JP7645127B2 - 磁性体材料、その製造方法および鉄心 - Google Patents

Description

本発明は、鉄－コバルト系合金にコバルトの濃度勾配を形成した磁性体材料、その製造方法および鉄心に関する。

バルクの合金中で最も飽和磁束密度Ｂｓが高い材料は、鉄－コバルト系合金である。例えば、Ｆｅ－４９Ｃｏ－２Ｖのパーメンジュールは、バルクのＢｓが２．３Ｔであり、高Ｂｓを示す軟磁性体材料としてモータの鉄心等に広く用いられている。しかし、鉄－コバルト系合金は、鉄と比較して高価なコバルトを含むため、量産性やコスト性に課題を抱えている。

近年、鉄－コバルト系合金よりも安価であり、薄膜の状態で鉄－コバルト系合金と同等の高い飽和磁束密度Ｂｓを示す磁性体材料として、窒化鉄α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２が注目されている。α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２は、体心正方晶（ｂｃｔ）の鉄系マルテンサイトであり、α－ＦｅにＮが侵入して格子間隔がｃ軸方向に拡張した結晶構造を有する。α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２の薄膜のＢｓは、２．４Ｔを超えることが知られている。

窒化鉄α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２は、準安定相であり、熱的な安定性が低く、結晶成長させるのが難しいことが知られている。従来、α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２について、製造方法をはじめとして、種々の研究開発が行われている。特許文献１には、炭素および窒素を含有するマルテンサイトを含む軟磁性材料や、その製造方法が記載されている。

特開２０２０－１３２８９４号公報

回転電機、変圧器等の種々の用途で、安価でありながら、高い飽和磁束密度Ｂｓを示す軟磁性材料が求められている。従来のパーメンジュール等の鉄－コバルト系合金には、５０原子％に近いＣｏが含まれるため、Ｃｏ量の低減が望まれている。しかし、Ｃｏの一部を他の元素に置換すると、飽和磁束密度Ｂｓが低くなると共に、透磁率μが低下して鉄損Ｐｉが増大する。

安価で高い飽和磁束密度Ｂｓを示す磁性体材料としては、窒化鉄α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２もあるが、熱的な安定性の低さから、工業的な製造が妨げられている。窒化鉄α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２のように、高Ｂｓの鉄－コバルト系合金に窒素原子を置換型固溶させると、Ｂｓが更に向上することが期待される。

しかし、鉄－コバルト系合金の合金相内は窒素原子が拡散し難く、窒素置換されたマルテンサイトを形成するのは容易でないという問題がある。鉄－コバルト系合金に対し、窒素と共にＡｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ等を添加することも考えられるが、ＦｅやＣｏが減少するため、飽和磁束密度Ｂｓが低くなると共に、透磁率μが低下して鉄損Ｐｉが増大してしまう。

また、鉄心をはじめとする軟磁性材料の用途では、鉄損Ｐｉを抑制するだけでなく、強度、靭性等の機械的特性も求められる。機械的特性は、適切な磁気特性が得られる材料形態において得られなければならない。窒素置換を導入するか否かにかかわらず、安価で材料コストが低減されていながら、高い飽和磁束密度Ｂｓと低い鉄損Ｐｉを実現可能であり、窒素置換の導入や機械的特性の向上も図れる基本的な組成・構造を持つ軟磁性材料が望まれている。

そこで、本発明は、材料コストを抑制して高い飽和磁束密度と低い鉄損を両立できる磁性体材料、その製造方法、および、これを用いた鉄心を提供することを目的とする。

前記課題を解決するために本発明に係る磁性体材料は、ＦｅとＣｏを合計で９０質量％以上含む磁性体材料であって、前記磁性体材料は、箔または板であり、５質量％以上４０質量％以下のＣｏ、および、０．１質量％以上４．０質量％以下のＮを含み、前記Ｎが固溶した規則相α″－Ｆｅ _１６ Ｎ _２ および不規則相α′－Ｆｅ _８ Ｎのうちの少なくとも一方を含み、前記箔または前記板の厚さ方向において、２０質量％以上のコバルト濃度を有する高濃度領域と、０質量％を超え１０質量％以下のコバルト濃度を有する低濃度領域と、前記高濃度領域のコバルト濃度と前記低濃度領域のコバルト濃度とをつなぐ濃度遷移領域と、を有する。また、本発明に係る鉄心は、軟磁性鋼板が積層された鉄心であって、前記軟磁性鋼板の一部または全部が、前記の磁性体材料で形成されている。また、本発明に係る磁性体材料の製造方法は、ＦｅとＣｏを含む磁性体材料の製造方法であって、前記磁性体材料は、箔または板であり、２０質量％以上のコバルト濃度を有する鉄系材料で形成された前駆体と、０質量％を超え１０質量％以下のコバルト濃度を有する鉄系材料またはコバルト系材料で形成された前駆体とを積層し、互いに積層された前記前駆体を熱処理して原子を拡散させて、前記箔または前記板の厚さ方向において、２０質量％以上のコバルト濃度を有する高濃度領域と、０質量％を超え１０質量％以下のコバルト濃度を有する低濃度領域と、前記高濃度領域のコバルト濃度と前記低濃度領域のコバルト濃度とをつなぐ濃度遷移領域と、を形成して磁性体材料を取得し、前記前駆体または前記磁性体材料を熱処理下に浸窒素性ガスを接触させて窒素を侵入および拡散させる浸窒素熱処理、および、前記浸窒素熱処理された前記前駆体または前記磁性体材料を急冷してマルテンサイト組織に相変態させる冷却に供して、５質量％以上４０質量％以下のＣｏ、および、０．１質量％以上４．０質量％以下のＮを含み、前記Ｎが固溶した規則相α″－Ｆｅ _１６ Ｎ _２ および不規則相α′－Ｆｅ _８ Ｎのうちの少なくとも一方を含む磁性体材料を製造する。

本発明によると、材料コストを抑制して高い飽和磁束密度と低い鉄損を両立できる磁性体材料、その製造方法、および、これを用いた鉄心を提供することができる。

本発明の実施形態に係る磁性体材料の一例を模式的に示す図である。 本発明の実施形態に係る磁性体材料の一例を模式的に示す図である。 本発明の実施形態に係る磁性体材料の一例を模式的に示す図である。 本発明の実施形態に係る磁性体材料の製造方法の一例を示す図である。 回転電機の固定子の一例を模式的に示す斜視図である。 固定子のスロット領域を拡大して模式的に示す横断面図である。 実施例に係る磁性体材料の走査型電子顕微鏡による反射電子像と組成分析の結果を示す画像である。 実施例に係る磁性体材料の走査型電子顕微鏡による反射電子像と組成分析の結果を示す画像である。

以下、本発明の一実施形態に係る磁性体材料、その製造方法、および、これを用いた鉄心および回転電機について、図を参照しながら説明する。なお、以下の各図において、共通する構成については同一の符号を付して重複した説明を省略する。

＜磁性体材料＞
本実施形態に係る磁性体材料は、常温で強磁性を示し、箔または板の形態で提供される。この磁性体材料は、材料１００質量％に対して、鉄（Ｆｅ）とコバルト（Ｃｏ）を合計で９０質量％以上含み、且つ、材料１００質量％に対して、５質量％以上４０質量％以下のＣｏを少なくとも含み、軟磁性を示す磁性体材料である。

