(57)【要約】  平均粒径2〜100μmの軟磁性鉄系コア粒子と、前記軟磁性鉄系コア粒子の表面の少なくとも一部を被覆する窒化ホウ素を主体とする層とからなり、前記被覆層が結晶軸方位の異なる平均結晶粒径3〜15 nmの窒化ホウ素微結晶粒からなり、前記軟磁性鉄系コア粒子の平均粒径の6.6％以下の平均厚さを有する多結晶体層である複合軟磁性粉末は、(1) 平均粒径2〜100μmの窒化鉄粉末と平均粒径0.1〜10μmのホウ素粉末とを混合し、(2) 得られた混合粉を窒素雰囲気中において600〜850℃の温度で熱処理し、(3) 非磁性成分を除去することにより製造される。
2012132783.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
平均粒径2〜100μmの軟磁性鉄系コア粒子と、前記軟磁性鉄系コア粒子の表面の少なくとも一部を被覆する窒化ホウ素を主体とする層とからなる複合軟磁性粉末であって、
前記被覆層は結晶軸方位の異なる平均結晶粒径3〜15 nmの窒化ホウ素微結晶粒からなり、前記軟磁性鉄系コア粒子の平均粒径の6.6％以下の平均厚さを有する多結晶体層であることを特徴とする複合軟磁性粉末。
【請求項２】
請求項1に記載の複合軟磁性粉末において、前記軟磁性鉄系コア粒子が純鉄又は鉄を主成分とする合金からなることを特徴とする複合軟磁性粉末。
【請求項３】
請求項1又は2に記載の複合軟磁性粉末において、最表面におけるFeの割合が12原子％以下であることを特徴とする複合軟磁性粉末。
【請求項４】
請求項1〜3のいずれかに記載の複合軟磁性粉末において、純鉄又は鉄合金の体積比率が70％以上であることを特徴とする複合軟磁性粉末。
【請求項５】
請求項1〜4のいずれかに記載の複合軟磁性粉末を製造する方法において、(1) 平均粒径2〜100μmの窒化鉄粉末と平均粒径0.1〜10μmのホウ素粉末とを混合し、(2) 得られた混合粉を窒素雰囲気中において600〜850℃の温度で熱処理し、(3) 非磁性成分を除去することを特徴とする方法。
【請求項６】
請求項5に記載の複合軟磁性粉末の製造方法において、前記窒化鉄粉末と前記ホウ素粉末との原子比がB/Fe≧0.03であることを特徴とする方法。
【請求項７】
請求項5又は6に記載の複合軟磁性粉末の製造方法において、熱処理温度を650〜800℃とすることを特徴とする方法。
【請求項８】
請求項7に記載の複合軟磁性粉末の製造方法において、熱処理温度を700〜800℃とすることを特徴とする方法。
【請求項９】
複合軟磁性粉末からなる圧粉磁心であって、前記複合軟磁性粉末は平均粒径2〜100μmの軟磁性鉄系コア粒子と、前記軟磁性鉄系コア粒子の表面の少なくとも一部を被覆する窒化ホウ素を主体とする層とからなり、前記被覆層は結晶軸方位の異なる平均結晶粒径3〜15 nmの窒化ホウ素微結晶粒からなり、前記軟磁性鉄系コア粒子の平均粒径の6.6％以下の平均厚さを有する多結晶体層であることを特徴とする圧粉磁心。
【請求項１０】
請求項9に記載の圧粉磁心において、前記軟磁性鉄系コア粒子が純鉄又は鉄を主成分とする合金からなることを特徴とする圧粉磁心。
【請求項１１】
請求項9又は10に記載の圧粉磁心において、5〜7 Mg/m3の密度を有し、50 kHzの周波数及び50 mTの励磁磁束密度で測定したコアロスが528 kW/m3以下であり、密度に対する前記コアロスの変化率［(kW/m3)/(Mg/m3)］が−96以上であることを特徴とする圧粉磁心。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、窒化ホウ素を主体とする被覆層を有する複合軟磁性粉末及びその製造方法、並びにそれを用いた圧粉磁心に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、軟磁性材料を用いるリアクトル、インダクタ、チョークコイル、モーターコア等の電気・電子部品における小型化及び高周波化が進んでおり、従来から使用されている電磁鋼板やソフトフェライト等より高周波域での損失が小さく、飽和磁化が大きく、さらに直流重畳特性が良い（直流バイアス電流を流した際に電流値の増加に伴うインダクタンスの低下が少ない）軟磁性材料が求められている。このような軟磁性材料の粉末は、電気・電子部品用の圧粉磁心に好適であり、高周波域で損失の主原因となる渦電流の発生を抑制するために金属粒子の表面に絶縁層を形成した種々の軟磁性粉末及びその製造方法が提案されている。【０００３】
特開2004-259807号は、主として金属酸化物を還元することにより得られる平均粒径が0.001〜1μmの金属粒子からなり、金属粒子の表面が炭素又は窒化ホウ素により被覆されている圧粉磁心用磁性粉末を開示している。しかし、この磁性粉末は、平均粒径が0.001〜1μmと小さいので絶縁被覆の体積割合が相対的に大きく、密度が6.0 Mg/m3未満と小さい。そのため、この磁性粉末からなる圧粉磁心では高透磁率及び高飽和磁化が得られない。【０００４】
特開2010-236021号は、表面に酸化層を有する純鉄粉末にホウ素又はホウ素化合物を含有する溶液を被覆し、軟磁性粉末を圧縮成形し、得られた成形体を窒素ガス雰囲気中において500℃で熱処理することによりホウ素又はホウ素化合物からなる被膜を窒化ホウ素からなる被膜に転化させ、次いで熱処理温度を1000℃に上げることにより歪みを除去する圧粉磁心の製造方法を開示している。この方法では、ホウ素又はホウ素化合物を表面に塗布した純鉄粉末を圧縮成形するので、圧縮成形の際に被覆層が剥離し易く、純鉄粒子間の絶縁が不十分である。その結果、この方法により得られる圧粉磁心の損失は大きい。この方法では圧縮成形後にホウ素又はホウ素化合物を窒化させるが、窒化により被覆層の体積が増加し、磁性成分の占積率が低下する。その上、窒化反応の副生成物や未反応成分を除去することができない。その結果、この方法により得られる圧粉磁心の密度は低く、透磁率も低い。【０００５】
