WO2016171232A1 - 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

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 Download PDF

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Definitions

  • L1 0 type FeNi FeNi alloy composition comprising ordered phase L1 0 type method for producing a FeNi FeNi alloy composition comprising ordered phase, L1 0 type FeNi order phase can generate amorphous a FeNi alloy composition comprising FeNi alloy composition as the main phase a mother alloy of amorphous material, the mother alloy from the resulting amorphous material, FeNi alloy composition containing this amorphous material L1 0 type FeNi ordered phase obtained from the above L1 0
  • the present invention relates to a magnetic material containing an FeNi alloy composition containing a regular FeNi ordered phase, and a method for producing the magnetic material.
  • An iron meteorite having a Widmannstetten structure is an alloy mainly composed of Fe and Ni. This structure is formed by slow cooling in outer space at an extremely slow rate of about 0.3 K / million years (Non-Patent Document 1).
  • the Widmannstetten structure found in octahedrite-type meteorite (octahedron crystal iron) (pig iron) is unique and has a distinct phase separation (body-centered cubic structure ⁇ -FeNi, mineral name: kamasite) And a ⁇ phase (face-centered cubic structure fcc-FeNi, mineral name: tenite).
  • Lamellar tenite has different Ni concentration zones (28 to 50%) (Non-Patent Document 2).
  • L1 0 phase of Fe-Ni Both disordered fcc phase and regulations L1 0 phase of Fe-Ni were detected.
  • L1 0 type FeNi ordered phase also known as "Tetra Tape Knight" high saturation magnetization ( ⁇ 1270emu ⁇ cm -3) and a large uniaxial magnetocrystalline anisotropy ( ⁇ 1.3 ⁇ 10 7 erg ⁇ cm -3) is a hard magnetism having a (5 from the non-patent document 3).
  • L1 0 type theoretical maximum energy product of FeNi ordered phase ( ⁇ 42 mg ⁇ Oe) shows a value close to the maximum value of the recently developed rare earth-based hard magnet (Non-Patent Document 3).
  • rare earth element-free magnet In view of the disadvantages of rare earth elements used in the manufacture of high-quality permanent magnet, rare earth element-free magnet, i.e., it is necessary and important to develop an L1 0 type FeNi-based hard magnets. In practice, it is impossible to industrially produce the L1 0 type FeNi ordered alloy in the same way as meteorites. Because, L1 0 type FeNi ordered phase phase rule - disordered phase transformation temperature is because it is 320 ° C. (Non-Patent Documents 2 and 3). The diffusion coefficient of Fe and Ni near this temperature is extremely low, and no diffusion occurs in practice. This is why the L1 0 type FeNi ordered phase is generated which took the same 10 billion years the universe origin products (meteorite).
  • Non-patent Document 6 L1 0 type FeNi ordered phase since 1960s found, irradiation of the particle beam (Non-patent Document 6), particle method (Non-Patent Document 7), mechanical alloying (Non-Patent Document 8), monatomic layered (non Various attempts such as Patent Document 9) and high-pressure strain processing (Non-Patent Document 10) have been made to artificially produce this phase.
  • Patent Document 1 discloses a process for the preparation of L1 0 type iron-nickel alloy particles, iron-containing compounds, nickel-containing compounds and the protective polymer dispersed and / or dissolved in a solvent Step (1) of preparing a liquid, a precursor containing iron and nickel by adding a reducing agent for iron ions contained in the iron-containing compound and nickel ions contained in the nickel-containing compound to the obtained liquid preparing a particle (2), and wherein the precursor particles are heated in a hydrogen atmosphere, the reduction of the precursor particles, and comprising the step (3) for ordering the structure of alloy particles in L1 0 type A manufacturing method is disclosed. In this fabrication method, there is a possible synthesis of L1 0 type FeNi alloy having a high degree of order.
  • Non-Patent Documents 10 and 11 disclose non-equilibrium processes using nanocrystallization using an alloy having an amorphous main phase as a starting material. By adopting such a process, it is possible to expect generation of a unique alloy phase that cannot be achieved by a normal crystalline alloy.
  • Patent Document 2 discloses a nanostructured magnetic alloy composition having a chemical formula of Fe (0.5-a) Ni (0.5-b) X a + b (where X is Ti , V, Al, S, P, B, or C, with 0 ⁇ (a + b) ⁇ 0.1), and with an L1 0 phase structure.
  • Patent Document 2 has the following description as a method for obtaining this composition. That is, a melt of one or more elements selected from the group consisting of Fe, Ni, and Ti, V, Al, S, P, B and C is prepared, and the melt is cooled by a melt spinning method. The melt is made into a solid shape, the solid shape is mechanically milled to reduce the solid shape into a plurality of nanocrystals, and the plurality of nanoparticles are compressed to form a nanostructured magnetic alloy composition. Form.
  • Patent Document 2 does not disclose an example. That is, Patent Document 2, the experimental results indicate that the magnetic alloy composition is actually formed with an L1 0 phase structure is not shown, also, a method of producing a magnetic alloy composition is disclosed However, the specific conditions of the individual steps constituting the method are not described at all. Further, it is explicitly described that the maximum amount of the element represented by X is 10 atomic% or less in order to reduce the influence on the magnetic characteristics.
  • the present invention in the different technical point of view the FeNi alloy compositions described in Patent Document 2, an object to provide a FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase.
  • the invention as disclosed in Non-Patent Document 10 and 11, using a non-equilibrium process utilizing nanocrystalline the alloy amorphous main phase as a precursor, FeNi alloy containing L1 0 type FeNi ordered phase process for producing a composition, L1 0 type FeNi FeNi alloy composition as a main phase capable of generating amorphous a FeNi alloy composition comprising ordered phase, master alloy amorphous material, the amorphous material obtained from the mother alloy, this FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase obtained from amorphous material, to provide magnetic materials containing FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase above, and the manufacturing method of the magnetic material With the goal.
