JPH06235051A - 磁性材料 - Google Patents
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- JPH06235051A JPH06235051A JP5022276A JP2227693A JPH06235051A JP H06235051 A JPH06235051 A JP H06235051A JP 5022276 A JP5022276 A JP 5022276A JP 2227693 A JP2227693 A JP 2227693A JP H06235051 A JPH06235051 A JP H06235051A
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- Inorganic Chemistry (AREA)
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 主相の磁気特性を向上させ、さらに主相の温
度安定性が向上された磁性材料を提供しようとするもの
である。 【構成】 組成式（Ｒ１x Ｒ２1-x ）u Ａy Ｍz Ｔ
100-u-y-z （Ｒ１はＰｒ、ＮｄおよびＳｍの群から選ば
れる１種以上の元素、Ｒ２は希土類元素（Ｐｒ、Ｎｄ、
Ｓｍを除く）、Ｙ、ＺｒおよびＨｆの群から選ばれる１
種以上の元素、ＡはＮ、ＣおよびＰの群から選ばれる１
種以上の元素、ＭはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、
Ａｌ、ＳｉおよびＧａの群から選ばれる１種以上の元
素、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれる１種以上の元素、
ｘ、ｕ、ｙ、ｚは原子％でそれぞれ０．２≦ｘ≦０．９
５、４≦ｕ≦２０、０．５≦ｙ≦２０、２≦ｚ≦２０を
示す）にて表され、主相がＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構
造を有し、かつ主相の単位胞の体積が０．３５０ｎｍ3
以下であることを特徴としている。
度安定性が向上された磁性材料を提供しようとするもの
である。 【構成】 組成式（Ｒ１x Ｒ２1-x ）u Ａy Ｍz Ｔ
100-u-y-z （Ｒ１はＰｒ、ＮｄおよびＳｍの群から選ば
れる１種以上の元素、Ｒ２は希土類元素（Ｐｒ、Ｎｄ、
Ｓｍを除く）、Ｙ、ＺｒおよびＨｆの群から選ばれる１
種以上の元素、ＡはＮ、ＣおよびＰの群から選ばれる１
種以上の元素、ＭはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、
Ａｌ、ＳｉおよびＧａの群から選ばれる１種以上の元
素、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれる１種以上の元素、
ｘ、ｕ、ｙ、ｚは原子％でそれぞれ０．２≦ｘ≦０．９
５、４≦ｕ≦２０、０．５≦ｙ≦２０、２≦ｚ≦２０を
示す）にて表され、主相がＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構
造を有し、かつ主相の単位胞の体積が０．３５０ｎｍ3
以下であることを特徴としている。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、磁性材料に関する。
【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、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知られ
おり、量産化が進められている。これらの磁石には、Ｆ
ｅまたはＣｏが多量に含まれ、飽和磁束密度の増大に寄
与している。また、これらの磁石にはＮｄ、Ｓｍなどの
希土類元素が含まれており、希土類元素は結晶場中にお
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。これにより保磁力の増大化が図られ、高性
能の磁石が実現されている。のような高性能磁石は、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。
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知られ
おり、量産化が進められている。これらの磁石には、Ｆ
ｅまたはＣｏが多量に含まれ、飽和磁束密度の増大に寄
与している。また、これらの磁石にはＮｄ、Ｓｍなどの
希土類元素が含まれており、希土類元素は結晶場中にお
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。これにより保磁力の増大化が図られ、高性
能の磁石が実現されている。のような高性能磁石は、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】最近、永久磁石のさらなる高性能化のため
に、磁石素材中における主相の結晶格子間にＮ、Ｃ、Ｐ
等の侵入型元素を導入することにより、主相のキュリー
温度、飽和磁束密度、磁気異方性が大きく改善されるこ
とがわかった。
に、磁石素材中における主相の結晶格子間にＮ、Ｃ、Ｐ
等の侵入型元素を導入することにより、主相のキュリー
温度、飽和磁束密度、磁気異方性が大きく改善されるこ
とがわかった。
【０００４】しかしながら、従来の主相中に侵入型元素
を導入した永久磁石においては、主相の温度安定性が低
いという問題があった。例えば、Ｒ2 Ｆｅ17窒化物は６
００℃よりα−Ｆｅと希土類窒化物（ＲＮ）への分解が
が始まる。また、ＴｈＭｎ12構造を持つＲＦｅ11Ｔｉ1
窒化物では５００℃で分解する。その結果、前記分解温
度以上に昇温してポットプレスを行ったり、焼結したり
することにより緻密な磁石素体を形成することができ
ず、磁気特性を向上させることができないという問題が
あった。このように分解温度が低下する原因の一つは、
次のような挙動によるものと考えられる。
を導入した永久磁石においては、主相の温度安定性が低
いという問題があった。例えば、Ｒ2 Ｆｅ17窒化物は６
