JP2000216015A - 複合型硬磁性材料およびその製造方法 - Google Patents
複合型硬磁性材料およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高価な希土類元素の使用量が少なくて済み、
着磁特性および温度特性が優れるうえ良好な硬磁気特性
を備えた硬磁性材料およびその製造方法の提供。 【解決手段】 ＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末とを混合した複合粉末が固化
成形されてなる複合型硬磁性材料。Ｃｏを主成分として
Ｓｍを少なくとも含んでなる非晶質相を主相とする合金
粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、
Ｂとを少なくとも含んでなる非晶質相を主相とする合金
粉末とを混合した複合粉末を固化成形するに際して、上
記非晶質相を主相とする合金粉末中の非晶質相が結晶化
するときの軟化現象を利用して上記複合粉末を固化成形
する複合型硬磁性材料の製造方法。
着磁特性および温度特性が優れるうえ良好な硬磁気特性
を備えた硬磁性材料およびその製造方法の提供。 【解決手段】 ＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末とを混合した複合粉末が固化
成形されてなる複合型硬磁性材料。Ｃｏを主成分として
Ｓｍを少なくとも含んでなる非晶質相を主相とする合金
粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、
Ｂとを少なくとも含んでなる非晶質相を主相とする合金
粉末とを混合した複合粉末を固化成形するに際して、上
記非晶質相を主相とする合金粉末中の非晶質相が結晶化
するときの軟化現象を利用して上記複合粉末を固化成形
する複合型硬磁性材料の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、着磁特性および温
度特性が優れるうえ良好な硬磁気特性を備えた複合型硬
磁性材料およびその製造方法に関するものである。
度特性が優れるうえ良好な硬磁気特性を備えた複合型硬
磁性材料およびその製造方法に関するものである。
【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
（Ｒは希土類元素のうちの１種以上の元素を表す。）を
主体とすることを特徴とする硬磁性材料（ナノ結晶Ｆｅ
−Ｍ−Ｂ系磁石）を発明した。また、本発明者らは、優
れた硬磁気特性を備えた硬磁性材料として特願平９−３
３２１３４号の明細書に記載されているようにＣｏを主
成分とし、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種または２種以
上の元素Ｑと、Ｓｍと、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうち
の１種または２種以上の元素Ｍと、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃ
ｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または２種以
上の元素Ｒと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｔ、
Ａｕのうちの１種または２種以上の元素Ｘとのうちの少
なくとも１種以上の元素を含み、非晶質相と微細な結晶
相とを有する硬磁性材料（ナノ結晶Ｓｍ−Ｃｏ系磁石）
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
（Ｒは希土類元素のうちの１種以上の元素を表す。）を
主体とすることを特徴とする硬磁性材料（ナノ結晶Ｆｅ
−Ｍ−Ｂ系磁石）を発明した。また、本発明者らは、優
れた硬磁気特性を備えた硬磁性材料として特願平９−３
３２１３４号の明細書に記載されているようにＣｏを主
成分とし、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種または２種以
上の元素Ｑと、Ｓｍと、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうち
の１種または２種以上の元素Ｍと、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃ
ｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または２種以
上の元素Ｒと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｔ、
Ａｕのうちの１種または２種以上の元素Ｘとのうちの少
なくとも１種以上の元素を含み、非晶質相と微細な結晶
相とを有する硬磁性材料（ナノ結晶Ｓｍ−Ｃｏ系磁石）
を発明した。
【０００５】ところが上記のナノ結晶Ｆｅ−Ｍ−Ｂ系磁
石は、飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）が大きく、
着磁特性が優れ、しかも耐食性が従来型Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石より優れ、低コストである磁石である。しかしな
がら２ないし５ｋＯｅ程度の保磁力（ｉＨｃ）であるた
めに、高温で保磁力が減少した時のパーミアンス係数の
減少が大きく、高温で使用するスロットルポジションセ
ンサ（角度センサ）等のセンサの構成材料として使用す
ると、磁化が温度により変化するのでセンサの出力にド
リフトが発生してしまうという問題があった。また、上
記のナノ結晶Ｓｍ−Ｃｏ系磁石においては、保磁力（ｉ
Ｈｃ）が大きく、温度による磁気特性の変化は小さく、
耐食性が良好である磁石であるが、残留磁化（Ｉｒ）の
値に不満があり、また、角型比に不満があるために、着
磁特性が必要とされる上述のようなセンサの構成材料と
しては使用することができず、また、上記Ｆｅ-Ｎｄ-Ｂ
焼結磁石等と同様に高価な希土類元素の使用量が多いこ
とからコスト高となってしまうという問題があった。
石は、飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）が大きく、
着磁特性が優れ、しかも耐食性が従来型Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石より優れ、低コストである磁石である。しかしな
がら２ないし５ｋＯｅ程度の保磁力（ｉＨｃ）であるた
めに、高温で保磁力が減少した時のパーミアンス係数の
減少が大きく、高温で使用するスロットルポジションセ
ンサ（角度センサ）等のセンサの構成材料として使用す
ると、磁化が温度により変化するのでセンサの出力にド
リフトが発生してしまうという問題があった。また、上
記のナノ結晶Ｓｍ−Ｃｏ系磁石においては、保磁力（ｉ
Ｈｃ）が大きく、温度による磁気特性の変化は小さく、
耐食性が良好である磁石であるが、残留磁化（Ｉｒ）の
値に不満があり、また、角型比に不満があるために、着
磁特性が必要とされる上述のようなセンサの構成材料と
しては使用することができず、また、上記Ｆｅ-Ｎｄ-Ｂ
焼結磁石等と同様に高価な希土類元素の使用量が多いこ
とからコスト高となってしまうという問題があった。
【０００６】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、その目的は、高価な希土類元素の
使用量が少なくて済み、着磁特性および温度特性が優れ
るうえ良好な硬磁気特性を備えた硬磁性材料およびその
製造方法を提供することを目的とする。
されたものであって、その目的は、高価な希土類元素の
使用量が少なくて済み、着磁特性および温度特性が優れ
るうえ良好な硬磁気特性を備えた硬磁性材料およびその
製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、高価な希土
類元素の使用量が少なくて済み、着磁特性および温度特
性が優れるうえ良好な硬磁気特性を備えた硬磁性材料お
よびその製造方法を提供すべく、特に、上記のナノ結晶
Ｆｅ−Ｍ−Ｂ系磁石と、上記のナノ結晶Ｓｍ−Ｃｏ系磁
石に着目し、種々の検討及び実験を重ねた結果、上記の
ナノ結晶Ｆｅ−Ｍ−Ｂ系硬磁性粉末と、上記のナノ結晶
Ｓｍ−Ｃｏ系硬磁性粉末の両方を用いて硬磁性材料を作
製すれば上記課題を解決できるとの推定に至った。
類元素の使用量が少なくて済み、着磁特性および温度特
性が優れるうえ良好な硬磁気特性を備えた硬磁性材料お
よびその製造方法を提供すべく、特に、上記のナノ結晶
Ｆｅ−Ｍ−Ｂ系磁石と、上記のナノ結晶Ｓｍ−Ｃｏ系磁
石に着目し、種々の検討及び実験を重ねた結果、上記の
ナノ結晶Ｆｅ−Ｍ−Ｂ系硬磁性粉末と、上記のナノ結晶
Ｓｍ−Ｃｏ系硬磁性粉末の両方を用いて硬磁性材料を作
製すれば上記課題を解決できるとの推定に至った。
【０００８】ところで、一般に、組成が異なる二種類の
硬磁性粉末を混合して硬磁性材料を作製した場合、この
硬磁性材料のＢ−Ｈループには、上記二種類の硬磁性粉
末の特性が現れたステップが形成されてしまうと考えら
れており、組成が異なる二種類の硬磁性粉末を用いて硬
磁性材料を作製しても、ステップのないＢ−Ｈループは
得られず、一方の硬磁性粉末と、他方の硬磁性粉末の中
間の特性を有する硬磁性材料を得るのは困難であると考
えられているため、上記のナノ結晶Ｆｅ−Ｍ−Ｂ系硬磁
性粉末と、上記のナノ結晶Ｓｍ−Ｃｏ系硬磁性粉末の両
方を用いてなる硬磁性材料の作製方法も確立されておら
ず、従って前述した推定が実証され実用化されるには未
だ至っていない。
硬磁性粉末を混合して硬磁性材料を作製した場合、この
硬磁性材料のＢ−Ｈループには、上記二種類の硬磁性粉
末の特性が現れたステップが形成されてしまうと考えら
れており、組成が異なる二種類の硬磁性粉末を用いて硬
磁性材料を作製しても、ステップのないＢ−Ｈループは
得られず、一方の硬磁性粉末と、他方の硬磁性粉末の中
間の特性を有する硬磁性材料を得るのは困難であると考
えられているため、上記のナノ結晶Ｆｅ−Ｍ−Ｂ系硬磁
性粉末と、上記のナノ結晶Ｓｍ−Ｃｏ系硬磁性粉末の両
方を用いてなる硬磁性材料の作製方法も確立されておら
ず、従って前述した推定が実証され実用化されるには未
だ至っていない。
【０００９】そして、本発明者はさらに種々の検討及び
実験を重ねた結果、ＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる
非晶質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび／または
Ｃｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる
非晶質相を主相とする合金粉末とを混合した複合粉末を
固化成形することにより、高価な希土類元素の使用量が
少なくて済み、着磁特性および温度特性が優れるうえ、
Ｂ−Ｈループにステップがなく、良好な硬磁気特性を備
えた複合型硬磁性材料が得られることを究明し、本発明
を完成したのである。
実験を重ねた結果、ＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる
非晶質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび／または
Ｃｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる
非晶質相を主相とする合金粉末とを混合した複合粉末を
固化成形することにより、高価な希土類元素の使用量が
少なくて済み、着磁特性および温度特性が優れるうえ、
Ｂ−Ｈループにステップがなく、良好な硬磁気特性を備
えた複合型硬磁性材料が得られることを究明し、本発明
を完成したのである。
【００１０】すなわち、本発明の複合型硬磁性材料は、
ＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる非晶質相を主相とす
る合金粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希土類元素
Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶質相を主相とす
る合金粉末とを混合した複合粉末が固化成形されてなる
ことを特徴とする。また、本発明の複合型硬磁性材料
は、上記非晶質相を主相とする合金粉末中の非晶質相が
結晶化するときの軟化現象を利用して上記複合粉末が固
化成形されてなるものであることが好ましい。本発明の
複合型硬磁性材料は、Ｃｏを主成分としてＳｍを少なく
とも含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質
相を主相とする硬磁性粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結晶
粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁
性粉末と、樹脂とが混合され、固化成形されてなること
を特徴とするものであってもよい。本発明の複合型硬磁
性材料は、残留磁化（Ｉｒ）が０．６Ｔ以上であり、か
つ飽和磁化（Ｉ5）と、残留磁化（Ｉｒ）との比率が
０．６Ｔ以上であり、かつ保磁力（ｉＨｃ）が２ないし
９ｋＯｅであることが好ましい。
ＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる非晶質相を主相とす
る合金粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希土類元素
Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶質相を主相とす
る合金粉末とを混合した複合粉末が固化成形されてなる
ことを特徴とする。また、本発明の複合型硬磁性材料
は、上記非晶質相を主相とする合金粉末中の非晶質相が
結晶化するときの軟化現象を利用して上記複合粉末が固
化成形されてなるものであることが好ましい。本発明の
複合型硬磁性材料は、Ｃｏを主成分としてＳｍを少なく
とも含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質
相を主相とする硬磁性粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結晶
粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁
性粉末と、樹脂とが混合され、固化成形されてなること
を特徴とするものであってもよい。本発明の複合型硬磁
性材料は、残留磁化（Ｉｒ）が０．６Ｔ以上であり、か
つ飽和磁化（Ｉ5）と、残留磁化（Ｉｒ）との比率が
０．６Ｔ以上であり、かつ保磁力（ｉＨｃ）が２ないし
９ｋＯｅであることが好ましい。
【００１１】本発明の複合型硬磁性材料は、先に記載の
複合型硬磁性材料において、ＣｏとＳｍを少なくとも含
んでなる非晶質相を主相とする合金粉末またはＣｏを主
成分としてＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１００
ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末が下
記組成式で表されるものであることを特徴とする。 （Ｃｏ1-fＴf）100-x-y-z-tＭxＳｍyＲzＱt 但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上の
元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうちの１
種または２種以上の元素であり、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または２種以
上の元素であり、Ｑは、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種
または２種以上の元素であり、０≦ｆ＜０．５、０原子
％≦ｘ≦４原子％、８原子％≦ｙ≦１６原子％、０原子
％≦ｚ≦５原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、８
原子％≦ｘ＋ｙ＋ｚ≦１６原子％である。
複合型硬磁性材料において、ＣｏとＳｍを少なくとも含
んでなる非晶質相を主相とする合金粉末またはＣｏを主
成分としてＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１００
ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末が下
記組成式で表されるものであることを特徴とする。 （Ｃｏ1-fＴf）100-x-y-z-tＭxＳｍyＲzＱt 但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上の
元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうちの１
種または２種以上の元素であり、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または２種以
上の元素であり、Ｑは、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種
または２種以上の元素であり、０≦ｆ＜０．５、０原子
％≦ｘ≦４原子％、８原子％≦ｙ≦１６原子％、０原子
％≦ｚ≦５原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、８
原子％≦ｘ＋ｙ＋ｚ≦１６原子％である。
【００１２】本発明の複合型硬磁性材料は、先に記載の
複合型硬磁性材料において、ＣｏとＳｍを少なくとも含
んでなる非晶質相を主相とする合金粉末またはＣｏを主
成分としてＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１００
ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末が下
記組成式で表されるものであることを特徴とする。 （Ｃｏ1-fＴf）100-x-y-z-t-uＭxＳｍyＲzＱtＸu 但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上の
元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうちの１
種または２種以上の元素であり、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または２種以
上の元素であり、Ｑは、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種
または２種以上の元素であり、Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇ
ａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕのうちの１種または２種以
上の元素であり、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原
子％、８原子％≦ｙ≦１６原子％、０原子％≦ｚ≦５原
子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、０原子％≦ｕ≦
５原子％、８原子％≦ｘ＋ｙ＋ｚ≦１６原子％である。
複合型硬磁性材料において、ＣｏとＳｍを少なくとも含
んでなる非晶質相を主相とする合金粉末またはＣｏを主
