JP2022058197A - 軟磁性合金および磁性部品 - Google Patents

Abstract

【課題】高い飽和磁束密度Ｂｓおよび高い耐食性を同時に有する軟磁性合金等を提供する。【解決手段】組成式：（（Ｆｅ（１－（α＋β））ＣｏαＮｉβ）１－γＸ１γ）（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＢａＰｂＳｉｃＣｄＣｒｅ（原子数比）からなる成分およびＭｎを含む軟磁性合金である。Ｘ１が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種以上である。ａ～ｅ、α～γが所定の範囲内である。Ｍｎの含有量をｆ（ａｔ％）として、０．００２≦ｆ＜３．０である。腐食電位が－６３０ｍＶ以上－５０ｍＶ以下であり、腐食電流密度が０．３μＡ／ｃｍ２以上４５μＡ／ｃｍ２以下である。【選択図】図５

Description

本発明は、軟磁性合金および磁性部品に関する。

特許文献１には、高耐食非晶質合金の発明が記載されている。特許文献２には、非晶質軟磁性合金の発明が記載されている。特許文献３には、非晶質合金粉末の発明が記載されている。

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

高い飽和磁束密度Ｂｓを得るためにＦｅの含有量を増加させる方法が一般的に知られている。しかし、Ｆｅの含有量を増加させると耐食性が低下しやすくなる。

本発明は、高い飽和磁束密度Ｂｓおよび高い耐食性を同時に有する軟磁性合金等を提供することを目的とする。

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、
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（原子数比）からなる成分およびＭｎを含む軟磁性合金であって、
Ｘ１が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種以上であり、
０．０２０≦ａ≦０．２００
０≦ｂ≦０．０７０
０≦ｃ≦０．１００
０≦ｄ≦０．０５０
０≦ｅ≦０．０４０
０．００５≦α≦０．７００
０≦β≦０．２００
０≦γ＜０．０３０
０．７２０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）≦０．９００
であり、
Ｍｎの含有量をｆ（ａｔ％）として、０．００２≦ｆ＜３．０であり、
０．５ｍｏｌ／ＬのＮａＣｌ水溶液中において、自然電位を基準電位とし、測定電位範囲を－０．３Ｖ～０．３Ｖとし、電位走査速度を０．８３３ｍＶ／ｓとして、ＬＳＶ法により測定した電位および電流値からＴａｆｅｌ外挿法により算出した腐食電位が－６３０ｍＶ以上－５０ｍＶ以下であり、腐食電流密度が０．３μＡ／ｃｍ^２以上４５μＡ／ｃｍ^２以下である。

０．００３≦ｆ／α（１－γ）｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝≦７１０であってもよい。

０．０５０≦α≦０．６００であってもよい。

０．１００≦α≦０．５００かつ０．０５０≦ｆ／α（１－γ）｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝≦８．０であってもよい。

０．００１≦ｅ≦０．０２０かつ１．００≦α（１－γ）｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝×ｅ×１００００≦５０．０であってもよい。

０≦ｂ≦０．０５０であってもよい。

０．７８０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）≦０．８９０であってもよい。

０．００１≦β≦０．０５０であってもよい。

０＜γ＜０．０３０であってもよい。

下記（１）に示す非晶質化率Ｘが８５％以上であってもよい。
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

粉末形状であってもよい。

粉末形状の軟磁性合金に含まれる粒子のＷａｄｅｌｌの円形度の平均値が０．８０以上であってもよい。

本発明に係る磁性部品は上記の軟磁性合金からなる。

図１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２は図１の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３はＣｏを含まない軟磁性合金薄帯について浸漬試験を６０分行った後の写真の一例である。 図４はＣｏを含む軟磁性合金薄帯について浸漬試験を６０分行った後の写真の一例である。 Ｍｎの有無とＣｏの含有量の違いによる円形度の違いを示すグラフである。

以下、本発明の実施形態について説明する。

本実施形態に係る軟磁性合金は、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（原子数比）からなる成分およびＭｎを含む軟磁性合金であって、
Ｘ１が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種以上であり、
０．０２０≦ａ≦０．２００
０≦ｂ≦０．０７０
０≦ｃ≦０．１００
０≦ｄ≦０．０５０
０≦ｅ≦０．０４０
０．００５≦α≦０．７００
０≦β≦０．２００
０≦γ＜０．０３０
０．７２０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）≦０．９００
であり、
Ｍｎの含有量をｆ（ａｔ％）として、０．００２≦ｆ＜３．０である。

上記の組成は、特にＣｏおよびＭｎを所定の範囲内で含有することを特徴とする。上記の組成を有する軟磁性合金は、飽和磁束密度Ｂｓおよび耐食性が高い軟磁性合金となる。

飽和磁束密度Ｂｓについては１．５Ｔ以上であってもよい。

耐食性については、具体的には、０．５ｍｏｌ／ＬのＮａＣｌ水溶液中において、自然電位を基準電位とし、測定電位範囲を－０．３Ｖ～０．３Ｖとし、電位走査速度を０．８３３ｍＶ／ｓとして、ＬＳＶ法により測定した電位および電流値からＴａｆｅｌ外挿法により算出した腐食電位が－６３０ｍＶ以上－５０ｍＶ以下であり、腐食電流密度が０．３μＡ／ｃｍ^２以上４５μＡ／ｃｍ^２以下である。

以下、腐食電位および腐食電流密度の測定方法について説明する。

まず、測定に使用する軟磁性合金としては、後述する方法で作製された幅４～６ｍｍ、厚み１５～２５μｍの軟磁性合金薄帯を用いる。次に、軟磁性合金の表面を９９％変性エタノールで１分間超音波洗浄後、アセトンで１分間超音波洗浄する。さらに、後述するＮａＣｌ水溶液に浸漬させる軟磁性合金の表面の大きさが幅４～６ｍｍ×長さ９～１１ｍｍとなるようにする。

次に、得られた軟磁性合金の腐食電位および腐食電流を測定する。腐食電位および腐食電流の測定には、ＬＳＶ法で測定できる電気化学測定器を用いる。例えばＢｉｏ－Ｌｏｇｉｃ社製のポテンショガルバノスタットであるＳＰ－１５０およびＢｉｏ－Ｌｏｇｉｃ社製のソフトフェアである「ＥＣ－Ｌａｂ」を用いてＴａｆｅｌ外挿法により行う。

具体的には、軟磁性合金を作用極として０．５ｍｏｌ／ＬのＮａＣｌ水溶液（２５℃）中に浸漬させる。ＮａＣｌ水溶液はガラス製の電気化学試験セルに１０ｍＬ、量り入れたものを用いる。電気化学試験セルは外径が２８ｍｍ、高さが４５ｍｍ、電極間距離が１３ｍｍとなるものを用いる。例えばパイレックスガラス製の電気化学試験セルであるＶＢ２（イーシーフロンティア製）を用いる。対極として作用極の反応を律速しない程度に十分な表面積を有するＰｔを用いる。対極の表面積の大きさに上限はない。すなわち、表面積を大きくしても腐食電位および腐食電流が変化しない。参照電極として過飽和のＫＣｌ水溶液中に浸漬させたＡｇ／ＡｇＣｌ電極を用いる。

