(57)【要約】【課題】従来よりも高い効率でＬａＦｅ１３系磁性合金材料を製造する方法を提供する。【解決手段】ＮａＺｎ１３型結晶構造を有する化合物相を７５体積％以上含み、且つ、組成式：Ｆｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄＲＥａＡｂＴＭｃＤｄ（ＲＥはＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、ＥｒおよびＴｍからなる群から選択され、Ｌａを９０原子％以上含む少なくとも１種の希土類元素、ＡはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、ＧｅおよびＳｎからなる群から選択される少なくとも１種の元素、ＴＭはＳｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＣｕおよびＺｎからなる群から選択される少なくとも１種の遷移金属元素、ＤはＢ、Ｃ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｂｉ、ＰｏおよびＡｔから選択される少なくとも１種の元素、５原子％≦ａ≦１０原子％、４．７原子％≦ｂ≦１８原子％、０原子％≦ｃ≦９原子％、１．８原子％≦ｄ≦５．４原子％）で表される組成を有する。【選択図】　図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＮａＺｎ１３型結晶構造を有する化合物相を７５体積％以上含み、且つ、組成式：Ｆｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄＲＥａＡｂＴＭｃＤｄ（ＲＥはＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、ＥｒおよびＴｍからなる群から選択され、Ｌａを９０原子％以上含む少なくとも１種の希土類元素、ＡはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、ＧｅおよびＳｎからなる群から選択される少なくとも１種の元素、ＴＭはＳｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＣｕおよびＺｎからなる群から選択される少なくとも１種の遷移金属元素、ＤはＢ、Ｃ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｂｉ、ＰｏおよびＡｔから選択される少なくとも１種の元素、５原子％≦ａ≦１０原子％、４．７原子％≦ｂ≦１８原子％、０原子％≦ｃ≦９原子％、１．８原子％≦ｄ≦５．４原子％）で表される組成を有する、磁性合金材料。
【請求項２】
前記組成式におけるＤは、ＢおよびＣの少なくとも一方の元素を含む、請求項１に記載の磁性合金材料。
【請求項３】
磁気熱量効果を有する請求項１または２に記載の磁性合金材料。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気冷凍作業物質あるいは磁歪材料として好適に用いられる磁性合金材料およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、組成式Ｉ：Ｌａ１−ｚＲＥｚ（Ｆｅ１−ｘＡｘ−ｙＴＭｙ）１３（Ａ＝Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｎのうち少なくとも１種の元素０．０５≦ｘ≦０．２、ＴＭは遷移金属元素のうち少なくとも１種の元素０≦ｙ≦０．１、ＲＥはＬａを除く希土類元素のうち少なくとも１種の元素０≦ｚ≦０．１）で表される磁性合金（以下、「ＬａＦｅ１３系磁性合金」と称する。）は、ＮａＺｎ１３型の結晶構造を有し、キュリー温度（Ｔｃ）付近で、大きな磁気熱量効果および磁気体積効果を示すことから、磁気冷凍作業物質および磁歪材料として、有望視されている（例えば、特許文献１、特許文献２、および非特許文献１参照）。
【０００３】
ＬａＦｅ１３系磁性合金は、従来、例えば、アーク溶解あるいは高周波溶解により得られた鋳造合金を真空中で１０５０℃、約１６８時間の熱処理することによって製造されていた。
【０００４】
【特許文献１】
特開２０００−５４０８６号公報
【特許文献２】
特開２００２−６９５９６号公報
【非特許文献１】
「遍歴電子メタ磁性Ｌａ（ＦｅｘＳｉ１−ｘ）１３化合物の強大な磁気体積および磁気熱量効果」、藤田麻哉、他、まてりあ、第４１巻、第４号、２６９頁〜２７５頁、２００２。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来のＬａＦｅ１３系磁性合金の製造方法には、以下の問題点がある。
