JP7658781B2 - 軟磁性合金および磁性部品。 - Google Patents

Description

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。

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。

特開２００９－２９３０９９号公報 特開２００７－２３１４１５号公報 特開２０１４－１６７１３９号公報

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。

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Ｐ（リン）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、Ｐの濃度が前記内部領域よりも高いＰ濃化領域と、を有する。

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。

好ましくは、前記Ｐ濃化領域は、前記内部領域と共通する元素で構成してあり、
前記Ｐ濃化領域における前記内部領域と共通する元素の合計含有量が、物質量比換算で、５０％以上である。

好ましくは、前記内部領域がＣｏを含んでおり、Ｃｏの濃化領域が、前記内部領域よりも表面側に存在しており、前記Ｃｏの濃化領域が、前記Ｐ濃化領域の少なくとも一部と重複している。そして、前記Ｃｏの濃化領域は、金属相であることが好ましく、前記Ｃｏの濃化領域におけるＣｏ濃化度は、１．２よりも大きいことが好ましい。

また、好ましくは、前記Ｐ濃化領域におけるＰ濃化度は、１．５以上であり、より好ましくは、２．０以上である。

また、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。

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。

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１Ａは、本発明の一実施形態に係る軟磁性合金１の要部を拡大した断面図である。 図１Ｂは、本発明の一実施形態に係る軟磁性合金１aの要部を拡大した断面図の一例である。 図２Ａは、Ｘ線結晶構造解析により得られるチャートの一例である。 図２Ｂは、図２Ａに示すチャートをプロファイルフィッティングすることにより得られるパターンの一例である。 図３Ａは、図１Ａに示す測定線Ｌ_Ｍに沿って、ＥＤＸを用いたライン分析をすることにより得られるグラフの一例である。 図３Ｂは、図１Ｂに示す測定線Ｌ_Ｍａに沿って、ＥＤＸを用いたライン分析をすることにより得られるグラフの一例である。 図４Ａは、本発明の一実施形態に係る軟磁性合金１ｂを示す断面図である。 図４Ｂは、図４Ａに示す領域IVＢを拡大した断面図である。 図５Ａは、図１Ａに示す軟磁性合金１のＥＥＬＳ像の一例である。 図５Ｂは、図１Ｂに示す軟磁性合金１ａのＥＥＬＳ像の一例である。 図５Ｃは、図４Ａに示す軟磁性合金１ｂのＳＴＥＭ像の一例である。

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。

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。

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。

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濃化部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。

（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（すなわち軟磁性合金１）は、ＦｅおよびＰ（リン）を含む軟磁性の合金組成を有しており、内部領域２におけるＰの含有率は、０．１ａｔ％～１０ａｔ％であることが好ましく、２．０ａｔ％～７．０ａｔ％であることがより好ましい。さらに、内部領域２には、ＦｅおよびＰ以外に、Ｃｏが含まれることが好ましい。

内部領域２の具体的な合金種は、特に限定されず、たとえば、Ｆｅ－Ｃｏ系合金やＦｅ－Ｃｏ－Ｖ系合金、Ｆｅ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金、Ｆｅ－Ｃｏ－Ｓｉ－Ａｌ系合金、Ｆｅ－Ｃｏ－Ｓｉ－Ｃｒ系合金などのＰを含む結晶系の軟磁性合金とすることができる。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－Ｐ系合金、もしくはＦｅ－Ｃｏ－Ｂ－Ｓｉ－Ｐ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）}Ｃｏ_αＮｉ_β）_１－γＸ１_γ）_{（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））}Ｂ_ａＰ_ｂＳｉ_ｃＣ_ｄＣｒ_ｅを満たす合金組成を有していることがより好ましく、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。

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。

Ｆｅに対するＣｏの含有量（α）は、０≦α≦０．７００であり、０．００５≦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。

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。

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。

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。

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。

ｂは、Ｐの原子数比であって、０．００１≦ｂ≦０．１００であることが好ましく、Ｂｓと耐食性を両立して向上させる観点では、０．００５≦ｂ≦０．０８０であることがより好ましく、０．００５≦ｂ≦０．０５０であることがさらに好ましい。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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α_ｃ、非晶性散乱積分強度Ｉａを示す非晶成分パターンα_ａ、およびそれらを合わせたパターンα_ｃ＋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。

