JPH11233322A

JPH11233322A - 磁石およびボンディッド磁石

Info

Publication number: JPH11233322A
Application number: JP10041303A
Authority: JP
Inventors: Tetsuya Hidaka; 徹也日高; Tomomi Yamamoto; 智実山本; Akira Fukuno; 亮福野
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 1998-02-06
Filing date: 1998-02-06
Publication date: 1999-08-27

Abstract

(57)【要約】【課題】安価で、しかも高保磁力、高角形比の磁石を
提供する。【解決手段】Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、
Ｒ中のＳｍ比率は５０原子％以上である）、Ｔ（ＴはＦ
ｅ、またはＦｅおよびＣｏである）、Ｎ、Ｍ（Ｍは、Ｚ
ｒであるか、Ｚｒの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＣおよびＰから選択される
少なくとも１種の元素で置換したものである）およびＧ
ａを含有し、各元素の含有量が、Ｒ：４〜８原子％、
Ｎ：１０〜２０原子％、Ｍ：２〜１０原子％、Ｇａ：
０．１〜０．９原子％、Ｔ：残部であり、硬質磁性相と
軟質磁性相とを有し、硬質磁性相が、Ｒ、ＴおよびＮを
主体とし、ＴｂＣｕ₇型結晶相を含み、軟質磁性相が、
ｂｃｃ構造のＴ相を含み、軟質磁性相の平均結晶粒径が
５〜６０nmであり、軟質磁性相の比率が１０〜６０体積
％である磁石。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、希土類窒化磁石
と、この希土類窒化磁石の粉末を用いたボンディッド磁
石とに関する。

【０００２】

【従来の技術】高性能希土類磁石としては、Ｓｍ−Ｃｏ
系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石が実用化されているが、
近年、新規な希土類磁石の開発が盛んに行なわれてい
る。

【０００３】例えば、Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇結晶にＮが侵入型に
固溶したＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系の希土類窒化磁石が提案され
ており、Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ_2.3付近の組成で、４πＩs＝１
５．４kG、Ｔc＝４７０℃、Ｈ_A＝１４Ｔの基本物性が得
られること、Ｚｎをバインダとするメタルボンディッド
磁石として１０．５MGOeの(BH)maxが得られること、ま
た、Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇金属間化合物へのＮの導入により、キ
ュリー温度が大幅に向上して熱安定性が改良されたこと
が報告されている（Paper No.S1.3 at the Sixth Inter
national Symposium on Magnetic Anisotropy and Coer
civity in RareEarth-Transition Metal Alloys,Pittsb
urgh,PA,October 25,1990.(Proceedings Book:Carnegie
Mellon University,Mellon Institute,Pittsburgh,PA
15213,USA)）。

【０００４】希土類窒化磁石（以下、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系
磁石）は、理論的にはＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を超える特
性が期待されるため、様々な提案がなされている。Ｓｍ
−Ｆｅ−Ｎ系磁石の高性能化、特に高い磁化を得るため
には、磁石中のα−Ｆｅ相の比率を高くすることが有効
である。α−Ｆｅ相を増加させるためには、磁石全体の
希土類元素量を減らせばよく、希土類元素の使用量を減
らせばコスト的にも有利である。しかし、希土類元素量
を減らしてα−Ｆｅ相を単に増加させただけでは、保磁
力の低下を招き、磁石特性はかえって低くなってしま
う。このため、以下に示すような提案がなされている。

【０００５】例えば本出願人による特開平８−３１６０
１８号公報では、Ｒ（Ｓｍを主体とする希土類元素）を
４〜８原子％、Ｎを１０〜２０原子％、Ｍ（Ｚｒを必須
とする添加元素）を２〜１０原子％含有し、残部が実質
的にＴ（Ｆｅ等の遷移元素）であって、ＴｂＣｕ₇型硬
質磁性相と、α−Ｆｅ相等のｂｃｃ構造Ｔ相からなる軟
質磁性相とを有し、軟質磁性相の平均結晶粒径が５〜６
０nmであり、軟質磁性相の割合が１０〜６０体積％であ
るＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石を提案している。この磁石は、
Ｚｒを必須とし、かつ軟質磁性相の平均結晶粒径および
磁石中における軟質磁性相の割合を限定したことを特徴
とするものである。これらの限定により、希土類元素の
比率を８原子％以下と少なくして高磁化を達成したにも
かかわらず、比較的高い保磁力が得られている。

