(57)【要約】【課題】厚膜化と高密度化と磁気特性（特に保磁力と残留磁束密度と密着性）の向上を同時に満足する磁石成形体を提供する。【解決手段】磁石成形体の希土類磁石相がＳｍとＦｅを含有する窒化物を主成分とし、該希土類磁石相で構成された場合の磁石成形体の理論密度の８０％以上を有し、かつ、Ｚｎおよび／またはＭｎの粒子が、磁石成形体内に分散した構造を有することを特徴とする希土類磁石成形体により達成することができる。【選択図】図４ａ
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
磁石成形体の希土類磁石相がＳｍとＦｅを含有する窒化物を主成分とし、該希土類磁石相で構成された場合の磁石成形体の理論密度の８０％以上を有し、かつ、Ｚｎおよび／またはＭｎの粒子が、磁石成形体内に分散した構造を有することを特徴とする希土類磁石成形体。
【請求項２】
Ｚｎおよび／またはＭｎの含有量が、体積率で０％超１５％以下であることを特徴とする請求項１に記載の希土類磁石成形体。
【請求項３】
前記磁石成形体の保磁率が１．００以上または残留磁束密度が０．７５以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の希土類磁石成形体。
【請求項４】
粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の希土類磁石成形体。
【請求項５】
前記磁石成形体の厚さが、２００〜３０００μｍであることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の希土類磁石成形体。
【請求項６】
前記磁石成形体が、粒子を堆積させて成膜する粉体成膜の工法を用いてなるものであることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の希土類磁石成形体。
【請求項７】
前記粒子が、ＳｍとＦｅを含有する窒素化合物を主成分とする希土類磁石粉末と、Ｚｎ及び／又はＭｎ粒子と、更に必要に応じて弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子とからなることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の希土類磁石成形体。
【請求項８】
キャリアガスと窒化物を含む原料粉末とを混合し加速した状態の高速キャリアガス流にて前記原料粉末を噴射する噴射段階と、
噴射された前記原料粉末を基材上に堆積して固化成形する固化成形段階と、を含み、
前記原料粉末が、窒化物系の希土類磁石粉末とＺｎおよび／またはＭｎの粒子を含むものであり、
前記噴射段階の高速キャリアガスの温度が、前記窒化物の分解温度未満であり、
前記固化成形段階が大気圧下で行われることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の磁石成形体の製造方法。
【請求項９】
高圧キャリアガス発生部、キャリアガス加熱ヒータ、原料粉末供給部、キャリアガス加速部および基材保持部を有する装置において、前記高圧キャリアガス発生部及び前記キャリアガス加熱ヒータを経た一次キャリアガス流と、前記原料粉末供給部からの窒化物を含む原料粉末を含有する原料投入ガスとを前記キャリアガス加速部内に投入し混合して加速してなる高速キャリアガス流を大気圧下で噴射して、前記原料粉末を前記基材保持部上の基材に堆積して固化成形する磁石成形体の製造方法であって、
前記原料粉末が窒化物系の希土類磁石粉末とＺｎおよび／またはＭｎの粒子を含むものであり、前記高速キャリアガスの温度を、前記窒化物の分解温度未満として、固化成形することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の希土類磁石成形体の製造方法。
【請求項１０】
前記キャリアガスとして、不活性ガスを使用することを特徴とする請求項８または９に記載の磁石成形体の製造方法。
【請求項１１】
前記原料粉末が、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子を更に含有することを特徴とする請求項８〜１０のいずれか１項に記載の磁石成形体の製造方法。
【請求項１２】
請求項１〜７のいずれかに記載の磁石成形体及び請求項８〜１１のいずれかに記載の製造方法により得られた磁石成形体よりなる群から選ばれてなる少なくとも１種の磁石成形体を用いてなることを特徴とする磁石モータ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、希土類磁石成形体および低温固化成形方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
現在、用いられている希土類磁石には、主に焼結磁石とボンド磁石の２種類がある。ボンド磁石は、室温で、優れた磁気特性を有する磁石原料粉末を樹脂で固化成形して用いられている。
【０００３】
ボンド磁石が焼結磁石と異なる点は、ボンド磁石の場合、磁石原料粉末が磁気特性を有するのに対し、焼結磁石の場合、磁石原料粉末には磁気特性が乏しく、液相が発生する程度の高温に加熱することで優れた磁気特性が発現する点に違いがある。そして、ボンド磁石用の原料粉末については、高温に加熱した場合、逆に磁気特性が劣化してしまう問題が生じる。
【０００４】
磁気特性が劣化する理由は、例えば、ＳｍＦｅＮの様に、高温で磁石化合物が分解して特性を失うものや、ＮｄＦｅＢ磁石の様に、結晶粒を微細化した組織により優れた磁気特性を有する磁粉が、加熱によって結晶粒が粗大化し、その優れた磁気特性が損なわれるといったものがある。
【０００５】
従って、通常の焼結磁石のように、１０００℃近辺に加熱して粒界改質や組織変化を伴いながら固化成形を実施する類のプロセスでは、バルク成形体を得られない問題がある。
【０００６】
そこで、これらの磁石原料粉末は、常温あるいは比較的低温での固化成形技術として、樹脂と混錬したスラリーを射出成形や型成形でバルク化する手法が用いられているのである。しかし、これらの手法では、樹脂が不可避で存在し、磁石の正味成分を減少させる問題があった。
【０００７】
これに対して、高密度なバルク成形体を得る手法として、基板に磁石原料粉末を堆積させて固化成形する手法がある。例えば、非特許文献１には、真空中でエアロゾル化した磁石原料粉末を基板に吹き付ける手法（エアロゾルデポジッション法；ＡＤ法）が試されている。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】電気学会論文誌Ａ  Ｖｏｌ．１２４（２００４），Ｎｏ．１０  ｐｐ．８８７−８９１
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、非特許文献１に記載の方法でもボンド磁石と比較すれば高密度になるものの、ガスの流速がコールドスプレーより原理的に遅いため、粒子間の密着性がおとり、必ずしも十分な高密度なバルク体が得られない問題がある。また、ガス流速が遅いため、用いることのできる原料粉末として大きい粒子や重い粒子が加速できないうえ、成膜速度が遅く、成膜可能と推定される５００μｍ（実測値は１７５μｍ）よりも厚膜を得ることができていない問題がある。また、真空プロセスの一種であるため、大気圧下でのプロセスと比較して、真空チャンバ内で作製する必要がある。そのため、装置が高額なことと生産性が悪くなる問題もある。
【００１０】
そこで、本発明は、厚膜化と高密度化と磁気特性（特に保磁力と残留磁束密度と密着性）の向上を同時に満足する磁石成形体、および該磁石成形体を効率よく形成する方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明の希土類磁石成形体は、希土類磁石相がＳｍとＦｅを含有する窒素化合物を主成分とし、希土類磁石相で構成された場合の磁石成形体の理論密度の８０％以上を有し、Ｚｎ及び／又はＭｎ粒子が磁石成形体内に分散した構造を有するものである。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、希土類磁石相がＳｍとＦｅを含有する窒素化合物を主成分とし、希土類磁石相で構成された場合の磁石成形体の理論密度の８０％以上を有し、Ｚｎ及び／又はＭｎ粒子が磁石成形体内に分散した構造を有する。そのため、磁石成形体内部に混合されたＺｎやＭｎの微細粒子によって、磁石成形体内部の磁石粒子の表面の保磁力が改善されるため、磁気特性に優れた磁石成形体を得ることができる。磁石の正味含有量が多くなり、小型強力磁石が得られる。その結果、従来、樹脂で固化成形して使用されていたボンド磁石用の磁石粉末を高密度で固化成形でき、かつ、磁気特性を向上させつつ大幅に膜厚を向上できるため、モータの小型高性能化に寄与することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】本発明の磁石成形体に製造方法に用いられてなる、粒子を堆積させて成膜する粉体成膜の工法として代表的なコールドスプレー法に用いられる装置構成を模式的に表す概略図である。
【図２ａ】粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比を求めるノインデンテーション法に使う実験装置を模式的に表した概略図である。
【図２ｂ】図２ａの実験装置を使って得られた圧入深さｈと荷重Ｐの関係から弾塑性比の算出するためのグラフである。図中の負荷曲線と除荷曲線とで囲まれた面積（実線のハッチ部分）が、塑性変形に消費したエネルギーＥｐである。負荷曲線の最大荷重点から横軸（圧入深さｈ）に下ろした垂線と除荷曲線と横軸で囲まれた面積（破線のハッチ部分）が、弾性変形で吸収されたエネルギーＥｅである。以上から粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比＝Ｅｐ／Ｅｅ×１００（％）として求められる値である。
【図３】本実施例１〜４及び比較例２の磁石成形体のＺｎ混合量（Ｖｏｌ％）に対する保磁力相対値（Ｈ）との関係およびＺｎ混合量（Ｖｏｌ％）に対する残留磁束密度（Ｂ）の関係を表したグラフである。
【図４ａ】表面磁石型同期モータ（ＳＭＰまたはＳＰＭＳＭ））のロータ構造を模式的に表す断面概略面である。
【図４ｂ】埋込磁石型同期モータ（ＩＭＰまたはＩＰＭＳＭ））のロータ構造を模式的に表す断面概略面である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、添付した図面を参照しながら、本発明の実施形態を説明する。なお、図面の説明において同一の要素には同一の符号を付し、重複する説明を省略する。また、図面の寸法比率は、説明の都合上誇張されており、実際の比率とは異なる場合がある。
（Ａ）磁石成形体（第１の実施形態）
本実施形態は、磁石成形体の希土類磁石相がＳｍとＦｅを含有する窒素化合物を主成分とし、該希土類磁石相で構成された場合の磁石成形体の理論密度の８０％以上を有し、かつ、Ｚｎ／Ｍｎ粒子が、磁石成形体内に分散した構造を有する希土類磁石成形体である。ここで、Ｚｎ／Ｍｎ粒子とは、Ｚｎおよび／またはＭｎの粒子をいう。また、窒素化合物を窒化物とも称する。かかる第１の実施形態の磁石成形体の構成を有することにより、磁石成形体内部に混合されたＺｎやＭｎの微細粒子によって、磁石成形体内部の磁石粒子の表面の保磁力が改善されるため、磁気特性に優れた磁石成形体を得ることができる。これは、そもそも、希土類磁石相（磁石粒子）の構成元素としてＺｎやＭｎを含有していなくても、皮膜形成時に混合するだけで、磁石成形体内部にＺｎ粒子やＭｎ粒子が均一微細に分散され、かつ磁石の保磁力を効果的に向上できるためである。そのため、磁気特性（保磁力、残留磁石密度、密着性＝剥離強度）に優れた磁石成形体とすることができる点で優れている。さらに磁石の正味含有量が多くなり、小型強力磁石が得られる。その結果、従来、樹脂で固化成形して使用されていたボンド磁石用の磁石粉末を高密度で固化成形でき、かつ、磁気特性を向上させつつ大幅に膜厚を向上できるため、モータの小型高性能化に寄与することができる。以下、磁石成形体の構成及び製造方法（第２の実施形態）について、順次説明する。
【００１５】
（１）磁石成形体の構成
本実施形態の磁石成形体の構成としては、（１）ＳｍとＦｅを含有する窒化物（単にＳｍ−Ｆｅ−Ｎとも称する）を主成分とする希土類磁石相と、（２）Ｚｎ／Ｍｎ粒子と、更に（３）任意成分として特定の非磁性金属粒子とからなる。また磁石成形体を構成する粒子同士の間に空隙部を有する構造となっている。ここで、Ｚｎ／Ｍｎ粒子とは、Ｚｎおよび／またはＭｎ粒子をいう。また特定の非磁性金属粒子とは、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子をいう。以下、上記（１）〜（３）の構成につき、説明する。
【００１６】
（１ａ）Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする希土類磁石相
本実施形態の磁石成形体は、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする希土類磁石相を含有するものである。これにより、従来のプロセスでは得られなかった高密度な窒化物の磁石成形体（理論密度の８０％以上を有する）を得ることができ、モータ等のシステムの小型化ができる点で優れている。
【００１７】
Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする希土類磁石相としては、例えば、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎｘ（ここで、ｘは、好ましくは１〜６、より好ましくは１．１〜５、更に好ましくは１．２〜３．８、より好ましくは１．７〜３．３、特に好ましくは２.０〜３．０）、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３、（Ｓｍ０．７５Ｚｒ０．２５）（Ｆｅ０．７Ｃｏ０．３）Ｎｘ（ここで、ｘは、好ましくは１〜６である）、ＳｍＦｅ１１ＴｉＮｘ（ここで、ｘは好ましくは１〜６である）、（Ｓｍ８Ｚｒ３Ｆｅ８４）８５Ｎ１５、Ｓｍ７Ｆｅ９３Ｎｘ（ここで、ｘは、好ましくは１〜２０である）などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。より好ましくは、Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（ｘ＝２．６〜２．９）、特に好ましくは、Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（ｘ＝２．６〜２．８）、中でも好ましくは、Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（ｘ＝２．８）を主成分とする希土類磁石相を有するのが望ましい。これは、ＳｍＦｅＮｘは、ｘ＝２．６〜２．９、特に２．６〜２．８、なかでも２．８で異方性磁界と飽和磁化が最大になり、磁気特性に優れるためである。これらＳｍ−Ｆｅ−Ｎは１種単独でもよいし、２種以上を有する磁石成形体でもよい。更に、異なる種類のＳｍ−Ｆｅ−Ｎの希土類磁石相が積層されてなる多層構造の磁石成形体であってもよい。この場合、多層構造の各層のＳｍ−Ｆｅ−Ｎに関しても１種単独でもよいし、２種以上を有する磁石成形体でもよい。
【００１８】
（１ｂ）主成分（Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ）の含有量
本実施形態の希土類磁石相としては、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とするものであればよく、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを希土類磁石相全体に対して５０質量％以上、好ましくは８０質量％以上、より好ましくは９０質量％以上、さらに好ましくは９０〜９９質量％である。なお、さらに好ましくは範囲の上限値を９９質量％とし、１００質量％としていないのは、表面の酸化物や不可避的不純物が含まれている為である。すなわち、本実施形態では５０質量％以上であればよく、１００質量％のものを使用することも可能であるか、実際上、表面の酸化物や不可避的不純物を取り除くことは困難かつ複雑ないし高度な精製（精錬）技術を用いる必要があり、高価である。そのため、さらに好ましい範囲には含めていないものである。
【００１９】
（１ｃ）Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする希土類磁石相に含まれる他の成分等
Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする希土類磁石相には、他の元素を含有したものも本実施形態の技術範囲に含まれるものである。含有してよい他の元素としては、例えば、Ｇａ、Ｎｄ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｒｅ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｃａ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｙ、Ｔｈ、ＭＭなどが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。これらは１種単独又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は主にＳｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする希土類磁石相の相構造の一部と置換されるか、挿入されるなどして導入されるものである。
【００２０】
同様に、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする希土類磁石相には、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ以外の他の希土類磁石相を含んでいてもよい。こうした他の希土類磁石相としては、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ以外の他の既存の希土類磁石相が挙げられる。かかる他の既存の希土類磁石相としては、例えば、Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｓｍ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｓｍ２（Ｆｅ１−ｘＣｏｘ）１４Ｂ（ここで、ｘは好ましくは０≦ｘ≦０．５である）、Ｓｍ１５Ｆｅ７７Ｂ５、Ｓｍ１５Ｃｏ７７Ｂ５、Ｓｍ１１．７７Ｆｅ８２．３５Ｂ５．８８、Ｓｍ１１．７７Ｃｏ８２．３５Ｂ５．８８、Ｓｍ１．１Ｆｅ４Ｂ４、Ｓｍ１．１Ｃｏ４Ｂ４、Ｓｍ７Ｆｅ３Ｂ１０、Ｓｍ７Ｃｏ３Ｂ１０、（Ｓｍ１−ｘＤｙｘ）１５Ｆｅ７７Ｂ８（ここで、ｘは、好ましくは０≦ｙ≦０．４である）、（Ｓｍ１−ｘＤｙｘ）１５Ｃｏ７７Ｂ８（ここで、ｘは、好ましくは０≦ｙ≦０．４である）、Ｓｍ２Ｃｏ１７Ｎｘ（ここで、ｘは好ましくは１〜６である）、Ｓｍ１５（Ｆｅ１−ｘＣｏｘ）７７Ｂ７Ａｌ１、Ｓｍ１５（Ｆｅ０．８０Ｃｏ０．２０）７７−ｙＢ８Ａｌｙ（ここで、ｙは、好ましくは０≦ｙ≦５である）、（Ｓｍ０．９５Ｄｙ０．０５）１５Ｆｅ７７．５Ｂ７Ａｌ０．５、（Ｓｍ０．９５Ｄｙ０．０５）１５（Ｆｅ０．９５Ｃｏ０．０５）７７．５Ｂ６．５Ａｌ０．５Ｃｕ０．２、Ｓｍ４Ｆｅ８０Ｂ２０、Ｓｍ４．５Ｆｅ７３Ｃｏ３ＧａＢ１８．５、Ｓｍ５．５Ｆｅ６６Ｃｒ５Ｃｏ５Ｂ１８．５、Ｓｍ１０Ｆｅ７４Ｃｏ１０ＳｉＢ５、Ｓｍ３．５Ｆｅ７８Ｂ１８．５、Ｓｍ４Ｆｅ７６．５Ｂ１８．５、Ｓｍ４Ｆｅ７７．５Ｂ１８．５、Ｓｍ４．５Ｆｅ７７Ｂ１８．５、Ｓｍ３．５ＤｙＦｅ７３Ｃｏ３ＧａＢ１８．５、Ｓｍ４．５Ｆｅ７２Ｃｒ２Ｃｏ３Ｂ１８．５、Ｓｍ４．５Ｆｅ７３Ｖ３ＳｉＢ１８．５、Ｓｍ４．５Ｆｅ７１Ｃｒ３Ｃｏ３Ｂ１８．５、Ｓｍ５．５Ｆｅ６６Ｃｒ５Ｃｏ５Ｂ１８．５、ＳｍＣｏ５、Ｓｍ２Ｃｏ１７、Ｓｍ３Ｃｏ、Ｓｍ３Ｃｏ９、ＳｍＣｏ２、ＳｍＣｏ３、Ｓｍ２Ｃｏ７等のＳｍ−Ｃｏ合金系、Ｓｍ２Ｆｅ１７、ＳｍＦｅ２、ＳｍＦｅ３等のＳｍ−Ｆｅ合金系、ＣｅＣｏ５、Ｃｅ２Ｃｏ１７、Ｃｅ２４Ｃｏ１１、ＣｅＣｏ２、ＣｅＣｏ３、Ｃｅ２Ｃｏ７、Ｃｅ５Ｃｏ１９等のＣｅ−Ｃｏ合金系、Ｎｄ２Ｆｅ１７等のＮｄ−Ｆｅ合金系、ＣａＣｕ５等のＣａ−Ｃｕ合金系、ＴｂＣｕ７等のＴｂ−Ｃｕ合金系、ＳｍＦｅ１１Ｔｉ等のＳｍ−Ｆｅ−Ｔｉ合金系、ＴｈＭｎ１２等のＴｈ−Ｍｎ合金系、Ｔｈ２Ｚｎ１７等のＴｈ−Ｚｎ合金系、Ｔｈ２Ｎｉ１７等のＴｈ−Ｎｉ合金系、Ｌａ２Ｆｅ１４Ｂ、ＣｅＦｅ１４Ｂ、Ｐｒ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｇｄ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｔｂ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｄｙ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｈｏ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｅｒ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｔｍ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｙｂ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｙ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｔｈ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｌａ２Ｃｏ１４Ｂ、ＣｅＣｏ１４Ｂ、Ｐｒ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｇｄ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｔｂ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｄｙ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｈｏ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｅｒ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｔｍ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｙｂ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｙ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｔｈ２Ｃｏ１４Ｂ、ＹＣｏ５、ＬａＣｏ５、ＰｒＣｏ５、ＮｄＣｏ５、ＧｄＣｏ５、ＴｂＣｏ５、ＤｙＣｏ５、ＨｏＣｏ５、ＥｒＣｏ５、ＴｍＣｏ５、ＭＭＣｏ５、ＭＭ０．８Ｓｍ０．２Ｃｏ５、Ｓｍ０．６Ｇｄ０．４Ｃｏ５、ＹＦｅ１１Ｔｉ、ＮｄＦｅ１１Ｔｉ、ＧｄＦｅ１１Ｔｉ、ＴｂＦｅ１１Ｔｉ、ＤｙＦｅ１１Ｔｉ、ＨｏＦｅ１１Ｔｉ、ＥｒＦｅ１１Ｔｉ、ＴｍＦｅ１１Ｔｉ、ＬｕＦｅ１１Ｔｉ、Ｐｒ０．６Ｓｍ０．４Ｃｏ、Ｓｍ０．６Ｇｄ０．４Ｃｏ５、Ｃｅ（Ｃｏ０．７２Ｆｅ０．１４Ｃｕ０．１４）５．２、Ｃｅ（Ｃｏ０．７３Ｆｅ０．１２Ｃｕ０．１４Ｔｉ０．０１）６．５、（Ｓｍ０．７Ｃｅ０．３）（Ｃｏ０．７２Ｆｅ０．１６Ｃｕ０．１２）７、Ｓｍ（Ｃｏ０．６９Ｆｅ０．２０Ｃｕ０．１０Ｚｒ０．０１）７．４、Ｓｍ（Ｃｏ０．６５Ｆｅ０．２１Ｃｕ０．０５Ｚｒ０．０２）７．６７などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。これらは１種単独ででもよいし、２種以上を有していてもよい。
