JP3980828B2 - 圧粉磁心 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、圧粉磁心に関するものであり、特に、高透磁率で低鉄損の圧粉磁心に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
スイッチング電源用トランスコアや平滑チョークコア等の高周波まで一定の透磁率が必要とされる磁心部品に用いられる磁心は、フェライトの開磁路型あるいはギャップ付の磁心、またはアモルファス合金薄帯を巻回した磁心にギャップを形成した磁心が提案されている。また、カーボニル鉄、パーマロイ、センダスト等の粉末と絶縁材を混合して成形した圧粉磁心も提案されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
ところが、フェライトの焼結磁心は、コアロスが小さいものの飽和磁束密度が小さく、開磁路型やギャップ付の磁心ではギャップ部からの漏洩磁束が周囲の電気回路に悪影響を与えるという欠点があった。また、カーボニル鉄、パーマロイ、センダスト等の粉末を用いた圧粉磁心は、飽和磁束密度がフェライトより優れるものの鉄損が大きいという欠点があった。
上記の圧粉磁心の鉄損が大きくなる原因としては、磁性粉に用いる磁性材料の鉄損が大きいことと、圧粉磁心を成形する際にかかる応力を十分に緩和できないことが原因であった。
【０００４】
そこで鉄損低下のために応力を緩和する手段として、センダスト(Fe-Si-B合金)の粉末にシリコーンレジンを添加して固化成形後、５００℃以上の温度で熱処理してなる圧粉磁心が提案されている。
しかし、シリコーンレジンは一般に熱的安定性に劣るため、このシリコーンレジンを用いて固化成形するには５００℃以下の高温で熱処理する印加する必要があり、必ずしもセンダストの応力を完全に緩和することは困難であった。しかも、得られた圧粉磁心の１ＭＨｚにおける透磁率は４０〜５０程度と低く、高周波帯域での適用が困難な状況であった。
【０００５】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、高透磁率であるとともに低鉄損の圧粉磁心を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するために、本発明は以下の構成を採用した。
本発明の圧粉磁心は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ａｌである元素Ｘと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含む非晶質相を主相とする組織からなり、磁歪定数が１×１０ −６ 〜５０×１０ −６ の範囲である金属ガラス合金の粉末に、シリコーンエラストマーからなる結着剤とステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤とが添加され、固化成形されてなることを特徴とする。
また、前記固化成形後に（Ｔg−１７０）Ｋ〜（Ｔg）Ｋの温度範囲で熱処理されてなることが好ましい。
【０００７】
係る圧粉磁心によれば、シリコーンエラストマーからなる結着剤を備えており、このシリコーンエラストマーはシリコーンレジンよりも内部応力の低減を実現できる。
また、シリコーンエラストマーは圧粉磁心内部でも十分な弾性を示すので、１×１０-6〜５０×１０-6の磁歪定数を示す金属ガラス合金を用いた場合でも、歪みを緩和させることができ、圧粉磁心内部の応力を緩和して高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することが可能になる。
更に、金属ガラス合金は（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の温度で熱処理されることにより、応力緩和されるとともに結晶質相を析出させることがなく、高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することが可能になる。
更に、ステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤が添加されているので、成形時に金属ガラス合金粉末同士が相互に滑りやすくなって圧粉磁心の相対密度が向上し、圧粉磁心の透磁率を高めて鉄損を低下させることが可能になる。
【０００８】
更に本発明の圧粉磁心は、先に記載の圧粉磁心であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成式で表されるものであることを特徴とする。
Ｆｅ100-x1-y1-z1-w1Ａｌx1Ｐy1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1は、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。
【０００９】
また本発明の圧粉磁心は、先に記載の圧粉磁心であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成式で表されるものであることを特徴とする。
（Ｆｅ１−ａ１Ｔａ１）１００−ｘ１−ｙ１−ｚ１−ｗ１Ａｌｘ１Ｐｙ１Ｃｚ１Ｂｗ１
ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であり、組成比を示すａ１、ｘ１、ｙ１、ｚ１、Ｗ１は、０．１≦ａ１≦０．１５、０原子％≦ｘ１≦１０原子％、２原子％≦ｙ１≦１５原子％、０原子％＜ｚ１≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ１≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ１−ｙ１−ｚ１−ｗ１）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ１＋ｚ１＋Ｗ１）≦３０原子％である。
【００１０】
また本発明の圧粉磁心は、先に記載の圧粉磁心であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成式で表されるものであることを特徴とする。
Ｆｅ100-x1-v1-z1-w1Ａｌx1（Ｐ1-b1Ｓｉb1）v1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０．１≦ｂ1≦０．２８、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。
【００１１】
また本発明の圧粉磁心は、先に記載の圧粉磁心であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成式で表されるものであることを特徴とする。
（Ｆｅ１‐ａ１Ｔａ１）100 −ｘ１−ｖ１−ｚ１−ｗ１Ａｌx1（Ｐ１−ｂ１Ｓｉｂ１）ｖ１Ｃｚ１Ｂｗ１
ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であり、組成比を示すａ1、ｂ1、ｘ1、ｖ１、ｚ１、ｗ１は、０．１≦ａ１≦０．１５、０．１≦ｂ１≦０．２８、０原子％≦ｘ１≦１０原子％、２原子％≦ｖ１≦１５原子％、０原子％＜ｚ１≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ１≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ１−ｖ１−ｚ１−ｗ１）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ１＋ｚ１＋ｗ１）≦３０原子％である。
【００１２】
また、上記の金属ガラス合金は、合金の融点をＴmとしたとき、Ｔg／Ｔm≧０．５７を示し、更に飽和磁化σsが１８０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上、組成によっては２００×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上、最も好ましい組成では２１０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上を示す。
【００１３】
係る圧粉磁心によれば、上記のＦｅ-Ａｌ-Ｐ-Ｃ-Ｂ（Ｓｉ）系の金属ガラス合金を備えており、この金属ガラス合金は、磁性を示すＦｅ及び元素Ｔと非晶質形成能を有するＡｌと元素Ｑを具備しており、非晶質相を主相とするとともに優れた軟磁気特性を示すので、圧粉磁心の透磁率を高めて鉄損を低減させることが可能になる。
そして、Ｆｅ単独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比を７０原子％以上７９原子％以下とし、Ａｌを０原子％以上１０原子％以下とし、Ｐ、Ｃ、Ｂ、（Ｓｉ）の合計を１１原子％以上３０原子％以下とすることにより、Ｔg／Ｔmを０．５７以上にするとともに飽和磁化σsを１８０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にすることができ、圧粉磁心の透磁率をより高めて鉄損をより低減させることが可能になる。
尚、Ｔg／Ｔmはいわゆる換算ガラス化温度と呼ばれるもので、金属ガラス合金の非晶質形成能の程度を示す指標であり、このＴg／Ｔmが０．５７以上と比較的高いので、ガスアトマイズ法等の手段により非晶質相を主相とする組織の合金を容易に得ることが可能になる。
【００１４】
また上記のＦｅ-Ａｌ-Ｐ-Ｃ-Ｂ（Ｓｉ）系合金において、前記組成比のうちのｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦６原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７６原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２４原子％の範囲であることが好ましい。
【００１５】
また上記のＦｅ-Ａｌ-Ｐ-Ｃ-Ｂ（Ｓｉ）系合金において、前記組成比のうちのｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦６原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７６原子％≦（１００−ｘ1−ｖ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２４原子％の範囲であることがより好ましい。
【００１６】
係る圧粉磁心によれば、金属ガラス合金におけるＦｅ単独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比を７６原子％以上７９原子％以下とし、Ａｌを０原子％以上６原子％以下とし、Ｐ、Ｃ、Ｂ、（Ｓｉ）の合計を１８原子％以上２４原子％以下とすることにより、Ｔg／Ｔmを０．５７以上にするとともに、飽和磁化σsを２００×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にすることができ、高透磁率で低鉄損、かつ高飽和磁化の圧粉磁心を構成することが可能になる。
【００１７】
また上記のＦｅ-Ａｌ-Ｐ-Ｃ-Ｂ（Ｓｉ）系合金において、前記組成比のうちのｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦５原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７７原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２２原子％の範囲であることが更に好ましい。
【００１８】
また上記のＦｅ-Ａｌ-Ｐ-Ｃ-Ｂ（Ｓｉ）系合金において、前記組成比のうちのｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦５原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７７原子％≦（１００−ｘ1−ｖ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２２原子％の範囲であることが最も好ましい。
【００１９】
係る圧粉磁心によれば、金属ガラス合金におけるＦｅ単独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比を７７原子％以上７９原子％以下とし、Ａｌを０原子％以上５原子％以下とし、Ｐ、Ｃ、Ｂ、（Ｓｉ）の合計を１８原子％以上２２原子％以下とすることにより、Ｔg／Ｔmを０．５７以上にするとともに、飽和磁化σsを２１０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にすることができ、高透磁率で低鉄損、かつ高飽和磁化の圧粉磁心を構成することが可能になる。
【００２８】
また、前記金属ガラス合金の組成は、下記の組成で表されるものであってもよい。
（Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3Ｍx3Ｂy3
但し、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上からなる元素であり、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3は、０≦ａ3≦０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子％、１０原子％≦y3≦２２原子％である。
【００３０】
また本発明の圧粉磁心は、先に記載の圧粉磁心であって、前記金属ガラス合金の粉末に、前記シリコーンエラストマーと、前記ステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤と、シランカップリング剤とが添加され、固化成形されてなることを特徴とする
【００３１】
係る圧粉磁心によれば、シランカップリング剤が添加されているので、金属ガラス合金粉末とシリコーンエラストマーとの密着性が向上することによりシリコーンエラストマーの添加量を低減させることができ、これにより金属ガラス合金粉末同士が接近して見かけ上の反磁界を低減でき、透磁率を高くすることが可能になる。
【００３２】
また本発明の圧粉磁心は、先に記載の圧粉磁心であって、前記シランカップリング剤の金属と結合可能な官能基が、アミノ基、ビニル基、メチル基のうちのいずれか１種であることを特徴とする。
【００３３】
係る圧粉磁心によれば、アミノ基、ビニル基、メチル基のうちのいずれか１種の官能基を有するシランカップリング剤を備えており、これらの官能基は金属ガラス合金の粉末表面との結合性に優れるため、シリコーンエラストマーの添加量を低減させて透磁率を高くすることが可能になる。
【００３４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の圧粉磁心の実施の形態を図面を参照して説明する。
本発明の実施形態の圧粉磁心は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であるとともに、Ａｌ、Ｇａのいずれか一方または両方の元素Ｘと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含み、非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末に、シリコーンエラストマーからなる結着剤とステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤とが添加され、固化成形された後に熱処理されてなるものである。熱処理温度は（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の範囲が好ましい。また、上記金属ガラス合金としては、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上のものが好ましい。更に上記の金属ガラス合金は、磁歪定数が１×１０-6〜５０×１０-6の範囲のものが好ましい。
また、金属ガラス合金粉末とシリコーンエラストマーと充填剤とに加えて、シランカップリング剤を添加しても良い。
【００３５】
この圧粉磁心の形状は、例えば図１に示すように、円環状の磁心１を例示できるが、形状はこれに限られず、長円環状や楕円環状であっても良い。また平面視略Ｅ字状、平面視略コ字状、平面視略Ｉ字状等であっても良い。
【００３６】
この圧粉磁心は、金属ガラス合金の粉末がシリコーンエラストマーからなる結着剤によって結着されてなるもので、組織中に金属ガラス合金の粉末が存在した状態となっており、金属ガラス合金の粉末が溶解して均一な組織を構成しているものではない。また、金属ガラス合金の粉末は、粉末を構成する個々の粒子がシリコーンエラストマーによって絶縁されていることが好ましい。
このように、圧粉磁心には金属ガラス合金の粉末とシリコーンエラストマーからなる結着剤とが混合されて存在するので、シリコーンエラストマーによって圧粉磁心自体の比抵抗が大きくなり、高周波領域における透磁率を高くすることができる。
【００３７】
またシリコーンエラストマーは、圧粉磁心の比抵抗を高めるとともに、金属ガラス合金の粉末を結着して圧粉磁心の形状を保持し、更に磁気特性に大きな損失を与えないものである。またシリコーンエラストマーは、従来から用いられているシリコーンレジンよりも圧縮成形性に優れるので、常温で固化成形することにより高い強度を有する圧粉磁心を構成することが可能になる。更にシリコーンエラストマーは圧粉磁心内部でも十分な弾性を示し、１×１０-6〜５０×１０-6の磁歪定数を示す金属ガラス合金を用いた場合でも、歪みを緩和させることができ、圧粉磁心内部の応力を緩和して高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することが可能になる。
【００３８】
更に、金属ガラス合金は（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の温度範囲で熱処理されることにより、応力緩和されるとともに結晶質相を析出させることがなく、高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することが可能になる。
またステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤は、金属ガラス合金粉末の潤滑性を高める機能があり、金属ガラス合金とシリコーンエラストマーを混合して成形する際に、金属ガラス合金の粉末同士が相互に滑りやすくなって粉末が密に充填されることにより、圧粉磁心の相対密度が向上する。これにより、圧粉磁心の透磁率が高くなるとともに鉄損が低下する。
【００３９】
また、シランカップリング剤は一般に、珪素原子に直接に結合したメトキシ基あるいはエトキシ基等と、珪素原子にメチレン鎖を介して結合した官能基を具備してなり、この官能基が金属と結合し、先のメトキシ基あるいはエトキシ基等が有機物と結合することにより、金属と有機物とを強固に結合させるものである。
本発明の場合、シランカップリング剤によって金属ガラス合金とシリコーンエラストマーを結合する。従って、前述の官能基としては、金属ガラス合金との結合性が良好な官能基を選択することが好ましく、例えば、アミノ基、ビニル基、メチル基のうちのいずれか１種でることが好ましい。
シランカップリング剤により金属ガラス合金粉末とシリコーンエラストマーを強固に結合させるので、金属ガラス合金粉末の表面にシリコーンエラストマーがまんべんなく被覆されることになり、金属ガラス合金の粉末同士の絶縁性を高くすることができ、圧粉磁心の透磁率を高くすることができる。また、シリコーンエラストマーの添加量を可能な範囲で低減させることができ、これにより金属ガラス合金粉末同士が接近して見かけ上の反磁界を低減でき、圧粉磁心の透磁率を高くすることができる。
【００４０】
金属ガラス合金は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であるとともに磁歪定数が１×１０-6〜５０×１０-6の範囲であり、非晶質相を主相とする組織からなるものであって、高い透磁率と高い飽和磁化を示すとともに、低保磁力かつ低鉄損な合金である。またこの金属ガラス合金は非晶質相を主相とする合金であり、結晶化開始温度Ｔxが６００℃（８７３Ｋ）程度であるため、Ｔx以下の温度で加熱することにより、内部応力が緩和されて磁気特性が向上する。従って、約５００℃以下の温度で熱処理が可能なシリコーンエラストマーを用いることにより、結晶質相を析出させることなく金属ガラス合金粉末の応力を緩和させることができ、高透磁率で低鉄損の本発明に係る圧粉磁心を構成できる。
【００４１】
尚、金属ガラス合金の過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ未満であると、非晶質形成能が低下して結晶質相が析出しやすくなり、金属ガラス合金の粉末とシリコーンエラストマーとを固化成形した後に行う熱処理時に、結晶化させずに十分に内部応力を緩和させることが困難になる。ΔＴxが２０Ｋ以上であると、熱処理温度が低くても十分に応力緩和を行うことができ、圧粉磁心の磁気特性を向上させることができる。
【００４２】
また金属ガラス合金は組成により磁歪定数が変動するが、磁歪定数が１×１０-6以上を示す組成の場合に比較的に高飽和磁化を示す傾向にある。
本発明に係る金属ガラス合金の場合、磁歪定数が高いほど高飽和磁束密度を示す。しかし、磁歪定数が５０×１０-6を越えると、シリコーンエラストマーによっても歪みの緩和が困難となり、圧粉磁心自体の歪みが大きくなって透磁率が低下し、鉄損が増大する。
【００４３】
次に、シリコーンエラストマーの添加量は、圧粉磁心に対して０．０５重量％以上５重量％以下の範囲が好ましく、０．１重量％以上３重量％以下の範囲がより好ましい。シリコーンエラストマーの添加量が０．０５重量％未満では、金属ガラス合金の粉末を完全に絶縁することができなくなって渦電流損失が増大し、透磁率が低下するので好ましくない。また、シリコーンエラストマーの添加量が５重量％を越えると、金属ガラス合金の粉末表面に厚くシリコーンエラストマーが付着し、合金粉末同士の間隔が広がって反磁界の影響が強まり、透磁率が低下するので好ましくない。
【００４４】
また、ステアリン酸アルミニウムの添加量は、圧粉磁心に対して０．１重量％以上５重量％以下の範囲が好ましく、０．１重量％以上３重量％以下の範囲がより好ましい。ステアリン酸アルミニウムの添加量が０．１重量％未満では、合金粉末の潤滑性を高くすることができず、これにより圧粉磁心の相対密度が低下して透磁率が低下するとともに鉄損が増大するので好ましくない。また、ステアリン酸アルミニウムの添加量が５重量％を越えると、加熱成型時にステアリン酸アルミニウムが分解してガス発生が起き、これにより圧粉磁心の相対密度が低下して透磁率が低下するとともに鉄損が増大するので好ましくない。
【００４５】
更に、シランカップリング剤の添加量は、圧粉磁心に対して０．１重量％以上２重量％以下の範囲が好ましく、０．５重量％以上２重量％以下の範囲がより好ましい。シランカップリング剤の添加量が０．１重量％未満では、金属ガラス合金とシリコーンエラストマーの密着性が低下し、圧粉磁心の強度が低下するので好ましくない。また、シランカップリング剤を２重量％を越えて添加しても、添加に見合う効果が得られないので好ましくない。
【００４６】
本発明の圧粉磁心を構成する金属ガラス合金の粉末は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ｆｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑとを含み、非晶質相を主相とする組織からなるもので、金属ガラス合金の薄帯が粉砕されて得られたもの、金属ガラス合金の溶湯を回転する冷却ロールに霧状に吹き付けて冷却して得られたもの、金属ガラス合金の溶湯を高圧ガスとともに霧状に吹き出して冷却して得られたもの、あるいは金属ガラス合金の溶湯を水中に霧状に吹き出して冷却して得られたものなどである。この金属ガラス合金の粉末は、上記の非晶質相を主相とする組織からなるので、保磁力が低くなって優れた軟磁気特性を示す。
特に、金属ガラス合金の溶湯を高圧ガスとともに霧状に吹き出して冷却する方法で得られた粉末は、他の方法で得られた粉末よりも形状が球状に近くなって成形性が向上するので、本発明の圧粉磁心の構成材料として好適に用いることができる。
【００４７】
また、この金属ガラス合金は、組成によってはΔＴxが４０Ｋ以上、さらには５０Ｋ以上という顕著な温度間隔を有し、また、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上を有しており、これまでの知見から知られる他の合金からは全く予期されないものであり、室温で優れた軟磁気特性を有しており、これまでの知見に見られない全く新規なものである。
【００４８】
また、本発明に係る金属ガラス合金において、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは溶湯が液体構造を維持したまま原子振動のみが生じている状態であり、この過冷却液体の温度間隔ΔＴxの存在が、金属ガラス合金において原子の移動の起こり難い、即ち結晶化しにくい性質を表している。
過冷却液体の温度間隔ΔＴxの大きな金属ガラス合金は溶湯を冷却する際に、原子の移動が起こり難いので、溶融状態の溶湯が固化される際に経る過冷却液体状態が非常に広くなる。本発明で用いられる金属ガラス合金は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが大きいために、溶融状態から冷却するとき、結晶化開始温度Ｔxの低温側に広い過冷却液体領域を有し、結晶化することなく温度の低下に伴ってこの過冷却液体領域の温度間隔ΔＴxを経過したときに、ガラス遷移温度Ｔgに至って非晶質相を容易に形成する。
従って、冷却速度が比較的遅くても充分に非晶質相を形成することが可能であり、例えば、比較的冷却速度が高い単ロール法などの液体急冷法等により得られる金属ガラス合金の薄帯のほか、鋳造法等によって得られる金属ガラス合金のバルク体等を粉砕することによっても、非晶質相を主相とする金属ガラス合金の粉末が得られる。
【００４９】
本発明に係る金属ガラス合金は、２０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示し、組成によってはΔＴxが３０Ｋ以上、さらには５０Ｋ以上という顕著な温度間隔を有し、軟磁性についても室温で優れた特性を有している。
また、この金属ガラス合金は非晶質形成能が高いことから、組織全体を完全な非晶質相とすることができ、従って結晶磁気異方性を持たず、これにより低い保磁力と高い透磁率を示し、またＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ等の磁性元素を多く含むために高い飽和磁化を示す。従って本発明に係る金属ガラス合金からなる圧粉磁心は、透磁率及び飽和磁化が格段に向上し、極めて低い鉄損を示す。
また金属ガラス合金の非晶質形成能が高いことから、シリコーンエラストマーによる圧縮成形可能な温度範囲で熱処理した場合でも結晶質相を析出させることがなく、内部応力を緩和でき、軟磁気特性をより向上させることができる。
【００５０】
本発明の圧粉磁心に好適に用いられる金属ガラス合金の一例として、磁性を示すＦｅと、Ａｌと、非晶質形成能を有するＰ、Ｃ、Ｂを少なくとも具備してなるものを挙げることができる。また、Ｎｉ、Ｃｏのいずれか一方または両方をＦｅ置換で添加しても良く、更にＰ、Ｃ、Ｂに加えてＳｉを添加したものでもよい。
【００５１】
上記の金属ガラス合金の一例として、下記の組成式で表すものを挙げることができる。
Ｆｅ100-x1-y1-z1-w1Ａｌx1Ｐy1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1は、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。
【００５２】
また、上記の金属ガラス合金の別の例として、下記の組成式で表すものを挙げることができる。
（Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-y1-z1-w1Ａｌx1Ｐy1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すａ1、ｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1は、０．１≦ａ1≦０．１５、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。
【００５３】
更に、上記の金属ガラス合金の他の例として、下記の組成式で表すものを挙げることができる。
Ｆｅ100-x1-v1-z1-w1Ａｌx1（Ｐ1-b1Ｓｉb1）v1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０．１≦ｂ1≦０．２８、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。
【００５４】
更にまた、上記の金属ガラス合金のその他の例として、下記の組成式で表すものを挙げることができる。
（Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ａｌx1（Ｐ1-b1Ｓｉb1）v1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すａ1、ｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０．１≦ａ1≦０．１５、０．１≦ｂ1≦０．２８、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｖ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。
【００５５】
上記の組成の金属ガラス合金は、合金の融点をＴmとしたとき、Ｔg／Ｔm≧０．５７を示すとともに、飽和磁化σsが１８０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上を示す。
【００５６】
また、ＦｅとＡｌとＰ、Ｃ、Ｂとを少なくとも含む上記の金属ガラス合金の好ましい組成範囲は、前記の組成比のうちのｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦６原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％＜ｗ1≦１０原子％、７６原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２４原子％となる範囲である。
また、ＦｅとＡｌとＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉとを少なくとも含む上記の金属ガラス合金の好ましい範囲は、前記の組成比のうちのｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦６原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７６原子％≦（１００−ｘ1−ｖ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２４原子％となる範囲である。
【００５７】
上記の好ましい組成範囲の金属ガラス合金においては、Ｔg／Ｔm≧０．５７を示すとともに、飽和磁化σsが２００×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上を示す。
【００５８】
更に、ＦｅとＡｌとＰ、Ｃ、Ｂとを少なくとも含む上記の金属ガラス合金のより好ましい組成範囲は、前記の組成比のうちのｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦５原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７７原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２２原子％となる範囲である。
更にまた、ＦｅとＡｌとＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉとを少なくとも含む上記の金属ガラス合金のより好ましい組成範囲は、前記の組成比のうちのｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦５原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７７原子％≦（１００−ｘ1−ｖ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２２原子％となる範囲である。
【００５９】
上記のより好ましい組成の金属ガラス合金においては、Ｔg／Ｔm≧０．５７を示すとともに、飽和磁化σsが２１０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上を示す。
【００６０】
以下に、上記の金属ガラス合金の組成限定理由について説明する。
Ｆｅは磁性を担う元素であって、上記の金属ガラス合金に必須の元素である。また、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方の元素Ｔで置換しても良い。Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔとの合計の組成比を高くすると、金属ガラス合金の飽和磁化σsを向上できる。
【００６１】
Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔとの合計の組成比は、７０原子％以上７９原子％以下であることが好ましく、７６原子％以上７９原子％以下であることがより好ましく、７７原子％以上７９原子％以下であることが更に好ましい。
Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔとの合計の組成比が７０原子％未満では、飽和磁化σsが１８０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ未満に低下してしまうので好ましくない。また、組成比が７９原子％を越えると、合金の非晶質形成能の程度を示すＴg／Ｔmが０．５７未満になり、非晶質形成能が低下するので好ましくない。
尚、組成比が７６原子％以上であれば合金の飽和磁化σsを２００×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にでき、組成比が７７原子％以上であれば合金の飽和磁化σsを２１０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にでき、圧粉磁心の飽和磁化を向上させることができる。
【００６２】
また、Ｆｅ置換で元素Ｔを添加する場合には、上記組成式中の組成比ａで示すように、Ｆｅの添加量の１０〜１５％を置換して元素Ｔを添加することが好ましい。元素Ｔを添加することにより、合金を構成する原子の充填密度が向上し、原子の再配列が抑制されることにより熱的安定性が向上する。特にＣｏを添加すると、熱安定性の向上及び融点の低下に伴って非晶質形成能が向上する。
元素Ｔの添加量がＦｅ量の１０％未満では元素Ｔの添加効果が見られず、添加量がＦｅ量の１５％を越えるとＦｅ量が相対的に低下して飽和磁化が低下してしまうので好ましくない。
【００６３】
Ａｌは、Ｆｅと同様に上記の金属ガラス合金に必須の元素である。Ａｌの組成比ｘを０原子％以上１０原子％以下の範囲とすることにより、合金の非晶質形成能を向上させて組織全体を完全な非晶質相とすることができる。
具体的には、組成比ｘ1が０原子％以上１０原子％以下であるときに、合金の非晶質形成能の程度を示すＴg／Ｔmが０．５７以上となり、飽和磁化σsが１８０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
またＡｌは、Ｆｅとの間での混合エンタルピーが負であり、Ｆｅよりも原子半径が大きく、更にＦｅよりも原子半径が小さいＰ、Ｂ、Ｓｉとともに用いることにより、結晶化し難く、非晶質構造が熱的に安定化した状態となる。
Ａｌの組成比ｘ1は、０原子％以上１０原子％以下であることが好ましく、０原子％以上６原子％以下であることがより好ましく、０原子％以上５原子％以下であることが更に好ましい。組成比ｘ1が１０原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して飽和磁化σsが低下し、またＴg／Ｔmが０．５７未満になって非晶質形成能が低下するので好ましくない。
【００６４】
また、Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比が７６原子％以上であり、かつＡｌの組成比ｘ1が０原子％以上６原子％以下の場合に、合金の飽和磁化σsを２００×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
更に、Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比が７７原子％以上であり、かつＡｌの組成比ｘ1が０原子％以上５原子％以下の場合に、合金の飽和磁化σsを２１０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
【００６５】
Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉは、非晶質形成能を高める元素であり、ＦｅとＡｌにこれらの元素を添加して多元系とすることにより、ＦｅとＡｌのみの２元系の場合よりも安定して非晶質相が形成される。
特にＰはＦｅと低温（約１０５０℃）で共晶組成を持つため、組織の全体が非晶質相になるとともに過冷却液体の温度間隔ΔＴxが発現しやすくなる。
またＰとＳｉを同時に添加すると、過冷却液体の温度間隔ΔＴxがより大きくなって非晶質形成能が向上し、非晶質単相の組織を得る際の製造条件を比較的簡易な方向に緩和できる。
【００６６】
Ｓｉを無添加とした場合におけるＰの組成比ｙ1は、２原子％以上１５原子％以下であることが好ましく、５原子％以上１５原子％以下であることがより好ましく、７原子％以上１３原子％以下であることが最も好ましい。
Ｐの組成比ｙ1が上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが発現して合金の非晶質形成能が向上する。
【００６７】
ＰとＳｉを同時に添加する場合は、ＰとＳｉの合計量を示す組成比ｖ1が２原子％以上１５原子％以下であることが好ましく、８原子％以上１５原子％以下であることがより好ましく、１０原子％以上１４原子％以下であることが最も好ましい。
ＰとＳｉの合計量を示す組成比ｖ1が上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが向上し、これにより合金の非晶質形成能が向上する。
【００６８】
また、ＰとＳｉを同時に添加した場合のＳｉとＰとの比を表す組成比ｂ1は、０．１≦ｂ1≦０．２８であることが好ましい。組成比ｂが０．１未満ではＳｉの添加効果が見られないので好ましくなく、組成比ｂ1が０．２８を越えるとＳｉの量が過剰になって過冷却液体領域ΔＴxが消滅するおそれがあるので好ましくない。
ＰとＳｉの組成比を示すｂ1、ｖ1を上記の範囲とすれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質単相となるバルクの大きさを増大させることができる。
【００６９】
またＢの組成比ｗ1は、４原子％以上１０原子％以下であることが好ましく、６原子％以上１０原子％以下であることがより好ましく、６原子％以上９原子％以下であることが最も好ましい。
更にＣの組成比ｚ1は、０原子％を越えて１１．５原子％以下であることが好ましく、２原子％以上８原子％以下であることがより好ましく、２原子％以上５原子％以下であることが最も好ましい。
【００７０】
そして、これらの半金属元素Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉの合計の組成比（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）または（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）は、１１原子％以上３０原子％以下であることが好ましく、１８原子％以上２４原子％以下とすることがより好ましく、１８原子％以上２２原子％以下とすることが更に好ましい。
半金属元素の合計の組成比が１１原子％未満であると、金属ガラス合金の非晶質形成能が低下して非晶質相単相組織を得ることができないので好ましくなく、半金属元素の合計の組成比が３０原子％を越えると、特にＦｅの組成比が相対的に低下し、飽和磁化σsが低下するので好ましくない。
【００７１】
また、Ｆｅ単独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比が７６原子％以上のときに、半金属元素Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉの合計の組成比（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）または（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）を１８原子％以上２４原子％以下とすることにより、合金の飽和磁化σsを２００×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
更に、Ｆｅ単独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比が７７原子％以上のときに、半金属元素Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉの合計の組成比（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）または（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）を１８原子％以上２２原子％以下とすることにより、合金の飽和磁化σsを２１０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
【００７２】
また、上記の組成に、Ｇｅが４原子％以下含有されていてもよく、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒのうち少なくとも１種以上が０〜７原子％含有されていてもよい。
これらのいずれの場合の組成においても、本発明においては、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは２０Ｋ以上、組成によっては３５Ｋ以上が得られる。
また上記の組成で示される元素の他に不可避的不純物が含まれていても良い。
【００７３】
次に、本発明の圧粉磁心に好適に用いられる金属ガラス合金の別の例として、磁性を示すＦｅと、Ｇａと、非晶質形成能を有するＰ、Ｃ、Ｂを少なくとも具備してなるものを挙げることができる。また、Ｎｉ、Ｃｏのいずれか一方または両方をＦｅ置換で添加しても良く、更にＰ、Ｃ、Ｂに加えてＳｉを添加したものでもよい。
【００７４】
上記の金属ガラス合金は、例えば次の組成式で表すことができる。
（Ｆｅ1-a2Ｔa2）100-x2-v2-z2-w2Ｇａx2（Ｐ1-b2Ｓｉb2）v2Ｃz2Ｂw2
ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であり、組成比を示すａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０＜ｂ2≦０．８、ｘ2≦２０原子％、ｖ2≦２２原子％、０原子％≦ｚ2≦１０原子％、１原子％≦ｗ2≦２０原子％である。
【００７５】
前記組成比を示すａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０．１≦ｂ2≦０．３５、０．５原子％≦ｘ2≦１５原子％、７原子％≦ｖ2≦２０原子％、０原子％≦ｚ2≦９．５原子％、２原子％≦ｗ2≦１４原子％であることがより好ましく、０≦ａ2≦０．１、０．１≦ｂ2≦０．２８、０．５原子％≦ｘ2≦１５原子％、１０原子％≦ｖ2≦１５．５原子％、０．５原子％≦ｚ2≦６原子％、４原子％≦ｗ2≦１１原子％であることが更に好ましい。
【００７６】
また、上記の金属ガラス合金は、以下の組成式で表すこともできる。
（Ｆｅ1-a2Ｔa2）100-x2-v2-z2-w2Ｇａx2Ｐv2Ｃz2Ｂw2
ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であり、組成比を示すａ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、ｘ2≦２０原子％、ｖ2≦２２原子％、０原子％≦ｚ2≦１０原子％、１原子％≦ｗ2≦２０原子％である。
【００７７】
前記組成比を示すａ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０．５原子％≦ｘ2≦１５原子％、７原子％≦ｖ2≦２０原子％、０原子％≦ｚ2≦９．５原子％、２原子％≦ｗ2≦１４原子％であることがより好ましく、０≦ａ2≦０．１、０．５原子％≦ｘ2≦１５原子％、１０原子％≦ｖ2≦１５．５原子％、０．５原子％≦ｚ2≦６原子％、４原子％≦ｗ2≦１１原子％であることが更に好ましい。
【００７８】
Ｇａは、上記の金属ガラス合金に必須の元素であり、特にＧａの組成比ｘ2を２０原子％以下とすることにより、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを２０Ｋ以上にできる。またＧａは、Ｆｅとの間での混合エンタルピーが負であり、Ｆｅよりも原子半径が大きく、更にＦｅよりも原子半径が小さいＰ、Ｂ、Ｓｉとともに用いることにより、結晶化し難く、非晶質構造の熱的に安定化した状態となる。
更にＧａは金属ガラス合金のキュリー温度を高め、各種磁気特性の熱安定性を向上させることができる。
Ｇａの組成比ｘ2は、２０原子％以下であることが好ましく、０．５原子％以上１５原子％以下であることがより好ましい。組成比ｘ2が２０原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して飽和磁化が低下し、また過冷却液体の温度間隔ΔＴxが消失するので好ましくない。
【００７９】
Ｆｅは磁性を担う元素であって、Ｇａと同様に本発明の金属ガラス合金に必須の元素である。また、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方の元素Ｔで置換しても良い。
【００８０】
元素Ｑは、非晶質形成能を有する元素であり、ＦｅとＧａに元素Ｑを添加して多元系とすることにより、ＦｅとＧａのみの２元系の場合と異なり安定して非晶質相が形成される。
元素ＱのなかでもＰは特に非晶質形成能が高いので、このＰを必ず含み、それ以外のＢ、Ｃ、Ｓｉのうちのいずれか１種以上を含むようにすると、組織の全体が非晶質相になるとともに過冷却液体の温度間隔ΔＴxが発現しやすくなる。
またＰとＳｉを同時に添加すると、過冷却液体の温度間隔ΔＴxをより向上させて非晶質形成能を高くできる。
【００８１】
ＰとＳｉを同時に添加する場合は、ＰとＳｉの合計量を示す組成比ｖ2を２０原子％以下とすることが好ましく、８原子％以上１９原子％以下とすることがより好ましく、９．５原子％以上１５．５原子％以下とすることが最も好ましい。
ＰとＳｉの合計量を示す組成比ｖ2が上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質形成能を高くできる。
【００８２】
ＰとＳｉを同時に添加した場合のＳｉとＰとの比を表す組成比ｂ2は、組成比ｖ2が２０原子％以下のときに０＜ｂ2≦０．８とすることが好ましく、組成比ｖ2が８原子％以上１９原子％以下のときに０．１≦ｂ2≦０．３５とすることが好ましく、組成比ｖ2が９．５原子％以上１５．５原子％以下のときに０．１≦ｂ2≦０．２８とすることが好ましい。
組成比ｂ2が０．８を越えるとＳｉの量が過剰になり、過冷却液体領域ΔＴxが消滅するおそれがあるので好ましくない。
なお、このときの金属ガラス合金におけるＳｉの濃度を示すと、好ましい場合に１６原子％以下、より好ましい場合に０．８原子％以上６．６５原子％以下、最も好ましい場合に０．９５原子％以上４．３４原子％以下となる。
ＰとＳｉの組成比を示すｂ2、ｖ2を上記の範囲とすれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質形成能を高めることができる。
【００８３】
なおＳｉの組成比ｂ2を０としてもよい。即ち、元素Ｑを、Ｐ、Ｂ、Ｃのうちのいずれか１種以上の元素としてもよい。
この場合のＰの組成比ｖ2は、２０原子％以下とすることが好ましく、８原子％以上１９原子％以下とすることがより好ましく、９．５原子％以上１５．５原子％以下とすることが最も好ましい。
Ｐの組成比ｖ2が上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質形成能を高くできる。
【００８４】
またＣの組成比ｚ2は、０原子％以上１０原子％以下であることが好ましく、０原子％以上９原子％以下であることがより好ましく、１原子％以上７原子％以下であることが最も好ましい。
更にＢの組成比ｗ2は、２原子％以上２０原子％以下であることが好ましく、２原子％以上１０原子％以下であることがより好ましく、４原子％以上１０原子％以下であることが最も好ましい。
【００８５】
また、上記の組成に、Ｇｅが４原子％以下含有されていてもよく、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒのうち少なくとも１種以上が０〜７原子％含有されていてもよい。
これらのいずれの場合の組成においても、本発明においては、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは、３５Ｋ以上、組成によっては５０Ｋ以上が得られる。
また上記の組成で示される元素の他に不可避的不純物が含まれていても良い。
【００８６】
次に、本発明の圧粉磁心に好適に用いられる金属ガラス合金の他の例として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上の元素ＭとＢを含んでなるものを例示できる。
【００８７】
この金属ガラス合金の組成式は次の通りである。
（Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3Ｍx3Ｂy3
なお、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3は、０≦ａ3≦０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子％、１０原子％≦y3≦２２原子％である。
また、前記の組成式において、Ｚｒを必ず含み、ΔＴxが２５Ｋ以上であることが好ましい。
また、この金属ガラス合金のΔＴxが６０Ｋ以上であることがより好ましい。
更に、組成比を示すａ3、ｂ3が、０.０４２≦ａ3≦０.２９、０.０４２≦ｂ3≦０.４３の関係にされてなることがより好ましい。
【００８８】
また、この金属ガラス合金は、下記の組成式で表されるものであっても良い。（Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3-z3Ｍx3Ｂy3Ｒz3
なお、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3、ｚ3は、０≦ａ3≦０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子％、１０原子％≦y3≦２２原子％、０原子％≦z3≦５原子％であり、ＲはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上の元素である。
また、この金属ガラス合金のΔＴxが６０Ｋ以上であることがより好ましい。
更に、組成比を示すａ3、ｂ3が、０.０４２≦ａ3≦０.２９、０.０４２≦ｂ3≦０.４３の関係にされてなることがより好ましい。
【００８９】
また、上記の各組成式における元素Ｍが（Ｍ'1-cＭ''c）で表され、Ｍ'がＺｒまたはＨｆのうちの１種または２種、Ｍ''がＮｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種または２種以上からなる元素であり、組成比ｃが０≦ｃ≦０.６であってもよい。
更に、前記組成において組成比ｃが０.２≦ｃ≦０.４の範囲であってもよく、０≦ｃ≦０.２の範囲であってもよい。
更に前記の各組成式において、組成比ａ3、ｂ3が、０.０４２≦ａ3≦０.２５、０.０４２≦ｂ3≦０.１であってもよい。
【００９０】
この金属ガラス合金の主成分であるＦｅとＣｏとＮｉは磁性を担う元素であり、高い飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を得るために重要である。また、Ｆｅを多く含む成分系においてΔＴxが大きくなり易く、Ｆｅを多く含む成分系においてＣｏの組成比とＮｉの組成比を適正な値とすることで、ΔＴxの値を６０Ｋ以上にすることができる。具体的には、５０Ｋ〜６０ＫのΔＴxを確実に得るためには、Ｃｏの組成比ａ3を０≦ａ3≦０.２９とし、Ｎｉの組成比ｂ3を０≦ｂ3≦０.４３の範囲とすることが好ましく、また６０Ｋ以上のΔＴxを確実に得るためには、Ｃｏの組成比ａ3を０.０４２≦ａ3≦０.２９とし、Ｎｉの組成比ｂ3を０.０４２≦ｂ3≦０.４３の範囲とすることが好ましい。
また、前記の範囲内において、良好な軟磁気特性を得るためには、Ｃｏの組成比ａ3を０.０４２≦ａ3≦０.２５の範囲とすることが好ましく、高い飽和磁束密度を得るためには、Ｎｉの組成比ｂ3を０.０４２≦ｂ3≦０.１の範囲とすることがより好ましい。
【００９１】
元素Ｍは、非晶質相を生成させるために有効な元素であり、元素Ｍの組成比ｘ3は５原子％以上２０原子％以下の範囲が好ましい。更に、高い磁気特性を得るために組成比ｘ3を５原子％以上１５原子％以下としても良い。これら元素Ｍのうち、特にＺｒまたはＨｆが有効である。
ＺｒまたはＨｆは、その一部をＮｂ等の元素に置換できるが、置換する場合の組成比ｃを、０≦ｃ≦０.６の範囲とすると高いΔＴxを得ることができ、特に０.２≦ｃ≦０.４の範囲とするとΔＴxを８０以上とすることができる。
【００９２】
Ｂは、高い非晶質形成能があり、本発明ではＢの組成比ｙ3を１０原子％以上２２原子％以下の範囲としている。組成比ｙ3が１０原子％未満であると、ΔＴxが消滅するために好ましくなく、２２原子％を越えると非晶質相が形成できなくなるために好ましくない。より高い非晶質形成能と良好な磁気特性を得るためには、組成比ｙ3を１６原子％以上２０原子％以下とすることがより好ましい。
【００９３】
この金属ガラス合金に更に、元素Ｒで示されるＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上の元素を添加することもできる。
本発明ではこれらの元素Ｒの組成比ｚ3を０原子％以上５原子％以下の範囲とすることができる。これらの元素Ｒは主に耐食性を向上させる目的で添加するもので、この範囲を外れると軟磁気特性が低下する。また、この範囲を外れると非晶質形成能が劣化するために好ましくない。
【００９４】
また、上記の組成において原子Ｂの５０％以下をＣで置換しても良い。
上記のいずれの場合の組成においても本発明に係る金属ガラス合金では、２０Ｋ以上、組成によっては６０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxが得られる。
【００９５】
次に、本発明の圧粉磁心に好適に用いられる金属ガラス合金の他の例として、Ｆｅを主成分とし、他の金属と半金属とを含有したものを挙げることができる。このうち半金属元素としては、ＰとＳｉが必ず用いられ、しかもＣ、Ｂ、Ｇｅのうちの少なくとも１種以上の元素が用いられる。このとき原子％におけるＳｉとＰの比率は、０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たしており、好ましくは０．１＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．３５であり、より好ましくは０．１１＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２８である。
他の金属とは、ＩＩＩＢ族及びＩＶＢ族の金属元素のうちの少なくとも１種のものが好適に用いられる。例えば、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ及びＳｎのうちの少なくとも１種以上の元素が用いられる。
【００９６】
より具体的に例示すると、Ａｌ：１〜１０原子％、Ｇａ：０．５〜４原子％、Ｐ：１５原子％以下、Ｃ：７原子％以下、Ｂ：２〜１０原子％、Ｓｉ：１５原子％以下、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物が含有されていても良い金属ガラス合金が挙げられる。
また、別の具体例として、Ａｌ：１〜１０原子％、Ｇａ：０．５〜４原子％、Ｐ：１５原子％以下、Ｃ：７原子％以下、Ｂ：２〜１０原子％、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物が含有されていても良い金属ガラス合金を挙げることができる。
【００９７】
Ｆｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｐ-Ｃ-Ｂ系の金属ガラスにＳｉを１５原子％以下添加することにより、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質相を主相とする金属ガラス合金が得られる。
さらに、ＳｉのＰに対する添加比率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たすようにすることにより、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質相を容易に形成させることができるその結果、室温で優れた軟磁気特性を有する金属ガラス合金を得ることができる。
【００９８】
Ｓｉの含有量が多すぎると過冷却液体領域ΔＴxが消滅するので、１５原子％以下が好ましい。また、より大きな過冷却液体の温度間隔ΔＴxを得るには、Ｓｉの 添加量が原子％で０．５％〜１５％の範囲であることが好ましく、０．５〜４％の範囲であることがより好ましい。なおＳｉの添加量を０原子％としてもよい。
上記Ｐの添加量は、１５原子％以下であることが好ましいが、５〜１２原子％の範囲であることがより好ましく、７〜１２原子％％の範囲であることが最も好ましい。
