JP2000150215A - 硬磁性合金圧密成形体及びその製造方法 - Google Patents
硬磁性合金圧密成形体及びその製造方法Info
- Publication number
- JP2000150215A JP2000150215A JP11084936A JP8493699A JP2000150215A JP 2000150215 A JP2000150215 A JP 2000150215A JP 11084936 A JP11084936 A JP 11084936A JP 8493699 A JP8493699 A JP 8493699A JP 2000150215 A JP2000150215 A JP 2000150215A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- hard magnetic
- compact
- primary
- compacted
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/0551—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
- Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 高い成形密度を有し、材料強度及び硬磁気特
性に優れた硬磁性合金圧密成形体およびその製造方法を
提供する。 【解決手段】 希土類元素のうちの１種以上からなる元
素Ｒが４〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合
金よりなり、かつ急冷により非晶質相を主体とする組織
とされた合金粉体６が、加圧下において加熱されて非晶
質相が残存する組織を有する１次成形体９とされ、１次
成形体９が加圧下において加熱されて１次成形体９に残
存する前記非晶質相が結晶化されることにより微細結晶
質相が析出されてなることを特徴とする硬磁性合金圧密
成形体１０を採用する。
性に優れた硬磁性合金圧密成形体およびその製造方法を
提供する。 【解決手段】 希土類元素のうちの１種以上からなる元
素Ｒが４〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合
金よりなり、かつ急冷により非晶質相を主体とする組織
とされた合金粉体６が、加圧下において加熱されて非晶
質相が残存する組織を有する１次成形体９とされ、１次
成形体９が加圧下において加熱されて１次成形体９に残
存する前記非晶質相が結晶化されることにより微細結晶
質相が析出されてなることを特徴とする硬磁性合金圧密
成形体１０を採用する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、モーター、アクチ
ュエータ、スピーカーなどに使用できる磁気性能に優れ
た硬磁性合金圧密成形体およびその製造方法に関する。
ュエータ、スピーカーなどに使用できる磁気性能に優れ
た硬磁性合金圧密成形体およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来一般に、フェライト磁石よりも優れ
た性能を有する磁石材料として、Ｓｍ-Ｃｏ焼結磁石、
Ｆｅ-Ｎｄ-Ｂ焼結磁石、Ｆｅ-Ｎｄ-Ｂ急冷磁石などが知
られており、またさらに高い性能を目指してＦｅ-Ｓｍ-
Ｎ系磁石などの新しい合金磁石の研究も数多くなされて
いる。
た性能を有する磁石材料として、Ｓｍ-Ｃｏ焼結磁石、
Ｆｅ-Ｎｄ-Ｂ焼結磁石、Ｆｅ-Ｎｄ-Ｂ急冷磁石などが知
られており、またさらに高い性能を目指してＦｅ-Ｓｍ-
Ｎ系磁石などの新しい合金磁石の研究も数多くなされて
いる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
の磁石材料においては、１０原子％以上のＮｄ、または
８原子％以上のＳｍが必要であり、高価な希土類元素の
使用量が多いことからフェライト磁石よりも製造コスト
が高くなってしまうという欠点があった。またフェライ
ト磁石は、これらの希土類磁石に比べてコストは低い
が、磁気的特性が不十分であった。このため、低コスト
でフェライト磁石以上の硬磁性を示すような磁石材料の
出現が望まれていた。
の磁石材料においては、１０原子％以上のＮｄ、または
８原子％以上のＳｍが必要であり、高価な希土類元素の
使用量が多いことからフェライト磁石よりも製造コスト
が高くなってしまうという欠点があった。またフェライ
ト磁石は、これらの希土類磁石に比べてコストは低い
が、磁気的特性が不十分であった。このため、低コスト
でフェライト磁石以上の硬磁性を示すような磁石材料の
出現が望まれていた。
【０００４】本発明者らは上記事情に鑑み、低コストで
優れた硬磁気特性を備えた硬磁性材料について研究した
結果、特開平９−１４３６４１号の明細書に記載されて
いるようにＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を主
成分とし、希土類元素のうちの１種または２種以上から
なる元素Ｒと、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆのうち１種また
は２種以上からなる元素Ｍと、ホウ素Ｂとを含み、組織
のうちの５０％以上、好ましくは６０％以上が平均結晶
粒径１００ｎｍ以下の微細結晶相であり、残部が非晶質
相であり、上記微細結晶相としてｂｃｃ-Ｆｅと、固溶
元素を含むＦｅ-Ｂ化合物および／またはＦｅ14Ｒ2Ｂ1
を主体とすることを特徴とする硬磁性材料を発明した。
優れた硬磁気特性を備えた硬磁性材料について研究した
結果、特開平９−１４３６４１号の明細書に記載されて
いるようにＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を主
成分とし、希土類元素のうちの１種または２種以上から
なる元素Ｒと、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆのうち１種また
は２種以上からなる元素Ｍと、ホウ素Ｂとを含み、組織
のうちの５０％以上、好ましくは６０％以上が平均結晶
粒径１００ｎｍ以下の微細結晶相であり、残部が非晶質
相であり、上記微細結晶相としてｂｃｃ-Ｆｅと、固溶
元素を含むＦｅ-Ｂ化合物および／またはＦｅ14Ｒ2Ｂ1
を主体とすることを特徴とする硬磁性材料を発明した。
【０００５】しかし、上記の硬磁性材料は、例えば回転
ドラムに溶湯を吹き付けて急冷して薄帯状に形成する製
造方法、または溶湯を冷却用気体中に噴出して液滴状態
で急冷して粉末状に形成する製造方法などによって製造
されるものであるので、薄帯状もしくは粉末の形態でし
か得られず、このままでは例えばモーター、アクチュエ
ータ、スピーカーなどに使用し得る形状の塊状（バルク
状）の磁石を得ることができなかった。
ドラムに溶湯を吹き付けて急冷して薄帯状に形成する製
造方法、または溶湯を冷却用気体中に噴出して液滴状態
で急冷して粉末状に形成する製造方法などによって製造
されるものであるので、薄帯状もしくは粉末の形態でし
か得られず、このままでは例えばモーター、アクチュエ
ータ、スピーカーなどに使用し得る形状の塊状（バルク
状）の磁石を得ることができなかった。
【０００６】一般に粉末状の磁性体を成形してバルク状
に加工する方法として、磁性体粉末をゴムやプラスチッ
クなどの樹脂の結合材と混合して圧縮成形または射出成
形により成形する方法が従来から行われ、これらの方法
により製造された磁石は「ボンド磁石」として知られ、
形状の自由度が高いために電子部品用などとして広く用
いられている。しかし、これら従来のボンド磁石は、硬
磁性材料間に結合材が介在し、全体の体積に対して磁石
部分の密度も高くできないために、残留磁化（Ｉｒ）が
低下し、硬磁気特性が低く、また、樹脂を含むために材
料強度が弱いという問題があった。なお、Ｓｍ-Ｃｏ磁
石でボンド磁石を作製することもできるが、上述の如く
樹脂を含むために高密度化することができず、Ｓｍ-Ｃ
ｏ磁石の優れた硬磁気特性を損なうことになる問題があ
った。
に加工する方法として、磁性体粉末をゴムやプラスチッ
クなどの樹脂の結合材と混合して圧縮成形または射出成
形により成形する方法が従来から行われ、これらの方法
により製造された磁石は「ボンド磁石」として知られ、
形状の自由度が高いために電子部品用などとして広く用
いられている。しかし、これら従来のボンド磁石は、硬
磁性材料間に結合材が介在し、全体の体積に対して磁石
部分の密度も高くできないために、残留磁化（Ｉｒ）が
低下し、硬磁気特性が低く、また、樹脂を含むために材
料強度が弱いという問題があった。なお、Ｓｍ-Ｃｏ磁
石でボンド磁石を作製することもできるが、上述の如く
樹脂を含むために高密度化することができず、Ｓｍ-Ｃ
ｏ磁石の優れた硬磁気特性を損なうことになる問題があ
った。
【０００７】本発明は、上記の課題を解決するためにな
されたものであって、高い成形密度を有し、材料強度及
び硬磁気特性に優れた硬磁性合金圧密成形体およびその
製造方法を提供することにある。
されたものであって、高い成形密度を有し、材料強度及
び硬磁気特性に優れた硬磁性合金圧密成形体およびその
製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明の硬磁性
合金圧密成形体は、希土類元素のうちの１種以上からな
る元素Ｒが４〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ
系合金よりなり、かつ急冷により非晶質相を主体とする
組織とされた合金粉体が、加圧下において加熱されて非
晶質相が残存する組織を有する１次成形体とされ、該１
次成形体が加圧下において加熱されて前記１次成形体に
残存する前記非晶質相が結晶化されることにより微細結
晶質相が析出されてなることを特徴とする。
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明の硬磁性
合金圧密成形体は、希土類元素のうちの１種以上からな
る元素Ｒが４〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ
系合金よりなり、かつ急冷により非晶質相を主体とする
組織とされた合金粉体が、加圧下において加熱されて非
晶質相が残存する組織を有する１次成形体とされ、該１
次成形体が加圧下において加熱されて前記１次成形体に
残存する前記非晶質相が結晶化されることにより微細結
晶質相が析出されてなることを特徴とする。
【０００９】また、本発明の硬磁性合金圧密成形体は、
希土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒが４〜２０
原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金よりなり、か
つ急冷により非晶質相を含む組織とされた合金粉体が、
加圧下において加熱されて非晶質相が残存する組織を有
する１次成形体とされ、該１次成形体が加圧下において
加熱されて、前記１次成形体に残存する前記非晶質相が
結晶化されることにより平均結晶粒径１００ｎｍ以下の
微細結晶質相が析出されると共に、ソフト磁性相とハー
ド磁性相との混相状態が形成され、かつ該ハード磁性相
に磁気異方性が付与されてなることを特徴とする。
希土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒが４〜２０
原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金よりなり、か
つ急冷により非晶質相を含む組織とされた合金粉体が、
加圧下において加熱されて非晶質相が残存する組織を有
する１次成形体とされ、該１次成形体が加圧下において
加熱されて、前記１次成形体に残存する前記非晶質相が
結晶化されることにより平均結晶粒径１００ｎｍ以下の
微細結晶質相が析出されると共に、ソフト磁性相とハー
ド磁性相との混相状態が形成され、かつ該ハード磁性相
に磁気異方性が付与されてなることを特徴とする。
【００１０】本発明の硬磁性合金圧密成形体は、先に記
載の硬磁性合金圧密成形体であって、前記１次成形体が
加圧される方向に磁気異方性を示すものであることを特
徴とする。また、本発明の硬磁性合金圧密成形体は、先
に記載の硬磁性合金圧密成形体であって、相対密度が９
０％以上であることを特徴とする。更に、本発明の硬磁
性合金圧密成形体は、先に記載の硬磁性合金圧密成形体
であって、保磁力が２ｋＯｅ以上であることを特徴とす
る。
載の硬磁性合金圧密成形体であって、前記１次成形体が
加圧される方向に磁気異方性を示すものであることを特
徴とする。また、本発明の硬磁性合金圧密成形体は、先
に記載の硬磁性合金圧密成形体であって、相対密度が９
０％以上であることを特徴とする。更に、本発明の硬磁
性合金圧密成形体は、先に記載の硬磁性合金圧密成形体
であって、保磁力が２ｋＯｅ以上であることを特徴とす
る。
【００１１】また、本発明の硬磁性合金圧密成形体は、
先に記載の硬磁性合金圧密成形体であって、残留磁化
（Ｉｒ）が０．８Ｔ以上であり、保磁力（ｉＨｃ）が２
ｋＯｅ以上であり、飽和磁化（Ｉｓ）に対する残留磁化
（Ｉｒ）の比（Ｉｒ／Ｉｓ）が０．６以上であり、前記
硬磁性合金圧密成形体の一方向の最大磁化エネルギー積
（（ＢＨ）max-parallel）と、前記硬磁性合金圧密成形
体の前記一方向に垂直な方向の最大磁化エネルギー積
（（ＢＨ）max-perpendicular）との比（（ＢＨ）max-p
arallel）／（（ＢＨ）max-perpendicular）が１．１５
以上であることを特徴とする。
先に記載の硬磁性合金圧密成形体であって、残留磁化
（Ｉｒ）が０．８Ｔ以上であり、保磁力（ｉＨｃ）が２
ｋＯｅ以上であり、飽和磁化（Ｉｓ）に対する残留磁化
（Ｉｒ）の比（Ｉｒ／Ｉｓ）が０．６以上であり、前記
硬磁性合金圧密成形体の一方向の最大磁化エネルギー積
（（ＢＨ）max-parallel）と、前記硬磁性合金圧密成形
体の前記一方向に垂直な方向の最大磁化エネルギー積
（（ＢＨ）max-perpendicular）との比（（ＢＨ）max-p
arallel）／（（ＢＨ）max-perpendicular）が１．１５
以上であることを特徴とする。
【００１２】本発明の硬磁性合金圧密成形体は、先に記
載の硬磁性合金圧密成形体であって、前記合金が下記の
組成式で表されるものであることを特徴とする。 ＴxＭyＲzＢw ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗは原子％で、５０≦ｘ、０
≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０である。ま
た、前記合金の組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ
が原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦５、３≦ｚ
≦１０、３≦ｗ≦７であることが好ましい。更に、前記
合金の組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗが原子％
で、８６≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３
≦ｗ≦５であることがより好ましい。
載の硬磁性合金圧密成形体であって、前記合金が下記の
組成式で表されるものであることを特徴とする。 ＴxＭyＲzＢw ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗは原子％で、５０≦ｘ、０
≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０である。ま
た、前記合金の組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ
が原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦５、３≦ｚ
≦１０、３≦ｗ≦７であることが好ましい。更に、前記
合金の組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗが原子％
で、８６≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３
≦ｗ≦５であることがより好ましい。
【００１３】本発明の硬磁性合金圧密成形体は、先に記
載の硬磁性合金圧密成形体であって、前記合金が下記の
組成式で表されるものであることを特徴とする。 ＴxＭyＲzＢwＥv ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎ
のうち１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｖは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦
ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０である。また、
前記合金の組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ
が原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦５、３≦ｚ
≦１０、３≦ｗ≦７、ｖ≦５であることが好ましい。更
に、前記合金の前記組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｖが原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦
３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｖ≦５であるこ
とがより好ましい。
載の硬磁性合金圧密成形体であって、前記合金が下記の
組成式で表されるものであることを特徴とする。 ＴxＭyＲzＢwＥv ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎ
のうち１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｖは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦
ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０である。また、
前記合金の組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ
が原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦５、３≦ｚ
≦１０、３≦ｗ≦７、ｖ≦５であることが好ましい。更
に、前記合金の前記組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｖが原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦
３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｖ≦５であるこ
とがより好ましい。
【００１４】本発明の硬磁性合金圧密成形体は、先に記
載の硬磁性合金圧密成形体であって、前記合金が下記の
組成式で表されるものであることを特徴とする。 ＴxＭyＲzＢwＧu ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち
１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、
ｗ、ｕは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦
２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｕ≦１０である。また、前記
合金の前記組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｕ
が原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦５、３≦ｚ
≦１０、３≦ｗ≦７、ｕ≦５であることが好ましい。更
に、前記合金の前記組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｕが原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦
３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｕ≦５であるこ
とがより好ましい。
載の硬磁性合金圧密成形体であって、前記合金が下記の
組成式で表されるものであることを特徴とする。 ＴxＭyＲzＢwＧu ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち
１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、
ｗ、ｕは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦
２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｕ≦１０である。また、前記
合金の前記組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｕ
が原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦５、３≦ｚ
≦１０、３≦ｗ≦７、ｕ≦５であることが好ましい。更
に、前記合金の前記組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｕが原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦
３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｕ≦５であるこ
とがより好ましい。
【００１５】本発明の硬磁性合金圧密成形体は、先に記
載の硬磁性合金圧密成形体であって、前記合金が下記の
組成式で表されるものであることを特徴とする。 ＴxＭyＲzＢwＥvＧu ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎ
のうち１種以上の元素を表わし、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、
Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち１種以上の元素を表わ
し、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、
５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２
０、０≦ｖ≦１０、０≦ｕ≦１０である。また、前記合
金の前記組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、
ｕが原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦５、３≦
ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、ｖ≦５、ｕ≦５であることが好
ましい。更に、前記合金の前記組成式中の組成比を示す
ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕが原子％で、８６≦ｘ≦９３、
０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｖ
≦５、０．１≦ｕ≦５であることがより好ましい。
載の硬磁性合金圧密成形体であって、前記合金が下記の