【００２１】
（１ｄ）希土類磁石相の形状
本実施形態のＳｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする希土類磁石相（主相・結晶相）の形状としては、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい）、円柱形状、多角柱（例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、・・ｎ角柱（ここで、ｍは７以上の整数である））形状、針状ないし棒状形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい。）、板状形状、円板（円盤）形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。粒子形状として好ましくは、付着性が極端に悪いような粒子速度や弾性挙動を示さなければ、特に規定しないが、あまり扁平した形状は加速が困難になるため、できるだけ球状粒子に近い形状が好ましい。なお、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎの希土類磁石相（主相・結晶相）は結晶構造を有しており、結晶成長により所定の結晶形状とすることもできる。
【００２２】
（１ｅ）希土類磁石相の大きさ（平均粒子径）
本実施形態のＳｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする希土類磁石相の大きさ（平均粒子径）としては、本発明の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよく、通常１〜１０μｍ、好ましくは２〜８μｍ、より好ましくは３〜６μｍの範囲である。希土類磁石相の平均粒子径が上記範囲内であれば、磁石特性（保磁力、残留磁束密度、密着性）に優れた所望の磁石成形体とすることができる。なお、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎの希土類磁石相（主相・結晶相）は結晶構造を有しており、結晶成長により所定のサイズの結晶粒とすることもできる。ここで、上記希土類磁石相の平均粒子径は、例えば、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察などにより粒度分析（測定）することができる（実施例参照）。なお、希土類磁石相ないしその断面の中には、球状ないし円形状（断面形状）ではなく、縦横比（アスペクト比）が違う不定形状の希土類磁石相が含まれている場合もある。したがって、上記でいう希土類磁石相の平均粒子径は、希土類磁石相の形状（ないしその断面形状）が一様でないことから、観察画像内の各希土類磁石相の切断面形状の絶対最大長の平均値で表すものとする。ここで、絶対最大長とは、希土類磁石相（ないしその断面形状）の輪郭線上の任意の２点間の距離のうち、最大の長さをとるものとする。但し、この他にも、例えば、Ｘ線回折における希土類磁石相の回折ピークの半値幅より求められる結晶子径、または透過型電子顕微鏡像より得られる希土類磁石相の粒子径の平均値を求めることにより得ることもできる。なお、他の平均粒子径の測定方法についても、同様にして求めることができる。
【００２３】
（１ｆ）希土類磁石相（主相・結晶相）以外の磁石成形体の構成について
本実施形態の磁石成形体において、上記希土類磁石相（主相・結晶相）以外の構成としては、磁石としては機能しない成分として、Ｚｎおよび／またはＭｎの粒子、更に任意成分として特定の非磁性金属粒子が、体積率で全体の１５％程度あり、残りは隣接する希土類磁石相同士の間の空隙部からなる。かかる構成を取り得ることで、従来、バインダーとして樹脂が充填されて固化成形されていたボンド磁石に対して、こうした樹脂が不要となり軽量化できる。尚且つ使用されていた樹脂量（バインダー容積）よりも空隙部の体積の方が遙に小さくでき、小型で高密度化できる。その結果、高密度で固化成形でき、モータ等のシステムの小型高性能化に寄与することができる。
【００２４】
ここで、希土類磁石として機能しない成分（相）のうち、本実施形態においてその効果が確認されているものとしては、磁石成形体に分散されてなるＺｎおよび／またはＭｎの粒子、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子がある。一方、磁石として機能しない成分（相）のうち、本実施形態においてその効果が未確認なものとして、Ｚｎ／Ｍｎ粒子や非磁性金属粒子（Ｃｕ粒子、Ａｌ粒子）以外に不可避的な成分がある。主相の境界部などに存在するものであり、希土類磁石相（主相・結晶相）同士の境界部などに存在するものである希土類酸化物相（ＳｍＯ２相）、Ｆｅ・希土類のコンタミ、Ｆｅリッチ相、Ｆｅプアー相や他の不可避的不純物等である。
【００２５】
以下、上記Ｚｎ／Ｍｎ粒子および非磁性金属粒子につき説明する。
【００２６】
（２ａ）磁石成形体に分散されてなるＺｎおよび／またはＭｎの粒子
本実施形態では、磁石成形体に分散されてなるＺｎおよび／またはＭｎの粒子（Ｚｎ／Ｍｎ粒子）を有する。これは、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎの磁気特性改善の元素としては、ＭｎとＺｎが知られている。Ｍｎは高保磁力化の効果があるが、希土類磁石相（主相・結晶相）に合金元素（成分）として添加され、Ｆｅの置換により保磁力向上効果を発揮している。Ｚｎは、低融点のメタルバインダとして用いられており、バルク化時に、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎが熱分解で発生するＦｅと反応して非磁性のＦｅ−Ｚｎ化合物を形成することで、保磁力の低下を抑制している。
【００２７】
本実施形態では、ＺｎをＳｍ−Ｆｅ−Ｎの希土類磁石相（主相・結晶相）と混合してなる混合成形体とすることで、Ｚｎが溶融することがない温度領域で保磁力が劣化しないだけではなく、むしろ用いた原料状態よりも保磁力が向上することを見出したものである。
【００２８】
また本実施形態では、ＭｎをＳｍ−Ｆｅ−Ｎの希土類磁石相（主相・結晶相）と混合してなる混合成形体とすることで、やはり、Ｓｍ（Ｆｅ，Ｍｎ）ＮとしてＭｎが置換元素として存在していない状態、即ち、ＳｍＦｅＮの希土類磁石相（主相・結晶相）とＭｎ粒子の混合状態（混合成形体）にもかかわらず、保磁力が向上することを見出したものである。
【００２９】
本実施形態では、Ｚｎ粒子単独、Ｍｎ粒子単独、更にはＺｎ粒子とＭｎ粒子の併用の３形態のいずれでも所望の作用効果を奏することができる点で優れている。なかでも、好ましい形態とすては、Ｚｎ粒子単独である（実施例１〜５、１１参照）。Ｚｎは磁性特性に寄与する（十分な効果が得られる）が、Ｍｎ粒子単独では磁性特性にさほど寄与することができない（一定の効果に留まる）為である。そのため、実施例にも示すようにＭｎ粒子単独での使用は行っておらず、特定の非磁性金属粒子として好適な１種であるＣｕ粒子と併用するのが好適な態様と言える（実施例９、１５、１６参照）。
【００３０】
（２ｂ）Ｚｎ／Ｍｎ粒子の形状
本実施形態のＺｎ／Ｍｎ粒子の形状としては、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい）、円柱形状、多角柱（例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、・・Ｎ角柱（ここで、Ｎは７以上の整数である。））形状、針状ないし棒状形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい。）、板状形状、円板（円盤）形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。粒子形状として好ましくは、付着性が極端に悪いような粒子速度や弾性挙動を示さなければ、特に規定しないが、あまり扁平した形状は加速が困難になるため、できるだけ球状粒子に近い形状が好ましい。
【００３１】
（２ｃ）Ｚｎ／Ｍｎ粒子の大きさ（平均粒子径）
本実施形態のＺｎ／Ｍｎ粒子の大きさ（平均粒子径）としては、本発明の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよく、通常１〜１０μｍ、好ましくは２〜８μｍ、より好ましくは３〜６μｍの範囲である。Ｚｎ／Ｍｎ粒子の平均粒子径が上記範囲内であれば、磁石特性（保磁力、残留磁束密度、密着性）に優れた所望の磁石成形体とすることができる。ここで、上記Ｚｎ／Ｍｎ粒子の平均粒子径は、例えば、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察などにより粒度分析（測定）することができる（実施例参照）。なお、Ｚｎ／Ｍｎ粒子ないしその断面の中には、球状ないし円形状（断面形状）ではなく、縦横比（アスペクト比）が違う不定形状のＺｎ／Ｍｎ粒子が含まれている場合もある。したがって、上記でいうＺｎ／Ｍｎ粒子の平均粒子径は、Ｚｎ／Ｍｎ粒子の形状（ないしその断面形状）が一様でないことから、観察画像内の各Ｚｎ／Ｍｎ粒子の切断面形状の絶対最大長の平均値で表すものとする。ここで、絶対最大長とは、Ｚｎ／Ｍｎ粒子（ないしその断面形状）の輪郭線上の任意の２点間の距離のうち、最大の長さをとるものとする。但し、この他にも、例えば、Ｘ線回折におけるＺｎ／Ｍｎ粒子の回折ピークの半値幅より求められる結晶子径、または透過型電子顕微鏡像より得られるＺｎ／Ｍｎ粒子の粒子径の平均値を求めることにより得ることもできる。なお、他の平均粒子径の測定方法についても、同様にして求めることができる。
【００３２】
（２ｄ）Ｚｎ／Ｍｎ粒子が磁石成形体内に分散した構造
本実施形態では、Ｚｎ／Ｍｎ粒子は、磁石成形体内に分散した構造を有するものである。詳しくは、上記したように、Ｚｎ／Ｍｎ粒子は共に、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎの希土類磁石相（主相・結晶相）と混合してなる混合成形体として、希土類磁石相（主相・結晶相）内部ではなく、希土類磁石相同士の境界線上に適当に分散した構造を有するものである。即ち、Ｚｎ／Ｍｎ粒子は、磁石成形体内で、Ｓｍ（Ｆｅ，Ｍｎ）ＮやＳｍ（Ｆｅ，Ｚｎ）ＮなどとしてＭｎやＺｎが置換元素として、希土類磁石相（主相・結晶相）内部に存在していない状態である。即ち、ＳｍＦｅＮの希土類磁石相（主相・結晶相）とＺｎ／Ｍｎ粒子の混合した状態（混合成形体）のままで、磁石成形体として存在しているものである。ここで、Ｚｎ／Ｍｎ粒子は、磁石成形体内に分散した構造は、磁石形成体を切断して断面の組織観察を行い、ＳＥＭで回折してマッピング（元素をＸ線回折）することで確認することができる。
【００３３】
（２ｅ）磁石成形体に占めるＺｎ／Ｍｎ粒の割合（体積率）
本実施形態では、Ｚｎ／Ｍｎ粒子の含有量（合計量）は、体積率で０％を超えて１５％以下、好ましくは３〜１５％の範囲であるのが望ましい。なお、Ｚｎ粒子とＭｎ粒子を含有する場合の含有比率は特に制限されえるものではなく、任意の含有比率とすることができる（例えば、表１の実施例１０、１７等参照のこと）。Ｚｎ／Ｍｎ粒子の含有量（合計量）を上記範囲内とすることで、Ｚｎ、Ｍｎによる保磁力向上効果を有しつつ、希土類磁石相の正味の含有量が不足することによる残留磁束密度の低下が少ない磁石成形体を得ることができる（表１及び図３参照）。そもそも、磁石粒子からなる希土類磁石相の構成元素としてＺｎやＭｎを含有していなくても、皮膜形成時に上記体積率で０％を超えて１５％以下として混合するだけで、磁石成形体内部にＺｎ／Ｍｎ粒子が均一微細に分散され、磁石の保磁力を効果的に向上できる。そのため、磁気特性（保磁力、残留磁石密度、密着性＝剥離強度）に優れた磁石成形体とすることができる。即ち、Ｚｎ／Ｍｎ粒子の含有量（合計量）が０％の場合には十分な磁石特性（保磁力、残留磁束密度）が得られない問題がある（比較例４、５）。Ｚｎ／Ｍｎ粒子の含有量が１５％以下であれば、従来のボンド磁石と異なり、磁気特性（特に残留磁束密度）の向上効果が得られる（表１及び図３で実施例１〜４と比較例２を対比参照のこと）。なお、Ｚｎ／Ｍｎ粒子の体積率は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）による断面組織観察を行い、ＡＥＳ（オージュ電子分光分析法）、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナリシス）等の手法で元素マッピングを行い面積率を求めた。任意の１０視野について面積率を計測し、平均値を体積率とみなした。
【００３４】
（３ａ）粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子
本実施形態では、磁石成形体に、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子（以下、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子とも略記する）を含有していてもよい。弾塑性比が５０％以下の変形しやすい粒子が、皮膜の厚膜化に伴う応力を緩和するため、厚膜化しても剥離しにくい、保磁力の高い磁石成形体を得ることができる（表１の比較例４と５の剥離の有無を参照のこと）。
【００３５】
また、上記Ｚｎ／Ｍｎ粒子と同時に、弾塑性比が５０％以下の変形しやすい非磁性金属粒子を混合することで、剥離が少なく厚膜化が可能で、保磁力に優れた磁石成形体を得ることができる（表１の実施例６〜１０、１２〜１７参照のこと）。
【００３６】
上記弾塑性比が５０％以下の変形しやすい非磁性金属粒子としては、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ以外の金属元素は、非磁性金属元素であり、粉末として得られるものであれば非磁性金属粒子とすることができる。ただし、上記したＺｎ粒子およびＭｎ粒子は、弾塑性比が５０％以下の変形しやすい非磁性金属粒子を区別する必要上、当該非磁性金属粒子には含めないものとする。具体体的には、実施例で用いているような、ＣｕやＡｌといった軟質の合金などが好適に用いられる。ただし、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではない。
【００３７】
（３ｂ）弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の形状
本実施形態の上記弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の形状としては、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい）、円柱形状、多角柱（例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、・・Ｎ角柱（ここで、Ｎは７以上の整数である。））形状、針状ないし棒状形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい。）、板状形状、円板（円盤）形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の粒子形状として好ましくは、付着性が極端に悪いような粒子速度や弾性挙動を示さなければ、特に規定しないが、あまり扁平した形状は加速が困難になるため、できるだけ球状粒子に近い形状が好ましい。
【００３８】
（３ｃ）弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の大きさ（平均粒子径）
本実施形態の弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の平均粒子径としては、本実施形態の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよく、通常１〜１０μｍ、好ましくは２〜８μｍ、より好ましくは３〜６μｍの範囲である。弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の平均粒子径が上記範囲内であれば、磁石特性（保磁力、残留磁束密度、密着性）に優れた所望の磁石成形体とすることができる。ここで、上記弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の平均粒子径は、例えば、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察などにより粒度分析（測定）することができる（実施例参照）。なお、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子ないしその断面の中には、球状ないし円形状（断面形状）ではなく、縦横比（アスペクト比）が違う不定形状の弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子が含まれている場合もある。したがって、上記でいう弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の平均粒子径は、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の形状（ないしその断面形状）が一様でないことから、観察画像内の各弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の切断面形状の絶対最大長の平均値で表すものとする。ここで、絶対最大長とは、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子（ないしその断面形状）の輪郭線上の任意の２点間の距離のうち、最大の長さをとるものとする。但し、この他にも、例えば、Ｘ線回折における弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の回折ピークの半値幅より求められる結晶子径、または透過型電子顕微鏡像より得られる弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の粒子径の平均値を求めることにより得ることもできる。なお、他の平均粒子径の測定方法についても、同様にして求めることができる。
【００３９】
（３ｄ）弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子が磁石成形体内に分散した構造
本実施形態では、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子は、磁石成形体内に分散した構造を有するものである。詳しくは、上記したように、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子は、Ｚｎ／Ｍｎ粒子と同様に、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎの希土類磁石相（主相・結晶相）と混合してなる混合成形体として、希土類磁石相（主相・結晶相）内部ではなく、希土類磁石相同士の境界線上に適当に分散した構造を有するものである。即ち、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子（例えば、Ｃｕ、Ａｌ）は、磁石成形体内で、Ｓｍ（Ｆｅ，Ｃｕ）ＮやＳｍＦｅＮＡｌなどとしてＣｕやＡｌが置換元素として、希土類磁石相（主相・結晶相）内部に存在していない状態である。即ち、ＳｍＦｅＮの希土類磁石相（主相・結晶相）と弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の混合した状態（混合成形体）のままで、磁石成形体として存在しているものである。ここで、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子は、磁石成形体内に分散した構造は、磁石形成体を切断して断面の組織観察を行い、ＳＥＭで回折してマッピング（元素をＸ線回折）することで確認することができる。
【００４０】
（３ｅ）磁石成形体に占める弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の割合（体積率）
本実施形態では、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の含有量（合計量）は、体積率で０％を超えて２０％未満、好ましくは１％以上２０％未満の範囲であるのが望ましい。これは磁気特性（保磁力、残留磁石密度、密着性＝剥離強度）を損ねないためには、体積率としては小さいほど良いが、ゼロになると成膜性が損なわれる（特にＺｎ粒子やＭｎ粒子を含有しない場合には、顕著となる。比較例４と５を対比参照のこと）。そのため、１％以上２０％未満含有することで効率的に成膜が可能になる点で望ましいといえる。即ち、Ｚｎ／Ｍｎ粒子の含有量（合計量）が０％で尚且つ非磁性金属粒子の含有量も０％の場合には十分な磁石特性（保磁力、残留磁束密度）が得られない問題がる（比較例４と５を対比参照のこと）。弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の含有量が２０％未満であれば、従来のボンド磁石と異なり、磁気特性（特に残留磁束密度）の向上効果が得られる（比較例１と対比参照）。なお、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の体積率は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）による断面組織観察を行い、ＡＥＳ（オージュ電子分光分析法）、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナリシス）等の手法で元素マッピングを行い面積率を求めた。任意の１０視野について面積率を計測し、平均値を体積率とみなした。
【００４１】
（３ｆ）変形しやすい非磁性金属粒子の弾塑性比
