JP2019060020A

JP2019060020A - 軟磁性材料およびその製造方法

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Publication number: JP2019060020A
Application number: JP2018203017A
Authority: JP
Inventors: 和宏逸見; Yasuyo Hemmi; 亨 ▲高▼橋; Toru Takahashi; 規治吉年; Noriharu Yodoshi; 彰宏牧野; Akihiro Makino
Original assignee: Tohoku Magnet Institute Co Ltd; Murata Manufacturing Co Ltd
Current assignee: Tohoku Magnet Institute Co Ltd; Murata Manufacturing Co Ltd
Priority date: 2015-07-31
Filing date: 2018-10-29
Publication date: 2019-04-18
Anticipated expiration: 2036-07-27
Also published as: WO2017022594A1; JP6427677B2; JP6482718B1; DE112016003044T5; CN111446057B; US11851738B2; CN107949889A; US20180154434A1; CN111446057A; CN107949889B; JPWO2017022594A1

Abstract

【課題】小さいサイズのナノ結晶が高密度に形成された軟磁性粉末であって、優れた軟磁気特性を有する軟磁性粉末およびその製造方法を提供する。【解決手段】複数の結晶子と、結晶子の周りに存在するアモルファス相とを有する粒子を含む軟磁性粉末であって、結晶子の平均粒径が１５ｎｍ以上３０ｎｍ以下であり、アモルファス相の平均厚さが３ｎｍ以上３０ｎｍ以下であり、粒子の断面の短径をｒとしたとき、粒子の表面からの深さが０．２ｒ以上０．４ｒ以下である領域において、アモルファス相における平均Ｆｅ濃度が結晶子における平均Ｆｅ濃度よりも低く、粉末Ｘ線回折法により測定される結晶化度が３０％以上である、軟磁性粉末。【選択図】図１

Description

本発明は、軟磁性材料およびその製造方法に関する。

アモルファス構造を有する軟磁性粉末は、電子機器に用いられるコイル部品の磁心（コア）材料等の用途で幅広く用いられている。軟磁性粉末の製造方法として、例えば、合金溶湯を急冷して非晶質相を主相とする薄帯状又は粉末状の急冷体とし、急冷体に熱処理を施して結晶化することにより、ｂｃｃ−Ｆｅを少なくとも含む平均結晶粒径５０ｎｍ以下の結晶粒を析出させて微細結晶組織を形成するＦｅ基軟磁性合金の製造方法であり、急冷体を、結晶化開始温度より高く、かつ化合物相を実質的に形成しない温度まで加熱する熱処理を少なくとも２回以上行うことを特徴とするＦｅ基軟磁性合金の製造方法が知られている（特許文献１）。特許文献１に記載の方法は、微結晶合金（ナノ結晶合金）を製造するに際し、微結晶を析出させる際の熱処理の条件を最適にすることで自己発熱の影響を少なくし、これにより軟磁気特性に優れ、かつ低損失で低保磁力の軟磁性合金を提供するものである。

特開２００３−２１３３３１号公報

上述のように熱処理して微結晶を析出させる際、合金材料が自己発熱するため、熱処理時の温度制御は困難である。自己発熱により熱処理時の温度が高くなりすぎると、微結晶（ナノ結晶）の寸法が大きくなり、その結果、磁気特性が悪化する傾向にある。一方、熱処理時の温度が低くなりすぎると、ナノ結晶を形成することができない。本発明者らの検討により、特許文献１に記載の熱処理条件では自己発熱の影響を十分に排除することができず、小さいサイズのナノ結晶を高密度に形成することが困難であることが明らかとなった。

本発明は、小さいサイズのナノ結晶が高密度に形成された軟磁性粉末であって、優れた軟磁気特性を有する軟磁性粉末およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、母合金の溶湯を冷却して得られる合金粉末を、少なくとも２回の熱処理に付し、第１の熱処理における最高温度および第２の熱処理における最高温度を適切な値に設定することにより、小さいサイズのナノ結晶を高密度に形成することができ、優れた軟磁気特性を有する軟磁性粉末を得ることができることを見出し、本発明を完成させるに至った。

本発明の第１の要旨によれば、複数の結晶子と、結晶子の周りに存在するアモルファス相とを有する粒子を含む軟磁性粉末であって、
結晶子の平均粒径が３０ｎｍ以下であり、アモルファス相の平均厚さが３０ｎｍ以下であり、
粒子の断面の短径をｒとしたとき、粒子の表面からの深さが０．２ｒ以上０．４ｒ以下である領域において、アモルファス相における平均Ｆｅ濃度が前記結晶子における平均Ｆｅ濃度よりも低い、軟磁性粉末が提供される。

本発明の第２の要旨によれば、母合金の溶湯を冷却して、主にアモルファス相からなる合金粉末を得る工程と、
合金粉末を第１の熱処理に付す工程と、
第１の熱処理に付した合金粉末を第２の熱処理に付して、軟磁性粉末を得る工程と
を含む、軟磁性粉末の製造方法であって、
第１の熱処理における最高温度Ｔ１は、Ａｖｒａｍｉ定数が１．７以上となる温度であり、第２の熱処理における最高温度Ｔ２はＴ１より低い温度であり、
粉末Ｘ線回折法により測定される結晶化度が、第１の熱処理後の合金粉末において２０％以下であり、第２の熱処理後の軟磁性粉末において２０％より大きい、方法が提供される。

本発明の第３の要旨によれば、上述の軟磁性粉末と、樹脂とを含有する複合材料で形成された磁心が提供される。

本発明の第４の要旨によれば、上述の軟磁性粉末と、樹脂とを混合し、得られる混合物を成形して成形体を得る工程と、
成形体を加熱する工程と
を含む、磁心の製造方法が提供される。

