JP2023032112A - 合金粒子 - Google Patents

Abstract

【課題】高い飽和磁束密度と優れた耐食性とを有する合金粒子を提供する。【解決手段】本発明の合金粒子は、ＦｅとＢとＮｉとを含有し、ＣｏとＰとＣとＳｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとを任意で含む合金粒子である。ＦｅとＣｏとの合計：８２．２質量部以上９１．３質量部以下、Ｆｅ：６０．０質量部以上９１．３質量部以下、Ｐ：０質量部以上２．１質量部以下、Ｂ：０質量部より多く５．０質量部以下、Ｃ：０質量部以上３．０質量部以下、Ｓｉ：０質量部以上７．５質量部以下、Ｎｉ：０質量部より多く１２．０質量部以下、ＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計：０質量部以上７．０質量部以下、ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計：５．５質量部以上１４．８質量部以下、ＦｅとＣｏとＮｉとの合計：８９．０質量部以上９７．０質量部以下、である。上記合金粒子は非晶質相を含み、上記非晶質相の体積割合が７０％以上である。【選択図】なし

Description

本発明は、合金粒子に関する。より詳しくは、高い飽和磁束密度と優れた耐食性とを有する軟磁性合金粒子に関する。

インダクタおよびリアクトル等のコイル部品（以下、部品とも呼称する）の小型化ニーズが高まっている。これらの部品は、コイルと磁心とを含み、電流と磁束とを変換する。小型化には、例えば、コイルの巻数や半径の低減が必要であるが、これらの低減によって部品のインダクタンスが低下する（磁束の数が低下する）。このインダクタンスの低下は、電流の周波数（スイッチング周波数）を高めることによって埋め合わせることができる。そのため、部品は、高周波で動作することが求められる。

また、小型の部品には、インダクタンスを劇的に増加させるために、透磁率が高い軟磁性材料を含む磁心が通常用いられる。この磁心には、磁界の変化に伴うエネルギー損失（鉄損）が発生し、このエネルギー損失は、周波数の増加とともに増加する。特に、高い周波数で磁心内の磁界が変化すると、磁気誘導によって磁心内に大きな渦電流が生じる。結果として、高周波では、渦電流に起因するジュール熱（渦電流損）がエネルギー損失全体へ与える影響が大きくなり、高周波で部品を動作させることが難しい。そこで、渦電流損を減らすための解決策として、軟磁性材料の寸法を減らすことが挙げられる。このため、高周波では、磁心用の軟磁性材料として粉末（粉体または合金粒子ともいう）がよく用いられる。

さらに、高い体積抵抗率の材料を磁心に使用すると、渦電流損を減らすことができる。同一の化学組成では結晶相よりも非晶質相（アモルファス相）の体積抵抗率が高いため、高周波では非晶質相を含む材料が好適である。

このような非晶質相を含む粉末を部品に使用した技術が特許文献１に開示されている。この技術では、粉末の透磁率を高めて磁気特性を向上させている。

特開２００５－３０７２９１号公報

しかしながら、粉末は比表面積が大きいことに加えて、金属の非晶質相は酸化しやすい。そのため、非晶質相を含む粉末は、耐食性が低くなりやすい。特に、高周波の用途で粉末の粒径を小さくしていくと、粉末の耐食性が著しく低下する。

特許文献１には、耐食性を高める元素としてＳｉを含み、表面部分にＳｉの高濃度層を有する粉末が開示されている。この粉末の耐食性を高める任意元素としてＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕも特許文献１には開示されているが、これら元素を含む場合であってもこの粉末は湿潤雰囲気下において充分な耐食性を有していなかった。このように、粉末が耐食性を高める元素を含むだけでは、化学組成によっては必要とする耐食性がそれほど高くならないことは課題として知られていなかった。

また、近年、大きな電流でも動作する部品が求められている。大きな交流電流をコイルに流すとより大きな磁界を発生させることができるが、材料の飽和磁束密度が小さいと、磁気飽和によって部品を動作させることが困難になる。しかしながら、粉末が、体積抵抗率を高める非晶質相を多く含んだり、耐食性を高める元素を多く含んだりすると、飽和磁束密度が低下する点で問題があった。

したがって、従来技術では、高い飽和磁束密度と優れた耐食性とを有する粉末を得ることができなかった。

本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、高い飽和磁束密度と優れた耐食性とを有する合金粒子を提供することを目的とする。本発明はまた、上記合金粒子を含むコイル部品を提供することを目的とする。

本発明の第１の実施形態に係る合金粒子は、ＦｅとＢとＮｉとを含有し、ＣｏとＰとＣとＳｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとを任意で含む合金粒子である。Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、ＺｒおよびＮｂの合計含有量を１００質量部としたとき、ＦｅとＣｏとの合計：８２．２質量部以上９１．３質量部以下、Ｆｅ：６０．０質量部以上９１．３質量部以下、Ｐ：０質量部以上２．１質量部以下、Ｂ：０質量部より多く５．０質量部以下、Ｃ：０質量部以上３．０質量部以下、Ｓｉ：０質量部以上７．５質量部以下、Ｎｉ：０質量部より多く１２．０質量部以下、ＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計：０質量部以上７．０質量部以下、ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計：５．５質量部以上１４．８質量部以下、ＦｅとＣｏとＮｉとの合計：８９．０質量部以上９７．０質量部以下、である。上記合金粒子は非晶質相を含み、上記非晶質相の体積割合が７０％以上である。

本発明の第２の実施形態に係る合金粒子は、非晶質相を含み、ＦｅとＢとＮｉとを含有し、ＣｏとＰとＣとＳｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとを任意で含む合金粒子である。上記合金粒子の表面から深さ１．１ｎｍに至る領域におけるＦｅの質量パーセント濃度とＣｏの質量パーセント濃度との合計に対するＮｉの質量パーセント濃度とＭｏの質量パーセント濃度とＷの質量パーセント濃度とＺｒの質量パーセント濃度とＮｂの質量パーセント濃度との合計の比、（Ｎｉ（質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋Ｗ（質量％）＋Ｚｒ（質量％）＋Ｎｂ（質量％））／（Ｆｅ（質量％）＋Ｃｏ（質量％））の平均値が０．１５以上である。

なお、本発明の第２の実施形態に係る合金粒子は、本発明の第１の実施形態に係る合金粒子の特徴点を含んでもよい。

本発明のコイル部品は、本発明の合金粒子を含む磁心と、コイルとを含む。

本発明によれば、高い飽和磁束密度と優れた耐食性とを有する合金粒子を提供することができる。そのため、高周波かつ高電流で動作する小型のコイル部品を安定かつ柔軟に提供することができる。したがって、高電流で利用できる電子機器の寸法を減らすことができる。

図１は、本発明のコイル部品の一実施形態としてのインダクタの一例を模式的に示す斜視図である。 図２は、図１に示すインダクタの内部構造を示す斜視図である。 図３Ａは、実施例３の合金粒子に対するオージェ電子分光法（ＡＥＳ）の結果を示す。 図３Ｂは、実施例３の合金粒子に対するオージェ電子分光法（ＡＥＳ）の結果を示す。 図３Ｃは、実施例３の合金粒子に対するオージェ電子分光法（ＡＥＳ）の結果を示す。 図４Ａは、実施例５０の合金粒子に対するＡＥＳの結果を示す。 図４Ｂは、実施例５０の合金粒子に対するＡＥＳの結果を示す。 図４Ｃは、実施例５０の合金粒子に対するＡＥＳの結果を示す。 図４Ｄは、実施例５０の合金粒子に対するＡＥＳの結果を示す。 図５Ａは、比較例３６の合金薄帯に対するＡＥＳの結果を示す。 図５Ｂは、比較例３６の合金薄帯に対するＡＥＳの結果を示す。 図５Ｃは、比較例３６の合金薄帯に対するＡＥＳの結果を示す。

