JP2016003366A - 軟磁性合金粉末並びにそれを用いた圧粉磁芯及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】本発明は、Ｆｅ、Ｂ、Ｐ、Ｃｕ及びＳｎを含む非晶質単相の軟磁性合金を熱処理することなく、そのまま粉砕し、非晶質合金粉末を得、またこの得られた非晶質合金粉末にバインダを混合して加圧成形し、熱処理して製造する、ナノ結晶を含有する圧粉磁心及び圧粉磁心の製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】組成式ＦｅａＳｉbＢcＰｘＣｕｙＳｎｚで表わされ、７９≦ａ≦８６ａｔ％、０≦ｂ≦１０ａｔ％、１≦ｃ≦１４ａｔ％、１≦ｘ≦１５ａｔ％、０．４≦ｙ≦２ａｔ％、０．５≦ｚ≦６ａｔ%及び０．０４≦ｙ／ｘ≦１．２０を満たす軟磁性合金粉末であって、当該軟磁性合金粉末は、非晶質単相である、軟磁性合金粉末を用いて圧粉磁心を作製した。【選択図】図１

Description

本発明は、軟磁性合金粉末並びにそれを用いた圧粉磁芯及びその製造方法に関する。

近年の電気機器や電子機器の小型、軽量、高速化への対応はめざましく、それに伴い電気機器や電子機器に用いられる磁性材料には、より高い飽和磁束密度と、より高い透磁率が求められている。そこで、高飽和磁束密度および高透磁率を有する軟磁性合金粉末や、それを用いた圧粉磁心等を得るために、多様な技術が知られている。

このような技術のうち、特許文献１には、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ及びＢを含む非晶質合金を、その結晶化温度より低い温度で脆化させるのに十分な時間加熱して脆化した非晶質合金を粉砕し、これを結晶化温度より高い温度に加熱して組織の３０％以上を結晶質とする、ナノ結晶を含む軟磁性合金粉末を得る技術が開示されている。また特許文献２には、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ及びＢを含む非晶質相を主相とする急冷薄帯を、熱処理前に粉砕処理または粉砕・扁平化することにより所定のアスペクト比及び粒度に調整して非晶質合金粉末とし、該非晶質合金粉末を所定温度で熱処理することにより、ナノ結晶を含む軟磁性合金粉末を得る技術が開示されている。さらに特許文献３には、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｂ及びＳｉを含み、平均粒径６０ｎｍ以下の体心立方構造の結晶粒が非晶質母相中に体積分率で３０％以上分散した組織を有し、飽和磁束密度が１．７Ｔ以上である軟磁性合金粉末であって、平均粒径３０ｎｍ以下の結晶粒が非晶質母相中に体積分率で０％超３０％未満で分散した組織を有し、１８０°折曲げにより破断する、Ｆｅ基合金薄帯又はＦｅ基合金薄片の製造方法と、この、Ｆｅ基合金薄帯又はＦｅ基合金薄片を粉砕および熱処理することにより、ナノ結晶を含む軟磁性合金粉末を得る技術が開示されている。

特許第３６５５３２１号公報 特許第４３４２９５６号公報 特開２０１３−６７８６３号公報

しかしながら、従来のナノ結晶を含む軟磁性合金粉末の製造方法においては、溶融合金を急冷することにより作成された非晶質合金薄帯は、密着曲げが可能であるため、そのまま粉砕が困難であり、よって薄帯強度を低下させるため熱処理を行ってから粉砕を行っており、製造工程が多いという問題があった。また、粉砕して得られた軟磁性合金粉末から圧粉磁心を製造する場合、シリコーン等のバインダを加えて加圧成形後、熱処理を行ってナノ結晶化を行うが、この熱処理を施す際、α−Ｆｅへの相変態に伴うエネルギー放出（発熱）が急激に起こり、軟磁性合金粉末の温度が急上昇して結晶粒の粗大化や化合物の生成が引き起こされ、軟磁気特性が劣化する問題があるが、上記特許文献１〜３に開示される技術においては、かかる問題に対して何ら考慮がなされていない。また、従来のＦｅ−Ｂ−Ｐ−Ｃｕ系の非晶質の軟磁性合金粉末を用いた圧粉磁心の製造においては、圧粉磁心とバインダを混合して加圧成形後に、軟磁気特性の向上を目的としたα−Ｆｅナノ結晶生成のための熱処理を要するが、このナノ結晶生成が急激な発熱を伴うため、結晶粒の粗大化や不純物の生成を抑制しながら十分なα−Ｆｅナノ結晶を析出させるためには、複雑な熱処理パターンを必要とするという問題があった。

そこで、本発明は、Ｆｅ、Ｂ、Ｐ及びＣｕを含む非晶質軟磁性合金が密着曲げ可能であって粉砕困難であり、熱処理を要することに対し、Ｆｅ、Ｂ、Ｐ、Ｃｕ及びＳｎを含む軟磁性合金が、そのまま粉砕容易であることに鑑みてなされたものである。即ち、本発明は、Ｆｅ、Ｂ、Ｐ、Ｃｕ及びＳｎを含む非晶質単相の軟磁性合金を熱処理することなく、そのまま粉砕し、軟磁性合金粉末を得、またこの得られた軟磁性合金粉末にバインダを混合して加圧成形し、熱処理して製造する、ナノ結晶を含有する圧粉磁心及び圧粉磁心の製造方法を提供することを目的とする。また、軟磁性合金粉末にＳｎを含有することにより、圧粉磁心製造の際の、軟磁性合金粉末をバインダと混合し加圧成形した後の熱処理工程において、ナノ結晶化による発熱が緩やかであることから、当該熱処理工程での応力緩和が十分でありながら当該熱処理工程の温度制御が容易であり、軟磁気特性に優れる圧粉磁芯の製造方法及びこの方法によって製造された圧粉磁心を提供することを目的とする。

本発明の発明者らは、Ｓｎを含む非晶質単相の軟磁性合金が熱処理せずにそのままで粉砕容易であることを見出し、かかる軟磁性合金粉末を用いた圧粉磁芯の作製を案出した。本発明は、かかる知見に基づいてなされたものである。

すなわち、本発明によれば、組成式Ｆｅ_ａＳｉ_bＢ_cＰ_ｘＣｕ_ｙＳｎ_ｚで表わされ、７９≦ａ≦８６ａｔ％、０≦ｂ≦１０ａｔ％、１≦ｃ≦１４ａｔ％、１≦ｘ≦１５ａｔ％、０．４≦ｙ≦２ａｔ％、０．５≦ｚ≦６ａｔ%及び０．０４≦ｙ／ｘ≦１．２０を満たす軟磁性合金粉末であって、
当該軟磁性合金粉末は、非晶質単相である、
軟磁性合金粉末が得られる。

また、本発明によれば、第２の軟磁性合金粉末として、第１の軟磁性合金粉末であって
Ｆｅの一部をＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｓのうち１種類以上の元素で置換してなる軟磁性合金粉末において、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｓのうち１種類以上の元素は組成全体の３ａｔ％以下であり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｓのうち１種類以上の元素とＦｅとの合計は前記ａについての条件７９≦ａ≦８６ａｔ％を満たす
軟磁性合金粉末が得られる。

