JPH0565603A - 鉄−希土類系永久磁石材料およびその製造方法 - Google Patents

鉄−希土類系永久磁石材料およびその製造方法

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Abstract

(57)【要約】 【目的】 Ｆｅを主体とする希土類磁石でありながら大
きな飽和磁化と高い保磁力とを安定的に得られる鉄−希
土類系永久磁石材料の製造方法を提供し、よって新規な
希土類系永久磁石材料を安定的に提供すること。 【構成】 ＲをＹ，Ｔｈおよびすべてのランタノイド元
素からなる群の中から選ばれた１種または２種以上の元
素の組合せ、ＸをＮ(窒素)もしくはＢ(硼素)もしくはＣ
(炭素)またはこれらの元素の組合せとするとき、原子百
分率で、Ｒ：３〜３０％、Ｘ：０．３〜５０％を含み、
残部が実質的にＦｅから成り、主相が体心正方晶構造を
有することを特徴とする鉄−希土類系永久磁石材料であ
る。ＭをＴｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｍｏ，Ｍ
ｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅからなる
群の中から選ばれた１種または２種以上の元素の組合せ
とするとき、Ｆｅの一部をＭで置換することにより、原
子百分率で、Ｍ：０．５〜３０％を含むようにしたもの
も含む。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、すぐれた磁気特性を有
する鉄−希土類系永久磁石材料およびその製造方法に関
する。
【０００２】
【従来の技術】Ｆｅ，Ｃｏ等の３ｄ遷移金属とＲ（Ｙ，
Ｔｈおよびすべてのランタノイド元素からなる群の中か
ら選ばれた１種または２種以上の元素の組合せ）とから
なる金属間化合物の中には高い結晶磁気異方性と大きな
飽和磁化とを示すものがあり、高保磁力、高エネルギ−
積を有する永久磁石材料として有望である。しかし、Ｆ
ｅ−Ｒのみの２元系からなる合金では、高いキュリー点
や一軸の結晶磁気異方性を得ることは難しい場合が多
い。このために、第３の元素としてＮ(窒素)を添加する
ことによりその点を改良した材料が、先に本発明者によ
り提供されている（特開昭６０−１３１９４４号）。ま
た、Ｓｍ−Ｆｅの２元系合金もキュリー点・結晶磁気異
方性の両面から見て永久磁石材料としては適さないが、
近年、これに第３の元素としてＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ａｌ，
Ｓｉ，Ｍｏ，Ｗを添加することにより特性の改善を計る
試みが行われている（ K.H.J.Buschow: Journal of App
lied Physics, 63巻, 3130頁, 1988年発行）。 すなわ
ち、ＧをＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｗとする
とき、Ｓｍ（Ｆｅ1-XＧx）12なる組成の合金では体心正
方晶構造が安定化され、これが優れた永久磁石特性を示
す、というものである。中でも、ＳｍＦｅ11Ｔｉが優れ
ている、とされる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、Ｓｍ（Ｆｅ
1-xＧx）12なる組成の合金において、体心正方晶構造を
生成させ所望の特性を得るためには超急冷法やメカニカ
ルアロイング法，等の特殊な製法を必要としているのが
現状である。しかも、その場合でも所期の特性が必ずし
も安定的には得られにくい、すなわち、同じ組成の合金
を同じように処理しても所期の特性は得られない場合が
あったりする、といった問題もある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記のように、Ｓｍ（Ｆ
ｅ1-xＧx）12なる合金において体心正方晶構造を生成さ
せ所望の特性を得るためには超急冷法やメカニカルアロ
イング法等の特殊な製法を必要とすること、また、その
場合でも所期の特性が必ずしも安定的には得られにくい
こと、の理由につき、本発明者は鋭意検討を重ねた結
果、これらの問題の解決のためには、いわゆる「準安定
・非平衡な状態」の関与に着目することが重要であるら
しいことがわかった。すなわち、超急冷法においてはそ
の急速なる冷却により原子拡散が抑制されることから、
また、メカニカルアロイング法では処理そのものの特質
から、いずれも「準安定・非平衡な状態」が出現しやす
い状況にあるが、目的とする体心正方晶構造が形成され
るためには、その生成過程においてこのような「準安定
・非平衡な状態」の出現することが必須要件であるらし
いことがわかった。
【０００５】しかし、これらのいわゆる「準安定・非平
衡な状態」は、元来が安定ではないところの "準安定・
非平衡" な状態のものなのであるから、わずかな微妙な
条件の違いにより、該相が生成されたり生成されなかっ
たりする場合があることは、むしろ当然とも言える。そ
こで、上記問題を解決して、体心正方晶構造が安定的に
生成されるようにするためには、合金中に格子間侵入型
原子であるＮ(窒素)もしくはＢ(硼素)もしくはＣ(炭素)
またはこれらの元素の組合せを含有させるようにすれ
ば、局所的な格子の乱れ、すなわち、本来の熱力学的完
全安定な状態とは異なったいわば準安定・非平衡な状態
がより容易に惹起されやすくなるようになり、効果的で
あるのではないかと考えて、この面からの検討を進めた
結果、本発明を完成するに到ったものである。
【０００６】すなわち、本発明は、ＲをＹ，Ｔｈおよび
すべてのランタノイド元素からなる群の中から選ばれた
１種または２種以上の元素の組合せ、ＸをＮ(窒素)もし
くはＢ(硼素)もしくはＣ(炭素)またはこれらの元素の組
合せとするとき、原子百分率で、Ｒ：３〜３０％、Ｘ：
０．３〜５０％を含み、残部が実質的にＦｅから成り、
主相が体心正方晶構造を有することを特徴とする鉄−希
土類系永久磁石材料、または、ＲをＹ，Ｔｈおよびすべ
てのランタノイド元素からなる群の中から選ばれた１種
または２種以上の元素の組合せ、ＸをＮ(窒素)またはＮ
とＢ(硼素)もしくはＣ(炭素)もしくはそれら両方の元素
との組合せとするとき、原子百分率で、Ｒ：３〜３０
％、Ｘ：０．３〜５０％を含み、残部が実質的にＦｅか
ら成り、主相が体心正方晶構造を有するような鉄−希土
類系永久磁石材料を製造するに際して、予め、Ｎ含有量
が所望の量よりは少ない材料もしくは実質的にＮを含有
しない材料を作製した後、これをＮを含む気体中で処理
して材料中にＮを侵入させることにより、所望のＮ含有
量にするようにしたことを特徴とする鉄−希土類系永久
磁石材料の製造方法である。
【０００７】
【作用】以下、本発明の鉄−希土類系永久磁石材料につ
き詳細に説明する。本発明において、Ｒは、磁気異方性
を生み保磁力を発生させる上で本質的な役割を担う、極
めて重要な構成元素である。Ｒとしては、Ｙ，Ｔｈおよ
びすべてのランタノイド元素、すなわち、Ｙ，Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄ
ｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，ＬｕおよびＴｈが含ま
れ、これらからなる群の中から選ばれた１種または２種
以上の元素の組合せとして用いればよい。Ｒは、原子百
分率で３〜３０％、好ましくは５〜１８％、さらに好ま
しくは６〜１２％の範囲にあることが必要である。Ｒが
３％未満では保磁力が得られないので、Ｒの下限は３％
とする。一方、Ｒが３０％を超えると飽和磁化が小さく
なりすぎるとともに、材料の酸化が激しく耐食性がきわ
めて悪くなるので、Ｒの上限は３０％とする。安定した
磁気特性を得るためには、Ｒの量は通常５〜１８％の範
囲に選ぶことが望ましい。とりわけＲの量を６〜１２％
とするときは体心正方晶構造が安定に得られやすい。な
お、特に高い磁束密度と大きなエネルギ−積とを得たい
時には、Ｒを７〜９％に選択することが有効である。
【０００８】Ｍは、体心正方晶構造を生成する上で大き
な効果を持つ元素である。Ｍとしては、Ｔｉ，Ｃｒ，
Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，
Ｍｇ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅが含まれ、これらからなる群の
中から選ばれた１種または２種以上の元素の組合せとし
て用いればよい。Ｍの中の多くの元素は、また一方、本
発明構成元素の中のＸとの親和力が強い元素でもあるの
で、本発明においては、特に比較的不安定なＮを合金中
で安定化させる上でもＭがまた大きな効果を有してい
る。そして、後述のようにＸ自体もまた体心正方晶構造
を安定化させる効果を有しているので、結局、ＭとＸと
は相乗的に作用して体心正方晶構造を安定化する上に大
いに効果がある。これらの効果を発揮させるためには、
Ｍの量は原子百分率で０．５〜３０％であればよいが、
通常は１〜１５％であることが好ましい。Ｍが０．５％
未満では上記した効果が得られないので、Ｍの下限は
０．５％とする。一方、Ｍが３０％を超えると飽和磁化
が小さくなりすぎるので、Ｍの上限は３０％とする。こ
の内でも、安定した磁気特性を得るためには、Ｍの量は
通常１〜１５％の範囲に選ぶことが望ましい。特にＭが
