(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成比がＲＸＴ（１００−Ｘ−Ｙ）ＣＹ（ただし、ＲはＳｍを必須とする１種以上からなる希土類元素、ここで希土類元素はＹ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕである、ＴはＦｅ、もしくはＦｅとＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素、１５＜Ｘ＜４０、５＜Ｙ＜１５、１．５＜（１００−Ｘ−Ｙ）／Ｘ＜４）であり、主相がＮｄ５Ｆｅ１７型結晶構造を有することを特徴とする永久磁石。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｎｄ５Ｆｅ１７型結晶構造（空間群Ｐ６３／ｍｃｍ）の化合物を主相とする永久磁石に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
高性能永久磁石として代表的なＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石はその高磁気特性から年々生産量を伸ばしており、各種モータ用、各種アクチュエータ用、ＭＲＩ装置用など様々な用途に使用されている。ここで、Ｒは希土類元素のうち少なくとも一種、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ、Ｂは硼素である。
【０００３】
近年では、ハイブリッドカー（ＨＥＶ）の普及に伴い、ＨＥＶのモータ／ジェネレータに使用するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の需要が高まっている。このような用途では、磁石は比較的高温に晒され、熱による高温減磁が問題となるため、高い最大エネルギー積と高い耐熱性を有する永久磁石が好適である。高温でも高磁気特性を維持するには、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の室温における保磁力を充分高めておく手法が有効であることは良く知られている。
【０００４】
例えば、特許文献１では、結晶粒、粒界を制御することによって室温の保磁力を向上させ、最大で３０ｋＯｅ程度の高い保磁力を達成しているが、さらに高特性な永久磁石が要求されている。
【０００５】
また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石以外にも高保磁力な永久磁石が提案されている。特許文献２ではＳｍ５Ｆｅ１７金属間化合物を主相とする永久磁石にて、室温で３７ｋＯｅという非常に高い保磁力を得ており、ＣやＢなどを１ａｔ％添加することで、粒界部に入って主相粒子を微細化し、さらに磁気特性の良好な永久磁石を得られるとしている。
【０００６】
しかしながら、Ｓｍ５Ｆｅ１７金属間化合物は非特許文献１に記載されているように、キュリー温度が２７０℃程度であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石として代表的なＮｄ２Ｆｅ１４Ｂよりも低いため、高温減磁しやすく、高温で高特性であることが要求される用途に適しておらず、ＣやＢなどを１ａｔ％添加した試料でも、高温減磁の改善は十分とは言えない。Ｓｍ５Ｆｅ１７金属間化合物の高温減磁を改善することは、室温で高い保磁力を高温まで活かすことが出来る点で有用である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００９−２３１３９１
【特許文献２】特開２００８−１３３４９６
