JP7524664B2 - Ｆｅ基合金組成物、Ｆｅ基合金組成物の粉末及び磁心 - Google Patents

Description

本発明は、Ｆｅ基合金組成物、Ｆｅ基合金組成物の粉末及び磁心に関する。

ＦｅＣｕＮｂＳｉＢ系合金を代表とするＦｅ基ナノ結晶合金は、低損失で高い透磁率を有するという優れた磁気特性のため、特に高周波領域での磁性部品として使用されている。

前記Ｆｅ基ナノ結晶合金は、合金溶湯を単ロール法等により急冷凝固させてアモルファス合金の薄帯を得た後、熱処理により（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相の微細な結晶粒を析出させることにより、優れた磁気特性を得ることができる（例えば、特許文献１を参照）。以下、（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相の微細な結晶を微細結晶、その粒を微細結晶粒と呼ぶ場合がある。

単ロール法により得られる合金の形態が薄帯であるため、それを使用して作製される磁心の形状は限定的である。例えば、所望とする磁心の高さに相当する幅に合金薄帯をスリットし、所望とする内径及び外径に合わせて合金薄帯を巻回して成形される巻磁心では、その形状は、トロイダル形状、レーストラック形状等の環状に限定される。

他方、要求される磁心形状は環状に限定されず様々である。このため、プレスや押し出し等の成形方法を適用して、複雑な形状の磁心を作製することが出来るように、前記ＦｅＣｕＮｂＳｉＢ系を含むＦｅ基ナノ結晶合金の粉末化の検討がなされている。
粉末化の方法として、例えば、高圧水アトマイズ法や高速回転水流アトマイズ法（特許文献２）を用いることが出来る。また特許文献３に開示された、溶融金属にフレームジェットを噴射する方法（以下ジェットアトマイズ法とも呼ぶ）を採用しようとする試みもある。

特公平４－４３９３号公報 特開２０１７－９５７７３号公報 特開２０１４－１３６８０７号公報

しかしながら、単ロール法により合金の薄帯を得る場合に比べて、前述の方法ではＦｅ基ナノ結晶合金の前段階にある合金粉末を得るのに、以下のような課題がある。

（ａ）単ロール法により得られる合金の薄帯では、鋳造される合金溶湯が、冷却された銅合金のロールに直接接触することで急冷凝固される。一方、前述の高圧水アトマイズ法等のアトマイズ法では、合金溶湯の粒子が冷却媒体である水に接触し冷却される。冷却の際に発生する水蒸気被膜により、合金から水への熱伝達が阻害され、冷却速度が制限される。高速回転水流アトマイズ法では、高速な水流を供給し水蒸気被膜の形成を抑制するが、原理的に水蒸気被膜の発生を無くすことはできないため、単ロール法に比べて冷却速度が制限される傾向がある。

また単ロール法により得られる合金薄帯では、合金薄帯の厚さを２０μｍ前後に制御することにより、冷却速度を再現性良く一定に維持し、アモルファス合金とすることが容易である。それに対して、アトマイズ法で得られる合金粉末では、粒径の制御や粒度の均一化は困難であり、粒子の大きさがばらつき、サブμｍから数１００μｍ程度の粒度分布を持った粉末となり易い。
得られる合金粉末の理想的な組織は、アモルファス相、又はアモルファス相の一部に微細結晶相の（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相が析出した混合組織（ナノヘテロ構造の初期微結晶合金）である。
一般的に小さい粒子は冷却速度が速く、大きい粒子（特にその内部）では冷却速度が遅くなる。相対的に小粒径の粒子では理想的な組織の合金粉末が得られ易い。一方、大粒径の粒子では冷却速度の不足から、磁気特性を劣化させるＦｅ_２Ｂの結晶が析出した合金となり易い傾向がある。
組織にＦｅ_２Ｂの結晶が多く含まれる合金粉末では、後工程で熱処理により微細な結晶粒を析出させても、磁気特性は低コアロスとならない場合がある。

（ｂ）高周波用途の磁心に使用する場合、高周波の磁束が粒子の表面近傍しか流れない現象（表皮効果）が顕著となる。粉末の形態では、比表面積が小さい大粒径の粒子ほど、その影響が大きい。粉末の表面近傍が磁気飽和に至った場合、粒子は磁性材料としての機能を失うため、高飽和磁束密度Ｂｓの合金組成物を用いた粒子とするのが好ましい。しかしながら、このような合金組成物は、Ｆｅの組成量が多く、理想的な組織の合金が得られ難い問題がある。

従って、本発明の課題は、溶湯を急冷凝固させて合金粉末としたときに、アモルファス相、又は、アモルファス相と微細結晶相との混合組織を有し、Ｆｅ_２Ｂの結晶の生成が抑制されている合金粉末を安定して得ることが可能なＦｅ基合金組成物を提供することである。また、上記した合金粉末を熱処理して得られＦｅ基合金組成物の粉末を提供することである。また、そのＦｅ基合金組成物の粉末を用いて、優れた磁気特性を備える磁心を得ることである。

上記目的に鑑み鋭意研究の結果、本発明者等は、以下のＦｅ基合金組成物、Ｆｅ基合金組成物の粉末及び磁心により前記課題を解決できることを見出し、本発明に想到した。

すなわち本発明は、
合金組成：Ｆｅ_{１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ}Ｃｕ_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＣｒ_ｄＳｎ_ｅＭ_ｆ（ここで、ＭはＮｂ、Ｍｏの少なくとも一方であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ及びｆは、原子％で、０．６≦ａ≦１．８、２．０≦ｂ≦１０．０、１１．０≦ｃ≦１７．０、０≦ｄ≦２．０、０．０１≦ｅ≦１．５、及び０＜ｆ＜１．０を満たす。）を有し、Ｆｅが７７原子％以上であるＦｅ基合金組成物である。

また、合金粉末は、Ｃｒの量が０．１≦ｄ≦２．０である、又は前記Ｍの量が０．１≦ｆ＜１．０であることが好ましい。

前記Ｆｅ基合金組成物からなる粉末は、レーザー回折法によって求められる、粒子径と小粒子径側からの積算頻度との関係を示す積算分布曲線において、積算頻度５０体積％に対応する粒子径である平均粒径ｄ５０が３０μｍ以下であることが好ましい。
そして、合金組織中に平均結晶粒径が１０～５０ｎｍの（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相の微細結晶粒を２０体積％以上有する、Ｆｅ基合金組成物の粉末であるのが好ましい。

