JP2023062497A - 軟磁性合金、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、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を含む軟磁性の合金組成を有する本体部と、当該本体部の表面側に位置する表層部と、を有する軟磁性合金である。表層部におけるＣｏ濃度とＦｅ濃度との和に対するＣｏ濃度の比を、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）として、表層部の厚み方向におけるＣｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布が、極小点と、少なくとも１以上の極大点と、を有する。【選択図】図２Ｂ

Description

本発明は、軟磁性合金、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材料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、磁性材料の充填率を高める技術が開示されている。

しかしながら、磁性材料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、磁性材料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、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は、
ＦｅおよびＣｏを含む軟磁性の合金組成を有する本体部と、前記本体部の表面側に位置する表層部と、を有し、
前記表層部において、Ｃｏ濃度とＦｅ濃度との和に対するＣｏ濃度の比を、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）として、
前記表層部の厚み方向におけるＣｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布が、極小点と、少なくとも１以上の極大点と、を有する。

上記の特徴を有する軟磁性合金を用いることで、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、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）分布における極小値および極大点が、所定の位置関係を満たす。
たとえば、少なくとも１以上の前記極大点のうち前記本体部に最も近い極大点を、第１極大点とし、前記第１極大点の次に前記本体部に近い極大点を、第２極大点とすると、前記極小点が、前記第１極大点よりも表面側に位置し、前記第２極大点が、前記極小点よりも表面側に位置することが好ましい。
もしくは、前記極小点、および、少なくとも１以上の前記極大点のうち、前記極小点が、最も合金中心側に位置していてもよい。

好ましくは、前記表層部が、酸化物相を含む。

好ましくは、前記表層部が、Ｓｉ，Ｃｒ，およびＡｌから選択される１以上の所定元素Ｍを含む酸化物相を有し、
前記極小点が、前記酸化物相に存在する。

上記のように、表層部が所定元素Ｍの酸化物相を有する場合、
前記酸化物相は、前記所定元素Ｍの濃度の極大点Ｌ^M _maxを有する。
そして、好ましくは、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）に関する前記極大点の１つが、前記極大点Ｌ^M _maxよりも表面側に存在する。

本発明の軟磁性合金の用途は、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の表面近傍を拡大した概略断面図である。 図２Ａは、実施形態の軟磁性合金に関するライン分析データの一例を模したグラフである。 図２Ｂは、実施形態の軟磁性合金に関するライン分析データの一例を模したグラフである。 図３は、ライン分析データの一変形例を模したグラフである。 図４は、ライン分析データの一変形例を模したグラフである。 図５Ａは、従来の軟磁性合金に関するライン分析データの一例を模したグラフである。 図５Ｂは、従来の軟磁性合金に関するライン分析データの一例を模したグラフである。 図６は、図１に示す軟磁性合金を含む圧粉磁心の一例を示す概略断面図である。 図７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。

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、特に粉末形状を有することが好ましい。軟磁性合金１の寸法は特に限定されない。たとえば、軟磁性合金１が薄帯形状である場合、軟磁性合金薄帯の厚みは、１５μｍ～１００μｍとすることができる。また、軟磁性合金１が粉末形状を有する場合、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。

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、軟磁性合金粉末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１は、軟磁性合金１の表面近傍を拡大した要部断面図である。図１に示すように、軟磁性合金１は、本体部２と、当該本体部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、合金中心から合金表面に向かう方向において、軟磁性合金１の外側により近い側を意味する。

（本体部２）
本体部２は、軟磁性合金１の体積のうち少なくとも９０ｖｏｌ％以上を占める基体部である。そのため、軟磁性合金１の平均組成は、本体部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、本体部２の結晶構造とみなすことができる。なお、上記の本体部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％以上が本体部２である。

本体部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、本体部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組成を有することができる。もしくは、本体部２は、軟磁性合金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、本体部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、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１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。

上述した本体部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、樹脂成分を有する圧粉磁心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本体部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、本体部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２Ａ参照）。また、たとえば、本体部２の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（本体部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。