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ａｐｐｌｉｅｄ  Ｐｈｙｓｉｃｓ  １０９  ０７Ａ７２４（２０１１）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、高温で高い保磁力を有する永久磁石を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明では、組成比がＲＸＴ（１００−Ｘ−Ｙ）ＣＹ（ただし、ＲはＳｍを必須とする１種以上からなる希土類元素、ここで希土類元素はＹ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕである、ＴはＦｅ、もしくはＦｅとＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素、１５＜Ｘ＜４０、５＜Ｙ＜１５、１．５＜（１００−Ｘ−Ｙ）／Ｘ＜４）であり、主相がＮｄ５Ｆｅ１７型結晶構造を有することを特徴とする永久磁石によって、上記の課題を解決する。
【００１１】
本発明では、主相がＮｄ５Ｆｅ１７型結晶構造を有する永久磁石にＣが固溶することによって、従来の主相がＮｄ５Ｆｅ１７型結晶構造（空間群Ｐ６３／ｍｃｍ）を有する永久磁石と比較して、キュリー温度が上昇し、高温時の保磁力が向上することを見出した。以下、Ｎｄ５Ｆｅ１７型結晶構造（空間群Ｐ６３／ｍｃｍ）を有する相をＲ５Ｔ１７結晶相と記載する。同様に、例えば、ＲＴ２型結晶構造を有する相をＲＴ２結晶相と記載する。
【００１２】
本発明では、Ｃを５ａｔ％より多く添加することにより、粒界部ではなく、Ｒ５Ｔ１７結晶相の格子間にＣが侵入し、Ｔ−Ｔ間の原子間距離が拡がり、Ｔ−Ｔ間の交換相互作用がより強固なものとなる。そのため、永久磁石全体の磁気モーメントが安定化し、キュリー温度が上昇すると本発明者は考える。
【００１３】
本発明における永久磁石の組成比はＲＸＴ（１００−Ｘ−Ｙ）ＣＹ（１５＜Ｘ＜４０、５＜Ｙ＜１５、１．５＜（１００−Ｘ−Ｙ）／Ｘ＜４）とする。Ｘの値が１５以下のとき、Ｒ５Ｔ１７結晶相が得られず、保磁力が著しく低下する。Ｘの値が４０以上のとき、ＲＴ２結晶相などが多く析出するため、保磁力が著しく低下する。Ｙの値が５以下のとき、Ｒ５Ｔ１７結晶相に固溶するＣ量が少なく、キュリー温度が上昇する効果が不十分であり、高温で十分に高い保磁力が得られない。Ｙの値が１５以上のときはＲ３Ｃ、Ｒ２Ｃ３、ＲＣ２やアモルファス状態のＲ−Ｃ化合物が多く析出するため、保磁力が低下する。また、ＲとＴの組成比は、１．５＜（１００−Ｘ−Ｙ）／Ｘ＜４とする。（１００−Ｘ−Ｙ）／Ｘの値が１．５以下のとき、ＲＴ２結晶相などが多く析出するため、保磁力が著しく低下する。（１００−Ｘ−Ｙ）／Ｘが４以上のとき、α―Ｆｅ結晶相など低保磁力成分が多く析出し、保磁力が著しく低下する。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、今後さらに増加する傾向にあるＨＥＶ用永久磁石に要求される耐熱性を満足することができる、高キュリー温度を有し、かつ高温時にも高保磁力を有する永久磁石を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明を実施するための形態（実施形態）につき、詳細に説明する。以下の実施形態に記載した内容により本発明が限定されるものではない。また、以下に記載した構成要素には、当業者が容易に想定できるもの、実質的に同一のものが含まれる。さらに、以下に記載した構成要素は適宜組み合わせることが可能である。
【００１６】
本実施形態に係る永久磁石はＲ５Ｔ１７結晶相の単相であることが好ましいが、Ｒ５Ｔ１７結晶相が主相であれば、ＲＴ２、ＲＴ３、Ｒ２Ｔ７、ＲＴ５、ＲＴ７、Ｒ２Ｔ１７、ＲＴ１２結晶相が含まれていてもよい。ここで、主相とは永久磁石中で最も体積比率の多い結晶相である。
【００１７】
主相であるＲ５Ｔ１７結晶相は永久磁石全体において、体積比率が５０％以上であり、好ましくは体積比率が７５％以上である。Ｒ５Ｔ１７結晶相の割合が多いほど、高温時での保磁力が大きくなる。
【００１８】
本実施形態に係るＲＸＴ（１００−Ｘ−Ｙ）ＣＹの組成比をもつ永久磁石において、ＲはＳｍを必須とする１種以上からなる希土類元素、ここで希土類元素はＹ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕとする。全希土類元素に占めるＳｍの割合は多い方が望ましく、全希土類元素量に対してＳｍ原子比率は５０ａｔ％以上であることが望ましい。
【００１９】