特にＳｉのＰに対する添加比率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たす場合は、Ｓｉの添加量が原子％で１．５〜３．５％の範囲、Ｐの添加量が原子％で７〜９％の範囲であることが好ましい。
【００９９】
また上記Ｃの添加量は７原子％以下であることが好ましく、２〜７原子％の範囲であることがより好ましく、５〜７原子％の範囲であることが最も好ましい。また上記の組成に、Ｇｅが４原子％以下含有されていてもよく、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒのうち少なくとも１種以上が０〜７原子％含有されていてもよく、０〜１０原子％のＮｉと０〜３０原子％のＣｏのうち少なくとも一方が含有されていてもよい。
これらのいずれの場合の組成においても、本発明においては、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは、２０Ｋ以上、組成によっては５０Ｋ以上が得られる。
【０１００】
次に、本発明の圧粉磁心の製造方法を図面を参照して説明する。
本発明の圧粉磁心の製造方法は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ａｌ、Ｇａのいずれか一方または両方の元素Ｘと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含み、非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末を製造する粉末製造工程と、上記の金属ガラス合金の粉末にシリコーンエラストマー、ステアリン酸アルミニウム及びシランカップリング剤を加えて混合し、この混合物を（Ｔx）Ｋ以下で圧縮成形して磁心前駆体を形成する成形工程と、上記磁心前駆体を、（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下で熱処理して金属ガラス合金粉末のの内部応力を緩和する熱処理工程とからなる。
【０１０１】
粉体製造工程では、例えば、金属ガラス合金の薄帯（金属ガラス合金薄帯）を粉砕、分級することにより金属ガラス合金の粉末を製造する。
金属ガラス合金薄帯は、上述の組成の金属ガラス合金の溶湯を、回転する冷却ロールの冷却面に噴出させて急冷するいわゆるロール急冷法により製造される。次に、得られた金属ガラス合金薄帯を粉砕して粉末とする。粉砕には、ロータミル、ボールミル、ジェットミル、アトマイザー、摩砕機等を用いることができる。
【０１０２】
次に、得られた粉砕体を分級して、所定の平均粒径を有する粉末とする。粉末の平均粒径は、３０μｍ以上、より好ましくは４５μｍ以上３００μｍ以下の範囲がよい。平均粒径が３０μｍ未満であると、粉砕の際にロータミル等からのコンタミネーションが起こる可能性があるので好ましくない。
また、平均粒径が３００μｍを越えると、粉末を構成する粒子が粗くなり、シリコーンエラストマーを混合して圧縮成形した際に金属ガラス合金粉末同士が直接に接触し、渦電流損失が大きくなって鉄損が増大するおそれがあるので好ましくない。尚、分級には、ふるい、振動ふるい、音波ふるい、気流式分級機等を用いることができる。
【０１０３】
また、粉体製造工程の他の例としては、上記組成の金属ガラス合金の溶湯を、回転する冷却ロールに霧状に吹き付けることによっても、金属ガラス合金の粉末を得ることができる。この場合は、溶湯を冷却ロールに霧状に吹き付けるだけで、粉末を容易に得ることができる。このときの粉末の平均粒径の制御は、冷却ロールの回転速度、溶湯の温度、噴霧条件等を適宜調整することにより制御できる。
また、上記組成の金属ガラス合金の溶湯を高圧ガスとともに霧状に吹き出して冷却するガスアトマイズ法や、上記組成の金属ガラス合金の溶湯を水中に霧状に吹き出して冷却する水アトマイズ法によっても得ることができる。
【０１０４】
上記のガスアトマイズ法は、例えば、金属ガラス合金の溶湯を噴霧ノズル付きのるつぼに充填し、溶湯の温度を金属ガラス合金の融点より１４０℃以上高い温度に維持した状態で、溶湯を５．９ＭＰａ以上の圧力の窒素、アルゴン等の不活性ガスと共に噴霧ノズルから霧状に噴霧する。噴霧は、アルゴンガス、窒素ガス等の不活性ガス雰囲気中に噴霧することが合金の酸化を防止できる点で好ましい。
噴霧された霧状の溶湯は直ちに冷却され、ほぼ球状の粒子からなる粉末が得られる。得られた粉末は、噴霧により瞬時に冷却されたものであるため、その組織の大部分が非晶質相を主相とした組織となる。
特に、本発明に係る金属ガラス合金は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であり、非晶質相の形成能に優れているので、従来のＦｅＳｉＢ系合金では不可能であったガスアトマイズ法による非晶質合金の製造が可能になった。
【０１０５】
ガスアトマイズ法により得た金属ガラス合金粉末を構成する粒子は、ほぼ球体に近い形状であり、合金粉末の充填密度が向上して圧粉磁心の相対密度を高くすることができる。この粉末の平均粒径は、１０μｍ以上１５０μｍ以下の範囲が好ましく、１５μｍ以上１５０μｍ以下の範囲がより好ましい。
平均粒径が２μｍ未満では、圧粉磁心の相対密度が小さくなって透磁率が低くなるので好ましくない。また、平均粒径が１００μｍを越えると、粉末を構成する粒子が粗くなり、シリコーンエラストマーを混合して圧縮成形した際に金属ガラス合金粉末同士が直接に接触し、渦電流損失が大きくなって鉄損が増大するおそれがあるので好ましくない。
尚、噴霧時の溶湯温度、ガス圧力等を制御することによって粉末の平均粒径をある程度調整できるが、より精密に平均粒径を調整するには、ふるい、振動ふるい、音波ふるい、気流式分級機等の分級手段を用いることが好ましい。
【０１０６】
次に上記の金属ガラス合金の粉末にシリコーンエラストマー、ステアリン酸アルミニウム及びシランカップリング剤を加えて混合し、この混合物を（Ｔx）Ｋ以下で圧縮成形して磁心前駆体を形成する成形工程を行う。混合物中の絶縁材のシリコーンエラストマー、ステアリン酸アルミニウム及びシランカップリング剤の混合率は、上述した範囲とすることが好ましい。
また、圧縮成形する前に混合物に含まれる溶剤、水分等を蒸発させて、金属ガラス合金粉末の表面にシリコーンエラストマーからなる層を形成させることが望ましい。
【０１０７】
次にこの混合物を圧縮成形して磁心前駆体を製造する。磁心前駆体の製造には、図２に示すような金型１０を用いる。この金型１０は、中空円筒型のダイ１１と、このダイ１１の中空部１１ａに挿入される上パンチ１２および下パンチ１３からなる。
上パンチ１２の下面には円柱状の突起１２ａが設けられており、これら上パンチ１２、下パンチ１３及びダイ１１が一体化して、金型１０の内部に円環状の型が形成される。そしてこの金型１０に上述の混合物を充填する。
【０１０８】
次に、金型１０に充填された混合物を、一軸圧力を印加しつつ所定の温度まで加熱して圧縮成形する。
図３には、圧縮成形する際に用いて好適な放電プラマ焼結装置の一例の要部を示す。この例の放電プラズマ焼結装置は、混合物を充填した金型１０と、金型１０の下パンチ１３を支え、後述するパルス電流を流す際の一方の電極ともなるパンチ電極１４と、金型１０の上パンチ１２を下側に押圧し、パルス電流を流す他方の電極となるパンチ電極１５と、金型１０内の混合物の温度を測定する熱電対１７を主体として構成されている。
そして、この放電プラズマ焼結装置は、チャンバ１８内に収納されており、このチャンバ１８は図示略の真空排気装置および雰囲気ガスの供給装置に接続されていて、金型１０に充填される混合物を不活性ガス雰囲気などの所望の雰囲気下に保持できるように構成されている。
なお、図３では通電装置が省略されているが、上下のパンチ１２、１３およびパンチ電極１４、１５には別途設けた通電装置が接続されていてこの通電装置からパルス電流をパンチ１２、１３およびパンチ電極１４、１５を介して通電できるように構成されている。
【０１０９】
そして、混合物が充填された金型１０を放電プラズマ焼結装置に設置し、チャンバ１８の内部を真空引きするとともに、パンチ１２、１３で上下から一軸圧力Ｐを混合物に印加すると同時に、パルス電流を印加して混合物を加熱しつつ圧縮成形する。
この放電プラズマ焼結処理においては、通電電流により混合物を所定の速度で素早く昇温することができ、圧縮成形の時間を短くすることができるので、金属ガラス合金の非晶質相を維持したまま圧縮成形するのに適している。
【０１１０】
本発明において、上記の混合物を圧縮成形する際の温度は、（Ｔx）Ｋ以下とすることができる。シリコーンエラストマーの溶融による金型１０からの漏出を防止するとともに金属ガラス合金の結晶化を防止するには（Ｔx）Ｋ以下とすることが必要である。シリコーンエラストマーがしみ出ると、圧粉磁心中のシリコーンエラストマーの含有量が低下して圧粉磁心の比抵抗が低下し、高周波帯域における透磁率が低下してしまう。
（Ｔx）Ｋ以下の温度範囲で混合物を圧縮成形すれば、絶縁材が適度に軟化するので、金属ガラス合金の粉末を結着させて混合物を所定の形状に成形することができる。
【０１１１】
また圧縮成形の際に混合物に印加する一軸圧力Ｐについては、圧力が低すぎると圧粉磁心の密度を高くすることができず、緻密な圧粉磁心を形成できなくなる。また、圧力が高すぎるとシリコーンエラストマーが漏出して圧粉磁心の比抵抗が低下し、高周波帯域における透磁率が低下してしまう。従って一軸圧力Ｐは、シリコーンエラストマーの種類と金属ガラス合金の組成によって異なるが、４００ＭＰａ以上２５００ＭＰａ以下とするのが好ましく、５００ＭＰａ以上２０００ＭＰａ以下とするのがより好ましい。
このようにして円環状の磁心前駆体が得られる。
【０１１２】
シリコーンエラストマーは弾性を有するため、硬化応力が小さく、金属ガラス合金粉末に残留する内部応力が小さくなる。このため、磁歪の影響が取り除かれて金属ガラス合金の軟磁気特性が向上する。これにより、圧粉磁心のコアロスを大幅に低減させることができる。
【０１１３】
次に上記の磁心前駆体を熱処理して磁心前駆体の内部応力を除去する熱処理工程を行う。磁心前駆体を所定の温度範囲で熱処理すると、磁心前駆体に含まれる金属ガラス合金粉末の内部応力を除去することができ、軟磁気特性に優れた圧粉磁心を製造することができる。
熱処理の温度は、（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の範囲が好ましく、（Ｔg−１５０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の範囲がより好ましく、（Ｔg−１００）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の範囲が最も好ましい。
熱処理温度が（Ｔg−１７０）Ｋ未満では、金属ガラス合金の内部応力を十分に除去することができないので好ましくなく、熱処理温度が（Ｔg）Ｋを越えると、熱処理時間が長くなって金属ガラス合金が結晶化してしまうので好ましくない。
また、シリコーンエラストマーを用いた場合における圧縮成形及び熱処理の雰囲気は、真空雰囲気あるいは窒素ガス、アルゴンガス等の不活性ガス雰囲気とすることが好ましく、特に窒素ガス雰囲気とすることがより好ましい。
このように圧縮成形及び熱処理をすることにより、本発明の円環状の圧粉磁心が得られる。
【０１１４】
上記の製造方法により得られた圧粉磁心は、金属ガラス合金の粉末を含むものであるから、室温で優れた軟磁性特性を有し、また熱処理によってより良好な軟磁気特性を示す。
このため、優れたSoft magnetic特性（軟磁気特性）を有する材料として、この圧粉磁心を種々の磁気素子の磁心として適用することができ、従来材に比べて優れた軟磁気特性を有する磁心を得ることができる。
【０１１５】
尚、上記説明では、金属ガラス合金の粉末とシリコーンエラストマーを含む混合物を放電プラズマ焼結装置により圧縮成形する方法を用いたが、これに限らず、通常の粉末成形法、ホットプレス法、押し出し法などの方法により圧縮成形することによっても本発明の圧粉磁心を得ることができる。
【０１１６】
また、上記説明では、金型を用いて円環状の圧粉磁心を製造する方法を説明したが、これに限られず、バルク状の成形体を製造し、これを切削加工して、円環状、棒状、平面視略Ｅ字状、平面視略コ字状等の形状に切り出すことにより種々の形状の圧粉磁心を製造しても良い。
【０１１７】
実施形態の圧粉磁心によれば、シリコーンエラストマーからなる結着剤を備えており、このシリコーンエラストマーはシリコーンレジンよりも圧縮成形性に優れ、その成形温度もシリコーンレジンの場合よりも低いので、比較的低温で固化成形することにより高い強度を有する圧粉磁心を構成できる。
また、シリコーンエラストマーは圧粉磁心内部でも十分な弾性を示すので、１×１０-6〜５０×１０-6の磁歪定数を示す金属ガラス合金を用いた場合でも、歪みを緩和させることができ、圧粉磁心内部の応力を緩和して高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することができる。
更に、金属ガラス合金は（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の温度で熱処理されることにより、結晶質相を析出させることがなく応力緩和をすることができ、高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成できる。
更に、ステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤が添加されているので、成形時に金属ガラス合金粉末同士が相互に滑りやすくなって圧粉磁心の相対密度が向上し、透磁率を高めて鉄損を低下させることができる。
更に、シランカップリング剤が添加されているので、金属ガラス合金粉末とシリコーンエラストマーとの密着性が向上することによりシリコーンエラストマーの添加量を低減させることができ、これにより金属ガラス合金粉末同士が接近して見かけ上の反磁界を低減でき、透磁率を高くできる。
また、実施形態の圧粉磁心において、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上の金属ガラス合金を用いたものにあっては、高周波における金属ガラス合金粒子内の渦電流損失が低減され、より鉄損が低い圧粉磁心を構成することが可能になる。
【０１１８】
また、実施形態の圧粉磁心の製造方法によれば、混合物を（Ｔx）Ｋ以下の範囲で圧縮成形するので、金属ガラス合金の結晶化を防ぐとともに金属ガラス合金粉末をシリコーンエラストマーで結着させて固化することができ、高透磁率で低鉄損な圧粉磁心を製造することができる。
【０１１９】
また、ガスアトマイズ法により得られた金属ガラス合金粉末は球状の粒子からなるので、この金属ガラス合金粉末を圧粉磁心に用いると、合金粉末の充填密度が向上して圧粉磁心の相対密度が高くなり、高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を得ることができる。
【０１２０】
次に、本発明の実施形態の別の例として、金属ガラス合金とからなるコアに、導体を埋め込んで構成したインダクタについて説明する。
【０１２１】
図４に、このインダクタの一例を示す。図４に示すインダクタ２１は、金属ガラス合金とシリコーンエラストマーとステアリン酸アルミニウムとシランカップリング剤が混合されて固化成形されてなるコア２２に、導体２３が埋め込まれて構成されている。
導体２３は例えば銅線等からなり、端子部２３ａ、２３ｂとコイル部２３ｃとから構成されている。コイル部２３ｃはコア２２の内部に埋め込まれるとともに端子部２３ａ、２３ｂはコア２２の一面から突き出されている。
コア２２は断面Ａから明らかなように、コイル部２３ｃを構成する導体の間にまでコア２２の構成材料が回り込んでいて、コア２２とコイル部２３ｃの間に空隙が全く存在しない状態になっている。
導体２３の表面には例えばポリイミド等の絶縁膜が形成されていて、この絶縁膜によって導体２３とコア２２が絶縁されている。
【０１２２】
コア２２は、前述の圧粉磁心と同様に、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ａｌ、Ｇａのいずれか一方または両方の元素Ｘと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含む非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末に、シリコーンエラストマーからなる結着剤とステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤とが添加され、圧縮成形されて固化成形された後、熱処理されてなるものである。熱処理温度は３９０℃〜４７０℃以下の範囲が好ましい。また金属ガラス合金の磁歪定数が１×１０-6〜５０×１０-6の範囲であることが好ましい。更にシランカップリング剤が添加されていても良い。
【０１２３】
従ってこのインダクタ２１は、高透磁率で低鉄損な圧粉磁心と同じ構成のコア２２に導体２３が埋め込まれて構成されており、導体２３のコイル部２３ｃとコア２２との間には空隙が一切ないため、実質的に占積率が向上し、またギャップがないため、コイル部２３ｃに通電して発生した磁界が空間に漏れることなくコア２２に印加させることが可能であり、優れたインダクタンス及びＱ値を発現させることができる。
【０１２４】
このインダクタ２１は、例えば、金属ガラス合金粉末とシリコーンエラストマーとステアリン酸アルミニウムとシランカップリング剤とを混合して金型に充填し、更に絶縁膜で覆われたコイル部を有する導体を金型内に配置し、前述の圧粉磁心の製造方法と同様に圧縮成形することにより製造できる。
【０１２５】
圧縮成形時に金属ガラス合金粉末やシリコーンエラストマー等がコイル部の隙間に回り込み、その状態で金属ガラス合金等が圧縮成形されるので、コイル部とコアとの空隙が完全に埋めることができる。
また、熱処理が３９０℃以上４７０℃以下で行われるため、コイル部に形成されたポリイミド等からなる絶縁膜が損傷を受けることがなく、コアと導体とが完全に密着した状態でコアと導体との絶縁性を確保することができる。
【０１２６】
また図５には、トランスの一例を示す。図５に示すトランス３１は、金属ガラス合金とシリコーンエラストマーとステアリン酸アルミニウムとシランカップリング剤が混合されて固化成形されてなるコア３２に、１次導体２３と２次導体２４とが埋め込まれて構成されている。
１次導体３３は例えば銅線等からなり、入力端子部３３ａ、３３ｂと１次コイル部３３ｃとから構成されている。１次コイル部３３ｃはコア３２の内部に埋め込まれるとともに入力端子部３３ａ、３３ｂはコア３２の一面から突き出されている。
また２次導体３４も１次導体３３と同様に例えば銅線等からなり、出力端子部３４ａ、３４ｂと２次コイル部３４ｃとから構成されている。２次コイル部３４ｃは１次コイル部３３ｃから離間された状態でコア３２の内部に埋め込まれるとともに出力端子部３４ａ、３４ｂはコア３２の他面から突き出されている。
【０１２７】
このトランス３１のコア３２は、図４のインダクタ２１と同様に、１次、２次コイル部３３ｃ、３４ｃをそれぞれ構成する導体の間にまでコア３２の構成材料が回り込んでいて、コア３２と１次、２次コイル部３３ｃ、３４ｃの間に空隙が全く存在しない状態になっている。
１次、２次導体３３、３４の表面には例えばポリイミド等の絶縁膜が形成されていて、この絶縁膜によって１次、２次導体３３、３４とコア３２が絶縁されている。
【０１２８】
コア３２は、前述の圧粉磁心と同様に、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ａｌ、Ｇａのいずれか一方または両方の元素Ｘと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含む非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末に、シリコーンエラストマーからなる結着剤とステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤とが添加され、圧縮成形されて固化成形された後、熱処理されてなるものである。熱処理温度は３９０℃〜４７０℃以下の範囲が好ましい。また金属ガラス合金の磁歪定数が１×１０-6〜５０×１０-6の範囲であることが好ましい。更にシランカップリング剤が添加されていても良い。
【０１２９】
従ってこのトランス３１は、高透磁率で低鉄損な圧粉磁心と同じ構成のコア３２に１次、２次導体３３、３４が埋め込まれて構成されており、１次、２次コイル部３３ｃ、３４ｃとコア３２との間には空隙が一切ないため、１次コイル部３３ｃに通電して発生した磁界が空間に漏れることなくコア３２を介して２次コイル部３４ｃに印加させることが可能であり、優れた変換効率及びＱ値を発現させることができる。
【０１３０】
このトランス３１の製造方法は、１次導体及び２次導体を、金属ガラス合金等が充填された金型内に配置すること以外は、前述のインダクタ２１と同様にして製造することができる。
【０１３１】
【実施例】
「実験例１：金属ガラス合金の特性」
Ｆｅ及びＡｌと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ及びＳｉを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置で溶解し、種々の組成のインゴットを作製した。このインゴットを溶湯るつぼ内に入れて溶解し、溶湯るつぼの溶湯ノズルから合金溶湯を滴下するとともに、別に設けたガス噴霧器からアルゴンガス流を噴射して合金溶湯を霧状にし、この霧状の合金溶湯を急冷させることにより、粒径が１〜１５０μｍの範囲の金属ガラス合金の粉末を得た。
【０１３２】
得られた金属ガラス合金の粉末の組成は、Ｆｅ100-x-rＡｌx(Ｐ0.62Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓｉ0.13)rなる組成（但し、ｘは０〜８原子％、ｒは１８〜２８原子％）であった。なお、前記組成式中のｒは、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの合計の組成比を示すものであり、上述した組成比（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）に相当する。
上記の各合金のうち、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金について、Ｘ線回折法により結晶構造の解析を行った。結果を図６に示す。また、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の合金粉末を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察した。図７にＳＥＭ写真を示す。
更に、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の合金粉末をふるい分けし、ＤＳＣ測定（Differential scanning caloriemetry：示差走査熱量測定）を行い、ガラス遷移温度Ｔg及び結晶化開始温度Ｔxを測定した。尚、ふるい分けの範囲は、６２〜１０５μｍ、２５〜６２μｍ、２５μｍ以下の３通りの範囲に分けた。また同時に、単ロール法で製造した同じ組成の合金薄帯についてもＤＳＣ測定を行った。これらの結果を図８に示す。尚、ＤＳＣ測定の際の昇温速度は０．６７Ｋ／秒であった。
【０１３３】
また、得られた金属ガラス合金の粉末について、磁歪定数（λｓ）を測定した。磁歪定数（λｓ）の組成依存性を図９に示す。
なお、図９の三角組成図中のプロットの添え数字は、磁歪定数（λｓ）の値を示すものであり、更に図９には等値線を記入しており、これらの線の近傍に付した数字はこの等値線の値を示すものである。
【０１３４】
図６から明らかなように、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金の粉末のＸ線回折パターンはブロードなパターンを示しており、非晶質相を主体とする組織を有していることがわかる。
また、図７に示すように、得られた粉末はほぼ球状の粒子から構成されていることがわかる。図７で見る限り、粒子の粒径は１０μｍ以下から１００μｍ程度の範囲であることがわかる。
【０１３５】
また、図８に示すように、ふるい分けにより分別された合金のＤＳＣ曲線は、どの粒径範囲のものでも大きな差はなく、また、単ロール法により得られた合金薄帯と合金粉末との間にも差は見られない。従って、粒径の違いや製造方法の違いによっては、熱特性の変化が見られないことがわかる。尚、いずれの試料でも、ガラス遷移温度Ｔgは７７４Ｋ（５０１℃）であり、結晶化開始温度Ｔxは８１１Ｋ（５３８℃）であり、ΔＴxは３７Ｋであった。
更に図９に示すように、Ｆｅの組成比が増加し、かつＡｌの組成比が低下するにつれて磁歪定数（λｓ）が高くなっている。特に、Ｆｅが７５原子％、Ａｌが６原子％以下の範囲で磁歪定数（λｓ）が２０×１０-6以上を示していることがわかる。
【０１３６】
一般に、磁性元素であるＦｅの組成比が向上すると飽和磁化が増大することから、圧粉磁心にはＦｅ濃度ができる限り高い金属ガラス合金を用いることが好ましい。しかし、Ｆｅの組成比の増大により磁歪定数（λｓ）も高くなるため、従来の圧粉磁心ではＦｅの組成比が高い金属ガラス合金の適用が困難であった。本発明の圧粉磁心では、圧粉磁心内部に生じる歪みを、弾性に富むシリコーンエラストマーにより緩和できるため、飽和磁化の高い金属ガラス合金を使用することが可能になった。
【０１３７】
「実験例２：熱処理による金属ガラス合金の応力緩和及び圧粉磁心の結着剤の選定」
Ｆｅ、Ａｌ、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置で溶解して合金インゴットを作製した。この合金インゴットをるつぼ内に入れて溶解し、減圧Ａｒ雰囲気下でるつぼのノズルから回転しているロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール法により、幅１５ｍｍ、厚さ２０μｍの非晶質相組織の金属ガラス合金の薄帯を得た。
得られた金属ガラス合金はＦｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の合金であった。
【０１３８】
金属ガラス合金の薄帯をリング状に打ち抜いてリング試料とし、このリング試料に対して一軸プレス装置により２０００ＭＰａの応力を印加した。その後、３１０〜４５０℃の条件で熱処理を行い、熱処理後のリング試料の磁気特性を測定した。結果を図１０〜１３に示す。
図１０に印加磁界８００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ800と熱処理温度Ｔaとの関係を示し、図１１に保磁力Ｈｃと熱処理温度Ｔaとの関係を示し、図１２に１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’と熱処理温度Ｔaとの関係を示し、図１３には鉄損Ｗ1/100kと熱処理温度Ｔaとの関係を示す。尚、鉄損Ｗ1/100kは、周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界０．１Ｔの条件で測定した。また図１０〜１３には、応力を印加しない状態で熱処理を行ったリング試料の磁気特性を同時に示す。
【０１３９】
磁束密度Ｂ800については、図１０に示すように、応力を印加しないリング試料（図中黒丸のプロット）では、熱処理温度Ｔaの上昇とともに磁束密度Ｂ800が向上し、熱処理温度Ｔaが３５０℃のときに１．３５Ｔを示し、その後はほぼ一定になっている。
一方、応力を印加したリング試料（図中黒四角のプロット）では、応力印加後に磁束密度Ｂ800が０．５５Ｔまで低下するが、その後熱処理温度Ｔaの上昇により急速に向上し、熱処理温度Ｔaが３５０℃に達した時点で応力を印加しないリング試料（図中黒丸プロット）とほぼ同等の１．３５Ｔの磁束密度Ｂ800を示すことがわかる。
【０１４０】
また、保磁力Ｈｃについては、図１１に示すように、応力を印加しないリング試料（図中黒丸のプロット）では、熱処理温度Ｔaの上昇とともに保磁力Ｈｃが緩やかに低下した後、熱処理温度Ｔaが３７０℃で３Ａ／ｍの極小値を示し、３８０℃以上では緩やかに上昇している。
一方、応力を印加したリング試料（図中黒四角のプロット）では、応力印加後に保磁力Ｈｃが８０Ａ／ｍまで上昇するが、その後熱処理温度Ｔaの上昇により急速に低下し、熱処理温度Ｔaが３５０℃に達した時点で保磁力Ｈｃが１０Ａ／ｍ以下となり、更に４１０℃に達した時点で応力を印加しないリング試料（図中黒丸プロット）とほぼ同等の保磁力Ｈｃを示すことがわかる。
【０１４１】
次に実効透磁率μ’については、図１２に示すように、応力を印加しないリング試料（図中黒丸のプロット）では、磁束密度Ｂ800の場合と同様に熱処理温度Ｔaの上昇とともに実効透磁率μ’が向上し、熱処理温度Ｔaが３５０℃のときに５０００程度を示し、その後はほぼ一定になっている。
一方、応力を印加したリング試料（図中黒四角のプロット）では、応力印加後に実効透磁率μ’が２５０程度に低下するが、その後熱処理温度Ｔaの上昇により急速に向上し、熱処理温度Ｔaが３５０℃に達した時点で応力を印加しないリング試料（図中黒丸プロット）とほぼ同等の５０００程度の実効透磁率μ’を示すことがわかる。
【０１４２】
更に鉄損Ｗ1/100kは、図１３に示すように、応力を印加しないリング試料（図中黒丸のプロット）では、熱処理温度Ｔaの上昇とともに保磁力Ｈｃが緩やかに低下し、熱処理温度Ｔaが３５０℃で２５０ｋＷ／ｍ3の鉄損Ｗ1/100kを示している。