本発明の第５の要旨によれば、上述の磁心と、磁心に巻回されたコイル導体とを含む、コイル部品が提供される。

本発明の第６の要旨によれば、上述の軟磁性粉末と樹脂とを含有する複合材料を主成分として含む磁性体部と、磁性体部に埋設されたコイル導体とを含む、コイル部品が提供される。

本発明に係る軟磁性粉末は、上記構成を有することにより、優れた軟磁気特性を有する。また、本発明に係る軟磁性粉末の製造方法は、小さいサイズのナノ結晶が高密度に形成された軟磁性粉末を製造することができ、優れた軟磁気特性を有する軟磁性粉末を得ることができる。本発明に係る軟磁性粉末を磁心材料として用いることにより、優れた磁気特性を有するコイル部品を得ることができる。

図１は、本発明の一の実施形態に係る軟磁性粉末における結晶子およびアモルファス相を模式的に示す図である。図２は、Ｘ線回折パターンの解析方法を説明する図である。

以下、本発明の実施形態について説明する。但し、以下に示す実施形態は例示を目的とするものであり、本発明は以下の実施形態に限定されるものではない。

本発明の一の実施形態に係る軟磁性粉末は、複数の結晶子と、前記結晶子の周りに存在するアモルファス相とを有する粒子を含む。図１に、軟磁性粉末に含まれる結晶子およびアモルファス相の模式図を示す。本実施形態に係る軟磁性粉末に含まれる結晶子の平均粒径は３０ｎｍ以下である。結晶子の平均粒径は、２ｎｍ以上であってよい。

結晶子の平均粒径は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真から求めることが可能である。具体的には、軟磁性粉末のＴＥＭ写真において、軟磁性粉末に含まれる粒子の断面の短径をｒとして、粒子の表面からの深さが０．２ｒ以上０．４ｒ以下の領域において任意に選択したｎ個（ｎ≧５）の結晶子の長径ＤＬおよび短径ＤＳを測定し、下記の式（２）を用いることにより算出することができる。本明細書において、「粒子の表面からの深さ」は、粒子の表面の法線方向の深さを意味する。

Ｄ＝Σ（ＤＬ＋ＤＳ）／２ｎ（２）

（Ｄ：結晶子の平均粒径）

一方、本実施形態に係る軟磁性粉末に含まれるアモルファス相の平均厚さは３０ｎｍ以下である。アモルファス相の平均厚さは１ｎｍ以上であってよい。本明細書において、「アモルファス相の厚さ」は、隣接する結晶子間に存在するアモルファス相の厚さを意味する。アモルファス相の平均厚さはＴＥＭ写真から求めることができる。具体的には、軟磁性粉末のＴＥＭ写真において、軟磁性粉末に含まれる粒子の断面の短径をｒとして、粒子の表面からの深さが０．２ｒ以上０．４ｒ以下の領域において任意に選択したｎ個（ｎ≧５）の結晶子について、一の結晶子の結晶相と周辺のアモルファス相との境界と、その一の結晶子に隣接する結晶子の結晶相と周辺のアモルファス相との境界とを最短で結ぶ線分の長さを測定する。この線分の長さの平均値を、アモルファス相の平均厚さとする。

軟磁性粉末に含まれる結晶子の平均粒径およびアモルファス相の平均厚さが上記範囲内であることにより、本実施形態に係る軟磁性粉末は、ナノサイズの結晶子が高密度で存在しており、そのため、高い軟磁気特性を有する。従って、本実施形態に係る軟磁性粉末を磁心材料として用いた場合、高い磁気特性を有するコイル部品を得ることができる。具体的には、コアロスを低減することができ、高透磁率および高飽和磁束密度を達成することができる。

本実施形態に係る軟磁性粉末に含まれる粒子の断面の短径をｒとしたとき、粒子の表面からの深さが０．２ｒ以上０．４ｒ以下である領域において、アモルファス相における平均Ｆｅ濃度は、結晶子における平均Ｆｅ濃度よりも低い。アモルファス相および結晶子における平均Ｆｅ濃度は、ＴＥＭ測定とエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）とを組み合わせることにより求めることができる。具体的には、軟磁性粉末のＴＥＭ写真において、軟磁性粉末に含まれる粒子の断面の短径をｒとして、粒子の表面からの深さが０．２ｒ以上０．４ｒ以下の領域において任意に選択したｎ個（ｎ≧５）の結晶子について、結晶子の中心におけるＦｅ濃度をＥＤＳ測定により求め、その平均値を結晶子における平均Ｆｅ濃度とする。また、上述の結晶子の結晶相と周辺のアモルファス相との境界と、その結晶子に隣接する結晶子の結晶相と周辺のアモルファス相との境界とを最短で結ぶ線分の中点におけるＦｅ濃度をＥＤＳ測定により求め、その平均値をアモルファス相における平均Ｆｅ濃度とする。

軟磁性粉末に含まれる粒子の表面からの深さが０．２ｒ以上０．４ｒ以下である領域において、結晶子における平均Ｆｅ濃度に対するアモルファス相における平均Ｆｅ濃度の比は、０．９０以下であることが好ましい。平均Ｆｅ濃度の比が０．９０以下であると、結晶子におけるＦｅ濃度が高くなり、その結果、飽和磁束密度が高くなる。

