(57)【要約】  【課題】規則−不規則変態温度が低く、耐食性に優れ、高い保磁力を有する永久磁石材料を提供する。  【解決手段】下記一般式で表される組成を有する永久磁石材料。｛（Ｆｅ１−ｎＣｏｎ）１−ｍＰｔｍ｝１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅＭａＢｂＣｕｃＸｄＺｅ（式中、ＭはＴｉ，Ｚｒ及びＨｆからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、Ｘは、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ａｇ及びＡｕからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、Ｚは、Ｃ，Ｓｉ，Ｇｅ及びＰからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、ｍ、ｎ、ａ、ｂ、ｃ、ｄ及びｅは、それぞれ、０．４≦ｍ≦０．６（原子比）、０≦ｎ≦０．６（原子比）１．０≦ａ≦８．０原子％、２≦ｂ≦２５原子％、０≦ｃ≦１０原子％、０≦ｄ≦１０原子％、０≦ｅ≦１０原子％を満たす。）【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
下記一般式で表される組成を有する永久磁石材料。
｛（Ｆｅ１−ｎＣｏｎ）１−ｍＰｔｍ｝１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅＭａＢｂＣｕｃＸｄＺｅ
（式中、ＭはＴｉ，Ｚｒ及びＨｆからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、Ｘは、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ａｇ及びＡｕからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、Ｚは、Ｃ，Ｓｉ，Ｇｅ及びＰからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、ｍ、ｎ、ａ、ｂ、ｃ、ｄ及びｅは、それぞれ、０．４≦ｍ≦０．６（原子比）、０≦ｎ≦０．６（原子比）１．０≦ａ≦８．０原子％、２≦ｂ≦２５原子％、０≦ｃ≦１０原子％、０≦ｄ≦１０原子％、０≦ｅ≦１０原子％を満たす。）
【請求項２】
Ｌ１０規則相を含み、かつその平均結晶粒径が３００ｎｍ以下である請求項１に記載の永久磁石材料。
【請求項３】
液体急冷法により作製された薄帯、若しくは粉末、又は気相急冷法により作製された薄膜である請求項１又は２に記載の永久磁石材料。
【請求項４】
熱処理をせずに、又は、５００℃以下の温度で熱処理することにより作製された請求項１〜３のいずれかに記載の永久磁石材料。
【請求項５】
請求項１に記載の永久磁石材料を液体急冷法又は気相急冷法により作製する永久磁石材料の製造方法。
【請求項６】
更に、５００℃以下の温度で加熱処理する請求項５に記載の永久磁石材料の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高保磁力を有する永久磁石材料及びその製造方法に関し、更に詳細には、Ｆｅ−Ｐｔ系の永久磁石材料及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
永久磁石材料として（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｐｔ系、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系などの優れた特性を有する材料が見出され、それらの材料について活発な研究が行なわれている。磁石材料は、電子機器に広く使用されており、電子技術の進展に伴う電子機器の小型化、薄型化により、磁性材料の分野においても小型化、薄膜化による磁気デバイスの小型化と高機能化を目指したマイクロ磁気デバイスの研究が注目されている。例えば、高保磁力を有する硬磁性薄膜は、従来の磁気記録媒体への応用に留まらず、バイアス磁場を印加するという目的で、微小な電磁アクチュエータあるいは磁気抵抗ヘッドへの応用も考えられるようになっている。
【０００３】
しかし、従来から多くの研究が行なわれている面内磁気記録媒体としての応用を意図した硬磁性薄膜においては、保磁力が１６０〜２４０［ｋＡ／ｍ］（２〜３［ｋＯｅ］）程度以下であり、バルクの希土類系永久磁石の特性に匹敵する８００［ｋＡ／ｍ］（１０［ｋＯｅ］）程度の高保磁力を示す薄膜の研究は少ない。
【０００４】
また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系の永久磁石材料を薄膜化し、８００［ｋＡ／ｍ］（１０［ｋＯｅ］）以上の高保磁力を実現しているが、希土類元素を含む材料は酸化しやすく、特に、薄膜状に加工した場合には耐食性が悪いという問題がある（例えば、非特許文献１参照）。
【０００５】
一方、ＦｅＰｔ、ＣｏＰｔ、ＦｅＰｄ及びＭｎＡｌ等のＬ１０規則構造を持つ強磁性体は、非常に大きな結晶磁気異方性定数（ＦｅＰｔにおいて７×１０６［Ｊ／ｍ３］）を示すことが知られており、特にＬ１０規則構造を有するＦｅＰｔ合金は、耐食性も非常に良く、永久磁石材料として注目されている。例えば、特許文献１では、Ｐｔを３５〜３９．５原子％含み、残余成分がＦｅと不可避の不純物とからなるＦｅ−Ｐｔ系の永久磁石材料が開示されている。
【０００６】
一般に、鋳造等で作製された化学量論組成（Ｆｅ５０Ｐｔ５０）付近のＦｅＰｔ合金はＬ１０単相となるが、化学量論組成で最大の結晶磁気異方性が得られるにも関わらず、良好な硬磁気特性は得られなかった。そのため、規則−不規則変態温度（Ｔｔｒ）より高温で熱処理してｆｃｃ不規則相とした後、水焼入れを行い、その後、規則−不規則変態温度Ｔｔｒより低温で熱処理を行ってＬ１０相を析出させるなどの処理を行なって硬磁気特性を向上させる方法が用いられていた。しかしその様な複雑な熱処理を行っても、得られる保磁力（Ｈｃ）は１３５［ｋＡ／ｍ］程度でしかない。
【０００７】
また、ＦｅＰｔバルク材では、組成をＦｅリッチ側にずらし、かつ上記の様な熱処理を行いＬ１０とｆｃｃの混相としたＦｅ６１．５Ｐｔ３８．５合金において、３４０［ｋＡ／ｍ］の高いＨｃが得られることが知られており、２相の界面における磁壁のピン止めが高Ｈｃの主要因であると考えられている。
