JP2014047366A - 強磁性合金およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】構成元素の一部を他の元素に置換することによって生じる問題を解決できる新たな強磁性合金およびその製造方法を提供する。
【解決手段】本発明のＹ−Ｆｅ系強磁性合金は、体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＹ−Ｆｅ系強磁性化合物を含むＹ−Ｆｅ系強磁性合金であって、前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物は、Ｆｅの占有サイトで原子欠損が生じている二元系強磁性化合物である。
【選択図】図４

Description

本願は、強磁性合金およびその製造方法に関する。

近年、希土類元素の含有量を低減した磁石の開発が求められている。本明細書における希土類元素とは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）、およびランタノイドからなる群から選択された少なくとも１つの元素である。ここで、ランタノイドとは、ランタンからルテチウムまでの１５の元素の総称である。

含有する希土類元素の組成比率が相対的に小さな強磁性合金として、体心正方晶のＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＲＦｅ₁₂（Ｒは希土類元素の少なくとも１種）が知られている。しかし、ＲＦｅ₁₂には、結晶構造が熱的に不安定であるという問題がある。

ＲＦｅ₁₂における結晶構造の安定性を高めるため、特許文献１は、Ｆｅ元素の一部を構造安定化元素Ｍ（Ｍ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ）で置換することを教示し、特許文献２は、Ｒ元素の一部を構造安定化元素Ｔ（Ｔ＝Ｚｒ、Ｈｆ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂから選ばれた１種または２種以上の元素）で置換することを教示している。

特開平１−１７５２０５号公報 特開平４−３２２４０５号公報

特許文献１の強磁性合金では、Ｆｅ元素の一部を他の元素と置換することにより、磁気モーメントの低下および結晶格子の拡大が生じ、飽和磁束密度が低下するという問題がある。また、特許文献２の強磁性合金では、希土類元素Ｒの一部を希土類元素Ｒよりも小さい原子Ｚｒ、Ｈｆ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂの少なくとも１種で置換することにより、磁気モーメントの低下と希土類元素由来の磁気異方性の低下が生じるという問題がある。このように、従来の方法では十分な磁気特性を発現する低希土類組成の強磁性合金を作製することができなかった。

本発明の実施形態は、構成元素の一部を他の元素に置換することによって生じる問題を解決できる新たな強磁性合金およびその製造方法を提供することができる。

本発明のＹ−Ｆｅ系強磁性合金は、体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＹ−Ｆｅ系強磁性化合物を含むＹ−Ｆｅ系強磁性合金であって、前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物は、Ｆｅの占有サイトで原子欠損が生じている二元系強磁性化合物である。

ある実施形態において、さらに、ＣａＣｕ₅型結晶構造を有するＹＦｅ₅、ＴｂＣｕ₇型結晶構造を有するＹＦｅ₇、および、ＹＦｅ₅とＹＦｅ₇との間の構造を有する化合物からなる群から選択される１種以上の化合物を含有する。

ある実施形態において、前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金の組成をＹＦｅ_xとするとき、１０＜ｘ＜１６を満たしている。

ある実施形態において、前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物を質量比率で全体の１０％以上含んでいる。

ある実施形態において、前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物はＹＦｅ_12-δ（δは正の数）で表される。

ある実施形態において、０＜δ≦１．４が成立する。

ある実施形態において、体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有する前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物以外に、Ｙ₂Ｆｅ₁₇および／またはα−Ｆｅを含有する。

ある実施形態において、前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物は、室温において、ａ軸０．８４１ｎｍ〜０．８４６ｎｍ、ｃ軸０．４７８ｎｍ〜０．４８４ｎｍの格子定数を有する。

ある実施形態において、原子欠損が生じているＦｅ占有サイトは、８ｉサイトを含む。

本発明のＹ−Ｆｅ系強磁性合金の製造方法は、ＹおよびＦｅを含有する二元系合金を用意する工程Ａと、前記二元系合金から、体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＹ−Ｆｅ系強磁性化合物を含むＹ−Ｆｅ系強磁性合金を形成する工程Ｂとを含み、工程Ｂにおいて、前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物におけるＦｅの占有サイトで原子欠損を生じさせる。

ある実施形態において、前記工程Ｂは、前記二元系合金の溶湯を形成し、前記溶湯を急冷して凝固させる冷却工程を含む。

ある実施形態において、前記工程Ｂは、前記冷却工程の後、前記凝固された二元系合金を加熱する熱処理工程を含む。

本発明の実施形態によれば、構成元素の一部を他の元素に置換したＲＦｅ₁₂よりも高い飽和磁束密度を実現することが可能な二元系強磁性化合物が提供される。

Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金における各相の生成比率とロール周速度との関係を示すグラフである。 Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金におけるＴｈＭｎ₁₂型強磁性化合物の比率とＹ−Ｆｅ系強磁性合金の組成比率との関係を示すグラフである。 超急冷薄帯（Ｉ）および超急冷薄帯（ＩＩ）の粉末Ｘ線回折パターンを示すグラフである。 ＴｈＭｎ₁₂型強磁性化合物の結晶構造を模式的に示す斜視図である。 ＴｈＭｎ₁₂型強磁性化合物の室温の格子定数とＹ−Ｆｅ系強磁性合金の組成比率との関係を示すグラフである。

前述したように、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＲＦｅ₁₂では、ＲＦｅ₁₂の熱的安定性を高めるため、Ｆｅ原子の一部、あるいはＲ原子の一部を他の元素（構造安定化元素）で置換することが提案されている。前者のＦｅ原子の一部を置換する元素は、「Ｆｅサイト置換型元素（Ｍ）」、また、後者のＲ原子の一部を置換する元素は、「Ｒサイト置換型元素（Ｔ）」と呼ぶことができる。

