JP7285346B2 - 高密度かつ高比抵抗の金属ガラス圧粉磁心とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高密度かつ高比抵抗の金属ガラス圧粉磁心とその製造方法に関する。
本願は、２０２０年２月４日に、日本に出願された特願２０２０－０１７３６１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

従来、高周波用磁心材料として、主にソフトフェライト、高珪素鋼、アモルファス、圧紛磁心等が使用されている。これらの材料が使用される理由は、ソフトフェライトのように材料自体の比抵抗が高いためか、あるいは、その他の金属材料のように薄板化、粉末化が可能であり、材料自体の比抵抗が低くても薄板化あるいは粉末化によって渦電流を小さくできるためである。
これらの材料は、使用される周波数や用途で使い分けられるが、その理由は、ソフトフェライトのように比抵抗が高い材料では飽和磁束密度が低く、高珪素鋼のように飽和磁束密度が高い材料では比抵抗が低いことによる。即ち、飽和磁束密度及び比抵抗の何れにおいても高い磁性材料が提供されていないことによる。

そこで、これらの問題点を解消する目的でＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏなどの強磁性金属元素と、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗから選択される１種以上の金属元素Ｍと、Ｚｎ、Ｓｎ、希土類金属から選択される１種以上の金属元素Ｍ’と、Ｓｉからなる組成の軟磁性金属ガラス合金に、１０質量％以下のバインダを混合して成形体とした高周波用磁心が知られている（特許文献１参照）。

特許文献１に記載の技術によれば、軟磁性金属ガラス合金の粉末に１０質量％以下のバインダを混合し、常温、１５０℃あるいは５５０℃で加圧成形して磁心を形成することにより、比抵抗が０．１Ωｃｍ以上であり、磁束密度が０．６７～１．３３Ｔ（ａｔ：１．６×１０^４Ａ／ｍ）の磁心を得ることができる。

ところが、特許文献１に記載の磁心は、磁束密度を高くするために粉末充填率を９０％以上に設定し、バインダの量を少なくすると、比抵抗が０．１～０．５Ωｃｍ程度と小さくなり、逆に、比抵抗を１×１０^４Ωｃｍレベルまで高くするためにバインダの量を多くすると、粉末充填率が５１～５２％程度となり、磁束密度が０．５７～０．６７Ｔ程度となって低くなる問題がある。即ち、特許文献１に記載の技術では、高比抵抗と高磁束密度を両立できない問題がある。ここで、高磁束密度を実現するためには、磁心の密度を高くする必要がある。このため、言い換えると、特許文献１に記載の技術では、高比抵抗と高密度を両立できない問題がある。
これは、高比抵抗を得るために添加するバインダの割合を多くすると、軟磁性金属ガラス粒子の割合が低下するため、必然的に飽和磁束密度が低下することによる。また、逆に、高い飽和磁束密度を得ようとしてバインダの割合を少なくすると、軟磁性金属ガラス粒子間に存在する絶縁物としてのバインダ量が必然的に少なくなるので、軟磁性金属ガラス粒子間の絶縁が不充分となることに起因している。

近年の磁心においては、更なる高性能化が望まれているが、従来技術において、高比抵抗を示しながら、高い磁束密度を示す磁心、すなわち高比抵抗かつ高密度を示す磁心を提供することは容易ではなかった。

ところで、磁路断面積が２０ｍｍ程度以上のようなコアサイズの大きい磁心を製造する場合、コアを構成する磁心材料が高比抵抗でないと、鉄損（渦電流損失）が増大する問題がある。例えば、渦電流損失(Ｗｅ)と抵抗値と磁路断面積の間には以下の（１）式で示される関係がある。
Ｗｅ＝Ｗｅ^（intra）＋Ｗｅ^（inter）
＝Ｋｅ’（ｄ^２／ρ_Ｆｅ＋Ｌ^２／ρ）×ｆ^２×Ｂ^２…（１）式

（１）式において、Ｗｅ^（intra）は軟磁性粒子内の渦電流損失、Ｗｅ^（inter）は軟磁性粒子間で生じる渦電流損失、Ｋｅ’は定数、ｄは軟磁性金属粒子の粒径、ρ_Ｆｅは軟磁性金属粒子内部の抵抗値、Ｌは軟磁性金属粒子集合体の幅（磁心がリング状磁心である場合に、リング状磁心の横断面の一辺長さは、ほぼ磁路断面の寸法に相当する）、ρは軟磁性金属粒子集合体の比抵抗、ｆは周波数、Ｂは磁束密度を示す。
この（１）式からわかるように、コアサイズが大きい場合は磁路断面の寸法が大きくなるので、渦電流損失を小さくするためには、軟磁性金属粒子集合体の比抵抗を大きくする必要があることがわかる。
以上のような背景において、従来技術では両立することの難しかった高比抵抗かつ低鉄損、例えば０．１Ｔ－５０ｋＨｚで２００ｋＷ／ｍ^３、かつ高い密度を有する磁心材料が望まれている。

特許第４８２８２２９号公報

本発明は、以上のような事情に鑑みてなされたものであり、高比抵抗、低鉄損かつ高密度の金属ガラス圧粉磁心の提供及びその製造方法の提供を目的とする。

本願発明者は、軟磁性金属ガラス合金の粉末とバインダを用いて目的の磁心形状に成形し、圧粉磁心を得る場合、１×１０^５μΩｍレベル以上の高比抵抗を発揮し、かつ高い密度を示すことが可能な技術について研究した結果、本願発明に到達した。

