强磁性合金和强磁性合金的制造方法

摘要

通过超急冷法生成的未将Fe元素的一部分用结构稳定化元素置换的Y‑Fe系强磁性合金虽然具有高磁化，但供于实用时磁各向异性的大小依然很小。本发明教导了通过对主成分为Y‑Fe的2元系、Y‑Fe‑Co的3元系进行部分置换Gd，可以提高磁各向异性磁场，并且通过对Y‑Sm‑Fe‑Co的4元系进行部分置换Gd，磁各向异性磁场同等或降低。

说明书

技术领域

本申请涉及强磁性合金及其制造方法。

背景技术

近年来，要求开发降低了稀土类元素的含量的磁铁。本说明书中的稀土类元素是指选自钪(Sc)、钇(Y)和镧系元素中的至少1种元素。此处，镧系元素是指从镧至镥的15种元素的总称。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2014-47366号公报

发明内容

发明要解决的问题

作为所含的稀土类元素的组成比率较小的强磁性合金，已知具有体心四方晶的ThMn₁₂型晶体结构的RFe₁₂(R为稀土类元素中的至少1种)。然而，RFe₁₂有在2元系中晶体结构对于热不稳定的问题。专利文献1教导了通过R选择为Y并且使用超急冷法，从而在Y-Fe的2元系中生成ThMn₁₂型。

在专利文献1的强磁性合金中，由于未将一部分Fe元素用结构稳定化元素M(M＝Si、Al、Ti、V、Cr、Mn、Mo、W、Re、Be、Nb等)置换，因此具有高的磁化，但为了供于实用，存在想要进一步增大磁各向异性的大小的问题。

用于解决问题的手段

为了解决上述问题，本发明的强磁性合金的特征在于，在作为Y-Fe系强磁性合金、Y-Fe-Co系强磁性合金、Y-Sm-Fe-Co系强磁性合金中的任一种的R’-TM系强磁性合金中，上述R’为至少包含元素种类Y和Gd的稀土类元素，上述TM为至少包含元素种类Fe的过渡金属，包含Gd部分地置换上述稀土类元素所具有的稀土类位点的一部分而得的主相，上述主相为具有TbCu₇型晶体结构与ThMn₁₂型晶体结构的中间晶体结构的、作为Y-Fe系强磁性化合物、Y-Fe-Co系强磁性化合物、Y-Sm-Fe-Co系强磁性化合物中的任一种的R’-TM系强磁性化合物。

另外，为了解决上述问题，本发明的强磁性合金的制造方法的特征在于，包括以下工序：工序A，在作为Y-Fe系强磁性合金、Y-Fe-Co系强磁性合金、Y-Sm-Fe-Co系强磁性合金中的任一种的R’-TM系强磁性合金中，上述R’为至少包含元素种类Y和Gd的稀土类元素，上述TM为至少包含元素种类Fe的过渡金属，准备含有上述R’和上述TM的合金的熔液的工序；和工序B，通过冷却上述合金的熔液使其凝固，从而上述稀土类元素的占有位点的至少一部分被Fe原子对随机地置换，形成包含作为强磁性化合物的R’-TM系强磁性化合物的R’-TM系强磁性合金的工序。

发明效果

根据本发明，可提供能够解决低的磁各向异性磁场的新的强磁性合金及其制造方法。

附图说明

图1示意性地示出了本发明中的R’-TM系强磁性化合物的晶体结构。

图2是示出本发明中的R’-TM系强磁性化合物的晶体结构、ThMn₁₂型晶体结构和TbCu₇型晶体结构的位点对应关系的图。

图3是示出本发明中的R’-TM系强磁性化合物的晶体结构、ThMn₁₂型晶体结构和TbCu₇型晶体结构的图。

具体实施方式

[R’-TM系强磁性化合物的组成、结构和磁各向异性磁场]

