JPH06283316A - Iron-rare earth permanent magnet material and its manufacture - Google Patents

Iron-rare earth permanent magnet material and its manufacture

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JPH06283316A
JPH06283316A JP5270805A JP27080593A JPH06283316A JP H06283316 A JPH06283316 A JP H06283316A JP 5270805 A JP5270805 A JP 5270805A JP 27080593 A JP27080593 A JP 27080593A JP H06283316 A JPH06283316 A JP H06283316A
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JP
Japan
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iron
permanent magnet
rare earth
earth permanent
magnet material
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JP5270805A
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Japanese (ja)
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Masao Iwata
雅夫 岩田
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Original Assignee
Hitachi Metals Ltd
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Publication date
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    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
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    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
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    • H01F1/059—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2
    • H01F1/0593—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2 of tetragonal ThMn12-structure

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Abstract

PURPOSE:To stably obtain a ThMn12 tetragonal structure showing excellent permanent magnet characteristics while the structure secures large saturation magnetization. CONSTITUTION:This material is composed substantially of Fe containing 3-30at.% R and 0.5-15at.% M1 and has a main phase composed of ThMn12 tetragonal structure. The R represents the combination of one or two or more kinds of elements selected from among Y, Th, and all lanthanoid elements and M1 represents the combination of three or more kinds of elements selected from among Ti, V, Mo, Nb, Ga, Cr, Al, Mn, Ta, W, Mg, Sn, and Ge.

Description

【発明の詳細な説明】Detailed Description of the Invention

【０００１】[0001]

【産業上の利用分野】本発明は、すぐれた磁気特性を有
する鉄−希土類系永久磁石材料に関する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to an iron-rare earth permanent magnet material having excellent magnetic properties.

【０００２】[0002]

【従来の技術】Ｆｅ，Ｃｏ等の３ｄ遷移金属とＲ（Ｙ，
Ｔｈおよびすべてのランタノイド元素からなる群の中か
ら選ばれた１種類または２種類以上の元素の組合せ）と
からなる金属間化合物の中には高い結晶磁気異方性と大
きな飽和磁化とを示すものがあり、高保磁力、高エネル
ギ−積を有する永久磁石材料として有望である。中で
も、ＳｍＣｏ磁石（ＳｍＣｏ5またはＳｍ2Ｃｏ17が主
相）は実用材として広く用いられてきている。2. Description of the Related Art 3d transition metals such as Fe and Co and R (Y,
Th and a combination of one or more elements selected from the group consisting of all lanthanoid elements), which have high crystal magnetic anisotropy and large saturation magnetization. Therefore, it is promising as a permanent magnet material having a high coercive force and a high energy product. Among them, the SmCo magnet (SmCo 5 or Sm 2 Co 17 is the main phase) has been widely used as a practical material.

【０００３】しかし、Ｆｅ−Ｒのみの２元系からなる合
金では、高いキュリー点や一軸の結晶磁気異方性を得る
ことは難しい場合が多い。このために、第３の元素とし
てＢ（硼素）を添加することによりその点を改良した材
料（特開昭５９−４６００８号）、あるいはＮ（窒素）
を添加することによりそれを改良した材料（特開昭６０
−１３１９４９号）が、すでに提案されている。この
内、ＮｄＦｅＢ磁石（Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂが主相）は実用材
として既に広く用いられてきている。またＦｅ−Ｒ−Ｎ
系磁石（Ｓｍ2Ｆｅ17Ｎ3やＮｄＦｅ11ＴｉＮ等が主相）
も実用化を目前に控えている。However, it is often difficult to obtain a high Curie point or uniaxial magnetocrystalline anisotropy in an alloy composed of a binary system containing only Fe-R. For this reason, a material improved in that point by adding B (boron) as the third element (JP-A-59-46008) or N (nitrogen)
A material improved by the addition of
No. 131949) has already been proposed. Among them, the NdFeB magnet (Nd 2 Fe 14 B is the main phase) has already been widely used as a practical material. Also Fe-R-N
System magnet (Sm 2 Fe 17 N 3 and NdFe 11 TiN etc. are the main phases)
Is about to be put to practical use.

【０００４】また、最近に到っては、Ｆｅ−Ｓｍの２元
系合金に第３の元素としてＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｓ
ｉ，Ｍｏ，Ｗを添加することにより特性の改善を計る試
みも行われている（特開昭６２−２４１３０２号，特開
昭６３−２８８４５号）。 すなわち、ＧをＴｉ，Ｖ，
Ｃｒ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｗとするとき、Ｓｍ（Ｆｅ1-
xＧx）12なる組成の合金ではＴｈＭｎ12型正方晶構造が
安定化され、これが優れた永久磁石特性を示す、という
ものである。これらの合金はＳｍＣｏ磁石やＮｄＦｅＢ
磁石よりもＲの含有量が少ない点で注目されている。Ｒ
の含有量が少ないということは、原料価格および材料の
耐食性の両面から見て工業的に有利であることを意味す
る。上記Ｓｍ（Ｆｅ1-xＧx）12の中でも、ＳｍＦｅ11Ｔ
ｉが優れている、とされる。Recently, Fe-Sm binary alloys have been used as third elements such as Ti, V, Cr, Al and S.
Attempts have also been made to improve the characteristics by adding i, Mo and W (JP-A-62-241302, JP-A-63-28845). That is, G is Ti, V,
When using Cr, Al, Si, Mo, W, Sm (Fe 1-
In the alloy having the composition x G x ) 12 , the ThMn 12 type tetragonal structure is stabilized, and this exhibits excellent permanent magnet characteristics. These alloys are SmCo magnets and NdFeB
Attention has been paid to the fact that the content of R is smaller than that of magnets. R
The low content of R means that it is industrially advantageous in terms of both the raw material price and the corrosion resistance of the material. Among the above Sm (Fe 1-x G x ) 12 , SmFe 11 T
i is said to be excellent.

【０００５】[0005]

【発明が解決しようとする課題】しかし、上記したよう
な元素Ｇはいずれも、これを添加することによりその合
金の飽和磁化を低下させてしまう。従って、上記Ｇのよ
うな作用を行う添加元素Ｍとしては、できるだけその添
加量が少であってもその効果が大となるような、効果的
な元素の種類（およびその組み合わせ）の選択が重要で
あると思われる。また、このＴｈＭｎ12型正方晶化合物
は準安定状態でのみ得られると言われており、Ｓｍ（Ｆ
ｅ1-xＧx）12なる組成の合金においても、このＴｈＭｎ
12型正方晶化合物を単相状態で安定的に得ることはさほ
ど容易ではない。従って、上記Ｇのような作用を行う添
加元素Ｍの中から、ＴｈＭｎ12型正方晶化合物を安定的
に得られるような元素の種類（およびその組み合わせ）
を選択することが重要である。However, the addition of any of the above-mentioned elements G causes the saturation magnetization of the alloy to be lowered. Therefore, it is important to select an effective element type (and a combination thereof) as the additive element M that acts like the above-mentioned G so that the effect is great even if the added amount is as small as possible. Seems to be. Moreover, it is said that this ThMn 12 type tetragonal compound can be obtained only in a metastable state, and Sm (F
Even in an alloy having a composition of e 1-x G x ) 12 , this ThMn
It is not so easy to obtain a 12- type tetragonal compound stably in a single-phase state. Therefore, the kind (and combination) of the elements that can stably obtain the ThMn 12 -type tetragonal compound from the additive elements M that act like G above.
It is important to choose.

【０００６】また、それらＴｈＭｎ12型正方晶化合物
は、磁気特性に優れているとは言え、実用的な永久磁石
材料としてはまだもう一歩というところであり、さらな
る特性の改善が切望される。Further, although these ThMn 12 type tetragonal compounds are excellent in magnetic properties, they are still another step as a practical permanent magnet material, and further improvement in properties is desired.

【０００７】[0007]

【課題を解決するための手段】元素Ｇのような作用を行
う添加元素Ｍを合金中に存在させることによりＴｈＭｎ
12型正方晶構造が安定化される理由については、正確な
ところは未だ不明であるが、一応次のように推定されて
いる。例えばＭを含まないＳｍＦｅ12ではＴｈＭｎ12型
正方晶構造が生成されないが、これはＴｈ（＋４価のイ
オン半径＝1.02オンク゛ストローム）対 Ｍｎ（＋２価のイオン半
径＝0.80オンク゛ストローム），Ｓｍ（＋３価のイオン半径＝1.0
0オンク゛ストローム）対 Ｆｅ（＋３価のイオン半径＝0.60オンク゛ス
トローム）で比較した場合、Ｆｅの大きさがＳｍに比べて小
さすぎるためであると考えられている。By adding an additional element M, which acts like the element G, in the alloy, ThMn
The reason why the 12- type tetragonal structure is stabilized is still unknown, but it is presumed as follows. For example, in Mm-free SmFe 12 , a ThMn 12 type tetragonal structure is not formed. Ion radius = 1.0
This is considered to be because the size of Fe is too small as compared with Sm when comparing with 0 angstrom) vs. Fe (+3 valence ion radius = 0.60 angstrom).

【０００８】そして、この中のＦｅの一部を例えばＴｉ
（＋３価のイオン半径＝0.69 ）等で置換して前記Ｓｍ
Ｆｅ11Ｔｉ等とすることによりＴｈＭｎ12型正方晶構造
が生成されるようになるのであるが、Ｔｉ等は図１に示
すＴｈＭｎ12型正方晶構造において８ｉサイトに存在す
るといわれている。従って、このときのＴｉ等の役割
は、その原子寸法がＦｅよりも大きいこと等に由来して
８ｉサイトにおいて格子を拡張している点にあると考え
られ、このことからＳｍ原子寸法に見合うような格子の
整合が実現されＴｈＭｎ12型正方晶構造の生成が可能に
なってくるものと考えられる。Then, a part of Fe in this is replaced by, for example, Ti.
(+3 valence ion radius = 0.69)
The use of Fe 11 Ti or the like causes a ThMn 12 type tetragonal crystal structure to be generated. It is said that Ti or the like exists at the 8i site in the ThMn 12 type tetragonal crystal structure shown in FIG. Therefore, it is considered that the role of Ti and the like at this time lies in the fact that the lattice is expanded at the 8i site due to the fact that its atomic size is larger than that of Fe. It is considered that various lattice matching is realized and a ThMn 12 type tetragonal structure can be generated.

【０００９】従って、特定の元素Ｍを添加することによ
り上記の格子整合を行おうとする場合に、Ｍとして原子
寸法の大きなものを選択すれば、原子１ヶ当たりが引き
起こす格子の拡張はより大きいので、その添加量は少な
くてよいことが期待される。しかし、その場合には、Ｍ
の存在がその周りに引き起こす局所的な歪は極めて大き
なものになると共に、微視的にみたときのＭの存在状態
はＭの個数自体が少ないことに起因して必然的に不均一
なものとなる。故に、ＴｈＭｎ12型正方晶構造の生成は
必ずしも安定的には行われにくい結果となってしまう。Therefore, when trying to perform the above-mentioned lattice matching by adding a specific element M, if one having a large atomic size is selected as M, the expansion of the lattice caused by one atom is larger. It is expected that the addition amount will be small. But in that case, M
The local strain caused by the presence of is extremely large, and the state of existence of M when viewed microscopically is necessarily non-uniform due to the small number of M itself. Become. Therefore, the ThMn 12 type tetragonal structure is not always stably produced.

【００１０】一方、Ｍとして原子寸法の小さなものを選
択すれば、Ｍの存在がその周りに引き起こす局所的な歪
は小さいので周りともよくなじみやすいものとなし得
る。故に、ＴｈＭｎ12型正方晶構造の生成をより安定的
に行い得ることが期待される。しかし、この場合には、
今度は、その添加量を多くしなければならない。On the other hand, when M having a small atomic size is selected as M, the local strain caused by the presence of M is small, so that it can be easily adapted to the surroundings. Therefore, it is expected that the formation of the ThMn 12 type tetragonal structure can be performed more stably. But in this case,
Now, the amount of addition must be increased.

【００１１】元素Ｍの選択に関しては、その原子寸法と
いう点から見た場合、上記したような相反する側面があ
り、前記した「発明が解決しようとする課題」を解くこ
とは、結局、それらのジレンマからいかにうまく抜け出
るか、という問題に帰着される。 これに関し、本願発
明者は鋭意検討を重ねた結果、この問題の解決のために
は、Ｍとして例えばＴｉならＴｉというふうに単一の元
素のみを用いるようないわゆる「単独添加」よりは、種
類の異なる元素を複数の種類用いるようないわゆる「複
合添加」とすることが好ましく、特に３種類以上の元素
を用いるようにすることが効果的であることを見いだし
て、本発明を完成するに到ったものである。そしてさら
に、３種類以上の元素を用いる場合に、Ｔｉ，Ｖ，Ｍ
ｏ，Ｎｂ，Ｇａ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｇ，
Ｓｎ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｓｉ，Ｐ，Ｂｉの中から選択
した元素の組み合わせを用いるようにすることが好適で
あることを見いだしたものである。Regarding the selection of the element M, there are contradictory aspects as described above from the viewpoint of the atomic size, and it is ultimately necessary to solve the above-mentioned "problems to be solved by the invention". The problem is how to get out of the dilemma. In this regard, the inventors of the present application have conducted extensive studies, and as a result, in order to solve this problem, rather than the so-called “single addition” in which only a single element such as Ti is used as M, for example, Ti is used, It is preferable to use so-called "composite addition" in which a plurality of different types of elements are used, and it is particularly effective to use three or more types of elements, and the present invention has been completed. It is a thing. Further, when using three or more kinds of elements, Ti, V, M
o, Nb, Ga, Cr, Al, Mn, Ta, W, Mg,
It has been found that it is preferable to use a combination of elements selected from Sn, Ge, Zr, Hf, Si, P and Bi.

