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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2022157029
(43)【公開日】2022-10-14
(54)【発明の名称】軟磁性合金および磁性部品。
(51)【国際特許分類】
H01F 1/153 20060101AFI20221006BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20221006BHJP
B22F 1/00 20220101ALI20221006BHJP
B22F 3/00 20210101ALI20221006BHJP
H01F 1/16 20060101ALI20221006BHJP
H01F 1/20 20060101ALI20221006BHJP
H01F 27/25 20060101ALI20221006BHJP
H01F 27/255 20060101ALI20221006BHJP
【ＦＩ】
H01F1/153 108
C22C38/00 303S
B22F1/00 Y
B22F3/00 B
H01F1/16
H01F1/20
H01F27/25
H01F27/255
【審査請求】未請求
【請求項の数】6
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2021061031
(22)【出願日】2021-03-31
(71)【出願人】
【識別番号】000003067
【氏名又は名称】ＴＤＫ株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110001494
【氏名又は名称】前田・鈴木国際特許弁理士法人
(72)【発明者】
【氏名】熊岡 広修
(72)【発明者】
【氏名】吉留 和宏
(72)【発明者】
【氏名】長谷川 暁斗
(72)【発明者】
【氏名】森 智子
【テーマコード（参考）】
4K018
5E041
【Ｆターム（参考）】
4K018AA10
4K018AA24
4K018BA16
4K018BA20
4K018BB04
4K018BB07
4K018BC01
4K018BC16
4K018BC28
4K018BC29
4K018BC32
4K018CA09
4K018KA43
4K018KA44
4K018KA58
4K018KA61
5E041AA05
5E041AA11
5E041AA19
5E041BC01
5E041BD03
5E041CA02
5E041NN01
(57)【要約】
【課題】高い耐食性を有する軟磁性合金、および、当該軟磁性合金を用いた磁性部品を提供すること。
【解決手段】ＦｅおよびＣｏを含む軟磁性の合金組成を有する内部領域と、内部領域よりも表面側に存在し、Ｃｏの濃度が内部領域よりも高いＣｏ濃化領域と、を有する軟磁性合金である。そして、Ｃｏ濃化領域におけるＣｏ濃化度が、１．２よりも大きい。
【選択図】図３Ａ
【解決手段】ＦｅおよびＣｏを含む軟磁性の合金組成を有する内部領域と、内部領域よりも表面側に存在し、Ｃｏの濃度が内部領域よりも高いＣｏ濃化領域と、を有する軟磁性合金である。そして、Ｃｏ濃化領域におけるＣｏ濃化度が、１．２よりも大きい。
【選択図】図３Ａ
【特許請求の範囲】
【請求項1】
ＦｅおよびＣｏを含む軟磁性の合金組成を有する内部領域と、
前記内部領域よりも表面側に存在し、Ｃｏの濃度が前記内部領域よりも高いＣｏ濃化領域と、を有し、
前記Ｃｏ濃化領域におけるＣｏ濃化度が、１．２よりも大きい軟磁性合金。
前記内部領域よりも表面側に存在し、Ｃｏの濃度が前記内部領域よりも高いＣｏ濃化領域と、を有し、
前記Ｃｏ濃化領域におけるＣｏ濃化度が、１．２よりも大きい軟磁性合金。
【請求項2】
前記Ｃｏ濃化領域が金属相である請求項１に記載の軟磁性合金。
【請求項3】
非晶質化度が８５％以上である請求項１または２に記載の軟磁性合金。
【請求項4】
薄帯形状を有する請求項１～３のいずれかに記載の軟磁性合金。
【請求項5】
粉末形状を有する請求項１～３のいずれかに記載の軟磁性合金。
【請求項6】
請求項１～５のいずれかに記載の軟磁性合金を含む磁性部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、軟磁性合金、および、当該軟磁性合金を用いた磁性部品に関する。
【背景技術】
【0002】
インダクタなどの各種磁性部品で用いられる磁性材料として、特許文献１～３に示すような軟磁性合金が知られている。これら軟磁性合金は、フェライト材料よりも飽和磁束密度Ｂｓが高く、良好な軟磁気特性を有する。ただし、軟磁性合金は、保存状態や使用環境によって錆などの腐食が生じることがあり、耐食性の向上が求められる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0003】
【特許文献1】特開２００９－２９３０９９号公報
【特許文献2】特開２００７－２３１４１５号公報
【特許文献3】特開２０１４－１６７１３９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0004】
本発明は、上記の実情を鑑みてなされ、その目的は、高い耐食性を有する軟磁性合金、および、当該軟磁性合金を用いた磁性部品を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0005】
上記の目的を達成するために、本発明に係る軟磁性合金は、
ＦｅおよびＣｏを含む軟磁性の合金組成を有する内部領域と、
前記内部領域よりも表面側に存在し、Ｃｏの濃度が前記内部領域よりも高いＣｏ濃化領域と、を有し、
前記Ｃｏ濃化領域におけるＣｏ濃化度が、１．２よりも大きい。
ＦｅおよびＣｏを含む軟磁性の合金組成を有する内部領域と、
前記内部領域よりも表面側に存在し、Ｃｏの濃度が前記内部領域よりも高いＣｏ濃化領域と、を有し、
前記Ｃｏ濃化領域におけるＣｏ濃化度が、１．２よりも大きい。
【0006】
本発明者らは、鋭意検討した結果、上記の特徴を有する軟磁性合金では、浸水時における錆を抑制し、耐食性が向上することを見出した。
【0007】
好ましくは、前記Ｃｏ濃化領域が金属相である。
【0008】
好ましくは、前記軟磁性合金の非晶質化度が８５％以上である。
【0009】
また、前記軟磁性合金は、薄帯形状を有していてもよく、粉末形状を有していてもよい。
【0010】
本発明の軟磁性合金の用途は、特に制限されず、たとえば、インダクタなどのコイル部品、フィルタ、アンテナなどの各種磁性部品に適用することができる。本発明の軟磁性合金は、上記の用途の中でも、コイル部品等における磁心（磁気コア）の材料として好適である。
【図面の簡単な説明】
【0011】
【発明を実施するための形態】
【0012】
以下、本発明を、図面に示す実施形態に基づき詳細に説明する。
【0013】
