JP5912349B2

JP5912349B2 - 軟磁性合金粉末、ナノ結晶軟磁性合金粉末、その製造方法、および圧粉磁心

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Publication number: JP5912349B2
Application number: JP2011191505A
Authority: JP
Inventors: 陽介今野; 裕之松元
Original assignee: NEC Tokin Corp
Current assignee: Tokin Corp
Priority date: 2011-09-02
Filing date: 2011-09-02
Publication date: 2016-04-27
Anticipated expiration: 2031-09-02
Also published as: JP2013055182A

Description

本発明は、軟磁性合金粉末、ナノ結晶軟磁性合金粉末、その製造方法、およびナノ結晶合金粉末を用いた圧粉磁心に関する。

各種電子機器の小型化、高機能化が進行するに伴い、これら機器に内蔵されるコイル、トランスなどのインダクタ部品には、小型化と同時に大電流下において高いインダクタンスを示すことが求められている。これらの問題を解決するには、インダクタ部品に用いられる磁心の、飽和磁束密度と高周波域における損失特性を同時に向上させることが必要とされている。

上述した磁心のひとつとして、軟磁性金属粉末を絶縁性の樹脂と混合したものを、圧縮成形して製造される圧粉磁心が利用されている。圧粉磁心は、絶縁性の樹脂で金属粉末を被覆することによって、渦電流を低減し、損失特性を向上させる特徴を持つ。その材料としては、特定方位の結晶構造を持たないことから結晶磁気異方性が無く、且つヒステリシス損失が小さい非晶質の軟磁性合金粉末の適用が進められている。

非晶質の軟磁性合金粉末を製造する方法として、溶融金属を急速冷却して分裂微粉化するアトマイズ法が一般的に行われている。例えば、特許文献１には、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ−Ｎｂ系の合金粉末を、アトマイズ装置を用いて作製した非晶質の軟磁性合金粉末が提案されている。

また、非晶質の軟磁性合金粉末は、Ａｒガス雰囲気のような不活性雰囲気中で熱処理を施すと、２回以上結晶化される。最初に結晶化が開始した温度を第１結晶化開始温度、２回目の結晶化が開始した温度を第２結晶化開始温度という。この第１結晶化開始温度以上で熱処理を施し、非晶質相中にナノサイズのｂｃｃＦｅナノ結晶粒を均一に析出させることで、高い飽和磁束密度と低い保磁力を得ることができるナノ結晶軟磁性合金粉末も注目されている。

特開２００９−１９２５９号公報

従来の高Ｆｅ組成の軟磁性合金粉末は、高い飽和磁束密度が得られるものの、非晶質形成能が低下する傾向にある。そのため、ガスアトマイズ法や水アトマイズ法に代表される従来のアトマイズ法では冷却速度が不足し、粉末化した際に粗大なｂｃｃＦｅ結晶粒が析出することがある。その結果、保磁力が増加し、磁心として適用した際にヒステリシス損失が悪化するという課題がある。

そこで、本発明は、平均粒径が小さく、粗大なｂｃｃＦｅ結晶の析出が無い軟磁性合金粉末と、高い飽和磁束密度と低い保磁力が得られるナノ結晶軟磁性合金粉末と、その製造方法と、それを用いた低損失の圧粉磁心を提供することを目的とする。

本発明は、特定の合金組成物を出発原料とし、平均粒径０．７μｍ以上５．０μｍ以下であり、主相として非晶質相を有する軟磁性合金粉末である。本発明の軟磁性合金粉末は、溶融金属を高圧不活性ガスにより１次粉砕し、高速回転し表面に第１の冷媒液の冷媒膜を形成したディスクに衝突させる２次粉砕および急冷による微細粉末化と、前記ディスクの周囲に形成した第２の冷媒液の冷媒膜による急冷を組み合わせて製造することが好ましい。さらに、上記の軟磁性合金粉末に対して第１結晶化開始温度（Ｔｘ_１）以上第２結晶化開始温度（Ｔｘ_２）未満の温度範囲で熱処理を施すことで、ｂｃｃＦｅ相からなる微細なナノ結晶が均一に析出したナノ結晶軟磁性合金粉末を得ることができる。