本发明涉及的R’-TM系强磁性合金是包含空间群Immm的R’-TM系强磁性化合物的R’-TM系强磁性合金。需要说明的是，在本说明书中，“R’”是至少包含Y(钇)和Gd(钆)的稀土类元素，还可以包含Sm。另外，“TM”是包含Fe的过渡金属，也可以包含Co。其中，由以原子比计Fe比Co多的组成构成。

该R’-TM系强磁性化合物是体心四方晶ThMn₁₂型晶体结构中的稀土类元素的占有位点(可占有位点)的至少一部分被一对Fe原子(Fe哑铃)随机地置换的强磁性化合物。换言之，该R’-TM系强磁性化合物由TbCu₇型晶体结构与ThMn₁₂型晶体结构的中间晶体结构构成。此处，Fe哑铃当然包含于TM中，在本发明的组成范围内，由于Co原子未配位于Fe哑铃位点，因此表述为Fe哑铃。

图1示意性地示出本发明涉及的R’-TM系强磁性化合物的晶体结构。图1中，稀土类元素R’和LRE及Fe哑铃可占据的位点由大圆圈和Fe哑铃相互重叠来表述。更详细地，作为稀土类元素R’的占有位点，示出2a位点(灰色圆圈)和2d位点(空心圆圈)。

另一方面，作为Fe哑铃的占有位点，示出4g₁位点和4g₂位点。在本发明涉及的R’-TM系强磁性化合物中，Fe哑铃可以在某种程度上随机地占有稀土类元素R’的占有位点。

即，对于本发明中的R’-TM系强磁性化合物的晶体结构，Fe哑铃并非完全随机地与稀土类元素R’进行置换。Fe哑铃对完全随机地与稀土类元素R’进行置换的晶体结构是TbCu₇型晶体结构。因此，在R’-TM系强磁性化合物的X射线衍射图案中，观察到显示出从TbCu₇型晶体结构向ThMn₁₂型晶体结构的规则性发展的超晶格衍射。

然而，这些超晶格衍射峰的强度弱于由稀土类元素和Fe哑铃进行置换且规则性发展的熟知的ThMn₁₂型晶体结构产生的超晶格衍射峰的强度。特别是，在粉末X射线衍射中，从强度、不与其他峰重叠的方面考虑，(310)和(002)的衍射峰适合作为指标。这些衍射峰在TbCu₇型晶体结构中无法观察到，比在ThMn₁₂型晶体结构中观察到的强度弱。

图2以位点的对应关系示出本发明涉及的R’-TM系强磁性化合物的晶体结构是ThMn₁₂型晶体结构与TbCu₇型晶体结构的中间结构。由于本发明涉及的R’-TM系强磁性化合物是通过热处理条件来连续地形成TbCu₇型晶体结构与ThMn₁₂型晶体结构的中间结构，因此为了表述这种中间结构而使用了空间群Immm。通过排除TbCu₇型的围绕c轴的6次旋转对称性和ThMn₁₂型的围绕c轴的4次旋转对称性、并留下体心的对称性，从而可以将该中间晶体结构表述为稀土类元素和Fe哑铃的连续置换。

为了进行明示，图3示意性地示出了本发明涉及的R’-TM系强磁性化合物的晶体结构、ThMn₁₂型晶体结构和TbCu₇型晶体结构的相互关系。在ThMn₁₂型晶体结构中，Fe哑铃位于稀土类元素R’的占有位点中的Fe哑铃线上，但在TbCu₇型晶体结构中，Fe哑铃可存在于稀土类元素R’的占有位点的任意位置。

即，在TbCu₇型晶体结构中，Fe哑铃的占有概率在Fe哑铃线与稀土类元素线之间没有差别。相对于此，在本发明涉及的R’-TM系强磁性化合物的晶体结构中，Fe哑铃的占有概率在Fe哑铃线与稀土类元素线之间不相等。将在Fe哑铃位置具有这种不规则性、并且晶格常数满足a_ortho＝b_ortho的晶体结构称为“不规则ThMn₁₂型”。在斜方晶中存在a_ortho≠b_ortho的限制，通过不受该限制，来表现连续的晶体结构的变化。