【００１２】この点に関し付言するならば、従来も、例
えば特開平１−１７５２０５号公報においてはＭとして
「Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ａ
ｌ，Ｓｎ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｇｅの内の１種または２種以
上」を用いることが開示されている如く、確かに文面上
ではＭとして複数元素を複合的に用いることの可能性が
示されてはいる。しかし、同公報の実施例もそうである
が、実際にはそれらの元素は単独添加として用いられて
きている場合が殆どである。また稀には特定元素の２種
類以上を複合的に用いている例も見いだされるのである
が、その場合でもそれらは複合添加を行うことについて
「その意義とその効果とを明白に認識した上で敢えて複
合添加を選択している」ようには思われない。In addition to this point, in the prior art, for example, in Japanese Patent Laid-Open No. 1-175205, M is represented by "V, Cr, Mn, Si, W, Nb, Mo, Ta, A.
It is disclosed that the use of one or more of 1, Sn, Zr, Hf, and Ge ”is certainly shown in the text as a possibility of using multiple elements as M in combination. It is However, as is the case with the examples of the publication, in most cases, those elements have actually been used as single additions. In rare cases, there are also cases where two or more specific elements are used in combination, but even in that case, they are not able to understand the significance and effect of adding multiple elements. It doesn't seem like they dare to select multiple additions. "

【００１３】これに対して本発明は、後述のように、Ｍ
として種類の異なる元素を複数組み合わせて用いる点に
こそ大きな意義があり、その場合には単独添加では実現
し得なかったような卓越した効果が得られるとの知見を
得て、その面からの検討を進めた結果として、完成に到
ったものである。On the other hand, in the present invention, as described later,
It is of great significance to use multiple different types of elements as a combination, and in that case, we obtained the knowledge that an outstanding effect that could not be achieved by single addition could be obtained, and examined from that aspect. It was completed as a result of proceeding with.

【００１４】一方、これとは別に、格子を伸長する上に
おいて大いに効果のある格子間侵入型の元素Ｘを上記Ｍ
と併せ用いるようにすれば、ＴｈＭｎ12型正方晶構造の
生成をいっそう安定的に実現し得ることが期待されると
共に、それにも増して重要なこととして、本発明合金へ
の格子間侵入型元素Ｘの導入は、飽和磁化を著しく増し
キュリー点を高めるとともに保磁力を顕著に向上させる
という点で永久磁石特性の改善に対しても極めて重要な
本質的な効果をもたらす場合のあることが分かるに及ん
で、本発明の完成に到ったものである。格子間侵入型元
素Ｘとしては、Ｎ(窒素)，Ｂ(硼素)，Ｃ(炭素)等があ
り、それらの各々を単独で用いてもよいし、また一方、
それらを組み合わせて用いることによってなおいっそう
顕著な効果が得られる場合もある。On the other hand, apart from this, the interstitial interstitial element X, which is highly effective in extending the lattice, is added to the above M.
It is expected that the formation of the ThMn 12 type tetragonal structure can be realized more stably if used together with this, and more importantly, the interstitial interstitial element for the alloy of the present invention is more important. It can be seen that the introduction of X may bring about an extremely important and essential effect on the improvement of the permanent magnet characteristics in that the saturation magnetization is remarkably increased to raise the Curie point and the coercive force is remarkably improved. Thus, the present invention has been completed. The interstitial interstitial element X includes N (nitrogen), B (boron), C (carbon), etc., each of which may be used alone, or on the other hand,
In some cases, even more remarkable effects can be obtained by using them in combination.

【００１５】本発明は上記した２つの知見、即ち、Ｔｈ
Ｍｎ12型正方晶構造の生成を効率的・安定的に実現する
ためにはＭとして種類の異なる３種類以上の元素を用い
るようにするのが有効であること、ならびに格子を伸長
する上で大いに効果のある格子間侵入型の元素Ｘを上記
Ｍと併せ用いるようにすることが結晶構造上のみならず
磁気特性上も極めて有効であること、に基づいてなされ
たものである。The present invention is based on the above two findings, namely, Th
In order to efficiently and stably realize the Mn 12 type tetragonal structure, it is effective to use three or more elements of different kinds as M, and it is very important to extend the lattice. This is based on the fact that it is extremely effective not only in terms of crystal structure but also in magnetic properties to use the interstitial interstitial element X which is effective together with the above M.

【００１６】すなわち、本発明は、ＲをＹ，Ｔｈおよび
すべてのランタノイド元素からなる群の中から選ばれた
１種類または２種類以上の元素の組合せ、Ｍ１をＴｉ，
Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｇａ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｔａ，Ｗ，
Ｍｇ，Ｓｎ，Ｇｅからなる群の中から選ばれた３種類以
上の元素の組合せとするとき、原子百分率で、Ｒ：３〜
３０％、Ｍ１：０．５〜１５％を含み、残部が実質的に
Ｆｅから成り、主相がＴｈＭｎ12型正方晶構造を有する
ことを特徴とする鉄−希土類系永久磁石材料である。That is, in the present invention, R is Y, Th and a combination of one or more elements selected from the group consisting of all lanthanoid elements, M1 is Ti,
V, Mo, Nb, Ga, Cr, Al, Mn, Ta, W,
When a combination of three or more elements selected from the group consisting of Mg, Sn, and Ge is used, the atomic percentage of R: 3 to
30%, M1: 0.5 to 15%, the balance substantially consisting of Fe, and a main phase having a ThMn 12 type tetragonal structure, an iron-rare earth-based permanent magnet material.

【００１７】また本発明によると、ＲをＹ，Ｔｈおよび
すべてのランタノイド元素からなる群の中から選ばれた
１種類または２種類以上の元素の組合せ、Ｍ２をＴｉ，
Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｇａ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｇ，
Ｓｎ，Ｇｅからなる群の中から選ばれた３種類以上の元
素の組合せ、ＸをＮ(窒素)もしくはＢ(硼素)もしくはＣ
(炭素)またはこれらの元素の組合せとするとき、原子百
分率で、Ｒ：３〜３０％、Ｍ２：０．５〜１５％、Ｘ：
０．３〜５０％を含み、残部が実質的にＦｅから成り、
主相がＴｈＭｎ12型正方晶構造を有することを特徴とす
る鉄−希土類系永久磁石材料が提供される。According to the present invention, R is Y, Th and a combination of one or more elements selected from the group consisting of all lanthanoid elements, M2 is Ti,
V, Mo, Nb, Ga, Cr, Mn, Ta, W, Mg,
A combination of three or more elements selected from the group consisting of Sn and Ge, where X is N (nitrogen) or B (boron) or C
(C) or a combination of these elements, in atomic percentage, R: 3 to 30%, M2: 0.5 to 15%, X:
0.3 to 50%, the balance consisting essentially of Fe,
There is provided an iron-rare earth-based permanent magnet material characterized in that a main phase has a ThMn 12 type tetragonal structure.

【００１８】さらに本発明によると、ＲをＹ，Ｔｈおよ
びすべてのランタノイド元素からなる群の中から選ばれ
た１種類または２種類以上の元素の組合せ、Ｍ３をＴ
ｉ，Ｖ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｗ，Ａｌ，Ｇａ，Ｔａ，Ｍ
ｇ，Ｓｎ，Ｇｅからなる群の中から選ばれた２種類以上
の元素の組合せ、Ｍ４をＺｒ，Ｈｆ，Ｓｉ，Ｐ，Ｂｉか
らなる群の中から選ばれた１種類または２種類以上の元
素の組合せとするとき、原子百分率で、Ｒ：３〜３０
％、Ｍ３：０．５〜１７％、Ｍ４：０．３〜１５％（た
だし、Ｍ３＋Ｍ４≦２０％）含み、残部が実質的にＦｅ
から成り、主相がＴhＭn12型正方晶構造を有することを
特徴とする鉄−希土類系永久磁石材料が提供される。Furthermore, according to the present invention, R is Y, Th and a combination of one or more elements selected from the group consisting of all lanthanoid elements, and M3 is T.
i, V, Mo, Cr, Mn, W, Al, Ga, Ta, M
A combination of two or more elements selected from the group consisting of g, Sn and Ge, and one or more elements selected from the group consisting of Zr, Hf, Si, P and Bi for M4. R: 3 to 30 in atomic percentage when the combination is
%, M3: 0.5 to 17%, M4: 0.3 to 15% (however, M3 + M4 ≦ 20%), with the balance being substantially Fe.
And an iron-rare earth permanent magnet material characterized in that the main phase has a ThMn 12 type tetragonal structure.

【００１９】さらにまた本発明によると、ＲをＹ，Ｔｈ
およびすべてのランタノイド元素からなる群の中から選
ばれた１種類または２種類以上の元素の組合せ、Ｍ３を
Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｗ，Ａｌ，Ｇａ，Ｔａ，
Ｍｇ，Ｓｎ，Ｇｅからなる群の中から選ばれた２種類以
上の元素の組合せ、Ｍ５をＺｒ，Ｓｉ，Ｐ，Ｂｉからな
る群の中から選ばれた１種類または２種類以上の元素の
組合せ、ＸをＮ(窒素)，Ｂ(硼素)，およびＣ(炭素)の１
種類または２種類以上とするとき、原子百分率で、Ｒ：
３〜３０％、Ｍ３：０．５〜１７％、Ｍ５：０．３〜１
５％（ただし、Ｍ３＋Ｍ５≦２０％）、Ｘ：０．３〜５
０％を含み、残部が実質的にＦｅから成り、主相がＴh
Ｍn12型正方晶構造を有することを特徴とする鉄−希土
類系永久磁石材料が提供される。Furthermore, according to the present invention, R is Y, Th
And a combination of one or more elements selected from the group consisting of all lanthanoid elements, M3 is Ti, V, Mo, Cr, Mn, W, Al, Ga, Ta,
A combination of two or more elements selected from the group consisting of Mg, Sn and Ge, and a combination of one or more elements selected from the group consisting of Zr, Si, P and Bi for M5. , X is N (nitrogen), B (boron), and C (carbon) 1
When there are two or more types, the atomic percentage is R:
3 to 30%, M3: 0.5 to 17%, M5: 0.3 to 1
5% (however, M3 + M5 ≦ 20%), X: 0.3-5
0%, the balance consists essentially of Fe, and the main phase is Th
There is provided an iron-rare earth-based permanent magnet material characterized by having an Mn 12 type tetragonal structure.

【００２０】ところで、上記したところから明らかなよ
うに、Ｘは材料中において（少なくとも一時期は）格子
間侵入型の原子として存在する必要がある。このために
は、特にＮについて言えば、これを材料中に含有させる
方法としては、Ｎをもともと含むようなものを原材料と
して用いるという方法によってもよいが、むしろ、後の
工程において、適宜な気体中もしくは液体中において処
理することによりＮを材料の中へ侵入させる方法が適し
ていることが分かった。Ｎを侵入させるために用いる気
体としては、Ｎ2ガス、Ｎ2＋Ｈ2混合ガス、ＮＨ3ガス、
およびこれらの混合ガス等（Ｈ2ガスもしくはその他の
不活性ガス等で希釈する場合を含む）を用いることが出
来る。また、その場合の処理温度としては通常２００〜
１０００℃、特に３００〜７００℃とすればよい。ま
た、その場合の処理時間としては通常０．２〜５０h 程
度でよいが、材料の所望特性に応じて適宜選択すればよ
い。By the way, as is clear from the above description, it is necessary that X exists in the material (at least for a period of time) as interstitial interstitial atoms. For this purpose, particularly regarding N, as a method of incorporating N in a material, a method of originally containing N may be used as a raw material, but rather, in a subsequent step, an appropriate gas is used. It has been found that a method of infiltrating N into the material by treatment in water or in a liquid is suitable. As the gas used to infiltrate N, N 2 gas, N 2 + H 2 mixed gas, NH 3 gas,
Also, a mixed gas thereof or the like (including a case of diluting with H 2 gas or other inert gas) can be used. The processing temperature in that case is usually 200 to
The temperature may be 1000 ° C, particularly 300 to 700 ° C. The processing time in that case is usually about 0.2 to 50 hours, but it may be appropriately selected according to the desired characteristics of the material.

【００２１】すなわち、本発明は、ＲをＹ，Ｔｈおよび
すべてのランタノイド元素からなる群の中から選ばれた
１種類または２種類以上の元素の組合せ、Ｍ２をＴｉ，
Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｇａ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｇ，
Ｓｎ，Ｇｅからなる群の中から選ばれた３種類以上の元
素の組合せ、ＸをＮ(窒素)もしくはＢ(硼素)もしくはＣ
(炭素)またはこれらの元素の組合せとするとき、原子百
分率で、Ｒ：３〜３０％、Ｍ２：０．５〜１５％、Ｘ：
０．３〜５０％を含み、残部が実質的にＦｅから成り、
主相がＴｈＭｎ12型正方晶構造を有するような鉄−希土
類系永久磁石材料を製造するに際して、予め、Ｎ含有量
が所望の量よりは少ない材料もしくは実質的にＮを含有
しない材料を作製した後、これをＮを含む気体中で処理
して材料中にＮを侵入させることにより、所望のＮ含有
量にするようにしたことを特徴とする鉄−希土類系永久
磁石材料の製造方法を提供するものでもある。That is, in the present invention, R is Y, Th, and a combination of one or more elements selected from the group consisting of all lanthanoid elements, M2 is Ti,
V, Mo, Nb, Ga, Cr, Mn, Ta, W, Mg,
A combination of three or more elements selected from the group consisting of Sn and Ge, where X is N (nitrogen) or B (boron) or C
(C) or a combination of these elements, in atomic percentage, R: 3 to 30%, M2: 0.5 to 15%, X:
0.3 to 50%, the balance consisting essentially of Fe,
In producing an iron-rare earth permanent magnet material whose main phase has a ThMn 12 type tetragonal structure, a material containing less than a desired amount of N or a material containing substantially no N was prepared in advance. Then, this is treated in a gas containing N to allow N to penetrate into the material so that a desired N content is obtained, and a method for producing an iron-rare earth permanent magnet material is provided. It is also something to do.

