WO2014112483A1 - 圧粉磁心の製造方法、圧粉磁心およびコイル部品 - Google Patents

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WO2014112483A1
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powder
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好正 西尾
野口　伸
西村　和則
加藤　哲朗
敏男 三原
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日立金属株式会社
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    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy

Definitions

  • the present invention relates to a method of manufacturing a dust core made of soft magnetic material powder, a dust core, and a coil component formed by winding a coil around a dust core.
  • the coil component includes a magnetic core (magnetic core) and a coil wound around the magnetic core.
  • a magnetic core magnetic core
  • ferrite having excellent magnetic properties, flexibility in shape, and cost is widely used.
  • Patent Document 1 discloses an example in which an Fe—Cr—Al-based magnetic powder is used as a magnetic powder capable of self-generation of a high electrical resistance material serving as an insulating coating.
  • a magnetic powder is obtained by oxidizing a magnetic powder to generate an oxide film having a high electrical resistance on the surface of the magnetic powder, and solidifying and molding the magnetic powder by discharge plasma sintering. .
  • Patent Document 1 does not require the high pressure as described above, it is a manufacturing method that requires complicated equipment and a lot of time, and also pulverizes the agglomerated powder after the oxidation treatment of the magnetic powder. Therefore, the process becomes complicated. Further, since the obtained magnetic powder molded body is a sintered body sintered at high density, there is a possibility that core loss particularly in a high frequency region may be deteriorated.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and a dust core manufacturing method capable of obtaining a high-strength dust core even by a simple press molding manufacturing method, and further by simple pressure molding.
  • An object of the present invention is to provide a dust core and a coil component that can obtain high strength even by a manufacturing method.
  • the method for producing a dust core according to the present invention is a method for producing a dust core using soft magnetic material powder, A first step of mixing the soft magnetic material powder and the binder; A second step of pressure-molding the mixture obtained through the first step; A third step of heat-treating the molded body obtained through the second step,
  • the soft magnetic material powder is an Fe—Cr—Al based alloy powder containing Fe, Cr and Al, By the heat treatment, an oxide layer having a higher ratio of Al to the sum of Fe, Cr, and Al than the inner alloy phase is formed on the surface of the soft magnetic material powder.
  • a high space factor and dust core strength can be obtained even at a low molding pressure. Furthermore, since the oxide layer having a high Al ratio can be formed on the surface of the soft magnetic material powder by the heat treatment after molding, the formation of the insulating coating is also simplified. That is, according to the method for manufacturing a dust core of the present invention, a dust core having excellent strength and the like can be provided by a simple manufacturing method.
  • the soft magnetic material powder may have a Cr content of 2.5 to 7.0 mass% and an Al content of 3.0 to 7.0 mass%. preferable.
  • the space factor of the soft magnetic material powder in the dust core subjected to the heat treatment is in a range of 80 to 90%.
  • the median diameter d50 of the soft magnetic material powder is 30 ⁇ m or less.
  • the molding pressure during the pressure molding is 1.0 GPa or less, and the space factor of the soft magnetic material powder in the powder magnetic core subjected to the heat treatment is 83% or more. It is preferable.
  • the dust core of the present invention is a dust core using soft magnetic material powder, and the soft magnetic material powder is Fe—Cr—Al based alloy powder containing Fe, Cr and Al, and soft magnetic material powder.
  • the soft magnetic material powder preferably has a Cr content of 2.5 to 7.0 mass% and an Al content of 3.0 to 7.0 mass%.
  • the average of the maximum diameter of each particle of the soft magnetic material powder in the cross-sectional observation image of the dust core is 15 ⁇ m or less.
  • the coil component of the present invention is characterized by having the dust core and a coil wound around the dust core.
  • high strength can be obtained even by a manufacturing method of a dust core capable of obtaining a high-strength powder magnetic core even by a manufacturing method by a simple pressure molding, and further by a manufacturing method by a simple pressure molding.
  • a dust core and coil components can be provided.
  • FIG. 1 is a process flow for explaining an embodiment of a method for producing a dust core according to the present invention.
  • This manufacturing method is a manufacturing method of a powder magnetic core using soft magnetic material powder, which is a first step of mixing soft magnetic material powder and a binder, and pressurizing the mixture obtained through the first step. It has the 2nd process of shape
  • the soft magnetic material powder to be used is Fe—Cr—Al alloy powder containing Fe, Cr and Al.
  • the surface of the soft magnetic material powder has a mass ratio higher than that of the internal alloy phase. An oxide layer having a high ratio of Al to the sum of Fe, Cr and Al is formed.
  • the Fe—Cr—Al-based alloy powder containing Cr and Al is superior in corrosion resistance to the Fe—Si-based alloy powder. Furthermore, Fe—Cr—Al based alloy powder is more easily plastically deformed than Fe—Si based or Fe—Si—Cr based alloy powder. Therefore, the Fe—Cr—Al-based alloy powder can obtain a dust core having a high space factor and strength even at a low molding pressure. Therefore, the enlargement and complexity of the molding machine can be avoided. In addition, since molding can be performed at a low pressure, damage to the mold is suppressed and productivity is improved.
  • an insulating oxide can be formed on the surface of the soft magnetic material powder by heat treatment after molding, as will be described later. Therefore, it is possible to omit the step of forming the insulating oxide before molding, and the method for forming the insulating coating is simplified, so that productivity is improved in this respect.
  • the composition of the Fe—Cr—Al alloy powder containing Fe, Cr, and Al as the three main elements having a high content ratio is not particularly limited as long as it can constitute a dust core.
  • Cr and Al are elements that improve corrosion resistance and the like.
  • the content of Cr in the soft magnetic material powder is preferably 1.0% by mass or more, more preferably 2.5% by mass or more.
  • the Cr content is preferably 9.0% by mass or less, more preferably 7.0% by mass or less, and even more preferably 4.5% by mass or less. It is.
  • Al is an element that improves the corrosion resistance as described above, and contributes particularly to the formation of surface oxides.
  • the content of Al in the soft magnetic material powder is preferably 2.0% by mass or more, more preferably 3.0% by mass or more, and further preferably 5.0% by mass or more.
  • the Al content is preferably 10.0% by mass or less, more preferably 8.0% by mass or less, and even more preferably 7.0% by mass or less. Especially preferably, it is 6.0 mass% or less.
  • the total content of Cr and Al is preferably 6.0% by mass or more, and more preferably 9.0% by mass or more.
  • the total content of Cr and Al is more preferably 11% by mass or more.
  • Al is significantly concentrated in the surface oxide layer as compared with Cr, it is more preferable to use Fe—Cr—Al based alloy powder having a higher Al content than Cr.
  • the balance other than Cr and Al is mainly composed of Fe, but may contain other elements as long as it exhibits advantages such as formability of the Fe—Cr—Al alloy powder.
  • the content of such other elements is preferably 1.0% by mass or less.
  • Si used in Fe—Si based alloys is an element that is disadvantageous for improving the strength of the powder magnetic core, in the present invention, impurities contained through a normal manufacturing process of Fe—Cr—Al based alloy powder. Keep it below the level.
  • the Fe—Cr—Al based alloy powder is more preferably composed of Fe, Cr and Al except for inevitable impurities.
  • the average particle diameter of the soft magnetic material powder (here, the median diameter d50 in the cumulative particle size distribution is used) is not particularly limited.
  • a soft magnetic material powder having an average particle diameter of 1 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less is used. Can be used. By reducing the average particle size, the strength, core loss, and high frequency characteristics of the powder magnetic core are improved. Therefore, the median diameter d50 is more preferably 30 ⁇ m or less, and even more preferably 15 ⁇ m or less.
  • the median diameter d50 is more preferably 5 ⁇ m or more. It is more preferable to remove coarse particles from the soft magnetic material powder using a sieve or the like. In this case, it is preferable to use a soft magnetic material powder that is at least under 32 ⁇ m (that is, passed through a sieve having an opening of 32 ⁇ m).
  • the form of the soft magnetic material powder is not particularly limited, but it is preferable to use granular powder represented by atomized powder from the viewpoint of fluidity and the like.
  • Atomization methods such as gas atomization and water atomization are suitable for producing powders of alloys that have high malleability and ductility and are difficult to grind.
  • the atomization method is also suitable for obtaining a substantially spherical soft magnetic material powder.
  • the binder used in the first step When the binder is pressure-molded, the binder binds the powders together and gives the molded body the strength to withstand handling after molding.
  • the kind of binder is not specifically limited, For example, various organic binders, such as polyethylene, polyvinyl alcohol, an acrylic resin, can be used.
