(57)【要約】【課題】長手方向における磁気歪みについて特定の磁歪特性を有し、かつ長手方向において十分に大きい磁歪量を示すＦｅＧａ系の磁歪素子を提供する。【解決手段】Ｆｅ（１００−α）Ｇａα（αはＧａ含有率、１４≦α≦１９）又はＦｅ（１００−α−β）ＧａαＸβ（αはＧａ含有率、βはＸ含有率、ＸはＳｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、ＣｕおよびＣから選択される１以上の元素、１４≦α≦１９かつ０．５≦β≦１）の単結晶合金の磁歪材料からなり、長手方向の第１寸法及び長手方向に直交する短手方向の第２寸法を有し、長手方向は単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行で、短手方向ｘ軸及び長手方向ｙ軸のｘｙ平面に平行でｘ軸から０°≦θ≦９０°で磁場を印加したとき、ｙ軸方向のＬｍａｘ及びＬｍｉｎは０≦Ｌｍｉｎ≦Ｌｍａｘ／１０かつ１００ｐｐｍ≦Ｌｍａｘ≦１０００ｐｐｍを満たす、磁歪素子。【選択図】図１
2020050920.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
下記式（１）
Ｆｅ（１００−α）Ｇａα・・・（１）
（式（１）中、αは、Ｇａ含有率（ａｔ％）であり、かつ１４≦α≦１９を満たす）
または、下記式（２）
Ｆｅ（１００−α−β）ＧａαＸβ・・・（２）
（式（２）中、αおよびβは、それぞれＧａ含有率（ａｔ％）およびＸ含有率（ａｔ％）であり、Ｘは、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、ＣｕおよびＣからなる群から選択される１以上の元素であり、１４≦α≦１９かつ０．５≦β≦１を満たす）
で表される単結晶合金の磁歪材料からなる磁歪素子であって、
該磁歪素子は、長手方向における第１寸法および該長手方向に対して直交する短手方向における該第１寸法より小さい第２寸法を有し、かつ、該長手方向は該単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行であり、
前記短手方向および前記長手方向をそれぞれｘ軸およびｙ軸として、該ｘ軸および該ｙ軸がなすｘｙ平面に対して平行で、かつ該ｘｙ平面の原点の周りに該ｘ軸から０°≦θ≦９０°の範囲において角度θで磁場を印加したとき、該ｙ軸方向において測定される磁歪量Ｌの最大値および最小値をそれぞれＬｍａｘおよびＬｍｉｎとすると、
Ｌｍａｘが測定されるときの磁場印加方向の角度θは８０°≦θ≦９０°を満たし、
Ｌｍｉｎが測定されるときの磁場印加方向の角度θは０°≦θ≦１０°を満たし、
前記Ｌｍａｘおよび前記Ｌｍｉｎは、０≦Ｌｍｉｎ≦Ｌｍａｘ／１０、かつ１００ｐｐｍ≦Ｌｍａｘ≦１０００ｐｐｍを満たす、
磁歪素子。
【請求項２】
前記磁歪素子が、互いに対向する２つの主面を有する板状の形状であり、該２つの主面が前記ｘｙ平面と平行である、請求項１に記載の磁歪素子。
【請求項３】
磁歪素子の製造方法であって、
下記式（１）
Ｆｅ（１００−α）Ｇａα・・・（１）
（式（１）中、αは、Ｇａ含有率（ａｔ％）であり、かつ１４≦α≦１９を満たす）
または、下記式（２）
Ｆｅ（１００−α−β）ＧａαＸβ・・・（２）
（式（２）中、αおよびβは、それぞれＧａ含有率（ａｔ％）およびＸ含有率（ａｔ％）であり、Ｘは、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、ＣｕおよびＣからなる群から選択される元素であり、１４≦α≦１９かつ０．５≦β≦１を満たす）
で表される単結晶合金を作製すること、および、
前記単結晶合金を、長手方向における第１寸法および該長手方向に対して直交する短手方向における該第１寸法より小さい第２寸法を有し、かつ、該長手方向は該単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行となる形状に切り出し、切り出した前記単結晶合金の形状物を、４００℃以上７００°以下で加熱処理すること、または、前記単結晶合金を、４００℃以上７００°以下で加熱処理し、加熱処理した前記単結晶合金を、長手方向における第１寸法および該長手方向に対して直交する短手方向における該第１寸法より小さい第２寸法を有し、かつ、該長手方向は該単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行となる形状に切り出すこと、を含む、
磁歪素子の製造方法。
【請求項４】
切り出した前記単結晶合金が、互いに対向する２つの主面を有する板状の形状である、請求項３に記載の磁歪素子の製造方法。
【請求項５】
