JP2021107575A - 軟磁性合金粉末、磁気コア、磁性部品および電子機器 - Google Patents

Abstract

【課題】粒径を大きく変化させずに透磁率を向上させた磁気コアを得ることができる軟磁性合金粉末の提供。【解決手段】組成式（Ｃｏ（１−（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｒｅＳｆ（原子数比）からなる主成分を有する軟磁性合金粉末であって、Ｘ１はＦｅおよびＮｉからなる群から選択される１つ以上、Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ，Ｃおよび希土類元素からなる群より選択される１つ以上、ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，ＴｉおよびＶからなる群から選択される１つ以上であり、ａ〜ｆ、α、βが特定の範囲内であり、ガラス遷移点Ｔｇおよび融点Ｔｍを有し、９００℃≦Ｔｍ≦１２００℃である軟磁性合金粉末。【選択図】図１

Description

本発明は、軟磁性合金粉末、磁気コア、磁性部品および電子機器に関する。

近年、電子・情報・通信機器等、特に電子機器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、特に電子機器の電源回路にも、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。

ここで、エネルギー損失の低減や電源効率の向上のためには、軟磁気特性に優れ、かつ、磁気コアに用いる場合に充填率が向上させられる軟磁性合金粉末を得ることが求められている。

特許文献１には、ワーデルの球形度を改善した軟磁性金属粉末が記載されている。また、球形度を改善することで優れたパワーインダクタを製造できる旨、記載されている。

特許文献２には、Ｃｏ系の非晶質合金薄帯が記載されている。そして、Ｓの含有量を３０ｐｐｍ以下かつＡｌの含有量を４０ｐｐｍ以下とすることで透磁率および角形比が向上する旨、記載されている。

特開２０１６−２５３５２号公報 特開平３−１７３７５０号公報

本発明は、粒径を大きく変化させずに透磁率を向上させた磁気コアを得ることができる軟磁性合金粉末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、本発明の軟磁性合金粉末は、
組成式（Ｃｏ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））}Ｍ_ａＢ_ｂＰ_ｃＳｉ_ｄＣｒ_ｅＳ_ｆ（原子数比）からなる主成分を有する軟磁性合金粉末であって、
Ｘ１はＦｅおよびＮｉからなる群から選択される１つ以上、
Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ，Ｃおよび希土類元素からなる群より選択される１つ以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，ＴｉおよびＶからなる群から選択される１つ以上であり、
０＜ａ≦０．１４０
０．１６０＜ｂ≦０．２５０
０≦ｃ≦０．２００
０≦ｄ≦０．２５０
０≦ｅ≦０．０３０
０≦ｆ≦０．０１０
０．１６０＜ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ≦０．４３０
０．５００＜１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）＜０．８４０
α≧０
β≧０
０≦α＋β＜０．５０
であり、
前記軟磁性合金粉末はガラス遷移点Ｔｇおよび融点Ｔｍを有し、
９００℃≦Ｔｍ≦１２００℃である。

本発明に係る軟磁性合金粉末は、上記の組成を有し、ガラス遷移点および上記の融点を有することにより、軟磁性合金粉末自体の透磁率を好適にし、さらに、粉末粒子の球形度が高くなり異形粒子の割合が小さくなる。その結果、当該軟磁性合金粉末の粒径を変化させずに、当該軟磁性合金粉末を用いた磁気コアの透磁率を向上させることができる。

本発明に係る軟磁性合金粉末に含まれる粉末粒子の平均円形度が０．９３以上であってもよく、前記粉末粒子の円形度が低いほうから０．５０までの累積個数割合が２．０％以下であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金粉末に含まれる粉末粒子の平均円形度が０．９５以上であってもよく、かつ、前記粉末粒子の円形度が低いほうから０．５０までの累積個数割合が１．５％以下であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金粉末はＣｏの含有割合をＢの含有割合で割った値が２．０００より大きく５．０００より小さくてもよい。

本発明に係る軟磁性合金粉末は非晶質を有してもよい。

本発明に係る軟磁性合金粉末はナノ結晶を有してもよい。

本発明に係る磁気コアは上記の軟磁性合金粉末を含む。

本発明に係る磁性部品は上記の軟磁性合金粉末を含む。

本発明に係る電子機器は上記の軟磁性合金粉末を含む。

球形度が高い粉末粒子のモフォロギＧ３による観察結果である。 球形度が低い粉末粒子のモフォロギＧ３による観察結果である。 円形度と累積個数割合との関係を示すグラフである。 図３の円形度０．４〜０．６の部分を示すグラフである。 融点Ｔｍを示すグラフである。 ガラス遷移点Ｔｇおよび結晶化開始点Ｔｘを示すグラフである。 図６の温度４５０℃〜６００℃の部分を示すグラフである。 金属粉末製造装置の模式図である。 図８Ａの要部拡大模式図である。

以下、本発明の実施形態について説明する。

本実施形態の軟磁性合金粉末は、組成式（Ｃｏ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））}Ｍ_ａＢ_ｂＰ_ｃＳｉ_ｄＣｒ_ｅＳ_ｆ（原子数比）からなる主成分を有する軟磁性合金粉末であって、
Ｘ１はＦｅおよびＮｉからなる群から選択される１つ以上、
Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ，Ｃおよび希土類元素からなる群より選択される１つ以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，ＴｉおよびＶからなる群から選択される１つ以上であり、
０＜ａ≦０．１４０
０．１６０＜ｂ≦０．２５０
０≦ｃ≦０．２００
０≦ｄ≦０．２５０
０≦ｅ≦０．０３０
０≦ｆ≦０．０１０
０．１６０＜ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ≦０．４３０
０．５００＜１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）＜０．８４０
α≧０
β≧０
０≦α＋β＜０．５０
であり、
前記軟磁性合金粉末はガラス遷移点Ｔｇおよび融点Ｔｍを有し、
９００℃≦Ｔｍ≦１２００℃であることを特徴とする。