本実施形態に係る磁性体材料は、特に、箔または板の主面に垂直な厚さ方向において、コバルトの濃度勾配が形成されたものである。箔または板の厚さ方向に沿って、コバルトの濃度が互いに異なる領域が形成され、これらの領域間でコバルト原子が拡散されることにより、これらの領域間をつなぐコバルト濃度の濃度勾配が形成される。

具体的には、本実施形態に係る磁性体材料は、箔または板の厚さ方向において、コバルトの濃度が相対的に高い高濃度領域と、コバルトの濃度が相対的に低い低濃度領域と、これらの領域間に介在する濃度遷移領域と、を有する。濃度遷移領域は、高濃度領域のコバルト濃度と低濃度領域のコバルト濃度とをつなぐ濃度勾配を形成し、高濃度領域のコバルト濃度と低濃度領域のコバルト濃度との中間のコバルト濃度を示す領域である。

従来、モータ等の電動機には、電磁鋼板をはじめ、軟磁性材料の箔または板を積層した鉄心が用いられている。箔ないし板の厚さは、１０μｍ～１ｍｍ程度とされている。従来のパーメンジュール等の鉄－コバルト系合金は、高い飽和磁束密度Ｂｓを示す軟磁性材料であるが、高価なコバルトを含むため、低コスト性と磁気特性との両立が望まれている。

鉄心に用いられる磁性体材料には、軟磁性を示すこと、純鉄よりも高い飽和磁束密度Ｂｓを示すこと、電磁鋼板と同等以下の鉄損Ｐｉを示すこと、高い機械的強度を示すこと、靭性が良好であり加工・積層が可能であること等が求められる。純鉄のＢｓは、２０℃で２．１４Ｔであり、これを上回るＢｓを低コストで実現できることが望まれる。

パーメンジュール等の鉄－コバルト系合金を、低Ｃｏ量にすると、Ｆｅと比較して高価なＣｏが減るため、量産性やコスト性が良好な軟磁性材料が得られる可能性がある。しかし、低Ｃｏ量にすると、飽和磁束密度Ｂｓが低くなると共に、透磁率μが低下して鉄損Ｐｉが増大する。Ｎｉ等の他の合金元素を増やすと、透磁率μの向上や、鉄損Ｐｉの低減等がもたらされる場合があるが、Ｂｓの低下や材料コストの増大を招く問題がある。

また、安価で高い飽和磁束密度Ｂｓを示す磁性体材料としては、窒化鉄α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２が知られている。α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２は、２．１～２．８Ｔの高Ｂｓが得られる可能性が見出されている。窒化鉄α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２のように、鉄－コバルト系合金に窒素を添加し、窒素原子を置換型固溶させると、窒化鉄と同様にＢｓが向上する可能性がある。

しかし、鉄－コバルト系合金の合金相内は、純鉄と比較して、窒素原子が拡散し難く、窒素原子を置換型固溶させるのが容易ではない。窒素と共にＡｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ等を添加することも考えられるが、添加元素が多いと、Ｆｅ量やＣｏ量が少なくなる。飽和磁束密度Ｂｓが低くなると共に、透磁率μが低下して鉄損Ｐｉが増大してしまう。窒素原子を置換型固溶させると、結晶歪が増加して、Ｐｉが増大する問題もある。

このような状況下、本発明者らは、鉄－コバルト系合金に基づく磁性体材料について、コバルトの濃度分布の形態、熱処理の時間、磁気特性等の種々の因子の相互関係を調査・検討し、コバルトの濃度勾配の有効性を見出し、本発明を完成させた。コバルトの濃度勾配を形成し、高濃度領域、低濃度領域および濃度遷移領域を設けると、純鉄の利点と、高Ｂｓ・低Ｐｉであるパーメンジュールの利点が得られ、材料コストを抑制して高い飽和磁束密度Ｂｓと低い鉄損Ｐｉを両立できることを見出した。

図１、図２および図３は、本発明の実施形態に係る磁性体材料の一例を模式的に示す図である。
図１、図２および図３において、各図の上側は、コバルトの濃度勾配を形成した磁性体材料の層構造の例を示す。各図の下側は、磁性体材料の厚さ方向に沿ったコバルトの概略濃度分布を示す。

各図において、符号１、２、３は、コバルトの濃度勾配を形成した磁性体材料を示す。符号１００は、コバルトの濃度が相対的に高い高濃度領域を示す。符号２００は、コバルトの濃度が相対的に低い低濃度領域を示す。符号３００は、高濃度領域と低濃度領域との間に介在する濃度遷移領域を示す。

図１に示すように、本実施形態に係る磁性体材料は、例えば、高濃度領域１００／（濃度遷移領域３００）／低濃度領域２００が、この順に積層された２層構造に設けることができる。高濃度領域１００と低濃度領域２００は、互いに磁気特性が異なる。しかし、箔または板の磁性体材料を積層して用いる用途では、このような２層構造であっても、形状的な磁気異方性を小さくすることができる。

図２に示すように、本実施形態に係る磁性体材料は、低濃度領域２００／（濃度遷移領域３００）／高濃度領域１００／（濃度遷移領域３００）／低濃度領域２００が、この順に積層された３層構造に設けることもできる。また、図３に示すように、高濃度領域１００／（濃度遷移領域３００）／低濃度領域２００／（濃度遷移領域３００）／高濃度領域１００が、この順に積層された３層構造に設けることもできる。

高濃度領域１００、低濃度領域２００および濃度遷移領域３００は、各領域の厚さや磁性体材料当たりの体積率が、特に限定されるものではない。各領域の厚さは、要求性能や材料コスト等に応じて、任意の厚さに設けることができる。高濃度領域１００および低濃度領域２００の厚さは、それぞれ、製造性の観点等からは、０．１μｍ以上０．５ｍｍ以下程度であることが好ましい。

また、高濃度領域１００、低濃度領域２００および濃度遷移領域３００は、各領域内のコバルトの濃度が、特に限定されるものではない。高濃度領域１００および低濃度領域２００のコバルトの濃度は、要求性能や材料コスト等に応じて、所定の範囲内で任意の濃度に設けることができる。高濃度領域１００や低濃度領域２００のコバルトの濃度は、各領域内の厚さ方向に沿って、実質的に均一であってもよいし、濃度勾配を形成していてもよい。

なお、図１、図２および図３において、濃度遷移領域３００は、独立的な層として図示されているが、濃度遷移領域３００は、高濃度領域１００や低濃度領域２００に対し、明確な境界を持たなくてもよい。濃度遷移領域３００は、元素分析上で、高濃度領域１００と低濃度領域２００との中間のコバルト濃度を示す限り、直線的に変化する濃度分布を示さなくてもよく、曲線的または段階的に変化する濃度分布を示してもよい。

また、図１、図２および図３には、２層構造や３層構造を示しているが、高濃度領域１００および低濃度領域２００は、領域間に濃度遷移領域３００が介在する限り、４層以上の層構造に設けてもよい。磁性体材料の箔または板の両主面には、高濃度領域１００および低濃度領域２００のうち、いずれが位置してもよい。