成分としてＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１００
ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末が下
記組成式で表されるものであることを特徴とする。 （Ｃｏ1-fＴf）100-x-y-z-t-uＭxＳｍyＲzＱtＸu 但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上の
元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうちの１
種または２種以上の元素であり、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または２種以
上の元素であり、Ｑは、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種
または２種以上の元素であり、Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇ
ａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕのうちの１種または２種以
上の元素であり、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原
子％、８原子％≦ｙ≦１６原子％、０原子％≦ｚ≦５原
子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、０原子％≦ｕ≦
５原子％、８原子％≦ｘ＋ｙ＋ｚ≦１６原子％である。
【００１３】また、本発明の複合型硬磁性材料は、先に
記載の複合型硬磁性材料において、上記粉末の組成比を
示すｆが、０．２≦ｆ＜０．５の範囲であることを特徴
とする。更に、本発明の複合型硬磁性材料は、先に記載
の複合型硬磁性材料であって、Ｎｂを必ず含むことを特
徴とする。
記載の複合型硬磁性材料において、上記粉末の組成比を
示すｆが、０．２≦ｆ＜０．５の範囲であることを特徴
とする。更に、本発明の複合型硬磁性材料は、先に記載
の複合型硬磁性材料であって、Ｎｂを必ず含むことを特
徴とする。
【００１４】本発明の複合型硬磁性材料は、先に記載の
複合型硬磁性材料において、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末またはＦｅおよび／またはＣ
ｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬
磁性粉末が下記組成式で表されるものであることを特徴
とする。 ＴgＭhＲjＢk ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、ＮｉのうちＦｅまたはＣｏを
必須とする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ｇ、ｈ、ｊ、ｋ
は原子％で、５０≦ｇ、０≦ｈ≦１５、３≦ｊ≦２０、
２≦ｋ≦２０である。
複合型硬磁性材料において、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末またはＦｅおよび／またはＣ
ｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬
磁性粉末が下記組成式で表されるものであることを特徴
とする。 ＴgＭhＲjＢk ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、ＮｉのうちＦｅまたはＣｏを
必須とする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ｇ、ｈ、ｊ、ｋ
は原子％で、５０≦ｇ、０≦ｈ≦１５、３≦ｊ≦２０、
２≦ｋ≦２０である。
【００１５】また、本発明の複合型硬磁性材料は、先に
記載の複合型硬磁性材料において、上記粉末の組成式中
の組成比を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋは原子％で、８０≦ｇ≦
９３、０．５≦ｈ≦５、３≦ｊ≦１０、３≦ｋ≦７であ
ることを特徴とする。更に、本発明の複合型硬磁性材料
は、先に記載の複合型硬磁性材料において、上記粉末の
組成式中の組成比を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋは原子％で、８
６≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦３、３≦ｊ≦７、３≦ｋ≦
５であることを特徴とする。
記載の複合型硬磁性材料において、上記粉末の組成式中
の組成比を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋは原子％で、８０≦ｇ≦
９３、０．５≦ｈ≦５、３≦ｊ≦１０、３≦ｋ≦７であ
ることを特徴とする。更に、本発明の複合型硬磁性材料
は、先に記載の複合型硬磁性材料において、上記粉末の
組成式中の組成比を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋは原子％で、８
６≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦３、３≦ｊ≦７、３≦ｋ≦
５であることを特徴とする。
【００１６】本発明の複合型硬磁性材料は、先に記載の
複合型硬磁性材料において、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末またはＦｅおよび／またはＣ
ｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬
磁性粉末が下記組成式で表されるものであることを特徴
とする。 ＴgＭhＲjＢkＥm ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、ＮｉのうちＦｅまたはＣｏを
必須とする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、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ｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｍは原子％で、５
０≦ｇ、０≦ｈ≦１５、３≦ｊ≦２０、２≦ｋ≦２０、
０≦ｍ≦１０である。
複合型硬磁性材料において、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末またはＦｅおよび／またはＣ
ｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬
磁性粉末が下記組成式で表されるものであることを特徴
とする。 ＴgＭhＲjＢkＥm ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、ＮｉのうちＦｅまたはＣｏを
必須とする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、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ｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｍは原子％で、５
０≦ｇ、０≦ｈ≦１５、３≦ｊ≦２０、２≦ｋ≦２０、
０≦ｍ≦１０である。
【００１７】また、本発明の複合型硬磁性材料は、先に
記載の複合型硬磁性材料において、上記粉末の組成式中
の組成比を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｍは原子％で、８０≦
ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦５、３≦ｊ≦１０、３≦ｋ≦
７、ｍ≦５であることを特徴とする。更に、本発明の複
合型硬磁性材料は、先に記載の複合型硬磁性材料におい
て、上記粉末の上記組成式中の組成比を示すｇ、ｈ、
ｊ、ｋ、ｍは原子％で、８６≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦
３、３≦ｊ≦７、３≦ｋ≦５、０．１≦ｍ≦５であるこ
とを特徴とする。
記載の複合型硬磁性材料において、上記粉末の組成式中
の組成比を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｍは原子％で、８０≦
ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦５、３≦ｊ≦１０、３≦ｋ≦
７、ｍ≦５であることを特徴とする。更に、本発明の複
合型硬磁性材料は、先に記載の複合型硬磁性材料におい
て、上記粉末の上記組成式中の組成比を示すｇ、ｈ、
ｊ、ｋ、ｍは原子％で、８６≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦
３、３≦ｊ≦７、３≦ｋ≦５、０．１≦ｍ≦５であるこ
とを特徴とする。
【００１８】本発明の複合型硬磁性材料は、先に記載の
複合型硬磁性材料において、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末またはＦｅおよび／またはＣ
ｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬
磁性粉末が下記組成式で表されるものであることを特徴
とする。 ＴgＭhＲjＢkＧn ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、ＮｉのうちＦｅまたはＣｏを
必須とする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、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓ
ｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち１種以上の元素を表わし、組
成比を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｎは原子％で、５０≦ｇ、
０≦ｈ≦１５、３≦ｊ≦２０、２≦ｋ≦２０、０≦ｎ≦
１０である。
複合型硬磁性材料において、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末またはＦｅおよび／またはＣ
ｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬
磁性粉末が下記組成式で表されるものであることを特徴
とする。 ＴgＭhＲjＢkＧn ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、ＮｉのうちＦｅまたはＣｏを
必須とする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、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓ
ｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち１種以上の元素を表わし、組
成比を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｎは原子％で、５０≦ｇ、
０≦ｈ≦１５、３≦ｊ≦２０、２≦ｋ≦２０、０≦ｎ≦
１０である。
【００１９】また、本発明の複合型硬磁性材料は、先に
記載の複合型硬磁性材料において、上記粉末の上記組成
式中の組成比を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｎは原子％で、８
０≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦５、３≦ｊ≦１０、３≦ｋ
≦７、ｎ≦５であることを特徴とする。更に、本発明の
複合型硬磁性材料は、先に記載の複合型硬磁性材料にお
いて、上記粉末の上記組成式中の組成比を示すｇ、ｈ、
ｊ、ｋ、ｎは原子％で、８６≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦
３、３≦ｊ≦７、３≦ｋ≦５、０．１≦ｎ≦５であるこ
とを特徴とする。
記載の複合型硬磁性材料において、上記粉末の上記組成
式中の組成比を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｎは原子％で、８
０≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦５、３≦ｊ≦１０、３≦ｋ
≦７、ｎ≦５であることを特徴とする。更に、本発明の
複合型硬磁性材料は、先に記載の複合型硬磁性材料にお
いて、上記粉末の上記組成式中の組成比を示すｇ、ｈ、
ｊ、ｋ、ｎは原子％で、８６≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦
３、３≦ｊ≦７、３≦ｋ≦５、０．１≦ｎ≦５であるこ
とを特徴とする。
【００２０】本発明の複合型硬磁性材料は、先に記載の
複合型硬磁性材料において、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末またはＦｅおよび／またはＣ
ｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬
磁性粉末が下記組成式で表されるものであることを特徴
とする。 ＴgＭhＲjＢkＥmＧn ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、ＮｉのうちＦｅまたはＣｏを
必須とする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、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ｇ、ｈ、
ｊ、ｋ、ｍ、ｎは原子％で、５０≦ｇ、０≦ｈ≦１５、
３≦ｊ≦２０、２≦ｋ≦２０、０≦ｍ≦１０、０≦ｎ≦
１０である。
複合型硬磁性材料において、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末またはＦｅおよび／またはＣ
ｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬
磁性粉末が下記組成式で表されるものであることを特徴
とする。 ＴgＭhＲjＢkＥmＧn ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、ＮｉのうちＦｅまたはＣｏを
必須とする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、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ｇ、ｈ、
ｊ、ｋ、ｍ、ｎは原子％で、５０≦ｇ、０≦ｈ≦１５、
３≦ｊ≦２０、２≦ｋ≦２０、０≦ｍ≦１０、０≦ｎ≦
１０である。
【００２１】また、本発明の複合型硬磁性材料は、先に
記載の複合型硬磁性材料において、上記粉末の上記組成
式中の組成比を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｍ、ｎは原子％
で、８０≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦５、３≦ｊ≦１０、
３≦ｋ≦７、ｍ≦５、ｎ≦５であることを特徴とする。
更に、本発明の複合型硬磁性材料は、先に記載の複合型
硬磁性材料において、上記粉末の上記組成式中の組成比
を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｍ、ｎは原子％で、８６≦ｇ≦
９３、０．５≦ｈ≦３、３≦ｊ≦７、３≦ｋ≦５、０．
１≦ｍ≦５、０．１≦ｎ≦５であることを特徴とする。
記載の複合型硬磁性材料において、上記粉末の上記組成
式中の組成比を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｍ、ｎは原子％
で、８０≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦５、３≦ｊ≦１０、
３≦ｋ≦７、ｍ≦５、ｎ≦５であることを特徴とする。
更に、本発明の複合型硬磁性材料は、先に記載の複合型
硬磁性材料において、上記粉末の上記組成式中の組成比
を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｍ、ｎは原子％で、８６≦ｇ≦
９３、０．５≦ｈ≦３、３≦ｊ≦７、３≦ｋ≦５、０．
１≦ｍ≦５、０．１≦ｎ≦５であることを特徴とする。
【００２２】本発明の複合型硬磁性材料は、先に記載の
複合型硬磁性材料であって、ｂｃｃ構造（体心立方構
造）のＦｅ相もしくはｂｃｃ構造のＦｅＣｏ相もしくは
これらの相が両方含まれたｂｃｃ相と、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相
（Ｒは希土類元素のうちの１種以上の元素を表す。）
と、ＳｍＣｏ相と、残部の非晶質相からなり、上記結晶
相のうちの１種以上の結晶相は平均結晶粒径１００ｎｍ
以下の微細な結晶相からなることを特徴とする。また、
本発明に係わる複合型硬磁性材料は、上記のいずれかの
構成の複合型硬磁性材料において、上記複合粉末の固化
成形時の圧力印加方向と平行な方向に着磁したものであ
ることが好ましい。また、本発明に係わる上記のいずれ
かの構成の複合型硬磁性材料は、室温から１２０゜Ｃま
での温度範囲において、パーミアンス係数１乃至１０で
の磁化の温度変化率が−０．０４％／゜Ｃ以下であるこ
とを特徴とするものであってもよい。
複合型硬磁性材料であって、ｂｃｃ構造（体心立方構
造）のＦｅ相もしくはｂｃｃ構造のＦｅＣｏ相もしくは
これらの相が両方含まれたｂｃｃ相と、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相
（Ｒは希土類元素のうちの１種以上の元素を表す。）
と、ＳｍＣｏ相と、残部の非晶質相からなり、上記結晶
相のうちの１種以上の結晶相は平均結晶粒径１００ｎｍ
以下の微細な結晶相からなることを特徴とする。また、
本発明に係わる複合型硬磁性材料は、上記のいずれかの
構成の複合型硬磁性材料において、上記複合粉末の固化
成形時の圧力印加方向と平行な方向に着磁したものであ
ることが好ましい。また、本発明に係わる上記のいずれ
かの構成の複合型硬磁性材料は、室温から１２０゜Ｃま
での温度範囲において、パーミアンス係数１乃至１０で
の磁化の温度変化率が−０．０４％／゜Ｃ以下であるこ
とを特徴とするものであってもよい。
【００２３】また、本発明に係わる複合型硬磁性材料
は、上記のいずれかの構成の複合型硬磁性材料におい
て、上記複合粉末中のＣｏとＳｍを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび／また
はＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末は重量比で５：９５乃
至８０：２０の割合で混合されていることを特徴とす
る。さらに、本発明に係わる複合型硬磁性材料は、上記
のいずれかの構成の複合型硬磁性材料において、上記複
合粉末中のＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる非晶質相
を主相とする合金粉末と、上記Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末は重量比で１：１の割合で混