本実施形態の軟磁性合金１は、薄帯形状、粉末形状、もしくは、その他ブロック形状等を有することができ、軟磁性合金１の形状は特に限定されない。また、軟磁性合金１の寸法も特に限定されない。たとえば、軟磁性合金１が薄帯形状である場合、薄帯の厚みは、１５μｍ～１００μｍとすることができ、軟磁性合金１が粉末形状である場合、当該軟磁性合金粉末の平均粒径は、０．５μｍ～１５０μｍとすることができ、０．５μｍ～２５μｍであることが好ましい。
【0014】
なお、上記の平均粒径は、レーザ回折法などの各種粒度分析法により測定することができるが、粒子画像分析装置モフォロギＧ３(マルバーン・パナティカル社製)を用いて測定することが好ましい。モフォロギＧ３では、エアーにより軟磁性合金粉末を分散させ、当該粉末を構成する粒子の投影面積を測定し、その投影面積から円相当径による粒度分布を得る。そして、得られた粒度分布において、体積基準または個数基準の累積相対度数が５０％となる粒径を、平均粒径として算出すればよい。なお、軟磁性合金１が磁気コアに含まれている場合、軟磁性合金１（粉末）の平均粒径は、電子顕微鏡（ＳＥＭ、ＳＴＥＭなど）を用いた断面観察により、断面に含まれる粒子の円相当径を計測することで算出すればよい。
【0015】
図１Ａは、軟磁性合金１の表面近傍を拡大した断面図である。図１Ａに示すように、軟磁性合金１は、内部領域２と、当該内部領域２よりも軟磁性合金１の表面側に位置するＣｏ濃化領域１１と、を有する。なお、本実施形態において、「内側」は、軟磁性合金１の中心により近い側を意味し、「表面側」または「外側」は、軟磁性合金１の中心からより離れた側を意味する。
【0016】
（内部領域２）
内部領域２は、軟磁性合金１の体積のうち少なくとも９０ｖｏｌ％以上を占める軟磁性合金１の基体部である。そのため、軟磁性合金１の平均組成は、内部領域２の組成とみなすことができ、軟磁性合金１の結晶構造は、内部領域２の結晶構造とみなすことができる。なお、上記の内部領域２の体積割合は、面積割合に代替可能であり、軟磁性合金１の断面積のうち少なくとも９０％以上が内部領域２である。
内部領域２は、軟磁性合金１の体積のうち少なくとも９０ｖｏｌ％以上を占める軟磁性合金１の基体部である。そのため、軟磁性合金１の平均組成は、内部領域２の組成とみなすことができ、軟磁性合金１の結晶構造は、内部領域２の結晶構造とみなすことができる。なお、上記の内部領域２の体積割合は、面積割合に代替可能であり、軟磁性合金１の断面積のうち少なくとも９０％以上が内部領域２である。
【0017】
内部領域２（すなわち軟磁性合金１）は、ＦｅおよびＣｏを含む軟磁性の合金組成を有しており、具体的な合金組成は特に限定されない。たとえば、内部領域２は、Ｆｅ－Ｃｏ系合金、Ｆｅ－Ｃｏ－Ｖ系合金、Ｆｅ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金、Ｆｅ－Ｃｏ－Ｓｉ－Ａｌ系合金などの結晶系の軟磁性合金とすることができる。さらに、内部領域２には、Ｐが含まれていることが好ましく、Ｐを含む結晶系の軟磁性合金としては、Ｆｅ－Ｃｏ－Ｓｉ－Ｐ系合金やＦｅ－Ｃｏ－Ｓｉ－Ｐ－Ｃｒ系合金などが挙げられる。内部領域２にＰが含まれることにより、内部領域２の外縁でＣｏが濃化しやすくなる。
【0018】
また、内部領域２は、保磁力を低くする観点から、非晶質やナノ結晶の合金組成を有していることが好ましく、非晶質やナノ結晶の軟磁性合金としては、Ｆｅ－Ｃｏ－Ｐ－Ｃ系合金、Ｆｅ－Ｃｏ－Ｂ系合金、もしくはＦｅ－Ｃｏ－Ｂ－Ｓｉ系合金などがあげられる。より具体的に、内部領域２は、組成式（（Ｆｅ（１－（α＋β）ＣｏαＮｉβ）１－γＸ１γ）（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＢａＰｂＳｉｃＣｄＣｒｅを満たす合金組成を有していることが好ましく、上記組成を有することで、非晶質、ヘテロアモルファス、もしくはナノ結晶の結晶構造が得られやすい。
【0019】
上記組成式において、Ｂはホウ素、Ｐはリン、Ｃは炭素であり、Ｘ１は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｇａ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｖ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏ、Ａｕ、Ｃｕ、希土類元素、および白金族元素から選択される１種以上の元素である。希土類元素には、Ｓｃ，Ｙおよびランタノイドが含まれ、白金族元素には、Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏｓ，Ｉｒ，およびＰｔが含まれる。また、α，β，γ，ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅは、原子数比であり、これら原子数比は、以下の要件を満足することが好ましい。
【0020】
Ｆｅに対するＣｏの含有量（α）は、０．００５≦α≦０．７００であり、０．０１０≦α≦０．６００であってもよく、０．０３０≦α≦０．６００であってもよく、０．０５０≦α≦０．６００であってもよい。αが上記の範囲内であることによりＢｓおよび耐食性が向上する。Ｂｓを向上させる観点では、０．０５０≦α≦０．５００であることが好ましい。αが大きくなるほど耐食性が向上する傾向にあるが、αが大きすぎる場合にはＢｓが低下しやすくなる。
【0021】
また、Ｆｅに対するＮｉの含有量（β）は、０≦β≦０．２００である。すなわち、Ｎｉを含まなくてもよく、０．００５≦β≦０．２００であってもよい。Ｂｓを向上させる観点では、０≦β≦０．０５０であってもよく、０．００１≦β≦０．０５０であってもよく、０．００５≦β≦０．０１０であってもよい。βが大きくなるほど耐食性が向上する傾向にあるが、βが大きすぎる場合にはＢｓが低下する。
【0022】
Ｘ１は不純物として含まれていてもよく、意図的に添加してもよい。Ｘ１の含有量（γ）は、０≦γ＜０．０３０である。すなわち、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計含有量に対して、３．０％未満をＸ１で置換してもよい。
【0023】
さらに、軟磁性合金を構成する各元素の原子数比の和を１としたとき、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，およびＸ１の合計含有量の原子数比（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））は、０．７２０≦（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））≦０．９５０であることが好ましく、０．７８０≦（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））≦０．８９０であることがより好ましい。当該要件を満足することでＢｓが向上しやすくなる。また、０．７２０≦（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））≦０．８９０であることにより、非晶質が得られやすい。
【0024】
