(57)【要約】【課題】Ｔｈ2Ｚｎ17型またはＴｈ2Ｎｉ17型結晶構造を有する強磁性相のうち、従来まったく知られていなかった新しい鉄基磁性材料を提供する。【解決手段】本発明の鉄基希土類磁性材料は、Ｔｈ2Ｚｎ17型結晶構造またはＴｈ2Ｎｉ17型結晶構造を有する強磁性相を含む鉄基希土類磁性材料であって、前記強磁性相が０．５原子％超１０原子％以下の元素Ｍ（Ｍは、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）を含んでいる。好ましい実施形態では、遊星型ボールミル装置１０の容器４内に原料合金粉末とボール６を投入し、自転・公転運動を行なうことにより、固相反応を生じさせ、組成がＮｄ16ＦｅbalＭ4で表される磁性材料を作製することができる。Ｐの添加により、キュリー温度が５０〜２００℃の範囲で調節される。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｔｈ2Ｚｎ17型結晶構造またはＴｈ2Ｎｉ17型結晶構造を有する強磁性相を含む鉄基希土類磁性材料であって、
前記強磁性相が０．５原子％超１０原子％以下の元素Ｍ（Ｍは、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）を含んでいる鉄基希土類磁性材料。
【請求項２】
前記強磁性相は、４原子％以上２０原子％以下の希土類元素Ｒ（Ｒは、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、およびＤｙからなる群から選択された少なくとも１種の元素）と、７０原子％以上９５．５原子％未満の遷移金属元素Ｔ（Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、およびＣｏからなる群から選択された少なくとも１種の元素で置換したもの）とを含有している、請求項１に記載の鉄基希土類磁性材料。
【請求項３】
前記希土類元素Ｒのうちの９０原子％以上をＳｍが占めている請求項２に記載の鉄基希土類磁性材料。
【請求項４】
前記希土類元素ＲのうちでＳｍが占めている割合が１０原子％以下である請求項２に記載の鉄基希土類磁性材料。
【請求項５】
前記希土類元素Ｒは、主としてＮｄから構成されている請求項４に記載の鉄基希土類磁性材料。
【請求項６】
キュリー温度が５０℃以上２００℃以下の範囲に調節されている請求項５に記載の鉄基希土類磁性材料。
【請求項７】
請求項１から６のいずれかに記載の鉄基希土類磁性材料を製造する方法であって、
希土類と鉄との化合物の粉末、Ｐ、Ａｓ、もしくはＳｅと鉄との化合物の粉末、または、元素Ｍ（Ｍは、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）の粉末を用意する工程（Ａ）と、
メカニカルアロイング法によって前記粉末を混合しながら粉砕し、前記鉄基希土類磁性材料の粉末を作製する工程（Ｂ）と、
を含む鉄基希土類磁性材料の製造方法。
【請求項８】
前記化合物は、ＦｅＰ、Ｆｅ2Ｐ、Ｆｅ3Ｐ、ＦｅＡｓ2、ＦｅＡｓ、ＦｅＳｅ2、Ｆｅ7Ｓｅ8、およびＦｅＳｅからなる群から選択された少なくとも１種の化合物である、請求項７に記載の製造方法。
【請求項９】
前記工程（Ｂ）のあと、前記鉄基希土類磁性材料の粉末を加熱する熱処理工程を行なう請求項７または８に記載の製造方法。
【請求項１０】
前記熱処理工程は、５００℃以上１０００℃以下の温度で実行される請求項９に記載の製造方法。
【請求項１１】
キュリー温度を目標値に近づけるように元素Ｍの濃度を調節する工程を含む請求項６から１０のいずれかに記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｎｄ2Ｆｅ17相に代表されるＴｈ2Ｚｎ17型結晶構造またはＴｈ2Ｎｉ17型結晶構造を有する強磁性相を含む鉄基希土類磁性材料およびその製造方法に関している。特に本発明は、元素Ｍ（Ｍは、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）を添加することによりキュリー温度が上昇した新規な磁性材料に関している。
【背景技術】
【０００２】
