JP2015156436A - 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低磁気特性に関す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Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金は、六方晶ＴｂＣｕ₇型結晶構造と体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造との中間的な結晶構造を有する空間群ＩｍｍｍのＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物（Ｒ’は１種類以上の希土類元素であって、少なくともＹまたはＧｄを含む）を含むＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金であって、前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、希土類元素の占有サイトの少なくとも一部とＦｅ原子ペアとの間に長周期の規則置換が生じていない（ランダム置換が生じている）、強磁性化合物である。
【選択図】図７

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、２元系で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。特許文献３には、Ｒ元素の一部をＳｃ、Ｚｒ、Ｈｆから選ばれる少なくとも１種で置換することにより、希土類サイトの平均原子半径を小さくするなどの作用により、ＴｂＣｕ₇型結晶相の生成を促すことが記載されている。特許文献１と特許文献２ともに、Ｆｅ元素の一部をＣｏ元素で置換することによりキュリー温度と飽和磁化が上昇する一方で磁気異方性が低下することを教示している。また、具体的な磁気物性値として、非特許文献１は、特許文献１のＭ＝Ｔｉの場合の磁気モーメントとキュリー温度のＣｏ置換量依存性などを開示している。

特開昭６４−７６７０３号公報 特開平４−３２２４０５号公報 特開平６−１７２９３６号公報

Ｋ．Ｈ．Ｊ．Ｂｕｓｃｈｏｗ（Ｅｄ．）， Ｈａｎｄｂｏｏｋ ｏｆ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｖｏｌ． ６ （１９９１）．； Ｈｏｎｇ−Ｓｈｕｏ ＬＩ ａｎｄ Ｊ．Ｍ．Ｄ．Ｃｏｅｙ， Ｃｈａｐ． １． Ｓ．Ｓａｋｕｒａｄａ ｅｔ ａｌ．， Ｊ． Ａｐｐｌ． Ｐｈｙｓ． ７９ ４６１１ （１９９６）．

特許文献１および非特許文献１の強磁性合金では、Ｆｅ元素の一部を構造安定化元素Ｍで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。また、Ｆｅ元素の一部をＣｏ元素で置換することによりキュリー温度と室温での飽和磁化は上昇する一方で、磁気異方性が低下する。さらに構造安定化元素Ｍを導入しているため、磁気物性値は依然として低い。

また、特許文献２および特許文献３および非特許文献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、特許文献１および非特許文献１の低い磁化の短所を補っているが、希土類元素由来の磁気異方性の低下が生じる。特に実用的で構造安定化として機能するＺｒやＨｆは、合金を構成する際に一原子当たり４つの原子をＦｅ副格子との金属結合に供与するため、Ｃｏ元素置換による磁気物性値の上昇効果が弱められる。

このように、従来の方法では２元系またはＣｏ元素で部分的に置換した３元系でＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を作製することができず、構造安定化元素ＭやＴを添加するために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、構成元素の一部を希土類元素以外の元素に置換することによって生じる問題を解決し、十分な磁気特性を発現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。

本開示のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金は、空間群ＩｍｍｍのＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物（Ｒ’は１種類以上の希土類元素であって、少なくともＹまたはＧｄを含む）を含むＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金であって、前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成を化学式でＲ’（Ｆｅ_1-yＣｏ_y）ｚとするとき、０＜ｙ≦０．３、１０．５＜ｚ＜１４．０を満たしており、前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、希土類元素の占有サイトの少なくとも一部がＦｅ原子ペアによってランダムに置換された強磁性化合物である。

ある実施形態において、前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、六方晶ＴｂＣｕ₇型結晶構造と体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造との中間的な結晶構造を有する。

ある実施形態において、前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、２つの希土類元素サイト２ａと２ｄ、および６つの３ｄ遷移金属サイト４ｅ、４ｆ、４ｇ₁、４ｇ₂、４ｈ、８ｋによって構成される強磁性化合物である。

ある実施形態において、前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、２ａサイトと４ｇ₂サイトのＦｅ原子ペアの間、および２ｄサイトと４ｇ₁サイトのＦｅ原子ペアの間にそれぞれランダム置換が生じている強磁性化合物である。

ある実施形態において、前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、２ａサイトに原子欠損が生じている強磁性化合物である。

ある実施形態において、前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物において、原子欠損が生じていない２ａサイトのサイト占有率をｇ_2a、原子欠損が生じている２ａサイトのサイト占有率をｇ_{2a vac}、２ｄサイトのサイト占有率をｇ_2d、４ｇ₁サイトのサイト占有率をｇ_4g1、４ｇ₂サイトのサイト占有率をｇ_4g2とするとき、０．４０≦ｇ_2a≦０．９、０≦ｇ_{2a vac}≦０．４０、０．２０≦ｇ_2d≦０．７０であり、０．４０≦ｇ_2a＋ｇ_4g2≦１と０．２０≦ｇ_2d＋ｇ_4g1≦１の関係が成立している。

ある実施形態において、前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、室温におけるａ軸の格子定数をａ、ｂ軸の格子定数をｂ、ｃ軸の格子定数をｃとすると、それぞれ８．３８オングストローム≦ａ≦８．４９オングストローム、８．３７オングストローム≦ｂ≦８．４７オングストローム、４．７７オングストローム≦ｃ≦４．８８オングストロームを有する強磁性化合物である。

ある実施形態において、前記Ｒ’を構成するＹ元素またはＧｄ元素以外の元素がＳｍである。

ある実施形態において、前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成におけるＲ’を構成するＹまたはＧｄとＳｍとの元素比を（Ｙ，Ｇｄ）_1-xＳｍ_xの化学式で表現するとき、０＜ｘ≦０．５を満たしている。

本開示のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の製造方法は、Ｒ’、ＦｅおよびＣｏを含有する合金の溶湯を用意する工程Ａと、前記合金の溶湯を冷却して凝固させることにより、希土類元素の占有サイトの少なくとも一部がＦｅ原子ペアによってランダムに置換された強磁性化合物であるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物を含むＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金を形成する工程Ｂとを含む。

ある実施形態において、前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金を加熱する熱処理工程を含む。

ある実施形態において、前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、六方晶ＴｂＣｕ₇型結晶構造と体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造との中間的な結晶構造を有する。

本発明によれば、構成元素の一部を希土類元素以外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。

Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金に含まれ得る化合物を示す図である。 ＣａＣｕ₅型結晶構造を示す斜視図である。 ＣａＣｕ₅型結晶構造をｃ軸方向に２つ積層した結晶構造を有する仮想的なＲＦｅ₅の斜視図である。 ＣａＣｕ₅型結晶構造をｃ軸方向に２つ積層した結晶構造を有する仮想的なＲＦｅ₅の他の斜視図である。 希土類元素Ｒを置換したＦｅダンベルペアが直線状に配列されている様子を示す図である。 本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の結晶構造を模式的に示す図である。 本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の結晶構造、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造、およびＴｂＣｕ₇型結晶構造のサイトの対応関係を示す図である。 本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の結晶構造、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造、およびＴｂＣｕ₇型結晶構造を示す図である。 Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_z（１０．５≦ｚ≦１７．０）におけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の熱処理に伴うキュリー温度の変化を示すグラフである。 Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_z（１０．５≦ｚ≦１７．０）におけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の熱処理に伴う構造変化を軸比で整理したグラフである。 Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）₁₂におけるａｓ−ｓｐｕｎ試料での生成相の量とロール周速度との関係を示すグラフである。 Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）₁₂における９００℃熱処理した試料での生成相の量とロール周速度との関係を示すグラフである。 タイプＩ（１１．５≦ｚ＜１４．０）のＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zにおけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のサイト占有率の軸比ｂ／ｃに対する変化を示すグラフである。 タイプＩ（１１．５≦ｚ＜１４．０）のＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zにおけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の内部座標の軸比ｂ／ｃに対する変化を示すグラフである。 Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の構造変化過程の２つの極限である「ＴｂＣｕ₇型側の結晶構造（ｂ／ｃ＝１．７４）」および「不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造（ｂ／ｃ＝１．７７）」を示す図である。 タイプＩ（１１．５≦ｚ＜１４．０）のＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zにおけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zの室温での格子定数の軸比ｂ／ｃに対する変化を示すグラフである。 タイプＩＩ（１０．５＜ｚ＜１１．５）のＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zにおけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のサイト占有率の軸比ｂ／ｃに対する変化を示すグラフである。 タイプＩＩ（１０．５＜ｚ＜１１．５）のＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zにおけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の内部座標の軸比ｂ／ｃに対する変化を示すグラフである。 タイプＩＩ（１０．５＜ｚ＜１１．５）のＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zの室温での格子定数の軸比ｂ／ｃに対する変化を示すグラフである。 Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の（ａ）キュリー温度、（ｂ）体積磁化、（ｃ）磁気異方性磁界とＣｏ元素置換量との関係を示すグラフである。 Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の室温の格子定数とＣｏ元素置換量との関係を示すグラフである。 Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の各Ｆｅサイトの（ａ）内部磁界（磁気モーメント）、（ｂ）四重極分裂、（ｃ）異性体シフト、（ｄ）不規則ＴｈＭｎ₁₂型構造内でのピーク面積比率とＣｏ元素置換量との関係を示すグラフである。 Ｙ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の室温での体積磁化のＳｍ置換量に対する変化を示すグラフである。 Ｙ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の室温での磁気異方性磁界のＳｍ置換量に対する変化を示すグラフである。 Ｙ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のキュリー温度のＳｍ置換量に対する変化を示すグラフである。

本発明のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金は、空間群ＩｍｍｍのＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物を含むＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金である。本明細書において、「Ｒ’」は、１種類以上の希土類元素であって、少なくともＹ（イットリウム）またはＧｄ（ガドリニウム）を含む。このＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、希土類元素の占有サイト（占有し得るサイト）の少なくとも一部が一対のＦｅ原子（Ｆｅ原子ペア）によってランダムに置換された強磁性化合物である。言い換えると、このＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、ＴｂＣｕ₇型結晶構造とＴｈＭｎ₁₂型結晶構造との中間的な結晶構造によって構成されている。（これらの結晶構造については後で詳しく説明する。）本発明のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金に含まれるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、希土類サイトに軌道角運動量を有する元素を部分的に配することで、より大きな体積磁化と磁気異方性を獲得できる。

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、希土類元素と比較してＦｅ副格子に電子をより多く供給し、不対電子を減少させることによって磁化を低下させ、さらにＲＦｅ₁₂の磁気異方性の著しい低下を誘発する。