本発明の磁心は、前記Ｆｅ基合金組成物の粉末を用いて作製した磁心である。

前記磁心は、コアロス（２ＭＨｚ，３０ｍＴ）が１００００ｋＷ／ｍ^３未満であることが好ましい。

本発明のＦｅ基合金組成物によれば、溶湯を急冷凝固させて合金粉末としたときに、アモルファス相、又はアモルファス相と微細結晶相との混合組織を有し、Ｆｅ_２Ｂの結晶の生成が抑制された合金粉末を得ることが可能となる。この合金粉末を熱処理して得られるＦｅ基合金組成物の粉末を用いることにより、優れた磁気特性を備える磁心が得られる。

実施例２の合金粉末の熱処理後のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像である 実施例２の合金粉末の熱処理後のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像であり、図１の拡大図である。 実施例２の合金粉末の熱処理後のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した電子回折パターンである。 実施例７の合金粉末の熱処理後のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像である。 実施例７の合金粉末の熱処理後のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像であり、図４の拡大図である。 実施例７の合金粉末の熱処理後のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した電子回折パターンである。 比較例１の合金粉末の熱処理後のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像である。 比較例１の合金粉末の熱処理後のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像であり、図７の拡大図である。 比較例１の合金粉末の熱処理後のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した電子回折パターンである。 実施例２と比較例１の熱処理後のＦｅ基ナノ結晶合金粉末のＸ線回折パターンであり、上側が実施例２を、下側が比較例１を示す。

以下、本発明のＦｅ基合金組成物、Ｆｅ基合金組成物の粉末及び磁心について、実施形態を具体的に説明するが、本発明はかかる実施形態に限定されるものではなく、技術的思想の範囲内で適宜変更可能である。
なお、本明細書において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。本明細書において段階的に記載されている数値範囲において、一つの数値範囲で記載された上限値又は下限値は、他の段階的な記載の数値範囲の上限値又は下限値に置き換えてもよい。また、本明細書に記載されている数値範囲において、その数値範囲の上限値又は下限値は、実施例に示されている値に置き換えてもよい。

［１］組成
本実施形態のＦｅ基合金組成物は、合金組成：Ｆｅ_{１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ}Ｃｕ_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＣｒ_ｄＳｎ_ｅＭ_ｆ（ここで、ＭはＮｂ、Ｍｏの少なくとも一方であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ及びｆは、原子％で、０．６≦ａ≦１．８、２．０≦ｂ≦１０．０、１１．０≦ｃ≦１７．０、０≦ｄ≦２．０、０．０１≦ｅ≦１．５、及び０＜ｆ＜１．０を満たす。）を有し、Ｆｅが７７原子％以上である。また、本実施形態のＦｅ基合金組成物の粉末の合金組成も同一である。

前記Ｆｅ基合金組成物によれば、単ロール法と比べて冷却速度が制限されやすいアトマイズ法であっても、溶湯を急冷凝固させることにより、理想的なアモルファス相（単相）の合金、又はアモルファス相の一部に微細結晶相の（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相が析出した混合組織の合金（ナノヘテロ構造の初期微結晶合金）が得られやすい。（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相は、体心立方格子（ｂｏｄｙ－ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ）構造のＦｅＳｉ固溶体である。また合金の組織中においてＦｅ_２Ｂの結晶の生成が抑制されたＦｅ基合金組成物の粉末を得ることができる。
微細結晶相は微細な（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相であり、溶湯を急冷凝固させた状態では、透過型電子顕鏡（ＴＥＭ）で１０ｎｍ未満の粒状に観察される。クラスターとも呼ばれ、ＦｅとＳｉに富む領域となっている。本願明細書において、特に断りのない限り、溶湯から急冷凝固によって得られたＦｅ基合金組成物の合金の粉末のことを「合金粉末」と言い、後述するように、この「合金粉末」を熱処理して得られ、相対的に合金粉末よりも合金組織中に多くの微細結晶相の（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相を含む合金組織を有する合金粉末のことを「Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末」と言う。

ここで、Ｆｅ_２Ｂの結晶の生成が抑制されている合金粉末とは、Ｆｅ_２Ｂの結晶が生成されていない状態か、ごく微量のＦｅ_２Ｂの微細結晶が析出した状態のことである。
Ｆｅ_２Ｂの結晶が生成されていない状態とは、Ｘ線回折（ＸＲＤ）測定の結果、Ｆｅ_２Ｂのピークは確認されず、回折ピークのピーク強度は、ベースラインを形成するノイズレベル（不回避的に得られるＸ線散乱）と同等か、又はそれより低くノイズレベル以下である状態を言う。ごく微量のＦｅ_２Ｂの微細結晶が析出した状態とは、Ｆｅ_２Ｂの回折ピークのピーク強度が、ベースラインを形成するノイズレベル（不回避的に得られるＸ線散乱）よりもわずかに高い状態である。混合相であれば、合金粉末のＸ線回折（ＸＲＤ）測定で、（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相（１１０面）の回折ピークの強度（１００％）に対して、Ｆｅ_２Ｂの（００２面）の回折ピークの強度が３％以下である状態を言う。本実施形態の合金粉末において、これらの回折ピークの強度は、２％以下がより好ましい。

前記合金粉末に後述する熱処理を施すことによって、平均結晶粒径Ｄが１０～５０ｎｍの微細結晶相を有するＦｅ基ナノ結晶合金粉末を得ることができる。微細結晶相は（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相であって、アモルファス相からＣｕクラスター（Ｃｕに富む領域）を起点に結晶化させることによって得られるものや、前記混合組織の微細結晶相が成長したものである。本実施形態のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の合金組織は、微細結晶相のみからなっていてもよく、微細結晶相とアモルファス相とからなる混合組織となっていてもよい。すなわち、このＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、その粉末の合金組織の全ての領域で平均結晶粒径Ｄが１０～５０ｎｍの微細結晶組織となっていなくてもよく、２０体積％以上で有すればよい。好ましくは３０体積％以上、より好ましくは４０体積％以上、より好ましくは５０体積％以上、最も好ましくは６０体積％以上の領域で、平均結晶粒径Ｄが１０～５０ｎｍの微細結晶組織となっていればよい。

微細結晶相の平均結晶粒径Ｄは、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末のＸ線回折（ＸＲＤ）パターンから、（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃの回折面（１１０）でのピークの半値幅（ラジアン角度）を求め、以下Ｓｃｈｅｒｒｅｒの式：
Ｄ＝０．９×λ／（（半値幅）×ｃｏｓθ）
［λ：Ｘ線源のＸ線波長。例えば、Ｘ線源ＣｏＫαではλ＝０．１７８９ｎｍ、Ｘ線源ＣｕＫα１ではλ＝０．１５４０６ｎｍ、θはブラッグ角（Ｂｒａｇｇ ａｎｇｌｅ：回折角２θの半分）を表す。〕］
により求めることができる。
また微細結晶相の体積分率は、合金組織を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、微細結晶相の面積を合計し、観察視野面積に対する比率から算出した値である。

