JP2018123360A - 軟磁性合金および磁性部品 - Google Patents

Abstract

【課題】高い飽和磁束密度、低い保磁力及び高い透磁率を同時に有する軟磁性合金の提供。
【解決手段】組成式（（Ｆｅ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ））}Ｍ_ａＢ_ｂ）_１−ｃＣ_ｃで表される主成分、及び、少なくともＰ，Ｓ並びにＴｉを含む副成分からなる軟磁性合金。（Ｘ１はＣｏ及びＮｉから選択される１種以上；Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ又は希土類元素から選択される１種以上；ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ又はＶから選択される１種以上；０．０３０≦ａ≦０．１４；０．００５≦ｂ≦０．２；０，０≦ｃ≦０．０４０；α≧０；β≧０；０≦α＋β≦０．５０）Ｐの含有量が０．００１〜０．０５０ｗｔ％、Ｓの含有量が０．００１〜０．０５０ｗｔ％、Ｔｉの含有量が０．００１〜０．０８０ｗｔ％であり、０．１０≦Ｐ／Ｓ≦１０である軟磁性合金。
【選択図】なし

Description

本発明は、軟磁性合金および磁性部品に関する。

近年、電子・情報・通信機器等において低消費電力化および高効率化が求められている。さらに、低炭素化社会へ向け、上記の要求が一層強くなっている。そのため、電子・情報・通信機器等の電源回路にも、エネルギー損失の低減や電源効率の向上が求められている。そして、電源回路に使用される磁性素子の磁心には飽和磁束密度の向上、コアロス（磁心損失）の低減および透磁率の向上が求められている。コアロスを低減すれば、電力エネルギーのロスが小さくなり、透磁率を向上すれば、磁性素子を小型化できるので高効率化および省エネルギー化が図られる。

特許文献１には、Ｆｅ−Ｂ−Ｍ（Ｍ＝Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ）系の軟磁性非晶質合金が記載されている。本軟磁性非晶質合金は市販のＦｅアモルファスと比べて高い飽和磁束密度を有するなど、良好な軟磁気特性を有する。

特許第３３４２７６７号

なお、上記の磁心のコアロスを低減する方法として、磁心を構成する磁性体の保磁力を低減することが考えられる。

特許文献１のＦｅ基軟磁性合金は微細結晶相を析出させることで、軟磁気特性を向上させることができることが記載されている。しかし、微細結晶相を安定的に析出させることができる組成については十分に検討されていない。

本発明者らは、微細結晶相を安定的に析出させることができる組成について検討を行った。その結果、特許文献１に記載された組成とは異なる組成においても微細結晶相を安定的に析出させることができることを見出した。

本発明は、高い飽和磁束密度、低い保磁力および高い透磁率を同時に有する軟磁性合金等を提供することを目的とする。

上記の目的を達成するために、本発明に係る軟磁性合金は、
組成式（（Ｆｅ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ））}Ｍ_ａＢ_ｂ）_１−ｃＣ_ｃからなる主成分、および、少なくともＰ，ＳおよびＴｉを含む副成分からなる軟磁性合金であって、
Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、
Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
０．０３０≦ａ≦０．１４
０．００５≦ｂ≦０．２０
０≦ｃ≦０．０４０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であり、
前記軟磁性合金全体を１００ｗｔ％とする場合において、
前記Ｐの含有量が０．００１〜０．０５０ｗｔ％、前記Ｓの含有量が０．００１〜０．０５０ｗｔ％、前記Ｔｉの含有量が０．００１〜０．０８０ｗｔ％であり、
前記Ｐの含有量を前記Ｓの含有量で割った値をＰ／Ｓとする場合において、
０．１０≦Ｐ／Ｓ≦１０
であることを特徴とする。

本発明に係る軟磁性合金は、上記の特徴を有することで、熱処理を施すことによりＦｅ基ナノ結晶合金となりやすい構造を有しやすい。さらに、上記の特徴を有するＦｅ基ナノ結晶合金は飽和磁束密度が高く保磁力が低く透磁率が高いという好ましい軟磁気特性を有する軟磁性合金となる。

