(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
一般式
Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｍ100-x-y-z
ただし、Ｒ１は少なくとも一種の希土類元素（Ｙを含む）で、５０原子％以上がＳｍである、Ｒ２はＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも一種の元素、ＭはＦｅ単独またはＦｅが５０原子％以上のＦｅ及びＣｏからなる元素、ｘ、ｙ及びｚは原子％でそれぞれ２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．００１≦ｚ≦１０を示す、にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有することを特徴とする磁性材料。
【請求項２】
前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造の格子定数ａ、ｃの比であるｃ／ａが０．８４７以上であることを特徴とする請求項１記載の磁性材料。
【請求項３】
前記一般式中のｚは、０．１≦ｚ≦３であることを特徴とする請求項１または２記載の磁性材料。
【請求項４】
前記一般式中のｙは、０．１≦ｙ≦１０であることを特徴とする請求項１乃至３いずれか記載の磁性材料。
【請求項５】
一般式
Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｍ100-x-y-z
ただし、Ｒ１はＹを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの元素で、５０原子％以上がＳｍである、Ｒ２はＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１つの元素、ＭはＦｅ単独またはＦｅが５０原子％以上のＦｅ及びＣｏからなる元素、ｘ、ｙ、ｚはそれぞれ原子％でｘ≧２、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．００１≦ｚ≦１０である、にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する磁性材料粉末と、
バインダと
を含むことを特徴とするボンド磁石。
【請求項６】
前記バインダは、合成樹脂からなることを特徴とする請求項５記載のボンド磁石。
【請求項７】
前記磁性材料粉末は、粒径２．８μｍ以下の粉末の含有割合が５体積％以下であることを特徴とする請求項５または６記載のボンド磁石。
【請求項８】
Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相（ただし、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの元素を示す）を主相とする磁性材料粉末がさらに配合されることを特徴とする請求項５乃至７いずれか記載のボンド磁石。
【請求項９】
前記一般式Ｒ１x Ｒ２y ＢzＭ100-x-y-zの磁性材料粉末（Ａ）と前記Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相を主相とする磁性材料粉末（Ｂ）の混合比率は、重量割合でＡ／Ｂが０．１〜１０であることを特徴とする請求項８記載のボンド磁石。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は磁性材料およびボンド磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、高性能希土類永久磁石としてはＳｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知られており、現在量産化が進められている。これらの磁石にはＦｅまたはＣｏが多量に含まれ、飽和磁束密度の増大に寄与している。また、これらの磁石中の希土類元素は、結晶場中における４ｆ電子の挙動に由来する非常に大きな磁気異方性をもたらす。これにより保磁力の増大化が図られ、高性能な磁石が実現されている。このような高性能磁石は主としてスピーカー、モーター、計測器などの電気機器に使用されている。
【０００３】
近年、各種電気機器の小形化の要求が高まり、それに応えるために前記永久磁石の最大磁気エネルギー積を向上し、より高性能の永久磁石が求められている。
【０００４】
これに対し本発明者らは、ＴｂＣｕ7 相を主相とする磁性材料において、主相中のＦｅ濃度が高く、飽和磁束密度の高い磁性材料を提案した（特願平４−２７７４７４）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
このようなＦｅ濃度が高いＴｂＣｕ7 相を主相とする磁性材料においても更なる残留磁束密度の増大が要求されている。Ｆｅ濃度が高いＴｂＣｕ7 相を主相とする磁性材料に大きな保磁力を付与するためには、例えば液体急冷、メカニカルアロイング等の製造プロセスを採用することが有効である。しかしながら、これらのプロセスを経た磁性材料は、結晶粒が微細であり通常の磁場配向のような簡単なプロセスでの磁化容易軸方向への結晶配向が困難になる。その結果、大きな残留磁束密度を有する磁性材料が得られないという問題があった。
【０００６】
本発明は、主相がＴｂＣｕ7 相で、残留磁束密度の高い磁性材料を提供しようとするものである。
【０００７】
また、本発明は主相が相で、残留磁束密度の高い自在量を含むボンド磁石を提供しようとするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明に係わる磁性材料は、  一般式
Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｍ100-x-y-z
ただし、Ｒ１は少なくとも一種の希土類元素（Ｙを含む）で、５０原子％以上がＳｍである、Ｒ２はＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも一種の元素、ＭはＦｅ単独またはＦｅが５０原子％以上のＦｅ及びＣｏからなる元素、ｘ、ｙ及びｚは原子％でそれぞれ２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．００１≦ｚ≦１０を示す、にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有することを特徴とするものである。
【０００９】
等方性の磁性材料において、個々の結晶粒が独立に振る舞う場合には一般的に飽和磁束密度（Ｂｓ）に対する残留磁束密度（Ｂｒ）の比率（Ｂｒ／Ｂｓ）が０．５を越えない。ただし、微細化した結晶粒が結晶粒界を介して交換相互作用により結合すると、等方性の磁性材料であっても前記Ｂｒ／Ｂｓが０．５を越える場合がある。
【００１０】
ＴｂＣｕ7 相を主相とし、かつ硼素（Ｂ）を含む前記一般式で示される本発明に係わる磁性材料は、結晶粒間の交換相互作用が増大されるため、残留磁束密度が向上される。これは、次に説明する硼素の挙動によるものと考えられる。硼素は、例えばＴｂＣｕ7 相のインタースティシャル位置に侵入したり、希土類元素、遷移金属元素と結合して粒界相を形成するなどの形で磁性材料中に取り込まれる。このような磁性材料中への硼素の取り込みは、結晶粒を微細化する、粒界構造に影響を与える等により結晶粒間の交換相互作用を増強して前記Ｂｒ／Ｂｓが０．５を越える性質を発現でき、磁性材料の残留磁束密度を向上することができる。
【００１１】
本発明に係わるボンド磁石は、一般式
Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｍ100-x-y-z