本実施形態のＦｅ基ナノ結晶合金粉末では、その粉末の合金組織の全領域に対して、平均結晶粒径Ｄが１０～５０ｎｍの微細結晶相の体積分率は２０％以上であるが、２０％～６０％程度であってもよいし、６０％以上であってもよい。微細結晶組織以外の部分は主にアモルファス相の組織である。また、磁気特性に影響しない程度で一部にデンドライト相等の粗大結晶粒が存在していても良い。

上記したＦｅ基合金組成物の組成範囲について、以下詳細に説明する。

Ｆｅは、飽和磁束密度Ｂｓを決定する主元素である。高い飽和磁束密度Ｂｓを得るためには、Ｆｅ含有量は７７．０原子％以上が好ましい。Ｆｅ含有量は、より好ましくは７９．０原子％以上である。なお、前記合金組成を表す式において、（１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ）の値には、Ｆｅ以外に、前記合金組成を規定する元素以外の不純物を含んでいる。この不純物の含有量は、合計量として、０．２原子％以下が好ましく、０．１原子％以下がより好ましい。

アモルファス相からの微細結晶相の形成の起点となるＣｕクラスターを合金組織内に均一に生成させるために、Ｃｕ含有量は０．６原子％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．７原子％以上であり、さらに好ましくは０．８原子％以上であり、さらに好ましくは１．０原子％以上であり、さらに好ましくは１．１５原子％以上である。他方、Ｃｕ含有量が１．８原子％を超えると、急冷凝固後（熱処理前）の合金粉末中に比較的大きな結晶が生成しやすくなり、熱処理後に粗大結晶粒に成長し、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の磁気特性劣化に到るおそれがある。従って、熱処理後の粗大結晶粒発生を抑制するために、Ｃｕ含有量は１．８原子％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．６原子％以下であり、さらに好ましくは１．５原子％以下である。

Ｓｎは、微細結晶相の形成の起点となるＣｕクラスターを合金組織内に均一に生成させる作用効果を高める元素である。また、熱処理後の粗大結晶粒の生成を抑制する作用効果を有する。つまり、アモルファス相においてＣｕ濃度が比較的低い領域であってもＳｎの存在によって合金組織内で均一な微細結晶の生成を容易にすることができる。さらに、Ｓｎを含有するＦｅ基ナノ結晶合金粉末を用いて作製した磁心はコアロスが小さいものとなりやすい。

Ｓｎ含有量は、前記作用効果を顕在化させるために０．０１原子％以上とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０５原子％以上であり、より好ましくは０．１０原子％以上であり、さらに好ましくは０．１５原子％以上であり、さらに好ましくは０．２０原子％以上である。他方、Ｓｎ含有量は、高い飽和磁束密度を得るために、１．５原子％以下とする。Ｓｎ含有量は、より好ましくは１．０原子％以下であり、さらに好ましくは０．８原子％以下であり、さらに好ましくは０．７原子％以下である。Ｓｎ含有量がＣｕ含有量を超えると前記作用効果が抑制されるので、ＳｎはＣｕ含有量を超えない範囲（つまり、ｅ≦ａである）とするのが好ましい。

Ｓｉは、熱処理により微細結晶相としてＦｅと合金を生成し、（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相を形成する元素である。また、急冷凝固時にアモルファス形成能に作用する元素である。再現性良く急冷凝固後にアモルファス相を形成させるため、Ｓｉ含有量は２．０原子％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは３．０原子％以上であり、さらに好ましくは３．５原子％以上である。他方、合金溶湯の粘度の再現性確保、及び急冷生成する合金粉末の粒径の均一性・再現性のためには、Ｓｉ含有量は１０．０原子％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは８．０原子％以下であり、さらに好ましくは７．０原子％以下である。

Ｂ（ホウ素）は、Ｓｉと同様に、急冷凝固時にアモルファス形成能に作用する元素である。また、Ｂは、微細結晶の核となるＣｕ原子を合金組織内（アモルファス相中）に偏在化させず、均一に存在させる作用においても主要な元素である。再現性良く急冷凝固後にアモルファス相を形成させ、前記アモルファス相中にＣｕ原子を均一に存在させるために、Ｂ含有量は１１．０原子％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは１１．５原子％以上であり、より好ましくは１１．７原子％以上である。また、高い飽和磁束密度Ｂｓを得るために、後述するＳｉ量との合計量とも関係するが、Ｂ含有量は１７．０原子％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは１５．５原子％以下である。

Ｓｉ及びＢは合金組成中の含有量が比較的多いため、Ｆｅ含有量に大きな影響を与える。すなわち、Ｓｉ含有量及びＢ含有量が増えると相対的にＦｅ含有量が減少するため、得られるＦｅ基ナノ結晶合金粉末の飽和磁束密度Ｂｓが低下する。高い飽和磁束密度Ｂｓを得るためは、Ｓｉ含有量及びＢ含有量の合計量は２０．０原子％以下（つまり、ｂ＋ｃ≦２０．０）が好ましく、１９．０原子％以下（ｂ＋ｃ≦１９．０）がより好ましく、１８．５原子％以下（ｂ＋ｃ≦１８．５）がさらに好ましい。

Ｃｒは合金粉末の耐蝕性向上に効果がある。また、ＣｒはＦｅ基ナノ結晶合金粉末を用いて作製した磁心の直流重畳特性の向上に効果がある。このため、上記の効果を得るためには、Ｃｒを含有させることが好ましい。なお、Ｃｒは選択元素であり、０原子％でもかまわない。Ｃｒを含有させる場合、上記の効果を得るために、Ｃｒ含有量は０．１原子％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．２原子％以上であり、さらに好ましくは０．３原子％以上であり、さらに好ましくは０．４原子％以上である。他方、Ｃｒは飽和磁束密度向上に寄与しないため、２．０原子％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１．５原子％以下であり、より好ましくは１．３原子％以下であり、より好ましくは１．２原子％以下であり、より好ましくは１．０原子％以下である。