本発明に係る軟磁性合金は、０．７３≦１−（ａ＋ｂ）≦０．９３であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、０≦α｛１−（ａ＋ｂ）｝（１−ｃ）≦０．４０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、α＝０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、０≦β｛１−（ａ＋ｂ）｝（１−ｃ）≦０．０３０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、β＝０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、α＝β＝０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、非晶質および初期微結晶からなり、前記初期微結晶が前記非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有していてもよい。

前記初期微結晶の平均粒径が０．３〜１０ｎｍであってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶からなる構造を有していてもよい。

前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５〜３０ｎｍであってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、薄帯形状であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、粉末形状であってもよい。

また、本発明に係る磁性部品は、上記の軟磁性合金からなる。

以下、本発明の実施形態について説明する。

本実施形態に係る軟磁性合金は、（（Ｆｅ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ））}Ｍ_ａＢ_ｂ）_１−ｃＣ_ｃからなる主成分、および、少なくともＰ，ＳおよびＴｉを含む副成分からなる軟磁性合金であって、
Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、
Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
０．０３０≦ａ≦０．１４
０．００５≦ｂ≦０．２０
０≦ｃ≦０．０４０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であり、
前記軟磁性合金全体を１００ｗｔ％とする場合において、
前記Ｐの含有量が０．００１〜０．０５０ｗｔ％、前記Ｓの含有量が０．００１〜０．０５０ｗｔ％、前記Ｔｉの含有量が０．００１〜０．０８０ｗｔ％であり、
前記Ｐの含有量を前記Ｓの含有量で割った値をＰ／Ｓとする場合において、
０．１０≦Ｐ／Ｓ≦１０
である組成を有する。

上記の組成を有する軟磁性合金は、非晶質からなり、粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相を含まない軟磁性合金としやすい。そして、当該軟磁性合金を熱処理する場合には、Ｆｅ基ナノ結晶を析出しやすい。そして、Ｆｅ基ナノ結晶を含む軟磁性合金は良好な磁気特性を有しやすい。

言いかえれば、上記の組成を有する軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶を析出させた軟磁性合金の出発原料としやすい。

Ｆｅ基ナノ結晶とは、粒径がナノオーダーであり、Ｆｅの結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）である結晶のことである。本実施形態においては、平均粒径が５〜３０ｎｍであるＦｅ基ナノ結晶を析出させることが好ましい。このようなＦｅ基ナノ結晶を析出させた軟磁性合金は、飽和磁束密度が高くなり、保磁力が低くなりやすい。

なお、熱処理前の軟磁性合金は完全に非晶質のみからなっていてもよいが、非晶質および粒径が１５ｎｍ以下である初期微結晶からなり、前記初期微結晶が前記非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有することが好ましい。初期微結晶が非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有することにより、熱処理時にＦｅ基ナノ結晶を析出させやすくなる。なお、本実施形態では、前記初期微結晶は平均粒径が０．３〜１０ｎｍであることが好ましい。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金の各成分について詳細に説明する。

ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上である。また、Ｍの種類としてはＮｂ，ＨｆおよびＺｒからなる群から選択される１種以上であることが好ましい。Ｍの種類がＮｂ，ＨｆおよびＺｒからなる群から選択される１種以上であることにより保磁力が低下し易くなる。

Ｍの含有量（ａ）は０．０３０≦ａ≦０．１４を満たす。Ｍの含有量（ａ）は０．０３０≦ａ≦０．０７０であることが好ましく、０．０３０≦ａ≦０．０５０であることがより好ましい。ａが小さい場合には、熱処理前の軟磁性合金に粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすく、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶を析出させることができず、保磁力が高くなりやすくなる。ａが大きい場合には、飽和磁束密度が低くなりやすくなる。