本体部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、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、本体部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、軟磁性合金１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、本体部２とは異なる領域である。表層部１０は、本体部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、本体部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１に示すように、合金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２Ａおよび図２Ｂに示すグラフが、軟磁性合金１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２Ａ，図２Ｂ）を示しているが、図２Ａおよび図２Ｂ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、特定点から合金表面側（外側）に向かう方向を正方向とし、特定点から合金内側に向かう方向を負方向としている。また、グラフの第１の縦軸が、構成元素（ＦｅおよびＣｏ）の含有率（濃度）であり、第２の縦軸が、Ｃｏ濃度とＦｅ濃度との和に対するＣｏ濃度の比：Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）である。

図２Ａに示すように、本体部２では、ＦｅやＣｏ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。その本体部２よりも表面側では、構成元素の濃度が本体部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、Ｆｅの濃度分布における変化点ＣＰ_Fe、Ｃｏの濃度分布における変化点ＣＰ_Co、および、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布における変化点ＣＰ_Rを特定し、これら変化点のうち最も合金内側（合金中心側）に位置する変化点を、本体部２と表層部１０との「界面２１」とする。

具体的に、変化点および界面２１の特定方法について説明しておく。たとえば、Ｆｅの濃度分布において、本体部２におけるＦｅの平均濃度に一致する水平線ＡＬ_Feを引く。そして、Ｆｅの濃度が、本体部２から合金表面側に向かって単調変化（図２Ａでは単調減少）している領域で、近似直線ＴＬ_Feを引く。この水平線ＡＬ_Feと近似直線ＴＬ_Feとの交点が、Ｆｅの濃度分布における変化点ＣＰ_Feである。Ｃｏ濃度分布の変化点ＣＰ_Co、および、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布における変化点ＣＰ_Rについても、上記と同様の方法で特定すればよい。

上記の方法で特定した各変化点ＣＰ_Fe，ＣＰ_Co，ＣＰ_Rに基づいて、本体部２と表層部１０との「界面２１」を特定する。図２Ａでは、各変化点ＣＰ_Fe，ＣＰ_Co，ＣＰ_Rのうち、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の変化点ＣＰ_Rが、最も内側に位置している。そのため、図２Ａのグラフでは、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の変化点ＣＰ_R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。

本実施形態の軟磁性合金１では、表層部１０の厚み方向におけるＣｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布が、極小点Ｌ_minと、少なくとも１以上の極大点Ｌ_maxとを有する。図２Ｂのグラフでは、極小点Ｌ_minを黒塗りの丸印で示しており、極大点Ｌ_maxを白抜きの丸印で示している。

ここで、本実施形態における極小点（local minimum）とは、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布が、界面２１から表面側に向かう正方向において、減少傾向から増加傾向に切り替わる点である。すなわち、極小点Ｌ_minは、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）が谷状に変化している局所域における極値である。極小点Ｌ_minは、表層部１０の全域における最小値（global minimum）とは異なる。また、本実施形態における極大点（local maximum）とは、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布が、界面２１から表面側に向かう正方向において、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Ｌ_maxは、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）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Ｌ_maxは、複数存在する場合があり、極大点Ｌ_max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。

表層部１０におけるＣｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布が、極小点Ｌ_minと、少なくとも１以上の極大点Ｌ_maxとを有することで、本実施形態の軟磁性合金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。

極大点Ｌ_maxの数、および、各極値（Ｌ_min，Ｌ_max）の配置は、特に限定されないが、特に、極小点Ｌ_minと極大点Ｌ_maxとが、図２Ｂに示す様態で存在していることが好ましい。具体的に、図２Ｂのグラフでは、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布が、２つの極大点Ｌ_maxを有している。この２つの極大点Ｌ_maxのうち、最も本体部２に近い極大点（すなわち最も合金内側に位置する極大点）を、第１極大点Ｌ１_maxとする。また、２つの極大点Ｌ_maxのうち、第１極大点Ｌ１_maxの次に本体部２に近い極大点（すなわち合金表面に最も近い極大点）を、第２極大点Ｌ２_maxとする。この場合、極小点Ｌ_minは、第１極大点Ｌ１_maxと第２極大点Ｌ２_maxとの間に位置することが好ましい。換言すると、極小点Ｌ_minが、第１極大点Ｌ１_maxよりも合金表面側に位置し、第２極大点Ｌ２_maxが、極小点Ｌ_minよりも合金表面側に位置することが好ましい。