  • the organic binder is thermally decomposed by heat treatment after molding. Therefore, an inorganic binder such as a silicone resin that solidifies and remains after the heat treatment and binds the powders may be used in combination.
  • the oxide layer formed in the third step has an effect of binding soft magnetic material powders, and thus the use of the above inorganic binder is omitted. Thus, it is preferable to simplify the process.
  • the amount of the binder added may be an amount that can be sufficiently distributed between the powders of the soft magnetic material and can secure sufficient strength of the compact. On the other hand, if the amount is too large, the density and strength are lowered. From this point of view, the amount of binder added is preferably 0.5 to 3.0 parts by weight with respect to 100 parts by weight of the soft magnetic material powder, for example.
  • the mixing method of the soft magnetic material powder and the binder in the first step is not particularly limited, and conventionally known mixing methods and mixers can be used.
  • the mixed powder is an agglomerated powder having a wide particle size distribution due to its binding action.
  • a granulated powder having a desired secondary particle size suitable for molding can be obtained.
  • a lubricant such as stearic acid or stearate.
  • the addition amount of the lubricant is preferably 0.1 to 2.0 parts by weight with respect to 100 parts by weight of the soft magnetic material powder.
  • the lubricant can be applied to the mold.
  • the mixture obtained in the first step is preferably granulated as described above and subjected to the second step.
  • the granulated mixture is pressure-molded into a predetermined shape such as a toroidal shape or a rectangular parallelepiped shape using a molding die.
  • the molding in the second step may be room temperature molding or warm molding performed by heating to such an extent that the binder does not disappear.
  • molding method of a mixture are not limited above.
  • the space factor (relative density) of the dust core can be increased at a low pressure, and the strength of the dust core can be improved. It is more preferable that the space factor of the soft magnetic material powder in the dust core subjected to the heat treatment be within the range of 80 to 90% by utilizing such action. The reason why such a range is preferable is that the magnetic characteristics are improved by increasing the space factor, but if the space factor is excessively increased, the equipment and cost are increased. More preferably, the space factor is 82 to 90%.
  • the molding pressure during pressure molding is 1.0 GPa or less, It is more preferable that the space factor of the soft magnetic material powder in the dust core subjected to the heat treatment is 83% or more.
  • the molded body that has undergone the second step is subjected to heat treatment.
  • heat treatment an oxide layer having a higher ratio of Al to the sum of Fe, Cr, and Al than the inner alloy phase is formed on the surface of the soft magnetic material powder.
  • This oxide layer is grown by reacting soft magnetic material powder and oxygen by heat treatment, and is formed by an oxidation reaction exceeding the natural oxidation of the soft magnetic material powder.
  • Such heat treatment can be performed in an atmosphere in which oxygen exists, such as in the air or in a mixed gas of oxygen and an inert gas. Further, the heat treatment can be performed in an atmosphere in which water vapor exists, such as in a mixed gas of water vapor and inert gas. Of these, heat treatment in the air is simple and preferable.
  • the soft magnetic material powder is oxidized by the heat treatment, and an oxide layer is formed on the surface.
  • Al in the Fe—Cr—Al based alloy powder is concentrated in the surface layer, and the oxide layer has a higher ratio of Al to the sum of Fe, Cr and Al than the internal alloy phase.
  • the ratio of Al among constituent metal elements is particularly high, and the ratio of Fe is low.
  • an oxide layer having a higher Fe ratio in the center of the layer than in the vicinity of the alloy phase is formed at the grain boundary between the Fe—Cr—Al alloy powders.
  • this oxide layer is formed after forming a molded object, it contributes also to the coupling
  • soft magnetic material powders By combining soft magnetic material powders with each other through the oxide layer, a high-strength powder magnetic core can be obtained.
  • the heat treatment in the third step may be performed at a temperature at which the oxide layer is formed. By such heat treatment, a dust core having excellent strength can be obtained. Further, the heat treatment in the third step is preferably performed at a temperature at which the soft magnetic material powder is not significantly sintered. When the soft magnetic material powder is significantly sintered, a part of the oxide layer having a high Al ratio is surrounded by the alloy phase and is isolated in an island shape. Therefore, the function as an oxide layer separating the base alloy phases of the soft magnetic material powder is lowered, and the core loss is also increased.
  • the specific heat treatment temperature is preferably in the range of 600 to 900 ° C, more preferably in the range of 700 to 800 ° C, and still more preferably in the range of 750 to 800 ° C.
  • the oxide layer is not substantially isolated by being surrounded by the alloy phase.
  • substantially surrounded by the alloy phase and not isolated means that when the cross section of the powder magnetic core is polished and observed with a microscope, the isolated oxide layer surrounded by the alloy phase is 0.01 mm. It means 1 or less per 2 places.
  • the holding time in the above temperature range is appropriately set according to the size of the dust core, the processing amount, the allowable range of characteristic variation, etc., and is set to 0.5 to 3 hours, for example.
  • a preliminary step of forming an insulating film on the soft magnetic material powder by heat treatment or sol-gel method may be added before the first step.
  • the oxide layer can be formed on the surface of the soft magnetic material powder by the third step, so that the preliminary step as described above is omitted. It is more preferable to simplify.
  • the oxide layer itself is not easily plastically deformed. Therefore, by adopting the above-mentioned process of forming an Al-rich oxide layer after pressure forming, the high formability of the Fe—Cr—Al alloy powder is effectively obtained in the pressure forming of the second step. Can be used.
  • the powder magnetic core obtained as described above exhibits an excellent effect itself.
  • the soft magnetic material powder is an alloy powder containing Fe, Cr and Al, and the space factor of the soft magnetic material powder is in the range of 80 to 90%.
  • the powder magnetic core having an oxide layer having a higher ratio of Al to the sum of Fe, Cr, and Al than the inner alloy phase on the surface of the soft magnetic material powder has excellent moldability and a high space factor. It is suitable for realizing the dust core strength.
  • the oxide layer ensures insulation and realizes a sufficient core loss as a dust core. From the viewpoint of sufficiently exhibiting the effect of the oxide layer, it is more preferable that the oxide layer is substantially surrounded by the alloy phase and is not isolated.
  • the average of the maximum diameter of each particle of the soft magnetic material powder in the cross-sectional observation image is preferably 15 ⁇ m or less, and more preferably 8 ⁇ m or less.
  • the strength and high frequency characteristics are improved because the soft magnetic material powder constituting the dust core is fine.
  • the number ratio of particles having a maximum diameter exceeding 40 ⁇ m in the cross-sectional observation image of the dust core is less than 1.0%.
  • the average maximum particle diameter is preferably 0.5 ⁇ m or more.
  • the average of the maximum diameter may be calculated by polishing the cross section of the powder magnetic core and observing under a microscope, reading the maximum diameter for 30 or more particles existing in a visual field of a certain area, and taking the number average. Although the soft magnetic material powder after molding is plastically deformed, most of the particles are exposed in the cross section of the portion other than the center in the cross section observation, so the average of the maximum diameter is smaller than the median diameter d50 evaluated in the powder state. Value.
  • the number ratio of particles having a maximum diameter exceeding 40 ⁇ m is evaluated in a visual field range of at least 0.04 mm 2 or more.
  • a coil component is provided using the above-described dust core and a coil wound around the dust core.
  • the coil may be configured by winding a conductive wire around a powder magnetic core or may be configured by winding it around a bobbin.
  • a coil component having such a dust core and a coil is used as, for example, a choke, an inductor, a reactor, a transformer, or the like.
  • the powder magnetic core may be manufactured in the form of a powder magnetic core formed by pressing only the soft magnetic material powder mixed with the binder or the like as described above, or manufactured in a form in which a coil is arranged inside. Also good.
  • the latter configuration is not particularly limited.
  • the soft magnetic material powder and the coil can be integrally formed by pressure forming and can be manufactured in the form of a powder magnetic core having a coil enclosing structure.
  • a powder magnetic core was produced as follows.
  • Fe—Cr—Al based soft magnetic alloy powder was used as the soft magnetic material powder.
  • Such an alloy powder was a granular atomized powder, and its composition was Fe-4.0% Cr-5.0% Al in mass percentage.
  • the atomized powder was used after removing coarse particles through a sieve of 440 mesh (aperture 32 ⁇ m).
  • the average particle diameter (median diameter d50) of the soft magnetic material powder measured with a laser diffraction / scattering particle size distribution analyzer (LA-920, manufactured by Horiba, Ltd.) was 18.5 ⁇ m.