ａは、Ｂの原子数比であって、０≦ａ≦０．２００であることが好ましく、Ｂｓを向上させる観点では、０≦ａ≦０．１５０であることがより好ましい。
【0025】
ｂは、Ｐの原子数比であって、０≦ｂ≦０．１００であることが好ましい。すなわち、Ｐは含有されなくともよく、Ｂｓと耐食性を両立して向上させる観点では、０．００１≦ｂ≦０．１００であることがより好ましく、０．００５≦ｂ≦０．０８０であることがさらに好ましく、０．００５≦ｂ≦０．０５０であることが特に好ましい。
【0026】
ｃは、Ｓｉの原子数比であって、０≦ｃ≦０．１５０であることが好ましい。すなわち、Ｓｉは含有されなくともよく、Ｂｓと耐食性を両立して向上させる観点では、０．００１≦ｂ≦０．０７０であることがより好ましい。
【0027】
ｄは、Ｃの原子数比であって、０≦ｄ≦０．０５０であることが好ましい。すなわち、Ｃは含有されなくともよく、Ｂｓと耐食性を両立して向上させる観点では、０≦ｄ≦０．０２０であることがより好ましい。
【0028】
ｅは、Ｃｒの原子数比であって、０≦ｅ≦０．０５０であることが好ましい。すなわち、Ｂｓを向上させる観点ではＣｒは含有されなくともよく、Ｂｓと耐食性を両立して向上させる観点では、０．００１≦ｄ≦０．０２０であることがより好ましい。
【0029】
上述した内部領域２の組成（すなわち軟磁性合金１の組成）は、たとえば、誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ）を用いて分析することができる。この際、ＩＣＰで酸素量を求めることが難しい場合には、インパルス加熱溶融抽出法を併用することができる。また、ＩＣＰで炭素量および硫黄量を求めることが難しい場合には、赤外吸収法を併用することができる。
【0030】
また、ＩＣＰの他に、電子顕微鏡に付随のＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）やＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザー）で組成分析を実施してもよい。たとえば、樹脂成分を有する磁気コアに含まれている軟磁性合金１については、ＩＣＰによる組成分析が難しい場合があり、この場合は、ＥＤＸやＥＰＭＡを用いて組成分析をしてもよい。また、上述したいずれの方法でも詳細な組成分析が難しい場合は、３ＤＡＰ（３次元アトムプローブ）を用いて組成分析を実施してもよい。３ＤＡＰを用いる場合には、分析する領域において樹脂成分や表面酸化などの影響を除外して軟磁性合金１、つまり内部領域２の組成を測定することができる。３ＤＡＰでは、軟磁性合金１の内部において小さな領域（例えばΦ２０ｎｍ×１００ｎｍの領域）を設定して平均組成を測定することができるためである。
【0031】
なお、ＥＤＸやＥＥＬＳ（電子エネルギー損失分光）を用いて、軟磁性合金１の表面近傍の断面をライン分析した場合、内部領域２は、Ｆｅの濃度やＣｏの濃度が安定した領域として認識できる（図３Ａ参照）。また、たとえば、内部領域２におけるマッピング分析により得られる平均組成を、軟磁性合金１の組成とすることができる。この場合、マッピング分析は、ＥＤＸやＥＥＬＳを用いて実施し、その際の測定箇所は、軟磁性合金１の表面から深さ方向に１００ｎｍ以上離れた領域（内部領域２に該当）とし、測定視野は、２５６ｎｍ×２５６ｎｍ程度の範囲とすればよい。
【0032】
内部領域２の結晶構造（すなわち軟磁性合金１の結晶構造）は、結晶質、ナノ結晶、非晶質とすることができ、非晶質であることがより好ましい。換言すると、内部領域２の非晶質化度Ｘ（すなわち軟磁性合金１の非晶質化度Ｘ）は、８５％以上であることが好ましい。非晶質化度Ｘが８５％以上の結晶構造は、概ね非晶質で構成される構造、もしくは、ヘテロアモルファスからなる構造、である。ここでヘテロアモルファスからなる構造とは、非晶質中に僅かに結晶が存在する構造を意味する。すなわち、本実施形態において、「非晶質の結晶構造」とは、非晶質化度Ｘが８５％以上の結晶構造であって、当該非晶質化度Ｘを満足する範囲で結晶が含まれていてもよいことを意味する。
【0033】
なお、ヘテロアモルファスからなる構造の場合、非晶質中に存在する結晶の平均結晶粒径は、０．１ｎｍ以上１０ｎｍ以下であることが好ましい。また、本実施形態では、「ナノ結晶」とは、非晶質化度Ｘが８５％未満であって、かつ、平均結晶粒径が１００ｎｍ以下（好ましくは３ｎｍ～５０ｎｍ）である結晶構造を意味し、「結晶質」とは、非晶質化度Ｘが８５％未満であって、かつ、平均結晶粒径が１００ｎｍを超過する結晶構造を意味する。
【0034】
非晶質化度Ｘは、ＸＲＤを用いたＸ線結晶構造解析により測定することができる。具体的に、本実施形態に係る軟磁性合金１に対して、ＸＲＤによる２θ／θ測定を行い図２Ａに示すようなチャートを得る。この際、回折角２θの測定範囲は、非晶質由来のハローが確認できる範囲に設定し、たとえば、２θ＝３０°～６０°の範囲とすることが好ましい。
【0035】
次に、下記の（２）式に示すローレンツ関数を用いて、図２Ａに示すようなチャートに対して、プロファイルフィッティングを行う。このプロファイルフィッティングでは、ＸＲＤによる実測の積分強度と、ローレンツ関数を用いて算出した積分強度との誤差を１％以内に設定することが好ましい。このプロファイルフィッティングにより、図２Ｂに示すような結晶性散乱積分強度Ｉｃを示す結晶成分パターンαｃ、非晶性散乱積分強度Ｉａを示す非晶成分パターンαａ、およびそれらを合わせたパターンαｃ＋ａを得る。そして、ここで得られた結晶性散乱積分強度Ｉｃと非晶性散乱積分強度Ｉａとを下記の（１）式に導入することで、非晶質化度Ｘが求められる。
【0036】
Ｘ＝１００－（Ｉｃ／（Ｉｃ＋Ｉａ）×１００）…（１）
Ｉｃ：結晶性散乱積分強度
Ｉａ：非晶性散乱積分強度
Ｉｃ：結晶性散乱積分強度
Ｉａ：非晶性散乱積分強度
【数1】
【0037】
なお、非晶質化度Ｘの測定方法は、上記のＸＲＤを用いた方法に限定されず、ＥＢＳＤ（結晶方位解析）や電子線回折により測定してもよい。
【0038】
（Ｃｏ濃化領域１１）
Ｃｏ濃化領域１１は、Ｃｏの濃度が前述した内部領域２よりも高い領域である。本実施形態において、このＣｏ濃化領域１１は、内部領域２から連続する非晶質の金属相であることが好ましく、内部領域２の外周縁の少なくとも一部を覆っている。軟磁性合金１の断面において、内部領域２に対するＣｏ濃化領域１１の被覆率は、特に限定されないが、たとえば、５０％以上とすることができ、８０％以上であることがより好ましい。
Ｃｏ濃化領域１１は、Ｃｏの濃度が前述した内部領域２よりも高い領域である。本実施形態において、このＣｏ濃化領域１１は、内部領域２から連続する非晶質の金属相であることが好ましく、内部領域２の外周縁の少なくとも一部を覆っている。軟磁性合金１の断面において、内部領域２に対するＣｏ濃化領域１１の被覆率は、特に限定されないが、たとえば、５０％以上とすることができ、８０％以上であることがより好ましい。
【0039】