Ｒの組成比に関して、ＲｘＴ（１００−Ｘ−Ｙ）ＣＹのＸは１５＜Ｘ＜４０とする。Ｘの値が１５以下のとき、Ｒ５Ｔ１７結晶相が得られず、保磁力が著しく低下する。一方、Ｘの値が４０以上のとき、低保磁力であるＲＴ２結晶相などが多く析出し、保磁力が著しく低下する。
【００２０】
本実施形態に係るＲＸＴ（１００−Ｘ−Ｙ）ＣＹの組成比をもつ永久磁石において、ＴはＦｅ、もしくはＦｅとＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素である。Ｃｏは全遷移金属元素中２０ａｔ％以下であることが望ましい。適切なＣｏ量を選択することにより、飽和磁化を向上させることができる。また、Ｃｏ量の増加によって永久磁石の耐食性を向上させることができる。
【００２１】
ＲとＴの組成比に関して、１．５＜（１００−Ｘ−Ｙ）／Ｘ＜４とする。（１００−Ｘ−Ｙ）／Ｘが１．５以下のとき、ＲＴ２結晶相が多く析出し、保磁力が著しく低下する。（１００−Ｘ−Ｙ）／Ｘが４以上のとき、α―Ｆｅ結晶相などの低保磁力成分が多く析出し、保磁力が著しく低下する。
【００２２】
Ｃの組成比に関して、ＲＸＴ（１００−Ｘ−Ｙ）ＣＹのＹは５＜Ｙ＜１５とする。Ｙの値が５以下のとき、キュリー温度が上昇する効果が不十分であり、高温で高保磁力が得られない。Ｙの値が１５以上のとき、Ｒ３Ｃ、Ｒ２Ｃ３、ＲＣ２やアモルファス状態のＲ−Ｃ化合物が多く析出し、得られるＲ５Ｔ１７結晶相の比率が減少し、保磁力が低下する。
【００２３】
本実施形態に係るＲＸＴ（１００−Ｘ−Ｙ）ＣＹの組成比をもつ永久磁石は、他の元素の含有を許容する。例えば、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｉ、Ｖ、Ａｇ、Ｇｅ、Ｃｕ、Ｚｎ等の元素を適宜含有させることができる。また、Ｒは原料に由来する不純物を含んでもよい。
【００２４】
本実施形態に係るＲｘＴ（１００−Ｘ−Ｙ）ＣＹの組成比をもつ永久磁石は、Ｃ以外に侵入元素を含んでもよく、Ｎ、Ｈ、Ｂｅ、Ｐの１種以上からなる元素とする。
【００２５】
以下、本件発明の製造方法の好適な例について説明する。永久磁石の製造方法は、焼結法、超急冷凝固法、蒸着法、ＨＤＤＲ法などがあるが、超急冷凝固法による製造方法の一例について説明する。具体的な超急冷凝固法としては、単ロール法、双ロール法、遠心急冷法、ガスアトマイズ法等が存在するが、単ロール法を用いることが望ましい。単ロール法では、合金溶湯をノズルから吐出して冷却ロール周面に衝突させることにより、合金溶湯を急速に冷却し、薄帯状または薄片状の急冷合金を得る。単ロール法は、他の超急冷凝固法に比べ、量産性が高く、急冷条件の再現性が良好である。
【００２６】
原料として、まず、所望の組成比を有するＲ−Ｔ合金を準備する。原料合金は、Ｒ、Ｔそれぞれの原料を不活性ガス、望ましくはＡｒ雰囲気中でアーク溶解、その他公知の溶解法により作製することができる。他の元素、例えばＺｒ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｉ、Ｖ、Ａｇ、Ｇｅ、Ｃｕ、Ｚｎ等を適宜含有させたいとき場合も同様に、溶解法により含有させることができる。
【００２７】
上記方法で作製されたＲ−Ｔ合金から超急冷凝固法により、アモルファス合金を作製する。超急冷凝固法としては、上記のように作製した合金インゴットをスタンプミルなどにより小片化したものを原料とする。該小片をＡｒ雰囲気中で高周波溶解し、溶湯を高速で回転している銅ロール上に噴射して急冷凝固させるメルトスピン法を用いた。ロールで急冷された溶湯は、薄帯状に急冷凝固された急冷合金になる。
【００２８】
急冷合金は、その組成比、冷却ロールの周速度によって異なるが、アモルファス単相、アモルファス相と結晶相の混相、結晶相のいずれかの組織形態を呈する。アモルファス相は、後に行う熱処理によって微結晶化される。一つの尺度として、冷却ロールの周速度が大きくなれば、アモルファスの占有する割合が高くなる。
【００２９】
