JP2007231415A

JP2007231415A - 非晶質軟磁性合金、非晶質軟磁性合金部材、非晶質軟磁性合金薄帯、非晶質軟磁性合金粉末、及びそれを用いた磁芯ならびにインダクタンス部品

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Publication number: JP2007231415A
Application number: JP2006326179A
Authority: JP
Inventors: Kenri Urata; 顕理浦田; Teruhiko Fujiwara; 照彦藤原; Hiroyuki Matsumoto; 裕之松元; Takenobu Yamada; 健伸山田; Akihisa Inoue; 明久井上
Original assignee: Tohoku University NUC; NEC Tokin Corp
Current assignee: Tohoku University NUC; Tokin Corp
Priority date: 2006-02-02
Filing date: 2006-12-01
Publication date: 2007-09-13
Anticipated expiration: 2026-12-01
Also published as: JP4849545B2; US20070175545A1; DE102007004835A1; KR100895915B1; US20170294254A1; KR20080059357A; US10984932B2; CN103794327A; KR20070079575A; TWI383410B; TW200737237A; KR101038384B1

Abstract

【課題】合金組成を選択、最適化することにより、過冷却液体領域を持ち、非晶質形成能および軟磁気特性に優れた非晶質軟磁性合金を提供し、前記非晶質軟磁性合金を用いた薄帯、粉末、及びそれを用いた高周波磁芯、及びバルク部材を提供すること。
【解決手段】非晶質軟磁性合金は、式：（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ−ｚ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚ（但し、不可避不純物が含まれ、ＴＭはＣｏ，Ｎｉから選ばれる１種以上、ＬはＡｌ，Ｖ，Ｃｒ，Ｙ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上であって、０≦α≦０．９８、２≦ｗ≦１６原子％、２≦ｘ≦１６原子％、０＜ｙ≦１０原子％、０≦ｚ≦８原子％）で表される組成を有する。
【選択図】図１

Description

本発明は、非晶質軟磁性合金、それを用いた薄帯、粉末、部材、部品に関する。

非晶質軟磁性合金はＦｅ−Ｐ−Ｃに始まり、低ロス材であるＦｅ−Ｓｉ−Ｂや高Ｂｓ組成であるＦｅ−Ｂ−Ｃなどが開発されてきた。これらは損失が低いことからトランス材料として期待されているが珪素鋼板などの従来材と比較しコストやＢｓが低いことからまだ普及には至っていない。またこれらの非晶質軟磁性合金では１０^５Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度を必要とすることから、実験室レベルでは最大で２００μｍ程度の薄帯しか作製することができない。そのため使用方法は薄帯を積層するか、巻き磁芯にする必要があり、非晶質軟磁性合金の用途を著しく狭めている。

１９８０年代後半から従来の非晶質軟磁性合金とは異なり結晶化温度の低温側にガラス遷移が観測され、過冷却液体領域が出現する金属ガラスと呼ばれる合金系が開発され始めた。過冷却液体領域は、ガラス構造の安定に関係していると考えられ、従来にはない非晶質形成能の優れている合金系である。例えば、Ｌｎ−Ａｌ−ＴＭやＺｒ−Ａｌ−Ｎｉ、Ｐｄ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金が発見されており、厚さ数ｍｍ程度の金属ガラスバルク材が作製できる。Ｆｅ基金属ガラスにおいても１９９０年代半ばから発見されており、厚さ１ｍｍ以上の金属ガラスバルク材の可能な組成が報告されている。たとえばＦｅ−（Ａｌ，Ｇａ）−（Ｐ，Ｃ，Ｂ，Ｓｉ）（非特許文献１）やＦｅ−（Ｃｏ，Ｎｉ）−（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）−Ｂ（非特許文献２、特許文献１）、Ｆｅ−（Ｃｒ，Ｍｏ）−Ｇａ−Ｐ−Ｃ−Ｂ（特許文献２）、Ｆｅ−Ｃｏ−ＲＥ−Ｂ（特許文献３）、などである。しかしながらこれらの合金は従来合金に比べ非晶質形成能は向上するものの非磁性元素を多量に含んでいるため飽和磁束密度が低いなどの問題点もあり、非晶質形成能と磁気特性の両立は困難である。

Ｆｅ−Ｓｉ−ＢやＦｅ−Ｐ−Ｃといった従来から知られている非晶質軟磁性合金は高透磁率かつ低損失の材料として知られており、トランスコアや磁気ヘッドなどに有望である。しかしながら非晶質形成能に乏しいため、厚みが２０μｍ程度の薄帯や直径が１００μｍ程度の線材しか市販されておらず、積層、巻磁芯にする必要があり、形状の自由度が著しく小さい。また軟磁気特性に優れ、損失の低い非晶質軟磁性合金粉末を圧粉磁芯とすることで３次元的に成形できるため有望だと考えられるが、これらの組成では非晶質形成能が不足しているため水アトマイズなどで粉末を作製するのは困難である。また不純物などを含む低価格のフェロアロイ原料などを用いると非晶質形成能が低下し、さらに非晶質の均一性が低減し、軟磁気特性の低下が予想される。またＦｅ基金属ガラスにおいても非晶質形成能は良好ではあるが、メタロイド元素を多量に含みＦｅ族元素の含有量が低いことから磁気特性との両立は困難であり、さらにガラス遷移温度が高いことから熱処理温度の高温化などの問題も挙げられる。

Ｍａｔｅｒ．Ｔｒａｎｓ．，ＪＩＭ，３６（１９９５），１１８０Ｍａｔｅｒ．Ｔｒａｎｓ．，ＪＩＭ，３８（１９９７），３５９Ｍａｔ．Ｔｒａｎｓ．４３（２００２）ｐ７６６−７６９特開２０００−２０４４５２号公報特開２００１−３１６７８２号公報特開２００２−１０５６０７号公報

そこで、本発明の技術的課題は、合金組成を選択、最適化することにより、過冷却液体領域を持ち、非晶質形成能および軟磁気特性に優れた非晶質軟磁性合金を提供することにある。

また、本発明のもう一つの技術的課題は、前記非晶質軟磁性合金を用いた薄帯、粉末、及びそれを用いた高周波磁芯、及びバルク部材を提供することにある。

本発明者らは、上述の課題を解決することを目的として種々の合金組成について鋭意検討した結果、Ｆｅ−Ｐ−Ｂ系の合金にＡｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗから選択される一種以上の元素を添加し、その組成成分を限定することにより非晶質形成能が向上し、明瞭な過冷却液体領域が出現することを見出し、本発明を完成するに至った。

また、より改善された合金組成としてＦｅ−Ｐ−Ｂ系の合金にＡｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂから選択される一種以上の元素に、Ｔｉ，Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕの元素を添加し、その組成成分を限定することにより非晶質形成能が向上し、明瞭かつ過冷却液体領域が出現することを見出し、本発明を完成するに至った。

即ち、本発明によれば、式：（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ−ｚ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚ（但し、不可避不純物が含まれ、ＴＭはＣｏ，Ｎｉから選ばれる１種以上、ＬはＡｌ，Ｖ，Ｃｒ，Ｙ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上であって、０≦α≦０．９８、２≦ｗ≦１６原子％、２≦ｘ≦１６原子％、０＜ｙ≦１０原子％、０≦ｚ≦８原子％）で表される組成を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金が得られる。

また、本発明によれば、式：（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ−ｚ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚＴｉ_ｐＣ_ｑＭｎ_ｒＣｕ_ｓ（但し、不可避不純物が含まれ、ＴＭはＣｏ，Ｎｉから選ばれる１種以上、ＬはＡｌ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂから選ばれる１種以上であって、０≦α≦０．３、２≦ｗ≦１８原子％、２≦ｘ≦１８原子％、１５≦ｗ＋ｘ≦２３原子％、１＜ｙ≦５原子％、０≦ｚ≦４原子％であり、ｐ，ｑ，ｒ，ｓは、Ｆｅ，ＴＭ，Ｐ，Ｂ，Ｌ，Ｓｉの合計質量を１００としたときの添加比率であって、０≦ｐ≦０．３、０≦ｑ≦０．５、０≦ｒ≦２、０≦ｓ≦１）で表される組成を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つの非晶質軟磁性合金において、結晶化開始温度（Ｔｘ）が５５０℃以下、ガラス遷移温度（Ｔｇ）が５２０℃以下であり、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇで表される過冷却液体領域が２０℃以上であることを特徴とする非晶質軟磁性合金が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つの非晶質軟磁性合金において、飽和磁束密度が１．２Ｔ以上であることを特徴とする非晶質軟磁性合金が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つの非晶質軟磁性合金において、キュリー温度が２４０℃以上であることを特徴とする非晶質軟磁性合金が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つの非晶質軟磁性合金からなり、０．５ｍｍ以上の厚みと、０．１５ｍｍ^２以上の断面積を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金部材が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つの非晶質軟磁性合金からなり、厚みが１〜２００μｍであることを特徴とする非晶質軟磁性合金薄帯が得られる。

また、本発明によれば、前記非晶質軟磁性合金薄帯において、周波数１ｋＨｚにおける透磁率が、５０００以上であることを特徴とする非晶質軟磁性合金薄帯が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つに記載の非晶質軟磁性合金からなり、粒径が２００μｍ以下（０を含まない）であることを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末が得られる。

また、本発明によれば、前記非晶質軟磁性合金粉末において、前記非晶質軟磁性合金粉末は、水アトマイズまたはガスアトマイズにより作製された前記非晶質軟磁性合金粉末の少なくともいずれかを含み、粒子数の５０％以上が、３μｍより大きな粒径を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末が得られる。

また、本発明によれば、前記非晶質軟磁性合金粉末において、前記非晶質軟磁性合金粉末は、水アトマイズまたはガスアトマイズにより作製された前記非晶質軟磁性合金粉末の少なくともいずれかを含み、目開きが２５０μｍの篩を通過し、中心径が２００μｍ以下の粒度を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末が得られる。

また、本発明によれば、前記非晶質軟磁性合金粉末において、前記非晶質軟磁性合金粉末は、水アトマイズまたはガスアトマイズにより作製された前記非晶質軟磁性合金粉末の少なくともいずれかを含み、目開きが１５０μｍの篩を通過し、中心径が１００μｍ以下の粒度を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末が得られる。

また、本発明によれば、前記非晶質軟磁性合金粉末において、前記非晶質軟磁性合金粉末は、水アトマイズまたはガスアトマイズにより作製された前記非晶質軟磁性合金粉末の少なくともいずれかを含み、目開きが４５μｍの篩を通過し、中心径が３０μｍ以下の粒度を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末が得られる。

また、本発明によれば、前記非晶質軟磁性合金粉末において、前記非晶質軟磁性合金粉末は、水アトマイズまたはガスアトマイズにより作製された前記非晶質軟磁性合金粉末の少なくともいずれかを含み、目開きが４５μｍの篩を通過し、中心径が２０μｍ以下の粒度を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つの非晶質軟磁性合金粉末において、アスペクト比が１〜２であることを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末が得られる。

また、本発明によれば、前記非晶質軟磁性合金部材を成形してなることを特徴とする磁芯が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれかの１つの非晶質軟磁性合金薄帯を、環状に巻き回してなることを特徴とする磁芯が得られる。

