Fe基非晶质合金及使用了Fe基非晶质合金粉末的压粉磁芯的制作方法
【专利摘要】本发明的目的在于提供尤其具有玻璃化转变温度(Tg)且可以得到高饱和磁通密度Bs的Fe基非晶质合金、及使用了Fe基非晶质合金粉末的压粉磁芯。本发明的Fe基非晶质合金的特征在于，其组成式以Fe100-a-b-c-d-eCraPbCcBdSie(a、b、c、d、e为at％)表示，且0at％≤a≤1.9at％、1.7at％≤b≤8.0at％、0at％≤e≤1.0at％，Fe的组成比(100-a-b-c-d-e)为77at％以上，19at％≤b+c+d+e≤21.1at％，0.08≤b/(b+c+d)≤0.43，0.06≤c/(c+d)≤0.87，并且该Fe基非晶质合金具有玻璃化转变温度(Tg)。
【专利说明】Fe基非晶质合金及使用了 Fe基非晶质合金粉末的压粉磁芯
【技术领域】
[0001]本发明涉及应用于例如变压器、电源用扼流圈等的压粉磁芯等的Fe基非晶质合金。
【背景技术】
[0002]在用于混合动力车等的升压电路或者发电、变电设备的电抗器(reactor)、变压器或扼流圈等中使用的压粉磁芯是通过将Fe基非晶质合金粉末和粘接材料压粉成形而成的。Fe基非晶质合金山可以使用软磁特性优异的玻璃合金。
[0003]但是，以往的Fe-Cr-P-C-B-Si系的Fe基非晶质合金无法具有玻璃化转变温度(Tg)且无法得到高饱和磁通密度Bs (具体而言，为约1.5T以上)。
[0004]在下述专利文献中虽然公开了 Fe-Cr-P-C-B-Si系软磁性合金的组成，但没有公开具有玻璃化转变温度(Tg)且能够得到约1.5T以上的高饱和磁通密度Bs的Fe-Cr-P-C-B-Si系软磁性合金。
[0005]现有技术文献
[0006]专利文献
[0007]专利文献1:W02011/016275A1
[0008]专利文献2:日本特开2005-307291号公报
[0009]专利文献3:日本特公平7-93204号公报
[0010]专利文献4:日本特开2010-10668号公报
【发明内容】
[0011]发明所要解决的课题
[0012]因此，本发明是用于解决上述现有课题的发明，其目的在于，提供尤其具有玻璃化转变温度(Tg)且可以得到高饱和磁通密度Bs的Fe基非晶质合金、及使用了 Fe基非晶质合金粉末的压粉磁芯。
[0013]用于解决课题的手段
[0014]本发明中的Fe基非晶质合金，其特征在于，其组成式以(Fe 100_a_b_c_d_eCraPbCcBdSie (a、b、C、d、e 为 at % ))表示，且 Oat % ≤ a ≤ 1.9at % > 1.7at %≤b≤8.0at %>0at %≤ e ≤1.0at %, Fe 的组成比(lOO-a-b-c-d-e)为 77at % 以上，19at%≤b+c+d+e ( 21.lat%,0.08 ( b/(b+c+d) ( 0.43，0.06 ( c/(c+d) ( 0.87，并且该Fe基非晶质合金具有玻璃化转变温度(Tg)。由此，根据本发明的Fe基非晶质合金，可具有玻璃化转变温度(Tg)，并且可以得到高饱和磁通密度Bs、具体而言为约1.5T以上的Bs。而且，在本发明中使上述Fe基非晶质合金成为粉末状并与粘接材料混合进行压缩成形，从而可以制造磁芯特性优异的压粉磁芯。
[0015]在本发明中，优选为0.75at%< c ≤ 13.7at%、3.2at%< d ≤ 12.2at%。由此可以稳定地显现出玻璃化转变温度(Tg)。
[0016]在上述中，B的组成比d优选为10.7at%以下。此外，在本发明中，P的组成比b优选为7.7at%以下。此外，在本发明中，b/(b+c+d)优选为0.16以上。此外，在本发明中，c/(c+d)优选为0.81以下。由此可以使其形成为非晶质(无定形)，并且可以确保1.5T以上的饱和磁通密度Bs且可以稳定地显现出玻璃化转变温度(Tg)。
[0017]此外，在本发明中，优选为0at%<≤e0.5at%。由此可以实现低Tg化。
