JP2022536124A - Ｆｅ－ｎｉナノコンポジット合金 - Google Patents

Abstract

アモルファスマトリックス中の結晶性粒子、ここで前記結晶性粒子は、鉄（Ｆｅ）－ニッケル（Ｎｉ）化合物を含み、前記アモルファスマトリックスによって互いに分離されている；および、前記結晶性粒子と前記アモルファスマトリックスとの間の１つ以上の障壁、ここで前記障壁は、前記結晶性粒子の形成中に前記結晶性粒子の成長を阻害するように構成されており、前記１つ以上の障壁のうちの１つの障壁は、前記結晶性粒子と前記アモルファスマトリックスとの間にある；を含んでいるナノコンポジットであって、前記アモルファスマトリックスは、前記結晶性粒子の抵抗率と比較して、増加した抵抗率を含み、前記アモルファスマトリックスは、前記結晶性粒子に印加される磁場の変化によって引き起こされる前記結晶性粒子の損失を、前記アモルファスマトリックスが無い状態で発生する前記結晶性粒子の損失と比較して、低減するように構成されている、ナノコンポジット。

Description

（優先権主張）
本願は、米国特許法第１２０条に基づく、２０１９年６月７日に出願された米国特許出願第１６／４３４，８６９号に対する優先権を主張し、その各々の内容全体が参照により本明細書に組み込まれる。

（政府の権利）
本発明は、国立科学財団によって授与された契約番号DMR0804020のもと米国政府の支援によりなされた。本発明は、陸軍研究所によって授与された契約番号W911NF-14-1-0184のもと米国政府の支援によりなされた。米国政府は本発明において一定の権利を有する。

（背景）
本開示は、一般に、ナノコンポジット合金（又はナノ複合合金：nanocomposite alloys）に関する。より具体的には、本開示は、Ｆｅ－Ｎｉナノコンポジット合金に関する。

強磁性を示す材料は、キュリー温度Ｔ_Ｃと呼ばれる温度以下で、磁区と呼ばれる体積にわたって、磁場がない状態で、電子スピン双極子モーメントが秩序化される材料である。 十分な強度の印加磁場において、磁気的に飽和した材料は、試料体積を包括する単一の磁区を有する。ゼロ磁場において、反磁界を最小化するために、複数の磁区を有することがエネルギー的に有利である。外部磁場が印加されるとき、磁区を磁場方向にそろえることができる２つの方法（１）磁区の成長、または（２）磁区の回転、がある。磁区の成長では、すでに磁場方向に整列している磁区は、磁壁の移動によってそれらの隣接する磁区を小さくして（又は犠牲にして：at the expense of）拡張する。磁区回転は、磁壁の移動の代わりに、個々の原子モーメントが回転して、印加磁場に整列するときである。

磁性材料は、大きく２つのグループ、軟磁性体(soft magnets)および硬磁性体／永久磁石(hard/permanent magnets)に分けられる。２つのグループは保磁力によって区別され、軟磁性体ははるかに低い値を有し、永久磁石は消磁が困難である。他の重要な磁気特性は、飽和磁化と透磁率である。飽和磁化は単一磁区の磁化の大きさであり、透磁率は誘導された内部磁場の大きさに対する外部磁場の強さに関する。さまざまな用途向けにこれらの特性の正しいバランスを開発することで、磁性材料の研究が促進される。

マイケルファラデーは、最初に、Ｆｅコアを使用する誘導（又は電磁誘導：induction）の法則を示した。電力業界がＡＣ電流を開発して受け入れたとき、Ｆｅコアはその抵抗率が低いために損失が大きすぎて、標準的な渦電流の高い損失に至ることが判明した。このため、ケイ素鋼が１８８０年代から研究され、１９３０年代までに市場で優位であった。ケイ素鋼は、依然として高電圧ＡＣ電源トランスの業界標準である。より特殊な用途では、より高い誘導が必要であり、軍事用途での使用が見出され、コストの問題が少ないＦｅ－Ｃｏ合金の開発に至った。Ｆｅ－Ｃｏ合金は、遷移金属合金の最も高い誘導を有する。これは、Ｓｌａｔｅｒ－Ｐａｕｌｉｎｇ曲線に関連して理解できる。センサーやモーターなどの他の用途では、Ｓｉ鋼よりも高い透磁率が必要である。これらの用途のために、Ｆｅ－Ｎｉ合金、パーマロイが開発された。

（概要）
ナノコンポジットは、アモルファスマトリックス中の結晶性粒子、ここで結晶性粒子は、鉄（Ｆｅ）－ニッケル（Ｎｉ）化合物を含み、アモルファスマトリックスによって互いに分離されている；および、結晶性粒子とアモルファスマトリックスとの間の１つ以上の障壁（又はバリア：barriers）、ここで障壁は、結晶性粒子の形成中に結晶性粒子の成長を阻害するように構成され、１つ以上の障壁の障壁は、結晶性粒子とアモルファスマトリックスとの間にある；を含み、ここで、アモルファスマトリックスは、結晶性粒子の抵抗率と比較して増加した抵抗率を含む；ここで、アモルファスマトリックスは、アモルファスマトリックスなしで発生する結晶性粒子の損失と比較して、結晶性粒子に印加される磁場の変化によって引き起こされる結晶性粒子の損失を低減するように構成される。

さらに、本文献は、サーモカルクシミュレーション(Thermocalc simulations)および実験的検証に基づくモデルによって、良好なガラス形成能力（ＧＦＡ）を有することが示された（Ｆｅ_７０Ｎｉ_３０）_８０（Ｂ－Ｓｉ－Ｎｂ）_２０系における一連の組成物を記載する。特に、Ｂ＝１４－１８％、Ｓｉ＝０－７％、およびＮｂ＝０－６％の範囲は、優れたＧＦＡを有し、本願の好ましい実施形態である。さらに、これらの合金のいくつかは大きなΔＴｘｇ＝（Ｔｘ－Ｔｇ）を有し、ここで、Ｔｘは一次結晶化温度に相当し、Ｔｇはアモルファス相のガラス転移温度に相当し、それはスタンピング、圧延、金型成型を含む高温での様々な熱機械的手段によるプロセスを可能にするであろう。これらの合金とユニークに（又は唯一：uniquely）適合する高度な製造プロセスの実施形態の例は、（１）リボンナノ結晶化の前に薄化させるように、アモルファス前駆体のＴｇを超える温度で熱間圧延する工程と、（２）所望の形状(geometry)の積層体を形成するように、アモルファス前駆体のＴｇを超えて、リボンをホットスタンピングする工程と、（３）リボン内の渦電流を使用してローラーのＲＦ励起によって熱源を生成する誘導圧延工程と、（４）結晶化プロセスが進むにつれて、低いＴｇを維持するように、粒界アモルファス相が設計される合金組成物のナノ結晶化と同時に熱間圧延する工程と、を含む。アモルファス前駆体の部分結晶化後も依然として大きなΔＴ_ｘｇが見られ、ナノ結晶化後でさえも、これらの合金を熱機械的に処理することができる。

いくつかの実装では、結晶性粒子は、準安定で面心立方晶であるＦｅ－Ｎｉ基を含む。いくつかの実装では、Ｆｅ－Ｎｉ基は、γ－ＦｅＮｉナノ結晶を含む。

いくつかの実装では、障壁はニオブ（Ｎｂ）を含む。そこには、アモルファスマトリックスは、アモルファスマトリックスのガラス形成能力を可能にするように共に構成されるホウ素（Ｂ）およびシリコン（Ｓｉ）を含む。いくつかの実装では、ナノコンポジット材料は、銅核形成剤なしの成形プロセス中の結晶性粒子の核形成と比較して、成形プロセス中の結晶性粒子の核形成を増加させるように構成された銅（Ｃｕ）核形成剤を含み、そこで結晶性粒子は、核形成の増加の結果として、１０％以上減少する。

いくつかの実装では、結晶性粒子は、５～２０ｎｍの平均直径を含む。

いくつかの実装では、ナノコンポジットは、１５～３０μｍの厚さのリボンを形成する。 いくつかの実装では、ナノコンポジットは、リボンに沿って長手方向である磁気異方性を含む。

いくつかの実装では、ナノコンポジット材料は、ホウ素（Ｂ）、炭素（Ｃ）、リン（Ｐ）、シリコン（Ｓｉ）、クロム（Ｃｒ）、タンタル（Ｔａ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）、銅（Ｃｕ）、アルミニウム（Ａｌ）、モリブデン（Ｍｏ）、マンガン（Ｍｎ）、タングステン（Ｗ）、およびジルコニウム（Ｚｒ）を含む１つ以上の金属を５０原子％以下含む。ナノコンポジットは、３０原子％以下のコバルト（Ｃｏ）を含む。いくつかの実装では、ナノコンポジットは約３０原子％のＮｉを含む。いくつかの実装では、結晶性粒子の抵抗率は約１００μΩ・ｃｍであり、アモルファスマトリックスの抵抗率は約１５０μΩ・ｃｍである。いくつかの実装では、アモルファスマトリックスは、ナノコンポジットの超塑性応答を可能にするためにアニールされる（又は焼鈍される：ａｎｎｅａｌｅｄ）。いくつかの実装では、アモルファスマトリックスおよび拡散障壁内の結晶性粒子は、１００００を超える比透磁率に調整される、ひずみアニールされた（又はひずみ焼鈍された：strain-annealed）構造を含む。結晶性粒子に印加される磁場の変化は、４００Ｈｚおよび５ｋＨｚの間の周波数で発生する。いくつかの実装では、損失は渦電流損失を含む。

