JP2011171612A - Ｆｅ基軟磁性合金粉末及びその製造方法、ならびに、前記Ｆｅ基軟磁性合金粉末を用いたＶＨＦ帯域用磁性シート及び成形体、ＶＨＦ帯域用磁心 - Google Patents

Abstract

【課題】 特に、ＶＨＦ帯域にて性能係数Ｑ及び複素比透磁率の実数部μ´が共に高いＦｅ基軟磁性合金粉末及びその製造方法、ならびに、前記Ｆｅ基軟磁性合金粉末を用いたＶＨＦ帯域用磁性シート及び成形体、ＶＨＦ帯域用磁心を提供することを目的としている。
【解決手段】 本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末は、組織が前記ｂｃｃ相と、前記ｂｃｃ相と異なるＸ線回折ピークを持つ第２結晶相とを有する複相組織で構成され、前記ｂｃｃ相の平均結晶粒径は、５０ｎｍ以下であり、前記ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）と、前記第２結晶相のピーク強度（Ｉ₂）とのピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）が１０％以上で３０％以下の範囲内であることを特徴とするものである。
【選択図】 図６

Description

本発明は、性能係数Ｑ及び複素比透磁率の実数部μ´が共に高いＦｅ基軟磁性合金粉末及びＶＨＦ帯域用磁性シート及び成形体、ＶＨＦ帯域用磁心に関する。

ＶＨＦアンテナ用に使用される磁心には、ＶＨＦ帯域にて、高い複素比透磁率の実数部μ´及び性能係数Ｑが求められる。

しかしながら、下記に示す特許文献には、いずれも、ＶＨＦ帯域において、複素比透磁率の実数部μ´及び性能係数Ｑの双方を高くできる磁性材料は記載されていない。

特開２００７−１１９９２２号公報 特開２００８−１７２０９９号公報 国際公開第２００８／０１８１７９号のパンフレット 特開２００２−１５１３１６号公報 特開２００７−１８２５９４号公報 特開２００７−５３７６３７号公報 特開平１１−３５４９７３号公報 特開昭６４−３９３４７号公報 特開２００４−１７９２７０号公報

そこで本発明は上記従来の課題を解決するためのものであり、特に、ＶＨＦ帯域にて性能係数Ｑ及び複素比透磁率の実数部μ´が共に高いＦｅ基軟磁性合金粉末及びその製造方法、ならびに、前記Ｆｅ基軟磁性合金粉末を用いたＶＨＦ帯域用磁性シート及び成形体、ＶＨＦ帯域用磁心を提供することを目的としている。

本発明におけるＦｅ基軟磁性合金粉末は、アモルファス相を主体とする合金材料を熱処理することにより得られるものであり、
組織が前記ｂｃｃ相と、前記ｂｃｃ相と異なるＸ線回折ピークを持つ第２結晶相とを有する複相組織で構成され、
前記ｂｃｃ相の平均結晶粒径は、５０ｎｍ以下であり、
前記ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）と、前記第２結晶相のピーク強度（Ｉ₂）とのピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）が１０％以上で３０％以下の範囲内であることを特徴とするものである。

本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末は、ｂｃｃ相のほかに、前記ｂｃｃ相と異なるＸ線回折ピークを持つ第２結晶相を析出させる。この第２結晶相は、Ｆｅと、Ｆｅ以外の元素を含む化合物相や単体相であるが、特に析出相は（ＦｅＳｉ）₃Ｂ相、Ｆｅ₂Ｎｂ相等と考えられる。本発明では、この第２結晶相をある程度析出させている。本発明では、前記ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）と、前記第２結晶相のピーク強度（Ｉ₂）とのピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）を１０％以上で３０％以下とした。

これにより、複素比透磁率の実数部μ´とともに性能係数Ｑの双方を高くすることができる。

本発明では、前記ピーク強度比率が、１５％以上であることが好ましい。
また本発明では、前記ｂｃｃ相の平均結晶粒径は、３５ｎｍ以下であることが好ましい。

また本発明では、アモルファス状態におけるＴｘ１／Ｔｍ（end）が、Ｋ換算で、０．５以上であることが好ましい。

ここでＴｘ１は、昇温速度２０℃／ｍｉｎで測定したＤＳＣ曲線にて、ｂｃｃ相の結晶化開始温度を示し、Ｔｍ（end）は、吸熱曲線の終わりの温度（熱流が融点Ｔｍを示す吸熱ピークからベースラインに戻ったときの温度）を示す。

Ｔｘ１／Ｔｍは、均一な微細結晶組織を形成する上で重要なファクターである。本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末は、例えば、アトマイズ法で製造した後、熱処理を施してｂｃｃ相と第２結晶相とを析出させたものであり、Ｔｘ１／Ｔｍ（end）を上記のように調整することで、熱処理前の状態ではアモルファス相を主体に形成出来る。このように熱処理前の状態がアモルファス主体であると、熱処理により、均一な微細結晶組織を形成することができる。また、アトマイズ法は、金属リボンとして合金を得る液体急冷法に比較して、均一な球状合金粉末を得られる反面、合金溶湯の冷却速度が低いためアモルファスになりにくいが、Ｔｘ１／Ｔｍ（end）を上記のように調整することで、アトマイズ法でもアモルファス主体の球状合金粉末を得ることが容易となる。

また本発明では、Ｔｘ１／Ｔｍ（end）が、Ｋ換算で、０．５５以上であることがより好ましい。

また本発明では、組成式が、Ｆｅ_{100-a-b-c-d-e}Ｓｉ_aＸ_bＹ_cＣｒ_dＱ_eで示され、Ｘは、Ｂ，Ｐ，Ｃのうち少なくともいずれか１種、Ｙは、Ｎｂ，Ｍｏのうち少なくともいずれか１種、Ｑは、Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌのうち少なくともいずれか１種であり、０ａｔ％≦ａ≦２１ａｔ％、３ａｔ％≦ｂ≦１５ａｔ％、１ａｔ％≦ｃ≦６ａｔ％、０ａｔ％≦ｄ≦５ａｔ％、０ａｔ％≦ｅ≦５ａｔ％であることが好ましい。また本発明では、１２．５ａｔ％≦ａ≦１５．５ａｔ％、６ａｔ％≦ｂ≦１０ａｔ％、２ａｔ％≦ｃ≦５ａｔ％、０．１ａｔ％≦ｅ≦２ａｔ％であることがより好ましい。また、２ａｔ％≦ｄ≦４ａｔ％であることがより好ましい。

また本発明では、アトマイズ法でアモルファス主体の均一な球状合金粉末を得ることができ、Ｆｅ基軟磁性合金粉末を均一に扁平化することができる。

また本発明では、Ｆｅ基軟磁性合金粉末の平均粉末粒径（Ｄ５０）が、１０μｍ〜７０μｍの範囲内であることが好ましい。

また本発明におけるＶＨＦ帯域用磁性シートは、マトリクス材料と、上記のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金粉末で形成された扁平粉末とを含み、前記扁平粉末の扁平な面がシート面内に配向していることを特徴とするものである。