Ｒ2Ｔ17（Ｒは、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、およびＤｙからなる群から選択された少なくとも１種の元素、Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、およびＣｏからなる群から選択された少なくとも１種の元素で置換したもの）で示される化合物は、Ｔｈ2Ｚｎ17型結晶構造（菱面体晶：rhombohedral）またはＴｈ2Ｎｉ17型結晶構造（六方晶：hexagonal）を有しており、強磁性を示す鉄基希土類磁性材料として知られている。このタイプの鉄基希土類磁性材料の中でもＳｍ2Ｆｅ17は、窒化処理を施すことによって広い温度範囲で一軸磁気異方性を示し、大きな磁化を発揮するため、次世代の永久磁石材料として注目されている。しかし、Ｒ2Ｔ17における希土類元素ＲがＳｍを含まないＮｄ2Ｆｅ17などは、一軸磁気異方性を有しないため、永久磁石材料としては用いられていない。以下、本明細書では、Ｔｈ2Ｚｎ17型結晶構造またはＴｈ2Ｎｉ17型結晶構造を有する強磁性相を「Ｒ2Ｔ17型強磁性相」と称する場合がある。
【０００３】
近年、Ｎｄ2Ｆｅ17に炭素（Ｃ）や窒素（Ｎ）を添加することにより、キュリー温度を３００〜４００℃も上昇させることが報告されている。添加したＣやＮは、Ｔｈ2Ｚｎ17型結晶構造の格子間に侵入すると考えられている。一方、Ｎｄ2Ｆｅ17におけるＦｅをＣｏで置換することによってもキュリー温度が上昇することが知られている。ＦｅのすべてをＣｏで置換したＮｄ2Ｃｏ17では、キュリー温度が８００℃を超えている。なお、Ｃおよび／またはＮを添加しない状態におけるＮｄ2Ｆｅ17型のキュリー温度は５０℃程度である。これらのことは、例えば非特許文献１に記載されている。
【非特許文献１】H. Fujii and H. Sun, in Handbook of Magnetic Materials, K.H.J.Buschow (edt.) ElSevier Science Publishers Vol.9 (1995)303
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、Ｔｈ2Ｚｎ17型結晶構造またはＴｈ2Ｎｉ17型結晶構造を有する強磁性相のうち、元素Ｍ（Ｍは、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）の添加された新しい鉄基磁性材料を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明の鉄基希土類磁性材料は、Ｔｈ2Ｚｎ17型結晶構造またはＴｈ2Ｎｉ17型結晶構造を有する強磁性相を含む鉄基希土類磁性材料であって、前記強磁性相が０．５原子％超１０原子％以下の元素Ｍ（Ｍは、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）を含んでいる。
【０００６】
好ましい実施形態において、前記強磁性相は、４原子％以上２０原子％以下の希土類元素Ｒ（Ｒは、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、およびＤｙからなる群から選択された少なくとも１種の元素）と、７０原子％以上９５．５原子％未満の遷移金属元素Ｔ（Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、およびＣｏからなる群から選択された少なくとも１種の元素で置換したもの）)とを含有している。
【０００７】
好ましい実施形態において、前記希土類元素Ｒのうちの９０原子％以上をＳｍが占めている。
【０００８】
好ましい実施形態において、前記希土類元素ＲのうちでＳｍが占めている割合が１０原子％以下である。
【０００９】
好ましい実施形態において、前記希土類元素Ｒは、主としてＮｄから構成されている。
【００１０】
好ましい実施形態において、キュリー温度が５０℃以上２００℃以下に調節されている。
【００１１】
本発明による鉄基希土類磁性材料の製造方法は、上記いずれかの鉄基希土類磁性材料を製造する方法であって、希土類と鉄との化合物の粉末、およびＰ、Ａｓ、もしくはＳｅと鉄との化合物の粉末、または、元素Ｍ（Ｍは、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）の粉末を用意する工程（Ａ）と、メカニカルアロイング法によって前記粉末を混合しながら粉砕し、前記鉄基希土類磁性材料の粉末を作製する工程（Ｂ）とを有する。
【００１２】