組成式で表されるものであることを特徴とする。 ＴxＭyＲzＢwＥvＧu ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎ
のうち１種以上の元素を表わし、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、
Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち１種以上の元素を表わ
し、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、
５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２
０、０≦ｖ≦１０、０≦ｕ≦１０である。また、前記合
金の前記組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、
ｕが原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦５、３≦
ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、ｖ≦５、ｕ≦５であることが好
ましい。更に、前記合金の前記組成式中の組成比を示す
ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕが原子％で、８６≦ｘ≦９３、
０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｖ
≦５、０．１≦ｕ≦５であることがより好ましい。
【００１６】本発明の圧密成形体の製造方法は、非晶質
相を主体とする組織とされた粉体を１次成形して組織に
非晶質相が残存する１次成形体とし、該１次成形体を２
次成形して、前記１次成形体に残存する非晶質相を結晶
化して微細結晶質相を析出させて圧密成形することを特
徴とする。また、本発明の圧密成形体の製造方法は、先
に記載の圧密成形体の製造方法であって、前記１次成形
体を２次成形すると同時にまたは引き続いて５００℃な
いし９００℃で熱処理することを特徴とする。
相を主体とする組織とされた粉体を１次成形して組織に
非晶質相が残存する１次成形体とし、該１次成形体を２
次成形して、前記１次成形体に残存する非晶質相を結晶
化して微細結晶質相を析出させて圧密成形することを特
徴とする。また、本発明の圧密成形体の製造方法は、先
に記載の圧密成形体の製造方法であって、前記１次成形
体を２次成形すると同時にまたは引き続いて５００℃な
いし９００℃で熱処理することを特徴とする。
【００１７】前記１次成形は、前記粉体を加圧下におい
て加熱して昇温することが好ましい。 また、前記１次
成形において、前記粉体を、前記粉体の非晶質相が結晶
化する温度またはその付近の温度まで加熱することが好
ましい。更に、前記１次成形において、前記粉体を１２
７℃（４００Ｋ）ないし６２７℃（９００Ｋ）まで加熱
することが好ましい。更にまた、前記１次成形におい
て、前記粉体を２００ＭＰａないし１０００ＭＰａまで
加圧することが好ましい。また、前記１次成形体の相対
密度を８０％以上とすることが好ましい。
て加熱して昇温することが好ましい。 また、前記１次
成形において、前記粉体を、前記粉体の非晶質相が結晶
化する温度またはその付近の温度まで加熱することが好
ましい。更に、前記１次成形において、前記粉体を１２
７℃（４００Ｋ）ないし６２７℃（９００Ｋ）まで加熱
することが好ましい。更にまた、前記１次成形におい
て、前記粉体を２００ＭＰａないし１０００ＭＰａまで
加圧することが好ましい。また、前記１次成形体の相対
密度を８０％以上とすることが好ましい。
【００１８】前記２次成形は、前記１次成形体を加圧下
において加熱して昇温することが好ましい。また、前記
２次成形において、前記１次成形体を、前記１次成形時
の加圧方向と同一の方向に加圧することが好ましい。更
に、前記２次成形において、前記１次成形体を、前記１
次成形体に残存する非晶質相が結晶化する温度またはそ
の付近の温度または残存する非晶質相が結晶化する温度
以上の温度まで昇温することが好ましい。更にまた、前
記２次成形において、前記１次成形体を４２７℃（７０
０Ｋ）ないし６２７℃（９００Ｋ）まで昇温することが
好ましく、４７７℃（７５０Ｋ）ないし５７７℃（８５
０Ｋ）まで昇温することがより好ましく、４８７℃（７
６０Ｋ）ないし５１７℃（７９０Ｋ）まで昇温すること
が更に好ましい。また、前記２次成形において、前記１
次成形体を１００ＭＰａないし７００ＭＰａまで加圧す
ることが好ましく、３００ＭＰａないし７００ＭＰａま
で加圧することがより好ましく、３８０ＭＰａないし４
３０ＭＰａまで加圧することが好ましくい。更に、前記
２次成形において、前記１次成形体を、前記１次成形時
の圧力よりも低い圧力で加圧しつつ、前記１次成形時の
温度よりも高い温度まで加熱して昇温することが好まし
い。更にまた、前記圧密成形体の相対密度を９０％以上
とすることが好ましい。
において加熱して昇温することが好ましい。また、前記
２次成形において、前記１次成形体を、前記１次成形時
の加圧方向と同一の方向に加圧することが好ましい。更
に、前記２次成形において、前記１次成形体を、前記１
次成形体に残存する非晶質相が結晶化する温度またはそ
の付近の温度または残存する非晶質相が結晶化する温度
以上の温度まで昇温することが好ましい。更にまた、前
記２次成形において、前記１次成形体を４２７℃（７０
０Ｋ）ないし６２７℃（９００Ｋ）まで昇温することが
好ましく、４７７℃（７５０Ｋ）ないし５７７℃（８５
０Ｋ）まで昇温することがより好ましく、４８７℃（７
６０Ｋ）ないし５１７℃（７９０Ｋ）まで昇温すること
が更に好ましい。また、前記２次成形において、前記１
次成形体を１００ＭＰａないし７００ＭＰａまで加圧す
ることが好ましく、３００ＭＰａないし７００ＭＰａま
で加圧することがより好ましく、３８０ＭＰａないし４
３０ＭＰａまで加圧することが好ましくい。更に、前記
２次成形において、前記１次成形体を、前記１次成形時
の圧力よりも低い圧力で加圧しつつ、前記１次成形時の
温度よりも高い温度まで加熱して昇温することが好まし
い。更にまた、前記圧密成形体の相対密度を９０％以上
とすることが好ましい。
【００１９】本発明の圧密成形体の製造方法は、先に記
載の圧密成形体の製造方法であって、前記２次成形にお
いて、前記１次成形体を、前記２次成形における加圧方
向と異なる方向に押し出すように変形することを特徴と
する。また、本発明の圧密成形体の製造方法は、先に記
載の圧密成形体の製造方法であって、前記２次成形にお
いて、前記１次成形体をダイスに収納し、加圧下におい
て加熱することにより昇温し、前記１次成形体を、前記
１次成形体と前記ダイスの間の空隙に押し出すように変
形することを特徴とする。更に、本発明の圧密成形体の
製造方法は、先に記載の圧密成形体の製造方法であっ
て、前記１次成形体の前記１次成形時の加圧方向と平行
方向の長さをｈ1とし、前記圧密成形体の前記２次成形
時の加圧方向と平行な方向の長さをｈ2とし、前記２次
成形における圧縮率（％）を（（ｈ1−ｈ2）／ｈ1）×
１００としたときに、前記圧縮率を１％ないし４０％と
することを特徴とする。
載の圧密成形体の製造方法であって、前記２次成形にお
いて、前記１次成形体を、前記２次成形における加圧方
向と異なる方向に押し出すように変形することを特徴と
する。また、本発明の圧密成形体の製造方法は、先に記
載の圧密成形体の製造方法であって、前記２次成形にお
いて、前記１次成形体をダイスに収納し、加圧下におい
て加熱することにより昇温し、前記１次成形体を、前記
１次成形体と前記ダイスの間の空隙に押し出すように変
形することを特徴とする。更に、本発明の圧密成形体の
製造方法は、先に記載の圧密成形体の製造方法であっ
て、前記１次成形体の前記１次成形時の加圧方向と平行
方向の長さをｈ1とし、前記圧密成形体の前記２次成形
時の加圧方向と平行な方向の長さをｈ2とし、前記２次
成形における圧縮率（％）を（（ｈ1−ｈ2）／ｈ1）×
１００としたときに、前記圧縮率を１％ないし４０％と
することを特徴とする。
【００２０】本発明の合金圧密成形体の製造方法は、先
に記載の圧密成形体の製造方法において、前記粉体とし
て、希土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒが４〜
２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金よりな
り、急冷により非晶質相を主体とする組織とされた合金
粉体を用いることを特徴とする。本発明の硬磁性合金圧
密成形体の製造方法は、先に記載の圧密成形体の製造方
法において、前記圧密成形体の組織中に平均結晶粒径１
００ｎｍ以下の微細結晶質相を析出させると共に、ソフ
ト磁性相とハード磁性相との混相状態を形成させるよう
に前記粉体を成形することを特徴とする。
に記載の圧密成形体の製造方法において、前記粉体とし
て、希土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒが４〜
２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金よりな
り、急冷により非晶質相を主体とする組織とされた合金
粉体を用いることを特徴とする。本発明の硬磁性合金圧
密成形体の製造方法は、先に記載の圧密成形体の製造方
法において、前記圧密成形体の組織中に平均結晶粒径１
００ｎｍ以下の微細結晶質相を析出させると共に、ソフ
ト磁性相とハード磁性相との混相状態を形成させるよう
に前記粉体を成形することを特徴とする。
【００２１】本発明の硬磁性合金圧密成形体の製造方法
は、先に記載の圧密成形体の製造方法において、前記圧
密成形体が前記２次成形の加圧方向と平行な方向に磁気
異方性を示すように前記粉体を成形することを特徴とす
る。また、本発明の硬磁性合金圧密成形体の製造方法
は、先に記載の圧密成形体の製造方法において、前記粉
体を成形することにより保磁力が２ｋＯｅ以上の硬磁性
合金圧密成形体を得ることを特徴とする。
は、先に記載の圧密成形体の製造方法において、前記圧
密成形体が前記２次成形の加圧方向と平行な方向に磁気
異方性を示すように前記粉体を成形することを特徴とす
る。また、本発明の硬磁性合金圧密成形体の製造方法
は、先に記載の圧密成形体の製造方法において、前記粉
体を成形することにより保磁力が２ｋＯｅ以上の硬磁性
合金圧密成形体を得ることを特徴とする。
【００２２】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳しく説明する。
本発明に係る硬磁性合金圧密成形体は、基本的には、希
土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒが４〜２０原
子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金よりなり、かつ
急冷により非晶質相を含む組織とされた合金粉体が、加
圧下において加熱されて非晶質相が残存する組織を有す
る１次成形体とされ、この１次成形体が更に加圧下にお
いて加熱されて１次成形体に残存する前記非晶質相が結
晶化されて平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相
が析出されると共に、ソフト磁性相または準ハード磁性
相とハード磁性相との混相状態が形成されてなるもので
ある。また、ハード磁性相には磁気異方性が付与されて
いることが好ましい。更に、本発明の硬磁性合金圧密成
形体は、前記１次成形体が加圧される方向に磁気異方性
を示すものである。上記のＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金と
しては、非晶質相を含む合金（非晶質合金）あるいは多
少の結晶質相を含む合金であって、結晶化したときに硬
磁性を発現するものが用いられる。
本発明に係る硬磁性合金圧密成形体は、基本的には、希
土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒが４〜２０原
子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金よりなり、かつ
急冷により非晶質相を含む組織とされた合金粉体が、加
圧下において加熱されて非晶質相が残存する組織を有す
る１次成形体とされ、この１次成形体が更に加圧下にお
いて加熱されて１次成形体に残存する前記非晶質相が結
晶化されて平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相
が析出されると共に、ソフト磁性相または準ハード磁性
相とハード磁性相との混相状態が形成されてなるもので
ある。また、ハード磁性相には磁気異方性が付与されて
いることが好ましい。更に、本発明の硬磁性合金圧密成
形体は、前記１次成形体が加圧される方向に磁気異方性
を示すものである。上記のＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金と
しては、非晶質相を含む合金（非晶質合金）あるいは多
少の結晶質相を含む合金であって、結晶化したときに硬
磁性を発現するものが用いられる。
【００２３】本発明に係る合金圧密成形体は、基本的に
は、前記の合金粉体を１次成形して組織に非晶質相が残
存する１次成形体とし、この１次成形体を２次成形して
１次成形体に残存する非晶質相を結晶化させると共に圧
密化することにより製造する。１次成形体を２次成形し
て１次成形体の組織中に残存する非晶質相を結晶化する
ことにより、微細結晶質相を析出させてソフト磁性相ま
たは準ハード磁性相とハード磁性相との混相状態を形成
すると同時に、非晶質相の結晶化反応時に起きる軟化現
象を利用して１次成形体を圧密化して合金圧密成形体と
する。このように、２度に渡る固化成形（１次成形及び
２次成形）を経て合金粉体を圧密化すると、合金粉体を
一度で固化成形する場合よりも、合金圧密成形体の磁気
異方性が高くなる。
は、前記の合金粉体を１次成形して組織に非晶質相が残
存する１次成形体とし、この１次成形体を２次成形して
１次成形体に残存する非晶質相を結晶化させると共に圧
密化することにより製造する。１次成形体を２次成形し
て１次成形体の組織中に残存する非晶質相を結晶化する
ことにより、微細結晶質相を析出させてソフト磁性相ま
たは準ハード磁性相とハード磁性相との混相状態を形成
すると同時に、非晶質相の結晶化反応時に起きる軟化現
象を利用して１次成形体を圧密化して合金圧密成形体と
する。このように、２度に渡る固化成形（１次成形及び
２次成形）を経て合金粉体を圧密化すると、合金粉体を
一度で固化成形する場合よりも、合金圧密成形体の磁気
異方性が高くなる。
【００２４】成形用の合金粉末（粉体）は、希土類元素
のうちの１種以上からなる元素Ｒが４〜２０原子％含ま
れるＦｅ系又はＦｅＣｏ系よりなる合金を溶湯から急冷
して薄帯状あるいは粉末状の状態で得る工程と、上記薄
帯状のものは粉砕して粉末化する工程とにより得られ
る。ここで得られた合金粉末の粒径のうち、後工程に用
いるものの粉末粒径としては、粒径３５μｍ〜１５０μ
ｍの範囲のものが好ましく、５０〜１００μｍの範囲の
ものがより好ましい。この理由は、１５０μｍを超える
粉末粒径の大きいものは製造時に非晶質化が十分になさ
れていないおそれがあるためであり、３５μｍ未満の粉
末粒径の小さいものはミル等で粉砕して粉末化した場合
に酸化の問題あるいはミルの内壁や粉砕刃の構成物質の
一部などの異物が混入するおそれがあるためである。上
記溶湯から非晶質合金あるいは多少の非晶質相を含む合
金を得る方法としては、回転ドラムに上記溶湯を吹き付
けて急冷して薄帯状に形成する方法、上記溶湯を冷却用
気体中に噴出して液滴状態で急冷して粉末状に形成する
方法、あるいはスパッタリングやＣＶＤ法による方法等
を用いることができ、本発明に用いる非晶質合金は、こ
れらのいずれの方法により作製されたものであってもよ
い。急冷により得られた合金薄帯あるいは合金粉末は、
平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出した
組織か、あるいは非晶質相からなる組織から構成されて
いる。
のうちの１種以上からなる元素Ｒが４〜２０原子％含ま
れるＦｅ系又はＦｅＣｏ系よりなる合金を溶湯から急冷
して薄帯状あるいは粉末状の状態で得る工程と、上記薄
帯状のものは粉砕して粉末化する工程とにより得られ
る。ここで得られた合金粉末の粒径のうち、後工程に用
いるものの粉末粒径としては、粒径３５μｍ〜１５０μ
ｍの範囲のものが好ましく、５０〜１００μｍの範囲の
ものがより好ましい。この理由は、１５０μｍを超える
粉末粒径の大きいものは製造時に非晶質化が十分になさ
れていないおそれがあるためであり、３５μｍ未満の粉
末粒径の小さいものはミル等で粉砕して粉末化した場合
に酸化の問題あるいはミルの内壁や粉砕刃の構成物質の
一部などの異物が混入するおそれがあるためである。上
記溶湯から非晶質合金あるいは多少の非晶質相を含む合
金を得る方法としては、回転ドラムに上記溶湯を吹き付
けて急冷して薄帯状に形成する方法、上記溶湯を冷却用
気体中に噴出して液滴状態で急冷して粉末状に形成する
方法、あるいはスパッタリングやＣＶＤ法による方法等
を用いることができ、本発明に用いる非晶質合金は、こ
れらのいずれの方法により作製されたものであってもよ
い。急冷により得られた合金薄帯あるいは合金粉末は、
平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出した
組織か、あるいは非晶質相からなる組織から構成されて
いる。
【００２５】次に、得られた合金粉末を１次成形して、
組織中に非晶質相が残存する１次成形体とする。１次成
形においては、合金粉末を加圧下において合金粉末の非
晶質相が結晶化する温度またはその付近の温度まで加熱
して昇温する。合金粉末を加熱する温度が、非晶質相の
結晶化する温度またはその付近の温度よりも低いと、１
次成形体の相対密度が高くならずに１次成形体が脆くな
って、２次成形の際に１次成形体が崩れてしまうおそれ
があるので好ましくない。また、合金粉末を加熱する温
度が、非晶質相の結晶化する温度またはその付近の温度
よりも高いと、非晶質相の結晶化が進行して１次成形体
の組織に占める微細結晶質相の存在割合が増加し、１次
成形体の組織に非晶質相を十分に残存させることができ
なくなり、２次成形において非晶質相の結晶化の際の軟
化現象を十分に発現させることができなくなるので好ま
しくない。
組織中に非晶質相が残存する１次成形体とする。１次成
形においては、合金粉末を加圧下において合金粉末の非
晶質相が結晶化する温度またはその付近の温度まで加熱
して昇温する。合金粉末を加熱する温度が、非晶質相の
結晶化する温度またはその付近の温度よりも低いと、１
次成形体の相対密度が高くならずに１次成形体が脆くな
って、２次成形の際に１次成形体が崩れてしまうおそれ
があるので好ましくない。また、合金粉末を加熱する温
度が、非晶質相の結晶化する温度またはその付近の温度
よりも高いと、非晶質相の結晶化が進行して１次成形体
の組織に占める微細結晶質相の存在割合が増加し、１次
成形体の組織に非晶質相を十分に残存させることができ
なくなり、２次成形において非晶質相の結晶化の際の軟
化現象を十分に発現させることができなくなるので好ま
しくない。
【００２６】具体的には、合金粉末を２００ＭＰａない
し１０００ＭＰａの圧力まで加圧しつつ、１２７℃（４
００Ｋ）ないし６２７℃（９００Ｋ）まで加熱して昇温
することにより、組織中に非晶質相が残存する１次成形
体を得る。また、好ましくは合金粉末を３００ＭＰａな
いし７００ＭＰａまで加圧しつつ、４７７℃（７５０
Ｋ）ないし５７７℃（８５０Ｋ）まで加熱して昇温する
とよい。前記合金粉体の加圧が２００ＭＰａ未満では、
１次成形体の相対密度が高くならず１次成形体自体が脆
くなり、２次成形の際に１次成形体が崩れてしまうおそ
れがあるので好ましくなく、加圧が１０００ＭＰａを越
えると１次成形に用いるダイスが破損するおそれがある
ので好ましくない。また、合金粉体の加熱が１２７℃
（４００Ｋ）未満では、１次成形体の相対密度が高くな
らず１次成形体自体が脆くなり、２次成形の際に１次成
形体が崩れてしまうおそれがあるので好ましくない。ま
た、加熱が６２７℃（９００Ｋ）を越えると、非晶質相
の結晶化が進行して１次成形体の組織に占める微細結晶
質相の存在割合が増加し、１次成形体の組織に非晶質相
を十分に残存させることができなくなり、２次成形にお
いて非晶質相の結晶化の際の軟化現象を十分に発現させ
ることができなくなるので好ましくない。
し１０００ＭＰａの圧力まで加圧しつつ、１２７℃（４
００Ｋ）ないし６２７℃（９００Ｋ）まで加熱して昇温
することにより、組織中に非晶質相が残存する１次成形
体を得る。また、好ましくは合金粉末を３００ＭＰａな
いし７００ＭＰａまで加圧しつつ、４７７℃（７５０
Ｋ）ないし５７７℃（８５０Ｋ）まで加熱して昇温する
とよい。前記合金粉体の加圧が２００ＭＰａ未満では、
１次成形体の相対密度が高くならず１次成形体自体が脆
くなり、２次成形の際に１次成形体が崩れてしまうおそ
れがあるので好ましくなく、加圧が１０００ＭＰａを越
えると１次成形に用いるダイスが破損するおそれがある
ので好ましくない。また、合金粉体の加熱が１２７℃
（４００Ｋ）未満では、１次成形体の相対密度が高くな
らず１次成形体自体が脆くなり、２次成形の際に１次成
形体が崩れてしまうおそれがあるので好ましくない。ま
た、加熱が６２７℃（９００Ｋ）を越えると、非晶質相
の結晶化が進行して１次成形体の組織に占める微細結晶
質相の存在割合が増加し、１次成形体の組織に非晶質相
を十分に残存させることができなくなり、２次成形にお
いて非晶質相の結晶化の際の軟化現象を十分に発現させ
ることができなくなるので好ましくない。
【００２７】１次成形においては、圧力、温度、成形時
間などを調節することにより、１次成形体の相対密度が
８０％以上となるように合金粉末を成形することが好ま
しい。これにより１次成形体自体が崩れにくくなって、
２次成形の際に１次成形体が崩れることがなく、２次成
形において１次成形体の取り扱いが容易になる。
間などを調節することにより、１次成形体の相対密度が
８０％以上となるように合金粉末を成形することが好ま
しい。これにより１次成形体自体が崩れにくくなって、
２次成形の際に１次成形体が崩れることがなく、２次成
形において１次成形体の取り扱いが容易になる。
【００２８】次に、この１次成形体を２次成形して合金
圧密成形体を得る。２次成形を行うことにより、応力下
において１次成形体に残存する非晶質相が結晶化または
微細結晶質相が粒成長すると共に高圧力で圧密化して、
平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出した
組織中にソフト磁性相または準ハード磁性相と、ハード
磁性相との混相状態が形成されるか、あるいは上記非晶
質相からなる組織中に平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微
細結晶質相が析出すると共に上記混相状態が形成され
る。
圧密成形体を得る。２次成形を行うことにより、応力下
において１次成形体に残存する非晶質相が結晶化または
微細結晶質相が粒成長すると共に高圧力で圧密化して、
平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出した
組織中にソフト磁性相または準ハード磁性相と、ハード
磁性相との混相状態が形成されるか、あるいは上記非晶
質相からなる組織中に平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微
細結晶質相が析出すると共に上記混相状態が形成され
る。
【００２９】２次成形は、１次成形体を加圧下において
１次成形体に残存する非晶質相が結晶化する温度または
その付近の温度または残存する非晶質相が結晶化する温
度以上の温度まで加熱して昇温することが好ましい。１
次成形体を前記の温度まで加熱すると、残存する非晶質
相の結晶化反応による軟化現象が顕著に発現し、このよ
