(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
下記式（１）で表される組成を有することを特徴とする希土類−遷移金属系強磁性合金。
Ｒ１1-ｘＲ２ｘ（Ｆｅ１−ｙＣｏｙ）ｗ−ｚＴｉｚ  …（１）
（式（１）中、Ｒ１は、ＹまたはＹとＧｄ、Ｒ２は、Ｓｍ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ及びＰｒからなる群から選択される1種以上であり、少なくともＳｍを含む、ｘ、ｙ、ｚ
、ｗは、それぞれ、０＜ｘ＜１．０、０≦ｙ≦０．４、１１≦ｗ≦１２．５、１／３≦ｚ≦０．７かつｘ≦６ｚ−２を満足する値である。）
【請求項２】
前記式（１）において、ｚは、１／３≦ｚ≦０．６を満足する値であることを特徴とする請求項１に記載の希土類−遷移金属系強磁性合金。
【請求項３】
前記式（１）において、ｚは、１／３≦ｚ＜０．５を満足する値であることを特徴とする請求項１に記載の希土類−遷移金属系強磁性合金。
【請求項４】
前記式（１）において、ｙは、０．１≦ｙ≦０．３を満足する値であることを特徴とする請求項１に記載の希土類−遷移金属系強磁性合金。
【請求項５】
前記式（１）において、ｘは、０．５≦ｘ≦０．８を満足する値であることを特徴とする請求項１に記載の希土類−遷移金属系強磁性合金。
【請求項６】
前記希土類−遷移金属系強磁性合金は、ＴｈＭｎ１２型結晶構造を有するＲ１−Ｒ２−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系強磁性化合物を主相として含有することを特徴とする請求項１に記載の希土類−遷移金属系強磁性合金。
【請求項７】
前記Ｒ１−Ｒ２−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系強磁性化合物は、１０００℃以上において、平衡相となる温度範囲を有する、請求項６に記載の希土類−遷移金属系強磁性合金。
【請求項８】
前記Ｒ１−Ｒ２−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系強磁性化合物は、１０００℃以上１３００℃以下において、平衡相となる温度範囲を有する、請求項６に記載の希土類−遷移金属系強磁性合金。
【請求項９】
ｂｃｃ−Ｆｅ相の量が３ｗｔ％以下であることを特徴とする、請求項１から８のいずれかに記載の希土類−遷移金属系強磁性合金。
【請求項１０】
ＴｈＭｎ１２型強磁性化合物中でＣｏの８０ｍｏｌ％以上が８ｊサイトまたは８ｆサイトを占有することを特徴とする、請求項１から９のいずれかに記載の希土類−遷移金属系強磁性合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、希土類−遷移金属系強磁性合金に係り、特に永久磁石に好適に用いられる希土類−遷移金属系強磁性合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、希土類元素の含有量を低減した磁石の開発が求められている。本明細書において希土類元素とは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）、およびランタノイドからなる群から選択された少なくとも１つの元素をいう。ここで、ランタノイドとは、ランタンからルテチウムまでの１５の元素の総称である。含有する希土類元素の組成比率が相対的に小さい強磁性合金として、体心正方晶のＴｈＭｎ１２型結晶構造を有するＲＴ１２（Ｒは希土類元素の少なくとも１種、ＴはＦｅ、Ｃｏ又はＮｉ）が知られている。ＲＴ１２は高い磁化を有するが、結晶構造が熱的に不安定であるという問題がある。【０００３】
特許文献１には、Ｔ元素であるＦｅの一部を、構造安定化元素であるＴｉにより部分的に置換して、高い磁化と引き換えに、熱安定性を高めた希土類永久磁石が開示されている。【０００４】
特許文献２には、ＲＦｅ１２系化合物のＲ元素を、Ｚｒ、Ｈｆ等の置換元素Ｍ１により部分的に置換することで、遷移金属元素を置換するＴｉ等の置換元素Ｍ２の量を減らして飽和磁化を保ったまま、ＴｈＭｎ１２構造を安定化した希土類永久磁石が開示されている。【０００５】
また、特許文献３には、ＲＦｅ１２のＲ元素の一部としてＹ又はＧｄを選択した、Ｒ´−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金が開示されており、このＲ´−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金が、超急冷法により生成させたＴｈＭｎ１２型結晶構造を有することで、高い磁気特性を示す点が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開昭６４−７６７０３号公報
【特許文献２】特開平４−３２２４０６号公報
【特許文献３】特開２０１５−１５６４３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
高性能磁石として多用されている異方性焼結磁石に用いられる、単結晶ライクの主相粒子は、一般的に原料合金の結晶粒を粗大化し、この原料合金を微粉砕した後、焼結工程を経て得られており、この焼結工程の際の一般的な処理温度を考慮すると、主相化合物は、少なくとも９００℃以上、好ましくは１０００℃以上で安定に存在することが求められる。【０００８】
特許文献１に記載の希土類永久磁石は、ＴｉによるＦｅの元素置換により、熱安定性が高められているものの、ＴｉによるＦｅ置換量が多いため、その分磁化が小さくなり、十分な磁気特性を得られない。【０００９】
一方、特許文献２に記載の希土類永久磁石では、Ｔｉ等で遷移金属元素を置換することによりＴｈＭｎ１２構造の安定化を図っているものの、その効果は必ずしも十分でない。【００１０】