また、本発明の成形体はマトリクス材と、上記いずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金粉末で形成された扁平粉末とを含み、前記扁平粉末の扁平な面がシート面内に配向していることを特徴とするものである。

本発明では、上記した磁性シートの作製により、扁平粉末の扁平な面をシート面内に効果的に配向させることが出来る。そして、ＶＨＦ帯域用磁性シートを複数枚、積層したＶＨＦ帯域用磁心とすることで、前記磁心に含まれる扁平粉末全体をシート面内方向に配向させることができる。そして、前記磁心をＶＨＦアンテナの磁心（コア）として使用することで、アンテナ特性を向上させることができる。また、上記した磁性成形体をＶＨＦアンテナの磁心として使用することで、より安価な製造コストにてアンテナ特性を向上させることができる。

また本発明におけるＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法は、
アトマイズ法にてアモルファス単相もしくはアモルファス相を主体としたＦｅ基軟磁性合金粉末を作製した後、熱処理を施し、ｂｃｃ相の結晶化開始温度をＴｘ１、第２結晶相の結晶化開始温度をＴｘ２（ただし、Ｔｘ２＞Ｔｘ１）としたとき、
熱処理温度を、前記結晶化開始温度（Ｔｘ１）から５０℃以上高く、前記結晶化開始温度（Ｔｘ２）から−７０℃〜３００℃の温度範囲内で熱処理を行い、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下のｂｃｃ相と前記第２結晶相とを析出させることを特徴とするものである。

本発明では、ｂｃｃ相の結晶か開始温度（Ｔｘ１）付近でなく、それよりもある程度高い熱処理温度に設定する。そして、上記により、本発明では、ｂｃｃ相と第２結晶相の双方を適切に析出させ均一な微細結晶組織を形成できるとともに、ｂｃｃ相のＸ線回折のピーク強度（Ｉ₁）と、第２結晶相のＸ線回折のピーク強度（Ｉ₂）とのピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）を１０％以上で３０％以下の範囲内に調製することが出来る。

また本発明では、前記熱処理温度を、前記結晶化開始温度（Ｔｘ１）から８０℃以上高く、前記結晶化開始温度（Ｔｘ２）から−６０℃〜１００℃の温度範囲内で熱処理を行うことが好ましい。

本発明によれば、ＶＨＦ帯域にて、複素比透磁率の実数部μ´及び性能係数Ｑの双方を効果的に高くできる。

本実施形態における磁性シートを厚さ方向に切断して現れる部分拡大縦断面図、 本実施形態における磁心を備えるＶＨＦアンテナを高さ方向に切断して現れる縦断面図、 表１の磁性粉末１におけるＴｘ１、Ｔｘ２、Ｔｍ（start）、Ｔｍ（end）の定義を示すＤＳＣ曲線図、 表１の磁性粉末２におけるＴｘ１、Ｔｘ２、Ｔｍ（start）、Ｔｍ（end）の定義を示すＤＳＣ曲線図、 （ａ）は実施例である磁性粉末１におけるＸ線回折図、（ｂ）は実施例である磁性粉末２におけるＸ線回折図、 （ａ）は図４（ａ）の一部を拡大した部分拡大Ｘ線回折図、（ｂ）は図４（ｂ）の一部を拡大した部分拡大Ｘ線回折図、 （ａ）は、表２に示す試料１〜６を製造する際に行った熱処理温度と、ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）に対する各化合物相（１）（２）のピーク強度（Ｉ₂）のピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）との関係を示すグラフ、（ｂ）は、表２に示す試料７〜１２を製造する際に行った熱処理温度と、ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）に対する各化合物相（１）（２）のピーク強度（Ｉ₂）のピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）との関係を示すグラフ、 （ａ）は、表２に示す試料１〜６を製造する際に行った熱処理温度と、ｂｃｃ相、化合物相（１）（２）の各平均結晶粒径との関係を示すグラフ（熱処理温度を５９５℃程度とした場合の実験結果も合わせて掲載）、（ｂ）は、表２に示す試料７〜１２を製造する際に行った熱処理温度と、ｂｃｃ相、化合物相（１）（２）の各平均結晶粒径との関係を示すグラフ（熱処理温度を５９５℃程度とした場合の実験結果も合わせて掲載）、 （ａ）（ｂ）（ｃ）は、表２の試料１〜６を製造する際に行った熱処理温度と、複素比透磁率の実数部μ´^(100MHz)との関係、複素比透磁率の虚数部μ″^(100MHz)、性能係数Ｑ^(100MHz)との関係を示すグラフ（熱処理温度を５９５℃、７５０℃とした場合の実験結果も合わせて掲載）、（ｄ）（ｅ）（ｆ）は、表２の試料１〜６を製造する際に行った熱処理温度と、複素比透磁率の実数部μ´^(200MHz)、複素比透磁率の虚数部μ″^(200MHz)、性能係数Ｑ^(200MHz)との関係を示すグラフ（熱処理温度を５９５℃、７５０℃とした場合の実験結果も合わせて掲載）、 （ａ）（ｂ）（ｃ）は、表２の試料７〜１２を製造する際に行った熱処理温度と、複素比透磁率の実数部μ´^(100MHz)との関係、複素比透磁率の虚数部μ″^(100MHz)、性能係数Ｑ^(100MHz)との関係を示すグラフ（熱処理温度を５９５℃、７５０℃とした場合の実験結果も合わせて掲載）、（ｄ）（ｅ）（ｆ）は、表２の試料７〜１２を製造する際に行った熱処理温度と、複素比透磁率の実数部μ´^(200MHz)、複素比透磁率の虚数部μ″^(200MHz)、性能係数Ｑ^(200MHz)との関係を示すグラフ（熱処理温度を５９５℃、７５０℃とした場合の実験結果も合わせて掲載）、 （ａ）は、磁性粉末１を用いた各磁性シート（試料１〜６；図には各試料に対する熱処理温度が記載されている）における周波数と複素比透磁率の実数部μ´との関係を示すグラフ、（ｂ）は、磁性粉末１を用いた各磁性シート（試料１〜６；図には各試料に対する熱処理温度が記載されている）における周波数と複素比透磁率の虚数部μ″との関係を示すグラフ、（ｃ）は、磁性粉末２を用いた各磁性シート（試料７〜１２；図には各試料に対する熱処理温度が記載されている）における周波数と複素比透磁率の実数部μ´との関係を示すグラフ、（ｄ）は、磁性粉末２を用いた各磁性シート（試料７〜１２；図には各試料に対する熱処理温度が記載されている）における周波数と複素比透磁率の虚数部μ″との関係を示すグラフ、 磁性粉末２を用いて、試料７〜１２とは別に作製した磁性シートの周波数と複素比透磁率の実数部μ´及び虚数部″との関係を示すグラフ。

図１は、本実施形態における磁性シートを厚さ方向に切断して現れる部分拡大縦断面図、図２は、本実施形態における磁心を備えるＶＨＦアンテナを高さ方向に切断して現れる縦断面図、である。