  • this alloy contains phosphorus (P) as an element, as is present in NWA6259 meteorite (Non-patent Document 3). These characteristics are those characterizing promises hard to develop L1 0 type FeNi-based hard magnets. Therefore, the results of investigations by using an alloy composition that a portion of the Fe in FeNiSiBPCu alloy was replaced by Ni, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase is obtained a new finding that the resulting .
  • P phosphorus
  • a FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase, L1 0 type FeNi ordered phase sum of the content and the Ni content of Fe is equal to or less than 90 atomic% FeNi alloy composition containing.
  • the amorphous element, Si, B and comprises one or more selected from the group consisting of P, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to the above (2).
  • the sum of the content of the amorphous element is than 35 atomic%, the (2) or FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to (3).
  • the sum of the content of the amorphous element is 25 atomic% or less, (2) or FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to (3).
  • the sum of the content of the amorphous element is less than 20 atomic%, the (2) or FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to (3).
  • It FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase, characterized in that contains Si.
  • the content of Si is 0.5 atomic% or more, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to the above (7).
  • the content of Si is not more than 20 atomic%, the (7) or FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to (8).
  • (11) further comprises an amorphous element other than Si, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to any one of (7) (10).
  • the amorphous element comprises at least one of B and P, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to the above (11).
  • the sum of the content of the amorphous element is less 35 atomic%, the (11) or FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to (12).
  • the sum of the content of the amorphous element is more than 25 atomic%, the (11) or FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to (12).
  • the sum of the content of the amorphous element is less than 20 atomic%, the (11) or FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to (12).
  • the ratio of content of Ni in the Fe content is 0.3 to 5, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to any one of (1) (15) .
  • the ratio of content of Ni in the Fe content is 0.6 to 1.5, FeNi alloy containing L1 0 type FeNi ordered phase of any one of (1) (16) Composition.
  • the sum of the content and the Ni content of Fe is 65 atom% or more, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to any one of (1) (17).
  • (21) is free of components derived from meteorites, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to any one of (1) (20).
  • L1 for 0 type FeNi ordered phase when measuring the nanobeam electron diffraction (NBD) patterns, long-range order of the calculated based on the measurement result the L1 0 type FeNi order phase (LRO) parameter S is 0. has a portion at 65 or more, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to any one of (1) (21).
  • the parameter S has a portion is 0.75 or more, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to the above (22).
  • Residual coercivity Hcr is 1 ⁇ 10 5 A / m or more, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to any one of (1) (23).
  • the FeNi alloy composition wherein the L1 0 type FeNi ordered phase ordered phase comprising - disordered phase transformation temperature is 450 ° C. or higher 600 ° C. or less, any one of (1) (24) FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase.
  • the crystallization temperature of the solid to the main phase of the amorphous obtained in solidification step is 300 ° C. or higher 550 ° C. or less, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to the above (28) Manufacturing method.
  • the method of producing the crystallization temperature is 300 ° C. or higher 500 ° C. or less, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to the above (29).
  • the heat treatment the heating temperature is 300 ° C. or higher 550 ° C. or less in the method of manufacturing an FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase of any one of (28) (30).
  • the heating temperature is 300 ° C. or higher 500 ° C.
  • a method for fabricating FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to the above (31).
  • the heating temperature in the heat treatment step is a solid crystallization temperature or more of a main phase of the amorphous, including L1 0 type FeNi ordered phase of any one of (28) (32) FeNi A method for producing an alloy composition.
  • a composition of (1) to (21) FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi order phase as described in any one of the mother alloy of the amorphous material.
  • the “amorphous material” means a solid having an amorphous phase as a main phase formed from a combined financial body.
  • a specific example of the forming method is a liquid quenching method.
  • (42) containing the (1) to (27) and FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase is described in any of (41), a magnetic material.
  • thermophysical parameters of the FeNi alloy composition such as the order-disorder phase transformation temperature and the crystallization temperature means the value measured when heated at a heating rate of 40 ° C./min. To do.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase.
  • L1 0 type method for producing a FeNi FeNi alloy composition comprising ordered phase FeNi alloy composition as a main phase capable of generating amorphous a FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase the mother alloy of the amorphous material, the amorphous material obtained from the mother alloy, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase resulting from this amorphous material, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase of the A magnetic material containing a product and a method for producing the magnetic material are provided.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to an embodiment of the present invention is to produce a solid as the main phase an amorphous by the alloy melt body and liquid quenching containing Fe and Ni, resulting amorphous It is produced by a production method for crystallizing a solid having a main phase.
  • the main phase is amorphous means that the phase having the highest volume fraction in the target material (such as a solid obtained by liquid quenching of a combined financial body containing Fe and Ni). It means an amorphous phase.
  • the crystallization temperature of the solid having the amorphous phase as a main phase is 300 ° C. or higher and 550 ° C. or lower
  • the heating temperature for crystallization of the solid having the amorphous phase as a main phase is 300 ° C. or higher. It is 550 degrees C or less
  • the crystallization temperature of the solid containing the amorphous phase as a main phase is 300 ° C. or higher and 500 ° C. or lower
  • the heating temperature for crystallizing the solid containing the amorphous phase as a main phase is 300 ° C. or higher and 500 ° C. or lower. It may be preferable.
  • crystallization temperature is low, it is possible to obtain with high productivity a FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase.
  • the crystallization temperature may be more preferably 300 ° C. or more and 400 ° C. or less.
