JP6741108B1 - 軟磁性合金および磁性部品 - Google Patents

Abstract

【課題】アモルファス形成能が高い軟磁性合金を提供すること。【解決手段】Ｆｅを主成分とし、非晶質相を有する軟磁性合金であって、当該軟磁性合金の示差走査熱量曲線において、３５０℃から６００℃の間にガラス遷移点Ｔｇを持ち、かつ３５０℃から８５０℃の間に発熱ピークを３つ以上持つ軟磁性合金である。【選択図】図５

Description

本発明は軟磁性合金および磁性部品に関する。

近年、電子・情報・通信機器等において高効率化および低消費電力化が求められている。さらに、低炭素化社会の実現へ向け、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、電源効率の向上およびエネルギー損失の低減が求められている。その結果、電源回路に使用される磁性部品が備える磁心には飽和磁束密度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、電源回路のエネルギー損失が小さくなり、電子・情報・通信機器等の高効率化および省エネルギー化が達成できる。

コアロスを低減する方法の一つとして、高い軟磁気特性を有する磁性体により磁心を構成することが有効である。たとえば、特許文献１には、Ｆｅ−Ａ−Ｂ−Ｘ系の組成を有し、非晶質中に初期超微結晶が分散している軟磁性合金が開示されている。なお、ＡはＣｕおよび／またはＡｕであり、Ｘは、Ｓｉ、Ｓ、Ｃ、Ｐ、Ａｌ、Ｇｅ、ＧａおよびＢｅから選ばれる１種以上である。

国際公開第２０１１／１２２５８９号

特許文献１に記載の非晶質中に初期超微結晶が分散している軟磁性合金は、熱処理により、非晶質中に微結晶（ナノ結晶）が分散しているナノ結晶合金となる。

しかしながら、このような初期超微結晶を有する軟磁性合金はアモルファス形成能が低いという問題があった。そのため、初期超微結晶を有する軟磁性合金を熱処理すると、非晶質が結晶化しやすく、ナノ結晶が粒成長しやすい。その結果、軟磁気特性の低下を招く。そこで、ナノ結晶の粒成長を抑制するために、熱処理時の昇温速度を大きくしている。

熱処理時の昇温速度が大きいと、熱処理炉に対する負荷が大きくなり、炉の損傷を招くという問題があった。また炉内の粉末量を増加させた際、粉末への熱伝達が遅くなり所望の昇温速度が均一に得られない問題があった。

本発明は、このような実状に鑑みてなされ、その目的は、アモルファス形成能が高い軟磁性合金を提供することである。

本発明の態様は、
［１］Ｆｅを主成分とし、非晶質相を有する軟磁性合金であって、当該軟磁性合金の示差走査熱量曲線において、３５０℃から６００℃の間にガラス遷移点Ｔｇを持ち、かつ３５０℃から８５０℃の間に発熱ピークを３つ以上持つ軟磁性合金である。

［２］軟磁性合金の組成が、組成式（Ｆｅ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））}Ｍ_ａＢ_ｂＰ_ｃＳｉ_ｄＣ_ｅＳ_ｆで表され、
Ｘ１は、ＣｏおよびＮｉからなる群から選ばれる少なくとも１種であり、
Ｘ２は、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏおよび希土類元素からなる群から選ばれる少なくとも１種であり、
Ｍは、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、ＴｉおよびＶからなる群から選ばれる少なくとも１種であり、
ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、αおよびβが、
０≦ａ≦０．１４０
０．０２０＜ｂ≦０．２００、
０≦ｃ≦０．１５０、
０≦ｄ≦０．１７５、
０≦ｅ≦０．０３０、
０≦ｆ≦０．０１０
α≧０、
β≧０、
０≦α＋β≦０．５０である関係を満足し、
ｃおよびｄのうち、少なくとも１つが０より大きい[１]に記載の軟磁性合金である。

［３］ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅおよびｆが、０．７３≦（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））≦０．９１である関係を満足する[１]または[２]に記載の軟磁性合金である。

［４］軟磁性合金が、非晶質のみから構成される[１]から[３]のいずれかに記載の軟磁性合金である。

［５］軟磁性合金が、非晶質相中に初期微結晶が存在するナノヘテロ構造を有する[１]から[３]のいずれかに記載の軟磁性合金である。

［６］薄帯形状である［１］から［５］のいずれかに記載の軟磁性合金である。

［７］粉末形状である［１］から［５］のいずれかに記載の軟磁性合金である。

［８］［１］から［７］のいずれかに記載の軟磁性合金を有する磁性部品である。

［９］［１］から［７］のいずれかに記載の軟磁性合金であって、熱処理することにより、Ｆｅ基ナノ結晶を有した軟磁性合金を用いた磁性部品である。

本発明によれば、アモルファス形成能が高い軟磁性合金を提供することができる。

図１は、Ｘ線結晶構造解析により得られるＸ線回折チャートの一例である。 図２は、図１に示すＸ線回折チャートをプロファイルフィッティングすることにより得られるパターンの一例である。 図３は、本実施形態に係る軟磁性合金の示差走査熱量曲線の一例を示す図である。 図４Ａは、本実施形態に係る軟磁性合金を製造するためのアトマイズ装置の一例の概略断面図である。 図４Ｂは、図４Ａに示すアトマイズ装置の要部拡大断面図である。 図５は、本発明の実施例および比較例に係る試料の示差走査熱量曲線を示す図である。