冷却ロールの周速度が速くなれば、得られる急冷合金が薄くなるため、より均質な急冷合金が得られる。アモルファス単相の組織を得た後に、適切な熱処理によってＲ５Ｔ１７結晶相を得ることが可能である。したがって、本発明にとって望ましい形態は、アモルファス合金、もしくはアモルファス合金とＲ５Ｔ１７結晶相を得ることである。そのためには、冷却ロールの周速度は、通常、１０〜１００ｍ／ｓ、好ましくは１５〜７５ｍ／ｓ、さらに好ましくは２５〜６５ｍ／ｓの範囲とする。冷却ロールの周速度が１０ｍ／ｓ未満にすると均質な急冷合金が得られず、所望の結晶相が得られ難く、冷却ロールの周速度が１００ｍ／ｓを超えると合金溶湯と冷却ロール周面との密着性が悪くなって熱移動が効果的に行われなくなる。
【００３０】
急冷合金は、次いで結晶化処理、炭化処理に供される。結晶化処理は７００℃〜９５０℃で、通常は０．６分〜６００分程度、Ａｒ雰囲気で行う。炭化処理は４５０℃〜６００℃で、通常は０．６分〜６００分程度、Ａｒ＋ＣＨ４やＡｒ＋Ｃ２Ｈ６などの炭化雰囲気で行う。ここで、炭化水素ガスの濃度を５重量％〜２５重量％に調整することで、Ｒ−Ｔ合金とＣが反応し、Ｒ５Ｔ１７結晶相内部にＣが固溶する。
【００３１】
以上が本発明の永久磁石を得るための基本的な工程であるが、メルトスピン法で得られた合金を、熱処理工程前、熱処理工程後のいずれかの段階で粉砕することができ、それらをバインダと混合し、成形することでボンド永久磁石にすることもできる。また、粉砕した合金を熱間加工法などの公知の技術により異方性永久磁石にすることも可能である。また、粉砕、磁場中成形、焼結を行うことで異方性永久磁石にすることも可能である。
【００３２】
続いて、薄膜法による製造方法の好適な例について説明する。
合金薄膜の製造方法は真空蒸着法、スパッタリング法、分子線エピタキシー法などがあるが、このうち、スパッタリング法による製造方法の一例について説明する。
【００３３】
原料として、まずターゲット材を用意する。ターゲット材は、所望の組成比を有するＲ−Ｔ合金ターゲット材とする。ここで、ターゲット材の組成比とスパッタリングで作製した膜の組成比は、各元素のスパッタ率が異なるためにずれる場合があり、調整が必要である。２個以上のスパッタリング機構を有する装置を使用し、Ｒ、Ｔ各々の単元素のターゲット材を用いて所望の割合でスパッタリングすることも可能である。他の元素、例えばＺｒ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｉ、Ｖ、Ａｇ、Ｇｅ、Ｚｎ、Ｃｕ等を適宜含有させたい場合も同様に所望の割合でスパッタリングすることが可能である。
【００３４】
ターゲット材は、保管中に表面から酸化する。特に、Ｒなどの希土類元素ターゲット材を使用する場合は酸化の速度が速い。そのため、これらのターゲット材の使用前には、スパッタリングを十分に行い、ターゲット材の清浄表面を出しておくこと必要がある。
【００３５】
スパッタリングにて成膜を行う基材は、各種金属、ガラス、シリコン、セラミックスなどを選択し、使用することができる。ただし、所望の結晶組織を得るために高温での処理を行う必要上、高融点な材料を使用することが望ましい。また、生成膜との密着性が不足する場合があり、その対策としてＣｒやＴｉ、Ｔａ、Ｍｏなどの下地膜を設けることで密着性を向上することが通常行われる。
【００３６】
スパッタリングを行う成膜装置は、Ｏ等の不純物元素を極力低減することが望ましいため、１０−６Ｐａ以下、より好ましくは１０−８Ｐａ以下となるまで真空槽が排気されていることが望ましい。高い真空状態を保つため、成膜室とつながった基材導入室を有することが望ましい。また、ターゲット材の使用前には、スパッタリングを十分に行い、ターゲット材の清浄表面を出しておく必要があるため、成膜装置は、基材とターゲット材の間に真空状態で操作可能な遮蔽機構を有することが望ましい。スパッタリングの方法は、不純物元素を極力低減するという目的で、より低Ａｒ雰囲気でスパッタリングが可能となるマグネトロン・スパッタリング法が好ましい。ここで、Ｆｅ、Ｃｏを含むターゲット材は、マグネトロン・スパッタリングの漏れ磁束を大きく低減させ、スパッタリングを困難にするため、ターゲット材の厚みを適切に選択することが必要である。スパッタリングの電源は、ＤＣ、ＲＦどちらでも使用可能であり、ターゲット材に応じて適宜選択できる。
【００３７】
