JP3897552B2 - 電波吸収体及び電波吸収体の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、電波吸収体及びその製造方法に関するものであり、特に、100ＭＨｚ〜数ＧＨｚ帯域における電波の遮蔽に有効な電波吸収体に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
携帯電話やノート型パーソナルコンピュータ等に代表される携帯用電子機器が普及している。最近では、航空機内等における携帯用電子機器によると思われる電磁波干渉の問題が報告され、一部では航空機内での携帯用電子機器の使用が禁止されている。また、携帯電話による医療機器の誤動作が報告されており、病院内での携帯電話の使用が規制されている状況にある。
【０００３】
航空機にしても、医療機器にしても、誤動作が人命に関わる重大な影響を及ぼすため、電子機器における不要電波の輻射や発生の防止が重要になっている。特に、携帯用電子機器や携帯電話等から生じる高周波の不要電波の防止が重大な課題となっている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
不要電波の抑制には、使用周波数帯域における複素透磁率の虚数部μ”が大きな値を示す電波吸収体を用いるのが好ましく、このような電波吸収体として、フェライト材からなる電波吸収体や、軟磁性合金粉末を樹脂等の結着材とともにシート状に固化成形した電波吸収体が提案されている。
【０００５】
前記複素透磁率の虚数部μ”は、高周波帯域で数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域で極大を示す透磁率であり、電波吸収体の電磁干渉抑制効果の指標になる数値であり、この虚数部μ”の値が高いものほど電磁干渉抑制効果に優れたものとなる。尚、数百ＭＨｚ以下の周波数帯域では、複素透磁率の実数部μ’が極大を示す。
従って、動作周波数を増大させていくと、最初に実数部μ’が極大を示し、更なる周波数の向上により実数部μ’が低下すると同時に虚数部μ”が向上し、数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域で虚数部μ”が極大を示す関係になる。
また、実数部μ’及び虚数部μ”の極大周波数はそれぞれ、材料に固有の値であり、従って遮蔽しようとする電波の周波数によって電波吸収体の材料を適宜選択する必要がある。
【０００６】
上記のフェライト材からなる電波吸収体は、数百ＭＨｚの周波数帯域では虚数部μ”が比較的高く、十分な電磁干渉抑制効果が得られるものの、上記の携帯型電子機器が発するような数ＧＨｚの周波数帯域ではμ”が急激に低下し、電磁干渉抑制効果が殆ど得られないという問題があった。また電磁干渉抑制効果を充分に発揮するためには、フェライト材を比較的厚くする必要があり、携帯電話等の小型機器には適用できないという問題があった。
【０００７】
また、軟磁性合金粉末からなる電波吸収体は、フェライト材の場合よりも薄くできるので小型機器にも適用可能だが、数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域では虚数部μ”が概ね５以下、高いものでも１０以下と小さく、フェライト材の場合と同様に電磁干渉抑制効果が十分に得られないという問題があった。
【０００８】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域の広い範囲で複素透磁率の虚数部μ”が高く、高周波帯域での電磁波抑制効果に優れた電波吸収体を提供することを目的とする。
また、本発明は、１ＧＨｚ〜１０ＧＨｚの高周波帯域での複素透磁率の虚数部が高く、このような高周波帯域での電磁波抑制効果に優れた電波吸収体を提供することを目的とする。
【０００９】
【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、ΔＴx＝Ｔx-Ｔg(ただしＴxは結晶化開始温度であり、Ｔgはガラス遷移温度である。)の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上である下記の組成式で表されるＦｅ基非晶質軟磁性合金と樹脂とを混合してなり、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金の含有量が４０〜５５体積％であり、１ＧＨｚにおける複素透磁率の虚数部μ''が１０以上であることを特徴とする電波吸収体とした。
Ｆｅ100-x-v-z-w-tＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢwＲt
ただし、ＲはＣｒ元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ｂ≦０．２８、ｘ＝０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≦１．９８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。
上記電波吸収体において、前記組成比を示すｔは、ｔ＝１．９８原子％とすることができる。
温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上のＦｅ基非晶質軟磁性合金であるならば、優れた軟磁気特性を有し、透磁率の高い材料であるので、電波吸収能力が発揮される。
【００１０】
本発明は上記の目的を達成するために、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金が、Ｆｅと遷移金属とＢを含むことを特徴とする。
温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上のＦｅ基非晶質軟磁性合金として、Ｆｅと遷移金属とＢを含むものが好ましい。
【００１１】
本発明は上記の目的を達成するために、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金が、Ｐ、Ｃ、Ｓｉのうちの少なくとも１種以上の半金属元素を含むことを特徴とする。
温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上のＦｅ基非晶質軟磁性合金として、Ｐ、Ｃ、Ｓｉのうちの少なくとも１種以上の半金属元素を含むものが好ましい。
【００１２】
本発明は上記の目的を達成するために、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金の含有量が４０〜５５体積％であることを特徴とする。
樹脂に対して上記範囲のＦｅ基非晶質軟磁性合金の含有量とするならば、目的の高周波領域において好ましい電波吸収特性が得られる。
【００１３】
本発明において、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金が、遷移金属として、Ｃｒ元素を含むことを特徴とする。温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上のＦｅ基非晶質軟磁性合金として、Ｃｒ元素を含むことが好ましい。
【００１４】
本発明において、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金が粉末状態で含まれ、前記粉末の平均粒径が１〜８０μｍ、厚さが０.１〜５μｍとされてなるものが好ましい。 この範囲の平均粒径と厚さにされているならば、高周波領域における電波吸収特性において優れたものが得られ易い。
係る電波吸収体によれば、扁平型の粉末粒子の厚さおよび平均粒径が上記の範囲なので、電波吸収体自体のインピーダンスの増大により渦電流の発生が抑制され、また扁平型の粒子自体の反磁界が過小にならずにμ’が抑制され、これによりＧＨｚ帯域におけるμ”が高くなり、電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００１５】
本発明において、前記粉末のアスペクト比が１以上、８００以下であることが好ましい。本発明において、前記粉末のアスペクト比が５以上、３００以下の範囲であることがより好ましい。
係る電波吸収体によれば、前記非晶質軟磁性合金粉末がアスペクト比の高い扁平型粒子で構成されるので、アスペクト比が小さい場合と比較して電波吸収体自体のインピーダンスが高くなり、渦電流の発生が抑制されてＧＨｚ帯域におけるμ”が高くなり、この帯域での電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００１６】
係る電波吸収体によれば、扁平型粒子のアスペクト比が１以上、好ましくは５以上なので、電波吸収体自体のインピーダンスが増大し、渦電流の発生が抑制されてＧＨｚ帯域におけるμ”が５以上になるので、電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
また、先のアスペクト比が８００以下、好ましくは３００以下なので、扁平粒子自体の反磁界が過小にならず、これにより低周波数体域における複素透磁率の実数部μ’が抑制され、一方で虚数部μ”が６以上になるので、電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
本発明において、前記樹脂としては熱可塑性樹脂からなるものとすることができる。熱可塑性樹脂としては、塩化ビニル、ポリプロピレン、ＡＢＳ樹脂、フェノール樹脂、塩素化ポリエチレン等が挙げられ、これらの中でも特に、塩素化ポリエチレンが好ましい。
係る電波吸収体によれば、非晶質軟磁性合金粉末が熱可塑性からなる結着剤とともに固化成形されているので、非晶質軟磁性合金粉末が結着剤により絶縁されて電波吸収体自体のインピーダンスが高められ、これにより渦電流の発生が抑制されて数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域における複素透磁率の虚数部μ”を幅広い範囲で高くすることができ、高周波帯域での電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
更に、結着剤としての樹脂が塩素化ポリエチレンからなる場合、軟質のものを得ることができる。例えば、板ガム状の軟質のもの、あるいは薄い鉛板のような変形可能な軟質のものを得ることができる。これにより、シート状の電波吸収体として利用する場合、貼り付け場所を選ぶ必要が無く、貼り付け箇所の形状に合わせて簡単に添わせることができ、貼り付け作業が容易となり、貼り付け作業自体も容易になる特徴を有する。また、切断して貼り付ける場合にハサミ等で容易に切断可能であり、切断したものも貼り付け、取り付けが容易となる。よって、例えば小さな箱状のシールドケース、小さなケースの内面に装着又は貼り付けることが容易となる。
【００１７】
本発明の電波吸収体は、非晶質軟磁性合金粉末とシリコーンエラストマーからなる結着剤とが少なくとも混合され、固化成形されてなることを特徴とする。
係る電波吸収体によれば、非晶質軟磁性合金粉末がシリコーンエラストマーからなる結着剤とともに固化成形されているので、非晶質軟磁性合金粉末が結着剤により絶縁されて電波吸収体自体のインピーダンスが高められ、これにより渦電流の発生が抑制されて数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域における複素透磁率の虚数部μ”を幅広い範囲で高くすることができ、高周波帯域での電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００１８】
また本発明の電波吸収体は、先に記載の電波吸収体であって、１ＧＨｚにおける複素透磁率の虚数部μ”が６以上であることを特徴とする。
係る電波吸収体によれば、1ＧＨｚにおける複素透磁率の虚数部μ”が６以上であるので、ＧＨｚ帯域での電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００１９】
また本発明の電波吸収体は、先に記載の電波吸収体であって、密度が３.０g/cm3以上であり、前記非晶質軟磁性合金粉末の含有率が３０体積％以上８０体積％以下であることを特徴とする。
係る電波吸収体によれば、密度が３.０g/cm3以上であるため、非晶質軟磁性合金粉末が密に充填され、粉末を構成する扁平粒子同士の間で隙間が生じることがなく、これによってＧＨｚ帯域におけるμ”が高くなり、電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
また非晶質軟磁性合金粉末の含有率が３０体積％以上なので、電磁波抑制効果を有効に発揮させることができ、また非晶質軟磁性合金粉末の含有率が８０体積％以下なので、粉末同士の過密化による電波吸収体のインピーダンスの低下を防止し、電磁波抑制効果を有効に発揮させることができる。
【００２０】
本発明の電波吸収体は、先に記載の電波吸収体であって、前記扁平型の粉末粒子が水ガラスにより被覆されていることを特徴とする。
係る電波吸収体によれば扁平型の粉末粒子が水ガラスで被覆されているので、粒子同士の絶縁性が高められて電波吸収体自体のインピーダンスが更に向上し、高周波数帯域におけるμ”を更に高くすることができ、電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００２１】
また本発明の電波吸収体は、先に記載の電波吸収体であって、前記非晶質軟磁性合金が、ΔＴx＝Ｔx-Ｔg(ただしＴxは結晶化開始温度であり、Ｔgはガラス遷移温度である。)の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０K以上であって、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含み、非晶質相を主相とする組織からなることを特徴とする。
【００２２】
係る電波吸収体によれば、非晶質軟磁性合金粉末が過冷却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合金からなり、この金属ガラス合金は従来の軟磁性合金と比べて複素透磁率の実数部μ’が高いので、この合金を粉末化して結着剤を添加して絶縁性を向上させることにより、当該実数部μ’を反映した高い虚数部μ”が発現され、電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００２３】
また本発明の電波吸収体は、先に記載の電波吸収体であって、前記非晶質軟磁性合金粉末と前記結着剤とが混合されて固化成形された後、前記非晶質軟磁性合金のキュリー点温度(Ｔc)以上結晶化開始温度(Ｔx)以下の範囲で熱処理されてなることを特徴とする。
係る電波吸収体によれば、熱処理により電波吸収体自体の歪みが緩和されるので、磁歪の影響が小さくなり、これにより複素透磁率の虚数部μ”が高くなって電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００２６】
また、前記非晶質軟磁性合金は、下記の組成式で表される。
Ｆｅ100-x-v-z-w-tＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢwＲt
ただし、ＲはＣｒ元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ｂ≦０．２８、ｘ＝０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≦１．９８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。
【００２８】
次に本発明の電波吸収体の製造方法は、非晶質軟磁性合金粉末とシリコーンエラストマーからなる結着剤とを混合した後、室温以上の温度かもしくは３７３〜４７３Ｋの温度で固化成形し、更に６００〜８５０Ｋの熱処理温度で熱処理することを特徴とする。
係る電波吸収体の製造方法によれば、熱処理によって固化成形時に電波吸収体に印加された歪みが緩和されるので、磁歪の影響が小さくなり、これにより複素透磁率の虚数部μ”が高くなって電磁波抑制効果に優れた電波吸収体とすることが可能になる。
【００２９】
次に本発明の電波吸収体の製造方法は、非晶質軟磁性合金粉末とシリコーンエラストマーからなる結着剤とを混合した後、４２３〜６７３Ｋの温度で固化成形すると同時に熱処理することを特徴とする。
係る電波吸収体の製造方法によれば、固化成形と同時に熱処理できるので、製造工程を省略できるとともに、磁歪を小さくして複素透磁率の虚数部μ”を高めることで、電磁波抑制効果に優れた電波吸収体とすることが可能になる。
【００３０】
また本発明の電波吸収体の製造方法は、先に記載の電波吸収体の製造方法であって、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含む合金溶湯を急冷して球状の粒子を含む非晶質合金粉末とし、該非晶質合金粉末をアトライタに投入して１０分〜１６時間の範囲で粉砕混合することにより、扁平型粒子を主として含む前記の非晶質軟磁性合金粉末を得ることを特徴とする。なお、合金溶湯は非晶質形成能の向上や耐食性を向上させるために、それぞれ、Ｃｒ元素Ｒを適宜添加すると良い。係る電波吸収体の製造方法によれば、非晶質合金粉末をアトライタに投入して上記の条件で粉砕混合することにより、適当なアスペクト比を有する扁平型粒子を主として含む非晶質軟磁性合金粉末を得ることが可能になる。
【００３１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の電波吸収体の実施の形態を図面を参照して説明する。
本発明の電波吸収体の１つの形態は、ΔＴx＝Ｔx-Ｔg(ただしＴxは結晶化開始温度であり、Ｔgはガラス遷移温度である。)の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上のＦｅ基非晶質軟磁性合金の粉末と樹脂とを混合して、シート状に固化成形したものである。ここで用いる樹脂とは、塩化ビニル、ポリプロピレン、ＡＢＳ樹脂、フェノール樹脂、塩素化ポリエチレン等の熱可塑性樹脂を選択することができ、これら熱可塑性樹脂の中でも、塩素化ポリエチレンが加工性の点で特に好ましい。
この種の塩素化ポリエチレンにおいては、ポリエチレンとポリ塩化ビニルの中間と考えらえる特性を発揮し、塩素含有量としては、例えば、３０〜４５％、伸び率として例えば４２０〜８００％、ムーニー粘度３５〜７５（Ｍｓ１＋４：１００℃）などの特性のものを使用することができる。
また、本発明の電波吸収体の他の１つの形態は、先のＦｅ基非晶質軟磁性合金粉末とシリコーンエラストマーからなる結着剤とが少なくとも混合され、シート状に固化成形されてなるものである。
また先の電波吸収体には、Ｆｅ基非晶質軟磁性合金と結着剤としての樹脂の他に、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良い。
【００３２】
先の電波吸収体は、Ｆｅ基非晶質軟磁性合金粉末が結着剤としての樹脂とともに固化成形されているので、Ｆｅ基非晶質軟磁性合金粉末が樹脂の内部で分散された構造とされている。
また、先の他の電波吸収体は、Ｆｅ基非晶質軟磁性合金粉末がシリコーンエラストマーからなる結着剤とともに固化成形されてなるもので、非晶質軟磁性合金粉末が分散した状態となっており、特に非晶質軟磁性合金粉末を構成する個々の粒子がシリコーンエラストマーによって絶縁されていることが好ましい。
これらのように、非晶質軟磁性合金粉末が樹脂の結着剤により絶縁されているので、電波吸収体自体のインピーダンスが高められ、これにより渦電流の発生が抑制されて数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域における複素透磁率の虚数部μ”(以下、虚数透磁率μ”と表記)を幅広い範囲で高くすることができ、高周波帯域での電磁波抑制効果を向上させることができる。
【００３３】
先の電波吸収体において、熱可塑性樹脂を結着剤として用いてなるものは、１ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”が６以上のものである。虚数透磁率μ”が６以上であると、ＧＨｚ帯域での電磁波抑制効果が向上して、高周波の電波を効果的に遮蔽することができるので好ましい。また、結着剤が軟質のものを選択することにより、電波吸収体として軟質のものを得ることができ、例えば板ガムのように自由に指先の力で変形できる形態のものを得ることができる。例えば前述のシリコーンエラストマーを結着剤としたものよりも遥かに柔軟で変形自在な特徴を有する。
また、先の電波吸収体において、シリコーンエラストマーを結着剤として用いてなるものは、１ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”が１０以上のものを得ることが可能である。虚数透磁率μ”が１０以上であると、ＧＨｚ帯域での電磁波抑制効果が向上して、高周波の電波を効果的に遮蔽することができるので好ましい。
【００３４】
またシリコーンエラストマーと塩素化ポリエチレンは、電波吸収体のインピーダンスを高める他に、非晶質軟磁性合金粉末を結着して電波吸収体の形状を保持する。またシリコーンエラストマーは圧縮成形性に優れるので、常温で固化成形しても高強度の電波吸収体を構成できる。更にシリコーンエラストマーと塩素化ポリエチレンは電波吸収体内部でも十分な弾性を示し、例えば１×１０-6〜５０×１０-6の磁歪定数を示す非晶質軟磁性合金粉末用いた場合でも、歪みを緩和させることができ、電波吸収体の内部応力を緩和して虚数透磁率μ”を高めることができる。