Ｌ１０強磁性体の硬磁気特性は、磁壁のピンニングサイトとして働く材料中の双晶、antiphase boundary（ＡＰＢ）、積層欠陥などの欠陥と密接に関係していると考えられている。圧延と再結晶処理により結晶粒を微細化することにより、ＦｅＰｔ合金のＨｃが増大することが知られている。一般に結晶粒径も硬磁気特性に大きな影響を与える。その効果は、結晶粒径が単磁区粒子の限界サイズ（ＦｅＰｔの場合は０．３４μｍと見積もられる）に近づくと顕著に現れるが、鋳造等で作製したバルク材では結晶粒径が２０〜３０μｍと大きいためにほとんど現れていない。特にＦｅＰｔでは規則−不規則変態温度Ｔｔｒが約１５７３［Ｋ］と高く、Ｔｔｒより高温から水焼入れを行っても原子の拡散速度が速いために多重双晶組織の粗大化とＡＰＢの密度の低下が生じ、硬磁気特性が低下する。
【０００８】
また、このＦｅ−Ｐｔ系の永久磁石材料は、Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ等の元素を添加することにより保磁力、最大エネルギー積等の磁気特性を改善させることができるとともに、その組成範囲も拡大させることができることも知られている（例えば、非特許文献２参照）。
【０００９】
Ｆｅ−Ｐｔ合金を薄膜にするためには、通常スパッタ法が用いられる（例えば、非特許文献３参照。）。室温環境下において基板上にＦｅ−Ｐｔ合金の薄膜を形成し、成膜後に、５５０〜７５０℃の温度で焼鈍を行なうことにより、高保磁力が得られることが報告されている。スパッタ法により形成されるＦｅ−Ｐｔ合金の薄膜は、バルクのＦｅ−Ｐｔ合金と異なり、どのような組成であっても不規則相が得られる。また、保磁力もバルクのＦｅ−Ｐｔ合金よりも遥かに大きく、Ｐｔの含有量が５０原子％付近のＦｅ−Ｐｔ合金薄膜においては最大８４４［ｋＡ／ｍ］（１０．６ｋＯｅ）の値が得られている。このように、Ｆｅ−Ｐｔ合金薄膜は、バルクのＦｅ−Ｐｔ合金の２倍以上の保磁力が得られ、しかもＰｔを含んでいるために耐食性にも優れており、薄膜タイプの永久磁石材料としては、他の希土類系磁石材料よりも優れている。
【００１０】
【特許文献１】特公平３−３５８０１号公報
【非特許文献１】「第１６回日本応用磁気学会技術講演概要集ｐ．４５４（１９９２）」
【非特許文献２】「Trans.JIM,vol.26(1985)362」
【非特許文献３】「IEEE Trans.Mag.MAG-20(1984)1642」
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
ところが、薄膜をスパッタ法により形成した後、高温で加熱処理を行なうと、加熱処理の過程で薄膜内において結晶粒の粗大化が発生する。このような粗大化した結晶粒は、磁気記録媒体としては高密度化のためには好ましくない。また粒子が多磁区化して保磁力の低下の原因になり、また微小な部品として使用する場合、結晶粒径毎の特性が顕著になり、バラつきの原因となるため望ましくない。また、加熱処理のための工程を別途必要とするため、製造工程が複雑化するという問題もある。更には、基板上に形成された薄膜を５５０〜７５０℃の高温に加熱処理するためには、基板として高い耐熱性が要求され、安価なガラス等を基板に用いることができないという問題もある。
【００１２】
本発明は、上記問題を解消するためになされたものであり、本発明の目的は、規則−不規則変態温度が低く、耐食性に優れ、高い保磁力を有する微結晶永久磁石材料及びその製造方法を提供することにある。
本発明の別の目的は、加熱処理をしなくても、又は５００℃以下の熱処理で最大６４９［ｋＡ／ｍ］（８．２ｋＯｅ）に達する高い保磁力を有する薄帯状、粉末状又は薄膜状の永久磁石材料及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記課題を解決するために、本発明の第１の態様は、下記一般式で表される組成を有する永久磁石材料を提供する。
｛（Ｆｅ１−ｎＣｏｎ）１−ｍＰｔｍ｝１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅＭａＢｂＣｕｃＸｄＺｅ
（式中、ＭはＴｉ，Ｚｒ及びＨｆからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、Ｘは、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ａｇ及びＡｕからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、Ｚは、Ｃ，Ｓｉ，Ｇｅ及びＰからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、ｍ、ｎ、ａ、ｂ、ｃ、ｄ及びｅは、それぞれ、０．４≦ｍ≦０．６（原子比）、０≦ｎ≦０．６（原子比）１．０≦ａ≦８．０原子％、２≦ｂ≦２５原子％、０≦ｃ≦１０原子％、０≦ｄ≦１０原子％、０≦ｅ≦１０原子％を満たす。）
【００１４】
本発明の永久磁石材料は、その組織がＬ１０規則相を含み、かつその平均結晶粒径が３００ｎｍ以下であることが好ましい。
【００１５】
本発明の永久磁石材料は、液体急冷法により作製された薄帯、若しくは粉末、又は気相急冷法により作製された薄膜であることが好ましい。
【００１６】
また、本発明の永久磁石材料は、熱処理をせずに、又は、５００℃以下の温度で熱処理することにより作製されることが好ましい。
【００１７】
本発明の第２の態様は、本発明の第１の態様に従う永久磁石材料を液体急冷法又は気相急冷法により作製する永久磁石材料の製造方法を提供する。
【００１８】
本発明の永久磁石材料の製造方法においては、更に、５００℃以下の温度で加熱処理することが好ましい。
【発明の効果】
【００１９】
本発明の永久磁石材料は、（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｐｔ合金に、Ｔｉ，Ｚｒ及びＨｆからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素とＢとを必須の成分として含有させるとともに、それらの含有量を調整して規則−不規則変態温度を下げているので、高温で加熱処理して得られる従来のＦｅ−Ｐｔ系の永久磁石材料と同等以上の磁気特性を得ることができる。このため、本発明の永久磁石材料は、高温での加熱処理工程を不要とすることができ、生産性に優れ、安価に製造することができる。また、Ｐｔを含んでいるので耐食性にも優れている。
