JP6865860B2 - 軟磁性粉末、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末、磁性部品、および圧粉磁芯 - Google Patents

Description

本発明は、軟磁性粉末に関し、特に、トランス、インダクタ、モータの磁芯などの磁性部品を製造する際の出発原料として好適に用いることができる軟磁性粉末に関する。また、本発明は、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末、磁性部品、および圧粉磁芯に関する。

絶縁被覆された軟磁性粉末を加圧成形して製造される圧粉磁芯は、電磁鋼板を積層して製造されるコア材に比べて形状の自由度が高く、また、高周波領域での磁気特性に優れるなど、多くの利点を有している。そのため、圧粉磁芯は、トランス、インダクタ、モータのコアなど、様々な用途で用いられている。

そして、圧粉磁芯の性能向上のため、圧粉磁芯の製造に用いられる磁性粉末にはさらなる磁気特性の向上が求められている。

例えば、電気自動車の技術分野においては、１回の充電あたりの航続距離を向上させるため、さらに優れた磁気特性（低コアロス、高飽和磁束密度）を有する圧粉磁芯が求められている。

そして、このような要求に応えるため、圧粉磁芯の製造に使用される軟磁性粉末に関する様々な技術が提案されている。

例えば、特許文献１では、組成式Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚで表される合金組成物が提案されている。前記合金組成物は、連続薄帯形状または粉末形状を有しており、粉末形状を有する前記合金組成物（軟磁性粉末）は、例えば、アトマイズ法によって製造することができ、アモルファス相（非晶質相）を主相としている。この軟磁性粉末に所定の条件での熱処理を施すことにより、体心立方構造を有するＦｅ（ｂｃｃＦｅ）のナノ結晶が析出し、その結果、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末が得られる。

また、特許文献２では、端面が丸みを帯びた形状を有する第１の軟磁性粉末と、前記第１の軟磁性粉末より平均粒径が小さい第２の軟磁性粉末とを含む複合磁性粉末を用いて圧粉磁芯を製造することが提案されている。さらに特許文献２では、前記第１の軟磁性粉末および第２の軟磁性粉末の平均粒径や円形度を特定の範囲に制御することも提案されている。丸みを帯びた形状を有する粉末を用いることにより、粒子のエッジによって絶縁樹脂の被膜が破られ、絶縁性能が低下することを防止できる。また、端部が丸みを帯びた形状をしているため、粒子間の空隙が広がり、その空隙に小さい粒径の粒子が入り込むことで圧粉磁芯の密度を高めることができる。

特開２０１０−０７０８５２号公報 特開２０１４−１３８１３４号公報

特許文献１で提案されている技術によれば、特定の組成を有する合金組成物を用いることにより、高い飽和磁束密度と高い透磁率を有するＦｅ基ナノ結晶合金粉末を得ることができる。そして、特許文献１によれば、前記Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を用いることにより、優れた磁気特性を有する圧粉磁芯を製造することができる。

しかし、依然としてその磁気特性は十分とはいえず、さらなるコアロスの低減と磁束密度の向上が求められている。

また、特許文献２で提案されているように複数種類の軟磁性粉末を混合して用いる技術では、粒径や形状が異なる複数の粉末を製造し、制御された比率で混合する必要がある。そのため、生産性が低いことに加え、製造コストがかさむという問題があった。

さらに、粒径の異なる粉末を混合した混合粉では、粒径の近い粒子同士で偏析する場合がある。偏析が生じた混合粉を使用した場合には大粒径の粒子間に小粒径の粒子が十分入り込まないため、該混合粉を用いて作製した圧粉磁芯の密度は、粒径が均一な軟磁性粉末から作製した圧粉磁芯よりも低くなり、かえって磁気特性が劣るという課題があった。

本発明は、上述した課題を解決することを目的としたものであり、優れた磁気特性（低コアロス、高飽和磁束密度）を有する圧粉磁芯を製造することができる軟磁性粉末およびＦｅ基ナノ結晶合金粉末を提供することを目的とする。さらに本発明は、優れた磁気特性（低コアロス、高飽和磁束密度）を有する磁性部品、特に圧粉磁芯を提供することを目的とする。

発明者らは、上記課題を解決するために、鋭意検討を行った結果、下記（１）〜（３）の知見を得た。

（１）さらなる磁気特性の向上のためには、特許文献１のような組成の制御のみでは不十分であり、粒子形状や粒度分布が圧粉体の密度に及ぼす影響を考慮する必要がある。

（２）また、圧粉磁芯の成形後強度や磁気特性には軟磁性粉末全体の粒度分布や円形度が大きく影響を及ぼす。よって、さらなる磁気特性の向上のためには、特許文献２のように混合粉に含まれる個々の粉末の粒径や円形度ではなく、軟磁性粉末全体の特性を表す指標を制御すべきである。

（３）軟磁性粉末全体の特性を表す指標として、軟磁性粉末を構成する粒子の円形度の中央値を特定の範囲に制御することにより、圧粉磁芯の磁気特性を効果的に向上させることができる。

本発明は、上記知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。

１．不可避不純物を除き組成式Ｆｅ_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＰ_ｄＣｕ_ｅＭ_ｆで表される組成を有する軟磁性粉末であって、
前記組成式中のＭは、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ、Ａｌ、Ｓ、Ｏ、およびＮからなる群から選ばれる少なくとも１つの元素であり、
７９ａｔ％≦ａ≦８４．５ａｔ％、
０ａｔ％≦ｂ＜６ａｔ％、
０ａｔ％＜ｃ≦１０ａｔ％、
４ａｔ％＜ｄ≦１１ａｔ％、
０．２ａｔ％≦ｅ≦０．５３ａｔ％、
０ａｔ％≦ｆ≦４ａｔ％、かつ
ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＝１００ａｔ％であり、
粒径が１ｍｍ以下であり、かつ、
前記軟磁性粉末を構成する粒子の円形度の中央値が０．４以上、１．０以下である、軟磁性粉末。

２．上記１に記載の軟磁性粉末であって、
ｅ＜０．４ａｔ％である軟磁性粉末。

３．上記１または２に記載の軟磁性粉末であって、
Ｒｏｓｉｎ−Ｒａｍｍｌｅｒ式における均等数ｎが０．３以上、３０以下である軟磁性粉末。

４．上記１〜３のいずれか一項に記載の軟磁性粉末であって、
ｂ≧２ａｔ％である軟磁性粉末。

５．上記１〜４のいずれか一項に記載の軟磁性粉末であって、
ｅ≧０．３ａｔ％である軟磁性粉末。

６．上記５に記載の軟磁性粉末であって、
ｅ≧０．３５ａｔ％である軟磁性粉末。

７．上記１〜６のいずれか一項に記載の軟磁性粉末であって、
結晶化度が体積比で１０％以下であり、
残部が非晶質相である軟磁性粉末。

８．上記７に記載の軟磁性粉末であって、
前記結晶化度が体積比で３％以下である軟磁性粉末。

９．上記１、２、４、５、および６のいずれか一項に記載の組成を有し、
結晶化度が体積比で１０％より高く、かつ、
Ｆｅ結晶子径が５０ｎｍ以下である、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末。

１０．上記９に記載のＦｅ基ナノ結晶合金粉末であって、
結晶化度が体積比で３０％より高く、かつ、
断面における７００ｎｍ×７００ｎｍの領域における非晶質相に含まれる楕円の短径の最大値が６０ｎｍ以下である、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末。

１１．上記９または１０に記載のＦｅ基ナノ結晶合金粉末を備える磁性部品。

１２．上記９または１０に記載のＦｅ基ナノ結晶合金粉末を備える圧粉磁芯。

本発明の軟磁性粉末を出発原料として用いることにより、良好な磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金粉末を製造することができる。そして、前記Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を原料として用いることにより、優れた磁気特性（低コアロス、高飽和磁束密度）を有する圧粉磁芯を製造することができる。

透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で測定した７００×７００ｎｍの領域における非晶質相に含まれる楕円を示す模式図である。

以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な一実施態様を示すものであり、本発明は、以下の説明によって何ら限定されるものではない。

［軟磁性粉末］
本発明の一実施形態における軟磁性粉末は、不可避不純物を除き組成式Ｆｅ_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＰ_ｄＣｕ_ｅＭ_ｆで表される組成を有する。ここで、前記組成式中のＭは、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ、Ａｌ、Ｓ、Ｏ、およびＮからなる群から選ばれる少なくとも１つの元素であり、前記組成式中のａ〜ｆは以下の条件を満たす。
７９ａｔ％≦ａ≦８４．５ａｔ％
０ａｔ％≦ｂ＜６ａｔ％
０ａｔ％＜ｃ≦１０ａｔ％
４ａｔ％＜ｄ≦１１ａｔ％
０．２ａｔ％≦ｅ≦０．５３ａｔ％
０ａｔ％≦ｆ≦４ａｔ％
ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＝１００ａｔ％