ただし、Ｒ１はＹを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの元素で、５０原子％以上がＳｍである、Ｒ２はＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１つの元素、ＭはＦｅ単独またはＦｅが５０原子％以上のＦｅ及びＣｏからなる元素、ｘ、ｙ、ｚはそれぞれ原子％でｘ≧２、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．００１≦ｚ≦１０である、にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する磁性材料粉末と、
バインダと
を含むことを特徴とするものである。
【００１２】
このようなボンド磁石は、残留磁束密度の高い磁性材料を含むため、大きな最大エネルギー積を有する。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明の磁性材料は、一般式
Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ100-x-y-z-u 
ただし、Ｒ１は少なくとも一種の希土類元素（Ｙを含む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくとも一種の元素、ＡはＨ、Ｎ、Ｃ及びＰから選ばれる少なくとも一種の元素、ＭはＦｅ及びＣｏの少なくとも１つの元素、ｘ、ｙ、ｚ及びｕは原子％でそれぞれ２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．００１≦ｚ≦１０、０≦ｕ≦２０を示す、にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する。
【００１４】
前記主相は、磁性材料中の占有量が最大の相で、前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する主相は磁気特性を担うものである。このため、本発明の磁性材料中の主相の含有比率が低下すると、主相の特性が反映されないため、少なくとも５０体積％以上の含有比率を有することが望まれる。
【００１５】
本発明に係わる磁性材料において、前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造の格子定数ａ、ｃの比ｃ／ａは０．８４７以上であることが好ましい。前記ｃ／ａは、ＴｂＣｕ7 相中のＦｅおよびＣｏ濃度と密接に関連しており、ｃ／ａの上昇に伴ってＦｅおよびＣｏ濃度が増大する。ＴｂＣｕ7 相中のＦｅおよびＣｏ濃度の増大は、飽和磁束密度の増大に繋がり、磁気特性を向上させることができる。このような効果は、ｃ／ａが０．８４７以上の磁性材料において特に顕著である。前記ｃ／ａの値は、磁性材料を構成する成分の比率または製造方法により制御することができる。
【００１６】
次に、（１）前記一般式の磁性材料を構成する各成分の働きおよび各成分の配合量を規定した理由、（２）Ａ元素を含まない磁性材料の製造方法、（３）Ａ元素としてＮを配合した磁性材料の製造方法、（４）Ａ元素としてＣを配合した磁性材料の製造方法、（５）磁石の製造方法について詳細に説明する。
【００１７】
（１）前記一般式の磁性材料を構成する各成分の働きおよび各成分の配合量を規定した理由
（１−１）Ｒ１元素
Ｒ１元素である希土類元素としては、Ｌａ、Ｃｅ，Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｙが挙げられ、これらは１種または２種以上の混合物で使用される。Ｒ１元素は、前記磁性材料に大きな磁気異方性をもたらし、高い保磁力を付与する。特に、Ｒ１元素は５０原子％以上がＳｍであることが好ましい。この場合、Ｓｍ以外の残部はＰｒ、Ｎｄであることが好ましい。
【００１８】
前記Ｒ１元素を２原子％未満にすると磁気異方性の低下が著しく大きな保磁力を有する磁性材料を得ることが困難になる。一方、前記Ｒ１元素が過剰に配合されると、磁性材料の飽和磁束密度が低下する。したがって、Ｒ１元素含有量ｘは４≦ｘ≦１６であることが好ましい。
【００１９】
（１−２）Ｒ２元素
Ｒ２元素としては、Ｚｒ、Ｈｆ及びＳｃの群から選ばれる少なくとも１つの元素を用いることができる。このようなＲ２元素は、主として主相の希土類サイトを占有し、希土類サイトの平均原子半径を低減させるなどの作用により、主相であるＴｂＣｕ7 型相中のＦｅおよびＣｏ濃度を高めることが可能になる。好ましいＲ２元素の含有量ｙは、０．１≦ｙ≦１０、さらに好ましくは１≦ｙ≦３である。
【００２０】
また、Ｒ１元素及びＲ２元素の合計量を４原子％未満にするとα−Ｆｅ（Ｃｏ）の析出が著しく大きな保磁力を有する磁性材料を得ることが困難になる。一方、Ｒ１元素及びＲ２元素の合計量が２０原子％を越えると磁性材料の飽和磁束密度が低下する。より好ましいＲ１元素及びＲ２元素の合計含有量（ｘ＋ｙ）は、４≦ｘ＋ｙ≦１６である。
【００２１】
（１−３）Ｂ（硼素）
硼素は、本発明の目的である残留磁束密度の高い磁性材料を得るために有効な元素である。硼素の含有量を０．００１原子％未満にすると、残留磁束密度の高い磁性材料を得ることが困難になる。一方、硼素の含有量が１０原子％を越えるとＲ2 Ｆｅ14Ｂ相の生成が顕著になり、磁性材料の磁気特性が劣化する。好ましい硼素の含有量ｚは、０．０１≦ｚ≦４、さらに好ましくは０．１≦ｚ≦３である。
【００２２】
（１−４）Ａ元素
Ａ元素は、Ｈ、Ｎ、Ｃ、Ｐから選ばれる少なくとも１つの元素である。前記Ａ元素は、主として主相の格子間位置に存在し、前記Ａ元素を含まない場合と比較して前記主相のキュリー温度、磁気異方性を向上させる働きを有する。
【００２３】
前記Ａ元素は、少量の配合でその効果が発揮されるが、２０原子％を越えるとα−Ｆｅ（Ｃｏ）の析出が多くなる。より好ましいＡ元素の含有量ｕは、２≦ｕ≦２０、更に好ましくは５≦ｕ≦１０である。
【００２４】
（１−５）Ｍ元素
Ｍ元素は、ＦｅおよびＣｏから選ばれた少なくとも１つの元素であり、磁性材料の飽和磁束密度を増大させる働きを有する。前記Ｍ元素は、磁性材料中に７０原子％以上含有されることにより効果的に飽和磁束密度が増大される。
【００２５】
Ｍ元素の一部をＣｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｉから選ばれる少なくとも１つのＴ元素で置換することを許容する。このようなＴ元素の置換により、磁性材料全体に占める主相の割合を増加させたり、主相中のＭおよびＴの総量を増加させることが可能になる。また、磁性材料の保磁力を増大させることが可能になる。
【００２６】
ただし、前記Ｔ元素でＭ元素を多量に置換すると、飽和磁束密度の低下を招く。このため、Ｔ元素の置換量は原子％でＭ元素の２０％以下にすることが望ましい。また、飽和磁束密度の高い磁性材料を得る観点から、Ｍ元素およびＴ元素の総量中に占めるＦｅ量は５０原子％以上にすることが好ましい。
【００２７】
本発明に係わる磁性材料は、酸化物などの不可避的不純物を含有することを許容する。
【００２８】
（２）磁性材料の製造方法
（２−１）まず、所定量のＲ１、Ｒ２、Ｍの各元素および必要に応じて前記Ｍ元素の一部を置換するＴ元素を含有するインゴットをアーク溶解または高周波溶解にて調製する。このインゴットを小片に切り出し、所定量の硼素（Ｂ）とともに高周波誘導加熱等により溶融した後、溶湯を高速で回転する単ロール上に噴出して急冷薄帯を製造する。インゴット中に予め硼素を含有させ、この溶湯から急冷薄帯を製造することも可能である。
【００２９】
前記溶湯の温度は、高くし過ぎるとＲ2 Ｆｅ14Ｂ相が急冷薄帯中に生成する恐れがある。このため、前記溶湯の温度は９００℃〜１５００℃にすることが好ましい。
【００３０】
前記液体急冷法としては、単ロール法のほかに双ロール法、回転ディスク法、ガスアトマイズ法などの手段を用いてもよい。
【００３１】
（２−２）所定量のＲ１、Ｒ２、Ｂ、Ｍの各元素および必要に応じて前記Ｍ元素の一部を置換するＴ元素の各原料粉末の混合体に機械的エネルギーを付与し、固相反応により合金化させるメカニカルアロイング法またメカニカルグラインディング法により磁性材料を製造する。
【００３２】
なお、前記磁性材料の製造方法において、急冷工程および固相反応工程をＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気で行うことが望ましい。このような雰囲気で急冷または固相反応させることによって、酸化による磁気特性の劣化が防止された磁性材料を製造することが可能になる。