また、本発明によれば、前記磁芯において、前記非晶質軟磁性合金薄帯を、絶縁体を介して環状に巻き回してなることを特徴とする磁芯が得られる。

また、本発明によれば、前記非晶質軟磁性合金薄帯を、略同一形状に形成し、積層してなることを特徴とする磁芯が得られる。

また、本発明によれば、前記磁芯において、前記非晶質軟磁性合金薄帯を、略同一形状に形成し、絶縁体を介して積層してなることを特徴とする磁芯が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つに記載の非晶質軟磁性合金粉末からなる原料粉末に、質量比で１０％以下のバインダを混合した混合物を成形してなることを特徴とする磁芯が得られる。

また、本発明によれば、前記磁芯において、前記混合物の前記バインダの混合比率は質量比で５％以下で、前記磁芯における前記原料粉末の占積率が７０％以上で、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．４Ｔ以上で、かつ、比抵抗が１Ω・ｃｍ以上であることを特徴とする磁芯が得られる。

また、本発明によれば、前記磁芯において、前記混合物の前記バインダの混合比率は質量比で３％以下で、成形温度は前記バインダの軟化点以上であり、前記磁芯における前記原料粉末の占積率が８０％以上で、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．６Ｔ以上で、かつ、比抵抗が０．１Ω・ｃｍ以上であることを特徴とする磁芯が得られる。

また、本発明によれば、前記磁芯において、前記混合物の前記バインダ混合比率は質量比で１％以下で、成形温度は前記非晶質軟磁性合金粉末の過冷却液体領域であり、前記磁芯における前記原料粉末の占積率が９０％以上で、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したしたときの磁束密度が０．９Ｔ以上で、かつ、比抵抗が０．０１Ω・ｃｍ以上であることを特徴とする磁芯が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つの磁芯において、前記原料粉末は前記非晶質軟磁性合金粉末よりも小さい中心粒径と、低い硬度を有する軟磁性合金粉末を、体積比で５〜５０％含むことを特徴とする磁芯が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つに記載の磁芯において、前記磁芯は前記非晶質軟磁性合金のキュリー温度以上、かつ結晶化開始温度以下の温度領域で熱処理を施されてなることを特徴とする磁芯が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つに記載の磁芯に、少なくとも１ターンの巻線を施してなることを特徴とするインダクタンス部品が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つに記載の磁芯の内部に、線状の導体を少なくとも１ターン巻き回してなるコイルが配置され、前記磁芯と前記コイルが一体に成形されてなることを特徴とするインダクタンス部品が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つに記載の非晶質軟磁性合金粉末からなる原料粉末に、質量比で５％以下のバインダを混合した混合物を成形してなり、前記原料粉末の占積率が５０％以上の磁芯に、少なくとも１ターンの巻線を施してなるインダクタンス部品であって、１０ｋＨｚ以上の周波数帯域におけるＱ（１／ｔａｎδ）のピーク値が２０以上であることを特徴とするインダクタンス部品が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つの非晶質軟磁性合金粉末からなる原料粉末に、質量比で５％以下のバインダを混合した混合物を成形してなり、前記原料粉末の占積率が５０％以上の磁芯に、少なくとも１ターンの巻線を施してなるインダクタンス部品であって、１００ｋＨｚ以上の周波数帯域におけるＱ（１／ｔａｎδ）のピーク値が２５以上であることを特徴とするインダクタンス部品が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つの非晶質軟磁性合金粉末からなる原料粉末に、質量比で５％以下のバインダを混合した混合物を成形してなり、前記原料粉末の占積率が５０％以上の磁芯に、少なくとも１ターンの巻線を施してなるインダクタンス部品であって、５００ｋＨｚ以上の周波数帯域におけるＱ（１／ｔａｎδ）のピーク値が４０以上であることを特徴とするインダクタンス部品が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つの非晶質軟磁性合金粉末からなる原料粉末に、質量比で５％以下のバインダを混合した混合物を成形してなり、前記原料粉末の占積率が５０％以上の磁芯に、少なくとも１ターンの巻線を施してなるインダクタンス部品であって、１ＭＨｚ以上の周波数帯域におけるＱ（１／ｔａｎδ）のピーク値が５０以上であることを特徴とするインダクタンス部品が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つに記載のインダクタンス部品において、前記磁芯の内部に線状の導体を少なくとも１ターン巻き回してなるコイルが配置され、前記磁芯と前記コイルが一体に成形されてなることを特徴とするインダクタンス部品が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つに記載のインダクタンス部品において、前記磁芯にギャップが設けられてなることを特徴とするインダクタンス部品が得られる。

また、本発明によれば、前記いずれか１つに記載にインダクタンス部品において、前記磁芯は、前記非晶質軟磁性合金のキュリー温度以上、かつ結晶化開始温度以下の温度領域で、熱処理が施されてなることを特徴とするインダクタンス部品が得られる。

本発明では、Ｆｅ系の非晶質軟磁性合金の組成を選択することにより、過冷却液体領域が出現し、非晶質形成能および軟磁気特性に優れた合金を得ることができる。

また、本発明によれば、非晶質形成能および軟磁気特性に優れた前記非晶質軟磁性合金を用いた薄帯、粉末、及びそれを用いた高周波磁芯、及びバルク部材を提供することができる。

本発明についてさらに詳細に説明する。

まず、本発明の非晶質軟磁性合金の基本組成１について述べる。

本発明者等は、種々検討の結果、合金の組成を、（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ−ｚ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚ［但し、不可避不純物元素を含み、０≦α≦０．９８、２≦ｗ≦１６原子％、２≦ｘ≦１６原子％、０＜ｙ≦１０原子％、０≦ｚ≦８原子％、ＴＭをＣｏ（コバルト），Ｎｉ（ニッケル）から選ばれる１種以上、及びＬをＡｌ（アルミニウム），Ｖ（バナジウム），Ｃｒ（クロム），Ｙ（イットリウム），Ｚｒ（ジルコニウム），Ｍｏ（モリブデン），Ｎｂ（ニオブ），Ｔａ（タンタル），Ｗ（タングステン）から選ばれる１種以上、Ｆｅは鉄、Ｐはリン，Ｂはホウ素，Ｓｉは珪素とする］で表されるように規定することにより、優れた磁気特性及び非晶質形成能の確保が可能で、この合金に適宜加工を施すことによって、当該組成を有する非晶質軟磁性合金からなり、バルク状の部材、薄帯、粉末が得られることを見出した。

そして、例えば、当該組成を有する非晶質軟磁性合金部材にあっては、前記組成が優れた非晶質形成能を有することから、従来得られなかった０．５ｍｍ以上の厚みと、０．１５ｍｍ^２以上の断面積を有し、しかも、広帯域で高透磁率、高飽和磁束密度の磁芯が得られる。

また、例えば、当該組成を有する非晶質軟磁性合金薄帯にあっては、これを巻き回したり、積層したりすることで、同様に優れた特性を具備した磁芯が得られ、絶縁体を介して積層することにより、さらに磁芯の特性向上が可能である。

また、例えば、当該組成を有する非晶質軟磁性合金粉末にあっては、適宜バインダと混合した後、金型を用いて成形することにより、同様に優れた特性を具備した圧粉磁芯が得られ、バインダと混合する前に、粉末表面に酸化処理や絶縁被覆を施すことにより、比抵抗が向上し、より高周波帯域に適合した圧粉磁芯となる。

即ち、本発明に係る高周波用磁芯は、経済性に優れる非晶質軟磁性合金として、合金組成式が（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ−ｚ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚ［但し、不可避不純物元素を含み０≦α≦０．９８、２≦ｗ≦１６原子％、２≦ｘ≦１６原子％、０＜ｙ≦１０原子％、０≦ｚ≦８原子％、ＴＭをＣｏ，Ｎｉから選ばれる１種以上、及びＬをＡｌ，Ｖ，Ｃｒ，Ｙ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上とする］の合金組成を規定するように選択して磁気特性及び非晶質形成性能に優れる合金組成を選択して磁気特性及び粉末充填性の優れた粉末を得ることを可能としており、しかもその粉末に酸化処理や絶縁コーティングを施したものを金型等を用いて適当な成形方法で成形体を得るように成形することで圧粉磁芯を作製するようにしているため、広帯域で優れた透磁率特性を示す従来に無い高透磁率圧粉磁芯が得られ、結果として高飽和磁束密度であって、且つ比抵抗の高い軟磁性材料による高周波用磁芯を安価に作製できるようになり、この高周波用磁芯に対して巻線を少なくとも巻回数で１ターン以上巻回して成るインダクタンス部品においても、従来に無く安価で高性能なものとして作製できるため、工業上において極めて有益となる。

ここで、本発明の基本組成１の第１の例においては、式：Ｆｅ_{１００−ｗ−ｘ−ｙ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙ（但し、Ｆｅが主成分であり不可避不純物が含有されても良く、ＬはＡｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗのうちから選ばれる１種類以上の元素であり、２原子％≦ｗ≦１６原子％、２原子％≦ｘ≦１６原子％、０原子％＜ｙ≦１０原子％。）で表される組成を有し、非晶質形成能および軟磁気特性に優れ、過冷却液体領域を有する非晶質軟磁性合金である構成である。

本発明の第２の例においては、式：Ｆｅ_{１００−ｗ−ｘ−ｙ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚ（但し、Ｆｅが主成分であり不可避不純物が含有されても良く、ＬはＡｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗのうちから選ばれる１種類以上の元素であり、２原子％≦ｗ≦１６原子％、２原子％≦ｘ≦１６原子％、０原子％＜ｙ≦１０原子％、０原子％＜ｚ≦８原子％である。）で表される組成を有し、非晶質形成能および軟磁気特性に優れ、過冷却液体領域を有する非晶質軟磁性合金である構成である。

本発明の第３の例においては、式：（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙ（但し、Ｆｅが主成分であり不可避不純物が含有されても良く、ＴＭはＣｏ、Ｎｉのうちから選ばれる１種類以上の元素であり、ＬはＡｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗのうちから選ばれる１種類以上の元素であり、０＜ａ≦０．９８、２原子％≦ｗ≦１６原子％、２原子％≦ｘ≦１６原子％、０原子％＜ｙ≦１０原子％である。）で表され、非晶質形成能および軟磁気特性に優れ、過冷却液体領域を有する非晶質磁性合金である構成である。

本発明の第４の例では、式：（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚ（但し、Ｆｅが主成分であり不可避不純物が含有されても良く、ＴＭはＣｏ、Ｎｉのうちから選ばれる１種類以上の元素であり、ＬはＡｌ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｖ、Ｃｒのうちから選ばれる１種類以上の元素であり、０＜ａ≦０．９８、２原子％≦ｗ≦１６原子％、２原子％≦ｘ≦１６原子％、０原子％＜ｙ≦１０原子％、０原子％＜ｚ≦８原子％である。）で表され、非晶質形成能および軟磁気特性に優れ、過冷却液体領域を有する非晶質軟磁性合金である構成である。

このように、本発明においては、組成を限定し過冷却液体領域を有することにより軟磁気特性および非晶質形成能が向上するが、本発明では過冷却液体領域が２０℃を超えるとさらに良好な軟磁気特性および非晶質形成能を示す。また過冷却液体領域においては粘性が急激に低下し、粘性流動変形を利用した加工が可能になる。