上記軟磁性粉末は、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を作製する際の出発原料として使用可能である。本実施の形態の軟磁性粉末から作製されたＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、様々な磁性部品や圧粉磁芯を作製するための材料として使用可能である。加えて、本実施の形態の軟磁性粉末は、様々な磁性部品や圧粉磁芯を作製するための直接的な材料としても使用可能である。

（組成）
上記軟磁性粉末の組成を上記の範囲に限定する理由について、以下、説明する。

・Ｆｅ（７９ａｔ％≦ａ≦８４．５ａｔ％）
上記軟磁性粉末において、Ｆｅは主元素であり、磁性を担う必須元素である。該軟磁性粉末から製造されるＦｅ基ナノ結晶合金粉末の飽和磁束密度（Ｂｓ）の向上と、原料価格低減のためには、軟磁性粉末に含まれるＦｅの割合が多いことが基本的には好ましい。そこで、優れた飽和磁束密度Ｂｓを得るために、上記組成式中のａで表されるＦｅの割合を７９ａｔ％以上とする。また、Ｆｅの割合を７９ａｔ％以上とすることにより、後述するΔＴを大きくすることができる。飽和磁束密度をさらに向上させるという観点からは、Ｆｅの割合を８０ａｔ％以上とすることが好ましい。

一方、１０％以下の結晶化度を有する軟磁性粉末を得るためには、Ｆｅの割合を８４．５ａｔ％以下とする必要がある。結晶化度を３％以下として、圧粉磁芯のコアロスをさらに低減するという観点からは、Ｆｅの割合を８３．５ａｔ％以下とすることが好ましい。

・Ｓｉ（０ａｔ％≦ｂ＜６ａｔ％）
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。軟磁性粉末の結晶化度を低下させ、圧粉磁芯のコアロスを低減するためには、上記組成式中のｂで表されるＳｉの割合を、６ａｔ％未満とする必要がある。一方、Ｓｉの割合は０ａｔ％以上であればよいが、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の飽和磁束密度をさらに向上させるという観点からは、２ａｔ％以上とすることが好ましい。また、ΔＴを大きくするという観点からは、３ａｔ％以上とすることがより好ましい。

・Ｂ（０ａｔ％＜ｃ≦１０ａｔ％）
上記軟磁性粉末において、Ｂは非晶質相の形成を担う必須元素である。軟磁性粉末の結晶化度を１０％以下に抑え、圧粉磁芯のコアロスを低減するためにはＢの添加が必須である。よって、上記組成式中のｃで表されるＢの割合を０ａｔ％超とする。Ｂの割合は、３ａｔ％以上とすることが好ましく、５ａｔ％以上とすることがより好ましい。一方、Ｂの割合が１０ａｔ％超の場合、Ｆｅ−Ｂ化合物が析出し、圧粉磁芯のコアロスが増大する。そのため、Ｂの割合は１０ａｔ％以下にする必要がある。軟磁性粉末の結晶化度を３％以下に抑えることで圧粉磁芯のコアロスを更に低減するという観点からは、Ｂの割合を８．５ａｔ％以下とすることが好ましい。

・Ｐ（４ａｔ％＜ｄ≦１１ａｔ％）
上記軟磁性粉末において、Ｐは非晶質相の形成を担う必須元素である。上記組成式中のｄで表されるＰの割合が４ａｔ％よりも大きい場合、軟磁性粉末を作製する際に使用される合金溶湯の粘性が低下する。そしてその結果、圧粉磁芯の磁気特性を向上させるという観点から好ましい球形状の軟磁性粉を作製しやすくなる。加えて、Ｐの割合が４ａｔ％よりも大きい場合、融点が低下するため非晶質形成能を向上させることができ、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を作製しやすくなる。これらの効果が１０％以下の結晶化度を有する軟磁性粉末の作製に寄与する。そのため、Ｐの割合を４ａｔ％超とする。また、耐食性を向上させるという観点からは、Ｐの割合を５．５ａｔ％以上とすることが好ましい。さらに、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末におけるナノ結晶をさらに微細化して、圧粉磁芯のコアロスを一層低減するという観点からは、Ｐの割合を６ａｔ％以上とすることがより好ましい。

一方、所望の飽和磁束密度を有するＦｅ基ナノ結晶合金粉末を得るため、Ｐの割合は１１ａｔ％以下とする必要がある。また、飽和磁束密度をさらに向上させるという観点からは、Ｐの割合を１０ａｔ％以下とすることが好ましく、８ａｔ％以下とすることがより好ましい。

・Ｃｕ（０．２ａｔ％≦ｅ≦０．５３ａｔ％）
上記軟磁性粉末において、Ｃｕはナノ結晶化に寄与する必須元素である。上記組成式中のｅで表されるＣｕの割合を０．２ａｔ％以上、０．５３ａｔ％以下とすることで、軟磁性粉末の非晶質形成能を向上させることができるとともに、加熱処理における昇温速度が遅くてもＦｅ基ナノ結晶合金粉末におけるナノ結晶を均一に微細化することができる。昇温速度が遅い場合は軟磁性粉末において温度分布のむらが出来ず、全体的に均一な温度となるため、均一なＦｅ基ナノ結晶が得られる。そのため、大型の磁性部品を製造する場合であっても優れた磁気特性が得られる。

また、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末におけるナノ結晶の粗大化を防止して、圧粉磁芯において所望のコアロスを得るという観点からも、Ｃｕの割合は０．２ａｔ％以上とする必要がある。一方、Ｃｕの割合が０．５３ａｔ％より多い場合には、Ｆｅの核生成が起こりやすくなるため、結晶化度が１０％より高くなる。そのため、結晶化度を１０％以下に抑えるという観点からも、Ｃｕの割合は０．５３ａｔ％以下とする必要がある。

Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末におけるナノ結晶をさらに微細化して、圧粉磁芯のコアロスを一層低減するという観点からは、Ｃｕの割合を０．４ａｔ％未満とすることが好ましい。同様の観点から、Ｃｕの割合は０．３ａｔ％以上とすることが好ましい。また、ナノ結晶の析出量をさらに増加させ、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の飽和磁束密度を一層向上させるという観点からは、Ｃｕの割合を０．３５ａｔ％以上とすることがより好ましい。

・Ｍ（０ａｔ％≦ｆ≦４ａｔ％）
上記軟磁性粉末は、さらに０〜４ａｔ％のＭを含有する。ここで前記Ｍは、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ、Ａｌ、Ｓ、Ｏ、およびＮからなる群から選ばれる少なくとも１つの元素を表す。上記組成式におけるｆで表されるＭの合計割合を４ａｔ％以下とすることで、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末における非晶質形成能および耐食性を向上させ、さらに、５０ｎｍ未満の粒径のナノ結晶の析出が抑制可能である。また、Ｍの割合が４ａｔ％以下であれば、Ｍの過剰添加に起因する飽和磁束密度の低下を防止することができる。

（円形度）
本実施形態の軟磁性粉末においては、該軟磁性粉末を構成する粒子の円形度の中央値を０．４以上、１．０以下とする。通常、圧粉磁芯は絶縁被覆された軟磁性粉末を加圧成形して製造される。その際、粒子の形状が過度にいびつであると粒子表面の絶縁被覆が破れ、その結果、圧粉磁芯の磁気特性が低下する。さらに、粒子の形状が過度にいびつであると圧粉磁芯の密度が低下し、その結果、磁気特性が悪化する。そのため、円形度の中央値を０．４以上とする。一方、円形度の上限は、その定義より１である。そのため、本実施形態では、円形度の中央値を１．０以下とする。なお、円形度の平均値は円形度が大きい粒子の値の影響が大きく受けるため、粉末全体の円形度を示す指標として適していない。したがって、本発明では円形度の中央値を用いる。

ここで、軟磁性粉末を構成する粒子の円形度とその中央値は以下の方法で測定することができる。まず、対象の軟磁性粉末を顕微鏡で観察し、視野内に含まれる個々の粒子の投影面積Ａ（ｍ^２）および周囲長さＰ（ｍ）を求める。１つの粒子の円形度（φ）は、当該粒子の投影面積Ａおよび周囲長さＰより、下記（１）式を用いて算出することができる。ここで円形度φは無次元数である。
φ＝４πＡ／Ｐ^２…（１）

