JPH06172936A

JPH06172936A - 磁性材料

Info

Publication number: JPH06172936A
Application number: JP4277474A
Authority: JP
Inventors: Shinya Sakurada; 新哉桜田; Takatomo Hirai; 隆大平井; Akihiko Tsudai; 昭彦津田井; Masashi Sahashi; 政司佐橋; Hideo Nagai; 秀雄永井; Tsutomu Yamashita; 務山下
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1991-10-16
Filing date: 1992-10-15
Publication date: 1994-06-21
Anticipated expiration: 2016-10-15
Also published as: JP3219865B2

Abstract

(57)【要約】【目的】最大エネルギー積が向上された高性能の磁性
材料を提供しようとするものである。【構成】一般式Ｒ１_xＲ２_yＭ_100-x-y （Ｉ）（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎ
ｍである元素から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍは
ＦｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも１種の元素を示
し、ｘ、ｙは原子％でそれぞれｘ≧２、ｙ≧０．０１、
４≦ｘ＋ｙ≦２０を示す）にて表され、主相中に占める
前記Ｍが９０原子％以上であることを特徴としている。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、磁性材料に関し、特に
永久磁石、ボンド磁石の素材等に有用な磁性材料に係わ
る。

【０００２】

【従来の技術】従来、高性能希土類永久磁石としては、
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石（Ｒは希土類
元素）などが知られている。これらの磁石は、現在、量
産化が進められている。前記各磁石は、ＦｅまたはＣｏ
が多量に含まれ、飽和磁束密度（Ｂ_s）の増大に寄与し
ている。また、前記各磁石はＳｍ、Ｎｄなどの希土類元
素が含まれているため、前記希土類元素により結晶場中
における４ｆ電子の挙動に由来する非常に大きな磁気異
方性をもたらす。その結果、保磁力（ｉＨ_c）の増大が
図られ、高性能の磁石が実現されている。このような前
記高性能磁石は、主としてスピーカ、モータ、計測器な
どの電気機器に使用されている。

【０００３】近年、各種電気機器の小形化の要求が高ま
り、それに応えるために前記永久磁石の最大磁気エネル
ギー積［（ＢＨ）_max］を向上し、より高性能の永久磁
石が求められている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、最大
磁気エネルギー積が向上された高性能の磁性材料を提供
しようとするものである。本発明の別の目的は、最大磁
気エネルギー積が向上され、さらに主相のキュリー温度
が改善された磁性材料を提供しようとするものである。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明によると、一般式Ｒ１_xＲ２_yＭ_100-x-y （Ｉ）

【０００６】（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる
少なくとも１種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜
０．１７４ｎｍである元素から選ばれる少なくとも１種
の元素、ＭはＦｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも１
種の元素を示し、ｘ、ｙは原子％でそれぞれｘ≧２、ｙ
≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０を示す）にて表され、主
相中に占める前記Ｍが９０原子％以上である磁性材料が
提供される。ここで、前記主相とは化合物中の各結晶相
および非晶質相のうちで最大の体積占有率を有する相を
意味するものである。

【０００７】前記原子半径は、“Бокий Г．Б．
Кристаллохимия．М．，＜Наука＞
１９７１，４００с．сил．”のロシアの文献に定義
されている。

【０００８】前記主相は、六方晶または正方晶のような
一軸性の結晶構造を有することが望ましい。本発明に係
わる磁性材料の典型的なＸ線回折パターンを図１に示
す。ただし、Ｘ線はＣｕ−Ｋαを用いた。図１に示すよ
うに、回折角２θが２０゜〜５５゜の範囲においては２
θが３０゜付近、３７゜付近、４３゜付近、４５゜付
近、４９゜付近にそれぞれピークを有する。これらのピ
ークのうちで４５゜付近に現れるピークは磁性材料中に
存在するα−Ｆｅ（またはα−Ｆｅ、Ｃｏ）の反射によ
るものと考えられる。他のピークは、すべてＴｂＣｕ₇
型結晶構造で指数付けられ、低角側から（１０１）、
（１１０）、および（２００）（１１１）（００２）の
重ね合わせ、（２０１）なる面による回折ピークである
との見方ができる。以下、前記一般式（Ｉ）の磁性材料
を構成する各成分の働きおよび各成分の配合量を規定し
た理由ついて詳細に説明する。（１）Ｒ１元素

【０００９】Ｒ１元素である希土類元素としては、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｙが挙げられ、こ
れらは１種または２種以上の混合物で使用される。この
ようなＲ１元素は、前記磁性材料に大きな磁気異方性を
もたらし、高い保磁力を付与する。

【００１０】前記Ｒ１元素を２原子％未満にすると、多
量のα−Ｆｅを生成して大きな保磁力が得られなくな
る。一方、前記Ｒ１元素が過剰に配合されると、飽和磁
束密度が著しく低下する。より好ましいＲ１元素の量
は、２〜１６原子％の範囲である。特に、前記Ｒ１元素
中にＳｍ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂが総量で５０％以上占める
ことが望ましい。このような量のＲ１元素を用いること
によって、前記磁性材料の磁気異方性をより向上するこ
とが可能になる。（２）Ｒ２元素

【００１１】前記原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎ
ｍであるＲ２元素としては、例えばＳｃ、ＺｒおよびＨ
ｆの群から選ばれる少なくとも１種の元素を用いること
ができる。このようなＲ２元素は、主として前記Ｒ１の
希土類サイトに占有して前記希土類サイトの平均原子半
径を小さくする等の作用により前記主相中の前記Ｍ濃度
を高めることが可能になる。また、前記Ｒ２元素は主
相、例えばＴｂＣｕ₇型結晶構造を有する相の生成を促
進する働きを有する。

【００１２】前記Ｒ２元素の原子半径を前述した範囲に
設定した理由を以下に述べる。希土類元素中、最も原子
半径の小さい元素はＬｕであり、原子半径の大きさは
０．１７４ｎｍである。したがって、０．１７４ｎｍよ
り原子半径の大きな元素は前述した希土類サイトの原子
半径低下効果が期待できないため、主相中の前記Ｍ濃度
が小さくなる。一方、前記原子半径が０．１５６ｎｍよ
り小さいと、Ｆｅサイトへの置換が顕著になる。

【００１３】前記Ｒ２元素を０．０１原子％未満にする
と、多量のα−Ｆｅを生成して大きな保磁力が得られな
くなる。一方、前記Ｒ２元素が過剰に配合されると、前
記Ｍ元素の量が相対的に少なくなり、飽和磁束密度が著
しく低下する。より好ましいＲ２元素の量は、０．５〜
６原子％の範囲である。

【００１４】前記Ｒ１元素およびＲ２元素の合計量を４
〜２０原子％の範囲に規定することにより、より優れた
磁気特性を有する磁性材料を得ることが可能になる。よ
り好ましい前記Ｒ１元素およびＲ２元素の合計量は、６
〜１６原子％の範囲である。（３）Ｍ元素

【００１５】Ｍ元素は、Ｆｅ、Ｃｏから選ばれる少なく
とも１種からなるものである。前記Ｍ元素は、前記磁性
材料の飽和磁束密度を増大させる働きを有する。前記Ｍ
元素は、前記磁性材料中に７０原子％以上添加すること
によりその効果が顕著になる。特に、前記Ｍ元素のうち
Ｆｅが５０％以上、より好ましくは６５％以上占めるこ
とが望ましい。

【００１６】前記Ｍ元素の一部をＴ元素（ＴはＳｉ、Ｔ
ｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｇａ、Ａｌ、Ｎ
ｂ、Ｔａの群から選ばれる１種以上の元素）で置換する
ことにより、前記磁性材料中の前記主相、例えばＴｂＣ
ｕ₇型結晶構造を有する相の割合を増大することが可能
になる。また、前記Ｔ元素で前記Ｍ元素の一部を置換す
ることにより、主相中に占める前記Ｍ元素の濃度を増大
させることが可能になる。ただし、前記Ｔ元素で前記Ｍ
元素の大部分を置換すると飽和磁束密度の低下を招く。
このため、前記Ｔ元素の置換量は前記Ｍ元素の総量中、
２０原子％以下にすることが望ましい。前記一般式
（Ｉ）の磁性材料中には、酸化物等の不可避的不純物を
含有することを許容する。

【００１７】前記主相中に占める前記Ｍの濃度を規定し
たのは、その濃度を９０原子％未満すると大きな飽和磁
束密度を有する磁性材料を得ることができなくなるから
である。前記一般式（Ｉ）の磁性材料は、例えば以下に
説明する（１）〜（５）の方法により製造される。

【００１８】（１）所定量のＲ１、Ｒ２、Ｍの各元素お
よび必要に応じて前記Ｍ元素の一部を置換するＴ元素の
粉末を混合し、アーク溶解または高周波溶解により合金
溶湯を調製する。つづいて、前記合金溶湯を高速で回転
する単ロールまたは双ロールに噴射することにより急冷
する単ロール法または双ロール法により磁性材料を製造
する。（２）前記合金溶湯を回転ディスク上に噴射して急冷す
る回転ディスク法により磁性材料を製造する。（３）前記合金溶湯をＨｅのような不活性ガス中に噴射
して急冷するガスアトマイズ法により磁性材料を製造す
る。（４）前記合金溶湯鋳造することにより磁性材料を製造
する。