【００３５】
尚、前述の樹脂にステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤を添加すると、非晶質軟磁性合金粉末が密に充填されて電波吸収体の密度が向上する。これにより虚数透磁率μ”が高くなる。
また、前述の樹脂にシランカップリング剤を添加すると、非晶質軟磁性合金粉末とシリコーンエラストマーとがシランカップリング剤によって強く結合され、非晶質軟磁性合金粉末の表面にシリコーンエラストマーが均一に被覆される。これにより非晶質軟磁性合金粉末同士の絶縁性が高められて虚数透磁率μ”が向上する。
【００３６】
非晶質軟磁性合金粉末は、扁平型粒子を主として含むものであり、この扁平型粒子は、アスペクト比(長径／厚さ)が１以上８００以下の範囲のものである。具体的には、粒子の厚さが０.１〜５μｍの範囲（好ましくは１〜２μｍ）であるとともに長径が１〜８０μｍ（好ましくは２〜８０μｍ）の範囲のものである。
【００３７】
非晶質軟磁性合金粉末が比較的アスペクト比の高い扁平型粒子で構成されるので、アスペクト比が小さい場合と比べて電波吸収体自体のインピーダンスが高くなり、渦電流の発生が抑制されてＧＨｚ帯域における虚数透磁率μ”がより高くなり、この帯域での電磁波抑制効果が向上するためである。
【００３８】
具体的には、扁平型粒子のアスペクト比が１以上であれば、粒子同士の接触が少なくなって電波吸収体自体のインピーダンスが増大し、渦電流の発生が抑制されてＧＨｚ帯域における虚数透磁率μ”が６以上になり易く、これにより電波吸収体の電磁波抑制効果が向上する。
扁平型粒子のアスペクト比が１０以上であれば、粒子同士の接触が更に少なくなって電波吸収体自体のインピーダンスが増大する割合が増加し、渦電流の発生が抑制されてＧＨｚ帯域における虚数透磁率μ”が１０以上になり易く、これにより電波吸収体の電磁波抑制効果が向上する。
アスペクト比の上限は８００以下とするのが好ましい。アスペクト比が８００以下であれば、扁平粒子自体の反磁界が過小にならず、低周波数帯域における複素透磁率の実数部μ’(以下、実効透磁率μ’と表記)が低く抑制され、これと対照的に虚数透磁率μ”が６以上になり易く、電磁波抑制効果が向上する。
アスペクト比の上限は３００以下とするのがより好ましい。アスペクト比が３００以下であれば、扁平粒子自体の反磁界が過小にならず、低周波数帯域における複素透磁率の実数部μ’(以下、実効透磁率μ’と表記)がより低く抑制され、これと対照的に虚数透磁率μ”が１０以上になり易く、電磁波抑制効果がより向上する。
【００３９】
電波吸収体の密度は３.０g/cm3以上であることが好ましい。密度が３.０g/cm3以上であると、非晶質軟磁性合金粉末が密に充填されて扁平粒子同士の隙間が少なくなり、これによってＧＨｚ帯域における虚数透磁率μ”が１０以上になり易く、電磁波抑制効果が向上する。
電波吸収体の密度は高いほど好ましいが、あまりに高くなると扁平型粒子が密に充填され過ぎて電波吸収体のインピーダンスが低減し、渦電流が発生して虚数透磁率μ”が低くなる。従って電波吸収体の密度の上限を６.５g/cm3以下に設定することが好ましい。
【００４０】
電波吸収体における非晶質軟磁性合金粉末の含有率は、３０体積％以上８０体積％以下であることが好ましい。非晶質軟磁性合金粉末の含有率が３０体積％以上であれば、磁性体の量が十分となり、電磁波抑制効果を有効に発揮させることができる。また含有率が８０体積％以下であれば、合金粉末同士が接触してインピーダンスが低下することがなく、虚数透磁率μ”を確実に高く維持して電磁波抑制効果を有効に発揮させることができる。
シリコーンエラストマーあるいは塩素化ポリエチレンの含有率は、非晶質軟磁性合金粉末を除いた残部である。
【００４１】
潤滑剤を添加する場合には、電波吸収体に対して０.１重量％以上、５重量％以下の範囲で添加することが好ましい。またシランカップリング剤を添加する場合には、電波吸収体に対して０.１重量％以上、２重量％以下の範囲で添加するのが好ましい。
【００４２】
更に前述の扁平型粒子を水ガラスで被覆しても良い。扁平型粒子を水ガラスで被覆すると、粒子同士の絶縁性が更に高められて電波吸収体のインピーダンスが更に向上し、高周波数帯域における虚数透磁率μ”をより高くすることができ、電磁波抑制効果を向上できる。
【００４３】
次に、本発明に係る非晶質軟磁性合金粉末は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg(ただしＴxは結晶化開始温度であり、Ｔgはガラス遷移温度である。)の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上であって、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含み、非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末である。
この金属ガラス合金としては、比抵抗が１.５μΩ・ｍ以上のものが好ましく、また磁歪定数が１×１０-6〜５０×１０-6の範囲のものが好ましい。
【００４４】
従来から非晶質軟磁性合金の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。この従来の組成系の金属ガラス合金は、Ｆｅに非晶質形成能を有するＡｌ、Ｇａ、Ｃ、Ｐ、Ｓｉ及びＢを添加したものである。この従来の非晶質軟磁性合金に対して本発明の非晶質軟磁性合金は、Ｆｅと、Ｐ、Ｃ、Ｂとを少なくとも含有し、必要に応じてＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ及びＲ（Ｃｒ元素）を添加したものであり、Ｇａを除去してこのＧａ置換で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。更に本発明の非晶質軟磁性合金は、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。
【００４５】
本発明の非晶質軟磁性合金は、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いるので、非晶質相を主相とするとともに優れた軟磁気特性を示す。また、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Ｒ（Ｃｒ元素）を添加しても良く、非晶質形成能を更に向上させるためにＡｌを添加しても良い。
【００４６】
この非晶質軟磁性合金は、２５Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す金属ガラス合金であり、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。
本発明の非晶質軟磁性合金は、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。従って本発明の非晶質軟磁性合金は、従来の金属ガラス合金よりも飽和磁化を格段に向上させることができる。
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、軟磁気特性をより向上させることができる。
【００４７】
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。
【００４８】
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-tＡｌxＰyＣzＢwＲt
ただし、Ｒ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。
【００４９】
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-aＴa）100-x-y-z-w-tＡｌxＰyＣzＢwＲt
ただし、Ｒ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。
【００５０】
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）vＣzＢwＲt
ただし、Ｒ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。
【００５１】
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）vＣzＢwＲt
ただし、Ｒ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。
上記の組成の非晶質軟磁性合金は、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。
【００５２】
また、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。
【００５３】
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。
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。
【００５４】
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。
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。
【００５５】
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、本発明の非晶質軟磁性合金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、非晶質軟磁性合金の飽和磁化σsを向上できる。
【００５６】
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。
【００５７】
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。
【００５８】
Ａｌは、本発明の非晶質軟磁性合金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。
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。
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。
【００５９】
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。
【００６０】
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。
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。
【００６１】
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。
【００６２】
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。
【００６３】
ＰとＳｉを同時に添加した場合のＳｉとＰとの比（Ｓｉ／Ｐ）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を上記の範囲とするならば、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。
【００６４】
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。
【００６５】
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、非晶質軟磁性合金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。
【００６６】
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。
【００６７】
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、Ｃｒの組成比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Ｃｒの組成比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。
Ｃｒの組成比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、Ｃｒの組成比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、Ｃｒの組成比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。
【００６８】
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。
【００６９】
本発明に係る非晶質軟磁性合金は、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。
【００７０】
ガスアトマイズ法により得られた前記組成の非晶質軟磁性合金は、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Soft magnetic特性（軟磁気特性）を有する材料として各種の応用に有用なものとなる。
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。
【００７１】
上記の非晶質軟磁性合金の製造方法の一例として、ガスアトマイズ法について説明する。
ガスアトマイズ法は、上述の組成からなる非晶質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。
なお、ガスアトマイズ法の他に、水等の冷却液に対して合金溶湯を高速噴霧して急冷する水アトマイズ法を適用して球形型の非晶質軟磁性合金粉末を製造することもできるのは勿論である。
【００７２】
図１は、ガスアトマイズ法による合金粉末の製造に好適に用いられる高圧ガス噴霧装置の一例を示す断面模式図である。
この高圧ガス噴霧装置１は、溶湯るつぼ２と、ガス噴霧器３と、チャンバ４とを主体として構成されている。
溶湯るつぼ２の内部には合金溶湯５が充填されている。また溶湯るつぼ２には加熱手段たるコイル２ａが備えられており、合金溶湯５を加熱して溶融状態に保つように構成されている。そして、溶湯るつぼ２の底部には溶湯ノズル６が設けられており、合金溶湯５は溶湯ノズル６からチャンバ４の内部に向けて滴下されるか、若しくは溶湯るつぼ２内に不活性ガスを加圧状態で導入して合金溶湯５を溶湯ノズル６から噴出させる。
【００７３】
ガス噴霧器３は溶湯るつぼ２の下側に配設されている。このガス噴霧器３にはＡｒ、窒素等の不活性ガスの導入流路７と、この導入流路７の先端部であるガス噴射ノズル８とが設けられている。
不活性ガスは、図示しない加圧手段によってあらかじめ２〜１５ＭＰａ程度に加圧されており、導入流路７によってガス噴射ノズル８まで導かれ、このノズル８からチャンバ４内部へガス流ｇとなって噴出される。
チャンバ４の内部には、ガス噴霧器３から噴出される不活性ガスと同種の不活性ガスが充填されている。チャンバ４内部の圧力は７０〜１００ｋＰａ程度に保たれており、また温度は室温程度に保たれている。
なお、先のガスアトマイズ法を実施するための高圧ガス噴霧装置１のチャンバ４において底部側に水を収容しておくように構成すると、水アトマイズ法を実施することができる。
【００７４】
合金粉末を製造するには、まず、溶湯るつぼ２に充填された合金溶湯５を溶湯ノズル６からチャンバ４内に滴下する。同時に、ガス噴霧器３のガス噴射ノズル８から不活性ガスを噴射する。噴射された不活性ガスは、ガス流ｇとなって滴下された溶湯まで達し、噴霧点ｐにおいて溶湯に衝突して溶湯を霧化する。
霧状にされた合金溶湯はチャンバ４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４の底部に堆積する。このようにして合金粉末が得られる。
【００７５】
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６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。
【００７６】
そして、このようにして得られた非晶質合金粉末をアトライタに投入し、１０分〜１６時間の範囲で粉砕混合することにより、扁平型粒子を主として含む前記の非晶質軟磁性合金粉末が得られる。
アトライタによる粉砕混合は１０分〜１６時間の範囲で行うことが好ましく、４〜８時間の範囲がより好ましい。
粉砕混合の時間が１０分未満だと、扁平化が不十分なために扁平型粒子のアスペクト比を１以上、例えば１０以上にできない傾向があり、粉剤混合の時間が１６時間を超えると、扁平型粒子のアスペクト比が８０以上を越えるようになる。
【００７７】
得られた合金粉末は必要に応じ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、非晶質軟磁性合金の軟磁気特性をより向上できる。熱処理温度Ｔaは、合金のキュリー温度Ｔc以上ガラス遷移温度Ｔg以下の範囲が好ましい。熱処理温度Ｔaがキュリー温度Ｔc未満であると、熱処理による軟磁気特性向上の効果が得られないので好ましくない。また熱処理温度Ｔaがガラス遷移温度Ｔgを越えると、合金組織中に結晶質相が析出しやすくなり、軟磁気特性が低下するおそれがあるので好ましくない。
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。
【００７８】
次に上記の金属ガラス合金の粉末にシリコーンエラストマー等の結着剤を加えて混合し、必要に応じて潤滑剤またはシランカップリング剤を添加し、この混合物を室温以上の温度か、もしくは、３７３Ｋ〜４７３Ｋの温度で固化成形してシート状とし、更に６００Ｋ〜８５０Ｋの熱処理温度で熱処理することにより、本発明に係る電波吸収体が得られる。
また、塩素化ポリエチレンを結着剤として用いても良く、必要に応じて潤滑剤もしくはシランカップリング剤、架橋剤を添加し、３５３Ｋ〜４２３Ｋの範囲で混練、成形し、更に３５３Ｋ〜８５０Ｋの熱処理温度で熱処理することにより、本発明に係る電波吸収体が得られる。
なお、本発明に係る電波吸収体にあってはシート状に形成することが利用形態として好ましいが、形状をシート状に限るものではなく、網目状、袋状等別種の形状に加工しても良いのは勿論である。
【００７９】
上記の方法によれば、熱処理によってシート状成形時に電波吸収体に印加された歪みが緩和されるので、磁歪の影響が小さくなり、これにより複素透磁率の虚数部μ”が高くなって電磁波抑制効果に優れた電波吸収体が得られる。
【００８０】
尚、シリコーンエラストマーを結着剤として用いて固化成形する際の温度は、室温以上の温度か、もしくは３７３〜４７３Ｋの範囲が好ましい。固化成形時の温度が室温未満では、温度が不十分なために上記の混合物を固化成形できないので好ましくなく、温度が４７３Ｋを越えると、固化成形時にシリコーンエラストマーがしみ出してしまうおそれがあるので好ましくない。また、工数を短縮するためには室温付近の温度で固化成形するのが好ましいが、より確実に固化成形させるためには３７３Ｋ以上の温度で固化成形させると良い。
また、シリコーンエラストマーを結着剤として用いる場合の熱処理温度は６００〜８５０Ｋの範囲が好ましく、６４０Ｋ〜８１１Ｋの範囲がより好ましい。特に、金属ガラス合金のキュリー温度Ｔc以上結晶化開始温度Ｔx以下であることがより好ましい。
熱処理温度が６００Ｋ未満では、温度が不十分なために電波吸収体の内部応力を緩和できず、虚数透磁率μ”を向上させることができないので好ましくない。また熱処理温度が８１１Ｋを越えると、金属ガラス合金が結晶化するおそれがあるので好ましくない。
【００８１】
次に、塩素化ポリエチレン等の熱可塑性樹脂を結着剤として用いる場合、混練、成形する際の温度は３５３Ｋ〜４２３Ｋの範囲が好ましい。混練、成形時の温度が３５３Ｋ未満では樹脂が十分に軟化せず、金属ガラス合金と樹脂が混ざらないので好ましくなく、温度が４２３Ｋを越えると樹脂が熱分解を起こし変質してしまうので好ましくない。
また、塩素化ポリエチレンを結着剤として用いる場合の熱処理温度は３５３Ｋ〜４２３Ｋの範囲が好ましいが、熱処理はキュリー温度Ｔｃ以上、結晶化開始温度Ｔｘ以下が望ましいため、架橋剤を添加して樹脂の耐熱性を上げ、熱処理温度を３５３Ｋ〜８５０Ｋの範囲とすることが好ましく、特に５３５Ｋ〜７２３Ｋとするのが好ましい。
熱処理温度が５３５Ｋ未満では、温度が不十分なため、電波吸収体の内部応力を緩和できず、虚数透磁率μ''を向上させることができないので好ましくない。また、熱処理温度が７２３Ｋを越えると、樹脂が変質するため好ましくない。
【００８２】
また、別の方法として、上記の金属ガラス合金の粉末にシリコーンエラストマーを加えて混合し、必要に応じて潤滑剤またはシランカップリング剤を添加し、この混合物を４２３〜６７３Ｋの温度で固化成形すると同時に熱処理することによっても本発明の電波吸収体が得られる。