また、本発明では、上記いずれかの例において、ガラス遷移温度（Ｔｇ）が５２０℃以下である非晶質軟磁性部材である。

本発明は主成分元素がＦｅ、Ｐ、Ｂからなっており、ガラス遷移温度が４５０〜５００℃となる。これは従来の過冷却液体領域を有する組成で、非特許文献３に開示されている（Ｆｅ_０．７５Ｓｉ_０．１０Ｂ_０．１５）_９６Ｎｂ_４と比較すると１００℃程低い値となる。これは熱処理温度が低温になることで熱処理が容易になり、ガラス遷移温度より低い温度でも長時間熱処理することにより軟磁気特性は大きく改善でき、それにより薄帯や圧紛磁芯などの非晶質磁性部材は銅線やボビン、樹脂などと同時熱処理が可能となる。

次に、上記基本組成１に、さらに、（Ｔｉ_ｐＣ_ｑＭｎ_ｒＣｕ_ｓ）を含む本発明の非晶質軟磁性合金の基本組成２について述べる。

本発明者等は、合金の組成を、（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ−ｚ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚ（Ｔｉ_ｐＣ_ｑＭｎ_ｒＣｕ_ｓ）［但し、不可避不純物元素を含み、０≦α≦０．３、２≦ｗ≦１８原子％、２≦ｘ≦１８原子％、１５≦ｗ＋ｘ≦２３原子％、１＜ｙ≦５原子％、０≦ｚ≦４原子％、ＴＭをＣｏ，Ｎｉから選ばれる１種以上、及びＬをＡｌ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂから選ばれる１種以上、ｐ，ｑ，ｒ，ｓは、Ｆｅ，ＴＭ，Ｐ，Ｂ，Ｌ，Ｓｉの合計質量を１００としたときの添加比率であって、０≦ｐ≦０．３、０≦ｑ≦０．５、０≦ｒ≦２、０≦ｓ≦１）で表される組成を有するように規定することにより、優れた磁気特性及び非晶質形成能の確保が可能で、この合金に適宜加工を施すことによって、当該組成を有する非晶質軟磁性合金からなり、バルク状の部材、薄帯、粉末が得られることを見出した。

即ち、本発明の改善された非晶質軟磁性合金粉末として、合金組成式が（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ−ｚ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚ（Ｔｉ_ｐＣ_ｑＭｎ_ｒＣｕ_ｓ）［但し、不可避不純物が含まれ、ＴＭはＣｏ，Ｎｉから選ばれる１種以上、ＬはＡｌ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂから選ばれる１種以上であって、０≦α≦０．３、２≦ｗ≦１８原子％、２≦ｘ≦１８原子％、１５≦ｗ＋ｘ≦２３原子％、１＜ｙ≦５原子％、０≦ｚ≦４原子％であり、ｐ，ｑ，ｒ，ｓは、Ｆｅ，ＴＭ，Ｐ，Ｂ，Ｌ，Ｓｉの合計質量を１００としたときの添加比率であって、０≦ｐ≦０．３、０≦ｑ≦０．５、０≦ｒ≦２、０≦ｓ≦１）で表される合金組成を規定するように選択して磁気特性及び非晶質形成性能及び粉末充填性の優れた粉末を得ることを可能としており、しかもその粉末に酸化処理や絶縁コーティングを施したものを金型等を用いて適当な成形方法で成形体を得るように成形することで圧粉磁芯を作製するようにしているため、広帯域で優れた透磁率特性を示す従来に無い高透磁率圧粉磁芯が得られ、結果として高飽和磁束密度であって、且つ比抵抗の高い軟磁性材料による高周波用磁芯を安価に作製できるようになった。

ここで、本発明の基本組成２の例として、下記の組成式で表され、非晶質形成能および軟磁気特性に優れ、過冷却液体領域を有する非晶質軟磁性合金を提供するものである。

即ち、本発明の基本組成２の一例は、組成式が（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚ（Ｔｉ_ｐＣ_ｑＭｎ_ｒＣｕ_ｓ）［但し、０≦α≦０．３、２≦ｗ≦１８原子％、２≦ｘ≦１８原子％、１５≦ｗ＋ｘ≦２３原子％、１＜ｙ≦５原子％、０≦ｚ≦４原子％、ｐ，ｑ，ｒ，ｓは、Ｆｅ，ＴＭ，Ｐ，Ｂ，Ｌ，Ｓｉの合計質量を１００としたときの添加比率であって、０≦ｐ≦０．３、０≦ｑ≦０．５、０≦ｒ≦２、０≦ｓ≦１、ＴＭをＣｏ，Ｎｉから選ばれる１種以上、及びＬをＡｌ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂから選ばれた１種以上とする］で表わされる非晶質軟磁性合金であって、Ｔｇ（ガラス遷移温度）が５２０℃以下で、Ｔｘ（結晶化開始温度）が５５０℃以下で、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇで表される過冷却液体領域が２０℃以上である非晶質軟磁性合金である。

以上の組成で非晶質であり、Ｔｇ（ガラス遷移温度）が５２０℃以下で、Ｔｘ（結晶化開始温度）が５５０℃以下で、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇで表される過冷却液体領域が２０℃以上である事を特徴とする非晶質軟磁性合金である。Ｔｇが５２０℃以下なので従来よりも低い熱処理温度でアニール効果が期待でき、マグネットワイヤを巻き回してから熱処理が可能となる。過冷却液体領域が２０℃を超えると良好な軟磁気特性および非晶質形成能を示す。また過冷却液体領域においては粘性が急激に低下し、粘性流動変形を利用した加工が可能になるという特徴を持ち合わせることになる。

本発明では、基本組成１及び基本組成２を備えた非晶質軟磁性合金からなり、キュリー温度が２４０℃以上である非晶質軟磁性合金である。ここで、非晶質軟磁性合金において、キュリー温度が低いと高温で磁気特性が劣化するため、２４０℃以上に限定したものである。

また、本発明者らは、上記基本組成１及び２を備えた非晶質軟磁性合金の粉末で作製された高周波用磁芯に対して巻線を少なくとも巻回数で１ターン以上巻回して作製されるインダクタンス部品においても、従来に無く安価で高性能なものとして作製できることを見出した。

また、上記基本組成１及び２の組成式で表される非晶質軟磁性金属粉末の粒径を限定することによって、更に高周波における磁芯損失に優れた圧粉磁芯となることを見出した。

また、巻線コイルが磁性体内に封じ込まれている状態で加圧成形し一体化することによって、高周波で大電流に対応したインダクタンス部品が得られることを見出した。

ここで成形体の比抵抗を高めるため、成形前の合金粉末を大気中で酸化熱処理しても良いし、又成形体を高密度に成形するため、バインダである樹脂の軟化点以上の温度で成形しても良く、更に成形体を高密度化するため合金粉末の過冷却液体領域で成形しても良い。

具体的に言えば、上記基本組成１を有する非晶質軟磁性合金粉末については、合金組成式が（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ−ｚ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚ［但し、不可避不純物元素を含み０≦α≦０．９８、２≦ｗ≦１６原子％、２≦ｘ≦１６原子％、０＜ｙ≦１０原子％、０≦ｚ≦８原子％、ＴＭをＣｏ，Ｎｉから選ばれる１種以上、及びＬをＡｌ，Ｖ，Ｃｒ，Ｙ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上とする］で表わされるものとし、この非晶質軟磁性金属粉末に対して質量比で所定量のバインダを混合した混合物を成形することで成形体を得るようにすれば良い。

更に、上記基本組成２を有する非晶質軟磁性合金粉末については、合金組成式が（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ−ｚ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚ（Ｔｉ_ｐＣ_ｑＭｎ_ｒＣｕ_ｓ）［但し、不可避不純物元素を含み０≦α≦０．３、２≦ｗ≦１８原子％、２≦ｘ≦１８原子％、１５≦ｗ＋ｘ≦２３原子％、１≦ｙ≦５原子％、０≦ｚ≦４原子％、ｐ，ｑ，ｒ，ｓは、Ｆｅ，ＴＭ，Ｐ，Ｂ，Ｌ，Ｓｉの合計質量を１００としたときの添加比率であって、０≦ｐ≦０．３、０≦ｑ≦０．５、０≦ｒ≦２、０≦ｓ≦１質量％、ＴＭをＣｏ，Ｎｉから選ばれる１種以上、及びＬをＡｌ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂから選ばれる１種以上、Ｃｕは銅とする］で表わされるものであっても良い。

ここで、本発明の非晶質軟磁性金属粉末の合金組成の各成分について詳しく説明すれば、主成分であるＦｅは磁性を担う元素であり、高い飽和磁束密度を得るために必須である。このＦｅの一部はＴＭで表されるＣｏ，Ｎｉと置換することが可能であるが、Ｃｏの場合、高飽和磁束密度を求めるなら０．０５以上、０．２以下が望ましく、またＮｉの場合は添加することにより過冷却液体領域が拡大するもののＢｓが低下するため０．１以下が望ましく、原料コストの抑制を求めるなら原料価格の高いＣｏ、Ｎｉを添加しないことが望ましい。

Ｐは本発明において必須の元素であり、２原子％以上、１８原子％以下、Ｔｉ，Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕが添加される場合は１６原子％以下である。Ｐを２原子％以上、１８原子％以下、または１６原子％以下に定めたのは、Ｐが２原子％未満では過冷却液体領域および非晶質形成能が低下し、また１８原子％、または１６原子％を超えるとキュリー温度および過冷却液体領域、非晶質形成能が低下するためである。またＰは、２原子％以上、１２原子％以下にすることが望ましい。

Ｂは本発明において必須の元素であり、２原子％以上、１８原子％以下、Ｔｉ，Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕが添加される場合は１６原子％以下である。Ｂを２原子％以上、１８原子％以下、または１６原子％以下に定めたのは、Ｂが２原子％未満ではキュリー温度および過冷却液体領域、非晶質形成能が低下し、１８原子％、または１６原子％を超えると過冷却液体領域および非晶質形成能が低下するためである。またＢは６原子％以上、１６原子％以下にすることが望ましい。

またＴｉ，Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕが添加される場合は、ＰとＢの和は１５原子％以上、２３原子％以下である。ＰとＢの和を１５原子％以上、２３原子％以下に定めたのは１５原子％未満、２３原子％を超えると過冷却液体領域および非晶質形成能が低下するためである。またＰとＢの和は１６原子％以上、２２原子％以下が望ましい。

Ｌ元素（Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂの内の少なくとも一種）は、Ｆｅ−Ｐ−Ｂ合金の非晶質形成能を飛躍的に向上させる元素であり、１０原子％以下であるが、Ｔｉ，Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕが添加される場合は５原子％以下である。本発明でＬ元素を５原子％以下に定めたのは、５原子％を超えると飽和磁束密度およびキュリー温度の低下が著しいためである。１％または０％を超える量を定めたのはそれ以下であると非晶質が形成できないためである。

Ｓｉは、Ｆｅ−Ｐ−Ｂ合金のＰやＢと置換が可能で、非晶質形成能を向上させる元素であり、８原子％以下であり、Ｔｉ，Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕが添加される場合は４原子％以下である。本発明でＳｉを８原子％以下または４原子％以下に定めたのは、規定量を超えるとガラス遷移温度、結晶化温度の上昇および過冷却液体領域、非晶質形成能が低下するためである。

Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｕは、合金の耐食性を改善するのに有効であるが、Ｔｉを０．３質量％以下に定めたのは、０．３質量％を超えると非晶質形成能が著しく低下するためであり、Ｍｎを２質量％以下に定めたのは、２質量％を超えると飽和磁束密度とキュリー温度の低下が著しく低下し、またＣｕを１質量％以下に定めたのは、１質量％を超えると非晶質形成能が著しく低下するためである。

Ｃは、合金のキュリー温度を改善するのに有効であるが、Ｃを０．５質量％以下に定めたのは、０．５質量％超えるとＴｉ同様に非晶質形成能が著しく低下するためである。

又、非晶質軟磁性合金粉末については、水アトマイズ法か、或いはガスアトマイズ法で作製されたものとし、少なくとも粒径の５０％以上が１０μｍ以上であるものとすることが好ましい。特に水アトマイズ法は、合金粉末を安価に大量に製造する方法として確立されており、この方法で粉末を製造できるのは工業的に非常に大きな利点である。但し、従来の非晶質軟磁性合金組成の場合、１０μｍ以上の合金粉末は結晶化するために軟磁気特性が著しく劣化し、結果として製品歩留が著しく劣化するので工業化の妨げとなっていたが、本発明の非晶質軟磁性合金粉末の合金組成は１５０μｍ以下であれば容易に非晶質化（アモルファス化）するため、製品歩留も高くコスト面で非常に有利である。加えて、水アトマイズ法で作製された合金粉末は、粉末表面に適度な酸化被膜が既に形成されているので、これに樹脂を混合して成形体を成形すると比抵抗の高い磁芯が容易に得られる。因みに、ここで説明した水アトマイズ法で作製した合金粉末やガスアトマイズ法で作製した合金粉末の何れにおいても、使用する合金粉末の結晶化温度以下とする温度条件下において大気中で熱処理すれば、更に良好な酸化被膜が形成されて磁芯にしたときの比抵抗を高められる効果があり、これによって磁芯のコアロスを低減することができる。一方、更に高周波用途のインダクタンス部品に対して、微細な粒径の金属粉末を用いて渦電流損失を低減出来る事は分かっているが、従来公知の合金組成では中心粒径（平均粒径）が３０μｍ以下になると製造時に粉末の酸化が著しくなり、一般的な水アトマイズ装置で作製した粉末では所定の特性が得られにくいという欠点があるが、非晶質軟磁性金属粉末は合金の耐食性に優れているため微細な粉末でも酸素量の少ない優れた特性の粉末が比較的容易に製造できる利点を有する。

次に、成形体の成形方法については、基本的に非晶質軟磁性合金粉末に質量比で１０％以下のシリコーン樹脂等のバインダを混合し、金型を用いたり、或いはモールド成形により成形体を得れば高周波用磁芯となる。

又、成形体は、非晶質軟磁性合金粉末に対してバインダを質量比で５％以下混合した混合物を金型で圧縮成形することで得ても良く、この場合の成形体は、占積率（粉末充填率）が７０％以上で１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．４Ｔ以上であり、且つ比抵抗が１Ω・ｃｍ以上となる。磁束密度が０．４Ｔ以上で、且つ比抵抗が１Ω・ｃｍ以上であると、フェライトによる磁芯よりも良好な特性となり、有用性が高まる。

更に、成形体は、非晶質軟磁性合金粉末に対してバインダを質量比で３％以下混合した混合物をバインダの軟化点以上の温度条件下の金型で圧縮成形することで得ても良く、この場合の成形体は、占積率が８０％以上で１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．６Ｔ以上で、且つ比抵抗が０．１Ω・ｃｍ以上となる。磁束密度が０．９Ｔ以上で、且つ比抵抗が０．１Ω・ｃｍ以上であると、現在市販されている圧紛磁芯よりも良好な特性となり、有用性が更に高まる。加えて、成形体は、非晶質軟磁性合金粉末に対してバインダを質量比で１％以下混合した混合物を非晶質軟磁性合金粉末の過冷却液体領域の温度範囲で圧縮成形することで得ても良く、この場合の成形体は、占積率が９０％以上で１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．９Ｔ以上で、且つ比抵抗が０．０１Ω・ｃｍ以上となる。磁束密度が０．９Ｔ以上で、且つ比抵抗が０．０１Ω・ｃｍ以上になると、実用領域では非晶質軟磁性合金及び高珪素鋼鈑の積層コアとほぼ同等の磁束密度を示すようになるが、ここでの成形体の方がヒステリシス損失が小さく、比抵抗の高い分だけコアロス特性が格段に優れるので、磁芯としては更に有用性が高まる。

更に、これらの高周波用磁芯を成す成形体については、歪取り熱処理として、成形後にキュリー点以上の温度条件下で熱処理を施せば、コアロスが更に低下し、磁芯としての有用性が更に高まる。

また、本発明の基本組成１及び２の非晶質軟磁性合金により作製された粉末は、Ｔｇ（ガラス遷移温度）が５２０℃以下で、Ｔｘ（結晶化開始温度）が５５０℃以下で、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇで表される過冷却液体領域が２０℃以上である。Ｔｇが５２０℃以下なので従来よりも低い熱処理温度でアニール効果が期待でき、マグネットワイヤを巻き回してから熱処理が可能となる。過冷却液体領域が２０℃を超えると良好な軟磁気特性および非晶質形成能を示す。また過冷却液体領域においては粘性が急激に低下し、粘性流動変形を利用した加工が可能になるという特徴を持ち合わせることになる。

また、本発明では、周波数１ｋＨｚの初透磁率が５０００以上の非晶質軟磁性合金薄帯としても良い。また、本発明では、当該磁性部材の厚みが０．５ｍｍ以上かつ断面が０．１５ｍｍ^２以上を持つ非晶質軟磁性合金部材として形成しても良い。

ここで、本発明の非晶質軟磁性合金部材によれば、前述のように組成を最適化することにより、従来よりも高い非晶質形成能を有し、金型鋳造法により直径１．５ｍｍの非晶質軟磁性合金部材を作製することができ、薄帯の積層や粉末の固化成形とは異なる磁性コアのバルク材の成形が可能となる。

ところで、このような高周波用磁芯に対し、必要に応じて磁路の一部にギャップを設けた上で巻線を少なくとも巻回数で１ターン以上巻回してインダクタンス部品を作製すれば、高磁界において高い透磁率を示す優れた特性を持つ製品を製造することができる。

それでは、本発明について図面を参照しながらさらに、詳しく説明する。

図１は、本発明の高周波用磁芯１の基本構成に係る一例を示した外観斜視図である。図１では、上述した非晶質軟磁性合金粉末を用いた高周波用磁芯１を円環状に形成した様子を示している。

図２は、この高周波用磁芯１に巻線を施して成るインダクタンス部品１０を示した外観斜視図である。図２では、円環状の高周波用磁芯１に対し、巻線３を所定の巻回数で巻回してリード線引き出し部分３ａ，３ｂを含むようにインダクタンス部品１０を作製した様子を示している。

図３は、本発明の高周波用磁芯１の基本構成に係る他例を示した外観斜視図である。図３では、上述した非晶質軟磁性合金粉末を用いた高周波用磁芯１を円環状に形成した上、磁路の一部にギャップ２を設けた様子を示している。

図４は、このギャップ２を持つ高周波用磁芯１に巻線を施して成るインダクタンス部品を示した外観斜視図である。図４では、ギャップ２を持つ円環状の高周波用磁芯１に対し、巻線３を所定の巻回数で巻回してリード線引き出し部分３ａを含むようにインダクタンス部品を作製した様子を示している。

また、上記非晶質軟磁性合金組成であって最大粒径が篩径で４５μｍ以下で中心粒径が３０μｍ以下の非晶質軟磁性金属粉末に対し、質量比で１０％以下のバインダを混合した混合物を成形することで圧粉磁芯を作製すれば、高周波で極めて低い損失特性を示す従来に無い優れた性能を持つ圧粉磁芯となり、これに巻線を施すことよってＱ特性の優れたインダクタンス部品が得られる。更に巻線コイルが磁性体内に封じ込まれている状態で加圧成形し一体化することによって、高周波で大電流に対応したインダクタンス部品が得られる。

ここで粉末粒径を規定した理由を具体的に言えば、最大粒径が目開き４５μｍの篩を通過する大きさを超えると高周波領域でのＱ特性が劣化するためであって、更に中心粒径が３０μｍ以下でないと５００ｋＨｚ以上でのＱ特性が４０を超えない。更に、中心粒径が２０μｍ以下でないと１ＭＨｚ以上でのＱ値（＝ｔａｎ１／δ）が５０以上にならないためである。非晶質軟磁性合金粉末は合金自体の比抵抗が従来材料に比較して２〜１０倍程度高いので同じ粒径であってもＱ特性が高くなる利点が有る。また、Ｑ特性が同じで構わないのであれば使用可能な粒径範囲を広く取る事で粉末製造コストを低減することが可能となる。

図５は、本発明の高周波用インダクタンス部品の基本構成に係る他の一例を示した外観斜視図である。図５では、巻線コイル６が、上述した非晶質軟磁性合金粉末によって形成された磁性体８内に封じ込まれている状態で加圧成形し一体化したインダクタンス部品１０３の様子を示している。なお、符号５は引き出し部分である。

ここで、本発明において非晶質とは薄帯や粉末表面を通常のＸ線回折法により測定を行うことにより、Ｘ線回折プロファイルを得た時にブロードなピークのみになる状態である。また鋭い結晶相に起因するピークが存在する場合を「結晶相」と判断した。

また、本発明の非晶質軟磁性合金においては、非晶質状態の薄帯や粉末をＡｒ等の不活性雰囲気中で昇温すると昇温時にガラス遷移現象が出現したのち結晶化現象が起こる。このガラス遷移現象の開始温度をガラス遷移温度（Ｔｇ）とし、このガラス遷移温度と結晶化温度（Ｔｘ）の間の温度を過冷却液体領域（Ｔｘ−Ｔｇ）とする。また昇温速度はすべて４０Ｋ／ｍｉｎとし、この条件でガラス遷移温度、結晶化温度、過冷却液体領域について評価を行った。

以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。

（実施例１〜１５）
本発明材としてＦｅ、Ｐ、Ｂ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗの純金属材料をそれぞれ秤量し、チャンバー内で真空引きした後、減圧Ａｒ雰囲気中、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。その後作製した母合金を用い単ロール法により回転数を調整することで厚さ２０μｍおよび２００μｍの薄帯を作製した。

また従来材として市販製品であるＭＥＴＧＬＡＳ（登録商標）２６０５−Ｓ２を用いた。また２００μｍの薄帯は同一組成の母合金を高周波加熱にて作製し、単ロール法にて作製した。

厚さ２００μｍの薄帯は銅ロールに接触していない側の面である一番冷却速度の遅い自由凝固面についてＸ線回折法を用いて測定を行い、Ｘ線回折プロファイルを得た時にブロードなピークのみになる状態であるものを「非晶質相」。それ以外の場合を「結晶相」と判断した。さらに厚さ２０μｍの薄帯を用いＤＳＣから熱的性質について評価をいった。これよりガラス遷移温度および結晶化温度を測定し、また過冷却液体領域について算出をした。また磁気特性については厚さ２０μｍの薄帯を用い、巻き磁芯としインピーダンスアナライザーにより初透磁率を、また直流ＢＨトレーサーで保磁力を測定した。このときそれぞれの試料についてＡｒ雰囲気中、ガラス遷移温度で５分熱処理を行った。ガラス遷移温度がでないものは結晶化温度より３０℃低い温度で５分熱処理を行った。

