JPWO2016171232A1 - Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物、Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法、アモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物、アモルファス材の母合金、アモルファス材、磁性材料および磁性材料の製造方法 - Google Patents

Abstract

Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和が９０原子％以下であること、およびＳｉを含有することの少なくとも一方を満たし、好ましくは、Ｆｅの含有量のＮｉの含有量に対する比が０．３以上５以下であること、およびＦｅの含有量とＮｉの含有量との総和が６５原子％以上であることの少なくとも一方を満たす、Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物が提供される。

Description

本発明は、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を生成可能なアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物、アモルファス材の母合金、この母合金から得られたアモルファス材、このアモルファス材から得られたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物、上記のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料、およびこの磁性材料の製造方法に関する。

ウィドマンシュテッテン構造をもつ鉄隕石は、ＦｅとＮｉを主成分とする合金である。この構造は、宇宙空間で約０．３Ｋ/１００万年の極めて緩やかな速度で徐冷されることにより形成される（非特許文献１）。オクタヘドライト型隕石（八面体晶隕鉄）（隕鉄）中で見られるウィドマンシュテッテン構造は特異であり、明確に相分離したα相（体心立方構造α−ＦｅＮｉ、鉱物名：カマサイト）とγ相（面心立方構造ｆｃｃ−ＦｅＮｉ、鉱物名：テーナイト）の界面に微量形成される。ラメラ状のテーナイトは異なるＮｉ濃度ゾーン（２８から５０％）をもつ（非特許文献２）。Ｆｅ−Ｎｉの不規則ｆｃｃ相および規則Ｌ１_０相の双方が検出された。興味深いことに、「テトラテーナイト」としても知られるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相は高飽和磁化（〜１２７０ｅｍｕ・ｃｍ^−３）および大きな単軸結晶磁気異方性（〜１．３×１０^７ｅｒｇ・ｃｍ^−３）を有す硬質磁性である（非特許文献３から５）。Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の理論的な最大エネルギー積（〜４２ＭＧ・Ｏｅ）は、最近開発された希土類基硬質磁石の最高値に近い値を示す（非特許文献３）。

高品質永久磁石の製造に使用される希土類元素の欠点を考慮すると、希土類元素フリーの磁石、すなわち、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ基硬質磁石を開発することは重要であり必要である。実際には、隕石と同じ方法でＬ１_０型ＦｅＮｉ規則合金を工業的に製造することは不可能である。何故ならば、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の相規則‐不規則相変態温度は３２０℃である（非特許文献２および３）ためである。この温度付近でのＦｅとＮｉの拡散係数は極めて低く、実際には拡散が生じない。このことが、宇宙起源生成物（隕石）と同じ１０億年の歳月を要してＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相が生成される理由である。Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相が発見された１９６０年台以来、粒子線の照射（非特許文献６）、微粒子法（非特許文献７）、メカニカルアロイング（非特許文献８）、単原子積層（非特許文献９）、高圧ひずみ加工（非特許文献１０）のような様々な試みがこの相を人工的に作製するためになされた。

そのような試みの具体的な一例として、特許文献１には、Ｌ１_０型鉄ニッケル合金粒子の製造方法であって、鉄含有化合物、ニッケル含有化合物及び保護ポリマーを溶媒に分散及び／又は溶解した液体を調製する工程（１）、得られた液体に、前記鉄含有化合物に含まれる鉄イオン及び前記ニッケル含有化合物に含まれるニッケルイオンに対する還元剤を添加して、鉄及びニッケルを含有する前駆体粒子を調製する工程（２）、及び前記前駆体粒子を水素雰囲気下で加熱して、前記前駆体粒子を還元し、かつ合金粒子の構造をＬ１_０型に規則化する工程（３）を含む、製造方法が開示されている。上記の製造方法によれば、高い規則度を持つＬ１_０型ＦｅＮｉ合金を合成できるとされている。

ところで、非特許文献１０，１１には、アモルファスを主相とする合金を出発原料としてナノ結晶化を利用する非平衡プロセスが開示されている。このようなプロセスを採用することにより、通常の結晶系合金では達成不可能な特異な合金相の生成が期待できる。

特許文献２には、ナノ構造化された磁性合金組成物であって、その組成物は、Ｆｅ_{（０．５−ａ）}Ｎｉ_{（０．５−ｂ）}Ｘ_ａ＋ｂなる化学式（ただし、ＸはＴｉ，Ｖ，Ａｌ，Ｓ，Ｐ，ＢまたはＣであって、０＜（ａ＋ｂ）≦０．１である。）を有する合金を備え、Ｌ１_０相構造を備えるものが記載されている。特許文献２には、この組成物を得るための方法として次の記載がある。すなわち、Ｆｅ，Ｎｉ，ならびにＴｉ，Ｖ，Ａｌ，Ｓ，Ｐ，ＢおよびＣからなる群から選ばれた１種またはそれ以上の元素の溶融物を用意し、メルトスピニング法により溶融物を冷却して溶融物を固体形状物とし、この固体形状をメカニカルミリングしてこの固体形状物を複数のナノ結晶体に還元し、この複数のナノ粒子を圧縮してナノ構造化された磁性合金組成物を形成する。

国際公開第２０１２／１４１２０５号 米国特許出願公開第２０１４／０２１０５８１号明細書

Goldstei.Ji & Short, J. M. "Cooling Rates of 27 Iron and Stony-Iron Meteorites." Geochim Cosmochim Ac 31, p1001-1023, doi:10.1016/0016-7037(67)90076-2 (1967) Albertsen, J. F., Knudsen, J. M., Roy-Poulsen, N. O. & Vistisen, L. "Meteorites and Thermodynamic Equilibrium in f.c.c. Iron-Nickel Alloys (25-50% Ni)." Phys Scripta 22, p171-175, doi:10.1088/0031-8949/22/2/014 (1980) Lewis, L. H. et al. "De Magnete et Meteorite: Cosmically Motivated Materials. " Ieee Magn Lett 5, doi:10.1109/LMAG.2014.2312178 (2014) Pauleve, J., Chamberod, A., Krebs, K. & Bourret, A. "Magnetization Curves of Fe-Ni (50-50) Single Crystals Ordered by Neutron Irradiation with an Applied Magnetic Field." J Appl Phys 39, p989-990, doi:10.1063/1.1656361 (1968) Kojima, T. et al. "Addition of Co to L10-ordered FeNi films: influences on magnetic properties and ordered structures." J Phys D Appl Phys 47, doi:10.1088/0022-3727/47/42/425001 (2014) Neel, L., Dautreppe, D., Laugier, J., Pauleve, J. & Pauthenet, R. "Magnetic Properties of Iron-Nickel Single Crystal Ordered by Neutron Bombardment." J Appl Phys 35, p873-876, doi:10.1063/1.1713516 (1964) Yang, C. W., Williams, D. B. & Goldstein, J. I. "Low-temperature phase decomposition in metal from iron, stony-iron, and stony meteorites." Geochim Cosmochim Ac 61, p2943-2956, doi:10.1016/S0016-7037(97)00132-4 (1997) Geng, Y. et al. "Defect generation and analysis in mechanically alloyed stoichiometric Fe-Ni alloys." J Alloys Compd 633, p250-255, doi:10.1016/j.jallcom.2015.02.038 (2015) Shima, T., Okamura, M., Mitani, S. & Takanashi, K. "Structure and magnetic properties for L10-ordered FeNi films prepared by alternate monatomic layer deposition." J Magn Magn Mater 310, p2213-2214, doi:10.1016/j.jmmm.2006.10.799 (2007) Makino, A. "Nanocrystalline Soft Magnetic Fe-Si-B-P-Cu Alloys With High B of 1.8-1.9T Contributable to Energy Saving." IEEE Transactions on Magnetics 48, p1331-1335, doi:10.1109/tmag.2011.2175210 (2012). Makino, A., He, M., Kubota, T., Yubuta, K. & Inoue, A. "New Excellent Soft Magnetic FeSiBPCu Nanocrystallized Alloys With High Bs of 1.9 T From Nanohetero-Amorphous Phase." IEEE Transactions on Magnetics 45, p4302-4305, doi:10.1109/tmag.2009.2023862 (2009)