本発明者らは、ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの組み合わせによって粉末の耐食性を大きく高めることができることを新たに見出した。また、本発明者らは、オージェ電子分光法による深さ方向の濃度プロファイルにおいて、ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計量が粉末の表面近傍で充分に高くなると粉末の耐食性を大きく高めることができることを新たに見出した。これらの知見から、本発明者らは、同じ強磁性元素の量であっても高い耐食性を粉末に付与できること、および、同一の耐食性であっても高い飽和磁束密度を粉末に付与できることを導き出し、本発明を完成させた。

以下、本発明の一実施形態である第１の実施形態に係る合金粒子について説明する。

まず、本実施形態に係る合金粒子の化学組成について説明する。本実施形態に係る合金粒子は、ＦｅとＢとＮｉとを含有し、ＣｏとＰとＣとＳｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとを任意で含む。以下の説明は、上記のような元素の含有条件を前提として成立するものである。

以下の記載において、特に断りのない限り、「質量部」は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、ＺｒおよびＮｂの合計含有量を１００質量部としたときの質量部を意味する。同様に、特に断りのない限り、「モル部」は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、ＺｒおよびＮｂの合計含有量を１００モル部としたときのモル部を意味する。

ＦｅとＣｏとの合計：８２．２質量部以上９１．３質量部以下、
Ｆｅ：６０．０質量部以上９１．３質量部以下。

Ｆｅ（鉄）およびＣｏ（コバルト）は、強磁性を有し、飽和磁束密度を高める。そのため、充分な飽和磁束密度を得るために、ＦｅとＣｏとの合計が８２．２質量部以上であることが必要である。より高い飽和磁束密度を得る観点から、ＦｅとＣｏとの合計が８２．５質量部以上であると好ましく、８４．９質量部以上であるとより好ましい。一方、充分な非晶質相の熱安定性を得るために、ＦｅとＣｏとの合計が９１．３質量部以下であることが必要である。より高い非晶質相の熱安定性を得る観点から、ＦｅとＣｏとの合計が８８．９質量部以下であると好ましく、８８．４質量部以下であるとより好ましい。特に、Ｆｅは、コストを上げることなく高い飽和磁束密度を得るために必須の元素である。そのため、Ｆｅの量が６０．０質量部以上であることが必要である。Ｃｏは、高価であるため、０質量部であってもよい。すなわち、合金粒子がＣｏを含まなくてもよい。Ｃｏは、Ｆｅに比べて単独では飽和磁束密度が小さいが、Ｆｅとの相互作用によって大きく飽和磁束密度を高める。そのため、飽和磁束密度を高める観点から、Ｃｏの量が、１．０質量部以上であることが好ましく、２．０質量部以上であることがより好ましい。一方、Ｃｏの量が多くなるにつれＣｏ含有量当たりの飽和磁束密度の増加量が低下する。そのため、Ｃｏの量が３１．３質量部以下であることが必要である。特に、Ｃｏの量が、１２．０質量部以下であると好ましく、１０．０質量部以下であるとより好ましい。

Ｐ：０質量部以上２．１質量部以下。

Ｐ（リン）は、非晶質相の熱安定性を高める。Ｐの量の下限は、０質量部である。すなわち、合金粒子がＰを含まなくてもよい。非晶質相の熱安定性を充分に高めるためにＰの量が０．３質量部以上であると好ましく、０．６質量部以上であるとより好ましい。一方、充分な飽和磁束密度を得るために、Ｐの量が２．１質量部以下であることが必要である。より高い飽和磁束密度を得る観点から、Ｐの量が１．８質量部以下であると好ましく、１．５質量部以下であるとより好ましい。Ｐの量は、０．１質量部以上であってもよい。

Ｂ：０質量部より多く５．０質量部以下。

Ｂ（ホウ素）は、非晶質相の熱安定性を高めるために必須の元素である。より高い非晶質相の熱安定性を得る観点からは、Ｂの量は、１．０質量部以上であることが好ましく、１．２質量部以上であることがより好ましい。一方、充分な飽和磁束密度を得るために、Ｂの量が５．０質量部以下であることが必要である。より高い飽和磁束密度を得る観点から、Ｂの量が４．０質量部以下であると好ましい。Ｂの量は、０．１質量部以上であってもよい。

Ｃ：０質量部以上３．０質量部以下。

Ｃ（炭素）は、非晶質相の熱安定性を高める。Ｃの量の下限は、０質量部である。すなわち、合金粒子がＣを含まなくてもよい。より高い非晶質相の熱安定性を得る観点からは、Ｃの量が１．０質量部以上であることが好ましく、ＢとＣとの合計は１．０質量部以上であることが好ましく、２．０質量部以上であることがより好ましい。一方、充分な非晶質相の熱安定性を得るために、Ｃの量が３．０質量部以下であることが必要である。より高い飽和磁束密度を得る観点から、Ｃの量が２．５質量部以下であると好ましく、２．０質量部以下であるとより好ましい。ＢとＣとの合計は８．０質量部以下であることが好ましく、７．０質量部以下であることがより好ましく、６．０質量部以下であるとさらに好ましい。Ｃの量は、０．１質量部以上であってもよい。

Ｓｉ：０質量部以上７．５質量部以下。

Ｓｉ（ケイ素）は、非晶質相の熱安定性を高める。Ｓｉの量の下限は、０質量部である。すなわち、合金粒子がＳｉを含まなくてもよい。より高い非晶質相の熱安定性を得る観点からは、Ｓｉの量は、０．５質量部以上であることが好ましく、１．０質量部以上であることがより好ましい。一方、充分な飽和磁束密度を得るために、Ｓｉの量が７．５質量部以下であることが必要である。より高い飽和磁束密度を得る観点から、Ｓｉの量が４．０質量部以下であると好ましい。Ｓｉの量は、０．１質量部以上であってもよい。

Ｎｉ：０質量部より多く１２．０質量部以下、
ＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計：０質量部以上７．０質量部以下、
ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計：５．５質量部以上１４．８質量部以下、
ＦｅとＣｏとＮｉとの合計：８９．０質量部以上９７．０質量部以下。

Ｎｉ（ニッケル）とＭｏ（モリブデン）、Ｗ（タングステン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｎｂ（ニオビウム）は耐食性を高める。特にＮｉは耐食性を高めるために必須の元素である。ＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計の下限は、０質量部である。すなわち、合金粒子がＭｏとＷとＺｒとＮｂを含まなくてもよい。ＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計は、０．１質量部以上であってもよい。ＮｉはＢを含む化学組成に添加されることで顕著な耐食効果を有する。

後述する実施例および比較例に示すように、ＦｅとＮｉとＣｏとを合計で８９．０質量部以上９７．０質量部以下含む合金粒子においては、ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計が５．５質量部以上であると腐食電位Ｅ_ｃｏｒｒが大きく上昇し、耐食性を大きく高めることができる。そのため、高い耐食性を得るためにＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計は５．５質量部以上であることが必要である。より高い耐食性を得る観点からは、Ｎｉの量が２．０質量部以上であることが好ましく、３．６質量部以上であるとさらに好ましい。ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計は７．０質量部以上であることが好ましい。Ｎｉの量は、０．１質量部以上であってもよい。

Ｎｉが多すぎると飽和磁束密度およびキュリー点が低下し、さらにＮｉが多すぎると非晶質形成能が低下することから、Ｎｉの量が１２．０質量部以下であることが必要である。また、ＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計が多すぎると飽和磁束密度が低下することから、ＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計が７．０質量部以下であることが必要であり、ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計は１４．８質量部以下であることが必要である。非晶質相の熱安定性を充分に高めるために、ＦｅとＣｏとＮｉとの合計は９７．０質量部以下であることが必要である。より高い飽和磁束密度を得る観点から、Ｎｉの量は１０．３質量部以下であることが好ましく、９．０質量部以下であるとさらに好ましい。ＭｏとＷとＺｒとＮｂの合計は６．０質量部以下であることが好ましく、４．０質量部以下であるとさらに好ましい。ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計は１３．０質量部以下であることが好ましい。高い飽和磁束密度を得る観点から、ＦｅとＣｏとＮｉとの合計が８９．０質量部以上であることが必要であり、８９．６質量部以上であることが好ましい。ＭｏとＷとＺｒとＮｂは凝固ステップで上記合金粒子の表面近傍に濃縮することで、合金粒子がさらに充分な耐食性を得る。

