JP2023062495A - 軟磁性合金粉末、圧粉磁心、および磁性部品 - Google Patents

Abstract

【課題】高い耐電圧および高いｍ値を実現できる軟磁性合金粉末、圧粉磁心、および、磁性部品を提供すること。
【解決手段】ＦｅおよびＣｏを含む軟磁性合金からなる粒子本体と、粒子本体の表面側に位置する表層部と、を有する軟磁性合金粉末である。表層部は、少なくとも１以上のＳｉ濃度の極大点と、少なくとも１以上のＣｏ濃度の極大点と、を有する。少なくとも１以上のＳｉ濃度の極大点のうち最も粒子中心側に位置する極大点を、第１のＳｉ極大点Ｌ^Si _maxとし、粒子本体と表層部との界面からＬ^Si _maxまでの距離を、Ｄ_Siとし、少なくとも１以上のＣｏ濃度の極大点のうち最も粒子中心側に位置する極大点を、第１のＣｏ極大点Ｌ^Co _maxとし、界面からＬ^Co _maxまでの距離を、Ｄ_Coとして、Ｄ_Si≦Ｄ_Coを満たす。
【選択図】図３Ｂ

Description

本発明は、軟磁性合金粉末、圧粉磁心、および、磁性部品に関する。

インダクタ、トランス、チョークコイルなどの磁性部品は、様々な電子機器の電源回路などに多用されている。近年、低炭素社会へ向けて、電源回路におけるエネルギー損失の低減や電源効率の向上が重要視されており、磁性部品の高効率化や省エネルギー化が求められている。

磁性部品に対する上記要求を満たすためには、磁性部品に含まれる磁心（コア）の比透磁率の向上が欠かせない。そして、磁心の比透磁率を向上させるためには、磁心に含まれる磁性粉末の充填率を高める必要がある。そのため、磁性部品に関する分野では、磁心の充填率向上を目的として、様々な試みがなされてきた。たとえば、特許文献１では、磁性粉末の円形度を高くすることで、充填率を向上できることが開示されている。また、特許文献２では、粗大粉末と微細粉末との混合粉末を使用することで、磁性粉末の充填率を高める技術が開示されている。

しかしながら、磁性粉末の充填率を高めると、磁性粒子同士の接触点が増加するため、磁心の耐電圧が低下する傾向となる。つまり、充填率（比透磁率）と耐電圧とは、トレードオフの関係にある。また、充填率の増加に伴い、１粒子に対する接触点に差がうまれるため、接触点の数の違いにより耐電圧のばらつきが大きくなり、ばらつきの程度を示すｍ値が低下する傾向となる。したがって、磁性粉末の充填率を高めた場合においても、高い耐電圧および高いｍ値が得られる技術の開発が求められている。

特開２０１８－０７３９４７号公報 特開２０１６－０１２６３０号公報

本発明は、上記の実情を鑑みてなされ、その目的は、高い耐電圧および高いｍ値を実現できる軟磁性合金粉末、圧粉磁心、および、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粉末は、
ＦｅおよびＣｏを含む軟磁性合金からなる粒子本体と、前記粒子本体の表面側に位置する表層部と、を有し、
前記表層部が、少なくとも１以上のＳｉ濃度の極大点と、少なくとも１以上のＣｏ濃度の極大点と、を有し、
少なくとも１以上のＳｉ濃度の前記極大点のうち最も粒子中心側に位置する極大点を、第１のＳｉ極大点Ｌ^Si _maxとし、
前記粒子本体と前記表層部との界面から前記Ｌ^Si _maxまでの距離を、Ｄ_Siとし、
少なくとも１以上のＣｏ濃度の前記極大点のうち最も粒子中心側に位置する極大点を、第１のＣｏ極大点Ｌ^Co _maxとし、
前記界面から前記Ｌ^Co _maxまでの距離を、Ｄ_Coとして、
Ｄ_Si≦Ｄ_Coを満たす。

上記の特徴を有する軟磁性合金粉末を用いることで、高い比透磁率を維持しつつ、従来よりも耐電圧およびｍ値を向上させることができる。

好ましくは、Ｄ_Si＜Ｄ_Coを満たす。

好ましくは、前記表層部が、酸化物相である。

好ましくは、前記表層部が、Ｓｉの酸化物を含むＳｉ酸化物相を有し、
前記Ｌ^Si _maxが、前記Ｓｉ酸化物相に存在する。

好ましくは、前記表層部が、Ｃｏの酸化物を含むＣｏ酸化物相を有し、
前記Ｌ^Co _maxが、前記Ｃｏ酸化物相に存在しており、
前記Ｃｏ酸化物相の一部が、前記Ｓｉ酸化物相の表面側の一部と重複している。
もしくは、前記Ｃｏ酸化物相が、前記Ｓｉ酸化物相よりも表面側に位置していてもよい。

本発明の軟磁性合金粉末の用途は、特に制限されず、各種磁性部品に適用できる。特に、本発明の軟磁性合金粉末は、インダクタ、トランス、チョークコイルなどの磁性部品における圧粉磁心の材料として好適に用いることができる。

図１は、本発明の一実施形態に係る軟磁性合金粉末を示す概略断面図である。 図２は、図１に示す領域IIを拡大した要部断面図である。 図３Ａは、ライン分析データの一例を模したグラフである。 図３Ｂは、ライン分析データの一例を模したグラフである。 図４Ａは、ライン分析データの一例を模したグラフである。 図４Ｂは、ライン分析データの一例を模したグラフである。 図５は、図１に示す軟磁性合金粉末を含む圧粉磁心の一例を示す概略断面図である。 図６は、圧粉磁心を有する磁性部品の一例を示す断面図である。

