磁性化合物及其制造方法.pdf

本发明涉及磁性化合物及其制造方法。磁性化合物，其为由式(R1(1‑x)R2x)a(Fe(1‑y)Coy)bTcMd(上式中，R1为选自Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1种以上的元素，R2为选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素，T为选自Ti、V、Mo、Si和W中的1种以上的元素，M为选自不可避免的杂质元素以及Al、Cr、Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素，0≤x≤0.7，0≤y≤0.7，4≤a≤20，b＝100‑a‑c‑d，0＜c＜7.7，0≤d≤3)表示的磁性化合物，具有ThMn12型的晶体结构，α‑(Fe,Co)相的体积分数小于12.3％。

1.磁性化合物，其为由式(R¹_(1-x)R²_x)_a(Fe_(1-y)Co_y)_bT_cM_d表示的磁性化合物，具有ThMn₁₂型
的晶体结构，α-(Fe,Co)相的体积分数小于12.3％，
上式中，R¹为选自Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1种以上的元素，R²为选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、
Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素，T为选自Ti、V、Mo、Si和W中的1种以上的元素，M为选
自不可避免的杂质元素以及Al、Cr、Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素，0≤x≤0.7，0≤y≤
0.7，4≤a≤20，b＝100-a-c-d，0＜c＜7.7，0≤d≤3。
2.权利要求1所述的磁性化合物，其中，在将六边形A、B、C定义为A：以稀土原子R¹为中心
的由Fe(8i)和Fe(8j)位点构成的6元环、B：以Fe(8i)-Fe(8i)哑铃为中心的由Fe(8i)和Fe
(8j)位点构成的6元环、C：以Fe(8i)-稀土原子的线上为中心的由Fe(8j)和Fe(8f)位点构成
的6元环时，所述ThMn₁₂型的晶体结构具备该六边形A、B和C，六边形A的a轴方向长度为
0.612nm以下。
3.权利要求1或2所述的磁性化合物，其中，R¹为Sm。
4.权利要求1～3任一项所述的磁性化合物，其中，R²为Zr。
5.权利要求1～4任一项所述的磁性化合物，其中，为0≤x≤0.4。
6.权利要求1～5任一项所述的磁性化合物，其中，为4≤a≤15。
7.权利要求1～6任一项所述的磁性化合物，其中，为3.8≤c＜7.7。
8.权利要求1～7任一项所述的磁性化合物，其中，为0≤d≤2。
9.权利要求1～8任一项所述的磁性化合物，其中，为0≤y≤0.4。
10.权利要求1～9任一项所述的磁性化合物，其中，α-(Fe,Co)相的体积分数为10％以
下。
11.权利要求1所述的磁性化合物的制造方法，其包括：
准备由式(R¹_(1-x)R²_x)_a(Fe_(1-y)Co_y)_bT_cM_d表示的组成的合金的熔液的工序，上式中，R¹为选
自Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1种以上的元素，R²为选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu
中的1种以上的元素，T为选自Ti、V、Mo、Si和W中的1种以上的元素，M为选自不可避免的杂质
元素以及Al、Cr、Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素，0≤x≤0.7，0≤y≤0.7，4≤a≤20，b＝
100-a-c-d，0＜c＜7.7，0≤d≤3；和
以1×10²～1×10⁷K/秒的速度将所述熔液急冷的工序。
12.权利要求11所述的方法，其中，在所述急冷工序后还包括在800～1300℃下进行2～
120小时热处理的工序。
13.权利要求11或12所述的方法，其中，R¹为Sm。
14.权利要求11～13任一项所述的方法，其中，R²为Zr。
15.权利要求11～14任一项所述的方法，其中，为0≤x≤0.4。
16.权利要求11～15任一项所述的方法，其中，为4≤a≤15。
17.权利要求11～16任一项所述的方法，其中，为3.8≤c＜7.7。
18.权利要求11～17任一项所述的方法，其中，为0≤d≤2。
19.权利要求11～18任一项所述的方法，其中，为0≤y≤0.4。