Ｃｏ濃化領域１１の存在有無やその被覆率は、ＳＴＥＭ（走査透過型電子顕微鏡）またはＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で軟磁性合金１の表面近傍の断面を観察し、その際にＥＤＸまたはＥＥＬＳを用いたマッピング分析を実施することで確認できる。たとえば、図５Ａに示す画像（ＥＥＬＳ像）が、ＥＥＬＳによるマッピング分析結果の一例である。当該ＥＥＬＳ像では、Ｃｏの分布を示しており、Ｃｏの濃淡がコントラストの明暗により表されている。図５Ａにおいて、内部領域２は、Ｃｏの濃度分布にほとんど濃淡が存在しない領域として認識することができる。そして、内部領域２の端縁において、コントラストが明るくなっており、Ｃｏ濃度が内部領域２よりも高いことがわかる。このＣｏ濃度の高い領域がＣｏ濃化領域１１であり、Ｃｏに関するＥＥＬＳ像によりＣｏ濃化領域１１の存在有無を確認できる。
【0040】
このマッピング分析により特定されるＣｏ濃化領域１１の平均厚みｔ１は、０．３ｎｍ以上であることが好ましい。ｔ１の上限は、特に限定されず、たとえば３０．０ｎｍ以下とすることができる。当該好適範囲内でｔ１を厚くすることで、耐食性に対しより良好な結果が得られる。なお、平均厚みｔ１は、測定視野を変えて少なくとも３箇所以上でＣｏ濃化領域１１の厚みを測定し、算出することが好ましい。
【0041】
上記のようにＣｏ濃化領域１１は、厚みが極めて薄い場合があり、Ｃｏ濃化領域１１を特定する際には、マッピング分析だけでなくライン分析も併用することが好ましい。図３Ａは、図１Ａに示す測定線ＬＭに沿ってライン分析した結果を例示した模式図であり、縦軸が各元素の検出強度（すなわち特性Ｘ線の強度）、横軸が最表面１０からの距離（深さ）である。図３Ａに示すように、ライン分析結果では、ＦｅやＣｏの濃度が安定している内部領域２の端縁において、Ｃｏ濃度が高くなるピークが確認でき、このＣｏのピークが存在する箇所がＣｏ濃化領域１１である。換言すると、Ｃｏ濃化領域１１では、Ｃｏ濃度の極大値が存在し、上述したピークの有無により、Ｃｏ濃化領域１１の存在有無を確認することができる。
【0042】
また、前述したように、前記ピークが存在するＣｏ濃化領域１１は、金属相であることが好ましい。Ｃｏ濃化領域１１の相状態は、前述したライン分析、マッピング分析、もしくは、ＳＴＥＭまたはＴＥＭに付随のＥＥＬＳ（電子エネルギー損失分光）検出器を用いた解析により確認できる。たとえば、ＥＥＬＳにより得られるスペクトルを解析すると、Ｃｏ濃化領域１１における酸化物のＣｏと金属Ｃｏとの割合を算出でき、酸化物のＣｏよりも金属Ｃｏの割合が多い場合には、Ｃｏ濃化領域１１が金属相であると定義する。また、Ｃｏ濃化領域１１の外側に酸化物層（後述するＳＢ酸化層１２，Ｆｅ酸化層１３，被覆層２０など）が存在する場合、マッピング分析やライン分析では、Ｃｏ濃化領域１１における酸素の検出強度が、酸化物層よりも低くなる。このような解析により、Ｃｏ濃化領域１１が金属相であることがわかる。
【0043】
また、本実施形態では、Ｃｏ濃化領域１１におけるＣｏ濃化度を、内部領域２のＣｏ物質量比（Ｃ２Ｃｏ）に対するＣｏ濃化領域１１のＣｏ物質量比（Ｃ１１Ｃｏ）の比（Ｃ１１Ｃｏ／Ｃ２Ｃｏ）として定義する。当該Ｃｏ濃化度は、１．２０超過であり、１．５０以上であることが好ましい。なお、Ｃｏ濃化度の上限値は、特に限定されず、たとえば、２０以下とすることができる。
【0044】
Ｃｏ濃化領域１１を形成していない内部領域２からなる軟磁性合金を基準合金とすると、当該基準合金に対する本実施形態の軟磁性合金１の耐食性は、Ｃｏ濃化度が高いほど向上する傾向となる。つまり、Ｃｏ濃化度と耐食性との間には正の相関が見受けられる。なお、軟磁性合金１の内部領域２がＰを所定量含むことで、Ｃｏ濃化度が高くなりやすく、耐食性がさらに向上する傾向となる。
【0045】
Ｃｏ濃化度の算出に使用するＣ２ＣｏおよびＣ１１Ｃｏは、ＥＥＬＳを用いた成分分析により測定する。具体的に、Ｃ２Ｃｏは、内部領域２で検出されたＦｅとＣｏの合計に対するＣｏの物質量比であり、ＥＥＬＳスペクトルの解析により算出する。同様に、Ｃ１１Ｃｏは、Ｃｏ濃化領域１１で検出されたＦｅとＣｏの合計に対するＣｏの物質量比である。すなわち、各領域におけるＣｏの物質量比は、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）で表され、不純物（測定試料の作製時に混入する元素など）の影響を排除するために、分母を（Ｆｅ＋Ｃｏ）としている。なお、当該分析における分解能は０．５ｎｍ以下に設定することが好ましく、Ｃ２Ｃｏは、軟磁性合金１の最表面１０から内部に向かって深さ０．２μｍ以上の箇所で測定することが好ましい。また、Ｃｏ濃化度は、上記の測定を少なくとも５箇所以上の視野で実施し、その平均値として算出することが好ましい。
【0046】
なお、Ｃｏ濃化領域１１では、主要な構成元素としてＣｏが検出され、その他に、Ｆｅなどの内部領域２を構成している元素が含まれている。そして、Ｃｏ濃化領域１１では、Ｃｏの濃化と同様に、他の元素の濃化が発生していてもよく、他の元素としては、たとえばＰが挙げられる。この場合、マッピング分析やライン分析では、軟磁性合金１の深さ方向においてＣｏの濃化度が高い領域と重複するようにＰの高濃度域が観測されることがある。
【0047】
軟磁性合金１は、上記のとおり、Ｃｏ濃化領域１１を含む特徴的な表層組織を有している。特に、本実施形態では、図１Ａや図３Ａに示すように、Ｃｏ濃化領域１１が、最表面側に位置し、軟磁性合金１の最表面１０を構成している。ただし、Ｃｏ濃化領域１１の外側には、その他の表層組織が存在していてもよい。
【0048】
たとえば、図１Ｂに示す軟磁性合金１ａのように、Ｃｏ濃化領域１１の表面側を覆うように、Ｓｉまたは／およびＢを含むＳＢ酸化層１２が形成してあってもよい。このＳＢ酸化層１２は、ＳｉおよびＢから選択される少なくとも１種の元素の濃度が内部領域２よりも高い領域であり、ＳｉまたはＢのいずれか一方、もしくは、ＳｉおよびＢの両方が濃化している。
【0049】
実際に、図５Ｂが、図１Ｂに示す軟磁性合金１ａのＥＥＬＳ像の一例であり、図５Ｂに示す３つのＥＥＬＳ像は、いずれも同一箇所を測定した結果である。図５ＢのＢに関するＥＥＬＳ像（中央：Ｂ－Ｋ）では、Ｃｏが濃化しているＣｏ濃化領域１１よりも表面側において、コントラストが明るくなっており、当該箇所におけるＢの濃度が、内部領域２やＣｏ濃化領域１１よりも高くなっていることが確認できる。図５Ｂの場合、このＢ濃度が高い領域がＳＢ酸化層１２である。
【0050】
ＳＢ酸化層１２は、内部領域２にＳｉまたは／およびＢが含まれる場合に、Ｃｏ濃化領域１１の形成過程で生成することがあり、非晶質の酸化物相であることが好ましい。さらに、ＳＢ酸化層１２の平均厚みｔ２は、０．５ｎｍ以上であることが好ましい。ｔ２の上限は、特に限定されず、たとえば３０ｎｍ以下とすることができる。
【0051】
また、Ｃｏ濃化領域１１の外側に、Ｆｅを含むＦｅ酸化層１３が形成してあってもよい。このＦｅ酸化層１３は、Ｃｏ濃化領域１１を形成する過程で、Ｃｏ濃化領域１１と一緒に生成する場合があり、Ｆｅ酸化層１３では、Ｆｅの濃度が、Ｃｏ濃化領域１１や内部領域２よりも高くなる。なお、図１Ｂに示すように、ＳＢ酸化層１２が存在する場合、Ｆｅ酸化層１３は、ＳＢ酸化層１２よりも表面側に位置することが好ましく、さらに、ＳＢ酸化層１２よりも結晶化面積比が高いことが好ましい。
