(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
一般式
（Ｒ1-uＭu）（Ｆｅ1-v-w-yＣｏvＣｕwＴy）xＸz    …（II）
式中のＲ，Ｍ，ＴおよびＸは、それぞれ
Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの元素、
Ｍ：Ｔｉ，Ｎｂから選ばれる少なくとも１つの元素、
Ｔ：Ｎｉ、Ｓｎ，Ｖ、Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ．Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１つの元素、
Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ばれる少なくとも１種以上、
であり、
ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙ，ｚは、それぞれ
０．１≦ｕ≦０．７、
０≦ｖ≦０．８、
０．００１≦ｗ≦０．１、
８≦ｘ≦１０、
０≦ｙ≦０．１、
０＜ｚ≦３、
である、
にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｈ2Ｎｉ17相とＴｈＭｎ12相の２相分離組織からなることを特徴とする永久磁石。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は新規な永久磁石およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、高性能永久磁石としてはＳｍ−Ｃｏ磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石などが知られており、ＶＣＭ、スピンドルモータなどの各種モータ、計測器、スピーカーまた医療用ＭＲＩ他、各種電気機器のキー部品として使用されている。
【０００３】
これらの磁石は、多量のＦｅまたはＣｏと希土類元素が含まれている。Ｆｅ，Ｃｏは飽和磁束密度の増大に寄与し、一方希土類元素は結晶場中の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ため、保磁力の増大に寄与し、良好な磁石特性を実現している。
【０００４】
近年、電気機器の小型化、省エネ化の要求が高まってきており、これら機器のキー部品材料である永久磁石にも一層の最大磁気エネルギー積の改善が望まれている。
【０００５】
近年、各種電気機器の小形化、省エネルギー化の要求が高まり、これら機器のキー部品材料である永久磁石にも一層の高最大エネルギー積［（ＢＨ）ｍａｘ］化と温度特性の改善が求められている。
【０００６】
これに対し、様々な観点から新しい磁石材料の検討が進められている。例えば、特開昭６０−１４４９０９号公報および特開昭６０−２５４７０７号公報にはＲ１−αーβーγＦｅαＭβＸγ（Ｒ；希土類元素から選ばれる少なくとも１つの元素、Ｍ；Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，ＭｏおよびＷから選ばれる少なくとも１つの元素、Ｘ；Ｂ，Ｃ，Ｎ，ＳｉおよびＰから選ばれる少なくとも１つの元素、α、β、γはそれぞれ０．６≦α≦０．８５，０．０１≦β≦０．１，γ＜０．１５）にてあらわされる永久磁石およびその製造方法が開示されている。
【０００７】
一方、Ｓｍ2 Ｆｅ17を基本とする金属間化合物へのＮあるいはＣの導入はキュリー温度の上昇、磁気異方性の改善などの効果を生じ、新規磁石材料として注目されているが、熱的安定性に課題があり、７００℃付近で希土類窒化物、あるいは炭化物とＦｅに分解してしまうため、焼結磁石の実現は困難であった。また、一層の磁石特性の改善が必要であり、特に高い飽和磁化と高い保磁力が求められている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように、電気機器、電子機器の小型化、高効率化に対しては一層の高保磁力、高飽和磁化（高残留磁化）をもつ磁石の出現が望まれており、特に使用環境温度における高保磁力と高飽和磁化（高残留磁化）が要求されている。これに対して、ＮｄＦｅＢ磁石では保磁力の温度特性が劣り、使用温度範囲が規制される。また、特開昭６０−１４４９０６号公報等に開示された焼結磁石材料または焼結磁石は保磁力が約１０ｋＯｅと良好であるものの、残留磁束密度が略１２ｋＧと比較的低いため磁石として特性的に不十分であった。