一方、応力を印加したリング試料（図中黒四角のプロット）では、応力印加後に鉄損Ｗ1/100kが１０５０ｋＷ／ｍ3まで上昇するが、その後熱処理温度Ｔaの上昇により急速に低下し、熱処理温度Ｔaが３５０℃に達した時点で鉄損Ｗ1/100kが２００ｋＷ／ｍ3以下となり、応力を印加しないリング試料（図中黒丸プロット）より低い鉄損Ｗ1/100kを示すことがわかる。
【０１４３】
図１０〜図１３の結果から、応力を印加しないリング試料では、熱処理によって液体急冷時の残留応力が緩和されて各種の磁気特性が改善したものと考えられる。一方、応力を印加したリング試料では、応力印加後の時点で各種の磁気特性が大幅に劣化するが、熱処理を行うことにより印加した応力が緩和されて磁気特性が急速に回復し、同時に急冷時の残留応力も緩和される。結果的に応力を印加したリング試料は、熱処理温度３５０〜４５０℃の範囲で応力を印加しないリング試料と比較して同等以上の磁気特性を示すことがわかる。
【０１４４】
金属ガラス合金の応力緩和に有効な熱処理温度範囲（３５０〜４５０℃）は、センダストや純鉄の場合（約７００℃）と比較してかなりの低温であり、また前述の図８における結晶化開始温度Ｔx（５３８℃）よりはるかに低い温度である。従って本発明に係る金属ガラス合金は、センダストや純鉄の場合よりもかなり低い温度範囲で、結晶質相をさせることなく熱処理して応力緩和を行うことができ、磁気特性を向上させることができる。
よって、本発明の圧粉磁心では、従来の圧粉磁心では適用できないようなシリコーンエラストマー等の高分子エラストマーが使用可能である。
【０１４５】
次に、急冷後のリング試料について、４１０℃で熱処理した後、各種の絶縁材料でモールドした後、磁気特性を測定した。絶縁材料にはエポキシ樹脂、シリコーンエラストマー、水ガラス、ポリイミドを用いた。結果を図１４〜１６に示す。 図１４に各モールド試料のＢ-Ｈ曲線を示し、図１５に実効透磁率μ’の周波数依存性を示し、図１６には鉄損Ｗの周波数依存性を示す。尚、鉄損Ｗは励磁磁界０．１Ｔの条件で測定した。
【０１４６】
図１４に示すように、モールド試料のＢ-Ｈ曲線は、モールド前の試料の曲線よりも磁束密度Ｂが低下し、特にポリイミド及びエポキシ樹脂でモールドしたものは曲線の傾きが小さくなっていることがわかる。
曲線の傾きが低下したのは、実験で使用した組成の金属ガラス合金が、図９から明らかなように正磁歪を示すため、モールド時の圧縮成形による応力が印加されたために実効透磁率μ’が低下し、傾きが低下したものと考えられる。
また、ポリイミド及びエポキシ樹脂の場合に大幅に曲線の傾きが低下したのは、これらの樹脂の硬化収縮がシリコーンエラストマーの硬化収縮に比較して大きく、この硬化収縮による応力とモールド時の応力との合成応力が金属ガラス合金に印加されたためと考えられる。
従って、硬化収縮による応力の大きさは図１４より、エポキシ樹脂＞ポリイミド＞水ガラス＞シリコーンエラストマー、の順であることがわかる。
【０１４７】
次に図１５に示すように、モールド試料の実効透磁率μ’を絶縁材料間で比較すると、１００〜１０００ｋＨｚにおいては、エポキシ樹脂、ポリイミド、水ガラス、シリコーンエラストマー、モールドなしの順に高くなっている。
また、図１６に示すように、鉄損Ｗを絶縁材料間で比較すると、１００ｋＨｚ以上においては、ポリイミド、エポキシ樹脂、シリコーンエラストマー、水ガラス、モールドなしの順に低くなっている。
従って、シリコーンエラストマーは、エポキシ樹脂やポリイミドよりも実効透磁率μ’及び鉄損Ｗが改善されることがわかる。従って、金属ガラス合金の結着剤としては、シリコーンエラストマーが好ましいことがわかる。
【０１４８】
更に、急冷後の薄帯を外径ｒsの石英管に巻き付けた状態で、３１０〜４５０℃で熱処理を行い、熱処理後の薄帯の曲率半径ｒaを測定することにより、薄帯の応力緩和量を調査した。図１７にｒs／ｒaの熱処理温度Ｔa依存性を示す。
【０１４９】
図１７に示すように、熱処理温度Ｔaが高くなるにつれて石英管の外径と薄帯の曲率半径が接近し、即ちｒs／ｒaが１に接近し、３９０〜４１０℃にｒs／ｒa＝１になり、応力が緩和されていることがわかる。また図１７の上方にはＸ線回折による結晶構造の分析結果を併せて示しているが、熱処理温度Ｔaが４３０℃以下の範囲で非晶質相(Amo。)単相組織を維持していることがわかる。従って、ｒs／ｒa＝１になる温度（３９０℃）から非晶質単相が得られる温度（４３０℃）までの範囲は、前述の図１３に示した鉄損が低下する温度範囲と重複することから、金属ガラス合金の鉄損の低下は、非晶質単相を維持したままの状態で合金の内部応力が緩和されることにより得られるものと考えられる。
【０１５０】
「実験例３：シリコーンエラストマーを結着剤に用いた圧粉磁心の特性」
実験例１と同様のガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成であって、粒径６２μｍ以下の粉末からなる金属ガラス合金粉末を得た。
【０１５１】
次に、この金属ガラス合金粉末に、結着剤としてシリコーンゴム（シリコーンエラストマー）を０．６７〜４重量％添加して混合物とした。この混合物を６．６×１０-3Ｐａの減圧雰囲気中、室温（２９８Ｋ（２５℃））で成形圧力ＰS１５００ＭＰａまで加圧した。そして、混合物に上記の成形圧力Ｐsを印加したままで６８３Ｋ（４１０℃）の熱処理温度を約６０分間保持することにより窒素雰囲気下で熱処理した。
このようにして、実施例１〜５の圧粉磁心を製造した。この圧粉磁心の形状は、外径１２ｍｍ、内径６ｍｍ、厚さ２ｍｍの円環状であった。
【０１５２】
また、比較例として、絶縁材にシリコーン樹脂（シリコーンレジン）、エポキシ樹脂、ポリイミドを用いたこと以外は上記と同様にして比較例１〜３の圧粉磁心を製造した。
【０１５３】
実施例１〜５及び比較例１〜３の圧粉磁心について、周波数１００ｋＨｚ、飽和磁束密度０．１Ｔの条件で鉄損Ｗ1/100kを測定した。結果を表１に示す。
【０１５４】
【表１】
【０１５５】
表１から明らかなように、絶縁材としてシリコーンゴム（シリコーンエラストマー）を用いた実施例１〜５の圧粉磁心は、いずれも３１０ｋＷ／ｍ3以下の鉄損Ｗ1/100kを示しており、コアロスが極めて小さいことがわかる。特にその中でもシリコーンゴムの添加量が３重量％の圧粉磁心については、鉄損Ｗ1/100kが２００ｋＷ／ｍ3以下となっており、従来の圧粉磁心にはない極めて小さなコアロスを示している。
実施例１〜５の金属ガラス合金の磁歪定数を測定すると、いずれも２〜３×１０-5程度を示しており、圧粉磁心の内部応力が極めて小さい状態であることがわかる。
一方、比較例１〜３の圧粉磁心については、鉄損Ｗ1/100kが実施例よりも高めであり、特にポリイミドを絶縁材として用いた比較例２の圧粉磁心は、２０００ｋＷ／ｍ3以上の鉄損Ｗ1/100kを示していることがわかる。
また、シリコーン樹脂（シリコーンレジン）を用いた比較例１は、３８０ｋＷ／ｍ3の鉄損Ｗ1/100kを示しており、エポキシ樹脂やポリイミドの場合より鉄損Ｗ1/100kが低いものの、シリコーンゴム（シリコーンエラストマー）の場合より鉄損Ｗ1/100kが高くなっている。
【０１５６】
実施例１〜５の圧粉磁心が小さい鉄損Ｗ1/100kを示したのは、結着剤であるシリコーンゴム（シリコーンエラストマー）の硬化応力が小さく、金属ガラス合金粉末に残留する応力が小さいためと考えられる。
一方、比較例１〜３の圧粉磁心については、結着剤に用いた樹脂の弾性が小さいために硬化応力が大きく、圧粉磁心の内部応力が大きくなり、鉄損Ｗ1/100kが増大したものと考えられる。特に、比較例２においては、ポリイミドの硬化応力が大きいため、内部応力が蓄積され、鉄損が上昇したものと考えられる。
また、比較例１においては、シリコーン樹脂（シリコーンレジン）の弾性がシリコーンゴム（シリコーンエラストマー）より低いため、固化成形時に印加される応力の緩和が進まず、応力が残留して軟磁気特性が低下したためと考えられる。
【０１５７】
以上のことから、金属ガラス合金粉末と、シリコーンエラストマーとを室温で圧縮成形し、更に熱処理することにより、従来の圧粉磁心にはない極めて小さな鉄損を示す圧粉磁心が得られることが明らかになった。
【０１５８】
「実験例４：圧粉磁心のシランカップリング剤の添加量と磁気特性の関係」
実験例１と同様のガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末を得た。
この金属ガラス合金粉末にシリコーンエラストマーを添加し、更にシランカップリング剤を添加して１０分間混合した後、一軸プレス装置により室温で２０００ＭＰａの圧力を印加して圧縮成形を行った。圧縮成形後、窒素雰囲気中で昇温速度４０Ｋ／分、熱処理温度４１０℃、保持時間６０分の条件で熱処理を行うことにより、図１に示すような円環状の圧粉磁心を得た。圧粉磁心は外径１２ｍｍ、内径６ｍｍ、厚さ２．２ｍｍであった。
【０１５９】
なお、シランカップリング剤は、官能基がアミノ基のものを用いた。アミノ基のものは、ＮＨ2ＣＨ2ＣＨ2ＮＨＣＨ2ＣＨ2ＣＨ2Ｓｉ（ＯＣＨ3）3なる組成式で表されるものであった。
またシランカップリング剤の添加量は０〜２原子％、シリコーンエラストマーの添加量は０．２５原子％であり、金属ガラス合金粉末が残部であった。
【０１６０】
得られた圧粉磁心について、実効透磁率μ’及び鉄損Ｗ1/100kを測定した。結果を図１８及び図１９に示す。図１８に実効透磁率μ’とシランカップリング剤の添加量との関係を示し、図１９に鉄損Ｗ1/100kとシランカップリング剤の添加量との関係を示す。尚、鉄損Ｗ1/100kは周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界０．１Ｔの条件で測定した。
【０１６１】
図１８に示すように、カップリング剤の添加により、実効透磁率μ’が緩やかに向上することがわかる。特にシランカップリング剤を１．５重量％添加したときに、最も高い実効透磁率μ’を示すことがわかる。
また図１９から、シランカップリング剤を１．５重量％添加したときの鉄損Ｗ1/100kは１９６ｋＷ／ｍ3と比較的低い鉄損Ｗ1/100kを示している。ことがわかる。
【０１６２】
「実験例５：圧粉磁心の潤滑剤の選定及び磁気特性」
実験例１と同様のガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末を得た。
この金属ガラス合金粉末にシリコーンエラストマーを添加し、更に潤滑剤を添加して１０分間混合した後、一軸プレス装置により室温で２０００ＭＰａの圧力を印加して圧縮成形を行った。圧縮成形後、窒素雰囲気中で昇温速度４０Ｋ／分、熱処理温度４１０℃、保持時間６０分の条件で熱処理を行うことにより、図１に示すような円環状の圧粉磁心を得た。圧粉磁心は外径１２ｍｍ、内径６ｍｍ、厚さ２．２ｍｍであった。
【０１６３】
尚、潤滑剤には、ステアリン酸アルミニウム二量体（St.Al-Di）、ステアリン酸アルミニウム単量体（St.Al-Mono）、ステアリン酸カルシウム（St.Ca）、ステアリン酸マグネシウム（St.Mg）、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）及びステアリン酸亜鉛（St.Zn）を用いた。
【０１６４】
得られた圧粉磁心について、実効透磁率μ’及び鉄損Ｗ及び磁心の密度を測定した。結果を図２０〜図２４に示す。尚、鉄損Ｗは周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界０．１Ｔの条件で測定した。
図２０に実効透磁率μ’と潤滑剤の添加量との関係を示し、図２１に鉄損Ｗと潤滑剤の添加量との関係を示す。
また図２２には、実効透磁率μ’と磁心の密度との関係を示し、図２３には鉄損Ｗと磁心の密度との関係を示す。更に図２４には密度と潤滑剤の添加量との関係を示す。
【０１６５】
図２０から明らかなように、潤滑剤の添加によって実効透磁率μ’が向上している。特にステアリン酸アルミニウム二量体（St.Al-Di）を１．５重量％添加したときに実効透磁率μ’が９０程度と最も高い実効透磁率μ’を示している。
また、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）を添加したものは、添加量が増加するにつれて実効透磁率μ’が低下している。
また鉄損Ｗについては、図２１から明らかなように、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）以外のものについては潤滑剤の添加量に関わらずほぼ一定の鉄損Ｗを示している。
潤滑剤の添加により実効透磁率μ’が向上したのは、圧縮成形の際に金属ガラス合金の粉末同士の潤滑性が向上して合金粉末の充填密度が向上し、合金粉末同士が接近したためと考えられる。
また、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）を添加により実効透磁率μ’及び鉄損Ｗが劣化した原因は、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）が絶縁破壊を起こして圧粉磁心の比抵抗が低下し、渦電流損失が発生したためと考えられる。
【０１６６】
また、図２２及び図２４に示すように、ステアリン酸アルミニウム二量体（St.Al-Di）を添加した圧粉磁心では、磁心自体の密度が向上して実効透磁率μ’が高くなっている。これは、ステアリン酸アルミニウム二量体（St.Al-Di）の潤滑性が他のステアリン酸塩よりも優れるために金属ガラス合金の合金粉末同士の潤滑性が向上し、圧粉磁心の密度が高くなって実効透磁率μ’が向上したためと考えられる。
鉄損Ｗについては図２３に示すように、磁心の密度に寄らずほぼ一定の値を示しており、鉄損Ｗは、実験の範囲のおいては潤滑剤の種類及び添加量に左右されないことがわかる。
従って、図２０及び図２４から明らかなように、潤滑剤の添加量が１〜１．５重量％の範囲で磁心の密度及び実効透磁率μ’が向上し、軟磁気特性に優れた圧粉磁心が得られることがわかる。
【０１６７】
また図２５には渦電流損失Ｗeと潤滑剤の添加量の関係を示し、図２６にヒステリシス損失Ｗｈと潤滑剤の添加量の関係を示す。なお、過電流損失Ｗeとヒステリシス損失Ｗｈはともに鉄損Ｗの成分であって、Ｗ≒Ｗe＋Ｗｈの関係にある。
図２５に示すように、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）の添加量が増加するにつれて渦電流損失Ｗeが増大している。ステアリン酸ナトリウム（St.Na）以外の潤滑剤については添加量によらずほぼ一定である。
一方、ヒステリシス損失Ｗｈについては図２６に示すように、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）を含む全ての潤滑剤について添加量によらずほぼ一定である。
従って図２５の結果から、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）を添加した場合に渦電流損失Ｗeが増大し、絶縁破壊が発生していることが示唆される。
【０１６８】
以上のことから、圧粉磁心に用いる潤滑剤としては、ステアリン酸アルミニウムが好ましく、特にステアリン酸アルミニウム二量体がより好ましいことがわかる。
【０１６９】
「実験例６：熱処理時の雰囲気と磁気特性」
実験例１と同様のガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末を得た。
この金属ガラス合金粉末にシリコーンエラストマーを添加し、更に潤滑剤を添加して１０分間混合した後、一軸プレス装置により室温で２０００ＭＰａの圧力を印加して圧縮成形を行った。圧縮成形後、昇温速度４０Ｋ／分、熱処理温度４１０℃、保持時間６０分の条件で熱処理を行うことにより、図１に示すような円環状の圧粉磁心を得た。圧粉磁心は外径１２ｍｍ、内径６ｍｍ、厚さ２．２ｍｍであった。
【０１７０】
熱処理時の雰囲気は、０．００２〜１．２Ｐａの背圧Ｐbで窒素ガスを流量１．４Ｌ／分でフロー、もしくは上記背圧Ｐb下でアルゴンガスを流量１Ｌ／分でフロー、あるいは０．５Ｐａの真空雰囲気、更には大気中、の４種類の条件とした。また潤滑剤にはステアリン酸アルミニウム二量体を用いた。
またシリコーンエラストマーの添加量は０．２５重量％とし、潤滑剤の添加量は１．２５重量％とし、金属ガラス合金粉末を残部とした。
【０１７１】
得られた圧粉磁心について、１ＭＨｚにおける実効透磁率μ’及び鉄損Ｗ及び磁心の密度を測定した。結果を図２７及び図２８に示す。尚、鉄損Ｗは周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界０．１Ｔの条件で測定した。
【０１７２】
図２７には１ＭＨｚにおける実効透磁率μ’と背圧Ｐbとの関係を示す。
図２７から明らかなように、大気雰囲気中で熱処理した圧粉磁心は、実効透磁率μ’が５０以下になっている。これ以外の圧粉磁心は、背圧Ｐbによらずほぼ一定の値を示している。
【０１７３】
また図２８には鉄損Ｗと背圧Ｐbとの関係を示す。ここで、破線及び三角印のプロットは真空雰囲気中で熱処理した圧粉磁心であり、一点鎖線及び丸印のプロットはアルゴンフロー中で熱処理した圧粉磁心であり、実線及び四角印のプロットは窒素フロー中で熱処理した圧粉磁心であり、ひし形のプロットは大気雰囲気中で熱処理した圧粉磁心である。更に白丸、白三角、白四角及び白ひし形のプロットは、渦電流損失Ｗe及びヒステリシス損失Ｗｈを示し、黒丸、黒三角、黒四角および黒ひし形のプロットは鉄損Ｗを示す。尚、Ｗ≒Ｗe＋Ｗｈの関係である。
図２８から明らかなように、大気雰囲気中で熱処理した圧粉磁心は、Ｗ、Ｗe、Ｗｈがそれぞれ３２００〜３９００ｋＷ／ｍ3を示している。これ以外の圧粉磁心では、Ｗが２５０〜２７０ｋＷ／ｍ3程度であり、Ｗeが２００〜２７０ｋＷ／ｍ3程度であり、Ｗｈが４０〜９０ｋＷ／ｍ3程度になっている。
また、Ｗ、Ｗe、Ｗｈは背圧Ｐbによらずほぼ一定の値を示しており、背圧Ｐbが１Ｐａ程度でもＷ、Ｗe、Ｗｈの増大が見られないことがわかる。
【０１７４】
大気雰囲気中で熱処理した圧粉磁心の実効透磁率μ’、鉄損Ｗ、過電流損失Ｗe及びヒステリシス損失Ｗｈが劣化したのは、大気中で４１０℃まで加熱したことによって金属ガラス合金粉末が酸化して軟磁気特性が劣化したことに加えて、シリコーンエラストマーに大気中の酸素が更に結合し、応力が増大したために、実効透磁率μ’と鉄損Ｗとが劣化したものと考えられる。
また、背圧Ｐbを１Ｐａ程度にすれば、実効透磁率μ’及び鉄損Ｗを劣化させることがないので、熱処理時に大がかりな真空ポンプ等を設置する必要がなく、圧粉磁心の製造コストを低減できる。
【０１７５】
次に、背圧Ｐbを２．６×１０-3Ｐａに固定し、アルゴンガスまたは窒素ガスの流量を０．１５〜５０Ｌ／分の範囲で変化させて熱処理を行った。このときの実効透磁率μ’及び鉄損Ｗを測定した。結果を図２９及び図３０に示す。
【０１７６】
図２９には、１ＭＨｚにおける実効透磁率μ’とガス流量との関係を示す。
図２９から明らかなように、窒素ガス雰囲気の場合、流量を５０から１０Ｌ／分に低下させると僅かに実効透磁率μ’が低下するが、その後は約９０程度と一定になり、流量を０．５Ｌ／分まで低下させても９０程度を保っている。
一方、アルゴンガスの場合は、１Ｌ／分では実効透磁率μ’が８２程度とやや低めであるが、８Ｌ／分程度にすることで窒素雰囲気の場合とほぼ同等の実効透磁率μ’を示すようになる。
【０１７７】
また図３０には鉄損Ｗとガス流量との関係を示す。ここで、丸印のプロットはアルゴンフロー中で熱処理した圧粉磁心であり、四角印のプロットは窒素フロー中で熱処理した圧粉磁心である。更に白丸及び白四角のプロットは、渦電流損失Ｗe及びヒステリシス損失Ｗｈを示し、黒丸及び黒四角のプロットは鉄損Ｗを示す。尚、Ｗ≒Ｗe＋Ｗｈの関係である。
図３０から明らかなように、窒素雰囲気中で熱処理した圧粉磁心は、ガス流量が増加するにつれてＷ、Ｗe及びＷｈが僅かに増大する傾向にある。また、アルゴンガス雰囲気中で熱処理した場合は、ガス流量によらずほぼ一定値を示している。
【０１７８】
以上のことから、熱処理時の雰囲気については、不活性ガス雰囲気または真空雰囲気とすれば、磁気特性に大きな劣化を及ぼすようなことはない。
【０１７９】
「実験例７：インダクタの特性」
実験例１と同様のガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末を得た。
この金属ガラス合金粉末にシリコーンエラストマーを添加し、更に潤滑剤を添加して１０分間混合した後、混合物をコイル状に巻回した銅線とともに金型に充填し、図３に示す放電プラズマ焼結装置により室温で５．９ＭＰａの圧力を印加して圧縮成形を行った。圧縮成形後、昇温速度４０Ｋ／分、熱処理温度４１０℃、保持時間６０分の条件で熱処理を行うことにより、図４に示すような実施例のインダクタを得た。この実施例のインダクタのコアは厚さ２ｍｍ、各辺が１２ｍｍの直方体であった。また銅線は直径０．６ｍｍであり、巻回数は５回であり、表面にはポリイミドの絶縁膜を成膜したものを用いた。
【０１８０】
なお、潤滑剤にはステアリン酸アルミニウム二量体を用いた。またシリコーンエラストマーの添加量は４重量％とした。
【０１８１】
また比較例として、センダスト合金とシリコーンレジンで上部コア及び下部コアを形成し、これら上部、下部コアの間にコイルを有する銅線を配置することにより、いわゆるポット型の比較例のインダクタを製造した。
得られたインダクタについて、周波数２．５〜１００００ｋＨｚにおけるインダクタンスＬ及びＱ値を測定した。結果を図３１に示す。
【０１８２】
図３１から明らかなように、実施例のインダクタは、比較例よりも高いインダクタンスＬ及びＱ値を示しており、優れた特性を示すことがわかる。
これは、実施例のインダクタは、コアと銅線とが密着しているので、漏れ磁界がなく、インダクタンスＬ及びＱ値が低下しなかったと考えられる。一方、比較例のインダクタは、コアと導電との間に空隙があるため、この空隙の存在により実質的に占積率が低下し、インダクタンスＬ及びＱ値が低下したものと考えられる。
【０１８３】
【発明の効果】
以上、詳細に説明したように、本発明の圧粉磁心は、シリコーンエラストマーからなる結着剤を備えており、このシリコーンエラストマーはシリコーンレジンよりも圧縮成形性に優れ、その成形温度もシリコーンレジンの場合よりも低いので、室温で固化成形することにより高い強度を有する圧粉磁心を構成することができる。
また、シリコーンエラストマーは圧粉磁心内部でも十分な弾性を示すので、１×１０-6〜５０×１０-6の磁歪定数を示す金属ガラス合金を用いた場合でも、歪みを緩和させることができ、圧粉磁心内部の応力を緩和して高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することができる。
更に、金属ガラス合金は（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の範囲で熱処理されることにより、結晶質相を析出させることがなく応力緩和をすることができ、高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することができる。
更に、ステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤が添加されているので、成形時に金属ガラス合金粉末同士が相互に滑りやすくなって圧粉磁心の相対密度が向上し、圧粉磁心の透磁率を高めて鉄損を低下させることができる。
更に、シランカップリング剤が添加されているので、金属ガラス合金粉末とシリコーンエラストマーとの密着性が向上することによりシリコーンエラストマーの添加量を低減させることができ、これにより金属ガラス合金粉末同士が接近して見かけ上の反磁界を低減でき、透磁率を高くすることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の圧粉磁心の実施形態例を示す斜視図である。
【図２】 本発明の圧粉磁心の製造方法を実施する際に用いる金型の一例を示す分解斜視図である。
【図３】 本発明の圧粉磁心を製造する際に用いる放電プラズマ焼結装置の要部の模式図である。
【図４】 本発明の実施形態であるインダクタを示す斜視図である。
【図５】 本発明の実施形態であるトランスを示す斜視図である。
【図６】 Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末のＸ線回折パターンを示す図である。
【図７】 Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末のＳＥＭ写真である。
【図８】 Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末のＤＳＣ曲線を示す図である。
【図９】 Ｆｅ100-x-rＡｌx(Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓｉ0.13)rなる組成の金属ガラス合金粉末の磁歪定数λｓのＦｅ、Ａｌ及び（ＰＣＢＳｉ）組成の依存性を示す三角組成図である。
【図１０】 磁束密度Ｂ800と熱処理温度Ｔaとの関係を示すグラフである。
【図１１】 保磁力Ｈｃと熱処理温度Ｔaとの関係を示すグラフである。
【図１２】 １ｋＨｚにおける実効透磁率μ’と熱処理温度Ｔaとの関係を示すグラフである。
【図１３】 鉄損Ｗ1/100kと熱処理温度Ｔaとの関係を示すグラフである。
【図１４】 各種の絶縁材料でモールドしたモールド試料のＢ-Ｈ曲線を示すグラフである。
【図１５】 各種の絶縁材料でモールドしたモールド試料の実効透磁率μ’と周波数との関係を示すグラフである。
【図１６】 各種の絶縁材料でモールドしたモールド試料の鉄損Ｗと周波数との関係を示すグラフである。
【図１７】 金属ガラス合金薄帯の応力緩和率と熱処理温度Ｔaとの関係を示すグラフである。
【図１８】 実効透磁率μ’とシランカップリング剤の添加量との関係を示すグラフである。
【図１９】 鉄損Ｗ1/100kとシランカップリング剤の添加量との関係を示すグラフである。
【図２０】 実効透磁率μ’と潤滑剤の添加量との関係を示すグラフである。
【図２１】 鉄損Ｗと潤滑剤との関係を示すグラフである。
【図２２】 圧粉磁心の実効透磁率μ’と密度との関係を示すグラフである。
【図２３】 圧粉磁心の鉄損Ｗと密度との関係を示すグラフである。
【図２４】 圧粉磁心の密度と潤滑剤の添加量との関係を示すグラフである。
【図２５】 圧粉磁心の渦電流損失Ｗeと潤滑剤の添加量との関係を示すグラフである。
【図２６】 圧粉磁心のヒステリシス損失Ｗｈと潤滑剤の添加量との関係を示すグラフである。
【図２７】 圧粉磁心の実効透磁率μ’と背圧Ｐbとの関係を示すグラフである。
【図２８】 圧粉磁心の鉄損、Ｗｈ及びＷｅと背圧Ｐbとの関係を示すグラフである。
【図２９】 圧粉磁心の実効透磁率μ’とガス流量との関係を示すグラフである。
【図３０】 圧粉磁心の鉄損、Ｗｈ及びＷｅとガス流量との関係を示すグラフである。
【図３１】 実施例及び比較例のインダクタのインダクタンスＬ及びＱ値の周波数依存性を示すグラフである。
【符号の説明】
１ 圧粉磁心
２１ インダクタ
３１ トランス
【発明の属する技術分野】
本発明は、圧粉磁心に関するものであり、特に、高透磁率で低鉄損の圧粉磁心に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
スイッチング電源用トランスコアや平滑チョークコア等の高周波まで一定の透磁率が必要とされる磁心部品に用いられる磁心は、フェライトの開磁路型あるいはギャップ付の磁心、またはアモルファス合金薄帯を巻回した磁心にギャップを形成した磁心が提案されている。また、カーボニル鉄、パーマロイ、センダスト等の粉末と絶縁材を混合して成形した圧粉磁心も提案されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
ところが、フェライトの焼結磁心は、コアロスが小さいものの飽和磁束密度が小さく、開磁路型やギャップ付の磁心ではギャップ部からの漏洩磁束が周囲の電気回路に悪影響を与えるという欠点があった。また、カーボニル鉄、パーマロイ、センダスト等の粉末を用いた圧粉磁心は、飽和磁束密度がフェライトより優れるものの鉄損が大きいという欠点があった。
上記の圧粉磁心の鉄損が大きくなる原因としては、磁性粉に用いる磁性材料の鉄損が大きいことと、圧粉磁心を成形する際にかかる応力を十分に緩和できないことが原因であった。
【０００４】
そこで鉄損低下のために応力を緩和する手段として、センダスト(Fe-Si-B合金)の粉末にシリコーンレジンを添加して固化成形後、５００℃以上の温度で熱処理してなる圧粉磁心が提案されている。
しかし、シリコーンレジンは一般に熱的安定性に劣るため、このシリコーンレジンを用いて固化成形するには５００℃以下の高温で熱処理する印加する必要があり、必ずしもセンダストの応力を完全に緩和することは困難であった。しかも、得られた圧粉磁心の１ＭＨｚにおける透磁率は４０〜５０程度と低く、高周波帯域での適用が困難な状況であった。
【０００５】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、高透磁率であるとともに低鉄損の圧粉磁心を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するために、本発明は以下の構成を採用した。
本発明の圧粉磁心は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ａｌである元素Ｘと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含む非晶質相を主相とする組織からなり、磁歪定数が１×１０ −６ 〜５０×１０ −６ の範囲である金属ガラス合金の粉末に、シリコーンエラストマーからなる結着剤とステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤とが添加され、固化成形されてなることを特徴とする。