すなわち、本発明は、組成式Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚで表され、７９．０≦ａ≦８６．０ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０≦ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦１０ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２０である合金組成物からなり、ノズルから流下した溶融金属を高圧不活性ガスにより１次粉砕して１次粉砕粒子を得る工程と、周速４００ｍ／ｓ以上８００ｍ／ｓ以下で回転させ、表面に第１の冷媒液の冷媒膜を形成したディスクに、前記１次粉砕粒子を衝突させて２次粉砕すると共に急冷し２次粉砕粒子を得る工程と、前記ディスクの表面から前記第１の冷媒液と共に前記ディスクの周囲に放出された前記２次粉砕粒子を、前記ディスクの周囲に形成した第２の冷媒液の冷媒膜に突入させて更に冷却する工程とを備え、平均粒径０．７μｍ以上５．０μｍ以下である軟磁性合金粉末を得ることを特徴とする軟磁性合金粉末の製造方法である。

また、本発明は、前記Ｆｅの一部をＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ、Ｎ、Ｏ及び希土類元素のうち１種類以上の元素で置換してなり、前記元素は、組成全体の３ａｔ％以下であり、前記Ｆｅとの合計が前記ａについての条件７９．０≦ａ≦８６．０ａｔ％を満たすことを特徴とする上記の軟磁性合金粉末の製造方法とすることができる。

また、本発明によれば、主相として非晶質相を有し、前記非晶質相に平均粒径０．５ｎｍ以上１０．０ｎｍ以下の初期微結晶を含むナノヘテロ構造を有することを特徴とする上記の軟磁性合金粉末の製造方法が得られる。

また、本発明によれば、前記軟磁性合金粉末を、第１結晶化開始温度（Ｔｘ_１）以上第２結晶化開始温度（Ｔｘ_２）未満の温度範囲で熱処理を施すことで得られ、平均粒径５ｎｍ以上５０ｎｍ以下のナノ結晶が非晶質相中に析出していることを特徴とするナノ結晶軟磁性合金粉末の製造方法が得られる。

また、本発明によれば、上述したナノ結晶軟磁性合金粉末を、結合材と混合し、圧縮成型してなることを特徴とする圧粉磁心の製造方法が得られる。

本発明によれば、平均粒径が小さく、粗大なｂｃｃＦｅ結晶の析出が無い軟磁性合金粉末と、高い飽和磁束密度と低い保磁力が得られるナノ結晶軟磁性合金粉末と、その製造方法を提供することが可能となる。

また、本発明は、上記ナノ結晶軟磁性合金粉末を使用した、低損失の圧粉磁心を提供することが可能となる。

本発明の実施例５の軟磁性合金粉末の走査型電子顕微鏡写真である。本発明の実施例５および比較例１の軟磁性合金粉末のＸ線回折パターンを示す図である。本発明のナノ結晶軟磁性合金粉末を得るために使用したＤＳＣ曲線を示す図である。本発明の軟磁性合金粉末の製造方法を説明する概略図である。

本実施の形態における軟磁性合金粉末は、組成式Ｆｅ_ａＢ_ｂＰ_ｘＣｕ_ｚまたはＦｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚで表され、７９．０≦ａ≦８６．０ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０≦ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦１０ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、および０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２０である合金組成物からなる。熱処理を施して得られるナノ結晶軟磁性合金粉末も同様の組成を有している。本実施の形態の軟磁性合金粉末は、主相として非晶質相を有している。また、非晶質中に平均粒径０．３ｎｍ以上１０．０ｎｍ以下の初期微結晶を含むナノヘテロ構造を有していてもよく、非晶質相のみの結晶構造と同様に軟磁気特性の向上を図れる。

本実施の形態の軟磁性合金粉末およびナノ結晶軟磁性合金粉末において、Ｆｅは主元素であり、磁性を担う必須元素である。飽和磁束密度の向上および原料価格の低減のため、Ｆｅの割合が多いことが基本的には好ましい。Ｆｅの割合が７９．０ａｔ％より少ないと、望ましい飽和磁束密度が得られない。Ｆｅの割合が８６．０ａｔ％より多いと、急冷の際に非晶質相の形成が困難になり、軟磁性合金粉末に粗大な結晶粒が析出する可能性がある。すなわち、熱処理後のナノ結晶軟磁性合金粉末において、均質なナノ結晶組織が得られず、軟磁気特性が劣化する。したがって、Ｆｅの割合は、７９．０ａｔ％以上８６．０ａｔ％以下であるのが望ましい。特に１．６０Ｔ以上の飽和磁束密度が必要とされる場合、Ｆｅの割合が８０．０ａｔ％以上であることが好ましい。また、Ｆｅの割合を８４．０ａｔ％以上とすると、ナノ結晶軟磁性合金粉末の軟磁気特性が更に良好になる。