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

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。

（濃化部１１）
濃化部１１には、Ｆｅ，Ｐ，Ｃｏなどの内部領域２と共通の構成元素が含まれており、濃化部１１における内部領域２と共通する構成元素の合計含有量は、物質量比換算で、５０％以上であり、好ましくは８０％以上である。すなわち、本実施形態における濃化部１１は、リン酸塩処理などで形成されるコーティングではなく、Ｆｅ，Ｐ，Ｃｏなどからなる組成物の相であって、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い。

上記のとおり、濃化部１１は、内部領域２と共通する元素で構成してあるが、組成比は、内部領域２と濃化部１１とで異なっている。具体的に、濃化部１１では、Ｐが、内部領域２よりも濃化している。換言すると、濃化部１１には、Ｐの濃度が前述した内部領域２よりも高いＰ濃化領域１１ａが存在しており、このＰ濃化領域１１ａが、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に対する濃化部１１（すなわちＰ濃化領域１１ａ）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。

また、濃化部１１では、Ｃｏが内部領域２よりも濃化していることが好ましく、Ｃｏ濃化領域１１ｂが、濃化部１１に存在することが好ましい。このＣｏ濃化領域１１ｂは、表面側から内側に向かう軟磁性合金１の深さ方向（厚み方向）において、Ｐ濃化領域１１ａと重複して存在している。深さ方向におけるＣｏ濃化領域１１ｂとＰ濃化領域１１ａとの重複度合いは、一部であっても、全部であってもよく、一部重複の場合は、Ｐ濃化領域１１ａがＣｏ濃化領域１１ｂよりも濃化部１１の表面側に位置することが好ましい。

上記のような特徴を有する濃化部１１については、ＥＤＸやＥＥＬＳ（電子エネルギー損失分光法）などにより分析することができ、特に、空間分解能が高いＥＥＬＳにより分析することが好ましい。

たとえば、濃化部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。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。図５Ａの２つのＥＥＬＳ像は、いずれも同一箇所を測定した結果であり、左側のＥＥＬＳ像（Ｐ－Ｌ）がＰの分布を示し、右側のＥＥＬＳ像（Ｃｏ－Ｌ）がＣｏの分布を示している。当該ＥＥＬＳ像において、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、Ｐに関するＥＥＬＳ像では、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、Ｐ濃度が内部領域２よりも高いことがわかる。このＰ濃度が高い領域がＰ濃化領域１１ａである。

また、Ｃｏに関するＥＥＬＳ像では、内部領域２の端縁においてＣｏを示す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濃度が高い領域がＣｏ濃化領域１１ｂであり、図５Ａでは、Ｐ濃化領域１１ａとＣｏ濃化領域１１ｂとが、重複して存在していることが確認できる。

このマッピング分析により特定されるＰ濃化領域１１ａの平均厚みｔ１ａは、０．３ｎｍ以上であることが好ましい。ｔ１ａ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。当該好適範囲内でｔ１ａ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ｔ１ａは、測定視野を変えて少なくとも３箇所以上でＰ濃化領域１１の厚みを測定し、算出することが好ましい。

Ｃｏ濃化領域１１ｂの平均厚みｔ１ｂも、上記ｔ１ａと同程度の範囲とすることができ、ｔ１ａ＞ｔ１ｂであってもよく、ｔ１ａ≦ｔ１ｂであってもよい。なお、濃化部１１の厚みｔ１は、Ｐまたは／およびＣｏの検出強度が高い領域の厚みであって、Ｃｏ濃化領域１１ｂが存在しない場合は、ｔ１＝ｔ１ａである。また、Ｐ濃化領域１１ａとＣｏ濃化領域１１ｂとが完全に重複している場合は、ｔ１＝ｔ１ａ（ｔ１ａ＞ｔ１ｂの場合）、もしくは、ｔ１＝ｔ１ｂ（ｔ１ａ≦ｔ１ｂの場合）である。