磁性化合物及其制造方法

技术领域

本发明涉及各向异性磁场高且饱和磁化高的具有ThMn₁₂型的晶体结构的磁性化合
物及其制造方法。

背景技术

永磁体的应用遍及电子学、信息通信、医疗、机床领域、产业用和汽车用电机等广
泛的领域，在对二氧化碳排放量的抑制的要求高涨的期间，由于混合动力汽车的普及、产业
领域中的节能、发电效率的提高等，近年来对于更高特性的永磁体开发的期待在高涨。

当前，作为高性能磁体席卷市场的Nd-Fe-B系磁体也一直被用于HV/EHV用的驱动
电机用磁体。而且，近来，为满足电机的进一步小型化、高输出化(磁体的剩余磁化的增加)，
人们正在进行新的永磁体材料的开发。

作为对具有超过Nd-Fe-B系磁体的性能的材料的开发之一，正在进行具有ThMn₁₂型
晶体结构的稀土-铁系磁性化合物的研究。例如，在J.Appl.Phys.70(10)，6001(1991)中，提
出了包含Nd作为稀土元素的具有ThMn₁₂型的晶体结构的氮化磁性组合物。另外，在
J.Appl.Phys.63(8)，3702(1988)中，提出了包含Sm作为稀土元素的具有ThMn₁₂型的晶体结
构的磁性组合物。

发明内容

在迄今为止已知的具有NdFe₁₁TiN_x(其具有ThMn_l2型的晶体结构)的组成的化合物
中，由于N而呈现单轴磁各向异性，因此各向异性磁场高。但是，由于在600℃以上的高温下N
脱离使得各向异性磁场降低，因此难以通过烧结等的完全致密化来实现高性能化。另一方
面，上述那样的包含Sm的SmFe₁₁Ti化合物由于基本上不包含N，因此从完全致密化的观点出
发是有利的。但是，该SmFe₁₁Ti化合物迄今为止未能得到足够高的磁特性。

本发明的目的在于，提供可解决上述的现有技术的问题的、兼备高的各向异性磁
场和高的磁化的磁性化合物。

根据用于解决上述课题的本发明，提供以下内容。

(1)磁性化合物，其为由式(R¹_(1-x)R²_x)_a(Fe_(1-y)Co_y)_bT_cM_d(上式中，R¹为选自Sm、Pm、
Er、Tm和Yb中的1种以上的元素，R²为选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以
上的元素，T为选自Ti、V、Mo、Si和W中的1种以上的元素，M为选自不可避免的杂质元素以及
Al、Cr、Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素，0≤x≤0.7，0≤y≤0.7，4≤a≤20，b＝100-a-c-
d，0＜c＜7.7，0≤d≤3)表示的磁性化合物，具有ThMn₁₂型的晶体结构，α-(Fe,Co)相的体积
分数小于12.3％。

(2)(1)的磁性化合物，其中，在将六边形A、B、C定义为A：以稀土原子R¹为中心的由
Fe(8i)和Fe(8j)位点构成的6元环、B：以Fe(8i)-Fe(8i)哑铃为中心的由Fe(8i)和Fe(8j)位
点构成的6元环、C：以Fe(8i)-稀土原子的线上为中心的由Fe(8j)和Fe(8f)位点构成的6元
环时，上述ThMn₁₂型的晶体结构具备该六边形A、B和C，六边形A的a轴方向长度为0.612nm以
下。

(3)(1)的磁性化合物的制造方法，其包括：

准备由式(R¹_(1-x)R²_x)_a(Fe_(1-y)Co_y)_bT_cM_d(上式中，R¹为选自Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1
种以上的元素，R²为选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素，T为选
自Ti、V、Mo、Si和W中的1种以上的元素，M为选自不可避免的杂质元素以及Al、Cr、Cu、Ga、Ag
和Au中的1种以上的元素，0≤x≤0.7，0≤y≤0.7，4≤a≤20，b＝100-a-c-d，0＜c＜7.7，0≤
d≤3)表示的组成的合金的熔液的工序；和