本実施形態に係る合金粒子は、ＦｅとＣｏとＢとＰとＣとＳｉとＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂ以外の元素を不純物として含んでもよい。飽和磁束密度を高めるため、不純物の量は、１．０質量部以下であると好ましく、０．５０質量部以下であるとより好ましい。さらに、不純物の量は、１．０モル部以下であると好ましく、０．５０モル部以下であるとより好ましい。例えば、不純物として、Ｃｒ、Ｎ、Ｏ、Ａｌ、Ｓ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ａｓ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂｉ、希土類元素（ＲＥＭ）が挙げられる。ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕである。特に、ヒステリシス損を減らし、非晶質相の熱安定性を高めるために、Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌは、それぞれ０．１質量部以下であると好ましい。同様に、非晶質相の熱安定性を高める観点から、Ｃｕの量は、０．０４質量部以下または０．０４モル部以下であると好ましく、０．０２質量部以下または０．０２モル部以下であるとより好ましい。飽和磁束密度を高める観点から、Ｏの量は０．１質量部以下であると好ましく、０．０５質量部以下であるとより好ましい。不純物の量は、０質量部であってもよい。すなわち、合金粒子が不純物を含まなくてもよい。

各元素の量の測定には、上記有効桁の精度が得られる方法を使用する。具体的には、後述の実施例に記載の測定方法および同等の測定方法を定量に適用する。

次に、本実施形態に係る合金粒子の内部組織について説明する。

非晶質相は、合金粒子の体積抵抗率および透磁率を高め、磁気異方性および保磁力を低下させる。そのため、合金粒子が非晶質相を含むことが必要である。この非晶質相の平均の体積割合は、７０％以上であることが必要であり、８０％以上であると好ましい。非晶質相の平均の体積割合は、１００％であってもよい。すなわち、合金粒子内の組織は、１以上の非晶質相からなる組織、もしくは、非晶質相と結晶相との複相組織である。合金粒子が結晶相を含む場合には、保磁力を低下させるために、シェラーの式によって得られる結晶相の各相の平均結晶粒径が３０ｎｍ以下であると好ましく、２５ｎｍ以下であるとより好ましい。また、結晶相は、合金相と化合物相とに分類される。合金相は、例えば、体心立方構造のＦｅの相やＦｅ－Ｓｉの相であり、飽和磁束密度を高めるため、合金相の平均の体積割合は、１０％以上であってもよい。また、保磁力を低下させるために、化合物相の平均の体積割合は、１０％以下であると好ましく、２％以下であると好ましく、１％以下であると特に好ましい。化合物相の平均の体積割合は、０％であってもよい。化合物相としては、例えば、Ｆｅ_３Ｐ、Ｆｅ_３Ｂ、Ｆｅ_３Ｃ、Ｆｅ_２Ｂ、酸化物といった化合物およびその化合物固溶体の相が挙げられる。各相の体積割合は、Ｘ線回折法（ＸＲＤ）で得られたデータのピーク解析により決定される。このピーク解析は、後述の実施例に記載された方法を用いる。ここで、ＸＲＤの試料として、破砕等することなく合金粒子をそのまま用いる。また、合金粒子が非晶質相を含むことは、後述の実施例に記載された方法にて非晶質相の量が算出できることとして定義される。

以下、本発明の別の実施形態である第２の実施形態に係る合金粒子について説明する。

本実施形態に係る合金粒子の表面組織について説明する。

オージェ電子分光法による深さ方向の濃度プロファイルにおいて、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒのうちいずれか一種以上が粉末の表面近傍に濃縮すると粉末の耐食性を大きく高めることができる。具体的には、オージェ電子分光法による合金粒子の表面の分析とアルゴンイオンの照射による表面の除去とをこの順番で繰り返して決定した合金粒子の深さ方向の成分の濃度プロファイルにおいて、合金粒子の表面から深さ１．１ｎｍに至る領域におけるＦｅの質量パーセント濃度とＣｏの質量パーセント濃度との合計に対するＮｉの質量パーセント濃度とＭｏの質量パーセント濃度とＷの質量パーセント濃度とＺｒの質量パーセント濃度とＮｂの質量パーセント濃度との合計の比、（Ｎｉ（質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋Ｗ（質量％）＋Ｚｒ（質量％）＋Ｎｂ（質量％））／（Ｆｅ（質量％）＋Ｃｏ（質量％））の平均値が０．１５以上であることが必要である。
また、オージェ電子分光法による深さ方向の濃度プロファイルにおいて、Ｎｉが粉末の表面近傍に存在していると粉末の耐食性を大きく高めることができるため、好ましい。具体的には、オージェ電子分光法による合金粒子の表面の分析とアルゴンイオンの照射による表面の除去とをこの順番で繰り返して決定した合金粒子の深さ方向の成分の濃度プロファイルにおいて、合金粒子の表面から深さ１．１ｎｍに至る領域におけるＦｅの質量パーセント濃度とＣｏの質量パーセント濃度との合計に対するＮｉの質量パーセント濃度の比、Ｎｉ（質量％）／（Ｆｅ（質量％）＋Ｃｏ（質量％））の平均値が０．０４０以上であることが好ましい。一方、（Ｎｉ（質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋Ｗ（質量％）＋Ｚｒ（質量％）＋Ｎｂ（質量％））／（Ｆｅ（質量％）＋Ｃｏ（質量％））の平均値は、例えば、１．００以下である。同様に、Ｎｉ（質量％）／（Ｆｅ（質量％）＋Ｃｏ（質量％））の平均値は、例えば、０．０６以下である。
なお、質量パーセント濃度は、Ｆｅ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、ＮｂおよびＯの合計含有量を１００質量部としたときの各成分の含有量（質量部）として測定される。
なお、合金粒子の深さ方向の成分の濃度プロファイルは、例えば、深さ０ｎｍ以上、１１ｎｍ未満の範囲は１．１ｎｍ間隔で、深さ１１ｎｍ以上、１００ｎｍ以下の範囲は２．２ｎｍ間隔で測定される。
オージェ電子分光法（ＡＥＳ）を用いて測定する場合、分光スペクトルの取得においては深さ０ｎｍの位置における測定値のばらつきが大きい。このため、深さ０ｎｍの位置のみ測定を２回行い、その平均値を求めることが好ましい。さらにＳＮ比を向上させるために測定回数を増やして平均値を求めてもよい。
質量パーセント濃度の比は各測定点で求められ、合金粒子の表面から深さ１．１ｎｍに至る領域において平均される。

合金粒子の表面組織が上述の特徴点を有すると、上記群に含まれる元素が健全な不働態被膜を形成し、耐食性が著しく向上する。

ここで、オージェ電子分光法で測定する合金粒子は、１０個であり、これら１０個の合金粒子の濃度プロファイルを平均して用いる。

本実施形態に係る合金粒子の内部組織について説明する。

本実施形態においても、第１の実施形態と同様に、合金粒子が非晶質相を含む。

なお、第２の実施形態の１つの変形例として、第２の実施形態が第１の実施形態の特徴点を含んでもよい。

さらに、第１の実施形態、第２の実施形態、第２の実施形態の変形例のより好ましい実施形態について説明する。

本実施形態に係る合金粒子のサイズおよび形状について説明する。

合金粒子のサイズは、任意である。コイル部品に適用する周波数帯におけるエネルギー効率および磁心の実効透磁率を高めるために、合金粒子のＤ５０は、１μｍ以上５０μｍ以下であると好ましく、２０μｍ以上４０μｍ以下であるとより好ましい。特に、高い周波数でのエネルギー効率を重視する場合および合金粒子の充填率を重視する場合には、合金粒子のＤ５０は、１μｍ以上１０μｍ以下であると好ましく、１μｍ以上６μｍ以下であるとより好ましい。また、磁心の成形を容易にしたりコイル部品の絶縁性を確保したりするために、合金粒子のＤ９０は、１００μｍ以下であると好ましく、８０μｍ以下であるとより好ましく、６０μｍ以下であると特に好ましい。合金粒子のＤ９０は、１μｍ以上であってもよい。ここで、Ｄ５０およびＤ９０は、それぞれ体積分布の粒子径分布において小さい粒子径からの頻度の累積が５０％および９０％になる粒子径を意味する。