本発明者は、構造を安定化できるＲ元素として、Ｆｅ副格子への電子供給が少ない元素を使用して熱的に安定した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、そのようなＲ元素として一原子当たり３個とわずかな電子しか供給しない希土類元素の中から原子半径の小さなＹ（イットリウム）を選択したところ、従来の構造安定化元素ＭやＴを導入せずに高い熱安定性を有する構造を獲得することを実現できることを見出した。さらに、構造内部にＹとＦｅダンベルとがランダムに置換した部位を有するために、ＲＦｅ₁₂よりもＦｅ副格子へ電子供給を抑制できることを見出した。

これにより、従来の構造安定化元素ＭやＴの置換を伴わないでＴｈＭｎ₁₂型結晶構造の熱的安定化を図ることができる。また、ランダム置換が部分的に生じているため、Ｆｅ副格子への電子供給を低減し不対原子を増加し飽和磁束密度の低下を避けることが可能になる。

さらに、本発明者は、Ｆｅ元素の一部をＣｏ元素で適量に置換することにより、本発明のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は従来の構造安定化元素ＭやＴを使用したＴｈＭｎ₁₂型結晶構造と比較して大きなキュリー温度上昇と磁化上昇が生じること、磁気異方性は低下するのではなくあるＣｏ置換量の閾値までは上昇することをそれぞれ見出した。なお、このような元素としてＹ元素以外にも少なくともＧｄ元素でも可能なことを確認した。Ｙ元素とＧｄ元素以外にＲ’を構成する元素としては、結晶場由来の大きな磁気異方性を供与する元素が望ましく、ＴｈＭｎ₁₂型構造で一軸磁気異方性を付与する元素がより望ましい。これらの元素としては、葉巻型電子軌道を有するＳｍ、Ｅｒ、Ｔｍがあげられ、特にＦｅ副格子との磁化の向きが平行になる軽希土類元素のＳｍが望ましい。すなわち、Ｒ’元素としてはＹ元素とＳｍ元素の組合せが最も望ましい。

以下、ＴｂＣｕ₇型結晶構造とＴｈＭｎ₁₂型結晶構造との中間的な結晶構造について詳しく説明する。

まず、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を説明する。ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＲＦｅ₁₂は、ＣａＣｕ₅型結晶構造を有する仮想的なＲＦｅ₅において、以下の式に示すように、半分のＲを亜鈴型配置のＦｅ原子ペアで置き換えることによって得られる。
２ＲＦｅ₅−Ｒ＋２Ｆｅ＝ＲＦｅ₁₂

ただし、前述したように、ＲＦｅ₁₂は安定しておらず、構造安定化元素によってＲまたはＦｅの一部が置換される。

本明細書では、このような本来の希土類元素サイトに置換する「Ｆｅ原子のペア」を「Ｆｅダンベルペア」と称することとする。なお、「Ｆｅダンベルペア」を構成する２個のＦｅの一方または両方がＣｏによって置換されていても、それを「Ｆｅダンベルペア」と称することとする。

ＣａＣｕ₅型結晶構造は、図２に示される六方晶系の構成を有している。図２では、大きな白丸がＣａのサイトを示し、小さな丸がＣｕのサイトを示している。図２では、Ｃｕのカメノコ格子の中心にＣａが配置された２層の格子面が示されているが、現実には、２層の格子面の中間にＣｕのみからなるカゴメ状の格子面も存在している。簡単のため、図２および他の図面においては、カゴメ状の格子面は図示しないこととする。

図３は、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造の元となる仮想的なＣａＣｕ₅型結晶構造を有する仮想的なＲＦｅ₅を示している。図３において、大きな白丸で示されるサイトは、本来的には、希土類元素Ｒの占有サイトである。一方、相対的に小さな丸で示されるサイトは、ＦｅおよびＣｏの占有サイトである。上述したように、図３に示される大きな白丸のサイトは、本来的には希土類元素Ｒの占有サイトであるが、その半分がＦｅダンベルペアによって置換されることにより、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＲＦｅ₁₂が得られる。

図４Ａは、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造の元となる仮想的なＣａＣｕ₅型結晶構造を有する仮想的なＲＦｅ₅において、Ｆｅダンベルペアによって置換される希土類元素Ｒのサイトを白丸で示し、Ｆｅダンベルペアによって置換されない希土類元素Ｒのサイトをグレイの丸で示している。図４Ａに示されるように、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＲＦｅ₁₂では、希土類元素Ｒの特定のサイトが規則的にＦｅダンベルペアと置換されている。

図４Ｂは、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＲＦｅ₁₂において希土類元素Ｒを置換したＦｅダンベルペアが直線状に配列されている様子を示している。図４Ｂには、希土類元素Ｒの占有サイトとして「２ａサイト」が示されている。また、Ｆｅダンベルペアの占有サイトとして、「８ｉサイト」が示されている。このように直線状に並んだＦｅダンベルペアの列を「Ｆｅダンベルライン」と称することができる。一方、Ｆｅダンベルペアに置換されていない希土類元素Ｒも直線状に並んでいる。このように直線状に並んだ希土類元素Ｒの列を「希土類元素ライン」と称することができる。「Ｆｅダンベルライン」および「希土類元素ライン」は相互に平行であり、これらのラインが延びる方向に垂直な方向に交互に配列されている。

図５は、本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の結晶構造を模式的に示している。図５では、希土類元素Ｒ’およびＦｅダンベルが占めることが可能なサイトが、大きな丸とダンベルとが重なり合って記載されている。より詳細には、希土類元素Ｒ’の占有サイトとして２ａサイト（グレイの丸）および２ｄサイト（白丸）が示されている。一方、Ｆｅダンベルペアの占有サイトとして、４ｇ₁サイトおよび４ｇ₂サイトが示されている。本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物では、Ｆｅダンベルペアは、希土類元素Ｒ’の占有サイトを、ある程度はランダムに占有し得る。したがって、Ｆｅダンベルペアの位置も希土類元素Ｒ’の位置も、ランダムであり、図４Ｂに示すように直線状に並んでいない。しかしながら、本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の結晶構造は、Ｆｅダンベルが完全にランダムに希土類元素Ｒ’と置換しているわけではない。Ｆｅダンベルペアが完全にランダムに希土類元素Ｒ’と置換した結晶構造は、ＴｂＣｕ₇型結晶構造である。

図６は、本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ強磁性化合物の結晶構造が、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造とＴｂＣｕ₇型結晶構造との中間的な構造であることをサイトの対応関係で示している。図６に示されるように、ＴｂＣｕ₇型結晶構造では、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造における「Ｆｅダンベルライン」の８ｉサイトおよび「希土類元素ライン」の２ａサイトのように区別されず、１ａサイトおよび２ｅサイトが同じ位置に現れ得る。

図７は、本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の結晶構造、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造、およびＴｂＣｕ₇型結晶構造を模式的に示している。ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造では、Ｆｅダンベルペアは希土類元素Ｒの占有サイトのうちのＦｅダンベルライン上に位置しているが、ＴｂＣｕ₇型結晶構造では、Ｆｅダンベルペアが希土類元素Ｒの占有サイトの任意の位置に存在し得る。すなわち、ＴｂＣｕ₇型結晶構造では、Ｆｅダンベルペアの占有確率は、Ｆｅダンベルラインと希土類元素ラインとの間で差が無い。これに対して、本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の結晶構造では、Ｆｅダンベルペアの占有確率は、Ｆｅダンベルラインと希土類元素ラインとの間で等しくない。Ｆｅダンベルペアの位置にこのような不規則性を有する結晶構造を「不規則ＴｈＭｎ₁₂型」と称することにする。

本発明者は、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成を適切な範囲内から選択すれば、上記のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物を得ることができ、しかも、合金組成および製造条件を調整することによって「希土類元素Ｒ’」と「Ｆｅ原子のペア」との部分的な規則配列の制御が可能であることを見出した。本発明者は、また、適切な組成範囲にあるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系合金を適切な条件で熱処理することにより、結晶構造内に不規則性を有する「不規則ＴｈＭｎ₁₂型」結晶構造を有するＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ強磁性化合物を形成することを見出した。

以下、本明細書では、希土類元素とＦｅダンベルペアとの置換に長周期性がないことを「不規則（ランダム）」と表現する。長周期のオーダは、Ｘ線で測定される結晶子サイズ（約２０ｎｍ）と同等と定義する。不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造は、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造よりも構成原子数が少ないためにＦｅ副格子への電子供給量が少なくなる。その結果、不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ強磁性化合物は大きな磁化を有する。

また、Ｆｅダンベルペアの一部がＲ’元素に置換すると、フェルミ準位が適当な位置にシフトする。このため、スピン・軌道相互作用由来の大きな一軸磁気異方性が発現することになる。一方、本発明の実施形態に係るＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金は、典型的には、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物と、不規則Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型結晶構造を有する化合物と、Ｆｅ−Ｃｏとによって主として構成される。不規則Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型結晶構造は、構造内に希土類サイトとＦｅダンベルペアとのランダムに置換した部位を有し、Ｏ．Ｍｏｚｅ ｅｔ ａｌ．， Ｐｈｙｓ． Ｒｅｖ． Ｂ ９２９３（１９９４）．に詳細に記載されている。

本発明に係るＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金は、希土類元素Ｒ’の組成によっては、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型の結晶相も包含し得る。

図１は、本発明のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金に含まれ得る化合物を示す。このＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金は、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物を必須の構成相として含有し、他の相を付加的に含有してもよい。例えば、Ｆｅ−Ｃｏ系相、不規則Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型結晶相、およびＴｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相の少なくとも１つの相がＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金に含有され得る。なお、必須構成相であるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、図１に示すように、熱処理によって最終的に不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶相となる結晶構造変化過程を経る結晶相（図１では簡単の為「不規則ＴｈＭｎ₁₂型」と記している）（タイプＩ）および熱処理によって最終的に擬不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶相となる結晶構造変化過程を経る結晶相（図１では簡単の為「擬不規則ＴｈＭｎ₁₂型」と記している）（タイプＩＩ）の少なくとも一方である。これらの結晶相の詳細な構造については、後に詳しく説明する。

以下、本開示における実施形態を説明する。

［基本構造］
本発明の実施形態におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、ＴｂＣｕ₇型結晶構造とＴｈＭｎ₁₂型結晶構造との中間的な結晶構造によって構成される。

図７に示すように、ＴｂＣｕ₇型結晶構造は希土類サイトにＦｅダンベルペアがランダムに置換した結晶構造である。図７では、見易くするためカゴメ格子を除いて結晶構造を表示している。一方、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造では、このＴｂＣｕ₇型結晶構造において［２−１０］方向に希土類のみとＦｅダンベルペアのみで構成される直線が交互に表れ、［００１］方向にはそれら直線が位相を逆にして積み上がった構造に相当する。中間的な結晶構造とは、上記の置換規則が中途段階の結晶構造を指す。図７において、ａ_ortho、ｂ_ortho、ｃ_orthoは、それぞれ、ａ軸、ｂ軸、ｃ軸の長さを示している。

