(57)【要約】  本発明は、組成式｛Ｆｅａ（ＳｉｘＢｙＰｚ）１−ａ｝１００−ｂＬｂで表される軟磁性非晶質合金である。当該組成式の構成元素のうち、Ｌは、Ａｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷから選択される一種類以上の元素である。また、０．７≦ａ≦０．８２、０＜ｂ≦５原子％、０．０５≦ｘ≦０．６、０．１≦ｙ≦０．８５、０．０５≦ｚ≦０．７及びｘ＋ｙ＋ｚ＝１を満たす構成とした。
2009037824.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成式｛Ｆｅａ（ＳｉｘＢｙＰｚ）１−ａ｝１００−ｂＬｂで表され、該組成式の構成元素のうち、
Ｌは、Ａｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷから選択される一種類以上の元素であり、
０．７≦ａ≦０．８２、０＜ｂ≦５原子％、０．０５≦ｘ≦０．６、０．１≦ｙ≦０．８５、０．０５≦ｚ≦０．７及びｘ＋ｙ＋ｚ＝１を満たす、
軟磁性非晶質合金。
【請求項２】
請求項１に記載の軟磁性非晶質合金において、Ｆｅ元素の５０原子％以下をＣｏ、Ｎｉのうちから選択される１種類以上の元素で置換してなる、
軟磁性非晶質合金。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の軟磁性非晶質合金において、０．５≦ｂ≦５原子％を満たし、Ｃｒ量が０．３原子％以上である、
軟磁性非晶質合金。
【請求項４】
請求項１又は請求項２に記載の軟磁性非晶質合金において、Ｌは、Ａｌ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＭｏのうちから選択される一種類以上の元素、１≦ｂ≦５原子％であり、Ｃｒ量が０．５原子％以上である、
軟磁性非晶質合金。
【請求項５】
請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の軟磁性非晶質合金において、Ｐ元素の前記軟磁性非晶質合金の全体に対する含有量をＵ＝ｚ（１−ａ）（１００−ｂ）とした場合に、０．４５≦Ｕ／ｂ≦３０を満たす、
軟磁性非晶質合金。
【請求項６】
請求項５に記載の軟磁性非晶質合金において、Ｌ元素は少なくともＣｒ元素を含んでおり、該Ｃｒ元素の当該軟磁性非晶質合金全体に対する含有量をｂＣｒとすると、０．９≦Ｕ／ｂＣｒ≦３０を満たす、
軟磁性非晶質合金。
【請求項７】
請求項５に記載の軟磁性非晶質合金において、Ｌ元素は少なくともＮｂ元素を含んでおり、該Ｎｂ元素の当該軟磁性非晶質合金全体に対する含有量をｂＮｂとすると、０．４５≦Ｕ／ｂＮｂ≦２４を満たす、
軟磁性非晶質合金。
【請求項８】
請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の軟磁性非晶質合金において、飽和磁束密度が１．２Ｔ以上、１．８Ｔ以下である、
軟磁性非晶質合金。
【請求項９】
請求項１乃至請求項８のいずれかに記載の軟磁性非晶質合金において、ΔＴｘ＝Ｔｘ―Ｔｇ（但し、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス転移温度）で表される過冷却液体領域ΔＴｘが、２０℃以上、８０℃以下である、
軟磁性非晶質合金。
【請求項１０】
請求項１乃至請求項９のいずれかに記載の軟磁性非晶質合金からなる非晶質粉末であって、平均粒径１μｍ以上、１５０μｍ以下である、
非晶質粉末。
【請求項１１】
請求項１０に記載の非晶質粉末と結合材を含む混合物を成形してなる、圧粉磁芯。
【請求項１２】
請求項１０に記載の非晶質粉末と結合材を含む混合物を成形してなる、圧粉磁芯をコイルの近傍に配置してなる、インダクタ。
【請求項１３】
請求項１乃至請求項９のいずれかに記載の軟磁性非晶質合金からなり、非晶質薄帯又は非晶質薄片の形態を有する非晶質合金材料であって、保磁力が０．１Ａ／ｍ以上、２．５Ａ／ｍ以下である、
非晶質合金材料。
【請求項１４】
請求項１乃至請求項９のいずれかに記載の軟磁性非晶質合金からなり、非晶質薄帯若しくは非晶質薄片の形態を有する非晶質合金材料であって、厚み０．０１ｍｍ以上、１．０ｍｍ以下である、
非晶質合金材料。
【請求項１５】
請求項１４に記載の非晶質合金材料であって、厚み０．１ｍｍ以上、１．０ｍｍ以下である、非晶質合金材料。
【請求項１６】
請求項１３乃至１５に記載の非晶質合金材料で形成された巻磁芯若しくは積層磁芯である、磁芯。
【請求項１７】
請求項１乃至９に記載のいずれか１項の軟磁性非晶質合金からなり、０．５ｍｍ以上、３．０ｍｍ以下の厚みを有する、
非晶質バルク部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟磁性非晶質合金、それを用いた粉末、圧粉磁芯、インダクタ、薄帯、薄片及びバルク部材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
軟磁性非晶質合金の開発はＦｅ−Ｐ−Ｃに始まったが、当初は過冷却液体領域のない非晶質合金であった。これまでに低損失材であるＦｅ−Ｓｉ−Ｂや高飽和磁束密度組成であるＦｅ−Ｂ−Ｃなどが開発されている。これら軟磁性非晶質合金は、損失が低いことからトランスなどに使用される高効率の磁性材料として期待されている。しかし、珪素鋼板などの従来材料と比較すると、当該非晶質合金は、高コストで飽和磁束密度（Ｂｓ）が低いことから、まだ普及には至っていない。また、当該非晶質合金を作製するためには１０５℃／秒以上の冷却速度を必要とするため、現状では、２０μｍ程度の薄帯しか作製することができない。そのため、製品として使用するためには、作製された薄帯を積層するか又は巻磁芯にする必要があり、当該非晶質合金の用途を著しく狭めている。【０００３】
１９８０年代後半から、金属ガラスと呼ばれる合金系が発見され始めた。この金属ガラスは、従来の過冷却液体領域のない非晶質合金とは異なり結晶化温度の低温側にガラス遷移が観測され、過冷却液体領域が出現する。過冷却液体領域は、ガラス構造の安定化に関係していると考えられている。そのため過冷却液体領域を有する金属ガラスは、従来よりも優れた非晶質形成能を有している。例えば、Ｌｎ−Ａｌ−Ｆｅ系、Ｚｒ−Ａｌ−Ｎｉ系及びＰｄ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ系金属ガラス合金では、厚さ数ｍｍから数ｃｍ程度のバルク材が作製可能である。【０００４】
一方、１９９０年代半ばから、Ｆｅ基金属ガラスも発見されている。Ｆｅ基金属ガラスとしては、例えば、Ｆｅ−（Ａｌ、Ｇａ）−（Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉ）系の合金が特許文献１〜４、及び非特許文献１及び２に開示されている。しかし、これらの文献に開示されている合金には、Ｇａが添加されている。Ｇａは、非晶質形成能を向上させる反面、非常に高価である。従って、これらの合金の工業化は困難である。【０００５】