更に、上記の金属ガラスの粉末に塩素化ポリエチレンを加え、必要に応じて潤滑剤、シランカップリング剤、架橋剤を添加し、この混合物を３５３Ｋ〜７２３Ｋの温度で混練、シート状に成形するとともに、同時に熱処理することによっても本発明の電波吸収体が得られる。
これらの方法によれば、シート状に成形と同時に熱処理できるので、製造工程を省略できるとともに、磁歪を小さくして透磁率の虚数部μ”を高めることができ、電磁波抑制効果に優れた電波吸収体を得ることができる。
【００８３】
尚、シリコーンエラストマーに加えて潤滑剤またはシランカップリング剤を添加する場合、固化成形及び熱処理の温度は４２３〜６７３Ｋの範囲が好ましい。温度が４２３Ｋ未満では、温度が不十分なために上記の混合物を固化成形できないとともに電波吸収体の内部応力を緩和できず、虚数透磁率μ”を向上させることができないので好ましくない。また温度が６７３Ｋを越えると、シリコーンエラストマーがしみ出してしまうおそれがあるとともに金属ガラス合金が結晶化するおそれがあるので好ましくない。
塩素化ポリエチレンに加えて潤滑剤またはシランカップリング剤を添加する場合、シート状に成形する際の成形温度及び熱処理の温度は３５３Ｋ〜７２３Ｋの範囲が好ましい。温度が３５３Ｋ未満では、温度が不十分なために上記の混合物を混練、シート状に成形できないとともに電波吸収体の内部応力を緩和できず、虚数透磁率μ”を向上させることができないので好ましくない。また温度が７２３Ｋを越えると、塩素化ポリエチレンが変質してしまうおそれがあるとともに金属ガラス合金が結晶化するおそれがあるので好ましくない。
【００８４】
ここで用いる固化成形手段の一例として放電プラズマ焼結装置を用いることができる。放電プラズマ焼結装置とは、上パンチと下パンチの間に被成形物を挟んだ状態でパルス電流を流しながら被成形物を固化成形することができ、さらにパルス電流を引き続き流すことで熱処理を同時に行える装置であり、この種のＦｅ基非晶質軟磁性合金粉末を固化成形する場合に本発明者らが適用して来た装置であって、その構造の一例は特願２０００−７９０６２号などの明細書に記載されたものである。
この放電プラズマ焼結装置は、真空排気可能あるいは不活性ガス雰囲気に調整可能なチャンバの内部に配置されていて、真空雰囲気あるいは雰囲気ガス雰囲気においてパルス電流を印加しながら上下のパンチで被成形物を素早く目的の温度に昇温して非晶質の状態を維持したまま加圧成形できる装置である。
【００８５】
以上の加圧成形処理により、扁平型粒子を含む非晶質軟磁性合金粉末と、シリコーンエラストマーが固化成形されてなる電波吸収体を得ることができる。また、これらに加えて潤滑材またはカップリング材を添加してなる電波吸収体を得ることができる。
上記のようにして得られた電波吸収体においてシリコーンエラストマーを用いたものは、1ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”が１０以上であり、電磁波抑制効果に優れたものとなる。
また、上記のようにして得られた電波吸収体において塩素化ポリエチレンを用いたものは、1ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”が６以上であり、電磁波抑制効果に優れたものとなる。
【００８６】
【実施例】
「実験例１：非晶質軟磁性合金粉末の特性」
ＦｅとＡｌと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ及びＳｉを原料として、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87の組成比となるように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、インゴットを作製した。
このインゴットを図１に示す高圧ガス噴霧装置の溶湯るつぼ内に入れて１３００℃に加熱して溶解し、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、図１に示すガス噴霧器からアルゴンガス流を１００ｋｇ／ｃｍ2の圧力で噴射して合金溶湯を霧状にし、チャンバ内で霧状の合金溶湯を急冷させるガスアトマイズ法により、粒径が６２μｍ以下の球状粒子からなる非晶質合金粉末（アトマイズ粉）を得た。ここで得られる非晶質合金粉末は粒径６２μｍ以下のものであるので、実質的な平均粒径は３０μｍ程度であり、３０μｍよりも更に細径の球状粒子を含むものである。また、粒径を６２μｍ以下としたのは、６２μｍ以下とすることで非晶質の合金粉末がより得られやすくなるためである。
【００８７】
次に、上記の球状粒子を含む非晶質合金粉末をアトライタに投入し、処理時間１、２、４、８時間の条件で粉砕混合して球状粒子を扁平型粒子にすることにより、本発明に係る非晶質軟磁性合金粉末を得た。
【００８８】
アトライタによる処理時間が４時間の非晶質軟磁性合金粉末について、Ｘ線回折法により結晶構造の解析を行うとともに、ＤＳＣ測定（Differential scanning caloriemetry：示差走査熱量測定）によりガラス遷移温度Ｔg及び結晶化開始温度Ｔxを測定した。先のＸ線回折の結果を図２に示し、ＤＳＣ測定の結果を図３に示す。
更に、合金粉末に含まれる粒子の外観を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察した。図４〜図８にＳＥＭ写真を示す。図４はアトライタ処理前、図５は処理時間が１時間、図６は処理時間が２時間、図７は処理時間が４時間、図８は処理時間が８時間のものである。
【００８９】
図２に示すように、得られた非晶質軟磁性合金粉末のＸ線回折パターンはブロードなパターンであり、組織全体が非晶質相を主体としていることがわかる。
また、図３に示すように非晶質軟磁性合金粉末のＤＳＣ曲線からは、ガラス遷移温度Ｔgが７７４Ｋ（５０１℃）であり、結晶化開始温度Ｔxが８１１Ｋ（５３８℃）であり、この結果からΔＴxを求めると３７Ｋであることがわかる。
以上の結果から、得られた非晶質軟磁性合金粉末は、２０Ｋ以上のΔＴxを有するとともに非晶質相を主体とする金属ガラス合金であることが分かる。
【００９０】
次に図４に示すように、アトライタ処理前の非晶質合金粉末（アトマイズ粉）に含まれる粒子はアスペクト比がほぼ１の球状粒子である。この球状粒子をアトライタで粉砕混合すると図５〜図８に示すように、処理時間の経過に伴い扁平化が進行してアスペクト比が向上することが明らかになった。即ち、図８に示す処理時間８時間後の扁平型粒子は、厚さが１〜２μｍ、粒子の最長径が２０〜５０μｍ、アスペクト比が１０〜５０の範囲のものとなった。
【００９１】
「実験例２：電波吸収体の特性（１）」
（実施例１〜８のリング試料）
実験例１の場合と同様にして、ガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の粒径が６２μｍ以下の球状粒子からなる非晶質合金粉末（アトマイズ粉）を得た。
次に、上記の球状粒子を含む非晶質合金粉末をアトライタに投入し、処理時間４時間の条件で粉砕混合して球状粒子を扁平型粒子として非晶質軟磁性合金粉末を得た。
【００９２】
そして、得られた非晶質軟磁性合金粉末に対して結着剤としてシリコーンエラストマー（東レダウコーニング社製ＳＥ９１４０）を２０〜５０体積％の範囲で混合し、これらの混合粉末を油圧プレス装置にて固化成形することにより、外径７.４ｍｍ、内径３.２ｍｍ、厚さ１ｍｍの比較例１および実施例１〜３のリング試料を得た。
また、得られた非晶質軟磁性合金粉末に対して結着剤としてシリコーンエラストマー（東レダウコーニング社製ＳＥ９１４０）を２０〜５０体積％の範囲で混合し、これらの混合粉末をプラズマ焼結装置にて成形温度１５０℃、成形圧力５７２ＭＰａ（２ｔ）の条件で固化成形することにより、外径７．４ｍｍ、内径３.２ｍｍ、厚さ１ｍｍの実施例４〜８のリング試料を得た。
また、上記実施例１〜８のリング試料を、赤外線イメージ炉に投入し、窒素ガスフロー雰囲気中にて４０℃／分の割合で昇温し、４００℃にて３０分間加熱する熱処理を施した。尚、比較例１及び実施例１〜３については、熱処理を同一条件で２回行った。
【００９３】
熱処理前及び熱処理後の比較例１及び実施例１〜８について、固化成形条件（成型方法）、密度、抵抗値、100ＭＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”、1ＧＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”をそれぞれ求めた。結果を表１に示す。
【００９４】
【表１】
【００９５】
表１から明らかなように、いずれの実施例も熱処理後において、1ＧＨｚにおける虚数透磁率が６以上となっており、特に実施例１、３、５、６、７、８は１ＧＨｚの虚数透磁率が１０以上となっている。また、密度はアニール前後で3.0g/cm3を越えており、更に直流抵抗値はいずれも100Ω以上を示しており、インピーダンスも高くなっていると考えられる。
中でも実施例７及び８は、100〜120Ω程度と比較的低い直流抵抗値を示しており、虚数透磁率μ”が低いことが予想されたが、実際には表１に示すように１０〜１７程度と高い値を示している。
【００９６】
このように実施例７及び８の抵抗値が低いにも係わらず、高い虚数透磁率μ”を示す理由は、これらの１００ＭＨｚにおける実効透磁率μ’が３４〜１３０と他の実施例の場合より高くなっており、この低周波数帯域の高い実効透磁率μ’が１ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”に反映されたためと考えられる。
更に実施例７及び８は磁性材料である金属ガラス合金の含有率が８０体積％と高いため、実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”に表される軟磁気特性が向上したものと考えられる。
尚、金属ガラス合金が８０体積％でも１００Ω程度の抵抗値を示しているのは、固化成形温度が１５０℃(４２３Ｋ)と比較的低いため、シリコーンエラストマーにより絶縁効果が有効に作用しているためと考えられる。
【００９７】
このように、固化成形時の温度を１５０℃(４２３Ｋ)程度にすることで、絶縁性及び虚数透磁率μ”に優れた電波吸収体が得られることが分かる。
尚、固化成形方法の違いによる各種特性の大きな相違は見られなかった。
【００９８】
実施例４の１ＧＨｚにおける虚数透磁率が８.４と１０以下であるが、これでも電波吸収体としては十分な値を示している。
これに対し、比較例１については、軟磁性合金の含有率は５０体積％となっているものの、熱処理後の密度が３.０g/cm3以下であり、これにより虚数透磁率μ”が小さくなったものと考えられる。
【００９９】
図９に実施例４の実効透磁率μ’の周波数特性を示し、図１０に実施例５の虚数透磁率μ”の周波数特性を示し、図１１に実施例５の実効透磁率μ’の周波数特性を示し、図１２に実施例５の虚数透磁率μ”の周波数特性を示し、図１３に実施例６の実効透磁率μ’の周波数特性を示し、図１４に実施例６の虚数透磁率μ”の周波数特性を示し、図１５に実施例７の実効透磁率μ’の周波数特性を示し、図１６には実施例７の虚数透磁率μ”の周波数特性を示す。
【０１００】
いずれの実施例の場合も、実効透磁率μ’が０.０１ＧＨｚを過ぎた付近から低下し(図９，１１，１３，１５)、それと入れ替わるように虚数透磁率μ”が０.０１ＧＨｚを越えた付近から向上していることが分かる(図１０，１２，１４，１６)。
また、実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”の両方が、熱処理によって大幅に向上することが分かる。
特に図１６を見ると、０.０７ＧＨｚ(７０ＭＨｚ)付近で虚数透磁率μ”が５０近くまで向上し、1ＧＨｚ付近でも１０程度の虚数透磁率μ”を示しており、数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚ帯域で虚数透磁率μ”が高い値を示すことがわかる。
【０１０１】
（比較例２〜５のリング試料）
実験例１の場合と同様にして、ガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の粒径６２μｍ以下の球状粒子からなる非晶質合金粉末（アトマイズ粉）を得た。
次に、上記の球状粒子を含む非晶質合金粉末をアトライタに投入し、処理時間２０時間の条件で粉砕混合して球状粒子を扁平型粒子として非晶質軟磁性合金粉末を得た。
【０１０２】
そして、得られた非晶質軟磁性合金粉末に対して結着剤としてシリコーンエラストマー（東レダウコーニング社製ＳＥ９１４０）を２０〜４０体積％の範囲で混合し、これらの混合粉末を油圧プレス装置にて成形温度１５０℃、成形圧力５７２ＭＰａ（２ｔ）の条件で固化成形することにより、外径７.４ｍｍ、内径３.２ｍｍ、厚さ１ｍｍの比較例１〜３のリング試料を得た。
また、得られた非晶質軟磁性合金粉末に対して結着剤としてシリコーンエラストマー（東レダウコーニング社製ＳＥ９１４０）を２０〜４０体積％の範囲で混合し、これらの混合粉末をプラズマ焼結装置にて成形温度１５０℃、成形圧力５７２ＭＰａ（２ｔ）の条件で固化成形することにより、外径７.４ｍｍ、内径３.２ｍｍ、厚さ１ｍｍの比較例４〜６のリング試料を得た。
また、上記比較例２〜５のリング試料を、赤外線イメージ炉に投入し、窒素ガスフロー雰囲気中にて４０℃／分の割合で昇温し、４００℃にて６０分間加熱する熱処理を施した。
【０１０３】
熱処理前及び熱処理後の比較例２〜５について、固化成形条件（成型方法）、密度、抵抗値、１００ＭＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”、1ＧＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”をそれぞれ求めた。結果を表２に示す。
【０１０４】
【表２】
【０１０５】
表２に示すように、固化成形方法によらず、どの試料も抵抗値が１k〜１０MΩと高いものの、密度が３.０g/cm3以下であるとともに１ＧＨｚでの虚数透磁率μ”が６以下になっている。
これは、非晶質軟磁性合金粉末のアトライタ処理時間が２０時間であり、実施例１〜９の場合（４時間）よりも長く、このため扁平型粒子のアスペクト比が１１０程度と過大になり、リング試料内部で扁平型粒子同士の間で隙間が生じ、これにより扁平型粒子それぞれの反磁界の影響が大きくなって虚数透磁率μ”が低下したものと考えられる。
【０１０６】
上記のアトライタ処理時間と扁平型粒子同士の隙間との関係を示す写真を図１７〜図２０に示す。図１７は実施例１（熱処理１回）のリング試料の断面写真(倍率４００倍)であり、図１８は図１７の拡大写真(倍率１５００倍)である。
また、図１９は比較例２（熱処理１回）のリング試料の断面写真(倍率３００倍)であり、図２０は図１９の拡大写真(倍率３０００倍)である。
特に図１８と図２０を比較すれば明らかであるが、処理時間４時間の実施例２では、扁平粒子同士が密に重なり合っているが(図１８)、処理時間２０時間の比較例２では、扁平粒子同士の間に隙間があることが分かる。
従って、アトライタによる処理をあまり長時間行うと、扁平型粒子のアスペクト比が過大になって密度が低下し、虚数透磁率μ”が低くなるので、アトライタの処理時間としては、１０分〜１６時間の範囲が好ましいものと考えられる。
【０１０７】
更に図２１には、実施例６及び７と、ＦｅＡｌＳｉ合金粉末からなる従来の電波吸収体の実効透磁率μ’の周波数特性を示し、図２２には虚数透磁率μ”の周波数特性を示す。
特に図２２から明らかなように、熱処理後の実施例７及び８は、従来のＦｅＡｌＳｉ合金粉末からなる電波吸収体よりも虚数透磁率μ”が高くなっており、特に１ＧＨｚにおいて実施例６の虚数透磁率μ”が１９.２、実施例７の虚数透磁率μ”が１４.２であるのに対して、従来の電波吸収体は１ＧＨｚでの虚数透磁率μ”が４.０になっており、明らかに本発明に係るリング試料の方が優れた値を示している。
【０１０８】
尚、図２３には、比較例４及び５と、ＦｅＡｌＳｉ合金粉末からなる従来の電波吸収体の実効透磁率μ’の周波数特性を示し、図２４には虚数透磁率μ”の周波数特性を示す。
図２４から明らかなように、熱処理後の比較例４及び５と従来の電波吸収体は虚数透磁率μ”がほぼ同程度である。従って、アトライタ処理を２０時間まで行うと、従来の電波吸収体と同程度まで虚数透磁率μ”が低下することが明らかになった。
【０１０９】
（実施例９〜１３のリング試料）
実験例１の場合と同様にして、ガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の粒径６２μｍ以下の球状粒子からなる非晶質合金粉末（アトマイズ粉）を得た。
次に、上記の球状粒子を含む非晶質合金粉末をアトライタに投入し、処理時間４時間の条件で粉砕混合して球状粒子を扁平型粒子として非晶質軟磁性合金粉末を得た。
【０１１０】
そして、得られた非晶質軟磁性合金粉末に対して結着剤としてシリコーンエラストマー（東レダウコーニング社製ＳＥ９１４０）を３０〜４０体積％の範囲で混合し、これらの混合粉末をプラズマ焼結装置にて成形温度１５０℃（４２３Ｋ）〜３５０℃（６２３Ｋ）、成形圧力８６０ＭＰａ（３ｔ）の条件で固化成形すると同時に熱処理することにより、外径７．４ｍｍ、内径３．２ｍｍ、厚さ１ｍｍの実施例９〜１３のリング試料を得た。固化成形後の熱処理時間は１５分とした。
尚、実施例９及び１０については、赤外線イメージ炉に投入して窒素ガスフロー雰囲気中にて４０℃／分の割合で昇温し、４００℃にて３０分間加熱する熱処理を再度施した。
【０１１１】
実施例９〜１３について、固化成形条件（成型方法）、密度、抵抗値、１００ＭＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”、１ＧＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”をそれぞれ求めた。結果を表３に示す。
【０１１２】
【表３】
【０１１３】
表３に示すように、実施例９の再熱処理なしのものは、固化成形と同時に熱処理されているため、密度、抵抗値、１ＧＨｚの虚数透磁率μ”のいずれもが高い値を示している。一方、実施例１０の再滅処理したものは虚数透磁率μ”が低下しており、固化成形と同時に熱処理したものに再度の熱処理を行うと、虚数透磁率μ”が低下することがわかる。
一方、比較例６では、金属ガラス合金の含有量が７０体積％と比較的高いため、抵抗値が小さくなって虚数透磁率μ”が低下していることがわかる。
従って、固化成形と同時に熱処理する場合は、金属ガラス合金の含有率を７０体積％未満にすることが好ましいことが分かる。
【０１１４】
また、実施例１０〜１３は、１５０〜３５０℃の範囲で固化成形と同時に熱処理したもので、いずれも優れた虚数透磁率μ”を示しており、この温度範囲が最適な範囲であると考えられる。
【０１１５】
（実施例１４〜１９のリング試料）
実験例１の場合と同様にして、ガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の球状粒子からなる非晶質合金粉末（アトマイズ粉）を得た。
次に、上記の球状粒子を含む非晶質合金粉末をアトライタに投入し、処理時間４時間の条件で粉砕混合して球状粒子を扁平型粒子として非晶質軟磁性合金粉末を得た。得られた非晶質軟磁性合金粉末を、粒径２５μｍ以下でアスペクト比が１２のものと、粒径２５〜４６μｍでアスペクト比が１２〜３０のものとにふるい分けした。
【０１１６】
次にふるい分け後の各合金粉末に水ガラスを添加して、各合金粉末に含まれる扁平粒子を水ガラスで被覆した。
そして、上記の被覆済みの非晶質軟磁性合金粉末に対して結着剤としてシリコーンエラストマー（東レダウコーニング社製ＳＥ９１４０）を４０体積％添加して混合し、これらの混合粉末をプラズマ焼結装置にて成形温度１５０℃（４２３Ｋ）〜２５０℃（５２３Ｋ）、成形圧力０〜１４３ＭＰａ（０.５ｔ）の条件で固化成形すると同時に熱処理することにより、外径７.４ｍｍ、内径３.２ｍｍ、厚さ１ｍｍの実施例１４〜１９のリング試料を得た。尚、水ガラスの含有率はリング試料の全体に対して２０体積％であり、固化成形後の熱処理時間は１５分とした。
更に、得られたリング試料について、赤外線イメージ炉に投入して窒素ガスフロー雰囲気中にて４０℃／分の割合で昇温し、４００℃にて３０分間加熱する熱処理を再度施した。
【０１１７】
尚、実施例１４及び１５は粒径２５μｍ以下の非晶質軟磁性合金粉末を用いたものであり、実施例１６及び１７は粒径２５〜４６μｍの粉末を用いたものであり、実施例１８及び１９は粒径１０５μｍ以上の粉末を用いたものである。
【０１１８】
実施例１４〜１９について、固化成形条件（成型方法）、密度、抵抗値、１００ＭＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”、１ＧＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”をそれぞれ求めた。結果を表４に示す。
【０１１９】
【表４】
【０１２０】
表４に示すように、水ガラスで扁平型粒子を被覆することにより、抵抗値が数百〜数ＭΩと比較的高くなっている。
また虚数透磁率μ”については、表４に示す１ＧＨｚにおけるものは１０以下と低い値であるが、３〜４ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”は１５〜２０程度に向上しており、この周波数帯域における電波の遮蔽効果に優れることが分かる。
【０１２１】
図２５には、実施例９の虚数透磁率μ”の周波数特性を示す。