本发明涉及的R’-TM系强磁性化合物由Y_1-α-xGd_αSm_x(Fe_1-yCo_y)_z表示组成的情况下，期望的是10.5＜z＜14.0的组成范围。这是因为：在11.5≤z＜14.0的组成范围内，最终生成a轴和b轴长度相同的斜方品(不规则ThMn₁₂型晶体结构)，并且在10.5＜z＜11.5的组成范围内，最终生成a轴和b轴的长度最大仅相差0.1％左右的斜方晶(准不规则ThMn₁₂型晶体结构)。为此进行合适的热处理对于生成这些最终结构是适当的。进而，期望落入0≤x≤0.5且0＜y＜0.5且0＜α＜1(其中，当然0＜x+α＜1)的组成范围。

对于Sm，虽然根据其置换量，室温下的磁各向异性能量发生改变，但其增减如后述所示地根据Gd置换量而变化，并且是复杂的。另一方面，Sm的置换量过多，为x＞0.5的情况下，无法以充分供于实用的量生成主相。另外，从伴随着居里温度升高而导致室温下的磁化升高与磁各向异性升高的观点出发，Co的部分置换是优选的。然而，置换量过多的情况下，会导致磁化降低和磁各向异性降低，因此是不期望的。

最后，稀土类元素与过渡金属之比期望为以充分供于实用的量生成主相。从磁特性的观点出发，更期望为0≤x≤0.5且0.1≤y≤0.3且10.5＜z＜14.0的组成范围。

本发明人着眼于以下内容：与Y同样地，Gd是能够通过超急冷法形成没有结构稳定化元素的ThMn₁₂型金属间化合物的元素，是对TM元素反强磁性地结合的元素。根据Gd的置换量的不同，磁化示出降低的倾向，但磁各向异性磁场提高。

其中，在包含Sm的情况下，推测会发生Gd和Sm对担负磁各向异性的稀土类位点的选择配位的竞争，因此磁各向异性磁场的行为是复杂的。因此，在磁各向异性磁场的观点上，Y-Fe系强磁性化合物和Y-Fe-Co系强磁性化合物、即x＝0的情况中，优选尽可能多地置换Gd的α＜1，更优选为α≥0.4。另外，在Y-Sm-Fe-Co系强磁性化合物、即0＜x≤0.5的情况中，磁各向异性磁场的行为是复杂的，例如在x＝0.4时，最好在z≥11.5时α＜1，另外不要落入z＜11.5。

以下，逐个工序地对本发明的R’-TM系强磁性合金的制造方法的实施方式的一例进行说明。另外，作为本申请相关的专利文献列举了专利文献1，在说明本申请时可以适当援用专利文献1的内容，在此预先提及。

[R’-TM系强磁性合金的制作方法]

(A)制作R’-TM母合金的工序

通过混合由R’和TM构成的合金并在真空或不活泼气体中进行熔化来制作母合金，从而准备熔液。通过熔化，合金组成被均匀化。通过使用事前制作的组成已知的R’-TM合金，具有在急冷凝固法中的金属熔化时易于调整组成的优点。所制作的R’-TM母合金锭的组成偏差可以在后述的工序(B)中修正。另外，作为其他方法，分别制作组成不同的多个合金、并在后述的工序(B)中进行混合的方法也可行。

R’-TM母合金锭的组成分析可以通过例如电感耦合等离子体发射光谱(Inductively coupled plasma optical emission spectrometry、ICP-OES)法进行。组成偏差的抑制可以通过缩短用于熔化的升温时间、或后加入稀土类元素的金属块等来实现。特别是R’包含Sm的情况下，由于Sm的蒸气压高而易于蒸发，因此后加入是有效的。

