JP2016042527A - 希土類異方性磁石材料およびその製造方法、希土類磁石前駆体材料およびその製造方法 - Google Patents

希土類異方性磁石材料およびその製造方法、希土類磁石前駆体材料およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】磁化を低下させている第三元素を用いず、ThMn12構造をもつ材料の合成を実現し、高い飽和磁化、異方性磁界、キュリー温度をもつ高性能磁石材料を提供すること。【解決手段】一般式:RT12Ny(式中、RはY、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Yb及びLuからなる群から選択される少なくとも1種類の希土類元素、TはFe、Co及びNiからなる群から選択される少なくとも1種類の元素であり、yは0.5≦y≦1.5である)で表され、ThMn12型結晶構造を有し、窒素原子が当該ThMn12型結晶構造でのR原子間位置に位置することを特徴とする希土類異方性磁石材料。【選択図】 図3

Description

本発明は、エレクトロニクス、情報通信、医療、工作機械分野、産業用・自動車用モータなど広範な分野で使用するのに適した、高特性の永久磁石に用いて好適な希土類異方性磁石材料及び希土類磁石前駆体材料に関する。
現在、最も高性能の磁石に用いられている磁性化合物は、NdFe14B化合物である。これは、1982年に発明されたNd−Fe−B磁石(Sagawa et al., Croat et al.)の主相であり、1984年に結晶構造が決定(Herbst et al.)されており、飽和磁化1.6T、異方性磁界7T、キュリー温度300℃を示すもので、永久磁石材料として利用されている(特許文献1、2参照)。
Feは、地殻中の資源量が群を抜いて豊富であり、磁化が高く、キュリー温度も高い。そこで、Feを主成分とし、高いH実現のために少量の希土類元素(R)を含む二元の化合物としては、RFe17相とRFe17相とがこれまでに報告されている。しかし、RFe17相はキュリー温度が室温付近と低いため、実用的な永久磁石材料として使用できず、RFe17相に至っては磁化が低すぎるため実用化の検討もされていない。他方で、R−Fe系の高Fe濃度の化合物としては第三元素Mを加えた三元化合物が存在し、NdFe14Bはその一種である。既知の三元化合物の中でもThMn12型化合物は最も低希土類濃度で鉄族遷移金属の含有量が最大であるために、大きな磁化が期待される(特許文献3参照)。しかし、ThMn12型化合物では、第三元素として金属元素Mが必須であったために、Fe濃度が0.892(=11.6/13)を超える物質は今までに存在しなかった。すなわち、バルクでThMn12構造を有する材料は、R(Fe、M)12のようにFeの一部をM元素で置換することでのみ生成する(非特許文献1参照)ことから、安定化元素としてM元素、すなわち、Al、Si、Ti、V、Mo、Nb、Cr、Wを加える必要があるとされていた。
また、Mにより構造安定化したThMn12構造を要する化合物に窒素(N)を拡散浸透させた元素侵入型化合物R(Fe, M)12Nが優れた磁性を示すことも知られている(非特許文献2、特許文献3参照)。例えば、ThMn12構造を有するNdFe11Tiは窒素を導入しNdFe11TiNとすることで一軸異方性を示し、磁化は1.38T、異方性磁界は8.0T(@300K)、キュリー温度は740Kとなり(非特許文献3参照)、高温ではNd−Fe−B磁石に匹敵する磁石材料になる可能性を持つと考えられている。しかしながら、NdFe11TiはFeを非磁性体の第三元素と置換することで、磁化を著しく低下させているため、その理論限界がNdFeB磁石には及ばない。
ところで、磁石材料の性能を表すエネルギー積BHmaxの向上は、鋳造磁石から始まり、フェライト磁石、サマリウムーコバルト磁石と新しい磁石を見つけることで成し得てきた。最近では、実験室レベルにおいてであるが、Nd−Fe−B 系焼結磁石のエネルギー積BHmaxは440kJ/m(55MGOe)を超える値が実現されている(非特許文献5参照)。この値はNdFe14B相の飽和磁化Jsから1/(4μ)Js2で見積もられるBHmaxの理論限界512kJ/m(64MGOe)の約86%にまで、迫っている。
他方で、希土類元素としてサマリウムを用いることも、例えば特許文献4で提案されている。
しかし、SmFe12はNdFe14Bに比べ磁化も小さいことに加え、後で説明するように、Smはスティーブンス因子が正であるために、N等を導入すると一軸異方性を示さず、N等を導入しなければキュリー温度がNdFe14Bと同程度であるためNdFe14Bに取って代わる存在にはなり得ないという課題があった。
国際公開2013/145088号 特開平8−335506号公報 特開平5−114507号公報 特許第4659780号公報
K H. J. Buschow, J. Appl.Phys. 63 (1988) 3130. Fujii and Sun, Handbook of Ferromagnetic Materials, Volume 9, Chapter 3, 1995 Elsevier Science B.V. D. Wang et al., JMMM 124 (1993) 62-68 Miyake et al., JPSJ. 83 (2014) 043702. D. Harimoto et al., Hitachi Giho 23 (2007) 69.