好ましい実施形態において、前記化合物は、ＦｅＰ、Ｆｅ2Ｐ、Ｆｅ3Ｐ、ＦｅＡｓ2、ＦｅＡｓ、ＦｅＳｅ2、Ｆｅ7Ｓｅ8、およびＦｅＳｅからなる群から選択された少なくとも１種の化合物である。
【００１３】
好ましい実施形態において、前記工程（Ｂ）のあと、前記鉄基希土類磁性材料の粉末を加熱する熱処理工程を行なう。
【００１４】
好ましい実施形態において、前記熱処理工程は、５００℃以上１０００℃以下の温度で実行される。
【００１５】
好ましい実施形態において、キュリー温度を目標値に近づけるように元素Ｍの濃度を調節する工程を含む。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、Ｒ2Ｔ17型強磁性相に元素Ｍ（Ｍは、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）が添加され、Ｒ2Ｔ17型強磁性相キュリー点が上昇する。従来、元素Ｍのこのような働きは全く知られておらず、新規な磁性材料が提供された。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本願発明者はＲ2Ｔ17型強磁性相（具体的にはＮｄ2Ｆｅ14）に元素Ｍ（Ｍは、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）を添加することにより、そのキュリー温度を５０〜２００℃の範囲内に調節できることを見出し、本発明を想到するにいたった。
【００１８】
元素Ｍのうち、Ｐは昇華しやすく、また発火性を有するため、その取り扱いが難しい。ＡｓはＰと同様に昇華しやすい。Ｓｅは沸点が６８５℃である。従って、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅは、鉄系金属とともに溶解・鋳造した場合、配合組成どおりに合金中に含有されない。また、ＢｉはＦｅと溶融状態でも溶け合わないため、鋳造合金中に均一に分布しない、このため、従来、Ｒ2Ｔ17型強磁性相に元素Ｍを添加する試みは行なわれておらず、Ｒ2Ｔ17型強磁性相に対する元素Ｍの単独添加による効果は全く報告されていない。
【００１９】
本発明の好ましい実施形態においては、メカニカルアロイング法により、Ｐを含むＮｄ2Ｆｅ17化合物を実現し、そのキュリー温度が約５０〜２００℃の範囲内にあることを確認した。以下、この実施形態を説明する。
【００２０】
［原料調整］
Ｎｄ−Ｆｅ合金、α−Ｆｅ、および、元素Ｍの原料化合物としてＦｅ3Ｐ、ＦｅＡｓ、ＦｅＳｅ、Ｂｉの各原料粉末を用意し、各粉末を混合することにより、全体の配合組成がＮｄ16ＦｅbalＭ4となる混合粉末を作製した。本実施形態では、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅを比較的安定なＦｅ3Ｐ、ＦｅＡｓ、ＦｅＳｅの粉末として添加するため、その後の処理においてＰおよびＡｓの昇華やＳｅの蒸発という問題を回避することができる。本実施形態では、次に説明するメカニカルアロイング工程を行なった後に結晶化のための熱処理を行うが、この熱処理によっても合金中から元素Ｍが抜け出すという問題は発生しない。
【００２１】
［メカニカルアロイング工程］
本実施形態では、図１に示す装置を用いてメカニカルアロイング工程を行なった。メカニカルアロイングの目的は、Ｎｄ−Ｆｅ合金、α−Ｆｅ、および元素Ｍの原料化合物を粉砕しつつ、機械的なエネルギーによって固相反応を生じさせ、組成がＮｄ16ＦｅbalＭ4で示される合金の非晶質相または微結晶相を形成することにある。このようなメカニカルアロイングは、ボールミルやアトライターと呼ばれる公知の粉砕装置を利用して行なうことが可能である。
【００２２】
図１は、本実施形態においてメカニカルアロイングに用いる遊星型ボールミル装置の一例（フリッチュ社製Ｐ−５型）１０の平面図である。この装置１０は、公転する台盤（ディスク）２と、自転する４個の容器（ポット）４とを備えている。本実施形態で使用する容器４の材質はステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）であり、各々が台盤２上で自転運動を行なうように回転駆動される。図１の装置における台盤２の公転半径および容器４の自転半径は、それぞれ、約１２．５ｃｍおよび約３ｃｍである。
【００２３】