【００２０】
本発明の永久磁石材料は、単磁区化（０．３４［μｍ］以下の粒径）とＬ１０規則相を同時に実現することができるので、高い保磁力と、大きな磁気異方性を示す。
【００２１】
本発明の永久磁石材料は、高温で加熱処理しなくても高い保磁力が得られるので、本発明の永久磁石材料を、耐熱性の低い安価なガラス基板上に成膜することで、耐食性に優れた高保磁力の磁性薄膜を実現することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
以下、本発明の永久磁石材料の好適な態様について詳細に説明する。
本発明の永久磁石材料は、上述したように下記一般式（１）で表される永久磁石材料である。
｛（Ｆｅ１−ｎＣｏｎ）１−ｍＰｔｍ｝１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅＭａＢｂＣｕｃＸｄＺｅ
（式中、ＭはＴｉ，Ｚｒ及びＨｆからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、Ｘは、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ａｇ及びＡｕからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、Ｚは、Ｃ，Ｓｉ，Ｇｅ及びＰからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、ｍ、ｎ、ａ、ｂ、ｃ、ｄ及びｅは、それぞれ、０．４≦ｍ≦０．６（原子比）、０≦ｎ≦０．６（原子比）１．０≦ａ≦８．０原子％、２≦ｂ≦２５原子％、０≦ｃ≦１０原子％、０≦ｄ≦１０原子％、０≦ｅ≦１０原子％を満たす。）
【００２３】
すなわち、本発明の永久磁石材料は、（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｐｔ合金に、Ｔｉ，Ｚｒ及びＨｆからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素と、Ｂとを必須成分として含んでおり、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ａｇ及びＡｕからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素と、Ｃｕと、Ｃ，Ｓｉ，Ｇｅ及びＰからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素とは、いずれも任意成分である。
【００２４】
上記一般式（１）で表される本発明の永久磁石材料において、（Ｆｅ，Ｃｏ）に対するＰｔの組成比ｍは０．４〜０．６（原子比）の範囲内である。このような範囲にした理由は以下のとおりである。高い保磁力の実現のためには（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｐｔ相がＬ１０型規則構造を持つことが必要になる。すなわちＬ１０構造が高い結晶磁気異方性を有し、これが高い保磁力の原因となるからである。このＬ１０構造は（Ｆｅ，Ｃｏ）とＰｔが等価原子比のとき完全な規則度をとることができるため、ｍは上述の組成のとき高い保磁力が得られる。それからずれると、規則構造が不完全になり、結果として高い保磁力は得られ難いためである。
【００２５】
上記一般式（１）で表される本発明の永久磁石材料において、Ｆｅに対するＣｏの組成比ｎは０〜０．６（原子比）の範囲内である。このような範囲にした理由は以下のとおりである。Ｃｏ量が増加すると急冷によりＬ１０規則相が得られ難くなり、またＬ１０型規則相の結晶磁気異方性を比較するとＣｏＰｔ合金はＦｅＰｔ合金よりも約３０％低いため、Ｃｏ量が増加すると保磁力が低下するためである。
【００２６】
本発明の永久磁石材料は、Ｔｉ，Ｚｒ及びＨｆからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素を必須成分として１．０〜８．０原子％の範囲内で含む。これらの元素はＦｅと共晶反応を生じ、Ｆｅとそれら元素との合金の融点を著しく低下させることができる。Ｆｅ−Ｐｔ合金においては、共晶組成が高Ｆｅ濃度側に位置し、Ｆｅ−Ｐｔ合金に上述の元素を比較的少量添加することでＦｅ−Ｐｔ合金の融点を著しく低下させることが可能である。このようにＦｅ−Ｐｔ合金の融点を低下させることにより、Ｆｅ−Ｐｔ合金に、結晶磁気異方性の大きなＬ１０型のＦｅＰｔ規則相を容易に形成することができる。本発明の永久磁石材料は、Ｔｉ，Ｚｒ及びＨｆからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素を含んでいるので、融点が約１１００℃と低くなっており、Ｘ線回折の結果から結晶磁気異方性の大きなＬ１０型のＦｅＰｔ規則相が全体の約８０％を占めていると考えられる。このような効果を確実に得るために、本発明では、上述の元素を少なくとも１．０原子％以上添加している。しかし、上述の元素を添加しすぎると、磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相が生成されやすくなるため、本発明の永久磁石材料においては、上述の元素の添加量を８．０原子％以下としている。
【００２７】
本発明の永久磁石材料は、上述の元素に加えて更にＢを含有している。Ｂは、上述のＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ等と同様に、Ｆｅ−Ｐｔ合金の融点を低下させ、Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則相の形成に有効である。このような効果を得るために、本発明の永久磁石材料は、Ｂを少なくとも１６原子％以上含有させている。また、Ｂを大量に含むと、磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相が生成しやすくなり、これを防止するために、本発明では、Ｂの含有量を２５原子％以下としている。
【００２８】
本発明の永久磁石材料は更にＣｕを含有することが好ましい。本発明の永久磁石材料にＣｕを含有させると、結晶粒径を微細化することができ、保磁力を向上することができる。Ｃｕの含有量が多くなると保磁力が低下する傾向が見られるため、本発明においては、Ｃｕの含有量は１０原子％以下であることが好ましい。
