JP2004022814A - Magnetic element, inductor and transformer - Google Patents
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Abstract
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気素子及びトランス及びインダクタに関するものであり、特に、軟磁性合金からなる圧粉磁心にコイル部を埋め込むことにより占積率を向上させた磁気素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】
スイッチング電源用トランスや平滑チョーク等の高周波まで一定の透磁率が必要とされる磁気素子用の磁心として、フェライト、パーマロイ合金、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金等の粉末と絶縁材を混合して成形した圧粉磁心が提案されている。
図１０に、従来の圧粉磁心の一例を示す。図１０に示す圧粉磁心２００は、いわゆるＥ型コアと呼ばれる２組の半コア２０１、２０２を接合してなるものであり、図示略の巻線が巻回される巻線部２０３と、巻線から生じた磁束が流れる磁路を構成する環状のヨーク部２０４とから構成されている。ヨーク部２０４と巻線部２０３の間に巻線穴２０５が形成され、この巻線穴２０５を通して巻線部２０３に巻線を装着できるようになっている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、従来の圧粉磁心においては、巻線がヨーク部２０４近傍を除いて外部に露出しているため、巻線から生じた磁界が外部に漏洩するするといった問題があった。磁界の漏洩は、インダクタンスＬや品質係数（Ｑ値）の低下につながり、磁気素子の特性が低下する場合があった。
【０００４】
そこでインダクタンスＬや品質係数（Ｑ値）の低下を防止すべく、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金の粉末とシリコーンレジンとコイルとを一体成形し、コイル全体を圧粉磁心内に埋め込んだ磁気素子が提案されている。
しかし、シリコーンレジンは一般に熱的安定性に劣るため、５００℃以下の温度で熱処理する必要があり、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金の応力を完全に緩和することが困難であった。
即ち、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金の応力緩和に必要な熱処理温度は８００℃以上であるが、ここまで温度を上げて熱処理するとシリコーンレジンが熱分解して圧粉磁心を一定の形状に保持させておくことが困難となる。従って、やむを得ず５００℃以下の温度で熱処理することになるが、この場合の圧粉磁心の１ＭＨｚにおける透磁率は４０〜５０程度と低く、このためインダクタンス及び品質係数（Ｑ値）が低くなり、磁気素子の高性能化が依然として困難な状況であった。
【０００５】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、インダクタンス及び品質係数（Ｑ値）に優れた磁気素子を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するために、本発明は以下の構成を採用した。
本発明の磁気素子は、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ただしＴｘは結晶化開始温度を示し、Ｔｇはガラス遷移温度を示す）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが２０Ｋ以上の非晶質相を主相とする組織からなる下記の組成式で表される軟磁性合金粉末と、絶縁層により被覆されたコイル部を有する１または２以上の導体とが一体成形されることにより、前記軟磁性合金粉末からなる圧粉磁心に前記コイル部が埋め込まれ、かつ前記コイル部において相互に重ねられた前記導体が前記絶縁層を介して相互に接触していることを特徴とする。
Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔＡｌｘＰｙＣｚＢｗＸｔ
ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種以上の元素であり、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔは、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦（１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ＋ｚ＋ｗ）≦３０原子％である。
【０００７】
また、本発明の磁気素子は、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ただしＴｘは結晶化開始温度を示し、Ｔｇはガラス遷移温度を示す）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが２０Ｋ以上の非晶質相を主相とする組織からなる下記の組成式で表される軟磁性合金粉末と、絶縁層により被覆されたコイル部を有する１または２以上の導体とが一体成形されることにより、前記軟磁性合金粉末からなる圧粉磁心に前記コイル部が埋め込まれ、かつ前記コイル部において相互に重ねられた前記導体が前記絶縁層を介して相互に接触していることを特徴とする。
（Ｆｅ１−ａＴａ）１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔＡｌｘＰｙＣｚＢｗＸｔ
ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種の元素であり、ＴはＣｏ、Ｎｉより選ばれる１種または２種の元素であり、組成比を示すａ、ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ａ≦０．１５、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦（１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ＋ｚ＋ｗ）≦３０原子％である。
【０００８】
また本発明の磁気素子は、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ただしＴｘは結晶化開始温度を示し、Ｔｇはガラス遷移温度を示す）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが２０Ｋ以上の非晶質相を主相とする組織からなる下記の組成式で表される軟磁性合金粉末と、絶縁層により被覆されたコイル部を有する１または２以上の導体とが一体成形されることにより、前記軟磁性合金粉末からなる圧粉磁心に前記コイル部が埋め込まれ、かつ前記コイル部において相互に重ねられた前記導体が前記絶縁層を介して相互に接触していることを特徴とする。
Ｆｅ１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔＡｌｘ（Ｐ１−ｂＳｉｂ）ｖＣｚＢｗＸｔ
ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種の元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦（１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ＋ｚ＋ｗ）≦３０原子％である。
【０００９】
また、本発明の磁気素子は、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ただしＴｘは結晶化開始温度を示し、Ｔｇはガラス遷移温度を示す）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが２０Ｋ以上の非晶質相を主相とする組織からなる下記の組成式で表される軟磁性合金粉末と、絶縁層により被覆されたコイル部を有する１または２以上の導体とが一体成形されることにより、前記軟磁性合金粉末からなる圧粉磁心に前記コイル部が埋め込まれ、かつ前記コイル部において相互に重ねられた前記導体が前記絶縁層を介して相互に接触していることを特徴とする。
（Ｆｅ１−ａＴａ）１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔＡｌｘ（Ｐ１−ｂＳｉｂ）ｖＣｚＢｗＸｔ
ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種の元素であり、ＴはＣｏ、Ｎｉより選ばれる１種または２種の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦（１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ＋ｚ＋ｗ）≦３０原子％である。
【００１０】
係る磁気素子によれば、軟磁気特性に優れた上記の軟磁性合金粉末からなる圧粉磁心を備え、しかもこの圧粉磁心にコイル部が埋め込まれており、コイル部全体を軟磁性合金が囲む状態になるので、圧粉磁心の磁路断面積を向上させることができ、これによりインダクタンス及び品質係数を向上させることが可能になる。
【００１１】
尚、コイル部は、線状若しくはテープ状の導体を螺旋状に巻回することにより構成しても良いし、テープ状の導体を渦巻き状に巻回して構成しても良い。
【００１２】
また、本発明の磁気素子は、先に記載の磁気素子であり、前記軟磁性合金粉末と前記導体とが一体成形された後にキュリー点以上の温度であってかつ結晶化温度以下の温度で熱処理されてなることを特徴とする。
【００１３】
係る磁気素子によれば、軟磁性合金粉末と導体とが一体成形された後に熱処理されるので、成形時に軟磁性合金粉末に加えられた応力を緩和させることができ、これにより圧粉磁心の軟磁気特性を向上させてインダクタンス及び品質係数を高めることができる。
また、上記圧粉磁心を構成する軟磁性合金は、キュリー点以上の温度であってかつ結晶化温度以下の温度で十分に応力緩和できるので、従来のＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金のように応力緩和が不十分になるおそれがなく、軟磁性合金の有する磁気特性を最大限に発揮させることができる。
【００１４】
次に本発明のインダクタは、先のいずれかに記載の磁気素子を具備してなり、前記１の導体のコイル部が前記圧粉磁心に埋め込まれてなることを特徴とする。また本発明のトランスは、先のいずれかに記載の磁気素子を具備してなり、前記２以上の導体のコイル部が前記圧粉磁心に埋め込まれてなることを特徴とする。
【００１５】
係るインダクタ及びトランスによれば、上記の磁気素子を具備してなるので、インダクタンス及び品質係数に優れたインダクタンス及びトランスを構成できる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
（第１の実施形態）
以下、本発明の第１の実施形態を図面を参照して説明する。
図１には本発明の第１の実施形態の磁気素子であるインダクタを示す。本実施形態のインダクタ（磁気素子）２１は、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ただしＴｘは結晶化開始温度を示し、Ｔｇはガラス遷移温度を示す）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが２０Ｋ以上の非晶質相を主相とする組織からなる軟磁性合金粉末と、絶縁層により被覆されたコイル部２３ｃを有する１の導体２３とが一体成形されることにより、軟磁性合金粉末からなる圧粉磁心２２にコイル部２３ｃが埋め込まれ、かつコイル部２３ｃにおいて相互に重ねられた導体２３、２３が絶縁層を介して相互に接触しているものである。
【００１７】
圧粉磁心２２は、上記の軟磁性合金粉末と、シリコーン樹脂等からなる結着剤とが混合されてなるものである。また圧粉磁心２２には、ステアリン酸塩からなる潤滑剤が添加されていてもよく、更にシランカップリング剤が添加されていてもよい。
【００１８】
圧粉磁心２２は、軟磁性合金粉末が結着剤によって結着されてなり、組織中に軟磁性合金粉末が残存した状態となっており、軟磁性合金粉末が溶解して均一な組織を構成しているものではない。また、軟磁性合金粉末は、粉末を構成する個々の粒子が結着剤によって絶縁されているため、圧粉磁心２２自体の比抵抗が大きくなり、高周波領域における透磁率を高めることができる。
【００１９】
軟磁性合金粉末は、過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが２０Ｋ以上の金属ガラス合金であり、非晶質相を主相とする組織からなるものであって、後に述べる組成式で表され、高い透磁率と高い飽和磁化を示すとともに、低保磁力かつ低鉄損な合金である。またこの金属ガラス合金は非晶質相を主相とする合金であり、結晶化開始温度Ｔｘが６００℃（８７３Ｋ）程度であるため、Ｔｘ以下の温度で熱処理することにより、内部応力が緩和されて磁気特性が向上する。従って、約５００℃以下の温度で熱処理が可能なシリコーン樹脂を用いることができ、更に結晶質相を析出させることなく金属ガラス合金粉末の応力を緩和させることができ、高いインダクタンスを有する磁気素子を構成できる。
【００２０】
尚、軟磁性合金粉末の過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが２０Ｋ未満であると、非晶質形成能が低下して結晶質相が析出しやすくなり、軟磁性合金粉末とシリコーン樹脂とを固化成形した後に行う熱処理時に、結晶化させずに十分に内部応力を緩和させることが困難になる。ΔＴｘが２０Ｋ以上であれば、熱処理温度が低くても十分に応力緩和を行うことができ、圧粉磁心２２の磁気特性を向上させることができる。
【００２１】
また図１に示すように、導体２３は例えば銅線等の線材からなり、その一部が螺旋状に巻回されてコイル部２３ｃとされ、更にコイル部２３ｃから引出された導体によって端子部２３ａ、２３ｂが形成されている。コイル部２３ｃは圧粉磁心２２の内部に埋め込まれ、端子部２３ａ、２３ｂは圧粉磁心２２の一面から突き出されている。
図１の圧粉磁心２２の断面Ａに示すように、コイル部２３ｃにおいて螺旋状に重ねられた導体２３、２３の間には圧粉磁心２２の構成材料である軟磁性合金が回り込んで導体２３と密着しており、圧粉磁心２２とコイル部２３ｃの間に空隙が全く存在しない状態になっている。また図には現れていないが、コイル部２３ｃにおいて重ねられた導体同士２３の一部が絶縁層を介して接触している。更に導体２３の表面には例えばポリイミド等の絶縁層が形成されていて、この絶縁層によって導体２３と圧粉磁心２２、及び導体同士２３…が絶縁されている。
【００２２】
このように、コイル部２３ｃを構成する導体２３の周囲を軟磁性合金が取り囲むため、コイル部２３ｃに対する圧粉磁心２２の磁路断面積が向上する。また圧粉磁心２２と導体２３の間にギャップ等が一切存在しないため、コイル部２３ｃから発した磁界が空間に漏れることなく圧粉磁心２２に印加される。このため本実施形態のインダクタ２１は、優れたインダクタンス及び品質係数（Ｑ値）を発現させることができる。
【００２３】
また、コイル部２３ｃにおいて、導体２３、２３が螺旋状に重なって絶縁層を介して一部接触しているので、コイル部２３ｃ全体の厚みを薄くすることができ、これによりインダクタ２１を小型にすることができる。
【００２４】
またステアリン酸塩からなる潤滑剤は、軟磁性合金粉末の潤滑性を高める機能があり、軟磁性合金粉末とシリコーン樹脂を混合して成形する際に、軟磁性合金粉末同士が相互に滑りやすくなって粉末が密に充填されて圧粉磁心２２の相対密度が向上する。これにより、圧粉磁心２２の透磁率が高くなるとともに鉄損が低下する。尚、ステアリン酸塩の具体例としては、ステアリン酸アルミニウム、亜鉛等を例示できる。
【００２５】
また、シランカップリング剤は一般に、珪素原子に直接に結合したメトキシ基あるいはエトキシ基等と、珪素原子にメチレン鎖を介して結合した官能基を具備してなり、この官能基が金属と結合し、先のメトキシ基あるいはエトキシ基等が有機物と結合することにより、金属と有機物とを強固に結合させるものである。本発明の場合、シランカップリング剤によって軟磁性合金粉末とシリコーン樹脂を結合する。従って、前述の官能基としては、軟磁性合金との結合性が良好な官能基を選択することが好ましく、例えば、アミノ基、ビニル基、メチル基のうちのいずれか１種であることが好ましい。
シランカップリング剤により軟磁性合金粉末とシリコーン樹脂を強固に結合させるので、軟磁性合金粉末の表面にシリコーン樹脂がまんべんなく被覆されることになり、軟磁性合金粉末同士の絶縁性を高くすることができ、圧粉磁心２２の比抵抗を高めて渦電流発生を防止して透磁率を向上できる。また、シリコーン樹脂の添加量を可能な範囲で低減させることができ、これにより軟磁性合金粉末同士が接近して見かけ上の反磁界を低減でき、圧粉磁心２２の透磁率を高くすることができる。
【００２６】
シリコーン樹脂等の結着剤の添加量は、圧粉磁心に対して０．０５質量％以上５質量％以下の範囲が好ましく、０．１質量％以上３質量％以下の範囲がより好ましい。添加量が０．０５質量％未満では、軟磁性合金粉末を完全に絶縁することができなくなって渦電流損失が増大し、透磁率が低下するので好ましくない。また、添加量が５質量％を越えると、軟磁性合金粉末の表面に厚く結着剤が付着し、合金粉末同士の間隔が広がって反磁界の影響が強まり、透磁率が低下するので好ましくない。
【００２７】
また、ステアリン酸塩の添加量は、圧粉磁心に対して０．１質量％以上５質量％以下の範囲が好ましく、０．１質量％以上３質量％以下の範囲がより好ましい。添加量が０．１質量％未満では、合金粉末の潤滑性を高くすることができず、これにより圧粉磁心の相対密度が低下して透磁率が低下するとともに鉄損が増大するので好ましくない。また、添加量が５質量％を越えると、加熱成型時にステアリン酸塩が分解してガス発生が起き、これにより圧粉磁心の相対密度が低下して透磁率が低下するとともに鉄損が増大するので好ましくない。
【００２８】
更に、シランカップリング剤の添加量は、圧粉磁心に対して０．１質量％以上２質量％以下の範囲が好ましく、０．５質量％以上２質量％以下の範囲がより好ましい。添加量が０．１質量％未満では、軟磁性合金とシリコーン樹脂の密着性が低下し、圧粉磁心の強度が低下するので好ましくない。また、２質量％を越えて添加しても、添加に見合う効果が得られないので好ましくない。
【００２９】
更に、本発明に係る圧粉磁心２２は、導体２３とともに固化成形した後、キュリー点以上の温度であってかつ結晶化温度以下、より具体的には２００℃以上５００℃以下の範囲で熱処理されることにより、応力緩和されるとともに結晶質相を析出させることがなく、高透磁率で低鉄損の圧粉磁心２２を構成することが可能になる。
熱処理温度がキュリー温度未満だと、応力緩和が不十分になるので好ましくなく、また熱処理温度が結晶化温度を超えると、結着剤であるシリコーン樹脂が熱分解するおそれがあるので好ましくない。
【００３０】
本実施形態のインダクタ２１は、例えば、軟磁性合金粉末とシリコーン樹脂とステアリン酸アルミニウムとシランカップリング剤とを混合して金型に充填し、更に絶縁膜で覆われたコイル部２３ｃを有する導体２３を金型内に配置し、これらを（Ｔｘ）Ｋ以下で圧縮成形して磁心前駆体を形成し、更にこの磁心前駆体を、キュリー温度以上結晶化温度以下、即ち２００℃以上５００℃以下で熱処理することにより得られる。