Ｆｅサイト置換型元素の存在は、置換に伴うＦｅ原子の減少量以上にＲＦｅ₁₂の磁気モーメントを低下させる。これは、ＲＦｅ₁₂では３ｄのアップスピンバンドが既に占有されているために、Ｆｅサイト置換型元素でＦｅサイトの一部を置換するとダウンスピンバンドに電子が占有され不対電子が減少することによるものである。また、例えばＭｏなど、その割合が増加すると、強磁性磁気構造から傾角磁気構造へと変化するＦｅサイト置換型元素もある。そのような変化が生じると、ＲＦｅ₁₂の磁化も減少する。さらに、Ｆｅサイト置換型元素またはＲサイト置換型元素の種類により多少異なるが、元素置換量の増加に伴って概して結晶格子は拡大する傾向にあり、仮に単位結晶格子あたりの磁化が同じでも、実用上重要な値である体積当たりの磁化も減少する。一方、特許文献２に示されたようなＲサイト置換型元素はＲＦｅ₁₂の磁気異方性の著しい低下を誘発する。

本発明者は、第三元素の導入なしで熱的に安定したＴｈＭｎ₁₂型構造を形成できれば、高性能な磁石材料の母相として機能するはずであると考え、本発明を想到するに至った。本発明者は、希土類元素としてＹ（イットリウム）を選択したところ、原子欠損を生じさせることができ、第三元素を導入せずに高い熱安定性を獲得することを実現できることを見出した。元素置換を伴わないでＴｈＭｎ₁₂型構造の熱的安定化を図ることができるため、元素置換による飽和磁束密度の低下を避けることが可能になる。

本開示のＹ−Ｆｅ系強磁性合金は、体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＹ−Ｆｅ系強磁性化合物を含む。Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物は、Ｆｅのサイトで原子欠損が生じている二元系強磁性化合物である。

Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金には、体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有し、Ｆｅのサイトで原子欠損が生じているＹ−Ｆｅ系強磁性化合物以外に、ＣａＣｕ₅型結晶構造を有するＹＦｅ₅、ＴｂＣｕ₇型結晶構造を有するＹＦｅ₇、および、ＹＦｅ₅とＹＦｅ₇との間の構造を有する化合物からなる群からから選ばれる１種以上の化合物が含有され得る。ＹＦｅ₇は、ＹＦｅ₅の結晶においてＹをＦｅ原子ペアでランダムに置換した構造を有している。ＹＦｅ₅とＹＦｅ₇の間の構造とは、ランダムな度合いが異なる構造を指す。本明細書ではこれらの化合物をＹ−Ｆｅ系強磁性中間化合物と総称する。Ｙ−Ｆｅ系強磁性中間化合物は、後述の通り、熱処理によってＹ−Ｆｅ系強磁性化合物に変化したり、熱処理によるＹ−Ｆｅ系強磁性化合物の生成に寄与する。

ある実施形態において、Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金の組成をＹＦｅ_xとするとき、１０＜ｘ＜１６が成立している。Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金は、Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物を質量比率で全体の１０％以上含み得る。このようなＹ−Ｆｅ系強磁性化合物は、Ｆｅのサイトで原子欠損が生じているため、ＹＦｅ_12-δ（δは正の数）で表され、ある実施形態では、０＜δ≦１．４が成立する。Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金には、Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物、Ｙ−Ｆｅ系強磁性中間化合物以外に、不規則型Ｙ₂Ｆｅ₁₇および／またはα−Ｆｅが含有され得る。

上記のＹＦｅ_12-δ（δは正の数）におけるδは、原子欠損の量を表している。原子欠損の導入は、例えば合金溶湯を急冷して凝固させる非平衡プロセス（急冷凝固法）を採用することによって可能である。合金溶湯を急冷するときの冷却速度を調整することなどにより、結晶中に導入される原子欠損の量を制御できることも確認した。また、Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物は、従来の元素置換型のＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有する化合物よりも大きな飽和磁束密度を有するだけではなく、Ｆｅ格子由来の１軸磁気異方性を示すことも確認した。

以下、本開示における実施形態を説明する。

[基本組成]
本発明の実施形態におけるＹ−Ｆｅ系強磁性合金は、その全体が、原子欠損を有する二元系のＹ−Ｆｅ系強磁性化合物によって構成されている必要は無い。すなわち、Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金の一部が、Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物ＹＦｅ_12-δ（δは正の数）によって占められ、他の部分がＹ−Ｆｅ系強磁性中間化合物や不規則型Ｙ₂Ｆｅ₁₇および／またはα−Ｆｅによって占められていても良い。さらに、これら以外の同定できない相が含まれていてもよい。これら複数の相を含むＹ−Ｆｅ系強磁性合金の組成を全体としてＹＦｅ_x（平均組成）で表現するとき、ある実施形態では１０＜ｘ＜１６が成立している。すなわち、Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金の平均組成を示すＹＦｅ_xにおける組成比率ｘそのものは、１２よりも小さい値を持つ必要は無い。混乱を避けるため、体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有し、かつ、原子欠損が生じているＹＦｅ_12-δをＹ−Ｆｅ系強磁性「化合物」と呼び、このような強磁性化合物を含む合金をＹ−Ｆｅ系強磁性「合金」と呼び、両者を区別することにする。また、ＹＦｅ₅、ＹＦｅ₇、ＹＦｅ₅とＹＦｅ₇の間の構造を有する相を含む化合物をＹ−Ｆｅ系強磁性中間化合物と呼ぶ。熱処理によりＹ−Ｆｅ系強磁性化合物に変化したり、熱処理によるＹ−Ｆｅ系強磁性化合物の生成に寄与する相をＹ−Ｆｅ系強磁性中間化合物とし、Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物の生成に寄与しない不規則型Ｙ₂Ｆｅ₁₇やα−Ｆｅと区別するためである。上述したように、「Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金」は、「Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物」以外の相、「Ｙ−Ｆｅ系強磁性中間化合物」や不規則型Ｙ₂Ｆｅ₁₇とα−Ｆｅなどを含有していてもよい。