実施例９では、２ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”が１５程度であり、実施例９の１ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”が２２と非常に高い値を示している。
このように、本発明に係る実施例９のリング試料は、１００ＭＨｚ〜２ＧＨｚの幅広い周波数帯域で高い虚数透磁率μ”を示しており、電波吸収体として優れていることがわかる。
【０１２２】
「塩素化ポリエチレンを結着剤とする場合の試験例」
実験例１の場合と同様にして、ガスアトマイズ法により、Ｆｅ75.21Ｃｒ1.98Ｐ9.14Ｃ2.18Ｂ7.62Ｓｉ3.87なる組成の球状粒子からなる非晶質合金粉末（水アトマイズ粉）を得た。
この粉末をアトライタで粉砕する場合の時間の違いにより、最終的に得られる電波吸収体の特性に対する影響と、離型材としてステアリン酸亜鉛を１重量％添加した場合に最終的に得られる電波吸収体の特性に対する影響と、混練時の剪断応力の違いにより最終的に得られる電波吸収体の特性に対する影響を調べた。
【０１２３】
先の試験例で用いたアトライタに４〜１６時間かけて偏平型の種々の粒径の非晶質合金粉末を得ることができ、この非晶質合金粉末に４５体積％の割合になるように塩素化ポリエチレンを混同し、混練機（ブラベンダー）の撹拌プロペラのトルクを調整して３０ｒｐｍになるように混練した場合に標準剪断応力で混練したこととし、１５ｒｐｍになるように混練した場合に低剪断応力とした。また、ステアリン酸亜鉛を添加した混練物と添加していない混練物をそれぞれ作成するとともに、得られた各混練物を１００℃にて熱プレス成形し、冷プレスにて固定を行ってシート状の電波吸収体を得た。なお、前記の塩素化ポリエチレンの中には２０％の割合で可塑剤である塩素化パラフィンが含まれているものとした。
【０１２４】
得られたシート状の各電波吸収体から試験片を切り出し、インピーダンス法（マテリアルアナライザー使用）にて１ＭＨｚ〜１.８ＧＨｚの帯域で透磁率を測定するとともに、同軸管法（Ｓパラメータ法）にて０.５〜１８ＧＨｚの帯域で透磁率を測定した。
図２６は、アトライタ処理時間４時間により粒径４０μｍ以下、厚さ２μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５５ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８２ｇ／ｍｍ3であった。
【０１２５】
図２７は、アトライタ処理時間４時間により粒径４０μｍ以下、厚さ２μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、塩素化ポリエチレンに対して１重量％のステアリン酸亜鉛を加え、低専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５３ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.７１ｇ／ｍｍ3であった。
図２８は、アトライタ処理時間４時間により粒径４０μｍ以下、厚さ２μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、塩素化ポリエチレンに対して１重量％のステアリン酸亜鉛を加え、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５３ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.７６ｇ／ｍｍ3であった。
図２９は、アトライタ処理時間４時間により粒径４０μｍ以下、厚さ２μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを５０体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５５ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８６ｇ／ｍｍ3であった。
【０１２６】
図３０は、アトライタ処理時間４時間により粒径４０μｍ以下、厚さ２μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを５０体積％混合し、低専断力で撹拌し、先の条件でプレスして０.５５ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８８ｇ／ｍｍ3であった。
図３１は、アトライタ処理時間４時間により粒径４０μｍ以下、厚さ２μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを５０体積％混合し、塩素化ポリエチレンに対して１重量％のステアリン酸亜鉛を加え、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５５ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.９１ｇ／ｍｍ3であった。
【０１２７】
図３２は、アトライタ処理時間１６時間により粒径４０μｍ以下、厚さ０.５μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５６ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.６８ｇ／ｍｍ3であった。
図３３は、アトライタ処理時間１時間により粒径７０μｍ以下、厚さ７μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５５ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８３ｇ／ｍｍ3であった。
【０１２８】
図３４は、アトライタ処理時間２時間により粒径５０μｍ以下、厚さ５μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５５ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８０ｇ／ｍｍ3であった。
図３５は、アトライタ処理時間８時間により粒径４０μｍ以下、厚さ１μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５６ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.６３ｇ／ｍｍ3であった。
【０１２９】
図３６は、アトライタ処理時間４時間により得た球状の非晶質軟磁性合金粉末を用い、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５７ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８３ｇ／ｍｍ3であった。 図３７は、アトライタ処理時間４時間により得た球状の非晶質軟磁性合金粉末を用い、これに塩素化ポリエチレンを５０体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５７ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８３ｇ／ｍｍ3であった。
【０１３０】
図３８は、これら図２６〜図３７に示す実効透磁率μ’の値を選択してアトライタ処理時間、１時間、２時間、４時間、８時間、１６時間の各試料と球状粉末を用いた値を比較して示す図である。図３９は先の図２６〜図３７に示す虚数透磁率μ”の値を選択してアトライタ処理時間、１時間、２時間、４時間、８時間、１６時間の各試料と球状粉末を用いた値を比較して示す図である。
図３８と図３９に示す特性から見ると、アトライタの処理時間については、２〜８時間の間が好ましいと思われる。
また、図２６〜図３７に示す結果から、アトライタ処理時間２〜８時間の試料であるならば、１ＧＨｚ〜３ＧＨｚにおいて６以上の虚数透磁率μ”を得られることが判明した。
【０１３１】
図４０はアトライタ処理４時間のシート状試料の厚さ方向の断面写真(倍率３０００倍)であり、偏平状のＦｅ基非晶質軟磁性合金粉末の集合体であることがわかる。
図４１は先の図２６の例と同じ条件で製造した電波吸収体試料において、Ｆｅ基非晶質軟磁性合金の配合量のみを４０、４５、５０、５５体積％の４通りに変更して製造した各電波吸収体試料の密度の測定値を示す。非晶質軟磁性合金の組成は先の例と同じＦｅ75.21Ｃｒ1.98Ｐ9.14Ｃ2.18Ｂ7.62Ｓｉ3.87なる組成である。
図４１に示す測定結果によれば、理論密度は非晶質軟磁性合金の配合量を増やすほど向上するが、実際の密度は非晶質軟磁性合金の配合量が多くなるほど理論密度と乖離し、４５〜５５体積％の範囲ではほとんど上昇していないことが判明した。これは、混合する際にわずかの空気が混入するため、密度向上に限界を生じたものと思われる。また、５５体積％を越える配合量としても、逆に電波吸収体が脆くなって塩素化ポリエチレンを配合したことによる利点の１つである軟質で変形が可能であるという利点がなくなる。従って非晶質軟磁性合金の配合量は多くても理論密度と解離が生じる。逆に配合量を４０体積％よりも低くしても非晶質軟磁性合金の量が少なくなって電波吸収効果は低下することとなる。このような見地から、塩素化ポリエチレンを結着剤とする場合、非晶質軟磁性合金の配合量は４０体積％以上、５５体積％以下の範囲が好ましいと考えられる。
【０１３２】
また、図４２に示す結果から見れば、密度３.４０〜３.７３近傍までは密度が高くなるにつれて虚数透磁率μ”は単調に上昇するが、密度が３.７５ｇ／ｃｍ3あたりを越えると逆に虚数透磁率μ”は急激に低下する。これは、非晶質軟磁性合金の周囲を覆っている樹脂分が減少し、非晶質軟磁性合金の粒子どうしの絶縁性が確保されなくなったことを意味すると考えられる。このことから、非晶質軟磁性合金の密度は３.５以上、３.８０以下の範囲が好ましいと思われる。
【０１３３】
図４３は先のＦｅ75.21Ｃｒ1.98Ｐ9.14Ｃ2.18Ｂ7.62Ｓｉ3.87なる組成の非晶質軟磁性合金粉末を用いて先の図２６の条件で得られた電波吸収体試料の周波数毎の虚数透磁率μ”の測定値と、熱処理を施して微結晶を生成させるＦｅＮｂＳｉＢＣｕ系の軟磁性合金粉末（粒径２０μｍ）に塩素化ポリエチレンを４５体積％配合して得た電波吸収体試料の虚数透磁率μ”の測定値と、ＦｅＣｒ系の軟磁性合金粉末（粒径２０μｍ）に塩素化ポリエチレンを４５体積％配合して得た電波吸収体試料の虚数透磁率μ”の測定値と、ＦｅＡｌＳｉ系の軟磁性合金粉末（粒径３０μｍ）に塩素化ポリエチレンを４５体積％配合して得た電波吸収体試料の虚数透磁率μ”の測定値を比較して示す図である。
これら各試料の特性比較から本発明に係るＦｅ75.21Ｃｒ1.98Ｐ9.14Ｃ2.18Ｂ7.62Ｓｉ3.87なる組成の非晶質軟磁性合金粉末を用いた試料の虚数透磁率μ”の値が１ＭＨｚ〜１０ＧＨｚの広い範囲で優れていることが明らかである。特に本発明試料は、４ＭＨｚ〜４ＧＨｚの範囲においては他のいずれの材料を用いた試料よりも優れた電波吸収特性が得られることが判明した。なお、ＦｅＮｂＳｉＢＣｕ系の比較例試料の場合、本発明に係る試料と同等の虚数透磁率μ''が得られているが、この比較例試料の場合、成形時の加熱以外に微結晶化のために高い温度で熱処理を必ず行わなくてはならず、工数がかかり、コスト高となる。
【０１３４】
【発明の効果】
以上、詳細に説明したように、本発明は、ΔＴ x ＝Ｔ x- Ｔ g( ただしＴ x は結晶化開始温度であり、Ｔ g はガラス遷移温度である。 ) の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴ x が２５Ｋ以上である下記の組成式で表されるＦｅ基非晶質軟磁性合金と樹脂とを混合してなり、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金の含有量が４０〜５５体積％であり、１ＧＨｚにおける複素透磁率の虚数部μ '' が１０以上であるので、Ｆｅ基非晶質軟磁性合金粉末が樹脂により絶縁されて電波吸収体自体のインピーダンスが高められ、これにより渦電流の発生が抑制されて数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域における複素透磁率の虚数部μ”を幅広い範囲で６以上と高くすることができ、高周波帯域での電磁波抑制効果を向上できる。
Ｆｅ 100-x-v-z-w-t Ａｌ x （Ｐ 1-b Ｓｉ b ） v Ｃ z Ｂ w Ｒ t
ただし、ＲはＣｒ元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ｂ≦０．２８、ｘ＝０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≦１．９８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。
また、Ｃｒの組成比ｔが、０原子％≦ｔ≦１．９８原子％であるので、飽和磁化σ s をより向上させることができる。
【０１３５】
また、本発明の電波吸収体によれば、結着剤としてシリコーンエラストマーを用いたものでは、１ＧＨｚにおける複素透磁率の虚数部μ”が１０以上であるので、ＧＨｚ帯域での電磁波抑制効果をより高めることができる。
結着剤として塩素化ポリエチレンを用いたものでは、１ＧＨｚにおける複素透磁率の虚数部μ”が６以上であるので、ＧＨｚ帯域での電磁波抑制効果を高めることができるとともに、塩素化ポリエチレン自体が軟質のものであるので、自由に変形させることが可能で、切り取りなども自在にできる。よって、使用目的の場所に添わせて変形させて設置することが可能であり、取り扱い性が向上する。
【図面の簡単な説明】
【図１】 図１は本発明で用いる球状粒子を含む非晶質合金粉末を製造する際に用いて好適な高圧ガス噴霧装置（アトマイズ装置）の一構造例を示す断面模式図である。
【図２】 図２はＦｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の非晶質軟磁性合金粉末のＸ線回折結果を示すグラフである。
【図３】 図３はＦｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の非晶質軟磁性合金粉末のＤＳＣ曲線を示すグラフである。
【図４】 図４はアトライタ処理前の非晶質軟磁性合金粉末のＳＥＭ写真である。
【図５】 図５はアトライタ処理を１時間行った後の非晶質軟磁性合金粉末のＳＥＭ写真である。
【図６】 図６はアトライタ処理を２時間行った後の非晶質軟磁性合金粉末のＳＥＭ写真である。
【図７】 図７はアトライタ処理を４時間行った後の非晶質軟磁性合金粉末のＳＥＭ写真である。
【図８】 図８はアトライタ処理を８時間行った後の非晶質軟磁性合金粉末のＳＥＭ写真である。
【図９】 図９は実施例４のリング試料の実効透磁率μ’の周波数特性を示すグラフである。
【図１０】 図１０は実施例４のリング試料の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図１１】 図１１は実施例５のリング試料の実効透磁率μ’の周波数特性を示すグラフである。
【図１２】 図１２は実施例５のリング試料の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図１３】 図１３は実施例６のリング試料の実効透磁率μ’の周波数特性を示すグラフである。
【図１４】 図１４は実施例６のリング試料の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図１５】 図１５は実施例７のリング試料の実効透磁率μ’の周波数特性を示すグラフである。
【図１６】 図１６は実施例７のリング試料の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図１７】 図１７は実施例１（熱処理１回）のリング試料の断面ＳＥＭ写真(倍率400倍)である。
【図１８】 図１８は図１７の拡大写真(倍率1500倍)である。
【図１９】 図１９は比較例２（熱処理１回）のリング試料の断面ＳＥＭ写真(倍率300倍)である。
【図２０】 図２０は図１９の拡大写真(倍率3000倍)である。
【図２１】 図２１は実施例６、実施例７及び、FeAlSi合金粉末からなる従来の電波吸収体の実効透磁率μ’の周波数特性を示すグラフである。
【図２２】 図２２は実施例６、実施例７及び、FeAlSi合金粉末からなる従来の電波吸収体の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図２３】 図２３は比較例４、比較例５及び、FeAlSi合金粉末からなる従来の電波吸収体の実効透磁率μ’の周波数特性を示すグラフである。
【図２４】 図２４は比較例４、比較例５及び、FeAlSi合金粉末からなる従来の電波吸収体の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図２５】 図２５は実施例９の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図２６】 図２６は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第１の例を示す図である。
【図２７】 図２７は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第２の例を示す図である。
【図２８】 図２８は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第３の例を示す図である。
【図２９】 図２９は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第４の例を示す図である。
【図３０】 図３０は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第５の例を示す図である。
【図３１】 図３１は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第６の例を示す図である。
【図３２】 図３２は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第７の例を示す図である。
【図３３】 図３３は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第８の例を示す図である。
【図３４】 図３４は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第９の例を示す図である。
【図３５】 図３５は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第１０の例を示す図である。
【図３６】 図３６は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第１１の例を示す図である。
【図３７】 図３７は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第１２の例を示す図である。
【図３８】 図３８は図２６〜図３７に示す各試料の実効透磁率をまとめて示す図である。
【図３９】 図３９は図２６〜図３７に示す各試料の虚数透磁率をまとめて示す図である。
【図４０】 図４０は先の例のシート状の電波吸収体の断面組織写真を示す図である。
【図４１】 図４１は先の試料における非晶質軟磁性合金配合量と密度の関係を示す図である。
【図４２】 図４２は先の試料における電波吸収体の密度と虚数透磁率の関係を示す図である。
【図４３】 図４３は先の試料と比較材としての他の組成系の軟磁性合金粉末を塩素化ポリエチレンに配合してなる試料の虚数透磁率の周波数特性を比較して示す図である。
【符号の説明】
１ 高圧ガス噴霧装置（アトマイズ装置）
２ 溶湯るつぼ
３ ガス噴霧器
４ チャンバ
５ 合金溶湯
６ 溶湯ノズル
８ ガス噴射ノズル
【発明の属する技術分野】
本発明は、電波吸収体及びその製造方法に関するものであり、特に、100ＭＨｚ〜数ＧＨｚ帯域における電波の遮蔽に有効な電波吸収体に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
携帯電話やノート型パーソナルコンピュータ等に代表される携帯用電子機器が普及している。最近では、航空機内等における携帯用電子機器によると思われる電磁波干渉の問題が報告され、一部では航空機内での携帯用電子機器の使用が禁止されている。また、携帯電話による医療機器の誤動作が報告されており、病院内での携帯電話の使用が規制されている状況にある。
【０００３】
航空機にしても、医療機器にしても、誤動作が人命に関わる重大な影響を及ぼすため、電子機器における不要電波の輻射や発生の防止が重要になっている。特に、携帯用電子機器や携帯電話等から生じる高周波の不要電波の防止が重大な課題となっている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
不要電波の抑制には、使用周波数帯域における複素透磁率の虚数部μ”が大きな値を示す電波吸収体を用いるのが好ましく、このような電波吸収体として、フェライト材からなる電波吸収体や、軟磁性合金粉末を樹脂等の結着材とともにシート状に固化成形した電波吸収体が提案されている。
【０００５】