容器４内に適切な量の原料および粉砕用ボール６を投入した後、台盤２および各容器４のそれぞれを回転させることにより、容器４内で粉砕用ボール６を原料に衝突させ、メカニカルアロイングを実行することができる。本実施形態で用いる粉砕用ボール６の材質は、例えばステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）であり、その直径は１０ｍｍ程度である。
【００２４】
合金化（アロイング）を行なうには、原料粉末を構成する元素を原子レベルで混ぜ合わせることが必要になる。メカニカルアロイングでは、元素を固相状態で混ぜ合わせるため、機械的エネルギーを用いて原料を粉砕・微細化し、原子の相互拡散を進行させる。
【００２５】
本実施形態では、まず、アルゴン雰囲気中でＮｄ−Ｆｅ合金、α−Ｆｅ、および元素Ｍの原料化合物の粉末（粒径：３００μｍ以下）とボール６とを容器４内に入れ、容器４を封止した。各原料粉末の量は、原子比率でＮｄ：Ｆｅ：Ｍ＝１６：８０：４となるよう調節した。個々の容器４に投入する原料とボール６との重量比率は、原料：ボール＝１：２０となるよう設定した。この重量比率は、原料の種類、原料粉末の粒径、台盤２の回転数（公転数）、容器４の回転数（自転数）、メカニカルアロイングの処理時間などに応じて適宜適切な比率に設定される。
【００２６】
その後、容器４を載せた台板２および容器４を各々の回転軸を中心に回転駆動させることにより、メカニカルアロイングを行なった。公転速度は２７０ｒｐｍ、自転速度は４４６ｒｐｍに設定し、約１０時間の処理を行なった。この処理中、遊星運動を行なう容器４の内部でボール６や容器内壁などから受ける機械的衝撃のため、原料粉末は更に粉砕されつつ合金化した。また、処理中における容器４の温度は６０℃程度にまで上昇した。本実施形態では、容器４内の雰囲気としてアルゴンガスを用いているため、メカニカルアロイング中における粉末の酸化を充分に抑制することができる。
【００２７】
メカニカルアロイング処理が終わった後、容器４をアルゴンガス雰囲気中で開封し、合金化した粉末を回収した。粉末の酸化を避け、ハンドリングを容易にするため、粉末を直径３ｍｍ、高さ２ｍｍ程度のペレット状に成形した。容器内に封入するガスは、不活性ガスであれば、アルゴン以外のガスを用いてもよい。
【００２８】
図２は、元素Ｍの原料化合物としてＦｅ3Ｐを用いるメカニカルアロイング処理によって得られた粉末を示す写真である。図３は、その粉末粒度分布の一例を示すグラフである。得られた粉末の組成はＮｄ16ＦｅbalＰ4で示され、非晶質相および／または微結晶相から構成されていると考えられる。
【００２９】
［熱処理］
本実施形態では、上記の各ペレットについて表１に記載の温度にて熱処理を施した。いずれの場合も、熱処理の雰囲気はアルゴンガスであり、熱処理時間は１０分に設定した。
【００３０】
【表１】
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【００３１】
熱処理後のサンプル（ａ）〜（ｅ）を粉砕し、２θ＝２０〜７０゜でＸＲＤ（Ｘ線粉末回折）測定を行なったところ、図４に示すグラフが得られた。図４のＸＲＤパターンからわかるように、サンプル（ａ）〜（ｅ）のいずれについても、Ｎｄ2Ｆｅ17の回折ピークが観察されている。これは、メカニカルアロイングを行なった後の熱処理により、非晶質または微結晶相状態にあった合金が結晶化し、強磁性のＮｄ2Ｆｅ17相（Ｍ添加）が生成したことを意味している。
【００３２】
図５は、熱処理後のサンプル（ａ）〜（ｅ）における磁化の温度変化を示すグラフである。図５に示す磁化の温度変化は、サンプル（ａ）〜（ｅ）をアルゴンガス雰囲気中に配置し、２５℃(室温)から５００℃まで２０℃／分のレートでサンプルを加熱し、磁化の温度依存性を測定した結果である。磁化の減少率が最大となる温度をキュリー温度Ｔｃと定義する。
【００３３】
図５からわかるように、サンプル（ａ）〜（ｅ）のキュリー温度Ｔｃは１３９℃〜１８７℃であり、Ｎｄ2Ｆｅ17のキュリー温度５０℃よりも約９０℃以上も上昇している。７６０℃で熱処理を行なったサンプル（ａ）のキュリー温度Ｔｃは１８７℃であり、８６０℃で熱処理を行なったサンプル（ｂ）のキュリー温度Ｔｃは１６３℃であった。このように、熱処理温度を変化させるだけで、キュリー温度Ｔｃを２０℃以上も変化させることが可能である。このため、原料の組成比率（配合比率）やメカニカルアロイの条件が同一であっても、その後に行う熱処理の条件を調節することにより、キュリー温度を±１０℃の範囲内で微調整することができる。
