ／ｍ3以下のコアロス（Ｗ1/100k）を示
しており、コアロスが極めて小さいことがわかる。特に
その中でもシリコーンゴムの添加量が３重量％の圧粉磁
心については、コアロス（Ｗ1/100k）が２００ｋＷ／ｍ
3以下であり、従来の圧粉磁心にはない極めて小さなコ
アロスを示している。実施例１〜５の金属ガラス合金の
磁歪定数を測定すると、いずれも２〜３×１０-5程度を
示しており、圧粉磁心の内部応力が極めて小さい状態で
あることがわかる。また、絶縁材としてシリコーン樹脂
を用いた実施例６の圧粉磁心は、３８０ｋＷ／ｍ3のコ
アロス（Ｗ1/100k）を示しており、実施例１〜５よりわ
ずかに高いものの、比較例１及び２よりも格段に低いこ
とがわかる。比較例１、２の圧粉磁心については、コア
ロス（Ｗ1/100k）が実施例よりもかなり高めであり、特
にポリイミドを絶縁材として用いた比較例２の圧粉磁心
は、２０００ｋＷ／ｍ3以上のコアロス（Ｗ1/100k）を
示していることがわかる。
【０１３４】実施例１〜６の圧粉磁心が小さいコアロス
（Ｗ1/100k）を示したのは、絶縁材であるシリコーンゴ
ムまたはシリコーン樹脂の硬化応力が小さく、金属ガラ
ス合金粉末に残留する応力が小さいためと考えられる。
一方、比較例１，２の圧粉磁心については、絶縁材の弾
性が小さいために硬化応力が大きく、圧粉磁心の内部応
力が大きくなり、コアロス（Ｗ1/100k）が上昇したもの
と考えられる。特に、比較例２においては、ポリイミド
の硬化応力が大きいため、内部応力が蓄積され、コアロ
スが上昇したものと考えられる。
（Ｗ1/100k）を示したのは、絶縁材であるシリコーンゴ
ムまたはシリコーン樹脂の硬化応力が小さく、金属ガラ
ス合金粉末に残留する応力が小さいためと考えられる。
一方、比較例１，２の圧粉磁心については、絶縁材の弾
性が小さいために硬化応力が大きく、圧粉磁心の内部応
力が大きくなり、コアロス（Ｗ1/100k）が上昇したもの
と考えられる。特に、比較例２においては、ポリイミド
の硬化応力が大きいため、内部応力が蓄積され、コアロ
スが上昇したものと考えられる。
【０１３５】以上のことから、ガスアトマイズ法により
得られた金属ガラス合金粉末と、シリコーンゴムまたは
シリコーン樹脂（絶縁材）とを室温で圧縮成型し、更に
熱処理することにより、従来の圧粉磁心にはない極めて
小さなコアロスを示す圧粉磁心が得られることが明らか
になった。
得られた金属ガラス合金粉末と、シリコーンゴムまたは
シリコーン樹脂（絶縁材）とを室温で圧縮成型し、更に
熱処理することにより、従来の圧粉磁心にはない極めて
小さなコアロスを示す圧粉磁心が得られることが明らか
になった。
【０１３６】「実験例５：絶縁材として各種のシリコー
ンゴムを用いた圧粉磁心の特性」実験例４と同様にし
て、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の
インゴット溶解し、この溶湯を急冷して合金粉末とし、
得られた合金粉末をふるいで分級して粒径６２μｍ以下
の粉末とし、これを金属ガラス合金の粉末とした。
ンゴムを用いた圧粉磁心の特性」実験例４と同様にし
て、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の
インゴット溶解し、この溶湯を急冷して合金粉末とし、
得られた合金粉末をふるいで分級して粒径６２μｍ以下
の粉末とし、これを金属ガラス合金の粉末とした。
【０１３７】次に、金属ガラス合金粉末に、絶縁材とし
て各種のシリコーンゴムを３重量％を添加して混合物と
した。これらの混合物を６．６×１０-3Ｐａの減圧雰囲
気中、室温（２９８Ｋ（２５℃））で成形圧力ＰS１５
００ＭＰａまで加圧した。そして、混合物に上記の成形
圧力Ｐsを印加したままで６８３Ｋ（４１０℃）の熱処
理温度を約６０分間保持することにより窒素雰囲気下で
熱処理した。このようにして、実施例７〜９の圧粉磁心
を製造した。この圧粉磁心の形状は、外径１２ｍｍ、内
径６ｍｍ、厚さ２ｍｍの円環状であった。
て各種のシリコーンゴムを３重量％を添加して混合物と
した。これらの混合物を６．６×１０-3Ｐａの減圧雰囲
気中、室温（２９８Ｋ（２５℃））で成形圧力ＰS１５
００ＭＰａまで加圧した。そして、混合物に上記の成形
圧力Ｐsを印加したままで６８３Ｋ（４１０℃）の熱処
理温度を約６０分間保持することにより窒素雰囲気下で
熱処理した。このようにして、実施例７〜９の圧粉磁心
を製造した。この圧粉磁心の形状は、外径１２ｍｍ、内
径６ｍｍ、厚さ２ｍｍの円環状であった。
【０１３８】尚、実施例７の圧粉磁心に用いたシリコー
ンゴムは、上記の式（１）〜（３）に示すシラン化合物
の混合物からなる架橋剤を用いて得られたものであり、
実施例８の圧粉磁心に用いたシリコーンゴムは、上記の
式（４）〜（６）に示すシラン化合物の混合物からなる
架橋剤を用いて得られたものであり、実施例９の圧粉磁