高濃度領域（１００）は、磁性体材料１００質量％に対し、２０質量％以上のコバルト濃度を有する領域である。コバルトの濃度が相対的に高い高濃度領域を形成すると、磁性体材料の飽和磁束密度Ｂｓを、純鉄の場合と比較して向上させることができる。また、高い透磁率μが得られるため、磁性体材料の鉄損Ｐｉを低減することができる。

高濃度領域は、Ｃｏ：２０質量％以上であり、窒素（Ｎ）、炭素（Ｃ）、ニッケル（Ｎｉ）、マンガン（Ｍｎ）、ケイ素（Ｓｉ）、クロム（Ｃｒ）、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）およびバナジウム（Ｖ）のうちの一種以上を任意に含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなる構成とすることができる。高濃度領域の好ましい形態は、これらの任意の元素を含まない組成や、これらの任意の元素のうち、Ｎのみを含む組成、または、ＮとＣを含む組成である。

高濃度領域のＣｏ量は、２５質量％以上、３０質量％以上、３５質量％以上、４０質量％以上等であってもよい。Ｃｏ量が多いと、高い飽和磁束密度Ｂｓが得られる。また、高い透磁率μが得られるため、鉄損Ｐｉが低減する。高濃度領域のＣｏ量は、好ましくは４０質量％以下、より好ましくは３５質量％以下、更に好ましくは３０質量％以下、更に好ましくは２５質量％以下である。Ｃｏ量が少ないほど、安価な磁性体材料が得られる。

低濃度領域（２００）は、磁性体材料１００質量％に対し、０質量％を超え１０質量％以下のコバルト濃度を有する領域である。コバルトの濃度が相対的に低い低濃度領域を形成すると、磁性体材料に含まれるコバルトが少なくなるため、安価で工業生産に適した磁性体材料を得ることができる。

低濃度領域は、Ｃｏ：０質量％を超え１０質量％以下であり、窒素（Ｎ）、炭素（Ｃ）、ニッケル（Ｎｉ）、マンガン（Ｍｎ）、ケイ素（Ｓｉ）、クロム（Ｃｒ）、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）およびバナジウム（Ｖ）のうちの一種以上を任意に含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなる構成とすることができる。低濃度領域の好ましい形態は、これらの任意の元素を含まない組成や、これらの任意の元素のうち、Ｎのみを含む組成、または、ＮとＣを含む組成である。

低濃度領域のＣｏ量は、８質量％以下、６質量％以下、４質量％以下、２質量％以下等であってもよい。Ｃｏ量が少ないほど、安価な磁性体材料が得られる。低濃度領域のＣｏ量は、１質量％以上、３質量％以上、５質量％以上、７質量％以上等であってもよい。Ｃｏ量が多いと、高い飽和磁束密度Ｂｓが得られる。また、高い透磁率μが得られるため、鉄損Ｐｉが低減する。

濃度遷移領域（３００）は、高濃度領域のコバルト濃度と低濃度領域のコバルト濃度とをつなぐ領域である。すなわち、高濃度領域のコバルト濃度と低濃度領域のコバルト濃度との中間のコバルト濃度を有する領域である。濃度遷移領域は、コバルトの濃度が互いに異なる高濃度領域の前駆体と低濃度領域の前駆体との間で、コバルト原子が拡散されることによって形成される。濃度遷移領域が形成されると、高濃度領域と低濃度領域との間で磁壁等の磁化状態が伝搬し易くなる。

濃度遷移領域は、高濃度領域と低濃度領域との間の中間的な化学組成を有する。濃度遷移領域は、高濃度領域や低濃度領域の化学組成に応じた量のＣｏを含み、高濃度領域や低濃度領域と同様に、窒素（Ｎ）、炭素（Ｃ）、ニッケル（Ｎｉ）、マンガン（Ｍｎ）、ケイ素（Ｓｉ）、クロム（Ｃｒ）、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）およびバナジウム（Ｖ）のうちの一種以上を任意に含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなる。

このようなコバルトの濃度勾配が形成された磁性体材料によると、高濃度領域、低濃度領域および濃度遷移領域が形成されており、純鉄の利点とパーメンジュールの利点が得られるため、材料コストを抑制して高い飽和磁束密度Ｂｓと低い鉄損Ｐｉを両立することができる。高い透磁率μが確保されるため、軟磁性材料として有用である。また、コバルトの濃度が相対的に低い低濃度領域が形成されるため、低濃度領域側を窒素原子が拡散し易くなる。そのため、窒素原子を置換型固溶させる場合に、窒素と親和的な添加元素を削減・省略しても、Ｂｓを適切に向上させることができる。

濃度遷移領域におけるコバルトの濃度の濃度勾配は、０．１質量％／μｍ以上１０質量％／μｍ以下であることが好ましい。濃度勾配が０．１質量％／μｍ未満であると、高濃度領域と低濃度領域とのコバルトの濃度差が小さいため、材料コストを十分に抑制できなくなる。一方、濃度勾配が１０質量％／μｍを超えると、濃度勾配が急峻すぎて高濃度領域と低濃度領域との磁気的結合が生じ難くなる。

ここで、コバルトの濃度勾配が形成された磁性体材料について、材料全体における化学組成を具体的に説明する。以下の説明において、「％」は、質量％を意味する。

（Ｆｅ，Ｃｏ：９０％以上）
ＦｅおよびＣｏは、本実施形態に係る磁性体材料の主要な成分であり、磁気特性の向上に寄与する。Ｆｅ量およびＣｏ量の合計が９０％未満であると、高い飽和磁束密度Ｂｓ、高い透磁率μ、小さい保磁力Ｈｃ等の磁気特性が得られない。一方、９０％以上であると、軟磁性材料に必要とされる良好な磁気特性を得ることができる。そのため、Ｆｅ量およびＣｏ量の合計は、磁性体材料の全体において、９０％以上とする。

（Ｃｏ：５％以上４０％以下）
Ｃｏは、本実施形態に係る磁性体材料の主要な成分であり、濃度勾配を形成して磁気特性の向上に寄与する。Ｃｏ量が５％未満であると、Ｃｏの添加による効果が得られない。Ｃｏ量が５％以上であれば、高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることができる。また、高い透磁率μが得られるため、鉄損Ｐｉを低減できる。一方、Ｃｏ量が４０％を超えると、従来のパーメンジュールに近い化学組成となるため、材料コストが高くなる。Ｃｏ量が４０％以下であれば、従来よりも材料コストを低減できる。そのため、Ｃｏ量は、磁性体材料の全体において、５％以上４０％以下とする。Ｃｏ量は、好ましくは１０％以上である。また、Ｃｏ量は、好ましくは３５％以下である。

（Ｎ：０％以上４．０％以下）
Ｎは、機械的特性や磁気特性、特に飽和磁束密度Ｂｓの向上に寄与する。窒化鉄相としては、規則相α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２ないし不規則相α′－Ｆｅ_８Ｎと、γ′－Ｆｅ_４Ｎがある。前者はＢｓが高いが、後者はＢｓが低い。前者を形成すると、高Ｂｓを示す磁性体材料が得られる。Ｎ量が４．０％を超えると、低磁性のγ′－Ｆｅ_４Ｎ等が生成し易くなるため、良好な磁気特性が得られない。Ｎ量が４．０以下であれば、α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２によって、良好な磁気特性と機械的特性を得ることができる。そのため、Ｎ量は、磁性体材料の全体において、０％以上４．０％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．１％以上である。また、Ｎ量は、好ましくは１．０％以下である。