【００１９】（５）所定量のＲ１、Ｒ２、Ｍの各元素お
よび必要に応じて前記Ｍ元素の一部を置換するＴ元素の
各元素粉末の混合体に機械的エネルギーを付与して合金
化させるメカニカルアロイイング法またはメカニカルグ
ラインディング法により磁性材料を製造する。これらの
方法は、前記混合体を固相反応させることにより合金化
する方法である。前記固相反応を起こさせる具体的な方
法としては、例えば遊星ボールミル、回転式ボールミ
ル、アトライタ、振動ボールミル、スクリュー式ボール
ミル等に前記混合体を投入し、前記各粉末に機械的な衝
撃を与える方法が採用される。

【００２０】なお、前記（１）、（２）、（４）、
（５）の方法においては前記合金溶湯の急冷工程および
固相反応工程をＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気で行
うことが望ましい。このような雰囲気で前記合金溶湯を
急冷するか、または固相反応させることによって酸化に
よる磁気特性の劣化が防止された磁性材料を製造するこ
とが可能になる。

【００２１】前記（１）〜（５）の方法で得られた磁性
材料は、必要に応じてＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲
気中または真空中、３００〜１０００℃で０．１〜５０
時間の熱処理が施されることを許容する。このような熱
処理を施すことにより前記磁性材料中の主相の生成量を
増大させることが可能になる。

【００２２】前記（１）〜（４）の方法で得られた磁性
材料は、ボールミル、ブラウンミル、スタンプミル等に
よって粉砕することにより磁性材料粉末が製造される。
ただし、前記メカニカルアロイイング法またはメカニカ
ルグラインディング法による（５）の方法で得られた磁
性材料は、粉末状態であるため、前記粉砕工程を省略す
ることが可能である。次に、前述した方法により製造さ
れた本発明に係わる磁性材料粉末から永久磁石、ボンド
磁石を製造する方法を説明する。

【００２３】（ａ）前記磁性材料粉末をホットプレスま
たは熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）により高密度の成形体
（圧粉体）として一体化することにより永久磁石を製造
する。前記加圧時に磁場を印加して結晶方位を揃えるこ
とにより高磁束密度を有する永久磁石を製造できる。ま
た、前記加圧後に３００〜７００℃の温度下で加圧しな
がら塑性変形加工を施すことにより磁化容易軸方向にに
磁気的な配向がなされた永久磁石を製造することが可能
になる。（ｂ）前記磁性材料粉末を焼結することによって永久磁
石を製造する。

【００２４】（ｃ）前記磁性材料粉末をエポキシ樹脂、
ナイロン系などの樹脂と混合した後、成形することによ
りボンド磁石を製造する。前記樹脂としてエポキシ樹脂
系の熱硬化性樹脂を用いる場合には、圧縮成形の後に１
００〜２００℃の温度でキュア処理を施すことが望まし
い。前記樹脂としてナイロン系の熱可塑性樹脂を用いる
場合には、射出成形法を採用することが望ましい。

【００２５】（ｄ）前記磁性材料粉末を低融点金属また
は低融点合金と混合した後、成形することによりメタル
ボンド磁石を製造する。前記低融点金属としては、例え
ばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇなどを、前記低融点合
金としては前記金属からなる合金等を用いることができ
る。また、本発明によると、一般式Ｒ１_xＲ２_yＡ_zＭ_100-x-y-z （II）

【００２６】（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる
少なくとも１種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜
０．１７４ｎｍである元素から選ばれる少なくとも１種
の元素、ＡはＨ、Ｃ、ＮおよびＰから選ばれる少なくと
も１種の元素、ＭはＦｅおよびＣｏから選ばれる少なく
とも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚは原子％でそれぞれ
ｘ≧２、ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２
０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ₇型結晶構造を
有し、かつ前記主相中に占める前記Ｍが前記主相中のＡ
を除く全ての元素の総量の９０原子％以上である磁性材
料が提供される。ここで、前記主相とは化合物中の各結
晶相および非晶質相のうちで最大の体積占有率を有する
相を意味するものである。前記原子半径は、前述したロ
シアの文献に定義されている。以下、前記一般式（II）
の磁性材料を構成する各成分の働きおよび各成分の配合
量を規定した理由ついて詳細に説明する。

【００２７】前記Ｒ１元素、前記Ｒ２元素は、前記一般
式（Ｉ）の磁性材料で説明したのとと同様である。さら
に、前記Ｒ２元素は前記ＴｂＣｕ₇型結晶構造を有する
相中に占める前記Ｍの濃度を増大させる働きを持つ。特
に、ｚが零の場合には前記Ｒ１元素中にＳｍ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂが総量で５０原子％以上占めることが望まし
く、０＜ｚ≦２０の場合には前記Ｒ１元素中にＰｒ、Ｎ
ｄ、Ｔｂ、Ｄｙが５０原子％以上占めることが望まし
い。このような量のＲ１元素を用いることによって、前
記磁性材料の磁気異方性をより向上することが可能にな
る。

【００２８】前記Ｍ元素は、前記一般式（Ｉ）の磁性材
料で説明したのと同様である。前記Ｍ元素は、前記磁性
材料中に７０原子％以上添加することによりその効果が
顕著になる。特に、前記Ｍ元素のうちＦｅが５０％以
上、より好ましくは６５％以上占めることが望ましい。
また、前記Ｍ元素の一部をＴ元素（ＴはＳｉ、Ｔｉ、Ｃ
ｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｇａ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔ
ａの群から選ばれる１種以上の元素）で置換することを
許容する。このようなＴ元素による置換により前述した
一般式（Ｉ）の磁性材料と同様な効果を発揮できる。

【００２９】前記Ａ元素は、Ｈ、Ｃ、ＮおよびＰの群か
ら選ばれる少なくとも１種の元素である。前記Ａ元素
は、主としてＴｂＣｕ₇型結晶構造のインタースティシ
ャル位置に存在し、前記Ａ元素を含まない場合と比較し
て結晶格子を拡大させたり、電子帯構造を変化させる。
その結果、前記主相のキュリー温度、飽和磁束密度、磁
気異方性を向上させる働きを有する。前記Ａ元素が２０
原子％を越えるとＴｂＣｕ₇相の生成が困難となる。前
記Ａ元素のより好ましい量は、１０原子％以下である。
前記一般式（II）の磁性材料中には、酸化物等の不可避
的不純物を含有することを許容する。

【００３０】前記主相中に占める前記Ｍの濃度を規定し
たのは、その濃度を前記主相中のＡを除く全ての元素の
総量の９０原子％未満すると大きな飽和磁束密度を有す
る磁性材料を得ることができなくなる。前記一般式（I
I）の磁性材料において、Ａ元素としてＣおよびＰの少
なくとも１種を配合した磁性材料の製造方法を以下に説
明する。

【００３１】所定量のＲ１、Ｒ２、Ａ（ＣおよびＰの少
なくとも１種）、Ｍの各元素および必要に応じて前記Ｍ
元素の一部を置換するＴ元素の各元素を含有する合金を
前述した（１）〜（５）の方法により磁性材料を製造す
る。この際、得られた磁性材料を必要に応じてＡｒ、Ｈ
ｅなどの不活性ガス雰囲気中または真空中、３００〜１
０００℃で０．１〜５０時間の熱処理を施すことを許容
する。このような熱処理を施すことにより前記磁性材料
中のＴｂＣｕ₇結晶構造を有する相の生成量を増大させ
ることが可能になる。前記一般式（II）の磁性材料にお
いて、Ａ元素としてＮおよびＨから選ばれる少なくとも
１種を配合した磁性材料の製造方法の一例を以下に説明
する。

【００３２】前記磁性材料をボールミル、ブラウンミ
ル、スタンプミル等によって粉砕することにより得られ
た磁性材料粉末（合金粉末）を０．００１〜２気圧の窒
素ガスまたは水素ガスまたはこれらの混合ガスの雰囲気
中、３００〜８００℃の温度下で０．１〜１００時間熱
処理することにより磁性材料を製造する。ただし、前記
（５）の方法で製造された磁性材料は粉末状態であるた
め、前記粉砕工程を省略することが可能である。前記熱
処理の雰囲気は、窒素ガス、水素ガスまたはこれらの混
合ガスに代えてアンモニア等の窒素化合物ガスを用いて
もよい。前記窒素もしくは窒素化合物ガスまたは水素も
しくは水素化合物ガスの分圧は、０．００１〜２気圧の
範囲にすることが好ましい。

【００３３】前記窒化処理または水素化処理においては
窒素もしくは窒素化合物ガス、水素もしくは水素化合物
の他に窒素または水素を含まない別のガスを混合するこ
とが可能である。ただし、酸素を混合する場合には熱処
理中の酸化物生成による磁気特性の劣化を避けるため
に、酸素分圧を０．０２気圧以下にすることが望まし
い。

