【事件の表示】
　特許第２８９８２２９号「磁石、その製造方法およびボンディッド磁石」の特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　特許第２８９８２２９号の請求項１ないし７に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続きの経緯
　本件特許２８９８２２９号発明は、平成７年７月１０日（優先権主張平成６年７月１２日、７年３月１０日）の出願であって、平成１１年３月１２日にその特許権の設定登録がなされ、その後、吉川喜一郎から特許異議の申立がなされ、取消理由通知がなされ、その後指定期間内である平成１２年５月３０日に訂正請求がなされたものである。
　
２．訂正の適否
(1).訂正の内容
　特許権者が求めている訂正の内容は、以下のとおりである。
　(ア).特許請求の範囲の請求項１，２，３における、Ｎ含有量の上限値を「２０原子％」から「１８原子％」に、軟質磁性相の割合を「６０体積％」から「３６体積％」にそれぞれ訂正する。
　(イ).明細書段落番号【００１０】］中の「Ｎを１０〜２０原子％、」を「Ｎを１０〜２０原子％、」に訂正する。
　(ウ).明細書段落番号【００１０】中の「軟質磁性相の割合が１０〜６０体積％」を「軟質磁性相の割合が１０〜３６体積％」にそれぞれ訂正する。
　(エ).明細書段落番号【００３６】第１行中の「１０〜６０体積％、好ましくは」を削除する。
(2).訂正の目的の適否、新規事項の有無及び拡張・変更の存否
　上記(ア).の訂正は、当該訂正に関連する記載として、願書に添付した明細書（以下「特許明細書」という。）の発明の詳細な説明中に「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１５原子％超１８原子％以下・・・である。」（明細書段落番号【００３８】）、「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。」（明細書段落番号【００３６】）と記載されていることから、当該訂正は、特許明細書に記載された事項の範囲内において、Ｎ含有量の上限値を規定する数値および軟質磁性相の割合を規定する数値をさらに限定するものであり、特許請求の範囲の減縮に該当する。
　また、上記(イ)、(ウ)、(エ)の訂正は、いずれも上記(ア)の訂正に伴って生じる明細書の該当部分の明りょうでない記載を明りょうにしたものであるから、明りょうでない記載の釈明に該当する。
　そして、上記の各訂正は、願書に添付した明細書又は図面に記載した事項の範囲内においてなされており、また、実質上特許請求の範囲を拡張又は変更するものではない。
(3).独立特許要件
（訂正明細書の請求項１ないし７に係る発明）
　訂正明細書の請求項１ないし７に係る発明は、訂正後の特許明細書及び図面の記載からみて、その特許請求の範囲の請求項１ないし７に記載された次の事項により特定されるとおりのものである。
「【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Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏである）、ＮおよびＭ（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）を含有し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを１２原子％超、１８原子％以下、Ｍを２〜１０原子％含有し、残部が実質的にＴであり、
　Ｒ、ＴおよびＮを主体とし、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型から選択される少なくとも１種の結晶相を含む硬質磁性相と、ｂｃｃ構造の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１０〜３６体積％である磁石。
【請求項２】Ｒ（Ｒは希士類元素の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およびＭ（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）を含有し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを１０〜１８原子％、Ｍを２〜１０原子％含有し、残部が実質的にＴであり、
　Ｒ、ＴおよびＮを主体とし、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型から選択される少なくとも１種の結晶相を含む硬質磁性相と、ｂｃｃ構造の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５〜４５ｎｍであり、軟質磁性相の割合が１０〜３６体積％である磁石。
【請求項３】Ｒ（Ｒは希士類元素の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およびＭ（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）を含有し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを１０〜１８原子％、Ｍを２〜１０原子％含有し、 残部が実質的にＴであり、
　Ｒ、ＴおよびＮを主体とし、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型から選択される少なくとも１種の結晶相を含む硬質磁性相と、ｂｃｃ構造の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５〜６０ｎｍであり、軟質磁性相の割合が１０〜３６体積％である磁石を製造するに際し、
　液体急冷法により製造した急冷合金に、窒化処理を施す磁石の製造方法。
【請求項４】窒化処理を施す前の急冷合金に、組織構造制御のための熱処理を施す請求項３の磁石の製造方法。
【請求項５】水素を含む雰囲気中で組織構造制御のための熱処理を施した後、急冷合金中の水素を放出させることにより、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型から選択される少なくとも１種の結晶相とｂｃｃ構造のＴ相とを析出させ、次いで、窒化処理を施す請求項４の磁石の製造方法。
【請求項６】組織構造制御のための熱処理を施す前の急冷合金が、ＴｂＣｕ７ 型の結晶相を有する請求項５の磁石の製造方法。
【請求項７】請求項１または２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。」
（引用刊行物）
　特許明細書の請求項１〜７に係る発明に対して、当審が平成１２年３月１７日付けで通知した取消理由で引用した刊行物である本件出願前の出願であって本件出願後に出願公開された特開平７−６６０２１号公報には、次の事項が記載されている。
・「【目的】最大磁気エネルギー積が向上された高性能の永久磁石を提供しようとするものである。」（要約の項）
・「一般式
Ｒ１XＲ２yＡzＣｏuＦｅ100-x-y-z-u
（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎｍである元素から選ばれる少なくとも１種の元素、ＡはＣ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％でそれぞれ２≦ｘ、０≦ｙ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、０．０１≦ｙ＋ｕを示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7型結晶構造を有し、かつα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主回折ピーク強度が主相のそれの０．０１〜５倍であることを特徴とする永久磁石」（請求項２）
・「Ｒ２元素
　・・・（中略）・・・Ｒ２元素としては、例えばＳｃ、Ｚｒ、およびＨｆの群から選ばれる少なくとも１種の元素を用いることができる。」（段落番号【００１０】）
・実施例８〜２０（第１０〜１１頁）
（対比・判断）
＜請求項１〜２＞
　訂正後の本件請求項１〜２に係る発明（以下「本件発明」という。）と、上記引用刊行物に開示された磁石とを比較すると、同引用刊行物に開示された磁石におけるＲ１、Ｒ２は、それぞれ本件発明におけるＲ、Ｍに相当し、また、同引用刊行物に開示された磁石におけるＡはＮ（窒素）を包含しており、組成の含有量に関して、本件発明の磁石が、Ｒ：２〜４原子％、Ｎ：１２原子％超、１８原子％以下、又は、Ｎ：１０〜１８原子％、Ｍ：２〜１０原子％、Ｔ：残部、であり、上記引用刊行物に開示された磁石が、Ｒ：２〜２０原子％、Ｎ：０〜２０原子％、Ｍ：０〜１８原子％、Ｔ：残部、であることから、Ｒ，Ｎ，Ｍのいずれについても本件発明は同引用刊行物に開示されたものの範囲を含むものである。