Ｎｂ，Ｍｏはともに、アモルファス相中に含まれると、アモルファス相の熱的安定性を向上させる効果がある元素である。ＦｅをＮｂで置換することにより、溶湯を急冷凝固させて合金粉末とする急冷過程におけるＦｅ_２Ｂの析出を回避しやすくなる。また、１原子％あたり約３０℃ほどアモルファス相からＦｅ_２Ｂが析出を開始する温度（析出開始温度Ｔｘ２）を上昇させる効果がある。ＦｅをＭｏで置換した場合はその効果は若干劣るが、１原子％あたり１５～２０℃程度、Ｔｘ２を上昇させる効果がある。これにより、急冷過程におけるＦｅ_２Ｂの析出を回避しやすくなることに加え、結晶化を目的とした熱処理時にも、熱処理温度範囲が広くなるため、熱処理時の温度管理幅も広がり、製造効率を向上させる効果が期待できる。また、本発明者の研究で特にＭｏには、Ｔｘ２を上昇させる効果だけでなく、粉末の形状をより真球に近づける傾向が確認されており、合金粉末を圧縮成形した際の充填率を上昇させる上で有効であると考えられる。他方、Ｎｂ，Ｍｏともに、常磁性元素で、原子量が大きい元素であるため、１原子％置換することで、飽和磁束密度が約４％程度減少してしまう。上記の傾向を勘案すると、Ｍ（Ｎｂ，Ｍｏの少なくとも一方）の含有量は０＜ｆ＜１．０原子％が良く、Ｔｘ２の上昇、形状安定化の効果を十分得るためには０．１原子％以上が好ましく、さらに好ましくは０．２５原子％以上である。他方、飽和磁束密度降下の影響を少なくするためには、０．９原子％以下が好ましく、さらに好ましくは０．７５原子％以下である。

［２］合金粉末
（１）製造方法
本実施形態の合金粉末は、アトマイズ法等により、前記合金組成を有する合金溶湯を急冷凝固させて得ることができる。この製造方法について、以下詳細に説明する。

まず、所望とする合金組成になるように純鉄、フェロボロン、フェロシリコン等の各元素原料を配合し、誘導加熱炉等で加熱し、融点以上として溶融することで、前記合金組成を有する合金溶湯を得る。

この合金溶湯を、アトマイズ法等により急冷凝固させて、合金粉末を製造する。アトマイズ法は種々の方式が知られており、その製造条件は、公知の製造技術から適宜選択することができる。

上記の方法により得られたＦｅ基合金組成物の合金粉末はアモルファス相単相、又はアモルファス相中に（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相の微細結晶が析出した混合組織で、Ｆｅ_２Ｂの結晶の生成が抑制されている。

アトマイズ法で得られる粒子は球形に近く、冷却速度は粒径に大きく依存することが知られている。大気よりも熱交換効率が高い液体中や気体中（例えば、水、Ｈｅや水蒸気）を、粉砕された溶湯が高速で通過すると、その表面は高い冷却速度で冷却される。熱伝導に従い内部も冷却されるが、冷却速度にはばらつきがあって、先に固まる表層部と遅れて固まる中心部とで冷却速度に差が発生する。得られる合金粒子が相対的に大径である程に、冷却速度のばらつきは顕著に現れる。そのため、本発明のＦｅ基合金組成物は本製法に適合した組成範囲を定めている。

［３］Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末
（１）熱処理
本実施形態のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、合金粉末を熱処理し微細結晶化することによって得られる。微細結晶化の熱処理条件は以下の通りである。

（ａ）昇温速度
１）微細結晶化に必要な熱処理を施す際には、０．１～１０００℃／秒程度の昇温速度が好ましい。
２）合金粉末を合金粉末と反応をしない容器にいれ、一つのバッチで熱処理する。単位面積当たりの合金粉末の深さが１０ｍｍを超える場合、微細結晶化による発熱による温度上昇を考慮して、昇温速度を０．１～１℃／秒程度に制御するのが好ましい。
３）合金粉末をロータリーキリルン等で連続的に熱処理する際には、単位時間あたりに運搬される合金粉末の体積（合金粉末の流量）によって、１～１０００℃／秒の制御を施すのが好ましい。

（ｂ）保持温度（微細結晶化温度）
保持温度は、示差走査熱量計（ＤＳＣ）によって測定（昇温速度２０℃／分）される、第１（低温側）の発熱ピーク（微細結晶相の析出による発熱ピーク）が現れる温度Ｔｘ１（微細結晶化温度）以上で、かつ第２（高温側）の発熱ピーク（Ｆｅ_２Ｂの結晶や粗大結晶析出による発熱ピーク）が現れる温度Ｔｘ２未満の温度であるのが好ましい。

（ｃ）保持時間
保持温度における保持時間は、合金粉末を一つのバッチで熱処理する際には、合金粉末が、前記保持温度に到達するように処理量によって適宜設定すれば良く、５分間～６０分間が好ましい。合金粉末を連続的に熱処理する際は、一つのバッチで熱処理する場合よりも短時間で良い。最高到達温度で保持される時間は、１～３００秒の間が好ましい。

（ｄ）降温速度
Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末は１００℃程度の温度以下となるまで冷却されるが、降温速度は合金粉末の磁気特性に対する影響が小さいため、特に制御する必要はない。生産性を考慮すれば、例えば、２００～１０００℃／時間で行えば良い。

（ｅ）熱処理雰囲気
熱処理雰囲気は、窒素ガス等、非酸化性雰囲気が好ましい。

上記熱処理条件によれば、再現性良く、安定してＦｅ基ナノ結晶合金粉末を得ることができる。

（ｆ）平均粒径ｄ５０
本実施形態のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、平均粒径ｄ５０が３０μｍ以下であることが好ましい。なお、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の平均粒径ｄ５０は、微細結晶化の熱処理前後で、実質的に変わらないので、合金粉末の平均粒径ｄ５０としてみることもできる。
アトマイズ等の方法により得られた本実施形態の合金粉末は、粒子の大きさが一定ではなく、広い粒度分布を有している場合が多い。そのため、所望の平均粒径ｄ５０とするためには、分級を行うのが好ましい。なお、平均粒径ｄ５０は、レーザー回折法によって求められる、粒子径と小粒子径側からの積算頻度との関係を示す積算分布曲線において、積算頻度５０体積％に対応する粒子径（メジアン径）のことである。測定装置としては、レーザー回折散乱式粒度分布測定装置（例えば、堀場製作所製ＬＡ－９２０）を用いることが出来る。

合金粉末あるいはＦｅ基ナノ結晶合金粉末を分級し、粒径の大きい粒子を除くオーバーカットを行うことで平均粒径ｄ５０を調整し、３０μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは２９μｍ以下であり、さらに好ましくは２８μｍ以下である。