【００２９】
また、本発明の永久磁石材料は、更に、上述のＣｕを含むとともに、又は、Ｃｕを含まずに、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ａｇ及びＡｕからなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素を含むことが好ましい。これらの元素を永久磁石材料に含有させると、耐食性や耐摩耗性を向上させることができる。しかし、これらの元素の含有量を増加させると磁気特性の低下を引き起こす恐れがあるので、本発明においては１０原子％以下の範囲で含有させることが好ましい。
【００３０】
本発明の永久磁石材料は、上述したＣｕや、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｎｉ，Ｐｄ，Ａｇ及びＡｕからなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素を含むとともに、又は、これらを含まずに、Ｃ，Ｓｉ，Ｇｅ及びＰからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素を含むことが好ましい。これらの元素は、Ｂと類似の効果を有する半金属元素である。これらの元素の含有量が増加すると磁気特性の低下を招く恐れがあるので、１０％以下の含有量で添加することが好ましい。
【００３１】
本発明の永久磁石材料は、上述した元素以外に、Ａｌ，Ｈ，Ｎ，Ｏ，Ｓ等の不可避不純物を、所望の磁気的特性が劣化しない程度に含有してもよく、これら不可避不純物を含んでいても実質的に本発明の永久磁石材料の組成と同一と見なすことができる。
【００３２】
本発明の永久磁石材料は、冷却速度の速い急冷法により作製することが好ましく、冷却速度としては、１０２［Ｋ／ｓ］〜１０５［Ｋ／ｓ］であることが好ましい。このような冷却速度で冷却しつつ作製することにより、磁性粒子の微細化や永久磁石材料中に非平衡相を形成することができる。すなわち急冷することにより、例えばＺｒやＢなどの添加元素が（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｐｔ合金中に強制的に固溶した過飽和固溶体やアモルファス相などの非平衡相が容易に形成されるという効果が得られる。この非平衡相はより安定なＬ１０規則相に容易に変化することができ、結果として高い保磁力を得易くなる。このような急冷法としては、単ロール法、双ロール法、遠心急冷法等の液体急冷法や、スパッタ法、真空蒸着法等の気相急冷法が好ましい。例えば、液体急冷法は、非晶質合金を作製する方法として知られているが、１０５〜１０６［Ｋ／ｓ］程度の極めて早い冷却速度が得られるため、非晶質化しない合金においても急冷の効果により結晶粒径の微細化の効果や非平衡相を得ることができる。また、気相冷却法では、液体冷却法と同等以上の冷却速度が得られので、同じく結晶粒径の微細化の効果や非平衡相を得ることができる。
【００３３】
本発明の永久磁石材料を液体急冷法により作製する場合は、永久磁石材料の形状として、厚さ数μｍ〜数十μｍの連続或いは不連続の薄帯状にすることができる。また、こうして得られた薄帯を粉砕して粉末にすることもできる。薄帯状の永久磁石材料は、例えば、バルク状の材料を加工すると高コストになり、かつ磁気特性の劣化が生じる小型磁性部品用の永久磁石材料として最適である。
【００３４】
また、粉末状の永久磁石材料は、例えば、樹脂等と混合し、ボンド磁石材料として使用するのに最適である。
【００３５】
また、本発明の永久磁石材料を気相急冷法により作製する場合は、永久磁石材料の形状として、基板上に形成される厚さ数ｎｍ〜数十ｎｍの薄膜状にすることができる。このような基板上に形成された薄膜は、例えば、高密度磁気記録用媒体に最適である。それは、熱処理を必要としない、あるいは５００℃以下の熱処理で硬磁気特性が得られるため安価なガラス基板が使用でき、また結晶粒の成長が抑えられるため微細な結晶組織が得られ、高密度磁気記録用媒体の必要条件を満たすことができるためである。
【００３６】
本発明の永久磁石材料は、上述した急冷法により作製した後は、加熱処理をしなくても、例えば、１５０［ｋＡ／ｍ］以上の高い保磁力を得ることができる。しかし、本発明の永久磁石材料は、（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｐｔ以外のＭやＢを多く含むや急冷速度が著しく速い場合、材料作製時にアモルファス相が形成される場合が多く、このときは５００℃以下の温度範囲で加熱処理することにより、Ｌ１０規則相を得ることができる。従来、高保磁力を得るためには、前述したように作製後に５５０℃〜７５０℃の高温に加熱処理することが必要であったが、本発明の永久磁石材料はＬ１０相が形成され易いので、従来よりも低い温度、例えば５００℃以下の温度で加熱処理しても、従来と同等以上の高い保磁力を得ることができる。このように、加熱処理の温度を従来よりも低くすることができるので、例えば、基板上に本発明の永久磁石材料を成膜する場合に、基板として耐熱性の低い安価なガラス等を用いることができ、また結晶粒の粗大化を抑えることができる。本発明の永久磁石材料を５００℃以下で加熱処理する場合の雰囲気としては、真空中又は水素ガス、窒素ガス若しくはアルゴンガス等の不活性ガス雰囲気中でも、大気中でも良い。
【００３７】
以下、本発明の永久磁石材料について、実施例により詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
【００３８】
［実施例１］
本実施例では、本発明に従う永久磁石材料として、組成式（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）１００−ａ−ｂＺｒａＢｂで表わされる薄帯状の合金を単ロール液体急冷法により作製した。また、本実施例では、ＺｒとＢのそれぞれの組成比率ａとｂを種々の値に変化させることによって、ＺｒとＢの組成比の異なる複数の薄帯状合金を作製した。
【００３９】
