JPH0448005A - Ｆｅ基軟磁性合金粉末とその製造方法およびそれを用いた圧粉磁心 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［発明の目的］ （産業上の利用分野） 本発明は、高周波トランス、ノーマルモードチョークコ
イル、平滑チョークコイル、各種センサなどに適したＦ
ｅ基軟磁性合金粉末のその製造方法およびそれを用いた
圧粉磁心に関する。

（従来の技術） 電源用各種磁性部品や磁気ヘッド用の軟磁性材料として
は、従来、パーマロイ、Ｆ　ｅ　−Ａ　Ｉ　−８ｉ系合
金、ケイ素鋼、フェライトなどが用いられてきた。

ところで、近年、電子機器に対する小型軽量化、高性能
化などの要求が高まっており、このような要求を満足す
るために、たとえば電源などの動作周波数は高周波化さ
れつつある。そこで、磁性部品を構成する軟磁性旧材に
は、高周波域における低損失化や飽和磁束密度の増大な
どの特性向上が強く望まれている。

しかし、上述したような従来材では、これらの要求を充
分に満足することができないことがら、高周波対応の軟
磁性材料としてアモルファス合金が最近注目を集めてい
る。

アモルファス合金は、高透磁率、低保磁力などの優れた
軟磁気特性を示し、また高周波域で低鉄損、高角形比が
得られるなどの特性を有することから、スイッチング電
源用の磁性部品などとして一部実用化されている。たと
えばＣＯ基アモルファス合金は可飽和リアクトルなどと
して、またＦｅ基アモルファス合金はチョークコイルな
どとして実用化されている。

しかし、これらアモルファス合金においても、解決しな
ければならない課題も多い。たとえばＣｏ基アモルファ
ス合金は、高周波域で低鉄損、高角形比が得られるなど
、特性的には優れているものの、比較的高価で汎用性に
乏しいという難点がある。また、Ｆｅ基アモルファス合
金は、安価で汎用性には優れるものの、零磁歪が得られ
ないため、樹脂モールドなどによる磁気特性の劣化が比
較的大きく、また磁歪振動によってノイズの発生が大き
いなどの難点がある。

一方、最近、Ｇｏ基アモルファス合金とほぼ同等の軟磁
気特性を有する、超微細な結晶粒を析出させたＦｅ基基
磁磁性合金提案されている（特開昭６３−３２０５０４
号公報、同６４−７９３４２号公報など参照）。このＦ
ｅ基超超微細結晶合金、優れた軟磁気特性を有するとと
もに、低磁歪を満足し、さらにＦｅを主としていること
から比較的安価であり、Ｃｏ基アモルファス合金に代る
軟磁性材料として注目されている。

（発明が解決しようとする課題） しかしながら、上記Ｆｅ基超超微細結晶合金軟磁気特性
は、その製造過程における熱処理温度に対する依存性が
大きいという難点があった。

すなわち、上記Ｆｅ基超超微細結晶合金母合金を一部ア
モルファス化し、その後結晶化温度近傍の温度域で熱処
理することによって、微細な結晶粒を析出させて優れた
軟磁気特性を付与している。

しかし、上記熱処理の温度範囲が比較的狭く、さらにア
モルファス状態から結晶化する際に放出されるエネルギ
ー量が大きいため、熱処理時に設定温度範囲を超える危
険性が高く、これによって軟磁気特性の劣化を招きやす
いという難点があった。　本発明は、このような課題に
対処するためになされもので、高周波域において低鉄損
、高飽和磁束密度、低磁歪を満足し、かつこれら特性が
熱処理条件にあまり依存することなく得られる安価で汎
用性に優れたＦｅ基軟磁性合金粉末のその製造方法、お
よびそれを用いた圧粉磁心を提供することを目的とする
ものである。

［発明の構成１ （課題を解決するための手段と作用） すなわち本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末の、一般式： ％式％ （式中、Ｘは急冷体作製時に溶融可能なセラミックス材
料から選ばれた少なくとも１種の化合物を、ＭはＴｉ　
％Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ。