以下、本発明を、図面に示す具体的な実施形態に基づき、以下の順序で詳細に説明する。
１．軟磁性合金
２．軟磁性合金の製造方法
３．磁性部品

（１．軟磁性合金）
本実施形態に係る軟磁性合金は、軟磁性合金の原料が溶解した溶融金属を急冷することにより得られる非晶質合金である。ただし、当該軟磁性合金は、結晶粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶相を含まないことが好ましい。

本実施形態では、当該軟磁性合金の熱処理後にＦｅ基ナノ結晶が得られやすく、良好な軟磁気特性が得られやすいという観点から、当該軟磁性合金は、非晶質のみから構成されていることが好ましい、もしくは、初期微結晶が非晶質相中に分散しているナノヘテロ構造を有していることが好ましい。初期微結晶の平均結晶粒径は０．３ｎｍ以上１０ｎｍ以下であることが好ましい。

本実施形態では、軟磁性合金が非晶質相を有する構造を有するか、結晶相からなる構造を有するかは、以下の非晶質化率を用いて判断する。本実施形態において、下記式（１）に示す非晶質化率Ｘが８５％以上である軟磁性合金は非晶質相を有する構造を有し、非晶質化率Ｘが８５％未満である軟磁性合金は結晶相からなる構造を有するとする。
Ｘ＝１００−（Ｉｃ／（Ｉｃ＋Ｉａ）×１００）…（１）
Ｉｃ：結晶性散乱積分強度
Ｉａ：非晶性散乱積分強度

非晶質化率Ｘは、軟磁性合金に対してＸＲＤによりＸ線結晶構造解析を実施し、相の同定を行い、結晶化したＦｅ又は化合物のピーク（Ｉｃ：結晶性散乱積分強度、Ｉａ：非晶性散乱積分強度）を読み取り、そのピーク強度から結晶化率を割り出し、上記式（１）により算出する。以下、算出方法をさらに具体的に説明する。

本実施形態に係る軟磁性合金についてＸＲＤによりＸ線結晶構造解析を行い、図１に示すようなチャートを得る。これを、下記式（２）のローレンツ関数を用いて、プロファイルフィッティングを行い、図２に示すような結晶性散乱積分強度を示す結晶成分パターンα、非晶性散乱積分強度を示す非晶成分パターンα、およびそれらを合わせたパターンαを得る。得られたパターンの結晶性散乱積分強度および非晶性散乱積分強度から、上記式（１）により非晶質化率Ｘを求める。なお、測定範囲は、非晶質由来のハローが確認できる回析角２θ＝３０°〜６０°の範囲とする。この範囲で、ＸＲＤによる実測の積分強度とローレンツ関数を用いて算出した積分強度との誤差が１％以内になるようにして、非晶質化率を算出する。

本実施形態に係る軟磁性合金は３５０℃から６００℃の間にガラス遷移点（Ｔｇ）を有している。換言すれば、本実施形態に係る軟磁性合金は過冷却液体領域を有している。したがって、本実施形態に係る軟磁性合金は、ガラス遷移点を有していない軟磁性合金よりも、アモルファス形成能が高く、非晶質相が安定である。すなわち、非晶質相の結晶化が起こりにくいため、本実施形態に係る軟磁性合金を熱処理しても、初期微結晶の粒成長、および／または、Ｆｅ基ナノ結晶の析出および成長が抑制される。さらに発熱ピークを分散させることにより自己発熱が抑制され、その結果、熱処理時の昇温速度を小さくしても、微細なＦｅ基ナノ結晶が得られる。換言すれば、安定的に熱処理を行うことができるので、Ｆｅ基ナノ結晶の生成を制御することができる。

また、本実施形態に係る軟磁性合金は、当該軟磁性合金の示差走査熱量（Differential Scanning Calorimetry：ＤＳＣ）曲線において、３５０℃から８５０℃の間に発熱ピークを３つ以上有している。本実施形態では、発熱ピーク数は、４以上であることが好ましい。また、発熱ピーク数の上限は特に制限されないが、たとえば、６である。

発熱ピークは、非晶質相の結晶化に伴うピークであり、本実施形態では、当該発熱ピークは、少なくともｂｃｃ（体心立方格子）構造を有するＦｅ基ナノ結晶の生成に伴うピークを含む。発熱ピークのうち、最も低温側にあるピークを第１発熱ピークとすると、第１発熱ピークを示す温度は、上記のガラス遷移点よりも高温側にある。