図１に示すように本実施形態の磁性シート１は、扁平加工された多数のＦｅ基軟磁性合金粉末２と、マトリクス材３とを有して構成される。

マトリクス材３としては、シリコーン樹脂、ポリプロピレン、塩素化ポリエチレン、ポリエチレン、アクリル樹脂、エチレン・プロピレン・ジエン・ターポリマ（ＥＰＤＭ）、クロロプレン、ポリウレタン、塩化ビニル、飽和ポリエステル、ニトリル樹脂等を選択できる。また、リン酸エステル、赤燐、三酸化アンチモン、カーボンブラック、水酸化マグネシウム、水酸化アルミニウム、ヘキサブロモベンゼン、メラミン誘導体、臭素系、塩素系、白金系等の難燃剤を添加してもよい。

Ｆｅ基軟磁性合金粉末の含有量は、３０〜７０体積％の範囲内であることが好ましい。これにより所望のシート特性を得ることが出来る。

磁性シート１を製造するには、まずＦｅ基軟磁性合金の溶湯を水に噴出して急冷する、水アトマイズ法によりアモルファス単相もしくはアモルファスを主体とする合金粉末を作製する。なおＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法としては水アトマイズ法に限定されず、ガスアトマイズ法を用いてもよい。また水アトマイズ法、ガスアトマイズ法の処理条件については、原料の種類に応じて通常行われる条件を用いることが出来る。一方、液体急冷法により製造された急冷薄帯であると、アモルファス合金を得やすい半面、薄帯を均一微細な扁平粉に粉砕することが困難であるのでアトマイズ法を使用し、最初から球状粉末状で製造することが好適である。

そして得られた球状のＦｅ基軟磁性合金粉末を分級して粒度を揃えた後に、合金粉末を扁平加工する。扁平加工に用いるミルは、アトライタ、ビーズミル、ボールミル、ピンミル等の各種ミルを用いることが出来るが、特にビーズミルを用いることが好適である。その後、所定条件で熱処理を施す。熱処理条件については後述する。

次に、磁性シート１を構成するマトリクス材料の液状体中に上記の扁平粉末を混合させて混合液を作製した後に、混合液をシート化することにより磁性シート１を作製する。シート成形方法は、ドクターブレード法や押し出し成形等が好ましい。なお、上記した熱処理は、磁性シート状に成形した後、行ってもよいし、Ｆｅ基軟磁性合金粉末の製造段階とともに、磁性シート状に成形した後の双方に対して行うことも可能である。

また、上記は磁性シートを作製しそれらを積層して磁心４を形成しているが、所定の形状の磁心４を射出成形等の成形手段で一度に成形することも可能である。

本実施形態の磁性シート１の厚さは特に限定されないが、磁性シート４の厚さを薄くしても、具体的には１ｍｍより薄くしても磁性シートを使用するデバイスに適したシート特性を得ることが出来る。なお、本実施形態の磁性シート１は、例えば、後述するように複数枚を積層して、ある所定厚の磁心４を形成するのに使用されるが、かかる場合、磁性シート１の厚みを薄くしすぎると、積層する枚数が多くなりすぎるため、具体的には、１００μｍ前後から１ｍｍ程度の範囲内にて磁性シート１の厚みを調整することが好適である。

本実施形態におけるＦｅ基軟磁性合金粉末２は、組織が、ｂｃｃ相と、前記ｂｃｃ相と異なるＸ線回折ピークを持つ第２結晶相とを有する複相組織で構成される。そして本実施形態では、ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）と、第２結晶相のピーク強度（Ｉ₂）とのピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）が１０％以上で３０％以下となっている。

このように本実施形態のＦｅ基軟磁性合金粉末２は、ｂｃｃ相のほかに、ｂｃｃ相と異なるＸ線回折ピークを持つ第２結晶相を有する。ｂｃｃ相は、α−Ｆｅ単相やＦｅ固溶体である。第２結晶相は、Ｆｅと、Ｆｅ以外の元素を含む化合物相や単体相である。化合物相は、（ＦｅＳｉ）₃Ｂ相、Ｆｅ₂Ｎｂ相等と考えられる。第２結晶相は、Ｘ線回折ピークが異なる複数相、存在してもよい。

本実施形態では、上記したように、ピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）を１０％〜３０％として、第２結晶相をある程度、析出させている。ここで、ｂｃｃ相のピーク強度および第２結晶相のピークは、Ｘ線回折結果より認識されるピークの最大のものを用いた。ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）はｄ≒１．０１４Å（λ＝１．７８９９７Åの波長を用いたＸ線回折で２θ＝５２．７２〜５２．７６°）付近の回折ピークにより求め、第２結晶相（化合物相）の回折ピーク強度（Ｉ₂）は、ｄ≒２．０５８Å（λ＝１．７８８９７Åの波長を用いたＸ線回折で２θ＝５１．５１〜５１．５４°）付近のピークにより求めた。上記のように、ピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）を規制することで、複素比透磁率の実数部μ´及び性能係数Ｑの双方を高くすることが出来る。性能係数Ｑはμ´／μ″（μ″は複素比透磁率の虚数部）で求めることが出来る。

また本実施形態では、ｂｃｃ相の平均結晶粒径を、５０ｎｍ以下に微細結晶化できる。このように微細な結晶組織にできることで、複素比透磁率の実数部μ´及び性能係数Ｑの双方を効果的に高くできる。

本実施形態では、前記ピーク強度率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）を１０％以上に調整することが好ましく、１５％以上に調製することがより好適である。また、ｂｃｃ相の平均結晶粒径を３５ｎｍ以下とすることが好ましい。

次に、本実施形態におけるＦｅ基軟磁性合金粉末２は、Ｔｘ１／Ｔｍ（end）が、Ｋ換算で、０．５以上であることが好ましい。

図３−１と図３−２は、後述する表１の磁性粉末１及び２の組成を有するＦｅ基軟磁性合金粉末２のＤＳＣ曲線（一例）である。

図３−１、図３−２に示すように、ＤＳＣ曲線には少なくとも２回の発熱ピークが発現する。低温側の発熱ピークはｂｃｃ相の析出を示しており、発熱曲線の始まりの温度（ベースラインから発熱ピークに向けて熱流が上昇し始めるときの温度）がｂｃｃ相の結晶化開始温度Ｔｘ１である。ｂｃｃ相の析出による発熱曲線のピークが「Ｔｘ１ Peak」である。また、高温側の発熱ピークは第２結晶相の析出を示しており、発熱曲線の始まりの温度が結晶相の結晶化開始温度Ｔｘ２である。また、第２結晶相の析出による発熱曲線のピークが「Ｔｘ２ Peak」である。ここで、第２結晶相とは第１結晶相（ｂｃｃ相）の次に高い温度で出てくる結晶相のことであり、さらに第３結晶相が出てくることを妨げるものでない。なお、Ｔｘ１、Ｔｘ２、Ｔｍ等の値は昇温速度２０℃／分の条件にて測定した値である。

また図３−１、図３−２に示すように、発熱ピークよりもさらに高温側に、融点Ｔｍを示す吸熱ピークが発現する。この吸熱曲線の始まりの温度（熱流がベースラインから吸熱ピークに向けて下降し始めるときの温度）がＴｍ（start）で、終わりの温度（熱流が融点Ｔｍを示す吸熱ピークから上昇してベースラインに戻ったときの温度）がＴｍ（end）である。また、降温時、発熱反応が始まる温度がＴｍ（down）である。