【００３４】
メカニカルアロイング後の熱処理は、５００〜１０００℃の範囲内で行なうことが好ましい。熱処理の時間は１〜１０分の範囲から適切な時間が適宜選択される。なお、図５に示す例では、熱処理温度を上昇させることにより、キュリー温度Ｔｃが低下している。
【００３５】
本発明者の行なった種々の実験によれば、Ｐの組成比率や熱処理条件を調節することにより、Ｐが添加されたＮｄ2Ｆｅ17のキュリー温度を５０〜２００℃の範囲で制御することができた。
【００３６】
本実施形態によれば、メカニカルアロイング法を採用するため、原料合金の溶解工程を経ることがなく、溶解鋳造法では合金化の困難なＰ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｂｉを高い組成比率で合金中に添加することが容易に行なえる。ただし、Ｐの添加は、上述したメカニカルアロイング法を用いて行なう以外に、例えば以下に説明する方法を用いて行なっても良い。
【００３７】
図６（ａ）は、耐熱性容器６２内において組成がＲ2Ｔ17となる母合金溶融液６４に元素Ｍの蒸気を供給する装置の構成を模式的に示している。耐熱性容器６２の上部にはＢ2Ｏ3などから形成された蓋６６が設けられ、母合金溶融液６４を大気から遮断することができる。この装置によれば、液相状態の母合金中に気相の元素Ｍを供給し、溶解させることができる。元素Ｍが溶け込んだ母合金溶融液６４を冷却して凝固させると、本発明の合金が得られる。凝固した合金に対しては必要に応じて粉砕・熱処理工程が実行される。なお、母合金溶融液６４の表面にはＢ2Ｏ3薄膜が形成され、導入された元素Ｍの蒸発を防止する効果が得られる。
【００３８】
図６（ｂ）は、別々に加熱される第１の耐熱性容器６８ａおよび第２の耐熱性容器６８ｂを備えた装置の構成を示している。この装置による場合、まず、室温で固相状態のＰを第１の耐熱性容器６８ａ内に配置するとともに、同様に固相状態の母合金（組成：Ｒ2Ｔ17）を第２の耐熱性容器６８ｂ内に配置する。その後、両容器６８ａ、６８ｂを加熱・昇温し、加熱後も固相状態を保っている母合金に対して気化した元素Ｍを拡散させることができる。耐熱性容器６８ａ、６８ｂにおけるＰ蒸気の分圧は、第１の耐熱性容器６８ａの温度を調節することにより制御できる。母合金中に拡散する元素Ｍの量は、元素Ｍの分圧、母合金の温度、処理時間などを調節することによって制御することが可能である。
【００３９】
この他に、ＣＶＤ法、溶解鋳造法、または溶解急冷法などによっても、元素Ｍの添加されたＲ2Ｔ17型強磁性相を作製することが可能であると考えられる。
【００４０】
このようにＲ2Ｔ17型強磁性相に元素Ｍを添加する方法は、メカニカルアロイング法に限定されないが、メカニカルアロイング法によれば、Ｒ2Ｔ17型強磁性相における元素Ｍの過飽和固溶体を作製することができるため、元素Ｍの濃度の設計自由度が向上する利点がある。
【００４１】
なお、前述した本発明の好ましい実施形態では、Ｒ2Ｔ17型強磁性相に元素Ｍを単独で添加しているが、従来からキュリー点を上昇させることが知られているＣおよび／またはＮを併せて添加してもよい。
【００４２】
また、上記の実施形態では、組成がＮｄ16ＦｅbalＭ4で表される磁性材料を作製したが、本発明の磁性材料は、これに限定されず、４原子％以上２０原子％以下の希土類元素Ｒ（Ｒは、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、およびＤｙからなる群から選択された少なくとも１種の元素）と、７０原子％以上９５．５原子％未満の遷移金属元素Ｔ（Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、およびＣｏからなる群から選択された少なくとも１種の元素で置換したもの）とを含有するものであればよい。ただし、そのキュリー温度は、選択する元素の種類や組成比率によって変化する。
【００４３】
添加する元素Ｍの組成比率は、０．５原子％超１０原子％以下の範囲に設定されることが好ましい。０．５原子％以下になると、元素Ｍ添加の効果が充分に発揮されず、逆に１０原子％を越えると、希土類元素Ｒと元素Ｍからなる非磁性相が高い体積比率で生成するため、残部にＲ2Ｔ17型強磁性相が生成しても、磁化の温度変化を検出できなくなり、また、磁石としての充分な特性が発現しなくなるなどの不都合が生じるからである。より好ましい元素Ｍの組成比率は、２原子％以上４原子％以下である。