  • L1 0 type FeNi order phase FeNi alloy composition comprising, it is preferable sum of the content and the Ni content of Fe is 90 atom% to 65 atom%.
  • the sum of the content and the Ni content of Fe is in the above range, it becomes easy increased content of L1 0 type FeNi ordered phase in FeNi alloy composition.
  • the sum of the Fe content and the Ni content may be less than 90 atomic%, 88 atomic% or less, 87 atomic% or less, 86 atomic% or less, 85.5 atomic% or less, 85 atomic%.
  • any of 84.5 atomic% or less, 84 atomic% or less, 83.5 atomic% or less, and 83 atomic% or less may be used.
  • the total of the Fe content and the Ni content is more preferably 70 atomic% to 85 atomic%.
  • L1 0 type FeNi FeNi alloy composition comprising a ordered phase
  • Ni content of the Fe content is 0.6 to 1.5.
  • the ratio to the content of Ni in the Fe content is in the above range, it becomes easy increased content of L1 0 type FeNi ordered phase in FeNi alloy composition.
  • the ratio of the Fe content to the Ni content may be more preferably 0.8 or more and 1.2 or less.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase from the viewpoint of making it possible to include an L1 0 type FeNi ordered phase, is the ratio to the content of Ni in the Fe content is 0.3 or more In some cases, it is preferably 0.35 or more, and more preferably 0.4 or more.
  • L1 FeNi alloy composition comprising 0 type FeNi ordered phase
  • Ni content of the Fe content is 5 or less
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase, Si, P, may include amorphous elements such as B.
  • Amorphous element is an element which contributes to the solid primary phase positioned as a precursor for forming a FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase and amorphous.
  • the sum total of the contents of the amorphizing element is not limited.
  • the total content of amorphizing elements may be preferably 20 atomic percent or less, may be more preferably 18 atomic percent or less, and may be more preferably 16 atomic percent or less. .
  • the FeNi alloy composition may have excellent magnetic properties, and the total content of the amorphizing elements is 35 atomic% (in other words, the upper limit of the total sum is 25 atomic%). In other words (in other words, the upper limit of the total is 35 atomic%).
  • the FeNi alloy composition may have excellent magnetic properties.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase may contain crystallization elements such as Cu.
  • Crystallization element is an element which contributes to the amorphous solid was crystallized to main phase to form a FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase.
  • L1 FeNi alloy composition comprising 0 type FeNi ordered phase may contain both amorphous elemental and crystallization element.
  • the content of the crystallization element is not limited.
  • the content of the crystallization element may be preferably 5 atomic% or less, more preferably 2 atomic% or less, and even more preferably 1 atomic% or less.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to an embodiment of the present invention, as an element other than the above elements, Co, Ti, Zr, Hf , V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Re, platinum group element, Au, Ag, Zn, In, Sn, As, Sb, Bi, S, Y, N, O, C, and one or more selected from the group consisting of rare earth elements
  • An optional additive element X may be contained.
  • the optional additive element X includes an element capable of performing the same function as Fe and Ni, an amorphizing element similar to Si, B, P, and the like, and a crystallization element similar to Cu.
  • the optional additive element X may be contained so as to replace a part of Fe and / or Ni depending on its function.
  • the FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi rule phase comprises amorphous elemental and / or crystallization element may contain any element to replace the part.
  • the addition amount of the optional additive element X is appropriately set according to the function to be performed by the optional additive element X.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to an embodiment of the present invention, in addition to the components based on the above elements, may contain inevitable impurities.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to an embodiment of the present invention, from the viewpoint of ensuring stable supply of as an industrial product, it may be preferably free of components derived from meteorites.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase may contain alpha-Fe. by containing alpha-Fe can be confirmed from X-ray diffraction pattern of FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase. alpha-Fe is solid as a main phase an amorphous positioned as a precursor for forming a FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase is estimated those generated by crystallization.
  • the distance rule (LRO) parameter S may preferably include a portion that is 0.65 or greater, may more preferably include a portion that is 0.70 or greater, and may be a portion that is 0.75 or greater. Inclusion may be particularly preferred.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to an embodiment of the present invention
  • it may be preferable residual coercive force Hcr is 1 ⁇ 10 5 A / m ( 100kA / m) or more.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to an embodiment of the present invention, L1 0 type FeNi ordered phase ordered phase - disordered phase transformation temperature which may be 600 ° C. or less 450 ° C. or higher.
  • L1 0 type FeNi ordered phase contained in FeNi alloy composition is transformed into the disordered phase, FeNi alloy composition L1 0 type FeNi rules
  • the composition is substantially free of phase.
  • the residual coercive force Hcr in this state is about 8 ⁇ 10 4 A / m. Therefore, the residual coercive force Hcr of FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to an embodiment of the present invention is 1 ⁇ 10 5 A / m or more, according to one embodiment of the present invention FeNi alloy composition, to the extent that the magnetic properties derived from the L1 0 type FeNi ordered phase manifested stably, meaning that it contains appropriate amounts of L1 0 type FeNi ordered phase.
  • Residual coercive force Hcr of FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase may more preferably be at 1.1 ⁇ 10 5 A / m or more, 1.2 X10 5 A / m or more may be more preferable, 1.3 x 10 5 A / m or more may be particularly preferable, and 1.4 x 10 5 A / m or more. May be significantly better.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase may contain Fe-rich phase and Ni-rich phases.
  • the Fe rich phase and the Ni rich phase can be confirmed by using an energy dispersive X-ray analyzer (EDS) provided in an electron microscope.
  • EDS energy dispersive X-ray analyzer
  • the Fe-rich phase is a phase that is measured when the Fe content is higher than other phases, and may contain ⁇ -Fe. Further, when the FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase contains B as amorphous element, Fe-rich phase is likely to contain B.
