JPWO2011016275A1 - Ｆｅ基非晶質合金、及び前記Ｆｅ基非晶質合金を用いた圧粉コア、ならびにコイル封入圧粉コア - Google Patents

Abstract

特に、低いガラス遷移温度（Ｔｇ）、高い換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）、良好な磁化及び耐食性を備える圧粉コアやコイル封入圧粉コア用としてのＦｅ基非晶質合金を提供することを目的とする。本発明のＦｅ基非晶質合金は、組成式が、Ｆｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｘ−ｙ−ｚ−ｔＮｉａＳｎｂＣｒｃＰｘＣｙＢｚＳｉｔで示され、０ａｔ％≦ａ≦１０ａｔ％、０ａｔ％≦ｂ≦３ａｔ％、０ａｔ％≦ｃ≦６ａｔ％、６．８ａｔ％≦ｘ≦１０．８ａｔ％、２．２ａｔ％≦ｙ≦９．８ａｔ％、０ａｔ％≦ｚ≦４．２ａｔ％、０ａｔ％≦ｔ≦３．９ａｔ％であることを特徴とするものである。これにより、低いガラス遷移温度（Ｔｇ）、高い換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）、良好な磁化及び耐食性を備える圧粉コアやコイル封入圧粉コア用としてのＦｅ基非晶質合金を製造できる。

Description

本発明は、例えば、トランスや電源用チョークコイル等の圧粉コア及びコイル封入圧粉コアに適用するＦｅ基非晶質合金に関する。

電子部品等に適用される圧粉コアやコイル封入圧粉コアには、近年の高周波化や大電流化に伴い、優れた直流重畳特性と低いコアロス、及び、ＭＨｚまでの周波数にわたり一定のインダクタンスが要求される。

ところで、Ｆｅ基非晶質合金が結着材により目的の形状に成形された圧粉コアに対し、Ｆｅ基非晶質合金の粉末形成時の応力歪みや圧粉コア成形時の応力歪みを緩和すべく、コア成形後に熱処理が施される。

しかしながらコア成形体に対して実際に施される前記熱処理の温度Ｔ１は、被覆導線や結着材等の耐熱性を考慮して、Ｆｅ基非晶質合金に対して効果的に応力歪みを緩和し、前記コアロスを最小限にできる最適熱処理温度まで高くすることは出来なかった。

そして従来では、前記最適熱処理温度が高く、（最適熱処理温度−熱処理温度Ｔ１）が大きくなり、十分にＦｅ基非晶質合金の応力歪みを緩和できず、Ｆｅ基非晶質合金の特性を生かしきれず、コアロスを十分に小さくできなかった。

したがって前記最適熱処理温度を従来に比べて低くしコア特性を向上させるには、Ｆｅ基非晶質合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）を低下させることが必要であった。それと同時に、非晶質形成能を高めるべく、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高くし、さらに磁化を高め、耐食性を向上させることがコア特性の向上を図る上で必要であった。

下記に示す特許文献に記載された発明は、いずれも、低いガラス遷移温度（Ｔｇ）、高い換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）、良好な磁化及び耐食性を全て満足することを目的とせず、そのような観点により各元素の添加量を調整したものではない。

特開２００８−１６９４６６号公報 特開２００５−３０７２９１号公報 特開２００４−１５６１３４号公報 特開２００２−２２６９５６号公報 特開２００２−１５１３１７号公報 特開昭５７−１８５９５７号公報 特開昭６３−１１７４０６号公報

そこで本発明は、上記の従来課題を解決するためのものであり、特に、低いガラス遷移温度（Ｔｇ）、高い換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を備え、低い最適熱処理温度とし、良好な磁化及び耐食性を備える圧粉コアやコイル封入圧粉コア用としてのＦｅ基非晶質合金を提供することを目的とする。

本発明におけるＦｅ基非晶質合金は、
組成式が、Ｆｅ_{100-a-b-c-x-y-z-t}Ｎｉ_aＳｎ_bＣｒ_cＰ_xＣ_yＢ_zＳｉ_tで示され、０ａｔ％≦ａ≦１０ａｔ％、０ａｔ％≦ｂ≦３ａｔ％、０ａｔ％≦ｃ≦６ａｔ％、６．８ａｔ％≦ｘ≦１０．８ａｔ％、２．２ａｔ％≦ｙ≦９．８ａｔ％、０ａｔ％≦ｚ≦４．２ａｔ％、０ａｔ％≦ｔ≦３．９ａｔ％であることを特徴とするものである。

本発明では、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低下させ、且つ、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を大きくでき、更に、高い磁化及び優れた耐食性を得ることが出来る。

具体的にはガラス遷移温度（Ｔｇ）を、７４０Ｋ以下にでき、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を０．５２以上（好ましくは０．５４以上）に設定できる。また飽和質量磁化σｓを、１４０（×１０^-6Ｗｂｍ／ｋｇ）以上、及び、飽和磁化Ｉｓを１Ｔ以上に設定できる。

本発明では、ＮｉとＳｎのうち、どちらか一方のみが添加されることが好ましい。
Ｎｉの添加は、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低く、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高い値に維持できる。本発明では、１０ａｔ％を限度としてＮｉを添加することが出来る。

また本発明では、高い磁化を維持しつつ、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低くすることを目的としているため、Ｓｎの添加量を出来る限り少なくする。すなわちＳｎの添加は耐食性を劣化させるため同時にＣｒの添加がある程度必要となる。このためガラス遷移温度（Ｔｇ）を下げることができてもＣｒの添加により磁化が劣化しやすくなるため、Ｓｎの添加量は少なくしたほうがよい。そして本発明では後述する実験に示すように、Ｎｉ、Ｓｎを添加する場合は、ＮｉあるいはＳｎのどちらか一方のみを添加しており、これにより、効果的に、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低下させ、且つ、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を大きくでき、更に、高い磁化及び耐食性を得ることが可能になる。

また本発明では、Ｎｉの添加量ａは、０ａｔ％〜６ａｔ％の範囲内であることが好ましい。これにより、非晶質形成能を高めることができる。

また本発明では、Ｎｉの添加量ａは、４ａｔ％〜６ａｔ％の範囲内であることが好ましい。これにより、より効果的にガラス遷移温度（Ｔｇ）を低下させることが出来るともに、安定して高い換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）及びＴｘ／Ｔｍを得ることが出来る。

また本発明では、Ｓｎの添加量ｂは、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内であることが好ましい。これにより、より効果的に耐食性の低下を抑制でき、且つ非晶質形成能を高く維持することが出来る。

また本発明では、Ｃｒの添加量ｃは、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内であることが好ましい。また本発明では、Ｃｒの添加量ｃは、１ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内であることがより好ましい。これにより、より効果的に、低いガラス遷移温度（Ｔｇ）を維持できるとともに高い磁化及び耐食性を得ることが出来る。

また本発明では、Ｐの添加量ｘは、８．８ａｔ％〜１０．８ａｔ％の範囲内であることが好ましい。本発明では、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低くし、且つ、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）で示される非晶質形成能を高くするには、融点（Ｔｍ）を低くすることが必要であるが、Ｐの添加により、融点（Ｔｍ）を低く抑えることができる。そして本発明では、Ｐの添加量ｘを８．８ａｔ％〜１０．８ａｔ％の範囲内とすることで、より効果的に、融点（Ｔｍ）を低くでき、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高めることができる。

また本発明では、Ｃの添加量ｙは、５．８ａｔ％〜８．８ａｔ％の範囲内であることが好ましい。これにより、より効果的に、融点（Ｔｍ）を低くでき、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高めることができる。

また本発明では、Ｂの添加量ｚは、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内であることが好ましい。これにより、より効果的に、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低くできる。

また本発明では、Ｂの添加量ｚは、１ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内であることが好ましい。

また本発明では、Ｓｉの添加量ｔは、０ａｔ％〜１ａｔ％の範囲内であることが好ましい。これにより、より効果的に、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低くできる。

また本発明では、（Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）は、０ａｔ％〜４ａｔ％の範囲内であることが好ましい。これにより、効果的に、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を７４０Ｋ以下に抑えることが出来る。また高い磁化を維持できる。