Ｃｒ、ＭｏおよびＷから選ばれた少なくとも１種の元素
を、Ｍ′はＭｎ、白金族元素、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、ＡＩ
、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｎ、希土類元素から選ばれた少なくと
も１種の元素を、ＡはｃｏおよびＮｉから選ばれた少な
くとも１種の元素を、２はＢ、　Ｃ，ＰおよびＧｅから
選ばれた少なくとも１種の元素を表し、ａＳｂ、ｃ、ｄ
、ｅＳｆおよびｇは、下記の式を満足する数である。た
だし、下記式中の全ての数字はａｔ％を示す。

０．１≦ａ≦５ ０．１≦ｂ≦５ ０．１≦Ｃ≦１０ ０≦ｄ≦１０ ０≦ｅ≦４０ ５≦ｆ≦２５ ２≦ｇ≦２０ １２≦ｆ＋ｇ≦３０゜以下同じ。） で実質的に表される組成を有し、かつ面積比で組織の５
０％以上が微細結晶粒により構成されていることを特徴
とするものである。

また、本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法は、溶
融状態のＦｅ基合金およびセラミックス材料を含有する
溶湯を急冷する工程と、前記急冷工程で得た急冷体に、
該急冷体の結晶化温度付近あるいはそれ以上の温度で熱
処理を施し、組織内に微細結晶粒を析出させる工程とを
有することを特徴とするものである。

ここで、本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末のおける組成限
定理由について説明する。

上記（Ｉ）式におけるＸは、熱処理によって微細な結晶
粒を比較的低温で析出させるのに必須のものであり、か
つ結晶粒の粗大化を抑制するものである。これらにより
、鉄損や透磁率などの軟磁気特性が改善され、また軟磁
気特性の熱処理温度依存性が低下し、軟磁気特性の再現
性が向上する。

このＸとしては、少なくとも急冷体作製時に溶融可能な
セラミックス材料、すなわち無機化合物であればその効
果が得られるが、溶融のしやすさなどから融点１８００
°Ｃ以下の化合物が好ましい。また、この溶融性を考慮
すると酸化物が好ましい。

このような酸化物としては、ＣｕＯ１Ｃｕ２０、ＳｎＯ
、Ｂｉ　　ＯＳＷＯ、Ｔａ２Ｏ。

Ｎ　ｂ　　Ｏ、Ｍ　ｏ　Ｏ１Ｍ　ｎ　Ｏ、Ｇ　ｅ　Ｏ２
Ｇａ２０３、ＣｄＯなどが例示され、特にＣｕ　　０１
ＣｕＯが好ましい。

これらＸによる効果は、その含有量が０．１ａｔ％とな
るあたりから得られるが、５ａｔ％を超えると脆くなっ
て、その製造工程における急冷時にたとえば長尺な薄帯
を形成することが困難となることから、Ｘの含有量は０
．１ａｔ％〜５ａｔ％の範囲とする。Ｘのより好ましい
含有量は０゜３ａｔ％ 〜４ａｔ％の範囲である。

Ｃｕは、Ｘと同様に、熱処理によって微細な結晶粒を比
較的低温で析出させ、かつ結晶粒の粗大化を抑制し、軟
磁気特性の向上に有効な元素である。Ｃｕの含有量が、
０．１ａｔ％未満では前記効果が得られにくく、また５
ａｔ％以上では薄帯の長尺化が困難となるためその範囲
は ０．１ａｔ％〜５ａｔ％とする。Ｃｕのより好ましい含
有量は０．３ａｔ％〜４ａｔ％の範囲であり、さらにＸ
とＣｕの含有量を合わせて０．５ａｔ％〜８ａｔ％の範
囲が好ましい。

Ｍは、ＸおよびＣｕと同様に結晶粒の粗大化を抑制する
とともに、軟磁気特性を劣化させる化合物、たとえば２
としてＢを用いた場合のＦ　ｅ　２　ＢやＦｅ　　Ｂ　
　などの析出を抑制するものである。

上記したＭ元素のうち、大気中で作製する場合は、特に
Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ１Ｗ、Ｖが好ましい。

これらＭによる効果は、その含有量が０．１　ａ　ｔ％
となるあたりから得られるが、１０ａｔ％を超えるとア
モルファス化することが困難となるため、Ｍの含有量は
０．１ａｔ％〜１０ａｔ％の範囲とする。Ｍのより好ま
しい含有量は ０．５ａｔ％〜８ａｔ％の範囲である。