いくつかの実施形態では、回転子（又はローター：rotor）は、１つ以上の層を含み、各々は以下を含む：アモルファスマトリックス中のγ－ＦｅＮｉナノ結晶、ここで前記γ－ＦｅＮｉナノ結晶は、１００μΩ・ｃｍ未満の平均抵抗率を有し、前記アモルファスマトリックスは１００μΩ・ｃｍ以上の抵抗率を有する；および、１つ以上のγ－ＦｅＮｉナノ結晶とアモルファスマトリックスの間の各々に１つ以上のホウ素拡散障壁、１つ以上の拡散障壁の各々は、γ－ＦｅＮｉナノ結晶の形成中にγ－ＦｅＮｉナノ結晶の拡散成長を阻害するように構成される；を含み、ここで、γ－ＦｅＮｉナノ結晶は約７０原子％Ｎｉであり；ここで、γ－ＦｅＮｉナノ結晶の平均直径は５ｎｍ～３０ｎｍであり；ここで、１つ以上のコンポジット層（又は複合層：composite layers）の厚さはそれぞれ約２５μｍ未満である。

いくつかの実装では、コンポジット層はそれぞれ、１００００超の比透磁率を含むひずみアニールされたコンポジットである。いくつかの実装では、コンポジット層はそれぞれさらに銅を含む。

いくつかの実装では、電気モーターは回転子と、回転子を駆動するように構成された固定子（又はステータ：stator）とを含み、固定子は、厚さが３０μｍ未満の多数の積層体（又は薄板：laminations）を含む。各積層体は、鉄（Ｆｅ）－ニッケル（Ｎｉ）化合物を含み、且つアモルファスマトリックスによって互いに分離されている、アモルファスマトリックス内の結晶性粒子；および結晶性粒子とアモルファスマトリックスとの間にある１つ以上の障壁、障壁は、結晶性粒子の形成中に結晶性粒子の成長を阻害するように構成され、１つ以上の障壁のうち１つの障壁(a barrier of the one or more barriers)は、結晶性粒子とアモルファスマトリックスとの間にある；を含み、ここで、回転子は４００Ｈｚを超える周波数で動作するように構成されている。

いくつかの実装では、応力を加えた場合と加えない場合の熱処理を介してナノコンポジットのアモルファス前駆体を作製する方法であり、ユニークな準安定多相の金属組織（又は微細構造：microstructure）をもたらす。

アニール中に加えられた応力は、化学的性質に依存する異方性を誘導する。Ｆｅリッチの合金に誘導される異方性はリボン軸に沿っており、透磁率が増加する。Ｎｉリッチの合金に誘導される異方性はリボン軸を横切る(transverse)ため、透磁率が低くなる。さらに合金添加物(alloying additions)により、磁気特性に大きな影響を与えることなく、抵抗率を約４０％向上させることができる。Ｃｕを添加すると、結晶化速度が変化し、金属組織が微細化され、より小さな粒子が生成される。異なるガラス形成剤を使用すると、成形性が変化し、ナノコンポジットの機械的特性に影響を与える。これらの合金の用途には、高スイッチング周波数の電気モーターが含まれる。例えば、希土類を含まない永久磁石を備えたアキシャルモーターである。さらに、スイッチトリラクタンスモーターなどの軟磁性材料のみを使用するモーター設計である。

いくつかの実装では、ナノコンポジットは、Ｎｉ２０％～８０％の範囲の材料である。金属組織は、溶融紡糸によって、及びひずみアニールなどのさまざまな後処理方法によって制御され、さまざまな用途の要求を満たすように特性を調整することができる。

以下に記載されるナノコンポジットは、いくつかの利点を含む。以下に記載する一定の合金組成物は、有用な形状のより実用的なスタンピングを可能にするための魅力的な超塑性応答(superplastic response)を有する。鉄リッチの組成物では、ひずみアニールはリボン方向に沿って異方性を誘導し、それによってリボン方向に沿った透磁率を増加させることができる。結晶化生成物は、Ｆｅリッチの組成物中のα－ＦｅＮｉに加えて、Ｆｅリッチ組成物では準安定のγ－ＦｅＮｉである。以下に記載するナノコンポジットは、高回転速度で動作するモーターの効率を向上させる。

以下に記載するナノコンポジットは、高周波用途に有用である。たとえば、積層（又は薄板：laminated）シリコン鋼は従来からモーターに使用されている。ただし、積層シリコン鋼は、従来の異常な渦電流損失のために、高周波で非効率になる。潜在的なより高い出力のため、より高い周波数を使用することは魅力的である（モーター出力はトルクと回転周波数の積である）。以下に記載するナノコンポジットは、磁場の高周波スイッチング中の損失を低減した。これにより、電力効率を損なうことなく、またより大きなモーターを必要とせずに、ナノコンポジットを含むモーター固定子に高い周波数を適用することができる。より高い周波数は、誘導性コンポーネントのサイズと質量を減らすことを可能にするであろう。モーターサイズの縮小により、コスト削減が実現され得る。多くのモーター設計では、永久磁石を使用して磁束を生成または誘導する。モーターのサイズは高周波で小さくできるため、希土類永久磁石を使用するデバイスには、大幅に少ない希土類材料が使用され得る。これは、希土類金属のコストと調達の懸念から魅力的である。

１つ以上の実装の詳細は、添付の図面および以下の説明に記載されている。その他の特徴、目的、および利点は、説明、図面、および特許請求の範囲から明らかになるであろう。

図１は、アモルファスマトリックス中の拡散障壁に囲まれた結晶子（又は微結晶：crystallites）の図を示す。 図２Ａ－２Ｂは、Ｆｅ－Ｎｉ合金の例を示す。 図３は、モーターの比較を示す。 図４は、磁気スイッチングサイクル中の損失のグラフを表示する。 図５は、二元合金のＴ_０図構成の図である。 図６は、様々なアモルファス合金マトリックスを示す。 図７は、Ｆｅ－Ｎｉ二元状態図を示す。 図８は、鋳造されたままの合金の組成の関数としての飽和磁化を示す。 図９は、Ｘ線回折の図である。 図１０は、組成の関数としてのＴ_ｇ、一次、および二次結晶化温度を示す。 図１１は、Ｆｅ_７０Ｎｉ_３０の鋳造後およびひずみアニールされた後のＭ－Ｈデータを示す。 図１２は、それぞれがＦｅリッチのＦｅ－Ｎｉ合金のＨＴＸＲＤを示すグラフを示している。 図１３Ａ－１３Ｂはモーターの例である。 図１４Ａ－１４Ｂは、様々な材料組成に対するガラス形成能力（ＧＦＡ）のシミュレーション結果を示す。 図１５は、１つ以上の合金組成物を処理するための熱間圧延ミルシステムの例を示す。 図１６は、合金組成物に熱を加えるためのロールボンディングスキームの例を示す。 図１７は、アニール温度の変化に対するガラス転移温度Ｔ_ｇの変化を含むグラフを示す。

（詳細な説明）
図１は、１つ以上の結晶性粒子１１０、アモルファスマトリックス１２０、および拡散障壁１３０を含むナノコンポジット材料１００を示す。結晶性粒子１１０は、結晶化プロセスによって形成され、以下でさらに詳細に記載される。一般に、結晶性粒子１１０（結晶子としても知られる）はそれぞれ、例えば、Ｆｅ－Ｎｉ合金などの金属材料の冷却中に形成される、小さなまたは微視的な「結晶」を含む。結晶性粒子１１０は、一般に、図１に見られるように、原子の規則的またはほぼ規則的な(near-regular)格子を含む。粒界は、結晶性粒子がアモルファスマトリックスなどの他の材料と接触する界面である。一般に、結晶性粒子１１０は、互いに接触しないが、比較的低抵抗率の結晶性粒子の間に比較的高抵抗率の材料を含むアモルファスマトリックス内にある（例えば、埋め込まれている）。結晶性粒子１１０は、平均直径が５～３０ｎｍであり、Ｆｅ－Ｎｉ合金で形成される。いくつかの実装では、ナノコンポジットにはＮｉ２０％～８０％の範囲の材料が含まれる。結晶性粒子１１０は、アモルファスマトリックス１２０に埋め込まれた５～２０ｎｍの平均サイズを含み得る。いくつかの実装では、結晶性粒子１１０は、Ｆｅ－Ｎｉ合金を含む。結晶性粒子１１０の特性（例えば、磁気特性または抵抗特性）は、追加の材料を追加することによって調整され得る。以下でさらに詳細に記載するように、コバルトまたは銅などの他の金属が結晶性粒子１１０に含まれる。いくつかの実装では、様々なＦｅ－Ｎｉ合金などの様々な合金で形成された結晶性粒子１１０を使用して、ナノコンポジットの抵抗率、透磁率、または他の特性を調整する。いくつかの実装では、結晶性粒子１１０は、それぞれ、ナノコンポジット１００と同じ材料または合金から形成される。いくつかの実装では、結晶性粒子１１０は、ナノコンポジット１００全体で組成が異なる。