上記表１に示すように、実施例１〜１５の合金組成は本発明の範囲内の組成であるため、過冷却液体領域を有し、優れた非晶質形成能および軟磁気特性を有している。図６に厚みを変えたＦｅ_７８Ｐ_８Ｂ_１０Ｍｏ_４薄帯のＸＲＤ結果を示す。このように２００μｍまではブロードなピークのみのＸ線回折プロファイルであり、非晶質相であることが分かる。他の実施例についても同様である。また厚み１μｍ以下の薄帯は実用上作製が困難である。これに対して比較例２、４、５は過冷却液体領域を有しておらず、非晶質形成能および軟磁気特性が劣っている。また比較例１、３は若干ではあるが過冷却液体領域は有しているものの非晶質形成能が低く２００μｍ以上の薄帯を作製することができなかった。

（実施例１６〜２４）
本発明材としてＦｅ、Ｐ、Ｂ、Ａｌ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＷおよびＳｉの純金属材料をそれぞれ秤量し、チャンバー内で真空引きした後、減圧Ａｒ雰囲気中、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。その後作製した母合金を用い単ロール法により回転数を調整することで厚さ２０μｍおよび２００μｍの薄帯を作製した。

厚さ２００μｍの薄帯は銅ロールに接触していなく一番冷却速度の遅い自由凝固面についてＸ線回折法を用いて測定を行い、Ｘ線回折プロファイルを得た時にブロードなピークのみになる状態であるものを「非晶質相」。それ以外の場合を「結晶相」と判断した。さらに厚さ２０μｍの薄帯を用いＤＳＣから熱的性質について評価をいった。これよりガラス遷移温度および結晶化温度を測定し、また過冷却液体領域について算出をした。また磁気特性については厚さ２０μｍの薄帯を用いて巻き磁芯としインピーダンスアナライザーにより初透磁率を、また直流ＢＨトレーサーで保磁力を測定した。このときそれぞれの試料についてＡｒ雰囲気中、ガラス遷移温度で５分熱処理を行う。ガラス遷移温度がでないものは結晶化温度より３０℃低い温度で５分熱処理を行う。

表２に示すように、実施例１６〜２４の合金組成は本発明の範囲内の組成であるため、過冷却液体領域を有し、優れた非晶質形成能および軟磁気特性を有している。これに対して比較例６は過冷却液体領域を有しておらず、非晶質形成能が低く２００μｍ以上の薄帯を作製することができず、軟磁気特性が劣っている。

（実施例２５〜２９）
本発明材としてＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｐ、Ｂ、Ｍｏの純金属材料をそれぞれ秤量し、チャンバー内で真空引きした後、減圧Ａｒ雰囲気中、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。その後作製した母合金を用い単ロール法により回転数を調整することで厚さ２０μｍおよび２００μｍの薄帯を作製した。

厚さ２００μｍの薄帯は銅ロールに接触していない側の面である、一番冷却速度の遅い自由凝固面についてＸ線回折法を用いて測定を行い、Ｘ線回折プロファイルを得た時にブロードなピークのみになる状態であるものを「非晶質相」。それ以外の場合を「結晶相」と判断した。さらに厚さ２０μｍの薄帯を用いＤＳＣから熱的性質について評価をいった。これよりガラス遷移温度および結晶化温度を測定し、また過冷却液体領域について算出をした。また磁気特性については厚さ２０μｍの薄帯を用いて巻き磁芯としインピーダンスアナライザーにより初透磁率を、また直流ＢＨトレーサーで保磁力を測定した。このときそれぞれの試料についてＡｒ雰囲気中、ガラス遷移温度で５分熱処理を行う。ガラス遷移温度がでないものは結晶化温度より３０℃低い温度で５分熱処理を行う。

上記表３に示すように、実施例２５〜２９の合金組成は本発明の範囲内の組成であるため、過冷却液体領域を有し、優れた非晶質形成能および軟磁気特性を有している。これに対して比較例７は過冷却液体領域を有しており、優れた非晶質形成能を有しているものの室温では磁性を持っていない。

（実施例３０〜３３）
本発明材としてＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｐ、Ｂ、ＭｏおよびＳｉの純金属材料をそれぞれ秤量し、チャンバー内で真空引きした後、減圧Ａｒ雰囲気中、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。その後作製した母合金を用い単ロール法により回転数を調整することで厚さ２０μｍおよび２００μｍの薄帯を作製した。

厚さ２００μｍの薄帯は銅ロールに接触していない側の面である一番冷却速度の遅い自由凝固面についてＸ線回折法を用いて測定を行い、Ｘ線回折プロファイルを得た時にブロードなピークのみになる状態であるものを「非晶質相」。それ以外の場合を「結晶相」と判断した。さらに厚さ２０μｍの薄帯を用いＤＳＣから熱的性質について評価をいった。これよりガラス遷移温度および結晶化温度を測定し、また過冷却液体領域について算出をした。また磁気特性については厚さ２０μｍの薄帯を用いて巻き磁芯としインピーダンスアナライザーにより初透磁率を測定した。このときそれぞれの試料についてＡｒ雰囲気中、ガラス遷移温度で５分熱処理を行う。ガラス遷移温度がでないものは結晶化温度より３０℃低い温度で５分熱処理を行う。

上記表４に示すように、実施例３０〜３３の合金組成は本発明の範囲内の組成であるため、過冷却液体領域を有し、優れた非晶質形成能および軟磁気特性を有している。これに対して比較例８は過冷却液体領域を有しており、優れた非晶質形成能を有しているものの室温では磁性を持っていない。

（実施例３４〜３６）
発明材としてＦｅ、Ｐ、Ｂ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｍｏの純金属材料をそれぞれ秤量し、チャンバー内で真空引きした後、減圧Ａｒ雰囲気中、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。その後作製した母合金を用い水アトマイズ法により非晶質軟磁性合金粉末を作製した。

比較材として市販されているＭＥＴＧＬＡＳ２６０５−Ｓ２と同等の組成を同様に高周波溶解で作製し、その後水アトマイズ法により非晶質軟磁性粉末を作製した。

得られた非晶質軟磁性粉末を２００μｍ以下に分級し、Ｘ線回折法を用いて測定を行い、Ｘ線回折プロファイルを得た時にブロードなピークのみになる状態であるものを「非晶質相」。それ以外の場合を「結晶相」と判断した。

表５に示すように、実施例３４〜３６の合金組成は本発明の範囲内の組成であるため、水アトマイズにより非晶質軟磁性合金粉末を作製することができる。また図７に分級により粒径を変えたＦｅ_７８Ｐ_８Ｂ_１０Ｍｏ_４粉末のＸＲＤ結果を示す。このように粒径２００μｍまではブロードなピークのみのＸ線回折プロファイルであり、非晶質相であることが分かる。他の実施例についても同様である。これに対して比較例９は非晶質形成能がなく得られる粉末は結晶相となり非晶質軟磁性合金粉末を得ることができなかった。

（実施例３７−６０）
本発明材としてＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ａｌ、Ｆｅ−Ｖ、Ｆｅ−Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｆｅ−Ｎｂ、Ｆｅ−Ｍｏ、Ｔａ、ＷおよびＴｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕの原料をそれぞれ秤量し、チャンバー内で真空引きした後、減圧Ａｒ雰囲気中、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。その後作製した母合金を用い単ロール法により回転数を調整することで厚さ２０μｍおよび１５０μｍの薄帯を作製した。

また従来材として市販されているＭＥＴＧＬＡＳ２６０５−Ｓ２と同一組成の母合金を高周波加熱にて作製し、厚さ２０μｍおよび２００μｍの薄帯を単ロール法にて作製した。

厚さ２００μｍの薄帯は銅ロールに接触していない側の面である、一番冷却速度の遅い自由凝固面についてＸ線回折法を用いて測定を行い、Ｘ線回折プロファイルを得た時にブロードなピークのみになる状態であるものを「非晶質相」。それ以外の場合を「結晶相」と判断した。さらに厚さ２０μｍの薄帯を用いＤＳＣから熱的性質について評価をいった。これよりガラス遷移温度および結晶化温度を測定し、また過冷却液体領域について算出をした。また磁気特性については厚さ２０μｍの薄帯を用い、ＶＳＭで飽和磁束密度を測定した。

上記表６に示すように、実施例３７〜６０の合金組成は本発明の範囲内の組成であるため、過冷却液体領域を有し、優れた非晶質形成能および軟磁気特性を有している。これに対して比較例１０、１１、１２、１３、１４、１５、１７，２０は過冷却液体領域が小さい若しくは有しておらず、また非晶質形成能が劣っている。また比較例６，８、９では非晶質形成能は良好なもののＴｃおよびＢｓが低い。比較例１５では過冷却液体領域が小さく、非晶質形成能が劣っており、さらにガラス遷移温度が高温である。

（実施例６１〜７０）
本発明材としてＦｅ、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｒ、Ｆｅ−ＮｂおよびＴｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕの原料をそれぞれ秤量し、チャンバー内で真空引きした後、減圧Ａｒ雰囲気中、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。その後作製した母合金を用い単ロール法により厚さ５０μｍの薄帯を作製した。

また、比較のために、従来材として市販されているＭＥＴＧＬＡＳ２６０５−Ｓ２と同一組成の母合金を高周波加熱にて作製し、厚さ５０μｍの薄帯を単ロール法にて作製した。

それぞれの薄帯について、腐食速度を調べた。腐食速度は１規定ＮａＣｌ溶液中に厚さ５０μｍの薄帯を入れ、重量の変化を調べ、表面積と時間から算出した。その結果を下記表７に示す。

上記表７に示すように、実施例６１〜７０の合金組成は本発明の範囲内の組成であるため、腐食速度が遅く、耐食性に優れている。これに対して比較例２１は腐食速度が大きく、耐食性に劣っている。

（実施例７１〜７３）
本発明材としてＦｅ、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｒ、Ｆｅ−ＮｂおよびＴｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕの原料をそれぞれ秤量し、チャンバー内で真空引きした後、減圧Ａｒ雰囲気中、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。その後作製した母合金を用い単ロール法により厚さ２０μｍの薄帯を作製した。

また、比較のための従来材として市販されているＭＥＴＧＬＡＳ２６０５−Ｓ２と同一組成の母合金を高周波加熱にて作製し、厚さ２０μｍの薄帯を単ロール法にて作製した。

厚さ２０μｍの薄帯を用い、薄帯間はシリコーン樹脂で接着、絶縁をした巻き磁芯としてインピーダンスアナライザーにより初透磁率を測定した。このときそれぞれの試料についてＡｒ雰囲気中、３５０℃で６０分熱処理を行う。また従来材であるＭＥＴＧＬＡＳ２６０５−Ｓ２は４２５℃で６０分熱処理を行う。

上記表８に示すように、実施例７１〜７３の合金組成は本発明の範囲内の組成であるため、軟磁気特性に優れている。一方、比較例２２にかかる従来材のＭＥＴＧＬＡＳは軟磁気特性に劣っている。