本発明のＹ−Ｆｅ系強磁性合金を例えば急冷凝固法によって作製する場合、Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金の平均組成はＹＦｅ_xで表現され得る。この場合、ある実施形態では、組成比率ｘは、１０＜ｘ＜１６の範囲に設定され得る。急冷凝固法による場合、ｘ≦１０では、不規則型Ｙ₂Ｆｅ₁₇が主として生成する。一方、ｘ≧１６では、Ｆｅ元素間の隙間が少なくなり、構造が不明で磁気特性の低いＹ−Ｆｅ系強磁性合金が生成する。

急冷凝固法によってＹ−Ｆｅ系強磁性合金を生成する場合において、Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物の割合を合金全体の１０質量％以上に設定したいとき、組成比率ｘについて、１０．５≦ｘ≦１５．５が満たされることが好ましい。Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物がＹ−Ｆｅ系強磁性合金の１０質量％以上であれば、後述のリートベルト解析によって格子定数を確実に同定できる。この組成範囲では９００℃０．５時間の熱処理により、１０質量％以上のＹ−Ｆｅ系強磁性化合物を生成することが可能である。特に、１０．５≦ｘ＜１３の組成範囲では、熱安定性が特に高いことが確認されている。Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金におけるＹ−Ｆｅ系強磁性化合物の割合が高くなるほど、Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金の磁石特性は向上する。

Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金中に生成された不規則型Ｙ₂Ｆｅ₁₇、およびα−Ｆｅは、「異相」と呼ばれる場合がある。このような異相は、磁化反転サイトになり得るため、一般には、そのような異相の生成を抑制することが好ましい。異相がＹ−Ｆｅ系強磁性合金中に占める割合を小さくするには組成比率ｘを所望範囲内に調整することが有効である。

Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物における原子欠損量は、原料合金を構成する金属を秤量・混合する際の組成比率ｘにも依存する。ＹＦｅ₁₂の化学量論比である１：１２に比べて、Ｙリッチ側に組成を調整すると、Ｆｅ原子欠損量は増加する。また、急冷凝固法によって合金を得る場合、その後に熱処理を行うと、Ｙ−Ｆｅ系強磁性中間化合物の一部がＹＦｅ_12-δへと変化する。Ｆｅ原子欠損量に応じて磁気特性や熱安定性も変化するため、組成比率ｘや熱処理条件を適宜選択することにより、所望の熱安定性および磁石特性を実現することが可能になる。

なお、参考比較例として、Ｙ元素以外の希土類元素、例えばＮｄ、Ｓｍを用い同様の方法にて作製を試みたが、ＴｂＣu₇型が主として生成してしまい、ＴｈＭｎ₁₂型の生成を確認できなかった。

[基本構造]
Ｙ−Ｆe系強磁性化合物はＹＦｅ_12-δと表記され得る。放射光源を使用した高分解能粉末Ｘ線回折により、ＹＦｅ_12-δにおける少なくとも８ｉサイトにＦｅ原子の欠損が生じていることを確認した。また、Ｙサイトにも原子欠損またはＦｅダンベルペア配置の可能性を確認した。このことは、後述する実験例で詳細に説明する。

ＹＦｅ_12-δの室温における格子定数は、ａ軸が０．８４１ｎｍ〜０．８４６ｎｍ、ｃ軸が０．４７８ｎｍ〜０．４８４ｎｍ、単位胞体積は０．３４０〜０．３４４ｎｍ³である。参考比較例として、Ｙ（Ｆｅ、Ｍ）₁₂（Ｍ＝Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ）を作製し、置換量をゼロ外挿することで仮想のＹＦｅ₁₂構造を見積った結果、室温ではａ軸が０．８４５ｎｍ、ｃ軸が０．４７８ｎｍ、単位胞体積が０．３４２ｎｍ³であった。

[基本磁気物性]
ＹＦｅ_12-δの基本磁気物性は、Ｆｅ原子欠損量δに依存する。そのＦｅ原子欠損量は、作製条件（急冷凝固法）に依存するため、基本磁気物性値もまた作製条件に依存する。ＹＦｅ_12-δについて、メスバウア分光で測定した液体窒素温度における磁気モーメントは、希土類元素の磁気モーメントがないにもかかわらず、化学式量当たり２５．４−２７．４μＢ／ｆ．ｕ．と非常に大きな値を有していた。ＳＰＤ（Ｓｉｎｇｕｌａｒ Ｐｏｉｎｔ Ｄｅｔｅｃｔｉｏｎ、特異点検出）法で評価した磁気異方性磁場は、室温で２Ｔ以上であり、大きいものでは３Ｔ以上であった。キュリー温度は、Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金の組成比率がＹＦｅ₁₂の時に最大で４８７Ｋを有しており、最低でも３８０Ｋ以上であった。

以下、Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金の製造方法の実施形態の一例を工程ごとに説明する。

[母相作製方法]
（Ａ）Ｙ−Ｆｅ母合金を作製する工程
ＹとＦｅまたはＹ−Ｆｅ合金を混合して真空あるいは不活性ガス中で溶解する（溶解鋳造法）。溶解により、合金組成が均一化される。組成が既知であるＹ−Ｆｅ合金にＹとＦｅを適宜添加しても良い。前もって作製した組成が既知のＹ−Ｆｅ合金を使用することで、急冷凝固法における金属溶融時に組成を調整しやすい利点がある。ただし、高温でのＹの蒸発を考慮し、狙い組成よりもＹを多目に秤量することが望ましい。作製したＹ−Ｆｅ合金のインゴットにおける組成ずれは、後述する工程（Ｂ）で修正可能である。

