JP6245394B1 - 軟磁性合金 - Google Patents

Abstract

【課題】保磁力が低く、かつ、製造安定性が高い軟磁性合金を提供する。【解決手段】Ｆｅを主成分とし、Ｃを含有する軟磁性合金である。軟磁性合金の連続した測定範囲における１ｎｍ×１ｎｍ×１ｎｍの８００００個のグリッドのＦｅ量に関し、軟磁性合金の平均組成よりも多い領域が繋がっているＦｅ組成ネットワーク相からなる。Ｆｅ量が平均未満であるグリッドについてＣ量が低いほうから累計頻度９０％以上のグリッドにおけるＣ量の平均値が、軟磁性合金全体の平均のＣ量の５．０倍以上である。【選択図】図９

Description

本発明は、軟磁性合金に関する。

近年、電子・情報・通信機器等において低消費電力化および高効率化が求められている。さらに、低炭素化社会へ向け、上記の要求が一層強くなっている。そのため、電子・情報・通信機器等の電源回路にも、エネルギー損失の低減や電源効率の向上が求められている。そして、電源回路に使用させる磁器素子の磁心には透磁率の向上およびコアロス（磁心損失）の低減が求められている。コアロスを低減すれば、電力エネルギーのロスが小さくなり、高効率化および省エネルギー化が図られる。

特許文献１には、粉末の粒子形状を変化させることにより、透磁率が大きく、コアロスが小さく、磁心に適した軟磁性合金粉末を得たことが記載されている。しかし、現在ではさらに透磁率が大きく、コアロスが小さい磁心が求められている。

特開２０００−３０９２４号公報

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

本発明の目的は、保磁力が低く、かつ、製造安定性が高い軟磁性合金を提供することである。

上記の目的を達成するために、本発明に係る軟磁性合金は、
Ｆｅを主成分とし、Ｃを含有する軟磁性合金であって、
前記軟磁性合金の連続した測定範囲における１ｎｍ×１ｎｍ×１ｎｍの８００００個のグリッドのＦｅ量に関し、前記軟磁性合金の平均組成よりも多い領域が繋がっているＦｅ組成ネットワーク相からなり、
Ｆｅ量が平均未満であるグリッドについてＣ量が低いほうから累計頻度９０％以上のグリッドにおけるＣ量の平均値が、軟磁性合金全体の平均のＣ量の５．０倍以上であることを特徴とする。

本発明に係る軟磁性合金は、上記のＦｅ組成ネットワーク相を有し、Ｆｅ量の小さいグリッドにおけるＣ量の分布を上記の通りとすることで、保磁力が低く、かつ、製造安定性が高くなる。

本発明に係る軟磁性合金は、前記軟磁性合金全体の平均のＣ量が３原子％以下であることが好ましい。

本発明に係る軟磁性合金は、
さらにＢを含有し、
前記Ｆｅ量が平均未満であるグリッドについてＣ量が低いほうから累計頻度９０％以上のグリッドにおける平均のＢ量が、軟磁性合金全体の平均のＢ量の１．２倍以上であることが好ましい。

本発明に係る軟磁性合金は、
さらにＭを含有し、
前記Ｍが遷移金属元素であり、
前記Ｆｅ量が平均未満であるグリッドについて前記Ｃ量が低いほうから累計頻度９０％以上のグリッドにおける平均のＭ量が、軟磁性合金全体の平均のＭ量の１．２倍以上であることが好ましい。

本発明の一実施形態における軟磁性合金のＦｅ濃度分布を三次元アトムプローブで観察した写真である。 本発明の一実施形態における軟磁性合金が有するネットワーク構造モデルの写真である。 極大点を探索する工程の模式図である。 極大点を全て結ぶ線分を生成した状態の模式図である。 Ｆｅ含有量が平均値を超える領域と平均値以下の領域とに区分した状態の模式図である。 Ｆｅ含有量が平均値以下の領域を通過する線分を削除した状態の模式図である。 三角形内部にＦｅ含有量が平均値以下の部分がない場合に、三角形を形成する線分のうち最も長い線分を削除した状態の模式図である。 単ロール法の模式図である。 炭素濃度と累計頻度との関係を表すグラフである。

以下、本発明の実施形態について説明する。

本実施形態に係る軟磁性合金は、Ｆｅを主成分とする軟磁性合金である。「Ｆｅを主成分とする」とは、具体的には、軟磁性合金全体に占めるＦｅの含有量が６５原子％以上である軟磁性合金を指す。