【００４４】
前述したように、希土類元素Ｒのうちの９０原子％以上をＳｍが占め、後の工程で適切な窒化処理を施したときは、一軸磁気異方性が発揮されるため、永久磁石材料として用いられる。これに対して、希土類元素ＲのうちでＳｍが占めている割合が１０原子％以下である場合は、後の工程で適切な窒化処理を施したとしても充分な一軸磁気異方性は発揮されない。
【００４５】
希土類元素Ｒの大半をＮｄが占めている場合、前述のように、Ｐ濃度や熱処理温度を調節することにより、そのキュリー温度が５０〜２００℃の範囲で任意の値に制御された磁性材料を得ることができる。このようにキュリー温度が異なるｎ種類の磁性材料を用意し、各磁性材料の磁気モーメントを測定すれば、測定される磁気モーメントの大きさから温度を検知することが可能である。
【００４６】
本発明による磁性材料は、種々の用途に利用することが可能である。
【００４７】
図７を参照しながら、本発明の磁性材料を用いて作製される熱磁気エンジンの構成と動作を説明する。図７に示される熱磁気エンジンは、本発明の磁性材料を例えば樹脂と混合してリング状に成形したロータ７２と、永久磁石７１とを備えている。永久磁石７１は、例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などから形成される。
【００４８】
永久磁石７１に挟まれた部分の片側の領域でロータ７２の一部を加熱するとともに、永久磁石７１に対して反対側に位置するロータ７２の他の一部を冷却する。ロータ７２の加熱は、工場や家庭からの温排水を利用して行なうことができる。
【００４９】
この結果、ロータ７２に温度分布が発生し、温度分布に応じて磁化にも分布が生じる。ロータ７２における磁化分布と永久磁石７１による外部磁界とにより、ロータ７２にはトルクが発生するため、ロータ７２が回転する。
【００５０】
このように、図７の熱磁気エンジンにおいては、キュリー温度が比較的低い磁性材料を用いてロータ７２を形成することが好ましい。例えば常温から１００℃程度の範囲にキュリー温度を有する本発明の磁性材料によれば、例えば加熱部分を８５℃程度、冷却部分を４５℃程度に保持することにより、磁化の分布を大きくすることができるため、太陽熱や温排水などを利用して機械的エネルギーを効率的に得ることができる。
【産業上の利用可能性】
【００５１】
本発明によれば、熱処理温度などを調節することにより、多様なキュリー温度を示すＲ2Ｔ17型強磁性相を容易に作製できる。このため、本発明の磁性材料を用いれば、キュリー温度における飽和磁束密度、初透磁率、保磁力の変化を利用して、特定温度の検出・制御が可能になる。また、本発明の磁性材料を用いて、温度センサや熱磁気エンジンを作製することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【００５２】
【図１】本発明の実施形態で用いる遊星型ボールミルの構成を示す平面図である。
【図２】メカニカルアロイングによって得られた粉末を示す写真である。
【図３】メカニカルアロイングによって得られた粉末の粒度分布の一例を示すグラフである。
【図４】熱処理後のサンプル（ａ）〜（ｅ）のＸＲＤパターンを示すグラフである。
【図５】熱処理後のサンプル（ａ）〜（ｅ）における磁化の温度変化を示すグラフである。
【図６】本発明の磁性材料の製造に用いられ得る方法を模式的に示す図である。
【図７】本発明の磁性材料を用いて作製される熱磁気エンジンの模式的に示す図である。
【符号の説明】
【００５３】
２      台盤（ディスク）
４      容器（ミルポット）
６      粉砕用ボール
１０      メカニカルアロイング工程に用いられる遊星型ボールミル装置
６２      耐熱性容器
６４      母合金溶融液
６６      蓋
６８ａ    第１の耐熱性容器
６８ｂ    第２の耐熱性容器
７１      永久磁石
７２      本発明の磁性材料を用いて作製されるロータ
【図１】
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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２】
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