Ｌ１_０型ＦｅＮｉ基硬質磁石の製造は、結晶状態で原子拡散を利用する通常の材料合成では極めて困難で不可能に思える。結晶相の高い安定性および結晶合金の規則‐不規則転移温度付近での原子の極めて低い拡散が最大の障害である。Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の生成が成功するためには低温における原子の高速拡散の達成に掛かっている。高圧歪による結晶欠陥の作製および高エネルギーボールミル法は元素の拡散能の向上に役立ったが必要とされるレベルではなかった。

特許文献２には、実施例が開示されていない。すなわち、特許文献２には、Ｌ１_０相構造を備える磁性合金組成物が実際に形成されたことを示す実験的結果は示されておらず、また、磁性合金組成物を製造する方法が開示されているものの、その方法を構成する個々の工程の具体的な条件等は一切記載されていない。また、磁気特性に与える影響を少なくするために、Ｘで示される元素の最大量は１０原子％以下にすることが明示的に記載されている。

本発明は、特許文献２に記載されるＦｅＮｉ合金組成物とは異なる技術的観点で、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を提供することを目的とする。本発明は、非特許文献１０および１１に開示されるような、アモルファスを主相とする合金を前駆体としてナノ結晶化を利用する非平衡プロセスを用いる、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を生成可能なアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物、アモルファス材の母合金、この母合金から得られたアモルファス材、このアモルファス材から得られたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物、上記のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料、およびこの磁性材料の製造方法を提供することを目的とする。

アモルファス状態から結晶状態への変態の場合、低温における高速原子拡散が可能である。アモルファス合金における元素の分配は、全ての物質が液体状態であった時のビッグバン初期に類似している。しかしながら、アモルファス合金の液体的状態は室温で存在することができる。アモルファス状態から安定結晶状態に達する際の大きな違いは、転移温度（すなわち、結晶化温度）での拡散の劇的な増加である。これは溶湯合金の冷却と反対である。もし、Ｆｅ_５０Ｎｉ_５０基のある合金が規則−不規則遷移温度に近い結晶化温度をもつアモルファス状態で作製されるならば、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ基硬質磁石の生成の大きな可能性がある。

これまで、さまざまなＦｅ基アモルファス合金が開発されている。しかしながら、一般に、これら合金の結晶化温度はＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の規則−不規則変態温度よりもかなり高く、４５０℃を超える温度である。この点に関し、本発明者は、非特許文献１０および１１に示されるように、新規の高磁束密度ＦｅＳｉＢＰＣｕ基ナノ結晶軟磁性合金を開発した。ＦｅＳｉＢＰＣｕ合金の初期状態はアモルファスであり、４００℃より低温でα−Ｆｅと残留アモルファス母相に結晶化する。このアモルファス合金の結晶化はとても速い。すなわち、構成元素の原子拡散はとても速い。さらに、この合金は、ＮＷＡ６２５９隕石（非特許文献３）に存在するのと同じく、リン（Ｐ）を元素として含有している。これらの特性は、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ基硬質磁石の開発を固く約束づけるものである。そこで、ＦｅＮｉＳｉＢＰＣｕ合金のＦｅの一部をＮｉで置換した合金組成物を用いて検討を行った結果、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物が得られるとの新たな知見が得られた。

上記知見に基づき完成された発明のいくつかの態様は次のとおりである。

（１）Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物であって、Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和が９０原子％以下であることを特徴とするＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（２）アモルファス化元素を含有する、上記（１）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（３）前記アモルファス化元素は、Ｓｉ、ＢおよびＰからなる群から選ばれる１種または２種以上を含む、上記（２）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（４）前記アモルファス化元素の含有量の総和は３５原子％以下である、上記（２）または（３）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（５）前記アモルファス化元素の含有量の総和は２５原子％以下である、上記（２）または（３）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（６）前記アモルファス化元素の含有量の総和は２０原子％以下である、上記（２）または（３）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（７）Ｓｉを含有することを特徴とするＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（８）Ｓｉの含有量は０．５原子％以上である、上記（７）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（９）Ｓｉの含有量は２０原子％以下である、上記（７）または（８）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（１０）Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和が９０原子％以下である、上記（７）から（９）のいずれかに記載のＦｅＮｉ合金組成物。

（１１）Ｓｉ以外のアモルファス化元素をさらに含有する、上記（７）から（１０）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（１２）前記アモルファス化元素はＢおよびＰの少なくとも一方を含む、上記（１１）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（１３）前記アモルファス化元素の含有量の総和は３５原子％以下である、上記（１１）または（１２）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（１４）前記アモルファス化元素の含有量の総和は２５原子％以下である、上記（１１）または（１２）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（１５）前記アモルファス化元素の含有量の総和は２０原子％以下である、上記（１１）または（１２）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（１６）Ｆｅの含有量のＮｉの含有量に対する比が０．３以上５以下である、上記（１）から（１５）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（１７）Ｆｅの含有量のＮｉの含有量に対する比が０．６以上１．５以下である、上記（１）から（１６）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（１８）Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和が６５原子％以上である、上記（１）から（１７）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（１９）結晶化元素を含む、上記（１）から（１８）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（２０）Ｃｕ，Ｃｏ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｒｅ，白金族元素，Ａｕ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｓ，Ｙ，Ｎ，Ｏ，Ｃおよび希土類元素からなる群から選ばれる１種または２種以上をさらに含有する、上記（１）から（１９）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（２１）隕石に由来する成分を含まない、上記（１）から（２０）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（２２）前記Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相についてナノビーム電子回折（ＮＢＤ）パターンを測定したときに、測定結果に基づき算出された前記Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の長距離規則（ＬＲＯ）パラメータＳが０．６５以上である部分を有する、上記（１）から（２１）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（２３）前記パラメータＳが０．７５以上である部分を有する、上記（２２）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（２４）残留保磁力Ｈｃｒが１×１０^５Ａ／ｍ以上である、上記（１）から（２３）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（２５）前記ＦｅＮｉ合金組成物が含む前記Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の規則相-不規則相変態温度は、４５０℃以上６００℃以下である、上記（１）から（２４）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（２６）α−Ｆｅを含有する、上記（１）から（２５）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（２７）Ｆｅリッチ相およびＮｉリッチ相を含有する、上記（１）から（２６）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（２８）ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を液体急冷してアモルファスを主相とする固体を作製する固化工程と、前記固化工程により得られた前記アモルファスを主相とする固体を加熱して結晶化させて、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を形成する熱処理工程と、を備えることを特徴とするＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。

（２９）前記固化工程で得られた前記アモルファスを主相とする固体の結晶化温度は３００℃以上５５０℃以下である、上記（２８）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。

（３０）前記結晶化温度は３００℃以上５００℃以下である、上記（２９）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。

（３１）前記熱処理工程における加熱温度は３００℃以上５５０℃以下である、上記（２８）から（３０）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。

（３２）前記加熱温度は３００℃以上５００℃以下である、上記（３１）に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。

（３３）前記熱処理工程における加熱温度は、前記アモルファスを主相とする固体の結晶化温度以上である、上記（２８）から（３２）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。

