JP2004099928A - 磁性合金材料 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】NaZn13型結晶構造を有する化合物相を75体積%以上含み、且つ、組成式:Fe100−a−b−c−dREaAbTMcDd(REはLa、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、ErおよびTmからなる群から選択され、Laを90原子%以上含む少なくとも1種の希土類元素、AはAl、Si、Ga、GeおよびSnからなる群から選択される少なくとも1種の元素、TMはSc、Ti、V、Cr、Mn、Co、Ni、CuおよびZnからなる群から選択される少なくとも1種の遷移金属元素、DはB、C、P、As、Se、Sb、Te、Bi、PoおよびAtから選択される少なくとも1種の元素、5原子%≦a≦10原子%、4.7原子%≦b≦18原子%、0原子%≦c≦9原子%、1.8原子%≦d≦5.4原子%)で表される組成を有する。
【選択図】 図1
Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気冷凍作業物質あるいは磁歪材料として好適に用いられる磁性合金材料およびその製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】
近年、組成式I:La1−zREz(Fe1−xAx−yTMy)13(A=Al、Si、Ga、Ge、Snのうち少なくとも1種の元素0.05≦x≦0.2、TMは遷移金属元素のうち少なくとも1種の元素0≦y≦0.1、REはLaを除く希土類元素のうち少なくとも1種の元素0≦z≦0.1)で表される磁性合金(以下、「LaFe13系磁性合金」と称する。)は、NaZn13型の結晶構造を有し、キュリー温度(Tc)付近で、大きな磁気熱量効果および磁気体積効果を示すことから、磁気冷凍作業物質および磁歪材料として、有望視されている(例えば、特許文献1、特許文献2、および非特許文献1参照)。
【0003】
LaFe13系磁性合金は、従来、例えば、アーク溶解あるいは高周波溶解により得られた鋳造合金を真空中で1050℃、約168時間の熱処理することによって製造されていた。
【0004】
【特許文献1】
特開2000−54086号公報
【特許文献2】
特開2002−69596号公報
【非特許文献1】
「遍歴電子メタ磁性La(FexSi1−x)13化合物の強大な磁気体積および磁気熱量効果」、藤田麻哉、他、まてりあ、第41巻、第4号、269頁〜275頁、2002。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来のLaFe13系磁性合金の製造方法には、以下の問題点がある。
【0006】
所定の組成の合金溶湯から得られた鋳造合金は、上記組成式におけるAおよびTMの一部が固溶したα−Fe相と、残部で構成される相とを含む2つ以上の粗大な結晶相が複雑に入り組んだ組織(例えば後述の図4(a)参照)を有している。NaZn13型結晶構造を有する化合物相(以下、「LaFe13型化合物相」という。)は、これらの粗大な結晶相の界面から生成する(例えば後述の図4(b)参照)。従って、このような粗大な結晶相を有する組織から、LaFe13系磁性合金(金属間化合物)を得るためには、上述したように、高温で長時間の熱処理によって均質化(以下、「均質化熱処理」ということがある。)を施していた。この長時間に亘る均質化熱処理が不可欠なことから、LaFe13系磁性合金は量産性に乏しいという問題があった。
【0007】
また、長時間の均質化熱処理の間に合金表面が酸化等の腐食によって劣化し、その結果、磁気熱量効果や磁気体積効果が劣化するという問題もあった。
【0008】
本発明はかかる諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、従来のような長時間の熱処理工程を経ずとも製造することができる、LaFe13系磁性合金材料を提供することにある。