【０００９】
例えば、ＴｂＣｕ7 相が得られるＳｍＦｅ合金系は通常、液体急冷法あるいはメカニカルアロイングといったいわゆる非平衡相を創出する方法で得られたものを活用するにとどまっていた。従って、Ｎ，Ｃなどの元素を格子間位置に導入した場合、比較的優れた磁気特性は得られても熱安定性が十分ではない。
【００１０】
一方、ＴｈＭｎ12結晶構造を有する磁性材料は、３元系のＳｍＦｅ10Ｓｉ2 、ＳｍＦｅ10Ｍｏ2 、ＳｍＦｅ10Ｖ2 、ＳｍＦｅ10Ｖ2 、ＳｍＦｅ10Ｃｒ2 、ＳｍＦｅ10Ｗ2 、ＳｍＦｅ11Ｔｉ1 等が知られているが、いづれも飽和磁化が低いことが課題であり、保磁力も小さく、実用化には至っていない。これらの合金系ではＴｈＭｎ12相を安定化させるための非磁性元素置換量の割合が多く、飽和磁化を下げる要因になっている。
【００１１】
また、２相分離した磁石として特開平１―２９８７０４が開示されているが、更なる保磁力の改善、温度特性の改善が高温での使用に対しては必要であった。本発明は、これらの点に鑑み鋭意研究を重ねた結果、Ｔｉ，Ｎｂを希土類元素に対して置換することで、高温相であるＴｂＣｕ7 相を安定的に作製でき、その後時効処理を行うことにより、高飽和磁化で高い最大エネルギー積、および優れた保磁力の温度特性を有する永久磁石およびその製造方法を提供しようとするものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る永久磁石は、一般式
（Ｒ1-uＭu）（Ｆｅ1-v-w-yＣｏvＣｕwＴy）xＸz    …（II）
式中のＲ，Ｍ，ＴおよびＸは、それぞれ
Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの元素、
Ｍ：Ｔｉ，Ｎｂから選ばれる少なくとも１つの元素、
Ｔ：Ｎｉ、Ｓｎ，Ｖ、Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ．Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１つの元素、
Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ばれる少なくとも１種以上、
であり、
ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙ，ｚは、それぞれ
０．１≦ｕ≦０．７、
０≦ｖ≦０．８、
０．００１≦ｗ≦０．１、
８≦ｘ≦１０、
０≦ｙ≦０．１、
０＜ｚ≦３、
である、
にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｈ2Ｎｉ17相とＴｈＭｎ12相の２相分離組織からなることを特徴とするものである。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係る２つの永久磁石を詳細に説明する。
（永久磁石１）
この永久磁石は、一般式
（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｃｕw ）x Ｘz     …（Ｉ）
式中のＲ，ＭおよびＸは、それぞれ
Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの元素、
Ｍ：Ｔｉ，Ｎｂから選ばれる少なくとも１つの元素、
Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ばれる少なくとも１種以上、
であり、
ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｚは、それぞれ
０．１≦ｕ≦０．７、
０≦ｖ≦０．８、
０．００１≦ｗ≦０．１、
５≦ｘ≦１２、
０＜ｚ≦３、
である、
にて表わされ、主たる硬磁性相が２相分離組織からなる。