（Ｃ：０％以上１．０％以下）
Ｃは、機械的特性や磁気特性の向上に寄与する。Ｃは、Ｎと組み合わされると、Ｆｅ－Ｃ－Ｎ系の鉄窒化物を形成して、Ｎと同様にＢｓを向上させる作用を示す。Ｃ量が１．０％を超えると、低磁性の炭化物等が生成し易くなるため、良好な磁気特性が得られない。Ｃ量が１．０以下であれば、Ｃが固溶した鉄窒化物等によって、良好な磁気特性を得ることができる。そのため、Ｃ量は、磁性体材料の全体において、０％以上１．０％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．５％以下である。

（Ｎｉ：０％以上２．０％以下）
Ｎｉは、耐食性、機械的特性、温度特性等の向上に寄与する。Ｎｉは、比較的高い透磁率μや磁気モーメントを示すが、磁気特性がＦｅやＣｏに劣る。また、比較的高価であり、Ｎを置換型固溶させる場合に、Ｎの固溶量を低下させる。そのため、Ｎｉ量は、磁性体材料の全体において、０％以上２．０％以下とする。

（Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：０％以上０．２％以下）
Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、機械的特性等の向上に寄与する。これらの元素は、析出物を生成して、強度や靭性を向上させたり、鉄損Ｐｉを低減したりする。しかし、添加量が多いと、主要な成分であるＦｅやＣｏの量を減少させる。また、ＮやＣと組み合わされると、低磁性の窒化物や炭化物を生成する。そのため、これらの量は、磁性体材料の全体において、０％以上０．２％以下とする。

（不可避的不純物）
不可避的不純物としては、例えば、水素（Ｈ）、リン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、酸素（Ｏ）、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、銅（Ｃｕ）、亜鉛（Ｚｎ）、錫（Ｓｎ）等が挙げられる。不可避的不純物は、元素毎に、０．０１質量％以下であることが好ましく、０．００１質量％以下であることがより好ましい。

磁性体材料の化学組成は、走査型電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope：ＳＥＭ）－エネルギ分散型Ｘ線分析（Energy dispersive X-ray spectroscopy：ＥＤＸ）や、電子線マイクロアナライザ（Electron Probe Micro Analyzer：ＥＰＭＡ）等によって確認することができる。磁性体材料の結晶構造は、Ｘ線回折（X‐ray diffraction：ＸＲＤ）測定によって確認することができる。

＜磁性体材料の製造方法＞
本実施形態に係る磁性体材料は、高濃度領域の前駆体と低濃度領域の前駆体とを積層し、前駆体間でコバルト原子を拡散させる方法によって製造することができる。各領域の前駆体としては、箔または板を用いることができる。また、箔または板の表面に成膜した薄膜も前駆体として用いることができる。

図４は、本発明の実施形態に係る磁性体材料の製造方法の一例を示す図である。
図４に示すように、コバルトの濃度勾配を有する前記の磁性体材料は、原料混合溶解工程Ｓ１と、鋳造工程Ｓ２と、焼鈍工程Ｓ３と、１次圧延工程Ｓ４と、１次焼鈍工程Ｓ５と、２次圧延工程Ｓ６と、２次焼鈍工程Ｓ７と、積層工程Ｓ８と、拡散層形成工程Ｓ９と、を含む製造方法によって製造できる。

図１において、原料混合溶解工程Ｓ１は、原料合金塊形成素工程Ｓ１ａと、再溶解素工程Ｓ１ｂと、を含んでいる。積層工程Ｓ８は、クラッド加工工程Ｓ８ａ、または、物理化学的積層工程Ｓ８ｂから選択することができる。

なお、原料混合溶解工程Ｓ１から２次焼鈍工程Ｓ７までは、箔または板の前駆体を作製するために実施することができる。これらの工程によって、高濃度領域の前駆体、低濃度領域の前駆体や、これらの両方を作製できる。但し、これらの工程は一例を示すものであり、これらの工程の全てが必須ではなく、一部の工程の省略や、複数の工程を合わせた連続工程化等も可能である。

（原料混合溶解工程）
原料混合溶解工程Ｓ１は、磁性体材料の原料を混合して溶解する工程である。磁性体材料の原料である地金等を目的の化学組成となるように溶解炉に投入し、加熱・混合して溶湯３０とする。原料を溶解する方法は、特に限定されるものではない。原料を溶解する溶解炉としては、誘導炉、アーク式電気炉、抵抗炉等の適宜の炉を用いることができる。

原料としては、高濃度領域の前駆体を作製する場合、Ｃｏ：２０質量％以上であり、低炭素且つ低合金元素である合金鋼、鉄－コバルト系合金等の鉄系材料や、純コバルト等のコバルト系材料を用いることができる。また、低濃度領域の前駆体を作製する場合、Ｃｏ：１０質量％以下である純鉄や、低炭素且つ低合金元素である鉄鋼、合金鋼、電磁鋼、鉄－コバルト系合金等の鉄系材料を用いることができる。溶解時には、化学組成に応じて、溶融精錬、炉外精錬等の精錬を行ってもよい。

原料混合溶解工程Ｓ１は、原料合金塊形成素工程Ｓ１ａと、再溶解素工程Ｓ１ｂと、を含むことが好ましい。原料合金塊形成素工程Ｓ１ａは、磁性体材料の原料を混合して溶解し、溶湯１０を凝固させて合金塊１１を溶製する工程である。再溶解素工程Ｓ１ｂは、合金塊３１を再溶解する工程である。

原料合金塊形成素工程Ｓ１ａおよび再溶解素工程Ｓ１ｂを行うと、一旦溶製された合金塊１１を再溶解させるため、再溶解時に浮上した介在物の除去が可能であり、凝固時に生じるマクロ偏析も低減される。そのため、Ｏ、Ｐ、Ｓ等の不可避的不純物やマクロ偏析が低減されており、清浄度が高い清浄化溶湯３２を得ることができる。

合金塊３１を再溶解する方法は、特に限定されるものではない。合金塊３１の再溶解は、コストを削減する観点や、必要とされる精錬作用を得る観点等からは、真空アーク再溶解（Vacuum Arc Remelting：ＶＡＲ）法や、エレクトロスラグ再溶解（Electro Slag Remelting：ＥＳＲ）法によって行うことが好ましい。

（鋳造工程）
鋳造工程Ｓ２は、原料を溶解した溶湯を凝固させて圧延加工の素材を鋳造する工程である。溶湯３０を注型してスラブ状の鋳造成形体５０とする。再溶解素工程Ｓ１ｂを行う場合は、清浄化溶湯３２を注型して清浄度が高い鋳造成形体５０とする。

鋳造成形体５０の厚さや、鋳造の方法は、特に限定されるものではない。鋳造成形体５０の厚さは、例えば、１～３ｍｍとすることができる。鋳造は、連続鋳造、精密鋳造、砂型鋳造、金型鋳造等の適宜の方法で行うことができる。連続鋳造は、以降の工程と一体的に連続して行うことができる。精密鋳造は、最終製品の形状に近い板状ないし箔状の鋳造成形体５０を形成する限り、ワックスを使用しない鋳造であってもよい。

