(57)【要約】【課題】  希土類元素としてＮｄを用いた場合でもＴｈＭｎ12相を容易に生成することのできる永久磁石粉末及びその製造方法を提供する。【解決手段】  一般式Ｒ（Ｆｅ100-y-wＣｏwＴｉy）xＳｉzＡv（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上であるとともにその５０モル％以上がＮｄ、ＡはＮ及びＣの１種又は２種）からなり、前記一般式のモル比が、ｘ＝１０〜１２．５、y＝(８．３−１．７×ｚ)〜１２、ｚ＝０．２〜２、ｖ＝０．１〜３、ｗ＝０〜３０であるとともに、（Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｔｉ＋Ｓｉ）／Ｒ＞１２を満足する組成を有し、平均結晶粒径が２００ｎｍ以下である粒子の集合からなることを特徴とする永久磁石粉末。【選択図】図５
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
一般式Ｒ（Ｆｅ100-y-wＣｏwＴｉy）xＳｉzＡv（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上であるとともにその５０モル％以上がＮｄ、ＡはＮ及びＣの１種又は２種）からなり、前記一般式のモル比が、ｘ＝１０〜１２．５、y＝(８．３−１．７×ｚ)〜１２、ｚ＝０．２〜２、ｖ＝０．１〜３、ｗ＝０〜３０であるとともに、（Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｔｉ＋Ｓｉ）／Ｒ＞１２を満足する組成を有し、
平均結晶粒径が２００ｎｍ以下である粒子の集合からなることを特徴とする永久磁石粉末。
【請求項２】
前記粒子はＴｈＭｎ12型結晶構造を有する相を主相とすることを特徴とする請求項１に記載の永久磁石粉末。
【請求項３】
前記粒子は実質的にＴｈＭｎ12型結晶構造を有する相の単相組織からなることを特徴とする請求項１に記載の永久磁石粉末。
【請求項４】
Ｒの７０モル％以上をＮｄが占めることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の永久磁石粉末。
【請求項５】
一般式Ｒ（Ｆｅ100-y-wＣｏwＴｉy）xＳｉz（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上であるとともにその５０モル％以上がＮｄ）からなり、前記一般式のモル比が、ｘ＝１０〜１２．５、y＝(８．３−１．７×ｚ）〜１２、ｚ＝０．２〜２、ｗ＝０〜３０であるとともに、（Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｔｉ＋Ｓｉ）／Ｒ＞１２を満足する組成を有し、急冷凝固処理が施された粉末を作製し、
前記粉末を、不活性雰囲気中にて６５０〜８５０℃の温度範囲で０．５〜１２０ｈｒ保持する熱処理を施し、
前記熱処理が施された前記粉末に対して窒化処理又は炭化処理を施すことを特徴とする永久磁石粉末の製造方法。
【請求項６】
前記急冷凝固処理が施された前記粉末は、その組織がアモルファス相、アモルファス相と結晶相の混相又は結晶相のいずれかであることを特徴とする請求項５に記載の永久磁石粉末の製造方法。
【請求項７】
前記急冷凝固処理が単ロール法によるものであり、用いられるロールの周速が１０〜１００ｍ／ｓであることを特徴とする請求項５又は６に記載の永久磁石粉末の製造方法。
【請求項８】
前記熱処理は、アモルファス相を結晶化するか、又は結晶相を構成する結晶粒子の粒径を調整することを特徴とする請求項５〜７のいずれかに記載の永久磁石粉末の製造方法。
【請求項９】
永久磁石粉末と、
前記永久磁石粉末が分散する樹脂相と、を備えるボンド磁石であって、
前記永久磁石粉末を構成する結晶質の硬質磁性粒子は、一般式Ｒ（Ｆｅ100-y-wＣｏwＴｉy）xＳｉzＡv（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上であるとともにその５０モル％以上がＮｄ、ＡはＮ及びＣの１種又は２種）からなり、前記一般式のモル比が、ｘ＝１０〜１２．５、y＝(８．３−１．７×ｚ)〜１２、ｚ＝０．２〜２、ｖ＝０．１〜３、ｗ＝０〜３０であるとともに、（Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｔｉ＋Ｓｉ）／Ｒ＞１２の組成を満足することを特徴とするボンド磁石。
【請求項１０】
前記硬質磁性粒子は、平均結晶粒径が２００ｎｍ以下であることを特徴とする請求項９に記載のボンド磁石。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はモ−タ等の電気機器に使用される永久磁石の材料となる磁石粉末に関し、特にボンド磁石用材料として最適な高い残留磁化と保磁力を有する磁石粉末及びこの磁石に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来からボンド磁石等に用いられる永久磁石粉末としてはＳｍＣｏ磁石粉末やＮｄＦｅＢ磁石粉末が知られており、特に急冷凝固法で得られるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ1相を有する磁石粉末は広く使われている。
現在実用化されているこれらの磁石粉末は高価な希土類金属を用いており、特にＳｍは高価でありそれに比較して安価なＮｄからなるＮｄＦｅＢ磁石粉末においても約３０ｗｔ％のＮｄを含んでおり、原料コストの低減を目的として安価な原料を元にした組成で構成される磁石材料が望まれている。
【０００３】
その中で、体心正方晶もしくはＴｈＭｎ12型結晶構造を有する希土類−鉄系磁石材料が、例えば特許文献１（特開昭６３−２７３３０３号公報）、特許文献２（特開平５−６５６０３号公報）および特許文献３（特開２０００−１１４０１７号公報）に報告されている。