また、本発明によれば、第３の軟磁性合金粉末として、
第１又は第２の軟磁性合金粉末であって、Ｆｅの３０ａｔ％以下を、Ｃｏ、Ｎｉ元素のうちの１種類以上の元素で置換してなる軟磁性合金粉末が得られる。

また、本発明によれば、第４の軟磁性合金粉末として、
第１乃至第３のいずれかの軟磁性合金粉末であって、
溶融合金を急冷して得られる薄帯を熱処理せずに粉砕して得られる、
軟磁性合金粉末が得られる。

また、本発明によれば、第５の軟磁性合金粉末として、
第１乃至第４のいずれかの軟磁性合金粉末において、熱処理後の飽和磁束密度が１．６Ｔ以上である、
軟磁性合金粉末が得られる。

また、本発明によれば、第１の圧粉磁芯として、
第１乃至第５のいずれかの軟磁性合金粉末と結合材とを混合した後に加圧成型し、更に熱処理をしてなる、
圧粉磁芯が得られる。

また、本発明によれば、第２の圧粉磁芯として、
第１乃至第５のいずれかの軟磁性合金粉末と結合材とを混合した後に加圧成型する工程と、成型された前記軟磁性合金粉末を熱処理する工程とを備える、
圧粉磁芯の製造方法が得られる。

本発明によれば、Ｆｅ、Ｂ、Ｐ、Ｃｕ及びＳｎを含む非晶質単相の軟磁性合金を熱処理することなく、そのまま粉砕し、軟磁性合金粉末を得ることができる。またこの得られた軟磁性合金粉末にバインダを混合して加圧成形し、熱処理して製造することにより、ナノ結晶を含有する圧粉磁心を製造することができる。

また、本発明では、Ｓｎを含有する非晶質単相の軟磁性合金粉末を用いたことから、圧粉磁心の製造工程において、軟磁性合金粉末とバインダを混合して加圧成形した後の、ナノ結晶化のための熱処理工程における急激な発熱を緩和させることができる。これにより、当該熱処理工程での応力緩和が十分でありながら、当該熱処理工程の温度制御が容易であり、また、圧粉磁心中での結晶粒の粗大化や化合物の生成が抑制され、優れた軟弱磁気特性を有する圧粉磁芯が本発明により得られる。

本発明の実施の形態による軟磁性合金粉末および圧粉磁心の製造方法を模式 的に示したフロー図である。 本発明の軟磁性合金粉末の発熱挙動確認のために使用されたＤＳＣ曲線を示 す図である。 本発明の実施例１、２、４、５における軟磁性合金粉末および比較例１にお ける薄帯のＤＳＣ曲線を示す図である。 本発明の実施例６、７における軟磁性合金粉末および比較例２、４における 薄帯のＤＳＣ曲線を示す図である。

本発明の各実施の形態による圧粉磁心の製造方法は、図１に示されるように、概略、２つの工程を備えている。即ち、溶解した合金を急冷、粉砕して軟磁性合金粉末を作製する粉末作製工程と、当該軟磁性合金粉末を用いて圧粉磁心を作製する磁心作製工程とを備えている。ここで磁心作製工程では、軟磁性合金粉末にシリコーン系などの耐熱性が高く絶縁性が良好な結合材を混合することにより、造粒粉を得る。次いで、金型を用いて造粒粉を加圧成型して圧粉体を得る。その後、圧粉体を熱処理して、ナノ結晶化と結合材の硬化を同時に行い、圧粉磁心を作製する。

ここで、粉末作製工程の説明の前に本実施の形態による軟磁性合金粉末の組成について説明する。本実施の形態による軟磁性合金粉末の組成式は、組成式Ｆｅ_ａＳｉ_bＢ_cＰ_ｘＣｕ_ｙＳｎ_ｚで表わされ、７９≦ａ≦８６ａｔ％、０≦ｂ≦１０ａｔ％、１≦ｃ≦１４ａｔ％、１≦ｘ≦１５ａｔ％、０．４≦ｙ≦２ａｔ％、０．５≦ｚ≦６at%及び０．０４≦ｙ／ｘ≦１．２０を満たしている。かかる組成式を満たすことにより、結晶化開始温度を制御して良好な軟磁気特性を得ることができる。

上記の軟磁性合金粉末は、Ｆｅは主元素であり、磁性を担う必須元素である。飽和磁束密度の向上及び原料価格の低減のため、Ｆｅの割合が多いことが基本的には好ましい。１．６Ｔ以上の高いＢｓを得るためには、Ｆｅの割合が７９ａｔ％以上が好ましい。Ｆｅの割合が８６ａｔ％より多いと、急冷条件下における非晶質相の形成能が低下し薄帯を得にくくなるので、８６ａｔ％以下が好ましい。

また、上記の軟磁性合金粉末において、Ｓｉは非晶質相の形成を担う元素であり、必ずしも含まれなくても良いが、Ｓｉの含有により、α−Ｆｅ析出温度とＦｅ−ＢやＦｅ−Ｐなどの化合物形成温度との差ΔＴが拡大でき、α−Ｆｅナノ結晶のの安定化に寄与する。また、Ｓｉの割合が過剰になると、非晶質の形成能が低下するため１０ａｔ％以下が好ましく、更に８ａｔ％以下がより好ましい。特にＳｉの割合が２ａｔ％以上であると非晶質の形成能が改善され非晶質合金薄帯を安定して作製でき、またΔＴが増加することで、均質なナノ結晶を得ることができる。

また、上記の軟磁性合金粉末において、Ｓｎは非晶質相の形成を担う元素であり、またこのＳｎの含有により、溶解した合金を急冷して生成した非晶質合金薄帯・薄片について熱処理することなく、そのまま粉砕することができるため、必須元素である。Ｓｎの割合が０．５ａｔ％以上であると、熱処理せずに粉砕できる非晶質合金薄帯・薄片を安定して作製でき、また均質なナノ結晶を得ることができることから、Ｓｎの割合が０．５ａｔ％以上が好ましい。また、Ｓｎ添加量が多くなりすぎると、熱処理時に化合物が析出しやすくなったり、Ｓｎが固溶しきれなくなり合金組成物が不均一になったりするため、Ｓｎの添加量は６ａｔ％以下が好ましい。

また、上記の軟磁性合金粉末において、Ｂは非晶質相の形成を担う必須元素である。非晶質合金薄帯を安定的に作製するためには、１ａｔ％以上が必要であり、非晶質相の形成能を考慮すると、２ａｔ％以上が好ましい。更に、Ｂの割合が５ａｔ％以上であると、ΔＴが拡大でき、ナノ結晶の安定化に寄与するため好ましい。また均質なナノ結晶組織を得るためには１４ａｔ％以下が好ましい。特に量産化のため合金組成物が低い融点を有する必要がある場合、Ｂの割合は１０ａｔ％以下であることが好ましい。

また、上記の軟磁性合金粉末において、Ｐは非晶質相の形成やナノ結晶の微細化を担う必須元素である。非晶質合金薄帯を安定的に製作するためには、Ｐの割合が１ａｔ％以上必要であり、均質なナノ結晶組織を得るためには３ａｔ％以上であることが好ましい。またＰの割合が過剰になるとΔＴが小さくなり、ナノ結晶生成のための熱処理が困難となるため、１５ａｔ％以下が好ましい。１．６５Ｔ以上のＢｓが必要な場合は、Ｐの割合は１０ａｔ％以下、１．７Ｔ以上のＢｓが必要な場合は、８ａｔ％以下が好ましい。