なお、後述する組成を有する軟磁性合金の発熱ピークは、Ｆｅ基ナノ結晶の生成に伴うピークと、Ｆｅ−Ｂ等の鉄化合物の生成に伴うピークとを含み、Ｆｅ基ナノ結晶の生成に伴うピークが第１発熱ピークとなる。また、７００℃から８５０℃近傍の発熱ピークはＦｅ−Ｂの生成に由来するものであり、これ以降の温度での発熱ピークは材料の軟磁気特性に悪化させる傾向を示す。

また、Ｆｅ基ナノ結晶の生成に伴うピークは、第１発熱ピーク以外のピークを有していることが好ましく、Ｆｅ基ナノ結晶の生成に伴うピーク数が３以上であることが好ましい。ピーク数が３以上であることにより、Ｆｅ基ナノ結晶の生成に起因する発熱が分散され、微細なＦｅ基ナノ結晶を得るための熱処理を安定して行うことができる。

本実施形態では、示差走査熱量曲線において発熱ピークであるか否かは、本実施形態に係る軟磁性合金の示差走査熱量曲線の微分曲線から判断することができる。また、ガラス遷移点を有しているか否かも、本実施形態に係る軟磁性合金の示差走査熱量曲線の微分曲線から判断することができる。

まず、所定の昇温速度(４０Ｋ／ｍｉｎ以上)で測定して得られる示差走査熱量曲線に対して、ベースライン補正を行う。本実施形態では、補正後の示差走査熱量曲線における０．１℃ごとの各温度の微分値に対して、各温度前後の１０点の平均値でプロットした微分曲線（ＤＤＳＣ）を算出し、微分曲線における極大点について発熱ピークを示す点とする。そして、３５０℃から８５０℃の間における発熱ピークの数を算出する。

また、第１発熱ピークより低温側の示差走査熱量曲線の微分値に対して、各温度前後の１０点の平均値でプロットした微分曲線（ＤＤＳＣ）を算出する。そして、その平均値が０となる温度が存在し、その温度よりも１０℃以上高い温度に渡って、ＤＤＳＣの平均値が負の値を示すとき、ＤＤＳＣの平均値が０である点の温度をガラス遷移点（Ｔｇ）とする。

ガラス遷移点を有し、発熱ピークが３つ以上である軟磁性合金の示差走査熱量曲線の典型例を図３に示す。図３では、Ｔｇよりも高温側では、示差走査熱量曲線が右肩下がりになっている、すなわち、ＤＤＳＣの平均値が負の値を示す。したがって、このＴｇはガラス遷移点と判断される。

また、図３では、Ｔｇよりも高温側に、４つの発熱ピーク（Ｐ１〜Ｐ４）を有している。なお、ＤＤＳＣにおいて極大点であれば、Ｐ３に示すようなショルダー形状の曲線も発熱ピークと判断する。

また、たとえば、図３において、Ｐ１〜Ｐ３がＦｅ基ナノ結晶の生成に伴うピークであり、Ｐ４が鉄化合物の生成に伴うピークである場合、Ｔｇよりも高温側で、ＤＤＳＣの平均値が負の値から正の値になるときに、ＤＤＳＣの平均値が０である温度を第１結晶化温度（Ｔｘ１）とする。また、Ｐ３よりも高温側で、ＤＤＳＣの平均値が負の値から正の値になるときに、ＤＤＳＣの平均値が０である温度を第２結晶化温度（Ｔｘ２）とする。つまり、７００℃から８５０℃近傍における高温側の鉄化合物生成に由来するピークが立ち上がり始める温度をＴｘ２とする。

なお、発熱ピークがどの結晶相の生成に起因するピークであるかは、本実施形態に係る軟磁性合金に対して、熱処理温度を変化させながら熱処理を行い、熱処理後の合金の構成相を、たとえば、Ｘ線回折測定を用いて同定することにより、決定することができる。

本実施形態に係る軟磁性合金は、所定の温度範囲において、ガラス遷移点および３つ以上の発熱ピークを有していれば、特に制限されないが、本実施形態では、当該軟磁性合金は以下の組成を有することが好ましい。このような組成を有することにより、良好なアモルファス形成能および磁気特性が得られやすい。

当該組成は、組成式（Ｆｅ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））}Ｍ_ａＢ_ｂＰ_ｃＳｉ_ｄＣ_ｅＳ_ｆで表される。

上記の組成式において、Ｍは、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、ＴｉおよびＶからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素である。

また、ａはＭの含有量を示しており、ａは０≦ａ≦０．１４を満たす。すなわち、Ｍは任意成分である。Ｍの含有量（ａ）は、０．０４０以上であることが好ましく、０．０５０以上であることがより好ましい。また、Ｍの含有量（ａ）は、０．１００以下であることが好ましく、０．０８０以下であることがより好ましい。