合されていることが好ましい。
は、上記のいずれかの構成の複合型硬磁性材料におい
て、上記複合粉末中のＣｏとＳｍを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび／また
はＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末は重量比で５：９５乃
至８０：２０の割合で混合されていることを特徴とす
る。さらに、本発明に係わる複合型硬磁性材料は、上記
のいずれかの構成の複合型硬磁性材料において、上記複
合粉末中のＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる非晶質相
を主相とする合金粉末と、上記Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末は重量比で１：１の割合で混
合されていることが好ましい。
【００２４】本発明の複合型硬磁性材料の製造方法は、
Ｃｏを主成分としてＳｍを少なくとも含んでなる非晶質
相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末とを混合した複合粉末を固化
成形するに際して、上記非晶質相を主相とする合金粉末
中の非晶質相が結晶化するときの軟化現象を利用して上
記複合粉末を固化成形することを特徴とする。また、本
発明に係わる複合型硬磁性材料の製造方法は、上記の複
合型硬磁性材料の製造方法において、上記複合粉末の固
化成形時あるいは固化成形後に上記固化成形時の圧力印
加方向と平行な方向に着磁することが好ましい。また、
本発明の複合型硬磁性材料の製造方法は、Ｃｏを主成分
としてＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１００ｎｍ
以下の微細な結晶相を主相とする硬磁性粉末と、Ｆｅお
よび／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくと
も含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相
を主相とする硬磁性粉末と、樹脂とを混合し、固化成形
することを特徴とする。また、本発明に係わる複合型硬
磁性材料の製造方法は、上記の複合型硬磁性材料の製造
方法において、上記硬磁性粉末と樹脂の固化成形時ある
いは固化成形後に上記固化成形時の圧力印加方向と平行
な方向に着磁することが好ましい。
Ｃｏを主成分としてＳｍを少なくとも含んでなる非晶質
相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末とを混合した複合粉末を固化
成形するに際して、上記非晶質相を主相とする合金粉末
中の非晶質相が結晶化するときの軟化現象を利用して上
記複合粉末を固化成形することを特徴とする。また、本
発明に係わる複合型硬磁性材料の製造方法は、上記の複
合型硬磁性材料の製造方法において、上記複合粉末の固
化成形時あるいは固化成形後に上記固化成形時の圧力印
加方向と平行な方向に着磁することが好ましい。また、
本発明の複合型硬磁性材料の製造方法は、Ｃｏを主成分
としてＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１００ｎｍ
以下の微細な結晶相を主相とする硬磁性粉末と、Ｆｅお
よび／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくと
も含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相
を主相とする硬磁性粉末と、樹脂とを混合し、固化成形
することを特徴とする。また、本発明に係わる複合型硬
磁性材料の製造方法は、上記の複合型硬磁性材料の製造
方法において、上記硬磁性粉末と樹脂の固化成形時ある
いは固化成形後に上記固化成形時の圧力印加方向と平行
な方向に着磁することが好ましい。
【００２５】
【発明の実施の形態】以下、本発明の複合型硬磁性材料
およびその製造方法の一実施形態を説明する。本発明の
複合型硬磁性材料は、ＣｏとＳｍを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末（第一の合金粉末）
と、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂと
を少なくとも含んでなる非晶質相を主相とする合金粉末
（第二の合金粉末）とを混合した複合粉末が固化成形さ
れてなるものである。
およびその製造方法の一実施形態を説明する。本発明の
複合型硬磁性材料は、ＣｏとＳｍを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末（第一の合金粉末）
と、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂと
を少なくとも含んでなる非晶質相を主相とする合金粉末
（第二の合金粉末）とを混合した複合粉末が固化成形さ
れてなるものである。
【００２６】上記非晶質相を主相とする第一の合金粉末
としては、Ｃｏを主成分とし、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうち
の１種または２種以上の元素Ｑと、Ｓｍとを含んでなる
ものを用いることが好ましい。さらに、この非晶質相を
主相とする第一の合金粉末としては、Ｃｏを主成分と
し、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種または２種以上の元
素Ｑと、Ｓｍと、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうちの１種
または２種以上の元素Ｍと、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または２種以上の元
素Ｒと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕの
うちの１種または２種以上の元素Ｘとのうちの少なくと
も１種以上の元素を含むものを用いることがより好まし
い。
としては、Ｃｏを主成分とし、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうち
の１種または２種以上の元素Ｑと、Ｓｍとを含んでなる
ものを用いることが好ましい。さらに、この非晶質相を
主相とする第一の合金粉末としては、Ｃｏを主成分と
し、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種または２種以上の元
素Ｑと、Ｓｍと、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうちの１種
または２種以上の元素Ｍと、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または２種以上の元
素Ｒと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕの
うちの１種または２種以上の元素Ｘとのうちの少なくと
も１種以上の元素を含むものを用いることがより好まし
い。
【００２７】上記非晶質相を主相とする第二の合金粉末
としては、希土類元素（Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、
Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ）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Ｃｏ系又はＦｅ
Ｃｏ系よりなり、急冷により非晶質相を含む組織とされ
たものを用いることが好ましい。
としては、希土類元素（Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、
Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ）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Ｃｏ系又はＦｅ
Ｃｏ系よりなり、急冷により非晶質相を含む組織とされ
たものを用いることが好ましい。
【００２８】また、本発明の複合型硬磁性材料は、上記
非晶質相を主相とする第一の合金粉末および／または上
記非晶質相を主相とする第二の合金粉末中の非晶質相の
結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形され
たものであることが高密度（高い相対密度）の複合型硬
磁性材料が得られる点で好ましい。また、本発明の複合
型硬磁性材料は、上記複合粉末が固化成形されてなるバ
ルクに熱処理が施されて、非晶質相中に微細な結晶相が
析出したものであることが好ましい。上記の非晶質相中
に微細な結晶相が析出した複合型硬磁性材料は、ｂｃｃ
構造（体心立方構造）のＦｅ相もしくはｂｃｃ構造のＦ
ｅＣｏ相もしくはこれらの相が両方含まれたｂｃｃ相
と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相などのＲ2Ｆｅ14Ｂ相（Ｒは希土類
元素のうちの１種以上の元素を表す。）と、ＳｍＣｏ相
と、残部の非晶質相からなり、上記結晶相のうちの１種
以上の結晶相は平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結
晶相からなるものである。
非晶質相を主相とする第一の合金粉末および／または上
記非晶質相を主相とする第二の合金粉末中の非晶質相の
結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形され
たものであることが高密度（高い相対密度）の複合型硬
磁性材料が得られる点で好ましい。また、本発明の複合
型硬磁性材料は、上記複合粉末が固化成形されてなるバ
ルクに熱処理が施されて、非晶質相中に微細な結晶相が
析出したものであることが好ましい。上記の非晶質相中
に微細な結晶相が析出した複合型硬磁性材料は、ｂｃｃ
構造（体心立方構造）のＦｅ相もしくはｂｃｃ構造のＦ
ｅＣｏ相もしくはこれらの相が両方含まれたｂｃｃ相
と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相などのＲ2Ｆｅ14Ｂ相（Ｒは希土類
元素のうちの１種以上の元素を表す。）と、ＳｍＣｏ相
と、残部の非晶質相からなり、上記結晶相のうちの１種
以上の結晶相は平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結
晶相からなるものである。
【００２９】また、本発明の複合型硬磁性材料は、上記
の微細な結晶相と、残留した非晶質相とからなるナノ複
相組織を形成している。また、本発明の複合型硬磁性材
料は、ｂｃｃ構造のＦｅ相もしくはｂｃｃ構造のＦｅＣ
ｏ相もしくはこれらの相が両方含まれたｂｃｃ相からな
るソフト磁性相と、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相とＣｏ17Ｓｍ2相から
なるハード磁性相との混相状態が組織中に形成されたも
のである。また、本発明の複合型硬磁性材料としては、
用途に応じて、上記粉末の固化成形時の圧力印加方向と
平行な方向に着磁された状態で使用することが、硬磁気
特性が優れる点で好ましい。
の微細な結晶相と、残留した非晶質相とからなるナノ複
相組織を形成している。また、本発明の複合型硬磁性材
料は、ｂｃｃ構造のＦｅ相もしくはｂｃｃ構造のＦｅＣ
ｏ相もしくはこれらの相が両方含まれたｂｃｃ相からな
るソフト磁性相と、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相とＣｏ17Ｓｍ2相から
なるハード磁性相との混相状態が組織中に形成されたも
のである。また、本発明の複合型硬磁性材料としては、
用途に応じて、上記粉末の固化成形時の圧力印加方向と
平行な方向に着磁された状態で使用することが、硬磁気
特性が優れる点で好ましい。
【００３０】具体的に、このような複合型硬磁性材料の
バルクを製造するには、まず、上記非晶質相を主相とす
る第一の合金粉末（粉粒体）と、上記非晶質相を主相と
する第二の合金粉末（粉粒体）を用意する。これらの非
晶質相を主相とする合金粉末は、合金溶湯から急冷して
薄帯状あるいは粉末状の状態で非晶質相を主相とする合
金を得る工程と、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。ここで得られた非晶質相を主
相とする合金粉末の粒径としては、粒径３０μｍ〜１５
０μｍ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、合金粉末の粒径
が１５０μｍを超える大きいものは粉末の流動性が悪い
ために成形した時に高密度化できない恐れがあり、粒径
が３５μｍ未満と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。
バルクを製造するには、まず、上記非晶質相を主相とす
る第一の合金粉末（粉粒体）と、上記非晶質相を主相と
する第二の合金粉末（粉粒体）を用意する。これらの非
晶質相を主相とする合金粉末は、合金溶湯から急冷して
薄帯状あるいは粉末状の状態で非晶質相を主相とする合
金を得る工程と、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。ここで得られた非晶質相を主
相とする合金粉末の粒径としては、粒径３０μｍ〜１５
０μｍ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、合金粉末の粒径
が１５０μｍを超える大きいものは粉末の流動性が悪い
ために成形した時に高密度化できない恐れがあり、粒径
が３５μｍ未満と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。
【００３１】上記合金溶湯から上記の非晶質相を主相と
する合金粉末を得る方法としては、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方法、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相を主相
とする合金粉末は、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、非晶質相からなる組織から構成さ
れている。
する合金粉末を得る方法としては、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方法、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相を主相
とする合金粉末は、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、非晶質相からなる組織から構成さ
れている。
【００３２】ついで、上述のようにして得られた非晶質
相を主相とする第一の合金粉末と非晶質相を主相とする
第二の合金粉末を混合して複合粉末とし、この複合粉末
を応力下において上記第一および／または第二の合金粉
末中の非晶質相を結晶化または微細結晶質相を粒成長さ
せると同時にあるいはこれに引き続いて圧密化すること
により、非晶質相中にｂｃｃ構造（体心立方構造）のＦ
ｅ相もしくはｂｃｃ構造のＦｅＣｏ相もしくはこれらの
相が両方含まれたｂｃｃ相と、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相と、Ｓｍ2
Ｃｏ17相が析出し、これら結晶相は平均結晶粒径１００
ｎｍ以下の微細 な結晶相からなるものが得られる。
相を主相とする第一の合金粉末と非晶質相を主相とする
第二の合金粉末を混合して複合粉末とし、この複合粉末
を応力下において上記第一および／または第二の合金粉
末中の非晶質相を結晶化または微細結晶質相を粒成長さ
せると同時にあるいはこれに引き続いて圧密化すること
により、非晶質相中にｂｃｃ構造（体心立方構造）のＦ
ｅ相もしくはｂｃｃ構造のＦｅＣｏ相もしくはこれらの
相が両方含まれたｂｃｃ相と、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相と、Ｓｍ2
Ｃｏ17相が析出し、これら結晶相は平均結晶粒径１００
ｎｍ以下の微細 な結晶相からなるものが得られる。
【００３３】複合粉末を応力下において結晶化または粒
成長させる際には、一軸圧力をかけた状態で上記第一お
よび／または第二の合金粉末中の非晶質相の結晶化温度
以上まで加熱することが好ましい。また、複合粉末を圧
密化する際には、結晶化反応時に起こる軟化現象を利用
して固化成形することが好ましい。ここで非晶質相を主
相とする合金の結晶化反応時における軟化現象を利用し
て固化成形するのは、非晶質相を主相とする合金中の非
晶質相を結晶化温度、またはその前段階で加熱する際に
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、非晶質相を主相とする合金粉末が加圧下に互いに圧
着し一体化するので、この軟化した非晶質相を主相とす
る合金を固化成形することにより、高密度の複合型硬磁
性材料のバルクが得られるからである。また、圧熱によ
り固化成形するに際しては、合金粉末同士の強固な結合
が得られ、しかも高い硬磁気特性を有する永久磁石が得
られる点で、非晶質相を主相とする合金粉末として、少
なくとも非晶質相を５０重量％以上含む合金を用いるこ
とが好ましい。
成長させる際には、一軸圧力をかけた状態で上記第一お
よび／または第二の合金粉末中の非晶質相の結晶化温度
以上まで加熱することが好ましい。また、複合粉末を圧
密化する際には、結晶化反応時に起こる軟化現象を利用
して固化成形することが好ましい。ここで非晶質相を主
相とする合金の結晶化反応時における軟化現象を利用し
て固化成形するのは、非晶質相を主相とする合金中の非
晶質相を結晶化温度、またはその前段階で加熱する際に
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、非晶質相を主相とする合金粉末が加圧下に互いに圧
着し一体化するので、この軟化した非晶質相を主相とす
る合金を固化成形することにより、高密度の複合型硬磁
性材料のバルクが得られるからである。また、圧熱によ
り固化成形するに際しては、合金粉末同士の強固な結合
が得られ、しかも高い硬磁気特性を有する永久磁石が得
られる点で、非晶質相を主相とする合金粉末として、少
なくとも非晶質相を５０重量％以上含む合金を用いるこ
とが好ましい。
【００３４】加熱する際の昇温速度としては、３Ｋ／分
（３゜Ｃ／分）以上、好ましくは１０Ｋ／分（１０゜Ｃ
／分）以上とされる。昇温速度が３Ｋ／分未満である
と、結晶粒が粗大化するため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、加熱温度は
４００℃〜８００゜Ｃである。加熱温度が３００℃未満
では、温度が低すぎて高密度な複合型硬磁性材料を得る
ことができないため好ましくない。また、加熱温度が８
００℃を超えると、微細な結晶相の結晶粒が粒成長して
硬磁気特性が劣化してしまうので好ましくない。更に、
加熱時間は０分以上、１５分以下、より好ましくは０分
以上、５分以下である。加熱時間が１５分を超えると、
微細結晶相の結晶粒が粒成長して硬磁気特性が劣化して
しまうので好ましくない。上述のような、合金粉末を固
化成形する具体的な方法としては、放電プラズマ焼結法
やホットプレスによる方法等を採用することができる。
（３゜Ｃ／分）以上、好ましくは１０Ｋ／分（１０゜Ｃ