特開2005-200286号及び“Journal of Electron Microscopy”, 55(3), 123-127 (2006)は、Fe4N粉末及びB粉末を1：1の重量比で混合し、窒素ガス雰囲気中において1000℃で熱処理することにより、Feコア粒子と六方晶窒化ホウ素（h-BN）被覆層とからなるナノ粒子が得られることを開示している。BN層で被覆されたFeナノカプセルは主としてFeナノ粒子が20 nm未満と小さいときに生成され、Feナノ粒子を保持する竹構造のBNナノチューブはFeナノ粒子が100 nm超と大きいときに生成されると記載されている。しかし、これらの文献では熱処理温度が1000℃と高いので、形成されるBN層が厚くなり過ぎ、鉄の体積比率が低下するだけでなく、圧縮成形の際に厚いBN層が破壊し易く、低損失の圧粉磁心を得ることができないという問題がある。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
従って、本発明の目的は、高密度及び高飽和磁化で良好な潤滑性を有する複合軟磁性粉末及びその製造方法、並びにかかる複合軟磁性粉末からなり、高透磁率で直流重畳特性に優れた低損失の圧粉磁心を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の複合軟磁性粉末は、平均粒径2〜100μmの軟磁性鉄系コア粒子と、前記軟磁性鉄系コア粒子の表面の少なくとも一部を被覆する窒化ホウ素を主体とする層とからなり、前記被覆層は結晶軸方位の異なる平均結晶粒径3〜15 nmの窒化ホウ素微結晶粒からなり、前記軟磁性鉄系コア粒子の平均粒径の6.6％以下の平均厚さを有する多結晶体層であることを特徴とする。【０００８】
前記軟磁性鉄系コア粒子は純鉄又は鉄を主成分とする合金からなるのが好ましい。前記複合軟磁性粉末の最表面におけるFeの割合は12原子％以下であるのが好ましい。コア粒子は窒化ホウ素を主体とする層により全面的に被覆されているのが好ましいが、部分的に被覆されていても良い。前者の場合、勿論最表面におけるFeの割合は0原子％である。後者の場合、複合軟磁性粉末の最表面におけるFeの割合が12原子％以下であれば、被覆層は圧粉磁心において絶縁被膜として十分に機能し、渦電流損失を抑制することができる。なお「最表面におけるFeの割合」は最表面におけるホウ素、窒素、酸素及び鉄の合計に対する鉄の割合を意味し、鉄は純鉄に限らず化合物（例えば酸化物）の状態にある全てのFeを含む。【０００９】
本発明の複合軟磁性粉末において、鉄の体積比率は70％以上が好ましい。窒化ホウ素を主体とする被覆層の厚さと被覆状態を前記構成とすれば、軟磁性鉄系コア粒子の割合を高くすることができ、高透磁率かつ高磁化が得られる。【００１０】
上記複合軟磁性粉末の製造方法は、(1) 平均粒径2〜100μmの窒化鉄粉末と平均粒径0.1〜10μmのホウ素粉末とを混合し、(2) 得られた混合粉を窒素雰囲気中において600〜850℃の温度で熱処理し、(3) 非磁性成分を除去することを特徴とする。【００１１】
前記窒化鉄粉末と前記ホウ素粉末との原子比はB/Fe≧0.03であるのが好ましい。【００１２】
熱処理温度は650〜800℃が好ましく、700〜800℃がより好ましい。【００１３】
本発明の圧粉磁心は、上記複合軟磁性粉末からなることを特徴とする。本発明の好ましい一実施形態による圧粉磁心は5〜7 Mg/m3の密度、及び528 kW/m3以下のコアロス（50 kHzの周波数及び50 mTの励磁磁束密度で測定）を有し、密度に対する前記コアロスの変化率［(kW/m3)/(Mg/m3)］は−96以上である。コアロスは好ましくは260 kW/m3以下であり、より好ましくは220 kW/m3以下である。またコアロスの変化率は好ましくは−75以上であり、より好ましくは−70以上である。窒化ホウ素は固体潤滑機能を有するので、成形による歪みを抑制しつつ高密度の圧粉磁心を得ることができる。歪みが少ないのでヒステリシス損失を抑制でき、コアロスの密度に対する変化率が小さくなる。
【発明の効果】
【００１４】
窒化ホウ素被覆層を有する軟磁性鉄系コア粒子からなる本発明の複合軟磁性粉末は、高密度で高飽和磁化であり、良好な潤滑性を有するので、圧縮成形により高密度及び高透磁率で直流重畳特性に優れ、かつ低損失の圧粉磁心を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】実施例1の複合軟磁性粉末の断面を示すTEM写真である。
【図２（ａ）】実施例1の複合軟磁性粉末の被覆層の断面を示すTEM写真である。
【図２（ｂ）】図2(a) の被覆層の結晶組織を示す模式図である。
【図３】実施例1及び比較例1の圧粉磁心の増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を示すグラフである。
【図４】実施例2及び比較例2の圧粉磁心の増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を示すグラフである。
【図５】実施例1，4及び5及び比較例5及び6の圧粉磁心の増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を示すグラフである。
【図６】実施例1，4及び5及び比較例5及び6の複合軟磁性粉末における鉄の体積比率と熱処理温度との関係を示すグラフである。
【図７】実施例1，4及び5及び比較例5及び6の圧粉磁心の保磁力と熱処理温度との関係を示すグラフである。
【図８】実施例1，4及び5及び比較例5及び6の圧粉磁心の損失と熱処理温度との関係を示すグラフである。
【図９】比較例5の複合軟磁性粉末コア粒子の断面を示すTEM写真である。
【図１０】実施例6〜8の圧粉磁心の増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を示すグラフである。
【図１１】実施例9〜11及び比較例8〜10の圧粉磁心の損失と密度との関係を示すグラフである。
【図１２】実施例12で得られた複合軟磁性粉末のXRD強度と熱処理温度との関係を示すグラフである。
【図１３】比較例11で得られた複合軟磁性粉末のXRDチャートと熱処理温度との関係を示すグラフである。