【００３４】なお、前記合金粉末の調製過程においてＲ
Ｎ（Ｒは前述したＲ１およびＲ２からの選ばれる少なく
とも１種）等の窒素化合物を原料として用い、固相反応
により調製することによって前記Ａ元素として窒素が配
合された磁性材料を製造することも可能である。永久磁
石、ボンド磁石は、前記磁性材料粉末を前記一般式
（Ｉ）の磁性材料で説明したのと同様な方法で処理する
ことにより製造される。さらに、本発明によると、一般
式Ｒ１_xＲ２_yＡ_zＯ_uＭ_100-x-y-z-u (III)

【００３５】（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる
少なくとも１種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜
０．１７４ｎｍである元素から選ばれる少なくとも１種
の元素、ＡはＨ、Ｃ、ＮおよびＰから選ばれる少なくと
も１種の元素、ＭはＦｅおよびＣｏから選ばれる少なく
とも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％でそれ
ぞれｘ≧２、ｙ≧０、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２
０、ｕ≦４を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ₇型結
晶構造またはＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有する磁性材料が
提供される。より具体的には、一般式Ｒ１_xＯ_uＭ_100-x-u (III-a)

【００３６】（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる
少なくとも１種の元素、ＭはＦｅおよびＣｏから選ばれ
る少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｕは原子％でそれ
ぞれｘ≧２、ｕ≦４を示す）にて表され、主相がＴｂＣ
ｕ₇型結晶構造またはＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有する磁
性材料、一般式Ｒ１_xＡ_zＯ_uＭ_100-x-z-u (III-b)

【００３７】（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる
少なくとも１種の元素、ＡはＨ、Ｃ、ＮおよびＰから選
ばれる少なくとも１種の元素、ＭはＦｅおよびＣｏから
選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｚ、ｕは原
子％でそれぞれｘ≧２、０＜ｚ≦２０、ｕ≦４を示す）
にて表され、主相がＴｂＣｕ₇型結晶構造またはＴｈＭ
ｎ₁₂型結晶構造を有する磁性材料、一般式Ｒ１_xＲ２_yＯ_uＭ_100-x-y-u （ＩＩＩ−ｃ）

【００３８】（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる
少なくとも１種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜
０．１７４ｎｍである元素から選ばれる少なくとも１種
の元素、ＭはＦｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも１
種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％でそれぞれｘ
≧２、ｙ＞０、４≦ｘ＋ｙ≦２０、ｕ≦４を示す）にて
表され、主相がＴｂＣｕ_７型結晶構造またはＴｈＭｎ
₁₂型結晶構造を有する磁性材料、並びに一般式Ｒ１_xＲ２_yＡ_zＯ_uＭ_100-x-y-z-u (III-d)

【００３９】（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる
少なくとも１種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜
０．１７４ｎｍである元素から選ばれる少なくとも１種
の元素、ＡはＨ、Ｃ、ＮおよびＰから選ばれる少なくと
も１種の元素、ＭはＦｅおよびＣｏから選ばれる少なく
とも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％でそれ
ぞれｘ≧２、ｙ＞０、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０＜ｚ≦２
０、ｕ≦４を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ₇型結
晶構造またはＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有する磁性材料が
提供される。ここで、前記主相とは化合物中の各結晶相
および非晶質相のうちて最大の体積占有率を有する相を
意味するものである。前記原子半径は、前述したロシア
の文献に定義されている。以下、前記一般式(III) の磁
性材料を構成する各成分の働きおよび各成分の配合量を
規定した理由ついて詳細に説明する。

【００４０】前記Ｒ１元素、前記Ｒ２元素は、前記一般
式（Ｉ）の磁性材料で説明したのとと同様である。さら
に、前記Ｒ２元素は前記ＴｂＣｕ₇型結晶構造を有する
相中に占める前記Ｍの濃度を増大させる働きを持つ。特
に、ｚが零の場合には前記Ｒ１元素中にＳｍ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂが総量で５０原子％以上占めることが望まし
く、０＜ｚ≦２０の場合には前記Ｒ１元素中にＰｒ、Ｎ
ｄ、Ｔｂ、Ｄｙが５０原子％以上占めることが望まし
い。このような量のＲ１元素を用いることによって、前
記磁性材料の磁気異方性をより向上することが可能にな
る。

【００４１】前記Ｍ元素は、前記一般式（Ｉ）の磁性材
料で説明したのと同様である。前記Ｍ元素は、前記磁性
材料中に７０原子％以上添加することによりその効果が
顕著になる。特に、前記Ｍ元素のうちＦｅが５０％以
上、より好ましくは６５％以上占めることが望ましい。
また、前記Ｍ元素の一部をＴ元素（ＴはＳｉ、Ｔｉ、Ｃ
ｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｇａ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔ
ａの群から選ばれる１種以上の元素）で置換することを
許容する。このようなＴ元素による置換により前述した
一般式（Ｉ）の磁性材料と同様な効果を発揮できる。

【００４２】前記Ｒ１元素である希土類元素は、非常に
酸化されやすく、しかも最も飽和磁化の大きいＴ元素
（特にＦｅ）も酸化され易いため、Ｏ（酸素）が存在す
ると希土類元素と遷移元素から形成されたＲ−Ｔ系永久
磁石の純度の低下を招き、飽和磁化および最大エネルギ
ー積の低下につながる。また、酸素量が多いと固相反応
時の主相形成反応の阻害要因になり、結果として磁気特
性の低下を招く。このようなことから、酸素量を４原子
％以下にすることによって前記酸化物の生成を抑制して
磁気特性の優れた硬質磁性材料を得ることができる。一
方、酸素量が０．０５原子％未満にすると、製造される
粉体が化学的に不安定になり、特に大気中での粉体の取
扱いが困難になる。このため、含有酸素量は少なくとも
０．０５原子％以上であることが望ましい。

【００４３】前記Ａ元素は、Ｈ、Ｃ、ＮおよびＰの群か
ら選ばれる少なくとも１種の元素である。前記Ａ元素
は、主としてＴｂＣｕ₇型結晶構造のインタースティシ
ャル位置に存在し、前記Ａ元素を含まない場合と比較し
て結晶格子を拡大させたり、電子帯構造変化をさせる。
その結果、前記主相のキュリー温度、飽和磁束密度、磁
気異方性を向上させる働きを有する。前記Ａ元素が２０
原子％を越えるとＴｂＣｕ₇相の生成が困難となる。よ
り好ましい前記Ａ元素の量は、１０原子％以下である。
前記一般式(III-a) および(III-c) の磁性材料は、例え
ば以下に説明する方法により製造される。

【００４４】まず、所定量のＲ１、Ｒ２、Ｍの各元素お
よび必要に応じて前記Ｍ元素の一部を置換する前記Ｔ元
素を含む混合粉末または合金粉末を容器内に収納する。
つづいて、例えば遊星ボールミル、回転式ボールミル、
スクリュー式ボールミルまたはアトライタを用いて前記
混合粉末または合金粉末に機械的な衝撃を加えるメカニ
カルアロイイングを行う。前記容器は、通常、図２に示
すように容器本体１と、この本体１に例えばネジ２によ
り固定された蓋体３と、前記容器本体１の上端面と前記
蓋体３との当接部に介在され、前記本体１内を気密に密
閉するためのＯリング４とから構成されている。前記容
器本体１に前記蓋体３を密閉する際には、例えばアルゴ
ンなどの不活性ガスが満たされたドライボックスのよう
な装置内で行われる。しかしながら、前述した図２に示
す容器を用いて前記混合粉末または合金粉末に対してメ
カニカルアロイイングを行うと、前記容器内で前記混合
粉末等に衝突を起こさせるため、前記容器本体１と蓋体
３との当接部にも衝撃が及んで密閉性が低下する。この
ように密閉性が低下すると、空気が前記本体１内に侵入
するため、酸素含有雰囲気でメカニカルアロイイングが
なされ、酸素濃度が増加し、主相（ＴｂＣｕ₇型結晶構
造を有する相）の収率が低下する。

【００４５】このようなことから、密閉性を確保するた
めに例えば図３に示す二重蓋構造の容器を用いることが
望ましい。前記容器は、開口部近傍の内周面に環状鍔部
１１を有する容器本体１２を備えている。断面逆凸形の
第１蓋体１３は、前記環状鍔部１１の中空部及び上面に
嵌合され、複数のボルト１４により前記環状鍔部１１に
固定されている。第１のＯリング１５は、前記第１蓋体
１３と前記環状鍔部１１の上面の間に介在され、前記第
１蓋体１３を前記環状鍔部１１に気密に固定している。
第２蓋体１６は、前記容器本体１２の開口端面に複数の
ボルト１７により固定されている。第２のＯリング１８
は、前記第２蓋体１６と前記容器本体１２の開口端面の
間に介在され、前記第２蓋体１６を前記容器本体１２に
気密に固定している。なお、前記二重蓋を用いる代わり
に装置自体を不活性雰囲気で満たしたり、真空にした部
屋に置いたりしてもよい。前記容器内を不活性雰囲気に
する場合には、不活性ガスの純度も制御することが望ま
しい。例えば、酸素濃度を４原子％以下に抑えることが
望ましい。前記混合粉末または合金粉末に用いられる希
土類元素粉末、鉄粉末等は、不活性ガス雰囲気中で扱
い、酸化を避けることが望ましい。