同様に、合金粒子の形状は、任意である。例えば、形状磁気異方性を積極的に利用する場合は、アスペクト比が、０．１０以上０．７０以下であってもよい。一方で、異方性を考慮しなくてもコイル部品の透磁率を高めることができるように、アスペクト比が、０．７０以上１．０以下であってもよい。合金粒子の充填率を重視する場合には、アスペクト比が、０．７０以上０．９５以下であると好ましく、０．７５以上０．９０以下であるとより好ましい。ここで、アスペクト比は、合金粒子の二次元投影像における長軸長に対する短軸長の割合であり、少なくとも１０個以上の合金粒子で得られた値を平均して求められる。

合金粒子の表面には、不働態被膜以外に必要に応じて別途被膜が形成されていてもよい。合金粒子間の絶縁性を高めるために、被膜が酸化物や窒化物であってもよい。被膜は、リン酸塩またはＳｉを含む酸化物が好適である。被膜の形成方法は限定されないが、高い絶縁性を得るためにゾルゲル法やメカノケミカル反応法が好ましい。

本実施形態に係る合金粒子の内部応力について説明する。

保磁力を小さくするために、合金粒子の内部応力は、小さいことが望ましいが、内部応力の定量は困難である。そこで、内部応力が保磁力へ与える影響を考慮して、合金粒子の保磁力が、５００Ａ／ｍ以下であると好ましく、２００Ａ／ｍ以下であるとより好ましく、１００Ａ／ｍ以下であるとさらに好ましい。合金粒子の保磁力は、０．０Ａ／ｍ以上であってもよく、０．１Ａ／ｍ以上であってもよい。

以下、本発明の一実施形態に係る磁心について説明する。

本実施形態に係る磁心は、上記実施形態に係る合金粒子を含む。安定的な接合のために、磁心が樹脂を含んでもよい。また、樹脂は、エポキシ樹脂、フェノール樹脂およびシリコーン樹脂からなる群から選択される少なくとも１種であってもよい。さらに、磁心が上記実施形態の合金粒子以外の磁性材料を含んでもよく、酸化物といった非磁性材料を含んでもよい。

以下、本発明の一実施形態に係るコイル部品について説明する。

本実施形態に係るコイル部品は、上記実施形態に係る磁心とコイルとを含む。コイルは、磁心の外周に巻きまわされていてもよく、磁心に内包されていてもよい。コイル部品としては、例えば、インダクタ、リアクトル、これらを含む部品（例えば、ＤＣ－ＤＣコンバータ）等が挙げられる。

図１は、本発明のコイル部品の一実施形態としてのインダクタの一例を模式的に示す斜視図である。

図１に示すインダクタにおいては、矩形形状に形成された磁心１４の表面略中央部に保護層１５が形成されているとともに、保護層１５を挟むような形態で磁心１４の表面両端部に一対の外部電極１６ａおよび１６ｂが形成されている。

図２は、図１に示すインダクタの内部構造を示す斜視図である。図２では、説明の都合上、保護層１５、外部電極１６ａおよび外部電極１６ｂを省略している。

磁心１４は、例えば、本発明の合金粒子を主成分として含有し、エポキシ樹脂等の樹脂材料を含有した複合材料で形成されている。磁心１４には、コイル１７が埋設されている。

なお、複合材料中の合金粒子の含有量は、特に限定されるものではないが、体積比率で６０体積％以上が好ましい。合金粒子の含有量が６０体積％未満であると、合金粒子の含有量が過少になることで透磁率および磁束飽和密度が低下して磁気特性が低下を招くおそれがある。また、合金粒子の含有量の上限は、樹脂材料が、所望の作用効果を奏する程度に含有されていればよいことから、９９体積％以下が好ましい。

コイル１７は、例えば、平角線がコイル状に巻回された円筒形状とされている。コイル１７の端部１７ａおよび１７ｂは、外部電極１６ａおよび１６ｂとそれぞれ電気的に接続可能となるように磁心１４の端面に露出している。コイル１７は、例えば、銅等からなる平角形状のワイヤ導線がポリエステル樹脂またはポリアミドイミド樹脂等の絶縁性樹脂で被覆され、帯状に形成されるとともに空芯を有するようにコイル状に巻回されている。

図１に示すインダクタは、例えば、以下の方法により作製することができる。

まず、本発明の合金粒子と樹脂材料とを混錬し、分散させて複合材料を作製する。次いで、コイル１７が複合材料で封止されるようにコイル１７を複合材料中に埋め込む。そして、例えば、圧縮成形法を使用して成形加工を施し、コイル１７が埋設された成形体を得る。得られた成形体を成形金型から取り出した後、熱処理を行い、表面研磨し、コイル１７の端部１７ａおよび１７ｂが端面に露出した磁心１４を得る。

次に、外部電極１６ａおよび１６ｂの形成部位以外の磁心１４の表面に絶縁性樹脂を塗布し、硬化させて保護層１５を形成する。

その後、磁心１４の両端部に導電性材料を主成分とした外部電極１６ａおよび１６ｂを形成する。以上により、インダクタが作製される。

外部電極１６ａおよび１６ｂの形成方法は特に限定されるものでなく、例えば塗布法、めっき法、薄膜形成方法等、任意の方法で形成することが可能である。

図１に示すインダクタは、コイル１７が磁心１４に埋設されるとともに、磁心１４が上述した合金粒子を主成分として含有しているので、高い飽和磁束密度と低い磁気損失を有し、強磁性でヒステリシス特性が小さい良好な軟磁気特性を有する高純度で高品質のコイル部品を高効率で得ることができる。

上記の実施形態では、本発明の合金粒子を使用したデバイスとしてインダクタ等のコイル部品を例示したが、本発明の合金粒子は、高い飽和磁束密度と低い磁気損失を有することから、モータに装備されるステータコアまたはロータコアに応用することも可能である。モータは、通常、複数の電機子歯が同一円周上に等間隔に設けられたステータコアと、上記電機子歯に巻回されたコイルと、上記ステータコアの内部に回動自在に配されたロータコアとを備えている。上述のとおり、本発明の合金粒子は、高い飽和磁束密度と低い磁気損失を有することから、ステータコアおよびロータコアのうちの少なくとも一方、好ましくは双方が、本発明の合金粒子を主成分として含有することにより、電力損失の低い高品質のモータを得ることが可能となる。

以下、本発明の一実施形態に係る電子機器について説明する。

本実施形態に係る電子機器は、上記実施形態に係るコイル部品を含む。電子機器としては、例えば、スマートフォン、タブレット、パーソナルコンピュータ、サーバー機器、通信機器等が挙げられる。また、電子機器を含むモビリティとして、例えば、電気自動車、ハイブリッド自動車、二輪車、航空機、鉄道等が挙げられる。

以下、本発明の一実施形態に係る合金粒子の製造方法について説明する。

本実施形態に係る合金粒子の製造方法は、溶解ステップと、凝固ステップとを含む。

溶解ステップでは、原材料を加熱して溶解し、溶湯を調製する。溶湯の化学組成は、所定の化学組成を満たすように、複数の原材料を選定して配合したり、溶湯を精錬したりすることによって制御できる。また、化学組成の適中が容易なように、あらかじめ溶解して凝固させて作製した母合金またはその粉砕物を原材料として使用してもよい。また、互いに異なる化学組成を有する溶湯を混合して目的の溶湯を調製してもよい。原材料の例として、純鉄、銑鉄、鉄系のスクラップ、フェロアロイ（フェロボロン、フェロフォスフォラス、フェロシリコン、フェロクロム）、黒鉛、リン単体、金属クロムが挙げられる。また、特に、溶湯の化学組成は、第１の実施形態に記載の化学組成であってもよい。この化学組成の溶湯は、特に水でアトマイズした後の合金粒子の酸化を著しく低減するのに有効である。加熱方法は、間接抵抗加熱であっても、誘導加熱であっても、アーク加熱でもよい。