うな軟化現象が起こると、１次成形体自体が軟化し、所
望方向に容易に変形が可能であり、この軟化した１次成
形体を加圧しつつ加圧方向に垂直な方向に変形させるこ
とにより、高密度（高い相対密度）の合金圧密成形体が
得られると共に該合金圧密成形体を加圧方向及び該加圧
方向と異なる方向に容易に変形できる。このようにして
１次成形体を２次成形すると共に加圧方向と異なる方向
に変形させることにより、変形方向に磁気異方性が付与
された合金圧密成形体、すなわち、加圧方向および加圧
方向と異なる方向にそれぞれ磁気異方性が付与された合
金圧密成形体を得ることができる。ここで磁気異方性が
付与される磁性相としては、ハード磁性相である。この
ように合金圧密成形体に複数方向の磁気異方性が付与さ
れていると、等方性の場合や加圧方向のみに磁気異方性
を付与した場合に比べてより高い残留磁化（Ｉｒ）が得
られ、これにより角型比を大きくでき、硬磁気特性を向
上できる。また、２次成形において１次成形体を１次成
形の際の加圧方向と同一の方向に加圧することが、加圧
方向に対してハード磁性相に大きな磁気異方性を付与す
ることができるので好ましい。このようにハード磁性相
に磁気異方性が付与されていると、等方性の場合と比較
してより高い残留磁化（Ｉｒ）が得られる。
１次成形体に残存する非晶質相が結晶化する温度または
その付近の温度または残存する非晶質相が結晶化する温
度以上の温度まで加熱して昇温することが好ましい。１
次成形体を前記の温度まで加熱すると、残存する非晶質
相の結晶化反応による軟化現象が顕著に発現し、このよ
うな軟化現象が起こると、１次成形体自体が軟化し、所
望方向に容易に変形が可能であり、この軟化した１次成
形体を加圧しつつ加圧方向に垂直な方向に変形させるこ
とにより、高密度（高い相対密度）の合金圧密成形体が
得られると共に該合金圧密成形体を加圧方向及び該加圧
方向と異なる方向に容易に変形できる。このようにして
１次成形体を２次成形すると共に加圧方向と異なる方向
に変形させることにより、変形方向に磁気異方性が付与
された合金圧密成形体、すなわち、加圧方向および加圧
方向と異なる方向にそれぞれ磁気異方性が付与された合
金圧密成形体を得ることができる。ここで磁気異方性が
付与される磁性相としては、ハード磁性相である。この
ように合金圧密成形体に複数方向の磁気異方性が付与さ
れていると、等方性の場合や加圧方向のみに磁気異方性
を付与した場合に比べてより高い残留磁化（Ｉｒ）が得
られ、これにより角型比を大きくでき、硬磁気特性を向
上できる。また、２次成形において１次成形体を１次成
形の際の加圧方向と同一の方向に加圧することが、加圧
方向に対してハード磁性相に大きな磁気異方性を付与す
ることができるので好ましい。このようにハード磁性相
に磁気異方性が付与されていると、等方性の場合と比較
してより高い残留磁化（Ｉｒ）が得られる。
【００３０】２次成形の際に１次成形体を加熱する温度
が、非晶質相の結晶化する温度またはその付近の温度ま
たは残存する非晶質相が結晶化する温度以上の温度より
も低いと、１次成形体に残存する非晶質相を結晶化させ
ることが困難になって、軟化現象を発現させることがで
きないと共に、微細結晶質相を析出させてソフト磁性相
または準ハード磁性相とハード磁性相との混相状態を形
成させることができなくなるので好ましくない。１次成
形体を加熱する温度が、非晶質相の結晶化する温度また
はその付近の温度または残存する非晶質相が結晶化する
温度以上の温度よりも高いと、析出した微細結晶質相の
結晶粒が肥大化して非晶質相中あるいはソフト磁性相ま
たは準ハード磁性相中において近接するハード磁性相同
士の磁気的交換結合力が弱まり、合金圧密成形体の硬磁
気特性が劣化するので好ましくない。
が、非晶質相の結晶化する温度またはその付近の温度ま
たは残存する非晶質相が結晶化する温度以上の温度より
も低いと、１次成形体に残存する非晶質相を結晶化させ
ることが困難になって、軟化現象を発現させることがで
きないと共に、微細結晶質相を析出させてソフト磁性相
または準ハード磁性相とハード磁性相との混相状態を形
成させることができなくなるので好ましくない。１次成
形体を加熱する温度が、非晶質相の結晶化する温度また
はその付近の温度または残存する非晶質相が結晶化する
温度以上の温度よりも高いと、析出した微細結晶質相の
結晶粒が肥大化して非晶質相中あるいはソフト磁性相ま
たは準ハード磁性相中において近接するハード磁性相同
士の磁気的交換結合力が弱まり、合金圧密成形体の硬磁
気特性が劣化するので好ましくない。
【００３１】また、１次成形体を２次成形する際に、１
次成形体に残存する非晶質相が結晶化する温度領域で加
圧することが好ましい。その理由は、上述したように１
次成形体中の非晶質相が結晶化する温度になると軟化現
象が顕著に発現し、このような軟化現象が起こると、１
次成形体が加圧されて圧密化するので、高密度（高い相
対密度）の合金圧密成形体が得られるからである。
次成形体に残存する非晶質相が結晶化する温度領域で加
圧することが好ましい。その理由は、上述したように１
次成形体中の非晶質相が結晶化する温度になると軟化現
象が顕著に発現し、このような軟化現象が起こると、１
次成形体が加圧されて圧密化するので、高密度（高い相
対密度）の合金圧密成形体が得られるからである。
【００３２】２次成形の際の１次成形体への具体的な加
圧及び加熱の条件としては、１次成形体を１００ＭＰａ
ないし７００ＭＰａまで加圧しつつ、４２７℃（７００
Ｋ）ないし６２７℃（９００Ｋ）まで加熱して昇温する
ことにより、微細結晶相が析出してハード磁性相とソフ
ト磁性相との混相状態が形成された合金圧密成形体が得
られる。また、好ましくは１次成形体を３００ＭＰａな
いし７００ＭＰａまで加圧しつつ、４７７℃（７５０
Ｋ）ないし５７７℃（８５０Ｋ）まで加熱して昇温する
とよい。更に、より好ましくは３８０ＭＰａないし４３
０ＭＰａまで加圧しつつ、４８７℃（７６０Ｋ）ないし
５１７℃（７９０Ｋ）まで昇温するとよい。２次成形の
際の１次成形体への加圧が１００ＭＰａ未満では、ハー
ド磁性相に磁気異方性を付与することができなくなると
共に、１次成形体を変形させることができなくなって合
金圧密成形体に複数方向の磁気異方性を付与させること
ができなくなり、合金圧密成形体の硬磁気特性が低下す
るので好ましくない。また、２次成形における加圧が７
００ＭＰａを越えると、加圧の際に１次成形体自体が崩
れてしまい、所定形状の合金圧密成形体が得られなくな
るので好ましくない。また、３８０ＭＰａないし４３０
ＭＰａまで加圧すれば、合金圧密成形体の保磁力（ｉＨ
ｃ）及び最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）をより
大きくできる。
圧及び加熱の条件としては、１次成形体を１００ＭＰａ
ないし７００ＭＰａまで加圧しつつ、４２７℃（７００
Ｋ）ないし６２７℃（９００Ｋ）まで加熱して昇温する
ことにより、微細結晶相が析出してハード磁性相とソフ
ト磁性相との混相状態が形成された合金圧密成形体が得
られる。また、好ましくは１次成形体を３００ＭＰａな
いし７００ＭＰａまで加圧しつつ、４７７℃（７５０
Ｋ）ないし５７７℃（８５０Ｋ）まで加熱して昇温する
とよい。更に、より好ましくは３８０ＭＰａないし４３
０ＭＰａまで加圧しつつ、４８７℃（７６０Ｋ）ないし
５１７℃（７９０Ｋ）まで昇温するとよい。２次成形の
際の１次成形体への加圧が１００ＭＰａ未満では、ハー
ド磁性相に磁気異方性を付与することができなくなると
共に、１次成形体を変形させることができなくなって合
金圧密成形体に複数方向の磁気異方性を付与させること
ができなくなり、合金圧密成形体の硬磁気特性が低下す
るので好ましくない。また、２次成形における加圧が７
００ＭＰａを越えると、加圧の際に１次成形体自体が崩
れてしまい、所定形状の合金圧密成形体が得られなくな
るので好ましくない。また、３８０ＭＰａないし４３０
ＭＰａまで加圧すれば、合金圧密成形体の保磁力（ｉＨ
ｃ）及び最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）をより
大きくできる。
【００３３】また、２次成形の際の１次成形体への加熱
が４２７℃（７００Ｋ）未満では、１次成形体に残存す
る非晶質相を結晶化させることが困難になって、軟化現
象を発現させることができなくなると共に、微細結晶質
相を析出させてソフト磁性相または準ハード磁性相とハ
ード磁性相との混相状態を形成させることができなくな
るので好ましくない。また、加熱が６２７℃（９００
Ｋ）を越えると、析出した微細結晶質相の結晶粒が肥大
化して非晶質相中あるいはソフト磁性相中において近接
するハード磁性相同士の磁気的交換結合力が弱まり、硬
磁気特性が劣化するため好ましくない。また、４８７℃
（７６０Ｋ）ないし５１７℃（７９０Ｋ）まで昇温すれ
ば、合金圧密成形体の保磁力（ｉＨｃ）及び最大磁気エ
ネルギー積（（ＢＨ）max）をより大きくできる。
が４２７℃（７００Ｋ）未満では、１次成形体に残存す
る非晶質相を結晶化させることが困難になって、軟化現
象を発現させることができなくなると共に、微細結晶質
相を析出させてソフト磁性相または準ハード磁性相とハ
ード磁性相との混相状態を形成させることができなくな
るので好ましくない。また、加熱が６２７℃（９００
Ｋ）を越えると、析出した微細結晶質相の結晶粒が肥大
化して非晶質相中あるいはソフト磁性相中において近接
するハード磁性相同士の磁気的交換結合力が弱まり、硬
磁気特性が劣化するため好ましくない。また、４８７℃
（７６０Ｋ）ないし５１７℃（７９０Ｋ）まで昇温すれ
ば、合金圧密成形体の保磁力（ｉＨｃ）及び最大磁気エ
ネルギー積（（ＢＨ）max）をより大きくできる。
【００３４】更に、２次成形においては、１次成形体を
１次成形の際の圧力よりも低い圧力で加圧しつつ、１次
成形の際の加熱温度よりも高い温度まで加熱して昇温す
ることが必要である。２次成形の際に、１次成形の際の
圧力よりも高い圧力で１次成形体を加圧すると、１次成
形体が崩れてしまい、所定形状の合金圧密成形体が得ら
れなくなるので好ましくない。また、１次成形の際の加
熱温度よりも低い温度で加熱すると、１次成形体に残存
する非晶質相を十分に結晶化させることができなくなる
ので好ましくない。
１次成形の際の圧力よりも低い圧力で加圧しつつ、１次
成形の際の加熱温度よりも高い温度まで加熱して昇温す
ることが必要である。２次成形の際に、１次成形の際の
圧力よりも高い圧力で１次成形体を加圧すると、１次成
形体が崩れてしまい、所定形状の合金圧密成形体が得ら
れなくなるので好ましくない。また、１次成形の際の加
熱温度よりも低い温度で加熱すると、１次成形体に残存
する非晶質相を十分に結晶化させることができなくなる
ので好ましくない。
【００３５】また、１次成形体を２次成形するに際して
は、圧力、温度、成形時間などを調節することにより、
成形後に得られる合金圧密成形体の相対密度が９０％以
上、より好ましくは９５％以上になるように圧密するこ
とが好ましい。これにより、上記合金圧密成形体に硬磁
性を発現させて得られる硬磁性合金圧密成形体が、きわ
めて緻密な組織構造を有する強固な焼結体となり、物性
的に堅固であってしかも小型で強力な硬磁性を有する永
久磁石となる。
は、圧力、温度、成形時間などを調節することにより、
成形後に得られる合金圧密成形体の相対密度が９０％以
上、より好ましくは９５％以上になるように圧密するこ
とが好ましい。これにより、上記合金圧密成形体に硬磁
性を発現させて得られる硬磁性合金圧密成形体が、きわ
めて緻密な組織構造を有する強固な焼結体となり、物性
的に堅固であってしかも小型で強力な硬磁性を有する永
久磁石となる。
【００３６】更に、１次成形体を２次成形すると同時に
または引き続いて５００℃ないし９００℃で熱処理する
ことにより、合金圧密成形体中に析出する微細結晶質相
の結晶粒径を均一化させて、平均結晶粒径を１００ｎｍ
以下とすることが可能となる。ここでの熱処理温度（ア
ニール温度）が５００℃未満であると、硬磁気特性を担
うＲ2Ｆｅ14Ｂ相（Ｒは希土類元素のうちの１種以上の
元素）の析出量が少なくなって充分な硬磁気特性が得ら
れなくなるので好ましくない。一方、熱処理温度が９０
０℃を越えると、微細結晶相の粒成長がおこり、硬磁気
特性が低下してしまうため好ましくない。また、特に、
平均結晶粒径が１００ｎｍ以下である微細結晶相が合金
圧密成形体の６０体積％以上であり残部が非晶質相とな
るように条件を選び、しかも上記の微細結晶相中にｂｃ
ｃ-Ｆｅ相またはｂｃｃ-ＦｅＣｏ相と、Ｆｅ14Ｒ2Ｂ相
（式中、Ｒは、希土類元素のうちの１種以上の元素を表
す）とが生成するようにすれば、きわめて高い硬磁性特
性を有する硬磁性合金圧密成形体が得られる。
または引き続いて５００℃ないし９００℃で熱処理する
ことにより、合金圧密成形体中に析出する微細結晶質相
の結晶粒径を均一化させて、平均結晶粒径を１００ｎｍ
以下とすることが可能となる。ここでの熱処理温度（ア
ニール温度）が５００℃未満であると、硬磁気特性を担
うＲ2Ｆｅ14Ｂ相（Ｒは希土類元素のうちの１種以上の
元素）の析出量が少なくなって充分な硬磁気特性が得ら
れなくなるので好ましくない。一方、熱処理温度が９０
０℃を越えると、微細結晶相の粒成長がおこり、硬磁気
特性が低下してしまうため好ましくない。また、特に、
平均結晶粒径が１００ｎｍ以下である微細結晶相が合金
圧密成形体の６０体積％以上であり残部が非晶質相とな
るように条件を選び、しかも上記の微細結晶相中にｂｃ
ｃ-Ｆｅ相またはｂｃｃ-ＦｅＣｏ相と、Ｆｅ14Ｒ2Ｂ相
（式中、Ｒは、希土類元素のうちの１種以上の元素を表
す）とが生成するようにすれば、きわめて高い硬磁性特
性を有する硬磁性合金圧密成形体が得られる。
【００３７】また、合金圧密成形体中に、保磁力１ｋＯ
ｅ以下のソフト磁性相または準ハード磁性相、保磁力１
ｋＯｅ以上のハード磁性相とがそれぞれ１０ｖｏｌ（体
積）％以上含むような条件を選び、しかも上記保磁力が
１ｋＯｅ以下のソフト磁性相または準ハード磁性相にｂ
ｃｃ（体心立方構造）-Ｆｅ相またはｂｃｃ-ＦｅＣｏ相
と、固溶元素を含むＦｅ-Ｂの化合物と、非晶質相とが
少なくとも析出し、かつ保磁力が１ｋＯｅ以上のハード
磁性相にＦｅ14Ｒ2Ｂ相（式中、Ｒは、希土類元素のう
ちの１種以上の元素を表す）の単体が少なくとも析出す
るようにすれば、ソフト磁相とハード磁性相のそれぞれ
の特長を備えることができる点で好ましい。 保磁力１
ｋＯｅ以下のソフト磁性相が１０ｖｏｌ（体積）％未満
であると、硬磁性合金圧密成形体の保磁力は大きくなる
がハード磁性相を構成するのに必要な希土類元素の濃度
が高くなるため好ましくない。また、保磁力１ｋＯｅ以
上のハード磁性相が１０ｖｏｌ（体積）％未満である
と、硬磁性合金圧密成形体の保磁力が小さくなるため好
ましくない。
ｅ以下のソフト磁性相または準ハード磁性相、保磁力１
ｋＯｅ以上のハード磁性相とがそれぞれ１０ｖｏｌ（体
積）％以上含むような条件を選び、しかも上記保磁力が
１ｋＯｅ以下のソフト磁性相または準ハード磁性相にｂ
ｃｃ（体心立方構造）-Ｆｅ相またはｂｃｃ-ＦｅＣｏ相
と、固溶元素を含むＦｅ-Ｂの化合物と、非晶質相とが
少なくとも析出し、かつ保磁力が１ｋＯｅ以上のハード
磁性相にＦｅ14Ｒ2Ｂ相（式中、Ｒは、希土類元素のう
ちの１種以上の元素を表す）の単体が少なくとも析出す
るようにすれば、ソフト磁相とハード磁性相のそれぞれ
の特長を備えることができる点で好ましい。 保磁力１
ｋＯｅ以下のソフト磁性相が１０ｖｏｌ（体積）％未満
であると、硬磁性合金圧密成形体の保磁力は大きくなる
がハード磁性相を構成するのに必要な希土類元素の濃度
が高くなるため好ましくない。また、保磁力１ｋＯｅ以
上のハード磁性相が１０ｖｏｌ（体積）％未満である
と、硬磁性合金圧密成形体の保磁力が小さくなるため好
ましくない。
【００３８】上記合金粉末を用いて合金圧密成形体を製
造する具体例としては、放電プラズマ焼結装置を用い
て、合金粉末に圧力を加えて成形すると同時にパルス電
流を合金粉末に印加して非晶質相の結晶化温度またはそ
の付近の温度で所定時間加熱することにより組織中に非
晶質相が残存する１次成形体を形成し、更にこの１次成
形体に圧力を加えて成形すると共に加圧方向に垂直な方
向に変形させ、さらにこれと同時にパルス電流を１次成
形体に印加して残存する非晶質相の結晶化温度またはそ
の付近の温度あるいは結晶化温度よりも高い温度で所定
時間加熱することにより組織中に微細結晶質相を析出さ
せて合金圧密成形体を得る方法が挙げられる。また、合
金粉末にパルス電流を印加して昇温していき、非晶質合
金の結晶化温度付近の温度でパンチ等の加圧体で上下ま
たは左右から圧力を加えて１次成形体とし、更にこの１
次成形体にパルス電流を印加して昇温していき、非晶質
合金の結晶化温度以上の温度でパンチ等の加圧体で上下
または左右から圧力を加えると共に加圧方向に垂直な方
向に変形させて合金圧密成形体を得るようにしても良
い。
造する具体例としては、放電プラズマ焼結装置を用い
て、合金粉末に圧力を加えて成形すると同時にパルス電
流を合金粉末に印加して非晶質相の結晶化温度またはそ
の付近の温度で所定時間加熱することにより組織中に非
晶質相が残存する１次成形体を形成し、更にこの１次成
形体に圧力を加えて成形すると共に加圧方向に垂直な方
向に変形させ、さらにこれと同時にパルス電流を１次成
形体に印加して残存する非晶質相の結晶化温度またはそ
の付近の温度あるいは結晶化温度よりも高い温度で所定
時間加熱することにより組織中に微細結晶質相を析出さ
せて合金圧密成形体を得る方法が挙げられる。また、合
金粉末にパルス電流を印加して昇温していき、非晶質合
金の結晶化温度付近の温度でパンチ等の加圧体で上下ま
たは左右から圧力を加えて１次成形体とし、更にこの１
次成形体にパルス電流を印加して昇温していき、非晶質
合金の結晶化温度以上の温度でパンチ等の加圧体で上下
または左右から圧力を加えると共に加圧方向に垂直な方
向に変形させて合金圧密成形体を得るようにしても良
い。
【００３９】図１は、本発明に係る合金圧密成形体を製
造するために用いて好適な放電プラズマ焼結装置の一例
の要部を示すもので、この例の放電プラズマ焼結装置
は、ＷＣ等の超硬合金製の１次成形用ダイス１（２次成
形用ダイス２１）と、このダイス１（２１）の内部に挿
入されるＷＣ等の超硬合金製の１次成形用上パンチ２
（２次成形用上パンチ２２）および１次成形用下パンチ
３（２次成形用下パンチ２３）と、１次成形用ダイス１
（２次成形用ダイス２１）の外部に設けられたＷＣ等の
超硬合金製の外枠ダイス８と、１次成形用下パンチ３
（２次成形用下パンチ２３）を支え、後述するパルス電
流を流す際の一方の電極ともなる基台４と、１次成形用
上パンチ２（２次成形用上パンチ２２）を下側に押圧
し、パルス電流を流す他方の電極となる基台５と、上下
の１次成形用、２次成型用の各パンチ２（２２）、３
（２３）に挟まれた合金粉末６または１次成形体９の温
度を測定する熱電対７を主体として構成されている。
造するために用いて好適な放電プラズマ焼結装置の一例
の要部を示すもので、この例の放電プラズマ焼結装置
は、ＷＣ等の超硬合金製の１次成形用ダイス１（２次成
形用ダイス２１）と、このダイス１（２１）の内部に挿
入されるＷＣ等の超硬合金製の１次成形用上パンチ２
（２次成形用上パンチ２２）および１次成形用下パンチ
３（２次成形用下パンチ２３）と、１次成形用ダイス１
（２次成形用ダイス２１）の外部に設けられたＷＣ等の
超硬合金製の外枠ダイス８と、１次成形用下パンチ３
（２次成形用下パンチ２３）を支え、後述するパルス電
流を流す際の一方の電極ともなる基台４と、１次成形用
上パンチ２（２次成形用上パンチ２２）を下側に押圧
し、パルス電流を流す他方の電極となる基台５と、上下
の１次成形用、２次成型用の各パンチ２（２２）、３
（２３）に挟まれた合金粉末６または１次成形体９の温
度を測定する熱電対７を主体として構成されている。
【００４０】図２に、上記プラズマ焼結装置の全体構造
を示す。図２に示すプラズマ焼結装置Ａは、住友石炭鉱
業株式会社製のモデルＳＰＳ−２０５０と称される放電
プラズマ焼結機の一種であり、図１に示す構造を要部と
するものである。図２に示す装置においては、上部基盤
１１と下部基盤１２を有し、上部の基盤１１に接してチ
ャンバ１３が設けられ、このチャンバ１３の内部に図１
に示す構造の大部分が収納されて構成され、このチャン
バ１３は図示略の真空排気装置および雰囲気ガスの供給
装置に接続されていて、上下の１次成形用、２次成型用
の各パンチ２（２２）、３（２３）の間に挟まれた合金
粉末６または１次成形体９を不活性ガス雰囲気などの所
望の雰囲気下に保持できるように構成されている。な
お、図１と図２では通電装置が省略されているが、各パ
ンチ２（２２）、３（２３）および基台４、５には別途
設けた通電装置が接続されていてこの通電装置からパル
ス電流Ｅを各パンチ２（２２）、３（２３）および基台
４、５を介して通電できるように構成されている。
を示す。図２に示すプラズマ焼結装置Ａは、住友石炭鉱
業株式会社製のモデルＳＰＳ−２０５０と称される放電
プラズマ焼結機の一種であり、図１に示す構造を要部と
するものである。図２に示す装置においては、上部基盤
１１と下部基盤１２を有し、上部の基盤１１に接してチ
ャンバ１３が設けられ、このチャンバ１３の内部に図１
に示す構造の大部分が収納されて構成され、このチャン
バ１３は図示略の真空排気装置および雰囲気ガスの供給
装置に接続されていて、上下の１次成形用、２次成型用
の各パンチ２（２２）、３（２３）の間に挟まれた合金
粉末６または１次成形体９を不活性ガス雰囲気などの所
望の雰囲気下に保持できるように構成されている。な
お、図１と図２では通電装置が省略されているが、各パ
ンチ２（２２）、３（２３）および基台４、５には別途
設けた通電装置が接続されていてこの通電装置からパル
ス電流Ｅを各パンチ２（２２）、３（２３）および基台
４、５を介して通電できるように構成されている。
【００４１】図１及び図２に示した放電プラズマ焼結装
置を用いて目的とする合金圧密成形体を作製するには、
例えば、以下の１次成形及び２次成形の各工程による。
図３に示すように、合金粉末６を１次成形用の上下のパ
ンチ２、３の間に投入し、チャンバ１３の内部を真空に
すると共に、パンチ２、３で上下から圧力を加えて成形
すると同時に、パルス電流Ｅを合金粉末６に印加して非
晶質相の結晶化温度またはその付近の温度まで合金粉末
６を加熱して昇温することにより１次成形体９を製造す
る。
置を用いて目的とする合金圧密成形体を作製するには、
例えば、以下の１次成形及び２次成形の各工程による。
図３に示すように、合金粉末６を１次成形用の上下のパ
ンチ２、３の間に投入し、チャンバ１３の内部を真空に
すると共に、パンチ２、３で上下から圧力を加えて成形
すると同時に、パルス電流Ｅを合金粉末６に印加して非
晶質相の結晶化温度またはその付近の温度まで合金粉末
６を加熱して昇温することにより１次成形体９を製造す
る。
【００４２】ここで１次成形を行う際の印加圧力は、２
００〜１０００ＭＰａ、好ましくは３００〜７００ＭＰ
ａで上記合金粉末６中の非晶質相を残存させたまま成形
することが、１次成形体の相対密度を高くして２次成形
における１次成形体の取り扱いを容易にすると共に、Ｗ
Ｃ製のダイスを破壊を防ぐことができる点で好ましい。
ここで合金粉末６を加熱する際の昇温速度は、１０℃／
分（０.１７℃分秒）以上、好ましくは２０℃／分（０.
３３℃／分）以上とされる。昇温速度が１０℃／分未満
であると、１次成形体の相対密度を高めることができな
いので好ましくない。合金粉体６は、１２７℃（４００
Ｋ）〜６２７℃（９００Ｋ）、好ましくは４７７℃（７
５０Ｋ）〜５７７℃（８５０Ｋ）まで昇温することが、
１次成形体の相対密度を高くすると共に、１次成形体の
組織に非晶質相を十分に残存させることができる点で好
ましい。
００〜１０００ＭＰａ、好ましくは３００〜７００ＭＰ
ａで上記合金粉末６中の非晶質相を残存させたまま成形
することが、１次成形体の相対密度を高くして２次成形
における１次成形体の取り扱いを容易にすると共に、Ｗ
Ｃ製のダイスを破壊を防ぐことができる点で好ましい。
ここで合金粉末６を加熱する際の昇温速度は、１０℃／
分（０.１７℃分秒）以上、好ましくは２０℃／分（０.