【００１８】
ここで「主たる硬磁性相が２相分離組織」とは、Ｔｈ2 Ｎｉ17相とＴｈＭｎ12相の２相の磁性相からなることを示し、ＴｈＭｎ12相が粒界でのピンニング相として保磁力発生機構を担い、高保磁力化に寄与するものである。なお、主相の粒径は１０〜５００ｎｍの範囲が好ましい。
【００１９】
次に、前記一般式（Ｉ）の永久磁石材料を構成する各成分の働きおよび各成分の量を規定した理由について詳細に説明する。
（１）Ｒ元素
Ｒ元素は磁石にとって必要な磁気異方性を発現する元素であり、Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ，Ｙが挙げられ、これらは１種または２種以上の混合物の形態で用いることができる。特に磁気異方性を考慮するとＳｍ，Ｎｄ，Ｐｒを５０％以上含有する希土類元素から選択されることが好ましい。また、保磁力の温度特性改善にはＲの一部をＧｄ，Ｄｙ，ＥｒＴｂから選ばれる元素が少なくとも１種含有されることが好ましい。
（２）Ｍ元素
Ｍ元素であるＮｂ，Ｔｉは前記Ｒ元素を置換することによりＴｈＭｎ12相、Ｔｈ2 Ｎｉ17相の高温相であるＴｂＣｕ7 相が鋳造法で安定的に得られる。
【００２０】
Ｍ元素の量（ｕ）を０．1 未満にするとＴｂＣｕ7 相が得られない、あるいは得られたとしても主相としては得られない。一方、０．７を超えると十分な保磁力を有する永久磁石を得るのが困難になる。好ましくは０．１２≦ｕ≦０．６であり、さらに好ましくは０．１5 ≦ｕ≦０．５である。
（３）Ｃｏ
Ｃｏは、Ｆｅとの置換によりキュリー温度の改善、飽和磁化の改善を図ることが出来る。Ｃｏの置換量が０．８を超えると高い磁気異方性と飽和磁化を得ることが困難となる。好ましい範囲は０．７以下であり、さらに好ましくは０．６以下である。
（４）Ｃｕ
Ｃｕは上記した２相分離組織を得るのを促進する元素であり、また結晶粒の調整をする働きも持つ。このため室温での保磁力改善、温度特性改善に極めて有効な元素である。Ｃｕ量が０．００１未満では上記効果は得られず、一方０．１を超えると飽和磁化の低減をもたらす。好ましくは０．００５〜０．０８である。
【００２１】
前記一般式（Ｉ）の中のｘは（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｃｕw ）の比であり、飽和磁化、磁気異方性などの全ての磁石特性を左右する点で最も重要な値であり、５〜１２の範囲にすることが必要である。ｘを５未満にすると飽和磁化が低下し、強い磁石が得られにくくなる。一方、ｘの値が１２を超えるとＦｅ（Ｃｏ）の析出量は極めて多くなり、磁石特性を阻害する恐れがある。より好ましい範囲は５．５≦ｘ≦１１である。
（５）Ｘ元素
Ｘ元素は、Ｃ，Ｎ，Ｏ，Ｂ，Ｓ，Ｐから選ばれる少なくとも１つの元素であり、これらのＸ元素は各相の格子間位置に存在して、キュリー温度、磁気異方性を改善するのに有効な元素である。好ましい範囲はｚが３以下であり、これを超えるとＦｅ（Ｃｏ）の析出が著しくなり、磁石特性の低下を招く。好ましい範囲は０．２≦ｚ≦２．５である。
【００２２】
前記一般式（Ｉ）で表わされる永久磁石材料において、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定した主相とＦｅＣｏを主体とするｂｃｃ相のそれぞれの主回折線の回折強度をＩ（main），Ｉ（bcc ）とした場合、回折強度比Ｉ（bcc ）／Ｉ（main）が０．３以下にすることが好ましい。この回折強度比が０．３を超えるとｂｃｃ相が本来持つ軟磁気特性によって磁石特性が阻害されてしまう恐れがある。より好ましい前記回折強度比は０．２以下である。
【００２３】
（永久磁石２）
この永久磁石は、一般式
（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w-y Ｃｏv Ｃｕw Ｔy ）x Ｘz     …（II）
式中のＲ，Ｍ，ＴおよびＸは、それぞれ
Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの元素、
Ｍ：Ｔｉ，Ｎｂから選ばれる少なくとも１つの元素、