以1×10²～1×10⁷K/秒的速度将上述熔液急冷的工序。

(3)的方法，其在上述急冷工序后，还包括在800～1300℃下进行2～120小时热处
理的工序。

附图说明

图1是示出各种稀土元素及其斯蒂文斯(Stevens)因子的值的坐标图。

图2是示意性地示出ThMn₁₂型的晶体结构的透视图。

图3是示意性地示出ThMn₁₂型的晶体结构中的六边形A、B和C的透视图。

图4是示意性地示出六边形的大小的变化的图。

图5是在带坯连铸法中使用的装置的示意图。

图6是示出实施例1～3和比较例1～10中的饱和磁化(室温)和各向异性磁场的测
定结果的坐标图。

图7是示出实施例1～3和比较例1～10中的饱和磁化(180℃)和各向异性磁场的测
定结果的坐标图。

图8是示出实施例4和5以及比较例11和12中的饱和磁化(室温)和各向异性磁场的
测定结果的坐标图。

图9是示出实施例4和5以及比较例11和12中的饱和磁化(180℃)和各向异性磁场
的测定结果的坐标图。

图10是示出实施例和比较例中的R²量与磁特性(各向异性磁场)的关系的坐标图。

图11是示出实施例和比较例中的R²量与磁特性(各向异性磁场)的关系的坐标图。

具体实施方式

以下，对本发明的磁性化合物进行详细说明。本发明的磁性化合物为由下式
(R¹_(1-x)R²_x)_a(Fe_(1-y)Co_y)_bT_cM_d表示的磁性化合物，以下对各构成成分进行说明。

(R¹)

R¹为具有正的斯蒂文斯因子的稀土元素，是为了体现永磁体特性而在本发明的磁
性化合物中必需的成分。图1中示出各种稀土元素及其斯蒂文斯因子的值。R¹具体地为选自
图1中所示的具有正的斯蒂文斯因子的Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1种以上的元素，特别优选使
用斯蒂文斯因子的值高的Sm。

在此，所谓斯蒂文斯因子，是取决于4f电子的空间分布的几何学形状的参数，采用
由稀土离子R³⁺的种类决定的值。4f电子根据其电子数显示特征的空间分布，在具有7个4f电
子的Gd³⁺离子的情况下，由于7个4f轨道被7个具有向上自旋的4f电子填满，因此轨道磁矩相
抵消而成为零，因此4f电子的存在概率呈球形的分布。与此相对，例如在Nd³⁺、Dy³⁺的情况
下，由于斯蒂文斯因子为负，因此4f电子的空间分布相对于作为对称轴的z轴变形，4f电子
的存在概率成为扁平状。与其相反，例如Sm³⁺的情况下，由于斯蒂文斯因子为正，因此4f电子
的空间分布相对于作为对称轴的z轴伸展，4f电子的存在概率成为纵长(vertically
long)。

在此，在使用斯蒂文斯因子为负的稀土元素的情况下，由于4f电子的存在概率为
扁平状，因此自旋不确定，为了成为单轴各向异性，需要进行氮化，但进行完全致密的磁体
化时不能使用烧结工序(这是由于在高温度下进行烧结时，具有烧结时的高温下脱氮、
ThMn₁₂结构在高温度下变得不稳定、分解为稀土氮化物和α-Fe的性质)，而止于作为粘结磁
体的使用。另一方面，在使用斯蒂文斯因子为正的稀土磁体的情况下，已知成为单轴各向异
性，不需要进行氮化。

(R²)