Ｙ−Ｆｅ合金インゴットの組成分析は、例えば誘導結合プラズマ発光分光（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ ｃｏｕｐｌｅｄ ｐｌａｓｍａ ｏｐｔｉｃａｌ ｅｍｉｓｓｉｏｎ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、ＩＣＰ−ＯＥＳ)法で可能である。組成ずれの抑制は、溶解のための昇温時間を短くするか、Ｙ金属塊を後入れにすることによって可能である。後述する工程（Ｂ）における組成調整を容易にするという観点から、ＹＦｅ_xにおける組成比率ｘが９〜１３の範囲で合金のインゴットを作製することが望ましい。

上記の方法に代えて、構成元素の酸化物や金属を粒状金属カルシウムと混合して、不活性ガス雰囲気中で加熱反応させる還元拡散法などを使用してもよい。

（Ｂ）母合金を急冷凝固させる工程
本実施形態では、結晶構造内に原子欠損を導入する方法として例えば急冷凝固法が採用できる。急冷凝固法としては、例えばガスアトマイズ法や、単ロール急冷法、双ロール急冷法、ストリップキャスト法、メルトスピニング法などのロール急冷法が挙げられる。不規則型Ｙ₂Ｆｅ₁₇は、Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物やＹ−Ｆｅ系強磁性中間化合物よりも熱安定性が高く、後述する工程（Ｃ）で熱処理をしてもＹＦｅ₁₂に変化せず不規則型Ｙ₂Ｆｅ₁₇のままである。そのため、ＹＦｅ₁₂の生成量を確保するという点において、急冷凝固時に極力生成を抑制するのが好ましい相である。

鉄原子欠損量は組成と作製条件に依存する。急冷凝固法による場合は、例えば急冷速度によって鉄原子欠損量を制御することが可能である。ロール急冷法の場合、ロール周速度を調整することにより、鉄原子欠損量を所望の範囲内に設定することができる。

急冷速度によりＹ−Ｆｅ強磁性合金に包含される相の生成比率は異なる。急冷速度が低すぎると、原子欠損を十分に導入できず、Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物の生成量が少なくなる可能性がある。Ｙ−Ｆｅ系強磁性中間化合物の少なくとも１部は、後述する工程（Ｃ）の熱処理によりＹＦｅ_12-δに変化する、またはＹＦｅ_12-δの相成長に寄与する。そのため、急冷後のＹ−Ｆｅ系強磁性合金においてＹＦｅ_12-δ以外にもＹ−Ｆｅ系強磁性中間化合物の生成量も重要である。空冷式のＣｕ製単ロールによるメルトスピニング法を用いる場合、ある実施形態では、ロール周速度を１５ｍ／ｓ以上に設定することができる。ロール周速度が１８ｍ／ｓ以上になると、ＹＦｅ_12-δは１５ｍａｓｓ％以上の割合で生成する。また、Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物の生成量は、ロール周速度が速くなるに伴い増加する。生産性の観点から、ロール周速度は４０ｍ／ｓ以下に設定され得る。希土類鉄合金は酸化しやすいため、高温では真空中または不活性雰囲気中で急冷することが好ましい。

本発明の他の実施形態として、急冷凝固法以外の非平衡プロセスによって原子欠損を導入することも可能である。例えば、ナノ粒子プロセスや薄膜プロセスによって原子欠損を導入できる。このような非平衡プロセスとしては、例えば、分子線エピタキシー法、スパッタ法、ＥＢ蒸着法、反応性蒸着法、レーザアブレーション法、抵抗加熱蒸着法などの気相法や、マイクロ波加熱法などの液相法、メカニカルアロイ法が挙げられる。

（Ｃ）熱処理工程
上述の方法によって形成したＹ−Ｆｅ強磁性合金の構造を調整し、または生成量を増加させるため、熱処理を行ってもよい。一般に工程（Ｂ）のみでＹＦｅ_12-δを２０ｍａｓｓ％以上得ることは容易でない。本工程（Ｃ）は、ＹＦｅ_12-δの相比率を増加させ、ＹＦｅ_12-δの構造の不均一化を取り除くためのものである。熱処理の効果として、Ｙ−Ｆｅ系強磁性中間化合物の少なくとも１部はＹＦｅ_12-δに変化する、またはＹＦｅ_12-δの相成長に寄与することが挙げられる。Ｙ−Ｆｅ系強磁性中間化合物は、Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金が少なくとも１０＜ｘ＜１６の組成範囲では９００℃０．５ｈの熱処理後でも３０ｍａｓｓ％以上存在し、組成比率によっては１０００℃０．５ｈの熱処理後でも最大で３０ｍａｓｓ％存在することを確認した。構造の均一化は、元素の固相拡散によって生じ、拡散速度に支配される。原子の拡散による再分布は、熱処理の温度および時間の関数である。試料を高温環境で長時間保持することは、試料の酸化を招くと共に生産性を低下され得る。このため、比較的に短い時間で均一な熱処理ができる程度の温度で、熱処理工程を実施することが望ましい。

熱処理の時間は、例えば０．０１時間以上１０時間未満の範囲内に設定され得る。予め所望温度に保持した電気炉内に不活性雰囲気中(他えば熱伝導性の高い高純度ヘリウム)に封じた試料を投じ、所望時間保持後、即座に冷却できる機構を兼ね備えた熱処理設備で実施することができる。

Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金の組成比率をＹＦｅ_xとするとき、１０＜ｘ＜１６の範囲では、組成に応じ異なるが、６００℃以上１１００℃未満の温度範囲で、０．０１時間以上１０時間未満の熱処理を行うことができる。下限温度未満の温度では、熱処理の効果が現れない可能性があり、上限温度以上では、結晶相が分解してしまう可能性がある。８００℃〜１０００℃で０．５ｈ〜１ｈの熱処理を基本条件に、組成や所望の磁気特性に応じ熱処理条件を設定すればよい。