／分）以上とされる。昇温速度が３Ｋ／分未満である
と、結晶粒が粗大化するため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、加熱温度は
４００℃〜８００゜Ｃである。加熱温度が３００℃未満
では、温度が低すぎて高密度な複合型硬磁性材料を得る
ことができないため好ましくない。また、加熱温度が８
００℃を超えると、微細な結晶相の結晶粒が粒成長して
硬磁気特性が劣化してしまうので好ましくない。更に、
加熱時間は０分以上、１５分以下、より好ましくは０分
以上、５分以下である。加熱時間が１５分を超えると、
微細結晶相の結晶粒が粒成長して硬磁気特性が劣化して
しまうので好ましくない。上述のような、合金粉末を固
化成形する具体的な方法としては、放電プラズマ焼結法
やホットプレスによる方法等を採用することができる。
【００３５】更に、本発明の複合型硬磁性材料において
は、上記複合粉末を応力下において結晶化または粒成長
させた後、圧密化と同時にまたは引き続いて４００〜１
０００゜Ｃの温度範囲で熱処理することにより、組織中
に平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相
として析出させる。これによって、硬磁気特性が発現す
る。ここでの熱処理温度（アニール温度）が４００℃未
満であると、硬磁気特性を担うＲ2Ｆｅ14Ｂ相の析出量
が少ないため充分な硬磁気特性が得られないので好まし
くない。一方、熱処理温度が１０００℃を越えると、微
細結晶相の結晶粒の粒成長がおこり、硬磁気特性が低下
してしまうため好ましくない。更に、熱処理時間は０分
以上、１５分以下、より好ましくは０分以上、５分以下
である。熱処理時間が１５分を超えると、微細な結晶相
が粒成長して硬磁気特性が劣化してしまうので好ましく
ない。また、平均結晶粒径が１００ｎｍ以下である微細
な結晶相が組織の５０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
ｂｃｃ構造（体心立方構造）のＦｅ相もしくはｂｃｃ構
造のＦｅＣｏ相もしくはこれらの相が両方含まれたｂｃ
ｃ相とからなるソフト磁性相と、Ｒ2Ｆｅ14ＢまたはＲ2
Ｃｏ17を少なくとも含んだハード磁性相とが生成するよ
うにすれば、良好な硬磁気特性を有する複合型硬磁性材
料が得られる。また、本発明の複合型硬磁性材料は、上
記複合粉末の固化成形時の圧力印加方向と平行な方向に
着磁したものを使用することが好ましい。
は、上記複合粉末を応力下において結晶化または粒成長
させた後、圧密化と同時にまたは引き続いて４００〜１
０００゜Ｃの温度範囲で熱処理することにより、組織中
に平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相
として析出させる。これによって、硬磁気特性が発現す
る。ここでの熱処理温度（アニール温度）が４００℃未
満であると、硬磁気特性を担うＲ2Ｆｅ14Ｂ相の析出量
が少ないため充分な硬磁気特性が得られないので好まし
くない。一方、熱処理温度が１０００℃を越えると、微
細結晶相の結晶粒の粒成長がおこり、硬磁気特性が低下
してしまうため好ましくない。更に、熱処理時間は０分
以上、１５分以下、より好ましくは０分以上、５分以下
である。熱処理時間が１５分を超えると、微細な結晶相
が粒成長して硬磁気特性が劣化してしまうので好ましく
ない。また、平均結晶粒径が１００ｎｍ以下である微細
な結晶相が組織の５０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
ｂｃｃ構造（体心立方構造）のＦｅ相もしくはｂｃｃ構
造のＦｅＣｏ相もしくはこれらの相が両方含まれたｂｃ
ｃ相とからなるソフト磁性相と、Ｒ2Ｆｅ14ＢまたはＲ2
Ｃｏ17を少なくとも含んだハード磁性相とが生成するよ
うにすれば、良好な硬磁気特性を有する複合型硬磁性材
料が得られる。また、本発明の複合型硬磁性材料は、上
記複合粉末の固化成形時の圧力印加方向と平行な方向に
着磁したものを使用することが好ましい。
【００３６】また、本発明の複合型硬磁性材料は、Ｃｏ
を主成分としてＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１
００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末
（第一の硬磁性粉末）と、Ｆｅおよび／またはＣｏと、
希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉
末（第二の硬磁性粉末）と、樹脂とが混合され、固化成
形されてなるものであってもよい。こうした場合、磁場
中で成形し、異方性を付与することが好ましい。
を主成分としてＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１
００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末
（第一の硬磁性粉末）と、Ｆｅおよび／またはＣｏと、
希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉
末（第二の硬磁性粉末）と、樹脂とが混合され、固化成
形されてなるものであってもよい。こうした場合、磁場
中で成形し、異方性を付与することが好ましい。
【００３７】このような複合型硬磁性材料の製造方法す
るには、まず、第一及び第二の硬磁性粉末を作製する。
これら硬磁性粉末は、合金溶湯から急冷して薄帯状ある
いは粉末状の状態で上記非晶質相を主相とする合金を得
る工程と、薄帯状あるいは粉末状のものに４００゜Ｃ〜
１０００゜Ｃの熱処理を施して硬磁気特性を発現させる
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。上記合金溶湯から非晶質相を主相とす
る合金を得る方法としては、先に述べた非晶質相を主相
とする合金粉末の作製方法と同様にして得ることができ
る。ついで、得られた第一及び第二の硬磁性粉末を有機
溶剤を溶媒とする樹脂液に分散してスラリーを得た後、
このスラリーを３本ロールに繰り返し通して混練し混練
物を得る。ここで用いられる樹脂としては、損失が小さ
い材料が用いられ、例えば、ポリプロピレン、ポリエチ
レン、ポリスチレン、パラフィン、ポリテトラフルオロ
エチレン、ポリカーボネート、シリコーン樹脂等が挙げ
られる。この樹脂を溶解させる有機溶剤としては、キシ
レン、トルエン、ベンゼン等が挙げられる。
るには、まず、第一及び第二の硬磁性粉末を作製する。
これら硬磁性粉末は、合金溶湯から急冷して薄帯状ある
いは粉末状の状態で上記非晶質相を主相とする合金を得
る工程と、薄帯状あるいは粉末状のものに４００゜Ｃ〜
１０００゜Ｃの熱処理を施して硬磁気特性を発現させる
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。上記合金溶湯から非晶質相を主相とす
る合金を得る方法としては、先に述べた非晶質相を主相
とする合金粉末の作製方法と同様にして得ることができ
る。ついで、得られた第一及び第二の硬磁性粉末を有機
溶剤を溶媒とする樹脂液に分散してスラリーを得た後、
このスラリーを３本ロールに繰り返し通して混練し混練
物を得る。ここで用いられる樹脂としては、損失が小さ
い材料が用いられ、例えば、ポリプロピレン、ポリエチ
レン、ポリスチレン、パラフィン、ポリテトラフルオロ
エチレン、ポリカーボネート、シリコーン樹脂等が挙げ
られる。この樹脂を溶解させる有機溶剤としては、キシ
レン、トルエン、ベンゼン等が挙げられる。
【００３８】樹脂への硬磁性粉末の添加割合は、目的と
する複合型硬磁性材料の特性によって適宜変更可能であ
るが、スラリー中の体積割合で５０〜９０ｖｏｌ％程度
となるように添加するのが好ましい。硬磁性粉末の体積
割合が５０ｖｏｌ％未満であると、硬磁気特性が低くな
るという不都合が生じる恐れがあり、一方、９０ｖｏｌ
％を超えると射出成形等により固化成形するのが困難に
なるという不都合が生じる恐れがある。ついで、上記混
練物を乾燥器等に入れて加熱することにより有機溶剤を
蒸発させた後、プレス成形機、射出成形機、押出成形機
等を用いて所望の形状に成形することにより目的とする
複合型硬磁性材料の成形体が得られる。
する複合型硬磁性材料の特性によって適宜変更可能であ
るが、スラリー中の体積割合で５０〜９０ｖｏｌ％程度
となるように添加するのが好ましい。硬磁性粉末の体積
割合が５０ｖｏｌ％未満であると、硬磁気特性が低くな
るという不都合が生じる恐れがあり、一方、９０ｖｏｌ
％を超えると射出成形等により固化成形するのが困難に
なるという不都合が生じる恐れがある。ついで、上記混
練物を乾燥器等に入れて加熱することにより有機溶剤を
蒸発させた後、プレス成形機、射出成形機、押出成形機
等を用いて所望の形状に成形することにより目的とする
複合型硬磁性材料の成形体が得られる。
【００３９】本発明の複合型硬磁性材料は、上記非晶質
相を主相とする第一の合金粉末と非晶質相を主相とする
第二の合金粉末あるいは上記第一の硬磁性粉末と第二の
硬磁性粉末を混合割合等を調製することにより、残留磁
化（Ｉｒ）が０．６Ｔ以上であり、飽和磁化（Ｉ5）
と、残留磁化（Ｉｒ）との比率（角型比）が０．６以上
であり、かつ保磁力（ｉＨｃ）が２ないし９ｋＯｅとさ
れたものであることが好ましい。なお、本発明におい
て、飽和磁化（Ｉ5）は、印加磁場５Ｔを加えて磁化曲
線を測定したものであり 、飽和磁化（Ｉｓ）とほぼ等
しい値である。従って、後述する（Ｉ5）と（Ｉｓ ）は
（Ｉ5）≒（Ｉｓ）と定義される。残留磁化（Ｉｒ）が
０．６Ｔ未満であると、角型比が小さくなってしまい、
角度センサ等の構成材料として用いる場合に、磁気特性
が低く、センサ出力が低くなる問題点が生じる。保磁力
（ｉＨｃ）が２ｋＯｅ未満であると、硬磁気特性が低す
ぎて好ましくなく、９ｋＯｅを超えると角度センサ等の
構成材料として用いる場合に保磁力が大き過ぎて着磁し
にくく、多極を形成しにくくなってしまう。
相を主相とする第一の合金粉末と非晶質相を主相とする
第二の合金粉末あるいは上記第一の硬磁性粉末と第二の
硬磁性粉末を混合割合等を調製することにより、残留磁
化（Ｉｒ）が０．６Ｔ以上であり、飽和磁化（Ｉ5）
と、残留磁化（Ｉｒ）との比率（角型比）が０．６以上
であり、かつ保磁力（ｉＨｃ）が２ないし９ｋＯｅとさ
れたものであることが好ましい。なお、本発明におい
て、飽和磁化（Ｉ5）は、印加磁場５Ｔを加えて磁化曲
線を測定したものであり 、飽和磁化（Ｉｓ）とほぼ等
しい値である。従って、後述する（Ｉ5）と（Ｉｓ ）は
（Ｉ5）≒（Ｉｓ）と定義される。残留磁化（Ｉｒ）が
０．６Ｔ未満であると、角型比が小さくなってしまい、
角度センサ等の構成材料として用いる場合に、磁気特性
が低く、センサ出力が低くなる問題点が生じる。保磁力
（ｉＨｃ）が２ｋＯｅ未満であると、硬磁気特性が低す
ぎて好ましくなく、９ｋＯｅを超えると角度センサ等の
構成材料として用いる場合に保磁力が大き過ぎて着磁し
にくく、多極を形成しにくくなってしまう。
【００４０】上記非晶質相を主相とする第一の合金粉末
と上記非晶質相を主相とする第二の合金粉末の混合比あ
るいは上記第一の硬磁性粉末と上記第二の硬磁性粉末の
混合比は、目的とする複合型硬磁性材料の特性によって
異なるが、上記非晶質相を主相とする第一の合金粉末あ
るいは上記第一の硬磁性粉末の割合を少なくするにつれ
てコストを低減でき、上記非晶質相を主相とする第一の
合金粉末あるいは第一の硬磁性粉末の割合を多くするに
つれて保磁力及び温度特性を向上でき、上記非晶質相を
主相とする第二の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末の
割合を多くするにつれて保磁力および耐食性が低下する
ものの着磁特性を向上できる。本発明の複合型硬磁性材
料を高温で使用する角度センサの構成材料として用いる
場合の好ましい混合比（重量比）は、上記非晶質相を主
相とする第一の合金粉末：上記非晶質相を主相とする第
二の合金粉末＝５〜８０：９５〜２０、好ましくは１０
〜５０：９０〜５０であり、より好ましくは１：１であ
り、第一と第二の硬磁性粉末の混合比も上記非晶質相を
主相とする第一と第二の合金粉末の混合比とほぼ同様の
値であることが好ましい。また、上記非晶質相を主相と
する第一の合金粉末と、上記非晶質相を主相とする第二
の合金粉末は重量比で１：１の割合で混合されている
と、高価な希土類元素およびＣｏ元素の使用量を少なく
してコストをおさえても、着磁特性および温度特性が優
れるうえ良好な硬磁気特性を備えた高温で使用する磁気
式センサに使用される磁石として有用である点で好まし
い。
と上記非晶質相を主相とする第二の合金粉末の混合比あ
るいは上記第一の硬磁性粉末と上記第二の硬磁性粉末の
混合比は、目的とする複合型硬磁性材料の特性によって
異なるが、上記非晶質相を主相とする第一の合金粉末あ
るいは上記第一の硬磁性粉末の割合を少なくするにつれ
てコストを低減でき、上記非晶質相を主相とする第一の
合金粉末あるいは第一の硬磁性粉末の割合を多くするに
つれて保磁力及び温度特性を向上でき、上記非晶質相を
主相とする第二の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末の
割合を多くするにつれて保磁力および耐食性が低下する
ものの着磁特性を向上できる。本発明の複合型硬磁性材
料を高温で使用する角度センサの構成材料として用いる
場合の好ましい混合比（重量比）は、上記非晶質相を主
相とする第一の合金粉末：上記非晶質相を主相とする第
二の合金粉末＝５〜８０：９５〜２０、好ましくは１０
〜５０：９０〜５０であり、より好ましくは１：１であ
り、第一と第二の硬磁性粉末の混合比も上記非晶質相を
主相とする第一と第二の合金粉末の混合比とほぼ同様の
値であることが好ましい。また、上記非晶質相を主相と
する第一の合金粉末と、上記非晶質相を主相とする第二
の合金粉末は重量比で１：１の割合で混合されている
と、高価な希土類元素およびＣｏ元素の使用量を少なく
してコストをおさえても、着磁特性および温度特性が優
れるうえ良好な硬磁気特性を備えた高温で使用する磁気
式センサに使用される磁石として有用である点で好まし
い。
【００４１】本発明の複合型硬磁性材料は、上記非晶質
相を主相とする第一の合金粉末と表記非晶質相を主相と
する第二の合金粉末を混合した複合粉末を用いたことに
より、あるいは上記第一の硬磁性粉末と第二の硬磁性粉
末を用いたことにより、着磁特性および温度特性が優れ
るうえ良好な硬磁気特性を備えているので、特に高温で
使用するスロットルポジションセンサ（角度センサ）等
のセンサに使用される永久磁石として有用である。ま
た、本発明の複合型硬磁性材料は、室温から１２０゜Ｃ
までの温度範囲において、パーミアンス係数１乃至１０
での磁化の温度変化率が−０．０４％／゜Ｃ以下である
ことがより好ましい。すなわち、本発明の複合型硬磁性
材料は、パーミアンス係数が１０以下の領域において
は、上記第二の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末から
構成した硬磁性材料よりも、温度変化率がさらに改善さ
れるからである。また、パーミアンス係数が１以下の場
合には、保磁力が低くなるので好ましくない。
相を主相とする第一の合金粉末と表記非晶質相を主相と
する第二の合金粉末を混合した複合粉末を用いたことに
より、あるいは上記第一の硬磁性粉末と第二の硬磁性粉
末を用いたことにより、着磁特性および温度特性が優れ
るうえ良好な硬磁気特性を備えているので、特に高温で
使用するスロットルポジションセンサ（角度センサ）等
のセンサに使用される永久磁石として有用である。ま
た、本発明の複合型硬磁性材料は、室温から１２０゜Ｃ
までの温度範囲において、パーミアンス係数１乃至１０
での磁化の温度変化率が−０．０４％／゜Ｃ以下である
ことがより好ましい。すなわち、本発明の複合型硬磁性
材料は、パーミアンス係数が１０以下の領域において
は、上記第二の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末から
構成した硬磁性材料よりも、温度変化率がさらに改善さ
れるからである。また、パーミアンス係数が１以下の場
合には、保磁力が低くなるので好ましくない。
【００４２】また、本発明の複合型硬磁性材料は、上記
第二の合金粉末に第一の合金粉末を添加、あるいは第二
の硬磁性粉末に第一の硬磁性粉末を添加したことによ
り、非晶質相を主相とする第二の合金粉末あるいは第二
の硬磁性粉末のみでは達成することができない優れた温
度特性が得られ、また、硬磁性材料を高価な希土類元素
及びＣｏ元素を多量に含む非晶質相を主相とする第一の
合金粉末あるいは第一の硬磁性粉末のみから構成した場
合に比べて、高価な希土類元素及びＣｏ元素の使用量が
少なくて済む。さらに、本発明の複合型硬磁性材料は、
上記非晶質相を主相とする合金粉末中の非晶質相が結晶
化するときの軟化現象を利用して上記複合粉末を固化成
形したことにより、高密度の複合型硬磁性材料のバルク
を得ることができる。また、本発明の複合型硬磁性材料
からなるバルクあるいは成形体は、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。
第二の合金粉末に第一の合金粉末を添加、あるいは第二
の硬磁性粉末に第一の硬磁性粉末を添加したことによ
り、非晶質相を主相とする第二の合金粉末あるいは第二
の硬磁性粉末のみでは達成することができない優れた温
度特性が得られ、また、硬磁性材料を高価な希土類元素
及びＣｏ元素を多量に含む非晶質相を主相とする第一の
合金粉末あるいは第一の硬磁性粉末のみから構成した場
合に比べて、高価な希土類元素及びＣｏ元素の使用量が
少なくて済む。さらに、本発明の複合型硬磁性材料は、
上記非晶質相を主相とする合金粉末中の非晶質相が結晶
化するときの軟化現象を利用して上記複合粉末を固化成
形したことにより、高密度の複合型硬磁性材料のバルク
を得ることができる。また、本発明の複合型硬磁性材料
からなるバルクあるいは成形体は、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。
【００４３】本発明の複合型硬磁性材料において、上記
非晶質相を主相とする第一の合金粉末あるいは第一の硬
磁性粉末の組成が次に示す式、 （Ｃｏ1-fＴf）100-x-y-z-tＭxＳｍyＲzＱt （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうちの
１種または２種以上の元素であり、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または
２種以上の希土類元素（ただし、Ｓｍは除く）であり、
Ｑは、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種または２種以上の
元素であり、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原子
％、８原子％≦ｙ≦１６原子％、０原子％≦ｚ≦５原子
％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、８原子％≦ｘ＋ｙ
＋ｚ≦１６原子％である）により表されるものである。
非晶質相を主相とする第一の合金粉末あるいは第一の硬
磁性粉末の組成が次に示す式、 （Ｃｏ1-fＴf）100-x-y-z-tＭxＳｍyＲzＱt （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうちの
１種または２種以上の元素であり、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または