軟磁性合金をＮａＣｌ水溶液に浸漬させた後に２０分間、静置する。ＮａＣｌ水溶液の対流が無くなるようにするためである。静置後の自然電位を基準電位とし、測定電位範囲を－０．３Ｖ～０．３Ｖとする。電位走査速度は、卑な電位から貴な電位の方向に向かって０．８３３ｍＶ／ｓとして、ＬＳＶ法により電位および電流値を測定する。得られた電位および電流値から、Ｔａｆｅｌ外挿法により腐食電位および腐食電流を算出する。腐食電位は自然電位付近において検出される電流値の絶対値が最も小さくなる電位のことである。腐食電流は腐食電位から垂直に伸ばした直線と後述するＴａｆｅｌ直線との交点から求められる。腐食電流密度は、腐食電流および測定した試料の表面積から単位面積当たりの腐食電流を算出することで求められる。なお、試料の表面積は、ＮａＣｌ水溶液に浸漬させた全ての部分の表面積の合計とする。

なお、Ｔａｆｅｌ外挿法により外挿するＴａｆｅｌ直線はカソード反応側を用いる。アノード反応側を用いる場合には、腐食による生成物などの影響でＴａｆｅｌ直線が得られにくいためである。

以下、上記の組成（特にＣｏ、ＭｎおよびＣｒの含有量）と軟磁性合金の耐食性（腐食電位および腐食電流密度）との関係について説明する。

まず、Ｃｏ、ＭｎおよびＣｒをいずれも含有しない組成の軟磁性合金を浸水させた場合には、短時間で軟磁性合金の全面にほぼ同時に錆が発生する。例えば、後述する実施例、試料番号１では、腐食電位が低すぎる値を示し、腐食電流密度が高すぎる値を示す。

上記の組成にＣｒを添加した組成（Ｆｅの一部をＣｒに置換した組成）の軟磁性合金を浸水させた場合には、軟磁性合金に多数の点錆が生じるようになる。すなわち、腐食箇所が不均一になる。また、Ｃｒの含有量が多くなるほどＢｓが低下する傾向にあることが知られている。具体的には、１ａｔ％あたり０．０５～０．１Ｔ程度、低下する傾向にあることが知られている。また、Ｃｒが耐食性向上効果を発揮するには、概ね５ａｔ％以上、Ｃｒを添加する必要があることが知られている。例えば、Ｃｏを含まずＣｒを概ね１ａｔ％含む軟磁性合金薄帯について浸漬試験を６０分行った場合の結果が図３である。図３は後述する試料番号１６７の比較例の軟磁性合金である。軟磁性合金薄帯の全面に大きな赤褐色の錆が生じている。なお、軟磁性合金の浸漬試験は、９９％変性エタノールで１分間超音波洗浄後、アセトンで１分間超音波洗浄した軟磁性合金を蒸留水に浸漬することにより行う。

ここで、Ｃｒの代わりにＣｏを添加した組成（Ｆｅの一部をＣｏに置換した組成）の軟磁性合金を浸水させた場合には、Ｃｏを添加せずにＣｒを添加した場合と比較して点錆が発生するまでの時間が長くなる。これは、Ｆｅの一部をＣｏに置換することで軟磁性合金の腐食電位が上昇し、腐食電流密度が低下するためであると考えられる。腐食電位が高くなるほど腐食が発生しにくくなり、腐食電流密度が低くなるほど腐食速度が低下しやすくなる。例えば、後述する試料番号１３、２５など、試料番号１のＦｅの一部をＣｏに置換した場合には、試料番号１と比較して腐食電位が上昇し、腐食電流密度が低下する。

Ｆｅの一部をＣｏに置換し、さらに、Ｆｅの一部をＣｒに置換した場合には、さらに点錆が減少する。これは、Ｃｏを含む軟磁性合金について、Ｆｅの一部をＣｒに置換することで、腐食電位が少し上昇し、腐食電流密度が大きく低下するためであると考えられる。例えば、Ｆｅの一部をＣｏに置換し、さらにＣｒを概ね１ａｔ％含む軟磁性合金薄帯について浸漬試験を６０分行った場合の結果が図４である。図４は後述する実施例、試料番号１７３の軟磁性合金である。図４では軟磁性合金薄帯に複数の点錆が生じるのみである。図３に示すＣｏを含まない場合のような軟磁性合金薄帯の全面におよぶ赤褐色の大きな錆は生じない。

ここで、軟磁性合金にＭｎを０．００２ａｔ％以上３．０ａｔ％未満、添加する場合には、腐食電位が上昇する。

Ｆｅの一部をＣｏに置換しない場合には、Ｍｎの添加による腐食電位の上昇幅および腐食電流密度の低下幅が小さい。したがって、Ｍｎを添加しても軟磁性合金の耐食性にはほとんど影響がない。

しかし、上記の範囲内でＦｅの一部をＣｏに置換することで、Ｍｎの添加による腐食電位の上昇幅および腐食電流密度の低下幅が大きくなる。そして、軟磁性合金の耐食性が上昇する。また、Ｆｅの一部をＣｏに置換することでＢｓも上昇するが、置換量が多すぎる場合にはＢｓが逆に低下する。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金の各成分について詳細に説明する。

Ｂの含有量（ａ）は０．０２０≦ａ≦０．２００である。Ｂｓを向上させる観点からは０．０２０≦ａ≦０．１５０であることが好ましい。耐食性を向上させる観点からは０．０５０≦ａ≦０．２００であることが好ましい。すなわち、０．０５０≦ａ≦０．１５０であることが特に好ましい。ａが大きすぎる場合にはＢｓが低下しやすくなる。

Ｐの含有量（ｂ）は０≦ｂ≦０．０７０である。すなわち、Ｐを含まなくてもよい。０≦ｂ≦０．０５０であることが好ましい。また、耐食性を向上させる観点からはｂが０．００１以上であることが好ましく、Ｂｓを向上させる観点からは、ｂが０．０５０以下であることが好ましい。ｂが大きくなるほど耐食性が向上する傾向にあるが、ｂが大きすぎる場合にはＢｓが低下しやすくなる。

Ｓｉの含有量（ｃ）は０≦ｃ≦０．１００である。すなわち、Ｓｉを含まなくてもよい。０≦ｃ≦０．０７０であることが好ましい。ｃが大きすぎる場合にはＢｓが低下しやすくなる。さらに、上記の範囲内でｃが大きくなるほど耐食性が向上する傾向にあるが、ｃが大きすぎる場合にはＣｏを含有することによる腐食電位の上昇率が小さくなり、Ｃｏを含有することによる腐食電流密度の低下が生じにくくなる。その結果、Ｃｏを含有することによる耐食性の向上効果が小さくなる。