（１）前記課題を解決するために、本発明の一態様に係る高密度かつ高比抵抗の金属ガラス圧粉磁心は、軟磁性金属ガラス合金からなる複数の粒子と、前記複数の粒子間の粒界に形成された絶縁膜とからなる金属ガラス圧粉磁心であって、前記絶縁膜がシリコーンレジンの温間成形熱処理物からなり、前記シリコーンレジンの温間成形温度と同等の熱履歴後の前記シリコーンレジンの硬度が０．１～１．０ＭＨｖであり、前記シリコーンレジンの添加量が前記軟磁性金属ガラス合金の粒子の質量に対し０．２～０．８質量％であり、前記密度比が０．９４以上であり、磁路断面１０ｍｍでの鉄損が２００ｋＷ／ｍ ^３ （０．１Ｔ／５０ｋＨｚ）以下、比抵抗が１×１０ ^５ μΩｍ以上であることを特徴とする。

（２）本発明の一態様に係る金属ガラス圧粉磁心において、前記軟磁性金属ガラス合金の過冷却液体温度ΔＴｘが２０Ｋ以上であることが好ましい。

（３）本発明の一態様に係る金属ガラス圧粉磁心において、前記軟磁性金属ガラス合金が、一般式（Ｆｅ_{１－ａ－ｂ}Ｍｏ_ａＧａ_ｂ）_{１００－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ}Ｐ_ｗＣ_ｘＢ_ｙＳｉ_ｚ（０≦ａ≦０．０７５、０．０２５≦ｂ≦０．０３７５、１０≦ｗ≦１２、０≦ｘ≦６、２≦ｙ≦８、０≦ｚ≦２、ｗ＋ｚ＝１２）で表される組成を有することが好ましい。ただし、前記一般式において、ａはＦｅを基準としたＭｏの比率を示し、ｂはＦｅを基準としたＧａの比率を示し、ｗ、ｘ、ｙ、ｚは各元素の原子％を示す。

（４）本発明の一態様に係る金属ガラス圧粉磁心の製造方法は、軟磁性金属ガラス合金からなる複数の粒子と、前記複数の粒子間の粒界に形成された絶縁膜とからなる金属ガラス圧粉磁心であって、前記絶縁膜がシリコーンレジンの温間成形熱処理物からなり、前記シリコーンレジンの温間成形温度と同等の熱履歴後の前記シリコーンレジンの硬度が０．１～１．０ＭＨｖであり、前記シリコーンレジンの添加量が前記軟磁性金属ガラス合金の粒子の質量に対し０．２～０．８質量％、前記密度比が０．９４以上であり、磁路断面１０ｍｍでの鉄損が２００ｋＷ／ｍ ^３ （０．１Ｔ／５０ｋＨｚ）以下、比抵抗が１×１０ ^５ μΩｍ以上である金属ガラス圧粉磁心の製造方法であり、軟磁性金属ガラス合金からなる複数の粉末とシリコーンレジンを混合して混合粉末を作製する工程と、前記混合粉末を前記軟磁性金属ガラス合金のガラス転移点以上の温度であって、結晶化温度以下の温度で目的の形状に温間成形し、軟磁性金属ガラス合金からなる複数の粒子と、前記粒子間の粒界に形成された前記シリコーンレジンの温間成形物からなる絶縁膜を有する組織を得る工程と、を有し、前記シリコーンレジンとして、前記温間成形温度と同等の熱履歴後の硬度が０．１～１．０ＭＨｖのシリコーンレジンを用い、前記シリコーンレジンの添加量を前記軟磁性金属ガラス合金の粒子の質量に対し０．２～０．８質量％とすることにより、密度比が０．９４以上、磁路断面１０ｍｍでの鉄損が２００ｋＷ／ｍ ^３ 以下（０．１Ｔ／５０ｋＨｚ）、比抵抗が１×１０ ^５ μΩｍ以上の金属ガラス圧粉磁心を得ることを特徴とする金属ガラス圧粉磁心の製造方法。

（５）本発明の一態様に係る金属ガラス圧粉磁心の製造方法において、前記温間成形時の成形温度を４５０～４８０℃とすることが好ましい。
（６）本発明の一態様に係る金属ガラス圧粉磁心の製造方法において、過冷却液体温度ΔＴｘが２０Ｋ以上の軟磁性金属ガラス合金を用いることが好ましい。

（７）本発明の一態様に係る金属ガラス圧粉磁心の製造方法において、一般式（Ｆｅ_{１－ａ－ｂ}Ｍｏ_ａＧａ_ｂ）_{１００－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ}Ｐ_ｗＣ_ｘＢ_ｙＳｉ_ｚ（０≦ａ≦０．０７５、０．０２５≦ｂ≦０．０３７５、１０≦ｗ≦１２、０≦ｘ≦６、２≦ｙ≦８、０≦ｚ≦２、ｗ＋ｚ＝１２）で表される軟磁性金属ガラス合金を用いることが好ましい。ただし、前記一般式において、ａはＦｅを基準としたＭｏの比率を示し、ｂはＦｅを基準としたＧａの比率を示し、ｗ、ｘ、ｙ、ｚは各元素の原子％を示す。