也可以替代上述方法，使用将构成元素的氧化物、金属与粒状金属钙混合，在不活泼气体气氛中使其加热反应的还原扩散法等。由于不经由包晶反应，因此具有能够抑制软磁性的Fe(-Co)相的生成的优点。

(B)使母合金急冷凝固的工序

在本实施方式中，使上述作为熔液而准备的R’-TM母合金急冷凝固来制作急冷凝固合金。作为急冷凝固法，可举出例如气体雾化法、单辊急冷法、双辊急冷法、带式浇铸法、熔纺法等辊急冷法。由于稀土类铁合金容易氧化，因此优选在高温下在真空中或不活泼气氛中进行急冷。

作为不规则Th₂Ni₁₇型的化合物相的R’₂TM₁₇比本发明中的R’-TM系强磁性化合物的热稳定性更高，即使进行后述的热处理工序(C)，也不会变为本发明中的R’-TM系强磁性化合物而仍为不规则R’₂TM₁₇。因此，出于确保本发明中的R’-TM系强磁性化合物的生成量的观点，优选在急冷凝固时抑制不规则R’₂TM₁₇的生成。这一点可通过提高冷却速度而实现。

在使用基于风冷式辊的熔纺法的情况下，在某些实施方式中，优选将辊圆周速度设定为一定速度以上。使辊圆周速度为一定速度以上时，R’-TM系强磁性化合物以50wt％以上的比例生成。通过进一步提高辊圆周速度，能够抑制不规则Th₂Ni₁₇型化合物相的生成，本发明中的R’-TM系强磁性化合物的生成量增加。

另一方面，根据后述的热处理工序(C)的热处理温度，本发明中的R’-TM系强磁性化合物的结构发生变化并且发生热分解。因此，即使根据工序(C)的热处理温度来进一步提高辊圆周速度，本发明中的R’-TM系强磁性化合物的生成量也不变。因此，优选从生产率的观点来确定辊圆周速度的上限值。

作为本发明的其他实施方式，也可以通过除急冷凝固法以外的生成亚稳定相的非平衡工艺来实施。例如，纳米粒子工艺或薄膜工艺。可举出分子束外延法、溅射法、EB蒸镀法、反应性蒸镀法、激光烧蚀法、电阻加热蒸镀法等气相法、或微波加热法等液相法、机械合金法。

(C)热处理工序

对于本发明涉及的R’-TM系强磁性化合物，通过热处理，晶体结构连续地从稀土类元素和哑铃型的Fe原子对完全不规则地置换的TbCu₇型晶体结构变化为稀土类元素和哑铃型的Fe原子对规则地置换的ThMn₁₂型晶体结构。因此，在所谓控制R’-TM系强磁性化合物的晶体结构的内容中，热处理温度和热处理时间是重要的。通过朝向ThMn₁₂型晶体结构的规则化不断进行，能够获得大的磁各向异性能量。

因此，为了将凭借上述方法形成的本发明涉及的R’-TM系强磁性合金或本发明涉及的R’-TM系强磁性化合物的结构进行优化，在优选的实施方式中进行热处理。将试样在高温环境下长时间保持，会导致稀土类元素的蒸发或试样的氧化，并且降低生产率。因此，期望的是在能够以较短的时间进行均匀的热处理程度的温度下实施热处理工序。热处理的温度可设定为例如600℃至1000℃之间。热处理的时间可设定为例如0.01小时以上且小于10小时的范围内。热处理的气氛必须为不活泼的，期望为Ar气氛。包含Sm的情况下，由于Sm的高蒸气压，试样中的Sm丢失，因此期望为Sm气氛。

考虑到R’-TM系强磁性化合物的从TbCu₇型晶体结构向ThMn₁₂型晶体结构的规则化，优选为高温，但R’-TM系强磁性化合物的分解不容忽视，因此更期望为R’-TM系强磁性化合物难以被分解的热处理温度。在本发明中，通过奇点检测(Singular>