前記複素透磁率の虚数部μ”は、高周波帯域で数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域で極大を示す透磁率であり、電波吸収体の電磁干渉抑制効果の指標になる数値であり、この虚数部μ”の値が高いものほど電磁干渉抑制効果に優れたものとなる。尚、数百ＭＨｚ以下の周波数帯域では、複素透磁率の実数部μ’が極大を示す。
従って、動作周波数を増大させていくと、最初に実数部μ’が極大を示し、更なる周波数の向上により実数部μ’が低下すると同時に虚数部μ”が向上し、数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域で虚数部μ”が極大を示す関係になる。
また、実数部μ’及び虚数部μ”の極大周波数はそれぞれ、材料に固有の値であり、従って遮蔽しようとする電波の周波数によって電波吸収体の材料を適宜選択する必要がある。
【０００６】
上記のフェライト材からなる電波吸収体は、数百ＭＨｚの周波数帯域では虚数部μ”が比較的高く、十分な電磁干渉抑制効果が得られるものの、上記の携帯型電子機器が発するような数ＧＨｚの周波数帯域ではμ”が急激に低下し、電磁干渉抑制効果が殆ど得られないという問題があった。また電磁干渉抑制効果を充分に発揮するためには、フェライト材を比較的厚くする必要があり、携帯電話等の小型機器には適用できないという問題があった。
【０００７】
また、軟磁性合金粉末からなる電波吸収体は、フェライト材の場合よりも薄くできるので小型機器にも適用可能だが、数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域では虚数部μ”が概ね５以下、高いものでも１０以下と小さく、フェライト材の場合と同様に電磁干渉抑制効果が十分に得られないという問題があった。
【０００８】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域の広い範囲で複素透磁率の虚数部μ”が高く、高周波帯域での電磁波抑制効果に優れた電波吸収体を提供することを目的とする。
また、本発明は、１ＧＨｚ〜１０ＧＨｚの高周波帯域での複素透磁率の虚数部が高く、このような高周波帯域での電磁波抑制効果に優れた電波吸収体を提供することを目的とする。
【０００９】
【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、ΔＴx＝Ｔx-Ｔg(ただしＴxは結晶化開始温度であり、Ｔgはガラス遷移温度である。)の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上である下記の組成式で表されるＦｅ基非晶質軟磁性合金と樹脂とを混合してなり、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金の含有量が４０〜５５体積％であり、１ＧＨｚにおける複素透磁率の虚数部μ''が１０以上であることを特徴とする電波吸収体とした。
Ｆｅ100-x-v-z-w-tＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢwＲt
ただし、ＲはＣｒ元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ｂ≦０．２８、ｘ＝０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≦１．９８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。
上記電波吸収体において、前記組成比を示すｔは、ｔ＝１．９８原子％とすることができる。
温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上のＦｅ基非晶質軟磁性合金であるならば、優れた軟磁気特性を有し、透磁率の高い材料であるので、電波吸収能力が発揮される。
【００１０】
本発明は上記の目的を達成するために、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金が、Ｆｅと遷移金属とＢを含むことを特徴とする。
温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上のＦｅ基非晶質軟磁性合金として、Ｆｅと遷移金属とＢを含むものが好ましい。
【００１１】
本発明は上記の目的を達成するために、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金が、Ｐ、Ｃ、Ｓｉのうちの少なくとも１種以上の半金属元素を含むことを特徴とする。
温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上のＦｅ基非晶質軟磁性合金として、Ｐ、Ｃ、Ｓｉのうちの少なくとも１種以上の半金属元素を含むものが好ましい。
【００１２】
本発明は上記の目的を達成するために、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金の含有量が４０〜５５体積％であることを特徴とする。
樹脂に対して上記範囲のＦｅ基非晶質軟磁性合金の含有量とするならば、目的の高周波領域において好ましい電波吸収特性が得られる。
【００１３】
本発明において、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金が、遷移金属として、Ｃｒ元素を含むことを特徴とする。温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上のＦｅ基非晶質軟磁性合金として、Ｃｒ元素を含むことが好ましい。
【００１４】
本発明において、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金が粉末状態で含まれ、前記粉末の平均粒径が１〜８０μｍ、厚さが０.１〜５μｍとされてなるものが好ましい。 この範囲の平均粒径と厚さにされているならば、高周波領域における電波吸収特性において優れたものが得られ易い。
係る電波吸収体によれば、扁平型の粉末粒子の厚さおよび平均粒径が上記の範囲なので、電波吸収体自体のインピーダンスの増大により渦電流の発生が抑制され、また扁平型の粒子自体の反磁界が過小にならずにμ’が抑制され、これによりＧＨｚ帯域におけるμ”が高くなり、電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００１５】
本発明において、前記粉末のアスペクト比が１以上、８００以下であることが好ましい。本発明において、前記粉末のアスペクト比が５以上、３００以下の範囲であることがより好ましい。
係る電波吸収体によれば、前記非晶質軟磁性合金粉末がアスペクト比の高い扁平型粒子で構成されるので、アスペクト比が小さい場合と比較して電波吸収体自体のインピーダンスが高くなり、渦電流の発生が抑制されてＧＨｚ帯域におけるμ”が高くなり、この帯域での電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００１６】
係る電波吸収体によれば、扁平型粒子のアスペクト比が１以上、好ましくは５以上なので、電波吸収体自体のインピーダンスが増大し、渦電流の発生が抑制されてＧＨｚ帯域におけるμ”が５以上になるので、電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
また、先のアスペクト比が８００以下、好ましくは３００以下なので、扁平粒子自体の反磁界が過小にならず、これにより低周波数体域における複素透磁率の実数部μ’が抑制され、一方で虚数部μ”が６以上になるので、電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
本発明において、前記樹脂としては熱可塑性樹脂からなるものとすることができる。熱可塑性樹脂としては、塩化ビニル、ポリプロピレン、ＡＢＳ樹脂、フェノール樹脂、塩素化ポリエチレン等が挙げられ、これらの中でも特に、塩素化ポリエチレンが好ましい。
係る電波吸収体によれば、非晶質軟磁性合金粉末が熱可塑性からなる結着剤とともに固化成形されているので、非晶質軟磁性合金粉末が結着剤により絶縁されて電波吸収体自体のインピーダンスが高められ、これにより渦電流の発生が抑制されて数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域における複素透磁率の虚数部μ”を幅広い範囲で高くすることができ、高周波帯域での電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
更に、結着剤としての樹脂が塩素化ポリエチレンからなる場合、軟質のものを得ることができる。例えば、板ガム状の軟質のもの、あるいは薄い鉛板のような変形可能な軟質のものを得ることができる。これにより、シート状の電波吸収体として利用する場合、貼り付け場所を選ぶ必要が無く、貼り付け箇所の形状に合わせて簡単に添わせることができ、貼り付け作業が容易となり、貼り付け作業自体も容易になる特徴を有する。また、切断して貼り付ける場合にハサミ等で容易に切断可能であり、切断したものも貼り付け、取り付けが容易となる。よって、例えば小さな箱状のシールドケース、小さなケースの内面に装着又は貼り付けることが容易となる。
【００１７】
本発明の電波吸収体は、非晶質軟磁性合金粉末とシリコーンエラストマーからなる結着剤とが少なくとも混合され、固化成形されてなることを特徴とする。
係る電波吸収体によれば、非晶質軟磁性合金粉末がシリコーンエラストマーからなる結着剤とともに固化成形されているので、非晶質軟磁性合金粉末が結着剤により絶縁されて電波吸収体自体のインピーダンスが高められ、これにより渦電流の発生が抑制されて数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域における複素透磁率の虚数部μ”を幅広い範囲で高くすることができ、高周波帯域での電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００１８】
また本発明の電波吸収体は、先に記載の電波吸収体であって、１ＧＨｚにおける複素透磁率の虚数部μ”が６以上であることを特徴とする。
係る電波吸収体によれば、1ＧＨｚにおける複素透磁率の虚数部μ”が６以上であるので、ＧＨｚ帯域での電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００１９】
また本発明の電波吸収体は、先に記載の電波吸収体であって、密度が３.０g/cm3以上であり、前記非晶質軟磁性合金粉末の含有率が３０体積％以上８０体積％以下であることを特徴とする。
係る電波吸収体によれば、密度が３.０g/cm3以上であるため、非晶質軟磁性合金粉末が密に充填され、粉末を構成する扁平粒子同士の間で隙間が生じることがなく、これによってＧＨｚ帯域におけるμ”が高くなり、電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
また非晶質軟磁性合金粉末の含有率が３０体積％以上なので、電磁波抑制効果を有効に発揮させることができ、また非晶質軟磁性合金粉末の含有率が８０体積％以下なので、粉末同士の過密化による電波吸収体のインピーダンスの低下を防止し、電磁波抑制効果を有効に発揮させることができる。
【００２０】
本発明の電波吸収体は、先に記載の電波吸収体であって、前記扁平型の粉末粒子が水ガラスにより被覆されていることを特徴とする。
係る電波吸収体によれば扁平型の粉末粒子が水ガラスで被覆されているので、粒子同士の絶縁性が高められて電波吸収体自体のインピーダンスが更に向上し、高周波数帯域におけるμ”を更に高くすることができ、電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００２１】
また本発明の電波吸収体は、先に記載の電波吸収体であって、前記非晶質軟磁性合金が、ΔＴx＝Ｔx-Ｔg(ただしＴxは結晶化開始温度であり、Ｔgはガラス遷移温度である。)の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０K以上であって、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含み、非晶質相を主相とする組織からなることを特徴とする。
【００２２】
係る電波吸収体によれば、非晶質軟磁性合金粉末が過冷却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合金からなり、この金属ガラス合金は従来の軟磁性合金と比べて複素透磁率の実数部μ’が高いので、この合金を粉末化して結着剤を添加して絶縁性を向上させることにより、当該実数部μ’を反映した高い虚数部μ”が発現され、電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００２３】
また本発明の電波吸収体は、先に記載の電波吸収体であって、前記非晶質軟磁性合金粉末と前記結着剤とが混合されて固化成形された後、前記非晶質軟磁性合金のキュリー点温度(Ｔc)以上結晶化開始温度(Ｔx)以下の範囲で熱処理されてなることを特徴とする。
係る電波吸収体によれば、熱処理により電波吸収体自体の歪みが緩和されるので、磁歪の影響が小さくなり、これにより複素透磁率の虚数部μ”が高くなって電磁波抑制効果を向上させることが可能になる。
【００２６】
また、前記非晶質軟磁性合金は、下記の組成式で表される。
Ｆｅ100-x-v-z-w-tＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢwＲt
ただし、ＲはＣｒ元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ｂ≦０．２８、ｘ＝０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≦１．９８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。
【００２８】
次に本発明の電波吸収体の製造方法は、非晶質軟磁性合金粉末とシリコーンエラストマーからなる結着剤とを混合した後、室温以上の温度かもしくは３７３〜４７３Ｋの温度で固化成形し、更に６００〜８５０Ｋの熱処理温度で熱処理することを特徴とする。
係る電波吸収体の製造方法によれば、熱処理によって固化成形時に電波吸収体に印加された歪みが緩和されるので、磁歪の影響が小さくなり、これにより複素透磁率の虚数部μ”が高くなって電磁波抑制効果に優れた電波吸収体とすることが可能になる。
【００２９】
次に本発明の電波吸収体の製造方法は、非晶質軟磁性合金粉末とシリコーンエラストマーからなる結着剤とを混合した後、４２３〜６７３Ｋの温度で固化成形すると同時に熱処理することを特徴とする。
係る電波吸収体の製造方法によれば、固化成形と同時に熱処理できるので、製造工程を省略できるとともに、磁歪を小さくして複素透磁率の虚数部μ”を高めることで、電磁波抑制効果に優れた電波吸収体とすることが可能になる。
【００３０】
また本発明の電波吸収体の製造方法は、先に記載の電波吸収体の製造方法であって、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含む合金溶湯を急冷して球状の粒子を含む非晶質合金粉末とし、該非晶質合金粉末をアトライタに投入して１０分〜１６時間の範囲で粉砕混合することにより、扁平型粒子を主として含む前記の非晶質軟磁性合金粉末を得ることを特徴とする。なお、合金溶湯は非晶質形成能の向上や耐食性を向上させるために、それぞれ、Ｃｒ元素Ｒを適宜添加すると良い。係る電波吸収体の製造方法によれば、非晶質合金粉末をアトライタに投入して上記の条件で粉砕混合することにより、適当なアスペクト比を有する扁平型粒子を主として含む非晶質軟磁性合金粉末を得ることが可能になる。
【００３１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の電波吸収体の実施の形態を図面を参照して説明する。
本発明の電波吸収体の１つの形態は、ΔＴx＝Ｔx-Ｔg(ただしＴxは結晶化開始温度であり、Ｔgはガラス遷移温度である。)の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上のＦｅ基非晶質軟磁性合金の粉末と樹脂とを混合して、シート状に固化成形したものである。ここで用いる樹脂とは、塩化ビニル、ポリプロピレン、ＡＢＳ樹脂、フェノール樹脂、塩素化ポリエチレン等の熱可塑性樹脂を選択することができ、これら熱可塑性樹脂の中でも、塩素化ポリエチレンが加工性の点で特に好ましい。
この種の塩素化ポリエチレンにおいては、ポリエチレンとポリ塩化ビニルの中間と考えらえる特性を発揮し、塩素含有量としては、例えば、３０〜４５％、伸び率として例えば４２０〜８００％、ムーニー粘度３５〜７５（Ｍｓ１＋４：１００℃）などの特性のものを使用することができる。
また、本発明の電波吸収体の他の１つの形態は、先のＦｅ基非晶質軟磁性合金粉末とシリコーンエラストマーからなる結着剤とが少なくとも混合され、シート状に固化成形されてなるものである。
また先の電波吸収体には、Ｆｅ基非晶質軟磁性合金と結着剤としての樹脂の他に、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良い。
【００３２】
先の電波吸収体は、Ｆｅ基非晶質軟磁性合金粉末が結着剤としての樹脂とともに固化成形されているので、Ｆｅ基非晶質軟磁性合金粉末が樹脂の内部で分散された構造とされている。
また、先の他の電波吸収体は、Ｆｅ基非晶質軟磁性合金粉末がシリコーンエラストマーからなる結着剤とともに固化成形されてなるもので、非晶質軟磁性合金粉末が分散した状態となっており、特に非晶質軟磁性合金粉末を構成する個々の粒子がシリコーンエラストマーによって絶縁されていることが好ましい。
これらのように、非晶質軟磁性合金粉末が樹脂の結着剤により絶縁されているので、電波吸収体自体のインピーダンスが高められ、これにより渦電流の発生が抑制されて数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域における複素透磁率の虚数部μ”(以下、虚数透磁率μ”と表記)を幅広い範囲で高くすることができ、高周波帯域での電磁波抑制効果を向上させることができる。
【００３３】
先の電波吸収体において、熱可塑性樹脂を結着剤として用いてなるものは、１ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”が６以上のものである。虚数透磁率μ”が６以上であると、ＧＨｚ帯域での電磁波抑制効果が向上して、高周波の電波を効果的に遮蔽することができるので好ましい。また、結着剤が軟質のものを選択することにより、電波吸収体として軟質のものを得ることができ、例えば板ガムのように自由に指先の力で変形できる形態のものを得ることができる。例えば前述のシリコーンエラストマーを結着剤としたものよりも遥かに柔軟で変形自在な特徴を有する。
また、先の電波吸収体において、シリコーンエラストマーを結着剤として用いてなるものは、１ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”が１０以上のものを得ることが可能である。虚数透磁率μ”が１０以上であると、ＧＨｚ帯域での電磁波抑制効果が向上して、高周波の電波を効果的に遮蔽することができるので好ましい。
【００３４】
またシリコーンエラストマーと塩素化ポリエチレンは、電波吸収体のインピーダンスを高める他に、非晶質軟磁性合金粉末を結着して電波吸収体の形状を保持する。またシリコーンエラストマーは圧縮成形性に優れるので、常温で固化成形しても高強度の電波吸収体を構成できる。更にシリコーンエラストマーと塩素化ポリエチレンは電波吸収体内部でも十分な弾性を示し、例えば１×１０-6〜５０×１０-6の磁歪定数を示す非晶質軟磁性合金粉末用いた場合でも、歪みを緩和させることができ、電波吸収体の内部応力を緩和して虚数透磁率μ”を高めることができる。
【００３５】
尚、前述の樹脂にステアリン酸アルミニウムからなる潤滑剤を添加すると、非晶質軟磁性合金粉末が密に充填されて電波吸収体の密度が向上する。これにより虚数透磁率μ”が高くなる。
また、前述の樹脂にシランカップリング剤を添加すると、非晶質軟磁性合金粉末とシリコーンエラストマーとがシランカップリング剤によって強く結合され、非晶質軟磁性合金粉末の表面にシリコーンエラストマーが均一に被覆される。これにより非晶質軟磁性合金粉末同士の絶縁性が高められて虚数透磁率μ”が向上する。
【００３６】
非晶質軟磁性合金粉末は、扁平型粒子を主として含むものであり、この扁平型粒子は、アスペクト比(長径／厚さ)が１以上８００以下の範囲のものである。具体的には、粒子の厚さが０.１〜５μｍの範囲（好ましくは１〜２μｍ）であるとともに長径が１〜８０μｍ（好ましくは２〜８０μｍ）の範囲のものである。
【００３７】
非晶質軟磁性合金粉末が比較的アスペクト比の高い扁平型粒子で構成されるので、アスペクト比が小さい場合と比べて電波吸収体自体のインピーダンスが高くなり、渦電流の発生が抑制されてＧＨｚ帯域における虚数透磁率μ”がより高くなり、この帯域での電磁波抑制効果が向上するためである。
【００３８】
具体的には、扁平型粒子のアスペクト比が１以上であれば、粒子同士の接触が少なくなって電波吸収体自体のインピーダンスが増大し、渦電流の発生が抑制されてＧＨｚ帯域における虚数透磁率μ”が６以上になり易く、これにより電波吸収体の電磁波抑制効果が向上する。