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。

図１に示すように、本実施形態の軟磁性合金粉末１は、表層部１０を有する第１粒子１ａを含む。軟磁性合金粉末１には、第１粒子１ａの他に、表層部１０を有していない他の粒子が含まれていてもよく、他の粒子は、第１粒子１ａとは異なる組成や粒度を有していてもよい。軟磁性合金粉末１における第１粒子１ａの割合は、軟磁性合金粉末１の用途に応じて適宜決定すればよく特に限定されない。たとえば、第１粒子１ａの質量割合は、１０％～１００％とすることができ、６０％～９０％とすることが好ましい。

軟磁性合金粉末１の平均粒径は、特に限定されず、たとえば、０．５μｍ～１５０μｍとすることができ、０．５μｍ～２５μｍであることが好ましい。軟磁性合金粉末１が、表層部１０を有していない他の粒子を含む場合、第１粒子１ａの平均粒径は５μｍ以上とすることが好ましく、他の粒子の平均粒径は５μｍ未満とすることが好ましい。

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１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、軟磁性合金粉末１が磁心に含まれている場合、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２は、第１粒子１ａの表面近傍を拡大した断面図である。図２に示すように、第１粒子１ａは、粒子本体２と、当該粒子本体２の表面側に位置する表層部１０と、を有する。なお、本実施形態において、「表面側」とは、粒子中心から粒子表面に向かう方向において、粒子の外側により近い側を意味する。

（粒子本体２）
粒子本体２は、第１粒子１ａの体積のうち少なくとも９０ｖｏｌ％以上を占める基体部である。そのため、第１粒子１ａの平均組成は、粒子本体２の組成とみなすことができ、第１粒子１ａの結晶構造は、粒子本体２の結晶構造とみなすことができる。なお、上記の粒子本体２の体積割合は、面積割合に代替可能であり、第１粒子１ａの断面積のうち少なくとも９０％以上が粒子本体２である。

粒子本体２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、粒子本体２は、Ｆｅ－Ｃｏ系合金やＦｅ－Ｃｏ－Ｖ系合金、Ｆｅ－Ｃｏ－Ｓｉ系合金、Ｆｅ－Ｃｏ－Ｓｉ－Ａｌ系合金などの結晶系の軟磁性合金とすることができる。もしくは、粒子本体２は、軟磁性合金粉末１の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い。

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、粒子本体２は、組成式（Ｆｅ_(1-(α₊β₎ＣｏαＮｉβ）_(1-(a+b))Ｘ１_aＸ２_b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。

上記組成式において、Ｘ１はＢ、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、およびＡｌから選択される１種以上の元素である。Ｘ２は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、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，ａ，ｂ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、０．００５≦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、軟磁性合金粉末１の飽和磁束密度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、たとえば、０≦β≦０．２００とすることができる。すなわち、軟磁性合金は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。

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，およびＮｉの合計含有量の原子数比（１－（ａ＋ｂ））は、０．７２０≦（１－（ａ＋ｂ））≦０．９５０であることが好ましく、０．７８０≦（１－（ａ＋ｂ））≦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））≦０．８９０であることにより、非晶質が得られやすく、保磁力が低下しやすくなる。

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（ａ）は、０≦ａ≦０．２００であることが好ましい。Ｂｓを向上させる観点では０≦ａ≦０．１５０であることが好ましい。

Ｘ２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。Ｘ２の含有量（ｂ）は、０≦ｂ≦０．２００であることが好ましい。Ｂｓを向上させる観点では０≦ｂ≦０．１５０であることが好ましく、０≦ｂ≦０．１００であることがさらに好ましい。

上述した粒子本体２の組成（すなわち第１粒子１ａ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、樹脂成分を有する圧粉磁心に含まれている軟磁性合金粉末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粒子本体２の組成を測定することができる。３ＤＡＰでは、第１粒子１ａ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、第１粒子１ａの表面近傍の断面をライン分析した場合、粒子本体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、粒子本体２のマッピング分析により得られる平均組成を、第１粒子１ａ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、第１粒子１ａの表面から深さ方向に１００ｎｍ以上離れた領域（粒子本体２に該当する領域）とし、測定視野は２５６ｎｍ×２５６ｎｍ程度の範囲とすればよい。

粒子本体２の結晶構造（すなわち第１粒子１ａの結晶構造）は、結晶質、ナノ結晶、非晶質とすることができ、保磁力を低くする観点では、ナノ結晶または非晶質であることが好ましい。たとえば、粒子本体２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、第１粒子１ａの粉末に対して、ＸＲＤによる２θ／θ測定を行い、回折チャートを得る。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、回折チャートに対して、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、結晶性散乱積分強度Ｉｃ、および、非晶性散乱積分強度Ｉａを算出する。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。

（表層部１０）
表層部１０は、ＦｅやＣｏなどの軟磁性合金の構成元素の含有率が、粒子本体２とは異なる領域である。表層部１０は、粒子本体２の外周縁の少なくとも一部を覆っている。第１粒子１ａの断面において、粒子本体２に対する表層部１０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。

表層部１０は、ＳＴＥＭ（走査透過型電子顕微鏡）またはＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で第１粒子１ａの表面近傍の断面を観察し、その際にＥＤＸまたはＥＥＬＳを用いたライン分析を実施することで解析できる。ライン分析では、図２に示すように、粒子表面と略垂直な方向に沿って測定線ＭＬを引き、当該測定線上で所定の間隔で成分分析を実施することで、表面近傍における構成元素の濃度分布を得る。この際、成分分析の測定間隔は、１ｎｍとすることが好ましく、１ｎｍ間隔で測定した生データを平均化処理してノイズを除去することが好ましい。より具体的に、平均化処理では、各測定点において、隣接する前後２点を含めた計５点の測定値を平均して、区間平均値を得ることが好ましい。そして、各測定点における区間平均値をプロットして濃度分布のグラフを得る。