（３４）前記熱処理工程における加熱温度は、前記ＦｅＮｉ合金組成物に含まれる前記Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の規則相-不規則相変態温度以下である、上記（２８）から（３３）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。

（３５）前記ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を与える母合金の組成は、上記（１）から（２１）のいずれかに記載されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の組成からなる、上記（２８）から（３４）のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。

（３６）Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を生成可能であって、上記（１）から（２１）のいずれかに記載されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の組成からなることを特徴とするアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物。

（３７）結晶化温度が３００℃以上５５０℃以下である、上記（３６）に記載のアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物。

（３８）結晶化温度が３００℃以上５００℃以下である、上記（３６）に記載のアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物。

（３９）上記（１）から（２１）のいずれかに記載されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の組成からなる、アモルファス材の母合金。本明細書において、「アモルファス材」とは、合金融体から形成されたアモルファスを主相とする固体を意味する。形成方法の具体例として液体急冷法が挙げられる。

（４０）上記（３９）に記載される母合金から得られたアモルファス材。

（４１）上記（４０）に記載されるアモルファス材から得られたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

（４２）上記（１）から（２７）および（４１）のいずれかに記載されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する、磁性材料。

（４３）上記（２８）から（３５）のいずれかに記載される製造方法により製造されたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する、磁性材料の製造方法。

（４４）上記（３６）から（３８）のいずれかに記載されるアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物から得られたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する、磁性材料。

なお、本明細書において、規則相-不規則相変態温度、結晶化温度などＦｅＮｉ合金組成物の熱物性パラメータの測定は、昇温速度４０℃／分で加熱した場合に測定された値を意味する。

本発明によれば、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物が提供される。また、本発明によれば、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を生成可能なアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物、アモルファス材の母合金、この母合金から得られたアモルファス材、このアモルファス材から得られたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物、上記のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料、およびこの磁性材料の製造方法が提供される。

実施例１により製造したＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物のＸ線回折パターンおよび計算により求めたＸ線回折パターンを示す図である。 実施例１により製造したＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の電子顕微鏡による組織観察および電子回折像の観察ならびに計算結果を示す図である。 実施例１により製造したＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の磁気ヒステリシス曲線およびｄｃ減磁曲線ならびに磁気力顕微鏡像を示す図である。 実施例１４−４により製造したＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の電子顕微鏡による組織観察結果を示す図である。 実施例１５−３により製造したＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の電子顕微鏡による組織観察結果を示す図である。

以下、本発明の実施形態について詳しく説明する。

（Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物）

本発明の一実施形態に係るＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を液体急冷してアモルファスを主相とする固体を作製し、得られたアモルファスを主相とする固体を結晶化させる製造方法により製造されたものである。本明細書において、「主相がアモルファスである」とは、対象となる材料（ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を液体急冷して得られた固体など）において、最も体積分率が高い相がアモルファス相であることを意味する。

限定されない一例において、上記のアモルファスを主相とする固体の結晶化温度が３００℃以上５５０℃以下であって、上記のアモルファスを主相とする固体を結晶化させるための加熱温度が３００℃以上５５０℃以下である。上記のアモルファスを主相とする固体の結晶化温度が３００℃以上５００℃以下であって、上記のアモルファスを主相とする固体を結晶化させるための加熱温度が３００℃以上５００℃以下であることが好ましい場合がある。結晶化温度が低いことにより、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を生産性高く得ることが可能となる。上記の結晶化温度は３００℃以上４００℃以下であることがより好ましい場合がある。

Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和が６５原子％以上９０原子％以下であることが好ましい。Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和が上記の範囲であることにより、ＦｅＮｉ合金組成物におけるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の含有量が高まりやすくなる。Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和は、９０原子％未満であってもよいし、８８原子％以下、８７原子％以下、８６原子％以下、８５．５原子％以下、８５原子％以下、８４．５原子％以下、８４原子％以下、８３．５原子％以下、および８３原子％以下のいずれかであってもよい。Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和は、７０原子％以上８５原子％以下であることがより好ましい場合がある。

Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、Ｆｅの含有量のＮｉの含有量に対する比が０．６以上１．５以下であることが好ましい。Ｆｅの含有量のＮｉの含有量に対する比が上記の範囲であることにより、ＦｅＮｉ合金組成物におけるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の含有量が高まりやすくなる。この観点から、Ｆｅの含有量のＮｉの含有量に対する比は、０．８以上１．２以下であることがより好ましい場合がある。Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むことが可能となる観点から、Ｆｅの含有量のＮｉの含有量に対する比が０．３以上であることが好ましい場合があり、０．３５以上であることがより好ましい場合があり、０．４以上であることが更に好ましい場合がある。Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むことが可能となる観点から、Ｆｅの含有量のＮｉの含有量に対する比が５以下であることが好ましい場合があり、４．６以下であることがより好ましい場合があり、４以下であることがさらに好ましい場合がある。

Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、Ｓｉ、Ｐ、Ｂなどのアモルファス化元素を含んでいてもよい。アモルファス化元素は、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を形成するための前駆体として位置付けられる固体の主相をアモルファスとすることに寄与する元素である。アモルファス化元素の含有量の含有量の総和は限定されない。アモルファス化元素の含有量の総和は、２０原子％以下であることが好ましい場合があり、１８原子％以下であることがより好ましい場合があり、１６原子％以下であることがさらに好ましい場合がある。アモルファス化元素の含有量の総和が過大であることはＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の磁気特性の低下と関連付けられる可能性があるが、アモルファス化元素の含有量の総和が２５原子％以下である（換言すれば、上記の総和の上限が２５原子％である。）ＦｅＮｉ合金組成物が優れた磁気特性を有する場合があり、アモルファス化元素の含有量の総和が３５原子％以下である（換言すれば、上記の総和の上限が３５原子％である。）ＦｅＮｉ合金組成物が優れた磁気特性を有する場合がある。

Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、Ｃｕなどの結晶化元素を含んでいてもよい。結晶化元素は、アモルファスを主相とする固体を結晶化させてＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を形成することに寄与する元素である。Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、アモルファス化元素および結晶化元素の双方を含有してもよい。結晶化元素の含有量は限定されない。結晶化元素の含有量は、５原子％以下であることが好ましい場合があり、２原子％以下であることがより好ましい場合があり、１原子％以下であることがさらに好ましい場合がある。

本発明の一実施形態に係るＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、上記の元素以外の元素として、Ｃｏ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｒｅ，白金族元素，Ａｕ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｓ，Ｙ，Ｎ，Ｏ，Ｃおよび希土類元素からなる群から選ばれる１種または２種以上からなる任意添加元素Ｘを含有してもよい。上記の任意添加元素Ｘは、ＦｅやＮｉと同様の機能を果たすことが可能な元素、Ｓｉ、Ｂ、Ｐなどと同様のアモルファス化元素、およびＣｕと同様の結晶化元素を含む。任意添加元素Ｘは、その機能に応じて、Ｆｅおよび／またはＮｉの一部を置き換えるように含有していてもよい。Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物がアモルファス化元素および／または結晶化元素を含有する場合には、その一部を置き換えるように任意元素が含まれていてもよい。任意添加元素Ｘの添加量は、任意添加元素Ｘが果たすべき機能に応じて、適宜設定される。

本発明の一実施形態に係るＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、上記の元素に基づく成分に加えて、不可避的不純物を含有していてもよい。本発明の一実施形態に係るＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、工業製品としての供給安定性を確保する観点から、隕石に由来する成分を含まないことが好ましい場合がある。

Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、α−Ｆｅを含有する場合がある。α−Ｆｅを含有することは、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物のＸ線回折パターンから確認することができる。α−Ｆｅは、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を形成するための前駆体として位置付けられるアモルファスを主相とする固体が結晶化することにより生成しているもの推測される。