心に用いたシリコーンゴムは、上記の式（７）〜（９）
に示すシラン化合物の混合物からなる架橋剤を用いて得
られたものである。即ち実施例７及び８は、アルコキシ
ル基を有する架橋剤により架橋されたシリコーンゴムか
らなる圧粉磁心であり、実施例９は、オキシム基を有す
る架橋剤により架橋されたシリコーンゴムからなる圧粉
磁心である。更に、実施例７の圧粉磁心は、分子内にノ
ルマルブチル基を有する架橋剤（上記式（３））により
架橋されたシリコーンゴムからなり、実施例８の圧粉磁
心は、分子内にイソプロピル基を有する架橋剤（上記式
（６））により架橋されたシリコーンゴムからなるもの
である。
ンゴムは、上記の式（１）〜（３）に示すシラン化合物
の混合物からなる架橋剤を用いて得られたものであり、
実施例８の圧粉磁心に用いたシリコーンゴムは、上記の
式（４）〜（６）に示すシラン化合物の混合物からなる
架橋剤を用いて得られたものであり、実施例９の圧粉磁
心に用いたシリコーンゴムは、上記の式（７）〜（９）
に示すシラン化合物の混合物からなる架橋剤を用いて得
られたものである。即ち実施例７及び８は、アルコキシ
ル基を有する架橋剤により架橋されたシリコーンゴムか
らなる圧粉磁心であり、実施例９は、オキシム基を有す
る架橋剤により架橋されたシリコーンゴムからなる圧粉
磁心である。更に、実施例７の圧粉磁心は、分子内にノ
ルマルブチル基を有する架橋剤（上記式（３））により
架橋されたシリコーンゴムからなり、実施例８の圧粉磁
心は、分子内にイソプロピル基を有する架橋剤（上記式
（６））により架橋されたシリコーンゴムからなるもの
である。
【０１３９】実施例７〜９の圧粉磁心について、１ｋＨ
ｚにおける実効透磁率μ’と、周波数１００ｋＨｚ、飽
和磁束密度０．１Ｔにおけるコアロス（Ｗ1/100k）を測
定した。結果を表２に示す。
ｚにおける実効透磁率μ’と、周波数１００ｋＨｚ、飽
和磁束密度０．１Ｔにおけるコアロス（Ｗ1/100k）を測
定した。結果を表２に示す。
【０１４０】
【表２】
【０１４１】各圧粉磁心の実効透磁率μ’については表
２から明らかなように、４０〜４１の間であり、殆ど差
が見られない。一方、コアロス（Ｗ1/100k）について
は、実施例７が１８０ｋＷ／ｍ3と最も低く、実施例８
が２２０ｋＷ／ｍ3、実施例９が２５０ｋＷ／ｍ3となっ
ている。これらの値は表１に示した比較例１及び２より
も低い値になっている。実施例７の圧粉磁心は、架橋剤
としてノルマルブチル基を有するものを用いているた
め、イソプロピル基を有する架橋剤を含む実施例８の圧
粉磁心よりも硬化応力が少なく、コアロスが低減したも
のと考えられる。また、実施例７及び８と実施例９とを
比較すると、実施例９の方がコアロスが若干高めになっ
ている。この差は、シリコーンゴムの架橋剤がアルコキ
シル基を有するか、オキシム基を有するかの違いによる
ものと考えられる。
２から明らかなように、４０〜４１の間であり、殆ど差
が見られない。一方、コアロス（Ｗ1/100k）について
は、実施例７が１８０ｋＷ／ｍ3と最も低く、実施例８
が２２０ｋＷ／ｍ3、実施例９が２５０ｋＷ／ｍ3となっ
ている。これらの値は表１に示した比較例１及び２より
も低い値になっている。実施例７の圧粉磁心は、架橋剤
としてノルマルブチル基を有するものを用いているた
め、イソプロピル基を有する架橋剤を含む実施例８の圧
粉磁心よりも硬化応力が少なく、コアロスが低減したも
のと考えられる。また、実施例７及び８と実施例９とを
比較すると、実施例９の方がコアロスが若干高めになっ
ている。この差は、シリコーンゴムの架橋剤がアルコキ
シル基を有するか、オキシム基を有するかの違いによる
ものと考えられる。
【０１４２】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように本発明の圧
粉磁心は、過冷却液体の温度間隔ΔＴ xが２０Ｋ以上で
あって、Ｆｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１
種以上の元素Ｑとを少なくとも含み、非晶質相を主相と
する金属ガラス合金の粉末と絶縁材とが混合されて成形
されているので、絶縁材によって圧粉磁心全体の比抵抗
を高くすることができ、渦電流損失を低減して圧粉磁心
のコアロスを低くすることが可能になるとともに、高周
波数帯での透磁率の低下を抑制することができる。また
本発明の圧粉磁心において、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以
上の金属ガラス合金を用いたものにあっては、高周波に
おける金属ガラス合金粒子内の渦電流損失が低減され、
よりコアロスが低い圧粉磁心を構成することができる。
粉磁心は、過冷却液体の温度間隔ΔＴ xが２０Ｋ以上で
あって、Ｆｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１
種以上の元素Ｑとを少なくとも含み、非晶質相を主相と