上記した変形しやすい非磁性金属粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比は５０％以下であればよい。変形しやすい非磁性金属粒子の弾塑性比の下限値には、値も臨界的な意味も存在しないが、軟質過ぎると付着強度が小さくなりすぎるので、軟質金属でも２．５％程度の弾塑性比があった方が好ましい。また、上限値は、弾塑性比が低いほど、効率的に成膜が可能になるので、好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下とする。
よって、変形しやすい非磁性金属粒子の弾塑性比として好ましくは２．５〜５０％、より好ましくは２．５〜４５％、特に好ましくは２．５〜４０％の範囲である。変形しやすい非磁性金属粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比は、ナノインデンテーション法を用いて、変形のし易さの指標として定義した。図２ａは、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比を求めるノインデンテーション法に使う実験装置を模式的に表した概略図である。図２ｂは、図２ａの実験装置を使って得られた圧入深さｈと荷重Ｐの関係から弾塑性比の算出するためのグラフを用である。ナノインデンテーション法は、図２ａに示すように、実験装置２０の基盤（図示せず）上に載置した試料２３の表面にダイヤモンド製の三角錐の圧子２１をある荷重まで押し込んだ（圧入）後、その圧子２１を取り除く（除荷）までの荷重（Ｐ）と変位（圧入深さｈ）の関係（圧入（負荷）−除荷曲線）を測定する方法である。図２ｂに示す、圧入（負荷）曲線は材料の弾塑性的な変形挙動を反映し、除荷曲線は弾性的な回復挙動により得られる。そして。図２ｂに示す負荷曲線と除荷曲線と横軸で囲まれた面積（実線のハッチ部分）が、塑性変形に消費したエネルギーＥｐである。また負荷曲線の最大荷重点から横軸（圧入深さｈ）に下ろした垂線と除荷曲線とで囲まれた面積（破線のハッチ部分）が、弾性変形で吸収されたエネルギーＥｅである。以上から、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比＝Ｅｐ／Ｅｅ×１００（％）として求められる。例えば、実施例で用いたＣｕ粒子およびＡｌ粒子はいずれも弾塑性比５０％以下であった。具体的には、Ｃｕ粒子の弾塑性比は２２％であり、Ａｌ粒子の弾塑性比は３８％である。
【００４２】
（４）磁石成形体の理論密度に対する割合（％）について
本実施形態の磁石成形体は、前記Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする希土類磁石相（主相・結晶相）で構成された場合の磁石成形体の理論密度の８０％以上を有するものである。好ましくは理論密度の８０％以上９６．０％未満、好ましくは８１〜９５％、より好ましくは８２〜９４．６％を有するものである。理論密度に対する割合が９６．０％以上の場合には、表１に示すように、磁気特性（特に保磁力、残留磁束密度、密着性）が十分に得られない問題がある（比較例４、５参照）。一方、理論密度に対する割合が８０％未満の場合には、従来のボンド磁石と変わらず、磁気特性（特に保磁力、残留磁束密度）の向上効果が得られない為である。詳しくは、表１の比較例１、２および図３の比較例２の値が示すように磁気特性（特に残留磁束密度）が十分に得られない問題がある。本明細書及び特許請求の範囲で言う「理論密度」とは、用いた原料粉末中の磁石主相（希土類磁石相）が、Ｘ線解析から求められる格子定数をもつとして、磁石成形体の１００％の体積を占めるとした場合の密度のことである。理論密度に対する割合（％）は、その値（理論密度の値）を用いて、理論密度に対する割合（％）に換算したものである。
【００４３】
（５）磁石成形体の保磁率と残留磁束密度
本実施形態の磁石成形体は、保磁率が１．００以上または残留磁束密度が０．７５以上、好ましくは保磁率が１．０５以上または残留磁束密度が０．８０以上であるのが望ましい。これは、ホールドスプレ−法を用いてなる磁石成形体であっても、キャリアガスに不活性ガスを用いた場合に限り、上記要件を満足する磁気特性（保磁率、残留磁束密度、密着性）に優れた磁石成形体が得られるためである。キャリアガスに不活性ガスを用いなければ、保磁率及びは残留磁束密度が著しく低下し、所望の磁石成形体が得られないためである（表１の比較例３を参照のこと）。なお、保磁率及び残留磁束密度の測定方法は実施例に記載の方法に従って測定したものである。
【００４４】
（６）磁石成形体の厚さ
本実施形態の磁石成形体の厚さは、使用用途に応じて適宜調整すればよく特に制限されるものではないが、本実施形態では従来のボンド磁石よりも厚膜化できることから、通常２００〜３０００μｍ、好ましくは５００〜３０００μｍ、より好ましくは１０００〜３０００μｍの範囲である。これは、従来のＡＤ法による１７５μｍ（実測値）と膜厚の点で特別に顕著な差異はないが、従来のＡＤ法では１７５μｍを超えて厚膜化しようとすると剥離が生じる問題がある。一方、本実施形態では、２００μｍ以上３０００μｍ以下の厚膜であっても、剥離の問題もなく成膜できる点で極めて優れている。更に、磁石成形体の厚さが２００μｍ以上であれば、本発明の目的である厚膜化と高密度化と磁気特性（特に保磁力、残留磁束密度、密着性）向上を同時に満足した磁石成形体を得ることができ、極めて幅広い用途に適用することができる。特に軽量且つ小型高性能化が図れる為、あらゆる分野の希土類磁石に適用し得る点で優れている。磁石成形体の厚さが３０００μｍ以下であれば、本発明の目的である厚膜化と高密度化と磁気特性（特に保磁力、残留磁束密度、密着性）向上を同時に満足した磁石成形体を得ることができ、極めて幅広い用途に適用することができる。特に自動車電装分野のように大型の表面磁石型同期モータや埋込磁石型同期モータなどに好適に適用することで軽量且つ小型高性能化が図れる為、電気自動車やハイブリッド自動車の小型軽量化にも大いに貢献し得るものである。
【００４５】
（７）粒子を堆積させて成膜する粉体成膜の工法を用いてなる磁石成形体
本実施形態の磁石成形体は、粒子を堆積させて成膜する粉体成膜の工法を用いてなるものである。当該工法のメリットは、本実施形態本来の磁力を高める発明の特徴的構成（コールドスプレー法）により、従来のボンド磁石では実現できなかった理論密度の８０％以上を達成することができ、磁気特性（特に保磁力、残留磁束密度、密着性＝剥離強度）の向上効果が得られるためである。さらに、そもそも、磁石粒子からなる希土類磁石相（主相・結晶相）の構成元素としてＺｎやＭｎを含有していなくても、皮膜形成時に混合するだけで、磁石成形体内部にＺｎ粒子やＭｎ粒子が均一微細に分散され、かつ磁石の保磁力を効果的に向上できる。そのため、磁気特性（保磁力、残留磁石密度、密着性＝剥離強度）に優れた磁石成形体とすることができる点で優れている。
【００４６】
ここで、粒子とは、磁石成形体の原料粉末をいう。原料粉末としては、（１）Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする希土類磁石相を構成する磁石粉末と、（２）Ｚｎ／Ｍｎ粒子と、更に（３）任意成分として特定の非磁性金属粒子とを含むものを用いることができる。ここで、上記非磁性金属粒子は、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子をいう。ここで、Ｚｎ／Ｍｎ粒子とは、Ｚｎおよび／またはＭｎ粒子をいう。また特定の非磁性金属粒子とは、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子をいう。以下、上記（１）〜（３）の原料粉末成分については、第２の実施形態で詳しく説明する。
【００４７】
粒子を堆積させて成膜する粉体成膜の工法としては、本発明の目的である厚膜化と高密度化と磁気特性（保磁力、留磁束密度、密着性）向上とを同時に満足する磁石を簡単に得ることができるコールドスプレー装置を用いた粉体成膜工法を用いるのが望ましい。ただし、かかるコールドスプレー装置を用いた粉体成膜工法（コールドスプレー法）に何ら制限されるものではなく、本実施形態の作用効果を有効に発現し得るものであれば、いかなる粉体成膜工法であってもよい。
【００４８】
以下、本実施形態の磁石成形体の代表的な製造方法の１つである、コールドスプレー装置を用いた粉体成膜工法（コールドスプレー法）を用いてなる磁石成形体の製造方法（第２の実施形態）につき、図面を用いて説明する。
【００４９】
（Ｂ）磁石成形体の製造方法（第２の実施形態）
本発明の第２の実施形態は、粒子を堆積させて成膜する粉体成膜の工法を用いてなる磁石成形体の製造方法を用いるものである。
【００５０】
第２の実施形態として詳しくは、下記（１）〜（２）の段階を含む磁石成形体の製造方法である。即ち（１）キャリアガスと窒化物（＝窒素化合物）を含む原料粉末とを混合し加速した状態の高速キャリアガス流にて前記原料粉末を噴射する噴射段階と、（２）噴射された前記原料粉末を基材上に堆積して固化成形する固化成形段階と、を含む。加えて本実施形態では、原料粉末が窒化物系の希土類磁石粉末とＺｎおよび／またはＭｎの粒子を含むものであり、前記（１）の噴射段階の高速キャリアガスの温度が、前記窒化物の分解温度未満であり、前記（２）の固化成形段階が大気圧下で行われることを特徴とする磁石成形体の製造方法である。第２の実施形態を別言すれば、高圧キャリアガス発生部、キャリアガス加熱ヒータ、原料粉末供給部、キャリアガス加速部および基材保磁部を有する装置を用いてなる磁石成形体の製造方法である。詳しくは高圧キャリアガス発生部及びキャリアガス加熱ヒータを経た一次キャリアガス流と、原料粉末供給部からの窒化物を含む原料粉末を含有する原料投入ガスとをキャリアガス加速部内に投入し混合して加速してなる高速キャリアガス流を大気圧下で噴射する。かかる高速キャリアガス流の噴射にて、原料粉末を基材保持部上の基材に堆積して固化成形する磁石成形体の製造方法である。加えて本実施形態では、前記原料粉末が窒化物系の希土類磁石粉末とＺｎおよび／またはＭｎの粒子を含むものであり、高速キャリアガスの温度を、前記窒化物の分解温度未満として、固化成形することを特徴とする磁石成形体の製造方法である。本実施形態によれば、磁石粉末の磁気特性を損なうことなく、厚膜化と高密度化と磁気特性（保磁力、残留磁束密度、密着性）の向上を同時に満足する磁石の製造方法を提供することができ、磁気特性の劣化が抑制された所望の磁石成形体を得ることができる。（実施例１〜１７と比較例１〜５を対比参照のこと）。即ち、本実施形態では、保磁力、残留磁束密度、密着性に優れ、かつ、高密度な磁石成形体を効率よく形成することにある。即ち、本実施形態の特徴のひとつは、磁石粉末を基材に堆積させて磁石成形体を得る装置としてコールドスプレー（装置）と称される成膜装置を用いてなるコールドスプレー法により成膜したことである。まず、コールドスプレー法による従来のＡＤ法にない特徴として、（１）粒子速度の高速化による高密度化が達成できるため、磁気特性（∝密度）が向上する。（２）より大きな粒子を噴射可能である。そのため、一次粒子の微粒化による凝集二次粒子（高密度化していない）に起因する磁石成形体の不均質化による局所的な密度のバラツキの発生、ひいては、磁気特性の劣化を効果的に抑制することもできる。また最適な大きさ粒子を用いることで、粒子と空隙部の最適化（最適配置）が可能となり、所望の理論密度に対する割合（％）を実現させることもできる。（３）圧倒的に高速な皮膜成長速度を実現することもできる。その結果、厚膜化でバルク体が得られる。以上の従来のＡＤ法にない特徴から、コールドスプレー法の効果として、高密度化により、残留磁束密度Ｂ（％）及び硬度が向上する。次に、このコールドスプレー法では、粒子の加速を減圧装置に拠らず、キャリアガスを加熱することによっているため、磁石粉末（原料粉末）を基材に向けて噴射させて成膜する際に、大気圧下での成膜が可能となるものである。しかしながら、単に磁石粉末にコールドスプレー法を適用するだけでは、磁石粉末が皮膜として成長しない問題があった。これは、硬い磁石粒子によって基材が研磨されたり、一度付着した膜が削られたりするためであった。さらに、磁石成形体としては、厚膜化が必要であるが、数１００μｍ以上の厚さに成長すると、局所的に剥離を生じる問題が生じた。本発明者らは、これらの問題が、微量の柔らかい金属粒子を混合することで解決できることを見出したものである。また、本実施形態による手法（コールドスプレー法）では、焼結法に比べて著しく低温ではあり、時間は数ｍｓｅｃ程度の一瞬であるが、粒子加速のため、不可避で数１００℃に加熱される。また、基材温度も衝突エネルギーで１００℃以上に到達する場合があり、ＳｍＦｅＮ系の希土類磁石のように、熱分解温度が低い磁石粒子を用いた場合に、磁気特性を多少なりとも劣化する場合が生じた。これら全ての問題は、ＳｍＦｅＮ系磁石粒子と微量の柔らかい金属粒子群の中からＣｕ／Ｍｎ粒子を混合してコールドスプレー法に供する場合に限り解決することを見出したものである。なお、上記、熱分解温度が低い磁石粒子としては、成分にもよるが４００〜５５０℃程度とみなせる。不安定な準安定窒素化合物では、２００℃程度の分解温度のものもある。そして、こうした熱分解温度が低い磁石粒子を用いた場合に、磁気特性を多少なりとも劣化する場合とは、磁気特性として落ちない特性はなく、保磁力、残留磁化、エネルギー積、角型性と言った、一般的な磁気特性が低下する。本実施形態では、これら全ての問題に対して、ＳｍＦｅＮ系磁石粒子と微量の柔らかい金属粒子群の中からＺｎ／Ｍｎ粒子、更に必要に応じて弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子を混合してコールドスプレー法に供することで解決し得るものである。（実施例１〜１７と比較例１〜５を対比参照のこと）。
【００５１】
（１）コールドスプレー装置
コールドスプレー装置とは、原料粉末を溶融またはガス化させることなく、キャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突させて皮膜を形成する装置である。
【００５２】
図１は、本発明の磁石成形体に製造方法に用いられてなる、粒子を堆積させて成膜する粉体成膜の工法として代表的なコールドスプレー法に用いられるコールドスプレー装置構成を模式的に表す概略図である。
【００５３】
図１に示すように、本実施形態のコールドスプレー装置１０の基本構成としては、高圧キャリアガス発生部１１、キャリアガス加熱ヒータ１３、原料粉末供給部１５、キャリアガス加速部１７および基材保持部１９が備えられている。更に高圧キャリアガス発生部１１からキャリアガス加熱ヒータ１３に、低温（室温ないし未加熱状態の温度）の（高圧の）キャリアガス（＝低温ガス）を圧送するための配管１２が設けられている。また、キャリアガス加熱ヒータ１３からキャリアガス加速部１７に、キャリアガス加熱ヒータ１３で加熱された高温のキャリアガス（＝一次キャリアガス）を圧送するための配管１４が設けられている。更に原料粉末供給部１５からキャリアガス加速部１７内に原料粉末が投入し得るように、原料粉末供給部１５からキャリアガス加速部１７に原料投入ガスを注入する配管１６が設けられている。また、キャリアガス加速部１７の（例えば、可動式ノズルの）先端部と基材保持部１９上に設置される基材Ｂ表面との間（距離）は一定間隔をあけて設置（配置）されている。また、キャリアガス加速部１７と基材保持部１９との間は大気圧下（大気雰囲気）である。かかる装置構成により、装置１０の稼動時には、キャリアガス加速部１７から基材保持部１９上の基材表面に向けて、キャリアガス加速部１７で加速された（高温高圧の）高速キャリアガスによって原料粉末が（超高速）噴射される構成（構造）となっている。以下、装置の各構成部材につき説明する。
【００５４】
（１ａ）高圧キャリアガス発生部
ここで、高圧キャリアガス発生部１１としては特に制限されるものではなく、キャリアガスを封入した高圧ガスボンベや高圧ガスタンク、キャリアガスを高圧下で液化して封入した高圧液化ボンベ、高圧液化タンク、ガスコンプレッサなどが挙げられるが、これらになんら制限されるものではない。なお、当該高圧キャリアガス発生部１１から圧送される高圧キャリアガスは低温（通常、常温）状態であるのが一般的であるが、常温より低い液化ガスや、ヒータで常温より高く加熱したガスなども、適宜使用することが可能である。
【００５５】
（１ｂ）キャリアガスガス加熱ヒータ
キャリアガスガス加熱ヒータ１３としては特に制限されるものではなく、キャリアガスを通す内部配管をコイル状にして当該コイル部位に電流を流して、内部配管を加熱ヒータとして利用して配管内のキャリアガスを加熱する構成（構造）でもよい。あるいは、キャリアガスを通す内部配管の周囲にヒータを貼付けたり、ヒータコイルを巻付けて加熱ヒータとし、配管内のキャリアガスを加熱する構成（構造）でもよい。あるいは、キャリアガスを通す内部配管の内面にヒータを貼付けたり、ヒータコイルを巻付けて加熱ヒータとし、配管内のキャリアガスを加熱する構成（構造）でもよい。更には、遠赤外線ヒータや電磁誘導コイルなどを用いて配管内のキャリアガスを加熱する構成（構造）としてもよいなど、特に制限されるものではない。但し、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではなく、ガスの加熱手段として有効に活用し得るものであればよく、従来公知のガス加熱手段の中から適宜選択することができる。また、キャリアガス加熱ヒータ１３内の内部配管としては、耐圧性、耐腐食性、耐候性等に加えて、更に４００℃程度（表１参照）の高温に耐え得る耐熱性に優れた炭素鋼、ステンレス鋼（ＳＵＳ）等の鋼鉄や高強度Ｎｉ合金、高強度Ｆｅ合金、Ｔｉ合金や所謂、超硬等の金属材質を用いた配管等を利用することができる。但し、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではなく、当該配管として有効に活用し得るものであればよく、従来公知の配管群の中から適宜選択することができる。
【００５６】
（１ｃ）高圧キャリアガス発生部とキャリアガス加熱ヒータとの連結配管
本実施形態に用いることのできる連結配管１２としては、高圧キャリアガス発生部１１から圧送される高圧キャリアガスにより、破裂したり、腐食されたりしない、耐圧性、耐腐食性、耐候性等を有するものであればよい。よって、例えば、炭素鋼、ステンレス鋼（ＳＵＳ）等の鋼鉄や銅合金、Ｎｉ合金、Ｆｅ合金、Ｔｉ合金、Ａｌ合金等等の金属材質やアクリル樹脂、ポリアミド樹脂、ポリイミド樹脂等のエンジニアリングプラスチック、炭素繊維材料、テフロン（フッ素樹脂についての米国デュポン社の登録商標）等の耐圧性の樹脂材質を用いた配管等を利用することができる。但し、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではなく、当該配管として有効に活用し得るものであればよく、従来公知の配管群の中から適宜選択することができる。なお、当該配管１２をキャリアガス加熱ヒータ１３内の内部配管としても利用する場合には、耐圧性、耐腐食性、耐候性等に加えて、更に４００℃程度（表１参照）の高温に耐え得る耐熱性に優れた炭素鋼、ステンレス鋼（ＳＵＳ）等の鋼鉄や銅合金、Ｎｉ合金、Ｆｅ合金、Ｔｉ合金、Ａｌ合金等の金属材質を用いた配管等を利用するのが望ましい。
【００５７】
（１ｄ）キャリアガス加熱ヒータとキャリアガス加速部との連結配管
本実施形態に用いることのできる連結配管１４としては、キャリアガス加熱ヒータ１３から圧送される高温高圧キャリアガスにより、溶融、軟化したり、破裂したり、腐食されたりしない、耐熱性、耐圧性、耐腐食性、耐候性等を有するものであればよい。よって、例えば、炭素鋼、ステンレス鋼（ＳＵＳ）等の鋼鉄や銅合金、Ｎｉ合金、Ｆｅ合金、Ｔｉ合金、Ａｌ合金や所謂、超硬等の金属材質を用いた配管等を利用することができる。なお、耐熱性に関しては、７８０℃未満（表２の比較例４参照）の高温に耐え得る耐熱性を有するものが望ましく、耐圧性に関しては、０．５ＭＰａを超えて５ＭＰａ以下程度のガス圧に耐え得る耐圧性を有するものが望ましい。キャリアガス加熱ヒータ１３とキャリアガス加速部１７は、一体化したノズル構造をとることで、敢えて連結配管を設けなくてもよい構造にすることも可能である。
【００５８】
（１ｅ）原料粉末供給部
原料粉末供給部１５では、高圧キャリアガス発生部１１からキャリアガスの一部が配管（図示せず）を通じて圧送されており、原料粉末とキャリアガスが所定の混合比率となるように調整されてなる原料投入ガスが形成される。あるいは、原料粉末供給部１７では、高圧キャリアガス発生部１１とは異なる高圧キャリアガス発生部（図示せず）からキャリアガスが配管（図示せず）を通じて圧送されていてもよい。この場合でも、原料粉末とキャリアガスが所定の混合比率となるように調整されてなる原料投入ガスが形成される。なお、本実施形態では、原料粉末とキャリアガスとの混合による原料投入ガスの調製方法としては、特に制限されるものではなく、従来公知の他の調製方法の中から適宜選択・利用することができることはいうまでもない。また、原料粉末供給部１５からの原料投入ガスは、配管１４の途中でキャリアガス流と合流するように、配管１４に配管１６を連結してもよい。
【００５９】
（１ｆ）原料粉末供給部とキャリアガス加速部との連結配管
本実施形態に用いることのできる連結配管１６としては、高圧キャリアガス発生部１１や別の高圧キャリアガス発生部（図示せず）から圧送される高圧キャリアガスにより、破裂したり、腐食されたりしない、耐圧性、耐腐食性、耐候性等を有するものであればよい。よって、例えば、炭素鋼、ステンレス鋼（ＳＵＳ）等の鋼鉄や銅合金、Ｎｉ合金、Ｆｅ合金、Ｔｉ合金、Ａｌ合金等の金属材質やアクリル樹脂、ポリアミド樹脂、ポリイミド樹脂等のエンジニアリングプラスチック、炭素繊維材料等の耐圧性の樹脂材質を用いた配管等を利用することができる。但し、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではなく、当該配管として有効に活用し得るものであればよく、従来公知の配管群の中から適宜選択することができる。なお、当該配管１６をキャリアガス加速部１５内部にまで導入して、高温高圧のキャリアガスと共に原料粉末を超高速化させて噴射させるのに利用する場合には、耐圧性、耐腐食性、耐候性等に加えて、更に４００℃未満（表１参照）の高温に耐え得る耐熱性に優れた炭素鋼、ステンレス鋼（ＳＵＳ）等の鋼鉄や銅合金、Ｎｉ合金、Ｆｅ合金、Ｔｉ合金、Ａｌ合金等の金属材質を用いた配管等を利用するのが望ましい。
【００６０】
（１ｇ）キャリアガス加速部