本発明の一態様によれば、高比抵抗、低鉄損かつ高密度の金属ガラス圧粉磁心を提供することができ、その製造方法を提供することができる。

本実施形態に係る金属ガラス圧粉磁心が適用されたリアクトルの一例を示す斜視図である。 図１Ａのリアクトルの正面図である。 図１Ａ，図１Ｂのリアクトルのリアクトルコアを示す斜視図である。 図２Ａのリアクトルコアに組み込まれるコイルの一例を示す斜視図である。 実施例と比較例の金属ガラス圧粉磁心で得られたシリコーンレジン硬さと比抵抗の関係を示すグラフである。 実施例と比較例の金属ガラス圧粉磁心で得られたシリコーンレジン硬さと鉄損の関係を示すグラフである。

以下、本発明の一実施形態について図面を参照しながら説明する。
図１Ａ，図１Ｂは本実施形態に係る金属ガラス圧粉磁心がリアクトルコアに適用されたリアクトルＡの一例を示す。この実施形態のリアクトルＡは、左右方向に延在する上部ヨーク１と下部ヨーク２と、上部ヨーク１と下部ヨーク２の間に挟持された円柱状の２本の脚部３を備え、各脚部３に円筒状のコイル体４が外挿されている。リアクトルＡにおいて、平行に配置された上部ヨーク１および下部ヨーク２と２本の脚部３から図２Ａに示すリアクトルコア（磁心）Ｂが構成されている。この実施形態では脚部３がその長さ方向に２つに分割可能に構成される。各脚部３を２分割した形状の脚部３にコイル４を外挿し、次いで分割した脚部どうしをギャップＧを介し一体化する。これにより図１Ａ、図１Ｂに示す構成のリアクトルＡが得られる。

本実施形態のリアクトルコアＢは後に説明する軟磁性金属ガラス合金からなる複数の金属ガラス粒子の成形体（金属ガラス圧粉磁心）からなる。また、複数の金属ガラス粒子間にはバインダからなる絶縁膜が形成されている。この絶縁膜は、金属ガラス粒子どうしを機械的に（物理的に）結合し、金属ガラス粒子を個々に絶縁分離する。
詳細には、金属ガラス圧粉磁心は、複数の金属ガラス粒子と、複数の金属ガラス粒子間の粒界に形成された絶縁膜とからなる。絶縁膜は、バインダであるシリコーンレジンの温間成形物からなることが好ましい。絶縁膜の量は、金属ガラス粒子の量１００質量％に対して、１質量％以下であり、好ましくは０．２質量％以上０．８質量％以下である。
以下、軟磁性金属ガラス合金からなる粉末（粒子）は、金属ガラス粉末（粒子）、軟磁性金属ガラス合金粉末（粒子）とも言う。金属ガラス圧粉磁心は、成形体とも言う。

金属ガラス粒子を構成する軟磁性金属ガラス合金は、一般式（Ｆｅ_{１－ａ－ｂ}Ｍｏ_ａＧａ_ｂ）_{１００－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ}Ｐ_ｗＣ_ｘＢ_ｙＳｉ_ｚ（０≦ａ≦０．０７５、０．０２５≦ｂ≦０．０３７５、１０≦ｗ≦１２、０≦ｘ≦６、２≦ｙ≦８、０≦ｚ≦２、ｗ＋ｚ＝１２）で表される組成を有することが好ましい。ただし、前記一般式において、ａはＦｅを基準としたＭｏの比率を示し、ｂはＦｅを基準としたＧａの比率を示す。すなわち、Ｆｅ，Ｍｏ，Ｇａの原子数の合計を１としたとき、ａは、Ｆｅ，Ｍｏ，Ｇａの原子数の合計１に対するＭｏの原子数の比であり、ｂは、Ｆｅ，Ｍｏ，Ｇａの原子数の合計１に対するＧａの原子数の比である。ｗ、ｘ、ｙ、ｚは、全ての元素の原子数の合計１００原子％に対する各元素の原子数の比率（原子％）を示す。
また、この組成の軟磁性金属ガラス合金からなる粉末（金属ガラス粉末）の量１００質量％に対し１質量％以下、好ましくは０．２質量％以上０．８質量％以下のバインダを混合して混合粉末を作製する。次いで混合粉末を後述する温度範囲で温間成形する。これにより、成形体（金属ガラス圧粉磁心）を得ることができる。

ここでの軟磁性金属ガラス合金の組成について説明すれば、主成分であるＦｅは磁性を担う元素であり、高い飽和磁束密度を得るために必須である。このＦｅの一部をＭｏまたはＧａで置換することが可能であり、この置換成分はガラス形成能を向上させる効果がある。
Ｐは、ガラス形成に必須元素であるが、そのＰ含有量の一部をＳｉで置き換えることができる。Ｐは、１０～１２原子％の範囲の量で含有させることができる。Ｐ含有量が１０原子％未満の場合はガラス形成能が低下し、Ｐ含有量が１２原子％を超えると、磁束密度が低下して軟磁気特性が劣化する。
Ｓｉはガラス形成を担う元素である。０原子％でもよいが、Ｓｉを含有することでガラス形成能を向上させる。Ｓｉ含有量が多いとガラス形成能が低下するため、Ｓｉ含有量を２原子％以下とすることが好ましい。
Ｂは、ガラス形成に必須元素である。Ｂ含有量が少ないとガラス形成が困難になる場合がある。そのため、Ｂ含有量を２原子％以上とする。またＢ含有量が多いと軟磁気特性が低下するため、Ｂ含有量を８原子％以下とする。
Ｃは、ガラス形成を担う元素である。０原子％でもよいが、Ｃを含有することでガラス形成能を向上させる。Ｃが多いと合金が脆化、及び軟磁気特性が低下するため、Ｃ含有量を６原子％以下とする。