Ｃの含有量（ｄ）は０≦ｄ≦０．０５０である。すなわち、Ｃを含まなくてもよい。０≦ｄ≦０．０３０であることが好ましく、０≦ｄ≦０．０２０であることがさらに好ましい。ｄが大きすぎる場合にはＢｓが低下しやすくなる。

Ｃｒの含有量（ｅ）は０≦ｅ≦０．０４０である。すなわち、Ｃｒを含まなくてもよい。０≦ｅ≦０．０２０であってもよく、０．００１≦ｅ≦０．０２０であってもよい。ｅが大きくなるほど耐食性が向上する傾向にあるが、ｅが大きすぎる場合にはＢｓが低下しやすくなる。

Ｆｅに対するＣｏの含有量（α）は０．００５≦α≦０．７００である。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を向上させる観点からは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。

さらに、αが０．５００以下、または、ａが０．１５０以下である場合にはＢｓを１．５０Ｔ以上としやすくなる。

Ｆｅに対するＮｉの含有量（β）は０≦β≦０．２００である。すなわち、Ｎｉを含まなくてもよい。０．００５≦β≦０．２００であってもよい。Ｂｓを向上させる観点からは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種以上である。Ｘ１はＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｇａ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｖ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏ、Ａｕ、希土類元素、および白金族元素から選択される１種以上であってもよい。なお、希土類元素にはＳｃ、Ｙおよびランタノイドが含まれる。白金族元素には、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、ＩｒおよびＰｔが含まれる。Ｘ１は不純物として含まれてもよく、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３．０％未満をＸ１で置換してもよい。

０＜γ＜０．０３０であってもよい。

特に軟磁性合金が薄帯形状である場合には、０≦γ≦０．０２８であってもよい。また、特に軟磁性合金が粉末形状である場合には、０．０００≦γ≦０．０２８であってもよい。

Ｆｅ、Ｃｏ、ＮｉおよびＸ１の合計含有量（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））は０．７２０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）≦０．９００である。０．７８０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）≦０．８９０であってもよい。上記の式を満たす場合には、Ｂｓが向上しやすくなる。

０．００１≦ｅ≦０．０２０であり、かつ、１．００≦α（１－γ）｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝×ｅ×１００００≦５０．０であってもよい。すなわち、Ｃｏの含有量とＣｒの含有量との積が特定の範囲内にあってもよい。上記の式を満たす場合には、高い耐食性および高いＢｓが両立しやすくなる。

本実施形態に係る軟磁性合金は、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（原子数比）からなる成分のほかにＭｎを含む。そして、Ｍｎの含有量をｆ（ａｔ％）として、０．００２≦ｆ＜３．０である。なお、Ｍｎの含有量の母数はＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｘ１、Ｂ、Ｐ、Ｓｉ、ＣおよびＣｒの合計含有量である。Ｍｎの含有量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。Ｍｎの含有量が小さすぎる場合には耐食性が低下する。Ｍｎの含有量が大きすぎる場合には軟磁性合金が粗大な結晶を含みやすくなり、耐食性が低下する。

また、Ｍｎの含有量をｆ（ａｔ％）として、０．００３≦ｆ／α（１－γ）｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝≦７１０を満たしてもよい。すなわち、上記の組成式からなる成分に対するＣｏの含有量を母数とした場合のＭｎの含有割合が上記の範囲内にあってもよい。

さらに、軟磁性合金が粉末形状である場合には、Ｃｏを含有し、かつ、Ｍｎを含有しない場合と比較して後述する粒子の円形度が上昇しやすくなる。

一般的に、軟磁性合金粉末を作製する場合には、軟磁性合金薄帯を作製する場合と比較して溶融金属中の酸素量の影響を受けやすい。そして、溶融金属中に酸素を含む場合には、後述する粒子の円形度が低下しやすくなる。ここで、軟磁性合金粉末がＭｎを含有する場合には、Ｍｎに脱酸素効果があるため、ガスアトマイズ等の粉末を作製する際に溶融した金属中における酸素含有量が少なくなりやすい。そして、酸素含有量が少ないほど、後述する粒子の円形度が上昇しやすくなる。

図５は後述する表１Ａ～表１Ｍに示される軟磁性合金粉末の実験例において、ｆ＝０である場合（点線）とｆ＝０．０４０である場合（実線）とを比較したグラフである。グラフから明らかなように、Ｍｎを含有しない場合には、Ｃｏを含有することで粒子の円形度が著しく低下する。すなわち、Ｍｎを含有せずにＣｏのみを含有する場合には粒子の円形度を高くすることが困難である。これに対し、Ｍｎを含有する場合にはＣｏを含有しても円形度が好適に維持される。

本実施形態に係る軟磁性合金は上記以外の元素を不可避的不純物として含んでいてもよい。例えば、軟磁性合金１００質量％に対して０．１質量％以下、含んでいてもよい。

また、本実施形態に係る軟磁性合金は下記（１）に示す非晶質化率Ｘが８５％以上であることが好ましい。非晶質化率Ｘが高い構造を有する場合には、非晶質化率Ｘが低い構造を有する場合と比較して腐食電位が高くなりやすく、腐食電流密度が低くなりやすい。そして、軟磁性合金の耐食性が向上しやすい。

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

非晶質化率Ｘが高い構造は、概ね非晶質で構成される構造またはヘテロアモルファスからなる構造、である。ヘテロアモルファスからなる構造は、結晶が非晶質中に存在する構造のことである。なお、結晶の平均結晶粒径には特に制限はないが、平均結晶粒径が概ね０．１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であってもよい。また、ＸＲＤ測定におけるＩｃ（結晶性散乱積分強度）成分に起因する結晶における結晶粒径においては特に制限はない。

非晶質化率Ｘは、軟磁性金属粉末に対してＸＲＤによりＸ線結晶構造解析を実施し、相の同定を行い、結晶化したＦｅ又は化合物のピーク（Ｉｃ：結晶性散乱積分強度、Ｉａ：非晶性散乱積分強度）を読み取り、そのピーク強度から結晶化率を割り出し、上記（１）により算出する。以下、算出方法をさらに具体的に説明する。

本実施形態に係る軟磁性金属についてＸＲＤによりＸ線結晶構造解析を行い、図１に示すようなチャートを得る。これを、下記（２）のローレンツ関数を用いて、プロファイルフィッティングを行い、図２に示すような結晶性散乱積分強度を示す結晶成分パターンα_ｃ、非晶性散乱積分強度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。得られたパターンの結晶性散乱積分強度および非晶性散乱積分強度から、上記（１）により非晶質化率Ｘを求める。なお、測定範囲は、非晶質由来のハローが確認できる回析角２θ＝３０°～６０°の範囲とする。この範囲で、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が１％以内になるようにした。

軟磁性合金の形状には特に制限はなく、粉末形状であってもよい。

粉末形状の軟磁性合金（軟磁性合金粉末）では、上記の方法で腐食電位および腐食電流密度を測定できない。本実施形態では、０≦γ＜０．０３０を満たす軟磁性合金粉末の腐食電位および腐食電流密度は、酸素含有量をγに換算して０．００３以下とする点以外、同一の組成および非晶質化率を有する軟磁性合金薄帯の腐食電位および腐食電流密度と同一であるとする。以下、酸素含有量をγに換算して０≦γ≦０．００３を満たす点以外、同一の組成および非晶質化率を有する軟磁性合金薄帯のことを、測定用軟磁性合金薄帯と呼ぶ。