【００３３】
前記方法で得られた磁性材料は、必要に応じてＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気中または真空中、３００〜１０００℃で０．１〜１０時間の熱処理が施されることを許容する。このような熱処理を施すことにより、保磁力等の磁気特性を向上させたりすることが可能になる。
【００３４】
（３）Ａ元素としてＮを配合した磁性材料の製造方法
まず、前記（２−１）、（２−２）の方法で得られた合金材料をボールミル、ブラウンミル、スタンプミル、ジェットミル等によって平均粒径数μｍ〜数１００μｍに粉砕し、この合金粉末を窒素ガス雰囲気中で熱処理（窒化処理）することにより磁性材料を製造する。ただし、前記（２）の方法のようにメカニカルアロイング法またはメカニカルグラインディング法で製造された合金材料は粉末状態であるため前記粉砕工程を省略することも可能である。
【００３５】
前記窒化処理が施される合金粉末の原料として前記（１）の液体急冷法で得られる合金材料（薄帯）を用いる場合には、急冷直後の保磁力（ｉＨｃ）が５６ｋＡ／ｍ（７００  Ｏｅ）以下、より好ましくは２０ｋＡ／ｍ（２５０  Ｏｅ）以下であるか、または厚さが３０μｍ以下の薄帯を用いることが望ましい。前者の薄帯は、例えば液体急冷法として単ロール法を採用した場合、前記ロールの回転速度を高めることにより得られる。後者の薄帯は、例えば液体急冷法として単ロール法を採用した場合、溶湯を噴射するノズルと単ロールとのギャップを調整することにより得られる。このような薄帯を粉砕して得られた合金粉末を窒化処理することにより残留磁束密度がさらに向上された磁性材料を得ることが可能になる。
【００３６】
前記窒化処理は、０．００１〜１００気圧の窒素ガス雰囲気中、２００〜７００℃の温度下で行うことが好ましい。このような圧力および温度下での窒化処理は、０．１〜３００時間行えばよい。
【００３７】
特に、窒化処理時の窒素圧力をｐ（気圧）、窒化処理温度をＴ（℃）とした時、ｐが２気圧以上で、かつ２ｐ＋４００≦Ｔ≦２ｐ＋４２０の関係を満たすことが好ましい。
【００３８】
すなわち、本発明者らは前記合金粉末を窒化処理する際、窒素圧力と窒素吸収開始温度との間に図１に示す関係があることを見出した。ここで、窒素吸収開始温度は、窒素含有ガス中で室温より昇温した場合に窒素吸収が起こる温度とする。α−Ｆｅ相が磁性材料中に析出し始める温度は、前記窒素吸収開始温度とほぼ等しいため、窒素圧力を高めた場合、窒素圧力が低い場合に比較して高温で窒化処理を行ってもα−Ｆｅ相の析出を少なくすることが可能になる。したがって、前記条件で窒化処理を行うことにより過剰のα−Ｆｅ相の析出を抑制しつつ、前記合金粉末内部への窒素の拡散が容易になり、磁気特性が良好に磁性材料を得ることが可能になる。
【００３９】
ただし、窒素圧力が２気圧以上の条件でその温度をＴ＜２ｐ＋４００にすると、窒化処理を行っても単位時間当りの窒素吸収量が少なく、窒化処理時間が長くなってコストの増大を招く恐れがある。一方、窒素圧力が２気圧以上の条件でその温度をＴ＞２ｐ＋４２０にすると、窒素圧力を高めてもα−Ｆｅ相の析出が多くなって、磁性材料の磁気特性を劣化させる恐れがある。
【００４０】
前記窒化処理の雰囲気は、窒素ガスに代えてアンモニア等の窒素化合物ガスを用いてもよい。このアンモニアの使用により、窒化反応速度を高めることが可能になる。
【００４１】
前記窒化処理の前工程として０．００１〜１００気圧の水素ガス雰囲気中、１００〜７００℃の温度下で熱処理を行うか、または窒素ガスに水素を混合したガスを用いることにより、高効率の窒化を行うことが可能になる。
【００４２】
前記窒化処理においては、窒素を含まない別のガスを混合することも可能であるが、酸素を混合する場合には熱処理中の酸化物生成による磁気特性劣化を避けるために、酸素分圧を０．０２気圧以下にすることが望ましい。
【００４３】
なお、前記合金粉末の調製過程においてＲＮ（Ｒは前述したＲ１およびＲ２からの選ばれる少なくとも１種）等の窒素化合物を原料として用い、固相反応により調製することによって前記Ａ元素として窒素が配合された磁性材料を製造することも可能である。
【００４４】
（４）Ａ元素としてＣを配合した磁性材料の製造方法
まず、前記（２−１）、（２−２）の方法で得られた合金材料をボールミル、ブラウンミル、スタンプミル、ジェットミル等によって平均粒径数μｍ〜数１００μｍに粉砕し、この合金粉末を例えばメタン等の炭素含有ガスの雰囲気中で熱処理することにより炭素が取り込まれた磁性材料を製造する。ただし、前記（２）の方法のようにメカニカルアロイング法またはメカニカルグラインディング法で製造された合金材料は粉末状態であるため前記粉砕工程を省略することも可能である。
【００４５】
前記熱処理が施される合金粉末の原料として前記（１）の液体急冷法で得られる合金材料（薄帯）を用いる場合には、急冷直後の保磁力（ｉＨｃ）が５６ｋＡ／ｍ（７００  Ｏｅ）以下、より好ましくは２０ｋＡ／ｍ（２５０  Ｏｅ）以下であるか、もしくは厚さが３０μｍ以下の薄帯を用いることが望ましい。このような薄帯を粉砕して得られた合金粉末を炭素含有ガスの雰囲気中で熱処理することにより残留磁束密度がさらに向上された磁性材料を得ることが可能になる。
【００４６】
前記熱処理は、０．００１〜１００気圧の炭素含有ガスの雰囲気中、２００〜７００℃の温度下で行うことが好ましい。このような圧力および温度下での熱処理は、０．１〜３００時間行えばよい。
【００４７】
Ａ元素としてＣを配合した磁性材料は、前記メタンのような炭素含有ガスを用いる他に、合金の調製段階で炭素を添加することにより製造することが可能である。
【００４８】
なお、Ａ元素としてリンを配合した磁性材料は、合金の調製段階でリンを添加することにより製造することが可能である。
【００４９】
（５）永久磁石の製造方法
永久磁石を製造する場合には、通常、前記磁性材料を粉砕した合金粉末を用いる。ただし、前記磁性材料の製造工程において既に粉砕が行われている場合にはこれを省略することが可能である。このような合金粉末を用いて下記に示すような方法で永久磁石を製造する。
【００５０】
（５−１）前記合金粉末をバインダと混合し、圧縮成形することによりボンド磁石を製造する。
【００５１】
前記合金粉末としては、粒径２．８μｍ以下の微細な粉末の含有量が５体積％以下、より好ましくは２体積％以下であるものを用いることが望ましい。このような微細な合金粉末は、比表面積が大きいために酸化され易く、かつ固気反応によりα−Ｆｅを生成し易い。このため、前記微細な合金粉末を含まない合金粉末を用いることによって、磁気特性がより向上されたボンド磁石を得ることが可能になる。
【００５２】
前記合金粉末中の微細な粉末を除去するには、例えば前記合金粉末を気流分散機を用いて分級する方法、または前記合金粉末を溶媒中に分散させ、浮遊粒子を除去する方法等を採用することができる。
【００５３】
前記バインダは、例えばエポキシ樹脂、ナイロン等の合成樹脂を用いることができる。前記合成樹脂としてエポキシ樹脂のような熱硬化性樹脂を用いる場合には、圧縮成形後、１００〜２００℃の温度でキュア処理を施すことが好ましい。前記合成樹脂としてナイロンのような熱可塑性樹脂を用いる場合には、射出成形法を用いることが望ましい。
【００５４】
前記圧縮成形工程において、磁場を印加して合金粉末の結晶方位を揃えることにより、高磁束密度を有するボンド磁石を得ることが可能になる。
【００５５】
前記ボンド磁石において、Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相（ただし、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの元素を示す）を主相とする磁性材料粉末を含むことを許容する。
【００５６】