前述の一般式（Ｆｅ_{１－ａ－ｂ}Ｍｏ_ａＧａ_ｂ）_{１００－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ}Ｐ_ｗＣ_ｘＢ_ｙＳｉ_ｚ（０≦ａ≦０．０７５、０．０２５≦ｂ≦０．０３７５、１０≦ｗ≦１２、０≦ｘ≦６、２≦ｙ≦８、０≦ｚ≦２、ｗ＋ｚ＝１２）で表される軟磁性金属ガラス合金において、結晶化温度Ｔｘは４８０～５３０℃であり、ガラス転移点（ガラス転移温度）Ｔｇは４５０～４８０℃である。

また、軟磁性金属ガラス合金の粉末については、水アトマイズ法か、或いはガスアトマイズ法で作製されたものが望ましく、少なくとも粒子の５０体積％以上の粒径が１０μｍ以上の粉末であることが好ましい。特に水アトマイズ法は、合金粉末を安価に大量に製造する方法として確立されており、この方法で粉末を製造できるのは工業的に有利な点である。
加えて、水アトマイズ法で作製された合金粉末は、粉末表面に適度な酸化皮膜が形成されているので、これに後述のバインダを混合して成形体を成形すると比抵抗の高い磁心が容易に得られる。

前記組成範囲であって前記水アトマイズ法あるいはガスアトマイズ法により得られた軟磁性金属ガラス合金からなる粉末であるならば、いずれの組成であっても過冷却液体温度ΔＴｘが２０Ｋ以上、好ましくは３０Ｋ以上、より好ましくは４０Ｋ以上である軟磁性金属ガラス合金の粉末を得ることができる。なお、示差走査熱量計（ＤＳＣ）などを用いた熱分析法により、軟磁性金属ガラス合金の粉末のガラス転移温度Ｔｇ及び結晶化温度Ｔｘを測定する。そして以下の（２）式により、過冷却液体温度ΔＴｘは得られる。
ΔＴｘ＝Ｔｘ－Ｔｇ （２）式

「軟磁性金属ガラス合金粉末の粒径」
前述の組成であって平均粒径（Ｄ５０）が５０μｍ程度の軟磁性金属ガラス合金の粉末の量１００質量％に対し、１質量％以下のバインダを混合して混合粉末を作製し、この混合粉末を成形することで圧粉磁心を作製する。これにより、高周波で極めて低い損失特性を示す従来に無い優れた性能を持つ圧粉磁心が得られ、この圧粉磁心に巻線を施すことよって優れたインダクタンス部品が得られる。
粉末粒径について、粒径を小さくした方が渦電流損失を少なくできるが、粒径を小さくするとヒステリシス損失が高くなる。このため、金属ガラス粉末の平均粒径は、１０～８０μｍ程度が好ましく、５０μｍ以下がより好ましく、３０μｍ以下が最も好ましい。金属ガラス粉末の平均粒径は、使用される周波数に応じて調整される。高周波数帯で使用される金属ガラス圧粉磁心の場合、金属ガラス粉末の平均粒径は５０μｍ以下が好ましい。
ここで、金属ガラス粉末の平均粒径は、レーザー回折散乱法で測定されたメディアン径（Ｄ５０）であり、このメディアン径（Ｄ５０）とは、体積累積が５０％となる粒子径である。

「バインダ」
本実施形態の磁心において用いるバインダは、シリコーンレジンを主体とする常温で軟質のバインダであり、後述する温度範囲の温間成形後であっても、軟質な状態を維持できる種類のバインダを用いることが望ましい。例えば、後述する４５０～４８０℃の温間成形温度において熱履歴を受けても軟質の状態を維持できるバインダとして、温間成形温度と同等の熱履歴後の硬度が好ましくは０．１～１．０ＭＨｖの範囲、より好ましくは０．２～１．０ＭＨｖのバインダを用いることが望ましい。
温間成形温度と同等の熱履歴後のシリコーンレジンの硬度は、例えば、以下の方法で測定される。温間成形の温度で溶融しない金属板、例えば鋼板の表面に、硬度測定に必要な厚さのシリコーンレジン層を形成する。この鋼板を４５０～４８０℃の温度、例えば、４８０℃にて必要時間加熱し、室温まで冷却する。そしてシリコーンレジン層の硬度を計測する。