[磁石作製方法]
本発明のＹ−Ｆｅ系強磁性合金から磁石を製造することは、種々の方法によって可能である。例えば、上述の方法によって作製した合金を粉砕し、合金粉末を得る。その後、公知の粉末冶金的手法やボンド磁石の製造方法などを適用して合金粉末から磁石体を製造することができる。例えば急冷凝固法による場合、急冷凝固時に生成されるＹ−Ｆe系強磁性合金の組織を適正化すると、磁壁ピンニングによる保磁力の発現も期待できる。

以下、本発明の実験例を具体的に説明するが、本発明はこれらの実験例に限定されるものではない。

（実験例１）
＜工程Ａ＞
この実験例では、まず、平均組成がＹＦｅ₁₂で示される総重量１ｋｇの原料合金を得るため、Ｙ（純度９９．９％）と電解鉄（純度９９．９％）をそれぞれ秤量した。高温でのＹの蒸発を考慮し、狙い組成（ＹＦｅ₁₂）よりもＹが３ｍａｓｓ％多くなるように、１２０．６ｇのＹと、８８２．９ｇのＦｅを秤量した。

秤量した各金属を混合してアルミナ坩堝に投入し、高周波溶解によって溶解した。その後、水冷の銅ハース上に溶融金属を展開し、凝固させて合金のインゴットを得た。作製した合金インゴットを、ＩＣＰ分析装置（島津製作所社製：ＩＣＰＶ−１０１７）を用いて分析した結果、平均組成はＹＦｅ_12.9であった。

こうして得た組成がＹＦｅ_12.9のインゴットに対して、全体の平均組成が例えばＹＦｅ₁₂の場合には、Ｙの金属塊を０．０８０ｇだけ秤量添加し、それらを底部に穴（０．５ｍｍφ）の開いた石英出湯管に投入した。ＹＦｅ_12.9インゴットおよびＹ金属塊が投入された石英出湯管を高周波誘導加熱型の非晶質金属作製炉（日新技研（株）製）に導入し、−８０ｋＰａのＡｒ雰囲気中でインゴットおよび金属塊を高周波電界の印加によって加熱し溶解した。ＹＦｅ_12.9のインゴットに対して、上記と同様の手順でＹおよび／またはＦｅの金属塊を適量添加することで全体の平均組成を調整した試料を加熱し溶解した。

＜工程Ｂ＞
工程ＡにてＹ−Ｆｅ系合金が十分に溶解したことを確認した後、出湯管圧−５３ｋＰａのＡｒで高速回転する銅ロール（ロール直径２３０ｍｍ）上に溶融金属を出射して急冷凝固させリボン状の合金（以下、超急冷薄帯）を作製した。このとき、ロール周速度を変化させることにより、溶融金属の冷却速度を制御した。出湯時の溶湯温度は、合金溶湯が液体となる温度であれば任意である。合金の組成により合金の融点は異なる。本実験例で設定した組成範囲では、Ｙ−Ｆｅ系合金の融点は推定で１２００℃以上である。

図１は、Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金の組成比をＹＦｅ₁₂に設定して作製したＹ−Ｆｅ系強磁性合金（熱処理前）における各生成相の質量比率とロール周速度との関係を示す。生成した各相の質量比率は、後述するＸ線リートベルト解析により導出した。

なお、本実験例では、合金溶湯の冷却速度を「ロール周速度」によって表現しているが、ロール周速度は、冷却に使用するロールの熱伝導率、熱容量、雰囲気の圧力、出湯管圧などによっても変化し得る。この実験例で使用したロールとは異なる材料またはサイズのロールを使用する場合、ロール周速度の好ましい範囲は、本実験例における値を補正して決定すればよい。

図１からわかるように、ロール周速度が１５ｍ／ｓ以上のとき、ＴｈＭｎ₁₂型のＹ−Ｆｅ系強磁性化合物が生成されるが、その比率は比較的低い。ロール周速度が１８ｍ／ｓ以上になると、Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物が合金全体に占める比率は１５ｍａｓｓ％以上になる。また、熱処理工程（Ｃ）によりＹ−Ｆｅ系強磁性合金に相変化またはその結晶成長に寄与すると推定されるＹ−Ｆｅ系強磁性中間化合物の質量比率も増加する。ロール周速度が低く急冷速度が小さすぎる場合には、十分な量のＹ−Ｆｅ系強磁性化合物とＹ−Ｆｅ系強磁性中間化合物を生成できない。得られた急冷薄帯の厚さは、ロール周速度が１５ｍ／ｓでは７０μｍ程度、ロール周速度が１８ｍ／ｓでは５０μｍ程度、ロール周速度が４０ｍ／ｓでは２０μｍ程度であった。

以下の工程では、ロール周速度を２５ｍ／ｓに設定して作製した合金薄帯を使用した。

＜工程Ｃ＞
工程Ｂにて作製した合金薄帯をＮｂ箔に包み、石英管中に配置して真空中で熱処理した。具体的には油拡散ポンプで１．０×１０^-4Ｐａ以下の真空度まで排気しながら予め所定温度に設定された管状炉に投入した。その後、その温度で０．５時間保持した後、石英管を水中に投下し十分冷却した。