【０００６】また、特開平８−８１７４１号公報には、
Ｒ¹ _xＲ² _yＴ_100-x-y-z-vＭ_zＮ_v（Ｒ¹は希土類元素の１種
以上、Ｒ²はＺｒ、ＨｆおよびＳｃの１種以上、ＴはＦ
ｅおよびＣｏの１種以上、ＭはＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｃ
ｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｇ
ｅ、ＳｎおよびＳｂの１種以上。ｘ、ｙ、ｚ、ｖは原子
％でそれぞれ２≦ｘ≦２０、０≦ｙ≦１５、２≦ｘ＋ｙ
≦２０、０≦ｚ≦２０、０．０１≦ｖ≦２０を示す）で
表される組成であって、ＴｂＣｕ₇型結晶構造を有する
相を主相とし、この主相中に前記Ｔ元素が９０原子％以
上含まれる磁石材料が記載されている。同公報では、主
相中にＴ元素を９０％以上含ませることにより、主相の
飽和磁束密度を向上させることができるとしている。そ
して、α−Ｆｅ相については、その析出を防止すること
を目的としている。

【０００７】上記特開平８−３１６０１８号公報では、
工業材料となっているＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石より高い特
性も得られているが、保磁力および後述する角形比につ
いては、さらに高いことが望ましい。一方、上記特開平
８−８１７４１号公報では、コンピュータのハードディ
スク駆動装置用のスピンドルモータに用いるには不十分
な特性しか得られていない。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、安価
で、しかも高保磁力、高角形比の磁石を提供することで
ある。

【０００９】

【課題を解決するための手段】このような目的は、下記
（１）〜（４）のいずれかの構成により達成される。（１）Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、Ｒ中の
Ｓｍ比率は５０原子％以上である）、Ｔ（ＴはＦｅ、ま
たはＦｅおよびＣｏである）、Ｎ、Ｍ（Ｍは、Ｚｒであ
るか、Ｚｒの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＣおよびＰから選択される少なく
とも１種の元素で置換したものである）およびＧａを含
有し、各元素の含有量が、Ｒ：４〜８原子％、Ｎ：１０
〜２０原子％、Ｍ：２〜１０原子％、Ｇａ：０．１〜
０．９原子％、Ｔ：残部であり、硬質磁性相と軟質磁性
相とを有し、硬質磁性相が、Ｒ、ＴおよびＮを主体と
し、ＴｂＣｕ₇型結晶相を含み、軟質磁性相が、ｂｃｃ
構造のＴ相を含み、軟質磁性相の平均結晶粒径が５〜６
０nmであり、軟質磁性相の比率が１０〜６０体積％であ
る磁石。（２）Ｇａの含有量が０．８原子％以下である上記
（１）の磁石。（３）速度が４５m/s以上である冷却基体表面に溶湯
状合金を衝突させて得た急冷合金に、熱処理を施した
後、窒化処理を施すことにより製造されたものである上
記（１）または（２）の磁石。（４）上記（１）〜（３）のいずれかの磁石の粉末と
バインダとを含有するボンディッド磁石。

【００１０】

【作用および効果】本発明では、ＴｂＣｕ₇型結晶相を
硬質磁性相として有し、ｂｃｃ構造Ｔ相等の軟質磁性相
が分散されたＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系の交換スプリング磁石に
おいて、希土類元素Ｒの含有量を８原子％以下と少なく
した上で、上記元素ＭとＧａとを複合添加し、さらに、
軟質磁性相の平均結晶粒径およびその比率が所定範囲内
となるように制御する。これにより、保磁力および角形
比が向上し、最大エネルギー積も高くなる。

【００１１】なお、上記した角形比とは、Ｈｋ／ＨcJを
意味する。ＨcJは保磁力であり、Ｈｋは、磁気ヒステリ
シスループの第２象限において磁束密度が残留磁束密度
の９０％になるときの外部磁界強度である。Ｈｋが低い
と高い最大エネルギー積が得られない。Ｈｋ／ＨcJは、
磁石性能の指標となるものであり、磁気ヒステリシスル
ープの第２象限における角張りの度合いを表わす。ＨcJ
が同等であってもＨｋ／ＨcJが大きいほど磁石中のミク
ロ的な保磁力の分布がシャープとなるため、着磁が容易
となり、かつ着磁ばらつきも少なくなり、また、最大エ
ネルギー積が高くなる。そして、磁石使用時の外部から
の減磁界や自己減磁界の変化に対する磁化の安定性が良
好となり、磁石を含む磁気回路の性能が安定したものと
なる。なお、ボンディッド磁石とした場合には粉体の状
態よりも磁石粒子間の距離が小さくなるので、ボンディ
ッド磁石では磁石粉末よりも高いＨｋ／ＨcJを得ること
が可能である。