次に、成形体の成形方法について説明する。
まず上述の組成の軟磁性金属ガラス合金の粉末と、シリコーンレジンからなるバインダを混合して混合粉末を作製する。バインダ（シリコーンレジン）の添加量は、金属ガラス粉末（軟磁性金属ガラス合金からなる粉末）の量１００質量％に対して、１質量％以下が好ましく、０．２～０．８質量％がより好ましい。
一般にシリコーンレジンは、液体である。シリコーンレジンを溶媒で希釈し、シリコーンレジン溶液を作製する。ここで、シリコーンレジンの質量に対する溶媒の質量の比（質量比）は５～４０であることが好ましい。次いで、金属ガラス粉末とシリコーンレジン溶液を混合する。例えば、ハイスピードミキサーなどを用いて、シリコーンレジン溶液を金属ガラス粉末に噴霧しながら、金属ガラス粉末とシリコーンレジン溶液を混合する。そして、混合物を加熱して乾燥し、混合粉末を得る。混合物の乾燥は、減圧下で行うことが好ましい。
次に混合粉末に対して、金型を用いた成形、あるいはモールド成形を施し、目的の形状の成形体を得る。
成形に際し、軟磁性金属ガラス合金のガラス転移点以上の温度であって、結晶化温度以下の温度で混合粉末を目的の形状に温間成形することが好ましい。具体的に温間成形温度の範囲は、４５０～４８０℃の範囲を選択することができる。この温度範囲において温間成形することで軟磁性金属ガラス合金の粉末は超塑性変形する。このため、成形時に粉末粒子同士が良好に隙間を埋め、更にこれら粉末粒子間の隙間に軟質のバインダが広がって隙間埋めする。これにより、金属ガラス粒子の粒子間の粒界にシリコーンレジンの温間成形物（温間成形熱処理物）からなる絶縁膜が形成される。以上により、金属ガラス粒子と絶縁膜からなる組織を有し、高密度化した、密度比の高い成形体を得ることが可能となる。
詳細には、金属ガラス粉末は硬く、通常の成形では密度が上がらない。上述の温間成形の温度域は、金属ガラス粉末の過冷却液体温度域であり、この温度域で加圧成形することにより、密度が上がり、金属ガラス圧粉磁心の密度比を０．９０以上とすることができる。

また、前述のバインダであるならば、バインダ本来の硬度が低く軟質であり、前述の温度範囲で温間成形する際、軟磁性金属ガラス合金粒子の粒界にバインダが良好に回り込む。軟磁性金属ガラス合金粒子の粒界にバインダが隙間なく拡がり、粒界を埋める。このため、軟磁性金属ガラス合金粒子を個々に良好に絶縁した比抵抗の高い成形体を得ることができる。

以上説明の製造方法により得られた成形体であるならば、密度比が０．９０以上であり、且つ比抵抗が１×１０^５μΩｍ以上の高周波用磁心となる。なお、密度比は、成形体の密度を金属ガラス合金の真密度（７．３７ｇ／ｃｍ^３）で割って算出される。成形体の密度は、アルキメデス法により測定される。密度比は、好ましくは０．９４以上である。比抵抗は、好ましくは１×１０^６μΩｍ以上である。また、磁路断面１０ｍｍでの鉄損は２００ｋＷ／ｍ^３（Ｂ＝０．１Ｔ／５０ｋＨｚ）以下である。なお、０．１Ｔと５０ｋＨｚは、励磁の際の交番磁界の磁束密度と周波数である。
また、成形体の密度が高いため、高い磁束密度が得られる。
なお、前述のバインダの添加量について、金属ガラス合金の粒子の量１００質量％に対し、０．２～０．８質量％の範囲であることがより好ましい。
バインダの添加量が０．２質量％を下回ると比抵抗が低くなり、鉄損の値も大きくなる。バインダの添加量が０．８質量％を超えるようでは成形体としての密度比が０．９より低くなる。

以上説明のように製造された軟磁性金属ガラス合金の複数の粒子とそれらの粒界に介在された絶縁膜からなる組織を有するリアクトルコアＢであるならば、０．９０以上の密度比を有し、金属ガラス合金の粒子が密に詰まっているので、高い磁束密度を示す。また、複数の粒子の粒界に絶縁膜が存在し、粒子を個々に絶縁分離する確率が高いので、１×１０^５μΩｍ以上の高比抵抗が得られる。
このため、鉄損（渦電流損失）の小さい、磁気特性の優れた磁気部品としてのリアクトルＡを提供できる。

ところで、本実施形態では図１Ａ，図１Ｂ，図２Ａ，図２Ｂに示す構成のリアクトルＡに本実施形態の金属ガラス圧粉磁心を適用した例について説明したが、本実施形態の金属ガラス圧粉磁心を適用できるのは、図示した例に限るものではない。本実施形態の金属ガラス圧粉磁心は、種々の形状の磁心に適用できるのは勿論である。
磁心についてはレーストラック型やＣ型のコアからなる磁心、あるいは、複数の形状のコアを組み合わせて構成する組み合わせタイプのコアからなる磁心など一般的に知られている種々の磁心に本実施形態の金属ガラス圧粉磁心を適用できるのは勿論である。

以下、実施例を示して本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
（実施例１，２，６、比較例１～３，６の混合粉末）
原料粉末（金属ガラス粉末）として、組成がＦｅ_７６Ｍｏ_２Ｇａ_２Ｐ_１０Ｃ_４Ｂ_４Ｓｉ_２であるアトマイズ粉末を使用した。このアトマイズ粉末は、目開き１５０μｍの篩を通過させており（篩分け）、粒径は１５０μｍ以下であった。レーザー回折散乱法により測定した平均粒径（Ｄ５０）は５０μｍであった。前記組成の軟磁性金属ガラス合金の結晶化温度Ｔｘは５１５℃であり、ガラス転移点（ガラス転移温度）Ｔｇは４６３℃であった。このため、過冷却液体温度ΔＴｘは５２Ｋであった。