　しかし、同引用刊行物に開示された磁石の場合、その実施例におけるＮ含有組成は実施例８〜２０のみであり、その最大含有量は７．３原子％である。このうち、本件発明と同様にＺｒを必須とするＭを含有するものは実施例８〜１３、１５、１６、１８、１９のみであり、これらのＭ量は、実施例１０が８．３原子％であるのを除いて、いずれも２原子％未満あるいは１０原子％超となっている。さらに、実施例１０のＭ量は８．３原子％であるが、その割合はＺｒが０．４原子％とＴｉが７．８原子％であり、本件発明の場合のＺｒの一部を置換したものとは全く異なり、本質的に異なる磁石である。
　また、本件発明の場合、Ｒ：４〜８原子％（Ｒ中のＳｍ比率は５０原子％以上）を特徴としているが、同引用刊行物に開示された磁石の場合、ＮとＺｒを含む（本件発明の範囲外であるが）実施例で、本件発明のＲに合致するのは実施例１６のみである。
　さらに、同引用刊行物には、軟質磁性相の含有割合についての記載はなく、それを示唆する記載もない。
　そして、本件発明は、Ｓｍを主体とするＲの含有量を少なくした上で元素Ｍを上記所定量添加し、さらにＮ量を上記範囲とすることにより、微細な組織構造を出現させて高保持力を得ることができ、かつ角形比が高くなって最大エネルギー積が向上するという、同引用刊行物には開示のない格別な効果を生じるものであるから、同引用刊行物に記載の磁石と同一であるとすることはできない。
＜請求項３＞
　当該請求項に係る発明は、上記請求項１又２に係る発明の磁石とほぼ同様の組成を有する磁石の製造方法についてのものであり、上記請求項１又２に係る発明の構成をすべて備えているから、請求項１、２の場合と同様の理由により上記引用刊行物に記載のものと同一であるとすることはできない。
＜請求項４〜６＞
　請求項４〜６は請求項３を直接的又は間接的に引用するものであって、請求項３に係る発明の構成をすべて備えているから、請求項３の場合と同様の理由により上記引用刊行物に記載のものと同一であるとすることはできない。
＜請求項７＞
　当該請求項に係る発明は、請求項１または２の磁石の粉末を含有するボンディット磁石であり、請求項１または２に係る発明の構成をすべて備えているものであるから、請求項１〜２の場合と同様の理由により上記引用刊行物に開示された発明と同一であるとすることはできない。
　したがって、上記請求項１〜７に係る発明は、特許出願の際独立して特許を受けることができない発明であるとすることはできない。
(4).むすび
　以上のとおりであるから、上記訂正は、特許法第１２０条の４第２項の規定及び同条第３項で準用する同法第１２６条第２項〜第４項の規定に適合しているので、当該訂正を認める。
　
３．特許異議の申立てについての判断
　申立人吉川喜一郎は、請求項１〜７に係る発明は、本件出願前の出願であって本件出願後に公開された甲第１号証（特開平７−６６０２１号公報）に記載された発明と実質的に同一であるので、特許法第２９条の２の規定により特許を受けることことができないものであるから、特許を取り消すべきと主張している。
　しかしながら、上記２(3).で述べたとおり、本件特許の請求項１〜７に係る発明は、甲第１号証（上記引用刊行物と同じ）に記載された発明であるとすることはできない。
　なお、申立人は、組成が同一であり、また、実質的に同一の工程によって磁石が製造されていることを根拠に、甲第１号証に開示されてた磁石においても軟質磁性相の占める割合が本件特許発明の範囲である１０〜６０体積％のものが得られることが明らかである旨主張している。しかし、上記したように、甲第１号証の組成（成分系）に包含されるものであっても、その具体例のない組成及びその具体例のない組成に係る製造条件からでは軟質磁性相の占める割合は一義的に定まらないことから、申立人の上記主張は採用することができない。
　
４．むすび
　したがって、特許異議申立人の主張する理由および提出した証拠方法では本件発明に係る特許を取り消すことはできない。
　なお、他に本件発明に係る特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１２年８月２日（２０００．８．２）
【訂正の要旨】
訂正の要旨
（ア）．特許請求の範囲の請求項１，２，３における、Ｎ含有量の上限値「２０原子％」を「１８原子％」に、軟質磁性相の割合「６０体積％」を「３６体積％」にそれぞれ訂正する。
（イ）．明細書段落番号【００１０】］中の「Ｎを１０〜２０原子％、」を「Ｎを１０〜２０原子％、」に訂正する。
（ウ）．明細書段落番号【００１０】中の「軟質磁性相の割合が１０〜６０体積％」を「軟質磁性相の割合が１０〜３６体積％」にそれぞれ訂正する。
（ア）．明細書段落番号【００３６】第１行中の「１０〜６０体積％、好ましくは」を削除する。
（５４）【発明の名称】
磁石、その製造方法およびボンディッド磁石
（５７）【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Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏである）、ＮおよびＭ（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）を含有し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを１２原子％超、
１８
　Ｒ、ＴおよびＮを主体とし、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型から選択される少なくとも１種の結晶相を含む硬質磁性相と、ｂｃｃ構造の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５〜６０ｎｍであり、軟質磁性相の割合が１０〜
３６
　【請求項２】　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およびＭ（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）を含有し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを１０〜
１８
　Ｒ、ＴおよびＮを主体とし、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型から選択される少なくとも１種の結晶相を含む硬質磁性相と、ｂｃｃ構造の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５〜４５ｎｍであり、軟質磁性相の割合が１０〜
３６
　【請求項３】　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およびＭ（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）を含有し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを１０〜
１８
　Ｒ、ＴおよびＮを主体とし、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型から選択される少なくとも１種の結晶相を含む硬質磁性相と、ｂｃｃ構造の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５〜６０ｎｍであり、軟質磁性相の割合が１０〜
３６
　液体急冷法により製造した急冷合金に、窒化処理を施す磁石の製造方法。
　【請求項４】　窒化処理を施す前の急冷合金に、組織構造制御のための熱処理を施す請求項３の磁石の製造方法。
　【請求項５】　水素を含む雰囲気中で組織構造制御のための熱処理を施した後、急冷合金中の水素を放出させることにより、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型から選択される少なくとも１種の結晶相とｂｃｃ構造のＴ相とを析出させ、次いで、窒化処理を施す請求項４の磁石の製造方法。
　【請求項６】　組織構造制御のための熱処理を施す前の急冷合金が、ＴｂＣｕ７型の結晶相を有する請求項５の磁石の製造方法。
　【請求項７】　請求項１または２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。
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【産業上の利用分野】