【0009】
【課題を解決するための手段】
本発明の磁性合金材料は、NaZn13型結晶構造を有する化合物相を75体積%以上含み、且つ、組成式II:Fe100−a−b−c−dREaAbTMcDd(REはLa、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、ErおよびTmからなる群から選択され、Laを90原子%以上含む少なくとも1種の希土類元素、AはAl、Si、Ga、GeおよびSnからなる群から選択される少なくとも1種の元素、TMはSc、Ti、V、Cr、Mn、Co、Ni、CuおよびZnからなる群から選択される少なくとも1種の遷移金属元素、DはB、C、P、As、Se、Sb、Te、Bi、PoおよびAt、5原子%≦a≦10原子%、4.7原子%≦b≦18原子%、0原子%≦c≦9原子%、1.8原子%≦d≦5.4原子%)で表される組成を有し、そのことによって上記目的が達成される。
【0010】
好ましい実施形態の磁性合金材料は、前記組成式におけるDとして、BおよびCの少なくとも一方の元素を含む。
【0011】
好ましい実施形態の磁性合金材料は磁気熱量効果を有する。
【0012】
【発明の実施の形態】
以下、本発明による磁性合金材料(LaFe13系磁性合金)の実施形態を説明する。
【0013】
本発明の磁性合金材料は、組成式II:Fe100−a−b−c−dREaAbTMcDd(REはLa、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、ErおよびTmからなる群から選択され、Laを90原子%以上含む少なくとも1種の希土類元素、AはAl、Si、Ga、GeおよびSnからなる群から選択される少なくとも1種の元素、TMはSc、Ti、V、Cr、Mn、Co、Ni、CuおよびZnからなる群から選択される少なくとも1種の遷移金属元素、DはB、C、P、As、Se、Sb、Te、Bi、PoおよびAtから選択される少なくとも1種の元素、5原子%≦a≦10原子%、4.7原子%≦b≦18原子%、0原子%≦c≦9原子%、1.8原子%≦d≦5.4原子%)で表される組成を有し、且つ、磁性合金材料の全体の75体積%以上がNaZn13型結晶構造を有する化合物相(LaFe13型化合物相)で構成されている。好ましくは、LaFe13型化合物相の体積分率は80%以上である。
【0014】
本発明者は、組成の異なる合金を作製し、組成と生成相との関係を検討した結果、上記組成式Iで表される従来のLaFe13系磁性合金に、さらに、Si、Ge、Snを除く半金属元素D(すなわち、B、C、P、As、Se、Sb、Te、Bi、PoおよびAtから選択される少なくとも1種の元素)を添加することによって、鋳造直後からLaFe13型化合物相を75体積%以上含む磁性合金材料が得られることを見出し、本発明に至った。
【0015】
上述したように、従来の組成のLaFe13系磁性合金は、鋳造直後(as−cast)の状態では、α−Fe相と、残部で構成される相とを含む2つ以上の粗大な結晶相が形成され、LaFe13型化合物相はほとんど形成されない。α−Fe相を含む粗大な結晶相からLaFe13型化合物相を形成させるために、長時間の熱処理が必要である。この熱処理過程において、α−Fe相と粒界相との界面からLaFe13型化合物相が生成されるが、その成長速度が遅いため75体積%以上に成長するまでに長時間を要する。
【0016】
これに対し、合金原料に上記半金属元素D(特に、Bおよび/またはC)を添加すると、半金属元素は、α−Fe相の粗大化を抑制するように作用し、鋳造直後の状態で、LaFe13型化合物相を75体積%以上含む磁性合金材料が得られる。
【0017】