特許文献３に記載のＲ´−Ｆｅ−Ｃｏ系強磁性合金は、Ｆｅ元素を構造安定化元素Ｍで置換していないため、高い磁化と大きい磁気異方性と高いキュリー温度を得られているが、非平衡相であるために、焼結等の高温での緻密化プロセスにおいて主相化合物が分解することがある。【００１１】
そこで、本発明の目的は、磁気特性及び熱安定性を向上させた希土類−遷移金属系強磁性合金を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明に係る希土類−遷移金属系強磁性合金の好ましい実施形態としては、下記式（１）で表される組成を有することを特徴とする。【００１３】
Ｒ１1-ｘＲ２ｘ（Ｆｅ１−ｙＣｏｙ）ｗ−ｚＴｉｚ…（１）（式（１）中、Ｒ１は、ＹまたはＹとＧｄ、Ｒ２は、Ｓｍ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ及びＰｒからなる群から選択される１種以上であり、少なくともＳｍを含む希土類元素、ｘ、ｙ、ｚ、ｗは、それぞれ、０＜ｘ＜１．０、０≦ｙ≦０．４、１１≦ｗ≦１２．５、１／３≦ｚ≦０．７かつｘ≦６ｚ−２を満足する値である。）
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、磁気特性及び熱安定性を向上させた希土類−遷移金属系強磁性合金を実現することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】薄帯に含まれるｂｃｃ−（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ）相の相比率と熱処理温度との関係を示す図である。
【図２】薄帯に含まれるＴｈＭｎ１２型結晶構造を有する強磁性化合物の相の相比率Ωと、Ｓｍ置換量ｘとの関係を示す図である。
【図３】高温安定相を示す組成の組成範囲マップを示す図である。
【図４】磁気異方性磁場と熱処理温度との関係を示す図である。
【図５】格子定数ａ、格子定数ｃ、単位胞体積及び軸比ｃ／ａのＳｍ置換量ｘ依存性を、Ｃｏ置換量ｙ毎に示す図である。
【図６】軸比ｃ／ａのＳｍ置換量ｘ依存性を、Ｔｉ置換量ｚ毎に示す図である。
【図７】Ｃｏ置換量ｙとキュリー温度との関係を示す図である。
【図８】実施例４に係る強磁性合金についての、室温における初磁化曲線を示す図である。
【図９】実施例５に係る強磁性合金の断面組織の偏光顕微鏡像の図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
［希土類遷移金属系強磁性合金の組成］
実施形態に係る希土類−遷移金属系強磁性合金は、下記式（１）で表される組成を有するＲ１−Ｒ２−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系強磁性合金である。
【００１７】
Ｒ１1-ｘＲ２ｘ（Ｆｅ１−ｙＣｏｙ）ｗ−ｚＴｉｚ  …（１）
上記式（１）において、「Ｒ１」は、少なくともＹを含み、さらにＧｄを含んでいてもよい。また、上記式（１）において、「Ｒ２」は、少なくともＳｍを有し、さらにＬａ、Ｃｅ、Ｎｄ及びＰｒからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を含んでいてもよい。また、上記式（１）中、Ｒ１とＲ２の合計に対するＲ２の原子数比率を示すｘ（Ｒ２置換量ｘ）、ＦｅとＣｏの合計に対するＣｏの原子数比率ｙ（Ｃｏ置換量ｙ）、ＦｅとＣｏとＴｉの総量に対するＴｉの含有量の原子数比率を示すｚ（Ｔｉ含有量ｚ）、Ｒ１とＲ２の総量に対するＦｅ、Ｃｏ、Ｔｉの総量の原子数比率を示すｗは、それぞれ、０＜ｘ＜１．０、０≦ｙ≦０．４、１１≦ｗ≦１２．５、１／３≦ｚ≦０．７かつｘ≦６ｚ−２を満足する数である。
【００１８】
本発明者らが鋭意研究した結果、以下の点を見出し、上記の希土類−遷移金属系強磁性合金（以下、単に強磁性合金という）を得た。
【００１９】
即ち、上記式（１）において、Ｒ１として少なくともＹを採用し、必要に応じてＧｄを用いることで、Ｚｒ、Ｈｆ等の置換元素を用いなくとも主相の高温安定性を確保するための構造安定化元素であるＴｉの量ｚを、ｚ＝１／３程度まで低減することができる点を見出した。さらに、ＴｈＭｎ１２型結晶構造を構成する、希土類元素Ｒ１の一部をＳｍなどのＲ２で置換しても、少ないＴｉ添加量でもＴｈＭｎ１２型結晶構造が高温平衡相となることを見出した。これにより、Ｔｉの添加による磁気特性の低下を抑制しつつ、高い熱安定性を維持することができる。このため、例えば焼結法によりバルク磁石を作製するときの、主相の熱安定性が向上する。
【００２０】
また、上記式（１）において、Ｒ２として、少なくともＳｍを採用し、さらに必要に応じてＬａ、Ｃｅ、Ｎｄ及びＰｒからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を用いることで、強磁性合金の高保磁力化に重要となる、磁気異方性を向上させることができる点を見出した。
【００２１】
上記したように、Ｔｉは、Ｆｅ又はＣｏの一部を置換して熱安定性を高めるための安定化元素として添加する。主相が高温で安定となるＴｉの量ｚとＲ２の量ｘの上限との間にはトレードオフの関係が存在し、Ｒ２の量ｘとＴｉの量ｚとが所定の関係を満たすことで、主相が高温下で安定な強磁性合金とすることができることを見出した。具体的には、Ｒ２の量ｘとＴｉの量ｚとが、ｘ≦６ｚ−２の関係を満たすことで、主相が高温下で安定に存在できるものとすることができる。
【００２２】
主相が高温下で安定に存在できるものとするため、Ｔｉの量ｚの下限値は１／３であり、さらにｘとの関係で、ｘ≦６ｚ−２により規定される。
【００２３】