ａが小さすぎる場合には、軟磁性合金中に、粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶から構成される結晶相が生じやすい。このような結晶相が生じると、熱処理によってＦｅ基ナノ結晶を析出させることができない。その結果、熱処理後の軟磁性合金の比抵抗が低くなりやすく、しかも保磁力が高くなりやすくなる傾向にある。一方、ａが大きすぎる場合には、熱処理後の軟磁性合金の飽和磁化または飽和磁束密度が低下しやすくなる傾向にある。

上記の組成式において、ｂはＢ（ホウ素）の含有量を示しており、ｂは０．０２０＜ｂ≦０．２００を満たす。Ｂの含有量（ｂ）は、０．０２５以上であることが好ましく、０．０６０以上であることがより好ましく、０．０８０以上であることがさらに好ましい。また、Ｂの含有量（ｂ）は、０．１５０以下であることが好ましく、０．１２０以下であることがより好ましい。

ｂが小さすぎる場合には、軟磁性合金中に、粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶から構成される結晶相が生じやすい。このような結晶相が生じると、熱処理によってＦｅ基ナノ結晶を析出させることができない。その結果、熱処理後の軟磁性合金の保磁力が高くなりやすくなる傾向にある。一方、ｂが大きすぎる場合には、熱処理後の軟磁性合金の飽和磁化または飽和磁束密度が低下しやすくなる傾向にある。

上記の組成式において、ｃはＰ（リン）の含有量を示しており、ｃは０≦ｃ≦０．１５０を満たす。Ｐの含有量（ｃ）は、０．００２以上であることが好ましく、０．０１０以上であることがより好ましい。また、Ｐの含有量（ｃ）は、０．１００以下であることが好ましい。

ｃが上記の範囲内である場合には、熱処理後の軟磁性合金の比抵抗が向上し、保磁力が低下する傾向にある。ｃが小さすぎる場合には上記の効果が得られにくい傾向にある。一方、ｃが大きすぎる場合には、熱処理後の軟磁性合金の飽和磁化または飽和磁束密度が低下しやすくなる傾向にある。

上記の組成式において、ｄはＳｉ（シリコン）の含有量を示しており、ｄは０≦ｄ≦０．１７５を満たす。Ｓｉの含有量（ｄ）は、０．００１以上であることが好ましく、０．００５以上であることがより好ましい。また、Ｓｉの含有量（ｄ）は、０．０４０以下であることが好ましい。

ｄが上記の範囲内である場合には、熱処理後の軟磁性合金の保磁力が低下しやすくなる傾向にある。一方、ｄが大きすぎる場合には、熱処理後の軟磁性合金の保磁力が逆に上昇してしまう傾向にある。

本実施形態では、Ｐおよび／またはＳｉを含有することが好ましい。ＰおよびＳｉの両方を含有しない場合には、特にアモルファス形成能が低下しやすくなる。なお、Ｐを含有するとは、ｃが０ではないことを意味し、ｃ≧０．００１であることがより好ましい。Ｓｉを含有するとは、ｄが０ではないことを意味し、ｄ≧０．０００１であることがより好ましい。

上記の組成式において、ｅはＣ（炭素）の含有量を示しており、ｅは０≦ｅ≦０．０３０を満たす。すなわち、Ｃは任意成分である。Ｃの含有量（ｅ）は、０．００１以上であることが好ましい。また、Ｃの含有量（ｅ）は、０．０２０以下であることが好ましく、０．０１０以下であることがより好ましい。

ｅが上記の範囲内である場合には、熱処理後の軟磁性合金の保磁力が特に低下しやすくなる傾向にある。ｅが大きすぎる場合には、熱処理後の軟磁性合金の保磁力が逆に上昇してしまう傾向にある。

上記の組成式において、ｆはＳ（硫黄）の含有量を示しており、ｆは０≦ｆ≦０．０１０を満たす。すなわち、Ｓは任意成分である。Ｓの含有量（ｆ）は、０．００２以上であることが好ましい。また、Ｓの含有量（ｆ）は、０．０１０以下であることが好ましい。

ｆが上記の範囲内である場合には、熱処理後の軟磁性合金の保磁力が低下しやすくなる。ｆが大きすぎる場合には、熱処理後の軟磁性合金の保磁力が上昇してしまう傾向にある。

上記の組成式において、１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）は、Ｆｅ（鉄）、Ｘ１およびＸ２の合計含有割合を示している。Ｆｅ、Ｘ１およびＸ２の合計含有割合は、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅおよびｆが上記の範囲内である限りにおいて、特に制限されない。本実施形態では、合計含有割合（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））は、０．７３以上０．９１以下であることが好ましい。合計含有割合を上記の範囲内とすることで、粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶から構成される結晶相が生じにくくなる。その結果、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶が析出した軟磁性合金が得られやすくなる傾向にある。