扁平型粒子のアスペクト比が１０以上であれば、粒子同士の接触が更に少なくなって電波吸収体自体のインピーダンスが増大する割合が増加し、渦電流の発生が抑制されてＧＨｚ帯域における虚数透磁率μ”が１０以上になり易く、これにより電波吸収体の電磁波抑制効果が向上する。
アスペクト比の上限は８００以下とするのが好ましい。アスペクト比が８００以下であれば、扁平粒子自体の反磁界が過小にならず、低周波数帯域における複素透磁率の実数部μ’(以下、実効透磁率μ’と表記)が低く抑制され、これと対照的に虚数透磁率μ”が６以上になり易く、電磁波抑制効果が向上する。
アスペクト比の上限は３００以下とするのがより好ましい。アスペクト比が３００以下であれば、扁平粒子自体の反磁界が過小にならず、低周波数帯域における複素透磁率の実数部μ’(以下、実効透磁率μ’と表記)がより低く抑制され、これと対照的に虚数透磁率μ”が１０以上になり易く、電磁波抑制効果がより向上する。
【００３９】
電波吸収体の密度は３.０g/cm3以上であることが好ましい。密度が３.０g/cm3以上であると、非晶質軟磁性合金粉末が密に充填されて扁平粒子同士の隙間が少なくなり、これによってＧＨｚ帯域における虚数透磁率μ”が１０以上になり易く、電磁波抑制効果が向上する。
電波吸収体の密度は高いほど好ましいが、あまりに高くなると扁平型粒子が密に充填され過ぎて電波吸収体のインピーダンスが低減し、渦電流が発生して虚数透磁率μ”が低くなる。従って電波吸収体の密度の上限を６.５g/cm3以下に設定することが好ましい。
【００４０】
電波吸収体における非晶質軟磁性合金粉末の含有率は、３０体積％以上８０体積％以下であることが好ましい。非晶質軟磁性合金粉末の含有率が３０体積％以上であれば、磁性体の量が十分となり、電磁波抑制効果を有効に発揮させることができる。また含有率が８０体積％以下であれば、合金粉末同士が接触してインピーダンスが低下することがなく、虚数透磁率μ”を確実に高く維持して電磁波抑制効果を有効に発揮させることができる。
シリコーンエラストマーあるいは塩素化ポリエチレンの含有率は、非晶質軟磁性合金粉末を除いた残部である。
【００４１】
潤滑剤を添加する場合には、電波吸収体に対して０.１重量％以上、５重量％以下の範囲で添加することが好ましい。またシランカップリング剤を添加する場合には、電波吸収体に対して０.１重量％以上、２重量％以下の範囲で添加するのが好ましい。
【００４２】
更に前述の扁平型粒子を水ガラスで被覆しても良い。扁平型粒子を水ガラスで被覆すると、粒子同士の絶縁性が更に高められて電波吸収体のインピーダンスが更に向上し、高周波数帯域における虚数透磁率μ”をより高くすることができ、電磁波抑制効果を向上できる。
【００４３】
次に、本発明に係る非晶質軟磁性合金粉末は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg(ただしＴxは結晶化開始温度であり、Ｔgはガラス遷移温度である。)の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上であって、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含み、非晶質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末である。
この金属ガラス合金としては、比抵抗が１.５μΩ・ｍ以上のものが好ましく、また磁歪定数が１×１０-6〜５０×１０-6の範囲のものが好ましい。
【００４４】
従来から非晶質軟磁性合金の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。この従来の組成系の金属ガラス合金は、Ｆｅに非晶質形成能を有するＡｌ、Ｇａ、Ｃ、Ｐ、Ｓｉ及びＢを添加したものである。この従来の非晶質軟磁性合金に対して本発明の非晶質軟磁性合金は、Ｆｅと、Ｐ、Ｃ、Ｂとを少なくとも含有し、必要に応じてＮｉ、Ｃｏ、Ｓｉ及びＲ（Ｃｒ元素）を添加したものであり、Ｇａを除去してこのＧａ置換で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。更に本発明の非晶質軟磁性合金は、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。
【００４５】
本発明の非晶質軟磁性合金は、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いるので、非晶質相を主相とするとともに優れた軟磁気特性を示す。また、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Ｒ（Ｃｒ元素）を添加しても良く、非晶質形成能を更に向上させるためにＡｌを添加しても良い。
【００４６】
この非晶質軟磁性合金は、２５Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す金属ガラス合金であり、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。
本発明の非晶質軟磁性合金は、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。従って本発明の非晶質軟磁性合金は、従来の金属ガラス合金よりも飽和磁化を格段に向上させることができる。
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、軟磁気特性をより向上させることができる。
【００４７】
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。
【００４８】
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-tＡｌxＰyＣzＢwＲt
ただし、Ｒ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。
【００４９】
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-aＴa）100-x-y-z-w-tＡｌxＰyＣzＢwＲt
ただし、Ｒ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。
【００５０】
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）vＣzＢwＲt
ただし、Ｒ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。
【００５１】
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）vＣzＢwＲt
ただし、Ｒ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。
上記の組成の非晶質軟磁性合金は、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。
【００５２】
また、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。
【００５３】
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。
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。
【００５４】
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。
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。
【００５５】
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、本発明の非晶質軟磁性合金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、非晶質軟磁性合金の飽和磁化σsを向上できる。
【００５６】
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。
【００５７】
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。
【００５８】
Ａｌは、本発明の非晶質軟磁性合金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。
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。
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。
【００５９】
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。
【００６０】
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。
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。
【００６１】
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。
【００６２】
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。
【００６３】
ＰとＳｉを同時に添加した場合のＳｉとＰとの比（Ｓｉ／Ｐ）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を上記の範囲とするならば、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。
【００６４】
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。
【００６５】
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、非晶質軟磁性合金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。
【００６６】
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。
【００６７】
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、Ｃｒの組成比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Ｃｒの組成比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。
Ｃｒの組成比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、Ｃｒの組成比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、Ｃｒの組成比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。
【００６８】
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。
【００６９】
本発明に係る非晶質軟磁性合金は、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。
【００７０】
ガスアトマイズ法により得られた前記組成の非晶質軟磁性合金は、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Soft magnetic特性（軟磁気特性）を有する材料として各種の応用に有用なものとなる。
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。
【００７１】
上記の非晶質軟磁性合金の製造方法の一例として、ガスアトマイズ法について説明する。
ガスアトマイズ法は、上述の組成からなる非晶質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。
なお、ガスアトマイズ法の他に、水等の冷却液に対して合金溶湯を高速噴霧して急冷する水アトマイズ法を適用して球形型の非晶質軟磁性合金粉末を製造することもできるのは勿論である。
【００７２】
図１は、ガスアトマイズ法による合金粉末の製造に好適に用いられる高圧ガス噴霧装置の一例を示す断面模式図である。
この高圧ガス噴霧装置１は、溶湯るつぼ２と、ガス噴霧器３と、チャンバ４とを主体として構成されている。
溶湯るつぼ２の内部には合金溶湯５が充填されている。また溶湯るつぼ２には加熱手段たるコイル２ａが備えられており、合金溶湯５を加熱して溶融状態に保つように構成されている。そして、溶湯るつぼ２の底部には溶湯ノズル６が設けられており、合金溶湯５は溶湯ノズル６からチャンバ４の内部に向けて滴下されるか、若しくは溶湯るつぼ２内に不活性ガスを加圧状態で導入して合金溶湯５を溶湯ノズル６から噴出させる。
【００７３】
ガス噴霧器３は溶湯るつぼ２の下側に配設されている。このガス噴霧器３にはＡｒ、窒素等の不活性ガスの導入流路７と、この導入流路７の先端部であるガス噴射ノズル８とが設けられている。
不活性ガスは、図示しない加圧手段によってあらかじめ２〜１５ＭＰａ程度に加圧されており、導入流路７によってガス噴射ノズル８まで導かれ、このノズル８からチャンバ４内部へガス流ｇとなって噴出される。
チャンバ４の内部には、ガス噴霧器３から噴出される不活性ガスと同種の不活性ガスが充填されている。チャンバ４内部の圧力は７０〜１００ｋＰａ程度に保たれており、また温度は室温程度に保たれている。
なお、先のガスアトマイズ法を実施するための高圧ガス噴霧装置１のチャンバ４において底部側に水を収容しておくように構成すると、水アトマイズ法を実施することができる。
【００７４】
合金粉末を製造するには、まず、溶湯るつぼ２に充填された合金溶湯５を溶湯ノズル６からチャンバ４内に滴下する。同時に、ガス噴霧器３のガス噴射ノズル８から不活性ガスを噴射する。噴射された不活性ガスは、ガス流ｇとなって滴下された溶湯まで達し、噴霧点ｐにおいて溶湯に衝突して溶湯を霧化する。
霧状にされた合金溶湯はチャンバ４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４の底部に堆積する。このようにして合金粉末が得られる。
【００７５】
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６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。
【００７６】
そして、このようにして得られた非晶質合金粉末をアトライタに投入し、１０分〜１６時間の範囲で粉砕混合することにより、扁平型粒子を主として含む前記の非晶質軟磁性合金粉末が得られる。
アトライタによる粉砕混合は１０分〜１６時間の範囲で行うことが好ましく、４〜８時間の範囲がより好ましい。
粉砕混合の時間が１０分未満だと、扁平化が不十分なために扁平型粒子のアスペクト比を１以上、例えば１０以上にできない傾向があり、粉剤混合の時間が１６時間を超えると、扁平型粒子のアスペクト比が８０以上を越えるようになる。
【００７７】
得られた合金粉末は必要に応じ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、非晶質軟磁性合金の軟磁気特性をより向上できる。熱処理温度Ｔaは、合金のキュリー温度Ｔc以上ガラス遷移温度Ｔg以下の範囲が好ましい。熱処理温度Ｔaがキュリー温度Ｔc未満であると、熱処理による軟磁気特性向上の効果が得られないので好ましくない。また熱処理温度Ｔaがガラス遷移温度Ｔgを越えると、合金組織中に結晶質相が析出しやすくなり、軟磁気特性が低下するおそれがあるので好ましくない。
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。
【００７８】
次に上記の金属ガラス合金の粉末にシリコーンエラストマー等の結着剤を加えて混合し、必要に応じて潤滑剤またはシランカップリング剤を添加し、この混合物を室温以上の温度か、もしくは、３７３Ｋ〜４７３Ｋの温度で固化成形してシート状とし、更に６００Ｋ〜８５０Ｋの熱処理温度で熱処理することにより、本発明に係る電波吸収体が得られる。
また、塩素化ポリエチレンを結着剤として用いても良く、必要に応じて潤滑剤もしくはシランカップリング剤、架橋剤を添加し、３５３Ｋ〜４２３Ｋの範囲で混練、成形し、更に３５３Ｋ〜８５０Ｋの熱処理温度で熱処理することにより、本発明に係る電波吸収体が得られる。
なお、本発明に係る電波吸収体にあってはシート状に形成することが利用形態として好ましいが、形状をシート状に限るものではなく、網目状、袋状等別種の形状に加工しても良いのは勿論である。
【００７９】
上記の方法によれば、熱処理によってシート状成形時に電波吸収体に印加された歪みが緩和されるので、磁歪の影響が小さくなり、これにより複素透磁率の虚数部μ”が高くなって電磁波抑制効果に優れた電波吸収体が得られる。
【００８０】
尚、シリコーンエラストマーを結着剤として用いて固化成形する際の温度は、室温以上の温度か、もしくは３７３〜４７３Ｋの範囲が好ましい。固化成形時の温度が室温未満では、温度が不十分なために上記の混合物を固化成形できないので好ましくなく、温度が４７３Ｋを越えると、固化成形時にシリコーンエラストマーがしみ出してしまうおそれがあるので好ましくない。また、工数を短縮するためには室温付近の温度で固化成形するのが好ましいが、より確実に固化成形させるためには３７３Ｋ以上の温度で固化成形させると良い。
また、シリコーンエラストマーを結着剤として用いる場合の熱処理温度は６００〜８５０Ｋの範囲が好ましく、６４０Ｋ〜８１１Ｋの範囲がより好ましい。特に、金属ガラス合金のキュリー温度Ｔc以上結晶化開始温度Ｔx以下であることがより好ましい。
熱処理温度が６００Ｋ未満では、温度が不十分なために電波吸収体の内部応力を緩和できず、虚数透磁率μ”を向上させることができないので好ましくない。また熱処理温度が８１１Ｋを越えると、金属ガラス合金が結晶化するおそれがあるので好ましくない。
【００８１】
次に、塩素化ポリエチレン等の熱可塑性樹脂を結着剤として用いる場合、混練、成形する際の温度は３５３Ｋ〜４２３Ｋの範囲が好ましい。混練、成形時の温度が３５３Ｋ未満では樹脂が十分に軟化せず、金属ガラス合金と樹脂が混ざらないので好ましくなく、温度が４２３Ｋを越えると樹脂が熱分解を起こし変質してしまうので好ましくない。
また、塩素化ポリエチレンを結着剤として用いる場合の熱処理温度は３５３Ｋ〜４２３Ｋの範囲が好ましいが、熱処理はキュリー温度Ｔｃ以上、結晶化開始温度Ｔｘ以下が望ましいため、架橋剤を添加して樹脂の耐熱性を上げ、熱処理温度を３５３Ｋ〜８５０Ｋの範囲とすることが好ましく、特に５３５Ｋ〜７２３Ｋとするのが好ましい。
熱処理温度が５３５Ｋ未満では、温度が不十分なため、電波吸収体の内部応力を緩和できず、虚数透磁率μ''を向上させることができないので好ましくない。また、熱処理温度が７２３Ｋを越えると、樹脂が変質するため好ましくない。
【００８２】
また、別の方法として、上記の金属ガラス合金の粉末にシリコーンエラストマーを加えて混合し、必要に応じて潤滑剤またはシランカップリング剤を添加し、この混合物を４２３〜６７３Ｋの温度で固化成形すると同時に熱処理することによっても本発明の電波吸収体が得られる。
更に、上記の金属ガラスの粉末に塩素化ポリエチレンを加え、必要に応じて潤滑剤、シランカップリング剤、架橋剤を添加し、この混合物を３５３Ｋ〜７２３Ｋの温度で混練、シート状に成形するとともに、同時に熱処理することによっても本発明の電波吸収体が得られる。
これらの方法によれば、シート状に成形と同時に熱処理できるので、製造工程を省略できるとともに、磁歪を小さくして透磁率の虚数部μ”を高めることができ、電磁波抑制効果に優れた電波吸収体を得ることができる。
【００８３】
尚、シリコーンエラストマーに加えて潤滑剤またはシランカップリング剤を添加する場合、固化成形及び熱処理の温度は４２３〜６７３Ｋの範囲が好ましい。温度が４２３Ｋ未満では、温度が不十分なために上記の混合物を固化成形できないとともに電波吸収体の内部応力を緩和できず、虚数透磁率μ”を向上させることができないので好ましくない。また温度が６７３Ｋを越えると、シリコーンエラストマーがしみ出してしまうおそれがあるとともに金属ガラス合金が結晶化するおそれがあるので好ましくない。
塩素化ポリエチレンに加えて潤滑剤またはシランカップリング剤を添加する場合、シート状に成形する際の成形温度及び熱処理の温度は３５３Ｋ〜７２３Ｋの範囲が好ましい。温度が３５３Ｋ未満では、温度が不十分なために上記の混合物を混練、シート状に成形できないとともに電波吸収体の内部応力を緩和できず、虚数透磁率μ”を向上させることができないので好ましくない。また温度が７２３Ｋを越えると、塩素化ポリエチレンが変質してしまうおそれがあるとともに金属ガラス合金が結晶化するおそれがあるので好ましくない。
【００８４】
ここで用いる固化成形手段の一例として放電プラズマ焼結装置を用いることができる。放電プラズマ焼結装置とは、上パンチと下パンチの間に被成形物を挟んだ状態でパルス電流を流しながら被成形物を固化成形することができ、さらにパルス電流を引き続き流すことで熱処理を同時に行える装置であり、この種のＦｅ基非晶質軟磁性合金粉末を固化成形する場合に本発明者らが適用して来た装置であって、その構造の一例は特願２０００−７９０６２号などの明細書に記載されたものである。