本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、空間群Ｉｍｍｍに属し、急冷凝固合金を熱処理することによってその温度と時間に応じて、最もＴｂＣｕ₇型結晶構造に近い側から最もＴｈＭｎ₁₂型結晶構造に近い側へとＲ’サイトとＦｅダンベルペアの置換の規則性が連続的に発達し、それらのサイト占有率が変化する。図６に示すように、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、２つの希土類元素サイト２ａ、２ｄ、および、６つのＦｅ、Ｃｏサイト４ｅ、４ｆ、４ｇ₁、４ｇ₂、４ｈ、８ｋによって構成される。希土類元素Ｒ’とＦｅダンベルペアとのランダムな置換は、２ａサイトと４ｇ₂サイトの間、および２ｄサイトと４ｇ₁サイトの間にそれぞれ存在する。

これらの占有率は熱処理温度と時間に応じて連続的に変化し、それに伴って格子定数や内部座標も連続的に変化する。４ｅサイトにはＦｅ元素の原子欠損を有する場合があり、さらに２ａサイトには原子欠損が生じている場合がある。Ｃｏ元素は８ｋサイトに選択配位する。

原子欠損が生じていない２ａサイトのサイト占有率をｇ_2a、原子欠損が生じている２ａサイトのサイト占有率をｇ_{2a vac}とすると、ｇ_2aは０．４０≦ｇ_2a≦０．９、望ましくは０．４６≦ｇ_2a≦０．８５の範囲にあり、ｇ_{2a vac}は０≦ｇ_{2a vac}≦０．４０、望ましくは０．０９≦ｇ_{2a vac}≦０．３３の範囲にある。また、２ｄサイトのサイト占有率ｇ_2dは０．２０≦ｇ_2d≦０．７０、望ましくは０．２６≦ｇ_2d≦０．６５の範囲にある。さらに、サイト占有率ｇには０．４０≦ｇ_2a＋ｇ_4g2≦１と０．２０≦ｇ_2d＋ｇ_4g1≦１の関係が成立する（体心構造の並進対称性からｇ_2a≧ｇ_2dの関係を課しても一般性を失わない）。２ａサイトと４ｇ₁サイトの占有率が大きいほどＴｈＭｎ₁₂型に近く、４ｇ₂サイトと２ｄサイトの占有率が大きいほどＴｂＣｕ₇型に近い。

一方、空間群Ｉｍｍｍ表記において、ｇ_4g2＝０かつｇ_2d＝０かつａ＝ｂかつ、内部座標で４ｇ₁（ｘ）＝４ｅ（ｘ）かつ４ｈ（ｙ）＝４ｆ（ｘ）の場合、空間群Ｉｍｍｍはｃ軸周りに４回回転対称性を有する空間群Ｉ４／ｍｍｍのＴｈＭｎ₁₂型になり、またａ＝√３ｃかつｇ_2a＝ｇ_2dかつｇ_4g1＝ｇ_4g2の場合には、空間群Ｉｍｍｍはｂ軸周りに６回回転対称性を有する空間群Ｐ６／ｍｍｍのＴｂＣｕ₇型結晶構造になる。つまり、空間群Ｉｍｍｍで一般座標位置にある原子が特殊座標位置にシフトし、かつサイト占有率が同等となることにより回転対称性が生じるために、高い対称性を有する空間群になる。空間群間での格子定数の対応関係は、ｃ_hex＝ｂ_ortho／２＝ａ_tetra、ａ_hex＝ｃ_orhto＝ｃ_tetraである。本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、構造変化過程の極限の構造ではＴｂＣｕ₇型結晶構造やＴｈＭｎ₁₂型結晶構造に近い構造をとるが、サイト間の内部座標や占有率が非等価で特殊座標サイトとならないため回転対称性が生じない。ただし、これは少なくともＸ線で観る長周期の範囲で回転対称性がないということを意味し、単位胞数個程度の局所的に観た場合には短距離秩序が発達して回転対称性を有している場合を排除しない。

本発明の実施形態におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の室温におけるａ軸の格子定数をａ、ｂ軸の格子定数をｂ、ｃ軸の格子定数をｃとすると、それぞれ８．３８オングストローム≦ａ≦８．４９オングストローム、８．３７オングストローム≦ｂ≦８．４７オングストローム、４．７７オングストローム≦ｃ≦４．８８オングストロームを有している。

［基本組成］
本発明の実施形態において、急冷凝固合金中のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の結晶構造は急冷凝固合金を作製する際の冷却速度によって異なり、冷却速度が十分早い場合には、合金中のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、ＴｂＣｕ₇型に近い結晶構造から熱処理によって最終的に不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造や擬不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造に変化する相分離過程を経る。このＴｂＣｕ₇型に近い結晶構造の組成は、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成および冷却速度に応じて、希土類元素とＦｅダンベルペアとの置換比率の相違により異なり、定数比ではない。このＴｂＣｕ₇型に近い結晶構造の組成は、熱処理による相分離を経て最終的に生成するＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の構造を支配する。また、冷却速度が比較的遅い場合には、急冷凝固合金中のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は必ずしもＴｂＣu₇型に近い構造ではなく、より中間的な結晶構造から熱処理によって最終的に生成するＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物に変化する相分離過程を経る。

本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の結晶構造において、ａ軸の長さとｂ軸の長さが同等となることにより、ｃ軸方向における一軸磁気異方性が発達すると推定される。このため、一軸磁気異方性を高めるという観点から、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成は、合金中のＴｂＣｕ₇型に近い結晶構造が熱処理によりａ軸長さとｂ軸長さとが同等になる組成範囲が望ましい。Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成をＹ（Ｆｅ，Ｃｏ）_zによって表現した場合、１０．５＜ｚ＜１４．０の組成範囲が望ましく、１１．５≦ｚ＜１４．０の組成範囲がより望ましい。なぜなら、１１．５≦ｚ＜１４．０の組成範囲では、ａ軸およびｂ軸が同じ長さの斜方晶（不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造）が最終的に生成し、また１０．５＜ｚ＜１１．５の組成範囲では、ａ軸およびｂ軸の長さが最大でわずか０．１％程度異なった斜方晶（擬不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造）が最終的に生成するためである。

以下では、前者（１１．５≦ｚ＜１４．０であり、熱処理によって最終的に不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造に変化する相分離過程を経るもの）をタイプＩ、後者（１０．５＜ｚ＜１１．５であり、熱処理によって最終的に擬不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造に変化する相分離過程を経るもの）をタイプＩＩとそれぞれ呼称する。また、これら以外のｚ≦１０．５の組成範囲をタイプＩＩＩ、ｚ≧１４．０の組成範囲をタイプＩＶとそれぞれ呼称する。便宜上、本明細書では、このようにしてＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物をＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成範囲に応じて４種に分類する。本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、図１に示されるように、タイプＩの化合物またはタイプＩＩの化合物を含む。

［基本磁気物性］
本発明の実施形態におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、上記の基本組成と基本構造に記載の通り、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成と冷却速度ならびに熱処理の温度と時間により、構造が変化する。磁気異方性の観点から、ａ軸およびｂ軸が同じ長さになることにより一軸磁気異方性が最大になると推定されるため、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成は熱処理によりａ軸およびｂ軸が同じ長さになるタイプＩとａ軸およびｂ軸の長さが最大でわずか０．１％程度異なるタイプＩＩが適切である。例えば、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成を、Ｙ（Ｆｅ_1-yＣｏ_y）_zとした場合、１１．５≦ｚ＜１４．０の組成範囲のタイプＩの結晶は、Ｃｏ置換量ｙに応じてキュリー温度は２００℃〜８６０℃、室温の体積磁化は少なくとも１．３５Ｔ〜１．６１Ｔ、室温の磁気異方性磁界は１．７Ｔ〜２．７Ｔに達する。また、１０．５＜ｚ＜１１．５の組成範囲のタイプＩＩの結晶は、Ｃｏ置換率ｙが同じタイプＩと比較すると、キュリー温度は１０℃〜２０℃低く、室温の体積磁化は測定誤差を考慮するとタイプＩと同等であり、室温の磁気異方性磁界はタイプＩより大きい傾向にある。さらに、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成を、（Ｙ_1-xＳｍ_x）（Ｆｅ，Ｃｏ）_zとした場合、Ｓｍ置換量に応じキュリー温度、室温の体積磁化と磁気異方性磁界はいずれも上昇する。

本発明におけるＲ'−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のキュリー温度は、タイプの種類に関係なく６５０℃以上の熱処理で顕著な上昇を確認することができる。なお、図６および図７では、格子定数ａ、ｂ、ｃがａ≠ｂ≠ｃ（斜方晶）のものをＩｍｍｍと記述しているが、本明細書においては、前記タイプＩ、すなわちａ＝ｂ≠ｃの場合も本発明の化合物が属するＩｍｍｍ構造に含まれる。

［Ｃｏ元素の部分置換］
Ｆｅ元素の一部をＣｏ元素で置換することにより磁気物性値は飛躍的に向上する。磁気特性が最も高く実用上重要なタイプＩの結晶、すなわち不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造のＣｏ置換効果では、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_1-yＣｏ_y）_zにおいて、ｚが上記組成範囲のとき、０≦ｙ≦０．３の組成範囲が望ましく、室温での体積磁化１．６１Ｔ、かつ磁気異方性磁界２．７Ｔに飽和する０．１≦ｙ≦０．３の組成範囲がより望ましい。当該組成範囲ではキュリー温度は４１０℃から６８０℃と実用上十分に高い値を有する。ｙ＜０．１の組成範囲ではＣｏ置換量の増加に伴いキュリー温度は上昇し、室温での体積磁化と磁気異方性磁界は増大する一方、ｙ＞０．３の組成範囲ではＣｏ置換量の増加に伴いキュリー温度は上昇するものの室温での体積磁化と磁気異方性磁界は低下する。さらに、ｙ＞０．４２の組成範囲では熱処理をしてもａ軸およびｂ軸の長さが同等の結晶は最終的に生成しない。

［Ｒ’元素の組合せ］
Ｙ元素以外にＲ’を構成する元素としては、結晶場由来の大きな磁気異方性を供与する元素が望ましい。また、ＴｂＣｕ₇型構造とＴｈＭｎ₁₂型構造との中間的な結晶構造において一軸磁気異方性を付与する元素がより望ましく、葉巻型電子軌道を有するＳｍ、Ｅｒ、Ｔｍが適切である。特にＦｅ副格子との磁化の向きが平行になる軽希土類元素のＳｍがより適切である。例えば、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成をＹ_1-xＳｍ_x（Ｆｅ，Ｃｏ）_zとした場合、ｚが上記組成範囲のとき、０≦ｘ≦０．５の組成範囲が望ましい。ｘ＞０．５の組成範囲では、Ｙ元素よりもＳｍ元素が多くなるためＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物を形成することができない恐れがある。