得られた個々の粒子の円形度φを昇順に並べた際の、中央の値を円形度の中央値（φ５０）とする。なお、より具体的には、実施例に記載した方法で円形度の中央値を求めることができる。

（粒径）
上記軟磁性粉末を構成する粒子の粒径は、結晶化度を低くするため１ｍｍ以下とする。前記粒径は２００μｍ以下とすることが好ましい。なお、ここで粒径が１ｍｍ以下であるとは、軟磁性粉末に含まれる全ての粒子の粒径が１ｍｍ以下であること、すなわち、軟磁性粉末が粒径１ｍｍ超の粒子を含まないことを意味するものとする。前記粒径は、レーザー粒度分布計によって測定することができる。

（均等数ｎ）
軟磁性粉末の粒度分布を狭くすることにより、粒度偏析を抑制し、圧粉磁芯の密度をさらに向上させることができる。そしてその結果、圧粉磁芯の磁気特性が一層向上する。そのため、Rosin-Rammler式における均等数ｎを０．３以上とすることが好ましい。均等数ｎは、粒度分布の広さを表す指標であり、均等数ｎが大きい値ほど粒度分布が狭い、つまり粒径が均一であることを意味する。一方、ｎが３０超の場合、粒径が過度に均一になるため、粗大粒子間の隙間に入る微細粒子の数が不足し、空隙率が上昇して圧粉磁芯の密度の低下につながる。そのため、さらに磁気特性を向上させるという観点からは、Rosin-Rammler式における均等数ｎを３０以下とすることが好ましい。

前記均等数ｎは、以下の方法で求めることができる。Rosin-Rammler式は、粉体の粒度分布を表す式の１つであり、下記（２）式で表される。
Ｒ＝１００ｅｘｐ｛−（ｄ／ｃ）^ｎ｝…（２）

上記（２）式中の記号は、それぞれ次の意味である。
ｄ（ｍ）：粒径
Ｒ（％）：粒径ｄ以上の粒子の体積割合
ｃ（ｍ）：Ｒ＝３６．８％に相当する粒径
ｎ（−）：均等数

上記（２）式を、自然対数を用いて変形すると、下記（３）式となる。したがって、Ｘ軸にln d、Ｙ軸にln{ln(100/R)}の値をとってプロットして得られる直線の傾きが均等数ｎとなる。
ln{ln(100/R)}＝n×ln d−n×ln c…（３）

そこで、レーザー粒度分布計を用いて測定した実際の軟磁性粉末の粒度分布を、上記（３）式を用いて直線近似することにより、均等数ｎを求めることができる。

なお、直線近似の相関係数ｒが、一般的に強い相関があるとされる０．７以上の時のみ作製した粉末粒子においてＲｏｓｉｎ−Ｒａｍｍｌｅｒの式が成立するとし、その傾きを均等数として適用する。また、均等数の精度確保のため、粉末において測定された粒径の上限と下限において１０以上の粒径範囲に分割して各粒径範囲における体積割合をレーザー粒度分布計で測定し、Rosin-Rammlerの式に適用するものとする。

均等数ｎが０．３以上、３０以下である軟磁性粉末は、例えば、水アトマイズ法の場合は、溶鋼に衝突させる水の水圧や水／溶鋼の流量比、溶鋼注入速度を制御することで製造することができる。

（結晶化度）
上記軟磁性粉末の結晶化度は、体積比で１０％以下とすることが好ましい。以下、その理由について説明する。

一般的に、非晶質相を主相とする軟磁性粉末を作製する際、溶湯の冷却過程における急冷不足や、粉末組成によって決まる非晶質形成能の不足、使用原料中に含まれる不純物の影響などにより、αＦｅ（−Ｓｉ）やＦｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐからなる化合物相の微結晶（初期析出物）が析出する場合がある。

前記初期析出物は、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の磁気特性を低下させる一因になる。具体的には、初期析出物に起因して、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末中に５０ｎｍを超える粒径を有するナノ結晶が析出する場合がある。５０ｎｍを超える粒径のナノ結晶は、少量析出しただけで磁壁の移動を阻害し、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の磁気特性を劣化させる。

また、析出した化合物相は軟磁気特性に劣るため、その存在自体によっても粉末の磁気特性を著しく劣化させる。

そのため、一般的には、軟磁性粉末に対する初期析出物の体積比として定義される初期結晶化度（以下、単に「結晶化度」という。）を可能な限り低くして、実質的に非晶質相のみからなる軟磁性粉末を作製することが望ましいと考えられている。

しかし、結晶化度が極めて低い軟磁性粉末を得ようとすると、高価な原料が必要になることに加え、アトマイズ後の分級によって大粒径の粉末を除外するなどの複雑な工程が必要になる。そしてその結果、軟磁性粉末の製造コストが増加する。

ここで、本発明の軟磁性粉末は上述した組成式で表される組成を有するものであるが、この組成は、結晶（初期析出物）の混在に起因して必要な均一性が得られないといった理由により、連続薄帯の形成には適していない。すなわち、上記組成の連続薄帯を作製した場合、体積比で１０％以下の初期析出物が含まれるおそれがある。この場合、初期析出物に起因して、連続薄帯が部分的に脆弱化するおそれがある。さらに、ナノ結晶化後も均一な微細組織を得ることができず、また薄帯形状では僅かな初期析出物の介在により磁気特性が著しく劣化するおそれがある。

一方、上述した問題は、連続薄帯に固有のものである。軟磁性粉末については、結晶化度が１０％程度になっても使用上問題が生じ難い。一つに粉末や圧粉磁芯の形態では飽和近くまで励磁して使用することが少なく、また粉末が１つ１つ独立しているため特性の悪い粉末は励磁できず、全体として影響がほとんどなくなり、結晶化度が極めてゼロに近い軟磁性粉末から得られたＦｅ基ナノ結晶合金粉末と比べても殆ど劣ることのない十分な磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金粉末が得られる。

本発明の軟磁性粉末は、上記所定の組成を有するため、結晶化度を１０％以下に抑えることができる。結晶化度を１０％以下に抑えることで、従来と同様な熱処理によって十分な磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金粉末が得られる。即ち、結晶化度を極めてゼロに近づけるのでなく、１０％以下という多少の結晶化度を許容することで、十分な磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金粉末を、製造コストを増加させることなく製造することができる。より具体的には、本発明の軟磁性粉末は、一般的なアトマイズ装置を使用して、比較的安価な原料から安定的に製造することができる。また、原料の溶解温度等の製造条件を緩和できる。

結晶化度は、より低い方が好ましい。例えば、軟磁性粉末は、体積比で３％以下の結晶化度とすることが好ましい。結晶化度を３％以下とするためには、ａ≦８３．５ａｔ％、ｃ≦８．５ａｔ％、かつ、ｄ≧５．５ａｔ％とすることが好ましい。

結晶化度が３％以下である場合、圧粉磁芯を作製した際の成形密度がさらに向上する。結晶化度を３％とすることにより、結晶化に起因する材料の硬度上昇をさらに抑制することができる。そしてその結果、成形密度を一層向上させ、透磁率をさらに高めることができる。加えて、結晶化度が３％以下である場合、軟磁性粉末の外観を維持しやすい。具体的には、結晶化度が高いと結晶部の粒界が脆弱であるため、アトマイズ後の軟磁性粉末が酸化によって変色するおそれがある。そこで、結晶化度を３％以下とすることにより、軟磁性粉末の変色を抑制し、外観を維持することができる。

上記結晶化度および初期析出物の粒径は、Ｘ線回析（ＸＲＤ：X―ray diffraction）による測定結果をＷＰＰＤ法（Whole-powder-pattern decomposition method）によって解析することで算出できる。Ｘ線回析結果のピーク位置から、αＦｅ（−Ｓｉ）相、化合物相などの析出相を同定できる。

上記結晶化度は軟磁性粉末全体における初期析出物全体の体積比であり、該粉末を構成する個々の粒子における結晶化度を指すものではない。したがって、例えば、軟磁性粉末の結晶化度が１０％以下である場合でも、粉末全体としての結晶化度が１０％以下であれば、該粉末中に非晶質単相の粒子が含まれることは許容される。