また、上記の軟磁性合金粉末において、Ｃは非晶質相の形成を担う元素であり、必ずしも含まれなくても良い。Ｓｉ、Ｂ、Ｐ元素などとの組み合わせにより、非晶質相の形成能やナノ結晶の安定性を高めることが可能になる。またＣは安価であるため、Ｃの添加により総材料コストが低減される。但し、Ｃの割合が１０ａｔ％を超えると、合金組成物が脆化し、軟磁気特性の劣化が生じる問題がある。したがって、Ｃの割合は１０ａｔ％以下が好ましい。特に均質なナノ結晶組織を得るためにはＣの割合が５ａｔ％以下が好ましい。更に、軟磁性合金粉末の原材料となる合金等を混合するための溶解時におけるＣの蒸発に起因した組成のばらつきを抑えるためには、Ｃの割合は４ａｔ％以下が好ましい。

また、上記の軟磁性合金粉末において、Ｃｕはナノ結晶化に寄与し、本発明の軟磁性合金粉末を形成するための必須元素である。なお、Ｃｕの割合が０．４ａｔ％より少ないと、ナノ結晶化が困難になる。Ｃｕの割合が過剰になると、非晶質相の形成能が低下するため、２ａｔ％以下が好ましい。更にナノ結晶をより微細化させるためには、Ｃｕの割合を０．５ａｔ％以上にするのが好ましい。また非晶質相からなる軟磁性合金粉末を均質にし、軟磁気特性を向上させるためには、Ｃｕの割合は１．１ａｔ％以下であることが好ましい。

なお、ＰとＣｕとの間には、強い原子間引力がある。従って、上記軟磁性合金粉末が特定の比率のＰとＣｕとを含んでいると、１０ｎｍ以下のサイズのクラスターが形成され、このナノサイズのクラスターによってＦｅ基ナノ結晶合金の形成の際にｂｃｃＦｅ結晶は微細構造を有するようになる。より具体的には、本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金は平均粒径が２５ｎｍ以下であるｂｃｃＦｅ結晶を含んでいる。本実施の形態においては、Ｐの割合（ｘ）とＣｕの割合（ｙ）との特定の比率（ｙ／ｘ）は０．０４以上、１．２以下である。この範囲以外では、均質なナノ結晶組織が得られず、従って、合金組成物は優れた軟磁気特性を具備しない。なお、特定の比率（ｙ／ｘ）は合金組成物の脆化及び酸化を考慮すると０．８以下が好ましく、更に０．０８以上０．５５以下であることが好ましい。

また、上記の軟磁性合金粉末において、Ｆｅの３ａｔ％以下をＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｓのうち１種類以上の元素で置換することにより、ことにより良好な磁気特性が得られる。これらの元素は、元素は、基本的に不純物元素であり、製造過程において軟磁性合金粉末に含有される可能性がある。不純物元素を多く含有した場合には、磁気特性が劣化すると考えられるが、Ｆｅ置換が３ａｔ％以下であれば、耐食性の改善や電気抵抗の調整などのため、飽和磁束密度の著しい低下が生じない範囲で置換可能で、良好な磁気特性を維持できる。
さらに、耐食性、非晶質相形成能、結晶粒成長の制御のため、また飽和磁束密度や磁歪などの制御のため、Ｆｅの３０ａｔ％以下を磁性元素であるＣｏ、Ｎｉと置換してもよい。

本発明の実施の形態における軟磁性合金粉末及び圧粉磁心の製造方法を図１に示す。ここで、軟磁性合金粉末の製造方法はＰ１によって示される。すなわちこの工程Ｐ１は、原料として、所定の組成を有する、母合金とＳｎを秤量し、高周波溶解にて溶解した後、液体急冷法などによって連続薄帯若しくは薄片状の非晶質合金を作製し、これを粉砕及び回収して非晶質の軟磁性合金粉末を得る工程から成る。

原料は、上記の通り所定の組成を有する母合金とＳｎから構成される以外にも、所定の組成となるように、各合金原料（Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂなど）とＳｎから構成することもできる。連続薄帯若しくは薄片形状の非晶質合金は、Ｆｅ基非晶質薄帯などの製造に使用されている単ロール製造装置や、双ロール製造装置のような従来の装置を使用して形成することができる。

非晶質合金の粉砕については、ボールミル、スタンプミル、遊星ミル、サイクロンミル、ジェットミル、アトマイザーなど種々の粉砕装置（衝撃式・気流式を問わない）を採用することができる。ここで、Ｓｎを添加した薄帯を粉砕する本発明の製造方法では、従来の製造工程と異なり、連続薄帯もしくは薄片形状の非晶質合金に熱処理を行うことなく、そのまま粉砕することが可能である。

粉砕して得られた軟磁性合金粉末の回収工程においては、所定のメッシュ間隔を有する篩を用いて分級することで、未粉砕の薄片を除去し、所望の粒径を有する軟磁性合金粉末のみを回収することが可能である。軟磁性合金粉末の粒径は、粉砕条件やメッシュ間隔を調整することで変更可能であるが、本発明の製造方法においては、Ｓｎ添加量を調整することで、軟磁性合金粉末の粒径を制御することができる。Ｓｎ添加量の調整による粒径制御では、上記の一般的な粒径制御方法と比較して、十分な軟磁性合金粉末の粉末回収率と優れた軟磁気特性を両立することが出来る。なお、優れた、軟磁気特性は、軟磁性合金粉末の内部に生成する粉砕時の歪みを抑制できることに起因するものである。

圧粉磁心の製造工程は図１のＰ２によって示される。すなわち、本発明の製造方法により得られた軟磁性合金粉末を、シリコーン系などの耐熱性が高く絶縁性が良好な結合材と混合および粒度調整して造粒粉を得る。次いで、金型を用いて造粒粉を加圧成形して圧粉体を得る。その後圧粉体を熱処理して、結合材の硬化と追加のナノ結晶化を同時に行い、圧粉磁心を得る。なお、成形体の作製においては、ホットプレスなどの加圧成形とその後の熱処理を同じ工程で行っても良く、また加圧成形に限らず結合材と混合した後、射出形成糖の形成方法を用いて行っても良い。