本実施形態に係る軟磁性合金の組成は、Ｆｅを主成分とする点以外には特に制限はない。Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金、および、Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系の軟磁性合金が例示されるが、その他の軟磁性合金でもよい。

なお、以下の記載では、軟磁性合金の各元素の含有率について、特に母数の記載が無い場合は、軟磁性合金全体を１００原子％とする。

Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金を用いる場合には、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金の組成をＦｅ_ａＣｕ_ｂＭ_ｃＳｉ_ｄＢ_ｅＣ_ｆと表す場合に、以下の式を満たすことが好ましい。以下の式を満たすことにより、Ｆｅ組成ネットワーク相を得ることが容易になる傾向にある。さらに、保磁力が低い軟磁性合金を得ることが容易になる傾向にある。なお、下記組成からなる軟磁性合金は原材料が比較的安価となる。

ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＝１００
０．１≦ｂ≦３．０
１．０≦ｃ≦１０．０
０．０≦ｄ≦１７．５
６．０≦ｅ≦１３．０
０．０≦ｆ≦４．０

Ｃｕの含有量（ｂ）は、０．１〜３．０原子％であることが好ましく、０．５〜１．５原子％であることがより好ましい。また、Ｃｕの含有量が少ないほど、後述する単ロール法により軟磁性合金からなる薄帯を作製し易くなる傾向にある。Ｃｕを上記の範囲内で添加することで保磁力を低下させ、製造安定性を向上させることができる。

Ｍは遷移金属元素またはＰである。好ましくは遷移金属元素であり、さらに好ましくはＮｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏからなる群から選択される１種以上である。また、ＭとしてＮｂを含有することがさらに好ましい。

Ｍの含有量（ｃ）は、１．０〜１０．０原子％であることが好ましく、３．０〜５．０原子％であることがより好ましい。Ｍを上記の範囲内で添加することで保磁力を低下させ、製造安定性を向上させることができる。

Ｓｉの含有量（ｄ）は、０．０〜１７．５原子％であることが好ましい。Ｍ＝Ｐの場合には、０．０〜８．０原子％が好ましく、Ｍが遷移金属元素である場合には、１１．５〜１７．５原子％が好ましい。Ｓｉを上記の範囲内で添加することで保磁力を低下させ、製造安定性を向上させることができる。

Ｂの含有量（ｅ）は、６．０〜１３．０原子％であることが好ましく、９．０〜１１．０原子％であることがより好ましい。Ｂを上記の範囲内で添加することで保磁力を低下させ、製造安定性を向上させることができる。

Ｃの含有量（ｆ）は、０．１〜４．０原子％であることが好ましい。Ｃを上記の範囲内で添加することで保磁力を低下させ、製造安定性を向上させることができる。

なお、Ｆｅは、いわば本実施形態にかかるＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系の軟磁性合金の残部である。

また、Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系の軟磁性合金を用いる場合には、Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系の軟磁性合金の組成をＦｅ_αＭ_βＢ_γＣ_Ωと表す場合に、以下の式を満たすことが好ましい。以下の式を満たすことにより、Ｆｅ組成ネットワーク相を得ることが容易になる傾向にある。さらに、保磁力が低い軟磁性合金を得ることが容易になる傾向にある。なお、下記組成からなる軟磁性合金は原材料が比較的安価となる。

α＋β＋γ＋Ω＝１００
１．０≦β≦１４．１
２．０≦γ≦２０．０
０．０＜Ω≦４．０

Ｍは遷移金属元素である。好ましくは、Ｎｂ，Ｃｕ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される１種以上である。また、ＭとしてＮｂ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される１種以上を含有することがさらに好ましい。

Ｍの含有量（β）は、１．０〜１４．１原子％であることが好ましく、５．０〜８．１原子％であることがさらに好ましい。

また、Ｍに含まれるＣｕの含有量は、軟磁性合金全体を１００原子％として０．０〜２．０原子％であることが好ましく、０．１〜１．０原子％であることがさらに好ましい。ただし、Ｍの含有量が７．０原子％未満の場合には、Ｃｕを含まない方が好ましい場合もある。