上記のようにＰ濃化領域１１ａやＣｏ濃化領域１１ｂは、厚みが極めて薄い場合があり、Ｐ濃化領域１１ａやＣｏ濃化領域１１ｂ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Ｌ_Ｍ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、Ｐ濃度が高くなるピークが確認でき、このＰのピークが存在する箇所がＰ濃化領域１１ａである。換言すると、Ｐ濃化領域１１ａでは、Ｐ濃度の極大値が存在し、上述したピークの有無により、Ｐ濃化領域１１ａの存在有無を確認することができる。なお、Ｃｏ濃化領域１１ｂが存在する場合には、図３Ａに示すように、Ｐのピークと重複するように、Ｃｏのピークが存在することが確認できる。

また、前述したように、濃化部１１は、金属相であることが好ましく、濃化部１１の相状態は、たとえば、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、濃化部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、濃化部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、濃化部１１が金属相であることがわかる。

Ｐ濃化領域１１ａに関しては、強度比によりＰの濃化度合いを表すこととし、この強度比は、ＥＤＸまたはＥＥＬＳを用いたライン分析により算出する。具体的に、内部領域２におけるＰの検出強度をＣ２_Ｐとし、Ｐ濃化領域１１ａにおけるＰの検出強度をＣ１１_Ｐとして、Ｃ１１_Ｐ／Ｃ２_ＰをＰ濃化領域１１ａにおけるＰ強度比（濃化度）とする。このＰ強度比は、１．３以上であることが好ましく、１．５以上であることがより好ましく、２．０以上であることがさらに好ましい。Ｐ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。

一方、Ｃｏ濃化領域１１ｂにおけるＣｏ濃化度は、内部領域２のＣｏ物質量比（Ｃ２_Ｃｏ）に対するＣｏ濃化領域１１ｂのＣｏ物質量比（Ｃ１１_Ｃｏ）の比（Ｃ１１_Ｃｏ／Ｃ２_Ｃｏ）として定義する。当該Ｃｏ濃化度は、１．０２超過であることが好ましく、１．２０超過であることがより好ましい。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。濃化部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濃化度が高いほどより向上する傾向となる。

Ｃｏ濃化度の算出に使用するＣ２_ＣｏおよびＣ１１_Ｃｏは、ＥＥＬＳを用いた成分分析により測定する。具体的に、Ｃ２_Ｃｏ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、Ｃ１１_Ｃｏは、Ｃｏ濃化領域１１ｂ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、Ｃ２_Ｃｏ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、Ｐ強度比や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。

軟磁性合金１は、上記のとおり、Ｐ濃化領域１１ａやＣｏ濃化領域１１ｂを含む特徴的な表層組織（濃化部１１）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、Ｐ濃化領域１１ａ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、Ｐ濃化領域１１ａの外側には、その他の表層組織が存在していてもよい。

たとえば、図１Ｂに示す軟磁性合金１ａのように、Ｐ濃化領域１１ａ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。

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４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（上段右側：Ｂ－Ｋ）では、ＰやＣｏが濃化している濃化部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や濃化部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。

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、濃化部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。

また、Ｐ濃化領域１１ａ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、濃化部１１を形成する過程で、濃化部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、濃化部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。

実際に、図５ＢのＦｅに関するＥＥＬＳ像（下段右側：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。

図３Ｂは、図１Ｂに示す測定線Ｌ_Ｍａ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、Ｐ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ＥＰＭＡ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。

また、図４Ａおよび図４Ｂに示す軟磁性合金１ｂのように、Ｐ濃化領域１１ａ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、濃化部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、濃化部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。

このように軟磁性合金１の表層組織には、濃化部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、濃化部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Ｐ濃化領域１１ａ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濃化領域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。

なお、濃化部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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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、濃化部１１を形成する。

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、０．０５ｋＰａ以上０．５０ｋＰａ以下とすることが好ましく、Ｃｏ濃化領域１１ｂを形成する場合には、０．１５ｋＰａ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。

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Ｐ濃化領域１１ａ（すなわち濃化部１１）が形成され、軟磁性合金１にＣｏが含まれる場合にはＣｏ濃化領域１１ａも形成される場合がある。さらに、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、上述した濃化部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。

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濃化部１１を形成した後に、リン酸塩処理、メカニカルアロイング法、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。

以上の工程により所定の濃化部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。

（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Ｐ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Ｐ濃化領域１１ａが形成してある。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。特に、Ｐ濃化領域１１ａにおけるＰ濃化度を１．５以上（より好ましくは２．０以上）とすることで、軟磁性合金１の耐食性をより向上させることができる。