本発明の製造方法により得られた軟磁性合金粉末は、所定の昇温温度で加熱し続けた場合、発熱ピークを２つ以上有するものである。すなわち、ナノ結晶化の際にエネルギーを放出するという特徴がある。これらの発熱ピークの測定には示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）が用いられる。ＤＳＣでは、測定試料と基準物質との間の熱量の差を測定しており、この測定によって得られるＤＳＣ曲線は、縦軸に重量で規格化した熱流、横軸に温度や時間をとった曲線となる。ＤＳＣで測定されるＤＳＣ曲線について説明する。図２は、本発明の軟磁性合金粉末の発熱挙動確認のために使用されたＤＳＣ曲線を示す図である。ＤＳＣ曲線は、Ｐｔ製試料容器中に投入した試料をＤＳＣ装置内に設置し、不活性雰囲気中において昇温速度４０℃／分で試料を目的の温度まで加熱することで得られる。図２中のＴＸ１は第１結晶化温度であり、ベースライン２０と第１立ち上がり部１２のうち最も正の傾きの大きい点を通る接線である第１上昇接線３２との交点にて定まる温度である。またＴＸ２は第２結晶化温度であり、ベースライン２１と第２立ち上がり部１６のうち最も正の傾きの大きい点を通る接線である第２上昇接線４２との交点にて定まる温度である。また、図２のＤＳＣ曲線において、ベースラインに対する山のピークは発熱反応、谷のピークは吸熱反応として現れるが、第一ピーク１１はα−Ｆｅ析出に伴う発熱ピークであり、第二ピーク１５はＦｅ−Ｂ系やＦｅ−Ｐ系化合物の析出に伴う発熱ピークである。従って、圧粉磁心の製造工程における熱処理では、第一結晶化のみを促進するように、熱処理することで、優れた磁気特性を有する圧粉磁心を製造することができる。

本発明の製造方法によって得られた、軟磁性合金粉末は、図３（ｂ）〜（ｅ）、図４（ｂ）及び（ｄ）に示されるように、α−Ｆｅ析出（ナノ結晶化）に基づく発熱ピークがブロードとなっている。発熱ピークのブロード化は、熱処理における発熱反応の緩和を表していることから、本発明により得られた軟磁性合金粉末を用いることで、磁心形成後の追加熱処理において急激な発熱が抑制されるため、熱処理制御が容易になり、磁気特性の劣化を防ぐことが可能である。

また 本発明の製造方法により得られた圧粉磁心は、軟磁性合金粉末を用いて作製されるため、特許文献３のような、ナノ結晶が析出している薄帯等を粉砕して軟磁性合金粉末を作製し、圧粉磁心を作製する従来の製作方法に比べて、粉砕や加圧成形時に加わった軟磁性合金粉末の内部の応力が緩和されやすく、磁気特性の劣化を防ぐことが可能である。すなわち、ナノ結晶（α−Ｆｅ）に加わった応力は、７００℃以上の高温処理により除去することができるが、ナノ結晶にこのような温度で熱処理すると化合物が生成してしまうため、粉砕や加圧成形時にナノ結晶に加わった応力は実質的には除去できない。一方、非晶質合金に加わった応力は、ナノ結晶化の過程（原子移動）で緩和されるため、ナノ結晶が析出しているときのような磁気特性の劣化は起こらない。

しかしながら、Ｓｎ添加量が多くなりすぎると、図２に示される第１結晶化温度Ｔｘ１と第２結晶化温度Ｔｘ２との差であるΔＴが減少しすぎて、熱処理時に化合物が析出しやすくなったり、Ｓｎが固溶しきれなくなり合金組成物が不均一になったりするため、Ｓｎの添加量は本発明の範囲であることが望ましい。

以上により、本発明の製造方法においては、連続薄帯もしくは薄片形状の合金組成物にＳｎを０．５ａｔ％以上６ａｔ％以下の範囲で添加していることから、粉砕前の熱処理工程を省略可能であり、磁気特性が良好で、粒度の制御された軟磁性合金粉末を得ることができる。また本発明の製造方法により得られた軟磁性合金粉末は、ナノ結晶化に基づく発熱ピークがブロードになっていることから、圧粉磁心形成後の熱処理工程において急激な発熱が抑制され、結晶の粗大化や不要な化合物の生成を容易に抑制できるものであり、また、非晶質でもあることから粉砕工程及び加圧成形工程において付加される内部応力を緩和することも可能であり、したがって、圧粉磁心においても優れた軟磁気特性を有するものとなる。

以下、本発明について実施例および比較例を用いて説明する。

（軟磁性合金粉末：実施例１〜５、比較例１）
Ｆｅ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕからなる原料をＦｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７合金組成となるように秤量し、高周波溶解にて溶解した後、冷却して母合金を作製した。この母合金を粉砕し、Ｆｅ_８２．５Ｂ_６．９Ｐ_８．９Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０（実施例１）、Ｆｅ_８１．６Ｂ_６．９Ｐ_８．８Ｃｕ_０．７Ｓｎ_２．０（実施例２）、Ｆｅ_８０．７Ｂ_６．８Ｐ_８．７Ｃｕ_０．７Ｓｎ_３．１（実施例３）、Ｆｅ_８０．０Ｂ_６．７Ｐ_８．６Ｃｕ_０．７Ｓｎ_４．０（実施例４）、Ｆｅ_８１．５Ｂ_６．９Ｐ_８．８Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．１Ｎｂ_１．０（実施例５）のそれぞれの合金組成となるように、粉砕した母合金とＳｎ、Ｎｂを秤量し、高周波溶解にて溶解した。その後、溶解した合金組成物を、大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２５μｍ、幅５ｍｍ、長さ３０ｍの連続薄帯を作製した。また比較例１として、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕからなる原料をＦｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７の合金組成となるように秤量し、高周波溶解にて溶解した。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２５μｍ、幅５ｍｍ、長さ３０ｍの連続薄帯を作製した。得られた薄帯２０ｇをビニール袋に入れて手で荒粉砕した後、ＳＵＳ製メディア１６０ｇと一緒に金属製ポッドに投入し、回転数１６５ｒｐｍにて１２時間ポッドを回転させることで、ボールミルによる本粉砕を実施した。得られた粉砕粉末を１５０μｍのメッシュに通し、粉砕不十分な薄片を除去して、軟磁性合金粉末を作製した。得られた軟磁性合金粉末については、平均粒径を測定し、また、結晶構造及び結晶化に伴う発熱反応を評価した。ここで、平均粒径については、レーザー回折式の乾式粒度分布計を用いて計測し、体積基準のＤ_５０を評価した。また、結晶構造の評価は粉末Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）にて行った。さらに、結晶化に伴う発熱反応は示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて毎分４０℃の昇温速度にて評価した。表１に、得られた軟磁性合金粉末の特性を示す。

表１に示すように、Ｓｎを添加しない比較例１においては密着曲げが可能であり、すなわち薄帯を１８０°折り曲げても破断せず、粗粉砕することができなかった。一方、Ｓｎを添加した実施例１〜５においては、平均粒径２８〜７３μｍの軟磁性合金粉末が得られている。軟磁性合金粉末の平均粒径はＳｎの添加量が多いほど小さくなっており、Ｓｎ量を制御することで粉末サイズを制御できることを示している。またこの結果は、Ｓｎ添加量が多いほど粉砕性が良好であることも示しており、本発明による軟磁性合金粉末の製造方法では、効率的に、且つ粒径を制御した軟磁性合金粉末を製造することができるといえる。