この合金粉末あるいはＦｅ基ナノ結晶合金粉末の平均粒径ｄ５０は、分級により、例えば、平均粒径ｄ５０を２０μｍ以下とすること、あるいは１５μｍ以下とすること、あるいは１０μｍ以下とすること、さらには５μｍ以下、１μｍ以下とすることもできる。一方、あまりにも小さい平均粒径ｄ５０とすることは、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末としての所望の磁気特性が得られない可能性もある。例えば、平均粒径ｄ５０は一般に磁区幅として定義される０．０５μｍを超える０．１μｍ以上であって、好ましくは、０．３μｍ以上、より好ましくは０．５μｍ以上、さらに好ましくは１μｍ以上としても良い。

合金粉末あるいはＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、用途によって好適な大きさが異なるため、用途に応じて好適な粒径の粉末となるように分級を行うのが好ましい。したがって、合金粉末あるいはＦｅ基ナノ結晶合金粉末の平均粒径ｄ５０は、その用途に応じて、適宜設定することができる。また、分級により、粒径の幅（粒径の上限と下限）を適宜設定することもできる。

（ｇ）粒径が調節された合金粉末
例えば、合金粉末（あるいはＦｅ基ナノ結晶合金粉末）を篩いで分級して、４０μｍ超の粒径の粉末が粉末全体の１０質量％以下であり、２０μｍ超４０μｍ以下の粒径の粉末が粉末全体の３０質量％以上９０質量％以下であり、２０μｍ以下の粒径の粉末が粉末全体の５質量％以上６０質量％以下とすることもできる。４０μｍ超の粒径の合金粉末は、安定してアモルファス相、又はアモルファス相と微細結晶相との混合組織が得られにくい場合があるため、４０μｍ超の粒径の粉末は１０質量％以下とするのが好ましい。４０μｍ超の粒径の粉末は、５質量％以下であるのがより好ましく、０質量％であるのが最も好ましい。つまり本実施形態の合金粉末やＦｅ基ナノ結晶合金粉末では、一部にアモルファス相、又はアモルファス相と微細結晶相との混合組織となっていない粉末、あるいは合金組織中に平均結晶粒径が１０～５０ｎｍの（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相の微細結晶粒を２０体積％以上有する組織となっていない粉末を含んでいても良い。

Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の粒度分布を調整することで所望の磁気特性を得ることができる。例えば、２０μｍ以下の粒径の粒子を多く含めば、高周波用途の磁心に好適なＦｅ基ナノ結晶合金粉末が得られ、２０μｍ超４０μｍ以下の粒径の粒子を多く含めば、高い初透磁率μｉ及び優れた直流重畳特性を有する磁心に好適なＦｅ基ナノ結晶合金粉末を得られやすい。

［４］磁心
（１）磁心用粉末
本実施形態のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、それ単独で、磁心用粉末として用いることができる。また、本実施形態のＦｅ基ナノ結晶合金粉末と、さらに他の軟磁性材料の粉末との混合粉末にすることで、それぞれの異なる磁気的特徴を活用・補完し、磁心として用いた場合に、磁心損失の増加、透磁率の低下を抑えながら、重畳特性を改善する磁心用粉末とすることもできる。

他の軟磁性材料の粉末としては、Ｆｅ系非晶質合金粉末や、純鉄、Ｆｅ－Ｓｉ、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｃｒの結晶質の金属系軟磁性材料の粉末等が挙げられる。

（２）磁心の作製
Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末に、シリコーン樹脂等のバインダーと、有機溶剤を加えて、混錬し、造粒した後、有機溶剤を蒸発させて顆粒とする。前記顆粒をプレス金型に充填し、プレス成型して成形体とする。成形体を加熱し、バインダーを硬化して磁心を得る。

バインダーとしては、他に、エポキシ樹脂、不飽和ポリエステル樹脂、フェノール樹脂、キシレン樹脂、ジアリルフタレート樹脂、ポリアミドイミド、ポリイミド、水ガラス等などが挙げられるが、これらに限定されるものではない。磁心用粉末とバインダーとの混合物に、必要に応じて、ステアリン酸亜鉛等の潤滑剤を混ぜても良い。油圧プレス成形機等で１ＭＰａ～２ＧＰａ程度の成形圧力で所定の形状に成形する。次いで、成形体を３００℃～微細結晶化温度Ｔｘ１未満の温度で、１時間程度で熱処理して、成形歪みを除去するとともにバインダーを硬化させて磁心を得る。この場合の熱処理雰囲気は不活性雰囲気でも酸化雰囲気でも良い。得られる磁心は、円環状や、矩形枠状等の環状体であってもよいし、棒状や板状、更に複雑な形状であっても良く、その形態は目的に応じて様々に選択することができる。

磁心用粉末とバインダーとを含む混合物中にコイルを埋没させて一体成形しても良い。例えばバインダーに熱可塑性樹脂や熱硬化性樹脂を適宜選択すれば、射出成形等の公知の成形手段で容易にコイルを封止したメタルコンポジットコア（コイル部品）とすることができる。

いずれの場合も、得られる磁心は磁気特性に優れたものと成り、インダクタ、ノイズフィルタ、チョークコイル、トランス、リアクトルなどに好適に用いられる。

（３）飽和磁束密度Ｂｓ
本実施形態のＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、飽和磁束密度Ｂｓが１．４５Ｔ以上であることが好ましい。さらに好ましくは１．４７Ｔ以上であり、さらに好ましくは１．４８Ｔ以上であり、さらに好ましくは１．５０Ｔ以上である。なお、飽和磁束密度Ｂｓは、磁場Ｈを８００ｋＡ／ｍまで印加して得られたB－ＨループでのＢの最大値とする。また、ＶＳＭ（振動試料型磁束計）で、磁場Ｈを８００ｋＡ／ｍまで印加して得られたＭ－Ｈループ（磁化曲線）での飽和磁化Ｍｓから算出しても良い。

（４）コアロス
本実施形態のＦｅ基ナノ結晶合金粉末を用いて作製した磁心は、周波数２ＭＨｚ、磁束密度３０ｍＴの条件で、コアロスが１００００ｋＷ／ｍ^３未満であることが好ましい。より好ましくは、９５００ｋＷ／ｍ^３以下であり、さらに好ましくは９０００ｋＷ／ｍ^３以下である。