表１に示す添加量のシリコーンレジンを溶媒で希釈し、シリコーンレジン溶液を作製した。次いで、ハイスピードミキサーを用いて、シリコーンレジン溶液を金属ガラス粉末に噴霧しながら、金属ガラス粉末とシリコーンレジン溶液を混合した（湿式コーティング）。そして、混合物を大気中において２９０℃で６０分間加熱して乾燥し、混合粉末を作製した。このコーティング処理により、金属ガラス粒子の外周にシリコーンレジンを被覆した。
なお、シリコーンレジンの添加量は、金属ガラス粉末の量１００質量％に対する量（質量％）である。

第１のシリコーンレジンとして、後述する温間成形温度（４８０℃）と同等の熱履歴後の硬度が０．２ＭＨｖとなるものを用い、実施例１、２、６および比較例１、６の混合粉末を作製した。
第２のシリコーンレジンとして、後述する温間成形温度（４８０℃）と同等の熱履歴後の硬度が６．７ＭＨｖとなるものを用い、比較例２の混合粉末を作製した。
第３のシリコーンレジンとして、後述する温間成形温度（４８０℃）と同等の熱履歴後の硬度が１２．８ＭＨｖとなるものを用い、比較例３の混合粉末を作製した。
なお、第１～第３のシリコーンレジンは、熱履歴を経る前は軟質のものである。

（実施例３～５、比較例４，５の混合粉末）
第１のシリコーンレジンと第２のシリコーンレジンを以下の配合比で混合し、混合シリコーンレジンを作製した。表１に示す添加量の混合シリコーンレジンを溶媒で希釈し、混合シリコーンレジン溶液を作製した。次いで、ハイスピードミキサーを用いて、混合シリコーンレジン溶液を金属ガラス粉末に噴霧しながら、金属ガラス粉末と混合シリコーンレジン溶液を混合した（湿式コーティング）。そして、混合物を大気中において２９０℃で６０分間加熱して乾燥し、混合粉末を作製した。
なお、金属ガラス粉末として、実施例１のアトマイズ粉末を使用した。
実施例３では、第１のシリコーンレジン６０質量部と、第２のシリコーンレジン４０質量部を混合した。
実施例４では、第１のシリコーンレジン４０質量部と第２のシリコーンレジン６０質量部を混合した。
実施例５では、第１のシリコーンレジン３０質量部と第２のシリコーンレジン７０質量部を混合した。
比較例４では、第１のシリコーンレジン２０質量部と第２のシリコーンレジン８０質量部を混合した。
比較例５では、第１のシリコーンレジン１０質量部と第２のシリコーンレジン９０質量部を混合した。

（実施例７～１０の混合粉末）
実施例７では、原料粉末（金属ガラス粉末）として、組成がＦｅ_７４Ｍｏ_４Ｇａ_２Ｐ_１０Ｃ_４Ｂ_４Ｓｉ_２であるアトマイズ粉末を使用した。前記組成の軟磁性金属ガラス合金の結晶化温度Ｔｘは５１７℃であり、ガラス転移点（ガラス転移温度）Ｔｇは４６７℃であった。このため、過冷却液体温度ΔＴｘは５０Ｋであった。
実施例８では、原料粉末（金属ガラス粉末）として、組成がＦｅ_７５Ｍｏ_２Ｇａ_３Ｐ_１０Ｃ_４Ｂ_４Ｓｉ_２であるアトマイズ粉末を使用した。前記組成の軟磁性金属ガラス合金の結晶化温度Ｔｘは５２５℃であり、ガラス転移点（ガラス転移温度）Ｔｇは４６５℃であった。このため、過冷却液体温度ΔＴｘは６０Ｋであった。
実施例９では、原料粉末（金属ガラス粉末）として、組成がＦｅ_７３Ｍｏ_４Ｇａ_３Ｐ_１０Ｃ_４Ｂ_４Ｓｉ_２であるアトマイズ粉末を使用した。前記組成の軟磁性金属ガラス合金の結晶化温度Ｔｘは５２８℃であり、ガラス転移点（ガラス転移温度）Ｔｇは４７１℃であった。このため、過冷却液体温度ΔＴｘは５７Ｋであった。
実施例１０では、原料粉末（金属ガラス粉末）として、組成がＦｅ_７５Ｍｏ_２Ｇａ_３Ｐ_１１Ｃ_４Ｂ_４Ｓｉ_１であるアトマイズ粉末を使用した。前記組成の軟磁性金属ガラス合金の結晶化温度Ｔｘは５１６℃であり、ガラス転移点（ガラス転移温度）Ｔｇは４７２℃であった。このため、過冷却液体温度ΔＴｘは４４Ｋであった。
いずれのアトマイズ粉末も、目開き１５０μｍの篩を通過させており（篩分け）、粒径は１５０μｍ以下であった。レーザー回折散乱法により測定した平均粒径（Ｄ５０）は５０μｍであった。
表１に示す添加量の第１のシリコーンレジンを溶媒で希釈し、第１のシリコーンレジン溶液を作製した。次いで、ハイスピードミキサーを用いて、第１のシリコーンレジン溶液を上述した金属ガラス粉末に噴霧しながら、金属ガラス粉末と第１のシリコーンレジン溶液を混合した（湿式コーティング）。そして、混合物を大気中において２９０℃で６０分間加熱して乾燥し、混合粉末を作製した。

（試験片（成形体）の作製）
混合粉末を４８０℃に加熱した金型に投入し、粉末の温度が４８０℃になった後に成形圧５８８ＭＰａにて５秒間、加圧成形し、リング状の試験片（外径φ１２ｍｍ×内径φ５ｍｍ×厚さＬ３．５ｍｍ）を得た。