３３℃／分）以上とされる。昇温速度が１０℃／分未満
であると、１次成形体の相対密度を高めることができな
いので好ましくない。合金粉体６は、１２７℃（４００
Ｋ）〜６２７℃（９００Ｋ）、好ましくは４７７℃（７
５０Ｋ）〜５７７℃（８５０Ｋ）まで昇温することが、
１次成形体の相対密度を高くすると共に、１次成形体の
組織に非晶質相を十分に残存させることができる点で好
ましい。
【００４３】次に、図４に示すように、１次成形体９を
２次成形用の上下のパンチ２２、２３の間に投入する。
このとき、１次成形体の外側面とダイス２１の内壁との
間には、１次成形体９を加圧方向に垂直な方向に変形さ
せるための空隙２０が設けられていることが好ましい。
チャンバ１３の内部を真空にすると共に、パンチ２２、
２３で上下から圧力を加えて１次成形体９を加圧方向
（図中上下方向）及びこの加圧方向に垂直な方向（図中
左右方向）に変形させると共に、パルス電流Ｅを１次成
形体９に印加して非晶質相の結晶化温度またはその付近
の温度あるいは非晶質相の結晶化温度以上の温度まで１
次成形体９を加熱して昇温することにより合金圧密成形
体１０を製造する。
２次成形用の上下のパンチ２２、２３の間に投入する。
このとき、１次成形体の外側面とダイス２１の内壁との
間には、１次成形体９を加圧方向に垂直な方向に変形さ
せるための空隙２０が設けられていることが好ましい。
チャンバ１３の内部を真空にすると共に、パンチ２２、
２３で上下から圧力を加えて１次成形体９を加圧方向
（図中上下方向）及びこの加圧方向に垂直な方向（図中
左右方向）に変形させると共に、パルス電流Ｅを１次成
形体９に印加して非晶質相の結晶化温度またはその付近
の温度あるいは非晶質相の結晶化温度以上の温度まで１
次成形体９を加熱して昇温することにより合金圧密成形
体１０を製造する。
【００４４】ここで２次成形を行う際の印加圧力は、１
００〜７００ＭＰａ、好ましくは３００〜７００ＭＰ
ａ、より好ましくは３８０〜４３０ＭＰａとして１次成
形体９０中の非晶質相を結晶化させつつ成形すること
が、ハード磁性相に磁気異方性を付与し、１次成形体自
体を崩さずに所定形状の合金圧密成形体を得ることがで
きる点で好ましい。ここで１次成形体９を加熱する際の
昇温速度は、１０℃／分（０.１７℃分秒）以上、好ま
しくは２０℃／分（０.３３℃／分）以上とされる。昇
温速度が１０ ℃／分未満であると、結晶粒が粗大化す
るため非晶質中あるいはソフト磁性相または準ハード磁
性相中において近接するハード磁性相同士の磁気的交換
結合が弱まり、硬磁気特性が劣化するため好ましくな
い。
００〜７００ＭＰａ、好ましくは３００〜７００ＭＰ
ａ、より好ましくは３８０〜４３０ＭＰａとして１次成
形体９０中の非晶質相を結晶化させつつ成形すること
が、ハード磁性相に磁気異方性を付与し、１次成形体自
体を崩さずに所定形状の合金圧密成形体を得ることがで
きる点で好ましい。ここで１次成形体９を加熱する際の
昇温速度は、１０℃／分（０.１７℃分秒）以上、好ま
しくは２０℃／分（０.３３℃／分）以上とされる。昇
温速度が１０ ℃／分未満であると、結晶粒が粗大化す
るため非晶質中あるいはソフト磁性相または準ハード磁
性相中において近接するハード磁性相同士の磁気的交換
結合が弱まり、硬磁気特性が劣化するため好ましくな
い。
【００４５】また１次成形体９は、４２７℃（７００
Ｋ）〜６２７℃（９００Ｋ）、好ましくは４７７℃（７
５０Ｋ）〜５７７℃（８５０Ｋ）、より好ましくは４８
７℃（７６０Ｋ）〜５１７℃（７９０Ｋ）まで昇温する
ことが、合金圧密成形体に微細結晶質相を析出させてソ
フト磁性相または準ハード磁性相とハード磁性相との混
相状態を形成させると共に、析出した微細結晶質相の結
晶粒の肥大化を防いで硬磁気特性の劣化を防止できる点
で好ましい。
Ｋ）〜６２７℃（９００Ｋ）、好ましくは４７７℃（７
５０Ｋ）〜５７７℃（８５０Ｋ）、より好ましくは４８
７℃（７６０Ｋ）〜５１７℃（７９０Ｋ）まで昇温する
ことが、合金圧密成形体に微細結晶質相を析出させてソ
フト磁性相または準ハード磁性相とハード磁性相との混
相状態を形成させると共に、析出した微細結晶質相の結
晶粒の肥大化を防いで硬磁気特性の劣化を防止できる点
で好ましい。
【００４６】また、図４に示すように、１次成形体９の
１次成形の際の加圧方向と平行方向の長さをｈ1とし、
圧密成形体１０の２次成形の際の加圧方向と平行方向の
長さをｈ2とし、２次成形における圧縮率（％）を
（（ｈ1−ｈ2）／ｈ1）×１００としたとき、圧縮率は
１％ないし４０％の範囲とすることが好ましい。圧縮率
が１％未満では、１次成形体９の変形が不十分で合金圧
密成形体１０に高い磁気異方性を付与することができな
いので好ましくなく、圧縮率が４０％を越えると、１次
成形体９が割れて所定の形状の合金圧密成形体を得るこ
とができないので好ましくない。
１次成形の際の加圧方向と平行方向の長さをｈ1とし、
圧密成形体１０の２次成形の際の加圧方向と平行方向の
長さをｈ2とし、２次成形における圧縮率（％）を
（（ｈ1−ｈ2）／ｈ1）×１００としたとき、圧縮率は
１％ないし４０％の範囲とすることが好ましい。圧縮率
が１％未満では、１次成形体９の変形が不十分で合金圧
密成形体１０に高い磁気異方性を付与することができな
いので好ましくなく、圧縮率が４０％を越えると、１次
成形体９が割れて所定の形状の合金圧密成形体を得るこ
とができないので好ましくない。
【００４７】このような放電プラズマ装置を用いた放電
プラズマ燒結法においては、通電電流により合金粉末６
または１次成形体９を所定の速度で素早く昇温すること
ができ、また、通電電流の値に応じて合金粉末６または
１次成形体９の温度を厳格に管理できるので、ヒータに
よる加熱などよりも遥かに正確に温度管理ができ、これ
により予め設計した通りの理想に近い条件で１次成形及
び２次成形ができる。
プラズマ燒結法においては、通電電流により合金粉末６
または１次成形体９を所定の速度で素早く昇温すること
ができ、また、通電電流の値に応じて合金粉末６または
１次成形体９の温度を厳格に管理できるので、ヒータに
よる加熱などよりも遥かに正確に温度管理ができ、これ
により予め設計した通りの理想に近い条件で１次成形及
び２次成形ができる。
【００４８】更に、２次成形後の合金圧密成形体を５０
０゜Ｃ（７７３Ｋ）ないし９００℃（１１７３Ｋ）で加
熱（熱処理）することにより、合金圧密成形体中に析出
する微細結晶相の結晶粒径を均一化して微細結晶質相の
平均結晶粒径を１００ｎｍ以下にする。これによって、
合金圧密成形体に硬磁気特性が発現する。また、この熱
処理によって合金圧密成形体の歪みが除去される。
０゜Ｃ（７７３Ｋ）ないし９００℃（１１７３Ｋ）で加
熱（熱処理）することにより、合金圧密成形体中に析出
する微細結晶相の結晶粒径を均一化して微細結晶質相の
平均結晶粒径を１００ｎｍ以下にする。これによって、
合金圧密成形体に硬磁気特性が発現する。また、この熱
処理によって合金圧密成形体の歪みが除去される。
【００４９】上記の方法により得られた硬磁性合金圧密
成形体は、微細組織を実現することにより得られる微細
なソフト磁性相とハード磁性相とを結合させた交換結合
特性を示すものであり、かつＦｅ濃度が従来の希土類磁
石より高いため、残留磁化（Ｉｒ）が０．８Ｔ以上であ
り、保磁力（ｉＨｃ）が２ｋＯｅ以上であり、飽和磁化
（Ｉｓ）に対する残留磁化（Ｉｒ）の比（Ｉｒ／Ｉｓ）
が０．６以上である強力な永久磁石成形体とすることが
できる。また、この硬磁性合金圧密成形体は、前記合金
粉末を１次成形して非晶質相が残存する１次成形体と
し、更にこの１次成形体を２次成形することにより、ハ
ード磁性相に異方性が付与されたものとなり、これによ
り一軸異方性が大きくなり、高い残留磁化（Ｉｒ）を有
すると共に、前記硬磁性合金圧密成形体の一方向の最大
磁化エネルギー積（（ＢＨ）max-parallel）と、前記一
方向に垂直な方向の最大磁化エネルギー積（（ＢＨ）ma
x-perpendicular）との比（（ＢＨ）max-parallel）／
（（ＢＨ）max-perpendicular）が１．１５以上とな
る。
成形体は、微細組織を実現することにより得られる微細
なソフト磁性相とハード磁性相とを結合させた交換結合
特性を示すものであり、かつＦｅ濃度が従来の希土類磁
石より高いため、残留磁化（Ｉｒ）が０．８Ｔ以上であ
り、保磁力（ｉＨｃ）が２ｋＯｅ以上であり、飽和磁化
（Ｉｓ）に対する残留磁化（Ｉｒ）の比（Ｉｒ／Ｉｓ）
が０．６以上である強力な永久磁石成形体とすることが
できる。また、この硬磁性合金圧密成形体は、前記合金
粉末を１次成形して非晶質相が残存する１次成形体と
し、更にこの１次成形体を２次成形することにより、ハ
ード磁性相に異方性が付与されたものとなり、これによ
り一軸異方性が大きくなり、高い残留磁化（Ｉｒ）を有
すると共に、前記硬磁性合金圧密成形体の一方向の最大
磁化エネルギー積（（ＢＨ）max-parallel）と、前記一
方向に垂直な方向の最大磁化エネルギー積（（ＢＨ）ma
x-perpendicular）との比（（ＢＨ）max-parallel）／
（（ＢＨ）max-perpendicular）が１．１５以上とな
る。
【００５０】また、この硬磁性合金圧密成形体は、非晶
質合金粉末が１次成形、２次成形を経て固化成形された
ものであるので、磁性体粉末を結合材を用いて結着した
従来のボンド磁石に比べて物性的に堅固であってしかも
小型で強力な硬磁性を有する永久磁石となる。また、本
発明の硬磁性合金圧密体は、上述のように、粉末から成
形するので各種の形状に成形することができる。
質合金粉末が１次成形、２次成形を経て固化成形された
ものであるので、磁性体粉末を結合材を用いて結着した
従来のボンド磁石に比べて物性的に堅固であってしかも
小型で強力な硬磁性を有する永久磁石となる。また、本
発明の硬磁性合金圧密体は、上述のように、粉末から成
形するので各種の形状に成形することができる。
【００５１】更に、上述のプラズマ焼結法により、１次
成形体を印加圧力１００〜７００ＭＰａ、好ましくは３
００〜７００ＭＰａで結晶化または粒成長するとともに
固化成形することで、充分な密度のバルク状に、例え
ば、９０％以上の相対密度を有するバルク状に容易に加
工することができる。以上のことから、本発明の硬磁性
合金圧密成形体は、モーター、アクチュエータ、スピー
カーなどの各種の装置に使用される永久磁石として有用
であり、製造コストの低減を図ることができる。
成形体を印加圧力１００〜７００ＭＰａ、好ましくは３
００〜７００ＭＰａで結晶化または粒成長するとともに
固化成形することで、充分な密度のバルク状に、例え
ば、９０％以上の相対密度を有するバルク状に容易に加
工することができる。以上のことから、本発明の硬磁性
合金圧密成形体は、モーター、アクチュエータ、スピー
カーなどの各種の装置に使用される永久磁石として有用
であり、製造コストの低減を図ることができる。
【００５２】次に、本発明の硬磁性合金圧密成形体の製
造に用いることができる非晶質合金について詳しく説明
する。本発明に係る硬磁性合金圧密成形体に用いられる
合金は以下の組成式で表すことができる。 ＴxＭyＲzＢw 上記組成式中のＴは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上
の元素を表わす。これらの元素Ｔは、本発明に係る硬磁
性材料の主成分であり、磁性を担う元素であるため、元
素Ｔの組成比ｘは５０原子％以上である。元素Ｔの組成
比ｘを増加させると、それに伴って飽和磁化（Ｉｓ）が
増加する。０．８Ｔ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実現
するためには、飽和磁化（Ｉｓ）が少なくとも１．１Ｔ
は必要であり、これを満たすには元素Ｔの組成比ｘは８
０原子％以上であるのが望ましく、より好ましくは８６
原子％以上である。また、良好な硬磁気特性を得るため
には９３原子％以下とするのが好ましい。本発明の硬磁
性合金圧密成形体においては、元素Ｔの少なくとも一部
としてＦｅが含まれていることが必要である。
造に用いることができる非晶質合金について詳しく説明
する。本発明に係る硬磁性合金圧密成形体に用いられる
合金は以下の組成式で表すことができる。 ＴxＭyＲzＢw 上記組成式中のＴは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上
の元素を表わす。これらの元素Ｔは、本発明に係る硬磁
性材料の主成分であり、磁性を担う元素であるため、元
素Ｔの組成比ｘは５０原子％以上である。元素Ｔの組成
比ｘを増加させると、それに伴って飽和磁化（Ｉｓ）が
増加する。０．８Ｔ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実現
するためには、飽和磁化（Ｉｓ）が少なくとも１．１Ｔ
は必要であり、これを満たすには元素Ｔの組成比ｘは８
０原子％以上であるのが望ましく、より好ましくは８６
原子％以上である。また、良好な硬磁気特性を得るため
には９３原子％以下とするのが好ましい。本発明の硬磁
性合金圧密成形体においては、元素Ｔの少なくとも一部
としてＦｅが含まれていることが必要である。
【００５３】上記組成式中のＭは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わ
し、これらの元素Ｍは非晶質形成能が高いものである。
本発明に係る硬磁性合金において、元素Ｍを添加するこ
とにより、元素Ｒ（希土類元素）が低濃度の場合でも非
晶質相を形成することができる。元素Ｒ置換で元素Ｍの
組成比ｙを増加させると、それに伴って残留磁化（Ｉ
ｒ）は増加するが、保磁力（ｉＨｃ）が低下し、硬磁気
特性から軟磁気特性へと変化する。また、磁性を担う元
素Ｔ置換で元素Ｍを増加させると飽和磁化（Ｉｓ）、残
留磁化（Ｉｒ）の減少が生じる。従って、良好な硬磁気
特性を得るために、元素Ｍの組成比ｙは０原子％以上１
５原子％以下の範囲とするのが好ましく、０．５原子％
以上５原子％以下の範囲であることがより好ましい。ま
た、０.５原子％以上３原子％以下とすると更に好まし
い。更に、非晶質相を形成し易くするためには、１原子
％以上添加すると更に好ましい。
Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わ
し、これらの元素Ｍは非晶質形成能が高いものである。
本発明に係る硬磁性合金において、元素Ｍを添加するこ
とにより、元素Ｒ（希土類元素）が低濃度の場合でも非
晶質相を形成することができる。元素Ｒ置換で元素Ｍの
組成比ｙを増加させると、それに伴って残留磁化（Ｉ
ｒ）は増加するが、保磁力（ｉＨｃ）が低下し、硬磁気
特性から軟磁気特性へと変化する。また、磁性を担う元
素Ｔ置換で元素Ｍを増加させると飽和磁化（Ｉｓ）、残
留磁化（Ｉｒ）の減少が生じる。従って、良好な硬磁気
特性を得るために、元素Ｍの組成比ｙは０原子％以上１
５原子％以下の範囲とするのが好ましく、０．５原子％
以上５原子％以下の範囲であることがより好ましい。ま
た、０.５原子％以上３原子％以下とすると更に好まし
い。更に、非晶質相を形成し易くするためには、１原子
％以上添加すると更に好ましい。
【００５４】上記組成式中のＲは、希土類元素（Ｓｃ、
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇ
ｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬ
ｕ）のうちの１種以上の元素を表わす。元素ＲとＦｅと
Ｂとを含む非晶質を主相とする合金を７７３〜１１７３
Ｋ（５００〜９００℃）の範囲の適切な温度で加熱した
ときに析出する金属間化合物Ｒ2Ｆｅ14Ｂは、本発明の
硬磁性合金圧密成形体に優れた硬磁気特性を付与するも
のである。元素Ｒの組成比ｚを増加させると、それに伴
って飽和磁化（Ｉｒ）が減少する。０．８Ｔ以上の高い
残留磁化（Ｉｒ）を得るためには、飽和磁化（Ｉｓ）が
少なくとも１．１Ｔは必要であり、これを満たすために
は元素Ｒの組成比ｚは２０原子％以下であることが望ま
しい。また元素Ｒは非晶質を形成し易い元素であり、元
素Ｒの組成比ｚが小さ過ぎると良好な非晶質相または微
細結晶相を得られないため、元素Ｒの組成比ｚとしては
３原子％以上とするのが望ましく、高い飽和磁化（Ｉ
ｒ）と保磁力（ｉＨｃ）を両立させるためには、１０原
子％以下、更に好ましくは７原子％以下とすると良い。
さらに元素Ｒの一部または全部をＮｄおよび／またはＰ
ｒで構成すると、さらに高い硬磁気特性が得られる。
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇ
ｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬ
ｕ）のうちの１種以上の元素を表わす。元素ＲとＦｅと
Ｂとを含む非晶質を主相とする合金を７７３〜１１７３
Ｋ（５００〜９００℃）の範囲の適切な温度で加熱した
ときに析出する金属間化合物Ｒ2Ｆｅ14Ｂは、本発明の
硬磁性合金圧密成形体に優れた硬磁気特性を付与するも
のである。元素Ｒの組成比ｚを増加させると、それに伴
って飽和磁化（Ｉｒ）が減少する。０．８Ｔ以上の高い
残留磁化（Ｉｒ）を得るためには、飽和磁化（Ｉｓ）が
少なくとも１．１Ｔは必要であり、これを満たすために
は元素Ｒの組成比ｚは２０原子％以下であることが望ま
しい。また元素Ｒは非晶質を形成し易い元素であり、元
素Ｒの組成比ｚが小さ過ぎると良好な非晶質相または微
細結晶相を得られないため、元素Ｒの組成比ｚとしては
３原子％以上とするのが望ましく、高い飽和磁化（Ｉ
ｒ）と保磁力（ｉＨｃ）を両立させるためには、１０原
子％以下、更に好ましくは７原子％以下とすると良い。
さらに元素Ｒの一部または全部をＮｄおよび／またはＰ
ｒで構成すると、さらに高い硬磁気特性が得られる。
【００５５】上記組成式中のＢは、非晶質を形成し易い
元素である。また、元素ＲとＦｅとＢとを含む非晶質相
を７７３〜１１７３Ｋ（５００〜９００℃）の範囲の適
切な温度で熱処理したときに析出する化合物Ｒ2Ｆｅ14
Ｂは、本発明の硬磁性合金圧密成形体に硬磁気特性を付
与するものである。良好な非晶質相、または微細結晶質
相を得るためには、Ｂの濃度を２原子％以上、より好ま
しくは３原子％以上とするのが望ましいが、Ｂの組成比
ｗの増加に伴って飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉ
ｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）が減少するので、良好な
硬磁気特性を得るために、Ｂの組成比ｗを２０原子％以
下、より好ましくは７原子％以下、更に好ましくは５原
子％以下とするのが望ましい。また、ＦｅとＢとを含む
非晶質相は７７３〜１１７３Ｋ（５００℃〜９００℃）
の範囲の適切な温度に加熱するとき、Ｆｅ−Ｂの化合物
を析出する。
元素である。また、元素ＲとＦｅとＢとを含む非晶質相
を７７３〜１１７３Ｋ（５００〜９００℃）の範囲の適
切な温度で熱処理したときに析出する化合物Ｒ2Ｆｅ14
Ｂは、本発明の硬磁性合金圧密成形体に硬磁気特性を付
与するものである。良好な非晶質相、または微細結晶質
相を得るためには、Ｂの濃度を２原子％以上、より好ま
しくは３原子％以上とするのが望ましいが、Ｂの組成比
ｗの増加に伴って飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉ
ｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）が減少するので、良好な
硬磁気特性を得るために、Ｂの組成比ｗを２０原子％以
下、より好ましくは７原子％以下、更に好ましくは５原
子％以下とするのが望ましい。また、ＦｅとＢとを含む
非晶質相は７７３〜１１７３Ｋ（５００℃〜９００℃）
の範囲の適切な温度に加熱するとき、Ｆｅ−Ｂの化合物
を析出する。
【００５６】また、本発明の硬磁性合金圧密成形体に
は、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎ
のうち１種以上の元素Ｅが添加されていてもよく、その
場合に用いられる合金は、下記の組成式で表すことがで
きる。ＴxＭyＲzＢwＥvこの場合の磁性を担う元素Ｔの
組成比ｘは、飽和磁化（Ｉｓ）を増加させる点から好ま
しくは５０原子％以上、より好ましくは８０原子％以上
９３原子％以下の範囲であり、０．８Ｔ以上の高い残留
磁化（Ｉｒ）と高い保磁力（ｉＨｃ）の両立を実現する
ためには８６原子％以上９３原子％以下の範囲とするの
が好ましい。上記組成式中の元素Ｍの組成比ｙは、良好
な硬磁気特性を得るために好ましくは０原子％以上１５
原子％以下、より好ましくは０．５原子％以上５原子％
以下、さらに好ましくは０.５原子％以上３原子％以下
の範囲であり０．８Ｔ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実
現するためには、１原子％以上３原子％以下の範囲とす
ることが好ましい。なお、より高い残留磁化（Ｉｒ）を
得るためには組成比を０.５原子％以上１原子％以下と
しても良い。
は、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎ
のうち１種以上の元素Ｅが添加されていてもよく、その
場合に用いられる合金は、下記の組成式で表すことがで
きる。ＴxＭyＲzＢwＥvこの場合の磁性を担う元素Ｔの
組成比ｘは、飽和磁化（Ｉｓ）を増加させる点から好ま
しくは５０原子％以上、より好ましくは８０原子％以上
９３原子％以下の範囲であり、０．８Ｔ以上の高い残留
磁化（Ｉｒ）と高い保磁力（ｉＨｃ）の両立を実現する
ためには８６原子％以上９３原子％以下の範囲とするの
が好ましい。上記組成式中の元素Ｍの組成比ｙは、良好
な硬磁気特性を得るために好ましくは０原子％以上１５
原子％以下、より好ましくは０．５原子％以上５原子％
以下、さらに好ましくは０.５原子％以上３原子％以下
の範囲であり０．８Ｔ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実
現するためには、１原子％以上３原子％以下の範囲とす
ることが好ましい。なお、より高い残留磁化（Ｉｒ）を
得るためには組成比を０.５原子％以上１原子％以下と
しても良い。
【００５７】上記組成式中の元素Ｒの組成比ｚは、本発
明の硬磁性合金圧密成形体に優れた硬磁気特性を付与す
るためと、良好な非晶質相または微細結晶質相を得るた
めに、好ましくは３原子％以上２０原子％以下、より好
ましくは３原子％以上１０原子％以下の範囲であり、
０．８Ｔ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実現するために
は、３原子％以上７％以下の範囲とするのが好ましい。
上記組成式中のＢの組成比ｗは、良好な非晶質相または
微細結晶質相を得るために、２原子％以上とすることが
望ましく、より好ましくは３原子％以上である。また、
良好な硬磁気特性を得るためには、Ｂの組成比ｗは、好
ましくは２０原子％以下、より好ましくは７原子％以
下、更に好ましくは５原子％以下とされる。また、Ｆｅ
とＢとを含む非晶質相は７７３〜１１７３Ｋ（５００℃
〜９００℃）の範囲内の適切な温度に加熱するとＦｅ-
Ｂの化合物を析出する。上記組成式中の元素Ｅは、結晶
組織の微細化を促進させるためと、硬磁性合金圧密成形
体の耐食性及び耐摩耗性を向上させるために添加される
ものである。元素Ｅの組成比ｖは０原子％以上１０原子
％以下であることが好ましい。ただし、元素Ｅの組成比
ｖが高過ぎると硬磁気特性が劣化するので、元素Ｅの組
成比ｖは好ましくは５原子％以下、より好ましくは０．
１原子％以上５原子％以下とされる。また、０．８Ｔ以
上の高い残留磁化（Ｉｒ）を達成するためには、元素Ｅ
を添加しない方が好ましい。
明の硬磁性合金圧密成形体に優れた硬磁気特性を付与す
るためと、良好な非晶質相または微細結晶質相を得るた
めに、好ましくは３原子％以上２０原子％以下、より好
ましくは３原子％以上１０原子％以下の範囲であり、
０．８Ｔ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実現するために
は、３原子％以上７％以下の範囲とするのが好ましい。
上記組成式中のＢの組成比ｗは、良好な非晶質相または
微細結晶質相を得るために、２原子％以上とすることが
望ましく、より好ましくは３原子％以上である。また、
良好な硬磁気特性を得るためには、Ｂの組成比ｗは、好
ましくは２０原子％以下、より好ましくは７原子％以
下、更に好ましくは５原子％以下とされる。また、Ｆｅ
とＢとを含む非晶質相は７７３〜１１７３Ｋ（５００℃
〜９００℃）の範囲内の適切な温度に加熱するとＦｅ-
Ｂの化合物を析出する。上記組成式中の元素Ｅは、結晶
組織の微細化を促進させるためと、硬磁性合金圧密成形
体の耐食性及び耐摩耗性を向上させるために添加される
ものである。元素Ｅの組成比ｖは０原子％以上１０原子
％以下であることが好ましい。ただし、元素Ｅの組成比