【００３１】
軟磁性合金粉末を導体２３とともに圧縮成形するには、ホットプレス法や押し出し成形法や静水圧プレス法等の他に、放電プラズマ焼結法を用いることができる。図２に、放電プラズマ焼結法に用いる放電プラズマ焼結装置の一例の要部を示す。この例の放電プラズマ焼結装置は、混合物を充填した金型１０と、金型１０の下パンチ１３を支え、後述するパルス電流を流す際の一方の電極ともなるパンチ電極１４と、金型１０の上パンチ１２を下側に押圧し、パルス電流を流す他方の電極となるパンチ電極１５と、金型１０内の混合物の温度を測定する熱電対１７を主体として構成されている。
放電プラズマ焼結装置はチャンバ１８内に収納され、チャンバ１８は図示略の真空排気装置および雰囲気ガスの供給装置に接続されていて、金型１０に充填される混合物を不活性ガス雰囲気などの所望の雰囲気下に保持できるようになっている。
なお、図２では通電装置が省略されているが、上下のパンチ１２、１３およびパンチ電極１４、１５には別途設けた通電装置が接続されていてこの通電装置からパルス電流をパンチ１２、１３およびパンチ電極１４、１５を介して通電できるように構成されている。
【００３２】
そして、軟磁性合金粉末及び導体２３が充填された金型１０を放電プラズマ焼結装置に設置し、チャンバ１８の内部を真空引きするとともに、パンチ１２、１３で上下から一軸圧力Ｐを混合物に印加すると同時に、パルス電流を印加して混合物を加熱しつつ圧縮成形する。
この放電プラズマ焼結処理においては、通電電流により混合物を所定の速度で素早く昇温することができ、圧縮成形の時間を短くすることができるので、軟磁性合金（金属ガラス合金）の非晶質相を維持したまま圧縮成形するのに適している。
【００３３】
また、一軸圧力Ｐは、螺旋状に重ねた導体２３（コイル部２３ｃ）の重なり方向と同じ方向から印加することが好ましい。これにより、螺旋状に重ねられて隣接する導体２３，２３同士が圧縮時の混合物内において相互に絶縁層を介して接触してコイル部２３ｃの厚みが小さくなり、インダクタ２１全体を薄型にできる。
【００３４】
本発明において、上記の混合物を圧縮成形する際の温度は、軟磁性合金粉末の結晶化開始温度（Ｔｘ）以下にする必要がある。シリコーン樹脂の溶融による金型１０からの漏出を防止するとともに軟磁性合金の結晶化を防止するには（Ｔｘ）Ｋ以下にすることが必要である。シリコーン樹脂がしみ出ると、圧粉磁心２２中のシリコーン樹脂の含有量が低下して圧粉磁心２２の比抵抗が低下し、高周波帯域における透磁率が低下してしまう。
（Ｔｘ）Ｋ以下の温度範囲で混合物を圧縮成形するとシリコーン樹脂が適度に軟化し、軟磁性合金粉末を結着させて所定の形状に成形することができる。
尚、（Ｔｘ）は軟磁性合金粉末の組成により異なるが、概ね７７３〜１０００Ｋの範囲である。
【００３５】
また圧縮成形の際に混合物に印加する一軸圧力Ｐについては、圧力が低すぎると圧粉磁心２２の密度を高くすることができず、緻密な圧粉磁心２２を形成できなくなる。また、圧力が高すぎるとシリコーン樹脂が漏出して圧粉磁心２２の比抵抗が低下し、高周波帯域における透磁率が低下してしまう。また一軸圧力Ｐが高いと導体２３が断線するおそれもある。従って一軸圧力Ｐは、シリコーン樹脂の種類と軟磁性合金の組成によって異なるが、４００ＭＰａ以上２５００ＭＰａ以下とするのが好ましく、５００ＭＰａ以上２０００ＭＰａ以下とするのがより好ましい。
【００３６】
シリコーン樹脂は弾性を有するため、硬化応力が小さく、軟磁性合金粉末に残留する内部応力が小さくなる。このため、磁歪の影響が取り除かれて金属ガラス合金の軟磁気特性が向上する。これにより、圧粉磁心のコアロスを大幅に低減できる。
【００３７】
次に上記の磁心２２を熱処理して内部応力を除去する。磁心２２を所定の温度範囲で熱処理すると、圧縮成形時に生じた軟磁性合金粉末の内部応力を除去することができ、軟磁気特性に優れた圧粉磁心２２を製造できる。熱処理の温度は、先に述べた理由によりキュリー温度以上結晶化温度以下、具体的には２００℃以上５００℃以下の範囲が好ましい。また、熱処理時間は０〜１２０分程度がよい。
更に、圧縮成形及び熱処理の雰囲気は、真空雰囲気あるいは窒素ガス、アルゴンガス等の不活性ガス雰囲気とすることが好ましく、特に窒素ガス雰囲気とすることがより好ましい。
このように圧縮成形及び熱処理をすることにより、図１に示すインダクタが得られる。
【００３８】
上記の製造方法によれば、圧縮成形時に軟磁性合金粉末やシリコーン樹脂等の結着剤がコイル部２３ｃの隙間に回り込むので、コイル部２３ｃと圧粉磁心２２との空隙を完全に埋めることができ、圧粉磁心２２の磁路断面積を向上できる。また、熱処理がより好ましくは２００℃以上５００℃以下で行われるため、シリコーン樹脂等の結着剤を熱分解させることなく、またコイル部２３ｃを被覆するポリイミド等の絶縁膜が損傷を受けることがなく、圧粉磁心２２と導体２３とが完全に密着した状態で高い絶縁性を保つことができる。更に、２００℃以上５００℃以下の熱処理で軟磁性合金粉末の応力緩和を充分に行うことができ、圧粉磁心の軟磁気特性を向上できる。
【００３９】
（第２の実施形態）
図３及び図４に、本発明の第２の実施形態のインダクタ（磁気素子）を示す。尚、図３及び図４に示すインダクタの構成要素のうち、図１に示す第１の実施形態のインダクタ２１の構成要素と同一のものには、同一の符号を付してその説明を省略若しくはその説明を簡単に行う。
【００４０】
図３及び図４に示すインダクタ２１は、軟磁性合金粉末と、絶縁層４４により被覆されたコイル部４３ｃを有する１のテープ状の導体４３とが一体成形されることにより、軟磁性合金粉末からなる圧粉磁心２２にコイル部４３ｃが埋め込まれ、かつコイル部４３ｃにおいて相互に重ねられた導体４３、４３が絶縁層４４を介して相互に接触しているものである。
【００４１】
圧粉磁心２２は、第１の実施形態における圧粉磁心と同等のものであり、本発明に係る軟磁性合金粉末と、シリコーン樹脂等からなる結着剤とが混合されてなるものである。また圧粉磁心２２には、ステアリン酸塩からなる潤滑剤が添加されていてもよく、更にシランカップリング剤が添加されていてもよい。
【００４２】
また図３及び図４に示すように、テープ状の導体４３は例えば銅などからなるもので、その一部が螺旋状に巻回されてコイル部４３ｃとされ、更にコイル部４３ｃから引出された導体によって端子部４３ａ、４３ｂが形成されている。コイル部４３ｃは圧粉磁心２２の内部に埋め込まれ、端子部４３ａ、４３ｂは圧粉磁心２２の一面から突き出されている。
テープ状の導体４３は、図４に示すように、幅広のテープ面４３ｄ、４３ｄと側面４３ｅ、４３ｅとを有し、テープ面４３ｄ、４３ｄ同士が相互に重ねるように螺旋状に重ねられてコイル部４３ｃが形成されている。テープ面４３ｄ、４３ｄの間には絶縁層４４、４４が配置される形となって、螺旋状に重ねられた導体４３、４３のテープ面４３ｄ、４３ｄの間で電流が直接流れないようになっている。
【００４３】
また、図３における圧粉磁心２２の断面Ａ並びに図４に示すように、コイル部４３ｃに圧粉磁心２２の構成材料である軟磁性合金が密着し、圧粉磁心２２とコイル部４３ｃの間に空隙が全く存在しない状態になっている。また導体４３を被覆する絶縁層４４によって、コイル部４３ｃと圧粉磁心２２が絶縁されている。尚、図４においては螺旋状に重ねられた導体４３、４３の間には絶縁層４４のみが配置されているが、本実施形態ではこれに限らず、導体４３，４３同士の間の一部に圧粉磁心２２を構成する軟磁性合金が介在していても良い。
【００４４】
このように、コイル部４３ｃに軟磁性合金が密着しているため、コイル部４３ｃに対する圧粉磁心２２の磁路断面積が向上する。また圧粉磁心２２と導体４３の間にギャップ等が一切存在しないため、コイル部４３ｃから発した磁界が空間に漏れることなく圧粉磁心２２に印加される。このため本実施形態のインダクタ４１は、優れたインダクタンス及び品質係数（Ｑ値）を発現させることができる。
更に、コイル部４３ｃにおける導体４３、４３同士がテープ面４３ｄを介して相互に重ねられているので、コイル部４３ｃ全体の厚みを薄くすることができ、これによりインダクタ４１を小型にすることができる。
【００４５】
本実施形態のインダクタ４１は、テープ状の導体４３を用いる他は第１の実施形態のインダクタ２１とほぼ同じ方法で製造される。
【００４６】
（第３の実施形態）
図５及び図６に、本発明の第３の実施形態のインダクタ（磁気素子）を示す。尚、図５及び図６に示すインダクタの構成要素のうち、図１に示す第１の実施形態のインダクタ２１の構成要素と同一のものには、同一の符号を付してその説明を省略若しくはその説明を簡単に行う。
【００４７】
図５及び図６に示すインダクタ５１は、軟磁性合金粉末と、絶縁層５４により被覆されたコイル部５３ｃを有する１のテープ状の導体５３とが一体成形されることにより、軟磁性合金粉末からなる圧粉磁心２２にコイル部５３ｃが埋め込まれ、かつコイル部５３ｃにおいて相互に重ねられた導体５３、５３が絶縁層５４を介して相互に接触しているものである。
【００４８】
圧粉磁心２２は、第１の実施形態における圧粉磁心と同等のものであり、本発明に係る軟磁性合金粉末と、シリコーン樹脂等からなる結着剤とが混合されてなるものである。また圧粉磁心２２には、ステアリン酸塩からなる潤滑剤が添加されていてもよく、更にシランカップリング剤が添加されていてもよい。
【００４９】
また図５及び図６に示すように、テープ状の導体５３は例えば銅などからなるもので、その一部が渦巻き状に巻回されてコイル部５３ｃとされ、更にコイル部５３ｃの両端から端子部５３ａ、５３ｂが引き出されている。コイル部５３ｃは圧粉磁心５２の内部に埋め込まれ、端子部５３ａ、５３ｂは圧粉磁心２２の一面から突き出されている。
テープ状の導体５３は、図６に示すように、幅広のテープ面５３ｄ、５３ｄと側面５３ｅ、５３ｅとを有し、テープ面５３ｄ、５３ｄ同士が相互に重ねるように渦巻き状に巻回されてコイル部５３ｃが形成されている。テープ面５３ｄ、５３ｄの間には絶縁層５４が配置される形となって、渦巻き状に重ねられた導体５３、５３のテープ面５３ｄ、５３ｄの間で電流が直接流れないようになっている。
【００５０】
また、図５における圧粉磁心２２の断面Ａ並びに図６に示すように、コイル部５３ｃの周囲に圧粉磁心２２の構成材料である軟磁性合金が回り込んで密着し、圧粉磁心２２とコイル部５３ｃの間に空隙が全く存在しない状態になっている。また導体５３を被覆する絶縁層５４によって、導体５３と圧粉磁心２２が絶縁されている。
尚、図６においては渦巻き状に重ねられた導体５３、５３の間には絶縁層５４のみが配置されているが、本実施形態ではこれに限らず、渦巻き状に重ねられた導体５３，５３同士の間の一部に圧粉磁心２２を構成する軟磁性合金が介在していても良い。
【００５１】
このように、コイル部５３ｃに軟磁性合金が密着しているため、コイル部５３ｃに対する圧粉磁心２２の磁路断面積が向上する。また圧粉磁心２２と導体５３の間にギャップ等が一切存在しないため、コイル部５３ｃから発した磁界が空間に漏れることなく圧粉磁心２２に印加される。このため本実施形態のインダクタ５１は、優れたインダクタンス及び品質係数（Ｑ値）を発現させることができる。
更に、導体５３が渦巻き状に巻かれてコイル部５３ｃが形成されるため、導体５３の幅がコイル部５３ｃ全体の厚みとなる。従って導体幅を調整することでコイル部５３ｃを薄くすることが可能となり、インダクタ５１を小型にすることができる。
【００５２】
本実施形態のインダクタ５１は、テープ状の導体５３を用いる他は第１の実施形態のインダクタ２１とほぼ同じ方法で製造される。
【００５３】
（第４の実施形態）
図７に、本発明の第４の実施形態のトランス（磁気素子）を示す。尚、図７に示すトランスの構成要素のうち、図１に示す第１の実施形のインダクタ２１の構成要素と同一のものには、同一の符号を付してその説明を省略若しくはその説明を簡単に行う。
【００５４】
図７に示すトランス６１は、軟磁性合金粉末と、絶縁層により被覆された一次コイル部６３ｃ及び２次コイル部６４ｃを有する２のテープ状の一次導体６３及び二次導体６４とが一体成形されることにより、軟磁性合金粉末からなる圧粉磁心２２に各コイル部６３ｃ、６４ｃが埋め込まれ、かつ各コイル部６３ｃ、６４ｃにおいて相互に重ねられた各導体６３、６４がそれぞれ絶縁層を介して相互に接触しているものである。
【００５５】
圧粉磁心２２は、第１の実施形態における圧粉磁心と同等のものであり、本発明に係る軟磁性合金粉末と、シリコーン樹脂等からなる結着剤とが混合されてなるものである。また圧粉磁心２２には、ステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤が添加されていてもよく、更にシランカップリング剤が添加されていてもよい。
【００５６】
また図７に示すように、線状の一次導体６３は例えば銅などからなるもので、その一部が螺旋状に重ねられて一次コイル部６３ｃとされ、更に一次コイル部６３ｃから引出された導体によって端子部６３ａ、６３ｂが形成されている。一次コイル部６３ｃは圧粉磁心２２の内部に埋め込まれ、端子部６３ａ、６３ｂは圧粉磁心２２の一面から突き出されている。
同様に、線状の二次導体６４は銅などからなるもので、その一部が螺旋状に重ねられて二次コイル部６４ｃとされ、更に二次コイル部６４ｃから引出された導体によって端子部６４ａ、６４ｂが形成されている。二次コイル部６４ｃは圧粉磁心２２の内部に埋め込まれ、端子部６４ａ、６４ｂは圧粉磁心２２の他面から突き出されている。
【００５７】
図７の圧粉磁心２２の断面Ａに示すように、一次、二次コイル部６３ｃ、６４ｃにおいて螺旋状に重ねられた各導体６３、６４の間には圧粉磁心２２の構成材料である軟磁性合金が回り込んで密着しており、圧粉磁心２２と各コイル部６３ｃ、６４ｃの間に空隙が全く存在しない状態になっている。また図には現れていないが、各コイル部６３ｃ、６４ｃにおいて螺旋状に重なる導体同士６３、６４がそれぞれ一部接触している。更に各導体６３、６４の表面には例えばポリイミド等の絶縁層が形成されていて、この絶縁層によって各導体６３、６４と圧粉磁心２２、及び各導体同士６３…、６４…が絶縁されている。
【００５８】
このように、各コイル部６３ｃ、６４ｃの周囲を軟磁性合金が取り囲むため、各コイル部６３ｃ、６４ｃに対する圧粉磁心２２の磁路断面積が向上する。また圧粉磁心２２と各導体６３、６４の間にギャップ等が一切存在しないため、一次コイル部６３ｃから発した磁界が空間に漏れることなく圧粉磁心２２に印加され、この磁界が空間に漏れることなく二次コイル部６４ｃに印加される。このため本実施形態のトランス６１は、優れた変換効率及びインダクタンス並びに品質係数（Ｑ値）を発現させることができる。
【００５９】
また、各コイル部６３ｃ、６４ｃにおいて、各導体６３、６４が螺旋状に重なって一部接触しているので、各コイル部６３ｃ、６４ｃ全体の厚みを薄くすることができ、これによりトランス６１を小型にすることができる。
【００６０】
本実施形態のトランス６１は、一次導体６３及び二次導体６４を用いる他は第１の実施形態のインダクタ２１とほぼ同じ方法で製造される。
【００６１】
（軟磁性合金の組成）
本発明の磁気素子の圧粉磁心を構成する軟磁性合金粉末は、磁性を示すＦｅと、非晶質形成能を有するＰ、Ｃ、Ｂを少なくとも具備してなり、非晶質相を主相とする組織から構成され、優れた軟磁気特性を示す。
また、Ａｌを添加しても良く、Ｎｉ、Ｃｏのいずれか一方または両方をＦｅ置換で添加しても良く、更にＰ、Ｃ、Ｂに加えてＳｉを添加しても良い。またＸ（Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏより選ばれる１種または２種以上の元素）を添加しても良い。
【００６２】
また本発明に係る軟磁性合金粉末は、過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが２０Ｋ以上を示すものであり、組成によってはΔＴｘが３０Ｋ以上、さらには５０Ｋ以上という顕著な温度間隔を有し、これまでの知見から知られる他の合金からは全く予期されないものであり、軟磁性についても室温で優れた特性を有しており、これまでの知見に見られない全く新規なものである。
【００６３】
従来から軟磁性合金の１種として、Ｆｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｃ−Ｐ−Ｓｉ−Ｂ系の金属ガラス合金が知られている。この従来の軟磁性合金に対して本発明に係る軟磁性合金は、Ｇａを除去してこのＧａ置換でＡｌ若しくはＦｅを増量させたものであり、従来から必須元素と考えられてきたＧａを除去しても非晶質相を形成することが確認され、更には過冷却液体の温度間隔ΔＴｘをも発現することが見出されたものである。
【００６４】
また本発明に係る軟磁性合金粉末は、従来のＦｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｃ−Ｐ−Ｓｉ−Ｂ系合金よりもＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ等の磁性元素を多く含むために高い飽和磁化を示す。
また組織全体が完全な非晶質相であることから、適度な条件で熱処理した場合に結晶質相が析出させることなく内部応力を緩和でき、このため圧粉磁心を成形した後に熱処理することで軟磁気特性をより向上させることができる。
【００６５】
更に本発明に係る軟磁性合金粉末は、非晶質の粉末を作る上で必要な非晶質形成能を十分に維持しつつ、従来のＦｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｃ−Ｐ−Ｓｉ−Ｂ系合金よりも磁気特性を向上させることができ、なおかつ、ガスアトマイズ法、水アトマイズ法など、様々な粉末形成方法に耐え得る耐食性を得ることができるものである。
【００６６】
また本発明の非晶質軟磁性合金は、過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが大きいために、溶融状態から冷却するとき、広い過冷却液体領域を有し、結晶化することなく温度の低下に伴って、ガラス遷移温度Ｔｇに至って非晶質相を容易に形成する。
従って、冷却速度が比較的遅くても充分に非晶質相を形成することが可能であり、例えばガスアトマイズ法のように、合金溶湯を不活性ガスにより噴霧して急冷する方法によって、非晶質相組織を主体とする粉末状の合金を得ることができ、実用性に優れたものとなる。
【００６７】
上記の非晶質軟磁性合金の一例として、下記の組成式で表すものを挙げることができる。
Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔＡｌｘＰｙＣｚＢｗＸｔ
ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種以上の元素であり、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔは、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦（１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ＋ｚ＋ｗ）≦３０原子％である。
【００６８】
また、上記の非晶質軟磁性合金の別の例として、下記の組成式で表すものを挙げることができる。
（Ｆｅ１−ａ Ｔ ａ）１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔＡｌｘＰｙＣｚＢｗＸｔ
ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種の元素であり、ＴはＣｏ、Ｎｉより選ばれる１種または２種の元素であり、組成比を示すａ、ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ａ≦０．１５、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦（１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ＋ｚ＋ｗ）≦３０原子％である。
【００６９】
更に、上記の非晶質軟磁性合金の他の例として、下記の組成式で表すものを挙げることができる。
Ｆｅ１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔＡｌｘ（Ｐ１−ｂＳｉｂ）ｖＣｚＢｗＸｔ
ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種の元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦（１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ＋ｚ＋ｗ）≦３０原子％である。
【００７０】
更にまた、上記の非晶質軟磁性合金のその他の例として、下記の組成式で表すものを挙げることができる。
（Ｆｅ１−ａＴａ）１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔＡｌｘ（Ｐ１−ｂＳｉｂ）ｖＣｚＢｗＸｔ
ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種の元素であり、ＴはＣｏ、Ｎｉより選ばれる１種または２種の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦（１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ＋ｚ＋ｗ）≦３０原子％である。
【００７１】
上記の組成の軟磁性合金粉末は、合金の融点をＴｍとしたとき、Ｔｇ／Ｔｍ≧０．５７を示すとともに、飽和磁化σｓが１８０×１０−６Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上を示す。
【００７２】
また、ＦｅとＰ、Ｃ、Ｂとを少なくとも含む上記の軟磁性合金粉末の好ましい組成範囲は、前記の組成比のうちのｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔが、０原子％≦ｘ≦６原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦４原子％、７６原子％≦（１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１８原子％≦（ｙ＋ｚ＋ｗ）≦２４原子％となる範囲である。
また、ＦｅとＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉとを少なくとも含む上記の非晶質軟磁性合金の好ましい範囲は、前記の組成比のうちのｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔが、０原子％≦ｘ≦６原子％、２原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦４原子％、７６原子％≦（１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１８原子％≦（ｖ＋ｚ＋ｗ）≦２４原子％となる範囲である。
【００７３】
上記の好ましい組成範囲の非晶質軟磁性合金においては、Ｔｇ／Ｔｍ≧０．５７を示すとともに、飽和磁化σｓが２００×１０−６Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上を示す。
【００７４】
更に、ＦｅとＰ、Ｃ、Ｂとを少なくとも含む上記の非晶質軟磁性合金のより好ましい組成範囲は、前記の組成比のうちのｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔが、０原子％≦ｘ≦５原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦３原子％、７７原子％≦（１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１８原子％≦（ｙ＋ｚ＋ｗ）≦２３原子％となる範囲である。
更にまた、ＦｅとＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉとを少なくとも含む上記の非晶質軟磁性合金のより好ましい組成範囲は、前記の組成比のうちのｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔが、０原子％≦ｘ≦５原子％、２原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦３原子％、７７原子％≦（１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１８原子％≦（ｖ＋ｚ＋ｗ）≦２３原子％となる範囲である。
【００７５】
上記のより好ましい組成の非晶質軟磁性合金においては、Ｔｇ／Ｔｍ≧０．５７を示すとともに、飽和磁化σｓが２１０×１０−６Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上を示す。
【００７６】
また、上記の非晶質軟磁性合金を示す組成比ｔは、２原子％≦ｔ≦８原子％の範囲であっても良く、２原子％≦ｔ≦４原子％の範囲であっても良く、２原子％≦ｔ≦３原子％の範囲であっても良い。
【００７７】
以下に、本発明の非晶質軟磁性合金の組成限定理由について説明する。
Ｆｅは磁性を担う元素であって、本発明に係る軟磁性合金粉末に必須の元素である。また、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方の元素Ｔで置換しても良い。
Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔとの合計の組成比を高くすると、軟磁性合金粉末の飽和磁化σｓを向上できる。
【００７８】
Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔとの合計の組成比は、７０原子％以上７９原子％以下であることが好ましく、７６原子％以上７９原子％以下であることがより好ましく、７７原子％以上７９原子％以下であることが更に好ましい。
Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔとの合計の組成比が７０原子％未満では、飽和磁化σｓが１８０×１０−６Ｗｂ・ｍ／ｋｇ未満に低下してしまうので好ましくない。また、組成比が７９原子％を越えると、合金の非晶質形成能の程度を示すＴｇ／Ｔｍが０．５７未満になり、非晶質形成能が低下するので好ましくない。
尚、組成比が７６原子％以上であれば合金の飽和磁化σｓを２００×１０−６Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にでき、組成比が７７原子％以上であれば合金の飽和磁化σｓを２１０×１０−６Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
【００７９】
また、Ｆｅ置換で元素Ｔを添加する場合には、上記組成式中の組成比ａで示すように、Ｆｅの添加量の１０〜１５％を置換して元素Ｔを添加することが好ましい。元素Ｔを添加することにより、合金を構成する原子の充填密度が向上し、原子の再配列が抑制されることにより熱的安定性が向上する。特にＣｏを添加すると、キュリー温度が向上し、また融点が低下することにより非晶質形成能も向上する。
元素Ｔの添加量がＦｅ量の１０％未満では元素Ｔの添加効果が見られず、添加量がＦｅ量の１５％を越えるとＦｅ量が相対的に低下して飽和磁化が低下してしまうので好ましくない。
【００８０】
Ａｌは、本発明に係る軟磁性合金粉末の非晶質形成能を向上させるために必要に応じて添加する元素である。Ａｌの組成比ｘを０原子％以上１０原子％以下の範囲とすることにより、合金の非晶質形成能を更に向上させることができる。
具体的には、組成比ｘが０原子％以上１０原子％以下であるときに、合金の非晶質形成能の程度を示すＴｇ／Ｔｍが０．５７以上となり、飽和磁化σｓが１８０×１０−６Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。しかし、ＡｌをＦｅ置換で添加する場合、飽和磁化σｓが低下し、コストも増大するため、Ａｌは必要に応じて添加するのがよい。
またＡｌは、Ｆｅとの間での混合エンタルピーが負であり、Ｆｅよりも原子半径が大きく、更にＦｅよりも原子半径が小さいＰ、Ｂ、Ｓｉとともに用いることにより、結晶化し難く、非晶質構造が熱的に安定化した状態となる。
Ａｌの組成比ｘは、０原子％以上１０原子％以下であることが好ましく、０原子％以上６原子％以下であることがより好ましく、０原子％以上５原子％以下であることが更に好ましい。組成比ｘが１０原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して飽和磁化σｓが低下し、またＴｇ／Ｔｍが０．５７未満になって非晶質形成能が低下するので好ましくない。
また、Ａｌを添加する場合、Ａｌの添加効果、即ち、非晶質形成能と熱的安定性の向上を得るためには、少なくとも１原子％以上添加することが好ましい。
【００８１】
また、Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比が７６原子％以上であり、かつＡｌの組成比ｘが０原子％以上６原子％以下の場合に、合金の飽和磁化σｓを２００×１０−６Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
更に、Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比が７７原子％以上であり、かつＡｌの組成比ｘが０原子％以上５原子％以下の場合に、合金の飽和磁化σｓを２１０×１０−６Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
【００８２】
Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉは、非晶質形成能を高める元素であり、ＦｅとＡｌにこれらの元素を添加して多元系とすることにより、ＦｅとＡｌのみの２元系の場合よりも安定して非晶質相が形成される。
特にＰはＦｅと低温（約１０５０℃）で共晶組成を持つため、組織の全体が非晶質相になるとともに過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが発現しやすくなる。
またＰとＳｉを同時に添加すると、過冷却液体の温度間隔ΔＴｘがより大きくなって非晶質形成能が向上し、非晶質単相の組織を得る際の製造条件を比較的簡易な方向に緩和できる。
【００８３】
Ｓｉを無添加とした場合におけるＰの組成比ｙは、２原子％以上１５原子％以下であることが好ましく、５原子％以上１５原子％以下であることがより好ましく、７原子％以上１３原子％以下であることが最も好ましい。
Ｐの組成比ｙが上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが発現して合金の非晶質形成能が向上する。
【００８４】
ＰとＳｉを同時に添加する場合は、ＰとＳｉの合計量を示す組成比ｖが２原子％以上１５原子％以下であることが好ましく、８原子％以上１５原子％以下であることがより好ましく、１０原子％以上１４原子％以下であることが最も好ましい。
ＰとＳｉの合計量を示す組成比ｖが上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが向上し、これにより合金の非晶質形成能が向上する。
【００８５】
また、ＰとＳｉを同時に添加した場合のＳｉとＰとの比を表す組成比ｂは、０．１≦ｂ≦０．２８であることが好ましい。組成比ｂが０．１未満ではＳｉの添加効果が見られないので好ましくなく、組成比ｂが０．２８を越えるとＳｉの量が過剰になって過冷却液体領域ΔＴｘが消滅するおそれがあるので好ましくない。
ＰとＳｉの組成比を示すｂ、ｖを上記の範囲とすれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴｘを向上させ、非晶質単相となるバルクの大きさを増大させることができる。
【００８６】
またＢの組成比ｗは、４原子％以上１０原子％以下であることが好ましく、６原子％以上１０原子％以下であることがより好ましく、６原子％以上９原子％以下であることが最も好ましい。
更にＣの組成比ｚは、０原子％を越えて１１．５原子％以下であることが好ましく、２原子％以上８原子％以下であることがより好ましく、２原子％以上５原子％以下であることが最も好ましい。
【００８７】
そして、これらの半金属元素Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉの合計の組成比（ｙ＋ｚ＋ｗ）または（ｖ＋ｚ＋ｗ）は、１１原子％以上３０原子％以下であることが好ましく、１８原子％以上２４原子％以下とすることがより好ましく、１８原子％以上２３原子％以下とすることが更に好ましい。
半金属元素の合計の組成比が１１原子％未満であると、軟磁性合金粉末の非晶質形成能が低下して非晶質相単相組織を得ることができないので好ましくなく、半金属元素の合計の組成比が３０原子％を越えると、特にＦｅの組成比が相対的に低下し、飽和磁化σｓが低下するので好ましくない。
【００８８】
また、Ｆｅ単独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比が７６原子％以上のときに、半金属元素Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉの合計の組成比（ｙ＋ｚ＋ｗ）または（ｖ＋ｚ＋ｗ）を１８原子％以上２４原子％以下とすることにより、合金の飽和磁化σｓを２００×１０−６Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
更に、Ｆｅ単独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比が７７原子％以上のときに、半金属元素Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉの合計の組成比（ｙ＋ｚ＋ｗ）または（ｖ＋ｚ＋ｗ）を１８原子％以上２３原子％以下とすることにより、合金の飽和磁化σｓを２１０×１０−６Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
【００８９】
また、Ｃｒを添加することによって合金の耐食性が向上する。例えば、水アトマイズ法において、溶湯が直接水に触れたとき、更には粉末の乾燥工程において生じる錆の発生を防ぐことができる（目視レベル）。Ｃｒの組成比ｔは、０原子％以上８原子％以下であることが好ましい。Ｃｒを添加すると合金の耐食性を高めることができるが、Ｃｒの組成比ｔが８原子％を越えるとＦｅ濃度が相対的に低下し、磁気特性が低下するので好ましくない。
また組成比ｔは、０原子％以上４原子％以下であることがより好ましく、０原子％以上３原子％以下であることが更に好ましい。
更に組成比ｔは、１原子％以上８原子％以下でもよく、１原子％以上４原子％以下でもよく、１原子％以上３原子％以下でもよい。
組成比ｔが２原子％以上であれば合金の耐食性をより向上させることができる。また、組成比ｔが４原子％以下であれば飽和磁化σｓを向上させることができ、組成比ｔが３原子％以下であれば飽和磁化σｓをより向上させることができる。
また、同様な効果はＣｒの他にＭｏ、Ｖにもあり、これらの元素を単独で添加するか、Ｍｏ、ＶとＭｏ、ＣｒとＶ、Ｃｒ及びＣｒ、Ｍｏ、Ｖ等の組合せで複合添加しても良い。これらの元素のうち、Ｃｒは耐食性に最も良く効き、Ｍｏ，Ｖは耐食性がＣｒより若干劣るものの非晶質形成能が向上するため、必要に応じてこれらの元素を選択する。
また、上記の組成に、Ｇｅが４原子％以下含有されていてもよく、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒのうち少なくとも１種以上が０〜７原子％含有されていてもよい。
上記のいずれの場合の組成においても、本発明においては、過冷却液体の温度間隔ΔＴｘは２０Ｋ以上、組成によっては３５Ｋ以上が得られる。
また、上記組成でなくとも、ΔＴｘが２０Ｋ以上で２００〜５００℃の熱処理温度で歪み取りができるものであれば、本発明に適用できる。
また上記の組成で示される元素の他に不可避的不純物が含まれていても良い。
【００９０】
本発明に係る軟磁性合金粉末は、溶製してから単ロールもしくは双ロールによる急冷法によって、さらには液中紡糸法や溶液抽出法によって、あるいはガスアトマイズ法または水アトマイズ法によって、もしくは射出成形法によって、バルク状、リボン状、線状体、粉末等の種々の形状として製造される。
特に、従来公知の非晶質軟磁性合金薄帯を粉砕して得られた薄片状の粒子からなる粉末に対し、本発明では上記のガスアトマイズ法または水アトマイズ法によって、形状が略球状の粒子からなる合金粉末を得ることができる。
尚、球状の軟磁性合金粉末を用いることで、本発明に係る圧粉磁心の密度を向上することができ、圧粉磁心の軟磁気特性を高めることができる。
【００９１】
ガスアトマイズ法により得られた前記組成の軟磁性合金粉末は、室温において磁性を有し、また熱処理によってより良好な磁性を示す。このため優れた軟磁気特性を有する材料として、本発明の磁気素子の圧粉磁心として好適に用いることができる。
なお、製造方法について付言すると、合金の組成、そして製造のための手段と製品の大きさ、形状等によって、好適な冷却速度が決まるが、通常は１〜１０４Ｋ／ｓ程度の範囲を目安とすることができる。そして実際には、ガラス相（ｇｌａｓｓｙ ｐｈａｓｅ）に結晶相としてのＦｅ３Ｂ、Ｆｅ２Ｂ、Ｆｅ３Ｐ等の相が析出するかどうかを確認することで決めることができる。
【００９２】
上記の軟磁性合金粉末は、例えばガスアトマイズ法により製造できる。ガスアトマイズ法は、上述の組成からなる軟磁性合金の溶湯を、高圧の不活性ガスとともに不活性ガスで満たされたチャンバ内部に霧状に噴霧し、該不活性ガス雰囲気中で急冷して合金粉末を製造するというものである。
【００９３】
軟磁性合金の溶湯は、例えば、加熱装置付きの溶湯るつぼに軟磁性合金の合金溶湯を充填し、この合金溶湯を溶湯るつぼの底部に設けられた溶湯ノズルから不活性ガスが充填されたチャンバ内部に向けて滴下させるか、若しくは溶湯るつぼ内に不活性ガスを加圧状態で導入して合金溶湯を溶湯ノズルから霧状に噴出させる。
溶湯を滴下させる場合は、別のノズルから不活性ガスを溶湯流に向けて噴出させることで、溶湯流を霧化させる。
【００９４】
霧状にされた合金溶湯はチャンバ内で急冷凝固し、非晶質相を主相とする略球状の粒子となってチャンバの底部に堆積する。このようにして軟磁性合金粉末が得られる。
【００９５】
軟磁性合金粉末の粒径は、噴出する不活性ガスの圧力、溶湯の滴下速度、溶湯ノズルの内径等により調整することができ、数μｍ〜百数十μｍの粒径のものを得ることができる。
【００９６】
また、導体との一体成形後に行う熱処理とは別に、得られた合金粉末に対して熱処理しても良い。熱処理をすることで合金の内部応力が緩和され、軟磁性合金粉末の軟磁気特性をより向上できる。熱処理温度は、合金のキュリー温度以上ガラス遷移温度Ｔｇ以下の範囲が好ましい。また熱処理時間は、合金の内部応力を充分に緩和させるとともに結晶質相の析出のおそれのない範囲が好ましく、例えば３０〜３００分の範囲が好ましい。