この放電プラズマ焼結装置は、真空排気可能あるいは不活性ガス雰囲気に調整可能なチャンバの内部に配置されていて、真空雰囲気あるいは雰囲気ガス雰囲気においてパルス電流を印加しながら上下のパンチで被成形物を素早く目的の温度に昇温して非晶質の状態を維持したまま加圧成形できる装置である。
【００８５】
以上の加圧成形処理により、扁平型粒子を含む非晶質軟磁性合金粉末と、シリコーンエラストマーが固化成形されてなる電波吸収体を得ることができる。また、これらに加えて潤滑材またはカップリング材を添加してなる電波吸収体を得ることができる。
上記のようにして得られた電波吸収体においてシリコーンエラストマーを用いたものは、1ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”が１０以上であり、電磁波抑制効果に優れたものとなる。
また、上記のようにして得られた電波吸収体において塩素化ポリエチレンを用いたものは、1ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”が６以上であり、電磁波抑制効果に優れたものとなる。
【００８６】
【実施例】
「実験例１：非晶質軟磁性合金粉末の特性」
ＦｅとＡｌと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ及びＳｉを原料として、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87の組成比となるように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、インゴットを作製した。
このインゴットを図１に示す高圧ガス噴霧装置の溶湯るつぼ内に入れて１３００℃に加熱して溶解し、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、図１に示すガス噴霧器からアルゴンガス流を１００ｋｇ／ｃｍ2の圧力で噴射して合金溶湯を霧状にし、チャンバ内で霧状の合金溶湯を急冷させるガスアトマイズ法により、粒径が６２μｍ以下の球状粒子からなる非晶質合金粉末（アトマイズ粉）を得た。ここで得られる非晶質合金粉末は粒径６２μｍ以下のものであるので、実質的な平均粒径は３０μｍ程度であり、３０μｍよりも更に細径の球状粒子を含むものである。また、粒径を６２μｍ以下としたのは、６２μｍ以下とすることで非晶質の合金粉末がより得られやすくなるためである。
【００８７】
次に、上記の球状粒子を含む非晶質合金粉末をアトライタに投入し、処理時間１、２、４、８時間の条件で粉砕混合して球状粒子を扁平型粒子にすることにより、本発明に係る非晶質軟磁性合金粉末を得た。
【００８８】
アトライタによる処理時間が４時間の非晶質軟磁性合金粉末について、Ｘ線回折法により結晶構造の解析を行うとともに、ＤＳＣ測定（Differential scanning caloriemetry：示差走査熱量測定）によりガラス遷移温度Ｔg及び結晶化開始温度Ｔxを測定した。先のＸ線回折の結果を図２に示し、ＤＳＣ測定の結果を図３に示す。
更に、合金粉末に含まれる粒子の外観を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察した。図４〜図８にＳＥＭ写真を示す。図４はアトライタ処理前、図５は処理時間が１時間、図６は処理時間が２時間、図７は処理時間が４時間、図８は処理時間が８時間のものである。
【００８９】
図２に示すように、得られた非晶質軟磁性合金粉末のＸ線回折パターンはブロードなパターンであり、組織全体が非晶質相を主体としていることがわかる。
また、図３に示すように非晶質軟磁性合金粉末のＤＳＣ曲線からは、ガラス遷移温度Ｔgが７７４Ｋ（５０１℃）であり、結晶化開始温度Ｔxが８１１Ｋ（５３８℃）であり、この結果からΔＴxを求めると３７Ｋであることがわかる。
以上の結果から、得られた非晶質軟磁性合金粉末は、２０Ｋ以上のΔＴxを有するとともに非晶質相を主体とする金属ガラス合金であることが分かる。
【００９０】
次に図４に示すように、アトライタ処理前の非晶質合金粉末（アトマイズ粉）に含まれる粒子はアスペクト比がほぼ１の球状粒子である。この球状粒子をアトライタで粉砕混合すると図５〜図８に示すように、処理時間の経過に伴い扁平化が進行してアスペクト比が向上することが明らかになった。即ち、図８に示す処理時間８時間後の扁平型粒子は、厚さが１〜２μｍ、粒子の最長径が２０〜５０μｍ、アスペクト比が１０〜５０の範囲のものとなった。
【００９１】
「実験例２：電波吸収体の特性（１）」
（実施例１〜８のリング試料）
実験例１の場合と同様にして、ガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の粒径が６２μｍ以下の球状粒子からなる非晶質合金粉末（アトマイズ粉）を得た。
次に、上記の球状粒子を含む非晶質合金粉末をアトライタに投入し、処理時間４時間の条件で粉砕混合して球状粒子を扁平型粒子として非晶質軟磁性合金粉末を得た。
【００９２】
そして、得られた非晶質軟磁性合金粉末に対して結着剤としてシリコーンエラストマー（東レダウコーニング社製ＳＥ９１４０）を２０〜５０体積％の範囲で混合し、これらの混合粉末を油圧プレス装置にて固化成形することにより、外径７.４ｍｍ、内径３.２ｍｍ、厚さ１ｍｍの比較例１および実施例１〜３のリング試料を得た。
また、得られた非晶質軟磁性合金粉末に対して結着剤としてシリコーンエラストマー（東レダウコーニング社製ＳＥ９１４０）を２０〜５０体積％の範囲で混合し、これらの混合粉末をプラズマ焼結装置にて成形温度１５０℃、成形圧力５７２ＭＰａ（２ｔ）の条件で固化成形することにより、外径７．４ｍｍ、内径３.２ｍｍ、厚さ１ｍｍの実施例４〜８のリング試料を得た。
また、上記実施例１〜８のリング試料を、赤外線イメージ炉に投入し、窒素ガスフロー雰囲気中にて４０℃／分の割合で昇温し、４００℃にて３０分間加熱する熱処理を施した。尚、比較例１及び実施例１〜３については、熱処理を同一条件で２回行った。
【００９３】
熱処理前及び熱処理後の比較例１及び実施例１〜８について、固化成形条件（成型方法）、密度、抵抗値、100ＭＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”、1ＧＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”をそれぞれ求めた。結果を表１に示す。
【００９４】
【表１】
表１から明らかなように、いずれの実施例も熱処理後において、1ＧＨｚにおける虚数透磁率が６以上となっており、特に実施例１、３、５、６、７、８は１ＧＨｚの虚数透磁率が１０以上となっている。また、密度はアニール前後で3.0g/cm3を越えており、更に直流抵抗値はいずれも100Ω以上を示しており、インピーダンスも高くなっていると考えられる。
中でも実施例７及び８は、100〜120Ω程度と比較的低い直流抵抗値を示しており、虚数透磁率μ”が低いことが予想されたが、実際には表１に示すように１０〜１７程度と高い値を示している。
【００９６】
このように実施例７及び８の抵抗値が低いにも係わらず、高い虚数透磁率μ”を示す理由は、これらの１００ＭＨｚにおける実効透磁率μ’が３４〜１３０と他の実施例の場合より高くなっており、この低周波数帯域の高い実効透磁率μ’が１ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”に反映されたためと考えられる。
更に実施例７及び８は磁性材料である金属ガラス合金の含有率が８０体積％と高いため、実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”に表される軟磁気特性が向上したものと考えられる。
尚、金属ガラス合金が８０体積％でも１００Ω程度の抵抗値を示しているのは、固化成形温度が１５０℃(４２３Ｋ)と比較的低いため、シリコーンエラストマーにより絶縁効果が有効に作用しているためと考えられる。
【００９７】
このように、固化成形時の温度を１５０℃(４２３Ｋ)程度にすることで、絶縁性及び虚数透磁率μ”に優れた電波吸収体が得られることが分かる。
尚、固化成形方法の違いによる各種特性の大きな相違は見られなかった。
【００９８】
実施例４の１ＧＨｚにおける虚数透磁率が８.４と１０以下であるが、これでも電波吸収体としては十分な値を示している。
これに対し、比較例１については、軟磁性合金の含有率は５０体積％となっているものの、熱処理後の密度が３.０g/cm3以下であり、これにより虚数透磁率μ”が小さくなったものと考えられる。
【００９９】
図９に実施例４の実効透磁率μ’の周波数特性を示し、図１０に実施例５の虚数透磁率μ”の周波数特性を示し、図１１に実施例５の実効透磁率μ’の周波数特性を示し、図１２に実施例５の虚数透磁率μ”の周波数特性を示し、図１３に実施例６の実効透磁率μ’の周波数特性を示し、図１４に実施例６の虚数透磁率μ”の周波数特性を示し、図１５に実施例７の実効透磁率μ’の周波数特性を示し、図１６には実施例７の虚数透磁率μ”の周波数特性を示す。
【０１００】
いずれの実施例の場合も、実効透磁率μ’が０.０１ＧＨｚを過ぎた付近から低下し(図９，１１，１３，１５)、それと入れ替わるように虚数透磁率μ”が０.０１ＧＨｚを越えた付近から向上していることが分かる(図１０，１２，１４，１６)。
また、実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”の両方が、熱処理によって大幅に向上することが分かる。
特に図１６を見ると、０.０７ＧＨｚ(７０ＭＨｚ)付近で虚数透磁率μ”が５０近くまで向上し、1ＧＨｚ付近でも１０程度の虚数透磁率μ”を示しており、数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚ帯域で虚数透磁率μ”が高い値を示すことがわかる。
【０１０１】
（比較例２〜５のリング試料）
実験例１の場合と同様にして、ガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の粒径６２μｍ以下の球状粒子からなる非晶質合金粉末（アトマイズ粉）を得た。
次に、上記の球状粒子を含む非晶質合金粉末をアトライタに投入し、処理時間２０時間の条件で粉砕混合して球状粒子を扁平型粒子として非晶質軟磁性合金粉末を得た。
【０１０２】
そして、得られた非晶質軟磁性合金粉末に対して結着剤としてシリコーンエラストマー（東レダウコーニング社製ＳＥ９１４０）を２０〜４０体積％の範囲で混合し、これらの混合粉末を油圧プレス装置にて成形温度１５０℃、成形圧力５７２ＭＰａ（２ｔ）の条件で固化成形することにより、外径７.４ｍｍ、内径３.２ｍｍ、厚さ１ｍｍの比較例１〜３のリング試料を得た。
また、得られた非晶質軟磁性合金粉末に対して結着剤としてシリコーンエラストマー（東レダウコーニング社製ＳＥ９１４０）を２０〜４０体積％の範囲で混合し、これらの混合粉末をプラズマ焼結装置にて成形温度１５０℃、成形圧力５７２ＭＰａ（２ｔ）の条件で固化成形することにより、外径７.４ｍｍ、内径３.２ｍｍ、厚さ１ｍｍの比較例４〜６のリング試料を得た。
また、上記比較例２〜５のリング試料を、赤外線イメージ炉に投入し、窒素ガスフロー雰囲気中にて４０℃／分の割合で昇温し、４００℃にて６０分間加熱する熱処理を施した。
【０１０３】
熱処理前及び熱処理後の比較例２〜５について、固化成形条件（成型方法）、密度、抵抗値、１００ＭＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”、1ＧＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”をそれぞれ求めた。結果を表２に示す。
【０１０４】
【表２】
表２に示すように、固化成形方法によらず、どの試料も抵抗値が１k〜１０MΩと高いものの、密度が３.０g/cm3以下であるとともに１ＧＨｚでの虚数透磁率μ”が６以下になっている。
これは、非晶質軟磁性合金粉末のアトライタ処理時間が２０時間であり、実施例１〜９の場合（４時間）よりも長く、このため扁平型粒子のアスペクト比が１１０程度と過大になり、リング試料内部で扁平型粒子同士の間で隙間が生じ、これにより扁平型粒子それぞれの反磁界の影響が大きくなって虚数透磁率μ”が低下したものと考えられる。
【０１０６】
上記のアトライタ処理時間と扁平型粒子同士の隙間との関係を示す写真を図１７〜図２０に示す。図１７は実施例１（熱処理１回）のリング試料の断面写真(倍率４００倍)であり、図１８は図１７の拡大写真(倍率１５００倍)である。
また、図１９は比較例２（熱処理１回）のリング試料の断面写真(倍率３００倍)であり、図２０は図１９の拡大写真(倍率３０００倍)である。
特に図１８と図２０を比較すれば明らかであるが、処理時間４時間の実施例２では、扁平粒子同士が密に重なり合っているが(図１８)、処理時間２０時間の比較例２では、扁平粒子同士の間に隙間があることが分かる。
従って、アトライタによる処理をあまり長時間行うと、扁平型粒子のアスペクト比が過大になって密度が低下し、虚数透磁率μ”が低くなるので、アトライタの処理時間としては、１０分〜１６時間の範囲が好ましいものと考えられる。
【０１０７】
更に図２１には、実施例６及び７と、ＦｅＡｌＳｉ合金粉末からなる従来の電波吸収体の実効透磁率μ’の周波数特性を示し、図２２には虚数透磁率μ”の周波数特性を示す。
特に図２２から明らかなように、熱処理後の実施例７及び８は、従来のＦｅＡｌＳｉ合金粉末からなる電波吸収体よりも虚数透磁率μ”が高くなっており、特に１ＧＨｚにおいて実施例６の虚数透磁率μ”が１９.２、実施例７の虚数透磁率μ”が１４.２であるのに対して、従来の電波吸収体は１ＧＨｚでの虚数透磁率μ”が４.０になっており、明らかに本発明に係るリング試料の方が優れた値を示している。
【０１０８】
尚、図２３には、比較例４及び５と、ＦｅＡｌＳｉ合金粉末からなる従来の電波吸収体の実効透磁率μ’の周波数特性を示し、図２４には虚数透磁率μ”の周波数特性を示す。
図２４から明らかなように、熱処理後の比較例４及び５と従来の電波吸収体は虚数透磁率μ”がほぼ同程度である。従って、アトライタ処理を２０時間まで行うと、従来の電波吸収体と同程度まで虚数透磁率μ”が低下することが明らかになった。
【０１０９】
（実施例９〜１３のリング試料）
実験例１の場合と同様にして、ガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の粒径６２μｍ以下の球状粒子からなる非晶質合金粉末（アトマイズ粉）を得た。
次に、上記の球状粒子を含む非晶質合金粉末をアトライタに投入し、処理時間４時間の条件で粉砕混合して球状粒子を扁平型粒子として非晶質軟磁性合金粉末を得た。
【０１１０】
そして、得られた非晶質軟磁性合金粉末に対して結着剤としてシリコーンエラストマー（東レダウコーニング社製ＳＥ９１４０）を３０〜４０体積％の範囲で混合し、これらの混合粉末をプラズマ焼結装置にて成形温度１５０℃（４２３Ｋ）〜３５０℃（６２３Ｋ）、成形圧力８６０ＭＰａ（３ｔ）の条件で固化成形すると同時に熱処理することにより、外径７．４ｍｍ、内径３．２ｍｍ、厚さ１ｍｍの実施例９〜１３のリング試料を得た。固化成形後の熱処理時間は１５分とした。
尚、実施例９及び１０については、赤外線イメージ炉に投入して窒素ガスフロー雰囲気中にて４０℃／分の割合で昇温し、４００℃にて３０分間加熱する熱処理を再度施した。
【０１１１】
実施例９〜１３について、固化成形条件（成型方法）、密度、抵抗値、１００ＭＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”、１ＧＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”をそれぞれ求めた。結果を表３に示す。
【０１１２】
【表３】
表３に示すように、実施例９の再熱処理なしのものは、固化成形と同時に熱処理されているため、密度、抵抗値、１ＧＨｚの虚数透磁率μ”のいずれもが高い値を示している。一方、実施例１０の再滅処理したものは虚数透磁率μ”が低下しており、固化成形と同時に熱処理したものに再度の熱処理を行うと、虚数透磁率μ”が低下することがわかる。
一方、比較例６では、金属ガラス合金の含有量が７０体積％と比較的高いため、抵抗値が小さくなって虚数透磁率μ”が低下していることがわかる。
従って、固化成形と同時に熱処理する場合は、金属ガラス合金の含有率を７０体積％未満にすることが好ましいことが分かる。
【０１１４】
また、実施例１０〜１３は、１５０〜３５０℃の範囲で固化成形と同時に熱処理したもので、いずれも優れた虚数透磁率μ”を示しており、この温度範囲が最適な範囲であると考えられる。
【０１１５】
（実施例１４〜１９のリング試料）
実験例１の場合と同様にして、ガスアトマイズ法により、Ｆｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の球状粒子からなる非晶質合金粉末（アトマイズ粉）を得た。
次に、上記の球状粒子を含む非晶質合金粉末をアトライタに投入し、処理時間４時間の条件で粉砕混合して球状粒子を扁平型粒子として非晶質軟磁性合金粉末を得た。得られた非晶質軟磁性合金粉末を、粒径２５μｍ以下でアスペクト比が１２のものと、粒径２５〜４６μｍでアスペクト比が１２〜３０のものとにふるい分けした。
【０１１６】
次にふるい分け後の各合金粉末に水ガラスを添加して、各合金粉末に含まれる扁平粒子を水ガラスで被覆した。
そして、上記の被覆済みの非晶質軟磁性合金粉末に対して結着剤としてシリコーンエラストマー（東レダウコーニング社製ＳＥ９１４０）を４０体積％添加して混合し、これらの混合粉末をプラズマ焼結装置にて成形温度１５０℃（４２３Ｋ）〜２５０℃（５２３Ｋ）、成形圧力０〜１４３ＭＰａ（０.５ｔ）の条件で固化成形すると同時に熱処理することにより、外径７.４ｍｍ、内径３.２ｍｍ、厚さ１ｍｍの実施例１４〜１９のリング試料を得た。尚、水ガラスの含有率はリング試料の全体に対して２０体積％であり、固化成形後の熱処理時間は１５分とした。
更に、得られたリング試料について、赤外線イメージ炉に投入して窒素ガスフロー雰囲気中にて４０℃／分の割合で昇温し、４００℃にて３０分間加熱する熱処理を再度施した。
【０１１７】
尚、実施例１４及び１５は粒径２５μｍ以下の非晶質軟磁性合金粉末を用いたものであり、実施例１６及び１７は粒径２５〜４６μｍの粉末を用いたものであり、実施例１８及び１９は粒径１０５μｍ以上の粉末を用いたものである。
【０１１８】
実施例１４〜１９について、固化成形条件（成型方法）、密度、抵抗値、１００ＭＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”、１ＧＨｚにおける実効透磁率μ’及び虚数透磁率μ”をそれぞれ求めた。結果を表４に示す。
【０１１９】
【表４】
表４に示すように、水ガラスで扁平型粒子を被覆することにより、抵抗値が数百〜数ＭΩと比較的高くなっている。
また虚数透磁率μ”については、表４に示す１ＧＨｚにおけるものは１０以下と低い値であるが、３〜４ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”は１５〜２０程度に向上しており、この周波数帯域における電波の遮蔽効果に優れることが分かる。
【０１２１】
図２５には、実施例９の虚数透磁率μ”の周波数特性を示す。
実施例９では、２ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”が１５程度であり、実施例９の１ＧＨｚにおける虚数透磁率μ”が２２と非常に高い値を示している。
このように、本発明に係る実施例９のリング試料は、１００ＭＨｚ〜２ＧＨｚの幅広い周波数帯域で高い虚数透磁率μ”を示しており、電波吸収体として優れていることがわかる。
【０１２２】
「塩素化ポリエチレンを結着剤とする場合の試験例」
実験例１の場合と同様にして、ガスアトマイズ法により、Ｆｅ75.21Ｃｒ1.98Ｐ9.14Ｃ2.18Ｂ7.62Ｓｉ3.87なる組成の球状粒子からなる非晶質合金粉末（水アトマイズ粉）を得た。
この粉末をアトライタで粉砕する場合の時間の違いにより、最終的に得られる電波吸収体の特性に対する影響と、離型材としてステアリン酸亜鉛を１重量％添加した場合に最終的に得られる電波吸収体の特性に対する影響と、混練時の剪断応力の違いにより最終的に得られる電波吸収体の特性に対する影響を調べた。
【０１２３】
先の試験例で用いたアトライタに４〜１６時間かけて偏平型の種々の粒径の非晶質合金粉末を得ることができ、この非晶質合金粉末に４５体積％の割合になるように塩素化ポリエチレンを混同し、混練機（ブラベンダー）の撹拌プロペラのトルクを調整して３０ｒｐｍになるように混練した場合に標準剪断応力で混練したこととし、１５ｒｐｍになるように混練した場合に低剪断応力とした。また、ステアリン酸亜鉛を添加した混練物と添加していない混練物をそれぞれ作成するとともに、得られた各混練物を１００℃にて熱プレス成形し、冷プレスにて固定を行ってシート状の電波吸収体を得た。なお、前記の塩素化ポリエチレンの中には２０％の割合で可塑剤である塩素化パラフィンが含まれているものとした。
【０１２４】
得られたシート状の各電波吸収体から試験片を切り出し、インピーダンス法（マテリアルアナライザー使用）にて１ＭＨｚ〜１.８ＧＨｚの帯域で透磁率を測定するとともに、同軸管法（Ｓパラメータ法）にて０.５〜１８ＧＨｚの帯域で透磁率を測定した。