【００１２】このように本発明では、高価な希土類元素
の使用量を減らした上で高保磁力、および高角形比を得
ることができるので、低価格で高性能な磁石が実現す
る。

【００１３】また、Ｒ−Ｔ−Ｍ系合金にＧａを含有させ
れば、融点が低下する。このため、合金製造時に用いる
溶解用るつぼや溶湯状合金射出用ノズルなどの耐火物が
傷みにくくなり、使用可能回数が増えるので、量産コス
トの低減が可能である。

【００１４】ところで、前記特開平８−８１７４１号公
報に記載された磁石材料は、ＴｂＣｕ₇型結晶構造を有
する主相とα−Ｆｅとを含む希土類窒化磁石であり、そ
の特許請求の範囲によれば、ＺｒおよびＧａを同時に含
み得るものである。しかし、同公報には、ＺｒとＧａと
の複合添加による効果は全く記載されておらず、実施例
にもこれらを複合添加した例は記載されていない。

【００１５】ただし、同公報にはＧａを添加した実施例
が３例記載されている。具体的には、同公報の実施例１
１のボンディッド磁石に使用されている磁石粉末は、Ｓ
ｍ₉Ｆｅ₈₅Ｃｒ₂Ｎｉ₁Ｖ₁Ａｌ₁Ｇａ₁合金を、液体冷却法
の１種である単ロール法において冷却ロールの周速度を
４０m/sとして製造し、さらに、アンモニアガスにより
窒化処理して、Ｎを６〜１５原子％、Ｈを１〜４原子％
含有させたものである。しかし、この磁石粉末にはＺｒ
は含まれておらず、また、この磁石粉末が含有するα−
Ｆｅ粗粒子の平均粒径は０．３３μmと大きい。このボ
ンディッド磁石の保磁力は４８５kA/m（６．１kOe）、
最大エネルギー積は４９kJ/m³（６．２MGOe）にすぎ
ず、本発明のボンディッド磁石に比べ低い。また、同公
報の実施例２０および実施例２１のボンディッド磁石
は、メカニカルアロイング法により製造した合金を窒素
ガスを用いて窒化した磁石粉末を使用したものである。
これらの磁石粉末は、組成がそれぞれＮｄ₂Ｓｍ₁₃Ｔｉ₂
Ｇａ₁Ｆｅ₆₁Ｃｏ₉Ｎ₁₂およびＳｍ₁₂Ｚｒ₂Ｍｏ₃Ｎｉ₅Ｆ
ｅ₅₄Ｃｏ₁₀Ｎ₁₄である。すなわち、Ｇａ含有量が多す
ぎ、また、Ｚｒが含有されておらず、また、希土類元素
含有量が１４〜１５原子％と本発明に比べ著しく多い。
これらのボンディッド磁石の保磁力はそれぞれ５４０kA
/m（６．８kOe）および５８０kA/m（７．３kOe）、最大
エネルギー積はそれぞれ７８kJ/m³（９．８MGOe）およ
び７６kJ/m³（９．５MGOe）にすぎず、本発明のボンデ
ィッド磁石に比べ低い。なお、これら実施例２０および
実施例２２では、α−Ｆｅ粗粒子の平均粒径は記載され
ていない。

【００１６】同公報に記載されたＧａ添加ボンディッド
磁石の磁気特性が低いのは、ＺｒとＧａとを複合添加し
ていないことや、α−Ｆｅ相の平均粒径が大きすぎるこ
となどに起因すると考えられる。

【００１７】

【発明の実施の形態】磁石の組織構造本発明の磁石は、Ｒ、Ｔ、Ｎ、ＭおよびＧａを含み、主
相である硬質磁性相と微細な軟質磁性相とを含む複合組
織を有する。

【００１８】硬質磁性相はＲ、ＴおよびＮを主体とし、
六方晶系のＴｂＣｕ₇型結晶構造をもち、この結晶に窒
素が侵入した構造である。ＴｂＣｕ₇型結晶構造では、
Ｒは主としてＴｂサイトに、Ｔは主としてＣｕサイトに
存在する。Ｍは、元素によっても異なるが、主としてＴ
ｂサイトに存在し、Ｃｕサイトに存在する場合もある。
また、Ｍは、軟質磁性相であるｂｃｃ構造Ｔ相に固溶す
ることもあるが、Ｔと別の化合物を形成することもあ
る。Ｇａは、主としてＣｕサイトに存在すると考えられ
る。