また、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｎｂ系の合金が特許文献５や非特許文献３に開示されている。この合金系から、作製できる合金の厚さは最大１．５ｍｍ程度である。加えて、非特許文献４によれば、合金の組成にＮｂを添加すると飽和磁束密度は急激に低下し、飽和磁束密度は１．２Ｔ程度となる。また、ＣｏやＮｉが添加された合金は優れた非晶質形成能を有するが、合金の飽和磁束密度は低下し、原料コストが増大する。【０００６】
その他、特許文献６及び７や非特許文献５にはＦｅ−Ｂ−（Ｚｒ、Ｎｂ）系の非晶質合金が開示されている。非特許文献６にはＣｏ−Ｆｅ−Ｔａ−Ｂ系が開示されている。しかしながら、いずれの非晶質合金も飽和磁束密度が小さく、汎用性に乏しい。【０００７】
なお、以下においては、過冷却液体領域がない合金のみならず過冷却液体領域がある合金（いわゆる金属ガラス）をも非晶質合金と呼ぶこととする。【０００８】
【特許文献１】特開平０９−３２０８２７号公報
【特許文献２】特開平１１−０７１６４７号公報
【特許文献３】特開２００１−１５２３０１号公報
【特許文献４】特開２００１−３１６７８２号公報
【特許文献５】特開２００３−２５３４０８号公報
【特許文献６】特開２０００−２０４４５２号公報
【特許文献７】特開平１１−１３１１９９号公報
【非特許文献１】Ｍａｔｅｒ．Ｔｒａｎｓ．ＪＩＭ，３６（１９９５），１１８０
【非特許文献２】Ｍａｔｅｒ．Ｔｒａｎｓ．，４３（２００２），１２３５
【非特許文献３】Ｍａｔｅｒ．Ｔｒａｎｓ．，４３（２００２），７６９
【非特許文献４】Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ．１５（２００７），９
【非特許文献５】Ｍａｔｅｒ．Ｔｒａｎｓ．ＪＩＭ，３８（１９９７），３５９
【非特許文献６】Ａｃｔａ  Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ．５２（２００４），１６３１
【非特許文献７】Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，８５，２１（２００４），４９１１
【非特許文献８】Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ，１４（２００６），９３６
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明の目的は、非晶質形成能が高く、軟磁気特性に優れており、高耐食性を有し、Ｆｅを主成分とした安価な軟磁性非晶質合金を提供することにある。【００１０】
本発明の他の目的は、上述の軟磁性非晶質合金を用いた粉末、圧粉磁芯、インダクタ、薄帯、薄片及びバルク部材とを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上述の課題を解決するために、種々の合金組成について鋭意検討した結果、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐからなる軟磁性非晶質合金系にＡｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷから選ばれる少なくとも１種類の元素を添加し、その組成成分を限定することにより、非晶質合金の非晶質形成能が格段に向上し、明瞭な過冷却液体領域が出現することを見出し、本発明を完成するに至った。【００１２】
本発明によれば、組成式｛Ｆｅａ（ＳｉｘＢｙＰｚ）１−ａ｝１００−ｂＬｂで表される軟磁性非晶質合金が得られる。但し、Ｌは、Ａｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷから選択される一種類以上の元素である。また、０．７≦ａ≦０．８２、０＜ｂ≦５原子％、０．０５≦ｘ≦０．６、０．１≦ｙ≦０．８５、０．０５≦ｚ≦０．７及びｘ＋ｙ＋ｚ＝１を満たしている。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、非晶質形成能と軟磁気特性に優れ、飽和磁束密度が高く、高耐食性を有し、安価で作製することができる軟磁性非晶質合金が得られる。また、当該軟磁性非晶質合金を用いた圧粉磁心、インダクタ、薄帯、薄片及びバルク部材が得られる。更には、これらの材料を用いることにより、優れた特性を有するインダクタンス素子、磁気ヘッド、磁気記録媒体等の磁性体及びインダクタの磁芯が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】金型鋳造法により作製した直径３ｍｍ鋳造棒材のＸ線回折プロファイルを示す図である。ここで、試料の非晶質合金組成物は、｛Ｆｅ０．７６（Ｓｉ０．４Ｂ０．４Ｐ０．２）｝９９Ｎｂ１及び｛Ｆｅ０．７６（Ｓｉ０．２Ｂ０．７Ｐ０．１）０．２４｝９６Ｎｂ４組成である。
【図２】単ロール法により作製した薄帯のＤＳＣプロファイルを示す図である。ここで、試料の非晶質合金は、｛Ｆｅ０．７６（Ｓｉ０．４Ｂ０．４Ｐ０．２）｝９９Ｎｂ１及び｛Ｆｅ０．７６（Ｓｉ０．２Ｂ０．７Ｐ０．１）０．２４｝９６Ｎｂ４組成である。
【図３】金型鋳造法により鋳造棒材の試料を作製するのに用いる装置の概略図である。
【図４】｛Ｆｅ０．７６（ＳｉｘＢｙＰｚ）０．２４｝９８Ｎｂ２の３元合金組成図においてＨｃを示したものである。
【図５】（ａ）は本発明の実施の形態によるインダクタを表す透視図であり、（ｂ）は（ａ）の側面図である。
【図６】実施例のインダクタの実装効率を示すグラフである。
【図７】金型鋳造法により鋳造円盤状板材の試料を作製するために用いる装置の概略図である。
【符号の説明】
【００１５】
１    母合金
２    小孔
３    石英ノズル
４    棒形状の型
５    銅製金型
６    高周波発生コイル
７    圧粉磁芯
８    コイル
９    表面実装用端子
１０  インダクタ
１１  母合金
１２  小孔
１３  石英ノズル
１４  円盤形状の型
１５  銅製金型
１６  高周波発生コイル
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
本発明による軟磁性非晶質合金は、特定の組成｛Ｆｅａ（ＳｉｘＢｙＰｚ）１−ａ｝１００−ｂＬｂを有する。但し、Ｌは、Ａｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷから選択される一種類以上の元素である。また、ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０．７≦ａ≦０．８２、０＜ｂ≦５原子％、０．０５≦ｘ≦０．６、０．１≦ｙ≦０．８５、０．０５≦ｚ≦０．７及びｘ＋ｙ＋ｚ＝１の条件を満たしている。なお、本発明の軟磁性非晶質合金において、各構成元素は不可避不純物を含有されても良い。【００１７】