【図１４】比較例12で得られた複合軟磁性粉末の窒化ホウ素被覆層のTEM写真（倍率：100万倍）である。
【図１５】図14の窒化ホウ素被覆層の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
[1] 複合軟磁性粉末
(1) 軟磁性鉄系コア粒子
軟磁性鉄系コア粒子は純鉄又は鉄を主成分とする合金からなるのが好ましい。高い飽和磁化を得るためには純鉄が最適であるが、損失を低減するためにはSiを1質量％以上含有するFe-Si合金が好ましい。ただし、Siの含有量が多くなるとコア粒子が塑性変形しにくくなり、圧粉磁心への成形性が低下するという問題がある。このため、Siの含有量の上限は8質量％が好ましい。より好ましいSiの含有量は2〜7質量％である。Si以外にNi及び／又はAlを含有しても良く、例えばFe-Si-Al合金、Fe-Ni合金を用いることができる。
【００１７】
軟磁性鉄系コア粒子を構成する純鉄又は鉄合金の体積比率は70％以上であるのが好ましい。以下、「純鉄又は鉄合金」を単に「鉄」と言うことがある。鉄の体積比率が70％未満であると、圧粉磁心としたときに十分な透磁率が得られない。より好ましい体積比率は80〜95％である。体積比率が95％を超えると、窒化ホウ素被覆層が薄すぎ、圧粉磁心において十分な絶縁性が得られない。鉄の体積比率VRは、10 kOeの磁界を印加して振動試料型磁束計（VSM）により測定した複合軟磁性粉末の飽和磁化値Bsから、次式により求める。
Bs/Bs1＝V1×ρ1／（V1×ρ1＋V2×ρ2）
VR＝［V1／（V1＋V2）］×100（％）
Bs：複合軟磁性粉末の飽和磁化
Bs1：鉄の飽和磁化
V1：鉄の体積
V2：窒化ホウ素の体積
ρ1：鉄の密度
ρ2：窒化ホウ素の密度
【００１８】
(2) 平均粒径及び粒径分布
複合軟磁性粉末の平均粒径Dは2〜100μmである。平均粒径Dはレーザー回折／散乱式粒径分布測定装置を用いて測定したd50により表す。平均粒径が2μm未満であると、絶縁性被覆層を施した複合軟磁性粉末における鉄の体積比率が低すぎて複合軟磁性粉末の飽和磁化が小さいだけでなく、複合軟磁性粉末の流動性が低くて圧縮成形時の取扱いが困難である。一方、平均粒径が100μmを超えると、中高周波数域での渦電流損失を十分抑制することができない。複合軟磁性粉末の平均粒径は好ましくは2〜80μmであり、より好ましくは2〜50μmであり、最も好ましくは2〜40μmである。
【００１９】
本発明の複合軟磁性粉末の粒径分布の幅を変動係数Cvにより表すと、Cvは30〜70％が好ましく、40〜60％がより好ましい。ここで、Cv＝（σ／D）×100（％）（ただし、σは複合軟磁性粉末の粒径分布の標準偏差であり、Dは複合軟磁性粉末の平均粒径である。）である。変動係数Cvが30〜70％の範囲外であると、圧縮成形したときにコア粒子間に間隙ができ易く、十分な成形体密度が得られない。
【００２０】
(3) 被覆層
被覆層は結晶軸方位の異なる平均結晶粒径3〜15 nmの窒化ホウ素微結晶粒からなる多結晶体であるので、成形時に優れた潤滑性を発揮する。これにより、圧縮成形時のコア粒子の変形に被覆層も追随でき、圧粉磁心における絶縁性が十分に保たれる。平均結晶粒径が3 nm未満では被覆層による潤滑効果が十分でない。一方、平均結晶粒径が15 nm超では多結晶の効果が薄れ、圧縮成形時に被覆層が破壊するおそれがある。平均結晶粒径は好ましくは3〜12 nmである。窒化ホウ素微結晶粒の平均結晶粒径は、被覆層の断面TEM写真において任意の方向及びそれに直交する方向の複数の線分の各々が横切る微結晶粒の大きさを計測し、全体の微結晶粒について平均することにより求める。平均する微結晶の数は20個以上とする。
【００２１】
被覆層の平均厚さTAは軟磁性鉄系コア粒子の平均粒径DAの6.6％以下であり、好ましくは0.5〜6.6％であり、より好ましくは1〜6.5％である。TAがDAの6.6％を超えると、軟磁性鉄系コア粒子の体積比率が低くなり、複合軟磁性粉末の飽和磁化が低下する。TAがDAの0.5％より小さいと、圧粉磁心は十分な絶縁性を有さない。TA/DAは、軟磁性鉄系コア粒子が平均粒径DAの球形粒子であり、かつ表面に平均厚さTAの均一な被覆層があると仮定して、鉄の体積比率VRから、TA/DA＝(1−VR1/3)/2VR1/3の式により算出する。
【００２２】
(4) 最表面におけるFeの割合
本発明の複合軟磁性粉末において、被覆層はコア粒子を完全に覆っている訳ではなく、実際は窒化ホウ素被覆層は不均一であり、未被覆部分がある。窒化ホウ素層による被覆率は最表面におけるFeの割合で表される。本発明の複合軟磁性粉末においては、最表面におけるFeの割合は12原子％以下であるのが好ましい。最表面におけるFeの割合が12％超であると、窒化ホウ素に被覆されていない露出部分の割合が多すぎ、十分な絶縁効果が得られない。最表面におけるFeの割合はX線光電子分光分析法（X-ray Photoelectron Spectroscopy：XPS）より求める。XPS法により超高真空中で試料に単色X線を照射し、放出される光電子のエネルギーを測定することにより、試料の最表面の元素組成を分析する。具体的には、ナロースペクトル測定によりホウ素、窒素、酸素及び鉄の定量分析を行い、最表面におけるFeの割合を求める。XPS分析深さは5 nmであるので、「最表面」は5 nmの深さまでの表面領域を意味する。
【００２３】
[2] 複合軟磁性粉末の製造方法
(1) 原料粉末
(a) 窒化鉄粉末
窒化鉄粉末としてはFe4Nが好適であるが、Fe3N、Fe2N、又はこれらの混合物でも良い。窒化鉄粉末には炭素、酸素等の不可避的不純物も含まれるが、炭素の含有量は0.02質量％以下が好ましく、0.007質量％以下がより好ましい。窒化鉄粉末の平均粒径は複合軟磁性粉末の平均粒径とほぼ同じで良く、好ましくは2〜100μmであり、より好ましくは2〜50μmであり、最も好ましくは10〜40μmである。窒化鉄粉末は、後述するホウ素粉末と混合して熱処理することにより、軟磁性鉄コア粒子となる。
【００２４】
(b) ホウ素粉末