本実施形態に用いることのできるキャリアガス加速部１７としては、特に制限されるものではなく、ガスの加速手段として有効に活用し得るものであればよく、従来公知のガスの加速手段の中から適宜選択することができる。具体的には、例えば、キャリアガス加速部１７ではアスピレータ式のノズルガン等が用いられる為、水平方向にキャリアガスを流すと、キャリアガス加速部１７内の細くなった部分で流速が増すことキャリアガスを高速化させることができる。またキャリアガス加速部１７内の細くなった部分で流速が増すため、ベンチュリ効果によって圧力が低下する。この減圧になったキャリアガス流に配管１６からの原料投入ガスが流れ込み、結果として配管１６の吸い込み口が減圧となり、原料投入ガスが減圧注入される機構（原理ないし構造）を利用してもよい。しかし、キャリアガスのガスと、原料投入ガスのガス圧に大差が生じると、場合によって、配管１６に加熱された一次キャリアガスが逆流する恐れが生じる。そこで、低温ガス１２を２系統に分岐して、一方を一次キャリアガスとし、もう一方を原料投入ガスとして、原料粉末供給部に高圧ガスを供給することが一般的である。分岐した２系統のそれぞれに、圧力調整用の減圧弁を設けることで、常に、原料粉末の逆流を防止しつつ、粉末の供給を可能にすることができる。以下、キャリアガス加速部１７として上記ノズルガンを用いて説明するが、これに制限されえるものではなく、上記した他のガスの加速手段を用いても以下の説明と同様のことが言える。
【００６１】
（１ｈ）圧力センサ１８ａ
図１に示すように、本実施形態では、キャリアガス加速部１７内（例えば、ノズルガンのチャンバ内）に原料粉末を含んだキャリアガス圧力を計測する為の圧力センサ１８ａが設置されているのが望ましい。これは、噴射時のガス圧（原料粉末を含んだキャリアガス圧力）を０．５ＭＰａ超とすることで、厚膜化と高密度化と磁気特性（特に残留磁束密度）の向上を同時に満足する磁石成形体の製造方法を提供することができるためである。かかる調整には、高圧キャリアガス発生部１１で発生させるキャリアガスや原料投入ガスの圧力等をコントロール（調整）する等の方法などが挙げられるがこれらに制限されるものではない。なお、圧力センサ１８ａには、実施例に示すように概ね０．１〜５．０ＭＰａ程度までは正確に計測できるものを用いるのが望ましい。具体的には、例えば、高温ガス気流中でも使用可能なものとして、Ｋｕｌｉｔｅ製のＸＣＥ，ＨＥＭシリーズなどを利用することができる。
【００６２】
（１ｉ）温度センサ１８ｂ
図１に示すように、本実施形態では、キャリアガス加速部１７内（例えば、ノズルガンの噴射ノズルの先端部）に原料粉末を含んだキャリアガスの温度を計測する為の温度センサ１８ｂが設置されているのが望ましい。キャリアガス加速部１７内のキャリアガスの温度を希土類磁石粉末の結晶粒の粒成長温度未満とすることで、原料粉末が溶融・ガス化することなくキャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材Ｂに衝突・結着（堆積化）させて皮膜（磁石成形体）を固化成形することができる。これにより、厚膜化と高密度化と磁気特性（特に残留磁束密度）の向上を同時に満足する磁石成形体を得ることができる。かかる調整には、キャリアガス加熱ヒータ１３内での高圧キャリアガスの加熱条件をコントロール（調整）する等の方法などが挙げられるがこれらに制限されるものではない。なお、温度センサには、実施例に示すように概ね１５０〜８００℃程度までは正確に計測できるものを用いるのが望ましい。具体的には、例えば、Ｋタイプの熱電対などなどを利用することができる。
【００６３】
（１ｊ）基材保持部１９
本実施形態に用いることのできる基材保持部１９としては、原料粉体をキャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突させて皮膜を形成することができるように、当該基材を保持しえるものであればよく、特に制限されるものではない。具体的には、高温高圧のキャリアガスと共に原料粉末を超高速で固相状態のまま基材に衝突させても基材が破損することなく強固に固定できるように耐圧性、耐腐食性、耐候性に優れたものであればよい。好ましくは、基材がキャリアガスの吹付けや原料粉末の衝突・堆積化により加熱されて高温化して溶融またはガス化するのを防止して、効果的に熱を逃がすのに適した高熱伝導性部材を用いるのが望ましい。かかる観点から、炭素鋼、ステンレス鋼（ＳＵＳ）等の鋼鉄や銅合金、Ｎｉ合金、Ｆｅ合金、Ｔｉ合金、Ａｌ合金等の金属材質や各種セラミックス材料、鉱物材料（大理石や御影石等の石盤や岩盤など）を用いた基材保持部を利用するのが望ましい。なお、効果的に熱を逃がすために基材保持部１９に冷却手段を具備させてもよい。例えば、基材保持部１９の内部に冷媒（水など）を循環させることができるように冷却流路を設けてもよいなど、従来公知の冷却手段を適宜適用することができる。
【００６４】
上記コールドスプレー装置１０では、キャリアガス加速部１７から基材保持部１９上の基材Ｂ表面に、キャリアガス加速部１７で加速された高温高圧の高速キャリアガスと原料投入ガスが（高速）噴射される構成（構造）となっている。この際、原料粉末は、キャリアガス加速部１５内で高温高圧のキャリアガスと気固混合される際に、溶融またはガス化されないように、前段階のキャリアガス加熱ヒータ１３でのキャリアガスの加熱による温度調節がなされている。こうして原料粉末を溶融・ガス化させずにキャリアガス加速部１７の先端部から、高温高圧の高速キャリアガスと共に超高速で噴射し固相状態のまま基材保持部１９上の基材Ｂ表面に衝突・付着（堆積化）させて皮膜（成形体）を固化成形するものである。なお、キャリアガスの温度に関しては、本実施形態の重要な要件であるため、別途説明する。
【００６５】
（１ｋ）キャリアガス加速部の先端部と基材保持部上の基材Ｂ表面との距離
キャリアガス加速部１７（例えば、ノズルガン）の先端部と基材保持部１９上に設置される基材Ｂ表面との間（＝噴射ノズル（噴射圧）と基材との距離）は、一定間隔をあけて設置（配置）されているのが望ましい。かかるキャリアガス加速部１７（ノズルガン）の先端部と基材保持部１９上に設置される基材Ｂ表面との間（距離）としては、５〜３０ｍｍ、好ましくは５〜２０ｍｍ、より好ましくは５〜１５ｍｍの範囲での一定間隔をあけられているのが望ましいである。これは、噴射されるキャリアガスを逃がす空間が制限され、ガスが逃げにくく滞留するガスが抵抗となるため、キャリアガスを好適に逃がすために一定の距離が必要である。かかる観点から、噴射ノズル（噴射圧）と基材との距離は、５ｍｍ以上が必要といえる。即ち、噴射ノズル（噴射圧）と基材との距離が５ｍｍ以上であれば、キャリアガスが逃げやすく抵抗となるおそれがなく、キャリアガスを効率よく周囲に逃がすことができる点で優れている。一方、噴射ノズル（噴射圧）と基材との距離が３０ｍｍ以下であれば、空気抵抗で原料粉末（希土類磁石粉末）が減速しすぎることなく、キャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突・付着して好適に堆積させることができる点で有利である。なお、当該キャリアガスを効率よく回収して再利用してもよいことは言うまでもない。
【００６６】
（１ｌ）基材Ｂ
（１ｌ−１）基材Ｂの材質
基材Ｂの材質としては、例えば、Ｃｕ、ステンレス鋼（ＳＵＳ）、Ａｌ、炭素鋼などの金属基板、シリカ、マグネシア、ジルコニア、アルミナなどのセラミック基板が挙げられる。熱が逃げ易く、比較的安価なＣｕ、Ａｌが望ましく、中でも最も熱が逃げ易く、比較的価格が安定して安価で、製造過程でＡｌに比して電力使用量が少ない（＝ＣＯ２の発生が少ない）ことから、Ｃｕが最も望ましい形態の１つである。
【００６７】
（１ｌ−２）基材Ｂの形状
上記では基材保持部１９上の基材Ｂを、平板状のように基材Ｂ全面が平面構造であるとして説明したが、当該基板Ｂが円筒（円柱）状、球状のような曲面を有する形状の場合でも、既存の塗装技術を用いてこれら円筒（円柱）状、球状のような形状の所望の箇所に磁石成形体を形成させることはできる。これは、例えば、自動車や家電製品等の塗装技術のように決して一様でない複雑な曲面で構成された自動車（ボディ等）や家電製品表面に均質な塗膜（多層塗膜）をノズルガン（スプレーガン）と基材保持部材１９とを用いて形成している。本実施形態でもこうした既に確立された自動車や家電製品等の塗装技術を適用して、あらゆる形状の基材Ｂ表面（内面を含む）に所望の磁石成形体と形成（塗装）することができるものである。
【００６８】
即ち、上記基材Ｂとしては、特に制限されるものではなく、希土類磁石が用いられる各種用途に応じた形状を持っていればよい。即ち、希土類磁石が用いられる、オーディオ機器のキャプスタンモータ、スピーカ、ヘッドホン、ＣＤのピックアップ、カメラの巻上げ用モータ、フォーカス用アクチュエータ、ビデオ機器等の回転ヘッド駆動モータ、ズーム用モータ、フォーカス用モータ、キャプスタンモータ、ＤＶＤやブルーレイの光ピックアップ、空調用コンプレッサ、室外機ファンモータ、電気かみそり用モータなどの民生用電子機器分野；ボイスコイルモータ、スピンドルモータ、ＣＤ−ＲＯＭ、ＣＤ−Ｒの光ピックアップ、ステッピングモータ、プロッタ、プリンタ用アクチュエータ、ドットプリンタ用印字ヘッド、複写機用回転センサなどのコンピュータ周辺機器・ＯＡ機器；時計用ステッピングモータ、各種メータ、ペジャー、携帯電話用（携帯情報端末を含む）振動モータ、レコーダーペン駆動用モータ、加速器、放射光用アンジュレータ、偏光磁石、イオン源、半導体製造機器の各種プラズマ源、電子偏光用、磁気探傷バイアス用などの計測、通信、その他の精密機器分野；永久磁石型ＭＲＩ、心電図計、脳波計、歯科用ドリルモータ、歯固定用マグネット、磁気ネックレスなどの医療用分野；ＡＣサーボモータ、同期モータ、ブレーキ、クラッチ、トルクカップラ、搬送用リニアモータ、リードスイッチ等のＦＡ分野；リターダ、イグニッションコイルトランス、ＡＢＳセンサ、回転、位置検出センサ、サスペンション制御用センサ、ドアロックアクチュエータ、ＩＳＣＶアクチュエータ、電気自動車駆動用モータ、ハイブリッド自動車駆動用モータ、燃料電池自動車駆動用モータ、パワーステアリング、カーナビゲーションの光ピックアップなど自動車電装分野など極めて幅広い分野の各種用途に応じた形状を持っていればよい。但し、本実施形態の希土類磁石が用いられる用途は、上記したほんの一部の製品（部品）に何ら制限されるものではなく、現在希土類磁石が用いられる用途全般に適用し得るものであることはいうまでもない。さらに、基材を離型材として利用し、基材上に形成した磁石成形体を基材表面から剥離した（剥がした）磁石成形体のみを取り出して、各種用途に使用することもできる。こうした場合には、基材の形状を使用用途に適用する形状にしておけばよく、多角形（三角形、正四角形菱形、六角形、円形等）の平板（円板）形状、多角形（三角形、正四角形菱形、六角形、円形等）波板状、ドーナツ状など、特に制限さえるものではない。
【００６９】
以上が、本実施形態のコールドスプレー装置１０の概要である。但し、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではなく、原料粉末を溶融またはガス化させることなく、キャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突させて皮膜を形成する装置であればよく、既存コールドスプレー装置を適宜利用することができる。
【００７０】
（２）コールドスプレー法
コールドスプレー法とは、原料粉末を溶融またはガス化させることなく、キャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突させて皮膜を形成する方法である。
【００７１】
本実施形態では、上記したコールドスプレー装置１０用いたコールドスプレー法により、高速キャリアガス流に、原料粉末を投入することにより、キャリアガスにて原料粉末を堆積して固化成形する磁石成形体の製造方法である。詳しくは、上記コールドスプレー装置１０において、高速キャリアガス流に、原料粉末を溶融またはガス化させることなく投入することにより、キャリアガスと共に超高速で固相状態のまま原料粉末を基材に衝突・付着して皮膜を形成する。更にかかる操作を繰り返すことで原料粉末を基材上に堆積して堆積物（磁石成形体）を固化成形する方法である。そして、本実施形態では、前記原料粉末が窒化物系の希土類磁石粉末とＺｎおよび／またはＭｎの粒子を含むものであり、前記高速キャリアガスの温度を、前記窒化物の分解温度未満として、固化成形することを特徴とするものである。好ましくは前記キャリアガスとして、不活性ガスを使用することを特徴とするものであり、更に好ましくは前記原料粉末が、記原料粉末が、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子を更に含有することを特徴とするものである。
【００７２】
（２ａ）キャリアガス
ここで、キャリアガスとしては、任意のガスを用いることができる。より優れた磁気特性を得るためには、希ガス（Ｈｅ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｋｒ、Ｘｅ、Ｒｎ）、窒素ガス（Ｎ２）などの不活性ガスが挙げられるが、Ａｒ、Ｈｅ、Ｎ２など、入手が容易で安価であり、磁気特性を劣化させない不活性ガスを用いることが好ましい。キャリアガスとして、こうした不活性ガスを使用することによって、より磁石粉末の磁気特性を損なうことなく、高密度な磁石成形体（バルク成形体）を得ることができる点で優れている。Ｎ２ガスは窒化物の分解が生じにくく、Ｎ２を用いることで耐熱性特性を高めることができる利点があり、Ｈｅガスは分子量が小さく、ガス速度が得やすい利点がある。特に、酸化防止のため水素を含有させても良い。Ｎ２−Ｈ２ガスであれば、アンモニア分解ガスとして安価に入手できる利点がある。なお、キャリアガスとして、Ａｉｒ（空気）あるいは酸素ガス等の活性ガスを含むキャリアガスを用いた場合には、比較例３に示すように、磁気特性の保磁力が０．３１、残留磁束密度０．３４と極端に低く（非常悪く）なることがわかる。このことから、本実施形態では、上記したように不活性ガスを用いることが好ましいともいえる。
【００７３】
（２ｂ）高速キャリアガスの調製
本実施形態で用いられる高速キャリアガスは、コールドスプレー装置１０を用いて以下の手順で調製される。まず、キャリアガス発生部１１で低温のキャリアガス（低温ガスもという）を発生させる。発生した低温ガスは配管１２内を圧送され、キャリアガス加熱ヒータ１３のヒータ加熱により高温のキャリアガス（一次キャリアガスともいう）となる。次に、原料粉末供給部１５で原料粉末とキャリアガスが所定の混合比率となるように調整された原料投入ガスと一次キャリアガスとが混合され、キャリアガス加速部１７で加速されて高速キャリアガスが調製される。その後、この原料粉末を含む高速キャリアガスが基材に向けて超高速噴射され、基板上に磁石成形体を形成する。
【００７４】
（２ｃ）低温ガス
上記したように低温ガスは、キャリアガス発生部１１で発生させた低温のキャリアガスである。
【００７５】
（２ｃ−１）低温ガスの温度
ここで、低温ガスの温度としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。低温ガスの温度の大体の目安としては、−３０〜８０℃、好ましくは０〜６０℃、より好ましくは２０〜５０℃の範囲である。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。低温ガスの温度が−３０℃以上、好ましくは０℃以上、特に好ましくは２０℃以上であれば、配管の結露が防止でき、水分の巻き込みによる材料特性の劣化を防止できるメリットがある。低温ガスの温度が８０℃以下、好ましくは６０℃以下、特に好ましくは５０℃以下であれば、配管素材の劣化が防止できる他、安全上、配管に手を触れても火傷を防止することができる。また、原料粉末が不要な高温にさらされることがなく、安定した品質の磁石厚膜を得ることができるほか、高圧のボンベやタンクなどを冷却することなく安価に利用することができる。
【００７６】
（２ｃ−２）低温ガスの圧力
低温ガスの圧力としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。低温ガスの圧力の大体の目安としては、０．３〜１０ＭＰａ、好ましくは０．５〜５ＭＰａの範囲である。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。低温ガスの圧力が０．３ＭＰａ以上、特に好ましくは０．５ＭＰａ以上であれば、高圧で高速での粉末の加速が可能である。低温ガスの圧力が１０ＭＰａ以下、特に好ましくは５ＭＰａ以下であれば、ガスの高圧化による高価な設備投資が抑制できるメリットがある。
【００７７】
（２ｃ−３）低温ガスの流速・流量
原料ガスの流速としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。低温ガスの流量も、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。装置仕様により異なるため一義的に規定することは困難であるが、低温ガスの流量の大体の目安としては、０．１〜１．０ｍ３／分の範囲が望ましい。
【００７８】
（２ｄ）一次キャリアガス
一次キャリアガスは、キャリアガス発生部１１で発生させた低温ガスを配管１２で圧送し、キャリアガス加熱ヒータ１３でヒータ加熱してなる高温のキャリアガスをいう。
【００７９】
（２ｄ−１）一次キャリアガスの温度（＝ヒータ加熱温度）
キャリアガス加熱ヒータ１３でのヒータ加熱温度（＝一次キャリアガスの温度）については、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。これは、キャリアガス加熱ヒータ１３での加熱温度が高温でも、加熱された高温のキャリアガス（一次キャリアガス）により原料粉末が加熱される時間は、混合されてからキャリアガス加速部１７（ノズルガン）のノズル内を通過するごく一瞬である。そのため、磁気特性にはほとんど影響しないためである。上記ヒータ加熱温度としては、ガス種、ガス温度にもよるので、ガス温だけを規定することが難しいが、２００〜１０００℃、好ましくは３００〜９００℃、より好ましくは４００〜８００℃の範囲である。これは、ガス種、ガス温度、ガス圧力にもよるので、ガス温度だけを規定することが難しい。しかしながら、２００℃以上であれば、原料投入ガスと混合した際に、温度が低下しすぎる懸念もなく、低温の原料投入ガスとの混合により原料粉末、噴射時に高速キャリアガスに求められるガス温度に調整することができるためである。一方、１０００℃以下であれば、一次キャリアガス温度が高くなりすぎて、原料粉末を劣化させる懸念もなく、キャリアガスガス加熱ヒータ１３全体を耐熱性に優れた高価な部品・部材を使用しなくてもよく、生産コストを低減することができる点で優れている。以上のことから、ヒータ加熱温度は、２００〜１０００℃の範囲にとどめることが好ましい。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。
【００８０】
（２ｄ−２）一次キャリアガスの圧力
一次キャリアガスの圧力としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。一次キャリアガスの圧力の大体の目安としては、０．３〜１０ＭＰａ、好ましくは０．５〜５ＭＰａの範囲である。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。一次キャリアガスの圧力が０．３ＭＰａ以上、特に好ましくは０．５ＭＰａ以上であれば、重い金属粒子でも成膜に必要な加速速度に加速が可能である。一次キャリアガスの圧力が１０ＭＰａ以下、特に好ましくは５ＭＰａ以下であれば、ガスの高圧化による高価な設備投資が抑制できるメリットがある。
【００８１】
（２ｄ−３）一次キャリアガスの流速
一次キャリアガスの流速としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。
【００８２】
（２ｅ）原料粉末
本実施形態で用いられる原料粉末は、原料粉末供給部１５で一次キャリアガスと所定の混合比率となるように調整されて原料投入ガスが調製される。
【００８３】
本実施形態で用いられる原料粉末としては、（１）Ｓｍ−Ｆｅ−ＮまたはＳｍ−Ｆｅを主成分とする希土類磁石相を構成する磁石粉末と、（２）Ｚｎ／Ｍｎ粒子と、更に（３）任意成分として特定の非磁性金属粒子と、を含むものを用いることができる。ここで、上記Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎとは、ＳｍとＦｅを含有する窒化物をいう。上記Ｓｍ−Ｆｅとは、ＳｍとＦｅを含有する窒化物以外の化合物をいう。上記Ｚｎ／Ｍｎ粒子とは、Ｚｎおよび／またはＭｎ粒子をいう。上記特定の非磁性金属粒子とは、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子をいう。以下、上記（１）〜（３）の原料粉末成分につき説明する。
【００８４】
（２ｆ）Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする磁石粉末（希土類磁石相）
本実施形態の磁石粉末は、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とするものである。これにより、従来のプロセスでは得られなかった高密度な窒化物の磁石成形体（理論密度の８０％以上を有する）を得ることができ、モータ等のシステムの小型化ができる点で優れている。Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする磁石粉末としては、例えば、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎｘ（ここで、ｘは、好ましくは１〜６、より好ましくは１．１〜５、更に好ましくは１．２〜３．８、より好ましくは１．７〜３．３、特に好ましくは２.０〜３．０）、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３、（Ｓｍ０．７５Ｚｒ０．２５）（Ｆｅ０．７Ｃｏ０．３）Ｎｘ（ここで、ｘは、好ましくは１〜６である）、ＳｍＦｅ１１ＴｉＮｘ（ここで、ｘは好ましくは１〜６である）、（Ｓｍ８Ｚｒ３Ｆｅ８４）８５Ｎ１５、Ｓｍ７Ｆｅ９３Ｎｘ（ここで、ｘは、好ましくは１〜２０である）などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。好ましくは、Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（ｘ＝２〜３）のような粉末でも高い磁気特性を発現できる磁石粉末を用いることが望ましい。焼結法と異なり、液相による粒子表面の清浄化作用が期待できないため、焼結プロセスを経て磁気特性を発現する類の焼結磁石用磁石粉末では、本プロセスで磁石成形体を作製しても、十分な特性が期待できないためである。言い換えれば、Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（ｘ＝２〜３）のような焼結プロセスの適用が困難な磁石粉末を用いることが望ましいといえる。高速キャリアガス温度が、Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（ｘ＝２〜３）のような窒化物（磁石粉末）が分解する温度以上になると磁気特性が損なわれるからである。本実施形態に用いる磁石粉末として、より望ましくはＳｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（ｘ＝２．６〜２．９）、特に好ましくは、希土類磁石相がＳｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（ｘ＝２．６〜２．８）構成される磁石粉末を用いることが望ましい。これは、ＳｍＦｅＮｘは、ｘ＝２．６〜２．９、特に２．６〜２．８で異方性磁界と飽和磁化が最大になり、磁気特性（保磁力、残留磁束密度、密着性＝剥離強度）に優れるためである。