特許文献１は、式ＲｘＴｉｙＡｚＦｅａＣｏｂ（式中ＲはＹを含む希土類元素、ＡはＢ、Ｃ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｓ、Ｎの各々１種以上であり、重量百分率でｘは１２〜３０％、ｙは４〜１０％、ｚは０．１〜８％、ａは５５〜８５％、ｂは３４％以下である）で示される希土類永久磁石を開示している。特許文献１において、Ａ元素は、原子間に入りＦｅ間距離を好ましい方向に変化させるものであることが述べられている。
【０００４】
特許文献２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種または２種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％、Ｘ：０．３〜５０％を含み、残部が実質的にＦｅから成り、主相が体心正方晶構造を有する鉄−希土類系永久磁石材料を開示している。特許文献２は、Ｆｅの一部をＭ元素（Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｇａからなる群の中から選ばれた１種または２種以上の元素の組合せ）で置換することにより、原子百分率で、Ｍ：０．５〜３０％を含むようにすることもさらに提案している。特許文献２において、Ｍ元素は体心正方晶構造を生成する上で大きな効果を有する元素と位置付けている。
【０００５】
また、特許文献３は、一般式 （Ｒ1-uＭu）（Ｆｅ1-v-wＣｏvＴw）xＡy（式中のＲ、Ｍ、Ｔ、Ａは、それぞれＲ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの元素、Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１つの元素、Ｔ：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎから選ばれる少なくとも１つの元素、Ａ：Ｓｉ、Ｇｅ、Ａｌ、Ｇａから選ばれる少なくとも１つの元素、であり、ｕ、ｖ、ｗ、ｘおよびｙは、それぞれ０．１≦ｕ≦０．７、０≦ｖ≦０．８、０≦ｗ≦０．１、５≦ｘ≦１２、０．１≦ｙ≦１．５である）にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｈＭｎ12型結晶構造であることを特徴とする永久磁石材料を開示している。特許文献３では、Ｍ元素でＲ元素を置換することによりＴｈＭｎ12型結晶構造を有する相（以下、ＴｈＭｎ12相）の安定化元素であるＳｉ、Ｇｅなどの量を低減できることが述べられている。
【０００６】
【特許文献１】特開昭６３−２７３３０３号公報
【特許文献２】特開平５−６５６０３号公報
【特許文献３】特開２０００−１１４０１７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
希土類永久磁石には、高特性であることが要求される一方、低コストであることも要求される。希土類永久磁石を構成する希土類元素の中で、ＮｄはＳｍに比べて安価であることから、高価なＳｍと比べて安価なＮｄが希土類元素の主体をなすことが望ましい。ところが、Ｎｄを用いるとＴｈＭｎ12相の生成が困難であり、その作製に多くの非磁性不純物、および高温、長時間の熱処理を必要とする。また、多くの非磁性不純物を用いることから十分な特性を得ることができなかった。例えば、前述の特許文献２においては９００℃で７日間の焼鈍を施しており、また、特許文献３においては一部の例外を除いて希土類元素としてＳｍのみを用いている。
そこで本発明は、希土類元素としてＮｄを用いた場合でもＴｈＭｎ12相を容易に生成することのできる永久磁石粉末及びその製造方法を提供することを課題とする。また本発明は、そのような永久磁石粉末を用いたボンド磁石の提供を課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者は、所定量のＴｉ、ＳｉおよびＮを同時に添加することにより、ＴｈＭｎ12型結晶構造を有する相が希土類元素としてＮｄを用いた場合においても容易に作製され、永久磁石用の硬質磁性組成物として十分な特性が得られることを見出した。ただし、この組成物は保磁力が数百Ｏｅと小さく、実用的な永久磁石粉末としては不十分であった。
そこで本発明者は、その組成物の結晶組織を微細化したところ、永久磁石粉末として十分な保磁力を発現できることを知見した。
【０００９】
本発明は以上に基づく永久磁石粉末であって、一般式Ｒ（Ｆｅ100-y-wＣｏwＴｉy）xＳｉzＡv（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上であるとともにその５０モル％以上がＮｄ、ＡはＮ及びＣの１種又は２種）からなり、前記一般式のモル比が、ｘ＝１０〜１２．５、y＝（８．３−１．７×ｚ）〜１２、ｚ＝０．２〜２、ｖ＝０．１〜３、ｗ＝０〜３０であるとともに、（Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｔｉ＋Ｓｉ）／Ｒ＞１２を満足する組成を有し、平均結晶粒径が２００ｎｍ以下である粒子の集合からなることを特徴とする。
【００１０】
本発明の永久磁石粉末において、粉末を構成する各粒子はＴｈＭｎ12型結晶構造を有する相を主相とし、特に実質的にＴｈＭｎ12型結晶構造を有する相の単相組織からなることが望ましい。
また本発明の永久磁石粉末において、Ｒの７０モル％以上をＮｄが占める形態であっても実質的にＴｈＭｎ12型結晶構造を有する相の単相組織を得ることができるので、コスト低減に有利である。
【００１１】