図３に本発明の製造方法にて得られた軟磁性合金粉末（実施例１、２、４、５）と比較例１の薄帯のＤＳＣ曲線を示す。図中の記号と、実施例又は比較例との対応関係は以下のとおりである。
（ａ）比較例１：Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７薄帯
（ｂ）実施例１：Ｆｅ_８２．５Ｂ_６．９Ｐ_８．９Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０粉末
（ｃ）実施例２：Ｆｅ_８１．６Ｂ_６．９Ｐ_８．８Ｃｕ_０．７Ｓｎ_２．０粉末
（ｄ）実施例４：Ｆｅ_８０．０Ｂ_６．７Ｐ_８．６Ｃｕ_０．７Ｓｎ_４．０粉末
（ｅ）実施例５：Ｆｅ_８１．５Ｂ_６．９Ｐ_８．８Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．１Ｎｂ_１．０粉末
図３より、Ｓｎを添加せずに作製した比較例１と比較して、実施例１、２、４、５では、Ｓｎ添加量が多いほど、α−Ｆｅ析出に伴う発熱ピークがブロードになっていることが分かる。これは、熱処理によるナノ結晶化工程において、発熱反応が緩化していることを示しており、本発明による製造方法では、磁心形成後のナノ結晶化処理において急激な発熱を抑制する軟磁性合金粉末を製造することが可能であるといえる。

（軟磁性合金粉末：実施例６〜８、比較例２〜４）
Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕ、Ｓｎからなる原料を、Ｆｅ_８２．８Ｓｉ_３Ｂ_１０Ｐ_３Ｃｕ_０．７Ｓｎ_０．５（実施例６）、Ｆｅ_８４．０Ｓｉ_１．０Ｂ_９．４Ｐ_４．０Ｃｕ_０．６Ｓｎ_１．０（実施例７）、Ｆｅ_７９．７Ｓｉ_０．９Ｂ_８．９Ｐ_３．８Ｃｕ_０．７Ｓｎ_６．０（実施例８）、Ｆｅ_８４．８Ｓｉ_１．０Ｂ_９．５Ｐ_４．０Ｃｕ_０．７（比較例２）、Ｆｅ_７９．０Ｓｉ_０．９Ｂ_８．８Ｐ_３．７Ｃｕ_０．６Ｓｎ_７．０（比較例３）、Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_３Ｂ_１０Ｐ_３Ｃｕ_０．７（比較例４）の合金組成になるように秤量し、高周波溶解にて、溶解した。その後、溶解した合金組成物を、大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２５μｍ、幅５ｍｍ、長さ３０ｍの連続薄帯を作製した。得られた、薄帯２０ｇをビニール袋に入れて手で荒粉砕した後、ＳＵＳ製メディア１６０ｇと一緒に金属製ポッドに投入し、回転数１６５ｒｐｍにて１２時間ポッドを回転させることで、ボールミルによる本粉砕を実施した。得られた粉砕粉末を１５０μｍのメッシュに通し、粉砕不十分な薄片を除去して、軟磁性合金粉末を作製した。得られた軟磁性合金粉末については、平均粒径を測定し、また、結晶構造及び結晶化に伴う発熱反応を評価した。ここで、平均粒径については、レーザー回折式の乾式粒度分布計を用いて計測し、体積基準のＤ_５０を評価した。また、結晶構造の評価は粉末Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）にて行った。さらに、結晶化に伴う発熱反応は示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて毎分４０℃の昇温速度にて評価した。表２に、得られた軟磁性合金粉末の特性を示す。

表２に示すように、Ｓｎを添加しない比較例２、４では、密着曲げが可能であり、粗粉砕することができなかったが、Ｓｎを添加した実施例６〜８においては、平均粒径２５〜１５０μｍの軟磁性合金粉末が得られた。Ｓｎ添加量が１ａｔ％の実施例７では先述の実施例１および５とほぼ同等（７３μｍ）の平均粒径を有する軟磁性合金粉末が得られており、Ｓｎの添加量が０．５ａｔ％の実施例６では軟磁性合金粉末の平均粒径は１５０μｍであった。すなわち、本発明の製造方法においては、構成元素が異なっていてもＳｎ添加量を制御することで、得られる軟磁性合金粉末の粒径を制御することが可能であることを示している。さらにＳｎ添加量が７ａｔ％の比較例３においては、非晶質と化合物が生成している。よってこれらより、Ｓｎ添加量を０．５ａｔ％以下で６ａｔ％以下とすることにより、非晶質単相で構成される軟磁性合金粉末を得られることが分かる。

図４に、本発明の製造方法にて得られた軟磁性合金粉末（実施例６、７）と比較例２、４の薄帯のＤＳＣ曲線を示す。図中の記号と、実施例又は比較例との対応関係は以下のとおりである。
（ａ）比較例２：Ｆｅ_８４．８Ｓｉ_１．０Ｂ_９．５Ｐ_４．０Ｃｕ_０．７薄帯
（ｂ）実施例７：Ｆｅ_８４．０Ｓｉ_１．０Ｂ_９．４Ｐ_４．０Ｃｕ_０．６Ｓｎ_１．０粉末
（ｃ）比較例４：Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_３Ｂ_１０Ｐ_３Ｃｕ_０．７薄帯
（ｄ）実施例６：Ｆｅ_８２．８Ｓｉ_３Ｂ_１０Ｐ_３Ｃｕ_０．７Ｓｎ_０．５粉末
図４より、Ｓｎを添加せずに作製した比較例２、４に比べて、実施例６、７により得られた軟磁性合金粉末では、α−Ｆｅ析出に伴う発熱ピークがブロードになっている。また、Ｓｎ添加量が０．５ａｔ％の実施例６に比べて、Ｓｎ添加量が１ａｔ％の実施例７の方がピークはブロードになっており、特に実施例７では、先述の実施例１及び５と同程度のブロード化を示していることから、本発明の製造方法においては、構成元素が異なっていてもＳｎ添加量を制御することで、得られる軟磁性合金粉末の発熱挙動を抑制することできるといえる。

（軟磁性合金粉末：実施例９〜１１、比較例５、６）
Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕ、Ｓｎからなる原料を、Ｆｅ_７９．３Ｓｉ_６Ｂ_６Ｐ_７Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０（実施例９）、Ｆｅ_８１．４Ｂ_１２．５Ｐ_４Ｃｕ_０．６Ｓｎ_１．５（実施例１０）、Ｆｅ_８５．１Ｂ_５Ｐ_８Ｃｕ_０．９Ｓｎ_１．０（実施例１１）、Ｆｅ_７８．３Ｓｉ_６Ｂ_６Ｐ_８Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０（比較例５）、Ｆｅ_８６．５Ｂ_４Ｐ_７．５Ｃｕ_１．０Ｓｎ_１．０（比較例６）の合金組成になるように秤量し、高周波溶解にて、溶解した。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２５μｍ、幅５ｍｍ、長さ３０ｍの連続薄帯を作製した。得られた薄帯２０ｇをビニール袋に入れて手で荒粉砕した後、ＳＵＳ製メディア１６０ｇと一緒に金属製ポッドに投入し、回転数１６５ｒｐｍにて１２時間ポッドを回転させることで、ボールミルによる本粉砕を実施した。得られた粉砕粉末を１５０μｍのメッシュに通し、粉砕不十分な薄片を除去して、軟磁性合金粉末を作製した。得られた軟磁性合金粉末については、平均粒径と電磁気特性を測定した。ここで、平均粒径については、レーザー回折式の乾式粒度分布計を用いて計測し、体積基準のＤ_５０を評価した。また、電磁気特性の測定に使用する試料は、あらかじめ熱処理を行った後、粉末Ｂｓ（飽和磁束密度）を測定した。この熱処理は、得られた軟磁性合金粉末３ｇを、Ａｒフローの雰囲気下で、赤外線加熱装置を用いて、Ｔｘ１以上の温度（３７５℃〜４２５℃の範囲）まで昇温速度４０℃／分にて加熱し、所定温度に到達後２０分間保持し、空冷した。粉末Ｂｓは、振動試料型磁力計ＶＳＭ（Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ Ｓａｍｐｌｅ Ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を使用して、試料重量１５〜２０ｍｇ、印加磁場１５００ｋＡ／ｍにて測定した。表３に、得られた軟磁性合金粉末の特性を示す。