【００４６】前記メカニカルアロイ時間は、０．５〜１
０００時間の範囲で行うことが望ましい。この理由は、
前記メカニカルアロイ時間を０．５時間未満にすると十
分な反応が進行せず、一方１０００時間を超えると酸化
が進行し易くなるばかりか、製造コストも高くなる恐れ
がある。

【００４７】以上のような方法により得られた磁性材料
粉末（合金粉末）は、必要に応じてＡｒ、Ｈｅなどの不
活性ガス雰囲気中または真空中、３００〜１０００℃で
０．１〜５０時間の熱処理を施すことを許容する。この
ような熱処理を施すことにより前記磁性材料中のＴｂＣ
ｕ₇結晶構造を有する相の生成量を増大させることが可
能になる。

【００４８】前記一般式(III-b) および(III-d) の磁性
材料において、Ａ元素としてＣおよびＰの少なくとも１
種を配合した磁性材料は、所定量のＲ１、Ｒ２、Ａ（Ｃ
およびＰの少なくとも１種）、Ｍの各元素および必要に
応じて前記Ｍ元素の一部を置換するＴ元素の各元素を含
有する合金を前記一般式(III-a) および(III-c) で説明
したのと同様な方法で処理することによって製造され
る。

【００４９】前記一般式(III-b) および(III-d) の磁性
材料において、Ａ元素としてＨおよびＮの少なくとも１
種を配合した磁性材料は、前記一般式(III-a) および(I
II-c) で説明した方法により得られた合金粉末を０．０
０１〜２気圧の窒素ガス、水素ガスまたはこれらの混合
ガスの雰囲気中、３００〜８００℃の温度下で０．１〜
１００時間熱処理することにより製造される。また、前
記合金粉末の調製過程においてＲＮ（Ｒは前述したＲ１
およびＲ２からの選ばれる少なくとも１種）等の窒素化
合物を原料として用い、固相反応により調製することに
よって前記Ａ元素として窒素が配合された前記一般式(I
II-b) および(III-d) の磁性材料を製造することも可能
である。永久磁石、ボンド磁石は、前記磁性材料を前記
一般式（Ｉ）の磁性材料で説明したのと同様な方法で処
理することにより製造される。

【００５０】

【作用】本発明に係わる磁性材料によれば、一般式
（Ｉ）［Ｒ１_xＲ２_yＭ_100-x-y］にて表され、主相中
に占める前記Ｍ（ＦｅおよびＣｏから選ばれる少なくと
も１種の元素）を９０原子％以上にすることによって、
飽和磁束密度を向上できる。また、前記一般式（Ｉ）に
示すようにＲ１として希土類元素を含有する組成を有す
るため、大きな磁気異方性が付与される。その結果、最
大エネルギー積［（ＢＨ）_max］を向上した磁性材料を
得ることができる。

【００５１】特に、前記主相がＴｂＣｕ₇型結晶構造で
指数付けしたにも拘らず、前記主相中に前記Ｍ（Ｆｅお
よびＣｏから選ばれる少なくとも１種の元素）が９０原
子％以上、つまり化学量論的組成以上含有させることに
よって、より大きな飽和磁束密度を持ち、最大エネルギ
ー積［（ＢＨ）_max］が著しく向上された磁性材料を得
ることができる。

【００５２】すなわち、主相をＴｂＣｕ₇型結晶構造で
指数付けした場合、六方晶の格子定数ａ、ｃを評価する
ことができる。本発明に係わる磁性材料と類似の結晶構
造として例えばＴｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶構造とＴｈＭｎ₁₂型
結晶構造があるが、前記Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶構造、Ｔｈ
Ｍｎ₁₂型結晶構造の光子定数ａ、ｃは前記ＴｂＣｕ₇型
結晶構造の前記格子定数ａ、ｃに下記の規則で変換する
ことができる。ａ（ＴｂＣｕ₇）＝ｃ（ＴｈＭｎ₁₂ ｃ（ＴｂＣｕ₇）＝ａ（ＴｈＭｎ₁₂）／２ａ（ＴｂＣｕ₇）＝［ａ（Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇）］／
（３^1/2 ）ｃ（ＴｂＣｕ₇）＝ｃ（Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇）／３

【００５３】したがって、前記ＴｂＣｕ₇型結晶構造換
算の格子定数の比はｃ（ＴｂＣｕ₇）／ａ（ＴｂＣ
ｕ₇）［以下、単にｃ／ａと記す］で表され、これまで
に見出されている化合物（磁性材料）を前記格子定数の
比を用いて示すと、下記のようになる。Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶構造…ｃ／ａ〜０．８４ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造 …ｃ／ａ〜０．８８

【００５４】前記格子定数の比ｃ／ａの大きさは、その
相におけるＭ（ＦｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも
１種の元素）の濃度と密接に関係している。前記主相の
組成式をＲ₁Ｍ_w（ただし、Ｒは前記一般式のＲ１、Ｒ
２の元素の総量、ＭはＦｅおよびＣｏの少なくとも一種
の元素の総量）と表し、前記Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶構造を
下記(1) に、前記ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を下記(2) のよ
うに定義すると、前記ｃ／ａとｗの関係は下記の式(3)
のように表すことができる。ｃ／ａ〜０．８４ → ｗ＝８．５ …(1) ｃ／ａ〜０．８８ → ｗ＝１２ …(2) ｗ＝（５＋２ｄ）／（１−ｄ） …(3) ただし、前記式(3) 中のｄは、ｄ＝（２５／６）×（ｃ
／ａ）−（１９／６）である。

【００５５】前記主相の組成式と前記式(3) の関係か
ら、一般にｃ／ａが大きいほど前記ｗが大きくなる、つ
まり前記組成式のＭの濃度が大きくなる。その結果、磁
性材料の飽和磁束密度を向上させることが可能になる。
この場合、前記Ｍを前記Ｔ（ＴはＳｉ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｇ
ａ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｗ、ＭｎおよびＮｉ
から選ばれる少なくとも１種の元素）で大量に置換する
ことにより、前記ｃ／ａの大きな結晶構造を実現するこ
とが可能である。ただし、置換元素は飽和磁束密度を低
下させる働きを有するため、前記ｃ／ａのみで飽和磁束
密度の大小を定めることができない。

【００５６】一方、例えば前記Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶を有
する相を主相とする磁性材料においては前記ｃ／ａが約
０．８４程度と小さい。このような結晶構造の主相中の
前記Ｍの濃度は、約８９原子％であり、十分な飽和磁束
密度が得られない。

【００５７】本発明に係わる磁性材料の大きな特徴は、
Ｒ１である希土類元素の一部をＲ２であるＳｃ、Ｚｒ、
Ｈｆにより置換して前記希土類サイトの原子の原子半径
を小さくすること等によって、前記ｃ／ａの値が大きな
相（ｃ／ａ≧０．８４５）を実現できる。したがって、
前記相を主相とすることによって、前記主相中の前記Ｍ
の濃度を大きくできるため、大きな飽和磁束密度を有す
る磁性材料を得ることができる。

【００５８】本発明に係わる別の磁性材料によれば、一
般式(II)［Ｒ１_xＲ２_yＡ_zＭ_100-x-y-z］にて表さ
れ、侵入型元素としての前記Ａを導入した組成を有し、
かつ主相がＴｂＣｕ₇型結晶構造を有し、さらに前記主
相中に占める前記Ｍが前記主相中のＡを除く全ての元素
の総量の９０原子％以上の構成にすることによって、前
記主相のキュリー温度、飽和磁束密度、磁気異方性をよ
り一層向上させることができる。

【００５９】本発明に係わるさらに別の磁性材料によれ
ば、一般式(III) ［Ｒ１_xＲ２_yＡ_zＯ_uＭ
_100-x-y-z-u］にて表され、前記Ｒ１である希土類元素
の一部をＲ２であるＳｃ、Ｚｒ、Ｈｆで置換することに
よって、Ｆｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の
生成を抑制できる。また、Ｏ（酸素）を４原子％以下に
抑えることによって酸化物の生成を抑制できる。その結
果、主相がＴｂＣｕ₇型結晶構造を有する高純度の化合
物相からなり、最大エネルギー積［（ＢＨ）_max］の高
い磁性材料を得ることができる。しかも、組成の一部と
してＭ元素（Ｆｅ、Ｃｏ）を用いるとともに前記Ｒ１で
あるＺｒまたはＨｆにより希土類元素の一部を代替する
ことによって、高価な希土類元素の使用量を大幅に低減
できる。このため、低コストの磁性材料を得ることがで
きる。

【００６０】更に、前記一般式(III) の磁性材料におい
て、侵入型元素としての前記Ａを導入した組成にするこ
とによって、前記主相のキュリー温度、飽和磁束密度、
磁気異方性を向上させることができる。