前記加熱処理は、不活性ガスの雰囲気下において行われる、請求項３または４に記載の磁歪素子の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ＦｅＧａ系単結晶合金の磁歪材料からなる磁歪素子および磁歪素子の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自律的に通信する機能を持ったモノ同士が情報交換を行い自動的に相互に制御を行う世界、すなわち、モノのインターネット（ＩｏＴ：Ｉｎｔｅｒｎｅｔ  ｏｆ  Ｔｈｉｎｇｓ）の世界が到来することが期待される。ＩｏＴが社会に浸透すると、通信機能を持ったＩｏＴデバイスが大量に出回ることになる。センサーのようなＩｏＴデバイスを動作させるためには電源が必要である。しかし、デバイスの数が膨大になると、配線やメンテナンスの時間およびコストの面で電源確保が困難となる。そのため、ＩｏＴの実現にはＩｏＴデバイスに適した電力供給技術が求められる。こうした背景に基づくと、我々の身の回りのどこにでもある微小エネルギーを電力に変換して活用する技術である「エネルギーハーベスティング」が重要と考えられる。エネルギー源の１つである振動は、自動車、鉄道、機械、または人等が動く度に必ず発生するため、発生箇所が多くあり、気象、天候に左右されないエネルギー源である。そのため、これら移動体の動きと連動したアプリケーションの電源供給を振動発電でまかなうシステムの構築が、ＩｏＴの実現の糸口になり得ると考えられる。
【０００３】
振動発電の発電方式は、磁歪式、圧電式、静電誘導式、および電磁誘導式の４種に分類される。磁歪式は、応力を加えることで磁歪材料内部の磁場の変化に伴って外部へ漏れた磁束を、巻き付けたコイルを通じて電気に変換する方式である。他の方式よりも内部抵抗が小さいため、発電量が大きい。また、磁歪材料として金属合金を使用するため耐久性に優れているという特徴を有する。そのため、磁歪式は、磁歪式振動発電装置または素子の課題の１つである耐久性の向上が可能な方式として期待され得る。
【０００４】
従来の磁歪素子には、例えば、ＦｅＧａ単結晶合金から、単結晶の＜１００＞方位を揃えて、放電加工によって切り出して形成される磁歪素子がある。このような磁歪素子を製造するには、溶融状態のＦｅＧａ合金を、一定の速度において昇降装置によって、管状炉内から管状炉外に引き出し、溶融合金を下部から上部に向け一方向に凝固させる。このように凝固させることによって、＜１００＞方位の方向に結晶成長させることができる。その後、凝固した鋼塊を単結晶に分離し、放電加工により該単結晶の＜１００＞方位を揃えて切り出し、個々の磁歪素子を得る（特許文献１参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】国際公開第２０１６／１２１１３２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
磁歪素子を磁歪式振動発電デバイス等に実際に適用する場合、発電量向上およびデバイスの品質向上の観点から、いかに磁歪素子の長手方向における磁気歪みを十分に大きくするか、かつ、いかに適用する各磁歪素子について磁歪特性のばらつきを低減させるかが重要な問題となる。しかしながら、上述したような従来の方法で製造される各磁歪素子は、磁歪特性のばらつき（または磁気異方性）を有している。詳細には、特許文献１に記載されている方法で製造される磁歪素子は、凝固した鋼塊から単結晶の＜１００＞方位を揃えて切り出しているものの、必ずしも長手方向において磁気歪みが最大化する特性を持った磁歪素子のみが切り出されるわけではない。例えば、短手方向において磁気歪みが最大化する磁歪素子も混在し得る。あるいは、たとえ各磁歪素子が長手方向において磁気歪みが最大化する特性を有していても、それらのより具体的な磁歪特性については、ばらつきを有し得る。詳細には、上述した従来の方法で製造された各磁歪素子は、結晶の育成時期およびＧａ濃度（ａｔ％）等の組成割合における微細な誤差等が影響して、長手方向における磁気歪みについて近似した特徴の磁歪特性を示さず、かつ必ずしも長手方向において十分に大きい磁歪量（ｐｐｍ）を示すわけではない。
【０００７】
従って、上述したような従来の磁歪素子を製造方法によると、各磁歪素子について磁歪特性評価を実施し、所望の磁歪特性を有する磁歪素子を選別する必要がある。具体的には、磁気歪みについて近似した特定の特徴の磁歪特性を有し、かつ長手方向において十分に大きい磁歪量を示す磁歪素子のみを選択する必要がある。このような選別作業は歩留まりの悪化に繋がり得る。
【０００８】
そこで、本発明では、長手方向における磁気歪みについて特定の磁歪特性を有し、かつ長手方向において十分に大きい磁歪量を示すＦｅＧａ系の磁歪素子を提供することを目的とする。さらに、本発明では、該磁歪素子の製造方法であって、ＦｅＧａ系の磁歪素子の磁歪特性のばらつきを低減させ、それによって歩留まりを向上させることができる磁歪素子の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明の第１の要旨によれば、下記式（１）
Ｆｅ（１００−α）Ｇａα・・・（１）
（式（１）中、αは、Ｇａ含有率（ａｔ％）であり、かつ１４≦α≦１９を満たす）
または、下記式（２）
Ｆｅ（１００−α−β）ＧａαＸβ・・・（２）
（式（２）中、αおよびβは、それぞれＧａ含有率（ａｔ％）およびＸ含有率（ａｔ％）であり、Ｘは、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、ＣｕおよびＣからなる群から選択される１以上の元素であり、１４≦α≦１９かつ０．５≦β≦１を満たす）
で表される単結晶合金の磁歪材料からなる磁歪素子であって、
該磁歪素子は、長手方向における第１寸法および該長手方向に対して直交する短手方向における該第１寸法より小さい第２寸法を有し、かつ、該長手方向は該単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行であり、