たとえば、図３Ａおよび図３Ｂに示すグラフが、第１粒子１ａの表面近傍におけるライン分析データの一例である。なお、説明の便宜上、２つのグラフ（図３Ａ，図３Ｂ）を示しているが、図３Ａおよび図３Ｂは、いずれも、同じ測定例を示している。グラフの横軸が特定点（界面２１）からの距離であり、特定点から粒子表面側（粒子外側）に向かう方向を正方向とし、特定点から粒子内側に向かう方向を負方向としている。また、グラフの縦軸が、構成元素（Ｆｅ，Ｃｏ，およびＳｉ）の含有率である。

図３Ａに示すように、粒子本体２では、ＦｅやＣｏ、Ｓｉなどの構成元素の濃度が、平均濃度±１ａｔ％程度の範囲内で安定している。その粒子本体２よりも表面側では、構成元素の濃度が粒子本体２とは異なる変動域が存在しており、当該変動域が表層部１０である。本実施形態では、各構成元素の濃度分布における変化点ＣＰを特定し、複数の構成元素の変化点ＣＰのうち最も粒子内側（粒子中心側）に位置する変化点を、粒子本体２と表層部１０との「界面２１」とする。

具体的に、変化点ＣＰおよび界面２１の特定方法について説明しておく。まず、各構成元素の濃度分布において、粒子本体２における平均濃度に一致する水平線ＡＬを引く。そして、構成元素の濃度が、粒子本体２から粒子表面側に向かって単調増加または単調減少している領域で、近似直線ＴＬを引く。この水平線ＡＬと近似直線ＴＬとの交点を、各構成元素の濃度分布における変化点ＣＰとする。図３Ａでは、Ｆｅの変化点ＣＰ_Feと、Ｃｏの変化点ＣＰ_Coと、Ｓｉの変化点ＣＰ_Siとのうち、Ｆｅの変化点ＣＰ_Feが、最も粒子内側に位置している。そのため、図３Ａのグラフでは、Ｆｅの変化点ＣＰ_Feが存在する位置を界面２１とし、当該界面２１をグラフ横軸におけるゼロ点に設定している。

図３Ｂに示すように、変動域である表層部１０は、粒子表面と略垂直な方向の濃度分布において、少なくとも１以上のＳｉ濃度の極大点と、少なくとも１以上のＣｏ濃度の極大点とを有する。ここで、本実施形態における極大点（local maximum）とは、界面２１から表面側に向かう正方向において、濃度分布が増加傾向から減少傾向に切り替わる点である。すなわち、極大点は、所定元素の濃度が凸状に変化している局所域における極値である。極大点は、複数存在する場合があり、極大点と表層部１０の全域における最大値（global maximum）とは、必ずしも一致しない。

少なくとも１以上のＳｉ濃度の極大点のうち最も界面２１に近い極大点（すなわち最も粒子中心側に位置する極大点）を、第１のＳｉ極大点Ｌ^Si _maxとする。図３Ｂのグラフにおいて、Ｌ^Si _maxは、白抜きの丸印で示してある。一方、少なくとも１以上のＣｏ濃度の極大点のうち最も界面２１に近い極大点を、第１のＣｏ極大点Ｌ^Co _maxとする。図３Ｂのグラフにおいて、Ｌ^Co _maxは、黒塗りの丸印で示してある。

図３Ｂに示すような表面近傍の濃度分布において、界面２１からＬ^Si _maxまでの距離をＤ_Siとし、界面２１からＬ^Co _maxまでの距離をＤ_Coとすると、Ｄ_SiとＤ_Coとの関係性は、Ｄ_Si≦Ｄ_Coであり、Ｄ_Si＜Ｄ_Coであることが好ましい。

上記のように、表層部１０がＬ^Si _maxとＬ^Co _maxとを有し、かつ、Ｄ_Si≦Ｄ_Coを満たすことで、本実施形態の軟磁性合金粉末１を含む磁心では、高い比透磁率を維持しつつ、耐電圧を向上させることができる。また、耐電圧のばらつきを低減することができ（すなわちｍ値を高めることができ）、磁性部品の安定生産が可能となる。特に、表層部１０がＤ_Si＜Ｄ_Coを満たすことで、耐電圧およびｍ値をより向上させることができる。

上述したＤ_SiとＤ_Coとの関係性を式「Ｄ_Co－Ｄ_Si」で表した場合、「Ｄ_Co－Ｄ_Si」は、０ｎｍ以上であり、０ｎｍ超過であることが好ましく、３ｎｍ以上であることがより好ましく、５ｎｍ以上であることがさらに好ましい。「Ｄ_Co－Ｄ_Si」の上限値は、特に限定されないが、たとえば、３０ｎｍ以下とすることができ、１０ｎｍ以下としてもよい。なお、Ｄ_Siの値およびＤ_Coの値は、特に限定されず、たとえば、Ｄ_Siは２０ｎｍ以下であることが好ましく、Ｄ_Coは３０ｎｍ以下であることが好ましい。

なお、図３Ａおよび図３Ｂでは、Ｆｅ、Ｃｏ、およびＳｉの濃度分布を示しているが、表層部１０には、上記元素以外に、Ｃｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｐなどの第１粒子１ａの平均組成を構成する元素が含まれていてもよい。

また、表層部１０は、金属相、酸化物相、酸化物以外の金属化合物相などとすることができ、酸化物相を含むことが好ましい。表層部１０が酸化物相を含む場合、表層部１０では、粒子本体２よりも高濃度の酸素が検出される。たとえば、図４Ａ，図４Ｂに示すグラフが、酸化物相を含む表層部１０のライン分析データの一例である。