２種以上の希土類元素（ただし、Ｓｍは除く）であり、
Ｑは、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種または２種以上の
元素であり、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原子
％、８原子％≦ｙ≦１６原子％、０原子％≦ｚ≦５原子
％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、８原子％≦ｘ＋ｙ
＋ｚ≦１６原子％である）により表されるものである。
【００４４】Ｃｏは、硬磁気特性を与えるものであり、
本発明の複合型硬磁性材料に必須の元素である。Ｃｏと
希土類元素（Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐ
ｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙ
ｂ、Ｌｕ、Ｓｍのうちの１種または２種以上の元素）Ｒ
とを含む非晶質相は、４００℃〜９００℃の範囲内の適
切な温度で熱処理するとき、ハード磁性相であるＲ2Ｔ
Ｍ17相と、ソフト磁性相であるｂｃｃ−Ｆｅ相、ｂｃｃ
−（ＦｅＣｏ）相または固溶原子を含んだＳｍ3Ｃｏ20
Ｂ相のうちの少なくとも一つの相とを析出する。ここで
のＴＭは、遷移金属のうちの１種または２種以上であ
り、特に、ＴＭはＦｅ、Ｃｏであることが好ましい。
本発明の複合型硬磁性材料に必須の元素である。Ｃｏと
希土類元素（Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐ
ｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙ
ｂ、Ｌｕ、Ｓｍのうちの１種または２種以上の元素）Ｒ
とを含む非晶質相は、４００℃〜９００℃の範囲内の適
切な温度で熱処理するとき、ハード磁性相であるＲ2Ｔ
Ｍ17相と、ソフト磁性相であるｂｃｃ−Ｆｅ相、ｂｃｃ
−（ＦｅＣｏ）相または固溶原子を含んだＳｍ3Ｃｏ20
Ｂ相のうちの少なくとも一つの相とを析出する。ここで
のＴＭは、遷移金属のうちの１種または２種以上であ
り、特に、ＴＭはＦｅ、Ｃｏであることが好ましい。
【００４５】上記式において、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうち
１種または２種以上の元素を表わす。これら元素Ｔは、
残留磁化（Ｉｒ）を増加させる効果があるが、元素Ｔの
濃度をＣｏ置換で増加させると、Ｃｏの濃度が減少して
保磁力（ｉＨｃ）が低下する。従って、特に飽和磁化
（Ｉｓ）が高い複合型硬磁性材料が必要であれば、元素
Ｔの添加を行い、保磁力（ｉＨｃ）が大きい複合型硬磁
性材料が必要であれば、元素Ｔの添加を行わないように
することにより、複合型硬磁性材料の用途に合わせて最
適な硬磁気特性を備えた複合型硬磁性材料を製造でき
る。また、高価なＣｏを安価なＦｅやＮｉに置き換える
ことにより、複合型硬磁性材料の製造コストを低減する
こともできる。元素Ｔの組成比を示すｆは、良好な硬磁
気特性を発揮するために、０以上、０．５未満が好まし
く、０．２以上、０．５未満とするのがより好ましい。
１種または２種以上の元素を表わす。これら元素Ｔは、
残留磁化（Ｉｒ）を増加させる効果があるが、元素Ｔの
濃度をＣｏ置換で増加させると、Ｃｏの濃度が減少して
保磁力（ｉＨｃ）が低下する。従って、特に飽和磁化
（Ｉｓ）が高い複合型硬磁性材料が必要であれば、元素
Ｔの添加を行い、保磁力（ｉＨｃ）が大きい複合型硬磁
性材料が必要であれば、元素Ｔの添加を行わないように
することにより、複合型硬磁性材料の用途に合わせて最
適な硬磁気特性を備えた複合型硬磁性材料を製造でき
る。また、高価なＣｏを安価なＦｅやＮｉに置き換える
ことにより、複合型硬磁性材料の製造コストを低減する
こともできる。元素Ｔの組成比を示すｆは、良好な硬磁
気特性を発揮するために、０以上、０．５未満が好まし
く、０．２以上、０．５未満とするのがより好ましい。
【００４６】Ｓｍは、Ｃｏと同様に硬磁気特性を与える
ものであり、本発明の複合型硬磁性材料に必須の元素で
ある。また、非晶質相を形成し易い元素である。Ｃｏと
Ｓｍとを含む非晶質相は、４００℃〜９００℃の範囲内
の適切な温度で熱処理するとき、ハード磁性相であるＳ
ｍ2Ｃｏ17相と、ソフト磁性相であるｂｃｃ−Ｆｅ相、
ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相または固溶原子を含んだＳｍ3
Ｃｏ20Ｂ相とを析出する。Ｓｍの組成比を示すｙ（原子
％）は、８原子％以上、１６原子％以下であることが好
ましく、１０原子％以上、１３原子％以下であることが
より好ましい。組成比ｙが８原子％未満では、ハード磁
性相の析出量の減少による保磁力（ｉＨｃ）の低下が起
こり、更に非晶質相の析出量が十分でないので好ましく
ない。また、組成比ｙが１６原子％を超えると、Ｃｏ及
び元素Ｔの濃度が減少して、飽和磁化（Ｉｓ）が減少
し、それに伴って残留磁化（Ｉｒ）が低下してしまうの
で好ましくない。
ものであり、本発明の複合型硬磁性材料に必須の元素で
ある。また、非晶質相を形成し易い元素である。Ｃｏと
Ｓｍとを含む非晶質相は、４００℃〜９００℃の範囲内
の適切な温度で熱処理するとき、ハード磁性相であるＳ
ｍ2Ｃｏ17相と、ソフト磁性相であるｂｃｃ−Ｆｅ相、
ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相または固溶原子を含んだＳｍ3
Ｃｏ20Ｂ相とを析出する。Ｓｍの組成比を示すｙ（原子
％）は、８原子％以上、１６原子％以下であることが好
ましく、１０原子％以上、１３原子％以下であることが
より好ましい。組成比ｙが８原子％未満では、ハード磁
性相の析出量の減少による保磁力（ｉＨｃ）の低下が起
こり、更に非晶質相の析出量が十分でないので好ましく
ない。また、組成比ｙが１６原子％を超えると、Ｃｏ及
び元素Ｔの濃度が減少して、飽和磁化（Ｉｓ）が減少
し、それに伴って残留磁化（Ｉｒ）が低下してしまうの
で好ましくない。
【００４７】上記非晶質相を主相とする第一の合金粉末
あるいは第一の硬磁性粉末の組成式において、ＲはＳｍ
以外の希土類元素であり、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬｕのうちの１種以上の元素を
表わす。元素Ｒは、非晶質相を形成し易い元素である。
合金中に５０重量％以上の十分な非晶質相を形成し、こ
れを結晶化することによって十分量の微細な結晶相を生
成させ、また良好な硬磁性特性を実現させるためには、
元素Ｒの組成比ｚを、１原子％以上とする必要があり、
より好ましくは２原子％以上とする。
あるいは第一の硬磁性粉末の組成式において、ＲはＳｍ
以外の希土類元素であり、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬｕのうちの１種以上の元素を
表わす。元素Ｒは、非晶質相を形成し易い元素である。
合金中に５０重量％以上の十分な非晶質相を形成し、こ
れを結晶化することによって十分量の微細な結晶相を生
成させ、また良好な硬磁性特性を実現させるためには、
元素Ｒの組成比ｚを、１原子％以上とする必要があり、
より好ましくは２原子％以上とする。
【００４８】一方、元素Ｒは、その組成比ｚを増加させ
るに伴って、得られた複合型硬磁性材料の飽和磁化（Ｉ
ｓ）が減少する傾向を示す。高い残留磁化（Ｉｒ）を得
るためには、元素Ｒの組成比ｚを５原子％以下とする必
要がある。元素Ｒの一部または全部をＮｄおよび／また
はＰｒで構成すると、さらに高い硬磁性特性が得られ
る。また、この元素Ｒは、Ｓｍと置換してＲ2Ｃｏ17相
を形成し、硬磁気特性を発揮することができる。
るに伴って、得られた複合型硬磁性材料の飽和磁化（Ｉ
ｓ）が減少する傾向を示す。高い残留磁化（Ｉｒ）を得
るためには、元素Ｒの組成比ｚを５原子％以下とする必
要がある。元素Ｒの一部または全部をＮｄおよび／また
はＰｒで構成すると、さらに高い硬磁性特性が得られ
る。また、この元素Ｒは、Ｓｍと置換してＲ2Ｃｏ17相
を形成し、硬磁気特性を発揮することができる。
【００４９】上記式において、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔ
ａ、Ｈｆのうちの１種または２種以上の元素を表す。こ
れら元素Ｍは、非晶質相の形成能が高いので、この元素
Ｍを添加することにより、高価な元素Ｒ（希土類元素）
の組成比を小さくしても十分な非晶質相を生成させるこ
とができる。ただし、元素Ｍの組成比ｘ（原子％）をＣ
ｏ及び元素Ｔで置換して増加させると、得られる複合型
硬磁性材料の飽和磁化（Ｉｓ）は減少する。また、元素
Ｍの組成比ｘを減少させると、十分な非晶質相を形成で
きない。この観点から、元素Ｍの組成比ｘは、０原子％
以上、４原子％以下とするのが好ましく、２原子％以
上、４原子％以下とすることがより好ましい。これらの
元素Ｍのうち、特にＮｂが有効である。元素Ｍの一部若
しくは全部をＮｂで置換すると、複合型硬磁性材料の保
磁力（ｉＨｃ）が大きくなる。また、Ｎｂで置換する
と、耐酸化性が優れるので、例えば、大気中でも酸化せ
ずに合金粉末を得ることができる。
ａ、Ｈｆのうちの１種または２種以上の元素を表す。こ
れら元素Ｍは、非晶質相の形成能が高いので、この元素
Ｍを添加することにより、高価な元素Ｒ（希土類元素）
の組成比を小さくしても十分な非晶質相を生成させるこ
とができる。ただし、元素Ｍの組成比ｘ（原子％）をＣ
ｏ及び元素Ｔで置換して増加させると、得られる複合型
硬磁性材料の飽和磁化（Ｉｓ）は減少する。また、元素
Ｍの組成比ｘを減少させると、十分な非晶質相を形成で
きない。この観点から、元素Ｍの組成比ｘは、０原子％
以上、４原子％以下とするのが好ましく、２原子％以
上、４原子％以下とすることがより好ましい。これらの
元素Ｍのうち、特にＮｂが有効である。元素Ｍの一部若
しくは全部をＮｂで置換すると、複合型硬磁性材料の保
磁力（ｉＨｃ）が大きくなる。また、Ｎｂで置換する
と、耐酸化性が優れるので、例えば、大気中でも酸化せ
ずに合金粉末を得ることができる。
【００５０】また、上述のＳｍ、元素Ｒ及び元素Ｍはい
ずれも非晶質相を形成し易い点では共通した性質を有す
る元素であり、これらの元素の組成比の合計量である
（ｘ＋ｙ＋ｚ）は、８原子％以上、１６原子％以下であ
ることが好ましく、１０原子％以上、１３原子％以下で
あることがより好ましい。組成比を示す（ｘ＋ｙ＋ｚ）
が８原子％未満では、非晶質相の析出が十分でないため
好ましくない。また、（ｘ＋ｙ＋ｚ）が１６原子％を超
えると、硬磁気特性が劣化してしまうので好ましくな
い。
ずれも非晶質相を形成し易い点では共通した性質を有す
る元素であり、これらの元素の組成比の合計量である
（ｘ＋ｙ＋ｚ）は、８原子％以上、１６原子％以下であ
ることが好ましく、１０原子％以上、１３原子％以下で
あることがより好ましい。組成比を示す（ｘ＋ｙ＋ｚ）
が８原子％未満では、非晶質相の析出が十分でないため
好ましくない。また、（ｘ＋ｙ＋ｚ）が１６原子％を超
えると、硬磁気特性が劣化してしまうので好ましくな
い。
【００５１】上記式において、Ｑは、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂ
のうちの１種または２種以上の元素であり、これら元素
Ｑも非晶質相を形成し易い半金属である。また、Ｃｏと
ＢとＳｍとを含む非晶質相は、４００℃〜９００℃の範
囲内の適切な温度で熱処理するとき、ソフト磁性相であ
るＳｍ3Ｃｏ20Ｂ相を析出する。合金に十分量の非晶質
相を形成し、これを結晶化することによって十分量の微
細結晶相を得るためには、元素Ｑの組成比ｔは、０．５
原子％以上が必要であり、特に３原子％以上とすること
が好ましい。ただし、元素Ｑの組成比ｔ（原子％）を増
加させすぎると、それに伴って、得られた複合型硬磁性
材料の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、および保
磁力（ｉＨｃ）が減少する傾向を示すので、良好な硬磁
性特性を得るためには、Ｑの組成比ｔは１０原子％以下
であることが必要であり、特に９原子％以下とすること
が好ましい。
のうちの１種または２種以上の元素であり、これら元素
Ｑも非晶質相を形成し易い半金属である。また、Ｃｏと
ＢとＳｍとを含む非晶質相は、４００℃〜９００℃の範
囲内の適切な温度で熱処理するとき、ソフト磁性相であ
るＳｍ3Ｃｏ20Ｂ相を析出する。合金に十分量の非晶質
相を形成し、これを結晶化することによって十分量の微
細結晶相を得るためには、元素Ｑの組成比ｔは、０．５
原子％以上が必要であり、特に３原子％以上とすること
が好ましい。ただし、元素Ｑの組成比ｔ（原子％）を増
加させすぎると、それに伴って、得られた複合型硬磁性
材料の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、および保
磁力（ｉＨｃ）が減少する傾向を示すので、良好な硬磁
性特性を得るためには、Ｑの組成比ｔは１０原子％以下
であることが必要であり、特に９原子％以下とすること
が好ましい。
【００５２】また、本発明の複合型硬磁性材料に用いら
れる上記非晶質相を主相とする第一の合金粉末あるいは
第一の硬磁性粉末には、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｃｕ、Ａ
ｇ、Ｐｔ、Ａｕのうちの１種または２種以上の元素Ｘが
添加されていても良く、その場合の非晶質相を主相とす
る第一の合金粉末あるいは第一の硬磁性粉末の組成が次
に示す式で表すことができる。 （Ｃｏ1-fＴf）100-x-y-z-t-uＭxＳｍyＲzＱtＸu （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうちの
１種または２種以上の元素であり、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または
２種以上の元素であり、Ｑは、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうち
の１種または２種以上の元素であり、Ｘは、Ａｌ、Ｇ
ｅ、Ｇａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕのうちの１種または
２種以上の元素であり、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ
≦４原子％、８原子％≦ｙ≦１６原子％、０原子％≦ｚ
≦５原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、０原子％
≦ｕ≦５原子％、８原子％≦ｘ＋ｙ＋ｘ≦１６原子％で
ある）
れる上記非晶質相を主相とする第一の合金粉末あるいは
第一の硬磁性粉末には、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｃｕ、Ａ
ｇ、Ｐｔ、Ａｕのうちの１種または２種以上の元素Ｘが
添加されていても良く、その場合の非晶質相を主相とす
る第一の合金粉末あるいは第一の硬磁性粉末の組成が次
に示す式で表すことができる。 （Ｃｏ1-fＴf）100-x-y-z-t-uＭxＳｍyＲzＱtＸu （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうちの
１種または２種以上の元素であり、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または
２種以上の元素であり、Ｑは、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうち
の１種または２種以上の元素であり、Ｘは、Ａｌ、Ｇ
ｅ、Ｇａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕのうちの１種または
２種以上の元素であり、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ
≦４原子％、８原子％≦ｙ≦１６原子％、０原子％≦ｚ
≦５原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、０原子％
≦ｕ≦５原子％、８原子％≦ｘ＋ｙ＋ｘ≦１６原子％で
ある）
【００５３】この場合の元素Ｔの組成比を示すｆは、優
れた硬磁気特性を発揮するために、０以上、０．５未満
が好ましく、０．２以上、０．５未満とするのがより好
ましい。上記組成式中のＳｍの組成比を示すｙ（原子
％）は、良好な硬磁気特性を得るために、８原子％以
上、１６原子％以下であることが好ましく、１０原子％
以上、１３原子％以下であることがより好ましい。
れた硬磁気特性を発揮するために、０以上、０．５未満
が好ましく、０．２以上、０．５未満とするのがより好
ましい。上記組成式中のＳｍの組成比を示すｙ（原子
％）は、良好な硬磁気特性を得るために、８原子％以
上、１６原子％以下であることが好ましく、１０原子％
以上、１３原子％以下であることがより好ましい。
【００５４】上記組成式中の元素Ｒの組成比を示すｚ
（原子％）は、優れた硬磁気特性を付与するためと、良
好な非晶質相と微細な結晶質相を得るために、０原子％
以上とする必要があり、より好ましくは２原子％以上と
する。一方、元素Ｒは、その組成比ｚを増加させるに伴
って、得られた複合型硬磁性材料の飽和磁化（Ｉｓ）が
減少すので、高い残留磁化（Ｉｒ）を得るために、元素
Ｒの組成比ｚを５原子％以下とする必要がある。
（原子％）は、優れた硬磁気特性を付与するためと、良
好な非晶質相と微細な結晶質相を得るために、０原子％
以上とする必要があり、より好ましくは２原子％以上と
する。一方、元素Ｒは、その組成比ｚを増加させるに伴
って、得られた複合型硬磁性材料の飽和磁化（Ｉｓ）が
減少すので、高い残留磁化（Ｉｒ）を得るために、元素
Ｒの組成比ｚを５原子％以下とする必要がある。
【００５５】上記組成式中の元素Ｍの組成比を示すｘ
（原子％）は、良好な硬磁気特性を得るために、０原子
％以上、４原子％以下とするのが好ましく、１原子％以
上、３原子％以下とすることがより好ましい。これらの
元素Ｍのうち、特にＮｂが有効である。元素Ｍの一部若
しくは全部をＮｂで置換すると、複合型硬磁性材料の保
磁力（ｉＨｃ）が大きくなる。また、Ｎｂで置換する
と、耐酸化性が優れるので、例えば、大気中でも酸化せ
ずに合金粉末を得ることができる。
（原子％）は、良好な硬磁気特性を得るために、０原子
％以上、４原子％以下とするのが好ましく、１原子％以
上、３原子％以下とすることがより好ましい。これらの
元素Ｍのうち、特にＮｂが有効である。元素Ｍの一部若
しくは全部をＮｂで置換すると、複合型硬磁性材料の保
磁力（ｉＨｃ）が大きくなる。また、Ｎｂで置換する
と、耐酸化性が優れるので、例えば、大気中でも酸化せ
ずに合金粉末を得ることができる。
【００５６】また、上述のＳｍ、元素Ｒ及び元素Ｍはい
ずれも非晶質相を形成し易い点では共通した性質を有す
る元素であり、これらの元素の組成比の合計量である
（ｘ＋ｙ＋ｚ）は、８原子％以上、１６原子％以下であ
ることが好ましく、１０原子％以上、１４原子％以下で
あることがより好ましい。組成比を示す（ｘ＋ｙ＋ｚ）
が８原子％未満では、非晶質相の析出が十分でないため
好ましくない。また、（ｘ＋ｙ＋ｚ）が１６原子％を超
えると、硬磁気特性が劣化してしまうので好ましくな
い。
ずれも非晶質相を形成し易い点では共通した性質を有す
る元素であり、これらの元素の組成比の合計量である
（ｘ＋ｙ＋ｚ）は、８原子％以上、１６原子％以下であ
ることが好ましく、１０原子％以上、１４原子％以下で
あることがより好ましい。組成比を示す（ｘ＋ｙ＋ｚ）
が８原子％未満では、非晶質相の析出が十分でないため