  • the Ni-rich phase is a phase that is measured when the Ni content is higher than other phases.
  • L1 0 type FeNi FeNi alloy composition comprising ordered phase contains Si or P as amorphous element
  • Ni-rich phase may contain Si and P.
  • L1 0 type FeNi ordered phase may be present between the Fe-rich phase and a Ni-rich phase.
  • Additional FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to an embodiment of the present invention can be produced by a production method comprising a solidification step and the heat treatment step described below.
  • a solid (amorphous material) whose main phase is amorphous is produced by liquid quenching of a combined financial body containing Fe and Ni.
  • the method of liquid quenching is not limited. Examples thereof include a quenched ribbon method such as a single roll method and a twin roll method, an atomizing method such as a gas atomizing method, and a water atomizing method. From the viewpoint of facilitating the increase in the cooling rate and the degree as a non-equilibrium process, it is preferably produced by a quenching ribbon method.
  • a master alloy (hereinafter simply abbreviated as “mother alloy”) that provides a combined financial body containing Fe and Ni so as to easily obtain a solid whose main phase is amorphous is obtained.
  • it preferably contains an amorphizing element such as Si, P, or B, and more preferably contains one or more elements selected from the group consisting of Si, P, and B. preferable.
  • Another example of the amorphizing element is C.
  • the addition amount of Si in is preferably 0.5 atomic percent or more and 10 atomic percent or less, and more preferably 2 atomic percent or more and 8 atomic percent or less.
  • FeNi alloy that amount of Si is too large, there is a possibility to be associated with a decrease in the magnetic properties of FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase, the content of Si is not more than 20 atomic%
  • the composition may have excellent magnetic properties.
  • the amount of the element added to obtain the master alloy is substantially equal to the content of the element in the joint financial body obtained from the master alloy, and is formed from the joint financial body.
  • the content of the element in the obtained FeNi alloy composition is substantially equal.
  • the amount and the composition obtained from the mother alloy elements into the mother alloys of the elements in means a substantially equal amount.
  • the amount of B added is preferably 2 atomic percent or more and 15 atomic percent or less, more preferably 4 atomic percent or more and 12 atomic percent or less, and sometimes 4 atomic percent or more and 10 atomic percent or less. It may be more preferable to. FeNi alloy that the added amount of B is too large, there is a decreased possibility of associated magnetic properties of FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase, the content of B is less than 20 atomic% The composition may have excellent magnetic properties.
  • the addition amount of P in is preferably 2 atomic% or more and 8 atomic% or less, and more preferably 3 atomic% or more and 6 atomic% or less.
  • L1 0 type FeNi but ordered phase which may be associated with a decrease in the magnetic properties of FeNi alloy composition comprising, FeNi alloy content of P is not more than 20 atomic%
  • the composition may have excellent magnetic properties.
  • the heating conditions are appropriately set according to the properties of the solid whose main phase is amorphous. Since it is crystallized by heating, it is preferable that the heating temperature in the heat treatment step is higher than the crystallization temperature of the solid having the amorphous phase as the main phase.
  • the crystallization temperature of the solid containing the above amorphous as a main phase is 300 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • the heating temperature in the heat treatment step may be 300 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • the crystallization temperature of the solid containing the above amorphous as a main phase is 300 ° C. or more and 500 ° C. or less.
  • the heating temperature in the heat treatment step may be 300 ° C. or more and 500 ° C. or less.
  • the crystallization temperature of the solid containing the above amorphous as a main phase is 300 ° C. or higher and 400 ° C.
  • the heating temperature in the heat treatment step may be 300 ° C. or higher and 400 ° C. or lower.
  • the heating time is appropriately set according to the heating temperature. As a basic tendency, when the heating temperature is high, the heating time is set short, and when the heating temperature is low, the heating time is set long. For example, the heating time is selected from a range of 30 minutes to 300 hours. As described above, in nature, given that it takes a billion years about also the time to form a FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase, L1 by heating at about 300 hours 0 It is surprising that an FeNi alloy composition is formed that includes a type FeNi ordered phase.
  • Shortening such L1 0 type FeNi order phase generation time is also supported by simulation by molecular dynamics method. That is, the calculation results showing the values of the Fe and Ni self-diffusion coefficients that are at least two orders of magnitude higher in the case of the amorphous phase than in the case of the equilibrium crystal phase are obtained.
  • the master alloy preferably contains a crystallization element such as Cu.
  • Describing Cu as a specific example by adding Cu to the mother alloy, crystallization of a solid containing amorphous as a main phase easily proceeds in the heat treatment step.
  • the amount of Cu added to the combined financial body containing Fe and Ni is excessively large, it is highly likely that an alloy having an amorphous main phase is difficult to obtain even when the combined financial body including Fe and Ni is rapidly cooled. And there is a high possibility that the uniformity of the resulting amorphous alloy will be reduced.
  • the amount of Cu added in the case of adding Cu to the master alloy is: It may be preferable to be 0.1 atomic% or more and 3 atomic% or less, more preferably 0.2 atomic% or more and 1.5 atomic% or less, and 0.4 atomic% or more and 1.0 atomic% or less. In some cases, it is more preferable that the atomic% or less.
  • alloy melt comprising Fe and Ni is the sum of the added amount and the amount of Ni Fe 65
  • the ratio of the added amount of Fe to the added amount of Ni may be 0.6 to 1.5.
  • Fe 42 Ni 41.3 Si x B 12-x P 4 Cu 0.7 (numerical value means atomic%, x is 2 or more and 8 or less. The same applies hereinafter.
  • the binary alloy of FeNi can be or perform adjustment of the production process or changing the composition, thereby realizing the industrial production of L1 0 type FeNi ordered phase is extremely difficult is there.