軟磁性粉末の結晶化度が高いほど、軟磁気特性が向上するので好ましい。軟磁性粉末の結晶化度は、好ましくは２０％より大きく、より好ましくは３０％以上である。軟磁性粉末の結晶化度が３０％以上であると、軟磁気特性をより一層向上させることができる。軟磁性粉末の結晶化度は、粉末Ｘ線回折法により以下に説明する方法で測定することができる。図２に、Ｘ線回折パターンの解析方法を説明する模式図を示す。図２において、体心立方構造を示す結晶ピークはＰで示され、対称性の低い（ｌｏｗｌｙｓｙｍｍｅｔｒｙ）結晶構造を示す結晶ピークはＰ２で示され、非晶質性を示すハロー領域はＨで示される。結晶化度は、軟磁性粉末のＸ線回折スペクトルに基づいて、下記の式（３）を用いることにより算出することができる。

Ｘ＝｛Ｉｃ／（Ｉｃ＋Ｉｃ’＋Ｉａ）｝×１００（３）

（Ｘ：結晶化度、Ｉｃ：体心立方構造を示す結晶ピーク領域の面積、Ｉｃ’：対称性の低い（ｌｏｗｌｙｓｙｍｍｅｔｒｙ）結晶構造を示す結晶ピーク領域の面積、Ｉａ：非晶質性を示すハロー領域の面積）

なお、体心立方構造を示す結晶ピークＰは、Ｆｅの１１０面からの回折角２θが４４．５°以上４５．５°以下の範囲にあるピークである。

軟磁性粉末は、主に体心立方構造を有する結晶相を含むことが好ましい。結晶相が主に体心立方構造を有すると、軟磁気特性がより一層向上する。結晶相が主に体心立方構造を有しているか否かは、粉末Ｘ線回折法により評価することができる。Ｘ線回折スペクトルにおいて、対称性の低い結晶構造を示す結晶ピークのピーク面積比率Ｙは、下記の式（４）で表すことができる。

Ｙ＝｛Ｉｃ’／（Ｉｃ＋Ｉｃ’＋Ｉａ）｝×１００（４）

Ｙの値が１以下である場合、結晶相が主に体心立方構造を有するとみなすことができる。

一の例において、軟磁性粉末に含まれる粒子は、一般式Ｆｅ_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＰ_ｄＣｕ_ｅＭ_ｆＣ_ｇＣｒ_ｈで表される合金組成物を含むことが好ましい。式中、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇおよびｈはそれぞれ、７１．０≦（ａ＋ｆ＋ｇ＋ｈ）≦８１．０、０．１４≦ｂ／ｃ≦５、０≦ｄ≦１４、０＜ｅ≦１．４、ｄ≦０．８（ａ＋ｆ＋ｇ＋ｈ）−５０、ｅ＜−０．１（ａ＋ｄ＋ｆ＋ｇ＋ｈ）＋１０、０≦ｆ≦１２、０≦ｇ≦８、０≦ｈ≦１０、およびａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＋ｇ＋ｈ＝１００を満たし、ＭはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種の元素である。軟磁性粉末に含まれる粒子が上記組成の合金組成物を含む場合、アモルファス相を安定して形成することができ、軟磁気特性がより一層向上する。

上述の合金組成物において、Ｆｅの一部がＮｉおよびＣｏの少なくとも１種の元素で置換されている（即ち、上述の一般式において０＜ｆ≦１２である）ことが好ましい。Ｆｅの一部をＮｉおよび／またはＣｏで置換することにより、磁気特性をより一層向上させることができる。

また、上述の合金組成物において、Ｆｅの一部がＣで置換されている（即ち、上述の一般式において０＜ｇ≦８である）ことが好ましい。Ｆｅの一部をＣで置換することにより、アモルファス相が形成されやすくなる。また、Ｆｅの一部をＣで置換しても同等の磁気特性を得ることができるので、Ｆｅの一部を安価なＣで置換することにより原料コストを低減することができる。

また、上述の合金組成物において、Ｆｅの一部がＣｒで置換されている（即ち、上述の一般式において０＜ｈ≦１０である）ことが好ましい。ＣｒはＦｅよりも酸化されやすい傾向にある。そのため、Ｆｅの一部をＣｒで置換した場合、Ｃｒが優先的に酸化されるので、Ｆｅの酸化を抑制することができ、それにより、磁気特性の悪化を抑制することができる。

もう１つの例において、軟磁性粉末に含まれる粒子は、一般式Ｆｅ_ａ’Ｓｉ_ｂ’Ｂ_ｃ’Ｐ_ｄ’Ｃｕ_ｅ’Ｍ’_ｆ’で表される合金組成物を含むことが好ましい。式中、ａ’、ｂ’、ｃ’、ｄ’、ｅ’およびｆ’はそれぞれ、８１≦（ａ’＋ｆ’）≦８６、２≦ｂ’≦８、６≦ｃ’≦１０、２≦ｄ’≦５、０．４≦ｅ’≦１．４、０．０８≦ｅ’／ｄ’≦０．８、および０≦ｆ’≦３を満たし、Ｍ’はＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ、Ｎ、Ｏおよび希土類元素の少なくとも１種の元素である。軟磁性粉末に含まれる粒子が上記組成の合金組成物を含む場合、アモルファス相を安定して形成することができ、軟磁気特性がより一層向上する。

次に、本発明の一の実施形態に係る軟磁性粉末の製造方法について説明する。本実施形態に係る軟磁性粉末の製造方法は、母合金の溶湯を冷却して、主にアモルファス相からなる合金粉末を得る工程と、合金粉末を第１の熱処理に付す工程と、第１の熱処理に付した合金粉末を第２の熱処理に付して、軟磁性粉末を得る工程とを含む。以下、各工程について詳細に説明する。