【００６１】以上のような一般式（Ｉ）、(II)、(III)
で表される磁性材料は、最大エネルギー積［（ＢＨ）
_max］の高い永久磁石、ボンド磁石の素材等に有効に利
用できる。

【００６２】

【実施例】以下、本発明の実施例を詳細に説明する。実施例１〜６

【００６３】まず、高純度のＮｄ、Ｓｍ、Ｐｒ、Ｙ、Ｓ
ｃ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、
Ａｌ、Ｇａ、Ｆｅ、Ｃｏの各粉末を下記表１に示す組成
に調合し、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注
入して１０種のインゴットを作製した。つづいて、前記
各インゴットを溶融し、Ａｒ雰囲気中、４０ｍ／ｓｅｃ
の表面粘度で直径３００ｍｍの銅ロールに前記溶融物を
それぞれ噴射する単ロール法によりリボン状合金を作製
した。ひきつづき、前記各リボン状合金を下記表１に示
す温度で６０分間熱処理した後、平均粒径６０μｍまで
粉砕して合金粉末（磁性材料粉末）とした。

【００６４】次いで、前記各合金粉末にエポキシ樹脂を
それぞれ２重量％添加し、混合した後、８トン／ｃｍ²
の圧力条件で圧縮成形し、１５０℃の温度で２．５時間
キュアすることにより６種のボンド磁石を製造した。比較例１、２

【００６５】まず、高純度のＮｄ、Ｓｍ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏの各粉末を下記表１に示
す組成に調合し、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解した後、鋳
型に注入して２種のインゴットを作製した。つづいて、
前記各インゴットを実施例１と同様な方法によりリボン
状合金を作製し、さらに前記各リボン状合金を７００℃
の温度で６０分間熱処理した後、平均粒径６０μｍまで
粉砕して合金粉末とした。次いで、前記各合金粉末にエ
ポキシ樹脂をそれぞれ２重量％添加し、混合した後、８
トン／ｃｍ² の圧力条件で圧縮成形し、１５０℃の温度
で２．５時間キュアすることにより２種のボンド磁石を
製造した。

【００６６】得られた実施例１〜１０および比較例１、
２のボンド磁石について残留磁束密度、保磁力および最
大エネルギー積を測定した。その結果を下記表１に示
す。なお、表１中には実施例１〜１０で作製した合金粉
末および比較例１、２で作製したリボン状合金をＴＥＭ
により主相中のＭ（ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なく
とも１種）およびＴ（Ｖ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍ
ｏ、Ｇａ、Ａｌ）の総量を測定した結果を併記した。た
だし、実施例１、２は主相中のＭの原子％を、実施例３
〜１０および比較例１、２は主相中のＭおよびＴの総量
の原子％を示す。

【００６７】

【表１】

【００６８】前記表１から明らかなように、実施例１〜
１０のボンド磁石は優れた磁気特性を有することがわか
る。これに対し、比較例１のボンド磁石は主相中の鉄濃
度の不足により残留磁束密度が小さくなることがわか
る。また、比較例２のボンド磁石は鉄量の増大に伴って
α−Ｆｅなどの軟磁性相が増加し、保磁力が著しく低下
することがわかる。実施例１１

【００６９】まず、高純度のＮｄ、Ｚｒ、Ｆｅを下記表
２に示す組成に調合した後、Ａｒ雰囲気中にてアーク溶
解してインゴットを作製した。つづいて、前記インゴッ
トを下端に内径０．８ｍｍの穴を有する縦置きの石英管
に２０〜５０ｇ装填し、Ａｒ雰囲気中で前記各インゴッ
トを高周波誘導加熱した。ひきつづき、前記石英管の上
部側に約３００ｔｏｒｒの圧力でＡｒガスを供給し、前
記石英管内の溶融合金をその下端から４０ｍ／ｓの表面
粘度で銅ロールに噴射して急速冷却することにより合金
薄帯を作製した。次いで、前記合金薄帯を真空中、６０
０℃で２４時間熱処理を施した後、エタノール中でボー
ルミルを用いて３０分間粉砕して合金粉末を作製した。
次いで、前記合金粉末を成形金型に充填し、１気圧の窒
素ガス雰囲気中、４５０℃で２時間熱処理して磁石素体
を製造した。実施例１２〜１７下記表２に示す組成に調合した原料を用いた以外、実施
例１１と同様な処理を施すことにより６種の磁石素体を
製造した。

【００７０】実施例１１、１２により作製された前記合
金薄帯について、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折を行って
結晶構造、格子定数を測定した。その結果、実施例１１
の合金薄帯は図４のＸ線回折パターンを示し、実施例１
２の合金薄帯は図５のＸ線回折パターンを示した。な
お、実施例１３〜１７の合金薄帯は図４および図５とほ
ぼ同様なＸ線回折パターンを示した。

【００７１】前記全てのＸ線回折パターンについて、前
述したようにＴｂＣｕ₇型結晶構造にて指数付けを行
い、格子定数ａ、ｃを評価した。このようなａ、ｃから
前記実施例１１〜１７におけるＴｂＣｕ₇型結晶構造換
算の格子定数の比ｃ（ＴｂＣｕ₇）／ａ（ＴｂＣｕ₇）
［ｃ／ａ］を求め、かつ前記ｃ／ａから前述した式(3)
に基づいて主相中のＭ（ＣｏおよびＦｅから選ばれる少
なくとも１種）濃度であるｗを求めた。これらの結果を
下記表２に併記した。

【００７２】

【表２】実施例１８〜２３

【００７３】まず、高純度のＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｔｂ、
Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｃ、Ｆｅ、Ｃｏの粉
末を下記表３に示す組成に調合し、Ａｒ雰囲気中でアー
ク溶解した後、鋳型に注入して６種のインゴットを調製
した。つづいて、各インゴットを溶融し、Ａｒ雰囲気
中、３０ｍ／ｓｅｃの表面粘度で回転する直径３００ｍ
ｍの銅ロールに前記溶融物をそれぞれ噴射する液体急冷
法により４種の合金薄帯を作製した。

【００７４】次いで、前記各合金薄帯を乳鉢を用いて平
均粒径５０〜１００μｍに粉砕し、さらにエタノール
中、ボールミルを用いて３０分間粉砕した。その後、得
られた合金粉末を１気圧の窒素ガス雰囲気中、下記表３
に示す温度下で２時間熱処理を施した。次いで、前記各
合金粉末にエポキシ樹脂をそれぞれ２重量％添加し、混
合した後、８トン／ｃｍ² の圧力条件で圧縮成形し、１
５０℃の温度で２．５時間キュアすることにより６種の
ボンド磁石を製造した。

【００７５】得られた実施例１８〜２３のボンド磁石に
ついて残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積を
測定した。その結果を下記表３に示す。なお、表３中に
は前記合金薄帯をＴＥＭにより主相中のＭ（Ｃｏおよび
Ｆｅから選ばれる少なくとも１種）およびＴ（Ｔｉ、
Ｗ）の総量を測定した結果を併記した。

【００７６】

【表３】

【００７７】なお、前記実施例１８〜２３の窒素雰囲気
中で熱処理した後の各合金粉末の結晶構造をＸ線回折法
により測定した。その結果、実施例１８〜２３の各合金
粉末はいずれもＴｂＣｕ₇型結晶構造が主相であること
が確認された。比較例３

【００７８】まず、高純度のＮｄ、Ｓｍ、Ｚｒ、Ｆｅの
粉末をＮｄ₁Ｓｍ₁Ｚｒ₁Ｆｅbalの組成になるように
調合し、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注入
してインゴットを調製した。つづいて、前記インゴット
を実施例１８〜２３と同様、液体急冷法により合金薄帯
を作製し、平均粒径５０〜１００μｍに粉砕し、１気圧
の窒素ガス雰囲気中、５４０℃で２時間熱処理を施し
た。次いで、前記合金粉末にエポキシ樹脂をそれぞれ２
重量％添加し、混合した後、８トン／ｃｍ² の圧力条件
で圧縮成形し、１５０℃の温度で２．５時間キュアする
ことによりボンド磁石を製造した。

【００７９】得られた比較例３のボンド磁石について残
留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積を測定し
た。その結果、残留磁束密度は０．２ｋＧ、保磁力は
０．３ｋＯｅであった。このような比較例３のボンド磁
石における保磁力の著しい低下は、鉄の濃度の増大に伴
うα−Ｆｅなどの軟磁性相の増加によるものである。こ
のため、最大エネルギー積は非常に低い値であった。実施例２４