一般に、アモルファスマトリックス１２０は、結晶の特徴である長距離秩序を欠く固体などの非結晶性固体を形成する金属またはメタロイド(metalloid)を含む。アモルファスマトリックス１２０は、結晶性粒子１１０と比較して比較的高い抵抗率を有する。結晶性粒子１１０は、アモルファスマトリックス１２０内にあり、一般に、アモルファスマトリックスによって互いに分離されている。アモルファスマトリックス１２０の抵抗率、比透磁率、および他の特性は、アモルファスマトリックスの組成の調整により、調整され得る。いくつかの実装では、アモルファスマトリックス１２０は、図６に関連して記載されるメタロイドまたは前周期遷移金属(early transition metals)のうちの１つ以上を含む。一般に、アモルファスマトリックス１２０によって提供される結晶性粒子１１０間の平均間隔は、結晶性粒子の平均直径よりも小さい（例えば、＜１０～１５ｎｍ）。

一般に、拡散障壁１３０は、アニールまたは他の成形プロセス中に結晶性粒子１１０の成長を阻害するように構成される金属またはメタロイドである。拡散障壁１３０の材料を含めることにより、結晶性粒子１１０のサイズ、したがってナノコンポジット１００の抵抗率、比透磁率などを調整することができる。いくつかの実装では、拡散障壁１３０は、結晶性粒子１１０の互いの衝突を防止する。

結晶化は、核形成および成長速度論によって制御される相変態である。ガラス形成剤の機能は、結晶化速度を制御することである。Ｊｏｈｎｓｏｎ－Ｍｅｈｌ－Ａｖｒａｍｉ－Ｋｏｌｍｏｇｏｒｏｖ（ＪＭＡＫ）の速度論から、変換された体積分率（Ｘ）は、ＴＴＴ図で温度（Ｔ）と時間（ｔ）の関数として表すことができる。ＪＭＡＫの式は次のとおりである。

ここで、ｔｉはインキュベーション（又は定温放置：incubation）期間であり、ｎは１から４の間で変化し、ｋは速度定数であり、次のように表すことができる。

様々な温度でのＸの決定から、ｋおよびＱを計算できる。ＪＭＡＫの速度論は、ナノコンポジット系には当てはまらない次の３つの仮定に基づく。１）析出物が互いに衝突するとき成長が停止する；２）体積の１００％が変換される；および３）核形成が均一である。

しかし、ナノ結晶化の場合、前周期遷移金属原子は結晶相から放出され、結晶の周りに拡散障壁を形成し、さらなる成長を遅らせる。これにより、仮定１と２が無効になり、ソフトインピンジメント補正(soft impingement corrections)を採用する必要がある。Ｘを決定するためのいくつかの実行可能な方法がある。アモルファス相のＴ_Ｃが結晶子のＴ_Ｃよりも低い場合、磁化データで結晶化を確認できる。試料の磁化は、最初はアモルファス相からのみであろう。アモルファス相のＴ_Ｃに近づくと、磁化は減少するであろう。一次結晶化が起こるとき、磁化が増加するであろう。冷却中、残りのアモルファス相は再び全磁化に寄与するであろう。初期アモルファス相、結晶性、および残留アモルファスの磁化を比較することにより、結晶子の体積分率を決定できる。

結晶子の体積分率を決定するための別の方法は、ＸＲＤを使用することである。ガウス曲線を回折パターンに存在するピークにフィッティングさせることにより、ピーク面積を決定できる。アモルファスピーク面積を結晶ピーク面積と比較することで、相対的な割合を決定できる。データは高い時間分解能を有し得るため、これはシンクロトロン放射を利用して特に実行可能である。

アモルファス材料からの一次結晶化現象はデバイスの観点から有益であるが、二次結晶化は磁気特性にとって有害である。二次結晶化では、メタロイドおよびガラス形成元素が遷移金属と結晶性金属間化合物相を形成する。急速な粒子成長を可能にするそれらの悪影響のために、デバイスの使用中にそれを防ぐことができるように、二次結晶化速度を決定することが重要である。いくつかの実装では、図１の結晶性粒子１１０は、図２Ａ－２Ｂに示されるような準安定面心立方Ｆｅ－Ｎｉ基を含む。図２Ａは、無秩序なγ－ＦｅＮｉ（白のＮｉ、灰色のＦｅ）を含む合金２００を示す。図２Ｂは、Ｌ１２ ＦｅＮｉ_３を含む合金２１０を示す。

相図：

二元のＦｅ－Ｎｉ状態図は、図８ａ－ｂに示される。相境界は、２つの相のギブズの自由エネルギーが等しい場所である。ただし、合金のガラス形成剤のため、この系は平衡状態にはない。このように、系が鋳造後のアモルファス構造から結晶化するとき、ほぼ等原子のＦｅＣｏ系の場合にも当てはまったように、結果として生じる結晶子が、ＸＲＤあるいは超格子反射のＴＥＭ証拠なしで、ＦｅＮｉ_３またはγ－ＦｅＮｉであるかを確認できない。

平衡相に加えて、図８Ｂは、組成の関数として、γ－ＦｅＮｉ相およびα－Ｆｅ相のＴ_Ｃをプロットしている。従来のモーター用途では、高いＴ_Ｃのため、Ｎｉが７０％に近い領域が重要である。さらに、γ相の代わりにＮｉ_３Ｆｅを結晶化する場合、Ｔ_Ｃはさらに高くなる。図のＦｅリッチの側でも、Ｔ_Ｃはモーター用途のために十分に高くあり得る。

Ｆｅ－Ｎｉナノコンポジット材料は、広範囲の組成物を可能にする。α－Ｆｅナノ結晶よりも、むしろ準安定γ－ＦｅＮｉナノ結晶を使用でき、Ｆｅリッチな組成の場合でも使用できる。ＮｉリッチのＦｅ－Ｎｉナノコンポジットでは、結晶化によりγ－ＦｅＮｉ、またはＮｉ_３Ｆｅによる規則正しいＬ１_２（図１）構造が生じる。

いくつかのＦｅ－Ｎｉ合金は、用途にとって魅力的な特性を有する。例えば、５０－５０Ｆｅ－Ｎｉ合金は最も高い飽和磁化を有する。Ｎｉリッチの合金の場合、磁歪係数がゼロで、透磁率が約１０００００と高いため、７８％Ｎｉのパーマロイが重要である。すべての特性を一度に最適化できるわけではないため、組成は通常、特定のデバイス用途を考慮して選択される。最近、ＦｅリッチのＦｅ－Ｎｉ合金が、室温に近いＴ_Ｃのために、磁気熱量冷却用途(magnetocaloric cooling applications)で使用するために研究されてきた。

ナノコンポジット１００は、２０％～８０％Ｎｉの範囲の組成のモーター用のＦｅ－Ｎｉ基金属アモルファスナノコンポジット（ＭＡＮＣ）材料を含む。興味深いことに、一定の鉄リッチの合金にはアスペロ磁性の証拠がある。ガラス形成剤の組成を変更すると、鋳造のしやすさおよび機械的特性にも影響を与える。前周期遷移元素のうち、Ｎｂは通常大気中で鋳造できるが、ＨｆとＺｒは通常できない。メタロイド混合物を変更すると、成形性も向上し得、磁歪係数の調整が可能になり得る。

電気モーター動作の原理は、ファラデーの誘導の法則をＡＣ電流によって駆動される理想的なコアの電圧応答に関連付ける、式（１）を参照して説明され得る。

ここで、ω＝２πｆであり、ｆは周波数である。他のすべての変数を一定に保ちながら、ｆを増加すると、定電圧でＡを小さくできる。これは、周波数を増加することでデバイスサイズを小さくできることを意味する。ただし、周波数を増加すると、発生する損失が増加する。したがって、より小さなデバイスを望む場合は、高周波での損失が少ない材料を設計しなければならない。モーターは、その出力密度、つまりモーターの単位体積あたりの出力量によって測定される。図３は、同等の出力を有するように設計された３つの回転子を示す。上部の２つはＳｉ鋼でできており、下部の回転子はＨＩＴＰＥＲＭ合金でできている。見てわかるように、ＨＩＴＰＥＲＭ合金を使用し、より大きな磁化を使用すると、より小さな回転子設計が可能になり、より高い出力密度が得られる。ＣＯＭＳＯＬ Ｍｕｌｔｉｐｈｙｓｉｃｓの予備設計では、６０Ｈｚで動作するＳｉ鋼から１ｋＨｚで動作するＦｅ－Ｎｉ ＭＡＮＣに切り替えることで、モーターのサイズをほぼ５０％削減できることが示唆されている。図３は、同じ出力を有するＨＩＴＰＥＲＭ合金（下）に対するＳｉ鋼回転子（上）の比較３００を示す。

本明細書に記載のナノコンポジットは、モーター用途のためのＣｏ－Ｆｅの対応物よりも経済的であるＦｅ－Ｎｉナノコンポジットを使用することによって、高回転速度で動作するモーターの効率を改善するための材料を含む。金属組織は、以下にさらに詳細に記載するように、溶融紡糸（又はメルトスピニング：melt-spinning）およびひずみアニールなどのさまざまな後処理方法によって制御される。このプロセスにより、さまざまな合金の特性（透磁率、誘導異方性、結晶粒径など）が、さまざまなモーター用途の要求を満たすように調整される。例えば、Ｆｅリッチな組成では、ひずみアニールはリボン方向に異方性を誘導する。さらに、以下に記載する一定の合金組成物は、モーター積層体に有用な形状のより実用的なスタンピングを可能にする魅力的な超塑性応答を有する。