前記一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ100-x-y-z-u （ｕ＝０）の合金粉末を窒化処理する際、粉末内部まで十分かつ均一に窒化するためには粉末粒径は小さい、例えば５０μｍ以下、更には３０μｍ以下程度、であることが好ましい。ただし、前述したように比表面積を大きくする粒径２．８μｍ以下の微細な粉末の含有量が５体積％以下である合金粉末を用いることが好ましい。しかしながら、このような５０μｍ以下の微細な粉末を用いてボンド磁石を製造すると、充填率を上げることが困難になる。その結果、ボンド磁石の磁気特性を向上することが困難になる。
【００５７】
一方、前記Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料は余り細かく粉砕すると磁気特性が劣化する。したがって、比較的大きい粒径、例えば５０μｍ以上程度の粒径を有するＲ2 Ｆｅ14Ｂ系の粉末と、それより粒径の小さい前記一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ100-x-y-z-u の粉末とを混合して用いることにより、充填率を向上することができ、結果として磁気特性の優れたボンド磁石を得ることができる。
【００５８】
前記一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ100-x-y-z-u にて表される合金粉末（Ａ）と前記Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相を主相とする合金粉末（Ｂ）の混合比率は、重量割合でＡ／Ｂが０．１〜１０であること好ましい。前記Ａ／Ｂを０．１未満にすると、ボンド磁石中に占める残留磁束密度のような磁気特性の優れた合金粉末（Ａ）の量が低下して磁気特性を十分に高めることが困難になる。一方、前記Ａ／Ｂが１０を越えると、ボンド磁石の最密充填性を改善することが困難になる。
【００５９】
（５−２）前記合金粉末を低融点金属または低融点合金と混合した後、圧縮成形することによりメタルボンド磁石を製造する。
【００６０】
前記低融点金属としては、例えばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｍｇなどの金属を挙げることができ、前記合金は前記金属の合金を用いることができる。
【００６１】
前記圧縮成形工程において、磁場を印加して前記合金粉末の結晶方位を揃えることにより、高磁束密度を有するメタルボンド磁石を得ることが可能になる。
【００６２】
（５−３）前記合金粉末をホットプレスまたは熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）により高密度の成形体として一体化することにより永久磁石を製造する。
【００６３】
前記加圧工程において、磁場を印加して前記合金粉末結晶方位を揃えることにより、高磁束密度を有する永久磁石を製造できる。
【００６４】
前記加圧工程後に３００〜７００℃の温度で加圧しながら塑性変形加工を施すことにより、前記合金粉末が磁化容易軸方向に配向した永久磁石を製造することが可能になる。
【００６５】
（５−４）前記合金粉末を焼結することにより永久磁石を製造する。
【００６６】
【実施例】
以下、本発明の実施例を詳細に説明する。
【００６７】
（実施例１）
まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｆｅ原料を、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解してインゴットを調製した。インゴットの組成は、Ｓｍ７．５原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７原子％、残部をＦｅとした。このインゴットを２０ｇ程度の小片に切り出し、６０ｍｇ程度のＢとともに石英製のノズルに装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周速４０ｍ／ｓで回転する銅製の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する際の温度は、１３００℃とした。ＩＣＰによる組成分解の結果、前記合金薄帯中には１．８８原子％のＢが含有され、Ｓｍ7.35Ｚｒ2.45Ｃｏ26.5Ｂ1.88Ｆｅbal の組成を有するものであった。つづいて、前記合金薄帯を石英管に真空封入し、７２０℃で１５分間熱処理を施した。
【００６８】
前記熱処理後の合金薄帯における生成相をＸ線回折にて調べた。その結果、回折パターン上、微小なα−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回折ピークが六方晶系のＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けされ、ＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認された。また、Ｘ線回折の結果より、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ＝０．４８５３ｎｍ、ｃ＝０．４１８４ｎｍと評価でき、格子定数比ｃ／ａは０．８６２１であることがわかった。
【００６９】
前記熱処理後の合金薄帯について、乳鉢を用いて粒径１００μｍ以下に粉砕し、この磁性材料粉末にエポキシ樹脂を２重量％添加し混合した後、８０００ｋｇ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成型し、さらに１５０℃の温度で２．５時間キュア処理を施することによりボンド磁石を製造した。
【００７０】
得られたボンド磁石の室温における磁気特性を測定した結果、残留磁束密度、保磁力及び最大エネルギー積はそれぞれ０．７５Ｔ、２１０ｋＡ／ｍ、６４ｋＪ／ｍ3 であった。
【００７１】
（実施例２）
前記実施例１の合金薄帯を石英管に真空封入し、７２０℃で１５分間熱処理を施した。熱処理材について、乳鉢を用いて粒径３２μｍ以下に粉砕した後、１気圧の窒素ガス雰囲気中、４４０℃で６５時間熱処理（窒化処理）を施して磁性材料粉末を合成した。この磁性材料粉末の組成は、Ｓｍ6.76Ｚｒ2.25Ｃｏ24.35 Ｂ1.70Ｎ8.12Ｆｅbal であった。
【００７２】
前記磁性材料粉末における生成相をＸ線回折にて測定することにより図２に示すＸ線回折パターンを得た。図２に示すように、回折パターン上、微小なα−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回折ピークが六方晶系のＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けされ、ＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認された。また、Ｘ線回折の結果より、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ＝０．４９２７ｎｍ、ｃ＝０．４２５５ｎｍと評価でき、格子定数比ｃ／ａは０．８６３６であることがわかった。
【００７３】
次いで、前記磁性材料粉末をエタノール中で浮遊させ、浮遊物を除去することにより粒径３．８μｍ以下の微細な粉末を５体積％以下まで除去した。このような微粉除去後の磁性材料粉末にエポキシ樹脂を２重量％添加し混合した後、８０００ｋｇ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成型し、その後１５０℃の温度で２．５時間キュア処理を施したボンド磁石を製造した。
【００７４】
得られたボンド磁石の室温における磁気特性を測定した結果、残留磁束密度、保磁力及び最大エネルギー積はそれぞれ０．７５Ｔ、５６０ｋＡ／ｍ、８１ｋＪ／ｍ3 であった。
【００７５】
（実施例３〜１０）
まず、高純度のＳｍ、Ｎｂ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｆｅの各原料をＡｒ雰囲気中でアーク溶解して８種のインゴットを作製した。つづいて、これらのインゴットの小片を硼素（Ｂ）とともに石英製のノズルにそれぞれ装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周速４０ｍ／ｓで回転する銅製の単ロール上に噴出して８種の合金薄帯を作製した。これらの合金薄帯を石英管に真空封入し、７２０℃で１５分間熱処理を施し、さらに乳鉢を用いて粒径３２μｍ以下に粉砕した後、１気圧の窒素ガス雰囲気中、４４０℃で６５時間熱処理（窒化処理）をそれぞれ施することにより下記表１に示す組成の８種の磁性材料粉末を合成した。