【００２２】また本発明は、ＲをＹ，Ｔｈおよびすべて
のランタノイド元素からなる群の中から選ばれた１種類
または２種類以上の元素の組合せ、Ｍ３をＴｉ，Ｖ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｗ，Ａｌ，Ｇａ，Ｔａ，Ｍｇ，Ｓｎ，
Ｇｅからなる群の中から選ばれた２種類以上の元素の組
合せ、Ｍ５をＺｒ，Ｓｉ，Ｐ，Ｂｉからなる群の中から
選ばれた１種類または２種類以上の元素の組合せ、Ｘを
ＮもしくはＢもしくはＣまたはこれらの元素の組合せと
するとき、原子百分率で、Ｒ：３〜３０％、Ｍ３：０．
５〜１７％、Ｍ５：０．３〜１５％（ただし、Ｍ３＋Ｍ
５≦２０％）、Ｘ：０．３〜５０％を含み、残部が実質
的にＦｅから成り、主相がＴhＭn12型正方晶構造を有す
ることを特徴とする鉄−希土類系永久磁石材料を製造す
るに際して、予め、Ｎ含有量が所望の量よりは少ない材
料もしくは実質的にＮを含有しない材料を作製した後、
これをＮを含む気体中で処理して材料中にＮを侵入させ
ることにより、所望のＮ含有量にするようにしたことを
特徴とする鉄−希土類系永久磁石材料の製造方法を提供
するものでもある。In the present invention, R is a combination of one or more elements selected from the group consisting of Y, Th and all lanthanoid elements, and M3 is Ti, V, M.
o, Cr, Mn, W, Al, Ga, Ta, Mg, Sn,
A combination of two or more elements selected from the group consisting of Ge, M5 being a combination of one or more elements selected from the group consisting of Zr, Si, P and Bi, and X being N Alternatively, when B or C or a combination of these elements is used, R: 3 to 30%, M3: 0.
5 to 17%, M5: 0.3 to 15% (however, M3 + M
5 ≦ 20%), X: 0.3 to 50%, the balance substantially consisting of Fe, and the main phase having a ThMn 12 type tetragonal crystal structure, an iron-rare earth-based permanent magnet material. Before manufacturing, after producing a material having a N content smaller than a desired amount or a material substantially not containing N,
A method for producing an iron-rare earth-based permanent magnet material, characterized in that a desired N content is obtained by treating this in a gas containing N to allow N to enter the material. But also.

【００２３】一方、Ｂ，Ｃを含有させる方法について
は、Ｂ，Ｃをもともと含むようなものを原材料として用
いることが通常に可能である。ただし、この場合でも、
もしＢ，Ｃの化合物の形のものを用いる場合には、極め
て安定な化合物，例えばＭ元素との硼化物，Ｒ元素との
硼化物，Ｍ元素との炭化物，Ｒ元素との炭化物，等は合
金中においてＢ，Ｃ原子単体の形に解離せず、従って格
子間侵入型の原子として存在させることが困難な場合が
多いので、あまり好ましくない。Ｂ，Ｃの原材料として
は、金属ボロン，黒鉛等の純元素，または比較的安定度
の低い化合物，例えばフェロボロン，Ｆｅ3Ｃ等Ｆｅと
の炭化物，等が推奨される。本発明において、Ｂは他の
２つの格子間侵入型元素Ｎ，Ｃに比較して、原材料から
合金中に添加することは最も容易である点が特長であ
る。On the other hand, with regard to the method of incorporating B and C, it is usually possible to use, as a raw material, a material which originally contains B and C. However, even in this case,
If compounds in the form of B and C are used, extremely stable compounds such as borides with M element, borides with R element, carbides with M element, carbides with R element, etc. It is not preferable because it does not dissociate into a single B or C atom in the alloy, and therefore it is often difficult to make it exist as interstitial interstitial atoms. As the raw materials for B and C, pure elements such as metallic boron and graphite, or compounds having a relatively low stability such as ferroboron and carbides with Fe such as Fe 3 C are recommended. In the present invention, B is characterized in that it is the easiest to add B from the raw material into the alloy as compared with the other two interstitial interstitial elements N and C.

【００２４】[0024]

【作用】以下、本発明の鉄−希土類系永久磁石材料につ
き詳細に説明する。本発明において、Ｒは、磁気異方性
を生み保磁力を発生させる上で本質的な役割を担う、極
めて重要な構成元素である。Ｒとしては、Ｙ，Ｔｈおよ
びすべてのランタノイド元素、すなわち、Ｙ，Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄ
ｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，ＬｕおよびＴｈが含ま
れ、これらからなる群の中から選ばれた１種類または２
種類以上の元素の組合せとして用いればよい。Ｒは、原
子百分率で３〜３０％、好ましくは５〜１８％、さらに
好ましくは６〜１２％の範囲にあることが必要である。The iron-rare earth permanent magnet material of the present invention will be described in detail below. In the present invention, R is an extremely important constituent element that plays an essential role in producing magnetic anisotropy and generating coercive force. As R, Y, Th, and all lanthanoid elements, that is, Y, La, C
e, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, D
y, Ho, Er, Tm, Yb, Lu and Th are included, and one or two selected from the group consisting of these
It may be used as a combination of more than one element. R needs to be in the range of 3 to 30%, preferably 5 to 18%, and more preferably 6 to 12% in terms of atomic percentage.

【００２５】Ｒが３％未満では保磁力が得られないの
で、Ｒの下限は３％とする。一方、Ｒが３０％を超える
と飽和磁化が小さくなりすぎるとともに、材料の酸化が
激しく耐食性がきわめて悪くなるので、Ｒの上限は３０
％とする。安定した磁気特性を得るためには、Ｒの量は
通常５〜１８％の範囲に選ぶことが望ましい。とりわけ
Ｒの量を６〜１２％とするときはＴｈＭｎ12型正方晶構
造が安定に得られやすい。なお、特に高い磁束密度と大
きなエネルギ−積とを得たい時には、Ｒを７〜９％に選
択することが有効である。If R is less than 3%, coercive force cannot be obtained, so the lower limit of R is 3%. On the other hand, when R exceeds 30%, the saturation magnetization becomes too small, and the material is heavily oxidized, resulting in extremely poor corrosion resistance. Therefore, the upper limit of R is 30.
%. In order to obtain stable magnetic characteristics, the amount of R is usually desired to be selected in the range of 5-18%. In particular, when the amount of R is 6 to 12%, a ThMn 12 type tetragonal structure is likely to be stably obtained. In addition, when it is desired to obtain a particularly high magnetic flux density and a large energy product, it is effective to select R to 7 to 9%.

【００２６】Ｍ、すなわち、Ｍ１，Ｍ２，Ｍ３，Ｍ４及
びＭ５は、ＴｈＭｎ12型正方晶構造を生成する上で大き
な効果を持つ元素である。Ｍ１としては、Ｔｉ，Ｖ，Ｍ
ｏ，Ｎｂ，Ｇａ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｇ，
Ｓｎ，Ｇｅからなる群の中から選択した３種類以上の元
素を組み合わせて用いるようにすればよい。特に４種類
以上を組み合わせて用いた場合には極めて顕著な効果を
得られる場合がある。好適な組み合わせ例としては、Ｔ
ｉ＋Ｍｏ＋Ｖ、Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ、Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｎｂ、Ｍ
ｏ＋Ｖ＋Ｎｂ、Ｔｉ＋Ｖ＋Ａｌ、Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ａ
ｌ、Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｎｂ等が挙げられる。M, that is, M1, M2, M3, M4 and M5 is an element having a great effect in forming a ThMn 12 type tetragonal structure. M1, Ti, V, M
o, Nb, Ga, Cr, Al, Mn, Ta, W, Mg,
It suffices to use three or more kinds of elements selected from the group consisting of Sn and Ge in combination. Particularly when four or more kinds are used in combination, a very remarkable effect may be obtained. An example of a suitable combination is T
i + Mo + V, Ti + V + Nb, Ti + Mo + Nb, M
o + V + Nb, Ti + V + Al, Ti + Mo + V + A
1, Ti + Mo + V + Nb and the like.

【００２７】Ｍ２としては、Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｇ
ａ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｇ，Ｓｎ，Ｇｅからなる
群の中から選択した３種類以上の元素を組み合わせて用
いるようにすればよい。特に４種類以上を組み合わせて
用いた場合には極めて顕著な効果を得られる場合があ
る。好適な組み合わせ例としては、Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ、Ｔ
ｉ＋Ｖ＋Ｎｂ、Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｎｂ、Ｍｏ＋Ｖ＋Ｎｂ、Ｔ
ｉ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ｎｂ等が挙げられる。As M2, Ti, V, Mo, Nb, G
A combination of three or more kinds of elements selected from the group consisting of a, Cr, Mn, Ta, W, Mg, Sn, and Ge may be used. Particularly when four or more kinds are used in combination, a very remarkable effect may be obtained. A suitable combination example is Ti + Mo + V, T
i + V + Nb, Ti + Mo + Nb, Mo + V + Nb, T
i + Mo + V + Nb etc. are mentioned.

【００２８】その効果を発揮させるためには、Ｍ１また
はＭ２は原子百分率で０．５〜１５％であればよいが、
通常は１〜１２％であることが好ましい。特に、１０％
未満であることが望ましい。Ｍ１またはＭ２が０．５％
未満では上記した効果が得られないので、Ｍ１またはＭ
２の下限は０．５％とする。一方、Ｍ１またはＭ２が１
５％を超えると飽和磁化が小さくなりすぎ本発明の目的
から逸脱するので、Ｍ１またはＭ２の上限は１５％とす
る。１００ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化を得るためには１
２％以下、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化を得るため
には１０％未満とすることが好ましい。また、Ｍ１また
はＭ２を構成する個々の元素の含有下限量については、
その効果を得るためには、原子百分率で０．１％以上で
あればよいが、通常は０．２％以上であることが好まし
い。In order to exert its effect, M1 or M2 may be 0.5 to 15% in atomic percentage,
Usually, it is preferably 1 to 12%. Especially 10%
It is desirable to be less than. M1 or M2 is 0.5%
If less than the above, the above effect cannot be obtained, so M1 or M
The lower limit of 2 is 0.5%. On the other hand, M1 or M2 is 1
If it exceeds 5%, the saturation magnetization becomes too small and deviates from the object of the present invention. Therefore, the upper limit of M1 or M2 is set to 15%. To obtain a saturation magnetization of 100 emu / g or more, 1
In order to obtain a saturation magnetization of 2% or less and 120 emu / g or more, it is preferably less than 10%. In addition, regarding the lower limit content of the individual elements constituting M1 or M2,
In order to obtain the effect, the atomic percentage may be 0.1% or more, but normally 0.2% or more is preferable.

【００２９】Ｍ３としては、Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｍ
ｎ，Ｗ，Ａｌ，Ｇａ，Ｔａ，Ｍｇ，Ｓｎ，Ｇｅからなる
群の中から選択した２種類以上の元素を組み合わせて用
いるようにすればよい。特に３種類以上を組み合わせて
用いた場合には極めて顕著な効果を得られる場合があ
る。好適な組み合わせ例としては、Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ、Ｔ
ｉ＋Ｖ＋Ａｌ、Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｖ＋Ａｌ等が挙げられる。M3 is Ti, V, Mo, Cr, M
It suffices to use a combination of two or more kinds of elements selected from the group consisting of n, W, Al, Ga, Ta, Mg, Sn and Ge. Particularly when three or more kinds are used in combination, a very remarkable effect may be obtained. A suitable combination example is Ti + Mo + V, T
i + V + Al, Ti + Mo + V + Al, etc. may be mentioned.

【００３０】その効果を発揮させるためには、Ｍ３は原
子百分率で０．５〜１７％であればよいが、通常は１〜
１２％であることが好ましい。Ｍ３が０．５％未満では
上記した効果が得られないので、Ｍ３の下限は０．５％
とする。一方、Ｍ３が１７％を超えると飽和磁化が小さ
くなりすぎて本発明の目的から逸脱するので、Ｍ３の上
限は１７％とする。また、Ｍ３を構成する個々の元素の
含有下限量については、その効果を得るためには、原子
百分率で０．１％以上であればよいが、通常は０．２％
以上であることが好ましい。In order to exert its effect, M3 may be 0.5 to 17% in atomic percentage, but usually 1 to 3.
It is preferably 12%. If M3 is less than 0.5%, the above effect cannot be obtained, so the lower limit of M3 is 0.5%.
And On the other hand, when M3 exceeds 17%, the saturation magnetization becomes too small and deviates from the object of the present invention. Therefore, the upper limit of M3 is set to 17%. Regarding the lower limit of the content of each element constituting M3, in order to obtain the effect, the atomic percentage may be 0.1% or more, but is usually 0.2%.
The above is preferable.