本発明の一実施形態に係るＦｅＮｉ合金組成物に含まれるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相についてナノビーム電子回折（ＮＢＤ）パターンを測定したときに、測定結果に基づき算出されたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の長距離規則（ＬＲＯ）パラメータＳが、０．６５以上である部分を含むことが好ましい場合があり、０．７０以上である部分を含むことがより好ましい場合があり、０．７５以上である部分を含むことが特に好ましい場合がある。

本発明の一実施形態に係るＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、残留保磁力Ｈｃｒが１×１０^５Ａ／ｍ（１００ｋＡ／ｍ）以上であることが好ましい場合がある。本発明の一実施形態に係るＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の規則相-不規則相変態温度が４５０℃以上６００℃以下である場合がある。このような場合において、この温度域またはそれ以上に加熱されると、ＦｅＮｉ合金組成物に含有されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相は不規則相に変態し、ＦｅＮｉ合金組成物はＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を実質的に含まない組成物になる。この状態での残留保磁力Ｈｃｒは８×１０^４Ａ／ｍ程度である。したがって、本発明の一実施形態に係るＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の残留保磁力Ｈｃｒが１×１０^５Ａ／ｍ以上であることは、本発明の一実施形態に係るＦｅＮｉ合金組成物が、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相に由来する磁気特性が安定的に顕在化する程度に、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を適量含んでいることを意味する。本発明の一実施形態に係るＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の残留保磁力Ｈｃｒは、１．１×１０^５Ａ／ｍ以上であることがより好ましい場合があり、１．２×１０^５Ａ／ｍ以上であることがさらに好ましい場合があり、１．３×１０^５Ａ／ｍ以上であることが特に好ましい場合があり、１．４×１０^５Ａ／ｍ以上であることが際立って好ましい場合がある。

Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、Ｆｅリッチ相およびＮｉリッチ相を含有する場合がある。Ｆｅリッチ相およびＮｉリッチ相は、電子顕微鏡に設けられているエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）などを用いることにより確認することができる。Ｆｅリッチ相は、他の相に比べてＦｅの含有量が多いと測定される相であり、α−Ｆｅが含まれている可能性がある。また、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物がアモルファス化元素としてＢを含んでいる場合には、Ｆｅリッチ相はＢを含んでいる可能性がある。Ｎｉリッチ相は、他の相に比べてＮｉの含有量が多いと測定される相である。Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物がアモルファス化元素としてＳｉやＰを含んでいる場合には、Ｎｉリッチ相はＳｉやＰを含んでいることがある。Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相は、Ｆｅリッチ相とＮｉリッチ相との間に存在している場合がある。

（Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法）

上記の本発明の一実施形態に係るＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、次に説明する固化工程および熱処理工程を備える製造方法により製造することができる。

（１）固化工程

まず、固化工程では、ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を液体急冷してアモルファスを主相とする固体（アモルファス材）を作製する。液体急冷の方法は限定されない。単ロール法、双ロール法等の急冷薄帯法、ガスアトマイズ法、水アトマイズ法等のアトマイズ法などが例示される。冷却速度を高め、非平衡プロセスとしての程度を高めることが容易となる観点から、急冷薄帯法により製造されることが好ましい。

前述のように、アモルファスを主相とする固体が得られることが容易になるように、ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を与える母合金（以下、単に「母合金」と略記する。）は、前述のように、Ｓｉ、Ｐ、Ｂなどのアモルファス化元素を含有していることが好ましく、Ｓｉ、ＰおよびＢからなる群から選ばれる一種または二種以上の元素を含有していることがより好ましい。アモルファス化元素の他の例として、Ｃを挙げることができる。

母合金にＳｉを添加することにより、アモルファスを主相とする固体が得られやすくなる。母合金におけるＳｉの添加量が過度に多い場合には、ＦｅＮｉ合金組成物に含有されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相が少なくなる可能性が高まる。アモルファスを主相とする固体が得られやすくなることおよびＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相が適切に含有されたＦｅＮｉ合金組成物が得られやすくなることを実現する観点から、母合金にＳｉを添加する場合におけるＳｉの添加量は、０．５原子％以上１０原子％以下とすることが好ましいことがあり、２原子％以上８原子％以下とすることがより好ましいことがある。Ｓｉの添加量が過大であることは、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の磁気特性の低下と関連付けられる可能性があるが、Ｓｉの含有量が２０原子％以下であるＦｅＮｉ合金組成物が優れた磁気特性を有する場合がある。なお、通常の製造方法では、母合金を得るために添加された元素の添加量は、母合金から得られた合金融体におけるその元素の含有量と実質的に等しく、その合金融体から形成されたＦｅＮｉ合金組成物におけるその元素の含有量と実質的に等しい。したがって、本明細書において、母合金への元素の添加量とその母合金から得られた組成物（アモルファスを主相とする組成物、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含有する組成物）における元素の含有量とは実質的に等しい量を意味する。

母合金にＢを添加することにより、アモルファスを主相とする固体が得られやすくなる。母合金におけるＢの添加量が過度に多い場合には、アモルファスを主相とする固体からＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を生成するための熱処理条件の範囲が狭くなる傾向がみられる場合がある。アモルファスを主相とする固体が得られやすくなることおよびＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相が適切に含有されたＦｅＮｉ合金組成物が得られやすくなることを実現する観点から、母合金にＢを添加する場合におけるＢの添加量は、２原子％以上１５原子％以下とすることが好ましい場合があり、４原子％以上１２原子％以下とすることがより好ましいことがあり、４原子％以上１０原子％以下とすることがさらに好ましいことがある。Ｂの添加量が過大であることは、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の磁気特性の低下と関連付けられる可能性があるが、Ｂの含有量が２０原子％以下であるＦｅＮｉ合金組成物が優れた磁気特性を有する場合がある。

母合金にＰを添加することにより、アモルファスを主相とする固体が得られやすくなる。母合金におけるＰの添加量が過度に多い場合には、ＦｅＮｉ合金組成物に含有されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相が少なくなる可能性が高まる。アモルファスを主相とする固体が得られやすくなることおよびＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相が適切に含有されたＦｅＮｉ合金組成物が得られやすくなることを実現する観点から、母合金にＰを添加する場合におけるＰの添加量は、２原子％以上８原子％以下とすることが好ましいことがあり、３原子％以上６原子％以下とすることがより好ましいことがある。Ｐの添加量が過大であることは、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の磁気特性の低下と関連付けられる可能性があるが、Ｐの含有量が２０原子％以下であるＦｅＮｉ合金組成物が優れた磁気特性を有する場合がある。

（２）熱処理工程

熱処理工程では、上記の固化工程により得られたアモルファスを主相とする固体を加熱して結晶化させて、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を形成する。加熱条件はアモルファスを主相とする固体の性質に応じて適宜設定される。加熱により結晶化させることから、熱処理工程における加熱温度は上記のアモルファスを主相とする固体の結晶化温度よりも高いことが好ましいことになる。

一例において、上記のアモルファスを主相とする固体の結晶化温度は３００℃以上５５０℃以下である。この場合には、熱処理工程における加熱温度を３００℃以上５５０℃以下とすればよい。好ましい一例において、上記のアモルファスを主相とする固体の結晶化温度は３００℃以上５００℃以下である。この場合には、熱処理工程における加熱温度を３００℃以上５００℃以下とすればよい。さらに好ましい一例において、上記のアモルファスを主相とする固体の結晶化温度は３００℃以上４００℃以下である。この場合には、熱処理工程における加熱温度を３００℃以上４００℃以下とすればよい。加熱時間は加熱温度に応じて適宜設定される。基本的な傾向として、加熱温度が高い場合には加熱時間は短く設定され、加熱温度が低い場合には加熱時間は長く設定される。限定されない例示を行えば、加熱時間は、３０分間以上３００時間以下の範囲から選ばれる。前述のように、自然界では、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を形成するために１０億年程度もの時間を要していることを考慮すれば、３００時間程度の加熱によりＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物が形成されることは、驚くべきことである。このようなＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の生成時間の短縮は、分子動力学法によるシミュレーションによっても支持される。すなわち、ＦｅおよびＮｉの自己拡散係数は、アモルファス相の場合には、平衡結晶相の場合よりも少なくとも２桁以上高い値を示す計算結果が得られる。