【０００６】
所定の組成の合金溶湯から得られた鋳造合金は、上記組成式におけるＡおよびＴＭの一部が固溶したα−Ｆｅ相と、残部で構成される相とを含む２つ以上の粗大な結晶相が複雑に入り組んだ組織（例えば後述の図４（ａ）参照）を有している。ＮａＺｎ１３型結晶構造を有する化合物相（以下、「ＬａＦｅ１３型化合物相」という。）は、これらの粗大な結晶相の界面から生成する（例えば後述の図４（ｂ）参照）。従って、このような粗大な結晶相を有する組織から、ＬａＦｅ１３系磁性合金（金属間化合物）を得るためには、上述したように、高温で長時間の熱処理によって均質化（以下、「均質化熱処理」ということがある。）を施していた。この長時間に亘る均質化熱処理が不可欠なことから、ＬａＦｅ１３系磁性合金は量産性に乏しいという問題があった。
【０００７】
また、長時間の均質化熱処理の間に合金表面が酸化等の腐食によって劣化し、その結果、磁気熱量効果や磁気体積効果が劣化するという問題もあった。
【０００８】
本発明はかかる諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、従来のような長時間の熱処理工程を経ずとも製造することができる、ＬａＦｅ１３系磁性合金材料を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明の磁性合金材料は、ＮａＺｎ１３型結晶構造を有する化合物相を７５体積％以上含み、且つ、組成式ＩＩ：Ｆｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄＲＥａＡｂＴＭｃＤｄ（ＲＥはＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、ＥｒおよびＴｍからなる群から選択され、Ｌａを９０原子％以上含む少なくとも１種の希土類元素、ＡはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、ＧｅおよびＳｎからなる群から選択される少なくとも１種の元素、ＴＭはＳｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＣｕおよびＺｎからなる群から選択される少なくとも１種の遷移金属元素、ＤはＢ、Ｃ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｂｉ、ＰｏおよびＡｔ、５原子％≦ａ≦１０原子％、４．７原子％≦ｂ≦１８原子％、０原子％≦ｃ≦９原子％、１．８原子％≦ｄ≦５．４原子％）で表される組成を有し、そのことによって上記目的が達成される。
【００１０】
好ましい実施形態の磁性合金材料は、前記組成式におけるＤとして、ＢおよびＣの少なくとも一方の元素を含む。
【００１１】
好ましい実施形態の磁性合金材料は磁気熱量効果を有する。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明による磁性合金材料（ＬａＦｅ１３系磁性合金）の実施形態を説明する。
【００１３】
本発明の磁性合金材料は、組成式ＩＩ：Ｆｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄＲＥａＡｂＴＭｃＤｄ（ＲＥはＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、ＥｒおよびＴｍからなる群から選択され、Ｌａを９０原子％以上含む少なくとも１種の希土類元素、ＡはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、ＧｅおよびＳｎからなる群から選択される少なくとも１種の元素、ＴＭはＳｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＣｕおよびＺｎからなる群から選択される少なくとも１種の遷移金属元素、ＤはＢ、Ｃ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｂｉ、ＰｏおよびＡｔから選択される少なくとも１種の元素、５原子％≦ａ≦１０原子％、４．７原子％≦ｂ≦１８原子％、０原子％≦ｃ≦９原子％、１．８原子％≦ｄ≦５．４原子％）で表される組成を有し、且つ、磁性合金材料の全体の７５体積％以上がＮａＺｎ１３型結晶構造を有する化合物相（ＬａＦｅ１３型化合物相）で構成されている。好ましくは、ＬａＦｅ１３型化合物相の体積分率は８０％以上である。