【００９７】
【実施例】
［実験例１：ＦｅＰＣ（Ｂ・Ｃｒ（Ｖ、Ｍｏ））系合金の物性］
Ｆｅと、Ｆｅ−Ｃ合金、Ｆｅ−Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉ及びＣｒ（Ｖ、Ｍｏ）を原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置で溶解し、種々の組成のインゴットを作製した。このインゴットを溶湯るつぼ内に入れて溶解し、溶湯るつぼの溶湯ノズルから合金溶湯を滴下するとともに水流を噴射して滴下中の合金溶湯を霧状にし、この霧状の合金溶湯を急冷させるいわゆる水アトマイズ法により、粒径が１〜１５０μｍの範囲の試料１〜１１の軟磁性合金粉末を得た。得られた粉末について、真空中、１２０℃で１２０分間加熱することにより乾燥を行った。
【００９８】
各軟磁性合金粉末の組成は、表１に示す通りであった。各合金粉末についてＤＳＣ測定を行い、ガラス遷移温度Ｔｇ、結晶化開始温度Ｔｘ、キュリー温度Ｔｃ及び融点Ｔｍを測定するとともに、過冷却液体の温度間隔ΔＴｘ及びＴｇ／Ｔｍを求めた。
表１に、各合金粉末のキュリー温度Ｔｃ、ガラス遷移温度Ｔｇ、結晶化開始温度Ｔｘ、ΔＴｘ及び換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔｍを示す。
【００９９】
更に、得られた非晶質軟磁性合金の粉末について、ＶＳＭにより飽和磁化σｓを測定し、インピーダンスアナライザーによって１ｋＨｚにおける実効透磁率μｅを測定し、ＢＨループトレーサにより保磁力Ｈｃを測定し、更に磁歪λｓを測定した。尚、保磁力Ｈｃ、透磁率μｅ及び磁歪λｓは、同じ組成の合金溶湯を単ロール法により急冷して製造した合金薄帯を用いて測定し、また飽和磁化σｓは、熱処理前の合金粉末を用いて測定した。表１に各合金粉末の飽和磁化σｓ、保磁力Ｈｃ、実効透磁率μｅ及び磁歪λｓを示す。
【０１００】
【表１】
表１に示す試料２〜６の合金粉末は、Ａｌを０とした本発明に係るＦｅＰＣＢ系またはＦｅＰＣＳｉ系合金である。また試料７〜２０の合金粉末は、Ｃｒを添加すると共にＡｌを０とした本発明に係るＦｅＰＣＣｒ（Ｂ）系合金である。試料１は、比較例の合金（ＦｅＰＣ系合金）である。
表１に示すように、試料２〜２０の本発明に係る軟磁性合金粉末は、Ａｌが添加されていないにもかかわらず、ΔＴｘが２０以上を示しており、金属ガラス合金であることが分かる。
次に試料２〜６を見ると、飽和磁化σｓが１８０×１０−６Ｗｂ・ｍ／ｋｇを越えるとともに、実効透磁率μｅが１００００を越えており、試料１（比較例）より優れた磁気特性を示すことが分かる。
【０１０２】
次にＣｒを添加した試料７〜２０では、飽和磁化σｓが試料２〜６よりもやや低くなるものの、実効透磁率μｅはいずれも１００００を越えており、特に試料１１のμｅは２６９００と高い値を示している。従ってＣｒの組成比が２〜３原子％の範囲では磁気特性が劣化することなく、Ｃｒ無添加のものと比較して遜色のない程度の磁気特性を示している。
更に試料７〜２０は、急冷直後に外観を観察したところ、製造時に水に触れたにもかかわらず、Ｆｅの腐食による酸化鉄の発生が認められなかった。このことはＣｒ添加による耐食性向上の効果が明確に現れていることを示している。一方、試料２〜６では、急冷直後の外観観察の結果、製造時に水に触れたことによると思われる腐食が発生し、赤茶色の酸化鉄が一部生じていることが確認された。ただし試料２〜６については、酸化鉄の発生がそれほど大量ではなかったため、磁気特性への悪影響が見られなかったものと思われる。また、Ｃｒに代えてＭｏ、Ｖを添加した試料２１，２２も各磁気特性は良好な値を示しており、耐食性も良好であった。
【０１０３】
次に、ＪＩＳ Ｃ５０２８に基づき、塩化ナトリウムの１級相当品の塩水を各試料に９６時間噴霧し、その外観を観察した結果、Ｃｒ若しくはＭｏ、Ｖを添加しない試料１〜６に関しては、その外観は著しく変色し発錆していたのに対し、試料７〜１２，１４，１６，１７，１９〜２２はほぼ変色はなく発錆もしていなかった。またＣｒを２原子％未満添加した試料１３，１５，１８に関しては若干の変色が見られ、これらの試料は水アトマイズの工程における耐食性は優れているものの、長時間の耐環境性はＣｒ若しくはＭｏ、Ｖを２原子％以上添加したものより劣っていることが分かった。これにより、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種以上の元素からなるＸは、優れた耐食性を得るために２原子％以上添加するのが好ましいことが分かる。
【０１０４】
このように、本発明に係る軟磁性合金粉末は、高い飽和磁化と透磁率を有しており、本発明の磁気素子の圧粉磁心を構成する材料として好適に用いることができる。
【０１０５】
［実験例２：インダクタの特性］
実験例１と同様の水アトマイズ法により、Ｆｅ７４．４３Ｃｒ１．９６Ｐ９．０４Ｃ２．１６Ｂ７ ．５４Ｓｉ４．８７なる組成の軟磁性合金粉末を得た。
この軟磁性合金粉末にシリコーン樹脂を添加し、更に潤滑剤を添加して１０分間混合した後、この混合物を、螺旋状に巻回したテープ状の導体とともに金型に充填し、図２に示す放電プラズマ焼結装置により１５０℃で５．９ＭＰａの圧力を５分間印加して圧縮成形を行うことにより、図３及び図４に示すような実施例１のインダクタを得た。この実施例のインダクタの圧粉磁心は厚さ２ｍｍ、各辺が１２ｍｍの直方体であり、平角の導体は外径１０ｍｍ、内径５．５ｍｍ、導体厚０．３ｍｍの銅製のもので、巻回数は５回であり、表面にはポリイミドの絶縁層を成膜したものを用いた。
【０１０６】
なお、潤滑剤にはステアリン酸亜鉛を用いた。また上記の混合物におけるシリコーン樹脂の添加量は１．６質量％であり、潤滑剤の添加量は０．３質量％であり、残部が軟磁性合金粉末であった。
【０１０７】
得られたインダクタについて、周波数１０〜１００００ｋＨｚにおけるインダクタンスＬ及び品質係数（Ｑ値）を測定した。結果を図８及び図９に示す。
【０１０８】
また比較例として、パーマロイ合金粉末とシリコーンレジンとを混合して圧縮成形することにより、図１０に示すようなＥ型コアを２つ形成し、各Ｅ型コアを接合するとともに巻線（巻数５回）することにより、図１０に示すような従来の形状の圧粉磁心を有する比較例１のインダクタを製造した。
また、パーマロイ合金粉末に代えてフェライト粉末を用いたこと以外は比較例１と同様にして比較例２のインダクタを製造した。
また、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金粉末を用いて一方のＥ型コアを製造し、フェライト粉末を用いてもう一方のＥ型コアを製造し、これた２つのコアを接合して圧粉磁心としたこと以外は比較例１と同様にして比較例３のインダクタを製造した。また、パーマロイ合金粉末に代えてＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金粉末を用いたこと以外は比較例１と同様にして比較例４のインダクタを製造した。
また、パーマロイ合金粉末に代えてＦｅ７４．４３Ｃｒ１．９６Ｐ９．０４Ｃ２．１６Ｂ７．５４Ｓｉ４．８７なる組成の軟磁性合金粉末を用いたこと以外は比較例１と同様にして比較例５のインダクタを製造した。
【０１０９】
得られた比較例１〜５のインダクタについて、周波数１０〜１００００ｋＨｚにおけるインダクタンスＬ及び品質係数（Ｑ値）を測定した。結果を図８及び図９に併せて示す。
【０１１０】
図８及び図９に示すように、実施例１のインダクタは、比較例４（Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金）よりもインダクタンスＬが劣るものの、比較例５（Ｆｅ７４．４３Ｃｒ１ ．９６Ｐ９．０４Ｃ２．１６Ｂ７．５４Ｓｉ４．８７）よりも品質係数ＱおよびインダクタンスＬが高くなっている。実施例１が比較例５に対してＱおよびＬが高くなるのは、従来の形状の圧粉磁心を備えた比較例５では巻線の一部が圧粉磁心のヨークに接することなく露出しているのに対し、実施例１のインダクタではコイル部が圧粉磁心に埋め込まれて密着していることで磁路断面積が向上しているため、Ｌ及びＱが高くなったものと考えられる。これにより、実施例１のインダクタの小型化が可能になる。
【０１１１】
尚、実施例１のインダクタンスＬは比較例４より劣るものの、品質係数Ｑでは比較例４よりも優れており、また他の比較例１〜３よりも２００ｋＨｚ以上で良好なＱ値を示していることがわかる。
【０１１２】
［実験例３：熱処理効果の確認］
実験例１と同様の水アトマイズ法により、Ｆｅ７４．４３Ｃｒ１．９６Ｐ９．０４Ｃ２．１６Ｂ７ ．５４Ｓｉ４．８７なる組成の軟磁性合金粉末を得た。
この軟磁性合金粉末にシリコーン樹脂を添加し、更に潤滑剤を添加して１０分間混合した後、混合物を金型に充填し、図２に示す放電プラズマ焼結装置により１５０℃で５．９ＭＰａの圧力を５分間印加して圧縮成形を行うことにより、外径１２ｍｍ、内径６ｍｍ、厚さ２ｍｍのリング状の圧粉磁心を得た。さらにこの圧粉磁心に対して４９０℃で６０分間加熱する条件で熱処理を行った。
【０１１３】
得られた圧粉磁心について、インピーダンスアナライザーによって１００ｋＨｚにおける実効透磁率μｅを測定した。また、圧粉磁心に巻線して、品質係数Ｑならびにコアロスを測定した。コアロスは、励磁磁界強度０．１Ｔ、周波数１００ｋＨｚの条件で測定した。結果を表２に示す。
【０１１４】
【表２】
表２に示すように、熱処理を行うことによって透磁率が１．５倍程度に向上し、品質係数は６倍以上に向上し、コアロスは１０分の１以下に減少していることが分かる。このように、熱処理を行うことで、磁気特性が大幅に向上することが分かる。
従って、本実験例で使用した軟磁性合金粉末と同一組成の合金を有する実施例１のインダクタに対して熱処理を行うことにより、更なるインダクタンスＬ及び品質係数Ｑの向上が期待できる。
【０１１６】
【発明の効果】
以上、詳細に説明したように、本発明の磁気素子によれば、軟磁気特性に優れた軟磁性合金粉末からなる圧粉磁心を備え、しかもこの圧粉磁心にコイル部が埋め込まれており、コイル部全体を軟磁性合金が囲む状態になるので、圧粉磁心の磁路断面積を向上させることができ、インダクタンス及び品質係数を向上させることが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の第１の実施形態であるインダクタを示す斜視図。
【図２】本発明の磁気素子の製造に使用する放電プラズマ焼結装置を示す模式図。
【図３】本発明の第２の実施形態であるインダクタを示す斜視図。
【図４】図３のＢＢ線に対応する断面図。
【図５】本発明の第３の実施形態であるインダクタを示す斜視図。
【図６】図５のＣＣ線に対応する断面図。
【図７】本発明の第４の実施形態であるトランスを示す斜視図。
【図８】実施例１及び比較例１〜５のインダクタンス（Ｌ）と周波数との関係を示すグラフ。
【図９】実施例１及び比較例１〜５の品質係数（Ｑ）と周波数との関係を示すグラフ。
【図１０】従来の磁気素子に用いられる圧粉磁心を示す斜視図。
【符号の説明】
４１ インダクタ（磁気素子）
２２ 圧粉磁心
４３ 導体
４３ｃ コイル部
４４ 絶縁層[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a magnetic element, a transformer, and an inductor, and more particularly, to a magnetic element in which a space factor is improved by embedding a coil portion in a dust core made of a soft magnetic alloy.
[0002]
[Prior art]
As a magnetic core for a magnetic element requiring a constant magnetic permeability up to high frequencies such as a transformer for a switching power supply or a smoothing choke, a powder of ferrite, a permalloy alloy, an Fe-Al-Si alloy, etc. and an insulating material were mixed and molded. Dust cores have been proposed.
FIG. 10 shows an example of a conventional dust core. The
[0003]
[Problems to be solved by the invention]
By the way, in the conventional dust core, since the winding is exposed outside except for the vicinity of the
[0004]
Therefore, in order to prevent the inductance L and the quality factor (Q value) from lowering, a magnetic element in which an Fe-Al-Si alloy powder, a silicone resin, and a coil are integrally formed and the entire coil is embedded in a dust core is proposed. Have been.
However, since silicone resins generally have poor thermal stability, they need to be heat-treated at a temperature of 500 ° C. or lower, and it has been difficult to completely relax the stress of the Fe—Al—Si alloy.
That is, the heat treatment temperature required for stress relaxation of the Fe—Al—Si alloy is 800 ° C. or more. However, when the temperature is increased to this point, the silicone resin is thermally decomposed and the dust core is held in a constant shape. It is difficult to keep. Therefore, heat treatment must be performed at a temperature of 500 ° C. or less. In this case, the magnetic permeability at 1 MHz of the dust core is as low as about 40 to 50, and thus the inductance and the quality factor (Q value) are reduced. It was still difficult to improve the performance of the device.
[0005]
The present invention has been made in view of the above circumstances, and has as its object to provide a magnetic element having an excellent inductance and a high quality factor (Q value).
[0006]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, the present invention employs the following configurations.
The magnetic element of the present invention has an amorphous structure in which the temperature interval ΔTx of the supercooled liquid represented by ΔTx = Tx−Tg (where Tx indicates a crystallization start temperature and Tg indicates a glass transition temperature) is 20K or more. The soft magnetic alloy powder represented by the following composition formula composed of a structure having a main phase as a main phase, and one or more conductors having a coil portion covered with an insulating layer are integrally molded, The coil portion is embedded in a dust core made of a soft magnetic alloy powder, and the conductors superposed on each other in the coil portion are in contact with each other via the insulating layer.
Fe100-xy-z-wtAlxPyCzBwXt
Here, X is one or more elements selected from Cr, Mo, and V, and x, y, z, w, and t indicating the composition ratio are 0 atom% ≦ x ≦ 10 atom%, 2 atom % ≦ y ≦ 15 at%, 0 at% <z ≦ 11.5 at%, 4 at% ≦ w ≦ 10 at%, 0 at% ≦ t ≦ 8 at%, 70 at% ≦ (100-xy −z−w−t) ≦ 79 at%, 11 at% ≦ (y + z + w) ≦ 30 at%.
[0007]
Further, in the magnetic element of the present invention, the temperature interval ΔTx of the supercooled liquid represented by the formula ΔTx = Tx−Tg (where Tx indicates a crystallization start temperature and Tg indicates a glass transition temperature) is 20K or more. A soft magnetic alloy powder represented by the following composition formula having a structure having an amorphous phase as a main phase, and one or more conductors having a coil portion covered with an insulating layer are integrally formed. The coil portion is embedded in a dust core made of the soft magnetic alloy powder, and the conductors superposed on each other in the coil portion are in contact with each other via the insulating layer.