精密鋳造等の鋳造時には、大型の合金塊を一旦鋳造し、得られた合金塊を適切な大きさに分割し、分割された合金片を再溶解して本鋳造を行うことがある。このような鋳造法を用いる場合、結晶粒の粗大化を抑制する観点から、一般的な鋼板等の場合と比較して、凝固速度を速くすることが好ましい。本鋳造時の冷却方法としては、接触伝導冷却、水冷、強制空冷等を用いることができる。

（焼鈍工程）
焼鈍工程Ｓ３は、鋳造された成形体を完全焼鈍する工程である。鋳造された鋳造成形体５０を、鉄－コバルト系の共析温度（Ａ１変態点）よりも高温で熱処理して鋳造組織を均質化する。熱処理の温度は、１０００℃以上が好ましい。

（１次圧延工程）
１次圧延工程Ｓ４は、鋳造された成形体を１次圧延する工程である。１次圧延では、鋳造された鋳造成形体５０を、所定の中間的な圧延率（圧下率）まで圧延する。一次圧延は、冷間圧延とすることができる。例えば、１～３ｍｍの成形体を、０．２ｍｍまで冷間圧延できる。１次圧延の圧延荷重は、例えば、１～１０ｋＮとすることができる。

（１次焼鈍工程）
１次焼鈍工程Ｓ５は、１次圧延された１次圧延材を中間焼鈍する工程である。１次圧延材６０を熱処理して歪み取り焼鈍を行い、１次圧延後に残留している残留応力を緩和する。加工歪みを除去すると、磁性体材料の磁気特性、特に鉄損Ｐｉを低減できる。熱処理の温度は、１０００℃以上が好ましい。

（２次圧延工程）
２次圧延工程Ｓ６は、１次圧延材を２次圧延する工程である。２次圧延では、一次圧延材６０を、高濃度領域の前駆体や低濃度領域の前駆体に求められる厚さまで圧延する。例えば、０．２ｍｍの１次圧延材６０を、０．１ｍｍまで冷間圧延できる。２次圧延の圧延荷重は、例えば、４～６ｋＮとすることができる。

（２次焼鈍工程）
２次焼鈍工程Ｓ７は、２次圧延された２次圧延材を中間焼鈍する工程である。２次圧延材を熱処理して歪み取り焼鈍を行い、２次圧延後に残留している残留応力を緩和する。加工歪みを除去すると、磁性体材料の磁気特性、特に鉄損Ｐｉを低減できる。熱処理の温度は、１０００℃以上が好ましい。

（積層工程）
積層工程Ｓ８は、高濃度領域の前駆体と低濃度領域の前駆体とを積層する工程である。積層工程Ｓ８では、所定の厚さまで圧延された圧延材を、高濃度領域の前駆体や低濃度領域の前駆体として用いることができる。積層工程Ｓ８では、前駆体同士を積層する方法に応じて、クラッド加工工程Ｓ８ａまたは化学的積層工程Ｓ８ｂを行う。

クラッド加工工程Ｓ８ａは、高濃度領域の前駆体と低濃度領域の前駆体とを機械的加工によって接合する工程である。製造しようとする磁性体材料の層構成に応じて、高濃度領域の前駆体と、低濃度領域の前駆体とを重ね合わせ、互いに圧着ないし溶着させる。高濃度領域および低濃度領域のうちの少なくとも一方を複数領域含む層構成とする場合、高濃度領域の前駆体と低濃度領域の前駆体とを交互に積層する。

クラッド加工工程Ｓ８ａでは、高濃度領域の前駆体としては、Ｃｏ：２０質量％以上である鉄系材料または純コバルト等のコバルト系材料で形成された箔または板を用いることができる。低濃度領域の前駆体としては、Ｃｏ：０質量％を超え１０質量％以下である鉄系材料で形成された箔または板を用いることができる。

前駆体同士を接合させる方法としては、熱間圧接（圧延）法、冷間圧接（圧延）法、摩擦圧接法、超音波接合法等の適宜の方法を用いることができる。前駆体同士を接合させる装置としては、圧延ロール、プレス機、摩擦圧接機、超音波金属接合機等を用いることができる。

前駆体同士の接合は、前駆体同士を互いに仮止めできる限り、コバルト原子の拡散を伴わなくてよい。圧着または溶着で接合させなくとも、前駆体同士が互いに固定される場合には、クラッド加工工程Ｓ８ａを省略することも可能である。

物理化学的積層工程Ｓ８ｂは、高濃度領域の前駆体と低濃度領域の前駆体とを物理的成膜法または化学的成膜法によって積層する工程である。製造しようとする磁性体材料の層構成に応じて、高濃度領域の前駆体および低濃度領域の前駆体のうち、いずれか一方の前駆体の片面または両面に、他方の前駆体としての薄膜を成膜する。

物理化学的積層工程Ｓ８ｂでは、高濃度領域の前駆体としては、Ｃｏ：２０質量％以上である鉄系材料で形成された箔または板を用いるか、或いは、Ｃｏ：２０質量％以上である鉄系材料で形成された薄膜または純コバルト等のコバルト系材料で形成された薄膜を成膜することができる。低濃度領域の前駆体としては、Ｃｏ：０質量％を超え１０質量％以下である鉄系材料で形成された箔または板を用いるか、或いは、Ｃｏ：０質量％を超え１０質量％以下である鉄系材料で形成された薄膜を成膜することができる。

成膜法としては、真空蒸着法、スパッタリング法、イオンプレーティング法等の物理的成膜法や、電気めっき法、電解めっき法等の化学的成膜法を用いることができる。化学的成膜法を用いる場合は、低濃度領域の前駆体として、箔または板を用いると共に、高濃度領域の前駆体として、薄膜を成膜することが好ましい。また、高濃度領域の前駆体として、純コバルト膜を成膜することが好ましい。

積層工程Ｓ８では、製造しようとする磁性体材料の層構成に応じて、クラッド加工工程Ｓ８ａおよび化学的積層工程Ｓ８ｂのいずれか一方を行ってもよいが、これらの両方を組み合わせて行ってもよい。高濃度領域の前駆体や低濃度領域の前駆体としては、磁性体材料を構成する各領域の目標厚さに応じて、適宜の厚さの箔または板を用いたり、適宜の厚さの薄膜を形成したりすることができる。

拡散層形成工程Ｓ９は、高濃度領域の前駆体および低濃度領域の前駆体を熱処理して原子を拡散させる工程である。互いに積層された高濃度領域の前駆体および低濃度領域の前駆体を熱処理して、前駆体同士の間でコバルト原子等を拡散させる。コバルト原子の拡散後に冷却すると、高濃度領域の前駆体と低濃度領域の前駆体との界面近傍に濃度遷移領域が形成されており、コバルトの濃度勾配が形成された磁性体材料が得られる。

原子を拡散させる熱処理の温度は、８００℃以上１２００℃以下が好ましい。８００℃以上であると、原子の拡散速度が十分に大きいため、コバルトの濃度勾配を短時間で形成できる。また、１２００℃以下であると、不純物が混入し難くなり、前駆体が溶融せず、結晶粒の粗大化も抑制できる。熱処理の時間は、０．１時間以上１２時間以下が好ましい。原子を拡散させる熱処理は、アルゴンガス等の不活性ガス雰囲気下で行うことが好ましい。