する金属ガラス合金の粉末と絶縁材とが混合されて成形
されているので、絶縁材によって圧粉磁心全体の比抵抗
を高くすることができ、渦電流損失を低減して圧粉磁心
のコアロスを低くすることが可能になるとともに、高周
波数帯での透磁率の低下を抑制することができる。また
本発明の圧粉磁心において、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以
上の金属ガラス合金を用いたものにあっては、高周波に
おける金属ガラス合金粒子内の渦電流損失が低減され、
よりコアロスが低い圧粉磁心を構成することができる。
【０１４３】また本発明の圧粉磁心の製造方法によれ
ば、磁心前駆体を（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下
の温度範囲で熱処理するため、粉末製造工程や成形工程
にて生じた金属ガラス合金または磁心前駆体の内部応力
を除去するとともに金属ガラス合金の結晶化を防ぐこと
ができ、保磁力が低い圧粉磁心を製造できる。
ば、磁心前駆体を（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下
の温度範囲で熱処理するため、粉末製造工程や成形工程
にて生じた金属ガラス合金または磁心前駆体の内部応力
を除去するとともに金属ガラス合金の結晶化を防ぐこと
ができ、保磁力が低い圧粉磁心を製造できる。
【図１】 本発明の圧粉磁心の実施形態例を示す斜視
図である。
図である。
【図２】 本発明の圧粉磁心の製造方法を実施する際
に用いる金型の一例を示す分解斜視図である。
に用いる金型の一例を示す分解斜視図である。
【図３】 本発明の圧粉磁心の製造方法をを実施する
際に用いる放電プラズマ焼結装置の要部の模式図であ
る。
際に用いる放電プラズマ焼結装置の要部の模式図であ
る。
【図４】 Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組
成の金属ガラス合金薄帯及び粉末のＸ線回折結果を示す
図である。
成の金属ガラス合金薄帯及び粉末のＸ線回折結果を示す
図である。
【図５】 Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組
成の金属ガラス合金薄帯及び粉末のＤＳＣ曲線を示す図
である。
成の金属ガラス合金薄帯及び粉末のＤＳＣ曲線を示す図
である。
【図６】 本発明の圧粉磁心（Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ
2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金の粉末と絶縁
材を用いて作製した圧粉磁心）の磁束密度の熱処理温度
依存性を示すグラフである。
2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金の粉末と絶縁
材を用いて作製した圧粉磁心）の磁束密度の熱処理温度
依存性を示すグラフである。
【図７】 本発明の圧粉磁心（Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ
2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金の粉末と絶縁
材を用いて作製した圧粉磁心）の保磁力の熱処理温度依
存性を示すグラフである。
2.3Ｂ8.05Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金の粉末と絶縁
材を用いて作製した圧粉磁心）の保磁力の熱処理温度依
存性を示すグラフである。
【図８】 比較例の圧粉磁心（Ｆｅの粉末と絶縁材を
用いて作製した圧粉磁心）の磁束密度の熱処理温度依存
性を示すグラフである。
用いて作製した圧粉磁心）の磁束密度の熱処理温度依存
性を示すグラフである。
【図９】 比較例の圧粉磁心（Ｆｅの粉末と絶縁材を
用いて作製した圧粉磁心）の保磁力の熱処理温度依存性
を示すグラフである。
用いて作製した圧粉磁心）の保磁力の熱処理温度依存性
を示すグラフである。
【図１０】 Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3の金
属ガラスの粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁心の透
磁率（μ’）の周波数（ｆ）特性を示すグラフである。
属ガラスの粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁心の透
磁率（μ’）の周波数（ｆ）特性を示すグラフである。
【図１１】 Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ2.3Ｂ8.05Ｓｉ3の金