図２ＢのＣｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布を有する表層部１０において、界面２１から第１極大点Ｌ１_maxまでの距離をＤ１とし、界面２１から極小点Ｌ_minまでの距離をＤ２とし、界面２１から第２極大点Ｌ２_maxまでの距離をＤ３とする。各極値までの距離（Ｄ１～Ｄ３）は、特に限定されず、たとえば、Ｄ１は１０ｎｍ以下であることが好ましく、Ｄ２は２０ｎｍ以下であることが好ましく、Ｄ３は３０ｎｍ以下であることが好ましい。なお、各極値の間隔（Ｄ２－Ｄ１，Ｄ３－Ｄ２）は、特に限定されず、たとえば１ｎｍ以上１０ｎｍ以下であることが好ましい。

なお、軟磁性合金１の表層部１０におけるＣｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布は、図２Ｂに示す様態に限定されず、たとえば、表層部１０が、図３に示すようなＣｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布を有していてもよい。図３のグラフでは、界面２１と極小点Ｌ_minとの間に極大点Ｌ_maxが存在せず、複数の極値のうち、極小点Ｌ_minが最も合金中心側（すなわち表層部１０の内側）に位置している。換言すると、図３に示すＣｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布は、１つの極大点Ｌ_maxを有しており、この１つの極大点Ｌ_maxは、極小点Ｌ_minよりも合金表面側に位置する。

図３に示す界面２１から極小点Ｌ_minまでの距離Ｄ２'は、特に限定されず、図２ＢのＤ２と同様に、２０ｎｍ以下であることが好ましい。また、図３に示す界面２１から極大点Ｌ_maxまでの距離Ｄ３'は、特に限定されず、図２ＢのＤ３と同様に、３０ｎｍ以下であることが好ましい。なお、極値の間隔「Ｄ３'－ Ｄ２'」についても、特に限定されず、たとえば、１ｎｍ以上１０ｎｍ以下であることが好ましい。

なお、図２Ａ、図２Ｂおよび図３では、ＦｅおよびＣｏ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、Ｓｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｐなどの軟磁性合金１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、本体部２よりも高濃度の酸素が検出される。たとえば、図４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４に示すように、表層部１０における酸素の濃度が、本体部２よりも高くなっている場合、表層部１０が酸化物相１２を含む。このように、表層部１０が酸化物相１２を含む場合、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布における極小点Ｌ_maxは、この酸化物相１２に存在する。

表層部１０における酸化物相１２の厚みは、特に限定されない。たとえば、図４のグラフでは、酸素濃度の変化点ＣＰ_Oxから表層部１０の外面１０ａまでの範囲が酸化物相１２である。酸化物相１２の合金内側の始点である変化点ＣＰ_Oxは、本体部２と表層部１０との界面２１とは必ずしも一致せずに、界面２１よりも表面側に位置していてもよい。

酸化物相１２には、Ｓｉ、Ｃｒ、およびＡｌから選択される１種以上の所定元素Ｍが含まれていてもよく、所定元素ＭとしてＳｉが含まれることが好ましい。酸化物相１２が所定元素Ｍを含む場合、酸化物相１２には、所定元素Ｍの濃度が本体部２よりも高い領域が存在し、所定元素Ｍの極大点Ｌ^M _maxが存在する。そして、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）分布の極大点Ｌ_maxのうち、表面側に位置する第２極大点Ｌ２_maxは、所定元素Ｍの極大点Ｌ^M _maxよりも表面側に位置することが好ましい。