また本発明では、Ｂの添加量ｚが、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内、Ｓｉの添加量ｔが、０ａｔ％〜１ａｔ％の範囲内、及び、（Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）が、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内であることがより好ましい。これにより、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を７１０Ｋ以下に抑えることが出来る。

あるいは本発明では、Ｂの添加量ｚが、０ａｔ％〜３ａｔ％の範囲内、Ｓｉの添加量ｔが、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内、及び、（Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）が、０ａｔ％〜３ａｔ％の範囲内であることがより好ましい。これにより、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を７２０Ｋ以下に抑えることが出来る。

また本発明では、Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）は、０〜０．３６の範囲内であることが好ましい。より効果的に、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低くでき、且つ換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高めることができる。

また本発明では、Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）は、０〜０．２５の範囲内であることがより好ましい。

また本発明における圧粉コアは、上記に記載のＦｅ基非晶質合金の粉末が結着材によって固化成形されてなることを特徴とするものである。

あるいは本発明におけるコイル封入圧粉コアは、上記に記載のＦｅ基非晶質合金の粉末が結着材によって固化成形されてなる圧粉コアと、前記圧粉コアに覆われるコイルとを有してなることを特徴とするものである。

本発明ではコアの最適熱処理温度を低くでき、インダクタンスを高めることができ、またコアロスの低減を図ることができ、電源に実装した際に電源効率（η）を改善することが出来る。

また本発明では、前記コイル封入圧粉コアにおいて、Ｆｅ基非晶質合金の最適熱処理温度を低くすることができるため、結着材の耐熱温度未満の熱処理温度で応力歪が適切に緩和でき、圧粉コアの透磁率μを高くできるため、丸線コイルに比べて各ターンにおける導体の断面積が大きいエッジワイズコイルを用い、少ないターン数にて所望の高いインダクタンスを得ることが可能になる。このように本発明では、コイルに各ターンにおける導体の断面積の大きいエッジワイズコイルを用いることができるため、直流抵抗Ｒｄｃを小さくでき、発熱及び銅損を抑制することが可能である。

本発明のＦｅ基非晶質合金によれば、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低下させ、且つ、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を大きくでき、更に、高い磁化及び優れた耐食性を得ることが出来る。

また本発明の前記Ｆｅ基非晶質合金の粉末を用いた圧粉コアやコイル封入圧粉コアによれば、コアの最適熱処理温度を低くでき、インダクタンスを高めることができる。またコアロスの低減を図ることができ、実際に電源に実装した際に電源効率（η）を改善することが出来る。

圧粉コアの斜視図、 コイル封入圧粉コアの平面図、 図２（ａ）に示すＡ−Ａ線に沿って切断し矢印方向から見たコイル封入圧粉コアの縦断面図、 圧粉コアの最適熱処理温度とコアロスＷとの関係を示すグラフ、 合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）と圧粉コアの最適熱処理温度との関係を示すグラフ、 合金のＮｉ添加量とガラス遷移温度（Ｔｇ）との関係を示すグラフ、 合金のＮｉ添加量と結晶化開始温度（Ｔｘ）との関係を示すグラフ、 合金のＮｉ添加量と換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）との関係を示すグラフ、 合金のＮｉ添加量とＴｘ／Ｔｍとの関係を示すグラフ、 合金のＳｎ添加量とガラス遷移温度（Ｔｇ）との関係を示すグラフ、 合金のＳｎ添加量と結晶化開始温度（Ｔｘ）との関係を示すグラフ、 合金のＳｎ添加量と換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）との関係を示すグラフ、 合金のＳｎ添加量とＴｘ／Ｔｍとの関係を示すグラフ、 合金のＰ添加量と融点（Ｔｍ）との関係を示すグラフ、 合金のＣ添加量と融点（Ｔｍ）との関係を示すグラフ、 合金のＣｒ添加量とガラス遷移温度（Ｔｇ）との関係を示すグラフ、 合金のＣｒ添加量と結晶化開始温度（Ｔｘ）との関係を示すグラフ、 合金のＣｒ添加量と飽和磁束密度Ｉｓとの関係を示すグラフ、 試料Ｎｏ．３，５，６のＦｅ基非晶質合金粉末を用いて成形されたコイル封入圧粉コアにおける周波数とインダクタンスＬとの関係を示すグラフ、 試料Ｎｏ．３，５，６のＦｅ基非晶質合金粉末を用いて成形されたコイル封入圧粉コアにおける周波数とコアロスＷとの関係を示すグラフ、 試料Ｎｏ．３，５，６のＦｅ基非晶質合金粉末を用いて成形されたコイル封入圧粉コアを同一電源に実装した際の出力電流と電源効率（η）（測定周波数が３００ｋＨｚ）との関係を示すグラフ、 試料Ｎｏ．５，６のＦｅ基非晶質合金粉末を用いて成形されたコイル封入圧粉コア（インダクタンス０．５μＨ相当）、及び市販品を同一電源に実装した際における出力電流と電力源効率（η）（測定周波数が３００ｋＨｚ）との関係を示すグラフ、 実験で使用したＦｅ系結晶質合金粉末を用いて形成されたコイル封入圧粉コア（比較例）の縦断面図、 （ａ）は、試料Ｎｏ．６のＦｅ基非晶質合金粉末を用いて成形されたコイル封入圧粉コア（実施例；インダクタンス４．７μＨ相当）、及びＦｅ系結晶質合金粉末を用いて形成されたコイル封入圧粉コア（比較例；インダクタンス４．７μＨ相当）を同一電源に実装した際における出力電流と電力源効率（η）（測定周波数が３００ｋＨｚ）との関係を示すグラフであり、（ｂ）は（ａ）の出力電流が０．１〜１Ａの範囲を拡大して示したグラフ、 （ａ）は、試料Ｎｏ．６のＦｅ基非晶質合金粉末を用いて成形されたコイル封入圧粉コア（実施例；インダクタンス４．７μＨ相当）、及びＦｅ系結晶質合金粉末を用いて形成されたコイル封入圧粉コア（比較例；インダクタンス４．７μＨ相当）を同一電源に実装した際における出力電流と電力源効率（η）（測定周波数が５００ｋＨｚ）との関係を示すグラフであり、（ｂ）は（ａ）の出力電流が０．１〜１Ａの範囲を拡大して示したグラフ。

本実施形態におけるＦｅ基非晶質合金は、組成式が、Ｆｅ_{100-a-b-c-x-y-z-t}Ｎｉ_aＳｎ_bＣｒ_cＰ_xＣ_yＢ_zＳｉ_tで示され、０ａｔ％≦ａ≦１０ａｔ％、０ａｔ％≦ｂ≦３ａｔ％、０ａｔ％≦ｃ≦６ａｔ％、６．８ａｔ％≦ｘ≦１０．８ａｔ％、２．２ａｔ％≦ｙ≦９．８ａｔ％、０ａｔ％≦ｚ≦４．２ａｔ％、０ａｔ％≦ｔ≦３．９ａｔ％である。

上記のように、本実施形態のＦｅ基非晶質合金は、主成分としてのＦｅと、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉ（ただし、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｂ、Ｓｉの添加は任意）とを添加してなる軟磁性合金である。

また、本実施形態のＦｅ基非晶質合金は、飽和磁束密度をより高くしたり、磁歪を調整するために、主相の非晶質相と、α−Ｆｅ結晶相との混相組織が形成されていても良い。α−Ｆｅ結晶相はｂｃｃ構造である。

本実施形態のＦｅ基非晶質合金に含まれるＦｅの添加量は、上記した組成式では、（１００−ａ−ｂ−ｃ−ｘ−ｙ−ｚ−ｔ）で示され、後述の実験では、６５．９ａｔ％〜７７．４ａｔ％程度の範囲内である。このようにＦｅ量が高いことで高い磁化を得ることができる。