（非晶質相）
上記軟磁性粉末は、上述したように結晶化度が体積比で１０％以下であることが好ましい。その際、析出物以外の残部は、非晶質相であることが好ましい。そのような軟磁性粉末は、非晶質相が主相であるということができる。言い換えると、本発明の一実施形態における軟磁性粉末は、体積比で１０％以下の析出物と、残部の非晶質相とからなることが好ましい。この軟磁性粉末に所定の熱処理条件による熱処理を施すことにより、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ（−Ｓｉ））のナノ結晶が析出し、優れた磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金粉末が得られる。

（軟磁性粉末の製造方法）
次に、本発明の一実施形態における上記軟磁性粉末の製造方法について説明する。なお、以下の説明は製造方法の一例を示すものであって、本発明は以下の説明に限定されるものではない。

上記軟磁性粉末の製造には、特に限定されることなく様々な製造方法を用いることができる。例えば、上記軟磁性粉末は、アトマイズ法により製造することができる。前記アトマイズ法としては、水アトマイズ法およびガスアトマイズ方のいずれも使用できる。言い換えると、前記軟磁性粉末は、アトマイズ粉であってよく、前記アトマイズ粉は水アトマイズ粉およびガスアトマイズ粉の少なくとも一方であってよい。

アトマイズ法により軟磁性粉末を製造する方法について、以下、説明する。まず、原料を準備する。次いで、前記原料を、所定の組成になるように秤量し、溶解して合金溶湯を作製する。このとき、本発明における軟磁性粉末の組成は、融点が低いため、溶解のための消費電力を削減できる。次に、前記合金溶湯をノズルから排出するとともに、高圧の水やガスを使用して合金溶滴に分断し、微細な軟磁性粉末を製造する。

上述の粉末作製工程において、分断に使用するガスは、アルゴンや窒素などの不活性ガスであってもよい。また、冷却速度を向上させるため、分断直後の合金溶滴を冷却用の液体や固体に接触させて急冷してもよいし、合金溶滴を再分断して更に微細化してもよい。冷却用に液体を使用する場合、前記液体としては、例えば、水や油を使用してもよい。冷却用に固体を使用する場合、前記固体としては、例えば、回転銅ロールや回転アルミ板を使用してもよい。ただし、冷却用の液体や固体はこれらに限定されず、他の任意の材料を使用できる。

上述の粉末作製工程において、作製条件を変えることにより、軟磁性粉末の粉末形状及び粒径を調整できる。本実施の形態によれば、合金溶湯の粘性が低いため、軟磁性粉末を球形状に作製しやすい。

上記製造過程において、非晶質相を主相とする軟磁性粉末中に初期析出物が析出する。初期析出物としてＦｅ−ＢやＦｅ−Ｐ等の化合物が析出すると、磁気特性が著しく劣化する。これに対して、本発明の軟磁性粉末では、Ｆｅ−ＢやＦｅ−Ｐ等の化合物の析出が抑制されており、初期析出物は基本的にｂｃｃのαＦｅ（−Ｓｉ）である。

［Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末］
本発明の一実施形態におけるＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、上記組成を有し、結晶化度が体積比で１０％より高く、かつ、Ｆｅ結晶子径が５０ｎｍ以下である。

（結晶化度）
Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の結晶化度が１０％以下であると、圧粉磁芯のコアロスが増大する。そのため、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の結晶化度は、体積比で１０％超とする。前記結晶化度を、体積比で１０％超とすることにより、圧粉磁芯のコアロスを低減することができる。前記結晶化度は、体積比で３０％超とすることがより好ましい。結晶化度を３０％とすることにより、圧粉磁芯のコアロスをさらに低減することができる。

なお、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の結晶化度は、上述した軟磁性粉末の結晶化度と同様の方法で測定することができる。

（Ｆｅ結晶子径）
Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末のＦｅ結晶子径が５０ｎｍより大きいと、結晶磁気異方性が大きくなり軟磁気特性が劣化する。そのため、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末のＦｅ結晶子径を５０ｎｍ以下とする。Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末のＦｅ結晶子径を５０ｎｍ以下とすることにより、軟磁気特性を向上させることができる。また、前記Ｆｅ結晶子径は４０ｎｍ以下とすることが好ましい。前記Ｆｅ結晶子径を４０ｎｍ以下とすることにより、軟磁気特性をさらに向上させることができる。前記Ｆｅ結晶子径は、ＸＲＤにより測定できる。

（非晶質相に含まれる楕円の短径）
Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の断面における７００ｎｍ×７００ｎｍの領域における非晶質相に含まれる楕円の短径の最大値は６０ｎｍ以下とすることが好ましい。前記楕円の短径の最大値は、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末に含まれる結晶間の距離の指標と見なすことができる。前記楕円の短径の最大値を６０ｎｍ以下とすることにより、当該Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を用いて得られる圧粉磁芯のコアロスをさらに低減できる。

前記楕円の短径は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Transmission electron microscope）でＦｅ基ナノ結晶合金粉末を観察することにより求めることができる。ＴＥＭで観察される画像では非晶質相と結晶相が区別可能であり、図１に模式図を示すように、画像解析により、非晶質相に含まれる楕円（結晶相に接する楕円）の短径を求めることができる。そして、７００×７００ｎｍの領域における短径の最大値を求める。なお、前記楕円の短径の値は楕円の取り方によって変化するが、楕円の短径の最大値は結晶相間の距離の最大値を超えない値となり、一意に定まる。そのため、本発明では前記楕円の短径の最大値を、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末に含まれる結晶間の距離の指標として用いる。

ＴＥＭによる観察は以下の手順で行うことができる。まずエポキシ樹脂と粉末とを混合し、ＴＥＭの試料サイズに相当する金属パイプに充填して１００℃前後の温度で重合・硬化させる。次に、ダイヤモンドカッターで厚さ１ｍｍ程度の円盤に切り出し、片側を鏡面研磨する。そして、鏡面研磨面と反対側の面を研磨紙で厚さ０．１ｍｍ程度まで研磨し、ディンプラーで凹みをつけて中心部厚さを４０μｍ程度とする。次にイオンミリング装置で研磨し、小孔を開けて、小孔近傍の薄い部分をＴＥＭ観察する。

（Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の製造方法）
次に、本発明の一実施形態におけるＦｅ基ナノ結晶合金粉末の製造方法について説明する。上記Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末は、上述した軟磁性粉末より製造することができる。上記軟磁性粉末に所定の条件で熱処理を施すことにより、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ（−Ｓｉ））のナノ結晶が析出し、これにより優れた磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金粉末が得られる。そのようにして得られるＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、非晶質相およびｂｃｃＦｅのナノ結晶を含むＦｅ基合金からなる粉末である。

上記Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の製造においては、上記軟磁性粉末を、第１結晶化開始温度（Ｔ_ｘ１）−５０Ｋ以上、第２結晶化開始温度（Ｔ_ｘ２）未満の最高到達温度（Ｔ_ｍａｘ）まで、３０℃／ｍｉｎ以下の昇温速度で加熱することが好ましい。前記加熱条件について、以下、説明する。

上記軟磁性粉末をＡｒやＮ_２ガス雰囲気のような不活性雰囲気中で熱処理すると、結晶化が２回以上確認できる。最初に結晶化が開始する温度を第１結晶化開始温度（Ｔ_ｘ１）といい、２回目の結晶化が開始する温度を第２結晶化開始温度（Ｔ_ｘ２）という。また、第１結晶化開始温度（Ｔ_ｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔ_ｘ２）の間の温度差（Ｔ_ｘ２−Ｔ_ｘ１）をΔＴと定義する。

第１結晶化開始温度（Ｔ_ｘ１）は、ｂｃｃＦｅのナノ結晶析出の発熱ピークであり、第２結晶化開始温度（Ｔ_ｘ２）は、ＦｅＢやＦｅＰ等の化合物析出の発熱ピークである。これら結晶化温度は、例えば、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）装置を使用して、実際の結晶化における昇温速度条件で熱分析を行うことで評価可能である。

ΔＴが大きい場合、所定の熱処理条件における熱処理が容易になる。このため、熱処理によってｂｃｃＦｅのナノ結晶のみを析出させて、さらに良好な磁気特性のＦｅ基ナノ結晶合金粉末を得ることができる。即ち、ΔＴを大きくすることで、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末におけるｂｃｃＦｅのナノ結晶組織がより安定し、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を備える圧粉磁芯のコアロスを一層低減することができる。