　本発明は、希土類窒化磁石と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、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ２．３付近の組成で、４πＩｓ＝１５．４ｋＧ、Ｔｃ＝４７０℃、ＨＡ＝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　Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ　ｏｎ　Ｍａｇｎｅｔｉｃ　Ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ　ａｎｄ　Ｃｏｅｒｃｉｖｉｔｙ　ｉｎ　Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ−Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ　Ｍｅｔａｌ　Ａｌｌｏｙｓ，Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ，ＰＡ，Ｏｃｔｏｂｅｒ　２５，１９９０．（Ｐｒｏｃｅｅ　ｄｉｎｇｓ　Ｂｏｏｋ：Ｃａｒｎｅｇｉｅ　Ｍｅｌｌｏｎ　Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｍｅｌｌｏｎ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ，ＰＡ　１５２１３，ＵＳＡ））。
　【０００４】
　上記報告のボンディッド磁石に用いられている磁石粒子は、ほぼ単結晶粒子となる程度の粒径を有するものであり、その保磁力発生機構はニュークリエーションタイプである。このため、磁気特性が粒子の表面状態の影響を受け易い。すなわち、粉砕時の機械的衝撃や粒子の酸化等により磁石粒子表面には欠陥が生じ、この欠陥により磁壁が発生するが、ニュークリエーションタイプの磁石では結晶粒内に磁壁のピンニングサイトがないため容易に磁壁移動が起こるので、保磁力が劣化し易い。
　【０００５】
　希土類窒化磁石の改良に関して、特開平３−１６１０２号公報では、２相分離型のＲｅ−Ｆｅ−Ｎ−Ｈ−Ｍ系磁石を提案している。Ｒｅは希土類元素であり、Ｍは、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｐｄ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｉの元素およびこれらの元素ならびに希土類元素の酸化物、フッ化物、炭化物、窒化物、水素化物、炭酸塩、硫酸塩、ケイ酸塩、塩化物、硝酸塩のうち少なくとも１種である。同公報では、Ｍ添加によりＳｍ−Ｃｏ系やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系でみられるような２相分離型の微構造を形成させ、これにより、焼結磁石やボンディッド磁石のようなバルク磁石としたときにも粉体のときと同様な高い磁気特性を引き出すことを目的としている。具体的には、粒子境界部にＭの含有量が多い相を有し、粒子中心部にはＭの含有量が少ないか、または、Ｍを含有しない相を有する２相分離型のバルク磁石を製造している。同公報では、溶解法や液体急冷法などによって母合金を製造し、母合金を粗粉砕した後、窒化水素化し、さらに微粉砕して、焼結磁石またはボンディッド磁石としている。Ｍの添加は、微粉砕の直前に行なうことが特に有効であるとされている。
　【０００６】
　同公報の記述は焼結磁石を主体としているが、ボンディッド磁石に適用できる旨の記述もある。同公報の実施例では、Ｓｍ８．９Ｆｅ７５．４Ｎ１５．５Ｈ０．２合金粉末（粒径２０〜３８μｍ）にＺｎを８モル％添加して回転ボールミルで微粉砕した後、４３０℃で１．５時間焼鈍して、Ｓｍ８．２Ｆｅ６９．５Ｎ１４．３Ｈ０．０５Ｚｎ８．０組成の微粉体とし、この微粉体を用いて圧縮粉体成形ボンディッド磁石を作製している。同公報ではボンディッド磁石作製の際にこのような微粉体を用いるため、酸化の影響により安定した磁石特性を得ることが難しく、また、磁石の高密度化も難しいという問題がある。また、ＳｍとＦｅとの比率は化学量論組成であるＳｍ２Ｆｅ１７（１０．５原子％Ｓｍ）にほぼ等しくＳｍを多量に使用するため、低コスト化が難しい。
　【０００７】
　Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石を低コストで製造するためには、高価な希土類元素の含有量を低減することが有効であるが、希土類元素量を減らすと、特にＳｍ／（Ｓｍ＋Ｆｅ）を１０原子％以下とした場合には、α−Ｆｅ相の析出が多くなって保磁力が著しく低くなってしまうため、磁石としての安定性が不十分となる。
　【０００８】
　Ｊ．Ｍａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔｅｒ．１２４（１９９３）１−４には、メカニカルアロイ法を用いて作製した希土類元素量が７原子％と少ないＳｍ−Ｆｅ系合金を窒化した磁石が報告されている。この磁石は、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎｘ相とα−Ｆｅ相とからなるものであり、保磁力は約３．９ｋＯｅと低い。メカニカルアロイ法では酸化が生じやすいため、希土類元素のような酸化しやすい金属を扱う工法としては工業的に採用しにくい。
　【０００９】
　【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、高最大エネルギー積の磁石を提供することである。
　【００１０】
　【課題を解決するための手段】
　このような目的は、下記（１）〜（７）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およびＭ（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）を含有し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを１２原子％超、
１８
　Ｒ、ＴおよびＮを主体とし、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型から選択される少なくとも１種の結晶相を含む硬質磁性相と、ｂｃｃ構造の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５〜６０ｍｍであり、軟質磁性相の割合が１０〜
３６
（２）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およびＭ（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）を含有し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを１０〜
１８
　Ｒ、ＴおよびＮを主体とし、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型から選択される少なくとも１種の結晶相を含む硬質磁性相と、ｂｃｃ構造の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５〜４５ｎｍであり、軟質磁性相の割合が１０〜
３６
（３）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およびＭ（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）を含有し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを１０〜
１８
　Ｒ、ＴおよびＮを主体とし、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型から選択される少なくとも１種の結晶相を含む硬質磁性相と、ｂｃｃ構造の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５〜６０ｎｍであり、軟質磁性相の割合が１０〜３６体積％である磁石を製造するに際し、
　液体急冷法により製造した急冷合金に、窒化処理を施す磁石の製造方法。
（４）窒化処理を施す前の急冷合金に、組織構造制御のための熱処理を施す上記（３）の磁石の製造方法。
（５）水素を含む雰囲気中で組織構造制御のための熱処理を施した後、急冷合金中の水素を放出させることにより、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型から選択される少なくとも１種の結晶相とｂｃｃ構造のＴ相とを析出させ、次いで、窒化処理を施す上記（４）の磁石の製造方法。
（６）組織構造制御のための熱処理を施す前の急冷合金が、ＴｂＣｕ７型の結晶相を有する上記（５）の磁石の製造方法。