Ｂの含有量（ｂ）は０．００５≦ｂ≦０．２０を満たす。また、０．００５≦ｂ≦０．１０であることが好ましく、０．００５≦ｂ≦０．０５０であることがより好ましい。ｂが小さすぎる場合には、熱処理前の軟磁性合金に粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすく、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶を析出させることができず、保磁力が高くなりやすくなる。ｂが大きい場合には、飽和磁束密度が低下しやすくなる。また、熱処理前の軟磁性合金に粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じない場合には、ｂが小さいほど、熱処理後の軟磁性合金は高い飽和磁束密度、低い保磁力および高い透磁率を同時に有する傾向にある。

Ｆｅの含有量（１−（ａ＋ｂ））については、特に制限はないが０．７３≦１−（ａ＋ｂ）≦０．９３を満たすことが好ましい。０．７３≦１−（ａ＋ｂ）である場合には飽和磁束密度を向上させやすい。また、１−（ａ＋ｂ）≦０．９３である場合には熱処理前の軟磁性合金に、粒径が１５ｎｍ以下の初期微結晶からなり、前記初期微結晶が非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有する非晶質相が生じやすい。また、１−（ａ＋ｂ）≦０．９３である場合には熱処理前の軟磁性合金に粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じにくくなる。

Ｃの含有量（ｃ）は０≦ｃ≦０．０４０を満たす。ｃ＝０でもよい。すなわち、Ｃを含有しなくてもよい。Ｃを含有することで保磁力が低下しやすくなる。０．００１≦ｃ≦０．０４０であることが好ましく、０．００５≦ｃ≦０．０２０であることが更に好ましい。ｃが大きすぎる場合には、熱処理前の軟磁性合金に粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすく、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶を析出させることができず、保磁力が高くなりやすくなる。一方、Ｃを含有しない場合（ｃ＝０）には、Ｃを含有する場合と比較して粒径が１５ｎｍ以下の初期微結晶を生じやすいという利点がある。

また、本実施形態に係る軟磁性合金においては、Ｆｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換してもよい。

Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上である。Ｘ１の含有量（α）はα＝０でもよい。すなわち、Ｘ１は含有しなくてもよい。また、Ｘ１の原子数は組成全体の原子数を１００ａｔ％として４０ａｔ％以下であることが好ましい。すなわち、０≦α｛１−（ａ＋ｂ）｝（１−ｃ）≦０．４０を満たすことが好ましい。

Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上である。Ｘ２の含有量（β）はβ＝０でもよい。すなわち、Ｘ２は含有しなくてもよい。また、Ｘ２の原子数は組成全体の原子数を１００ａｔ％として３．０ａｔ％以下であることが好ましい。すなわち、０≦β｛１−（ａ＋ｂ）｝（１−ｃ）≦０．０３０を満たすことが好ましい。

ＦｅをＸ１および／またはＸ２に置換する置換量の範囲としては、原子数ベースでＦｅの半分以下とする。すなわち、０≦α＋β≦０．５０とする。α＋β＞０．５０の場合には、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶合金とすることが困難となる。

さらに、本実施形態に係る軟磁性合金は、上記の主成分以外にも副成分としてＰ，ＳおよびＴｉを含有する。軟磁性合金全体を１００ｗｔ％とする場合において、Ｐの含有量が０．００１〜０．０５０ｗｔ％、Ｓの含有量が０．００１〜０．０５０ｗｔ％、Ｔｉの含有量が０．００１〜０．０８０ｗｔ％である。さらに、前記Ｐの含有量を前記Ｓの含有量で割った値をＰ／Ｓとする場合において、０．１０≦Ｐ／Ｓ≦１０である。