（５）直流重畳特性
本実施形態のＦｅ基ナノ結晶合金粉末を用いて作製した磁心に、絶縁被覆導線を所定のターン数で巻回した後、導線の２端を、ＬＣＲメータ及び直流電流源に接続することで、各重畳電流におけるインダクタンスＬを測定できる。磁心形状から、磁路長及び断面積を算出し、前記インダクタンスＬから、透磁率μを求めることができる。直流重畳電流を流さない場合、初透磁率μｉ（磁場強度Ｈ＝０Ａ／ｍ）を測定できる。また、磁場強度Ｈ＝１０ｋＡ／ｍの直流磁場が発生する重畳電流では、透磁率μ１０ｋを測定できる。

本実施形態の磁心において、磁心の透磁率μ１０ｋは、１２．５以上が好ましく、１２．８以上がより好ましく、１３．５以上がより好ましい。μ１０ｋ／μｉ（増分透磁率Δμともいわれる指標）は、０．８８以上が好ましく、０．８９以上がより好ましく、０．９０以上がさらに好ましい。初透磁率μｉは、９．０以上が好ましく、１０．０以上がより好ましく、１１．０以上がさらに好ましく、１２．０以上がさらに好ましく、１３．０以上がさらに好ましく、１４．０以上がさらに好ましく、１４．５以上がさらに好ましく、１５．０以上がさらに好ましい。

以下に実施例を挙げて本発明を具体的に説明するが、本発明はこれら実施例に制限されるものではない。

（１） 実施例１～５及び比較例１
Ｆｅ基合金組成物として、表１に示す合金Ａ～Ｆの合金組成になるように、純鉄、フェロボロン、フェロシリコン等の各元素原料を配合し、誘導加熱炉で加熱し、融点以上として溶融した合金溶湯を、特許文献３に記載の急冷凝固装置（ジェットアトマイズ装置）を用いて、急冷凝固させ、合金粉末を得た。フレームジェットの推定温度は１３００～１６００℃、水の噴射量は４～５リットル／分で行った。
示差走査熱量計（ＤＳＣ）によって測定（昇温速度２０℃／分）した、第１の発熱ピークが現れる温度Ｔｘ１（微細結晶化温度）と第２（高温側）の発熱ピークが現れる温度Ｔｘ２も表１に示す。

得られた合金粉末を目開き３２μｍの篩いで分級した。篩を通過したそれぞれの合金粉末の粒度分布を、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）を用いて評価した。それぞれの合金粉末の平均粒径ｄ５０は、表２に示す値であった。また積算頻度９０体積％に対応する粒子径であるｄ９０も表２に示した。

Ｘ線回折（ＸＲＤ）測定の結果、実施例１～５の合金粉末は、アモルファス相と微細結晶相の（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃピークとの混合組織からなることを確認した。なおＦｅ_２Ｂのピークは、確認できなかった。ここで、（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃピークとは、前述の（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相（１１０面）の回折ピークのことであり、Ｆｅ_２Ｂのピーク（２θ＝５０°近傍、及び６７°近傍）はそれぞれＦｅ_２Ｂの（００２面）の回折ピーク、及び（０２２面）と（１３０面）とが合成された回折ピークのことである。
比較例１の合金Ｆの合金粉末は、前記ＸＲＤ測定によりアモルファス相であることを確認した。またＦｅ_２Ｂのピークは確認できなかった。

前記の分級した合金Ａ～Ｆの合金粉末を、それぞれ走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により、５００倍で観察した結果、視野内の合金粉末は概ね球状であった。ここで概ね球状とは、最大径を最小径で除した数値が１．２５以下の卵形状などを含んだ形状を意味する。

実施例１～５および比較例１の合金粉末を、合金粉末と反応をしないアルミナ製の容器にいれ、３００～４００℃の間を平均昇温速度０．１～０．２℃／秒で昇温し、保持温度４００℃で３０分保持し、その後、室温まで約１時間で降温することにより熱処理を行い、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を得た。この熱処理は、バッチ式の電気炉を使用し非酸化性雰囲気中で行った。

＜Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の評価＞
得られた、実施例１～５、比較例１のＦｅ基ナノ結晶合金粉末について、その断面を観察した。また、Ｘ線回折測定（ＸＲＤ）で、回折パターンから、（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃピーク（２θ＝５３°近傍）の半値幅（ラジアン角度）を求め、Ｓｃｈｅｒｒｅｒの式により平均結晶粒径を求めた。

図１、２は実施例２のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面を観察した透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像である。図１では、図中、右下の黒いバーの長さが１００ｎｍである。図２は、図１の拡大図であり、図中、右下の黒いバーの長さが５０ｎｍである。図２においては不明瞭だが、直接観察されるＴＥＭ像では粒径が１０～５０ｎｍの、ほぼ球状の形態が観察できる。

図３は、実施例２のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した電子回折パターンである。また、図１０に、実施例２のＦｅ基ナノ結晶合金粉末のＸ線回折パターンを示す。なお、図１０には、比較例１のＦｅ基ナノ結晶合金粉末のＸ線回折パターンも示す。図１０において、上側が実施例２であり、下側が比較例１である。実施例２では、Ｆｅ_２Ｂのピークはノイズレベルでほとんど見られない。実施例２は、Ｆｅ_２Ｂ相が無く、微細結晶相とアモルファス相の混相となっていることがわかる。

また、Ｓｃｈｅｒｒｅｒの式により求めた実施例２のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の平均結晶粒径Ｄは２２ｎｍであった。

実施例１，３～５のＦｅ基ナノ結晶合金粉末も、実施例２と同様に、微細結晶組織が得られており、Ｆｅ_２Ｂは観察されなかった。実施例２と同様に、Ｓｃｈｅｒｒｅｒの式により求めた実施例１，３～５の微細結晶合金粉末の平均結晶粒径Ｄは、それぞれ３０ｎｍ、２２ｎｍ、２６ｎｍ及び２５ｎｍであった。

比較例１のＦｅ基ナノ結晶合金粉末のＳｃｈｅｒｒｅｒの式により求めた平均結晶粒径は２３ｎｍであった。

比較例１のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面を観察した透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を図７，８に示す。図７では、図中、右下の黒いバーの長さが１００ｎｍである。図８は、図７の拡大図であり、図中、右下の黒いバーの長さが５０ｎｍである。また。図９に、比較例１のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した電子回折パターンを示す。これによれば、鮮明なパターンが観察され、結晶粒の粗大化が見込まれる。

また、図１０に示すように、比較例１では、Ｆｅ_２Ｂのピークが見られる。（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相（１１０面）の回折ピークの強度（１００％）に対して、Ｆｅ_２Ｂの（００２面）の回折ピークの強度は、６．４％であった。