Ｂの含有量（γ）は、２．０〜２０．０原子％であることが好ましい。また、ＭとしてＮｂを含む場合には４．５〜１８．０原子％であることが好ましく、ＭとしてＺｒおよび／またはＨｆを含む場合には２．０〜８．０原子％であることが好ましい。Ｂの含有量が小さいほど非晶質性が低下する傾向にある。そして、Ｂの含有量が所定の範囲内であることにより、保磁力を低下させ、製造安定性を高めることができる。

Ｃの含有量（Ω）は、０．１〜５．０原子％であることが好ましく、０．１〜３．０原子％であることが好ましく、０．５〜１．０原子％であることがさらに好ましい。Ｃを添加することにより非晶質性が向上する傾向にある。そして、Ｃの含有量が所定の範囲内であることにより、保磁力を低下させ、製造安定性を高めることができる。

ここで、本実施形態に係る軟磁性合金が有するＦｅ組成ネットワーク相について説明する。

Ｆｅ組成ネットワーク相とは、軟磁性合金の平均組成よりもＦｅの含有量が高い相のことである。本実施形態に係る軟磁性合金のＦｅ濃度分布を３次元アトムプローブ（以下、３ＤＡＰと表記する場合がある）を用いて厚み５ｎｍで観察すると図１のようにＦｅ含有量が高い部分がネットワーク状に分布している状態が観察できる。当該分布を三次元化した模式図が図２である。

従来のＦｅ含有軟磁性合金は複数のＦｅ含有量が高い部分がそれぞれ球体形状または略球体形状をなし、Ｆｅ含有量が低い部分を介してバラバラに存在していた。本実施形態に係る軟磁性合金は、図２のようにＦｅ含有量が高い部分がネットワーク状に繋がって分布していることに特徴がある。

以下、本実施形態におけるＦｅ組成ネットワーク相の解析手法およびＦｅネットワーク相の有無の判断基準について説明する。

まず、各辺の長さが５０ｎｍ×４０ｎｍ×４０ｎｍの直方体を測定範囲とし、当該直方体を１辺の長さが１ｎｍの立方体形状のグリッドごとに分割する。すなわち、一つの測定範囲にグリッドが５０×４０×４０＝８００００個存在する。なお、本実施形態に係る測定範囲については、測定範囲の形状には特に制限はなく、最終的に存在する８００００個のグリッドが連続して存在していればよい。

次に、各グリッドに含まれるＦｅ含有量を評価する。そして、全てのグリッドにおけるＦｅ含有量の平均値を算出する。当該Ｆｅ含有量の平均値は、各軟磁性合金の平均組成から算出される値と実質的に同等な値となる。

次に、Ｆｅ含有量が閾値を超えるグリッドであり、全ての隣接グリッドよりもＦｅ含有量が高いグリッドを極大点とする。図３には極大点を探索する工程を示すモデルを示す。各グリッド１０の内部に記載した数字が各グリッドに含まれるＦｅ含有量を表す。隣接する全ての隣接グリッド１０ｂのＦｅ含有量以上のＦｅ含有量であるグリッドを極大点１０ａとする。

また、図３には、１個の極大点１０ａに対して８個の隣接グリッド１０ｂが記載されているが、実際には、図３の極大点１０ａの手前および奥にも隣接グリッド１０ｂが９個ずつ存在する。すなわち、１つの極大点１０ａに対して隣接グリッド１０ｂが２６個存在する。

また、測定範囲の端部に位置するグリッド１０については、測定範囲の外側についてＦｅ含有量０のグリッドが存在するとみなす。

次に、図４に示すように、測定範囲に含まれる全極大点１０ａ間を結ぶ線分を生成する。線分を結ぶ際には、各グリッドの中心と中心とを結ぶ。なお、図４〜図７においては、説明の便宜上、極大点１０ａを丸印で表記する。丸印の内部に記載された数字はＦｅ含有量である。

次に、図５に示すように、閾値よりも高いＦｅ含有量である領域（＝Ｆｅ組成ネットワーク相）２０ａおよび閾値以下のＦｅ含有量である領域２０ｂを区分けする。そして、図６に示すように、領域２０ｂを通過する線分を削除する。

次に、図７に示すように、線分が三角形を構成する部分であって当該三角形の内側に領域２０ｂがない場合には、当該三角形を構成する三本の線分のうち、最も長い線分を一本削除する。最後に、極大点同士が隣接するグリッドにある場合について、その極大点同士を結ぶ線分を削除する。