  • FeNi alloy composition as a main phase an amorphous there can generate FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase, the content and the Ni content of Fe The total is 65 atom% or more and 90 atom% or less, and includes an amorphizing element and a crystallization element.
  • the manufacturing method of the FeNi alloy composition having such an amorphous main phase is not limited. By carrying out solidification step of the manufacturing method of FeNi alloy composition containing the L1 0 type FeNi ordered phase comprises the solid to an amorphous resulting product of the process as a main phase is a main phase of the above amorphous It can correspond to the FeNi alloy composition.
  • the crystallization temperature of the FeNi alloy composition containing amorphous as the main phase is preferably 300 ° C. or higher and 500 ° C. or lower, and more preferably 300 ° C. or higher and 400 ° C. or lower.
  • Materials containing FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to an embodiment of the present invention can be suitably used as a magnetic material.
  • materials containing FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase produced by the method of FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to an embodiment of the present invention also, as a magnetic material It can be suitably used.
  • materials containing FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase amorphous according to an embodiment was generated from FeNi alloy composition as the main phase of the present invention also can be suitably used as a magnetic material .
  • a Fe 42 Ni 41.3 Si x B 12-x P 4 Cu 0.7 master alloy was prepared by high frequency melting, and a ribbon-like sample (ribbon material) was obtained by a single roll liquid quenching method in the atmosphere.
  • the heat treatment was performed by sealing the ribbon sample in a silica tube filled with argon gas. These tubes were heat treated in a heat treatment furnace preheated at a predetermined heat treatment temperature to obtain an FeNi alloy composition.
  • the ribbon material whose main phase is amorphous was crystallized by heat treatment at 400 ° C. for 288 hours.
  • FIG. Figure 1 is a diagram showing an X-ray diffraction pattern (solid line) and X-ray diffraction pattern obtained by calculation of FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase prepared according to the present embodiment (dashed line).
  • the inset on the right side is an enlarged view of the (001) diffraction 2 ⁇ in the range of 20 ° to 30 °.
  • An ion microscope sample was obtained by subjecting a part of the ribbon material after crystallization to ion milling in an argon atmosphere.
  • a transmission electron microscope (“JEM-ARM200F” manufactured by JEOL Ltd.)
  • the microstructure of the sample was observed in scanning transmission (STEM) mode at an acceleration voltage of 200 kV.
  • This apparatus was equipped with a cold cathode type electrolytic emission electron gun and an irradiation system aberration corrector (Cs collector).
  • the nanobeam electron diffraction (NBD) pattern was observed by scanning the surface of the sample with a convergent electron beam having a size of about 0.1 nm (converging half angle of 4 mrad).
  • the composition analysis was performed using an energy dispersive X-ray spectrometer (EDS) attached to the STEM.
  • the sample thickness was estimated in STEM mode by electron energy loss spectroscopy (EELS).
  • FIG. 2a shows a STEM-bright field image after annealing the Fe 42 Ni 41.3 Si 8 B 4 P 4 Cu 0.7 alloy at 400 ° C. for 288 hours.
  • Figure 2 is a diagram illustrating the observation and calculation results of the microstructural observation and electron diffraction image by a scanning transmission electron microscope (STEM) of FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase prepared according to the present embodiment.
  • FIG. 2a is a STEM-bright field image.
  • Figure 2b is a STEM-EDX element mapping, bright portions are Fe-rich phase, a dark color portion is Ni-rich phase, neutral portion is an alloy of Fe and Ni, L1 0 type FeNi ordered phase It is thought that it is contained in the alloy part.
  • NBD nanobeam electron diffraction
  • the structure was composed of polycrystalline grains having a grain size of 30-50 nm.
  • these microstructures are composed of at least three phases of an Fe-rich phase, an Ni-rich phase, and an Fe—Ni alloy phase in the vicinity of the iso-composite composition, as shown in FIG. 2b. There was found.
  • Si and P were detected in the Ni-rich phase, but not in the Fe-rich phase and the Fe—Ni alloy phase.
  • solute concentration distribution is indicative of a Fe-rich phase corresponding to ⁇ -Fe as detected from X-ray measurements (FIG. 1).
  • the unknown diffraction peak of XRD may be a silicified / phosphorylated Ni phase.
  • a superlattice reflection nanobeam diffraction (NBD) pattern was obtained from one region with the Fe—Ni alloy phase.
  • 2c and d are [001] incident nanobeam electron diffraction (NBD) patterns obtained from the region circled in FIG. 2a and b.
  • NBD nanobeam electron diffraction
  • S estimated long distance rule
  • Regular lattice diffraction is shown in white letters.
  • S 0.75 or less
  • the regular lattice reflection intensity is very weak and is not actually observed.
  • the single-crystal electron diffraction pattern was successfully detected as shown in FIGS. 2c and d. This is strong experimental evidence that the L1 0 type FeNi ordered phase is formed.
  • NBD it was possible to confirm the formation of highly ordered the L1 0 type FeNi ordered phase in the melt spun ribbons which had been nanocrystallized.
  • saturation magnetization (Ms), coercive force (Hc), and DC demagnetization residual magnetization (Md) curves were measured using a vibrating sample magnetometer (VSM).
  • VSM vibrating sample magnetometer
  • a magnetic field of 10000 Oe in the positive direction was applied to the ribbon sample in a direction perpendicular to the ribbon surface.
  • the residual magnetization was recorded with a magnetic field of zero.
  • a weak magnetic field was applied in the negative direction, the magnetic field was returned to zero, and the residual magnetization was measured. Similar steps were repeated with increasing negative magnetic field to obtain an Md-H curve.