【００８５】
また、本実施形態では、Ｓｍ−Ｆｅを主成分とする磁石粉末を用いてもよい。これは、製造プロセスでＳｍ−ＦｅをＮ２キャリアガスにより窒化処理してＳｍ−Ｆｅ−Ｎにできるためである。即ち、キャリアガスにＮ２ガスを用い、磁石粉末としてＳｍ−Ｆｅを含む原料投入ガスを一次キャリアガス（高温Ｎ２ガス）流に投入・混合することで高温加熱による窒化処理（窒素化）がなされ、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎになる。そのため窒素化された磁石粉末を高速キャリアガスと共に高速噴射して基材Ｂ上に衝突・付着し堆積化させて固化成形することにより、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする希土類磁石相を有する磁石成形体を得ることができるものである。以下の説明では、Ｓｍ−Ｆｅを主成分とする磁石粉末も含めてＳｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする磁石粉末とし、これらをまとめて単に磁石粉末とも称する。
【００８６】
（２ｆ−１）磁石粉末の主成分の含有量
本実施形態の磁石粉末の主成分（Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ）の含有量は、磁石粉末全体に対して５０質量％以上、好ましくは８０質量％以上、より好ましくは９０質量％以上、さらに好ましくは９０〜９９質量％である。なお、さらに好ましくは範囲の上限値を９９質量％とし、１００質量％としていないのは、表面の酸化物や不可避的不純物が含まれている為である。すなわち、本実施形態では５０質量％以上であればよく、１００質量％のものを使用することも可能であるか、実際上、表面の酸化物や不可避的不純物を取り除くことは困難かつ複雑ないし高度な精製（精錬）技術を用いる必要があり、高価である。そのため、さらに好ましい範囲には含めていないものである。
【００８７】
（２ｆ−２）磁石粉末に含まれる他の成分等
磁石粉末には、主成分（Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ）以外に他の元素（成分）を含有したものも本実施形態の技術範囲に含まれるものである。含有してよい他の元素としては、例えば、Ｇａ、Ｎｄ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｒｅ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｃａ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｙ、Ｔｈ、ＭＭなどが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。これらは１種単独又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は主にＳｍ−Ｆｅ−Ｎを主成分とする希土類磁石相の相構造の一部と置換されるか、挿入されるなどして導入されるものである。
【００８８】
同様に、磁石粉末には、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ以外の他の磁石粉末を含んでいてもよい。こうした他の磁石粉末としては、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ以外の他の既存の磁石粉末が挙げられる。かかる他の既存の磁石粉末としては、例えば、Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｓｍ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｓｍ２（Ｆｅ１−ｘＣｏｘ）１４Ｂ（ここで、ｘは好ましくは０≦ｘ≦０．５である）、Ｓｍ１５Ｆｅ７７Ｂ５、Ｓｍ１５Ｃｏ７７Ｂ５、Ｓｍ１１．７７Ｆｅ８２．３５Ｂ５．８８、Ｓｍ１１．７７Ｃｏ８２．３５Ｂ５．８８、Ｓｍ１．１Ｆｅ４Ｂ４、Ｓｍ１．１Ｃｏ４Ｂ４、Ｓｍ７Ｆｅ３Ｂ１０、Ｓｍ７Ｃｏ３Ｂ１０、（Ｓｍ１−ｘＤｙｘ）１５Ｆｅ７７Ｂ８（ここで、ｘは、好ましくは０≦ｙ≦０．４である）、（Ｓｍ１−ｘＤｙｘ）１５Ｃｏ７７Ｂ８（ここで、ｘは、好ましくは０≦ｙ≦０．４である）、Ｓｍ２Ｃｏ１７Ｎｘ（ここで、ｘは好ましくは１〜６である）、Ｓｍ１５（Ｆｅ１−ｘＣｏｘ）７７Ｂ７Ａｌ１、Ｓｍ１５（Ｆｅ０．８０Ｃｏ０．２０）７７−ｙＢ８Ａｌｙ（ここで、ｙは、好ましくは０≦ｙ≦５である）、（Ｓｍ０．９５Ｄｙ０．０５）１５Ｆｅ７７．５Ｂ７Ａｌ０．５、（Ｓｍ０．９５Ｄｙ０．０５）１５（Ｆｅ０．９５Ｃｏ０．０５）７７．５Ｂ６．５Ａｌ０．５Ｃｕ０．２、Ｓｍ４Ｆｅ８０Ｂ２０、Ｓｍ４．５Ｆｅ７３Ｃｏ３ＧａＢ１８．５、Ｓｍ５．５Ｆｅ６６Ｃｒ５Ｃｏ５Ｂ１８．５、Ｓｍ１０Ｆｅ７４Ｃｏ１０ＳｉＢ５、Ｓｍ３．５Ｆｅ７８Ｂ１８．５、Ｓｍ４Ｆｅ７６．５Ｂ１８．５、Ｓｍ４Ｆｅ７７．５Ｂ１８．５、Ｓｍ４．５Ｆｅ７７Ｂ１８．５、Ｓｍ３．５ＤｙＦｅ７３Ｃｏ３ＧａＢ１８．５、Ｓｍ４．５Ｆｅ７２Ｃｒ２Ｃｏ３Ｂ１８．５、Ｓｍ４．５Ｆｅ７３Ｖ３ＳｉＢ１８．５、Ｓｍ４．５Ｆｅ７１Ｃｒ３Ｃｏ３Ｂ１８．５、Ｓｍ５．５Ｆｅ６６Ｃｒ５Ｃｏ５Ｂ１８．５、ＳｍＣｏ５、Ｓｍ２Ｃｏ１７、Ｓｍ３Ｃｏ、Ｓｍ３Ｃｏ９、ＳｍＣｏ２、ＳｍＣｏ３、Ｓｍ２Ｃｏ７等のＳｍ−Ｃｏ合金系、Ｓｍ２Ｆｅ１７、ＳｍＦｅ２、ＳｍＦｅ３等のＳｍ−Ｆｅ合金系、ＣｅＣｏ５、Ｃｅ２Ｃｏ１７、Ｃｅ２４Ｃｏ１１、ＣｅＣｏ２、ＣｅＣｏ３、Ｃｅ２Ｃｏ７、Ｃｅ５Ｃｏ１９等のＣｅ−Ｃｏ合金系、Ｎｄ２Ｆｅ１７等のＮｄ−Ｆｅ合金系、ＣａＣｕ５等のＣａ−Ｃｕ合金系、ＴｂＣｕ７等のＴｂ−Ｃｕ合金系、ＳｍＦｅ１１Ｔｉ等のＳｍ−Ｆｅ−Ｔｉ合金系、ＴｈＭｎ１２等のＴｈ−Ｍｎ合金系、Ｔｈ２Ｚｎ１７等のＴｈ−Ｚｎ合金系、Ｔｈ２Ｎｉ１７等のＴｈ−Ｎｉ合金系、Ｌａ２Ｆｅ１４Ｂ、ＣｅＦｅ１４Ｂ、Ｐｒ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｇｄ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｔｂ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｄｙ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｈｏ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｅｒ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｔｍ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｙｂ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｙ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｔｈ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｌａ２Ｃｏ１４Ｂ、ＣｅＣｏ１４Ｂ、Ｐｒ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｇｄ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｔｂ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｄｙ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｈｏ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｅｒ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｔｍ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｙｂ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｙ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｔｈ２Ｃｏ１４Ｂ、ＹＣｏ５、ＬａＣｏ５、ＰｒＣｏ５、ＮｄＣｏ５、ＧｄＣｏ５、ＴｂＣｏ５、ＤｙＣｏ５、ＨｏＣｏ５、ＥｒＣｏ５、ＴｍＣｏ５、ＭＭＣｏ５、ＭＭ０．８Ｓｍ０．２Ｃｏ５、Ｓｍ０．６Ｇｄ０．４Ｃｏ５、ＹＦｅ１１Ｔｉ、ＮｄＦｅ１１Ｔｉ、ＧｄＦｅ１１Ｔｉ、ＴｂＦｅ１１Ｔｉ、ＤｙＦｅ１１Ｔｉ、ＨｏＦｅ１１Ｔｉ、ＥｒＦｅ１１Ｔｉ、ＴｍＦｅ１１Ｔｉ、ＬｕＦｅ１１Ｔｉ、Ｐｒ０．６Ｓｍ０．４Ｃｏ、Ｓｍ０．６Ｇｄ０．４Ｃｏ５、Ｃｅ（Ｃｏ０．７２Ｆｅ０．１４Ｃｕ０．１４）５．２、Ｃｅ（Ｃｏ０．７３Ｆｅ０．１２Ｃｕ０．１４Ｔｉ０．０１）６．５、（Ｓｍ０．７Ｃｅ０．３）（Ｃｏ０．７２Ｆｅ０．１６Ｃｕ０．１２）７、Ｓｍ（Ｃｏ０．６９Ｆｅ０．２０Ｃｕ０．１０Ｚｒ０．０１）７．４、Ｓｍ（Ｃｏ０．６５Ｆｅ０．２１Ｃｕ０．０５Ｚｒ０．０２）７．６７などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。これらは１種単独ででもよいし、２種以上を有していてもよい。
【００８９】
（２ｆ−３）磁石粉末の形状
本実施形態の磁石粉末の形状としては、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい）、円柱形状、多角柱（例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、・・ｎ角柱（ここで、ｍは７以上の整数である））形状、針状ないし棒状形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい。）、板状形状、円板（円盤）形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。粒子形状として好ましくは、付着性が極端に悪いような粒子速度や弾性挙動を示さなければ、特に規定しないが、あまり扁平した形状は加速が困難になるため、できるだけ球状粒子に近い形状が好ましい。なお、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎの希土類磁石相（主相・結晶相）は結晶構造を有しており、結晶成長により所定の結晶形状とすることもできる。
【００９０】
（２ｆ−４）磁石粉末の大きさ（平均粒子径）
上記磁石粉末の平均粒子径としては、本発明の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよく、通常１〜１０μｍ、好ましくは２〜８μｍ、より好ましくは３〜６μｍの範囲のものを利用することが好ましい。磁石粉末の平均粒子径が上記範囲内であれば、コールドスプレー法を利用して、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、より効率的に成膜を成長させることができ、磁気特性（保磁力、残留磁束密度、密着性）に優れた所望の磁石成形体とすることができる点で優れている。詳しくは、上記磁石粉末の平均粒子径が１μｍ以上であれば、粒子が軽すぎることもなく、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、粒子速度が早くなりすぎて基板を削ることもなく、基材に最適な速度で衝突・付着し、堆積化することで所望の磁石成形体を形成することができる。一方、上記磁石粉末の平均粒子径が１０μｍ以下であれば、粒子が重くなりすぎることもなく、失速することなく最適な粒子速度を得ることができる。即ち、粒子速度が遅くなりすぎて、基材と衝突して跳ね返されることもないため、基材に最適な速度で衝突・付着し、堆積化することで所望の磁石成形体を形成することができる。粉末の平均粒子径の測定方法については、第１の実施形態で説明した各種の粒子の平均粒子径の測定方法と同様にして行うことができる。
【００９１】
（２ｆ−５）磁石粉末以外の原料粉末の構成について
本実施形態の原料粉末において、上記磁石粉末のほかに、Ｚｎ／Ｍｎ粒子と、更に（３）任意成分として特定の非磁性金属粒子と、を含むものである。以下、Ｚｎ／Ｍｎ粒子および非磁性金属粒子につき説明する。
【００９２】
（２ｇ）Ｚｎ／Ｍｎ粒子
本実施形態では、原料粉末としてＺｎ／Ｍｎ粒子を含む。これは、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎの磁気特性改善の元素としては、ＭｎとＺｎが知られている。Ｍｎは高保磁力化の効果があるが、希土類磁石相（主相・結晶相）に合金元素（成分）として添加され、Ｆｅの置換により保磁力向上効果を発揮している。Ｚｎは、低融点のメタルバインダとして用いられており、バルク化時に、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎが熱分解で発生するＦｅと反応して非磁性のＦｅ−Ｚｎ化合物を形成することで、保磁力の低下を抑制している。
【００９３】
本実施形態では、原料粉末として、Ｚｎ粒子を磁石粉末（Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ）と混合して、磁石成形体（混合成形体）を固化形成とすることで、Ｚｎ粒子が溶融することがない温度領域で保磁力が劣化しないだけではなく、むしろ用いた原料状態よりも保磁力が向上することを見出したものである。
【００９４】
また本実施形態では、原料粉末として、Ｍｎ粒子を磁石粉末（Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ）と混合して、磁石成形体を固化形成とすることで、やはり、Ｓｍ（Ｆｅ，Ｍｎ）ＮとしてＭｎが置換元素として存在していない状態、即ち、ＳｍＦｅＮの磁石粉末（希土類磁石相）とＭｎ粒子の混合状態の磁石成形体（混合成形体）にもかかわらず、保磁力が向上することを見出したものである。
【００９５】
本実施形態では、Ｚｎ粒子単独、Ｍｎ粒子単独、更にはＺｎ粒子とＭｎ粒子の併用の３形態のいずれでも所望の作用効果を奏することができる点で優れている。なかでも、好ましい形態とすては、Ｚｎ粒子単独である（実施例１〜５、１１参照）。Ｚｎ粒子は磁性特性に寄与する（十分な効果が得られる）が、Ｍｎ粒子単独では磁性特性にさほど寄与することができない（一定の効果に留まる）為である。そのため、実施例にも示すようにＭｎ粒子単独での使用は行っておらず、特定の非磁性金属粒子として好適な１種であるＣｕ粒子と併用するのが好適な態様と言える（実施例９、１５、１６参照）。
【００９６】
（２ｇ−１）Ｚｎ／Ｍｎ粒子の形状
本実施形態のＺｎ／Ｍｎ粒子の形状としては、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい）、円柱形状、多角柱（例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、・・Ｎ角柱（ここで、Ｎは７以上の整数である。））形状、針状ないし棒状形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい。）、板状形状、円板（円盤）形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。粒子形状として好ましくは、付着性が極端に悪いような粒子速度や弾性挙動を示さなければ、特に規定しないが、あまり扁平した形状は加速が困難になるため、できるだけ球状粒子に近い形状が好ましい。
【００９７】
（２ｇ−２）Ｚｎ／Ｍｎ粒子の大きさ（平均粒子径）
本実施形態のＺｎ／Ｍｎ粒子の大きさ（平均粒子径）としては、本発明の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよく、通常１〜１０μｍ、好ましくは２〜８μｍ、より好ましくは３〜６μｍの範囲である。Ｚｎ／Ｍｎ粒子の平均粒子径が上記範囲内であれば、コールドスプレー法を利用して、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、より効率的に成膜を成長させることができ、磁気特性（保磁力、残留磁束密度、密着性）に優れた所望の磁石成形体（混合成形体）とすることができる点で優れている。詳しくは、上記Ｚｎ／Ｍｎ粒子の平均粒子径が１μｍ以上であれば、粒子が軽すぎることもなく、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、粒子速度が早くなりすぎて基板を削ることもなく、基材に最適な速度で衝突・付着し、堆積化することで所望の磁石成形体（混合成形体）を形成することができる。一方、上記磁石粉末の平均粒子径が１０μｍ以下であれば、粒子が重くなりすぎることもなく、失速することなく最適な粒子速度を得ることができる。即ち、粒子速度が遅くなりすぎて、基材と衝突して跳ね返されることもないため、基材に最適な速度で衝突・付着し、堆積化することで所望の磁石成形体（混合成形体）を形成することができる。粒子の平均粒子径の測定方法については、第１の実施形態で説明した各種の粒子の平均粒子径の測定方法と同様にして行うことができる。
【００９８】
（２ｇ−３）原料粉末に占めるＺｎ／Ｍｎ粒の割合（体積率）
本実施形態では、Ｚｎ／Ｍｎ粒子の含有量（合計量）は、体積率で０％を超えて１５％以下、好ましくは３〜１５％の範囲であるのが望ましい。なお、Ｚｎ粒子とＭｎ粒子を含有する場合の含有比率は特に制限されえるものではなく、任意の含有比率とすることができる（例えば、表１の実施例１０、１７等参照のこと）。原料粉末に占めるＺｎ／Ｍｎ粒子の含有量（合計量）を上記範囲内とすることで、Ｚｎ、Ｍｎによる保磁力向上効果を有しつつ、磁石粒子の正味の含有量が不足することによる残留磁束密度の低下が少ない混合成形体を得ることができる（表１及び図３参照）。そもそも、磁石粒子からなる希土類磁石相の構成元素としてＺｎやＭｎを含有していなくても、皮膜形成時に上記体積率で０％を超えて１５％以下として混合するだけで、磁石成形体内部にＺｎ／Ｍｎ粒子が均一微細に分散され、磁石の保磁力を効果的に向上できる。そのため、磁気特性（保磁力、残留磁石密度、密着性＝剥離強度）に優れた磁石成形体とすることができる。即ち、Ｚｎ／Ｍｎ粒子の含有量（合計量）が０％の場合には十分な磁石特性（保磁力、残留磁束密度）が得られない問題がある（比較例４、５）。Ｚｎ／Ｍｎ粒子の含有量が１５％以下であれば、従来のボンド磁石と異なり、磁気特性（特に残留磁束密度）の向上効果が得られる（表１及び図３で実施例１〜４と比較例２を対比参照のこと）。なお、Ｚｎ／Ｍｎ粒子の体積率は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）による断面組織観察を行い、ＡＥＳ（オージュ電子分光分析法）、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナリシス）等の手法で元素マッピングを行い面積率を求めた。任意の１０視野について面積率を計測し、平均値を体積率とみなした。
【００９９】
（２ｈ）粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子
本実施形態では、原料粉末に、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子（以下、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子とも略記する）を含有していてもよい。原料粉末に弾塑性比が５０％以下の変形しやすい粒子を含めることで、皮膜の厚膜化に伴う応力を緩和するため、厚膜化しても剥離しにくい、保磁力の高い磁石成形体を得ることができる（表１の比較例４と５の剥離の有無を参照のこと）。
【０１００】
また、原料粉末に、上記Ｚｎ／Ｍｎ粒子と共に、弾塑性比が５０％以下の変形しやすい非磁性金属粒子を混合することで、剥離が少なく厚膜化が可能で、保磁力に優れた磁石成形体を得ることができる（表１の実施例６〜１０、１２〜１７参照のこと）。
【０１０１】
上記弾塑性比が５０％以下の変形しやすい非磁性金属粒子としては、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ以外の金属元素は、非磁性金属元素であり、粉末として得られるものであれば非磁性金属粒子とすることができる。ただし、上記したＺｎ粒子およびＭｎ粒子は、弾塑性比が５０％以下の変形しやすい非磁性金属粒子を区別する必要上、当該非磁性金属粒子には含めないものとする。具体体的には、実施例で用いているような、ＣｕやＡｌといった軟質の合金などが好適に用いられる。ただし、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではない。
【０１０２】
（２ｈ−１）弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の形状
本実施形態の上記弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の形状としては、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい）、円柱形状、多角柱（例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、・・Ｎ角柱（ここで、Ｎは７以上の整数である。））形状、針状ないし棒状形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい。）、板状形状、円板（円盤）形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の粒子形状として好ましくは、付着性が極端に悪いような粒子速度や弾性挙動を示さなければ、特に規定しないが、あまり扁平した形状は加速が困難になるため、できるだけ球状粒子に近い形状が好ましい。
【０１０３】
（２ｈ−２）弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の大きさ（平均粒子径）