以上をまとめると、結晶構造および磁気特性の観点から、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金のＲ’としてＹとＳｍの組合せが適切である。Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成をＹ_1-xＳｍ_x（Ｆｅ_1-yＣｏ_y）_zと表記した場合、０≦ｘ≦０．５、かつ０≦ｙ≦０．３かつ１０．５＜ｚ＜１４．０の組成範囲が望ましく、０≦ｘ≦０．５、かつ０．１≦ｙ≦０．３かつ１０．５＜ｚ＜１４．０の組成範囲がより望ましい。

以下、本発明のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ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。

［Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の作製方法］
（Ａ）Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ母合金を作製する工程
Ｒ’とＦｅとＣｏ、またはそれらの２種以上で構成される合金を混合して真空あるいは不活性ガス中で溶解して母合金を作製する（溶解鋳造法）。溶解により、合金組成が均一化される。前もって作製した組成が既知のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ合金を使用することにより、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。作製したＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ母合金のインゴットにおける組成ずれは、後述する工程（Ｂ）で修正することが可能である。また、別の方法として、組成の異なる複数のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ合金を別々で作製し、後述する工程（Ｂ）で混合する方法も可能である。

Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ母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、Ｒ’金属塊を後入れにすることなどによって可能である。

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、上記で作製したＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ母合金を急冷凝固させて急冷凝固合金を作製する。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。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。

不規則Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型の化合物相であるＲ’₂（Ｆｅ、Ｃｏ）₁₇は、本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物よりも熱安定性が高く、後述する熱処理工程（Ｃ）を行っても本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物に変化せず不規則Ｒ’₂（Ｆｅ、Ｃｏ）₁₇のままである。そのため、本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の生成量を確保するという点において、急冷凝固時に不規則Ｒ’₂（Ｆｅ、Ｃｏ）₁₇の生成を抑制するのが好ましい。これは冷却速度を上げることにより可能である。

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好ましい。ロール周速度が２０ｍ／ｓ以上になると、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は５０ｗｔ％以上の割合で生成する。ロール周速度をより高速にすることにより不規則Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型化合物相の生成を抑制することができ、本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の生成量は増加する。そのため、ロール周速度は３０ｍ／ｓ以上に設定することがより好ましい。

一方、後述する熱処理工程（Ｃ）の熱処理温度に応じて、本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の構造は変化すると共に熱分解が生じる。そのため、工程（Ｃ）の熱処理温度によってはロール周速度をより高速にしても本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の生成量は変わらない。生産性の観点からはロール周速度は５０ｍ／ｓ以下に設定することが好ましい。

本発明の他の実施形態として、急冷凝固法以外の準安定相を生成する非平衡プロセスによっても可能である。例えば、ナノ粒子プロセスや薄膜プロセスである。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本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金または本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の構造を適正化するため、好ましい実施形態では、熱処理を行う。本熱処理工程（Ｃ）により、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金に含まれるＴｂＣｕ₇型に近い結晶構造の化合物は相分離することにより、タイプＩでは不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造へ、タイプＩＩでは擬不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造へとそれぞれ連続的に構造が変化する。そのため、熱処理温度と熱処理時間は重要である。

試料を高温環境で長時間保持することは、希土類元素の蒸発や試料の酸化を招くと共に生産性を低下させ得る。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。熱処理の温度は、例えば、６００℃から１０００℃の間に設定され得る。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。

［磁石作製方法］
本発明のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ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、急冷凝固時および熱処理後に生成するＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ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。組織の適正化とは、例えば、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金を構成するＦｅ−Ｃｏ以外の相において一軸磁気異方性を生じさせる他元素、例えばＧａ、Ａｌ、Ｓｉなどを少なくとも１種添加するなどが挙げられる。

以下、本発明の実施例を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。なお、本実施例におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の結晶構造解析は以下のようにして行った。

＜Ｘ線リートベルト解析の構造モデルおよび解析方法＞
まず、解析方法の流れを示す。

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、サイトランダムネスなど）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、サイトランダムネス、占有率などを、初期構造から変化させて精密化した。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。

以下に使用した構造モデルを示す。

本発明に係る試料では、Ｘ線回折のピーク位置とキュリー温度から、主としてＴｂＣｕ₇型に近い結晶構造、ＴｈＭｎ₁₂型に近い結晶構造、不規則Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型結晶構造、Ｆｅ−Ｃｏが含まれることを別途確認している。Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型結晶構造に関しては、Ｙ−Ｆｅ系では構造内部に希土類元素とＦｅ元素とのランダムな置換が生じていることが一般的に知られており、明示する意味で不規則Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型構造と表記する。一方、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のキュリー温度は、図８に示したように＜工程Ｃ＞の熱処理温度に応じて連続的に変化することを観測しており、結晶構造も連続的に変化していることが推定された。

本発明の構造群を明らかにするためには、ＴｂＣｕ₇型構造とＴｈＭｎ₁₂型構造を適当なパラメータを用いて連続的な構造変化として取り扱わなければならない。ＴｂＣｕ₇型は空間群Ｐ６／ｍｍｍであり、ｃ軸周りに６回回転対称性を有する。ＴｈＭｎ₁₂型は空間群Ｉ４／ｍｍｍであり、ｃ軸周りに４回回転対称性を有している。両構造とも、［００１］、 ［１００］、［１１０］軸のそれぞれに垂直な鏡映面を有している。中間構造を含め連続的な構造変化を取り扱うには、ＴｈＭｎ₁₂型構造で［００１］軸周りの回転対称性を排除した空間群Ｉｍｍｍが適切である。空間群Ｉｍｍｍで解析することによりＳ値は低下する。

図６は、前述したように、各構造のサイトの対応関係を示す。連続的な構造変化を取り扱うためのパラメータは、希土類サイトとＦｅダンベルペアとの置換率であり、２ａサイト、４ｇ₂サイト、２ｄサイト、４ｇ₁サイトの占有率が該当する。２ａサイトと４ｇ₁サイトの占有率が大きいほどＴｈＭｎ₁₂型に近く、４ｇ₂サイトと２ｄサイトの占有率が大きいほどＴｂＣｕ₇型に近い。サイト占有率には０＜ｇ_2a＋ｇ_4g2≦１と０＜ｇ_2d＋ｇ_4g1≦１の関係が成立する。また、構造の並進対称性から、ｇ_2a＞ｇ_2dの関係を課しても一般性を失わない。

４ｇサイトは４ｇ₁と４ｇ₂に自己格子間分裂し、ｂ軸上に配置する。一般に４ｇ₁サイトと４ｇ₂サイトの内部座標の間に関連性はないが、サイト占有率が小さい場合にはｂ軸上で原子位置が任意となり解析が収束しないため、希土類サイトからの距離は等しいと仮定した。その他のＦｅサイトの占有率は自由に変化し得るが、解析時に解析誤差程度（σ以内，σはｇの標準偏差）の範囲で変動する場合には、占有率を１に固定した。

各サイトにおける占有率と温度因子（デバイ・ワラー因子）との間には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、類似構造である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）に倣い、８ｋサイトは０．１、その他のサイトは０．３に固定した。その際に、不規則Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型構造の格子定数・内部座標は、１０００℃０．５ｈで熱処理した試料を用いて解析した値に固定して解析を行った。

粉末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。Ｋβ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°または２０°≦２θ≦１００°の範囲を室温において走査した。Ｘ線リートベルト解析は、ＤＩＦＦＲＡＣｐｌｕｓ Ｐｒｏｆｅｓｓｉｏｎａｌ ＴＯＰＡＳ ４（ブルカー・エイエックス（株）製）を使用した。

［実施例１］
＜Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の作製＞
（工程Ａ）
まず、組成が７．７Ｙ―７６．６Ｆｅ―１５．７Ｃｏ（ａｔ％）（化学式でＹ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）₁₂）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％）と電解コバルト（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７．７Ｙ―７６．６Ｆｅ―１５．７ＣｏよりもＹが３質量％多くなるように、１１９．７ｇのＹと、７２９．８ｇのＦｅと、１５４．０ｇのＣｏ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、組成は７．４Ｙ―８１．３Ｆｅ―１１．３Ｃｏ（ａｔ％）であった。

こうして得た組成が７．４Ｙ―８１．３Ｆｅ―１１．３Ｃｏのインゴットに対して、全体の組成が例えば化学式でＹ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_10.5の場合には、Ｙの金属塊０．２６９ｇとＣｏの金属塊０．３０６ｇを秤量添加し、それらを底部に穴（０．８ｍｍφ）の開いた石英出湯管に投入した。７．４Ｙ―８１．３Ｆｅ―１１．３Ｃｏインゴット、Ｙ金属塊およびＣｏ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、２０ｋＰａ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。７．４Ｙ―８１．３Ｆｅ―１１．３Ｃｏインゴットに対して、上記と同様の手順でＹおよびＣｏおよび／またはＦｅの金属塊を適量添加することにより全体の組成を調整した試料を加熱し溶解した。組成は化学式でＹ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_z（１０．５≦ｚ≦１７．０）の範囲で調整した。以下、本実施例では合金組成は化学式で表記する。

（工程Ｂ）
工程ＡにおいてＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金が十分に溶解したことを確認した後、出湯管圧４８ｋＰａ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。本実施例では、ロール周速度４０ｍ／ｓを基本条件として設定した。ロール周速度を高速にすることにより、ａｓ−ｓｐｕｎ試料（急冷凝固後熱処理していない試料）での不規則Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型の生成を抑制することが可能であり、熱処理過程での相分離や構造変化を追跡しやすいためである。ただし、冷却速度に応じた生成相の量や構造の相違を評価する場合には、より遅いロール周速度（０〜４０ｍ／ｓ）でも作製した。

なお、本明細書では、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。本明細書の実施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施例における値を補正して決定すればよい。

（工程Ｃ）
工程Ｂにおいて作製した超急冷薄帯をＮｂ箔に包み、Ａｒフロー雰囲気とした石英管に装填した後、石英管を中で予め所定温度に設定された管状炉に投入し０．５時間保持した。その後、石英管を水中に投下し十分冷却した。Ａｒフロー中での熱処理は、真空中での熱処理よりもＹ元素の蒸発を抑制することができる。そのため、本実施例ではＹとＦｅ，Ｃｏとの組成ずれを抑制する目的でＡｒフロー中において熱処理を実施した。

＜キュリー温度＞
図８には、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_z（１０．５≦ｚ≦１７．０）におけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のａｓ−ｓｐｕｎ試料と９００℃熱処理試料のキュリー温度を示す。９００℃で熱処理することによりＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の構造は組成ｚに応じた構造に概ね収束することを確認している。図８からわかるように、組成ｚに関係なく、９００℃で熱処理することによりキュリー温度は上昇する。少なくとも７００℃以上の熱処理でキュリー温度が上昇することを別途確認した。また、キュリー温度は組成ｚに応じても変化することがわかった。１１．５≦ｚ≦１４．０の組成範囲で、キュリー温度は比較的に高い値を有する。１１．５≦ｚ＜１４．０の組成範囲のタイプＩではキュリー温度は５１４℃に達し、１０．５＜ｚ＜１１．５の組成範囲のタイプＩＩの擬不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造では、キュリー温度は５００℃に達した。