  • FIG. 3 shows a magnetic hysteresis curve (vertical axis on the left side) obtained by applying a magnetic field having a maximum magnetic field of 12000 Oe perpendicularly to the surface of a sample made of a ribbon material (ribbon sample).
  • FIG. 3 is measured by applying a maximum magnetic field of about 12000 Oe perpendicular to the ribbon sample surface.
  • the inset of FIG. 3 is a magnetic force microscope image showing the magnetic domain.
  • Dc demagnetization curve shown in FIG. 3 (ordinate right) indicates that it is necessary to at least about 3.5kOe grain magnetization reversal consisting L1 0 type FeNi ordered phase.
  • Ms Saturation magnetization
  • coercive force are respectively converted to approximately 100 emu / g (Fe 50 Ni 50 atomic fraction alloy density 8.367 g ⁇ cm ⁇ 3 obtained from the addition average of Fe and Ni pure metal densities) the saturation magnetization in the case of (Ms) was about 836.7g ⁇ cm -3) and 700 Oe.
  • the rapid increase in magnetization in the low magnetic field and the linear change in the high magnetic field suggest two processes: (1) Alignment of out-of-plane magnetization by domain wall motion in a low magnetic field, and (2) Rotation of in-plane magnetization in a high magnetic field in the direction perpendicular to the plane.
  • the latter process can be easily understood based on the presence of a soft magnetic phase (Fe rich phase and Ni rich phase) having an easy axis in the ribbon surface.
  • the axis of easy magnetization of L1 0 type FeNi ordered phase is along the c-axis, which is perpendicular to (the texture) ribbon surface. Alignment of the plane magnetization in a low magnetic field is believed due to the presence of crystal grains of a hard magnetic L1 0 type FeNi ordered phase. If the magnetic field is not present, the magnetization easy axis, i.e., tends to keep the plane of the orthogonal and soft magnetic phases of L1 0 type FeNi ordered phase. Therefore, the residual magnetization in FIG.
  • Magnetic reversal of L1 0 type FeNi ordered phase can be understood from the DC demagnetization remanence (Md) curve ( Figure 3).
  • Md is a magnetization that remains when the crystal grain consisting of saturated early L1 0 type FeNi ordered phase was applied switching field.
  • Figure 3 shows that the L1 0 type FeNi consisting ordered phase crystal grains of the magnetization reversal present in ribbon sample requires at least about 3.5 kOe.
  • the magnetic switching field of the crystal grain consisting of L1 0 type FeNi ordered phase is considered to be 3.5kOe greater.
  • This high switching field is consistent with high magnetic anisotropy of the nature of L1 0 type FeNi ordered phase.
  • Magnetic domain images were also obtained using a magnetic force microscope (MFM).
  • a typical MFM image along the surface topography is shown in the inset of FIG.
  • the distance between the tip and the sample surface was varied from 25 nm to 100 nm.
  • the MFM image is the same, indicating that the contrast of the image is mainly caused by the interaction between the magnetic chip and the magnetism in the plane of the sample.
  • the magnetic domain of the sample (inset in FIG. 3) is similar to other hard magnetic nanocomposite magnets that consist of both soft and hard magnetic phases.
  • Hard magnetic L1 0 type FeNi ordered phase chemically rules of higher quality than natural meteorite with a simple method could be artificially produced. That, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase produced according to the present embodiment is free of components derived from meteorites. Shortened FeNiSiBPCu alloy by crystallizing a solid as a main phase an amorphous phase obtained by the liquid quenching, the generation time of L1 0 type FeNi ordered phase is assumed to have taken several million years in nature meteorite 300 hours can do.
  • Artificial L1 0 type FeNi ordered phase FeNi alloy composition according to the present invention comprises showed clear 110 superlattice diffraction never previously observed, a higher magnetization reversal by at least 3.5kOe more applied magnetic field
  • Artificial L1 0 type FeNi ordered phase FeNi alloy composition according to the present invention comprises has a estimated degree of order parameter (S ⁇ 0.8), the value, L1 0 type contained naturally meteorite FeNi ordered phase order parameter parameter, L1 0 type FeNi ordered phase included in the multilayer film produced artificially manufactured other L1 0 type FeNi ordered phase rule of parameters in the composition, and by the special way Is the best of all.
  • Master alloys having the compositions shown in Tables 1 to 16 were prepared.
  • a mother alloy was prepared by high frequency melting, and a ribbon-like sample (ribbon material) was obtained by a single roll liquid quenching method in the atmosphere.
  • the heat treatment was performed by sealing the ribbon sample in a silica tube filled with argon gas. These tubes were heat treated in a heat treatment furnace preheated at a predetermined heat treatment temperature to obtain an FeNi alloy composition.
  • “Fe / Ni” is the ratio of the Fe content (atomic%) to the Ni content (atomic%) in the mother alloy. This ratio is substantially equal to the ratio of the Fe content (atomic%) to the Ni content (atomic%) in the FeNi alloy composition after heat treatment.
  • the “magnetic element ratio” is a ratio of the content (atomic%) of magnetic elements (specifically, Fe and Ni) in the mother alloy to the whole mother alloy. This ratio is substantially equal to the ratio of the content (atomic%) of magnetic elements (specifically, Fe and Ni) in the FeNi alloy composition after the heat treatment to the entire FeNi alloy composition.
  • the ribbon material (FeNi alloy composition) after heat treatment according to Example 16-3 is based on Fe 42 Ni 41.3 Si x B 12-x P 4 Cu 0.7, which was evaluated in detail in Example 1. It is equivalent to a ribbon material that is alloyed and crystallized by heat treatment at 400 ° C. for 288 hours.