[各实施例的说明]

以下，对本发明的实施例进行具体的说明，但本发明不限于这些实施例。

[实施例1](Y-Gd-Fe系强磁性合金的制作方法)

(工序A)

首先，为了得到组成为7.7Y-92.3Fe(at％)(化学式YFe₁₂)所示的总重量为1kg的原料合金，对Y(纯度99.9％)和电解铁(纯度99.9％)进行秤量。考虑到高温下的Y的蒸发，以与目标组成7.7Y-92.3Fe相比Y多5质量％的方式分别秤量Y和Fe。将所秤量的各金属混合并投入氧化铝坩埚，通过高频熔化来进行熔化。然后，在水冷的铜炉上使熔化金属展开，使其凝固得到合金锭。将所制作的合金锭使用ICP(Inductively>

对于如此得到的组成为7.7Y-92.3Fe和8.4Gd-91.6Fe的锭，以整体组成成为例如化学式Y_0.4Gd_0.6Fe₁₁的方式秤量添加7.7Y-92.3Fe、8.4Gd-91.6Fe、Y的金属块和Gd的金属块，将它们投入至出热液管。将投入有7.7Y-92.3Fe锭、8.4Gd-91.6Fe锭、Y金属块和Gd金属块的出热液管导入高频感应加热炉中，通过施加高频电场来在20kPa的Ar气氛中将锭和金属块进行加热并熔化。并且，对于7.7Y-92.3Fe和8.4Gd-91.6Fe的锭，按照与上述同样的步骤，将通过适量添加Y和Gd的金属块而调整了整体组成的试样进行加热并熔化。组成在化学式Y_1-αGd_αFe_z(0＜α＜1、z＝11、12)的范围内进行调整。以下，在本实施例中合金组成由化学式表述。

(工序B)

在工序A中确认Y-Gd-Fe系合金充分地熔化后，在出热液管压48kPa的Ar下在高速旋转的辊上将熔化金属射出使其急冷凝固，制作带状的合金(以下，称为超急冷薄带)。在本实施例中，将第1辊圆周速度(高速)设定为基本条件。通过将辊圆周速度设为高速，从而能够抑制初生(as-spun)试样(急冷凝固后未热处理的试样)中的不规则Th₂Ni₁₇型的生成，这是因为易于追踪热处理过程中的相分离、结构变化。但是，由于生成较大的晶粒而易于通过SPD法来检测各向异性磁场，因此也以比第1辊圆周速度慢的第2辊圆周速度(低速)进行制作。

需要说明的是，在本说明书中，将合金熔液的冷却速度用“辊圆周速度”来表达，辊圆周速度也会因冷却所使用的辊的导热率、热容量、气氛压力、出热液管压等而变化，因此也可以使用这些参数来进行控制。

(工序C)

将在工序B中制作的超急冷薄带包于Nb箔中，装填于设为Ar流动气氛的石英管，然后将石英管投入预先设定为一定温度的管状炉内保持0.3-0.5小时。然后，将石英管投入水中进行充分冷却。在Ar流动中的热处理比在真空中的热处理更能够抑制Y元素和Gd元素的蒸发。因此，在本实施例中，出于抑制组成偏差的目的，在Ar流动中实施热处理。

(磁各向异性磁场)

将在工序C制作的超急冷薄带粉碎至75μm以下来制成微粉。将该微粉与石蜡装入亚克力容器中并进行加热，由此来制作无取向结合的评价试样。将该试样导入至保持为20℃的超导电磁铁型振动试样型磁力计，暂时施加最大磁场5T或10T后扫频到0T，来测定磁化曲线。将磁化曲线的磁场的1阶微分显示为峰的位置定义为磁各向异性磁场，峰提取时考虑组成倾向、主相比率。由于测定试样的体积磁化不明确、且为不规则形状，因此不进行反磁场补正。另外，由粉末X射线衍射测定，以有限的强度观察到示出R’和Fe哑铃向ThMn₁₂型晶体结构的规则化的发展的(310)和(002)的衍射峰。