００℃よりα−Ｆｅと希土類窒化物（ＲＮ）への分解が
が始まる。また、ＴｈＭｎ12構造を持つＲＦｅ11Ｔｉ1
窒化物では５００℃で分解する。その結果、前記分解温
度以上に昇温してポットプレスを行ったり、焼結したり
することにより緻密な磁石素体を形成することができ
ず、磁気特性を向上させることができないという問題が
あった。このように分解温度が低下する原因の一つは、
次のような挙動によるものと考えられる。
【０００５】前記侵入型元素を含有する化合物は、それ
らを含有しない場合に比較して結晶格子が拡大し、Ｔｈ
2 Ｚｎ17型結晶構造、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶構造、ＴｈＭ
ｎ12型結晶構造およびＴｂＣｕ7 型結晶構造における希
土類元素−希土類元素、遷移金属−遷移金属、希土類元
素−遷移金属等の原子間結合を弱める傾向にある。この
ため、前記各化合物の温度安定性が低下し、前述したよ
うに低温で分解してしまうものと考えられる。
らを含有しない場合に比較して結晶格子が拡大し、Ｔｈ
2 Ｚｎ17型結晶構造、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶構造、ＴｈＭ
ｎ12型結晶構造およびＴｂＣｕ7 型結晶構造における希
土類元素−希土類元素、遷移金属−遷移金属、希土類元
素−遷移金属等の原子間結合を弱める傾向にある。この
ため、前記各化合物の温度安定性が低下し、前述したよ
うに低温で分解してしまうものと考えられる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、Ｔｈ
Ｍｎ12型正方晶またはＴｂＣｕ7 型六方晶の結晶構造を
有する相を主相とし、組成中にＨ、Ｎ、Ｃ、Ｐのうちの
１種以上を含有させることにより主相の磁気特性を向上
させ、さらに主相の単位胞の体積を小さくすることによ
り主相の温度安定性が向上された磁性材料を提供しよう
とするものである。
Ｍｎ12型正方晶またはＴｂＣｕ7 型六方晶の結晶構造を
有する相を主相とし、組成中にＨ、Ｎ、Ｃ、Ｐのうちの
１種以上を含有させることにより主相の磁気特性を向上
させ、さらに主相の単位胞の体積を小さくすることによ
り主相の温度安定性が向上された磁性材料を提供しよう
とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明に係わる磁性材料
は、組成式（Ｒ１x Ｒ２1-x ）u Ａy Ｍz Ｔ100-u-y-z
（Ｒ１はＰｒ、ＮｄおよびＳｍの群から選ばれる１種以
上の元素、Ｒ２は希土類元素（Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍを除
く）、Ｙ、ＺｒおよびＨｆの群から選ばれる１種以上の
元素、ＡはＨ、Ｎ、ＣおよびＰの群から選ばれる１種以
上の元素、ＭはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ａ
ｌ、ＳｉおよびＧａの群から選ばれる１種以上の元素、
ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれる１種以上の元素、ｘ、
ｕ、ｙ、ｚは原子％でそれぞれ０．２≦ｘ≦０．９５、
４≦ｕ≦２０、０．５≦ｙ≦２０、２≦ｚ≦２０を示
す）にて表され、主相がＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造
を有し、かつ主相の単位胞の体積が０．３５０ｎｍ3 以
下である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で最大
の体積占有率を有する相を意味するものである。以下、
本発明の磁性材料を構成する各成分ついて詳細に説明す
る。 （１）Ｒ１元素およびＲ２元素
は、組成式（Ｒ１x Ｒ２1-x ）u Ａy Ｍz Ｔ100-u-y-z
（Ｒ１はＰｒ、ＮｄおよびＳｍの群から選ばれる１種以
上の元素、Ｒ２は希土類元素（Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍを除
く）、Ｙ、ＺｒおよびＨｆの群から選ばれる１種以上の
元素、ＡはＨ、Ｎ、ＣおよびＰの群から選ばれる１種以
上の元素、ＭはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ａ
ｌ、ＳｉおよびＧａの群から選ばれる１種以上の元素、
ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれる１種以上の元素、ｘ、
ｕ、ｙ、ｚは原子％でそれぞれ０．２≦ｘ≦０．９５、
４≦ｕ≦２０、０．５≦ｙ≦２０、２≦ｚ≦２０を示
す）にて表され、主相がＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造
を有し、かつ主相の単位胞の体積が０．３５０ｎｍ3 以
下である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で最大
の体積占有率を有する相を意味するものである。以下、
本発明の磁性材料を構成する各成分ついて詳細に説明す
る。 （１）Ｒ１元素およびＲ２元素
【０００８】Ｒ１としては、Ｐｒ、ＮｄおよびＳｍの群
から選ばれる１種以上の元素、Ｒ２としては希土類元素
（Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍを除く）、Ｙ、ＺｒおよびＨｆの群
から選ばれる１種以上の元素が使用される。
から選ばれる１種以上の元素、Ｒ２としては希土類元素
（Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍを除く）、Ｙ、ＺｒおよびＨｆの群
から選ばれる１種以上の元素が使用される。
【０００９】前記Ｒ１元素およびＲ２元素は、いずれも
磁性材料に磁気異方性をもたらし、高い保磁力を付与す
るためにそれらの合量で４〜２０原子％の範囲で配合さ
れる。前記合量を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ず、一方前記合量が３