（７）上記（１）または（２）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。
　【００１１】
　【作用および効果】
　従来のＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石では、希土類元素含有量が少なくなるとα−Ｆｅ相が多量に析出して高保磁力が得られなくなっていたが、本発明の磁石では、Ｓｍを主体とするＲの含有量を少なくした上で元素Ｍを上記所定量添加し、さらにＮ量を上記範囲（１０〜２０原子％）とすることにより、上述した微細な組織構造を出現させて高保磁力を得ることができ、かつ角形比が高くなって最大エネルギー積が向上する。この場合の角形比とは、Ｈｋ／ｉＨｃを意味する。なお、ｉＨｃ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／ｉＨｃ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。ｉＨｃが同等であってもＨｋ／ｉＨｃ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。本発明の磁石ではＨｋ／ｉＨｃとして１５％以上が容易に得られ、１８％以上、さらには２０％以上とすることもできる。なお、Ｈｋ／ｉＨｃは、通常、４５％程度以下である。また、Ｈｋとしては、１ｋＯｅ以上が容易に得られ、１．５ｋＯｅ以上、さらには２ｋＯｅ以上とすることもできる。なお、Ｈｋは、通常、４ｋＯｅ程度以下である。また、ボンディッド磁石とした場合には、２０〜５０％程度の高いＨｋ／ｉＨｃ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Ｒの使用量を減らした上で高保磁力、高角形比および高い最大エネルギー積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】
　上述したＪ．Ｍａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔｅｒ．１２４（１９９３）１−４には、焼鈍後のα−Ｆｅ相の結晶粒径が２０〜５５ｎｍであった旨の記述があるが、同文献記載の磁石は本発明で用いる元素Ｍを含まず、メカニカルアロイ法によりα−Ｆｅ相を形成している。このため、α−Ｆｅ相の結晶粒径が小さいにもかかわらず高保磁力が得られていないと考えられる。
　【００１４】
　また、上述した特開平３−１６１０２号公報には、本発明で用いる元素Ｍを使った実施例もあるが、いずれも焼結磁石であり、しかも、磁石の組織構造も本発明とは異なる。また、希土類元素の比率が化学量論組成とほぼ等しいため、低コスト化が難しい。
　【００１５】
　電気学会研究会資料ＭＡＧ−９３−２４４〜２５３には、「Ｓｍ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｖ系窒化化合物とそのボンディッド磁石の磁気特性」についての報告が記載されている。このボンディッド磁石は、以下の工程を経て作製されている。まず、Ｓｍ２（Ｆｅ０．９Ｃｏ０．１）１７−ｘＶｘ（ｘ＝０〜２．０）合金を溶解鋳造し、溶体化処理後、ジョークラッシャーで３０μｍ程度まで粉砕する。次いで窒化処理を行なった後、ジェットミルにより３〜５μｍ程度に微粉砕する。次いで、エポキシ樹脂のバインダと混合して磁界中で圧縮成形し、ボンディッド磁石とする。
　【００１６】
　同報告では、ｘ＝０〜１．０ではＴｈ２Ｚｎ１７型の結晶構造となり、ｘ＝１．５ではＴｂＣｕ７型の結晶構造となっている。溶体化処理後の粉末のＸ線回折チャートでは、すべての組成においてα−（Ｆｅ，Ｃｏ）のピークは認められないが、常圧での窒化処理後には、α−（Ｆｅ，Ｃｏ）のピークが認められ、ｘが大きくなるにしたがってこのピークが小さくなり、ｘ＝１．５ではα−（Ｆｅ，Ｃｏ）のピークは認められない。このことから、同報告ではＶ置換がα−（Ｆｅ，Ｃｏ）の析出を抑える効果があるとしている。ｘ＝１．５で窒化処理温度を６００℃としたとき、微粉砕後の粉末の保磁力Ｈｃｊが２５６ｋＡ／ｍ（約３．２ｋＯｅ）となっているが、この保磁力は磁石材料としては十分とはいえない。同報告では、ＴｂＣｕ７型相を利用してはいるが、Ｒ含有量が化学量論組成と同じであって、しかも高保磁力は得られておらず、本発明のように微細なｂｃｃ構造Ｔ相を析出させて保磁力を向上させる技術思想はみられない。
　【００１７】
　ＪＭＥＰＥＧ（１９９３）２，２１９−２２４には、液体急冷法を用い、ＴｂＣｕ７型相を利用して、２２ｋＯｅを超える保磁力を得たことが報告されている。しかし、同報告で用いている合金の組成はＳｍ１５Ｆｅ８５であり、化学量論組成であるＳｍ２Ｆｅ１７よりもＳｍ過剰であり、かつ元素Ｍを含んでいない。すなわち、同報告には、Ｒ含有量を少なくし、かつ元素Ｍを添加することにより、安価で高性能な窒化磁石を得るという本発明の技術思想はみられない。
　【００１８】
　特開平６−１７２９３６号公報には、一般式Ｒ１ｘＲ２ｙＡｚＭ１００−ｘ−ｙ−ｚ（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎｍである元素から選ばれる少なくとも１種の元素、Ａは、Ｈ、Ｃ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素、ＭはＦｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚは原子％でそれぞれｘ≧２、ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０を示す）にて表わされ、主相がＴｂＣｕ７型結晶構造を有し、かつ前記主相中に占める前記Ｍが前記主相中のＡを除くすべての元素の総量の９０原子％以上である磁性材料が記載されている。また、Ｍの総量の２０原子％以下がＴ（ＴはＳｉ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｗ、ＭｎおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の元素）で置換され得る旨が記載されている。
　【００１９】
　同公報記載の磁性材料は、ＴｂＣｕ７型の主相を有する点では本発明の磁石に類似するが、同公報には、この主相とα−Ｆｅ相等の軟質磁性相とを併存させるという本発明の技術思想はみられず、α−Ｆｅ相の増加に伴なって保磁力が著しく低下する旨の記載があるだけである。また、同公報記載の磁性材料は、主相中のＦｅ＋Ｃｏの比率が９０原子％以上と高いが、この比率は本発明における好ましい範囲を上回る。また、同公報記載の実施例のうち窒化磁石のものでは、希土類元素がＳｍ主体となっておらず、ＮｄやＰｒが主体となっている。また、窒化磁石の実施例では窒素量が本発明に比べ少なくなっている。同公報記載の実施例ではボンディッド磁石を作製しているが、このものの磁気特性は、本発明の実施例のボンディッド磁石よりも著しく低い。
　【００２０】
　特開平６−３４２７０６号公報は、本出願の基礎出願の出願後に公開されたものである。同公報には、一般式ＲｘＡｚＣＯｙＦｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ（ただし、Ｒは希土類元素の群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ａは、Ｈ、Ｎ、ＣおよびＰの群から選ばれる少なくとも１種の元素、ｘ、ｙ、ｚは原子％でそれぞれ４≦ｘ≦２０、０．０１≦ｙ≦２０、ｚ≦２０を示す）にて表わされ、主相がＴｂＣｕ７型結晶構造を有し、かつ前記主相中のＦｅおよびＣｏが前記主相中のＡを除くすべての元素の総量の９０原子％以上である磁性材料が記載されている。また、ＦｅがＭ元素（ＭはＴｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ａｌの群から選ばれる少なくとも１種の元素）で一部置換され得る旨が記載されている。
　【００２１】
　同公報記載の磁性材料は、ＴｂＣｕ７型の主相を有する点では本発明の磁石に類似するが、同公報には、この主相とα−Ｆｅ相等の軟質磁性相とを併存させるという本発明の技術思想はみられず、Ｚｒを添加する旨の記述もない。また、同公報記載の実施例のうち窒化磁石のものでは、窒素含有量が本発明に比べ少なくなっている。また、同公報記載の磁性材料は、主相中のＦｅ＋Ｃｏの比率が９０原子％以上と高いが、この比率は本発明における好ましい範囲を上回る。同公報記載の実施例ではボンディッド磁石を作製しているが、このものの磁気特性は、本発明の実施例のボンディッド磁石よりも著しく低い。
　【００２２】