図４Ａに示すように、表層部１０における酸素の濃度が、粒子本体２よりも高くなっている場合、表層部１０が酸化物相を含む。また、図４Ａでは、Ｓｉ濃度のピークおよびＣｏ濃度のピークが、酸素の高濃度領域と重複しており、表層部１０が、Ｓｉの酸化物を含むＳｉ酸化物相１２と、Ｃｏの酸化物を含むＣｏ酸化物相１４とを有している。

Ｓｉ酸化物相１２は、Ｓｉ濃度が粒子本体２よりも高く、Ｓｉ濃度に関する凸状のピークが存在する領域である。Ｌ^Si _maxはＳｉ酸化物相１２内に位置している。Ｃｏ酸化物相１４は、Ｃｏ濃度に関する凸状のピークが存在する領域であり、Ｌ^Co _maxが、Ｃｏ酸化物相１４内に位置している。図４Ａでは、Ｃｏ酸化物相１４の一部が、Ｓｉ酸化物相１２の一部と重複している。Ｓｉ酸化物相１２とＣｏ酸化物相１４との位置関係は、図４Ａに示す様態に限定されず、図４Ｂに示すように、Ｃｏ酸化物相１４がＳｉ酸化物相１２よりも表面側に位置していてもよい。つまり、第１粒子１ａの表層部１０では、Ｌ^Si _maxの位置およびＬ^Co _maxの位置が、Ｄ_Si≦Ｄ_Coを満たしていればよく、図４Ａおよび図４Ｂに示すように、Ｓｉ酸化物相１２とＣｏ酸化物相１４とは、重複していても、重複していなくともよい。

表層部１０が、図４Ａや図４Ｂに示すような酸化物相（１２，１４）の構造を有することで、磁心における耐電圧およびｍ値をより向上させることができる。

なお、各酸化物相（１２，１４）には、Ｓｉ，Ｃｏ，Ｏ以外に、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｐなどの第１粒子１ａの平均組成を構成する元素が含まれていてもよい。

また、本実施形態の軟磁性合金粉末１において、表層部１０の厚みＴは、特に限定されないが、たとえば、１ｎｍ以上３０ｎｍ以下とすることが好ましく、５ｎｍ以上２０ｎｍ以下とすることがより好ましい。この表層部１０の厚みＴは、界面２１から表層部１０の外面１０ａまでの距離として算出することができる。厚みＴの測定において、界面２１は、前述のとおり、変化点ＣＰに基づいて特定することができ、外面１０ａは、以下に示すような方法で特定すればよい。

たとえば、図３Ａのグラフでは、表層部１０の外面１０ａが、第１粒子１ａの最表面を構成している。この場合、粒子最表面は、ＴＥＭ像やＳＴＥＭ像において視認できるため、ＴＥＭ像やＳＴＥＭ像を、図３Ａ，図３Ｂに示す濃度分布のグラフに照らし合わせることで、濃度分布のグラフにおける外面１０ａを特定することができる。

また、第１粒子１ａは、表層部１０を覆う絶縁被膜を有していてもよい。絶縁被膜は、表層部１０の形成後に、コーティングなどにより形成する被膜であって、その平均厚みは、１ｎｍ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。絶縁被膜は、ＴＥＭ像やＳＴＥＭ像において、粒子本体２や表層部１０とはコントラストが異なる領域として認識できる場合がある。この場合、表層部１０の外面１０ａは、ＴＥＭ像やＳＴＥＭ像におけるコントラストに基づいて特定することができる。もしくは、表層部１０の外面１０ａは、絶縁被膜に特有の元素Ｍに関する濃度分布に基づいて特定してもよい。ライン分析結果では、特有元素Ｍの濃度が、表層部１０から絶縁被膜に切り替わる領域において増加するため、特有元素Ｍが増加する変化点を、表層部１０の外面１０ａと規定してもよい。

（軟磁性合金粉末１の製造方法）
以下、本実施形態に係る軟磁性合金粉末１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粉末１は、周知の方法で粉末を作製した後に、表面改質処理を実施することで製造できる。

表面改質処理を施す前の軟磁性合金粉末の作製方法は、特に限定されない。たとえば、水アトマイズ法やガスアトマイズ法などのアトマイズ法により軟磁性合金粉末を作製してもよい。また、金属塩の蒸発、還元、熱分解のうち少なくとも１種以上を用いたＣＶＤ法などの合成法により軟磁性合金粉末を作製してもよい。また、電解法やカーボニル法を用いて軟磁性合金粉末を作製してもよい。さらに、薄帯状や薄板上の出発合金を粉砕することで軟磁性合金粉末を作製してもよい。なお、作製後の粉末については、適宜、分級して、軟磁性合金粉末の粒度を調製してもよい。

次に、上記の軟磁性合金粉末に対して表面改質処理を施すことで、第１粒子１ａの表面に表層部１０を形成する。表面改質の方法としては、ＣＶＤ法やメカノケミカル法などが挙げられ、特に限定されない。本実施形態では、特に、酸素分圧を制御した雰囲気下で、メカノケミカル法による表面改質処理を実施することが好ましい。以下、メカノケミカル法について説明する。

従来、軟磁性合金粉末の表面処理方法として、粉末を熱処理して粒子の表面に酸化被膜を形成する手法が知られている。しかしながら、従来の熱処理の場合、粉末の種類に応じて温度などの条件を調整する必要があるため、被膜の組成や内部構造を画一的に制御することが困難であった。