＜熱処理に伴う構造変化＞
図９には、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_z（１０．５≦ｚ≦１７．０）におけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の熱処理に伴う構造変化を室温での軸比で整理したグラフを示す。熱処理に伴う格子変化を明示するため、プロット同士を補間して表示している。

組成ｚの値に関係なく、熱処理温度の高温化に伴ってｂ／ｃの値は大きくなることを別途確認している。この格子変化から、図９のＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は熱処理による相分離・格子変化の過程で複数のタイプに大別される。磁気異方性の観点から、ａ軸の長さとｂ軸の長さが等しくなるにつれ、ｃ軸方向における一軸磁気異方性が最大となることが推定される。このため、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成は、熱処理により、不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造になるタイプＩと、擬不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造になるタイプＩＩとが適切であると推定している。

タイプＩは、１１．５≦ｚ＜１４．０の組成範囲であり、熱処理による格子変化の過程で格子が一時的に大きく歪んだあとａ軸の長さとｂ軸の長さとが等しい不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造（ａ＝ｂ）へと最終的に変化する。

タイプＩＩは、１０．５＜ｚ＜１１．５の組成範囲であり、熱処理による格子変化の過程で格子歪みが小さく、ａ軸の長さとｂ軸の長さがわずかに異なる擬不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造へと変化する。『擬不規則』は、０＜｜（ａ−ｂ）／ａ｜≦０．００１のものを指すことにする。不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造または擬不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を形成するためには、１０．５＜ｚ＜１４．０の組成範囲が望ましい。

このように、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成に応じて、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の熱処理での相変化の過程が異なる。実施した組成範囲でのＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の室温での格子定数は、ａ軸は８．３８オングストローム≦ａ≦８．４７オングストローム、ｂ軸は８．３９オングストローム≦ｂ≦８．４７オングストローム、ｃ軸は４．７７オングストローム≦ｃ≦４．８７オングストロームである。特に、タイプＩでは実施例４に関する後述の図１３に示すように、結晶のサイズがａ軸は８．３８オングストローム≦ａ≦８．４７オングストローム、ｂ軸は８．４３オングストローム≦ｂ≦８．４７オングストローム、ｃ軸は４．７７オングストローム≦ｃ≦４．８５オングストロームである。また、タイプＩＩでは、結晶のサイズがａ軸は８．４１オングストローム≦ａ≦８．４６オングストローム、ｂ軸は８．４２オングストローム≦ｂ≦８．４７オングストローム、ｃ軸は４．７９オングストローム≦ｃ≦４．８６オングストロームである。

図１０Ａには、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）₁₂のａｓ−ｓｐｕｎ試料における生成相の量とロール周速度との関係を示す。図１０Ｂには、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）₁₂の９００℃で熱処理した試料における生成相の量とロール周速度との関係を示す。図１０Ａに示されるａｓ−ｓｐｕｎ試料では、ロール周速度が１５ｍ／ｓ以上のとき、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物が生成されるが、その比率は比較的小さい。ロール周速度が速くなるに伴い、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の生成量は増加する。ロール周速度が３０ｍ／ｓ以上になると、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物が合金全体に占める比率は９０ｗｔ％以上となり飽和する。ロール周速度が１２．５ｍ／ｓ以下と遅く試料の冷却が緩慢な場合には、十分な量のＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物を生成できない。

一方、熱処理により、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は構造が変化するとともに熱分解も生じるため、全体に占める本発明におけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の相比率は低下する。例えば、図１０Ｂに示されるように、９００℃で熱処理した試料では、ロール周速度が２２．５ｍ／ｓ以上になると、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物が合金全体に占める比率は４０ｗｔ％〜５０ｗｔ％程度となり飽和する。結局、９００℃で熱処理した状態では、ロール周速度が２２．５ｍ／ｓ以上ならば相比率は同等である。ロール周速度は、ａｓ−ｓｐｕｎ試料において５０ｗｔ％以上で生成する２０ｍ／ｓ以上が望ましい。熱処理の温度に応じては、ロール周速度を高速にしても生成量は変わらない。

＜結晶構造解析＞
これらの合金に対して、上記に示した方法によって結晶構造解析を行った。図１１Ａには、上記タイプＩ（１１．５≦ｚ＜１４．０）のＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zにおけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のサイト占有率の軸比ｂ／ｃに対する変化を示す。図１１Ｂには、上記タイプＩ（１１．５≦ｚ＜１４．０）のＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zにおけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の内部座標の軸比ｂ／ｃに対する変化を示す。

上記のとおり、ｂ／ｃの大きさは熱処理温度が高温化すると大きくなる。このため、図１１Ａおよび図１１Ｂは、熱処理温度を変化させた時のサイト占有率および内部座標の変化を示していると理解することができる。構造はｂ／ｃの大きさによって概して以下の３つに分けることができる。
（１） ｂ／ｃ≦１．７４６
（２） １．７４６≦ｂ／ｃ≦１．７６０
（３） ｂ／ｃ≧１．７６０

ｂ／ｃ≦１．７４６では、ＴｂＣｕ₇型結晶構造に近い構造が実現される。この構造では、希土類サイト２ａサイトと２ｄサイトの５７％がＹによって占められ、希土類サイト２ａサイトの２２％がＦｅダンベルペア４ｇ₂サイトで置換され、２２％が原子欠損している。（図１１Ａでは２ａ＿ｖａｃ．で示している。）測定上原子欠損でなくＹよりも原子散乱因子の小さな元素、すなわちここではＦｅまたはＣｏが配置している可能性もあるが、そうであっても熱処理による相分離の変化過程は変わらないので、ここでは原子欠損として扱う。４ｅサイトの９１％がＦｅによって占められ９％が原子欠損している。

一方、ｂ／ｃ≧１．７６０では、不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造が実現される。この構造では、希土類サイトは２ａサイトと２ｄサイトに分かれ、体心位置にある２ａサイトの８１％がＹによって占められ、１９％が原子欠損している。さらに２ｄサイトの３３％がＹによって占められ、６６％がＦｅダンベルペア４ｇ₁で置換されている。これらの希土類サイト占有率や希土類サイトとＦｅダンベルペアとの置換比率は、ロール周速度に依存する。例えば、ロール周速度２５ｍ／ｓで出湯し９００℃、０．５時間で熱処理して作製したＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金７．７Ｙ−Ｆｅ７６．６−１５．７Ｃｏ（化学式でＹ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）₁₂）に含まれるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、２ａサイトの８８％がＹによって占められ、１２％が原子欠損しており、２ｄサイトの２３％がＹによって占められ、７４％がＦｅダンベルペア４ｇ₁で置換されている。ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造と不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造とのサイト占有率に観る相違は、２ｄサイトの全てがＦｅダンベルペア４ｇ₁で置換されているか否か、及び２ａサイトの原子欠損の有無である。

本発明の一部である不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造のｂ／ｃの大きさは、実施した範囲では１．７７３以下であり、これ以上の大きさは結晶構造が不安定である。ｂ／ｃの大きさをより大きくするには、特許文献１や非特許文献１に開示されているようにＦｅサイト置換型元素Ｍの添加が必要であるが、著しい磁気特性の低下を誘発し望ましくない。

内部座標は、４ｅサイトは（０．３４６＜ｘ＜０．３６３、０、０）、４ｆサイトは（０．１９７＜ｘ＜０．２１１、０、１／２）、４ｇ₁サイトは（０、０．３３５、０）、４ｇ₂サイトは（０、０．１６５、０）、４ｈサイトは（０、０．２４１＜ｙ＜０．２５０、１／２）、８ｋサイトは（１／４、１／４、１／４）である。

前記のとおり、空間群Ｉｍｍｍ表記において、ｇ_4g2＝０かつｇ_2d＝０かつａ＝ｂかつ、内部座標で４ｇ₁（ｘ）＝４ｅ（ｘ）かつ４ｈ（ｙ）＝４ｆ（ｘ）の場合、空間群Ｉｍｍｍはｃ軸周りに４回回転対称性を有する空間群Ｉ４／ｍｍｍのＴｈＭｎ₁₂型になる。またａ＝√３ｃかつｇ_2a＝ｇ_2dかつｇ_4g1＝ｇ_4g2の場合には、空間群Ｉｍｍｍはｂ軸周りに６回回転対称性を有する空間群Ｐ６／ｍｍｍのＴｂＣｕ₇型結晶構造になる。本発明におけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、ＴｂＣｕ₇型結晶構造やＴｈＭｎ₁₂型結晶構造に近い構造をとるが、サイト間の内部座標や占有率が非等価で特殊座標サイトとならないため回転対称性が生じない。これは、少なくともＸ線で観る長周期の範囲で回転対称性はないことを意味し、単位胞数個程度の局所的に観た場合には回転対称性を有している場合を排除しない。

例えば、図１２には、ロール周速度４０ｍ／ｓで出湯し熱処理することにより作製したタイプＩのＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zにおけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の構造変化過程の極限である（最もＴｂＣｕ₇型結晶構造に近い）結晶構造（ｂ／ｃ＝１．７４）と、不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造（ｂ／ｃ＝１．７７）を示す。サイト占有率の誤差を考慮すると、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の組成はＹ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）₁₀近傍である。不規則性はＸ線で測定される結晶子サイズ内において秩序がないことを指す。Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、実施した範囲では少なくとも２０ｎｍに亘って希土類元素とＦｅダンベルとが確率的に置換した部位を有している。これにより、これらの合金は、空間群Ｉｍｍｍに属し、希土類元素とＦｅダンベルペアとの置換に長周期性がない不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物を含んでいることがわかる。ただし、前述で指摘しているように、２０ｎｍよりも小さな距離で短距離秩序が生じ回転対称性を有している可能性はあり、その場合を排除しない。

図１３には、実施例２でロール周速度４０ｍ／ｓで出湯し熱処理することにより作製したタイプＩのＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zの室温での格子定数の軸比ｂ／ｃに対する変化を示す。ｂ／ｃ≧１．７５９では、ａ軸およびｂ軸の長さが等しくなることが特徴である。本実施例の場合、ａ軸８．３８オングストローム≦ａ≦８．４７オングストローム、ｂ軸８．４３オングストローム≦ｂ≦８．４７オングストローム、ｃ軸４．７７オングストローム≦ｃ≦４．８５オングストロームを有することを特徴とする。