前記短手方向および前記長手方向をそれぞれｘ軸およびｙ軸として、該ｘ軸および該ｙ軸がなすｘｙ平面に対して平行で、かつ該ｘｙ平面の原点の周りに該ｘ軸から０°≦θ≦９０°の範囲において角度θで磁場を印加したとき、該ｙ軸方向において測定される磁歪量Ｌの最大値および最小値をそれぞれＬｍａｘおよびＬｍｉｎとすると、
Ｌｍａｘが測定されるときの磁場印加方向の角度θは８０°≦θ≦９０°を満たし、
Ｌｍｉｎが測定されるときの磁場印加方向の角度θは０°≦θ≦１０°を満たし、
前記Ｌｍａｘおよび前記Ｌｍｉｎは、０≦Ｌｍｉｎ≦Ｌｍａｘ／１０、かつ１００ｐｐｍ≦Ｌｍａｘ≦１０００ｐｐｍを満たす、
磁歪素子が提供される。
【００１０】
本発明の第１の要旨の１つの態様において、前記磁歪素子が、互いに対向する２つの主面を有する板状の形状であり、該２つの主面が前記ｘｙ平面と平行であり得る。
【００１１】
本発明の第２の要旨によれば、磁歪素子の製造方法であって、
下記式（１）
Ｆｅ（１００−α）Ｇａα・・・（１）
（式（１）中、αは、Ｇａ含有率（ａｔ％）であり、かつ１４≦α≦１９を満たす）
または、下記式（２）
Ｆｅ（１００−α−β）ＧａαＸβ・・・（２）
（式（２）中、αおよびβは、それぞれＧａ含有率（ａｔ％）およびＸ含有率（ａｔ％）であり、Ｘは、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、ＣｕおよびＣからなる群から選択される元素であり、１４≦α≦１９かつ０．５≦β≦１を満たす）
で表される単結晶合金を作製すること、および、
前記単結晶合金を、長手方向における第１寸法および該長手方向に対して直交する短手方向における該第１寸法より小さい第２寸法を有し、かつ、該長手方向は該単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行となる形状に切り出し、切り出した前記単結晶合金の形状物を、４００℃以上７００°以下で加熱処理すること、または、前記単結晶合金を、４００℃以上７００°以下で加熱処理し、加熱処理した前記単結晶合金を、長手方向における第１寸法および該長手方向に対して直交する短手方向における該第１寸法より小さい第２寸法を有し、かつ、該長手方向は該単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行となる形状に切り出すこと、を含む、
磁歪素子の製造方法が提供される。
【００１２】
本発明の第２の要旨の１つの態様において、切り出した前記単結晶合金が、互いに対向する２つの主面を有する板状の形状であり得る。
【００１３】
本発明の第２の要旨の１つの態様において、前記加熱処理は、不活性ガスの雰囲気下において行われ得る。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、長手方向における磁気歪みについて特定の磁歪特性を有し、かつ長手方向において十分に大きい磁歪量を示すＦｅＧａ系の磁歪素子が提供される。さらに、本発明によれば、該磁歪素子の製造方法であって、ＦｅＧａ系の磁歪素子の磁歪特性のばらつきを低減させ、それによって歩留まりを向上させることができる磁歪素子の製造方法が提供される。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明の実施形態における磁歪素子を示す概略斜視図である。
【図２】本発明の実施形態における磁歪素子の製造方法を示すフローチャートである。
【図３】本発明の実施形態における磁歪素子の特性を説明するための模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明の実施形態における磁歪素子および該磁歪素子の製造方法について説明する。しかし、本発明はかかる実施形態に限定されるものではない。
【００１７】
本発明の実施形態における磁歪素子は、下記式（１）
Ｆｅ（１００−α）Ｇａα・・・（１）
（式（１）中、αは、Ｇａ含有率（ａｔ％）であり、かつ１４≦α≦１９を満たす）
または、下記式（２）
Ｆｅ（１００−α−β）ＧａαＸβ・・・（２）
（式（２）中、αおよびβは、それぞれＧａ含有率（ａｔ％）およびＸ含有率（ａｔ％）であり、Ｘは、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、ＣｕおよびＣからなる群から選択される１以上の元素であり、１４≦α≦１９かつ０．５≦β≦１を満たす）
で表される単結晶合金（以下、式（１）または式（２）の単結晶合金ともいう）の磁歪材料からなる。
【００１８】
式（１）の単結晶合金について、ＧａをＦｅに固溶させることで優れた磁歪特性を示す。式（２）の単結晶合金について、Ｇａの一部を他の第３元素（Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、ＣｕおよびＣからなる群から選択される１以上の元素、特にかかる群から選択される１の元素）で置き換えることで、さらに優れた磁歪特性を示す。ただし、Ｆｅに対するＦｅ以外の元素の固溶量は、結晶の構造を変えない量において含有させる。具体的には、Ｆｅに対する固溶限と考えられる３０ａｔ％に対して十分に少ない量である２０ａｔ％以下となるようにする。さらに、好ましくは、上記式（２）において、他の第３元素であるＸは、Ｓｍ、ＣｕおよびＣからなる群から選択される１以上の元素であり得る。