Ｆｅ基非晶質合金に含まれるＮｉの添加量ａは、０ａｔ％〜１０ａｔ％の範囲内で規定される。Ｎｉの添加によりガラス遷移温度（Ｔｇ）を低く、且つ換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高い値に維持できる。ここでＴｍは融点である。Ｎｉの添加量ａを１０ａｔ％程度まで大きくしても非晶質を得ることができる。ただし、Ｎｉの添加量ａが６ａｔ％を超えると、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）及び、Ｔｘ／Ｔｍ（ここでＴｘは、結晶化開始温度）が低下し、非晶質形成能が低下するので、本実施形態では、Ｎｉの添加量ａは、０ａｔ％〜６ａｔ％の範囲内であることが好ましく、さらに、４ａｔ％〜６ａｔ％の範囲内とすれば、安定して低いガラス遷移温度（Ｔｇ）と、高い換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を得ることが可能である。また高い磁化を維持できる。

Ｆｅ基非晶質合金に含まれるＳｎの添加量ｂは、０ａｔ％〜３ａｔ％の範囲内で規定される。Ｓｎの添加量ｂを３ａｔ％程度まで大きくしても非晶質を得ることができる。ただし、Ｓｎの添加により合金粉末中の酸素濃度が増加し、Ｓｎの添加により耐食性が低下しやすい。そのためＳｎの添加量は必要最小限に抑える。またＳｎの添加量ｂを３ａｔ％程度とするとＴｘ／Ｔｍが大きく低下し、非晶質形成能が低下することからＳｎの添加量ｂの好ましい範囲を０〜２ａｔ％に設定した。あるいは、Ｓｎの添加量ｂは１ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内であることが高いＴｘ／Ｔｍを確保できてより好ましい。

ところで本実施形態では、Ｆｅ基非晶質合金に、ＮｉとＳｎの双方を添加しないか、あるいはＮｉあるいはＳｎのどちらか一方のみを添加することが好適である。

例えば特許文献１（特開２００８−１６９４６６号公報）に記載された発明では、ＳｎとＮｉとを同時添加した実施例が数多く見られる。また同時添加の効果についても特許文献１の［００４３］欄等に記載があり、基本的にアニール処理（熱処理）温度の低減と非晶質形成の観点により評価している。

これに対し、本実施形態では、ＮｉあるいはＳｎを添加する場合には、どちらか一方のみを添加することとし、低いガラス遷移温度（Ｔｇ）、及び高い換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）のみならず、磁化を高くし且つ耐食性を向上させることを目的としている。本実施形態では、特許文献１のＦｅ基非晶質合金に比べて高い磁化を得ることができる。

また、Ｓｎの代わりに同様に熱処理温度を低下させる元素として、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｌ等を添加しても良い。但し、Ｉｎ、Ｇａは高価であり、ＡｌはＳｎと比較して水アトマイズで均一な球状粉を作ることが難しくなり、ＺｎはＳｎに比較して融点が高いため合金全体の融点を高める恐れがあり、これら元素の中でもＳｎを選択することがより好ましい。

Ｆｅ基非晶質合金に含まれるＣｒの添加量ｃは、０ａｔ％〜６ａｔ％の範囲内で規定される。Ｃｒは、合金に不動態化酸化皮膜を形成でき、Ｆｅ基非晶質合金の耐食性を向上できる。例えば、水アトマイズ法を用いてＦｅ基非晶質合金粉末を作製する際において、合金溶湯が直接水に触れたとき、更には水アトマイズ後のＦｅ基非晶質合金粉末の乾燥工程において生じる腐食部分の発生を防ぐことができる。一方、Ｃｒの添加によりガラス遷移温度（Ｔｇ）が高くなり、また飽和質量磁化σｓや飽和磁化Ｉｓが低下するので、Ｃｒの添加量ｃは必要最小限に抑えることが効果的である。特に、Ｃｒの添加量ｃを０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内に設定すると、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低く維持できるので好適である。

さらにＣｒの添加量ｃを１ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内で調整することがより好ましい。良好な耐食性とともに、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低く維持でき、且つ高い磁化を維持することができる。

Ｆｅ基非晶質合金に含まれるＰの添加量ｘは、６．８ａｔ％〜１０．８ａｔ％の範囲内で規定される。また、Ｆｅ基非晶質合金に含まれるＣの添加量ｙは、２．２ａｔ％〜９．８ａｔ％の範囲内で規定される。Ｐ及びＣの添加量を上記範囲内に規定したことで非晶質を得ることが出来る。

また本実施形態では、Ｆｅ基非晶質合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）を低くし、同時に、非晶質形成能の指標となる換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高くするが、ガラス遷移温度（Ｔｇ）の低下により、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高くするためには融点（Ｔｍ）を低くすることが必要である。

本実施形態では、特に、Ｐの添加量ｘを８．８ａｔ％〜１０．８ａｔ％の範囲内に調整することで融点（Ｔｍ）を効果的に低くすることができ、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高くすることが出来る。

一般に、Ｐは半金属の中で磁化を低下させやすい元素として知られており、高い磁化を得るためには添加量はある程度少なくする必要がある。加えて、Ｐの添加量ｘを１０．８ａｔ％とすると、Ｆｅ−Ｐ−Ｃの三元合金の共晶組成（Ｆｅ_79.4Ｐ_10.8Ｃ_9.8）付近となるため、Ｐを１０．８ａｔ％を超えて添加することは融点（Ｔｍ）の上昇を招く。従って、Ｐの添加量の上限は１０．８ａｔ％とすることが望ましい。一方、上記のように融点（Ｔｍ）を効果的に低下させ、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高くするためには、Ｐを８．８ａｔ％以上添加することが好ましい。

また、Ｃの添加量ｙを５．８ａｔ％〜８．８ａｔ％の範囲内に調整することが好適である。これにより、効果的に、融点（Ｔｍ）を低くでき、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高くすることが出来、磁化を高い値で維持出来る。

Ｆｅ基非晶質合金に含まれるＢの添加量ｚは、０ａｔ％〜４．２ａｔ％の範囲内で規定される。また、Ｆｅ基非晶質合金に含まれるＳｉの添加量ｔは、０ａｔ％〜３．９ａｔ％の範囲内で規定される。これにより、非晶質を得ることが出来、またガラス遷移温度（Ｔｇ）を低く抑えることが可能である。

具体的には、Ｆｅ基非晶質合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）を７４０Ｋ（ケルビン）以下に設定できる。但し、４．２ａｔ％を超えて添加すると磁化が低下するため、上限は４．２ａｔ％とすることが好ましい。

また本実施形態では、（Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）は、０ａｔ％〜４ａｔ％の範囲内であることが好ましい。これにより、Ｆｅ基非晶質合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）を効果的に７４０Ｋ以下に設定できる。また高い磁化を維持できる。

また本実施形態では、Ｂの添加量ｚを０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内に設定し、また、Ｓｉの添加量ｔを０ａｔ％〜１ａｔ％の範囲内に設定することで、より効果的にガラス遷移温度（Ｔｇ）を低く出来る。さらに加えて、（Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）を、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内とすることで、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を７１０Ｋ以下に抑えることが出来る。

あるいは本実施形態では、Ｂの添加量ｚを、０ａｔ％〜３ａｔ％の範囲内、Ｓｉの添加量ｔを、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内、及び、（Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）が、０ａｔ％〜３ａｔ％の範囲内とすることで、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を７２０Ｋ以下に抑えることが出来る。

特許文献２（特開２００５−３０７２９１号公報）、特許文献３（特開２００４−１５６１３４号公報）、及び特許文献４（特開２００２−２２６９５６号公報）に記載された発明に示された実施例では、Ｂの添加量が、本実施形態に比べて比較的高く、また（Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）も本実施形態よりも大きい。また特許文献６（特開昭５７−１８５９５７号公報）に記載された発明においても、（Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）が本実施形態よりも大きくなる。

Ｓｉ及びＢの添加は非晶質形成能の向上に役立つが、ガラス遷移温度（Ｔｇ）が上昇しやすくなるため、本実施形態では、ガラス遷移温度（Ｔｇ）をできる限り低くすべく、Ｓｉ、Ｂ及びＳｉ＋Ｂの添加量を必要最小限に抑えることとしている。さらにＢを必須元素として含むことで、非晶質化を促進できるとともに、大きな粒径の非晶質合金を安定して得ることができる。

さらに本実施形態では、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低くし、同時に磁化も高くできるものである。