本発明の永久磁石粉末は、上述のように、微細な結晶組織を有するところに特徴がある。そしてこのように微細な結晶組織は、急冷凝固処理されたアモルファス又は微細結晶質の粉末に対して所定の熱処理を施すことにより実現される。したがって本発明は、平均粒径が一般式Ｒ（Ｆｅ100-y-wＣｏwＴｉy）xＳｉz（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上であるとともにその５０モル％以上がＮｄ）からなり、前記一般式のモル比が、ｘ＝１０〜１２．５、y＝（８．３−１．７×ｚ）〜１２、ｚ＝０．２〜２、ｗ＝０〜３０であるとともに、（Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｔｉ＋Ｓｉ）／Ｒ＞１２を満足する組成を有し、急冷凝固処理が施された粉末を作製し、この粉末を、不活性雰囲気中にて６００〜８５０℃の温度範囲で０．５〜１２０ｈｒ保持する熱処理を施し、熱処理が施された粉末に対して窒化処理又は炭化処理を施すことを特徴とする永久磁石粉末の製造方法を提供する。
【００１２】
本発明の永久磁石粉末の製造方法において、急冷凝固処理が施された粉末は、アモルファス相、アモルファス相と結晶相の混相又は結晶相のいずれかの組織を呈する。この中では、次に行われる熱処理後の結晶粒径の制御の容易性からアモルファス相と結晶相の混相、特に結晶相がリッチな混相とすることが望ましい。
【００１３】
本発明の永久磁石粉末の製造方法において、急冷凝固処理の具体的な方法は問わないが、単ロール法を適用することが生産性、冷却凝固後に安定して所望の組織が得られること等の理由により望ましい。単ロール法を適用する場合のロールの周速は１０〜１００ｍ／ｓとすることが望ましい。得たい合金の組成、溶湯を吐出するノズル孔径、ロール材質等の他の条件によっても若干の相違はあるものの、この範囲で急冷凝固処理された粉末は、アモルファス相、アモルファス相と結晶相の混相又は結晶相のいずれかの組織を呈することができる。
本発明の永久磁石粉末の製造方法において、急冷凝固処理が施された粉末に対して行う熱処理は、アモルファス相を結晶化するか、又は結晶相を構成する結晶粒子の粒径を調整するものとなる。
【００１４】
本発明により得られる永久磁石粉末を用いることにより、ボンド磁石を作製することができる。このボンド磁石は、永久磁石粉末と、永久磁石粉末が分散する樹脂相と、を備えており、永久磁石粉末を構成する結晶質の硬質磁性粒子は、一般式Ｒ（Ｆｅ100-y-wＣｏwＴｉy）xＳｉzＡv（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上であるとともにその５０モル％以上がＮｄ、ＡはＮ及びＣの１種又は２種）からなり、一般式のモル比が、ｘ＝１０〜１２．５、y＝（８．３−１．７×ｚ）〜１２、ｚ＝０．２〜２、ｖ＝０．１〜３、ｗ＝０〜３０であるとともに、（Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｔｉ＋Ｓｉ）／Ｒ＞１２の組成を満足することを特徴とする。
【００１５】
本発明のボンド磁石における硬質磁性粒子は、平均結晶粒径が２００ｎｍ以下であることが、磁気特性の観点から望ましい。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、希土類元素としてＮｄを用いた場合でもＴｈＭｎ12相を容易に生成することのできる永久磁石粉末及びその製造方法を提供することができる。また本発明は、そのような永久磁石粉末を用いたボンド磁石を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下、本発明の永久磁石粉末、その製造方法及びボンド磁石について、その最良の形態を含む実施の形態を説明する。
はじめに、本発明における各元素の限定理由を説明する。
＜Ｒ（希土類元素）＞
Ｒは高い磁気異方性を得るのに必須な元素である。硬質磁性相としてのＴｈＭｎ12相を生成するためにはＳｍを用いるのが有利であるが、本発明ではコスト的メリットを得るためにＲの５０モル％以上をＮｄで占めることとする。本発明はＲの５０モル％以上をＮｄで占めながらもＴｈＭｎ12相を容易に生成することを可能とする。ただし、Ｎｄのほかに希土類元素を含むことを本発明は許容する。その場合、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｓｍの１種又は２種以上をＮｄとともに含むことができる。このように、本発明における希土類元素はＹを含む概念を有している。この中でＰｒはＮｄとほぼ同等の性質を示すことから、特性においてもＮｄと同等の値が得られるため特に好ましい。本発明によれば、Ｒに占めるＮｄの割合が７０モル％以上、あるいは９０モル％以上と高い場合であっても、硬質磁性相であるＴｈＭｎ12相からなる単相組織を得ることができる。後述する実験例に示すように、本発明によれば、ＲがＮｄのみ、つまりＲの１００％をＮｄが占める場合であっても、硬質磁性相であるＴｈＭｎ12相からなる単相組織を得ることができる。
【００１８】
＜Ｓｉ＞
ＳｉはＴｉと同時にＲ（Ｎｄ）、Ｆｅに対し添加させることにより、硬質磁性相としてのＴｈＭｎ12相の安定化に寄与する。このとき、ＳｉはＴｈＭｎ12相の格子間に侵入して結晶格子を縮小させる効果を持つ。Ｓｉの量が０．２未満（モル比、以下同様）にするとＭｎ2Ｔｈ17型結晶構造を有する相（以下、Ｍｎ2Ｔｈ17相）が析出し、２．３を超えるとα−Ｆｅが析出する傾向にある。したがって、本発明ではＳｉの量であるｚを０．２〜２．３の範囲とすることを推奨する。望ましいＳｉ量（ｚ）は０．２〜２、さらに望ましいＳｉ量（ｚ）は０．２〜１である。なお、Ｓｉについては、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｒとの関係で（Ｆｅのモル比＋Ｃｏのモル比＋Ｔｉのモル比＋Ｓｉのモル比）／（Ｒのモル比）＞１２を満足するように含まれることが望ましいが、この点については後述する。
【００１９】
ＴｉはＦｅを置換することによりＴｈＭｎ12相の生成に寄与する。この効果を十分に得るためには、Ｓｉ量との関係でＴｉ量（ｙ）の下限を設定することが必要である。つまり、後述する実験例にて示すように、Ｔｉ量（ｙ）が（８．３−１．７×ｚ（Ｓｉ量））未満になるとα−Ｆｅ及びＭｎ2Ｔｈ17相が析出する。また、Ｔｉ量（ｙ）が１２を超えると飽和磁化の減少が著しくなる。したがって本発明では、Ｔｉ量（ｙ）を（８．３−１．７×ｚ（Ｓｉ量））〜１２とする。望ましいＴｉ量（ｙ）は（８．３−１．７×ｚ（Ｓｉ量））〜１２、さらに望ましいＴｉ量（ｙ）は（８．３−１．７×ｚ（Ｓｉ量））〜９である。