まず、母合金の溶湯を冷却して、主にアモルファス相からなる合金粉末を得る。母合金は、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ合金、Ｆｅ−Ｐ合金、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃ、Ｃｒ等の原料を所定の合金組成になるように秤量し、融点以上に加熱し溶解させ、次いでこの溶解物を冷却することにより調製することができる。一の例において、母合金は、一般式Ｆｅ_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＰ_ｄＣｕ_ｅＭ_ｆＣ_ｇＣｒ_ｈで表される組成を有することが好ましい。式中、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇおよびｈはそれぞれ、７１．０≦（ａ＋ｆ＋ｇ＋ｈ）≦８１．０、０．１４≦ｂ／ｃ≦５、０≦ｄ≦１４、０＜ｅ≦１．４、ｄ≦０．８（ａ＋ｆ＋ｇ＋ｈ）−５０、ｅ＜−０．１（ａ＋ｄ＋ｆ＋ｇ＋ｈ）＋１０、０≦ｆ≦１２、０≦ｇ≦８、０≦ｈ≦１０、およびａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＋ｇ＋ｈ＝１００を満たし、ＭはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種の元素である。母合金が上記組成を有することにより、アモルファス相を安定して形成することができ、軟磁気特性がより高い軟磁性粉末を得ることができる。また、上述の組成を有する母合金は、後述する合金粉末の作製において母合金の溶湯を高圧ガス流で粉砕する場合に適している。

もう１つの例において、母合金は、一般式Ｆｅ_ａ’Ｓｉ_ｂ’Ｂ_ｃ’Ｐ_ｄ’Ｃｕ_ｅ’Ｍ’_ｆ’で表される組成を有することが好ましい。式中、ａ’、ｂ’、ｃ’、ｄ’、ｅ’およびｆ’はそれぞれ、８１≦（ａ’＋ｆ’）≦８６、２≦ｂ’≦８、６≦ｃ’≦１０、２≦ｄ’≦５、０．４≦ｅ’≦１．４、０．０８≦ｅ’／ｄ’≦０．８、および０≦ｆ’≦３を満たし、Ｍ’はＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ、Ｎ、Ｏおよび希土類元素の少なくとも１種の元素である。母合金が上記組成を有することにより、アモルファス相を安定して形成することができ、軟磁気特性がより高い軟磁性粉末を得ることができる。また、上述の組成を有する母合金は、後述する合金粉末の作製において母合金の溶湯を高圧水流で粉砕する場合、または母合金の溶湯を高圧ガス流で粉砕して水で冷却する場合に適している。

この母合金の溶湯を冷却することにより、主にアモルファス相からなる合金粉末を得る。合金粉末は、例えば、母合金の溶湯を高圧水流または高圧ガス流で粉砕して冷却することにより作製することができる。つまり、母合金の溶湯に高圧水または高圧ガスを吹き付けることにより、合金粉末を形成することができる。高圧ガスとは、１ＭＰａ以上１０ＭＰａ以下の圧力のガスである。具体的には、母合金を溶解しやすいように３ｃｍ程度の大きさに破砕した後、ガスアトマイズ装置等のアトマイズ装置の坩堝に投入し、高周波誘導加熱を行って母合金を溶解させて溶湯を得る。アトマイズ装置の内部はアルゴン雰囲気等の不活性雰囲気に設定することが好ましい。次いで、ジェット流体（つまり、高圧水流または高圧ガス流）を溶湯に噴射することにより溶湯を粉砕し、冷却（急冷）することにより、主にアモルファス相からなる合金粉末を得る。ジェット流体としては、例えばアルゴンガス、窒素ガス等を用いることができる。冷却は、水またはガス等の冷却媒を用いて行うことができる。冷却媒としてガス（例えばアルゴンガス、窒素ガス等の不活性ガス）を用いることが好ましい。

次に、合金粉末を第１の熱処理に付す。第１の熱処理は、赤外線加熱装置等の加熱装置を用いて行うことができる。加熱装置内の雰囲気は、ヘリウムガス等の不活性ガス雰囲気であることが好ましい。別法として、加熱装置内の雰囲気は、ヘリウムガスに水素ガスを添加した混合ガス雰囲気であってもよい。水素ガスを添加することにより、熱処理時に金属元素が酸化されるのを抑制することができる。水素ガスは、分圧換算で３％程度添加してよい。

主にアモルファス相からなる合金粉末を熱処理することにより、合金粉末中に結晶子が形成される。結晶子のサイズが大きすぎると磁気特性が低下してしまう。そのため、ナノサイズの微細な結晶子を高密度に形成することが望ましい。ナノサイズの微細な結晶子を高密度に形成するためには、熱処理温度を適切に制御する必要がある。しかし、合金粉末は熱処理時に自己発熱するため、熱処理温度の制御は困難である。自己発熱により熱処理温度が高くなりすぎると、結晶子のサイズが大きくなり、磁気特性が低下してしまう。一方、熱処理温度を低くしすぎると、結晶子を形成することができない。本発明者らは、第１の熱処理における最高温度Ｔ１を、Ａｖｒａｍｉ定数が１．７以上となる温度に設定し、後述の第２の熱処理における最高温度Ｔ２をＴ１より低い温度に設定することにより、ナノサイズの微細な結晶子を高密度に形成することができることを見出した。Ａｖｒａｍｉ定数は、結晶化の様態を示すパラメータである。Ａｖｒａｍｉ定数が小さいほど、結晶化は進行しにくく、Ａｖｒａｍｉ定数が大きいほど結晶化が進行しやすい。結晶化度が同じ値である場合、Ａｖｒａｍｉ定数が大きいほど、小さいサイズの結晶子を高密度で形成することができる。合金粉末のＡｖｒａｍｉ定数は、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）により以下に説明する手順で求めることができる。示差走査型熱量分析計を用いて、アルゴン雰囲気中で合金粉末の等温ＤＳＣ測定（昇温速度４００℃／分、等温保持測定時間６０分）を２回行う。１回目の測定により合金粉末は完全に結晶化するので、２回目の測定においては自己発熱に起因する発熱反応は起こらない。２回目の測定により得られるＤＳＣカーブをバックグラウンドとして、１回目の測定で得られるＤＳＣカーブと２回目の測定で得られるＤＳＣカーブとの差より合金粉末試料の発熱量を算出する。また、等温測定開始からの累計発熱量を時間ｔの関数として求める。ｔ＝６０分における累計発熱量を全発熱量と定義する。下記の式（５）に基づいて、各温度における最大のＡｖｒａｍｉ定数を算出する。