また本実施形態では、Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）は、０〜０．３６の範囲内であることが好ましい。またＳｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）は、０〜０．２５の範囲内であることがより好ましい。

特許文献２（特開２００５−３０７２９１号公報）に記載された発明でも、Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）の値を規定しているが本実施形態では、特許文献２よりも、Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）の値を低く設定できる。

本実施形態では、Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）を上記範囲内に設定することで、より効果的に、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低くでき、且つ換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高めることができる。

なお特許文献４（特開２００２−２２６９５６号公報）に記載された発明でも、Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）の値を規定しているが、Ａｌを必須元素にしており、構成元素が異なる。またＢの含有量等も本実施形態と異なる。なお特許文献５（特開２００２−１５１３１号公報）に記載された発明もＡｌを必須元素としている。

本実施形態のＦｅ基非晶質合金は、組成式が、Ｆｅ_{100-c-x-y-z-t}Ｃｒ_cＰ_xＣ_yＢ_zＳｉ_tで示され、１ａｔ％≦ｃ≦２ａｔ％、８．８ａｔ％≦ｘ≦１０．８ａｔ％、５．８ａｔ％≦ｙ≦８．８ａｔ％、１ａｔ％≦ｚ≦２ａｔ％、０ａｔ％＜ｔ≦１ａｔ％であることがより好適である。

これにより、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を７２０Ｋ以下にでき、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を０．５７以上にでき、飽和磁化Ｉｓを１．２５以上にでき、飽和質量磁化σｓを１７５×１０^-6Ｗｂｍ／ｋｇ以上にできる。

また本実施形態のＦｅ基非晶質合金は、組成式が、Ｆｅ_{100-a-c-x-y-z-t}Ｎｉ_aＣｒ_cＰ_xＣ_yＢ_zＳｉ_tで示され、４ａｔ％≦ａ≦６ａｔ％、１ａｔ％≦ｃ≦２ａｔ％、８．８ａｔ％≦ｘ≦１０．８ａｔ％、５．８ａｔ％≦ｙ≦８．８ａｔ％、１ａｔ％≦ｚ≦２ａｔ％、０ａｔ％＜ｔ≦１ａｔ％であることがより好適である。

これにより、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を７０５Ｋ以下にでき、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を０．５６以上にでき、飽和磁化Ｉｓを１．２５以上にでき、飽和質量磁化σｓを１７０×１０^-6Ｗｂｍ／ｋｇ以上にできる。

また本実施形態のＦｅ基非晶質合金は、組成式が、Ｆｅ_{100-a-c-x-y-z}Ｎｉ_aＣｒ_cＰ_xＣ_yＢ_zで示され、４ａｔ％≦ａ≦６ａｔ％、１ａｔ％≦ｃ≦２ａｔ％、８．８ａｔ％≦ｘ≦１０．８ａｔ％、５．８ａｔ％≦ｙ≦８．８ａｔ％、１ａｔ％≦ｚ≦２ａｔ％であることがより好適である。

これにより、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を７０５Ｋ以下にでき、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を０．５６以上にでき、飽和磁化Ｉｓを１．２５以上にでき、飽和質量磁化σｓを１７０×１０^-6Ｗｂｍ／ｋｇ以上にできる。

また本実施形態におけるＦｅ基非晶質合金では、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇを概ね、２０Ｋ以上にでき、組成によってはΔＴｘを４０Ｋ以上にでき、より非晶質形成能を高めることができる。

本実施形態では、上記の組成式から成るＦｅ基非晶質合金を例えば、アトマイズ法により粉末状に、あるいは液体急冷法により帯状（リボン状）に製造できる。

なお、本実施形態におけるＦｅ基非晶質合金では、不可避の不純物としてＴｉ、Ａｌ、Ｍｎ等の元素が微量混入していてもよい。

本実施形態におけるＦｅ基非晶質合金粉末は、例えば結着材により固化成形された図１に示す円環状の圧粉コア１や図２に示すコイル封入圧粉コア２に適用される。

図２（ａ）（ｂ）に示すコイル封入コア（インダクタ素子）２は、圧粉コア３と、前記圧粉コア３に覆われるコイル４とを有して構成される。

Ｆｅ基非晶質合金粉末は、略球状あるいは楕円体状等からなる。前記Ｆｅ基非晶質合金粉末は、コア中に多数個存在し、各Ｆｅ基非晶質合金粉末間が前記結着材にて絶縁された状態となっている。

また、前記結着材としては、エポキシ樹脂、シリコーン樹脂、シリコーンゴム、フェノール樹脂、尿素樹脂、メラミン樹脂、ＰＶＡ（ポリビニルアルコール）、アクリル樹脂等の液状又は粉末状の樹脂あるいはゴムや、水ガラス（Ｎａ₂Ｏ−ＳｉＯ₂）、酸化物ガラス粉末（Ｎａ₂Ｏ−Ｂ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂、ＰｂＯ−Ｂ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂、ＰｂＯ−ＢａＯ−ＳｉＯ₂、Ｎａ₂Ｏ−Ｂ₂Ｏ₃−ＺｎＯ、ＣａＯ−ＢａＯ−ＳｉＯ₂、Ａｌ₂Ｏ₃−Ｂ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂、Ｂ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂）、ゾルゲル法により生成するガラス状物質（ＳｉＯ₂、Ａｌ₂Ｏ₃、ＺｒＯ₂、ＴｉＯ₂等を主成分とするもの）等を挙げることができる。

また潤滑剤としては、ステアリン酸亜鉛、ステアリン酸アルミニウム等を用いることが出来る。結着材の混合比は５質量％以下、潤滑剤の添加量は０．１質量％〜１質量％程度である。

圧粉コアをプレス成形した後、Ｆｅ基非晶質合金粉末の応力歪みを緩和すべく熱処理を施すが、本実施形態では、Ｆｅ基非晶質合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）を低くでき、したがってコアの最適熱処理温度を従来に比べて低くできる。ここで「最適熱処理温度」とは、Ｆｅ基非晶質合金粉末に対して効果的に応力歪みを緩和でき、コアロスを最小限に小さくできるコア成形体に対する熱処理温度である。例えば、Ｎ₂ガス、Ａｒガス等不活性ガス雰囲気において、昇温速度を４０℃／ｍｉｎとし、所定の熱処理温度に到達したらその熱処理温度に１時間保持し、そしてコアロスＷが最も小さくなるときの前記熱処理温度を最適熱処理温度と認定する。

圧粉コア成形後に施す熱処理温度Ｔ１は樹脂の耐熱性等を考慮して、最適熱処理温度Ｔ２以下の低い温度に設定される。そして本実施形態では、最適熱処理温度Ｔ２を従来よりも低くすることができるから、（最適熱処理温度Ｔ２−コア成形後の熱処理温度Ｔ１）を従来に比べて小さくすることができる。

このため、本実施形態では、コア成形後に施す熱処理温度Ｔ１の熱処理によっても従来に比べてＦｅ基非晶質合金粉末の応力歪みを効果的に緩和でき、また本実施形態におけるＦｅ基非晶質合金は高い磁化を維持しているために、所望のインダクタンスを確保できるとともに、コアロス（Ｗ）の低減を図ることができ、電源に実装した際に高い電源効率（η）を得ることが出来る。

具体的には本実施形態では、Ｆｅ基非晶質合金において、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を７４０Ｋ以下に設定でき、好ましくは７１０Ｋ以下に設定できる。また換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を０．５２以上に設定でき、好ましくは０．５４以上に設定でき、より好ましくは０．５６以上に設定できる。また飽和質量磁化σｓを１４０（×１０^-6Ｗｂｍ／ｋｇ）以上に設定でき、また飽和磁化Ｉｓを１Ｔ以上に設定できる。

またコア特性としては、最適熱処理温度を６９３．１５Ｋ（４２０℃）以下、好ましくは６７３．１５Ｋ（４００℃）以下に設定できる。また、コアロスＷを９０（ｋＷ／ｍ³）以下、好ましくは６０（ｋＷ／ｍ³）以下に設定できる。

本実施形態では、図２（ｂ）のコイル封入圧粉コア２に示すように、コイル４には、エッジワイズコイルを用いることが出来る。エッジワイズコイルとは平角線の短辺を内径面として縦に巻いたコイルを示す。