また、前記固化成形後に（Ｔg−１７０）Ｋ〜（Ｔg）Ｋの温度範囲で熱処理されてなることが好ましい。
【０００７】
係る圧粉磁心によれば、シリコーンエラストマーからなる結着剤を備えており、このシリコーンエラストマーはシリコーンレジンよりも内部応力の低減を実現できる。
また、シリコーンエラストマーは圧粉磁心内部でも十分な弾性を示すので、１×１０-6〜５０×１０-6の磁歪定数を示す金属ガラス合金を用いた場合でも、歪みを緩和させることができ、圧粉磁心内部の応力を緩和して高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することが可能になる。
更に、金属ガラス合金は（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の温度で熱処理されることにより、応力緩和されるとともに結晶質相を析出させることがなく、高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することが可能になる。
更に、ステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤が添加されているので、成形時に金属ガラス合金粉末同士が相互に滑りやすくなって圧粉磁心の相対密度が向上し、圧粉磁心の透磁率を高めて鉄損を低下させることが可能になる。
【０００８】
更に本発明の圧粉磁心は、先に記載の圧粉磁心であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成式で表されるものであることを特徴とする。
Ｆｅ100-x1-y1-z1-w1Ａｌx1Ｐy1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1は、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。
【０００９】
また本発明の圧粉磁心は、先に記載の圧粉磁心であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成式で表されるものであることを特徴とする。
（Ｆｅ１−ａ１Ｔａ１）１００−ｘ１−ｙ１−ｚ１−ｗ１Ａｌｘ１Ｐｙ１Ｃｚ１Ｂｗ１
ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であり、組成比を示すａ１、ｘ１、ｙ１、ｚ１、Ｗ１は、０．１≦ａ１≦０．１５、０原子％≦ｘ１≦１０原子％、２原子％≦ｙ１≦１５原子％、０原子％＜ｚ１≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ１≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ１−ｙ１−ｚ１−ｗ１）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ１＋ｚ１＋Ｗ１）≦３０原子％である。
【００１０】
また本発明の圧粉磁心は、先に記載の圧粉磁心であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成式で表されるものであることを特徴とする。
Ｆｅ100-x1-v1-z1-w1Ａｌx1（Ｐ1-b1Ｓｉb1）v1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０．１≦ｂ1≦０．２８、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。
【００１１】
また本発明の圧粉磁心は、先に記載の圧粉磁心であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成式で表されるものであることを特徴とする。
（Ｆｅ１‐ａ１Ｔａ１）100 −ｘ１−ｖ１−ｚ１−ｗ１Ａｌx1（Ｐ１−ｂ１Ｓｉｂ１）ｖ１Ｃｚ１Ｂｗ１
ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であり、組成比を示すａ1、ｂ1、ｘ1、ｖ１、ｚ１、ｗ１は、０．１≦ａ１≦０．１５、０．１≦ｂ１≦０．２８、０原子％≦ｘ１≦１０原子％、２原子％≦ｖ１≦１５原子％、０原子％＜ｚ１≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ１≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ１−ｖ１−ｚ１−ｗ１）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ１＋ｚ１＋ｗ１）≦３０原子％である。
【００１２】
また、上記の金属ガラス合金は、合金の融点をＴmとしたとき、Ｔg／Ｔm≧０．５７を示し、更に飽和磁化σsが１８０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上、組成によっては２００×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上、最も好ましい組成では２１０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上を示す。
【００１３】
係る圧粉磁心によれば、上記のＦｅ-Ａｌ-Ｐ-Ｃ-Ｂ（Ｓｉ）系の金属ガラス合金を備えており、この金属ガラス合金は、磁性を示すＦｅ及び元素Ｔと非晶質形成能を有するＡｌと元素Ｑを具備しており、非晶質相を主相とするとともに優れた軟磁気特性を示すので、圧粉磁心の透磁率を高めて鉄損を低減させることが可能になる。
そして、Ｆｅ単独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比を７０原子％以上７９原子％以下とし、Ａｌを０原子％以上１０原子％以下とし、Ｐ、Ｃ、Ｂ、（Ｓｉ）の合計を１１原子％以上３０原子％以下とすることにより、Ｔg／Ｔmを０．５７以上にするとともに飽和磁化σsを１８０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にすることができ、圧粉磁心の透磁率をより高めて鉄損をより低減させることが可能になる。
尚、Ｔg／Ｔmはいわゆる換算ガラス化温度と呼ばれるもので、金属ガラス合金の非晶質形成能の程度を示す指標であり、このＴg／Ｔmが０．５７以上と比較的高いので、ガスアトマイズ法等の手段により非晶質相を主相とする組織の合金を容易に得ることが可能になる。
【００１４】
また上記のＦｅ-Ａｌ-Ｐ-Ｃ-Ｂ（Ｓｉ）系合金において、前記組成比のうちのｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦６原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７６原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２４原子％の範囲であることが好ましい。
【００１５】
また上記のＦｅ-Ａｌ-Ｐ-Ｃ-Ｂ（Ｓｉ）系合金において、前記組成比のうちのｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦６原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７６原子％≦（１００−ｘ1−ｖ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２４原子％の範囲であることがより好ましい。
【００１６】
係る圧粉磁心によれば、金属ガラス合金におけるＦｅ単独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比を７６原子％以上７９原子％以下とし、Ａｌを０原子％以上６原子％以下とし、Ｐ、Ｃ、Ｂ、（Ｓｉ）の合計を１８原子％以上２４原子％以下とすることにより、Ｔg／Ｔmを０．５７以上にするとともに、飽和磁化σsを２００×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にすることができ、高透磁率で低鉄損、かつ高飽和磁化の圧粉磁心を構成することが可能になる。
【００１７】
また上記のＦｅ-Ａｌ-Ｐ-Ｃ-Ｂ（Ｓｉ）系合金において、前記組成比のうちのｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦５原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７７原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２２原子％の範囲であることが更に好ましい。
【００１８】
また上記のＦｅ-Ａｌ-Ｐ-Ｃ-Ｂ（Ｓｉ）系合金において、前記組成比のうちのｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦５原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７７原子％≦（１００−ｘ1−ｖ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２２原子％の範囲であることが最も好ましい。
【００１９】
係る圧粉磁心によれば、金属ガラス合金におけるＦｅ単独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比を７７原子％以上７９原子％以下とし、Ａｌを０原子％以上５原子％以下とし、Ｐ、Ｃ、Ｂ、（Ｓｉ）の合計を１８原子％以上２２原子％以下とすることにより、Ｔg／Ｔmを０．５７以上にするとともに、飽和磁化σsを２１０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にすることができ、高透磁率で低鉄損、かつ高飽和磁化の圧粉磁心を構成することが可能になる。
【００２８】
また、前記金属ガラス合金の組成は、下記の組成で表されるものであってもよい。
（Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3Ｍx3Ｂy3
但し、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上からなる元素であり、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3は、０≦ａ3≦０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子％、１０原子％≦y3≦２２原子％である。
【００３０】
また本発明の圧粉磁心は、先に記載の圧粉磁心であって、前記金属ガラス合金の粉末に、前記シリコーンエラストマーと、前記ステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤と、シランカップリング剤とが添加され、固化成形されてなることを特徴とする
【００３１】
係る圧粉磁心によれば、シランカップリング剤が添加されているので、金属ガラス合金粉末とシリコーンエラストマーとの密着性が向上することによりシリコーンエラストマーの添加量を低減させることができ、これにより金属ガラス合金粉末同士が接近して見かけ上の反磁界を低減でき、透磁率を高くすることが可能になる。
【００３２】
また本発明の圧粉磁心は、先に記載の圧粉磁心であって、前記シランカップリング剤の金属と結合可能な官能基が、アミノ基、ビニル基、メチル基のうちのいずれか１種であることを特徴とする。
【００３３】
係る圧粉磁心によれば、アミノ基、ビニル基、メチル基のうちのいずれか１種の官能基を有するシランカップリング剤を備えており、これらの官能基は金属ガラス合金の粉末表面との結合性に優れるため、シリコーンエラストマーの添加量を低減させて透磁率を高くすることが可能になる。
【００３４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の圧粉磁心の実施の形態を図面を参照して説明する。
本発明の実施形態の圧粉磁心は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であるとともに、Ａｌ、Ｇａのいずれか一方または両方の元素Ｘと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含み、非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末に、シリコーンエラストマーからなる結着剤とステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤とが添加され、固化成形された後に熱処理されてなるものである。熱処理温度は（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の範囲が好ましい。また、上記金属ガラス合金としては、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上のものが好ましい。更に上記の金属ガラス合金は、磁歪定数が１×１０-6〜５０×１０-6の範囲のものが好ましい。
また、金属ガラス合金粉末とシリコーンエラストマーと充填剤とに加えて、シランカップリング剤を添加しても良い。
【００３５】
この圧粉磁心の形状は、例えば図１に示すように、円環状の磁心１を例示できるが、形状はこれに限られず、長円環状や楕円環状であっても良い。また平面視略Ｅ字状、平面視略コ字状、平面視略Ｉ字状等であっても良い。
【００３６】
この圧粉磁心は、金属ガラス合金の粉末がシリコーンエラストマーからなる結着剤によって結着されてなるもので、組織中に金属ガラス合金の粉末が存在した状態となっており、金属ガラス合金の粉末が溶解して均一な組織を構成しているものではない。また、金属ガラス合金の粉末は、粉末を構成する個々の粒子がシリコーンエラストマーによって絶縁されていることが好ましい。
このように、圧粉磁心には金属ガラス合金の粉末とシリコーンエラストマーからなる結着剤とが混合されて存在するので、シリコーンエラストマーによって圧粉磁心自体の比抵抗が大きくなり、高周波領域における透磁率を高くすることができる。
【００３７】
またシリコーンエラストマーは、圧粉磁心の比抵抗を高めるとともに、金属ガラス合金の粉末を結着して圧粉磁心の形状を保持し、更に磁気特性に大きな損失を与えないものである。またシリコーンエラストマーは、従来から用いられているシリコーンレジンよりも圧縮成形性に優れるので、常温で固化成形することにより高い強度を有する圧粉磁心を構成することが可能になる。更にシリコーンエラストマーは圧粉磁心内部でも十分な弾性を示し、１×１０-6〜５０×１０-6の磁歪定数を示す金属ガラス合金を用いた場合でも、歪みを緩和させることができ、圧粉磁心内部の応力を緩和して高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することが可能になる。
【００３８】
更に、金属ガラス合金は（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の温度範囲で熱処理されることにより、応力緩和されるとともに結晶質相を析出させることがなく、高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することが可能になる。
またステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤は、金属ガラス合金粉末の潤滑性を高める機能があり、金属ガラス合金とシリコーンエラストマーを混合して成形する際に、金属ガラス合金の粉末同士が相互に滑りやすくなって粉末が密に充填されることにより、圧粉磁心の相対密度が向上する。これにより、圧粉磁心の透磁率が高くなるとともに鉄損が低下する。
【００３９】
また、シランカップリング剤は一般に、珪素原子に直接に結合したメトキシ基あるいはエトキシ基等と、珪素原子にメチレン鎖を介して結合した官能基を具備してなり、この官能基が金属と結合し、先のメトキシ基あるいはエトキシ基等が有機物と結合することにより、金属と有機物とを強固に結合させるものである。
本発明の場合、シランカップリング剤によって金属ガラス合金とシリコーンエラストマーを結合する。従って、前述の官能基としては、金属ガラス合金との結合性が良好な官能基を選択することが好ましく、例えば、アミノ基、ビニル基、メチル基のうちのいずれか１種でることが好ましい。
シランカップリング剤により金属ガラス合金粉末とシリコーンエラストマーを強固に結合させるので、金属ガラス合金粉末の表面にシリコーンエラストマーがまんべんなく被覆されることになり、金属ガラス合金の粉末同士の絶縁性を高くすることができ、圧粉磁心の透磁率を高くすることができる。また、シリコーンエラストマーの添加量を可能な範囲で低減させることができ、これにより金属ガラス合金粉末同士が接近して見かけ上の反磁界を低減でき、圧粉磁心の透磁率を高くすることができる。
【００４０】
金属ガラス合金は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であるとともに磁歪定数が１×１０-6〜５０×１０-6の範囲であり、非晶質相を主相とする組織からなるものであって、高い透磁率と高い飽和磁化を示すとともに、低保磁力かつ低鉄損な合金である。またこの金属ガラス合金は非晶質相を主相とする合金であり、結晶化開始温度Ｔxが６００℃（８７３Ｋ）程度であるため、Ｔx以下の温度で加熱することにより、内部応力が緩和されて磁気特性が向上する。従って、約５００℃以下の温度で熱処理が可能なシリコーンエラストマーを用いることにより、結晶質相を析出させることなく金属ガラス合金粉末の応力を緩和させることができ、高透磁率で低鉄損の本発明に係る圧粉磁心を構成できる。
【００４１】
尚、金属ガラス合金の過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ未満であると、非晶質形成能が低下して結晶質相が析出しやすくなり、金属ガラス合金の粉末とシリコーンエラストマーとを固化成形した後に行う熱処理時に、結晶化させずに十分に内部応力を緩和させることが困難になる。ΔＴxが２０Ｋ以上であると、熱処理温度が低くても十分に応力緩和を行うことができ、圧粉磁心の磁気特性を向上させることができる。
【００４２】
また金属ガラス合金は組成により磁歪定数が変動するが、磁歪定数が１×１０-6以上を示す組成の場合に比較的に高飽和磁化を示す傾向にある。
本発明に係る金属ガラス合金の場合、磁歪定数が高いほど高飽和磁束密度を示す。しかし、磁歪定数が５０×１０-6を越えると、シリコーンエラストマーによっても歪みの緩和が困難となり、圧粉磁心自体の歪みが大きくなって透磁率が低下し、鉄損が増大する。
【００４３】
次に、シリコーンエラストマーの添加量は、圧粉磁心に対して０．０５重量％以上５重量％以下の範囲が好ましく、０．１重量％以上３重量％以下の範囲がより好ましい。シリコーンエラストマーの添加量が０．０５重量％未満では、金属ガラス合金の粉末を完全に絶縁することができなくなって渦電流損失が増大し、透磁率が低下するので好ましくない。また、シリコーンエラストマーの添加量が５重量％を越えると、金属ガラス合金の粉末表面に厚くシリコーンエラストマーが付着し、合金粉末同士の間隔が広がって反磁界の影響が強まり、透磁率が低下するので好ましくない。
【００４４】
また、ステアリン酸アルミニウムの添加量は、圧粉磁心に対して０．１重量％以上５重量％以下の範囲が好ましく、０．１重量％以上３重量％以下の範囲がより好ましい。ステアリン酸アルミニウムの添加量が０．１重量％未満では、合金粉末の潤滑性を高くすることができず、これにより圧粉磁心の相対密度が低下して透磁率が低下するとともに鉄損が増大するので好ましくない。また、ステアリン酸アルミニウムの添加量が５重量％を越えると、加熱成型時にステアリン酸アルミニウムが分解してガス発生が起き、これにより圧粉磁心の相対密度が低下して透磁率が低下するとともに鉄損が増大するので好ましくない。
【００４５】
更に、シランカップリング剤の添加量は、圧粉磁心に対して０．１重量％以上２重量％以下の範囲が好ましく、０．５重量％以上２重量％以下の範囲がより好ましい。シランカップリング剤の添加量が０．１重量％未満では、金属ガラス合金とシリコーンエラストマーの密着性が低下し、圧粉磁心の強度が低下するので好ましくない。また、シランカップリング剤を２重量％を越えて添加しても、添加に見合う効果が得られないので好ましくない。
【００４６】
本発明の圧粉磁心を構成する金属ガラス合金の粉末は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ｆｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑとを含み、非晶質相を主相とする組織からなるもので、金属ガラス合金の薄帯が粉砕されて得られたもの、金属ガラス合金の溶湯を回転する冷却ロールに霧状に吹き付けて冷却して得られたもの、金属ガラス合金の溶湯を高圧ガスとともに霧状に吹き出して冷却して得られたもの、あるいは金属ガラス合金の溶湯を水中に霧状に吹き出して冷却して得られたものなどである。この金属ガラス合金の粉末は、上記の非晶質相を主相とする組織からなるので、保磁力が低くなって優れた軟磁気特性を示す。
特に、金属ガラス合金の溶湯を高圧ガスとともに霧状に吹き出して冷却する方法で得られた粉末は、他の方法で得られた粉末よりも形状が球状に近くなって成形性が向上するので、本発明の圧粉磁心の構成材料として好適に用いることができる。
【００４７】
また、この金属ガラス合金は、組成によってはΔＴxが４０Ｋ以上、さらには５０Ｋ以上という顕著な温度間隔を有し、また、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上を有しており、これまでの知見から知られる他の合金からは全く予期されないものであり、室温で優れた軟磁気特性を有しており、これまでの知見に見られない全く新規なものである。
【００４８】
また、本発明に係る金属ガラス合金において、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは溶湯が液体構造を維持したまま原子振動のみが生じている状態であり、この過冷却液体の温度間隔ΔＴxの存在が、金属ガラス合金において原子の移動の起こり難い、即ち結晶化しにくい性質を表している。
過冷却液体の温度間隔ΔＴxの大きな金属ガラス合金は溶湯を冷却する際に、原子の移動が起こり難いので、溶融状態の溶湯が固化される際に経る過冷却液体状態が非常に広くなる。本発明で用いられる金属ガラス合金は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが大きいために、溶融状態から冷却するとき、結晶化開始温度Ｔxの低温側に広い過冷却液体領域を有し、結晶化することなく温度の低下に伴ってこの過冷却液体領域の温度間隔ΔＴxを経過したときに、ガラス遷移温度Ｔgに至って非晶質相を容易に形成する。
従って、冷却速度が比較的遅くても充分に非晶質相を形成することが可能であり、例えば、比較的冷却速度が高い単ロール法などの液体急冷法等により得られる金属ガラス合金の薄帯のほか、鋳造法等によって得られる金属ガラス合金のバルク体等を粉砕することによっても、非晶質相を主相とする金属ガラス合金の粉末が得られる。
【００４９】
本発明に係る金属ガラス合金は、２０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示し、組成によってはΔＴxが３０Ｋ以上、さらには５０Ｋ以上という顕著な温度間隔を有し、軟磁性についても室温で優れた特性を有している。
また、この金属ガラス合金は非晶質形成能が高いことから、組織全体を完全な非晶質相とすることができ、従って結晶磁気異方性を持たず、これにより低い保磁力と高い透磁率を示し、またＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ等の磁性元素を多く含むために高い飽和磁化を示す。従って本発明に係る金属ガラス合金からなる圧粉磁心は、透磁率及び飽和磁化が格段に向上し、極めて低い鉄損を示す。
また金属ガラス合金の非晶質形成能が高いことから、シリコーンエラストマーによる圧縮成形可能な温度範囲で熱処理した場合でも結晶質相を析出させることがなく、内部応力を緩和でき、軟磁気特性をより向上させることができる。
【００５０】
本発明の圧粉磁心に好適に用いられる金属ガラス合金の一例として、磁性を示すＦｅと、Ａｌと、非晶質形成能を有するＰ、Ｃ、Ｂを少なくとも具備してなるものを挙げることができる。また、Ｎｉ、Ｃｏのいずれか一方または両方をＦｅ置換で添加しても良く、更にＰ、Ｃ、Ｂに加えてＳｉを添加したものでもよい。
【００５１】
上記の金属ガラス合金の一例として、下記の組成式で表すものを挙げることができる。
Ｆｅ100-x1-y1-z1-w1Ａｌx1Ｐy1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1は、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。
【００５２】
また、上記の金属ガラス合金の別の例として、下記の組成式で表すものを挙げることができる。
（Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-y1-z1-w1Ａｌx1Ｐy1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すａ1、ｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1は、０．１≦ａ1≦０．１５、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。
【００５３】
更に、上記の金属ガラス合金の他の例として、下記の組成式で表すものを挙げることができる。
Ｆｅ100-x1-v1-z1-w1Ａｌx1（Ｐ1-b1Ｓｉb1）v1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０．１≦ｂ1≦０．２８、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。
【００５４】
更にまた、上記の金属ガラス合金のその他の例として、下記の組成式で表すものを挙げることができる。
（Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ａｌx1（Ｐ1-b1Ｓｉb1）v1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すａ1、ｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０．１≦ａ1≦０．１５、０．１≦ｂ1≦０．２８、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｖ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。
【００５５】
上記の組成の金属ガラス合金は、合金の融点をＴmとしたとき、Ｔg／Ｔm≧０．５７を示すとともに、飽和磁化σsが１８０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上を示す。
【００５６】
また、ＦｅとＡｌとＰ、Ｃ、Ｂとを少なくとも含む上記の金属ガラス合金の好ましい組成範囲は、前記の組成比のうちのｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦６原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％＜ｗ1≦１０原子％、７６原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２４原子％となる範囲である。
また、ＦｅとＡｌとＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉとを少なくとも含む上記の金属ガラス合金の好ましい範囲は、前記の組成比のうちのｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦６原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７６原子％≦（１００−ｘ1−ｖ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２４原子％となる範囲である。
【００５７】
上記の好ましい組成範囲の金属ガラス合金においては、Ｔg／Ｔm≧０．５７を示すとともに、飽和磁化σsが２００×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上を示す。
【００５８】
更に、ＦｅとＡｌとＰ、Ｃ、Ｂとを少なくとも含む上記の金属ガラス合金のより好ましい組成範囲は、前記の組成比のうちのｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦５原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７７原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２２原子％となる範囲である。