但し、上記組成式IIにおいて、aが上記範囲を外れると、LaFe13型化合物相を75体積%以上形成することができない。bが4.7原子%未満ではLaFe13型化合物相が形成されず、18原子%を超えると磁気熱量効果(または磁気体積効果)が十分に得られない。また、cが上記範囲を外れても、磁気熱量効果(または磁気体積効果)が十分に得られず、磁気冷凍作業物質(または磁歪材料)として十分な特性の磁性合金材料が得られない。更に、dが1.8原子%未満であるとα−Fe相の体積分率が多くなり、5.4原子%を超えるとFe−D系化合物相の体積分率が多くなる。従って、LaFe13型化合物相を75体積%以上形成するためには、均質化のために、従来と同様に長時間の熱処理工程が必要となる。
【0018】
勿論、組成および/または製造条件などを調節することによって、90体積%以上がLaFe13型化合物相で構成された磁性合金材料を得ることができる。本発明による磁性合金材料は、従来と同様に鋳造法によって製造され得るが、液体急冷法を用いて製造することもできる。
【0019】
本発明による磁性合金材料は、鋳造直後からLaFe13化合物相を75体積%以上含んでいるため、熱処理工程を省略することができるので、生産性が改善される。更に、熱処理中にLaFe13系磁性合金表面の酸化等による劣化も抑制されるので、特性の低下も少ない。例えば、鋳造合金を長時間熱処理することによって得られたLaFe13系磁性合金は、表面から数mmの層は磁気冷凍作業物質として利用することができないが、本発明による磁性合金材料は、表面を除去することなく、そのまま磁気冷凍作業物質として用いることができる。従って、高価な原料の歩留まりが向上することによるコスト削減効果が得られる。
【0020】
また、本発明の実施形態によると、磁気相転移の生じるキュリー温度Tcが190K以上330K以下の範囲内にあるLaFe13系磁性合金が得られる。上記組成式中のTMとしてCoを含み、Coの比率を制御することによってキュリー温度Tcの異なるLaFe13系磁性合金を得ることができる。例えば、Coの比率(上記組成式II中のcに相当)が約9原子%のとき、Tc=330Kが得られる。また、本発明による磁性合金材料を水素化することによって、キュリー温度を調整することもできる。
【0021】
なお、本明細書において、磁気相転移とは、強磁性から常磁性、強磁性から反強磁性、あるいは、反強磁性から常磁性への転移を指す。
【0022】
本発明によるLaFe13系磁性合金は、磁気冷凍作業物質として好適に用いられるが、例えば、特開2000−54086号公報や特開2002−69596号公報に開示されているように、磁歪材料としても好適に用いることが出来る。
【0023】
【実施例】
以下、本発明によってLaFe13系磁性合金の具体例を説明するが、本発明はこれに限られない。
【0024】
[鋳造合金の製造]
組成式:Fe100−a−b−c−dREaAbTMcDd(各元素および原子%は表1に記載)で表される組成の鋳造合金が得られるように、各構成元素の原料を所定量配合し、高周波溶解により溶解した。得られた原料溶湯を鋳型(例えばCu製)に鋳込むことによって鋳造合金の試料(1)〜(7)を得た。鋳型は必要に応じて内部に冷却水を流す等して冷却する。何れの試料も熱処理を施していないas−cast合金を用いた。なお、試料(1)および(2)は、上述した組成式IIで表される組成を有するが、試料(3)〜(7)は、半金属元素Dの原子%(d)が組成式IIの範囲外にある。
【0025】
【表1】
【0026】
[評価]
各試料の結晶構造をXRDで評価した。それぞれの試料を150μm以下に粉砕した粉末を用いた。ターゲットにはCuを用いた。スキャンスピードは4.0°/min、サンプリング幅は0.02°、測定範囲は20〜80°とした。
【0027】
また、各試料の形態および組成分布をEPMAを用いて評価した。EPMA観察用の試料は次のようにして作製した。試料合金をエポキシ樹脂に含浸し表面を研磨した後、厚さ約20nmのAu蒸着を施したものをEPMA用試料とした。
EPMAの加速電圧は15kVとした。照射電流はB.E.I.(反射電子像)で1.0nAとした。
【0028】