拡散層形成工程Ｓ９では、熱処理で原子を拡散させるため、高濃度領域の前駆体と低濃度領域の前駆体との界面近傍に濃度遷移領域が形成される。そのため、領域間で磁化状態が伝搬し易くなる。また、コバルト原子等を拡散させるため、磁性体材料の機械的特性を向上させることができる。また、クラッド加工等で生じた加工歪みを除去できるため、磁性体材料の磁気特性、特に鉄損Ｐｉを低減できる。

なお、以上の工程では、鋳造された成形体に対して、多段の冷間圧延や中間焼鈍を施しているが、高濃度領域の前駆体や低濃度領域の前駆体を作製する方法は、これらの方法に限定されるものではない。高濃度領域の前駆体や低濃度領域の前駆体は、熱間圧延や、熱間圧延と冷間圧延の組み合わせ等を用いて作製してもよい。また、原料混合溶解工程Ｓ１から以降の工程までを、多層化させるロールキャストによって一体的に連続して行ってもよい。

＜磁性体材料の元素置換＞
本実施形態に係る磁性体材料は、材料の全体において、Ｎ：０質量％を超え４．０質量％以下の化学組成として、窒素原子を置換型固溶させてもよい。すなわち、本実施形態に係る磁性体材料は、０質量％を超え４．０質量％以下の窒素（Ｎ）を含み、規則相α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２および不規則相α′－Ｆｅ_８Ｎのうちの少なくとも一方を含む磁性体材料としてもよい。

規則相α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２は、α－ＦｅにＮが侵入して格子間隔がｃ軸方向に拡張した結晶構造を有し、体心正方晶（ｂｃｔ）であり、高い飽和磁束密度Ｂｓを示す。規則相α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２と不規則相α′－Ｆｅ_８Ｎは、必ずしも明確に区別できない場合があるが、これらの窒化鉄相を含むと、高Ｂｓが得られる傾向がある。

本実施形態に係る磁性体材料は、０質量％を超え４．０質量％以下の窒素（Ｎ）を含み、規則相α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２および不規則相α′－Ｆｅ_８Ｎのうちの少なくとも一方に含まれる鉄（Ｆｅ）の一部または全部がコバルト（Ｃｏ）に置換された磁性体材料としてもよい。

規則相α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２ないし不規則相α′－Ｆｅ_８Ｎは、高濃度領域、低濃度領域および濃度遷移領域のうち、いずれの領域に含まれてもよいが、低濃度領域に少なくとも含まれることが好ましい。これらの窒化鉄相は、原子の拡散性から、低濃度領域に安定的に形成されるため、コバルトの濃度勾配が形成された磁性体材料の磁気特性を向上させることができる。

窒化鉄相を合成する方法としては、高濃度領域の前駆体や低濃度領域の前駆体を被処理材として、拡散層形成工程Ｓ９よりも前に、浸窒素熱処理を施す方法を用いることができる。また、コバルトの濃度勾配が形成された磁性体材料を被処理材として、拡散層形成工程Ｓ９よりも後に、浸窒素熱処理を施す方法を用いることができる。

具体的には、窒化鉄相を合成する場合、高濃度領域の前駆体や低濃度領域の前駆体、または、コバルトの濃度勾配が形成された磁性体材料を、浸窒素熱処理工程と、冷却工程と、に供することができる。被処理材の厚さは、例えば、０．０１ｍｍ以上１ｍｍ以下であることが好ましい。被処理材としては、原子の拡散性から、高濃度領域の前駆体および低濃度領域の前駆体のうち、少なくとも低濃度領域の前駆体を処理することが好ましい。

高濃度領域の前駆体や低濃度領域の前駆体を被処理材とする場合、予め均質化熱処理工程に供することが好ましい。均質化熱処理工程は、被処理材をオーステナイト形成温度（Ａｃ３変態点）以上に加熱して均質化する工程である。均質化熱処理は、アルゴンガス等の不活性ガス雰囲気下で行う。例えば、被処理材を９００℃以上に加熱して、材料中の化学成分を均一性高い状態に拡散させる。

浸窒素熱処理工程は、熱処理下の被処理材に浸窒素性ガスを接触させて、被処理材中に窒素を侵入・拡散させる工程である。浸窒素熱処理は、共析温度（Ａ１変態点）よりも高温で行うことが好ましい。窒素は、γ相等には固溶し易いためである。例えば、ガス冷却した材料を７００～９００℃に加熱して、不活性ガス雰囲気下、１×１０^５Ｐａ前後に調整した浸窒素性ガスを供給する。浸窒素性ガスとしては、アンモニア等を用いることができる。

浸窒素熱処理工程は、拡散層形成工程Ｓ９中に行うこともできる。不活性ガス雰囲気下、コバルト原子等を拡散させている間に、浸窒素性ガスを供給すると、磁性体材料の母相中に窒素を侵入・拡散させて、置換型固溶させることができる。

冷却工程は、被処理材をマルテンサイト変態温度（Ｍｓ変態点）以下に急冷して、体心正方晶（ｂｃｔ）のマルテンサイト組織に相変態させる工程である。急冷は、油、水等の冷却材で１００℃未満まで冷却する処理、好ましくはドライアイス、液体窒素等の冷却材で０℃以下まで冷却するサブゼロ処理とすることができる。

浸窒素熱処理された被処理材を急冷すると、母相中に窒素原子が固溶しており、規則相α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２ないし不規則相α′－Ｆｅ_８Ｎが形成された磁性体材料が得られる。窒素原子は、合金相よりもＦｅ相に拡散し易いため、特に、低濃度領域側に高い体積率で窒化鉄相を形成することができる。

本実施形態に係る磁性体材料は、０質量％を超え４．０質量％以下の窒素（Ｎ）、および、０質量％を超え１．０質量％以下の炭素（Ｃ）を含み、規則相α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２および不規則相α′－Ｆｅ_８Ｎのうちの少なくとも一方に含まれる窒素（Ｎ）の一部が炭素（Ｃ）に置換された磁性体材料としてもよい。

窒素の一部を炭素で置換する場合、冷却工程よりも前、且つ、浸窒素熱処理工程の前または後に、被処理材に共析温度（Ａ１変態点）よりも高温で浸炭処理を施す。浸炭処理は、例えば、ガス浸炭等で行うことができる。浸炭性ガスとしては、アセチレン、メタン、プロパン、ブタン等を用いることができる。浸炭性ガスは、不活性ガス雰囲気下、連続的または間欠的に供給することができる。

窒素の一部を炭素で置換する場合、被処理材に共析温度（Ａ１変態点）よりも高温で浸炭処理を施した後、２００℃付近まで冷却して炭化物を生成させることが好ましい。続いて、炭化物を生成させた後、被処理材を共析温度（Ａ１変態点）付近まで加熱して保持した後、オーステナイト形成温度（Ａｃ３変態点）以上に急速加熱してから急冷することが好ましい。

例えば、浸炭処理後に冷却して炭化物を生成させた被処理材を、７００～９００℃に加熱して保持した後、９００℃以上に急速加熱する。急速加熱の加熱速度は、１００℃／秒以上であることが好ましい。急速加熱は、９５０℃付近で１秒程度保持する処理であることが好ましい。