Ｎ＝ｄ｛ｌｎ（−ｌｎ（１−ｘ））｝／ｄ｛ｌｎ（ｔ−τ）｝（５）

（ｘ：結晶化反応比率（＝累計発熱量／全発熱量）、ｔ：等温保持時間（秒）、τ：インキュベーションタイム（秒）（ｘ＝０．０１となる時間））

このようにして求めたＡｖｒａｍｉ定数の最大値を、各温度におけるＡｖｒａｍｉ定数とする。

第１の熱処理における最高温度Ｔ１は、Ａｖｒａｍｉ定数が１．７以上となる温度に設定する。このように第１の熱処理温度を設定することにより、ナノサイズの微細な結晶子を高密度に形成することができる。

粉末Ｘ線回折法により測定される、第１の熱処理後の合金粉末の結晶化度は２０％以下である。第１の熱処理後の結晶化度が２０％以下の比較的低い値であることにより、第１の熱処理における合金粉末の自己発熱を抑制することができる。結晶化度は、粉末Ｘ線回折法により、上述の式（３）を用いて算出することができる。

第１の熱処理は、結晶化反応比率が０．０１以上となる時間以上、結晶化反応比率が０．４以下となる時間以下の間行うことが好ましい。第１の熱処理の時間が上記範囲内であると、第１の熱処理後の合金粉末の結晶化度を適切な値にすることが容易である。

次に、第１の熱処理に付した合金粉末を第２の熱処理に付して、軟磁性粉末を得る。第２の熱処理は、赤外線加熱装置等の加熱装置を用いて行うことができる。なお、第１の熱処理および第２の熱処理は、同一の加熱装置内で連続的に行ってよく、異なる加熱装置を用いてそれぞれ行ってもよい。第２の熱処理において、加熱装置内の雰囲気は、アルゴンガス等の不活性ガス雰囲気であることが好ましい。

第２の熱処理において結晶子が成長し、所望の結晶化度を有する軟磁性粉末を得ることができる。第２の熱処理における合金粉末の自己発熱を抑制するために、第２の熱処理における最高温度Ｔ２はＴ１より低い温度に設定する。

第２の熱処理は、１分以上１２０分以下の間行うことが好ましく、５分以上６０分以下の間行うことがより好ましい。第２の熱処理の時間が上記範囲内であると、ナノサイズの微細な結晶子が高密度に形成された軟磁性粉末を得ることができ、軟磁気特性がより一層向上する。

粉末Ｘ線回折法により測定される、第２の熱処理後の軟磁性粉末の結晶化度は２０％より大きい。軟磁性粉末の結晶化度が上記範囲内であると、優れた軟磁気特性を有する軟磁性粉末を得ることができる。

次に、本発明の一の実施形態に係る磁心について説明する。本実施形態に係る磁心は、本発明に係る軟磁性粉末と、樹脂とを含有する複合材料で形成される。樹脂としては、例えば、エポキシ樹脂、フェノール樹脂、シリコーン樹脂等を用いることができる。複合材料中の軟磁性粉末の含有量は、６０ｖｏｌ％以上９０ｖｏｌ％以下であることが好ましい。軟磁性粉末の含有量が上記範囲内であると、優れた磁気特性を有する磁心が得られる。磁心の寸法および形状は、特に限定されるものではなく、目的とする用途に応じて適宜設定することができる。磁心は、例えば、外径１３ｍｍ、内径８ｍｍ、厚さ２．５ｍｍのトロイダルコアであってよい。

次に、本発明の一の実施形態に係る磁心の製造方法について説明する。本実施形態に係る磁心の製造方法は、本発明に係る軟磁性粉末と、エポキシ樹脂、フェノール樹脂、シリコーン樹脂等の樹脂とを混合し、得られる混合物を成形して成形体を得る工程と、成形体を加熱する工程とを含む。成形体は、例えば、軟磁性粉末および樹脂を含む混合物を、１００ＭＰａ程度の圧力でプレス成形することにより得ることができる。成形体の寸法および形状は特に限定されるものではなく、所望の磁心の寸法および形状に応じて適宜設定することができる。成形体の加熱温度は、使用する樹脂の種類等に応じて適宜設定することができる。

次に、本発明の一の実施形態に係るコイル部品について説明する。本実施形態に係るコイル部品は、本発明に係る磁心と、磁心に巻回されたコイル導体とを含む。コイル導体は、エナメルで被覆された銅線等の金属線を磁心に巻き付けることにより形成することができる。本実施形態に係るコイル部品は、本発明に係る軟磁性粉末を磁心材料として用いているので、優れた磁気特性を有する。