一方、メカノケミカル法とは、メカノフュージョン装置を軟磁性合金粉末の表面改質に応用する方法である。メカノフュージョン装置は、従来、各種粉末のコーティング処理に用いられてきた装置である。本発明者らは、メカノフュージョン装置を、従来のコーティング処理とは異なる方法で、粉末の表面相形成に用いることで、所望の表層部１０を、種類が異なる粉末に対しても画一的に形成できることを見出した。

メカノケミカル法では、まず、メカノフュージョン装置の内部を所望の酸化雰囲気とする。例えば、装置内に充填する雰囲気ガスとして、ＡｒガスとＡｉｒの混合ガスを用い、当該混合ガスにおけるＡｒガスとＡｉｒの分圧を制御することで、装置内の酸素分圧を調整することができる。装置内の酸素分圧は、たとえば、１００ｐｐｍ～３０００ｐｐｍとすることが好ましく、５００ｐｐｍ～３０００ｐｐｍとすることがより好ましく、５００ｐｐｍ～１０００ｐｐｍとすることがさらに好ましい。なお、混合ガスでは、Ａｉｒの代わりに酸素ガスを用いてもよく、Ａｒガスの代わりに窒素ガスやヘリウムがるなどの不活性ガスを用いてもよい。

次に、軟磁性合金粉末を、メカノフュージョン装置の回転ロータ内に導入し、回転ロータを回転させる。回転ロータの内部には、プレスヘッドが設置されており、回転ロータを回転させると、軟磁性合金粉末が、回転ロータの内壁面とプレスヘッドとの隙間で圧縮される。この際に、軟磁性合金粉末と回転ロータの内壁面との間に摩擦が生じ、軟磁性合金粉末が局所的に高温になる。この摩擦熱により、粒子本体２の表面に表層部１０が形成される。特に、上記のメカノケミカル法では、酸化物相（１２，１４）を含む表層部１０が形成され易い。

なお、メカノケミカル法では、酸素分圧を適切な範囲に制御すると共に、回転ロータの回転数、および、回転ロータの内壁面とプレスヘッドとの間隔（ギャップ）を適切に制御することが好ましい。たとえば、回転数が低いと発生する摩擦熱も小さくなり、表層部１０が形成され難くなる。一方で、回転数が高すぎると粉末に加わる圧縮応力が大きくなり、表層部１０は形成されやすくなるが、粒子本体２や表層部１０が破壊されやすく、磁気特性の低下を招くことがある。また、回転ロータの内壁面とプレスヘッドとのギャップが大きすぎると発生する摩擦熱が小さくなり、表層部１０が形成され難くなる。一方で、回転ロータの内壁面とプレスヘッドとのギャップが狭いほど、粉末に加わる圧縮応力が大きくなり、表層部１０が形成されやすくなるが、粒子本体２や表層部１０が破壊されやすくなる。

メカノケミカル法による表面改質した後、メカノケミカル法により生じた応力を除去するために、表面構造が変化しない雰囲気において熱処理をおこなってもよい。

また、表層部１０の上に絶縁被覆を形成する場合には、上記のメカノケミカル法による表面改質処理の後に、リン酸塩処理、メカニカルアロイング、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。形成する絶縁被膜の材質としては、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。

以上の工程により、表層部１０を有する軟磁性合金粉末１が得られる。

（軟磁性合金粉末１の用途）
本実施形態に係る軟磁性合金粉末１の用途は、特に限定されず、各種磁性部品に適用することができる。特に、軟磁性合金粉末１は、インダクタ、トランス、チョークコイルなどの磁性部品における圧粉磁心の材料として好適に用いることができる。以下、図５および図６に基づいて、軟磁性合金粉末１を含む圧粉磁心および磁性部品の一例を説明する。

（圧粉磁心４０）
軟磁性合金粉末１を含む圧粉磁心４０は、所定の形状を有するように形成されていればよく、その外形寸法や形状は特に限定されない。図５の概略断面図に示すように、圧粉磁心４０は、少なくとも軟磁性合金粉末１と、結合剤としての樹脂４とを含み、軟磁性合金粉末１の構成粒子（１ａ，１ｂ）が樹脂４を介して結合することにより所定の形状に固定されている。

圧粉磁心４０における軟磁性合金粉末１は、表層部１０を有する第１粒子１ａのみで構成してあってもよいが、図５に示すように、第１粒子１ａと、第１粒子１ａよりも平均粒径が小さい微粒子１ｂとを混ぜ合わせて構成してあることが好ましい。この場合、第１粒子１ａの平均粒径を５μｍ以上とすることが好ましく、微粒子１ｂの平均粒径は、５μｍ未満とすることが好ましい。また、微粒子１ｂの材質は、特に限定されず、たとえば純鉄、Ｆｅ－Ｎｉ合金などとすることができる。なお、図５に示す微粒子１ｂは、絶縁被膜を有していないが、微粒子１ｂの表面に絶縁被膜を形成してもよい。

圧粉磁心４０における第１粒子１ａと微粒子１ｂとの割合は、特に限定されない。たとえば、「第１粒子１ａ：微粒子１ｂ」で示す質量比は、１０：９０～９０：１０の範囲とすることができ、６０：４０～９０：１０の範囲内であることが好ましい。

樹脂４の材質は、特に限定されず、たとえば、エポキシ樹脂などの熱硬化性樹脂とすることができる。また、圧粉磁心４０における樹脂４の含有率は、特に限定されず、たとえば、１．０質量％～２．５質量％であることが好ましい。

圧粉磁心４０における軟磁性合金粉末１の充填率は、成形圧などの製造条件や樹脂４の含有率などにより制御でき、たとえば、７０ｖｏｌ％～９０ｖｏｌ％とすることができる。比透磁率を高める観点では、軟磁性合金粉末１の充填率は、８０ｖｏｌ％以上とすることが好ましい。