属ガラスの粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁心のコ
アロス（Ｗ）の周波数（ｆ）特性を示すグラフである。
属ガラスの粉末と絶縁材を用いて作製した圧粉磁心のコ
アロス（Ｗ）の周波数（ｆ）特性を示すグラフである。
【図１２】 Ｆｅの粉末と絶縁材を用いて作製した比
較例の圧粉磁心の透磁率（μ’）の周波数（ｆ）特性を
示すグラフである。
較例の圧粉磁心の透磁率（μ’）の周波数（ｆ）特性を
示すグラフである。
【図１３】 Ｆｅの粉末と絶縁材を用いて作製した比
較例の圧粉磁心のコアロス（Ｗ）の周波数（ｆ）特性を
示すグラフである。
較例の圧粉磁心のコアロス（Ｗ）の周波数（ｆ）特性を
示すグラフである。
【図１４】 Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）vＣzＢw
なる組成の金属ガラス合金の薄帯のガラス遷移温度Ｔg
の組成依存性を示す三角組成図である。
なる組成の金属ガラス合金の薄帯のガラス遷移温度Ｔg
の組成依存性を示す三角組成図である。
【図１５】 Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）vＣzＢw
なる組成の金属ガラス合金の薄帯の結晶化開始温度Ｔx
の組成依存性を示す三角組成図である。
なる組成の金属ガラス合金の薄帯の結晶化開始温度Ｔx
の組成依存性を示す三角組成図である。
【図１６】 Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）vＣzＢw
なる組成の金属ガラス合金の薄帯の過冷却液体の温度間
隔ΔＴxの組成依存性を示す三角組成図である。
なる組成の金属ガラス合金の薄帯の過冷却液体の温度間
隔ΔＴxの組成依存性を示す三角組成図である。
【図１７】 圧粉磁心の保磁力Ｈｃと熱処理温度Ｔaと
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
【図１８】 圧粉磁心の１ｋＨｚにおける実効透磁率
μ’と熱処理温度Ｔaとの関係を示すグラフである。
μ’と熱処理温度Ｔaとの関係を示すグラフである。
【図１９】 Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87な
る組成の金属ガラス合金と、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成
の非晶質合金のＤＳＣ曲線を示すグラフである。
る組成の金属ガラス合金と、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成
の非晶質合金のＤＳＣ曲線を示すグラフである。
【図２０】 圧粉磁心の透磁率μ’及びその変化率Δ
μ’の磁界Ｈ依存性を示すグラフである。
μ’の磁界Ｈ依存性を示すグラフである。
【図２１】 圧粉磁心のインダクタンスＬ及びその変
化率ΔＬの直流バイアス磁界Ｈdc依存性を示すグラフで
ある。
化率ΔＬの直流バイアス磁界Ｈdc依存性を示すグラフで
ある。
【図２２】 圧粉磁心の透磁率μ’及びコアロスＷ
0.5/200k、Ｗ1/100k）のアモルファス体積分率Ｖamo依
存性を示すグラフである。
0.5/200k、Ｗ1/100k）のアモルファス体積分率Ｖamo依
存性を示すグラフである。
１ 圧粉磁心
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 45/02 Ｃ２２Ｃ 45/02 Ａ Ｈ０１Ｆ 1/147 Ｈ０１Ｆ 41/02 Ｄ 27/255 1/14 Ａ 27/24 27/24 Ｄ 41/02 Ｃ （出願人による申告）国等の委託研究の成果に係わる特 許出願（平成12年度新エネルギー・産業技術総合開発機 構「スーパーメタルの技術開発（ナノ・アモルファス構 造制御材料の開発）」委託研究、産業活力再生特別措置 法第30条の適用を受けるもの) (72)発明者 水嶋 隆夫 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 小柴 寿人 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 Ｆターム(参考） 4K018 AA31 AA36 BA19 BB07 BC30 CA08 FA08 KA44 KA61 5E041 AA11 AA14 AA17 AA19 BD03 CA01 HB11 NN01 NN12 NN18
Claims (16)
- 【請求項１】 ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化
開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表さ
れる過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であっ