更にまた、ＦｅとＡｌとＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉとを少なくとも含む上記の金属ガラス合金のより好ましい組成範囲は、前記の組成比のうちのｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1が、０原子％≦ｘ1≦５原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７７原子％≦（１００−ｘ1−ｖ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１８原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦２２原子％となる範囲である。
【００５９】
上記のより好ましい組成の金属ガラス合金においては、Ｔg／Ｔm≧０．５７を示すとともに、飽和磁化σsが２１０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上を示す。
【００６０】
以下に、上記の金属ガラス合金の組成限定理由について説明する。
Ｆｅは磁性を担う元素であって、上記の金属ガラス合金に必須の元素である。また、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方の元素Ｔで置換しても良い。Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔとの合計の組成比を高くすると、金属ガラス合金の飽和磁化σsを向上できる。
【００６１】
Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔとの合計の組成比は、７０原子％以上７９原子％以下であることが好ましく、７６原子％以上７９原子％以下であることがより好ましく、７７原子％以上７９原子％以下であることが更に好ましい。
Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔとの合計の組成比が７０原子％未満では、飽和磁化σsが１８０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ未満に低下してしまうので好ましくない。また、組成比が７９原子％を越えると、合金の非晶質形成能の程度を示すＴg／Ｔmが０．５７未満になり、非晶質形成能が低下するので好ましくない。
尚、組成比が７６原子％以上であれば合金の飽和磁化σsを２００×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にでき、組成比が７７原子％以上であれば合金の飽和磁化σsを２１０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にでき、圧粉磁心の飽和磁化を向上させることができる。
【００６２】
また、Ｆｅ置換で元素Ｔを添加する場合には、上記組成式中の組成比ａで示すように、Ｆｅの添加量の１０〜１５％を置換して元素Ｔを添加することが好ましい。元素Ｔを添加することにより、合金を構成する原子の充填密度が向上し、原子の再配列が抑制されることにより熱的安定性が向上する。特にＣｏを添加すると、熱安定性の向上及び融点の低下に伴って非晶質形成能が向上する。
元素Ｔの添加量がＦｅ量の１０％未満では元素Ｔの添加効果が見られず、添加量がＦｅ量の１５％を越えるとＦｅ量が相対的に低下して飽和磁化が低下してしまうので好ましくない。
【００６３】
Ａｌは、Ｆｅと同様に上記の金属ガラス合金に必須の元素である。Ａｌの組成比ｘを０原子％以上１０原子％以下の範囲とすることにより、合金の非晶質形成能を向上させて組織全体を完全な非晶質相とすることができる。
具体的には、組成比ｘ1が０原子％以上１０原子％以下であるときに、合金の非晶質形成能の程度を示すＴg／Ｔmが０．５７以上となり、飽和磁化σsが１８０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
またＡｌは、Ｆｅとの間での混合エンタルピーが負であり、Ｆｅよりも原子半径が大きく、更にＦｅよりも原子半径が小さいＰ、Ｂ、Ｓｉとともに用いることにより、結晶化し難く、非晶質構造が熱的に安定化した状態となる。
Ａｌの組成比ｘ1は、０原子％以上１０原子％以下であることが好ましく、０原子％以上６原子％以下であることがより好ましく、０原子％以上５原子％以下であることが更に好ましい。組成比ｘ1が１０原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して飽和磁化σsが低下し、またＴg／Ｔmが０．５７未満になって非晶質形成能が低下するので好ましくない。
【００６４】
また、Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比が７６原子％以上であり、かつＡｌの組成比ｘ1が０原子％以上６原子％以下の場合に、合金の飽和磁化σsを２００×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
更に、Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比が７７原子％以上であり、かつＡｌの組成比ｘ1が０原子％以上５原子％以下の場合に、合金の飽和磁化σsを２１０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
【００６５】
Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉは、非晶質形成能を高める元素であり、ＦｅとＡｌにこれらの元素を添加して多元系とすることにより、ＦｅとＡｌのみの２元系の場合よりも安定して非晶質相が形成される。
特にＰはＦｅと低温（約１０５０℃）で共晶組成を持つため、組織の全体が非晶質相になるとともに過冷却液体の温度間隔ΔＴxが発現しやすくなる。
またＰとＳｉを同時に添加すると、過冷却液体の温度間隔ΔＴxがより大きくなって非晶質形成能が向上し、非晶質単相の組織を得る際の製造条件を比較的簡易な方向に緩和できる。
【００６６】
Ｓｉを無添加とした場合におけるＰの組成比ｙ1は、２原子％以上１５原子％以下であることが好ましく、５原子％以上１５原子％以下であることがより好ましく、７原子％以上１３原子％以下であることが最も好ましい。
Ｐの組成比ｙ1が上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが発現して合金の非晶質形成能が向上する。
【００６７】
ＰとＳｉを同時に添加する場合は、ＰとＳｉの合計量を示す組成比ｖ1が２原子％以上１５原子％以下であることが好ましく、８原子％以上１５原子％以下であることがより好ましく、１０原子％以上１４原子％以下であることが最も好ましい。
ＰとＳｉの合計量を示す組成比ｖ1が上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが向上し、これにより合金の非晶質形成能が向上する。
【００６８】
また、ＰとＳｉを同時に添加した場合のＳｉとＰとの比を表す組成比ｂ1は、０．１≦ｂ1≦０．２８であることが好ましい。組成比ｂが０．１未満ではＳｉの添加効果が見られないので好ましくなく、組成比ｂ1が０．２８を越えるとＳｉの量が過剰になって過冷却液体領域ΔＴxが消滅するおそれがあるので好ましくない。
ＰとＳｉの組成比を示すｂ1、ｖ1を上記の範囲とすれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質単相となるバルクの大きさを増大させることができる。
【００６９】
またＢの組成比ｗ1は、４原子％以上１０原子％以下であることが好ましく、６原子％以上１０原子％以下であることがより好ましく、６原子％以上９原子％以下であることが最も好ましい。
更にＣの組成比ｚ1は、０原子％を越えて１１．５原子％以下であることが好ましく、２原子％以上８原子％以下であることがより好ましく、２原子％以上５原子％以下であることが最も好ましい。
【００７０】
そして、これらの半金属元素Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉの合計の組成比（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）または（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）は、１１原子％以上３０原子％以下であることが好ましく、１８原子％以上２４原子％以下とすることがより好ましく、１８原子％以上２２原子％以下とすることが更に好ましい。
半金属元素の合計の組成比が１１原子％未満であると、金属ガラス合金の非晶質形成能が低下して非晶質相単相組織を得ることができないので好ましくなく、半金属元素の合計の組成比が３０原子％を越えると、特にＦｅの組成比が相対的に低下し、飽和磁化σsが低下するので好ましくない。
【００７１】
また、Ｆｅ単独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比が７６原子％以上のときに、半金属元素Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉの合計の組成比（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）または（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）を１８原子％以上２４原子％以下とすることにより、合金の飽和磁化σsを２００×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
更に、Ｆｅ単独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比が７７原子％以上のときに、半金属元素Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉの合計の組成比（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）または（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）を１８原子％以上２２原子％以下とすることにより、合金の飽和磁化σsを２１０×１０-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
【００７２】
また、上記の組成に、Ｇｅが４原子％以下含有されていてもよく、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒのうち少なくとも１種以上が０〜７原子％含有されていてもよい。
これらのいずれの場合の組成においても、本発明においては、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは２０Ｋ以上、組成によっては３５Ｋ以上が得られる。
また上記の組成で示される元素の他に不可避的不純物が含まれていても良い。
【００７３】
次に、本発明の圧粉磁心に好適に用いられる金属ガラス合金の別の例として、磁性を示すＦｅと、Ｇａと、非晶質形成能を有するＰ、Ｃ、Ｂを少なくとも具備してなるものを挙げることができる。また、Ｎｉ、Ｃｏのいずれか一方または両方をＦｅ置換で添加しても良く、更にＰ、Ｃ、Ｂに加えてＳｉを添加したものでもよい。
【００７４】
上記の金属ガラス合金は、例えば次の組成式で表すことができる。
（Ｆｅ1-a2Ｔa2）100-x2-v2-z2-w2Ｇａx2（Ｐ1-b2Ｓｉb2）v2Ｃz2Ｂw2
ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であり、組成比を示すａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０＜ｂ2≦０．８、ｘ2≦２０原子％、ｖ2≦２２原子％、０原子％≦ｚ2≦１０原子％、１原子％≦ｗ2≦２０原子％である。
【００７５】
前記組成比を示すａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０．１≦ｂ2≦０．３５、０．５原子％≦ｘ2≦１５原子％、７原子％≦ｖ2≦２０原子％、０原子％≦ｚ2≦９．５原子％、２原子％≦ｗ2≦１４原子％であることがより好ましく、０≦ａ2≦０．１、０．１≦ｂ2≦０．２８、０．５原子％≦ｘ2≦１５原子％、１０原子％≦ｖ2≦１５．５原子％、０．５原子％≦ｚ2≦６原子％、４原子％≦ｗ2≦１１原子％であることが更に好ましい。
【００７６】
また、上記の金属ガラス合金は、以下の組成式で表すこともできる。
（Ｆｅ1-a2Ｔa2）100-x2-v2-z2-w2Ｇａx2Ｐv2Ｃz2Ｂw2
ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であり、組成比を示すａ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、ｘ2≦２０原子％、ｖ2≦２２原子％、０原子％≦ｚ2≦１０原子％、１原子％≦ｗ2≦２０原子％である。
【００７７】
前記組成比を示すａ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０．５原子％≦ｘ2≦１５原子％、７原子％≦ｖ2≦２０原子％、０原子％≦ｚ2≦９．５原子％、２原子％≦ｗ2≦１４原子％であることがより好ましく、０≦ａ2≦０．１、０．５原子％≦ｘ2≦１５原子％、１０原子％≦ｖ2≦１５．５原子％、０．５原子％≦ｚ2≦６原子％、４原子％≦ｗ2≦１１原子％であることが更に好ましい。
【００７８】
Ｇａは、上記の金属ガラス合金に必須の元素であり、特にＧａの組成比ｘ2を２０原子％以下とすることにより、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを２０Ｋ以上にできる。またＧａは、Ｆｅとの間での混合エンタルピーが負であり、Ｆｅよりも原子半径が大きく、更にＦｅよりも原子半径が小さいＰ、Ｂ、Ｓｉとともに用いることにより、結晶化し難く、非晶質構造の熱的に安定化した状態となる。
更にＧａは金属ガラス合金のキュリー温度を高め、各種磁気特性の熱安定性を向上させることができる。
Ｇａの組成比ｘ2は、２０原子％以下であることが好ましく、０．５原子％以上１５原子％以下であることがより好ましい。組成比ｘ2が２０原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して飽和磁化が低下し、また過冷却液体の温度間隔ΔＴxが消失するので好ましくない。
【００７９】
Ｆｅは磁性を担う元素であって、Ｇａと同様に本発明の金属ガラス合金に必須の元素である。また、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方の元素Ｔで置換しても良い。
【００８０】
元素Ｑは、非晶質形成能を有する元素であり、ＦｅとＧａに元素Ｑを添加して多元系とすることにより、ＦｅとＧａのみの２元系の場合と異なり安定して非晶質相が形成される。
元素ＱのなかでもＰは特に非晶質形成能が高いので、このＰを必ず含み、それ以外のＢ、Ｃ、Ｓｉのうちのいずれか１種以上を含むようにすると、組織の全体が非晶質相になるとともに過冷却液体の温度間隔ΔＴxが発現しやすくなる。
またＰとＳｉを同時に添加すると、過冷却液体の温度間隔ΔＴxをより向上させて非晶質形成能を高くできる。
【００８１】
ＰとＳｉを同時に添加する場合は、ＰとＳｉの合計量を示す組成比ｖ2を２０原子％以下とすることが好ましく、８原子％以上１９原子％以下とすることがより好ましく、９．５原子％以上１５．５原子％以下とすることが最も好ましい。
ＰとＳｉの合計量を示す組成比ｖ2が上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質形成能を高くできる。
【００８２】
ＰとＳｉを同時に添加した場合のＳｉとＰとの比を表す組成比ｂ2は、組成比ｖ2が２０原子％以下のときに０＜ｂ2≦０．８とすることが好ましく、組成比ｖ2が８原子％以上１９原子％以下のときに０．１≦ｂ2≦０．３５とすることが好ましく、組成比ｖ2が９．５原子％以上１５．５原子％以下のときに０．１≦ｂ2≦０．２８とすることが好ましい。
組成比ｂ2が０．８を越えるとＳｉの量が過剰になり、過冷却液体領域ΔＴxが消滅するおそれがあるので好ましくない。
なお、このときの金属ガラス合金におけるＳｉの濃度を示すと、好ましい場合に１６原子％以下、より好ましい場合に０．８原子％以上６．６５原子％以下、最も好ましい場合に０．９５原子％以上４．３４原子％以下となる。
ＰとＳｉの組成比を示すｂ2、ｖ2を上記の範囲とすれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質形成能を高めることができる。
【００８３】
なおＳｉの組成比ｂ2を０としてもよい。即ち、元素Ｑを、Ｐ、Ｂ、Ｃのうちのいずれか１種以上の元素としてもよい。
この場合のＰの組成比ｖ2は、２０原子％以下とすることが好ましく、８原子％以上１９原子％以下とすることがより好ましく、９．５原子％以上１５．５原子％以下とすることが最も好ましい。
Ｐの組成比ｖ2が上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質形成能を高くできる。
【００８４】
またＣの組成比ｚ2は、０原子％以上１０原子％以下であることが好ましく、０原子％以上９原子％以下であることがより好ましく、１原子％以上７原子％以下であることが最も好ましい。
更にＢの組成比ｗ2は、２原子％以上２０原子％以下であることが好ましく、２原子％以上１０原子％以下であることがより好ましく、４原子％以上１０原子％以下であることが最も好ましい。
【００８５】
また、上記の組成に、Ｇｅが４原子％以下含有されていてもよく、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒのうち少なくとも１種以上が０〜７原子％含有されていてもよい。
これらのいずれの場合の組成においても、本発明においては、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは、３５Ｋ以上、組成によっては５０Ｋ以上が得られる。
また上記の組成で示される元素の他に不可避的不純物が含まれていても良い。
【００８６】
次に、本発明の圧粉磁心に好適に用いられる金属ガラス合金の他の例として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上の元素ＭとＢを含んでなるものを例示できる。
【００８７】
この金属ガラス合金の組成式は次の通りである。
（Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3Ｍx3Ｂy3
なお、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3は、０≦ａ3≦０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子％、１０原子％≦y3≦２２原子％である。
また、前記の組成式において、Ｚｒを必ず含み、ΔＴxが２５Ｋ以上であることが好ましい。
また、この金属ガラス合金のΔＴxが６０Ｋ以上であることがより好ましい。
更に、組成比を示すａ3、ｂ3が、０.０４２≦ａ3≦０.２９、０.０４２≦ｂ3≦０.４３の関係にされてなることがより好ましい。
【００８８】
また、この金属ガラス合金は、下記の組成式で表されるものであっても良い。（Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3-z3Ｍx3Ｂy3Ｒz3
なお、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3、ｚ3は、０≦ａ3≦０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子％、１０原子％≦y3≦２２原子％、０原子％≦z3≦５原子％であり、ＲはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上の元素である。
また、この金属ガラス合金のΔＴxが６０Ｋ以上であることがより好ましい。
更に、組成比を示すａ3、ｂ3が、０.０４２≦ａ3≦０.２９、０.０４２≦ｂ3≦０.４３の関係にされてなることがより好ましい。
【００８９】
また、上記の各組成式における元素Ｍが（Ｍ'1-cＭ''c）で表され、Ｍ'がＺｒまたはＨｆのうちの１種または２種、Ｍ''がＮｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種または２種以上からなる元素であり、組成比ｃが０≦ｃ≦０.６であってもよい。
更に、前記組成において組成比ｃが０.２≦ｃ≦０.４の範囲であってもよく、０≦ｃ≦０.２の範囲であってもよい。
更に前記の各組成式において、組成比ａ3、ｂ3が、０.０４２≦ａ3≦０.２５、０.０４２≦ｂ3≦０.１であってもよい。
【００９０】
この金属ガラス合金の主成分であるＦｅとＣｏとＮｉは磁性を担う元素であり、高い飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を得るために重要である。また、Ｆｅを多く含む成分系においてΔＴxが大きくなり易く、Ｆｅを多く含む成分系においてＣｏの組成比とＮｉの組成比を適正な値とすることで、ΔＴxの値を６０Ｋ以上にすることができる。具体的には、５０Ｋ〜６０ＫのΔＴxを確実に得るためには、Ｃｏの組成比ａ3を０≦ａ3≦０.２９とし、Ｎｉの組成比ｂ3を０≦ｂ3≦０.４３の範囲とすることが好ましく、また６０Ｋ以上のΔＴxを確実に得るためには、Ｃｏの組成比ａ3を０.０４２≦ａ3≦０.２９とし、Ｎｉの組成比ｂ3を０.０４２≦ｂ3≦０.４３の範囲とすることが好ましい。
また、前記の範囲内において、良好な軟磁気特性を得るためには、Ｃｏの組成比ａ3を０.０４２≦ａ3≦０.２５の範囲とすることが好ましく、高い飽和磁束密度を得るためには、Ｎｉの組成比ｂ3を０.０４２≦ｂ3≦０.１の範囲とすることがより好ましい。
【００９１】
元素Ｍは、非晶質相を生成させるために有効な元素であり、元素Ｍの組成比ｘ3は５原子％以上２０原子％以下の範囲が好ましい。更に、高い磁気特性を得るために組成比ｘ3を５原子％以上１５原子％以下としても良い。これら元素Ｍのうち、特にＺｒまたはＨｆが有効である。
ＺｒまたはＨｆは、その一部をＮｂ等の元素に置換できるが、置換する場合の組成比ｃを、０≦ｃ≦０.６の範囲とすると高いΔＴxを得ることができ、特に０.２≦ｃ≦０.４の範囲とするとΔＴxを８０以上とすることができる。
【００９２】
Ｂは、高い非晶質形成能があり、本発明ではＢの組成比ｙ3を１０原子％以上２２原子％以下の範囲としている。組成比ｙ3が１０原子％未満であると、ΔＴxが消滅するために好ましくなく、２２原子％を越えると非晶質相が形成できなくなるために好ましくない。より高い非晶質形成能と良好な磁気特性を得るためには、組成比ｙ3を１６原子％以上２０原子％以下とすることがより好ましい。
【００９３】
この金属ガラス合金に更に、元素Ｒで示されるＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上の元素を添加することもできる。
本発明ではこれらの元素Ｒの組成比ｚ3を０原子％以上５原子％以下の範囲とすることができる。これらの元素Ｒは主に耐食性を向上させる目的で添加するもので、この範囲を外れると軟磁気特性が低下する。また、この範囲を外れると非晶質形成能が劣化するために好ましくない。
【００９４】
また、上記の組成において原子Ｂの５０％以下をＣで置換しても良い。
上記のいずれの場合の組成においても本発明に係る金属ガラス合金では、２０Ｋ以上、組成によっては６０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxが得られる。
【００９５】
次に、本発明の圧粉磁心に好適に用いられる金属ガラス合金の他の例として、Ｆｅを主成分とし、他の金属と半金属とを含有したものを挙げることができる。このうち半金属元素としては、ＰとＳｉが必ず用いられ、しかもＣ、Ｂ、Ｇｅのうちの少なくとも１種以上の元素が用いられる。このとき原子％におけるＳｉとＰの比率は、０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たしており、好ましくは０．１＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．３５であり、より好ましくは０．１１＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２８である。
他の金属とは、ＩＩＩＢ族及びＩＶＢ族の金属元素のうちの少なくとも１種のものが好適に用いられる。例えば、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ及びＳｎのうちの少なくとも１種以上の元素が用いられる。
【００９６】
より具体的に例示すると、Ａｌ：１〜１０原子％、Ｇａ：０．５〜４原子％、Ｐ：１５原子％以下、Ｃ：７原子％以下、Ｂ：２〜１０原子％、Ｓｉ：１５原子％以下、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物が含有されていても良い金属ガラス合金が挙げられる。
また、別の具体例として、Ａｌ：１〜１０原子％、Ｇａ：０．５〜４原子％、Ｐ：１５原子％以下、Ｃ：７原子％以下、Ｂ：２〜１０原子％、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物が含有されていても良い金属ガラス合金を挙げることができる。
【００９７】
Ｆｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｐ-Ｃ-Ｂ系の金属ガラスにＳｉを１５原子％以下添加することにより、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質相を主相とする金属ガラス合金が得られる。
さらに、ＳｉのＰに対する添加比率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たすようにすることにより、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質相を容易に形成させることができるその結果、室温で優れた軟磁気特性を有する金属ガラス合金を得ることができる。
【００９８】
Ｓｉの含有量が多すぎると過冷却液体領域ΔＴxが消滅するので、１５原子％以下が好ましい。また、より大きな過冷却液体の温度間隔ΔＴxを得るには、Ｓｉの 添加量が原子％で０．５％〜１５％の範囲であることが好ましく、０．５〜４％の範囲であることがより好ましい。なおＳｉの添加量を０原子％としてもよい。
上記Ｐの添加量は、１５原子％以下であることが好ましいが、５〜１２原子％の範囲であることがより好ましく、７〜１２原子％％の範囲であることが最も好ましい。
特にＳｉのＰに対する添加比率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たす場合は、Ｓｉの添加量が原子％で１．５〜３．５％の範囲、Ｐの添加量が原子％で７〜９％の範囲であることが好ましい。
【００９９】
また上記Ｃの添加量は７原子％以下であることが好ましく、２〜７原子％の範囲であることがより好ましく、５〜７原子％の範囲であることが最も好ましい。また上記の組成に、Ｇｅが４原子％以下含有されていてもよく、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒのうち少なくとも１種以上が０〜７原子％含有されていてもよく、０〜１０原子％のＮｉと０〜３０原子％のＣｏのうち少なくとも一方が含有されていてもよい。
これらのいずれの場合の組成においても、本発明においては、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは、２０Ｋ以上、組成によっては５０Ｋ以上が得られる。
【０１００】
次に、本発明の圧粉磁心の製造方法を図面を参照して説明する。
本発明の圧粉磁心の製造方法は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ａｌ、Ｇａのいずれか一方または両方の元素Ｘと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含み、非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末を製造する粉末製造工程と、上記の金属ガラス合金の粉末にシリコーンエラストマー、ステアリン酸アルミニウム及びシランカップリング剤を加えて混合し、この混合物を（Ｔx）Ｋ以下で圧縮成形して磁心前駆体を形成する成形工程と、上記磁心前駆体を、（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下で熱処理して金属ガラス合金粉末のの内部応力を緩和する熱処理工程とからなる。
【０１０１】
粉体製造工程では、例えば、金属ガラス合金の薄帯（金属ガラス合金薄帯）を粉砕、分級することにより金属ガラス合金の粉末を製造する。
金属ガラス合金薄帯は、上述の組成の金属ガラス合金の溶湯を、回転する冷却ロールの冷却面に噴出させて急冷するいわゆるロール急冷法により製造される。次に、得られた金属ガラス合金薄帯を粉砕して粉末とする。粉砕には、ロータミル、ボールミル、ジェットミル、アトマイザー、摩砕機等を用いることができる。
【０１０２】
次に、得られた粉砕体を分級して、所定の平均粒径を有する粉末とする。粉末の平均粒径は、３０μｍ以上、より好ましくは４５μｍ以上３００μｍ以下の範囲がよい。平均粒径が３０μｍ未満であると、粉砕の際にロータミル等からのコンタミネーションが起こる可能性があるので好ましくない。