ホウ素粉末は0.1〜10μmの平均粒径を有する。平均粒径が0.1μm未満であると、ホウ素粉末は凝集する傾向があり、窒化鉄粉末との混合が困難である。一方、平均粒径が10μmを超えると、窒化鉄粉末と十分に混合するために粉砕媒体を用いることが必要になり、粉砕媒体から不純物の混入を招くおそれがある。ホウ素粉末の平均粒径は好ましくは0.5〜10μmであり、より好ましくは0.5〜5μmである。
【００２５】
(2) 混合工程
窒化鉄粉末とホウ素粉末とをB/Fe原子比が0.03以上となるように配合し、乳鉢、V型混合機、ライカイ機、ボールミル、ビーズミル、回転式ミキサ等により混合するのが好ましい。B/Feの原子比については、0.8≧B/Fe≧0.03が好ましい。B/Fe原子比が0.8を超えると被覆層の形成に寄与しない過剰のホウ素を用いることになり、製造コストが高くなる。一方、B/Fe原子比が0.03未満の場合、コア粒子間に存在するホウ素粉末が少なすぎ、コア粒子同士の焼結により結晶粒の成長が促進され、所望の磁心特性が得られない。B/Feの原子比はより好ましくは0.8≧B/Fe≧0.1であり、さらに好ましくは0.8≧B/Fe≧0.125であり、最も好ましくは0.8≧B/Fe≧0.25である。
【００２６】
(3) 熱処理工程
得られた混合粉を窒素雰囲気中において600〜850℃の温度で熱処理する。熱処理は、例えば電気炉内のアルミナ製るつぼ中で行うのが好ましい。この熱処理により、軟磁性鉄系コア粒子の外周に窒化ホウ素を主体とする被覆層を有する複合軟磁性粉末が合成される。窒素雰囲気は窒素ガス単独が好ましいが、窒素とAr、He等の不活性ガス又はアンモニアとの混合ガスでも良い。熱処理温度が850℃超では窒化ホウ素を主体とする被覆層が厚過ぎるだけでなく、コア粒子内に進入し、鉄の体積比率を低下させて複合軟磁性粉末の軟磁気特性を低下させる。一方、600℃未満では窒化ホウ素を主体とする被覆層が形成されず、窒化鉄を原料とした場合は、窒化鉄の分解温度より低いため鉄が生成せず鉄粒子をコアとする複合軟磁性粉末を合成できない。好ましい熱処理温度は650〜800℃である。600〜850℃の温度に保持する時間（熱処理時間）は0.5〜50時間が好ましく、1〜10時間がより好ましく、1.5〜5時間が最も好ましい。
【００２７】
(4) 精製工程
熱処理後の粉末をイソプロピルアルコール（IPA）等の有機溶媒に投入し、超音波照射により分散させた後、永久磁石で軟磁性鉄系コア粒子のみを捕集する磁気分離法により精製し、非磁性成分を除去する。
【００２８】
[3] 圧粉磁心の製造
複合軟磁性粉末にバインダを添加して造粒する。バインダとしては、ポリビニルブチラール（PVB）、ポリビニルアルコール（PVA）、アクリルエマルジョン、コロイダルシリカ等を用いるのが好ましい。得られた造粒粉を金型によるプレスで圧縮成形することにより圧粉磁心を製造する。圧縮成形の圧力は適宜設定できるが、例えば500〜2000 MPaが好ましい。
【００２９】
本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明にそれらに限定されない。
【００３０】
実施例1
(1) 複合軟磁性粉末の製造及び測定
平均粒径4.4μmの窒化鉄粉末（Fe/N原子比＝4：1）と平均粒径0.7μmのホウ素粉末を0.6のB/Fe原子比で混合した後、窒素雰囲気中において700℃で2時間熱処理し、IPA中での磁気分離により非磁性分を除去し、平均粒径4.3μmの複合軟磁性粉末を得た。図1は複合軟磁性粉末の断面のTEM写真である。鉄系コア粒子には窒化ホウ素層で被覆されていない表面部分があり、コア粒子の表面が完全に被覆されている訳ではないことが確認された。
【００３１】
XPSによる表面組成の分析結果から、被覆層は主として窒化ホウ素からなるが、酸化ホウ素も含有していること、及び最表面におけるFe（一部酸化物）の割合は6.7原子％であることが分った。複合軟磁性粉末の断面のTEM写真とXPSによる表面組成の分析結果から、最表面におけるFeの割合は被覆されていない表面部分の割合に相当すると考えられる。窒化ホウ素被覆層を拡大して示す図2(a) のTEM写真から、窒化ホウ素層は結晶軸（C軸）方位の異なる窒化ホウ素微結晶粒からなる多結晶であることが分った。図2(b) はC軸方位の異なる多結晶質の窒化ホウ素被覆層を模式的に示す。図2(b) において、矢印は各結晶のC軸方位を示す。窒化ホウ素被覆層断面のTEM写真において、互いに直交する同じ長さの任意の2本の線分を横切る窒化ホウ素微結晶粒から求めた平均結晶粒径は4 nmであった。
【００３２】
VSMにより測定した複合軟磁性粉末の飽和磁化（印加磁界10 kOeのときの最大磁化）は205 emu/gであった。この飽和磁化から算出した窒化ホウ素被覆層の平均厚さTAは0.15μmで、鉄の体積比率は81％であった。鉄の体積比率から求めたTA/DAは3.8%であった。
【００３３】
(2) 圧粉磁心の製造及び特性の測定
複合軟磁性粉末にPVB／エタノール溶液を添加して造粒し、油圧プレスで1470 MPaの圧力で圧縮成形することにより外径13.4 mm、内径7.7 mm及び厚さ4 mmのトロイダルリング状の圧粉磁心を製造した。圧粉磁心の質量及び寸法から密度を求めた。圧粉磁心の保磁力はVSMにより測定した。その結果、圧粉磁心の密度は7.0 Mg/m3であり、保磁力は11.1 Oeであった。
【００３４】
圧粉磁心を樹脂製ケースに入れ、一次（励磁）巻線及び二次（検出）巻線としてともに直径0.25 mmのエナメル銅線を20ターン巻き、B-Hアナライザにより50 mTの励磁磁束密度及び50 kHzの周波数で損失を測定した。その結果、圧粉磁心の損失は129 kW/m3であった。
【００３５】
トランス磁心等には高い直流重畳特性が求められるが、圧粉磁心の直流重畳特性は増分比透磁率により表すことができる。そこで、圧粉磁心の増分比透磁率を下記の方法により測定した。まず圧粉磁心を樹脂製ケースに入れ、直径0.7 mmのエナメル銅線を20ターン巻き、LCRメータで周波数100 kHzでインダクタンスを測定した。増分比透磁率は下記式(1) により算出した。増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を図3に示す。