R²为选自Zr以及斯蒂文斯因子为负或零的La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中
的1种以上的元素，将稀土元素R¹的一部分置换，有助于ThMn₁₂型的结晶相的稳定化。即，R²
特别是Zr元素与ThMn₁₂型结晶内的R¹元素置换，产生晶格的收缩。由此，在将合金升高到高
温度，或使氮原子等侵入晶格内的情况下，具有稳定地维持ThMn_l2型结晶相的作用。另外，选
自斯蒂文斯因子为负或零的La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素与Sm相
比，资源风险小，因此，通过用该La等将稀土位点的一部分置换，能够制作资源风险更小的
磁体。另一方面，在磁特性方面，由于通过R²置换削弱来自R¹元素的强的磁各向异性，因此需
要从结晶的稳定性和磁特性方面来决定R²量。不过，本发明中R²的添加不是必需的。R²量x为
0≤x≤0.7，R²量为0的情况下，通过合金的成分组成的调节和热处理等，能够实现ThMn₁₂型
结晶相的稳定化，各向异性磁场提高。另一方面，如果R²的置换量超过0.7，则各向异性磁场
显著降低。R²量x优选为0≤x≤0.4。

R¹和R²的合计的配合量a设为4原子％以上、20原子％以下。这是因为，如果小于4原
子％，则Fe相的析出变得显著，热处理后不能降低Fe相的体积分数，如果超过20原子％，则
由于粒界相过多，因此磁化不会提高。优选地，R¹和R²的合计的配合量a为4≤a≤15。

(T)

T为选自Ti、V、Mo、Si和W中的1种以上的元素。已知的是，通过在R-Fe的2元系合金
(R：稀土元素)中添加Ti、V、Mo、Si、W作为第3元素，ThMn₁₂型的晶体结构得以稳定化，显示出
优异的磁特性。

以往，为了获得该T成分的稳定化效果，通过以超过必要量的方式大量地添加到合
金中，使ThMn₁₂型的晶体结构形成，因此构成合金中的化合物的Fe成分的含量降低，并且对
磁化最有影响的Fe原子的占有位点被置换为例如Ti原子，使整体的磁化降低。为了提高磁
化，只要降低Ti的配合量即可，但在这种情况下，会损害ThMn₁₂型的晶体结构的稳定化。作为
以往的RFe_12-xTi_x化合物报道了RFe₁₁Ti，但尚未报道x小于1即Ti小于7.7原子％的化合物。

如果减少使ThMn₁₂型的晶体结构稳定化的Ti，则损害ThMn₁₂型的晶体结构的稳定
化，并有对各向异性磁场或矫顽力造成不良影响的α-(Fe,Co)析出。本发明通过控制合金熔
液的冷却速度，从而抑制α-(Fe,Co)的析出量，使化合物中的α-(Fe,Co)相的体积分数处于
一定程度以下，由此即使使T成分的配合量减少，也可以稳定地生成具有高的磁特性的
ThMn_l2相。

T成分的配合量为在RFe_12-xTi_x化合物中使x小于1的量，即小于7.7原子％。如果设
为7.7原子％以上，则构成化合物的Fe成分的含量降低，使整体的磁化降低。优选地，T成分
的配合量c为3.8≤c≤7.7。

(M)

M为选自不可避免的杂质元素以及Al、Cr、Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素。该不
可避免的杂质元素是指进入到原料中的元素、在制造工序中混入的元素，具体可列举出B、
C、N、O、H、P和Mn。M有助于ThMn₁₂型的结晶的粒生长的抑制、ThMn₁₂型的结晶以外的相(例如
粒界相)的粘性、熔点，但在本发明中不是必需的。M的配合量d设为3原子％以下，优选设为2
原子％以下。如果超过3原子％，则构成合金中的化合物的Fe成分的含量降低，使整体的磁
化降低。

(Fe和Co)