本実施の形態の軟磁性合金粉末およびナノ結晶軟磁性合金粉末において、Ｂは非晶質相の形成を担う必須元素である。Ｂの割合が５ａｔ％より少ないと、急冷の際に非晶質相の形成が困難になる。Ｂの割合が１３ａｔ％より多いと、均質なナノ結晶組織を得ることができず、軟磁気特性が劣化する。したがって、Ｂの割合は、５ａｔ％以上１３ａｔ％以下であることが望ましい。また、Ｂの割合が多いと、融解温度（融点）が高くなることから、量産化のため上記の合金粉末が低い融点を有する必要がある場合には、Ｂの割合を１０ａｔ％以下とすることが特に好ましい。

本実施の形態の軟磁性合金粉末およびナノ結晶軟磁性合金粉末において、Ｓｉは非晶質相の形成を担う元素であり、ナノ結晶化にあたってはナノ結晶の安定化に寄与する。Ｓｉを添加する場合、Ｓｉの割合が８ａｔ％よりも多いと、非晶質の形成能が低下し、更に軟磁気特性が劣化する。したがって、Ｓｉの割合は、８ａｔ％以下であることが望ましく、５ａｔ％以下とすると均質なナノ結晶が得られるため特に好ましい。

本実施の形態の軟磁性合金粉末およびナノ結晶軟磁性合金粉末において、Ｐは非晶質相の形成を担う必須元素である。また、溶融金属の融点低下により粘性を低減し、球状の粉末を作製し易くする効果を有している。Ｐの割合が１ａｔ％より少ないと、急冷の際に非晶質相の形成が困難になる。Ｐの割合が１０ａｔ％より多いと、飽和磁束密度が低下し軟磁気特性が劣化する。したがって、Ｐの割合は、１ａｔ％以上１０ａｔ％以下であることが望ましい。

本実施の形態の軟磁性合金粉末およびナノ結晶軟磁性合金粉末において、Ｃは非晶質相の形成を担う元素である。本実施の形態においては、Ｂ、Ｓｉ、Ｐ、Ｃの組み合わせを用いることで、いずれか一つしか用いない場合と比較して、非晶質形成能やナノ結晶の安定性を高めることが可能となる。また、Ｃは安価であるため、Ｃの添加により他の金属量が低減され、総材料コストが低減される。Ｃを添加する場合、Ｃの割合が５ａｔ％を超えると、上記の合金粉末が脆化し、軟磁気特性の劣化が生じるという問題がある。従って、Ｃの割合は、５ａｔ％以下が望ましい。特にＣの割合が３ａｔ％以下であると、溶融時におけるＣの蒸発に起因した組成のばらつきを抑えることができる。

本実施の形態の軟磁性合金粉末およびナノ結晶軟磁性合金粉末において、Ｃｕはナノ結晶化に寄与する必須元素である。Ｃｕの割合が０．４ａｔ％より少ないと、ナノ結晶化が困難になる。Ｃｕの割合が１．４ａｔ％より多いと、非晶質相が不均質になり、ナノ結晶化の熱処理後に均質なナノ結晶組織が得られず、軟磁気特性が劣化する。したがって、Ｃｕの割合は、０．４ａｔ％以上１．４ａｔ％以下であることが望ましく、特に軟磁性合金粉末の酸化およびナノ結晶への粒成長を考慮するとＣｕの割合は、０．６ａｔ％以上１．３ａｔ％以下であることが好ましい。

ＰとＣｕとの間には強い原子間引力がある。従って、この２元素を複合添加すると、均質な非晶質相の形成が可能になる。具体的にはＰの割合（ｘ）とＣｕの割合（ｚ）との比率（ｚ／ｘ）を０．０６以上１．２０以下にすることで、非晶質相の形成の際に結晶化および結晶の粒成長が抑制され、非晶質相、または１０．０ｎｍ以下のサイズの初期微結晶が形成され非晶質中に初期微結晶を有するナノヘテロ構造が得られる。このナノサイズの初期微結晶によって、熱処理後のナノ結晶軟磁性合金のｂｃｃＦｅ結晶は微細構造を得ることができる。なお、ＰとＣｕの比率（ｚ／ｘ）は、軟磁性合金粉末の酸化を考慮すると、０．０８以上０．８０以下であることが特に好ましい。