本発明は、上述した課題を解決したもので、磁化を低下させている第三元素を用いず、ThMn12構造をもつ材料の合成を実現し、高い飽和磁化、異方性磁界、キュリー温度をもつ高性能磁石材料を提供することを目的とする。
発明1の希土類異方性磁石材料は、一般式:RT12
(式中、RはY、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Yb及びLuからなる群から選択される少なくとも1種類の希土類元素、TはFe、Co及びNiからなる群から選択される少なくとも1種類の元素であり、yは0.5≦y≦1.5である)で表され、ThMn12型結晶構造を有し、窒素原子が当該ThMn12型結晶構造でのR原子間位置に位置することを特徴とする。窒素量であるyは0.5以上で異方性を示し、その量は理論的に1.5を超えて侵入することはない。
発明2の希土類異方性磁石材料は、一般式:R(Fe1−x12
(式中、RはY又はPrからなる群から選択される少なくとも1種類の希土類元素、TはFe、Co、Ni及びNiからなる群から選択される少なくとも1種類の元素であり、xは0.70≦x≦1.0、yは0.5≦y≦1.5である)で表され、ThMn12型結晶構造を有し、窒素原子が当該ThMn12型結晶構造でのR原子間位置に位置し、室温の磁化が1.6T以上、異方性磁界が7T以上、キュリー温度が300℃以上であることを特徴とする。窒素量であるyは0.5以上で異方性を示し、その量は理論的に1.5を超えて侵入することはない。xが少なくなるとNの侵入量が減り、磁気特性を劣化させる。N量を0.5以上に保つためには0.70以上のxが必要である。
発明3の希土類異方性磁石材料は、一般式:Nd(Fe1−x12
(式中、TはFe、Co、Ni及びNiからなる群から選択される少なくとも1種類の元素であり、xは0.70≦x≦1.0、yは0.5≦y≦1.5である)で表され、ThMn12型結晶構造を有し、窒素原子が当該ThMn12型結晶構造でのR原子間位置に位置し、室温の磁化が1.7T以上、異方性磁界が7T以上、キュリー温度が300℃以上であることを特徴とする。窒素量であるyは0.5以上で異方性を示し、その量は理論的に1.5を超えて侵入することはない。xが少なくなるとNの侵入量が減り、磁気特性を劣化させる。N量を0.5以上に保つためには0.70以上のxが必要である。
発明4の希土類異方性磁石材料は、一般式:RR’1−x(Fe1−y12
(式中、RはY、Nd及びPrからなる群から選択される少なくとも1種類の希土類元素、R’はTb、Dy及びHoからなる群から選択される少なくとも1種類の希土類元素、TはFe、Co、Ni及びNiからなる群から選択される少なくとも1種類の元素であり、xは0.8≦x≦1.0、yは0.7≦y≦1、zは0.5≦z≦1.5である)で表され、ThMn12型結晶構造を有し、窒素原子が当該ThMn12型結晶構造でのR原子間位置に位置し、室温の異方性磁界が8T以上、キュリー温度が300℃以上であることを特徴とする。R‘量を増やすことで生じる磁化の低下をxを0.8以上とすることで永久磁石としての使用に耐えうるものにできる。窒素量であるzは0.5以上で異方性を示し、その量は理論的に1.5を超えて侵入することはない。yが少なくなるとNの侵入量が減り、磁気特性を劣化させる。N量を0.5以上に保つためには0.70以上のyが必要である。
発明5の希土類異方性磁石材料は、発明4の希土類異方性磁石材料において、室温の磁化が1.4T以上であることを特徴とする。
発明6の希土類磁石前駆体材料は、一般式:RR’1−x(Fe1−y12
(式中、RはY、Nd及びPrからなる群から選択される少なくとも1種類の希土類元素、R’はTb、Dy及びHoからなる群から選択される少なくとも1種類の希土類元素、TはFe、Co、Ni及びNiからなる群から選択される少なくとも1種類の元素であり、xは0.8≦x≦1.0である)で表され、ThMn12型結晶構造を有し、発明1〜5の希土類異方性磁石材料を合成するために好適な前駆体であることを特徴とする。