まず、本発明の磁性合金の作製方法について説明する。最初に、単ロールタイプの液体急冷装置内に設けられた溶融用容器としての石英管に、所定の組成比に計量された金属材料を入れ、所定温度に加熱して溶解した。次いで、液体急冷装置の銅製ロールを周速度が約５０［ｍ／ｓ］となるように回転させ、溶融した金属材料を、石英管の底に形成されたノズルからアルゴンガスの圧力により銅製ロールの表面上に噴出させて、銅製ロールの表面上で急冷させた。ここで、銅製ロール及びノズルは、真空容器中に収められており、予め真空容器内を排気して真空状態にした後、アルゴンガスを導入して、溶融金属を銅製ロールに噴射させた。こうして作製された薄帯の厚さは１５［μｍ］程度であった。
【００４０】
試料の構造は、粉末Ｘ線回折及び透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により評価した。ＴＥＭによる観測では、試料を、その両面からイオンミリング法で削り薄膜化させてから測定した。また、高温における各試料の構造を調べるために高速Ｘ線回折を行った。Ｘ線回折の測定においては、測定時間を約２４０［ｓ］とし、試料を昇温速度０．１７［Ｋ／ｓ］で測定温度で加熱し、Ｘ線回折の測定中は温度を一定に保った。
また、各試料の室温における磁気特性（保磁力Ｈｃ）を、振動試料型磁力計（ＶＳＭ：最大磁界１［ＭＡ／ｍ］）又は超伝導量子干渉計（ＳＱＵＩＤ：最大磁界４［ＭＡ／ｍ］）にて測定した。磁気特性の測定において、薄帯試料では、長さを約３［ｍｍ］に切断したものを用い、銅鋳型鋳造合金では破片を用いた。
また、試料の熱分析には、示差走査熱量計（ＤＳＣ）を用い、昇温速度０．１７［Ｋ／ｓ］にて１６２３［Ｋ］まで測定した。高温における合金の構造を調べるための試料の熱処理及び熱分析における熱処理は、真空中で行った。
【００４１】
図１に、液体急冷法で作製した（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）−Ｚｒ−Ｂ薄帯の、急冷後におけるＨｃと構造の組成依存性を示す。２〜８ａｔ％Ｚｒ、１５〜２４ａｔ％Ｂの組成範囲で、ｆｃｃ相とＬ１０相の混相組織が得られた。中でも２〜５ａｔ％Ｚｒ、１７〜２０ａｔ％Ｂでは、若干のｆｃｃを含んだＬ１０相を主相とする組織が得られ、同時に２００［ｋＡ／ｍ］以上の高い保磁力Ｈｃを示した。
【００４２】
図２及び図３に、組成式（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７８Ｚｒ２Ｂ２０で表わされる本発明の薄帯試料（以下、薄帯試料Ａという）と、組成式（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７８Ｚｒ４Ｂ１８で表わされる本発明の薄帯試料（以下、薄帯試料Ｂという）のＸ線回折プロファイルとＴＥＭ写真をそれぞれ示した。図３（ａ）は、薄帯試料ＡのＴＥＭ写真であり、図３（ｂ）は、薄帯試料ＢのＴＥＭ写真である。薄帯試料Ａ及びＢの磁気測定の結果、薄帯試料Ａは、３４１［ｋＡ／ｍ］の保磁力を有し、薄帯試料Ｂは、６４９［ｋＡ／ｍ］の保磁力を有していた。図２及び図３の結果から、薄帯試料Ａ及び薄帯試料Ｂは、いずれもＬ１０相が主相で若干のｆｃｃ相を含んでいるのが分かる。また、薄帯試料Ａの結晶粒径は、２０〜１００［ｎｍ］であり、薄帯試料Ｂの粒径は、４０〜２００［ｎｍ］であった。これは、単磁区となる臨界粒径（約０．３４［μｍ］）よりも小さい。薄帯試料Ｂの保磁力Ｈｃは、Ｆｅ６１．５Ｐｔ３８．５バルクや、組成が（Ｆｅ０．６５Ｐｔ０．３５）８３Ｂ１７の液体急冷により作製される薄帯試料の熱処理後の値よりも著しく大きい。
【００４３】
図４には、銅鋳型鋳造法で作製したＦｅ５５Ｐｔ４５合金と、薄帯試料Ｂの磁化曲線を示した。本発明に従う薄帯試料Ａの方が、Ｆｅ５５Ｐｔ４５合金よりも約３倍大きなＨｃを示している。また角形比の推定値は、いずれも０．５〜０．６であり、合金は等方的であることが分かる。これらの合金のＨｃの差は、構造の違いに起因すると考えられる。すなわち、両者ともにＬ１０相が主相であるが、粒径は液体急冷法により作製した薄帯試料では４０〜２００［ｎｍ］であり、銅鋳型鋳造合金の粒径は２０〜３０［μｍ］である。ここで、銅鋳型鋳造合金の粒径は、T. Klemmer, D. Hoydick, H. Okumura, B. Zhang and W. A. Soffa: Scr. Metall. Mater. 33 (1995) 1793-1805.において報告されている値を用いた。
【００４４】
また、図５には、熱処理による保磁力Ｈｃの変化を示した。液体急冷法により作製された（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７８Ｚｒ４Ｂ１８合金の保磁力Ｈｃは、熱処理後もほとんど変化しないが、銅鋳型鋳造法により作製されたＦｅ５５Ｐｔ４５合金の保磁力は、熱処理により著しく低下している。この結果より、液体急冷法で直接生成したＬ１０相は熱処理により本質的な変化は生じないことが分かる。その一方で銅鋳型鋳造合金では、熱処理により粒成長とＡＰＢの減少が生じていると考えられる。従って、図３に示したＬ１０相は、比平衡相であるにも関わらず、銅鋳型鋳造Ｆｅ５５Ｐｔ４５合金よりも熱的安定性が高いと言える。
【００４５】
下記表１に、銅鋳型鋳造法により作製されたＦｅ５５Ｐｔ４５合金と、薄帯試料Ａ及び薄帯試料Ｂの室温におけるＬ１０相及びｆｃｃ相の格子定数と軸比を示した。
【００４６】
【表１】
2006016652.tif 000002
【００４７】
表１に示したように、Ｌ１０相のｃ軸の格子定数（ｃｆｃｔ）は、液体急冷合金ではいずれも０．３７２±０．００１［ｎｍ］であり、完全に規則化している銅鋳型鋳造Ｆｅ５５Ｐｔ４５合金のそれと一致している。一方、液体急冷合金のＬ１０相のａ軸の格子定数（ａｆｃｔ）は、銅鋳型鋳造Ｆｅ５５Ｐｔ４５合金の値（０．３８３±０．００１［ｎｍ］）よりも大きい。更に、液体急冷合金同士を比較すると、構成元素の中で最も原子半径の大きなＺｒ量の増加とともにａｆｃｔとｆｃｃ相の格子定数（ａｆｃｃ）のいずれも増加する傾向を示した。従って、Ｂが置換型か侵入型かは不明であるが、ＺｒとＢがＬ１０相とｆｃｃ相に固溶しており、液体急冷により生成したＬ１０相の熱安定性に影響を与えているものと考えられる。
【００４８】