熱処理工程において上記のアモルファスを主相とする固体の結晶化を容易にする観点から、母合金はＣｕなどの結晶化元素を含有することが好ましい。

Ｃｕを具体例として説明すれば、母合金にＣｕを添加することにより、熱処理工程においてアモルファスを主相とする固体の結晶化が進行しやすくなる。ＦｅおよびＮｉを含む合金融体におけるＣｕの添加量が過度に多い場合には、ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を急冷してもアモルファスを主相とする合金が得られにくくなる可能性が高くなったり、得られたアモルファスを主相とする合金の均一性が低下する可能性が高くなったりする。アモルファスを主相とする固体の結晶化が容易になることおよびアモルファスを主相とする固体が得られやすくなることを実現する観点から、母合金にＣｕを添加する場合におけるＣｕの添加量は、０．１原子％以上３原子％以下とすることが好ましい場合があり、０．２原子％以上１．５原子％以下とすることがより好ましい場合があり、０．４原子％以上１．０原子％以下とすることがさらに好ましい場合がある。

本発明の一実施形態に係るＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の組成に応じて、ＦｅおよびＮｉを含む合金融体は、Ｆｅの添加量とＮｉの添加量との総和が６５原子％以上９０原子％以下であってもよいし、ＦｅおよびＮｉを含む合金融体は、Ｆｅの添加量のＮｉの添加量に対する比が０．６以上１．５以下であってもよい。

限定されない例示を行えば、母合金として、Ｆｅ_４２Ｎｉ_４１．３Ｓｉ_ｘＢ_１２-ｘＰ_４Ｃｕ_０．７（数値は原子％を意味し、ｘは２以上８以下である。以下同じ。)の組成を有するＦｅＮｉ基合金が挙げられる。上記のＦｅＮｉ基合金の中でも、ｘが８の場合、すなわち、Ｆｅ_４２Ｎｉ_４１．３Ｓｉ_８Ｂ_４Ｐ_４Ｃｕ_０．７は、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相をより生成しやすい。なお、ＦｅＮｉの二元系合金を用いた場合には、組成を変化させたり製造方法の調整を行ったりしても、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の工業的な生産を実現させることは極めて困難である。

（アモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物）

本発明の一実施形態に係るアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物は、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を生成可能であって、Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和が６５原子％以上９０原子％以下であり、アモルファス化元素、および結晶化元素を含む。かかるアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物の製造方法は限定されない。上記のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法が備える固化工程を実施すれば、当該工程の結果物として得られるアモルファスを主相とする固体が、上記のアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物に相当しうる。

アモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物の結晶化温度が３００℃以上５００℃以下であることが好ましく、上記の結晶化温度が３００℃以上４００℃以下であることがより好ましい。

（磁性材料）

本発明の一実施形態に係るＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する材料は、磁性材料として好適に使用されうる。また、本発明の一実施形態に係るＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法により製造されたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する材料も、磁性材料として好適に使用されうる。さらに、本発明の一実施形態に係るアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物から生成させたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する材料も、磁性材料として好適に使用されうる。

以上説明した実施形態は、本発明の理解を容易にするために記載されたものであって、本発明を限定するために記載されたものではない。したがって、上記実施形態に開示された各要素は、本発明の技術的範囲に属する全ての設計変更や均等物をも含む趣旨である。

以下、実施例等により本発明をさらに具体的に説明するが、本発明の範囲はこれらの実施例等に限定されるものではない。

（実施例１）

Ｆｅ_４２Ｎｉ_４１．３Ｓｉ_ｘＢ_１２-ｘＰ_４Ｃｕ_０．７母合金を高周波溶解で作製し、大気中で単ロール液体急冷法によりリボン状試料（リボン材）を得た。熱処理はアルゴンガスを充填したシリカチューブにリボン状試料を密封して行った。これらのチューブを所定の熱処理温度で予熱した熱処理炉で熱処理して、ＦｅＮｉ合金組成物を得た。

Ｆｅ_４２Ｎｉ_４１．３Ｓｉ_ｘＢ_１２-ｘＰ_４Ｃｕ_０．７母合金のうち、Ｓｉ濃度が高い場合、すなわち、ｘが大きい場合に、アモルファス相が得られやすい傾向がみられた。上記の母合金におけるｘ＝８の場合であるＦｅ_４２Ｎｉ_４１．３Ｓｉ_８Ｂ_４Ｐ_４Ｃｕ_０．７合金からなるリボン材の主相はアモルファスで、示差走査熱量計で測定した結晶化温度は４００℃（昇温速度は４０℃／分）であった。主相がアモルファスであるリボン材について、４００℃で２８８時間の熱処理で結晶化した。

結晶化後のリボン材について、Ｘ線回折装置（リガク社製「スマートラボ」）で構造を同定した。市販のソフトウェア（ヒューリンクス社製「クリスタルメーカー」）で実験的に得られたＸＲＤ曲線のフィッティングを行った。

結晶化後のリボン材のＸ線回折パターンを図１に示す。図１は、本実施例により製造したＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物のＸ線回折パターン（実線）および計算により求めたＸ線回折パターン（破線）を示す図である。右側の挿入図は（００１）回折の２θが２０°から３０°の範囲の拡大図である。左側の挿入図は格子定数ａ＝３．５６０Åおよびｃ＝３．６１５Åであって、Ｆｅ原子（明色）およびＮｉ（暗色）原子で描かれたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の原子配列である。

図１に示されるように、α−Ｆｅおよび数種類の未知相とともに、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相に対応する回折ピーク（図１の挿入図）が検出された。この実験で得られたＸＲＤパターンはＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相でフィッティングされた。Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の格子定数、ａおよびｃは、それぞれ、３．５６０Åおよび３．６１５Åであり、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の格子定数は、天然隕石（３．５８２Åおよび３．６０７Å）にきわめて近い結果となった。超格子回折の強度はＦｅおよびＮｉのＸ線散乱因子が近いために微弱であった。計算された（００１）超格子反射の強度は、（１１１）基本面の０．３％であり、これまで実験値的に観察された値（〜１．７％）よりもかなり低い結果となった。これは、リボン材の面直方向の組織の存在を示唆している。

結晶化後のリボン材の一部に対してアルゴン雰囲気のイオンミリング処理を行い電子顕微鏡試料とした。透過電子顕微鏡（日本電子社製「ＪＥＭ−ＡＲＭ２００Ｆ」）を用いて、加速電圧２００ｋＶにて走査透過（ＳＴＥＭ）モードにて試料の微細組織を観察した。本装置は冷陰極型電解放射電子銃と照射系収差補正器（Ｃｓコレクター）を搭載しているものであった。ナノビーム電子回折（ＮＢＤ）パターンは約０．１ｎｍサイズの収束電子線（収束半角４ｍｒａｄ）を試料面上で走査することにより観察した。組成分析はＳＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）を用いて行った。試料厚さは電子エネルギー損失分光法（ＥＥＬＳ）によりＳＴＥＭモードにて見積もった。