Ｐ，ＳおよびＴｉが全て、上記の微量な含有量で存在することにより、粒径が１５ｎｍ以下の初期微結晶を生じやすくなる。その結果、高い飽和磁束密度、低い保磁力および高い透磁率を同時に有する軟磁性合金を得ることができる。なお、上記の効果は、Ｐ，ＳおよびＴｉを全て同時に含有することにより奏される。すなわち、Ｐ，ＳおよびＴｉのうちいずれか一つ以上を含有しない場合には、特にＢの含有量（ｂ）が０．００５≦ｂ≦０．０５０である場合において、熱処理前の軟磁性合金に粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすく、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶を析出させることができず、保磁力が高くなりやすくなる。言い換えれば、Ｐ，ＳおよびＴｉを全て含有する場合には、Ｂの含有量（ｂ）が０．００５≦ｂ≦０．０５０であり小さい場合でも粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じにくくなる。そして、Ｂの含有量が小さいことにより、Ｆｅの含有量を大きくすることができ、特に高い飽和磁束密度、特に低い保磁力および特に高い透磁率を同時に有する軟磁性合金を得ることができる。

また、Ｐの含有量，Ｓの含有量，Ｔｉの含有量およびＰ／Ｓのうちいずれか一つ以上が上記の範囲外であると、保磁力が増加しやすくなり、透磁率が低下しやすくなる。

Ｐの含有量は０．００５ｗｔ％以上０．０４０ｗｔ％以下であることが好ましい。Ｓの含有量は０．００５ｗｔ％以上０．０４０ｗｔ％以下であることが好ましい。Ｔｉの含有量は０．０１０ｗｔ％以上０．０４０ｗｔ％以下であることが好ましい。Ｐ，Ｓおよび／またはＴｉの含有量を上記の範囲内とすることにより、特に透磁率が向上する傾向にある。

なお、本実施形態に係る軟磁性合金は上記の主成分および副成分に含まれる元素以外の元素を不可避的不純物として含んでいてもよい。例えば、軟磁性合金１００重量％に対して０．１重量％以下、含んでいてもよい。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法について説明する

本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法には特に限定はない。例えば単ロール法により本実施形態に係る軟磁性合金の薄帯を製造する方法がある。また、薄帯は連続薄帯であってもよい。

単ロール法では、まず、最終的に得られる軟磁性合金に含まれる各金属元素の純金属を準備し、最終的に得られる軟磁性合金と同組成となるように秤量する。そして、各金属元素の純金属を溶解し、混合して母合金を作製する。なお、前記純金属の溶解方法には特に制限はないが、例えばチャンバー内で真空引きした後に高周波加熱にて溶解させる方法がある。なお、母合金と最終的に得られるＦｅ基ナノ結晶からなる軟磁性合金とは通常、同組成となる。

次に、作製した母合金を加熱して溶融させ、溶融金属（浴湯）を得る。溶融金属の温度には特に制限はないが、例えば１２００〜１５００℃とすることができる。

単ロール法においては、主にロール３３の回転速度を調整することで得られる薄帯の厚さを調整することができるが、例えばノズルとロールとの間隔や溶融金属の温度などを調整することでも得られる薄帯の厚さを調整することができる。薄帯の厚さには特に制限はないが、例えば５〜３０μｍとすることができる。

後述する熱処理前の時点では、薄帯は粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶が含まれていない非晶質である。非晶質である薄帯に対して後述する熱処理を施すことにより、Ｆｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。

なお、熱処理前の軟磁性合金の薄帯に粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶が含まれているか否かを確認する方法には特に制限はない。例えば、粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶の有無については、通常のＸ線回折測定により確認することができる。

また、熱処理前の薄帯には、粒径が１５ｎｍ未満の初期微結晶が全く含まれていなくてもよいが、初期微結晶が含まれていることが好ましい。すなわち、熱処理前の薄帯は、非晶質および該非晶質中に存在する該初期微結晶とからなるナノヘテロ構造であることが好ましい。なお、初期微結晶の粒径に特に制限はないが、平均粒径が０．３〜１０ｎｍの範囲内であることが好ましい。

また、上記の初期微結晶の有無および平均粒径の観察方法については、特に制限はないが、例えば、イオンミリングにより薄片化した試料に対して、透過電子顕微鏡を用いて、制限視野回折像、ナノビーム回折像、明視野像または高分解能像を得ることで確認できる。制限視野回折像またはナノビーム回折像を用いる場合、回折パターンにおいて非晶質の場合にはリング状の回折が形成されるのに対し、非晶質ではない場合には結晶構造に起因した回折斑点が形成される。また、明視野像または高分解能像を用いる場合には、倍率１．００×１０^５〜３．００×１０^５倍で目視にて観察することで初期微結晶の有無および平均粒径を観察できる。