ここで、耐食性の改善や電気抵抗の調整などのため、飽和磁束密度の著しい低下が生じない範囲で、Ｆｅの一部をＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ、Ｎ、Ｏおよび希土類元素のうち１種類以上の元素で置換してもよい。但し、良好な軟磁性特性の確保するため、上記の置換する元素は組成全体の３ａｔ％以下であり、これら元素とＦｅとの合計はＦｅの割合ａについての条件７９．０≦ａ≦８６．０ａｔ％を満たすものとする。

本実施の形態における軟磁性合金粉末の製造方法について、図面を用いて説明する。図４は、本発明の軟磁性合金粉末の製造方法を説明する概略図である。まず、組成式Ｆｅ_ａＢ_ｂＰ_ｘＣｕ_ｚで、７９．０≦ａ≦８６．０ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、１≦ｘ≦１０ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、および０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２０で表される合金組成物を溶解する溶解工程により溶融金属１１を得る。次に、高圧不活性ガス１３により溶融金属１１を粉砕する１次粉砕工程にて、１次粉砕粒子１４を得る。その後、回転するディスク１５の表面に第１の冷媒液１６ａの冷媒膜１６ｂを形成し、１次粉砕粒子１４を衝突させることで更に粉砕しつつ急冷する２次粉砕工程により２次粉砕粒子１７を得る。最後に、ディスク１５の表面から第１の冷媒液１６ａと共に２次粉砕粒子１７を、ディスク１５の周囲に形成した第２の冷媒液１８ａの冷媒膜１８ｂに突入させて冷却を施す冷却工程により本発明の軟磁性合金粉末２０を得る。

溶解工程では、本発明で規定する合金組成物となるように秤量した原料を、るつぼ１０に投入して高周波コイルで誘導加熱、溶解することで溶融金属１１を作製する。

１次粉砕工程では、溶融金属１１をるつぼ１０下部に設置されたノズル１２から流下させ、ノズル１２から流出してくる溶融金属１１に対して高圧不活性ガス１３を噴射することで粉砕し、１次粉砕粒子１４を作製する。高圧不活性ガス１３として使用可能なガスとしては、アルゴン、窒素などが挙げられるが、同様の効果を奏するものであれば、これに限定されるものではない。

２次粉砕工程では、周速４００ｍ／ｓ以上８００ｍ／ｓ以下で高速回転するディスク１５の表面に第１の冷媒液１６ａを供給して冷媒膜１６ｂを形成し、この冷媒膜１６ｂが形成されたディスク１５に１次粉砕粒子１４を衝突させる。このとき、１次粉砕粒子１４は半溶融状態の粗大な粒子となっており、ディスク１５に衝突した際に２次粉砕され、微細化されると共に急冷され、２次粉砕粒子１７となる。粉砕および急冷された２次粉砕粒子１７は、ディスク１５の遠心力により第１の冷媒液１６ａと共に排出される。

第１の冷媒液１６ａとしては、水、液体窒素、液体ヘリウムなどが使用されるが、同様の効果を奏するものであれば、これに限定されるものではない。

２次粉砕工程におけるディスク１５の周速は４００ｍ／ｓ以上８００ｍ／ｓ以下となるように調整するのが望ましい。周速が４００ｍ／ｓより遅いと１次粉砕粒子１４が十分に粉砕されない。また、周速が８００ｍ／ｓより速いと、ディスク１５の表面に冷媒膜１６ｂが形成されないため、急冷が不十分となり、得られる２次粉砕粒子１７の相中にｂｃｃＦｅ粗大粒子が析出することがある。

冷却工程では、ディスク１５の表面から第１の冷媒液１６ａと共に排出された２次粉砕粒子１７を、ディスク１５の周囲に形成した第２の冷媒液１８ａの冷媒膜１８ｂに突入させ、更に冷却する。第２の冷媒液１８ａの冷媒膜１８ｂは、ディスク１５の周囲に配置したガイド１９に第２の冷媒液１８ａを流下させることで形成される。

第２の冷媒液１８ａとしては、水、液体窒素、液体ヘリウムなどが使用されるが、同様の効果を奏するものであれば、これに限定されるものではない。

上記の冷却工程によって２次粉砕粒子１７は完全に冷却され、得られた粉末にはｂｃｃＦｅ粗大結晶粒の析出がない、平均粒径０．７μｍ以上５．０μｍ以下の軟磁性合金粉末２０が得られる。本発明の軟磁性合金粉末は、主相が非晶質であり、特に、軟磁性合金粉末の平均粒径が４．０μｍ以上である場合、熱処理前の粉末の組織はナノヘテロ構造であることが好ましい。