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石やＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石等の従来の希土類磁石を、ボンド磁石として用いた場合、磁石粉末の充填率は、概ね８０％、若しくはそれ以下となる。すなわち、焼結磁石の場合と比較して、単位体積当たりの希土類元素の含有量は少なくなる。この時の残留磁束密度（Ｂｒ）は最大で１．２Ｔ程度である。仮に、本実施形態に係る希土類−遷移金属系を十分に緻密化した焼結磁石のような態様で作製したときに残留磁束密度（Ｂｒ）の値が従来のボンド磁石以下しか得られないと、磁気特性及び希土類削減の両立という観点でのメリットが小さくなってしまう。従って、希土類量を低減した強磁性化合物を用いた合金で得られた焼結磁石は１．２Ｔ以上の残留磁束密度（Ｂｒ）が得られることが望まれる。
【００２４】
残留磁束密度（Ｂｒ）は、主に主相化合物の飽和磁化（Ｊｓ）と体積比率及び配向度により決定される。このため、残留磁束密度（Ｂｒ）を高めるには、単結晶ライクの主相粒子からなる粉末を磁界中で配向させて焼結することが、一つの手段として有効ではあるが、現実的に得られる配向度や主相比率を考慮すると、主相化合物の飽和磁化（Ｊｓ）を高めることが求められる。具体的には、１．２Ｔ以上の残留磁束密度（Ｂｒ）を得るためには、主相化合物の飽和磁化（Ｊｓ）は、１．４Ｔ以上であることが望ましい。
【００２５】
Ｔｉの量ｚが０．７を超えると、主相の飽和磁化（Ｊｓ）が１．４Ｔを超え難くなり、高性能磁石を得るための原料合金として適さなくなるおそれがある。Ｔｉの量ｚを０．７以下とすることで、主相の飽和磁化（Ｊｓ）として、例えば１．４Ｔ以上の値を得られる可能性のあるものとなり、従来の希土類ボンド磁石を超える残留磁束密度（Ｂｒ）を有する永久磁石を得るための原料合金として好適に用いることができる。主相の高温下での安定性を保ちつつ、高い磁気特性を得る観点からは、より好ましいＴｉ量ｚの範囲は、１／３≦ｚ≦０．６であり、さらに好ましいＴｉ量ｚの範囲は、１／３≦ｚ＜０．５である。
【００２６】
上記式（１）において、Ｔｉの一部を、５０モル％以下の範囲で、Ｍｏ、Ｖ、等の元素で置換してもよい。なお、Ｔｉの一部を置換する構造安定化元素Ｍとしては、Ｍｏ、Ｖに限られず、例えばＳｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｗ、Ｒｅ、Ｂｅ、Ｎｂ等を用いてもよい。
【００２７】
ｘは、０＜ｘ＜１．０である。磁気異方性エネルギーを高める観点からは、Ｒ２の量ｘが多い方が好ましいが、Ｒ２の量ｘが多すぎると、主相の高温下での安定性が低下する。そのためｘは、０．５≦ｘ≦０．８であることがより好ましい。
【００２８】
ｘに関しては、上記したｘ≦６ｚ−２の関係より、以下の知見が得られる。即ち、ｚ＜０．５の範囲では、主相が安定化するｘの範囲は、ｘ≦６ｚ−２の関係を満たす範囲に規定されるものの、ｚ≧０．５の範囲では、主相が特定の高温下（例えば１０５０℃）で安定化するｘの範囲はｚの値に依らない。
【００２９】
磁気モーメントの増大及びキュリー温度向上に伴う実用温度での磁化向上と磁気異方性向上の観点から、ＣｏによるＦｅの部分置換を行うことが好ましい。ただし、Ｃｏによる置換量が多すぎると、却って磁化や磁気異方性の低下をもたらすため望ましくない。Ｃｏ置換量ｙは、具体的には、０≦ｙ≦０．４が望ましく、０．１≦ｙ≦０．３がより望ましい。上記式（１）において、Ｒ１として少なくともＹを採用することで、原料合金におけるＣｏによる置換量が比較的少なくても高い磁気異方性のＴｈＭｎ１２型化合物を得ることができる。このとき、得られたＴｈＭｎ１２型化合物中では、Ｃｏの８０ｍｏｌ％以上は８ｆまたは８ｊサイトを占有する。
【００３０】
ｗは、Ｆｅ、Ｃｏ及びＴｉの総量を表すものであり、１１≦ｗ≦１２．５である。ｗが１１未満であると、異相である、Ｔｈ２Ｚｎ１７型結晶構造やＴｈ２Ｎｉ１７型結晶構造（以下、２−１７相と示す）の生成が顕著になるため好ましくない。一方、ｗが１２．５より大きいと、α−（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ）相や（Ｆｅ、Ｃｏ）２Ｔｉ相の生成が顕著となるため好ましくない。
【００３１】
上記のようにして得られる、実施形態に係る希土類−遷移金属系強磁性合金（Ｒ１−Ｒ２−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系強磁性合金）は、主相として、ＴｈＭｎ１２型結晶構造を有する、Ｒ１−Ｒ２−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系強磁性化合物を含有する。実施形態に係る強磁性合金には、このような、ＴｈＭｎ１２型結晶構造を有する化合物の相（以下、ＴｈＭｎ１２型相ともいう）が、典型的には１０００℃以上でも安定に存在することができる。即ち、実施形態に係る強磁性合金に含まれるＴｈＭｎ１２型相は、１０００℃以上の温度範囲で高温平衡相である。このように、前記Ｒ１−Ｒ２−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系強磁性化合物は、１０００℃以上において、平衡相となる温度範囲を有する。より詳細には、前記Ｒ１−Ｒ２−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系強磁性化合物は、１０００℃以上１３００℃以下において、平衡相となる温度範囲を有する。従って、実施形態に係る強磁性合金は、主相の熱安定性が良好であり、焼結法等の高性能磁石作製プロセスを採用するのに好適に用いることができる。従って、例えば焼結体において、ＴｈＭｎ１２型相を高比率で含有するものとすることができる。
【００３２】
また、実施形態に係る強磁性合金は、上記した特性と、高い磁気特性とを両立させることができる。なお、例えば「１０００℃以上１３００℃以下において、平衡相となる温度範囲を有する」とは、１０００℃以上１３００℃以下の全ての温度範囲で主相が平衡相とならなくてもよい。すなわち、平衡相となる温度範囲が、例えば１０５０℃以上１２００℃以下となる態様や、９５０℃以上１２５０℃となる態様を含む。これら、平衡相となる温度範囲は、詳細な合金組成によって変化しうる。