一般的に、Ｃｏを多く含む組成を有する軟磁性合金粉末は、Ｆｅを多く含む組成を有する軟磁性合金粉末と比較して比透磁率が高くなる。また、Ｃｏを多く含む組成を有する軟磁性合金粉末は、耐食性および電気抵抗が高くなりやすく、誘電損失が低くなりやすい。さらに、Ｃｏを多く含む組成を有する軟磁性合金粉末はＦｅを多く含む組成を有する軟磁性合金粉末よりも融点が低い。その結果、後述するガスアトマイズなどのアトマイズ法で軟磁性合金粉末を作製する場合にアトマイズ温度を低下させやすい。なお、アトマイズ前の軟磁性合金からなる溶湯の融点と、アトマイズにより得られる軟磁性合金粉末の融点とは、通常は同一である。

本実施形態に係る軟磁性合金粉末は、上記の組成を有し、ガラス遷移点および上記の融点を有することにより、粉末粒子の粒子形状を良好にすることができる。具体的には、上記の組成を有し、ガラス遷移点および上記の融点を有することにより、平均球形度の高い粉末粒子からなる軟磁性合金粉末を得ることができる。さらに、円形度が低い粒子形状の粉末粒子が少ない軟磁性合金粉末、すなわち、異形粒子の割合が小さい軟磁性合金粉末を得ることができる。

そして、本実施形態に係る軟磁性合金粉末は、上記の粒子形状の粉末粒子からなることにより、当該軟磁性合金粉末を用いた磁気コア等の充填率を向上させることができ、磁気コア等の比透磁率等の各種特性を向上させることができる。以下、粉末粒子のことを単に粒子という場合がある。

また、本実施形態の軟磁性合金粉末を熱処理する場合には、結晶粒径が５０ｎｍ以下のナノ結晶を析出しやすい。言いかえれば、本実施形態の軟磁性合金粉末は、ナノ結晶を析出させた軟磁性合金粉末の出発原料としやすい。ナノ結晶を含むか否か、および非晶質を含むか否かは、ＸＲＤにより確認することができる。

なお、本実施形態の軟磁性合金粉末がナノ結晶を含む場合には、個々の粒子ごとに多数のナノ結晶を含む。すなわち、後述する軟磁性合金粉末の粒子径とナノ結晶の結晶粒径とは異なる。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金粉末の各成分について詳細に説明する。

ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，ＴｉおよびＶからなる群から選択される１つ以上である。

Ｍの含有量（ａ）は０＜ａ≦０．１４０を満たす。０．００１≦ａ≦０．１４０を満たしてもよい。さらに、０．００３≦ａ≦０．１４０を満たしていてもよく、０．０４０≦ａ≦０．１００を満たしていてもよい。Ｍを含まない場合には、軟磁性合金粉末がガラス遷移点Ｔｇを有しにくくなる。その結果、粒子の円形度が低下しやすくなり、比透磁率が低下する。ａが大きすぎる場合には、軟磁性合金粉末の融点Ｔｍが低下しやすくなる。その結果、粒子の円形度が低下しやすくなり、軟磁性合金粉末における異形粒子の割合が増加し、比透磁率が低下する。さらに、飽和磁束密度が低下しやすくなる。なお、保磁力を低下させやすくする観点からは０．０１０≦ａ≦０．１４０であることが好ましい。

Ｂの含有量（ｂ）は０．１６０＜ｂ≦０．２５０を満たす。０．１８０≦ｂ≦０．２５０を満たしてもよい。ｂが小さすぎる場合には、軟磁性合金の融点Ｔｍが高くなりすぎて溶湯を噴射できず軟磁性合金粉末が製造できなくなる場合がある。ｂが大きすぎる場合には、融点Ｔｍが低くなりすぎ、軟磁性合金粉末における異形粒子の割合が多くなり、保磁力が増大し、比透磁率が低下する。

Ｐの含有量（ｃ）は０≦ｃ≦０．２００を満たす。すなわち、Ｐを含有しなくてもよい。より好ましくは０≦ｃ≦０．１５０を満たし、さらに好ましくは、０．０１０≦ｃ≦０．０５０を満たす。ｃが大きすぎる場合には、軟磁性合金粉末の融点Ｔｍが低くなりすぎ、軟磁性合金粉末における異形粒子の割合が多くなり、保磁力が増大し、比透磁率が低下する。

Ｓｉの含有量（ｄ）は０≦ｄ≦０．２５０を満たす。すなわち、Ｓｉは含有しなくてもよい。より好ましくは０≦ｄ≦０．２００を満たす。ｄが大きすぎる場合には、軟磁性合金粉末の融点Ｔｍが低くなりすぎ、円形度が低下し、軟磁性合金粉末における異形粒子の割合が多くなり、保磁力が増大し、比透磁率が低下する。

Ｃｒの含有量（ｅ）は０≦ｅ≦０．０３０を満たす。すなわち、Ｃｒは含有しなくてもよい。より好まくは０．００１≦ｅ≦０．０１０を満たす。Ｃｒを含有することで軟磁性合金粉末の耐食性が増加しやすくなる。ｅが大きすぎる場合には、軟磁性合金粉末における異形粒子の割合が多くなり、保磁力が増大し、比透磁率が低下する。

Ｓの含有量（ｆ）は０≦ｆ≦０．０１０を満たす。すなわち、Ｓは含有しなくてもよい。ｆが大きいほど軟磁性合金粉末における異形粒子の割合が小さくなるが、ｆが大きすぎると保磁力が増大し、比透磁率が低下する。

また、本実施形態に係る軟磁性合金粉末は、０．１６０＜ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ≦０．４３０を満たす。０．１９０≦ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ≦０．４３０を満たしてもよい。ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆが大きすぎる場合には比透磁率の高い軟磁性合金粉末を得ることができない。

さらに、本実施形態に係る軟磁性合金粉末は、０．５００＜１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）＜０．８４０を満たす。０．５５０≦１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）≦０．８００を満たしてもよい。１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）が小さすぎる場合にも大きすぎる場合にも比透磁率の高い軟磁性合金粉末を得ることができない。