【００７６】
前記各磁性材料粉末は、Ｘ線回折の結果、全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲であることがわかった。
【００７７】
次いで、前記磁性材料粉末を用いて前記実施例２と同様な方法により８種のボンド磁石を製造した。
【００７８】
得られた各ボンド磁石の室温における残留磁束密度、保磁力、最大エネルギー積を調べた。これらの結果を下記表１に併記した。
【００７９】
【表１】
0003795694.tif 000002
【００８０】
前記表１から明らかなように実施例３〜１０のボンド磁石は、残留磁束密度、保磁力、最大エネルギー積が大きく、優れた磁気特性を示すことがわかる。
【００８１】
（比較例１）
まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｃｏの各原料を所定量調合し、実施例１と同様な条件で合金薄帯を作製し、真空中で熱処理した後、実施例２と同様の方法で窒化処理を施して磁性材料粉末を製造した。なお、インゴットの組成はＳｍ７．５原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７原子％、残部をＦｅとした。またＢの添加量は１４原子％となるように調整した。
【００８２】
得られた磁性材料粉末のＸ線回折を行なった結果、ＴｂＣｕ7 相、Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相及びα−Ｆｅ相の生成が確認された。また、それぞれの相のメインピークの回折強度比は、ＴｂＣｕ7 相：Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相：α−Ｆｅ相＝１９：３３：４８であった。
【００８３】
次いで、前記磁性材料粉末を用いて実施例１と同様にしてボンド磁石を製造した。得られたボンド磁石の室温における残留磁束密度、保磁力、最大エネルギー積は、それぞれ０．１２Ｔ、３２ｋＡ／ｍ、１．０ｋＪ／ｍ3 と低い磁気特性であった。これは、磁性材料中の硼素（Ｂ）の配合量が本発明の範囲（１０原子％以下）を越え、前述した粉末Ｘ線回折の結果からα−Ｆｅ相およびＲ2 Ｆｅ14Ｂ相の析出が著しいことに起因するものと考えられる。
【００８４】
（比較例２）
高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｃｏの各原料を所定量調合し、実施例１と同様な条件で合金薄帯を作製し、真空中で熱処理した後、実施例２と同様の方法で窒化処理を施して磁性材料粉末を製造した。なお、インゴットの組成はＳｍ７．５原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７原子％、残部がＦｅであり、Ｂは添加されていなかった。
【００８５】
得られた磁性材料粉末について、粉末のＸ線回折を行なった結果、実施例１と同様にＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、ＴｂＣｕ7 相の格子定数比ｃ／ａは０．８６１であることがわかった。
【００８６】
次いで、前記磁性材料粉末を用いて実施例１と同様にしてボンド磁石を製造した。得られたボンド磁石の室温における残留磁束密度、保磁力、最大エネルギー積は、それぞれ０．６０Ｔ、５５０ｋＡ／ｍ、５７ｋＪ／ｍ3 であり、実施例２と比較して磁気特性が劣る。これは、Ｂの添加を行わなかったことにより、残留磁束密度が実施例２より小さく、これに起因して最大エネルギー積も実施例１より低下したものと推測される。
【００８７】
（実施例１１−１〜１１−３）
まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｆｅの各原料を、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解してインゴットを調製した。なお、インゴットの組成はＳｍ７．５原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７．０原子％、残部がＦｅであった。このインゴットを所定量のＢとともに石英製のノズルに装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周速４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する際の温度は、１３５０℃とした。ＩＣＰによる組成分析の結果、前記合金薄帯中には１．９原子％のＢが含有され、Ｓｍ7.4 Ｚｒ2.4 Ｃｏ29.8Ｂ1.9 Ｆｅbal の組成を有するものであった。得られた合金薄帯の保磁力を振動試験型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。その結果、保磁力は１２〜６８ｋＡ／ｍであった。
【００８８】
次いで、保磁力が１２ｋＡ／ｍ、３６ｋＡ／ｍおよび６８ｋＡ／ｍの合金薄帯を選び、これら合金薄帯をそれぞれ不活性雰囲気（Ａｒ；０．９気圧）中、７００℃で３０分間熱処理を施した。つづいて、これら合金薄帯をボールミルにより平均粒径２０μｍ前後にそれぞれ粉砕した後、それぞれ１気圧の窒素ガス雰囲気中、４５０℃で５０時間熱処理（窒化処理）を施することにより下記表２に示す組成の３種の磁性材料粉末を合成した。
【００８９】
前記各磁性材料粉末は、Ｘ線回折の結果、全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲であることがわかった。
【００９０】
前記各磁性材料粉末について、振動試験型磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁気特性（残留磁束密度、最大エネルギー積）を調べた。なお、これらの磁気特性は磁性材料粉末の密度を７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算し、反磁界係数０．１５として補正した結果を下記表２に示す。
【００９１】
（実施例１２〜１５）
まず、高純度のＳｍ、Ｎｂ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｆｅの各原料をＡｒ雰囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注入して４種のインゴットを作製した。これらのインゴットを所定量のＢとともに石英製のノズルに装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周速４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。前記各溶湯を噴出する際の温度は、１３２０℃とした。ＩＣＰによる組成分析の結果、前記各合金薄帯中には１．１原子％、１．６原子％、０．５原子％、１．７原子％のＢがそれぞれ含有され、Ｓｍ7.9 Ｚｒ2.2 Ｎｉ3.3 Ｇａ1.1 Ｃｏ22.0Ｂ1.1 Ｆｅbal.（実施例１２）、Ｓｍ6.5 Ｎｄ1.1 Ｚｒ2.6 Ｍｏ2.2 Ｃｒ1.1 Ｓｉ1.1 Ｃｏ25.0Ｂ1.6 Ｆｅbal.（実施例１３）、Ｓｍ7.4 Ｐｒ1.1 Ｚｒ1.6 Ｈｆ0.5 Ｗ0.5 Ａｌ0.2 Ｃ2.2 Ｃｏ33.9Ｂ0.5 Ｆｅbal.（実施例１４）、Ｓｍ7.2 Ｎｄ0.6 Ｄｙ2.2 Ｚｒ2.7 Ｍｎ1.1 Ｎｂ1.1 Ｃｏ26.0Ｂ1.7 Ｆｅbal.（実施例１５）の組成を有するものであった。得られた各合金薄帯の保磁力を振動試験型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。その結果、実施例１２〜１５の合金薄帯の保磁力はそれぞれ２０ｋＡ／ｍ、３３ｋＡ／ｍ、２９ｋＡ／ｍ、２２ｋＡ／ｍであった。