図２は、Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金に占めるＹ−Ｆｅ系強磁性化合物の質量比率とＹ−Ｆｅ系強磁性合金の組成比率との関係を示す。組成比率に応じたＹ−Ｆｅ系強磁性化合物の質量比率の変化を観るため、図２のグラフには、熱処理前の試料（ａｓ−ｓｐｕｎ試料）と、９００℃と１０００℃でそれぞれ０．５時間の熱処理を行った後の試料について、測定結果がプロットされている。適当な熱処理温度は、狙い組成により異なる。狙い組成をＹＦｅ_xと表記した場合、１０．５≦ｘ≦１５．５のとき、ａｓ−ｓｐｕｎで、Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物が生成する。この実験例における主な異相は不規則型Ｙ₂Ｆｅ₁₇とα−Ｆｅである。

９００℃０．５ｈ熱処理では、９≦ｘ＜１９の組成範囲でＹ−Ｆｅ系強磁性化合物が生成する。特に、１０．５≦ｘ≦１５．５の組成範囲では１０ｍａｓｓ％以上の割合で生成している。１０００℃０．５ｈ熱処理後でも、１０＜ｘ＜１３の組成範囲ではＹ−Ｆｅ系強磁性化合物が存在しており比較的熱安定性が高い。

参考比較例としてＹ元素以外の希土類元素、例えばＮｄ、Ｓｍを用い工程Ａ〜Ｃに記載の方法にて作製しＸ線回折により評価した。Ｎｄ、ＳｍではＴｂＣu₇型が生成しＴｈＭｎ₁₂型の生成を確認することはできなかった。

（実験例２）
実験例１においてロール周速度２５ｍ／ｓで作製した試料の詳細な結晶構造解析を実施した。ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造に類似する構造にＴｂＣｕ₇型結晶構造がある。これらを明確に識別するために高分解能単波長の特徴を有する放射光源を使用することができる。

本実験例では、大型放射光施設ＳＰｒｉｎｇ−８（Ｓｕｐｅｒ Ｐｈｏｔｏｎ ｒｉｎｇ − ８ＧｅＶ）の産業用ビームラインＢＬ１９Ｂ２に設置された大型デバイシェラーカメラ（（株）リガク製、カメラ半径２８６．４８ｍｍ）を使用した。粒径２０μｍ以下に粉砕した磁粉をガラスキャピラリ（リンデマンガラス、 直径０．１ｍｍ）に充填した。試料に含有される元素、 特にＹから生じる蛍光Ｘ線によるバックグラウンドを低減するため、Ｓｉ（１１１）２結晶単色器により１６．５ｋｅＶ（０．０７５ｎｍ）に単色化した。単色化したＸ線はトロイダルミラによりガラスキャピラリの軸方向に３ｍｍ、動径方向に０．３ｍｍとなるように無収差で集光した。２θ軸上にイメージングプレート（Ｉｍａｇｉｎｇ ｐｌａｔｅ、ＩＰ、 画素サイズ５０μｍ）を設置し、２０分間露光した。試料の交換・位置合わせ・測定を自動的に行うシステムＪｕｋｅＢＯＸを使用した。測定終了後２０分以上放置し強度が安定したＩＰを、読取装置（富士フィルム（株）、ＢＡＳ２５００（オフライン読取））に入れ２次元の画像データを取得した。回折ピークが非対称にならないようデバイ・シェラー環の円周方向の中心部５ｍｍの区間を積分し、２次元の画像データから１次元の粉末Ｘ線回折パターンを取得した。

ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有する強磁性化合物以外の副生成物のみを含む超急冷薄帯の試料（Ｉ）、９００℃で０．５時間の熱処理をした組成比率がＹＦｅ₁₂の超急冷薄帯の試料（ＩＩ）、及び１０００℃で０．５時間の熱処理をした組成比率がＹＦｅ₁₁の超急冷薄帯の試料（ＩＩＩ）について、それぞれ測定と解析を実施した。超急冷薄帯（Ｉ）は、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造以外の生成物の結晶構造を同定するための試料であり、主として不規則型Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇、α−Ｆｅ（微量に、ＹＦｅ₂、ＹＦｅ₃）を含む。なお超急冷薄帯（Ｉ）は、１１５０℃熱処理によりＹ−Ｆｅ系強磁性化合物を分解させ作製した。

Ｘ線リートベルト解析による各相の比率やＴｈＭｎ₁₂型結晶構造における原子欠損の割合の導出は、以下の通りに行った。

まず、Ｘ線回折ピークの指数付けができるように、初期構造モデルとして試料に含まれる相の種類とそれらの結晶構造（格子定数、内部座標、原子欠損）を設定した。その後、リートベルト解析ソフトにより、モデルを用いて計算されたＸ線回折パターン（計算データ）と実際に測定されたＸ線回折パターン（実測データ）との差異が小さくなるように、試料における相の比率、各相の格子定数、内部座標、原子欠損などを、後述する手順により初期構造から変化させて精密化した。リートベルト解析ソフトとしては、ＲＩＥＴＡＮ−ＦＰ（Ｆ．Ｉｚｕｍｉ ａｎｄ Ｋ．Ｍｏｍｍａ、Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ Ｐｈｅｎｏｍ． １３０、１５−２０ （２００７）．）を用いた。

本実験例の試料は、複数の相から構成されているため、ＴｈＭｎ₁₂型構造における原子欠損などを決定する際の恣意性を排除するための手順を後述のとおり設定した。精密化の精度を判断する指標としては、本解析で一般的に用いられる、計算データと実測データにおける統計的重み付き残差二乗和Ｒ_wpと統計的に予想される最小のＲ_wpであるＲ_eとの比Ｒ_wp／Ｒ_e（以下、Ｓ値とする）を用い、これが最小の値になるようにパラメータを決定した。