上記加熱工程における最高到達温度（Ｔ_ｍａｘ）を第２結晶化開始温度（Ｔ_ｘ２）未満とすることにより、加熱工程における化合物相の析出を防止することができる。前記熱処理は、５５０℃以下の温度下で行うことが好ましい。一方、アモルファスからＦｅをナノ結晶化させるためには、Ｔｍａｘを第１結晶化開始温度（Ｔ_ｘ１）−５０Ｋ以上とすることが好ましい。また、前記熱処理は、３００℃以上の温度下で行うことが好ましい。

また、上記加熱工程は、アルゴンや窒素などの不活性雰囲気中において行うことが好ましい。ただし、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の表面に酸化層を形成して耐食性や絶縁性を向上させるため、前記加熱を部分的に酸化雰囲気中で行ってもよい。また、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の表面状態を改善するため、前記加熱を部分的に還元雰囲気中で行ってもよい。

前記加熱における昇温速度は、３０℃／ｍｉｎ以下とする。前記昇温速度を３０℃／ｍｉｎ以下とすることにより、Ｆｅ結晶粒成長の抑制および結晶化率が増加およびＴｘ１とのＴｘ２温度差ΔＴが大きくなり、保磁力Ｈｃ及び圧粉磁芯のコアロスが低下および磁気特性に悪影響を及ぼすＦｅ−Ｂ合金やＦｅ−Ｐ合金の生成を防止することができる。

［磁性部品・圧粉磁芯］
本発明の一実施形態における磁性部品は、上記Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を備える磁性部品である。また、本発明の他の実施形態における圧粉磁芯は、上記Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を備える圧粉磁芯である。すなわち、上記Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を成形することにより、磁性シートなどの磁性部品や、圧粉磁芯を製造できる。また、前記圧粉磁芯を使用して、トランス、インダクタ、モータや発電機などの磁性部品を作製できる。

本発明のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、高磁化のナノ結晶（ｂｃｃＦｅのαＦｅ（−Ｓｉ））を高い体積比で含んでいる。また、αＦｅ（−Ｓｉ）の微細化により、結晶磁気異方性が低い。また、非晶質相の正磁歪とαＦｅ（−Ｓｉ）相の負磁歪の混相により、磁歪が低減される。このため、本実施の形態のＦｅ基ナノ結晶合金粉末を使用することで、高い飽和磁束密度Ｂｓ及び低いコアロスを有する磁気特性に優れた圧粉磁芯が作製できる。

また、本発明の別の実施形態においては、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末に代えて、熱処理前の軟磁性粉末を使用して、磁性シートなどの磁性部品や、圧粉磁芯を製造することもできる。例えば、軟磁性粉末を所定の形状に成形した後に所定の熱処理条件による熱処理を施すことで、磁性部品や圧粉磁芯を作製できる。また、その圧粉磁芯を使用して、トランス、インダクタ、モータや発電機などの磁性部品を作製できる。以下、軟磁性粉末を使用した圧粉磁芯の磁芯作製方法の一例について説明する。

磁芯作製工程において、まず、軟磁性粉末を、樹脂等の絶縁性が良好な結合剤と混合して造粒し、造粒粉を得る。結合剤として樹脂を使用する場合、例えば、シリコーン、エポキシ、フェノール、メラミン、ポリウレタン、ポリイミド、ポリアミドイミドを使用してもよい。絶縁性や結着性を向上させるために、樹脂に代えて、または、樹脂と共に、リン酸塩、ホウ酸塩、クロム酸塩、酸化物（シリカ、アルミナ、マグネシア等）、無機高分子（ポリシラン、ポリゲルマン、ポリスタナン、ポリシロキサン、ポリシルセスキオキサン、ポリシラザン、ポリボラジレン、ポリホスファゼンなど）などの材料を結合剤として使用してもよい。また、複数の結合剤を併用してもよく、異なる結合剤によって２層またはそれ以上の多層構造の被覆を形成してもよい。結合剤の量は、一般的には、０．１〜１０質量％程度が好ましく、絶縁性及び充填率を考慮すると、０．３〜６質量％程度が好ましい。ただし、結合剤の量は、粉末粒径、適用周波数、用途等を考慮して適切に決定すればよい。

磁芯作製工程において、次に、金型を使用して造粒粉を加圧成形して圧粉体を得る。その後、圧粉体に所定の熱処理条件による熱処理を施して、ナノ結晶化と結合材の硬化とを同時に行い、圧粉磁芯を得る。上述した加圧成形は、一般的には、室温下で行えばよい。本実施の形態の軟磁性粉末から造粒粉を作製する際に耐熱性の高い樹脂や被覆を使用して、例えば５５０℃以下の温度範囲で加圧成形することにより、極めて高密度の圧粉磁芯を成形することもできる。

磁芯作製工程において、造粒粉を加圧成形する際、充填性を向上させると共にナノ結晶化における発熱を抑制するため、上記軟磁性粉末よりも軟質であるＦｅ、ＦｅＳｉ、ＦｅＳｉＣｒ、ＦｅＳｉＡｌ、ＦｅＮｉ、カルボニル鉄粉等の粉末（軟質粉末）を、前記造粒粉に混合してもよい。また、前記軟質粉末に代えて、または、上述の軟質粉末と共に、上記軟磁性粉末とは粒径の異なる任意の軟磁性粉末を混合してもよい。このとき、本発明の軟磁性粉末に対する、前記粒径の異なる軟磁性粉末の混合量は、５０質量％以下であることが好ましい。

上記圧粉磁芯は、上述した方法とは異なる製造方法によって作製してもよい。例えば、前述したように、本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金粉末を使用して圧粉磁芯を作製してもよい。この場合、上述の磁芯作製工程と同様に造粒粉を作製すればよい。金型を使用して造粒粉を加圧成形することで、圧粉磁芯が作製できる。

以上のように作製した本実施の形態の圧粉磁芯は、作製工程に係らず、本実施の形態のＦｅ基ナノ結晶合金粉末を備えている。同様に、本実施の形態の磁性部品は、本実施の形態のＦｅ基ナノ結晶合金粉末を備えている。

次に、実施例に基づいて、本発明についてさらに具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

（第１の実施例）
組成が磁気特性に与える影響を評価するために、以下の実験を行った。

・軟磁性粉末の作製と評価
まず、軟磁性粉末を製造するための原料として、工業純鉄、フェロシリコン、フェロリン、フェロボロン、フェロニオブ、フェロモリブデン、ジルコニウム、タンタル、タングステン、ハフニウム、チタン、フェロバナジウム、フェロクロム、フェロマンガン、フェロカーボン、フェロアルミ、硫化鉄、および電解銅を用意した。前記原料を、表１に示す組成となるように秤量し、アルゴン雰囲気中で高周波溶解によって溶解して合金溶湯とした。前記合金溶湯を水アトマイズ法によって処理し、軟磁性粉末（合金粉末）を作製した。

次いで、得られた軟磁性粉末の円形度の中央値、該軟磁性粉末の結晶化度、および析出相（析出物）を評価した。

円形度の中央値は、以下の手順で評価した。まず、対象となる軟磁性粉末を乾燥した後、粒子画像イメージング分析装置モフォロギＧ３（スペクトリス株式会社製）に装入した。前記モフォロギＧ３は、顕微鏡により粒子を撮像し、得られた画像を解析する機能を有する装置である。前記軟磁性粉末は、個々の粒子の形状が判別可能となるように、５００ｋＰａの空気によりガラス上に分散させた。次いで、ガラス上に分散させた前記軟磁性粉末をモフォロギＧ３付属の顕微鏡で観察し、視野に含まれる粒子の個数が６万個になるよう自動で倍率を調整した。その後、視野内に含まれる６万個の粒子について画像解析を行い、自動的に各粒子の円形度φを算出した。得られた個々の粒子の円形度φを昇順に並べた際の、中央の値を円形度の中央値（φ５０）とした。得られた軟磁性粉末の円形度の中央値は、いずれも０．７以上、１．０以下であった。

また、軟磁性粉末の結晶化度、および析出相（析出物）の評価は、先に述べたＸＲＤを用いる方法によって実施した。結晶化度の測定値と、同定された析出物を表１に併記した。なお、表１を含めた各表の「析出物」欄における略号は、それぞれ下記の意味である。
・αＦｅ：ｂｃｃＦｅの結晶相
・Ｃｏｍ：Ｆｅ−Ｂ化合物およびＦｅ−Ｐ化合物の少なくとも一方
・ａｍｏ：非晶質相からなり、析出物を含まない

さらに、得られた軟磁性粉末の粒度分布をレーザー粒度分布計により測定した。その結果、いずれの軟磁性粉末も粒径が１ｍｍ以下であった。すなわち、いずれの軟磁性粉末も粒径１ｍｍ超の粒子を含まなかった。

・Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の作製と評価
次に、得られた軟磁性粉末を出発材料として、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を製造した。Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の製造は、電気炉を用いて該軟磁性粉末をアルゴン雰囲気中で熱処理することによって行った。前記熱処理では、軟磁性粉末を表２に示す最高到達温度（Ｔｍａｘ）まで、昇温速度：１０℃／ｍｉｎで加熱し、前記最高到達温度で１０分間保持した。

得られたＦｅ基ナノ結晶合金粉末の飽和磁気モーメントを、振動試料型磁力計（ＶＳＭ：Vibrating Sample Magnetometer）を使用して測定し、測定した飽和磁気モーメントと密度から飽和磁束密度を算出した。得られた飽和磁束密度Ｂｓ（Ｔ）の値を表２に併記した。

・圧粉磁芯の作製と評価
さらに、上記軟磁性粉末（熱処理前のもの）を用いて、以下の手順で圧粉磁芯を作製した。まず、前記軟磁性粉末を、２ｍａｓｓ％のシリコーン樹脂を使用して造粒した。次いで、造粒後の粉末を、外径１３ｍｍ且つ内径８ｍｍの金型を使用して１０ｔｏｎ／ｃｍ^２の成形圧力によって成形した。その後、電気炉を使用して熱処理を施し、圧粉磁芯を得た。前記熱処理は、上記Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の製造における熱処理と同じ条件で行った。

得られた圧粉磁芯には、前記熱処理によって生成したＦｅ基ナノ結晶合金が存在していた。前記Ｆｅ基ナノ結晶合金のＦｅ結晶子径を、ＸＲＤによって測定した。また、交流ＢＨアナライザーを使用して、圧粉磁芯について２０ｋＨｚ−１００ｍＴでのコアロスを測定した。得られたＦｅ結晶子径とコアロスを表２に併記した。なお、コアロスの値が１００ｋＷ／ｍ^３以下を◎、１００ｋＷ／ｍ^３超２００ｋＷ／ｍ^３以下を○、２００ｋＷ／ｍ^３超を×で分類した。

（第２〜第６の実施例）
さらに組成が磁気特性に与える影響を評価するために、表３、５、７、９、および１１に示した組成とした点以外は上記第１の実施例と同じ条件で軟磁性粉末を作製し、得られた軟磁性粉末の円形度の中央値、結晶化度、析出物、および粒径を評価した。得られた軟磁性粉末の円形度の中央値は、いずれも０．７以上、１．０以下であった。また、いずれの軟磁性粉末も粒径が１ｍｍ以下であった。結晶化度の測定値と、同定された析出物を各表に併記した。

さらに、表３、５、７、９、および１１に示した軟磁性粉末を用いて、上記第１の実施例と同様の方法でＦｅ基ナノ結晶合金粉末および圧粉磁芯を作製し、評価を実施した。用いた熱処理条件と評価結果を表４、６、８、１０、および１２に示す。

なお、各表の対応関係は次のとおりであり、各実施例では主に括弧内に記載した成分の割合の影響を評価した。
第１の実施例：表１、２（Ｆｅ）
第２の実施例：表３、４（Ｓｉ）
第３の実施例：表５、６（Ｂ）
第４の実施例：表７、８（Ｐ）
第５の実施例：表９、１０（Ｃｕ）
第６の実施例：表１１、１２（Ｍ）

表２に示した結果から分かるように、Ｆｅの割合が８４．５ａｔ％より高い比較例３とＦｅの割合が７９ａｔ％より低い比較例４では、圧粉磁芯のコアロスが大きい。また、比較例４では飽和磁束密度が低い。一方、実施例７〜１２のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、７９〜８４．５ａｔ％の範囲のＦｅを含んでおり、比較例３、４に比べて圧粉磁芯のコアロスが低い。また、実施例７〜１２のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は１．６５Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有している。

以上の結果から、Ｆｅの割合を７９ａｔ％以上かつ８４．５％以下とすることで優れた特性が得られることが分かる。また、実施例８〜１２の結果より、Ｆｅの割合が８３．５ａｔ％以下であればさらにコアロスが低下するので好ましいことが分かる。さらに、実施例７〜１１の結果より、Ｆｅの割合が８０ａｔ％以上であれば、１．７０Ｔ以上のより高い飽和磁束密度が得られることが分かる。

また、表４に示した結果から分かるように、比較例６のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は６ａｔ％より多いＳｉを含んでおり、圧粉磁芯のコアロスが大きい。一方、実施例１７〜２０のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は０ａｔ％以上、６ａｔ％未満の範囲のＳｉを含んでおり、圧粉磁芯のコアロスが比較例６の圧粉磁芯よりも低い。また、実施例１７〜２０のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は１．７Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有している。

以上の結果から、Ｓｉの割合を０ａｔ％以上かつ６ａｔ％未満とすることで優れた特性が得られることが分かる。また、実施例１７、１８の結果から、Ｓｉの割合を２ａｔ％以上とすることで飽和磁束密度がさらに向上するので好ましいことが分かる。

また、表６に示した結果から分かるように、１０ａｔ％より多いＢを含む比較例９とＢを全く含まない比較例１０では、圧粉磁芯のコアロスが大きい。一方、実施例２６〜３０のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、１０ａｔ％以下の範囲のＢを含んでおり、比較例９、１０に比べて圧粉磁芯のコアロスが低い。また、実施例２６〜３０のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は１．７Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有している。

以上の結果から、Ｂの割合を０ａｔ％より高くかつ１０ａｔ％以下とすることで優れた特性が得られることが分かる。また、表５の実施例２３、２４、２５から８．５ａｔ％以下のＢで結晶化度を３％以下に抑えることができ、さらにコアロスを低減できることも分かる。

また、表８に示した結果から分かるように、Ｐの割合が１１ａｔ％より多い比較例１３とＰの割合が４ａｔ％より少ない比較例１４では、圧粉磁芯のコアロスが大きい。一方、実施例３８〜４４のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、４ａｔ％超、１１ａｔ％以下の範囲のＰを含んでおり、比較例１３、１４によりも圧粉磁芯のコアロスが低い。また、実施例３８〜４４のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は１．７Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有している。

以上の結果から、Ｐの割合を４ａｔ％超かつ１１ａｔ％以下とすることで優れた特性が得られることが分かる。また、実施例３８〜４３の結果より、６ａｔ％以上でコアロスをさらに低減できること分かる。実施例４０〜４４の結果より、Ｐの割合が１０ａｔ％以下で飽和磁束密度がより向上し、８ａｔ％以下でさらに向上することが分かる。

また、表１０に示した結果から分かるように、Ｃｕの割合が０．５３ａｔ％より高い比較例１７とＣｕの割合が０．２ａｔ％より低い比較例１８では、圧粉磁芯のコアロスが大きい。一方、実施例５２〜５８のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、０．２ａｔ％以上かつ０．５３ａｔ％以下のＣｕを含んでおり、比較例１７、１８に比べて圧粉磁芯のコアロスが低い。また、実施例５２〜５８のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は１．６５Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有している。

以上の結果から、Ｃｕの割合を０．２ａｔ％以上、０．５３ａｔ％以下とすることにより優れた特性が得られることが分かる。また、実施例５４〜５７の結果より、Ｃｕの割合が０．３ａｔ％以上、０．４ａｔ％未満でコアロスをより低減できることが分かる。実施例５４の結果からは、Ｃｕの割合が０．３ａｔ％以上で飽和磁束密度もさらに向上することが分かる。また、Ｃｕの割合が０．３５ａｔ％以上ではコアロスを一層低減できることも分かる。

Ｎｂを含む組成を例に取ると、表１２に示した結果から分かるように、比較例２１のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は４ａｔ％より多いＮｂを含んでおり、圧粉磁芯のコアロスが大きい。一方、実施例８１〜８９のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、４ａｔ％以下のＮｂを含んでおり、圧粉磁芯のコアロスが比較例２１に比べて低い。また、実施例８１〜８９のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は１．６５Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有しており、さらに２．５ａｔ％以下の範囲では１．７０Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有している。また、比較例２１、２２と実施例８１〜１０２の比較から、ＭとしてＭｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ、Ａｌ、Ｓ、Ｏ、Ｎからなる群から選ばれる少なくとも１つの元素が４ａｔ％以下含まれる場合にも、圧粉磁芯のコアロスが低下することがわかる。