発明7の希土類異方性磁石材料の合成方法は、発明1から発明5の何れか1つのThMn12型結晶構造を有する希土類異方性磁石材料の格子定数aとの格子ミスフィットが10%以下となる単体元素または化合物を基板およびバッファー層として用い、エピタキシャル成長法により、前記R又は前記Tの少なくとも一方の単体原料または合金原料からたたき出された元素を基板温度400〜900℃の範囲で堆積し、その後400℃〜700度の範囲で窒素雰囲気の下で窒化することにより、前記希土類異方性磁石材料を合成することを特徴とする。
発明8の希土類異方性磁石前駆体材料の合成方法は、発明6のThMn12型結晶構造を有する希土類磁石材料の格子定数aとの格子ミスフィットが10%以下となる単体元素または化合物を基板およびバッファー層として用い、アルゴンガス中でのエピタキシャル成長法により、前記R又は前記Tの少なくとも一方の単体原料または合金原料からたたき出された元素を基板温度400〜900℃の範囲で堆積することにより前記希土類磁石前駆体材料を合成することを特徴とする。
発明9の希土類異方性磁石材料の合成方法は、発明7に記載の発明1から発明5の何れか1つに記載のThMn12型結晶構造を有する希土類異方性磁石材料の合成方法であって、前記バッファー層がMo、Cr、V、Ta、W、Pt、TiN、Ag、Auのいずれかの元素で構成されることを特徴とする。また、発明10の希土類磁石材料の合成方法は、発明8に記載の発明6に記載のThMn12型結晶構造を有する希土類磁石前駆体材料の合成方法であって、前記バッファー層がMo、Cr、V、Ta、W、Pt、TiN、Ag、Auのいずれかの元素で構成されることを特徴とする。
本発明の希土類異方性磁石材料によれば、第三元素を用いることなく、ThMn12構造をもつ材料の合成を実現して、高い飽和磁化、異方性磁界、キュリー温度をもつ高性能磁石材料を提供できる。
本発明の希土類異方性磁石材料の合成方法によれば、基板温度400〜900℃の範囲として、エピタキシャル成長法により希土類異方性磁石材料を合成できる。
本発明の希土類磁石前駆体材料によれば、上記希土類異方性磁石材料の前駆体として好適である。
本発明の一実施の形態としてのNdFe12試料の積層構造を示す図である。 本発明の一実施の形態としてのNdFe12N試料の製造工程を説明するフローチャートである。 本発明の一実施の形態としてのNdFe12N試料の結晶格子における原子配置を示す斜視図である。 本発明の一実施の形態としてのNdFe12試料の構造を示す透過電顕像で、(A)はHADDF像、(B)はFe像、(C)はNd像、(D)はW像である。 本発明の一実施の形態としてのNdFe12N試料の構造を示す透過電顕像で、(A)はHADDF像、(B)はFe像、(C)はNd像、(D)はW像である。 本発明の一実施の形態としての試料のXRD結果を示す図で、(a)はバッファー層W、基板温度600℃、窒化温度400℃、(b)はバッファー層W、基板温度700℃、(c)はバッファー層V、基板温度400℃で試料を作製した場合を示してある。 本発明の一実施の形態としてのNdFe12試料とNdFe12N試料の磁化曲線を示す図で、横軸は印加磁場、縦軸は磁化状態を示してある。 本発明の一実施の形態としてのNdFe12N試料の磁化曲線を示す図で、横軸は温度、縦軸は磁化を示してある。 本発明の一実施の形態としてのNdFe12試料とNdFe12N試料の格子定数や飽和磁化等の物性値の説明図である。
以下、図面や表を用いて本発明の実施形態を詳細に説明する。なお、本明細書に用いる用語について、以下に定義を記載する。
『飽和磁化』とは、磁性体が磁界の中に置かれるとそれ自身が磁石となる場合において、磁界を強くしていくと当該磁性体の磁化がある一定値で飽和する性質をいう。
『異方性磁界』とは、強磁性体中の磁気モーメントの向きによって、その内部エネルギーが異なる性質をいう。内部エネルギーが異なるため、磁気モーメントが向き易い方向(磁化容易方向)と、向き難い方向(磁化困難方向)が存在することになる。