得られた軟磁性合金粉末の結晶構造が、結晶質か非晶質かの判定は、Ｘ線回折パターンにより行うことができる。結晶質の場合には、析出した化合物の結晶構造に由来する鋭いピークが生じる。一方、非晶質の場合は、結晶構造を有しないため、結晶質特有の鋭いピークは見られず、代わりに２θ＝４５°、８０°の位置にブロードなピークが生じる。また、結晶質と非晶質とが混在する場合、結晶質の鋭いピークと非晶質のブロードなピークが共存したＸ線回折パターンが得られる。

上述した工程で得られた軟磁性合金粉末は、熱処理を施すことにより、ｂｃｃＦｅ相からなるナノ結晶が析出する。この熱処理工程によって、本発明のナノ結晶軟磁性合金粉末が得られる。

熱処理工程では、軟磁性合金粉末を毎分１０℃以上の昇温速度で加熱し、ナノ結晶を析出させる。図３は、本発明のナノ結晶軟磁性合金粉末を得るために使用したＤＳＣ曲線を示す図である。熱処理温度は図３に示したＤＳＣ（示差走査熱量分析：ＤｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌＳｃａｎｎｉｎｇＣａｌｏｒｉｍｅｔｒｙ）曲線から求められる。ＤＳＣ曲線は、Ｐｔ製試料容器中に投入した試料をＤＳＣ測定装置内に設置し、不活性雰囲気中において昇温速度４０℃／ｍｉｎで試料を目的の温度まで加熱することで得られる。ここで、熱処理温度は図３に示すＤＳＣ曲線において、第１結晶化開始温度（Ｔｘ_１）以上、第２結晶化開始温度（Ｔｘ_２）未満で行われる。第１結晶化開始温度（Ｔｘ_１）以上、第２結晶化開始温度（Ｔｘ_２）未満の適切な温度範囲で熱処理が行われると、平均粒径５ｎｍ以上５０ｎｍ以下のｂｃｃＦｅナノ結晶が析出し、軟磁気特性の向上が図れる。熱処理温度が第２結晶化開始温度（Ｔｘ_２）を超えてしまうと、Ｆｅ−ＢやＦｅ−Ｐなどが析出し、軟磁気特性が劣化してしまう。従って、熱処理工程においては第１結晶化のみを促進することで、優れた軟磁気特性を有するナノ結晶軟磁性合金粉末を製造することができる。

熱処理方法としては、赤外線加熱や高周波加熱、電気炉など急速昇温が可能な装置を用いた方法や、結晶化温度以下で余熱した試料を第１結晶化開始温度以上の温度の炉に入れる方法等で行うことができる。ただし、同様の効果を奏するものであれば、これに限定されるものではない。

上記のナノ結晶軟磁性合金粉末と結合材を混合し、圧縮成形することで、本発明の圧粉磁心が得られる。このとき、圧粉磁心における結合材は、絶縁性を有する樹脂からなり、その含有量は絶縁性を確保する観点から１重量％以上、また著しい飽和磁束密度や透磁率の低下を避けるためには５重量％以下とするのが好ましい。また、圧縮成形時にステアリン酸などの潤滑剤を適宜添加してもよい。

以下、本発明の実施例について具体的に説明する。

まず、本発明のＦｅ基ナノ結晶合金粉末およびその製造方法の実施例について、実施例１〜１２および比較例１〜３を例示して説明する。

原料としてＦｅ、Ｂ、Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕを表１に示す合金組成となるように合計２０００ｇ秤量し、周囲に高周波コイルを配置したアルミナのるつぼ中に投入した。その後、るつぼを１×１０^−２Ｔｏｒｒまで真空引きし、Ａｒガスをるつぼ内に注入した後、減圧したＡｒガス雰囲気中で高周波コイルにて加熱した。原料が完全に溶落した後も加熱を継続し、１６００℃到達後に１０分間保持することで溶融金属を作製した。次に、溶融金属の温度を１４００℃まで降下させた後、るつぼ下部に設置したノズルから流量を６００ｇ／ｍｉｎとして流下させ、２０ＭＰａの高圧窒素ガスにより１次粉砕し、１次粉砕粒子を作製した。その後、周速が４００ｍ／ｓで回転するディスクの表面に第１の冷媒液として水を供給して冷媒膜を形成し、この冷媒膜に１次粉砕粒子を衝突させることで更に微粒子化し、２次粉砕粒子を作製した。２次粉砕粒子は、ディスクの遠心力により水と共に排出され、ディスク周囲に形成された第２の冷媒液である水からなる冷媒膜に突入させて、完全に冷却した。更に、窒素ガスフロー中で乾燥することで、実施例１の軟磁性合金粉末を得た。