０原子％を越えると、飽和磁束密度とが著しく低下す
る。前記磁性材料の飽和磁束密度を増大させるためには
前記Ｒ１元素が前記Ｒ１元素と前記Ｒ２元素の合量に対
して２０〜９５％占めることが必要である。 （２）Ａ元素
磁性材料に磁気異方性をもたらし、高い保磁力を付与す
るためにそれらの合量で４〜２０原子％の範囲で配合さ
れる。前記合量を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ず、一方前記合量が３
０原子％を越えると、飽和磁束密度とが著しく低下す
る。前記磁性材料の飽和磁束密度を増大させるためには
前記Ｒ１元素が前記Ｒ１元素と前記Ｒ２元素の合量に対
して２０〜９５％占めることが必要である。 （２）Ａ元素
【００１０】Ａ元素は、主としてＴｈＭｎ12型結晶構造
のインタースティシャル位置に存在し、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。前記Ａ元素の配
合量を０．５原子％未満にするとその配合効果を十分に
達成できず、一方前記Ａ元素が２０原子％を越えるとＴ
ｈＭｎ12相の生成が困難となる。 （３）Ｍ元素
のインタースティシャル位置に存在し、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。前記Ａ元素の配
合量を０．５原子％未満にするとその配合効果を十分に
達成できず、一方前記Ａ元素が２０原子％を越えるとＴ
ｈＭｎ12相の生成が困難となる。 （３）Ｍ元素
【００１１】Ｍ元素は、ＴｈＭｎ12型結晶構造を安定化
するのに有効な元素である。前記Ｍ元素の配合量を２原
子％未満にすると、α−Ｆｅ等の磁気不純物相の生成が
顕著になって磁気特性の劣化を招く。一方、前記Ｍ元素
の配合量が２０原子％を越えると飽和磁束密度の低下を
招く。 （４）Ｔ元素
するのに有効な元素である。前記Ｍ元素の配合量を２原
子％未満にすると、α−Ｆｅ等の磁気不純物相の生成が
顕著になって磁気特性の劣化を招く。一方、前記Ｍ元素
の配合量が２０原子％を越えると飽和磁束密度の低下を
招く。 （４）Ｔ元素
【００１２】Ｔ元素は、Ｆｅ、Ｃｏから選ばれる１種以
上のものであるが、Ｔ元素の一部をＮｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、
Ｚｎ、Ｇｅ、Ｉｎ、ＰｂおよびＢｉから選ばれる１種以
上で置換することを許容する。ただし、これらの元素を
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。
上のものであるが、Ｔ元素の一部をＮｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、
Ｚｎ、Ｇｅ、Ｉｎ、ＰｂおよびＢｉから選ばれる１種以
上で置換することを許容する。ただし、これらの元素を
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。
【００１３】前記ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造の主相
の単位胞の体積を限定した理由は、その体積が０．３５
０ｎｍ3 を越えると温度安定性の優れた磁性材料が得ら
れなくなるからである。本発明に係わる磁性材料は、酸
化物等の不可避的不純物を含有することを許容する。
の単位胞の体積を限定した理由は、その体積が０．３５
０ｎｍ3 を越えると温度安定性の優れた磁性材料が得ら
れなくなるからである。本発明に係わる磁性材料は、酸
化物等の不可避的不純物を含有することを許容する。
【００１４】本発明に係わる別の磁性材料は、組成式
（Ｒ１x Ｒ２1-x ）u Ａy Ｍz Ｔ100-u-y-z （Ｒ１はＰ
ｒ、ＮｄおよびＳｍの群から選ばれる１種以上の元素、
Ｒ２は希土類元素（Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍを除く）、Ｙ、Ｚ
ｒおよびＨｆの群から選ばれる１種以上の元素、Ａは
Ｈ、Ｎ、ＣおよびＰの群から選ばれる１種以上の元素、
ＭはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉおよ
びＧａの群から選ばれる１種以上の元素、ＴはＦｅおよ
びＣｏから選ばれる１種以上の元素、ｘ、ｕ、ｙ、ｚは
原子％でそれぞれ０．２≦ｘ≦０．９５、４≦ｕ≦２
０、０．５≦ｙ≦２０、２≦ｚ≦２０を示す）にて表さ
れ、主相がＴｂＣｕ7 型六方晶の結晶構造を有し、かつ
主相の単位胞の体積が０．２７０ｎｍ3 以下であること
を特徴とするものである。以下、本発明に係わる別の磁
性材料を構成する各成分ついて詳細に説明する。
（Ｒ１x Ｒ２1-x ）u Ａy Ｍz Ｔ100-u-y-z （Ｒ１はＰ
ｒ、ＮｄおよびＳｍの群から選ばれる１種以上の元素、
Ｒ２は希土類元素（Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍを除く）、Ｙ、Ｚ
ｒおよびＨｆの群から選ばれる１種以上の元素、Ａは
Ｈ、Ｎ、ＣおよびＰの群から選ばれる１種以上の元素、
ＭはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉおよ
びＧａの群から選ばれる１種以上の元素、ＴはＦｅおよ
びＣｏから選ばれる１種以上の元素、ｘ、ｕ、ｙ、ｚは
原子％でそれぞれ０．２≦ｘ≦０．９５、４≦ｕ≦２
０、０．５≦ｙ≦２０、２≦ｚ≦２０を示す）にて表さ
れ、主相がＴｂＣｕ7 型六方晶の結晶構造を有し、かつ
主相の単位胞の体積が０．２７０ｎｍ3 以下であること
を特徴とするものである。以下、本発明に係わる別の磁
性材料を構成する各成分ついて詳細に説明する。
【００１５】Ｒ１元素、Ｒ２元素およびＴ元素は、前述
したのと同様な作用により配合される。Ａ元素は、主と
してＴｂＣｕ7 型六方晶の結晶構造のインタースティシ
ャル位置に存在し、その配合量を限定したのは前述した
のと同様な理由によるものである。Ｍ元素は、ＴｂＣｕ
7 型六方晶の結晶構造を安定化するのに有効な元素であ
り、その配合量を限定したのは前述したのと同様な理由
によるものである。
したのと同様な作用により配合される。Ａ元素は、主と