『キュリー温度』とは、強磁性体が常磁性体に変化する転移温度をいい、その温度以上では強磁性の性質が失われる温度で、例えば鉄では770℃である。
『スティーブンス因子』とは、希土類元素の内殻にある4f電子の電化密度(形状)に関する物理量である。これが負であると対称軸に対して縮んだ形、正であると球対称から伸びた形になる。4f電子雲は周りのイオンからの結晶場を受けて、その安定方向が決まるため、電子運の形状は磁気異方性の向きを決定づける。
希土類磁石は希土類元素が示す大きな結晶磁気異方性と鉄族遷移金属が示す高磁化・高キュリー温度という優れた性質を組み合わせた材料であり、希土類元素の代替研究が進んでも容易には置き換えられない優れた工業材料である。結晶磁気異方性を支配する希土類元素は4f電子の全角運動量の量子化軸に対して扁平な4f電子の空間分布を持つ(すなわち、スティーブンス因子が負の)R1=Pr、Nd、Tb、Dy、Hoの群と、量子化軸に沿って伸びた4f電子の空間分布を持つ(すなわち、スティーブンス因子が正の)R2=Sm、Er、Tmの群とに大別される。そして、NdFe14B型結晶構造ではR1が、SmCo系とSmCo17系ではR2が高いHを与えることが知られている。
一方、鉄との磁気結合の観点では別の大別が可能であり、R3=Pr、Nd、Smは鉄と磁気モーメントが平行に結合し、R4=Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tmは反平行に結合する。さらに希土類元素にはそれ自身は磁気モーメントを持たないR5=Y、La、Ce、Luが含まれる。すなわち、希土類元素は以下の5グループに分類される。
A=R1∧R3=Pr、Nd、
B=R1∧R4=Tb、Dy、Ho、
C=R2∧R3=Sm、
D=R2∧R4=Er、Tm、
R5=Y、La、Ce、Lu
また、強磁性を示す鉄族遷移金属元素Tの中ではFeがCoやNiと比較して圧倒的に高い自然存在比と磁化を有している。
R−Fe系化合物(R:Y、La、Ce、Sm、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu)には準安定物質も含めると多くの相が存在し、それらの中でもThMn12構造を有する化合物は鉄の含有量が最大であるために、大きな磁化が期待される材料もある。また、希土類元素の含有量が少なく、資源の観点からも実用化されれば非常に有用な物質となると考えられる。最近では、第一原理計算からThMn12構造を有するNdFe12N材料が、NdFe14Bを上回る飽和磁化の値が予測されている(非特許文献4参照)。
バルクの合成には、液体超急冷-熱処理、メカニカルアロイング-熱処理という過程を経るが、これらの過程では、結晶配向性がない等方性の試料しか得られない。現在唯一、結晶配向性がある試料を得られる方法がスパッタ法である。スパッタ法では、後述するように、SmFe12のみが第三元素を用いずに合成に成功している。
希土類元素上述のAグループ(Pr、Nd)は窒素等を導入することで、一軸異方性を示し、Feのモーメントと平行に結合するために大きな磁化が期待でき、具体例でも示したようにNdFe12Nの飽和磁化が1.72Tという非常に高い値を示した。
Bグループ(Tb、Dy、Ho)の希土類元素はFe等の磁気モーメントと反平行に結合し、磁化を低下させるが、3価イオンが持つスティーブンス因子の絶対値がNdの場合よりも大きいのでBグループの元素でNdを部分的に置換すれば磁化の大きさを犠牲にしつつも異方性磁界Hの増大が確実に期待できる。M元素で安定化した化合物でBグループの元素で構成されたものの例としては、Yang Y. C らがTbFe10.5Mo1.5の室温で異方性磁界Ha=15.2Tを報告している[Yang Y. C et al., (1993)]が、M元素を用いない本発明でも、B元素を含有する物質に拡張することは合理的である。
これらに対し、CグループはSmのみであり、N等を導入すると一軸異方性を示さず、キュリー温度も低いため、永久磁石としては使い難い。また、Dグループ(Er、Tm)はN等を導入すると一軸異方性を持たず、さらにFeとは磁気モーメントが反平行に結合するため、磁化も低く、永久磁石材料としては使えない。