ｖが高過ぎると硬磁気特性が劣化するので、元素Ｅの組
成比ｖは好ましくは５原子％以下、より好ましくは０．
１原子％以上５原子％以下とされる。また、０．８Ｔ以
上の高い残留磁化（Ｉｒ）を達成するためには、元素Ｅ
を添加しない方が好ましい。
【００５８】更に、本発明の硬磁性合金圧密成形体に
は、Ｃ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち
１種以上の元素Ｇが添加されていてもよく、この場合に
用いられる合金は、下記の組成式で表すことができる。 ＴxＭyＲzＢwＧu この場合の磁性を担う元素Ｔの組成比ｘは、飽和磁化
（Ｉｓ）を増加させる点から好ましくは５０原子％以
上、より好ましくは８０原子％以上９３原子％以下の範
囲であり、０．８Ｔ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）と高い
保磁力（ｉＨｃ）を得るには８６原子％以上９３原子％
以下とするのが好ましい。上記組成式中の元素Ｍの組成
比ｙは、良好な硬磁気特性を得るために、好ましくは０
原子％以上１５原子％以下、より好ましくは０．５原子
％以上５原子％以下の範囲であり、０．８Ｔ以上の高い
残留磁化（Ｉｒ）を実現するためには、０．５原子％以
上３原子％以下の範囲とすることが好ましい。なお、よ
り高い残留磁化（Ｉｒ）を得るためには、組成比を０．
５原子％以上１原子％以下としても良い。
は、Ｃ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち
１種以上の元素Ｇが添加されていてもよく、この場合に
用いられる合金は、下記の組成式で表すことができる。 ＴxＭyＲzＢwＧu この場合の磁性を担う元素Ｔの組成比ｘは、飽和磁化
（Ｉｓ）を増加させる点から好ましくは５０原子％以
上、より好ましくは８０原子％以上９３原子％以下の範
囲であり、０．８Ｔ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）と高い
保磁力（ｉＨｃ）を得るには８６原子％以上９３原子％
以下とするのが好ましい。上記組成式中の元素Ｍの組成
比ｙは、良好な硬磁気特性を得るために、好ましくは０
原子％以上１５原子％以下、より好ましくは０．５原子
％以上５原子％以下の範囲であり、０．８Ｔ以上の高い
残留磁化（Ｉｒ）を実現するためには、０．５原子％以
上３原子％以下の範囲とすることが好ましい。なお、よ
り高い残留磁化（Ｉｒ）を得るためには、組成比を０．
５原子％以上１原子％以下としても良い。
【００５９】上記組成式中の元素Ｒの組成比ｚは、硬磁
性材料に優れた硬磁気特性を付与し、良好な非晶質相ま
たは微細結晶質相を得るために、好ましくは３原子％以
上２０原子％以下、より好ましくは３原子％以上１０原
子％以下とするのが良く、０．８Ｔ以上の高い残留磁化
（Ｉｒ）を実現するためには、３原子％以上７％以下の
範囲とするのが好ましい。上記組成式中のＢの組成比ｗ
は、良好な非晶質相または微細結晶質相を得るために２
原子％以上とするのが望ましいが、良好な硬磁気特性を
得るためには、Ｂの組成比ｗを２原子％以上２０原子％
以下、より好ましくは３原子％以上７原子％以下、更に
好ましくは３原子％以上５原子％以下とするのが望まし
い。上記組成式中の元素Ｇは、析出するソフト磁性相若
しくは準ハード磁性相と、ハード磁性相の結晶化温度を
制御するために添加されるものであり、この元素Ｇを添
加することにより最適な微細結晶複相組織を実現でき
る。元素Ｇの組成比ｕは、０原子％以上１０原子％以下
であることが好ましい。ただし、組成比ｕが高過ぎると
飽和磁化（Ｉｓ）が極端に低下するので、組成比ｕは、
より好ましくは５原子％以下、更に好ましくは０．１原
子％以上５原子％以下である。また、０．８Ｔ以上の高
い残留磁化（Ｉｒ）を達成するためには、元素Ｇを添加
しない方が良い。
性材料に優れた硬磁気特性を付与し、良好な非晶質相ま
たは微細結晶質相を得るために、好ましくは３原子％以
上２０原子％以下、より好ましくは３原子％以上１０原
子％以下とするのが良く、０．８Ｔ以上の高い残留磁化
（Ｉｒ）を実現するためには、３原子％以上７％以下の
範囲とするのが好ましい。上記組成式中のＢの組成比ｗ
は、良好な非晶質相または微細結晶質相を得るために２
原子％以上とするのが望ましいが、良好な硬磁気特性を
得るためには、Ｂの組成比ｗを２原子％以上２０原子％
以下、より好ましくは３原子％以上７原子％以下、更に
好ましくは３原子％以上５原子％以下とするのが望まし
い。上記組成式中の元素Ｇは、析出するソフト磁性相若
しくは準ハード磁性相と、ハード磁性相の結晶化温度を
制御するために添加されるものであり、この元素Ｇを添
加することにより最適な微細結晶複相組織を実現でき
る。元素Ｇの組成比ｕは、０原子％以上１０原子％以下
であることが好ましい。ただし、組成比ｕが高過ぎると
飽和磁化（Ｉｓ）が極端に低下するので、組成比ｕは、
より好ましくは５原子％以下、更に好ましくは０．１原
子％以上５原子％以下である。また、０．８Ｔ以上の高
い残留磁化（Ｉｒ）を達成するためには、元素Ｇを添加
しない方が良い。
【００６０】更にまた、本発明の硬磁性合金圧密成形体
には、上述の元素Ｅと元素Ｇとが同時に添加されていて
も良く、この場合に用いられる合金は、下記の組成式で
表すことができる。 ＴxＭyＲzＢwＥvＧu ここで、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐ
ｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａ
ｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎのうち１種以上の元
素を表わし、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、
Ｂ、Ａｓのうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を
表し、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕが原子％
で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦
２０、０≦ｖ≦１０、０≦ｕ≦１０であることが、飽和
磁化（Ｉｓ）を増加できること、良好な硬磁気特性が得
られること、良好な非晶質相または微細結晶質相が得ら
れること、結晶組織の微細化を促進できると共に硬磁性
合金圧密成形体の耐食性及び耐摩耗性を向上できるこ
と、最適な微細結晶複相組織を実現できる点で好まし
い。
には、上述の元素Ｅと元素Ｇとが同時に添加されていて
も良く、この場合に用いられる合金は、下記の組成式で
表すことができる。 ＴxＭyＲzＢwＥvＧu ここで、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐ
ｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａ
ｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎのうち１種以上の元
素を表わし、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、
Ｂ、Ａｓのうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を
表し、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕが原子％
で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦
２０、０≦ｖ≦１０、０≦ｕ≦１０であることが、飽和
磁化（Ｉｓ）を増加できること、良好な硬磁気特性が得
られること、良好な非晶質相または微細結晶質相が得ら
れること、結晶組織の微細化を促進できると共に硬磁性
合金圧密成形体の耐食性及び耐摩耗性を向上できるこ
と、最適な微細結晶複相組織を実現できる点で好まし
い。
【００６１】また、飽和磁化（Ｉｓ）を増加できるこ
と、良好な硬磁気特性が得られること、良好な非晶質相
または微細結晶質相が得られること、硬磁気特性が劣化
することなく結晶組織の微細化を促進でき、硬磁性合金
圧密成形体の耐食性及び耐摩耗性を向上できること、飽
和磁化（Ｉｓ）が極端に低下することなく最適な微細結
晶複相組織を実現できる点で、組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦
ｙ≦５、３≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、ｖ≦５、ｕ≦５で
あることが好ましい。更に、０．８Ｔ以上の高い残留磁
化（Ｉｒ）と高い保磁力（ｉＨｃ）を得られること、良
好な硬磁気特性が得られること、硬磁気特性が劣化する
ことなく結晶組織の微細化を促進でき、硬磁性合金圧密
成形体の耐食性及び耐摩耗性を向上できること、飽和磁
化（Ｉｓ）が極端に低下することなく最適な微細結晶複
相組織を実現できる点で、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、
ｗ、ｖ、ｕが原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦
３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｖ≦５、０．１
≦ｕ≦５であることが好ましい。また、０．８Ｔ以上の
高い残留磁化（Ｉｒ）を達成するためには、元素Ｅ及び
元素Ｇを添加しない方が良い。
と、良好な硬磁気特性が得られること、良好な非晶質相
または微細結晶質相が得られること、硬磁気特性が劣化
することなく結晶組織の微細化を促進でき、硬磁性合金
圧密成形体の耐食性及び耐摩耗性を向上できること、飽
和磁化（Ｉｓ）が極端に低下することなく最適な微細結
晶複相組織を実現できる点で、組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦
ｙ≦５、３≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、ｖ≦５、ｕ≦５で
あることが好ましい。更に、０．８Ｔ以上の高い残留磁
化（Ｉｒ）と高い保磁力（ｉＨｃ）を得られること、良
好な硬磁気特性が得られること、硬磁気特性が劣化する
ことなく結晶組織の微細化を促進でき、硬磁性合金圧密
成形体の耐食性及び耐摩耗性を向上できること、飽和磁
化（Ｉｓ）が極端に低下することなく最適な微細結晶複
相組織を実現できる点で、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、
ｗ、ｖ、ｕが原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦
３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｖ≦５、０．１
≦ｕ≦５であることが好ましい。また、０．８Ｔ以上の
高い残留磁化（Ｉｒ）を達成するためには、元素Ｅ及び
元素Ｇを添加しない方が良い。
【００６２】本発明の硬磁性合金圧密成形体に用いる上
記合金において元素Ｔ中にＦｅ以外にＣｏが含まれるよ
うにすれば、パーミアンス係数が２以上となる形状で使
用したときの磁化の温度係数の絶対値、パーミアンス係
数が１０以上となる形状で使用したときの磁化の温度係
数の絶対値、及び保磁力の温度係数の絶対値を小さくす
ることができる点で好ましい。その理由は、元素Ｔ中に
Ｃｏが含まれているとキュリー温度が上昇するので、磁
化や保磁力の温度変化が小さくなり、また、磁化の角型
比が高くなるため磁気特性の温度変化が小さくなり、さ
らに、このＣｏはｂｃｃ−Ｆｅ相にも含まれるので、残
留磁化の温度変化が小さくなるからである。Ｃｏの含有
量は、多過ぎると磁気特性を劣化させるので、好ましく
は５０原子％以下、より好ましくは０.５原子％以上３
０原子％以下、さらに好ましくは０.５原子％以上２０
原子％以下の範囲とされ、合金の組成や熱処理条件等に
応じて適宜設定するのが好ましい。
記合金において元素Ｔ中にＦｅ以外にＣｏが含まれるよ
うにすれば、パーミアンス係数が２以上となる形状で使
用したときの磁化の温度係数の絶対値、パーミアンス係
数が１０以上となる形状で使用したときの磁化の温度係
数の絶対値、及び保磁力の温度係数の絶対値を小さくす
ることができる点で好ましい。その理由は、元素Ｔ中に
Ｃｏが含まれているとキュリー温度が上昇するので、磁
化や保磁力の温度変化が小さくなり、また、磁化の角型
比が高くなるため磁気特性の温度変化が小さくなり、さ
らに、このＣｏはｂｃｃ−Ｆｅ相にも含まれるので、残
留磁化の温度変化が小さくなるからである。Ｃｏの含有
量は、多過ぎると磁気特性を劣化させるので、好ましく
は５０原子％以下、より好ましくは０.５原子％以上３
０原子％以下、さらに好ましくは０.５原子％以上２０
原子％以下の範囲とされ、合金の組成や熱処理条件等に
応じて適宜設定するのが好ましい。
【００６３】また、本発明の硬磁性合金圧密成形体にお
いて、Ｓｉを元素Ｔ置換で添加すれば、磁気特性、特に
保磁力（ｉＨｃ）、および最大磁気エネルギー積（（Ｂ
Ｈ）max）をさらに向上させることができ、また、パー
ミアンス係数が２以上となる形状で使用したときの磁化
の温度係数の絶対値、特に、パーミアンス係数が１０以
上となる形状で使用したときの磁化の温度係数の絶対値
を低くすることができる。Ｓｉの添加量は、多過ぎると
元素Ｔの組成比が低くなるために硬磁性合金圧密成形体
の磁気特性がかえって低下するので、好ましくは０.５
原子％以上５原子％以下、より好ましくは０.５原子％
以上３原子％以下の範囲とされ、合金の組成や熱処理条
件等に応じて適宜設定するのが好ましい。このようにし
て保磁力（ｉＨｃ）および温度特性が改善された硬磁性
合金圧密成形体は、特に、小型モータ用磁石、センサと
して好適に用いられる。
いて、Ｓｉを元素Ｔ置換で添加すれば、磁気特性、特に
保磁力（ｉＨｃ）、および最大磁気エネルギー積（（Ｂ
Ｈ）max）をさらに向上させることができ、また、パー
ミアンス係数が２以上となる形状で使用したときの磁化
の温度係数の絶対値、特に、パーミアンス係数が１０以
上となる形状で使用したときの磁化の温度係数の絶対値
を低くすることができる。Ｓｉの添加量は、多過ぎると
元素Ｔの組成比が低くなるために硬磁性合金圧密成形体
の磁気特性がかえって低下するので、好ましくは０.５
原子％以上５原子％以下、より好ましくは０.５原子％
以上３原子％以下の範囲とされ、合金の組成や熱処理条
件等に応じて適宜設定するのが好ましい。このようにし
て保磁力（ｉＨｃ）および温度特性が改善された硬磁性
合金圧密成形体は、特に、小型モータ用磁石、センサと
して好適に用いられる。
【００６４】本発明の合金圧密成形体を製造するに際し
て、特に好ましい非晶質合金の例としては、例えば、Ｆ
ｅ88Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ86Ｐｒ7Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｚｒ
2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ9Ｂ5、Ｆｅ84Ｐｒ11Ｂ5、Ｆｅ88Ｐｒ5
Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎｂ
2Ｂ5、Ｆｅ89Ｐｒ4Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｎｄ4Ｂ5、Ｆ
ｅ 89Ｎｂ2Ｐｒ4Ｂ5、Ｆｅ90Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ3、Ｆｅ90Ｎｂ
2Ｐｒ5Ｂ3、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ4、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ
4、Ｆｅ66Ｃｏ20Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ76Ｃｏ10Ｎｂ 2Ｐ
ｒ7Ｂ5、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5、Ｆｅ87Ｎｂ3Ｎｄ
5Ｂ5、Ｆｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2Ｎｄ7Ｂ5を挙げることができ
る。これらの組成の合金を用いれば、熱圧処理によって
強固な硬磁性合金圧密成形体が形成され、生成した微細
結晶相中にｂｃｃ-Ｆｅ相とＦｅ14Ｒ2Ｂ相とが形成さ
れ、硬磁気特性に優れた永久磁石を得ることができる。
て、特に好ましい非晶質合金の例としては、例えば、Ｆ
ｅ88Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ86Ｐｒ7Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｚｒ
2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ9Ｂ5、Ｆｅ84Ｐｒ11Ｂ5、Ｆｅ88Ｐｒ5
Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎｂ
2Ｂ5、Ｆｅ89Ｐｒ4Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｎｄ4Ｂ5、Ｆ
ｅ 89Ｎｂ2Ｐｒ4Ｂ5、Ｆｅ90Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ3、Ｆｅ90Ｎｂ
2Ｐｒ5Ｂ3、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ4、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ
4、Ｆｅ66Ｃｏ20Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ76Ｃｏ10Ｎｂ 2Ｐ
ｒ7Ｂ5、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5、Ｆｅ87Ｎｂ3Ｎｄ
5Ｂ5、Ｆｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2Ｎｄ7Ｂ5を挙げることができ
る。これらの組成の合金を用いれば、熱圧処理によって
強固な硬磁性合金圧密成形体が形成され、生成した微細
結晶相中にｂｃｃ-Ｆｅ相とＦｅ14Ｒ2Ｂ相とが形成さ
れ、硬磁気特性に優れた永久磁石を得ることができる。
【００６５】
【実施例】以下、実施例により更に具体的に説明する。 （非晶質合金粉末の調製）まず、アーク溶解法によりＦ
ｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5なる組成を有する合金のイン
ゴットを作製し、Ａｒ雰囲気中において回転しているＣ
ｕロール上へこの合金の溶湯を吹きつけることにより約
２０μｍの厚さの急冷薄帯を得た。得られた急冷薄帯を
ロータースピードミルを用いて粉砕し、粒径が３７μｍ
〜１０５μｍの範囲であるＦｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5
なる組成の非晶質合金粉末を得た。
ｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5なる組成を有する合金のイン
ゴットを作製し、Ａｒ雰囲気中において回転しているＣ
ｕロール上へこの合金の溶湯を吹きつけることにより約
２０μｍの厚さの急冷薄帯を得た。得られた急冷薄帯を
ロータースピードミルを用いて粉砕し、粒径が３７μｍ
〜１０５μｍの範囲であるＦｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5
なる組成の非晶質合金粉末を得た。
【００６６】（合金圧密成形体の製造）次に、図１、図
２に示した放電プラズマ焼結装置を用い、図３に示すよ
うに、先に得られたＦｅ66Ｃｏ20Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5粉末６
を１次成形用の上下のパンチ２，３の間に配置し、チャ
ンバ１３の内部の雰囲気が３×１０-3Ｐａ以下となるよ
うに真空引きするとともに、パンチ２，３で上下から圧
力を加えると同時にパルス電流を印加して加熱すること
により１次成形を行い、１次成形体９を得た。更に、図
４に示すように、得られた１次成形体９を２次成形用の
上下のパンチ２２，２３の間に配置し、チャンバ１３の
内部の雰囲気が３×１０-3Ｐａ以下となるように真空引
きするとともに、パンチ２２，２３で上下から圧力を加
えると同時にパルス電流を印加して加熱すると共に１次
成形体９を加圧方向（図５に示すＺ軸方向）および加圧
方向に垂直な方向（図５に示すＸ軸及びＹ軸方向を含む
方向）に変形させることにより２次成形を行い、硬磁性
合金圧密成形体１０を得た。尚、２次成形における１次
成形体の加圧方向は、１次成形での加圧方向と同一とし
た。１次成形は、１次成形圧力（Ｐｓ）を６３６ＭＰａ
とし、昇温速度を１．８Ｋ／秒とし、１次成形温度（Ｔ
ｓ）５００℃（７７３Ｋ）まで昇温し、４８０秒保持す
ることにより行った。２次成形は、２次成形圧力（Ｐ
ｆ）を４００ＭＰａ〜６００ＭＰａとし、昇温速度を
１．８Ｋ／秒とし、２次成形温度（Ｔｆ）として５００
℃（７７３Ｋ）〜６００℃（８７３Ｋ）の範囲まで昇温
し、４８０秒間保持することにより行った。
２に示した放電プラズマ焼結装置を用い、図３に示すよ
うに、先に得られたＦｅ66Ｃｏ20Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5粉末６
を１次成形用の上下のパンチ２，３の間に配置し、チャ
ンバ１３の内部の雰囲気が３×１０-3Ｐａ以下となるよ
うに真空引きするとともに、パンチ２，３で上下から圧
力を加えると同時にパルス電流を印加して加熱すること
により１次成形を行い、１次成形体９を得た。更に、図
４に示すように、得られた１次成形体９を２次成形用の
上下のパンチ２２，２３の間に配置し、チャンバ１３の
内部の雰囲気が３×１０-3Ｐａ以下となるように真空引
きするとともに、パンチ２２，２３で上下から圧力を加
えると同時にパルス電流を印加して加熱すると共に１次
成形体９を加圧方向（図５に示すＺ軸方向）および加圧
方向に垂直な方向（図５に示すＸ軸及びＹ軸方向を含む
方向）に変形させることにより２次成形を行い、硬磁性
合金圧密成形体１０を得た。尚、２次成形における１次
成形体の加圧方向は、１次成形での加圧方向と同一とし
た。１次成形は、１次成形圧力（Ｐｓ）を６３６ＭＰａ
とし、昇温速度を１．８Ｋ／秒とし、１次成形温度（Ｔ
ｓ）５００℃（７７３Ｋ）まで昇温し、４８０秒保持す
ることにより行った。２次成形は、２次成形圧力（Ｐ
ｆ）を４００ＭＰａ〜６００ＭＰａとし、昇温速度を
１．８Ｋ／秒とし、２次成形温度（Ｔｆ）として５００
℃（７７３Ｋ）〜６００℃（８７３Ｋ）の範囲まで昇温
し、４８０秒間保持することにより行った。
【００６７】（測定）得られた合金圧密成形体につい
て、成形体の密度及び２次成形の際の圧縮率と２次成形
温度（Ｔｆ）との関係を調査した。結果を図６に示す。
図６に示すように、合金圧密成形体の密度は、２次成形
温度（Ｔｆ）によらずほぼ一定の値を示しており、相対
密度は９６〜９９％の範囲であった。１次成形体の密度
は７．２７ｇ／ｃｍ3、相対密度が９４％であった。こ
れらの結果から２次成形によって合金圧密成形体の相対
密度が高くなることが判る。また、２次成形における圧
縮率は、２次成形温度（Ｔｆ）の上昇に伴って増加して
いる。これは、２次成形温度（Ｔｆ）の上昇に伴って非
晶質相の軟化現象が顕著になって１次成形体が軟化し、
１次成形体が変形されやすくなるためと推定される。
て、成形体の密度及び２次成形の際の圧縮率と２次成形
温度（Ｔｆ）との関係を調査した。結果を図６に示す。
図６に示すように、合金圧密成形体の密度は、２次成形
温度（Ｔｆ）によらずほぼ一定の値を示しており、相対
密度は９６〜９９％の範囲であった。１次成形体の密度
は７．２７ｇ／ｃｍ3、相対密度が９４％であった。こ
れらの結果から２次成形によって合金圧密成形体の相対
密度が高くなることが判る。また、２次成形における圧
縮率は、２次成形温度（Ｔｆ）の上昇に伴って増加して
いる。これは、２次成形温度（Ｔｆ）の上昇に伴って非
晶質相の軟化現象が顕著になって１次成形体が軟化し、
１次成形体が変形されやすくなるためと推定される。
【００６８】また、得られた合金圧密成形体及び１次成
形体のＸ線回折測定の結果を図７に示す。図７に示すよ
うに、合金圧密成形体の回折パターンには、ｂｃｃ−Ｆ