【００９２】
次いで、前記各合金薄帯をそれぞれ不活性雰囲気（Ａｒ；０．９気圧）中、７００℃で３０分間熱処理を施した。つづいて、これら合金薄帯をボールミルにより平均粒径２０μｍ前後にそれぞれ粉砕した。ひきつづき、実施例１２、１３、１４の合金粉末をそれぞれ１気圧の窒素ガス雰囲気中、４５０℃で５０時間熱処理（窒化処理）を施することにより下記表２に示す組成の３種の磁性材料粉末を合成した。また、実施例１５の合金粉末を０．０２気圧のアンモニアガスおよび１気圧の窒素ガスの雰囲気中、３５０℃で１０時間熱処理を施することにより下記表２に示す組成の磁性材料粉末を合成した。
【００９３】
前記各磁性材料粉末は、Ｘ線回折の結果、全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲であることがわかった。
【００９４】
前記各磁性材料粉末について、振動試験型磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁気特性（残留磁束密度、最大エネルギー積）を調べた。なお、これらの磁気特性は磁性材料粉末の密度を７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算し、反磁界係数０．１５として補正した結果を下記表２に示す。
【００９５】
【表２】
0003795694.tif 000003
【００９６】
前記表２から明らかなように急冷直後の保磁力が５６ｋＡ／ｍ以下の合金薄帯（１２ｋＡ／ｍ、３６ｋＡ／ｍ）を用いて窒化処理することにより得られた実施例１１−１、１１−２の磁性材料粉末は、いずれも最大エネルギー積が急冷直後の保磁力が５６ｋＡ／ｍを越える合金薄帯（６８ｋＡ／ｍ）を用いて窒化処理することにより得られた実施例１１−３の磁性材料粉末に比べて大きいことがわかる。
【００９７】
また、急冷直後の保磁力が５６ｋＡ／ｍ以下の合金薄帯を用いて窒化処理することにより得られた実施例１２〜１５の磁性材料粉末は、いずれも磁気特性が優れていることがわかる。
【００９８】
なお、実施例１１−１〜１１−３の合金薄帯の作製において、保磁力が５６ｋＡ／ｍを越えるものの割合が３０％弱であったが、溶湯が噴射される銅ロールの回転速度（周速度）を４２ｍ／ｓｅｃにすることにより保磁力が５６ｋＡ／ｍを越えるものの割合を５％未満にすることができ、特に得られた合金薄帯を分別することなくそのまま加熱処理、粉砕、窒化処理等を施すことにより実施例１１−１、１１−２と同様な特性を有する磁性材料粉末を得ることができる。
【００９９】
（実施例１６−１、１６−２）
まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｆｅの各原料を、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解してインゴットを調製した。なお、インゴットの組成はＳｍ７．５原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７原子％、残部がＦｅであった。このインゴットを所定量のＢとともに石英製のノズルに装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周速４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する際の温度は、１３５０℃とした。ＩＣＰによる組成分析の結果、前記合金薄帯中には１．９原子％のＢが含有され、Ｓｍ7.4 Ｚｒ2.4 Ｃｏ29.8Ｂ1.9 Ｆｅbal の組成を有するものであった。得られた複数の合金薄帯の厚さをノギスを用いて測定した。その結果、前記各合金薄帯の厚さは５〜４５μｍであった。
【０１００】
次いで、厚さが３０μｍ以下の合金薄帯および厚さが３０μｍを越える合金薄帯をそれぞれ選び、これら合金薄帯をそれぞれ不活性雰囲気（Ａｒ；０．９気圧）中、７００℃で３０分間熱処理を施した。つづいて、これら合金薄帯をボールミルにより平均粒径２０μｍ前後にそれぞれ粉砕した後、それぞれ１気圧の窒素ガス雰囲気中、４３０℃で１００時間熱処理（窒化処理）を施することにより下記表３に示す組成の２種の磁性材料粉末を合成した。
【０１０１】
前記各磁性材料粉末は、Ｘ線回折の結果、全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲であることがわかった。
【０１０２】
前記各磁性材料粉末について、振動試験型磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁気特性（残留磁束密度、最大エネルギー積）を調べた。なお、これらの磁気特性は磁性材料粉末の密度を７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算し、反磁界係数０．１５として補正した結果を下記表３に示す。
【０１０３】
（実施例１７〜２０）
まず、高純度のＳｍ、Ｎｂ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｆｅの各原料をＡｒ雰囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注入して４種のインゴットを作製した。これらのインゴットを所定量のＢとともに石英製のノズルに装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周速４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。前記各溶湯を噴出する際の温度は、１３４０℃とした。ＩＣＰによる組成分析の結果、前記各合金薄帯中には１．１原子％、１．６原子％、０．５原子％、１．７原子％のＢがそれぞれ含有され、Ｓｍ7.9 Ｚｒ2.2 Ｎｉ3.3 Ｇａ1.1 Ｃｏ22.0Ｂ1.1 Ｆｅbal.（実施例１７）、Ｓｍ6.5 Ｎｄ1.1 Ｚｒ2.6 Ｍｏ2.2 Ｃｒ1.1 Ｓｉ1.1 Ｃｏ25.0Ｂ1.6 Ｆｅbal.（実施例１８）、Ｓｍ7.4 Ｐｒ1.1 Ｚｒ1.6 Ｈｆ0.5 Ｗ0.5 Ａｌ0.2 Ｃｏ33.9Ｂ0.5 Ｃ2.2 Ｆｅbal.（実施例１９）、Ｓｍ7.2 Ｎｄ0.6 Ｄｙ2.2 Ｚｒ2.7 Ｍｎ1.1 Ｎｂ1.1 Ｃｏ26.0Ｂ1.7 Ｆｅbal.（実施例２０）の組成を有するものであった。得られた各合金薄帯の厚さをノギスを用いて測定した。その結果、前記各合金薄帯は下記表３に示す厚さを有していた。
【０１０４】
次いで、前記各合金薄帯をそれぞれ不活性雰囲気（Ａｒ；０．９気圧）中、７００℃で３０分間熱処理を施した。つづいて、これら合金薄帯をボールミルにより平均粒径２０μｍ前後にそれぞれ粉砕した。ひきつづき、実施例１７、１８、１９の合金粉末をそれぞれ１気圧の窒素ガス雰囲気中、４３０℃で１００時間熱処理（窒化処理）を施することにより下記表３に示す組成の３種の磁性材料粉末を合成した。また、実施例２０の合金粉末を０．０２気圧のアンモニアガスおよび１気圧の窒素ガスの雰囲気中、３５０℃で１０時間熱処理を施することにより下記表３に示す組成の磁性材料粉末を合成した。
【０１０５】
前記各磁性材料粉末は、Ｘ線回折の結果、全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲であることがわかった。
【０１０６】
前記各磁性材料粉末について、振動試験型磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁気特性（残留磁束密度、最大エネルギー積）を調べた。なお、これらの磁気特性は磁性材料粉末の密度を７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算し、反磁界係数０．１５として補正した結果を下記表３に示す。
【０１０７】
【表３】
0003795694.tif 000004
【０１０８】
前記表３から明らかなように急冷直後の厚さが３０μｍ以下の合金薄帯（厚さ１５〜２０μｍ）を用いて窒化処理することにより得られた実施例１６−１の磁性材料粉末は、最大エネルギー積が急冷直後の厚さが３０μｍを越える合金薄帯（厚さ３２〜３６μｍ）を用いて窒化処理することにより得られた実施例１６−２の磁性材料粉末に比べて大きいことがわかる。