また、酸素含有量をγに換算して０≦γ＜０．０３０を満たす範囲内で酸素含有量を変化させても、各種特性は大きく変化しない。特にＢｓは軟磁性合金が薄帯形状であるか粉末形状であるかに関わらず同一となる。したがって、通常は酸素含有量をγに換算してγ＝０であると考えてよい。

測定用軟磁性合金薄帯の製造方法を以下に示す。

測定用軟磁性合金薄帯は、単ロール法により製造する。

まず、各元素の純物質を準備し、目的となる組成の測定用軟磁性合金薄帯が最終的に得られるように秤量する。そして、各元素の純物質を溶解し、母合金を作製する。なお、前記純物質の溶解方法には特に制限はないが、例えばチャンバー内で真空引きした後に高周波加熱にて溶解させる方法がある。なお、母合金と最終的に得られる測定用軟磁性合金薄帯とは通常、同組成となる。

次に、作製した母合金を加熱して溶融させ、溶融金属（溶湯）を得る。溶融金属の温度は１０００～１５００℃とする。

単ロール法においては、主にロールの回転速度を調整することで得られる測定用軟磁性合金薄帯の厚さを調整することができるが、例えばノズルとロールとの間隔や溶融金属の温度などを調整することでも得られる測定用軟磁性合金薄帯の厚さを調整することができる。薄帯の厚さは１５～３０μｍとする。

ロールの温度は２０～３０℃、ロールの回転速度は２０～３０ｍ／ｓｅｃ．、チャンバー内部の雰囲気は大気中とする。またロールの材質はＣｕとする。

また、得られた測定用軟磁性合金薄帯に対して熱処理を行うことでナノ結晶を析出させ非晶質化率を低下させることができる。熱処理温度、熱処理時間および熱処理時の雰囲気を適宜、制御することで非晶質化率を目的の値とすることができる。

測定用軟磁性合金薄帯は２０℃～２５℃で不活性雰囲気内、例えばＡｒ雰囲気中で保管する。そして、作製後２４時間以内に腐食電位および腐食電流密度を測定する。

測定用軟磁性合金薄帯は、活性雰囲気中に放置する場合、または、不活性雰囲気中でも長時間、放置する場合において、表面が酸化される場合がある。測定用軟磁性合金薄帯の表面が酸化されると測定用軟磁性合金薄帯の表面に不動態膜が形成される場合がある。そして、表面に不動態膜が形成されることにより、測定用軟磁性合金薄帯の腐食電位および腐食電流密度が変化してしまう場合がある。したがって、測定用軟磁性合金薄帯は不活性雰囲気中に保管し、作製後に長時間放置せずに腐食電位および腐食電流密度を測定する必要がある。

軟磁性合金粉末は、軟磁性合金粉末に含まれる粒子のＷａｄｅｌｌの円形度の平均値が０．８０以上であってもよい。Ｗａｄｅｌｌの円形度の平均値は１に近いほど軟磁性合金粉末に含まれる粒子の形状が球形に近くなる。そして、Ｗａｄｅｌｌの円形度の平均値が高い当該軟磁性合金粉末は、例えば磁気コアを作製する際に粉末の充填性が向上しやすい。そして、得られる磁気コアの透磁率が向上しやすい。

軟磁性合金粉末の平均粒子径については特に制限はない。例えば１μｍ以上１５０μｍ以下であってもよい。

軟磁性合金粉末に含まれる粒子のＷａｄｅｌｌの円形度の平均値および平均粒子径については、モフォロギＧ３（マルバーン・パナティカル社）を用いて評価する。モフォロギＧ３はエアーにより粉末を分散させ、個々の粒子形状を投影し、評価することができる装置である。光学顕微鏡またはレーザー顕微鏡で粒子径が概ね０．５μｍ～数ｍｍの範囲内である粒子形状を評価することができる。また、モフォロギＧ３を用いる場合には、多数の粒子形状を一度に投影し評価することができる。

モフォロギＧ３は多数の粒子の投影図を一度に作製し評価することができるため、従来のＳＥＭ観察などでの評価方法と比べて短時間で多数の粒子の形状を評価することができる。例えば後述する実験例では２００００個の粒子について投影図を作製し、個々の粒子について、粒子径およびＷａｄｅｌｌの円形度を自動的に算出し、平均粒子径および円形度の平均値を算出している。これに対し、従来のＳＥＭ観察では、短時間で多数の粒子の形状を評価することが難しい。

Ｗａｄｅｌｌの円形度は、投影図において、粒子断面に外接する円の直径に対する粒子断面の投影面積に等しい円の直径（円相当径）の比（円相当径／外接円の径）で定義される。

また、一般的な粒子径（粒度分布）の計算方法は体積基準である。これに対し、モフォロギＧ３を用いて粒子径（粒度分布）を評価する場合には、体積基準でも個数基準でも粒子径（粒度分布）を評価できる。

また、軟磁性合金粉末における平均粒子径はレーザー回折法を用いた粒度分布計でも測定可能である。本実施形態においては、レーザー回折法を用いた粒度分布計で測定された体積基準での粒度分布を平均粒子径とした。

次に磁性粉末から磁気コアを作製する方法について説明する。

磁性粉末を成形することにより磁気コアを得ることができる。成形方法には特に限定はない。一例として加圧成形により磁気コアを得る方法について説明する。

まず、磁性粉末と樹脂とを混合する。樹脂を混合させることで、加圧成形により強度の高い成形体を得やすくなる。樹脂の種類には特に制限はない。例えばフェノール樹脂、エポキシ樹脂などが挙げられる。樹脂の添加量にも特に制限はない。樹脂を添加する場合には、磁性粉末に対して１質量％以上５質量％以下、添加してもよい。

磁性粉末と樹脂との混合物を造粒して造粒粉を得る。造粒方法には特に制限はない。例えば、撹拌機を用いて造粒してもよい。造粒粉の粒径には特に制限はない。

得られた造粒粉を加圧成形して成形体を得る。成形圧には特に制限はない。例えば、面圧１ｔｏｎ／ｃｍ^２以上１０ｔｏｎ／ｃｍ^２以下であってもよい。成形圧を高くするほど得られる磁気コアの比透磁率が高くなりやすい。しかし、磁性粉末の粒度分布がブロードである場合には、成形圧を通常の加圧成形における成形圧よりも低くしても得られる磁気コアの比透磁率を高くすることができる。得られる磁気コアが緻密化しやすいためである。