次に、本発明のもう１つの実施形態に係るコイル部品について説明する。本実施形態に係るコイル部品は、本発明に係る軟磁性粉末と、エポキシ樹脂、フェノール樹脂、シリコーン樹脂等の樹脂とを含有する複合材料を主成分として含む磁性体部、および磁性体部に埋設されたコイル導体とを含む。本実施形態に係るコイル部品は、本発明に係る軟磁性粉末を磁心材料として用いているので、優れた磁気特性を有する。複合材料中の軟磁性粉末の含有量は、６０ｖｏｌ％以上９０ｖｏｌ％以下であることが好ましい。軟磁性粉末の含有量が上記範囲内であると、コイル部品の磁気特性をより一層向上させることができる。本実施形態に係るコイル部品は、例えば以下に説明する手順で製造することができる。まず、複合材料のシートを複数形成する。そして、シートの間にコイル導体を配置する。コイル導体がシートの間に配置された状態でシートを熱圧着することにより、コイル部品が得られる。また、本発明の軟磁性粉末を用いてモータのステータコアを形成することができる。モータは、電機子歯にコイル導体が巻回されたコイル部品と、コイル部品の内部に回動自在に配されたロータと、複数の電機子歯が同一円周上に等間隔に設けられたステータコアとを備える。本発明の軟磁性粉末は、高飽和磁束密度を有し低磁気損失であるから、本発明の軟磁性粉末でステータコアを形成することにより、電力損失の低い高品質のモータを得ることが可能となる。

以下に説明する手順で例１〜３７の軟磁性粉末を作製した。

（合金粉末の調製）
母合金の原料として、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ合金、Ｆｅ−Ｐ合金、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、ＣおよびＣｒを用いた。これらの原料を、所定の合金組成になるように秤量した。例１〜１７については、合金組成がＦｅ_８０．３Ｓｉ_４Ｂ_７Ｐ_８Ｃｕ_０．７となるように原料を秤量し、例１８〜２７については表３、例２８〜３２については表６、例３３〜３７については表９に記載の組成となるように原料を秤量した。秤量した原料を、高周波誘導加熱炉で融点以上に加熱し溶解させ、次いでこの溶解物を銅製の鋳込み型に流し込んで冷却して、母合金を作製した。この母合金を３ｃｍ程度の大きさに破砕し、ガスアトマイズ装置の坩堝に投入し、高周波誘導加熱により母合金を溶解させて、溶湯を得た。ガスアトマイズ装置の内部の雰囲気はアルゴン雰囲気に設定した。次いで、アルゴンガスのジェット流体を溶湯に噴射して粉砕し、冷却水で急冷して、例１〜３７の合金粉末を得た。

（Ａｖｒａｍｉ定数の算出）
例１〜１６および１８〜３７の各合金粉末について、示差走査型熱量分析計（ＰｅｒｋｉｎＥｌｍｅｒ社製ＤＳＣ８５００）を用いて、アルゴン雰囲気中で等温ＤＳＣ測定（昇温速度４００℃／分、等温保持測定時間６０分）を２回行った。２回目の測定により得られたＤＳＣカーブをバックグラウンドとして、１回目の測定により得られたＤＳＣカーブと２回目の測定により得られたＤＳＣカーブの差より合金粉末試料の発熱量を算出した。等温測定開始からの累計発熱量を時間ｔの関数として求めた。ｔ＝６０分における累計発熱量を全発熱量と定義した。上述の式（５）に基づいて、各温度における最大のＡｖｒａｍｉ定数を算出した。結果を表１、４、７および１０に示す。なお、例１７の合金粉末は、後述するように第１の熱処理を行わなかったので、ＤＳＣ測定およびＡｖｒａｍｉ定数の算出は行わなかった。

（第１の熱処理）
赤外線加熱装置を用いて、例１〜１６および１８〜３７の合金粉末を第１の熱処理に付した。第１の熱処理における最高温度は、表１、４、７および１０に示す温度に設定した。加熱装置内の雰囲気は、分圧換算で３％の水素ガスをヘリウムガスに添加した混合ガス雰囲気に設定した。第１の熱処理は１０秒間行った。なお、例１７の合金粉末については、第１の熱処理を行わなかった。

（第１のＸＲＤ測定）
第１の熱処理後の合金粉末について、粉末Ｘ線回折装置（リガク社製ＲＩＮＴ２２００）を使用して、回折角２θが３０°以上６５°以下の範囲で、ステップ幅０．０２°、ステップ時間２秒の測定条件でＸ線回折スペクトルを測定した。得られたＸ線回折スペクトルから各試料の粉末構造相を同定した。また、このＸ線回折スペクトルに基づいて、上述の式（３）を用いて第１の熱処理後の合金粉末の結晶化度Ｘを算出した。結果を表１、４、７および１０に示す。

（第２の熱処理）
赤外線加熱装置を用いて、第１の熱処理後の合金粉末を第２の熱処理に付して、例１〜３７の軟磁性粉末を得た。第２の熱処理における最高温度は、表１、４、７および１０に示す温度に設定した。加熱装置内の雰囲気はアルゴン雰囲気に設定した。第２の熱処理は１０分間行った。なお、例１７の合金粉末については、第２の熱処理を行わなかった。

（第２のＸＲＤ測定）
第２の熱処理により得られた例１〜３７の軟磁性粉末について、粉末Ｘ線回折装置（リガク社製ＲＩＮＴ２２００）を使用して、回折角２θが３０°以上６５°以下の範囲で、ステップ幅０．０１°、ステップ時間２秒の測定条件でＸ線回折スペクトルを測定した。得られたＸ線回折スペクトルに基づいて、上述の式（３）を用いて軟磁性粉末の結晶化度Ｘを算出した。結果を表１、４、７および１０に示す。