表層部１０が、図４に示すような酸化物相１２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。

本実施形態の軟磁性合金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以下とすることができ好ましく、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、所定の変化点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２Ａおよび図２Ｂのグラフでは、表層部１０の外面１０ａが、軟磁性合金１の最表面を構成している。この場合、軟磁性合金１の最表面は、ＴＥＭ像やＳＴＥＭ像において視認できるため、ＴＥＭ像やＳＴＥＭ像を、図２Ａ，図２Ｂ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、軟磁性合金１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、本体部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Ｅ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Ｅ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Ｅ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１の製造方法）
以下、製造方法の一例として、粉末状の軟磁性合金１（軟磁性合金粉末）を製造する方法について説明する。本実施形態に係る軟磁性合金１は、周知の方法で粉末を作製した後に、所定の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。

上記の軟磁性合金粉末の構成粒子は、所定の表面改質処理が施されていない状態であり、当該構成粒子の表面近傍は、たとえば、図５Ａに示すような濃度分布を有する。図５Ａに示すように、表面改質処理前の構成粒子では、表面近傍のＣｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布が、極小点および極大点を有していない。

従来、リン酸塩水溶液やシランカップリング剤などを用いて軟磁性合金粉末に対して化成処理を施すことが知られている。ただし、従来の化成処理により被膜を形成しても、粒子本体の表面近傍におけるＣｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布は、図５Ａに示す様態からほとんど変化しない。つまり、従来の化成処理のみでは、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の極小点および極大点を有する表層部１０を形成することは困難である。

また、従来、化成処理以外の表面処理方法として、熱処理が知られている。熱処理時の酸素濃度を適切に制御して酸化被膜を形成すると、粒子本体の表面近傍が、図５Ｂに示すような濃度分布を有する場合がある。図５ＢのＣｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布は、極大点を有しているが、極小点を有していない。つまり、熱処理のみによる表面処理を実施したとしても、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の極小点と極大点とを有する表層部１０を形成することは困難である。

本発明者らは、鋭意検討した結果、軟磁性合金に対して、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施すことで、図２Ｂ，図３，または図４に示すような濃度分布を有する表層部１０を形成できることを見出した。以下、メカノケミカル法について説明する。

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。この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、軟磁性合金の表面相形成に用いることで、所望の表層部１０を、組成種が異なる軟磁性合金に対しても画一的に形成することができる。

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～１００００ｐｐｍ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、本体部２の表面に表層部１０が形成され、当該表層部１０は、図２Ｂ（＝図２Ａ），図３，または図４に示すような濃度分布を有する。特に、上記のメカノケミカル法では、酸化物相１２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は形成され易くなるが、本体部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が形成され易くなるが、本体部２や表層部１０が破壊されやすくなる。

また、前処理として熱処理を実施してから、上述したメカノケミカル法による表面改質処理を実施してもよい。この場合、熱処理の温度は、軟磁性合金粉末の組成に応じて適宜決定すればよい。たとえば、アモルファス系合金の熱処理温度は、結晶化温度より低い３００℃～５００℃、ナノ結晶系合金の熱処理温度は、４００℃～７００℃、結晶系合金の熱処理温度は、６００℃～１０００℃の範囲内とすることができる。また、前処理における熱処理の雰囲気は、不活性ガスを用いた不活性雰囲気、もしくは、不活性ガスと水素の混合ガスを用いた還元雰囲気とすることが好ましい。メカノケミカル法の前処理として上記のような熱処理を実施することにより、図３に示すような濃度分布が形成され易くなる。

なお、表層部１０の形成方法は、必ずしも上記のメカノケミカル法に限定されない。たとえば、ＣＶＤ法を応用することで、所定の特徴を有する表層部１０を形成できる場合があると考えられる。

また、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。

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１が得られる。

（軟磁性合金１の用途）
本実施形態に係る軟磁性合金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６および図７に基づいて、軟磁性合金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６の概略断面図に示すように、圧粉磁心４０は、磁性粉末３と、結合剤としての樹脂４とを含み、磁性粉末３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における磁性粉末３は、表層部１０を有する主粒子１ａを含んでおり、当該主粒子１ａが、上述した本実施形態の軟磁性合金１である。磁性粉末３は主粒子１ａのみで構成してあってもよいが、図６に示すように、表層部１０を有する主粒子１ａと、主粒子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、主粒子１ａの平均粒径は５μｍ以上２５μｍ以下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６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における主粒子１ａ（軟磁性合金１）と微粒子１ｂとの割合は、特に限定されない。たとえば、「主粒子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における磁性粉末３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、磁性粉末３の充填率は、８０ｖｏｌ％以上とすることが好ましい。