このように、被処理材を共析温度付近まで加熱すると、γ相よりも炭素の固溶限界が低い相に炭化物を分散させることができる。その後に急速加熱すると、母相中に分散させた炭化物が急速に分解されるため、炭素原子を均一性高く固溶させることができる。そのため、急冷すると、窒素の一部が均一性高く炭素で置換されている被処理材が得られる。

＜軟磁性鋼板＞
本実施形態に係る磁性体材料は、箔状または板状の軟磁性鋼板の形態で用いることができる。軟磁性鋼板は、前記の磁性体材料で形成された軟磁性を示す鋼板であり、コバルトの濃度勾配が形成されており、高濃度領域、低濃度領域および濃度遷移領域を有する。軟磁性鋼板の厚さは、例えば、１μｍ以上１ｍｍ以下である。

軟磁性鋼板は、コバルトの濃度勾配が形成されており、高濃度領域、低濃度領域および濃度遷移領域を有する箔または板の磁性体材料が、積層された形態とされてもよい。積層型の軟磁性鋼板は、このような磁性体材料を含む限り、低炭素鋼板、電磁純鉄板、電磁鋼板、鉄－ケイ素系合金板、鉄－コバルト系合金板等を含んでもよい。

＜鉄心・回転電機＞
本実施形態に係る磁性体材料を用いた軟磁性鋼板は、鉄心の材料として用いることができる。鉄心は、軟磁性鋼板を打ち抜いて積層することによって形成される。このような鉄心は、回転電機の固定子に用いることができる。鉄心は、コバルトの濃度勾配が形成されており、高濃度領域、低濃度領域および濃度遷移領域を有する箔または板の磁性体材料を用いている限り、低炭素鋼板、電磁純鉄板、電磁鋼板、鉄－ケイ素系合金板、鉄－コバルト系合金板等を含んでもよい。

図５は、回転電機の固定子の一例を模式的に示す斜視図である。図６は、固定子のスロット領域を拡大して模式的に示す横断面図である。なお、横断面とは、回転軸方向に直交する断面（法線が回転軸方向と平行である断面）を意味する。回転電機では、図５～図６に示す固定子の径方向の内側に、回転子（図示せず）が配設される。

図５～図６に示すように、固定子１０は、鉄心１１の内周側に形成された複数の固定子スロット１２に、固定子コイル２０が巻装されたものである。固定子スロット１２は、鉄心１１の周方向に所定の周方向ピッチで配列形成されると共に、軸方向に貫通形成された空間であり、最内周部分には軸方向に延びるスリット１３が開口形成されている。隣り合う固定子スロット１２の仕切る領域は、鉄心１１のティース１４と称される。ティース１４の内周側先端領域でスリット１３を規定する部分は、ティース爪部１５と称される。

固定子コイル２０は、通常、複数のセグメント導体２１から構成される。例えば、図５～図６において、固定子コイル２０は、三相交流のＵ相、Ｖ相、Ｗ相に対応する３本のセグメント導体２１から構成されている。また、セグメント導体２１と鉄心１１との間の部分放電、および、各相（Ｕ相、Ｖ相、Ｗ相）間の部分放電を防止する観点から、各セグメント導体２１は、通常、その外周を電気絶縁材２２（例えば、絶縁紙、エナメル被覆）で覆われる。

本実施形態に係る軟磁性鋼板を用いた鉄心および回転電機とは、本実施形態に係る軟磁性鋼板を所定の形状に成形加工したものを軸方向に多数枚積層して形成された鉄心１１および該鉄心１１を利用した回転電機である。軟磁性鋼板は、純鉄を超える飽和磁束密度Ｂｓと純鉄と同程度以下の保磁力Ｈｃという磁気特性を示すことから、従来の電磁鋼板を用いた鉄心よりも電気エネルギと磁気エネルギとの変換効率を高めた鉄心を提供できる。高効率な鉄心は、回転電機の小型化や高トルク化を実現することができる。

また、本実施形態に係る軟磁性鋼板は、Ｆｅ－Ｃｏ系鋼板よりも材料コストが低い低炭素鋼板、電磁純鉄板等を採用可能なことから、高効率な鉄心および回転電機を低コストで提供できる利点もある。

本実施形態に係る軟磁性鋼板を鉄心に用いた回転電機は、このような固定子（コア）１０と、固定子コイル２０と、回転子（ロータ）と、を備える。固定子（コア）１０は、鉄心１１のティース１４、ティース爪部１５およびバックヨークは、コバルトの濃度勾配が形成されており、高濃度領域、低濃度領域および濃度遷移領域を有する箔または板の磁性体材料を含むため、材料コストを抑制して、高い飽和磁束密度Ｂｓが得られる。

以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は、前記の実施形態に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲において種々の変更が可能である。例えば、本発明は、必ずしも前記の実施形態が備える全ての構成を備えるものに限定されない。或る実施形態の構成の一部を他の構成に置き換えたり、或る実施形態の構成の一部を他の形態に追加したり、或る実施形態の構成の一部を省略したりすることができる。

以下、実施例を示して本発明について具体的に説明するが、本発明の技術的範囲はこれに限定されるものではない。

（実施例Ｔ－１）
コバルトの濃度勾配を有する磁性体材料を作製し、飽和磁束密度Ｂｓと、鉄損Ｐｉと、金属組織および化学組成を評価した。高濃度領域の前駆体としては、Ｆｅ－５０Ｃｏ合金の箔材を用いた。低濃度領域の前駆体としては、高濃度領域の前駆体の１／２の厚さであり、純Ｆｅの箔材を用いた。磁性体材料は、低濃度領域／（濃度遷移領域）／高濃度領域／（濃度遷移領域）／低濃度領域が、この順に積層された３層構造とした。

高濃度領域の前駆体を芯材、低濃度領域の前駆体を皮材として、芯材の両面に皮材をクラッドして、表１に示す化学組成の積層体を得た。この積層体を表１に示す条件で熱処理して、コバルトの濃度勾配を有する３層構造の実施例Ｔ－１に係る磁性体材料を得た。厚さは、約２００μｍである。得られた磁性体材料を、飽和磁束密度Ｂｓの測定、鉄損Ｐｉの測定、金属組織の観察、組成分析に供した。

（実施例Ｔ－２）
熱処理の条件を表１のように変えた点を除いて、実施例Ｔ－１と同様にして、コバルトの濃度勾配を有する３層構造の実施例Ｔ－２に係る磁性体材料を作製し、飽和磁束密度Ｂｓの測定、鉄損Ｐｉの測定、金属組織の観察、組成分析に供した。

（比較例Ｃ－１）
表１に示す化学組成を有し、コバルトの濃度勾配を有しないバルク（１層構造）の比較例Ｃ－１に係る箔材を、飽和磁束密度Ｂｓの測定、鉄損Ｐｉの測定に供した。厚さは、約２００μｍである。

（比較例Ｃ－２）
表１に示す化学組成を有し、コバルトの濃度勾配を有しない（１層構造）バルクの比較例Ｃ－２に係る箔材を、飽和磁束密度Ｂｓの測定、鉄損Ｐｉの測定に供した。厚さは、約２００μｍである。