[表1]

表1示出了Y_1-αGd_αFe_z(0＜α＜1、z＝11、12)强磁性化合物在20℃下的磁各向异性磁场。可知：通过进行Gd置换，磁各向异性磁场增加，特别是从置换量为α≥0.4的组成范围附近急剧地增大。从在室温下的磁各向异性磁场的观点出发，更优选α≥0.4的置换范围。

[实施例2](Y-Gd-Fe-Co系强磁性合金的制作方法)

(工序A)

首先，为了得到组成为7.7Y-80.8Fe-11.5Co(at％)(化学式Y(Fe_0.87Co_0.13)₁₂)所示的总重量为0.9kg的原料合金，对Y(纯度99.9％)、电解铁(纯度99.9％)和电解Co(纯度99.9％)进行秤量。考虑到高温下的Sm的蒸发，以与目标组成7.7Y-80.8Fe-11.5Co相比Y多3质量％的方式分别秤量Y、Fe和Co。将所秤量的各金属混合并投入氧化铝坩埚，通过高频熔化来进行熔化。然后，在水冷的铜炉上使熔化金属展开，使其凝固得到合金锭。将所制作的合金锭使用ICP分析装置进行分析，结果是组成为7.4Y-81.3Fe-11.3Co(at％)。另外，同样地制作组成为7.6Gd-81.0Fe-11.4Co(at％)的合金。

对于如此得到的组成为7.4Y-81.3Fe-11.3Co和7.6Gd-81.0Fe-11.4Co的锭，以整体组成成为例如按化学式计为Y_0.4Gd_0.6(Fe_0.83Co_0.17)₁₁的方式秤量添加7.4Y-81.3Fe-11.3Co的锭、7.6Gd-81.0Fe-11.4Co的锭、Y的金属块、Gd的金属块和Co的金属块，将它们投入至出热液管。将投入有7.4Y-81.3Fe-11.3Co锭、7.6Gd-81.0Fe-11.4Co锭、Y金属块、Gd金属块和Co金属块的出热液管导入高频感应加热炉，在20kPa的Ar气氛中通过施加高频电场来将锭和金属块进行加热并熔化。对于7.7Y-92.3Fe和8.4Gd-91.6Fe的锭，按照与上述同样的步骤，将通过适量添加Y、Gd和Co的金属块而调整了整体组成的试样进行加热并熔化。组成在化学式Y_1-xGd_x(Fe_0.83Co_0.17)_z(0＜x＜1、z＝11、12)的范围内进行调整。以下，在本实施例中合金组成由化学式表述。

(工序B)

在工序A中确认Y-Gd-Fe-Co系合金充分地熔化后，在出热液管压48kPa的Ar下在高速旋转的辊上将熔化金属射出使其急冷凝固，制作带状的合金(以下，称为超急冷薄带)。在本实施例中，将第1辊圆周速度(高速)设定为基本条件。通过将辊圆周速度设为高速，从而能够抑制初生(as-spun)试样(急冷凝固后未热处理的试样)中的不规则Th₂Ni₁₇型的生成，这是因为易于追踪热处理过程中的相分离、结构变化。但是，由于生成较大的晶粒而易于通过SPD法来检测各向异性磁场，因此也以比第1辊圆周速度慢的第2辊圆周速度进行制作。

需要说明的是，在本说明书中，将合金熔液的冷却速度用“辊圆周速度”来表达，辊圆周速度也会因冷却所使用的辊的导热率、热容量、气氛压力、出热液管压等而变化，因此也可以使用这些参数来进行控制。

(工序C)