また、Ｆｅ量とＴｉ量の和（ｘ）が、１０未満では飽和磁化および異方性磁界がともに低く、また、１２．５を超えるα−Ｆｅが析出する。したがって、本発明ではＦｅ量とＴｉ量の和（ｘ）を１０〜１２．５とする。望ましいｘは１１〜１２．５である。
【００２０】
＜Ａ（Ｎ（窒素）及びＣ（炭素）の１種又は２種）＞
ＡはＴｈＭｎ12相の格子間に侵入する事によってＴｈＭｎ12相の格子を拡大させ、磁気特性の改善に有効な元素である。しかし、Ａ量（ｖ）が３を超えるとα−Ｆｅの析出が見られる。また、０．１以下では磁気特性の改善効果を十分得ることができない。したがって、本発明ではＡ量（ｖ）を０．１〜３とする。望ましいＡ量（ｖ）は０．３〜２．５、さらに望ましいＡ量（ｖ）は１〜２．５である。
【００２１】
＜Ｆｅ、Ｆｅ−Ｃｏ＞
本発明による硬質磁性組成物は、上記元素以外を実質的にＦｅとするが、Ｆｅの一部をＣｏで置換することが有効である。後述する実験例で説明するように、Ｃｏを添加することにより、飽和磁化（σs）及び異方性磁界（ＨA）が増大する。Ｃｏの量は、３０以下のモル比で添加するのが望ましく、５〜２０の範囲とするのがより望ましい。なお、Ｃｏの添加は必須ではない。
【００２２】
＜（Ｆｅのモル比＋Ｃｏのモル比＋Ｔｉのモル比＋Ｓｉのモル比）／（Ｒのモル比）＞１２＞
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ及びＳｉの個々の含有量は前述したとおりであるが、本発明の硬質磁性組成物をＴｈＭｎ12相単相組織とする上で、（Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｔｉ＋Ｓｉ）／Ｒ＞１２の条件を満足することが重要である。後述する実験例で示すように、上記条件を満たさない場合には飽和磁化が低い。
【００２３】
上述した組成範囲の限定理由の根拠となる実験結果を以下に示す。
＜実験例１＞
はじめに、相状態、磁気的な特性に関するＺ値（Ｓｉ量）依存性の実験結果（実験１）について説明する。
高純度のＮｄ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｓｉメタルを原料に用い、合金組成としてＮｄ−（Ｔｉ8.3Ｆｅ91.7）12−Ｓｉzの組成となるように、Ａｒ雰囲気中でのア−ク溶解法により試料を作製した。続いてこの合金をスタンプミルにて粉砕し目の開きが３８μｍのふるいを通した後に、４３０〜５２０℃の温度で１００時間、窒素雰囲気中で保持する熱処理（窒化）を行った。熱処理後の各試料について、化学組成分析、構成される相の同定を行うとともに、飽和磁化（σｓ）及び異方性磁界（ＨA）の測定を行った。その結果を表１に示す。
【００２４】
なお、構成される相の同定は、Ｘ線回折法及び熱磁気曲線の測定に基づいて行った。Ｘ線回折はＣｕ管球を用い１５ｋＷの出力にて測定を行い、ＴｈＭｎ12相以外のピ−クの有無を確認した。ただし、Ｍｎ2Ｔｈ17相のピ−クはＴｈＭｎ12相のピ−クとほぼ一致するためＸ線回折法のみで確認することが困難なこともあり、構成される相の同定に熱磁気曲線も用いる。また、熱磁気曲線は２ｋＯｅの磁場を印加して測定を行い、ＴｈＭｎ12相以外の相に対応するＴｃ（キュリ−温度）の発現有無を確認した。なお、本発明において、「ＴｈＭｎ12相の単相組織である」とは、以上のＸ線回折法によりＴｈＭｎ12相以外の相のピ−クが観察されず、かつ以上の熱磁気曲線の測定によりＴｈＭｎ12相以外の相に対応するＴｃが確認されないとともに、当該Ｔｃよりも高温側で残存する磁化が０．０５以下であることをいい、検出されない程度の不可避不純物及び未反応物等が含まれていてもかまわない。例えば、ア−ク溶解では溶解中の熱均一度が不十分であり、わずかな未反応相（例えばＮｄ、α−Ｆｅ等）が残存することがあり、また試料ホルダ−からのＣｕ等が不可避不純物として含まれることがあるが、Ｘ線回折及び熱磁気曲線の測定にて検出されない限りこれを考慮しない。構成される相の同定に関する具体例を図５、図６に基づいて説明する。
【００２５】
図５は、後述する試料Ｎｏ．４、７及び４５のＸ線回折測定結果を示すチャ−トであるが、ＴｈＭｎ12相を示すピ−クのみが観察された。ただし、試料Ｎｏ．７では、α−Ｆｅのピ−クを確認することができる。なお、上述したように、Ｍｎ2Ｔｈ17相のピ−クはＴｈＭｎ12相のピ−クと重なっているため、このチャ−ト上で両者の区別をすることができない。また、図６は試料Ｎｏ．４、７、４５及び３３の熱磁気曲線を示している。４００℃近傍にＴｈＭｎ12相のＴｃが存在する。また、Ｍｎ2Ｔｈ17相（２−１７相）のＴｃは、図６に示すように、ＴｈＭｎ12相のＴｃより低温側に確認される（試料Ｎｏ．３３）。ここではＴｈＭｎ12相のＴｃ以外のＴｃが確認されず、かつこのＴｃより高温側で残存する磁化が０．０５以下であるときに単相と認定した。つまり、試料Ｎｏ．４及び４５は、ＴｈＭｎ12相のＴｃ以外のＴｃが確認されず、かつこのＴｃより高温側で残存する磁化が０．０５以下であるため、ＴｈＭｎ12相の単相組織と同定した。また、試料Ｎｏ．７は、ＴｈＭｎ12相のＴｃ以外のＴｃが確認されなかったが、このＴｃより高温側で残存する磁化が０．０５を超えていることと図５より、ＴｈＭｎ12相の他にα−Ｆｅが析出しているものと同定する。さらに、試料Ｎｏ．３３は、Ｍｎ2Ｔｈ17相のＴｃが確認され、かつＴｈＭｎ12相のＴｃより高温側で残存する磁化が０．０５を超えていることから、ＴｈＭｎ12相の他にＭｎ2Ｔｈ17相およびα−Ｆｅが析出しているものと同定する。
以上のように、図５（Ｘ線回折）及び図６（熱磁気曲線）の両者において、相構成がＴｈＭｎ12相以外の相が確認されない場合に、本発明ではＴｈＭｎ12相の単相組織であると定義する。
【００２６】