（比較例Ｃ－３）
表１に示す化学組成を有し、コバルトの濃度勾配を有しない（１層構造）バルクの比較例Ｃ－３に係る箔材を、飽和磁束密度Ｂｓの測定、鉄損Ｐｉの測定に供した。厚さは、約２００μｍである。

（参考例Ｒ－１）
表１に示す化学組成を有し、コバルトの濃度勾配を有しない３層構造の参考例Ｒ－１に係る磁性体材料を作製し、飽和磁束密度Ｂｓの測定、鉄損Ｐｉの測定に供した。この磁性体材料は、Ｆｅ－５０Ｃｏ合金の箔材と、この箔材の１／２の厚さであり、純Ｆｅの箔材とを、実施例Ｔ－１と同様の配置で単に積層し、熱処理を施すことなく得た。厚さは、約２００μｍである。

［鉄損の測定］
鉄損の測定は、次の手順で行った。作製した各磁性体材料から４ｃｍ×１０ｃｍの試験片を採取した。ＢＨループアナライザ（ＩＦＧ社製、ＩＦ－ＢＨ５５０）と縦型ヨーク単板試験機を用いたＨコイル法により、磁束密度１．０Ｔ、４００Ｈｚ、温度２０℃の条件下で試験片の鉄損Ｐｉ（単位：Ｗ／ｋｇ）を測定した。

［飽和磁束密度の測定］
飽和磁束密度の測定は、次の手順で行った。作製した各磁性体材料から４ｃｍ×１０ｃｍの試験片を採取した。振動試料型磁束計（ＶＳＭ、理研電子社製、ＢＨＶ－５２５Ｈ）を用いて、印加磁界１．６ＭＡ／ｍ、温度２０℃における試験片の磁化（単位：ｅｍｕ）を測定し、試験片の体積および質量から飽和磁束密度Ｂｓ（単位：Ｔ）を求めた。

［組織観察・組成分析］
合金組織の観察および化学組成の分析は、次の手順で行った。作製した各磁性体材料から４ｃｍ×１０ｃｍの試験片を採取した。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、日立ハイテクノロジーズ社製、Ｓ－３４００Ｎ）を用いて、１５ｋＶで、試験片の断面方向における反射電子像の観察と、ＳＥＭ－ＥＤＸによる成分分析を行った。

表１に、各磁性体材料の化学組成、熱処理の条件、鉄損および飽和磁束密度の測定結果を示す。

表１に示すように、コバルトの濃度勾配を有する実施例Ｔ－１，Ｔ－２は、全体として同じ化学組成である比較例Ｃ－３と比較して、類似した高い飽和磁束密度Ｂｓを示した。実施例Ｔ－１，Ｔ－２は、比較例Ｃ－３と比較して、鉄損Ｐｉが低減された。コバルトの濃度勾配を形成すると、高い飽和磁束密度Ｂｓと低い鉄損Ｐｉを両立できることが確認できた。

図７および図８は、実施例に係る磁性体材料の走査型電子顕微鏡による反射電子像と組成分析の結果を示す画像である。
図７および図８には、磁性体材料の断面を観察した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による反射電子（Back Scattered Electron：ＢＳＥ）像と、磁性体材料の断面方向に分析したＳＥＭ－ＥＤＸのスペクトルを合成した結果を示す。図７は、実施例Ｔ－１の結果である。図８は、実施例Ｔ－２の結果である。

図７および図８に示すように、前駆体を積層した積層体を熱処理し、コバルト原子を拡散させると、高濃度領域、低濃度領域および濃度遷移領域が形成された。実施例Ｔ－２は、実施例Ｔ－１と比較して、熱処理の時間が長いため、濃度遷移領域の厚さが拡大し、高濃度領域や低濃度領域の厚さが薄くなることが確認された。

１，２，３…磁性体材料、１０…固定子、１１…鉄心、１２…固定子スロット、１３…スリット、１４…ティース、１５…ティース爪部、２０…固定子コイル、２１…セグメント導体、２２…電気絶縁材、１００…高濃度領域、２００…低濃度領域、３００…濃度遷移領域

Claims (7)

1. ＦｅとＣｏを合計で９０質量％以上含む磁性体材料であって、
   前記磁性体材料は、箔または板であり、５質量％以上４０質量％以下のＣｏ、および、０．１質量％以上４．０質量％以下のＮを含み、
   前記Ｎが固溶した規則相α″－Ｆｅ _１６ Ｎ _２ および不規則相α′－Ｆｅ _８ Ｎのうちの少なくとも一方を含み、
   前記箔または前記板の厚さ方向において、
   ２０質量％以上のコバルト濃度を有する高濃度領域と、
   ０質量％を超え１０質量％以下のコバルト濃度を有する低濃度領域と、
   前記高濃度領域のコバルト濃度と前記低濃度領域のコバルト濃度とをつなぐ濃度遷移領域と、を有する磁性体材料。
2. 請求項１に記載の磁性体材料であって、
   ０質量％を超え１．０質量％以下のＣを含む磁性体材料。
3. 請求項１に記載の磁性体材料であって、
   ０質量％を超え１．０質量％以下のＣを含み、
   前記規則相α″－Ｆｅ_１６Ｎ_２および前記不規則相α′－Ｆｅ_８Ｎのうちの少なくとも一方に含まれるＮがＣに置換された磁性体材料。
4. 請求項１に記載の磁性体材料であって、
   前記濃度遷移領域におけるコバルトの濃度勾配が０．１質量％／μｍ以上１０質量％／μｍ以下である磁性体材料。
5. 請求項１に記載の磁性体材料であって、
   前記高濃度領域および前記低濃度領域のうちの少なくとも一方を複数含む磁性体材料。
6. 軟磁性鋼板が積層された鉄心であって、前記軟磁性鋼板の一部または全部が、請求項１から請求項５のいずれか一項に記載の磁性体材料で形成されている鉄心。
7. ＦｅとＣｏを含む磁性体材料の製造方法であって、
   前記磁性体材料は、箔または板であり、
   ２０質量％以上のコバルト濃度を有する鉄系材料で形成された前駆体と、０質量％を超え１０質量％以下のコバルト濃度を有する鉄系材料またはコバルト系材料で形成された前駆体とを積層し、
   互いに積層された前記前駆体を熱処理して原子を拡散させて、前記箔または前記板の厚さ方向において、２０質量％以上のコバルト濃度を有する高濃度領域と、０質量％を超え１０質量％以下のコバルト濃度を有する低濃度領域と、前記高濃度領域のコバルト濃度と前記低濃度領域のコバルト濃度とをつなぐ濃度遷移領域と、を形成して磁性体材料を取得し、
   前記前駆体または前記磁性体材料を熱処理下に浸窒素性ガスを接触させて窒素を侵入および拡散させる浸窒素熱処理、および、前記浸窒素熱処理された前記前駆体または前記磁性体材料を急冷してマルテンサイト組織に相変態させる冷却に供して、
   ５質量％以上４０質量％以下のＣｏ、および、０．１質量％以上４．０質量％以下のＮを含み、前記Ｎが固溶した規則相α″－Ｆｅ _１６ Ｎ _２ および不規則相α′－Ｆｅ _８ Ｎのうちの少なくとも一方を含む磁性体材料を製造する磁性体材料の製造方法。

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