【００３１】Ｍ４またはＭ５は、上記Ｍ３と協同して前
記したＭのような作用を行ないＴhＭn12型正方晶構造を
安定化する上で大きな効果を持つ元素である。Ｍ４とし
ては、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｓｉ，Ｐ，Ｂｉからなる群の中から
選択した１種類の元素または２種類以上の元素の組合せ
を用いればよい。Ｍ５としては、Ｚｒ，Ｓｉ，Ｐ，Ｂｉ
からなる群の中から選択した１種類の元素または２種類
以上の元素の組合せを用いればよい。M4 or M5 is an element which has a great effect in stabilizing the ThMn 12 type tetragonal structure by performing the above-mentioned action of M in cooperation with M3. As M4, one kind of element selected from the group consisting of Zr, Hf, Si, P and Bi or a combination of two or more kinds of elements may be used. As M5, Zr, Si, P, Bi
One kind of element selected from the group consisting of or a combination of two or more kinds of elements may be used.

【００３２】上記した効果を発揮させるためには、Ｍ４
またはＭ５は原子百分率で０．３〜１５％であればよい
が、通常は０．５〜１０％であることが好ましい。特に
０．５〜８％であることが望ましい。Ｍ４またはＭ５が
０．３％未満では上記した効果が得られないので、Ｍ４
またはＭ５の下限は０．３％とする。一方、Ｍ４または
Ｍ５が１５％を超えると飽和磁化が小さくなりすぎて本
発明の目的から逸脱するので、Ｍ４またはＭ５の上限は
１５％とする。８０ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化を得るた
めには１０％以下とすればよい。また、これらの元素は
これを用いることにより溶湯の粘性を上げてしまう場合
もあるので、その添加量を８％以下にとどめておくこと
は一法である。また、Ｍ４またはＭ５を構成する個々の
元素の含有下限量については、その効果を得るために
は、原子百分率で０．１％以上であればよいが、通常は
０．２％以上であることが好ましい。In order to exert the above effects, M4
Alternatively, M5 may be 0.3 to 15% in terms of atomic percentage, but is usually preferably 0.5 to 10%. It is particularly preferable that the content is 0.5 to 8%. If M4 or M5 is less than 0.3%, the above effect cannot be obtained.
Alternatively, the lower limit of M5 is 0.3%. On the other hand, if M4 or M5 exceeds 15%, the saturation magnetization becomes too small and deviates from the object of the present invention. Therefore, the upper limit of M4 or M5 is set to 15%. In order to obtain a saturation magnetization of 80 emu / g or more, it may be 10% or less. Moreover, since the use of these elements may increase the viscosity of the molten metal in some cases, it is a method to keep the amount of addition of these elements to 8% or less. Regarding the lower limit of the content of each element constituting M4 or M5, in order to obtain the effect, the atomic percentage may be 0.1% or more, but is usually 0.2% or more. Is preferred.

【００３３】ただし、Ｍ３とＭ４、またはＭ３とＭ５の
合計が原子百分率で２０％を超えると、合金の飽和磁化
が小さくなりすぎて本発明の目的から逸脱するようにな
るので、それらの合計の上限は２０％とする。However, if the total of M3 and M4 or M3 and M5 exceeds 20% in atomic percentage, the saturation magnetization of the alloy becomes too small and deviates from the object of the present invention. The upper limit is 20%.

【００３４】Ｍ、すなわちＭ１ないしＭ５として種類の
異なる元素を少なくとも３種類以上組み合わせて用いる
ようにすることがＴｈＭｎ12型正方晶構造の生成・安定
化に有効であることの正確な理由はまだ不明であるが、
一応次のように推定される。即ち、元素を少なくとも３
種類以上組み合わせることから、それらの中には相対的
に原子寸法の大きなものと小さなものとが共存すること
になる。そして、この中の原子寸法の最も大きなもの
（仮に "第１の元素" と呼ぶ）が格子の拡張に関して効
果的に作用する。しかし、これには、前に「課題を解決
するための手段」のところで述べたような不具合（極め
て大きな局所歪の発生と不均一性の存在）を伴う。The exact reason why it is effective to generate and stabilize the ThMn 12 type tetragonal crystal structure by using at least three or more different kinds of elements as M, that is, M1 to M5 is still unknown. In Although,
It is estimated as follows. That is, at least 3 elements
By combining more than one kind, those having relatively large atomic dimensions and those having relatively small atomic dimensions coexist among them. The largest atomic size among them (tentatively called the "first element") effectively acts on the expansion of the lattice. However, this is accompanied by the inconvenience (the occurrence of extremely large local strain and the presence of non-uniformity) as described above in “Means for solving the problem”.

【００３５】ところが、今の場合には、 "第１の元素"
より原子寸法の小さな少なくとも２種類以上の他の元素
（仮に "第２の元素" ， "第３の元素" ，等と呼ぶ）も
共存するので、それらは、各々の原子寸法に相応してう
まく歪を緩和するような傾向で格子中に分布することが
期待される（その方が全体のエネルギ−を低くできるか
ら）。即ち、前記Ｍが原子寸法の大きな "第１の元素"
１種類だけから成っていたときには存在したようなその
原子の周りでの不連続的・急激な変化は、 "第１の元
素" とは原子寸法の異なる他の２種類以上の元素が格子
中に適当に分布するようになったことから、一定の空間
範囲に渡って漸次変化するような連続的・円滑な変化へ
と変わり得る。従って、このことにより、格子とのなじ
みもよくなり、ＴｈＭｎ12型正方晶構造の生成がより安
定的・容易に行われ得るようになることが期待される。However, in the present case, "the first element"
At least two kinds of other elements having smaller atomic dimensions (probably called "second element", "third element", etc.) also coexist, so they are well suited to each atomic dimension. It is expected to be distributed in the lattice with a tendency to alleviate the strain (since the total energy can be lowered). That is, M is the "first element" having a large atomic size.
The discontinuous / rapid changes around the atom, which existed when it consisted of only one kind, are caused by two or more kinds of elements with different atomic dimensions from the "first element" in the lattice. Since it has become appropriately distributed, it can change to a continuous and smooth change that gradually changes over a certain spatial range. Therefore, this is expected to improve the familiarity with the lattice and enable the formation of the ThMn 12 type tetragonal structure to be performed more stably and easily.

【００３６】一方、これは、前記Ｍの一部に "第１の元
素" のような原子寸法の大きな元素をも用いていること
から、Ｍとして "第２の元素" ， "第３の元素" のよう
なもっと原子寸法の小さな元素のみを用いる場合より
は、一定量の格子拡張を実現するのに、総量としてはよ
り少ない添加量で済むことになる。On the other hand, this is because the element having a large atomic size such as "first element" is also used as a part of M, so that M is "second element", "third element". As compared to the case of using only elements having smaller atomic dimensions such as ", a smaller total amount of addition is required to achieve a certain amount of lattice expansion.

【００３７】即ち、本発明は、Ｍの総添加量をより少量
とした上で、換言すればより高い飽和磁化の確保を実現
した上で、ＴｈＭｎ12型正方晶構造の生成を安定的に行
い得る手段を提供するものである。Ｍとして３種類の元
素を用いたときよりは４種類もしくはそれ以上の元素を
用いたときの方がなおいっそう顕著な効果を得られる場
合が期待されることは、すでに上記の説明から自明であ
る。That is, according to the present invention, the total addition amount of M is set to be smaller, in other words, the higher saturation magnetization is ensured, and the ThMn 12 type tetragonal structure is stably generated. It provides the means to obtain. It is already apparent from the above explanation that it is expected that a more remarkable effect can be obtained when four or more elements are used as compared with when three elements are used as M. .

【００３８】なお、ＴｈＭｎ12型正方晶構造の生成をい
っそう確実なものとし、所望の特性を得るために、本発
明と超急冷法やメカニカルアロイング法等の処理を組み
合わせてもよいことは言うまでもない。It is needless to say that the present invention may be combined with the treatments such as the ultraquenching method and the mechanical alloying method in order to further secure the formation of the ThMn 12 type tetragonal structure and obtain the desired characteristics. Yes.

【００３９】本発明の鉄−希土類系永久磁石材料におい
て、Ｆｅの一部をＣｏで置換することにより、保磁力を
向上させると共に材料磁気特性の温度特性を向上させる
ことができる。このためにはＣｏの量は原子百分率で１
〜５０％、好ましくは５〜３０％の範囲にあることが望
ましい。Ｃｏ含有量が１％未満では保磁力を向上する効
果が小さく、また５０％を越えると飽和磁束密度が次第
に低下してくる。Ｃｏの量を５〜３０％に選ぶことによ
り材料磁気特性の温度特性が向上する。In the iron-rare earth permanent magnet material of the present invention, by substituting a part of Fe with Co, the coercive force can be improved and the temperature characteristic of the magnetic property of the material can be improved. For this purpose, the amount of Co is 1 in atomic percentage.
It is desirable to be in the range of -50%, preferably 5-30%. When the Co content is less than 1%, the effect of improving the coercive force is small, and when it exceeds 50%, the saturation magnetic flux density gradually decreases. By selecting the amount of Co in the range of 5 to 30%, the temperature characteristic of the magnetic property of the material is improved.

【００４０】本発明の鉄−希土類系永久磁石材料におい
て、Ｆｅの一部をＮｉで置換することにより、材料の耐
食性を改善させることができる。このためにはＮｉの量
は原子百分率で０．５〜３０％、好ましくは２〜１０％
の範囲にあることが望ましい。０．５％未満では耐食性
の向上効果が少なく、また３０％を越えると飽和磁束密
度が低下する。In the iron-rare earth permanent magnet material of the present invention, the corrosion resistance of the material can be improved by substituting a part of Fe with Ni. For this purpose, the amount of Ni is 0.5 to 30%, preferably 2 to 10% in atomic percentage.
It is desirable to be in the range of. If it is less than 0.5%, the effect of improving the corrosion resistance is small, and if it exceeds 30%, the saturation magnetic flux density decreases.

【００４１】Ｘ，即ちＮもしくはＢもしくはＣまたはこ
れらの元素の組合せ，は、本発明の合金において、格子
を伸長する点で大いに効果のある格子間侵入型の原子と
して作用し、ＴｈＭｎ12型正方晶構造を安定化する上に
おいて極めて有効に作用するとともに、磁気特性面から
いうと、飽和磁化を著しく増しキュリー点を高めるとと
もに保磁力を顕著に向上させるという点で、永久磁石特
性の向上に対しても極めて重要な本質的な役割を果たす
ところの必須構成成分であるが、その含有量は、原子百
分率で０．３〜５０％、好ましくは２〜２０％、さらに
好ましくは４〜１２％の範囲にあることが必要である。X, that is N or B or C or a combination of these elements, acts as an interstitial interstitial atom which is highly effective in extending the lattice in the alloy of the present invention, and is a ThMn 12 type tetragon. It acts extremely effectively in stabilizing the crystal structure, and in terms of magnetic characteristics, it significantly increases saturation magnetization, raises the Curie point, and significantly improves coercive force. Although it is an essential constituent that plays an extremely important essential role, its content in terms of atomic percentage is 0.3 to 50%, preferably 2 to 20%, more preferably 4 to 12%. Must be in range.

【００４２】Ｘが０．３％未満ではＸの添加効果が認め
られず飽和磁化が小さいので、Ｘの下限は０．３％とす
る。一方、Ｘが５０％を超えると飽和磁化がかえって小
さくなりすぎるので、Ｘの上限は５０％とする。ＴｈＭ
ｎ12型正方晶構造を安定的に生成させるためには、Ｘの
量は通常２〜２０％、とりわけ４〜１２％の範囲に選ぶ
ことが望ましい。If X is less than 0.3%, the effect of addition of X is not recognized and the saturation magnetization is small, so the lower limit of X is made 0.3%. On the other hand, when X exceeds 50%, the saturation magnetization is rather too small, so the upper limit of X is set to 50%. ThM
In order to stably form the n 12 type tetragonal structure, it is desirable to select the amount of X in the range of usually 2 to 20%, especially 4 to 12%.

【００４３】格子間侵入型元素Ｘとして、Ｎ，Ｂ，Ｃの
中から複数の元素を組み合わせて用いるといっそう効果
的である場合もある。特にＮとＢ，ならびにＣとＢの組
み合わせが効果的である。Ｎ，Ｃが占めると推定される
格子間位置サイトとＢが占めると推定される格子間位置
サイトとは異なると思われる点にその理由があると考え
られる。As the interstitial interstitial element X, it may be more effective to use a combination of a plurality of elements from N, B and C. In particular, a combination of N and B and C and B is effective. The reason is considered to be that the interstitial site estimated to be occupied by N and C is different from the interstitial site estimated to be occupied by B.