本実施形態によれば、Ｆｅ基非晶質合金の最適熱処理温度を低くすることができるため、結着材の耐熱温度未満の熱処理温度で応力歪が適切に緩和でき、圧粉コア３の透磁率μを高くできるため、丸線コイルに比べて各ターンにおける導体の断面積が大きいエッジワイズコイルを用い、少ないターン数にて所望の高いインダクタンスＬを得ることが可能になる。このように本発明では、コイル４に各ターンにおける導体の断面積が大きいエッジワイズコイルを用いることができるため、直流抵抗Ｒｄｃを小さくでき、発熱及び銅損を抑制することが可能である。

また本実施形態では、コア成形後の熱処理温度Ｔ１を、５５３．１５Ｋ（２８０℃）〜６２３．１５Ｋ（３５０℃）程度に設定することができる。

なお本実施形態におけるＦｅ基非晶質合金の組成は、ＩＣＰ−ＭＳ（高周波誘導結合質量分析装置）等で測定することが可能である。

（最適熱処理温度とガラス遷移温度（Ｔｇ）との関係を求める実験）
下記の表１に示す各組成から成る各Ｆｅ基非晶質合金を製造した。これら合金はいずれも液体急冷法によりリボン状で形成されたものである。
なおＮｏ．１の試料は、比較例であり、Ｎｏ．２〜８が実施例である。

表１の各試料が非晶質であることは、ＸＲＤ（Ｘ線回折装置）により確認した。また、キュリー温度（Ｔｃ）、ガラス遷移温度（Ｔｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）、融点（Ｔｍ）を、ＤＳＣ（示差走査熱量計）により測定した（昇温速度はＴｃ、Ｔｇ、Ｔｘが０．６７Ｋ／ｓｅｃ、Ｔｍは０．３３Ｋ／ｓｅｃ）。

また表１に示す飽和磁化Ｉｓと飽和質量磁化σｓはＶＳＭ（振動試料型磁力計）で測定した。

表１のコア特性の実験に使用したのは、図１に示した円環状の圧粉コアであり、表１に示す各Ｆｅ基非晶質合金の粉末と、樹脂（アクリル樹脂）；３質量％、潤滑剤（ステアリン酸亜鉛）；０．３質量％を混合し、プレス圧６００ＭＰａにて、外径２０ｍｍ、内径１２ｍｍ、高さ６．８ｍｍのトロイダル状６．５ｍｍ角で、高さが３．３ｍｍのコア成形体を形成し、さらにＮ₂ガス雰囲気下で、昇温速度を０．６７Ｋ／ｓｅｃ（４０℃／ｍｉｎ）、熱処理温度を５７３．１５Ｋ（３００℃）保持時間を１時間として成形されたものである。

表１に示す「最適熱処理温度」は前記コア成形体に対して昇温速度を０．６７Ｋ／ｓｅｃ（４０℃／ｍｉｎ）、保持時間１時間にて熱処理を施すときに、圧粉コアのコアロス（Ｗ）を最も低減できる理想的な熱処理温度を指す。表１に示す最適熱処理温度は最も低くて６３３．１５Ｋ（３６０℃）であり、実際にコア成形体に対して施した熱処理温度（５７３．１５Ｋ）よりも高い値となっている。

表１に示す圧粉コアのコアロス（Ｗ）の評価は、岩通計測（株）製ＳＹ−８２１７ ＢＨアナライザを用いて周波数１００ｋＨｚ、最大磁束密度２５ｍＴとして求めた。また、透磁率（μ）は、インピーダンスアナライザを用いて周波数１００ＫＨｚで測定した。

図３は、表１の圧粉コアの最適熱処理温度とコアロス（Ｗ）との関係を示すグラフである。図３に示すように、コアロス（Ｗ）を９０ｋＷ／ｍ³以下に設定するには最適熱処理温度を６９３．１５Ｋ（４２０℃）以下に設定することが必要であるとわかった。

また図４は、合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）と表１の圧粉コアの最適熱処理温度との関係を示すグラフである。図４に示すように、最適熱処理温度を６９３．１５Ｋ（４２０℃）以下に設定するにはガラス遷移温度（Ｔｇ）を７４０Ｋ（４６６．８５℃）以下に設定することが必要とわかった。

また、図３から、コアロス（Ｗ）を６０ｋＷ／ｍ³以下に設定するには最適熱処理温度を６７３．１５Ｋ（４００℃）以下に設定することが必要であるとわかった。また図４から、最適熱処理温度を６７３．１５Ｋ（４００℃）以下に設定するにはガラス遷移温度（Ｔｇ）を７１０Ｋ（４３６．８５℃）以下に設定することが必要とわかった。

以上のように表１、図３及び図４の実験結果から、本実施例のガラス遷移温度（Ｔｇ）の適用範囲を７４０Ｋ（４６６．８５℃）以下に設定した。また本実施例において、７１０Ｋ（４３６．８５℃）以下のガラス遷移温度（Ｔｇ）を好ましい適用範囲とした。

（Ｂ添加量及びＳｉ添加量の実験）
以下の表２に示す各組成から成る各Ｆｅ基非晶質合金を製造した。各試料は、液体急冷法によりリボン状で形成されたものである。

表２に示す試料Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１５（いずれも実施例）では、Ｆｅ量、Ｃｒ量及びＰ量を固定し、Ｃ量、Ｂ量及びＳｉ量を変化させた。また試料Ｎｏ．２（実施例）では、Ｆｅ量を、試料Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１５のＦｅ量よりもやや小さくした。試料Ｎｏ．１６，１７（比較例）では、試料Ｎｏ．２と組成が近いが、試料Ｎｏ．２に比べてＳｉが多く添加されている。

表２に示すように、Ｂの添加量ｚを０ａｔ％〜４．２ａｔ％の範囲内、及びＳｉの添加量ｔを０ａｔ％〜３．９ａｔ％の範囲内に設定することで、非晶質を形成できるとともに、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を７４０Ｋ（４６６．８５℃）以下に設定できることがわかった。

また表２に示すようにＢの添加量ｚを、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内に設定することで、ガラス遷移温度（Ｔｇ）をより効果的に低減できることがわかった。また、Ｓｉの添加量ｔを０ａｔ％〜１ａｔ％の範囲内に設定することで、ガラス遷移温度（Ｔｇ）をより効果的に低減できることがわかった。

また（Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）を、０ａｔ％〜４ａｔ％の範囲内とすることで、より確実にガラス遷移温度（Ｔｇ）を７４０Ｋ（４６６．８５℃）以下に設定できることがわかった。

また、Ｂの添加量ｚを、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内に設定し、Ｓｉの添加量ｔを０ａｔ％〜１ａｔ％に設定し、さらに（Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）を、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内に設定することで、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を７１０Ｋ（４３６．８５℃）以下に設定できることがわかった。

あるいは、Ｂの添加量ｚを、０ａｔ％〜３ａｔ％の範囲内に設定し、Ｓｉの添加量ｔを０ａｔ％〜２ａｔ％に設定し、さらに（Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）を、０ａｔ％〜３ａｔ％の範囲内とすることで、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を７２０Ｋ（４４６．８５℃）以下に設定できることがわかった。

また表２に示す実施例では、いずれも換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）が０．５４０以上であった。さらに、飽和質量磁化σｓを、１７６（×１０^-6Ｗｂｍ／ｋｇ）以上にでき、また飽和磁化Ｉｓを、１．２７以上にできた。

一方、表２に示す比較例である試料Ｎｏ．１６，１７では、ガラス遷移温度（Ｔｇ）が７４０Ｋ（４６６．８５℃）よりも大きくなった。

（Ｎｉの添加量の実験）
以下の表３に示す各組成から成る各Ｆｅ基非晶質合金を製造した。各試料は、液体急冷法によりリボン状で形成されたものである。

表３に示す試料Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２５（いずれも実施例）では、Ｃｒ，Ｐ，Ｃ，Ｂ，Ｓｉの添加量を固定し、Ｆｅ量、Ｎｉ量を変化させた。表３に示すように、Ｎｉの添加量ａを１０ａｔ％まで大きくしても、非晶質が得られることがわかった。また、いずれの試料も、ガラス遷移温度（Ｔｇ）が７２０Ｋ（４４６．８５℃）以下、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）が０．５４以上であった。