図５Ａまたは図５Ｂに示すような表層構造を有する従来の軟磁性合金を用いて、圧粉磁心を作製した場合、当該圧粉磁心では、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。つまり、従来の圧粉磁心では、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、磁性粉末３の主粒子１ａが、図２Ｂ，図３，または図４に示すような表層部１０を有することで、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。すなわち、本実施形態の圧粉磁心４０では、高い比透磁率を確保しつつ、耐電圧特性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主粒子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６に示すような圧粉磁心４０が得られる。

（磁性部品１００）
図７に示す磁性部品１００では、素体が、図６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１を含む磁性部品は、図７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。

次に、条件１～１０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１～１０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、軟磁性合金（主粒子）の表面近傍におけるＣｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布を取得し、当該分布中に極小点Ｌ_minおよび極大点Ｌ_maxが存在するか否かを調査した。

（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３～５に示す。表３はアモルファス系の主粉（粉末Ａまたは粉末Ｂ）を用いた試料の評価結果であり、表４はナノ結晶系の主粉（粉末Ｃまたは粉末Ｄ）を用いた試料の評価結果であり、表５は結晶質系の主粉（粉末Ｅまたは粉末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。

試料Ａ-２～Ａ-３，Ｃ-２～Ｃ-３，Ｅ-２～Ｅ-３では、Ｃｏを含まない主粉（粉末Ａ、粉末Ｃ、または粉末Ｅ）に対して、熱処理、または、メカノケミカル処理を実施した。これらの試料では、耐電圧特性が基準試料と同程度であり、耐電圧特性が向上しなかった。

また、試料Ｂ-２～Ｂ-６，Ｄ-２～Ｄ-６，Ｆ-２～Ｆ-６では、Ｃｏを含む主粉（粉末Ｂ、粉末Ｄ、または粉末Ｆ）に対して熱処理を実施した。当該試料では、軟磁性合金（主粒子）の表層が、極大点Ｌ_maxを有していたものの、極小点Ｌ_minを有していなかった。このような極大点Ｌ_maxのみを有する試料の耐電圧特性は、基準試料と同程度であり、耐電圧特性が向上しなかった。

一方、試料Ｂ-８～Ｂ-１１，Ｄ-８～Ｄ-１１，Ｆ-８～Ｆ-１１では、Ｃｏを含む主粉（粉末Ｂ、粉末Ｄ、または粉末Ｆ）に対して、１００ｐｐｍ～１００００ｐｐｍの酸素分圧でメカノケミカル処理を実施した。当該試料では、軟磁性合金（主粒子）の表層部１０が、１以上の極大点Ｌ_maxおよび極小点Ｌ_minを有していた。表３～表５に示すように、所定の表層部１０を有する上記試料では、基準試料と同程度の高い比透磁率を確保でき、なおかつ、高い耐電圧および高いｍ値が得られた。この結果から、軟磁性合金の表層部１０が、１以上の極大点Ｌ_maxおよび極小点Ｌ_minを有することで、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。

なお、試料Ｂ-８～Ｂ-１１，Ｄ-８～Ｄ-１１，Ｆ-８～Ｆ-１１では、軟磁性合金（主粒子）の表層部１０が、Ｓｉを含む酸化物相を有していた。そして、酸化物相には、Ｓｉ濃度の極大点Ｌ^Si _maxが存在しており、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の極大点Ｌ_maxが、Ｓｉの極大点Ｌ^Si _maxよりも表面側に存在していた。

（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６～８に示す。なお、表６～表８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６～表８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。１以上の極大点Ｌ_maxおよび極小点Ｌ_minを有する試料では、微粉種の変更によって比透磁率が変動した場合であっても、耐電圧特性が低下することはなく、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９～表１１に示す。