【００４４】前記したように、Ｘは材料中において（少
なくとも一時期は）格子間侵入型の原子として存在する
必要がある。このためには、特にＮについて言えば、こ
れを材料中に含有させる方法としては、Ｎをもともと含
むようなものを原材料として用いるという方法によって
もよいが、むしろ、後の工程において、適宜な気体中も
しくは液体中において処理することによりＮを材料の中
へ侵入させる方法が推奨される。Ｎを侵入させるために
用いる気体としては、Ｎ2ガス、Ｎ2＋Ｈ2混合ガス、Ｎ
Ｈ3ガス、およびこれらの混合ガス等（Ｈ2ガスもしくは
その他の不活性ガス等で希釈する場合を含む）を用いる
ことが出来る。また、その場合の処理温度としては通常
２００〜１０００℃、特に３００〜７００℃とすればよ
い。また、その場合の処理時間としては通常０．２〜５
０h 程度でよいが、材料の所望特性に応じて適宜選択す
ればよい。As mentioned above, X must be present as interstitial interstitial atoms in the material (at least temporarily). For this purpose, particularly regarding N, as a method of incorporating N in a material, a method of originally containing N may be used as a raw material, but rather, in a subsequent step, an appropriate gas is used. A method of allowing N to penetrate into the material by treating it in a liquid or a liquid is recommended. As the gas used for injecting N, N 2 gas, N 2 + H 2 mixed gas, N
H 3 gas, a mixed gas thereof or the like (including a case of diluting with H 2 gas or other inert gas) can be used. The treatment temperature in that case is usually 200 to 1000 ° C., and particularly 300 to 700 ° C. The processing time in that case is usually 0.2 to 5
It may be about 0 h, but it may be appropriately selected according to the desired characteristics of the material.

【００４５】一方、Ｂ，Ｃを含有させる方法について
は、Ｂ，Ｃをもともと含むようなものを原材料として用
いることが通常に可能である。ただし、この場合でも、
もしＢ，Ｃの化合物の形のものを用いる場合には、極め
て安定な化合物，例えばＭ元素との硼化物，Ｒ元素との
硼化物，Ｍ元素との炭化物，Ｒ元素との炭化物，等は合
金中においてＢ，Ｃ原子単体の形に解離せず、従って格
子間侵入型の原子として存在させることが困難な場合が
多いので、あまり好ましくない。Ｂ，Ｃの原材料として
は、金属ボロン，黒鉛等の純元素，または比較的安定度
の低い化合物，例えばフェロボロン，Ｆｅ3Ｃ等Ｆｅと
の炭化物，等が推奨される。本発明において、Ｂは他の
２つの格子間侵入型元素Ｎ，Ｃに比較して、原材料から
合金中に添加することは最も容易である点が特長であ
る。On the other hand, with regard to the method of containing B and C, it is usually possible to use a material which originally contains B and C as a raw material. However, even in this case,
If compounds in the form of B and C are used, extremely stable compounds such as borides with M element, borides with R element, carbides with M element, carbides with R element, etc. It is not preferable because it does not dissociate into a single B or C atom in the alloy, and therefore it is often difficult to make it exist as interstitial interstitial atoms. As the raw materials for B and C, pure elements such as metallic boron and graphite, or compounds having a relatively low stability such as ferroboron and carbides with Fe such as Fe 3 C are recommended. In the present invention, B is characterized in that it is the easiest to add B from the raw material into the alloy as compared with the other two interstitial interstitial elements N and C.

【００４６】また、ＮならびにＢ，Ｃはいずれも格子間
侵入型に存在し得る原子であるという点では共通点を有
するのであるが、前記のように、Ｂ，Ｃは原材料から、
Ｎは気体から、というふうに敢えて異なった機構を通じ
て合金中に含有させるようにすれば、それらの各々の機
構で占めやすい格子間位置を各々に占めさせ得ることか
ら、性格の異なる両機構をともに利用することにより格
子間侵入型構造の形成をより確実なものとするようにで
きることが期待される。また、そのような機構の違いに
由来して、ＮとＢ，Ｃとの間にはメカニズム細部につい
ては当然差異があることが予想され、また、ＢとＣとの
間にも原子径・原子価（即ち，電子構造）等の違いに由
来して当然差異があることも予想される。Further, N and B and C have a common point in that they are atoms that can exist in interstitial interstitial type, but as described above, B and C are
If N is intentionally contained in the alloy through different mechanisms such as from gas, it is possible to occupy the interstitial positions that are likely to be occupied by each of these mechanisms, so that both mechanisms with different characteristics are It is expected that the formation of the interstitial interstitial structure can be made more reliable by utilizing this. Also, due to such a difference in mechanism, it is expected that there will be a difference in the details of the mechanism between N and B, C, and the atomic diameter / atom also between B and C. It is expected that there will naturally be differences due to differences in valence (ie, electronic structure).

【００４７】[0047]

【実施例】以下、実施例により本発明をさらに詳細に説
明するが、本発明は特にこれらに限定されるものではな
い。The present invention will be described in more detail with reference to the following examples, but the present invention is not limited thereto.

【００４８】（実施例１）合金組成が原子比でＦｅ８
５．９％，Ｓｍ７．８１％，Ｔｉ２．３４％，Ｖ２．３
４％，Ｍｏ０．７８％，Ｎｂ０．７８％となるように原
料を配合し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。得ら
れたインゴットを１０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄
製乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、
約３０μm径の粉体とした。この粉体の飽和磁化をＶＳ
Ｍによって測定したところ、１２８emu/gであった。
また、得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折した
ところ、ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であることが確
認された。(Example 1) The alloy composition was Fe8 in atomic ratio.
5.9%, Sm7.81%, Ti2.34%, V2.3
The raw materials were blended so as to be 4%, Mo 0.78%, and Nb 0.78%, and this was melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, coarsely crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill,
A powder having a diameter of about 30 μm was used. The saturation magnetization of this powder is VS
When measured by M, it was 128 emu / g.
Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed to have a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００４９】（実施例２）合金組成が原子比でＦｅ８
５．９％，Ｓｍ７．８１％，Ｔｉ１．５６％，Ｖ２．３
４％，Ｍｏ１．５６％，Ｃｒ０．７８％となるように原
料を配合し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。得ら
れたインゴットを１０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄
製乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、
約３０μm径の粉体とした。この粉体の飽和磁化をＶＳ
Ｍによって測定したところ、１２７emu/gであった。
また、得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折した
ところ、ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であることが確
認された。(Example 2) The alloy composition was Fe8 in atomic ratio.
5.9%, Sm7.81%, Ti1.56%, V2.3
The raw materials were mixed so as to be 4%, Mo 1.56%, and Cr 0.78%, and this was melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, coarsely crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill,
A powder having a diameter of about 30 μm was used. The saturation magnetization of this powder is VS
When measured by M, it was 127 emu / g.
Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed to have a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００５０】（実施例３）合金組成が原子比でＦｅ８
５．３％，Ｓｍ７．７５％，Ｔｉ２．３３％，Ｖ２．３
３％，Ｍｏ２．３３％となるように原料を配合し、これ
をアルゴン雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを
１０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕
し、さらにディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉
体とした。この粉体の飽和磁化をＶＳＭによって測定し
たところ、１２３emu/gであった。 また、得られた粉
体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、ＴｈＭｎ
12型正方晶の結晶構造であることが確認された。(Example 3) The alloy composition is Fe8 in atomic ratio.
5.3%, Sm 7.75%, Ti 2.33%, V2.3
The raw materials were mixed so as to be 3% and Mo 2.33%, and this was melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, roughly crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. When the saturation magnetization of this powder was measured by VSM, it was 123 emu / g. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, ThMn
It was confirmed to have a 12- type tetragonal crystal structure.

【００５１】（実施例４）合金組成が原子比でＦｅ８
４．０％，Ｓｍ７．６３％，Ｔｉ２．２９％，Ｖ３．８
２％，Ｎｂ２．２９％となるように原料を配合し、これ
をアルゴン雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを
１０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕
し、さらにディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉
体とした。この粉体の飽和磁化をＶＳＭによって測定し
たところ、１０７emu/gであった。 また、得られた粉
体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、ＴｈＭｎ
12型正方晶の結晶構造であることが確認された。(Example 4) The alloy composition is Fe8 in atomic ratio.
4.0%, Sm7.63%, Ti2.29%, V3.8
The raw materials were blended so as to be 2% and Nb 2.29%, and this was melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, roughly crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. When the saturation magnetization of this powder was measured by VSM, it was 107 emu / g. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, ThMn
It was confirmed to have a 12- type tetragonal crystal structure.

【００５２】（実施例５）合金組成が原子比でＦｅ８
４．６％，Ｓｍ７．６９％，Ｖ３．８５％，Ｎｂ１．５
４％，Ｍｏ２．３１％となるように原料を配合し、これ
をアルゴン雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを
１０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕
し、さらにディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉
体とした。この粉体の飽和磁化をＶＳＭによって測定し
たところ、１１０emu/gであった。 また、得られた粉
体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、ＴｈＭｎ
１２型正方晶の結晶構造であることが確認された。(Embodiment 5) The alloy composition is Fe8 in atomic ratio.
4.6%, Sm 7.69%, V3.85%, Nb1.5
The raw materials were mixed so as to be 4% and Mo 2.31%, and this was melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, roughly crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. When the saturation magnetization of this powder was measured by VSM, it was 110 emu / g. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, ThMn
It was confirmed to have a 12- type tetragonal crystal structure.

【００５３】（実施例６）合金組成が表１に示すような
原子比組成となるように原料を配合し、これをアルゴン
雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを１０５０℃
で１６時間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さらに
ディスクミルで粉砕して、約３０μｍ径の粉体とした。
これらの粉体の飽和磁化をＶＳＭによって測定したとこ
ろ、表１に示すような値であった。また、得られた粉体
をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、いずれもＴ
ｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であることが確認された。Example 6 Raw materials were blended so that the alloy composition had an atomic ratio composition as shown in Table 1, and this was melted in an argon atmosphere. The obtained ingot is heated to 1050 ° C.
After being annealed for 16 hours, it was roughly pulverized in an iron mortar and further pulverized by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm.
When the saturation magnetization of these powders was measured by VSM, the values were as shown in Table 1. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, in all cases, T
It was confirmed to have a crystal structure of hMn 12 type tetragonal crystal.

【００５４】[0054]

【表１】 [Table 1]

【００５５】（実施例７）合金組成が原子比でＦｅ８
５．９％，Ｎｄ７．８１％，Ｔｉ２．３４％，Ｖ２．３
４％，Ｍｏ０．７８％，Ｃｒ０．７８％となるように原
料を配合し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。得ら
れたインゴットを１０５０℃で１６h 焼鈍した後、鉄製
乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約
３０μm径の粉体とした。この粉体にＮを含有させるた
めに、これをＮ2ガス中において４８０℃で２h 処理し
た。この処理により材料中にＮが１．３９重量％含有さ
れた。これから計算すると、材料全体としての組成は、
原子％でＦｅ８０．８％，Ｎｄ７．３５％，Ｔｉ２．２
０％，Ｖ２．２０％，Ｍｏ０．７４％，Ｃｒ０．７４
％，Ｎ ５．９５％に相当する。この粉体の飽和磁化を
ＶＳＭによって測定したところ、１４５emu/gであっ
た。 また、得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回
折したところ、ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であるこ
とが確認された。(Embodiment 7) The alloy composition is Fe8 in atomic ratio.
5.9%, Nd 7.81%, Ti 2.34%, V2.3
The raw materials were blended so as to be 4%, Mo 0.78%, and Cr 0.78%, and this was melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, roughly crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. In order to make the powder contain N, it was treated in N 2 gas at 480 ° C. for 2 hours. This treatment contained 1.39% by weight of N in the material. Calculated from this, the composition of the material as a whole is
Fe 80.8%, Nd 7.35%, Ti 2.2 in atomic%
0%, V2.20%, Mo0.74%, Cr0.74
%, N equal to 5.95%. The saturation magnetization of this powder was measured by VSM and found to be 145 emu / g. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed to have a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００５６】（実施例８）合金組成が原子比でＦｅ８
６．６％，Ｎｄ７．８７％，Ｔｉ１．５７％，Ｖ１．５
７％，Ｍｏ１．５７％，Ｗ ０．７９％となるように原
料を配合し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。得ら
れたインゴットを１０５０℃で１６h 焼鈍した後、鉄製
乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約
３０μm径の粉体とした。この粉体にＮを含有させるた
めに、これをＮ2ガス中において５００℃で１h 処理し
た。この処理により材料中にＮが１．４１重量％含有さ
れた。これから計算すると、材料全体としての組成は、
原子比でＦｅ８１．３％，Ｎｄ７．３９％，Ｔｉ１．４
８％，Ｖ１．４８％，Ｍｏ１．４８％，Ｗ ０．７４
％，Ｎ ６．１４％に相当する。この粉体の飽和磁化を
ＶＳＭによって測定したところ、１４２emu/gであっ
た。 また、得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回
折したところ、ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であるこ
とが確認された。Example 8 The alloy composition is Fe8 in atomic ratio.
6.6%, Nd 7.87%, Ti 1.57%, V1.5
The raw materials were blended so as to be 7%, Mo 1.57%, and W 0.79%, and this was melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, roughly crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. To make the powder contain N, it was treated in N 2 gas at 500 ° C. for 1 h. This treatment contained 1.41% by weight of N in the material. Calculated from this, the composition of the material as a whole is
Atomic ratio of Fe 81.3%, Nd 7.39%, Ti 1.4
8%, V1.48%, Mo1.48%, W 0.74
%, N 6.14%. When the saturation magnetization of this powder was measured by VSM, it was 142 emu / g. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed to have a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００５７】（実施例９）合金組成が原子比でＦｅ８
５．９％，Ｎｄ７．８１％，Ｔｉ２．３４％，Ｖ２．３
４％，Ｍｏ１．５６％となるように原料を配合し、これ
をアルゴン雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを
１０５０℃で１６h 焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕
し、さらにディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉
体とした。この粉体にＮを含有させるために、これをＮ
Ｈ3ガス中において４５０℃で２h 処理した。この処理
により材料中にＮが２．０２重量％含有された。これか
ら計算すると、材料全体としての組成は、原子比でＦｅ
７８．６％，Ｎｄ７．１５％，Ｔｉ２．１４％，Ｖ２．
１４％，Ｍｏ１．４３％，Ｎ ８．５１％に相当する。
この粉体の飽和磁化をＶＳＭによって測定したところ、
１３８emu/gであった。 また、得られた粉体をＣｕＫ
α線を用いてＸ線回折したところ、ＴｈＭｎ12型正方晶
の結晶構造であることが確認された。(Example 9) The alloy composition was Fe8 in atomic ratio.
5.9%, Nd 7.81%, Ti 2.34%, V2.3
The raw materials were mixed so as to be 4% and Mo 1.56%, and this was melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, roughly crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. In order to make this powder contain N,
It was treated in H 3 gas at 450 ° C. for 2 hours. This treatment contained 2.02% by weight of N in the material. From this calculation, the composition of the material as a whole is calculated by atomic ratio Fe
78.6%, Nd 7.15%, Ti 2.14%, V2.
Equivalent to 14%, Mo 1.43%, N 8.51%.
When the saturation magnetization of this powder was measured by VSM,
It was 138 emu / g. In addition, the obtained powder is CuK
X-ray diffraction using α rays confirmed that the crystal structure was a ThMn 12 type tetragonal crystal.