【００１９】軟質磁性相はｂｃｃ構造のＴ相および／ま
たはＮを含有するＴ相である。ｂｃｃ構造Ｔ相は、実質
的にα−Ｆｅ相であるか、α−Ｆｅ相のＦｅの一部がＣ
ｏ、Ｍ、Ｒ等で置換されたものであるか、これらの混相
であると考えられる。また、Ｎを含有するＴ相は、窒素
の固溶体および／またはＴの窒化物などから構成される
と考えられる。

【００２０】高保磁力を得るために、軟質磁性相の平均
結晶粒径は５〜６０nmとする。磁石中には結晶磁気異方
性が高い硬質磁性相と飽和磁化が高い軟質磁性相とが存
在し、軟質磁性相が微細であるため両相の界面が多くな
って交換相互作用の効果が大きくなり、高保磁力が得ら
れると考えられる。軟質磁性相の平均結晶粒径が小さす
ぎると飽和磁化が低くなってしまい、大きすぎると保磁
力および角形性が低くなってしまう。なお、軟質磁性相
の平均結晶粒径は、好ましくは５〜４０nmである。

【００２１】軟質磁性相は一般に不定形であり、このこ
とは透過型電子顕微鏡により確認することができる。軟
質磁性相の平均結晶粒径は、磁石断面の画像解析により
算出する。まず、磁石断面の測定対象領域中に含まれて
いる軟質磁性相について、結晶粒の数ｎおよび各結晶粒
の断面積の合計Ｓを、画像解析により算出する。そし
て、軟質磁性相の結晶粒１個あたりの平均断面積Ｓ／ｎ
を算出し、面積がＳ／ｎである円の直径Ｄを平均結晶粒
径とする。すなわち、平均結晶粒径Ｄは、式 π（Ｄ／２）²＝Ｓ／ｎから求める。なお、測定対象領域は、ｎが５０以上とな
るように設定することが好ましい。

【００２２】硬質磁性相の平均結晶粒径は、好ましくは
５〜５００nm、より好ましくは５〜１００nmである。硬
質磁性相の平均結晶粒径が小さすぎる場合には結晶性が
不十分であり、高保磁力が得られにくい。一方、硬質磁
性相の平均結晶粒径が大きすぎると、窒化処理に要する
時間が長くなる傾向がある。硬質磁性相の平均結晶粒径
は、軟質磁性相の平均結晶粒径と同様にして算出する。

【００２３】磁石中における軟質磁性相の割合は、１０
〜６０体積％、好ましくは１０〜３６体積％である。軟
質磁性相の割合が低すぎても高すぎても良好な磁石特性
が得られなくなり、特に最大エネルギー積が低くなる。
軟質磁性相の割合は、磁石断面の透過型電子顕微鏡写真
を用いて、いわゆる面積分析法により求める。この場
合、断面積比が体積比となる。

【００２４】なお、磁石中には、上記した硬質磁性相お
よび軟質磁性相以外の相が含まれていてもよい。Ｚｒ
は、硬質磁性相であるＴｂＣｕ₇型相のＴｂサイトに存
在するが、Ｆｅ₃Ｚｒ等の別の化合物を生成することも
可能である。しかし、Ｆｅ₃Ｚｒ相等の異相は永久磁石
として好ましくないので、Ｚｒを含む異相は磁石中の５
体積％以下であることが好ましい。

【００２５】磁石の組成限定理由次に、本発明における磁石の組成限定理由を説明する。

【００２６】Ｒの含有量は４〜８原子％、好ましくは４
〜７原子％である。Ｎの含有量は１０〜２０原子％、好
ましくは１２〜１８原子％、より好ましくは１３〜１８
原子％、さらに好ましくは１３．５〜１８原子％であ
る。Ｍの含有量は２〜１０原子％、好ましくは２．５〜
５原子％である。Ｇａの含有量は、０．１〜０．９原子
％、好ましくは０．８原子％以下、より好ましくは０．
２〜０．８原子％である。そして、残部が実質的にＴで
ある。

【００２７】Ｒの含有量が少なすぎると、保磁力が低く
なる。一方、Ｒの含有量が多すぎると軟質磁性相の量が
少なくなって磁石特性が低くなり、また、高価なＲを多
量に使用することになるため、安価な磁石が得られなく
なる。Ｓｍ以外のＲとしては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、
Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙ
ｂ、Ｌｕ等の１種以上を用いることができる。ただし、
本発明の磁石の硬質磁性相では、ＲがＳｍであるときに
最も高い結晶磁気異方性を示す。Ｓｍの比率が低いと結
晶磁気異方性が低下し保磁力も低下するため、Ｒ中のＳ
ｍ比率は５０原子％以上、好ましくは７０原子％以上と
する。