  • the structure of the ribbon material (FeNi alloy composition) before and after heat treatment was identified by an X-ray diffractometer (“Smart Lab” manufactured by Rigaku Corporation). The results are shown in Tables 1 to 16.
  • the results of X-ray diffraction were displayed as follows. When it was determined that the measurement target was in an amorphous state, “A” was displayed. A slight peak was observed, but the peak could not be substantially identified, and “AA” was displayed when it was determined that the measurement target was almost amorphous. “AM” in the result of X-ray diffraction means a case where it is determined that the measurement target is in a state where the main phase is amorphous and the microcrystals are precipitated.
  • “AC” in the result of the X-ray diffraction means that the measurement object is determined to be in a state in which an amorphous phase and a crystalline phase are mixed.
  • the peak angle (2 [Theta]) is assigned as alpha-Fe located approximately 45 ° (peak alpha), angle (2 [Theta]) and the L1 0 type FeNi ordered phase located about 24 °
  • the ratio of the intensity of peak L1 0 to the intensity of peak ⁇ was displayed.
  • the case where the ratio is “0” means that although the peak L1 0 is recognized, the intensity with respect to the noise level is low, and therefore the intensity of the peak L1 0 cannot be calculated.
  • "-" In the X-ray diffraction result means that no measurement was performed.
  • the coercive force Hc and the residual coercive force Hcr were measured for the ribbon material after the heat treatment. The measurement results are shown in Tables 1 to 16.
  • the coercive force Hc was measured using a vibrating sample magnetometer (“PV-M10-5” manufactured by Toei Kogyo Co., Ltd.), and the vibration frequency in the measurement was 80 Hz.
  • the residual coercive force Hcr was measured using a vibrating sample magnetometer (“PV-M10-5” manufactured by Toei Kagaku Sangyo Co., Ltd.), and the vibration frequency in the measurement was 1.7 kHz.
  • the unit of the measurement result was the cgs-Gauss unit system (Oe), so the result converted to the SI unit system (A / m) is also shown.
  • the residual coercive force Hcr may not be measured.
  • “ ⁇ ” is indicated in the table. In other measurements, “-” means that no measurement was performed.
  • the residual coercive force Hcr is measured by applying an external magnetic field whose intensity varies in the direction opposite to the magnetization direction of the measurement object while increasing the maximum intensity stepwise. For this reason, the residual coercive force Hcr indicates the coercive force of the most strongly magnetized portion in the measurement target. If that includes L1 0 type FeNi ordered phase in the ribbon material after heat treatment (FeNi alloy composition), L1 0 type FeNi ordered phase is magnetized more strongly than other portions of FeNi alloy composition.
  • residual coercive force Hcr of FeNi alloy compositions exhibit coercive force of L1 0 type FeNi rules phase contained in FeNi alloy composition It is thought that. That is, the residual coercive force Hcr, it is possible to determine whether it contains the L1 0 type FeNi ordered phase within FeNi alloy composition in a simple manner, L1 0 type FeNi rules in FeNi alloy composition If it is determined to contain a phase from the value of the residual coercive force Hcr, it may be possible to obtain a qualitative or quantitative information of L1 0 type FeNi ordered phase.
  • the FeNi alloy compositions of Examples 3-3 were determined to contain a L1 0 type FeNi ordered phase.
  • Example 14-4 For the FeNi alloy compositions according to Example 14-4, Example 15-3 and Example 16-3, the crystal structure was observed using a transmission electron microscope (TEM), and these FeNi alloys were observed. the presence of L1 0 type FeNi order phase in the composition was observed directly.
  • the observation results of Example 14-4 are shown in FIG. 4, and the observation results of Example 15-3 are shown in FIG.
  • the FeNi alloy composition according to Example 16-3 is equal to the FeNi alloy composition evaluated in detail in Example 1, the observation result of Example 16-3 is the result shown in FIG. is there.
  • the ribbon material having the composition of Example 16 was subjected to heat treatment for crystallization (288 ° C., 1 hour), and then subjected to additional heat treatment as shown in Table 18, and after the heat treatment
  • the FeNi alloy composition (ribbon material) was measured for X-ray diffraction spectra and evaluated for magnetic properties. In the measurement of magnetic characteristics, saturation magnetization Ms (unit: emu / g) was also measured. The results are shown in Table 18.
  • the temperature range ordered phase L1 0 type FeNi rules phase contained in FeNi alloy composition - which may exceed the disordered phase transformation temperature.
  • Non-Patent Document 10 and 11 the alloy amorphous as a main phase with a non-equilibrium process utilizing nanocrystals as precursors, L1 0 type FeNi
  • An object of the present invention is to provide an FeNi alloy composition containing an ordered phase.
  • Some embodiments of the present invention is also directed to L1 0 type FeNi order phase process for producing a FeNi alloy composition comprising, and L1 0 type FeNi ordered phase main phase capable of generating amorphous a FeNi alloy composition comprising FeNi alloy composition, and a magnetic material containing FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase above, L1 is manufactured by the manufacturing method of FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi order phase 0 type FeNi rules providing a magnetic material containing FeNi alloy composition comprising a FeNi magnetic material containing the alloy composition, and L1 0 type FeNi ordered phase generated from FeNi alloy composition of the above amorphous main phase including a phase With the goal.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase.
  • the crystallization temperature of the solid containing the amorphous main phase is 300 ° C. or more and 500 ° C. or less, and the heating temperature for crystallizing the solid containing the amorphous main phase is 300 ° C. or more and 500 ° C. or less.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to [1].
  • the sum of the content and the Ni content of Fe is less than 90 atomic% 65 atomic% or more, the [1] or FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to [2] .