損失：

図４は、周波数の関数としての３つの損失源を表すグラフ４００を示す。磁性材料のＡＣ損失は、（１）磁気ヒステリシス、（２）従来の渦電流、および（３）異常な渦電流から生じるものに分けられる。これらの損失はそれぞれ、異なる周波数依存性を有する。ヒステリシス損失は、１つの磁気サイクルで失われるエネルギー／体積である、材料のヒステリシスループ内の面積に関する。それはサイクルごとに一定量であるため、総電力損失は時間に対して線形である。材料の保磁力（Ｈ_Ｃ）が低下する場合、ヒステリシス損失は低下し得る。これが、ナノコンポジット材料を使用することが有益である理由の１つである。結晶子サイズが一定の量未満に減少すると、Ｈ_Ｃが大幅に低下し、それによって損失が減少する。

従来の渦電流損失は、ＡＣ電流が生成し、材料に渦電流を誘導する交番磁界(alternating magnetic field)を生成するという事実に関連している。これらの電流は、材料を加熱するＩ^２Ｒ電力損失を引き起こす。従来の渦電流損失は、式２で記載される：

式３によって与えられる係数ｂを有する。

ここで、ｔは厚さであり、ρは抵抗率である。そのため、従来の渦電流を最小化するために、断面が薄く、抵抗率が高いことが望まれる。合金を溶融紡糸することにより、薄い断面が得られる。関連する変数は、ホイール速度、鋳造温度、排出圧力、およびノズル－ホイールのギャップ距離である。モーターに使用される標準的なケイ素鋼は、０．６ｍｍに近い積層体厚さを有する。厚さ２５μｍのリボンを使用することにより、渦損失が約２桁の大きさで減少する。ナノコンポジット１００は、約１５～３０μｍのリボンを作製することを可能にする。ヒステリシス損失と渦電流損失は、多くの場合、スタインメッツの式で表現される：

Ｐは電力損失としてであり、ｋ、α、およびβはデータへの経験法による適合(fits)である。

ナノコンポジットの抵抗率をモデル化するために、結晶相、アモルファス相、および主にガラス形成剤および成長阻害剤原子からなるシェル相の３つの相を検討することは有益である。アモルファス構造の利点は、化学的に同一の結晶相よりも抵抗率が高いため、ナノコンポジットの抵抗率が高くなり、それによって従来の渦電流損失が低下することである。３つのうち、結晶相の抵抗率が最も低く、シェルは最も高いガラス形成剤の濃度を有するため、それは抵抗率が最も高くなる。例えば、鋳造後のアモルファスリボンナノコンポジットの抵抗率は約１５０μΩ・ｃｍである。結晶の抵抗率は約１００μΩ・ｃｍである。シェル無しでは、抵抗が最小になる経路は、アモルファスマトリックスに対して結晶子内を移動する距離を最大化することであろうと想定される。ただし、高抵抗シェルはこれを複雑にする。以前のモデリングから、抵抗率を最大化するために、小さな結晶粒径（例えば、＜１０～１５ｎｍ）、シェル内の高いガラス形成剤濃度、および結晶の周りの厚いシェルのそれぞれが望ましいことが知られている。

損失の第３の原因は、異常な渦電流である。異常な損失は、材料の磁化が切り替えられるときの磁壁の移動による。磁壁の移動は、磁場がない状態で磁区がリボン方向に対して横方向に整列するように磁気異方性が誘導される場合減少する。

Ｆｅ－Ｎｉ疑似二元系における相関係：

ガラス形成：

Ｆｅ－Ｎｉ疑似二元系に取り組む前に、ガラス形成性およびナノ結晶化の速度論を調べる。材料のガラス形成能力（ＧＦＡ）は、安定した結晶相の核形成と成長の抑制を説明する。これには、液体中の元素が結晶相に分配されるのを防ぐことが含まれる。材料のＧＦＡは、そのガラス形成温度（Ｔ_ｒｇ）の低下に関連しており、次のように表現される：

ここで、Ｔ_ｇはガラス転移温度であり、Ｔ_Ｌは液相線温度である。Ｔ_ｇ未満では、構造は凍結するが、Ｔ_ｇを超えると、材料は粘性流動が可能になる。ガラス形成を容易にするために、Ｔ_ｇを最大化すべきであり、Ｔ_Ｌを最小化すべきである。ガラス形成の熱力学は、図５のＴ_０図５００、５１０に示されている。Ｔ_０曲線は、液相と固相の自由エネルギーが等しい全ての点を記載するものである。Ｔ_０曲線間の組成の場合、液体はα相及びβ相への拡散によってのみ自由エネルギーを下げることができる。Ｔ_０曲線の外側で、液体は拡散することなく固体結晶を形成できる。Ｔ_０曲線内で、溶融物がＴ_ｇ未満に十分に速く急冷されると、拡散は発生せず、液体の原子構造が凍結する。

スズキは、ナノ結晶合金を開発するために最初に使用できるアモルファス合金マトリックスを作製した。マトリックスは、磁性ガラスを形成するためのイノウエルールをグラフィック表示(graphical representation)したものである。ガラスは、大きく異なる原子半径を有し、且つ負の混合熱を有する、３つの成分が含まれているべきである。

合金の様々な組合せは、図６のマトリックス６００で見ることができる。図６において、 ＦＭは強磁性後周期遷移金属元素、ＥＭは前周期遷移金属、ＭＬはメタロイドである。Ｎｂは、それが大気中での鋳造を可能にするため、拡散成長抑制剤として使用される一般的なＥＭであり、これは工業用スケールにとって重要である。拡散障壁は一次結晶化を制限するため、得られる結晶子は小さくなる。ホウ素は、一次結晶化中に形成されたＦＭ結晶への溶解度が実質的にゼロであるため、好ましいメタロイドであり、Ｔ_Ｃは、結果として生じるＢ濃縮によってアモルファスマトリックスにおいて増大する。ガラス形成能力を確保するには、シリコンがホウ素と共に必要である。他の遷移金属およびメタロイドを異なる量で使用すると、ガラスの成形性および得られる合金の機械的特性が変化すると予想される。ナノコンポジットは、５０原子％以下の、ホウ素（Ｂ）、炭素（Ｃ）、リン（Ｐ）、シリコン（Ｓｉ）、クロム（Ｃｒ）、タンタル（Ｔａ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）、銅（Ｃｕ）、アルミニウム（Ａｌ）、モリブデン（Ｍｏ）、マンガン（Ｍｎ）、タングステン（Ｗ）、およびジルコニウム（Ｚｒ）を含む１つ以上の金属を含み得る。いくつかの実装では、ナノコンポジットは３０原子％以下のコバルト（Ｃｏ）を含む。

製造および実験ツールの例：

ナノコンポジットの材料は、（Ｆｅ_ｘＮｉ_１－ｘ）_８０Ｎｂ_４Ｓｉ_２Ｂ_１４の一般化学式に従う。ｘは広範囲にわたって変化するであろう。材料はすべて、化学的な均質性を得るために、制御雰囲気で純粋な元素から数回アーク溶融される。次に、インゴットは制御雰囲気で溶融紡糸される。アモルファスリボンを作製するために、ホイール速度、排出温度、排出圧力、ノズルホイール距離などの鋳造条件がすべて制御される。アモルファス性は、最初に簡単な曲げ試験によってチェックされる。通常、試料がアモルファスでない場合、試料は非常に脆いであろうし、曲げると破損するであろう。それが曲げ試験に通った（又は合格した：passes）場合は、Ｘ線回折（ＸＲＤ）を実行して、鋳造品がアモルファスであることが確認されるであろう。

アモルファスリボンが作製されると、示差走査熱量（ＤＳＣ）測定が、一次および二次結晶化温度、および可能であればガラス転移温度も決定するために使用される。ＤＳＣは、試料とリファレンスに供給される熱を測定する。リファレンスと試料は同じ温度に維持される。遷移中、同等の温度を維持するために必要な熱量は、遷移が吸熱性であるか発熱性であるかに応じて増加または減少する。熱供給率の変化を測定することにより、変態温度を推定できる。

変態温度を決定することにより、結晶化の活性化エネルギーを計算できる。アモルファス相は準安定であり、結晶相を核形成するには一定量のエネルギーが必要である。これにより、式（６）にある活性化エネルギーＱが得られる。結晶化の活性化エネルギーを決定する最も便利な方法は、キッシンジャーの速度論を使用することである。キッシンジャーの方程式は次のように表すことができる：

ここで、αは加熱速度、Ｔ_ｘは結晶化温度、およびＱ_Ｋは活性化エネルギーである（キッシンジャー方程式およびＪＭＡＫ速度論を使用して導出された活性化エネルギーと混同しないようにする）。次にＱ_Ｋは、１／Ｔ_ｘに対する左辺の式（７）をプロットする線の傾きである。Ｑに寄与する１つのエネルギー障壁は、臨界核サイズを核形成するために必要なエネルギーである。臨界サイズを下回ると、形成された結晶は不安定になるであろうし、固－液界面エネルギーのために、結晶が液体に溶解する場合自由エネルギーが低下するであろう。臨界サイズよりも大きい核が形成されると、それらが結晶化中に成長するであろう。一次結晶化中、成長は温度に依存する拡散プロセスであり、Ｑに別の寄与を示す。一次結晶化は、少なくともソフトインピンジメントが発生するまで、時間とともに放物線状に成長する体積拡散によって制御されると考えられる。一次結晶化の間に、アモルファスマトリックスはガラス形成元素がリッチになる（又はガラス形成要素で強化される：enriched with the glass-forming elements）。Ｑの他の要因は、結晶化からの体積自由エネルギーの減少、および不適合（又はミスフィット：misfit）ひずみエネルギーである。