得られた軟磁性合金粉末の平均粒径を乾式粒度分布計で得られた粒度分布の体積累計により測定したところ、平均粒径が５．２μｍであった。また、Ｘ線回折（ＸＲＤ）による結晶構造評価を行ったところ、非晶質単相からなる粉末であった。

続いて、ディスク周速を４００ｍ／ｓ（比較例１）、４１９ｍ／ｓ（実施例２）、４６１ｍ／ｓ（実施例３）、５０２ｍ／ｓ（実施例４）、５８６ｍ／ｓ（実施例６）、６２８ｍ／ｓ（実施例７）、７１２ｍ／ｓ（実施例８）、７５４ｍ／ｓ（実施例９）、８００ｍ／ｓ（実施例１０）、９２１ｍ／ｓ（比較例２）と変化させ、それ以外は上述した実施例１と同じ製造条件にて、各軟磁性合金粉末を得た。

次に、原料としてＦｅ、Ｂ、Ｐ、Ｃｕを表１に示す合金組成となるように秤量し、それ以外は上述した実施例１と同じ製造条件（ディスク周速は５４４ｍ／ｓとした）にて、実施例５の軟磁性合金粉末を得た。

また、原料としてＦｅ、Ｂ、Ｐ、Ｃ、Ｃｕを表１に示す合金組成となるように秤量し、それ以外は上述した実施例１０と同じ製造条件にて、実施例１１の軟磁性合金粉末を得た。

さらに、原料としてＦｅ、Ｂ、Ｓｉ、Ｐ、Ｃ、Ｃｕを表１に示す合金組成となるように秤量し、それ以外は上述した実施例１０と同じ製造条件にて、実施例１２の軟磁性合金粉末を得た。

比較例３として、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｒからなる合金組成物を、水アトマイズ法によって粉末化し、比較例３の軟磁性合金粉末を作製した。

上述したようにして得られた実施例１〜１２および比較例１〜３の軟磁性合金粉末について、ＩＣＰ発光分析装置を用いた組成分析、乾式粒度分布計で得られた粒度分布の体積累計による平均粒径測定、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による結晶構造の観察、ＸＲＤによる結晶構造の同定、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）による初期微結晶の有無の確認および平均粒径の測定、８０ｋＡ／ｍの磁場にて保磁力（Ｈｃ）を測定を行った。

また、実施例１〜１２および比較例１〜２の粉末を、４０℃／分の昇温速度、４５０℃×１０分間の熱処理条件で熱処理を施し、ナノ結晶軟磁性合金粉末を得た。その後、ＸＲＤにて結晶構造の同定を行い、ＸＲＤパターンから得られるｂｃｃＦｅのメインピークについて、シェラーの式を適用し、ｂｃｃＦｅナノ結晶の平均粒径を計算した。更に、振動試料型磁力計を用いて１５００ｋＡ／ｍの磁場にて飽和磁束密度（Ｂｓ）を、８０ｋＡ／ｍの磁場にて保磁力（Ｈｃ）を測定した。なお、比較例３は、結晶質の軟磁性合金粉末であるので、熱処理は施さず、ＢｓおよびＨｃの測定を上記と同じ条件で行った。それらの結果を表１に示す。比較例３のＢｓおよびＨｃの値は、の熱処理後の欄に記載した。

実施例１〜１２では、平均粒径が０．７μｍ〜５．０μｍの範囲となり、微細な軟磁性合金粉末が得られた。また、熱処理前の軟磁性合金粉末のＸＲＤパターンはいずれもブロードなピークとなり、非晶質の結晶構造であった。また、実施例１〜３の粉末、実施例９〜１２の粉末については、ＴＥＭにより、初期微結晶が存在するナノヘテロ構造であることが認められ、この初期微結晶粒径は０．５ｎｍ〜１０．０ｎｍの範囲となった。