[0018]此外，在本发明中，优选为OKb/ ≤(b+c+d) 0.32、0.06 c/ (c+d)≤ 0.73。
[0019]此外，在本发明中，优选为4.7at%<b<6.2at%。此外，在本发明中，优选为
5.2at%^ c 8.2at%,6.2at%^ d ( 10.7at%。此外，B 的组成比 d 更优选为 9.2at%以下。此外，优选为 0.23 ( b/(b+c+d) ( 0.30,0.32 ( c/(c+d) ( 0.87。此时，优选通过水雾化法来制造Fe基非晶质合金。由此，可以适当地进行非晶质化(无定形化)，可以稳定地显现出玻璃化转变温度(Tg)。而且，以往通过水雾化法制造的Fe基非晶质合金仅能得到
1.4T以下的饱和磁通密度Bs，但根据本发明，可以使通过水雾化法制造的Fe基非晶质合金的饱和磁通密度Bs为约1.5T以上。水雾化法是容易地得到均匀且大致球状的磁性合金粉末的方法，可以将通过这种方法得到的磁性合金粉末与粘合剂树脂等粘接材料混合，并使用压制成形技术等加工成各种形状的压粉磁芯。在本发明中，通过以上述方式形成特定的合金组成，从而可以得到饱和磁通密度高的压粉磁芯。
[0020]此外，在本发明中，通过设为4.7at%< b ≤ 6.2at%,5.2at % ^ c ^ 8.2at%,
6.2at%^ d ^ 9.2at%,0.23 ( b/(b+c+d) ( 0.30、及 0.36 ( c/(c+d) ( 0.57，由此可以稳定地确保1.5T以上的饱和磁通密度Bs。
[0021]发明效果
[0022]根据本发明的Fe基非晶质合金，可以具有玻璃化转变温度(Tg)，并且可以得到高饱和磁通密度Bs、具体而言为约1.5T以上的Bs。
【专利附图】
【附图说明】
[0023]图1为压粉磁芯的立体图。
[0024]图2为封入有线圈的压粉磁芯的平面图。
[0025]图3为表示通过液体骤冷法制造的Fe77.^1Pi2tlUCeBdSia 5的饱和磁通密度Bs的组成依赖性的图表。
[0026]图4为表示通过液体骤冷法制造的Fe77.,Cr1P
(20.8-c-d) CcBd Si0.5的质量磁化σ s的组
成依赖性的图表。
[0027]图5为表示通过液体骤冷法制造的Fe77 9Cr1P
(20.8—C—d)CcBd Si0.5的居里温度(Tc)的
组成依赖性的图表。
[0028]图6为表示通过液体骤冷法制造的Fe77 9Cr1P
(20.8—C—d)CcBd Sia5的玻璃化转变温度
(Tg)的组成依赖性的图表。
[0029]图7为表示通过液体骤冷法制造的Fe77^Cr1P
(20.8-c-d) CcBd 结晶起始温度(Tx)
的组成依赖性的图表。
[0030]图8为表示通过液体骤冷法制造的Fe77 9Cr1P
(20.8-c-d) CcBd
Si0.5的Λ Tx的组成依赖
性的图表。[0031]图9为表示通过液体骤冷法制造的Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5的熔点(Tm)的组成依赖性的图表。
[0032]图10为表示通过液体骤冷法制造的Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5的Tg/Tm的组成依赖性的图表。
[0033]图11为表示通过液体骤冷法制造的Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5的Tx/Tm的组成依
赖性的图表。
[0034]图12为表示通过水雾化法制造的Fe77.9Cr1P(20.8-c-d)CcBdSi0.5的饱和磁通密度Bs的
组成依赖性的图表。
[0035]图13为表示Cr的组成比a与饱和磁通密度Bs的关系的图表。
[0036]图14为表不实施例1及比较例I的各压粉磁芯的偏置磁场和导磁率的关系的图表。
[0037]图15为表不实施例2及比较例2的各压粉磁芯的偏置磁场和导磁率的关系的图表。
[0038]图16为表不实施例3及比较例3的各压粉磁芯的偏置磁场和导磁率的关系的图表。