また、飽和磁化（σｓ）及び異方性磁界（ＨA）は、ＶＳＭ（Vibrating Sample Magnetometer：振動試料型磁力計）を用いて最大印加磁界２０ｋＯｅで測定した磁化容易軸方向の磁化曲線及び磁化困難軸方向の磁化曲線に基づいて求めている。ただし、測定の便宜上、飽和磁化（σｓ）は磁化容易軸方向の磁化曲線上で最大の磁化の値とした。また、異方性磁界（ＨA）は、磁化困難軸方向の磁化曲線上の１０ｋＯｅにおける接線が、飽和磁化（σｓ）の値と交差する磁界の値で定義した。
【００２７】
【表１】
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【００２８】
表１に示すように、Ｓｉが添加されていない試料Ｎｏ．６ではＴｈＭｎ12相（以下、１−１２相）の他に、Ｍｎ2Ｔｈ17相（以下、２−１７相）及びα−Ｆｅが存在しており、特に異方性磁界（ＨA）が低い。これに対して、Ｓｉを添加した試料Ｎｏ．１〜５は、１−１２相の単相になり１−１２相が安定化することがわかる。そして、これら１−１２相が単相の組成物は、１３０ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化（σｓ）、５０ｋＯｅ以上の異方性磁界（ＨA）を得ることができる。しかし、Ｓｉ量が２．５の試料Ｎｏ．７ではα−Ｆｅが析出し、かつ特性が低下する。また、Ｆｅ＋Ｔｉ量が１０未満でかつＳｉ量が２．５の試料Ｎｏ．８は、飽和磁化（σｓ）および異方性磁界（ＨA）ともに著しく低下する。なお、軟磁性であるα−Ｆｅが存在すると、その部分が低い磁界（減磁界）で逆磁区を発生させる。したがって、硬質磁性相成分の磁区の反転を容易に進める結果として保磁力が低くなるから、保磁力が要求される永久磁石にとってα−Ｆｅの存在は望ましくない。
試料Ｎｏ．１〜５の範囲においては、Ｓｉ量が多いほど異方性磁界（ＨA）が高く、逆にＳｉ量が少ないほど飽和磁化（σｓ）が高くなる傾向にある。
【００２９】
＜実験例２＞
実験例１と同様にしてＮｄ−（Ｔｉ8.3Ｆｅ91.7）x−Ｓｉz−Ｎ1.5の組成となるように試料を作製して、化学組成の分析、構成される相の同定、飽和磁化（σｓ）及び異方性磁界（ＨA）の測定を行った。その結果を表２に示す。
なお、実験例２は、相構成、飽和磁化（σｓ）及び異方性磁界（ＨA）に対する、ｘ（Ｆｅ量＋Ｔｉ量）およびｘ＋ｚ（Ｆｅ量＋Ｔｉ量＋Ｓｉ量）の影響を確認するために行った実験である。
【００３０】
【表２】
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【００３１】
表２に示すように、ｘが１０未満（試料Ｎｏ．１７、２１）では飽和磁化（σｓ）が１２０ｅｍｕ／ｇ未満であり、ｚ（Ｓｉ量）が１．１と低い試料Ｎｏ．１７では異方性磁界（ＨA）が３０程度とともに低い。逆にｘが１２．５を超える（試料Ｎｏ．２０、２２）とα−Ｆｅが析出してしまう。また、ｘが１０〜１２．５の範囲にあったとしても、ｘ＋ｚが１２以下（試料Ｎｏ．１８、１９）になると、飽和磁化（σｓ）が１２０ｅｍｕ／ｇ未満、異方性磁界（ＨA）が３０ｋＯｅ程度とともに低い。
以上に対して、ｘが１０〜１２．５の範囲にあり、かつｘ＋ｚが１２を超えていると（試料Ｎｏ．９〜１６）、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化（σｓ）、５０ｋＯｅ以上の異方性磁界（ＨA）の特性を有し、かつ１−１２相単相組織を得ることができる。
【００３２】
＜実験例３＞
実験例１と同様にしてＮｄ−（ＴｉyＦｅ100-y）−Ｓｉ1.0−Ｎ1.5、Ｎｄ−（ＴｉyＦｅ100-y）−Ｓｉ1.5−Ｎ1.5、Ｎｄ−（ＴｉyＦｅ100-y）−Ｓｉ2.0−Ｎ1.5の組成となるように試料を作製して、化学組成の分析、構成される相の同定、飽和磁化（σｓ）及び異方性磁界（ＨA）の測定を行った。その結果を表３に示す。
なお、実験例３は、相構成、飽和磁化（σｓ）及び異方性磁界（ＨA）に対する、ｙ（Ｔｉ量）の影響を確認するために行った実験である。
【００３３】
【表３】
2005183630.tif 000005
【００３４】
ｚ（Ｓｉ量）が１．０、１．５および２．０のいずれの場合においてもｙ（Ｔｉ量）が（８．３−１．７×ｚ）未満であると、α−Ｆｅ、さらには２−１７相が析出する（試料Ｎｏ．３３、３４、３６〜３８）。一方、ｙ（Ｔｉ量）が１２．５と１２を超えると飽和磁化（σｓ）が１２０ｅｍｕ／ｇ未満と低下する（試料Ｎｏ．３５）。
以上に対して、ｙ（Ｔｉ量）が（８．３−１．７×ｚ）〜１２の範囲にあると、１−１２相単相、換言すれば硬質磁性相単相の組織となり、かつ１３０あるいは１４０ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化、５０あるいは５５ｋＯｅ以上の異方性磁界を得ることができる（試料Ｎｏ．２３〜３２）。
【００３５】
＜実験例４＞
実験例１と同様にしてＮｄ−（Ｔｉ8.3Ｆｅ91.7）12−Ｓｉ2.0−Ｎvの組成となるように試料を作製して、化学組成の分析、構成される相の同定、飽和磁化（σｓ）及び異方性磁界（ＨA）の測定を行った。その結果を表４に示す。
なお、実験例４は、相構成、飽和磁化（σｓ）及び異方性磁界（ＨA）に対する、ｖ（Ｎ量）の影響を確認するために行った実験である。
【００３６】
【表４】
2005183630.tif 000006
【００３７】
ｖ（Ｎ量）が０では飽和磁化（σｓ）および異方性磁界（ＨA）ともに低い（試料Ｎｏ．４３）。一方、ｖ（Ｎ量）が３．５と３を超えるとα−Ｆｅが析出する（試料Ｎｏ．４４）。
以上に対して、ｖ（Ｎ量）が０．１〜３の範囲にあると、１−１２相単相、換言すれば硬質磁性相単相の組織となり、かつ１２０ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化、３０ｋＯｅ以上の異方性磁界を得ることができる（試料Ｎｏ．３９〜４２）。飽和磁化（σｓ）、異方性磁界（ＨA）の観点からすると、ｖ（Ｎ量）は、０．５〜２．７、さらには１．０〜２．５の範囲とすることが望ましい。