本実施形態の弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の平均粒子径としては、本実施形態の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよく、通常１〜１０μｍ、好ましくは２〜８μｍ、より好ましくは３〜６μｍの範囲である。弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の平均粒子径が上記範囲内であれば、コールドスプレー法を利用して、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、より効率的に成膜を成長させることができ、磁気特性（保磁力、残留磁束密度、密着性）に優れた所望の磁石成形体（混合成形体）に寄与できる点で優れている。詳しくは、上記非磁性金属粒子の平均粒子径が１μｍ以上であれば、粒子が軽すぎることもなく、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、粒子速度が早くなりすぎて基板を削ることもなく、基材に最適な速度で衝突・付着し、堆積化することで所望の磁石成形体（混合成形体）の固化成形に寄与することができる。一方、上記磁石粉末の平均粒子径が１０μｍ以下であれば、粒子が重くなりすぎることもなく、失速することなく最適な粒子速度を得ることができる。即ち、粒子速度が遅くなりすぎて、基材と衝突して跳ね返されることもないため、基材に最適な速度で衝突・付着し、堆積化することで所望の磁石成形体（混合成形体）の固化成形に寄与することができる。粒子の平均粒子径の測定方法については、第１の実施形態で説明した各種の粒子の平均粒子径の測定方法と同様にして行うことができる。
【０１０４】
（２ｈ−３）原料粉末に占める非磁性金属粒子の割合（体積率）
本実施形態では、原料粉末に占める上記弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の含有量（合計量）は、体積率で０％を超えて２０％未満、好ましくは１％以上２０％未満の範囲であるのが望ましい。これは磁気特性（保磁力、残留磁石密度、密着性＝剥離強度）を損ねないためには、体積率としては小さいほど良いが、ゼロになると成膜性が損なわれる（特にＺｎ粒子やＭｎ粒子を含有しない場合には、顕著となる。比較例４と５を対比参照のこと）。そのため、１％以上２０％未満含有することで効率的に成膜が可能になる点で望ましいといえる。即ち、Ｚｎ／Ｍｎ粒子の含有量（合計量）が０％で尚且つ非磁性金属粒子の含有量も０％の場合には十分な磁石特性（保磁力、残留磁束密度）が得られない問題がる（比較例４と５を対比参照のこと）。原料粉末に占める上記弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の含有量が２０％未満であれば、従来のボンド磁石と異なり、磁気特性（特に残留磁束密度）の向上効果が得られる（比較例１と対比参照）。なお、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子の体積率は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）による断面組織観察を行い、ＡＥＳ（オージュ電子分光分析法）、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナリシス）等の手法で元素マッピングを行い面積率を求めた。任意の１０視野について面積率を計測し、平均値を体積率とみなした。
【０１０５】
（２ｈ−４）変形しやすい非磁性金属粒子の弾塑性比
上記した変形しやすい非磁性金属粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比は５０％以下であればよい。変形しやすい非磁性金属粒子の弾塑性比の下限値には、値も臨界的な意味も存在しないが、軟質過ぎると付着強度が小さくなりすぎるので、軟質金属でも２．５％程度の弾塑性比があった方が好ましい。また、上限値は、弾塑性比が低いほど、効率的に成膜が可能になるので、好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下とする。
よって、変形しやすい非磁性金属粒子の弾塑性比として好ましくは２．５〜５０％、より好ましくは２．５〜４５％、特に好ましくは２．５〜４０％の範囲である。変形しやすい非磁性金属粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比は、ナノインデンテーション法を用いて、変形のし易さの指標として定義した。図２ａは、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比を求めるノインデンテーション法に使う実験装置を模式的に表した概略図である。図２ｂは、図２ａの実験装置を使って得られた圧入深さｈと荷重Ｐの関係から弾塑性比の算出するためのグラフを用である。ナノインデンテーション法は、図２ａに示すように、実験装置２０の基盤（図示せず）上に載置した試料２３の表面にダイヤモンド製の三角錐の圧子２１をある荷重まで押し込んだ（圧入）後、その圧子２１を取り除く（除荷）までの荷重（Ｐ）と変位（圧入深さｈ）の関係（圧入（負荷）−除荷曲線）を測定する方法である。図２ｂに示す、圧入（負荷）曲線は材料の弾塑性的な変形挙動を反映し、除荷曲線は弾性的な回復挙動により得られる。そして。図２ｂに示す負荷曲線と除荷曲線とで囲まれた面積（実線のハッチ部分）が、塑性変形に消費したエネルギーＥｐである。また負荷曲線の最大荷重点から横軸（圧入深さｈ）に下ろした垂線と除荷曲線とで囲まれた面積（破線のハッチ部分）が、弾性変形で吸収されたエネルギーＥｅである。以上から、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比＝Ｅｐ／Ｅｅ×１００（％）として求められる。
【０１０６】
（２ｉ）原料粉末全体の大きさ（平均粒子径）
原料粉末は、上記したように（１）ＳｍとＦｅを含有する窒化物（単にＳｍ−Ｆｅ−Ｎとも称する）を主成分とする希土類磁石相と、（２）Ｚｎ／Ｍｎ粒子と、更に（３）任意成分として特定の非磁性金属粒子とからなる。これらの成分の混合物である原料粉末の平均粒子径は、通常１〜１０μｍ、好ましくは２〜８μｍ、より好ましくは３〜６μｍの範囲のものを利用することが好ましい。即ち、原料粉末の平均粒子径は、経済性を損ねない範囲で、皮膜が成長できるような範囲であれば、特に制限は不要であるが、比重が６〜８ｇ／ｃｍ３程度の金属粒子であることを考えると、１〜１０μｍ程度の範囲にあれば、十分な粒子速度がえられる。そのため、経済的に皮膜が成長することができるので好ましい。また、原料粉末の平均粒子径が上記範囲内であれば、コールドスプレー法を利用して、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、より効率的に成膜を成長させることができ、所望の磁石成形体とすることができる点で優れている。即ち、原料粉末の平均粒子径１μｍ以上であれば、粒子が軽すぎることもなく、最適な粒子速度を得ることができる。そのため、粒子速度が早くなりすぎて基板を削ることもなく、基材に最適な速度で衝突・付着し、堆積化することで所望の磁石成形体を形成することができる。更に原料粉末を溶融またはガス化させることなく、キャリアガスと共に超高速＝最適な粒子速度で固相状態のまま基材Ｂに衝突させて高密度の厚膜を形成することができる。また、最適な固体温度で基材Ｂに衝突させることで、粒子同士が一体化（溶融結合）することなく適度な空隙を保磁した状態で基材Ｂ上に結着（付着）し、堆積化させることができ、より高密度で磁気特性に優れる堆積物（＝磁石成形体）を固化成形することができる点でも優れている。一方、原料粉末の平均粒子径１０μｍ以下であれば、粒子が重くなりすぎることもなく、失速することなく最適な粒子速度を得ることができる。即ち、粒子速度が遅くなりすぎて、基材と衝突して跳ね返されることもないため、基材に最適な速度で衝突・付着し、堆積化することで所望の磁石成形体を形成することができる。特に、大気圧下、原料粉末が空気抵抗により失速することなく、最適な粒子速度で固相状態のまま基材Ｂに衝突させて高密度の厚膜を形成することができる。また、原料粉末を溶融またはガス化させることなく、最適な固体温度で基材Ｂに衝突させても粉砕されず、むしろ基材Ｂ上への結着（付着）性に優れ、より高密度で磁気特性に優れる堆積物（＝磁石成形体）を固化成形することができる点でも優れている。粉末の平均粒子径の測定方法については、第１の実施形態で説明した各種の粒子の平均粒子径の測定方法と同様にして行うことができる。
【０１０７】
（２ｊ）原料投入ガス
本実施形態で用いられる原料投入ガスは、原料粉末供給部１５で原料粉末と原料投入ガス調整用キャリアガスが所定の混合比率となるように調整することで得られる。ここで、原料粉末については、上記した通りである。また、原料投入ガス調整用キャリアガスについては、上記した（２ａ）のキャリアガスと同様のものを用いることができる。なお、上記（２ａ）のキャリアガスと原料投入ガス調整用キャリアガスは、同じ種類のものを用いてもよいし、異なる種類のものを用いてもよい。好ましくは同じ種類のものを用いるのが粒子速度が双方の重さの違いによるバラツクを防止できる等の点で望ましい。
【０１０８】
（２ｊ−１）原料投入ガスの温度
ここで、原料投入ガスの温度としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。原料投入ガスの温度の大体の目安としては、−３０〜８０℃、好ましくは０〜６０℃、より好ましくは２０〜４０℃の範囲である。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。原料投入ガスガスの温度が−３０℃以上、好ましくは０℃以上、特に好ましくは２０℃以上であれば、配管の結露が防止でき、水分の巻き込みによる材料特性の劣化を防止できるメリットがある。原料投入ガスガスの温度が８０℃以下、好ましくは６０℃以下、特に好ましくは４０℃以下であれば、配管素材の劣化が防止できる他、安全上、配管に手を触れても火傷を防止することができ、また、原料粉末が不要な高温にさらされることがなく、安定した品質の磁石厚膜を得ることができる。
【０１０９】
（２ｊ−２）原料投入ガスの圧力
原料投入ガスの圧力としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。原料投入ガスの圧力の大体の目安としては、一次キャリアガス１４と同等以上が好ましい。
【０１１０】
（２ｊ−３）原料投入ガスの流速・流量
原料投入ガスの流速としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。原料投入ガスの流量は、一次キャリアガスとの流量比によって必要以上にガス温度が高くならないようにする必要がある。流量比（一次キャリアガスの流量／原料投入ガスの流量）は、１〜７、より好ましくは、２〜５程度に制御することが好ましい。流量比が７以下であれば、原料粉末の供給過多によるノズルや配管の逼塞などによるトラブルを低減することができ、１以上であれば、高温の一次キャリアガスとの接触による原料粉末の特性劣化を抑制することができる。
【０１１１】
（２ｊ−４）原料投入ガスと一次キャリアガス（高速キャリアガス）との混合
本実施形態においては、原料粉末を原料投入ガスとして一次キャリアガスに投入するには、原料粉末供給部１７より原料投入ガスを配管１６を通じて上記キャリアガス加速部１５に投入すればよい。原料粉末の一次キャリアガス（直接、高速キャリアガスに投入してもよい）流への投入量としては、少なすぎると不経済で、多すぎると逼塞する恐れがある。どの程度投入するかは、ガスの流量との兼ね合いで、基材への付着速度が最適化するように選択することができる。
【０１１２】
（２ｊ−５）原料粉末の供給量
また、原料粉末の供給量としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。原料粉末の供給量の大体の目安としては、１〜１００ｇ／ｍｉｎ、好ましくは５〜２０ｇ／ｍｉｎ、より好ましくは８〜１０．５ｇ／ｍｉｎの範囲である。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。原料粉末の供給量が、１ｇ／ｍｉｎ以上であれば、比較的生産性が良好で、短時間に目的の膜厚に到達できる。更に、原料投入ガス調整用キャリアガスとの混合比率にもよるが、基材Ｂに噴射する際に、高速キャリアガスと共に原料粉末が超高速化しすぎて基材Ｂに衝突して跳ね返さえることもない。そのため、基板Ｂに衝突・付着し、堆積させることができる点で優れている。原料粉末の供給量が、１００ｇ／ｍｉｎ以下であれば、ノズル詰りなどのトラブルを低減できるメリットがある。更に、原料投入ガス調整用キャリアガスとの混合比率にもよるが、基材Ｂに噴射する際に、原料粉末が失速することなく、高速キャリアガスと共に超高速で基板Ｂに衝突・付着し、堆積させることができる点で優れている。
【０１１３】
（２ｊ−６）一次キャリアガスと原料投入ガスの混合比率
一次キャリアガスと原料投入ガスの混合比率としても、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。一次キャリアガスと原料投入ガスの混合比率の大体の目安としては、一次キャリアガス１００体積部に対して原料投入ガスを１〜７体積部、好ましくは２〜５体積部の範囲である。但し、かかる範囲に何ら制限されるものではなく、上記範囲を外れていても本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれることはいうまでもない。一次キャリアガス１００体積部に対して原料投入ガスが１体積部以上であれば高温の一次キャリアガスとの接触による原料粉末の特性劣化を抑制することができる。更に、原料粉末が所望の粒子速度を超えて固相状態のまま基材Ｂに衝突され、押し潰されたり、反発して堆積できない等の問題もなく、良好に衝突・堆積化により皮膜を形成することができる。また、かかる操作を繰り返すことで、より高密度化された磁石厚膜を固化成形することができる点で優れている。一次キャリアガス１００体積部に対して原料投入ガスが７体積部以下であれば原料粉末の供給過多によるノズルや配管の逼塞などによるトラブルを低減することができる。更に、高速キャリアガスと共に原料粉末を所望の粒子速度（超高速）で固相状態のまま基材に衝突・堆積させて皮膜を形成することができる。また、かかる操作を繰り返すことで、高密度化された磁石厚膜を固化成形することができる点で優れている。
【０１１４】
（２ｋ）高速キャリアガス
本実施形態で用いられる高速キャリアガスは、原料投入ガスと一次キャリアガスとが混合され、キャリアガス加速部１７で加速されて調製される。
【０１１５】
（２ｋ−１）高速キャリアガスの流速
本実施形態において、上記高速キャリアガス流の流速は、上記キャリアガス加速部１７にて、６００ｍ／ｓ以上、好ましくは７００ｍ／ｓ以上、より好ましくは音速域である１０００ｍ／ｓ以上、特に好ましくは１０００〜１３００ｍ／ｓの範囲まで高速に加速されるものである。高速キャリアガス流が６００ｍ／ｓ以上であれば、コールドスプレー法により、原料粉末を所望の粒子速度で固相状態のまま基材に衝突・付着させて皮膜を形成することができる。更に、かかる操作を繰り返すことで、基板上に好適に堆積化させることができ、高密度化され磁気特性（保磁力、残留磁束密度、密着性等）に優れた所望の磁石成形体（ｍｍ単位製品）を固化成形することができる点で優れている。高速キャリアガス流が１３００ｍ／ｓ以下であれば、基材表面を磁石粉末（原料粉末）が削るようになることもなく、原料粉末が所望の粒子速度を超えて固相状態のまま基材Ｂに衝突され、押し潰されたり、反発して堆積できない等の問題もない。その結果、基材に良好に衝突・付着により皮膜を形成することができる。更に、かかる操作を繰り返すことで、より高密度化され磁気特性（保磁力、残留磁束密度、密着性等）に優れた磁石成形体を固化成形することができる点で優れている。なお、上記高速キャリアガス流は、キャリアガス加速部１７に導入されるまでにキャリアガス発生部１１、キャリアガス加熱ヒータ１３を経て高温高圧のキャリアガス（一次キャリアガス）流に調整されてなるものである。
【０１１６】
（２ｌ）基材に向けた高速キャリアガスの高速噴射
本実施形態では、基材保持保磁部１９上に載置（固定）された基材に向けて上記高速キャリアガスをキャリアガス加速部１７より高速噴射することで、基板上に衝突・付着して皮膜を形成し、更に堆積させて固体成形することで、所望の磁石成形体を得るものである。これにより厚膜化・高密度化され磁気特性（特に（保磁力、残留磁束密度、密着性等））に優れた磁石成形体を得ることができる。
【０１１７】
（２ｌ−１）粒子速度（噴射速度）≒基材Ｂへの衝突速度
本実施形態では、キャリアガス加速部１７（ノズルガン）のノズル先端部より、大気圧下、キャリアガスにて原料粉末を（高速）噴射して、基材Ｂ上に衝突・結着（付着）させ堆積化して堆積物（＝磁石成形体）を固化成形するものである。かかるキャリアガスにて原料粉末を（高速）噴射する際の粒子速度（噴射速度）≒基材Ｂへの衝突速度（以下、粒子速度とのみ称する）としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば特に制限されるものではない。キャリアガスにて原料粉末を高速噴射する際の粒子速度としては、６００ｍ／ｓ以上、好ましくは７００ｍ／ｓ以上、より好ましくは音速域である１０００ｍ／ｓ以上、特に好ましくは１０００〜１３００ｍ／ｓの範囲まで超高速化させることが望ましい。粒子速度が６００ｍ／ｓ以上であれば、コールドスプレー法により、大気圧下、原料粉末が空気抵抗により失速することなく、原料粉末を所望の粒子速度で固相状態のまま基材に衝突・付着させて皮膜を形成することができる。更に、かかる操作を繰り返すことで、基板上に好適に堆積化させることができ、高密度で磁気特性（保磁力、残留磁束密度、密着性等）に優れる所望の堆積物（＝磁石成形体；ｍｍ単位製品）を固化成形することができる点で優れている。粒子速度が１３００ｍ／ｓ以下であれば、噴射から衝突までの間に音速を超えることによる摩擦音が発生して、せっかく付与した運動エネルギーの一部を損なうこともなく、超高速化を維持することができる点で優れている。また、基材表面を磁石粉末（原料粉末）が削るようになることもなく、基材Ｂに噴射する際の原料粉末の粒子速度が超高速化しすぎて基材に衝突して跳ね返さえることもない。また、原料粉末が所望の粒子速度を超えて固相状態のまま基材Ｂに衝突され、押し潰されたり、反発して堆積できない等の問題もない。その結果、基材Ｂに良好に衝突・付着により皮膜を形成することができる。更に、かかる操作を繰り返すことで、より高密度化され磁気特性（保磁力、残留磁束密度、密着性等）に優れた磁石成形体を固化成形することができる点で優れている。
【０１１８】
（２ｌ−２）噴射領域の雰囲気
本実施形態では、上記キャリアガス加速部１７（ノズルガン）のノズル先端部から基材Ｂまでの噴射領域を大気圧下（大気圧雰囲気）としているのは、従来の減圧下で行うＡＤ法の問題点（「発明が解決しようとする課題」の項目を参照）を解消するためである。加えて、噴射領域を大気圧下とすることで、基材Ｂ上に衝突・結着（付着）された原料粉末（希土類磁石粉末）は、基材Ｂからより表面積の大きな基材保持部１９に素早く伝熱して除熱＝大気中に放熱されながら、固化成形することで磁気特性の劣化が抑制された磁石成形体を得ることができる点でも優れている。
【０１１９】
（２ｍ）高速キャリアガスの温度
本実施形態では、高速キャリアガスの温度が、希土類磁石粉末（原料粉末）の窒化物の分解温度未満であるとすることを特徴とするものである。ここで、高速キャリアガスの温度は、キャリアガス加速部１７（ノズルガン）のノズル先端部から基材Ｂに向けて高速噴射する際（詳しくは噴射直前）の温度である。キャリアガス加速部１７（ノズルガン）のノズル先端部に設けた上記温度センサ８ｂで計測することができる。高速キャリアガスの温度を窒化物の分解温度未満とすることにより、磁石粉末の磁気特性を損なうことなく、厚膜化と特に優れた高密度化と磁気特性（保磁力、残留磁束密度、密着性等）を同時に満足する磁石の製造方法を提供することができる。その結果、所望の磁石成形体（バルク成形体）を得ることができる。（表１の実施例１〜１９と比較例４を対比参照のこと）。希土類磁石粉末（原料粉末）が窒化物を含む場合でも、高速キャリアガスの温度は、希土類磁石粉末（原料粉末）の種類（材質）によっても異なる為、一義的に規定できない。そこで、１例を示せば、希土類磁石Ｒ−Ｍ−ＸがＳｍ−Ｆｅ−Ｎ、詳しくはＳｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（ｘ＝２〜３）の場合（実施例１〜１９参照）、４５０℃以上で分解が発生した。かかる観点から、高速キャリアガスの温度は１００℃以上４５０℃未満、好ましくは１５０〜４００℃、より好ましくは１７０〜３８０℃、特に好ましくは２００〜３５０℃の範囲である。（実施例１〜１９及び比較例４を対比参照）。上記高速キャリアガスの温度が１００℃以上であれば、基板に衝突した際に付着しやすく、また生産性にも優れるため好ましい。上記高速キャリアガスの温度が４５０℃未満であれば、希土類磁石（原料粉末）＝窒化物の分解を抑えることができ、磁気特性（特に保磁力、残留磁束密度；比較例４参照）の劣化を抑えることができる点で優れている。但し、本実施形態は上記範囲に何ら制限させるものではなく、希土類磁石（原料粉末）の種類（材質）ごとに、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内で適宜最適な高速キャリアガスの温度を決定すればよい。ここで、希土類磁石（原料粉末）が窒化物を含む場合、窒化物の分解温度は、ＤＳＣ（示差走査熱量測定）解析にて、分解温度を特定した。例えば、原料粉末が４５０℃以上で分解が発生した場合、希土類磁石（原料粉末）＝窒化物の分解温度（分解開始温度）は４５０℃とする。
【０１２０】
なお、希土類磁石粉末（原料粉末）が窒化物を含む場合、上記に例示した以外の窒化物系の希土類磁石粉末では、概ね窒化物（窒素化合物）の分解温度が５２０〜５３０℃である。このことから、高速キャリアガスの温度としては、分解温度未満である。これは、高速キャリアガスの温度が高ければ高いほど高エネルギーを磁石粉体（原料粉末）に与えることができる。そのため、窒化物の分解温度未満の場合には、短時間とはいえ窒化物粒子（特に表面近傍）が分解されるおそれもなく、所望の磁気特性を有効に発現することができる点で好ましい。高速キャリアガスの温度としては好ましくは５００℃以下、より好ましくは１００〜５００℃、特に好ましくは１００〜４００℃、なかでも２００〜３００℃の範囲である。１００℃以上であれば、基板上に付着、堆積化させることができ、生産性の観点からも望ましいといえる。なお、高速キャリアガスの温度を窒化物の分解温度以上の高温＝７８０℃とした場合には、比較例４に示すように、磁気特性の保磁力が０．２１、残留磁束密度０．２７と極端に低く（非常悪く）なることがわかる。このことから、本実施形態では、上記したように高速キャリアガスの温度を窒化物の分解温度未満として固化成形するのが好ましいともいえる。