Ｔ：Ｎｉ、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ、Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ．Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１つの元素、
Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ばれる少なくとも１種以上、
であり、
ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙ，ｚは、それぞれ
０．１≦ｕ≦０．７、
０≦ｖ≦０．８、
０．００１≦ｗ≦０．１、
５≦ｘ≦１２、
０≦ｙ≦０．１、
０＜ｚ≦３、
である、
にて表わされ、主たる硬磁性相が２相分離組織からなる。
【００２４】
ここで「主たる硬磁性相が２相分離組織」とは、Ｔｈ2 Ｎｉ17相とＴｈＭｎ12相の２相の磁性相からなることを示し、ＴｈＭｎ12相が粒界でのピンニング相として保磁力発生機構を担い、高保磁力化に寄与するものである。なお、主相の粒径は１０〜５００ｎｍの範囲が好ましい。
【００２５】
次に、前記一般式（II）の永久磁石材料を構成する各成分の働きおよび各成分の量を規定した理由について詳細に説明する。ただし、Ｒ元素、Ｍ元素、Ｆｅ，Ｃｏ，ＣｕおよびＸ元素の作用およびそれら元素の量規定は前記永久磁石１と同様である。
【００２６】
Ｔ元素は、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ、Ｍｎから選ばれる少なくとも１つの元素であり保磁力の温度特性改善に有効である。Ｔ元素の量（ｙ）が０．１を超えると永久磁石材料の飽和磁化が低下する恐れがある。より好ましい上限値は０．０８である。
【００２７】
前記一般式（II）で表わされる永久磁石において、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定した主相とＦｅＣｏを主体とするｂｃｃ相のそれぞれの主回折線の回折強度をＩ（main），Ｉ（bcc ）とした場合、回折強度比Ｉ（bcc ）／Ｉ（main）が０．３以下にすることが好ましい。この回折強度比が０．３を超えるとｂｃｃ相が本来持つ軟磁気特性によって磁石特性が阻害されてしまう恐れがある。より好ましい前記回折強度比は０．２以下である。
【００２８】
なお、本発明の磁石材料は、酸化物、窒化物、炭化物などＸ元素に基づく化合物の含有も許容するものである。
次に、本発明に係る永久磁石の製造方法を説明する。
【００２９】
まず、所定の組成になるように、Ｒ、Ｍ、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｓｉ他を調製し、高周波溶解炉、あるいはアーク溶解炉で母合金を作製する。なお、ＸとしてＣ、Ｐ，Ｓ、Ｂを選択した場合には、素材そのものあるいはＦｅＣ，ＦｅＰ、ＦｅＢ、ＦｅＳなどの化合物を用いて同時に溶解することができる。得られた合金はそのまま粉砕して、焼結することができる。
【００３０】
また、得られた合金を９００℃から融点直下の範囲で０．１〜１００時間、不活性雰囲気中あるいは真空中で熱処理したのち、急冷あるいは徐冷することにより、一般式（Ｉ）、（II）で表わされる永久磁石の母合金を製造することもできる。いずれの場合でもＴｂＣｕ7 相を得ることが好ましい。その冷却速度は特に限定しないが、好ましくは２０〜５００℃／時間である。熱処理後、合金をジョークラッシャーなどで粗粉砕後、ボールミル、ハンマーミル、ジェットミル等で平均粒径１μｍ〜数１００μｍに微粉砕する。この微粉末を磁場中でプレス成形し、焼結することにより、永久磁石を製造する。この後、焼結温度以下４００℃までの温度範囲で０．１〜１０００時間時効処理を行うことにより、永久磁石を製造する。この時効処理は１段でも多段でもよく、また高温から低温に時効温度を下げていっても、逆に時効温度を上げていってもいいが、特に高温側から下げていくことが好ましい。前記焼結工程において、硬磁性相の融点よりも低い、例えばＲＡｌ，ＲＧａ，ＲＣｕ（Ｒは希土類元素）のような希土類元素化合物を焼結助剤として添加してもよい。
【００３１】