て、Ｆｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以
上の元素Ｑとを少なくとも含み、非晶質相を主相とする
組織からなる金属ガラス合金の粉末と、絶縁材とが混合
され、成形されてなることを特徴とする圧粉磁心。 - 【請求項２】 前記金属ガラス合金の比抵抗が１．５
μΩ・ｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の
圧粉磁心。 - 【請求項３】 印加磁界±２．４ｋＡ／ｍにおける保
磁力が８０Ａ／ｍ以下であることを特徴とする請求項１
または請求項２に記載の圧粉磁心。 - 【請求項４】 印加磁界±２．４ｋＡ／ｍにおける保
磁力が４０Ａ／ｍ以下であることを特徴とする請求項１
または請求項２に記載の圧粉磁心。 - 【請求項５】 周波数１００ｋＨｚ、磁束密度０．１
Ｔの条件で測定したコアロスが４００ｋＷ／ｍ3以下で
あることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の
圧粉磁心。 - 【請求項６】 前記絶縁材がシリコーンゴムであるこ
とを特徴とする請求項１ないし請求項５のいずれかに記
載の圧粉磁心。 - 【請求項７】 前記絶縁材がシリコーン樹脂であるこ
とを特徴とする請求項１ないし請求項５のいずれかに記
載の圧粉磁心。 - 【請求項８】 前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする請求項１ないし請
求項７のいずれかに記載の圧粉磁心。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢ
w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。 - 【請求項９】 前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする請求項１ないし請
求項７のいずれかに記載の圧粉磁心。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-w-d-e-fＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）
vＣzＢwＬdＭeＥf ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｄ、ｅ、ｆ、
ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．１５、０＜ｂ≦０．
８、０原子％≦ｄ≦４原子％、０原子％≦ｅ≦８原子
％、０原子％≦ｆ≦８原子％、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。 - 【請求項１０】 ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶
化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表
される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であっ
て非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の
粉末と、シリコーンゴムまたはシリコーン樹脂とが混合
され、成形されてなることを特徴とする圧粉磁心。 - 【請求項１１】 ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶
化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表
される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であっ
て、Ｆｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以
上の元素Ｑとを少なくとも含み、非晶質相を主相とする
組織からなる金属ガラス合金の粉末を製造する粉末製造
工程と、 前記の金属ガラス合金の粉末に絶縁材を加えて混合し、
この混合物を圧縮成形して磁心前駆体を形成する成形工
程と、 前記磁心前駆体を、（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以
下の温度で熱処理して前記磁心前駆体の内部応力を除去
する熱処理工程とを具備してなることを特徴とする圧粉
磁心の製造方法。 - 【請求項１２】 前記熱処理工程において、前記磁心
前駆体を、（Ｔg−１６０）Ｋ以上（Ｔg−５０）Ｋ以下
の温度で熱処理することを特徴とする請求項１１に記載
の圧粉磁心の製造方法。 - 【請求項１３】 前記熱処理工程において、前記磁心
前駆体を、（Ｔg−１４０）Ｋ以上（Ｔg−６０）Ｋ以下
の温度で熱処理することを特徴とする請求項１１に記載