Ｔｉの場合には、その含有量が重量百分率で１０％を超
えるように選ぶことにより、いっそう安定なＴｈＭｎ12
型体心正方晶構造を生成させることができ、材料の熱的
安定性をも増すことができる。上記したＭは、いずれも
保磁力Ｈｃを発生させる上で効果があるが、それらの中
でＡｌ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅには飽和磁化を低下させやす
い欠点がある。
【０００９】Ｘ，即ちＮ(窒素)もしくはＢ(硼素)もしく
はＣ(炭素)またはこれらの元素の組合せ，は、本発明に
おいて、合金中に準安定・非平衡な状態を惹起すること
により体心正方晶構造を生成する上でのいわば一種の駆
動力としての作用を発揮するとともに、磁気特性面から
いうと飽和磁化を増すとともに高保磁力を発生させる本
質的に重要な役割を果たしているところの必須構成成分
であるが、その含有量は、原子百分率で０．３〜５０
％、好ましくは２〜２０％、さらに好ましくは５〜１５
％の範囲にあることが必要である。Ｘが０．３％未満で
はＸの添加効果が認められず飽和磁化が小さいので、Ｘ
の下限は０．３％とする。一方、Ｘが５０％を超えると
飽和磁化がかえって小さくなりすぎるので、Ｘの上限は
５０％とする。体心正方晶構造を安定的に生成させるた
めには、Ｘの量は通常２〜２０％、とりわけ５〜１５％
の範囲に選ぶことが望ましい。
【００１０】Ｘは材料中において、少なくとも一時期
は、格子間侵入型の原子として存在する必要がある。そ
うすることによって、Ｘは合金中に局所的な格子の乱れ
を生じ一種の準安定・非平衡な状態を惹起し、これが体
心正方晶構造を生成する上でのいわば「活性化された状
態」として作用し得る。
【００１１】このためには、特にＮについて言えば、こ
れを材料中に含有させる方法としては、Ｎをもともと含
むようなものを原材料として用いるという方法によって
もよいが、むしろ、後の工程において、適宜な気体中も
しくは液体中において処理することによりＮを材料の中
へ侵入させる方法が推奨される。Ｎを侵入させるために
用いる気体としては、Ｎ2ガス、Ｎ2＋Ｈ2混合ガス、Ｎ
Ｈ3ガス、およびこれらの混合ガス等（Ｈ2ガスもしくは
その他の不活性ガス等で希釈する場合を含む）を用いる
ことが出来る。また、その場合の処理温度としては通常
２００〜１０００℃、特に４００〜７００℃とすればよ
い。また、その場合の処理時間としては通常０．２〜５
０時間程度でよいが、材料の所望特性に応じて適宜選択
すればよい。
【００１２】一方、Ｂ，Ｃを含有させる方法について
は、Ｂ，Ｃをもともと含むようなものを原材料として用
いることが通常に可能である。ただし、この場合でも、
もしＢ，Ｃの化合物の形のものを用いる場合には、極め
て安定な化合物，例えばＭ元素との硼化物，Ｒ元素との
硼化物，Ｍ元素との炭化物，Ｒ元素との炭化物，等は合
金中においてＢ，Ｃ原子単体の形に解離せず、従って格
子間侵入型の原子として存在させることが困難な場合が
多いので、あまり好ましくない。Ｂ，Ｃの原材料として
は、金属ボロン，黒鉛等の純元素，または比較的安定度
の低い化合物，例えばフェロボロン，Ｆｅ3Ｃ等Ｆｅと
の炭化物，等が推奨される。本発明において、Ｂは他の
２つの格子間侵入型元素Ｎ，Ｃに比較して、原材料から
合金中に添加することは最も容易である点が特長であ
る。Ｂ，Ｃは、本発明の鉄−希土類系永久磁石材料の中
でＭを含有しないような鉄−希土類系永久磁石材料に対
しては特に効果的である。これは、Ｂ，ＣはＮと異なり
最初から材料中に存在させておくことが容易に可能であ
るためであると考えられる。
【００１３】なお、ＮもしくはＢ，Ｃを材料中に存在さ
せることにより体心正方晶構造が安定化される理由につ
いては、正確なところは未だ不明であり鋭意検討中の段
階であるが、一応次のように推定される。例えばＳｍＦ
ｅ12では体心正方晶構造が生成されないが、これはＴｈ
（＋４価のイオン半径＝1.02 ）対 Ｍｎ（＋２価のイ
オン半径＝0.80 ），Ｓｍ（＋３価のイオン半径＝1.00
）対 Ｆｅ（＋３価のイオン半径＝0.60 ）で比較し
た場合、Ｆｅの大きさがＳｍに比べて小さすぎるためで
あると考えられる。そして、この中のＦｅの一部を例え
ばＴｉ（＋３価のイオン半径＝0.69 ）等で置換して前
記ＳｍＦｅ11Ｔｉ等とすることにより体心正方晶ＴｈＭ
ｎ12型構造が生成されるようになるのであるが、Ｔｉ等
は図１に示す体心正方晶ＴｈＭｎ12型構造において８ｉ
サイトに存在するといわれている。従って、このときの
Ｔｉ等の役割は、その原子径がＦｅよりも大きいこと等
に由来して８ｉサイトにおいて格子を拡張している点に
あると考えられ、このことからＳｍ原子径に見合うよう
な格子の整合が実現され体心正方晶構造の生成が可能に
なってくるものと考えられる。そうであるとするなら
ば、格子を伸長する上で大いに効果のある格子間侵入型
原子のＸを上記Ｔｉに代えて，あるいは上記Ｔｉと併せ
用いることにより、いっそう安定的にＴｈＭｎ12型構造
の生成を実現することが可能になる。
【００１４】格子間侵入型原子Ｘとしては、Ｎ(窒素)も
しくはＢ(硼素)もしくはＣ(炭素)の各々を単独で用いて
もよいが、それらを組み合わせて用いるといっそう効果
的である場合もある。合金が元素Ｍを含まない場合に
は、特にＮとＢ，ならびにＣとＢの組み合わせが効果的
である。Ｎ，Ｃが占める格子間位置サイトとＢが占める
格子間位置サイトとはおそらく異なると思われる点にそ
の理由があるものと考えられる。また、ＮならびにＢ，
Ｃはいずれも格子間侵入型に存在し得る原子であるとい
う点では共通点を有するのであるが、前記のように、Ｎ
は気体から、Ｂ，Ｃは原材料から、というふうに敢えて
異なった機構を通じて合金中に含有させるようにすれ
ば、それらの各々の機構で占めやすい格子間位置を各々
に占めさせ得ることから、性格の異なる両機構をともに
利用することにより格子間侵入型構造の形成をより確実
なものとするようにできることが期待される。また、そ
のような機構の違いに由来して、ＮとＢ，Ｃとの間には
メカニズム細部については当然差異があることが予想さ
れ、また、ＢとＣとの間にも原子径・原子価（即ち，電
子構造）等の違いに由来して当然差異があることも予想
される。
【００１５】なお、体心正方晶構造の生成をいっそう確
実なものとし、所望の特性を得るために、本発明と超急
冷法やメカニカルアロイング法等の処理を組み合わせて
もよいことは言うまでもない。
【００１６】本発明の鉄−希土類系永久磁石材料におい
て、Ｆｅの一部をＣｏで置換することにより、保磁力を
向上させると共に材料磁気特性の温度特性を向上させる
ことができる。このためにはＣｏの量は原子百分率で１
〜５０％、好ましくは５〜３０％の範囲にあることが望
ましい。Ｃｏ含有量が１％未満では保磁力を向上する効
果が小さく、また５０％を越えると飽和磁束密度が次第
に低下してくる。Ｃｏの量を５〜３０％に選ぶことによ
り材料磁気特性の温度特性が向上する。
【００１７】本発明の鉄−希土類系永久磁石材料におい
て、Ｆｅの一部をＮｉで置換することにより、材料の耐
食性を改善させることができる。このためにはＮｉの量
は原子百分率で０．５〜３０％、好ましくは２〜１０％
の範囲にあることが望ましい。０．５％未満では耐食性
の向上効果が少なく、また３０％を越えると飽和磁束密
度が低下する。
【００１８】
【実施例】以下、実施例により本発明をさらに詳細に説
明するが、本発明は特にこれらに限定されるものではな
い。
【００１９】（実施例１）重量比でＦｅ６７．１％，Ｎ
ｄ２１．５％，Ｔｉ５．４８％，Ｃｒ５．９５％となる
ように原料を秤量し、これをアルゴン雰囲気中で溶製し
た。この合金は原子％でＦｅ７６．１％，Ｎｄ９．４２
％，Ｔｉ７．２５％，Ｃｒ７．２５％に相当する。得ら
れたインゴットを９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳
鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約３
０μm径の粉体とした。この粉体にＮを含有させるため
に、これをＮ2ガス中ほぼ５００℃付近の温度において
処理した。この処理により材料中にＮが１．３１重量％
含有された。したがって材料全体としての組成は、重量
％でＦｅ６６．２％，Ｎｄ２１．２％，Ｔｉ５．４１
％，Ｃｒ５．８７％，Ｎ １．３１％、すなわち原子％
ではＦｅ７１．８％，Ｎｄ８．８９％，Ｔｉ６．８４
％，Ｃｒ６．８４％，Ｎ ５．６７％に相当する。この
粉体をジェットミルでさらに微粉砕した後、２０kOeの
磁場中において配向させワックスで固化して磁気特性を
測定したところ、飽和磁化（４πＩｓ）は１０５emu/
g，保磁力（ｉＨｃ）は５３００ Oeであった。また、得
られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、
その多くが体心正方晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると
認められた。
【００２０】（実施例２）重量比でＦｅ６７．４％，Ｎ
ｄ２１．６％，Ｔｉ１１．０％となるように原料を秤量
し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。この合金は原
子％でＦｅ７６．１％，Ｎｄ９．４２％，Ｔｉ１４．５
％に相当する。得られたインゴットを９００℃で７日間
焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミ
ルで粉砕して、約３０μm径の粉体とした。この粉体に
Ｎを含有させるために、これをＮ2ガス中ほぼ５００℃
付近の温度において処理した。この処理により材料中に
Ｎが１．２６重量％含有された。したがって材料全体と
しての組成は、重量％でＦｅ６６．６％，Ｎｄ２１．３
％，Ｔｉ１０．９％，Ｎ１．２６％、すなわち原子％で
はＦｅ７２．０％，Ｎｄ８．９１％，Ｔｉ１３．７％，
Ｎ ５．４２％に相当する。この粉体をジェットミルで
さらに微粉砕した後、２０kOeの磁場中において配向さ
せワックスで固化して磁気特性を測定したところ、飽和
磁化（４πＩｓ）は１２４emu/g，保磁力（ｉＨｃ）は
７８００ Oeであった。また、得られた粉体をＣｕＫα
線を用いてＸ線回折したところ、その多くが体心正方晶
ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００２１】（実施例３）重量比でＦｅ７１．１％，Ｎ
ｄ２１．７％，Ｔｉ７．２０％となるように原料を秤量
し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。この合金は原
子％でＦｅ８０．９％，Ｎｄ９．５６％，Ｔｉ９．５６
％に相当する。得られたインゴットを９００℃で７日間
焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミ
ルで粉砕して、約３０μm径の粉体とした。この粉体に
Ｎを含有させるために、これをＮ2ガス中ほぼ５００℃
付近の温度において処理した。この処理により材料中に
Ｎが１．１５重量％含有された。したがって材料全体と
しての組成は、重量％でＦｅ７０．３％，Ｎｄ２１．５
％，Ｔｉ７．１２％，Ｎ１．１５％、すなわち原子％で
はＦｅ７６．８％，Ｎｄ９．０８％，Ｔｉ９．０８％，
Ｎ ５．０３％に相当する。この粉体をジェットミルで
さらに微粉砕した後、２０kOeの磁場中において配向さ
せワックスで固化して磁気特性を測定したところ、飽和
磁化（４πＩｓ）は７５emu/g，保磁力（ｉＨｃ）は２
７００ Oeであった。また、得られた粉体をＣｕＫα線
を用いてＸ線回折したところ、その多くが体心正方晶Ｔ
ｈＭｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００２２】（実施例４）重量比でＦｅ７３．９％，Ｓ
ｍ２３．５％，Ｂ ２．６０％となるように原料を秤量
し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。この合金は原
子％でＦｅ７６．９％，Ｓｍ９．０９％，Ｂ １４．０
％に相当する。得られたインゴットを９００℃で７日間
焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミ
ルで粉砕して、約３０μm径の粉体とした。この粉体に
Ｎを含有させるために、これをＮ2＋Ｈ2ガス中ほぼ５０
０℃付近の温度において処理した。この処理により材料
中にＮが１．５８重量％含有された。したがって材料全
体としての組成は、重量％でＦｅ７２．７％，Ｓｍ２
３．１％，Ｂ ２．５６％，Ｎ １．５８％、すなわち原
子％ではＦｅ７２．１％，Ｓｍ８．５３％，Ｂ １３．
１％，Ｎ ６．２３％に相当する。この粉体をジェット
ミルでさらに微粉砕した後、２０kOeの磁場中において
配向させワックスで固化して磁気特性を測定したとこ
ろ、飽和磁化（４πＩｓ）は７２emu/g，保磁力（ｉＨ
ｃ）は２４００ Oeであった。また、得られた粉体をＣ
ｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、その多くが体心
正方晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００２３】（実施例５）重量比でＦｅ７３．９％，Ｎ
ｄ２２．５％，Ｃ １．０１％，Ｂ ２．６０％となるよ
うに原料を秤量し、これをアルゴン雰囲気中で溶製し
た。この合金は原子％でＦｅ７３．３％，Ｎｄ８．６７
％，Ｃ４．６７％，Ｂ １３．３％に相当する。得られ
たインゴットを９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳鉢
中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約３０
μm径の粉体とした。この粉体をジェットミルでさらに
微粉砕した後、２０kOeの磁場中において配向させワッ
クスで固化して磁気特性を測定したところ、飽和磁化
（４πＩｓ）は７２emu/g，保磁力（ｉＨｃ）は２２０
０ Oeであった。また、得られた粉体をＣｕＫα線を用
いてＸ線回折したところ、その多くが体心正方晶ＴｈＭ
ｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００２４】（実施例６）重量比でＦｅ５５．６％，Ｎ
ｄ２０．８％，Ｔｉ１０．６％，Ｃｏ１３．０％となる
ように原料を秤量し、これをアルゴン雰囲気中で溶製し
た。この合金は原子％でＦｅ６２．９％，Ｎｄ９．０９
％，Ｔｉ１４．０％，Ｃｏ１４．０％に相当する。得ら
れたインゴットを９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳
鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約３
０μm径の粉体とした。この粉体にＮを含有させるため
に、これをＮＨ3ガス中ほぼ４５０℃付近の温度におい
て処理した。この処理により材料中にＮが１．６３重量
％含有された。したがって材料全体としての組成は、重
量％でＦｅ５４．７％，Ｎｄ２０．４％，Ｔｉ１０．４
％，Ｃｏ１２．８％，Ｎ １．６３％、すなわち原子％
ではＦｅ５８．６％，Ｎｄ８．４６％，Ｔｉ１３．０
％，Ｃｏ１３．０％，Ｎ ６．９６％に相当する。この
粉体をジェットミルでさらに微粉砕した後、２０kOeの
磁場中において配向させワックスで固化して磁気特性を
測定したところ、飽和磁化（４πＩｓ）は９０emu/g，
保磁力（ｉＨｃ）は３３００ Oeであった。また、得ら
れた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、そ
の多くが体心正方晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると認
められた。
【００２５】（実施例７）重量比でＦｅ６１．５％，Ｓ
ｍ２１．５％，Ｔｉ１０．５％，Ｎｉ６．４６％から成
る合金をアルゴン雰囲気中で溶製した。この合金は原子
％でＦｅ６９．９％，Ｓｍ９．０９％，Ｔｉ１４．０
％，Ｎｉ６．９９％に相当する。得られたインゴットを
９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、
さらにディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉体と
した。この粉体にＮを含有させるために、これをＮ2ガ
ス中ほぼ４５０℃付近の温度において処理した。この処
理により材料中にＮが０．２９２重量％含有された。し
たがって材料全体としての組成は、重量％でＦｅ６１．
３％，Ｓｍ２１．５％，Ｔｉ１０．５％，Ｎｉ６．４４
％，Ｎ ０．２９２％、すなわち原子％ではＦｅ６９．
０％，Ｓｍ８．９７％，Ｔｉ１３．８％，Ｎｉ６．９０
％，Ｎ １．３１％に相当する。この粉体をジェットミ
ルでさらに微粉砕した後、２０kOeの磁場中において配
向させワックスで固化して磁気特性を測定したところ、
飽和磁化（４πＩｓ）は７１emu/g，保磁力（ｉＨｃ）
は２２００ Oeであった。また、得られた粉体をＣｕＫ
α線を用いてＸ線回折したところ、その多くが体心正方
晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００２６】（実施例８）重量比でＦｅ６５．６％，Ｓ
ｍ２１．９％，Ｔｉ１０．７％，Ｂ １．８１％となる
ように原料を秤量し、これをアルゴン雰囲気中で溶製し
た。この合金は原子％でＦｅ６８．６％，Ｓｍ８．５０
％，Ｔｉ１３．１％，Ｂ ９．８０％に相当する。この
粉体をジェットミルでさらに微粉砕した後、２０kOeの
磁場中において配向させワックスで固化して磁気特性を
測定したところ、飽和磁化（４πＩｓ）は８８emu/g，
保磁力（ｉＨｃ）は４５００ Oeであった。また、得ら
れた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、そ
の多くが体心正方晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると認
められた。
【００２７】（実施例９）重量比でＦｅ６６．５％，Ｎ
ｄ２１．３％，Ｔｉ１０．９％，Ｃ １．３６％となる
ように原料を秤量し、これをアルゴン雰囲気中で溶製し
た。この合金は原子％でＦｅ７０．９％，Ｎｄ８．７８
％，Ｔｉ１３．５％，Ｃ ６．７６％に相当する。得ら
れたインゴットを９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳
鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約３
０μm径の粉体とした。この粉体をジェットミルでさら