【０１０９】
また、急冷直後の厚さが３０μｍ以下の合金薄帯を用いて窒化処理することにより得られた実施例１７〜２０の磁性材料粉末は、いずれも磁気特性が優れていることがわかる。
【０１１０】
（実施例２１〜３０）
まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｂ、Ｆｅの各原料を、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解してインゴットを調製した。なお、インゴットの組成はＳｍ７．７原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７原子％、Ｂ２．２原子％、残部がＦｅであった。このインゴットを石英製のノズルに装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周速４５ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する際の温度は、１３６０℃とした。
【０１１１】
次いで、前記合金薄帯を石英管に真空封入し、７００℃で２０分間熱処理を施した。この熱処理合金薄帯をボールミルを用いて平均粒径３０μｍ以下に粉砕した。この合金粉末についてＸ線回折を行った。その結果、ＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認された。また、Ｘ線回折の結果より、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ＝０．４８６ｎｍ、ｃ＝０．４１９ｎｍと評価でき、格子定数比ｃ／ａは０．８６２であることがわかった。
【０１１２】
次いで、前記合金粉末について下記表４に示す条件で窒化処理をそれぞれ施することにより１０種の磁性材料粉末を合成した。
【０１１３】
前記各磁性材料粉末について、α−Ｆｅ相の割合および振動試験型磁力計（ＶＳＭ）を用いて最大エネルギー積を調べた。なお、α−Ｆｅ相の割合はＸ線回折から求めたα−Ｆｅ相の主反射強度（ＩFe）およびＴｂＣｕ7 相の主反射強度  （ＩTb）を下記式に代入することにより算出した主反射強度比（Ｉ）により評価した。
【０１１４】
Ｉ（％）＝［ＩFe／（ＩFe＋ＩTb）］×１００
また、前記最大エネルギー積は磁性材料粉末の密度を７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算し、反磁界係数０．１５として補正した。これらの結果を下記表４に示す。
【０１１５】
【表４】
0003795694.tif 000005
【０１１６】
前記表４から明らかなように窒化処理時の窒素圧力をｐ（気圧）、窒化処理温度をＴ（℃）とした時、ｐが２気圧以上で、かつ２ｐ＋４００≦Ｔ≦２ｐ＋４２０の関係を満たす条件で窒化処理することにより得られた実施例２１〜２８の磁性材料粉末は、最大エネルギー積が前記条件から外れる窒化処理を施すことにより得られた実施例２９、３０の磁性材料粉末に比べて高く、磁気特性がより向上されることがわかる。
【０１１７】
（実施例３１−１、３１−２）
まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｂ、Ｆｅの各原料を、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解してインゴットを調製した。なお、インゴットの組成はＳｍ７．７原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７原子％、Ｂ２．２原子％、残部がＦｅであった。このインゴットを石英製のノズルに装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周速４５ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する際の温度は、１３００℃とした。
【０１１８】
次いで、前記合金薄帯を石英管に真空封入し、７００℃で２０分間熱処理を施した。つづいて、この熱処理合金薄帯をボールミルを用いて粉砕し、分級することにより下記表５に示す粒度分布を有する合金粉末（実施例３１−１）および粒径２２μｍ以下の合金粉末（実施例３１−２）を得た。実施例３１−１の合金粉末は、下記表５に示すように粒径２．８μｍ以下の微細粉末の体積比率が０．９３％であることが確認された。
【０１１９】
【表５】
0003795694.tif 000006
【０１２０】
次いで、前記各合金粉末を１０気圧の窒素ガス雰囲気中、４４０℃で６５時間熱処理（窒化処理）を施することにより下記表６に示す組成の２種の磁性材料粉末を合成した。得られた各磁性材料粉末についてＸ線回折を行った。その結果、α−Ｆｅの回折ピークのほかはすべて回折ピークがＴｂＣｕ7 型結晶構造で指数付けられることが確認された。また、Ｘ線回折の結果より、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ＝０．４９３０ｎｍ、ｃ＝０．４２５２ｎｍと評価でき、格子定数比ｃ／ａは０．８６２５であることがわかった。さらに、前記各磁性材料粉末について粒度分布測定を行った。その結果、実施例３１−１の磁性材料粉末は粒径２．８μｍ以下の微細粉末の含有量が体積比率で１．０８％、実施例３１−２の磁性材料粉末の同粒径の微細粉末の含有量が体積比率で５．３５％、であった。
【０１２１】
次いで、前記各磁性材料粉末にエポキシ樹脂を２重量％添加し混合した後、８０００ｋｇ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成型し、さらに１５０℃の温度で２．５時間キュア処理を施することにより２種のボンド磁石を製造した。
【０１２２】
得られた各ボンド磁石の室温における磁気特性（残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積）を測定した。その結果を下記表６に併記する。
【０１２３】
（実施例３２〜３６）
まず、高純度のＳｍ、Ｎｂ、Ｐｒ、Ｅｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｉ、Ｖ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｏ、Ｆｅの各粉末をＡｒ雰囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注入して５種のインゴットを作製した。これらのインゴットを石英製のノズルに装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周速４５ｍ／ｓで回転する銅製の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。前記各溶湯を噴出する際の温度は、１３１０℃とした。ＩＣＰによる組成分析の結果、前記各合金薄帯はＳｍ6.3 Ｎｄ2.2 Ｚｒ2.2 Ｍｏ2.2 Ｓｉ1.1 Ｃｏ22.8Ｂ0.9 Ｆｅbal.（実施例３２）、Ｓｍ7.2 Ｐｒ1.1 Ｚｒ2.2 Ｖ2.2 Ｗ1.1 Ｎｉ3.2 Ｃｏ17.2Ｂ0.9 Ｆｅbal.（実施例３３）、Ｓｍ8.2 Ｅｒ1.1 Ｚｒ1.1 Ｈｆ1.1 Ｍｏ2.2 Ｇａ1.1 Ｃｏ20.7Ｂ0.9 Ｆｅbal.（実施例３４）、Ｓｍ6.6 Ｎｄ2.2 Ｚｒ2.2 Ｃｏ15.2Ｂ1.4 Ｃ1.1 Ｆｅbal.（実施例３５）、Ｓｍ7.6 Ｎｄ1.1 Ｚｒ2.2 Ｃｏ15.1Ｂ1.9 Ｆｅbal.（実施例３６）の組成を有するものであった。
【０１２４】
次いで、前記各合金薄帯をそれぞれ石英管に真空封入し、７００℃で２０分間熱処理を施した。つづいて、これら熱処理合金薄帯をボールミルを用いて粉砕して合金粉末を得た。
【０１２５】