上記特定の組成において、Ｆｅ元素は磁性を担う元素である。但し、Ｆｅ元素の割合が０．７未満では非晶質形成能と飽和磁束密度が低下する。一方、Ｆｅ元素の割合が０．８２を超えると過冷却液体領域が消滅し、合金の非晶質形成能が低下する。従って、Ｆｅ元素の割合は０．７以上、且つ０．８２以下であることが望ましい。このように、低コストであるＦｅが主成分である合金組成とすることにより、高飽和磁束密度を有する非晶質合金を低価格で作製することができる。【００１８】
なお、Ｆｅ元素の一部をＣｏ元素又はＮｉ元素のうちから選択される一種類以上の元素で置換することとしてもよい。但し、Ｃｏ元素又はＮｉ元素の割合が５０原子％を超えるとコスト面で工業化が困難となり、また、飽和磁束密度が著しく低下する。従って、Ｃｏ元素又はＮｉ元素の置換量は、Ｆｅ元素の５０％未満であることが望ましい。【００１９】
また、上記特定の組成において、Ｓｉ元素は本発明の軟磁性非晶質合金に必須の元素である。但し、Ｓｉ元素の割合が０．０５未満又は０．６を超えると過冷却液体領域が消滅し、合金の非晶質形成能が低下する。従って、Ｓｉ元素の割合は、０．０５以上、且つ０．６以下であることが望ましい。【００２０】
また、上記特定の組成において、Ｂ元素も本発明の軟磁性非晶質合金に必須の元素である。但し、Ｂ元素の占める割合が０．１未満、又は０．８５を超えると過冷却液体領域が消滅し、合金の非晶質形成能が低下する。従って、Ｂ元素の割合は、０．１以上、且つ０．８５以下であることが望ましい。【００２１】
また、上記特定の組成において、Ｐ元素も本発明の軟磁性非晶質合金に必須の元素である。但し、Ｐ元素の割合が０．０５未満では過冷却液体領域が消滅し、非晶質形成能が低下する。一方、Ｐ元素の割合が０．７を超えると非晶質形成能と飽和磁束密度が低下する。従って、Ｐ元素の割合は、０．０５以上、且つ０．７以下であることが望ましい。【００２２】
また、上記特定の組成において、Ｌ元素は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ合金の非晶質形成能を向上させるための元素である。但し、Ｌ元素の割合が５原子％を超えると飽和磁束密度が低下し、軟磁気特性が低下する。従って、Ｌ元素の占める割合は５原子％以下であることが望ましい。【００２３】
また、上記特定の組成において、Ｌ元素は耐食性を向上させるためにも有効な元素である。但し、Ｌ元素の割合が０．５原子％未満では水アトマイズ後に粉末が変色し外観上好ましくない。一方、５原子％を超えると飽和磁束密度が低下する。従って、Ｌ元素の割合は０．５原子％以上、且つ５原子％以下であることが望ましい。また圧粉磁芯やインダクタなどの環境試験においても耐食性の向上が認められる。【００２４】
また、Ｌ元素のうち、特に、Ｃｒ元素は耐食性を向上させるために極めて有効である。但し、Ｃｒ元素の割合が０．３原子％未満であると水アトマイズ後に粉末が変色し外観上好ましくない。従って、上記Ｌ元素の割合のうちＣｒ元素の割合が０．３原子％以上であることが望ましい。また圧粉磁芯やインダクタなどの環境試験においても耐食性の向上が認められる。【００２５】
また、Ｌ元素はＡｌ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＭｏから選ばれる少なくとも１種類の元素とし、且つＣｒ元素が含まれることとしてもよい。但し、Ｌ元素の割合が１原子％未満であると圧粉磁芯やインダクタなどの環境試験において耐食性の顕著な向上は認められない。一方、Ｌ元素の割合が５原子％を超えると飽和磁束密度が低下する。加えて、当該Ｌ元素の割合のうち、Ｃｒ元素の割合が０．５原子％未満であると圧粉磁芯やインダクタなどの環境試験において耐食性の顕著な向上は認められない。以上より、高い耐食性が要求される場合は、Ａｌ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＭｏから選ばれるＬ元素の割合は１原子％以上、且つ５原子％以下であり、当該割合のうちＣｒ元素の割合が０．５原子％以上であることが望ましい。【００２６】
また、上記特定の組成において、Ｌ元素がＰ元素と複合して添加されることにより高い耐食性を有する非晶質合金を得ることができる。ここで、上述した特定の組成において、Ｐ元素の含有量Ｕ（＝ｚ（１−ａ）（１００−ｂ）：原子％）と、Ｌ元素の含有量ｂとの比Ｕ／ｂが０．４５未満では非晶質形成能及び飽和磁束密度が低下する。一方、Ｕ／ｂが３０を超えると非晶質形成能、Ｈｃ及び耐食性が低下する。従って、Ｕ／bは０．４５以上、且つ３０以下であることが望ましい。【００２７】
なお、Ｃｒ元素及びＮｂ元素は、Ｌ元素の中でも優れた耐食性を得ることができる元素である。特に、Ｃｒ元素は少ない添加量でも合金の飽和磁束密度の低下を抑えつつ耐食性の向上に有効な元素である。但し、Ｃｒ元素の含有量ｂＣｒとＰ元素の含有量Ｕの比Ｕ／ｂＣｒは、０．９以上、且つ３０以下であることが望ましい、また、Ｎｂ元素の含有量ｂＮｂとＰ元素の含有量Ｕの比Ｕ／ｂＮｂは、０．４５以上、且つ２４以下であることが望ましい。【００２８】
また、本実施の形態による軟磁性非晶質合金の飽和磁束密度は１．２Ｔ以上である。一般に、飽和磁束密度を高めることは部品の小型化、大電流化に有用である。ここで、飽和磁束密度を高めるためにはＦｅ含有量を増加させる必要がある。一方で、優れた非晶質形成能及び高耐食性を得るためには、Ｆｅ以外の元素（例えば、Ｓｉ、Ｂ及びＰ）を添加する必要がある。しかし、Ｆｅ以外の元素を添加すると、その分、合金のＦｅ含有量は低下する。加えて、耐食性を高めるためにＣｒ元素等を添加するとＦｅ含有量は更に低下し、飽和磁束密度が１．２Ｔを超えることはない。一方、磁歪、結晶磁気異方性の小さいセンダストやＰＣパーマロイなどの結晶合金でも、やはり飽和磁束密度が１．２Ｔを超えることはない。従って、従来の非晶質合金に比べて、特性の顕著な向上を図るためには、飽和磁束密度は、１．２Ｔ以上であることが望ましい。【００２９】
また、本発明の実施の形態による軟磁性非晶質合金の過冷却液体領域は２０℃以上、８０℃以下である。ここで、ガラス遷移温度をＴｇ、結晶化開始温度をＴｘと規定すると、過冷却液体領域ΔＴｘはΔＴｘ＝Ｔｘ―Ｔｇで表される。一般に、軟磁性非晶質合金をＡｒなどの不活性雰囲気中で昇温すると、まず特定の温度においてガラス遷移現象が発生する。次いで更に高温になると結晶化現象が起こる。過冷却液体領域は非晶質構造の安定化に関係しており、過冷却液体領域が広いほど非晶質形成能は高いことが知られている。但し、ΔＴｘが、２０℃未満であると、非晶質形成能の顕著な向上が見られない。従って、ΔＴｘ≧２０℃であるこが望ましい。【００３０】
また、本発明の軟磁性非晶質合金は非晶質形成能が高く、均一な非晶質構造を有している。そのため、冷却速度の遅い水アトマイズを用いたとしても、非晶質単相の粉末を得ることができる。但し、粉末の平均粒径が１５０μｍを超えると結晶が析出する。従って、非晶質粉末の平均粒径は、１μｍ以上、１５０μｍ以下であることが望ましい。なお、本発明の軟磁性非晶質合金は従来の結晶合金と比較して融点が低いため、合金溶湯の粘性も低下し微細で球状の非晶質粉末の作製が非常に容易になる。一般に、粉末の作製には水アトマイズやガスアトマイズなどが挙げられるが、これらに限定されるものではないことは勿論である。【００３１】