図２ａにＦｅ_４２Ｎｉ_４１．３Ｓｉ_８Ｂ_４Ｐ_４Ｃｕ_０．７合金を４００℃で２８８時間焼鈍した後のＳＴＥＭ−明視野像を示す。図２は、本実施例により製造したＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）による組織観察および電子回折像の観察ならびに計算結果を示す図である。図２ａは、ＳＴＥＭ−明視野像である。図２ｂは、ＳＴＥＭ−ＥＤＸ元素マッピングであり、明色部がＦｅリッチ相であり、暗色部がＮｉリッチ相であり、中間色部がＦｅおよびＮｉの合金部であり、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相は合金部内に含まれていると考えられる。図２ｃおよび図２ｄは、それぞれ、図２ａおよび図２b内の丸印の位置から得たナノビーム電子回折（ＮＢＤ）像である。図２ｅは、長距離規則（ＬＲＯ）パラメータＳが０．８であるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則構造の計算ＮＢＤパターンである。

図２ａに示されるように、組織は粒径３０−５０ｎｍの多結晶粒で構成されていることが確認された。ＳＴＥＭ−ＥＤＸ元素マッピングの結果、これらの微細組織は、図２ｂに示されるように、Ｆｅリッチ相、Ｎｉリッチ相および等比組成近傍のＦｅ−Ｎｉ合金相の少なくとも３相から構成されていることが判明した。このとき、ＳｉおよびＰはＮｉリッチ相で検出され、Ｆｅリッチ相およびＦｅ−Ｎｉ合金相からは検出されなかった。したがって、このような溶質濃度分配は、Ｘ線測定（図１）から検出されるようなα−Ｆｅに対応するＦｅリッチ相を示している。ＸＲＤの未知の回折ピークはケイ化／リン化Ｎｉ相の可能性がある。

Ｆｅ−Ｎｉ合金相のあるひとつの領域から超格子反射のナノビーム回折（ＮＢＤ）パターンを得た。図２ｃおよびｄは、図２ａおよびｂの○印で囲んだ領域から得られた［００１］入射のナノビーム電子回折（ＮＢＤ）パターンである。４回対称の１１０規則格子回折が明瞭に観察される。これらはc軸がリボン試料表面に垂直配向したＬ１_０型規則構造の形成を示している。この結果はＸＲＤ測定に一致する。推定された長距離規則（ＬＲＯ）パラメータＳはおよそ０．８以上であり、この値はＬＲＯパラメータの関数としてＮＢＤパターンをシミュレーションすることにより評価された。この値は天然隕石の値（Ｓ＝０．６０８）よりも高く、０．６５以上である。大気圏突入の際にメテオライト表面が高温に曝されＳが減少した可能性が大いにある。

図２ｅにＳ＝０．８の値をもつＬ１_０型ＦｅＮｉ規則構造のＮＢＤパターン示す。規則格子回折は白文字で示している。多結晶体の場合、規則格子反射の観察頻度は低くなる。なぜなら、超格子回折の強度は晶帯軸からの方位の外れにより規則格子反射強度は急激に低下するからである。したがって規則度の分布も実験的には観察され得ない。Ｓが０．７５以下では規則格子反射強度が極めて弱く実際上観察されない。上述したような制約にも関わらず、図２ｃおよびｄに示されるように単結晶電子回折パターンの検出に成功した。このことは、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相が形成されたことの強い実験的証拠である。このように、ＮＢＤにより、ナノ結晶化した急冷薄帯中での高度に規則化したＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の形成を確認することができた。

結晶化後のリボン材について、振動試料磁力計（ＶＳＭ）を用いて、飽和磁化（Ｍｓ）、保磁力（Ｈｃ）および直流減磁残留磁化（Ｍｄ）曲線を測定した。垂直試料面の直流減磁残留磁化（Ｍｄ）を測定するために、リボン試料をリボン面に対して垂直方向に正方向の１００００Ｏｅの磁界を与えた。磁場を零として残留磁化を記録した。その後、負方向に微弱な磁場を与え、磁場を零に戻し残留磁化を測定した。負の磁場を増加させて同様のステップを繰り返してＭｄ−Ｈ曲線を得た。

リボン材からなる試料（リボン試料）の表面に垂直に最大磁場が１２０００Ｏｅの磁場を印加して測定して得られた磁気ヒステリシス曲線（縦軸は左側）を図３に示す。図３は、リボン試料面に垂直に約１２０００Ｏｅの最大磁場を印加して測定したものである。図３の挿入図は磁気ドメインを示す磁気力顕微鏡像である。図３に示されるｄｃ減磁曲線（縦軸は右側）は、少なくとも約３．５ｋＯｅがＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相からなる結晶粒の磁化反転に必要であることを示している。

飽和磁化（Ｍｓ）および保磁力は、それぞれ、約１００ｅｍｕ／ｇ（ＦｅおよびＮｉの純金属の密度の加算平均から得たＦｅ_５０Ｎｉ_５０原子分率合金の密度８．３６７ｇ・ｃｍ^−３で換算した場合の飽和磁化（Ｍｓ）は約８３６．７ｇ・ｃｍ^−３）および７００Ｏｅであった。低磁場における磁化の急激な増加および高磁場における直線的変化は、次の２つのプロセスを示唆する：
（１）低磁場におけるドメイン壁運動による面外磁化の整列（アライメント）、および
（２）高磁場における面内磁化の面直方向への回転。

後者のプロセスは、リボン面内に磁化容易軸をもつ軟磁性相（Ｆｅリッチ相およびＮｉリッチ相）の存在に基づき容易に理解できる。Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の磁化容易軸はｃ軸に沿っており、（テクスチャーにより）リボン表面に垂直である。低磁場における面外磁化の整列は、硬質磁性Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相からなる結晶粒の存在のためと思われる。磁場が無い場合、磁化は、磁化容易軸、すなわち、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の面直および軟磁性相の面内を保つ傾向がある。それゆえ、図３中の残留磁化（Ｍｒ）は、ほぼＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相からなる結晶粒によるものであるが、面直の保磁力は面内磁化の回転による影響を強く受けるため、軟磁性相の体積分率がより高いほど試料の保磁力は低くなる。

Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の磁気的反転は直流減磁残留磁化（Ｍｄ）曲線（図３）から理解できる。基本的にＭｄは初期に飽和したＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相からなる結晶粒が反転磁場を印加したときに残留する磁化である。図３は、リボン試料中に存在するＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相からなる結晶粒の磁化反転には少なくとも約３．５ｋＯｅが必要であることを示している。Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相からなる結晶粒の他方向への規則化［例えば（１１１）など］は、より低い反転磁場で磁気的反転が生じる。したがって、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相からなる結晶粒の磁気的反転磁場は３．５ｋＯｅ超であると考えられる。この高い反転磁場はＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の高い磁気異方性の性質に合致する。磁気力顕微鏡（ＭＦＭ）を用いて磁気ドメインイメージも得た。表面地形に沿った典型的なＭＦＭ像を図３の挿入図に示す。ＭＦＭ像における表面地形の効果を排除するために、チップと試料表面との距離は２５ｎｍから１００ｎｍで変化させた。全ての場合でＭＦＭ像は同じであり、像のコントラストは主に磁気チップと試料の面直の磁気との相互作用により生じていることを示している。試料の磁気ドメイン（図３の挿入図）は、軟磁性相と硬質磁性相の双方から成る他の硬質磁性ナノコンポジット磁石に類似している。以上の構造的および磁気的キャラクタリゼーションの双方により、人工的なＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の生成を確認したと考える。