また、本実施形態の軟磁性合金粉末においては、Ｃｏの一部をＸ１および／またはＸ２で置換してもよい。

Ｘ１はＦｅおよびＮｉからなる群から選択される１つ以上である。Ｘ１の含有量に関しては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＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．４００を満たすことが好ましい。また、０≦α｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．１００を満たすことがさらに好ましい。また、Ｆｅを全く含まない場合よりＦｅをわずかに含む場合の方が、保磁力が低下しやすく、比透磁率が高くなりやすくなる。特にＣｏ／Ｆｅが原子数比で５以上２０以下である場合に保磁力が低下しやすく、比透磁率が高くなりやすくなる。

Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ，Ｃおよび希土類元素からなる群より選択される１つ以上である。Ｘ２の含有量に関しては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５．０ａｔ％以下であることが好ましい。すなわち、０≦β｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＋ｇ）｝≦０．０５０を満たすことが好ましい。

Ｃｏ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Ｃｏの半分未満とする。すなわち、０≦α＋β＜０．５０とする。０≦α＋β≦０．４０であってもよい。α＋βが大きすぎる場合、特にα＋β≧０．５０の場合には、軟磁性合金の融点が高くなりすぎて溶湯を噴射できず軟磁性合金粉末が製造できなくなる場合がある。

なお、軟磁性合金の融点が高い場合でもアトマイズ温度を上げることで溶湯を噴射させることは可能である。しかし、アトマイズ温度が高い場合には、軟磁性合金粉末の円形度が低下しやすく、軟磁性合金粉末における異形粒子の割合が増加しやすく、保磁力が上昇しやすく、比透磁率が低下しやすい。

また、Ｃｏの含有割合をＢの含有割合で割った値（以下、Ｃｏ／Ｂと記載する場合がある）が２．０００より大きく５．２５０より小さくてもよく、２．０００より大きく５．０００より小さくてもよく、２．３４０以上４．０００以下であってもよい。Ｃｏ／Ｂが上記の範囲内であることにより、後述する軟磁性合金粉末の融点Ｔｍが低くなりやすくなり、アトマイズ温度を低下させやすくなる。

なお、本実施形態の軟磁性合金粉末は、上記の主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比透磁率等の特性に大きな影響を与えない範囲で含んでいてもよい。例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対して０．１質量％以下、含んでいてもよい。

以下、本実施形態の軟磁性合金粉末における粒子形状および粒子径の評価方法について説明する。

軟磁性合金粉末の球形度の評価は、軟磁性合金粉末の粒子形状を投影した図形の円形度を評価することにより行ってもよい。

本実施形態では、粒子形状についてモフォロギＧ３（マルバーン・パナティカル社）を用いて評価する。モフォロギＧ３はエアーにより粉末を分散させ、個々の粒子形状を投影し、評価することができる装置である。光学顕微鏡またはレーザ顕微鏡で粒子径が概ね０．５μｍ〜数ｍｍの範囲内である粒子形状を評価することができる。具体的には、図１、図２に示す粒子形状測定結果１、２からもわかるように多数の粒子形状を一度に投影し評価することができる。しかし、実際には図１、図２に示す粒子形状測定結果１、２に記載されているよりもはるかに多数の粒子形状を一度に投影し評価することができる。なお、図１は粒子形状が良好であり球形度が高い粉末粒子の投影結果であり、図２は粒子形状が良好ではなく球形度が低い粉末粒子の投影結果である。

モフォロギＧ３は多数の粒子の投影図を一度に作製し評価することができるため、従来のＳＥＭ観察などでの評価方法と比べて短時間で多数の粒子の形状を評価することができる。例えば後述する実施例では２００００個の粒子について投影図を作製し、個々の粒子の円形度を自動的に算出し、平均円形度を個数基準で算出している。これに対し、従来のＳＥＭ観察では、ＳＥＭ画像を用いて１個１個の粒子について円形度を計算するため、短時間で多数の粒子の形状を評価することが難しい。

粒子の円形度は投影図における面積をＳ、投影図における周囲の長さをＬとして、２（πＳ）^１／２／Ｌで表される。円の円形度が１であり、粒子の円形度が１に近いほど、粒子の球形度が高くなる。

本実施形態に係る軟磁性合金粉末は、上記の組成を有することにより、平均円形度を高くすることができ、具体的には、０．９３以上とすることができる。平均円形度は、好ましくは０．９５以上である。

異形粒子の割合については、下記の方法で評価する。

円形度を測定した２００００個の粒子について、円形度が低いほうからの累積個数割合（累積度数）を計算する。そして、円形度が低いほうから０．５０までの累積個数割合が小さいほど、異形粒子の割合が小さいとする。

本実施形態に係る軟磁性合金粉末は、上記の組成を有することにより、融点Ｔｍを９００℃≦Ｔｍ≦１２００℃の範囲にすることができ、異形粒子の割合を小さくすることができる。そして、円形度が低いほうから０．５０までの累積個数割合を、具体的には、２．５％以下とすることができる。円形度が低いほうから０．５０までの累積個数割合は、好ましくは１．５％以下である。なお、円形度が低いほうから０．５０までの累積個数割合には特に下限はない。例えば０．０５％以上であってもよい。

円形度を横軸とし、累積個数割合を縦軸としたグラフの例を図３および図４に示す。実線の場合には、円形度が小さいほうから０．５０までの累積個数割合が１．５％以下である。これに対し、点線の場合には、円形度が低いほうから０．５０までの累積個数割合が１．５％を上回り２．０％以下である。すなわち、実線の場合は点線の場合よりも異形粒子の割合が小さいと評価できる。

粒子径の評価方法について以下に示す。

本実施形態および後述する実施例では、体積基準で粒子径を評価する。体積基準での平均粒子径（Ｄ５０）の測定方法には特に制限はない。例えば、レーザ回折式の粒度分布測定装置を用いて体積基準での平均粒子径（Ｄ５０）を求めることができる。