以上の結果から、軟磁性粉末に含まれるＭとして、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ、Ａｌ、Ｓ、Ｏ、Ｎからなる群から選ばれる少なくとも１つの元素の割合を、４ａｔ％以下とすることにより優れた特性が得られることが分かる。

さらに、表２、４、６、８、１０、１２の実施例７〜１２、１７〜２０、２６〜３０、３８〜４４、５２〜５８、８１〜１０２と比較例１０、１４、１８との比較により、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末内のＦｅ結晶子径は、５０ｎｍ以下とすることが好ましいことが理解できる。

ここで、表２を含む各表の「Ｆｅ結晶子径」欄における「化合物相」との表記は、本発明で意図しているＦｅナノ結晶ではなく、Ｆｅ−ＰやＦｅ−Ｂ化合物などの化合物相が析出してしまっていることを意味する。これらの化合物相が析出すると磁気特性が著しく劣化するため、該化合物相の析出は避ける必要がある。なお、意図したＦｅナノ結晶とは異なる結晶であるため、Ｆｅ結晶子径は示していない。

（第７の実施例）
さらに、軟磁性粉末の円形度の中央値が見掛密度と磁気特性に与える影響を評価するために、表１３に示した組成の軟磁性粉末を製造した。軟磁性粉末の製造にあたっては、円形度の中央値が異なる軟磁性粉末を得るために、溶鋼に衝突させる水の流速を変えた異なる条件で水アトマイズを行った。それ以外については、上記第１の実施例と同様とした。

得られた軟磁性粉末の粒度分布を第１の実施例と同様の方法で測定した結果、いずれの軟磁性粉末も粒径が１ｍｍ以下であった。

得られた軟磁性粉末の円形度の中央値を、先に述べた方法で測定した。なお、測定においては、該軟磁性粉末を構成する粒子の中から無作為に抽出した６万個の粒子の円形度を顕微鏡観察により算出し、得られた円形度の中央値φ５０（無次元）を求めた。得られた結果を表１３に併記した。

また、軟磁性粉末の見掛密度（ｇ／ｃｍ^３）をＪＩＳ Ｚ ２５０４で規定される方法により測定した。結果を表１３に併記する。

実施例１０３〜１１２の結果から分かるように、φ５０が大きいほど、すなわち粒子が球形に近いほど、粉末の見掛密度が高くなる。具体的には、φ５０が０．４以上の粉末では、見掛密度が３．５ｇ／ｃｍ^３以上であった。

次いで、上記軟磁性粉末（熱処理前のもの）を用いて、上記第１の実施例と同様の方法で圧粉磁芯を作製した。成形後の熱処理では、成形体を表１３に示した最高到達温度（Ｔｍａｘ）まで、昇温速度：１０℃／ｍｉｎで加熱し、前記最高到達温度で１０分間保持した。その後、得られた圧粉磁芯の密度（圧粉密度）とコアロスを測定した。前記圧粉密度は、圧粉後の成形体の質量を、圧粉後の成形体の体積で割ることにより求めた。また、コアロスは第１の実施例と同様の方法で測定した。コアロスの評価基準も第１の実施例と同様とした。得られた圧粉密度とコアロスの値を表１３に併記する。

表１３に示したように、軟磁性粉末の見掛密度の上昇に伴い圧粉磁芯のコアロスが低下した。これは、見掛密度の上昇により圧粉磁芯の圧粉密度が上昇し、圧粉磁芯中の空隙が減少したためである。

また、比較例２４、２６、実施例１０３、１０８の軟磁性粉末は、いずれも見掛密度が３．５ｇ／ｃｍ^３と同じ値を示している。しかし、φ５０が０．４未満である比較例２４、２６の軟磁性粉末は、φ５０が４．０である実施例１０３、１０８の軟磁性粉末に比べてコアロスが大きかった。これは、円形度が低い軟磁性粉末では粒子の形状がいびつなため、圧粉成形の際に凸部に応力が集中し、その結果軟磁性粉末の表面酸化等によって形成された絶縁被覆が破れたためであると考えられる。したがって、軟磁性粉末のφ５０は０．４以上とする必要がある。また、φ５０が０．７以上とすることにより、コアロスをさらに低減できた。したがって、φ５０は０．７以上とすることが好ましい。

（第８の実施例）
さらに、軟磁性粉末の均等数ｎが見掛密度と磁気特性に与える影響を評価するために、表１４に示した組成の軟磁性粉末を製造した。軟磁性粉末の製造にあたっては、溶鋼に衝突させる水の流速を変えた異なる条件で水アトマイズを行った。それ以外については、上記第７の実施例と同様とした。

得られた軟磁性粉末の粒度分布を第１の実施例と同様の方法で測定した結果、いずれの軟磁性粉末も粒径が１ｍｍ以下であった。

得られた軟磁性粉末の粒度分布をレーザー粒度分布計により測定し、先に述べた方法でRosin-Rammler式における均等数ｎを算出した。均等数ｎは粒度分布の広さを表す指標である。また、得られた軟磁性粉末の円形度の中央値を、上記第７の実施例と同様の方法で測定した。得られた結果を表１４に併記した。

次いで、上記第７の実施例と同様の方法で圧粉磁芯を作製し、得られた圧粉磁芯の密度（圧粉密度）とコアロスを測定した。成形後の熱処理では、成形体を表１４に示した最高到達温度（Ｔｍａｘ）まで、昇温速度：１０℃／ｍｉｎで加熱し、前記最高到達温度で１０分間保持した。得られた圧粉密度とコアロスの値を表１４に併記した。

得られた軟磁性粉末のφ５０は、実施例１１３〜１１７では約０．９０で、ほぼ一定であった。同様に、実施例１１３〜１２１におけるφ５０は約０．９５で、ほぼ一定であった。

実施例１１３〜１２１の結果より、φ５０がほぼ同じであっても、均等数ｎが大きいほど、すなわち、粒径がより均一になるほど軟磁性粉末の見掛密度が高くなることが分かる。特に、均等数ｎが０．３以上であれば見掛密度が３．５ｇ／ｃｍ^３以上となり、圧粉磁芯のコアロスがさらに低下した。これは、見掛密度の上昇により圧粉成形後の圧粉密度が上昇し、圧粉磁芯中の空隙が減少したためである。

また、実施例１１３、１１８と実施例１１４、１１９を比較すると、均等数ｎが０．３未満である実施例１１３、１１８では軟磁性粉末の見掛密度が低く、圧粉磁芯のコアロスが高かった。したがって、軟磁性粉末のｎは０．３以上とすることが好ましい。また、実施例１１６、１２１と実施例１１７、１２２を比較すると、均等数ｎが３０より大きい実施例１１７、１２２では軟磁性粉末の見掛密度が低く、圧粉磁芯のコアロスが大きかった。これは、軟磁性粉末を構成する粒子の径が過度に均一化したため、粗大粒子により作られた隙間に入る細粒が減少し、結果的に粉体中の空隙が増加したためである。

（第９の実施例）
さらに、軟磁性粉末の円形度の中央値と均等数ｎが圧粉磁芯の飽和磁束密度に与える影響を評価するために、表１５に示した組成の軟磁性粉末を製造した。軟磁性粉末の製造にあたっては、溶鋼に衝突させる水の流速を変えた異なる条件で水アトマイズを行った。それ以外については、上記第７の実施例と同様とした。

得られた軟磁性粉末の粒度分布を第１の実施例と同様の方法で測定した結果、いずれの軟磁性粉末も粒径が１ｍｍ以下であった。

得られた軟磁性粉末の円形度の中央値φ５０と均等数ｎを、上記第７の実施例と同様の方法で求めた。得られた結果を表１５に併記した。

次いで、得られた軟磁性粉末を用いて、上記第７の実施例と同様の方法で圧粉磁芯を作製し、得られた圧粉磁芯の密度（圧粉密度）と飽和磁束密度を測定した。成形後の熱処理では、成形体を表１５に示した最高到達温度（Ｔｍａｘ）まで、昇温速度：１０℃／ｍｉｎで加熱し、前記最高到達温度で１０分間保持した。飽和磁束密度の測定は、直流磁化測定装置により、磁界１００Ａ／ｍの条件で行った。得られた圧粉密度と飽和磁束密度の値を表１５に併記した。なお、飽和磁束密度の値が１．３０Ｔ以上を◎、１．２０Ｔ以上１．３０Ｔ未満を○で分類した。