均一な化学組成を有し、非晶質相を含む合金粒子を得るため、溶湯の温度は、液相線温度よりも高い温度であることが必要である。また、凝固ステップでの冷却効率を高め、安定的に非晶質相を生成させるため、溶湯の温度は、液相線温度に５００℃を加えた温度よりも低いことが好ましい。

溶湯の化学組成を均一にするために、溶解ステップが目的の溶湯温度に溶湯を維持する時間を有すると好ましい。例えば、この時間は、１分以上であると好ましく、５分以上であるとより好ましい。また、蒸気圧の高い元素の散逸や雰囲気中のガスの溶湯中への溶解を低減するために、時間が、６０分以下であると好ましく、３０分以下であるとより好ましい。

溶湯と接する雰囲気は、大気であってもよい。合金粒子の歩留まりを高めるために、雰囲気が、窒素やアルゴンを含む不活性ガス雰囲気であってもよく、酸素ポテンシャルが制御された雰囲気であってもよい。

凝固ステップでは、溶湯を粉砕して液滴を形成し、この液滴を凝固させて合金粒子を作製する。溶湯の粉砕および凝固には、アトマイズ法が適用できる。このアトマイズ法として、例えば、水アトマイズ法、ガスアトマイズ法、ディスクアトマイズ法、燃焼炎ジェットを用いたアトマイズ法およびこれらの組み合わせが選択できる。また、例えば、ガスアトマイズ法および燃焼炎ジェットを用いたアトマイズ法によって溶湯を粉砕した後に水アトマイズ法によって溶湯を急速に冷却してもよい。アトマイズ法に用いる流体は、水であってもよく、不活性ガスのようなガス、ミストを含むガスであってもよい。流体の供給速度は、溶湯が有する熱量を奪って溶湯の凝固中に非晶質相が生じるのに充分な範囲に設定する。特に、非晶質相を安定的に形成するために、流体は、冷却能力が高い水であると特に好ましい。

本実施形態に係る合金粒子の製造方法は、凝固ステップの後にさらに乾燥ステップを含んでもよい。この乾燥ステップは、凝固ステップの直後であると好ましい。例えば、凝固ステップ時に水が使用された場合には、乾燥のエネルギー効率を高めるために、水と合金粒子との混合物からサイクロン、ろ過または沈降といった分離方法により湿潤した合金粒子（スラリー）を得てもよい。このスラリーでは、合金粒子が水とガスとの両方に接触するため、ガスが酸素ガスを含む場合、腐食が進行しやすい。そのため、酸素分圧を４０Ｐａ以下に低減すると好ましい。また、水中に溶存する酸素を低減するために、アトマイズ法に使用する水や水と合金粒子の混合物に不活性ガスを吹き込んでもよい。雰囲気中の酸素ガスと合金粒子とが直接接触する面積を減らすために、スラリー中の合金粒子の質量を１００とした場合に、スラリー中の水の質量が５以上１００以下であると好ましく、２０以上８０以下であるとより好ましい。

加熱、減圧およびこれらの組み合わせによって合金粒子を乾燥することができる。加熱によって乾燥を行う場合には、酸化物量の増大による飽和磁束密度の低下を避けるために、酸素分圧が２０Ｐａ以下で温度が１００℃以上２５０℃以下であると好ましく、酸素分圧が２Ｐａ以下で温度が１２０℃以上２００℃以下であるとより好ましい。粒子の凝集や固結あるいは粒子の乾燥容器への付着を防ぐために、乾燥時に攪拌を行ってもよい。また、凝集または固結した粒子あるいは乾燥容器への付着した粒子を解すために、乾燥後に合金粒子に応力を付与してもよい。また、乾燥ステップが複数回行われてもよい。

本実施形態に係る合金粒子の製造方法は、凝固ステップよりも後にさらに分級ステップを含んでもよい。この分級ステップは、凝固ステップ、乾燥ステップ、後述の配合ステップ、後述の熱処理ステップ、後述の表面処理ステップのいずれの直後であってもよい。分級ステップでは、合金粒子の粒度分布を調整する。粒度分布の調整には、例えば、振動ふるい、超音波ふるい、気流分級等を用いることができる。分級方法は、粒子間の慣性力、重量比、流動性の相違に基づいてもよい。目的とする粒度分布は、例えば、上記実施形態のＤ５０やＤ９０の好適範囲を満たすと好ましい。また、分級ステップが複数回行われてもよい。

本実施形態に係る合金粒子の製造方法は、凝固ステップよりも後にさらに配合ステップを含んでもよい。この配合ステップは、凝固ステップ、乾燥ステップ、分級ステップ、後述の熱処理ステップ、後述の表面処理ステップのいずれの直後であってもよい。この配合ステップでは、１種以上の粉末同士を混合する。混合する粉末の組み合わせは、少なくとも１種の粉末が本実施形態に係る合金粒子の製造方法で得られている限り任意である。異なる化学組成や組織、粒度分布を有する粉末を２種以上混合してもよい。例えば、Ｄ５０が５０μｍの合金粒子とＤ５０が４μｍの合金粒子とを混合してもよい。軟磁性材料として、例えば、Ｆｅ－Ｓｉ系結晶粉末、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｃｒ系結晶粉末、Ｆｅ－Ｂ系非晶質粉末、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ系非晶質粉末、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ－Ｐ系非晶質粉末、鉄粉あるいはナノ結晶粉末が合金粒子と混合されてもよい。非磁性材料として無機フィラーが合金粒子と混合されてもよい。

本実施形態に係る合金粒子の製造方法は、凝固ステップよりも後にさらに熱処理ステップを含んでもよい。この熱処理ステップは、凝固ステップ、乾燥ステップ、分級ステップ、配合ステップ、後述の表面処理ステップのいずれの直後であってもよい。熱処理ステップでは、合金粒子に含まれる内部応力（内部歪）を低減するために、合金粒子を加熱する。合金粒子の非晶質相を充分な量確保するために、熱処理温度は、結晶化開始温度よりも低い温度であることが必要である。熱処理温度は、結晶化開始温度よりも２０℃以上低いと好ましい。また、充分に内部応力を低減するために、熱処理温度は、３００℃以上であると好ましい。昇温速度は、１℃／分以上５０００℃／分以下であってもよい。結晶化開始温度は、昇温速度に応じて変化するため、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）によって昇温速度に対応する結晶化開始温度を特定して決定する。ＤＳＣでは到達できない昇温速度に対しては、ＤＳＣで測定した昇温速度と結晶化開始温度との関係を高い昇温速度側に拡張して結晶化開始温度を決定する。また、充分に内部応力を低減するために、３００℃以上の温度に合金粒子が維持される時間は、１分以上であると好ましい。この時間は、粗大な結晶粒の生成を防ぐために、１２０分以下であると好ましい。酸化物量の増大による飽和磁束密度の低下を避けるために、熱処理の雰囲気は、酸素ポテンシャルが制御された不活性ガス雰囲気であると好ましい。例えば、雰囲気中の酸素分圧が、１００Ｐａ以下であると好ましい。加熱方法には、例えば、赤外線のような電磁波を用いてもよく、誘導加熱を用いてもよい。また、加熱された媒質（固体・液体・気体・混合物）に合金粒子を接触あるいは接近させて合金粒子を加熱してもよい。

本実施形態に係る合金粒子の製造方法は、凝固ステップよりも後にさらに表面処理ステップを含んでもよい。この表面処理ステップは、凝固ステップ、乾燥ステップ、分級ステップ、配合ステップ、熱処理ステップのいずれの直後であってもよい。表面処理ステップでは、例えば、化成処理、メカノケミカル反応またはゾルゲル反応等を利用することができる。表面処理ステップにより、必要に応じて別途形成することが可能な被膜を合金粒子の表面に形成することができる。