  • An emulsion acrylic resin binder (Polysol AP-604 manufactured by Showa Polymer Co., Ltd., solid content 40%) was mixed at a ratio of 2.0 parts by weight with 100 parts by weight of the alloy powder. This mixed powder was dried at 120 ° C. for 10 hours, and the dried mixed powder was passed through a sieve to obtain granulated powder. To this granulated powder, zinc stearate was added and mixed at a ratio of 0.4 parts by weight with respect to 100 parts by weight of the soft magnetic material powder to obtain a mixture for molding.
  • the obtained mixed powder was press-molded at room temperature with a molding pressure of 0.91 GPa using a press machine.
  • the obtained toroidal shaped molded body was heat-treated in the atmosphere at a heat treatment temperature of 800 ° C. for 1.0 hour to obtain a dust core (No. 1).
  • Fe-Si soft magnetic alloy powder Fe-3.5% Si in mass percentage
  • Fe-Cr-Si soft magnetic alloy powder Fe-4. 0Cr-3.5% Si
  • Each molded body was heat-treated at 500 ° C. and 700 ° C. to obtain dust cores (No. 2 and No. 3).
  • the heat treatment temperature of 500 ° C. was adopted as described above.
  • the density of the dust core produced by the above steps was calculated from its dimensions and mass, and the space factor (relative density) was calculated by dividing the density of the dust core by the true density of the soft magnetic material powder. Further, a load was applied in the radial direction of the toroidal powder magnetic core, the maximum load P (N) at the time of fracture was measured, and the crushing strength ⁇ r (MPa) was obtained from the following equation.
  • ⁇ r P (Dd) / (Id 2 ) (Here, D: outer diameter of the core (mm), d: thickness of the core (mm), I: height of the core (mm)) Furthermore, 15 turns of the winding were wound on each of the primary side and the secondary side, and the core loss Pcv was measured under the conditions of a maximum magnetic flux density of 30 mT and a frequency of 300 kHz using a BH analyzer SY-8232 manufactured by Iwatatsu Measurement Co., Ltd. The initial permeability ⁇ i was measured at a frequency of 100 kHz by winding a conducting wire 30 turns around the toroidal powder magnetic core and using 4284A manufactured by Hewlett-Packard Company.
  • the No. 1 dust core produced using the Fe—Cr—Al soft magnetic alloy powder is composed of the No. 2 dust core and Fe—Cr—Si using the Fe—Si soft magnetic alloy powder.
  • the space factor and the permeability were significantly increased.
  • the crushing strength of the No. 1 dust core showed a high value of 100 MPa or more.
  • the crushing strength of the No. 1 dust core is more than twice that of the No. 2 and 3 dust cores, and the configuration according to the above embodiment is extremely advantageous in obtaining excellent crushing strength. I found out. That is, according to the structure which concerns on the said Example, the powder magnetic core which has high intensity
  • the powder magnetic core of No. 2 using Fe—Si based soft magnetic alloy powder had remarkable corrosion and insufficient corrosion resistance.
  • the initial permeability at 10 MHz was maintained at 99.0% or more with respect to the initial permeability of 1 MHz. It has been clarified that the structure according to the above has excellent high frequency characteristics.
  • FIGS. 2A and 3 are SEM images
  • FIG. 2 is an enlarged view of FIG. It can be seen that a phase having a black color tone is formed on the surface of the soft magnetic material powder 1 having a light gray color tone. It was 8.8 micrometers when the average of the largest diameter was computed about the particle
  • FIGS. 2B to 2E are mappings showing the distribution of O (oxygen), Fe (iron), Al (aluminum), and Cr (chromium), respectively. The brighter the color, the greater the number of target elements.
  • the surface (grain boundaries) of the soft magnetic material powder is rich in oxygen and oxides are formed, and that the soft magnetic material powders are bonded together via this oxide.
  • the Fe magnetic surface has a lower Fe concentration on the surface of the soft magnetic material powder, and Cr does not show a large concentration distribution.
  • Al has a significantly high concentration on the surface of the soft magnetic material powder. From these, it was confirmed that an oxide layer having a higher ratio of Al to the sum of Fe, Cr, and Al than the internal alloy phase was formed on the surface of the soft magnetic material powder. Before the heat treatment, the concentration distribution of each constituent element as shown in FIG. 2 was not observed, and it was also found that the oxide layer was formed by the heat treatment.
  • the oxide layers at each grain boundary having a high Al ratio are connected to each other.
  • no isolated oxide layer surrounded by the alloy phase was observed. It is considered that the configuration related to the oxide layer contributes to improvement of characteristics such as loss.
  • a dust core was prepared in the same manner as in the above example using Fe—Cr—Al based soft magnetic alloy powder having the same composition and the same particle size as in the above example.
  • the average particle diameter (median diameter d50) of the Fe—Cr—Al based soft magnetic alloy powder used was 10.2 ⁇ m.
  • the heat treatment was performed under three conditions of 700 ° C., 750 ° C., and 800 ° C., respectively.
  • Table 2 The results of evaluating the characteristics in the same manner as in the above examples are shown in Table 2.
  • the No. 4 to 6 dust cores made with Fe-Cr-Al soft magnetic alloy powders use the same Fe-Si soft magnetic alloy powder as the No. 1 dust cores.
  • the space factor, permeability, and ring crushing strength were significantly increased.
  • the No. 6 dust core using the Fe—Cr—Al soft magnetic alloy powder having a median diameter d50 of 15 ⁇ m or less is the No. 1 dust core. It can be seen that each characteristic is improved compared to the magnetic core, and in particular, the crushing strength and the core loss are greatly improved.
  • an electrode was formed by applying a silver paste to the dust cores of Nos. 4 to 6, and after measuring the electric resistance by applying a DC voltage, the electric resistivity ⁇ was estimated from the electrode area and the distance between the electrodes.
  • the electrical resistivity ⁇ of the Nos. 4 to 6 dust cores was 1 ⁇ 10 3 ⁇ ⁇ m, 1 ⁇ 10 4 ⁇ ⁇ m, and 1 ⁇ 10 4 ⁇ ⁇ m, respectively.
  • the electric resistivity ⁇ of the used No. 2 dust core was significantly larger than 1 ⁇ 10 1 ⁇ ⁇ m.
  • the electrical resistivity ⁇ of the No. 3 dust core is 1 ⁇ 10 3 ⁇ ⁇ m, and the electrical resistivity ⁇ of the No.
  • FIG. 4 is a TEM photograph showing the grain boundary portion between the soft magnetic material powders observed in the cross section of the dust core.
  • Table 3 shows the point analysis values of the intragranular and grain boundary phases of the soft magnetic material powder in FIG. The balance of the analysis values shown in Table 3 is impurities. Analysis point 4 is in the grain, analysis point 2 is the center of the grain boundary phase, and analysis points 1 and 3 are portions of the grain boundary phase very close to the soft magnetic material powder.
  • the thickness of the grain boundary phase of the dust core shown in FIG. 4 was about 40 nm.
  • Table 3 it was found that an oxide layer was formed as the grain boundary phase, and a concentration gradient of constituent elements or a plurality of phases existed.
  • Cr is contained in the oxide layer, the ratio is almost the same as that in the grains of the soft magnetic material powder, and the difference between the Cr concentration in the oxide layer and the Cr concentration in the grains is within ⁇ 3%.
  • the oxide layer had a higher Al content than in the grains and that Al was concentrated in the oxide layer at the grain boundary.
  • the ratio of Fe is higher in the center of the layer than in the vicinity of the alloy phase in the grains, and it has also been clarified that there is more Fe than Al.
  • Al was more than Fe in the portion in the very vicinity of the soft magnetic material powder. It was also found that the Al content in the center of the oxide layer at the grain boundary and in the very vicinity of the soft magnetic material powder was higher than that in Cr.
  • the Al oxide has high insulation, it is presumed that the Al oxide is formed at the grain boundary of the soft magnetic material powder, thereby contributing to ensuring insulation and reducing core loss. Further, the soft magnetic material powder is bonded through the grain boundary layer as shown in FIG. 4, and it is considered that this configuration contributes to the improvement of the strength.
  • a space factor of 83% or more can be obtained at 0.6 GPa or more, and a space factor of 85% or more can be obtained at 0.7 GPa or more.
  • a powder magnetic core having a high space factor equivalent to or higher than that of a conventional Fe-Si based powder magnetic core can be obtained, so that the load on the molding equipment can be reduced.
  • the compacting pressure was 0.73 GPa, and the heat treatment temperature was 750 ° C.