L＝μ0μrΔN2Ae/le・・・(1)
L：インダクタンス[H]、
μ0：真空の透磁率＝4π×10-7 [H/m]、
μrΔ：増分比透磁率、
N：巻数、
Ae：有効断面積[m2]、
le：有効磁路長[m]。
【００３６】
比較例1
平均粒径が3.5μm、飽和磁化が204 emu/g、及び最表面におけるFeの割合が24.6原子％の市販の鉄粉末（BASF製SQ）にPVB／エタノール溶液を添加して造粒し、油圧プレスで1470 MPaの圧力で圧縮成形することにより外径13.4 mm、内径7.7 mm及び厚さ4 mmのトロイダルリング状の圧粉磁心を製造し、実施例1と同じ条件で評価した。その結果、圧粉磁心の密度は6.9 Mg/m3であり、保磁力は19.9 Oeであり、損失は176 kW/m3であった。増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を図3に示す。
【００３７】
実施例2
平均粒径47μmの窒化鉄粉末（Fe/N原子比＝4：1）と平均粒径0.7μmのホウ素粉末を0.6のB/Fe原子比で混合し、窒素雰囲気中において800℃で2時間熱処理し、IPA中での磁気分離により非磁性分を除去し、複合軟磁性粉末を得た。複合軟磁性粉末の平均粒径は30μmであり、飽和磁化は196 emu/gであり、鉄の体積比率は71％であり、最表面におけるFeの割合は6.0原子％、窒化ホウ素の平均結晶粒径は12 nmであった。TEM写真観察の結果、窒化ホウ素被覆層はC軸方位の異なる多結晶からなることが分った。飽和磁化から算出した窒化ホウ素被覆層の平均厚さTAは1.6μmであり、鉄の体積比率から求めたTA/DAは6.0％であった。
【００３８】
複合軟磁性粉末にPVB／エタノール溶液を添加して造粒し、油圧プレスで1960 MPaの圧力で圧縮成形することにより外径13.4 mm、内径7.7 mm及び厚さ4 mmのトロイダルリング状の圧粉磁心を製造し、実施例1と同じ条件で評価した。その結果、圧粉磁心の密度は6.8 Mg/m3であり、保磁力は15.5 Oeであり、損失は284 kW/m3であった。増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を図4に示す。
【００３９】
比較例2
平均粒径が36μm、飽和磁化が198 emu/g、最表面におけるFeの割合が23.7原子％の市販の鉄粉末（株式会社高純度化学研究所製）にPVB／エタノール溶液を添加して造粒し、油圧プレスで1960 MPaの圧力で圧縮成形することにより外径13.4 mm、内径7.7 mm及び厚さ4 mmのトロイダルリング状の圧粉磁心を製造し、実施例1と同じ条件で評価した。その結果、圧粉磁心の密度は6.5 Mg/m3であり、保磁力は30.5 Oeであり、損失は550 kW/m3であった。増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を図4に示す。
【００４０】
実施例3
平均粒径90μmの窒化鉄粉末（Fe/N原子比＝4：1）と平均粒径0.7μmのホウ素粉末を0.6のB/Fe原子比で混合し、窒素雰囲気中において800℃で2時間熱処理し、IPA中での磁気分離により非磁性分を除去し、複合軟磁性粉末を得た。複合軟磁性粉末の平均粒径は85μmであり、飽和磁化は198 emu/gであり、鉄の体積比率は73％であり、最表面におけるFeの割合は11.5原子％、窒化ホウ素の平均結晶粒径は10 nmであった。TEM写真観察の結果、窒化ホウ素被覆層はC軸方位の異なる多結晶からなることが分った。飽和磁化から算出した窒化ホウ素被覆層の平均厚さTAは4.1μmであり、鉄の体積比率から求めたTA/DAは4.9％であった。
【００４１】
複合軟磁性粉末にPVB／エタノール溶液を添加して造粒し、油圧プレスで1960 MPaの圧力で圧縮成形することにより外径13.4 mm、内径7.7 mm及び厚さ4 mmのトロイダルリング状の圧粉磁心を製造し、実施例1と同じ条件で評価した。その結果、圧粉磁心の密度は7.1 Mg/m3であり、保磁力は18.2 Oeであり、損失は528 kW/m3であった。
【００４２】
比較例3
平均粒径が90μm、飽和磁化が199 emu/g、最表面におけるFeの割合が24.1原子％の市販の鉄粉末にPVB／エタノール溶液を添加して造粒し、油圧プレスで1960 MPaの圧力で圧縮成形することにより外径13.4 mm、内径7.7 mm及び厚さ4 mmのトロイダルリング状の圧粉磁心を製造し、実施例1と同じ条件で評価した。その結果、圧粉磁心の密度は7.0 Mg/m3であり、保磁力は27.0 Oeであり、損失は667 kW/m3であった。
【００４３】
窒化鉄粉末及びホウ素粉末の平均粒径、B/Fe原子比、及び熱処理温度を表1に示し、複合軟磁性粉末の平均粒径、鉄の体積比率、最表面におけるFeの割合及び飽和磁化、並びにコア粒子の平均粒径DAを表2に示し、被覆層の平均厚さTA及び平均結晶粒径、及びTA/DAを表3に示し、圧粉磁心の密度、保磁力及び損失を表4に示し、複合軟磁性粉末の表面組成及び化学状態を表5に示す。
【００４４】
表3〜表4から明らかなように、最表面におけるFeの割合が12原子％以下の本発明の複合軟磁性粉末からなる圧粉磁心は、被覆層を有さない比較例の鉄粉末からなる圧粉磁心より高い密度を有する。これは、窒化ホウ素被覆層の潤滑性の効果であると考えられる。そのため、本発明の圧粉磁心は比較例の圧粉磁心より高透磁率で、直流重畳特性に優れ、低損失であった。なお、損失の値は粉末粒径により大きく変化するため、損失の比較は同等粒径の粉末から成る圧粉磁心同士で行った。
【００４５】
【表１】
2012132783.tif 000003
【００４６】
【表２】
2012132783.tif 000004
【００４７】
【表３】
2012132783.tif 000005
【００４８】
【表４】
2012132783.tif 000006
【００４９】
【表５】
2012132783.tif 000007