表３に示すように、Ｆｅが７９ａｔ％以上で８６ａｔ％以下である実施例９〜１１においては、非晶質単相で構成され、また粉末Ｂｓが１．６Ｔ以上となっていて、良好な磁気特性を有していることが分かる。一方、Ｆｅが７９ａｔ％未満である比較例５においては、粉末Ｂｓは１．６Ｔ未満となっており、実施例９〜１１と比較して磁気特性が劣っていることが分かる。さらに、Ｆｅが８６ａｔ％を超える比較例６においては、粉末ＸＲＤから非晶質とｂｃｃＦｅ結晶で構成されていることから、実施例９〜１１とは異なり、非晶質単相で構成されていないことが分かる。

（軟磁性合金粉末：実施例１２〜１４、比較例７、８）
Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕ、Ｓｎからなる原料を、Ｆｅ_８２．８Ｂ_１４Ｐ_２Ｃｕ_０．７Ｓｎ_０．５（実施例１２）、Ｆｅ_８０．８Ｂ_２Ｐ_１５Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．５（実施例１３）、Ｆｅ_８３．８Ｂ_１Ｐ_１４Ｃｕ_０．７Ｓｎ_０．５（実施例１４）、Ｆｅ_８１．４Ｂ_１５Ｐ_２Ｃｕ_０．６Ｓｎ_１．０（比較例７）、Ｆｅ_８３．４Ｓｉ_５Ｂ_０．５Ｐ_９Ｃｕ_０．６Ｓｎ_１．５（比較例８）の合金組成になるように秤量し、高周波溶解にて、溶解した。その後、溶解した、合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２５μｍ、幅５ｍｍ、長さ３０ｍの連続薄帯を作製した。得られた薄帯２０ｇをビニール袋に入れて手で荒粉砕した後、ＳＵＳ製メディア１６０ｇと一緒に金属製ポッドに投入し、回転数１６５ｒｐｍにて１２時間ポッドを回転させることで、ボールミルによる本粉砕を実施した。得られた粉砕粉末を１５０μｍのメッシュに通し、粉砕不十分な薄片を除去して、軟磁性合金粉末を作製した。得られた軟磁性合金粉末については、平均粒径と電磁気特性を測定した。ここで、平均粒径については、レーザー回折式の乾式粒度分布計を用いて計測し、体積基準のＤ_５０を評価した。また、電磁気特性の測定に使用する試料は、あらかじめ熱処理を行った後、粉末Ｂｓ（飽和磁束密度）と粉末Ｈｃ（保磁力）を測定した。この熱処理は、得られた薄帯粉砕粉末３ｇを、Ａｒフローの雰囲気下で、赤外線加熱装置を用いて、Ｔｘ１以上の温度（３７５℃〜４２５℃の範囲）まで昇温速度４０℃／分にて加熱し、所定温度に到達後２０分間保持し、空冷した。粉末Ｂｓは、振動試料型磁力計ＶＳＭ（Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ Ｓａｍｐｌｅ Ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を使用して、試料重量１５〜２０ｍｇ、印加磁場１５００ｋＡ／ｍにて測定した。粉末Ｈｃは、振動試料型磁力計ＶＳＭを使用して、試料重量１０〜１５ｍｇ、印加磁場−８００ｋＡ／ｍ〜＋８００ｋＡ／ｍにおいて測定した。表４に、得られた粉末の特性を示す。

表４に示すように、Ｂが１ａｔ％以上で１４ａｔ％以下である実施例１２〜１４においては、非晶質単相で構成され、また粉末Ｂｓが１．６Ｔ以上であり、また、粉末Ｈｃは３０〜３４Ａ／ｍであることから、軟磁性の点で優れていることが分かる。一方、Ｂが１４ａｔ％を超える比較例７においては、粉末Ｈｃが２００Ａ／ｍと大きくなり、実施例１１〜１３と比較して軟磁性の点で劣っていることが分かる。これについては、比較例７では、熱処理後のナノ結晶化が困難になったため、粉末Ｈｃが劣化したものと考えられる。さらに、Ｂが１ａｔ％未満である比較例８においては、粉末ＸＲＤから非晶質とｂｃｃＦｅ結晶で構成されており、よって実施例１２〜１４とは異なり、非晶質単相で構成されていないことが分かる。

（軟磁性合金粉末：実施例１５〜１７、比較例９、１０）
Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕ、Ｓｎからなる原料を、Ｆｅ_８０．８Ｂ_２Ｐ_１５Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．５（実施例１５）、Ｆｅ_８３．８Ｂ_８Ｐ_７Ｃｕ_０．７Ｓｎ_０．５（実施例１６）、Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_０．５Ｂ_１２Ｐ_１Ｃｕ_１．２Ｓｎ_２．０（実施例１７）、Ｆｅ_８０．３Ｂ_２Ｐ_１６Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０（比較例９）、Ｆｅ_８３．３Ｂ_１４Ｃｕ_１．２Ｓｎ_１．０（比較例１０）の合金組成になるように秤量し、高周波溶解にて、溶解した。その後、溶解した、合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２５μｍ、幅５ｍｍ、長さ３０ｍの連続薄帯を作製した。得られた薄帯２０ｇをビニール袋に入れて手で荒粉砕した後、ＳＵＳ製メディア１６０ｇと一緒に金属製ポッドに投入し、回転数１６５ｒｐｍにて１２時間ポッドを回転させることで、ボールミルによる本粉砕を実施した。得られた粉砕粉末を１５０μｍのメッシュに通し、粉砕不十分な薄片を除去して、軟磁性合金粉末を作製した。得られた軟磁性合金粉末については、粉末の平均粒径と電磁気特性を測定した。ここで、粉末の平均粒径については、レーザー回折式の乾式粒度分布計を用いて計測し、体積基準のＤ_５０を評価した。また、電磁気特性の測定に使用する試料は、あらかじめ熱処理を行った後、粉末Ｂｓ（飽和磁束密度）と粉末Ｈｃ（保磁力）を測定した。この熱処理は、得られた軟磁性合金粉末３ｇを、Ａｒフローの雰囲気下で、赤外線加熱装置を用いて、Ｔｘ１以上の温度（３７５℃〜４２５℃の範囲）まで昇温速度４０℃／分にて加熱し、所定温度に到達後２０分間保持し、空冷した。粉末Ｂｓは、振動試料型磁力計ＶＳＭ（Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ Ｓａｍｐｌｅ Ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を使用して、試料重量１５〜２０ｍｇ、印加磁場１５００ｋＡ／ｍにて測定した。粉末Ｈｃは、振動試料型磁力計ＶＳＭを使用して、試料重量１０〜１５ｍｇ、印加磁場−８００ｋＡ／ｍ〜＋８００ｋＡ／ｍにおいて測定した。表５に、得られた軟磁性合金粉末の特性を示す。