（実施例７４〜７８）
本発明材としてＦｅ、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｒ、Ｆｅ−ＮｂおよびＴｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕの原料をそれぞれ秤量し、チャンバー内で真空引きした後、減圧Ａｒ雰囲気中、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。その後作製した母合金を用い単ロール法により回転数を調整することで厚さ２０〜１７０μｍの薄帯を作製した。

また、比較のために従来材として市販されているＭＥＴＧＬＡＳ２６０５−Ｓ２と同一組成の母合金を高周波加熱にて作製し、厚さ２０μｍの薄帯を単ロール法にて作製した。

幅１ｍｍ、長さ１６ｍｍ、厚みが１ｍｍになるようにそれぞれの薄帯を積層した。薄帯間はシリコーン樹脂で接着、絶縁をし、１２００ターン巻線を施した後インピーダンスアナライザーＬｓとＱを測定した。このときそれぞれの試料についてＡｒ雰囲気中、３５０℃で６０分熱処理を行った。また従来材であるＭＥＴＧＬＡＳ２６０５−Ｓ２は４２５℃で６０分熱処理を行った。それぞれの試料の測定結果を下記表９に示した。

上記表９に示すように、実施例７４〜７８の合金組成は本発明の範囲内の組成であるため、高周波の軟磁気特性に優れている。それに対し比較例２３は厚みが１５０μｍを超え渦電流損失のため高周波の特性が劣っている。一方、本発明材とは組成が外れている比較例２４にかかる従来材は、高周波の軟磁気特性に劣っている。

（実施例７９〜８２）
本発明材としてＦｅ、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｒ、Ｆｅ−ＮｂおよびＴｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕの原料をそれぞれ秤量し、チャンバー内で真空引きした後、減圧Ａｒ雰囲気中、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。その後作製した母合金を用い水アトマイズ法により粉末を作製した。

また従来材として市販されているＭＥＴＧＬＡＳ２６０５−Ｓ２と同一組成を高周波溶解で作製し、その後水アトマイズ法により粉末を作製した。

得られた粉末を２００μｍ以下に分級し、Ｘ線回折法を用いて測定を行い、Ｘ線回折プロファイルを得た時にブロードなピークのみになる状態であるものを「非晶質相」。それ以外の場合を「結晶相」と判断した。

上記表１０に示すように、実施例７９〜８２の合金組成は本発明の範囲内の組成であるため、水アトマイズにより非晶質軟磁性粉末を作製することができる。これに対して比較例２５、２６は非晶質形成能がなく得られる粉末は結晶相となり非晶質軟磁性粉末を得ることができなかった。

（実施例８３〜８６）
本発明材としてＦｅ、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｒ、Ｆｅ−ＮｂおよびＴｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕの原料をそれぞれ秤量し、チャンバー内で真空引きした後、減圧Ａｒ雰囲気中、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。その後作製した母合金を用い水アトマイズ法により非晶質軟磁性粉末を作製した。その粉末を溶媒に溶かした５質量％のシリコーン樹脂と混合、造粒したのち、外径１８ｍｍ内径１２ｍｍ厚さ３ｍｍになるように９８０ＭＰａ（１０ｔｏｎ／ｃｍ^２）でプレス成形した。

比較材として水アトマイズで作製されたＦｅ粉末およびセンダストも同様に溶媒に溶かした５質量％のシリコーン樹脂と混合、造粒したのち、外径１８ｍｍ内径１２ｍｍ厚さ３ｍｍになるように９８０ＭＰａ（１０ｔｏｎ／ｃｍ^２）でプレス成形した後熱処理を施し、インピーダンスアナライザーにより初透磁率の測定を、また交流ＢＨアナライザーによりＦｅ損を、また密度の測定を行った。このときそれぞれの試料についてＡｒ雰囲気中、３５０℃で６０分熱処理を行った。またＦｅおよびＦｅ−Ｓｉ−Ｃｒ粉末は５００℃でセンダストは７００℃でそれぞれ６０分熱処理を行った。それらの初透磁率、損失、密度を下記表１１に示した。

上記表１１に示すように、実施例８３〜８６の非晶質軟磁性粉末で作製した圧粉磁芯は本発明の範囲であるため、非常に低い損失であることが分かる。これに対して比較例２６はＦｅ粉末で作製した圧粉磁芯であり、密度は高いものの高周波の初透磁率および損失が格段に悪い。また比較例２７、２８も損失が格段に悪い。

（実施例８７〜１１０）
先ず、粉末作製工程として、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｐ，Ｂ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ａｌ，Ｖ，Ｃｒ，Ｙ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗの純金属元素材料、または必要に応じて各種母合金を所定の組成になるように秤量し、これらを用いて一般的な水アトマイズ法により各種軟磁性合金粉末を作製した。

次に、成形体作製工程として、得られた合金粉末をそれぞれ粒径が４５μｍ以下のものに分級してからバインダとしてシリコーン樹脂を質量比で４％混合した後、外径φＯＵＴ＝２７ｍｍ×内径φＩＮ＝１４ｍｍの溝を持つ金型を使用し、高さが５ｍｍになるように室温で圧力１．１８ＧＰａ（約１２ｔ／ｃｍ^２）を加えることにより各種成形体を成形した。

更に、得られた各種成形体を樹脂硬化した後、各種成形体の重量及び寸法を測定してから適当な巻回数で巻線を施して各種インダクタンス部品（図２に示される形態のものとする）を作製した。

次に、各種試料のインダクタンス部品について、ＬＣＲメーターを用いて１００ｋＨｚのインダクタンス値から透磁率を求め、更に直流磁気特性測定装置を用いて１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの飽和磁束密度を測定すると共に、各磁芯の上下面を研磨してＸ線回折（ＸＲＤ）の測定を行うことで相を観察したところ、下記表１２に示されるような結果となった。

但し、表１２では各種試料の組成比を示している他、ＸＲＤの測定で得られたＸＲＤパターンにおいて、非晶質相特有のブロードなピークしか検出されないものを非晶質相とし、又結晶に起因する鋭いピークがブロードなピークと共に観察されたもの及びブロードなピークが見られず鋭いピークのみの場合を結晶相と判断した。尚、非晶質相が得られた組成の試料についてはＤＳＣによる熱分析をして、ガラス遷移温度（Ｔｇ）及び結晶化温度（Ｔｘ）の測定を行い、全ての試料についてΔＴｘが２０℃以上であることを確認した。また、各種成形体（磁芯）の比抵抗を直流２端子法で測定したところ、比抵抗はすべての試料が１Ω・ｃｍ以上の良好な値を示していることも確認した。

ＤＳＣの昇温速度は４０Ｋ／ｍｉｎである。実施例８７〜９０と比較例２９〜３３より、Ｐ量及びＢ量が２％より少ないか、１６％より多い場合には高透磁率が得られる非晶質相が形成出来ないが、２％以上１６％以下では非晶質相が形成出来る事が分かる。実施例９１〜９４と比較例３４〜３５より、Ｍｏ量が０％か、１０％より多い場合には非晶質相が形成できないが、０％よりも多く１０％以下では非晶質相が形成できることが分かる。実施例９５〜９６と比較例３６よりＳｉが８％以下の範囲内で添加されても非晶質相が形成されることが分かる。実施例９７〜１０３より、ＭｏをＡｌ，Ｖ，Ｃｒ，Ｙ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗで置換しても同様の効果が得られる事が分かる。実施例１０４〜１１０よりＦｅの１部をＣｏ，Ｎｉと置換しても良いが、比較例３６〜３７よりＦｅの全量を置換すると非晶質相は得られるものの磁束密度が０となる事が分かり、本発明の分野には適さないことが示されている。

（実施例１１１〜１３２）
先ず、粉末作製工程として、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｐ，Ｂ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ａｌ，Ｖ，Ｃｒ，Ｙ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，Ｔｉ，Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕの純金属元素材料、または必要に応じて各種母合金を所定の組成になるように秤量し、これらを用いて一般的な水アトマイズ法により各種軟磁性合金粉末を作製した。

次に、成形体作製工程として、得られた合金粉末をそれぞれ粒径が４５μｍ以下のものに分級してからバインダとしてシリコーン樹脂を質量比で４％混合した後、外径φＯＵＴ＝２７ｍｍ×内径φＩＮ＝１４ｍｍの溝を持つ金型を使用し、高さが５ｍｍになるように室温で圧力１．１８ＧＰａ（約１２ｔ／ｃｍ２）を加えることにより各種成形体を成形した。

次に、各種試料のインダクタンス部品について、ＬＣＲメーターを用いて１００ｋＨｚのインダクタンス値から透磁率を求め、更に直流磁気特性測定装置を用いて１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度を測定すると共に、各磁芯の上下面を研磨してＸ線回折（ＸＲＤ）の測定を行うことで相を観察したところ、下記表１３に示されるような結果となった。

但し、表１３では各種試料の組成比を示している他、ＸＲＤの測定で得られたＸＲＤパターンにおいて、非晶質相特有のブロードなピークしか検出されないものを非晶質相とし、又結晶に起因する鋭いピークがブロードなピークと共に観察されたもの及びブロードなピークが見られず鋭いピークのみの場合を結晶相と判断した。尚、非晶質相が得られた組成の試料についてはＤＳＣによる熱分析をして、ガラス遷移温度（Ｔｇ）及び結晶化温度（Ｔｘ）の測定を行い、全ての試料についてΔＴｘが２０℃以上であることを確認した。また、各種成形体（磁芯）の比抵抗を直流２端子法で測定したところ、比抵抗はすべての試料が１Ω・ｃｍ以上の良好な値を示していることも確認した。

上記表１３に示すように、実施例１１１〜１３２の合金組成は本発明の範囲内の組成であるため、過冷却液体領域を有し、優れた非晶質形成能および軟磁気特性を有している。これに対して比較例３８〜５２は非晶質形成能が劣っているため結晶相しか得られず良好な透磁率特性は得られないことが分かる。

（実施例１３３）
実施例１３３では、Ｆｅ_７７Ｐ_１０Ｂ_１０Ｎｂ_２Ｃｒ_１Ｔｉ_０．１Ｃ_０．１Ｍｎ_０．１Ｃｕ_０．１の組成を有する合金粉末を水アトマイズ法により粉末作製した後、得られた粉末を粒径が４５μｍ以下のものに分級してからＸＲＤの測定を行い、非晶質相特有のブロードなピークを確認した。又、ＤＳＣにて熱分析を行い、ガラス遷移温度（Ｔｇ）及び結晶化温度（Ｔｘ）の測定を行い、ΔＴｘ（Ｔｇ−Ｔｘ）が３６℃であることを確認した。次に、この粉末をガラス遷移温度よりも低い温度条件４００℃に保ち、０．５時間大気中で熱処理して粉末表面に酸化物を形成させた。

更に、この酸化物が形成された粉末を使用してバインダとしてシリコーン樹脂を質量比でそれぞれ５％，２．５％，１％，０．５％混合し、これらの粉末を外径φＯＵＴ＝２７ｍｍ×内径φＩＮ＝１４ｍｍの溝を持つ金型を使用し、高さが５ｍｍになるようにそれぞれ室温，樹脂の軟化温度より高い１５０℃，非晶質軟磁性金属粉末の過冷却液体領域である４７０℃の３つの条件下でそれぞれ圧力１．１８ＧＰａ（１２ｔ／ｃｍ^２）を加えることにより各種成形体を成形した。