Ｔｘ１／Ｔｍ（end）は、均一な微細結晶組織を形成する上で重要なファクターである。本実施形態のＦｅ基軟磁性合金粉末は、例えば、アトマイズ法でアモルファス単相もしくはアモルファス相を主体とした合金粉末を製造した後、熱処理を施してｂｃｃ相と第２結晶相とを析出させることが好ましいが、Ｔｘ１／Ｔｍ（end）を上記のように調整することで、熱処理前の状態（急冷直後の状態）ではアモルファス相を主体に形成出来る。ここで「アモルファス主体」とは、組織全体がアモルファス相であってもよいし、アモルファス相以外にわずかに（５０％以下程度、より好ましくは３０％以下）結晶質が存在してもよいことを指す。このように熱処理前の状態（急冷直後の状態）がアモルファス主体であると、その後の熱処理により、均一な微細結晶組織を形成することができる。
Ｔｘ１／Ｔｍ（end）は、Ｋ換算で、０．５５以上であることが好ましい。

本実施形態におけるＦｅ基軟磁性合金粉末は、例えば、組成式が、Ｆｅ_{100-a-b-c-d-e}Ｓｉ_aＸ_bＹ_cＣｒ_dＱ_eで示され、Ｘは、Ｂ，Ｐ，Ｃのうち少なくともいずれか１種、Ｙは、Ｎｂ，Ｍｏのうち少なくともいずれか１種、Ｑは、Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌのうち少なくともいずれか１種であり、０ａｔ％≦ａ≦２１ａｔ％、３ａｔ％≦ｂ≦１５ａｔ％、１ａｔ％≦ｃ≦６ａｔ％、０ａｔ％≦ｄ≦５ａｔ％、０ａｔ％≦ｅ≦５ａｔ％である。

本実施形態では、１２．５ａｔ％≦ａ≦１５．５ａｔ％、６ａｔ％≦ｂ≦１０ａｔ％、２ａｔ％≦ｃ≦５ａｔ％、０．１ａｔ％≦ｅ≦２ａｔ％であることが好ましい。また、２ａｔ％≦ｄ≦４ａｔ％であることが好ましい。

これにより、熱処理前の状態（急冷直後の状態）をアモルファス主体に形成しやすく、また、Ｔｘ１、Ｔｘ２、Ｔｍ（end）等を所定範囲内に収まるように調整しやすい。

本実施形態でのＦｅ基軟磁性合金粉末２の平均粉末粒径（Ｄ５０）は、１０μｍ〜７０μｍの範囲内であることが好ましい。平均粉末粒径は、累積５０％粒径（Ｄ５０）であり、粒度分布計（NikkisoのMicrotrac MT3000）で測定したものである。また扁平状のＦｅ基軟磁性合金粉末２のアスペクト比（縦横比）は、１０〜７００の範囲内であり、厚みは、０．１μｍ〜１０μｍ程度であることが好適である。

図１に示すように本実施形態の磁性シート１に含まれる扁平状のＦｅ基軟磁性合金粉末２は、扁平な面２ａが、シート面内に配向している（シート面と平行な面方向を向いている）。

そして、図２に示すように複数の磁性シート１が積層された磁心４が形成される。磁心４の厚さは１ｍｍ以上であることが好ましい。磁心４の周囲は、ＦＲ４基板５で囲まれ、更にコイル層６が巻回されてＶＨＦ用のループアンテナ７が構成されている。図２の磁心４は上記のように磁性シート１を積層して形成されているが、射出成形等の手段により一度に磁心４のような形状を成形しても良い。

本実施形態におけるＦｅ基軟磁性合金粉末２を含有した磁性シート１では、ＶＨＦ帯域（３０ＭＨｚ〜３００ＭＨｚ、好ましくは、７０ＭＨｚ〜２５０ＭＨｚ、７０ＭＨｚ〜１５０ＭＨｚ）にて、高い性能係数Ｑ及び複素比透磁率の実数部μ´を得ることが出来る。具体的には、１００ＭＨｚにて、複素比透磁率の実数部μ´を３以上にでき、性能係数Ｑを１０以上に出来る。また、２００ＭＨｚにおいても、複素比透磁率の実数部μ´を３以上にでき、性能係数Ｑを１０以上に出来る。また、複素比透磁率の実数部μ´を１０以上にすることも可能であり、また、性能係数Ｑを２０以上に調整することも可能である。

そして、このように、ＶＨＦ帯域にて優れた複素比透磁率の実数部μ´及び性能係数Ｑを発揮する磁性シート１を用いて、ＶＨＦ用のループアンテナ７を構成する磁心４を形成することで、アンテナ特性を効果的に向上させることができる。特に、Ｆｅ基軟磁性合金粉末２がシート面内に配向した磁性シート１を複数枚、積層して所定厚の磁心４を形成することで、磁心４に含まれる全てのＦｅ基軟磁性合金粉末２を適切にシート面内に配向させることが可能になり、効果的に、アンテナ特性の向上を図ることが出来る。

なお、製品によっては射出成形等で、Ｆｅ基軟磁性合金粉末とマトリクス材を有して構成される磁心を形成することも可能である。

本実施形態のＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法では、所定の熱処理を施して、アモルファス主体の状態から図３のＤＳＣ曲線に示すようにｂｃｃ相及び第２結晶相の双方を析出させる。このとき、熱処理温度を、ｂｃｃ相の結晶化開始温度（Ｔｘ１）から５０℃以上高く、第２結晶相の結晶化開始温度（Ｔｘ２）から−７０℃〜３００℃の温度範囲内に設定する。ここでＴｘ２は、昇温速度２０℃／分の条件で測定した場合のＤＳＣ曲線にてｂｃｃ相の結晶化開始温度Ｔｘ１の次に現れる結晶化開始温度である。また熱処理時間を５ｍｉｎ以上２４０ｍｉｎ以内に設定する。

これにより、ｂｃｃ相と第２結晶相の双方を適切に析出させ均一な微細結晶組織を形成できるとともに、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下で形成されたｂｃｃ相のＸ線回折のピーク強度（Ｉ₁）と、第２結晶相のＸ線回折のピーク強度（Ｉ₂）とのピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）を１０％以上で３０％以下の範囲内となるように簡単且つ適切に調整できる。

本実施形態では、前記熱処理温度を、ｂｃｃ相の結晶化開始温度（Ｔｘ１）から８０℃以上高く、第２結晶相の結晶化開始温度（Ｔｘ２）から−６０℃〜１００℃の温度範囲内に設定することが好ましい。更には、第２結晶相の結晶化開始温度（Ｔｘ２）から−５０℃〜５０℃の温度範囲内に設定することがより好ましい。

本実施形態では、熱処理温度をｂｃｃ相の結晶化開始温度（Ｔｘ１）付近とせず、Ｔｘ１よりもある程度高い温度に設定する。これは、第２結晶相の析出を促進させて、ピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）を１０％以上で３０％以下の範囲内、好ましくは１５％以上とするためであり、そのためには、ある程度、高い熱処理温度を必要とする。