(Fe1-aTa)100-xy-z-wtAlxPyCzBwXt
Here, X is one or two elements selected from Cr, Mo, and V, T is one or two elements selected from Co and Ni, and a, x, y, z, w, and t are 0.1 ≦ a ≦ 0.15, 0 atomic% ≦ x ≦ 10 atomic%, 2 atomic% ≦ y ≦ 15 atomic%, 0 atomic% <z ≦ 11.5 atomic%, Atomic% ≦ w ≦ 10 atomic%, 0 atomic% ≦ t ≦ 8 atomic%, 70 atomic% ≦ (100-xyzwt) ≦ 79 atomic%, 11 atomic% ≦ (y + z + w) ≦ 30 Atomic%.
[0008]
In addition, the magnetic element of the present invention has a non-cooling liquid having a temperature interval ΔTx of 20K or more represented by a formula of ΔTx = Tx−Tg (where Tx indicates a crystallization start temperature and Tg indicates a glass transition temperature). The soft magnetic alloy powder represented by the following composition formula composed of a structure having a crystalline phase as a main phase, and one or two or more conductors having a coil portion covered with an insulating layer are integrally formed, The coil portion is embedded in a dust core made of the soft magnetic alloy powder, and the conductors superposed on each other in the coil portion are in contact with each other via the insulating layer.
Fe100-xvzwtAlx(P1-bSib)vCzBwXt
Here, X is one or two elements selected from Cr, Mo, and V, and b, x, v, z, w, and t indicating the composition ratio are 0.1 ≦ b ≦ 0.28, 0 Atomic% ≦ x ≦ 10 atomic%, 2 atomic% ≦ v ≦ 15 atomic%, 0 atomic% <z ≦ 11.5 atomic%, 4 atomic% ≦ w ≦ 10 atomic%, 0 atomic% ≦ t ≦ 8 atomic% , 70 at% ≦ (100-xyzwt) ≦ 79 at%, 11 at% ≦ (v + z + w) ≦ 30 at%.
[0009]
Further, in the magnetic element of the present invention, the temperature interval ΔTx of the supercooled liquid represented by the formula ΔTx = Tx−Tg (where Tx indicates a crystallization start temperature and Tg indicates a glass transition temperature) is 20K or more. A soft magnetic alloy powder represented by the following composition formula having a structure having an amorphous phase as a main phase, and one or more conductors having a coil portion covered with an insulating layer are integrally formed. The coil portion is embedded in a dust core made of the soft magnetic alloy powder, and the conductors superposed on each other in the coil portion are in contact with each other via the insulating layer.
(Fe1-aTa)100-xvzwtAlx(P1-bSib)vCzBwXt
Here, X is one or two elements selected from Cr, Mo and V, T is one or two elements selected from Co and Ni, and a, b, x, v, z, w, and t are 0.1 ≦ a ≦ 0.15, 0.1 ≦ b ≦ 0.28, 0 at% ≦ x ≦ 10 at%, 2 at% ≦ v ≦ 15 at%, 0 Atomic% <z ≦ 11.5 atomic%, 4 atomic% ≦ w ≦ 10 atomic%, 0 atomic% ≦ t ≦ 8 atomic%, 70 atomic% ≦ (100-xvzzwt) ≦ 79 Atomic%, 11 atomic% ≦ (v + z + w) ≦ 30 atomic%.
[0010]
According to such a magnetic element, the powder magnetic core including the soft magnetic alloy powder having excellent soft magnetic properties is provided, and the coil portion is embedded in the powder magnetic core, and the entire coil portion is surrounded by the soft magnetic alloy. In this state, the magnetic path cross-sectional area of the dust core can be improved, and thereby the inductance and the quality factor can be improved.
[0011]
The coil portion may be configured by spirally winding a linear or tape-shaped conductor, or may be configured by spirally winding a tape-shaped conductor.
[0012]
Further, the magnetic element of the present invention is the magnetic element described above, wherein the soft magnetic alloy powder and the conductor are heat-treated at a temperature equal to or higher than the Curie point and equal to or lower than the crystallization temperature after being integrally formed. It is characterized by being done.
[0013]
According to such a magnetic element, since the heat treatment is performed after the soft magnetic alloy powder and the conductor are integrally molded, the stress applied to the soft magnetic alloy powder at the time of molding can be relaxed. Magnetic properties can be improved to increase inductance and quality factor.
Further, the soft magnetic alloy constituting the dust core can sufficiently relax the stress at a temperature higher than the Curie point and lower than the crystallization temperature, so that the soft magnetic alloy has a stress relaxation like a conventional Fe-Al-Si alloy. And the magnetic properties of the soft magnetic alloy can be maximized.
[0014]
Next, an inductor of the present invention includes the magnetic element according to any one of the above, wherein the coil portion of the first conductor is embedded in the dust core. According to another aspect of the invention, there is provided a transformer including the magnetic element described above, wherein the coil portions of the two or more conductors are embedded in the dust core.
[0015]
According to the inductor and the transformer, since the magnetic element is provided, the inductance and the transformer having excellent inductance and quality factor can be configured.
[0016]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
(1st Embodiment)
Hereinafter, a first embodiment of the present invention will be described with reference to the drawings.
FIG. 1 shows an inductor which is a magnetic element according to a first embodiment of the present invention. In the inductor (magnetic element) 21 of the present embodiment, the temperature interval ΔTx of the supercooled liquid represented by the equation ΔTx = Tx−Tg (where Tx indicates the crystallization start temperature and Tg indicates the glass transition temperature) is obtained. A soft magnetic alloy powder having a structure having an amorphous phase of 20K or more as a main phase and one
[0017]
The
[0018]
The
[0019]
The soft magnetic alloy powder is a metallic glass alloy in which the temperature interval ΔTx of the supercooled liquid is 20K or more, has a structure having an amorphous phase as a main phase, and is represented by a composition formula described later and has a high permeability. It is an alloy that exhibits high magnetic susceptibility and high saturation magnetization, low coercive force and low iron loss. Further, since this metallic glass alloy is an alloy having an amorphous phase as a main phase, and the crystallization start temperature Tx is about 600 ° C. (873 K), the internal stress is relaxed by heat treatment at a temperature equal to or lower than Tx. As a result, the magnetic characteristics are improved. Therefore, a silicone resin that can be heat-treated at a temperature of about 500 ° C. or less can be used, and the stress of the metallic glass alloy powder can be relaxed without depositing a crystalline phase. Can be configured.
[0020]
If the temperature interval ΔTx of the supercooled liquid of the soft magnetic alloy powder is less than 20K, the ability to form an amorphous phase is reduced and a crystalline phase is easily precipitated, and the soft magnetic alloy powder and the silicone resin are solidified and formed. It is difficult to sufficiently relax the internal stress without crystallization during the heat treatment performed after the heat treatment. When ΔTx is equal to or higher than 20K, the stress can be sufficiently relaxed even at a low heat treatment temperature, and the magnetic characteristics of the
[0021]
Further, as shown in FIG. 1, the
As shown in the cross section A of the
[0022]
As described above, since the soft magnetic alloy surrounds the
[0023]
Further, in the
[0024]
In addition, a lubricant composed of a stearate has a function of enhancing the lubricity of the soft magnetic alloy powder, and when the soft magnetic alloy powder and the silicone resin are mixed and molded, the soft magnetic alloy powders are liable to slip with each other. Thus, the powder is densely filled, and the relative density of the
[0025]
The silane coupling agent generally has a methoxy group or an ethoxy group directly bonded to a silicon atom and a functional group bonded to a silicon atom via a methylene chain, and this functional group is bonded to a metal. The metal and the organic substance are firmly bonded to each other by bonding the methoxy group or the ethoxy group to the organic substance. In the case of the present invention, the soft magnetic alloy powder and the silicone resin are bound by the silane coupling agent. Therefore, as the above-mentioned functional group, it is preferable to select a functional group having a good bond with the soft magnetic alloy, and for example, it is preferable to be any one of an amino group, a vinyl group, and a methyl group. .