次に、得られた各種成形体を樹脂硬化した後、各種成形体の重量及び寸法を測定してから適当な巻回数で巻線を施して各種インダクタンス部品（図２に示される形態のものとする）を作製した。

次に、各種試料（Ｎｏ．１〜１２）のインダクタンス部品について、占積率％、直流磁気特性による磁束密度（ａｔ１．６×１０^４Ａ／ｍ）、直流の比抵抗（Ω・ｃｍ）を測定したところ、下記表１４に示されるような結果となった。

上記表１４からは、バインダの添加量（樹脂量）が５％を越えるときは比抵抗がフェライト磁芯に匹敵する１０^４Ω・ｃｍ以上の高い値が得られるが、成形温度を高くしてもその効果は見られずに室温程度の成形条件で充分であることが判る。又、樹脂量が５％のときにも、１Ω・ｃｍ以上の高い比抵抗が得られるが、同様に室温での成形で充分であることが判る。更に、樹脂量が２．５％のときには、１５０℃で成形すると飛躍的に占積率が改善されて磁束密度が高くなり、しかも０．１Ω・ｃｍ以上の比抵抗が得られることが判る。加えて、樹脂量が１％のとき、及び０．５％のときは４７０℃で成形すると飛躍的に占積率が改善されて飽和磁束密度が高くなり、しかも０．０１Ω・ｃｍ以上の比抵抗が得られることが判る。

（実施例１３４）
実施例１３４では、先の実施例１３３にあっての試料Ｎｏ１０に該当する材料を用いてインダクタンス部品を作製し、又同じ合金粉末と製造工程とにより作製した高周波用磁芯を４５０℃で０．５時間窒素雰囲気中で熱処理したもの、更に比較としてセンダスト，６．５％珪素鋼，Ｆｅ系アモルファスによる磁芯材料でそれぞれ作製したインダクタンス部品（図４に示したように磁路の一部にギャップを持つ形態を含む）について、直流磁気特性による磁束密度（ａｔ１．６×１０^４Ａ／ｍ）、直流の比抵抗（Ω・ｃｍ）、インダクタンス値の規格化のため透磁率、コアロス（２０ｋＨｚ０．１Ｔ）を測定したところ、表１５に示されるような結果となった。

^＊磁路の１部にＧａｐを挿入した電源仕様のため。

表１５からは、本発明のインダクタンス部品は、磁芯にＦｅ系アモルファスを用いたインダクタンス部品の場合と実質的には同等な磁束密度を有しながら、磁芯にセンダストを用いたインダクタンス部品の場合よりも低いコアロスを示すので、非常に優れた特性を持つことが判る。又、熱処理を施した磁芯を用いたインダクタンス部品では、更に透磁率とコアロスとが向上していることが確認され、一層優れた特性を持つようになることが判る。

（実施例１３５）
実施例１３５では、実施例１３３で作製した粉末と全く同じ粉末に、以下の合金組成の水アトマイズ粉末を標準篩で２０μｍ以下に分級した粉末を表１６に示す比率で混合した。

更に、この粉末を使用してバインダとしてシリコーン樹脂を質量比でそれぞれ１．５％混合し、これらの粉末を外径φＯＵＴ＝２７ｍｍ×内径φＩＮ＝１４ｍｍの溝を持つ金型を使用し、高さが５ｍｍになるように室温でそれぞれ圧力１．１８ＧＰａ（１２ｔｏｎ／ｃｍ^２）を加えることにより各種成形体を成形した。成形後に４５０℃Ａｒ中で熱処理した。

次に、各種試料のインダクタンス部品について、占積率％、透磁率、コアロス（２０ｋＨｚ０．１Ｔ）を測定したところ、下記表１６に示されるような結果となった。

表１６からは、本発明のインダクタンス部品は、非晶質金属粉末にそれよりも粒径の細かい軟磁性粉末を添加する事によって占積率が改善され、それによって透磁率が向上する事を示している。一方、添加量が５０％を超えると改善効果が薄れて、またコアロス特性が著しく劣化することから、添加量は５０％以下が望ましい事が分かる。

（実施例１３６）
実施例１３６では、Ｆｅ_７７Ｐ_１０Ｂ_１０Ｎｂ_２Ｃｒ_１Ｔｉ_０．１Ｃ_０．１Ｍｎ_０．１Ｃｕ_０．１の合金組成において、水アトマイズ法の製造条件を変化させることによって表１７に示すようなアスペクト比を有する粉末を作製した後、得られた粉末を粒径が４５μｍ以下のものに分級してからＸＲＤの測定を行い、非晶質相特有のブロードなピークを確認した。又、ＤＳＣにて熱分析を行い、ガラス遷移温度及び結晶化温度の測定を行い、過冷却温度範囲ΔＴｘが２０℃であることを確認した。

更に、この粉末を使用してバインダとしてシリコーン樹脂を質量比でそれぞれ３．０％混合し、これらの粉末を外径φＯＵＴ＝２７ｍｍ×内径φＩＮ＝１４ｍｍの溝を持つ金型を使用し、高さが５ｍｍになるように室温でそれぞれ圧力１．４７ＧＰａ（１５ｔｏｎ／ｃｍ^２）を加えることにより各種成形体を成形した。成形後に４５０℃のＡｒ中で熱処理した。

次に、各種試料のインダクタンス部品について、占積率、透磁率を測定したところ、下記表１７に示されるような結果となった。

上記表１７からは、本発明のインダクタンス部品は、非晶質金属粉末のアスペクト比を高くする事によって透磁率が向上する事を示している。一方、アスペクト比が２．０を超えると初期透磁率は高いが直流重畳下での透磁率が劣化するので粉末のアスペクト比は２以下が望ましい事が分かる。

（実施例１３７）
先ず、粉末作製工程として、Ｆｅ_７７Ｐ_１０Ｂ_１０Ｎｂ_２Ｃｒ_１Ｔｉ_０．１Ｃ_０．１Ｍｎ_０．１Ｃｕ_０．１の組成になるように秤量し、これらを用いて高圧水アトマイズ法により中心粒径の異なる軟磁性合金の微粉末を作製した。

次に、成形体作製工程として、得られた合金粉末を各種の標準篩で分級することによって、表１８に示すような粉末を作製してからバインダとしてシリコーン樹脂を質量比で３％混合した後、１０ｍｍ×１０ｍｍの金型に粉末と共に成形した際に巻線コイルが成形体の丁度中心に来る様に配置した外径φＯＵＴ＝８，内径φＩＮ＝４ｍｍに高さ２ｍｍの巻線コイル（巻き回数３．５ターン）とともに、高さが４ｍｍになるように室温で圧力４９０ＭＰａ（５ｔｏｎ／ｃｍ^２）を加えることにより成形体を成形した。次に１５０℃で樹脂硬化を行なった。なお、試料Ｎｏ．５の条件については、部品形状のまま４５０℃，０．５Ｈｒ窒素中で熱処理した試料も作製した。

次に、各種試料のインダクタンス部品について、ＬＣＲメーターを用いて各周波数におけるインダクタンスと抵抗の測定から求めた１ＭＨｚのインダクタンス値とＱのピーク周波数とその値を求めたところ、下記表１８に示されるような結果となった。

次に、同じ試料のインダクタンス部品について、一般的なＤＣ／ＤＣコンバーターの評価キットを使用して電源変換効率を測定した結果を示す。測定条件は、入力１２Ｖ，出力５Ｖ，駆動周波数３００ｋＨｚ，出力電流は１Ａであった。

上記表１８から分かる通り、本発明のインダクタンス部品は、篩で分級した粒径（篩粒径）が４５μｍ以下で中心粒径を３０μｍ以下とする事によって、Ｑのピーク周波数が５００ｋＨｚ以上で、かつ４０以上の値が得られ、その時に電源変換効率は８０％以上の良好な結果が得られた。また、篩粒径が４５μｍ以下で中心粒径が２０μｍ以下とする事によって、Ｑのピーク周波数が１ＭＨｚ以上で、かつ５０以上の値が得られ、その時に電源変換効率は８５％以上の更に良好な結果が得られた。また、インダクタンス部品を熱処理する事によって更に変換効率が向上する事が分かる。

（実施例１３８）
先ず、粉末作製工程として、Ｆｅ_７７Ｐ_１０Ｂ_１０Ｎｂ_２Ｃｒ_１Ｔｉ_０．１Ｍｎ_０．１Ｃｕ_０．１の組成になるよう秤量し、これらを用いて高圧水アトマイズ法により非晶質軟磁性合金の微細粉末を作製した。

次に、成形体作製工程として、得られた合金粉末を各種の標準篩で分級することによって、表１９に示すような粉末を作製してからバインダーとしてシリコーン樹脂を質量比で３％混合した後、圧力４９０ＭＰａ（５ｔｏｎ／ｃｍ^２）で外径３２ｍｍ、内径２０ｍｍ、高さ５ｍｍのトロイダル形状に成形した。得られた成形体を１５０℃で樹脂硬化した。また比較として、Ｆｅ−６．５質量％Ｓｉ粉末を用いた試料も同様に作製した。

次に、作製した各種試料に対しアミドイミド被覆を施した線径０．１ｍｍの銅線を用いて巻き線を１０ターン施し、インダクタンス部品とした。

次に得られたインダクタンス部品についてＬＣＲメーターを用いて各周波数におけるインダクタンス値と抵抗の測定から求めた１０ｋＨｚのインダクタンス値とＱのピーク周波数とその値を求めたところ、下記表１９のような結果となった。

次にこれらのインダクタンス部品を一般的なＤＣ／ＤＣコンバーターの評価キットを使用して電源変換効率を測定した結果を示す。測定条件は入力１２Ｖ出力５Ｖ駆動周波数は１０ｋＨｚ、出力電流は１Ａであった。

（実施例１３９，１４０）
本発明材としてＦｅ、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｒ、Ｆｅ−ＮｂおよびＴｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕの原料をそれぞれ秤量し、チャンバー内で真空引きした後、減圧Ａｒ雰囲気中、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。その後作製した母合金を用い単ロール法により厚さ２０μｍの薄帯を作製した。

厚さ２０μｍの薄帯を用い、薄帯間はシリコーン樹脂で接着、絶縁をした巻き磁芯としてインピーダンスアナライザーにより１ｋＨｚにおける初透磁率を測定した。このときそれぞれの試料についてＡｒ雰囲気中、２５０、３００、４５０、５００、５５０℃で５分間熱処理を行う。

上記表２０に示すように、実施例１３９、１４０の合金組成は温度がキュリー温度以上、結晶化温度以下の範囲で熱処理することで優れた軟磁気特性を有する。特に結晶化温度以上では軟磁気特性が急激に低下する。

以上の説明の通り、本発明の非晶質軟磁性合金を用いた磁芯は、高周波領域での使用に適し、高飽和磁束密度であって、且つ比抵抗の高い非晶質軟磁性金属材料により安価に得られる上、これに巻線を施して成るインダクタンス部品についても、従来に無く高周波帯域での磁気特性が優れたものとなることにより、安価に高性能な従来に無い高透磁率圧粉磁芯を作製できるので、各種電子機器の電源用部品であるチョークコイル，トランス等への適用が好適である。