  • the ratio to the content of Ni in the Fe content is 0.6 to 1.5, FeNi alloy containing L1 0 type FeNi ordered phase of any one of [1] to [3] Composition.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to any one of [4] to [1].
  • [6] containing the alpha-Fe, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to any one of [5] to [1].
  • the crystallization temperature of the solid having the amorphous phase as a main phase obtained in the solidification step is 300 ° C. or more and 500 ° C. or less, and the heating temperature in the heat treatment step is 300 ° C. or more and 500 ° C. or less.
  • method for producing a FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to [8].
  • the master alloy that provides the composite body containing Fe and Ni has a ratio of the addition amount of Fe to the addition amount of Ni of 0.6 to 1.5, in the above [8] to [11] method for producing a FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to any one.
  • L1 be capable of generating 0 type FeNi FeNi alloy composition comprising ordered phase is not more than 90 atomic% 65 atomic% or more the total sum of the content and the Ni content of Fe, amorphous elemental and A FeNi alloy composition comprising amorphous as a main phase, characterized by containing a crystallizing element.
  • magnetic material containing the above-mentioned [13] or FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase amorphous to be described were generated from FeNi alloy composition as the main phase in [14].
  • the alloy amorphous as a main phase with a non-equilibrium process utilizing nanocrystals as precursors, FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase Provided.
  • L1 0 type method for producing a FeNi FeNi alloy composition comprising ordered phase, and FeNi alloy composition as a main phase an amorphous capable of generating FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase objects, as well as magnetic materials containing FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase above includes L1 0 type FeNi ordered phase produced by the method of FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase magnetic material containing FeNi alloy composition, and a magnetic material containing FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase generated from FeNi alloy composition of the above amorphous main phase is provided.
  • FeNi alloy composition comprising L1 0 type FeNi ordered phase according to the present invention is completely rare earth-free, and is a hard magnet material innovative next generation from feature with high mass productivity, the 21st century human society Can contribute to solving resource problems.

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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

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
　本発明は、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、Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物、上記のＬ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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（～１．３×１０７ｅｒｇ・ｃｍ－３）を有す硬質磁性である（非特許文献３から５）。Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相が生成される理由である。Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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）Ｘａ＋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、Ｌ１０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)
　Ｌ１０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。Ｌ１０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、Ｌ１０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、Ｌ１０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、Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法、Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物、上記のＬ１０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、Ｆｅ５０Ｎｉ５０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、Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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、Ｌ１０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）Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
（２２）前記Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
（２４）残留保磁力Ｈｃｒが１×１０５Ａ／ｍ以上である、上記（１）から（２３）のいずれかに記載のＬ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。
（３６）Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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、Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法、Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物、上記のＬ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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。
（Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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。
　Ｌ１０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Ｌ１０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。
　Ｌ１０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Ｌ１０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。Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、Ｌ１０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。Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、Ｌ１０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。
　Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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。
　Ｌ１０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Ｌ１０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。Ｌ１０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Ｌ１０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。Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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。
　Ｌ１０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、Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、残留保磁力Ｈｃｒが１×１０５Ａ／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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物は、Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相は不規則相に変態し、ＦｅＮｉ合金組成物はＬ１０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８×１０４Ａ／ｍ程度である。したがって、本発明の一実施形態に係るＬ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の残留保磁力Ｈｃｒが１×１０５Ａ／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、Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の残留保磁力Ｈｃｒは、１．１×１０５Ａ／ｍ以上であることがより好ましい場合があり、１．２×１０５Ａ／ｍ以上であることがさらに好ましい場合があり、１．３×１０５Ａ／ｍ以上であることが特に好ましい場合があり、１．４×１０５Ａ／ｍ以上であることが際立って好ましい場合がある。
　Ｌ１０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、Ｌ１０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。Ｌ１０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。Ｌ１０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。
（Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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、Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｆｅ４２Ｎｉ４１．３ＳｉｘＢ１２-ｘＰ４Ｃｕ０．７（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、Ｆｅ４２Ｎｉ４１．３Ｓｉ８Ｂ４Ｐ４Ｃｕ０．７は、Ｌ１０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、Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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）
　Ｆｅ４２Ｎｉ４１．３ＳｉｘＢ１２-ｘＰ４Ｃｕ０．７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。
　Ｆｅ４２Ｎｉ４１．３ＳｉｘＢ１２-ｘＰ４Ｃｕ０．７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Ｆｅ４２Ｎｉ４１．３Ｓｉ８Ｂ４Ｐ４Ｃｕ０．７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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相でフィッティングされた。Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｆｅ４２Ｎｉ４１．３Ｓｉ８Ｂ４Ｐ４Ｃｕ０．７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Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｆｅ５０Ｎｉ５０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。Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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。
　Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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。Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｆｅ４２Ｎｉ４１．３ＳｉｘＢ１２-ｘＰ４Ｃｕ０．７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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相と帰属されるピーク（ピークＬ１０）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Ｌ１０の強度の比を表示した。この比が「０」の場合とは、ピークＬ１０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Ｌ１０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。
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　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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相が含まれる場合には、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０の強度を算出不能であったが、残留保磁力Ｈｃｒは１．９×１０５Ａ／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Ｌ１０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Ｌ１０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。
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
　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、１×１０５Ａ／ｍ未満になった。この温度域はＦｅＮｉ合金組成物に含まれるＬ１０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、Ｌ１０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、Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法、およびＬ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。
〔１３〕Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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、Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法、およびＬ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する磁性材料、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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. 　Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
  17. 　前記Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物。
  18. 　残留保磁力Ｈｃｒが１×１０５Ａ／ｍ以上である、請求項１から１７のいずれか一項に記載のＬ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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、Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物の製造方法。
  28. 　Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０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Ｌ１０型ＦｅＮｉ規則相を含むＦｅＮｉ合金組成物を含有する、磁性材料。
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