Since the soft magnetic alloy powder and the silicone resin are firmly bonded by the silane coupling agent, the surface of the soft magnetic alloy powder is evenly covered with the silicone resin, and the insulating property between the soft magnetic alloy powders can be improved. As a result, the specific resistance of the
[0026]
The amount of the binder such as silicone resin is preferably in the range of 0.05% by mass to 5% by mass, more preferably in the range of 0.1% by mass to 3% by mass, based on the dust core. If the addition amount is less than 0.05% by mass, the soft magnetic alloy powder cannot be completely insulated, the eddy current loss increases, and the magnetic permeability decreases. On the other hand, if the addition amount exceeds 5% by mass, the binder is thickly attached to the surface of the soft magnetic alloy powder, the interval between the alloy powders is widened, the influence of the demagnetizing field is increased, and the magnetic permeability is undesirably reduced. .
[0027]
Further, the addition amount of the stearate is preferably in the range of 0.1% by mass to 5% by mass, more preferably in the range of 0.1% by mass to 3% by mass, based on the dust core. If the addition amount is less than 0.1% by mass, the lubricating property of the alloy powder cannot be increased, whereby the relative density of the dust core decreases, the magnetic permeability decreases, and iron loss increases. . On the other hand, if the addition amount exceeds 5% by mass, the stearate is decomposed at the time of heat molding to generate gas, whereby the relative density of the dust core decreases, the magnetic permeability decreases, and iron loss increases. It is not preferred.
[0028]
Further, the addition amount of the silane coupling agent is preferably in the range of 0.1% by mass or more and 2% by mass or less, more preferably 0.5% by mass or more and 2% by mass or less based on the dust core. If the addition amount is less than 0.1% by mass, the adhesion between the soft magnetic alloy and the silicone resin decreases, and the strength of the dust core decreases, which is not preferable. Further, if it is added in excess of 2% by mass, the effect corresponding to the addition cannot be obtained, which is not preferable.
[0029]
Furthermore, the
If the heat treatment temperature is lower than the Curie temperature, stress relaxation is insufficient, which is not preferable. If the heat treatment temperature is higher than the crystallization temperature, the silicone resin as a binder may be thermally decomposed.
[0030]
The
[0031]
In order to compression-mold the soft magnetic alloy powder together with the
The discharge plasma sintering apparatus is housed in a
Although an energizing device is omitted in FIG. 2, an energizing device provided separately is connected to the upper and
[0032]
Then, the
In this discharge plasma sintering process, the temperature of the mixture can be rapidly raised at a predetermined speed by an electric current, and the compression molding time can be shortened. Suitable for compression molding while maintaining the phase.
[0033]
Further, it is preferable that the uniaxial pressure P is applied from the same direction as the overlapping direction of the conductors 23 (
[0034]
In the present invention, the temperature at which the above mixture is compression-molded must be equal to or lower than the crystallization start temperature (Tx) of the soft magnetic alloy powder. In order to prevent leakage from the
When the mixture is compression-molded in a temperature range of (Tx) K or lower, the silicone resin is appropriately softened, and the soft magnetic alloy powder is bound to form a predetermined shape.
Although (Tx) varies depending on the composition of the soft magnetic alloy powder, it is generally in the range of 773 to 1000K.
[0035]
Regarding the uniaxial pressure P applied to the mixture during compression molding, if the pressure is too low, the density of the
[0036]
Since the silicone resin has elasticity, the curing stress is small, and the internal stress remaining in the soft magnetic alloy powder is small. For this reason, the influence of magnetostriction is eliminated, and the soft magnetic properties of the metallic glass alloy are improved. Thereby, the core loss of the dust core can be significantly reduced.
[0037]
Next, the above-mentioned
Further, the atmosphere for the compression molding and the heat treatment is preferably a vacuum atmosphere or an inert gas atmosphere such as a nitrogen gas or an argon gas, and more preferably a nitrogen gas atmosphere.
By performing the compression molding and the heat treatment in this manner, the inductor shown in FIG. 1 is obtained.
[0038]
According to the above manufacturing method, since the binder such as the soft magnetic alloy powder or the silicone resin wraps around the gap between the
[0039]
(Second embodiment)
3 and 4 show an inductor (magnetic element) according to a second embodiment of the present invention. Note that among the components of the inductor shown in FIGS. 3 and 4, the same components as those of the
[0040]
The
[0041]
The
[0042]
As shown in FIGS. 3 and 4, the tape-shaped
As shown in FIG. 4, the tape-shaped
[0043]
Further, as shown in FIG. 3 as a cross section A of the
[0044]
Thus, since the soft magnetic alloy is in close contact with the
Further, since the
[0045]
The
[0046]
(Third embodiment)
5 and 6 show an inductor (magnetic element) according to a third embodiment of the present invention. Note that among the components of the inductor shown in FIGS. 5 and 6, the same components as those of the
[0047]
The
[0048]
The
[0049]
As shown in FIGS. 5 and 6, the tape-shaped
As shown in FIG. 6, the tape-shaped
[0050]
As shown in the cross section A of the
In FIG. 6, only the insulating
[0051]
As described above, since the soft magnetic alloy is in close contact with the
Furthermore, since the
[0052]
The
[0053]
(Fourth embodiment)
FIG. 7 shows a transformer (magnetic element) according to a fourth embodiment of the present invention. Note that among the components of the transformer shown in FIG. 7, the same components as those of the
[0054]
The
[0055]
The
[0056]
As shown in FIG. 7, the linear
Similarly, the linear
[0057]
As shown in the cross section A of the
[0058]
As described above, since the soft magnetic alloy surrounds each of the
[0059]
Further, in the
[0060]
The
[0061]
(Composition of soft magnetic alloy)
The soft magnetic alloy powder constituting the dust core of the magnetic element of the present invention comprises at least Fe having magnetism and P, C, and B having an ability to form an amorphous phase. And exhibit excellent soft magnetic properties.
Also, Al may be added, one or both of Ni and Co may be added by Fe substitution, and Si may be added in addition to P, C, and B. Further, X (one or more elements selected from Cr, V, and Mo) may be added.
[0062]
The soft magnetic alloy powder according to the present invention has a temperature interval ΔTx of the supercooled liquid of 20K or more, and has a remarkable temperature interval of ΔTx of 30K or more and further 50K or more depending on the composition. It is completely unexpected from other alloys known from the findings of the present invention, and also has excellent properties at room temperature with respect to soft magnetism, and is a completely new one not seen in the findings so far.
[0063]
BACKGROUND ART Fe-Al-Ga-CP-Si-B-based metallic glass alloys have been known as one type of soft magnetic alloys. In contrast to this conventional soft magnetic alloy, the soft magnetic alloy according to the present invention is obtained by removing Ga and increasing the amount of Al or Fe by this Ga substitution, and removing Ga which has been conventionally considered to be an essential element. However, it was confirmed that an amorphous phase was formed, and further, a temperature interval ΔTx of the supercooled liquid was also exhibited.
[0064]
Further, the soft magnetic alloy powder according to the present invention has higher saturation magnetization because it contains more magnetic elements such as Fe, Ni, and Co than the conventional Fe-Al-Ga-CP-Si-B-based alloy.
In addition, since the entire structure is a completely amorphous phase, when heat treatment is performed under appropriate conditions, the internal stress can be relaxed without precipitation of a crystalline phase. Soft magnetic characteristics can be further improved.
[0065]
Furthermore, the soft magnetic alloy powder according to the present invention can maintain the amorphous forming ability required for producing an amorphous powder sufficiently while using a conventional Fe-Al-Ga-CP-Si-B-based powder. Magnetic properties can be improved as compared with alloys, and corrosion resistance that can withstand various powder forming methods such as a gas atomizing method and a water atomizing method can be obtained.
[0066]
Further, since the amorphous soft magnetic alloy of the present invention has a large temperature interval ΔTx of the supercooled liquid, when cooling from the molten state, it has a wide supercooled liquid region and does not crystallize and Thus, an amorphous phase is easily formed up to the glass transition temperature Tg.
Therefore, even if the cooling rate is relatively slow, it is possible to sufficiently form an amorphous phase.For example, a method of spraying a molten alloy with an inert gas and rapidly cooling the same by using an inert gas, such as a gas atomizing method, is used. It is possible to obtain a powdery alloy mainly composed of a phase structure, which is excellent in practicality.
[0067]
As an example of the above-mentioned amorphous soft magnetic alloy, an alloy represented by the following composition formula can be given.
Fe100-xy-z-wtAlxPyCzBwXt
Here, X is one or more elements selected from Cr, Mo, and V, and x, y, z, w, and t indicating the composition ratio are 0 atom% ≦ x ≦ 10 atom%, 2 atom % ≦ y ≦ 15 at%, 0 at% <z ≦ 11.5 at%, 4 at% ≦ w ≦ 10 at%, 0 at% ≦ t ≦ 8 at%, 70 at% ≦ (100-xy −z−w−t) ≦ 79 at%, 11 at% ≦ (y + z + w) ≦ 30 at%.
[0068]
Further, as another example of the amorphous soft magnetic alloy, one represented by the following composition formula can be given.
(Fe1-a T a)100-xy-z-wtAlxPyCzBwXt
Here, X is one or two elements selected from Cr, Mo, and V, T is one or two elements selected from Co and Ni, and a, x, y, z, w, and t are 0.1 ≦ a ≦ 0.15, 0 atomic% ≦ x ≦ 10 atomic%, 2 atomic% ≦ y ≦ 15 atomic%, 0 atomic% <z ≦ 11.5 atomic%, Atomic% ≦ w ≦ 10 atomic%, 0 atomic% ≦ t ≦ 8 atomic%, 70 atomic% ≦ (100-xyzwt) ≦ 79 atomic%, 11 atomic% ≦ (y + z + w) ≦ 30 Atomic%.
[0069]
Further, as another example of the above-mentioned amorphous soft magnetic alloy, there can be mentioned one represented by the following composition formula.
Fe100-xvzwtAlx(P1-bSib)vCzBwXt
Here, X is one or two elements selected from Cr, Mo, and V, and b, x, v, z, w, and t indicating the composition ratio are 0.1 ≦ b ≦ 0.28, 0 Atomic% ≦ x ≦ 10 atomic%, 2 atomic% ≦ v ≦ 15 atomic%, 0 atomic% <z ≦ 11.5 atomic%, 4 atomic% ≦ w ≦ 10 atomic%, 0 atomic% ≦ t ≦ 8 atomic% , 70 at% ≦ (100-xyzwt) ≦ 79 at%, 11 at% ≦ (v + z + w) ≦ 30 at%.
[0070]
Furthermore, as other examples of the above-mentioned amorphous soft magnetic alloy, those represented by the following composition formula can be mentioned.
(Fe1-aTa)100-xvzwtAlx(P1-bSib)vCzBwXt
Here, X is one or two elements selected from Cr, Mo and V, T is one or two elements selected from Co and Ni, and a, b, x, v, z, w, and t are 0.1 ≦ a ≦ 0.15, 0.1 ≦ b ≦ 0.28, 0 at% ≦ x ≦ 10 at%, 2 at% ≦ v ≦ 15 at%, 0 Atomic% <z ≦ 11.5 atomic%, 4 atomic% ≦ w ≦ 10 atomic%, 0 atomic% ≦ t ≦ 8 atomic%, 70 atomic% ≦ (100-xvzzwt) ≦ 79 Atomic%, 11 atomic% ≦ (v + z + w) ≦ 30 atomic%.
[0071]
When the melting point of the alloy is Tm, the soft magnetic alloy powder having the above composition exhibits Tg / Tm ≧ 0.57, and has a saturation magnetization σs of 180 × 10-6Indicates Wb · m / kg or more.
[0072]
Further, a preferable composition range of the soft magnetic alloy powder containing at least Fe, P, C, and B is such that x, y, z, w, and t in the above composition ratio are such that 0 atomic% ≦ x ≦ 6. Atomic%, 2 atomic% ≦ y ≦ 15 atomic%, 0 atomic% <z ≦ 11.5 atomic%, 4 atomic% ≦ w ≦ 10 atomic%, 0 atomic% ≦ t ≦ 4 atomic%, 76 atomic% ≦ ( 100-xyzwt) ≦ 79 atomic%, and 18 atomic% ≦ (y + z + w) ≦ 24 atomic%.
The preferred range of the amorphous soft magnetic alloy containing at least Fe and P, C, B, and Si is such that x, v, z, w, and t in the composition ratio are 0 atomic% ≦. x ≦ 6 at%, 2 at% ≦ v ≦ 15 at%, 0 at% <z ≦ 11.5 at%, 4 at% ≦ w ≦ 10 at%, 0 at% ≦ t ≦ 4 at%, 76 at% % ≦ (100−x−v−z−w−t) ≦ 79 at%, and 18 at% ≦ (v + z + w) ≦ 24 at%.
[0073]
In the amorphous soft magnetic alloy having the above preferred composition range, Tg / Tm ≧ 0.57 is exhibited, and the saturation magnetization σs is 200 × 10-6Indicates Wb · m / kg or more.
[0074]
Further, a more preferable composition range of the above-mentioned amorphous soft magnetic alloy containing at least Fe, P, C, and B is such that x, y, z, w, and t in the above composition ratio are 0 atomic% ≦. x ≦ 5 at%, 2 at% ≦ y ≦ 15 at%, 0 at% <z ≦ 11.5 at%, 4 at% ≦ w ≦ 10 at%, 0 at% ≦ t ≦ 3 at%, 77 at% % ≦ (100−x−y−z−w−t) ≦ 79 at%, and 18 at% ≦ (y + z + w) ≦ 23 at%.
Further, a more preferable composition range of the above-mentioned amorphous soft magnetic alloy containing at least Fe and P, C, B, and Si is such that x, v, z, w, and t in the composition ratio are 0%. Atomic% ≦ x ≦ 5 atomic%, 2 atomic% ≦ v ≦ 15 atomic%, 0 atomic% <z ≦ 11.5 atomic%, 4 atomic% ≦ w ≦ 10 atomic%, 0 atomic% ≦ t ≦ 3 atomic% , 77 at% ≦ (100−xv−z−w−t) ≦ 79 at%, and 18 at% ≦ (v + z + w) ≦ 23 at%.
[0075]
In the amorphous soft magnetic alloy having the more preferable composition described above, Tg / Tm ≧ 0.57 is exhibited, and the saturation magnetization σs is 210 × 10-6Indicates Wb · m / kg or more.