そして、各極大点１０ａから伸びる線分の数を各極大点１０ａの配位数とする。例えば、図７の場合には、Ｆｅ含有量が５０である極大点１０ａ１は配位数４、Ｆｅ含有量が４１である極大点１０ａ２は配位数２となる。

また、５０ｎｍ×４０nｍ×４０ｎｍの測定範囲内の最表面に存在するグリッドが極大点を示す場合、当該極大点は、後述する配位数が特定の範囲内である極大点の割合の計算から除外する。

なお、配位数が０の極大点、および、配位数が０の極大点の周囲に存在している閾値よりも高いＦｅ含有量である領域もＦｅ組成ネットワーク相に含まれるとする。

以上に示す測定は、それぞれ異なる測定範囲で数回行うことで、算出される結果の精度を十分に高いものとすることができる。好ましくは、それぞれ異なる測定範囲で３回以上、測定を行う。

本実施形態に係る軟磁性合金は、局所的にＦｅ含有量が周囲よりも高くなるＦｅ含有量の極大点を４０万個／μｍ^３以上有し、前記Ｆｅ含有量の極大点全体に占める配位数が１以上５以下である極大点の割合が８０％以上１００％以下である場合に、Ｆｅ組成ネットワーク相を有するとする。

さらに、本実施形態に係る軟磁性合金について、Ｆｅ量が前記閾値未満であるグリッド（Ｆｅ量が軟磁性合金全体の平均未満のグリッド）を抜き出し、当該グリッドにおけるＣの含有量を測定し、図９に示すような累計頻度関数を作成した。累計頻度９０％以上のグリッド（以下、低Ｆｅ高Ｃグリッドと呼ぶ場合がある）におけるＣ量の平均値が、軟磁性合金全体の平均のＣ量より５．０倍以上高いことを特徴とする。また、軟磁性合金全体の平均のＣ量より６．０倍以上高いことが好ましく、７．０倍以上高いことがより好ましい。なお、当該低Ｆｅ高ＣグリッドにおけるＣ量の平均値に上限は特に存在しないが、通常は軟磁性合金全体の平均のＣ量の３０倍未満である。なお、図９に示す累計頻度関数は、後述する実施例５および実施例６ａの累計頻度関数である。図９では累計頻度８０％未満の部分を省略している。

本実施形態に係る軟磁性合金は、Ｆｅ組成ネットワーク相を有し、さらに上記のＣ量分布を有すること、すなわち、Ｆｅの含有量が小さい場所にＣが偏析していることにより、保磁力を低下させ、製造安定性を向上させることができる。なお、ここでの製造安定性とは、製造条件にバラつきがあっても安定して保磁力の低い軟磁性合金が製造できる性質のことである。本実施形態に係る軟磁性合金では、後述する熱処理温度のバラツキに対する安定性が高く、特に高温での熱処理となっても低い保磁力を保つことができる。

さらに、本実施形態に係る軟磁性合金は、軟磁性合金全体の平均のＣ量が３原子％以下であることが好ましい。Ｃ量が３原子％以下であることによりさらに保磁力を低下させることができる。また、軟磁性合金全体の平均のＣ量は０．１原子％以上３原子％以下であることが好ましく、０．５原子％以上１．０原子％以下であることがさらに好ましい。

さらに、本実施形態に係る軟磁性合金は、前記低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける平均のＢ量が、軟磁性合金全体の平均のＢ量の１．２０倍以上であることが好ましい。

さらに、本実施形態に係る軟磁性合金は、前記低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける平均のＭ量が、軟磁性合金全体の平均のＭ量の１．２０倍以上であることが好ましい。

軟磁性合金におけるＢ量の分布および／またはＭ量の分布が上記の分布を示すこと、すなわち、Ｆｅの含有量が小さい場所にＢおよび／またはＭが偏析していることにより、異相の発生、特にＦｅ原子とＢ原子とが結合したボライドの発生を抑制しやすくなり、保磁力を低下させやすく製造安定性が高い軟磁性合金としやすくなる。ボライドの発生が抑制されるのは、Ｃ原子とＭ原子（特にＮｂ原子）とが結合しやすく、Ｍ原子（特にＮｂ原子）とＢ原子とが結合しやすいためであると考えられる。すなわち、Ｆｅ原子の含有量が小さい場所にＣ原子が偏析し、さらにＢ原子およびＭ原子が偏析する場合には、Ｃ−Ｍ−Ｂ結合を有する部分が多くなり、Ｆｅ原子と結合してボライドとなるＢ原子の量が減少すると考えられるためである。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法について説明する