続いて、ＺｒとＢの単独添加の効果について調べた。まず、液体急冷法を用いて（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）９２Ｚｒ８の薄帯状の試料を作製した。そして、急冷後の試料と、９２３［Ｋ］の温度で１．８［ｋｓ］の間で熱処理した後の試料について、それぞれ、Ｘ線回折により構造を調べた。図６に、急冷後の試料と、加熱温度９２３［Ｋ］で１．８［ｋｓ］の熱処理後の試料のＸ線回折プロファイルを示す。急冷状態における構造はＦｅ３Ｚｒ相、Ｆｅ２Ｚｒ相、Ｐｔ３Ｚｒ５相の混相であり、熱処理後においてもＬ１０相の存在は確認されず、保磁力Ｈｃも低かった。
【００４９】
また、組成式（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）８５Ｂ１５で表わされる薄帯状の試料を液体急冷法により作製し、上記と同様に、急冷後の試料と、９２３［Ｋ］の温度で１．８［ｋｓ］の間で熱処理した後の試料について、それぞれ、Ｘ線回折により構造を調べた。図７に、急冷後と、熱温度９２３［Ｋ］で１．８［ｋｓ］の熱処理後の試料のＸ線回折プロファイルを示す。（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）８５Ｂ１５合金の急冷状態における構造はｆｃｃ相が主相であり、化合物相は見られなかった。また、熱処理によりｆｃｃ相はＬ１０相に変態し、保磁力Ｈｃは２５［ｋＡ／ｍ］から３５７［ｋＡ／ｍ］に増加した。これらの結果より、液体急冷により直接Ｌ１０相を得るためには、ＺｒとＢの複合添加が必須であることが分かる。
【００５０】
つぎに、組成式（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７７Ｚｒ８Ｂ１５で表わされる薄帯合金を作製し、その合金について示差走査熱分析（ＤＳＣ）を行なった。示差走査熱分析（ＤＳＣ）の結果から、液体急冷薄帯は二つのグループに分類できる。図８に、組成式（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７７Ｚｒ８Ｂ１５で表わされる組成を有し、液体急冷法により作製された薄帯試料のＤＳＣ曲線を示す。（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７７Ｚｒ８Ｂ１５合金のＤＳＣ曲線には、１３３６［Ｋ］付近と１４０６［Ｋ］付近で二つの吸熱反応が見られる。１５００［Ｋ］以上には吸熱反応は見られず、また測定後の試料は完全に融解していることから、高温側の吸熱反応は試料の融解に対応すると考えられる。
【００５１】
ここで、低温側（１３３６［Ｋ］付近）の吸熱反応の起源を調べるために、３００［Ｋ］、１２９８［Ｋ］、１３７３［Ｋ］で、高温高速Ｘ線回折を行った。スキャン時間は約２４０ｓとした。その結果を図９に示す。室温（３００［Ｋ］）においてはｆｃｃ相が主相であるが、１２９８ＫではＬ１０相、ｆｃｃ相、ＦｅＺｒ３相及びＰｔＢ相の混相となる。一方、二つの吸熱反応の中間の温度である１３７３Ｋにおいては、Ｌ１０相に起因する回折線が消え、ｆｃｃ相が主相となっている。従って低温側の吸熱反応は、ＦｅＰｔの規則−不規則変態に起因することが分かる。それゆえ、合金の構造は、図８の上部に示した様に、１０００［Ｋ］から１３４０［Ｋ］近傍まではＬ１０相を主相とし、１３４０［Ｋ］近傍から１４３０［Ｋ］近傍まではｆｃｃ相を主相としている。
【００５２】
図１０に、組成式（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７８Ｚｒ４Ｂ１８で表わされ、液体急冷法により作製された本発明の薄帯試料のＤＳＣ曲線を示した。また、図１１には室温（３００［Ｋ］）及び高温（１２９８［Ｋ］及び１３７８［Ｋ］）のＸ線回折の結果を示した。図１０に示すように、ＤＳＣ曲線には、一つの大きな吸熱反応、もしくは二つの反応が重なったピークが見られる。また、図１１に示した高温Ｘ線回折の結果からも、室温で見られたｆｃｃ相の回折線は高温では消えている。すなわち温度上昇によりｆｃｃの体積分率が低下している。また、１３５３Ｋでは消滅する他には回折プロファイルには顕著な変化は見られず、従ってＤＳＣで観測された吸熱反応の開始温度（１３７３［Ｋ］）の直下までＬ１０相が安定であると言える。
また更に加熱したところ、１３７３［Ｋ］において試料が部分的に融解した。従って、ＤＳＣで観測された吸熱反応は試料の融解に対応すると考えられ、規則−不規則変態はＴｍ（１３７３［Ｋ］）以下では生じないと考えられる。従って合金の構造は、図１０の上部に示した様に、温度の上昇とともにＬ１０相造から液相へと変化する。
【００５３】
図１２に、ＤＳＣの吸熱反応の開始温度から決定した、（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）−Ｚｒ−Ｂ合金薄帯のＴｍの組成依存性を示した。この図から、Ｂ量の増加と共にＴｍは著しく低下することがわかる。特に、０〜４ａｔ％Ｚｒ及び１８〜２４ａｔ％Ｂの領域ではＴｍが１３７０Ｋ以下になっており、（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７８Ｚｒ４Ｂ１８の組成式で表される合金薄帯において、最低のＴｍ（１３７０［Ｋ］）が得られた。この値は、Ｆｅ５５Ｐｔ４５のＴｍ（＝１８３３［Ｋ］）より４７３Ｋも低いばかりでなく、Ｔｔｒ（＝１５４８［Ｋ］）よりも低い。この結果と、図１に示した保磁力Ｈｃと構造の組成依存性とを合わせて考えると、Ｔｍの低い合金において急冷後にＬ１０相を主相とした構造と高いＨｃが得られ、（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７８Ｚｒ４Ｂ１８が最低のＴｍと最高のＨｃを示すことが分かる。従って、液体急冷によるＬ１０相の生成と高Ｈｃは、低いＴｍと密接に関係していると考えられる。
【００５４】
図１３には、ＴｍとＴｔｒの温度差、すなわちｆｃｃ不規則相が安定な温度範囲の組成依存性を示した。図中、灰色で示した組成領域は、ＤＳＣ曲線において規則−不規則変態が観測されなかった合金の組成領域、すなわちＬ１０相がＴｍまで安定な合金の組成領域を示している。この領域は、Ｔｍが１４００［Ｋ］以下の合金の組成領域とほぼ一致する。従って、この組成範囲では、急冷中にＬ１０規則相がｆｃｃ不規則相を経由せずに、直接生成したものと考えられる。
【００５５】
以上から、ＦｅＰｔにＺｒとＢを複合添加し、急冷することで、熱処理することなく微細なＬ１０規則相が得られ、得られた合金は高い保磁力を有している。