[0076]
The composition ratio t of the amorphous soft magnetic alloy may be in a range of 2 at% ≦ t ≦ 8 at% or in a range of 2 at% ≦ t ≦ 4 at%. And 2 atomic% ≦ t ≦ 3 atomic%.
[0077]
Hereinafter, the reasons for limiting the composition of the amorphous soft magnetic alloy of the present invention will be described.
Fe is an element responsible for magnetism, and is an essential element in the soft magnetic alloy powder according to the present invention. Further, a part of Fe may be replaced with one or both elements T of Co and Ni.
When the composition ratio of Fe alone or the total of Fe and the element T is increased, the saturation magnetization s of the soft magnetic alloy powder can be improved.
[0078]
The composition ratio of Fe alone or the total composition of Fe and the element T is preferably 70 to 79 atomic%, more preferably 76 to 79 atomic%, and more preferably 77 to 79 atomic%. More preferably, it is at most atomic%.
When the composition ratio of Fe alone or the total composition of Fe and the element T is less than 70 atomic%, the saturation magnetization s is 180 × 10-6It is not preferable because it is reduced to less than Wb · m / kg. On the other hand, if the composition ratio exceeds 79 atomic%, Tg / Tm indicating the degree of amorphous forming ability of the alloy becomes less than 0.57, and the amorphous forming ability is undesirably reduced.
If the composition ratio is 76 atomic% or more, the saturation magnetization s of the alloy is set to 200 × 10-6If the composition ratio is 77 atomic% or more, the saturation magnetization s of the alloy is 210 × 10-6Wb · m / kg or more.
[0079]
In addition, when the element T is added by Fe substitution, as shown by the composition ratio a in the above composition formula, it is preferable to add the element T by substituting 10 to 15% of the added amount of Fe. By adding the element T, the packing density of atoms constituting the alloy is improved, and the rearrangement of atoms is suppressed, so that the thermal stability is improved. In particular, when Co is added, the Curie temperature is improved, and the melting point is lowered, so that the ability to form an amorphous phase is also improved.
If the added amount of the element T is less than 10% of the Fe amount, the effect of adding the element T is not seen, and if the added amount exceeds 15% of the Fe amount, the Fe amount relatively decreases and the saturation magnetization decreases. It is not preferred.
[0080]
Al is an element that is added as necessary to improve the ability of the soft magnetic alloy powder according to the present invention to form amorphous. When the composition ratio x of Al is in the range of 0 atomic% to 10 atomic%, the amorphous forming ability of the alloy can be further improved.
Specifically, when the composition ratio x is 0 atomic% or more and 10 atomic% or less, Tg / Tm indicating the degree of amorphous forming ability of the alloy becomes 0.57 or more, and the saturation magnetization σs becomes 180 × 10 8-6Wb · m / kg or more. However, when Al is added by substitution with Fe, the saturation magnetization s decreases and the cost increases. Therefore, it is preferable to add Al as necessary.
Also, Al has a negative enthalpy of mixing with Fe, has a larger atomic radius than Fe, and has a smaller atomic radius than Fe, and is difficult to crystallize when used together with P, B, and Si. The structure is in a thermally stabilized state.
The composition ratio x of Al is preferably 0 atomic% or more and 10 atomic% or less, more preferably 0 atomic% or more and 6 atomic% or less, further preferably 0 atomic% or more and 5 atomic% or less. . If the composition ratio x exceeds 10 atomic%, the amount of Fe is relatively reduced, the saturation magnetization s is reduced, and the Tg / Tm is less than 0.57, and the amorphous forming ability is undesirably reduced. .
When Al is added, it is preferable to add at least 1 atomic% or more in order to obtain the effect of adding Al, that is, to improve the amorphous forming ability and the thermal stability.
[0081]
When the composition ratio of Fe alone or the total composition of Fe and the element T is 76 atomic% or more and the composition ratio x of Al is 0 atomic% or more and 6 atomic% or less, the saturation magnetization σs of the alloy is 200 × 10-6Wb · m / kg or more.
Further, when the composition ratio of Fe alone or the total composition ratio of Fe and the element T is 77 atom% or more and the composition ratio x of Al is 0 atom% or more and 5 atom% or less, the saturation magnetization σs of the alloy is 210 × 10-6Wb · m / kg or more.
[0082]
C, P, B, and Si are elements that increase the ability to form an amorphous phase. By adding these elements to Fe and Al to form a multi-component system, C, P, B, and Si are higher than in a binary system including only Fe and Al. An amorphous phase is formed stably.
In particular, since P has a eutectic composition with Fe at a low temperature (about 1050 ° C.), the entire structure becomes an amorphous phase and the temperature interval ΔTx of the supercooled liquid is easily developed.
When P and Si are added at the same time, the temperature interval ΔTx of the supercooled liquid becomes larger, the ability to form an amorphous phase is improved, and the production conditions for obtaining an amorphous single-phase structure are changed in a relatively simple direction. Can be relaxed.
[0083]
When Si is not added, the composition ratio y of P is preferably 2 to 15 atomic%, more preferably 5 to 15 atomic%, and more preferably 7 to 13 atomic%. % Is most preferred.
When the composition ratio y of P is within the above range, the temperature interval ΔTx of the supercooled liquid is developed, and the amorphous forming ability of the alloy is improved.
[0084]
When P and Si are added at the same time, the composition ratio v indicating the total amount of P and Si is preferably 2 atomic% or more and 15 atomic% or less, more preferably 8 atomic% or more and 15 atomic% or less. Most preferably, it is 10 atomic% or more and 14 atomic% or less.
When the composition ratio v indicating the total amount of P and Si is in the above range, the temperature interval ΔTx of the supercooled liquid is improved, and thereby the amorphous forming ability of the alloy is improved.
[0085]
Further, the composition ratio b representing the ratio of Si and P when P and Si are simultaneously added is preferably 0.1 ≦ b ≦ 0.28. If the composition ratio b is less than 0.1, the effect of adding Si is not seen, so that it is not preferable. If the composition ratio b exceeds 0.28, the amount of Si becomes excessive and the supercooled liquid region ΔTx may disappear. It is not preferred.
When b and v indicating the composition ratio of P and Si are set in the above ranges, the temperature interval ΔTx of the supercooled liquid can be improved, and the size of the bulk that becomes the amorphous single phase can be increased.
[0086]
Further, the composition ratio w of B is preferably 4 atomic% or more and 10 atomic% or less, more preferably 6 atomic% or more and 10 atomic% or less, and most preferably 6 atomic% or more and 9 atomic% or less. preferable.
Further, the composition ratio z of C is preferably more than 0 atomic% and 11.5 atomic% or less, more preferably 2 atomic% or more and 8 atomic% or less, and more preferably 2 atomic% or more and 5 atomic% or less. Most preferably.
[0087]
The total composition ratio (y + z + w) or (v + z + w) of these metalloid elements C, P, B and Si is preferably from 11 at% to 30 at%, and from 18 at% to 24 at%. It is more preferable that the content be 18 atomic% or more and 23 atomic% or less.
If the total composition ratio of the metalloid elements is less than 11 atomic%, the amorphous forming ability of the soft magnetic alloy powder is reduced, and an amorphous single phase structure cannot be obtained. If the total composition ratio exceeds 30 atomic%, the composition ratio of Fe is relatively decreased, and the saturation magnetization σs is undesirably decreased.
[0088]
When the composition ratio of Fe alone or the total composition of Fe and the element T is 76 atomic% or more, the total composition ratio (y + z + w) or (v + z + w) of the metalloid elements C, P, B and Si is 18 atomic% or more. By setting it to 24 atomic% or less, the saturation magnetization σs of the alloy is set to 200 × 10-6Wb · m / kg or more.
Furthermore, when the composition ratio of Fe alone or the total composition ratio of Fe and the element T is 77 atom% or more, the total composition ratio (y + z + w) or (v + z + w) of the metalloid elements C, P, B, and Si is 18 atom% or more. By setting it to 23 atomic% or less, the saturation magnetization σs of the alloy is set to 210 × 10-6Wb · m / kg or more.
[0089]
Further, the addition of Cr improves the corrosion resistance of the alloy. For example, in the water atomizing method, it is possible to prevent the occurrence of rust that occurs when the molten metal comes into direct contact with water and further in the step of drying the powder (visual level). The composition ratio t of Cr is preferably from 0 atomic% to 8 atomic%. When Cr is added, the corrosion resistance of the alloy can be increased. However, if the composition ratio t of Cr exceeds 8 atomic%, the Fe concentration relatively decreases, and the magnetic properties deteriorate, which is not preferable.
Further, the composition ratio t is more preferably 0 atomic% or more and 4 atomic% or less, further preferably 0 atomic% or more and 3 atomic% or less.
Further, the composition ratio t may be 1 at% to 8 at%, 1 at% to 4 at%, or 1 at% to 3 at%.
When the composition ratio t is 2 atomic% or more, the corrosion resistance of the alloy can be further improved. If the composition ratio t is 4 atomic% or less, the saturation magnetization s can be improved, and if the composition ratio t is 3 atomic% or less, the saturation magnetization s can be further improved.
The same effect is obtained with Mo and V in addition to Cr. These elements are added alone or in combination with Mo, V and Mo, Cr and V, Cr and Cr, Mo, V, etc. in combination. You may. Among these elements, Cr has the best effect on the corrosion resistance, and Mo and V have a slightly inferior corrosion resistance to Cr but have an improved ability to form an amorphous phase. Therefore, these elements are selected as necessary.
Further, Ge may be contained in the above composition at 4 atomic% or less, and at least one of Nb, Mo, Hf, Ta, W, and Zr may be contained at 0 to 7 atomic%.
In any of the above compositions, in the present invention, the temperature interval ΔTx of the supercooled liquid is 20K or more, and 35K or more depending on the composition.
In addition, even if the composition is not the above, any material that can remove distortion at a heat treatment temperature of 200 to 500 ° C. with ΔTx of 20 K or more can be applied to the present invention.
Further, unavoidable impurities may be contained in addition to the elements represented by the above composition.
[0090]
The soft magnetic alloy powder according to the present invention is melted and then quenched by a single roll or twin rolls, further by a submerged spinning method or a solution extraction method, or by a gas atomizing method or a water atomizing method, or by an injection molding method. Thus, it is manufactured in various shapes such as a bulk shape, a ribbon shape, a linear body, and a powder.
In particular, in the present invention, by using the gas atomizing method or the water atomizing method described above, a powder having a substantially spherical shape is obtained by crushing a conventionally known amorphous soft magnetic alloy ribbon. Alloy powder can be obtained.
By using the spherical soft magnetic alloy powder, the density of the dust core according to the present invention can be improved, and the soft magnetic characteristics of the dust core can be enhanced.
[0091]
The soft magnetic alloy powder having the above composition obtained by the gas atomizing method has magnetism at room temperature and shows better magnetism by heat treatment. Therefore, as a material having excellent soft magnetic properties, it can be suitably used as a dust core of the magnetic element of the present invention.
It should be noted that a suitable cooling rate is determined depending on the composition of the alloy, the means for production and the size, shape, etc. of the product.4A range of about K / s can be used as a standard. Actually, the glass phase (glassy @ phase) contains Fe as a crystal phase.3B, Fe2B, Fe3It can be determined by confirming whether a phase such as P precipitates.
[0092]
The above soft magnetic alloy powder can be produced by, for example, a gas atomizing method. In the gas atomization method, a melt of a soft magnetic alloy having the above-described composition is sprayed in a mist state inside a chamber filled with an inert gas together with a high-pressure inert gas, and the alloy powder is rapidly cooled in the inert gas atmosphere. Is to manufacture.
[0093]
For example, a molten metal of a soft magnetic alloy is filled in a molten metal crucible with a heating device with a molten alloy of the soft magnetic alloy, and the molten alloy is filled with an inert gas from a molten metal nozzle provided at the bottom of the molten metal crucible. Or an inert gas is introduced into the molten crucible in a pressurized state, and the molten alloy is ejected from the molten metal nozzle in the form of a mist.
When the molten metal is dropped, an inert gas is jetted from another nozzle toward the molten metal stream, thereby atomizing the molten metal stream.
[0094]
The atomized alloy melt is rapidly cooled and solidified in the chamber, becomes substantially spherical particles having an amorphous phase as a main phase, and is deposited on the bottom of the chamber. Thus, a soft magnetic alloy powder is obtained.
[0095]
The particle size of the soft magnetic alloy powder can be adjusted by the pressure of the inert gas to be jetted, the dropping speed of the molten metal, the inner diameter of the molten metal nozzle, and the like, and a particle size of several μm to one hundred and several tens μm can be obtained. it can.
[0096]
In addition to the heat treatment performed after the integral molding with the conductor, the obtained alloy powder may be subjected to a heat treatment. By performing the heat treatment, the internal stress of the alloy is reduced, and the soft magnetic properties of the soft magnetic alloy powder can be further improved. The heat treatment temperature is preferably in the range from the Curie temperature of the alloy to the glass transition temperature Tg. The heat treatment time is preferably in a range in which the internal stress of the alloy is sufficiently relaxed and there is no possibility of precipitation of a crystalline phase, for example, in a range of 30 to 300 minutes.
[0097]
【Example】
[Experimental example 1: Physical properties of FePC (B.Cr (V, Mo))-based alloy]
Predetermined amounts of Fe, Fe-C alloy, Fe-P alloy, B, Si, and Cr (V, Mo) are weighed as raw materials, and these raw materials are melted in a high-frequency induction heating device under a reduced-pressure Ar atmosphere. Was prepared. This ingot is put into a melt crucible and melted, and the alloy melt is dripped from a melt nozzle of the melt crucible and a water stream is jetted to atomize the dripping alloy melt, so-called water for rapidly cooling the atomized alloy melt. By the atomizing method, soft magnetic alloy powders of Samples 1 to 11 having a particle size in a range of 1 to 150 μm were obtained. The obtained powder was dried by heating at 120 ° C. for 120 minutes in a vacuum.
[0098]
The composition of each soft magnetic alloy powder was as shown in Table 1. DSC measurement was performed on each alloy powder to measure the glass transition temperature Tg, the crystallization start temperature Tx, the Curie temperature Tc, and the melting point Tm, and the temperature intervals ΔTx and Tg / Tm of the supercooled liquid were obtained.
Table 1 shows the Curie temperature Tc, glass transition temperature Tg, crystallization start temperature Tx, ΔTx, and reduced vitrification temperature Tg / Tm of each alloy powder.
[0099]
Further, for the obtained amorphous soft magnetic alloy powder, the saturation magnetization σs was measured by VSM, the effective permeability μe at 1 kHz was measured by an impedance analyzer, the coercive force Hc was measured by a BH loop tracer, and the magnetostriction was further measured. λs was measured. The coercive force Hc, the magnetic permeability μe and the magnetostriction λs were measured using an alloy ribbon manufactured by quenching a molten alloy having the same composition by a single roll method, and the saturation magnetization σs was obtained from the alloy powder before heat treatment. It measured using. Table 1 shows the saturation magnetization σs, coercive force Hc, effective magnetic permeability μe, and magnetostriction λs of each alloy powder.