図５は、合金のＮｉ添加量とガラス遷移温度（Ｔｇ）との関係を示すグラフ、図６は、合金のＮｉ添加量と結晶化開始温度（Ｔｘ）との関係を示すグラフ、図７は、合金のＮｉ添加量と換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）との関係を示すグラフ、図８は、合金のＮｉ添加量とＴｘ／Ｔｍとの関係を示すグラフである。

図５，図６に示すようにＮｉの添加量ａを増やすと、徐々に、ガラス遷移温度（Ｔｇ）及び結晶化開始温度（Ｔｘ）が低下することがわかった。

また図７，図８に示すように、Ｎｉ添加量ａを６ａｔ％程度まで大きくしても、高い換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）及びＴｘ／Ｔｍを維持できるが、Ｎｉ添加量ａが６ａｔ％を越えると、急激に、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）及びＴｘ／Ｔｍが低下することがわかった。

本実施例では、ガラス遷移温度（Ｔｇ）の低下とともに、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を大きくして非晶質形成能を高めることが必要であるため、Ｎｉ添加量ａの範囲を０ａｔ％〜１０ａｔ％とし、好ましい範囲を０ａｔ％〜６ａｔ％に設定した。

またＮｉ添加量ａを４ａｔ〜６ａｔ％の範囲内に設定すれば、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低くできることともに、安定して高い換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）及びＴｘ／Ｔｍが得られることがわかった。

（Ｓｎの添加量の実験）
以下の表４に示す各組成から成る各Ｆｅ基非晶質合金を製造した。各試料は、液体急冷法によりリボン状で形成されたものである。

表４に示す試料Ｎｏ．２６〜Ｎｏ．２９では、Ｃｒ，Ｐ，Ｃ，Ｂ，Ｓｉの添加量を固定し、Ｆｅ量及びＳｎ量を変化させた。Ｓｎ量を３ａｔ％まで大きくしても非晶質が得られることがわかった。

ただし表４に示すように，Ｓｎの添加量ｂを増やすと合金粉末の酸素濃度が増加し耐食性が低下することが分かる。耐食性が低い場合、耐食性を高めるため、Ｃｒを添加することとなるが、飽和磁化Ｉｓと飽和質量磁化σｓを低下させることとなる。そのため、添加量ｂは必要最小限に抑えることが必要であるとわかった。

図９は、合金のＳｎ添加量とガラス遷移温度（Ｔｇ）との関係を示すグラフ、図１０は、合金のＳｎ添加量と結晶化開始温度（Ｔｘ）との関係を示すグラフ、図１１は、合金のＳｎ添加量と換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）との関係を示すグラフ、図１２は、合金のＳｎ添加量とＴｘ／Ｔｍとの関係を示すグラフである。

図９に示すようにＳｎの添加量ｂを増やすと、ガラス遷移温度（Ｔｇ）が低下する傾向が見られた。

また図１２に示すように、Ｓｎの添加量ｂを３ａｔ％にすると、Ｔｘ／Ｔｍが低下し、非晶質形成能が悪化することがわかった。

したがって本実施例では、耐食性の低下を抑制し、且つ高い非晶質形成能を維持するため、Ｓｎの添加量ｂを０ａｔ％〜３ａｔ％の範囲内とし、０ａｔ％〜２ａｔ％を好ましい範囲とした。

なおＳｎの添加量ｂを２ａｔ％〜３ａｔ％とすると、上記のようにＴｘ／Ｔｍは小さくなるが、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）は高くできる。

また各表に示すように、試料Ｎｏ．７を除いて、各Ｆｅ基非晶質合金にはＮｉ及びＳｎの双方を含まないか、あるいはＮｉかＳｎのどちらか一方を含む。一方、試料Ｎｏ．７はＮｉ及びＳｎの双方を含むが他の試料に比べてやや磁化が小さくなっており、したがって、Ｎｉ及びＳｎの双方を含まないか、あるいはＮｉかＳｎのどちらか一方を含むことで、磁化を高めることができるとわかった。

（Ｐの添加量及びＣの添加量の実験）
以下の表５に示す各組成から成る各Ｆｅ基非晶質合金を製造した。各試料は、液体急冷法によりリボン状で形成されたものである。

表５の試料Ｎｏ９，１０，１２，１４，１５，３０〜３３（いずれも実施例）では、Ｆｅ，Ｃｒの添加量を固定し、Ｐ，Ｃ，Ｂ，Ｓｉの添加量を変化させた。

表５に示すように、Ｐの添加量ｘを、６．８ａｔ％〜１０．８ａｔ％の範囲内、Ｃの添加量ｙを２．２ａｔ％〜９．８ａｔ％の範囲内で調整すれば、非晶質を得ることができるとわかった。またいずれの実施例でもガラス遷移温度（Ｔｇ）を７４０Ｋ（４６６．８５℃）以下にでき、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を０．５２以上にできた。

図１３は、合金のＰの添加量ｘと融点（Ｔｍ）との関係を示すグラフ、図１４は、合金のＣの添加量ｙと融点（Ｔｍ）との関係を示すグラフである。

本実施例では、７４０Ｋ（４６６．８５℃）以下、好ましくは７１０Ｋ（４３６．８５℃）以下のガラス遷移温度（Ｔｇ）を得ることができるが、ガラス遷移温度（Ｔｇ）の低下により、Ｔｇ／Ｔｍで示される非晶質形成能を高めるには融点（Ｔｍ）を低くすることが必要である。なお、図１３，図１４に示すように融点（Ｔｍ）は、Ｃ量よりＰ量に対する依存性が高いと考えられる。

特に、Ｐの添加量ｘを８．８ａｔ％〜１０．８ａｔ％の範囲内に設定すれば、融点（Ｔｍ）を効果的に低減でき、したがって換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高めることができるとわかった。

なおＣの添加量ｙの好ましい範囲を５．８ａｔ％〜８．８ａｔ％の範囲内に設定すれば、融点（Ｔｍ）が低下しやすくなり、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高めることができるとわかった。

また、表５に示す各実施例では、飽和質量磁化σｓを、１７６×１０^-6Ｗｂｍ／ｋｇ以上にでき、また飽和磁化Ｉｓを、１．２７Ｔ以上にできた。

また本実施例では、全て、Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）が、０〜０．３６の範囲内であった。また、Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）を、０〜０．２５の範囲内に設定することが好ましい。例えば表２に示す試料Ｎｏ．２は、Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）が０．２５を越える。これに対して表５に示す各実施例では、Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）がいずれも０．２５を下回るが、Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）を低く設定することで、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を効果的に低減でき、且つ換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）も０．５２以上（好ましくは０．５４以上）の高い値を確保できることがわかった。

またＳｉを添加した形態におけるＳｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）の下限値は０．０８であることが好適である。

このようにＳｉを添加しても、Ｓｉ量をＰ量との比において小さくすることで、効果的に、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を低くでき、且つ換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を高めることができる。

（Ｃｒの添加量の実験）
以下の表６に示す組成の各試料から各Ｆｅ基非晶質合金を製造した。各試料は、液体急冷法によりリボン状で形成されたものである。

表６の各試料では、Ｎｉ，Ｐ，Ｃ，Ｂ，Ｓｉの添加量を固定し、Ｆｅ，Ｃｒの添加量を変化させた。表６に示すように、Ｃｒの添加量を増やすと、合金粉末の酸素濃度が徐々に低下し、耐食性が向上することがわかった。

図１５は、合金のＣｒの添加量とガラス遷移温度（Ｔｇ）との関係を示すグラフ、図１６は、合金のＣｒの添加量と結晶化温度（Ｔｘ）との関係を示すグラフ、図１７は、合金のＣｒの添加量と飽和磁化Ｉｓとの関係を示すグラフである。

図１５に示すように、Ｃｒの添加量を増やすと、ガラス遷移温度（Ｔｇ）が徐々に大きくなることがわかった。また表６及び図１７に示すように、Ｃｒの添加量を増やすことにより飽和質量磁化σｓ及び飽和磁化Ｉｓが徐々に低下することがわかった。