【0052】
実際に、図５ＢのＦｅに関するＥＥＬＳ像（右側：Ｆｅ－Ｌ）では、ＳＢ酸化層１２よりも表面側で、コントラストが明るくなっており、軟磁性合金１ａの最表面でＦｅ濃度が高い領域が存在することが確認できる。図５Ｂでは、当該領域がＦｅ酸化層１３であり、Ｆｅ酸化層１３が軟磁性合金１ａの最表面１０を構成している。本実施形態において、Ｆｅ酸化層１３の平均厚みｔ３は、１ｎｍ以上であることが好ましい。ｔ３の上限は、特に限定されず、たとえば５０ｎｍ以下とすることができる。
【0053】
図３Ｂは、図１Ｂに示す測定線ＬＭａに沿ってＥＤＸによるライン分析を実施した結果を模擬的に示すグラフである。ＳＢ酸化層１２が存在する場合、図３Ｂに示すように、Ｃｏのピークよりも表面側において、Ｓｉまたは／およびＢのピークが観測され、なおかつ、このＳｉまたは／およびＢのピークと重複するように酸素の検出強度が高くなる。また、ＳＢ酸化層１２の表面側にさらにＦｅ酸化層１３が存在する場合には、Ｓｉまたは／およびＢのピークよりも表面側において、Ｆｅのピークが確認できる。このように、ＳＢ酸化層１２やＦｅ酸化層１３の存在有無は、ＥＤＸやＥＥＬＳを用いたライン分析により確認でき、その他、図５Ｂに示すようなマッピング分析などにより確認することも可能である。
【0054】
また、図４Ａおよび図４Ｂに示す軟磁性合金１ｂのように、Ｃｏ濃化領域１１の外側には、絶縁性の被覆層２０が形成してあってもよい。この被覆層２０は、Ｃｏ濃化領域１１を形成した後に、コーティングなどの表面処理により形成する被膜であって、その平均厚みは、５ｎｍ以上１００ｎｍ以下であることが好ましく、５０ｎｍ以下であることがより好ましい。つまり、被覆層２０を形成した場合、軟磁性合金１ｂの最表面１０は、被覆層２０により構成され、被覆層２０が、Ｃｏ濃化領域１１、ＳＢ酸化層１２、Ｆｅ酸化層１３よりも軟磁性合金１ｂの表面側に位置する。実際に、図５Ｃが図４Ａに示す軟磁性合金１ｂのＳＴＥＭ像の一例である。当該ＳＴＥＭ像では、軟磁性合金１ｂの最表面１０にコントラストが明るい領域が確認でき、当該領域が被覆層２０である。
【0055】
このように軟磁性合金１の表層組織には、Ｃｏ濃化領域１１以外に、その他の層（ＳＢ酸化層１２、Ｆｅ酸化層１３、被覆層２０など）が含まれ得るが、その他の層が存在する場合であっても、Ｃｏ濃化領域１１は、内部領域２と接する側に存在する。そして、最表面からＣｏ濃化領域１１までの垂線距離ｄ１（図１Ｂ，図４Ｂ参照）は、２００ｎｍ以下であることが好ましく、１００ｎｍ以下であることがより好ましく、５０ｎｍ以下であることがさらに好ましい。特に、被覆層２０が存在せずに、ＳＢ酸化層１２またはＦｅ酸化層１３が最表面１０を構成している場合には、前記垂線距離ｄ１は、３０ｎｍ以下であることが好ましく、２０ｎｍ以下であることがより好ましい。
【0056】
なお、Ｃｏ濃化領域１１を解析する際の測定試料は、ＦＩＢ（集束イオンビーム）を用いたマイクロサンプリング法により作製することが好ましい。たとえば、軟磁性合金１の最表面１０に厚み３０ｎｍ程度の加工時における表面保護のためにＰｔ膜をスパッタリングにより形成し、その後、ＦＩＢにより、最表面から深さ約２μｍ程度の範囲を切り出し、薄片試料を得る。そして、当該薄片試料を加工して、深さ方向と直交する方向の厚みを２０ｎｍ以下まで薄くする。この薄膜化した試料を、ＴＥＭやＨＲＴＥＭ観察用の測定試料として使用すればよい。
【0057】
以下、本実施形態に係る軟磁性合金１の製造方法について説明する。
【0058】
軟磁性合金１の基体部（内部領域２）は、各種溶解法により製造できるが、特に、溶融金属（溶湯）を急冷する方法で製造することが好ましい。急冷により非晶質の軟磁性合金１が得られやすくなるためである。たとえば、薄帯形状の軟磁性合金１は、単ロール法により製造でき、粉末形状の軟磁性合金１は、アトマイズ法により製造できる。以下では、単ロール法により軟磁性合金薄帯を得る方法と、アトマイズ法の一例としてガスアトマイズ法により軟磁性合金粉末を得る方法と、を説明する。
【0059】
単ロール法では、まず、軟磁性合金１を構成する各元素の原料（純金属等）を準備し、目的の合金組成となるように秤量する。そして、各元素の原料を溶解し、母合金を作製する。母合金を作製する際の溶解方法は、特に限定されず、たとえば、所定の真空度のチャンバー内で高周波加熱により溶解させる方法がある。
【0060】
次に、上記の母合金を加熱して溶解させ、溶融金属を得る。溶融金属の温度は、目的の合金組成の融点を考慮して設定すればよく、たとえば、１２００～１６００℃とすることができる。単ロール法では、この溶融金属を、ノズルなどを利用して冷却された回転ロールに供給することで、ロールの回転方向に向かって軟磁性合金薄帯が製造される。この際、ロールの回転速度、ノズルとロールとの間隔、溶融金属の温度などを制御することで、得られる薄帯の厚さを調整することができる。また、ロールの温度や回転速度は、軟磁性合金が非晶質となりやすい条件に設定すればよく、たとえば、ロール温度は２０～３０℃であることが好ましく、回転速度は、２０～３０ｍ／secとすることが好ましい。なお、チャンバー内の雰囲気は、特に限定されず、たとえば、大気雰囲気もしくは不活性ガス雰囲気とすることができる。
【0061】
ガスアトマイズ法では、上記の単ロール法と同様にして１２００～１６００℃の溶融金属を得た後、当該溶融金属をチャンバー内で噴射させ、粉体を作製する。具体的に、溶融金属を吐出口からチャンバー内の冷却部に向けて吐出し、その際に、吐出した滴下溶融金属に向けて高圧ガスを噴射する。高圧ガスの噴射により滴下溶融金属はチャンバー内で飛散し、その後、冷却部（冷却水）に衝突することで急冷固化され、軟磁性合金粉末となる。このガスアトマイズ法で得られる軟磁性合金粉末の粒子形状は、通常球形であり、軟磁性合金粉末の平均円形度は０．８以上であることが好ましく、０．９以上であることがより好ましく、０．９５以上であることがさらに好ましい。
【0062】
高圧ガスとしては、窒素ガス、アルゴンガス、ヘリウムガスなどの不活性ガス、もしくは、アンモニア分解ガスなどの還元性ガスを使用することが好ましく、高圧ガスを噴射する圧力は、２．０ＭＰａ以上１０ＭＰａ以下とすることが好ましい。また、吐出する溶融金属の噴射量は、０．５ｋｇ／min以上４．０ｋｇ／min以下とすることが好ましい。当該ガスアトマイズ法では、溶融金属の噴射量に対する高圧ガスの圧力の比率により、軟磁性合金粉末の粒子径や形状を調整することができる。
【0063】
上記のようにして薄帯状または粉末状の軟磁性合金を得た後、この軟磁性合金を、所定の圧力状態での酸素濃度雰囲気において低温で熱処理することで、Ｃｏ濃化領域１１を形成する。
【0064】