R5(Y、La、Ce、Lu)は希土類元素自体は磁気モーメントを持たないが、Feの磁気モーメントを減少させることがないために、比較的大きな磁化が期待できる。M元素で安定化した化合物としては、例えば、YFe10.5Mo1.5の室温での飽和磁化が1.56Tであるという報告がある[Sun et al.,(1993a)]。M元素を用いない本発明でも、R5グループの元素を含有する物質に拡張することは合理的である。
そこで以下に実施例を示し、さらに詳しく説明する。もちろん、以下の例によって本発明が限定されることはない。
<実施例1>
図1は、本発明の一実施の形態としてのNdFe12試料の積層構造を示す図である。試料の基板100としてはMgO(100)を用い、バッファー層102としてWを用いた。永久磁石層104として、NdとFeを所定組成NdFe12となるように堆積してある。キャップ層106は、Wを用いている。
図2は、本発明の一実施の形態としてのNdFe12N試料の製造工程を説明するフローチャートである。まず、MgO基板100を用意し、MgOの層厚は例えば(100nm)とする(S100)。次に下地層としてのバッファー層102としてWを用い、所定組成NdFe12となるように基板温度400℃にて20nm積層する(S102)。続いて基板温度を600℃に保持し、FeとNdの同時スパッタ法を用いて、NdFe12を70nm積層する(S104)。なお、基板温度は400〜850℃の間であればよい。続いて、400〜700℃の窒素雰囲気下で1時間程度、試料を熱処理することでNdFe12Nを得る(S106)。続いて、キャップ層106として、Wを15nm積層する(S108)。このようにして、希土類異方性磁石試料が完成する(S110)。続いて、このようにして製造した希土類異方性磁石試料を用いて磁気特性の測定を行う(S112)。
図3はNdFe12N試料の結晶格子における原子配置を示す斜視図である。また、窒素を導入することでNdFe12N試料の体積は、NdFe12試料と比較して約1.8−3.0%膨張した。
図4は本発明の一実施の形態としてのNdFe12試料の構造を示す透過電顕像で、(A)はHADDF像、(B)はFe像、(C)はNd像、(D)はW像である。図5は本発明の一実施の形態としてのNdFe12N試料の構造を示す透過電顕像で、(A)はHADDF像、(B)はFe像、(C)はNd像、(D)はW像である。ここで、HADDF像とは、透過型電子顕微鏡(Transmission Electron Microscope; TEM)による高角度環状暗視野走査透過型電子顕微鏡(High-Angle-Annular-Dark-Field)像をいう。EDXとは、エネルギー分散型X線分光法 (Energy Dispersive X-ray Spectrometer)像による像をいう。
窒化前、窒化後いずれにおいても、Feのみからのシグナルを有する領域が確認でき、これがXRDでも示されたα−Feの相であると考えられる。また、面積比よりα−Feの体積割合は約12%程度と評価でき、NdFe12Nの磁化の値は1.72±0.01Tと算出される。よって、BHmaxの理論限界は584kJ/m(73MGOe)であり、Nd−Fe−B磁石のそれを大きく上回る。
図6は本発明の一実施の形態としての試料のXRD結果を示す図で、(a)はバッファー層W、基板温度600℃、窒化温度400℃、(b)はバッファー層W、基板温度700℃、(c)はバッファー層V、基板温度400℃で作製した試料のXRD結果を示す。これらのことより、いずれの試料においても多少のα−Feの析出は見られるものの、c軸がMgO(100)面に垂直であるThMn12構造を持つエピタキシャルNdFe12(N)が合成できたことがわかる。これらの条件から外れた場合、結晶化することはなく、アモルファスになってしまう。