【００２８】Ｎ含有量が少なすぎると、キュリー温度の
上昇、保磁力の向上、角形比の向上、飽和磁化の向上お
よび最大エネルギー積の向上が不十分となり、Ｎ含有量
が多すぎると、残留磁束密度が低下する傾向を示すと共
に角形比が低くなって最大エネルギー積も低くなる。Ｎ
含有量はガス分析法などにより測定することができる。

【００２９】元素Ｍが含まれないと、合金製造時や結晶
化のための熱処理時に軟質磁性相の粗大な結晶粒が析出
しやすくなる。これを均質で微細な組織構造とするため
には、適当な条件で熱処理を施せばよいが、このときに
許容される条件の幅が狭いため、元素Ｍは必須とする。
また、元素Ｍを添加することにより保磁力も向上する。
Ｍの含有量が少なすぎると、軟質磁性相の平均結晶粒径
が小さい磁石が得られにくくなる。一方、Ｍの含有量が
多すぎると、飽和磁化が低くなってしまう。Ｍは、Ｚｒ
であるか、Ｚｒの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、
Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＣおよびＰから選択される少な
くとも１種の元素で置換したものである。Ｚｒを置換す
る元素としては、Ａｌ、ＣおよびＰの少なくとも１種が
好ましく、特にＡｌが好ましい。本発明においてＺｒを
必須とするのは、組織構造制御に特に有効であり、ま
た、角形比向上に有効だからである。また、Ａｌは、急
冷合金の窒化を容易にする効果も示すため、Ａｌ添加に
より、窒化処理に要する時間を短縮することができる。
なお、磁石中のＺｒ含有量は、好ましくは２〜４．５原
子％、より好ましくは３〜４．５原子％である。これ
は、ＭとしてＺｒだけを用いる場合でも他の元素と併用
する場合でも同様である。Ｚｒ含有量が少ないと高保磁
力と高角形比とが共には得られず、また、Ｚｒ含有量が
多すぎると飽和磁化および残留磁束密度が低くなってし
まう。

【００３０】Ｇａ含有量が少なすぎると、Ｇａ添加によ
る保磁力および角形比の向上が不十分となる。また、Ｇ
ａ含有量が多すぎると、磁気特性が低くなってしまう。

【００３１】上記各元素を除いた残部が実質的にＴであ
る。Ｔは、Ｆｅであるか、あるいはＦｅおよびＣｏであ
る。Ｃｏの添加によりキュリー温度が高くなるため、熱
安定性が良好となる。また、Ｃｏ添加により残留磁束密
度が向上して、最大エネルギー積が向上する。ただし、
Ｔ中のＣｏの比率は５０原子％以下であることが好まし
い。Ｃｏの比率が５０原子％を超えると残留磁束密度が
かえって低くなってしまう。

【００３２】なお、磁石中には、不可避的不純物として
酸素が含まれていてもよい。磁石は希土類−遷移金属間
化合物を基本とすることから、取り扱いの際や各工程に
おける処理の際に不可避的に酸化が生じ得る。例えば、
急冷や粉砕、後述する組織構造制御のための熱処理など
をＡｒ雰囲気中で行った場合、雰囲気Ａｒ中の１ppm程
度の酸素は不可避であり、その結果、磁石中には酸素が
６０００ppm程度以下含まれる。また、不可避的不純物
として、有機物由来の炭素が５００ppm程度以下含まれ
る。また、空気中の水分と磁石との反応により生成する
水酸化物に由来するＨが１００ppm程度以下含まれる。
また、坩堝材質からのＡｌ、Ｓｉ、Ｍｇなどが５０００
ppm程度以下含まれる。

【００３３】製造方法次に、本発明の磁石の好ましい製造方法を説明する。

【００３４】この方法では、Ｒ、Ｔ、ＭおよびＧａを含
む合金に、組織構造制御のための熱処理を施した後、窒
化処理を施して磁石化する。

【００３５】熱処理は、鋳造やメカニカルアロイング等
により製造した合金インゴットに対して施してもよい
が、好ましくは液体急冷法により製造した急冷合金に対
して施す。液体急冷法は、溶湯状合金を冷却基体に衝突
させて急速に冷却する方法である。液体急冷法として
は、単ロール法を用いることが好ましい。