【００３８】
＜実験例５＞
実験例１と同様にして表５に示す各試料を作製して、構成される相の同定、飽和磁化（σｓ）及び異方性磁界（ＨA）の測定を行った。その結果を表５に示す。
なお、実験例５は、Ｎｄ−（Ｔｉ8.3Ｆｅ91.7-wＣｏw）１２−Ｓｉz−Ｎ1.5におけるｗ（Ｃｏ量）依存性を確認するための実験である。
【００３９】
【表５】
2005183630.tif 000007
【００４０】
ｚ（Ｓｉ量）が０．２５および１．０のいずれの場合でも、ｗ（Ｃｏ量）を増やしていくと飽和磁化（σｓ）、異方性磁界（ＨA）が向上し、ｗ（Ｃｏ量）が２０程度でその効果がピ−クとなることがわかる。したがって、Ｃｏが高価であることをも考慮すると、ｗ（Ｃｏ量）は３０以下とすることが望ましく、１０〜２５の範囲とすることがより望ましい。また、この範囲のｗ（Ｃｏ量）において、組織は１−１２相の単相である。
【００４１】
＜実験例６＞
高純度のＮｄ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｓｉメタルを、原料に用い、合金組成としてＮｄ−（Ｔｉ8.3Ｆｅ91.7-wＣｏw）12−Ｓｉzの組成となるように、Ａｒ雰囲気中でのア−ク溶解法により試料を作製した。続いてこの合金をスタンプミルにて粉砕し目の開きが３８μｍのふるいを通した後に、平均粒径１μｍ以下のＣ粉末と混合し、４００〜６００℃の温度で２４時間、Ａｒ雰囲気中で保持する熱処理を行った。熱処理後の各試料について、化学組成の分析、構成される相の同定を行うとともに、飽和磁化（σｓ）及び異方性磁界（ＨA）の測定を行った。その結果を表６に示す。
【００４２】
【表６】
2005183630.tif 000008
【００４３】
Ｎの代わりにＣを添加することによっても、１−１２相の単相組織を得ることができるとともに、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の飽和磁化、３０ｋＯｅ以上の異方性磁界を得ることができる。このとき、ＣはＮと同様の役割を果たしている。
また、Ｎｄの１〜２５％をＰｒで置換した場合においても実施例と同等の結果を得ることができる。
【００４４】
次に、本発明の永久磁石粉末の組織について説明する。
本発明の永久磁石粉末は、その結晶粒径が平均で２００ｎｍ以下、望ましくは１００ｎｍ以下、さらに望ましくは８０ｎｍ以下と微細である。このように微細な組織を有することにより、本発明は永久磁石粉末として必要な保磁力を具現することができる。本発明においてこのような微細な組織を得る手段は後述する。なお、結晶粒径は熱処理した急冷合金をＴＥＭにより観察し個々の粒子を認識した後、個々の粒子の面積を画像処理によって求め、その値と同面積となる円の直径として算出した値である。平均結晶粒径は１試料あたり１００個程度の結晶粒について計測を行い、全測定粒子の結晶粒径の平均値とした。
微細な結晶組織を有する本発明の永久磁石粉末は、ＴｈＭｎ12相が主相、より望ましくはＴｈＭｎ12相の単相組織とする。なお、ＴｈＭｎ12相の単相組織か否かは前述した基準にしたがって判断する。
【００４５】
次に本発明の永久磁石粉末の製造方法を説明する。
本発明の永久磁石粉末は、前述のように微細な結晶組織を有するところに特徴があるが、この微細な結晶組織を得るのにいくつかの手法がある。例えば、溶湯急冷法を用いる方法、メカニカルグラインディングあるいはメカニカルアロイングを用いる方法、ＨＤＤＲ（Hydrogenation-Decomposition-Desorption-Recombination）法を用いる方法である。以下では、溶湯急冷法を用いた製造方法について説明する。
溶湯急冷法を用いた製造方法は、溶湯急冷工程、熱処理工程、窒化処理工程の主要な３つの工程を有している。以下、各工程について順次説明する。
【００４６】
＜溶湯急冷工程＞
溶湯急冷工程は、前述した組成となるように配合された原料金属を溶解して溶湯を得た後、この溶湯を急冷凝固する。具体的な凝固法としては、単ロール法、双ロール法、遠心急冷法、ガスアトマイズ法等が存在するが、単ロール法を用いることが望ましい。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、薄帯状または薄片状の急冷合金を得る。単ロール法は、他の溶湯急冷法に比べ、量産性が高く、急冷条件の再現性が良好である。
【００４７】
急冷凝固された合金は、その組成、冷却ロールの周速度によって異なるが、アモルファス単相、アモルファス相と結晶相の混相、結晶相単相のいずれかの組織形態を呈する。アモルファス相は、後に行う熱処理によって微結晶化される。一つの尺度として、冷却ロールの周速度が大きくなれば、アモルファスの占有する割合が高くなる。
【００４８】
冷却ロールの周速度が速くなれば、得られる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。本発明にとって最も望ましいのは、冷却凝固されたままの状態で最終的に得たい微結晶組織を有していることであるが、これを実現することは容易ではない。一方、アモルファス相単相の組織を得た後に、熱処理によって微結晶化することももちろん可能であるが、先行して形成された核に基づく結晶粒が異常成長して粗大な結晶粒を生じさせるおそれがある。したがって、本発明にとって望ましい形態は、微結晶相がリッチで残部がアモルファス相の凝固組織を得ることである。
そのためには、冷却ロールの周速度は、通常、１０〜１００ｍ／ｓ、好ましくは１５〜７５ｍ／ｓ、さらに好ましくは２５〜７５ｍ／ｓの範囲とする。冷却ロールの周速度が１０ｍ／ｓ未満にすると結晶粒が粗大化し、所望の微細構造が得られ難く、冷却ロールの周速度が１００ｍ／ｓを超えると合金溶湯と冷却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われなくなる。また、設備コストも高くなる。なお、溶湯急冷工程は、Ａｒガス、Ｎ２ガス等の非酸化性雰囲気で行うことが望ましい。