本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法には特に限定はない。例えば単ロール法により本実施形態に係る軟磁性合金の薄帯を製造する方法がある。

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

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

単ロール法に用いられる装置の模式図を図８に示す。本実施形態に係る単ロール法においては、チャンバー３５内部において、ノズル３１から溶融金属３２を矢印の方向に回転しているロール３３へ噴射し供給することでロール３３の回転方向へ薄帯３４が製造される。なお、本実施形態ではロール３３の材質には特に制限はない。例えばＣｕからなるロールが用いられる。

また、図８におけるロール３３の回転方向は、通常のロールの回転方向とは反対である。通常のロールの回転方向とは反対に回転させることにより、ロール３３と薄帯３４とが接している時間が長くなり、薄帯３４をより急激に冷却することができる。

さらに、ロール３３を図８に示す方向に回転させるメリットとしては、図８に示す剥離ガス噴射装置３６から噴射させる剥離ガスのガス圧を制御することでロール３３による冷却の強さを制御できることがある。例えば、剥離ガスのガス圧を強くすることでロール３３と薄帯３４とが接している時間を短くし、冷却を弱くすることができる。逆に、剥離ガスのガス圧を弱くすることでロール３３と薄帯３４とが接している時間を長くし、冷却を強くすることができる。

単ロール法においては、主にロール３３の回転速度を調整することで得られる薄帯の厚さを調整することができるが、例えばノズル３１とロール３３との間隔や溶融金属の温度などを調整することでも得られる薄帯の厚さを調整することができる。薄帯の厚さには特に制限はないが、例えば１５〜３０μｍとすることができる。

後述する熱処理前の時点では、薄帯は非晶質であることが好ましい。非晶質である薄帯に対して後述する熱処理を施すことにより、上記のＦｅ組成ネットワーク相を得ることができる。

なお、熱処理前の軟磁性合金の薄帯が非晶質か否かを確認する方法には特に制限はない。ここで、薄帯が非晶質であるとは、薄帯に結晶が含まれていないということである。例えば、粒径０．０１〜１０μｍ程度の結晶の有無については、通常のＸ線回折測定により確認することができる。本実施形態では、通常のＸ線回折測定により結晶が有ることが確認できる場合には、熱処理後にＦｅ組成ネットワーク相が得られなかった。

ロール３３の温度やチャンバー３５内部の蒸気圧には特に制限はない。例えば、ロール３３の温度を５０〜７０℃とし、露点調整を行ったＡｒガスを用いてチャンバー３５内部の蒸気圧を１１ｈＰａ以下としてもよい。

従来、単ロール法においては、冷却速度を向上させ、溶融金属３２を急冷させることが好ましいと考えられており、溶融金属３２とロール３３との温度差を広げることで冷却速度を向上させることが好ましいと考えられていた。そのため、ロール３３の温度は通常、５〜３０℃程度とすることが好ましいと考えられていた。しかし、本発明者らは、ロール３３の温度を５０〜７０℃と従来の単ロール法より高温にし、さらにチャンバー３５内部の蒸気圧を４ｈＰａ以下とすることで、溶融金属３２が均等に冷却され、得られる軟磁性合金の熱処理前の薄帯を均一な非晶質にしやすくなることを見出した。なお、チャンバー内部の蒸気圧の下限は特に存在しない。露点調整したアルゴンを充填して蒸気圧を１ｈＰａ以下にしてもよく、真空に近い状態として蒸気圧を１ｈＰａ以下にしてもよい。

得られた薄帯３４を熱処理することで上記のＦｅ組成ネットワーク相を得ることができる。さらに、上記のＣ量、Ｂ量およびＭ量の分布を得やすくなる。この際に薄帯３４が非晶質であると上記のＦｅ組成ネットワーク相を得やすくなる。

熱処理条件には特に制限はない。軟磁性合金の組成により好ましい熱処理条件は異なる。好ましい熱処理温度は概ね４５０〜６００℃である。ただし、製造安定性を考慮した場合には、熱処理温度を高くした場合においてもボライドの生成を抑制し保磁力を低く保てることが好ましい。ただし、組成によってボライドの生成温度が異なることにより、上記の範囲を外れたところに好ましい熱処理温度が存在する場合もある。