【００１９】
図１は、本発明の実施形態における磁歪素子１を示す概略斜視図である。図１に示すように、磁歪素子１では、その上面の左下末端を原点（ｘ＝ｙ＝ｚ＝０）として、各々が互いに直交する短手方向のｘ軸、長手方向のｙ軸、厚さ方向のｚ軸が設定されている。磁歪素子１は、ｙ軸に沿った長手方向における第１寸法ｄ１と、ｘ軸に沿った短手方向における第２寸法ｄ２と、ｚ軸に沿った厚さ方向における第３寸法ｄ３とを有している。第２寸法ｄ２は、第１寸法ｄ１よりも小さくなっている。磁歪素子１は、ｘ軸およびｙ軸がなす平面（以下、ｘｙ平面ともいう）に平行な、互いに対向する２つの主面Ａおよび主面Ａ’（図１の斜視図において磁歪素子１の裏側に位置して主面Ａと対向している主面）を有する板状の形状となっている。磁歪素子１の長手方向は、式（１）または式（２）の単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行になっている。
【００２０】
図１に示す磁歪素子１は、説明の便宜上、磁歪素子１の主面Ａの左下末端を原点として、各々が互いに直交する短手方向のｘ軸、長手方向のｙ軸、厚さ方向のｚ軸を設定し、その形状が互いに対向するｘｙ平面と平行な２つの主面Ａおよび主面Ａ’を有する板状の形状となっているが、かかる形状に限定されない。具体的には、磁歪素子１が、長手方向における第１寸法ｄ１と、長手方向に対して直交する短手方向における第１寸法ｄ１より小さい第２寸法ｄ２とを有し、かつ、長手方向が式（１）または式（２）の単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行になっていれば、その他の条件としては適用する磁歪式デバイス等に合わせた任意の形状でよい。例えば、直方体形状、多角柱形状、断面が半円形の柱形状またはその他の立体形状を挙げることができる。
【００２１】
図１に示すような板状の形状の場合、寸法は、例えば、第１寸法ｄ１が８ｍｍ〜１５ｍｍ、好ましくは９ｍｍ〜１２ｍｍ、より好ましくは１０ｍｍ程度であり、第２寸法ｄ２が２ｍｍ〜７．５ｍｍ、好ましくは３ｍｍ〜６．０ｍｍ、より好ましくは５ｍｍ程度であり、第３寸法ｄ３が０．５ｍｍ〜３ｍｍ、好ましくは０．５ｍｍ〜２ｍｍ、より好ましくは１ｍｍ程度である。磁歪素子１をこのような寸法の板状の形状とすることによって、例えば小型の磁歪式振動発電デバイス等に好適に適用することができる。
【００２２】
本開示において、式（１）または式（２）の単結晶合金における各元素の含有率（濃度ともいう）とは、単結晶合金全体の原子数に対する各元素の原子数の割合であり、ａｔ％（原子パーセント）の単位を用いて表される値をいう。具体的には、単結晶合金を電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で分析することにより、元素の含有率を測定した値をいう。詳細には、磁歪素子１のＥＰＭＡによる複数の位置でのスポット分析または面分析を実施することによって表される値をいう。より詳細には、磁歪素子１のｘｙ平面の任意の５点をＥＰＭＡにより分析した含有率（ａｔ％）の平均値をいう。なお、本実施形態における磁歪素子１を構成する磁歪材料の単結晶合金は、列挙した元素で実質的に構成されている限り、不可避的に混入する微量元素（例えば、酸素０．００５ａｔ％未満）を含み得る。
【００２３】
磁歪素子１のさらなる特性について、本発明の１つの実施形態における該磁歪素子１の製造方法と共に、以下詳細に述べる。
【００２４】
図２は、本発明の実施形態における磁歪素子１の製造方法を示すフローチャートである。まず、図２に示すように、式（１）または式（２）の単結晶合金を作製する。
【００２５】
式（１）または式（２）の単結晶合金の作製方法は、任意の適切な合金育成方法を用いることができ、特に限定されない。例えば、チョクラルスキー法（ＣＺ法）、ブリッジマン法、または急冷凝固法等が挙げられる。ＣＺ法により製造すると、大型の結晶において、化学組成および結晶方位を精度良く製造することができる。より詳細には、例えば、ＣＺ法により円筒状の単結晶合金を作製する。
【００２６】
例えば、ＣＺ法により円筒状の式（１）または式（２）の単結晶合金を作製すると、円筒状の単結晶合金の上部に相当する育成初期の部分（先にルツボから引き出される部分）から、円筒状の単結晶合金の下部に相当する育成後期の部分（後にルツボから引き出される部分）に向かう方向に、Ｆｅ以外の元素、例えばＧａ濃度（ａｔ％）が増加（例えば単調増加）し得る。これは、ＦｅＧａ系の合金の組成において、液相線と固相線とが幅を持つために起こり得る。このようにＣＺ法で単結晶合金を作製し、例えばＧａ濃度が単調増加する場合であっても、前述したとおりＥＰＭＡにより分析を実施して適宜調整することによって、式（１）または式（２）の単結晶合金の各元素の含有率を満たす単結晶合金を得ることが可能である。
【００２７】
次いで、図２に示すように、作製した式（１）または式（２）の単結晶合金を、板状の形状に切り出す。
【００２８】