また、本実施の形態による圧粉磁芯は、非晶質粉末と結合材を含む混合物を成形してなるものである。本実施の形態による圧粉磁芯に含まれる非晶質粉末は良好な軟磁気特性を有している。これにより、本実施の形態による圧粉磁芯は、従来の鉄粉、Ｆｅ−Ｓｉ粉、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｒ粉及びセンダスト粉などを用いた種々の圧粉磁芯と比較して、大幅な損失の低減が可能となっている。更に、上述した軟磁性非晶質合金は、電磁軟鉄やパーマロイ、センダスト、珪素鋼板などの結晶材料と比較して比抵抗が高い。このため、当該軟磁性非晶質合金を本発明の圧粉磁芯に適用した場合、渦電流損失を抑えることができ、優れた高周波特性を発揮することができる。また、上述したように、本発明の軟磁性非晶質合金に対してＣｒやＮｂなどのＬ元素を適量添加することにより、軟磁性非晶質合金の耐食性が向上し、表面が平滑な球状粉末を得ることができる。なお、本発明に用いる結合材は粉末間の絶縁も担っている。ここで、混合される結合材の量が少ないと、圧粉磁芯の絶縁抵抗が低くなると共に強度が落ちることとなる。一方、混合される結合材の量が多いと非晶質磁性粉末の含有量が減少し磁気特性が低下する。従って、混合する絶縁材料は全体の１重量％〜５重量％が望ましい。なお、成形性を上げるために潤滑材を利用することとしてもよい。通常成形は冷間成形で行うが、過冷却液体領域近傍かつ結晶化温度以下で熱間成形をすることにより、非晶質粉末が粘性流動を起こすことで、高密度な圧粉磁芯を得ることも可能である。また、これらの圧粉磁芯をコイルの近傍に配置することにより、インダクタとしてもよい。本実施の形態の非晶質粉末の有する良好な軟磁気特性により、渦電流損失を抑えることができるため、効率の高いインダクタを作製することが可能となる。【００３２】
また、本発明の実施の形態による軟磁性非晶質薄帯又薄片の保磁力は０．１Ａ／ｍ以上、２．５Ａ／ｍ以下である。従来のＦｅ基非晶質合金やＦｅ基金属ガラスは３〜５Ａ／ｍの保磁力を有している。これに対し、本実施の形態による軟磁性非晶質合金は、これら従来のＦｅ基非晶質合金やＦｅ基金属ガラスよりも優れた軟磁気特性を示している。本実施の形態による軟磁性非晶質合金は、２０〜３０×１０−６程度の大きい磁歪を有している。そのため、０．１Ａ／ｍ未満の保磁力を得ることは困難である。なお、薄帯又は薄片の作製には単ロール法や双ロール法などを用いることができるが、これらに限定されるものではないことは勿論である。【００３３】
また、本発明の実施の形態による軟磁性非晶質合金を薄帯又は薄片としてもよい。薄帯や薄片は数ｋＨｚ以上の高周波で用いられる場合には渦電流損失抑制のため０．０１〜０．１ｍｍ程度の薄い薄帯、薄片が好ましく、また５０Ｈｚ程度の商用周波数やそれ以下の周波数で用いる場合には積層数の低減や占積率の向上のため渦電流が増加しない範囲で厚い薄帯、薄片が好ましい。但し、薄帯や薄片の厚みが増すと非晶質薄帯表面の冷却速度が遅くなり、非晶質化が困難になる。従って、薄帯又は薄片の厚みは０．１ｍｍ以上、１．０ｍｍ以下であることも可能である。なお、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ合金など市販されている従来材料のＦｅ基非晶質合金は非晶質形成能が低いため、０．０２〜０．０３ｍｍ程度の厚みが作製の限界である。しかし、本実施の形態による軟磁性非晶質合金を用いれば、量産性に優れた単ロール法を利用したとしても厚さ０．１ｍｍ以上の非晶質薄帯を安定して作製することが可能である。また０．０１〜０．１ｍｍの薄い薄帯を製造する場合においても非晶質構造の均質化による磁気特性の向上、結晶化抑制による歩留まりの向上を考慮すると本発明の軟磁性非晶質合金のように高い非晶質形成能を有することが望ましい。【００３４】
また、上述した薄帯又は薄片を用いて巻磁芯又は積層磁芯を作製してもよい。本実施の形態による薄帯又は薄片を用いることにより、損失が低く効率の高い磁芯又は積層磁芯が得られる。【００３５】
また、本発明の実施の形態による非晶質バルク部材は、０．５ｍｍ以上、３．０ｍｍ以下の厚みを有している。従来材料のＦｅ基非晶質は非晶質形成能が低いため、バルク部材の厚みを０．０２〜０．０３ｍｍ程度にするのが作製の限界であった。一方、Ｆｅ基金属ガラスは最大肉厚５ｍｍ程度のバルク材を作製できる。しかし、Ｆｅなどの磁性元素が減少するため飽和磁束密度も大きく低下してしまう（非特許文献７及び非特許文献８を参照）。これに対し、本実施の形態による非晶質バルク部材は、飽和磁束密度と非晶質形成能を両立した軟磁性非晶質合金を用いている。従って、金型鋳造法や射出成形法などにより最大３ｍｍの肉厚を有する非晶質バルク部材が作製可能である。【００３６】
なお、上述の非晶質粉末、圧粉磁芯、インダクタ、薄帯及びバルク部材に対して、内部応力を緩和させるための熱処理を５００℃以下において施すことにより軟磁気特性の向上が期待できる。また、上述した圧粉磁芯やインダクタに対しては、上記熱処理とは別に、混合された結合材を硬化させるための熱処理が必要となる。これらの熱処理によって鉄損、透磁率などの磁気特性、強度、絶縁抵抗などの信頼性が低下する問題が生じる可能性がある。従って、熱処理の温度は粉末の結合材やコイルの被覆樹脂の耐熱性を超えない範囲で行なう必要があり、例えば４５０℃以下が望ましい。【００３７】
以上、説明したように、本実施の形態による軟磁性非晶質合金は比較的遅い冷却速度で冷却しても均一な非晶質構造を有している。更に、ランダム構造により結晶磁気異方性が存在せず、磁壁移動を阻害するピンニングサイトを有しないため、優れた軟磁気特性を有している。従って、非晶質粉末、非晶質薄帯、非晶質薄片及び非晶質バルク部材などを容易に作製することができる。また、当該非晶質粉末を用いた圧粉磁芯及びインダクタ、更に、非晶質薄帯を用いた巻磁芯及び積層磁芯においては、共に損失が低く、高い透磁率を有し、小型で高性能の磁性部品を作製することができる。【００３８】
なお、本実施の形態による軟磁性非晶質合金の製造にあたっては、従来の一般的な高周波加熱装置はもちろん溶解急冷装置、熱処理装置、プレス装置などを利用可能である。ここで、溶解急冷装置としては、溶解した母合金から結晶化することなく非晶質単相を得られるものであればどのようなものでも使用することができる。粉末作製については、例えば、水アトマイズ装置、ガスアトマイズ装置などが適用可能である。薄帯作製については、例えば、単ロール装置、双ロール装置などが適用可能である。バルク材の作製については、例えば、金型鋳造装置や射出成形装置などが適用可能である。また、熱処理工程としては、雰囲気調整が可能で、５００℃近傍まで温度制御が可能な電気炉であれば、どのようなものでも使用することができる。更に、得られた各種形状の軟磁性非晶質合金を加工した圧粉磁芯や、当該圧粉磁芯を用いたインダクタを作製する場合においても、従来の一般的な製造装置を用いることが可能である。【００３９】