してＴｂＣｕ7 型六方晶の結晶構造のインタースティシ
ャル位置に存在し、その配合量を限定したのは前述した
のと同様な理由によるものである。Ｍ元素は、ＴｂＣｕ
7 型六方晶の結晶構造を安定化するのに有効な元素であ
り、その配合量を限定したのは前述したのと同様な理由
によるものである。
【００１６】前記ＴｂＣｕ7 型六方晶の結晶構造の主相
の単位胞の体積を限定した理由は、その体積が０．２７
０ｎｍ3 を越えると温度安定性の優れた磁性材料が得ら
れなくなるからである。本発明に係わる別の磁性材料
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。次に、本発明に係わる磁性材料の製造方法について
説明する。
の単位胞の体積を限定した理由は、その体積が０．２７
０ｎｍ3 を越えると温度安定性の優れた磁性材料が得ら
れなくなるからである。本発明に係わる別の磁性材料
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。次に、本発明に係わる磁性材料の製造方法について
説明する。
【００１７】ます、所定量のＲ１、Ｒ２、Ａ、Ｍ、Ｔ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。
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。
【００１８】また、合金粉末の別の調製方法としては、
前記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メカニカルグ
ラインティング法を採用することができる。これらの方
法は、Ｒ１、Ｒ２、Ａ、Ｍ、Ｔ成分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り、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。上述した方法以
外も、液体急冷法によって所定組成の合金粉末を調製す
ることが可能である。このようにして得られた合金粉末
に対して必要に応じて熱処理を施してＴｈＭｎ12相また
はＴｂＣｕ7 相を主相とする合金粉末を調製する。
前記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メカニカルグ
ラインティング法を採用することができる。これらの方
法は、Ｒ１、Ｒ２、Ａ、Ｍ、Ｔ成分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り、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。上述した方法以
外も、液体急冷法によって所定組成の合金粉末を調製す
ることが可能である。このようにして得られた合金粉末
に対して必要に応じて熱処理を施してＴｈＭｎ12相また
はＴｂＣｕ7 相を主相とする合金粉末を調製する。
【００１９】これまでの実験によると、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る上述した合金
において、Ｔ元素としてＴｉ、Ｍｏ、Ｗの１種以上を選
んだ場合、Ｔ元素を７原子％以上含有すると、ＴｈＭｎ
12相が主相となり、７原子％未満含有すると、ＴｂＣｕ
7 相が主相となる。また、Ｔ元素としてＴｉ、Ｍｏ、Ｗ
以外の１種以上を選んだ場合、Ｔ元素を１０原子％以上
含有すると、ＴｈＭｎ12相が主相となり、１０原子％未
満含有すると、ＴｂＣｕ7 相が主相となる。
または高周波溶解により溶解して得られる上述した合金
において、Ｔ元素としてＴｉ、Ｍｏ、Ｗの１種以上を選
んだ場合、Ｔ元素を７原子％以上含有すると、ＴｈＭｎ
12相が主相となり、７原子％未満含有すると、ＴｂＣｕ
7 相が主相となる。また、Ｔ元素としてＴｉ、Ｍｏ、Ｗ
以外の１種以上を選んだ場合、Ｔ元素を１０原子％以上
含有すると、ＴｈＭｎ12相が主相となり、１０原子％未
満含有すると、ＴｂＣｕ7 相が主相となる。
【００２０】また、液体急冷法により調製した合金粉末
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とがある。例
えば、合金中にＳｉを１５原子％含有させた場合、冷却
速度が小さきときはＴｈＭｎ12相が主相となり、冷却速
度が大きいときはＴｂＣｕ7 相が主相となる。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、Ｓｉを８原子％含
有させた合金ではＴｂＣｕ7 相が主相となる。
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とがある。例
えば、合金中にＳｉを１５原子％含有させた場合、冷却
速度が小さきときはＴｈＭｎ12相が主相となり、冷却速
度が大きいときはＴｂＣｕ7 相が主相となる。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、Ｓｉを８原子％含
有させた合金ではＴｂＣｕ7 相が主相となる。
【００２１】一方、前記各磁性材料の組成中、Ａ元素と
して窒素を含有させる場合は、前記合金粉末を０．００
１〜２気圧の窒素ガス雰囲気中で０．１〜１００時間、
３００〜８００℃の温度下で熱処理することが望まし
い。
して窒素を含有させる場合は、前記合金粉末を０．００
１〜２気圧の窒素ガス雰囲気中で０．１〜１００時間、
３００〜８００℃の温度下で熱処理することが望まし
い。
【００２２】前記熱処理の雰囲気は、窒素ガス代えてア
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その混合ガスの分圧は、
０．００１〜２気圧の範囲にすることが好ましい。ま
た、前記窒化処理は次に説明する保磁力の改善ための熱
処理の後に行うことが可能である。さらに、窒化処理に
おいては窒素もしくは窒素化合物ガスの他に窒素を含ま
ない別のガスを混合することが可能であるが、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。