以上の実施例により、以下の内容が理解される。

天然隕石よりも高品質の化学的規則化した硬質磁性Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を簡便な方法で人工的に作製することできた。すなわち、本実施例により製造されたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、隕石に由来する成分を含まない。ＦｅＮｉＳｉＢＰＣｕ合金を液体急冷して得られるアモルファス相を主相とする固体を結晶化することにより、天然隕石では数億年要したと想定されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の生成時間を３００時間に短縮することができる。

本発明に係るＦｅＮｉ合金組成物が含む人工的なＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相は、これまで観察されたことのない明瞭な１１０超格子回折を示し、少なくとも３．５ｋＯｅ以上の印加磁場による高い磁化反転を有する。本発明に係るＦｅＮｉ合金組成物が含む人工的なＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相は、推定される規則度パラメータ（Ｓ≧０．８）を持ち、この値は、天然隕石に含有されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の規則度パラメータ、人工的に製造された他の組成物中のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の規則度パラメータ、および特別な方法により作製された積層膜に含まれるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の中で最高である。

液体急冷非平衡アモルファス相の結晶化で人工的なＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相が短時間で生成する理由は以下の３因子を同時に満足しているためると考えられる：
（因子１）アモルファス中の構成元素の高速拡散、
（因子２）アモルファスからＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相が析出する際の高駆動力、および
（因子３）不均一アモルファス中のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含有するクラスターの内在。

（実施例２から実施例２４）

表１から表１６に示される組成の母合金を用意した。母合金を高周波溶解で作製し、大気中で単ロール液体急冷法によりリボン状試料（リボン材）を得た。熱処理はアルゴンガスを充填したシリカチューブにリボン状試料を密封して行った。これらのチューブを所定の熱処理温度で予熱した熱処理炉で熱処理して、ＦｅＮｉ合金組成物を得た。なお、表１中、「Ｆｅ／Ｎｉ」は、母合金におけるＦｅの含有量（原子％）のＮｉの含有量（原子％）に対する比である。この比は、熱処理後のＦｅＮｉ合金組成物におけるＦｅの含有量（原子％）のＮｉの含有量（原子％）に対する比と実質的に等しい。また、「磁性元素比率」は、母合金における磁性元素（具体的にはＦｅおよびＮｉ）の含有量（原子％）の母合金全体に対する比である。この比は、熱処理後のＦｅＮｉ合金組成物における磁性元素（具体的にはＦｅおよびＮｉ）の含有量（原子％）のＦｅＮｉ合金組成物全体に対する比と実質的に等しい。なお、実施例１６−３に係る熱処理後のリボン材（ＦｅＮｉ合金組成物）は、実施例１において詳細評価した、Ｆｅ_４２Ｎｉ_４１．３Ｓｉ_ｘＢ_１２-ｘＰ_４Ｃｕ_０．７を母合金とし、４００℃で２８８時間の熱処理で結晶化したリボン材に等しい。

熱処理前および熱処理後のリボン材（ＦｅＮｉ合金組成物）について、Ｘ線回折装置（リガク社製「スマートラボ」）で構造を同定した。その結果を表１から表１６に示した。Ｘ線回折の結果は次のようにして表示した。測定対象がアモルファス状態であると判定された場合には、「Ａ」を表示した。若干のピークが認められるがそのピークを実質的に同定不能であり、測定対象がほぼアモルファス状態であると判定された場合には「ＡＡ」を表示した。Ｘ線回折の結果における「ＡＭ」は、測定対象が主相をアモルファスとしつつ微結晶が析出した状態であると判定された場合を意味する。Ｘ線回折の結果における「ＡＣ」は、測定対象がアモルファス相と結晶相とが混在する状態であると判定された場合を意味する。熱処理後のリボン材において、角度（２θ）が４５°程度に位置するα−Ｆｅと帰属されるピーク（ピークα）と、角度（２θ）が２４°程度に位置するＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相と帰属されるピーク（ピークＬ１_０）とが認められた場合には、ピークαの強度に対するピークＬ１_０の強度の比を表示した。この比が「０」の場合とは、ピークＬ１_０は認められるもののノイズレベルに対する強度が低いため、ピークＬ１_０の強度を算出不能であったことを意味する。Ｘ線回折の結果における「‐」は、測定が行われなかったことを意味する。

熱処理後のリボン材について、保磁力Ｈｃおよび残留保磁力Ｈｃｒを測定した。測定結果を表１から表１６に示した。保磁力Ｈｃの測定は振動試料型磁力計（東英工業社製「ＰＶ−Ｍ１０−５」）を用い、測定における振動周波数は８０Ｈｚであった。残留保磁力Ｈｃｒの測定は振動試料型磁力計（東栄科学産業社製「ＰＶ−Ｍ１０−５」）を用い、測定における振動周波数は１．７ｋＨｚであった。測定器の機能に基づき、測定結果の単位はｃｇｓ−Ｇａｕｓｓ単位系（Ｏｅ）であったため、ＳＩ単位系（Ａ／ｍ）に換算した結果も示した。残留保磁力Ｈｃｒについては測定しない場合もあり、この場合には、表中「‐」と表示した。他の測定においても、「‐」は測定が行われなかったことを意味する。

残留保磁力Ｈｃｒは、測定対象の磁化の向きとは反対向きで強度が変動する外部磁場をその最大強度を段階的に高めながら印加して測定する。このため、残留保磁力Ｈｃｒは、測定対象内で最も強く磁化された部分の保磁力を示している。熱処理後のリボン材（ＦｅＮｉ合金組成物）にＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相が含まれる場合には、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相はＦｅＮｉ合金組成物における他の部分よりも強く磁化されている。このため、ＦｅＮｉ合金組成物にＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相が含まれる場合には、ＦｅＮｉ合金組成物の残留保磁力Ｈｃｒは、ＦｅＮｉ合金組成物に含まれるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の保磁力を示していると考えられる。すなわち、残留保磁力Ｈｃｒによって、ＦｅＮｉ合金組成物内にＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相が含まれているか否かを簡易的に判別することが可能であり、ＦｅＮｉ合金組成物内にＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相が含まれていると判定された場合には、残留保磁力Ｈｃｒの値から、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の質的または量的な情報を得ることが可能であると考えられる。例えば、実施例３−３に係るＦｅＮｉ合金組成物では、Ｘ線回折ではピークＬ１_０の強度を算出不能であったが、残留保磁力Ｈｃｒは１．９×１０^５Ａ／ｍであり、十分に高い値となった。したがって、実施例３−３に係るＦｅＮｉ合金組成物にはＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相が含まれていると判定された。

実施例１４−４、実施例１５−３および実施例１６−３のそれぞれに係るＦｅＮｉ合金組成物については、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、結晶構造の観察を行い、これらのＦｅＮｉ合金組成物におけるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の存在を直接的に観察した。実施例１４−４の観察結果を図４に示し、実施例１５−３の観察結果を図５に示した。前述のように、実施例１６−３に係るＦｅＮｉ合金組成物は実施例１において詳細評価したＦｅＮｉ合金組成物と等しいため、実施例１６−３の観察結果とは図２に示された結果である。

（実施例２５）

実施例１６の組成を有するリボン材（表１７参照）について、結晶化のための熱処理（２８８℃、１時間）を行った後、表１８に示されるような追加的な熱処理を行い、熱処理後のＦｅＮｉ合金組成物（リボン材）について、Ｘ線回折スペクトルの測定および磁気特性の評価を行った。磁気特性の測定では飽和磁化Ｍｓ（単位：ｅｍｕ／ｇ）も測定した。結果を表１８に示す。

表１８に示されるように、追加熱処理の条件における加熱温度を高めると残留保磁力Ｈｃｒは低下し、追加熱処理の温度が６００℃以上の場合には、１×１０^５Ａ／ｍ未満になった。この温度域はＦｅＮｉ合金組成物に含まれるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相の規則相-不規則相変態温度を超えている可能性がある。