  • a magnetic core was prepared. With respect to the obtained dust core, the crushing strength, the initial permeability ⁇ i, and the incremental permeability ⁇ ⁇ when a DC magnetic field of 10 kA / m was applied were evaluated. Moreover, the average of the maximum diameter was computed like the powder magnetic core of No1. The results are shown in Table 5.
  • the core loss increased by 100% or more in the dust core heat-treated at 850 ° C. as compared with the dust core heat-treated at 750 ° C.
  • the increase rate of core loss was 62% in the composition of No11, and 20% in the composition of No13. That is, it was found that as the Cr and Al contents are increased, the change rate of the core loss with respect to the heat treatment temperature is reduced, and there is a margin in the management range of the heat treatment temperature.
  • a dust core was produced by applying discharge plasma sintering shown in Patent Document 1 as follows.
  • Atomized powder having a composition of Fe-4.0% Cr-5.0% Al and an average particle diameter of 9.8 ⁇ m (median diameter d50) in a mass percentage was heat-treated at 900 ° C. for 1 hour in the air.
  • the atomized powder after the heat treatment was solidified in a bulk shape, and it was necessary to add a crushing step before the discharge plasma sintering step.
  • the atomized powder after heat treatment and pulverization was filled into a graphite mold without adding a binder, and then placed in a chamber, and discharge plasma sintering was performed under conditions of a pressure of 50 MPa, a heating temperature of 900 ° C., and a holding time of 5 minutes. .
  • the obtained sintered body was mainly composed of oxide, and a desired magnetic core could not be obtained. This is considered to be because the atomized powder was excessively oxidized during the heat treatment of the atomized powder performed before the discharge plasma sintering, and the manufacturing method shown in Patent Document 1 only makes the manufacturing process complicated. In addition, it was confirmed that direct application was not possible when using fine atomized powder.

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Abstract

　軟磁性材料粉を用いた圧粉磁心の製造方法であって、軟磁性材料粉とバインダーを混合する第１の工程と、前記第１の工程を経て得られた混合物を加圧成形する第２の工程と、前記第２の工程を経て得られた成形体を熱処理する第３の工程とを有し、前記軟磁性材料粉はＦｅ、ＣｒおよびＡｌを含むＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉であり、前記熱処理によって、前記軟磁性材料粉の表面に、質量比で内部の合金相よりもＦｅ、ＣｒおよびＡｌの和に対するＡｌの比率が高い酸化物層を形成する。

Description

圧粉磁心の製造方法、圧粉磁心およびコイル部品
　本発明は、軟磁性材料粉を用いて構成された圧粉磁心の製造方法、圧粉磁心および圧粉磁心の周囲にコイルを巻装して構成されたコイル部品に関する。
　従来から、家電機器、産業機器、車両など多種多様な用途において、インダクタ、トランス、チョーク等のコイル部品が用いられている。コイル部品は、磁心（磁性コア）と、その磁心の周囲に巻回されたコイルで構成される。かかる磁心には、磁気特性、形状自由度、価格に優れるフェライトが広く用いられている。
　近年、電子機器等の電源装置の小型化が進んだ結果、小型・低背で、かつ大電流に対しても使用可能なコイル部品の要求が強くなり、フェライトと比較して飽和磁束密度が高い金属系磁性粉末を使用した圧粉磁心の採用が進んでいる。金属系磁性粉末としては、例えばＦｅ－Ｓｉ系、Ｆｅ－Ｎｉ系などの磁性合金粉末が用いられている。コイル部品には、加圧成形して得られた圧粉磁心の周囲にコイルを巻装した一般的な構造の他、小型・低背の要求を満たすために、コイルと磁性粉末が一体的に加圧成形された構造（コイル封入構造）も採用されている。
　Ｆｅ－Ｓｉ系、Ｆｅ－Ｎｉ系などの磁性合金粉末を圧密化して得られる圧粉磁心は、飽和磁束密度が高い反面、合金粉末であるため電気抵抗率が低い。そのため、合金粉末表面に絶縁性被覆を形成したのち成形するなど、磁性合金粉末間の絶縁性を高める方法が適用されている。特許文献１には、絶縁性被覆となる高電気抵抗物質の自己生成が可能な磁性粉末としてＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系の磁性粉末を用いた例が開示されている。特許文献１では、磁性粉末を酸化処理することで、高電気抵抗の酸化皮膜を磁性粉末の表面に生成し、かかる磁性粉末を放電プラズマ焼結によって固化成形することで圧粉磁心を得ている。
特開２００５－２２０４３８号公報
　コイル封入構造に採用される圧粉磁心の場合、上記のように磁性合金粉末の絶縁性を高めても、成形時にコイルに高い圧力を加えてしまうと、導線間がショートしやすくなる。一方、コイル部品として、加圧成形して得られた小型の圧粉磁心にコイルを巻装した構造を用いる場合には、圧粉磁心の強度が不足して巻線時に圧粉磁心が破損しやすい。圧粉磁心の強度を高めるには大きな圧力を必要とするが、高圧を発生するために装置が大型化し、金型が破損しやすくなるなどの製造設備上の問題があった。そのため、実用上得られる圧粉磁心の強度には限界があった。
　一方、特許文献１に記載の構成は、上記のような高圧は必要としないものの、複雑な設備と多くの時間を必要とする製法である上、磁性粉末の酸化処理後に凝集した粉末を粉砕するための工程が必要になるため、工程が煩雑なものとなってしまう。また、得られる磁性粉末成形体は、高密度に焼結した焼結体であるため、特に高周波数領域でのコアロスが劣化する恐れがあった。
　本発明は、上記問題点に鑑みたものであり、簡易な加圧成形による製造方法でも高強度の圧粉磁心を得ることが可能な圧粉磁心の製造方法、さらには簡易な加圧成形による製造方法でも高い強度が得られる圧粉磁心およびコイル部品を提供することを目的とする。
　本発明の圧粉磁心の製造方法は、軟磁性材料粉を用いた圧粉磁心の製造方法であって、
　軟磁性材料粉とバインダーを混合する第１の工程と、