そして、成形体に含まれる樹脂を硬化させて磁気コアを得ることができる。硬化方法には特に制限はない。用いた樹脂を硬化させることができる条件で熱処理を行ってもよい。

次に、磁気コアにおけるＷａｄｅｌｌの円形度の評価方法について説明する。

磁気コアに含まれる磁性粉末粒子の粒度分布およびＷａｄｅｌｌの円形度は、ＳＥＭ観察により測定することができる。具体的には、磁気コアの任意の断面に含まれる磁性粉末粒子１個１個についてＳＥＭ画像から粒子径（Ｈｅｙｗｏｏｄ径）およびＷａｄｅｌｌの円形度を算出することが可能である。ＳＥＭ観察の倍率には特に制限はなく、磁性粉末粒子の粒子径が測定できればよい。また、ＳＥＭ観察の観察範囲の大きさには特に制限はないが、少なくとも１０個以上、好ましくは１００個以上、さらに好ましくは５００個以上の磁性粉末粒子が含まれる大きさとする。観察範囲に含まれる磁性粉末粒子の個数は可能な限り、１００個以上になるようにする。複数の断面から複数の観察範囲を設定することで、観察範囲に含まれる磁性粉末粒子の合計個数が少なくとも１００個以上になるようにしてもよい。

磁気コアに含まれる磁性粉末粒子のＷａｄｅｌｌの円形度は、断面における当該磁性粉末粒子の面積をＳ、当該磁性粉末粒子の周囲の長さをＬとして、２×（π×Ｓ）^１／２／Ｌで表される。

磁気コアにおいて様々な組成の磁性粉末粒子が混合されている場合には、ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析）による組成マップを得る。組成マップにより磁性粉末粒子の組成を特定する。そして、Ｗａｄｅｌｌの円形度の平均値を算出する組成の磁性粉末粒子のみを抽出し、Ｗａｄｅｌｌの円形度を測定する。

モフォロギＧ３を用いて測定した軟磁性合金粉末のＷａｄｅｌｌの円形度の平均値と、磁気コアにおける任意の断面から抽出した磁性粉末粒子のＷａｄｅｌｌの円形度の平均値とは概ね一致する。

軟磁性合金粉末が樹脂成分等と混在している磁気コアに含まれる軟磁性合金粉末のＢｓも測定することが難しい場合がある。しかし、この場合でも測定用軟磁性合金薄帯を作製してＢｓを測定することで磁気コアに含まれる軟磁性合金粉末のＢｓを知ることができる。

軟磁性合金粉末が樹脂成分等と混在している磁気コアにおける軟磁性合金粉末の腐食電位および腐食電流密度は、測定用軟磁性合金薄帯を作製することで測定することができる。

軟磁性合金の組成を確認する方法には特に制限はない。たとえば、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）を用いることができる。また、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。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。

軟磁性合金粉末が樹脂成分等と混在している磁気コアに含まれる軟磁性合金粉末など、上記で示したＩＣＰ等を用いて軟磁性合金の組成を確認しにくい場合がある。その場合には、電子顕微鏡によるＥＤＳ（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）分析で組成を確認できる場合がある。ただし、ＥＤＳ分析やＥＰＭＡ分析では詳細な組成を確認することが難しい場合がある。例えば、磁気コア中の樹脂成分が測定に影響する場合が挙げられる。また、磁気コアを加工する必要がある場合において加工自体が測定に影響する場合が挙げられる。

上記のＩＣＰ、インパルス加熱溶融抽出法およびＥＤＳ等で詳細な組成を決定することが難しい場合には、３ＤＡＰ（３次元アトムプローブ）を用いて組成を確認してもよい。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、つまり軟磁性合金粉末の組成を測定することができる。軟磁性合金粉末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。また、３ＤＡＰで測定できる場合には、３ＤＡＰで決定した組成のみを用いて測定用軟磁性薄帯を作製し、Ｂｓ、腐食電位および腐食電流密度を測定することも可能である。

軟磁性合金の非晶質化度を確認する方法には特に制限はない。一般的には上記の通り、ＸＲＤ測定によりＸ線結晶構造解析を実施する。しかし、軟磁性合金粉末が樹脂成分等と混在している磁気コアではＸＲＤ測定が困難である。ＸＲＤ測定が困難な場合には、ＥＢＳＤ（結晶方位解析）を用いて非晶質化度を測定してもよい。さらに、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）によるΦ１００ｎｍ～Φ数μｍの広い視野から得られる制限視野電子回折パターンを用いて回折スポットの強度を解析することにより非晶質化度を算出してもよい。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法について説明する。

本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法には特に限定はない。例えば単ロール法により本実施形態に係る軟磁性合金の薄帯を製造する方法がある。また、薄帯は連続薄帯であってもよい。

単ロール法では、まず、最終的に得られる軟磁性合金に含まれる各元素の純物質を準備し、最終的に得られる軟磁性合金と同組成となるように秤量する。そして、各元素の純物質を溶解し、母合金を作製する。なお、前記純金属の溶解方法には特に制限はないが、例えばチャンバー内で真空引きした後に高周波加熱にて溶解させる方法がある。なお、母合金と最終的に得られる軟磁性合金とは通常、同組成となる。

次に、作製した母合金を加熱して溶融させ、溶融金属（溶湯）を得る。溶融金属の温度には特に制限はないが、例えば１０００～１５００℃とすることができる。

単ロール法においては、主にロールの回転速度を調整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が、例えばノズルとロールとの間隔や溶融金属の温度などを調整することでも得られる薄帯の厚さを調整することができる。薄帯の厚さには特に制限はないが、例えば１５～３０μｍとすることができる。

ロールの温度、回転速度およびチャンバー内部の雰囲気には特に制限はない。ロールの温度は２０～３０℃とすることが非晶質からなる構造としやすくなるため好ましい。ロールの回転速度は速いほど初期微結晶の平均結晶粒径が小さくなる傾向にある。また、２０～３０ｍ／ｓｅｃ．とすることで非晶質からなる構造を有する軟磁性合金薄帯を得やすくなる。チャンバー内部の雰囲気はコスト面を考慮すれば大気中とすることが好ましい。

また、非晶質からなる構造を有する軟磁性合金に対して熱処理を行うことでナノ結晶を生成させ、非晶質化率Ｘを低下させることができる。熱処理時の雰囲気には特に制限はない。真空中やＡｒガス中のような不活性雰囲気下で行ってもよい。

また、本実施形態に係る軟磁性合金を得る方法として、上記した単ロール法以外にも、例えば水アトマイズ法またはガスアトマイズ法により本実施形態に係る軟磁性合金粉末を得る方法がある。以下、ガスアトマイズ法について説明する。

ガスアトマイズ法では、上記した単ロール法と同様にして１０００～１５００℃の溶融合金を得る。その後、前記溶融合金をチャンバー内で噴射させ、粉体を作製する。具体的には、溶融させた母合金を吐出口から筒体内の冷却部に向けて吐出する際に、吐出された滴下溶融金属に向けて高圧ガスを噴射する。滴下溶融金属が冷却部（冷却水）に衝突することで冷却固化され、軟磁性合金粉末となる。粉体を作製する際の滴下溶融金属量を変化させることで非晶質化率Ｘを変化させることができる。滴下溶融金属量が多いほど非晶質化率Ｘが低くなる傾向にある。