【０１２１】
ここで言う高速キャリアガス温度とは、上記した通り、原料粉末を含んだ加速された高速キャリアガスの温度のことである。本明細書では、加熱する前のキャリアガスのことを低温ガス、原料粉末を投入する前の加熱されたキャリアガスのことを一次キャリアガス、室温の原料粉末を供給するガスを原料投入ガスと称して、高速キャリアガスと区別する（図１参照）。この高温キャリアガスの温度は、キャリアガス加熱ヒータ１３で加熱された一次キャリアガスと、原料投入ガスの両者を混合した温度になる。この温度調整は、一次キャリアガスと原料投入ガスのガス圧力比で調整できる。なお、キャリアガス温度を達成するのに必要な、１次キャリアガスと原料投入ガスのガス圧力比は、予め予備実験などにより、温度をモニタリングしながら試行錯誤で条件（ガス圧力比）を決定しておくのが望ましい。これは、使用するコールドスプレー装置のノズル径が変わったり、ガス種、ガス温度が変わると変化するためである。
【０１２２】
なお、原料粉末を混合した状態で噴射された高速キャリアガスの温度は、基材温度に影響する。基材Ｂ上に成膜された磁石（皮膜→厚膜）は、長時間ガス温度に晒されることになり、高速キャリアガスの温度が上記に規定する温度条件よりも高すぎると磁気特性の劣化を生じるおそれがある。なお、高速キャリアガスの温度が上記に規定する温度範囲内であっても、必要に応じて、徐冷（水冷、空冷）などを行ってもよいし、熱吸収性のよい基板保持部１９を用いて基材Ｂ上に成膜された磁石（皮膜→厚膜）の温度の安定化を図ってもよい。
【０１２３】
（２ｎ）原料粉末の超高速噴射による基板上への磁石成形体の固化形成
本実施形態では、原料粉末の超高速噴射による基板上への磁石成形体の固化形成するおのである。この際、キャリアガス加速部１７（ノズルガンの先端部）と基材保持部１９上に設置される基材Ｂ表面との間（距離）は一定間隔をあけて設置（配置）されている。また、キャリアガス加速部１７として可動式（走査式）ノズルガンを用いることで、ノズルガンのノズル先端部が一定速度で基材Ｂに平行（上下、左右方向）に走査することで、基板全体ないし任意の一部分（一定領域）に均一な皮膜を形成していくことができる。
【０１２４】
（２ｎ−１）ノズルガンを用いる場合のガスノズルの走査速度
キャリアガス加速部１７として、可動式（走査式）のノズルガンを用いる場合のガスノズルの走査速度としては、本発明の作用効果を損なわない範囲であれば、特に制限されるものではない。ここで、ノズルガンとは、原料粉末を含んだキャリアガスを噴射するノズルを備えており、ノズルを基材Ｂに対して走査させることで、皮膜を成長させて厚膜を得るノズルガンをいう。かかるガスノズルの走査速度として、好ましくは１〜５００ｍｍ／ｓ、より好ましくは１０〜２００ｍｍ／ｓ、特に好ましくは５０〜１００ｍｍ／ｓの範囲である。ガスノズルの走査速度が、１ｍｍ／ｓ以上であれば、加熱領域が均質化し、密着性のよい皮膜が得られるほか、生産効率の低下なく、厚膜化することが可能となる点で優れている。また走査速度が遅いほど直進性に優れる為、基材周辺部への原料粉末の飛散を防止することができ経済的にも優れている他、基板全体に均一な膜厚を形成する上でも有利である。ガスノズルの走査速度が、５００ｍｍ／ｓ以下であれば、噴霧の不均一によるムラの発生を抑制できるほか、生産効率（生産性）に優れ、磁石厚膜の量産化による製品コストの低下を図ることができる。また走査速度が速いほど、パス回数を増やして非常に厚膜な磁石を成膜することも可能であるし、非常に大型の磁石厚膜を効率よく形成する上でも有利である。そのため、自動動車分野、特に電気自動車の駆動用モータのように非常に大きく、厚膜なものが必要とされる分野にも十分に対応できる技術といえる点で優れている。
【０１２５】
（２ｎ−２）走査式ノズルガンを用いた厚膜化形態（１）＝多層構造
またキャリアガス加速部１７として可動式（走査式）のノズルガンを用いて厚膜化するには、上記平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）を複数回繰り返して行うことで所望の厚膜とすることができる。すなわち、１回の平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）で形成できる皮膜厚さが２０μｍの場合、１０００μｍの磁石成形体を固化成形するには、基材全面に亘って５０回の平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）を行うようにすればよい。
【０１２６】
この際、厚さ１０００μｍの磁石成形体の種類の異なる希土類磁石による２層構造とする場合には、例えば、１層目の原料粉末を用いて基材全面に亘って２５回の平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）を行う。その後、２層目の原料粉末を用いて基材全面に亘って２５回の平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）を行うことで、各層の厚さが５００μｍの２層構造の磁石成形体を形成することができる。同様にして、各層の厚さを任意に調整し、各層ごとに種類の異なる希土類磁石による多層構造の磁石成形体を実現することができる。
【０１２７】
（２ｎ−３）走査式ノズルガンを用いた厚膜化形態（２）＝分画構造
また、基材の左右で種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成する場合には、例えば、２台の可動式ノズルガンを用い、そのうちの１台の可動式ノズルガンで基材表面の右半分に亘って５０回の平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）を行う。これと同期して、もう１台の可動式ノズルガンで基板表面の左半分に亘って５０回の平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）を行う。この際、２台可動式ノズルガンにはそれぞれ種類の異なる原料粉末（希土類磁石）を用いることで左右の繋ぎ目に段差などのムラや凹凸のない左右で種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することができる。かかる操作を応用することで、基材上に種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を複数組み合わせた磁石成形体を形成することができる。具体的には、基材を格子状に１６分割したような場合には、当該１６分割（分画）した領域ごとに種類の異なる希土類磁石による細分化構造の磁石成形体を形成することもできる。この際、連続して種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することもできるが、必要に応じて、当該１６分割（分画）した格子線上部分には磁石成形体を形成せずに、個々に独立した１６種類の磁石成形体を形成することもできる。即ち、不連続に、いわゆる飛び石状に磁石成形体を形成・配置することもできる。こうした技術により、使用用途に応じた最適な磁石成形体を必要な箇所のみに適宜配置させることもできる。
【０１２８】
（２ｎ−４）走査式ノズルガンを用いた厚膜化形態（３）＝多層＋分画構造
更に、上記した多層構造の磁石成形体形成技術と細分化構造の磁石成形体形成技術とを適用に組み合わせて３次元的に種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することもできる。また、可動式ノズルガンが、基材全面に対して垂直（前後方向）にも移動もしくは駆動できるようにしてもよい。これは例えば、厚さ２ｍｍ（２０００μｍ）程度の磁石成形体を形成する場合、可動式ノズルガンの先端部と基板全面との間の間隔（距離）が僅かながら変化するのを補正するためのものである。これにより、可動式ノズルガンの先端部と基材全面との間の間隔（距離）を常にほぼ一定に保持することができ、磁石成形体内の厚さ方向の密度のより一層の均質化・高密度化を図ることができる点で優れている。
【０１２９】
（２ｎ−５）走査式の基材保持部を用いた厚膜化形態
また、上記で説明したのとは逆に、キャリアガス加速部１７の固定式ノズルガンの先端部と可動式（走査式）の基材保持部１９上に設置される基材Ｂ表面との間（距離）が一定間隔をあけて設置（配置）されていてもよい。この場合には、キャリアガス加速部１７の固定式ノズルガンの先端部に対して、可動式の基材保持部１９が一定速度で平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）する。これにより可動式（走査式）の基材保持部１９上に設置された基材も同様に走査（移動ないし駆動）することで、広い面積の基材全体ないし任意の一部分（一定領域）に均一な皮膜を形成していくことができる。
【０１３０】
（２ｎ−６）走査式の基材保持部を用いた厚膜化形態（１）＝多層構造
また可動式の基材保持部１９を用いて厚膜化するにも、上記平行（上下、左右方向）に移動（駆動）を複数回繰り返して行うことで所望の厚膜とすることができる。即ち、１回の平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）で形成できる皮膜厚さが２０μｍの場合、１０００μｍの磁石成形体を固化成形するには、ノズルガン先端部に対して可動式の基材保持部１９を５０回平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）を行うようにすればよい。
【０１３１】
この際、可動式の基材保持部１９を用いて、厚さ１０００μｍの磁石成形体の種類の異なる希土類磁石による２層構造とする場合にも、可動式ノズルガンの場合と同様にして行うことができる。例えば、１層目の原料粉末を用いて基材全面に亘って２５回の平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）を行う。その後、２層目の原料粉末を用いて基材全面に亘って２５回の平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）を行うことで、各層の厚さが５００μｍの２層構造の磁石成形体を形成することができる。同様にして、各層の厚さを任意に調整し、各層ごとに種類の異なる希土類磁石による多層構造の磁石成形体を実現することができる。
【０１３２】
（２ｎ−７）走査式の基材保持部を用いた厚膜化形態（２）＝分画構造
また、可動式の基材保持部１９を用いて、基材の左右で種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成する場合にもキャリアガス加速部１７が可動式ノズルガンの場合と同様にして行うことができる。例えば、２台の固定式ノズルガンを用い、そのうちの１台のノズルガンで基材表面の右半分をカバーするように基材保持部１９が５０回平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）を行う。これと同期して、もう１台のノズルガンで基板表面の左半分をカバーするように基材保持部１９が５０回平行（上下、左右方向）に走査（移動ないし駆動）を行う。この際、２台の固定式ノズルガンにはそれぞれ種類の異なる原料粉末（希土類磁石）を用いることで左右の繋ぎ目に段差などのムラや凹凸のない左右で種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することができる。かかる操作を応用することで、基材上に種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を複数組み合わせた磁石成形体を形成することができる。具体的には、基材を格子状に１６分割したような場合には、当該１６分割（分画）した領域ごとに種類の異なる希土類磁石による細分化構造の磁石成形体を形成することもできる。この際、連続して種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することもできるが、必要に応じて、当該１６分割（分画）した格子線上部分には磁石成形体を形成せずに、個々に独立した１６種類の磁石成形体を形成することもできる。即ち、不連続に、いわゆる飛び石状に磁石成形体を形成・配置することもできる。こうした技術により、使用用途に応じた最適な磁石成形体を必要な箇所のみに適宜配置させることもできる。
【０１３３】
（２ｎ−８）走査式の基材保持部を用いた厚膜化形態（３）＝多層＋分割構造
更に、上記した多層構造の磁石成形体形成技術と細分化構造の磁石成形体形成技術とを適用に組み合わせて３次元的に種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することもできる。また、可動式基材保持部１９が、ノズルガンの先端部に対して垂直（前後方向）にも移動ないし駆動できるようにしてもよい。これは例えば、厚さ２ｍｍ（２０００μｍ）程度の磁石成形体を形成する場合、固定式ノズルガンの先端部と可動式基材保持部１９上の基材Ｂ全面との間の間隔（距離）が僅かながら変化するのを補正するためのものである。これにより、固定式ノズルガンの先端部と可動式基材保持部１９上の基材Ｂ全面との間の間隔（距離）を常にほぼ一定に保持することができ、磁石成形体内の厚さ方向の密度のより一層の均質化・高密度化を図ることができる点で優れている。
【０１３４】
（２ｎ−９）走査式のノズルガンと走査式の基材保持部を併用した厚膜化形態
また、上記キャリアガス加速部１７のノズルガンと基材保持部１９を共に可動式（走査式）として併用してもよい。これはインクジェットプリンタと同様の原理で、一方のキャリアガス加速部１７のノズルガン（＝インクジェット部）が基材平面（左右方向：Ｘ軸方向と上下方向：Ｙ軸方向）の左右方向：Ｘ軸方向にのみ走査（移動ないし駆動）する構造とする。他方の基材保持部１９（＝印画紙）が基材平面の上下方向：Ｙ軸方向にのみ走査（移動ないし駆動）する構造とする。こうしたキャリアガス加速部１７のノズルガンと基材保持部１９とが連動（同期）した構成（構造）とすることで、比較的簡単な動作・制御により、所望の磁石成形体を得ることができる点で優れている。なおこれらの構成でも、上記したように多層構造の磁石形成体を形成することもできるし、細分化構造の磁石形成体を得ることもできる。更にこれら多層構造の磁石形成体形成技術と細分化構造の磁石形成体形成技術とを適用に組み合わせて３次元的に種類の異なる希土類磁石による磁石成形体を形成することもできる。
【０１３５】
以上が、本発明の第２の実施形態の説明であるが、言い換えれば、下記（１）〜（２）の段階を含む磁石成形体の製造方法ともいえるものである。即ち（１）キャリアガスと窒化物を含む原料粉末とを混合し加速した状態の高速キャリアガス流にて前記原料粉末を噴射する噴射段階と、（２）噴射された前記原料粉末を基材上に堆積して固化成形する固化成形段階とを含む。加えて本実施形態では、前記原料粉末が、窒化物系の希土類磁石粉末とＺｎおよび／またはＭｎの粒子を含むものである。更に前記（１）の噴射段階の高速キャリアガスの温度が、前記窒化物の分解温度未満であり、前記（２）の固化成形段階が大気圧下で行われることを特徴とする磁石成形体の製造方法である。以下、これらの要件につき説明する。
【０１３６】
（１）キャリアガスと窒化物を含む原料粉末とを混合し加速した状態の高速キャリアガス流にて前記原料粉末を噴射する噴射段階
本実施形態の噴射段階は、キャリアガスと窒化物を原料粉末とを混合し加速した状態の高速キャリアガス流にて前記原料粉末を噴射するものである。好ましくは、上記コールドスプレー装置において、キャリアガスと前記原料粉末とを混合し加速した状態（＝原料粉末を溶融またはガス化させることなく、所定の温度・圧力・速度に調整された状態）の高速キャリアガス流にて前記原料粉末を噴射するものである。噴射の際には、上記高速キャリアガス流にて原料粉末を、原料粉末を溶融またはガス化させることなく、ノズルガンの噴射ノズルの先端部より、キャリアガスと共に超高速で固相状態のままで基材上に向けて噴射するものである。本実施形態の噴射段階については、本実施形態（Ｂ）の上記（１）全般及び（２ａ）〜（２ｌ−１）等に説明した通りであるので、ここでの説明は省略する。
【０１３７】
（２）噴射された前記原料粉末を基材上に堆積して固化成形する固化成形段階
本実施形態の固化成形段階は、前記（１）の噴射段階で噴射された前記原料粉末を基材上に堆積して固化成形するものである。好ましくは、前記（１）の噴射段階で噴射された原料粉末をキャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突・付着して高密度な皮膜を形成する。更にかかる操作を繰り返すことで原料粉末を基材上に堆積して、高密度で磁気特性に優れる厚膜の堆積物を固化成形するものである。これにより高密度で磁気特性（保磁力、残留磁束密度、密着性）に優れる磁石成形体を得ることができるものである。本実施形態の固化成形段階についても、本実施形態（Ｂ）の上記（１）全般及び（２ｎ）等に詳しく説明した通りであるので、ここでの説明は省略する。
【０１３８】
（３）原料粉末、キャリアガスの温度及び大気圧下
本実施形態で用いる原料粉末、前記（１）の噴射段階での高速キャリアガスの温度及び前記（２）固化成形段階が大気圧下で行われることについては、本実施形態（Ｂ）の上記（２ｅ）〜（２ｉ）、（２ｌ−２）、（２ｍ）等に詳しく説明した通りであるので、ここでの説明は省略する。
【０１３９】
（４）噴射段階のガス圧力
本実施形態の前記（１）の噴射段階でのガス圧力としては、本実施形態の作用効果を損なわない範囲内であれば、特に制限されるものではない。この噴射段階でのガス圧については、低すぎると基板に衝突した粒子が十分に付着しないことがあり、０．５ＭＰａ超、好ましくは０．６ＭＰａ以上のガス圧力で噴射して固化成形することが望ましい。即ち、ガス圧力を０．５ＭＰａ超、好ましくは０．６ＭＰａ以上とする理由は、０．５ＭＰａ以下では粒子速度の低下が著しくなり皮膜の成長が困難になるおそれがあるためである。上記ガス圧の範囲とすることにより、磁石粉末の磁気特性を損なうことなく、厚膜化と高密度化と磁気特性（特に優れた残留磁束密度）を同時に満足する磁石の製造方法を提供することができ、所望の磁石成形体（バルク成形体）を得ることができる。ここで、ガス圧力は、大気開放前の噴射段階での圧力であり、上記した圧力センサ８ａで計測することができる。かかるキャリアガス圧は、キャリアガス温度との兼ね合いになる。圧力が低すぎると温度をどんなに上げても基材Ｂに衝突・付着し堆積させることができない。また、ガス圧の上限値は、基材Ｂとの相性により異なるものであり、同じ圧力でも、基材を削るように作用することもあれば、基材が跳ね返すように作用することもあるし、基材上に好適に堆積することもある。例えば、基材にＣｕ基板を用い場合では基板に衝突・付着し、該基板上に好適に堆積するガス圧力であっても、基材にＡｌ基板を用い場合には、該基板を削るように作用することもあり得る。かかる観点から、ガス圧に関しては一義的に規定することはできないが、０．５ＭＰａ超であればよく、好ましくは０．６ＭＰａ以上、より好ましくは０．６〜５Ｍｐａ、特に好ましくは０．８〜３ＭＰａの範囲である。但し、かかる範囲を外れる場合であっても、本実施形態の作用効果に影響することなく、所望の作用効果を好適に発揮し得る範囲内であれば、本実施形態の技術範囲に含まれ得るものである。ガス圧力が０．５ＭＰａ超であれば、超高速の粒子速度の低下を招くことなく、高密度で磁気特性（保磁力、残留磁束密度、密着性＝剥離強度）に優れた皮膜の成長による磁石成形体を得ることができる点で好ましい。
【０１４０】
（５）第２の実施形態の特徴について
上記したように、本実施形態では、原料粉末を溶融またはガス化させること無くキャリアガスと共に超高速で固相状態のまま基材に衝突させて皮膜を形成する工法（成膜法）であるコールドスプレー法を利用するものである。このコールドスプレー法は、従来の溶射法やプラズマ溶射法等と比較すると、材料の融点以下での加工が可能なため、エアロゾルデポジッション（ＡＤ）法等と同様に低温プロセスに分類される。しかしながら、しかし、コールドスプレーは、ＡＤ法とは、ガスの加速方法が異なる。ＡＤ法が、真空チャンバの減圧による加速法であるのに対し、コールドスプレー法は、キャリアガスを加熱して加速している特徴がある。そのため、コールドスプレー法では、ＡＤ法よりも速い粒子速度が得られる反面、原料粉末が室温以上に加熱される問題があった。一般的に、キャリアガス温度が高いほど粒子速度を加速することができるため、通常１０００℃を超える溶射プロセスと比較すると、きわめて低い温度域での固化成形技術であると言えるが、それでも数百度に達する問題があった。これまで、コールドスプレー法では、高融点の金属、硬質材料やセラミックのコーティング手法としてコールドスプレー法が活用されてきているが、いずれの材料も、もともと数百度というコールドスプレー法の温度域では特性の変化が小さいという利点があった。しかしながら、本実施形態（変形例を含む）で用いたボンド用磁石粉末のように、４００℃以上の熱に対して特性が大きく変化する材料では、更に低温での操作が必要になる。そこで、キャリアガス温度を低くして噴射したところ、粒子の基材への衝突速度が低下して、基材に付着しなくなり皮膜が成長しない問題が生じた。逆に、キャリアガス温度を高くすると磁気特性が損なわれるだけでなく、磁石材料のように硬質脆性材料が加速されすぎることにより、磁石粒子が研磨剤として作用し、基板を研削するため、磁石として成膜しない問題が生じた。そこで、我々は、この点について改善に取り組んだ。その結果、希土類磁石の原料粉末においては、キャリアガスの温度を、希土類磁石の結晶粒の粒成長温度未満とすることで、磁気特性の劣化を防止でき、皮膜の成長が可能なことを見出したものである。
【０１４１】
（Ｃ）磁石モータ（第３の実施形態）
本実施形態の磁石モータは、上記第１の実施形態に記載の磁石成形体及び上記第２の実施形態（変形例を含む）に記載の製造方法により得られた磁石成形体よりなる群から選ばれてなる少なくとも１種の磁石成形体を用いてなることを特徴とするものである。即ち、本実施形態の磁石モータでは、第１及び第２の実施形態の磁石成形体を１種単独で用いてもよいし、２種以上を組合せて使用してもよい。本実施形態の磁石モータでは、第１及び第２の実施形態の少なくとも１種の磁石成形体を用いたことを特徴とする磁石モータ（例えば、小型家電用、表面磁石型など）であるため、同等の特性を軽量、小型高性能システムとして得ることができる点で優れている。
【０１４２】