上記第１の実施形態および第２の実施形態に係る合金粒子、これらの好適な実施形態に係る合金粒子は、本実施形態に係る合金粒子の製造方法によって好適に製造することができるが、本実施形態以外の製造方法で製造してもよい。

以下、本発明の一実施形態に係る磁心の製造方法について説明する。

本発明の一実施形態に係る磁心の製造方法では、上述の実施形態に係る合金粒子を使用する。成形方法には、例えば、プレス成形またはモールド成形等が利用できる。具体的には、冷間一軸プレス、熱間一軸プレス、放電プラズマ焼結（ＳＰＳ）、冷間静水圧プレス、熱間静水圧プレス、シート成形、ポッティング成形、トランスファ成形、射出成形などの成形方法から選択できる。また、上述の実施形態に係る合金粒子に結着剤等の添加剤を混合してもよい。結着剤は、エポキシ樹脂、フェノール樹脂およびシリコーン樹脂からなる群から選択される少なくとも１種であってもよい。その他の添加剤は、シランカップリング剤や潤滑剤、硬化促進剤、硬化遅延剤等であってもよい。

以下、本発明をより具体的に開示した実施例を示す。なお、本発明は、これらの実施例のみに限定されるものではない。

（合金粒子の作製）
溶解時のスラグ発生に起因する化学組成の変化を考慮した上で合金粒子が表１および表２に示す化学組成になるように原材料を秤量した。原材料の合計の重量は、１５０ｇとした。Ｆｅ源として、東邦亜鉛株式会社製のマイロン（純度９９．９５ｗｔ％）を用いた。また、Ｂ源、Ｃ源、Ｓｉ源、Ｎｉ源、Ｍｏ源、Ｗ源、Ｚｒ源、Ｎｂ源、Ｃｏ源として、株式会社高純度化学研究所製の材料を使用した。Ｐ源およびＦｅ源として、塊状リン化鉄Ｆｅ_３Ｐ（純度９９ｗｔ％）を用いた。Ｂ源として、粒状硼素（純度９９．５ｗｔ％）を用いた。Ｃ源として、粉末状黒鉛（純度９９．９５ｗｔ％）を用いた。Ｓｉ源、Ｎｉ源、Ｍｏ源、Ｗ源、Ｚｒ源、Ｎｂ源、Ｃｏ源として、純金属（純度９９ｗｔ％以上）を用いた。

上記の原材料をアルミナるつぼに入れ、高周波誘導加熱により１．０気圧のアルゴンガス雰囲気中で１４００℃まで加熱した。原材料を１４００℃で１０分間保持して溶湯を調製した。この溶湯をるつぼ下部の穴から流下させ、水アトマイズ法によって溶湯から合金粒子を作製し、沈殿槽中に合金粒子を回収した。

アトマイズ後、沈殿槽を３０分間静置して溶解槽中の合金粒子を沈降させ、泥状の合金粒子を回収した。この泥状の合金粒子では、合金粒子の質量１００に対して水の質量が５０であった。泥状の合金粒子を１Ｐａ以下の圧力で２００℃まで加熱後、２００℃に１８０分維持し、合金粒子を乾燥させた。乾燥後の合金粒子を振動ふるい器で分級し、目開き２０μｍのふるいと目開き５３μｍのふるいとの間の合金粒子を回収した。

（Ｄ５０の測定）
合金粒子の平均粒子径Ｄ５０をレーザー回折式粒子径分布測定装置（Ｓｙｍｐａｔｅｃ製ＨＥＬＯＳ／ＲＯＤＯＳ）で測定した。分散圧条件は、２ｂａｒ（２００ｋＰａ）とした。

（化学組成の定量）
合金粒子が含むＢおよびＣの量を原子吸光法により測定した。Ｂ、Ｃ以外の元素（Ｆｅ、Ｐ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｏ）の量を誘導結合プラズマ質量分析（ＩＣＰ－ＭＳ法）により測定した。

（非晶質相の体積割合Ｖａの測定）
株式会社リガク製のＸ線回折装置Ｍｉｎｉｆｌｅｘ（Ｃｕ管）を用いθ－２θ法で合金粒子をそのまま測定し、回折強度プロファイルを得た。ステップサイズを０．０１°とし、スキャンスピードを５°／分とし、２θのスキャン範囲は、２５°以上９０°以下とした。回折強度プロファイルでは、２θ＝４４°近傍に、非晶質相由来のハローと体心立方構造を有する結晶相の（１１０）面由来の（１１０）ピークと化合物相のピークとが生じうる。特願２０１７－５３２５２７号に記載の方法で回折強度プロファイルからハローの面積強度Ｉａと（１１０）ピークの面積強度Ｉｃと化合物相ピークの面積強度Ｉｃ’を算出し、下記式（１）により非晶質相の体積割合Ｖａを求めた。なお、下記式（２）によって体心立方構造を有する結晶相の体積割合Ｖｃを求めることができる。
Ｖａ＝Ｉａ／（Ｉａ＋Ｉｃ＋Ｉｃ’） （１）
Ｖｃ＝Ｉｃ／（Ｉａ＋Ｉｃ＋Ｉｃ’） （２）

（表面の濃度プロファイルの決定）
一部の実施例および比較例について、合金粒子の表面から内部への深さ方向の化学組成の変化をオージェ電子分光法（ＡＥＳ）により測定した。この測定では、表面分析とアルゴンイオンの照射による表面の除去とをこの順で繰り返した。測定は、深さ０ｎｍ以上、１１ｎｍ未満の範囲は１．１ｎｍ間隔で行い、深さ１１ｎｍ以上、１００ｎｍ以下の範囲は２．２ｎｍ間隔で行った。測定は、深さ０ｎｍの位置のみ２回行い、その平均値を求めた。深さ０ｎｍ以外の位置の測定は各１回行った。ＡＥＳで測定した合金粒子は、１０個であり、これら１０個の合金粒子の濃度プロファイルを平均して用いた。

（飽和磁束密度Ｂｓの測定）
粉末用のシリンダーケースに合金粒子を圧密充填した。この合金粒子の飽和質量磁化Ｍｓを１０ｋＯｅの最大磁界で振動試料型磁化測定器（東英工業製ＶＳＭ－５－１５）により測定した。
また、見かけ密度ρをピクノメータ法（株式会社島津製作所製ＡｃｃｕＰｙｃＩＩ１３４０）により測定した。置換ガスにＨｅを用い、試料として２５ｇの合金粒子を用いた。
上記飽和質量磁化Ｍｓと上記見かけ密度ρから下記式（３）を用いて飽和磁束密度Ｂｓを計算した。
Ｂｓ＝４π×Ｍｓ×ρ （３）

（保磁力Ｈｃの測定）
合金粒子を粉末測定用のカプセルに充填し、磁場印加時に合金粒子が移動しないようにこのカプセルを圧密した。このカプセル中の合金粒子の保磁力Ｈｃを東北特殊鋼株式会社製の保磁力計Ｋ－ＨＣ１０００で測定した。

（合金粒子における腐食電位Ｅ_ｃｏｒｒおよび腐食電流密度ｉ_ｃｏｒｒの測定）
合金粒子の腐食電位（自然電位）Ｅ_ｃｏｒｒと腐食電流密度ｉ_ｃｏｒｒとを電気化学測定システム（北斗電工株式会社製ＨＺ－５０００）で測定した。作用電極、参照電極、対極には、それぞれ株式会社イーシーフロンティア製ＧＲＣ－３１５５、ＲＥ－２、ＣＥ－２を用いた。合金粒子とカーボンペースト（ビー・エー・エス株式会社製ＣＰＯ［型番００１０１０］）とを２：１の質量比で混合して得られた混合物を筒状の作用電極の穴に詰めた。この作用電極を３質量％ＮａＣｌ水溶液中に１時間浸漬した後、自然電位Ｅ_ｃｏｒｒを測定した。その後、自然電位から＋３００ｍＶまで作用電極に電圧を印加し、アノード分極曲線を得た。スキャンスピードを２ｍＶ／ｓとし、サンプリング間隔を２ｓとした。アノード分極曲線から得られた腐食電流を参照電極の断面積０．０１７６ｃｍ^２で除し、腐食電流密度ｉ_ｃｏｒｒを求めた。なお、この腐食電流密度ｉ_ｃｏｒｒは、腐食電位に１００ｍＶを加えた電位での電流密度として定義された。耐食性の指標としては、腐食電位を用いた。