また、熱処理時間にも特に制限はない。好ましい熱処理時間は１０分〜１８０分、さらに好ましくは６０分〜１８０分となる。しかし、組成によっては上記の範囲を外れたところに好ましい熱処理時間が存在する場合もある。熱処理時間を上記の範囲内に制御することにより、Ｆｅの含有量が小さい場所にＢ原子およびＭ原子が偏析し易くなり、保磁力を低下させ製造安定性を向上させることができる。

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

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

このとき、ガス噴射温度を５０〜１００℃とし、チャンバー内の蒸気圧４ｈＰａ以下とすることで、最終的に上記の好ましいＦｅ組成ネットワーク相を得やすくなる。

ガスアトマイズ法で粉体を作製した後に、５５０〜６５０℃で１０〜１８０分、熱処理を行うことで、各粉体同士が焼結し粉体が粗大化することを防ぎつつ元素の拡散を促し、熱力学的平衡状態に短時間で到達させることができ、歪や応力を除去することができ、Ｆｅ組成ネットワーク相を得やすくなる。そして、特に高周波領域において良好な軟磁性特性を有する軟磁性合金粉末を得ることができる。

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

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

本実施形態に係る軟磁性合金の用途には特に制限はない。例えば、磁心が挙げられる。インダクタ用、特にパワーインダクタ用の磁心として好適に用いることができる。本実施形態に係る軟磁性合金は、磁心の他にも薄膜インダクタ、磁気ヘッド、変圧トランスにも好適に用いることができる。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金から磁心およびインダクタを得る方法について説明するが、本実施形態に係る軟磁性合金から磁心およびインダクタを得る方法は下記の方法に限定されない。

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

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

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

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

また、例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜３質量％のバインダを混合させ、バインダの軟化点以上の温度条件下の金型で圧縮成形することで、占積率が８０％以上、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．９Ｔ以上、かつ比抵抗が０．１Ω・ｃｍ以上である圧粉磁心を得ることができる。上記の特性は、一般的な圧粉磁心よりも優れた特性である。

さらに、上記の磁心を成す成形体に対し、歪取り熱処理として成形後に熱処理することで、さらにコアロスが低下し、有用性が高まる。

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

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

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

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

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

以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。

（実験１）
表１に示す各試料の組成の母合金が得られるように純金属材料をそれぞれ秤量した。そして、チャンバー内で真空引きした後、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。

その後、作製した母合金５０ｇを加熱して溶融させ、１３００℃の溶融状態の金属とした後に、規定ロール温度及び規定蒸気圧下で図８に示す単ロール法により前記金属をロールに噴射させ、薄帯を作成した。ロールの材質はＣｕとした。単ロール法はＡｒ雰囲気下、ロールの回転速度２５ｍ／ｓ、差圧１０５ｋＰａ、ノズル径５ｍｍスリット、流化量５０ｇ、ロール径φ３００ｍｍとすることで得られる薄帯の厚さを２０〜３０μｍ、幅を４〜５ｍｍ、長さを数十ｍとした。次に、作製した各薄帯に対して熱処理を行い、単板状の試料を得た。

差圧とは、ロール３３の近傍（チャンバー３５の内部）における圧力とノズル３１の内部における圧力との差のことである。当該差圧が存在することにより、溶湯がノズル３１からロール３３へ噴射される。

実験１では、ロールの温度を５０℃、蒸気圧を４ｈＰａとし、熱処理時間を６０分とした上で、剥離噴射圧力（急冷能力），Ｃの含有量および熱処理時の熱処理温度を変化させて表１〜表４に示す各試料を作製した。なお、露点調整を行ったＡｒガスを用いることで蒸気圧を調整した。

また、熱処理前の各薄帯に対してＸ線回折測定を行い、結晶の有無を確認した。さらに、透過電子顕微鏡を用いて制限視野回折像および３０万倍で明視野像を観察し微結晶の有無を確認した。その結果、各実施例の薄帯には結晶および微結晶が存在せず非晶質であることを確認した。