【００３３】
なお、一般的に、「ＴｈＭｎ１２型結晶構造」は正方晶であるが、実施形態に係る希土類−遷移金属系強磁性合金においては、正方晶の結晶格子がわずかに歪んで斜方晶の対象性を有する場合や、結晶中の原子の周期性がわずかに乱れた場合についても、「ＴｈＭｎ１２型結晶構造」とみなすものとする。
【００３４】
［Ｒ１−Ｒ２−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系強磁性合金の作製方法］
実施形態に係る希土類−遷移金属系強磁性合金（Ｒ１−Ｒ２−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系強磁性合金）の作製方法としては、金型鋳造法、遠心鋳造法、ストリップキャスト法、液体超急冷法等の公知の手法を採用できる。例えばα−（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ）相（但し、Ｃｏ及びＴｉは必須でない。以下、「ｂｃｃ−Ｆｅ相」又は「ｂｃｃ−（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ）相」と記載する場合がある）等の、特に磁石用原料合金として好ましくない相の生成を極力抑える場合には、比較的冷却速度の高い、ストリップキャスト法や液体超急冷法を採用することができる。
【００３５】
また、発明者が鋭意研究した結果、後述する実施例に示すように、溶湯の冷却時に抜熱方向を制御して、溶湯に含まれる成分を一方向凝固させることで、より確実に比較的少ないＴｉ量ｚでも、α−Ｆｅ相の生成を抑えながら、粗大な結晶粒を形成することが可能であることを見出した。
【００３６】
また、上記した方法に代えて、構成元素の酸化物や金属を粒状金属カルシウムと混合して、不活性ガス雰囲気中で加熱反応させる還元拡散法などを使用してもよい。還元拡散法は、均一な組織が形成されるため、特に凝固過程で生成し易く、磁気特性の低下要因となるα−（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ）相が生成し難いという利点がある。
【００３７】
主成分にＴｉを含まない、Ｒ１−Ｒ２−Ｆｅ−Ｃｏの４元系の非平衡相では、熱処理に伴いＴｂＣｕ７型結晶構造からＴｈＭｎ１２型結晶構造への連続的な構造変化が生じる。この非平衡相では、熱処理の際に熱分解が生じ、２−１７相やｂｃｃ相（ｂｃｃ−Ｆｅ相）が析出する。このような非平衡相は、組成にも依るが、主に９００℃以下でしか安定に存在せず、焼結工程などで典型的に適用される１０００℃以上の温度範囲では、そのほとんどが分解する。
【００３８】
実施形態に係る希土類−遷移金属系強磁性合金は、上記した非平衡相の組成系にＴｉを微量添加することで、１０００℃以上の温度範囲でも、ＴｈＭｎ１２型相を、安定に存在させることができる。
【００３９】
なお、実施形態に係る希土類−遷移金属系強磁性合金では、ｂｃｃ−Ｆｅ相の生成を比較的容易に抑制することができ、合金全体に対して３ｗｔ％以下にすることができる。これに対し、例えば特許文献２に記載されている、ＲＦｅ１２合金のＲ元素をＺｒで置換した場合にはｂｃｃ−Ｆｅ相の生成が顕在化し、合金全体に対して４ｗｔ％以上となる。これは、Ｚｒ（Ｆｅ、Ｃｏ）２相の生成と関連しているものと思われる。
【００４０】
また、実施形態に係る希土類−遷移金属系強磁性合金は、さらに熱処理を適用することで、凝固過程において生成した異相を低減したり、異方性焼結磁石用原料として有用な単結晶ライクの粒子からなる粉末を粉砕法により容易に得るために、結晶粒を粗大化させてもよい。この時の熱処理温度は、９００℃以上１２５０℃以下が好ましく、１０５０℃以上１２５０℃以下がより好ましい。熱処理時間は通常５分以上４８時間以下である。
【００４１】
なお、単ロール超急冷法やアトマイズ法に代表される液体超急冷法を用いて得られた合金は、結晶粒が微細となる場合があり、その場合は異方性焼結磁石用の原料合金としては適さない。但し、この場合でも、適当な熱処理を施すことにより、等方性ボンド磁石用の磁石粉末として好適に用いられる。この時の熱処理温度は９００℃以上１０００℃以下が好ましい。熱処理時間は通常５分以上４時間以下である。
【００４２】
なお、上記した、ＴｈＭｎ１２型相は、高温安定相の場合が多いため、熱処理温度が９００℃未満になると分解する可能性がある。このため、熱処理温度の設定には注意が必要である。
【００４３】
以下、本発明の実施例を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例１】
【００４４】
実施例１では、Ｓｍ置換量ｘとＴｉ置換量ｚとが相安定性に与える影響について検討した。なお、実施例１の検討では、α−（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ）相の生成抑制を確実に行うため、合金作製方法として、液体超急冷法の一種である単ロール超急冷法を適用した。
（工程Ａ）
まず、組成が化学式でＹ１−ｘＳｍｘ(Ｆｅ０．８３Ｃｏ０．１７)１２−ｚＴｉｚ（ｘ＝０．０〜１．０、ｚ＝０．０〜１．０）で示される原料合金を得るため、Ｙ（純度９９．９％）とＳｍ（純度９９．９％）と電解鉄（純度９９．９％）と電解コバルト（純度９９．９％）とＴｉ（純度９９．９％）をそれぞれ秤量した。高温でのＹ及びＳｍの蒸発を考慮し、狙い組成よりも、Ｙが３質量％、Ｓｍが５質量％多くなるように秤量した。秤量した各金属を混合してアルミナ坩堝に投入し、高周波溶解によって溶解した。
（工程Ｂ）
工程（Ａ）においてＹ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金が十分に溶解したことを確認した後、高速回転する銅ロール（ロール直径２３０ｍｍ）上に溶融金属を出射して急冷凝固させることで、リボン形状の合金（以下、急冷薄帯という）を作製した。実施例１では、ロール周速度を４０ｍ／ｓに設定した。