また、本発明においては、ＦｅＰｔにＺｒとＢを添加させることにより、融点を低くすることができ、ＦｅＰｔの規則−不規則変態点よりも融点が低くなる。これによりｆｃｃ不規則相が安定に存在するような温度範囲が無くなるので、例えば、液体急冷法を用いて合金をする場合に、液相から直接、微細なＬ１０規則相を生成することができる。
【００５６】
［実施例２］
実施例１で作製した、液体急冷後にｆｃｃ相を主相とした構造であった（Ｆｅ５５Ｐｔ４５）８１Ｚｒ４Ｂ１５合金薄帯を真空中で熱処理し、保磁力を測定した。その結果を表２に示す。
【００５７】
【表２】
2006016652.tif 000003
【００５８】
表２に示したように、３５０℃，５時間の熱処理で保磁力は約２倍に増加し、５００℃，３時間の熱処理では１５２［ｋＡ／ｍ］の高い保磁力が得られた。従って、２〜８ａｔ％Ｚｒ、１５〜２４ａｔ％Ｂの組成範囲で、液体急冷後にｆｃｃ相を主相とした構造を取る合金においても、３５０〜５００℃の熱処理により高い保磁力が得られることが分かる。
【００５９】
［実施例３］
本実施例では、本発明に従う永久磁石材料として、組成式（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）１００−ａ−ｂＺｒａＢｂで表わされる合金を、アーク溶解法により溶解した後、水冷した銅鋳型中で冷却して作製した。冷却速度は、実施例１よりも遅く、１〜１０［Ｋ／ｓ］程度であった。
こうして作製された種々の試料について、実施例１と同様にして、鋳造状態での保磁力と構造を測定した。図１４に、試料の保磁力及び構造の組成依存性の擬三元図を示す。
【００６０】
図１４からわかるように、銅鋳型中において冷却された合金の構造は非常に複雑になっており、そのほとんどは種々の化合物相が主相であり、Ｌ１０型のＦｅＰｔ規則相は形成されていたとしても、その体積分率は低いと推定される。また、本実施例のように銅鋳型中で比較的遅い冷却速度で得られた試料では、Ｚｒ、Ｂの添加により保磁力は低下し、得られた試料の最大の保磁力は、実施例１と比較すると低い値である１４５［ｋＡ／ｍ］（１．８［ｋＯｅ］）であった。
【００６１】
図１５には、薄帯試料ＢのＸ線回折プロファイルと、薄帯試料Ｂと同一組成を有し銅鋳型鋳造法により作製した試料のＸ線回折プロファイルとを比較して示した。既に述べたように、銅鋳型鋳造法により作製される合金の構造は、Ｆｅ−ＰｔＬ１０相、ＺｒＢ１２相、ＰｔＺｒ相及びＦｅ３Ｂ相の混相であるが、液体急冷合金の場合はＬ１０相が主相であり、化合物相は見られない。この様な構造の違いのために、液体急冷法により作製される合金の保磁力Ｈｃの方が、銅鋳型鋳造法で作製される合金の保磁力Ｈｃよりも約９倍も大きくなっていると考えられる。
【００６２】
［実施例４］
本実施例では、本発明に従う永久磁石材料として、組成式（Ｆｅ１−ｍＰｔｍ）７８Ｚｒ４Ｂ１８で表わされる合金を、実施例１と同様に液体急冷法により作製した。ここでは、ＦｅとＰｔの比率を変化させて複数の試料を作製した。作製したそれぞれの試料の急冷状態および３５０℃、５時間の熱処理後の保磁力を実施例１と同様にして測定した。図１６に、作製された試料の急冷状態および３５０℃、５時間の熱処理後の保磁力のＰｔ濃度依存性を示す。Ｐｔ量ｍが０．３８５ではＬ１０型規則相は得られず、この場合は、図１６に示すように、保磁力は著しく低い。しかしｍの増加と共に液体急冷後にＬ１０型規則相が得られるようになり、保磁力は増加する。そしてｍが０．６５では再びＬ１０型規則相が得られなくなり、保磁力は著しく低下する。結果としてｍが０．４〜０．６の範囲において、液体急冷後および３５０℃、５時間の熱処理後の両方において、高い保磁力が得られる。
【００６３】
［実施例５］
本実施例では、本発明に従う永久磁石材料として、組成式｛（Ｆｅ１−ｎＣｏｎ）０．５Ｐｔ０．５｝７８Ｚｒ４Ｂ１８で表わされる合金を、実施例１と同様に液体急冷法により作製した。ここでは、Ｃｏの含有量を変化させて複数の試料を作製した。作製したそれぞれの試料の急冷状態および３５０℃、５時間の熱処理後の保磁力を実施例１と同様にして測定した。図１7に、作製された試料の急冷状態および３５０℃、５時間の熱処理後の保磁力のＣｏ濃度依存性を示す。Ｃｏ濃度ｎの増加と共に、液体急冷後および３５０℃、５時間の熱処理後の両方において保磁力が徐々に減少して行く。これはＣｏ量の増加によりＬ１０型規則相の結晶磁気異方性が低下するのと、液体急冷によりＬ１０規則相が得られ難くなるのが原因である。しかし図１7からわかるように保磁力の低下は緩やかであり、ｎが０〜０．６の範囲においては２００［ｋＡ／ｍ］程度の高い保磁力を維持していることが分かる。
【００６４】
［実施例６］
この実施例では、本発明に従う永久磁石材料として、組成式（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７８−ｃＺｒ２Ｂ２０Ｃｕｃで表わされる合金を、実施例１と同様に液体急冷法により作製した。ここでは、Ｃｕの含有量を変化させて複数の試料を作製した。作製したそれぞれの試料の急冷状態での保磁力を実施例１と同様にして測定した。図１８に、作製された試料の急冷状態での保磁力のＣｕ濃度依存性を示す。図１８に示すように、Ｃｕ濃度が１０原子％で１６９［ｋＡ／ｍ］（２．１［ｋＯｅ］）の高い保磁力を示している。しかし、合金中のＣｕ濃度の増加に従って保磁力が低下しているのがわかる。
【００６５】
また、それぞれの試料中の結晶粒の大きさを透過型伝顕微鏡により調べた結果、結晶粒の平均粒径は約１０〜５０ｎｍであり、細かい結晶粒が形成されていることがわかった。このように結晶粒が細かくなっているのは、Ｃｕが結晶粒の発生の核として作用していることや、粒成長を抑制しているためであると考えられる。
【００６６】
上記の実施例に示した結果は、急冷装置の種類、仕様等により変化すると考えられ、特に急冷速度を速くすると高い保磁力が得られるＺｒ及びＢ量は低い方に変化すると考えられる。
【００６７】
以上、本発明の永久磁石材料について詳細に説明したが、本発明は上記態様及び実施例に限定はされず、本発明の主旨を逸脱しない範囲において、各種の改良や変更をしてもよいのはもちろんである。また原材料や製造工程に由来する不純物元素を、磁気特性に影響を与えない程度含んでいても良い。
【００６８】
また、液体急冷法の代わりに、気相急冷法、例えば、スパッタ法を用いて本発明の永久磁石材料を作製しても良い。以下の実施例７に示す様に、気相急冷法でも優れた永久磁石材料を作製することができる。