具体的に、熱処理時の保持温度は、軟磁性合金が結晶化しない温度とすることが好ましく、たとえば、２００℃～４００℃であることが好ましく、２００℃～３００℃であることがより好ましい。また、温度保持時間は、０．５時間～３．０時間とすることが好ましい。加熱炉内の酸素濃度は、２０ｐｐｍ以上２０００ｐｐｍ以下とすることが好ましく、１００ｐｐｍ以上１０００ｐｐｍ以下とすることがより好ましい。さらに加熱炉内は、上記のとおり酸素濃度を管理しつつ、アルゴンガスや窒素ガスなどの不活性ガスを導入して正圧とし、加熱炉内のゲージ圧は、０．１５ｋＰａ以上０．５０ｋＰａ以下とすることが好ましく、０．３０ｋＰａ以上０．４５ｋＰａ以下とすることがより好ましい。なお、ゲージ圧とは、絶対圧（絶対真空を０Ｐａとした場合の圧力）から大気圧を差し引いた圧力を意味する。
【0065】
このような条件で熱処理することで、軟磁性合金１の表層側に、所定の特徴を有するＣｏ濃化領域１１が形成される。また、軟磁性合金１にＳｉまたは／およびＢが含まれる場合には、上記の熱処理により、ＳＢ酸化層１２が形成されることがあり、熱処理の条件によっては、Ｆｅ酸化層１３が形成される場合がある。なお、軟磁性合金１を結晶質もしくはナノ結晶とする場合（すなわち非晶質化度Ｘを８５％未満とする場合）は、上述したＣｏ濃化領域１１を形成するための熱処理を実施する前に、結晶性を制御するための前工程熱処理を実施してもよい。
【0066】
図４Ａおよび図４Ｂに示すように被覆層２０を形成する場合には、上記の熱処理によりＣｏ濃化領域１１を形成した後に、リン酸塩処理、メカニカルアロイング処理、シランカップリング処理、水熱合成などの被膜形成処理を施せばよい。形成する被覆層２０の種類としては、リン酸塩、ケイ酸塩、ソーダ石灰ガラス、ホウケイ酸ガラス、鉛ガラス、アルミノケイ酸ガラス、ホウ酸塩ガラス、硫酸塩ガラスなどが挙げられる。なお、リン酸塩としては、たとえば、リン酸マグネシウム、リン酸カルシウム、リン酸亜鉛、リン酸マンガン、リン酸化カドミウムなどが挙げられ、ケイ酸塩としては、ケイ酸ナトリウムなどが挙げられる。被覆層２０を形成した場合は、軟磁性合金１を含む磁気コアにおいて耐電圧の向上などが期待できる。
【0067】
以上の工程により所定のＣｏ濃化領域１１を有する軟磁性合金１が得られる。本実施形態の軟磁性合金１は、インダクタなどのコイル部品、フィルタ、アンテナなどの各種磁性部品に適用することができ、特に、インダクタなどのコイル部品における磁気コアに適用することが好ましい。なお、軟磁性合金１を含む磁気コアには、樹脂成分が含まれていてもよく、軟磁性合金１と、その他の磁性粒子とを混ぜ合わせて磁気コアを形成してもよい。
【0068】
（実施形態のまとめ）
本実施形態の軟磁性合金１では、ＦｅおよびＣｏを含む軟磁性の合金組成を有する内部領域２の外側に、所定の特徴を有するＣｏ濃化領域１１が形成してあり、このＣｏ濃化領域１１におけるＣｏ濃化度が、１．２０超過である。このような特徴を有することで、軟磁性合金１の浸水時における錆を抑制し、耐食性を向上させることができる。
本実施形態の軟磁性合金１では、ＦｅおよびＣｏを含む軟磁性の合金組成を有する内部領域２の外側に、所定の特徴を有するＣｏ濃化領域１１が形成してあり、このＣｏ濃化領域１１におけるＣｏ濃化度が、１．２０超過である。このような特徴を有することで、軟磁性合金１の浸水時における錆を抑制し、耐食性を向上させることができる。
【0069】
また、非結晶化度が８５％以上である非晶質の軟磁性合金１においてＣｏ濃化領域１１を形成することで、高い飽和磁束密度Ｂｓを確保しつつ、軟磁性合金１の耐食性をさらに向上させることができる。
【0070】
以上、本発明の実施形態について説明してきたが、本発明は上述した実施形態に限定されるものではなく、本発明の範囲内で種々に改変することができる。
【実施例0071】
以下、具体的な実施例に基づいて、本発明をさらに詳細に説明する。ただし、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。なお、下記に示す表において、※を付した試料番号が比較例である。
【0072】
実験１
実験１では、ガスアトマイズ法により軟磁性合金粉末を作製した。ガスアトマイズでは、溶融金属の噴射温度：１５００℃、溶融金属の噴射量１．２ｋｇ／min、高圧ガスの圧力：７．０ＭＰａ，冷却水の水圧：１０ＭＰａに設定し、体積基準における平均粒径（Ｄ５０）が１５～３０μｍの範囲内にある軟磁性合金粉末を得た。そして、当該軟磁性合金粉末に対して表１に示す条件で熱処理を施し、試料２～５，７～１６に係る軟磁性合金を得た。また、実験１では、熱処理を実施していない試料１，６に係る軟磁性合金も作製し、当該試料１または試料６を基準として、以下に示す評価を実施した。
実験１では、ガスアトマイズ法により軟磁性合金粉末を作製した。ガスアトマイズでは、溶融金属の噴射温度：１５００℃、溶融金属の噴射量１．２ｋｇ／min、高圧ガスの圧力：７．０ＭＰａ，冷却水の水圧：１０ＭＰａに設定し、体積基準における平均粒径（Ｄ５０）が１５～３０μｍの範囲内にある軟磁性合金粉末を得た。そして、当該軟磁性合金粉末に対して表１に示す条件で熱処理を施し、試料２～５，７～１６に係る軟磁性合金を得た。また、実験１では、熱処理を実施していない試料１，６に係る軟磁性合金も作製し、当該試料１または試料６を基準として、以下に示す評価を実施した。
【0073】
＜軟磁性合金粉末の組成および結晶構造＞
ガスアトマイズ法により得られた軟磁性合金粉末の組成を、ＩＣＰにより測定した。その結果、実験１の試料１～５では、軟磁性合金粉末（すなわち内部領域２）が、Ｆｅ０．７Ｃｏ０．３の平均組成を有していることが確認できた。一方、実験１の試料６～１６では、軟磁性合金粉末（すなわち内部領域２）が、組成式：（Ｆｅ0.7Ｃｏ0.3）0.82Ｂ0.11Ｐ0.02Ｓｉ0.03Ｃ0.01Ｃｒ0.01（原子数比；α＝０．３００，β＝０，γ＝０，ａ＝０．１１０，ｂ＝０．０２０，ｃ＝０．０３０，ｄ＝０．０１０，ｅ＝０．０１０）を満たす合金組成を有していることが確認できた。
ガスアトマイズ法により得られた軟磁性合金粉末の組成を、ＩＣＰにより測定した。その結果、実験１の試料１～５では、軟磁性合金粉末（すなわち内部領域２）が、Ｆｅ０．７Ｃｏ０．３の平均組成を有していることが確認できた。一方、実験１の試料６～１６では、軟磁性合金粉末（すなわち内部領域２）が、組成式：（Ｆｅ0.7Ｃｏ0.3）0.82Ｂ0.11Ｐ0.02Ｓｉ0.03Ｃ0.01Ｃｒ0.01（原子数比；α＝０．３００，β＝０，γ＝０，ａ＝０．１１０，ｂ＝０．０２０，ｃ＝０．０３０，ｄ＝０．０１０，ｅ＝０．０１０）を満たす合金組成を有していることが確認できた。
【0074】
また、実験１の軟磁性合金粉末に対してＸＲＤによるＸ線結晶構造解析を実施したところ、実験１の試料１～５では、軟磁性合金粉末（すなわち内部領域２）が、非晶質化度Ｘ：８５％未満の結晶質であることが確認できた。一方、実験１の試料６～１６では、軟磁性合金粉末（すなわち内部領域２）が、非晶質化度Ｘ：８５％以上の非晶質であることが確認できた。
【0075】
＜表層組織の解析＞
実験１の各試料に係る軟磁性合金について、ＦＩＢを用いたマイクロサンプリング法により表層近傍の薄片試料を採取した。そして、当該薄片試料を用いて、ＴＥＭ－ＥＤＸによるマッピング分析を行い、Ｃｏ濃化領域１１（Ｐ濃化領域１１ａおよびＣｏ濃化領域１１ｂ）の有無を調査した。また、ＴＥＭ－ＥＥＬＳによる特定領域での成分分析を実施し、Ｃｏ濃化領域１１におけるＣｏ濃化度を測定した。表層組織の解析結果を表１に示す。なお、ＥＥＬＳによる解析では、Ｃｏ濃化領域１１が、非晶質の金属相であることが確認できた。