従来の圧粉磁心では、磁性粉末の充填率を高くすると、比透磁率が高くなる一方で、耐電圧が低下してしまうため、比透磁率と耐電圧との両立が困難であった。これに対して、本実施形態の圧粉磁心４０では、軟磁性合金粉末１の構成粒子（１ａ）に所定の特徴を有する表層部１０が存在することで、８０ｖｏｌ％以上の高い充填率の場合でも、耐電圧およびｍ値を向上させることができる。

なお、圧粉磁心４０の製造方法は特に限定されない。たとえば、メカノケミカル法による表面改質処理を施した第１粒子１ａと、微粒子１ｂとを混合した後、得られた混合粉末と熱硬化性樹脂とを混錬して樹脂コンパウンドを得る。そして、樹脂コンパウンドを金型に充填し、加圧成形し、その後、熱硬化性樹脂を硬化させることで、図５に示すような圧粉磁心４０が得られる。

（磁性部品１００）
図６に示す磁性部品１００では、素体が、図５に示すような圧粉磁心４０で構成してある。素体である圧粉磁心４０の内部には、コイル５０が埋設してあり、コイル５０の端部５０ａ，５０ｂは、それぞれ、圧粉磁心４０の端面に引き出されている。また、圧粉磁心４０の端面には、一対の外部電極６０，８０が形成してあり、一対の外部電極６０，８０は、それぞれ、コイル５０の端部５０ａ，５０ｂと電気的に接続してある。

本実施形態の磁性部品１００は、素体を構成している圧粉磁心４０の耐電圧特性が良好であるため、電源回路に用いられるパワーインダクタなどに好適である。なお、軟磁性合金粉末１を含む磁性部品は、図６に示すような様態に限定されず、所定形状の圧粉磁心の表面にワイヤが所定の巻き数だけ巻回されてなる磁性部品であってもよい。

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、表１に示す６種類の軟磁性合金粉末（粉末Ａ～粉末Ｆ）を作製した。粉末Ａ～粉末Ｆは、いずれも、以下に示す手順で作製した。

まず、Ｆｅ、Ｃｏ、および、その他副成分などの純金属原料を準備し、溶解後に所望の組成となるように当該純金属原料を秤量した。そして、秤量した純金属原料を、真空引きしたチャンバー内で、高周波加熱により溶解し、母合金を得た。次に、作製した母合金を１５００℃で加熱して再溶融させた後、高圧水アトマイズ法により、所定の組成を有する粉末を得た。アトマイズ後、得られた粉末を、所定の方法で分級し、粉末の粒度を調整した。なお、上記の方法で作製した粉末Ａ～粉末Ｆの平均粒径（Ｄ５０）は、いずれも、１５μｍ～２５μｍの範囲内であった。

次に、各粉末Ａ～粉末Ｆを、それぞれ複数の試料に分割し、各試料に対して、表２に示すいずれかの条件で表面処理を施した。

条件１～５では、酸素分圧を表２に示す範囲に制御しつつ、粉末試料に対して熱処理を施した。当該熱処理の温度は、粉末Ａ～粉末Ｆの組成に応じて最適な範囲に設定した。

条件６～１０では、粉末試料に対してメカノケミカル法による表面改質処理を施した。この際、メカノフュージョン装置としてホソカワミクロン株式会社製：ＡＭＳ－Ｌａｂを用い、回転ロータ内の酸素分圧を表２に示す範囲内に制御した。

条件１１では、２層構造の被膜を、以下に示す手順で、粉末試料を構成する粒子の表面に形成した。まず、リン酸コバルト水溶液と、粉末試料とを、Ｖ型混合機に投入し、十分に混合した後、混合機から取り出した粉末試料を、大気中で十分に乾燥させた。次に、上記の粉末試料と、リン酸塩およびシリカ源を含む処理液とを、Ｖ型混合機に投入し、十分に混合した後、混合機から取り出した粉末試料を、大気中、１５０～２５０℃の条件で十分に乾燥させた。

なお、条件１１のコーティング処理は、粉末Ａから分割した試料に対してのみ実施した。条件１１のコーティング処理を施した試料では、粒子本体と接する側にＣｏを含む被膜が形成され、そのＣｏを含む被膜の上に、Ｓｉを含む被膜が形成されていることが確認できた。また、条件１１のコーティング処理で形成された被膜の総厚（Ｃｏを含む被膜の厚みとＳｉを含む被膜の厚みの和）は、５ｎｍ～１０ｎｍの範囲内であった。

次に、条件１～１１のいずれかの表面処理を施した粉末試料を用いて、以下に示す手順で圧粉磁心を作製した。実験１では、条件１～１１のいずれかの表面処理を施した粉末試料を、主粉として、当該主粉に対して微粉を混ぜ合わせることで、圧粉磁心用の磁性粉末を得た。実験１の全ての試料では、平均粒径（Ｄ５０）が１μｍのＦｅ系軟磁性合金を微粉として用い、主粉と微粉の質量比は、主粉：微粉＝８０：２０とした。

そして、上記の磁性粉末とエポキシ樹脂とを、混錬することで、樹脂コンパウンドを得た。磁性粉末とエポキシ樹脂との配合比は、実験１の全ての試料において、圧粉磁心中の樹脂含有率が２．５ｗｔ％となるように制御した。上記の樹脂コンパウンドを、金型に充填し加圧することで、トロイダル形状の成形体を得た。この際、成形圧は、１～１０ｔｏｎ／ｃｍ²の範囲内とし、実験１の全ての試料において、磁性粉末の充填率が少なくとも８０ｖｏｌ％以上となるように成形圧を制御した。そして、上記の成形体を、１８０℃で６０分間、加熱処理することで、成形体中のエポキシ樹脂を硬化させ、トロイダル形状（外形１１ｍｍ、内径６．５ｍｍ、厚み２．５ｍｍ）の圧粉磁心を得た。