XRDの測定結果を図1に示す。図1において、LaFe13型化合物相をLaFe13系と表し、その回折ピークを○で示し、La、FeおよびSi、またはLa、Fe、SiおよびBからなる相を(La、Fe、Si、B)と表し、その回折ピークを▲で示す。なお、(La、Fe、Si、B)の結晶構造は同定されていない。また、図1において、F2B相の回折ピークを■、α−Fe相の回折ピーク●で示している。
【0029】
図1からわかるように、試料(1)および(2)では、鋳造直後の状態で熱処理を施さないでも、NaZn13型の結晶構造を有するLaFe13化合物相が形成されている。これらの試料におけるLaFe13化合物相の体積分率が85%以上であることは、XRDの積分強度の比から確認した。また、図2に示した試料(1)のEPMA観察による反射電子像(B.E.I)からわかるように、僅かなα−Fe相および(La、Fe、Si、B)化合物相が、LaFe13型化合物相中に分散した形態をとっている。なお、(La、Fe、Si、B)化合物相はごく少量であるため、図1のXRD図ではほとんど確認されていない。
【0030】
これに対し、Bを含まない試料(4)では、LaFe13型化合物相のピークは見られず、α−Fe相によるピークの強度が非常に強い。図4からわかるとおり、試料(4)は、α−Fe相と(La、Fe、Si)化合物相とを含む多相構造を有している。
【0031】
Bを含まない試料(4)については、約10gを10−2Pa以下に真空排気した石英管に封入して、1050℃で1時間、8時間、24時間および120時間熱処理を施した試料(4−a)、試料(4−b)、試料(4−c)および試料(4−d)を作製した。試料(4)、試料(4−a)、試料(4−c)および試料(4−d)のXRDの測定結果を図3に示す。また、試料(4)、試料(4−b)および試料(4−d)のEPMA観察による反射電子像(B.E.I)をそれぞれ図4(a)、(b)および(c)に示す。
【0032】
図3および図4からわかるように、Bを含まない従来の鋳造合金においては、鋳造直後にはLaFe13型化合物相は存在せず、熱処理が進むに連れて、徐々に(La、Fe、Si)化合物相およびα−Fe相が減少し、LaFe13型化合物相が形成されている様子がわかる。120時間熱処理を施した試料(4−d)においては、ほぼ完全にLaFe13型化合物相が形成されている。
【0033】
図1に示した、試料(1)および(2)においては、(La、Fe、Si、B)化合物相はほとんど形成されていないのに対し、図3に示した、Bを含まない試料(4)に1時間の熱処理を施した試料(4−a)においても(La、Fe、Si)化合物相が残存している。このことからも、本発明に従って、合金にBを添加することによって、LaFe13型化合物相が効率良く形成されていることがわかる。
【0034】
また、Bの含有量が少ない試料(5)および(6)では、試料(4)と同様にα−Fe相のピークの強度が強い。LaFe13型化合物相のピークも見られるがその強度は弱く、十分な磁気特性を発揮できる体積に至っていない。試料(6)についてXRDの積分強度から見積もった体積分率は約70%であった。
【0035】
一方、Bの含有量が多い試料(3)では、α−Fe相のピークは見られないが、Fe2B相のピークの強度が強い。LaFe13型化合物相のピークの強度は弱く、十分な磁気特性を発揮できる体積に至っていない。XRDの積分強度から見積もった体積分率は約70%であった。
【0036】
このような実験を行うことによって、上記組成式IIにおけるdが1.8原子%≦d≦5.4原子%の範囲にあるときに、鋳造直後の状態で75体積%以上のLaFe13型化合物相が得られることがわかった。また、例示した実験例では、半金属元素DとしてBを用いた例を示したが、Bに代えてCを用いても良い。勿論、BとCとを混合して用いても良い。
【0037】
次に、試料(1)の磁気熱量効果を評価した結果を図5を参照しながら説明する。
【0038】