またＭ′は、微細結晶粒が析出した合金の軟磁気特性を
さらに改善するのに有効な元素である。

ただし、Ｍ′の含有量があまり多いと、飽和磁束密度の
低下を招くため、１０ａｔ％以下とする。

上記したＭ゛元素うち、特に白金族元素は耐食性の改善
に有効であり、またＡＩ、Ｇａは微細結晶粒の主相であ
るｂｅｅ−Ｆｅ固溶体の安定化に有効である。　Ｓｉお
よび２は、急冷時における溶融状態のセラミックスを含
む合金溶湯をアモルファス化するために必須の元素であ
り、かつ微細結晶粒の析出を助成する元素である。特に
Ｓｉは、微細粒の主成分であるＦｅに固溶し、磁気異方
性および磁歪の低減に寄与する。

Ｓｉの含有量は、５ａｔ％未満ではアモルファス化が困
難となり、また２５ａｔ％を超えると超急冷効果がが小
さくなり、比較的粗大な結晶粒が析出しやすくなるため
、５ａｔ％〜２５ａｔ％の範囲とする。また、Ｓｉの含
有量が１２ａｔ％〜２０ａｔ％の範囲で磁歪が零となる
ため、特に好ましい。また、２の含有量が２ａｔ％未満
ではアモルファス化が困難となり、また２０ａｔ％を超
えると熱処理により結晶化した際に磁気特性が劣化しや
すくなるため、２ａｔ％〜２０ａｔ％の範囲とする。上
記した２元素のうち、特にＢが薄帯作製の容易さの観点
から好ましい。なお、Ｓｉと２との合計量は１２ａｔ％
〜３０ａｔ％の範囲が好ましく、またＳｉ　／Ｈの比を
１以上とすることが優れた軟磁気特性を得るために好ま
しい。

また、Ｆｅの一部をＣｏやＮｉで置換することも可能で
あるが、置換量があまり多いと逆に軟磁気特性の劣化を
招くため、４０ａｔ％以下とする。

なお、本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末のおいて、０、Ｓ
、Ｎなどの通常のＦｅ系合金にも含まれているような不
可避的な不純物を微量含んでいても、本発明の効果を損
なうものではない。

上記組成を有する本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末の、面
積比で合金組織の５０％以上が微細結晶粒により構成さ
れているものであり、上記微細結晶粒は合金組織中に均
一に分布して存在している。この微細結晶粒は、ｂｅｅ
−Ｆｅ固溶体を主体とするものであり、特に少なくとも
一部に規則格子が存在する場合に、優れた軟磁気特性が
得られる。ここで、上記規則格子の存在は、Ｘ線回折に
よって規則格子のピークが出現することによって確認さ
れる。　上記微細結晶粒による合金組織の構成比を面積
比で５０％以上と規定したのは、微細結晶粒の存在が面
積比で５０％未満となると、磁歪が大きくなり、また透
磁性が低く、鉄損が高くなり、目的とする軟磁気特性が
得られないためである。より好ましい微細結晶粒による
合金組織の構成比は、面積比で６０％〜１００％の範囲
である。なお、ここで言う微細結晶粒の存在比は、合金
組織を高倍率で拡大（たとえば透過型電子顕微鏡により
２０万倍）して測定したものである。

本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末の中存在する微細結晶粒
は、上記（Ｉ）式中のＸで表される酸化物などのセラミ
ックス材料の存在によって超微細化されたものであり、
５０ｎｍ以下という極めて小さい平均粒径を有するもの
である。この結晶粒の超微細化は、酸化物などのセラミ
ックス材料がＦｅとほとんど固溶しないことがら、セラ
ミックス材料が析出により生成した結晶粒界、あるいは
三重点に存在し、これによって結晶粒の成長が抑制され
るために起こるものと考えられる。

そして、本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末のおいては、上
述したように合金組織中に存在する結ｎ粒を超微細化す
ることによって、軟磁気特性が熱処理温度に依存するこ
とを抑制し、優れた軟磁気特性の再現性を高めている。

すなわち結晶粒の粒径を超微細化することによって磁気
異方性がより小さくなり、これが熱処理温度条件を緩和
する。

また、本質的には結晶粒の微細化が軟磁気特性を向上さ
せるものであり、平均結晶粒径が５０ｎｍを超えると初
期の磁気特性が得られなくなる。上記熱処理温度に対す
る軟磁気特性の依存性を低減させる点からは、平均結晶
粒径が２０ｎｍ以下とすることが好ましい。なお、上記
平均結晶粒径は各結晶粒の最大径を測定し、それを平均
した値である。