成形に用いた金属ガラス合金粉末の結晶化温度Ｔｘ、ガラス転移温度Ｔｇは示差走査熱量計（ＤＳＣ）にて測定した。そして以下の（２）式により、過冷却液体温度ΔＴｘを算出した。
ΔＴｘ＝Ｔｘ－Ｔｇ （２）式
得られた成形体の密度はアルキメデス法により測定した。測定された密度を金属ガラス合金の真密度（７．３７ｇ／ｃｍ^３）で割って密度比を算出した。
鉄損を交流ＢＨアナライザー（岩通計測株式会社 SY-8219）にて測定した。比抵抗を４端子法にて測定した。
以上の結果を併せて以下の表１に記載する。

皮膜硬さについては、軟磁性金属ガラス合金粒子の粒界に存在する絶縁膜の硬さを測ることができない。このため、鉄板の上にシリコーンレジンを塗布し、厚さ１ｍｍのシリコーンレジン層を形成した。この鉄板を温間成形時の温度４８０℃にて１０分間加熱した。そして、室温まで冷却し、シリコーンレジン層の硬度を測定し、この測定値を絶縁膜の硬さの代用とした。
また、別途、同様にして鉄板上に厚さ１ｍｍのシリコーンレジン層を形成し、このシリコーンレジン層を２９０℃で１時間保持し、焼き付けた。そして、室温まで冷却し、焼き付け後のシリコーンレジン層の硬度を測定した。
それぞれの温度履歴後における硬さ（ＭＨｖ）について以下の表２に記載する。表１の皮膜硬さは、シリコーンレジンの温間成形温度と同等の熱履歴後のシリコーンレジンの硬度を意味する。

表１に示す鉄損の測定結果から、試料の磁路断面寸法（Ｌ＝３．５ｍｍ）に対し、より大きな磁路断面寸法（Ｌ＝１０ｍｍ）とした場合の鉄損を計算により求めた。
表１において、Ｗｉは鉄損を示し、Ｗｈはヒステリシス損失を示し、Ｗｅは渦電流損失を示し、Ｗｉ＝Ｗｈ＋Ｗｅの関係を有する。また、鉄損の比率＝磁路断面１０ｍｍ時の鉄損Ｗｉ／磁路断面３．５ｍｍ時の鉄損Ｗｉである。
この例ではＬ＝１０ｍｍの場合の鉄損は、２００ｋＷ／ｍ^３以下であることが好ましいと判断した。

表１に示す比較例１の試料では、軟質のシリコーンレジンを用いたものの、添加量が少ないため、比抵抗の値が１×１０^４μΩｍとなり低くなった。磁路断面１０ｍｍ時の鉄損の値も大きくなっている。
実施例１～６の試料では、軟質のシリコーンレジンを適量（０．２～０．７２質量％）用いたが、０．９４以上の密度比を示し、比抵抗が１×１０^５μΩｍ～２．６×１０^６μΩｍの範囲であり、高い比抵抗を示した。また、磁路断面１０ｍｍ時の鉄損の値も２００ｋＷ／ｍ^３以下を示した。
比較例２、３の試料では、シリコーンレジンが硬いため、比抵抗が低下し、磁路断面１０ｍｍ時の鉄損の値が極めて大きくなった。
比較例４、５の試料では、実施例の試料よりもシリコーンレジンが硬いため、比抵抗が低下し、磁路断面１０ｍｍ時の鉄損の値が大きくなった。
比較例６の試料では、シリコーンレジンの添加量が多いため、密度比が低下した。
実施例７～１０の試料では、組成がＦｅ_{７３～７６}Ｍｏ_２～４Ｇａ_２～３Ｐ_{１０～１１}Ｃ_４Ｂ_４Ｓｉ_１～２であるアトマイズ粉末を使用した。
実施例７～１０の試料では、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｇａ、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの組成比を調整し、軟質のシリコーンレジンを０．３６質量％用いたが、０．９５の密度比を示し、比抵抗が２．２×１０^５μΩｍ～１×１０^６μΩｍの範囲であり、高い比抵抗を得ることができた。また、磁路断面１０ｍｍ時の鉄損の値も２００ｋＷ／ｍ^３以下である１５１～１５７ｋＷ／ｍ^３の優れた値を示すことが分かった。

図３は、表１に示す結果が得られた試料について、シリコーンレジンの硬さと比抵抗の関係を示す。シリコーンレジンの硬さが１ＭＨｖ以下になると、比抵抗が大幅に向上している。シリコーンレジンが軟質になると、混合粉末を成形する場合、成形時の粉末の変形に追随して皮膜も伸び、粒子が絶縁膜で被覆された状態を維持できるため、磁心としての比抵抗が向上すると推定できる。

図４は、表１に示す結果が得られた試料について、シリコーンレジンの硬さと鉄損の関係を示す。シリコーンレジンの硬さが１ＭＨｖ以下になると、磁路断面１０ｍｍ時の鉄損が低い値となっている。
従って上述の実施形態によれば、高い密度比（０．９０以上）と高い比抵抗（１×１０^５μΩｍ以上）であり、鉄損が低いという特性を全て満足できる金属ガラス圧粉磁心を提供することができる。