Ｘ１は、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択される少なくとも１種の元素である。上記の組成式において、αはＸ１の含有割合を示しており、本実施形態では、αは０以上である。すなわち、Ｘ１は任意成分である。

また、組成全体の原子数を１００ａｔ％とした場合に、Ｘ１の原子数は４０ａｔ％以下であることが好ましい。すなわち、０≦α｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．４０を満たすことが好ましい。

Ｘ２は、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏおよび希土類元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素である。上記の組成式において、βはＸ２の含有割合を示しており、本実施形態では、βは０以上である。すなわち、Ｘ２は任意成分である。

また、組成全体の原子数を１００ａｔ％とした場合に、Ｘ２の原子数は３．０ａｔ％以下であることが好ましい。すなわち、０≦β｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．０３０を満たすことが好ましい。

さらに、Ｘ１および／またはＸ２がＦｅを置換する範囲（置換割合）としては、原子数換算でＦｅの総原子数の半分以下とする。すなわち、０≦α＋β≦０．５０とする。α＋βが大きすぎる場合には、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶が析出した軟磁性合金を得ることが困難となる傾向にある。

なお、本実施形態に係る軟磁性合金は、上記以外の元素を不可避的不純物として含んでいてもよい。たとえば、軟磁性合金１００質量％に対して、上記以外の元素を合計で０．１質量％以下含んでいてもよい。

（２．軟磁性合金の製造方法）
続いて、上述した軟磁性合金を製造する方法について説明する。本実施形態では、溶融金属を急冷することにより非晶質合金が得られる方法であれば特に制限されない。たとえば、単ロール法により非晶質合金の薄帯を得てもよいし、アトマイズ法により非晶質合金の粉末を得てもよい。以下では、アトマイズ法の一例としてのガスアトマイズ法により非晶質合金を得る方法を説明する。

本実施形態では、ガラス遷移点を有する非晶質合金を得るために、図４Ａに示すアトマイズ装置を用いて、溶融金属を急冷して非晶質合金粉末を得ることが好ましい。

図４Ａに示すように、アトマイズ装置１０は、溶融金属供給部２０と、金属供給部２０の鉛直方向の下方に配置してある冷却部３０とを有する。図面において、鉛直方向は、Ｚ軸に沿う方向である。

溶融金属供給部２０は、溶融金属２１を収容する耐熱性容器２２を有する。耐熱性容器２２において、最終的に得られる軟磁性合金の組成となるように秤量された軟磁性合金に含まれる各金属元素の原料（純金属等）が、加熱用コイル２４により溶解され、溶融金属となる。溶解時の温度は、各金属元素の融点を考慮して決定すればよいが、たとえば１２００〜１５００℃とすることができる。

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

ガス噴射ノズル２６から噴射されるガスとしては、窒素ガス、アルゴンガス、ヘリウムガスなどの不活性ガス、あるいはアンモニア分解ガス等の還元性ガスが好ましいが、溶融金属２１が酸化しにくい金属であれば空気であってもよい。

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

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

本実施形態では、滴下溶融金属２１ａが逆円錐状に形成してある冷却液流れ５０に衝突するので、冷却液流れが筒体３２の内面３３に沿っている場合に比べて、滴下溶融金属２１ａの溶滴の飛行時間が短縮される。飛行時間が短縮されると、急冷効果が促進され、得られる合金粉末の非晶質化が向上する。その結果、ガラス遷移点を有する非晶質合金が得られやすい。また、飛行時間が短縮されると、滴下溶融金属２１ａの溶滴が酸化されにくいので、得られる合金粉末の微細化も促進されると共に当該合金粉末の品質も向上する。

本実施形態では、筒体３２の内部で、冷却液流れを逆円錐状に形成するために、冷却液を筒体３２の内部に導入するための冷却液導入部（冷却液導出部）３６における冷却液の流れを制御している。図４Ｂに、冷却液導入部３６の構成を示す。

図４Ｂに示すように、枠体３８により、筒体３２の径方向の外側に位置する外側部（外側空間部）４４と、筒体３２の径方向の内側に位置する内側部（内側空間部）４６とが規定される。外側部４４と内側部４６とは、仕切部４０で仕切られ、仕切部４０の軸芯Ｏ方向の上部に形成してある通路部４２で、外側部４４と内側部４６とは、連絡しており、冷却液が流通可能になっている。

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

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

図４Ｂに示すように、外方凸部３８ａ１により、冷却液吐出部５２の径方向幅Ｄ１は、内側部４６の主要部における径方向幅Ｄ２よりも狭くなっている。Ｄ１がＤ２よりも狭いことにより、内側部４６の内部を流路内周面３８ｂに沿って軸芯Ｏの下方に下る冷却液は、次に、枠体３８の流路偏向面６２に沿って流れて筒体３２の内面３３に衝突して反射する。その結果、図４Ａに示すように、冷却液は、冷却液吐出部５２から筒体３２の内部に逆円錐状に吐出され、冷却液流れ５０を形成する。なお、Ｄ１＝Ｄ２である場合には、冷却液吐出部５２から吐出される冷却液は、筒体３２の内面３３に沿って冷却液流れを形成する。