また、本発明の微細な粒径の粉末で成形された高周波用磁芯は、更に高周波用において高性能のインダクタンス部品を作製出来、更に、これらの微細な粒径の粉末で成形された高周波用磁芯において、巻線コイルが磁性体内に封じ込まれているとともに加圧成形を施されて一体化する事によって、小型で大電流に対応したインダクタンス部品を作製出来るので、チョークコイル，トランス等のインダクタンス部品に適用できる。

本発明の高周波用磁芯の基本構成に係る一例を示した外観斜視図である。図１に示す高周波用磁芯に巻線を施したインダクタンス部品を示した外観斜視図である。本発明の高周波用磁芯の基本構成に係る他の例を示した外観斜視図である。図３に示す高周波用磁芯に巻線を施したインダクタンス部品を示した外観斜視図である。本発明の高周波用磁芯の基本構成に係るもう一つの例を示した外観斜視図である。粒径の異なるＦｅ_７８Ｐ_８Ｂ_１０Ｍｏ_４粉末のＸＲＤ結果を示す図である。厚みを変えたＦｅ_７８Ｐ_８Ｂ_１０Ｍｏ_４薄帯のＸＲＤ結果を示す図である。

符号の説明

１高周波用磁芯
２ギャップ
３巻線
３ａ引き出し部分
５引き出し部分
６巻線
７高周波磁芯
８磁性体
１０３インダクタンス部品

Claims

式：（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ−ｚ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚ（但し、不可避不純物が含まれ、ＴＭはＣｏ，Ｎｉから選ばれる１種以上、ＬはＡｌ，Ｖ，Ｃｒ，Ｙ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上であって、０≦α≦０．９８、２≦ｗ≦１６原子％、２≦ｘ≦１６原子％、０＜ｙ≦１０原子％、０≦ｚ≦８原子％）
で表される組成を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金。
式：（Ｆｅ_１−αＴＭ_α）_{１００−ｗ−ｘ−ｙ−ｚ}Ｐ_ｗＢ_ｘＬ_ｙＳｉ_ｚＴｉ_ｐＣ_ｑＭｎ_ｒＣｕ_ｓ（但し、不可避不純物が含まれ、ＴＭはＣｏ，Ｎｉから選ばれる１種以上、ＬはＡｌ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂから選ばれる１種以上であって、０≦α≦０．３、２≦ｗ≦１８原子％、２≦ｘ≦１８原子％、１５≦ｗ＋ｘ≦２３原子％、１＜ｙ≦５原子％、０≦ｚ≦４原子％であり、ｐ，ｑ，ｒ，ｓは、Ｆｅ，ＴＭ，Ｐ，Ｂ，Ｌ，Ｓｉの合計質量を１００としたときの添加比率であって、０≦ｐ≦０．３、０≦ｑ≦０．５、０≦ｒ≦２、０≦ｓ≦１）で表される組成を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金。
請求項１または２に記載の非晶質軟磁性合金において、結晶化開始温度（Ｔｘ）が５５０℃以下、ガラス遷移温度（Ｔｇ）が５２０℃以下であり、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇで表される過冷却液体領域が２０℃以上であることを特徴とする非晶質軟磁性合金。
請求項１ないし３の内のいずれか１項に記載の非晶質軟磁性合金において、飽和磁束密度が１．２Ｔ以上であることを特徴とする非晶質軟磁性合金。
請求項１ないし４の内のいずれか１項に記載の非晶質軟磁性合金において、キュリー温度が２４０℃以上であることを特徴とする非晶質軟磁性合金。
請求項１ないし５の内のいずれか１項に記載の非晶質軟磁性合金からなり、０．５ｍｍ以上の厚みと、０．１５ｍｍ^２以上の断面積を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金部材。
請求項１ないし５の内のいずれか１項に記載の非晶質軟磁性合金からなり、厚みが１〜２００μｍであることを特徴とする非晶質軟磁性合金薄帯。
請求項７に記載の非晶質軟磁性合金薄帯において、周波数１ｋＨｚにおける透磁率が、５０００以上であることを特徴とする非晶質軟磁性合金薄帯。
請求項１ないし５の内のいずれか１項に記載の非晶質軟磁性合金からなり、粒径が２００μｍ以下（０を含まない）であることを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末。
請求項９に記載の非晶質軟磁性合金粉末において、前記非晶質軟磁性合金粉末は、水アトマイズまたはガスアトマイズにより作製された前記非晶質軟磁性合金粉末の少なくともいずれかを含み、粒子数の５０％以上が、３μｍより大きな粒径を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末。
請求項９に記載の非晶質軟磁性合金粉末において、前記非晶質軟磁性合金粉末は、水アトマイズまたはガスアトマイズにより作製された前記非晶質軟磁性合金粉末の少なくともいずれかを含み、目開きが２５０μｍの篩を通過し、中心径が２００μｍ以下の粒度を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末。
請求項９に記載の非晶質軟磁性合金粉末において、前記非晶質軟磁性合金粉末は、水アトマイズまたはガスアトマイズにより作製された前記非晶質軟磁性合金粉末の少なくともいずれかを含み、目開きが１５０μｍの篩を通過し、中心径が１００μｍ以下の粒度を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末。
請求項９に記載の非晶質軟磁性合金粉末において、前記非晶質軟磁性合金粉末は、水アトマイズまたはガスアトマイズにより作製された前記非晶質軟磁性合金粉末の少なくともいずれかを含み、目開きが４５μｍの篩を通過し、中心径が３０μｍ以下の粒度を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末。
請求項９に記載の非晶質軟磁性合金粉末において、前記非晶質軟磁性合金粉末は、水アトマイズまたはガスアトマイズにより作製された前記非晶質軟磁性合金粉末の少なくともいずれかを含み、目開きが４５μｍの篩を通過し、中心径が２０μｍ以下の粒度を有することを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末。
請求項９ないし１４の内のいずれか１項に記載の非晶質軟磁性合金粉末において、アスペクト比が１〜２であることを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末。
請求項６に記載の非晶質軟磁性合金部材を成形してなることを特徴とする磁芯。
請求項７または８に記載の非晶質軟磁性合金薄帯を、環状に巻き回してなることを特徴とする磁芯。
請求項１７に記載の磁芯において、前記非晶質軟磁性合金薄帯を、絶縁体を介して環状に巻き回してなることを特徴とする磁芯。
請求項７または８に記載の非晶質軟磁性合金薄帯を、略同一形状に形成し、積層してなることを特徴とする磁芯。
請求項１９に記載の磁芯において、前記非晶質軟磁性合金薄帯を、略同一形状に形成し、絶縁体を介して積層してなることを特徴とする磁芯。
請求項９ないし１５の内のいずれか１項に記載の非晶質軟磁性合金粉末からなる原料粉末に、質量比で１０％以下のバインダを混合した混合物を成形してなることを特徴とする磁芯。
請求項２１に記載の磁芯において、前記混合物の前記バインダの混合比率は質量比で５％以下で、前記磁芯における前記原料粉末の占積率が７０％以上で、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．４Ｔ以上で、かつ、比抵抗が１Ω・ｃｍ以上であることを特徴とする磁芯。
請求項２１に記載の磁芯において、前記混合物の前記バインダの混合比率は質量比で３％以下で、成形温度は前記バインダの軟化点以上であり、前記磁芯における前記原料粉末の占積率が８０％以上で、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．６Ｔ以上で、かつ、比抵抗が０．１Ω・ｃｍ以上であることを特徴とする磁芯。
請求項２１に記載の磁芯において、前記混合物の前記バインダ混合比率は質量比で１％以下で、成形温度は前記非晶質軟磁性合金粉末の過冷却液体領域であり、前記磁芯における前記原料粉末の占積率が９０％以上で、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したしたときの磁束密度が０．９Ｔ以上で、かつ、比抵抗が０．０１Ω・ｃｍ以上であることを特徴とする磁芯。
請求項２１ないし２４の内のいずれか１項に記載の磁芯において、前記原料粉末は前記非晶質軟磁性合金粉末よりも小さい中心粒径と、低い硬度を有する軟磁性合金粉末を、体積比で５〜５０％含むことを特徴とする磁芯。
請求項１６ないし２５の内のいずれか１項に記載の磁芯において、前記磁芯は前記非晶質軟磁性合金のキュリー温度以上、かつ結晶化開始温度以下の温度領域で熱処理を施されてなることを特徴とする磁芯。
請求項１６ないし２６の内のいずれか１項に記載の磁芯に、少なくとも１ターンの巻線を施してなることを特徴とするインダクタンス部品。
請求項２１ないし２５の内のいずれか１項に記載の磁芯の内部に、線状の導体を少なくとも１ターン巻き回してなるコイルが配置され、前記磁芯と前記コイルが一体に成形されてなることを特徴とするインダクタンス部品。
請求項１１または１５に記載の非晶質軟磁性合金粉末からなる原料粉末に、質量比で５％以下のバインダを混合した混合物を成形してなり、前記原料粉末の占積率が５０％以上の磁芯に、少なくとも１ターンの巻線を施してなるインダクタンス部品であって、１０ｋＨｚ以上の周波数帯域におけるＱ（１／ｔａｎδ）のピーク値が２０以上であることを特徴とするインダクタンス部品。
請求項１２または１５に記載の非晶質軟磁性合金粉末からなる原料粉末に、質量比で５％以下のバインダを混合した混合物を成形してなり、前記原料粉末の占積率が５０％以上の磁芯に、少なくとも１ターンの巻線を施してなるインダクタンス部品であって、１００ｋＨｚ以上の周波数帯域におけるＱ（１／ｔａｎδ）のピーク値が２５以上であることを特徴とするインダクタンス部品。
請求項１３または１５に記載の非晶質軟磁性合金粉末からなる原料粉末に、質量比で５％以下のバインダを混合した混合物を成形してなり、前記原料粉末の占積率が５０％以上の磁芯に、少なくとも１ターンの巻線を施してなるインダクタンス部品であって、５００ｋＨｚ以上の周波数帯域におけるＱ（１／ｔａｎδ）のピーク値が４０以上であることを特徴とするインダクタンス部品。
請求項１４または１５に記載の非晶質軟磁性合金粉末からなる原料粉末に、質量比で５％以下のバインダを混合した混合物を成形してなり、前記原料粉末の占積率が５０％以上の磁芯に、少なくとも１ターンの巻線を施してなるインダクタンス部品であって、１ＭＨｚ以上の周波数帯域におけるＱ（１／ｔａｎδ）のピーク値が５０以上であることを特徴とするインダクタンス部品。
請求項２９ないし３２の内のいずれか１項に記載のインダクタンス部品において、前記磁芯の内部に線状の導体を少なくとも１ターン巻き回してなるコイルが配置され、前記磁芯と前記コイルが一体に成形されてなることを特徴とするインダクタンス部品。
請求項２７ないし３３の内のいずれか１項に記載のインダクタンス部品において、前記磁芯にギャップが設けられてなることを特徴とするインダクタンス部品。
請求項２７ないし３４の内のいずれか１項に記載のインダクタンス部品において、前記磁芯は、前記非晶質軟磁性合金のキュリー温度以上、かつ結晶化開始温度以下の温度領域で、熱処理が施されてなることを特徴とするインダクタンス部品。