本実施形態の金属ガラス圧粉磁心は、使用される周波数、用途、コアサイズに関わらずに様々なリアクトルコア（磁心）に好適に適用される。

Ａ…リアクトル、Ｂ…リアクトルコア、Ｇ…ギャップ、１…上部コア、２…下部コア、３…脚部、４…コイル。

Claims (7)

1. 軟磁性金属ガラス合金からなる複数の粒子と、前記複数の粒子間の粒界に形成された絶縁膜とからなる金属ガラス圧粉磁心であって、
   前記絶縁膜がシリコーンレジンの温間成形熱処理物からなり、前記シリコーンレジンの温間成形温度と同等の熱履歴後の前記シリコーンレジンの硬度が０．１～１．０ＭＨｖであり、
   前記シリコーンレジンの添加量が前記軟磁性金属ガラス合金の粒子の質量に対し０．２～０．８質量％であり、前記密度比が０．９４以上であり、
   磁路断面１０ｍｍでの鉄損が２００ｋＷ／ｍ ^３ （０．１Ｔ／５０ｋＨｚ）以下、比抵抗が１×１０ ^５ μΩｍ以上であることを特徴とする高密度かつ高比抵抗の金属ガラス圧粉磁心。
2. 前記軟磁性金属ガラス合金の過冷却液体温度ΔＴｘが２０Ｋ以上であることを特徴とする請求項１に記載の高密度かつ高比抵抗の金属ガラス圧粉磁心。
3. 前記軟磁性金属ガラス合金が、一般式（Ｆｅ_{１－ａ－ｂ}Ｍｏ_ａＧａ_ｂ）_{１００－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ}Ｐ_ｗＣ_ｘＢ_ｙＳｉ_ｚ（０≦ａ≦０．０７５、０．０２５≦ｂ≦０．０３７５、１０≦ｗ≦１２、０≦ｘ≦６、２≦ｙ≦８、０≦ｚ≦２、ｗ＋ｚ＝１２）で表される組成を有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高密度かつ高比抵抗の金属ガラス圧粉磁心。
   ただし、前記一般式において、ａはＦｅを基準としたＭｏの比率を示し、ｂはＦｅを基準としたＧａの比率を示し、ｗ、ｘ、ｙ、ｚは各元素の原子％を示す。
4. 軟磁性金属ガラス合金からなる複数の粒子と、前記複数の粒子間の粒界に形成された絶縁膜とからなる金属ガラス圧粉磁心であって、
   前記絶縁膜がシリコーンレジンの温間成形熱処理物からなり、前記シリコーンレジンの温間成形温度と同等の熱履歴後の前記シリコーンレジンの硬度が０．１～１．０ＭＨｖであり、
   前記シリコーンレジンの添加量が前記軟磁性金属ガラス合金の粒子の質量に対し０．２～０．８質量％であり、前記密度比が０．９４以上であり、
   磁路断面１０ｍｍでの鉄損が２００ｋＷ／ｍ ^３ （０．１Ｔ／５０ｋＨｚ）以下、比抵抗が１×１０ ^５ μΩｍ以上である金属ガラス圧粉磁心の製造方法であり、
   軟磁性金属ガラス合金からなる複数の粉末とシリコーンレジンを混合して混合粉末を作製する工程と、
   前記混合粉末を前記軟磁性金属ガラス合金のガラス転移点以上の温度であって、結晶化温度以下の温度で目的の形状に温間成形し、軟磁性金属ガラス合金からなる複数の粒子と、前記粒子間の粒界に形成された前記シリコーンレジンの温間成形物からなる絶縁膜を有する組織を得る工程と、を有し、
   前記シリコーンレジンとして、前記温間成形温度と同等の熱履歴後の硬度が０．１～１．０ＭＨｖのシリコーンレジンを用い、
   前記シリコーンレジンの添加量を前記軟磁性金属ガラス合金の粒子の質量に対し０．２～０．８質量％とすることにより、
   密度比が０．９４以上、磁路断面１０ｍｍでの鉄損が２００ｋＷ／ｍ ^３ 以下（０．１Ｔ／５０ｋＨｚ）、比抵抗が１×１０ ^５ μΩｍ以上の金属ガラス圧粉磁心を得ることを特徴とする金属ガラス圧粉磁心の製造方法。
5. 前記温間成形時の成形温度を４５０～４８０℃とすることを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス圧粉磁心の製造方法。
6. 過冷却液体温度ΔＴｘが２０Ｋ以上の軟磁性金属ガラス合金を用いることを特徴とする請求項４または請求項５に記載の金属ガラス圧粉磁心の製造方法。
7. 一般式（Ｆｅ_{１－ａ－ｂ}Ｍｏ_ａＧａ_ｂ）_{１００－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ}Ｐ_ｗＣ_ｘＢ_ｙＳｉ_ｚ（０≦ａ≦０．０７５、０．０２５≦ｂ≦０．０３７５、１０≦ｗ≦１２、０≦ｘ≦６、２≦ｙ≦８、０≦ｚ≦２、ｗ＋ｚ＝１２）で表される軟磁性金属ガラス合金を用いることを特徴とする請求項４～請求項６のいずれか一項に記載の金属ガラス圧粉磁心の製造方法。
   ただし、前記一般式において、ａはＦｅを基準としたＭｏの比率を示し、ｂはＦｅを基準としたＧａの比率を示し、ｗ、ｘ、ｙ、ｚは各元素の原子％を示す。

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