表５に示すように、Ｐが１ａｔ％以上で１５ａｔ％以下である実施例１５〜１７においては、非晶質単相で構成され、また粉末Ｂｓが１．６Ｔ以上であり、また、粉末Ｈｃは２４〜３４Ａ／ｍであることから、軟磁性の点で優れていることが分かる。一方、Ｐが１５ａｔ％を超える比較例９においては、粉末Ｈｃが５３Ａ／ｍと大きく、実施例１５〜１７と比較して軟磁性の点で劣っていることが分かる。これについては、比較例９では、熱処理後に化合物が生成したため、粉末Ｈｃが劣化したものと考えられる。さらに、Ｂが１ａｔ％未満である比較例１０においては、粉末ＸＲＤから非晶質とｂｃｃＦｅ結晶で構成されており、よって実施例１２〜１４とは異なり、非晶質単相で構成されていないことが分かる。

（軟磁性合金粉末：実施例１８、１９、比較例１１、１２）
Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕ、Ｓｎからなる原料を、Ｆｅ_８０．８Ｂ_６．２Ｐ_１０Ｃｕ_２Ｓｎ_１．０（実施例１８）、Ｆｅ_８４．６Ｂ_６Ｐ_８Ｃｕ_０．４Ｓｎ_１．０（実施例１９）、Ｆｅ_８１．０Ｂ_６Ｐ_９．５Ｃｕ_３Ｓｎ_０．５（比較例１１）、Ｆｅ_８４．７Ｂ_４Ｐ_１０．５Ｃｕ_０．３Ｓｎ_０．５（比較例１２）の合金組成になるように秤量し、高周波溶解にて、溶解した。その後、溶解した、合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２５μｍ、幅５ｍｍ、長さ３０ｍの連続薄帯を作製した。得られた薄帯２０ｇをビニール袋に入れて手で荒粉砕した後、ＳＵＳ製メディア１６０ｇと一緒に金属製ポッドに投入し、回転数１６５ｒｐｍにて１２時間ポッドを回転させることで、ボールミルによる本粉砕を実施した。得られた粉砕粉末を１５０μｍのメッシュに通し、粉砕不十分な薄片を除去して、軟磁性合金粉末を作製した。得られた軟磁性合金粉末については、粉末の平均粒径と電磁気特性を測定した。ここで、粉末の平均粒径については、レーザー回折式の乾式粒度分布計を用いて計測し、体積基準のＤ_５０を評価した。また、電磁気特性の測定に使用する試料は、あらかじめ熱処理を行った後、粉末Ｂｓ（飽和磁束密度）と粉末Ｈｃ（保磁力）を測定した。この熱処理は、得られた薄帯粉砕粉末３ｇを、Ａｒフローの雰囲気下で、赤外線加熱装置を用いて、Ｔｘ１以上の温度（３７５℃〜４２５℃の範囲）まで昇温速度４０℃／分にて加熱し、所定温度に到達後２０分間保持し、空冷した。粉末Ｂｓは、振動試料型磁力計ＶＳＭ（Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ Ｓａｍｐｌｅ Ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を使用して、試料重量１５〜２０ｍｇ、印加磁場１５００ｋＡ／ｍにて測定した。粉末Ｈｃは、振動試料型磁力計ＶＳＭを使用して、試料重量１０〜１５ｍｇ、印加磁場−８００ｋＡ／ｍ〜＋８００ｋＡ／ｍにおいて測定した。表６に、得られた軟磁性合金粉末の特性を示す。

表６に示すように、Ｃｕが０．４ａｔ％以上で２ａｔ％以下である実施例１８、１９においては、非晶質単相で構成され、また粉末Ｂｓが１．６Ｔ以上であり、また、粉末Ｈｃはそれぞれ３２Ａ／ｍ、２６Ａ／ｍであることから、軟磁性の点で優れていることが分かる。一方、Ｂが２ａｔ％を超える比較例１１においては、粉末ＸＲＤから非晶質とｂｃｃＦｅ結晶で構成されており、よって実施例１２〜１４とは異なり、非晶質単相で構成されていないことが分かる。Ｃｕが０．４ａｔ％未満の比較例１２においては、粉末Ｈｃが１０４Ａ／ｍと大きくなり、実施例１５〜１７と比較して軟磁性の点で劣っていることが分かる。これについては、比較例９では、熱処理後のナノ結晶化が困難になったため、粉末Ｈｃが劣化したものと考えられる。

（軟磁性合金粉末：実施例２０〜２９、比較例１３）
Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎ，Ｓからなる原料を、Ｆｅ_８１．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０Ｍｏ_１．０（実施例２０）、Ｆｅ_{８２．２５}Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０Ａｌ_０．０５（実施例２１）、Ｆｅ_{８２．２９}Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０Ｔｉ_０．０１（実施例２２）、Ｆｅ_８２．１Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０Ｍｎ_０．２（実施例２３）、Ｆｅ_８１．２Ｓｉ_１．０Ｂ_９．４Ｐ_４Ｃｕ_０．６Ｓｎ_１．０Ｃｒ_２．８（実施例２４）、Ｆｅ_７９．８Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０Ｚｎ_２．５（実施例２５）、Ｆｅ_８３．２Ｓｉ_１．０Ｂ_９．５Ｐ_４．０Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．５Ｓ_０．１（実施例２６）、Ｆｅ_８０．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０Ｎｉ_２．０（実施例２７）、Ｆｅ_７７．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０Ｃｏ_５．０（実施例２８）、Ｆｅ_６２．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０Ｃｏ_２０．０（実施例２９）、Ｆｅ_４２．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７Ｓｎ_１．０Ｃｏ_４０．０（比較例１３）の合金組成になるように秤量し、高周波溶解にて、溶解した。その後、溶解した、合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２５μｍ、幅５ｍｍ、長さ３０ｍの連続薄帯を作製した。得られた薄帯２０ｇをビニール袋に入れて手で荒粉砕した後、ＳＵＳ製メディア１６０ｇと一緒に金属製ポッドに投入し、回転数１６５ｒｐｍにて１２時間ポッドを回転させることで、ボールミルによる本粉砕を実施した。得られた粉砕粉末を１５０μｍのメッシュに通し、粉砕不十分な薄片を除去して、軟磁性合金粉末を作製した。得られた軟磁性合金粉末については、粉末の平均粒径と電磁気特性を測定した。ここで、粉末の平均粒径については、レーザー回折式の乾式粒度分布計を用いて計測し、体積基準のＤ_５０を評価した。また、電磁気特性の測定に使用する試料は、あらかじめ熱処理を行った後、粉末Ｂｓ（飽和磁束密度）と粉末Ｈｃ（保磁力）を測定した。この熱処理は、得られた軟磁性合金粉末３ｇを、Ａｒフローの雰囲気下で、赤外線加熱装置を用いて、Ｔｘ１以上の温度（３７５℃〜４２５℃の範囲）まで昇温速度４０℃／分にて加熱し、所定温度に到達後２０分間保持し、空冷した。粉末Ｂｓは、振動試料型磁力計ＶＳＭ（Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ Ｓａｍｐｌｅ Ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を使用して、試料重量１５〜２０ｍｇ、印加磁場１５００ｋＡ／ｍにて測定した。粉末Ｈｃは、振動試料型磁力計ＶＳＭを使用して、試料重量１０〜１５ｍｇ、印加磁場−８００ｋＡ／ｍ〜＋８００ｋＡ／ｍにおいて測定した。表７に、得られた粉末の特性を示す。