なお、粉末や薄帯の結晶構造が『非晶質相』であるか、『結晶相』であるかをＸ線回折法によって評価した。ここで、『非晶質相』とは、Ｘ線回折法により得られたプロファイルがブロードなピークのみを表している相状態をいう。また、『結晶相』とは、Ｘ線回折法により得られたプロファイルが結晶相に起因するピークを有する相状態をいう。ここで、結晶構造の評価に用いる試料としては、組成式｛Ｆｅ０．７６（Ｓｉ０．４Ｂ０．４Ｐ０．２）｝９９Ｎｂ１及び｛Ｆｅ０．７６（Ｓｉ０．２Ｂ０．７Ｐ０．１）０．２４｝９６Ｎｂ４を用いた。夫々の軟磁性非晶質合金を金型鋳造法により直径３ｍｍの鋳造棒材とした。この鋳造棒材をＸ線回折法により評価した。図１に示されるように、ブロードなピークのみ現れている。【００４０】
また、本発明の非晶質粉末、薄帯においては、明瞭な過冷却液体領域が現れるのが特徴である。過冷却液体領域は、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ：Differential Scanning Calorimetry）を用いた熱分析で評価した。熱分析に用いられる試料としては、｛Ｆｅ０．７６（Ｓｉ０．４Ｂ０．４Ｐ０．２）｝９９Ｎｂ１及び｛Ｆｅ０．７６（Ｓｉ０．２Ｂ０．７Ｐ０．１）０．２４｝９６Ｎｂ４で表される非晶質薄帯を用いた。なお、昇温速度は４０℃／分（０．６７℃／秒）とした。図２に示されるように、これらの軟磁性粉末のガラス遷移温度（Ｔｇ）及び結晶化温度（Ｔｘ）から、夫々の過冷却液体領域（ΔＴｘ）を求めた。【００４１】
本発明の圧粉磁芯、インダクタの結合材としては、熱硬化性高分子が用いられ、用途や必要な耐熱性により適宜選択することができる。例えば、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、シリコーン樹脂、ポリアミドイミド及びポリイミドなどが挙げられるが、これらに限定されるものではないことは勿論である。
【実施例】
【００４２】
（実施例１〜２０、比較例１〜８）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ３Ｐ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの原料を秤量し試料を作製した。試料の組成一覧を表１の実施例１〜２０、及び比較例１〜８に示す。作製した試料をアルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置した。次いで、真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理して連続薄帯を作製した。連続薄帯は、厚さ２０μｍ、幅約３ｍｍ、長さ約５ｍを有する。また、母合金を金型鋳造法にて処理し、鋳造棒材を作製した。鋳造棒材は、直径１〜４ｍｍ、長さ５０ｍｍを有する。ここで、鋳造棒材は、図３に示されるような装置で作製した。まず、先端に小孔２を有する石英ノズル３に母合金１を入れた。次に、その石英ノズル３を直径１〜４ｍｍ、長さ５０ｍｍ形状の棒形状の型４を鋳込み空間として設けた銅製金型５の直上に設置した。続いて、高周波発生コイル６により加熱溶融させた石英ノズル３内の母合金１をアルゴンガスの加圧により石英ノズル３の小孔２から噴出し、銅製金型５の棒形状の型４に注入した後に放置して凝固させた。得られた各鋳造棒材の断面についてＸ線回折法を用いて相の判定を行い、「非晶質相」又は「結晶相」を判断した。更に、非晶質単相になる鋳造棒材の臨界直径ｄｍａｘを算出した。ここで、臨界直径ｄｍａｘが大きくなることは遅い冷却速度でも非晶質構造が得られ、更に、高い非晶質形成能を有することを意味している。また非晶質単相である厚さ２０μｍの薄帯について、振動試料型磁力計（ＶＳＭ：Vibrating-Sample Magnetometer）により飽和磁束密度Ｂｓを評価した。加えて、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）により過冷却液体領域ΔＴｘも評価した。本発明の実施例１〜２０、及び比較例１〜８の組成における軟磁性非晶質合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓ、臨界直径ｄｍａｘ及び過冷却液体領域ΔＴｘの測定結果を夫々表１に示す。【００４３】
【表１】
2009037824.tif 000003
【００４４】
表１に示されるように、実施例１〜２０の軟磁性非晶質合金は、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．２０Ｔ以上である。また、Ｆｅ、Ｓｉ及びＢ元素からなる従来の非晶質組成物である比較例８と比べて非晶質形成能が高い。更に、１ｍｍ以上の臨界直径ｄｍａｘを有し、過冷却液体領域ΔＴＸも２０℃以上の値を有している。【００４５】
ここで、表１に掲げられた組成のうち、実施例１〜３、比較例１、２にかかるものは、｛Ｆｅａ（ＳｉｘＢｙＰｚ）１−ａ｝１００−ｂＬｂにおいて、Ｓｉの含有割合であるｘの値を０から０．７まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１から３の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｄｍａｘ≧１ｍｍ、ΔＴｘ≧２０℃のすべての条件を満たしている。しかし、ｘ＝０、０．７である比較例１、２の場合は非晶質形成能が低下している。更に、比較例２の場合は過冷却液体領域ΔＴｘも２０℃未満となり、上掲の条件を満たしていない。従って、０．０５≦ｘ≦０．６の範囲が本発明におけるパラメータｘの条件範囲となる。【００４６】
表１に掲げられた組成のうち、実施例４〜６、比較例３、４にかかるものは、｛Ｆｅａ（ＳｉｘＢｙＰｚ）１−ａ｝１００−ｂＬｂにおいて、Ｂの含有割合であるｙの値を０から０．９まで変化させた場合に相当する。このうち実施例４から６の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｄｍａｘ≧１ｍｍ、ΔＴｘ≧２０℃のすべての条件を満たしている。しかし、ｙ＝０、０．９である比較例３、４の場合は非晶質形成能が低下し、さらに過冷却液体領域ΔＴｘも２０℃未満となり、上掲の条件を満たしていない。従って、０．１≦ｙ≦０．８５の範囲が本発明におけるパラメータｙの条件範囲となる。【００４７】
表１に掲げられた組成のうち、実施例７〜９、比較例５、６にかかるものは、｛Ｆｅａ（ＳｉｘＢｙＰｚ）１−ａ｝１００−ｂＬｂにおいて、Ｐの含有割合であるｚの値を０から０．８まで変化させた場合に相当する。このうち実施例７から９の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｄｍａｘ≧１ｍｍ、ΔＴｘ≧２０℃のすべての条件を満たしている。しかし、ｚ＝０、０．８である比較例５、６の場合は非晶質形成能が低下している。更に、比較例５の場合は過冷却液体領域ΔＴｘも２０℃未満となり、上掲の条件を満たしていない。従って、０．０５≦ｚ≦０．７５の範囲が本発明におけるパラメータｚの条件範囲となる。【００４８】