　特開平６−３３０２５２号公報は、本出願の基礎出願の出願後に公開されたものである。同公報には、原子％で、Ｙ、ランタニド元素の１種または２種以上の希土類金属（Ｒ）２〜７％、Ｎ１〜１５％、残部Ｆｅからなり、少なくとも硬磁性の希土類化合物相と軟磁性の鉄相との２相の金属組織を有し、かつ前記相のそれぞれが５００ｎｍ以下の結晶粒サイズを有する粉末状の希土類磁石材料が記載されており、また、Ｆｅの一部をＺｒで置換し得ること、希土類化合物相がＴｈ２Ｚｎ１７型、ＴｈＭｎ１２型またはＴｂＣｕ７型の結晶構造をもつことが記載されている。
　【００２３】
　同公報記載の磁石材料は、硬磁性相と軟磁性相とを有する点で本発明の磁石に類似しているが、軟磁性相の結晶粒サイズの上限は５００ｎｍであり、本発明に比べ大きい。同公報において軟磁性相の具体的サイズが記載されているのは、実施例３だけである。実施例３の磁石材料の軟磁性相のサイズは１０〜５０ｎｍであり、本発明範囲と重なる。しかし、この磁石材料の組成はＮｄ３．１Ｆｅ８６．０Ｔｉ７．８Ｎ３．１であり、ＳｍおよびＺｒを含まず、また、Ｎ量が本発明範囲を下回る。しかも、この磁石材料の硬磁性相はＴｈＭｎ１２であり、本発明の磁石とは全く異なる。この他の実施例では、軟磁性相の具体的サイズの記述はなく、しかも、Ｚｒを添加した実施例はない。また、すべての実施例においてＮ量は６原子％以下となっており、本発明範囲を下回る。同公報には、これらの実施例の磁石材料が極めて高い磁気特性を示した旨の記述があるが、本発明者らの実験によれば、こらの磁石材料では高特性は得られず、特に、角形比が不十分となる。
　【００２４】
　特開平６−２７９９１５号公報は、本出願の基礎出願の出願後に公開されたものである。同公報には、成分組成がＲｘＦｅ１００−（ｘ＋ｙ＋ｚ）ＭｙＡｚで表わされ、平均粉末粒径が１０〜２００μｍであり、前記ＲはＹ、ランタニド元素の１種または２種以上の希土類金属からなり、前記Ｍは、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏの１種または２種以上からなり、前記ＡはＮ、Ｃの１種または２種からなり、前記ｘ、ｙ、ｚは原子百分率で下記の範囲５≦ｘ≦１５、１≦ｙ≦２０、１≦ｚ≦２５である希土類磁石材料が記載されている。同公報には磁石材料にＺｒを添加する旨の記載はなく、また、軟質磁性相についての記載もない。結晶粒サイズについては、急冷薄帯の結晶粒が５０〜１００ｎｍ程度であった旨の記述があるだけである。
　【００２５】
　特開平７−６６０２１号公報は、本出願の基礎出願の出願後に公開されたものである。同公報には、一般式Ｒ１ｘＲ２ｙＡｚＣｏｕＦｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎｍである元素から選ばれる少なくとも１種の元素、Ａは、Ｃ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％でそれぞれ２≦ｘ、０≦ｙ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、０．０１≦ｙ＋ｕを示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ７型結晶構造を有し、かつα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主回折ピーク強度が主相のそれの０．０１〜５倍である永久磁石が記載されている。そして、Ｒ２として、Ｓｃ、ＺｒおよびＨｆの群から選ばれる少なくとも１種の元素が例示されている。
　【００２６】
　同公報記載の磁石は、ＴｂＣｕ７型の主相およびα−Ｆｅ相を有し、両相の交換結合により磁気特性を向上させる点では本発明の磁石に類似する。しかし、同公報にはα−Ｆｅ相の比率の記載はない。α−Ｆｅ相と主相とのＸ線主回折ピーク強度の比は、両者の体積比率と完全に相関するわけではなく、例えばα−Ｆｅ相の結晶粒径や結晶化度などによって変動するため、同公報記載の永久磁石中におけるα−Ｆｅ相の体積比率は不明である。同公報実施例の銅ロールによる急速冷却（周速度４０ｍ／ｓ）を利用したボンディッド磁石（表３）およびメカニカルアロイイングを利用したボンディッド磁石（表４）のいずれにおいても、Ｚｒ量およびＮ量が本発明範囲を下回っていることから、前述した角形比Ｈｋ／ｉＨｃが低くなり、そのために最大エネルギー積が低くなると考えられる。実際、表３および表４では、本発明の実施例に比べ最大エネルギー積が著しく低く、また、残留磁束密度も低くなっている。
　【００２７】
　特開平７−１１８８１５号公報は、本出願の基礎出願の出願後に公開されたものである。同公報には、一般式Ｒ１ｘＲ２ｙＡｚＣｏｕＦｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｒ２はＺｒ、ＨｆおよびＳｃから選ばれる少なくとも１種の元素、Ａは、Ｃ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％でそれぞれ２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、０≦ｕ≦７０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ７型結晶構造を有し、かつＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターン（角分解能０．０２°以下）におけるＴｂＣｕ７型相の主反射強度をＩｐとし、α−Ｆｅ相の主反射強度をＩＦｅとしたとき、ＴｂＣｕ７型相の主反射強度の半値幅が０．８°以下で、ＩＦｅ／（ＩＦｅ＋Ｉｐ）が０．４以下である磁性合金を含む永久磁石が記載されている。
　【００２８】
　同公報記載の永久磁石は、ＴｂＣｕ７型の主相およびα−Ｆｅ相を有する点では本発明の磁石に類似する。しかし、同公報にはα−Ｆｅ相の比率の記載はなく、上記のように、Ｘ線回折における主反射強度の比ＩＦｅ／（ＩＦｅ＋Ｉｐ）からは、両相の体積比率を求めることはできない。同公報の実施例では、Ｎ量が本発明範囲を下回っていることから、前述した角形比Ｈｋ／ｉＨｃが低くなり、そのために最大エネルギー積が低くなると考えられる。また、同公報実施例の銅ロールによる急速冷却（周速度４０ｍ／ｓ）を利用したボンディッド磁石では、本発明の実施例に比べ残留磁束密度が低くなっている。
　【００２９】
　【具体的構成】
＜磁石の組織構造＞
　本発明の磁石は、Ｒ、Ｔ、ＮおよびＭ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。
　【００３０】
　硬質磁性相はＲ、ＴおよびＮを主体とし、六方晶系のＴｂＣｕ７型、菱面体晶系のＴｈ２Ｚｎ１７型および六方晶系のＴｈ２Ｎｉ１７型から選択される少なくとも１種の結晶構造をもち、これらの結晶構造に窒素が侵入した構造である。硬質磁性相は、通常、ＴｂＣｕ７型結晶相またはＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相またはこれらの２相が混在した構成となるが、Ｓｍよりも重希土類側の希土類元素を含む場合には、Ｔｈ２Ｎｉ１７型結晶相が存在することもある。Ｒは主としてＴｈサイトおよびＴｂサイトに、Ｔは主としてＺｎサイト、ＮｉサイトおよびＣｕサイトに存在すると考えられるが、Ｔの一部がＴｈサイトおよびＴｂサイトに存在する場合もある。Ｍは、元素によっても異なるが、主としてＺｎサイト、ＮｉサイトおよびＣｕサイトに存在すると考えられるが、ＴｈサイトおよびＴｂ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構造丁相に入ることもある。
　【００３１】
　硬質磁性相中において、原子比Ｔ／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）は、好ましくは９０％未満であり、より好ましくは７５〜８７％である。Ｔ／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）が小さすぎると飽和磁化および残留磁束密度が低くなり、大きすぎると最大エネルギー積が低くなる。
　【００３２】
　軟質磁性相はｂｃｃ構造のＴ相であり、実質的にα−Ｆｅ相であるか、α−Ｆｅ相のＦｅの一部がＣｏ、Ｍ、Ｒ等で置換されたものであると考えられる。
　【００３３】
　本発明の磁石では、軟質磁性相の平均結晶粒径が５〜６０ｎｍであるとき高保磁力が得られる。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異方性が生じ、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であり、また、硬質磁性相の結晶構造がＴｂＣｕ７型であるとき、より高性能な磁石となる。
　【００３４】
　軟質磁性相は一般に不定形であり、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。