【００１４】
本発明者は、組成の異なる合金を作製し、組成と生成相との関係を検討した結果、上記組成式Ｉで表される従来のＬａＦｅ１３系磁性合金に、さらに、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎを除く半金属元素Ｄ（すなわち、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｂｉ、ＰｏおよびＡｔから選択される少なくとも１種の元素）を添加することによって、鋳造直後からＬａＦｅ１３型化合物相を７５体積％以上含む磁性合金材料が得られることを見出し、本発明に至った。
【００１５】
上述したように、従来の組成のＬａＦｅ１３系磁性合金は、鋳造直後（ａｓ−ｃａｓｔ）の状態では、α−Ｆｅ相と、残部で構成される相とを含む２つ以上の粗大な結晶相が形成され、ＬａＦｅ１３型化合物相はほとんど形成されない。α−Ｆｅ相を含む粗大な結晶相からＬａＦｅ１３型化合物相を形成させるために、長時間の熱処理が必要である。この熱処理過程において、α−Ｆｅ相と粒界相との界面からＬａＦｅ１３型化合物相が生成されるが、その成長速度が遅いため７５体積％以上に成長するまでに長時間を要する。
【００１６】
これに対し、合金原料に上記半金属元素Ｄ（特に、Ｂおよび／またはＣ）を添加すると、半金属元素は、α−Ｆｅ相の粗大化を抑制するように作用し、鋳造直後の状態で、ＬａＦｅ１３型化合物相を７５体積％以上含む磁性合金材料が得られる。
【００１７】
但し、上記組成式ＩＩにおいて、ａが上記範囲を外れると、ＬａＦｅ１３型化合物相を７５体積％以上形成することができない。ｂが４．７原子％未満ではＬａＦｅ１３型化合物相が形成されず、１８原子％を超えると磁気熱量効果（または磁気体積効果）が十分に得られない。また、ｃが上記範囲を外れても、磁気熱量効果（または磁気体積効果）が十分に得られず、磁気冷凍作業物質（または磁歪材料）として十分な特性の磁性合金材料が得られない。更に、ｄが１．８原子％未満であるとα−Ｆｅ相の体積分率が多くなり、５．４原子％を超えるとＦｅ−Ｄ系化合物相の体積分率が多くなる。従って、ＬａＦｅ１３型化合物相を７５体積％以上形成するためには、均質化のために、従来と同様に長時間の熱処理工程が必要となる。
【００１８】
勿論、組成および／または製造条件などを調節することによって、９０体積％以上がＬａＦｅ１３型化合物相で構成された磁性合金材料を得ることができる。本発明による磁性合金材料は、従来と同様に鋳造法によって製造され得るが、液体急冷法を用いて製造することもできる。
【００１９】
本発明による磁性合金材料は、鋳造直後からＬａＦｅ１３化合物相を７５体積％以上含んでいるため、熱処理工程を省略することができるので、生産性が改善される。更に、熱処理中にＬａＦｅ１３系磁性合金表面の酸化等による劣化も抑制されるので、特性の低下も少ない。例えば、鋳造合金を長時間熱処理することによって得られたＬａＦｅ１３系磁性合金は、表面から数ｍｍの層は磁気冷凍作業物質として利用することができないが、本発明による磁性合金材料は、表面を除去することなく、そのまま磁気冷凍作業物質として用いることができる。従って、高価な原料の歩留まりが向上することによるコスト削減効果が得られる。
【００２０】
また、本発明の実施形態によると、磁気相転移の生じるキュリー温度Ｔｃが１９０Ｋ以上３３０Ｋ以下の範囲内にあるＬａＦｅ１３系磁性合金が得られる。上記組成式中のＴＭとしてＣｏを含み、Ｃｏの比率を制御することによってキュリー温度Ｔｃの異なるＬａＦｅ１３系磁性合金を得ることができる。例えば、Ｃｏの比率（上記組成式ＩＩ中のｃに相当）が約９原子％のとき、Ｔｃ＝３３０Ｋが得られる。また、本発明による磁性合金材料を水素化することによって、キュリー温度を調整することもできる。
【００２１】
なお、本明細書において、磁気相転移とは、強磁性から常磁性、強磁性から反強磁性、あるいは、反強磁性から常磁性への転移を指す。
【００２２】
本発明によるＬａＦｅ１３系磁性合金は、磁気冷凍作業物質として好適に用いられるが、例えば、特開２０００−５４０８６号公報や特開２００２−６９５９６号公報に開示されているように、磁歪材料としても好適に用いることが出来る。
【００２３】
【実施例】
以下、本発明によってＬａＦｅ１３系磁性合金の具体例を説明するが、本発明はこれに限られない。
【００２４】
［鋳造合金の製造］