本実施形態における具体的な解析の手順を以下に示す。

まず、ＴｈＭｎ₁₂型を除く４相が含有される試料（Ｉ）を使用し、４相の構造、特に不規則型Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型の構造を精密化した。それから、試料（Ｉ）により精密化した４相の構造に原子欠損を仮定していないＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を加えた５相を初期構造モデルに、試料（ＩＩ）と試料（ＩＩＩ）の精密化を実施した。なお、原子欠損量δは各サイトに占める元素の占有率ｇを同定することで求められ、ｇは各サイトにおける温度因子（デバイ・ワラー因子）強い相関があることが一般的に知られている。本発明では、各サイトにおいて等方的な温度因子を設定し、従来公知例に相当するＹＦｅ₁₁Ｍの室温での温度因子（Ｙサイト：０．２８、８ｆサイト：０．１０、８ｊサイト：０．２９、８ｉサイト：０．２７）に固定した。その後、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造に原子欠損を仮定せずに各相における格子定数、内部座標を精密化し、その後、各Ｆｅサイトの占有率ｇを含めた精密化を行って得られたＳ値が、原子欠損の存在を仮定しない（すなわちｇ＝１）の場合のＳ値よりも低くなった場合に原子欠損が存在すると判断した。

一連の手順を用いた解析の結果、試料（ＩＩ）、（ＩＩＩ）のいずれにおいても、８ｆ、８ｊサイトの占有率ｇは解析誤差程度（３σ以内、σはｇの標準偏差）の範囲で変動するのみで、欠損はないと判断することができた。一方で、８ｉサイトの占有率は解析誤差以上の範囲で低下し、８ｉサイト欠損を仮定するとＳ値で０．１以上の低下が観られたため、原子欠損があると判断した。なお、本解析での最終的なＳ値は１．７以下であった。

また、実験例１で示した一連の試料における実験室系Ｘ線回折でのリートベルト解析は、放射光粉末Ｘ線回折で精密化した値を初期値として使用する点を除けば、解析方法は同じである。やはり、８ｉサイトの原子欠損を仮定することで、Ｓ値を大幅に低減させることができ、最終的なＳ値は１．５以下となった。

実験室系Ｘ線回折は、ブラッグ−ブレンターノ集中ビーム方式の広角Ｘ線回折装置（Ｘ−ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｏｍｅｔｅｒ、ＸＲＤ、ブルカー・エイエックス（株）製Ｄ８ ＡＤＶＡＮＣＥＤ／ＴＸＳ）を使用した。Ｃｕ製回転陰極に印加する電圧は４５ｋＶ、電流は３６０ｍＡとした。ＫＢフィルタはＮｉを使用した。各スリットは、ソーラスリットを入射側と受光側ともに２．５°、発散スリットを１．０°、受光スリットを０．１ｍｍに設定し、散乱スリットは使用しなかった。走査軸を２θ／θ連動動作で間隔を０．０２°、速度を１．３ｓｅｃ．／ｓｔｅｐとし、 ２０°≦２θ≦７０°の範囲を室温にて走査した。Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金の各相の含有比率は、リートベルト解析ソフトＤＩＦＦＲＡＣｐｌｕｓ Ｐｒｏｆｅｓｓｉｏｎａｌ ＴＯＰＡＳ ４（ブルカー・エイエックス（株）製）を使用し同定した。

図３は、試料（Ｉ）と試料（ＩＩ）の放射光粉末Ｘ線回折パターンを示す。各試料にはＹＦｅ₂及びＹＦｅ₃も微量に含有されている。試料（ＩＩ）の解析において先述したＴｂＣｕ₇型の結晶構造を想定すると、回折ピークの中に指数付けできないものが存在する。これに対し、ＴｈＭｎ₁₂型を想定することで全回折ピークの指数付けが可能である。こうして、試料（ＩＩ）にはＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有する相が存在することを確認した。同様に、試料（ＩＩＩ）においてもＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有する化合物が存在していることを確認した。

以下の表１および表２は、それぞれ、試料（ＩＩ）および試料（ＩＩＩ）についての放射光粉末Ｘ線リートベルト解析によって得た構造パラメータを示す。表における元素Ｙ１、Ｆｅ１、Ｆｅ２、およびＦｅ３は、それぞれ、図４に示されるＴｈＭｎ₁₂型結晶構造における２ａ、８ｆ、８ｊ、および８ｉのサイトに対応する。表には、各サイトにおける元素の占有率ｇ、ｘ、ｙ、ｚの値が示されている。特定のサイトにおける占有率ｇが１より小さいことは、そのサイトで原子欠損が生じていることを意味する。

上記の試料についての測定の結果、室温の格子定数は、ａ軸が０．８４３ｎｍ〜０．８４４ｎｍ、ｃ軸が０．４８０ｎｍとなり、少なくとも８ｉサイトに４％〜１４％のＦｅ原子欠損が生じていることがわかる。また、Ｙサイトにも原子欠損またはＦｅダンベルペア配置の可能性を確認した。

以下では、実験例１で作製した試料を汎用の実験室系Ｘ線回折装置を用いてリートベルト解析を行った。汎用の実験室系Ｘ線回折装置を用いてリートベルト解析を行う場合は、先述した放射光で精密化したＴｈＭｎ₁₂型構造情報を初期値に設定することにより、汎用の実験室系Ｘ線回折でもリートベルト解析が可能となる。図５はＹ−Ｆｅ系強磁性化合物の室温の格子定数とＹ−Ｆｅ系強磁性合金の組成比率との関係を示す。格子定数の同定精度の観点から、ＹＦｅ_12-δの質量比率が１０％以上の試料の値を表示している。１０．８≦ｘ≦１４の組成範囲で、室温の格子定数は、ａ軸が０．８４１７ｎｍ〜０．８４５５ｎｍ、ｃ軸が０．４７８９ｎｍ〜０．４８３０ｎｍとなり、少なくとも８ｉサイトに４％〜３５％のＦｅ原子欠損が生じていることを確認した。これはＹＦｅ_12-δ（０＜δ≦１．４）とも表記できる。また、Ｙサイトにも原子欠損またはＦｅダンベルペア配置の可能性を確認した。