の圧粉磁心の製造方法。 - 【請求項１４】 前記熱処理工程において、前記磁心
前駆体を、（Ｔg−１１０）Ｋ以上（Ｔg−６０）Ｋ以下
の温度で熱処理することを特徴とする請求項１１に記載
の圧粉磁心の製造方法。 - 【請求項１５】 前記金属ガラス合金として、下記の
組成で表されるものを用いることを特徴とする請求項１
１ないし請求項１４のいずれかに記載の圧粉磁心の製造
方法。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢ
w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。 - 【請求項１６】 前記金属ガラス合金が、下記の組成
で表されるものであることを特徴とする請求項１１ない
し請求項１４のいずれかに記載の圧粉磁心の製造方法。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-w-d-e-fＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）
vＣzＢwＬdＭeＥf ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｄ、ｅ、ｆ、
ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．１５、０＜ｂ≦０．
８、０原子％≦ｄ≦４原子％、０原子％≦ｅ≦８原子
％、０原子％≦ｆ≦８原子％、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
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Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005020252A1 (ja) * | 2003-08-22 | 2005-03-03 | Nec Tokin Corporation | 高周波用磁心及びそれを用いたインダクタンス部品 |
| JP2008010442A (ja) * | 2006-06-27 | 2008-01-17 | Nissan Motor Co Ltd | 非晶質軟磁性材料の焼結方法 |
| JP2008109080A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-05-08 | Alps Electric Co Ltd | 圧粉磁心及びその製造方法 |
| JP2008277374A (ja) * | 2007-04-26 | 2008-11-13 | Toho Zinc Co Ltd | 巻線インダクタ及びその製造方法 |
| JP2009032880A (ja) * | 2007-07-26 | 2009-02-12 | Kobe Steel Ltd | 高周波用の圧粉磁心用鉄基軟磁性粉末および圧粉磁心 |
| WO2011016275A1 (ja) | 2009-08-07 | 2011-02-10 | アルプス・グリーンデバイス株式会社 | Ｆｅ基非晶質合金、及び前記Ｆｅ基非晶質合金を用いた圧粉コア、ならびにコイル封入圧粉コア |
| US8282745B2 (en) | 2009-01-23 | 2012-10-09 | Alps Green Devices Co., Ltd. | Fe-based soft magnetic alloy and dust core using fe-based soft magnetic alloy |
| US8409707B2 (en) | 2007-07-26 | 2013-04-02 | Kobe Steel, Ltd. | Iron-based soft magnetic powder for dust core and dust core |
| JP2017112218A (ja) * | 2015-12-16 | 2017-06-22 | 株式会社村田製作所 | 電子部品 |
| US11814707B2 (en) | 2017-01-27 | 2023-11-14 | Tokin Corporation | Soft magnetic powder, Fe-based nanocrystalline alloy powder, magnetic component and dust core |
| US11870300B2 (en) | 2020-03-18 | 2024-01-09 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Pressed powder material and rotating electric machine |
-
2001
- 2001-03-21 JP JP2001081377A patent/JP2002151317A/ja active Pending