表１に掲げられた組成のうち、実施例１０〜２０、比較例７にかかるものは、｛Ｆｅａ（ＳｉｘＢｙＰｚ）１−ａ｝１００−ｂＬｂにおいて、Ｌの含有量であるｂの値を０．５から６原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１０から２０の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｄｍａｘ≧１ｍｍ、ΔＴｘ≧２０℃のすべての条件を満たしている。しかし、ｂ＝６原子％である比較例7の場合は飽和磁束密度Ｂｓが低下し、上掲の条件を満たしていない。従って、ｂ≦５原子％の範囲が本発明におけるパラメータｂの条件範囲となる。【００４９】
（実施例２１〜３４、比較例９、１０）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ３Ｐ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの原料を秤量し試料を作製した。試料の組成一覧を表２の実施例２１〜３４、及び比較例９、１０に示す。次に、実施例１〜２０、比較例１〜８と同様の方法で、母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理することにより連続薄帯を作製した。連続薄帯は、幅約１０ｍｍ、厚さ３０μｍ、長さ約２ｍを有する。次に、これらの薄帯表面についてＸ線回折により相の判定を行い、非晶質相であることを確認できた薄帯については、更に振動試料型磁力計（ＶＳＭ）により飽和磁束密度Ｂｓの評価を行った。続いて、薄帯の恒温高湿試験を行った。詳しくは、長さ３０ｍｍに切断した薄帯を６０℃−９５％ＲＨの条件にて、２４時間後及び１００時間後における薄帯表面の腐食の有無を評価した。本発明の実施例２１〜３４、及び比較例９、１０の組成における軟磁性非晶質合金組成物の恒温高湿試験および飽和磁束密度Ｂｓの評価結果をそれぞれ表２に示す。【００５０】
【表２】
2009037824.tif 000004
【００５１】
表２に示されるように、実施例２１〜３４の軟磁性非晶質合金の飽和磁束密度Ｂｓは１．２０Ｔ以上である。特に、実施例２２〜２５、実施例２７〜３４の軟磁性非晶質合金は、恒温高湿試験においていずれも耐食性の向上が認められた。【００５２】
ここで、表２に掲げられた組成のうち、実施例２１〜２５、比較例９にかかるものは、｛Ｆｅａ（ＳｉＸＢｙＰｚ）１−ａ｝１００−ｂＬｂにおいてＬ元素を０.３から６．０原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例２１〜２５の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔの条件を満たしている。特に、実施例２２〜２５の場合は、耐食性の向上も認められる。しかし、ｂ＝６である比較例９の場合は、飽和磁束密度が低い。更に、ｂ＝０、０．３である比較例１０及び実施例２１の場合は耐食性の向上が認められない。従って、耐食性を向上させる場合、パラメータｂの範囲は０．５≦ｂ≦５．０であることが望ましい。さらに実施例２３〜２５の場合は２４時間後の薄帯表面状態においても腐食がなく、さらに高い耐食性が認められる。従って、高い耐食性が要求される場合、パラメータｂの範囲は１．０≦ｂ≦５．０であることが望ましい。【００５３】
表２に掲げられた組成のうち、実施例２６〜３４にかかるものは、｛Ｆｅａ（ＳｉＸＢｙＰｚ）１−ａ｝１００−ｂＬｂにおいてＬ元素のうちＣｒの含有量を０から５．０原子％まで変化させた場合に相当する。実施例２６〜３４の場合はＢｓ≧１．２０Ｔの条件を満たしている。特に、実施例２７〜３４の場合は、耐食性の向上も認められる。従って、Ｌ元素のうちＣｒ元素の割合は、０．３原子％以上、５．０原子％以下であることが望ましい。更に、実施例２８〜３４の場合は２４時間後の薄帯表面状態においても腐食がなく、さらに高い耐食性が認められる。従って、高い耐食性が要求される場合、Ｌ元素のうちＣｒ元素の割合は０．５原子％以上、５．０原子％以下であることが望ましい。【００５４】
（実施例３５）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ３Ｐ及びＮｂの原料を秤量し、試料を作製した。試料の組成は｛Ｆｅ０．７６（ＳｉｘＢｙＰｚ）０．２４｝９８Ｎｂ２を満たしている。但し、ｘ、ｙ、ｚの値は、図４に示されるような値に調整した。また、比較例としてＦｅ７８Ｓｉ９Ｂ１３合金組成となるように秤量し、試料を作製した。次に、実施例１〜２０、比較例１〜８と同様の方法で、夫々の母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理することにより、連続薄帯を作製した。連続薄帯は、幅約５ｍｍ、厚さ２０μｍ、長さ約２０ｍを有する。更に、この薄帯を内径１４ｍｍ、外径２０ｍｍの巻磁芯とした。このうち、過冷却液体領域を有する巻磁芯については、ガラス遷移温度より３０℃低い温度で５分間の熱処理を行なった。一方、過冷却液体領域を有しない巻磁芯については、Ａｒ雰囲気中で４００℃、６０分間の熱処理を行った。これらの巻磁芯に熱処理を施した後、直流ＢＨトレーサーを用い保磁力Ｈｃの測定を行った。図４に示されるように本発明の範囲内の組成では２．５Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有し、極めて良好な特性であることが分かる。一方、比較材料であるＦｅ７８Ｓｉ９Ｂ１３合金の保磁力Ｈｃは１０Ａ／ｍであった。【００５５】
（実施例３６〜６６、比較例１１〜１７）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ3Ｐ、Ｎｂ及びＣｒの原料を秤量し試料を作製した。試料の組成一覧を表３の実施例３６〜６６、及び比較例１１〜１７示す。作製した試料を用いて、実施例１〜２０、比較例１〜８と同様の方法で、母合金を作製した。続いて、この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ幅約３ｍｍ、長さ約５ｍの連続薄帯を作製した。ここで、母合金を急冷している間であって、薄帯の冷却速度が最も遅くなるときに、銅ロールと接触していない薄帯の面をＸ線回折法で評価した。当該評価に基づいて、それぞれの薄帯について臨界厚さｔｍａｘを測定した。臨界厚さｔｍａｘが大きくなることは遅い冷却速度でも非晶質構造が得られ、高い非晶質形成能を有することを意味している。【００５６】
更に、この母合金を単ロール液体急冷法にて処理することにより、連続薄帯を作製した。連続薄帯は、幅約５ｍｍ、厚さ２０μｍ、長さ約２０ｍを有している。次に、この連続薄帯を用いて、実施例３５と同様の方法で、巻磁芯を作製した。続いて、熱処理を行い、保磁力Ｈｃの測定を行った。また振動試料型磁力計（ＶＳＭ）により飽和磁束密度Ｂｓを評価した。【００５７】
またこの母合金を単ロール液体急冷法にて処理することにより、連続薄帯を作製した。連続薄帯は、幅約１０ｍｍ、厚さ３０μｍ、長さ約２ｍを有している。続いて、長さ３０ｍｍに切断した薄帯について恒温高湿試験を行った。詳しくは、６０℃−９５％ＲＨの条件にて、２４時間後における薄帯表面の腐食の有無を評価した。本発明の実施例３６〜６６、及び比較例１１〜１７の組成における軟磁性非晶質合金組成物の保磁力Ｈｃ、臨界厚さｔｍａｘおよび飽和磁束密度Ｂｓの測定結果をそれぞれ表３に示す。【００５８】