【００３６】単ロール法では、合金溶湯をノズルから吐
出して冷却ロール周面に衝突させることにより、合金溶
湯を急速に冷却し、薄帯状の急冷合金を得る。単ロール
法は、他の液体急冷法に比べ、量産性が高く、急冷条件
の再現性が良好である。冷却ロールの材質は特に限定さ
れないが、通常、ＣｕまたはＣｕ合金を用いることが好
ましい。

【００３７】本発明では、冷却ロールの周速度を、好ま
しくは４５m/s以上、より好ましくは５０m/s以上、さら
に好ましくは６０m/s以上とする。ロール周速をこのよ
うに高くすることにより、急冷合金がアモルファス相を
含む微結晶状態となるため、その後の熱処理により任意
の結晶粒径が実現可能となり、窒化も容易となる。ま
た、薄帯状急冷合金が薄くなるため、より均質な急冷合
金が得られる。したがって、高保磁力、高残留磁束密
度、高角形比、高最大エネルギー積の磁石が得られる。
なお、ロール周速は、通常、１２０m/s以下とすること
が好ましい。ロール周速が速すぎると、合金溶湯とロー
ル周面との密着性が悪くなって熱移動が効果的に行なわ
れなくなる。このため、実効冷却速度が遅くなってしま
う。

【００３８】急冷合金の組織構造は、ＴｂＣｕ₇型の微
細結晶およびアモルファス相を含む複合組織であり、ｂ
ｃｃ構造Ｔ相を含んでいてもよい。ｂｃｃ構造Ｔ相は、
Ｘ線回折による同相のピークの存在や、熱分析において
α−Ｆｅ相のキュリー点に相当する温度で生じる磁化の
消滅により、その存在を確認できる。

【００３９】急冷合金には、組織構造制御のための熱処
理を施す。この熱処理は、所定の平均結晶粒径を有する
ｂｃｃ構造Ｔ相を析出させるためのものである。この熱
処理における処理温度は、好ましくは６００〜８００
℃、より好ましくは６５０〜７７５℃であり、処理時間
は処理温度にもよるが、通常、１０分間〜４時間程度と
する。この熱処理は、Ａｒ、Ｈｅ等の不活性雰囲気中や
真空中で行なうことが好ましい。この熱処理により、微
細なｂｃｃ構造Ｔ相が析出し、また、ＴｂＣｕ₇型結晶
相がさらに析出することもある。熱処理温度が低すぎる
とｂｃｃ構造Ｔ相の析出量が不十分となり、熱処理温度
が高すぎると、ＭとＴとが例えばＦｅ₃Ｚｒのような化
合物を生成し、特性低下の原因となる。

【００４０】組織構造制御のための熱処理後、急冷合金
に窒化処理を施す。窒化処理は、窒素ガス雰囲気中で急
冷合金に熱処理を施すことにより行う。この処理によ
り、ＴｂＣｕ₇型結晶に窒素原子が侵入して侵入型の固
溶体が形成され、硬質磁性相となる。窒化処理の際の処
理温度は、好ましくは３５０〜７００℃、より好ましく
は３５０〜６００℃であり、処理時間は、好ましくは
０．１〜３００時間である。窒素ガスの圧力は、０．１
気圧程度以上とすることが好ましい。なお、窒化処理に
高圧窒素ガスを用いたり、窒素ガス＋水素ガスを用いた
り、アンモニアガスを用いたりすることもできる。

【００４１】磁石の形状に特に制限はなく、薄帯状や粒
状等のいずれであってもよい。ボンディッド磁石等の磁
石製品に適用する場合には、所定の粒径にまで粉砕して
磁石粒子とする。粉砕工程は、急冷後、組織構造制御の
ための熱処理後、窒化処理後のいずれに設けてもよく、
粉砕工程を複数段に分けて設けてもよい。

【００４２】ボンディッド磁石に適用する場合、磁石粒
子の平均粒径は、通常、１０μm以上とすることが好ま
しいが、十分な耐酸化性を得るためには、平均粒径を好
ましくは３０μm以上、より好ましくは５０μm以上、さ
らに好ましくは７０μm以上とすることがよい。また、
この程度の粒径とすることにより、高密度のボンディッ
ド磁石とすることができる。平均粒径の上限は特にない
が、通常、１０００μm程度以下であり、好ましくは２
５０μm以下である。なお、この場合の平均粒径とは、
篩別により求められた重量平均粒径Ｄ₅₀を意味する。重
量平均粒径Ｄ₅₀は、径の小さな粒子から重量を加算して
いって、その合計重量が全粒子の合計重量の５０％とな
ったときの粒径である。