【００５０】
比較例4
平均粒径4.4μmの窒化鉄粉末（Fe/N原子比＝4：1）と平均粒径0.7μmのホウ素粉末を0.6のB/Fe原子比で混合し、窒素雰囲気中において500℃で2時間熱処理し、IPA中での磁気分離により非磁性分を除去した。しかし、熱処理温度が500℃と低すぎたので、原料の窒化鉄粉末はほとんど変化なく、鉄粒子をコアとする複合軟磁性粉末は得られなかった。
【００５１】
実施例4
平均粒径4.4μmの窒化鉄粉末（Fe/N原子比＝4：1）と平均粒径0.7μmのホウ素粉末を0.6のB/Fe原子比で混合し、窒素雰囲気中において600℃で2時間熱処理し、IPA中での磁気分離により非磁性分を除去し、複合軟磁性粉末を得た。複合軟磁性粉末の平均粒径は4.3μmであり、飽和磁化は205 emu/gであり、鉄の体積比率は81％であり、最表面におけるFeの割合は11.7原子％であり、窒化ホウ素の平均結晶粒径は3 nmであった。TEM写真観察の結果、窒化ホウ素被覆層はC軸方位の異なる多結晶からなることが分った。飽和磁化から算出した窒化ホウ素被覆層の平均厚さTAは0.15μmであり、鉄の体積比率から求めたTA/DAは3.8％であった。
【００５２】
複合軟磁性粉末にPVB／エタノール溶液を添加して造粒し、油圧プレスで1470 MPaの圧力で圧縮成形することにより外径13.4 mm、内径7.7 mm及び厚さ4 mmのトロイダルリング状の圧粉磁心を製造し、実施例1と同じ条件で評価した。その結果、圧粉磁心の密度は7.0 Mg/m3であり、保磁力は14.7 Oeであり、損失は153 kW/m3であった。増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を図5に示す。
【００５３】
実施例5
平均粒径4.4μmの窒化鉄粉末（Fe/N原子比＝4：1）と平均粒径0.7μmのホウ素粉末を0.6のB/Fe原子比で混合し、窒素雰囲気中において800℃で2時間熱処理し、IPA中での磁気分離により非磁性分を除去し、複合軟磁性粉末を得た。複合軟磁性粉末の平均粒径は4.3μmであり、飽和磁化は204 emu/gであり、鉄の体積比率は80％であり、最表面におけるFeの割合は5.0原子％であり、窒化ホウ素の平均結晶粒径は8 nmであった。TEM写真観察の結果、窒化ホウ素被覆層はC軸方位の異なる多結晶からなることが分った。飽和磁化から算出した窒化ホウ素被覆層の平均厚さTAは0.16μmであり、鉄の体積比率から求めたTA/DAは4.0％であった。
【００５４】
複合軟磁性粉末にPVB／エタノール溶液を添加して造粒し、油圧プレスで1470 MPaの圧力で圧縮成形することにより外径13.4 mm、内径7.7 mm及び厚さ4 mmのトロイダルリング状の圧粉磁心を製造し、実施例1と同じ条件で評価した。その結果、圧粉磁心の密度は6.7 Mg/m3であり、保磁力は13.2 Oeであり、損失は128 kW/m3であった。増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を図5に示す。
【００５５】
比較例5
平均粒径4.4μmの窒化鉄粉末（Fe/N原子比＝4：1）と平均粒径0.7μmのホウ素粉末を0.6のB/Fe原子比で混合し、窒素雰囲気中において900℃で2時間熱処理し、IPA中での磁気分離により非磁性分を除去し、複合軟磁性粉末を得た。複合軟磁性粉末の平均粒径は4.6μmであり、飽和磁化は194 emu/gであり、鉄の体積比率は69％であり、最表面におけるFeの割合は1.1原子％であり、窒化ホウ素の平均結晶粒径は16 nmであった。窒化ホウ素被覆層の平均厚さTAは0.28μmであり、鉄の体積比率から求めたTA/DAは6.9％であった。図9は複合軟磁性粉末の断面のTEM写真である。図9から明らかなように、熱処理温度が900℃と高すぎたので必要以上に厚い窒化ホウ素被覆層が形成された。
【００５６】
複合軟磁性粉末にPVB／エタノール溶液を添加して造粒し、油圧プレスで1470 MPaの圧力で圧縮成形することにより外径13.4 mm、内径7.7 mm及び厚さ4 mmのトロイダルリング状の圧粉磁心を製造し、実施例1と同じ条件で評価した。その結果、圧粉磁心の密度は5.9 Mg/m3であり、保磁力は24.0 Oeであり、損失は222 kW/m3であった。増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を図5に示す。
【００５７】
比較例6
平均粒径4.4μmの窒化鉄粉末（Fe/N原子比＝4：1）と平均粒径0.7μmのホウ素粉末を0.6のB/Fe原子比で混合し、窒素雰囲気中において1000℃で2時間熱処理し、IPA中での磁気分離により非磁性分を除去し、複合軟磁性粉末を得た。複合軟磁性粉末の平均粒径は5.0μmであり、飽和磁化は182 emu/gであり、鉄の体積比率は58％であり、窒化ホウ素の平均結晶粒径は20 nmであった。窒化ホウ素被覆層の平均厚さTAは0.40μmであり、鉄の体積比率から求めたTA/DAは9.5％であった。熱処理温度が1000℃と高すぎたので必要以上に厚い窒化ホウ素被覆層が形成された。
【００５８】
複合軟磁性粉末にPVB／エタノール溶液を添加して造粒し、油圧プレスで1470 MPaの圧力で圧縮成形することにより外径13.4 mm、内径7.7 mm及び厚さ4 mmのトロイダルリング状の圧粉磁心を製造し、実施例1と同じ条件で評価した。その結果、圧粉磁心の密度は5.4 Mg/m3であり、保磁力は32.0 Oeであり、損失は318 kW/m3であった。増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を図5に示す。
【００５９】
窒化鉄粉末及びホウ素粉末の平均粒径、B/Fe原子比、及び熱処理温度を表6に示し、複合軟磁性粉末の平均粒径、鉄の体積比率、最表面におけるFeの割合及び飽和磁化、並びにコア粒子の平均粒径DAを表7に示し、被覆層の平均厚さTA及び平均結晶粒径、及びTA/DAを表8に示し、圧粉磁心の密度、保磁力及び損失を表9に示し、複合軟磁性粉末の表面組成及び化学状態を表10に示す。