[0039]图17为表示图14~图16所示的实施例1~3及比较例1~3的各压粉磁芯的饱和磁通密度Bs和μ 41300/ μ。的关系的图表。
【具体实施方式】
[0040]本实施方式中的Fe基非晶质合金的组成式以(Fe100a-b-c-d-eCraPbCcBdSie(a-b-c-d-e为 at% ))表示，且 Oat %≤ 1.9at%≤ 1.7at%≤ b ≤ 8.0at% >0at%≤ e≤1.0at %,Fe 的组成比(100-a-b-c-d-e)为 77at % 以上，19at % ≤ b+c+d+e ( 21.1at %,0.08 ≤ b/(b+c+d) ≤0.43，0.06 ≤c/(c+d)≤0.87。
[0041]如上所述，本实施方式的Fe基非晶质合金是在上述组成比率内添加作为主成分的Fe、和Cr、P、C、B、Si而成的金属玻璃。
[0042]本实施方式的Fe基非晶质合金为非晶质(无定形)且具有玻璃化转变温度(Tg)，并且可以确保高饱和磁通密度Bs，而且可形成耐腐蚀性优异的构成。
[0043]以下，首先对各组成元素在Fe-Cr-P-C-B-Si中所占的组成比进行说明。
[0044]本实施方式的Fe基非晶质合金粉末所包含的Fe的组成比是在Fe-Cr-P-C-B-Si中除去Cr、P、C、B及Si的各组成比后的剩余部分，在上述的组成式中，以(100-a-b-c-d-e)表示。为了得到高Bs而优选使Fe的组成比较大，将其设定为77at%以上。但是，如果Fe的组成比变得过大，则Cr、P、C、B及Si的各组成比变小而给玻璃化转变温度(Tg)的显现或非晶质的形成带来障碍，因此优选为81at%以下。此外，更优选使Fe的组成比为80at%以下。
[0045]Fe-Cr-P-C-B-Si中所包含的Cr的组成比a被规定在Oat %≤a≤L 9at %的范围内。Cr可以促进钝态层在粉末表面上的形成，可以提高Fe基非晶质合金的耐腐蚀性。例如，在使用水雾化法制作Fe基非晶质合金粉末时，可以防止在合金熔液直接与水接触时进一步产生在水雾化后的Fe基非晶质合金粉末的干燥工序中所产生的腐蚀部分。另一方面，由于Cr的添加而使饱和磁通密度Bs降低，并且玻璃化转变温度(Tg)易于变高，因此有效的是将Cr的组成比a抑制在所需要的最小限度。如果将Cr的组成比a设定在Oat%≤a≤1.9&七％的范围内，则可以确保饱和磁通密度Bs为约1.5T以上，故优选。
[0046]进而，优选将Cr的组成比a设定在lat%以下。由此，可以根据情况而确保1.55T以上的高饱和磁通密度Bs，进而可以确保1.6T以上的饱和磁通密度Bs，并且可以将玻璃化转变温度(Tg)维持在较低温度。
[0047]Fe-Cr-P-C-B-Si中所包含的P的组成比b被规定在1.7at%≤ b≤8.0at%的范围内。由此，可以得到约1.5T以上的高饱和磁通密度Bs。此外，变得容易显现出玻璃化转变温度(Tg)。以往，如专利文献等所示，将P的组成比设定为相对较高的10at%左右，但在本实施方式中将P的组成比b设定得比以往更低。P为关系到非晶质的形成的准金属，通过如后述那样地调整P与其他准金属的合计组成比，从而可以实现高Bs，并且可以适当地促进非晶质化。
[0048]为了得到更高的饱和磁通密度Bs，而将P的组成比b的范围设定为7.7at%&下、优选6.2at%以下。理想的是，如后述那样，P的组成比b的下限值根据制造方法而不同。例如在通过水雾化法制造Fe基非晶质合金的情况下，理想的是将P的组成比b设定为4.7at%以上。如果P的组成比b低于4.7at%，则容易发生结晶化。另一方面，在通过液体骤冷法制造Fe基非晶质合金的情况下，可以使下限值为1.7at%或2at%左右，此外，在更稳定地得到玻璃化转变温度(Tg)且重视非晶质的形成容易度的情况下，将P的组成比b的下限值设定为3.2at%左右。此外，在液体骤冷法中，通过将P的组成比b的上限值设定为
4.7at%、进一步优选设定为4.0at %左右，可以得到高饱和磁通密度Bs。