に微粉砕した後、２０kOeの磁場中において配向させワ
ックスで固化して磁気特性を測定したところ、飽和磁化
（４πＩｓ）は８５emu/g，保磁力（ｉＨｃ）は３２０
０ Oeであった。また、得られた粉体をＣｕＫα線を用
いてＸ線回折したところ、その多くが体心正方晶ＴｈＭ
ｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００２８】（実施例１０）実施例１と同様にして表１
〜２（表２は表１の続き）に示すような組成の合金を作
製したところ、本発明の効果が得られることが確認され
た。
【００２９】
【表１】
【表２】
【００３０】（実施例１１）実施例７と同様にして表３
に示すような組成の合金を作製したところ、本発明の効
果が得られることが確認された。
【００３１】
【表３】
【００３２】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明による鉄
−希土類系永久磁石材料によれば、Ｆｅを主体とする希
土類磁石でありながら大きな飽和磁化と高い保磁力とを
安定的に得ることができるので、実用上きわめて有用な
ものである。また、本発明による鉄−希土類系永久磁石
材料の製造方法によれば、Ｎ(窒素)を含むような本発明
の鉄−希土類系永久磁石材料を安定的に製造し得るの
で、実用上きわめて有用なものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】体心正方晶ＴｈＭｎ12型結晶構造を説明する図
である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成３年１０月２９日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】発明の詳細な説明
【補正方法】変更
【補正内容】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、すぐれた磁気特性を有
する鉄−希土類系永久磁石材料およびその製造方法に関
する。
【０００２】
【従来の技術】Ｆｅ，Ｃｏ等の３ｄ遷移金属とＲ（Ｙ，
Ｔｈおよびすべてのランタノイド元素からなる群の中か
ら選ばれた１種または２種以上の元素の組合せ）とから
なる金属間化合物の中には高い結晶磁気異方性と大きな
飽和磁化とを示すものがあり、高保磁力、高エネルギ−
積を有する永久磁石材料として有望である。しかし、Ｆ
ｅ−Ｒのみの２元系からなる合金では、高いキュリー点
や一軸の結晶磁気異方性を得ることは難しい場合が多
い。このために、第３の元素としてＮ(窒素)を添加する
ことによりその点を改良した材料が、先に本発明者によ
り提供されている（特開昭６０−１３１９４４号）。ま
た、Ｓｍ−Ｆｅの２元系合金もキュリー点・結晶磁気異
方性の両面から見て永久磁石材料としては適さないが、
近年、これに第３の元素としてＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ａｌ，
Ｓｉ，Ｍｏ，Ｗを添加することにより特性の改善を計る
試みが行われている（ K.H.J.Buschow: Journal of App
lied Physics, 63巻, 3130頁, 1988年発行）。 すなわ
ち、ＧをＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｗとする
とき、Ｓｍ（Ｆｅ1-xＧx）12なる組成の合金では体心正
方晶構造が安定化され、これが優れた永久磁石特性を示
す、というものである。中でも、ＳｍＦｅ11Ｔｉが優れ
ている、とされる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、Ｓｍ（Ｆｅ
1-xＧx）12なる組成の合金において、体心正方晶構造を
生成させ所望の特性を得るためには超急冷法やメカニカ
ルアロイング法，等の特殊な製法を必要としているのが
現状である。しかも、その場合でも所期の特性が必ずし
も安定的には得られにくい、すなわち、同じ組成の合金
を同じように処理しても所期の特性は得られない場合が
あったりする、といった問題もある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記のように、Ｓｍ（Ｆ
ｅ1-xＧx）12なる合金において体心正方晶構造を生成さ
せ所望の特性を得るためには超急冷法やメカニカルアロ
イング法等の特殊な製法を必要とすること、また、その
場合でも所期の特性が必ずしも安定的には得られにくい
こと、の理由につき、本発明者は鋭意検討を重ねた結
果、これらの問題の解決のためには、いわゆる「準安定
・非平衡な状態」の関与に着目することが重要であるら
しいことがわかった。すなわち、超急冷法においてはそ
の急速なる冷却により原子拡散が抑制されることから、
また、メカニカルアロイング法では処理そのものの特質
から、いずれも「準安定・非平衡な状態」が出現しやす
い状況にあるが、目的とする体心正方晶構造が形成され
るためには、その生成過程においてこのような「準安定
・非平衡な状態」の出現することが必須要件であるらし
いことがわかった。
【０００５】しかし、これらのいわゆる「準安定・非平
衡な状態」は、元来が安定ではないところの "準安定・
非平衡" な状態のものなのであるから、わずかな微妙な
条件の違いにより、該相が生成されたり生成されなかっ
たりする場合があることは、むしろ当然とも言える。そ
こで、上記問題を解決して、体心正方晶構造が安定的に
生成されるようにするためには、合金中に格子間侵入型
原子であるＮ(窒素)もしくはＢ(硼素)もしくはＣ(炭素)
またはこれらの元素の組合せを含有させるようにすれ
ば、局所的な格子の乱れ、すなわち、本来の熱力学的完
全安定な状態とは異なったいわば準安定・非平衡な状態
がより容易に惹起されやすくなるようになり、効果的で
あるのではないかと考えて、この面からの検討を進めた
結果、本発明を完成するに到ったものである。
【０００６】すなわち、本発明は、ＲをＹ，Ｔｈおよび
すべてのランタノイド元素からなる群の中から選ばれた
１種または２種以上の元素の組合せ、ＸをＮ(窒素)もし
くはＢ(硼素)もしくはＣ(炭素)またはこれらの元素の組
合せとするとき、原子百分率で、Ｒ：３〜３０％、Ｘ：
０．３〜５０％を含み、残部が実質的にＦｅから成り、
主相が体心正方晶構造を有することを特徴とする鉄−希
土類系永久磁石材料、または、ＲをＹ，Ｔｈおよびすべ
てのランタノイド元素からなる群の中から選ばれた１種
または２種以上の元素の組合せ、ＸをＮ(窒素)またはＮ
とＢ(硼素)もしくはＣ(炭素)もしくはそれら両方の元素
との組合せとするとき、原子百分率で、Ｒ：３〜３０
％、Ｘ：０．３〜５０％を含み、残部が実質的にＦｅか
ら成り、主相が体心正方晶構造を有するような鉄−希土
類系永久磁石材料を製造するに際して、予め、Ｎ含有量
が所望の量よりは少ない材料もしくは実質的にＮを含有
しない材料を作製した後、これをＮを含む気体中で処理
して材料中にＮを侵入させることにより、所望のＮ含有
量にするようにしたことを特徴とする鉄−希土類系永久
磁石材料の製造方法である。
【０００７】
【作用】以下、本発明の鉄−希土類系永久磁石材料につ
き詳細に説明する。本発明において、Ｒは、磁気異方性
を生み保磁力を発生させる上で本質的な役割を担う、極
めて重要な構成元素である。Ｒとしては、Ｙ，Ｔｈおよ
びすべてのランタノイド元素、すなわち、Ｙ，Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄ
ｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，ＬｕおよびＴｈが含ま
れ、これらからなる群の中から選ばれた１種または２種
以上の元素の組合せとして用いればよい。Ｒは、原子百
分率で３〜３０％、好ましくは５〜１８％、さらに好ま
しくは６〜１２％の範囲にあることが必要である。Ｒが
３％未満では保磁力が得られないので、Ｒの下限は３％
とする。一方、Ｒが３０％を超えると飽和磁化が小さく
なりすぎるとともに、材料の酸化が激しく耐食性がきわ
めて悪くなるので、Ｒの上限は３０％とする。安定した
磁気特性を得るためには、Ｒの量は通常５〜１８％の範
囲に選ぶことが望ましい。とりわけＲの量を６〜１２％
とするときは体心正方晶構造が安定に得られやすい。な
お、特に高い磁束密度と大きなエネルギ−積とを得たい
時には、Ｒを７〜９％に選択することが有効である。
【０００８】Ｍは、体心正方晶構造を生成する上で大き
な効果を持つ元素である。Ｍとしては、Ｔｉ，Ｃｒ，
Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，
Ｍｇ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅが含まれ、これらからなる群の
中から選ばれた１種または２種以上の元素の組合せとし
て用いればよい。Ｍの中の多くの元素は、また一方、本
発明構成元素の中のＸとの親和力が強い元素でもあるの
で、本発明においては、特に比較的不安定なＮを合金中
で安定化させる上でもＭがまた大きな効果を有してい
る。そして、後述のようにＸ自体もまた体心正方晶構造
を安定化させる効果を有しているので、結局、ＭとＸと
は相乗的に作用して体心正方晶構造を安定化する上に大
いに効果がある。これらの効果を発揮させるためには、
Ｍの量は原子百分率で０．５〜３０％であればよいが、