また、濃化部１１には、Ｐ濃化領域１１ａと重複するようにＣｏ濃化領域１１ｂが存在することが好ましく、Ｃｏ濃化領域１１ｂが形成してあることで、軟磁性合金１の耐食性がより向上する。特に、Ｃｏ濃化領域１１ｂにおけるＣｏ濃化度を、１．２０超過とすることで、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。

また、非結晶化度が８５％以上である非晶質の軟磁性合金１において濃化部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。

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。

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。

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２～１３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に係る軟磁性合金も作製し、当該試料１を基準として、以下に示す評価を実施した。

＜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の全ての試料において、軟磁性合金粉末（すなわち内部領域２）が、組成式：（Ｆｅ_0.7Ｃｏ_0.3）_0.82Ｂ_0.11Ｐ_0.02Ｓｉ_0.03Ｃ_0.01Ｃｒ_0.01（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。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の全ての試料において、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。

＜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、濃化部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、濃化部１１におけるＰ濃化度および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、Ｐ濃化領域１１ａやＣｏ濃化領域１１ｂを含む濃化部１１が、非晶質の金属相であることが確認できた。

＜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。

＜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／ｃｍ^２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。

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の錆発生時間）に対して１．０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１．０倍超過１．２倍未満であったサンプルを「Ｇ（良好）」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「ＶＧ（特に良好）」と判断した。上記の「Ｆ，Ｇ，ＶＧ」による３段階評価の結果を表１に示す。

表１に示すように、所定の条件で熱処理した試料３～１３では、Ｐ濃化領域１１ａが形成されていることが確認でき、錆発生時間が試料１，２よりも長くなっていることが確認できた。特に、試料３よりも高いゲージ圧で熱処理した試料４～１３では、Ｐ濃化領域１１ａと重複するようにＣｏ濃化領域１１ｂが形成されていることが確認でき、試料３よりも耐食性がより向上する結果となった。これらの結果から、Ｐ濃化領域１１ａを軟磁性合金の表面側に形成することで、高いＢｓを確保できると共に、基準合金（試料１）に対する相対的な耐食性を向上できることがわかった。また、Ｐ濃化領域１１ａと重複するようにＣｏ濃化領域１１ｂを形成することで、耐食性がさらに向上することがわかった。

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、基準の試料１に対する錆発生時間が長くなり、相対的な耐食性がより良好となる傾向が確認できた。

実験２
実験２では、合金組成を変えて試料１４～１０５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。

具体的に、表２に示す試料１４～２９では、組成式：（Ｆｅ_１－αＣｏ_α）_0.82Ｂ_0.11Ｐ_0.02Ｓｉ_0.03Ｃ_0.01Ｃｒ_0.01（原子数比；β＝０，γ＝０，ａ＝０．１１０，ｂ＝０．０２０，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。なお、試料２２は、表１の試料１と同一であり、試料２３は、表１の試料１１と同一である。

また、表３に示す試料３０～４９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。

また、表４に示す試料５０～５３では、組成式：（Ｆｅ_{（１－（0.3＋β）}Ｃｏ_0.3Ｎｉ_β）_0.82Ｂ_0.11Ｐ_0.02Ｓｉ_0.03Ｃ_0.01Ｃｒ_0.01（原子数比；α＝０．３００，γ＝０，ａ＝０．１１０，ｂ＝０．０２０，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。

また、表５～表７に示す試料５４～１０５では、組成式（（Ｆｅ_0.7Ｃｏ_0.3）_0.975Ｘ１_0.025）_0.82Ｂ_0.11Ｐ_0.02Ｓｉ_0.03Ｃ_0.01Ｃｒ_0.01（原子数比；α＝０．３００，β＝０，γ＝０．０２５，ａ＝０．１１０，ｂ＝０．０２０，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。

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。

また、実験２の各試料１４～１０５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Ｔ_Ｎを基準とし、熱処理を実施した試料の錆発生時間をＴ_Ｙとして、Ｔ_Ｙ／Ｔ_Ｎ＜１．０であったサンプルを「Ｆ（不合格）」、１．０≦Ｔ_Ｙ／Ｔ_Ｎ＜１．２であったサンプルを「Ｇ（良好）」、１．２≦Ｔ_Ｙ／Ｔ_Ｎであったサンプルを「ＶＧ（特に良好）」と判断した。評価結果を表２～表７に示す。