図7は本発明の一実施の形態としてのNdFe12試料とNdFe12N試料の磁化曲線を示す図で、横軸は印加磁場、縦軸は磁化状態を示してある。NdFe12試料は等方性磁性材料で、磁化の値は1.33Tである。これに対して、窒素を導入することでNdFe12N試料の磁化の値は1.72Tである。磁化測定結果より窒素を導入することにより、異方性磁界が少なくとも7T以上を有する、強い一軸異方性(c軸方向)を示す材料であることが確認できた。
図8は本発明の一実施の形態としてのNdFe12N試料の磁化曲線を示す図で、横軸は温度、縦軸は磁化を示してある。NdFe12N試料は、キュリー点が約400℃付近であった。よってNdFe12N試料は、Nd−Fe−B磁石に比べより高温耐性が高い可能性を有する。
<比較例1>
バルクでThMn12構造を有する材料は、RFe12−xのようにFeの一部を元素M(M : Al、Cr、V、Ti、Mo、W、Si、Nb)に置換することでのみ、ThMn12構造を保持できる一方(非特許文献1参照)、Feを非磁性体の第三元素と置換するために磁化が著しく低下する原因となっている。これまで、最少第三元素量でThMn12構造を保持できるRFe12−xxはYFe11.6Mo0.4である[H.sun et al., Physica B 183(1992)33]。よってx<0.4でThMn12構造をもつバルクの鉄ベースの化合物RFe12−xxは合成できた例はない[Bo-ping Hu et. al., PRB 51(1995)2905.]。
また、RFe12−xxにNを侵入させることでFe-Fe間の距離が拡がるとともに、磁化の増加、キュリー点の向上が観測されている。特に、スティーブンス因子が負を示す希土類元素であるY、Pr、Nd、Gd、Tb、Dy、Ho、Luに関しては、窒素侵入型化合物RFeFe12−xNは一軸異方性を示し永久磁石としての使用に可能性がある。この侵入元素はNの他に、C、O、Bが考えられ、これまでにC侵入型が知られている。
<比較例2>
スパッタ法では、膜厚約300nm〜5μmの膜が報告されているが、SmFe12のみ第三元素を用いずに合成に成功している例がいくつかある。例えば、Sunらは、ガラス基板を用い、SmFe12の約1−3μmの膜を合成し、構造・磁気特性を報告している[JAP81(1997)328]。しかしながら、その膜はある程度配向はしているが多結晶膜であり、評価するには十分ではないが、1μm以下の粒径ではThMn12構造が保たれる可能性を示唆している。Eric E. FullertonらはMgO(100)基板、Wをバッファー層に用い、SmFe12の約エピタキシャル膜の合成に成功している。
図9は本発明の一実施の形態としてのNdFe12試料とNdFe12N試料の格子定数や飽和磁化等の物性値の説明図である。なお、比較例として原料をSmとFeにして実施例と同じ手順で作製したSmFe12とSmFe12Nの格子定数や飽和磁化等の物性値Ms、μ0、Tcを掲げてある。
なお、本発明の特定の実施形態を例示及び説明したが、本発明の精神及び範囲から逸脱することなく、様々なその他の変形及び変更が可能であることは、当業者に明らかである。したがって、本発明の範囲内にあるそのようなすべての変形及び変更を添付の特許請求の範囲で扱うものとする。
本発明の希土類異方性磁石材料は、エレクトロニクス、情報通信、医療、工作機械分野、産業用・自動車用モータなど広範な分野で使用するのに適した、高特性の永久磁石に用いて好適である。近年では、特にハイブリッドカーの普及、産業分野での省エネ、発電効率の向上を目指すために、さらに高特性の永久磁石が求められている。

Claims (10)

  1. 一般式:
    RT12
    (式中、RはY、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Yb及びLuからなる群から選択される少なくとも1種類の希土類元素、TはFe、Co及びNiからなる群から選択される少なくとも1種類の元素であり、yは0.5≦y≦1.5である)で表され、ThMn12型結晶構造を有し、窒素原子が当該ThMn12型結晶構造でのR原子間位置に位置することを特徴とする希土類異方性磁石材料。