【００５８】（実施例１０）合金組成が原子比でＦｅ８
５．３％，Ｎｄ７．７５％，Ｔｉ２．３３％，Ｖ３．８
８％，Ｎｂ０．７８％となるように原料を配合し、これ
をアルゴン雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを
１０５０℃で１６h 焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕
し、さらにディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉
体とした。この粉体にＮを含有させるために、これをＮ
2９０％＋Ｈ2１０％混合ガス中において５００℃で１h
処理した。この処理により材料中にＮが１．４７重量％
含有された。これから計算すると、材料全体としての組
成は、原子比でＦｅ７９．９％，Ｎｄ７．２７％，Ｔｉ
２．１８％，Ｖ３．６３％，Ｎｂ０．７３％，Ｎ ６．
２５％に相当する。 この粉体の飽和磁化をＶＳＭによ
って測定したところ、１２７emu/gであった。 また、
得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したとこ
ろ、ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であることが確認さ
れた。(Example 10) The alloy composition was Fe8 in atomic ratio.
5.3%, Nd 7.75%, Ti 2.33%, V3.8
The raw materials were mixed so as to be 8% and Nb 0.78%, and this was melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, roughly crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. In order to make this powder contain N,
2 90% + H 2 10% in mixed gas at 500 ° C for 1 h
Processed. 1.47% by weight of N in the material by this treatment
Was included. From this calculation, the composition of the entire material is as follows: atomic ratio of Fe79.9%, Nd7.27%, Ti
2.18%, V3.63%, Nb0.73%, N6.
It corresponds to 25%. When the saturation magnetization of this powder was measured by VSM, it was 127 emu / g. Also,
When the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed to have a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００５９】（実施例１１）合金組成が原子比でＦｅ８
１．５％，Ｎｄ７．４１％，Ｖ５．１９％，Ｎｂ０．７
４％，Ｍｏ１．４８％，Ｂ３．７０％となるように原料
を配合し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。得られ
たインゴットを１０５０℃で１６h 焼鈍した後、鉄製乳
鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約３
０μm径の粉体とした。この粉体にＮを含有させるため
に、これをＮ2ガス中において４８０℃で２h 処理し
た。この処理により材料中にＮが１．２２重量％含有さ
れた。これから計算すると、材料全体としての組成は、
原子比でＦｅ７７．３％，Ｎｄ７．０３％，Ｖ４．９２
％，Ｎｂ０．７０％，Ｍｏ１．４１％，Ｂ３．５１％，
Ｎ ５．１３％に相当する。この粉体の飽和磁化をＶＳ
Ｍによって測定したところ、１２４emu/gであった。
また、得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折した
ところ、ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であることが確
認された。(Embodiment 11) The alloy composition is Fe8 in atomic ratio.
1.5%, Nd 7.41%, V5.19%, Nb0.7
The raw materials were mixed so as to be 4%, Mo 1.48%, and B 3.70%, and they were melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, coarsely crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill to about 3
A powder having a diameter of 0 μm was used. In order to make the powder contain N, it was treated in N 2 gas at 480 ° C. for 2 hours. By this treatment, 1.22% by weight of N was contained in the material. Calculated from this, the composition of the material as a whole is
Fe atomic ratio 77.3%, Nd 7.03%, V4.92
%, Nb0.70%, Mo1.41%, B3.51%,
Equivalent to N 5.13%. The saturation magnetization of this powder is VS
When measured by M, it was 124 emu / g.
Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed to have a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００６０】（実施例１２）合金組成が表２に示すよう
な原子比組成となるように原料を配合し、これをアルゴ
ン雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを１０５０
℃で１６h 焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さらに
ディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉体とした。
これらの中、No.Ａ，Ｅ，Ｆ，Ｇの合金については、Ｎ
を含有させるために、その粉体に表１に示したような条
件で含Ｎ化の処理を施した。その処理によって材料中に
含有されたＮの量（重量％）は同じく表１の中に示した
通りである。これから計算すると、そのようにして得ら
れた粉体の最終的な組成（原子％）は表３のようにな
る。これらの粉体の飽和磁化をＶＳＭによって測定した
ところ、表３に示すような値であった。また、得られた
粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、いずれ
もＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であることが確認され
た。Example 12 Raw materials were blended so that the alloy composition had an atomic ratio composition as shown in Table 2, and this was melted in an argon atmosphere. 1050 the obtained ingot
After being annealed at 16 ° C. for 16 hours, it was roughly crushed in an iron mortar and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm.
Of these, the alloys of Nos. A, E, F and G are N
In order to contain the powder, the powder was subjected to N-containing treatment under the conditions shown in Table 1. The amount (% by weight) of N contained in the material by the treatment is also as shown in Table 1. Calculating from this, the final composition (atomic%) of the powder thus obtained is as shown in Table 3. When the saturation magnetization of these powders was measured by VSM, the values were as shown in Table 3. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed that each had a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００６１】[0061]

【表２】 [Table 2]

【００６２】[0062]

【表３】 [Table 3]

【００６３】（実施例１３）合金組成が原子比でＦｅｂ
ａｌ，Ｓｍ７．８１％，Ｔｉ１．５６％，Ｖ１．５６
％，Ｍｏ１．５６％，Ｓｉ１．５６％となるように原料
を配合し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。得られ
たインゴットを１０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄製
乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約
３０μm径の粉体とした。この粉体の飽和磁化をＶＳＭ
によって測定したところ、１２５emu/gであった。 ま
た、得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したと
ころ、ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であることが確認
された。(Example 13) The alloy composition is Feb in atomic ratio.
al, Sm7.81%, Ti1.56%, V1.56
%, Mo 1.56%, Si 1.56%, and the raw materials were mixed and melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, roughly crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. The saturation magnetization of this powder is VSM
It was 125 emu / g when measured by. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed to have a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００６４】（実施例１４）合金組成が原子比でＦｅｂ
ａｌ，Ｓｍ７．８１％，Ｔｉ２．３４％，Ｖ１．５６
％，Ｓｉ２．３４％となるように原料を配合し、これを
アルゴン雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを１
０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕
し、さらにディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉
体とした。この粉体の飽和磁化をＶＳＭによって測定し
たところ、１１８emu/gであった。 また、得られた粉
体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、ＴｈＭｎ
12型正方晶の結晶構造であることが確認された。(Example 14) The alloy composition was Feb in atomic ratio.
al, Sm 7.81%, Ti 2.34%, V1.56
%, Si 2.34%, and the raw materials were mixed and melted in an argon atmosphere. 1 ingot obtained
After annealing at 050 ° C. for 16 hours, it was roughly crushed in an iron mortar and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. When the saturation magnetization of this powder was measured by VSM, it was 118 emu / g. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, ThMn
It was confirmed to have a 12- type tetragonal crystal structure.

【００６５】（実施例１５）合金組成が原子比でＦｅｂ
ａｌ，Ｎｄ７．７５％，Ｖ３．１０％，Ｍｏ１．５５
％，Ｓｉ２．３３％となるように原料を配合し、これを
アルゴン雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを１
０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕
し、さらにディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉
体とした。この粉体の飽和磁化をＶＳＭによって測定し
たところ、１２１emu/gであった。 また、得られた粉
体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、ＴｈＭｎ
１２型正方晶の結晶構造であることが確認された。(Example 15) The alloy composition was Feb in atomic ratio.
al, Nd 7.75%, V 3.10%, Mo 1.55
%, Si 2.33%, and the raw materials were mixed and melted in an argon atmosphere. 1 ingot obtained
After annealing at 050 ° C. for 16 hours, it was roughly crushed in an iron mortar and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. When the saturation magnetization of this powder was measured by VSM, it was 121 emu / g. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, ThMn
It was confirmed to have a 12- type tetragonal crystal structure.

【００６６】（実施例１６）合金組成が原子比でＦｅｂ
ａｌ，Ｓｍ７．７５％，Ｔｉ２．３３％，Ｖ１．５５
％，Ｍｏ１．５５％，Ｚｒ１．５５％となるように原料
を配合し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。得られ
たインゴットを１０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄製
乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約
３０μｍ径の粉体とした。この粉体の飽和磁化をＶＳＭ
によって測定したところ、１２３emu/gであった。 ま
た、得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したと
ころ、ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であることが確認
された。(Example 16) The alloy composition was Feb in atomic ratio.
al, Sm 7.75%, Ti 2.33%, V1.55
%, Mo 1.55%, Zr 1.55%, and the raw materials were mixed and melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, roughly crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. The saturation magnetization of this powder is VSM
It was 123 emu / g when measured by. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed to have a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００６７】（実施例１７）合金組成が原子比でＦｅｂ
ａｌ，Ｓｍ７．７５％，Ｖ２．３３％，Ｍｏ３．１０
％，Ｈｆ１．５５％となるように原料を配合し、これを
アルゴン雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを１
０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕
し、さらにディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉
体とした。この粉体の飽和磁化をＶＳＭによって測定し
たところ、１１５emu/gであった。 また、得られた粉
体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、ＴｈＭｎ
12型正方晶の結晶構造であることが確認された。(Example 17) The alloy composition is Feb in atomic ratio.
al, Sm 7.75%, V 2.33%, Mo 3.10
% And Hf 1.55%, and the raw materials were mixed and melted in an argon atmosphere. 1 ingot obtained
After annealing at 050 ° C. for 16 hours, it was roughly crushed in an iron mortar and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. When the saturation magnetization of this powder was measured by VSM, it was 115 emu / g. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, ThMn
It was confirmed to have a 12- type tetragonal crystal structure.

【００６８】（実施例１８）合金組成が表４に示すよう
な原子比組成となるように原料を配合し、これをアルゴ
ン雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを１０５０
℃で１６時間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さら
にディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉体とし
た。これらの粉体の飽和磁化をＶＳＭによって測定した
ところ、表１に示すような値であった。また、得られた
粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、いずれ
もＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であることが確認され
た。Example 18 Raw materials were blended so that the alloy composition had an atomic ratio composition as shown in Table 4, and this was melted in an argon atmosphere. 1050 the obtained ingot
After being annealed at 16 ° C. for 16 hours, it was roughly crushed in an iron mortar and further crushed by a disk mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. When the saturation magnetization of these powders was measured by VSM, the values were as shown in Table 1. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed that each had a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００６９】[0069]

【表４】 [Table 4]