上述したＲ−Ｔ合金ターゲット材、及び基材を用いて、所望の組成比のＲ−Ｔ合金薄膜を成膜することができる。
【００３８】
スパッタリング中は、基材を室温に保ち、成膜後に結晶化処理、炭化処理を行う。結晶化処理は７００℃〜１１００℃で１分〜６０００分程度、Ａｒ雰囲気で行う。成膜後の各膜は、通常数十ｎｍ程度の微細結晶相やアモルファス相から成っており、結晶化処理によって結晶が成長する。炭化処理は４５０℃〜６００℃で１分〜６００分程度、Ａｒ＋ＣＨ４、Ａｒ＋Ｃ２Ｈ６などの炭化雰囲気で行う。炭化水素ガスの濃度を５重量％〜２５重量％に調整することで、Ｒ５Ｔ１７結晶内部にＣが固溶する。
【００３９】
以上、本件発明を好適に実施するための製造方法に関する形態を説明したが、次いで、本件発明の永久磁石において、組成比を分析する方法について説明する。
【００４０】
試料の生成相の分析にはＸ線回折法（ＸＲＤ：Ｘ−ｒａｙ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｏｍｅｔｒｙ）を用いる。また、試料の組成比の分析にはＩＣＰ質量分析法（ＩＣＰ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ  Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｐｌａｓｍａ  Ｍａｓｓ  Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）と酸素気流中燃焼−赤外線吸収法を用いる。
【００４１】
また、試料の磁気特性の測定には、振動試料型磁力計（ＶＳＭ：Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ  Ｓａｍｐｌｅ  Ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を用いる。
【実施例】
【００４２】
以下、本発明の内容を実施例及び比較例を用いて詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
【００４３】
実施例１にかかる永久磁石について説明する。Ｓｍ、Ｆｅを表１にある組成比となるように配合し、Ａｒ雰囲気中、アーク溶解でインゴットを作製後、スタンプミルを用いて小片化した。該小片をＡｒ雰囲気で高周波溶解し、単ロール法にて周速４０ｍ／ｓで急冷し、急冷合金を得た。得られた急冷合金を７００℃／ｍｉｎで昇温し、９００℃で１分結晶化処理後、急冷し、６００℃で３０分の炭化処理を施し、急冷した。結晶化処理工程はＡｒ雰囲気で、炭化処理工程はＡｒ＋ＣＨ４雰囲気で行った。ＣＨ４ガス濃度は１０重量％とした。
【００４４】
試料である永久磁石の生成相をＸＲＤによって分析した後に、次に、ＩＣＰによってＲ量、Ｔ量を分析し、高周波誘導加熱炉燃焼−赤外線吸収法により、試料中のＣ量を分析した。上記分析結果を補完して、試料の組成比を決定した。
【００４５】
各試料の磁気特性の測定方法を説明する。キュリー温度は振動試料型磁力計（ＶＳＭ：Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ  Ｓａｍｐｌｅ  Ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を用いて求めた。９０ｋＯｅで着磁した試料に対して、２ｋＯｅの磁場を印加しながら、Ａｒ雰囲気中で１℃／ｍｉｎで２５℃〜７５０℃まで昇温を行った。図１に実施例１にかかる永久磁石の温度―磁化曲線を示す。この温度―磁化曲線において、接線の勾配が最大になる点で直線を引き、温度軸との交点での温度をキュリー温度とした。２４０℃〜３４０℃の範囲のキュリー温度をＲ５Ｔ１７結晶相のキュリー温度とした。また、１００℃での保磁力もＶＳＭを用いて求めた。９０ｋＯｅで着磁した試料に対して、Ａｒ雰囲気中で１００℃まで試料温度を上昇させ、最大磁場±２７ｋＯｅの磁化曲線から保磁力の値を得た。
【００４６】
表１に実施例１〜実施例１１、及び比較例１〜比較例７の分析組成比、及びＲ５Ｔ１７結晶相のキュリー温度、１００℃での保磁力の値を示す。
【表１】
0006429021.tif 000002
【００４７】