次に本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法について
説明する。

まず、溶融状態のＦｅ基合金およびセラミックス材料を
含有する溶湯を作製する。上述した本発明のＦｅ基軟磁
性合金粉末の作製するためには、この溶湯の組成を上記
（Ｉ）式の組成を満足させる。

このような溶湯は、 ■　母合金を作製する段階で他の金属材料と同様にセラ
ミックス材料を配合し、上記（Ｉ）式の組成を満足させ
た母合金を作製し、この母合金の融点以上に加熱して溶
融する。

■　上記（Ｉ）式の組成がらＸを除いた母合金を作製し
、この母合金とセラミックス材料とを上記（Ｉ）式の組
成を満足するように混合し、゛この混合物を上記母合金
およびセラミックス材料の融点以上に加熱して溶融する
。

などの方法によって作製される。

次に、上記溶湯をアトマイズ法、キャビティション法、
高速移動液中への射出によりアモルファス状態の粉末を
作製する方法、あるいは、単ロール法、双ロール法など
の公知の超急冷法によって急冷する。

ここで、本発明においては上記急冷工程によって、良好
なアモルファス状態を得ることが、超微細な結晶粒を得
る上で好ましい。次に、熱処理により脆化させたアモル
ファス薄帯あるいは細線を粉砕あるいは切断し、粉末体
を得る。粉末体の形状は、板状、線状、球状、薄片状な
ど、用途に応じて各種形状を選択できるが、粉末体の長
径はｌｐｍ〜５００ｐｍとすることが好ましい。またそ
のアスペクト比（長径ｌ板厚）は５〜１５，０００の範
囲とすることが好ましい。

この後、上記アモルファス状態の急冷体に、この急冷体
の結晶化温度付近あるいはそれ以上の温度による熱処理
を施し、ｂｅｅ−Ｆｅ固溶体を主とする超微細結晶粒を
析出させる。

上記熱処理は、急冷体の結晶化温度に対して、−５０℃
〜＋２００°Ｃの範囲内で行うことが可能である。熱処
理温度条件が結晶化温度に対して一５０°Ｃの温度より
低いと微細な結晶粒が析出しにくく、また結晶化温度に
対して＋２００°Ｃの温度を超えるとｂｅｅ−Ｆｅ固溶
体以外の相が析出しやすくなるためである。

上記したような広い熱処理温度条件下で所望の軟磁気特
性を満足するＦｅ基軟磁性合金粉末の得られるのは、上
述したように析出する結晶粒を超微細化させることが可
能であるためであり、本発明の重要な特徴の一つである
。これによって優れた軟磁気特性を有するＦｅ基軟磁性
合金粉末の再現性よく得ることが可能となる。なお、実
際の設定温度は、熱処理時の温度上昇（結晶化による発
熱）なとの不確定要素を見込んで、急冷体の結晶化温度
に対して一２０°Ｃ〜＋１５０℃の範囲とすることが好
ましい。

なお、本発明でいう結晶化温度は、示差走査熱量計を用
いて昇温速度１０　ｄ　ｅ　ｇ　／　ｍ　ｉ　ｎで測定
した値を示す。

また、熱処理時間は、使用した合金組成や熱処理温度に
よって適宜設定するものであるが、通常２分〜２４時間
の範囲が好ましい。熱処理時間が２分未満では結晶粒の
析出を充分に行うことが困難であり、また２４時間を超
えるとｂｃｃ−Ｆｅ固溶体以外の相が析出しやすくなる
ためである。

より好ましい熱処理時間は、５分〜１０時間の範囲であ
る。また、熱処理時の雰囲気としては、窒素中、アルゴ
ン中などの不活性雰囲気中、真空中、水素中などの還元
性雰囲気中、あるいは大気中など、各種雰囲気を使用す
ることが可能である。

なお、上記熱処理後の冷却は、急冷で徐冷でもよく、特
に制限はない。

本発明の超微細結晶粒を有するＦｅ基軟磁性合金粉末の
用いた圧粉磁心は、エポキシ系樹脂、フェノール系樹脂
をバインダーとしたプレス成形、または爆発圧縮による
成形によって密度を上げる。