表９～表１１に示すように、所定のメカノケミカル処理を実施していない試料（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、所定のメカノケミカル処理を実施した試料（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、１以上の極大点Ｌ_maxおよび極小点Ｌ_minを有する試料では、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（Ｂ４-１，Ｄ４-１，Ｆ４-１）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（Ｂ４-２，Ｄ４-２，Ｆ４-２）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１２に示す。

表１５の結果から、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。

（実験５）
実験５では、前処理として熱処理を実施してから、メカノケミカル処理を実施した。具体的に、熱処理の条件は、熱処理温度：３００℃、雰囲気：Ａｒガスによる不活性雰囲気として、当該条件で粉末Ｂに対して熱処理を施した。そして、熱処理後に、表２の条件８でメカノケミカル処理を実施した。実験５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５の評価結果を表１３に示す。なお、表１３には、実験５の結果と共に、前処理を実施していない実験１の評価結果（試料Ｂ-１，Ｂ-４，Ｂ-９）も併記している。

前処理を実施していない試料Ｂ-９では、軟磁性合金（主粒子）の表層部１０が、２つの極大点Ｌ_maxと、極小点Ｌ_minとを有しており、極小点Ｌ_minが、２つの極大点Ｌ_maxの間に存在していた（図２Ｂに相当）。一方、前処理として熱処理を実施した試料Ｂ５-１では、軟磁性合金（主粒子）の表層部１０が、１つの極大点Ｌ_maxと、極小点Ｌ_minとを有していた。そして、極小点Ｌ_minが、極大点Ｌ_maxよりも合金中心側に位置していた（図３に相当）。試料Ｂ-９および試料Ｂ５-１では、いずれも、高い耐電圧と高いｍ値が得られた。この結果から、極大点Ｌ_maxの数は、単数でも複数でもよく、図２Ｂや図３に示すような表層構造を有することで、優れた耐電圧特性が得られることがわかった。

１ … 軟磁性合金
２ … 本体部
１０ … 表層部
１０ａ … 外面
１２ … 酸化物相
２１ … 界面
３ … 磁性粉末
１ａ … 主粒子
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

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、２．５ｗｔ％、２．０ｗｔ％、１．５ｗｔ％、または、１．０ｗｔ％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９～表１１に示す。

（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（Ｂ４-１，Ｄ４-１，Ｆ４-１）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（Ｂ４-２，Ｄ４-２，Ｆ４-２）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、１．０ｗｔ％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１２に示す。

Claims (8)

1. ＦｅおよびＣｏを含む軟磁性の合金組成を有する本体部と、前記本体部の表面側に位置する表層部と、を有し、
   前記表層部において、Ｃｏ濃度とＦｅ濃度との和に対するＣｏ濃度の比を、Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）として、
   前記表層部の厚み方向におけるＣｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）の分布が、極小点と、少なくとも１以上の極大点と、を有する軟磁性合金。
2. 少なくとも１以上の前記極大点のうち前記本体部に最も近い極大点を、第１極大点とし、前記第１極大点の次に前記本体部に近い極大点を、第２極大点として、
   前記極小点が、前記第１極大点よりも表面側に位置し、
   前記第２極大点が、前記極小点よりも表面側に位置する請求項１に記載の軟磁性合金。
3. 前記極小値、および、少なくとも１以上の前記極大点のうち、前記極小点が最も合金中心側に位置する請求項１に記載の軟磁性合金。
4. 前記表層部が、酸化物相を含む請求項１～３のいずれかに記載の軟磁性合金。
5. 前記表層部が、Ｓｉ，Ｃｒ，およびＡｌから選択される１以上の所定元素を含む酸化物相を有し、
   前記極小点が、前記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。
6. 前記酸化物相は、前記所定元素の濃度の極大点Ｌ^M _maxを有しており、
   Ｃｏ／（Ｆｅ＋Ｃｏ）に関する前記極大点の１つが、前記極大点Ｌ^M _maxよりも表面側に存在する請求項５に記載の軟磁性合金。
7. 請求項１～６のいずれかに記載の軟磁性合金を含む圧粉磁心。
8. 請求項１～６のいずれかに記載の軟磁性合金を含む磁性部品。

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