本実施形態では、軟磁性金属粉末の平均粒子径には特に制限はない。例えば５μｍ以上５０μｍ以下であってもよい。

以下、ガラス遷移点Ｔｇおよび融点Ｔｍ等について図面を用いて説明する。

図５では、実線が本実施形態の軟磁性合金粉末における示差走査熱量計（ＤＳＣ）による熱物性測定の結果（以下、単にＤＳＣ測定結果とも呼ぶ）の例であり、点線が非晶質からなるＦｅ基軟磁性合金粉末におけるＤＳＣ測定結果の例である。昇温速度は一定である。一般的には、軟磁性合金が溶融を始める温度（図５ではＴｍ１）を融点とする場合、および、溶融が完了する温度（図５ではＴｍ２）を融点とする場合がある。本願では、溶融が完了する温度（図５ではＴｍ２）を融点Ｔｍとする。溶融が完了する温度のほうが、後述するガスアトマイズなどのアトマイズ法を実施する際のアトマイズ温度や溶融金属の温度に与える影響が大きく、アトマイズ法により得られる軟磁性合金粉末の特性に与える影響が大きいためである。

また、非晶質を含む本実施形態の軟磁性合金粉末の温度を上昇させていくと、特定の温度においてガラス遷移反応（吸熱反応）が起こる。この温度がガラス遷移点Ｔｇである。さらに高温になると、ある温度で結晶化反応（発熱反応）が起こる。この温度が結晶化開始点Ｔｘである。この場合に、過冷却液体領域ΔＴはＴｘ−Ｔｇで表される。

過冷却液体領域は非晶質の安定化に関係しており、過冷却液体領域が広くΔＴが大きいほど、非晶質形成能が高い。これに対し、過冷却液体領域が狭いと、非晶質形成能が低い。ΔＴは２０℃以上であることが好ましい。

図６、図７では、実線が本実施形態の軟磁性合金粉末におけるＤＳＣによる熱物性測定結果の例であり、点線が非晶質からなるＦｅ基軟磁性合金粉末におけるＤＳＣ測定結果の例である。昇温速度は一定である。本実施形態の軟磁性合金粉末ではガラス遷移点Ｔｇおよび結晶化開始点Ｔｘを有する。これに対し、非晶質からなるＦｅ基軟磁性合金粉末はガラス遷移点Ｔｇを有さない。なお、非晶質からなるＦｅ基軟磁性合金粉末の結晶化開始点は図示していない。

本実施形態の軟磁性合金粉末は非晶質からなるＦｅ基軟磁性合金粉末と比較してＴｍが低く、かつ、Ｔｇを有するという特徴がある。これにより、アトマイズ温度を低くすることができる。そして、軟磁性合金粉末の保磁力を低下させ、軟磁性合金粉末自身の比透磁率を向上させ、軟磁性合金粉末の平均円形度を高くし、軟磁性合金粉末における異形粒子の割合を低くすることができる。そして、当該軟磁性合金粉末を用いた磁気コアの充填率を向上させ、比透磁率を向上させることができる。

以下、本実施形態の軟磁性合金粉末の製造方法について説明する。

本実施形態の軟磁性合金粉末の製造方法としては、例えばガスアトマイズ法が挙げられる。

以下、ガスアトマイズ法による軟磁性合金粉末の製造方法について記載する。

本発明者らは、アトマイズ装置として、図８Ａおよび図８Ｂに示すアトマイズ装置を用いる場合には、粒子形状が良好な軟磁性金属粉末を得やすくなることを見出した。

図８Ａに示すように、アトマイズ装置１０は、溶融金属供給部２０と、金属供給部２０の鉛直方向の下方に配置してある冷却部３０とを有する。図面において、鉛直方向は、Ｚ軸に沿う方向である。

溶融金属供給部２０は、溶融金属２１を収容する耐熱性容器２２を有する。耐熱性容器２２において、最終的に得られる軟磁性合金粉末の組成となるように秤量された各金属元素の原料が、加熱用コイル２４により溶解され、溶融金属２１となる。溶解時の温度、すなわち溶融金属２１の温度は、各金属元素の原料の融点や溶融金属２１の融点（上記のＴｍ）を考慮して決定すればよいが、たとえば１２００〜１６００℃とすることができる。

溶融金属２１は、吐出口２３から冷却部３０に向けて、滴下溶融金属２１ａとして吐出される。吐出された滴下溶融金属２１ａに向けて、ガス噴射ノズル２６から高圧ガスが噴射され、滴下溶融金属２１ａは、多数の溶滴となり、ガスの流れに沿って筒体３２の内面に向けて運ばれる。

ガス噴射ノズル２６から噴射されるガスとしては、不活性ガスまたは還元性ガスが好ましい。不活性ガスとしては、例えば、窒素ガス、アルゴンガス、ヘリウムガスなどを用いることができる。還元性ガスとしては、例えば、アンモニア分解ガスなどを用いることができる。しかし、溶融金属２１が酸化しにくい金属である場合には、ガス噴射ノズル２６から噴射されるガスが空気であってもよい。

筒体３２の内面に向けて運ばれた滴下溶融金属２１ａは、筒体３２の内部で逆円錐状に形成してある冷却液流れ５０に衝突し、さらに分断され微細化されるとともに冷却固化され、固体状の合金粉末となる。筒体３２の軸心Ｏは、鉛直線Ｚに対して所定角度θ１で傾斜してある。所定角度θ１としては、特に限定されないが、好ましくは、０〜４５度である。このような角度範囲とすることで、吐出口２３からの滴下溶融金属２１ａを、筒体３２の内部で逆円錐状に形成してある冷却液流れ５０に向けて吐出させ易くなる。

筒体３２の軸心Ｏに沿って下方には、排出部３４が設けられ、冷却液流れ５０に含まれる合金粉末を冷却液と共に、外部に排出可能になっている。冷却液と共に排出された合金粉末は、外部の貯留槽などで、冷却液と分離されて取り出される。なお、冷却液としては、特に限定されないが、冷却水が用いられる。