【表３】
2009037824.tif 000005
【００５９】
表３に示されるように、実施例３６〜６６の軟磁性非晶質合金は、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．２０Ｔ以上であった。Ｆｅ、Ｓｉ及びＢ元素からなる従来の非晶質組成物である比較例１７と比べて非晶質形成能が高く、４０μｍ以上の臨界厚さｔｍａｘと２．５Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有し、さらに恒温高湿試験においていずれも耐食性の向上が認められる。【００６０】
表３に掲げられた組成のうち、実施例３６〜６０、比較例１１〜１５にかかるものは、｛Ｆｅａ（ＳｉｘＢｙＰｚ）１−ａ｝１００−ｂＬｂにおいて、Ｆｅの含有割合であるａの値を０．６８８から０．８２９まで変化させた場合に相当する。このうち実施例３６乃至６０は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｔｍａｘ≧４０μｍ、Ｈｃ≦２．５Ａ／ｍ、耐食性向上のすべての条件を満たしている。しかし、ａ＝０．６８８である比較例１２の場合は飽和磁束密度Ｂｓが低下している。またａ＝０．８２９である比較例１３の場合は非晶質形成能が低下し、保磁力Ｈｃも２．５Ａ／ｍを超え、さらに耐食性の向上が認められず、上掲の条件を満たしていない。従って、０．７≦ａ≦０．８２の範囲が本発明におけるパラメータａの条件範囲となる。【００６１】
また表３に掲げられた組成のうち、実施例６１〜６６、比較例１６にかかるものは、｛Ｆｅａ（ＳｉｘＢｙＰｚ）１−ａ｝１００−ｂＬｂにおいて、ＦｅのうちＣｏ、Ｎｉの含有割合を０から６５％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例６１〜６６の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｔｍａｘ≧４０μｍ、Ｈｃ≦２．５Ａ／ｍ、耐食性向上のすべての条件を満たしている。Ｃｏ、Ｎｉの含有割合が６５％である比較例１６の場合は飽和磁束密度Ｂｓが低下し、上掲の条件を満たしていない。従って、０から５０％の範囲が本発明におけるＦｅのうちＣｏ、Ｎｉの含有量の条件範囲となる。【００６２】
また、上記表１乃至表３に示された実施例１乃至実施例６６にかかるものは、Ｐ元素の含有量に注意しながらＬ元素の含有量を調節して作製したものである。ここで、上記組成式において、Ｐ元素の含有量をＵ＝ｚ（１−ａ）（１００−ｂ）と定義する。表１乃至表３に示されるように実施例１乃至実施例６６は、Ｕ／ｂを０．４５から３０まで変化させた場合に相当し、いずれの実施例においても、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、Ｈｃ≦２．５Ａ／ｍ、耐食性向上の条件を満たしている。従って、０．４５から３０の範囲が本発明におけるＵ／ｂの条件範囲となる。【００６３】
なお、Ｌ元素としてＣｒを添加する場合において、表２及び表３に示されるようにＣｒ元素の全体に対する含有量をｂＣｒとすると、Ｕ／ｂＣｒが０．９から３０であることが望ましい。また、Ｌ元素としてＮｂを添加する場合において、表１及び表２に示されるようにＮｂ元素の全体に対する含有量をｂＮｂとすると、Ｐ／ｂＮｂが０．４５から２４であることが望ましい。これにより、更に優れた耐食性備える非晶質合金を得ることができる。【００６４】
（実施例６７〜７１、比較例１８、１９）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ３Ｐ、Ｎｂ及びＣｒの原料を秤量し試料を作製した。試料の組成一覧を表４の実施例６７〜７１、及び比較例１８、１９に示す。次に、実施例１〜２０、比較例１〜８と同様の方法で、母合金を作製した。この母合金を水アトマイズ法にて処理し、軟磁性粉末を作製した。平均粒径が１０μｍの粉末についてＸ線回折により相の判定を行った。「非晶質相」と判断した粉末について振動試料型磁力計（ＶＳＭ：Vibrating-Sample
Magnetometer）により飽和磁束密度Ｂｓを評価した。更に、アトマイズ後の粉末の表面状態を観察した。本発明の実施例６７〜７１、及び比較例１８、１９の組成における粉末のＸ線回折結果、飽和磁束密度Ｂｓの測定結果及び、水アトマイズ粉末の表面状態の観察結果をそれぞれ表４に示す。【００６５】
【表４】
2009037824.tif 000006
【００６６】
表４に示されるように、実施例６７〜７１においては、いずれも非晶質単相の粉末で容易に作製することが可能である。また、夫々の粉末は、飽和磁束密度Ｂｓ≧１．２０Ｔ、鉄損Ｐｃｖ≦４９００ｍＷ／ｃｃを満たしており、耐食性の向上も認められる。一方、Ｌ元素を含まない比較例１７の場合、水アトマイズ後の粉末は変色していた。ここで、表面状態の変色は腐食を意味している。従って、比較例１８は耐食性が劣っていることがわかる。また、Ｆｅ、Ｓｉ及びＢ元素からなる従来の非晶質組成物である比較例１９については、非晶質の粉末を得ることができず、水アトマイズ後の粉末は腐食しており、耐食性が劣っている。【００６７】
（実施例７２〜７８、比較例２０〜２２）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ３Ｐ、Ｎｂ及びＣｒの原料を秤量し試料を作製した。試料の組成一覧を表５の実施例７２〜７８、及び比較例２０〜２２に示す。次に、実施例１〜２０、比較例１〜８と同様の方法で、夫々の母合金を作製した。この母合金を水アトマイズ法にて処理した。続いて、分級を行い、平均粒径１〜２３０μｍの非晶質軟磁性粉末を作製した。この粉末についてＸ線回折法を用いて測定を行い非晶質相であることを確認した。続いて、この粉末をバインダーとしてシリコーン樹脂の溶液を加え、均一になるまで混合混練しながら造粒を行った。続いて、乾燥によって溶媒を除き、造粒原料粉末を得た。ここで軟磁性粉末とシリコーン樹脂の固形分との比率は重量比で、１００／５とした。その後、外径１８ｍｍ、内径１２ｍｍ、高さ３ｍｍになるように８００ＭＰａの圧力で圧粉磁芯を成形した。作製された成型体の夫々に対しては、バインダーとしてのシリコーン樹脂を硬化させるために熱処理を施した。その後、更に実施例７２〜７６については４５０℃で６０分間熱処理を行なった。一方、実施例７７、７８については４００℃で６０分間の熱処理を行なった。また、従来材料として、上記と同様の方法で作製されたＦｅ粉末及び組成式Ｆｅ−３Ｓｉ−８Ｃｒ(重量％)で表される粉末についても、同様の条件で成形を行なった。夫々を比較例２０及び比較例２１とした。さらに上記各試料に巻線を施した後、交流ＢＨアナライザーにより鉄損の測定も行った。本発明の実施例７２〜７８、及び比較例２０〜２２の組成における非晶質粉末のＸ線回折結果および、鉄損PＣＶの測定結果をそれぞれ表５に示す。【００６８】