さらに、上述の式（４）を用いて、対称性の低い結晶構造を示す結晶ピークのピーク面積比率Ｙを算出した。結果を表１、４、７および１０に示す。なお、表１、４、７および１０において、「結晶構造」は軟磁性粉末の結晶構造を意味し、「ｂｃｃ」は軟磁性粉末が主に体心立方構造（ｂｏｄｙ−ｃｅｎｔｅｒｅｄｃｕｂｉｃｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を有することを示しており、「ｂｃｃ＋ｌｓｐ」は軟磁性粉末が体心立方構造に加えて対称性の低い相（ｌｏｗｌｙｓｙｍｍｅｔｒｙｐｈａｓｅ）相を有することを意味する。

（アモルファス相の平均厚さの測定）
例１〜３７の軟磁性粉末について、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真を撮影した。ＴＥＭ写真を用いて、結晶子の平均粒径およびアモルファス相の平均厚さを求めた。結晶子の平均粒径は、各試料のＴＥＭ写真において、軟磁性粉末に含まれる粒子の断面の短径をｒとして、粒子の表面からの深さが０．２ｒ以上０．４ｒ以下の領域において任意に選択したｎ個（ｎ≧５）の結晶子の長径ＤＬおよび短径ＤＳを測定し、上述の式（２）を用いて算出した。更に、各試料のＴＥＭ写真において、軟磁性粉末に含まれる粒子の断面の短径をｒとして、粒子の表面からの深さが０．２ｒ以上０．４ｒ以下の領域において任意に選択したｎ個（ｎ≧５）の結晶子について、一の結晶子の結晶相と周辺のアモルファス相との境界と、その一の結晶子に隣接する結晶子の結晶相と周辺のアモルファス相との境界とを最短で結ぶ線分の長さを測定した。この線分の長さの平均値を、アモルファス相の平均厚さとした。結果を表２、５、８および１１に示す。なお、例１７の軟磁性粉末においては結晶子が検出されなかったので、結晶子の平均粒径およびアモルファス相の平均厚さを測定することはできなかった。

（平均Ｆｅ濃度の測定）
例１〜３７の軟磁性粉末について、ＴＥＭ−ＥＤＳによりアモルファス相および結晶子における平均Ｆｅ濃度を求めた。各試料のＴＥＭ写真において、軟磁性粉末に含まれる粒子の断面の短径をｒとして、粒子の表面からの深さが０．２ｒ以上０．４ｒ以下の領域において任意に選択したｎ個（ｎ≧５）の結晶子について、結晶子の中心におけるＦｅ濃度をＥＤＳ測定により求め、その平均値を結晶子における平均Ｆｅ濃度とした。また、上述の結晶子の結晶相と周辺のアモルファス相との境界と、その結晶子に隣接する結晶子の結晶相と周辺のアモルファス相との境界とを最短で結ぶ線分の中点におけるＦｅ濃度をＥＤＳ測定により求め、その平均値をアモルファス相における平均Ｆｅ濃度とした。更に、結晶子における平均Ｆｅ濃度に対するアモルファス相における平均Ｆｅ濃度の比（表において「Ｆｅ濃度比率」で示す）を求めた。結果を表２、５、８および１１に示す。なお、例１７の軟磁性粉末においては結晶相が検出されなかったので、結晶子における平均Ｆｅ濃度を測定することはできなかった。

（コイル部品の作製）
例１〜３７の軟磁性粉末を用いて、以下に説明する手順でコイル部品を作製した。まず、各試料１００重量部に対し３重量部のエポキシ樹脂を添加し（エポキシ樹脂の割合：１５ｖｏｌ％）、１００ＭＰａの圧力でプレス成形して、外径１３ｍｍ、内径８ｍｍ、厚さ２．５ｍｍのトロイダルコアを作製した。次いで、励磁用の一次側巻線および電圧検出用の二次側巻線の各巻数がいずれも１６となるように、エナメルで被覆された線径０．３ｍｍの銅線をトロイダルコアの外周に二重に巻き付けて、例１〜３７のコイル部品を作製した。

（コアロスの測定）
岩通計測株式会社製のＢ−ＨアナライザＳＹ−８２１７を用いて、印加磁界３０ｍＴ、測定周波数１ＭＨｚにおけるコイル部品のコアロス（磁気損失）を測定した。結果を表２、５、８および１１に示す。なお、表１〜１１において「＊」を付したものは比較例である。

表１および２に示すように、第１の熱処理における最高温度Ｔ１を、Ａｖｒａｍｉ定数が１．７より小さい温度に設定した例１の軟磁性粉末を用いたコイル部品は、２０００ｋＷ／ｍ^３より大きいコアロスを有した。これは、軟磁性粉末中に存在する結晶子の平均粒径が３０ｎｍより大きかったことに起因すると考えられる。また、第１の熱処理後の結晶化度が２０％よりも大きかった例１、例２および１６の軟磁性粉末を用いたコイル部品は、２０００ｋＷ／ｍ^３より大きいコアロスを有した。これは、軟磁性粉末中に存在する結晶子の平均粒径が３０ｎｍより大きかったことに起因すると考えられる。第２の熱処理における最高温度Ｔ２が第１の熱処理における最高温度Ｔ１より高い温度であった例８〜１０の軟磁性粉末を用いたコイル部品は、２０００ｋＷ／ｍ^３より大きいコアロスを有した。これは、軟磁性粉末中に存在する結晶子の平均粒径が３０ｎｍより大きかったことに起因すると考えられる。第２の熱処理後の結晶化度が２０％よりも小さかった例１４および１５の軟磁性粉末を用いたコイル部品は、２０００ｋＷ／ｍ^３より大きいコアロスを有した。これは、軟磁性粉末中に存在するアモルファス相の平均厚さが３０ｎｍよりも大きかったことに起因すると考えられる。また、第１および第２の熱処理を行わなかった例１７の軟磁性粉末を用いたコイル部品は、２０００ｋＷ／ｍ^３より大きいコアロスを有した。これは、例１７の軟磁性粉末中に微細な結晶子が形成されなかったことに起因すると考えられる。これに対し、例３〜７および１１〜１３の軟磁性粉末を用いたコイル部品は、２０００ｋＷ／ｍ^３以下のコアロスを有した。このことより、本発明に係る軟磁性粉末を用いることにより、コアロスを低減することができたことがわかる。