実施例１〜１２の軟磁性合金粉末の熱処理後のＸＲＤパターンにおいて、ｂｃｃＦｅのピークが発現し、このｂｃｃＦｅナノ結晶の平均粒径を計算したところ、１４ｎｍ〜４２ｎｍの範囲となり、本発明の５ｎｍ以上５０ｎｍ以下の平均粒径のナノ結晶を有するナノ結晶軟磁性合金粉末が得られた。また、これらのナノ結晶軟磁性合金粉末について磁気特性を評価したところ、Ｂｓは１．５８Ｔ〜１．７３Ｔ、Ｈｃは２４Ａ／ｍ〜１０６Ａ／ｍと良好な軟磁性特性が得られた。

比較例１では、平均粒径が６．８μｍと粗大な軟磁性合金粉末となった。比較例１は、１次粉砕工程におけるディスクの回転速度が３１４ｍ／ｓと遅く、本発明の好ましい範囲外であるため、粉末の微細化が十分に行われなかったものと考えられる。また、比較例１の軟磁性合金粉末の熱処理前の結晶構造は、ＸＲＤパターンにおいて、ｂｃｃＦｅのピークが発現し、結晶相と非晶質相の混相となった。このｂｃｃＦｅナノ結晶の平均粒径は、３０ｎｍと、粗大な粒子が析出した。さらに、軟磁性合金粉末の熱処理後のＸＲＤパターンにおいて、ｂｃｃＦｅナノ結晶の平均粒径は８５ｎｍと粗大となり、軟磁気特性は、Ｈｃが１８６０Ａ／ｍと十分な軟磁性特性が得られなかった。

比較例２では、軟磁性合金粉末の結晶構造が、ＸＲＤパターンにおいて、ｂｃｃＦｅのピークが発現し、結晶相と非晶質相の混相であり、平均粒径が５０ｎｍの粗大なｂｃｃＦｅナノ結晶が析出した。比較例２は、第一粉砕工程のディスクの回転速度が９２１ｍ／ｓと速く、本発明の好ましい範囲外であるため、粉末の冷却が十分に行われず、ｂｃｃＦｅナノ結晶が析出したものと考えられる。また、軟磁性合金粉末の熱処理後のＸＲＤパターンにおいて、ｂｃｃＦｅナノ結晶の平均粒径は６８ｎｍと粗大となり、軟磁気特性は、Ｈｃが２８３０Ａ／ｍと十分な軟磁性特性が得られなかった。

比較例３は、本発明の組成の範囲外で、平均粒径が１０μｍの結晶質を有する軟磁性合金粉末である。Ｆｅが８５ａｔ％と多く含むため、Ｂｓは１．７３Ｔと高い値を示したが、Ｈｃについては１８０Ａ／ｍとなり、十分な軟磁性特性は得られなかった。

図１は、本発明の実施例５の軟磁性合金粉末の走査型電子顕微鏡写真である。図１に示すように、平均粒径３．５μｍの微細粒子が得られている。

図２は、本発明の実施例５および比較例１の軟磁性合金粉末のＸ線回折パターンを示す図である。実施例５のＸＲＤパターンは、非晶質特有のブロードなピークのみを有し、非晶質の単相であると判断できる。また、比較例１のＸＲＤパターンは、非晶質特有のブロードなピークの他に、結晶質（ｂｃｃＦｅ）の回折ピークが共存していることから、非晶質と結晶質の混相であると判断できる。

本発明の他の条件においても上記と同様の結果となり、本発明により、粒子径が微細で、粗大なｂｃｃＦｅ結晶の析出が無い軟磁性合金粉末が得られた。また、高い飽和磁束密度と低い保磁力が得られるナノ結晶軟磁性合金粉末が得られた。

続いて、本発明のナノ結晶軟磁性合金粉末を圧粉磁心へ適用した例について説明する。

実施例１および実施例５のナノ結晶軟磁性合金粉末に対して熱硬化性樹脂からなる結合剤を混合した。熱硬化性樹脂としてフェノール樹脂を用い、樹脂成分が３重量％の割合となるように混合した。それにより得られた混合物を金型に充填し、９８０．７ＭＰａで圧縮成型することで、外径１３ｍｍ、内径８ｍｍ、高さ５ｍｍのリング状の成型体を作製した。更に、３５０℃にて６０分間保持し樹脂を硬化させた後、空冷し、本発明の圧粉磁心を得た。比較例１の軟磁性合金粉末に対しても、同様の方法で圧粉磁心を得た。