さらに、非晶質からなる構造を有する軟磁性合金粉末に対して熱処理を行うことでナノ結晶を生成させ、非晶質化率Ｘを低下させることもできる。熱処理時の雰囲気は特に制限はない。真空中やＡｒガス中のような不活性雰囲気下で行ってもよい。

ガスアトマイズ法において、溶融金属を得た後にＭｎを添加してもよい。溶融金属を得た後にＭｎを添加することで、溶融金属の脱酸素効果が十分に発揮されやすくなる。そして、溶融金属の粘性をさらに低下させやすくなる。溶融金属の粘性が低いほどＷａｄｅｌｌの円形度の平均値が高くなりやすくなる。

噴射ガス中の酸素濃度を変化させることで、得られる軟磁性合金粉末の酸素含有量を変化させることができる。なお、噴射ガスの種類には特に制限はなく、Ｎ_２ガス、Ａｒガスなどが挙げられる。

なお、軟磁性合金薄帯を粉砕して軟磁性合金粉末を得ようとしてもＷａｄｅｌｌの円形度の平均値を０．８０以上とすることは困難である。

以上、本発明の一実施形態について説明したが、本発明は上記の実施形態に限定されない。

本実施形態に係る軟磁性合金の形状には特に制限はない。上記した通り、薄帯形状や粉末形状が例示されるが、それ以外にもブロック形状等も考えられる。

本実施形態に係る軟磁性合金の用途には特に制限はない。例えば、磁性部品が挙げられ、その中でも特に磁心（磁気コア）、インダクタ等が挙げられる。

特に非晶質化率Ｘが８５％以上である軟磁性合金粉末を用いて磁心を作製する場合には、比透磁率が高く鉄損が低い磁心が得られる。

以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。

（実験例１）
表１～表１２に示す各実施例および比較例の合金組成となるように原料金属を秤量し、高周波加熱にて溶解し、母合金を作製した。

その後、作製した母合金を加熱して溶融させ、１３００℃の溶融状態の金属とした後に、大気中において３０℃のロールを回転速度２５ｍ／ｓｅｃ．で用いた単ロール法により前記金属をロールに噴射させ、薄帯を作成した。薄帯の厚さ２０～２５μｍ、薄帯の幅約５ｍｍ、薄帯の長さ約１０ｍとした。単ロールの材質はＣｕとした。

表１０の試料番号６２５、６２７、６２９については、熱処理を行い、結晶粒径が３０ｎｍ以下であるナノ結晶を析出させ、非晶質化率Ｘを１０％に低下させた。具体的には、４００～６５０℃で１０～６０分、熱処理を行った。

得られた各薄帯に対してＸ線回折測定を行い、非晶質化率Ｘを測定した。非晶質化率Ｘが８５％以上である場合には非晶質からなるとした。非晶質化率Ｘが８５％未満であり平均結晶粒径が３０ｎｍよりも小さい場合ナノ結晶からなるとした。非晶質化率Ｘが８５％未満であり平均結晶粒径が３０ｎｍよりも大きい場合には結晶からなるとした。結果を各表に記載した。

母合金の組成と薄帯の組成とが概ね一致していることをＩＣＰ分析により確認した。

＜飽和磁束密度Ｂｓ＞
各薄帯に対し、Ｂｓを測定した。Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁場１０００ｋＡ／ｍで測定した。Ｂｓが１．５０Ｔ以上である場合にＢｓが良好であるとした。

＜腐食電位Ｅｃｏｒｒおよび腐食電流密度ｉｃｏｒｒ＞
各薄帯を加工したのちに、ＮａＣｌ水溶液に浸漬して上記の方法で測定した。なお、各薄帯は上述で作製した薄帯の厚さ２０～２５μｍ、薄帯の幅約５ｍｍの薄帯を用い、ＮａＣｌ水溶液に浸漬する部分が薄帯の厚さ２０～２５μｍ、薄帯の幅約５ｍｍ、長さ約１０ｍｍなるように長さについて適宜、加工した。なお、薄帯の厚みはマイクロメーターを用い、薄帯の幅および長さはデジタルマイクロスコープを用いて測定しＮａＣｌ水溶液に浸漬している部分の表面積を算出した。腐食電位は－６３０ｍＶ以上である場合を良好とし、腐食電流密度は４５μＡ／ｃｍ^２以下である場合を良好とした。

表１Ａ～表１ＭはＦｅに対するＣｏの含有量（α）およびＭｎの含有量（ｆ）を変化させた点以外は同条件で実施した。αおよびｆなどが所定の範囲内である場合にはＢｓおよび耐食性が良好であった。これに対し、αが小さすぎる場合、Ｍｎの含有量が所定の範囲外である場合には、耐食性が低下した。また、αが大きすぎる場合にはＢｓが低下した。さらに、Ｍｎの含有量が大きすぎる場合には、軟磁性合金薄帯に結晶が生じて非晶質化率Ｘが８５％未満となった。

表２Ａ、表２ＢはＣｒの含有量（ｅ）を変化させた実験例、表３Ａ、表３ＢはＰの含有量（ｂ）を変化させた実験例、表４Ａ、表４ＢはＣの含有量（ｄ）を変化させた実験例、表５Ａ、表５ＢはＳｉの含有量（ｃ）を変化させた実験例、表６Ａ、表６Ｂ、表６ＣはＢの含有量（ａ）を変化させた実験例をそれぞれ記載したものである。各成分の含有量が所定の範囲内である場合にはＢｓおよび耐食性が良好であった。

表２Ａ、表２Ｂでは、特に０．００１≦ｅ≦０．０２０かつ１．００≦α（１－γ）｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝×ｅ×１００００≦５０．０である場合において良好な耐食性を維持しながら高いＢｓが得られた。これに対し、αが小さすぎる場合には耐食性が低下し、αが大きすぎる場合にはＢｓが低下した。また、ｅが大きすぎる場合にもＢｓが低下した。

表３Ａ、表３Ｂでは、特に０≦ｂ≦０．０５０である場合において、良好な耐食性を維持しながら高いＢｓが得られた。また、ｂが０．００１以上である場合にはｂが０．０００である場合と比較して耐食性が高く、ｂが０．０５０以下である場合にはｂが０．０５０を上回る場合と比較して高いＢｓが得られた。これに対し、ｂが大きすぎる場合にはＢｓが低下した。

表４Ａ、表４Ｂでは、ｄが大きすぎる場合にはＢｓが低下した。

表５Ａ、表５Ｂでは、ｃが大きすぎる場合にはＢｓが低下した。

表６Ａ、表６Ｂ、表６Ｃでは、ａが小さすぎる場合には、軟磁性合金薄帯に結晶が生じて非晶質化率Ｘが８５％未満となり、耐食性が低下した。ａが大きすぎる場合には、Ｂｓが低下した。