表１および表２に、合金粒子のＤ５０、Ｖａ、Ｂｓ、Ｈｃ、Ｅ_ｃｏｒｒおよびｉ_ｃｏｒｒを示す。

実施例１～６９では、合金粒子が本発明の化学組成ならびに組織を有しており、高い飽和磁束密度と優れた耐食性とを備えている。

比較例１、２では、ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計量が少ないため、耐食性の指標である腐食電位Ｅ_ｃｏｒｒが低い。また、腐食電流密度ｉ_ｃｏｒｒが高い。

比較例３および１２では、Ｆｅの量が少ないため、飽和磁束密度Ｂｓが低い。

比較例４では、ＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計量が多く、ＦｅとＣｏとＮｉとの合計量が少ないため、飽和磁束密度Ｂｓが小さい。

比較例５では、Ｂが含有されていないため、飽和磁束密度Ｂｓが小さい。

比較例６～７および２６では、ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計量が少ないため、耐食性の指標である腐食電位Ｅ_ｃｏｒｒが低い。また、腐食電流密度ｉ_ｃｏｒｒが高い。

比較例８では、Ｎｉが含有されていないため、腐食電位Ｅ_ｃｏｒｒが低い。

比較例９では、Ｎｉの量が多いため、保磁力Ｈｃが大きい。

比較例１０～１１では、ＦｅとＣｏとＮｉとの合計量が多いため、保磁力Ｈｃが大きい。

比較例１３では、ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計量が多いため、飽和磁束密度Ｂｓが小さく、また、保磁力Ｈｃが大きい。

比較例１４では、ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計量が少ないため、耐食性の指標である腐食電位Ｅ_ｃｏｒｒが低く、ＦｅとＣｏとＮｉとの合計量が少ないため、飽和磁束密度Ｂｓが小さい。また、腐食電流密度ｉ_ｃｏｒｒが高い。

比較例１５～１９および２１～２５および２７では、Ｐ、Ｂ、Ｃ、Ｓｉの少なくとも一つの元素の量が多いため、飽和磁束密度Ｂｓが小さい。

比較例２０では、Ｐの量が多いため、飽和磁束密度Ｂｓが小さく、また、保磁力Ｈｃが大きい。

比較例２８では、Ｆｅの量が多いため、保磁力Ｈｃが大きい。

比較例２９では、ＦｅとＣｏとＮｉとの合計量が小さいため、飽和磁束密度Ｂｓが小さい。

比較例３０～３２では、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒのいずれかの量が多いため、飽和磁束密度Ｂｓが小さい。

比較例３３の合金粒子の作製方法を示す。溶解時のスラグ発生に起因する化学組成の変化を考慮した上で合金粒子が表３に示す化学組成になるように原材料を秤量した。原材料の合計の重量は、１５０ｇとした。Ｆｅ源として、東邦亜鉛株式会社製のマイロン（純度９９．９５ｗｔ％）を用いた。また、Ｂ源、Ｃ源、Ｎｉ源、Ｎｂ源、Ｍｏ源、Ｗ源、Ｚｒ源、Ｃｏ源として、株式会社高純度化学研究所製の材料を使用した。Ｐ源およびＦｅ源として、塊状リン化鉄Ｆｅ_３Ｐ（純度９９ｗｔ％）を用いた。Ｂ源として、粒状硼素（純度９９．５ｗｔ％）を用いた。Ｃ源として、粉末状黒鉛（純度９９．９５ｗｔ％）を用いた。Ｎｉ源、Ｎｂ源、Ｍｏ源、Ｗ源、Ｚｒ源、Ｃｏ源として、純金属（純度９９ｗｔ％以上）を用いた。

上記の原材料をアルミナるつぼに入れ、高周波誘導加熱により１．０気圧のアルゴンガス雰囲気中で１４００℃まで加熱した。原材料を１４００℃で１０分間保持して溶湯を調製した。溶湯を銅製の鋳型に流し込み冷却凝固させて母合金を作製した。母合金をジョークラッシャで粉砕し、次いで、ジェットミルで粉砕した。

粉砕後の合金粒子を振動ふるい器で分級し、目開き２０μｍのふるいと目開き５３μｍのふるいとの間の合金粒子を回収した。

次に、実施例７０、７１および比較例３４、３５の合金粒子の作製方法を示す。溶解時のスラグ発生に起因する化学組成の変化を考慮した上で合金粒子が表３に示す化学組成になるように原材料を秤量した。原材料の合計の重量は、１５０ｇとした。Ｆｅ源として、東邦亜鉛株式会社製のマイロン（純度９９．９５ｗｔ％）を用いた。また、Ｂ源、Ｃ源、Ｎｉ源、Ｎｂ源、Ｍｏ源、Ｗ源、Ｚｒ源、Ｃｏ源として、株式会社高純度化学研究所製の材料を使用した。Ｐ源およびＦｅ源として、塊状リン化鉄Ｆｅ_３Ｐ（純度９９ｗｔ％）を用いた。Ｂ源として、粒状硼素（純度９９．５ｗｔ％）を用いた。Ｃ源として、粉末状黒鉛（純度９９．９５ｗｔ％）を用いた。Ｎｉ源、Ｎｂ源、Ｍｏ源、Ｗ源、Ｚｒ源、Ｃｏ源として、純金属（純度９９ｗｔ％以上）を用いた。

上記の原材料をアルミナるつぼに入れ、高周波誘導加熱により１．０気圧のアルゴンガス雰囲気中で１４００℃まで加熱した。原材料を１４００℃で１０分間保持して溶湯を調製した。この溶湯をるつぼ下部の穴から流下させ、水アトマイズ法によって溶湯から合金粒子を作製し、沈殿槽中に合金粒子を回収した。

アトマイズ後、沈殿槽を３０分間静置して溶解槽中の合金粒子を沈降させ、泥状の合金粒子を回収した。この泥状の合金粒子では、合金粒子の質量１００に対して水の質量が５０であった。泥状の合金粒子を１Ｐａ以下の圧力で２００℃まで加熱後、２００℃に１８０分維持し、合金粒子を乾燥させた。乾燥後の合金粒子を振動ふるい器で分級し、目開き２０μｍのふるいと目開き５３μｍのふるいとの間の合金粒子を回収した。

次いで、合金粒子を赤外線ランプアニール装置（株式会社アルバック、ＲＴＡ－４０００）を用いてアルゴンガス雰囲気中で表３に記載の温度で熱処理した。昇温速度は４００℃／分とした。熱処理保持時間は１０分とした。実施例７０、７１および比較例３３、３４の合金粒子の結晶化開始温度は４５５℃であった。

表３に合金粒子のＤ５０、Ｖａ、Ｂｓ、Ｈｃ、Ｅ_ｃｏｒｒおよびｉ_ｃｏｒｒを示す。

実施例７０、７１では、合金粒子が本発明の化学組成ならびに組織を有しており、高い飽和磁束密度と優れた耐食性とを備えている。

比較例３３～３５では、非晶質相の体積割合Ｖａが低いため、保磁力Ｈｃが高い。

比較例３６は単ロール液体急冷法で作製した実施例３と同組成の合金薄帯である。実施例３と同じ原材料を石英るつぼに入れ、高周波誘導加熱により１．０気圧のアルゴンガス雰囲気中で１４００℃まで加熱した。原材料を１４００℃で１０分間保持して溶湯を調製した。この溶湯を石英ノズルの下部に取り付けられたスリットノズルから０．０１５ＭＰａの圧力で冷却用の銅ロールの表面に吐出した。冷却用の銅ロールは周速度２５ｍ／ｓで回転しており、溶湯が急冷凝固して平均幅１０ｍｍ、平均厚さ２３μｍの薄帯を得た。