通常は１〜１５％であることが好ましい。Ｍが０．５％
未満では上記した効果が得られないので、Ｍの下限は
０．５％とする。一方、Ｍが３０％を超えると飽和磁化
が小さくなりすぎるので、Ｍの上限は３０％とする。こ
の内でも、安定した磁気特性を得るためには、Ｍの量は
通常１〜１５％の範囲に選ぶことが望ましい。特にＭが
Ｔｉの場合には、その含有量が重量百分率で１０％を超
えるように選ぶことにより、いっそう安定なＴｈＭｎ12
型体心正方晶構造を生成させることができ、材料の熱的
安定性をも増すことができる。上記したＭは、いずれも
保磁力Ｈｃを発生させる上で効果があるが、それらの中
でＡｌ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅには飽和磁化を低下させやす
い欠点がある。
【０００９】Ｘ，即ちＮ(窒素)もしくはＢ(硼素)もしく
はＣ(炭素)またはこれらの元素の組合せ，は、本発明に
おいて、合金中に準安定・非平衡な状態を惹起すること
により体心正方晶構造を生成する上でのいわば一種の駆
動力としての作用を発揮するとともに、磁気特性面から
いうと飽和磁化を増すとともに高保磁力を発生させる本
質的に重要な役割を果たしているところの必須構成成分
であるが、その含有量は、原子百分率で０．３〜５０
％、好ましくは２〜２０％、さらに好ましくは５〜１５
％の範囲にあることが必要である。Ｘが０．３％未満で
はＸの添加効果が認められず飽和磁化が小さいので、Ｘ
の下限は０．３％とする。一方、Ｘが５０％を超えると
飽和磁化がかえって小さくなりすぎるので、Ｘの上限は
５０％とする。体心正方晶構造を安定的に生成させるた
めには、Ｘの量は通常２〜２０％、とりわけ５〜１５％
の範囲に選ぶことが望ましい。
【００１０】Ｘは材料中において、少なくとも一時期
は、格子間侵入型の原子として存在する必要がある。そ
うすることによって、Ｘは合金中に局所的な格子の乱れ
を生じ一種の準安定・非平衡な状態を惹起し、これが体
心正方晶構造を生成する上でのいわば「活性化された状
態」として作用し得る。
【００１１】このためには、特にＮについて言えば、こ
れを材料中に含有させる方法としては、Ｎをもともと含
むようなものを原材料として用いるという方法によって
もよいが、むしろ、後の工程において、適宜な気体中も
しくは液体中において処理することによりＮを材料の中
へ侵入させる方法が推奨される。Ｎを侵入させるために
用いる気体としては、Ｎ2ガス、Ｎ2＋Ｈ2混合ガス、Ｎ
Ｈ3ガス、およびこれらの混合ガス等（Ｈ2ガスもしくは
その他の不活性ガス等で希釈する場合を含む）を用いる
ことが出来る。また、その場合の処理温度としては通常
２００〜１０００℃、特に４００〜７００℃とすればよ
い。また、その場合の処理時間としては通常０．２〜５
０時間程度でよいが、材料の所望特性に応じて適宜選択
すればよい。
【００１２】一方、Ｂ，Ｃを含有させる方法について
は、Ｂ，Ｃをもともと含むようなものを原材料として用
いることが通常に可能である。ただし、この場合でも、
もしＢ，Ｃの化合物の形のものを用いる場合には、極め
て安定な化合物，例えばＭ元素との硼化物，Ｒ元素との
硼化物，Ｍ元素との炭化物，Ｒ元素との炭化物，等は合
金中においてＢ，Ｃ原子単体の形に解離せず、従って格
子間侵入型の原子として存在させることが困難な場合が
多いので、あまり好ましくない。Ｂ，Ｃの原材料として
は、金属ボロン，黒鉛等の純元素，または比較的安定度
の低い化合物，例えばフェロボロン，Ｆｅ3Ｃ等Ｆｅと
の炭化物，等が推奨される。本発明において、Ｂは他の
２つの格子間侵入型元素Ｎ，Ｃに比較して、原材料から
合金中に添加することは最も容易である点が特長であ
る。Ｂ，Ｃは、本発明の鉄−希土類系永久磁石材料の中
でＭを含有しないような鉄−希土類系永久磁石材料に対
しては特に効果的である。これは、Ｂ，ＣはＮと異なり
最初から材料中に存在させておくことが容易に可能であ
るためであると考えられる。
【００１３】なお、ＮもしくはＢ，Ｃを材料中に存在さ
せることにより体心正方晶構造が安定化される理由につ
いては、正確なところは未だ不明であり鋭意検討中の段
階であるが、一応次のように推定される。例えばＳｍＦ
ｅ12では体心正方晶構造が生成されないが、これはＴｈ
（＋４価のイオン半径＝1.02 ）対 Ｍｎ（＋２価のイ
オン半径＝0.80 ），Ｓｍ（＋３価のイオン半径＝1.00
）対 Ｆｅ（＋３価のイオン半径＝0.60 ）で比較し
た場合、Ｆｅの大きさがＳｍに比べて小さすぎるためで
あると考えられる。そして、この中のＦｅの一部を例え
ばＴｉ（＋３価のイオン半径＝0.69 ）等で置換して前
記ＳｍＦｅ11Ｔｉ等とすることにより体心正方晶ＴｈＭ
ｎ12型構造が生成されるようになるのであるが、Ｔｉ等
は図１に示す体心正方晶ＴｈＭｎ12型構造において８ｉ
サイトに存在するといわれている。従って、このときの
Ｔｉ等の役割は、その原子径がＦｅよりも大きいこと等
に由来して８ｉサイトにおいて格子を拡張している点に
あると考えられ、このことからＳｍ原子径に見合うよう
な格子の整合が実現され体心正方晶構造の生成が可能に
なってくるものと考えられる。そうであるとするなら
ば、格子を伸長する上で大いに効果のある格子間侵入型
原子のＸを上記Ｔｉに代えて，あるいは上記Ｔｉと併せ
用いることにより、いっそう安定的にＴｈＭｎ12型構造
の生成を実現することが可能になる。
【００１４】格子間侵入型原子Ｘとしては、Ｎ(窒素)も
しくはＢ(硼素)もしくはＣ(炭素)の各々を単独で用いて
もよいが、それらを組み合わせて用いるといっそう効果
的である場合もある。合金が元素Ｍを含まない場合に
は、特にＮとＢ，ならびにＣとＢの組み合わせが効果的
である。Ｎ，Ｃが占める格子間位置サイトとＢが占める
格子間位置サイトとはおそらく異なると思われる点にそ
の理由があるものと考えられる。また、ＮならびにＢ，
Ｃはいずれも格子間侵入型に存在し得る原子であるとい
う点では共通点を有するのであるが、前記のように、Ｎ
は気体から、Ｂ，Ｃは原材料から、というふうに敢えて
異なった機構を通じて合金中に含有させるようにすれ
ば、それらの各々の機構で占めやすい格子間位置を各々
に占めさせ得ることから、性格の異なる両機構をともに
利用することにより格子間侵入型構造の形成をより確実
なものとするようにできることが期待される。また、そ
のような機構の違いに由来して、ＮとＢ，Ｃとの間には
メカニズム細部については当然差異があることが予想さ
れ、また、ＢとＣとの間にも原子径・原子価（即ち，電
子構造）等の違いに由来して当然差異があることも予想
される。
【００１５】なお、体心正方晶構造の生成をいっそう確
実なものとし、所望の特性を得るために、本発明と超急
冷法やメカニカルアロイング法等の処理を組み合わせて
もよいことは言うまでもない。
【００１６】本発明の鉄−希土類系永久磁石材料におい
て、Ｆｅの一部をＣｏで置換することにより、保磁力を
向上させると共に材料磁気特性の温度特性を向上させる
ことができる。このためにはＣｏの量は原子百分率で１
〜５０％、好ましくは５〜３０％の範囲にあることが望
ましい。Ｃｏ含有量が１％未満では保磁力を向上する効
果が小さく、また５０％を越えると飽和磁束密度が次第
に低下してくる。Ｃｏの量を５〜３０％に選ぶことによ
り材料磁気特性の温度特性が向上する。
【００１７】本発明の鉄−希土類系永久磁石材料におい
て、Ｆｅの一部をＮｉで置換することにより、材料の耐
食性を改善させることができる。このためにはＮｉの量
は原子百分率で０．５〜３０％、好ましくは２〜１０％
の範囲にあることが望ましい。０．５％未満では耐食性
の向上効果が少なく、また３０％を越えると飽和磁束密
度が低下する。
【００１８】
【実施例】以下、実施例により本発明をさらに詳細に説
明するが、本発明は特にこれらに限定されるものではな
い。
【００１９】（実施例１）重量比でＦｅ６７．１％，Ｎ
ｄ２１．５％，Ｔｉ５．４８％，Ｃｒ５．９５％となる
ように原料を秤量し、これをアルゴン雰囲気中で溶製し
た。この合金は原子％でＦｅ７６．１％，Ｎｄ９．４２
％，Ｔｉ７．２５％，Ｃｒ７．２５％に相当する。得ら
れたインゴットを９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳
鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約３
０μm径の粉体とした。この粉体にＮを含有させるため
に、これをＮ2ガス中ほぼ５００℃付近の温度において
処理した。この処理により材料中にＮが１．３１重量％
含有された。したがって材料全体としての組成は、重量
％でＦｅ６６．２％，Ｎｄ２１．２％，Ｔｉ５．４１
％，Ｃｒ５．８７％，Ｎ １．３１％、すなわち原子％
ではＦｅ７１．８％，Ｎｄ８．８９％，Ｔｉ６．８４
％，Ｃｒ６．８４％，Ｎ ５．６７％に相当する。この
粉体をジェットミルでさらに微粉砕した後、２０kOeの
磁場中において配向させワックスで固化して磁気特性を
測定したところ、飽和磁化（４πＩｓ）は１３７emu/
g，保磁力（ｉＨｃ）は５３００ Oeであった。また、得
られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、
その多くが体心正方晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると
認められた。
【００２０】（実施例２）重量比でＦｅ６７．４％，Ｎ