ｅＣｏ相の回折ピークと、（ＦｅＣｏ）3Ｂ相の回折ピ
ークが観察され、２次成形温度（Ｔｆ）の上昇と共に各
相の回折強度が大きくなり、結晶化が進んでいることが
判る。また、１次成形体の回折パターンはほぼブロード
であり、結晶質相と非晶質相との混相であると思われ、
１次成形によっても非晶質相が十分に残存していること
が判る。図６及び図７の結果から、１次成形体を２次成
形すると同時に非晶質相を結晶化させることが硬磁性合
金圧密成形体の高密度化に有利であることが判る。
形体のＸ線回折測定の結果を図７に示す。図７に示すよ
うに、合金圧密成形体の回折パターンには、ｂｃｃ−Ｆ
ｅＣｏ相の回折ピークと、（ＦｅＣｏ）3Ｂ相の回折ピ
ークが観察され、２次成形温度（Ｔｆ）の上昇と共に各
相の回折強度が大きくなり、結晶化が進んでいることが
判る。また、１次成形体の回折パターンはほぼブロード
であり、結晶質相と非晶質相との混相であると思われ、
１次成形によっても非晶質相が十分に残存していること
が判る。図６及び図７の結果から、１次成形体を２次成
形すると同時に非晶質相を結晶化させることが硬磁性合
金圧密成形体の高密度化に有利であることが判る。
【００６９】次に、得られた合金圧密成形体の飽和磁化
（Ｉ5）、残留磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／Ｉ5）、保
磁力（ｉＨｃ）及び最大磁気エネルギー積（ＢＨ）max
の２次成形温度（Ｔｆ）依存性を調べた。その結果を図
８に示す。尚、測定中、飽和磁化（Ｉ5）と呼ぶもの
は、印加磁場５Ｔを加えて磁化曲線を測定したときに得
られる最大磁化を示している。更に、図８中、●印で示
す曲線は、２次成形の際の加圧方向（図５に示すＺ軸方
向）での合金圧密成形体の磁気特性を示し、○印で示す
曲線は、２次成形の際の加圧方向に垂直な方向（図５に
示すＸ及びＹ軸方向を含む方向）での合金圧密成形体の
磁気特性を示している。図８に示すように、２次成形温
度（Ｔｆ）によらず、２次成形の際の加圧方向の磁気特
性が、加圧方向に垂直な方向の磁気特性よりも良好にな
っており、この合金圧密成形体は、２次成形の加圧方向
に磁気異方性を示していることが判る。特に、２次成形
温度が５００℃（７７３Ｋ）の時に、２次成形の際の加
圧方向における残留磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／
Ｉ5）、および保磁力（ｉＨｃ）が、垂直方向の場合よ
りも際だって高くなっている。また、最大磁気エネルギ
ー積（ＢＨ）maxは２次成形温度（Ｔｆ）の上昇と共に
低下しているが、これは温度上昇により組織中の微細結
晶質相の平均結晶粒径が肥大化して非晶質相中あるいは
ソフト磁性相中において近接するハード磁性相同士の磁
気的交換結合力が弱まったためと推定される。従って、
２次成形温度が４８７℃（７６０Ｋ）〜５１７℃（７９
０Ｋ）の範囲であれば、合金圧密成形体の硬磁気特性を
より高くすることができることがわかる。
（Ｉ5）、残留磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／Ｉ5）、保
磁力（ｉＨｃ）及び最大磁気エネルギー積（ＢＨ）max
の２次成形温度（Ｔｆ）依存性を調べた。その結果を図
８に示す。尚、測定中、飽和磁化（Ｉ5）と呼ぶもの
は、印加磁場５Ｔを加えて磁化曲線を測定したときに得
られる最大磁化を示している。更に、図８中、●印で示
す曲線は、２次成形の際の加圧方向（図５に示すＺ軸方
向）での合金圧密成形体の磁気特性を示し、○印で示す
曲線は、２次成形の際の加圧方向に垂直な方向（図５に
示すＸ及びＹ軸方向を含む方向）での合金圧密成形体の
磁気特性を示している。図８に示すように、２次成形温
度（Ｔｆ）によらず、２次成形の際の加圧方向の磁気特
性が、加圧方向に垂直な方向の磁気特性よりも良好にな
っており、この合金圧密成形体は、２次成形の加圧方向
に磁気異方性を示していることが判る。特に、２次成形
温度が５００℃（７７３Ｋ）の時に、２次成形の際の加
圧方向における残留磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／
Ｉ5）、および保磁力（ｉＨｃ）が、垂直方向の場合よ
りも際だって高くなっている。また、最大磁気エネルギ
ー積（ＢＨ）maxは２次成形温度（Ｔｆ）の上昇と共に
低下しているが、これは温度上昇により組織中の微細結
晶質相の平均結晶粒径が肥大化して非晶質相中あるいは
ソフト磁性相中において近接するハード磁性相同士の磁
気的交換結合力が弱まったためと推定される。従って、
２次成形温度が４８７℃（７６０Ｋ）〜５１７℃（７９
０Ｋ）の範囲であれば、合金圧密成形体の硬磁気特性を
より高くすることができることがわかる。
【００７０】次に、得られた硬磁性合金圧密成形体を、
１．３×１０-3Ｐａ以下の減圧雰囲気中で７００℃（９
７３Ｋ）の熱処理温度（Ｔａ）で熱処理した。この熱処
理後の硬磁性合金圧密成形体の飽和磁化（Ｉ5）、残留
磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／Ｉ5）、および保磁力
（ｉＨｃ）、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxの２次
成形温度（Ｔｆ）依存性を調べた。その結果を図９に示
す。尚、図８と同様に、●印で示す曲線は、熱処理後の
硬磁性合金圧密成形体の２次成形の際の加圧方向（図５
に示すＺ軸方向）での磁気特性を示し、○印で示す曲線
は、２次成形の際の加圧方向に垂直な方向（図５に示す
Ｘ及びＹ軸方向を含む方向）での磁気特性を示してい
る。更に、１次成形体についても、硬磁性合金圧密成形
体と同様にして７００℃（９７３Ｋ）の温度で熱処理を
行った。図９中、▲印は、１次成形の際の加圧方向での
熱処理後の１次成形体の磁気特性を示し、△印で示す曲
線は、１次成形の際の加圧方向に垂直な方向での熱処理
後の１次成形体の磁気特性を示している。図９に示すよ
うに、飽和磁化（Ｉ5）、残留磁化（Ｉｒ）及び角型比
（Ｉｒ／Ｉ5）については、どちらの方向で測定した磁
気特性にも大きな差はみられないが、保磁力（ｉＨｃ）
及び最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxについては、２
次成形の際の加圧方向における磁気特性値が大きくなっ
ており、この硬磁性合金圧密成形体は、２次成形の加圧
方向に磁気異方性を示していることが判る。また、熱処
理した１次成形体との比較では、特に飽和磁化
（Ｉ5）、残留磁化（Ｉｒ）及び角型比（Ｉｒ／Ｉ5）に
ついて、熱処理後の硬磁性合金圧密成形体の磁気特性が
良好になっており、２次成形の効果が現れている。
１．３×１０-3Ｐａ以下の減圧雰囲気中で７００℃（９
７３Ｋ）の熱処理温度（Ｔａ）で熱処理した。この熱処
理後の硬磁性合金圧密成形体の飽和磁化（Ｉ5）、残留
磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／Ｉ5）、および保磁力
（ｉＨｃ）、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxの２次
成形温度（Ｔｆ）依存性を調べた。その結果を図９に示
す。尚、図８と同様に、●印で示す曲線は、熱処理後の
硬磁性合金圧密成形体の２次成形の際の加圧方向（図５
に示すＺ軸方向）での磁気特性を示し、○印で示す曲線
は、２次成形の際の加圧方向に垂直な方向（図５に示す
Ｘ及びＹ軸方向を含む方向）での磁気特性を示してい
る。更に、１次成形体についても、硬磁性合金圧密成形
体と同様にして７００℃（９７３Ｋ）の温度で熱処理を
行った。図９中、▲印は、１次成形の際の加圧方向での
熱処理後の１次成形体の磁気特性を示し、△印で示す曲
線は、１次成形の際の加圧方向に垂直な方向での熱処理
後の１次成形体の磁気特性を示している。図９に示すよ
うに、飽和磁化（Ｉ5）、残留磁化（Ｉｒ）及び角型比
（Ｉｒ／Ｉ5）については、どちらの方向で測定した磁
気特性にも大きな差はみられないが、保磁力（ｉＨｃ）
及び最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxについては、２
次成形の際の加圧方向における磁気特性値が大きくなっ
ており、この硬磁性合金圧密成形体は、２次成形の加圧
方向に磁気異方性を示していることが判る。また、熱処
理した１次成形体との比較では、特に飽和磁化
（Ｉ5）、残留磁化（Ｉｒ）及び角型比（Ｉｒ／Ｉ5）に
ついて、熱処理後の硬磁性合金圧密成形体の磁気特性が
良好になっており、２次成形の効果が現れている。
【００７１】更に、図８及び図９を比較すると、熱処理
後の硬磁性合金圧密成形体の方が、熱処理前の合金圧密
成形体よりも、保磁力（ｉＨｃ）及び最大磁気エネルギ
ー積（ＢＨ）maxが顕著に向上しており、熱処理により
硬磁気特性が向上していることが判る。
後の硬磁性合金圧密成形体の方が、熱処理前の合金圧密
成形体よりも、保磁力（ｉＨｃ）及び最大磁気エネルギ
ー積（ＢＨ）maxが顕著に向上しており、熱処理により
硬磁気特性が向上していることが判る。
【００７２】次に、熱処理前及び熱処理後の硬磁性合金
圧密成形体について、２次成形の際の加圧方向（図５に
示すＺ軸方向）での最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ma
x-parallel）と、２次成形の際の加圧方向に垂直な方向
（図５に示すＸ及びＹ軸方向を含む方向）での最大磁化
エネルギー積（（ＢＨ）max-perpendicular）との比
（（ＢＨ）max-parallel）／（（ＢＨ）max-perpendicu
lar）の２次成形温度（Ｔｆ）の依存性を図１０に示
す。図中、●印の曲線は熱処理前の合金圧密成形体を示
し、○印の曲線は熱処理後の硬磁性合金圧密成形体を示
す。また、△印は熱処理後の１次成形体を示す。熱処理
前の合金圧密成形体については、５５０℃（８２３Ｋ）
において（（ＢＨ）max-parallel）／（（ＢＨ）max-pe
rpendicular）が約１．２２を示している。また、熱処
理後の硬磁性合金圧密成形体については、５２０℃（７
９３Ｋ）及び５５０℃（８２３Ｋ）において（（ＢＨ）
max-parallel）／（（ＢＨ）max-perpendicular）が約
１．１７を示している。このように、合金粉末から１次
成形、２次成形及び熱処理を経て得られた硬磁性合金圧
密成形体は、２次成形の際の加圧方向に磁気異方性を示
すことが判る。また、１次成形体については、（（Ｂ
Ｈ）max-parallel）／（（ＢＨ）max-perpendicular）
が約１．１４を示しており、硬磁性合金圧密成形体より
も磁気異方性がやや小さいことが判る。特に、２次成形
温度が４８７℃（７６０Ｋ）〜５１７℃（７９０Ｋ）の
範囲であれば、合金圧密成形体の（（ＢＨ）max-parall
el）／（（ＢＨ）max-perpendicular）を高くすること
ができることがわかる。
圧密成形体について、２次成形の際の加圧方向（図５に
示すＺ軸方向）での最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ma
x-parallel）と、２次成形の際の加圧方向に垂直な方向
（図５に示すＸ及びＹ軸方向を含む方向）での最大磁化
エネルギー積（（ＢＨ）max-perpendicular）との比
（（ＢＨ）max-parallel）／（（ＢＨ）max-perpendicu
lar）の２次成形温度（Ｔｆ）の依存性を図１０に示
す。図中、●印の曲線は熱処理前の合金圧密成形体を示
し、○印の曲線は熱処理後の硬磁性合金圧密成形体を示
す。また、△印は熱処理後の１次成形体を示す。熱処理
前の合金圧密成形体については、５５０℃（８２３Ｋ）
において（（ＢＨ）max-parallel）／（（ＢＨ）max-pe
rpendicular）が約１．２２を示している。また、熱処
理後の硬磁性合金圧密成形体については、５２０℃（７
９３Ｋ）及び５５０℃（８２３Ｋ）において（（ＢＨ）
max-parallel）／（（ＢＨ）max-perpendicular）が約
１．１７を示している。このように、合金粉末から１次
成形、２次成形及び熱処理を経て得られた硬磁性合金圧
密成形体は、２次成形の際の加圧方向に磁気異方性を示
すことが判る。また、１次成形体については、（（Ｂ
Ｈ）max-parallel）／（（ＢＨ）max-perpendicular）
が約１．１４を示しており、硬磁性合金圧密成形体より
も磁気異方性がやや小さいことが判る。特に、２次成形
温度が４８７℃（７６０Ｋ）〜５１７℃（７９０Ｋ）の
範囲であれば、合金圧密成形体の（（ＢＨ）max-parall
el）／（（ＢＨ）max-perpendicular）を高くすること
ができることがわかる。
【００７３】次に、得られた合金圧密成形体の飽和磁化
（Ｉ5）、残留磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／Ｉ5）、保
磁力（ｉＨｃ）及び最大磁気エネルギー積（ＢＨ）max
の２次成形圧力（Ｐｆ）依存性を調べた。その結果を図
１１に示す。なお、２次成形温度（Ｔｆ）は５００℃
（７７３Ｋ）とした。また、図１１中、●印で示す曲線
は、２次成形の際の加圧方向（図５に示すＺ軸方向）で
の合金圧密成形体の磁気特性を示し、○印で示す曲線
は、２次成形の際の加圧方向に垂直な方向（図５に示す
Ｘ及びＹ軸方向を含む方向）での合金圧密成形体の磁気
特性を示している。図１１に示すように、２次成形圧力
（Ｐｆ）によらず、２次成形の際の加圧方向の磁気特性
が、加圧方向に垂直な方向の磁気特性よりも良好になっ
ており、この合金圧密成形体は、２次成形の加圧方向に
磁気異方性を示していることが判る。特に、２次成形圧
力が４００ＭＰａの時に、２次成形の際の加圧方向にお
ける保磁力（ｉＨｃ）及び最大磁気エネルギー積（Ｂ
Ｈ）maxが際だって高くなっている。従って、２次成形
圧力が３８０〜４３０ＭＰａの範囲であれば、合金圧密
成形体の硬磁気特性をより高くすることができることが
わかる。
（Ｉ5）、残留磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／Ｉ5）、保
磁力（ｉＨｃ）及び最大磁気エネルギー積（ＢＨ）max
の２次成形圧力（Ｐｆ）依存性を調べた。その結果を図
１１に示す。なお、２次成形温度（Ｔｆ）は５００℃
（７７３Ｋ）とした。また、図１１中、●印で示す曲線
は、２次成形の際の加圧方向（図５に示すＺ軸方向）で
の合金圧密成形体の磁気特性を示し、○印で示す曲線
は、２次成形の際の加圧方向に垂直な方向（図５に示す
Ｘ及びＹ軸方向を含む方向）での合金圧密成形体の磁気
特性を示している。図１１に示すように、２次成形圧力
（Ｐｆ）によらず、２次成形の際の加圧方向の磁気特性
が、加圧方向に垂直な方向の磁気特性よりも良好になっ
ており、この合金圧密成形体は、２次成形の加圧方向に
磁気異方性を示していることが判る。特に、２次成形圧
力が４００ＭＰａの時に、２次成形の際の加圧方向にお
ける保磁力（ｉＨｃ）及び最大磁気エネルギー積（Ｂ
Ｈ）maxが際だって高くなっている。従って、２次成形
圧力が３８０〜４３０ＭＰａの範囲であれば、合金圧密
成形体の硬磁気特性をより高くすることができることが
わかる。
【００７４】次に、得られた硬磁性合金圧密成形体を、
１．３×１０-3Ｐａ以下の減圧雰囲気中で７００℃（９
７３Ｋ）の熱処理温度（Ｔａ）で熱処理した。この熱処
理後の硬磁性合金圧密成形体の飽和磁化（Ｉ5）、残留
磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／Ｉ5）、および保磁力
（ｉＨｃ）、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxの２次
成形圧力（Ｐｆ）依存性を調べた。その結果を図１２に
示す。尚、図１１と同様に、●印で示す曲線は、２次成
形の際の加圧方向（図５に示すＺ軸方向）での磁気特性
を示し、○印で示す曲線は、２次成形の際の加圧方向に
垂直な方向（図５に示すＸ及びＹ軸方向を含む方向）で
の磁気特性を示す。図１１に示すように、飽和磁化（Ｉ
5）、残留磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／Ｉ5）及び保磁
力（ｉＨｃ）については、どちらの方向で測定した磁気
特性にも大きな差はみられないが、最大磁気エネルギー
積（ＢＨ）maxについては、２次成形の際の加圧方向に
おける磁気特性値が大きくなっており、この硬磁性合金
圧密成形体は、２次成形の加圧方向に磁気異方性を示し
ていることが判る。
１．３×１０-3Ｐａ以下の減圧雰囲気中で７００℃（９
７３Ｋ）の熱処理温度（Ｔａ）で熱処理した。この熱処
理後の硬磁性合金圧密成形体の飽和磁化（Ｉ5）、残留
磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／Ｉ5）、および保磁力
（ｉＨｃ）、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxの２次
成形圧力（Ｐｆ）依存性を調べた。その結果を図１２に
示す。尚、図１１と同様に、●印で示す曲線は、２次成
形の際の加圧方向（図５に示すＺ軸方向）での磁気特性
を示し、○印で示す曲線は、２次成形の際の加圧方向に
垂直な方向（図５に示すＸ及びＹ軸方向を含む方向）で
の磁気特性を示す。図１１に示すように、飽和磁化（Ｉ
5）、残留磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／Ｉ5）及び保磁
力（ｉＨｃ）については、どちらの方向で測定した磁気
特性にも大きな差はみられないが、最大磁気エネルギー
積（ＢＨ）maxについては、２次成形の際の加圧方向に
おける磁気特性値が大きくなっており、この硬磁性合金
圧密成形体は、２次成形の加圧方向に磁気異方性を示し
ていることが判る。
【００７５】また、図１１及び図１２から、２次成形圧
力（Ｐｆ）を１次成形圧力（Ｐｓ）より小さくすること
により、優れた硬磁気特性を有する合金圧密成形体が得
られることがわかる。
力（Ｐｆ）を１次成形圧力（Ｐｓ）より小さくすること
により、優れた硬磁気特性を有する合金圧密成形体が得
られることがわかる。
【００７６】図１３には、硬磁性合金圧密成形体の飽和
磁化（Ｉ5）、残留磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／
Ｉ5）、および保磁力（ｉＨｃ）、最大磁気エネルギー
積（ＢＨ）maxの熱処理温度（Ｔａ）依存性を示す。な
お、ここでの合金圧密成形体は、１次成形温度５００℃
（７７３Ｋ）、１次成形圧力６３６ＭＰａ、２次成形温
度５００℃（７７３Ｋ）、２次成形圧力４００ＭＰａの
条件で製造したものを用いた。 尚、●印で示すプロッ
トは、２次成形の際の加圧方向（図５に示すＺ軸方向）
での磁気特性を示し、○印で示すプロットは、２次成形
の際の加圧方向に垂直な方向（図５に示すＸ及びＹ軸方
向を含む方向）での磁気特性を示す。更に、熱処理前の
２次成形体についても磁気特性を調査した。図１３中、
▲印は、２次成形の際の加圧方向での磁気特性を示し、
△印で示す曲線は、２次成形の際の加圧方向に垂直な方
向での磁気特性を示している。図１３から、熱処理によ
って保磁力（ｉＨｃ）及び最大磁気エネルギー積（Ｂ
Ｈ）maxが高くなっていることがわかる。また、熱処理
温度が７００℃（９７３Ｋ）の時に保磁力（ｉＨｃ）及
び最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxが最も高くなって
おり、この条件により製造すれば、優れた硬磁気特性を
示す合金圧密成形体が得られることがわかる。
磁化（Ｉ5）、残留磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／
Ｉ5）、および保磁力（ｉＨｃ）、最大磁気エネルギー
積（ＢＨ）maxの熱処理温度（Ｔａ）依存性を示す。な
お、ここでの合金圧密成形体は、１次成形温度５００℃
（７７３Ｋ）、１次成形圧力６３６ＭＰａ、２次成形温
度５００℃（７７３Ｋ）、２次成形圧力４００ＭＰａの
条件で製造したものを用いた。 尚、●印で示すプロッ
トは、２次成形の際の加圧方向（図５に示すＺ軸方向）
での磁気特性を示し、○印で示すプロットは、２次成形
の際の加圧方向に垂直な方向（図５に示すＸ及びＹ軸方
向を含む方向）での磁気特性を示す。更に、熱処理前の
２次成形体についても磁気特性を調査した。図１３中、
▲印は、２次成形の際の加圧方向での磁気特性を示し、
△印で示す曲線は、２次成形の際の加圧方向に垂直な方
向での磁気特性を示している。図１３から、熱処理によ
って保磁力（ｉＨｃ）及び最大磁気エネルギー積（Ｂ
Ｈ）maxが高くなっていることがわかる。また、熱処理
温度が７００℃（９７３Ｋ）の時に保磁力（ｉＨｃ）及
び最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxが最も高くなって
おり、この条件により製造すれば、優れた硬磁気特性を
示す合金圧密成形体が得られることがわかる。
【００７７】図１４には、硬磁性合金圧密成形体の微細
結晶質相中に析出したｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒の平均結晶
粒径の２次成形温度（Ｔｆ）依存性を示す。なお、ここ
での合金圧密成形体は、１次成形温度５００℃（７７３
Ｋ）、１次成形圧力６３６ＭＰａ、２次成形圧力４００
ＭＰａ、熱処理温度７００℃（９７３Ｋ）の条件で製造
したものを用いた。平均結晶粒径は、２次成形温度の上
昇と共に大きくなっていることがわかる。これは、温度
の上昇により結晶粒が肥大化したためであり、図８及び
図９において２次成形温度の上昇とともに硬磁気特性が
低下する原因が、結晶粒の肥大化によるものであること
を示唆している。
結晶質相中に析出したｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒の平均結晶
粒径の２次成形温度（Ｔｆ）依存性を示す。なお、ここ
での合金圧密成形体は、１次成形温度５００℃（７７３
Ｋ）、１次成形圧力６３６ＭＰａ、２次成形圧力４００
ＭＰａ、熱処理温度７００℃（９７３Ｋ）の条件で製造
したものを用いた。平均結晶粒径は、２次成形温度の上
昇と共に大きくなっていることがわかる。これは、温度
の上昇により結晶粒が肥大化したためであり、図８及び
図９において２次成形温度の上昇とともに硬磁気特性が
低下する原因が、結晶粒の肥大化によるものであること
を示唆している。
【００７８】図１５には、硬磁性合金圧密成形体の微細
結晶質相中に析出したｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒の平均結晶
粒径の２次成形圧力（Ｐｆ）依存性を示す。なお、ここ
での合金圧密成形体は、１次成形温度５００℃（７７３
Ｋ）、１次成形圧力６３６ＭＰａ、２次成形温度５００
℃（７７３Ｋ）、熱処理温度７００℃（９７３Ｋ）の条
件で製造したものを用いた。平均結晶粒径は、２次成形
圧力にはほとんど依存していないことがわかる。従っ
て、図１４及び図１５より、合金圧密成形体の結晶粒の
平均結晶粒径は、２次成形温度の影響が大きく、２次成
形温度をできるだけ低くすることにより、優れた硬磁気
特性を示す合金圧密成形体が得られることがわかる。特
に、２次成形温度が４８７℃（７６０Ｋ）〜５１７℃
（７９０Ｋ）の範囲であれば、平均結晶粒径が３０ｎｍ
以下の微細結晶質相を有する合金圧密成形体が得られる
ことがわかる。
結晶質相中に析出したｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒の平均結晶
粒径の２次成形圧力（Ｐｆ）依存性を示す。なお、ここ
での合金圧密成形体は、１次成形温度５００℃（７７３
Ｋ）、１次成形圧力６３６ＭＰａ、２次成形温度５００
℃（７７３Ｋ）、熱処理温度７００℃（９７３Ｋ）の条
件で製造したものを用いた。平均結晶粒径は、２次成形
圧力にはほとんど依存していないことがわかる。従っ
て、図１４及び図１５より、合金圧密成形体の結晶粒の
平均結晶粒径は、２次成形温度の影響が大きく、２次成
形温度をできるだけ低くすることにより、優れた硬磁気
特性を示す合金圧密成形体が得られることがわかる。特
に、２次成形温度が４８７℃（７６０Ｋ）〜５１７℃
（７９０Ｋ）の範囲であれば、平均結晶粒径が３０ｎｍ
以下の微細結晶質相を有する合金圧密成形体が得られる
ことがわかる。
【００７９】図１６には、１次成形温度５００℃（７７
３Ｋ）、１次成形圧力６３６ＭＰａの条件で製造した１
次成形体と、この１次成形体を５００℃（７７３Ｋ）、
１次成形圧力４００ＭＰａの条件で２次成形して得られ
た２次成形体のそれぞれの磁化曲線を示す。図１６に示
すように、いずれの磁界においても、１次成形体よりも
２次成形体の磁化の大きさが高くなっており、２次成形
体が優れた硬磁気特性を示していることがわかる。