　【００３５】
　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５〜１００ｍｍ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。
　【００３６】
　磁石中における軟質磁性相の割合は、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。
　【００３７】
　＜磁石の組成限定理由＞
　次に、本発明の磁石の組成限定理由を説明する。
　【００３８】
　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
１２原子％超１８原子％以下
　【００３９】
　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ｂｃｃ構造Ｔ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、Ｙｂ、Ｌｕ等の１種以上を用いることができる。本発明の磁石の硬質磁性相は、Ｔｈ２Ｚｎ１７型、Ｔｈ２Ｎｉ１７型、ＴｂＣｕ７型の結晶構造に窒素が侵入した構成であり、このような硬質磁性相では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Ｓｍ比率は５０原子％以上、好ましくは７０原子％以上とする。
　【００４０】
　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。
　【００４１】
　元素Ｍは、前述した微細な複合組織を実現するために添加される。元素Ｍが含まれないと、合金製造時に軟質磁性相の粗大な結晶粒が析出するため、最終的に軟質磁性相の平均結晶粒径が比較的小さくなったとしても、高保磁力が得られなくなる。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。
　【００４２】
　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の添加は特性を向上させるが、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低くなってしまう。
　【００４３】
　＜Ｘ線回折＞
　本発明の磁石の硬質磁性相がＴｂＣｕ７型結晶相を含む場合、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折におけるＴｂＣｕ７型結晶相の最大ピークの強度をＩＨ、軟質磁性相の最大ピークの強度をＩＳとしたとき、ＩＳ／ＩＨは、好ましくは０．４〜２．０、より好ましくは０．７〜１．８である。ＩＳ／ＩＨが０．４〜２．０であれば高い角形比を示し、ＩＳ／ＩＨが０．７〜１．８であればさらに高い角形比が得られる。ＩＳ／ＩＨが小さすぎても大きすぎても、最大エネルギー積が低くなる傾向となる。
　【００４４】
　後述する製造方法において、急冷合金に組織構造制御のための熱処理を施して微細なｂｃｃ構造Ｔ相を析出させる場合、熱処理前の急冷合金のＩＳ／ＩＨは、好ましくは０．４以下、より好ましくは０．２５以下である。このように、急冷直後のＩＳ／ＩＨを小さくし、熱処理によりＩＳ／ＩＨを増大させる、すなわち熱処理によりｂｃｃ構造Ｔ相の析出を促す構成とすることにより、微細なｂｃｃ構造Ｔ相を組織中に分散させることが容易となり、高い磁石特性が容易に実現する。
　【００４５】
　なお、Ｒ中のＳｍ比率が８０原子％以上であるとき、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折におけるＴｂＣｕ７型結晶相の最大ピークは、２θ＝４２．００〜４２．５０°の範囲にあることが好ましい。最大ピークの位置が前記範囲から外れると、高特性を得ることが難しくなる。具体的には、最大ピークの位置が２θ＝４２．００°未満であると、残留磁束密度が低下する傾向を示し、２θ＝４２．５０°を超えていると、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る。
　【００４６】
＜製造方法＞
　次に、本発明の磁石の製造に適した方法を説明する。
　【００４７】
　この方法では、Ｒ、ＴおよびＭを含む急冷合金を液体急冷法により製造し、この急冷合金に窒化処理を施して磁石化する。
　【００４８】
　液体急冷法では、Ｒ、ＴおよびＭを含有する溶湯状合金を急速に冷却することにより急冷合金を得る。用いる液体急冷法は特に限定されず、単ロール法、双ロール法、アトマイズ法等の各種方法から適宜選択すればよいが、量産性が高く、急冷条件の再現性が良好であることから、通常、単ロール法を用いることが好ましい。単ロール法を用いる場合の急冷条件は特に限定されず、好ましい組織構造が得られるように、合金の組成などに応じて適宜設定すればよいが、通常、ＣｕまたはＣｕ合金の冷却ロールを用い、ロール周速は、好ましくは１０ｍ／ｓ以上、より好ましくは３０ｍ／ｓ以上、さらに好ましくは４５ｍ／ｓ以上、特に好ましくは５５ｍ／ｓ以上、最も好ましくは６５ｍ／ｓ以上とする。ロール周速を適当な値とすることにより、急冷合金が微結晶状態または非晶質状態に近くなり、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。このため、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、溶湯状合金とロール周面との接触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、実効冷却速度は遅くなってしまう。単ロール法により得られる急冷合金は、通常、薄帯状である。薄帯の厚さは特に限定されないが、好ましくは８〜２００μｍ、より好ましくは１０〜６０μｍである。厚さが８μｍ未満の薄帯は作製することが困難であり、厚すぎる薄帯では、十分な冷却速度を得ることが困難である。
　【００４９】
　急冷合金の組織構造は、実質的に単相または微細な複合組織である多結晶であるか、実質的にアモルファス相であることが好ましい。急冷合金が多結晶である場合、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型のうちいずれか、またはこれらの２種以上の結晶相を含み、通常、さらにｂｃｃ構造のＴ相を含むが、アモルファス相を含むこともある。ｂｃｃ構造のＴ相の割合が低いか、実質的にＴ相が含まれない場合には、他の結晶相は実質的にＴｂＣｕ７型である。
　【００５０】
　所定の平均結晶粒径を有するｂｃｃ構造Ｔ相を含む複合組織構造とするために、通常、急冷合金に組織構造制御のための熱処理を施す。この熱処理における処理温度は、好ましくは４００〜８００℃、より好ましくは６００〜８００℃であり、処理時間は処理温度にもよるが、通常、０．１〜３００時間程度とする。この熱処理は、不活性ガス雰囲気等の非酸化性雰囲気、還元性雰囲気、真空中等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、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型の少なくとも１種の結晶相が析出することもある。
　【００５１】
　組織構造制御のための熱処理を、水素ガスを含む雰囲気中で施すことも好ましい。この熱処理では、急冷合金に水素を吸蔵させることにより、Ｒ、ＴおよびＭを含む結晶を、ｂｃｃ構造Ｔ相とＲ水素化物相とに分解する。このときの処理温度は、好ましくは３５０〜９５０℃、より好ましくは５００〜８００℃とし、処理時間は、好ましくは０．１〜１０時間、より好ましくは０．５〜５時間とする。雰囲気中の水素ガスの圧力は、０．１〜１０気圧、特に０．５〜２気圧とすることが好ましい。このときの雰囲気は、水素ガスだけに限らず、水素ガスと不活性ガスとの混合雰囲気であってもよい。この場合の不活性ガスとしては、例えばＨｅまたはＡｒ、あるいはこれらの混合ガスなどを用いることができる。なお、分解温度まで昇温する前に、８０〜３００℃、特に２００〜２５０℃にて、０．１〜１時間、特に０．２５〜０．５時間程度水素を吸蔵させることにより、その後の分解反応が十分かつ迅速に進行する。
　【００５２】
　水素吸蔵後、減圧雰囲気中で熱処理を施し、急冷合金から水素を放出させる。水素放出により、Ｔｈ２Ｚｎ１７型およびＴｈ２Ｎｉ１７型の少なくとも１種の結晶相と微細なｂｃｃ構造Ｔ相とを含む複合組織が形成され、ＴｂＣｕ７型結晶相が形成されることもある。このときの処理温度は、好ましくは３００〜９００℃、より好ましくは４５０〜８５０℃とし、処理時間は、好ましくは０．０５〜５時間、より好ましくは０．２５〜３時間とする。処理時の圧力は、好ましくは１×１０−２Ｔｏｒｒ以下、より好ましくは１×１０−３Ｔｏｒｒ以下とする。水素放出のための熱処理は、水素吸蔵のための熱処理後に、降温せずに続いて行なうことが好ましい。これにより高い生産性が得られる。