なお後述の実験結果に示すように、ＶＨＦ帯域にて周波数が高くなるほど、熱処理温度が十分でないと１０以上の性能係数Ｑが得にくくなる。よって、使用周波数にもよるが、ＶＨＦ帯域にて使用する周波数全域にて、少なくとも３以上の複素比透磁率の実数部μ´を維持しつつ、１０以上の性能係数Ｑが得られるように、出来る限り熱処理温度は高くしたほうがよい。具体的には、第２結晶相の結晶化開始温度（Ｔｘ２）付近にまで、あるいはＴｘ２以上の熱処理温度にまで上昇させることが好適である。

以下の表１に示す組成を有するＦｅ基軟磁性合金粉末を水アトマイズ法により製造した。

熱処理前（急冷直後）の状態では、磁性粉末１，２はいずれもアモルファス相が主体であることがわかった。

また各磁性粉末１，２を示差走査熱量測定（２０℃／ｍｉｎの昇温速度）し、図３に示すＤＳＣ曲線を得て、Ｔｘ１、Ｔｘ２、及び、Ｔｍ（end）を測定した。ここでＴｘ２は、第２結晶相の結晶化温度を示す。

表１に示すように、磁性粉末１，２は、いずれも、Ｔｘ１／Ｔｍ（end）を０．５以上にできることがわかった。また、磁性粉末１，２のＴｘ１／Ｔｍ（end）は、いずれも０．５５以上であった。

次に、磁性粉末１，２に対して、扁平加工後５９５℃〜６５０℃の熱処理を施し、９０分間、各熱処理温度にて保持したときの各磁性性粉末１，２のＸ線回折結果を図４、図５に示す。なお図４に示すように、実験では、熱処理なし（ａｓ−ｄｅｐｏ）としてＸ線回折の測定も行った。

図４（ａ）、図５（ａ）は、磁性粉末１に対するＸ線回折の実験結果、図４（ｂ）、図５（ｂ）は、磁性粉末２に対するＸ線回折の実験結果である。図５（ａ）は図４（ａ）の一部を拡大したものである。図５（ｂ）は図４（ｂ）の一部を拡大したものである。

Ｘ線回折による解析は、以下の方法で実施した。Ｘ線回折は、Ｃｏターゲットを用いて、出力４０ｋＶ、２００ｍＡ、走査角度２θ＝３０〜１１０°でディフラクトメーター法にて行った。その結果、比較的強い強度の見られた２θ＝５２°〜５３°付近を中心として、さらに走査角度２θ＝４５〜６０°の範囲で測定を行った。この２θ＝４５〜６０°の測定は、ステップ角度０．０２°、計測時間１秒でステップスキャン法（ＦＴ法）で行った。

強度の解析は、バックグランドの処理を施した後、Ｃｏ−Kα1線の波長（１．７８９Å）を用いて実施した。熱処理後において、磁性粉末には２θ=５２°〜５３°付近に強度ピークがみられ、これはｂｃｃ相に相当するピークである。また、ある温度以上での熱処理においては、化合物相と思われる析出ピークが複数見られ、化合物相の中では、特に２θ=５１°付近に強いピークが見られる。

図４（ａ）（ｂ）、図５（ａ）（ｂ）に示すように、熱処理温度を上昇していくと、ｂｃｃ相が析出し、さらに熱処理温度を上げていくと、ｂｃｃ相の回折ピークと異なる回折ピークを示す第２結晶相が析出し始めることがわかった。この第２結晶相は（ＦｅＳｉ）₃Ｂ相、Ｆｅ₂Ｎｂ相等、Ｆｅ以外の元素を含む化合物相や単体相であると考えられる。

図４、図５に示すように化合物相（１）のピークは、約６３５℃以上になると顕著に見られる（なお図５に示すように約６１５℃でも若干見え始めている）。第２結晶相である複数の化合物相のピークのうち、化合物相（１）の次に強いピークを化合物相（２）とした。

このように、本実施例の試料は全て熱処理前（急冷直後）の状態ではアモルファスを主体としたが、熱処理を施すことで、アモルファス相が結晶化し、ｂｃｃ相、さらには第２結晶相（ＦｅとＦｅ以外の化合物相や単体相）が析出することがわかった。

続いて、磁性粉末１，２を用いて、表２に示す各試料１〜１２の磁性シートを作製した。

表２に示すように、各試料を構成する磁性粉末１，２を夫々、加工機ビーズミルにて数時間、扁平加工し、更に、表２に示す所定の温度で９０分間の熱処理を行った。

続いて、各磁性粉末１，２に対してシランカップリング剤をコーティング処理した。また各試料１〜１２に、マトリクス材（樹脂）として、エラスレン４０２ＮＡ（昭和電工）（塩素化ポリエチレン）を用いた。ここで、各試料１〜１２においては、磁性粉末１，２の充填率を約５０体積％となるように調整した。

そして、磁性粉末１，２とマトリクス材とを混練した。表２に示すように、磁性粉末とマトリクス材とをマゼルスター（クラボウ社製のＫＫ−Ｖ）を用いて２４分間、混練して混合材料を形成した。

これら試料１〜１２の混合材料を、ドクターブレード法を用いて表２に示す板厚にて磁性シートを形成した。なお成形加工の際、プレス加工を、１００℃、１５分、２５０ｋｇ／ｃｍ²の条件の下で行った。

密度はシートサンプルを外形１０ｍｍの円形に打ち抜いた後、形状寸法から体積を求め、質量をその体積で割ることにより求めた。

表２には、各試料１〜１２に含まれる磁性粉末１，２のｂｃｃ相、化合物相（１）（２）の２θの値と、ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）に対する各化合物相（１）（２）のピーク強度（Ｉ₂）のピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）が示されている。

複素比透磁率の実数部μ´^{(100MHz or 200MHz or 1GHz)}及び虚数部μ″^{(100MHz or 200MHz or 1GHz)}を、インピーダンスアナライザを用いて測定した。性能係数Ｑ^{(100MHz or 200MHz or 1GHz)}は、μ´^{(100MHz or 200MHz or 1GHz)}／μ″^{(100MHz or 200MHz or 1GHz)}で求めることが出来る。

図６（ａ）は、各試料１〜６の作製の際に行った熱処理温度と、ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）に対する各化合物相（１）（２）のピーク強度（Ｉ₂）のピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）との関係を示すグラフである。

図６（ｂ）は、各試料７〜１２の作製の際に行った熱処理温度と、ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）に対する各化合物相（１）（２）のピーク強度（Ｉ₂）のピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）との関係を示すグラフである。

図６（ａ）（ｂ）に示すように、６３５℃以上の熱処理温度となると、第２結晶相の中で最も強いピーク強度を示す化合物相（１）が析出し始める。そして、ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）に対する化合物相（１）のピーク強度（Ｉ₂）のピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）を１０％以上にできることがわかった。また図６（ｂ）に示すように熱処理温度を調整することで、ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）に対する化合物相（１）のピーク強度（Ｉ₂）のピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）を１５％以上、更には１７％以上にできることがわかった。