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

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

また、ガス噴射温度、ガス噴射圧、筒体３２内の圧力等は、後述する熱処理において、非晶質中にＦｅ基ナノ結晶が析出しやすい条件に応じて決定すればよい。なお、粒子径については篩分級や気流分級等により粒度調整が可能である。

次に、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得る方法について説明する。

アトマイズ法と同様に、まず、軟磁性合金の原料が溶解した溶融金属を得る。次に、たとえば、不活性ガスが充填されたチャンバー内部において、得られた溶融金属をノズルから冷却された回転ロールへ噴射し供給することで回転ロールの回転方向へ薄帯または薄片が製造される。回転ロールの材質としては、たとえば、銅が挙げられる。

ガラス遷移点を有する非晶質合金を得るために、たとえば、回転ロールの表面粗さを小さくする、溶融金属の噴射圧を高める、溶融金属の供給量を少なくすることができる。

また、回転ロールの温度、回転ロールの回転速度、チャンバー内部の雰囲気等は、後述する熱処理において、非晶質中にＦｅ基ナノ結晶が析出しやすい条件に応じて決定すればよい。

上記の方法により得られる粉末状軟磁性合金および薄帯状軟磁性合金は、非晶質合金から構成される。非晶質合金は、非晶質相を有している合金であればよい。

本実施形態では、非晶質相を有している合金であるか否かは、上述した非晶質化率を算出して評価することができる。なお、軟磁性合金が薄帯状である場合には、ロール面に接していた面における非晶質化率Ｘ_Ａとロール面に接していない面における非晶質化率Ｘ_Ｂとの平均値を非晶質化率Ｘとする。非晶質中に結晶を含む合金であってもよいし、非晶質中に結晶を含まない合金であってもよい。

また、非晶質相を有している合金としては、非晶質相中に初期微結晶が存在するナノヘテロ構造を有する合金、または、非晶質のみから構成される合金であることが好ましい。初期微結晶の平均結晶粒径は０．３ｎｍ以上１０ｎｍ以下であることが好ましい。

上記の初期微結晶の有無および平均結晶粒径の観察方法については、特に制限されず、公知の方法により評価すればよい。たとえば、イオンミリングにより薄片化した試料に対して、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、明視野像または高分解能像を得ることで確認できる。具体的には、倍率１．００×１０^５〜３．００×１０^５倍で得られる明視野像または高分解能像を目視にて観察することで初期微結晶の有無および平均結晶粒径を評価できる。

次に、得られる粉末状軟磁性合金および薄帯状軟磁性合金を熱処理する。熱処理を行うことにより、Ｆｅ基ナノ結晶が析出した軟磁性合金を得ることが容易となる。

本実施形態では、熱処理条件は、Ｆｅ基ナノ結晶が析出しやすい条件であれば特に制限されない。たとえば、本実施形態に係る軟磁性合金が薄帯形状および粉末形状等形状にかかわらず、熱処理温度を４００〜６５０℃、保持時間を０．１〜１０時間とすることができる。

熱処理後には、Ｆｅ基ナノ結晶が析出した粉末形状の軟磁性合金、または、Ｆｅ基ナノ結晶が析出した薄帯形状の軟磁性合金が得られる。

（３．磁性部品）
本実施形態に係る磁性部品は、上記の軟磁性合金を磁性体として備えるものであれば特に制限されない。たとえば、上記の軟磁性合金から構成される磁心を有する磁性部品であってもよい。

薄帯形状の軟磁性合金から磁心を得る方法としては、たとえば、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、たとえば、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。

このようにして得られる磁性部品を熱処理することにより、Ｆｅ基ナノ結晶を有する軟磁性合金を磁性体として備える磁性部品としてもよく、さらに磁性部品を作製する前に軟磁性粉末を熱処理し磁性部品を作製してもよい。

以上、本発明の実施形態について説明してきたが、本発明は上記の実施形態に何ら限定されるものではなく、本発明の範囲内において種々の態様で改変しても良い。

以下、実施例を用いて、発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

（試料番号１ａ）
まず、軟磁性合金の原料金属を準備した。準備した原料金属を、表１に示す組成となるように秤量し、図４Ａおよび図４Ｂに示すアトマイズ装置１０内に配置された耐熱性容器２２に収容した。続いて、筒体３２内を真空引きした後、耐熱性容器２２外部に設けた加熱用コイル２４を用いて、耐熱性容器２２を高周波誘導により加熱し、耐熱性容器２２中の原料金属を溶融、混合して１５００℃の溶融金属を得た。