好ましくない。また、（ｘ＋ｙ＋ｚ）が１６原子％を超
えると、硬磁気特性が劣化してしまうので好ましくな
い。
【００５７】上記組成式中の元素Ｑの組成比を示すｔ
（原子％）は、良好な非晶質相と微細な結晶質相を得る
ために、０．５原子％以上が必要であり、特に３原子％
以上とすることが好ましい。良好な硬磁性特性を得るた
めには、Ｑの組成比ｔは１０原子％以下であることが必
要であり、特に９原子％以下とすることが好ましい。
（原子％）は、良好な非晶質相と微細な結晶質相を得る
ために、０．５原子％以上が必要であり、特に３原子％
以上とすることが好ましい。良好な硬磁性特性を得るた
めには、Ｑの組成比ｔは１０原子％以下であることが必
要であり、特に９原子％以下とすることが好ましい。
【００５８】上記式において、元素Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、
Ｇａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕのうちの１種または２種
以上の元素であり、これら元素Ｘは主に複合型硬磁性材
料の耐食性を向上させる。また、この元素ＸのうちのＣ
ｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕは、Ｆｅに固溶しないので、熱処
理によって微細な結晶相を析出させる際に、結晶粒の微
細化を促進する効果を有する。更にまた、この元素Ｘの
うちのＧｅ、Ｇａ、Ａｌは、微細な結晶相と非晶質相と
の混相状態であるナノ複相組織の形成を促進させる効果
を有する。元素Ｘの組成比を示すｕ（原子％）は、０原
子％以上、５原子％以下であることが好ましく、１原子
％以上、３原子％以下であることがより好ましい。ｕが
５原子％を超えると、非晶質形成能が低下し、硬磁気特
性も低下するので好ましくない。
Ｇａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕのうちの１種または２種
以上の元素であり、これら元素Ｘは主に複合型硬磁性材
料の耐食性を向上させる。また、この元素ＸのうちのＣ
ｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕは、Ｆｅに固溶しないので、熱処
理によって微細な結晶相を析出させる際に、結晶粒の微
細化を促進する効果を有する。更にまた、この元素Ｘの
うちのＧｅ、Ｇａ、Ａｌは、微細な結晶相と非晶質相と
の混相状態であるナノ複相組織の形成を促進させる効果
を有する。元素Ｘの組成比を示すｕ（原子％）は、０原
子％以上、５原子％以下であることが好ましく、１原子
％以上、３原子％以下であることがより好ましい。ｕが
５原子％を超えると、非晶質形成能が低下し、硬磁気特
性も低下するので好ましくない。
【００５９】次に、本発明に係る複合硬磁性材料に用い
られる非晶質相を主相とする第二の合金粉末と、第二の
硬磁性粉末について説明する。本発明の複合型硬磁性材
料において、非晶質相を主相とする第二の合金粉末ある
いは第二の硬磁性粉末は以下の組成式で表すことができ
る。 ＴgＭhＲjＢk 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、本発明に係る複合
型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ｇは５０原子％以上である。元素Ｔ
の組成比ｇを増加させると、それに伴って飽和磁化（Ｉ
ｓ）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ｇは８０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。上記
非晶質相を主相とする第二の合金粉末あるいは第二の硬
磁性粉末においては、元素Ｔの少なくとも一部としてＦ
ｅが含まれていることが必要である。
られる非晶質相を主相とする第二の合金粉末と、第二の
硬磁性粉末について説明する。本発明の複合型硬磁性材
料において、非晶質相を主相とする第二の合金粉末ある
いは第二の硬磁性粉末は以下の組成式で表すことができ
る。 ＴgＭhＲjＢk 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、本発明に係る複合
型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ｇは５０原子％以上である。元素Ｔ
の組成比ｇを増加させると、それに伴って飽和磁化（Ｉ
ｓ）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ｇは８０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。上記
非晶質相を主相とする第二の合金粉末あるいは第二の硬
磁性粉末においては、元素Ｔの少なくとも一部としてＦ
ｅが含まれていることが必要である。
【００６０】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。
上記非晶質相を主相とする第二の合金粉末あるいは第二
の硬磁性粉末において、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ｈを
増加させると、それに伴って残留磁化（Ｉｒ）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（Ｉ
ｒ）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ｈは０原子％以上１５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。
上記非晶質相を主相とする第二の合金粉末あるいは第二
の硬磁性粉末において、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ｈを
増加させると、それに伴って残留磁化（Ｉｒ）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（Ｉ
ｒ）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ｈは０原子％以上１５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。
【００６１】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（Ｒは希土類
元素のうちの１種以上の元素を表す。）は、本発明の複
合型硬磁性材料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ｊ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ｊ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ｊ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ｊとしては３原子
％以上とするのが望ましく、高い飽和磁化（Ｉｒ）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Ｐｒ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（Ｒは希土類
元素のうちの１種以上の元素を表す。）は、本発明の複
合型硬磁性材料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ｊ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ｊ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ｊ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ｊとしては３原子
％以上とするのが望ましく、高い飽和磁化（Ｉｒ）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Ｐｒで構
成すると、さらに高い硬磁気特性が得られる。
【００６２】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、本発明の複合型硬磁性材料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ｋの
増加に伴って飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、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ｋ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、本発明の複合型硬磁性材料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ｋの
増加に伴って飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、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ｋ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。
【００６３】また、本発明で用いられる非晶質相を主相
とする第二の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末には、
Ｃｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｃ
ｕ、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、その場合の
非晶質相を主相とする第二の合金粉末あるいは第二の硬
磁性粉末は、下記の組成式で表すことができる。ＴgＭh
ＲjＢkＥmこの場合の磁性を担う元素Ｔの組成比ｇ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ｈ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。
とする第二の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末には、
Ｃｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｃ
ｕ、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、その場合の
非晶質相を主相とする第二の合金粉末あるいは第二の硬
磁性粉末は、下記の組成式で表すことができる。ＴgＭh
ＲjＢkＥmこの場合の磁性を担う元素Ｔの組成比ｇ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ｈ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。
【００６４】上記組成式中の元素Ｒの組成比ｊは、本発
明の複合型硬磁性材料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ｋ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％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ｋ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、複合型硬磁性材料の耐食性及
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ｍ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ｍ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ｍ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。
明の複合型硬磁性材料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ｋ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％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ｋ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、複合型硬磁性材料の耐食性及
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ｍ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ｍ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ｍ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。
【００６５】更に、本発明で用いられる非晶質相を主相
とする第二の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末には、
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
られる非晶質相を主相とする第二の合金粉末あるいは第
二の硬磁性粉末は、下記の組成式で表すことができる。 ＴgＭhＲjＢkＧn この場合の磁性を担う元素Ｔの組成比ｇ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ｈ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。
とする第二の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末には、
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
られる非晶質相を主相とする第二の合金粉末あるいは第
二の硬磁性粉末は、下記の組成式で表すことができる。 ＴgＭhＲjＢkＧn この場合の磁性を担う元素Ｔの組成比ｇ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ｈ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。
【００６６】上記組成式中の元素Ｒの組成比ｊは、複合
型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ｋ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ｋ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ｎ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ｎが高過
ぎると飽和磁化（Ｉｓ）が極端に低下するので、組成比
ｎ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。
型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ｋ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ｋ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ｎ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ｎが高過
ぎると飽和磁化（Ｉｓ）が極端に低下するので、組成比
ｎ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。
【００６７】更にまた、本発明で用いられる非晶質相を
主相とする第二の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末に
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非晶質相を主相とする第二
の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末は、下記の組成式
で表すことができる。 ＴgＭhＲjＢkＥmＧn 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ｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｍ、ｎが原子％
で、５０≦ｇ、０≦ｈ≦１５、３≦ｊ≦２０、２≦ｋ≦
２０、０≦ｍ≦１０、０≦ｎ≦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ともに複合
型硬磁性材料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。
主相とする第二の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末に
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非晶質相を主相とする第二
の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末は、下記の組成式
で表すことができる。 ＴgＭhＲjＢkＥmＧn 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ｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｍ、ｎが原子％
で、５０≦ｇ、０≦ｈ≦１５、３≦ｊ≦２０、２≦ｋ≦
２０、０≦ｍ≦１０、０≦ｎ≦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ともに複合
型硬磁性材料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。
【００６８】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、複合型硬磁
性材料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ｇ、ｈ、ｊ、
ｋ、ｍ、ｎは原子％で、８０≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦
５、３≦ｊ≦１０、３≦ｋ≦７、ｍ≦５、ｎ≦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、複合型硬磁性材料
の耐食性及び耐摩耗性を向上できること、飽和磁化（Ｉ
ｓ）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ｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｍ、
ｎが原子％で、８６≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦３、３≦
ｊ≦７、３≦ｋ≦５、０．１≦ｍ≦５、０．１≦ｎ≦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、複合型硬磁