磁気冷凍作業物質には、磁気熱量効果の大きい材料が好ましい。磁気熱量効果の評価には磁気エントロピー変化−ΔSmagが用いられる。一般に−ΔSmagが大きいほど磁気熱量効果は大きい。高磁界VSMを用いて0Tから1Tまで0.2T間隔で設定した一定強度の印加磁界下で磁化(M)−温度(T)曲線を測定し、測定結果から下記の式(1)を用いて−ΔSmagを算出した。
【0039】
−ΔSmag = ∫0 H(∂M/∂T)HdH ・・・・(1)
(ここで、−ΔSmagは磁気エントロピー変化、Hは磁界、Mは磁化、Tは絶対温度である。)
【0040】
試料(1)について得られた−ΔSmagの温度依存性を図5に示す。図5に示した磁気エントロピー変化−ΔSmagの温度依存性からわかるように、試料(1)のas−cast合金は、大きな磁気エントロピー変化を示している。0T〜1Tまでの−ΔSmagは、約3Jkg−1K−1であった。現在、室温付近で動作する磁気冷凍試験機に使用されているGd(ガドリニウム)は、0Tから1Tで−ΔSmag=3Jkg−1K−1程度であり、これとほぼ同等の磁気エントロピー変化を有していることがわかる。なお、試料(4)の鋳造合金に120時間の熱処理を施して作製した試料(4−d)の表面の酸化層(厚さ約2mm)を除去した後の試料について求めた磁気エントロピー変化は、−ΔSmag=19Jkg−1K−1あった。試料(1)の−ΔSmagが試料(4−d)よりも低い原因は、試料(1)にはα−Fe相が比較的多く形成されていることなどが影響しているものと考えられる。工業的な利用可能性を考えると、この−ΔSmagの低下よりも、熱処理工程を省略できることによる利点が大きいと考えられる。また、図5からわかるように、試料(1)において、磁気相転移が起こる温度領域の半値幅ΔTcは30K以上あり、磁気冷凍作業物質としての動作温度範囲が広いという利点もある。
【0041】
【発明の効果】
本発明によると、従来のような長時間の熱処理工程を経ずとも製造することができる、LaFe13系磁性合金材料が提供される。本発明によるLaFe13系磁性合金は、磁気冷凍作業物質または磁歪材料として好適に用いることが出来る。
【図面の簡単な説明】
【図1】B含有率の異なる鋳造合金(試料(1)〜(7))のXRDの測定結果を示す図である。
【図2】Bを含む鋳造合金(試料(1))のEPMAによる反射電子像(B.E.I)を示す写真である。
【図3】Bを含有しない鋳造合金(試料(4))およびこれに熱処理を施した鋳造合金(試料(4−a)、試料(4−c)および試料(4−d))のXRDの測定結果を示す図である。
【図4】Bを含有しない鋳造合金のEPMAによる反射電子像(B.E.I)を示す写真であり、(a)は試料(4)の反射電子像を示し、(b)は試料(4−b)の反射電子像を示し、(c)は試料(4−d)の反射電子像を示す。
【図5】Bを含む鋳造合金(試料(1))について得られた−ΔSmagの温度依存性を示す図である。
Claims (3)
- NaZn13型結晶構造を有する化合物相を75体積%以上含み、且つ、組成式:Fe100−a−b−c−dREaAbTMcDd(REはLa、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、ErおよびTmからなる群から選択され、Laを90原子%以上含む少なくとも1種の希土類元素、AはAl、Si、Ga、GeおよびSnからなる群から選択される少なくとも1種の元素、TMはSc、Ti、V、Cr、Mn、Co、Ni、CuおよびZnからなる群から選択される少なくとも1種の遷移金属元素、DはB、C、P、As、Se、Sb、Te、Bi、PoおよびAtから選択される少なくとも1種の元素、5原子%≦a≦10原子%、4.7原子%≦b≦18原子%、0原子%≦c≦9原子%、1.8原子%≦d≦5.4原子%)で表される組成を有する、磁性合金材料。
- 前記組成式におけるDは、BおよびCの少なくとも一方の元素を含む、請求項1に記載の磁性合金材料。
- 磁気熱量効果を有する請求項1または2に記載の磁性合金材料。
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