【００４９】
＜熱処理工程＞
溶湯急冷工程によって得られた急冷合金は、次いで熱処理に供される。この熱処理は、急冷合金がアモルファス相単相の場合には、本発明で要求される粒径の微結晶を生成する。また、急冷合金がアモルファス相と結晶相の混相の場合には、アモルファス相を微結晶化し、加えて結晶粒を本発明で要求される粒径に制御する。さらに、急冷合金が結晶相の単相組織である場合には、その結晶粒を本発明で要求される粒径に制御する。したがって、急冷合金の状態で本発明の永久磁石粉末が要求する微細な組織が得られない限り、この熱処理を施す必要がある。
この熱処理における処理温度は、６００〜８５０℃、望ましくは６５０〜８００℃、さらに望ましくは６７０〜７５０℃である。処理時間は処理温度にもよるが、通常、０．５〜１２０ｈｒ程度とする。この熱処理は、Ａｒ、Ｈｅ、真空等の非酸化性雰囲気で行なうことが望ましい。
【００５０】
＜窒化処理工程＞
熱処理後、急冷合金に窒化処理を施す。侵入型元素であるＮについては、Ｎをもともと含む原料を用いることもできるが、Ｎ以外の元素を含む組成物を製造した後に、Ｎを含む気体または液体中で処理（窒化）することによりＮを侵入させることが望ましい。Ｎを侵入させることのできる気体としては、Ｎ2ガス、Ｎ2＋Ｈ2混合ガス、ＮＨ3ガス、これらの混合ガスを用いることができる。また、これらのガスを高圧ガスとして処理することが、窒化処理を迅速化する上で望ましい。
【００５１】
窒化処理の温度は２００〜４５０℃、望ましくは３５０〜４２０℃とし、窒化処理時間は０．２〜２００ｈｒの範囲で適宜選択すればよい。また、Ｃを侵入させる処理（炭化処理）についても同様で、Ｃをもともと含む原料を用いることもできるし、Ｃ以外の元素を含む組成物を製造した後に、Ｃを含む気体または液体中で加熱処理することもできる。あるいは、Ｃを含む固体とともに加熱処理することによりＣを侵入させることもできる。Ｃを侵入させることのできる気体としてはＣＨ4、Ｃ2Ｈ6等が掲げられる。また、Ｃを含む固体としては、カーボンブラックを用いることができる。これらによる炭化においても、窒化と同様の温度、処理時間の範囲内で適宜条件を設定することができる。
【００５２】
以上が本発明の永久磁石粉末を得るための基本的な工程であるが、溶湯急冷法で得られた合金を、熱処理工程前、窒化処理工程前又は窒化処理工程後のいずれかの段階で粉砕することができる。溶湯急冷法で得られた合金は、通常、ボンド磁石用の永久磁石粉末に要求されるサイズと異なっているからである。粉砕はＡｒやＮ2等の不活性ガス中において行う。
永久磁石粉末の平均粒径は特に限定されないが、同一粒子中に結晶性の大きく異なる領域ができるだけ存在しないような粒径であることが望ましく、また、永久磁石粉末として使用可能な粒径であることが望ましい。具体的には、ボンド磁石に適用する場合、平均粒径は、通常、１０μｍ以上とすることが望ましいが、十分な耐酸化性を得るためには、平均粒径を望ましくは３０μｍ以上、より望ましくは５０μｍ以上、さらに望ましくは７０μｍ以上とする。また、この程度の平均粒径とすることにより、高密度のボンド磁石とすることができる。一方、平均粒径の上限は、望ましくは５００μｍ、より望ましくは２５０μｍである。なお、ここでいう平均粒径は、メディアン径Ｄ５０により特定することができる。Ｄ５０は、径の小さな粒子から質量を加算していって、その合計質量が全粒子の合計質量の５０％となったときの粒径、すなわち粒度分布グラフにおける累積頻度である。
【００５３】
以上で得られた永久磁石粉末は、ボンド磁石に供することができる。ボンド磁石は、永久磁石粉末を構成する粒子をバインダで結合することにより作製される。ボンド磁石はその製造方法によりいくつかの種類がある。例えば、プレス成形を用いるコンプレッションボンド磁石、射出成形を用いるインジェクションボンド磁石がある。バインダとしては、各種樹脂を用いることが望ましいが、金属バインダを用いてメタルボン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、永久磁石粉末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。
【００５４】
以上では溶湯急冷法を用いて微細結晶組織を得る例について説明したが、本発明はこの方法に限定されない。他の方法としては、メカニカルグラインディングを用いる方法がある。この方法は、メカニカルグラインディング工程、熱処理工程、窒化処理工程の主要な３つの工程を有している。熱処理工程、窒化処理工程は前述した溶湯急冷法を用いた方法と同様であるので、その説明は省略する。
メカニカルグラインディングは、所定粒径とされた合金粒子に機械的な衝撃を継続的に加えることにより、結晶組織であったものをアモルファス相に変化させることができる。機械的な衝撃は、粉砕機として知られるボールミル、シェーカーミル、振動ミルを用いることにより付与することができる。これらの粉砕機で合金粒子を処理することにより、粒子の組織をアモルファスとすることができるのである。
【００５５】
合金粒子は常法に従って製造することができる。例えば、所定組成のインゴットを作製した後に、そのインゴットを粉砕することにより得ることができる。あるいは、溶湯急冷法で得られた薄帯又は薄片をメカニカルグラインディングの対象とすることもできる。この場合、当初よりアモルファス状態となっている薄帯又は薄片に適用する必要がないことは言うまでもない。
【００５６】
メカニカルグラインディングにより、アモルファス化された合金粉末は、熱処理工程及び窒化処理工程を順次経ることにより、本発明の永久磁石粉末を得ることができる。また、この永久磁石粉末を用いて本発明のボンド磁石を得ることができる。
【００５７】
微細な結晶組織を得る手法として、水素雰囲気中で高温に保持した後に水素を取り除く熱処理（ＨＤＤＲ：Hydrogenation-Decomposition-Desorption-Recombination）がある。本発明はこのＨＤＤＲを用いて微細な結晶組織を得ることもできる。ＨＤＤＲが施された粉末に対して、熱処理工程及び窒化処理工程を順次施すことにより、本発明の永久磁石粉末を得ることができる。また、この永久磁石粉末を用いて本発明のボンド磁石を得ることができる。