組成式：Ｆｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄＲＥａＡｂＴＭｃＤｄ（各元素および原子％は表１に記載）で表される組成の鋳造合金が得られるように、各構成元素の原料を所定量配合し、高周波溶解により溶解した。得られた原料溶湯を鋳型（例えばＣｕ製）に鋳込むことによって鋳造合金の試料（１）〜（７）を得た。鋳型は必要に応じて内部に冷却水を流す等して冷却する。何れの試料も熱処理を施していないａｓ−ｃａｓｔ合金を用いた。なお、試料（１）および（２）は、上述した組成式ＩＩで表される組成を有するが、試料（３）〜（７）は、半金属元素Ｄの原子％（ｄ）が組成式ＩＩの範囲外にある。
【００２５】
【表１】
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【００２６】
［評価］
各試料の結晶構造をＸＲＤで評価した。それぞれの試料を１５０μｍ以下に粉砕した粉末を用いた。ターゲットにはＣｕを用いた。スキャンスピードは４．０°／ｍｉｎ、サンプリング幅は０．０２°、測定範囲は２０〜８０°とした。
【００２７】
また、各試料の形態および組成分布をＥＰＭＡを用いて評価した。ＥＰＭＡ観察用の試料は次のようにして作製した。試料合金をエポキシ樹脂に含浸し表面を研磨した後、厚さ約２０ｎｍのＡｕ蒸着を施したものをＥＰＭＡ用試料とした。
ＥＰＭＡの加速電圧は１５ｋＶとした。照射電流はＢ．Ｅ．Ｉ．（反射電子像）で１．０ｎＡとした。
【００２８】
ＸＲＤの測定結果を図１に示す。図１において、ＬａＦｅ１３型化合物相をＬａＦｅ１３系と表し、その回折ピークを○で示し、Ｌａ、ＦｅおよびＳｉ、またはＬａ、Ｆｅ、ＳｉおよびＢからなる相を（Ｌａ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ）と表し、その回折ピークを▲で示す。なお、（Ｌａ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ）の結晶構造は同定されていない。また、図１において、Ｆ２Ｂ相の回折ピークを■、α−Ｆｅ相の回折ピーク●で示している。
【００２９】
図１からわかるように、試料（１）および（２）では、鋳造直後の状態で熱処理を施さないでも、ＮａＺｎ１３型の結晶構造を有するＬａＦｅ１３化合物相が形成されている。これらの試料におけるＬａＦｅ１３化合物相の体積分率が８５％以上であることは、ＸＲＤの積分強度の比から確認した。また、図２に示した試料（１）のＥＰＭＡ観察による反射電子像（Ｂ．Ｅ．Ｉ）からわかるように、僅かなα−Ｆｅ相および（Ｌａ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ）化合物相が、ＬａＦｅ１３型化合物相中に分散した形態をとっている。なお、（Ｌａ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ）化合物相はごく少量であるため、図１のＸＲＤ図ではほとんど確認されていない。
【００３０】
これに対し、Ｂを含まない試料（４）では、ＬａＦｅ１３型化合物相のピークは見られず、α−Ｆｅ相によるピークの強度が非常に強い。図４からわかるとおり、試料（４）は、α−Ｆｅ相と（Ｌａ、Ｆｅ、Ｓｉ）化合物相とを含む多相構造を有している。
【００３１】
Ｂを含まない試料（４）については、約１０ｇを１０−２Ｐａ以下に真空排気した石英管に封入して、１０５０℃で１時間、８時間、２４時間および１２０時間熱処理を施した試料（４−ａ）、試料（４−ｂ）、試料（４−ｃ）および試料（４−ｄ）を作製した。試料（４）、試料（４−ａ）、試料（４−ｃ）および試料（４−ｄ）のＸＲＤの測定結果を図３に示す。また、試料（４）、試料（４−ｂ）および試料（４−ｄ）のＥＰＭＡ観察による反射電子像（Ｂ．Ｅ．Ｉ）をそれぞれ図４（ａ）、（ｂ）および（ｃ）に示す。
【００３２】
図３および図４からわかるように、Ｂを含まない従来の鋳造合金においては、鋳造直後にはＬａＦｅ１３型化合物相は存在せず、熱処理が進むに連れて、徐々に（Ｌａ、Ｆｅ、Ｓｉ）化合物相およびα−Ｆｅ相が減少し、ＬａＦｅ１３型化合物相が形成されている様子がわかる。１２０時間熱処理を施した試料（４−ｄ）においては、ほぼ完全にＬａＦｅ１３型化合物相が形成されている。
【００３３】
図１に示した、試料（１）および（２）においては、（Ｌａ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ）化合物相はほとんど形成されていないのに対し、図３に示した、Ｂを含まない試料（４）に１時間の熱処理を施した試料（４−ａ）においても（Ｌａ、Ｆｅ、Ｓｉ）化合物相が残存している。このことからも、本発明に従って、合金にＢを添加することによって、ＬａＦｅ１３型化合物相が効率良く形成されていることがわかる。