また、ピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）の上限を３０％としたが、あまり化合物相（１）が析出しすぎても、微細結晶組織を形成するうえで支障となり、ｂｃｃ相の粗大化や複素比透磁率の実数部μ´の低下を招きやすく、良好な特性が得られないと考えられる。よって上限を３０％とした。

なお、本実施形態では、ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）に対する第２結晶相のピーク強度（Ｉ₂）のピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）を、第２結晶相のうち最も強いピーク強度を示す化合物相（１）のピーク強度を用いて計算する。

図７（ａ）は、各試料１〜６の作製の際に行った熱処理温度と、ｂｃｃ相、化合物相（１）（２）の各平均結晶粒径との関係を示すグラフである。各試料の結晶粒径はＸ線回折図形からシェラーの式を用いて求めた。

図７（ｂ）は、各試料７〜１２の作製の際に行った熱処理温度と、ｂｃｃ相、化合物相（１）（２）の各平均結晶粒径との関係を示すグラフである。

ただし図７（ａ）（ｂ）に示すように熱処理温度を５９５℃程度とした場合の実験結果も合わせて掲載した。

図７に示すように、熱処理温度を上昇させると、結晶粒径は大きくなる傾向にあることがわかった。また、化合物相（１）が析出する６３５℃以上で、６８０℃以下の熱処理を施したとき、ｂｃｃ相の平均結晶粒径（Ｄ５０）は５０ｎｍ以下であることがわかった。また化合物相（１）（２）の平均結晶粒径も５０ｎｍ以下であった。

次に、図８（ａ）は、各試料１〜６の作製の際に行った熱処理温度と、複素比透磁率の実数部μ´^(100MHz)との関係を示すグラフ、図８（ｂ）は、各試料１〜６の作製の際に行った熱処理温度と、複素比透磁率の虚数部μ″^(100MHz)との関係を示すグラフ、図８（ｃ）は、各試料１〜６の作製の際に行った熱処理温度と、性能係数Ｑ^(100MHz)との関係を示すグラフである。また図８（ｄ）は、各試料１〜６の作製の際に行った熱処理温度と、複素比透磁率の実数部μ´^(200MHz)との関係を示すグラフ、図８（ｅ）は、各試料１〜６の作製の際に行った熱処理温度と、複素比透磁率の虚数部μ″^(200MHz)との関係を示すグラフ、図８（ｆ）は、各試料１〜６の作製の際に行った熱処理温度と、性能係数Ｑ^(200MHz)との関係を示すグラフである。

なお図８に示すように、試料１〜６以外に、熱処理温度を５９５℃とした場合の実験結果も合わせて掲載した。

次に、図９（ａ）は、各試料７〜１２の作製の際に行った熱処理温度と、複素比透磁率の実数部μ´^(100MHz)との関係を示すグラフ、図９（ｂ）は、各試料７〜１２の作製の際に行った熱処理温度と、複素比透磁率の虚数部μ″^(100MHz)との関係を示すグラフ、図９（ｃ）は、各試料７〜１２の作製の際に行った熱処理温度と、性能係数Ｑ^(100MHz)との関係を示すグラフである。また図９（ｄ）は、各試料７〜１２の作製の際に行った熱処理温度と、複素比透磁率の実数部μ´^(200MHz)との関係を示すグラフ、図９（ｅ）は、各試料７〜１２の作製の際に行った熱処理温度と、複素比透磁率の虚数部μ″^(200MHz)との関係を示すグラフ、図９（ｆ）は、各試料７〜１２の作製の際に行った熱処理温度と、性能係数Ｑ^(200MHz)との関係を示すグラフである。

ただし図９に示すように、試料７〜１２以外に、熱処理温度を５９５℃、７５０℃とした場合の実験結果も合わせて掲載した。

図８（ａ）に示すように磁性粉末１を用いた磁性シートでは、５９５℃〜６７５℃の熱処理温度内において、周波数１００ＭＨｚでの複素比透磁率の実数部μ´^(100MHz)を１０以上に出来ることがわかった。また、図９（ａ）に示すように、磁性粉末２を用いた磁性シートでは、５９５℃〜７５０℃の熱処理温度内において、周波数１００ＭＨｚでの複素比透磁率の実数部μ´^(100MHz)を３以上、好ましくは５以上に出来ることがわかった。また熱処理温度によっては、複素比透磁率の実数部μ´^(100MHz)を１０以上に出来ることがわかった。

図８（ｄ）、図９（ｄ）に示すように、周波数２００ＭＨｚとしても、磁性粉末１を用いた磁性シートでは、実験で行った熱処理温度内において、複素比透磁率の実数部μ´^(200MHz)を１０以上に出来、磁性粉末２を用いた磁性シートでは、実験で行った熱処理温度内において、複素比透磁率の実数部μ´^(200MHz)を３以上、好ましくは５以上に出来ることがわかった。また熱処理温度によっては、複素比透磁率の実数部μ´^(200MHz)を１０以上に出来ることがわかった。

次に、図８（ｂ）（ｅ）、図９（ｂ）（ｅ）に示すように、磁性粉末１，２を用いた各磁性シートでは、複素比透磁率の虚数部μ″^{(100MHz,200MHz)}が熱処理温度が高くなると低下し、特にその低下率は、複素比透磁率の実数部μ´^{(100MHz,200MHz)}に比べて大きくなることがわかった。

このため、図８（ｃ）（ｆ）、図９（ｃ）（ｆ）に示すように、性能係数Ｑ^{(100MHz,200MHz)}は、熱処理温度を上げると上昇する傾向になることがわかった。

図８（ｃ）に示すように磁性粉末１を用いた磁性シートでは、約６３５℃以上の熱処理温度とすると、周波数１００ＭＨｚでの性能係数Ｑ^(100MHz)を１０以上に出来ることがわかった。また、図９（ｃ）に示すように、磁性粉末２を用いた磁性シートでは、熱処理温度を約６３５℃以上とすると、周波数１００ＭＨｚでの性能係数Ｑ^(100MHz)を１０以上に出来ることがわかった。

また図８（ｆ）に示すように、周波数２００ＭＨｚとしても、磁性粉末１を用いた磁性シートでは、熱処理温度を約６７５℃程度以上とすれば、性能係数Ｑ^(200MHz)を１０以上に出来ることがわかった。また、図９（ｆ）に示すように、磁性粉末２を用いた磁性シートでは、熱処理温度を６７５℃程度以上とすることで、性能係数Ｑ^(200MHz)を１０以上に出来ることがわかった。

以上から、高い性能係数Ｑを得るには、熱処理温度を高く設定して、ｂｃｃ相のみならず、ｂｃｃ相と、ピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）が１０％〜３０％、好ましくは１５％以上となる第２結晶相（化合物相（１））を析出させることが必要であるとわかった。