なお、切り出す形状は、磁歪素子１の形状において前述したとおり、互いに対向する２つの主面Ａおよび主面Ａ’を有する板状の形状に限定されない。具体的には、前述したように、磁歪素子１が長手方向における第１寸法ｄ１と、短手方向（長手方向に対して直交）における第１寸法ｄ１より小さい第２寸法ｄ２とを有し、かつ、該長手方向が式（１）または式（２）の単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行となるような形状に切り出せばよい。
【００２９】
より詳細には、切り出す形状は、少なくとも長手方向（ｙ軸方向）と式（１）または式（２）の単結晶合金の＜１００＞結晶方位とが平行であれば、短手方向（ｘ軸方向）および厚さ方向（ｚ軸方向）のうち１つまたは両方については、該単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行でなくてもよい。すなわち、例えば、短手方向（ｘ軸方向）および長手方向（ｙ軸方向）の両方が単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行となっており、短手方向（ｘ軸方向）および長手方向（ｙ軸方向）に平行なｘｙ平面において該単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行になっている必要はなく、または、例えば、短手方向（ｘ軸方向）、長手方向（ｙ軸方向）および厚さ方向（ｚ軸方向）の全てが単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行となっており、切り出した形状のｘ軸、ｙ軸およびｚ軸の全てにおいて該単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行になっている必要はない。式（１）または式（２）の単結晶合金を切り出した後、後述する加熱処理を行うことによって、各磁歪素子１が得られる。磁歪素子１は、ｘｙ平面に対して平行方向に磁場を印加したとき、長手方向（ｙ軸方向）において十分に大きい磁歪量を示す特性を有し得る。
【００３０】
本開示において、式（１）または式（２）の単結晶合金の＜１００＞結晶方位は、公知の方法によって決定され得るが、特に電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により決定されるものをいう。ＦｅＧａ系合金では、＜１００＞方位が磁化させ易い方位である。そのため、本実施形態の磁歪素子１がその長手方向（ｙ軸方向）と平行に該単結晶合金の＜１００＞結晶方位を有することによって、長手方向（ｙ軸方向）において十分に大きい磁歪量を示し得る。または、磁歪素子１の長手方向（ｙ軸方向）が、式（１）または式（２）の単結晶合金の＜１００＞結晶方位から１０°以下、好ましくは８°以下、より好ましくは６°以下、さらに好ましくは４°以下、よりさらに好ましくは２°以下のできるだけ小さい角度において差を有する場合でも、長手方向（ｙ軸方向）に大きい磁歪量を示す特性を有する磁歪素子１を得ることができる。
【００３１】
式（１）または式（２）の単結晶合金の切り出し方法は、任意の公知の手法を用いることができる。例えば、ワイヤー放電加工等によって切り出すことができる。
【００３２】
次いで、図２に示すように、切り出した板状の形状の単結晶合金を加熱処理し、本実施形態の磁歪素子１を得る。
【００３３】
特に、加熱処理は、不活性ガス雰囲気下において行われ得る。本開示において、不活性ガスとは、アルゴン、ヘリウム等の希ガス、または化学反応性の低い窒素等の化学反応を起こしにくい気体を意味する。これらのうち、好ましくは、アルゴンである。加熱処理を行う具体的な方法は、特に限定されず、公知の機器等（例えば電気抵抗炉等）を用いた方法でよい。
【００３４】
加熱処理の温度は、式（１）または式（２）の単結晶合金の変態が起こり始める温度以上かつキュリー温度以下において行われればよく、特に限定されない。このような加熱処理の温度は、式（１）のＦｅ（１００−α）Ｇａαの２元系の単結晶合金および式（２）のＦｅ（１００−α−β）ＧａαＸβの３元系の単結晶合金のいずれであっても、Ｆｅに対するＦｅ以外の元素の固溶量が２０ａｔ％以下であることから、大きく異なることはない。具体的には、加熱処理の温度は、４００℃以上７００°以下、好ましくは５００℃以上６５０℃以下、より好ましくは５００℃以上６００℃以下、さらに好ましくは５５０℃以上６００℃以下である。該加熱処理の温度における加熱時間は、例えばこれらの温度の上限温度に達してから、好ましくは３時間以上７時間以下、より好ましくは４時間以上６時間以下、さらに好ましくは４．５時間以上５時間以下、よりさらに好ましくは５時間とすることができる。
【００３５】
切り出した単結晶合金に対して、このような加熱処理を行うことにより、単結晶内の磁区幅を拡張し、磁気エネルギーを低く安定化させることができる。その結果、切り出した単結晶合金を、磁化容易方向へと磁化促進させることができる。特に、不活性ガス（例えばアルゴン）雰囲気下にて加熱処理を行うことにより、酸化皮膜形成による応力付加を抑制することができる。
【００３６】
なお、他の実施形態では、上述してきた実施形態における磁歪素子１の製造方法について、作製した式（１）または式（２）の単結晶合金の切り出しと、加熱処理との順を入れ替えて実施してもよい。すなわち、作製した式（１）または式（２）の単結晶合金を前述した温度で加熱処理した後、該単結晶合金を前述した形状に切り出すことによって、磁歪素子１を製造してよい。このように製造された磁歪素子１も、加熱処理によって、同様に切り出す前における単結晶内の磁区幅が拡張し、磁気エネルギーが低く安定化するものと考えられるため、切り出し後の磁歪素子１の長手方向（ｙ軸方向）において十分大きい磁歪量を示す特性を有し得る。