ロールの温度、回転速度およびチャンバー内部の雰囲気には特に制限はない。ロールの温度は４〜３０℃とすることが非晶質化のため好ましい。ロールの回転速度は速いほど初期微結晶の平均粒径が小さくなる傾向にあり、２５〜３０ｍ／ｓｅｃ．とすることが平均粒径０．３〜１０ｎｍの初期微結晶を得るためには好ましい。チャンバー内部の雰囲気はコスト面を考慮すれば大気中とすることが好ましい。

また、Ｆｅ基ナノ結晶合金を製造するための熱処理条件には特に制限はない。軟磁性合金の組成により好ましい熱処理条件は異なる。通常、好ましい熱処理温度は概ね４００〜６００℃、好ましい熱処理時間は概ね０．５〜１０時間となる。しかし、組成によっては上記の範囲を外れたところに好ましい熱処理温度および熱処理時間が存在する場合もある。また、熱処理時の雰囲気には特に制限はない。大気中のような活性雰囲気下で行ってもよいし、Ａｒガス中のような不活性雰囲気下で行ってもよい。

また、得られたＦｅ基ナノ結晶合金における平均粒径の算出方法には特に制限はない。例えば透過電子顕微鏡を用いて観察することで算出できる。また、結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）であること確認する方法にも特に制限はない。例えばＸ線回折測定を用いて確認することができる。

また、本実施形態に係る軟磁性合金を得る方法として、上記した単ロール法以外にも、例えば水アトマイズ法またはガスアトマイズ法により本実施形態に係る軟磁性合金の粉体を得る方法がある。以下、ガスアトマイズ法について説明する。

ガスアトマイズ法では、上記した単ロール法と同様にして１２００〜１５００℃の溶融合金を得る。その後、前記溶融合金をチャンバー内で噴射させ、粉体を作製する。

このとき、ガス噴射温度を４〜３０℃とし、チャンバー内の蒸気圧を１ｈＰａ以下とすることで、上記の好ましいナノヘテロ構造を得やすくなる。

ガスアトマイズ法で粉体を作製した後に、４００〜６００℃で０．５〜１０分、熱処理を行うことで、各粉体同士が焼結し粉体が粗大化することを防ぎつつ元素の拡散を促し、熱力学的平衡状態に短時間で到達させることができ、歪や応力を除去することができ、平均粒径が５〜３０ｎｍのＦｅ基軟磁性合金を得やすくなる。

以上、本発明の一実施形態について説明したが、本発明は上記の実施形態に限定されない。

本実施形態に係る軟磁性合金の形状には特に制限はない。上記した通り、薄帯形状や粉末形状が例示されるが、それ以外にも薄膜形状、ブロック形状等も考えられる。

本実施形態に係る軟磁性合金（Ｆｅ基ナノ結晶合金）の用途には特に制限はない。例えば、磁性部品が挙げられ、その中でも特に磁心が挙げられる。インダクタ用、特にパワーインダクタ用の磁心として好適に用いることができる。本実施形態に係る軟磁性合金は、磁心の他にも薄膜インダクタ、磁気ヘッドにも好適に用いることができる。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金から磁性部品、特に磁心およびインダクタを得る方法について説明するが、本実施形態に係る軟磁性合金から磁心およびインダクタを得る方法は下記の方法に限定されない。また、磁心の用途としては、インダクタの他にも、トランスおよびモータなどが挙げられる。

薄帯形状の軟磁性合金から磁心を得る方法としては、例えば、薄帯形状の軟磁性合金を巻き回す方法や積層する方法が挙げられる。薄帯形状の軟磁性合金を積層する際に絶縁体を介して積層する場合には、さらに特性を向上させた磁芯を得ることができる。