次いで、実施例１、実施例５、比較例１の粉末を用いて製造された圧粉磁心のそれぞれに対して、銅線を用いて１０ターンの巻線を施して、インダクタ試料を作製した。これらインダクタ試料の電磁気特性として、周波数１００ｋＨｚにおける初透磁率μ_ｉと、磁束密度５０ｍＴ−周波数３００ｋＨｚおよび磁束密度５０ｍＴ−周波数１ＭＨｚにおけるコア損失Ｐｃｖを測定した。なお、初透磁率μｉの測定にはインピーダンスアナライザを使用し、コア損失Ｐｃｖの測定にはＢ−Ｈアナライザを使用した。測定結果を表２に示す。

実施例１および実施例５のナノ結晶軟磁性合金粉末を用いて作製したインダクタ試料の初透磁率μｉは、比較例１よりも高くなっている。また、コア損失Ｐｃｖは、実施例１および実施例５では、測定周波数３００ｋＨｚにおいて、比較例１の１／３以下まで低減されている。これは、粗大なｂｃｃＦｅ結晶が析出していない実施例１および実施例５により製造されたナノ結晶軟磁性合金粉末では、熱処理工程によりｂｃｃＦｅナノ結晶が均一に析出されたことに起因する。更に、測定周波数１ＭＨｚにおけるコア損失Ｐｃｖについても、比較例１の１／３程度であり、本発明によるナノ結晶軟磁性合金粉末を使用した圧粉磁心からなるインダクタ試料は、高周波領域においても良好な磁気特性が得られた。

以上、本発明について実施例等を掲げて具体的に説明してきたが、本発明はこれらに限定されるわけではない。本発明の趣旨を逸脱しない範囲で部材や構成の変更があっても、本発明に含まれる。即ち、当事者であれば、当然なしうるであろう各種変形、修正もまた本発明に含まれることは勿論である。

本発明のナノ結晶軟磁性合金粉末は、大電流化、高周波化への対応を必要とされている電子機器の電源部品用インダクタに用いることができる。

１０るつぼ
１１溶融金属
１２ノズル
１３高圧不活性ガス
１４１次粉砕粒子
１５ディスク
１６ａ第１の冷媒液
１６ｂ、１８ｂ冷媒膜
１７２次粉砕粒子
１８ａ第２の冷媒液
１９ガイド
２０軟磁性合金粉末

Claims

組成式Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚで表され、７９．０≦ａ≦８６．０ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０≦ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦１０ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２０である合金組成物からなり、ノズルから流下した溶融金属を高圧不活性ガスにより１次粉砕して１次粉砕粒子を得る工程と、周速４００ｍ／ｓ以上８００ｍ／ｓ以下で回転させ、表面に第１の冷媒液の冷媒膜を形成したディスクに、前記１次粉砕粒子を衝突させて２次粉砕すると共に急冷し２次粉砕粒子を得る工程と、前記ディスクの表面から前記第１の冷媒液と共に前記ディスクの周囲に放出された前記２次粉砕粒子を、前記ディスクの周囲に形成した第２の冷媒液の冷媒膜に突入させて更に冷却する工程とを備え、平均粒径０．７μｍ以上５．０μｍ以下である軟磁性合金粉末を得ることを特徴とする軟磁性合金粉末の製造方法。
前記Ｆｅの一部をＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ、Ｎ、Ｏ及び希土類元素のうち１種類以上の元素で置換してなり、前記元素は、組成全体の３ａｔ％以下であり、前記Ｆｅとの合計が前記ａについての条件７９．０≦ａ≦８６．０ａｔ％を満たすことを特徴とする請求項１に記載の軟磁性合金粉末の製造方法。
主相として非晶質相を有し、前記非晶質相に平均粒径０．５ｎｍ以上１０．０ｎｍ以下の初期微結晶を含むナノヘテロ構造を有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の軟磁性合金粉末の製造方法。
請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載の軟磁性合金粉末の製造方法により得られた前記軟磁性合金粉末を、第１結晶化開始温度（Ｔｘ_１）以上第２結晶化開始温度（Ｔｘ_２）未満の温度範囲で熱処理を施すことで得られ、平均粒径５ｎｍ以上５０ｎｍ以下のナノ結晶が非晶質相中に析出していることを特徴とするナノ結晶軟磁性合金粉末の製造方法。
請求項４に記載のナノ結晶軟磁性合金粉末の製造方法により得られたナノ結晶軟磁性合金粉末を、結合材と混合し、圧縮成型してなることを特徴とする圧粉磁心の製造方法。