将在工序B中制作的超急冷薄带包于Nb箔中，装填于设为Ar流动气氛的石英管，然后将石英管投入预先设定为一定温度的管状炉内保持0.3-0.5小时。然后，将石英管投入水中进行充分冷却。在Ar流动中的热处理比在真空中的热处理更能够抑制Y元素和Gd元素的蒸发。因此，在本实施例中，出于抑制组成偏差的目的，在Ar流动中实施热处理。

(磁各向异性磁场)

将在工序C制作的超急冷薄带粉碎至75μm以下来制成微粉。将该微粉与石蜡装入亚克力容器中并进行加热，由此来制作无取向结合的评价试样。将该试样导入至保持为20℃的超导电磁铁型振动试样型磁力计，暂时施加最大磁场5T或10T后扫频到0T，来测定磁化曲线。将磁化曲线的磁场的1阶微分显示为峰的位置定义为磁各向异性磁场，峰提取时考虑组成倾向、主相比率。由于测定试样的体积磁化不明确、且为不规则形状，因此不进行反磁场补正。另外，由粉末X射线衍射测定，以有限的强度观察到示出R’和Fe哑铃向ThMn₁₂型晶体结构的规则化的发展的(310)和(002)的衍射峰。

[表2]

表2示出了Y_1-αGd_α(Fe_0.83Co_0.17)_z(0＜α＜1、z＝11、12)强磁性化合物在20℃下的磁各向异性磁场。可知：通过进行Gd置换，磁各向异性磁场增加，特别是从置换量为α≥0.4的组成范围附近急剧地增大。从在室温下的磁各向异性磁场的观点出发，更优选α≥0.4的置换范围。

[实施例3](Y-Gd-Sm-Fe-Co系强磁性合金的制作方法)

(工序A)

首先，为了得到组成为7.7Sm-80.8Fe-11.5Co(at％)(化学式Sm(Fe_0.87Co_0.13)₁₂)所示的总重量为0.9kg的原料合金，对Sm(纯度99.9％)、电解铁(纯度99.9％)和电解Co(纯度99.9％)进行秤量。考虑到高温下的Sm的蒸发，以与目标组成7.7Sm-80.8Fe-11.5Co相比Sm多10质量％的方式分别秤量Sm、Fe和Co。将所秤量的各金属混合并投入氧化铝坩埚，通过高频熔化来进行熔化。然后，在水冷的铜炉上使熔化金属展开，使其凝固得到合金锭。将所制作的合金锭使用ICP分析装置进行分析，结果是组成为9.0Sm-78.1Fe-12.8Co(at％)。

对于如此得到的组成为9.0Sm-78.1Fe-12.8Co与在实施例2中制作的组成为7.4Y-81.3Fe-11.3Co和7.6Gd-81.0Fe-11.4Co的锭，以整体组成成为例如按化学式计为Y_0.2Gd_0.4Sm_0.4(Fe_0.83Co_0.17)₁₁的方式秤量添加9.0Sm-78.1Fe-12.8Co的锭、7.4Y-81.3Fe-11.3Co的锭、7.6Gd-81.0Fe-11.4Co的锭、Y的金属块和Co的金属块，将它们投入至出热液管。将投入有9.0Sm-78.1Fe-12.8Co锭、7.4Y-81.3Fe-11.3Co锭、7.6Gd-81.0Fe-11.4Co锭、Y金属块和Co金属块的出热液管导入高频感应加热炉，在20kPa的Ar气氛中通过施加高频电场来将锭和金属块进行加热并熔化。对于这些锭，按照与上述同样的步骤，将通过适量添加Y和Co的金属块而调整了整体组成的试样进行加热并熔化。组成在化学式Y_0.6-αGd_αSm_0.4(Fe_0.83Co_0.17)_z(0＜α＜0.6、z＝11、12)的范围内进行调整。以下，在本实施例中合金组成由化学式表述。

(工序B)