材料の磁気特性が重要であるため、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を使用して、関連する磁場および温度でそれぞれＭ－Ｈループ、およびＭ－Ｔ曲線を決定する。ＶＳＭの操作は、ファラデーの誘導法を適用して説明される。試料に磁場を印加してそれを磁化する。試料は、６０Ｈｚで試料を振動させるドライブヘッドに接続されている。これにより、時空間的に変化する磁場が生成され、試料の誘導磁化に比例する一連のピックアップコイルに電流が誘導される。

磁化データを使用して、ブリルアン関数フィッティングを利用することによって結晶化したリボンの体積分率を推定することもできる。関数は、スピンのみの双極子モーメントを次の形式に単純化する：

ここで、Ｍは磁化であり、Ｔは温度である。ブリルアン関数を使用して、磁化曲線を０ Ｋに外挿できる。結晶相の特定の磁化を知っている場合は、結晶である試料の割合を決定できる。アモルファス相は通常、一次結晶化の温度であるＴ_ｘ１よりも低いＴ_Ｃを有する。したがって、鋳造後のリボンのアモルファス相のＴ_Ｃで磁化はゼロになる。Ｔ_ｘ１に達するとき、磁化は変換された体積分率の関数として増加する。結晶化後、試料は冷却され、アモルファス相が再び磁化に寄与する。ブリュアン関数を結晶相にフィッティングさせることにより、結晶子の存在から得られる磁化が決定される。この値を結晶子の特定の磁化の値と比較することにより、結晶相の質量百分率を計算できる。この技術は、最近の出版物で実証されてきた。

先に述べたように、ＸＲＤは、鋳造後のリボンのアモルファス性を確保するために使用されるが、アニール時に生じる相変態をチェックするためにも使用される。Ｘ線回折機器は、基本的にブラッグの法則に依存する：

図９の図９００に示すように、ここで、ｎは整数であり、λはＸ線波長であり、ｄは原子格子面間隔であり、θはＸ線と原子平面との間の角度である。従来のＸＲＤ装置は、単一のλを使用し、θ値を変化させる。Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｐｈｏｔｏｎ Ｓｏｕｒｃｅでは、ある範囲の波長を使用し、固定されたθ値を有するエネルギー分散型ＸＲＤを利用可能である。

結晶化後のＸＲＤ結晶子サイズにより、シェラー分析を使用して推定することもできる。 回折ピークは、まずガウス曲線にフィッティングする。ガウス分布の場合、ピークの幅は次のように積分幅に関連付けられる：

ここで、βは積分幅、ｗは幅である。次に、機器による広がり(Instrumental broadening)は、２次減算によってピーク積分幅から除去される。結果として生じる積分幅は、結晶サイズに起因し得る。計算された積分幅β_ｓは、シェラーの式を使用して結晶サイズを推定するために使用される：

ここで、ｄは平均粒径であり、Ｋは典型的には０．９から１の間の形状係数である。一般に、鋳造後の材料は、主に広いアモルファスハローを有すると予想される。一次結晶化を受けた材料は、アモルファスハローが大幅に減少しているはずであるが、結晶子サイズが小さいため、結晶ピークは依然として広くなるであろう。

材料はまた、複数の効果を有するひずみアニールをすることができる。ＤＳＣから、一次および二次結晶化温度が決定される。次に、鋳造後のリボンが２つの温度の間でひずみアニールされる。リボンは、大気条件の管状炉でアニールされる。これによりナノコンポジットが作製され、金属薄片（又はホイル：foil）の磁気インダクタンスが向上する。さらに、アニール中に加えられる応力を変えることで、リボンの透過性を調整できる。ひずみアニール後、結晶化を確認するためにＸＲＤデータを収集し、ひずみアニールの効果を確認するために磁気データを収集する。ひずみアニールは、アモルファス相の超塑性を実証するためにも使用される。超塑性は、材料が破壊することなく引張状態で大きな塑性変形を受ける能力として簡単に定義できる。Ｔ_ｇを超える金属ガラスは、粘性流動が可能な、粘性の過冷却液体になる。Ｔ_ｇと結晶化の間の粘度は７桁変化し得る。これらの過冷却液体は、加えられた応力の下で大きな塑性ひずみを経験し得る。処理（又は加工：processing）は熱可塑性プラスチックの処理と同様であり、成形性は温度に依存する。主な違いは、アモルファスガラスが準安定であるため、この系の超塑性形成領域は、二次結晶化温度によって制限されやすいことである。伸びの測定は、ひずみアニールの前にリボンを高温マーカーでマークし、試料がアニールされた後にマークがどれだけ移動するかを測定することによって行われる。実施例の結果は、（Ｆｅ_６０Ｎｉ_４０）_８０Ｎｂ_４Ｓｉ_２Ｂ_１４の試料のほぼ１００％の伸びを示す。

実験結果：

ＤＳＣ：

ガラス転移温度（Ｔ_ｇ）、一次結晶化温度（Ｔ_ｘ１）および二次結晶化温度（Ｔ_ｘ２）が測定された広範囲のＦｅ－Ｎｉ組成物についてＤＳＣ曲線が収集された。これらの合金は一次結晶化後、室温で脆いため、Ｔ_ｇは重要である。Ｔ_ｇを超えると、モーターの固定子として使用するためにそれらの形にスタンプすることが可能になる。さらに、修復不可能な特性の損傷の前に、材料が許容できる最高温度を知るために、Ｔ_ｘ１とＴ_ｘ２の間の温度範囲を知ることが重要である。これらの結果は、図１０のグラフ１０００で見ることができる。

超塑性成形性は、熱可塑性プラスチックと同様にそれらを成形および加工できるようにすることにより、一定の金属ガラスを他の金属と区別する。スタンプすると、部材を構築するために多くの層を積み重ねられる。図１３Ａは、上方からの電気モーター１３００の例を示す。ナノコンポジット（例えば、図１のナノコンポジット１００）を含む固定子１３１０および回転子１３２０を示す。図１３Ｂは、側面透視図からの電気モーター１３３０の例を示す。固定子１３１０は、ナノコンポジット層１３４０ａ～ｎのスタック１３４０から構築されている。上記のように、層１３４０ａ～ｎは、高周波動作中の損失を低減するために、それぞれ３０μｍ未満の厚さを有する。ナノコンポジットの層のスタック１３４０は、そうでなければ使用する必要があるであろうレーザー切断よりも安価な製造方法である。

ＶＳＭ：

図８の図８００において、Ｆｅ－Ｎｉ合金の飽和誘導がＮｉ含有量にどのように依存するかを示す。スレーター－ポーリング曲線から予想されるように、Ｆｅ含有量がより高いと誘導が増加する。図８の図８００のデータは、鋳造後の試料のものである。Ｎｉリッチの端に向かって、Ｍ_Ｓは用途に必要な値よりも低くなり始める。一次結晶化後の材料のＭ_Ｓは、アモルファスと比較して高くなると予想される。

さらに、図１０の図１０００に見られるように、例示的な（Ｆｅ_７０Ｎｉ_３０）_８０Ｎｂ_４Ｓｉ_２Ｂ_１４合金について、Ｍ－Ｔ曲線が収集された。通常、温度が下がると磁化が増加すると予想されるが、最終的には温度とともに磁化が減少し始めることがわかる。これは、スピングラス現象として説明できる。温度が強磁性－アスペロマグネティック（又は非ブロッキング磁性：asperomagnetic）遷移より低く冷却されると、スピンは互いに傾斜するように凍結されるが、すべての傾斜角度は半球内にある。加熱すると、アスペロマグネティック相は準安定になり、温度が室温に近づくにつれて磁化は冷却曲線に近づく。傾斜したスピンは、モーター用途で使用可能な磁化を減少させる。温度依存性のため、これはクライオモーター用途にとってより大きな懸念事項である。

図１１の図１１００は、（Ｆｅ_７０Ｎｉ_３０）_８０Ｎｂ_４Ｓｉ_２Ｂ_１４の試料を鋳造し、２００ＭＰａおよび４７０℃でひずみアニールしたときのＭ－Ｈ曲線を示す。ひずみアニールした試料の透磁率は、鋳造後の場合よりもほぼ１桁高くなっている。我々は、透過性が４０００から１６０００に増加することを実証した。磁歪係数の符号が反対であるため、Ｎｉリッチリボンは逆の効果を有すると予想される。Ｍ－Ｈのデータは、鋳造およびひずみアニールされた他のいくつかのＦｅリッチ合金について収集された。他の合金はすべて、ひずみアニールにより透磁率の増加を示す。