ｄ２１．６％，Ｔｉ１１．０％となるように原料を秤量
し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。この合金は原
子％でＦｅ７６．１％，Ｎｄ９．４２％，Ｔｉ１４．５
％に相当する。得られたインゴットを９００℃で７日間
焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミ
ルで粉砕して、約３０μm径の粉体とした。この粉体に
Ｎを含有させるために、これをＮ2ガス中ほぼ５００℃
付近の温度において処理した。この処理により材料中に
Ｎが１．２６重量％含有された。したがって材料全体と
しての組成は、重量％でＦｅ６６．６％，Ｎｄ２１．３
％，Ｔｉ１０．９％，Ｎ１．２６％、すなわち原子％で
はＦｅ７２．０％，Ｎｄ８．９１％，Ｔｉ１３．７％，
Ｎ ５．４２％に相当する。この粉体をジェットミルで
さらに微粉砕した後、２０kOeの磁場中において配向さ
せワックスで固化して磁気特性を測定したところ、飽和
磁化（４πＩｓ）は１４３emu/g，保磁力（ｉＨｃ）は
７８００ Oeであった。また、得られた粉体をＣｕＫα
線を用いてＸ線回折したところ、その多くが体心正方晶
ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００２１】（実施例３）重量比でＦｅ７１．１％，Ｎ
ｄ２１．７％，Ｔｉ７．２０％となるように原料を秤量
し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。この合金は原
子％でＦｅ８０．９％，Ｎｄ９．５６％，Ｔｉ９．５６
％に相当する。得られたインゴットを９００℃で７日間
焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミ
ルで粉砕して、約３０μm径の粉体とした。この粉体に
Ｎを含有させるために、これをＮ2ガス中ほぼ５００℃
付近の温度において処理した。この処理により材料中に
Ｎが１．１５重量％含有された。したがって材料全体と
しての組成は、重量％でＦｅ７０．３％，Ｎｄ２１．５
％，Ｔｉ７．１２％，Ｎ１．１５％、すなわち原子％で
はＦｅ７６．８％，Ｎｄ９．０８％，Ｔｉ９．０８％，
Ｎ ５．０３％に相当する。この粉体をジェットミルで
さらに微粉砕した後、２０kOeの磁場中において配向さ
せワックスで固化して磁気特性を測定したところ、飽和
磁化（４πＩｓ）は９８emu/g，保磁力（ｉＨｃ）は３
１００ Oeであった。また、得られた粉体をＣｕＫα線
を用いてＸ線回折したところ、その多くが体心正方晶Ｔ
ｈＭｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００２２】（実施例４）重量比でＦｅ７３．９％，Ｓ
ｍ２３．５％，Ｂ ２．６０％となるように原料を秤量
し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。この合金は原
子％でＦｅ７６．９％，Ｓｍ９．０９％，Ｂ １４．０
％に相当する。得られたインゴットを９００℃で７日間
焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミ
ルで粉砕して、約３０μm径の粉体とした。この粉体に
Ｎを含有させるために、これをＮ2＋Ｈ2ガス中ほぼ５０
０℃付近の温度において処理した。この処理により材料
中にＮが１．５８重量％含有された。したがって材料全
体としての組成は、重量％でＦｅ７２．７％，Ｓｍ２
３．１％，Ｂ ２．５６％，Ｎ １．５８％、すなわち原
子％ではＦｅ７２．１％，Ｓｍ８．５３％，Ｂ １３．
１％，Ｎ ６．２３％に相当する。この粉体をジェット
ミルでさらに微粉砕した後、２０kOeの磁場中において
配向させワックスで固化して磁気特性を測定したとこ
ろ、飽和磁化（４πＩｓ）は１１５emu/g，保磁力（ｉ
Ｈｃ）は３１００ Oeであった。また、得られた粉体を
ＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、その多くが体
心正方晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００２３】（実施例５）重量比でＦｅ７３．９％，Ｎ
ｄ２２．５％，Ｃ １．０１％，Ｂ ２．６０％となるよ
うに原料を秤量し、これをアルゴン雰囲気中で溶製し
た。この合金は原子％でＦｅ７３．３％，Ｎｄ８．６７
％，Ｃ４．６７％，Ｂ １３．３％に相当する。得られ
たインゴットを９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳鉢
中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約３０
μm径の粉体とした。この粉体をジェットミルでさらに
微粉砕した後、２０kOeの磁場中において配向させワッ
クスで固化して磁気特性を測定したところ、飽和磁化
（４πＩｓ）は１１０emu/g，保磁力（ｉＨｃ）は２５
００ Oeであった。また、得られた粉体をＣｕＫα線を
用いてＸ線回折したところ、その多くが体心正方晶Ｔｈ
Ｍｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００２４】（実施例６）重量比でＦｅ５５．６％，Ｎ
ｄ２０．８％，Ｔｉ１０．６％，Ｃｏ１３．０％となる
ように原料を秤量し、これをアルゴン雰囲気中で溶製し
た。この合金は原子％でＦｅ６２．９％，Ｎｄ９．０９
％，Ｔｉ１４．０％，Ｃｏ１４．０％に相当する。得ら
れたインゴットを９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳
鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約３
０μm径の粉体とした。この粉体にＮを含有させるため
に、これをＮＨ3ガス中ほぼ４５０℃付近の温度におい
て処理した。この処理により材料中にＮが１．６３重量
％含有された。したがって材料全体としての組成は、重
量％でＦｅ５４．７％，Ｎｄ２０．４％，Ｔｉ１０．４
％，Ｃｏ１２．８％，Ｎ １．６３％、すなわち原子％
ではＦｅ５８．６％，Ｎｄ８．４６％，Ｔｉ１３．０
％，Ｃｏ１３．０％，Ｎ ６．９６％に相当する。この
粉体をジェットミルでさらに微粉砕した後、２０kOeの
磁場中において配向させワックスで固化して磁気特性を
測定したところ、飽和磁化（４πＩｓ）は１１７emu/
g，保磁力（ｉＨｃ）は４３００ Oeであった。また、得
られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、
その多くが体心正方晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると
認められた。
【００２５】（実施例７）重量比でＦｅ６１．５％，Ｓ
ｍ２１．５％，Ｔｉ１０．５％，Ｎｉ６．４６％から成
る合金をアルゴン雰囲気中で溶製した。この合金は原子
％でＦｅ６９．９％，Ｓｍ９．０９％，Ｔｉ１４．０
％，Ｎｉ６．９９％に相当する。得られたインゴットを
９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、
さらにディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉体と
した。この粉体にＮを含有させるために、これをＮ2ガ
ス中ほぼ４５０℃付近の温度において処理した。この処
理により材料中にＮが０．２９２重量％含有された。し
たがって材料全体としての組成は、重量％でＦｅ６１．
３％，Ｓｍ２１．５％，Ｔｉ１０．５％，Ｎｉ６．４４
％，Ｎ ０．２９２％、すなわち原子％ではＦｅ６９．
０％，Ｓｍ８．９７％，Ｔｉ１３．８％，Ｎｉ６．９０
％，Ｎ １．３１％に相当する。この粉体をジェットミ
ルでさらに微粉砕した後、２０kOeの磁場中において配
向させワックスで固化して磁気特性を測定したところ、
飽和磁化（４πＩｓ）は１０５emu/g，保磁力（ｉＨ
ｃ）は２９００ Oeであった。また、得られた粉体をＣ
ｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、その多くが体心
正方晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００２６】（実施例８）重量比でＦｅ６５．６％，Ｓ
ｍ２１．９％，Ｔｉ１０．７％，Ｂ １．８１％となる
ように原料を秤量し、これをアルゴン雰囲気中で溶製し
た。この合金は原子％でＦｅ６８．６％，Ｓｍ８．５０
％，Ｔｉ１３．１％，Ｂ ９．８０％に相当する。この
粉体をジェットミルでさらに微粉砕した後、２０kOeの
磁場中において配向させワックスで固化して磁気特性を
測定したところ、飽和磁化（４πＩｓ）は１１４emu/
g，保磁力（ｉＨｃ）は５９００ Oeであった。また、得
られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、
その多くが体心正方晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると
認められた。
【００２７】（実施例９）重量比でＦｅ６６．５％，Ｎ
ｄ２１．３％，Ｔｉ１０．９％，Ｃ １．３６％となる
ように原料を秤量し、これをアルゴン雰囲気中で溶製し