図１５及び表６に示すようにガラス遷移温度（Ｔｇ）が低く、且つ、飽和質量磁化σｓが１４０×１０^-6Ｗｂｍ／ｋｇ以上、飽和磁化Ｉｓが１Ｔ以上得られるようにＣｒの添加量ｃを０ａｔ％〜６ａｔ％の範囲内に設定した。また、Ｃｒの好ましい添加量ｃを、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内に設定した。図１５に示すように、Ｃｒの添加量ｃを０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内に設定することで、ガラス遷移温度（Ｔｇ）を、Ｃｒ量に関わらず低い値に設定できる。

さらにＣｒの添加量ｃを、１ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内とすることで、耐食性を向上でき、且つ、安定して低いガラス遷移温度（Ｔｇ）を得ることができ、さらに高い磁化を維持することが可能であることがわかった。

また表６の実施例ではいずれもガラス遷移温度（Ｔｇ）を７００Ｋ（４２６．８５℃）以下にでき、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を０．５５以上に出来た。

（試料Ｎｏ．３，５，６の各Ｆｅ基非晶質合金の粉末を用いて成形したコイル封入圧粉コアに対するコア特性の実験）
表７に示す試料Ｎｏ．３，５，６は、既に表１に示されているものと同じである。すなわち各Ｆｅ基非晶質合金の粉末を水アトマイズ法により作製し、更に表１の説明箇所で記載した図１の円環状の圧粉コアの作製条件にて、各圧粉コアを成形した。

以下の表７には、各試料Ｎｏ．３，５，６の粉末特性及びコア特性（表１と同じ）を示す。

なお表７に示す粒度は、日機装（株）製のマイクロトラック粒度分布測定装置 ＭＴ３００ＥＸを用いて測定した。

次に、試料Ｎｏ．３，５，６の各Ｆｅ基非晶質合金粉末を用いて成形され、図２に示したようなコイル４を圧粉コア３の中に封入した、コイル封入圧粉コアを用いて、インダクタンス（Ｌ）、コアロス（Ｗ）及び電源効率（η）の夫々を測定した。

インダクタンス（Ｌ）は、ＬＲＣメータを用いて測定した。また電源効率（η）はコイル封入圧粉コアを電源に実装して測定した。なお、電源効率（η）の測定周波数を３００ｋＨｚとした。なお、上記Ｎｏ．３，５，６の各合金粉末を用いたコイル封入圧粉コアは、各試料合金粉末と樹脂（アクリル樹脂）；３質量％、潤滑剤（ステアリン酸亜鉛）；０．３質量％を混合し、さらに上記合金粉末と樹脂等との混合材に２．５ターンのコイルを封入した状態で、プレス圧６００ＭＰａにて６．５ｍｍ角で、高さ３．３ｍｍのコア成形体を形成し、さらにＮ₂雰囲気下で昇温速度を０．０３Ｋ／ｓｅｃ（２℃／ｍｉｎ）、熱処理温度６２３．１５Ｋ（３５０℃）にて１時間保持し、作成されたものである。

図１８は、図２に示したものと同様な各コイル封入圧粉コアにおける周波数とインダクタンスとの関係を示すグラフ、図１９は、同じく各コイル封入圧粉コアにおける周波数とコアロスＷ（最大磁束密度２５ｍＴに固定）との関係を示すグラフ、図２０は、出力電流と電力変換効率（η）との関係を示すグラフである。

図１８に示すようにＦｅ基非晶質合金粉末を用いたコイル封入圧粉コアの最適熱処理温度が低いほど、インダクタンス（Ｌ）を高くできることがわかった。

また図１９に示すように、Ｆｅ基非晶質合金粉末を用いたコイル封入圧粉コアの最適熱処理温度が低いほど、コアロス（Ｗ）を低減できることがわかった。

さらに図２０に示すように、Ｆｅ基非晶質合金粉末を用いたコイル封入圧粉コアの最適熱処理温度が低いほど、電源効率（η）を高めることができるとわかった。

特にコイル封入圧粉コアの最適熱処理温度が６７３．１５Ｋ（４００℃）以下であると、効果的にコアロス（Ｗ）を低減でき、且つ電源効率（η）を効果的に高めることができるとわかった。

（本実施例のＦｅ基非晶質合金粉末、及び従来品（コイル封入圧粉コア）に対するコア特性の実験）
測定周波数は３００ｋＨｚとし、インダクタンスが略０．５μＨとなるように各コイル封入圧粉コアの作製条件を調整した。

実験では、実施例として試料Ｎｏ５，６の各Ｆｅ基非晶質合金の粉末を用いてコイル封入圧粉コアを成形した。

試料Ｎｏ．５の試料を用いたコイル封入圧粉コア（インダクタンスＬ＝０．４９μＨ）は、Ｆｅ基非晶質合金粉末と、樹脂（アクリル樹脂）；３質量％、潤滑剤（ステアリン酸亜鉛）；０．３質量％を混合し、さらに、２．５ターンのコイルを封入した状態で、プレス圧６００ＭＰａにて、６．５ｍｍ角で、高さが２．７ｍｍのコア成形体を形成し、さらにＮ₂ガス雰囲気下で、熱処理温度を３５０℃（昇温速度２℃／ｍｉｎ）として成形されたものである。

また、試料Ｎｏ．６の試料を用いたコイル封入圧粉コア（インダクタンスＬ＝０．５μＨ）は、Ｆｅ基非晶質合金粉末と、樹脂（アクリル樹脂）；３質量％、潤滑剤（ステアリン酸亜鉛）；０．３質量％を混合し、さらに、２．５ターンのコイルを封入した状態で、プレス圧６００ＭＰａにて、６．５ｍｍ角で、高さが２．７ｍｍのコア成形体を形成し、さらにＮ₂ガス雰囲気下で、熱処理温度を３２０℃（昇温速度２℃／ｍｉｎ）として成形されたものである。

また市販品１は、磁性粉末がカルボニルＦｅ粉で構成されたコイル封入圧粉コア、市販品２は、Ｆｅ基非晶質合金粉末で構成されたコイル封入圧粉コア、市販品３は、磁性粉末がＦｅＣｒＳｉ合金で構成されたコイル封入圧粉コアであり、いずれもインダクタンスＬは０．５μＨであった。

図２１に、各試料における出力電流と電源効率（η）との関係を示す。図２１に示すように、本実施例は、各市販品に比べて高い電源効率（η）を得ることができるとわかった。

（本実施例のＦｅ基非晶質合金粉末、及び、比較例のＦｅ基結晶質合金粉末を用いて形成された各コイル封入圧粉コアに対する実験）
実施例として試料Ｎｏ．６のＦｅ基非晶質合金粉末と、樹脂（アクリル樹脂）；３質量％、潤滑剤（ステアリン酸亜鉛）；０．３質量％を混合し、さらに図２（ｂ）に示すエッジワイズコイルを封入した状態で、プレス圧６００ＭＰａにて、６．５ｍｍ角で、高さが２．７ｍｍのコア成形体を形成し、さらにＮ₂ガス雰囲気下で、熱処理温度を３２０℃（昇温速度２℃／ｍｉｎ）としてコイル封入圧粉コアを成形した。

また、比較例としてＦｅ基結晶質合金粉末を用いた市販品のコイル封入圧粉コアを用意した。

実験では、実施例として、導体の幅寸法が０．８７ｍｍ、厚みが０．１６ｍｍのエッジワイズコイルを用い、ターン数を７として、インダクタンス（１００ｋＨｚ）が３．３１μＨとなるコイル封入圧粉コア（３．３μＨ相当品）を成形した。

また、実験では、実施例として、導体の幅寸法が０．８７ｍｍ、厚みが０．１６ｍｍのエッジワイズコイルを用い、ターン数を１０として、インダクタンス（１００ｋＨｚ）が４．８４μＨとなるコイル封入圧粉コア（４．７μＨ相当品）を成形した。