実施例１～５及び比較例１においては、Ｘ線回折測定（ＸＲＤ）は以下の装置及び測定条件で行った。
装置：
株式会社リガク製ＲＩＮＴ２５００ＰＣ
測定条件：
Ｘ線源：ＣｏＫα（波長λ＝０．１７８９ｎｍ）
走査軸：２θ／θ
サンプリング幅：０．０２０°
スキャンスピ－ド：２．０°／分
発散スリット：１／２°
発散縦スリット：５ｍｍ
散乱スリット：１／２°
受光スリット：０．３ｍｍ
電圧：４０ｋＶ
電流：２００ｍＡ

また実施例１～５及び比較例１の各Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の飽和磁束密度Ｂｓは、理研電子株式会社製のＶＳＭ（振動試料型磁束計）で、磁場Ｈを８００ｋＡ／ｍまで印加して得られたＭ－Ｈループ（磁化曲線）での飽和磁化Ｍｓと、表１に示した合金A～Fの真密度から算出した。

得られた結果を纏めて表３に示す。

実施例１～５の飽和磁束密度Ｂｓは、１．４８～１．５４Ｔと高い。一方、Ｎｂを含まない比較例１も１．５５Ｔと高い飽和磁束密度を有する。実施例１～５は、アモルファス形成能を改善するためにＦｅをＮｂで置換したにも関わらず、飽和磁束密度Ｂｓの減少は最小限に抑えられ、比較例に対して９５％以上の値が得られている。

＜Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を用いた磁心の磁気特性の測定＞
Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末（実施例１～５及び比較例１）と、シリコーン樹脂（旭化成ワッカーシリコーン製Ｈ４４）及びエタノールとを、合金粉末１００：シリコーン樹脂５：エタノール５．８の質量比とし、混錬後、エタノールを蒸発させて顆粒とし、圧力１ＭＰａでプレス成型し、外径１３．５ｍｍ×内径７ｍｍ×高さ２ｍｍの磁心形状の成形体を得た。その後、３００℃で樹脂を加熱硬化して測定用の磁心とした。

その磁心に一次側と二次側とで、それぞれ１８ターンの巻線を行った。岩崎通信機株式会社製のＢ－Ｈアナライザ（ＳＹ－８２１８）によって、周波数０．５ＭＨｚ、１ＭＨｚ、２ＭＨｚの３点、磁束密度３０ｍＴの条件でコアロスを測定した。表４に、その測定結果を示す。

また、前記磁心に３０ターンの巻線を行った。アジレント・テクノロジー社製４２８４Ａ：ＬＣＲメータ、及び同社製４１８４Ａ：Ｂｉａｓ Ｃｕｒｒｅｎｔ Ｓｏｕｒｃｅを使って、０Ａ～１０．５Ａの範囲で直流電流を重畳させた。印加電圧１Ｖ、周波数１００ｋＨｚの条件で、電流値０Ａ及び１０．５Ａの重畳電流（Ｉ_ＤＣ＝０Ａ及び１０．５Ａ）におけるインダクタンスＬ（Ｈ）を求めた。１０．５Ａの直流電流の重畳により磁場強度Ｈ＝１０ｋＡ／ｍの直流磁場が発生する。

磁心の寸法形状から、磁路長（ｍ）及び断面積（ｍ^２）を算出した。

透磁率μ＝（Ｌ（Ｈ）×磁路長（ｍ））／（４π×１０^－７×断面積（ｍ^２）×（巻数：３０ターン）^２）の式を用いて、透磁率μを求めた。なお、（４π×１０^－７）は、真空の透磁率μ_０（単位：Ｈ／ｍ）である。

条件Ｉ_ＤＣ＝０ＡのインダクタンスＬの測定値より、初透磁率μｉを求め、条件Ｉ_ＤＣ＝１０．５Ａの測定値より、透磁率μ１０ｋを求めた。初透磁率μｉ、透磁率μ１０ｋ、及び透磁率μ１０ｋを初透磁率μｉで除した値：μ１０ｋ／μｉを表４に示す。

実施例１～５では、初透磁率μｉ（１００ｋＨｚ）が１４．１６～１５．２５であった。また、実施例１～５のμ１０ｋ（１００ｋＨｚ）は１２．９６～１３．５７、μ１０ｋ／μｉ（１００ｋＨｚ）も０．８９～０．９２であり、比較例１と同等の結果を得た。一方、コアロスは比較例１と比べて実施例１～５の何れも小さく、比較例１は、周波数２ＭＨｚでのコアロスが１０８９０ｋＷ／ｍ^３であり、１００００ｋＷ／ｍ^３を超えているが、実施例１～５では、１００００ｋＷ／ｍ^３未満の値が得られた。実施例１～５では、９０００ｋＷ／ｍ^３以下のコアロスが得られている。
実施例１～５のコアロスが比較例１よりも小さい原因は、実施例１～５では、Ｆｅ_２Ｂ化合物などの結晶磁気異方性が高い組織の含有率が低いことに起因して、比較例１よりも大幅に低くなっていると予想される。

以上述べたように、本発明によるＦｅ基ナノ結晶合金粉末は、アモルファス形成能を改善するためにＦｅをＮｂで置換したにも関わらず、１．４５Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓが得られ、周波数０．５ｋＨｚから２ＭＨｚ、磁束密度３０ｍＴの条件で、コアロスの低い磁心が得られた。

（２）実施例６，７、比較例２
Ｆｅ基合金組成物として、表５に示す合金Ｇ，Ｈの合金組成になるように、純鉄、フェロボロン、フェロシリコン等の各元素原料を配合し、誘導加熱炉で加熱し、融点以上として溶融した合金溶湯を、特許文献３に記載の急冷凝固装置（ジェットアトマイズ装置）を用いて、急冷凝固させ、合金粉末を得た。フレームジェットの推定温度は１３００～１６００℃、水の噴射量は４～５リットル／分で行った。
示差走査熱量計（ＤＳＣ）によって測定した、第１の発熱ピークが現れる温度Ｔｘ１と第２の発熱ピークが現れる温度Ｔｘ２も表５に示す。

得られた合金Ｇ，Ｈの合金粉末と、前記合金Ｆの合金粉末とを目開き５３μｍの篩いで分級した。篩を通過したそれぞれの合金粉末の平均粒径ｄ５０は、表６に示す値であった。また積算頻度９０体積％に対応する粒子径であるｄ９０も表６に示した。なお、いずれの評価も実施例１～５、比較例１で用いた評価装置及び測定条件で行っている。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）測定の結果、実施例６，７の合金粉末は、アモルファス相と微細結晶相の（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相との混合組織からなることを確認した。なおＦｅ_２Ｂのピークは、確認できなかった。