た。この合金は原子％でＦｅ７０．９％，Ｎｄ８．７８
％，Ｔｉ１３．５％，Ｃ ６．７６％に相当する。得ら
れたインゴットを９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳
鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約３
０μm径の粉体とした。この粉体をジェットミルでさら
に微粉砕した後、２０kOeの磁場中において配向させワ
ックスで固化して磁気特性を測定したところ、飽和磁化
（４πＩｓ）は１１１emu/g，保磁力（ｉＨｃ）は４２
００ Oeであった。また、得られた粉体をＣｕＫα線を
用いてＸ線回折したところ、その多くが体心正方晶Ｔｈ
Ｍｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００２８】（実施例１０）重量比でＦｅ７４．０％，
Ｓｍ１９．９％，Ｔｉ６．０６％から成る合金をアルゴ
ン雰囲気中で溶製した。この合金は原子％でＦｅ８３．
７％，Ｓｍ８．３７％，Ｔｉ７．９８％に相当する。得
られたインゴットを９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製
乳鉢中で粗粉砕し、さらに有機溶媒中でボールミル粉砕
し、約１０μｍ径の粉末とした。この粉末にＮを含有さ
せるために、これをＮ2ガス中ほぼ５５０℃付近の温度
において処理した。この処理により材料中にＮが２．２
０重量％含有された。したがって材料全体としての組成
は、重量％でＦｅ７２．４％，Ｓｍ１９．５％，Ｔｉ
５．９２％，Ｎ ２．２０％、すなわち原子％ではＦｅ
７６．０％，Ｓｍ７．６０％，Ｔｉ７．２５％，Ｎ
９．１９％に相当する。この粉体を２０kOeの磁場中に
おいて配向させた後、ワックスで固化して磁気特性を測
定したところ、飽和磁化（４πＩｓ）は１２２emu/g，
保磁力（ｉＨｃ）は５０００ Oeであった。また、得ら
れた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、そ
の多くが体心正方晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると認
められた。
【００２９】（実施例１１）重量比でＦｅ６７．７％，
Ｓｍ２０．１％，Ｔｉ６．０９％，Ｖ ６．１７％から
成る合金をアルゴン雰囲気中で溶製した。この合金は原
子％でＦｅ７６．１％，Ｓｍ８．３７％，Ｔｉ７．９８
％，Ｖ ７．６０％に相当する。得られたインゴットを
９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、
さらに有機溶媒中でボールミル粉砕し、約１０μｍ径の
粉末とした。この粉末にＮを含有させるために、これを
Ｎ2ガス中ほぼ５５０℃付近の温度において処理した。
この処理により材料中にＮが２．３７重量％含有され
た。したがって材料全体としての組成は、重量％でＦｅ
６６．１％，Ｓｍ１９．６％，Ｔｉ５．９５％，Ｖ
６．０３％，Ｎ ２．３７％、すなわち原子％ではＦｅ
６８．６％，Ｓｍ７．５５％，Ｔｉ７．２０％，Ｖ
６．８６％，Ｎ ９．８１％に相当する。この粉体を２
０kOeの磁場中において配向させた後、ワックスで固化
して磁気特性を測定したところ、飽和磁化（４πＩｓ）
は１０６emu/g，保磁力（ｉＨｃ）は６２００ Oeであっ
た。また、得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折
したところ、その多くが体心正方晶ＴｈＭｎ12型の結晶
構造であると認められた。
【００３０】（実施例１２）重量比でＦｅ７３．９％，
Ｓｍ１９．９％，Ｃｒ６．２５％から成る合金をアルゴ
ン雰囲気中で溶製した。この合金は原子％でＦｅ８４．
０％，Ｓｍ８．４０％，Ｃｒ７．６３％に相当する。得
られたインゴットを９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製
乳鉢中で粗粉砕し、さらに有機溶媒中でボールミル粉砕
し、約１０μｍ径の粉末とした。この粉末にＮを含有さ
せるために、これをＮ2ガス中ほぼ５５０℃付近の温度
において処理した。この処理により材料中にＮが１．９
７重量％含有された。したがって材料全体としての組成
は重量％でＦｅ７２．４％，Ｓｍ１９．５％，Ｃｒ６．
１３％，Ｎ １．９７％、すなわち原子％では、Ｆｅ７
７．０％，Ｓｍ７．７０％，Ｃｒ７．００％，Ｎ ８．
３３％に相当する。この粉体を２０kOeの磁場中におい
て配向させた後、ワックスで固化して磁気特性を測定し
たところ、飽和磁化（４πＩｓ）は９７emu/g，保磁力
（ｉＨｃ）は３０００ Oeであった。また、得られた粉
体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、その多く
が体心正方晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると認められ
た。
【００３１】（実施例１３）重量比でＦｅ８０．２％，
Ｓｍ１９．８％から成る合金をアルゴン雰囲気中で溶製
した。この合金は原子％でＦｅ９１．６％，Ｓｍ８．４
０％に相当する。得られたインゴットを９００℃で７日
間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さらに有機溶媒
中でボールミル粉砕し、約１０μｍ径の粉末とした。こ
の粉末にＮを含有させるために、これをＮＨ3ガス中ほ
ぼ４５０℃付近の温度において処理した。この処理によ
り材料中にＮが２．５２重量％含有された。したがって
材料全体としての組成は、重量％でＦｅ７８．２％，Ｓ
ｍ１９．３％，Ｎ ２．５２％、すなわち原子％ではＦ
ｅ８２．０％，Ｓｍ７．５１％，Ｎ １０．５％に相当
する。この粉体を２０kOeの磁場中において配向させた
後、ワックスで固化して磁気特性を測定したところ、飽
和磁化（４πＩｓ）は１２１emu/g，保磁力（ｉＨｃ）
は５７００Oeであった。また、得られた粉体をＣｕＫα
線を用いてＸ線回折したところ、その多くが体心正方晶
ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００３２】（実施例１４）重量比でＦｅ７３．４％，
Ｓｍ１９．８％，Ｔｉ６．０１％，Ｃ ０．４３％，Ｂ
０．３９％となるように原料を秤量し、これをアルゴン
雰囲気中で溶製した。この合金は原子％でＦｅ８０．０
％，Ｓｍ８．００％，Ｔｉ７．６４％，Ｃ２．１８％，
Ｂ ２．１８％に相当する。得られたインゴットを９０
０℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さら
に有機溶媒中でボールミル粉砕し、約１０μｍ径の粉末
とした。この粉末にＮを含有させるために、これをＮ2
ガス中ほぼ５５０℃付近の温度において処理した。この
処理により材料中にＮが１．６８重量％含有された。し
たがって材料全体としての組成は、重量％でＦｅ７２．
２％，Ｓｍ１９．４％，Ｔｉ５．９１％，Ｃ ０．４２
３％，Ｂ ０．３８１％，Ｎ １．６８％、すなわち原子
％ではＦｅ７４．５％，Ｓｍ７．４５％，Ｔｉ７．１１
％，Ｃ ２．０３％，Ｂ ２．０３％，Ｎ ６．９１％に
相当する。この粉体を２０kOeの磁場中において配向さ
せた後、ワックスで固化して磁気特性を測定したとこ
ろ、飽和磁化（４πＩｓ）は１２６emu/g，保磁力（ｉ
Ｈｃ）は５６００ Oeであった。また、得られた粉体を
ＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、その多くが体
心正方晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００３３】（実施例１５）重量比でＦｅ６６．４％，
Ｓｍ１９．７％，Ｔｉ５．９７％，Ｖ ６．０５％，Ｃ
０．４２８％，Ｂ １．５４％となるように原料を秤量
し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。。この合金は
原子％でＦｅ６８．３％，Ｓｍ７．５１％，Ｔｉ７．１
７％，Ｖ ６．８３％，Ｃ ２．０５％，Ｂ ８．１９％
に相当する。得られたインゴットを９００℃で７日間焼
鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さらに有機溶媒中で
ボールミル粉砕し、約１０μｍ径の粉末とした。この粉
末をアルゴンガス中ほぼ５００℃付近の温度において処
理した。この粉体を２０kOeの磁場中において配向させ
た後、ワックスで固化して磁気特性を測定したところ、
飽和磁化（４πＩｓ）は９９emu/g，保磁力（ｉＨｃ）
は６７００ Oeであった。また、得られた粉体をＣｕＫ
α線を用いてＸ線回折したところ、その多くが体心正方
晶ＴｈＭｎ12型の結晶構造であると認められた。
【００３４】（実施例１６）重量比でＦｅ７９．１％，
Ｓｍ１９．５％，Ｃ ０．７１％，Ｂ ０．６４％となる
ように原料を秤量し、これをアルゴン雰囲気中で溶製し
た。この合金は原子％でＦｅ８５．１％，Ｓｍ７．８０
％，Ｃ ３．５５％，Ｂ ３．５５％に相当する。得られ
たインゴットを９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳鉢
中で粗粉砕し、さらに有機溶媒中でボールミル粉砕し、
約１０μｍ径の粉末とした。この粉末にＮを含有させる