粉末形状の軟磁性合金から磁心を得る方法としては、例えば、適宜バインダと混合した後、金型を用いて成形する方法が挙げられる。また、バインダと混合する前に、粉末表面に酸化処理や絶縁被膜等を施すことにより、比抵抗が向上し、より高周波帯域に適合した磁心となる。

成形方法に特に制限はなく、金型を用いる成形やモールド成形などが例示される。バインダの種類に特に制限はなく、シリコーン樹脂が例示される。軟磁性合金粉末とバインダとの混合比率にも特に制限はない。例えば軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜１０質量％のバインダを混合させる。

例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜５質量％のバインダを混合させ、金型を用いて圧縮成形することで、占積率（粉末充填率）が７０％以上、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．４５Ｔ以上、かつ比抵抗が１Ω・ｃｍ以上である磁心を得ることができる。上記の特性は、一般的なフェライト磁心と同等以上の特性である。

また、例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜３質量％のバインダを混合させ、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、占積率が８０％以上、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、かつ比抵抗が０．１Ω・ｃｍ以上である圧粉磁心を得ることができる。上記の特性は、一般的な圧粉磁心よりも優れた特性である。

さらに、上記の磁心を成す成形体に対し、歪取り熱処理として成形後に熱処理することで、さらにコアロスが低下し、有用性が高まる。なお、磁心のコアロスは、磁心を構成する磁性体の保磁力を低減することで低下する。

また、上記磁心に巻線を施すことでインダクタンス部品が得られる。巻線の施し方およびインダクタンス部品の製造方法には特に制限はない。例えば、上記の方法で製造した磁心に巻線を少なくとも１ターン以上巻き回す方法が挙げられる。

さらに、軟磁性合金粒子を用いる場合には、巻線コイルが磁性体に内蔵されている状態で加圧成形し一体化することでインダクタンス部品を製造する方法がある。この場合には高周波かつ大電流に対応したインダクタンス部品を得やすい。

さらに、軟磁性合金粒子を用いる場合には、軟磁性合金粒子にバインダおよび溶剤を添加してペースト化した軟磁性合金ペースト、および、コイル用の導体金属にバインダおよび溶剤を添加してペースト化した導体ペーストを交互に印刷積層した後に加熱焼成することで、インダクタンス部品を得ることができる。あるいは、軟磁性合金ペーストを用いて軟磁性合金シートを作製し、軟磁性合金シートの表面に導体ペーストを印刷し、これらを積層し焼成することで、コイルが磁性体に内蔵されたインダクタンス部品を得ることができる。

ここで、軟磁性合金粒子を用いてインダクタンス部品を製造する場合には、最大粒径が篩径で４５μｍ以下、中心粒径（Ｄ５０）が３０μｍ以下の軟磁性合金粉末を用いることが、優れたＱ特性を得る上で好ましい。最大粒径を篩径で４５μｍ以下とするために、目開き４５μｍの篩を用い、篩を通過する軟磁性合金粉末のみを用いてもよい。

最大粒径が大きな軟磁性合金粉末を用いるほど高周波領域でのＱ値が低下する傾向があり、特に最大粒径が篩径で４５μｍを超える軟磁性合金粉末を用いる場合には、高周波領域でのＱ値が大きく低下する場合がある。ただし、高周波領域でのＱ値を重視しない場合には、バラツキの大きな軟磁性合金粉末を使用可能である。バラツキの大きな軟磁性合金粉末は比較的安価で製造できるため、バラツキの大きな軟磁性合金粉末を用いる場合には、コストを低減することが可能である。

以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。

下表に示す各実施例および比較例の合金組成となるように原料金属を秤量し、高周波加熱にて溶解し、母合金を作製した。

その後、作製した母合金を加熱して溶融させ、１３００℃の溶融状態の金属とした後に、大気中において２０℃のロールを回転速度３０ｍ／ｓｅｃ．で用いた単ロール法により前記金属をロールに噴射させ、薄帯を作成した。薄帯の厚さ２０〜２５μｍ、薄帯の幅約１５ｍｍ、薄帯の長さ約１０ｍとした。