本发明的化合物将上述元素以外设为Fe，但可用Co置换Fe的一部分。Co通过与Fe
置换，根据Slater-Pauling定律(スレーターポーリング則)，能够产生自发磁化的增大，使
各向异性磁场、饱和磁化两特性提高。但是，如果Co的置换量超过0.7，则不能发挥效果。另
外，由于通过将Fe用Co置换，化合物的居里点上升，因此具有抑制高温度下的磁化的下降的
效果。优选地，Co的置换量y为0≤y≤0.4。

本发明的磁性化合物的特征在于，由上述式表示并具有ThMn₁₂型的晶体结构。该
ThMn₁₂型的晶体结构为正方晶，在XRD测定结果中，示出2θ的值分别为29.801、36.554、
42.082、42.368、43.219°(±0.5°)的峰。进而，本发明的磁性化合物的特征在于，α-(Fe,Co)
相的体积分数小于12.3％，优选为10％以下，进一步优选为8.4％以下。予以说明，通过将样
品进行树脂包埋、研磨，用OM或SEM-EDX进行观察，通过图像解析由剖面中的α-(Fe,Co)相的
面积率来计算出该体积分数。在此，如果假定组织无规则且未取向，则在平均面积率A与体
积率V之间成立以下的关系式。

A≒V

在此，本发明中，将这样测定的α-(Fe,Co)相的面积率作为体积分数。

如以上所述，本发明的磁性化合物通过使用具有正的斯蒂文斯因子的元素作为稀
土元素来提高各向异性磁场，与以往的RFe₁₁Ti型化合物相比，使T成分减少，由此能够提高
磁化，另外，通过使α-(Fe,Co)相的体积分数减少为小于12.3％，能够使各向异性磁场提高。

(晶体结构)

本发明的磁性化合物是具有图2所示那样的ThMn₁₂型的正方晶系的晶体结构的含
有稀土元素的磁性化合物。而且，如图3所示，在此，在将六边形A、B、C定义为A：以稀土原子
R¹为中心的由Fe(8i)和Fe(8j)位点构成的6元环(图3(a))、B：以Fe(8i)-Fe(8i)哑铃为中心
的由Fe(8i)和Fe(8j)位点构成的6元环(图3(a))、C：以Fe(8i)-稀土原子的线上为中心的由
Fe(8j)和Fe(8f)位点构成的6元环(图3(b))时，是六边形A的a轴方向长度：Hex(A)为
0.612nm以下的磁性化合物。

如图4所示，相对于以往的磁性化合物，本发明的磁性化合物的作为稳定化元素的
T(例如Ti)少，从原子半径大的Ti置换为Fe，由此六边形A的形状、尺寸平衡变差，但通过用
原子半径小于Sm的Zr等对其进行弥补来调整。

(制造方法)

本发明的磁性化合物基本上可采用模具铸造法、电弧熔化法等以往的制造方法来
制造，但在以往的方法中，会析出较多的ThMn₁₂相以外的稳定相(α-(Fe,Co)相)，使各向异性
磁场降低。在此，着眼于“ThMn₁₂型结晶析出的温度为＜α-(Fe,Co)析出的温度”，在本发明
中，以1×10²～1×10⁷K/秒的速度将合金的熔液急冷，由此使得不长时间地停留在α-(Fe,
Co)析出的温度附近，使α-(Fe,Co)的析出减少，让ThMn₁₂型结晶大量生成。

作为冷却法，能够使用例如图5中所示的装置10，采用带坯连铸法或超急冷法以规
定的速度进行冷却。该装置10中，在熔化炉11中将合金原料熔化，准备由式(R¹_(1-x)R²_x)_a
(Fe_(1-y)Co_y)_bT_cM_d表示的组成的合金的熔液12。予以说明，在上述式中，R¹为选自Sm、Pm、Er、
Tm和Yb中的1种以上的元素，R²为选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上
的元素，T为选自Ti、V、Mo和W中的1种以上的元素，M为选自不可避免的杂质元素以及Al、Cr、
Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素，0≤x≤0.7，0≤y≤0.7，4≤a≤20，b＝100-a-c-d，0＜c
＜7.7，0≤d≤3。将该熔液12以一定的供给量供给到中间罐(tundish)13。将供给到中间罐
13的熔液12从中间罐13的端部或底部的熔液出孔连续地供给到冷却辊14。