ここで、冷却水の水圧を調整することにより、最終的に得られる軟磁性合金粉末の平均円形度を調整することができる。水圧が低いほど最終的に得られる軟磁性合金粉末の平均円形度が高くなるが、水圧が低すぎると逆円錐状に形成してある冷却水流れ５０が得られない。ただし、異形粒子の割合は水圧を変化させてもあまり変化しない。なお、水圧の調整方法には特に制限はない。冷却水の供給方法により適宜決定すればよい。例えば冷却水をポンプで供給する場合にはポンプ圧を調整することで冷却水の水圧を調整することができる。

本実施形態では、滴下溶融金属２１ａが逆円錐状に形成してある冷却液流れ５０に衝突するので、冷却液流れが筒体３２の内面３３に沿っている場合に比べて、滴下溶融金属２１ａの溶滴の飛行時間が短縮される。飛行時間が短縮されると、急冷効果が促進され、得られる軟磁性合金粉末の非晶質化率Ｘが上昇する。さらに、平均円形度が高くなりやすくなる。また、飛行時間が短縮されると、滴下溶融金属２１ａの溶滴が酸化されにくいので、得られる軟磁性合金粉末の微細化も促進されると共に軟磁性合金粉末の品質も向上する。

本実施形態では、筒体３２の内部で、冷却液流れを逆円錐状に形成するために、冷却液を筒体３２の内部に導入するための冷却液導入部（冷却液導出部）３６における冷却液の流れを制御している。図８Ｂに、冷却液導入部３６の構成を示す。

図８Ｂに示すように、枠体３８により、筒体３２の径方向の外側に位置する外側部（外側空間部）４４と、筒体３２の径方向の内側に位置する内側部（内側空間部）４６とが規定される。外側部４４と内側部４６とは、仕切部４０で仕切られ、仕切部４０の軸芯Ｏ方向の上部に形成してある通路部４２で、外側部４４と内側部４６とは、連絡しており、冷却液が流通可能になっている。

外側部４４には、単一または複数のノズル３７が接続してあり、ノズル３７から冷却液が外側部４４に入り込むようになっている。また、内側部４６の軸芯Ｏ方向の下方には、冷却液吐出部５２が形成してあり、そこから内側部４６内の冷却液が筒体３２の内部に吐出（導出）されるようになっている。

枠体３８の外周面は、内側部４６内の冷却液の流れを案内する流路内周面３８ｂとなっており、枠体３８の下端３８ａには、枠体３８の流路内周面３８ｂから連続し、半径方向の外側に突出している外方凸部３８ａ１が形成してある。したがって、外方凸部３８ａ１の先端と筒体３２の内面３３との間のリング状の隙間が冷却液吐出部５２となる。外方凸部３８ａ１の流路側上面には、流路偏向面６２が形成してある。

図８Ｂに示すように、外方凸部３８ａ１により、冷却液吐出部５２の径方向幅Ｄ１は、内側部４６の主要部における径方向幅Ｄ２よりも狭くなっている。Ｄ１がＤ２よりも狭いことにより、内側部４６の内部を流路内周面３８ｂに沿って軸芯Ｏの下方に下る冷却液は、次に、枠体３８の流路偏向面６２に沿って流れて筒体３２の内面３３に衝突して反射する。その結果、図８Ａに示すように、冷却液は、冷却液吐出部５２から筒体３２の内部に逆円錐状に吐出され、冷却液流れ５０を形成する。なお、Ｄ１＝Ｄ２である場合には、冷却液吐出部５２から吐出される冷却液は、筒体３２の内面３３に沿って冷却液流れを形成する。

Ｄ１／Ｄ２は、好ましくは２／３以下であり、さらに好ましくは１／２以下であり、最も好ましくは１／１０以上である。

なお、冷却液吐出部５２から流出する冷却液流れ５０は、冷却液吐出部５２から軸芯Ｏに向けて直進する逆円錐流れであるが、渦巻き状の逆円錐流れであってもよい。

また、ガス噴射温度、ガス噴射圧、等は、目的とする軟磁性合金粉末の粒子径により適宜設定すればよい。ガス噴射温度は、例えば室温以上２００℃以下であってもよい。ガス噴射圧は、例えば０．５ＭＰａ以上１９ＭＰａ以下であってもよい。

以上の方法により、本実施形態に係る軟磁性合金粉末が得られる。粒子形状および粒子径を好適に制御するためには、軟磁性合金粉末が非晶質からなり結晶（ナノ結晶）を含まないことが好ましい。

上記のガスアトマイズ法により得られた非晶質からなる軟磁性合金粉末に対して熱処理を行うことが好ましい。例えば、３５０〜５７５℃で０．１〜２時間、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る。なお、この時点でナノ結晶が析出してもよい。

本実施形態に係る軟磁性合金粉末の用途には特に制限はなく、高比透磁率が求められる用途に好適に用いられる。例えば、磁気コアが挙げられる。特にパワーインダクタ用の磁気コアとして好適に用いることができる。また、軟磁性合金粉末を用いた磁性部品、例えば薄膜インダクタ、磁気ヘッドにも好適に用いることができる。さらに、当該軟磁性合金粉末を用いた磁気コアや磁性部品は電子機器に好適に用いることができる。

なお、軟磁性合金粉末の平均粒子径が小さいほど、高周波における損失を低減させることができる。このため、平均粒子径が小さい軟磁性合金粉末は、特に高周波用の部品に好適に用いられる。また、軟磁性合金粉末の平均粒子径が大きいほど、磁気コアの透磁率を向上させやすい。このため、平均粒子径が大きい軟磁性合金粉末は高透磁率が求められる部品に好適に用いられる。

以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。

（実験例１）
表１に示す組成の母合金が得られるように各種材料のインゴットを準備し、秤量した。そして、ガスアトマイズ装置内に配置されたルツボに収容した。

次に、アトマイズ装置１０内に配置された耐熱性容器２２に母合金を収容した。続いて、筒体３２内を真空引きした後、耐熱性容器２２外部に設けた加熱用コイル２４を用いて、耐熱性容器２２を高周波誘導により加熱し、耐熱性容器２２中の原料金属を溶融、混合して溶融金属（溶湯）を得た。