実験１の各試料に係る軟磁性合金について、ＦＩＢを用いたマイクロサンプリング法により表層近傍の薄片試料を採取した。そして、当該薄片試料を用いて、ＴＥＭ－ＥＤＸによるマッピング分析を行い、Ｃｏ濃化領域１１（Ｐ濃化領域１１ａおよびＣｏ濃化領域１１ｂ）の有無を調査した。また、ＴＥＭ－ＥＥＬＳによる特定領域での成分分析を実施し、Ｃｏ濃化領域１１におけるＣｏ濃化度を測定した。表層組織の解析結果を表１に示す。なお、ＥＥＬＳによる解析では、Ｃｏ濃化領域１１が、非晶質の金属相であることが確認できた。
【0076】
＜飽和磁束密度Ｂｓ＞
各試料に係る軟磁性合金のＢｓを、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて、磁場１０００ｋＡ／ｍの条件で測定した。測定結果を表１に示す。このＢｓについては、１．５０Ｔ以上を良好と判断し、１．７０Ｔ以上をさらに良好と判断した。
各試料に係る軟磁性合金のＢｓを、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて、磁場１０００ｋＡ／ｍの条件で測定した。測定結果を表１に示す。このＢｓについては、１．５０Ｔ以上を良好と判断し、１．７０Ｔ以上をさらに良好と判断した。
【0077】
＜浸水試験＞
まず、浸水試験を実施する前に、各試料に係る軟磁性合金を用いて磁気コアサンプルを作製した。磁気コアサンプルは、以下の手順により作製した。軟磁性合金１００質量部に対して３質量部のエポキシ樹脂を混ぜ合わせて顆粒を得た。そして、当該顆粒を金型に充填し、４ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力で加圧成形し、外形１１ｍｍφ、内径６．５ｍｍφ、高さ１．０ｍｍであるトロイダル形状の磁気コアサンプルを得た。
まず、浸水試験を実施する前に、各試料に係る軟磁性合金を用いて磁気コアサンプルを作製した。磁気コアサンプルは、以下の手順により作製した。軟磁性合金１００質量部に対して３質量部のエポキシ樹脂を混ぜ合わせて顆粒を得た。そして、当該顆粒を金型に充填し、４ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力で加圧成形し、外形１１ｍｍφ、内径６．５ｍｍφ、高さ１．０ｍｍであるトロイダル形状の磁気コアサンプルを得た。
【0078】
上記で得られた磁気コアサンプルの耐食性を評価するために、浸水試験を実施した。浸水試験では、磁気コアサンプルを水道水中に浸漬させ、目視で錆が観察されるまでの時間（錆発生時間）を計測した。実験１では、熱処理を実施していない試料１または試料６の錆発生時間Ｔ１を基準とし、各試料の耐食性を評価した。具体的に、実験１では、錆発生時間がＴ１（試料１または試料６の錆発生時間）に対して１．２倍未満であったサンプルを「Ｆ（不合格）」とし、錆発生時間がＴ１に対して１．２倍以上であったサンプルを「Ｇ（良好）」と判断した。上記の「Ｆ，Ｇ」による２段階評価の結果を表１に示す。
【0079】
【表1】
【0080】
表１に示すように、Ｃｏ濃化領域１１が形成され、なおかつ、Ｃｏ濃化度が１．２０超過である試料（３～５，８～１６）において、基準合金（試料１または試料６）に対する相対的な耐食性が良好となることが確認できた。なお、試料３～５，８～１６では、最表面１０からＣｏ濃化領域１１までの垂線距離ｄ１が３０ｎｍ以下であることが確認できた。これらの結果から、所定の特徴を有するＣｏ濃化領域１１を軟磁性合金の表面側に形成することで、高いＢｓを維持しつつ、耐食性を向上できることが立証できた。
【0081】
なお、表１では、錆発生時間の具体的数値を省略しているが、Ｃｏ濃化度が高くなるほど、基準合金に対する相対的な耐食性がより良好となる傾向が確認できた。
【0082】
実験２
実験２では、合金組成を変えて試料２－１～２－９０に係る軟磁性合金を得た。ＩＣＰにより分析した各試料の合金組成を表２～表７に示す。
実験２では、合金組成を変えて試料２－１～２－９０に係る軟磁性合金を得た。ＩＣＰにより分析した各試料の合金組成を表２～表７に示す。
【0083】
具体的に、表２に示す試料２－１～２－１４では、組成式：（Ｆｅ１－αＣｏα）0.84Ｂ0.11Ｓｉ0.03Ｃ0.01Ｃｒ0.01（原子数比；β＝０，γ＝０，ａ＝０．１１０，ｂ＝０，ｃ＝０．０３０，ｄ＝０．０１０，ｅ＝０．０１０）を満たしたうえで、Ｃｏの原子数比αを変更して軟磁性合金を作製した。
【0084】
また、表３に示す試料２－１５～２－３４では、Ｃｏ，Ｎｉ，Ｘ１の原子数比を、α＝０．３００，β＝０，γ＝０に固定したうえで、メタロイド（Ｂ，Ｐ，Ｓｉ，Ｃ）およびＣｒの原子数比を変更して軟磁性合金を作製した。
【0085】
また、表４に示す試料２－３５～２－３８では、組成式：（Ｆｅ（１－（0.3＋β）Ｃｏ0.3Ｎｉβ）0.84Ｂ0.11Ｓｉ0.03Ｃ0.01Ｃｒ0.01（原子数比；α＝０．３００，γ＝０，ａ＝０．１１０，ｂ＝０，ｃ＝０．０３０，ｄ＝０．０１０，ｅ＝０．０１０）を満たしたうえで、Ｎｉの原子数比βを変更して軟磁性合金を作製した。
【0086】
また、表５～表７に示す試料２－３９～２－９０では、組成式（（Ｆｅ0.7Ｃｏ0.3）0.975Ｘ１0.025）0.84Ｂ0.11Ｓｉ0.03Ｃ0.01Ｃｒ0.01（原子数比；α＝０．３００，β＝０，γ＝０．０２５，ａ＝０．１１０，ｂ＝０，ｃ＝０．０３０，ｄ＝０．０１０，ｅ＝０．０１０）を満たしたうえで、Ｘ１の元素種を変更して軟磁性合金を作製した。
【0087】
なお、実験２の各軟磁性合金は、いずれも、非晶質化度Ｘが８５％以上であることが確認できた。また、実験２では、合金組成ごとに、所定の熱処理を実施した試料と、実施していない試料とを作製しており、表２～表７では、熱処理を実施した場合を「Ｙ」と表記し、熱処理を実施していない場合を「Ｎ」と表記した。また、実験２における熱処理の条件は、保持温度：２００℃，保持時間：１ｈ，加熱炉内の酸素濃度：１００ｐｐｍ，加熱炉内のゲージ圧：０．３０ｋＰａとした。
【0088】
また、実験２の各試料２－１～２－９０においても、実験１と同様に、Ｂｓの測定と、浸水試験とを実施した。実験２の浸水試験では、同一組成で熱処理を実施していない試料の錆発生時間ＴＮを基準とし、熱処理を実施した試料の錆発生時間をＴＹとして、ＴＹ／ＴＮ＜１．２であったサンプルを「Ｆ（不合格）」、１．２≦ＴＹ／ＴＮであったサンプルを「Ｇ（良好）」と判断した。評価結果を表２～表７に示す。
【0089】
【表2】
【0090】
【表3】
【0091】
【表4】
【0092】
【表5】
【0093】
【表6】
【0094】
【表7】
【0095】
表２～表７に示すように、所定の熱処理を実施した試料では、熱処理を実施していない試料よりも高い耐食性が得られた。この結果から、実験２で示した合金組成の範囲では、所定の特徴を有するＣｏ濃化領域１１（Ｐ濃化領域１１ａおよびＣｏ濃化領域１１ｂ）を形成することで、高いＢｓを維持しつつ耐食性を向上できることがわかった。