性材料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ｇ、ｈ、ｊ、
ｋ、ｍ、ｎは原子％で、８０≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦
５、３≦ｊ≦１０、３≦ｋ≦７、ｍ≦５、ｎ≦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、複合型硬磁性材料
の耐食性及び耐摩耗性を向上できること、飽和磁化（Ｉ
ｓ）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ｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｍ、
ｎが原子％で、８６≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦３、３≦
ｊ≦７、３≦ｋ≦５、０．１≦ｍ≦５、０．１≦ｎ≦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。
【００６９】本発明の複合型硬磁性材料で用いられる上
記非晶質相を主相とする第二の合金粉末あるいは第二の
硬磁性粉末において元素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さらに好ましい。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３０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。
記非晶質相を主相とする第二の合金粉末あるいは第二の
硬磁性粉末において元素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さらに好ましい。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３０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。
【００７０】また、本発明で用いられる非晶質相を主相
とする第二の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末におい
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複合型硬磁性材料の磁
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
温度特性が改善された複合型硬磁性材料は、特に、セン
サとして好適に用いられる。
とする第二の合金粉末あるいは第二の硬磁性粉末におい
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複合型硬磁性材料の磁
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
温度特性が改善された複合型硬磁性材料は、特に、セン
サとして好適に用いられる。
【００７１】本発明の複合型硬磁性材料を製造するに際
して、特に好ましい非晶質相を主相とする第二の合金粉
末あるいは第二の硬磁性粉末の例としては、例えば、Ｆ
ｅ88Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ86Ｐｒ7Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｚｒ
2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ9Ｂ5、Ｆｅ84Ｐｒ11Ｂ5、 Ｆｅ88Ｐｒ
5Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5、Ｆ ｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2
Ｂ5、Ｆｅ89Ｐｒ4Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｎｄ4Ｂ5、Ｆ
ｅ89Ｎｂ2Ｐｒ4Ｂ5、Ｆｅ90Ｎｂ2Ｎｄ5 Ｂ3、Ｆｅ90Ｎ
ｂ2Ｐｒ5Ｂ3、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ4 、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｐｒ
5Ｂ4、Ｆ ｅ66Ｃｏ20Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ76Ｃｏ10Ｎｂ
2Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎ ｄ5Ｂ5、Ｆｅ76Ｃｏ1
0Ｎｂ2Ｎｄ7Ｂ5を挙げることができる。
して、特に好ましい非晶質相を主相とする第二の合金粉
末あるいは第二の硬磁性粉末の例としては、例えば、Ｆ
ｅ88Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ86Ｐｒ7Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｚｒ
2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ9Ｂ5、Ｆｅ84Ｐｒ11Ｂ5、 Ｆｅ88Ｐｒ
5Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5、Ｆ ｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2
Ｂ5、Ｆｅ89Ｐｒ4Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｎｄ4Ｂ5、Ｆ
ｅ89Ｎｂ2Ｐｒ4Ｂ5、Ｆｅ90Ｎｂ2Ｎｄ5 Ｂ3、Ｆｅ90Ｎ
ｂ2Ｐｒ5Ｂ3、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ4 、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｐｒ
5Ｂ4、Ｆ ｅ66Ｃｏ20Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ76Ｃｏ10Ｎｂ
2Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎ ｄ5Ｂ5、Ｆｅ76Ｃｏ1
0Ｎｂ2Ｎｄ7Ｂ5を挙げることができる。
【００７２】
【実施例】（実施例１）非晶質相を主相とする第一の合
金粉末を以下のようにして調製した。Ｃｏ、Ｆｅ、Ｓ
ｍ、Ｎｂ及びＢを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減
圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱
装置で溶解して、所定の組成のインゴットを作製した。
このインゴットをるつぼ内に入れて溶解し、ノズルから
回転しているロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロー
ル法によって、減圧Ａｒ雰囲気下でＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ
23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組成の急冷薄帯を得た。ここで得ら
れた急冷薄帯について、Ｘ線回折分析によって薄帯の組
織の状態を調査したところ、組織の略全てが非晶質相か
らなるものであることがわかった。ついで、得られた急
冷薄帯をそれぞれローターミルを用いて大気中で粉砕す
ることで粉末化した。得られた粉末の中で粒径３７〜１
０５μｍのものを選別して後の工程に非晶質相を主相と
する第一の合金粉末として使用した。
金粉末を以下のようにして調製した。Ｃｏ、Ｆｅ、Ｓ
ｍ、Ｎｂ及びＢを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減
圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱
装置で溶解して、所定の組成のインゴットを作製した。
このインゴットをるつぼ内に入れて溶解し、ノズルから
回転しているロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロー
ル法によって、減圧Ａｒ雰囲気下でＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ
23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組成の急冷薄帯を得た。ここで得ら
れた急冷薄帯について、Ｘ線回折分析によって薄帯の組
織の状態を調査したところ、組織の略全てが非晶質相か
らなるものであることがわかった。ついで、得られた急
冷薄帯をそれぞれローターミルを用いて大気中で粉砕す
ることで粉末化した。得られた粉末の中で粒径３７〜１
０５μｍのものを選別して後の工程に非晶質相を主相と
する第一の合金粉末として使用した。
【００７３】一方、非晶質相を主相とする第二の合金粉
末を以下にようにして調製した。Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｐ
ｒ及びＢを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ
雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置で
溶解して、所定の組成のインゴットを作製した。このイ
ンゴットをるつぼ内に入れて溶解し、ノズルから回転し
ているロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール法に
よって、減圧Ａｒ雰囲気下でＦｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ
5なる組成の急冷薄帯を得た。この急冷薄帯について、
Ｘ線回折分析による薄帯の組織の状態を調査したとこ
ろ、組織のほぼ全てが非晶質相からなるものであった。
ついで、得られた急冷薄帯をそれぞれローターミルを用
いて大気中で粉砕することで粉末化した。得られた粉末
の中で粒径３７〜１０５μｍのものを選別して後の工程
に非晶質相を主相とする第二の合金粉末として使用し
た。
末を以下にようにして調製した。Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｐ
ｒ及びＢを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ
雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置で
溶解して、所定の組成のインゴットを作製した。このイ
ンゴットをるつぼ内に入れて溶解し、ノズルから回転し
ているロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール法に
よって、減圧Ａｒ雰囲気下でＦｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ
5なる組成の急冷薄帯を得た。この急冷薄帯について、
Ｘ線回折分析による薄帯の組織の状態を調査したとこ
ろ、組織のほぼ全てが非晶質相からなるものであった。
ついで、得られた急冷薄帯をそれぞれローターミルを用
いて大気中で粉砕することで粉末化した。得られた粉末
の中で粒径３７〜１０５μｍのものを選別して後の工程
に非晶質相を主相とする第二の合金粉末として使用し
た。
【００７４】Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組
成の非晶質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅ76Ｃｏ10Ｎ
ｂ2Ｐｒ7Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末
とを重量比で１：１となるように混合した複合粉末をＷ
Ｃ製のダイスの内部にハンドプレスを用いて充填した
後、図１に示すプラズマ焼結装置の内部に装填し、チャ
ンバの内部を３×１０-5ｔｏｒｒの雰囲気中で上下のパ
ンチで加圧するとともに、通電装置から原料粉末にパル
ス波を通電して加熱した。パルス波形は図２に示すよう
に１２パルス流した後で２パルス休止するものとし、最
高４７００〜４８００Ａの電流で原料粉末を加熱した。
固化成形（焼結）は、試料に６３６ＭＰａの成形圧力Ｐ
sをかけた状態で室温から６００℃ （８７３Ｋ）まで昇
温速度１１０゜Ｃ／分で加熱して８７３Ｋの成形温度Ｔ
sで 約８分間保持することにより焼結と熱処理とを同時
に行った。このようにして、図３に示すような、Ｚ方向
に圧力をかけたバルク試料を得た。このバルク試料につ
いて、Ｘ線回折分析による組織の状態を調査したとこ
ろ、結晶質を主体とする相であった。
成の非晶質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅ76Ｃｏ10Ｎ
ｂ2Ｐｒ7Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末
とを重量比で１：１となるように混合した複合粉末をＷ
Ｃ製のダイスの内部にハンドプレスを用いて充填した
後、図１に示すプラズマ焼結装置の内部に装填し、チャ
ンバの内部を３×１０-5ｔｏｒｒの雰囲気中で上下のパ
ンチで加圧するとともに、通電装置から原料粉末にパル
ス波を通電して加熱した。パルス波形は図２に示すよう
に１２パルス流した後で２パルス休止するものとし、最
高４７００〜４８００Ａの電流で原料粉末を加熱した。
固化成形（焼結）は、試料に６３６ＭＰａの成形圧力Ｐ
sをかけた状態で室温から６００℃ （８７３Ｋ）まで昇
温速度１１０゜Ｃ／分で加熱して８７３Ｋの成形温度Ｔ
sで 約８分間保持することにより焼結と熱処理とを同時
に行った。このようにして、図３に示すような、Ｚ方向
に圧力をかけたバルク試料を得た。このバルク試料につ
いて、Ｘ線回折分析による組織の状態を調査したとこ
ろ、結晶質を主体とする相であった。
【００７５】焼結と熱処理に用いたプラズマ焼結装置
は、図１に示すように、ＷＣ製のダイス１と、このダイ
ス１の内部に挿入されるＷＣ製の上パンチ２および下パ
ンチ３と、上記ダイス１の外部に設けられたＷＣ製の外
枠ダイス８と、下パンチ３を支え、パルス電流Ｅを流す
際の一方の電極ともなる基台４と、上パンチ２を下側に
押圧し、パルス電流Ｅを流す他方の電極となる基台５
と、上下のパンチ２、３に挟まれた上記複合粉末６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。図
１に示した放電プラズマ焼結装置を用いて目的とするバ
ルクを作製するには、例えば、複合粉末６を上下のパン
チ２、３の間に投入し、放電プラズマ焼結装置の内部を
真空引きするとともに、パンチ２、３で上下から圧力Ｐ
を加えて成形すると同時に、例えば図２に示すようなパ
ルス電流Ｅを複合粉末６に印加して、上記非晶質相を主
相とする合金粉末の結晶化温度またはその付近の温度で
所定時間加熱し、応力下で結晶化させることによって得
られる。
は、図１に示すように、ＷＣ製のダイス１と、このダイ
ス１の内部に挿入されるＷＣ製の上パンチ２および下パ
ンチ３と、上記ダイス１の外部に設けられたＷＣ製の外
枠ダイス８と、下パンチ３を支え、パルス電流Ｅを流す
際の一方の電極ともなる基台４と、上パンチ２を下側に
押圧し、パルス電流Ｅを流す他方の電極となる基台５
と、上下のパンチ２、３に挟まれた上記複合粉末６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。図
１に示した放電プラズマ焼結装置を用いて目的とするバ
ルクを作製するには、例えば、複合粉末６を上下のパン
チ２、３の間に投入し、放電プラズマ焼結装置の内部を
真空引きするとともに、パンチ２、３で上下から圧力Ｐ
を加えて成形すると同時に、例えば図２に示すようなパ
ルス電流Ｅを複合粉末６に印加して、上記非晶質相を主
相とする合金粉末の結晶化温度またはその付近の温度で
所定時間加熱し、応力下で結晶化させることによって得
られる。
【００７６】（実施例２）非晶質相を主相とする第一の
合金粉末としてＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる
組成のものを用い、このＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ
2Ｂ7なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末と、非晶
質相を主相とする第二の合金粉末としてのＦｅ76Ｃｏ10
Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする合金粉
末とを重量比で１：１となるように混合した複合粉末を
用いる以外は、上記実施例１と同様にしてバルク試料を
得た。
合金粉末としてＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる
組成のものを用い、このＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ
2Ｂ7なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末と、非晶
質相を主相とする第二の合金粉末としてのＦｅ76Ｃｏ10
Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする合金粉
末とを重量比で１：１となるように混合した複合粉末を
用いる以外は、上記実施例１と同様にしてバルク試料を
得た。
【００７７】（比較例１）複合粉末に代えてＳｍ12（Ｃ
ｏ60Ｆｅ23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とす
る合金粉末のみを用いる以外は、上記実施例１と同様に
してバルク試料を得た。 （比較例２）複合粉末に代えてＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）
79Ｎｂ2Ｂ7なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末の
みを用いる以外は、上記実施例１と同様にしてバルク試
料を得た。なお、この比較例２のバルク試料は、固化成
形の際の圧力をかけた方向に磁気異方性を付与したもの
である。 （比較例３）複合粉末に代えてＦｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2Ｐｒ7
Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末のみ を用
いる以外は、上記実施例１と同様にしてバルク試料を得
た。
ｏ60Ｆｅ23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とす
る合金粉末のみを用いる以外は、上記実施例１と同様に
してバルク試料を得た。 （比較例２）複合粉末に代えてＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）
79Ｎｂ2Ｂ7なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末の
みを用いる以外は、上記実施例１と同様にしてバルク試
料を得た。なお、この比較例２のバルク試料は、固化成
形の際の圧力をかけた方向に磁気異方性を付与したもの