【００６０】
複合軟磁性粉末における鉄の体積比率と熱処理温度との関係を図6に示し、圧粉磁心の保磁力と熱処理温度との関係を図7に示し、圧粉磁心の損失と熱処理温度との関係を図8に示す。図9に示すように、比較例5の複合軟磁性粉末における窒化ホウ素被覆層は最大300 nmと厚いだけでなく、部分的にコア粒子内に食い込んでいた。そのため、実施例1と比較して鉄の体積比率が小さく、かつ得られた圧粉磁心の飽和磁化が小さかった。その上、窒化ホウ素被覆層は圧縮成形の際に破壊し、絶縁層としての機能を十分に発揮できなかった。
【００６１】
表6〜表8及び図5〜図9から明らかなように、本発明の熱処理温度範囲内では好適な膜厚及び平均結晶粒径の窒化ホウ素被覆層を有し、鉄の体積比率が70％以上の複合軟磁性粉末が得られる。しかし、熱処理温度が比較例5及び6のように900℃以上になると、窒化ホウ素被覆層は厚過ぎ、鉄の体積比率は低くなり、窒化ホウ素の平均結晶粒径は大きくなってしまう。逆に、比較例4のように熱処理温度が600℃未満では窒化ホウ素を主体とする被覆層が形成されず、鉄粒子をコアとする複合軟磁性粉末を合成できない。
【００６２】
本発明の複合軟磁性粉末を用いると保磁力が24 Oe未満の圧粉磁心が得られる。保磁力が24 Oe未満であると、圧粉磁心の損失は小さい。これから、本発明の熱処理温度範囲内で合成した複合軟磁性粉末を用いると、高透磁率で直流重畳特性に優れ、かつ低損失の圧粉磁心が得られることが分かる。
【００６３】
【表６】
2012132783.tif 000008
【００６４】
【表７】
2012132783.tif 000009
【００６５】
【表８】
2012132783.tif 000010
【００６６】
【表９】
2012132783.tif 000011
【００６７】
【表１０】
2012132783.tif 000012
【００６８】
実施例6
平均粒径4.4μmの窒化鉄粉末（Fe/N原子比＝4：1）と平均粒径0.7μmのホウ素粉末を0.25のB/Fe原子比で混合し、窒素雰囲気中において700℃で2時間熱処理し、IPA中での磁気分離により非磁性分を除去し、複合軟磁性粉末を得た。最表面におけるFeの割合は6.0原子%であった。TEM写真観察の結果、窒化ホウ素被覆層はC軸方位の異なる多結晶からなることが分った。
【００６９】
複合軟磁性粉末にPVB／エタノール溶液を添加して造粒し、油圧プレスで1470 MPaの圧力で圧縮成形することにより外径13.4 mm、内径7.7 mm及び厚さ4 mmのトロイダルリング状の圧粉磁心を製造し、実施例1と同じ条件で評価した。その結果、圧粉磁心の損失は153 kW/m3であった。増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を図10に示す。
【００７０】
実施例7
平均粒径4.4μmの窒化鉄粉末（Fe/N原子比＝4：1）と平均粒径0.7μmのホウ素粉末を0.125のB/Fe原子比で混合し、窒素雰囲気中において700℃で2時間熱処理し、IPA中での磁気分離により非磁性分を除去し、複合軟磁性粉末を得た。最表面におけるFeの割合は5.3原子%であった。TEM写真観察の結果、窒化ホウ素被覆層はC軸方位の異なる多結晶からなることが分った。
【００７１】
複合軟磁性粉末にPVB／エタノール溶液を添加して造粒し、油圧プレスで1470 MPaの圧力で圧縮成形することにより外径13.4 mm、内径7.7 mm及び厚さ4 mmのトロイダルリング状の圧粉磁心を製造し、実施例1と同じ条件で評価した。その結果、圧粉磁心の損失は146 kW/m3であった。増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を図10に示す。
【００７２】
実施例8
平均粒径4.4μmの窒化鉄粉末（Fe/N原子比＝4：1）と平均粒径0.7μmのホウ素粉末を0.05のB/Fe原子比で混合し、窒素雰囲気中において700℃で2時間熱処理し、IPA中での磁気分離により非磁性分を除去し、複合軟磁性粉末を得た。最表面におけるFeの割合は6.4原子%であった。TEM写真観察の結果、窒化ホウ素被覆層はC軸方位の異なる多結晶からなることが分った。
【００７３】
複合軟磁性粉末にPVB／エタノール溶液を添加して造粒し、油圧プレスで1470 MPaの圧力で圧縮成形することにより外径13.4 mm、内径7.7 mm及び厚さ4 mmのトロイダルリング状の圧粉磁心を製造し、実施例1と同じ条件で評価した。その結果、圧粉磁心の損失は170kW/m3であった。増分比透磁率と直流バイアス磁界との関係を図10に示す。
【００７４】
比較例7
平均粒径4.4μmの窒化鉄粉末（Fe/N原子比＝4：1）と平均粒径0.7μmのホウ素粉末を0.025のB/Fe原子比で混合し、窒素雰囲気中において700℃で2時間熱処理したところ、鉄粉末が焼結して硬い塊状になり、複合軟磁性粉末が得られなかった。
【００７５】
表11〜13から明らかに、B/Fe原子比が本発明の範囲であれば、実施例6〜8のようにB/Fe原子比を小さくした場合でも、最表面におけるFeの割合には大きな違いがなく、成形密度もほぼ同じ値であり、良好な磁心特性が得られる。しかし比較例7のようにB/Fe原子比が0.03未満の場合、鉄系コア粒子同士の焼結による結晶粒成長が促進され、圧縮成形に適する複合軟磁性粉末が得られない。一方、B量が多すぎても複合軟磁性粉末の磁気特性が向上せず、高コストになるだけであるので、0.8≧B/Fe≧0.03であるのが好ましい。
【００７６】
【表１１】
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【００７７】
【表１２】
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【００７８】
【表１３】
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【００７９】
【表１４】
2012132783.tif 000016
注：＊  複合軟磁性粉末が得られなかったため、圧粉磁心を作製しなかった。