さらに、アモルファス状態の粉末を用いて成形する場合
は、バインダーとして耐熱性および電気的絶縁性のある
材料として、水ガラス、無機ポリマー、金属アルコキシ
ドなどを用いプレス成形した後に熱処理を施し、特性改
善する。これらのバインダーと本発明に用いる粉末を混
合し、結晶化温度の一５０℃〜＋２００°Ｃで２分〜２
４時間、圧力下で圧縮成形すると軟磁気特性が向上する
。

また、上記熱処理後の冷却過程、あるいは−旦冷却した
後に、微細結晶粒が析出しなＦｅ基軟磁性合金粉末のら
なるコアに対して磁場を印加しく磁場熱処理を含む）、
特性を変化させて用途に合った磁気特性を付与すること
も可能である。この際の磁場は、直流磁場、交流磁場の
いずれでもよく、また磁場の印加方向は、励磁方向に対
して平行あるいは直角のいずれでもよく、さらに回転磁
場でもよい。

本発明のＦｅ基基磁磁性合金圧粉磁心高周波域での軟磁
気特性に優れているため、たとえば大電力用を含む高周
波トランス、コモンモードチョークコイル、平滑チョー
クコイル、ノーマルモードチョークコイル、高電圧パル
ス用ノイズフィルタ、電流センサーなどの各種センサー
用の磁心として優れた特性を有している。また、樹脂等
と複合化することにより磁気シールドなどの適用もでき
る （実施例） 以下に、本発明の実施例について説明する。

実施例１ 式：　Ｆ　ｅ７□（Ｃｕｂ）　ｏ５（Ｃｕ２０）　ｏ、
ｓ　Ｃｕ１Ｎｂ３Ｓｉ１４Ｂ、で表される組成を有する
母合金を１３５０°Ｃに加熱して溶融し、溶融状態のＦ
ｅ基合金およびセラミックス材料とを含有する溶湯を作
製した。次いで、この溶湯を水アトマイズ法によって急
冷して平均粒径３０ｐｍアモルファス状態の粉末を得た
。なお、この粉末の結晶化温度（昇温速度１０　ｄ　ｅ
　ｇ　／　ｍ　ｉ　ｎで測定）は、５０７°Ｃ１飽和磁
束密度は１３．２ＫＧであった。

続いて、（Ａ）得られた粉末を５８０°Ｃで１時間、真
空中で熱処理を施し超微細結晶粒を析出させた。

また、（Ｂ）急冷した状態の粉末をホットブｌノスを用
いて５８０°Ｃで１時間、Ｎ２雰囲気中で熱処理を施し
、超微細結晶粒を析出させて圧粉磁心を作製した。なお
、バインダーとして水ガラスを用した。

以下、上記実施例１（Ｂ）における特性評価について 上記実施例において、５８０°Ｃで熱処理を行った圧粉
磁心の熱処理前（急冷後）の粉末と熱処理を施して圧粉
磁心として得た後の薄帯に対し、それぞれＸ線回折を行
った。それらのＸ線回折パターンを第１図（熱処理前：
第１図（ａ）、熱処理後：第１図（ｂ））に示す。

第１図から明らかなように、熱処理以前にはアモルファ
ス状態になっており、５８０℃にょる熱処理後にはｂｃ
ｃ−Ｆｅ固溶体のみの回折線も肥められる。また、低角
度側に規則格子に基づく回折線も認められる。

また、上記Ｘ線回折ピークの半値幅がら、上記５８０℃
で熱処理を行った圧粉磁心における結晶粒径を求めたと
ころ、９．０ｎｍであった。この値は透過型電子５ｖ微
鏡によって測定した値とほぼ一致した。なお、比較例に
おける結晶粒径は１６ｎｍであった。また、透過型電子
顕微鏡による拡大像（２０万倍）から合金組織中の微細
結晶粒が占める面積比を求めたところ、９０％であった
。

なお、本試料の保磁力は０．０２００ｅ　　、鉄損は、
Ｕ関数針を用いて、周波数１００ＫＨｚ、磁束密度２Ｋ
Ｇの条件で測定したところ、６２０　（ｍＷ／ｃｃ）な
る低い値が得られた。

また、これらの特性は、（Ａ）に示した軟磁性合金粉末
においても同様であった。

実施例２ 第１表に示す各組成のアモルファス状態の粉末をそれぞ
れ単ロール法によって急冷し、次いで４００°Ｃで１時
間熱処理を施し脆化した後、振動ミルを用いて粉砕して
作製した。次に、各組成の結晶化温度に対して＋６０°
Ｃの温度で１．５時間、Ｎ２雰囲気中で熱処理を行った
。