図１４Ａには、上記タイプＩＩ（１０．５＜ｚ＜１１．５）のＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zにおけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のサイト占有率の軸比ｂ／ｃに対する変化を示す。ただし、タイプＩとタイプＩＩの相違を明示するため、破線は図１１Ａで示したタイプＩの変化を示す。図１４Ｂには、上記タイプＩＩ（１０．５＜ｚ＜１１．５）のＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zにおけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の内部座標の軸比ｂ／ｃに対する変化を示す。ただし、タイプＩとタイプＩＩの相違を明示するため、破線は図１１Ｂで示したタイプＩの変化を示す。

上記のとおり、ｂ／ｃの大きさは熱処理温度が高温化すると大きくなるため、図１４Ａおよび図１４Ｂは、タイプＩの場合と同様に熱処理温度を変化させた時のサイト占有率および内部座標の変化と理解することができる。ｂ／ｃ≦１．７４６では、タイプＩと同様にＴｂＣｕ₇型結晶構造に近い構造であり、希土類サイト（Ｉｍｍｍ表記では２ａサイトと２ｄサイト）の５７％がＹによって占められ、２ｄサイトの４３％がＦｅダンベルペア４ｇ₁で置換され、２ａサイトの２２％が原子欠損している。（図１４Ａでは２ａ＿ｖａｃ．で示している。）４ｅサイトの９５％がＦｅによって占められ、５％が原子欠損している。一方、ｂ／ｃ≧１．７６１では、タイプＩでは不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造であるが、タイプＩＩではこの領域で構造を維持することができない。これらの希土類サイト占有率や希土類サイトとＦｅダンベルペアとの置換比率は、タイプＩと同様にロール周速度に依存する。

本発明の一部である擬不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造のｂ／ｃの大きさは実施した範囲では１．７６１以下であり、これ以上の大きさは結晶構造が不安定である。ｂ／ｃの大きさをより大きくするには、タイプＩの組成範囲が望ましい。内部座標は、４ｅサイトは（０．３３８＜ｘ＜０．３６３、０、０）、４ｆサイトは（０．１９７＜ｘ＜０．２１１、０、１／２）、４ｇ₁サイトは（０、０．３２５＜ｘ＜０．３３５、０）、４ｇ₂サイトは（０、０．１６５＜ｘ＜０．１７５、０）、４ｈサイトは（０、０．２４１＜ｙ＜０．２５０、１／２）、８ｋサイトは（１／４、１／４、１／４）である。

図１５には、上記タイプＩＩのＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物Ｙ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_zの室温での格子定数の軸比ｂ／ｃに対する変化を示す。ただし、タイプＩとタイプＩＩの相違を明示するため、破線は図１３で示したタイプＩの変化を示す。タイプＩとタイプＩＩで明らかに格子変形の仕方が異なることがわかった。タイプＩＩでは格子変形過程でａ軸およびｂ軸の長さが概ね等しいことが特徴である。本実施例の場合、ａ軸８．４０オングストローム≦ａ≦８．４６オングストローム、ｂ軸８．４２オングストローム≦ｂ≦８．４５オングストローム、ｃ軸４．７９オングストローム≦ｃ≦４．８６オングストロームを有することを特徴とする。

［実施例２］
＜Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の作製＞
（工程Ａ）
まず、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７．７Ｙ―９２．３Ｆｅ（ａｔ％）よりもＹが３質量％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、組成は７．３Ｙ―９２．７Ｆｅ（ａｔ％）であった。

こうして得た組成が７．３Ｙ―９２．７Ｆｅのインゴットに対して、全体の組成が例えば化学式でＹＦｅ₁₁Ｃｏの場合には、Ｙの金属塊０．１５０ｇとＣｏの金属塊０．７７３ｇを秤量添加し、それらを底部に穴（０．８ｍｍφ）の開いた石英出湯管に投入した。７．３Ｙ―９２．７Ｆｅインゴット、Ｙ金属塊およびＣｏ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、２０ｋＰａ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。７．３Ｙ―９２．７Ｆｅインゴットに対して、上記と同様の手順でＹおよびＣｏの金属塊を適量添加することにより全体の組成を調整した試料を加熱し溶解した。組成は化学式でＹ（Ｆｅ_1-yＣｏ_y）₁₂（０≦ｙ≦０．５）の範囲で調整した。以下、本実施例では合金組成は化学式で表記する。

（工程Ｂ）
工程ＡにおいてＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金が十分に溶解したことを確認した後、出湯管圧４８ｋＰａ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。ロール周速度を２５ｍ／ｓに設定した。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。

（工程Ｃ）
工程Ｂにおいて作製した超急冷薄帯を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。

＜Ｃｏ置換量＞
図１６のグラフには、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_1-yＣｏ_y）₁₂におけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の（ａ）キュリー温度、および（ｂ）室温での体積磁化、および（ｃ）室温での磁気異方性磁界のＣｏ置換量ｙに対する変化を示す。またこれらのそれぞれの値を表１に示す。体積磁化は、後述の実施例４で同定した磁気モーメントと実施例３で同定した単位胞体積・サイト占有率を使用して導出した。体積磁化は、０≦ｙ≦０．１の組成範囲ではＣｏ置換量の増加に伴い増大し、０．１≦ｙ≦０．３の組成範囲では一定または微増、ｙ≧０．３の組成範囲では低下した。磁気異方性磁界は、０≦ｙ≦０．１の組成範囲ではＣｏ置換量の増加に伴い増大し、０．１≦ｙ≦０．３の組成範囲では一定または微減、ｙ≧０．３の組成範囲では低下した。０．１≦ｙ≦０．３の組成範囲では、キュリー温度は４００℃から７００℃であり、体積磁化は１．６１Ｔであり、磁気異方性磁界は２．４Ｔから２．７Ｔ程度である。室温での体積磁化と磁気異方性磁界の変化から、Ｃｏ置換量ｙは０＜ｙ≦０．３の組成範囲が望ましく、０．１≦ｙ≦０．３の組成範囲がより望ましいということがわかった。

＜Ｆｅサイト置換型元素Ｍを使用したＴｈＭｎ₁₂型結晶構造の化合物との比較＞
Ｆｅサイト置換型元素Ｍを使用した特許文献１と比較するため、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＹ（Ｆｅ_1-yＣｏ_y）₁₁Ｔｉ（０＜ｙ≦０．５）について調査した。本実施例と作製条件を合わせるためロール周速度は２５ｍ／ｓで作製し、７００℃、８００℃、９００℃、１０００℃の各温度で熱処理した。ａｓ−ｓｐｕｎ試料にはＴｂＣｕ７型結晶構造とｂｃｃ−Ｆｅ−Ｃｏが含まれていることを観測した。熱処理温度の高温化に伴いＴｂＣｕ₇型結晶構造はＴｈＭｎ₁₂型構造に変化することを観測し、９００℃および１０００℃熱処理した試料ではＴｈＭｎ₁₂型が単相で生成した。急冷の効きが悪いとＴｈＭｎ₁₂型結晶構造とＴｈ₂Ｎｉ₁₇型結晶構造とｂｃｃ−Ｆｅ−Ｃｏが生成する傾向にあった。９００℃で熱処理した試料について本発明に使用した空間群Ｉｍｍｍを使用して構造解析を行ったところ、ｇ_4g2＝０かつｇ_2d＝０かつａ＝ｂかつ、内部座標で４ｇ₁（ｘ）＝４ｅ（ｘ）かつ４ｈ（ｙ）＝４ｆ（ｘ）となり、空間群Ｉｍｍｍはｃ軸周りに４回回転対称性を有する空間群Ｉ４／ｍｍｍのＴｈＭｎ₁₂型結晶構造になった。１０００℃で熱処理した試料の磁気物性値を、本発明と同様の方法で評価した結果を表１に示す。これらの値を上記本発明の磁気物性値と比較すると、全ての磁気物性値において本発明に及ばないことがわかった。

＜結晶構造解析＞
これらの合金に対しても、実施例１と同様に結晶構造解析を行ったところ、これらの合金は、空間群Ｉｍｍｍに属し、希土類元素とＦｅダンベルペアとの置換に長周期性がない不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物を含んでいることを確認した。

また、図１７には、上記Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_1-yＣｏ_y）₁₂におけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ強磁性化合物の格子定数のＣｏ置換量に対する変化を示す。白丸が８００℃熱処理した試料、塗潰した丸が９００℃熱処理した試料である。Ｘ線リートベルト解析から、Ｃｏ元素の置換量に関係なく、８００℃で熱処理したＹ−Ｆｅ−Ｃｏ強磁性化合物はａ軸およびｂ軸の長さが異なることを確認した。ｙ＝０．５の組成を除き、９００℃で熱処理したＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物はａ軸およびｂ軸の長さが同じ不規則ＴｈＭｎ₁₂型となった。熱処理温度を８００℃から９００℃へと上げると、Ｃｏ置換量に関係なくａ軸およびｂ軸は拡大し、ｃ軸は縮小する。本実施例の場合、ａ軸８．３８オングストローム≦ａ≦８．４７オングストローム、ｂ軸８．３７オングストローム≦ｂ≦８．４５オングストローム、ｃ軸４．７８オングストローム≦ｃ≦４．８４オングストロームを有する。

［実施例３］
本実験例では、⁵⁷Ｆｅのメスバウア分光測定から不規則ＴｈＭｎ₁₂型のＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のＣｏ選択配位サイトと磁気モーメントについて評価した。実施例２のロール周速度２５ｍ／ｓで出湯し９００℃０．５時間で熱処理した試料を室温において透過で測定した。

メスバウア分光測定によって得られる内部磁界と磁気モーメントとの間には、ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造で一般的に使用されている１５．７Ｔ／μ_Bの比例関係を用い換算した。メスバウアスペクトルの解析では、混相であるためＦｅ元素の置かれた環境を全て反映して解析するのは自由度の多さから不可能である。そのため、サイト周りの局所環境が類似しているサイトは全て同一し、またＣｏ原子からの距離によるＦｅ原子の差異も無視し結晶学的な同一サイトとして扱った。結果、不規則ＴｈＭｎ₁₂型で３成分、不規則Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型で４成分、ｂｃｃ−Ｆｅ−Ｃｏで１成分の合計８成分で解析を行った。任意性を排除するために、Ｘ線リートベルト解析の相比率の結果を参考にして最初に１０００℃で０．５時間熱処理した試料から不規則Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型とｂｃｃ−Ｆｅ−Ｃｏの５成分を同定した。その後、５成分を固定した条件で３成分を追加し、９００℃で０．５時間熱処理した試料のメスバウアスペクトルを解析した。５成分を固定した解析の正当性は、９００℃で０．５時間熱処理した試料と１０００℃で０．５時間熱処理した試料とでは、不規則Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型とｂｃｃ−Ｆｅ−Ｃｏのキュリー温度に差異がないことから支持される。なぜなら、キュリー温度に差異がないことは、交換相互作用や磁気モーメントの大きさに差異がないことを意味し、それらを反映したメスバウアパラメータの内部磁界と異性体シフトに差異がないことを意味するからである。