【表５】
2009037824.tif 000007
【００６９】
表５に示されるように、実施例７２〜７８の軟磁性非晶質合金は、非晶質単相であり、いずれも従来の磁芯材料である比較例２１のＦｅや比較例２２のＦｅ−３Ｓｉ−８Ｃｒ(重量％)と比較して鉄損ＰＣＶが低い（≦４９００ｍＷ／ｃｃ）値を有している。【００７０】
表５に掲げられた組成のうち、実施例７２〜７６、比較例２０は、圧粉磁芯に用いる軟磁性粉末の平均粒径を１μｍから２３０μｍまで変化させた場合に相当する。このうち実施例７２〜７６の場合は、非晶質単相、ＰＣＶ≦４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしている。しかし、平均粒径が２３０μｍである比較例２０の場合は非晶質単相の粉末を得ることができず、上掲の条件を満たしていない。従って、粉末の平均粒径は１μｍ以上、且つ１５０μｍ以下の範囲が本発明における軟磁性粉末の平均粒径の条件範囲となる。【００７１】
（実施例７９、８０、比較例２３）
次に、インダクタの実施例について説明する。このインダクタは、上述した圧粉磁芯をコイル近傍に配置したものである。より詳しくは、図５（ａ）及び（ｂ）に示されるように、圧粉磁芯内部にコイルが内蔵された、一体成形型のインダクタである。当該インダクタは、３ターンのコイル８を圧粉磁芯７中に埋設し、表面実装用端子９をそれぞれ露出させた構成としている。なお、図において、圧粉磁芯７の輪郭は二点鎖線で示されている。Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ３Ｐ、Ｎｂ及びＣｒの原料を秤量し試料を作製した。試料の組成は、実施例７４及び実施例７７と同一の組成とした。次に、実施例１〜２０、比較例１〜８と同様の方法で、夫々の母合金を作製した。この母合金を水アトマイズ法にて処理し、平均粒径１０μｍの非晶質軟磁性粉末を作製した。この粉末についてＸ線回折法を用いて測定を行い非晶質相であることを確認した。続いて、実施例７２〜７８、比較例２０〜２２と同様の方法で、造粒を行い、造粒原料粉末を得た。なお、ここで用いたコイル８は、断面形状が２．０×０．６ｍｍで、表面に厚さが２０μｍのポリアミドイミドからなる絶縁層を有する平角導体を、エッジワイズ巻きにしたものであり、巻数は３．５ターンである。このコイル８を予め金型内に配置した状態で、金型のキャビティに前記の原料粉末を充填し、８００ＭＰａ近傍の圧力で同一のＬ（＝０．５５μＨ）になるように成形を行った。次に、成形体を金型から抜き出して、バインダーの硬化処理を行い、コイル端末の成形体外部に延在する部分にフォーミング加工を施し、表面実装用端子９とした後、実施例７９については４５０℃×１５分間の熱処理を行なった。一方、実施例８０については４００℃×１５分間の熱処理を行なった。また、従来材料として、上記と同様の方法で作製された比較例２２と同一の組成を有する粉末についても、同様の条件で成形を行った。このようにして得られたインダクタ１０の実装効率を測定した。【００７２】
図６に実施例７９、８０、比較例２３の組成を有するインダクタの実装効率を示す。なお、図６においては、実施例７９の組成を有するインダクタは太実線で表され、実施例８０の組成を有するインダクタは細実線で表され、比較例２３の組成を有するインダクタは破線（比較例）で表されている。なお、本実施例においては、実施例及び比較例共にＬ＝０．５５μＨとなるように成型圧力を調整した。図６から明らかなように、本実施例のインダクタは、比較例よりも優れた特性を示している。この結果から、本発明は、重要な電子部品であるインダクタの特性向上、ひいては小型軽量化に資するところが非常に大きいことがわかる。加えて、特に実装効率の向上は、省エネルギーについての寄与が大きいと言えるもので、環境問題への配慮という観点からも有用である。【００７３】
（実施例８１、比較例２４、２５）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ3Ｐ、Ｎｂ及びＣｒの原料を秤量し試料を作製した。試料の組成一覧を表６の実施例８１、及び比較例２４、２５に示す。次に、実施例１〜２０、比較例１〜８と同様の方法で、夫々の母合金を作製した。この母合金を金型鋳造法により処理し、鋳造円盤状板材を作製した。鋳造円盤状板材は、直径８ｍｍ、厚み０．５ｍｍを有する。図７に示されるように、所定の成分組成を有する母合金１１を先端に小孔１２を有する石英ノズル１３に挿入した。石英ノズル１２を直径８ｍｍ、厚み０．５ｍｍの円盤形状の型１４を鋳込み空間として設けた銅製金型１５の直上に設置した。続いて、高周波発生コイル１６により加熱溶融させた石英ノズル１３内の母合金１１をアルゴンガスの加圧により石英ノズル１３の小孔１２から噴出させ、銅製金型１５の円盤形状の型１４に注入してそのまま放置して凝固させた。得られた各板材の表面をＸ線回折により相の判定を行った。「非晶質相」を確認した板材について研削加工により板材中心に５ｍｍの穴を開けることにより、トロイダル形状にした。次に各試料４５０℃×６０分間の熱処理を行った。更に、巻線を施した後、直流ＢＨアナライザーにより最大透磁率μｍの測定を行った。本発明の実施例８１、比較例２４、２５におけるＸ線回折結果と、夫々の最大透磁率μｍaxの測定結果を表６に示す。【００７４】
【表６】
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【００７５】
表６に示されるように、実施例８１の軟磁性非晶質合金は、非晶質単相であり、従来の磁性材料である比較例２４と比較して高い最大透磁率μｍを有している。一方、Ｆｅ、Ｓｉ及びＢ元素からなる従来の非晶質組成物である比較例２５においては、非晶質形成能が低く、非晶質単相の円盤状板材を得ることができなかった。【００７６】
以上、実施例を用いて説明したように、本発明の軟磁性非晶質合金の組成を選択することにより、非晶質形成能および軟磁気特性に優れた安価な合金が得られる。更に、本発明の軟磁性非晶質合金の非晶質粉末およびその粉末を用いた圧粉磁芯、非晶質薄帯、非晶質薄片及び非晶質バルク部材など優れた磁性部材を得ることができる。なお、本発明は、前記の実施の形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲の設計変更があっても、本発明に含まれる。即ち、当業者であれば成し得るであろう各種変形、修正が本発明に含まれることは勿論である。
【図１】
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【図２】
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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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【国際調査報告】
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