得られた各薄帯に対してＸ線回折測定を行い、粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶の有無を確認した。そして、粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶が存在しない場合には非晶質相からなるとし、粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶が存在する場合には結晶相からなるとした。なお、非晶質相には粒径が１５ｎｍ以下である初期微結晶が含まれていてもよい。

その後、各実施例および比較例の薄帯に対し、下表に示す条件で熱処理を行った。熱処理後の各薄帯に対し、飽和磁束密度、保磁力および透磁率を測定した。飽和磁束密度（Ｂｓ）は振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁場１０００ｋＡ／ｍで測定した。保磁力（Ｈｃ）は直流ＢＨトレーサーを用いて磁場５ｋＡ／ｍで測定した。透磁率（μ´）はインピーダンスアナライザを用いて周波数１ｋＨｚで測定した。本実施例では、飽和磁束密度は１．３０Ｔ以上を良好とし、１．４０Ｔ以上をさらに良好とし、１．６０Ｔ以上を最も良好とした。保磁力は３．０Ａ／ｍ以下を良好とし、２．４Ａ／ｍ以下をさらに良好とし、２．０Ａ／ｍ以下を最も良好とした。透磁率は５００００以上を良好とし、５３０００以上をさらに良好とし、５４０００以上を最も良好とした。

なお、以下に示す実施例では特に記載の無い限り、全て平均粒径が５〜３０ｎｍであり結晶構造がｂｃｃであるＦｅ基ナノ結晶を有していたことをＸ線回折測定、および透過電子顕微鏡を用いた観察で確認した。

表１はＰ，ＳおよびＴｉを全て所定の範囲内で含有し、Ｎｂ量およびＢ量を所定の範囲内で変化させた実施例を記載したものである。また、表２はＰ，ＳおよびＴｉのうち一種以上を含有せず、Ｎｂ量およびＢ量を所定の範囲内で変化させた比較例を記載したものである。

各成分の含有量が所定の範囲内である表１の実施例は飽和磁束密度、保磁力および透磁率が全て良好であった。

これに対し、Ｐ，ＳおよびＴｉのうち一種以上を含有しない表２の比較例は透磁率が好ましくないものとなった。その中でも、Ｂの含有量（ｂ）が０．００５である比較例は、熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の保磁力が著しく大きくなり透磁率が著しく小さくなった。これに対し、ｂが０．００５であっても、Ｐ，ＳおよびＴｉを全て含有する実施例９は熱処理前の薄帯が非晶質相からなる構造となった。そして、Ｂの含有量が低く非晶質相からなる薄帯を熱処理することにより、飽和磁束密度（Ｂｓ）、保磁力（Ｈｃ）および透磁率（μ´）が全て著しく優れた試料を得ることができた。

表３はＮｂ量、すなわちＭ量を変化させた実施例および比較例を記載したものである。表４はＭの種類および含有量を変化させた実施例および比較例を記載したものである。

Ｍ量が所定の範囲内である表３および表４の実施例はＭの種類に関わらず飽和磁束密度、保磁力および比透磁率が全て良好であった。これに対し、Ｍ量が小さすぎる比較例は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の保磁力が著しく大きくなり透磁率が著しく小さくなった。Ｍ量が大きすぎる比較例は残留磁束密度が好ましくないものとなった。また、透磁率も低下した比較例があった。

表５はＢ量を変化させた実施例および比較例を記載したものである。

Ｂ量が所定の範囲内である表５の実施例は飽和磁束密度、保磁力および透磁率が全て良好であった。これに対し、Ｂ量が小さすぎる比較例は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の保磁力が著しく大きくなり透磁率が著しく小さくなった。Ｂ量が大きすぎる比較例は残留磁束密度が好ましくないものとなった。