ＸＲＤ：

高温ＸＲＤ（ＨＴＸＲＤ）は、図１２のグラフ１２００に示される、鋳造後の（Ｆｅ_６５Ｎｉ_３５）_８０Ｎｂ_４Ｓｉ_２Ｂ_１４合金で行われた。ピークは、ＣｒｙｓｔａｌＤｉｆｆｒａｃｔにおいて結晶モデルを使用して合致される。コランダムのバックグラウンドからのピークはオレンジ色でマークされ、ＦＣＣのピークは緑でマークされ、ＢＣＣのピークは青でマークされている。ＣｕＫα１およびＫα２放射線の存在により、コランダムのピークは２倍になる。見てわかるように、リボンは主にアモルファスで始まるが、顕著な広いＦＣＣ｛００２｝ピークがある。５００°Ｃにより一次結晶化が起こり、ＦＣＣとＢＣＣの両方のピークが見られる。以前の研究から、Ｆｅのαからγへの遷移温度を超えてさらに加熱すると、α－Ｆｅがγ－Ｆｅに変換され、冷却しても元に戻らないことが予想される。ガウス曲線または疑似フォークト曲線をピークにフィッティングすることにより、結晶子とアモルファスマトリックスの相分率を決定することもできる。ピーク面積の比率は、相の割合を提供する。（Ｆｅ_７５Ｎｉ_２５）_８０Ｎｂ_４Ｓｉ_２Ｂ_１４基合金の値は、図１２のグラフ１２１０に示されている。

仮想束縛状態（ＶＢＳ）と抵抗率：

ＶＢＳ理論は、希薄遷移元素(dilute transition element)（ＴＥ）のｄ電子が、後周期遷移金属（ＴＬ）で構成される親合金のフェルミエネルギーを移動し、空のスピン状態に追加されることを示す。各ＴＥ原子は、空のＴＬ３ｄ状態に寄与するであろう。ＴＥ原子は、伝導電子を散乱させる摂動エネルギーウェルを生成し、それによって抵抗率を高める。

（Ｆｅ_７０Ｎｉ_３０）_８０Ｎｂ_４Ｓｉ_２Ｂ_１４基合金にバナジウムを添加し、（ＦｅＮｉ）を犠牲にして、Ｖ量０．５％～５％の範囲で抵抗率を測定した。Ｖを添加すると、磁気特性を大幅に悪化させることなく、抵抗率が約４０％増加し得ることがわかった。

Ｃｕの添加：

ＤＳＣは、結晶化およびアブラミ指数のための活性化エネルギーを提供できる。ベースの（Ｆｅ_７０Ｎｉ_３０）_８０Ｎｂ_４Ｓｉ_２Ｂ_１４合金のアブラミ指数は２．５で、これは連続核生成と３次元結晶成長に対応する。ただし、（Ｆｅ_７０Ｎｉ_３０）_７９Ｎｂ_４Ｓｉ_２Ｂ_１４Ｃｕ_１合金のアブラミ指数は１．５であり、これは瞬間的な核形成と３次元成長に対応する。これにより、より微細な結晶構造が提供され、損失がさらに減少するであろう。

図１４Ａ－１４Ｂには、様々な材料組成のガラス形成能力（ＧＦＡ）のシミュレーション結果が示されている。前述のように、金属アモルファスナノコンポジット（ＭＡＮＣ）は、アモルファスマトリックスに囲まれたナノ結晶性粒子からなる軟磁性材料である。それらは、アモルファス金属リボン（ＡＭＲ）よりも高い飽和誘導と、結晶性材料よりも低い保磁力および高い電気抵抗を組み合わせて、ヒステリシスと渦電流損失を低減する。ＭＡＮＣは、アモルファスリボンの形でプレーナフロー鋳造によって作製され、その後、結晶化を誘導するためにアニールされる。ナノ結晶状態へのアモルファス前駆体のため、ガラス形成能力（ＧＦＡ）は合金の開発に重要である。通常、ＡＭＲおよびＭＡＮＣ合金では、結晶性材料（例えばＳｉ鋼）と比較して、ガラス形成元素の添加によりこれらの特性が低下するため、磁気誘導がガラス形成能力（および抵抗率）のために犠牲になる。ＧＦＡの最適化により、ガラス形成剤の含有量を減らすことができ、よりよい性能が得られる。アモルファス相がより高いＧＦＡ値を有するＭＡＮＣ合金の進歩は、ホットスタンピングモーター積層体などの用途（例えば、図１３Ａ－１３Ｂに関連して記載されたモーターの場合）におけるそのような材料の成形性に影響を与える。

ＧＦＡは、アモルファス材料を形成するために必要な最小冷却速度（Ｒｃ）によって定義される。Ｒｃを実験的に測定することは困難であるため、アモルファス材料のＧＦＡをランク付けするためにいくつかのパラメータが開発されてきた。ガラス形成合金は、３つの経験的ガイドラインに従って設計される。第一に、材料には一般に少なくとも３つの原子種が含まれる。第二に、材料には、１２％以上の原子サイズの違いが含まれる。第三に、液相での元素の混合の負のエンタルピーがある。最初の２つの規則は、「混乱原理(confusion principle)」にも起因し、この原理では、追加の合金の複雑さ及び原子サイズの違いが複雑化し、結晶化の速度が遅くなり、アモルファス相が形成される可能性が高くなる。遅い速度に加えて、複数の原子種はまた、結晶相を形成することの自由エネルギーの利点を減らす。４つ以上の成分を持つ合金を形成するため、平衡構造は非常に大きな単位セルを有し得る。これらの相の長距離秩序により、結晶化からの（液体と比較した）自由エネルギーの減少が最小限に抑えられる。３番目の規則は、元素が液体中でばらばらになるのを防ぐ必要性に基づいている。

原子サイズの差に基づくモデルは、液体の密度を最大化し、結果としてアモルファス相が生じること基づいて、ＧＦＡを説明および予測するために提案されてきた。アモルファス相密度が増加すると、結晶化の駆動力が低下する。一般に、凝固時の体積変化が最小であり、したがって液体中の密度がより高い合金は、最大のＧＦＡを有する。液相の密度が高いと、粘度が高くなり、過冷却液体の自由体積が減少し、これらは両方とも、拡散速度を低下させ、結晶化の速度を遅くする。このようなモデルは、二元および三元合金の原子サイズに基づいて合金元素の必要な濃度を予測するが、より高次の系では過度に複雑になる。もう１つのモデルは、可能な最大アモルファス化範囲（ＭＰＡＲ）モデルであり、これは、合金系のＧＦＡを、共晶の最大固溶度間の組成範囲に相関させる。これも、三元合金を超えると実用的ではない。

ＧＦＡの速度論に基づく予測も可能である。高粘度の合金は、高粘度が拡散速度を低下させ、結晶相の核形成と成長を遅らせるため、ＧＦＡが向上する傾向がある。ＧＦＡに対する追加の合金元素の効果は、液体状態の元素の粘度に強く依存する。ただし、粘度を測定することは困難であり、ＧＦＡを予測するために簡単に使用できない。

上記のように、３つの経験的規則に基づく理論、ならびに速度論は、ＧＦＡを予測することができないか、または合金開発における相対的なガイドライン以上のものとしては役立たない。さらに、金属ガラス構造に大きな違いがあるため、提案されたすべての規則には例外があり、可能性のある多くの合金が特定されないことを示す。大きな組成空間をサンプリングし、優れたガラス形成剤を特定する能力は、合金開発のために非常に有利であろう。

さらに、共晶の近くまたは共晶での組成物は、良好なＧＦＡを有する。共晶合金では、液相はより低い温度まで安定しており、その温度で粘度が上昇し、拡散が遅くなり、アモルファス構造がより容易に形成される。さらに、材料は平衡状態で２つの相に結晶化するため、合金元素を相間で分割する必要があり、結晶化速度が遅くなる。

共晶組成を特定することによってＧＦＡを向上させるという思想に基づいて、熱力学的計算を使用して、ある範囲の組成の液相線温度の最小値を特定できる。

軟磁性合金は、他のアモルファス合金とはいくつかの重要な違いがある。ほとんどのアモルファス合金は、非常に高い割合（＞４０％）の合金元素を含むバルク金属ガラス（ＢＭＧ）であり、それは低い冷却速度でアモルファスを維持できる。対照的に、磁性合金は通常３０％未満の合金元素を含み、これを可能な限り減らすことを目標としている。合金の添加量を減らすと、磁性元素の含有量の増加により、飽和磁化が向上し、保磁力が低下する。したがって、軟磁性合金は、限界ガラス形成剤、または作製に急速凝固技術を必要とする合金のカテゴリーに分類される。急速凝固によって作製される薄い材料は渦電流損失を減らすのに理想的であるため、これは一般に重要な問題ではない。ただし、合金は、急速凝固によって達成可能な冷却速度でアモルファスを維持するのに十分なＧＦＡを有している必要がある。

前述の方法を適用して、（Ｆｅ_７０Ｎｉ_３０）_８０（Ｂ－Ｓｉ－Ｎｂ）_２０軟磁性合金系において良好なＧＦＡを有する組成物を迅速に同定した。この系は、熱力学的モデルと実験的検証の組合せを使用して、以下に記載するように検討される。Ｔｈｅｒｍｏｃａｌｃシミュレーションを使用して、２０％までの全範囲レベルにわたってＮｂ、ＳｉおよびＢを変化させることにより、液相線温度と凝固範囲が最小を示す領域を特定した。さらに、軟磁性合金のＧＦＡを増加させる１つの目標は、磁性元素の割合を増やすことであるため、ガラス形成剤の濃度が低い合金についてシミュレーションを繰り返した。