得られた溶融金属を冷却部３０の筐体３２内に１５００℃で噴射して、アルゴンガスを噴射ガス圧が５ＭＰａで噴射することにより、多数の溶滴とした。溶滴は、ポンプ圧７．５ＭＰａで供給された冷却水により形成された逆円錐状の冷却水流れに衝突して、微細な粉末となり、その後回収された。

図４Ａおよび図４Ｂに示す装置１０において、筒体３２の内面の内径は、３００ｍｍ、Ｄ１／Ｄ２は１／２、角度θ１は２０度であった。

得られた粉末について、昇温速度４０Ｋ／ｍｉｎで示差走査熱量測定を行い、示差走査熱量曲線を得た。得られた示差走査熱量曲線を図５に示す。得られた示差走査熱量曲線の微分曲線の極大点の数から、３５０℃から８５０℃の間における発熱ピークの数を算出した。また、第１発熱ピークよりも低温側において、各温度における微分値から、３５０℃から６００℃の間にガラス遷移点が存在するか否かを判断した。結果を表１に示す。

得られた粉末について、ＸＲＤによりＸ線結晶構造解析を実施し、相の同定を行った。具体的には、結晶化したＦｅまたは化合物のピーク（Ｉｃ：結晶性散乱積分強度、Ｉａ：非晶性散乱積分強度）を読み取り、そのピーク強度から結晶化率を割り出し、下記式（１）により非晶質化率Ｘを算出した。本実施例では、粉末Ｘ線解析法を用いた。
Ｘ＝１００−（Ｉｃ／（Ｉｃ＋Ｉａ）×１００）…（１）
Ｉｃ：結晶性散乱積分強度
Ｉａ：非晶性散乱積分強度

算出した非晶質化率Ｘが８５％以上である試料は、軟磁性合金が非晶質相を有する合金で構成されていると判断し、非晶質化率Ｘが８５％未満である試料は、軟磁性合金が結晶相で構成されていると判断した。結果を表１に示す。

また、軟磁性合金が非晶質相を有する合金で構成されている場合、初期微結晶の有無を透過型電子顕微鏡により評価した。結果を表１に示す。

また、得られた粉末を熱処理した。熱処理条件は、昇温速度を５Ｋ／ｍｉｎ、熱処理温度を６００℃、保持時間を１時間とした。熱処理後の粉末に対してＸ線回折測定およびＴＥＭによる観察を行い、ｂｃｃ構造を有するＦｅ基ナノ結晶が存在することが確認できた。なお、Ｆｅ基ナノ結晶の平均結晶粒径が５〜３０ｎｍであった。

熱処理後の粉末について、保磁力（Ｈｃ）および飽和磁束密度（Ｂｓ）を測定した。保磁力は、φ６ｍｍ×５ｍｍのプラスチックケースに２０ｍｇの粉末およびパラフィンを入れ、パラフィンを融解、凝固させて粉末を固定したものを、東北特殊鋼製保磁力計（K-HC1000型）を用いて測定した。測定磁界は１５０ｋＡ／ｍとした。本実施例では、保磁力は５．０［Ｏｅ］以下である試料を良好であると判断した。結果を表１に示す。飽和磁束密度は、玉川製作所製ＶＳＭ（振動試料型磁力計）を用いて測定した。本実施例では、飽和磁束密度は１．３０［Ｔ］以上である試料を良好であると判断した。結果を表１に示す。

（試料番号１ｂ）
枠体３８の下端３８ａに流路偏向面６２を持つ外方凸部を具備させず、Ｄ１＝Ｄ２（試料番号１ａと同じＤ１寸法）とした以外は、試料番号１ａと同じアトマイズ装置を用いて、試料番号１ａと同じようにして、粉末を製造した。なお、冷却液流れ５０は、筒体３２の内周面に沿う流れとなった。

得られた粉末について、試料番号１ａと同様にして、示差走査熱量曲線を得た。得られた示差走査熱量曲線を図５に示す。また、得られた粉末について、試料番号１ａと同じ条件で熱処理を行い、熱処理後の粉末について、試料番号１ａと同じ評価を行った。結果を表１に示す。

（試料番号１ｃ）
筐体３２内に噴射する溶融金属の温度を１５５０℃とした以外は、試料番号１ａと同じようにして、粉末を製造した。得られた粉末について、試料番号１ａと同様にして、非晶質性を評価し、初期微結晶およびガラス遷移点Ｔｇの有無を判断し、示差走査熱量曲線より発熱ピークの数を算出した。また、得られた粉末について、試料番号１ａと同じ条件で熱処理を行い、熱処理後の粉末について、試料番号１ａと同じ評価を行った。結果を表１に示す。

（試料番号１ｄ）
筐体３２内に噴射する溶融金属の温度を１５５０℃とした以外は、試料番号１ｂと同じようにして、粉末を製造した。得られた粉末について、試料番号１ｃと同じ評価を行った。結果を表１に示す。