【００３７】
図１と共にさらに図３も用いて、上述した方法で製造される磁歪素子１のさらなる特性について説明する。図３は、本発明の実施形態における磁歪素子１の特性を説明するための模式図である。
【００３８】
図１および図３に示す磁歪素子１について、ｘ軸およびｙ軸がなすｘｙ平面に対して平行で、かつｘｙ平面の原点（ｘ＝ｙ＝０）の周りにｘ軸から０°≦θ≦９０°の範囲において角度θで磁場を印加した場合について説明する。例えば、図３において、磁場印加方向の角度θの一例を矢印で示している。このとき、磁歪素子１は、長手方向（ｙ軸方向）において測定される磁歪量の最大値および磁歪量の最小値をそれぞれＬｍａｘおよびＬｍｉｎとすると、ＬｍａｘおよびＬｍｉｎは、０≦Ｌｍｉｎ≦Ｌｍａｘ／１０、かつ１００ｐｐｍ≦Ｌｍａｘ≦１０００ｐｐｍを満たす。ＬｍａｘおよびＬｍｉｎは、好ましくは２０５ｐｐｍ＜Ｌｍａｘ≦１０００ｐｐｍ、より好ましくは２１０ｐｐｍ≦Ｌｍａｘ≦１０００ｐｐｍ、さらに好ましくは２５０ｐｐｍ≦Ｌｍａｘ≦１０００ｐｐｍを満たす。すなわち、磁歪素子１は、長手方向（ｙ軸方向）において測定される最大の磁歪量と最小の磁歪量の数値について特定の範囲における条件を満たし、かつ長手方向（ｙ軸方向）において十分に大きい磁歪量を示す。
【００３９】
このとき、Ｌｍａｘが測定されるときの磁場印加方向の角度θは８０°≦θ≦９０°を満たし、Ｌｍｉｎが測定されるときの磁場印加方向の角度θは０°≦θ≦１０°を満たす。要するに、図３に示すように、磁場印加方向の角度θの領域を、０°≦θ≦９０°の範囲において、０°≦θ≦１０°の領域をＰ、１０°＜θ＜８０°の領域をＱ、８０°≦θ≦９０°の領域をＲとして区分すると、磁歪素子１は、特に長手方向（ｙ軸方向）においてより大きい磁歪量を示すため、８０°≦θ≦９０°のＲの領域においてＬｍａｘが測定され、０°≦θ≦１０°のＰの領域においてＬｍｉｎが測定される。
【００４０】
本開示において、磁歪量（ｐｐｍ）とは、磁歪材料における磁歪効果による寸法変化の割合をいう。本開示では、磁歪量測定は、一般的に用いられている歪みゲージ法によって室温環境下（２５℃）で行われる。より詳細には、本開示では、磁歪素子１の磁歪量（ｐｐｍ）は、歪みゲージのゲージ軸を磁歪素子１のｘｙ平面の長手方向（すなわち、ｙ軸方向であり、単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行な方向）と平行となるように貼付し、磁歪素子１のｘｙ平面に対して平行に磁場を印加して、飽和磁化したときに測定される。磁場発生装置には振動試料型磁力計（ＶＳＭ）が用いられ、磁場の強さは５０００Ｏｅとして測定されるものとする。
【００４１】
上述の磁歪量（ｐｐｍ）の定義に鑑みると、長手方向（ｙ軸方向）に大きい磁歪量を示す場合は正の大きい数値を示す。一方、短手方向（ｘ軸方向）に大きい磁歪量を示す場合は負の大きい数値を示す。そのため、前述した０≦Ｌｍｉｎ≦Ｌｍａｘ／１０との条件は、ＬｍｉｎとＬｍａｘとが顕著に離れた数値を取りつつもＬｍｉｎであっても負の数値にならない（すなわち短手方向（ｘ軸方向）に磁歪量を示すことがない）という、特定の範囲における磁歪特性を満たすことを意味する。さらに、前述した１００ｐｐｍ≦Ｌｍａｘ≦１０００ｐｐｍとの条件は、長手方向（ｙ軸方向）において十分に大きい磁歪量を示すことを意味する。
【００４２】
このように、上述した磁歪素子１の製造方法によると、式（１）または式（２）の単結晶合金から板状の形状に切り出した後加熱処理されるため、各磁歪素子１が、同等に好適な磁歪特性、すなわち磁化容易方向への磁化促進効果を発現し得る。詳細には、各磁歪素子１についての長手方向における磁歪特性のばらつきが低減され、各磁歪素子１が近似した好適な特徴の磁歪特性を有し、かつ長手方向に十分に大きい磁歪量を示し得る。その結果、磁歪素子１の製造にあたり、選別作業等を行う必要がなく、歩留まりを向上させることが可能になる。
【実施例】
【００４３】
以下、本発明を実施例および比較例によりさらに詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００４４】
実施例では、磁歪素子の製造工程における加熱処理の有無が与える影響を評価するため、Ｆｅ（１００−α）Ｇａα単結晶合金から図１および図３に示すような板状の形状の磁歪素子を作製して、該磁歪素子に磁場を印加し、飽和磁化したときの磁歪量を測定した。
【００４５】
＜磁歪素子の作製＞
実施例１〜実施例６および比較例１〜比較例２におけるＦｅ（１００−α）Ｇａα単結晶合金からなる板状の形状の磁歪素子を作製した。
【００４６】
まず、Ｆｅ（純度９９．９９９％）およびＧａ（純度９９．９９９％）を、電子天秤を用いてそれぞれ適宜調整して秤量した。
【００４７】