（工程Ｃ）
工程Ｂにより得られた急冷薄帯をＮｂ箔に包み、Ａｒフロー環境下で８００℃から１１００℃で２０分間の熱処理を行って、希土類−遷移金属系強磁性合金を得た。
（評価結果）
このようにして作製した薄帯に含まれるｂｃｃ−（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ）相の相比率と、熱処理温度との関係を評価した。評価結果を図１に示す。なお、ｂｃｃ−（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ）相の相比率は、Ｘ線リートベルト解析を使用して同定した。ｘの値を０．４とし、ｚの値を０．０〜０．５の範囲で異ならせた各組成の強磁性合金についての、熱処理温度とｂｃｃ−（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ）相の相比率との関係を図１に示す。【００４５】
また、図１で検討した強磁性合金のうち、ｚ＝０．３、ｚ＝０．４、ｚ＝０．５のものについて、薄帯に含まれるＴｈＭｎ１２型相の相比率ΩとＳｍ置換量ｘとの関係を評価した。結果を図２に示す。なお、ＴｈＭｎ１２型相の相比率Ωは、Ｘ線リートベルト解析を使用して同定した。図２のグラフは、ｚ＝０．３、ｚ＝０．４、ｚ＝０．５のそれぞれについて、Ｓｍ置換量ｘを０．４０〜０．８０の範囲で変化させたときの、ＴｈＭｎ１２型相の相比率Ωの変化を示している。なお、図２に示すプロットの各試料は、いずれも、１０５０℃で熱処理したものを使用した。【００４６】
図１に示すように、ｚ＝０．４、０．５の組成では、軟磁性であり磁気特性を著しく低下させるｂｃｃ−（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ）相（ｂｃｃ−Ｆｅ相）が、１０００℃以上の熱処理により減少し特に１０５０℃での熱処理において、ｂｃｃ−（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ）相の量は３ｗｔ％以下まで低減された。【００４７】
この結果は、この組成（ｚ＝０．４、０．５）の合金中に存在するＴｈＭｎ１２型結晶構造の強磁性化合物が、１０００℃以上の温度範囲でも安定であることを示している。なお、熱処理温度１１００℃では、各合金において、希土類の蒸発が生じた。このため、図１における熱処理温度１１００℃でのｂｃｃ−（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ）相の相比率が１０５０℃よりも若干高くなっていることは本質的ではない。【００４８】
図２に示すように、ｚ＝０．５の組成では、ＴｈＭｎ１２型相の相比率Ωは、Ｓｍ置換量ｘに依存せず、ほぼ一定の９０ｗｔ％と高い値を示した。ｚ＝０．４の組成では、ｘ＝０．４において、ＴｈＭｎ１２型相の相比率Ωは９０ｗｔ％を超えていた。ｘ≦０．４では、図２において図示していないが、ＴｈＭｎ１２型相の相比率ΩはＳｍ置換量ｘに依存せず、ほぼ一定の９０ｗｔ％を示した。一方、ｘ≧０．４では、Ｓｍ置換量ｘの増加に伴い、ＴｈＭｎ１２型相の相比率Ωが線形（相比率Ω＝１３１−１０９ｘ）で減少することが確認できた。【００４９】
また、ｚ＝０．４の場合と同様に、ｚ＝０．３の組成でも、Ｓｍ置換量ｘの増加に伴い、ＴｈＭｎ１２型相の相比率Ωが、線形（相比率Ω＝７４−１００ｘ）に減少することが確認された。ｚ＝０．３の組成では、図２においてｘ＝０に外挿したときの相比率Ωは７４ｗｔ％であり、いずれのＳｍ置換量ｘでも、高性能磁石の原料合金として十分な水準に到達しないと推定される。【００５０】
以上の結果を簡潔に示すために、高温安定相を示す組成の組成範囲マップを図３に示す。なお、図３は、相安定が確認できたものを白丸印、相が不安定で一部分解したものを×印として評価した。【００５１】
相安定性は、合金中に、異相である２−１７相が析出するか否かで判断した。但し、２−１７相とＴｈＭｎ１２型相である１−１２相とは回折パターンが似ているため、いずれか一方が微量の場合には、Ｘ線回折だけでは、２−１７相の有無を判断し難い。そこで、相安定性は、Ｘ線リートベルト解析と併せて、微量相を検出可能な熱磁気天秤を使用して、２−１７相の有無を評価した。本検討で用いた熱磁気天秤は、熱重量測定装置（熱天秤）（ＴＧ：ＭＥＴＴＬＥＲ  ＴＯＬＥＤＯ製  ＴＧＡ／ＳＤＴＡ８５１ｅ）に永久磁石を取付けることにより、サンプル設置部に付与された磁場（１０〜１５ｍＴ）がサンプル中の強磁性相に作用する磁気的な吸引力をＴＧの重量値として検出できるようにしたものである。なお、図３においては、図２で検討した各グラフのプロットの組成に加え、０．０＜ｘ＜０．４、０．８＜ｘ＜１．０、０．５＜ｚ＜０．６の範囲における任意の組成について、上記したのと同様の手順にて合金を作製し、相安定性を評価した。【００５２】
後述する実施例２及び実施例３で示すように、図３に示すグラフ内の領域のうち、左上側に向かうほど、高い磁気特性が得られる。従って、相安定性を得られる領域の境界を示す線のうち、左上側の線付近の領域の組成が、磁性材料として最も望ましいものとなる。この境界について詳細に調査したところ、図３中左上側の境界は、ｘ＝６ｚ−２の関係式で与えられることが把握できた。即ち、ｘ及びｚがｘ≦６ｚ−２の関係を満たす時に、ＴｈＭｎ１２型結晶構造の強磁性化合物が安定に存在できることが確認できた。【００５３】
図３を考慮して、ｘ、ｚの具体的な好ましい数値範囲を検討すると、ｚが、１／３≦ｚ≦０．６あるいは、１／３≦ｚ＜０．５を満足する値のとき、特に磁気特性が好適である範囲を含み、ｘが、０．５≦ｘ≦０．８を満足する値であれば、磁気特性が安定している範囲を含むことがわかる。
【実施例２】
【００５４】
実施例２では、Ｓｍ置換量ｘと磁気物性値との関係について検討した。