ために、これをＮ2ガス中ほぼ５５０℃付近の温度にお
いて処理した。この処理により材料中にＮが１．０３重
量％含有された。したがって材料全体としての組成は、
重量％でＦｅ７８．３％，Ｓｍ１９．３％，Ｃ ０．７
０２％，Ｂ ０．６３２％，Ｎ １．０３％、すなわち原
子％ではＦｅ８１．５％，Ｓｍ７．４７％，Ｃ ３．３
９％，Ｂ ３．３９％，Ｎ ４．２８％に相当する。この
粉体を２０kOeの磁場中において配向させた後、ワック
スで固化して磁気特性を測定したところ、飽和磁化（４
πＩｓ）は１２６emu/g，保磁力（ｉＨｃ）は４９００
Oeであった。また、得られた粉体をＣｕＫα線を用いて
Ｘ線回折したところ、その多くが体心正方晶ＴｈＭｎ12
型の結晶構造であると認められた。
【００３５】（実施例１７）重量比でＦｅ７８．７％，
Ｓｍ１９．４％，Ｃ ０．９９％，Ｂ ０．８９％となる
ように原料を秤量し、これをアルゴン雰囲気中で溶製し
た。この合金は原子％でＦｅ８２．８％，Ｓｍ７．５９
％，Ｃ ４．８３％，Ｂ ４．８３％に相当する。得られ
たインゴットを９００℃で７日間焼鈍した後、鉄製乳鉢
中で粗粉砕し、さらに有機溶媒中でボールミル粉砕し、
約１０μｍ径の粉末とした。この粉末をアルゴンガス中
ほぼ５００℃付近の温度において処理した。この粉体を
２０kOeの磁場中において配向させた後、ワックスで固
化して磁気特性を測定したところ、飽和磁化（４πＩ
ｓ）は１２０emu/g，保磁力（ｉＨｃ）は５０００ Oeで
あった。また、得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線
回折したところ、その多くが体心正方晶ＴｈＭｎ12型の
結晶構造であると認められた。
【００３６】（実施例１８）実施例１と同様にして表１
〜３に示すような組成の合金を作製したところ、本発明
の効果が得られることが確認された。
【００３７】
【表１】
【表２】
【表３】
【００３８】（実施例１９）実施例７と同様にして表４
に示すような組成の合金を作製したところ、本発明の効
果が得られることが確認された。
【００３９】
【表４】
【００４０】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明による鉄
−希土類系永久磁石材料によれば、Ｆｅを主体とする希
土類磁石でありながら、大きな飽和磁化と高い保磁力と
を安定的に得ることができるので、実用上きわめて有用
なものである。また、本発明による鉄−希土類系永久磁
石材料の製造方法によれば、Ｎ(窒素)を含むような本発
明の鉄−希土類系永久磁石材料を安定的に製造し得るの
で、実用上きわめて有用なものである。
フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｂ２２Ｆ 9/04 Ｅ 9157−4Ｋ Ｃ０１Ｂ 21/06 Ｄ 7305−4Ｇ Ｃ２３Ｃ 8/24 8116−4Ｋ Ｈ０１Ｆ 1/053 (31)優先権主張番号 特願平2−306590 (32)優先日 平２(1990)11月13日 (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (31)優先権主張番号 特願平2−306591 (32)優先日 平２(1990)11月13日 (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (31)優先権主張番号 特願平2−306592 (32)優先日 平２(1990)11月13日 (33)優先権主張国 日本（ＪＰ）

Claims (22)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 ＲをＹ，Ｔｈおよびすべてのランタノイ
    ド元素からなる群の中から選ばれた１種または２種以上
    の元素の組合せ、ＸをＮ(窒素)もしくはＢ(硼素)もしく
    はＣ(炭素)またはこれらの元素の組合せとするとき、原
    子百分率で、Ｒ：３〜３０％、Ｘ：０．３〜５０％を含
    み、残部が実質的にＦｅから成り、主相が体心正方晶構
    造を有することを特徴とする鉄−希土類系永久磁石材
    料。
  2. 【請求項２】 ＭをＴｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ａ
    ｌ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｓｎ，
    Ｇｅ，Ｇａからなる群の中から選ばれた１種または２種
    以上の元素の組合せとするとき、Ｆｅの一部をＭで置換
    することにより、原子百分率で、Ｍ：０．５〜３０％を
    含むようにしたことを特徴とする請求項１に記載の鉄−
    希土類系永久磁石材料。
  3. 【請求項３】 Ｆｅの一部をＣｏで置換することによ
    り、原子百分率で、Ｃｏ：１〜５０％を含むようにした
    ことを特徴とする請求項１または２に記載の鉄−希土類
    系永久磁石材料。
  4. 【請求項４】 Ｆｅの一部をＮｉで置換することによ
    り、原子百分率で、Ｎｉ：０．５〜３０％を含むように
    したことを特徴とする請求項１ないし３の何れかの項に
    記載の鉄−希土類系永久磁石材料。
  5. 【請求項５】 原子百分率で、Ｒ：５〜１８％を含むこ
    とを特徴とする請求項１ないし４の何れかの項に記載の
    鉄−希土類系永久磁石材料。
  6. 【請求項６】 原子百分率で、Ｒ：６〜１２％を含むこ
    とを特徴とする請求項５に記載の鉄−希土類系永久磁石
    材料。
  7. 【請求項７】 原子百分率で、Ｒ：７〜９％を含むこと
    を特徴とする請求項６に記載の鉄−希土類系永久磁石材
    料。
  8. 【請求項８】 ＭがＴｉであり、その含有量が重量百分
    率で１０％を超えることを特徴とする請求項２ないし７
    の何れかの項に記載の鉄−希土類系永久磁石材料。
  9. 【請求項９】 ＸがＮ(窒素)であることを特徴とする請
    求項１ないし８の何れかの項に記載の鉄−希土類系永久
    磁石材料。
  10. 【請求項１０】 ＸがＮ(窒素)とＢ(硼素)の複合添加で
    あることを特徴とする請求項１ないし８の何れかの項に
    記載の鉄−希土類系永久磁石材料。
  11. 【請求項１１】 ＸがＮ(窒素)とＢ(硼素)とＣ(炭素)の
    組み合わせであることを特徴とする請求項１ないし８の
    何れかの項に記載の鉄−希土類系永久磁石材料。
  12. 【請求項１２】 ＸがＮ(窒素)とＣ(炭素)の組み合わせ
    であることを特徴とする請求項１ないし８の何れかの項
    に記載の鉄−希土類系永久磁石材料。
  13. 【請求項１３】 請求項１に記載の鉄−希土類系永久磁
    石材料または請求項３ないし７の何れかの項に記載の鉄
    −希土類系永久磁石材料の中でＭを含有しないような鉄
    −希土類系永久磁石材料において、ＸがＢ(硼素)である
    ことを特徴とする鉄−希土類系永久磁石材料。
  14. 【請求項１４】 請求項１に記載の鉄−希土類系永久磁
    石材料または請求項３ないし７の何れかの項に記載の鉄
    −希土類系永久磁石材料の中でＭを含有しないような鉄
    −希土類系永久磁石材料において、ＸがＣ(炭素)である
    ことを特徴とする鉄−希土類系永久磁石材料。
  15. 【請求項１５】 ＸがＢ(硼素)とＣ(炭素)の組み合わせ
    であることを特徴とする請求項１記載、またはＭを含有
    しない請求項３ないし７の何れかの項に記載の鉄−希土
    類系永久磁石材料。
  16. 【請求項１６】 予め、Ｎ含有量が所望の量よりは少な
    い材料を作製した後、これをＮを含む気体中で処理して
    材料中にＮを侵入させることにより、所望のＮ含有量に
    するようにしたことを特徴とする請求項９ないし１２の
    何れかの項に記載の鉄−希土類系永久磁石材料の製造方
    法。
  17. 【請求項１７】 予め、実質的にＮを含有しない材料を
    作製した後、これをＮを含む気体中で処理して材料中に
    Ｎを侵入させることにより、所望のＮ含有量にするよう
    にしたことを特徴とする請求項９ないし１２の何れかの
    項に記載の鉄−希土類系永久磁石材料の製造方法。
  18. 【請求項１８】 Ｎを含む気体がＮ2ガスであることを
    特徴とする請求項１６または１７の何れかの項に記載の
    鉄−希土類系永久磁石材料の製造方法。
  19. 【請求項１９】 Ｎを含む気体がＮ2ガスとＨ2ガスの混
    合気体であることを特徴とする請求項１６または１７に
    記載の鉄−希土類系永久磁石材料の製造方法。
  20. 【請求項２０】 Ｎを含む気体がＮＨ3ガスであること
    を特徴とする請求項１６または１７に記載の鉄−希土類
    系永久磁石材料の製造方法。
  21. 【請求項２１】 該体心正方晶構造がＴｈＭｎ12型であ
    ることを特徴とする請求項１ないし１５の何れかの項に
    記載の鉄−希土類系永久磁石材料。
  22. 【請求項２２】 該体心正方晶構造がＴｈＭｎ12型であ
    ることを特徴とする請求項１６ないし２０の何れかの項
    に記載の鉄−希土類系永久磁石材料の製造方法。
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