３Ｋ）、１次成形圧力６３６ＭＰａの条件で製造した１
次成形体と、この１次成形体を５００℃（７７３Ｋ）、
１次成形圧力４００ＭＰａの条件で２次成形して得られ
た２次成形体のそれぞれの磁化曲線を示す。図１６に示
すように、いずれの磁界においても、１次成形体よりも
２次成形体の磁化の大きさが高くなっており、２次成形
体が優れた硬磁気特性を示していることがわかる。
【００８０】また、図１７には、図１６に示した１次成
形体の磁化曲線を示す。なお図中○印で示す曲線は１次
成形の際の加圧方向（図５に示すＺ軸方向）での磁化曲
線を示し、△印で示す曲線は、１次成形の際の加圧方向
に垂直な方向（図５に示すＸ及びＹ軸方向を含む方向）
での磁化曲線を示す。更に、図１８には、図１６に示し
た２次成形体の磁化曲線を示す。なお図中○印で示す曲
線は１次成形及び２次成形の際の加圧方向（図５に示す
Ｚ軸方向）での磁化曲線を示し、△印で示す曲線は、１
次成形及び２次成形の際の加圧方向に垂直な方向（図５
に示すＸ及びＹ軸方向を含む方向）での磁化曲線を示
す。図１７、図１８のいずれにおいても、１次成形また
は２次成形の際の加圧方向での磁化が、加圧方向に垂直
な方向の磁化よりも大きくなっており、それぞれの成形
体は、成型時の加圧方向において磁気異方性を示してい
ることがわかる。従って、１次成形に引き続いて、１次
成形の加圧方向と同一の方向に加圧して２次成形を行う
ことにより、合金圧密成形体の磁気異方性をより高くで
きることがわかる。
形体の磁化曲線を示す。なお図中○印で示す曲線は１次
成形の際の加圧方向（図５に示すＺ軸方向）での磁化曲
線を示し、△印で示す曲線は、１次成形の際の加圧方向
に垂直な方向（図５に示すＸ及びＹ軸方向を含む方向）
での磁化曲線を示す。更に、図１８には、図１６に示し
た２次成形体の磁化曲線を示す。なお図中○印で示す曲
線は１次成形及び２次成形の際の加圧方向（図５に示す
Ｚ軸方向）での磁化曲線を示し、△印で示す曲線は、１
次成形及び２次成形の際の加圧方向に垂直な方向（図５
に示すＸ及びＹ軸方向を含む方向）での磁化曲線を示
す。図１７、図１８のいずれにおいても、１次成形また
は２次成形の際の加圧方向での磁化が、加圧方向に垂直
な方向の磁化よりも大きくなっており、それぞれの成形
体は、成型時の加圧方向において磁気異方性を示してい
ることがわかる。従って、１次成形に引き続いて、１次
成形の加圧方向と同一の方向に加圧して２次成形を行う
ことにより、合金圧密成形体の磁気異方性をより高くで
きることがわかる。
【００８１】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明の
硬磁性合金圧密成形体は、希土類元素のうちの１種以上
からなる元素Ｒが４〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦ
ｅＣｏ系合金よりなり、急冷により非晶質相を主体とす
る組織とされた合金粉体が、加圧下において加熱されて
非晶質相が残存する組織を有する１次成形体とされ、更
に該１次成形体が加圧下において加熱されて前記非晶質
相が結晶化されることにより微細結晶質相が析出されて
なるので、合金粉体を一度で固化成形する場合よりも、
硬磁性合金圧密成形体の磁気異方性を高くすることがで
きる。また、本発明の硬磁性合金圧密成形体は、前記１
次成形体が加圧下において加熱されて、前記１次成形体
に残存する前記非晶質相が結晶化されることにより平均
結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出されると
共に、ソフト磁性相とハード磁性相との混相状態が形成
されることにより、ソフト磁性相とハード磁性相とを結
合させた交換結合特性を示す硬磁性合金圧密成形体とな
り、かつＦｅ濃度が従来の希土類磁石よりも高いため、
残留磁化、角型比、保磁力が高い強力な永久磁石成形体
とすることができる。また、本発明によれば、希土類元
素の含有量が従来の希土類磁石よりも少なく、しかも優
れた硬磁気特性が得られるので、比較的低い製造コスト
で高性能の永久磁石成形体とすることができる。更に本
発明は、前記１次成形体に残存する前記非晶質相が結晶
化されることにより平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細
結晶質相が析出されると共に、ソフト磁性相とハード磁
性相との混相状態が形成されると共にハード磁性相に磁
気異方性が付与されたものとなり、これにより一軸異方
性が大きくなり、高い残留磁化が得られる。特に本発明
の硬磁性合金圧密成形体は、１時成形体が加圧される方
向に磁気異方性を示すものであり、高い残留磁化が得ら
れる。
硬磁性合金圧密成形体は、希土類元素のうちの１種以上
からなる元素Ｒが４〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦ
ｅＣｏ系合金よりなり、急冷により非晶質相を主体とす
る組織とされた合金粉体が、加圧下において加熱されて
非晶質相が残存する組織を有する１次成形体とされ、更
に該１次成形体が加圧下において加熱されて前記非晶質
相が結晶化されることにより微細結晶質相が析出されて
なるので、合金粉体を一度で固化成形する場合よりも、
硬磁性合金圧密成形体の磁気異方性を高くすることがで
きる。また、本発明の硬磁性合金圧密成形体は、前記１
次成形体が加圧下において加熱されて、前記１次成形体
に残存する前記非晶質相が結晶化されることにより平均
結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出されると
共に、ソフト磁性相とハード磁性相との混相状態が形成
されることにより、ソフト磁性相とハード磁性相とを結
合させた交換結合特性を示す硬磁性合金圧密成形体とな
り、かつＦｅ濃度が従来の希土類磁石よりも高いため、
残留磁化、角型比、保磁力が高い強力な永久磁石成形体
とすることができる。また、本発明によれば、希土類元
素の含有量が従来の希土類磁石よりも少なく、しかも優
れた硬磁気特性が得られるので、比較的低い製造コスト
で高性能の永久磁石成形体とすることができる。更に本
発明は、前記１次成形体に残存する前記非晶質相が結晶
化されることにより平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細
結晶質相が析出されると共に、ソフト磁性相とハード磁
性相との混相状態が形成されると共にハード磁性相に磁
気異方性が付与されたものとなり、これにより一軸異方
性が大きくなり、高い残留磁化が得られる。特に本発明
の硬磁性合金圧密成形体は、１時成形体が加圧される方
向に磁気異方性を示すものであり、高い残留磁化が得ら
れる。
【００８２】本発明の硬磁性合金圧密成形体は相対密度
が９０％以上であるので、極めて緻密な組織構造を有す
る強固な圧密体となり、物性的に堅固であってしかも小
型で強力な硬磁性を有する磁石とすることができる。ま
た、本発明の硬磁性合金圧密成形体は、保磁力が２ｋＯ
ｅ以上であり、残留磁化（Ｉｒ）が０．８Ｔ以上であ
り、保磁力（ｉＨｃ）が２ｋＯｅ以上であり、飽和磁化
（Ｉｓ）に対する残留磁化（Ｉｒ）の比（Ｉｒ／Ｉｓ）
が０．６以上であり、硬磁性合金圧密成形体の一方向の
最大磁化エネルギー積（（ＢＨ）max-parallel）と、硬
磁性合金圧密成形体の前記一方向に垂直な方向の最大磁
化エネルギー積（（ＢＨ）max-perpendicular）との比
（（ＢＨ）max-parallel）／（（ＢＨ）max-perpendicu
lar）が１．１５以上であるので、優れた硬磁気特性を
有すると共に、一軸異方性が大きい永久磁石成形体とす
ることができる。
が９０％以上であるので、極めて緻密な組織構造を有す
る強固な圧密体となり、物性的に堅固であってしかも小
型で強力な硬磁性を有する磁石とすることができる。ま
た、本発明の硬磁性合金圧密成形体は、保磁力が２ｋＯ
ｅ以上であり、残留磁化（Ｉｒ）が０．８Ｔ以上であ
り、保磁力（ｉＨｃ）が２ｋＯｅ以上であり、飽和磁化
（Ｉｓ）に対する残留磁化（Ｉｒ）の比（Ｉｒ／Ｉｓ）
が０．６以上であり、硬磁性合金圧密成形体の一方向の
最大磁化エネルギー積（（ＢＨ）max-parallel）と、硬
磁性合金圧密成形体の前記一方向に垂直な方向の最大磁
化エネルギー積（（ＢＨ）max-perpendicular）との比
（（ＢＨ）max-parallel）／（（ＢＨ）max-perpendicu
lar）が１．１５以上であるので、優れた硬磁気特性を
有すると共に、一軸異方性が大きい永久磁石成形体とす
ることができる。
【００８３】本発明においては、組成式ＴxＭyＲzＢwで
表され、ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上
の元素を表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、
Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土
類元素のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表
わし、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗは原子％で、５０≦
ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０である
合金を用いることにより、強力な硬磁気特性を有する永
久磁石が得られる。また、本発明においては、組成式Ｔ
xＭyＲzＢwＥvで表され、ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉのうち１種以上の元素を表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上の元素を
表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上の元素を表わ
し、Ｂはホウ素を表わし、ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓ
ｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎのうち１種以上の元素を表
わし、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖは原子％で、５
０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０、
０≦ｖ≦１０である合金を用いることにより、強力な硬
磁気特性を有する永久磁石が得られる。
表され、ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上
の元素を表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、
Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土
類元素のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表
わし、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗは原子％で、５０≦
ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０である
合金を用いることにより、強力な硬磁気特性を有する永
久磁石が得られる。また、本発明においては、組成式Ｔ
xＭyＲzＢwＥvで表され、ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉのうち１種以上の元素を表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上の元素を
表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上の元素を表わ
し、Ｂはホウ素を表わし、ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓ
ｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎのうち１種以上の元素を表
わし、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖは原子％で、５
０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０、
０≦ｖ≦１０である合金を用いることにより、強力な硬
磁気特性を有する永久磁石が得られる。
【００８４】本発明においては、組成式ＴxＭyＲzＢwＧ
uで表され、ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種
以上の元素を表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは
希土類元素のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素
を表わし、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、
Ａｓのうち１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、
ｙ、ｚ、ｗ、ｕは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、
３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｕ≦１０である合金
を用いることにより、強力な硬磁気特性を有する永久磁
石が得られる。また、本発明においては、組成式ＴxＭy
ＲzＢwＥvＧuで表され、ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ
のうち１種以上の元素を表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上の元素を
表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上の元素を表わ
し、Ｂはホウ素を表わし、ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓ
ｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎのうち１種以上の元素を表
わし、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓ
のうち１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、
３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０、０≦ｕ≦
１０である合金を用いることにより、強力な硬磁気特性
を有する永久磁石が得られる。
uで表され、ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種
以上の元素を表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは
希土類元素のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素
を表わし、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、
Ａｓのうち１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、
ｙ、ｚ、ｗ、ｕは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、
３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｕ≦１０である合金
を用いることにより、強力な硬磁気特性を有する永久磁
石が得られる。また、本発明においては、組成式ＴxＭy
ＲzＢwＥvＧuで表され、ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ
のうち１種以上の元素を表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上の元素を
表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上の元素を表わ
し、Ｂはホウ素を表わし、ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓ
ｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎのうち１種以上の元素を表
わし、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓ
のうち１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、
３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０、０≦ｕ≦
１０である合金を用いることにより、強力な硬磁気特性
を有する永久磁石が得られる。
【００８５】本発明の硬磁性合金圧密成形体の製造方法
においては、希土類元素のうちの１種以上からなる元素
Ｒが４〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金
よりなり、急冷により非晶質相を主体とする組織とされ
た合金粉体を１次成形して組織に非晶質相が残存する１
次成形体とし、該１次成形体を２次成形して、前記１次
成形体に残存する非晶質相を結晶化させることにより微
細結晶質相を析出して硬磁性合金圧密成形体とするの
で、合金粉体を一度で固化成形する場合よりも、異方性
が高い硬磁性合金圧密成形体を製造することができる。
また、本発明の圧密成形体の製造方法においては、前記
１次成形体を２次成形すると同時にまたは引き続いて５
００℃ないし９００℃で熱処理することにより、圧密成
形体中に析出する微細結晶質相の結晶粒径を均一化して
平均結晶粒径を１００ｎｍ以下とするので、硬磁気特性
に優れた硬磁性合金圧密成形体を製造することができ
る。
においては、希土類元素のうちの１種以上からなる元素
Ｒが４〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金
よりなり、急冷により非晶質相を主体とする組織とされ
た合金粉体を１次成形して組織に非晶質相が残存する１
次成形体とし、該１次成形体を２次成形して、前記１次
成形体に残存する非晶質相を結晶化させることにより微
細結晶質相を析出して硬磁性合金圧密成形体とするの
で、合金粉体を一度で固化成形する場合よりも、異方性
が高い硬磁性合金圧密成形体を製造することができる。
また、本発明の圧密成形体の製造方法においては、前記
１次成形体を２次成形すると同時にまたは引き続いて５
００℃ないし９００℃で熱処理することにより、圧密成
形体中に析出する微細結晶質相の結晶粒径を均一化して
平均結晶粒径を１００ｎｍ以下とするので、硬磁気特性
に優れた硬磁性合金圧密成形体を製造することができ
る。
【００８６】前記１次成形は、前記粉体を加圧下におい
て前記粉体の非晶質相が結晶化する温度またはその付近
の温度まで加熱して昇温するので、１次成形体の相対密
度を高くできると共に、１次成形体の組織中に非晶質相
を残存させることができる。また、本発明の圧密成形体
の製造方法においては、前記１次成形体の相対密度を８
０％以上とするので、１次成形体が崩れにくくなって２
次成形の際に１次成形体が崩れることがなく、２次成形
における１次成形体の取り扱いを容易にすることができ
る。
て前記粉体の非晶質相が結晶化する温度またはその付近
の温度まで加熱して昇温するので、１次成形体の相対密
度を高くできると共に、１次成形体の組織中に非晶質相
を残存させることができる。また、本発明の圧密成形体
の製造方法においては、前記１次成形体の相対密度を８
０％以上とするので、１次成形体が崩れにくくなって２
次成形の際に１次成形体が崩れることがなく、２次成形
における１次成形体の取り扱いを容易にすることができ
る。
【００８７】前記２次成形は、前記１次成形体を加圧下
において、前記１次成形体に残存する非晶質相が結晶化
する温度またはその付近の温度または残存する非晶質相
が結晶化する温度以上の温度まで加熱して昇温するの
で、１次成形体に残存する非晶質相の結晶化反応時に発
現する軟化現象を利用して１次成形体を圧密化すること
ができる。また、前記２次成形において、前記１次成形
体を、前記１次成形時の加圧方向と同一の方向に加圧す
るので、得られる硬磁性合金圧密成形体の一軸異方性を
大きくすることができる。更に、前記２次成形におい
て、前記１次成形体を、前記１次成形時の圧力よりも低
い圧力で加圧しつつ、前記１次成形時の温度よりも高い
温度まで加熱して昇温するので、加圧の際に１次成形体
が崩れることなく所定の形状の硬磁性合金圧密成形体が
得られると共に、１次成形体に残存する非晶質相を十分
に結晶化させることができる。更にまた、前記２次成形
において、前記１次成形体を、前記２次成形における加
圧方向と異なる方向に押し出すように変形するので、硬
磁性合金圧密成形体の加圧方向及び変形方向の異方性を
付与することが可能となり、硬磁気特性に優れた硬磁性
合金圧密成形体を製造できる。
において、前記１次成形体に残存する非晶質相が結晶化
する温度またはその付近の温度または残存する非晶質相
が結晶化する温度以上の温度まで加熱して昇温するの
で、１次成形体に残存する非晶質相の結晶化反応時に発
現する軟化現象を利用して１次成形体を圧密化すること
ができる。また、前記２次成形において、前記１次成形
体を、前記１次成形時の加圧方向と同一の方向に加圧す
るので、得られる硬磁性合金圧密成形体の一軸異方性を
大きくすることができる。更に、前記２次成形におい
て、前記１次成形体を、前記１次成形時の圧力よりも低
い圧力で加圧しつつ、前記１次成形時の温度よりも高い
温度まで加熱して昇温するので、加圧の際に１次成形体
が崩れることなく所定の形状の硬磁性合金圧密成形体が
得られると共に、１次成形体に残存する非晶質相を十分
に結晶化させることができる。更にまた、前記２次成形
において、前記１次成形体を、前記２次成形における加
圧方向と異なる方向に押し出すように変形するので、硬
磁性合金圧密成形体の加圧方向及び変形方向の異方性を
付与することが可能となり、硬磁気特性に優れた硬磁性
合金圧密成形体を製造できる。
【００８８】また、本発明の硬磁性合金圧密成形体の製
造方法においては、前記２次成形における圧縮率（％）
を１％ないし４０％とするので、硬磁性合金圧密成形体
の密度を充分高くすることができ、また充分な磁気異方
性を付与することができる。
造方法においては、前記２次成形における圧縮率（％）
を１％ないし４０％とするので、硬磁性合金圧密成形体
の密度を充分高くすることができ、また充分な磁気異方
性を付与することができる。
【図１】 本発明の硬磁性合金圧密成形体の製造方法を
実施するために用いる放電プラズマ焼結装置の一例の要
部構造を示す断面図である。
実施するために用いる放電プラズマ焼結装置の一例の要
部構造を示す断面図である。
【図２】 本発明の硬磁性合金圧密成形体の製造方法を
実施するために用いる放電プラズマ焼結装置の一例の全
体構成を示す正面図である。
実施するために用いる放電プラズマ焼結装置の一例の全
体構成を示す正面図である。
【図３】 図１に示す放電プラズマ焼結装置の要部構造
を示す図であって、合金粉体を１次成形する状態を示す
図である。
を示す図であって、合金粉体を１次成形する状態を示す
図である。
【図４】 図１に示す放電プラズマ焼結装置の要部構造
を示す図であって、１次成形体を２次成形する状態を示
す図である。
を示す図であって、１次成形体を２次成形する状態を示
す図である。
【図５】 ２次成形における加圧方向を説明するための
斜視図である。
斜視図である。
【図６】 本発明に係る合金圧密成形体の密度及び２次
成形の圧縮率の２次成形温度（Ｔｆ）依存性を示す図で
ある。
成形の圧縮率の２次成形温度（Ｔｆ）依存性を示す図で
ある。
【図７】 本発明に係る合金圧密成形体のＸ線回折測定
の結果を示す図である。
の結果を示す図である。
【図８】 本発明に係る合金圧密成形体について、２次
成形の加圧方向での磁気特性及び２次成形の加圧方向に
垂直な方向での磁気特性の２次成形温度（Ｔｆ）依存性
を示す図である。
成形の加圧方向での磁気特性及び２次成形の加圧方向に
垂直な方向での磁気特性の２次成形温度（Ｔｆ）依存性
を示す図である。
【図９】 本発明に係る硬磁性合金圧密成形体につい
て、２次成形の加圧方向での磁気特性及び２次成形の加