そして、各薄帯を熱処理した後の各試料について、各試料について３ＤＡＰ（３次元アトムプローブ）を用いて、各試料がＦｅ組成ネットワーク相からなることを確認した。さらに、軟磁性合金全体の平均Ｃ量に対する低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける平均Ｃ量を測定した。さらに、保磁力Ｈｃを測定した。結果を表１〜表４に示す。なお、保磁力Ｈｃは５５０℃および６００℃で熱処理を行った場合に１５Ａ／ｍ以下であり、６５０℃で熱処理を行った場合に２５Ａ／ｍ以下である場合を良好とした。また、５５０℃〜６５０℃の範囲内で常に保磁力Ｈｃが１５Ａ／ｍ以下となる場合が好ましく、５５０℃〜６５０℃の範囲内で常に保磁力Ｈｃが１０Ａ／ｍ以下となる場合がさらに好ましい。

６００℃で熱処理した場合における低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける平均Ｃ量が軟磁性合金全体の平均Ｃ量の５．０倍以上である実施例は、全て保磁力Ｈｃが熱処理温度に関わらず良好な値となった。これに対し、低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける平均Ｃ量が軟磁性合金全体の平均Ｃ量の５．０倍未満である比較例は、いずれも保磁力Ｈｃが良好な値とはならなかった。また、軟磁性合金全体の平均Ｃ量が３．０原子％以下である実施例１〜７は、軟磁性合金全体の平均Ｃ量が３．０原子％超である実施例８と比較して保磁力Ｈｃがさらに良好であった。

なお、低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける平均Ｃ量と軟磁性合金全体の平均Ｃ量との比は、５５０℃で熱処理した場合および６５０℃で熱処理した場合においても、６００℃で熱処理した場合から大きな変化はなかった。

（実験２）
母合金の組成は実施例５と同一とし、熱処理時間のみを１分〜１８０分の範囲で変化させて各実施例を作成した。結果を表２に示す。

表２より、低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける平均Ｃ量が軟磁性合金全体の平均Ｃ量の５．０倍以上である各実施例は保磁力Ｈｃが良好であった。低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける平均Ｂ量が軟磁性合金全体の平均Ｂ量の１．２０倍以上である実施例は保磁力Ｈｃがさらに良好であった。また、低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける平均Ｍ量が軟磁性合金全体の平均Ｍ量の１．２０倍以上である実施例は保磁力Ｈｃがさらに良好であった。

（実験３）
軟磁性合金の組成を変化させた点以外は実験１と同様の条件で試験を行った。熱処理温度を５５０℃〜６５０℃の間において５０℃刻みで変化させて実験を行った。熱処理温度の変化に伴う保磁力の変化を表３に示す。また６００℃の時の低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける各元素の倍率を表３に示す。また表４においては４５０℃〜６５０℃まで５０℃刻みで実験を行い、保磁力が最小となる温度を適正温度としそのプラスマイナス５０℃の保磁力と適正温度での低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける各元素の倍率を示す。

表３および表４より、組成を適正な範囲内で変化させ、適正温度で熱処理された軟磁性合金は低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける平均Ｃ量が軟磁性合金全体の平均Ｃ量の５．０倍以上となった。低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける平均Ｃ量が軟磁性合金全体の平均Ｃ量の５．０倍以上となった実施例は、全て保磁力が良好であった。

（実験４）
Ｆｅ：７３．５原子％、Ｓｉ：１３．５原子％、Ｂ：８．０原子％、Ｎｂ：３．０原子％、Ｃｕ：１．０原子％、Ｃ：１．０原子％の組成の母合金が得られるように純金属材料をそれぞれ秤量した。そして、チャンバー内で真空引きした後、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。

その後、作製した母合金を加熱して溶融させ、１３００℃の溶融状態の金属としたのちガスアトマイズ法により下表５に示す組成条件下で前記金属を噴射させ、粉体を作成した。実験５では、ガス噴射温度を１００℃とし、チャンバー内の蒸気圧４ｈＰａとして試料を作製した。蒸気圧調整は露点調整をおこなったＡｒガスを用いることで行った。

熱処理前の各粉体に対してＸ線回折測定を行い、結晶の有無を確認した。その結果、各粉体には結晶が存在せず完全な非晶質であることを確認した。

そして、得られた各粉体を熱処理した後に保磁力Ｈｃを測定した。そして、Ｆｅ組成ネットワーク及び低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける平均Ｃ量が軟磁性合金全体の平均Ｃ量について測定を行った。熱処理の温度はＦｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系組成の試料（比較例８０および実施例８１）では５５０℃を適正温度とし、Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系組成の試料（比較例８２および実施例８３）では６００℃を適正温度とした。熱処理の時間は１時間とした。実験４では、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍ−Ｂ−Ｃｕ−Ｃ系組成では適正温度からプラスマイナス５０℃における保磁力Ｈｃが５０Ａ／ｍ以下の場合を良好とした。Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｃ系組成では適正温度からプラスマイナス５０℃における保磁力Ｈｃが１００Ａ／ｍ以下の場合を良好とした。