　前記第１の工程を経て得られた混合物を加圧成形する第２の工程と、
　前記第２の工程を経て得られた成形体を熱処理する第３の工程とを有し、
　前記軟磁性材料粉はＦｅ、ＣｒおよびＡｌを含むＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉であり、
　前記熱処理によって、前記軟磁性材料粉の表面に、質量比で内部の合金相よりもＦｅ、ＣｒおよびＡｌの和に対するＡｌの比率が高い酸化物層を形成することを特徴とする。
　Ｆｅ、ＣｒおよびＡｌを含む合金粉を用いることで、低い成形圧力でも高い占積率と圧粉磁心強度を得ることができる。さらに、成形後の熱処理によって軟磁性材料粉表面にＡｌの比率が高い酸化物層を形成することができるため、絶縁性被覆の形成も簡易なものとなる。すなわち、本発明の圧粉磁心の製造方法によれば、簡易な製造方法で、強度等に優れた圧粉磁心を提供することができる。
　また、前記圧粉磁心の製造方法において、前記軟磁性材料粉のＣｒの含有量が２．５～７．０質量％、Ａｌの含有量が３．０～７．０質量％であることが好ましい。
　また、前記圧粉磁心の製造方法において、前記熱処理を経た圧粉磁心における軟磁性材料粉の占積率が８０～９０％の範囲内であることが好ましい。
　さらに、前記圧粉磁心の製造方法において、前記軟磁性材料粉のメジアン径ｄ５０が３０μｍ以下であることが好ましい。
　さらに、前記圧粉磁心の製造方法において、前記加圧成形時の成形圧が１．０ＧＰａ以下であるとともに、前記熱処理を経た圧粉磁心における軟磁性材料粉の占積率が８３％以上であることが好ましい。
　本発明の圧粉磁心は、軟磁性材料粉を用いた圧粉磁心であって、前記軟磁性材料粉はＦｅ、ＣｒおよびＡｌを含むＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉であり、軟磁性材料粉の占積率が８０～９０％の範囲内であるとともに、前記軟磁性材料粉同士が、質量比で内部の合金相よりもＦｅ、ＣｒおよびＡｌの和に対するＡｌの比率が高い酸化物層を介して結合していることを特徴とする。
　また、前記圧粉磁心において、前記軟磁性材料粉のＣｒの含有量が２．５～７．０質量％、Ａｌの含有量が３．０～７．０質量％であることが好ましい。
　また、前記圧粉磁心において、前記圧粉磁心の断面観察像における軟磁性材料粉の各粒子の最大径の平均が１５μｍ以下であることが好ましい。
　本発明のコイル部品は、前記圧粉磁心と、前記圧粉磁心の周囲に巻装されたコイルとを有することを特徴とする。
　本発明によれば、簡易な加圧成形による製造方法でも高強度の圧粉磁心を得ることが可能な圧粉磁心の製造方法、さらには簡易な加圧成形による製造方法でも高い強度が得られる圧粉磁心およびコイル部品を提供することができる。
本発明に係る圧粉磁心の製造方法の実施形態を説明するための工程のフロー図である。 圧粉磁心の断面のＳＥＭ写真である。 圧粉磁心の断面のＳＥＭ写真である。 圧粉磁心の断面のＴＥＭ写真である。 成形圧と占積率の関係を示すグラフである。
  以下、本発明に係る圧粉磁心の製造方法、圧粉磁心およびコイル部品の実施形態を、具体的に説明する。但し、本発明はこれに限定されるものではない。
　図１は、本発明に係る圧粉磁心の製造方法の実施形態を説明するための工程のフローである。この製造方法は、軟磁性材料粉を用いた圧粉磁心の製造方法であって、軟磁性材料粉とバインダーを混合する第１の工程と、第１の工程を経て得られた混合物を加圧成形する第２の工程と、第２の工程を経て得られた成形体を熱処理する第３の工程とを有する。使用する軟磁性材料粉はＦｅ、ＣｒおよびＡｌを含むＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉であり、第３の工程の熱処理によって、軟磁性材料粉の表面に、質量比で内部の合金相よりもＦｅ、ＣｒおよびＡｌの和に対するＡｌの比率が高い酸化物層を形成する。
　ＣｒおよびＡｌを含むＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系の合金粉は、Ｆｅ－Ｓｉ系の合金粉に比べて耐食性に優れる。さらにＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系の合金粉は、Ｆｅ－Ｓｉ系やＦｅ－Ｓｉ－Ｃｒ系の合金粉に比べて塑性変形しやすい。したがって、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ系の合金粉は、低い成形圧力でも高い占積率と強度を備えた圧粉磁心を得ることができる。そのため、成形機の大型化・複雑化も回避することができる。また、低圧で成形できるため、金型の破損も抑制され、生産性が向上する。
　さらに、軟磁性材料粉としてＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系の合金粉を用いることにより、後述するように、成形後の熱処理によって軟磁性材料粉の表面に絶縁性の酸化物を形成することができる。したがって、成形前に絶縁性酸化物を形成する工程を省略することが可能であるうえ、絶縁性被覆の形成方法も簡易になるため、かかる点においても生産性が向上する。
　まず、第１の工程に供する軟磁性材料粉ついて説明する。含有比率の高い三つの主要元素としてＦｅ、ＣｒおよびＡｌを含むＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉の組成は、圧粉磁心を構成できるものであれば、特に限定されるものではない。ＣｒおよびＡｌは耐食性等を高める元素である。かかる観点から、軟磁性材料粉のＣｒの含有量は、好ましくは１．０質量％以上、より好ましくは２．５質量％以上である。一方、Ｃｒが多くなりすぎると飽和磁束密度が低下するため、Ｃｒの含有量は、好ましくは９．０質量％以下、より好ましくは７．０質量％以下、さらに好ましくは４．５質量％以下である。また、Ａｌは上記のように耐食性を高める元素であり、特に表面酸化物の形成に寄与する。かかる観点から、軟磁性材料粉のＡｌの含有量は、好ましくは２．０質量％以上、より好ましくは３．０質量％以上、さらに好ましくは５．０質量％以上である。一方、Ａｌが多くなりすぎると飽和磁束密度が低下するため、Ａｌの含有量は、好ましくは１０．０質量％以下、より好ましくは８．０質量％以下、さらに好ましくは７．０質量％以下、特に好ましくは６．０質量％以下である。
　また、上記耐食性等の観点から、ＣｒとＡｌを合計した含有量は、６．０質量％以上が好ましく、９．０質量％以上がより好ましい。熱処理温度に対するコアロスの変化率を抑え、熱処理温度の管理幅を広く確保する観点から、ＣｒとＡｌを合計した含有量は、１１質量％以上がさらに好ましい。また、表面の酸化物層にはＣｒに比べてＡｌが顕著に濃化するため、ＣｒよりもＡｌの含有量が多いＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉を用いることがより好ましい。
　上記ＣｒおよびＡｌ以外の残部は主にＦｅで構成されるが、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉が持つ成形性等の利点を発揮する限りにおいて、他の元素を含むこともできる。但し、非磁性元素は飽和磁束密度等を低下させるため、かかる他の元素の含有量は１．０質量％以下であることが好ましい。なお、Ｆｅ－Ｓｉ系合金等で用いられるＳｉは、圧粉磁心の強度向上に不利な元素であるため、本発明では、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉の通常の製造プロセスを経て含まれる不純物レベル以下に抑える。Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉は、不可避不純物を除きＦｅ、ＣｒおよびＡｌで構成されることがさらに好ましい。
　軟磁性材料粉の平均粒径（ここでは、累積粒度分布におけるメジアン径ｄ５０を用いる）は特に限定されるものではないが、例えば、１μｍ以上、１００μｍ以下の平均粒径を有する軟磁性材料粉を用いることができる。平均粒径を小さくすることで、圧粉磁心の強度、コアロス、高周波特性が改善されるので、メジアン径ｄ５０はより好ましくは３０μｍ以下、さらに好ましくは１５μｍ以下である。一方、平均粒径が小さい場合は透磁率が低くなるため、メジアン径ｄ５０はより好ましくは５μｍ以上である。また、篩等を用いて軟磁性材料粉から粗い粒子を除くことがより好ましい。この場合、少なくとも３２μｍアンダーの（すなわち、目開き３２μｍの篩を通過した）軟磁性材料粉を用いることが好ましい。
　軟磁性材料粉の形態は、特に限定されるものではないが、流動性等の観点からアトマイズ粉に代表される粒状粉を用いることが好ましい。ガスアトマイズ、水アトマイズ等のアトマイズ法は、展性や延性が高く、粉砕しにくい合金の粉末作製に好適である。また、アトマイズ法は略球状の軟磁性材料粉を得る上でも好適である。