実施例２、実施例３にかかる永久磁石について説明する。Ｓｍ、Ｆｅを表１にある組成比となるように配合したのち、実施例１と同様にインゴットを作製、急冷合金を作製した。得られた急冷合金を、実施例１と同様に結晶化処理、炭化処理を行った。すなわち、実施例２、実施例３は実施例１と比較して、Ｓｍ、Ｆｅの組成比が異なる。
【００４８】
実施例４〜実施例７にかかる永久磁石について説明する。Ｓｍ、Ｆｅを表１にある組成比となるように配合したのち、実施例１と同様にインゴットを作製、急冷合金を作製した。得られた急冷合金を、実施例１と同様に結晶化処理を行った。炭化処理工程は６００℃で３０分間、Ａｒ＋ＣＨ４雰囲気で行った。実施例４ではＣＨ４ガス濃度は５重量％、実施例５ではＣＨ４ガス濃度は７重量％、実施例６ではＣＨ４ガス濃度は１５重量％、実施例７ではＣＨ４ガス濃度は２５重量％で行った。すなわち、実施例４〜実施例７は実施例１と比較して、炭化処理工程のＣＨ４ガス濃度が異なり、Ｃの組成比が異なる。
【００４９】
実施例８、実施例９にかかる永久磁石について説明する。Ｓｍ、Ｃｅ、Ｆｅを表１にある組成比となるように配合したのち、実施例１と同様にインゴットを作製、急冷合金を作製した。得られた急冷合金を実施例１と同様に結晶化処理、炭化処理を行った。すなわち、実施例１と比較して、Ｓｍの一部がＣｅに置換されている。
【００５０】
実施例１０、実施例１１にかかる永久磁石について説明する。Ｓｍ、Ｆｅ、Ｃｏを表１にある組成比となるように配合したのち、実施例１と同様にインゴットを作製、急冷合金を作製した。得られた急冷合金を実施例１と同様に結晶化処理、炭化処理を行った。すなわち、実施例１と比較して、Ｆｅの一部がＣｏに置換されている。
【００５１】
比較例１〜比較例３にかかる永久磁石について説明する。Ｓｍ、Ｆｅを表１にある組成比となるように配合したのち、実施例１と同様にインゴットを作製、急冷合金を作製した。得られた急冷合金を、実施例１と同様に結晶化処理、炭化処理を行った。すなわち、比較例１〜比較例３は実施例１と比較して、Ｓｍ、Ｆｅの組成比が異なる。
【００５２】
比較例４〜比較例６にかかる永久磁石について説明する。Ｓｍ、Ｆｅを表１にある組成比となるように配合したのち、実施例１と同様にインゴットを作製、急冷合金を作製した。得られた急冷合金を、実施例１と同様に結晶化処理を行った。炭化処理工程は６００℃で３０分間、Ａｒ＋ＣＨ４雰囲気で行った。比較例４ではＣＨ４ガス濃度は０重量％、比較例５ではＣＨ４ガス濃度は３重量％、比較例６ではＣＨ４ガス濃度は４０重量％で行った。すなわち、比較例４〜比較例６は実施例１と比較して、炭化処理工程のＣＨ４ガス濃度が異なり、Ｃの組成比が異なる。
【００５３】
比較例７にかかる永久磁石について説明する。Ｓｍ、Ｃｅ、Ｆｅを表１にある組成比となるように配合したのち、実施例１と同様にインゴットを作製、急冷合金を作製した。得られた急冷合金を比較例１と同様に結晶化処理、炭化処理をＡｒ雰囲気で行った。すなわち、実施例８と比較して炭化処理工程のＣＨ４ガス濃度が０重量％であり、Ｃの組成比が異なる。
【００５４】
（実施例１〜実施例３、比較例１〜比較例３）
Ｒ量およびＲとＴの組成比を変化させた検討を行った。実施例１〜実施例３では、主相となるＲ５Ｔ１７結晶相がＸＲＤで確認された。また、温度―磁化曲線において、キュリー温度が従来のＳｍ５Ｆｅ１７結晶相のキュリー温度（２７７℃（比較例４））よりも高くなっていた。これは、Ｒ５Ｔ１７結晶相の格子間にＣが侵入することにより、Ｔ−Ｔ間の原子間距離が拡がり、Ｔ−Ｔ間の交換相互作用がより強固になったためと考えられる。その結果、１００℃での保磁力も１０ｋＯｅ以上の値を示した。比較例１では、Ｓｍ量が多く、低保磁力であるＳｍＦｅ２結晶相が多く析出した。そのため、Ｒ５Ｔ１７結晶相の割合が少なくなり、１００℃での保磁力が小さく、１０ｋＯｅ未満の値を示した。一方、比較例２では、Ｓｍ量が少なく、α―Ｆｅ結晶相が多く析出し、Ｒ５Ｔ１７結晶相の割合が小さくなったため、１００℃での保磁力が小さくなった。さらにＳｍ量の少ない比較例３では、Ｒ５Ｔ１７結晶相が確認されなかった。そのため、２４０℃〜３４０℃にキュリー温度も存在しなかった。
【００５５】