得られた溶湯を冷却部３０の筐体３２内に表１に記載のアトマイズ温度で噴射して、アルゴンガスを噴射ガス圧７ＭＰａで噴射することにより、多数の溶滴とした。溶滴は、ポンプ圧１０ＭＰａで供給された冷却水により形成された逆円錐状の冷却水流れに衝突して、微細な粉末となり、その後回収された。ただし、表１の試料Ｎｏ．３、４はアトマイズ温度が低すぎて溶湯を噴射することができなかった。

なお、図８Ａ、図８Ｂに示すアトマイズ装置１０において、筒体３２の内面の内径は３００ｍｍ、Ｄ１／Ｄ２は１／２、角度θ１は２０度であった。

さらに、実験例１では、４７５℃で６０分、熱処理を行った。また、母合金の組成と軟磁性合金粉末の組成とが概ね一致していることをＩＣＰ分析により確認した。

得られた各軟磁性合金粉末が非晶質を含むのか、ナノ結晶を含むのかを確認した。ＸＲＤを用いてナノ結晶起因のピークの有無を確認した。非晶質を含む場合には微細構造欄に非晶質と記載し、非晶質およびナノ結晶を含む場合には、非晶質＋ナノ結晶と記載した。結果を表１に示す。

得られた各軟磁性合金粉末における粉末粒子の形状を評価した。具体的には、２００００個の粒子の円形度を測定し、個数基準での平均円形度および円形度が低いほうから０．５０までの累積個数割合を算出した。結果を表１に示す。さらに、各実施例および比較例について、累積個数割合が２．０％以下である場合に異形粒子が少なく、累積個数割合が１．５％以下である場合に異形粒子が特に少ないとした。また各実施例および比較例について体積基準での平均粒子径（Ｄ５０）が約２５μｍとなっていることをレーザ回折式の粒度分布測定装置（ＨＥＬＯＳ＆ＲＯＤＯＳ（Ｓｙｍｐａｔｅｃ社））を用いて確認した。

得られた各軟磁性合金粉末に対して（ＳＴＡ４４９Ｆ３（ＮＥＴＺＳＣＨ社））を用いてＤＳＣ測定を行い、Ｔｇの有無を確認した。さらに、ＴｍおよびΔＴの測定を行った。結果を表１に示す。

得られた各軟磁性合金粉末の保磁力Ｈｃを（Ｋ−ＨＣ１０００型（東北特殊鋼社））を用いて測定した。結果を表１に示す。Ｈｃには特に制限はない。Ｈｃは０．５０Ｏｅ以下であってもよい。Ｈｃは０．２０Ｏｅ以下であることが好ましい。

次に、各軟磁性合金粉末からトロイダルコアを作製した。具体的には、各軟磁性合金粉末に対して絶縁バインダとなるフェノール樹脂量が全体の３質量％になるよう混合し、攪拌機として一般的なプラネタリーミキサーを用いて５００μｍ程度の造粒粉となるように造粒した。次に、得られた造粒粉を面圧４ｔｏｎ／ｃｍ^２（３９２ＭＰａ）で成形し、外形１３ｍｍφ、内径８ｍｍφ、高さ６ｍｍのトロイダル形状の成形体を作製した。得られた成形体を１５０℃で硬化させ、トロイダルコアを作製した。

そして、トロイダルコアにＵＥＷ線を巻き線し、４２８４Ａ ＰＲＥＣＩＳＩＯＮ ＬＣＲ ＭＥＴＥＲ（ヒューレットパッカード）を用いて１００ｋＨｚでμ（比透磁率）を測定した。結果を表１に示す。なお、比透磁率μは３０以上である場合を良好とした。

表１より、非晶質からなるＦｅ基軟磁性合金である試料Ｎｏ．１〜４、１ａはＴｍが高いため、噴射に必要なアトマイズ温度が１５００℃以上と高かった。すなわち、軟磁性合金粉末を作製可能なアトマイズ温度の幅が狭かった。さらに、得られた軟磁性合金粉末がＴｇを有さなかった。そのため、軟磁性合金粉末の保磁力が高くなり、円形度が低くなり、異形粒子が多かった。さらに、軟磁性合金粉末を用いて作製したトロイダルコアの比透磁率μが低くなった。

これに対し、Ｃｏを多く含む組成である試料Ｎｏ．５〜８、５ａはＴｍが低いため、噴射に必要なアトマイズ温度が低く、アトマイズ温度１３００℃で噴射できた。すなわち、軟磁性合金粉末を作製可能なアトマイズ温度の幅が広かった。さらに、得られた軟磁性合金粉末がＴｇを有した。そのため、軟磁性合金粉末の保磁力が低くなり、円形度が高くなり、異形粒子が少なかった。さらに、軟磁性合金粉末を用いて作製したトロイダルコアの比透磁率μが高くなった。

（実験例２）
実験例２では、冷却水を供給するポンプ圧を試料Ｎｏ．１から変化させた点以外は実験例１に記載した条件で試料Ｎｏ．９、１０の軟磁性合金粉末およびトロイダルコアを作製した。結果を表２に示す。

表２より、ポンプ圧を低下させることで軟磁性合金粉末の粒子の平均円形度が向上した。しかし、累積個数割合の変化は小さく、異形粒子の割合の変化も小さかった。試料Ｎｏ．９、１０は非晶質からなるＦｅ基軟磁性合金であるため、Ｔｍが高かった。さらに、得られた軟磁性合金粉末がＴｇを有さなかった。そのため、軟磁性合金粉末の保磁力が高くなり、異形粒子が多かった。さらに、軟磁性合金粉末を用いて作製したトロイダルコアの比透磁率μが低くなった。

（実験例３）
実験例３では、試料Ｎｏ．８からＣｏの一部をＦｅに置換させた点以外は実験例１に記載した条件で試料Ｎｏ．９〜１６の軟磁性合金粉末およびトロイダルコアを作製した。結果を表３に示す。