在此，中间罐13由氧化铝、氧化锆或氧化钙等的陶瓷构成，能够将从熔化炉11以规
定的流量连续地供给的熔液12暂时地贮存，对熔液12向冷却辊14的流动进行整流。另外，中
间罐13也具有对马上到达冷却辊14之前的熔液12的温度进行调节的功能。

冷却辊14由铜、铬合金等导热性高的材料形成，为了防止高温的熔液等的侵蚀，对
辊表面实施镀铬等。该辊通过未图示的驱动装置以规定的旋转速度沿箭头方向旋转。通过
控制该旋转速度，能够将熔液的冷却速度控制为1×10²～1×10⁷K/秒的速度。

在冷却辊14的外周上被冷却、凝固的合金熔液12成为薄片状的凝固合金15，从冷
却辊14剥离，被粉碎，在回收装置中被回收。

进而，在本发明中，可以包括在800～1300℃下对上述工序中得到的粒子进行2～
120小时热处理的工序。通过该热处理，使ThMn₁₂相被均质化，各向异性磁场、饱和磁化两特
性进一步提高。

实施例

实施例1～3和比较例1～9

准备用于制作以下的表1中示出的组成的化合物的合金的熔液，采用带坯连铸法
以10⁴K/秒的速度急冷，制作急冷薄片，在Ar气氛中实施1200℃、4小时热处理。接下来，在Ar
气氛中使用切碎机(cutter mill)将薄片粉碎，回收粒径30μm以下的粒子。由得到的粒子的
SEM图像(反射电子像)测定α-(Fe,Co)相的大小和面积率，另外，以面积率＝体积率计算出
体积率。另外，对得到的粒子实施磁特性评价(VSM)和晶体结构解析(XRD)。将结果示于表1
以及图6和图7中。

【表1】

由表1以及图6和图7中所示的结果可以看到，通过使Ti量为小于7.7at％，在室温
和180℃下显示了高的饱和磁化的值。特别是180℃下的饱和磁化的值显著高于180℃下的
NdFeB的饱和磁化(1.3T)。另一方面，比较例试样1～6使用了不是Sm而是Nd、Ce等具有负的
斯蒂文斯因子的稀土，因此无法获得大的各向异性磁场。比较例试样7～8由于Ti含量大至
7.7，因此饱和磁化低。

在此，在晶体结构中，在将六边形A、B、C定义为A：以稀土原子R¹为中心的由Fe(8i)
和Fe(8j)位点构成的6元环、B：以Fe(8i)-Fe(8i)哑铃为中心的由Fe(8i)和Fe(8j)位点构成
的6元环、C：以Fe(8i)-稀土原子的线上为中心的由Fe(8j)和Fe(8f)位点构成的6元环时，六
边形A的a轴方向的长度Hex(A)在以往的磁性化合物(比较例8)中，由表1估算为0.618nm，但
通过用Fe置换Ti，用Zr置换Sm，可知该值也减少。这可认为是由于在使Ti量降低时，将六边
形A的8i位点由Ti原子替换为原子半径小的Fe原子，六边形A的尺寸平衡降低，因此1-12相
没有稳定地形成，但通过用原子半径更小的Zr置换Sm原子对尺寸平衡进行弥补，因此尽管
Ti量降低也能够使1-12相生成。

实施例4和5

准备用于制作以下的表2中所示的组成的化合物的合金的熔液，采用带坯连铸法
以10⁴K/秒的速度急冷，制作急冷薄片。实施例5中，在其后在Ar气氛中实施1200℃、4小时热
处理。接着，在Ar气氛中使用切碎机将薄片粉碎，回收粒径30μm以下的粒子。对于得到的粒
子，与实施例1同样地操作，测定α-(Fe,Co)相的大小和面积率，计算出体积率。另外，对得到
的粒子实施磁特性评价(VSM)和晶体结构解析(XRD)。将结果示于表2以及图8和图9中。