図１０（ａ）は、磁性粉末１を用いた各磁性シート（試料１〜６；図には各試料の作製の際に行った熱処理温度が記載されている）における周波数と複素比透磁率の実数部μ´との関係を示すグラフ、図１０（ｂ）は、磁性粉末１を用いた各磁性シート（試料１〜６；図には各試料の作製の際に行った熱処理温度が記載されている）における周波数と複素比透磁率の虚数部μ″との関係を示すグラフ、図１０（ｃ）は、磁性粉末２を用いた各磁性シート（試料７〜１２；図には各試料の作製の際に行った熱処理温度が記載されている）における周波数と複素比透磁率の実数部μ´との関係を示すグラフ、図１０（ｄ）は、磁性粉末２を用いた各磁性シート（試料７〜１２；図には各試料の作製の際に行った熱処理温度が記載されている）における周波数と複素比透磁率の虚数部μ″との関係を示すグラフ、である。

図１０（ａ）に示すように磁性粉末１を用いた磁性シートでは、各熱処理温度ごとに透磁率曲線を見てみると３００ＭＨｚ付近まではあまり各複素比透磁率の実数部μ´の変動が見られなかった。図１０（ａ）に示すように、ＶＨＦ帯域（３０ＭＨｚ〜３００ＭＨｚ、好ましくは、７０ＭＨｚ〜２５０ＭＨｚ、７０ＭＨｚ〜１５０ＭＨｚ）において、複素比透磁率の実数部μ´を１０以上に出来ることがわかった。一方、図１０（ｂ）に示すように、磁性粉末１を用いた磁性シートでは、各熱処理温度ごとに透磁率曲線を見てみると、ＶＨＦ帯域での複素比透磁率の虚数部μ″は周波数が高くなるほど大きくなりやすいことがわかった。よって図８（ｃ）（ｆ）にも示すように、周波数を２００ＭＨｚとするより１００ＭＨｚのほうが、性能係数Ｑを大きくしやすいことがわかった。ただし、熱処理温度を６７５℃程度まで上げれば、複素比透磁率の虚数部μ″を低い値に抑えることができる一方、複素比透磁率の実数部μ´を比較的高い値に維持することができ、周波数が２００ＭＨｚ程度であっても、性能係数Ｑを１０以上に出来ることがわかった。

また、図１０（ｃ）に示すように磁性粉末２を用いた磁性シートでは、各熱処理温度ごとに透磁率曲線を見てみると３００ＭＨｚ付近まではあまり複素比透磁率の実数部μ´の変動が見られなかった。図１０（ｃ）に示すように、ＶＨＦ帯域（３０ＭＨｚ〜３００ＭＨｚ、好ましくは、７０ＭＨｚ〜２５０ＭＨｚ、７０ＭＨｚ〜１５０ＭＨｚ）において、複素比透磁率の実数部μ´を５以上、好ましくは１０以上に出来ることがわかった。一方、図１０（ｄ）に示すように、磁性粉末２を用いた磁性シートでは、各熱処理温度ごとに透磁率曲線を見てみると、ＶＨＦ帯域での複素比透磁率の虚数部μ″の変動は複素比透磁率の実数部μ´の変動に比べてやや大きくなることがわかった。よって図９（ｃ）（ｆ）にも示すように、周波数を２００ＭＨｚとするより１００ＭＨｚのほうが、性能係数Ｑを大きくしやすいことがわかった。ただし、熱処理温度を６７５℃程度まで上げれば、複素比透磁率の虚数部μ″を低い値に抑えることができる一方、複素比透磁率の実数部μ´を比較的高い値に維持することができ、周波数が２００ＭＨｚ程度であっても、性能係数Ｑを１０以上に出来ることがわかった。

本実施例の磁性シート中に含まれるＦｅ基軟磁性合金粉末は、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下のｂｃｃ相と第２結晶相との混相組織を有し、ピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）が１０％〜３０％、好ましくは１５％以上である。そして本実施例の磁性シートであれば、ＶＨＦ帯域にて、高い複素比透磁率の実数部μ´とともに性能係数Ｑを得ることができるが、ＶＨＦ帯域でも特に、７０ＭＨｚ〜２５０ＭＨｚ程度、更には７０ＭＨｚ〜１５０ＭＨｚ程度での周波数帯域での使用が、複素比透磁率の実数部μ´と性能係数Ｑの双方をより効果的に高めることができ好適である。

続いて磁性粉末２を用いて、各試料７〜１２とは別の磁性シートを作製した。なお試料７〜１２と異なって、加工機ビーズミルでの加工時間を７時間とし、更に熱処理温度を６３５℃とした。磁性シート厚は１００μｍ程度、密度は、２．８５ｇ／ｃｍ³程度であった。そして、測定周波数に対する複素比透磁率の実数部μ´及び虚数部μ″を、インピーダンスアナライザを用いて測定した。その実験結果が図１１に示されている。

図１１に示すように、ＶＨＦ帯域（３０ＭＨｚ〜３００ＭＨｚ、好ましくは、７０ＭＨｚ〜２５０ＭＨｚ、７０ＭＨｚ〜１５０ＭＨｚ）において、複素比透磁率の実数部μ´を１０以上、好ましくは１２以上に出来ることがわかった。また、ＶＨＦ帯域（３０ＭＨｚ〜３００ＭＨｚ、好ましくは、７０ＭＨｚ〜２５０ＭＨｚ、７０ＭＨｚ〜１５０ＭＨｚ）において、複素比透磁率の虚数部μ″を５以下、好ましくは１以下に抑えることができるとわかった。

次に、コア長が５０ｍｍ、開口が６×６ｍｍ、コイル幅（導体幅）が５ｍｍ、コイルピッチが９ｍｍ、コイルの巻数が５としたループアンテナを形成した。また本実施例の図１１における試料と同一の磁性シート（厚さ約１００μｍ）を６×５０ｍｍに切断し、６０枚重ねて磁心を形成し、前記開口内に挿入したループアンテナを形成した（実施例）。

一方、開口内に磁心を挿入しない空芯コイルのループアンテナを比較例とした。実験では、４５×１００ｍｍの評価基板を用いて、実測周波数を９５．７５ＭＨｚとして、アンテナ利得（平均利得）を測定したところ、比較例が−４１．００（ｄＢｄ）で、実施例が−３４．４３（ｄＢｄ）であり、実施例のほうが比較例に比べて約６．５ｄＢｄ程度、アンテナ特性を改善できたことがわかった。

次に、熱処理温度について考察する。図８〜図９に示すように、磁性粉末１，２を用いた試料において、熱処理温度を約６３５℃以上、好ましくは６７５℃以上にすると、ＶＨＦ帯域において、複素比透磁率の実数部μ´を３以上、好ましくは１０以上を維持しつつ、性能係数Ｑを１０以上に出来ることがわかった。

６３５℃以上という熱処理温度では、図４、図５に示すように化合物相（１）が析出しており、また、ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）に対する化合物相（１）のピーク強度（Ｉ₂）のピーク強度比率は１０％〜３０％、好ましくは１５％以上であった。