なお、Ｘ元素として窒素、または炭素をガス雰囲気中から合金に導入する場合には次のような方法が採用される。窒化処理の場合には窒素を用いて、炭化処理の場合にはメタンガス、エタンガスなどを用いて、粉砕した試料をガスを用いて、それぞれ０．００１〜１００気圧の範囲の圧力下とし、２００℃から１０００℃の範囲で、前述した方法で調製したＸ元素を含まない母合金粉末を０．１〜３００時間熱処理するとＸ元素を格子間位置に導入された母合金を導入することが出来、磁気異方性の改善、キュリー温度の向上を達成できる。なお、窒化、炭化の場合はキャリアーガスとしてアンモニアガスを用いて窒素ガス、メタンガスなどと混合したガスとして使用してもＸ元素の導入を図ることができる。
【００３２】
本発明の合金は溶融状態の合金を移動する冷却体上に射出することにより、同様のＴｂＣｕ7 型結晶構造を得ることもできる。この方法は単ロール法、双ロール法、ストリップキャスト法など特に限定されない。この場合、作製条件は特に限定しないが、焼結タイプの永久磁石用にはロールの周速は０．１〜１０ｍ／ｓが好ましく、また作製時の雰囲気はＡｒ、Ｈｅなど不活性雰囲気中が好ましい。ロール材質はＣｕ基、Ｆｅ基合金のいずれでもよいが、特に冷却能を考慮すると高硬度のＣｕ基合金（例えばＴｉＣｕ，ＣｒＣｕ、ＢｅＣｕなど）が好ましい。得られる試料はフレーク状、あるいは薄帯状であるが、その板厚は５０μｍ〜１ｍｍであり、好ましくは７０μｍから０．８ｍｍ、さらに好ましくは１００μｍ〜５００μｍである。
【００３３】
少量のｂｃｃ―ＦｅＣｏ相を含む永久磁石材料において、ＦｅＣｏは前記冷却法によって主相、あるいは硬磁性相に取り込むことができ、高飽和磁化、高保磁力が得られやすくなる。
【００３４】
以上説明した本発明に係る永久磁石材料は、一般式（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｃｕw ）x Ｘz …（Ｉ）または（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w-y Ｃｏv Ｃｕw Ｔy ）x Ｘz …（II）で表わされ、主たる硬磁性相がＴｈＭｎ12相とＴｈ2 Ｎｉ17相からなる２相分離組織を有するため、高飽和磁化、高残留磁束密度で高い最大エネルギー積を有し、さらに保磁力の温度依存性（温度に対する保磁力の低下）が改善される。
【００３５】
すなわち、一般式（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｃｕw ）x Ｘz …（Ｉ）または（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w-y Ｃｏv Ｃｕw Ｔy ）x Ｘz …（II）で表わされるようなＲである希土類元素の一部をＭ元素であるＴｉおよびＮｂから選ばれる少なくとも１つの元素で置換し、かつその置換量（ｕ）を０．１≦ｕ≦０．７の範囲に特定することによって、一旦ＴｂＣｕ7 相を形成した後、時効処理により２相分離組織とすることができる。その結果、高飽和磁化、高残留磁束密度で高い最大エネルギー積を有する永久磁石を得ることが出来る。
【００３６】
また、前記一般式（Ｉ）（II）で表わされる永久磁石材料においてＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定した主相とＦｅＣｏを主体とするｂｃｃ相のそれぞれの主回折線の回折強度をＩ（main），Ｉ（bcc ）とした場合、回折強度比Ｉ（bcc ）／Ｉ（main）が０．３以下にすることによって、磁石特性をより一層向上することができる。
【００３７】
本発明に係わる永久磁石の製造方法は、一般式（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｃｕw ）x Ｘz …（Ｉ）または（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w-y Ｃｏv Ｃｕw Ｔy ）x Ｘz …（II）で表わされ、主相がＴｂＣｕ7 相である永久磁石用合金を粉砕した後、これを磁場中配向、成形、焼結、時効処理することにより、高飽和磁化、高残留磁束密度で高い最大エネルギー積を有し、さらに保磁力の温度依存性が改善される。