（工程Ａ）
まず、組成が化学式でＹ１−ｘＳｍｘ(Ｆｅ０．８３Ｃｏ０．１７)１１．５Ｔｉ０．５
（ｘ＝０．４〜０．８）で示される原料合金を得るため、Ｙ（純度９９．９％）とＳｍ（純度９９．９％）と電解鉄（純度９９．９％）と電解コバルト（純度９９．９％）とＴｉ（純度９９．９％）をそれぞれ秤量した。高温でのＹとＳｍの蒸発を考慮し、狙い組成よりもＹが３質量％、Ｓｍが５質量％多くなるように秤量した。秤量した各金属を混合してアルミナ坩堝に投入し、高周波溶解によって溶解した。
（工程Ｂ）
工程（Ａ）においてＹ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金が十分に溶解したことを確認した後、高速回転する銅ロール（ロール直径２３０ｍｍ）上に溶融金属を出射して急冷凝固させることで、均一な凝固組織を有するリボン形状の合金を作製した。実施例２では、ロール周速度を４０ｍ／ｓに設定した。
（工程Ｃ）
工程Ｂにより得られた急冷薄帯をＮｂ箔に包み、Ａｒフロー環境下で１０５０℃２０分間の熱処理を行った。
（評価結果）
上記により作製された、各強磁性合金について、室温での磁気異方性磁場を測定した。磁気異方性磁場は、１０Ｔの磁場を印加可能な振動試料型磁力計（Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ  ｓａｍｐｌｅ  ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ，  ＶＳＭ）を使用して、特異点検出法にて同定した。各強磁性合金についての磁気異方性磁場の測定結果を、表１に示す。【００５５】
【表１】
0006614365.tif 000002
【００５６】
表１に示すように、Ｓｍ置換量ｘが増えるに従い、磁気異方性磁場が増加することが確認できた。従って、磁気異方性を高める観点からは、Ｓｍ置換量ｘが多いほうが望ましい。表１に示すように、ｘ＝０．５において、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂと同等の磁気異方性磁場（６．７μ０Ｈａ（Ｔ））を示すことから、ｘ≧０．５が好ましい。【００５７】
次に、表１に示す各強磁性合金について、熱処理温度を２０〜１４０℃の範囲で変化させて得られた各合金についての、それぞれの磁気異方性磁場を測定した。磁気異方性磁場の同定は、試料の酸化を抑制するため希薄Ｈｅ中で行ったこと以外は、表１のときと同様にして行った。【００５８】
図４に、磁気異方性磁場と熱処理温度との関係を示す。図４に示すように、Ｓｍ置換量ｘが多い組成では、磁気異方性の温度係数が悪く、温度上昇に伴い、磁気異方性磁場が急激に低下した。この結果は、希土類元素とＦｅ元素との交換相互作用の温度係数が、Ｆｅ元素間の交換相互作用の温度係数よりも悪いことによるものと考えられる。従って、非磁性であるＹ元素の濃度が高いほど、磁気異方性磁場の温度係数の小さい希土類合金を設計することは可能である。【００５９】
但し、例えば、実用上重要なハイブリッド自動車や電気自動車用モータの典型的な駆動温度である１４０℃近傍では、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂは、磁気異方性磁場が概ね５Ｔを有するが、実施例に係る強磁性合金は、ｘ≧０．５の組成範囲において、これより優位な磁気異方性磁場を発現することが確認できる。高温での磁気異方性磁場を高める観点からも、ｘはｘ≧０．５が好ましい。
【実施例３】
【００６０】
実施例３では、Ｔｉ置換量ｚと磁気物性値との関係を検討した。
（工程Ａ）
まず、組成が化学式でＹ０．６Ｓｍ０．４(Ｆｅ０．８３Ｃｏ０．１７)１２-ｚＴｉｚで（ｚ＝０．０〜０．５）示される原料合金を得るため、Ｙ（純度９９．９％）とＳｍ（純度９９．９％）と電解鉄（純度９９．９％）と電解コバルト（純度９９．９％）とＴｉ（純度９９．９％）をそれぞれ秤量した。高温でのＹとＳｍの蒸発を考慮し、狙い組成よりもＹが３質量％、Ｓｍが５質量％多くなるように秤量した。秤量した各金属を混合してアルミナ坩堝に投入し、高周波溶解によって溶解した。
（工程Ｂ）
工程（Ａ）においてＹ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金が十分に溶解したことを確認した後、高速回転する銅ロール（ロール直径２３０ｍｍ）上に溶融金属を出射して急冷凝固させることで、均一な凝固組織を有するリボン形状の合金を作製した。実施例３では、ロール周速度を４０ｍ／ｓに設定した。
（工程Ｃ）
工程Ｂにより得られた急冷薄帯をＮｂ箔に包み、Ａｒフロー環境下で、ＴｈＭｎ１２型相の分解が全組成範囲で抑制可能な、９００℃２０分間の熱処理を行った。これは、１０００℃での熱処理を行った場合、ｚ＜１／３の組成範囲の試料ではＴｈＭｎ１２型相が分解してしまい、Ｔｉ置換量ｚの違いによる一貫した評価ができないからである。
（評価結果）
得られた各強磁性合金について、室温のＴｈＭｎ１２型相の体積磁化を測定した。各強磁性合金の体積磁化の測定結果を、Ｓｍ置換量ｘと併せて表２に示す。ただし、体積磁化は５７Ｆｅメスバウア測定の内部磁場の大きさから同定した。その際に、Ｆｅの磁気モーメントは内部磁場との間に１５．７Ｔ／μＢの比例関係、Ｃｏの磁気モーメントは選択配位する８ｆサイトのＦｅの磁気モーメントの０．７７倍、Ｔｉは８ｉサイトに選択配位、Ｓｍの磁気モーメントは１．４９μＢ、という確からしい仮定を置いた。表２に示すように、Ｔｉ添加量の増加に伴い体積磁化が顕著に低下することが確認された。従って、体積磁化を向上させる観点からは、Ｔｉ置換量ｚは出来るだけ少なくした方がよいことが示された。特に、ｚが０．８まで大きくなるとＪｓ＜１．４Ｔとなった。【００６１】
【表２】
0006614365.tif 000003
【実施例４】
【００６２】
実施例４では、Ｓｍ置換量ｘ及びＣｏ置換量ｙと、格子変化との関係並びに磁気物性値との関係について検討した。