図４ａは、表面磁石型同期モータ（ＳＭＰまたはＳＰＭＳＭ））のロータ構造を模式的に表す断面概略面である。図４ｂは、埋込磁石型同期モータ（ＩＭＰまたはＩＰＭＳＭ））のロータ構造を模式的に表す断面概略面である。図４ａに示す表面磁石型同期モータ４０ａでは、第１及び第２の実施形態の少なくとも１種の磁石（成形体）４１を表面磁石型同期モータ用のロータ４３表面に直接固化成形した（または貼り付けた）ものである。表面磁石型同期モータ４０ａでは、第１及び第２の実施形態で説明したように、基材にロータ４３を用いることで、直接ロータ４３に原料粉末を噴射し、付着・堆積化して固化成形して磁石成形体４１を表面磁石型同期モータ４０ａ上に形成する。この磁石成形体４１を着磁することで面磁石型同期モータ４０ａを得ることができる。この点が埋込磁石型同期モータ４０ｂに比して優れているともいえる。特に直接固化成形した場合には、遠心力で高速回転させた場合でも、ロータ４３から磁石成形体４１が剥離せずに使いやすくなる点で優れている。一方、図４ｂに示す埋込磁石型同期モータ４０ｂでは、第１及び第２の実施形態の少なくとも１種の磁石（成形体）４５を埋込磁石型同期モータ用のロータ４７に形成した埋込溝に圧入（挿入）して固定化したものである。埋込磁石型同期モータ４０ｂでは、まず、第１及び第２の実施形態で説明したように、基材に埋込溝（図示図）と同じ表面形状のものを用い、埋込溝と同じ厚さｄになるまで原料粉末を基材上に噴射し、基材上に付着・堆積化して固化成形した磁石成形体４５を得る。あるいは基材に埋込溝（図示図）と同じ表面形状のものを用い、埋込溝の１／１０の厚さｄになるまで原料粉末を基材上に噴射し、基材上に付着・堆積化して固化成形した磁石成形体４５ａを１０セット作製する。この時点では基材と磁石成形体４５、４５ａとは密着（一体化）している。次に、基材表面（溶剤に溶解しやすい極薄い金属箔を張り付けるなどしておく）から磁石（成形体）５５，５５ａを適当な溶剤（基材表面の金属箔のみを溶解する溶剤）を用いて剥離するか、あるいは物理的に応力を加えて剥離して（剥がして）磁石成形体４５、４５ａだけを得る。次に、磁石成形体４５、４５ａを着磁し、磁石成形体４５ａは必要な厚さｄになるよう、磁石成形体４５ａを１０枚重ね合わせる。その後、ロータ４７の埋込溝に磁石成形体４５又は４５ａ（１０枚積層体）を圧入（挿入）することにより、埋込磁石型同期モータ４０ｂを得ることができる。この場合には、磁石成形体４５、４５ａの形状が平板状であり、磁石成形体４５、４５ａの固化成形が、曲面上に磁石を固化形成する必要のある表面磁石型同期モータ４０ａに比して比較的容易である点で優れている。なお、本実施形態は、上記に説明した特定のモータだけに何ら制限されるものではなく、幅広い分野に適用することができるものである。即ち、希土類磁石が用いられる、オーディオ機器のキャプスタンモータ、スピーカ、ヘッドホン、ＣＤのピックアップ、カメラの巻上げ用モータ、フォーカス用アクチュエータ、ビデオ機器等の回転ヘッド駆動モータ、ズーム用モータ、フォーカス用モータ、キャプスタンモータ、ＤＶＤやブルーレイの光ピックアップ、空調用コンプレッサ、室外機ファンモータ、電気かみそり用モータなどの民生用電子機器分野；ボイスコイルモータ、スピンドルモータ、ＣＤ−ＲＯＭ、ＣＤ−Ｒの光ピックアップ、ステッピングモータ、プロッタ、プリンタ用アクチュエータ、ドットプリンタ用印字ヘッド、複写機用回転センサなどのコンピュータ周辺機器・ＯＡ機器；時計用ステッピングモータ、各種メータ、ペジャー、携帯電話用（携帯情報端末を含む）振動モータ、レコーダーペン駆動用モータ、加速器、放射光用アンジュレータ、偏光磁石、イオン源、半導体製造機器の各種プラズマ源、電子偏光用、磁気探傷バイアス用などの計測、通信、その他の精密機器分野；永久磁石型ＭＲＩ、心電図計、脳波計、歯科用ドリルモータ、歯固定用マグネット、磁気ネックレスなどの医療用分野；ＡＣサーボモータ、同期モータ、ブレーキ、クラッチ、トルクカップラ、搬送用リニアモータ、リードスイッチ等のＦＡ分野；リターダ、イグニッションコイルトランス、ＡＢＳセンサ、回転、位置検出センサ、サスペンション制御用センサ、ドアロックアクチュエータ、ＩＳＣＶアクチュエータ、電気自動車駆動用モータ、ハイブリッド自動車駆動用モータ、燃料電池自動車駆動用モータ、ブラシレスＤＣモータ、ＡＣサーボモータ、ＡＣインダクション（誘導）モータ、パワーステアリング、カーエアコン、カーナビゲーションの光ピックアップなど自動車電装分野など極めて幅広い分野の各種用途に応じた形状を持っていればよい。但し、本実施形態の希土類磁石が用いられる用途は、上記したほんの一部の製品（部品）に何ら制限されるものではなく、現在希土類磁石が用いられる用途全般に適用し得るものであることはいうまでもない。さらに、基材を離型材として利用し、基材上に形成した磁石成形体を基材表面から剥離した（剥がした）磁石成形体のみを取り出して、各種用途に使用することもできる。こうした場合には、基材の形状を使用用途に適用する形状にしておけばよく、多角形（三角形、正四角形菱形、六角形、円形等）の平板（円板）形状、多角形（三角形、正四角形菱形、六角形、円形等）波板状、ドーナツ状など、特に制限さえるものではない。
【実施例】
【０１４３】
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。
【０１４４】
（実施例１）
図１に示すコールドスプレー装置１０を用いたコールドスプレー法により、磁石成形体の形成を行った。
【０１４５】
基材Ｂとして、幅５０ｍｍ、長さ８０ｍｍ、厚さ１ｍｍのＣｕ基材を基材保持部１９として石盤を、キャリアガス加速部１７としてノズルガンを準備した。石盤上にＣｕ基材の表面をノズルガンのノズル先端から１０ｍｍの距離に設置（基材四隅を固定）して、原料粉末を、コールドスプレー法にて、Ｃｕ基材に向けて噴射することで、磁石の皮膜を成長させて固化成形を行って磁石成形体を得た。
【０１４６】
原料粉末のうち磁石粉末には、Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｎ３合金系のボンド磁石用磁石粉末を用いた。この磁石粉末の粒径は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で確認したところ５μｍ以下の粒径のものが多く、粒度分析の結果、平均粒子径は３μｍであった。Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（Ｘ＝２〜３）の原料磁粉（磁石粉末）をＤＳＣ（示差走査熱量測定）解析にて、分解温度を特定した結果、４５０℃以上で分解が発生した。
【０１４７】
磁石粉末にはＺｎ粒子を体積率で１５％を混合させて原料粉末とした。Ｚｎ粒子は、市販の平均粒子径７μｍのものを用いた。磁石粉末及びＺｎ粒子からなる原料粉末と撹拌混合して、コールドスプレー法に供した。
【０１４８】
非磁性金属粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比は、ナノインデンテーション法を用いて、変形のし易さの指標として定義した。ナノインデンテーション法は、図２ａに示すように、適当な基盤（図示せず）上に載置された試料２３（非磁性金属製プレート）の表面にダイヤモンド製の三角錐の圧子２１をある荷重まで押し込んだ（圧入）後、その圧子２１を取り除く（除荷）までの荷重Ｐと変位（試料２１への圧入深さｈ）の関係（圧入（負荷）−除荷曲線）を測定する方法である。図２ｂに示すように、負荷（圧入）曲線は材料（試料２３の非磁性金属製プレート）の弾塑性的な変形挙動を反映し、除荷曲線は弾性的な回復挙動により得られる。図２ｂの負荷曲線と除荷曲線とで囲まれた面積（実線のハッチ部分）が、塑性変形に消費したエネルギーＥｐである。負荷曲線の最大荷重点から横軸（圧入深さｈ）に下ろした垂線と除荷曲線と横軸で囲まれた面積（破線のハッチ部分）が、弾性変形で吸収されたエネルギーＥｅである。以上から粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比＝Ｅｐ／Ｅｅ×１００（％）として求められる値である。粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子として用いたＣｕ粒子およびＡｌ粒子はいずれも弾塑性比は５０％以下となった。具体的にはＣｕ粒の弾塑性比は２２％であり、Ａｌ粒子弾塑性比は３８％であった。
【０１４９】
コールドスプレー法で用いたキャリアガスは、高圧キャリアガス発生部１１である高圧Ｈｅボンベまたは高圧窒素ボンベから発生させた低温（室温）のＨｅガスを用いた（詳しくは、表１参照）。高圧キャリアガス発生部１１で発生させた低温キャリアガスを、キャリアガス加熱ヒータ１３で加熱した。キャリアガス加熱ヒータ１３で加熱後の一次キャリアガスの加熱温度（ガス温度）は１０００℃一定とした。キャリアガス加熱ヒータ１３としては、発熱抵抗体としてカンタル線を用いた。また、原料粉末供給部１５としてステンレス製の小型ホッパー内に、粉末の流動確保のための回転攪拌機を設置し、ホッパー底部に設けたメッシュの上に堆積した原料粉末を、攪拌機で撹拌しつつ、メッシュから濾し出す方式を用いた。原料粉末供給部１５からは上記原料粉末をキャリアガスと同種のガスを用いて混合してなる原料投入ガスをノズルガンに投入した。また、原料粉末全体の投入量は、８．５ｇ／ｍｉｎの範囲で行った（下記表１参照）。
【０１５０】
キャリアガス温度と圧力は、一次キャリアガスと原料投入ガスが混合された後、キャリアガス加速部（ノズルガン）１７内の温度センサ１８ｂ及び圧力センサ１８ａで計測した。
【０１５１】
キャリアガス加速部１７（ノズルガン）は、原料粉末を含んだキャリアガスを噴射するノズルを備えており、ノズルをＣｕ基材に対して走査させることで、皮膜を成長させて厚膜（磁石成形体）を得た。キャリアガス加速部１７（ノズルガン）のガスノズルは、Ｃｕ基板の長手方向に複数回走査させて厚膜化した。長手方向の１回の走査につき、幅方向に０．５ｍｍずらしていきながら幅１０ｍｍの磁石膜（磁石成形体）を作製した。厚さは、もとの基板Ｂの厚さより０．３ｍｍ〜１．５ｍｍの厚さに到達するまでパス数を重ねた。
【０１５２】
実施例１では、ガス圧力は、０．８ＭＰａ、キャリアガス温度は２７０℃、走査速度は５０ｍｍ／ｓで固化成形して磁石成形体を得た。
【０１５３】
得られた磁石成形体は、まず、外観上、剥離の有無を確認した。次に、表面を研磨した後、５ｍｍ角に試料を切りだし、Ｃｕ基材ごと試料振動型磁力計（ＶＳＭ）にて磁気測定を行った。反磁界補正は、得られた膜厚から基材の厚さを除いて厚さを算出して（形状を求めて）実施した。保磁力と残留磁束密度について、原料粉末の値を１００％として、固化成形後の値を評価した。
【０１５４】
但し、原料粉末は、０．０３ｇを秤量し、エポキシ樹脂にて固化して等方性ボンド磁石を作製し、ＶＳＭにて評価した。保磁力に対しては、反磁界補正は実施せずに計測した値を用いた。
【０１５５】
理論密度とは、用いた原料粉末中の磁石主相（磁石粉末；希土類磁石相）が、Ｘ線解析から求められる格子定数をもつとして、磁石成形体の１００％の体積を占めるとした場合の密度のことをいう。さらに、磁石成形体の理論密度の８０％以上とは、Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（Ｘ＝２〜３）化合物の成形体内での体積率を規定するものである。
【０１５６】
具体的には、まず、得られた磁石成形体の比重を求めた。更に、磁石成形体を削りだして、中のＳｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（Ｘ＝２〜３）化合物の濃度をＩＣＰ（誘導結合プラズマ）にて組成解析した。Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（Ｘ＝２〜３）化合物は、原材料と同等のであると仮定して、磁石成形体中のＳｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（Ｘ＝２〜３）の重量を算出した。
【０１５７】
まず、密度は、フライス加工によってＣｕ基板を除去した後、アルキメデス法にて計測した。別途、添加した金属（実施例１のＺｎ以外にも、他の実施例で用いたＭｎ、Ｃｕ、Ａｌについても同様とした）濃度は湿式分析にて定量した。Ｚｎ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ａｌ濃度に相当する重量を除いた重量に相当する密度を算出して、理論密度に対する相対値を求めた。
【０１５８】
用いたＳｍ２Ｆｅ１４Ｎｘ（Ｘ＝２〜３）化合物の格子定数をＸ線解析にて測定し、理論密度は７．６７ｇ／ｃｍ３と算出した。その値を用いて、理論密度に対する割合（％）を算出した。得られた結果を表１にまとめた。
【０１５９】
（実施例２〜４）
実施例２〜４は、混合するＺｎ粒子の混合量（体積率）を実施例１の１５％から、順に１０％、５％、３％に変化させた以外は、実施例１と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。
【０１６０】
（実施例５）
実施例５は、コールドスプレー法のガス圧、ガス温、走査速度を変化させた以外は、実施例２と同様の操作を行った。実施例２では、ガス圧力０．８ＭＰａ、キャリアガス温度２７０℃、走査速度５０ｍｍ／ｓで固化成形して磁石成形体を得たのに対し、実施例５では、ガス圧力０．６ＭＰａ、キャリアガス温度２００℃、走査速度１００ｍｍ／ｓで固化成形して磁石成形体を得た。得られた結果を表１にまとめた。
【０１６１】
（実施例６〜８）
実施例６〜８は、実施例２において、Ｚｎ粒子と同時に、弾塑性比が５０％以下のＣｕ粒子とＡｌ粒子を混合させる操作を行った。詳しくは、実施例６ではＣｕ粒子の混合量（体積率）を３％とし、実施例７ではＣｕ粒子の混合量（体積率）を５％とし、実施例８ではＣｕ粒子の混合量（体積率）を３％、Ａｌ粒子の混合量（体積率）を２％とした以外は、実施例２と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。
【０１６２】
（実施例９）
実施例９は、実施例３において、添加する金属粒子を、Ｚｎ粒子の替わりにＭｎ粒子とし、更に、Ｃｕ粒子も混合する操作を行った。詳しくは、実施例３では、Ｚｎ粒子の混合量（体積率）を５％としたのに対し、実施例９ではＭｎ粒子の混合量（体積率）を５％とし、弾塑性比５０％以下のＣｕ粒子の混合量（体積率）を３％とした以外は、実施例３と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。
【０１６３】
（実施例１０）
実施例１０は、実施例１において、コールドスプレー法のガス圧、ガス温を変化させ、添加する金属粒子として、Ｚｎ粒子とＭｎ粒子とＣｕ粒子を混合する操作を行った。詳しくは、実施例１では、ガス圧力０．８ＭＰａ、キャリアガス温度２７０℃、Ｚｎ粒子の混合量（体積率）１５％としていた。これに対し、実施例１０ではガス圧力０．６ＭＰａ、キャリアガス温度２００℃、Ｚｎ粒子の混合量（体積率）５％、Ｍｎ粒子の混合量（体積率）２％とし、弾塑性比が５０％以下のＣｕ粒子の混合量（体積率）３％とした以外は、実施例１と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。
【０１６４】
（実施例１１）
実施例１１は、コールドスプレー法のガス種をＮ２とし、ガス圧、ガス温を変化させた以外は、実施験例２と同様の操作を実施した。詳しくは、実施例２では、ガス種はＨｅ、ガス圧０．８ＭＰａ、キャリアガス温度２７０℃に対し、実施例１１では、ガス種はＮ２、ガス圧２．８ＭＰａ、キャリアガス温度３００℃とした以外は、実施例２と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。
【０１６５】
（実施例１２）
実施例１２は、実施例１１にＣｕ粒子を混合する操作を行った。詳しくは、実施例１１では、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子を混合していないのに対し、実施例１２では、Ｃｕ粒子の混合量（体積率）を３％とした以外は、実施例１１と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。
【０１６６】
（実施例１３〜１４）
実施例１３と１４は、実施例１２において、Ｚｎ粒子の混合量を変化させた。詳しくは、実施例１２ではＺｎ粒子の混合量（体積率）を１０％に対し、実施例１３ではＺｎ粒子の混合量（体積率）を５％とし、実施例１４ではＺｎ粒子の混合量（体積率）を３％とした以外は、実施例１２と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。
【０１６７】
（実施例１５）
実施例１５は、実施例１２のコールドスプレー法のガス温を変化させ、添加する金属粒子として、Ｚｎ粒子をＭｎ粒子に変化させた。詳しくは、実施例１２では、キャリアガス温度３００℃、Ｚｎ粒子の混合量（体積率）を１０％に対し、実施例１５では、キャリアガス温度３５０℃、Ｍｎ粒子の混合量（体積率）を１０％とした以外は、実施例１２と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。
【０１６８】
（実施例１６）
実施例１６は、実施例１３のコールドスプレー法のガス温を変化させ、添加する金属粒子として、Ｚｎ粒子をＭｎ粒子に変化させた。詳しくは、実施例１３では、キャリアガス温度３００℃、Ｚｎ粒子の混合量（体積率）を５％に対し、実施例１６では、キャリアガス温度３５０℃、Ｍｎ粒子の混合量（体積率）を５％とした以外は、実施例１３と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。
【０１６９】
（実施例１７）
実施例１７は、実施例１５から、走査速度を変化させ、添加する金属粒子として、Ｚｎ粒子とＭｎ粒子とＡｌ粒子を混合する操作を行った。詳しくは、実施例１５では、走査速度５０ｍｍ／ｓ、Ｍｎ粒子の混合量（体積率）１０％としていた。これに対し、実施例１７では、走査速度１００ｍｍ／ｓ、Ｚｎ粒子の混合量（体積率）３％、Ｍｎ粒子の混合量（体積率）１０％、弾塑性比が５０％以下のＡｌ粒子の混合量（体積率）１％とした以外は、実施例１５と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。
【０１７０】
（比較例１）
比較例１においては、実施例１から、添加する金属粒子を変化させ、弾塑性比が５０％以下のＣｕ粒子のみを混合する操作を行った。詳しくは、実施例１では、Ｚｎ粒子の混合量（体積率）を１５％としたのに対し、比較例１では、弾塑性比が５０％以下のＣｕ粒子の混合量（体積率）を２０％とした以外は、実施例１と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。その結果、比較例１では、Ｚｎ／Ｍｎ粒子を含まず、Ｃｕ粒子の混合量を２０％と大きくしても、残留磁束密度の大きな低下を抑制できないことが確認できた。
【０１７１】
（比較例２）
比較例２においては、実施例１のＺｎ粒子の混合量を変化させた。詳しくは、実施例１では、Ｚｎ粒子の混合量（体積率）を１５％としたのに対し、比較例２では、Ｚｎ粒子の混合量（体積率）を２０％とした以外は、実施例１と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。表１の結果から、実施例１から、添加する金属粒子の混合量（体積率）を１５％から２０％に増加しても、保磁力の向上効果は小さく、むしろ残留磁束密度の大きな低下を抑制できないことが確認できた。
【０１７２】
（比較例３）
比較例３においては、実施例２のコールドスプレー法のガス種を変化させた。詳しくは、実施例２では、キャリアガスがＨｅであるのに対し、比較例３ではＡｉｒ（大気）とした以外は、実施例２と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。表１の結果から、キャリアガスが不活性ガスでなく、Ａｉｒ（大気）のように活性ガスを含有する場合には、保磁力および残留磁束密度の低下が著しいことが確認できた。
【０１７３】
（比較例４）
比較例４においては、実施例１１から、コールドスプレー法のガス圧、ガス温を変化させ、添加する金属粒子を変化させ、弾塑性比が５０％以下のＣｕ粒子のみを混合する操作を行った。詳しくは、実施例１１では、ガス圧２．８ＭＰａ、キャリアガス温度３００℃とし、Ｚｎ粒子の混合量（体積率）を１０％としていた。これに対し、比較例４では、ガス圧１．２ＭＰａ、キャリアガス温度７８０℃とし、弾塑性比が５０％以下のＣｕ粒子の混合量（体積率）１％とした以外は、実施例１１と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。表１の結果から、キャリアガス温度が窒素化合物（磁石粒子）の分解温度（４５０℃）を大きく超えている為、保磁力および残留磁束密度の低下が著しいことが確認できた。
【０１７４】
（比較例５）
比較例５においては、比較例１の添加する金属粒子を変化させた。詳しくは、比較例１では、弾塑性比が５０％以下のＣｕ粒子の混合量（体積率）２０％としたのに対し、比較例５では弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子を用いなかった以外は、比較例１と同様の操作を行った。得られた結果を表１にまとめた。表１の結果から、比較例５では、比較例１（更には比較例４）のように、弾塑性比５０％以下の非磁性金属粒子を含有しないため、密着性が悪く、外見上、剥離が生じていたことが確認できた。
【０１７５】
【表１】
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【符号の説明】
【０１７６】
１０  コールドスプレー装置、
１１  高圧キャリアガス発生部、
１２  高圧キャリアガスを圧送するための配管、
１３  キャリアガス加熱ヒータ、
１４  高温高圧のキャリアガス（一次キャリアガス）を圧送するための配管、
１５  原料粉末供給部、
１６  原料投入ガスを注入する配管、
１７  キャリアガス加速部（ノズルガン）、
１８ａ  圧力センサ、
１８ｂ  温度センサ、
１９  基材保持部、
Ｂ  基板、
２０  ナノインデンテーション法の実験装置、
２１  ダイヤモンド製の三角錐の圧子、
２３  試料（粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属製プレート）、
４０ａ  表面磁石型同期モータ、
４０ｂ  埋込磁石型同期モータ、
４１  表面磁石型同期モータ用のロータの磁石（成形体）、
４３  表面磁石型同期モータ用のロータ、
４５、４５ａ  埋込磁石型同期モータ用の磁石（成形体）、
４７  埋込磁石型同期モータのロータ、
ｄ  埋込磁石型同期モータのロータに設けられた埋込溝の厚さ。
【図１】
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【図２ａ】
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【図２ｂ】
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【図３】
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【図４ａ】
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【図４ｂ】
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