【００８０】高純度のＳｍおよびＦｅの各粉末をＳｍが
１２原子％、Ｆｅが８８原子％になるように調合して原
料を調製した。この原料を、図３に示す二重蓋構造の容
器の本体１２にステンレス鋼製ボール（図示せず）と共
に入れ、酸素濃度１ｐｐｍ以下、水分濃度０．５ｐｐｍ
以下に制御されたＡｒガスに満たし、第１蓋体１３を第
１のＯリング１５を介して嵌め込み、ボルト１４により
固定し、さらに第２蓋体１６を第２のＯリング１８を介
して前記本体１２の開口端に載置し、ボルト１７により
固定した。つづいて、前記容器を遊星ボールミルに装着
して２００ｒｐｍの速度で６０時間回転させてメカニカ
ルアロイイングを行った。この後、前記容器から粉末を
取り出し、７００℃の真空中で１時間熱処理を施して、
合金粉末（磁性材料）を製造した。比較例４

【００８１】二重蓋構造の容器内において酸素量および
水分量を制御していないＡｒガスで満たした以外、実施
例２４と同様な方法によりＳｍ−Ｆｅ原料をメカニカル
アロイイング、真空熱処理を行って、合金粉末を製造し
た。

【００８２】得られた実施例２４および比較例４の合金
粉末について、Ｘ線回折パターンを調べた。その結果、
実施例２４の合金粉末では図６に示すＸ線回折パターン
が、比較例４の合金粉末では図７に示すＸ線回折パター
ンがそれぞれ得られた。なお、実施例２４の合金粉末中
の酸素量は２．５原子％、比較例４の合金粉末中の酸素
量は４．３原子％であった。

【００８３】図６から明らかなように実施例２４の合金
粉末ではＴｂＣｕ₇型の化合物相を主相とし、酸化物相
が低く抑えられていることがわかる。これに対し、比較
例４の合金粉末では図７に示すように希土類元素が選択
的に酸化されて酸化物相のピークが高く、かつ化合物相
に取り込まれるはずのＦｅが残留してα−Ｆｅ相のピー
クも高くなっている。実施例２５二重蓋構造の容器内で２０時間のメカニカルアロイイン
グを行った以外、実施例２４と同様な方法により合金粉
末を得た。

【００８４】得られた実施例２５の合金粉末について、
Ｘ線回折パターンを調べた。その結果、図８に示すＸ線
回折パターンが得られた。図８から明らかなように酸化
物相の生成がさらに抑えられ、余分なα−Ｆｅ相のピー
クも低くなっていることがわかる。なお、この時の合金
粉末の酸素濃度は２．２原子％であった。このように酸
素は、ボールによるメカニカルアロイイングが進むほど
その侵入量が多くなるので、その時間を短くすることに
よってさらに良好な化合物を得ることができる。実施例２６〜４０

【００８５】まず、高純度のＳｍ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｇａ、
Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｗ、ＭｎおよびＮｉの各
粉末を下記表４に示す組成になるように調合して原料を
調製した。得られた各原料混合物を、図３に示す二重蓋
構造の容器の本体１２にステンレス鋼製ボール（図示せ
ず）と共に入れ、酸素濃度１ｐｐｍ以下、水分濃度０．
５ｐｐｍ以下に制御されたＡｒ雰囲気に満たし、第１蓋
体１３を第１のＯリング１５を介して嵌め込み、ボルト
１４により固定し、さらに第２蓋体１６を第２のＯリン
グ１８を介して前記本体１２の開口端に載置し、ボルト
１７により固定した。つづいて、前記容器を遊星ボール
ミルに装着して２００ｒｐｍの速度で６０時間回転させ
てメカニカルアロイイングを行った。この後、前記容器
から粉末を取り出し、７００℃の真空中で１時間熱処理
を施して合金粉末を製造した。比較例５〜７

【００８６】下記表５に示す組成になるように調合して
原料を二重蓋構造の容器内において酸素量および水分量
を制御していないＡｒで満たした以外、実施例２６〜４
０と同様な方法により合金粉末を製造した。

【００８７】得られた実施例２６〜４０および比較例５
〜７の各合金粉末について、Ｘ線回折パターンを調べ、
各相のピーク強度比を求めた。実施例２６〜４０の結果
を下記表４に、比較例５〜７の結果を下記表５にそれぞ
れ示す。なお、表４には前述した実施例２４、２５の合
金粉末の結果、表５には前述した比較例４の合金粉末の
結果もそれぞれ併記した。ただし、表４および表５中の
金属間化合物の強度比とはＴｂＣｕ₇型相、ＴｈＭｎ₁₂
型相、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型相またはＴｈ₂Ｎｉ₁₇型相のいず
れかもしくは合計の強度比を示す。酸化物の強度比と
は、各酸化物の合計の強度比で、例えば実施例２４の場
合の酸化物の強度比はＳｍＯとＳｍ₂Ｏ₃の合計の強度
比を示す。

【００８８】

【表４】

【００８９】

【表５】

【００９０】前記表４から明らかなように本実施例２４
〜４０の合金粉末は、主相としての金属間化合物量が多
く、酸化物相が低く抑えられていることがわかる。これ
に対し、比較例４〜７の合金粉末は前記表５に示すよう
に酸素濃度が高く、酸化物の量が増加し、α−Ｆｅも多
く析出することがわかる。実施例４１〜４４

【００９１】高純度のＳｍ、Ｎｄ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｃｏお
よびＭｎの各粉末を下記表６に示す組成になるように調
合した以外、実施例２６〜４０と同様な方法により合金
粉末を製造した。

【００９２】得られた実施例４１〜４４の各合金粉末に
ついて、主相の結晶構造および各相のピーク強度比を求
めるためにＸ線回折パターンを調べた。その結果、実施
例４１、４２の合金粉末はＴｂＣｕ_７結晶構造を主相
として有し、実施例４３、４４の合金粉末はＴｈＭｎ₁₂
結晶構造を主相として有することが検出された。

【００９３】実施例４１〜４４の各合金粉末の各相のピ
ーク強度比を下記表６に示す。また、実施例４１〜４４
の各合金粉末の残留磁束密度、保磁力および最大エネル
ギー積を測定した。その結果を同表６に併記した。

【００９４】

【表６】

【００９５】本発明に係わる硬質磁性材料の製造方法
は、Ｒ−Ｍ１−Ｍ２−Ｔ（Ｒは少なくとも１種のＺｒ、
Ｈｆおよび希土類元素（Ｙを含む）、Ｍ１はＣおよびＰ
から選ばれる少なくとも１種、Ｍ２はＳｉ、Ｔｉ、Ｃ
ｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｍｎ、ＷおよびＡｌからなる選ばれる少
なくとも１種、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれる少なく
とも１種を示す）の組成からなる合金を窒化処理して一
般式Ｒ_xＨ_yＮ_zＭ１_uＭ２_vＴ_{100-x-y-z-u-v}（た
だし、Ｒは少なくとも１種のＺｒ、Ｈｆおよび希土類元
素（Ｙを含む）を示し、Ｍ１はＣおよびＰから選ばれる
少なくとも１種を示し、Ｍ２はＳｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、
Ｍｎ、ＷおよびＡｌからなる選ばれる少なくとも１種を
示し、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも１種
を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕ、ｖは原子％でそれぞれ４≦ｘ
≦２０、ｙ≦８、０．５≦ｚ≦２０、０≦ｕ≦１９．
５、２≦ｖ≦２０、０．５≦ｚ＋ｕ≦２０を示す）にて
表され、主相がＴｂＣｕ₇型結晶構造を有する硬質磁性
材料の製造に際し、

【００９６】前記窒化処理工程を、窒素およびアンモニ
アから選ばれる少なくとも１種と水素とを混合したガス
雰囲気中で３００〜８００℃の熱処理を施すか、または
水素中で３００〜８００℃の熱処理を施した後、窒素お
よびアンモニアから選ばれる少なくとも１種のガス雰囲
気中で３００〜８００℃の熱処理を施すことにより行う
ことを特徴とするものである。ここで、前記主相とは化
合物中の各結晶相および非結晶相のうちて最大の体積占
有率を有する相を意味するものである。以下、本発明の
硬質磁性材料を構成する各成分ついて詳細に説明する。（１）Ｒ元素

【００９７】Ｒ元素としては、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｃ
ｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｙが挙げられ、これらは１種ま
たは２種以上の混合物て使用される。特に、Ｚｒ、Ｈｆ
およびこれらの混合物はＮ、Ｃ、Ｐのような侵入型元素
を含むＴｂＣｕ₇型結晶構造またはＴｈＭｎ₁₂型結晶構
造の温度安定性の改善に有効である。

【００９８】前記Ｒ元素を４原子％未満にすると多量の
α−Ｆｅが生成して大きな保磁力が得られなくなる。一
方、前記Ｒ元素が３０原子％を越えると、飽和磁束密度
が著しく低下する。より好ましいＲ元素の量は、６〜１
８原子％の範囲である。（２）Ｈ（水素）

【００９９】水素は、窒化プロセス時に混入する元素で
あり、窒化効率を高めるために用いられる。水素は、
Ｎ、ＣおよびＰと同様、侵入型元素であり、飽和磁束密
度、磁気異方性、キュリー温度の改善に効果がある。

【０１００】前記水素の含有量が８原子％を超えると、
ＴｈＭｎ₁₂型結晶構造またはＴｂＣｕ₇型結晶構造が不
安定化し、α−Ｆｅ等の不純物相の析出により磁気異方
性が劣化する。（３）Ｎ（窒素）およびＭ１元素