実験１の各試料では、作製した粉末試料（主粉）および圧粉磁心に対して、以下に示す評価を実施した。

（主粉の表層構造の解析）
所定の表面処理を施した軟磁性合金粉末（主粉である粉末Ａ～粉末Ｆ）の表面構造を、ＴＥＭ－ＥＤＸを用いたライン分析により解析した。当該ライン分析では、Ｓｉ濃度の極大点であるＬ^Si _maxの有無、Ｃｏ濃度の極大点であるＬ^Co _maxの有無、および、「Ｄ_Co－Ｄ_Si」を調査した。

（圧粉磁心における磁性粉末の充填率）
作製した圧粉磁心の寸法および質量を計測し、当該寸法および質量から圧粉磁心の密度ρを算出した。また、圧粉磁心が磁性粉末のみで構成してあると仮定して、磁性粉末の比重から圧粉磁心の理論密度を算出した。そして、上記の密度ρを、理論密度で除すことで、圧粉磁心における磁性粉末の充填率を算出した。

（圧粉磁心の比透磁率）
トロイダル形状の圧粉磁心に対して、ポリウレタン銅線（ＵＥＷ線）を巻回した。そして、周波数１００ｋＨｚにおける圧粉磁心のインダクタンスを、ＬＣＲメータ（アジレント・テクノロジー社製４２８４Ａ）を用いて測定し、当該インダクタンスに基づいて圧粉磁心の比透磁率（単位なし）を算出した。

（圧粉磁心の耐電圧特性）
耐電圧特性の測定では、円柱状の試験用コアを、上記のトロイダルコアと同様の方法で作製し、当該試験用コアの両端面にそれぞれＩｎ－Ｇａ電極を形成した。次に、耐電圧試験機（多摩電測製ＴＨＫ－２０１１ＡＤＭＰＴ）を用いて、試験用コアに対して電圧を印加し、１ｍＡの電流が流れた際の電圧値を測定した。そして、測定した電圧値を試験用コアの長さ（端面間の距離）で除すことにより、試験用コアの耐電圧を測定した。

上記の耐電圧の測定は、各試料につき２０個の試験用コアに対して実施し、２０個の試験用コアの平均値を、各試料における耐電圧とした。そして、各試料の耐電圧は、基準試料の耐電圧を用いて相対的に評価した。具体的に、表２に示す表面処理を実施していない粉末を用いて圧粉磁心を作成し、当該圧粉磁心を基準試料とした。そして、基準試料の耐電圧に対して、１．３倍未満の耐電圧を示す試料を「不合格（Ｆ）」、１．３倍以上１．５未満の耐電圧を示す試料を「良好（Ｇ）」、１．５倍以上の耐電圧を示す試料を「特に良好（ＶＧ）」と判断した。

また、２０個の試験用コアの耐電圧データを母集団として、ワイブルプロットを得て、当該ワイブルプロットから、各試料のｍ値（単位なし）を算出した。ｍ値は、耐電圧のバラツキの程度を示す指標であり、３．０以上を良好、５．５以上を特に良好と判断した。

実験１における各試料の評価結果を、表３～８に示す。表３は主粉として粉末Ａを用いた試料の評価結果、表４は主粉として粉末Ｂを用いた試料の評価結果、表５は主粉として粉末Ｃを用いた試料の評価結果、表６は主粉として粉末Ｄを用いた試料の評価結果、表７は主粉として粉末Ｅを用いた試料の評価結果、表８は主粉として粉末Ｆを用いた試料の評価結果である。各表における表面処理手法の欄の「－」は、表２に示す表面処理を実施していないことを意味する。また、各表におけるＤ_Co－Ｄ_Siの欄の「－」は、主粉の表層部が、Ｌ^Si _maxまたは／およびＬ^Co _maxを有していないことにより、Ｄ_Co－Ｄ_Siが測定できなかったことを意味する。

表３、表５、および表７に示すように、Ｃｏを含まない主粉（粉末Ａ、粉末Ｃ、または粉末Ｅ）を用いた試料では、メカノケミカル法による表面改質処理を実施した場合であっても、耐電圧特性の向上が図れなかった。また、条件１１のコーティング処理を実施した試料Ａ-１２では、耐電圧が向上した。ただし、０＞（ＤＣｏ－ＤＳｉ）である試料Ａ-１２では、耐電圧のばらつきが大きく、ｍ値が向上しなかった。

一方、表４、表６、および表８に示すように、Ｃｏを含む主粉（粉末Ｂ、粉末Ｄ、または粉末Ｆ）を用いた試料では、メカノケミカル法による表面改質処理を実施することで、Ｌ^Si _maxおよびＬ^Co _maxが粒子表層部に形成された。そして、０≦（Ｄ_Co－Ｄ_Si）を満たす試料では、高い耐電圧および高いｍ値が得られた。また、０≦（Ｄ_Co－Ｄ_Si）を満たす試料では、基準試料と同程度の比透磁率が得られた。この結果から、軟磁性合金粉末の表層部が、Ｌ^Si _maxおよびＬ^Co _maxを有し、かつ、Ｄ_Si≦Ｄ_Coを満たすことで、高い比透磁率を維持しつつ、耐電圧およびｍ値を向上できることがわかった。特に、３≦（Ｄ_Co－Ｄ_Si）を満たす場合、耐電圧およびｍ値がより向上することがわかった。