【００３８】
特に、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定した主相とＦｅＣｏを主体としたｂｃｃ相のそれぞれの主回折線の回折強度をＩ（main），Ｉ（bcc ）とした場合、回折強度比Ｉ（bcc ）／Ｉ（main）が０．３以下にすることによって、磁石特性をより一層向上することができる。
【００３９】
【実施例】
以下、本発明の実施例を詳細に説明する。
（実施例１〜1３、参考例１および比較例１〜４）
下記表１および下記表３に示した合金組成につき所定量計り取り、Ａｒ雰囲気中で高周波溶解炉を用いて母合金を溶解し、鋳型に鋳込んだ。これらの合金を１２００℃、５時間Ａｒ雰囲気中で熱処理し、約１００℃／時の冷却速度で冷却した後、合金をＡｒ雰囲気中でジョークラッシャーにて粗粉砕し、次いでＡｒ雰囲気中でハンマーミルにて平均粒径３μｍになるように粉砕した。
【００４０】
得られた実施例１〜1３、参考例１および比較例１〜４の粉末（永久磁石材料）について、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折測定を行った。その結果、実施例１〜１４および比較例２、３の合金粉末はいずれも主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7型結晶構造であることを確認した。これに対して、比較例１は主相がＮｄ2Ｆｅ14Ｂ1型結晶構造、比較例４は主相がＴｈ2Ｚｎ17型結晶構造であった。
【００４１】
実施例１〜５についてはＳｍＡｌ、ＳｍＣｕ、ＳｍＧａなどの低融点合金を焼結助剤として３〜５ｗｔ％添加し、焼結した。また、実施例１〜１４は焼結後、８００℃で１０時間時効処理を行い、さらに実施例１０〜１２については５５０℃で２０時間の多段時効を行った。
【００４２】
実施例の試料はＸ線回折、ＳＥＭの結果から主相はＴｈ2 Ｎｉ17相であり、その他にＴｈＭｎ12相が得られた。
得られた試料の磁気特性をデジタルＢＨトレーサーで評価した。
【００４３】
保磁力の温度係数を下記の式にしたがって求めた。
保磁力の温度係数＝｛［( ｉＨｃ（１５０℃）―ｉＨｃ（２０℃）／１３０) ／ｉＨｃ（２０℃）］｝×１００
ここで、ｉＨｃ（２０℃）は２０℃の保磁力、ｉＨｃ（１５０℃）は１５０℃での保磁力を表わす。
【００４４】
これらの結果を下記表２および表４に示す。
主相とＦｅＣｏを主体とするｂｃｃ相の主回折線の回折強度をそれぞれＩ（main），Ｉ（bcc ）とした場合、回折強度比Ｉ（bcc ）／Ｉ（main）を下記表２および表４に示す。
【００４５】
【表１】
0004170468.tif 000002
【００４６】
【表２】
0004170468.tif 000003
【００４７】
【表３】
0004170468.tif 000004
【００４８】
【表４】
0004170468.tif 000005
【００４９】
前記表１〜表４から明らかなように実施例１〜１３の永久磁石は、高飽和磁化と高保磁力で優れた磁石特性および優れた保磁力の温度特性を有することがわかる。
【００５０】
これに対して比較例１は主たる硬磁性相がＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ1 型結晶構造であり、保磁力の温度特性が悪くなる。比較例２ではＴｈＭｎ12相とＴｈ2 Ｚｎ17相からなる組織になっているため、保磁力が比較的小さく、温度特性も十分ではない。比較例３では磁気異方性が小さくなり、結果として保磁力が小さくなる。
比較例４の永久磁石材料は主たる硬磁性相がＴｈ2 Ｚｎ17型結晶構造であり、前記Ｘ線回折強度比が大きく、保磁力が大幅に低下する。
【００５１】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明に係わる永久磁石は従来の永久磁石に比べて飽和磁化と保磁力が向上され、さらに保磁力の温度特性が改善される。その結果、本発明に係る永久磁石は従来の永久磁石の応用分野において機器の小型化，省エネルギー化を図ることができるなど顕著な効果を奏する。