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その混合ガスの分圧は、
０．００１〜２気圧の範囲にすることが好ましい。ま
た、前記窒化処理は次に説明する保磁力の改善ための熱
処理の後に行うことが可能である。さらに、窒化処理に
おいては窒素もしくは窒素化合物ガスの他に窒素を含ま
ない別のガスを混合することが可能であるが、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。
【００２３】また、前記合金粉末の調製過程においてＲ
Ｎ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Ａ元素として窒素を含有させること
も可能である。得られたＡ元素として窒素を含有する合
金粉末は、３００〜１０００℃の不活性ガス雰囲気また
真空中で０．１〜１００時間熱処理することにより保磁
力を大幅に改善することが可能である。ただし、前述し
たように合金粉末を予め窒化するために熱処理を施す場
合には前記保磁力が同様に改善される。また、次に述べ
るホットプレスや熱間塑性変形加工を行う場合にも、前
記熱処理を省略することができる。次に、得られた合金
粉末から永久磁石を製造する方法を説明する。
Ｎ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Ａ元素として窒素を含有させること
も可能である。得られたＡ元素として窒素を含有する合
金粉末は、３００〜１０００℃の不活性ガス雰囲気また
真空中で０．１〜１００時間熱処理することにより保磁
力を大幅に改善することが可能である。ただし、前述し
たように合金粉末を予め窒化するために熱処理を施す場
合には前記保磁力が同様に改善される。また、次に述べ
るホットプレスや熱間塑性変形加工を行う場合にも、前
記熱処理を省略することができる。次に、得られた合金
粉末から永久磁石を製造する方法を説明する。
【００２４】前記永久磁石は、前記合金粉末をホットプ
レスまたは熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）により高密度の
成型体（圧粉体）として一体化することにより製造され
る。この際、前記成型体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磁石を得ることが
可能となる。また、ホットプレス、ＨＩＰの後３００〜
７００℃の温度下で加圧しながら塑性変形加工を行うこ
とにより磁化容易軸への磁気的配向を得ることができ
る。また、前記永久磁石は前記合金粉末を焼結すること
によっても製造される。
レスまたは熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）により高密度の
成型体（圧粉体）として一体化することにより製造され
る。この際、前記成型体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磁石を得ることが
可能となる。また、ホットプレス、ＨＩＰの後３００〜
７００℃の温度下で加圧しながら塑性変形加工を行うこ
とにより磁化容易軸への磁気的配向を得ることができ
る。また、前記永久磁石は前記合金粉末を焼結すること
によっても製造される。
【００２５】ボンド磁石は、前記合金粉末をエポキシ樹
脂、ナイロン系などの樹脂と混合した後、成形する方法
が採用される。成形法としては、樹脂がエポキシ樹脂系
熱硬化性樹脂である場合には、圧縮成形の後に１００〜
２００℃の温度でキュア処理を施し、ナイロン系の熱可
塑性樹脂の場合には、射出成形を用いればよい。この
他、低融点金属または低融点合金をバインダとしてメタ
ルボンド磁石を製造することも可能である。
脂、ナイロン系などの樹脂と混合した後、成形する方法
が採用される。成形法としては、樹脂がエポキシ樹脂系
熱硬化性樹脂である場合には、圧縮成形の後に１００〜
２００℃の温度でキュア処理を施し、ナイロン系の熱可
塑性樹脂の場合には、射出成形を用いればよい。この
他、低融点金属または低融点合金をバインダとしてメタ
ルボンド磁石を製造することも可能である。
【００２６】
【作用】従来、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶構造、Ｔｈ2 Ｎｉ17
型結晶構造、ＴｈＭｎ12型結晶構造およびＴｂＣｕ7 型
結晶構造を有する相を主相とする化合物に窒素等の侵入
型元素を導入すると、導入前に比較して結晶格子が拡大
し、磁性原子間の距離の増大や電子帯構造変化等によっ
て磁気的相互作用が強められることが知られている。ま
た、侵入型元素の導入によって、希土類の４ｆ電子軌道
の形状が変化し、そのため希土類元素を適当に選ぶこと
によって磁気異方性の増大が得られることが知られてい
る。しかしながら、これまでに知られている侵入型元素
含有ＴｈＭｎ12相、ＴｂＣｕ7 相は、高温度にすると前
記相が分解し、α−Ｆｅを大量に析出し、磁気特性が著
しく劣化する。前記分解が開始する温度は、Ｔｈ2 Ｚｎ
17相窒化物を例に挙げると、Ｓｍ2 Ｆｅ17窒化物で約５
００℃、ＴｈＭｎ12相窒化物の場合、ＲＦｅ11Ｔｉ1 窒
化物（Ｒ；Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）で約４５０℃、ＲＦｅ10
Ｍｏ2 で５５０℃である。このような分解の原因の一つ
として、侵入型元素含有化合物が持つ大きな格子定数が
あげられる。希土類遷移金属化合物は、元来、希土類元
素−希土類元素、遷移金属−遷移金属、希土類元素−遷
移金属等の原子間結合にそれぞれ最適距離が存在し、結
晶全体でのエネルギー的バランスの上で安定構造を実現
している。これに対し、侵入型元素を含有する化合物の
場合には、例えば結晶相を有する化合物に窒化処理を施
すと、窒素原子が同結晶構造のネットワーク形成に部分
的に寄与するが、同時に希土類元素−希土類元素、遷移
金属−遷移金属、希土類元素−遷移金属等の原子間距離
を拡大させ、それに伴うエネルギー損が生じる。その結
果、窒化物の温度安定性が窒化前に比較して著しく劣化
するということが起こる。
型結晶構造、ＴｈＭｎ12型結晶構造およびＴｂＣｕ7 型