【００４３】ボンディッド磁石は、磁石粒子をバインダ
で結合して作製される。本発明の磁石粉末は、プレス成
形を用いるコンプレッションボンディッド磁石、あるい
は射出成形を用いるインジェクションボンディッド磁石
のいずれにも適用することができる。バインダとして
は、各種樹脂を用いることが好ましいが、金属バインダ
を用いてメタルボンディッド磁石とすることもできる。
樹脂バインダの種類は特に限定されず、エポキシ樹脂や
ナイロン等の各種熱硬化性樹脂や各種熱可塑性樹脂から
目的に応じて適宜選択すればよい。金属バインダの種類
も特に限定されない。また、磁石粒子に対するバインダ
の含有比率や成形時の圧力等の各種条件にも特に制限は
なく、通常の範囲から適当に選択すればよい。ただし、
結晶粒の粗大化を防ぐために、高温の熱処理が必要な方
法は避けることが好ましい。なお、本発明の磁石粉末
は、圧粉磁石にも適用可能である。

【００４４】

【実施例】以下、本発明の具体的実施例を示し、本発明
をさらに詳細に説明する。

【００４５】実施例１：組成による比較（磁石粉末）下記表１、表２にそれぞれ示される磁石粉末を作製し
た。

【００４６】まず、合金インゴットを溶解により製造
し、各インゴットを小片に砕いた。得られた小片を石英
ノズルに入れて高周波誘導加熱により溶解して合金溶湯
とし、単ロール法により急冷して、厚さ約３０μm、幅
約５mmの薄帯状急冷合金を得た。冷却ロールにはＢｅ−
Ｃｕロールを用い、冷却ロールの周速度は５０m/s、合
金溶湯の吐出圧力は、０．６kgf/cm²とした。Ｘ線回折
および透過型電子顕微鏡による観察の結果、急冷合金
は、ＴｂＣｕ₇型結晶相とｂｃｃ構造α−Ｆｅ相とを含
む多結晶複合組織であり、さらにアモルファス相も含む
ものであることが確認された。

【００４７】次に、Ａｒガス雰囲気中で、急冷合金に組
織構造制御のための熱処理を施した。熱処理は、７７５
℃にて１時間行なった。熱処理後にＸ線（Ｃｕ−Ｋα
線）回折および透過型電子顕微鏡による観察を行なった
ところ、ＴｂＣｕ₇型結晶相とｂｃｃ構造α−Ｆｅ相と
を含む多結晶複合組織となっており、アモルファス相は
実質的に消失していた。

【００４８】次に、結晶化した合金を粉砕し、１５０μ
mの開きの篩を通過したものを回収した。次いで、１気
圧の窒素ガス雰囲気中において４５０℃で２０時間加熱
して窒化処理を施し、磁石粉末とした。

【００４９】これらの磁石粉末の組成、Ｈｋ、保磁力
（ＨcJ）、最大エネルギー積［(BH)max］を測定し、角
形比（Ｈｋ／ＨcJ）を求めた。なお、組成は蛍光Ｘ線分
析により求めた。ただし、Ｎ量はガス分析により求め
た。また、磁気特性は、５０kOeでパルス着磁した後、
ＶＳＭにより印加磁界強度２０kOeで測定した。結果を
各表に示す。

【００５０】

【表１】

【００５１】

【表２】

【００５２】上記各表に示される結果から、本発明の効
果が明らかである。すなわち、元素Ｍ（Ｚｒ）に加え、
所定量のＧａを添加することにより、ＨcJおよびＨｋ／
ＨcJが向上することがわかる。これに対し、元素Ｍ含有
量が本発明範囲を外れる磁石粉末No.１０７およびNo.１
０８（表１参照）では、磁気特性が低い。また、Ｇａ含
有量が本発明範囲を上回る磁石粉末No.１０６（表１参
照）および磁石粉末No.２０７（表２参照）では、Ｇａ
を添加しない場合よりも磁気特性が低くなってしまって
いる。

【００５３】なお、透過型電子顕微鏡による部分組成分
析（ＴＥＭ−ＥＤＸ）を行った結果、No.１０７およびN
o.１０８を除く各磁石粉末の軟質磁性相（α−Ｆｅ相）
の平均結晶粒径は１０〜５０nm、軟質磁性相の比率は２
０〜３５体積％であり、硬質磁性相の平均結晶粒径は約
１０〜１００nmであった。一方、磁石粉末No.１０７お
よびNo.１０８では、軟質磁性相の平均結晶粒径が６０n
mを超えていた。