そして表１に示すように、磁性粉末１におけるｂｃｃ相の結晶化開始温度（Ｔｘ１）が５４３．２℃、第２結晶相の結晶化開始温度が６８１．９℃であり、磁性粉末２におけるｂｃｃ相の結晶化開始温度（Ｔｘ１）が５４６．６℃、第２結晶相の結晶化開始温度が６８６．７℃であることから、熱処理温度を、Ｔｘ１から６０℃以上高く、Ｔｘ２から−７０℃〜３００℃の温度範囲内と規定し、更には、Ｔｘ１から８０℃以上高く、Ｔｘ２から−６０℃〜１００℃の温度範囲内を好ましい範囲と規定することとした。更には、Ｔｘ２から−５０℃〜５０℃の温度範囲内をより好ましい範囲とした。本実施例では、熱処理温度をｂｃｃ相の結晶化開始温度（Ｔｘ１）よりもある程度高く設定するが、周波数が高くなるほど、上記の設定温度範囲内にて低い熱処理温度では１０以上の性能係数Ｑが得にくくなる。よって、少なくとも３以上の複素比透磁率の実数部μ´を維持しつつ、１０以上の性能係数Ｑが得られるように、出来る限り熱処理温度は高くしたほうがよく、第２結晶相の結晶化開始温度（Ｔｘ２）付近にまで、あるいはＴｘ２以上にまで熱処理温度を上昇させることが好適である。

次に、射出成形でアンテナ用の磁心を形成した時の実施例を以下に示す。磁性粉末としては表１の磁性粉末２と同じ組成のものを用い、加工機ビーズミルでの加工時間を８時間とし、加工後の扁平粉の熱処理を温度６６０℃にて９０分間行った。続いて、マトリクス材としてナイロン２１を使用して熱処理後の扁平粉と混練し、ペレット状に加工した後、射出成形機に投入し、加熱して金型に射出成形し、厚さ約１ｍｍの試料を作成した。出来上がった試料の透磁率を測定したところ、１００ＭＨｚの周波数で複素比透磁率の実数部μ´が１５、及び虚数部μ″は０．７であり、ＶＨＦ帯域の領域にて優れた磁気特性を有することが分かった。また、扁平粉も一定の方向に配向されており、成形密度は４．０ｇ／ｃｍ³であった。

この射出成形で得られた試料を用いて、上記磁性シートを使用したアンテナ磁心と同等のものを作製するためには、射出成形にて試料を５０×５０ｍｍの大きさで成形し、６枚重ねて磁心を形成すればよい。また、さらに厚い形状に射出成形すれば、より積層枚数を少なくすることが可能であり、コスト削減が期待できる。

１ 磁性シート
２ Ｆｅ基軟磁性合金粉末
２ａ 扁平な面
３ マトリクス材
４ 磁心
５ ＦＲ４基板
６ コイル層
７ ループアンテナ

Claims (15)

1. 組織が前記ｂｃｃ相と、前記ｂｃｃ相と異なるＸ線回折ピークを持つ第２結晶相とを有する複相組織で構成され、
   前記ｂｃｃ相の平均結晶粒径は、５０ｎｍ以下であり、
   前記ｂｃｃ相のピーク強度（Ｉ₁）と、前記第２結晶相のピーク強度（Ｉ₂）とのピーク強度比率（（Ｉ₂／Ｉ₁）×１００）（％）が１０％以上で３０％以下の範囲内であることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金粉末。
2. 前記ピーク強度比率が、１５％以上である請求項１記載のＦｅ基軟磁性合金粉末。
3. 前記ｂｃｃ相の平均結晶粒径は、３５ｎｍ以下である請求項１又は２に記載のＦｅ基軟磁性合金粉末。
4. Ｔｘ１／Ｔｍ（end）が、Ｋ換算で、０．５以上である請求項１ないし３のいずれか１項に記載のＦｅ基軟磁性合金粉末。
   ここでＴｘ１は、昇温速度２０℃／ｍｉｎで測定したＤＳＣ曲線にて、ｂｃｃ相の結晶化開始温度を示し、Ｔｍ（end）は、吸熱曲線の終わりの温度（熱流が融点Ｔｍを示す吸熱ピークからベースラインに戻ったときの温度）を示す。
5. Ｔｘ１／Ｔｍ（end）が、Ｋ換算で、０．５５以上である請求項４記載のＦｅ基軟磁性合金粉末。
6. 組成式が、Ｆｅ_{100-a-b-c-d-e}Ｓｉ_aＸ_bＹ_cＣｒ_dＱ_eで示され、Ｘは、Ｂ，Ｐ，Ｃのうち少なくともいずれか１種、Ｙは、Ｎｂ，Ｍｏのうち少なくともいずれか１種、Ｑは、Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌのうち少なくともいずれか１種であり、０ａｔ％≦ａ≦２１ａｔ％、３ａｔ％≦ｂ≦１５ａｔ％、１ａｔ％≦ｃ≦６ａｔ％、０ａｔ％≦ｄ≦５ａｔ％、０ａｔ％≦ｅ≦５ａｔ％である請求項１ないし５のいずれか１項に記載のＦｅ基軟磁性合金粉末。
7. １２．５ａｔ％≦ａ≦１５．５ａｔ％、６ａｔ％≦ｂ≦１０ａｔ％、２ａｔ％≦ｃ≦５ａｔ％、０．１ａｔ％≦ｅ≦２ａｔ％である請求項６記載のＦｅ基軟磁性合金粉末。
8. ２ａｔ％≦ｄ≦４ａｔ％である請求項６又は７に記載のＦｅ基軟磁性合金粉末。
9. Ｆｅ基軟磁性合金粉末は扁平加工されている請求項１ないし８のいずれか１項に記載のＦｅ基軟磁性合金粉末。
10. Ｆｅ基軟磁性合金粉末の平均粉末粒径（Ｄ５０）が、１０μｍ〜７０μｍの範囲内である請求項９記載のＦｅ基軟磁性合金粉末。
11. マトリクス材料と、請求項１ないし１０のいずれか１項に記載のＦｅ基軟磁性合金粉末で形成された扁平粉末とを含み、前記扁平粉末の扁平な面がシート面内に配向していることを特徴とするＶＨＦ帯域用磁性シート。
12. 請求項１１記載のＶＨＦ帯域用磁性シートが複数枚、積層されて構成されることを特徴とするＶＨＦ帯域用磁心。
13. マトリクス材料と、請求項１ないし１０のいずれか１項に記載のＦｅ基軟磁性合金粉末で形成された扁平粉末とを含み、前記扁平粉末の扁平な面が所定の方向に配向され成形されていることを特徴とする成形体よりなるＶＨＦ帯域用磁心。
14. アトマイズ法にてアモルファス単相もしくはアモルファス相を主体としたＦｅ基軟磁性合金粉末を作製した後、熱処理を施し、ｂｃｃ相の結晶化開始温度をＴｘ１、第２結晶相の結晶化開始温度をＴｘ２（ただし、Ｔｘ２＞Ｔｘ１）としたとき、
    熱処理温度を、前記結晶化開始温度（Ｔｘ１）から５０℃以上高く、前記結晶化開始温度（Ｔｘ２）から−７０℃〜３００℃の温度範囲内で熱処理を行い、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下のｂｃｃ相と前記第２結晶相とを析出させることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法。
15. 前記熱処理温度を、前記結晶化開始温度（Ｔｘ１）から８０℃以上高く、前記結晶化開始温度（Ｔｘ２）から−６０℃〜１００℃の温度範囲内で熱処理を行う請求項１４記載のＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法。

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