結晶構造を有する相を主相とする化合物に窒素等の侵入
型元素を導入すると、導入前に比較して結晶格子が拡大
し、磁性原子間の距離の増大や電子帯構造変化等によっ
て磁気的相互作用が強められることが知られている。ま
た、侵入型元素の導入によって、希土類の４ｆ電子軌道
の形状が変化し、そのため希土類元素を適当に選ぶこと
によって磁気異方性の増大が得られることが知られてい
る。しかしながら、これまでに知られている侵入型元素
含有ＴｈＭｎ12相、ＴｂＣｕ7 相は、高温度にすると前
記相が分解し、α−Ｆｅを大量に析出し、磁気特性が著
しく劣化する。前記分解が開始する温度は、Ｔｈ2 Ｚｎ
17相窒化物を例に挙げると、Ｓｍ2 Ｆｅ17窒化物で約５
００℃、ＴｈＭｎ12相窒化物の場合、ＲＦｅ11Ｔｉ1 窒
化物（Ｒ；Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ）で約４５０℃、ＲＦｅ10
Ｍｏ2 で５５０℃である。このような分解の原因の一つ
として、侵入型元素含有化合物が持つ大きな格子定数が
あげられる。希土類遷移金属化合物は、元来、希土類元
素−希土類元素、遷移金属−遷移金属、希土類元素−遷
移金属等の原子間結合にそれぞれ最適距離が存在し、結
晶全体でのエネルギー的バランスの上で安定構造を実現
している。これに対し、侵入型元素を含有する化合物の
場合には、例えば結晶相を有する化合物に窒化処理を施
すと、窒素原子が同結晶構造のネットワーク形成に部分
的に寄与するが、同時に希土類元素−希土類元素、遷移
金属−遷移金属、希土類元素−遷移金属等の原子間距離
を拡大させ、それに伴うエネルギー損が生じる。その結
果、窒化物の温度安定性が窒化前に比較して著しく劣化
するということが起こる。
【００２７】このような問題を回避するには、侵入型元
素を含有してもなお格子定数の小さい、つまり結晶の単
位胞の体積ができるだけ小さい化合物が有効である。一
般に、希土類遷移金属化合物において、ランタノイド収
縮により重希土類化合物の方が軽希土類化合物よりも小
さい格子定数を有することが知られている。しかしなが
ら、重希土類化合物において、希土類の磁気モーメント
と遷移金属の磁気モーメントが反強磁性結晶結合するた
め、化合物の飽和磁束密度が小さくなってしまい不利で
ある。
素を含有してもなお格子定数の小さい、つまり結晶の単
位胞の体積ができるだけ小さい化合物が有効である。一
般に、希土類遷移金属化合物において、ランタノイド収
縮により重希土類化合物の方が軽希土類化合物よりも小
さい格子定数を有することが知られている。しかしなが
ら、重希土類化合物において、希土類の磁気モーメント
と遷移金属の磁気モーメントが反強磁性結晶結合するた
め、化合物の飽和磁束密度が小さくなってしまい不利で
ある。
【００２８】このようなことから、本発明者らはＴｈＭ
ｎ12型およびＴｂＣｕ7 型の結晶構造を有する相を主相
とする化合物において、その希土類サイトの一部を軽希
土類元素であるＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍの１種以上、残部を他
の希土類元素、Ｙ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる１種以
上とすることによって、前記各相における磁気特性を損
なうことなく格子定数を広い範囲で制御し得ることを究
明した。その結果、侵入型元素を含有してもなお格子定
数の小さい、つまり結晶の単位胞の体積ができだけ小さ
い化合物を実現することができる。
ｎ12型およびＴｂＣｕ7 型の結晶構造を有する相を主相
とする化合物において、その希土類サイトの一部を軽希
土類元素であるＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍの１種以上、残部を他
の希土類元素、Ｙ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる１種以
上とすることによって、前記各相における磁気特性を損
なうことなく格子定数を広い範囲で制御し得ることを究
明した。その結果、侵入型元素を含有してもなお格子定
数の小さい、つまり結晶の単位胞の体積ができだけ小さ
い化合物を実現することができる。
【００２９】前記結晶の単位胞の体積と侵入型元素含有
化合物の分解開始温度の関係を図１、図２に示す。これ
らの図１、図２から明らかなように侵入型元素含有化合
物においてＴｈＭｎ12相を主相とする場合にはその単位
胞が０．３５０ｎｍ以下、ＴｂＣｕ7 相を主相とする場
合にはその単位胞が０．２７０ｎｍ以下であるとき、同
化合物が優れた温度安定性を有することがわかる。
化合物の分解開始温度の関係を図１、図２に示す。これ
らの図１、図２から明らかなように侵入型元素含有化合
物においてＴｈＭｎ12相を主相とする場合にはその単位
胞が０．３５０ｎｍ以下、ＴｂＣｕ7 相を主相とする場
合にはその単位胞が０．２７０ｎｍ以下であるとき、同
化合物が優れた温度安定性を有することがわかる。
【００３０】以上のような本発明に係わる磁性材料は、
従来のＴｈＭｎ12相またはＴｂＣｕ7 相を主相とし、侵
入型元素を含有する化合物と同様な優れた磁気特性を有
すると共に、優れた温度安定性を有する。したがって、
前記温度安定性の改善により侵入型元素を含有する化合
物を容易に合成でき、さらに高温でのホットプレスを行
うことが可能になるため、より緻密化された磁気特性の
優れた永久磁石を得ることができる。
従来のＴｈＭｎ12相またはＴｂＣｕ7 相を主相とし、侵
入型元素を含有する化合物と同様な優れた磁気特性を有
すると共に、優れた温度安定性を有する。したがって、
前記温度安定性の改善により侵入型元素を含有する化合
物を容易に合成でき、さらに高温でのホットプレスを行
うことが可能になるため、より緻密化された磁気特性の
優れた永久磁石を得ることができる。
【００３１】
【実施例】以下、本発明の実施例を詳細に説明する。 実施例１〜５
【００３２】まず、高純度のＰｒ、Ｎｂ、Ｓｍ、Ｔｂ、
Ｄｙ、Ｅｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、ｍｏ、Ｓ
ｉ、Ｗ、Ｃ、Ｆｅ、Ｃｏの粉末を所定量調合し、Ａｒ雰
囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注入して各インゴッ
トを調製した。つづいて、各インゴットを乳鉢を用いて
平均粒径５０〜１００μｍに粉砕した後、エタノール中
でボールミルにて粉砕した。ひきつづき、これら粉末を
成形金型に充填し、１気圧のＡｒガス雰囲気中、２５０
℃の温度下で２時間活性化した後、１気圧の窒素ガス雰
囲気中、５００〜７００℃の温度下で４時間熱処理を施
した。前記熱処理後の各試料の組成および窒素ガス雰囲
気中の熱処理温度を下記表１に示す。
Ｄｙ、Ｅｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、ｍｏ、Ｓ
ｉ、Ｗ、Ｃ、Ｆｅ、Ｃｏの粉末を所定量調合し、Ａｒ雰
囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注入して各インゴッ
トを調製した。つづいて、各インゴットを乳鉢を用いて
平均粒径５０〜１００μｍに粉砕した後、エタノール中
でボールミルにて粉砕した。ひきつづき、これら粉末を
成形金型に充填し、１気圧のＡｒガス雰囲気中、２５０
℃の温度下で２時間活性化した後、１気圧の窒素ガス雰
囲気中、５００〜７００℃の温度下で４時間熱処理を施
した。前記熱処理後の各試料の組成および窒素ガス雰囲
気中の熱処理温度を下記表１に示す。
【００３３】実施例１〜５により得られた各試料の結晶
構造をＸ線回折法により測定した。その結果、実施例１
〜５の試料はいずれもＴｈＭｎ12型結晶構造が主相であ
ることを確認した。また、前記ＴｈＭｎ12相の単位胞の
体積を測定した結果を下記表１に併記した。
構造をＸ線回折法により測定した。その結果、実施例１
〜５の試料はいずれもＴｈＭｎ12型結晶構造が主相であ
ることを確認した。また、前記ＴｈＭｎ12相の単位胞の
体積を測定した結果を下記表１に併記した。
【００３４】
【表１】
【００３５】また、実施例１〜５の各試料をＺｎ粉末を
バインダとして磁場中で成形した後、３００〜６００℃
で熱処理して５種の永久磁石をそれぞれ製造した。これ
ら磁石の保磁力および残留磁束密度を測定した。その結
果、いずれの磁石も保磁力が４０００〜６０００ Ｏ
ｅ、残留磁束密度が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６〜１０
バインダとして磁場中で成形した後、３００〜６００℃
で熱処理して５種の永久磁石をそれぞれ製造した。これ
ら磁石の保磁力および残留磁束密度を測定した。その結
果、いずれの磁石も保磁力が４０００〜６０００ Ｏ
ｅ、残留磁束密度が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６〜１０
【００３６】まず、平均粒径が０．５ｍｍのＰｒ、Ｎ
ｄ、Ｓｍ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆの粉末、平均粒径が
５〜４０μｍのＦｅ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｍ
ｎ、Ａｌの粉末を所定量調合し、その混合物をボールミ
ルに投入し、Ａｒ雰囲気中で６５時間粉砕混合処理して
各原料粉末をメカニカルアロイングによって合金化し
た。つづいて、各合金粉末を１気圧の窒素ガス雰囲気
中、組成により５００〜６００℃の温度下で２時間熱処
理を施した。メカニカルアロイングによって得られた各
合金粉末の組成および窒素ガス雰囲気中での熱処理温度
を下記表２に示す。
ｄ、Ｓｍ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆの粉末、平均粒径が
５〜４０μｍのＦｅ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｍ
ｎ、Ａｌの粉末を所定量調合し、その混合物をボールミ
ルに投入し、Ａｒ雰囲気中で６５時間粉砕混合処理して
各原料粉末をメカニカルアロイングによって合金化し
た。つづいて、各合金粉末を１気圧の窒素ガス雰囲気
中、組成により５００〜６００℃の温度下で２時間熱処
理を施した。メカニカルアロイングによって得られた各
合金粉末の組成および窒素ガス雰囲気中での熱処理温度
を下記表２に示す。
【００３７】実施例６〜１０により得られた各試料の結
晶構造をＸ線回折法により測定した。その結果、実施例
６〜１０の試料はいずれもＴｂＣｕ7 型結晶構造が主相
であることを確認した。また、前記ＴｂＣｕ7 相の単位
胞の体積を測定した結果を下記表２に併記した。
晶構造をＸ線回折法により測定した。その結果、実施例
６〜１０の試料はいずれもＴｂＣｕ7 型結晶構造が主相
であることを確認した。また、前記ＴｂＣｕ7 相の単位
胞の体積を測定した結果を下記表２に併記した。
【００３８】
【表２】
【００３９】また、実施例５〜１０の各試料にエポキシ
樹脂をそれぞれ２重量％添加して混合した後、圧力８ｔ
ｏｎ／ｃｍ2 の条件で圧縮成形し、１５０℃で２．５時
間キュア処理を施すことにより５種のボンド磁石をそれ
ぞれ製造した。これらのボンド磁石の保磁力および残留
磁束密度を測定した。その結果、いずれの磁石も保磁力
が４０００〜６０００ Ｏｅ、残留磁束密度が０．４〜
０，５Ｔと優れた磁気特性を有することが確認された。 比較例１、２
樹脂をそれぞれ２重量％添加して混合した後、圧力８ｔ
ｏｎ／ｃｍ2 の条件で圧縮成形し、１５０℃で２．５時
間キュア処理を施すことにより５種のボンド磁石をそれ
ぞれ製造した。これらのボンド磁石の保磁力および残留
磁束密度を測定した。その結果、いずれの磁石も保磁力
が４０００〜６０００ Ｏｅ、残留磁束密度が０．４〜
０，５Ｔと優れた磁気特性を有することが確認された。 比較例１、２
【００４０】まず、高純度のＮｂ、Ｓｍ、Ｔｉ、Ｖ、Ｆ
ｅ、Ｃｏの粉末を所定の割合で調合し、Ａｒ雰囲気中で
アーク溶解した後、鋳型に注入して各インゴットを調製
した。つづいて、各インゴットを実施例１〜５と同様に
粉砕した後、窒素ガス雰囲気中、下記表３に示す温度で
２時間熱処理を行った。得られた各インゴットの組成を
下記表３に示す。