さらに、組成を変化させた点以外は試料番号８と同条件で試料番号８ａ〜８ｅの軟磁性合金粉末およびトロイダルコアを作製した。結果を表３Ａに示す。

表３より、所定の範囲内の組成を有する試料Ｎｏ．１１〜１４は粒子形状が良好であり、トロイダルコアの比透磁率μが良好であった。試料Ｎｏ．１１〜１４より、Ｆｅ量が増加するほど、Ｔｍが上昇し、保磁力が増加し、比透磁率μが低下する傾向にあった。そして、α＋β＞０．５００でありＣｏの含有割合が小さすぎる試料Ｎｏ．１６は軟磁性合金の融点が高くなりすぎ、アトマイズ温度１３００℃で溶湯を噴射することができなかった。ただし、Ｃｏ／Ｆｅの原子数比が５以上２０以下である試料Ｎｏ．１１は上記の範囲外である試料Ｎｏ．８、１２と比較して保磁力が低下し、比透磁率μが上昇した。

表３Ａより、所定の範囲内の組成を有し、Ｔｇを有し、Ｔｍが所定の範囲内である各試料は、噴射に必要なアトマイズ温度が低く、アトマイズ温度１３００℃で噴射できた。すなわち、軟磁性合金粉末を作製可能なアトマイズ温度の幅が広かった。さらに、得られた軟磁性合金粉末がＴｇを有した。そのため、軟磁性合金粉末の保磁力が低くなり、円形度が高くなり、異形粒子が少なかった。さらに、軟磁性合金粉末を用いて作製したトロイダルコアの比透磁率μが高くなった。また、試料Ｎｏ．８よりもＣｏ／Ｂが高い場合には、Ｃｏ／Ｂが高くなるほどＴｍが上昇し、平均円形度が小さくなり、保磁力が増加し、比透磁率μが低下する傾向にあった。

（実験例４）
実験例４では、主成分に含まれる各元素の含有量を変化させた点以外は実験例３、試料Ｎｏ．１１と同条件で軟磁性合金粉末およびトロイダルコアを作製した。結果を表４〜表７に示す。

表４では、Ｃｏ、ＦｅおよびＭ（Ｎｂ）の含有量を変化させた実験例を示した。所定の範囲内の組成を有する試料Ｎｏ．１８〜２２はＴｇを有し、所定の範囲内のＴｍを有していた。そして、軟磁性合金粉末の平均円形度が高く、異形粒子が少なく、保磁力が低くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が高くなった。

これに対し、Ｍ（Ｎｂ）を含まない試料Ｎｏ．１７はＴｇを有さなかった。その結果、軟磁性合金粉末の平均円形度が低く、異形粒子が多く、保磁力が高くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が高くなった。また、Ｍの含有量が多すぎる試料Ｎｏ．２３は、Ｔｍが低くなりすぎた。その結果、軟磁性合金粉末の平均円形度が低く、異形粒子が多く、保磁力が高くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が高くなった。

表５、試料Ｎｏ．２４〜２７は、試料Ｎｏ．１１からＣｏ、ＦｅおよびＢの含有量（ｂ）を変化させた実験例である。所定の範囲内の組成を有する試料Ｎｏ．２５、２６はＴｇを有し、所定の範囲内のＴｍを有していた。そして、軟磁性合金粉末の平均円形度が高く、異形粒子が少なく、保磁力が低くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が高くなった。これに対し、Ｂの含有量が少なすぎる試料Ｎｏ．２４は軟磁性合金の融点が高くなりすぎ、アトマイズ温度１３００℃で溶湯を噴射することができなかった。Ｂの含有量が多すぎる試料Ｎｏ．２７はＴｍが低くなりすぎた。その結果、軟磁性合金粉末の異形粒子が多く、保磁力が高くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が低くなった。

表５、試料Ｎｏ．２８〜３４は、試料Ｎｏ．１１からＣｏ、ＦｅおよびＰの含有量（ｃ）を変化させた実験例である。所定の範囲内の組成を有する試料Ｎｏ．２８〜３３はＴｇを有し、所定の範囲内のＴｍを有していた。そして、軟磁性合金粉末の平均円形度が高く、異形粒子が少なく、保磁力が低くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が高くなった。これに対し、Ｐの含有量が多すぎる試料Ｎｏ．３４は、Ｔｍが低くなりすぎた。その結果、軟磁性合金粉末の平均円形度が低く、異形粒子が多く、保磁力が高くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が低くなった。

表５、試料Ｎｏ．３５〜４１は、試料Ｎｏ．１１からＣｏ、ＦｅおよびＳｉの含有量（ｄ）を変化させた実験例である。所定の範囲内の組成を有する試料Ｎｏ．３５〜４０はＴｇを有し、所定の範囲内のＴｍを有していた。そして、軟磁性合金粉末の平均円形度が高く、異形粒子が少なく、保磁力が低くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が高くなった。これに対し、Ｓｉの含有量が多すぎる試料Ｎｏ．４１は、Ｔｍが低くなりすぎた。その結果、軟磁性合金粉末の平均円形度が低く、異形粒子が多く、保磁力が高くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が低くなった。

表６、試料Ｎｏ．４２〜４６は、試料Ｎｏ．１１からＣｏ、ＦｅおよびＣｒの含有量（ｅ）を主に変化させた実験例である。所定の範囲内の組成を有する試料Ｎｏ．４２〜４５はＴｇを有し、所定の範囲内のＴｍを有していた。そして、軟磁性合金粉末の平均円形度が高く、異形粒子が少なく、保磁力が低くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が高くなった。これに対し、Ｃｒの含有量が多すぎる試料Ｎｏ．４６は、軟磁性合金粉末の異形粒子が多く、保磁力が高くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が低くなった。

表７、試料Ｎｏ．４７〜４９は、試料Ｎｏ．１１からＣｏ、ＦｅおよびＳの含有量（ｆ）を主に変化させた実験例である。所定の範囲内の組成を有する試料Ｎｏ．４７、４８はＴｇを有し、所定の範囲内のＴｍを有していた。そして、軟磁性合金粉末の平均円形度が高く、異形粒子が少なく、保磁力が低くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が高くなった。また、試料Ｎｏ．４７、４８はＳを含有するために異形粒子の存在割合が試料Ｎｏ．１１と比較して低下した。これに対し、Ｓの含有量が多すぎる試料Ｎｏ．４９は、軟磁性合金粉末の保磁力が高くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が低くなった。