さらに、リボンがホットスタンピング成形によって積層体に加工可能であり、リボンの厚さ、材料構造および異方性が圧延プロセスによって制御されることは、電力磁気用途にとって有利である。アモルファス材料の熱間成形は、ブロー成形によって実行できる。あるいは、成形は、高温でダイに押し込むことによって実行できる。このようなプロセスとの適合性は、ガラス転移温度と結晶化温度の間の温度範囲を分析することで判断でき、好ましい合金システムは、適切な加工温度のウィンドウを可能にするために、Ｔ_ｘよりも大幅に低いＴ_ｇの値が表示される。Ｔ_ｇ未満では、材料は変形できないが、Ｔ_ｇを超えると、材料は粘性流動を示し得る。Ｔ_ｘを超えると、結晶化はさらなる変形を妨ぐであろうが、一部の組成物では、結晶化段階中または結晶化後、対象の加工温度未満の粒界アモルファス前駆体のＴ_ｇによって高温成形性が維持され得る。このため、これらの温度への３つのガラス形成剤の濃度の効果を測定する。

モデルに基づいて選択された組成

液相線温度および凝固範囲についてのＴｈｅｒｍｏｃａｌｃシミュレーションの結果をそれぞれグラフ１４００およびグラフ１４１０に示されるように、図１４Ａおよび１４Ｂに示す。グラフ１４００は、さまざまな組成の液相線温度を示す。グラフ１４１０は、さまざまな組成の凝固範囲を示す。ＧＲＡの順位は影付きの点で表す。グラフ１４００に示すように、液相線と凝固範囲の両方の最小値は、０～７％Ｓｉ、１４～１８％Ｂおよび０～６％Ｎｂより同定され、最高のＧＦＡを有することがわかり、例示的な実施形態と見なされる。ＧＦＡはパラメータＴ_ｒｇ＝（Ｔ_ｇ／Ｔ_ｌ）によってランク付けされ、温度範囲ΔＴ_ｘｇ＝（Ｔ_ｘ－Ｔ_ｇ）が測定された。前述のように、ΔＴ_ｘｇが大きく正の合金は、熱機械的に形成できる温度範囲が広いが、Ｔ_ｒｇに係るＧＦＡが低くなる傾向があるため、熱間成形用途に有望である。それにもかかわらず、良好なＧＦＡと大きなΔＴ_ｘｇの両方を有するいくつかの例示的な合金がこの組成範囲で同定された。Ｔ_ｒｇ、ＧＦＡの順位、およびΔＴ_ｘｇは以下の表１に示す。

大きなΔＴ_ｘｇ合金を活用する高度な製造プロセス

ΔＴ_ｘｇが大きく正の値を有する合金のユニークな利点は、そうでなければ既存の従来技術のＭＡＮＣ合金系では不可能であろう方法で、積層体の形状、リボンの厚さ、材料の異方性、および構造を変更するために使用できる、スタンピング、成形、圧延、および関連するプロセスを含む高度な製造プロセスとの適合性である。いくつかの例示的な実施形態は、潜在的な用途および最終用途の部材の性能上の利点とともに、このユニークな合金特性によって可能になる高度な製造プロセスについて、以下に記載される。

ホットスタンピングプロセス

積層スタンピング(Laminate stamping)は、変圧器およびモーター用途で使用される結晶性軟磁性合金のための確立されたプロセスである。しかし、製造スケールでのアモルファス合金への適用は、急速に凝固するリボンの非常に硬い機械的特性によって厳しく制限されており、これはスタンピングダイの高い摩耗を引き起こす傾向がある。結晶化温度より低いＴ_ｇの値が比較的低い（すなわち、ΔＴ_ｘｇが高い）アモルファス合金は、Ｔ_ｇより高いが結晶化温度より低い高温スタンピングプロセスの可能性を提供する。次に、スタンピングされた積層体をスタンピング後のアニール処理にかけて、金属組織と磁気特性を最適化することができる。

熱間圧延プロセス：

圧延は、大規模な軟磁性結晶合金の最適化における標準的なプロセスであるが、アモルファス合金への適用はまた、アモルファス軟磁性強磁性体の機械的特性によって制限されてきた。軟磁性用途向けのアモルファスおよびＭＡＮＣ合金システムへの圧延プロセスの適用の特に魅力的な側面は、リボン全体の品質と連続性に悪影響を与えることなく、リボンの厚さを減らすことで渦電流損失を大幅に削減できる可能性である。急速な凝固処理の調整による厚さの減少は、リボンの厚さが減少するにつれて鋳造プロセス中にピンホールやその他のリボンの欠陥が形成されるため、約１０～１５ミクロンに制限され、それによって周波数性能が約１００ｋＨｚの上限に制限される。鋳造リボンの厚さをさらに減らすための圧延プロセスは、渦電流損失をさらに減らし、このクラスの急速凝固合金の最大動作周波数を増加させる可能性を提供する。

厚さの減少に加えて、圧延は、結晶学的テクスチャ、すべりによる誘導異方性(slip-induced anisotropy）などを含む新しい異方性メカニズムの利用を可能にし得る。ΔＴ_ｘｇが高い合金は、Ｔ_ｇとＴ_ｘの間の温度での熱間圧延用途に非常に適しており、結晶化することなく粘性流が活性化され、リボンの破損又は欠陥なしに成功裏に厚みの低減を確保できるであろう。その後の熱処理をリボンに適用して、磁気特性を最適化できる。いくつかのケースでは、粒界アモルファス相が十分に低いＴ_ｇを保持するための、設計されたＭＡＮＣ合金は、磁気特性を最適化するために部分的な失透(devitrification)の前に厚さを減らす２段階または複数段階のプロセススキームを必要とせずに、熱間圧延プロセスと適合性がある。いくつかのケースでは、結晶化プロセスと組み合わせた、または結晶化プロセスに続く熱間圧延により、埋め込まれたナノ結晶の形状、結晶学的テクスチャ、結合配向構成、および欠陥構造を制御することにより、ユニークな誘導異方性メカニズムを利用でき得る。

図１５は、駆動加熱されたニップローラーが材料をダンサーから引き離し、スリップクラッチ巻き戻し装置に巻き戻す熱間圧延機システム１５００の概略図を示す。高さ調節可能な加熱されたニップローラー１５１８には、ロールアセンブリを通してストリップ１５０６に接触して供給するための空気圧が供給される。システム１５００は、供給スプール１５０２および巻き戻しスプール１５０４を含む。リボン材料１５０６は、システム１５００を通して供給される。リボン材料１５０６は、モーター制御１５１２によって動かされるダンサーアーム１５１０上に供給される。リボン材料１５０６は、ガイドローラー１５０８ａを通って、高さを調整できる加熱ニップローラー１５１８に移動する。加熱ニップローラーは、リボン材料１５０６をアイドルローラー１５１４上に、そして駆動ローラー１５１６を横切ってプレスする。リボン材料１５０６は、すぐにアニールされ、次にガイドローラー１５０８ｂおよび１５０８ｃを通って巻き戻しスプール１５０４に導かれる。

誘導圧延プロセス／ロールボンディングプロセス：

いくつかの実装では、大きな熱質量を必要とするロール、および機械的特性を保持する特別に設計されたロール、の直接加熱と、熱間圧延プロセスの長期操作中の酸化と、を回避することが望ましい場合がある。別の加工アプローチでは、ロール全体にＲＦ電磁ポテンシャルを印加することにより、加工中の材料を直接誘導加熱し、それは、ストリップ材料内に高度に局所化された渦電流損失と関連する加熱とを誘導する。このようにして、ロールの存在による機械的応力の適用と併せて、リボン内で非常に速い加熱速度を達成できる。この代替加工スキームでは、ロールに連続的な熱励起を提供したり、一定の高い動作温度を維持したりする必要がないため、摩耗、酸化および機械的特性の劣化が減少し、プロセスを拡張可能で製造可能なものにする。

局所誘導アニールはまた、熱処理をさらに最適化するという点で利点を提供し、それは、迅速な熱アニール手順を通じて大きな関連飽和誘導を有する他のＭＡＮＣ組成物で達成された、有利な、所定の最適化金属組織であり得る。急速に凝固する金属ストリップ材料の熱間圧延に加えて、機械的、電気的および／または磁気的特性を最適化するための他の金属とのロールボンディングを含む、より高度なプロセスも考えられる。例えば、最適化されたＭＡＮＣ金属組織を作製するために、薄いＡｌホイルまたは他の酸化可能な金属とのロールボンディングと、それに続く熱アニール中の酸化段階により、スタック抵抗が増加し、関連する渦電流損失が減少して、性能の最大動作温度が上昇し得る。

図１６をみると、ロールボンディングシステム１６００の例が示されている。ローラー１６０２ａおよび１６０２ｂは、熱的に直接加熱することができ、またはローラーに印加ＲＦ電位を印加して、渦電流を通して母材１６０６およびクラッド材料１６０４を誘導加熱できる。

熱間成形およびブロー成形プロセス：

理想的な金属組織は、磁壁のピン止めおよび関連する磁気損失を回避するために、最小限の欠陥を有する大きな粒子を示すので、従来の軟磁性結晶合金の形成は、機械的形成に起因する磁気特性の劣化のために重要な課題である。ガラス転移温度を超えるアモルファス合金の形成は、バルク金属ガラスなどの多くの構造材料用途で活用されてきた利点である。しかし、成形プロセスは、Ｔ_ｇを超える粘性流によって成形性が向上する温度での結晶化のため、軟磁性アモルファス合金ではこれまで利用されていなかった。前述の新しく開発されたＭＡＮＣ合金は、高いΔＴ_ｘｇを備えた軟磁性合金の成形とブロー成形の機会を提供し、その後の結晶化プロセスにより、金属組織と磁気特性を所望の最終形状に成功裏に最適化できる。