【００３４】
また、Ｂの含有量が少ない試料（５）および（６）では、試料（４）と同様にα−Ｆｅ相のピークの強度が強い。ＬａＦｅ１３型化合物相のピークも見られるがその強度は弱く、十分な磁気特性を発揮できる体積に至っていない。試料（６）についてＸＲＤの積分強度から見積もった体積分率は約７０％であった。
【００３５】
一方、Ｂの含有量が多い試料（３）では、α−Ｆｅ相のピークは見られないが、Ｆｅ２Ｂ相のピークの強度が強い。ＬａＦｅ１３型化合物相のピークの強度は弱く、十分な磁気特性を発揮できる体積に至っていない。ＸＲＤの積分強度から見積もった体積分率は約７０％であった。
【００３６】
このような実験を行うことによって、上記組成式ＩＩにおけるｄが１．８原子％≦ｄ≦５．４原子％の範囲にあるときに、鋳造直後の状態で７５体積％以上のＬａＦｅ１３型化合物相が得られることがわかった。また、例示した実験例では、半金属元素ＤとしてＢを用いた例を示したが、Ｂに代えてＣを用いても良い。勿論、ＢとＣとを混合して用いても良い。
【００３７】
次に、試料（１）の磁気熱量効果を評価した結果を図５を参照しながら説明する。
【００３８】
磁気冷凍作業物質には、磁気熱量効果の大きい材料が好ましい。磁気熱量効果の評価には磁気エントロピー変化−ΔＳｍａｇが用いられる。一般に−ΔＳｍａｇが大きいほど磁気熱量効果は大きい。高磁界ＶＳＭを用いて０Ｔから１Ｔまで０．２Ｔ間隔で設定した一定強度の印加磁界下で磁化（Ｍ）−温度（Ｔ）曲線を測定し、測定結果から下記の式（１）を用いて−ΔＳｍａｇを算出した。
【００３９】
−ΔＳｍａｇ　＝　∫０Ｈ（∂Ｍ／∂Ｔ）ＨｄＨ　　・・・・（１）
（ここで、−ΔＳｍａｇは磁気エントロピー変化、Ｈは磁界、Ｍは磁化、Ｔは絶対温度である。）
【００４０】
試料（１）について得られた−ΔＳｍａｇの温度依存性を図５に示す。図５に示した磁気エントロピー変化−ΔＳｍａｇの温度依存性からわかるように、試料（１）のａｓ−ｃａｓｔ合金は、大きな磁気エントロピー変化を示している。０Ｔ〜１Ｔまでの−ΔＳｍａｇは、約３Ｊｋｇ−１Ｋ−１であった。現在、室温付近で動作する磁気冷凍試験機に使用されているＧｄ（ガドリニウム）は、０Ｔから１Ｔで−ΔＳｍａｇ＝３Ｊｋｇ−１Ｋ−１程度であり、これとほぼ同等の磁気エントロピー変化を有していることがわかる。なお、試料（４）の鋳造合金に１２０時間の熱処理を施して作製した試料（４−ｄ）の表面の酸化層（厚さ約２ｍｍ）を除去した後の試料について求めた磁気エントロピー変化は、−ΔＳｍａｇ＝１９Ｊｋｇ−１Ｋ−１あった。試料（１）の−ΔＳｍａｇが試料（４−ｄ）よりも低い原因は、試料（１）にはα−Ｆｅ相が比較的多く形成されていることなどが影響しているものと考えられる。工業的な利用可能性を考えると、この−ΔＳｍａｇの低下よりも、熱処理工程を省略できることによる利点が大きいと考えられる。また、図５からわかるように、試料（１）において、磁気相転移が起こる温度領域の半値幅ΔＴｃは３０Ｋ以上あり、磁気冷凍作業物質としての動作温度範囲が広いという利点もある。
【００４１】
【発明の効果】
本発明によると、従来のような長時間の熱処理工程を経ずとも製造することができる、ＬａＦｅ１３系磁性合金材料が提供される。本発明によるＬａＦｅ１３系磁性合金は、磁気冷凍作業物質または磁歪材料として好適に用いることが出来る。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｂ含有率の異なる鋳造合金（試料（１）〜（７））のＸＲＤの測定結果を示す図である。
【図２】Ｂを含む鋳造合金（試料（１））のＥＰＭＡによる反射電子像（Ｂ．Ｅ．Ｉ）を示す写真である。
【図３】Ｂを含有しない鋳造合金（試料（４））およびこれに熱処理を施した鋳造合金（試料（４−ａ）、試料（４−ｃ）および試料（４−ｄ））のＸＲＤの測定結果を示す図である。
【図４】Ｂを含有しない鋳造合金のＥＰＭＡによる反射電子像（Ｂ．Ｅ．Ｉ）を示す写真であり、（ａ）は試料（４）の反射電子像を示し、（ｂ）は試料（４−ｂ）の反射電子像を示し、（ｃ）は試料（４−ｄ）の反射電子像を示す。
【図５】Ｂを含む鋳造合金（試料（１））について得られた−ΔＳｍａｇの温度依存性を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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