【００７０】（実施例１９）合金組成が原子比でＦｅｂ
ａｌ，Ｎｄ７．８１％，Ｔｉ１．５６％，Ｖ１．５６
％，Ｍｏ１．５６％，Ｓｉ１．５６％となるように原料
を配合し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。得られ
たインゴットを１０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄製
乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約
３０μm径の粉体とした。この粉体にＮを含有させるた
めに、これをＮ2ガス中において４８０℃で２時間処理
した。この処理により材料中にＮが１．５８重量％含有
された。これから計算すると、材料全体としての組成
は、原子％でＦｅｂａｌ，Ｎｄ７．２９％，Ｔｉ１．４
６％，Ｖ１．４６％，Ｍｏ１．４６％，Ｓｉ１．４６
％，Ｎ ６．７１％に相当 する。 この粉体の飽和磁化
をＶＳＭによって測定したところ、１４３emu/gであっ
た 。 また、得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線
回折したところ、ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造である
ことが確認された。(Example 19) The alloy composition is Feb in atomic ratio.
al, Nd 7.81%, Ti 1.56%, V1.56
%, Mo 1.56%, Si 1.56%, and the raw materials were mixed and melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, roughly crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. In order to make the powder contain N, it was treated in N 2 gas at 480 ° C. for 2 hours. This treatment contained 1.58% by weight of N in the material. From this calculation, the composition of the entire material is Febal, Nd 7.29%, Ti 1.4 in atomic%.
6%, V1.46%, Mo1.46%, Si1.46
%, N 6.71%. When the saturation magnetization of this powder was measured by VSM, it was 143 emu / g. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed to have a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００７１】（実施例２０）合金組成が原子比でＦｅｂ
ａｌ，Ｎｄ７．６３％，Ｔｉ１．５３％，Ｍｏ３．０５
％，Ｓｉ１．５３％，Ｂ ２．２９％となるように原料
を配合し、これ をアルゴン雰囲気中で溶製した。得ら
れたインゴットを１０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄
製乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、
約３０μm径の粉体とした。この粉体にＮを含有させる
ために、これをＮ2ガス中において５００℃で１時間処
理した。この処理により材料中にＮが１．３７重量％含
有された。これから計算すると、材料全体としての組成
は、原子％でＦｅｂａｌ，Ｎｄ７．１９％，Ｔｉ１．４
４％，Ｍｏ２．８８％，Ｓｉ１．４４％，Ｂ ２．１６
％，Ｎ ５．８２％に相当する。 この粉体の飽和磁化
をＶＳＭによって測定したところ、１３７emu/gで あっ
た。 また、得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回
折したところ、ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であるこ
とが確認された。(Example 20) The alloy composition was atomic ratio Feb.
al, Nd 7.63%, Ti 1.53%, Mo 3.05
%, Si 1.53%, and B 2.29% were mixed, and this was melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, coarsely crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill,
A powder having a diameter of about 30 μm was used. In order to make the powder contain N, it was treated in N 2 gas at 500 ° C. for 1 hour. This treatment contained 1.37% by weight of N in the material. From this calculation, the composition of the material as a whole is atomic% Febal, Nd 7.19%, Ti1.4
4%, Mo 2.88%, Si 1.44%, B 2.16
%, N 5.82%. When the saturation magnetization of this powder was measured by VSM, it was 137 emu / g. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed to have a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００７２】（実施例２１）合金組成が原子比でＦｅｂ
ａｌ，Ｓｍ７．８１％，Ｔｉ１．５６％，Ｍｏ３．１３
％，Ｓｉ１．５６％となるように原料を配合し、これを
アルゴン雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを１
０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕
し、さらにディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉
体とした。この粉体にＮを含有させるために、これをＮ
2９０％＋Ｈ2１０％混合ガス中において５００℃で１時
間処理した。この処理により材料中にＮが１．５０重量
％含有された。これから計算すると、材料全体としての
組成は、原子％でＦｅｂａｌ，Ｓｍ７．３１％，Ｔｉ
１．４６％，Ｍｏ２．９２％，Ｓｉ１．４６％，Ｎ
６．５０％ に相当する。この粉体の飽和磁化をＶＳＭ
によって測定したところ、１２８emu/gであった。 ま
た、得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したと
ころ、ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であることが確認
された。(Example 21) The alloy composition was Feb in atomic ratio.
al, Sm 7.81%, Ti 1.56%, Mo 3.13
% And Si 1.56%, and the raw materials were mixed and melted in an argon atmosphere. 1 ingot obtained
After annealing at 050 ° C. for 16 hours, it was roughly crushed in an iron mortar and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. In order to make this powder contain N,
It was treated at 500 ° C. for 1 hour in a mixed gas of 2 90% + H 2 10%. This treatment contained 1.50% by weight of N in the material. From this calculation, the composition of the entire material is Febal, Sm7.31%, Ti in atomic%.
1.46%, Mo2.92%, Si1.46%, N
This corresponds to 6.50%. The saturation magnetization of this powder is VSM
It was 128 emu / g when measured by. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed to have a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００７３】（実施例２２）合金組成が原子比でＦｅｂ
ａｌ，Ｎｄ７．７５％，Ｔｉ１．５５％，Ｖ１．５５
％，Ｍｏ２．３３％，Ｚｒ１．５５％となるように原料
を配合し、これをアルゴン雰囲気中で溶製した。得られ
たインゴットを１０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄製
乳鉢中で粗粉砕し、さらにディスクミルで粉砕して、約
３０μm径の粉体とした。この粉体にＮを含有させるた
めに、これをＮＨ3ガス中において４５０℃で２時間処
理した。この処理により材料中にＮが２．０５重量％含
有された。これから計算すると、材料全体としての組成
は、原子％でＦｅｂａｌ，Ｎｄ７．０８％，Ｔｉ１．４
２％，Ｖ１．４２％，Ｍｏ２．１２％，Ｚｒ１．４２
％，Ｎ ８．７１％に相 当する。この粉体の飽和磁化を
ＶＳＭによって測定したところ、１４１emu/g であっ
た。また、得られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折
したところ、ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であること
が確認された。(Embodiment 22) The alloy composition is Feb in atomic ratio.
al, Nd 7.75%, Ti 1.55%, V1.55
%, Mo 2.33%, Zr 1.55%, and the raw materials were mixed and melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, roughly crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. In order to make the powder contain N, it was treated in NH 3 gas at 450 ° C. for 2 hours. This treatment contained 2.05% by weight of N in the material. From this calculation, the composition of the entire material is Febal, Nd 7.08%, Ti1.4 in atomic%.
2%, V1.42%, Mo2.12%, Zr1.42
%, N 8.71%. When the saturation magnetization of this powder was measured by VSM, it was 141 emu / g. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed to have a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００７４】（実施例２３）合金組成が原子比でＦｅｂ
ａｌ，Ｎｄ７．８１％，Ｖ１．５６％，Ｍｏ３．１３
％，Ｚｒ１．５６％となるように原料を配合し、これを
アルゴン雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを１
０５０℃で１６時間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕
し、さらにディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉
体とした。この粉体にＮを含有させるために、これをＮ
2ガス中において４８０℃で２時間処理した。この処理
により材料中にＮが１．３９重量％含有された。これか
ら計算すると、材料全体としての組成は、原子％でＦｅ
ｂａｌ，Ｎｄ７．３４％，Ｖ１．４７％，Ｍｏ２．９４
％，Ｚｒ１．４７％，Ｎ ６．０９％に相当する。この
粉体の飽和磁化をＶＳＭによって測定したところ、１３
５emu/gであった。また、得られた粉体をＣｕＫα線を
用いてＸ線回折したところ、ＴｈＭｎ12型正方晶の結晶
構造であることが確認された。(Example 23) The alloy composition is Feb in atomic ratio.
al, Nd 7.81%, V1.56%, Mo 3.13
% And Zr1.56%, and the raw materials were mixed and melted in an argon atmosphere. 1 ingot obtained
After annealing at 050 ° C. for 16 hours, it was roughly crushed in an iron mortar and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. In order to make this powder contain N,
Treatment was carried out in 2 gases at 480 ° C. for 2 hours. This treatment contained 1.39% by weight of N in the material. From this calculation, the composition of the whole material is Fe in atomic%.
bal, Nd7.34%, V1.47%, Mo2.94
%, Zr 1.47%, N 6.09%. The saturation magnetization of this powder was measured by VSM.
It was 5 emu / g. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, it was confirmed to have a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００７５】（実施例２４）合金組成が表５に示すよう
な原子比組成となるように原料を配合し、これをアルゴ
ン雰囲気中で溶製した。得られたインゴットを１０５０
℃で１６時間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さら
にディスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉体とし
た。これらの中、No.Ａ，Ｄ，Ｅ，Ｈ，Ｉの合金につい
ては、Ｎを含有させるために、その粉体に表１に示した
ような条件で含Ｎ化の処理を施した。その処理によって
材料中に含有されたＮの量（重量％）は同じく表１の中
に示した通りである。これから計算すると、そのように
して得られた粉体の最終的な組成（原子％）は表６のよ
うになる。これらの粉体の飽和磁化をＶＳＭによって測
定したところ、表６に示すような値であった。また、得
られた粉体をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、
いずれもＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であることが確
認された。Example 24 Raw materials were blended so that the alloy composition had an atomic ratio composition as shown in Table 5, and this was melted in an argon atmosphere. 1050 the obtained ingot
After being annealed at 16 ° C. for 16 hours, it was roughly crushed in an iron mortar and further crushed by a disk mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. Of these, the alloys of Nos. A, D, E, H, and I were subjected to N-containing treatment under the conditions shown in Table 1 in order to contain N. The amount (% by weight) of N contained in the material by the treatment is also as shown in Table 1. Calculating from this, the final composition (atomic%) of the powder thus obtained is as shown in Table 6. When the saturation magnetization of these powders was measured by VSM, the values were as shown in Table 6. When the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray,
It was confirmed that all had a ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００７６】[0076]

【表５】 [Table 5]

【００７７】[0077]

【表６】 [Table 6]

【００７８】（比較例）合金組成が表７に示すような原
子比組成となるように原料を配合し、これをアルゴン雰
囲気中で溶製した。得られたインゴットを１０５０℃で
１６時間焼鈍した後、鉄製乳鉢中で粗粉砕し、さらにデ
ィスクミルで粉砕して、約３０μm径の粉体とした。こ
れらの粉体の飽和磁化をＶＳＭによって測定したとこ
ろ、表７に示すような値であった。また、得られた粉体
をＣｕＫα線を用いてＸ線回折したところ、合金Ｐと合
金Ｔについては概ねＴｈＭｎ12型正方晶の結晶構造であ
ったものの、α−Ｆｅのピークも現れていた。また、そ
の他の合金については、いずれも、ＴｈＭｎ12型正方晶
の結晶構造の他にα−ＦｅならびにＲ2Ｆｅ17型の結晶
構造も存在していることが確認された。(Comparative Example) The raw materials were blended so that the alloy composition had the atomic ratio composition shown in Table 7, and this was melted in an argon atmosphere. The obtained ingot was annealed at 1050 ° C. for 16 hours, roughly crushed in an iron mortar, and further crushed by a disc mill to obtain a powder having a diameter of about 30 μm. When the saturation magnetization of these powders was measured by VSM, the values were as shown in Table 7. Further, when the obtained powder was subjected to X-ray diffraction using CuKα ray, although the alloy P and the alloy T had a ThMn 12 type tetragonal crystal structure in general, an α-Fe peak also appeared. It was also confirmed that in all the other alloys, α-Fe and R 2 Fe 17 type crystal structures were present in addition to the ThMn 12 type tetragonal crystal structure.

【００７９】[0079]

【表７】 [Table 7]

【００８０】[0080]

【発明の効果】以上に説明したように、本発明による鉄
−希土類系永久磁石材料によれば、大きな飽和磁化を確
保した上に、優れた永久磁石特性を示すＴｈＭｎ12型正
方晶構造を安定的に得ることができるので、実用上きわ
めて有用なものである。As described above, according to the iron-rare earth-based permanent magnet material of the present invention, a ThMn 12 type tetragonal structure exhibiting excellent permanent magnet characteristics is stable while securing a large saturation magnetization. It is extremely useful in practice because it can be obtained in a practical manner.

【図面の簡単な説明】[Brief description of drawings]

【図１】ＴｈＭｎ12型正方晶構造の結晶構造を説明する
図である。FIG. 1 is a diagram illustrating a crystal structure of a ThMn 12 type tetragonal structure.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (31)優先権主張番号 特願平5−13084 (32)優先日 平５(1993)１月29日 (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (31) Priority claim number Japanese Patent Application No. Hei 5-13084 (32) Priority date Hei 5 (1993) January 29 (33) Priority claim country Japan (JP)