単結晶合金の試料は、高周波誘導加熱型ＣＺ炉を用いて育成した。内径φ５０ｍｍのグラファイトルツボの内側に、外径φ４５ｍｍの緻密質アルミナ製ルツボを配置し、秤量した各々の合金試料についてのＦｅおよびＧａの原料４００ｇを投入した。原料を投入したルツボを育成炉に投入し、炉内を真空にした後、アルゴンガスを導入した。その後、炉内が大気圧となった時点で、装置の加熱を開始し、融液となるまで、１２時間かけて加熱した。＜１００＞方位に切り出したＦｅＧａ単結晶を種結晶として用い、種結晶を融液の近くまで降下させた。種結晶を５ｐｐｍで回転させながら徐々に降下させて、種結晶の先端を融液に接触させた。温度を徐々に降下させながら、その後、引き上げ速度１．０ｍｍ／ｈｒの速度で種結晶を上昇させて結晶成長を行った。その結果、直径１０ｍｍ、直胴部の長さ８０ｍｍの単結晶合金が得られた。
【００４８】
ワイヤー放電加工によって、得られた単結晶合金を、長手方向の長さ１０ｍｍおよび短手方向の長さ５ｍｍの主面を有する厚さ１ｍｍの板状の形状に切り出した。この際、板の長手方向が得られた単結晶合金の生成方向と一致するように切り出した。すなわち、板状の形状の長手方向が、単結晶合金の＜１００＞結晶方位に対して平行となるように切り出した。さらに、実施例１〜実施例３および比較例１については、得られた単結晶合金について初期に育成された単結晶合金部分（先にルツボから引き出される部分）を、すなわち長さ８０ｍｍの合金の上部に近い位置を板状の形状に切り出した。一方、実施例４〜実施例６および比較例２については、得られた単結晶合金について後期に育成された単結晶合金部分（後にルツボから引き出される部分）を、すなわち長さ８０ｍｍの合金の下部に近い位置を板状の形状に切り出した。
【００４９】
また、実施例１、実施例４、比較例１および比較例２については、後の表１に示すように、ｘｙ平面の＜１００＞結晶方位からの角度ずれがないように切り出した。すなわち、長手方向（ｙ軸方向）だけでなく、短手方向（ｘ軸方向）についても＜１００＞結晶方位と平行になるように切り出した。一方、実施例２、実施例３、実施例５および実施例６については、該角度ずれが、各々、２２．５°、４５°、２２．５°および４５°となるように、すなわち短手方向（ｘ軸方向）については＜１００＞結晶方位から各々の角度ずれを有するように切り出した。角度ずれは、ＥＢＳＤによりｘｙ平面の＜１００＞結晶方位からのずれを測定した値を示す。
【００５０】
実施例１〜実施例６では、このように切り出した板状の形状の単結晶合金を、アルゴン雰囲気下で電気抵抗炉により加熱処理を行った。加熱処理は、加熱上限温度を６００℃として、加熱上限温度に達してからさらに５時間加熱した。このようにして、図１および図３に示す概略図と同様の磁歪素子を作製した。
【００５１】
一方、比較例１および比較例２では、単結晶合金を作製した後、切り出す工程までは同様であるが、前述した加熱処理は行わなかった。
【００５２】
＜作製した磁歪素子における磁歪量の評価＞
次いで、作製した磁歪素子における磁歪特性のばらつきについて確認するため、各磁歪素子について磁歪量を評価した。
【００５３】
図３の模式図と同様に、板状の形状の主面上における短手方向をｘ軸、長手方向をｙ軸として、観察面の座標軸を設定した。厚さ方向はｚ軸に対応するが、本実施例における評価には関連しない。作製した磁歪素子についてｘｙ平面に対して平行で、かつｘｙ平面の原点（ｘ＝ｙ＝０）の周りにｘ軸から０°≦θ≦９０°の範囲における角度θで、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて、強さ５０００Ｏｅの磁場を印加した。飽和磁化したとき、０°≦θ≦９０°の範囲における磁場の印加方向で、長手方向（ｙ軸方向）において測定される、最大磁歪量（Ｌｍａｘ）（ｐｐｍ）および該Ｌｍａｘとなる角度θの領域と、最小磁歪量（Ｌｍｉｎ）（ｐｐｍ）および該Ｌｍｉｎとなる角度θの領域を分析した。図３において述べた通り、磁場の印加の角度θの領域は、０°≦θ≦１０°の領域をＰ、１０°＜θ＜８０°の領域をＱ、８０°≦θ≦９０°の領域をＲとして区分した。磁歪量測定は、一般的に用いられている歪みゲージ法によって室温環境下（２５℃）で行った。より詳細には、歪みゲージのゲージ軸を、板状の形状の磁歪素子のｘｙ平面上において長手方向（ｙ軸方向）と平行となるように貼付した。
【００５４】
以下の表１に、実施例１〜実施例６および比較例１〜比較例２の各Ｆｅ（１００−α）Ｇａα単結晶合金の磁歪素子の切り出し位置、Ｇａ濃度（ａｔ％）、ｘｙ平面の＜１００＞結晶方位からの角度ずれ、ならびに磁歪量の評価結果であるＬｍａｘ（ｐｐｍ）と該Ｌｍａｘとなる角度θの領域およびＬｍｉｎ（ｐｐｍ）および該Ｌｍｉｎとなる角度θの領域を示す。
【表１】
2020050920.tif 000003
【００５５】
上記表１について、切り出し位置Ｈは初期に育成された部分である合金の上部に近い位置で切り出されたことを示し、切り出し位置Ｌは後期に育成された部分である合金の下部に近い位置で切り出されたことを示す。前述したように、ＦｅＧａ系の合金の組成は液相線と固相線とが幅を持つため、結晶育成の初期から後期になるにつれ、傾斜的にＧａ濃度が増加する。本実施例では、切り出し位置を変え、育成時期の異なる磁歪素子を用いて、組成の影響を検討する水準とした。
【００５６】
Ｇａ濃度（ａｔ％）は、作製した磁歪素子の主面におけるｘｙ平面の任意の５点をＥＰＭＡにより分析したＧａ濃度（％）の平均値である。Ｆｅ濃度（ａｔ％）は、その残部となっている。
【００５７】