　次に、第１の工程において用いるバインダーについて説明する。バインダーは、加圧成形する際、粉体同士を結着させ、成形後のハンドリングに耐える強度を成形体に付与する。バインダーの種類は、特に限定されないが、例えば、ポリエチレン、ポリビニルアルコール、アクリル樹脂等の各種有機バインダーを用いることができる。有機バインダーは成形後の熱処理により、熱分解する。そのため、熱処理後においても固化、残存して粉末同士を結着する、シリコーン樹脂などの無機系バインダーを併用してもよい。但し、本発明に係る圧粉磁心の製造方法においては、第３の工程で形成される酸化物層が軟磁性材料粉同士を結着する作用を奏するため、上記の無機系バインダーの使用を省略して、工程を簡略化することが好ましい。
　バインダーの添加量は、軟磁性材料粉間に十分に行きわたり、十分な成形体強度を確保できる量にすればよい。一方、これが多すぎると密度や強度が低下するようになる。かかる観点から、バインダーの添加量は、例えば、軟磁性材料粉１００重量部に対して、０．５～３．０重量部にすることが好ましい。
　第１の工程における、軟磁性材料粉とバインダーとの混合方法は、特に限定されるものではなく、従来から知られている混合方法、混合機を用いることができる。バインダーが混合された状態では、その結着作用により、混合粉は広い粒度分布をもった凝集粉となっている。かかる混合粉を、例えば振動篩等を用いて篩に通すことによって、成形に適した所望の二次粒子径の造粒粉を得ることができる。また、加圧成形時の粉末と金型との摩擦を低減させるために、ステアリン酸、ステアリン酸塩等の潤滑材を添加することが好ましい。潤滑材の添加量は、軟磁性材料粉１００重量部に対して０．１～２．０重量部とすることが好ましい。潤滑剤は、金型に塗布することも可能である。
　次に、第１の工程を経て得られた混合物を加圧成形する第２の工程について説明する。第１の工程で得られた混合物は、好適には上述のように造粒されて、第２の工程に供される。造粒された混合物は、成形金型を用いて、トロイダル形状、直方体形状等の所定形状に加圧成形される。第２の工程における成形は、室温成形でもよいし、バインダーが消失しない程度に加熱して行う温間成形でもよい。また、混合物の調整方法および成形方法も上記に限定されるものではない。
　上述のように軟磁性材料粉としてＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉を用いると、低い圧力で圧粉磁心の占積率（相対密度）を高めることができ、圧粉磁心の強度も向上する。かかる作用を利用して、熱処理を経た圧粉磁心における軟磁性材料粉の占積率を８０～９０％の範囲内にすることがより好ましい。かかる範囲が好ましい理由は、占積率を高めることで磁気特性が向上する一方、過度に占積率を高めようとすると、設備的、コスト的な負荷が大きくなるからである。さらに好ましくは、占積率は８２～９０％である。
　さらに、上記のような低圧でも圧粉磁心の占積率、強度が向上するＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉の特徴を利用して、加圧成形時の成形圧を１．０ＧＰａ以下としながら、熱処理を経た圧粉磁心における軟磁性材料粉の占積率を８３％以上にすることがより好ましい。低圧で成形することで、金型の破損等を抑制しながら、高磁気特性および高強度を備えた圧粉磁心を実現することができる。かかる構成は、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉を用いることでもたらされる効果の一つである。
　次に、前記第２の工程を経て得られた成形体を熱処理する第３の工程について説明する。成形等で導入された応力歪を緩和して良好な磁気特性を得るために、第２の工程を経た成形体に対して熱処理が施される。かかる熱処理によって、さらに、軟磁性材料粉の表面に、質量比で内部の合金相よりもＦｅ、ＣｒおよびＡｌの和に対するＡｌの比率が高い酸化物層を形成する。この酸化物層は、熱処理により軟磁性材料粉と酸素とを反応させ成長させたものであり、軟磁性材料粉の自然酸化を超える酸化反応により形成される。かかる熱処理は、大気中、酸素と不活性ガスの混合気体中など、酸素が存在する雰囲気中で行うことができる。また、水蒸気と不活性ガスの混合気体中など、水蒸気が存在する雰囲気中で熱処理を行うこともできる。これらのうち大気中の熱処理が簡便であり好ましい。
　上記の熱処理によって軟磁性材料粉が酸化されて、その表面に酸化物層が形成される。このとき、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉中のＡｌが表層に濃化し、前記酸化物層は内部の合金相よりもＦｅ、ＣｒおよびＡｌの和に対するＡｌの比率が高くなる。典型的には、内部の合金相に比べて、構成金属元素のうち特にＡｌの比率が高く、Ｆｅの比率が低い。さらに、より微視的には、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉間の粒界において、合金相近傍よりも層中央の方がＦｅの比率が高い酸化物層が形成される。かかる酸化物が形成されることによって、軟磁性材料粉の絶縁性および耐食性が向上する。また、かかる酸化物層は、成形体を構成した後に形成されるため、該酸化物層を介した軟磁性材料粉同士の結合にも寄与する。軟磁性材料粉同士が前記酸化物層を介して結合されることで、高強度の圧粉磁心が得られる。
　第３の工程の熱処理は、上記酸化物層が形成される温度で行えばよい。かかる熱処理によって強度に優れた圧粉磁心が得られる。さらに、第３の工程の熱処理は、軟磁性材料粉が著しく焼結しない温度で行うことが好ましい。軟磁性材料粉が著しく焼結すると、Ａｌの比率が高い酸化物層の一部が合金相に取り囲まれてアイランド状に孤立化するようになる。そのため、軟磁性材料粉の母体の合金相同士を隔てる酸化物層としての機能が低下し、コアロスも増加するようになる。具体的な熱処理温度は、６００～９００℃の範囲が好ましく、７００～８００℃の範囲がより好ましく、７５０～８００℃の範囲がいっそう好ましい。前記酸化物層は実質的に合金相に取り囲まれて孤立化していないようにすることがより好ましい。ここで、実質的に合金相に取り囲まれて孤立化していないとは、圧粉磁心の断面を研磨して顕微鏡観察したとき、合金相に取り囲まれて孤立化している酸化物層が０．０１ｍｍ２当たり一箇所以下であることをいう。上記温度範囲での保持時間は、圧粉磁心の大きさ、処理量、特性ばらつきの許容範囲などによって適宜設定され、例えば０．５～３時間に設定される。
　第１～第３の各工程の前後に他の工程を追加することも可能である。例えば、第１の工程の前に、熱処理やゾルゲル法等によって軟磁性材料粉に絶縁被膜を形成する予備工程を付加してもよい。但し、本発明に係る圧粉磁心の製造方法においては、第３の工程によって軟磁性材料粉の表面に酸化物層を形成することができるため、上記のような予備工程を省略して製造工程を簡略化することがより好ましい。また、酸化物層自体は塑性変形しにくい。そのため、加圧成形後に上述のＡｌに富む酸化物層を形成するプロセスを採用することで、第２の工程の加圧成形において、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉が持つ高い成形性を有効に利用することができる。
　上記のようにして得られる圧粉磁心は、それ自体が優れた効果を発揮する。例えば、軟磁性材料粉を用いた圧粉磁心であって、その軟磁性材料粉はＦｅ、ＣｒおよびＡｌを含む合金粉であり、軟磁性材料粉の占積率が８０～９０％の範囲内であるとともに、軟磁性材料粉の表面に、内部の合金相よりもＦｅ、ＣｒおよびＡｌの和に対するＡｌの比率が高い酸化物層を有する圧粉磁心は、成形性に優れ、高い占積率と圧粉磁心強度を実現する上で好適である。また、その酸化物層によって絶縁性が確保され、圧粉磁心として十分なコアロスが実現される。かかる酸化物層の効果を十分に発揮させる観点から、酸化物層が実質的に合金相に取り囲まれて孤立化していないことがより好ましい。
　圧粉磁心は、その断面観察像において軟磁性材料粉の各粒子の最大径の平均が１５μｍ以下であることが好ましく、８μｍ以下がより好ましい。圧粉磁心を構成する軟磁性材料粉が細かいことで、特に強度と高周波特性が改善される。かかる観点から、圧粉磁心の断面観察像において、最大径が４０μｍを超える粒子の個数比率が１．０％未満であることが好ましい。一方、透磁率の低下を抑える観点から、粒子の最大径の平均は０．５μｍ以上であることが好ましい。最大径の平均は、圧粉磁心の断面を研磨して顕微鏡観察し、一定の面積の視野内に存在する３０個以上の粒子について最大径を読み取り、その個数平均を取って算出すればよい。成形後の軟磁性材料粉は塑性変形しているものの、断面観察ではほとんどの粒子が中心以外の部分の断面で露出するため、上記最大径の平均は粉末状態で評価したメジアン径ｄ５０よりも小さい値となる。最大径が４０μｍを超える粒子の個数比率は、少なくとも０．０４ｍｍ２以上の視野範囲で評価する。