ｅ、Ｃｏの粉末を所定の割合で調合し、Ａｒ雰囲気中で
アーク溶解した後、鋳型に注入して各インゴットを調製
した。つづいて、各インゴットを実施例１〜５と同様に
粉砕した後、窒素ガス雰囲気中、下記表３に示す温度で
２時間熱処理を行った。得られた各インゴットの組成を
下記表３に示す。
【００４１】得られた比較例１、２の各試料の結晶構造
をＸ線回折法により測定した。その結果、比較例１、２
の試料はいずれもＴｈＭｎ12型結晶構造が主相であるこ
とを確認した。また、前記ＴｈＭｎ12相の単位胞の体積
を測定した結果を下記表３に併記した。 表３ 比 組成（bal は残部を示す） 窒素雰囲気 左記熱処理温度後の 較 熱処理温度 主相（ＴｈＭｎ12相） 例 （℃） の単位胞体積（nm3 ） １ Ｎｄ8 Ｔｉ8 Ｃｏ8 Ｎ9 Ｆｅbal ４８０ ０．３６８ ２ Ｓｍ8 Ｖ15Ｎ8 Ｆｅbal ４９５ ０．３５９
をＸ線回折法により測定した。その結果、比較例１、２
の試料はいずれもＴｈＭｎ12型結晶構造が主相であるこ
とを確認した。また、前記ＴｈＭｎ12相の単位胞の体積
を測定した結果を下記表３に併記した。 表３ 比 組成（bal は残部を示す） 窒素雰囲気 左記熱処理温度後の 較 熱処理温度 主相（ＴｈＭｎ12相） 例 （℃） の単位胞体積（nm3 ） １ Ｎｄ8 Ｔｉ8 Ｃｏ8 Ｎ9 Ｆｅbal ４８０ ０．３６８ ２ Ｓｍ8 Ｖ15Ｎ8 Ｆｅbal ４９５ ０．３５９
【００４２】また、比較例１、２の各試料を窒素雰囲気
中、６００℃で、２時間熱処理を行った。その結果、主
相が希土類窒化物とα−Ｆｅに分解し、大量のα−Ｆｅ
が析出した。このため、磁気特性が著しく劣化した。
中、６００℃で、２時間熱処理を行った。その結果、主
相が希土類窒化物とα−Ｆｅに分解し、大量のα−Ｆｅ
が析出した。このため、磁気特性が著しく劣化した。
【００４３】さらに、比較例１、２の各試料をＡｒ雰囲
気中、６００℃で２時間熱処理を行った。その結果、前
記窒素雰囲気中の熱処理と同様に分解して大量のα−Ｆ
ｅが析出した。
気中、６００℃で２時間熱処理を行った。その結果、前
記窒素雰囲気中の熱処理と同様に分解して大量のα−Ｆ
ｅが析出した。
【００４４】このように比較例１、２の各試料の温度安
定性が劣るのは、前記表３に示したようにＴｈＭｎ12型
結晶構造の単位胞の体積が大きく、窒化物の結晶格子間
結合力が小さいことに起因しているものである。
定性が劣るのは、前記表３に示したようにＴｈＭｎ12型
結晶構造の単位胞の体積が大きく、窒化物の結晶格子間
結合力が小さいことに起因しているものである。
【００４５】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば侵
入型元素を含有することによって、優れて磁気特性を有
すると共に、侵入型元素を含有してもなお格子定数の小
さい、つまり結晶の単位胞の体積を小さくすることによ
り温度安定性を高めることができ、ひいてはホットプレ
スなどの加工が施される永久磁石の素材等に有効な磁性
材料を提供できる。
入型元素を含有することによって、優れて磁気特性を有
すると共に、侵入型元素を含有してもなお格子定数の小
さい、つまり結晶の単位胞の体積を小さくすることによ
り温度安定性を高めることができ、ひいてはホットプレ
スなどの加工が施される永久磁石の素材等に有効な磁性
材料を提供できる。
【図１】ＴｈＭｎ12相の単位胞の体積と侵入型元素含有
化合物の分解開始温度の関係を示す特性図。
化合物の分解開始温度の関係を示す特性図。
【図２】ＴｂＣｕ7 相の単位胞の体積と侵入型元素含有
化合物の分解開始温度の関係を示す特性図。
化合物の分解開始温度の関係を示す特性図。
Claims (2)
- 【請求項１】 組成式（Ｒ１x Ｒ２1-x ）u Ａy Ｍz Ｔ
100-u-y-z （Ｒ１はＰｒ、ＮｄおよびＳｍの群から選ば
れる１種以上の元素、Ｒ２は希土類元素（Ｐｒ、Ｎｄ、
Ｓｍを除く）、Ｙ、ＺｒおよびＨｆの群から選ばれる１
種以上の元素、ＡはＨ、Ｎ、ＣおよびＰの群から選ばれ
る１種以上の元素、ＭはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、
Ｗ、Ａｌ、ＳｉおよびＧａの群から選ばれる１種以上の
元素、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれる１種以上の元
素、ｘ、ｕ、ｙ、ｚは原子％でそれぞれ０．２≦ｘ≦
０．９５、４≦ｕ≦２０、０．５≦ｙ≦２０、２≦ｚ≦
２０を示す）にて表され、主相がＴｈＭｎ12型正方晶の
結晶構造を有し、かつ主相の単位胞の体積が０．３５０
ｎｍ3 以下であることを特徴とする磁性材料。 - 【請求項２】 組成式（Ｒ１x Ｒ２1-x ）u Ａy Ｍz Ｔ
100-u-y-z （Ｒ１はＰｒ、ＮｄおよびＳｍの群から選ば
れる１種以上の元素、Ｒ２は希土類元素（Ｐｒ、Ｎｄ、
Ｓｍを除く）、Ｙ、ＺｒおよびＨｆの群から選ばれる１
種以上の元素、ＡはＨ、Ｎ、ＣおよびＰの群から選ばれ
る１種以上の元素、ＭはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、
Ｗ、Ａｌ、ＳｉおよびＧａの群から選ばれる１種以上の
元素、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれる１種以上の元
素、ｘ、ｕ、ｙ、ｚは原子％でそれぞれ０．２≦ｘ≦
０．９５、４≦ｕ≦２０、０．５≦ｙ≦２０、２≦ｚ≦
２０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型六方晶の
結晶構造を有し、かつ主相の単位胞の体積が０．２７０
ｎｍ3 以下であることを特徴とする磁性材料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02227693A JP3455557B2 (ja) | 1993-02-10 | 1993-02-10 | 磁性材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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