（合金薄帯における腐食電位Ｅ_ｃｏｒｒおよび腐食電流密度ｉ_ｃｏｒｒの測定）
合金薄帯の腐食電位（自然電位）Ｅ_ｃｏｒｒと腐食電流密度ｉ_ｃｏｒｒとを電気化学測定システム（北斗電工株式会社製ＨＺ－５０００）で測定した。参照電極、対極には、それぞれ株式会社イーシーフロンティア製ＲＥ－２、ＣＥ－２を用いた。幅１０ｍｍ、長さ６０ｍｍの合金薄帯の片方の端２０ｍｍまでを３質量％ＮａＣｌ水溶液中に浸漬し、合金薄帯を作用電極として自然電位Ｅ_ｃｏｒｒを測定した。その後、自然電位から＋３００ｍＶまで作用電極に電圧を印加し、アノード分極曲線を得た。スキャンスピードを２ｍＶ／ｓとし、サンプリング間隔を２ｓとした。アノード分極曲線から得られた腐食電流を合金薄帯の表面積４．０ｃｍ^２で除し、腐食電流密度ｉ_ｃｏｒｒを求めた。なお、この腐食電流密度ｉ_ｃｏｒｒは、腐食電位Ｅ_ｃｏｒｒに１００ｍＶを加えた電位での電流密度として定義された。耐食性の指標としては、腐食電位Ｅ_ｃｏｒｒを用いた。

表４に、比較例３６の合金薄帯のＤ５０、Ｖａ、Ｂｓ、Ｈｃ、Ｅ_ｃｏｒｒおよびｉ_ｃｏｒｒを示す。

表５に、実施例３、実施例５０および比較例１の合金粒子、並びに比較例３６の合金薄帯に対するＡＥＳの結果を示す。

実施例３および５０では、合金粒子の表面から深さ１．１ｎｍに至る領域におけるＦｅの質量パーセント濃度とＣｏの質量パーセント濃度との合計に対するＮｉの質量パーセント濃度とＭｏの質量パーセント濃度とＷの質量パーセント濃度とＺｒの質量パーセント濃度とＮｂの質量パーセント濃度との合計の比、（Ｎｉ（質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋Ｗ（質量％）＋Ｚｒ（質量％）＋Ｎｂ（質量％））／（Ｆｅ（質量％）＋Ｃｏ（質量％））の平均値が０．１５以上、かつ、合金粒子の表面から深さ１．１ｎｍに至る領域におけるＦｅの質量パーセント濃度とＣｏの質量パーセント濃度との合計に対するＮｉの質量パーセント濃度の比であるＮｉ（質量％）／（Ｆｅ（質量％）＋Ｃｏ（質量％））の平均値が０．０４０以上であり、耐食性の指標である腐食電位Ｅ_ｃｏｒｒが高くなっている。

比較例１では、合金粒子の表面から深さ１．１ｎｍに至る領域におけるＦｅの質量パーセント濃度とＣｏの質量パーセント濃度との合計に対するＮｉの質量パーセント濃度とＭｏの質量パーセント濃度とＷの質量パーセント濃度とＺｒの質量パーセント濃度とＮｂの質量パーセント濃度との合計の比、（Ｎｉ（質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋Ｗ（質量％）＋Ｚｒ（質量％）＋Ｎｂ（質量％））／（Ｆｅ（質量％）＋Ｃｏ（質量％））の平均値が０．１５未満であり、耐食性の指標である腐食電位Ｅ_ｃｏｒｒが低くなっている。

比較例３６では、合金薄帯の表面から深さ１．１ｎｍに至る領域におけるＦｅの質量パーセント濃度とＣｏの質量パーセント濃度との合計に対するＮｉの質量パーセント濃度の比であるＮｉ（質量％）／（Ｆｅ（質量％）＋Ｃｏ（質量％））の平均値が０．０４未満、かつ、合金薄帯の表面から深さ１．１ｎｍに至る領域におけるＦｅの質量パーセント濃度とＣｏの質量パーセント濃度との合計に対するＮｉの質量パーセント濃度とＭｏの質量パーセント濃度とＷの質量パーセント濃度とＺｒの質量パーセント濃度とＮｂの質量パーセント濃度との合計の比、（Ｎｉ（質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋Ｗ（質量％）＋Ｚｒ（質量％）＋Ｎｂ（質量％））／（Ｆｅ（質量％）＋Ｃｏ（質量％））の平均値が０．１５未満である。また、耐食性の指標である腐食電位Ｅ_ｃｏｒｒが低い。

図３Ａ～図３Ｃに、実施例３の合金粒子に対するＡＥＳの結果を示す。

図４Ａ～図４Ｄに、実施例５０の合金粒子に対するＡＥＳの結果を示す。

図５Ａ～図５Ｃに、比較例３６の合金薄帯に対するＡＥＳの結果を示す。

以上、本発明の好ましい実施例を説明したが、本発明はこれらの実施例に限定されない。本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、構成の付加、省略、置換およびその他の変更が可能である。また、本発明は、前述した説明によって限定されず、請求項の範囲によって限定される。

１４ 磁心
１５ 保護層
１６ａ、１６ｂ 外部電極
１７ コイル
１７ａ、１７ｂ 端部

Claims (4)

1. ＦｅとＢとＮｉとを含有し、ＣｏとＰとＣとＳｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとを任意で含む合金粒子であって、
   Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｎｉ、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、ＺｒおよびＮｂの合計含有量を１００質量部としたとき、
   ＦｅとＣｏとの合計：８２．２質量部以上９１．３質量部以下、
   Ｆｅ：６０．０質量部以上９１．３質量部以下、
   Ｐ：０質量部以上２．１質量部以下、
   Ｂ：０質量部より多く５．０質量部以下、
   Ｃ：０質量部以上３．０質量部以下、
   Ｓｉ：０質量部以上７．５質量部以下、
   Ｎｉ：０質量部より多く１２．０質量部以下、
   ＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計：０質量部以上７．０質量部以下、
   ＮｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとの合計：５．５質量部以上１４．８質量部以下、
   ＦｅとＣｏとＮｉとの合計：８９．０質量部以上９７．０質量部以下、であり、
   前記合金粒子は非晶質相を含み、前記非晶質相の体積割合が７０％以上である、合金粒子。
2. 非晶質相を含む合金粒子であって、
   ＦｅとＢとＮｉとを含有し、ＣｏとＰとＣとＳｉとＭｏとＷとＺｒとＮｂとを任意で含み、
   前記合金粒子の表面から深さ１．１ｎｍに至る領域におけるＦｅの質量パーセント濃度とＣｏの質量パーセント濃度との合計に対するＮｉの質量パーセント濃度とＭｏの質量パーセント濃度とＷの質量パーセント濃度とＺｒの質量パーセント濃度とＮｂの質量パーセント濃度との合計の比、（Ｎｉ（質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋Ｗ（質量％）＋Ｚｒ（質量％）＋Ｎｂ（質量％））／（Ｆｅ（質量％）＋Ｃｏ（質量％））の平均値が０．１５以上である、合金粒子。
3. 前記合金粒子の表面から深さ１．１ｎｍに至る領域におけるＦｅの質量パーセント濃度とＣｏの質量パーセント濃度との合計に対するＮｉの質量パーセント濃度の比、Ｎｉ（質量％）／（Ｆｅ（質量％）＋Ｃｏ（質量％））の平均値が０．０４０以上である、請求項１または２に記載の合金粒子。
4. 請求項１～３のいずれか１項に記載の合金粒子を含む磁心と、コイルとを含む、コイル部品。
   

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