  2. 一般式:
    R(Fe1−x12
    (式中、RはY又はPrからなる群から選択される少なくとも1種類の希土類元素、TはFe、Co、Ni及びNiからなる群から選択される少なくとも1種類の元素であり、xは0.70≦x≦1.0、yは0.5≦y≦1.5である)で表され、ThMn12型結晶構造を有し、窒素原子が当該ThMn12型結晶構造でのR原子間位置に位置し、室温の磁化が1.6T以上、異方性磁界が7T以上、キュリー温度が300℃以上であることを特徴とする希土類異方性磁石材料。
  3. 一般式:
    Nd(Fe1−x12
    (式中、TはFe、Co、Ni及びNiからなる群から選択される少なくとも1種類の元素であり、xは0.70≦x≦1.0、yは0.5<y≦1.5である)で表され、ThMn12型結晶構造を有し、窒素原子が当該ThMn12型結晶構造でのR原子間位置に位置し、室温の磁化が1.7T以上、異方性磁界が7T以上、キュリー温度が300℃以上であることを特徴とする希土類異方性磁石材料。
  4. 一般式:
    R’1−x12
    (式中、RはY、Nd及びPrからなる群から選択される少なくとも1種類の希土類元素、R’はTb、Dy及びHoからなる群から選択される少なくとも1種類の希土類元素、TはFe、Co、Ni及びNiからなる群から選択される少なくとも1種類の元素であり、xは0.8≦x≦1.0、yは0.5≦y≦1.5である)で表され、ThMn12型結晶構造を有し、窒素原子が当該ThMn12型結晶構造でのR原子間位置に位置し、室温の異方性磁界が8T以上、キュリー温度が300℃以上であることを特徴とする希土類異方性磁石材料。
  5. 室温の磁化が1.4T以上であることを特徴とする請求項4に記載の希土類異方性磁石材料。
  6. 一般式:
    R’1−x12
    (式中、RはY、Nd及びPrからなる群から選択される少なくとも1種類の希土類元素、R’はTb、Dy及びHoからなる群から選択される少なくとも1種類の希土類元素、TはFe、Co、Ni及びNiからなる群から選択される少なくとも1種類の元素であり、xは0.8≦x≦1.0である)で表され、ThMn12型結晶構造を有し、室温の異方性磁界が8T以上、キュリー温度が300℃以上であることを特徴とする希土類磁石前駆体材料。
  7. 請求項1から5の何れか1項に記載のThMn12型結晶構造を有する希土類異方性磁石材料の格子定数aとの格子ミスフィットが10%以下となる単体元素または化合物を基板およびバッファー層として用い、
    エピタキシャル成長法により、前記R又は前記Tの少なくとも一方の単体原料または合金原料からたたき出された元素を基板温度400〜900℃の範囲で堆積し、その後400℃〜700度の範囲で窒素雰囲気の下で窒化することにより、前記希土類異方性磁石材料を合成する方法。
  8. 請求項6に記載のThMn12型結晶構造を有する希土類磁石前駆体材料の格子定数aとの格子ミスフィットが10%以下となる単体元素または化合物を基板およびバッファー層として用い、
    エピタキシャル成長法により、前記R又は前記Tの少なくとも一方の単体原料または合金原料からたたき出された元素を基板温度400〜900℃の範囲で堆積することにより前記希土類磁石前駆体材料を合成する方法。
  9. 請求項7に記載の合成方法であって、前記バッファー層がMo、Cr、V、Ta、W、Pt、TiN、Ag、Auのいずれかの元素で構成されることを特徴とする請求項1から5の何れか1項に記載のThMn12型結晶構造を有する希土類異方性磁石材料の合成方法。
  10. 請求項8に記載の合成方法であって、前記バッファー層がMo、Cr、V、Ta、W、Pt、TiN、Ag、Auのいずれかの元素で構成されることを特徴とする請求項6に記載のThMn12型結晶構造を有する希土類磁石前駆体材料の合成方法。
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