表１に示すように、実施例１〜実施例６および比較例１〜比較例２のいずれにおいても、Ｌｍａｘとなる角度θの領域はＲであって、Ｌｍｉｎとなる角度θの領域はＰであった。
【００５８】
比較例１および比較例２では、単結晶合金から切り出した後に加熱処理を行っていない。比較例１と比較例２では、ｘｙ平面の＜１００＞結晶方位からの角度ずれはないが、切り出し位置が異なるため、Ｇａ濃度が各々１５．２ａｔ％および１８．２ａｔ％となっており、ばらつきがあった。その結果、比較例１と比較例２のＬｍａｘ（ｐｐｍ）およびＬｍｉｎ（ｐｐｍ）を比べると、大きく異なっている。すなわち、同じ単結晶合金からｘｙ平面の＜１００＞結晶方位を揃えて切り出した磁歪素子であっても、磁歪特性、具体的には長手方向（ｙ軸方向）において測定されるＬｍａｘおよびＬｍｉｎに関する磁歪特性に大きなばらつきが生じることを示している。
【００５９】
一方、実施例１〜実施例６では、単結晶合金から切り出した後に加熱処理を行った。実施例１〜実施例３と実施例４〜実施例６では、切り出し位置が異なるため、Ｇａ濃度が、各々、１５．０ａｔ％〜１５．２ａｔ％程度と１８．１ａｔ％〜１８．３ａｔ％程度となっており、前述した比較例１および比較例２のＧａ濃度と同等のばらつきがあった。しかし、実施例１〜実施例６の各Ｌｍａｘ（ｐｐｍ）および各Ｌｍｉｎ（ｐｐｍ）は、各々近似した値となっており、同じ単結晶合金から長手方向（ｙ軸方向）のみを＜１００＞結晶方位と揃えて切り出した各磁歪素子に関して、磁歪特性のばらつきは小さいことを示している。具体的には、各磁歪素子の長手方向（ｙ軸方向）において測定されるＬｍａｘおよびＬｍｉｎに関する磁歪特性が、近似していることを示している。
【００６０】
実施例１と実施例２と実施例３または実施例４と実施例５と実施例６では、ｘｙ平面の＜１００＞結晶方位からの角度ずれが、各々、０°と２２．５°と４５°となって異なっている。しかし、前述したように、実施例１〜実施例６の各Ｌｍａｘ（ｐｐｍ）および各Ｌｍｉｎ（ｐｐｍ）は近似しており、各磁歪素子における磁歪特性のばらつきは小さいことを示している。これは、単結晶合金を切り出す工程において、ｘｙ平面の長手方向に対してのみ単結晶合金の＜１００＞結晶方位と平行になるように切り出しさえすれば、その他の切り出し方向については大きくばらつきがあったとしても磁歪特性のばらつき、具体的にはＬｍａｘおよびＬｍｉｎに関する磁歪特性のばらつきは小さくなることを示している。これは、磁歪素子を製造する上で、裕度が大きくなることから、歩留まり向上に繋がることを示唆している。
【００６１】
さらに、磁歪素子を磁歪式振動発電デバイス等に適用する場合、発電量を大きくするためには、磁歪素子の長手方向に近い領域、すなわち角度θがＲの領域（８０°≦θ≦９０°）において、磁歪量が正の大きい数値を示すことが望ましい。ここで、比較例１および比較例２の磁歪素子と比較すると、実施例１〜実施例６の磁歪素子では、角度θがＲの領域において、単結晶合金からの切り出し位置に起因するＧａ濃度（ａｔ％）に関連なく、より十分に大きい近似した磁歪量を示している。従って、これらのデバイス等に好適に適用することができる。
【００６２】
実施例１〜実施例６の磁歪素子では、Ｆｅ（１００−α）Ｇａαの２元系の単結晶合金からなる効果について述べたが、Ｆｅ（１００−α−β）ＧａαＸβ（αおよびβは、それぞれＧａ含有率（ａｔ％）およびＸ含有率（ａｔ％）であり、Ｘは、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、ＣｕおよびＣからなる群から選択される１以上の元素であり、１４≦α≦１９かつ０．５≦β≦１を満たす）の３元系であっても同様の効果が得られると考えられる。これは、Ｆｅに対するＦｅ以外の各元素の固溶量が２０ａｔ％以下となっており、Ｆｅに対する固溶限と考えられる３０ａｔ％に対し十分に少ないことから結晶の構造は変わらず、Ｆｅ（１００−α）Ｇａαの２元系を用いた場合において述べた効果は失われないと考えられるためである。また、単結晶合金にこのような第３元素が含まれる場合、該第３元素の濃度は単結晶合金の育成時期に応じて変化しないものと考えられる。これは、Ｇａの融点が他の元素と比べて極めて低いのでＧａが優先的に揮発し、かつ該第３元素は微量しか添加されないためである。
【産業上の利用可能性】
【００６３】
本発明の磁歪素子の製造方法は、長手方向における磁気歪みについて特定の磁歪特性を有し、かつ長手方向において十分に大きい磁歪量を示すＦｅＧａ系の磁歪素子を提供する。従って、該製造方法によると、ＦｅＧａ系単結晶合金から切り出される磁歪素子の磁歪特性のばらつきを低減させ、それにより歩留まりを向上させることができる。これによって、製造された磁歪素子を、社会的インフラストラクチャーまたは工場内設備のモニタリング向け自立電源用の磁歪式振動発電デバイス等に積極的に適用することができる。
【符号の説明】
【００６４】
１  磁歪素子
ｄ１  第１寸法
ｄ２  第２寸法
ｄ３  第３寸法
【図１】
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【図２】
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【図３】
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