比较例10和11

对用于制作以下的表2中所示的组成的化合物的合金进行电弧熔化，以50K/秒的
速度冷却，制作薄片。比较例11中，在其后在Ar气氛中实施1200℃、4小时热处理。接下来在
Ar气氛中使用切碎机将薄片粉碎，将粒径30μm以下的粒子回收。在纯度99.99％的氮气中于
450℃下对得到的粒子进行4小时氮化。对得到的粒子实施磁特性评价(VSM)和晶体结构解
析(XRD)，与实施例1同样地操作测得的α-(Fe,Co)相的大小和体积分数的测定结果一起，将
结果示于表2以及图8和图9中。

【表2】

由上述结果可知，以比较例10(电弧熔化)→比较例11(电弧熔化+均质化热处理)
→实施例4(急冷)→实施例5(急冷+均质化热处理)的顺序，α-(Fe,Co)相的大小及其体积率
下降。可认为通过急冷，α-(Fe,Co)相微细化，析出量也减少，进而组织全体也微细化，均质
地分散，由此特性提高。另外，可认为通过在冷却后进一步进行热处理，微细组织的均质化
有所深化，α-(Fe,Co)相也减少，由此各向异性磁场进一步提高。这样，即使使Ti量减少，通
过急冷处理和均质化热处理抑制α-(Fe,Co)相的析出，使如以往的SmFe₁₁Ti、NdFeB那样的各
向异性磁场(6MA/m左右)显现，由此可以制作较高地兼具各向异性磁场和饱和磁化的特性
的具有ThMn₁₂型的晶体结构的磁性化合物。

实施例6～9和比较例12～19

准备用于制作以下的表3中所示的组成的化合物的合金的熔液，采用带坯连铸法
以10⁴K/秒的速度急冷，制作急冷薄片。其后，在Ar气氛中实施1200℃、4小时热处理。接着，
在Ar气氛中使用切碎机将薄片粉碎，回收粒径30μm以下的粒子。对得到的粒子实施磁特性
评价(VSM)和晶体结构解析(XRD)。将结果示于表3以及图10和图11。

【表3】

在所有的试样中都几乎没有检测到α-(Fe,Co)相，其大小为1μm以下，体积率为
3.5％以下。另外，如果添加斯蒂文斯因子为负的稀土元素，各向异性磁场倾向于降低。在对
磁体的应用中，在100℃以上的高温环境下使用的情况下，优选具有可期待高矫顽力的5MA/
m以上的Ha值。另外，在室温附近使用的情况下，由于不需要大的矫顽力，因此Ha值可以设为
3MA/m左右，可以将剩余或低价格的Ce、Zr添加到原料中，也能够以低成本制成资源风险减
轻的磁体组合物。因此，R²的分数为0.7以下，更优选为0.4以下。

根据本发明，在具有ThMn₁₂型的晶体结构的由式(R¹_(1-x)R²_x)_a(Fe_(1-y)Co_y)_bT_cM_d表示
的化合物中，通过使用斯蒂文斯因子为正的元素作为稀土元素R¹，能够赋予在稀土系磁体
中必需的单轴结晶磁各向异性。另外，通过在制造过程中调节熔液的冷却速度，能够在冷却
时减少析出的α-(Fe,Co)相，使ThMn₁₂型的结晶较多地析出，由此使各向异性磁场提高。进
而，通过形成上述(2)中规定的尺寸，各六边形的尺寸平衡提高，能够稳定地形成ThMn₁₂型的
晶体结构。进而，通过减少T量，从而Fe、Co的磁性元素的比率上升，磁化提高。