（実験例５）
実験例５では、試料Ｎｏ．８について、Ｃｏの一部をＸ１および／またはＸ２に置換した点以外は実験例１に記載した条件で軟磁性合金粉末およびトロイダルコアを作製した。結果を表８、表９に示す。

Ｃｏの一部をＸ１および／またはＸ２に置換しても所定の範囲内の組成を有する各試料はＴｇを有し、所定の範囲内のＴｍを有していた。そして、軟磁性合金粉末の平均円形度が高く、異形粒子が少なく、保磁力が低くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が高くなった。

（実験例６）
実験例６では、試料Ｎｏ．８について、Ｍの種類を変化させた点以外は実験例１に記載した条件で軟磁性合金粉末およびトロイダルコアを作製した。結果を表１０に示す。

Ｍの種類を変化させても所定の範囲内の組成を有する各試料はＴｇを有し、所定の範囲内のＴｍを有していた。そして、軟磁性合金粉末の平均円形度が高く、異形粒子が少なく、保磁力が低くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が高くなった。

（実験例７）
実験例７では、試料Ｎｏ．８について、熱処理条件を変化させた点以外は実験例１に記載した条件で軟磁性合金粉末およびトロイダルコアを作製した。具体的には、試料Ｎｏ．１０９では熱処理を行わなかった。試料Ｎｏ．１１０では、熱処理温度を５７５℃に上昇させた。結果を表１１に示す。なお、表１１には記載していないが、各試料はＴｇを有し、所定の範囲内のＴｍを有していた。そして、軟磁性合金粉末の平均円形度が高く、異形粒子が少なく、保磁力が低くなった。

試料Ｎｏ．１０９の軟磁性合金粉末は、試料Ｎｏ．８の軟磁性合金粉末の製造工程中における熱処理前の軟磁性合金粉末であるといえる。４７５℃での熱処理の前後で比較すると、熱処理では結晶は生じず、歪や応力を除去することができたために比透磁率μが上昇したと考えられる。

試料Ｎｏ．１１０の軟磁性合金粉末は、５７５℃で熱処理を行ったため、ナノ結晶が生じ、ナノ結晶が非晶質中に含まれるナノヘテロ構造を有する。

（実験例８）
実験例８では、体積基準での平均粒子径を試料Ｎｏ．１１から変化させた点以外は実験例３に記載した条件で試料Ｎｏ．１１１、１１２の軟磁性合金粉末およびトロイダルコアを作製した。さらに、Ｂの含有量（ｂ）を低下させ、かつ、アトマイズ温度を１６００℃とした点以外は試料Ｎｏ．１１、１１１、１１２と同条件で試料Ｎｏ．１１３〜１１５の軟磁性合金粉末およびトロイダルコアを作製した。結果を表１２に示す。

表１２より、平均粒子径が大きいほどトロイダルコアの比透磁率が上昇した。また、所定の範囲内の組成を有する試料Ｎｏ．１１、１１１、１１２の各試料はＴｇを有し、所定の範囲内のＴｍを有していた。そして、軟磁性合金粉末の平均円形度が高く、異形粒子が少なく、保磁力が低くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が高くなった。

これに対し、Ｂの含有量（ｂ）が小さすぎる試料Ｎｏ．１１３〜１１５の各試料はＴｇを有さず、Ｔｍが高くなりすぎた。この結果、軟磁性合金粉末の平均円形度が低く、異形粒子が多く、保磁力が高くなった。さらに、トロイダルコアの比透磁率が低くなった。

１、２… 粒子形状測定結果
１０…アトマイズ装置
２０…溶融金属供給部
２１…溶融金属
２１ａ…滴下溶融金属
３０…冷却部
３６…冷却液導入部
３８ａ１…外方凸部
５０…冷却液流れ

Claims (9)

1. 組成式（Ｃｏ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））}Ｍ_ａＢ_ｂＰ_ｃＳｉ_ｄＣｒ_ｅＳ_ｆ（原子数比）からなる主成分を有する軟磁性合金粉末であって、
   Ｘ１はＦｅおよびＮｉからなる群から選択される１つ以上、
   Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ，Ｃおよび希土類元素からなる群より選択される１つ以上、
   ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，ＴｉおよびＶからなる群から選択される１つ以上であり、
   ０＜ａ≦０．１４０
   ０．１６０＜ｂ≦０．２５０
   ０≦ｃ≦０．２００
   ０≦ｄ≦０．２５０
   ０≦ｅ≦０．０３０
   ０≦ｆ≦０．０１０
   ０．１６０＜ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ≦０．４３０
   ０．５００＜１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）＜０．８４０
   α≧０
   β≧０
   ０≦α＋β＜０．５０
   であり、
   前記軟磁性合金粉末はガラス遷移点Ｔｇおよび融点Ｔｍを有し、
   ９００℃≦Ｔｍ≦１２００℃である軟磁性合金粉末。
2. 前記軟磁性合金粉末に含まれる粉末粒子の平均円形度が０．９３以上であり、かつ、前記粉末粒子の円形度が低いほうから０．５０までの累積個数割合が２．０％以下である請求項１に記載の軟磁性合金粉末。
3. 前記軟磁性合金粉末に含まれる粉末粒子の平均円形度が０．９５以上であり、かつ、前記粉末粒子の円形度が低いほうから０．５０までの累積個数割合が１．５％以下である請求項１に記載の軟磁性合金粉末。
4. Ｃｏの含有割合をＢの含有割合で割った値が２．０００より大きく５．０００より小さい請求項１〜３のいずれかに記載の軟磁性合金粉末。
5. 非晶質を有する請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性合金粉末。
6. ナノ結晶を有する請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性合金粉末。
7. 請求項１〜６のいずれかに記載の軟磁性合金粉末を含む磁気コア。
8. 請求項１〜６のいずれかに記載の軟磁性合金粉末を含む磁性部品。
9. 請求項１〜６のいずれかに記載の軟磁性合金粉末を含む電子機器。

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