【０１０１】窒素およびＭ１元素は、主としてＴｈＭｎ
₁₂型結晶構造またはＴｂＣｕ₇型結晶構造のインタース
ティシャル位置に存在し、窒素およびＭ１元素を含まな
い場合と比較して結晶格子を拡大させたり、電子帯構造
変化をさせることによりキュリー温度、飽和磁束密度、
磁気異方性を向上させる働きを有する。

【０１０２】前記窒素およびＭ１元素の合計量を０．５
原子％未満にするとその配合効果を十分に達成できなく
なる。一方、前記合計量が２０原子％を超えるとＴｈＭ
ｎ₁₂相またはＴｂＣｕ₇相の生成が困難となる。前記窒
素は、前記磁気特性の改善に最も効果的な元素であり、
０．５原子％以上含むことが必要である。（４）Ｍ２元素

【０１０３】Ｍ２元素は、ＴｈＭｎ₁₂相またはＴｂＣｕ
₇相を生成するために有効な成分元素である。特に、Ｓ
ｉは前記侵入型元素（Ｎ、Ｃ、Ｐ）を含有するＴｈＭｎ
₁₂相またはＴｂＣｕ₇相の温度安定性を向上する上でも
極めて有効である。かかる効果は、２原子％以上添加す
ることにより達成されるが、２０原子％を超えると飽和
磁束密度が著しく低下する。より好ましいＭ２の量は、
２〜１６原子％の範囲である。（５）Ｔ元素

【０１０４】Ｔ元素は、Ｆｅ、Ｃｏから選ばれる少なく
とも１種からなるものであり、その一部をＣｕ、Ｚｎ、
Ｎｉ、Ｇａ、Ｃａ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｇｅ、Ｉｎ、Ｎｂ、Ｔ
ａから選ばれる１種以上で置換することが可能である。
ただし、前記元素で前記Ｔ元素を多量に置換すると、磁
束密度の低下を招くため、その置換量は原子％でＴ元素
の２０％以下にすることが望ましい。次に、本発明に係
わる磁性材料の製造方法を詳細に説明する。まず、次の
ような方法により合金粉末を調製する。

【０１０５】（１）所定量のＲ、Ｍ１、Ｍ２、Ｔの各元
素を含む合金粉末を調製する。この場合、原料粉末をア
ーク溶解または高周波溶解により溶解後、鋳造して所定
組成の合金を調製し、得られた合金を粉砕する。

【０１０６】（２）前記Ｒ、Ｍ１、Ｍ２、Ｔの各元素の
混合体に機械的エネルギーを付加して合金化させるメカ
ニカルアロイイング法または前記Ｒ、Ｍ１、Ｍ２、Ｔの
各元素を含む合金粉末に機械的エネルギーを付与するメ
カニカルグラインティング法を採用して合金粉末を調製
する。これらの方法は、Ｒ、Ｍ１、Ｍ２、Ｔの各元素を
含有する粉末の混合体を固相反応させて合金化する方法
である。前記固相反応を起こす具体的な方法としては、
遊星ボールミル、回転式ボールミル、アトライタ、振動
ボールミル、スクリュー式ボールミル等に原料混合体を
投入し、粉末粒子に機械的な衝撃を与える方法が採用さ
れる。これらの方法によれば、原料粉末が薄片状に粉砕
され、その薄片が相互に面接触した部位で異種原子が相
互に拡散することにより、原料混合体が均質に一体化さ
れる。（３）液体急冷法によって所定組成の合金粉末を調製す
る。本発明者らの実験結果よると、前記アーク溶解また
は高周波溶解により溶解して得られた前記合金において
は、ＴｈＭｎ₁₂相が主相となり易い。また、前記メカニ
カルアロイイング法またはメカニカルグラインティング
法の後に熱処理を施して調製された合金粉末はＴｂＣｕ
₇相が主相となり易い。

【０１０７】さらに、前記液体急冷法により調製された
合金粉末は、その冷却速度や組成によってＴｈＭｎ₁₂相
が主相となる場合とＴｂＣｕ₇相が主相となる場合があ
る。例えば、合金中にＳｉを１５原子％含有させた場
合、冷却速度が小さい時にはＴｈＭｎ₁₂相が主相とな
り、大きい時にはＴｂＣｕ₇相が主相となる化合物が存
在する。また、冷却速度を一定とした場合、Ｓｉを１５
原子％含有させた合金ではＴｈＭｎ₁₂相が主相となり、
８原子％含有させた合金ではＴｂＣｕ₇相が主相となる
化合物が存在する。

【０１０８】次いで、前記合金粉末を窒素およびアンモ
ニアから選ばれる少なくとも１種と水素とを混合したガ
ス雰囲気中で３００〜８００℃の熱処理を施して前記合
金粉末を窒化処理することにより前述した一般式Ｒ_xＨ
_yＮ_zＭ１_uＭ２_vＴ_{100-x-y-z-u-v}で表わされる硬質
合金材料を製造する。前記窒化処理工程における圧力
は、０．００１〜５０気圧の範囲にすることが望まし
い。同窒化処理時間は、０．１〜１００時間にすること
が望ましい。

【０１０９】前記混合ガス中に占める水素ガスは、その
分圧が全ガス分圧の１０〜８０％の範囲内にすることが
望ましい。これは、次のような理由によるものである。
前記水素ガス分圧を１０％未満にすると窒化効率を十分
に改善することが困難になる。一方、前記水素分圧が８
０％を超えると磁性材料中に取り込まれる水素量が８原
子％を超えるために、既述したようにＴｈＭｎ₁₂型結晶
構造またはＴｂＣｕ₇型結晶構造が不安定化し、α−Ｆ
ｅ等の不純物相の析出により磁気異方性が劣化する恐れ
がある。

【０１１０】前記窒化処理工程において、雰囲気中に存
在する酸素は窒化処理に大きな阻害要因になる。このた
め、前記混合ガスの構成成分である窒素、アンモニア、
水素の純度は極めて重要である。前記混合ガス中にモル
比で２％を超える酸素が混入されていると、前記合金粉
末の酸化が進み、多量の酸化物が生成されると共に、α
−Ｆｅの析出が進行して磁気特性の劣化を招く。前記混
合ガス中の酸素濃度は、好ましくはモル比で１％以下、
より好ましくは０．１％以下であることが望ましい。前
記混合ガス中には、Ｈｅ、Ｎｅ、Ａｒなどの不活性ガス
を混入させることを許容する。

【０１１１】前記窒化処理工程における温度を限定した
のは、次のような理由によるものである。前記処理温度
を３００℃未満にすると、窒化効率を十分に改善するこ
とが困難になる。一方、前記処理温度が８００℃を超え
ると主相であるＴｈＭｎ₁₂型結晶構造またはＴｂＣｕ₇
型結晶構造が分解される恐れがある。前述した方法より
得られた本発明に係わる合金粉末（磁性材料）から前述
したのと同様な工程により永久磁石、ボンド磁石を製造
することができる。

【０１１２】このような本発明に係わる磁性材料の製造
方法は、Ｒ−Ｍ１−Ｍ２−Ｔ（Ｒは少なくとも１種のＺ
ｒ、Ｈｆおよび希土類元素（Ｙを含む）、Ｍ１はＣおよ
びＰから選ばれる少なくとも１種、Ｍ２はＳｉ、Ｔｉ、
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｍｎ、ＷおよびＡｌからなる選ばれる
少なくとも１種、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれる少な
くとも１種を示す）の組成からなる合金を窒化処理して
一般式Ｒ_xＨ_yＮ_zＭ１_uＭ２_vＴ_{100-x-y-z-u-v}にて
表され、主相がＴｈＭｎ₁₂型結晶構造またはＴｂＣｕ₇
型結晶構造を有する硬質磁性材料の製造に際し、窒素お
よびアンモニアから選ばれる少なくとも１種と水素とを
混合したガス雰囲気中で３００〜８００℃の熱処理を施
す窒化処理を行うことによって、窒化効率を著しく向上
でき、前記一般式で表わされる侵入型元素（少なくとも
Ｎ）が導入されたＴｈＭｎ₁₂型結晶構造またはＴｂＣｕ
₇型結晶構造を主相として生成され、磁気特性、前記型
結晶構造の温度安定性およびキュリ−温度が向上された
硬質磁性材料を得ることができる。

【０１１３】すなわち、希土類鉄系化合物に窒素等の侵
入型元素を導入することによって、前記化合物の磁気特
性、つまり飽和磁束密度、磁気異方性、キュリー温度を
大幅に改善することができる。特に、窒素の効果は他の
侵入型元素、例えばＣ、Ｐに比べて大きい。

【０１１４】しかしながら、ＴｈＭｎ₁₂相またはＴｂＣ
ｕ₇相の窒化物は高温になると分解してしまうため、化
合物中の窒素濃度を良好に制御することができず、例え
ば未窒化相が残存する等の問題を生じる。