在工序A中确认Y-Gd-Sm-Fe-Co系合金充分地熔化后，在出热液管压48kPa的Ar下在高速旋转的辊上将熔化金属射出使其急冷凝固，制作带状的合金(以下，称为超急冷薄带)。在本实施例中，将第1辊圆周速度(低速)设定为基本条件。这是因为生成较大的晶粒而易于通过SPD法来检测各向异性磁场。但是，通过将辊圆周速度设为高速，从而能够抑制初生(as-spun)试样(急冷凝固后未热处理的试样)中的不规则Th₂Ni₁₇型的生成，易于追踪热处理过程中的相分离、结构变化，因此也以比第1辊圆周速度快的第2辊圆周速度进行制作。

需要说明的是，在本说明书中，将合金熔液的冷却速度用“辊圆周速度”来表达，辊圆周速度也会因冷却所使用的辊的导热率、热容量、气氛压力、出热液管压等而变化，因此也可以使用这些参数来进行控制。

(工序C)

将在工序B中制作的超急冷薄带包于Nb箔中，装填于设为Ar流动气氛的石英管，然后将石英管投入预先设定为一定温度的管状炉内保持0.3-0.5小时。然后，将石英管投入水中进行充分冷却。在Ar流动中的热处理比在真空中的热处理更能够抑制Y元素和Gd元素的蒸发。因此，在本实施例中，出于抑制组成偏差的目的，在Ar流动中实施热处理。

(磁各向异性磁场)

将在工序C制作的超急冷薄带粉碎至75μm以下来制成微粉。将该微粉与石蜡装入亚克力容器中并进行加热，由此来制作无取向结合的评价试样。将该试样导入至保持为20℃的超导电磁铁型振动试样型磁力计，暂时施加最大磁场10T后扫频到0T，来测定磁化曲线。将磁化曲线的磁场的1阶微分显示为峰的位置定义为磁各向异性磁场，峰提取时考虑组成倾向、主相比率。由于测定试样的体积磁化不明确、且为不规则形状，因此不进行反磁场补正。另外，由粉末X射线衍射测定，以有限的强度观察到示出R’和Fe哑铃向ThMn₁₂型晶体结构的规则化的发展的(310)和(002)的衍射峰。

[表3]

表3示出了Y_0.6-αGd_αSm_0.4(Fe_0.83C_o0.17)_z(0＜α＜0.6、z＝11、12)强磁性化合物在20℃下的磁各向异性磁场。可知：对于基于Gd置换的磁各向异性磁场，在z＝11组成时降低，另外在z＝12组成时几乎无变化或有降低倾向。推测这起因于作为构成稀土类元素的Y、Sm、Gd的位点选择性。晶体学的稀土类位点具有2a和2d这2个，Y元素在2a位点发生强选择配位，而Sm和Gd依赖于R’和Fe哑铃的置换量所对应的稀土类位点周围的空间大小而配位量发生变化。

推定若置换Gd元素来替换Y元素，则Sm从对磁各向异性具有大的影响的稀土类位点被赶出而使磁各向异性降低。Sm担负本发明的强磁性化合物的大部分磁各向异性磁场，因此是非常重要的，是最好在生成量不大幅降低的范围内尽量多地导入的元素。在x＝0.4的情况下，期望是z≥11.5时α＜1、或不要落入z＜11.5。

需要说明的是，本发明的R’-TM系强磁性合金能够合适地用于例如块状的磁铁。并且，作为使用本发明的强磁性合金的装置，用于电机、发电机、具有其他驱动部件的驱动装置、及以MRI为代表的医疗装置。在这些装置中使用时的效果，可举出装置的小型化。并且，在这些装置中使用时的效果是，还可以防止因稀土类元素的供给不确定导致的调拨延迟、制造延迟，并且降低已完成的装置的价格变动的风险。

附图标记说明

1：2a位点、2：2d位点、3：4g₁位点、4：4g₂位点、5：4e位点、6：4f位点。