Claims (27)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 ＲをＹ，Ｔｈおよびすべてのランタノイ
ド元素からなる群の中から選ばれた１種類または２種類
以上の元素の組合せ、Ｍ１をＴｉ，Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｇ
ａ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｇ，Ｓｎ，Ｇｅか
らなる群の中から選ばれた３種類以上の元素の組合せと
するとき、原子百分率で、Ｒ：３〜３０％、Ｍ１：０．
５〜１５％を含み、残部が実質的にＦｅから成り、主相
がＴｈＭｎ12型正方晶構造を有することを特徴とする鉄
−希土類系永久磁石材料。1. R is a combination of one or more elements selected from the group consisting of Y, Th and all lanthanoid elements, and M1 is Ti, V, Mo, Nb, G.
When a combination of three or more elements selected from the group consisting of a, Cr, Al, Mn, Ta, W, Mg, Sn, and Ge is used, the atomic percentage is R: 3 to 30%, M1: 0.
An iron-rare earth permanent magnet material, characterized in that it comprises 5 to 15%, the balance is substantially Fe, and the main phase has a ThMn 12 type tetragonal structure. 【請求項２】 ＲをＹ，Ｔｈおよびすべてのランタノイ
ド元素からなる群の中から選ばれた１種類または２種類
以上の元素の組合せ、Ｍ２をＴｉ，Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｇ
ａ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｇ，Ｓｎ，Ｇｅからなる
群の中から選ばれた３種類以上の元素の組合せ、ＸをＮ
(窒素)もしくはＢ(硼素)もしくはＣ(炭素)またはこれら
の元素の組合せとするとき、原子百分率で、Ｒ：３〜３
０％、Ｍ２：０．５〜１５％、Ｘ：０．３〜５０％を含
み、残部が実質的にＦｅから成り、主相がＴｈＭｎ12型
正方晶構造を有することを特徴とする鉄−希土類系永久
磁石材料。2. R is a combination of one or more elements selected from the group consisting of Y, Th and all lanthanoid elements, and M2 is Ti, V, Mo, Nb, G.
a is a combination of three or more elements selected from the group consisting of a, Cr, Mn, Ta, W, Mg, Sn and Ge, and X is N
(Nitrogen) or B (Boron) or C (Carbon) or a combination of these elements, in atomic percentage, R: 3 to 3
Iron containing 0%, M2: 0.5 to 15%, X: 0.3 to 50%, the balance substantially consisting of Fe, and the main phase having a ThMn 12 type tetragonal structure. Rare earth permanent magnet material. 【請求項３】 ＲをＹ，Ｔｈおよびすべてのランタノイ
ド元素からなる群の中から選ばれた１種類または２種類
以上の元素の組合せ、Ｍ３をＴｉ，Ｖ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｍ
ｎ，Ｗ，Ａｌ，Ｇａ，Ｔａ，Ｍｇ，Ｓｎ，Ｇｅからなる
群の中から選ばれた２種類以上の元素の組合せ、Ｍ４を
Ｚｒ，Ｈｆ，Ｓｉ，Ｐ，Ｂｉからなる群の中から選ばれ
た１種類または２種類以上の元素の組合せとするとき、
原子百分率で、Ｒ：３〜３０％、Ｍ３：０．５〜１７
％、Ｍ４：０．３〜１５％（ただし、Ｍ３＋Ｍ４≦２０
％）を含み、残部が実質的にＦｅから成り、主相がＴh
Ｍn12型正方晶構造を有することを特徴とする鉄−希土
類系永久磁石材料。3. R is a combination of one or more elements selected from the group consisting of Y, Th and all lanthanoid elements, and M3 is Ti, V, Mo, Cr, M.
A combination of two or more elements selected from the group consisting of n, W, Al, Ga, Ta, Mg, Sn and Ge, and M4 is selected from the group consisting of Zr, Hf, Si, P and Bi. When one type or a combination of two or more types of
Atomic percentage: R: 3-30%, M3: 0.5-17
%, M4: 0.3 to 15% (however, M3 + M4 ≦ 20
%), The balance consists essentially of Fe, and the main phase is Th
An iron-rare earth permanent magnet material characterized by having an Mn 12 type tetragonal structure. 【請求項４】 ＲをＹ，Ｔｈおよびすべてのランタノイ
ド元素からなる群の中から選ばれた１種類または２種類
以上の元素の組合せ、Ｍ３をＴｉ，Ｖ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｍ
ｎ，Ｗ，Ａｌ，Ｇａ，Ｔａ，Ｍｇ，Ｓｎ，Ｇｅからなる
群の中から選ばれた２種類以上の元素の組合せ、Ｍ５を
Ｚｒ，Ｓｉ，Ｐ，Ｂｉからなる群の中から選ばれた１種
類または２種類以上の元素の組合せ、ＸをＮ(窒素)，Ｂ
(硼 素)， ６およびＣ(炭素)の１種類または２種類以上
とするとき、原子百分率で、Ｒ： ３〜３０％、Ｍ３：
０．５〜１７％、Ｍ５：０．３〜１５％（ただし、Ｍ３
＋Ｍ５≦２０％）、Ｘ：０．３〜５０％を含み、残部が
実質的にＦｅから成り、主相がＴhＭn12型正方晶構造を
有することを特徴とする鉄−希土類系永久磁石材料。4. R is a combination of one or more elements selected from the group consisting of Y, Th and all lanthanoid elements, and M3 is Ti, V, Mo, Cr, M.
A combination of two or more elements selected from the group consisting of n, W, Al, Ga, Ta, Mg, Sn and Ge, and M5 is selected from the group consisting of Zr, Si, P and Bi. One or a combination of two or more elements, X is N (nitrogen), B
(Boron), 6 and C (carbon), if one kind or two or more kinds, in atomic percentage, R: 3 to 30%, M3:
0.5 to 17%, M5: 0.3 to 15% (however, M3
+ M5 ≦ 20%), X: 0.3 to 50%, the balance substantially consisting of Fe, and the main phase having a ThMn 12 type tetragonal structure, an iron-rare earth permanent magnet material. 【請求項５】 請求項１に記載の鉄−希土類系永久磁石
材料において、Ｍ１は４種類以上の元素の組合せからな
るものであることを特徴とする鉄−希土類系永久磁石材
料。5. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 1, wherein M1 is a combination of four or more elements. 【請求項６】 請求項２に記載の鉄−希土類系永久磁石
材料において、Ｍ２は４種類以上の元素の組合せからな
るものであることを特徴とする鉄−希土類系永久磁石材
料。6. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 2, wherein M2 is a combination of four or more kinds of elements. 【請求項７】 請求項３に記載の鉄−希土類系永久磁石
材料において、Ｍ３とＭ４の合計が４種類以上の元素の
組合せからなるものであることを特徴とする鉄−希土類
系永久磁石材料。7. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 3, wherein the total of M3 and M4 is a combination of four or more kinds of elements. . 【請求項８】 請求項４に記載の鉄−希土類系永久磁石
材料において、Ｍ３とＭ５の合計が４種類以上の元素の
組合せからなるものであることを特徴とする鉄−希土類
系永久磁石材料。8. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 4, wherein the total of M3 and M5 is a combination of four or more kinds of elements. . 【請求項９】 請求項１ないし８の何れかの項に記載の
鉄−希土類系永久磁石材料において、Ｆｅの一部をＣｏ
で置換することにより、原子百分率で、Ｃｏ：１〜５０
％を含むようにしたことを特徴とする鉄−希土類系永久
磁石材料。9. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 1, wherein a part of Fe is Co.
By substitution with Co: 1 to 50 in atomic percentage
% Of iron-rare earth permanent magnet material. 【請求項１０】 請求項１ないし９の何れかの項に記載
の鉄−希土類系永久磁石材料において、Ｆｅの一部をＮ
ｉで置換することにより、原子百分率で、Ｎｉ：０．５
〜３０％を含むようにしたことを特徴とする鉄−希土類
系永久磁石材料。10. The iron-rare earth-based permanent magnet material according to claim 1, wherein a part of Fe is N.
By substituting i, atomic percentage of Ni: 0.5
An iron-rare earth-based permanent magnet material characterized by containing -30%. 【請求項１１】 請求項１ないし１０の何れかの項に記
載の鉄−希土類系永久磁石材料において、原子百分率
で、Ｒ：５〜１８％を含むことを特徴とする鉄−希土類
系永久磁石材料。11. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 1, wherein the iron-rare earth permanent magnet material contains R: 5 to 18% in atomic percentage. material. 【請求項１２】 請求項１１に記載の鉄−希土類系永久
磁石材料において、原子百分率で、Ｒ：６〜１２％を含
むことを特徴とする鉄−希土類系永久磁石材料。12. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 11, wherein the iron-rare earth permanent magnet material contains R: 6 to 12% in atomic percentage. 【請求項１３】 請求項１２に記載の鉄−希土類系永久
磁石材料において、原子百分率で、Ｒ：７〜９％を含む
ことを特徴とする鉄−希土類系永久磁石材料。13. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 12, which contains R: 7 to 9% in atomic percentage. 【請求項１４】 請求項２，４，６若しくは８の何れか
の項に記載の鉄−希土類系永久磁石材料、または請求項
９ないし１３の何れかの項に記載の鉄−希土類系永久磁
石材料の中でＸを含むような鉄−希土類系永久磁石材料
において、原子百分率で、Ｘ：２〜２０％を含むことを
特徴とする鉄−希土類系永久磁石材料。14. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 2, 4, 6 or 8, or the iron-rare earth permanent magnet according to any one of claims 9 to 13. An iron-rare earth permanent magnet material containing X: 2 to 20% in atomic percentage in an iron-rare earth permanent magnet material containing X in the material. 【請求項１５】 請求項１４に記載の鉄−希土類系永久
磁石材料において、原子百分率で、Ｘ：４〜１２％を含
むことを特徴とする鉄−希土類系永久磁石材料。15. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 14, wherein X: 4 to 12% in atomic percentage is contained. 【請求項１６】 請求項２，４，６若しくは８の何れか
の項に記載の鉄−希土類系永久磁石材料、または請求項
９ないし１３の何れかの項に記載の鉄−希土類系永久磁
石材料の中でＸを含むような鉄−希土類系永久磁石材料
において、ＸがＮであることを特徴とする鉄−希土類系
永久磁石材料。16. An iron-rare earth permanent magnet material according to any one of claims 2, 4, 6 and 8, or an iron-rare earth permanent magnet according to any one of claims 9 to 13. An iron-rare earth permanent magnet material containing X among the materials, wherein X is N. 【請求項１７】 請求項２，４，６若しくは８の何れか
の項に記載の鉄−希土類系永久磁石材料、または請求項
９ないし１３の何れかの項に記載の鉄−希土類系永久磁
石材料の中でＸを含むような鉄−希土類系永久磁石材料
において、ＸがＮとＢの組み合わせであることを特徴と
する鉄−希土類系永久磁石材料。17. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 2, 4, 6 or 8, or the iron-rare earth permanent magnet according to any one of claims 9 to 13. An iron-rare earth permanent magnet material containing X among the materials, wherein X is a combination of N and B. 【請求項１８】 請求項２，４，６若しくは８の何れか
の項に記載の鉄−希土類系永久磁石材料、または請求項
９ないし１３の何れかの項に記載の鉄−希土類系永久磁
石材料の中でＸを含むような鉄−希土類系永久磁石材料
において、ＸがＮとＢとＣの組み合わせであることを特
徴とする鉄−希土類系永久磁石材料。18. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 2, 4, 6 or 8, or the iron-rare earth permanent magnet according to any one of claims 9 to 13. An iron-rare earth permanent magnet material containing X among the materials, wherein X is a combination of N, B and C. 【請求項１９】 請求項２，４，６若しくは８の何れか
の項に記載の鉄−希土類系永久磁石材料、または請求項
９ないし１３の何れかの項に記載の鉄−希土類系永久磁
石材料の中でＸを含むような鉄−希土類系永久磁石材料
において、ＸがＮとＣの組み合わせであることを特徴と
する鉄−希土類系永久磁石材料。19. An iron-rare earth permanent magnet material according to any one of claims 2, 4, 6 and 8, or an iron-rare earth permanent magnet according to any one of claims 9 to 13. An iron-rare earth permanent magnet material containing X among the materials, wherein X is a combination of N and C. 【請求項２０】 請求項２，４，６若しくは８の何れか
の項に記載の鉄−希土類系永久磁石材料、または請求項
９ないし１３の何れかの項に記載の鉄−希土類系永久磁
石材料の中でＸを含むような鉄−希土類系永久磁石材料
において、ＸがＢであることを特徴とする鉄−希土類系
永久磁石材料。20. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 2, 4, 6 or 8, or the iron-rare earth permanent magnet according to any one of claims 9 to 13. An iron-rare earth permanent magnet material, wherein X is B in an iron-rare earth permanent magnet material containing X in the material. 【請求項２１】 請求項２，４，６若しくは８の何れか
の項に記載の鉄−希土類系永久磁石材料、または請求項
９ないし１３の何れかの項に記載の鉄−希土類系永久磁
石材料の中でＸを含むような鉄−希土類系永久磁石材料
において、ＸがＣであることを特徴とする鉄−希土類系
永久磁石材料。21. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 2, 4, 6 or 8, or the iron-rare earth permanent magnet according to any one of claims 9 to 13. An iron-rare earth permanent magnet material containing X among the materials, wherein X is C. 【請求項２２】 請求項２，４，６若しくは８の何れか
の項に記載の鉄−希土類系永久磁石材料、または請求項
９ないし１３の何れかの項に記載の鉄−希土類系永久磁
石材料の中でＸを含むような鉄−希土類系永久磁石材料
において、ＸがＢとＣの組み合わせであることを特徴と
する鉄−希土類系永久磁石材料。22. The iron-rare earth permanent magnet material according to claim 2, 4, 6 or 8, or the iron-rare earth permanent magnet according to any one of claims 9 to 13. An iron-rare earth permanent magnet material containing X among the materials, wherein X is a combination of B and C. 【請求項２３】 請求項１６ないし１９の何れかの項に
記載の鉄−希土類系永久磁石材料を製造するに際して、
予め、Ｎ含有量が所望の量よりは少ない材料を作製した
後、これをＮを含む気体中で処理して材料中にＮを侵入
させることにより、所望のＮ含有量にするようにしたこ
とを特徴とする鉄−希土類系永久磁石材料の製造方法。23. When manufacturing the iron-rare earth permanent magnet material according to claim 16,
A material having an N content lower than a desired amount was prepared in advance, and then the material was treated in a gas containing N to allow N to penetrate into the material to obtain a desired N content. And a method for producing an iron-rare earth permanent magnet material. 【請求項２４】 請求項１６ないし１９の何れかの項に
記載の鉄−希土類系永久磁石材料を製造するに際して、
予め、実質的にＮを含有しない材料を作製した後、これ
をＮを含む気体中で処理して材料中にＮを侵入させるこ
とにより、所望のＮ含有量にするようにしたことを特徴
とする鉄−希土類系永久磁石材料の製造方法。24. In manufacturing the iron-rare earth permanent magnet material according to claim 16,
A material containing substantially no N is prepared in advance, and the material is treated in a gas containing N to allow N to penetrate into the material to obtain a desired N content. A method of manufacturing an iron-rare earth permanent magnet material. 【請求項２５】 請求項２３または２４に記載の鉄−希
土類系永久磁石材料の製造方法において、Ｎを含む気体
がＮ2ガスであることを特徴とする鉄−希土類系永久磁
石材料の製造方法。25. The method for producing an iron-rare earth permanent magnet material according to claim 23 or 24, wherein the gas containing N is N 2 gas. . 【請求項２６】 請求項２３または２４に記載の鉄−希
土類系永久磁石材料の製造方法において、Ｎを含む気体
がＮ2ガスとＨ2ガスの混合気体であることを特徴とする
鉄−希土類系永久磁石材料の製造方法。26. The iron-rare earth metal according to claim 23 or 24, wherein the gas containing N is a mixed gas of N 2 gas and H 2 gas. Of manufacturing a permanent magnet material. 【請求項２７】 請求項２３または２４に記載の鉄−希
土類系永久磁石材料の製造方法において、Ｎを含む気体
がＮＨ3ガスであることを特徴とする鉄−希土類系永久
磁石材料の製造方法。27. The method for producing an iron-rare earth permanent magnet material according to claim 23, wherein the gas containing N is NH 3 gas. .
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