ナノ結晶化後の成形

ＭＡＮＣ材料には残留アモルファス相を有するため、すでにナノ結晶化されている材料に上記のプロセスを適用できる。結晶性粒子が小さすぎて大きく変形できないため、これには残留アモルファス相に大きなΔＴ_ｘｇが必要になるであろう。ナノ結晶化プロセス中に、ガラス形成元素が結晶から残留アモルファスマトリックスに放出され、その組成が変化する。したがって、それがアモルファス前駆体において大きくても、大きなΔＴ_ｘｇの存在は明らかではない。図１７のグラフ１７００に示すように、大きなΔＴ_ｘｇを確認するために、（Ｆｅ_７０Ｎｉ_３０）_８０Ｂ_１５Ｓｉ_０Ｎｂ_５および（Ｆｅ_７０Ｎｉ_３０）_８０Ｂ_１２Ｓｉ_３Ｎｂ_５の試料を様々な程度に結晶化し、Ｔ_ｇを測定した。グラフ１７００は、アニール温度によるＴ_ｇの変化を示しており、結晶化によるガラス転移温度の変化は比較的小さいことを示す。完全に結晶化した試料ではＴ_ｇを識別できなかったが、部分的に結晶化した試料ではＴ_ｇに有意な変化は見られず、一方でＴ_ｘは変化していない。これにより、結晶化した試料のΔＴ_ｘｇが大きいことが確認される。

Ｆｅ－Ｎｉナノコンポジット材料は、比較的未開拓の合金系であり、Ｆｅ－Ｃｏ合金よりも手頃な価格であり、それでも優れた軟磁性を有することが保証される。ナノコンポジットの合金は、最大飽和磁化が望まれるモーター用途に使用できる。キュリー温度と二次結晶化温度を十分に高くすることも重要である。ナノコンポジットの合金は、ガラス転移温度を超えると変形可能であるため、モーターの回転子または固定子に簡単に成形できる。これらの合金は、モーターで一般的に使用されるＳｉ鋼よりも高周波で高い効率を有する。

他の実施形態は、明細書、特許請求の範囲および思想の範囲内である。さらに、ソフトウェアの性質上、上記の機能は、ソフトウェア、ハードウェア、ファームウェア、ハードワイヤリング、またはこれらのいずれかの組合せを使用して実装できる。機能を実装する特徴は、機能の一部が異なる物理的な場所に実装されるように分散されることを含め、さまざまな位置に物理的に配置することもできる。本明細書および出願全体での「１つの(a)」という用語の使用は、限定的な方法で使用されておらず、したがって、「１つの(a)」という用語の複数の意味または「１つ以上の」の意味を除外することを意味するものではない。さらに、仮特許出願に優先権が主張される範囲で、仮特許出願は限定的ではなく、本明細書に記載の技術がどのように実施され得るかの例を含むことを理解されたい。

したがって、上記の目的は、前述の記載から明らかにされたものの中で、効率的に達成され、上記の方法を実行する際および前記構造において特定の変更が行われる可能性があるためであることが分かるであろう。本開示の思想および範囲から逸脱することなく、上記の説明に含まれ、添付の図面に示されるすべての事項は、限定的な意味ではなく例示として解釈されることが意図されている。

ナノコンポジットのいくつかの例示的な実装が記載されてきた。それにもかかわらず、当業者は、記載された実施形態の思想および範囲から逸脱することなく、様々な修正を行うことができることを理解するであろう。

Claims (20)

1. アモルファスマトリックス中の結晶性粒子、ここで前記結晶性粒子は、鉄（Ｆｅ）－ニッケル（Ｎｉ）化合物を含み、前記アモルファスマトリックスによって互いに分離されている；および
   前記結晶性粒子と前記アモルファスマトリックスとの間の１つ以上の障壁、ここで前記障壁は、前記結晶性粒子の形成中に前記結晶性粒子の成長を阻害するように構成されており、前記１つ以上の障壁のうちの１つの障壁は、前記結晶性粒子と前記アモルファスマトリックスとの間にある；を含んでいるナノコンポジットであって、
   前記アモルファスマトリックスは、前記結晶性粒子の抵抗率と比較して、増加した抵抗率を含み、
   前記アモルファスマトリックスは、前記結晶性粒子に印加される磁場の変化によって引き起こされる前記結晶性粒子の損失を、前記アモルファスマトリックスが無い状態で発生する前記結晶性粒子の損失と比較して、低減するように構成されている、ナノコンポジット。
2. 前記結晶性粒子は、準安定で、面心立方体であるＦｅ－Ｎｉ基を含む、請求項１に記載のナノコンポジット。
3. 前記Ｆｅ－Ｎｉ基は、γ－ＦｅＮｉナノ結晶を含む、請求項２に記載のナノコンポジット。
4. 前記障壁はニオブ（Ｎｂ）を含み、前記アモルファスマトリックスは、前記アモルファスマトリックスのガラス形成能力を可能にするように共に構成されるホウ素（Ｂ）およびシリコン（Ｓｉ）を含む、請求項１に記載のナノコンポジット。
5. 銅核形成剤無しの成形プロセス中の前記結晶性粒子の核形成と比較して、成型プロセス中の前記結晶性粒子の核形成を増加させるように構成された銅（Ｃｕ）核形成剤をさらに含み、核形成の増加の結果として、前記結晶性粒子は１０％以上減少している、請求項１に記載のナノコンポジット。
6. 前記結晶性粒子は５～２０ｎｍの平均直径を含む、請求項１に記載のナノコンポジット。
7. １５～３０μｍの厚さのリボンを形成している、請求項１に記載のナノコンポジット。
8. 前記リボンに沿って長手方向である磁気異方性を含む、請求項７に記載のナノコンポジット。
9. さらに、ホウ素（Ｂ）、炭素（Ｃ）、リン（Ｐ）、シリコン（Ｓｉ）、クロム（Ｃｒ）、タンタル（Ｔａ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）、銅（Ｃｕ）、アルミニウム（Ａｌ）、モリブデン（Ｍｏ）、マンガン（Ｍｎ）、タングステン（Ｗ）およびジルコニウム（Ｚｒ）を含む１つ以上の金属を５０原子％以下含む、請求項１に記載のナノコンポジット。
10. ３０原子％以下のコバルト（Ｃｏ）を含む、請求項１に記載のナノコンポジット。
11. 約３０原子％のＮｉを含む、請求項１に記載のナノコンポジット。
12. 前記結晶性粒子の抵抗率が約１００μΩ・ｃｍであり、前記アモルファスマトリックスの抵抗率が約１５０μΩ・ｃｍである、請求項１に記載のナノコンポジット。
13. 前記アモルファスマトリックスは、前記ナノコンポジットの超塑性応答を可能にするようにアニールされる、請求項１に記載のナノコンポジット。
14. 前記アモルファスマトリックス中の前記結晶性粒子および拡散障壁は、１００００超の比透磁率に調整される、ひずみアニールされた構造を含む、請求項１に記載のナノコンポジット。
15. 前記結晶性粒子に印加される磁場の前記変化は、４００Ｈｚ～５ｋＨｚの周波数で発生する、請求項１に記載のナノコンポジット。
16. 前記損失は渦電流損失を含む、請求項１に記載のナノコンポジット。
17. １つ以上のコンポジット層、ここでコンポジット層の各層は、アモルファスマトリックス中のγ－ＦｅＮｉナノ結晶であって１００μΩ・ｃｍ未満の平均抵抗率を有するγ－ＦｅＮｉナノ結晶と、１００μΩ・ｃｍ超の抵抗率を有する前記アモルファスマトリックスと、を含む；および
    １つ以上の前記γ－ＦｅＮｉナノ結晶と前記アモルファスマトリクスとの間の各々にある１つ以上のホウ素拡散障壁であって、前記１つ以上の拡散障壁の各々は、前記γ－ＦｅＮｉナノ結晶の形成中に前記γ－ＦｅＮｉナノ結晶の拡散成長を阻害するように構成されている、１つ以上のホウ素拡散障壁；を含み、
    前記γ－ＦｅＮｉナノ結晶は、Ｎｉが約７０原子％であり、
    前記γ－ＦｅＮｉナノ結晶の平均直径は、５ｎｍ～３０ｎｍであり、
    前記１つ以上のコンポジット層は、各々が約２５μｍ未満の厚さである、回転子積層体。
18. 前記コンポジット層は、それぞれ１００００超の比透磁率を含む、ひずみアニールされたコンポジットである、請求項１７に記載の回転子積層体。
19. 前記コンポジット層は、それぞれさらに銅を含む、請求項１７に記載の回転子積層体。
20. 回転子と、前記回転子を駆動するように構成された固定子とを含む電気モーターであって、
    前記固定子は、３０μｍ未満の厚さの多数の積層体を含み、各積層体は：
    アモルファスマトリックス中の結晶性粒子、ここで、前記結晶性粒子は、鉄（Ｆｅ）－ニッケル（Ｎｉ）化合物を含み、前記アモルファスマトリックスによって互いに分離されている；および
    前記結晶性粒子と前記アモルファスマトリックスとの間の１つ以上の障壁、ここで前記障壁は、前記結晶性粒子の形成中に、前記結晶性粒子の成長を阻害するように構成されており、前記１つ以上の障壁のうちの１つの障壁は、結晶性粒子と前記アモルファスマトリックスとの間にある；を含み、
    前記回転子は、４００Ｈｚを超える周波数で動作するように構成されている、電気モーター。

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