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濃化部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。

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２９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２９よりも、Ｃｏ濃化度が高い他の試料１７，１９，２１，２３，２５，２７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。

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１，１１）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１０６，１０７）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１０８，１０９）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１，１１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。また、実験３の試料１０６，１０７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１０８，１０９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、濃化部１１を形成させない状態で結晶構造を制御した。

実験３の各試料における軟磁性合金の組成は、いずれも、（Ｆｅ_0.7Ｃｏ_0.3）_0.82Ｂ_0.11Ｐ_0.02Ｓｉ_0.03Ｃ_0.01Ｃｒ_0.01で共通である。また、実験３では、結晶構造ごとに、濃化部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（１０７，１０９）では、前工程熱処理の後に、濃化部１１を形成するための熱処理を実施した。また、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。

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Ｔ_Ｎを基準とし、熱処理を実施した試料の錆発生時間をＴ_Ｙとして、Ｔ_Ｙ／Ｔ_Ｎ＜１．０であったサンプルを「Ｆ（不合格）」、１．０≦Ｔ_Ｙ／Ｔ_Ｎ＜１．２であったサンプルを「Ｇ（良好）」、１．２≦Ｔ_Ｙ／Ｔ_Ｎであったサンプルを「ＶＧ（特に良好）」と判断した。実験３の評価結果を表８に示す。

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Ｐ濃化領域１１ａやＣｏ濃化領域１１ｂを形成した試料１０７，１０９では、熱処理を実施していない試料１０６，１０８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１０６～１０９の結果と、試料１，１１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。

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１１０，１１１）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。

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１１０，１１１の合金組成を測定したところ、いずれも、組成式：（Ｆｅ_0.7Ｃｏ_0.3）_0.82Ｂ_0.11Ｐ_0.02Ｓｉ_0.03Ｃ_0.01Ｃｒ_0.01（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１１０，１１１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。

試料１１０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１１１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１１０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１１０，１１１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１，１１）も示してある。

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Ｐ濃化領域１１ａや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。

１，１ａ，１ｂ … 軟磁性合金
２ … 内部領域
１０ … 最表面
１１ … 濃化部
１１ａ … Ｐ濃化領域
１１ｂ … Ｃｏ濃化領域
１２ … ＳＢ酸化層
１３ … Ｆｅ酸化層
２０ … 被覆層

Claims (11)

1. ＦｅおよびＰ（リン）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、Ｐの濃度が前記内部領域よりも高いＰ濃化領域と、を有し、
   前記Ｐ濃化領域におけるＰ濃化度が、１．３１以上であり、
   前記内部領域におけるＰの含有率が２．０ａｔ％～７．０ａｔ％である軟磁性合金。
2. 前記Ｐ濃化領域は、前記内部領域と共通する元素で構成してあり、
   前記Ｐ濃化領域における前記内部領域と共通する元素の合計含有量が、物質量比換算で、５０％以上である請求項１に記載の軟磁性合金。
3. 前記内部領域がＣｏを含んでおり、
   Ｃｏの濃化領域が、前記内部領域よりも表面側に存在しており、
   前記Ｃｏの濃化領域が、前記Ｐ濃化領域の少なくとも一部と重複している請求項１または２に記載の軟磁性合金。
4. 前記Ｃｏの濃化領域が金属相である請求項３に記載の軟磁性合金。
5. 前記Ｃｏの濃化領域におけるＣｏ濃化度は、１．２よりも大きい請求項３または４に記載の軟磁性合金。
6. 前記Ｐ濃化領域におけるＰ濃化度が、１．５以上である請求項１～５のいずれかに記載の軟磁性合金。
7. 前記Ｐ濃化領域におけるＰ濃化度が、２．０以上である請求項１～６のいずれかに記載の軟磁性合金。
8. 非晶質化度が８５％以上である請求項１～７のいずれかに記載の軟磁性合金。
9. 薄帯形状を有する請求項１～８のいずれかに記載の軟磁性合金。
10. 粉末形状を有する請求項１～８のいずれかに記載の軟磁性合金。
11. 請求項１～１０のいずれかに記載の軟磁性合金を含む磁性部品。

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