　【００５３】
　水素ガスを利用するこのような熱処理は、ｂｃｃ構造Ｔ相の割合が低いか、ｂｃｃ構造Ｔ相が実質的に含まれていない急冷合金に対して特に有効である。
　【００５４】
　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。窒化処理では、窒素ガス雰囲気中で急冷合金に熱処理を施す。この処理により、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｚｎ１７型、Ｔｈ２Ｎｉ１７型の結晶中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。
　【００５５】
　窒化処理は、通常、薄帯状や薄片状、粒状の急冷合金を粉砕した後に施すが、均一な窒化が可能であれば、急冷合金を粉砕しないで窒化処理を施してもよい。
　【００５６】
　本発明の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。
　【００５７】
　ボンディッド磁石に適用する場合、磁石粒子の平均粒子径は、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、平均粒子径を好ましくは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、この程度の粒子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。平均粒子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２５０μｍ以下である。なお、この場合の平均粒子径とは、節別により求められた重量平均粒子径Ｄ５０を意味する。重量平均粒子径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％となったときの粒子径である。
　【００５８】
　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。
　【００５９】
　【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。
　【００６０】
＜実施例１：添加元素による比較＞
　下記表１に示される磁石粉末を作製した。
　【００６１】
　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溶湯状とし、単ロール法により急冷して、厚さ約３０μｍ、幅５ｍｍの薄帯状の急冷合金とした。冷却ロールにはＢｅ−Ｃｕロールを用い、その周速度は５０ｍ／ｓ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。
　【００６２】
　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、７２０℃にて０．５〜１．５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。磁石粉末Ｎｏ．１０２に用いた急冷合金の熱処理後のＸ線回折チャートを図１の最上段に示す。
　【００６３】
　次に、結晶化した合金を約１５０μｍ以下の径まで粉砕し、１気圧の窒素ガス雰囲気中で４５０℃にて窒化処理を施し、磁石粉末とした。各磁石粉末の窒化処理時間を表１に示す。窒化処理後の磁石粉末Ｎｏ．１０２のＸ線回折チャートを図１に示す。なお、参考のために、窒化処理時間を１０時間、１５時間、２０時間としたときのＸ線回折チャートを図１に併記する。
　【００６４】
　図１では、窒化処理後も結晶構造は保たれているが、窒化処理によりＴｂＣｕ７型結晶相のピークの低角度側へのシフトが認められる。したがって、窒素原子が結晶格子に侵入型に固溶して、結晶格子の膨張が生じていることがわかる。
　【００６５】
　表１に、各磁石粉末の急冷直後（熱処理前）のＩＳ／ＩＨと、窒化処理後のＩＳ／ＩＨとを示す。また、窒化処理後にＴｂＣｕ７型結晶相の最大ピークの位置を調べ、この最大ピークが２θ＝４２．００〜４２．５０°の範囲にある場合を○とし、この範囲から外れている場合を×とした。
　【００６６】
　各磁石粉末について、透過型電子顕微鏡により組織観察を行ない、α−Ｆｅ相の平均結晶粒径および磁石粉末中のα−Ｆｅ相の比率を求めた。結果を表１に示す。磁石粉末Ｎｏ．１０２の透過型電子顕微鏡写真を、図２に示す。図２では、濃度の高い結晶粒がα−Ｆｅ相である。
　【００６７】
　これらの磁石粉末の組成、残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力（ｉＨｃ）、角形比（Ｈｋ／ｉＨｃ）、最大エネルギー積｛（ＢＨ）ｍ｝を測定した。結果を表１に示す。
　【００６８】
　【表１】
　【００６９】
　表１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を含み、α−Ｆｅ相の平均結晶粒径が所定範囲にある本発明の磁石粉末では、Ｒ含有量が少なくても高保磁力が得られている。これに対し、Ｍを含まない磁石粉末Ｎｏ．１０９では、保磁力が極めて小さくなっている。
　【００７０】
　また、表１から、添加元素ＭとしてＺｒを必須とすることによる効果が明らかである。すなわち、Ｚｒ以外の元素を単独で添加した場合、角形比が不十分であり、最大エネルギー積が著しく低くなっている。また、Ｎ含有量が本発明範囲を下回る場合にも、角形比が低く、最大エネルギー積が著しく低くなることがわかる。このように角形比Ｈｋ／ｉＨｃが１５％を下回ると、磁石使用時の外部からの減磁界や自己減磁界のわずかな変化によって磁化が大きく変化してしまい、磁石を含む磁気回路の性能が安定しなくなる。
　【００７１】
　また、化学量論組成であるＳｍ２Ｆｅ１７の窒化には６０時間程度が必要であったが、本発明における組成域では窒化に要する時間が１／３程度以下まで短縮されることがわかる。そして、Ａｌ添加により、窒化処理時間をさらに短縮できることがわかる。
　【００７２】
　なお、磁石粉末Ｎｏ．１０１〜１０８ではα−Ｆｅ結晶の粒径が比較的揃っていた。これに対し、磁石粉末Ｎｏ．１０９では粗大なα−Ｆｅ結晶粒が多数認められ、粒径分布が広くなっていた。上記各磁石粉末において、主相であるＴｂＣｕ７型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１００ｎｍであった。また、透過型電子顕微鏡により主相中の丁濃度　Ｔ／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）を調べたところ、８０〜８５％の範囲にあった。
　【００７３】
　＜実施例２：Ｒ量および軟質磁性相の比率による比較＞
　表２に示す組成の磁石粉末を作製した。作製条件は、組織構造制御のための熱処理を７００〜７５０℃にて０．５〜１時間行ない、熱処理後に約８０μｍ以下の径まで粉砕し、窒化処理を表中に示す時間行なった以外は、実施例１の各磁石粉末と同様とした。
　【００７４】
　これらの磁石粉末について、実施例１と同様な測定を行なった。結果を表２に示す。
　【００７５】
　【表２】
　【００７６】
　表２から、Ｒ含有量が４〜８原子％で、軟質磁性相の比率が１０体積％以上のとき、特に高い残留磁束密度および最大エネルギー積が得られ、角形比も高くなることがわかる。
　【００７７】
　なお、上記各磁石粉末において、主相であるＴｂＣｕ７型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１００ｎｍであった。また、透過型電子顕微鏡により主相中のＴ濃度Ｔ／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）を調べたところ、８０〜８５％の範囲にあった。
　【００７８】
　＜実施例３：Ｒ中のＳｍ比率による比較＞
　表３に示す組成の磁石粉末を作製した。作製条件は、実施例２の各磁石粉末と同様とした。
　【００７９】
　これらの磁石粉末について、実施例１と同様な測定を行なった。結果を表３に示す。
　【００８０】
　【表３】
　【００８１】
　表３から、Ｒ中のＳｍ比率が５０原子％以上のとき、高特性が得られることがわかる。
　【００８２】
　なお、上記各磁石粉末において、主相であるＴｂＣｕ７型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１００ｎｍであった。また、透過型電子顕微鏡により主相中のＴ濃度Ｔ／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）を調べたところ、８０〜８５％の範囲にあった。