【実施例１】
【００５８】
以下、本発明を具体的な実施例に基づいて説明する。
次の組成になるよう秤量した原料をＡｒガス雰囲気中で溶解し急冷凝固を行った。急冷条件は以下の通りである。
得られた合金は厚さが２０μｍのフレーク状であった。これらをＡｒガス雰囲気中にて８００℃で２ｈｒ保持する熱処理を施した。
さらにスタンプミルにて７５μｍのふるいを通過する大きさまで粉砕し、粉砕粉に窒化処理を施した。窒化条件は、４００℃×６４ｈｒ、Ｎ2フロー（大気圧）である。
【００５９】
・組成：Ｎｄ1Ｆｅ9.15Ｃｏ2.0Ｔｉ0.85Ｓｉ0.2
・単ロール法（ロール材質：Ｃｕ）  ・ノズル穴径：φ１ｍｍ  ・噴出ガス圧：０．５ｋｇ／ｃｍ2
・溶湯温度：１４００℃            ・ロール周速（Ｖｓ）：１５、２５、５０、７５ｍ／ｓ
【００６０】
急冷凝固後のフレーク（試料）及び熱処理後の試料について、ＸＲＤ（Ｘ−Ray Diffractometer、Ｘ線回折装置）により相構成を観察した。その結果を図１及び図２に示す。なお、図１は急冷凝固後の試料についての観察結果を、また図２は熱処理後の試料についての観察結果を示している。
図１に示すように、ロール周速（Ｖｓ）が１５ｍ／ｓ、２５ｍ／ｓで得られた試料は、ＴｈＭｎ12相のピークが観察されているのに対し、ロール周速（Ｖｓ）が５０ｍ／ｓ、７５ｍ／ｓで得られた試料はＴｈＭｎ12相のピークが観察されずアモルファスに特有な回折線となっている。
図２に示すように、熱処理後には、いずれのロール周速においてもＴｈＭｎ12相が主相を占めることが確認された。
【００６１】
図３はロール周速（Ｖｓ）が２５ｍ／ｓで得られた熱処理後の試料の組織を、図４はロール周速（Ｖｓ）が７５ｍ／ｓで得られた熱処理後の試料の組織をＴＥＭ（Transmission Electron Microscope、透過型電子顕微鏡）で観察した結果を示す図である。図３及び図４に示すように、熱処理後には極めて微細な結晶構造を呈することが確認できた。ただし、ロール周速（Ｖｓ）によって熱処理後の組織は以下のような差異がある。ロール周速（Ｖｓ）が２５ｍ／ｓで得られた試料は粒径が２５ｎｍ程度の結晶が多く観察され、最大粒径が５０ｎｍ程度である。これに対して、７５ｍ/ｓで得られた試料は粒径が１０ｎｍ程度の結晶が多く観察され、最大粒径が１００ｎｍ程度である。
【００６２】
次に、急冷凝固後、熱処理後及び窒化処理後の試料の磁気特性をＶＳＭにて測定した（印加磁界：２０ｋＯｅ）。その結果を表７に示す。なお、窒化処理後の試料のＮ含有量は、以下の通りである。
ロール周速（Ｖｓ）＝２５ｍ／ｓ：２．９３ｗｔ％
ロール周速（Ｖｓ）＝７５ｍ／ｓ：２．７９ｗｔ％
表７に示すように、熱処理後に窒化処理を施すことにより、保磁力（Ｈｃｊ）及び残留磁化（σｒ）ともに向上して永久磁石粉末として十分な特性が得られることが確認された。なお、表７には、以下の比較例による粉末についての磁気特性の測定結果を併せて示しているが、保磁力（Ｈｃｊ）及び残留磁化（σｒ）ともに、実施例に比べて低い値に留まっている。
【００６３】
【表７】
2005183630.tif 000009
【００６４】
比較例：実施例と同様の組成となるよう原料を秤量し、高周波溶解にて溶解後、水冷Ｃｕ鋳型に鋳込み合金を作製した（合金厚み１０ｍｍ）。この合金を実施例と同様にスタンプミルで粉砕した後に、やはり実施例と同様に熱処理及び窒化処理を施して粉末を得た。
【００６５】
次に、窒化処理された粉末（ロール周速（Ｖｓ）が５０ｍ／ｓのもの）に対し３ｗｔ％のエポキシ樹脂を混合・攪拌し、φ１０ｍｍの円柱キャビティを有する金型で成形圧力６ｔｏｎ／ｃｍ2にて成形し、その成形体を１５０℃で４ｈｒキュア処理を施しボンド磁石とした。ボンド磁石はＢ−Ｈトレーサにて磁気特性を測定した（印加磁界：２５ｋＯｅ）。その結果は以下の通りである。
Ｂｒ＝６７００Ｇ、Ｈｃｊ＝７９８０Ｏｅ、（ＢＨ）ｍａｘ＝８．５ＭＧＯｅ
【実施例２】
【００６６】
表８に示す組成を有する急冷凝固合金を作製した後に、熱処理及び窒化処理を施した。なお、急冷凝固、熱処理及び窒化処理の条件は以下の通りである。窒化処理後に磁気特性を測定した結果を表８に示す。
【００６７】
＜急冷凝固＞
・単ロール法（ロール材質：Ｃｕ）  ・ノズル穴径：φ１ｍｍ  ・噴出ガス圧：０．５ｋｇ／ｃｍ2
・溶解温度：１４００℃            ・ロール周速（Ｖｓ）：５０ｍ／ｓ
＜熱処理＞
Ａｒガス雰囲気中にて８００℃で２ｈｒ保持
＜窒化処理＞
Ｎ2ガスフロー（大気圧）中で４００℃、６４ｈｒ保持
【００６８】
【表８】
2005183630.tif 000010
【図面の簡単な説明】
【００６９】
【図１】急冷凝固後のフレークについて、ＸＲＤにより相構成を観察した結果を示す図である。
【図２】熱処理後の試料について、ＸＲＤにより相構成を観察した結果を示す図である。
【図３】ロール周速（Ｖｓ）が２５ｍ／ｓで得られたフレークを熱処理した後の組織をＴＥＭにより観察した結果を示す図である。
【図４】ロール周速（Ｖｓ）が７５ｍ／ｓで得られたフレークを熱処理した後の組織をＴＥＭにより観察した結果を示す図である。
【図５】実験例で得られた試料のＸ線回折の結果を示すチャートである。
【図６】実験例で得られた試料の熱磁気曲線である。
【図１】
2005183630.tif 000011
【図２】
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【図３】
2005183630.tif 000013
【図４】
2005183630.tif 000014
【図５】
2005183630.tif 000015
【図６】
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