また、バインダーとして耐熱性の無機ポリマーを用いて
実施例１と同様に圧粉磁心を作製した。

このようにして得た各Ｆｅ基軟磁性合金粉末のよび圧粉
磁心の特性を実施例１と同様にして求めた。それらの測
定結果をセンダスト粉末および圧粉磁心の測定結果と併
せて第１表に示す。

（以下余白） 第１表 ”！：Ｘ線回折ピークの半値幅から測定。

”２　：　１００ｋＨｚ、　２ｋＧの条件で測定。

（第１表つづき） 第１表の測定結果から明らかなように、実施例２による
Ｆｅ基軟磁性合金粉末の、極めて微細な結晶粒を有し、
低鉄損、低保磁力が得られていることが分る。

実施例３ 第２表に示す各組成のアモルファス粉末をキャビテーシ
ョンにより作製し、これら各組成粉末の結晶化温度に対
して＋４０°Ｃの温度で２時間の熱処理を大気中で行っ
た。また、バインダーとしてエポキシ樹脂を用いて実施
例１と同様に圧粉磁心を作製した。

このようにして得た各Ｆｅ基軟磁性合金粉末のよび圧粉
磁心の特性を実施例１と同様にして求めた。それらの測
定結果をセンダストコアの測定結果と併せて第２表に示
す。

第２表の測定結果から明らかなように、実施例３による
Ｆｅ基軟磁性合金粉末の、極めて微細な結晶を有し、低
鉄損、低保磁力が得られていることが分る。

実施例４ 第３表に示す各組成の溶湯を、高速移動する液中に射出
しアモルファス粉末を作製し、これら各組成粉末および
圧粉磁心の結晶化温度に対して＋６０°Ｃの温度で２時
間の熱処理をＮ２雰囲気中で行った。また、バインダー
としてエポキシ樹脂を用いて実施例１と同様に圧粉磁心
を作製した。

このようにして得た各Ｆｅ基軟磁性合金粉末のよび圧粉
磁心の特性を実施例１と同様にして求めた。それらの測
定結果をセンダストコアの測定結果と併せて第３表に示
す。

（以下余白） ０１人゛Ｆイ１自ン 第３表の測定結果から明らかのように、実施例４による
Ｆｅ基軟磁性合金粉末のよび圧粉磁心は、極めて微細な
結晶粒を有し、低鉄損、低保磁力が得られていることが
分かる。