[0049]此外，Fe-Cr-P-C-B-Si中所包含Si的组成比e被规定在0at%≤ e≤L 0at%的范围内。认为Si的添加有助于提高非晶质形成能力，但是如果使Si的组成比e增大，则玻璃化转变温度(Tg)变得易于上升，或者玻璃化转变温度(Tg)消失，或者变得难以形成非晶质。因此，理想的是使Si的组成比e为1.0at%以下、优选0.5at%以下。
[0050]在本实施方式中，将准金属的元素P、C、B及Si的合计组成比(b+c+d+e)规定在19at%以上且21.lat%的范围内。需要说明的是，由于元素P及Si的组成比b、e在上述范围内，因此将元素C和B相加的组成比(c+d)的范围固定，而且，由于如后那样规定了 c/(c+d)的范围，因此元素C及B的组成比均不为0at%而具备某个特定的组成范围。
[0051 ] 通过将准金属的元素P、C、B及Si的合计组成比(b+c+d+e)设为19at %~21.lat%，从而可以实现约1.5T以上的高饱和磁通密度Bs，并且可以使其形成为非晶质。
[0052]此外，在本实施方式中，将P在元素P、C及B中所占的组成比率[b/(b+c+d)]规定在0.08以上且0.43以下的范围内。由此，可以显现出玻璃化转变温度(Tg)，并且可以得到约1.5T以上的高饱和磁通密度Bs。
[0053]此外，在本实施方式中，将C在元素C及B中所占的组成比率[c/(c+d)]规定在0.06以上且0.87以下的范围内。由此，可以实现高Bs化，并且可以提高非晶质形成能力，而且还可以适当地显现出玻璃化转变温度(Tg)。
[0054]基于以上内容，根据本实施方式的Fe基非晶质合金，可以具有玻璃化转变温度(Tg)，并且可以得到高饱和磁通密度Bs、具体而言为约1.5以上的Bs。
[0055]可以通过液体骤冷法以带状制造本实施方式的Fe基非晶质合金。此时，可以使非晶质的极限板厚厚达150~180 μ m左右。如果Fe基非晶质合金为例如FeSiB系,则非晶质的极限板厚为70~100 μ m左右，因此，根据本实施方式，可以以与FeSiB系相比约为两倍以上的板厚来形成。
[0056]而且，将上述带粉碎而形成粉末状后，用于上述压粉磁芯等的制造。或者也可以通过水雾化法等制造Fe基非晶质合金粉末。
[0057]需要说明的是，通过液体骤冷法以带状制造Fe基非晶质合金的方式与通过水雾化法来制造的方式相比，更易于得到高Bs。但是，即便在通过水雾化法得到Fe基非晶质合金粉末的情况下，也可以如后述的实验结果所示那样得到约1.5T以上的高饱和磁通密度Bs0[0058]下面，对通过液体骤冷法制造Fe基非晶质合金的情况下的优选的组成进行说明。
[0059]在本实施方式中，理想的是:将C的组成比c设定为0.75at%以上且13.7at%&下，而且将B的组成比d设定为3.2at%以上且12.2at%以下。元素C及B均为准金属,通过这些元素的添加可以提高非晶质形成能力，但是如果这些元素的添加量过多或过少，则玻璃化转变温度(Tg)消失；或者即便可以显现出玻璃化转变温度(Tg)，对其他元素的组成调整范围也会变得非常窄。因此，为了稳定地显现出玻璃化转变温度(Tg)，优选将元素C及B分别控制在上述的组成范围内。此外，更优选使C的组成c为12.0at%以下。此外，更优选使B的组成比d为10.7at%以下。
[0060]此外，优选使P在元素P、C及B中所占的组成比率[b/(b+c+d)]为0.16以上。此外，更优选使C在元素C和B中所占的组成比率[c/(c+d)]为0.81以下。由此，可以实现高Bs化，并且可以提高非晶质形成能力，而且还可以稳定地显现出玻璃化转变温度(Tg)。
[0061]在本实施方式中，可以使通过液体骤冷法制造的Fe基非晶质合金的饱和磁通密度Bs为1.5T以上，但通过将P在元素P、C及B中所占的组成比率[b/ (b+c+d)]调整为0.08以上且0.32以下，并且将C在元素C和B中所占的组成比率[c/(c+d)]调整为0.06以上且0.73以下，由此可以得到1.6T以上的饱和磁通密度Bs。更理想的是使c/(c+d)为0.19以上。