【００６９】
［実施例７］
この実施例では、本発明に従う永久磁石材料として、Ｆｅ−Ｐｔ―Ｚｒ−Ｂ薄膜を、ＲＦスパッタ法により、Ｓｉ（１００）熱酸化基板上に作製した。ターゲットには、直径４インチの純Ｆｅの円板に、純Ｐｔ板と純Ｚｒ板、及び純Ｂチップを貼り付けた複合ターゲットを使用した。膜の厚さは約１００ｎｍとした。作製した膜の成膜後及び４５０℃、１００時間熱処理後の保磁力を測定した。その結果を表３に示す。
【００７０】
【表３】
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【００７１】
表３に示したように、薄膜では成膜後の保磁力は１０［ｋＡ／ｍ］程度と低いものの、４５０℃、１００時間の熱処理後には最高値で２３３［ｋＡ／ｍ］の高い保磁力が得られた。また本発明の合金膜のＬ１０相の結晶粒径も、３０〜１５０［ｎｍ］であった。なお、従来のＦｅＰｔ二元合金膜では、４５０℃、１００時間の熱処理後でも、また８００℃、３０分の熱処理後でも、その保磁力は成膜後の保磁力とほぼ同じであった。従ってスパッタ法の様な気相急冷においても、５００℃以下の低温で熱処理することで、微結晶構造を有する優れた永久磁石材料を作製できることが分かる。またこの熱処理の効果は、成膜中の基板加熱でも同様の効果を得ることができる。
【００７２】
本発明の永久磁石材料は、高い保磁力を有するとともに、結晶粒径も微細であるので、例えば、超高密度磁気記録用の磁性材料や、各種の小型磁気デバイス用の磁性材料として最適である。
【図面の簡単な説明】
【００７３】
【図１】実施例１において液体急冷法を用いて作製された（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）−Ｚｒ−Ｂ薄帯の、急冷後におけるＨｃと構造の組成依存性を示す図である。
【図２】実施例１において液体急冷法を用いて作製された薄帯試料のＸ線回折プロファイルである。
【図３】実施例１において液体急冷法を用いて作製された薄帯試料のＴＥＭ写真である。
【図４】実施例１において液体急冷法を用いて作製された（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７８Ｚｒ４Ｂ１８薄帯試料と銅鋳型鋳造法で作製したＦｅ５５Ｐｔ４５合金の磁化曲線である。
【図５】実施例１において液体急冷法を用いて作製された（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７８Ｚｒ４Ｂ１８合金と、銅鋳型鋳造法により作製されたＦｅ５５Ｐｔ４５合金の熱処理による保磁力の変化の様子を示すグラフである。
【図６】組成式（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）９２Ｚｒ８の薄帯状の試料の急冷後と、加熱温度９２３Ｋで１．８ｋｓの熱処理後におけるＸ線回折プロファイルである。
【図７】組成式（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）８５Ｂ１５で表わされる薄帯状の試料急冷後と、加熱温度９２３Ｋで１．８ｋｓの時間で熱処理後におけるＸ線回折プロファイルである。
【図８】実施例１において液体急冷法を用いて作製された（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７７Ｚｒ８Ｂ１５で表わされる組成を有し、液体急冷法により作製された薄帯試料のＤＳＣ曲線である。
【図９】実施例１において液体急冷法を用いて作製された（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７７Ｚｒ８Ｂ１５合金の３００Ｋ、１２９８Ｋ、１３７３ＫにおけるＸ線回折プロファイルである。
【図１０】実施例１において液体急冷法を用いて作製された（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７８Ｚｒ４Ｂ１８で表わされ、液体急冷法により作製された本発明の薄帯試料のＤＳＣ曲線である。
【図１１】実施例１において液体急冷法を用いて作製された（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７８Ｚｒ４Ｂ１８で表わされ、液体急冷法により作製された本発明の薄帯試料の室温（３００Ｋ）及び高温（１２９８Ｋ及び１３７８Ｋ）のＸ線回折プロファイルである。
【図１２】ＤＳＣの吸熱反応の開始温度から決定した、（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）−Ｚｒ−Ｂ合金薄帯のＴｍの組成依存性を示す図である。
【図１３】（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）−Ｚｒ−Ｂ合金薄帯のＴｍとＴｔｒの温度差の組成依存性を示す図である。
【図１４】実施例３において銅鋳型鋳造により作製された（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）−Ｚｒ−Ｂ合金バルク材の保磁力Ｈｃ及び構造の組成依存性を示す図である。
【図１５】液体急冷法により作製された組成式（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７８Ｚｒ４Ｂ１８で表わされる本発明の薄帯試料のＸ線回折プロファイルと、その薄帯試料と同一組成を有し銅鋳型鋳造法により作製した試料のＸ線回折プロファイルとを比較して示した図である。
【図１６】実施例４において作製された（Ｆｅ１−ｍＰｔｍ）７８Ｚｒ４Ｂ１８合金試料の急冷状態および３５０℃、５時間の熱処理後の保磁力の組成依存性を示す図である。
【図１７】実施例４において作製された｛（Ｆｅ１−ｎＣｏｎ）０．５Ｐｔ０．５｝７８Ｚｒ４Ｂ１８合金試料の急冷状態および３５０℃、５時間の熱処理後の保磁力の組成依存性を示す図である。
【図１８】実施例４において作製された（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．４５）７８−ｃＺｒ２Ｂ２０Ｃｕｃ合金試料の急冷状態での保磁力の組成依存性を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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