表２にＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のタイプＩの不規則ＴｈＭｎ₁₂型における各Ｆｅサイトへ配位する２．７オングストローム以内のＦｅサイトを示す。

ここで、「２．７オングストローム」は、ウィグナー・ザイツ胞の定義に使用する元素を全て包含するのに十分な距離であり、各Ｆｅサイトへ特に影響を与える元素を包含する距離である。有効配位数とは配位する元素数に距離の重み付きを掛けたものであり、各サイト周りの局所環境を反映し局在性の指標を与える。有効配位数が小さいほど局在性が大きいことを示しており、各Ｆｅサイトの局在性は４ｆ＞４ｇ₁＞４ｈ＞４ｅ＞８ｋの順になっている。本解析では、有効配位数の近い４ｆと４ｇ₁、４ｈと４ｅをそれぞれ同一のサイトとして扱った。

図１８にＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ（Ｆｅ_1-yＣｏ_y）₁₂におけるＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のタイプＩの不規則ＴｈＭｎ₁₂型の（ａ）内部磁界と磁気モーメント、（ｂ）四重極モーメント、（ｃ）異性体シフト、（ｄ）Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の成分内での面積比率のＣｏ置換量依存性をそれぞれ示す。ただし、室温で測定した。各成分とサイトとの対応付けの方法は、以下の異性体シフトと内部磁界の大きさに基づき実施した。異性体シフトは、各サイトの核位置でのｓ電子密度を反映しており、異性体シフトが大きいほどｓ電子密度は小さい。一般に局在性の大きいサイトはｓ電子密度が小さく、また内部磁界は大きい傾向にあるため、表２での局在性の順に従い異性体シフトと内部磁界の大きさが４ｆ、４ｇ₁＞４ｅ、４ｈ＞８ｋの順となるようにサイトと各成分を対応付けた。

（ａ）室温での内部磁界と磁気モーメント＜ｍ＞のＣｏ置換量依存性では、０＜ｙ≦０．１の組成範囲ではＣｏ置換量の増加に伴い急激に上昇し、０．１≦ｙ≦０．３５の組成範囲ではＣｏ置換量増加に伴い微増または横ばいであり、ｙ≧０．３５では急激に減少することを観測した。内部磁界と磁気モーメント＜ｍ＞の大きさから、Ｃｏ置換量は０．１≦ｙ≦０．３５の組成範囲が望ましい。

（ｂ）四重極分裂は各Ｆｅサイトの電場勾配と比例し、各Ｆｅサイトに配位する元素の情報を与えるため、Ｃｏ元素が選択配位するサイトを同定することが可能である。Ｃｏ置換量の増加に伴い、四重極分裂の変化量は８ｋ＞４ｅ、４ｈ＞４ｆ、４ｇ₁サイトの順であり、Ｃｏ元素の配位による影響が大きな順となっている。表２から、８ｋサイトの第一近接サイトは８ｋサイトで０．２３９ｎｍ、４ｅ、４ｈサイトの第一近接サイトは８ｋサイトで０．２４３ｎｍであり、Ｃｏ元素が８ｋサイトに配位していることを示唆している。また、（ｄ）１−１２相成分内での面積比率はＦｅサイトの数を表しており、４ｆ、４ｇ₁サイトと４ｅ、４ｈサイトはほとんど平行で比率が上昇する一方で、８ｋサイトは減少しており、Ｃｏ元素が８ｋサイトに選択的に配位していることを確認した。

（ｃ）異性体シフトは、核位置でのｓ電子密度を反映し、３ｄ電子密度を反映する。３ｄ電子密度が上昇すると、遮蔽効果により核位置でのｓ電子密度が低下し、異性体シフトは増加する。Ｆｅ元素の占有率の重み付き平均である平均異性体シフトは、０≦ｙ≦０．１８の組成範囲でほとんど変化がなく、ｙ≧０．１８の組成範囲で増加することを観測した。これは、Ｃｏ置換量が０≦ｙ≦０．１８の組成範囲では３ｄ電子密度にほとんど変化がなく、ｙ≧０．１８の組成範囲では３ｄ電子密度が増加することを意味している。ＴｈＭｎ₁₂型のＹＦｅ₁₂では８ｉ、８ｊサイトのアップスピンバンドは全て電子で占有されている一方、８ｆサイトのアップスピンバンドは電子占有の余地があるため、８ｆサイトにＣｏが選択配位することによりある閾値までは磁気モーメントは上昇することが知られている。構造が類似の不規則ＴｈＭｎ₁₂型では８ｆサイトに対応するのが８ｋサイトであるため、Ｃｏの８ｋサイトへの選択配位により磁気モーメントは上昇すると推定している。しかし、閾値を超すことにより、ダウンスピンバンドへの電子占有を許すことになり不対電子が減少して磁気モーメントは低下する。これらの状況を踏まえると、（ａ）の内部磁界と磁気モーメント＜ｍ＞のＣｏ置換量依存性は以下のように説明できる。Ｃｏ置換量が０＜ｙ≦０．１の組成範囲では、磁気モーメントｍの増加とキュリー温度上昇の相乗効果により磁気モーメント＜ｍ＞は急激に上昇し、Ｃｏ置換量が０．１≦ｙ≦０．３５の組成範囲では、磁気モーメントｍが減少し始めキュリー温度上昇の効果と拮抗することにより微増または横ばいとなり、Ｃｏ置換量がｙ≧０．３５の組成範囲では、磁気モーメントｍの減少がキュリー温度上昇効果を勝り磁気モーメント＜ｍ＞が減少すると推定できる。

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磁気異方性磁界の大きさが、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、Ｃｏ、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。

［実施例４］
＜Ｙ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の作製＞
（工程Ａ）
まず、組成が７．７Ｙ―９２．３Ｆｅ（ａｔ％）（化学式で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７．７Ｙ―９２．３ＦｅよりもＹが５質量％多くなるように、１２３．０ｇ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、組成は７．７Ｙ―９２．３Ｆｅであった。同様の方法で、組成が９．３Ｓｍ―９０．７Ｆｅ（ａｔ％）の合金インゴットを作製した。

こうして得た７．７Ｙ―９２．３Ｆｅインゴットと９．３Ｓｍ―９０．７Ｆｅインゴットに対して、全体の組成が例えば化学式でＹ_0.7Ｓｍ_0.3（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）₁₂の場合には、Ｙの金属塊０．０８９ｇとＳｍの金属塊０．０６４ｇとＣｏの金属塊１．５０４ｇを秤量添加し、それらを底部に穴（０．８ｍｍφ）の開いた石英出湯管に投入した。７．７Ｙ―９２．３Ｆｅインゴットおよび９．３Ｓｍ―９０．７ＦｅインゴットおよびＳｍ金属塊およびＹ金属塊およびＣｏ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、２０ｋＰａ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。７．７Ｙ―９２．３Ｆｅインゴットと９．３Ｓｍ―９０．７Ｆｅのインゴットに対して、上記と同様の手順でＹおよびＳｍおよびＣｏの金属塊を適量添加することにより全体の組成を調整した試料を加熱し溶解した。組成は化学式でＹ_1-xＳｍ_x（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_z（０≦ｘ≦０．５、１１．５≦ｚ≦１２．０）の範囲で調整した。以下、本実施例では合金組成は化学式で表記する。

（工程Ｂ）
工程ＡにおいてＹ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金が十分に溶解したことを確認した後、出湯管圧４８ｋＰａ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。本実施例では、ロール周速度４０ｍ／ｓに設定した。ロール周速度を高速にすることにより、不規則Ｔｈ₂Ｎｉ₁₇型の生成を抑制することが可能であり、熱処理過程での相分離や構造変化を追跡しやすいためである。

（工程Ｃ）
工程Ｂにおいて作製した超急冷薄帯をＮｂ箔に包み、Ａｒフロー雰囲気中で予め所定温度に設定された管状炉に投入し０．５時間保持した。その後、石英管を水中に投下し十分冷却した。Ａｒフロー中での熱処理は、真空中での熱処理よりもＹ元素およびＳｍ元素の蒸発を抑制することができる。そのため、本実施例では希土類元素と３ｄ遷移金属との組成ずれを抑制する目的でＡｒフロー中において熱処理を実施した。

図１９Ａ〜Ｃには、Ｙ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成Ｙ_1-xＳｍ_x（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）_z（０≦ｘ≦０．５、ｚ＝１１．５、１２．０）におけるＹ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ強磁性化合物のキュリー温度、室温での磁気異方性磁界、および室温での体積磁化のＳｍ置換量ｘに対する変化を示す。また、これらのそれぞれの値を表３に示す。

これらの合金に対しても、実施例１と同様に結晶構造解析を行ったところ、これらの合金は、空間群Ｉｍｍｍに属し、希土類元素とＦｅダンベルペアとの置換に長周期性がない不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物を含んでいることを確認した。また、ｘ≧０．３の組成範囲では熱処理温度に応じて軽希土類元素に特徴的なＴｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶構造も生成することを確認した。Ｘ線リートベルト解析から、ＳｍリッチなＴｈ₂Ｚｎ₁₇型とＹリッチなＴｈ₂Ｎｉ₁₇型に分解することを確認した。

実施した組成範囲でのＹ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の室温での格子定数は、ａ軸は８．３９オングストローム≦ａ≦８．４９オングストローム、ｂ軸は８．４３オングストローム≦ｂ≦８．４７オングストローム、ｃ軸は４．７８オングストローム≦ｃ≦４．８８オングストロームである。

実施例１および実施例２の結果を含めると、本発明におけるＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の室温での格子定数は、ａ軸は８．３８オングストローム≦ａ≦８．４９オングストローム、ｂ軸は８．３７オングストローム≦ｂ≦８．４７オングストローム、ｃ軸は４．７７オングストローム≦ｃ≦４．８８オングストロームである。