　【００８３】
　＜実施例４：Ｎ含有量による比較＞
　表４に示す組成の磁石粉末を作製した。作製条件は、実施例２の各磁石粉末と同様としたが、窒化処理条件は、処理温度４５０〜４８０℃、処理時間１〜２０時間の範囲内において変更した。
　【００８４】
　これらの磁石粉末について、実施例１と同様な測定を行なった。結果を表４に示す。
　【００８５】
　【表４】
　【００８６】
　表４から、Ｎ含有量が１０〜２０原子％、特に１２〜１８原子％、さらに１５原子％超１８原子％以下のとき、高特性、特に高角形比および高最大エネルギー積が得られることがわかる。
　【００８７】
　なお、上記各磁石粉末において、主相であるＴｂＣｕ７型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１００ｎｍであった。また、透過型電子顕微鏡により主相中のＴ濃度Ｔ／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）を調べたところ、８０〜８５％の範囲にあった。
　【００８８】
　＜実施例５：Ｃｏ含有量による比較＞
　表５に示す組成の磁石粉末を作製した。作製条件は、実施例２の各磁石粉末と同様とした。
　【００８９】
　これらの磁石粉末について、実施例１と同様な測定を行なった。結果を表５に示す。
　【００９０】
　【表５】
　【００９１】
　表５から、Ｃｏを適量添加することにより高特性が得られることがわかる。
　【００９２】
　なお、上記各磁石粉末において、主相であるＴｂＣｕ７型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１００ｍｍであった。また、透過型電子顕微鏡により主相中のＴ濃度Ｔ／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）を調べたところ、８０〜８５％の範囲にあった。
　【００９３】
　＜実施例６：軟質磁性相の平均粒径による比較＞
　表６に示す組成の磁石粉末を作製した。作製条件は、実施例２の各磁石粉末と同様としたが、冷却ロールの周速度は５〜８０ｍ／ｓの範囲、組織構造制御のための熱処理条件は、処理温度７００〜７５０℃の範囲、処理時間０．５〜５時間の範囲において変更した。
　【００９４】
　これらの磁石粉末について、実施例１と同様な測定を行なった。結果を表６に示す。
　【００９５】
　【表６】
　【００９６】
　表６から、軟質磁性相の平均粒径が５〜６０ｎｍ、特に５〜４０ｎｍのとき、高特性が得られることがわかる。
　【００９７】
　なお、上記各磁石粉末において、主相であるＴｂＣｕ７型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１００ｎｍであった。また、透過型電子顕微鏡により主相中のＴ濃度Ｔ／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）を調べたところ、８０〜８５％の範囲にあった。
　【００９８】
　＜実施例７：製造方法による比較＞
　実施例１と同様にして、表７に示す磁石粉末Ｎｏ．７０１を作製した。また、比較のために、液体急冷法に替えて溶解鋳造法を利用し、鋳造後に１１００℃で１６時間の溶体化処理を施した以外は磁石粉末Ｎｏ．７０１と同様にして、磁石粉末Ｎｏ．７０２を作製した。これらの磁石粉末について、実施例１と同様な観察および測定を行なった。結果を表７に示す。
　【００９９】
　【表７】
　【０１００】
　表７から、溶解鋳造法を用いた場合には粗大なα−Ｆｅ結晶粒が析出して、高保磁力が得られないことがわかる。
　【０１０１】
　なお、磁石粉末Ｎｏ．７０１において、主相であるＴｂＣｕ７型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１００ｎｍであった。また、透過型電子顕微鏡により主相中のＴ濃度Ｔ／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）を調べたところ、８０〜８５％の範囲にあった。
　【０１０２】
　＜実施例８：製造方法および結晶型による比較＞
　表８に示す磁石粉末を作製した。まず、実施例１と同様にして急冷合金を作製した。ただし、冷却ロールの周速度は４０ｍ／ｓとした。急冷合金の結晶相はＴｂＣｕ７型であり、α−Ｆｅ相は実質的に認められなかった。急冷合金を１気圧の水素ガス雰囲気中において７００℃で１時間熱処理し、次いで真空中において７００℃で１時間加熱することにより脱水素処理を行なった。脱水素処理後にＸ線回折を行なったところ、主としてＴｈ２Ｚｎ１７型の結晶相とα−Ｆｅ相との生成が認められた。脱水素処理後、実施例１と同様にして粉砕して窒化処理を施し、磁石粉末とした。これらの磁石粉末について、実施例１と同様な観察および測定を行なった。結果を表８に示す。
　【０１０３】
　【表８】
　【０１０４】
　表８から、水素中で熱処理してα−Ｆｅ相を析出させることにより、高保磁力の磁石粉末が得られることがわかる。
　【０１０５】
　なお、上記各磁石粉末において、主相であるＴｈ２Ｚｎ１７型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１００ｎｍであった。また、透過型電子顕微鏡により主相中のＴ濃度Ｔ／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）を調べたところ、８０〜８５％の範囲にあった。
　【０１０６】
　＜実施例９：添加元素の組み合わせ＞
　表９に示す組成の磁石粉末を作製した。作製条件は、実施例２の各磁石粉末と同様とした。
　【０１０７】
　これらの磁石粉末について、実施例１と同様な測定を行なった。結果を表９に示す。
　【０１０８】
　【表９】
　【０１０９】
　表９から、Ｚｒと他の元素とを併用した場合でも、高特性が得られることがわかる。
　【０１１０】
　なお、上記各磁石粉末において、主相であるＴｂＣｕ７型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１００ｎｍであった。また、透過型電子顕微鏡により主相中のＴ濃度Ｔ／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）を調べたところ、８０〜８５％の範囲にあった。
　【０１１１】
　＜実施例１０：ボンディッド磁石＞
　上記各実施例で作製した磁石粉末から表１０に示す組成のものを選択し、また、平均粒子径の比較的小さな磁石粉末も作製し、これらをそれぞれエポキシ樹脂と混合した後、プレス成形し、さらに硬化のための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。エポキシ樹脂は磁石粉末１００重量部に対し２〜３重量部とした。プレス成形時の圧力保持時間は１０秒間とし、印加圧力は１００００ｋｇｆ／ｃｍ２とした。また、樹脂硬化のための熱処理は、１５０℃にて１時間行なった。これらのボンディッド磁石について、実施例１と同様に磁気特性を測定した。結果を表１０に示す。
　【０１１２】
　【表１０】
　【０１１３】
　表１０に示されるボンディッド磁石は等方性のものであるが、１１〜１３ＭＧＯｅ超と極めて高い最大エネルギー積を示すことがわかる。また、磁石粉末の平均粒子径を４０μｍ程度と小径にした場合、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンディッド磁石では十分な磁石特性が得られないが、本発明では小径の磁石粉末を用いた場合でも高特性のボンディッド磁石が得られるので、本発明の磁石粉末は特に薄物磁石の製造に好適である。
　【０１１４】
　なお、表１０に示す組成以外の磁石粉末を用いて作製したボンディッド磁石でも、用いた磁石粉末の磁気特性に応じた磁気特性が得られた。
　【０１１５】
　＜実施例１１：冷却ロール周速度による比較＞
　冷却ロールの周速度を変えて磁石粉末を作製し、これらの磁気特性を調べた。急冷後の熱処理は、６００〜７５０℃、１〜２時間の範囲から冷却速度に応じて最適な条件を選択し、窒化処理は４５０℃で１０時間行ない、その他の条件は組成を含め磁石粉末Ｎｏ．１１０と同じとした。結果を図３に示す。
　【０１１６】
　図３から、冷却ロールの周速度が４５ｍ／ｓ以上のときに特に良好な磁気特性が得られることがわかり、保磁力については周速度が速いほど高くなることがわかる。
　【０１１７】
　以上の実施例から、本発明の効果が明らかである。
【図面の簡単な説明】
　【図１】
　組織構造制御のための熱処理を施した後の急冷合金のＸ線回折チャートおよび窒化処理後の急冷合金のＸ線回折チャートである。
　【図２】
　結晶構造を表わす図面代用写真であって、磁石粉末の透過型電子顕微鏡写真である。
　【図３】
冷却ロールの周速度と磁石特性との関係を表わすグラフである。