一方、表４に記載している従来例に相当するＹ（Ｆｅ、Ｍ）₁₂では、原子欠損の仮定をしても占有率は解析誤差程度の範囲内で変動するのみであることから、原子欠損は生じていなかった。

（実験例３）
本実験例では、メスバウア分光測定からＴｈＭｎ₁₂型のＹ−Ｆｅ系強磁性化合物の磁気モーメントを測定した。組成や熱処理条件に応じキュリー温度が変化することから、熱揺らぎを抑制する目的で液体窒素温度にて評価した。メスバウア分光測定によって得られる内部磁場と磁気モーメントとの間には、ＴｈＭｎ₁₂型構造で一般的に使用されている１４．８Ｔ／μ_Bの比例関係を用い換算した。試料は実験例１で作製した８試料で評価した。具体的には、組成比率ＹＦｅ₁₃のロール周速度が２０、２５、３０、３５、４０ｍ／ｓの５試料とロール周速度２５ｍ／ｓで組成比率がＹＦｅ_11.25、ＹＦｅ₁₂、ＹＦｅ_12.62で９００℃０．５ｈ熱処理した３試料の計８試料であり、表３に示す。

解析精度を考慮すると、化学式量当たり２５．８−２７．１μＢ／ｆ．ｕ．と非常に大きな値を有していた。ＳＰＤ法で評価した磁気異方性磁場は、室温で１．６Ｔ以上を有し、大きいものでは４Ｔを有していた。キュリー温度は、仕込み組成がＹＦｅ₁₂で９００℃０．５ｈ以上の熱処理により最大で４８７Ｋ、仕込み組成がＹＦｅ₁₉の未熱処理で最低の３８０Ｋを有していた。

参考比較例として表４にＦｅ元素置換したＹ（Ｆｅ、Ｍ）₁₂とＳｍ（Ｆｅ、Ｍ）₁₂の磁気物性値を示す。

本発明の実施形態における強磁性合金は、高性能磁石材料の母相として不可欠な磁気モーメントと異方性磁場の大きさが、Ｆｅ元素置換系よりも大きいことがわかる。また、Ｆｅサイト置換型元素Ｍによる磁気モーメントの低下は大きく、Ｓｍの磁気モーメントを加味したＳｍ（Ｆｅ、Ｍ）₁₂でも本発明の磁気モーメントの大きさには遠く及ばない。

なお、Ｙ以外の希土類元素としてＮｄとＳｍを使用して実験例１に記載の方法で作製したが、従来のＴｂＣu₇型の化合物が生成され、ＴｈＭn₁₂型の化合物の生成を確認できなかった。

本発明のＹ−Ｆｅ系強磁性合金は、例えばバルク状の磁石に好適に利用され得る。

Claims (12)

1. 体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＹ−Ｆｅ系強磁性化合物を含むＹ−Ｆｅ系強磁性合金であって、
   前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物は、Ｆｅの占有サイトで原子欠損が生じている二元系強磁性化合物である、Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金。
2. 体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有し、Ｆｅの占有サイトで原子欠損が生じている前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物以外に、
   ＣａＣｕ₅型結晶構造を有するＹＦｅ₅、ＴｂＣｕ₇型結晶構造を有するＹＦｅ₇、および、ＹＦｅ₅とＹＦｅ₇との間の構造を有する化合物からなる群から選択される１種以上の化合物を含有する請求項１に記載のＹ−Ｆｅ系強磁性合金。
3. 前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金の組成をＹＦｅ_xとするとき、１０＜ｘ＜１６を満たしている請求項１または２に記載のＹ−Ｆｅ系強磁性合金。
4. 前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物を質量比率で全体の１０％以上含んでいる請求項１から３のいずれかに記載のＹ−Ｆｅ系強磁性合金。
5. 前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物はＹＦｅ_12-δ（δは正の数）で表される、請求項１から４のいずかに記載のＹ−Ｆｅ系強磁性合金。
6. ０＜δ≦１．４が成立する請求項５に記載のＹ−Ｆｅ系強磁性合金。
7. 体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有する前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物以外に、Ｙ₂Ｆｅ₁₇および／またはα−Ｆｅを含有する、請求項１から６のいずれかに記載のＹ−Ｆｅ系強磁性合金。
8. 前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物は、室温において、ａ軸０．８４１ｎｍ〜０．８４６ｎｍ、ｃ軸０．４７８ｎｍ〜０．４８４ｎｍの格子定数を有する、請求項１から７のいずれかに記載のＹ−Ｆｅ系強磁性合金。
9. 原子欠損が生じているＦｅ占有サイトは、８ｉサイトを含む請求項１から８のいずれかに記載のＹ−Ｆｅ系強磁性合金。
10. ＹおよびＦｅを含有する二元系合金を用意する工程Ａと、
    前記二元系合金から、体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＹ−Ｆｅ系強磁性化合物を含むＹ−Ｆｅ系強磁性合金を形成する工程Ｂと、を含み、
    工程Ｂにおいて、前記Ｙ−Ｆｅ系強磁性化合物におけるＦｅの占有サイトで原子欠損を生じさせる、Ｙ−Ｆｅ系強磁性合金の製造方法。
11. 前記工程Ｂは、前記二元系合金の溶湯を形成し、前記溶湯を急冷して凝固させる冷却工程を含む、請求項１０に記載のＹ−Ｆｅ系強磁性合金の製造方法。
12. 前記工程Ｂは、前記冷却工程の後、前記凝固された二元系合金を加熱する熱処理工程を含む、請求項１０または１１に記載のＹ−Ｆｅ系強磁性合金の製造方法。

Images