＜Ｆｅサイト置換型元素Ｍを使用した合金との比較＞
ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＳｍ（Ｆｅ_1-yＣｏ_y）₁₁Ｔｉ（０＜ｙ≦０．５）について調査した。本実施例と作製条件を合わせるためロール周速度は４０ｍ／ｓで作製し、７００℃、８００℃、９００℃、１０００℃の各温度で熱処理した。ａｓ−ｓｐｕｎ試料にはＴｂＣｕ₇型結晶構造とｂｃｃ−Ｆｅ−Ｃｏが含まれていることを観測した。熱処理温度の高温化に伴いＴｂＣｕ₇型結晶構造はＴｈＭｎ₁₂型構造に変化することを観測し、９００℃および１０００℃熱処理した試料ではＴｈＭｎ₁₂型が単相で生成した。急冷の効きが悪いとＴｈＭｎ₁₂型結晶構造とＴｈ₂Ｎｉ₁₇型結晶構造とｂｃｃ−Ｆｅ−Ｃｏが生成する傾向にあった。９００℃で熱処理した試料について本発明に使用した空間群Ｉｍｍｍを使用して実施例１と同様に構造解析を行ったところ、ｇ_4g2＝０かつｇ_2d＝０かつａ＝ｂかつ、内部座標で４ｇ₁（ｘ）＝４ｅ（ｘ）かつ４ｈ（ｙ）＝４ｆ（ｘ）となり、空間群Ｉｍｍｍはｃ軸周りに４回回転対称性を有する空間群Ｉ４／ｍｍｍのＴｈＭｎ₁₂型結晶構造になっていた。１０００℃で熱処理した試料の磁気物性値を、本発明と同様の方法で評価した結果を表３に示す。

室温での磁気異方性磁界はＳｍＦｅ₁₁Ｔｉで１０．５―１２．５Ｔであり、磁気異方性エネルギーは３．７ＭＪ／ｍ³である。Ｃｏ置換量の増加に伴い室温での磁気異方性エネルギーは低下し、Ｓｍ（Ｆｅ_0.9Ｃｏ_0.1）₁₁Ｔｉでは２．５ＭＪ／ｍ³、Ｓｍ（Ｆｅ_0.8Ｃｏ_0.2）₁₁Ｔｉでは２．１ＭＪ／ｍ³でありＳｍ（Ｆｅ_0.6Ｃｏ_0.4）₁₁Ｔｉでは磁化は傾き一軸磁気異方性ではない。ＳｍＦｅ₁₁Ｔｉと比較した場合、本発明におけるＳｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物はＳｍ元素の使用量は半分程度であるため磁気異方性エネルギーも半分程度である。しかしながら、本発明におけるＳｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物はＣｏ置換により磁気異方性エネルギーが向上するため、Ｃｏ置換量が同等のＳｍ（Ｆｅ_0.8Ｃｏ_0.2）₁₁Ｔｉと比較した場合、Ｓｍ元素の使用量は半分程度で磁気異方性エネルギーは同等である。体積磁化については、本発明におけるＳｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のほうが格段に大きいと言える。

また、Ｒ元素置換型元素Ｔを使用した特許文献２および特許文献３と比較するため、Ｓｍ_1-xＺｒ_x（Ｆｅ_1-yＣｏ_y）₁₁について調査した。本実施例と作製条件を合わせるためロール周速度は４０ｍ／ｓで作製し、７００℃、８００℃、９００℃、１０００℃の各温度で本実施例と同様の方法で熱処理した。９００℃以上の熱処理でＴｈ₂Ｚｎ₁₇相とｂｃｃ−Ｆｅ−Ｃｏに分解した。ａ＝√３ｃかつｇ_2a＝ｇ_2dかつｇ_4g1＝ｇ_4g2となり空間群Ｉｍｍｍはｂ軸周りに６回回転対称性を有する空間群Ｐ６／ｍｍｍのＴｂＣｕ₇型結晶構造になった。特許文献２では１０００℃以上の熱処理でもＴｈＭｎ₁₂型が生成すると記載されているが、本検討では確認できず特許文献３の記載内容と同じ結果を得た。その結果、表に示す。

特許文献２に記載されている空間群Ｐ６／ｍｍｍでの軸比を本発明の空間群Ｉｍｍｍに変換すると１．７００＜ｂ／ｃ＜１．７５２の範囲になる。これは図９のグラフにおけるＴｂＣｕ₇型構造の範疇にあるため、特許文献２の合金と同様の合金を作製できたと言える。これに対し、本発明の合金組成によれば、特許文献２に記載されている化合物よりもｂ／ｃの大きな構造を得ることができる。

［実施例５］
＜Ｇｄ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の作製＞
（工程Ａ）
この実験例では、まず、組成が７．７Ｇｄ―８０．８Ｆｅ―１１．５Ｃｏ（ａｔ％）（化学式でＧｄ（Ｆｅ０．８７５Ｃｏ０．１２５）₁₂）で示される総重量９００ｇの原料合金を得るため、Ｇｄ（純度９９．９％）と電解鉄（純度９９．９％）と電解コバルト（純度９９．９％）をそれぞれ秤量した。高温でのＧｄの蒸発を考慮し、狙い組成７．７Ｇｄ―８０．８Ｆｅ―１１．５ＣｏよりもＧｄが３質量％多くなるように、１７５．２ｇのＧｄと、６３４．３ｇのＦｅと、９５．６ｇのＣｏ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、組成は７．６Ｇｄ―８１．０Ｆｅ―１１．４Ｃｏであった。

こうして得た組成が７．６Ｇｄ―８１．０Ｆｅ―１１．４Ｃｏのインゴットに対して、全体の組成が化学式でＧｄ（Ｆｅ_0.83Ｃｏ_0.17）₁₂の場合には、Ｇｄの金属塊０．１１０ｇとＣｏの金属塊０．４２１ｇを秤量添加し、それらを底部に穴（０．８ｍｍφ）の開いた石英出湯管に投入した。７．６Ｇｄ―８１．０Ｆｅ―１１．４Ｃｏインゴット、Ｇｄ金属塊およびＣｏ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、２０ｋＰａ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。以下、本実施例では合金組成は化学式で表記する。

（工程Ｂ）
工程ＡにおいてＧｄ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金が十分に溶解したことを確認した後、出湯管圧４８ｋＰａ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。ロール周速度を２５ｍ／ｓに設定した。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が、溶湯温度が高すぎる場合、溶湯の粘性が著しく低下し出湯条件が同じでもロールへの接触面積が異なってくるため冷却速度に無視できない相違が生じる。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、Ｇｄ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金の融点は推定で１１００℃以上である。

（工程Ｃ）
工程Ｂにおいて作製した超急冷薄帯を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。

こうして得たＧｄ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金に対しても、実施例１と同様に結晶構造解析を行ったところ、これらの合金は、空間群Ｉｍｍｍに属し、希土類元素とＦｅダンベルペアとの置換に長周期性がない不規則ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有するＹ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物を含んでいることを確認した。またこれらの合金が含む強磁性化合物は、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物に観られるのと同様の熱処理による格子変化を示すことをＸ線リートベルト解析により確認した。さらに、６５０℃以上の熱処理によりＧｄ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のキュリー温度は上昇し、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物と同様であることを確認した。

また、Ｓｍを添加したＧｄ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金を作製し、Ｙ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金と同様の方法で構造および物性値を評価したところ、実施例４と同様にＧｄ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物を含んでいることを確認した。またこれらの合金が含む強磁性化合物は、Ｇｄ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物に観られるのと同様の熱処理による格子変化を示すことをＸ線リートベルト解析により確認した。さらに、６５０℃以上の熱処理によりＧｄ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物のキュリー温度は上昇し、Ｙ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物と同様であることを確認した。しかし、Ｙ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物と比較して、体積磁化は低下しその半面で磁気異方性磁界は向上することを確認した。

実施した組成範囲でのＧｄ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物の室温での格子定数は、ａ軸は８．３９オングストローム≦ａ≦８．４９オングストローム、ｂ軸は８．４３オングストローム≦ｂ≦８．４７オングストローム、ｃ軸は４．７８オングストローム≦ｃ≦４．８８オングストロームである。

本発明のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ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. 空間群ＩｍｍｍのＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物（Ｒ’は１種類以上の希土類元素であって、少なくともＹまたはＧｄを含む）を含むＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金であって、
   前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成を化学式でＲ’（Ｆｅ_1-yＣｏ_y）ｚとするとき、０＜ｙ≦０．３、１０．５＜ｚ＜１４．０を満たしており
   前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、希土類元素の占有サイトの少なくとも一部がＦｅ原子ペアによってランダムに置換された強磁性化合物である、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金。
2. 前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、六方晶ＴｂＣｕ₇型結晶構造と体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造との中間的な結晶構造を有する、請求項１に記載のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金。
3. 前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、２つの希土類元素サイト２ａと２ｄ、および６つの３ｄ遷移金属サイト４ｅ、４ｆ、４ｇ₁、４ｇ₂、４ｈ、８ｋによって構成される強磁性化合物である、請求項１または２に記載のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金。
4. 前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、２ａサイトと４ｇ₂サイトのＦｅ原子ペアの間、および２ｄサイトと４ｇ₁サイトのＦｅ原子ペアの間にそれぞれランダム置換が生じている強磁性化合物である、請求項３に記載のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金。
5. 前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、２ａサイトに原子欠損が生じている強磁性化合物である、請求項３または４に記載のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金。
6. 前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物において、原子欠損が生じていない２ａサイトのサイト占有率をｇ_2a、原子欠損が生じている２ａサイトのサイト占有率をｇ_{2a vac}、２ｄサイトのサイト占有率ｇ_2d、４ｇ₁サイトのサイト占有率をｇ_4g1、４ｇ₂サイトのサイト占有率をｇ_4g2とするとき、０．４０≦ｇ_2a≦０．９、０≦ｇ_{2a vac}≦０．４０、０．２０≦ｇ_2d≦０．７０であり、０．４０≦ｇ_2a＋ｇ_4g2≦１と０．２０≦ｇ_2d＋ｇ_4g1≦１の関係が成立している請求項３から５のいずれかに記載のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金。
7. 前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、室温におけるａ軸の格子定数をａ、ｂ軸の格子定数をｂ、ｃ軸の格子定数をｃとすると、それぞれ８．３８オングストローム≦ａ≦８．４９オングストローム、８．３７オングストローム≦ｂ≦８．４７オングストローム、４．７７オングストローム≦ｃ≦４．８８オングストロームを有する強磁性化合物である、請求項１から６のいずれかに記載のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金。
8. 前記Ｒ’を構成するＹ元素またはＧｄ元素以外の元素がＳｍである、請求項１から６のいずれかに記載のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金。
9. 前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の組成におけるＲ’を構成するＹまたはＧｄとＳｍとの元素比を（Ｙ，Ｇｄ）_1-xＳｍ_xの化学式で表現するとき、０＜ｘ≦０．５を満たしている、請求項８に記載のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金。
10. Ｒ’、ＦｅおよびＣｏを含有する合金の溶湯を用意する工程Ａと、
    前記合金の溶湯を冷却して凝固させることにより、請求項１に記載のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物を含むＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金を形成する工程Ｂと、
    を含む、Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の製造方法。
11. 前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金を加熱する熱処理工程を含む、請求項１０に記載のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の製造方法。
12. 前記Ｒ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性化合物は、六方晶ＴｂＣｕ₇型結晶構造と体心正方晶ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造との中間的な結晶構造を有する、請求項１０または１１に記載のＲ’−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金の製造方法。

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