[0062]接着，对通过水雾化法制造Fe基非晶质合金的情况下的优选组成进行说明。
[0063]理想的是使P的组成比b为4.7at%≤b≤6.2at%。由此，可以稳定地进行非晶质化，并且可以得到约1.5T以上的高饱和磁通密度Bs。在此，“约1.5T以上”也包括稍小于1.5T的值，具体而言是指通过四舍五入而达到1.5T的1.45T左右以上。尤其对于通过水雾化法制造的Fe基非晶质合金而言，以往难以得到1.4T以上的饱和磁通密度Bs，但根据本实施方式，可以稳定地得到约1.5T以上的与以往相比非常高的饱和磁通密度Bs。
[0064]此外，优选使C的组成比c为5.2at%以上且8.2at%以下、B的组成比d为
6.2at%以上且10.7at%以下。此时，更优选使B的组成比d为9.2at%以下。元素C及B均为准金属，通过添加这些元素可以提高非晶质形成能力，但是如果这些元素的添加量过多或过少，则玻璃化转变温度(Tg)消失；或者即便可以显现出玻璃化转变温度(Tg)，对其他元素的组成调整范围也会变得非常窄。如后述的实验结果所示，通过按照上述的组成比进行调整，可以实现非晶质化，并且可以稳定地得到约1.5T以上的饱和磁通密度Bs。
[0065]而且，理想的是0.23 ( b/ (b+c+d) ( 0.30,0.32 ( c/(c+d) ( 0.87。如后述的实验结果所示，可以实现非晶质化，并且可以稳定地得到约1.5T以上的饱和磁通密度Bs。
[0066]就通过水雾化法制造的Fe基非晶质合金而言，更理想的是4.7at %≤ b ≤ 6.2at %,5.2at % ^ c ^ 8.2at %,6.2at % ≤ d ≤ 9.2at %,0.23 ( b/(b+c+d) ( 0.30,0.36 ( c/(c+d) ( 0.57。由此，可以稳定地得到1.5T以上的高饱和磁通密度Bs。
[0067]如后述的实验所示，通过水雾化法制造的Fe基非晶质合金与通过液体骤冷法制造的Fe基非晶质合金相比，饱和磁通密度Bs更容易变小。认为其原因在于:使用原料的杂质混入、雾化时的粉末氧化的影响等。
[0068]此外，在通过水雾化法制造Fe基非晶质合金的情况下，与液体骤冷法相比，用于形成非晶质的组成范围容易变窄，但通过后述的实验可知，即便在通过水雾化法制造的Fe基非晶质合金中，也可以与液体骤冷法同样地得到非晶质且约1.5T以上的高饱和磁通密度Bs。
[0069]尤其就以往的通过水雾化法制造的Fe基非晶质合金而言，其饱和磁通密度Bs低至1.4T以下，但是根据本实施方式，可以得到约1.5T以上的饱和磁通密度Bs。
[0070]需要说明的是，本实施方式中的Fe基非晶质合金的组成可以通过ICP-MS (高频电感耦合质量分析装置)等来测定。
[0071]在本实施方式中，将上述组成式所表示的Fe基非晶质合金的粉末与粘接材料混合并进行固化成形，由此可以制造图1所示的圆环状的压粉磁芯I或图2所示的封入有线圈的压粉磁芯2。图2所示的封入有线圈的压粉磁芯2具有压粉磁芯3和被所述压粉磁芯3覆盖的线圈4而构成。Fe基非晶质合金粉末大量地存在于磁芯中，且各Fe基非晶质合金粉末间成为经上述粘接材料而绝缘的状态。
[0072]此外，作为上述粘接材料，可以列举出:环氧树脂、硅酮树脂、硅酮橡胶、酚醛树脂、尿素树脂、三聚氰胺树脂、PVA(聚乙烯醇)、丙烯酸类树脂等液状或粉末状的树脂或者橡胶、水玻璃(Na2O-SiO2)、氧化物玻璃粉末(Na2O-B2O3-SiO2、PbO-B2O3-SiO2、PbO-BaO-SiO2,Na2O-B2O3-ZnO、CaO-BaO-SiO2、Al2O3-B2O3-SiO2、B2O3-SiO2)、通过溶胶凝胶法生成的玻璃状物质(以Si02、A1203、Zr02、TiO2等为主成分的物质)等。
[0073]此外，作为润滑剂，可以使用硬脂酸锌、硬脂酸铝等。粘接材料的混合比为5质量％以下,润滑剂的组成比为0.1质量％~I质量％左右。