【0096】
なお、表２の結果について補足しておくと、内部領域２におけるＣｏ含有量（すなわち軟磁性合金のＣｏ含有量）が多くなるほど、錆発生時間が長くなる傾向となった。つまり、内部領域２におけるＣｏ含有量が多いほど、絶対評価としての耐食性は高くなった。ただし、表２の試料２－１４に示すように、内部領域２におけるＣｏ含有量が高いと、Ｃｏ濃化度が反って低くなりやすい傾向となった。そして、相対的な耐食性の向上効果（すなわち基準合金に対する耐食性）は、試料２－１４よりも、Ｃｏ濃化度が高い他の試料２－２，４，６，８，１０，１２のほうが、良好な結果となった。つまり、この結果から、Ｃｏ濃化度が高いほど、基準合金（濃化領域を形成するための熱処理を実施していない試料）に対する耐食性の向上効果がより高まる傾向が確認できた。
【0097】
実験３
実験３では、非晶質化度Ｘが８５％以上である非晶質の軟磁性合金粉末（試料３－１，３－２）と、非晶質化度Ｘが８５％未満であるナノ結晶の軟磁性合金粉末（試料３－３，３－４）と、非晶質化度Ｘが８５％未満である結晶質の軟磁性合金粉末（試料３－５，３－６）と、を製造し、軟磁性合金の結晶構造の違いによる耐食性への影響を調査した。
実験３では、非晶質化度Ｘが８５％以上である非晶質の軟磁性合金粉末（試料３－１，３－２）と、非晶質化度Ｘが８５％未満であるナノ結晶の軟磁性合金粉末（試料３－３，３－４）と、非晶質化度Ｘが８５％未満である結晶質の軟磁性合金粉末（試料３－５，３－６）と、を製造し、軟磁性合金の結晶構造の違いによる耐食性への影響を調査した。
【0098】
実験３において、各試料の結晶構造は、前工程熱処理により制御した。具体的に、実験３の試料３－１，３－２では、前工程熱処理を実施しなかったため非晶質の軟磁性合金粉末が得られた。なお、試料３－１，３－２は、実験１における試料６，１４に対応している。また、実験３の試料３－３，３－４では、保持温度：５００℃で前工程熱処理を実施することで、ナノ結晶の軟磁性合金粉末が得られた。また、実験３の試料３－５，３－６では、保持温度：６５０℃で前工程熱処理を実施することで、結晶質の軟磁性合金粉末を得た。なお、上記の前工程熱処理におけるその他の条件は、昇温速度：１００℃/ｍｉｎ、炉内雰囲気：Ａｒ雰囲気、加熱炉内のゲージ圧：０．０ｋＰａとして、Ｃｏ濃化領域１１を形成させない状態で結晶構造を制御した。
【0099】
実験３の各試料における軟磁性合金の組成は、いずれも、（Ｆｅ0.7Ｃｏ0.3）0.82Ｂ0.11Ｐ0.02Ｓｉ0.03Ｃ0.01Ｃｒ0.01で共通である。また、実験３では、結晶構造ごとに、Ｃｏ濃化領域１１を形成するための熱処理を実施した試料と、実施していない試料とを作製しており、表８において、熱処理を実施した場合を「Ｙ」と表記し、熱処理を実施していない場合を「Ｎ」と表記した。なお、前工程熱処理を実施した試料（３－４，３－５）では、前工程熱処理の後に、Ｃｏ濃化領域１１を形成するための熱処理を実施した。実験３における当該熱処理の条件は、保持温度：２００℃，保持時間：１．０ｈ，加熱炉内の酸素濃度：１００ｐｐｍ，加熱炉内のゲージ圧：０．３ｋＰａとした。
【0100】
また、実験３においても、実験２と同様にして、Ｂｓの測定と、浸水試験とを実施した。実験３の浸水試験では、同一の結晶構造において、熱処理を実施していない試料の錆発生時間ＴＮを基準とし、熱処理を実施した試料の錆発生時間をＴＹとして、ＴＹ／ＴＮ＜１．２であったサンプルを「Ｆ（不合格）」、１．２≦ＴＹ／ＴＮであったサンプルを「Ｇ（良好）」と判断した。実験３の評価結果を表８に示す。
【0101】
【表8】
【0102】
表８に示すように、ナノ結晶または結晶質の軟磁性合金でも、非晶質の場合と同様に、所定の熱処理によりＣｏ濃化領域１１ｂを形成した試料３－４，３－６では、熱処理を実施していない試料３－３，３－５よりも耐食性が向上することがわかった。また、表８に示す試料３－３～３－５の結果と、試料３－１，３－２の結果とを対比すると、軟磁性合金が非晶質である場合に、基準合金に対する錆発生時間がより長くなり、相対的な耐食性の向上効果が特に良好となることがわかった。
【0103】
実験４
実験４では、単ロール法により 薄帯形状の軟磁性合金試料（試料４－１，４－２）を作製した。薄帯作成の条件は、ロールに噴射する溶融金属の温度：１３００℃，ロール温度：３０℃，ロール回転速度：２５ｍ／ｓｅｃとした。チャンバー内は大気雰囲気とした。上記の条件により得られた軟磁性合金薄帯は、厚みが２０～２５μｍ，短手方向の幅約５ｍｍ，薄帯の長さ約１０ｍであった。
実験４では、単ロール法により 薄帯形状の軟磁性合金試料（試料４－１，４－２）を作製した。薄帯作成の条件は、ロールに噴射する溶融金属の温度：１３００℃，ロール温度：３０℃，ロール回転速度：２５ｍ／ｓｅｃとした。チャンバー内は大気雰囲気とした。上記の条件により得られた軟磁性合金薄帯は、厚みが２０～２５μｍ，短手方向の幅約５ｍｍ，薄帯の長さ約１０ｍであった。
【0104】
また、実験４においても、実験１と同様にして、ＩＣＰにより試料４－１，４－２の合金組成を測定したところ、いずれも、組成式：（Ｆｅ0.7Ｃｏ0.3）0.82Ｂ0.11Ｐ0.02Ｓｉ0.03Ｃ0.01Ｃｒ0.01（原子数比；α＝０．３００，β＝０，γ＝０，ａ＝０．１１０，ｂ＝０．０２０，ｃ＝０．０３０，ｄ＝０．０１０，ｅ＝０．０１０）を満たしていることが確認できた。さらに、試料４－１，４－２に係る軟磁性合金薄帯の結晶構造をＸＲＤにより測定したところ、いずれも、非晶質化度Ｘ：８５％以上の非晶質であることが確認できた。
【0105】
試料４－１の軟磁性合金薄帯については、熱処理を施すことなく、表層組織の解析、Ｂｓの測定、および浸水試験）を実施した。一方、試料４－２の軟磁性合金薄帯に対しては、表９に示す条件で熱処理を施し、その後、試料４－１と同様の評価を実施した。なお、軟磁性合金薄帯の浸水試験では、薄帯を任意の大きさ（長さ約４ｃｍ×幅約５ｍｍ）に切り出すことで試験用サンプルを準備し、薄帯状の試験用サンプルを水道水中に浸漬させた。実験４における合否判定の方法は、実験１と同様である。実験４の各試料の評価結果を、表９に示す。なお、表９には、試料４－１，４－２と同じ合金組成である軟磁性合金粉末の実験結果（実験１の試料６，１４）も示してある。
【0106】
【表9】
【0107】
表９に示すように、軟磁性合金が薄帯形状を有する場合においても、所定の熱処理によりＣｏ濃化領域１１ｂを形成することで、高いＢｓを維持しつつ耐食性を向上できることが確認できた。
【符号の説明】
【0108】
１，１ａ，１ｂ … 軟磁性合金
２ … 内部領域
１０ … 最表面
１１ … Ｃｏ濃化領域
１２ … ＳＢ酸化層
１３ … Ｆｅ酸化層
２０ … 被覆層
２ … 内部領域
１０ … 最表面
１１ … Ｃｏ濃化領域
１２ … ＳＢ酸化層
１３ … Ｆｅ酸化層
２０ … 被覆層
【図1A】
【図1B】
【図2A】
【図2B】
【図3A】
【図3B】
【図4A】
【図4B】
【図5A】
【図5B】
【図5C】