比較例２の合金Ｆの合金粉末は、前記ＸＲＤ測定により微細結晶相とアモルファス相の一部にＦｅ_２Ｂ相が析出した組織であることを確認した。

前記の分級した合金Ｇ～Ｆの合金粉末を、それぞれ走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により、５００倍で観察した結果、視野内の合金粉末は概ね球状であった。

実施例６，７および比較例２の合金粉末を、合金粉末と反応をしないアルミナ製の容器にいれ、３００℃～４００℃まで平均昇温速度０．１～０．２℃／秒で昇温し、保持温度４００℃で３０分保持し、その後、室温まで約１時間で降温することにより熱処理を行い、Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を得た。この熱処理は、バッチ式の電気炉を使用し非酸化性雰囲気中で行った。

＜Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末の評価＞
得られた、実施例６，７、比較例２のＦｅ基ナノ結晶合金粉末について、その断面を観察したところ、粒径が１０～５０ｎｍの、ほぼ球状の形態が観察できた。
また、Ｘ線回折測定（ＸＲＤ）で、回折パターンから、（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃピーク（２θ＝５３°近傍）の半値幅（ラジアン角度）を求め、Ｓｃｈｅｒｒｅｒの式により平均結晶粒径を求めた。評価は実施例１～５、比較例１で用いた評価装置及び測定条件で行った。

図４，５に、実施例７のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面を観察した透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を示す。図４は、図中、右下の黒いバーの長さが１００ｎｍであり、図５は、図４の拡大図であり、図中、右下の黒いバーの長さが５０ｎｍである。また、図６に、実施例７のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の断面を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した電子回折パターンを示す。

Ｓｃｈｅｒｒｅｒの式により求めた実施例６（合金Ｇ）、実施例７（合金Ｈ）のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の平均結晶粒径Ｄはともに２３ｎｍであった。また、比較例２のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の平均結晶粒径は２４ｎｍであった。

実施例６、７のＦｅ基ナノ結晶合金粉末ではＦｅ_２Ｂは観察されなかった。比較例２では、Ｘ線回折測定（ＸＲＤ）でＦｅ_２Ｂのピークが見られた。（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相（１１０面）の回折ピークの強度（１００％）に対して、Ｆｅ_２Ｂの（００２面）の回折ピークの強度は、３．５％であった。

また、実施例６，７及び比較例２のＦｅ基ナノ結晶合金粉末の飽和磁束密度Ｂｓは飽和磁化Ｍｓをもとに算出した。

得られた結果を纏めて表７に示す。

実施例６、７の飽和磁束密度Ｂｓは、アモルファス形成能を改善するためにＦｅをＮｂ、Ｍｏで置換したにも関わらず、１．５３Ｔ、１．５７Ｔと高かった。

＜Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末を用いた磁心の磁気特性の測定＞
Ｆｅ基ナノ結晶合金粉末（実施例６，７及び比較例２）と、リコーン樹脂（旭化成ワッカーシリコーン製Ｈ４４）及びエタノールとを、合金粉１００：シリコーン樹脂５：エタノール５．８の質量比として混錬後、エタノールを蒸発させて顆粒とし、圧力１ＭＰａでプレス成型し、外径１３．５ｍｍ×内径７ｍｍ×高さ２ｍｍの成形体を得た。その後、３００℃で樹脂を加熱硬化させて測定用の磁心とした。

その磁心を用い、コアロス（ｋＷ／ｍ^３）を測定した。また、電流値０Ａ及び１０．５Ａの重畳電流（Ｉ_ＤＣ＝０Ａ及び１０．５Ａ）におけるインダクタンスＬ（Ｈ）を求めた。測定条件Ｉ_ＤＣ＝０ＡのインダクタンスＬの値より、初透磁率μｉを求め、Ｉ_ＤＣ＝１０．５ＡのインダクタンスＬの値より、透磁率μ１０ｋを求めた。表８に、その測定結果を示す。

実施例６，７では、初透磁率μｉ（１００ｋＨｚ）がともに１５．６であり、μ１０ｋ（１００ｋＨｚ）はそれぞれ１３．８、１４．０であり、μ１０ｋ／μｉ（１００ｋＨｚ）は０．８９、０．９０であった。り、いずれも比較例２よりも高い初透磁率μｉとなった。コアロスは比較例２と比べて小さく、実施例６、７の何れも実施例１～５よりも小さいコアロスが得られている。
特に実施例６ではＮｂ量を他の実施例の半分以下にしていて、飽和磁束密度Ｂｓが高い。実施例７はＭ元素としてＭｏを使用しているが、Ｎｂを使用する実施例２と比較して、飽和磁束密度Ｂｓ、初透磁率μｉが高く、小さいコアロスが得られていて、軟磁気特性改善効果が高い。

Claims (6)

1. 合金組成：Ｆｅ_{１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ}Ｃｕ_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＣｒ_ｄＳｎ_ｅＭ_ｆ（ここで、ＭはＮｂ、Ｍｏの少なくとも一方であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ及びｆは、原子％で、０．６≦ａ≦１．８、２．０≦ｂ≦１０．０、１１．０≦ｃ≦１７．０、０≦ｄ≦２．０、０．０１≦ｅ≦１．５、及び０＜ｆ＜１．０を満たす。）を有し、Ｆｅが７７原子％以上であるＦｅ基合金組成物。
2. 前記Ｃｒの量が０．１≦ｄ≦２．０である、又は前記Ｍの量が０．１≦ｆ＜１．０である請求項１に記載のＦｅ基合金組成物。
3. 請求項１または２に記載のＦｅ基合金組成物からなる粉末であって、
   レーザー回折法によって求められる、粒子径と小粒子径側からの積算頻度との関係を示す積算分布曲線において、積算頻度５０体積％に対応する粒子径である平均粒径ｄ５０が３０μｍ以下である、Ｆｅ基合金組成物の粉末。
4. 請求項３に記載のＦｅ基合金組成物の粉末であって、
   合金組織中に平均結晶粒径が１０～５０ｎｍの（Ｆｅ－Ｓｉ）ｂｃｃ相の微細結晶粒を２０体積％以上有する、Ｆｅ基合金組成物の粉末。
5. 請求項３または４に記載のＦｅ基合金組成物の粉末を用いた磁心。
6. コアロス（２ＭＨｚ，３０ｍＴ）が１００００ｋＷ／ｍ^３未満である、請求項５に記載の磁心。

Images