　上記の圧粉磁心と、該圧粉磁心の周囲に巻装されたコイルとを用いてコイル部品が提供される。コイルは、導線を圧粉磁心に巻回して構成してもよいし、ボビンに巻回して構成してもよい。このような圧粉磁心とコイルとを有するコイル部品は、例えばチョーク、インダクタ、リアクトル、トランス等として用いられる。
　圧粉磁心は、上述のようにバインダー等を混合した軟磁性材料粉末だけを加圧成形した圧粉磁心単体の形態で製造してもよいし、内部にコイルが配置された形態で製造してもよい。後者の構成は、特に限定されるものではなく、例えば軟磁性材料粉末とコイルとを一体で加圧成形してコイル封入構造の圧粉磁心の形態で製造することができる。
　以下のようにして、圧粉磁心を作製した。軟磁性材料粉末として、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ系軟磁性合金粉を用いた。かかる合金粉は粒状のアトマイズ粉であり、その組成は質量百分率でＦｅ－４．０％Ｃｒ－５．０％Ａｌであった。アトマイズ粉は、４４０メッシュ（目開き３２μｍ）の篩を通して粗い粒子を除いてから使用した。レーザー回折散乱式粒度分布測定装置（堀場製作所製ＬＡ－９２０）で測定した軟磁性材料粉末の平均粒径（メジアン径ｄ５０）は１８．５μｍであった。
　前記合金粉１００重量部に対して、エマルジョンのアクリル樹脂系のバインダー（昭和高分子株式会社製ポリゾールＡＰ－６０４　固形分４０％）を２．０重量部の割合で混合した。この混合粉を１２０℃で１０時間乾燥し、乾燥後の混合粉を篩に通して造粒粉を得た。この造粒粉に、軟磁性材料粉末１００重量部に対して０．４重量部の割合でステアリン酸亜鉛を添加、混合して成形用の混合物を得た。
　得られた混合粉は、プレス機を使用して、０．９１ＧＰａの成形圧で室温にて加圧成形した。得られたトロイダル形状の成形体に、大気中、８００℃の熱処理温度で１．０時間の熱処理を施し、圧粉磁心を得た（Ｎｏ１）。
　比較のために、軟磁性材料粉末として、Ｆｅ－Ｓｉ系軟磁性合金粉（質量百分率でＦｅ－３．５％Ｓｉ）、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ系軟磁性合金粉（質量百分率でＦｅ－４．０Ｃｒ－３．５％Ｓｉ）を用いて、同様の条件で混合、加圧成形し、トロイダル形状の成形体を得た。また、それぞれの成形体に５００℃、７００℃の条件で熱処理を行い、圧粉磁心を得た（Ｎｏ２、３）。なお、Ｆｅ－Ｓｉ系軟磁性合金粉を用いた場合は、５００℃を超える温度で熱処理するとコアロスが劣化するため、前記のとおり５００℃の熱処理温度を採用した。
　以上の工程により作製した圧粉磁心の密度をその寸法および質量から算出し、圧粉磁心の密度を軟磁性材料粉の真密度で除して占積率（相対密度）を算出した。また、トロイダル形状の圧粉磁心の径方向に荷重をかけ、破壊時の最大加重Ｐ（Ｎ）を測定し、次式から圧環強度σｒ（ＭＰａ）を求めた。
　σｒ＝Ｐ（Ｄ－ｄ）／（Ｉｄ２）
　（ここで、Ｄ：コアの外径（ｍｍ）、ｄ：コアの肉厚（ｍｍ）、Ｉ：コアの高さ（ｍｍ）である。）
　さらに、一次側と二次側のそれぞれに巻線を１５ターン巻回し、岩通計測株式会社製Ｂ－ＨアナライザーＳＹ－８２３２により、最大磁束密度３０ｍＴ、周波数３００ｋＨｚの条件でコアロスＰｃｖを測定した。また、初透磁率μｉは、前記トロイダル形状の圧粉磁心に導線を３０ターン巻回し、ヒューレット・パッカード社製４２８４Ａにより、周波数１００ｋＨｚで測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すようにＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系軟磁性合金粉を用いて作製したＮｏ１の圧粉磁心は、Ｆｅ－Ｓｉ系軟磁性合金粉を用いたＮｏ２の圧粉磁心およびＦｅ－Ｃｒ－Ｓｉ系軟磁性合金粉を用いたＮｏ３の圧粉磁心に比べて、占積率および透磁率が大幅に高くなった。特に、Ｎｏ１の圧粉磁心の圧環強度は１００ＭＰａ以上の高い値を示した。Ｎｏ１の圧粉磁心の圧環強度は、Ｎｏ２および３の圧粉磁心に比べても二倍以上の値を示しており、上記実施例に係る構成が、優れた圧環強度を得るうえできわめて有利であることが分かった。すなわち、上記実施例に係る構成によれば、簡易な加圧成形によって高い強度を有する圧粉磁心を提供できた。また、別途塩水噴霧試験によって耐食性を評価したところ、Ｎｏ１の圧粉磁心はＮｏ３の圧粉磁心に比べて良好な耐食性を示した。Ｆｅ－Ｓｉ系軟磁性合金粉を用いたＮｏ２の圧粉磁心は、腐食が顕著で、耐食性に関して不十分なものであった。
　さらに、Ｎｏ１の圧粉磁心を用いて初透磁率の周波数特性を評価したところ、１ＭＨｚの初透磁率に対して１０ＭＨｚでの初透磁率は９９．０％以上が維持されており、上記実施例に係る構成が高周波特性にも優れる点が明らかとなった。
　Ｎｏ１の圧粉磁心について、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ／ＥＤＸ）を用いて圧粉磁心の断面観察を行い、同時に各構成元素の分布を調べた。結果を図２および３に示す。図２（ａ）および図３はＳＥＭ像であり、図２は図３を拡大したものである。明るいグレーの色調を有する軟磁性材料粉１の表面に黒の色調を有する相が形成されていることがわかる。ＳＥＭ像を用いて３０個以上の軟磁性材料粉の粒子について最大径の平均を算出したところ８．８μｍであった。また、０．０４７ｍｍ２の視野範囲において、最大径が４０μｍを超える粒子は観察されなかった。図２（ｂ）～（ｅ）はそれぞれ、Ｏ（酸素）、Ｆｅ（鉄）、Ａｌ（アルミニウム）、Ｃｒ（クロム）の分布を示すマッピングである。明るい色調ほど対象元素が多いことを示す。
　図２から、軟磁性材料粉の表面（粒界）には酸素が多く、酸化物が形成されていること、および各軟磁性材料粉同士がこの酸化物を介して結合している様子がわかる。また、軟磁性材料粉の表面では内部に比べてＦｅの濃度が低く、Ｃｒは大きな濃度分布を示していない。一方、Ａｌは軟磁性材料粉の表面での濃度が顕著に高くなっている。これらのことから、軟磁性材料粉の表面に、内部の合金相よりもＦｅ、ＣｒおよびＡｌの和に対するＡｌの比率が高い酸化物層を形成していることが確認された。熱処理前には図２に示すような各構成元素の濃度分布は観察されず、上記酸化物層が熱処理によって形成されたこともわかった。また、Ａｌの比率が高い各粒界の酸化物層が互いに連結していることもわかる。０．０２ｍｍ２の視野において、合金相に取り囲まれて孤立化している酸化物層は観察されなかった。この酸化物層に係る構成が、ロス等の特性改善に寄与していると考えられる。
　次に、上記実施例と組成等は同じで粒径が異なるＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系軟磁性合金粉を用い、上記実施例と同様にして圧粉磁心を作製した。用いたＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系軟磁性合金粉の平均粒径（メジアン径ｄ５０）は１０．２μｍであった。熱処理は、それぞれ７００℃、７５０℃および８００℃の三条件で行った。上記実施例と同様にして特性を評価した結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、Ｆｅ－Ｃｒ－Ａｌ系軟磁性合金粉を用いて作製したＮｏ４～６の圧粉磁心は、Ｎｏ１の圧粉磁心と同様に、Ｆｅ－Ｓｉ系軟磁性合金粉を用いたＮｏ２の圧粉磁心およびＦｅ－Ｃｒ－Ｓｉ系軟磁性合金粉を用いたＮｏ３の圧粉磁心に比べて、占積率、透磁率および圧環強度が大幅に高くなった。さらに、熱処理温度が同じＮｏ６とＮｏ１の圧粉磁心同士で比較した場合、メジアン径ｄ５０が１５μｍ以下のＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系軟磁性合金粉を用いたＮｏ６の圧粉磁心は、Ｎｏ１の圧粉磁心に比べて各特性が向上し、特に圧環強度とコアロスが大幅に改善していることがわかる。
　また、表２の結果から、熱処理温度を上げることによって圧環強度が向上し、コアロスも大幅に改善することがわかる。特に、７５０℃以上で熱処理したＮｏ５および６の圧粉磁心は、Ｆｅ－Ｓｉ系軟磁性合金粉を用いたＮｏ２の圧粉磁心よりも低いコアロスを維持しながら、圧環強度や透磁率が大幅に向上した。
　さらに、Ｎｏ４～６の圧粉磁心に銀ペーストを塗って電極を形成し、直流電圧を印加して電気抵抗を測定後、電極面積と電極間距離から電気抵抗率ρを概算した。Ｎｏ４～６の圧粉磁心の電気抵抗率ρは、それぞれ、１×１０３Ω・ｍ、１×１０４Ω・ｍ、１×１０４Ω・ｍとなり、Ｆｅ－Ｓｉ系軟磁性合金粉を用いたＮｏ２の圧粉磁心の電気抵抗率ρの１×１０１Ω・ｍに比べて大幅に大きかった。また、Ｎｏ３の圧粉磁心の電気抵抗率ρは１×１０３Ω・ｍであり、Ｎｏ４～６の圧粉磁心の電気抵抗率ρは、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｓｉ系軟磁性合金粉を用いたＮｏ３の圧粉磁心に比べても同等以上の電気抵抗率を示した。これにより、上記酸化物層に係る構成が高電気抵抗率にも寄与していると考えられる。