[0074]将压粉磁芯压制成形后，实施用于缓和Fe基非晶质合金粉末的应力应变的热处理，在本实施方式中，可以降低Fe基非晶质合金粉末的玻璃化转变温度(Tg)，因此可以使磁芯的最佳热处理温度比以往更低。在此，“最佳热处理温度”是指:可以对Fe基非晶质合金粉末有效地缓和应力应变且可以使磁芯损耗(core loss)减小至最小限度的对磁芯成形体的热处理温度。
[0075]实施例
[0076](饱和磁通密度Bs及其他的合金特性的实验:液体骤冷法)
[0077]以下，通过液体骤冷法以带状制造具有表1的组成的Fe基非晶质合金。具体而言，通过单辊法在减压Ar气氛下得到带，上述单辊法是指将Fe-Cr-P-C-B-Si的熔液从坩埚的喷嘴喷出至旋转的辊上并进行骤冷的方法。作为带制造条件，将喷嘴与辊表面之间的距离(间隙)设定为0.3mm左右，将辊旋转时的圆周速度设定为2000m/min左右，将射出压力设定为0.3kgf/cm2左右。
[0078]所得的各带的板厚为20~25 μ m左右。
【权利要求】
1.一种Fe基非晶质合金,其特征在于， 其组成式以 Fe100_a_b_c_d_eCraPbCcBdSie 表示,其中,a、b、C、d、e 为 at%,
Oat % ^ a ^ 1.9at % > 1.7at % ^ b ^ 8.0at % >0at % ^ e ^ 1.0at %, Fe 的组成比(100-a-b—c—d—e)为 77at*% 以上，
19at%^ b+c+d+e ^ 21.1at %,
0.08 ( b/ (b+c+d) ( 0.43，
0.06 ( c/(c+d) ( 0.87， 并且该Fe基非晶质合金具有玻璃化转变温度(Tg)。
2.根据权利要求1所述的Fe基非晶质合金，其中，0.75at%^ c ( 13.7at%,3.2at%≤ d ≤ 12.2at%。
3.根据权利要求2所述的Fe基非晶质合金，其中，B的组成比d为10.7at%以下。
4.根据权利要求1~3中任一项所述的Fe基非晶质合金，其中，b/(b+c+d)为0.16以上。
5.根据权利要求1~4中任一项所述的Fe基非晶质合金，其中，c/(c+d)为0.81以下。
6.根据权利要求1~5中仟一项所述的Fe基非晶质合金,其中，0at%<e ^ 0.5at%。
7.根据权利要求1~6中任一项所述的Fe基非晶质合金，其中，0.08≤b/(b+c+d) ( 0.32,0.06 ( c/(c+d) ( 0.73。
8.根据权利要求1~7中任一项所述的Fe基非晶质合金，其中，4.7at %≤ b ≤ 6.2at%。
9.根据权利要求1~8中任一项所述的Fe基非晶质合金，其中，5.2at %≤ c ≤ 8.2at%,6.2at%^ d ( 10.7at%。
10.根据权利要求9所述的Fe基非晶质合金，其中，B的组成比d为9.2at%以下。
11.根据权利要求1~10中任一项所述的Fe基非晶质合金，其中，0.23 ( b/(b+c+d) ( 0.30,0.32 ( c/(c+d) ( 0.87。
12.根据权利要求1~11中任一项所述的Fe基非晶质合金，其中，4.7at%≤ b ≤ 6.2at %,5.2at % ^ c ^ 8.2at %,6.2at % ≤ d ≤ 9.2at %,0.23 ( b/(b+c+d) ( 0.30,0.36 ( c/(c+d) ( 0.57。
13.根据权利要求8~12中任一项所述的Fe基非晶质合金，其通过水雾化法来制造。
14.根据权利要求1~13中任一项所述的Fe基非晶质合金，其饱和磁通密度为1.5T以上。
15.根据权利要求14所述的Fe基非晶质合金，其饱和磁通密度为1.6T以上。
16.—种压粉磁芯,其特征在于,其具有权利要求1~15中任一项所述的Fe基非晶质合金粉末和粘接材料。
【文档编号】B22F1/00GK103649357SQ201280033740
【公开日】2014年3月19日 申请日期:2012年7月26日 优先权日:2011年7月28日
【发明者】高馆金四郎, 小柴寿人 申请人:阿尔卑斯绿色器件株式会社