【００５４】上記各磁石粉末についてＧａ添加による融
点の低下を調べたところ、Ｇａ含有量が０．２〜０．８
原子％のときに５０〜１００℃程度の融点低下が認めら
れた。この結果、１ロットを１５kgとしたとき、Ｇａ添
加によって、合金インゴット製造に用いたるつぼ（アル
ミナ製）の耐用回数が１０ロット分から３０ロット分に
増加し、また、単ロール法に用いたノズル（ＢＮ製）の
耐用回数が２ロット分から４ロット分に増加した。

【００５５】なお、Ｓｍの５０原子％以下をＮｄまたは
Ｃｅで置換したほかは上記と同様にして製造した磁石粉
末でも、Ｇａ添加によりＨcJ、Ｈｋ／ＨcJおよび(BH)ma
xの向上が認められた。具体的には、原子比での組成を
（５．０Ｓｍ−１．５Ｎｄ）−（０．５Ｚｒ−２．５Ｎ
ｂ）−０．５Ｇａ−１５Ｎ−残部Ｆｅとしたとき、Ｈｋ
／ＨcJは２３％であり、Ｇａを添加しなかった場合のＨ
ｋ／ＨcJ（２０％）に対し向上が認められた。

【００５６】実施例２：冷却ロール周速度による比較
（磁石粉末）冷却ロールの周速度を表３に示す値としたほかは実施例
１と同様にして、表３に示す磁石粉末を製造した。ただ
し、磁石粉末No.３０１は、単ロール法を用いず、合金
インゴットを粉砕したものに熱処理および窒化処理を施
したものである。また、磁石粉末No.３０８は、急冷
後、熱処理を施さずに窒化したものである。

【００５７】これらの磁石粉末について、実施例１と同
様に磁気特性の測定と、軟質磁性相（α−Ｆｅ相）の平
均結晶粒径およびその比率を測定した。結果を表３に示
す。

【００５８】

【表３】

【００５９】表３から、軟質磁性相の平均結晶粒径が本
発明範囲から外れる磁石粉末は、磁気特性が著しく低い
ことがわかる。

【００６０】なお、表３に示す磁石粉末において、硬質
磁性相の平均結晶粒径は約１０〜１００nmであった。

【００６１】実施例３（ボンディッド磁石）実施例１で製造した磁石粉末のうち表４に示すものを用
い、磁石粉末１００重量部とエポキシ樹脂３重量部とを
混合して１０t/cm²の圧力でプレス成形し、さらに樹脂
硬化のために１５０℃で１時間熱処理を施して、コンプ
レッションボンディッド磁石とした。

【００６２】これらのボンディッド磁石について、Ｂ−
Ｈトレーサーにより磁気特性を測定した。結果を表４に
示す。

【００６３】

【表４】

【００６４】表４から、ボンディッド磁石の磁気特性
は、使用した磁石粉末の磁気特性に応じたものとなって
いることがわかる。

【００６５】以上の実施例から、本発明の効果が明らか
である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、
Ｒ中のＳｍ比率は５０原子％以上である）、Ｔ（ＴはＦ
ｅ、またはＦｅおよびＣｏである）、Ｎ、Ｍ（Ｍは、Ｚ
ｒであるか、Ｚｒの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＣおよびＰから選択される
少なくとも１種の元素で置換したものである）およびＧ
ａを含有し、各元素の含有量が、Ｒ：４〜８原子％、Ｎ：１０〜２０原子％、Ｍ：２〜１０原子％、Ｇａ：０．１〜０．９原子％、Ｔ：残部であり、硬質磁性相と軟質磁性相とを有し、硬質磁性相が、Ｒ、
ＴおよびＮを主体とし、ＴｂＣｕ₇型結晶相を含み、軟
質磁性相が、ｂｃｃ構造のＴ相を含み、軟質磁性相の平
均結晶粒径が５〜６０nmであり、軟質磁性相の比率が１
０〜６０体積％である磁石。
【請求項２】Ｇａの含有量が０．８原子％以下である
請求項１の磁石。
【請求項３】速度が４５m/s以上である冷却基体表面
に溶湯状合金を衝突させて得た急冷合金に、熱処理を施
した後、窒化処理を施すことにより製造されたものであ
る請求項１または２の磁石。
【請求項４】請求項１〜３のいずれかの磁石の粉末と
バインダとを含有するボンディッド磁石。