本発明のいくつかの態様は、非特許文献１０および１１に開示されるような、アモルファスを主相とする合金を前駆体としてナノ結晶化を利用する非平衡プロセスを用いて、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を提供することを目的とする。本発明のいくつかの態様は、また、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法、およびＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を生成可能なアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物、ならびに上記のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法により製造されたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料、および上記のアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物から生成したＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料を提供することを目的とする。

上記の目的のために提供される本発明はいくつかの態様は、次のとおりである。

〔１〕ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を液体急冷してアモルファスを主相とする固体を作製し、得られた前記アモルファスを主相とする固体を結晶化させる製造方法により製造されたことを特徴とする、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

〔２〕前記アモルファスを主相とする固体の結晶化温度が３００℃以上５００℃以下であって、前記アモルファスを主相とする固体を結晶化させるための加熱温度が３００℃以上５００℃以下である、上記〔１〕に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

〔３〕Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和が６５原子％以上９０原子％以下である、上記〔１〕または〔２〕に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

〔４〕Ｆｅの含有量のＮｉの含有量に対する比が０．６以上１．５以下である、上記〔１〕から〔３〕のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

〔５〕アモルファス化元素および結晶化元素を含む、上記〔１〕から〔４〕のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

〔６〕α−Ｆｅを含有する、上記〔１〕から〔５〕のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

〔７〕Ｆｅリッチ相およびＮｉリッチ相を含有する、上記〔１〕から〔６〕のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。

〔８〕ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を液体急冷してアモルファスを主相とする固体を作製する固化工程と、前記固化工程により得られた前記アモルファスを主相とする固体を加熱して結晶化させて、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を形成する熱処理工程と、を備えることを特徴とするＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。

〔９〕前記固化工程で得られた前記アモルファスを主相とする固体の結晶化温度は３００℃以上５００℃以下であって、前記熱処理工程における加熱温度は３００℃以上５００℃以下である、上記〔８〕に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。

〔１０〕前記ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を与える母合金は、アモルファス化元素および結晶化元素を含む、上記〔８〕または〔９〕に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。

〔１１〕前記ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を与える母合金は、Ｆｅの添加量とＮｉの添加量との総和が６５原子％以上９０原子％以下である、上記〔８〕から〔１０〕のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。

〔１２〕前記ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を与える母合金は、Ｆｅの添加量のＮｉの添加量に対する比が０．６以上１．５以下である、上記〔８〕から〔１１〕のいずれかに記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。

〔１３〕Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を生成可能であって、Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和が６５原子％以上９０原子％以下であり、アモルファス化元素および結晶化元素を含むことを特徴とするアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物。

〔１４〕結晶化温度が３００℃以上５００℃以下である、上記〔１３〕に記載のアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物。

〔１５〕上記〔１〕から〔７〕のいずれかに記載されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料。

〔１６〕上記〔８〕または〔１２〕のいずれかに記載される製造方法により製造されたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料。

〔１７〕上記〔１３〕または〔１４〕に記載されるアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物から生成させたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料。

上記の本発明のいくつかの態様によれば、アモルファスを主相とする合金を前駆体としてナノ結晶化を利用する非平衡プロセスを用いて、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物が提供される。また、本発明によれば、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法、およびＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を生成可能なアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物、ならびに上記のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法により製造されたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料、および上記のアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物から生成したＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料が提供される。

本発明に係るＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、完全レアアースフリーであり、かつ、高い大量生産性をもつ特色から革新的次世代の硬質磁石材料であり、２１世紀の人類社会が抱える資源問題の解決に貢献可能である。

Claims (35)

1. Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物であって、
   Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和が９０原子％以下であることを特徴とするＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
2. アモルファス化元素を含有する、請求項１に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
3. 前記アモルファス化元素は、Ｓｉ、ＢおよびＰからなる群から選ばれる１種または２種以上を含む、請求項２に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
4. 前記アモルファス化元素の含有量の総和は３５原子％以下である、請求項２または３に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
5. Ｓｉを含有することを特徴とするＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
6. Ｓｉの含有量は０．５原子％以上である、請求項５に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
7. Ｓｉの含有量は２０原子％以下である、請求項５または６に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
8. Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和が９０原子％以下である、請求項５から７のいずれか一項に記載のＦｅＮｉ合金組成物。
9. Ｓｉ以外のアモルファス化元素をさらに含有する、請求項５から８のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
10. 前記アモルファス化元素はＢおよびＰの少なくとも一方を含む、請求項９に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
11. 前記アモルファス化元素の含有量の総和は３５原子％以下である、請求項９または１０に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
12. Ｆｅの含有量のＮｉの含有量に対する比が０．３以上５以下である、請求項１から１１のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
13. Ｆｅの含有量とＮｉの含有量との総和が６５原子％以上である、請求項１から１２のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
14. 結晶化元素を含む、請求項１から１３のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
15. Ｃｕ，Ｃｏ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｒｅ，白金族元素，Ａｕ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｓ，Ｙ，Ｎ，Ｏ，Ｃおよび希土類元素からなる群から選ばれる１種または２種以上をさらに含有する、請求項１から１４のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
16. 隕石に由来する成分を含まない、請求項１から１５のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
17. 前記Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相についてナノビーム電子回折（ＮＢＤ）パターンを測定したときに、測定結果に基づき算出された前記Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の長距離規則（ＬＲＯ）パラメータＳが０．６５以上である部分を有する、請求項１から１６のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
18. 残留保磁力Ｈｃｒが１×１０^５Ａ／ｍ以上である、請求項１から１７のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
19. 前記ＦｅＮｉ合金組成物が含む前記Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の規則相-不規則相変態温度は、４５０℃以上６００℃以下である、請求項１から１８のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
20. α−Ｆｅを含有する、請求項１から１９のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
21. Ｆｅリッチ相およびＮｉリッチ相を含有する、請求項１から２０のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
22. ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を液体急冷してアモルファスを主相とする固体を作製する固化工程と、
    前記固化工程により得られた前記アモルファスを主相とする固体を加熱して結晶化させて、Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を形成する熱処理工程と、
    を備えることを特徴とするＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。
23. 前記固化工程で得られた前記アモルファスを主相とする固体の結晶化温度は３００℃以上５５０℃以下である、請求項２２に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。
24. 前記熱処理工程における加熱温度は３００℃以上５５０℃以下である、請求項２２または２３に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。
25. 前記熱処理工程における加熱温度は、前記アモルファスを主相とする固体の結晶化温度以上である、請求項２２から２４のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。
26. 前記熱処理工程における加熱温度は、前記ＦｅＮｉ合金組成物に含まれる前記Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相の規則相-不規則相変態温度以下である、請求項２２から２５のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。
27. 前記ＦｅおよびＮｉを含む合金融体を与える母合金の組成は、請求項１から１６のいずれか一項に記載されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の組成からなる、請求項２２から２６のいずれか一項に記載のＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。
28. Ｌ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を生成可能であって、請求項１から１６のいずれか一項に記載されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の組成からなることを特徴とするアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物。
29. 結晶化温度が３００℃以上５５０℃以下である、請求項２８に記載のアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物。
30. 請求項１から１６のいずれか一項に記載されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の組成からなる、アモルファス材の母合金。
31. 請求項３０に記載される母合金から得られたアモルファス材。
32. 請求項３１に記載されるアモルファス材から得られたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
33. 請求項１から２１および３２のいずれか一項に記載されるＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する、磁性材料。
34. 請求項２２から２７のいずれか一項に記載される製造方法により製造されたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する、磁性材料の製造方法。
35. 請求項２８または２９に記載されるアモルファスを主相とするＦｅＮｉ合金組成物から得られたＬ１_０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する、磁性材料。