（実施例１、実施例４〜実施例７、比較例４〜比較例６）
ＲとＴの組成比を固定し、炭化処理におけるＣＨ４ガスの濃度を調整することで、Ｃ量を変化させた検討を行った。比較例４は、Ｃが固溶していないＲ５Ｔ１７結晶相であり、１００℃まで温度を上昇させることで、保磁力が大きく減少し、１０ｋＯｅ未満の値を示した。実施例１、実施例４〜実施例７でも主相となるＲ５Ｔ１７結晶相がＸＲＤで確認され、キュリー温度が従来のＳｍ５Ｆｅ１７結晶相のキュリー温度（２７７℃（比較例４））よりも高くなっていた。このように適切な量のＣを固溶させることで、１００℃での保磁力も１０ｋＯｅ以上の値を示した。比較例５においては、１００℃での保磁力が１０ｋＯｅ未満であり、これは、Ｃ量が少なく、Ｃ固溶による交換結合を強める働きが十分でなかったためである。比較例６は、Ｃ量が多く、Ｓｍ３Ｃ、Ｓｍ２Ｃ３、ＳｍＣ２やアモルファス状態のＳｍ−Ｃ化合物が多く析出したため、保磁力が低下した。
【００５６】
（実施例１、実施例８、実施例９、比較例７）
Ｒの一部をＣｅとする検討を行った。ＲがＳｍとＣｅである場合も、Ｒ５Ｔ１７結晶相がＸＲＤで確認された。また、Ｃ固溶によってキュリー温度が上昇し、高温で高保磁力が得られる効果も同様であった。
【００５７】
（実施例１、実施例１０、実施例１１）
Ｔの組成比を変化させた検討を行った。実施例１０、実施例１１は実施例１のＦｅの一部をＣｏに置換したものである。ＴがＦｅとＣｏである場合も、Ｒ５Ｔ１７結晶相がＸＲＤで確認され、高温で高保磁力が発現した。
【００５８】
次に、薄膜法により作製した実施例１２について説明する。
【００５９】
ターゲット材は、スパッタリングによって形成した膜が所望の組成比になるように調整したＳｍ−Ｆｅ合金ターゲット材を作製した。成膜を行う基材にはシリコン基板を準備した。ターゲット材のサイズは直径７６．２ｍｍ、基材のサイズは１０ｍｍ×１０ｍｍとし、膜の面内均一性が十分に保たれる条件とした。
【００６０】
成膜装置は、１０−８Ｐａ以下まで排気が可能であり、同一槽内に複数のスパッタリング機構を有する装置を用いた。この成膜装置内に前記Ｓｍ−Ｆｅ合金ターゲット材と下地膜に用いるＭｏターゲット材を装着した。スパッタリングは、マグネトロン・スパッタリング法を用いることにより、１ＰａのＡｒ雰囲気とし、ＲＦ電源にて行った。尚、ＲＦ電源のパワーと成膜時間は、試料の構成に応じて調整した。
【００６１】
膜構成は、まず下地膜としてＭｏを５０ｎｍ成膜した。次に、各々の実施例および比較例に応じてＳｍ−Ｆｅ層厚みが５０ｎｍとなるように調整しスパッタリングを行った。
【００６２】
成膜中は基材のシリコン基板を室温に保ち、Ｍｏ下地膜、Ｓｍ−Ｆｅ層を成膜した。成膜した試料をＡｒ雰囲気で７００℃／ｍｉｎで昇温し、９００℃で１分結晶化処理後、急冷した。その後、６００℃で３０分の炭化処理を施した。炭化処理工程はＡｒ＋ＣＨ４雰囲気で行った。ＣＨ４ガス濃度は１０重量％とした。
【００６３】
試料である永久磁石の生成相を面直方向のＸＲＤによって分析した後に、次にＩＣＰ質量分析法によってＲ量、Ｔ量を分析し、高周波誘導加熱炉燃焼−赤外線吸収法によって試料中のＣ量を分析した。上記分析結果を補完して、試料の組成比を決定した。
【００６４】
各試料の磁気特性の測定方法を説明する。キュリー温度はＶＳＭを用いて求めた。面内方向に９０ｋＯｅで着磁した試料に対して、面内方向に２ｋＯｅの磁場を印加しながら、Ａｒ雰囲気中で１℃／ｍｉｎで昇温を行った。また、１００℃での保磁力もＶＳＭを用いて求めた。磁性薄膜の面内方向に９０ｋＯｅで着磁した試料に対して、Ａｒ雰囲気中で１００℃まで試料温度を上昇させ、面内方向に最大磁場±２７ｋＯｅの磁化曲線から保磁力の値を得た。
【００６５】
表２に薄膜法により作成した実施例１２〜実施例１８、及び比較例８〜比較例１３の分析組成比、及びＲ５Ｔ１７結晶相のキュリー温度、１００℃での保磁力の値を示す。
【表２】
0006429021.tif 000003
【００６６】
実施例１３〜実施例１４にかかる永久磁石について説明する。Ｓｍ、Ｆｅを表２にある組成比となるように調整し、薄膜を作製した。得られた薄膜を、実施例１２と同様に結晶化処理、炭化処理を行った。すなわち、実施例１３〜実施例１４は実施例１２と比較して、Ｓｍ、Ｆｅの組成比が異なる。