なお、０≦（Ｄ_Co－Ｄ_Si）を満たす試料では、軟磁性合金粉末の表層部が、Ｓｉを含む酸化物相と、Ｃｏを含む酸化物相とを有していることが確認できた。

（実験２）
実験２では、実験１とは異なる微粉と、主粉（粉末Ｂ、粉末Ｄ、または粉末Ｆ）とを用いて圧粉磁心を作製した。具体的に、実験２では、微粉として、平均粒径（Ｄ５０）が１μｍのＦｅＮｉ系軟磁性合金粉末を用いた。実験２において、微粉の種類以外の実験条件は、実験１と同様であり、実験１と同様の評価を実施した。実験２の評価結果を表９～１１に示す。なお、表９～表１１には、実験２の結果と共に、Ｆｅ系の微粉を用いた実験１の評価結果も併記している。

表９～表１１の結果から、微粉の種類を変えることで、比透磁率が変化する場合があることがわかった。Ｄ_Si≦Ｄ_Coを満たす試料では、微粉種によって比透磁率が変動した場合であっても、耐電圧特性が変動することはなく、高い耐電圧と高いｍ値とが得られた。

（実験３）
実験３では、圧粉磁心における樹脂含有率を変更した。具体的に、樹脂含有率が、２．５ｖｏｌ％、２．０ｖｏｌ％、１．５ｖｏｌ％、または、１．０ｖｏｌ％となるように、エポキシ樹脂と、所定の主粉（粉末Ｂ、粉末Ｄ、または粉末Ｆ）を含む磁性粉末とを混錬した。実験３において、樹脂含有率以外の実験条件は、実験１と同様であり、実験１と同様の評価を実施した。実験３の評価結果を、表１２～表１４に示す。

表１２～１４に示すように、表層部１０を形成していない試料では、樹脂含有率を低減することで、比透磁率が向上するものの、耐電圧およびｍ値が減少してしまう結果となった。これに対して、Ｄ_Si≦Ｄ_Coを満たす表層部１０を形成した試料では、樹脂含有率を低減しても、高い耐電圧および高いｍ値が得られた。つまり、Ｄ_Si≦Ｄ_Coを満たす試料では、樹脂含有率を低減しても、高い比透磁率と、高い耐電圧特性とを両立して実現できることがわかった。

（実験４）
実験４では、リン酸塩系化合物からなる絶縁被膜を、リン酸塩処理により、主粉（粉末Ｂ、粉末Ｄ、または粉末Ｆ）の粒子表面に形成した。具体的に、メカノケミカル処理を実施することなく上記の絶縁被膜のみを形成した試料と、メカノケミカル処理を実施したうえで上記の絶縁被膜を形成した試料と、を作製した。なお、実験４の全ての試料において、絶縁被膜の平均厚みは、１ｎｍ～５０ｎｍの範囲内とし、樹脂含有率は、１．０ｖｏｌ％とした。実験４における上記以外の実験条件は、実験１と同様であり、実験１と同様の評価を実施した。実験４の評価結果を表１５に示す。

表１５の結果から、Ｄ_Si≦Ｄ_Coを満たす表層部１０の外面にさらに絶縁被膜を形成することで、耐電圧特性がさらに向上することがわかった。

１ … 軟磁性合金粉末
１ａ … 第１粒子
２ … 粒子本体
１０ … 表層部
１０ａ … 外面
１２ … Ｓｉ酸化物相
１４ … Ｃｏ酸化物相
２１ … 界面
１ｂ … 微粉
４ … 樹脂
４０ … 圧粉磁心
５０ … コイル
５０ａ，５０ｂ … 端部
６０，８０ … 外部電極
１００ … 磁性部品

Claims (8)

1. ＦｅおよびＣｏを含む軟磁性合金からなる粒子本体と、前記粒子本体の表面側に位置する表層部と、を有し、
   前記表層部が、少なくとも１以上のＳｉ濃度の極大点と、少なくとも１以上のＣｏ濃度の極大点と、を有し、
   少なくとも１以上のＳｉ濃度の前記極大点のうち最も粒子中心側に位置する極大点を、第１のＳｉ極大点Ｌ^Si _maxとし、
   前記粒子本体と前記表層部との界面から前記Ｌ^Si _maxまでの距離を、Ｄ_Siとし、
   少なくとも１以上のＣｏ濃度の前記極大点のうち最も粒子中心側に位置する極大点を、第１のＣｏ極大点Ｌ^Co _maxとし、
   前記界面から前記Ｌ^Co _maxまでの距離を、Ｄ_Coとして、
   Ｄ_Si≦Ｄ_Coを満たす軟磁性合金粉末。
2. Ｄ_Si＜Ｄ_Coを満たす請求項１に記載の軟磁性合金粉末。
3. 前記表層部が、酸化物相である請求項１または２に記載の軟磁性合金粉末。
4. 前記表層部が、Ｓｉの酸化物を含むＳｉ酸化物相を有し、
   前記Ｌ^Si _maxが、前記Ｓｉ酸化物相に存在する請求項１～３のいずれかに記載の軟磁性合金粉末。
5. 前記表層部が、Ｃｏの酸化物を含むＣｏ酸化物相を有し、
   前記Ｌ^Co _maxが、前記Ｃｏ酸化物相に存在しており、
   前記Ｃｏ酸化物相の一部が、前記Ｓｉ酸化物相の表面側の一部と重複している請求項４に記載の軟磁性合金粉末。
6. 前記表層部が、Ｃｏの酸化物を含むＣｏ酸化物相を有し、
   前記Ｌ^Co _maxが、前記Ｃｏ酸化物相に存在しており、
   前記Ｃｏ酸化物相が、前記Ｓｉ酸化物相よりも表面側に位置する請求項４に記載の軟磁性合金粉末。
7. 請求項１～６のいずれかに記載の軟磁性合金粉末を含む圧粉磁心。
8. 請求項１～６のいずれかに記載の軟磁性合金粉末を含む磁性部品。

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