表７Ａ～表７Ｍは、表１Ａ～表１Ｍとは異なり、ＰおよびＣｒを含まない組成でＦｅに対するＣｏの含有量（α）およびＭｎの含有量（ｆ）を変化させた。αおよびｆなどが所定の範囲内である場合にはＢｓおよび耐食性が良好であった。これに対し、αが小さすぎる場合、Ｍｎの含有量が所定の範囲外である場合には、耐食性が低下した。また、αが大きすぎる場合にはＢｓが低下した。さらに、Ｍｎの含有量が大きすぎる場合には、軟磁性合金薄帯に結晶が生じて非晶質化率Ｘが８５％未満となった。

表８は試料番号１７３についてＦｅの一部をＮｉに置換した試料について記載した。Ｎｉを少量含むことにより、Ｎｉを含まない場合と比較してＢｓが向上する傾向にあった。また、βが大きくなるほど耐食性が向上したが、βが大きすぎる場合にはＢｓが低下した。

表９Ａ～表９Ｄは試料番号１７３についてＦｅの一部をＸ１に置換した試料について記載した。Ｘ１を所定の範囲内で含む場合、すなわちγが特定の範囲内である場合には高い耐食性および高いＢｓを有していた。

表１０はγ＝０、０．０３７、０．０８５のそれぞれの場合について熱処理の有無が異なる２種類の試料を作製した結果について記載した。非晶質化率Ｘを低下させることでＢｓは向上したが耐食性が低下した。また、γが大きすぎる場合には、Ｂｓおよび／または耐食性が低下した。

（実験例２）
表１～表１０に示す各実施例および比較例の合金組成となるように原料金属を秤量し、高周波加熱にて溶解し、母合金を作製した。この際に、Ｍｎ以外の原料を先に溶融させて溶融合金を得た後にＭｎを添加させて溶融させた。

作製した母合金を加熱して溶融させ、１５００℃の溶融状態の金属とした後に、ガスアトマイズ法により、各試料の合金組成を有する軟磁性合金粉末を作製した。具体的には、溶融させた母合金を吐出口から筒体内の冷却部に向けて吐出する際に、吐出された滴下溶融金属に向けて高圧ガスを噴射した。なお、高圧ガスはＮ_２ガスとした。滴下溶融金属が冷却部（冷却水）に衝突することで冷却固化され、軟磁性合金粉末となった。なお、ガスアトマイズ法の条件は表１～表１０に記載した平均粒子径およびＷａｄｅｌｌの円形度の平均値を有する軟磁性合金粉末が得られるように適宜、制御した。具体的には、溶融金属の噴出量は０．５～４ｋｇ／分、ガス噴射圧は２～１０ＭＰａ、冷却水の圧力は７～１９ＭＰａの範囲内で変化させた。

母合金の組成と粉末の組成とが概ね一致していることをＩＣＰ分析により確認した。

得られた各粉末に対してＸ線回折測定を行い、非晶質化率Ｘを測定した。非晶質化率Ｘが８５％以上である場合には非晶質からなるとし、非晶質化率Ｘが８５％未満であり平均結晶粒径が３０ｎｍより小さい場合にはナノ結晶からなるとし、非晶質化率Ｘが８５％未満であり平均結晶粒径が３０ｎｍよりも大きい場合には結晶からなるとした。なお、実験例１（薄帯）の場合と実験例２（粉末）の場合とでは結晶構造は全て同一となった。

得られた軟磁性合金粉末の平均粒子径およびＷａｄｅｌｌの円形度の平均値については、上記の方法で測定した。また、母合金の組成と粉末の組成とは、一致していることをＩＣＰ分析により確認した。

表１Ａ～表１ＭはＦｅに対するＣｏの含有量（α）およびＭｎの含有量（ｆ）を変化させた点以外は同条件で実施した。表２～表１２に記載した実施例も含めて、αおよびｆなどが所定の範囲内である場合にはＢｓおよび耐食性が良好であった。さらに、Ｗａｄｅｌｌの円形度の平均値も０．８０以上となった。これに対し、αが小さすぎる場合、Ｍｎの含有量が所定の範囲外である場合には、耐食性が低下した。また、αが大きすぎる場合にはＢｓが低下した。さらに、Ｃｏの含有量が所定の範囲内でありＭｎの含有量が小さすぎる場合には、Ｗａｄｅｌｌの円形度の平均値が低下した。Ｍｎの含有量が大きすぎる場合には、軟磁性合金粉末に結晶が生じて非晶質化率Ｘが８５％未満となった。

（実験例３）
実験例３では、表１１、表１２に示す組成を有する軟磁性合金粉末を用いてトロイダルコアを作製した。表１１では、ＰおよびＣｒを含有する場合についてαの値および／または平均粒子径を変化させた試料、および、ＰおよびＣｒを含有しない場合についてαの値および／または平均粒子径を変化させた試料を記載した。表１２では、滴下溶融金属の量を変化させることで非晶質化率Ｘを変化させた試料を記載した。なお、表１１に記載の実施例、および表１２の非晶質化率１００％の実施例は全て実験例２で作製した軟磁性合金粉末を用いた実施例である。試料番号は実験例２と同一のものを用いた。

表１１、表１２の実施例の軟磁性合金粉末は全てＢｓが良好であることを確認した。また、表１１および表１２の実施例の軟磁性合金粉末は目視にてグレーの金属色であることを確認した。この点からも表１１および表１２の実施例の軟磁性合金粉末は耐食性が良好であることが確認できた。これに対し、表１１および表１２の比較例の軟磁性合金粉末は目視にて赤褐色であることを確認した。この点からも比較例の軟磁性合金粉末は耐食性が良好ではないことが確認できた。

以下、本実験例におけるトロイダルコアの作製方法について記載する。まず、軟磁性合金粉末と樹脂（フェノール樹脂）とを混合した。軟磁性合金粉末に対して樹脂量が２質量％となるように混合した。次に、攪拌機として一般的なプラネタリーミキサーを用いて粒径５００μｍ程度の造粒粉となるように造粒した。次に、得られた造粒粉を加圧成形することにより、外形１１ｍｍφ、内径６．５ｍｍφ、高さ６．０ｍｍのトロイダル形状の成形体を作製した。充填率が７２～７３％程度になるように面圧を２ｔｏｎ／ｃｍ^２（１９２ＭＰａ）～１０ｔｏｎ／ｃｍ^２（９８０ＭＰａ）の範囲で調整した。得られた成形体を１５０℃で硬化させ、トロイダルコアを作製した。トロイダルコアは後述する試験に必要な数だけ作製した。

＜充填率＞
各トロイダルコアの密度を、そのトロイダルコアの寸法および質量から算出した。次に、算出されたトロイダルコアの密度を軟磁性合金粉末の質量比率から計算した密度である真密度で割ることにより、充填率（相対密度）を算出した。

＜比透磁率＞
各トロイダルコアについて、巻き数１２ターンでワイヤを巻き付けてＬＣＲメータ（ＨＰ社製ＬＣＲ４２８Ａ）によって測定周波数１００ｋＨｚで測定した。

＜鉄損＞
各トロイダルコアについて、１次巻線を２０回、２次巻線を１４回、巻き回した。そして、３００ｋＨｚ、５０ｍＴ、２０～２５℃での鉄損をＢ－Ｈアナライザ（岩崎通信機株式会社製ＳＹ－８２３２）を用いて測定した。