[0100]
[Table 1]
The alloy powders of Samples 2 to 6 shown in Table 1 are FePCB-based or FePCSi-based alloys according to the present invention in which Al is 0. The alloy powders of Samples 7 to 20 are FePCCr (B) -based alloys according to the present invention in which Cr is added and Al is zero. Sample 1 is an alloy (FePC-based alloy) of a comparative example.
As shown in Table 1, the soft magnetic alloy powders according to the present invention of Samples 2 to 20 exhibited ΔTx of 20 or more even though Al was not added, indicating that they were metallic glass alloys. .
Next, when looking at Samples 2 to 6, the saturation magnetization s was 180 × 10-6It exceeds Wb · m / kg, and the effective magnetic permeability μe exceeds 10,000. It can be seen that the magnetic properties are superior to that of Sample 1 (Comparative Example).
[0102]
Next, in Samples 7 to 20 to which Cr was added, although the saturation magnetization σs was slightly lower than that of Samples 2 to 6, the effective magnetic permeability μe exceeded 10,000, and particularly, the μe of
Further, when the appearance of Samples 7 to 20 was observed immediately after quenching, generation of iron oxide due to corrosion of Fe was not observed despite contact with water during production. This indicates that the effect of improving corrosion resistance by adding Cr is clearly shown. On the other hand, in Samples 2 to 6, the appearance was observed immediately after quenching. As a result, it was confirmed that corrosion was thought to have occurred due to contact with water at the time of production, and some reddish brown iron oxide was generated. However, for Samples 2 to 6, the generation of iron oxide was not so large, so it is considered that no adverse effect on the magnetic properties was observed.
[0103]
Next, based on JIS C5028, each sample was sprayed with salt water equivalent to sodium chloride of the first grade for 96 hours, and the appearance of the sample was observed. As a result, the appearance of Samples 1 to 6 without addition of Cr, Mo, or V was observed. Samples 7 to 12, 14, 16, 17, and 19 to 22 had almost no discoloration and no rust.
[0104]
As described above, the soft magnetic alloy powder according to the present invention has high saturation magnetization and magnetic permeability, and can be suitably used as a material constituting the dust core of the magnetic element of the present invention.
[0105]
[Experimental example 2: Characteristics of inductor]
By the same water atomizing method as in Experimental Example 1, Fe74.43Cr1.96P9.04C2.16B7 . 54Si4.87A soft magnetic alloy powder having the following composition was obtained.
After adding a silicone resin to the soft magnetic alloy powder and further adding a lubricant and mixing for 10 minutes, the mixture was filled into a mold together with a spirally wound tape-shaped conductor, and the mixture was filled in a mold as shown in FIG. By applying a pressure of 5.9 MPa at 150 ° C. for 5 minutes using a discharge plasma sintering apparatus and performing compression molding, an inductor of Example 1 as shown in FIGS. 3 and 4 was obtained. The powder magnetic core of the inductor of this embodiment is a rectangular parallelepiped having a thickness of 2 mm and each side being 12 mm, and the rectangular conductor is made of copper having an outer diameter of 10 mm, an inner diameter of 5.5 mm, and a conductor thickness of 0.3 mm. The number of times was 5, and a polyimide insulating layer was formed on the surface.
[0106]
Note that zinc stearate was used as a lubricant. The amount of the silicone resin added in the above mixture was 1.6% by mass, the amount of the lubricant added was 0.3% by mass, and the balance was a soft magnetic alloy powder.
[0107]
With respect to the obtained inductor, the inductance L and the quality factor (Q value) at a frequency of 10 to 10,000 kHz were measured. The results are shown in FIGS.
[0108]
As a comparative example, two E-shaped cores as shown in FIG. 10 were formed by mixing and compressing a permalloy alloy powder and a silicone resin. As a result, an inductor of Comparative Example 1 having a dust core having a conventional shape as shown in FIG. 10 was manufactured.
Further, an inductor of Comparative Example 2 was manufactured in the same manner as in Comparative Example 1 except that ferrite powder was used instead of permalloy alloy powder.
In addition, one E-type core was manufactured using Fe-Al-Si alloy powder, and the other E-type core was manufactured using ferrite powder, and the two cores were joined to form a dust core. Except for this, the inductor of Comparative Example 3 was manufactured in the same manner as in Comparative Example 1. Further, an inductor of Comparative Example 4 was manufactured in the same manner as in Comparative Example 1, except that an Fe—Al—Si alloy powder was used instead of the permalloy alloy powder.
Also, instead of permalloy alloy powder, Fe74.43Cr1.96P9.04C2.16B7.54Si4.87An inductor of Comparative Example 5 was manufactured in the same manner as in Comparative Example 1, except that a soft magnetic alloy powder having the following composition was used.
[0109]
With respect to the obtained inductors of Comparative Examples 1 to 5, the inductance L and the quality factor (Q value) at a frequency of 10 to 10000 kHz were measured. The results are shown in FIGS. 8 and 9.
[0110]
As shown in FIGS. 8 and 9, the inductor L of Example 1 has a lower inductance L than that of Comparative Example 4 (Fe—Al—Si alloy), but has a lower inductance L of Comparative Example 5 (Fe—Al—Si alloy).74.43Cr1 . 96P9.04C2.16B7.54Si4.87), The quality factor Q and the inductance L are higher. The reason why the example 1 has higher Q and L than the comparative example 5 is that in the comparative example 5 having the dust core of the conventional shape, a part of the winding is exposed without contacting the yoke of the dust core. On the other hand, in the inductor of the first embodiment, since the coil portion is embedded in and closely adhered to the dust core, the magnetic path cross-sectional area is improved, and thus it is considered that L and Q are increased. . Thereby, the size of the inductor of the first embodiment can be reduced.
[0111]
In addition, although the inductance L of Example 1 is inferior to Comparative Example 4, the quality factor Q is superior to Comparative Example 4, and shows a better Q value at 200 kHz or more than Comparative Examples 1 to 3. You can see that.
[0112]
[Experimental example 3: Confirmation of heat treatment effect]
By the same water atomizing method as in Experimental Example 1, Fe74.43Cr1.96P9.04C2.16B7 . 54Si4.87A soft magnetic alloy powder having the following composition was obtained.
A silicone resin was added to the soft magnetic alloy powder, a lubricant was further added, and the mixture was mixed for 10 minutes. Then, the mixture was filled in a mold, and the discharge plasma sintering apparatus shown in FIG. By applying pressure for 5 minutes to perform compression molding, a ring-shaped dust core having an outer diameter of 12 mm, an inner diameter of 6 mm, and a thickness of 2 mm was obtained. Further, heat treatment was performed on the dust core under the condition of heating at 490 ° C. for 60 minutes.
[0113]
With respect to the obtained dust core, the effective magnetic permeability μe at 100 kHz was measured by an impedance analyzer. Further, the core was wound around a dust core, and the quality factor Q and the core loss were measured. The core loss was measured under the conditions of an excitation magnetic field strength of 0.1 T and a frequency of 100 kHz. Table 2 shows the results.
[0114]
[Table 2]
As shown in Table 2, it can be seen that the heat treatment increases the magnetic permeability to about 1.5 times, improves the quality factor to 6 times or more, and reduces the core loss to 1/10 or less. Thus, it can be seen that the magnetic properties are significantly improved by performing the heat treatment.
Therefore, by performing a heat treatment on the inductor of Example 1 having an alloy having the same composition as the soft magnetic alloy powder used in this experimental example, further improvement in inductance L and quality factor Q can be expected.
[0116]
【The invention's effect】
As described above in detail, according to the magnetic element of the present invention, the powder magnetic core made of a soft magnetic alloy powder having excellent soft magnetic properties is provided, and the coil portion is embedded in the powder magnetic core. Since the entire coil portion is surrounded by the soft magnetic alloy, the magnetic path cross-sectional area of the dust core can be improved, and the inductance and the quality factor can be improved.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a perspective view showing an inductor according to a first embodiment of the present invention.
FIG. 2 is a schematic view showing a spark plasma sintering apparatus used for manufacturing the magnetic element of the present invention.
FIG. 3 is a perspective view showing an inductor according to a second embodiment of the present invention.
FIG. 4 is a sectional view corresponding to line BB in FIG. 3;
FIG. 5 is a perspective view showing an inductor according to a third embodiment of the present invention.
FIG. 6 is a sectional view corresponding to the line CC in FIG. 5;
FIG. 7 is a perspective view showing a transformer according to a fourth embodiment of the present invention.
FIG. 8 is a graph showing the relationship between the inductance (L) and the frequency in Example 1 and Comparative Examples 1 to 5.
FIG. 9 is a graph showing a relationship between a frequency and a quality coefficient (Q) in Example 1 and Comparative Examples 1 to 5.
FIG. 10 is a perspective view showing a dust core used for a conventional magnetic element.
[Explanation of symbols]
41 inductor (magnetic element)
22 dust core
43 conductor
43c coil part
44 insulation layer
Claims (7)
Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔＡｌｘＰｙＣｚＢｗＸｔ
ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種以上の元素であり、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔは、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦（１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ＋ｚ＋ｗ）≦３０原子％である。The main phase is an amorphous phase having a temperature interval ΔTx of 20K or more of a supercooled liquid represented by a formula of ΔTx = Tx−Tg (where Tx indicates a crystallization start temperature and Tg indicates a glass transition temperature). The soft magnetic alloy powder represented by the following composition formula composed of a structure and one or more conductors having a coil part covered with an insulating layer are integrally molded to form a compact made of the soft magnetic alloy powder. A magnetic element, wherein the coil portion is embedded in a powder magnetic core, and the conductors superposed on each other in the coil portion are in contact with each other via the insulating layer.
Fe 100-x-y-z-w-t Al x Py C z B w X t
Here, X is one or more elements selected from Cr, Mo, and V, and x, y, z, w, and t indicating the composition ratio are 0 atom% ≦ x ≦ 10 atom%, 2 atom % ≦ y ≦ 15 at%, 0 at% <z ≦ 11.5 at%, 4 at% ≦ w ≦ 10 at%, 0 at% ≦ t ≦ 8 at%, 70 at% ≦ (100-xy −z−w−t) ≦ 79 at%, 11 at% ≦ (y + z + w) ≦ 30 at%.
（Ｆｅ１−ａＴａ）１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔＡｌｘＰｙＣｚＢｗＸｔ
ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種の元素であり、ＴはＣｏ、Ｎｉより選ばれる１種または２種の元素であり、組成比を示すａ、ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ａ≦０．１５、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦（１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１１原子％≦（ｙ＋ｚ＋ｗ）≦３０原子％である。The main phase is an amorphous phase having a temperature interval ΔTx of 20K or more of a supercooled liquid represented by a formula of ΔTx = Tx−Tg (where Tx indicates a crystallization start temperature and Tg indicates a glass transition temperature). The soft magnetic alloy powder represented by the following composition formula composed of a structure and one or more conductors having a coil part covered with an insulating layer are integrally molded to form a compact made of the soft magnetic alloy powder. A magnetic element, wherein the coil portion is embedded in a powder magnetic core, and the conductors superposed on each other in the coil portion are in contact with each other via the insulating layer.
(Fe 1-a T a ) 100-x-y-z-w-t Al x Py C z B w X t
Here, X is one or two elements selected from Cr, Mo, and V, T is one or two elements selected from Co and Ni, and a, x, y, z, w, and t are 0.1 ≦ a ≦ 0.15, 0 atomic% ≦ x ≦ 10 atomic%, 2 atomic% ≦ y ≦ 15 atomic%, 0 atomic% <z ≦ 11.5 atomic%, Atomic% ≦ w ≦ 10 atomic%, 0 atomic% ≦ t ≦ 8 atomic%, 70 atomic% ≦ (100-xyzwt) ≦ 79 atomic%, 11 atomic% ≦ (y + z + w) ≦ 30 Atomic%.
Ｆｅ１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔＡｌｘ（Ｐ１−ｂＳｉｂ）ｖＣｚＢｗＸｔ
ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種の元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦（１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ＋ｚ＋ｗ）≦３０原子％である。The main phase is an amorphous phase having a temperature interval ΔTx of 20K or more of a supercooled liquid represented by a formula of ΔTx = Tx−Tg (where Tx indicates a crystallization start temperature and Tg indicates a glass transition temperature). The soft magnetic alloy powder represented by the following composition formula composed of a structure and one or more conductors having a coil part covered with an insulating layer are integrally molded to form a compact made of the soft magnetic alloy powder. A magnetic element, wherein the coil portion is embedded in a powder magnetic core, and the conductors superposed on each other in the coil portion are in contact with each other via the insulating layer.
Fe 100-x-v-z-wt Al x (P 1-b Si b ) v C z B w X t
Here, X is one or two elements selected from Cr, Mo, and V, and b, x, v, z, w, and t indicating the composition ratio are 0.1 ≦ b ≦ 0.28, 0 Atomic% ≦ x ≦ 10 atomic%, 2 atomic% ≦ v ≦ 15 atomic%, 0 atomic% <z ≦ 11.5 atomic%, 4 atomic% ≦ w ≦ 10 atomic%, 0 atomic% ≦ t ≦ 8 atomic% , 70 at% ≦ (100-xyzwt) ≦ 79 at%, 11 at% ≦ (v + z + w) ≦ 30 at%.
（Ｆｅ１−ａＴａ）１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔＡｌｘ（Ｐ１−ｂＳｉｂ）ｖＣｚＢｗＸｔ
ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種の元素であり、ＴはＣｏ、Ｎｉより選ばれる１種または２種の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦（１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔ）≦７９原子％、１１原子％≦（ｖ＋ｚ＋ｗ）≦３０原子％である。The main phase is an amorphous phase having a temperature interval ΔTx of 20K or more of a supercooled liquid represented by a formula of ΔTx = Tx−Tg (where Tx indicates a crystallization start temperature and Tg indicates a glass transition temperature). The soft magnetic alloy powder represented by the following composition formula composed of a structure and one or more conductors having a coil part covered with an insulating layer are integrally molded to form a compact made of the soft magnetic alloy powder. A magnetic element, wherein the coil portion is embedded in a powder magnetic core, and the conductors superposed on each other in the coil portion are in contact with each other via the insulating layer.
(Fe 1-a T a) 100-x-v-z-w-t Al x (P 1-b Si b) v C z B w X t
Here, X is one or two elements selected from Cr, Mo and V, T is one or two elements selected from Co and Ni, and a, b, x, v, z, w, and t are 0.1 ≦ a ≦ 0.15, 0.1 ≦ b ≦ 0.28, 0 at% ≦ x ≦ 10 at%, 2 at% ≦ v ≦ 15 at%, 0 Atomic% <z ≦ 11.5 atomic%, 4 atomic% ≦ w ≦ 10 atomic%, 0 atomic% ≦ t ≦ 8 atomic%, 70 atomic% ≦ (100-xvzzwt) ≦ 79 Atomic%, 11 atomic% ≦ (v + z + w) ≦ 30 atomic%.
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