（工程Ａ）
まず、組成が化学式でＹ１−ｘＳｍｘ(Ｆｅ1―ｙＣｏｙ)１１．５Ｔｉ０．５（ｘ＝０．４〜１．０、ｙ＝０．１７（＝２／１２）、０．２５（＝３／１２）、０．３３（＝４／１２））で示される原料合金を得るため、Ｙ（純度９９．９％）とＳｍ（純度９９．９％）と電解鉄（純度９９．９％）と電解コバルト（純度９９．９％）とＴｉ（純度９９．９％）をそれぞれ秤量した。高温でのＹとＳｍの蒸発を考慮し、狙い組成よりもＹが３質量％、Ｓｍが５質量％多くなるように秤量した。秤量した各金属を混合してアルミナ坩堝に投入し、高周波溶解によって溶解した。
（工程Ｂ）
工程（Ａ）においてＹ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金が十分に溶解したことを確認した後、高速回転する銅ロール（ロール直径２３０ｍｍ）上に溶融金属を出射して急冷凝固させることで、均一な凝固組織を有するリボン形状の合金を作製した。実施例４では、ロール周速度を４０ｍ／ｓに設定した。
（工程Ｃ）
工程Ｂにより得られた急冷薄帯をＮｂ箔に包み、Ａｒフロー環境下で１０５０℃２０分間の熱処理を行った。【００６３】
（評価結果）
図５に、格子定数ａ、格子定数ｃ及び軸比ｃ／ａのＳｍ置換量依存性を、Ｃｏ置換量毎に示す。図５から、Ｓｍ置換量ｘが増加すると、格子定数ａ、ｃが大きくなる一方、Ｃｏ置換量ｙが増加すると格子定数ａ、ｃが小さくなることが確認できた。結晶構造の大きさはＴｈＭｎ１２型結晶構造の相安定性に関係する。結晶構造における軸比ｃ／ａは、概ね０．５６〜０．５７の範囲にあり、一般に、Ｍ元素置換量が多くなり相安定性が向上するに従い、軸比ｃ／ａは小さくなる傾向にある。【００６４】
図６に、ｙ＝２／１２における、軸比ｃ／ａのＳｍ置換量依存性を、Ｔｉ置換量ｚ毎に示す。図６に示すように、ｚ＝０．３、ｚ＝０．４、ｚ＝０．５と、ｚの値が大きくなるに従い、軸比ｃ／ａが小さくなっている。従って、Ｔｉ置換量ｚが多くなり相安定性が向上するに従い、軸比ｃ／ａは小さくなる傾向が、図６からも把握される。即ち、軸比ｃ／ａが小さい方が、ＴｈＭｎ１２型相の相安定性が高いと判断される。【００６５】
図５（ａ）、（ｂ）、（ｄ）において検討したように、格子定数ａ、ｃや軸比ｃ／ａは、Ｃｏ置換量ｙに依存して変化する。従って、Ｓｍ置換はもとよりＣｏ置換も、結晶構造の安定性に寄与すると考えられる。Ｓｍ置換量ｘ、Ｃｏ置換量ｙの双方を調整して、適切な範囲にすることは、相安定性の観点において重要である。一方、軸比ｃ／ａは、正方晶度合いを示すものであり、磁気異方性にも関係する。詳細には、希土類サイトの結晶場に依るが、定性的には軸比ｃ／ａが小さい方が、磁気異方性は大きい傾向にある。【００６６】
具体的には、ｚ＝０．５の場合、ｙ＝２／１２では０．６≦ｘ≦０．８の組成範囲（図６参照）、ｙ＝３／１２では０．６≦ｘ≦０．８の組成範囲（図５（ｄ）参照）、ｙ＝４／１２では０．７≦ｘ≦０．８の組成範囲（図５（ｄ）参照）が、それぞれ大きい磁気異方性及び高い相安定性を得られるアスペクト比（軸比ｃ／ａ）といえる。また、ｚ＝０．４の場合には、ｙ＝２／１２では０．６≦ｘ≦０．８が、大きい磁気異方性及び高い相安定性を得るのに適切なアスペクト比と言える（図６参照）。【００６７】
また、図５において検討した３組成においては、Ｃｏ置換量ｙが少ないほど、軸比ｃ／ａが小さい傾向にある（図５（ｄ）参照）。このため、相安定性と磁気異方性を向上させる観点から、ｙ、ｚは、ｙ＝２／１２で０．６≦ｘ≦０．８が望ましい。上記した望ましいＳｍ置換量ｘの範囲は、実施例１において適切なＴｉ置換量ｚとして示した範囲である、１／３≦ｚ≦０．６の範囲において大きくは変わらない。【００６８】
次に、図５において検討した３組成について、Ｃｏ置換量ｙとキュリー温度との関係について検討した。キュリー温度は、熱磁気天秤を使用して測定した。具体的には、７５０℃からの降温過程で評価し、変曲点をキュリー温度と定義した。図７に、ｘ＝０．７のときの、Ｃｏ置換量ｙとキュリー温度との関係を示す。図７より、Ｃｏ置換量ｙの増加に伴い、キュリー温度が上昇することが確認できた。従って、キュリー温度を高める観点からは、Ｃｏ置換量ｙは多いほうが望ましい。【００６９】
図８に、ｘ＝０．７組成の、ｙ＝２／１２及びｙ＝３／１２の試料についての、室温における技術磁化過程（初磁化曲線）を示す。技術磁化過程は、振動試料型磁力計を使用して評価した。図８に示すように、Ｃｏ置換量の多いｙ＝３／１２の試料は、Ｃｏ置換量の少ないｙ＝２／１２の試料と比較して、磁気飽和し易いことが確認できた。この点を反映して、飽和漸近則から１０Ｔよりも大きな磁場での磁化を推定すると、ｙ＝２／１２の試料の方がｙ＝３／１２の試料よりも飽和磁化も大きくなると推察される。このことは、Ｓｍ置換量ｘの値に依存せず、また実用上重要な１４０℃までの温度範囲においても同様であることも確認した。このＣｏ置換に対する磁化の変化は、スレーター・ポーリング曲線に則っており、Ｃｏ置換量ｙが多過ぎると、却って磁化特性が低下することを反映している。【００７０】
以上の点から、実施例に係る希土類−遷移金属系強磁性合金の場合、Ｃｏ置換量ｙが多過ぎると、磁化のみならず、磁気異方性の低下も招くため望ましくない。磁化と磁気異方性の観点から、Ｃｏ置換量ｙは、２／１２付近の量が適切と判断できる。スレーター・ポーリング曲線に則っていることも勘案すると、具体的には、Ｃｏ置換量ｙは０≦ｙ≦０．４が望ましく、０．１≦ｙ≦０．３がより望ましいと判断できる。またその時のＳｍ置換量ｘは、０．６≦ｘ≦０．８が望ましい。
【実施例５】
【００７１】
実施例５では、結晶粒の粗大化について検討した。
（工程Ａ）
まず、組成が化学式でＳｍ０．４Ｙ０．６(Ｆｅ０．８３Ｃｏ０．１７)１２-ｚＴｉｚ