【００８０】
実施例9
圧縮成形圧力を1030 MPaとした以外実施例1と同様にして圧粉磁心を作製し、評価した。圧粉磁心の密度及び損失を表15に示す。
【００８１】
実施例10
圧縮成形圧力を520 MPaとした以外実施例1と同様にして圧粉磁心を作製し、評価した。圧粉磁心の密度及び損失を表15に示す。
【００８２】
実施例11
圧縮成形圧力を310 MPaとした以外実施例1と同様にして圧粉磁心を作製し、評価した。圧粉磁心の密度及び損失を表15に示す。
【００８３】
比較例8
圧縮成形圧力を1030 MPaとした以外比較例1と同様にして圧粉磁心を作製し、評価した。圧粉磁心の密度及び損失を表15に示す。
【００８４】
比較例9
圧縮成形圧力を520 MPaとした以外比較例1と同様にして圧粉磁心を作製し、評価した。圧粉磁心の密度及び損失を表15に示す。
【００８５】
比較例10
圧縮成形圧力を310 MPaとした以外比較例1と同様にして圧粉磁心を作製し、評価した。圧粉磁心の密度及び損失を表15に示す。
【００８６】
圧粉磁心の密度と損失との関係を図11に示す。図11に示す直線は最小二乗法により求めたものである。密度が同じ場合、実施例の圧粉磁心は比較例の圧粉磁心より損失が小さかった。この傾向は低密度（低成形圧力）の場合に顕著であった。例えば、密度が6.0 Mg/m3の場合、比較例の損失は308 kW/m3であるのに対し、実施例の損失は214 kW/m3と小さかった。これは、窒化ホウ素による固体潤滑作用により低成形圧力でも歪みが少ない高密度の圧粉磁心が得られ、かつ高密度のため圧粉磁心中のコア粒子間の磁気的結合が強くなり、ヒステリシス損失が低下するためであると考えられる。密度に対する損失の変化率（dP/dρ）を表15に示す。実施例9〜11のdP/dρは−42であり、比較例の半分以下であった。このように本発明の複合軟磁性粉末からなる圧粉磁心は密度のばらつきに対して損失が安定して小さいので、量産に適している。
【００８７】
【表１５】
2012132783.tif 000017
【００８８】
実施例12
平均粒径4.4μmの窒化鉄粉末（Fe/N原子比＝4：1）90質量％と平均粒径0.7μmのホウ素粉末10質量％とを混合した後、窒素雰囲気中において400℃、500℃、600℃、700℃、800℃、900℃、1000℃及び1300℃の各温度で2時間熱処理し、IPA中での磁気分離により非磁性分を除去し、複合軟磁性粉末を得た。複合軟磁性粉末のXRD強度と熱処理温度との関係を図12に示す。図12から明らかなように、500℃以下の低温で熱処理した複合軟磁性粉末にはFe4Nが認められたが、Fe-B化合物は認められず、また600℃以上の高温で熱処理した複合軟磁性粉末にはFe4Nだけでなく、Fe-B化合物も認められなかった。これは、Fe4NがFe-B化合物に転化することなくbcc-Feに完全に分解したことを意味する。このように、窒化鉄粉末を出発原料とする本発明の方法では、窒化鉄粒子の表面にFe-B化合物が生成されずに窒化ホウ素被覆層が形成される。
【００８９】
SEM観察により、700℃及び800℃の熱処理により得られた複合軟磁性粉末に窒化ホウ素被覆層が形成されているのが確認できた。700℃及び800℃の熱処理の場合の窒化ホウ素被覆層の平均厚さはコア粒子の粒径のそれぞれ3.8％及び4.0％であった。ところが、900℃の熱処理により得られた複合軟磁性粉末では、窒化ホウ素被覆層の平均厚さはコア粒子の粒径の6.6％超であり、圧粉磁心にすると占積率が低いという問題があった。熱処理温度が1300℃の場合、さらに厚い窒化ホウ素被覆層が形成された。これから、熱処理温度は600〜850℃が良いことが分かる。700℃及び800℃の熱処理温度で得られた窒化ホウ素被覆層のTEM写真を観察した結果、これらの窒化ホウ素被覆層はC軸方位の異なる多結晶からなることが分った。
【００９０】
比較例11
平均粒径0.03μmのα-Fe2O3粉末50質量％と平均粒径30μmのホウ素粉末50質量％とをV型混合機中で10分間混合した後、アルミナ製ボートに入れ、炉の中で流量2 L／分の窒素気流中で室温から3℃／分の速度で昇温し、500℃、750℃、950℃及び1500℃の各温度で15分間熱処理し、IPA中での磁気分離により非磁性分を除去し、複合軟磁性粉末を得た。各複合軟磁性粉末及びその熱処理前の原料に対して、X線回折測定を行なった。図13はXRDの測定結果を示す。図13から明らかなように、750℃及び950℃で熱処理してなる複合軟磁性粉末ではFeB、Fe2B及びFeB49が検出されたが、1500℃で熱処理してなる複合軟磁性粉末ではFe-Bが検出されず、窒化ホウ素が検出された。これから、酸化鉄粉末とホウ素粉末を出発原料とする場合、一旦Fe-B化合物が形成された後で窒化ホウ素が形成され、本発明の反応工程と異なることが分る。
【００９１】
比較例12
1100℃で2時間熱処理した以外は比較例11と同じ方法で複合軟磁性粉末を製造した。図14は複合軟磁性粉末の窒化ホウ素被覆層のTEM写真（倍率：100万倍）であり、図15はその模式図である。窒化ホウ素被覆層はC軸方位が半径方向にほぼ揃った多層の膜状結晶からなり、C軸方位の異なる微結晶粒からなる本発明の多結晶窒化ホウ素被覆層と異なっていた。図15から明らかなように、比較例12の層状の窒化ホウ素被覆層には縞模様の結晶格子が認められた。格子面2は、鉄系コア粒子1の表面に沿ってほぼ並行に積層されていた。
【図２（ｂ）】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１】
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【図２（ａ）】
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【図９】
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【国際調査報告】
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