図２６は、アトライタ処理時間４時間により粒径４０μｍ以下、厚さ２μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５５ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８２ｇ／ｍｍ3であった。
【０１２５】
図２７は、アトライタ処理時間４時間により粒径４０μｍ以下、厚さ２μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、塩素化ポリエチレンに対して１重量％のステアリン酸亜鉛を加え、低専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５３ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.７１ｇ／ｍｍ3であった。
図２８は、アトライタ処理時間４時間により粒径４０μｍ以下、厚さ２μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、塩素化ポリエチレンに対して１重量％のステアリン酸亜鉛を加え、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５３ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.７６ｇ／ｍｍ3であった。
図２９は、アトライタ処理時間４時間により粒径４０μｍ以下、厚さ２μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを５０体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５５ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８６ｇ／ｍｍ3であった。
【０１２６】
図３０は、アトライタ処理時間４時間により粒径４０μｍ以下、厚さ２μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを５０体積％混合し、低専断力で撹拌し、先の条件でプレスして０.５５ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８８ｇ／ｍｍ3であった。
図３１は、アトライタ処理時間４時間により粒径４０μｍ以下、厚さ２μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを５０体積％混合し、塩素化ポリエチレンに対して１重量％のステアリン酸亜鉛を加え、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５５ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.９１ｇ／ｍｍ3であった。
【０１２７】
図３２は、アトライタ処理時間１６時間により粒径４０μｍ以下、厚さ０.５μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５６ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.６８ｇ／ｍｍ3であった。
図３３は、アトライタ処理時間１時間により粒径７０μｍ以下、厚さ７μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５５ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８３ｇ／ｍｍ3であった。
【０１２８】
図３４は、アトライタ処理時間２時間により粒径５０μｍ以下、厚さ５μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５５ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８０ｇ／ｍｍ3であった。
図３５は、アトライタ処理時間８時間により粒径４０μｍ以下、厚さ１μｍ以下の偏平型非晶質軟磁性合金粉末を得、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５６ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.６３ｇ／ｍｍ3であった。
【０１２９】
図３６は、アトライタ処理時間４時間により得た球状の非晶質軟磁性合金粉末を用い、これに塩素化ポリエチレンを４５体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５７ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８３ｇ／ｍｍ3であった。 図３７は、アトライタ処理時間４時間により得た球状の非晶質軟磁性合金粉末を用い、これに塩素化ポリエチレンを５０体積％混合し、標準専断力で撹拌し、先の条件でプレスして厚さ０.５７ｍｍのシート状の電波吸収体試料としたものの測定結果を示す。また、この電波吸収体試料の密度は３.８３ｇ／ｍｍ3であった。
【０１３０】
図３８は、これら図２６〜図３７に示す実効透磁率μ’の値を選択してアトライタ処理時間、１時間、２時間、４時間、８時間、１６時間の各試料と球状粉末を用いた値を比較して示す図である。図３９は先の図２６〜図３７に示す虚数透磁率μ”の値を選択してアトライタ処理時間、１時間、２時間、４時間、８時間、１６時間の各試料と球状粉末を用いた値を比較して示す図である。
図３８と図３９に示す特性から見ると、アトライタの処理時間については、２〜８時間の間が好ましいと思われる。
また、図２６〜図３７に示す結果から、アトライタ処理時間２〜８時間の試料であるならば、１ＧＨｚ〜３ＧＨｚにおいて６以上の虚数透磁率μ”を得られることが判明した。
【０１３１】
図４０はアトライタ処理４時間のシート状試料の厚さ方向の断面写真(倍率３０００倍)であり、偏平状のＦｅ基非晶質軟磁性合金粉末の集合体であることがわかる。
図４１は先の図２６の例と同じ条件で製造した電波吸収体試料において、Ｆｅ基非晶質軟磁性合金の配合量のみを４０、４５、５０、５５体積％の４通りに変更して製造した各電波吸収体試料の密度の測定値を示す。非晶質軟磁性合金の組成は先の例と同じＦｅ75.21Ｃｒ1.98Ｐ9.14Ｃ2.18Ｂ7.62Ｓｉ3.87なる組成である。
図４１に示す測定結果によれば、理論密度は非晶質軟磁性合金の配合量を増やすほど向上するが、実際の密度は非晶質軟磁性合金の配合量が多くなるほど理論密度と乖離し、４５〜５５体積％の範囲ではほとんど上昇していないことが判明した。これは、混合する際にわずかの空気が混入するため、密度向上に限界を生じたものと思われる。また、５５体積％を越える配合量としても、逆に電波吸収体が脆くなって塩素化ポリエチレンを配合したことによる利点の１つである軟質で変形が可能であるという利点がなくなる。従って非晶質軟磁性合金の配合量は多くても理論密度と解離が生じる。逆に配合量を４０体積％よりも低くしても非晶質軟磁性合金の量が少なくなって電波吸収効果は低下することとなる。このような見地から、塩素化ポリエチレンを結着剤とする場合、非晶質軟磁性合金の配合量は４０体積％以上、５５体積％以下の範囲が好ましいと考えられる。
【０１３２】
また、図４２に示す結果から見れば、密度３.４０〜３.７３近傍までは密度が高くなるにつれて虚数透磁率μ”は単調に上昇するが、密度が３.７５ｇ／ｃｍ3あたりを越えると逆に虚数透磁率μ”は急激に低下する。これは、非晶質軟磁性合金の周囲を覆っている樹脂分が減少し、非晶質軟磁性合金の粒子どうしの絶縁性が確保されなくなったことを意味すると考えられる。このことから、非晶質軟磁性合金の密度は３.５以上、３.８０以下の範囲が好ましいと思われる。
【０１３３】
図４３は先のＦｅ75.21Ｃｒ1.98Ｐ9.14Ｃ2.18Ｂ7.62Ｓｉ3.87なる組成の非晶質軟磁性合金粉末を用いて先の図２６の条件で得られた電波吸収体試料の周波数毎の虚数透磁率μ”の測定値と、熱処理を施して微結晶を生成させるＦｅＮｂＳｉＢＣｕ系の軟磁性合金粉末（粒径２０μｍ）に塩素化ポリエチレンを４５体積％配合して得た電波吸収体試料の虚数透磁率μ”の測定値と、ＦｅＣｒ系の軟磁性合金粉末（粒径２０μｍ）に塩素化ポリエチレンを４５体積％配合して得た電波吸収体試料の虚数透磁率μ”の測定値と、ＦｅＡｌＳｉ系の軟磁性合金粉末（粒径３０μｍ）に塩素化ポリエチレンを４５体積％配合して得た電波吸収体試料の虚数透磁率μ”の測定値を比較して示す図である。
これら各試料の特性比較から本発明に係るＦｅ75.21Ｃｒ1.98Ｐ9.14Ｃ2.18Ｂ7.62Ｓｉ3.87なる組成の非晶質軟磁性合金粉末を用いた試料の虚数透磁率μ”の値が１ＭＨｚ〜１０ＧＨｚの広い範囲で優れていることが明らかである。特に本発明試料は、４ＭＨｚ〜４ＧＨｚの範囲においては他のいずれの材料を用いた試料よりも優れた電波吸収特性が得られることが判明した。なお、ＦｅＮｂＳｉＢＣｕ系の比較例試料の場合、本発明に係る試料と同等の虚数透磁率μ''が得られているが、この比較例試料の場合、成形時の加熱以外に微結晶化のために高い温度で熱処理を必ず行わなくてはならず、工数がかかり、コスト高となる。
【０１３４】
【発明の効果】
以上、詳細に説明したように、本発明は、ΔＴ x ＝Ｔ x- Ｔ g( ただしＴ x は結晶化開始温度であり、Ｔ g はガラス遷移温度である。 ) の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴ x が２５Ｋ以上である下記の組成式で表されるＦｅ基非晶質軟磁性合金と樹脂とを混合してなり、前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金の含有量が４０〜５５体積％であり、１ＧＨｚにおける複素透磁率の虚数部μ '' が１０以上であるので、Ｆｅ基非晶質軟磁性合金粉末が樹脂により絶縁されて電波吸収体自体のインピーダンスが高められ、これにより渦電流の発生が抑制されて数百ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数帯域における複素透磁率の虚数部μ”を幅広い範囲で６以上と高くすることができ、高周波帯域での電磁波抑制効果を向上できる。
Ｆｅ 100-x-v-z-w-t Ａｌ x （Ｐ 1-b Ｓｉ b ） v Ｃ z Ｂ w Ｒ t
ただし、ＲはＣｒ元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ｂ≦０．２８、ｘ＝０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≦１．９８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。
また、Ｃｒの組成比ｔが、０原子％≦ｔ≦１．９８原子％であるので、飽和磁化σ s をより向上させることができる。
【０１３５】
また、本発明の電波吸収体によれば、結着剤としてシリコーンエラストマーを用いたものでは、１ＧＨｚにおける複素透磁率の虚数部μ”が１０以上であるので、ＧＨｚ帯域での電磁波抑制効果をより高めることができる。
結着剤として塩素化ポリエチレンを用いたものでは、１ＧＨｚにおける複素透磁率の虚数部μ”が６以上であるので、ＧＨｚ帯域での電磁波抑制効果を高めることができるとともに、塩素化ポリエチレン自体が軟質のものであるので、自由に変形させることが可能で、切り取りなども自在にできる。よって、使用目的の場所に添わせて変形させて設置することが可能であり、取り扱い性が向上する。
【図面の簡単な説明】
【図１】 図１は本発明で用いる球状粒子を含む非晶質合金粉末を製造する際に用いて好適な高圧ガス噴霧装置（アトマイズ装置）の一構造例を示す断面模式図である。
【図２】 図２はＦｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の非晶質軟磁性合金粉末のＸ線回折結果を示すグラフである。
【図３】 図３はＦｅ77Ａｌ1Ｐ9.23Ｃ2.2Ｂ7.7Ｓｉ2.87なる組成の非晶質軟磁性合金粉末のＤＳＣ曲線を示すグラフである。
【図４】 図４はアトライタ処理前の非晶質軟磁性合金粉末のＳＥＭ写真である。
【図５】 図５はアトライタ処理を１時間行った後の非晶質軟磁性合金粉末のＳＥＭ写真である。
【図６】 図６はアトライタ処理を２時間行った後の非晶質軟磁性合金粉末のＳＥＭ写真である。
【図７】 図７はアトライタ処理を４時間行った後の非晶質軟磁性合金粉末のＳＥＭ写真である。
【図８】 図８はアトライタ処理を８時間行った後の非晶質軟磁性合金粉末のＳＥＭ写真である。
【図９】 図９は実施例４のリング試料の実効透磁率μ’の周波数特性を示すグラフである。
【図１０】 図１０は実施例４のリング試料の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図１１】 図１１は実施例５のリング試料の実効透磁率μ’の周波数特性を示すグラフである。
【図１２】 図１２は実施例５のリング試料の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図１３】 図１３は実施例６のリング試料の実効透磁率μ’の周波数特性を示すグラフである。
【図１４】 図１４は実施例６のリング試料の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図１５】 図１５は実施例７のリング試料の実効透磁率μ’の周波数特性を示すグラフである。
【図１６】 図１６は実施例７のリング試料の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図１７】 図１７は実施例１（熱処理１回）のリング試料の断面ＳＥＭ写真(倍率400倍)である。
【図１８】 図１８は図１７の拡大写真(倍率1500倍)である。
【図１９】 図１９は比較例２（熱処理１回）のリング試料の断面ＳＥＭ写真(倍率300倍)である。
【図２０】 図２０は図１９の拡大写真(倍率3000倍)である。
【図２１】 図２１は実施例６、実施例７及び、FeAlSi合金粉末からなる従来の電波吸収体の実効透磁率μ’の周波数特性を示すグラフである。
【図２２】 図２２は実施例６、実施例７及び、FeAlSi合金粉末からなる従来の電波吸収体の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図２３】 図２３は比較例４、比較例５及び、FeAlSi合金粉末からなる従来の電波吸収体の実効透磁率μ’の周波数特性を示すグラフである。
【図２４】 図２４は比較例４、比較例５及び、FeAlSi合金粉末からなる従来の電波吸収体の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図２５】 図２５は実施例９の虚数透磁率μ”の周波数特性を示すグラフである。
【図２６】 図２６は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第１の例を示す図である。
【図２７】 図２７は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第２の例を示す図である。
【図２８】 図２８は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第３の例を示す図である。
【図２９】 図２９は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第４の例を示す図である。
【図３０】 図３０は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第５の例を示す図である。
【図３１】 図３１は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第６の例を示す図である。
【図３２】 図３２は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第７の例を示す図である。
【図３３】 図３３は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第８の例を示す図である。
【図３４】 図３４は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第９の例を示す図である。
【図３５】 図３５は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第１０の例を示す図である。
【図３６】 図３６は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第１１の例を示す図である。
【図３７】 図３７は塩素化ポリエチレンを非晶質軟磁性合金粉末に混合してなるシート状の電波吸収体試料の第１２の例を示す図である。
【図３８】 図３８は図２６〜図３７に示す各試料の実効透磁率をまとめて示す図である。
【図３９】 図３９は図２６〜図３７に示す各試料の虚数透磁率をまとめて示す図である。
【図４０】 図４０は先の例のシート状の電波吸収体の断面組織写真を示す図である。
【図４１】 図４１は先の試料における非晶質軟磁性合金配合量と密度の関係を示す図である。
【図４２】 図４２は先の試料における電波吸収体の密度と虚数透磁率の関係を示す図である。
【図４３】 図４３は先の試料と比較材としての他の組成系の軟磁性合金粉末を塩素化ポリエチレンに配合してなる試料の虚数透磁率の周波数特性を比較して示す図である。
【符号の説明】
１ 高圧ガス噴霧装置（アトマイズ装置）
２ 溶湯るつぼ
３ ガス噴霧器
４ チャンバ
５ 合金溶湯
６ 溶湯ノズル
８ ガス噴射ノズル
Claims (11)
- ΔＴx＝Ｔx-Ｔg(ただしＴxは結晶化開始温度であり、Ｔgはガラス遷移温度である。)の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２５Ｋ以上である下記の組成式で表されるＦｅ基非晶質軟磁性合金と樹脂とを混合してなり、
前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金の含有量が４０〜５５体積％であり、
１ＧＨｚにおける複素透磁率の虚数部μ''が１０以上であることを特徴とする電波吸収体。
Ｆｅ100-x-v-z-w-tＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢwＲt
ただし、ＲはＣｒ元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ｂ≦０．２８、ｘ＝０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≦１．９８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。 - 前記Ｆｅ基非晶質軟磁性合金が粉末状態で含まれ、前記粉末の平均粒径が１〜８０μｍ、厚さが０.１〜５μｍとされてなることを特徴とする請求項１に記載の電波吸収体。
- 前記粉末のアスペクト比が１以上、８００以下であることを特徴とする請求項２に記載の電波吸収体。
- 前記組成比を示すｔは、ｔ＝１．９８原子％であることを特徴とする請求項２に記載の電波吸収体。
- 前記樹脂が熱可塑性樹脂であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の電波吸収体。
- 前記樹脂が塩素化ポリエチレンからなることを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の電波吸収体。
- 前記樹脂がシリコーンエラストマーからなり、該シリコーンエラストマーが結着剤となって固化成形されてなることを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の電波吸収体。
- 前記非晶質軟磁性合金粉末と前記結着剤とが混合されて固化成形された後、前記非晶質軟磁性合金のキュリー点温度(Ｔc)以上結晶化開始温度(Ｔx)以下の範囲で熱処理されてなることを特徴とする請求項２ないし７のいずれかに記載の電波吸収体。
- 請求項７に記載の電波吸収体の製造方法であって、
前記非晶質軟磁性合金粉末とシリコーンエラストマーからなる結着剤とを混合した後、３７３〜４７３Ｋの温度で固化成形し、更に６００〜８５０Ｋの熱処理温度で熱処理することを特徴とする電波吸収体の製造方法。 - 請求項７に記載の電波吸収体の製造方法であって、
前記非晶質軟磁性合金粉末とシリコーンエラストマーからなる結着剤とを混合した後、４２３〜６７３Ｋの温度で固化成形すると同時に熱処理することを特徴とする電波吸収体の製造方法。 - Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑと、Ｆｅとを含む合金溶湯を急冷して球状の粒子を含む非晶質合金粉末とし、該非晶質合金粉末をアトライタに投入して１０分〜１６時間の範囲で粉砕混合することにより、扁平型粒子を主として含む前記の非晶質軟磁性合金粉末を得ることを特徴とする請求項９または請求項１０に記載の電波吸収体の製造方法。
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