（ｚ＝０.４）で示される原料合金を得るため、Ｙ（純度９９．９％）とＳｍ（純度９９．９％）と電解鉄（純度９９．９％）と電解コバルト（純度９９．９％）とＴｉ（純度９９．９％）をそれぞれ秤量した。高温でのＹとＳｍの蒸発を考慮し、狙い組成よりもＹが３質量％、Ｓｍが５質量％多くなるように秤量した。秤量した各金属を混合してアルミナ坩堝に投入し、高周波溶解によって溶解した。
（工程Ｂ）
工程（Ａ）においてＹ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金が十分に溶解したことを確認した後、ガスアトマイズ法で最大粒度が１００μｍ以下の微小な液滴を生成してＣｕ基の基材の上で凝固させた。Ｃｕ基の基材の上で微小な液滴が急冷凝固を繰り返すことで堆積させた。
（工程Ｃ）
こうして得られた堆積物を基板から外して、Ａｒフロー環境下で１０５０℃４時間の熱処理を行った。得られた試料の偏光顕微鏡による組織断面図を図９に示す。ただし、図９中、下側が基材側である。基材側から脱熱方向（鉛直方向）に沿ってＴｈＭｎ１２型相が一方向凝固している様子がわかる。磁壁が概ね鉛直方向に沿っていることから、磁化容易軸であるｃ軸方向が鉛直方向に向いていることがわかる。結晶粒は基材と平行方向に１０〜３０μｍ程度であり、脱熱方向には３０〜１００μｍないしそれ以上成長している様子が確認できる。以上から、抜熱方向を制御して一方向凝固させることで、ｃ軸方向に長い粗大な結晶粒を形成可能であることが示された。このようなｃ軸方向に長い形状は、形状磁気異方性の観点で優位である。
【実施例６】
【００７２】
実施例６では、希土類−遷移金属系強磁性合金を中性子回折で解析した。
（工程Ａ）
まず、組成が化学式でＹ０．２Ｓｍ０．８(Ｆｅ０．８Ｃｏ０．２)１１．５Ｔｉ０．５で示される原料合金を得るため、Ｙ（純度９９．９％）とＳｍ（純度９９．９％）と電解鉄（純度９９．９％）と電解コバルト（純度９９．９％）とＴｉ（純度９９．９％）をそれぞれ秤量した。高温でのＹ及びＳｍの蒸発を考慮し、狙い組成よりも、Ｙが３質量％、Ｓｍが５質量％多くなるように秤量した。秤量した各金属を混合してアルミナ坩堝に投入し、高周波溶解によって溶解した。
（工程Ｂ）
工程（Ａ）においてＹ−Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔｉ系合金が十分に溶解したことを確認した後、高速回転する銅ロール（ロール直径２３０ｍｍ）上に溶融金属を出射して急冷凝固させることで、リボン形状の合金（以下、急冷薄帯という）を作製した。実施例６では、ロール周速度を４０ｍ／ｓに設定した。
（工程Ｃ）
工程Ｂにより得られた急冷薄帯をＮｂ箔に包み、Ａｒフロー環境下で１０５０℃で２０分間の熱処理を行って、希土類−遷移金属系強磁性合金を得た。【００７３】
次に得られた希土類−遷移金属系強磁性合金を粉砕して、７５μｍ以下の合金粉末を回収した。中性子の吸収が大きなＳｍの吸収補正を行えるようにするため、バナジウム容器内(内径５．８ｍｍ)に中空のバナジウム円筒(外径５．０ｍｍ)を配置し、それらの隙間に前記粉末（希土類−遷移金属系強磁性合金）を充填した。その後、前記粉末が入ったバナジウム容器を、大強度陽子加速器施設（Ｊ−ＰＡＲＣ：Ｊａｐａｎ  Ｐｒｏｔｏｎ  Ａｃｃｅｌｅｒａｔｏｒ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｃｏｍｐｌｅｘ）の物質・生命科学実験施設（ＭＬＦ）内にあるＢＬ２０に設置された茨城県材料構造解析装置（ｉＭＡＴＥＲＩＡ）にセットし、室温にて、出力３００ｋＷのシングルフレームモード（２５Ｈｚ）でパルス中性子を照射して積算カウント数が５０ＭＣｏｕｎｔｓ以上になるまで保持し、中性子回折データを取得した。【００７４】
取得したデータの解析には、バナジウム容器のバックグラウンドを差し引いた背面バンクのデータを用い、面間隔ｄが０．４９Å＜ｄ＜２．５７Åの範囲で行った。解析コードはＺ−Ｒｉｅｄｖｅｒｄ  １．０．２を使用した。なお、磁気構造は強磁性結合のコリニアであり、核散乱と磁気散乱の回折パターンは一致することから、核散乱強度はデバイ・ワラー因子以外はｄに依存せず、磁気散乱強度はｄ−２に比例する。これらの特徴を利用して、 低ｄ側となる０．４９＜ｄ＜１．４にある回折ピークを用いて構造パラメータを概ねフィッティングしたあと、高ｄ側となる１．４≦Å＜ｄ＜２．５７にある回折パターンを取り込み、磁気モーメントも変数にしてフィッティングを行った。なお、フィッティングの際には、ＹとＺｒとＴｉの磁気モーメントをゼロ、ＦｅとＣｏは同じサイトでは同じ磁気モーメントであると仮定した。また、得られた回折パターンにはＹまたはＺｒと３ｄ遷移金属格子からの回折パターンが観測されており吸収が大きなＳｍからの磁気散乱の情報はほぼ含まれていない、と見てさしつかえない。よって、 Ｓｍの磁気モーメントは文献値１．５０μＢ（ｇ因子は１．０７）に設定し、精密化は実施しなかった。【００７５】
一連の検討の結果、作製した希土類−遷移金属系強磁性合金中のｂｃｃ−Ｆｅ相は１．９ｗｔ％で、残りはすべてＴｈＭｎ１２型化合物であった。一方、参考例として、同様の方法で作製した、Ｚｒ０．２Ｓｍ０．８(Ｆｅ０．８Ｃｏ０．２)１１．５Ｔｉ０．５組成の合金を同様の方法で解析した結果、ｂｃｃ−Ｆｅ相は４．６ｗｔ％と高い値を示した。【００７６】
さらに、本実施例の希土類−遷移金属系強磁性合金におけるＴｈＭｎ１２型化合物中のＣｏおよびＴｉの占有サイトを見積もった結果、Ｃｏのほとんど、例えば８０ｍｏｌ％以上が８ｆサイトおよび８ｊサイトの少なくとも一つを占有し、サイト中の占有率は８ｆ、８ｊそれぞれで２６％、２７％であること、Ｔｉのほとんどが８ｉサイトを占有し、サイト中の占有率は２０％であることを確認した。
【産業上の利用可能性】
【００７７】
本発明は、特に永久磁石等に用いることが可能である。
【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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