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4828229B2 (ja) * | 2003-08-22 | 2011-11-30 | Ｎｅｃトーキン株式会社 | 高周波用磁心及びそれを用いたインダクタンス部品 |
| JPWO2005020252A1 (ja) * | 2003-08-22 | 2006-11-16 | Ｎｅｃトーキン株式会社 | 高周波用磁心及びそれを用いたインダクタンス部品 |
| US7170378B2 (en) | 2003-08-22 | 2007-01-30 | Nec Tokin Corporation | Magnetic core for high frequency and inductive component using same |
| WO2005020252A1 (ja) * | 2003-08-22 | 2005-03-03 | Nec Tokin Corporation | 高周波用磁心及びそれを用いたインダクタンス部品 |
| JP2008010442A (ja) * | 2006-06-27 | 2008-01-17 | Nissan Motor Co Ltd | 非晶質軟磁性材料の焼結方法 |
| JP2008109080A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-05-08 | Alps Electric Co Ltd | 圧粉磁心及びその製造方法 |
| JP2008277374A (ja) * | 2007-04-26 | 2008-11-13 | Toho Zinc Co Ltd | 巻線インダクタ及びその製造方法 |
| JP2009032880A (ja) * | 2007-07-26 | 2009-02-12 | Kobe Steel Ltd | 高周波用の圧粉磁心用鉄基軟磁性粉末および圧粉磁心 |
| US8409707B2 (en) | 2007-07-26 | 2013-04-02 | Kobe Steel, Ltd. | Iron-based soft magnetic powder for dust core and dust core |
| US8282745B2 (en) | 2009-01-23 | 2012-10-09 | Alps Green Devices Co., Ltd. | Fe-based soft magnetic alloy and dust core using fe-based soft magnetic alloy |
| WO2011016275A1 (ja) | 2009-08-07 | 2011-02-10 | アルプス・グリーンデバイス株式会社 | Ｆｅ基非晶質合金、及び前記Ｆｅ基非晶質合金を用いた圧粉コア、ならびにコイル封入圧粉コア |
| US8685179B2 (en) | 2009-08-07 | 2014-04-01 | Alps Green Devices Co., Ltd. | Fe-based amorphous alloy, powder core using the same, and coil encapsulated powder core |
| US9422614B2 (en) | 2009-08-07 | 2016-08-23 | Alps Green Devices Co., Ltd. | Fe-based amorphous alloy, powder core using the same, and coil encapsulated powder core |
| JP2017112218A (ja) * | 2015-12-16 | 2017-06-22 | 株式会社村田製作所 | 電子部品 |
| US10319503B2 (en) | 2015-12-16 | 2019-06-11 | Murata Manufacturing Co., Ltd. | Electronic component |
| US11814707B2 (en) | 2017-01-27 | 2023-11-14 | Tokin Corporation | Soft magnetic powder, Fe-based nanocrystalline alloy powder, magnetic component and dust core |
| US11870300B2 (en) | 2020-03-18 | 2024-01-09 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Pressed powder material and rotating electric machine |
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