また、平均粒径が３００μｍを越えると、粉末を構成する粒子が粗くなり、シリコーンエラストマーを混合して圧縮成形した際に金属ガラス合金粉末同士が直接に接触し、渦電流損失が大きくなって鉄損が増大するおそれがあるので好ましくない。尚、分級には、ふるい、振動ふるい、音波ふるい、気流式分級機等を用いることができる。
【０１０３】
また、粉体製造工程の他の例としては、上記組成の金属ガラス合金の溶湯を、回転する冷却ロールに霧状に吹き付けることによっても、金属ガラス合金の粉末を得ることができる。この場合は、溶湯を冷却ロールに霧状に吹き付けるだけで、粉末を容易に得ることができる。このときの粉末の平均粒径の制御は、冷却ロールの回転速度、溶湯の温度、噴霧条件等を適宜調整することにより制御できる。
また、上記組成の金属ガラス合金の溶湯を高圧ガスとともに霧状に吹き出して冷却するガスアトマイズ法や、上記組成の金属ガラス合金の溶湯を水中に霧状に吹き出して冷却する水アトマイズ法によっても得ることができる。
【０１０４】
上記のガスアトマイズ法は、例えば、金属ガラス合金の溶湯を噴霧ノズル付きのるつぼに充填し、溶湯の温度を金属ガラス合金の融点より１４０℃以上高い温度に維持した状態で、溶湯を５．９ＭＰａ以上の圧力の窒素、アルゴン等の不活性ガスと共に噴霧ノズルから霧状に噴霧する。噴霧は、アルゴンガス、窒素ガス等の不活性ガス雰囲気中に噴霧することが合金の酸化を防止できる点で好ましい。
噴霧された霧状の溶湯は直ちに冷却され、ほぼ球状の粒子からなる粉末が得られる。得られた粉末は、噴霧により瞬時に冷却されたものであるため、その組織の大部分が非晶質相を主相とした組織となる。
特に、本発明に係る金属ガラス合金は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であり、非晶質相の形成能に優れているので、従来のＦｅＳｉＢ系合金では不可能であったガスアトマイズ法による非晶質合金の製造が可能になった。
【０１０５】
ガスアトマイズ法により得た金属ガラス合金粉末を構成する粒子は、ほぼ球体に近い形状であり、合金粉末の充填密度が向上して圧粉磁心の相対密度を高くすることができる。この粉末の平均粒径は、１０μｍ以上１５０μｍ以下の範囲が好ましく、１５μｍ以上１５０μｍ以下の範囲がより好ましい。
平均粒径が２μｍ未満では、圧粉磁心の相対密度が小さくなって透磁率が低くなるので好ましくない。また、平均粒径が１００μｍを越えると、粉末を構成する粒子が粗くなり、シリコーンエラストマーを混合して圧縮成形した際に金属ガラス合金粉末同士が直接に接触し、渦電流損失が大きくなって鉄損が増大するおそれがあるので好ましくない。
尚、噴霧時の溶湯温度、ガス圧力等を制御することによって粉末の平均粒径をある程度調整できるが、より精密に平均粒径を調整するには、ふるい、振動ふるい、音波ふるい、気流式分級機等の分級手段を用いることが好ましい。
【０１０６】
次に上記の金属ガラス合金の粉末にシリコーンエラストマー、ステアリン酸アルミニウム及びシランカップリング剤を加えて混合し、この混合物を（Ｔx）Ｋ以下で圧縮成形して磁心前駆体を形成する成形工程を行う。混合物中の絶縁材のシリコーンエラストマー、ステアリン酸アルミニウム及びシランカップリング剤の混合率は、上述した範囲とすることが好ましい。
また、圧縮成形する前に混合物に含まれる溶剤、水分等を蒸発させて、金属ガラス合金粉末の表面にシリコーンエラストマーからなる層を形成させることが望ましい。
【０１０７】
次にこの混合物を圧縮成形して磁心前駆体を製造する。磁心前駆体の製造には、図２に示すような金型１０を用いる。この金型１０は、中空円筒型のダイ１１と、このダイ１１の中空部１１ａに挿入される上パンチ１２および下パンチ１３からなる。
上パンチ１２の下面には円柱状の突起１２ａが設けられており、これら上パンチ１２、下パンチ１３及びダイ１１が一体化して、金型１０の内部に円環状の型が形成される。そしてこの金型１０に上述の混合物を充填する。
【０１０８】
次に、金型１０に充填された混合物を、一軸圧力を印加しつつ所定の温度まで加熱して圧縮成形する。
図３には、圧縮成形する際に用いて好適な放電プラマ焼結装置の一例の要部を示す。この例の放電プラズマ焼結装置は、混合物を充填した金型１０と、金型１０の下パンチ１３を支え、後述するパルス電流を流す際の一方の電極ともなるパンチ電極１４と、金型１０の上パンチ１２を下側に押圧し、パルス電流を流す他方の電極となるパンチ電極１５と、金型１０内の混合物の温度を測定する熱電対１７を主体として構成されている。
そして、この放電プラズマ焼結装置は、チャンバ１８内に収納されており、このチャンバ１８は図示略の真空排気装置および雰囲気ガスの供給装置に接続されていて、金型１０に充填される混合物を不活性ガス雰囲気などの所望の雰囲気下に保持できるように構成されている。
なお、図３では通電装置が省略されているが、上下のパンチ１２、１３およびパンチ電極１４、１５には別途設けた通電装置が接続されていてこの通電装置からパルス電流をパンチ１２、１３およびパンチ電極１４、１５を介して通電できるように構成されている。
【０１０９】
そして、混合物が充填された金型１０を放電プラズマ焼結装置に設置し、チャンバ１８の内部を真空引きするとともに、パンチ１２、１３で上下から一軸圧力Ｐを混合物に印加すると同時に、パルス電流を印加して混合物を加熱しつつ圧縮成形する。
この放電プラズマ焼結処理においては、通電電流により混合物を所定の速度で素早く昇温することができ、圧縮成形の時間を短くすることができるので、金属ガラス合金の非晶質相を維持したまま圧縮成形するのに適している。
【０１１０】
本発明において、上記の混合物を圧縮成形する際の温度は、（Ｔx）Ｋ以下とすることができる。シリコーンエラストマーの溶融による金型１０からの漏出を防止するとともに金属ガラス合金の結晶化を防止するには（Ｔx）Ｋ以下とすることが必要である。シリコーンエラストマーがしみ出ると、圧粉磁心中のシリコーンエラストマーの含有量が低下して圧粉磁心の比抵抗が低下し、高周波帯域における透磁率が低下してしまう。
（Ｔx）Ｋ以下の温度範囲で混合物を圧縮成形すれば、絶縁材が適度に軟化するので、金属ガラス合金の粉末を結着させて混合物を所定の形状に成形することができる。
【０１１１】
また圧縮成形の際に混合物に印加する一軸圧力Ｐについては、圧力が低すぎると圧粉磁心の密度を高くすることができず、緻密な圧粉磁心を形成できなくなる。また、圧力が高すぎるとシリコーンエラストマーが漏出して圧粉磁心の比抵抗が低下し、高周波帯域における透磁率が低下してしまう。従って一軸圧力Ｐは、シリコーンエラストマーの種類と金属ガラス合金の組成によって異なるが、４００ＭＰａ以上２５００ＭＰａ以下とするのが好ましく、５００ＭＰａ以上２０００ＭＰａ以下とするのがより好ましい。
このようにして円環状の磁心前駆体が得られる。
【０１１２】
シリコーンエラストマーは弾性を有するため、硬化応力が小さく、金属ガラス合金粉末に残留する内部応力が小さくなる。このため、磁歪の影響が取り除かれて金属ガラス合金の軟磁気特性が向上する。これにより、圧粉磁心のコアロスを大幅に低減させることができる。
【０１１３】
次に上記の磁心前駆体を熱処理して磁心前駆体の内部応力を除去する熱処理工程を行う。磁心前駆体を所定の温度範囲で熱処理すると、磁心前駆体に含まれる金属ガラス合金粉末の内部応力を除去することができ、軟磁気特性に優れた圧粉磁心を製造することができる。
熱処理の温度は、（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の範囲が好ましく、（Ｔg−１５０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の範囲がより好ましく、（Ｔg−１００）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の範囲が最も好ましい。
熱処理温度が（Ｔg−１７０）Ｋ未満では、金属ガラス合金の内部応力を十分に除去することができないので好ましくなく、熱処理温度が（Ｔg）Ｋを越えると、熱処理時間が長くなって金属ガラス合金が結晶化してしまうので好ましくない。
また、シリコーンエラストマーを用いた場合における圧縮成形及び熱処理の雰囲気は、真空雰囲気あるいは窒素ガス、アルゴンガス等の不活性ガス雰囲気とすることが好ましく、特に窒素ガス雰囲気とすることがより好ましい。
このように圧縮成形及び熱処理をすることにより、本発明の円環状の圧粉磁心が得られる。
【０１１４】
上記の製造方法により得られた圧粉磁心は、金属ガラス合金の粉末を含むものであるから、室温で優れた軟磁性特性を有し、また熱処理によってより良好な軟磁気特性を示す。
このため、優れたSoft magnetic特性（軟磁気特性）を有する材料として、この圧粉磁心を種々の磁気素子の磁心として適用することができ、従来材に比べて優れた軟磁気特性を有する磁心を得ることができる。
【０１１５】
尚、上記説明では、金属ガラス合金の粉末とシリコーンエラストマーを含む混合物を放電プラズマ焼結装置により圧縮成形する方法を用いたが、これに限らず、通常の粉末成形法、ホットプレス法、押し出し法などの方法により圧縮成形することによっても本発明の圧粉磁心を得ることができる。
【０１１６】
また、上記説明では、金型を用いて円環状の圧粉磁心を製造する方法を説明したが、これに限られず、バルク状の成形体を製造し、これを切削加工して、円環状、棒状、平面視略Ｅ字状、平面視略コ字状等の形状に切り出すことにより種々の形状の圧粉磁心を製造しても良い。
【０１１７】
実施形態の圧粉磁心によれば、シリコーンエラストマーからなる結着剤を備えており、このシリコーンエラストマーはシリコーンレジンよりも圧縮成形性に優れ、その成形温度もシリコーンレジンの場合よりも低いので、比較的低温で固化成形することにより高い強度を有する圧粉磁心を構成できる。
また、シリコーンエラストマーは圧粉磁心内部でも十分な弾性を示すので、１×１０-6〜５０×１０-6の磁歪定数を示す金属ガラス合金を用いた場合でも、歪みを緩和させることができ、圧粉磁心内部の応力を緩和して高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することができる。
更に、金属ガラス合金は（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の温度で熱処理されることにより、結晶質相を析出させることがなく応力緩和をすることができ、高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成できる。
更に、ステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤が添加されているので、成形時に金属ガラス合金粉末同士が相互に滑りやすくなって圧粉磁心の相対密度が向上し、透磁率を高めて鉄損を低下させることができる。
更に、シランカップリング剤が添加されているので、金属ガラス合金粉末とシリコーンエラストマーとの密着性が向上することによりシリコーンエラストマーの添加量を低減させることができ、これにより金属ガラス合金粉末同士が接近して見かけ上の反磁界を低減でき、透磁率を高くできる。
また、実施形態の圧粉磁心において、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上の金属ガラス合金を用いたものにあっては、高周波における金属ガラス合金粒子内の渦電流損失が低減され、より鉄損が低い圧粉磁心を構成することが可能になる。
【０１１８】
また、実施形態の圧粉磁心の製造方法によれば、混合物を（Ｔx）Ｋ以下の範囲で圧縮成形するので、金属ガラス合金の結晶化を防ぐとともに金属ガラス合金粉末をシリコーンエラストマーで結着させて固化することができ、高透磁率で低鉄損な圧粉磁心を製造することができる。
【０１１９】
また、ガスアトマイズ法により得られた金属ガラス合金粉末は球状の粒子からなるので、この金属ガラス合金粉末を圧粉磁心に用いると、合金粉末の充填密度が向上して圧粉磁心の相対密度が高くなり、高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を得ることができる。
【０１２０】
次に、本発明の実施形態の別の例として、金属ガラス合金とからなるコアに、導体を埋め込んで構成したインダクタについて説明する。
【０１２１】
図４に、このインダクタの一例を示す。図４に示すインダクタ２１は、金属ガラス合金とシリコーンエラストマーとステアリン酸アルミニウムとシランカップリング剤が混合されて固化成形されてなるコア２２に、導体２３が埋め込まれて構成されている。
導体２３は例えば銅線等からなり、端子部２３ａ、２３ｂとコイル部２３ｃとから構成されている。コイル部２３ｃはコア２２の内部に埋め込まれるとともに端子部２３ａ、２３ｂはコア２２の一面から突き出されている。
コア２２は断面Ａから明らかなように、コイル部２３ｃを構成する導体の間にまでコア２２の構成材料が回り込んでいて、コア２２とコイル部２３ｃの間に空隙が全く存在しない状態になっている。
導体２３の表面には例えばポリイミド等の絶縁膜が形成されていて、この絶縁膜によって導体２３とコア２２が絶縁されている。
【０１２２】
コア２２は、前述の圧粉磁心と同様に、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ａｌ、Ｇａのいずれか一方または両方の元素Ｘと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含む非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末に、シリコーンエラストマーからなる結着剤とステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤とが添加され、圧縮成形されて固化成形された後、熱処理されてなるものである。熱処理温度は３９０℃〜４７０℃以下の範囲が好ましい。また金属ガラス合金の磁歪定数が１×１０-6〜５０×１０-6の範囲であることが好ましい。更にシランカップリング剤が添加されていても良い。
【０１２３】
従ってこのインダクタ２１は、高透磁率で低鉄損な圧粉磁心と同じ構成のコア２２に導体２３が埋め込まれて構成されており、導体２３のコイル部２３ｃとコア２２との間には空隙が一切ないため、実質的に占積率が向上し、またギャップがないため、コイル部２３ｃに通電して発生した磁界が空間に漏れることなくコア２２に印加させることが可能であり、優れたインダクタンス及びＱ値を発現させることができる。
【０１２４】
このインダクタ２１は、例えば、金属ガラス合金粉末とシリコーンエラストマーとステアリン酸アルミニウムとシランカップリング剤とを混合して金型に充填し、更に絶縁膜で覆われたコイル部を有する導体を金型内に配置し、前述の圧粉磁心の製造方法と同様に圧縮成形することにより製造できる。
【０１２５】
圧縮成形時に金属ガラス合金粉末やシリコーンエラストマー等がコイル部の隙間に回り込み、その状態で金属ガラス合金等が圧縮成形されるので、コイル部とコアとの空隙が完全に埋めることができる。
また、熱処理が３９０℃以上４７０℃以下で行われるため、コイル部に形成されたポリイミド等からなる絶縁膜が損傷を受けることがなく、コアと導体とが完全に密着した状態でコアと導体との絶縁性を確保することができる。
【０１２６】
また図５には、トランスの一例を示す。図５に示すトランス３１は、金属ガラス合金とシリコーンエラストマーとステアリン酸アルミニウムとシランカップリング剤が混合されて固化成形されてなるコア３２に、１次導体２３と２次導体２４とが埋め込まれて構成されている。
１次導体３３は例えば銅線等からなり、入力端子部３３ａ、３３ｂと１次コイル部３３ｃとから構成されている。１次コイル部３３ｃはコア３２の内部に埋め込まれるとともに入力端子部３３ａ、３３ｂはコア３２の一面から突き出されている。
また２次導体３４も１次導体３３と同様に例えば銅線等からなり、出力端子部３４ａ、３４ｂと２次コイル部３４ｃとから構成されている。２次コイル部３４ｃは１次コイル部３３ｃから離間された状態でコア３２の内部に埋め込まれるとともに出力端子部３４ａ、３４ｂはコア３２の他面から突き出されている。
【０１２７】
このトランス３１のコア３２は、図４のインダクタ２１と同様に、１次、２次コイル部３３ｃ、３４ｃをそれぞれ構成する導体の間にまでコア３２の構成材料が回り込んでいて、コア３２と１次、２次コイル部３３ｃ、３４ｃの間に空隙が全く存在しない状態になっている。
１次、２次導体３３、３４の表面には例えばポリイミド等の絶縁膜が形成されていて、この絶縁膜によって１次、２次導体３３、３４とコア３２が絶縁されている。
【０１２８】
コア３２は、前述の圧粉磁心と同様に、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ａｌ、Ｇａのいずれか一方または両方の元素Ｘと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含む非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末に、シリコーンエラストマーからなる結着剤とステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤とが添加され、圧縮成形されて固化成形された後、熱処理されてなるものである。熱処理温度は３９０℃〜４７０℃以下の範囲が好ましい。また金属ガラス合金の磁歪定数が１×１０-6〜５０×１０-6の範囲であることが好ましい。更にシランカップリング剤が添加されていても良い。
【０１２９】
従ってこのトランス３１は、高透磁率で低鉄損な圧粉磁心と同じ構成のコア３２に１次、２次導体３３、３４が埋め込まれて構成されており、１次、２次コイル部３３ｃ、３４ｃとコア３２との間には空隙が一切ないため、１次コイル部３３ｃに通電して発生した磁界が空間に漏れることなくコア３２を介して２次コイル部３４ｃに印加させることが可能であり、優れた変換効率及びＱ値を発現させることができる。
【０１３０】
このトランス３１の製造方法は、１次導体及び２次導体を、金属ガラス合金等が充填された金型内に配置すること以外は、前述のインダクタ２１と同様にして製造することができる。
【０１３１】
【実施例】
「実験例１：金属ガラス合金の特性」
Ｆｅ及びＡｌと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ及びＳｉを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置で溶解し、種々の組成のインゴットを作製した。このインゴットを溶湯るつぼ内に入れて溶解し、溶湯るつぼの溶湯ノズルから合金溶湯を滴下するとともに、別に設けたガス噴霧器からアルゴンガス流を噴射して合金溶湯を霧状にし、この霧状の合金溶湯を急冷させることにより、粒径が１〜１５０μｍの範囲の金属ガラス合金の粉末を得た。
【０１３２】
得られた金属ガラス合金の粉末の組成は、Ｆｅ100-x-rＡｌx(Ｐ0.62Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓｉ0.13)rなる組成（但し、ｘは０〜８原子％、ｒは１８〜２８原子％）であった。なお、前記組成式中のｒは、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの合計の組成比を示すものであり、上述した組成比（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）に相当する。
上記の各合金のうち、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金について、Ｘ線回折法により結晶構造の解析を行った。結果を図６に示す。また、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の合金粉末を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察した。図７にＳＥＭ写真を示す。
更に、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の合金粉末をふるい分けし、ＤＳＣ測定（Differential scanning caloriemetry：示差走査熱量測定）を行い、ガラス遷移温度Ｔg及び結晶化開始温度Ｔxを測定した。尚、ふるい分けの範囲は、６２〜１０５μｍ、２５〜６２μｍ、２５μｍ以下の３通りの範囲に分けた。また同時に、単ロール法で製造した同じ組成の合金薄帯についてもＤＳＣ測定を行った。これらの結果を図８に示す。尚、ＤＳＣ測定の際の昇温速度は０．６７Ｋ／秒であった。
【０１３３】
また、得られた金属ガラス合金の粉末について、磁歪定数（λｓ）を測定した。磁歪定数（λｓ）の組成依存性を図９に示す。
なお、図９の三角組成図中のプロットの添え数字は、磁歪定数（λｓ）の値を示すものであり、更に図９には等値線を記入しており、これらの線の近傍に付した数字はこの等値線の値を示すものである。
【０１３４】
図６から明らかなように、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金の粉末のＸ線回折パターンはブロードなパターンを示しており、非晶質相を主体とする組織を有していることがわかる。
また、図７に示すように、得られた粉末はほぼ球状の粒子から構成されていることがわかる。図７で見る限り、粒子の粒径は１０μｍ以下から１００μｍ程度の範囲であることがわかる。
【０１３５】
また、図８に示すように、ふるい分けにより分別された合金のＤＳＣ曲線は、どの粒径範囲のものでも大きな差はなく、また、単ロール法により得られた合金薄帯と合金粉末との間にも差は見られない。従って、粒径の違いや製造方法の違いによっては、熱特性の変化が見られないことがわかる。尚、いずれの試料でも、ガラス遷移温度Ｔgは７７４Ｋ（５０１℃）であり、結晶化開始温度Ｔxは８１１Ｋ（５３８℃）であり、ΔＴxは３７Ｋであった。
更に図９に示すように、Ｆｅの組成比が増加し、かつＡｌの組成比が低下するにつれて磁歪定数（λｓ）が高くなっている。特に、Ｆｅが７５原子％、Ａｌが６原子％以下の範囲で磁歪定数（λｓ）が２０×１０-6以上を示していることがわかる。
【０１３６】
一般に、磁性元素であるＦｅの組成比が向上すると飽和磁化が増大することから、圧粉磁心にはＦｅ濃度ができる限り高い金属ガラス合金を用いることが好ましい。しかし、Ｆｅの組成比の増大により磁歪定数（λｓ）も高くなるため、従来の圧粉磁心ではＦｅの組成比が高い金属ガラス合金の適用が困難であった。本発明の圧粉磁心では、圧粉磁心内部に生じる歪みを、弾性に富むシリコーンエラストマーにより緩和できるため、飽和磁化の高い金属ガラス合金を使用することが可能になった。
【０１３７】
「実験例２：熱処理による金属ガラス合金の応力緩和及び圧粉磁心の結着剤の選定」
Ｆｅ、Ａｌ、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置で溶解して合金インゴットを作製した。この合金インゴットをるつぼ内に入れて溶解し、減圧Ａｒ雰囲気下でるつぼのノズルから回転しているロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール法により、幅１５ｍｍ、厚さ２０μｍの非晶質相組織の金属ガラス合金の薄帯を得た。
得られた金属ガラス合金はＦｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の合金であった。
【０１３８】
金属ガラス合金の薄帯をリング状に打ち抜いてリング試料とし、このリング試料に対して一軸プレス装置により２０００ＭＰａの応力を印加した。その後、３１０〜４５０℃の条件で熱処理を行い、熱処理後のリング試料の磁気特性を測定した。結果を図１０〜１３に示す。
図１０に印加磁界８００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ800と熱処理温度Ｔaとの関係を示し、図１１に保磁力Ｈｃと熱処理温度Ｔaとの関係を示し、図１２に１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’と熱処理温度Ｔaとの関係を示し、図１３には鉄損Ｗ1/100kと熱処理温度Ｔaとの関係を示す。尚、鉄損Ｗ1/100kは、周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界０．１Ｔの条件で測定した。また図１０〜１３には、応力を印加しない状態で熱処理を行ったリング試料の磁気特性を同時に示す。
【０１３９】
磁束密度Ｂ800については、図１０に示すように、応力を印加しないリング試料（図中黒丸のプロット）では、熱処理温度Ｔaの上昇とともに磁束密度Ｂ800が向上し、熱処理温度Ｔaが３５０℃のときに１．３５Ｔを示し、その後はほぼ一定になっている。
一方、応力を印加したリング試料（図中黒四角のプロット）では、応力印加後に磁束密度Ｂ800が０．５５Ｔまで低下するが、その後熱処理温度Ｔaの上昇により急速に向上し、熱処理温度Ｔaが３５０℃に達した時点で応力を印加しないリング試料（図中黒丸プロット）とほぼ同等の１．３５Ｔの磁束密度Ｂ800を示すことがわかる。
【０１４０】
また、保磁力Ｈｃについては、図１１に示すように、応力を印加しないリング試料（図中黒丸のプロット）では、熱処理温度Ｔaの上昇とともに保磁力Ｈｃが緩やかに低下した後、熱処理温度Ｔaが３７０℃で３Ａ／ｍの極小値を示し、３８０℃以上では緩やかに上昇している。
一方、応力を印加したリング試料（図中黒四角のプロット）では、応力印加後に保磁力Ｈｃが８０Ａ／ｍまで上昇するが、その後熱処理温度Ｔaの上昇により急速に低下し、熱処理温度Ｔaが３５０℃に達した時点で保磁力Ｈｃが１０Ａ／ｍ以下となり、更に４１０℃に達した時点で応力を印加しないリング試料（図中黒丸プロット）とほぼ同等の保磁力Ｈｃを示すことがわかる。
【０１４１】
次に実効透磁率μ’については、図１２に示すように、応力を印加しないリング試料（図中黒丸のプロット）では、磁束密度Ｂ800の場合と同様に熱処理温度Ｔaの上昇とともに実効透磁率μ’が向上し、熱処理温度Ｔaが３５０℃のときに５０００程度を示し、その後はほぼ一定になっている。
一方、応力を印加したリング試料（図中黒四角のプロット）では、応力印加後に実効透磁率μ’が２５０程度に低下するが、その後熱処理温度Ｔaの上昇により急速に向上し、熱処理温度Ｔaが３５０℃に達した時点で応力を印加しないリング試料（図中黒丸プロット）とほぼ同等の５０００程度の実効透磁率μ’を示すことがわかる。
【０１４２】
更に鉄損Ｗ1/100kは、図１３に示すように、応力を印加しないリング試料（図中黒丸のプロット）では、熱処理温度Ｔaの上昇とともに保磁力Ｈｃが緩やかに低下し、熱処理温度Ｔaが３５０℃で２５０ｋＷ／ｍ3の鉄損Ｗ1/100kを示している。
一方、応力を印加したリング試料（図中黒四角のプロット）では、応力印加後に鉄損Ｗ1/100kが１０５０ｋＷ／ｍ3まで上昇するが、その後熱処理温度Ｔaの上昇により急速に低下し、熱処理温度Ｔaが３５０℃に達した時点で鉄損Ｗ1/100kが２００ｋＷ／ｍ3以下となり、応力を印加しないリング試料（図中黒丸プロット）より低い鉄損Ｗ1/100kを示すことがわかる。
【０１４３】
図１０〜図１３の結果から、応力を印加しないリング試料では、熱処理によって液体急冷時の残留応力が緩和されて各種の磁気特性が改善したものと考えられる。一方、応力を印加したリング試料では、応力印加後の時点で各種の磁気特性が大幅に劣化するが、熱処理を行うことにより印加した応力が緩和されて磁気特性が急速に回復し、同時に急冷時の残留応力も緩和される。結果的に応力を印加したリング試料は、熱処理温度３５０〜４５０℃の範囲で応力を印加しないリング試料と比較して同等以上の磁気特性を示すことがわかる。
【０１４４】
金属ガラス合金の応力緩和に有効な熱処理温度範囲（３５０〜４５０℃）は、センダストや純鉄の場合（約７００℃）と比較してかなりの低温であり、また前述の図８における結晶化開始温度Ｔx（５３８℃）よりはるかに低い温度である。従って本発明に係る金属ガラス合金は、センダストや純鉄の場合よりもかなり低い温度範囲で、結晶質相をさせることなく熱処理して応力緩和を行うことができ、磁気特性を向上させることができる。
よって、本発明の圧粉磁心では、従来の圧粉磁心では適用できないようなシリコーンエラストマー等の高分子エラストマーが使用可能である。
【０１４５】
次に、急冷後のリング試料について、４１０℃で熱処理した後、各種の絶縁材料でモールドした後、磁気特性を測定した。絶縁材料にはエポキシ樹脂、シリコーンエラストマー、水ガラス、ポリイミドを用いた。結果を図１４〜１６に示す。 図１４に各モールド試料のＢ-Ｈ曲線を示し、図１５に実効透磁率μ’の周波数依存性を示し、図１６には鉄損Ｗの周波数依存性を示す。尚、鉄損Ｗは励磁磁界０．１Ｔの条件で測定した。
【０１４６】
図１４に示すように、モールド試料のＢ-Ｈ曲線は、モールド前の試料の曲線よりも磁束密度Ｂが低下し、特にポリイミド及びエポキシ樹脂でモールドしたものは曲線の傾きが小さくなっていることがわかる。
曲線の傾きが低下したのは、実験で使用した組成の金属ガラス合金が、図９から明らかなように正磁歪を示すため、モールド時の圧縮成形による応力が印加されたために実効透磁率μ’が低下し、傾きが低下したものと考えられる。
また、ポリイミド及びエポキシ樹脂の場合に大幅に曲線の傾きが低下したのは、これらの樹脂の硬化収縮がシリコーンエラストマーの硬化収縮に比較して大きく、この硬化収縮による応力とモールド時の応力との合成応力が金属ガラス合金に印加されたためと考えられる。
従って、硬化収縮による応力の大きさは図１４より、エポキシ樹脂＞ポリイミド＞水ガラス＞シリコーンエラストマー、の順であることがわかる。