また、実験では、比較例のコイル封入圧粉コアとして、コイルは導体の直径が０．３７３ｍｍの丸線コイルであり、ターン数は１０．５ターン、インダクタンス（１００ｋＨｚ）が３．４８μＨとなるコイル封入圧粉コア（３．３μＨ相当品）を用意した。

また、実験では、比較例のコイル封入圧粉コアとして、コイルは導体の直径が０．３５２ｍｍの丸線コイルであり、ターン数は１２．５ターン、インダクタンス（１００ｋＨｚ）が４．４μＨとなるコイル封入圧粉コア（４．７μＨ相当品）を用意した。

実施例のコイル封入圧粉コアでは、エッジワイズコイルを用い、比較例のコイル封入圧粉コアでは、丸線コイルを用いたが、それは、実施例のＦｅ基非晶質合金粉末の透磁率μが２５．９（表１参照）と高いのに対し、比較例のＦｅ基結晶質合金粉末の透磁率μが１９．２と低いためである。

インダクタンスＬの値を高くしようとすればそれだけコイルのターン数を多くしなければならないが、比較例のように透磁率μが低いと、実施例に比べて、さらにターン数を増やすことが必要になる。

コイルの各ターンにおける導体の断面積は上記したエッジワイズコイル及び丸線コイルの各寸法を用いて計算してみると、実施例に使用したエッジワイズコイルのほうが丸線コイルよりも大きくなる。このため本実験に使用したエッジワイズコイルのほうが丸線コイルに比べて、圧粉コア内にてターン数を稼ぐことができない。あるいは、エッジワイズコイルのターン数を多くすることで、コイルの上下に位置する圧粉コアの厚みが非常に薄くなると、ターン数を増やしたことのインダクタンスＬの増大効果が小さくなり、結局、所定の高いインダクタンスＬを得ることができなくなる。

このため、比較例では、各ターンにおける導体の断面積をエッジワイズコイルに比べて小さくできる丸線コイルを使用してターン数を稼いで、所定の高いインダクタンスＬが得られるように調整したのである。

これに対して実施例では圧粉コアの透磁率μが高いために比較例に比べてターン数を少なくして所定の高いインダクタンスを得ることができ、したがって実施例では、丸線コイルよりも各ターンにおける導体の断面積が大きいエッジワイズコイルを用いることが可能になる。当然のことながら実施例のＦｅ基非晶質合金粉末を用いたコイル封入圧粉コアにおいても、エッジワイズコイルを用いて、狙うインダクタンスがさらに高くなる場合には、ターン数が増大し、コイル上下の圧粉コアの厚みが薄くなることで、十分なインダクタンスの増大効果を期待できなくなるが、本実施例は、比較例に比べて広範囲のインダクタンスの調整に対して、エッジワイズコイルの使用が可能になる。

そして実験では、実施例の３．３μＨ相当品及び４．７μＨ相当品、比較例の３．３μＨ相当品及び４．７μＨ相当品におけるコイルの直流抵抗Ｒｄｃを測定した。その実験結果が表８に示されている。

上記したように比較例では、丸線コイルを用いたが、表８に示すように、丸線コイルを使用した比較例では、直流抵抗Ｒｄｃが大きくなった。このため比較例におけるコイル封入圧粉コアでは、発熱や銅損の損失を適切に抑制することができない。

これに対して実施例では、上記のように、Ｆｅ基非晶質合金粉末の透磁率μを高くできるために、本実験に使用した丸線コイルに比べて断面積が大きいエッジワイズコイルを用い、少ないターン数にて所望の高いインダクタンスＬを得ることが可能になった。このように本実施例のコイル封入圧粉コアでは、コイルに断面積の大きいエッジワイズコイルを用いることができるため、表８に示すように比較例に比べて直流抵抗Ｒｄｃを小さくでき、発熱や銅損の損失を適切に抑制することが可能になる。

次に表８に示す実施例のコイル封入圧粉コア（４．７μＨ相当品）、及び比較例のコイル封入圧粉コア（４．７μＨ相当品）を用いて、出力電流に対する電源効率（η）を測定した。

図２３（ａ）（ｂ）は、測定周波数を３００ｋＨｚとした場合の実施例及び比較例の各４．７μＨ相当品における出力電流と電源効率（η）との関係を示す実験結果、図２４（ａ）（ｂ）は、測定周波数を５００ｋＨｚとした場合の実施例及び比較例の各４．７μＨ相当品における出力電流と電源効率（η）との関係を示す実験結果である。なお、出力電流が０．１Ａ〜１Ａの範囲では特に図２４（ａ）において、実施例と比較例のグラフが重なっているように見えるため、図２３（ｂ）、図２４（ｂ）において、出力電流が０．１Ａ〜１Ａの範囲内での電源効率（η）の実験結果を拡大して示した。

図２３及び図２４に示すように、本実施例は比較例に比べて高い電源効率（η）を得ることができるとわかった。

１，３ 圧粉コア
２ コイル封入圧粉コア
４ コイル（エッジワイズコイル）

Claims (20)

1. 組成式が、Ｆｅ_{100-a-b-c-x-y-z-t}Ｎｉ_aＳｎ_bＣｒ_cＰ_xＣ_yＢ_zＳｉ_tで示され、０ａｔ％≦ａ≦１０ａｔ％、０ａｔ％≦ｂ≦３ａｔ％、０ａｔ％≦ｃ≦６ａｔ％、６．８ａｔ％≦ｘ≦１０．８ａｔ％、２．２ａｔ％≦ｙ≦９．８ａｔ％、０ａｔ％≦ｚ≦４．２ａｔ％、０ａｔ％≦ｔ≦３．９ａｔ％であることを特徴とするＦｅ基非晶質合金。
2. ＮｉとＳｎのうち、どちらか一方のみが添加される請求項１記載のＦｅ基非晶質合金。
3. Ｎｉの添加量ａは、０ａｔ％〜６ａｔ％の範囲内である請求項１又は２に記載のＦｅ基非晶質合金。
4. Ｎｉの添加量ａは、４ａｔ％〜６ａｔ％の範囲内である請求項３記載のＦｅ基非晶質合金。
5. Ｓｎの添加量ｂは、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内である請求項１ないし４のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
6. Ｃｒの添加量ｃは、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内である請求項１ないし５のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
7. Ｃｒの添加量ｃは、１ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内である請求項６記載のＦｅ基非晶質合金。
8. Ｐの添加量ｘは、８．８ａｔ％〜１０．８ａｔ％の範囲内である請求項１ないし７のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
9. Ｃの添加量ｙは、５．８ａｔ％〜８．８ａｔ％の範囲内である請求項１ないし８のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
10. Ｂの添加量ｚは、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内である請求項１ないし９のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
11. Ｂの添加量ｚは、１ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内である請求項１０記載のＦｅ基非晶質合金。
12. Ｓｉの添加量ｔは、０ａｔ％〜１ａｔ％の範囲内である請求項１ないし１１のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
13. （Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）は、０ａｔ％〜４ａｔ％の範囲内である請求項１ないし１２のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
14. Ｂの添加量ｚが、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内、Ｓｉの添加量ｔが、０ａｔ％〜１ａｔ％の範囲内、及び、（Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）が、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内である請求項１ないし９のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
15. Ｂの添加量ｚが、０ａｔ％〜３ａｔ％の範囲内、Ｓｉの添加量ｔが、０ａｔ％〜２ａｔ％の範囲内、及び、（Ｂの添加量ｚ＋Ｓｉの添加量ｔ）が、０ａｔ％〜３ａｔ％の範囲内である請求項１ないし９のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
16. Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）は、０〜０．３６の範囲内である請求項１ないし１５のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
17. Ｓｉの添加量ｔ／（Ｓｉの添加量ｔ＋Ｐの添加量ｘ）は、０〜０．２５の範囲内である請求項１６記載のＦｅ基非晶質合金。
18. 請求項１ないし１７のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金の粉末が結着材によって固化成形されてなることを特徴とする圧粉コア。
19. 請求項１ないし１７のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金の粉末が結着材によって固化成形されてなる圧粉コアと、前記圧粉コアに覆われるコイルとを有してなることを特徴とするコイル封入圧粉コア。
20. 前記コイルは、エッジワイズコイルである請求項１９記載のコイル封入圧粉コイル。

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