［発明の効果］ 以上説明したように本発明によれば、高周波域において
低鉄損、高飽和磁束密度、低磁歪を満足し、かつ安価で
汎用性に優れたＦｅ基軟磁性合金粉末の提供することが
可能となる。そして、本発明のＦｅ基軟磁性合金粉末の
、その軟磁気特性が広範囲な熱処理条件下で得られるた
め、安定供給が可能となり、各種スイッチング電源用磁
性部品、磁気ヘッド、各種センサー、磁気シールドなど
に有効である。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）は本発明に用いた合金粉末および圧粉磁心
の熱処理前のＸ線回折パターンを示す図、第１図（ｂ）
は本発明に用いた合金粉末および圧粉磁心に最適熱処理
を施した時のＸ線回折パターンを示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）一般式： Ｆｅ＿１＿０＿０＿−＿ａ＿−＿ｂ＿−＿ｃ＿−＿ｄ＿
   −＿ｅ＿−＿ｆ＿−＿ｇＸ＿ａＣｕ＿ｂＭ＿ｃＭ′＿ｄ
   Ａ＿ｅＳｉ＿ｆＺ＿ｇ（式中、Ｘは急冷体作製時に溶融
   可能なセラミックス材料から選ばれた少なくとも１種の
   化合物を、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃ
   ｒ、ＭｏおよびＷから選ばれた少なくとも１種の元素を
   、Ｍ′はＭｎ、白金族元素、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ａｌ、
   Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｎ、希土類元素から選ばれた少なくとも
   １種の元素を、ＡはＣｏおよびＮｉから選ばれた少なく
   とも１種の元素を、ＺはＢ、Ｃ、ＰおよびＧｅから選ば
   れた少なくとも１種の元素を表し、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ
   、ｆおよびｇは、下記の式を満足する数である。ただし
   、下記式中の全ての数字はａｔ％を示す。 ０．１≦ａ≦５ ０．１≦ｂ≦５ ０．１≦ｃ≦１０ ０≦ｄ≦１０ ０≦ｅ≦４０ ５≦ｆ≦２５ ２≦ｇ≦２０ １２≦ｆ＋ｇ≦３０。） で実質的に表される組成を有し、かつ面積比で組織の５
   ０％以上が微細結晶粒により構成されていることを特徴
   とするＦｅ基軟磁性合金粉末。 （２）請求項１記載のＦｅ基軟磁性合金粉末において、
   前記微細結晶粒の平均径が５０ｎｍ以下であることを特
   徴とするＦｅ基軟磁性合金粉末。 （３）請求項１記載のＦｅ基軟磁性合金粉末において、
   前記微細結晶粒は、主としてｂｃｃ−Ｆｅ固溶体からな
   り、かつその少なくとも一部が規則相であることを特徴
   とするＦｅ基軟磁性合金粉末。 （４）請求項１記載のＦｅ基軟磁性合金粉末において、
   前記Ｘは、ＣｕＯ、Ｃｕ＿２Ｏ、ＳｎＯ＿２、Ｂｉ＿２
   Ｏ＿３、ＷＯ＿３、Ｔａ＿２Ｏ＿５、Ｎｂ＿２Ｏ＿５、
   ＭｏＯ＿３、ＭｎＯ、ＧｅＯ＿２、Ｇａ＿２Ｏ＿３およ
   びＣｄＯから選ばれた少なくとも１種の酸化物であるこ
   とを特徴とするＦｅ基軟磁性合金粉末。 （５）溶融状態のＦｅ基合金およびセラミックス材料と
   を含有する溶湯を急冷する工程と、前記急冷工程で得た
   急冷体に、該急冷体の結晶化温度付近あるいはそれ以上
   の温度で熱処理を施し、組織内に微細結晶粒を析出させ
   る工程とを有することを特徴とするＦｅ基軟磁性合金粉
   末の製造方法。 （６）請求項５記載のＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法
   において、 前記溶湯の組成が、 一般式： Ｆｅ＿１＿０＿０＿−＿ａ＿−＿ｂ＿−＿ｄ＿−＿ｅ＿
   −＿ｆ＿−＿ｇＸ＿ａＣｕ＿ｂＭ＿ｃＭ′＿ｄＡ＿ｅＳ
   ｉ＿ｆＺ＿ｇ（式中、Ｘは急冷体作製時に溶融可能なセ
   ラミックス材料から選ばれた少なくとも１種の化合物を
   、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ
   およびＷから選ばれた少なくとも１種の元素を、Ｍ′は
   Ｍｎ、白金族元素、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉ
   ｎ、Ｓｎ、希土類元素から選ばれた少なくとも１種の元
   素を、ＡはＣｏおよびＮｉから選ばれた少なくとも１種
   の元素を、ＺはＢ、Ｃ、ＰおよびＧｅから選ばれた少な
   くとも１種の元素を表し、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆおよ
   びｇは、下記の式を満足する数である。ただし、下記式
   中の全ての数字はａｔ％を示す。 ０．１≦ａ≦５ ０．１≦ｂ≦５ ０．１≦ｃ≦１０ ０≦ｄ≦１０ ０≦ｅ≦４０ ５≦ｆ≦２５ ２≦ｇ≦２０ １２≦ｆ＋ｇ≦３０。） で実質的に表されることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金
   粉末の製造方法。 （７）請求項５記載のＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法
   において、 前記熱処理は、前記急冷体の昇温温度 １０ｄｅｇ／ｍｉｎで測定した結晶化温度に対し、−５
   ０℃〜＋２００℃の範囲の温度で行うことを特徴とする
   Ｆｅ基軟磁性合金粉末の製造方法。 （８）請求項５記載のＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法
   において、 前記熱処理によって、平均粒径５０ｎｍ以下の微細結晶
   粒を面積比で組織の５０％以上となるように析出させる
   ことを特徴とするＦｅ基軟磁性合金粉末の製造方法。 （９）請求項１記載のＦｅ基軟磁性合金粉末を電気的絶
   縁物を介して成形したことを特徴とする圧粉磁心。