実施例１２３、１２４と実施例１２５の比較からφ５０が０．４以上かつｎが０．３以上で良好な飽和磁束密度が得られることがわかった。これは圧粉密度において円形度と均等数が因子となっており、いずれもある一定の値未満では、十分に圧粉しないため圧粉密度が低下して結果的に飽和磁束密度が低くなるためである。実施例１２５〜１２９のようにφ５０が０．４以上かつｎが０．３以上を満たしていれば、φ５０またはｎのいずれかの値が上昇すると圧粉密度が上昇し、結果的に圧粉磁芯としても１．３Ｔ以上の高飽和磁束密度が得られることがわかる。

一方で、実施例１３０と実施例１２９を比較するとｎが３０より大きな値の場合は圧粉密度および飽和磁束密度が低下することがわかった。実施例１３０では粒径が過度に均一化したため、粗大粒子により作られた隙間に入る細粒が減少し、結果的に粉体中の空隙が増加したためである。したがって実施例１２９のようにｎは３０以下とすることが好ましい。

（第１０の実施例）
さらに、軟磁性粉末の粒度と結晶化度が圧粉磁芯のコアロスに与える影響を評価するために、表１６に示した組成の軟磁性粉末を製造した。軟磁性粉末の製造にあたっては、溶鋼に衝突させる水の流速を変えた異なる条件で水アトマイズを行った。それ以外については、上記第７の実施例と同様とした。

得られた軟磁性粉末の粒度分布をレーザー粒度分布計により測定し、該軟磁性粉末における粒径２００μｍ超の粒子の体積割合と、粒径１ｍｍ超の粒子の体積割合を算出した。また、第１の実施例と同様の方法により、軟磁性粉末の結晶化度を測定した。測定結果を表１６に併記した。

次いで、得られた軟磁性粉末を用いて、上記第７の実施例と同様の方法で圧粉磁芯を作製し、得られた圧粉磁芯のコアロスを測定した。成形後の熱処理では、成形体を表１６に示した最高到達温度（Ｔｍａｘ）まで、昇温速度：１０℃／ｍｉｎで加熱し、前記最高到達温度で１０分間保持した。得られたコアロスの値と評価を表１７に併記した。なお、表１６の各欄は、表１７の各欄と対応している。例えば、表１７の実施例１４０は、表１６の実施例１３１の軟磁性粉末を用いたものである。

また、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の保磁力Ｈｃ（Ａ／ｍ）、飽和磁束密度Ｂｓ（Ｔ）、およびＦｅ結晶子径（ｎｍ）を測定した。保磁力Ｈｃは、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を使用して測定した。飽和磁束密度ＢｓとＦｅ結晶子径は第１の実施例と同様の方法で測定した。

表１７の実施例３０〜３２と実施例１４０〜１４８から、１ｍｍ超の粒子が含まれている場合、軟磁性粉末の結晶化度が１０％以上であり、かつＦｅ結晶子径が大きくなり、保磁力やコアロスが大きいことがわかる。また、実施例１４０〜１４８から、２００μｍ超の粒子が含まれていない場合に結晶化度が３％以下であり、かつＦｅ結晶子径が小さくなり、保磁力やコアロスが小さいことがわかる。したがって、軟磁性粉末の粒径は１ｍｍ以下とすることが必要であり、２００μｍ以下とすることが好ましい。

（第１０の実施例）
次に、軟磁性粉末を加熱する際の昇温速度の影響を評価するために、表１８に示した組成の軟磁性粉末を製造した。軟磁性粉末の製造は、上記第７の実施例と同様の方法で行った。

得られた軟磁性粉末の第１結晶化温度Ｔｘ１と第２結晶化温度Ｔｘ２を、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）装置を用いて測定した。測定時の昇温速度は表１８に示したとおりとした。

参考例１〜１８から、昇温速度が上昇するとＴｘ１、Ｔｘ２は共に上昇するが、Ｔｘ１の方が急激に上昇するためＴｘ１とのＴｘ２温度差ΔＴは小さくなることがわかる。比較例４０〜４２では昇温速度が３０℃／ｍｉｎより大きいため、ΔＴが６０℃より小さく、さらに第１結晶化と第２結晶化のピークが重なることから磁気特性に悪影響を及ぼすＦｅとＢまたはＦｅとＰの化合物の生成を熱処理温度の制御で抑制することが困難である。したがって、軟磁性粉末からＦｅ基ナノ結晶合金粉末を作製するにあたっては昇温速度３０℃／ｍｉｎ以下で加熱処理することが必要である。さらにナノ結晶材料特有の熱処理時の結晶化に伴う発熱を分散するためにも低速昇温の方が磁芯全体を均一に熱処理ができ、好ましい。

（第１１の実施例）
次に、結晶化度および非晶質相に含まれる楕円の短径の影響を評価するために、表１９に示した組成の軟磁性粉末を製造した。軟磁性粉末の製造は、上記第７の実施例と同様の方法で行った。

得られた軟磁性粉末の粒度分布を第１の実施例と同様の方法で測定した結果、いずれの軟磁性粉末も粒径が１ｍｍ以下であった。得られた軟磁性粉末の円形度の中央値は、いずれも０．７以上、１．０以下であった。

次いで、得られた軟磁性粉末を熱処理してＦｅ基ナノ結晶磁性粉末を得た。前記熱処理では、軟磁性粉末を表１９に示した最高到達温度（Ｔｍａｘ）まで、昇温速度：１０℃／ｍｉｎで加熱し、前記最高到達温度で１０分間保持した。

透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用い、得られたＦｅ基ナノ結晶合金粉末の７００×７００ｎｍの部分を観察した。非晶質相と結晶相が区別でき、非晶質相に含まれる楕円の短径の最大値を観察画像から算出した。また、Ｘ線回折（ＸＲＤ）により、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末における結晶化度（％）を測定した。測定結果を表１９に併記する。

実施例１４９〜１５６の結果から分かるように、結晶化度が体積比で３０％以上では、コアロスがさらに低減できている。また、非晶質相における楕円の短径の最大値が６０ｎｍ以下の場合、結晶粒子間の距離が小さいためコアロスがさらに低減できている。なお、楕円の短径とは図１に示すものである。また、本実施例におけるＦｅの結晶子径は全て５０ｎｍ以下であった。

Claims (9)

1. 不可避不純物を除き組成式Ｆｅ_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＰ_ｄＣｕ_ｅＭ_ｆで表される組成を有する軟磁性粉末であって、
   前記組成式中のＭは、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ、Ａｌ、Ｓ、Ｏ、およびＮからなる群から選ばれる少なくとも１つの元素であり、
   ７９ａｔ％≦ａ≦８４．５ａｔ％、
   ０ａｔ％≦ｂ＜６ａｔ％、
   ０ａｔ％＜ｃ≦１０ａｔ％、
   ４ａｔ％＜ｄ≦１１ａｔ％、
   ０．２ａｔ％≦ｅ≦０．５３ａｔ％、
   ０ａｔ％≦ｆ≦４ａｔ％、かつ
   ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＝１００ａｔ％であり、
   粒径が１ｍｍ以下であり、かつ、
   結晶化度が体積比で１０％以下であり、残部が非晶質相であり、
   前記軟磁性粉末を構成する粒子の円形度の中央値が０．４０以上、１．０以下、
   Ｒｏｓｉｎ−Ｒａｍｍｌｅｒ式における均等数ｎが０．３０以上、３０以下である、軟磁性粉末。
2. 請求項１に記載の軟磁性粉末であって、
   ｅ＜０．４ａｔ％である軟磁性粉末。
3. 請求項１または２に記載の軟磁性粉末であって、
   ｂ≧２ａｔ％である軟磁性粉末。
4. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の軟磁性粉末であって、
   ｅ≧０．３ａｔ％である軟磁性粉末。
5. 請求項４に記載の軟磁性粉末であって、
   ｅ≧０．３５ａｔ％である軟磁性粉末。
6. 請求項１〜５のいずれか一項に記載の軟磁性粉末であって、
   前記結晶化度が体積比で３％以下である軟磁性粉末。
7. 請求項１〜５のいずれか一項に記載の組成を有し、
   結晶化度が体積比で３０％より高く、かつ、
   Ｆｅ結晶子径が５０ｎｍ以下、
   断面における７００ｎｍ×７００ｎｍの領域において、結晶相に接する楕円形状の非晶質相の短径の最大値が６０ｎｍ以下である、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末。
8. 請求項７に記載のＦｅ基ナノ結晶合金粉末を備える磁性部品。
9. 請求項７に記載のＦｅ基ナノ結晶合金粉末を備える圧粉磁芯。

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