圧方向に垂直な方向での磁気特性の２次成形温度（Ｔ
ｆ）依存性を示す図である。
て、２次成形の加圧方向での磁気特性及び２次成形の加
圧方向に垂直な方向での磁気特性の２次成形温度（Ｔ
ｆ）依存性を示す図である。
【図１０】 本発明に係る硬磁性合金圧密成形体につい
て、２次成形の加圧方向での最大磁気エネルギー積
（（ＢＨ）max-parallel）と、２次成形の加圧方向に垂
直な方向での最大磁化エネルギー積（（ＢＨ）max-perp
endicular）との比（（ＢＨ）max-parallel）／（（Ｂ
Ｈ）max-perpendicular）の２次成形温度（Ｔｆ）の依
存性を示す図である。
て、２次成形の加圧方向での最大磁気エネルギー積
（（ＢＨ）max-parallel）と、２次成形の加圧方向に垂
直な方向での最大磁化エネルギー積（（ＢＨ）max-perp
endicular）との比（（ＢＨ）max-parallel）／（（Ｂ
Ｈ）max-perpendicular）の２次成形温度（Ｔｆ）の依
存性を示す図である。
【図１１】 本発明に係る合金圧密成形体について、２
次成形の加圧方向での磁気特性及び２次成形の加圧方向
に垂直な方向での磁気特性の２次成形圧力（Ｐｆ）依存
性を示す図である。
次成形の加圧方向での磁気特性及び２次成形の加圧方向
に垂直な方向での磁気特性の２次成形圧力（Ｐｆ）依存
性を示す図である。
【図１２】 本発明に係る合金圧密成形体について、２
次成形の加圧方向での磁気特性及び２次成形の加圧方向
に垂直な方向での磁気特性の２次成形圧力（Ｐｆ）依存
性を示す図である。
次成形の加圧方向での磁気特性及び２次成形の加圧方向
に垂直な方向での磁気特性の２次成形圧力（Ｐｆ）依存
性を示す図である。
【図１３】 本発明に係る合金圧密成形体について、２
次成形の加圧方向での磁気特性及び２次成形の加圧方向
に垂直な方向での磁気特性の熱処理温度（Ｔａ）依存性
を示す図である。
次成形の加圧方向での磁気特性及び２次成形の加圧方向
に垂直な方向での磁気特性の熱処理温度（Ｔａ）依存性
を示す図である。
【図１４】 本発明に係る合金圧密成形体の平均結晶粒
径の２次成形温度（Ｔｆ）依存性を示す図である。
径の２次成形温度（Ｔｆ）依存性を示す図である。
【図１５】 本発明に係る合金圧密成形体の平均結晶粒
径の２次成形圧力（Ｐｆ）依存性を示す図である。
径の２次成形圧力（Ｐｆ）依存性を示す図である。
【図１６】 １次成形体及び２次成形体の２次成形の際
の加圧方向での時化曲線を示す図である。
の加圧方向での時化曲線を示す図である。
【図１７】 １次成形体の磁化曲線を示す図である。
【図１８】 ２次成形体の磁化曲線を示す図である。
１…１次成形用ダイス、２…１次成形用上パンチ、３…
１次成形用上パンチ、４、５…基台、６…合金粉末（合
金粉体）、７…熱電対、８…外枠ダイス、９…１次成形
体、１０…合金圧密成形体（硬磁性合金圧密成形体）、
２０…空隙、２１…２次成形用ダイス、２２…２次成形
用上パンチ、２３…２次成形用上パンチ、Ａ…放電プラ
ズマ焼結装置、Ｅ…パルス電流、Ｐ…圧力
１次成形用上パンチ、４、５…基台、６…合金粉末（合
金粉体）、７…熱電対、８…外枠ダイス、９…１次成形
体、１０…合金圧密成形体（硬磁性合金圧密成形体）、
２０…空隙、２１…２次成形用ダイス、２２…２次成形
用上パンチ、２３…２次成形用上パンチ、Ａ…放電プラ
ズマ焼結装置、Ｅ…パルス電流、Ｐ…圧力
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｈ０１Ｆ 41/02 Ｂ２２Ｆ 1/00 Ｗ // Ｂ２２Ｆ 1/00 Ｈ０１Ｆ 1/04 Ａ (72)発明者 牧野 彰宏 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 山本 豊 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地 川 内住宅11−806 Ｆターム(参考） 4K018 AA25 AA27 EA11 FA08 KA42 KA61 5E040 AA11 AA19 BD00 BD01 CA01 HB03 HB07 HB11 NN01 NN06 NN12 NN13 NN14 NN15 NN17 NN18 5E062 CC02 CD04 CE01 CE04 CG02 CG03
Claims (41)
- 【請求項１】 希土類元素のうちの１種以上からなる元
素Ｒが４〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合
金よりなり、かつ急冷により非晶質相を主体とする組織
とされた合金粉体が、加圧下において加熱されて非晶質
相が残存する組織を有する１次成形体とされ、 該１次成形体が加圧下において加熱されて前記１次成形
体に残存する前記非晶質相が結晶化されることにより微
細結晶質相が析出されてなることを特徴とする硬磁性合
金圧密成形体。 - 【請求項２】 希土類元素のうちの１種以上からなる元
素Ｒが４〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合
金よりなり、かつ急冷により非晶質相を含む組織とされ
た合金粉体が、加圧下において加熱されて非晶質相が残
存する組織を有する１次成形体とされ、 該１次成形体が加圧下において加熱されて、前記１次成
形体に残存する前記非晶質相が結晶化されることにより
平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出され
ると共に、ソフト磁性相とハード磁性相との混相状態が
形成され、かつ該ハード磁性相に磁気異方性が付与され
てなることを特徴とする硬磁性合金圧密成形体。 - 【請求項３】 前記硬磁性合金圧密成形体は、前記１次
成形体が加圧される方向に磁気異方性を示すものである
ことを特徴とする請求項１または請求項２記載の硬磁性
合金圧密成形体。 - 【請求項４】 相対密度が９０％以上であることを特徴
とする請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の硬磁
性合金圧密成形体。 - 【請求項５】 保磁力が２ｋＯｅ以上であることを特徴
とする請求項１ないし請求項４のいずれかに記載の硬磁
性合金圧密成形体。 - 【請求項６】 残留磁化（Ｉｒ）が０．８Ｔ以上であ
り、保磁力（ｉＨｃ）が２ｋＯｅ以上であり、飽和磁化
（Ｉｓ）に対する残留磁化（Ｉｒ）の比（Ｉｒ／Ｉｓ）
が０．６以上であり、 前記硬磁性合金圧密成形体の一方向の最大磁化エネルギ
ー積（（ＢＨ）max-parallel）と、前記硬磁性合金圧密
成形体の前記一方向に垂直な方向の最大磁化エネルギー
積（（ＢＨ）max-perpendicular）との比（（ＢＨ）max
-parallel）／（（ＢＨ）max-perpendicular）が１．１
５以上であることを特徴とする請求項１ないし請求項５
のいずれかに記載の硬磁性合金圧密成形体。 - 【請求項７】 前記合金は下記の組成式で表されるもの
であることを特徴とする請求項１ないし請求項６のいず
れかに記載の硬磁性合金圧密成形体。 ＴxＭyＲzＢw ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗは原子％で、５０≦ｘ、０
≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０である。 - 【請求項８】 前記合金の組成式中の組成比を示すｘ、
ｙ、ｚ、ｗは原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦
５、３≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７であることを特徴とする
請求項７記載の硬磁性合金圧密成形体。 - 【請求項９】 前記合金の組成式中の組成比を示すｘ、
ｙ、ｚ、ｗは原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦
３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５であることを特徴とする請
求項７記載の硬磁性合金圧密成形体。 - 【請求項１０】 前記合金は下記の組成式で表されるも
のであることを特徴とする請求項１ないし請求項６のい
ずれかに記載の硬磁性合金圧密成形体。 ＴxＭyＲzＢwＥv ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎ
のうち１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｖは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦
ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０である。 - 【請求項１１】 前記合金の組成式中の組成比を示す
ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖは原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．
５≦ｙ≦５、３≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、ｖ≦５である
ことを特徴とする請求項１０記載の硬磁性合金圧密成形
体。 - 【請求項１２】 前記合金の前記組成式中の組成比を示
すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖは原子％で、８６≦ｘ≦９３、
０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｖ
≦５であることを特徴とする請求項１０記載の硬磁性合
金圧密成形体。 - 【請求項１３】 前記合金は下記の組成式で表されるも
のであることを特徴とする請求項１ないし請求項６のい
ずれかに記載の硬磁性合金圧密成形体。 ＴxＭyＲzＢwＧu ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち
１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、
ｗ、ｕは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦
２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｕ≦１０である。 - 【請求項１４】 前記合金の前記組成式中の組成比を示
すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｕは原子％で、８０≦ｘ≦９３、
０．５≦ｙ≦５、３≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、ｕ≦５で
あることを特徴とする請求項１３記載の硬磁性合金圧密
成形体。 - 【請求項１５】 前記合金の前記組成式中の組成比を示
すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｕは原子％で、８６≦ｘ≦９３、
０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｕ
≦５であることを特徴とする請求項１３記載の硬磁性合
金圧密成形体。 - 【請求項１６】 前記合金は下記の組成式で表されるも
のであることを特徴とする請求項１ないし請求項６のい
ずれかに記載の硬磁性合金圧密成形体。 ＴxＭyＲzＢwＥvＧu ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎ
のうち１種以上の元素を表わし、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、
Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち１種以上の元素を表わ
し、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、
５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２
０、０≦ｖ≦１０、０≦ｕ≦１０である。 - 【請求項１７】 前記合金の前記組成式中の組成比を示
すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、８０≦ｘ≦９
３、０．５≦ｙ≦５、３≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、ｖ≦
５、ｕ≦５であることを特徴とする請求項１６記載の硬
磁性合金圧密成形体。 - 【請求項１８】 前記合金の前記組成式中の組成比を示
すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、８６≦ｘ≦９
３、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１
≦ｖ≦５、０．１≦ｕ≦５であることを特徴とする請求
項１６記載の硬磁性合金圧密成形体。 - 【請求項１９】 非晶質相を主体とする組織とされた粉
体を１次成形して組織に非晶質相が残存する１次成形体
とし、 該１次成形体を２次成形して、前記１次成形体に残存す
る非晶質相を結晶化して微細結晶質相を析出させて圧密
成形することを特徴とする圧密成形体の製造方法。 - 【請求項２０】 前記１次成形体を２次成形すると同時
にまたは引き続いて５００℃ないし９００℃で熱処理す
ることを特徴とする請求項１９記載の圧密成形体の製造
方法。 - 【請求項２１】 前記１次成形は、前記粉体を加圧下に
おいて加熱して昇温することを特徴とする請求項１９ま
たは請求項２０記載の圧密成形体の製造方法。 - 【請求項２２】 前記１次成形において、前記粉体を、
前記粉体の非晶質相が結晶化する温度またはその付近の
温度まで加熱することを特徴とする請求項１９ないし請
求項２１のいずれかに記載の圧密成形体の製造方法。 - 【請求項２３】 前記１次成形において、前記粉体を１
２７℃（４００Ｋ）ないし６２７℃（９００Ｋ）まで加
熱することを特徴とする請求項１９ないし請求項２２の
いずれかに記載の圧密成形体の製造方法。 - 【請求項２４】 前記１次成形において、前記粉体を２
００ＭＰａないし１０００ＭＰａまで加圧することを特
徴とする請求項１９ないし請求項２３のいずれかに記載
の圧密成形体の製造方法。 - 【請求項２５】 前記１次成形体の相対密度を８０％以
上とすることを特徴とする請求項１９ないし請求項２４
のいずれかに記載の圧密成形体の製造方法。 - 【請求項２６】 前記２次成形は、前記１次成形体を加
圧下において加熱して昇温することを特徴とする請求項
１９ないし請求項２５のいずれかに記載の圧密成形体の
製造方法。 - 【請求項２７】 前記２次成形において、前記１次成形
体を、前記１次成形時の加圧方向と同一の方向に加圧す
ることを特徴とする請求項１９ないし請求項２６のいず
れかに記載の圧密成形体の製造方法。 - 【請求項２８】 前記２次成形において、前記１次成形
体を、前記１次成形体に残存する非晶質相が結晶化する
温度またはその付近の温度または残存する非晶質相が結
晶化する温度以上の温度まで昇温することを特徴とする
請求項１９ないし請求項２７のいずれかに記載の圧密成
形体の製造方法。 - 【請求項２９】 前記２次成形において、前記１次成形
体を４２７℃（７００Ｋ）ないし６２７℃（９００Ｋ）
まで昇温することを特徴とする請求項１９ないし請求項
２８のいずれかに記載の圧密成形体の製造方法。 - 【請求項３０】 前記２次成形において、前記１次成形
体を４８７℃（７６０Ｋ）ないし５１７℃（７９０Ｋ）
まで昇温することを特徴とする請求項１９ないし請求項
２８のいずれかに記載の圧密成形体の製造方法。 - 【請求項３１】 前記２次成形において、前記１次成形
体を１００ＭＰａないし７００ＭＰａまで加圧すること
を特徴とする請求項１９ないし請求項３０のいずれかに
記載の圧密成形体の製造方法。 - 【請求項３２】 前記２次成形において、前記１次成形
体を３８０ＭＰａないし４３０ＭＰａまで加圧すること
を特徴とする請求項１９ないし請求項３０のいずれかに
記載の圧密成形体の製造方法。 - 【請求項３３】 前記２次成形において、前記１次成形
体を、前記１次成形時の圧力よりも低い圧力で加圧しつ
つ、前記１次成形時の温度よりも高い温度まで加熱して
昇温することを特徴とする請求項１９ないし請求項３２
のいずれかに記載の圧密成形体の製造方法。 - 【請求項３４】 前記圧密成形体の相対密度を９０％以
上とすることを特徴する請求項１９ないし請求項３３の
いずれかに記載の圧密成形体の製造方法。 - 【請求項３５】 前記２次成形において、前記１次成形
体を、前記２次成形における加圧方向と異なる方向に押
し出すように変形することを特徴とする請求項１９ない
し請求項３４のいずれかに記載の圧密成形体の製造方
法。 - 【請求項３６】 前記２次成形において、前記１次成形
体をダイスに収納し、加圧下において加熱することによ
り昇温し、前記１次成形体を、前記１次成形体と前記ダ
イスの間の空隙に押し出すように変形することを特徴と
する請求項１９ないし請求項３５のいずれかに記載の圧
密成形体の製造方法。 - 【請求項３７】 前記１次成形体の前記１次成形時の加
圧方向と平行方向の長さをｈ1とし、前記圧密成形体の
前記２次成形時の加圧方向と平行な方向の長さをｈ2と
し、前記２次成形における圧縮率（％）を（（ｈ1−
ｈ2）／ｈ1）×１００としたときに、 前記圧縮率を１％ないし４０％とすることを特徴とする
請求項１９ないし請求項３６のいずれかに記載の圧密成
形体の製造方法。 - 【請求項３８】 前記粉体として、希土類元素のうちの
１種以上からなる元素Ｒが４〜２０原子％含まれるＦｅ
系又はＦｅＣｏ系合金よりなり、急冷により非晶質相を
主体とする組織とされた合金粉体を用いることを特徴と
する請求項１９ないし請求項３７のいずれかに記載の合
金圧密成形体の製造方法。 - 【請求項３９】 前記圧密成形体の組織中に平均結晶粒
径１００ｎｍ以下の微細結晶質相を析出させると共に、
ソフト磁性相とハード磁性相との混相状態を形成させる
ように前記粉体を成形することを特徴とする請求項１９
ないし請求項３８のいずれかに記載の硬磁性合金圧密成
形体の製造方法。 - 【請求項４０】 前記圧密成形体が前記２次成形の加圧
方向と平行な方向に磁気異方性を示すように前記粉体を
成形することを特徴とする請求項１９ないし請求項３９
のいずれかに記載の硬磁性合金圧密成形体の製造方法。 - 【請求項４１】 前記粉体を成形することにより保磁力
が２ｋＯｅ以上の硬磁性合金圧密成形体を得ることを特
徴とする請求項１９ないし請求項４０のいずれかに記載
の硬磁性合金圧密成形体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11084936A JP2000150215A (ja) | 1998-09-02 | 1999-03-26 | 硬磁性合金圧密成形体及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24883098 | 1998-09-02 | ||
| JP10-248830 | 1998-09-02 | ||
| JP11084936A JP2000150215A (ja) | 1998-09-02 | 1999-03-26 | 硬磁性合金圧密成形体及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000150215A true JP2000150215A (ja) | 2000-05-30 |
Family
ID=26425906
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11084936A Withdrawn JP2000150215A (ja) | 1998-09-02 | 1999-03-26 | 硬磁性合金圧密成形体及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000150215A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012174986A (ja) * | 2011-02-23 | 2012-09-10 | Toyota Motor Corp | 希土類磁石の製造方法 |
| JP2017050396A (ja) * | 2015-09-01 | 2017-03-09 | 大同特殊鋼株式会社 | 希土類磁石及びその製造方法 |
-
1999
- 1999-03-26 JP JP11084936A patent/JP2000150215A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012174986A (ja) * | 2011-02-23 | 2012-09-10 | Toyota Motor Corp | 希土類磁石の製造方法 |
| KR101513824B1 (ko) | 2011-02-23 | 2015-04-20 | 도요타지도샤가부시키가이샤 | 희토류 자석 제조 방법 |
| JP2017050396A (ja) * | 2015-09-01 | 2017-03-09 | 大同特殊鋼株式会社 | 希土類磁石及びその製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4591633B2 (ja) | ナノコンポジットバルク磁石およびその製造方法 | |
| US8846136B2 (en) | Production method of rare earth magnet | |
| KR100320249B1 (ko) | 과냉각액체영역을가지는경자성합금및그소결체,주조물및그들을사용한스테핑모터및스피커 | |
| JP2596835B2 (ja) | 希土類系異方性粉末および希土類系異方性磁石 | |
| KR100299863B1 (ko) | 경자성합금과경자성합금압밀체및그들의제조방법 | |
| CN100394521C (zh) | 磁场中成型方法及稀土类烧结磁铁的制造方法 | |
| JPH0257662A (ja) | ボンド磁石用急冷薄帯合金 | |
| WO1988006797A1 (en) | Rare earth element-iron base permanent magnet and process for its production | |
| JP6691666B2 (ja) | Ｒ−ｔ−ｂ系磁石の製造方法 | |
| JP3490228B2 (ja) | 硬磁性合金圧密体およびその製造方法 | |
| JP2000348919A (ja) | ナノコンポジット結晶質焼結磁石およびその製造方法 | |
| JPH11323509A (ja) | 硬磁性合金圧密成形体およびその製造方法 | |
| JPH04133406A (ja) | 磁気的異方性および耐食性に優れた希土類―Ｆｅ―Ｂ系永久磁石粉末およびボンド磁石 | |
| JP2000003808A (ja) | 硬磁性材料 | |
| JPH08316018A (ja) | 磁石およびボンディッド磁石 | |
| JPH09263913A (ja) | 硬磁性合金圧密体およびその製造方法 | |
| JPH10324958A (ja) | 硬磁性合金圧密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金圧密体 | |
| JPH0411703A (ja) | 希土類磁石の製造方法 | |
| JP2000150215A (ja) | 硬磁性合金圧密成形体及びその製造方法 | |
| JPH1171645A (ja) | 硬磁性合金焼結体とその製造方法 | |
| JP2745042B2 (ja) | 希土類−鉄−ボロン系合金薄板、合金粉末及び永久磁石の製造方法 | |
| JP2002043110A (ja) | Ｒ２ｔ１７ｎｘ系磁石材料の磁気異方性凝集体とその製造方法およびボンド磁石 | |
| JP3515339B2 (ja) | 角度センサ | |
| JP2000216015A (ja) | 複合型硬磁性材料およびその製造方法 | |
| JPH1132453A (ja) | ステッピングモータ及びステッピングモータ用の硬磁性合金の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Application deemed to be withdrawn because no request for examination was validly filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20060606 |