表４および５に示すように、第１の熱処理後の結晶化度が２０％よりも大きかった例２７の軟磁性粉末を用いたコイル部品は、２０００ｋＷ／ｍ^３より大きいコアロスを有した。これは、軟磁性粉末中に存在する結晶子の平均粒径が３０ｎｍより大きかったことに起因すると考えられる。これに対し、例１８〜２６の軟磁性粉末を用いたコイル部品は、２０００ｋＷ／ｍ^３以下のコアロスを有した。このことより、本発明に係る軟磁性粉末を用いることにより、コアロスを低減することができたことがわかる。

表７および８に示すように、第１の熱処理における最高温度Ｔ１を、Ａｖｒａｍｉ定数が１．７より小さい温度に設定した例３２の軟磁性粉末を用いたコイル部品は、２０００ｋＷ／ｍ^３より大きいコアロスを有した。これは、軟磁性粉末中に存在する結晶子の平均粒径が３０ｎｍより大きく、アモルファス相の平均厚さが３０ｎｍより大きかったことに起因すると考えられる。これに対し、例２８〜３１の軟磁性粉末を用いたコイル部品は、２０００ｋＷ／ｍ^３以下のコアロスを有した。このことより、本発明に係る軟磁性粉末を用いることにより、コアロスを低減することができたことがわかる。

表１０および１１に示すように、第１の熱処理後の結晶化度が２０％よりも大きかった例３７の軟磁性粉末を用いたコイル部品は、２０００ｋＷ／ｍ^３より大きいコアロスを有した。これは、軟磁性粉末中に存在する結晶子の平均粒径が３０ｎｍより大きく、アモルファス相の平均厚さが３０ｎｍより大きかったことに起因すると考えられる。これに対し、例３３〜３６の軟磁性粉末を用いたコイル部品は、２０００ｋＷ／ｍ^３以下のコアロスを有した。このことより、本発明に係る軟磁性粉末を用いることにより、コアロスを低減することができたことがわかる。

本発明に係る軟磁性粉末を磁心材料として用いることにより、優れた磁気特性を有するコイル部品を得ることができ、高性能が求められる電子機器に利用することができる。

Claims

複数の結晶子と、前記結晶子の周りに存在するアモルファス相とを有する粒子を含む軟磁性粉末であって、
前記結晶子の平均粒径が１５ｎｍ以上３０ｎｍ以下であり、前記アモルファス相の平均厚さが３ｎｍ以上３０ｎｍ以下であり、
前記粒子の断面の短径をｒとしたとき、前記粒子の表面からの深さが０．２ｒ以上０．４ｒ以下である領域において、前記アモルファス相における平均Ｆｅ濃度が前記結晶子における平均Ｆｅ濃度よりも低く、
粉末Ｘ線回折法により測定される結晶化度が３０％以上である、軟磁性粉末。
前記アモルファス相の平均厚さが６ｎｍ以上３０ｎｍ以下である、請求項１に記載の軟磁性粉末。
前記粒子の表面からの深さが０．２ｒ以上０．４ｒ以下である領域において、前記結晶子における平均Ｆｅ濃度に対する前記アモルファス相における平均Ｆｅ濃度の比が０．９０以下である、請求項１または２に記載の軟磁性粉末。
粉末Ｘ線回折法により測定される結晶化度が７８％以上である、請求項１〜３のいずれか１項に記載の軟磁性粉末。
前記軟磁性粉末が、主に体心立方構造を有する結晶相を含む、請求項４に記載の軟磁性粉末。
前記結晶子における平均Ｆｅ濃度が８２ａｔ．％以上９８ａｔ．％以下であり、前記アモルファス相における平均Ｆｅ濃度が６９ａｔ．％以上７９ａｔ．％以下である、請求項１〜５のいずれか１項に記載の軟磁性粉末。
請求項１〜６のいずれか１項に記載の軟磁性粉末と、樹脂とを含有する複合材料で形成された磁心。
前記複合材料中の前記軟磁性粉末の含有量が６０ｖｏｌ％以上９０ｖｏｌ％以下である、請求項７に記載の磁心。
請求項１〜６のいずれか１項に記載の軟磁性粉末と、樹脂とを混合し、得られる混合物を成形して成形体を得る工程と、
前記成形体を加熱する工程と
を含む、磁心の製造方法。
請求項７または８に記載の磁心と、該磁心に巻回されたコイル導体とを含む、コイル部品。
請求項１〜６のいずれか１項に記載の軟磁性粉末と樹脂とを含有する複合材料を主成分として含む磁性体部と、該磁性体部に埋設されたコイル導体とを含む、コイル部品。
前記複合材料中の前記軟磁性粉末の含有量が６０ｖｏｌ％以上９０ｖｏｌ％以下である、請求項１１に記載のコイル部品。