表６はＰ量およびＳ量を変化させた実施例および比較例を記載したものである。

Ｐ量およびＳ量が所定の範囲内である表６の実施例は飽和磁束密度、保磁力および透磁率が全て良好であった。これに対し、Ｐ量が所定の範囲外である比較例およびＳ量が所定の範囲外である比較例は保磁力が大きくなり透磁率が小さくなった。また、Ｐ量およびＳ量が所定の範囲内であっても、Ｐ／Ｓが小さすぎる場合および大きすぎる場合には、保磁力が大きくなり透磁率が小さくなった。

表７はＴｉ量を変化させた実施例および比較例を記載したものである。

Ｔｉ量が所定の範囲内である表７の実施例は飽和磁束密度、保磁力および透磁率が全て良好であった。これに対し、Ｔｉ量が所定の範囲外である比較例は保磁力が大きくなり透磁率が小さくなった。

表８はＮｂ量を所定の範囲内で変化させながらＣ量を変化させた実施例および比較例を記載したものである。

Ｃ量が所定の範囲内である表８の実施例は飽和磁束密度、保磁力および透磁率が全て良好であった。これに対し、Ｃ量が大きすぎる比較例は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の保磁力が著しく大きくなり透磁率が著しく小さくなった。

表９は実施例９についてＦｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換した実施例である。

Ｆｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換しても良好な特性を示した。

表１０は実施例９についてロールの回転速度および／または熱処理温度を変化させることで初期微結晶の平均粒径およびＦｅ基ナノ結晶合金の平均粒径を変化させた実施例である。

初期微結晶の平均粒径が０．３〜１０ｎｍであり、Ｆｅ基ナノ結晶合金の平均粒径が５〜３０ｎｍである場合には、上記の範囲を外れる場合と比較して保磁力および透磁率が、より良好となった。

Claims (14)

1. 組成式（（Ｆｅ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ））}Ｍ_ａＢ_ｂ）_１−ｃＣ_ｃからなる主成分、および、少なくともＰ，ＳおよびＴｉを含む副成分からなる軟磁性合金であって、
   Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、
   Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
   ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
   ０．０３０≦ａ≦０．１４
   ０．００５≦ｂ≦０．２０
   ０≦ｃ≦０．０４０
   α≧０
   β≧０
   ０≦α＋β≦０．５０
   であり、
   前記軟磁性合金全体を１００ｗｔ％とする場合において、
   前記Ｐの含有量が０．００１〜０．０５０ｗｔ％、前記Ｓの含有量が０．００１〜０．０５０ｗｔ％、前記Ｔｉの含有量が０．００１〜０．０８０ｗｔ％であり、
   前記Ｐの含有量を前記Ｓの含有量で割った値をＰ／Ｓとする場合において、
   ０．１０≦Ｐ／Ｓ≦１０
   であることを特徴とする軟磁性合金。
2. ０．７３≦１−（ａ＋ｂ）≦０．９３である請求項１に記載の軟磁性合金。
3. ０≦α｛１−（ａ＋ｂ）｝（１−ｃ）≦０．４０である請求項１または２に記載の軟磁性合金。
4. α＝０である請求項１〜３のいずれかに記載の軟磁性合金。
5. ０≦β｛１−（ａ＋ｂ）｝（１−ｃ）≦０．０３０である請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性合金。
6. β＝０である請求項１〜５のいずれかに記載の軟磁性合金。
7. α＝β＝０である請求項１〜６のいずれかに記載の軟磁性合金。
8. 非晶質および初期微結晶からなり、前記初期微結晶が前記非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有する請求項１〜７のいずれかに記載の軟磁性合金。
9. 前記初期微結晶の平均粒径が０．３〜１０ｎｍである請求項８に記載の軟磁性合金。
10. Ｆｅ基ナノ結晶からなる構造を有する請求項１〜７のいずれかに記載の軟磁性合金。
11. 前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５〜３０ｎｍである請求項１０に記載の軟磁性合金。
12. 薄帯形状である請求項１〜１１のいずれかに記載の軟磁性合金。
13. 粉末形状である請求項１〜１１のいずれかに記載の軟磁性合金。
14. 請求項１〜１３のいずれかに記載の軟磁性合金からなる磁性部品。