表５で示す比較例及び実施例を比較すると非晶質である軟磁性合金粉末に熱処理をすることで薄帯の場合と同様にＦｅ組成ネットワーク構造が得られ、保磁力が最小となる熱処理温度を適正温度としそのプラスマイナス５０℃の保磁力Ｈｃと適正温度での低Ｆｅ高Ｃグリッドにおける平均Ｃ量が軟磁性合金全体の平均Ｃ量の５．０倍以上であるとき、実験１〜３の薄帯と同様に保磁力Ｈｃが小さくなる傾向を示した。

１０… グリッド
１０ａ… 極大点
１０ｂ… 隣接グリッド
２０ａ…閾値よりも高いＦｅ含有量である領域
２０ｂ…閾値以下のＦｅ含有量である領域
３１… ノズル
３２… 溶融金属
３３… ロール
３４… 薄帯
３５… チャンバー
３６… 剥離ガス噴射装置

Claims (6)

1. Ｆｅを主成分とし、Ｃを含有する軟磁性合金であって、
   前記軟磁性合金の組成Ｆｅ _ａ Ｃｕ _ｂ Ｍ _ｃ Ｓｉ _ｄ Ｂ _ｅ Ｃ _ｆ においてａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＝１００、０．１≦ｂ≦３．０、１．０≦ｃ≦１０．０、０．０≦ｄ≦１７．５、６．０≦ｅ≦１３．０、０．１≦ｆ≦４．０であり、ＭがＮｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｐからなる群から選択される１種以上であり、
   前記軟磁性合金の連続した測定範囲における１ｎｍ×１ｎｍ×１ｎｍの８００００個のグリッドのＦｅ量に関し、前記軟磁性合金の平均組成よりも多い領域が繋がっているＦｅ組成ネットワーク相からなり、
   Ｆｅ量が平均未満であるグリッドについてＣ量が低いほうから累計頻度９０％以上のグリッドにおけるＣ量の平均値が、軟磁性合金全体の平均のＣ量の５．０倍以上である軟磁性合金。
2. 前記Ｆｅ量が平均未満であるグリッドについて前記Ｃ量が低いほうから累計頻度９０％以上のグリッドにおける平均のＭ量が、軟磁性合金全体の平均のＭ量の１．２倍以上である請求項１に記載の軟磁性合金。
3. Ｆｅを主成分とし、Ｃを含有する軟磁性合金であって、
   前記軟磁性合金の組成Ｆｅ _α Ｍ _β Ｂ _γ Ｃ _Ω においてα＋β＋γ＋Ω＝１００、１．０≦β≦１４．１、２．０≦γ≦２０．０、０．０＜Ω≦４．０であり、ＭがＮｂ，Ｃｕ，Ｚｒ，Ｈｆからなる群から選択される１種以上であり、
   前記軟磁性合金の連続した測定範囲における１ｎｍ×１ｎｍ×１ｎｍの８００００個のグリッドのＦｅ量に関し、前記軟磁性合金の平均組成よりも多い領域が繋がっているＦｅ組成ネットワーク相からなり、
   Ｆｅ量が平均未満であるグリッドについてＣ量が低いほうから累計頻度９０％以上のグリッドにおけるＣ量の平均値が、軟磁性合金全体の平均のＣ量の５．０倍以上である軟磁性合金。
4. 前記Ｆｅ量が平均未満であるグリッドについて前記Ｃ量が低いほうから累計頻度９０％以上のグリッドにおける平均のＭ量が、軟磁性合金全体の平均のＭ量の１．２倍以上である請求項３に記載の軟磁性合金。
5. 前記軟磁性合金全体の平均のＣ量が３原子％以下である請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性合金。
6. 前記Ｆｅ量が平均未満であるグリッドについてＣ量が低いほうから累計頻度９０％以上のグリッドにおける平均のＢ量が、軟磁性合金全体の平均のＢ量の１．２倍以上である請求項１〜５のいずれかに記載の軟磁性合金。

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