表７に示すように、Ｆｅの３ａｔ％以下をＭｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｓでそれぞれ置換した実施例２０〜２６と、Ｆｅの３０ａｔ％以下をＮｉで置換した実施例２７、Ｆｅの３０ａｔ％以下をＣｏで置換した実施例２８、２９においては、非晶質単相で構成され、また粉末Ｂｓがすべて１．６Ｔ以上であり、また粉末Ｈｃは２７〜４８と低い保磁力を示しており、良好な軟磁性特性が得られることが分かる。一方、Ｆｅの４０ａｔ％をＣｏで置換した比較例１３においては、粉末Ｂｓが１．６Ｔを下回っており、また粉末Ｈｃが９０Ａ／ｍと大きく、実施例２８、２９と比較して軟磁性特性の点で劣っていることが分かる。

（圧粉磁心実施例１〜５、圧粉磁心比較例１）
圧粉磁心実施例1〜５は、それぞれ、上記実施例１、２、４、６、７として作製された軟磁性合金粉末を用いて作製した。また圧粉磁心比較例１は、上記比較例１として作製された非晶質合金薄帯を３５０℃の拡散炉中にて２時間熱処理して脆化させた後、実施例１〜３、６、７と同様な方法で作製した軟磁性合金粉末を用いて作製した。具体的な圧粉磁心の作成方法について説明する。軟磁性合金粉末と軟磁性合金粉末に対して重量比で３％となる熱硬化性バインダを混合した後、５００μｍのメッシュを通して造粒した。造粒紛４．５ｇを金型に入れ、油圧式自動プレス機により圧力９８０ＭＰａにて成形し、該系２０ｍｍ−内径１３ｍｍの円筒形上の圧粉体を作製した。赤外線加熱装置を用いて、毎分４０℃の昇温速度となるように圧粉体を加熱し、圧粉実施例４及び５以外は４００℃で、圧粉実施例４は４１０℃で、圧粉実施例５は３７５℃で、２０分間保持した後、空冷し、圧粉磁心を得た。圧粉磁心の密度は、天秤で測定した重量をノギスにより測定した体積で除算して求めた。電磁気特性の測定については、コアロスＰｃｖを測定した。ここでコアロスＰｃｖは、Ｂ−Ｈアナライザを用いて、周波数２０ｋＨｚ−磁束密度１００ｍＴにおけるコアロスＰｃｖを測定した。表８に、圧粉磁心の評価結果を示す。

表８より、本発明の製造方法（圧粉磁心実施例１〜５）では、圧粉磁心比較例１と比べてコアロスが小さい圧粉磁心を作製できていることが分かる。これは圧粉磁心実施例１〜５においては、ナノ結晶化における発熱反応が緩化し、圧粉磁心の生成物がα−Ｆｅのみであるのに対し、圧粉磁心比較例１においては、ナノ結晶化時の急激な発熱により、化合物が生成したためである。特に、Ｆｅ、Ｂ、Ｐ、Ｃｕ、Ｓｎで構成される圧粉磁心実施例１〜３においては、圧粉磁心実施例１に比べて圧粉磁心実施例２の方が、圧粉磁心実施例２に比べて圧粉磁心実施例３の方が、コアロスが低減しているが、これは使用した軟磁性合金粉末における発熱ピークの緩化の程度に準じている。すなわち、Ｓｎ添加量が多い軟磁性合金粉末を用いて圧粉磁心を製造することで、熱処理制御が容易化し、より優れた磁気特性を得られるといえる。圧粉磁心の密度に着目すると、Ｓｎ添加量が多い軟磁性合金粉末を用いて製造した圧粉磁心の方が、より高い密度を得られていることが分かる。これは、加圧成形時に軟磁性合金粉末が破壊されることに起因すると考えられる。すなわち、本発明の製造方法では、磁心形成後の熱処理によるナノ結晶化工程において、急激な発熱を抑制して、温度制御を容易化し、磁気特性の劣化を防ぐことができたといえる。また、加圧成形時に軟磁性合金粉末が破壊されることによって、密度の高い圧粉磁心を製造することも可能である。

以上、実施例を用いてこの発明の実施の形態を説明したが、この発明はこれらの実施例に限られるものではなく、この発明の要旨を逸脱しない範囲の設計変更があっても本発明に含まれる。すなわち、当業者であれば、当然為し得るであろう各種変形、修正もまた本発明に含まれる。

上述した実施の形態では、圧粉磁心およびその作製方法に適用可能であるが、他の磁性部品（磁性シートなど）およびその作製方法に利用することもできる

１０ ＤＳＣ曲線
１１ 第１ピーク
１２ 第１立ち上がり部
１５ 第２ピーク
１６ 第２立ち上がり部
２０、２１ ベースライン
３２ 第１上昇接線
４２ 第２上昇接線

Claims (7)

1. 組成式Ｆｅ_ａＳｉ_bＢ_cＰ_ｘＣｕ_ｙＳｎ_ｚで表わされ、７９≦ａ≦８６ａｔ％、０≦ｂ≦１０ａｔ％、１≦ｃ≦１４ａｔ％、１≦ｘ≦１５ａｔ％、０．４≦ｙ≦２ａｔ％、０．５≦ｚ≦６ａｔ%及び０．０４≦ｙ／ｘ≦１．２０を満たす軟磁性合金粉末であって、
   当該軟磁性合金粉末は、非晶質単相である、
   軟磁性合金粉末。
2. 請求項１に記載の軟磁性合金粉末であって、
   Ｆｅの一部をＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｓのうち１種類以上の元素で置換してなる軟磁性合金粉末において、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｓのうち１種類以上の元素は組成全体の３ａｔ％以下であり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｓのうち１種類以上の元素とＦｅとの合計は前記ａについての条件７９≦ａ≦８６ａｔ％を満たす
   軟磁性合金粉末。
3. 請求項１又請求項２記載の軟磁性合金粉末であって、Ｆｅの３０ａｔ％以下を、Ｃｏ、Ｎｉ元素のうちの１種類以上の元素で置換してなる軟磁性合金粉末。
4. 請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の軟磁性合金粉末であって、
   溶融合金を急冷して得られる薄帯を熱処理せずに粉砕して得られる、
   軟磁性合金粉末。
5. 請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の軟磁性合金粉末において、熱処理後の飽和磁束密度が１．６Ｔ以上である、
   軟磁性合金粉末。
6. 請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の軟磁性合金粉末と結合材とを混合した後に加圧成型し、更に熱処理をしてなる、
   圧粉磁芯。
7. 請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の軟磁性合金粉末と結合材とを混合した後に加圧成型する工程と、成型された前記軟磁性合金粉末を熱処理する工程とを備える、
   圧粉磁芯の製造方法。

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