表１より、試料番号１ａに係る軟磁性合金と試料番号１ｂに係る軟磁性合金とはどちらも初期微結晶を有していない非晶質のみから構成されている合金であることが確認できた。一方、図５より、試料番号１ａに係る軟磁性合金は、ガラス遷移点を有しているのに対し、試料番号１ｂに係る軟磁性合金は、ガラス遷移点を有していないことが確認できた。また、試料番号１ａに係る軟磁性合金の保磁力は、試料番号１ｂに係る軟磁性合金の保磁力よりも小さいことが確認できた。試料番号１ａでは、非晶質相が安定であるため、熱処理時の昇温速度が小さくても、Ｆｅ基ナノ結晶の粒成長が抑制され、保磁力が増大しなかったと考えられる。

また、表１より、試料番号１ｃに係る軟磁性合金と試料番号１ｄに係る軟磁性合金とはどちらも、非晶質相中に初期微結晶が存在する合金であることが確認できた。一方、試料番号１ｃに係る軟磁性合金はガラス遷移点を有しているので、ガラス遷移点を有していない試料番号１ｄに係る軟磁性合金よりも保磁力が低いことが確認できた。

（試料番号２〜５２）
軟磁性合金の組成を表２に示す組成とした以外は、試料番号１ａと同じ方法により、粉末を作製し、作製した粉末に対して、試料番号１ａと同じ評価を行った。結果を表２に示す。

表２より、軟磁性合金の発熱ピークの数が少ないと保磁力が増加する傾向にあることが確認できた。また、軟磁性合金がガラス遷移点を有していない場合にも保磁力が増加する傾向にあることが確認できた。

（試料番号５３〜６２）
試料番号２７の軟磁性合金において、組成式中のＭを表３に示す元素とした以外は、試料番号２７と同じ方法により粉末を作製し、作製した粉末に対して、試料番号２７と同じ評価を行った。結果を表３に示す。

表３より、Ｍの組成に依らず、軟磁性合金がガラス遷移点を有し、発熱ピークの数が上記の範囲内である場合には、良好な特性が得られることが確認できた。

（試料番号６３〜１１６）
試料番号２７の軟磁性合金において、組成式中のＸ１およびＸ２を表４に示す元素および含有割合とした以外は、試料番号２７と同じ方法により粉末を作製し、作製した粉末に対して、試料番号２７と同じ評価を行った。結果を表４に示す。

表４より、Ｘ１およびＸ２の組成に依らず、軟磁性合金がガラス遷移点を有し、発熱ピークの数が上記の範囲内である場合には、良好な特性が得られることが確認できた。

１０…アトマイズ装置
２０…溶融金属供給部
２１…溶融金属
２１ａ…滴下溶融金属
３０…冷却部
３６…冷却液導入部
３８ａ１…外方凸部
５０…冷却液流れ

Claims (7)

1. Ｆｅを主成分とし、非晶質相を有する軟磁性合金であって、当該軟磁性合金の示差走査熱量曲線において、３５０℃から６００℃の間にガラス遷移点Ｔｇを持ち、かつ３５０℃から８５０℃の間に発熱ピークを３つ以上持ち、
   前記軟磁性合金の組成が、組成式（Ｆｅ _{（１−（α＋β））} Ｘ１ _α Ｘ２ _β ） _{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））} Ｍ _ａ Ｂ _ｂ Ｐ _ｃ Ｓｉ _ｄ Ｃ _ｅ Ｓ _ｆ で表され、
   Ｘ１は、ＣｏおよびＮｉからなる群から選ばれる少なくとも１種であり、
   Ｘ２は、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏおよび希土類元素からなる群から選ばれる少なくとも１種であり、
   Ｍは、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、ＴｉおよびＶからなる群から選ばれる少なくとも１種であり、
   ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、αおよびβが、
   ０≦ａ≦０．１４０
   ０．０２＜ｂ≦０．２００、
   ０≦ｃ≦０．１５０、
   ０≦ｄ≦０．１７５、
   ０≦ｅ≦０．０３０、
   ０≦ｆ≦０．０１０、
   ０．７３≦（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））≦０．９１、
   α≧０、
   β≧０、
   ０≦α＋β≦０．５０である関係を満足し、
   ｃおよびｄのうち、少なくとも１つが０より大きい軟磁性合金。
2. 前記軟磁性合金が、非晶質のみから構成される請求項１に記載の軟磁性合金。
3. 前記軟磁性合金が、前記非晶質相中に初期微結晶が存在するナノヘテロ構造を有する請求項１に記載の軟磁性合金。
4. 薄帯形状である請求項１から３のいずれかに記載の軟磁性合金。
5. 粉末形状である請求項１から３のいずれかに記載の軟磁性合金。
6. 請求項１から５のいずれかに記載の軟磁性合金を有する磁性部品。
7. 請求項１から５のいずれかに記載の軟磁性合金であって、熱処理することにより、Ｆｅ基ナノ結晶を有した軟磁性合金を用いた磁性部品。

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