次いで、前記各合金粉末を１０気圧の窒素ガス雰囲気中、４４０℃で６５時間熱処理（窒化処理）を施することにより下記表６に示す組成の５種の磁性材料粉末を合成した。得られた各磁性材料粉末についてＸ線回折を行った。その結果、α−Ｆｅの回折ピークのほかはすべて回折ピークがＴｂＣｕ7 型結晶構造で指数付けられることが確認された。また、Ｘ線回折の結果より、格子定数比ｃ／ａは０．８５２〜０．８７３であることがわかった。さらに、前記各磁性材料粉末について粒度分布測定を行った。その結果、実施例３２〜３６の磁性材料粉末は粒径２．８μｍ以下の微細粉末の含有量がそれぞれ体積比率で１．０１％、１．２３％、２．０６％、０．９８％、０．９２％、であった。
【０１２６】
次いで、前記各磁性材料粉末にエポキシ樹脂を２重量％添加し混合した後、８０００ｋｇ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成型し、さらに１５０℃の温度で２．５時間キュア処理を施することにより５種のボンド磁石を製造した。
【０１２７】
得られた各ボンド磁石の室温における磁気特性（残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積）を測定した。その結果を下記表６に併記する。
【０１２８】
【表６】
0003795694.tif 000007
【０１２９】
前記表６から明らかなように粒径２．８μｍ以下の微細粉末の含有割合が５体積％以下の磁性材料粉末を用いて得られた実施例３１−１のボンド磁石は、室温における残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積がいずれも同粒径の微細粉末の含有割合が５体積％を越える磁性材料粉末を用いて得られた実施例３１−２のボンド磁石に比べて優れていることがわかる。
【０１３０】
また、粒径２．８μｍ以下の微細粉末の含有割合が５体積％以下の磁性材料粉末を用いて得られた実施例３２〜３６のボンド磁石は、室温における残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積が優れていることがわかる。
【０１３１】
（実施例３７−１〜３７−５）
まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｆｅ原料を、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解してインゴットを調製した。インゴットの組成は、Ｓｍ７．５原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７原子％、残部をＦｅとした。このインゴットをＢとともに石英製のノズルに装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周速４２ｍ／ｓで回転する銅製の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する際の温度は、１３５０℃とした。ＩＣＰによる組成分解の結果、前記合金薄帯中には２．１６原子％のＢが含有されていることがわかった。
【０１３２】
次いで、前記合金薄帯を石英管に真空封入し、７２０℃で１５分間熱処理を施した。前記熱処理後の合金薄帯を乳鉢を用いて粒径３０μｍ以下に粉砕した後、１０気圧の窒素ガス雰囲気中、４５０℃で８０時間熱処理（窒化処理）を施して磁性材料粉末を合成した。この磁性材料粉末の組成は、Ｓｍ6.88Ｚｒ2.29Ｃｏ24.77 Ｂ1.97Ｎ9.00Ｆｅbal であった。
【０１３３】
前記磁性材料粉末は、Ｘ線回折の結果より、微小なα−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回折ピークが六方晶系のＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けされ、ＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認された。また、Ｘ線回折の結果より、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ＝０．４９２５ｎｍ、ｃ＝０．４２５８ｎｍと評価でき、格子定数比ｃ／ａは０．８６４６であることがわかった。
【０１３４】
ついで、前記ＴｂＣｕ7 型の磁性材料粉末と篩分けにより５０μｍ以上の粒径のみからなるＲ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料粉末（ＧＭ社製商品名；ＭＱＰ−Ｂパウダー）とを下記表７に示す割合で混合した５種の混合磁性材料粉末を調製し、これら混合磁性材料粉末にエポキシ樹脂をそれぞれ２重量％添加し混合した後、８０００ｋｇ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成型し、さらに１５０℃の温度で２．５時間キュア処理を施することにより５種のボンド磁石を製造した。
【０１３５】
得られた各ボンド磁石の嵩密度および室温における磁気特性（残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積）を測定した。その結果を下記表７に併記する。なお、下記表７中には前記ＴｂＣｕ7 型の磁性材料粉末のみを用いて製造したボンド磁石（実施例３７−６）とＲ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料粉末のみを用いて製造したボンド磁石（比較例３）の嵩密度および室温における磁気特性を併記する。
【０１３６】
【表７】
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【０１３７】
前記表７から明らかなようにＴｂＣｕ7 型の磁性材料粉末とＲ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料粉末からなる混合磁性材料粉末を用いて製造した実施例３７−１〜３７−５のボンド磁石はＴｂＣｕ7 型の磁性材料粉末を用いて製造した実施例３７−６のボンド磁石に比べて充填密度が向上し、磁石の高性能化が図れたことがわかる。
【０１３８】
また、Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料粉末のみを用いて製造した比較例３のボンド磁石は腐食し易く、これに伴う磁気特性の劣化が顕著である。
【０１３９】
これに対し、ＴｂＣｕ7 型の磁性材料粉末とＲ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料粉末からなる混合磁性材料粉末を用いて製造した実施例３７−１〜３７−５のボンドは耐蝕性が向上される。例えば、湿度が９０％、温度８０℃の恒温恒湿槽で５０ｈの耐蝕試験を行なった後の磁気特性の変化を調べた。ＴｂＣｕ7 型の磁性材料粉末を５０体積％以上含むホンド磁石は、錆の発生は認められず優れた耐蝕性を示した。Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料粉末の比率が増えるにしたがって錆の発生が顕著になり、磁気特性の劣化も顕著となった。
【０１４０】
下記表８に前記表７中の実施例３７−１〜３７−３および比較例３の耐蝕試験の結果を示す。
【０１４１】
【表８】
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【０１４２】
【０１４３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば残留磁束密度が高い磁性材料を提供することができる。また、このような磁性材料を用いることにより、磁気特性の優れたボンド磁石のような永久磁石を製造することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に用いられる合金粉末を窒化処理する際の窒素圧力と窒素吸収開始温度との関係を示す特性図。
【図２】実施例２の磁性材料粉末のＸ線回折パターンを示す特性図。
【図１】
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【図２】
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