　Ｎｏ４の圧粉磁心に対して透過電子顕微鏡（ＴＥＭ／ＥＤＸ）観察を行った。図４は、圧粉磁心の断面で観察した軟磁性材料粉間の粒界部分を示すＴＥＭ写真である。図４中の軟磁性材料粉の粒内および粒界相の点分析値を表３に示す。表３に示した分析値の残部は不純物である。分析点４は粒内、分析点２は粒界相の中央、分析点１、３は粒界相のうち軟磁性材料粉のごく近傍の部分である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　図４に示す圧粉磁心の粒界相の厚さは約４０ｎｍであった。表３の結果から明らかなように、粒界相として酸化物層が形成されているとともに、構成元素の濃度勾配または複数の相が存在していることがわかった。Ｃｒは酸化物層にも含まれるが軟磁性材料粉の粒内とほぼ同比率であり、酸化物層のＣｒ濃度と粒内のＣｒ濃度との差は±３％以内であった。一方、粒内に比べて酸化物層ではＡｌ含有量が多く、Ａｌが粒界の酸化物層に濃化していることが確認された。また、粒内の合金相近傍よりも層中央の方がＦｅの比率が高くなっており、ＡｌよりもＦｅが多いことも明らかとなった。一方、軟磁性材料粉のごく近傍の部分ではＦｅよりもＡｌが多くなっていた。また、粒界の酸化物層の中央、軟磁性材料粉のごく近傍の部分ともＣｒよりもＡｌの含有量が多いこともわかった。
　上記のように、軟磁性材料粉の内部の合金相よりもＦｅ、ＣｒおよびＡｌの和に対するＡｌの比率が高い酸化物層が確認された。Ａｌの酸化物は絶縁性が高いため、かかるＡｌの酸化物が軟磁性材料粉の粒界に形成されることで、絶縁性確保やコアロスの低減に寄与していると推察される。また、図４に示すような粒界層を介して軟磁性材料粉が結合しており、かかる構成が強度向上にも寄与していると考えられる。
　次に、Ｎｏ４～６と同じ混合物を用い、成形圧を変えて加圧成形して圧粉磁心を作製した。熱処理温度は８００℃とした。評価結果を表４に示し、占積率の成形圧依存性を図５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、成形圧を調整することで８０～９０％の範囲の占積率の圧粉磁心が得られることがわかる。また、成形圧を上げることで占積率、圧環強度、コアロス、透磁率が改善される。また、逆に成形圧を下げても高い圧環強度が確保されるとも言える。表４および図５の結果から、成形圧が１．０ＧＰａ以下であっても、例えば０．４ＧＰａ以上とすれば、８０％以上の占積率が得られることがわかる。さらに、０．６ＧＰａ以上であれば８３％以上、０．７ＧＰａ以上であれば８５％以上の占積率が得られることがわかる。すなわち、低い成形圧でも、従来のＦｅ－Ｓｉ系の圧粉磁心と同等以上の高い占積率を有する圧粉磁心が得られることから、成形設備への負荷を低減できることも明らかとなった。
　次に、表５に示す組成および平均粒径（メジアン径ｄ５０）のアトマイズ粉を用い、成形圧を０．７３ＧＰａ、熱処理温度を７５０℃とした以外は上記Ｎｏ１の実施例と同様にして圧粉磁心を作製した。得られた圧粉磁心に対して、圧環強度、初透磁率μｉおよび１０ｋＡ／ｍの直流磁界印加時の増分透磁率μΔを評価した。また、Ｎｏ１の圧粉磁心と同様にして、最大径の平均を算出した。結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５から明らかなように、いずれの圧粉磁心においても２００ＭＰａ以上の高い圧粉磁心が得られた。中でもＣｒ６．０質量％以下、Ａｌ６．０質量％以下で特に高い圧環強度が得られた。また、表５に示す組成範囲でＣｒ量およびＡｌ量が増加しても、初透磁率および直流重畳特性を示す増分透磁率μΔとも高い値を維持することがわかった。表５に示すように、Ｎｏ１０～１４の圧粉磁心の最大径の平均はいずれも８μｍ以下であった。さらに、０．０４７ｍｍ２の視野範囲において最大径が４０μｍを超える粒子の個数比率はいずれも１．０％未満であり、Ｎｏ１０～１４の圧粉磁心が微細な組織を有することが確認された。
　次に、Ｎｏ１０～１３の組成に対して、熱処理温度に対する特性の変化を確認するため、６５０℃および８５０℃で熱処理した圧粉磁心を作製した。圧環強度は熱処理温度が高くなるにつれて上昇した。具体的には、６５０℃で熱処理した圧粉磁心はいずれの組成でも１７０ＭＰａ以上の圧環強度を示し、８５０℃で熱処理した圧粉磁心はいずれの組成でも２９０ＭＰａ以上の圧環強度を示した。また、コアロスは、Ｎｏ１０～１３のいずれの組成でも７５０℃で極小値を示し、熱処理温度が８５０℃になると大きくなる傾向を示した。Ｎｏ１０および１２の組成において、８５０℃で熱処理した圧粉磁心では、７５０℃で熱処理した圧粉磁心に比べてコアロスが１００％以上増加した。一方、Ｎｏ１１の組成ではコアロスの増加率は６２％、Ｎｏ１３の組成では２０％になった。すなわち、ＣｒとＡｌの含有量が大きくなるにつれて、熱処理温度に対するコアロスの変化率が小さくなり、熱処理温度の管理幅に余裕があることがわかった。
　次に、比較のために、以下のように特許文献１に示す放電プラズマ焼結を適用して圧粉磁心を作製した。質量百分率でＦｅ－４．０％Ｃｒ－５．０％Ａｌの組成、９．８μｍの平均粒径（メジアン径ｄ５０）のアトマイズ粉を大気中で１時間、９００℃にて加熱処理した。加熱処理後のアトマイズ粉はバルク状に固化しており、放電プラズマ焼結の工程の前に解砕工程を追加する必要があった。加熱処理、解砕後のアトマイズ粉を、バインダーは添加せずに黒鉛型に充填した後チャンバー内に入れ、圧力５０ＭＰａ、加熱温度９００℃、保持時間５分の条件で放電プラズマ焼結を行った。得られた焼結体は酸化物が主体となっており、所望の磁心は得られなかった。これは、放電プラズマ焼結前に行ったアトマイズ粉の加熱処理の際にアトマイズ粉が過度に酸化されたためであると考えられ、特許文献１に示す製造方法は、製造工程が煩雑になるだけでなく、細かいアトマイズ粉を用いる場合には直接適用できないことも確認された。
１：軟磁性材料粉

Claims (9)

  1. 　軟磁性材料粉を用いた圧粉磁心の製造方法であって、
    　軟磁性材料粉とバインダーを混合する第１の工程と、
    　前記第１の工程を経て得られた混合物を加圧成形する第２の工程と、
    　前記第２の工程を経て得られた成形体を熱処理する第３の工程とを有し、
    　前記軟磁性材料粉はＦｅ、ＣｒおよびＡｌを含むＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉であり、
    　前記熱処理によって、前記軟磁性材料粉の表面に、質量比で内部の合金相よりもＦｅ、ＣｒおよびＡｌの和に対するＡｌの比率が高い酸化物層を形成することを特徴とする圧粉磁心の製造方法。
  2. 　前記軟磁性材料粉のＣｒの含有量が２．５～７．０質量％、Ａｌの含有量が３．０～７．０質量％であることを特徴とする請求項１に記載の圧粉磁心の製造方法。
  3. 　前記熱処理を経た圧粉磁心における軟磁性材料粉の占積率が８０～９０％の範囲内であることを特徴とする請求項１または２に記載の圧粉磁心の製造方法。
  4. 　前記第１の工程に供する前記軟磁性材料粉のメジアン径ｄ５０が３０μｍ以下であることを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の圧粉磁心の製造方法。
  5. 　前記加圧成形時の成形圧が１．０ＧＰａ以下であるとともに、前記熱処理を経た圧粉磁心における軟磁性材料粉の占積率が８３％以上であることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の圧粉磁心の製造方法。
  6. 　軟磁性材料粉を用いた圧粉磁心であって、
    　前記軟磁性材料粉はＦｅ、ＣｒおよびＡｌを含むＦｅ－Ｃｒ－Ａｌ系合金粉であり、
    軟磁性材料粉の占積率が８０～９０％の範囲内であるとともに、
    　前記軟磁性材料粉同士が、質量比で内部の合金相よりもＦｅ、ＣｒおよびＡｌの和に対するＡｌの比率が高い酸化物層を介して結合されていることを特徴とする圧粉磁心。
  7. 　前記軟磁性材料粉のＣｒの含有量が２．５～７．０質量％、Ａｌの含有量が３．０～７．０質量％であることを特徴とする請求項６に記載の圧粉磁心。
  8. 　前記圧粉磁心の断面観察像における軟磁性材料粉の各粒子の最大径の平均が１５μｍ以下であることを特徴とする請求項６または７に記載の圧粉磁心。
  9. 　請求項６～８のいずれか一項に記載の圧粉磁心と、前記圧粉磁心の周囲に巻装されたコイルとを有することを特徴とするコイル部品。
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