【０１４７】
次に図１５に示すように、モールド試料の実効透磁率μ’を絶縁材料間で比較すると、１００〜１０００ｋＨｚにおいては、エポキシ樹脂、ポリイミド、水ガラス、シリコーンエラストマー、モールドなしの順に高くなっている。
また、図１６に示すように、鉄損Ｗを絶縁材料間で比較すると、１００ｋＨｚ以上においては、ポリイミド、エポキシ樹脂、シリコーンエラストマー、水ガラス、モールドなしの順に低くなっている。
従って、シリコーンエラストマーは、エポキシ樹脂やポリイミドよりも実効透磁率μ’及び鉄損Ｗが改善されることがわかる。従って、金属ガラス合金の結着剤としては、シリコーンエラストマーが好ましいことがわかる。
【０１４８】
更に、急冷後の薄帯を外径ｒsの石英管に巻き付けた状態で、３１０〜４５０℃で熱処理を行い、熱処理後の薄帯の曲率半径ｒaを測定することにより、薄帯の応力緩和量を調査した。図１７にｒs／ｒaの熱処理温度Ｔa依存性を示す。
【０１４９】
図１７に示すように、熱処理温度Ｔaが高くなるにつれて石英管の外径と薄帯の曲率半径が接近し、即ちｒs／ｒaが１に接近し、３９０〜４１０℃にｒs／ｒa＝１になり、応力が緩和されていることがわかる。また図１７の上方にはＸ線回折による結晶構造の分析結果を併せて示しているが、熱処理温度Ｔaが４３０℃以下の範囲で非晶質相(Amo。)単相組織を維持していることがわかる。従って、ｒs／ｒa＝１になる温度（３９０℃）から非晶質単相が得られる温度（４３０℃）までの範囲は、前述の図１３に示した鉄損が低下する温度範囲と重複することから、金属ガラス合金の鉄損の低下は、非晶質単相を維持したままの状態で合金の内部応力が緩和されることにより得られるものと考えられる。
【０１５０】
「実験例３：シリコーンエラストマーを結着剤に用いた圧粉磁心の特性」
実験例１と同様のガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成であって、粒径６２μｍ以下の粉末からなる金属ガラス合金粉末を得た。
【０１５１】
次に、この金属ガラス合金粉末に、結着剤としてシリコーンゴム（シリコーンエラストマー）を０．６７〜４重量％添加して混合物とした。この混合物を６．６×１０-3Ｐａの減圧雰囲気中、室温（２９８Ｋ（２５℃））で成形圧力ＰS１５００ＭＰａまで加圧した。そして、混合物に上記の成形圧力Ｐsを印加したままで６８３Ｋ（４１０℃）の熱処理温度を約６０分間保持することにより窒素雰囲気下で熱処理した。
このようにして、実施例１〜５の圧粉磁心を製造した。この圧粉磁心の形状は、外径１２ｍｍ、内径６ｍｍ、厚さ２ｍｍの円環状であった。
【０１５２】
また、比較例として、絶縁材にシリコーン樹脂（シリコーンレジン）、エポキシ樹脂、ポリイミドを用いたこと以外は上記と同様にして比較例１〜３の圧粉磁心を製造した。
【０１５３】
実施例１〜５及び比較例１〜３の圧粉磁心について、周波数１００ｋＨｚ、飽和磁束密度０．１Ｔの条件で鉄損Ｗ1/100kを測定した。結果を表１に示す。
【０１５４】
【表１】
表１から明らかなように、絶縁材としてシリコーンゴム（シリコーンエラストマー）を用いた実施例１〜５の圧粉磁心は、いずれも３１０ｋＷ／ｍ3以下の鉄損Ｗ1/100kを示しており、コアロスが極めて小さいことがわかる。特にその中でもシリコーンゴムの添加量が３重量％の圧粉磁心については、鉄損Ｗ1/100kが２００ｋＷ／ｍ3以下となっており、従来の圧粉磁心にはない極めて小さなコアロスを示している。
実施例１〜５の金属ガラス合金の磁歪定数を測定すると、いずれも２〜３×１０-5程度を示しており、圧粉磁心の内部応力が極めて小さい状態であることがわかる。
一方、比較例１〜３の圧粉磁心については、鉄損Ｗ1/100kが実施例よりも高めであり、特にポリイミドを絶縁材として用いた比較例２の圧粉磁心は、２０００ｋＷ／ｍ3以上の鉄損Ｗ1/100kを示していることがわかる。
また、シリコーン樹脂（シリコーンレジン）を用いた比較例１は、３８０ｋＷ／ｍ3の鉄損Ｗ1/100kを示しており、エポキシ樹脂やポリイミドの場合より鉄損Ｗ1/100kが低いものの、シリコーンゴム（シリコーンエラストマー）の場合より鉄損Ｗ1/100kが高くなっている。
【０１５６】
実施例１〜５の圧粉磁心が小さい鉄損Ｗ1/100kを示したのは、結着剤であるシリコーンゴム（シリコーンエラストマー）の硬化応力が小さく、金属ガラス合金粉末に残留する応力が小さいためと考えられる。
一方、比較例１〜３の圧粉磁心については、結着剤に用いた樹脂の弾性が小さいために硬化応力が大きく、圧粉磁心の内部応力が大きくなり、鉄損Ｗ1/100kが増大したものと考えられる。特に、比較例２においては、ポリイミドの硬化応力が大きいため、内部応力が蓄積され、鉄損が上昇したものと考えられる。
また、比較例１においては、シリコーン樹脂（シリコーンレジン）の弾性がシリコーンゴム（シリコーンエラストマー）より低いため、固化成形時に印加される応力の緩和が進まず、応力が残留して軟磁気特性が低下したためと考えられる。
【０１５７】
以上のことから、金属ガラス合金粉末と、シリコーンエラストマーとを室温で圧縮成形し、更に熱処理することにより、従来の圧粉磁心にはない極めて小さな鉄損を示す圧粉磁心が得られることが明らかになった。
【０１５８】
「実験例４：圧粉磁心のシランカップリング剤の添加量と磁気特性の関係」
実験例１と同様のガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末を得た。
この金属ガラス合金粉末にシリコーンエラストマーを添加し、更にシランカップリング剤を添加して１０分間混合した後、一軸プレス装置により室温で２０００ＭＰａの圧力を印加して圧縮成形を行った。圧縮成形後、窒素雰囲気中で昇温速度４０Ｋ／分、熱処理温度４１０℃、保持時間６０分の条件で熱処理を行うことにより、図１に示すような円環状の圧粉磁心を得た。圧粉磁心は外径１２ｍｍ、内径６ｍｍ、厚さ２．２ｍｍであった。
【０１５９】
なお、シランカップリング剤は、官能基がアミノ基のものを用いた。アミノ基のものは、ＮＨ2ＣＨ2ＣＨ2ＮＨＣＨ2ＣＨ2ＣＨ2Ｓｉ（ＯＣＨ3）3なる組成式で表されるものであった。
またシランカップリング剤の添加量は０〜２原子％、シリコーンエラストマーの添加量は０．２５原子％であり、金属ガラス合金粉末が残部であった。
【０１６０】
得られた圧粉磁心について、実効透磁率μ’及び鉄損Ｗ1/100kを測定した。結果を図１８及び図１９に示す。図１８に実効透磁率μ’とシランカップリング剤の添加量との関係を示し、図１９に鉄損Ｗ1/100kとシランカップリング剤の添加量との関係を示す。尚、鉄損Ｗ1/100kは周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界０．１Ｔの条件で測定した。
【０１６１】
図１８に示すように、カップリング剤の添加により、実効透磁率μ’が緩やかに向上することがわかる。特にシランカップリング剤を１．５重量％添加したときに、最も高い実効透磁率μ’を示すことがわかる。
また図１９から、シランカップリング剤を１．５重量％添加したときの鉄損Ｗ1/100kは１９６ｋＷ／ｍ3と比較的低い鉄損Ｗ1/100kを示している。ことがわかる。
【０１６２】
「実験例５：圧粉磁心の潤滑剤の選定及び磁気特性」
実験例１と同様のガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末を得た。
この金属ガラス合金粉末にシリコーンエラストマーを添加し、更に潤滑剤を添加して１０分間混合した後、一軸プレス装置により室温で２０００ＭＰａの圧力を印加して圧縮成形を行った。圧縮成形後、窒素雰囲気中で昇温速度４０Ｋ／分、熱処理温度４１０℃、保持時間６０分の条件で熱処理を行うことにより、図１に示すような円環状の圧粉磁心を得た。圧粉磁心は外径１２ｍｍ、内径６ｍｍ、厚さ２．２ｍｍであった。
【０１６３】
尚、潤滑剤には、ステアリン酸アルミニウム二量体（St.Al-Di）、ステアリン酸アルミニウム単量体（St.Al-Mono）、ステアリン酸カルシウム（St.Ca）、ステアリン酸マグネシウム（St.Mg）、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）及びステアリン酸亜鉛（St.Zn）を用いた。
【０１６４】
得られた圧粉磁心について、実効透磁率μ’及び鉄損Ｗ及び磁心の密度を測定した。結果を図２０〜図２４に示す。尚、鉄損Ｗは周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界０．１Ｔの条件で測定した。
図２０に実効透磁率μ’と潤滑剤の添加量との関係を示し、図２１に鉄損Ｗと潤滑剤の添加量との関係を示す。
また図２２には、実効透磁率μ’と磁心の密度との関係を示し、図２３には鉄損Ｗと磁心の密度との関係を示す。更に図２４には密度と潤滑剤の添加量との関係を示す。
【０１６５】
図２０から明らかなように、潤滑剤の添加によって実効透磁率μ’が向上している。特にステアリン酸アルミニウム二量体（St.Al-Di）を１．５重量％添加したときに実効透磁率μ’が９０程度と最も高い実効透磁率μ’を示している。
また、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）を添加したものは、添加量が増加するにつれて実効透磁率μ’が低下している。
また鉄損Ｗについては、図２１から明らかなように、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）以外のものについては潤滑剤の添加量に関わらずほぼ一定の鉄損Ｗを示している。
潤滑剤の添加により実効透磁率μ’が向上したのは、圧縮成形の際に金属ガラス合金の粉末同士の潤滑性が向上して合金粉末の充填密度が向上し、合金粉末同士が接近したためと考えられる。
また、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）を添加により実効透磁率μ’及び鉄損Ｗが劣化した原因は、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）が絶縁破壊を起こして圧粉磁心の比抵抗が低下し、渦電流損失が発生したためと考えられる。
【０１６６】
また、図２２及び図２４に示すように、ステアリン酸アルミニウム二量体（St.Al-Di）を添加した圧粉磁心では、磁心自体の密度が向上して実効透磁率μ’が高くなっている。これは、ステアリン酸アルミニウム二量体（St.Al-Di）の潤滑性が他のステアリン酸塩よりも優れるために金属ガラス合金の合金粉末同士の潤滑性が向上し、圧粉磁心の密度が高くなって実効透磁率μ’が向上したためと考えられる。
鉄損Ｗについては図２３に示すように、磁心の密度に寄らずほぼ一定の値を示しており、鉄損Ｗは、実験の範囲のおいては潤滑剤の種類及び添加量に左右されないことがわかる。
従って、図２０及び図２４から明らかなように、潤滑剤の添加量が１〜１．５重量％の範囲で磁心の密度及び実効透磁率μ’が向上し、軟磁気特性に優れた圧粉磁心が得られることがわかる。
【０１６７】
また図２５には渦電流損失Ｗeと潤滑剤の添加量の関係を示し、図２６にヒステリシス損失Ｗｈと潤滑剤の添加量の関係を示す。なお、過電流損失Ｗeとヒステリシス損失Ｗｈはともに鉄損Ｗの成分であって、Ｗ≒Ｗe＋Ｗｈの関係にある。
図２５に示すように、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）の添加量が増加するにつれて渦電流損失Ｗeが増大している。ステアリン酸ナトリウム（St.Na）以外の潤滑剤については添加量によらずほぼ一定である。
一方、ヒステリシス損失Ｗｈについては図２６に示すように、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）を含む全ての潤滑剤について添加量によらずほぼ一定である。
従って図２５の結果から、ステアリン酸ナトリウム（St.Na）を添加した場合に渦電流損失Ｗeが増大し、絶縁破壊が発生していることが示唆される。
【０１６８】
以上のことから、圧粉磁心に用いる潤滑剤としては、ステアリン酸アルミニウムが好ましく、特にステアリン酸アルミニウム二量体がより好ましいことがわかる。
【０１６９】
「実験例６：熱処理時の雰囲気と磁気特性」
実験例１と同様のガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末を得た。
この金属ガラス合金粉末にシリコーンエラストマーを添加し、更に潤滑剤を添加して１０分間混合した後、一軸プレス装置により室温で２０００ＭＰａの圧力を印加して圧縮成形を行った。圧縮成形後、昇温速度４０Ｋ／分、熱処理温度４１０℃、保持時間６０分の条件で熱処理を行うことにより、図１に示すような円環状の圧粉磁心を得た。圧粉磁心は外径１２ｍｍ、内径６ｍｍ、厚さ２．２ｍｍであった。
【０１７０】
熱処理時の雰囲気は、０．００２〜１．２Ｐａの背圧Ｐbで窒素ガスを流量１．４Ｌ／分でフロー、もしくは上記背圧Ｐb下でアルゴンガスを流量１Ｌ／分でフロー、あるいは０．５Ｐａの真空雰囲気、更には大気中、の４種類の条件とした。また潤滑剤にはステアリン酸アルミニウム二量体を用いた。
またシリコーンエラストマーの添加量は０．２５重量％とし、潤滑剤の添加量は１．２５重量％とし、金属ガラス合金粉末を残部とした。
【０１７１】
得られた圧粉磁心について、１ＭＨｚにおける実効透磁率μ’及び鉄損Ｗ及び磁心の密度を測定した。結果を図２７及び図２８に示す。尚、鉄損Ｗは周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界０．１Ｔの条件で測定した。
【０１７２】
図２７には１ＭＨｚにおける実効透磁率μ’と背圧Ｐbとの関係を示す。
図２７から明らかなように、大気雰囲気中で熱処理した圧粉磁心は、実効透磁率μ’が５０以下になっている。これ以外の圧粉磁心は、背圧Ｐbによらずほぼ一定の値を示している。
【０１７３】
また図２８には鉄損Ｗと背圧Ｐbとの関係を示す。ここで、破線及び三角印のプロットは真空雰囲気中で熱処理した圧粉磁心であり、一点鎖線及び丸印のプロットはアルゴンフロー中で熱処理した圧粉磁心であり、実線及び四角印のプロットは窒素フロー中で熱処理した圧粉磁心であり、ひし形のプロットは大気雰囲気中で熱処理した圧粉磁心である。更に白丸、白三角、白四角及び白ひし形のプロットは、渦電流損失Ｗe及びヒステリシス損失Ｗｈを示し、黒丸、黒三角、黒四角および黒ひし形のプロットは鉄損Ｗを示す。尚、Ｗ≒Ｗe＋Ｗｈの関係である。
図２８から明らかなように、大気雰囲気中で熱処理した圧粉磁心は、Ｗ、Ｗe、Ｗｈがそれぞれ３２００〜３９００ｋＷ／ｍ3を示している。これ以外の圧粉磁心では、Ｗが２５０〜２７０ｋＷ／ｍ3程度であり、Ｗeが２００〜２７０ｋＷ／ｍ3程度であり、Ｗｈが４０〜９０ｋＷ／ｍ3程度になっている。
また、Ｗ、Ｗe、Ｗｈは背圧Ｐbによらずほぼ一定の値を示しており、背圧Ｐbが１Ｐａ程度でもＷ、Ｗe、Ｗｈの増大が見られないことがわかる。
【０１７４】
大気雰囲気中で熱処理した圧粉磁心の実効透磁率μ’、鉄損Ｗ、過電流損失Ｗe及びヒステリシス損失Ｗｈが劣化したのは、大気中で４１０℃まで加熱したことによって金属ガラス合金粉末が酸化して軟磁気特性が劣化したことに加えて、シリコーンエラストマーに大気中の酸素が更に結合し、応力が増大したために、実効透磁率μ’と鉄損Ｗとが劣化したものと考えられる。
また、背圧Ｐbを１Ｐａ程度にすれば、実効透磁率μ’及び鉄損Ｗを劣化させることがないので、熱処理時に大がかりな真空ポンプ等を設置する必要がなく、圧粉磁心の製造コストを低減できる。
【０１７５】
次に、背圧Ｐbを２．６×１０-3Ｐａに固定し、アルゴンガスまたは窒素ガスの流量を０．１５〜５０Ｌ／分の範囲で変化させて熱処理を行った。このときの実効透磁率μ’及び鉄損Ｗを測定した。結果を図２９及び図３０に示す。
【０１７６】
図２９には、１ＭＨｚにおける実効透磁率μ’とガス流量との関係を示す。
図２９から明らかなように、窒素ガス雰囲気の場合、流量を５０から１０Ｌ／分に低下させると僅かに実効透磁率μ’が低下するが、その後は約９０程度と一定になり、流量を０．５Ｌ／分まで低下させても９０程度を保っている。
一方、アルゴンガスの場合は、１Ｌ／分では実効透磁率μ’が８２程度とやや低めであるが、８Ｌ／分程度にすることで窒素雰囲気の場合とほぼ同等の実効透磁率μ’を示すようになる。
【０１７７】
また図３０には鉄損Ｗとガス流量との関係を示す。ここで、丸印のプロットはアルゴンフロー中で熱処理した圧粉磁心であり、四角印のプロットは窒素フロー中で熱処理した圧粉磁心である。更に白丸及び白四角のプロットは、渦電流損失Ｗe及びヒステリシス損失Ｗｈを示し、黒丸及び黒四角のプロットは鉄損Ｗを示す。尚、Ｗ≒Ｗe＋Ｗｈの関係である。
図３０から明らかなように、窒素雰囲気中で熱処理した圧粉磁心は、ガス流量が増加するにつれてＷ、Ｗe及びＷｈが僅かに増大する傾向にある。また、アルゴンガス雰囲気中で熱処理した場合は、ガス流量によらずほぼ一定値を示している。
【０１７８】
以上のことから、熱処理時の雰囲気については、不活性ガス雰囲気または真空雰囲気とすれば、磁気特性に大きな劣化を及ぼすようなことはない。
【０１７９】
「実験例７：インダクタの特性」
実験例１と同様のガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末を得た。
この金属ガラス合金粉末にシリコーンエラストマーを添加し、更に潤滑剤を添加して１０分間混合した後、混合物をコイル状に巻回した銅線とともに金型に充填し、図３に示す放電プラズマ焼結装置により室温で５．９ＭＰａの圧力を印加して圧縮成形を行った。圧縮成形後、昇温速度４０Ｋ／分、熱処理温度４１０℃、保持時間６０分の条件で熱処理を行うことにより、図４に示すような実施例のインダクタを得た。この実施例のインダクタのコアは厚さ２ｍｍ、各辺が１２ｍｍの直方体であった。また銅線は直径０．６ｍｍであり、巻回数は５回であり、表面にはポリイミドの絶縁膜を成膜したものを用いた。
【０１８０】
なお、潤滑剤にはステアリン酸アルミニウム二量体を用いた。またシリコーンエラストマーの添加量は４重量％とした。
【０１８１】
また比較例として、センダスト合金とシリコーンレジンで上部コア及び下部コアを形成し、これら上部、下部コアの間にコイルを有する銅線を配置することにより、いわゆるポット型の比較例のインダクタを製造した。
得られたインダクタについて、周波数２．５〜１００００ｋＨｚにおけるインダクタンスＬ及びＱ値を測定した。結果を図３１に示す。
【０１８２】
図３１から明らかなように、実施例のインダクタは、比較例よりも高いインダクタンスＬ及びＱ値を示しており、優れた特性を示すことがわかる。
これは、実施例のインダクタは、コアと銅線とが密着しているので、漏れ磁界がなく、インダクタンスＬ及びＱ値が低下しなかったと考えられる。一方、比較例のインダクタは、コアと導電との間に空隙があるため、この空隙の存在により実質的に占積率が低下し、インダクタンスＬ及びＱ値が低下したものと考えられる。
【０１８３】
【発明の効果】
以上、詳細に説明したように、本発明の圧粉磁心は、シリコーンエラストマーからなる結着剤を備えており、このシリコーンエラストマーはシリコーンレジンよりも圧縮成形性に優れ、その成形温度もシリコーンレジンの場合よりも低いので、室温で固化成形することにより高い強度を有する圧粉磁心を構成することができる。
また、シリコーンエラストマーは圧粉磁心内部でも十分な弾性を示すので、１×１０-6〜５０×１０-6の磁歪定数を示す金属ガラス合金を用いた場合でも、歪みを緩和させることができ、圧粉磁心内部の応力を緩和して高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することができる。
更に、金属ガラス合金は（Ｔg−１７０）Ｋ以上（Ｔg）Ｋ以下の範囲で熱処理されることにより、結晶質相を析出させることがなく応力緩和をすることができ、高透磁率で低鉄損の圧粉磁心を構成することができる。
更に、ステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤が添加されているので、成形時に金属ガラス合金粉末同士が相互に滑りやすくなって圧粉磁心の相対密度が向上し、圧粉磁心の透磁率を高めて鉄損を低下させることができる。
更に、シランカップリング剤が添加されているので、金属ガラス合金粉末とシリコーンエラストマーとの密着性が向上することによりシリコーンエラストマーの添加量を低減させることができ、これにより金属ガラス合金粉末同士が接近して見かけ上の反磁界を低減でき、透磁率を高くすることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の圧粉磁心の実施形態例を示す斜視図である。
【図２】 本発明の圧粉磁心の製造方法を実施する際に用いる金型の一例を示す分解斜視図である。
【図３】 本発明の圧粉磁心を製造する際に用いる放電プラズマ焼結装置の要部の模式図である。
【図４】 本発明の実施形態であるインダクタを示す斜視図である。
【図５】 本発明の実施形態であるトランスを示す斜視図である。
【図６】 Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末のＸ線回折パターンを示す図である。
【図７】 Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末のＳＥＭ写真である。
【図８】 Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の金属ガラス合金粉末のＤＳＣ曲線を示す図である。
【図９】 Ｆｅ100-x-rＡｌx(Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓｉ0.13)rなる組成の金属ガラス合金粉末の磁歪定数λｓのＦｅ、Ａｌ及び（ＰＣＢＳｉ）組成の依存性を示す三角組成図である。
【図１０】 磁束密度Ｂ800と熱処理温度Ｔaとの関係を示すグラフである。
【図１１】 保磁力Ｈｃと熱処理温度Ｔaとの関係を示すグラフである。
【図１２】 １ｋＨｚにおける実効透磁率μ’と熱処理温度Ｔaとの関係を示すグラフである。
【図１３】 鉄損Ｗ1/100kと熱処理温度Ｔaとの関係を示すグラフである。
【図１４】 各種の絶縁材料でモールドしたモールド試料のＢ-Ｈ曲線を示すグラフである。
【図１５】 各種の絶縁材料でモールドしたモールド試料の実効透磁率μ’と周波数との関係を示すグラフである。
【図１６】 各種の絶縁材料でモールドしたモールド試料の鉄損Ｗと周波数との関係を示すグラフである。
【図１７】 金属ガラス合金薄帯の応力緩和率と熱処理温度Ｔaとの関係を示すグラフである。
【図１８】 実効透磁率μ’とシランカップリング剤の添加量との関係を示すグラフである。
【図１９】 鉄損Ｗ1/100kとシランカップリング剤の添加量との関係を示すグラフである。
【図２０】 実効透磁率μ’と潤滑剤の添加量との関係を示すグラフである。
【図２１】 鉄損Ｗと潤滑剤との関係を示すグラフである。
【図２２】 圧粉磁心の実効透磁率μ’と密度との関係を示すグラフである。
【図２３】 圧粉磁心の鉄損Ｗと密度との関係を示すグラフである。
【図２４】 圧粉磁心の密度と潤滑剤の添加量との関係を示すグラフである。
【図２５】 圧粉磁心の渦電流損失Ｗeと潤滑剤の添加量との関係を示すグラフである。
【図２６】 圧粉磁心のヒステリシス損失Ｗｈと潤滑剤の添加量との関係を示すグラフである。
【図２７】 圧粉磁心の実効透磁率μ’と背圧Ｐbとの関係を示すグラフである。
【図２８】 圧粉磁心の鉄損、Ｗｈ及びＷｅと背圧Ｐbとの関係を示すグラフである。
【図２９】 圧粉磁心の実効透磁率μ’とガス流量との関係を示すグラフである。
【図３０】 圧粉磁心の鉄損、Ｗｈ及びＷｅとガス流量との関係を示すグラフである。
【図３１】 実施例及び比較例のインダクタのインダクタンスＬ及びＱ値の周波数依存性を示すグラフである。
【符号の説明】
１ 圧粉磁心
２１ インダクタ
３１ トランス
Claims (9)
- ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって、Ａｌである元素Ｘと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含む非晶質相を主相とする組織からなり、磁歪定数が１×１０ −６ 〜５０×１０ −６ の範囲である金属ガラス合金の粉末に、シリコーンエラストマーからなる結着剤とステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤とが添加され、固化成形されてなることを特徴とする圧粉磁心。
- 前記固化成形後に（Ｔg−１７０）Ｋ〜（Ｔg）Ｋの温度範囲で熱処理されてなることを特徴とする請求項１に記載の圧粉磁心。
- 前記金属ガラス合金が、下記の組成式で表されるものであることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の圧粉磁心。
Ｆｅ100-x1-y1-z1-w1Ａｌx1Ｐy1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すｘ1、ｙ1、ｚ1、ｗ1は、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｙ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。 - 前記金属ガラス合金が、下記の組成式で表されるものであることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の圧粉磁心。
（Ｆｅ１−ａ１Ｔａ１）１００−ｘ１−ｙ１−ｚ１−ｗ１Ａｌｘ１Ｐｙ１Ｃｚ１Ｂｗ１
ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であり、組成比を示すａ１、ｘ１、ｙ１、ｚ１、Ｗ１は、０．１≦ａ１≦０．１５、０原子％≦ｘ１≦１０原子％、２原子％≦ｙ１≦１５原子％、０原子％＜ｚ１≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ１≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ１−ｙ１−ｚ１−ｗ１）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ１＋ｚ１＋ｗ１）≦３０原子％である。 - 前記金属ガラス合金が、下記の組成式で表されるものであることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の圧粉磁心。
Ｆｅ100-x1-v1-z1-w1Ａｌx1（Ｐ1-b1Ｓｉb1）v1Ｃz1Ｂw1
ただし、組成比を示すｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０．１≦ｂ1≦０．２８、０原子％≦ｘ1≦１０原子％、２原子％≦ｖ1≦１５原子％、０原子％＜ｚ1≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ1≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ1−ｙ1−ｚ1−ｗ1）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ1＋ｚ1＋ｗ1）≦３０原子％である。 - 前記金属ガラス合金が、下記の組成式で表されるものであることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の圧粉磁心。
（Ｆｅ１−ａ１Ｔａ１）１００−ｘ１−ｖ１−ｚ１−ｗ１Ａｌｘ１（Ｐ１−ｂ１Ｓｉｂ１）ｖ１Ｃｚ１Ｂｗ１
ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であり、組成比を示すａ１、ｂ１、ｘ１、ｖ１、ｚ１、ｗ１は、０．１≦ａ１≦０．１５、０．１≦ｂ１≦０．２８、０原子％≦ｘ１≦１０原子％、２原子％≦ｖ１≦１５原子％、０原子％＜ｚ１≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ１≦１０原子％、７０原子％≦（１００−ｘ１−ｖ１−ｚ１−ｗ１）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ１＋ｚ１＋ｗ１）≦３０原子％である。 - 前記金属ガラス合金が、下記の組成式で表されるものであることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の圧粉磁心。
（Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3Ｍx3Ｂy3
但し、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上からなる元素であり、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3は、０≦ａ3≦０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子％、１０原子％≦y3≦２２原子％である。 - 前記金属ガラス合金の粉末に、前記シリコーンエラストマーと、前記ステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤と、シランカップリング剤とが添加され、固化成形されてなることを特徴とする請求項１ないし請求項７のいずれかに記載の圧粉磁心。
- 前記シランカップリング剤の金属と結合可能な官能基が、アミノ基、ビニル基、メチル基のうちのいずれか１種であることを特徴とする請求項８に記載の圧粉磁心。
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