【０１１５】本発明は、合金中にＺｒ、Ｈｆの少なくと
も１種およびＭ２元素（例えばＳｉ）を含有せしめるこ
とによって、窒化物の温度安定性を向上できる。また、
窒化処理工程を窒素および／またはアンモニアに水素を
混合したガスを用いて行うことによって、窒化効率を著
しく向上できる。このような窒化効率の改善により、均
一で磁気特性低下の要因になるα−Ｆｅ等の不純物相の
生成が抑制された良好な硬質磁性材料を製造することが
できる。また、前記窒化硬質磁性材料から良好な磁気特
性を有する永久磁石を製造することができる。次に、本
発明に係わる磁性材料の製造方法の実施例を説明する。実施例４５〜５０

【０１１６】まず、高純度のＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｚｒ、
Ｈｆ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｗ、
Ａｌ、Ｃ、Ｐ、Ｆｅ、Ｃｏを下記表７に示す組成に調合
し、Ａｒ雰囲気中で水冷銅ハース上でアーク溶解してイ
ンゴットを作製した。つづいて、各インゴットを乳鉢お
よびボールミルで平均粒径５〜２０μｍに粉砕し、３５
０〜６００℃においてアンモニアガス０．４５気圧、水
素ガス０．５５気圧の混合ガス中で２時間窒化処理を施
した。比較例８〜１３

【０１１７】まず、高純度のＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｚｒ、
Ｈｆ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｗ、
Ａｌ、Ｃ、Ｐ、Ｆｅ、Ｃｏを下記表９に示す組成に調合
し、Ａｒ雰囲気中で水冷銅ハース上でアーク溶解してイ
ンゴットを作製した。つづいて、各インゴットを乳鉢お
よびボールミルで平均粒径５〜２０μｍに粉砕し、窒素
ガス１気圧、下記表７に示す温度で２時間窒化処理を施
した。

【０１１８】実施例４５〜５０および比較例８〜１３の
合金粉末の結晶構造をＸ線回折法により測定した。その
結果、いずれの合金粉末もＴｈＭｎ₁₂型結晶構造が主相
であることが確認された。

【０１１９】さらに、実施例４５〜５０および比較例８
〜１３の合金粉末についてＶＳＭ（振動型磁束計）によ
り熱磁気特性および主相であるＴｈＭｎ₁₂相のキュリー
温度を測定し、前記主相の窒化率を求めた。その結果を
同表７に併記した。

【０１２０】

【表７】

【０１２１】前記表７から明らかなようにアンモニアガ
スと水素ガスの混合ガスを用いて窒化処理を施すことに
より得られた実施例４５〜５０の合金粉末は、同窒化処
理を窒素ガス単独の雰囲気で窒化処理を行って得られた
比較例８〜１３の合金粉末に比べて窒化率が著しく向上
されていることがわかる。

【０１２２】また、実施例４５〜５０の合金粉末をＺｎ
粉末をバインダとして磁場中で成形した後、８トン／ｃ
ｍ² で加圧しながら、アンモニアガス０．２５気圧、水
素ガス０．７５気圧の混合ガス中、３００〜６００℃に
て熱処理を施すことにより６種の永久磁石を作製した。

【０１２３】得られた各永久磁石について、保磁力およ
び飽和磁束密度を測定した。その結果、いずれの永久磁
石とも保磁力が４０００〜６０００Ｏｅ、飽和磁束密
度が０．４〜０．５Ｔと優れた磁気特性を有することが
確認された。実施例５１〜５６

【０１２４】まず、高純度のＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｚｒ、
Ｈｆ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｗ、
Ａｌ、Ｃ、Ｐ、Ｆｅ、Ｃｏを下記表８に示す組成に調合
し、Ａｒ雰囲気中で水冷銅ハース上でアーク溶解してイ
ンゴットを作製した。つづいて、各インゴットをＡｒ雰
囲気中で溶解し、溶湯を３０ｍ／ｓｅｃの表面粘度で銅
ロールを用いて急冷した。次いで、各液体急冷材を平均
粒径５〜２０μｍに粉砕し、下記表１０に示す温度にお
いてアンモニアガス０．３気圧、窒素ガス０．１気圧、
水素ガス０．６気圧の混合ガス中で２時間窒化処理を施
した。得られた実施例５１〜５６の合金粉末の組成を下
記表８に窒化処理温度と共に示す。

【０１２５】また、実施例５１〜５６の合金粉末の結晶
構造をＸ線回折法により測定した。その結果、いずれの
合金粉末もＴｂＣｕ₇型結晶構造が主相であることが確
認された。

【０１２６】さらに、実施例５１〜５６の合金粉末につ
いてＶＳＭ（振動型磁束計）により熱磁気特性および主
相であるＴｂＣｕ₇相のキュリー温度を測定し、前記主
相の窒化率を求めた。その結果を同表８に併記した。

【０１２７】

【表８】

【０１２８】前記表８から明らかなようにアンモニアガ
スと窒素ガスと水素ガスの混合ガスを用いて窒化処理を
施すことにより得られた実施例５１〜５６の合金粉末
は、窒化率が著しく向上されていることがわかる。

【０１２９】また、実施例５１、５２の合金粉末をＺｎ
粉末をバインダとして磁場中で成形した後、８トン／ｃ
ｍ² で加圧しながら、アンモニアガス０．２気圧、窒素
ガス０．１気圧および水素ガス０．７気圧の混合ガス
中、３００〜６００℃にて熱処理を施すことにより２種
の永久磁石を作製した。

【０１３０】得られた各永久磁石について、保磁力およ
び飽和磁束密度を測定した。その結果、実施例５１の合
金粉末を用いた永久磁石は、保磁力が３２００Ｏｅ、
飽和磁束密度が０．４１Ｔ、実施例５２の合金粉末を用
いた永久磁石は保磁力が３４００Ｏｅ、飽和磁束密度
が０．４５Ｔと優れた磁気特性を有することが確認され
た。

【０１３１】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
最大エネルギー積が向上された高性能で永久磁石、ボン
ド磁石の素材等に有効な磁性材料を提供できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明に係わるＴｂＣｕ₇型結晶構造を主相と
する磁性材料の典型的なＸ線回折パターンを示す線図。

【図２】メカニカルアロイイング工程で用いられる通常
の容器を示す断面図。

【図３】本発明の磁性材料の製造に際してのメカニカル
アロイイング工程で用いられる二重蓋構造の容器を示す
断面図。

【図４】本発明の実施例１１で作製された合金薄帯のＸ
線回折パターンを示す線図。

【図５】本発明の実施例１２で作製された合金薄帯のＸ
線回折パターンを示す線図。

【図６】本発明の実施例２４における合金粉末（磁性材
料）のＸ線回折パターンを示す線図。

【図７】比較例４における合金粉末のＸ線回折パターン
を示す線図。

【図８】本発明の実施例２５における合金粉末のＸ線回
折パターンを示す線図。

【符号の説明】

１２…容器本体、１３…第１の蓋体、１４、１７…ボル
ト、１６…第２の蓋体。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (31)優先権主張番号特願平4−262552 (32)優先日平４(1992)９月30日 (33)優先権主張国日本（ＪＰ） (72)発明者佐橋政司神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地株式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者永井秀雄神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地株式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者山下務神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地株式会社東芝研究開発センター内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】一般式Ｒ１_xＲ２_yＭ_100-x-y （Ｉ）（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎ
ｍである元素から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍは
ＦｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも１種の元素を示
し、ｘ、ｙは原子％でそれぞれｘ≧２、ｙ≧０．０１、
４≦ｘ＋ｙ≦２０を示す）にて表され、主相中に占める
前記Ｍが９０原子％以上であることを特徴とする磁性材
料。
【請求項２】一般式Ｒ１_xＲ２_yＡ_zＭ_100-x-y-z （II）（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎ
ｍである元素から選ばれる少なくとも１種の元素、Ａは
Ｈ、Ｃ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元
素、ＭはＦｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも１種の
元素を示し、ｘ、ｙ、ｚは原子％でそれぞれｘ≧２、ｙ
≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０を示す）
にて表され、主相がＴｂＣｕ₇型結晶構造を有し、かつ
前記主相中に占める前記Ｍが前記主相中のＡを除く全て
の元素の総量の９０原子％以上であることを特徴とする
磁性材料。
【請求項３】一般式Ｒ１_xＲ２_yＡ_zＯ_uＭ_100-x-y-z-u (III) （ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎ
ｍである元素から選ばれる少なくとも１種の元素、Ａは
Ｈ、Ｃ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元
素、ＭはＦｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも１種の
元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％でそれぞれｘ≧
２、ｙ≧０、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、ｕ≦４
を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ₇型結晶構造また
はＴｈＭｎ₁₂型結晶構造を有することを特徴とする磁性
材料。
【請求項４】前記Ｍは、その総量の２０原子％以下を
Ｔ（ＭはＳｉ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｎ
ｂ、Ｃｒ、Ｗ、ＭｎおよびＮｉから選ばれる少なくとも
１種の元素）で置換されることを特徴とする請求項１な
いし３いずれか１項記載の磁性材料。