【００６７】
実施例１５〜実施例１８にかかる永久磁石について説明する。Ｓｍ、Ｆｅを表２にある組成比となるように調整し、薄膜を作製した。得られた薄膜を、実施例１２と同様に結晶化処理を行った。炭化処理工程は６００℃で３０分間、Ａｒ＋ＣＨ４雰囲気で行った。実施例１５ではＣＨ４ガス濃度は５重量％、実施例１６ではＣＨ４ガス濃度は７重量％、実施例１７ではＣＨ４ガス濃度は１５重量％、実施例７ではＣＨ４ガス濃度は２５重量％で行った。すなわち、実施例１５〜実施例１８は実施例１２と比較して、炭化処理工程のＣＨ４ガス濃度が異なり、Ｃの組成比が異なる。
【００６８】
比較例８〜比較例１０にかかる永久磁石について説明する。Ｓｍ、Ｆｅを表２にある組成比となるように調整し、薄膜を作製した。得られた薄膜を、実施例１２と同様に結晶化処理を行った。炭化処理工程は６００℃で３０分間、Ａｒ＋ＣＨ４雰囲気で行った。ＣＨ４ガス濃度は１０重量％で行った。すなわち、比較例８〜比較例１０は実施例１２と比較して、Ｓｍ、Ｆｅの組成比が異なる。
【００６９】
比較例１１〜比較例１３にかかる永久磁石について説明する。Ｓｍ、Ｆｅを表２にある組成比となるように調整し、薄膜を作製した。得られた薄膜を実施例１２と同様に結晶化処理を行った。炭化処理工程は６００℃で３０分間、Ａｒ＋ＣＨ４雰囲気で行った。比較例１１ではＣＨ４ガス濃度は０重量％、比較例１２では、ＣＨ４ガス濃度は３重量％、比較例１３では、ＣＨ４ガス濃度は４０重量％で行った。すなわち、実施例１２と比較して、炭化処理工程のＣＨ４ガス濃度が異なり、Ｃの組成比が異なる。
【００７０】
（実施例１２〜実施例１４、比較例８〜比較例１０）
Ｒ量およびＲとＴの組成比を変化させた検討を行った。実施例１２〜実施例１４では、主相となるＲ５Ｔ１７結晶相がＸＲＤで確認された。また、温度―磁化曲線において、キュリー温度が従来のＳｍ５Ｆｅ１７結晶相のキュリー温度（２７２℃（比較例１１））よりも高くなっていた。これは、Ｒ５Ｔ１７結晶相が格子間にＣが侵入することにより、Ｔ−Ｔ間の原子間距離が拡がり、Ｔ−Ｔ間の交換相互作用がより強固になったためと考えられる。その結果、１００℃での保磁力も１０ｋＯｅ以上の値を示した。薄膜磁石においても、適切なＲ量の調整により、Ｒ５Ｔ１７結晶相にＣが固溶した磁石を作製することができた。比較例８では、Ｓｍ量が多く、低保磁力であるＳｍＦｅ２結晶相が多く析出した。そのため、Ｒ５Ｔ１７結晶相の割合が少なくなり、１００℃での保磁力が１０ｋＯｅ未満の値を示した。また、比較例９では、Ｓｍ量が少なく、結晶化処理工程でα―Ｆｅ結晶相が多く析出し、Ｒ５Ｔ１７結晶相の割合が小さくなったため、１００℃での保磁力が小さくなった。さらにＳｍ量の少ない比較例１０では、Ｒ５Ｔ１７結晶相が確認されなかった。そのため、２４０℃〜３４０℃にキュリー温度も存在しなかった。
【００７１】
（実施例１２、実施例１５〜実施例１８、比較例１１〜比較例１３）
ＲとＴの組成比を固定し、炭化処理におけるＣＨ４ガスの濃度を調整することで、Ｃ量を変化させた検討を行った。比較例１１は、Ｃが固溶していないＲ５Ｔ１７結晶相であり、１００℃での保磁力が１０ｋＯｅ未満であった。実施例１２、実施例１５〜実施例１８は主相となるＲ５Ｔ１７結晶相がＸＲＤで確認され、キュリー温度がＳｍ５Ｆｅ１７結晶相（２７２℃（比較例１１））よりも高くなっていた。適切な量のＣを固溶させることで、１００℃での保磁力も１０ｋＯｅ以上の値を示した。比較例１２では、１００℃での保磁力が小さかった。これは、Ｃ量が少なく、Ｃ固溶による交換結合を強める働きが十分でなかったためである。比較例１３も、１００℃での保磁力が小さかった。これは、Ｃ量が多く、Ｓｍ３Ｃ、Ｓｍ２Ｃ３、ＳｍＣ２やアモルファス状態のＳｍ−Ｃ化合物が多く析出し、Ｒ５Ｔ１７結晶相の割合が小さくなったためであると考えられる。
【図面の簡単な説明】
【００７２】
【図１】図１は実施例１にかかる永久磁石の温度―磁化曲線であり、キュリー温度を算出した接線の説明図である。
【図１】
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