表１１より、αなど組成が所定の範囲内である軟磁性合金粉末を用いてトロイダルコアを作製する場合には、αが小さすぎる比較例と比較して高い比透磁率を有していた。また、鉄損については、平均粒子径が大きいほど大きくなる傾向にあった。

表１２より、非晶質化率Ｘが８５％以上である場合には、Ｘが８５％以下である場合と比較して比透磁率が高く鉄損が低い結果となった。

表１～表１２では、酸素含有量をγに換算してγ＝０であるとみなして組成を記載した。実際にも酸素含有量をγに換算して０≦γ＜０．０３０を満たす。表１～表１２に記載した軟磁性合金薄帯と、同一の組成を有する軟磁性合金粉末とでは、Ｂｓが全て同一であった。さらに、表１～表１２に記載した全ての軟磁性合金薄帯は、同一の組成を有する軟磁性合金粉末の測定用軟磁性合金薄帯とみなせる。測定用軟磁性合金薄帯における腐食電位および腐食電流密度が良好な場合、同一の組成を有する実施例の軟磁性合金粉末は目視にてグレーの金属色であることを確認した。これに対し、測定用軟磁性合金薄帯における腐食電位および腐食電流密度が良好ではない場合、同一の組成を有する比較例の軟磁性合金粉末は目視にて赤褐色であることを確認した。この点からも比較例の軟磁性合金粉末は耐食性が良好ではないことが確認できた。

（実験例４）
実験例４では、表１３に記載された組成を有する軟磁性合金粉末を作製した。このときに噴射ガス中の酸素濃度を表１３に示す値に変化させることで、得られる軟磁性合金粉末の酸素含有量を変化させてγを変化させた。そして、実験例３と同様にトロイダルコアを作製した。結果を表１３に示す。

表１３の実施例および比較例は全てＢｓが良好であった。また、表１３の実施例の軟磁性合金粉末は目視にてグレーの金属色であることを確認した。この点からも表１３の実施例の軟磁性合金粉末は耐食性が良好であることが確認できた。これに対し、γが大きすぎる比較例の軟磁性合金粉末は目視にて赤褐色であることを確認した。

さらに、０≦γ＜０．０３０を満たす各実施例の軟磁性合金粉末を用いてトロイダルコアを作製する場合には、γ≧０．０３０である各実施例軟磁性合金粉末を用いて同等な充填率のトロイダルコアを作製する場合と比較して、高い比透磁率を有し、かつ、鉄損が低かった。

（実験例５）
実験例５では、表１３の実施例のトロイダルコアにおいて、３ＤＡＰにてトロイダルコアに含まれる軟磁性合金粉末の組成を確認し、軟磁性合金薄帯を作製した。作製した軟磁性合金薄帯について、Ｂｓ、腐食電位および腐食電流密度を測定した。結果を表１４に示す。

表１４より、各実施例の軟磁性合金薄帯におけるＢｓ、腐食電位および腐食電流密度は良好であった。

表１４より、酸素含有量をγに換算して０≦γ＜０．０３０の範囲で変化させて作製した軟磁性合金粉末において３ＤＡＰにて組成を確認し、同組成の軟磁性合金薄帯を作製した場合には、作製された軟磁性合金薄帯の腐食電位および腐食電流密度が大きく変化しなかった。さらに、軟磁性合金粉末の酸素含有量をγに換算して０≦γ≦０．００３の範囲で変化させて、測定用軟磁性合金薄帯を作製した場合には、作製された軟磁性合金薄帯の腐食電位および腐食電流密度が全く変化しなかった。

以上より、酸素含有量をγに換算して０≦γ＜０．０３０を満たす軟磁性合金粉末の腐食電位および腐食電流密度を測定するための測定用軟磁性合金薄帯は、酸素含有量をγに換算して０≦γ≦０．００３を満たす点以外は組成が同一である軟磁性合金薄帯としてよいことが裏付けられた。さらに詳細に説明すると、酸素含有量が０≦γ≦０．００３の範囲では軟磁性合金薄帯の腐食電位および腐食電流密度が全く変化しなかったため、直接的には測定することが困難である軟磁性合金粉末の腐食電位および腐食電流密度は、酸素含有量が０≦γ≦０．００３である軟磁性合金薄帯を用いて測定してよいことが裏付けられた。さらに、表１～表１２に記載した試料のように酸素含有量をγに換算して０≦γ＜０．０３０を満たす場合には酸素を含まないとみなしても通常は問題がないことが裏付けられた。

Claims (14)

1. 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（原子数比）からなる成分およびＭｎを含む軟磁性合金であって、
   Ｘ１が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種以上であり、
   ０．０２０≦ａ≦０．２００
   ０≦ｂ≦０．０７０
   ０≦ｃ≦０．１００
   ０≦ｄ≦０．０５０
   ０≦ｅ≦０．０４０
   ０．１５０≦α≦０．７００
   ０≦β≦０．２００
   ０＜γ＜０．０３０
   ０．７２０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）≦０．９００
   であり、
   Ｍｎの含有量をｆ（ａｔ％）として、０．００２≦ｆ＜３．０である軟磁性合金。
2. ０．００１≦ｅ≦０．０４０である請求項１に記載の軟磁性合金。
3. Ｘ１がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｇａ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｖ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏ、Ａｕ、希土類元素、および白金族元素から選択される１種以上である請求項１または２に記載の軟磁性合金。
4. ０．００３≦ｆ／α（１－γ）｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝≦７１０である請求項１～３のいずれかに記載の軟磁性合金。
5. ０．１５０≦α≦０．６００である請求項１～４のいずれかに記載の軟磁性合金。
6. ０．１５０≦α≦０．５００かつ０．０５０≦ｆ／α（１－γ）｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝≦８．０である請求項１～５のいずれかに記載の軟磁性合金。
7. ０．００１≦ｅ≦０．０２０かつ１．００≦α（１－γ）｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝×ｅ×１００００≦５０．０である請求項１～６のいずれかに記載の軟磁性合金。
8. ０≦ｂ≦０．０５０である請求項１～７のいずれかに記載の軟磁性合金。
9. ０．７８０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）≦０．８９０である請求項１～８のいずれかに記載の軟磁性合金。
10. ０．００１≦β≦０．０５０である請求項１～９のいずれかに記載の軟磁性合金。
11. 下記（１）に示す非晶質化率Ｘが８５％以上である請求項１～１０のいずれかに記載の軟磁性合金。
    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
12. 粉末形状である請求項１～１１のいずれかに記載の軟磁性合金。
13. 粉末形状の軟磁性合金に含まれる粉末粒子のＷａｄｅｌｌの円形度の平均値が０．８０以上である請求項１２に記載の軟磁性合金。
14. 請求項１～１３のいずれかに記載の軟磁性合金からなる磁性部品。

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