である。 （比較例３）複合粉末に代えてＦｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2Ｐｒ7
Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末のみ を用
いる以外は、上記実施例１と同様にしてバルク試料を得
た。
【００７８】実施例１〜２および比較例１〜３で得られ
た各バルク試料のＺ方向（成形時圧力印加方向）の磁気
特性と、Ｘ方向（Ｚ方向と直角な方向）の磁気特性を室
温（３００Ｋ）で測定した結果を表１ないし表２に示
す。また、図４ないし図１３に、実施例１〜２および比
較例１〜３で得られた各バルク試料のＺ方向に外部から
磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えながらパルス磁化測定装置にて
試料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループと、
実施例１〜２および比較例１〜３で得られた各バルク試
料のＸ方向（Ｚ方向と直角な方向）に外部から磁場−５
Ｔ〜５Ｔを加えながら試料内部に生じる磁束密度を測定
したＢ−Ｈループを示す。
た各バルク試料のＺ方向（成形時圧力印加方向）の磁気
特性と、Ｘ方向（Ｚ方向と直角な方向）の磁気特性を室
温（３００Ｋ）で測定した結果を表１ないし表２に示
す。また、図４ないし図１３に、実施例１〜２および比
較例１〜３で得られた各バルク試料のＺ方向に外部から
磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えながらパルス磁化測定装置にて
試料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループと、
実施例１〜２および比較例１〜３で得られた各バルク試
料のＸ方向（Ｚ方向と直角な方向）に外部から磁場−５
Ｔ〜５Ｔを加えながら試料内部に生じる磁束密度を測定
したＢ−Ｈループを示す。
【００７９】
【表１】
【００８０】
【表２】
【００８１】表１及び表２から明らかなように実施例１
ないし２のバルク試料は、Ｘ軸、Ｙ軸方向での残留磁化
（Ｉｒ）、保磁力（iＨc）、最大磁気エネルギー積
（（ＢＨ）max））がそれぞれ比較例１または２のバル
ク試料のＸ軸、Ｙ軸方向での残留磁化（Ｉｒ）、保磁力
（iＨc）、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max））
と、比較例３のＸ軸、Ｙ軸方向での残留磁化（Ｉｒ）、
最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max））間の値が得ら
れていることから、実施例１ないし２のバルク試料の硬
磁気特性としては、比較例１または２と、比較例３のバ
ルク試料の間の特性を有していることがわかる。また、
実施例１ないし２のバルク試料は、５Ｔの印加磁場にお
ける最大磁化（Ｉ5）と残留磁化（Ｉｒ）との比率であ
る角型比（Ｉｒ／Ｉ5）は、比較例１ないし３のバルク
試料と同じ程度の値のものが得られていることがわか
る。すなわち、実施例１ないし２のバルク試料は、０．
７７Ｔ以上の残留磁化（Ｉｒ）が得られており、角度セ
ンサ等の構成材料として用いる場合に十分な角型比が得
られているので、着磁特性が優れており、多極を形成し
易く、さらに、保磁力も５ないし５．５ｋＯｅ程度の範
囲と適度であるので、着磁し易く、多極を形成し易いも
のであることがわかる。
ないし２のバルク試料は、Ｘ軸、Ｙ軸方向での残留磁化
（Ｉｒ）、保磁力（iＨc）、最大磁気エネルギー積
（（ＢＨ）max））がそれぞれ比較例１または２のバル
ク試料のＸ軸、Ｙ軸方向での残留磁化（Ｉｒ）、保磁力
（iＨc）、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max））
と、比較例３のＸ軸、Ｙ軸方向での残留磁化（Ｉｒ）、
最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max））間の値が得ら
れていることから、実施例１ないし２のバルク試料の硬
磁気特性としては、比較例１または２と、比較例３のバ
ルク試料の間の特性を有していることがわかる。また、
実施例１ないし２のバルク試料は、５Ｔの印加磁場にお
ける最大磁化（Ｉ5）と残留磁化（Ｉｒ）との比率であ
る角型比（Ｉｒ／Ｉ5）は、比較例１ないし３のバルク
試料と同じ程度の値のものが得られていることがわか
る。すなわち、実施例１ないし２のバルク試料は、０．
７７Ｔ以上の残留磁化（Ｉｒ）が得られており、角度セ
ンサ等の構成材料として用いる場合に十分な角型比が得
られているので、着磁特性が優れており、多極を形成し
易く、さらに、保磁力も５ないし５．５ｋＯｅ程度の範
囲と適度であるので、着磁し易く、多極を形成し易いも
のであることがわかる。
【００８２】また、実施例１のバルク試料のＸ軸、Ｙ軸
方向の密度は、７．４９６ｇ／ｃｃであり、実施例２の
バルク試料のＸ軸、Ｙ軸方向の密度は、７．６ｇ／ｃｃ
であり、上記非晶質相を主相とする合金粉末中の非晶質
相が結晶化するときの軟化現象を利用して上記複合粉末
を固化成形したことにより、高い密度のものが得られて
いることがわかる。また、図４ないし図１３に示したＢ
−Ｈループから、実施例１ないし２のバルク試料は、比
較例１または２のバルク試料の硬磁気特性と、比較例３
のバルク試料の硬磁気特性の間の硬磁気特性を有するも
のであることがわかる。また、実施例１ないし２のバル
ク試料のＩ−Ｈループには、顕著なステップが形成され
ていないことがわかる。
方向の密度は、７．４９６ｇ／ｃｃであり、実施例２の
バルク試料のＸ軸、Ｙ軸方向の密度は、７．６ｇ／ｃｃ
であり、上記非晶質相を主相とする合金粉末中の非晶質
相が結晶化するときの軟化現象を利用して上記複合粉末
を固化成形したことにより、高い密度のものが得られて
いることがわかる。また、図４ないし図１３に示したＢ
−Ｈループから、実施例１ないし２のバルク試料は、比
較例１または２のバルク試料の硬磁気特性と、比較例３
のバルク試料の硬磁気特性の間の硬磁気特性を有するも
のであることがわかる。また、実施例１ないし２のバル
ク試料のＩ−Ｈループには、顕著なステップが形成され
ていないことがわかる。
【００８３】図１４ないし図１５に、実施例１で得られ
たバルク試料のＺ方向に外部から磁場−１５ｋＯｅ〜１
５ｋＯｅを加えながら試料振動型磁力計にて試料内部に
生じる磁化（Ｉ）を測定したＩ−Ｈループと、実施例１
で得られたバルク試料のＸ方向（Ｚ方向と直角な方向）
に外部から磁場−１５ｋＯｅ〜１５ｋＯｅを加えながら
試料内部に生じる磁化（Ｉ）を測定したＩ−Ｈループを
示す。また、実施例１のバルク試料のＺ方向（成形時圧
力印加方向）の磁気特性と、Ｘ方向（Ｚ方向と直角な方
向）の磁気特性を室温（３００Ｋで測定した）ところ、
Ｚ方向の飽和磁化（Ｉｓ）が１．４５Ｔ、残留磁化（Ｉ
ｒ）が０．９８Ｔ、角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）が０．６８、
保磁力（iＨc）が４．３５ｋＯｅであり、Ｘ方向の飽和
磁化（Ｉｓ）が１．３８Ｔ、残留磁化（Ｉｒ）が０．８
７Ｔ、角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）が、０．６４、保磁力（i
Ｈc）が４．１８ｋＯｅであった。
たバルク試料のＺ方向に外部から磁場−１５ｋＯｅ〜１
５ｋＯｅを加えながら試料振動型磁力計にて試料内部に
生じる磁化（Ｉ）を測定したＩ−Ｈループと、実施例１
で得られたバルク試料のＸ方向（Ｚ方向と直角な方向）
に外部から磁場−１５ｋＯｅ〜１５ｋＯｅを加えながら
試料内部に生じる磁化（Ｉ）を測定したＩ−Ｈループを
示す。また、実施例１のバルク試料のＺ方向（成形時圧
力印加方向）の磁気特性と、Ｘ方向（Ｚ方向と直角な方
向）の磁気特性を室温（３００Ｋで測定した）ところ、
Ｚ方向の飽和磁化（Ｉｓ）が１．４５Ｔ、残留磁化（Ｉ
ｒ）が０．９８Ｔ、角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）が０．６８、
保磁力（iＨc）が４．３５ｋＯｅであり、Ｘ方向の飽和
磁化（Ｉｓ）が１．３８Ｔ、残留磁化（Ｉｒ）が０．８
７Ｔ、角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）が、０．６４、保磁力（i
Ｈc）が４．１８ｋＯｅであった。
【００８４】これらの結果から実施例１のバルク試料の
Ｉ−Ｈループには、顕著なステップがないものであり、
しかも、Ｚ方向、Ｘ方向の角型比がいずれも０．６以上
のものが得られていることがわかる。これは、実施例１
のバルク試料が、ｂｃｃ構造のＦｅＣｏ相と、Ｎｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ相と、Ｓｍ2Ｃｏ17相と、残部の非晶質相とを有
する組織 からなり、上記組織中には平均結晶粒径１０
０ｎｍ以下の微細な結晶相が析出しており、しかも上記
組織中にｂｃｃ構造のＦｅＣｏ相とからなるソフト磁性
相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相とＳｍ2Ｃｏ17相からなるハード
磁性相との混相状態が形成さ れ、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複合
型硬磁性材料となったことによるものと考えられる。
Ｉ−Ｈループには、顕著なステップがないものであり、
しかも、Ｚ方向、Ｘ方向の角型比がいずれも０．６以上
のものが得られていることがわかる。これは、実施例１
のバルク試料が、ｂｃｃ構造のＦｅＣｏ相と、Ｎｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ相と、Ｓｍ2Ｃｏ17相と、残部の非晶質相とを有
する組織 からなり、上記組織中には平均結晶粒径１０
０ｎｍ以下の微細な結晶相が析出しており、しかも上記
組織中にｂｃｃ構造のＦｅＣｏ相とからなるソフト磁性
相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相とＳｍ2Ｃｏ17相からなるハード
磁性相との混相状態が形成さ れ、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複合
型硬磁性材料となったことによるものと考えられる。
【００８５】（実施例３〜４、比較例４〜５）非晶質相
を主相とする第一の合金粉末としてＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ
23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成のものを用い、このＳｍ12（Ｃ
ｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成の非晶質相を主相とす
る合金粉末と、非晶質相を主相とする第二の合金粉末と
してのＦｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相
を主相とする合金粉末とを混合した複合粉末を用いて上
記実施例１と同様にしてバルク試料を作製する際に非晶
質相を主相とする第一の合金粉末と非晶質相を主相とす
る第二の合金粉末の混合比（重量割合）を変更して得ら
れるバルク試料のＺ方向（成形時圧力印加方向）の磁気
特性と密度を３００Ｋ（２７゜Ｃ）で測定した。その結
果を図１６に示す。また、各バルク試料のＺ方向に外部
から磁場−１０００ｋＡｍ-1〜０ｋＡｍ-1を加えながら
パルス磁化測定装置にて試料内部に生じる磁化を測定し
たＩ−Ｈループを図１７に示す。
を主相とする第一の合金粉末としてＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ
23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成のものを用い、このＳｍ12（Ｃ
ｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成の非晶質相を主相とす
る合金粉末と、非晶質相を主相とする第二の合金粉末と
してのＦｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相
を主相とする合金粉末とを混合した複合粉末を用いて上
記実施例１と同様にしてバルク試料を作製する際に非晶
質相を主相とする第一の合金粉末と非晶質相を主相とす
る第二の合金粉末の混合比（重量割合）を変更して得ら
れるバルク試料のＺ方向（成形時圧力印加方向）の磁気
特性と密度を３００Ｋ（２７゜Ｃ）で測定した。その結
果を図１６に示す。また、各バルク試料のＺ方向に外部
から磁場−１０００ｋＡｍ-1〜０ｋＡｍ-1を加えながら
パルス磁化測定装置にて試料内部に生じる磁化を測定し
たＩ−Ｈループを図１７に示す。
【００８６】図１６、図１７から明らかなようにＳｍ12
（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成の非晶質相を主相
とする第一の合金粉末と、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5
なる組成の非晶質相を主相とする第二の合金粉末の混合
比（重量割合）を調整することにより、硬磁気特性を変
更できることが認められる。すなわち、非晶質相を主相
とする第一の合金粉末は非晶質相を主相とする第二の合
金粉末と比べて、残留磁化（Ｉｒ）か低く、保磁力（ｉ
Ｈｃ）の高い相となり、従って、非晶質相を主相とする
第二の合金粉末は残留磁化（Ｉｒ）が高く、保磁力（ｉ
Ｈｃ）の低い相となる。この混合比を調整すれば、所望
の硬磁気特性を得ることができる。また、特に、第一の
合金粉末２０ｗｔ％と第二の合金粉末８０ｗｔ％を混合
したバルク試料（実施例３）と、第一の合金粉末５０ｗ
ｔ％と第二の合金粉末５０ｗｔ％を混合したバルク試料
（実施例４）のものは、残留磁化が０．６Ｔ以上であ
り、角形比が０．６７５以上であり、かつ保磁力が３．
７５ｋＯｅ以上のものが得られていることが認められ
る。従って、本実施例の複合型硬磁性材を、角度センサ
等の構成材料として用いると、保磁力が適度な大きさで
あるため着磁が容易で、多極を形成し易く、また、残留
磁化および角形比が大きいため、磁気特性が良好で、セ
ンサ出力が高いものの提供が可能であることがわかる。
（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成の非晶質相を主相
とする第一の合金粉末と、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5
なる組成の非晶質相を主相とする第二の合金粉末の混合
比（重量割合）を調整することにより、硬磁気特性を変
更できることが認められる。すなわち、非晶質相を主相
とする第一の合金粉末は非晶質相を主相とする第二の合
金粉末と比べて、残留磁化（Ｉｒ）か低く、保磁力（ｉ
Ｈｃ）の高い相となり、従って、非晶質相を主相とする
第二の合金粉末は残留磁化（Ｉｒ）が高く、保磁力（ｉ
Ｈｃ）の低い相となる。この混合比を調整すれば、所望
の硬磁気特性を得ることができる。また、特に、第一の
合金粉末２０ｗｔ％と第二の合金粉末８０ｗｔ％を混合
したバルク試料（実施例３）と、第一の合金粉末５０ｗ
ｔ％と第二の合金粉末５０ｗｔ％を混合したバルク試料
（実施例４）のものは、残留磁化が０．６Ｔ以上であ
り、角形比が０．６７５以上であり、かつ保磁力が３．
７５ｋＯｅ以上のものが得られていることが認められ
る。従って、本実施例の複合型硬磁性材を、角度センサ
等の構成材料として用いると、保磁力が適度な大きさで
あるため着磁が容易で、多極を形成し易く、また、残留
磁化および角形比が大きいため、磁気特性が良好で、セ
ンサ出力が高いものの提供が可能であることがわかる。
【００８７】（実施例５）非晶質相を主相とする第一の
合金粉末としてＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる
組成のものを用い、このＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ
2Ｂ7なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末と、非晶
質相を主相とする第二の合金粉末としてのＦｅ73Ｃｏ15
Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする合金粉
末とを重量比で１：１となるように混合した複合粉末を
用いる以外は上記実施例１と同様にしてバルク試料（実
施例５）を作製し、このバルク試料のＺ方向（成形時圧
力印加方向と平行な方向、Parallel）に外部から磁場
（Ｈ）−４０００ｋＡｍ-1〜４０００ｋＡｍ-1を加えな
がらパルス磁化測定装置にて試料内部に生じる磁化を測
定したＩ−Ｈループを図１８に示す。また、このバルク
試料のＸ方向又はＹ方向（成形時圧力印加方向と直交す
る方向、Perpendicular）に外部から磁場（Ｈ）−４０
００ｋＡｍ-1〜４０００ｋＡｍ-1を加えながらパルス磁
化測定装置にて試料内部に生じる磁化を測定したＩ−Ｈ
ループを図１８に合わせて示す。また、図１９、図２０
に、図１８のバルク試料の成形時圧力印加方向と平行な
方向に外部から磁場を加えながら試料内部に生じる磁化
を測定した実測減磁曲線の拡大図と、バルク試料の成形
時圧力印加方向と直交する方向に外部から磁場を加えな
がら試料内部に生じる磁化を測定した実測減磁曲線の拡
大図を示す。
合金粉末としてＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる
組成のものを用い、このＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ
2Ｂ7なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末と、非晶
質相を主相とする第二の合金粉末としてのＦｅ73Ｃｏ15
Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする合金粉
末とを重量比で１：１となるように混合した複合粉末を
用いる以外は上記実施例１と同様にしてバルク試料（実
施例５）を作製し、このバルク試料のＺ方向（成形時圧
力印加方向と平行な方向、Parallel）に外部から磁場
（Ｈ）−４０００ｋＡｍ-1〜４０００ｋＡｍ-1を加えな
がらパルス磁化測定装置にて試料内部に生じる磁化を測
定したＩ−Ｈループを図１８に示す。また、このバルク
試料のＸ方向又はＹ方向（成形時圧力印加方向と直交す
る方向、Perpendicular）に外部から磁場（Ｈ）−４０
００ｋＡｍ-1〜４０００ｋＡｍ-1を加えながらパルス磁
化測定装置にて試料内部に生じる磁化を測定したＩ−Ｈ
ループを図１８に合わせて示す。また、図１９、図２０
に、図１８のバルク試料の成形時圧力印加方向と平行な
方向に外部から磁場を加えながら試料内部に生じる磁化
を測定した実測減磁曲線の拡大図と、バルク試料の成形
時圧力印加方向と直交する方向に外部から磁場を加えな
がら試料内部に生じる磁化を測定した実測減磁曲線の拡
大図を示す。
【００８８】図１８からわかるように、Ｚ方向に測定し
た磁化曲線（Ｉ−Ｈループ）とＸ方向に測定した磁化曲
線が異なることがわかった。また、上述した、図４〜図
７に示した磁化曲線（Ｂ−Ｈループ）においても、詳細
に検討すると同様な傾向を示すことが明らかになった。
図１９及び図２０には上記非晶質相を主相とする第一の
合金粉末を原料とする相の磁化曲線と上記非晶質相を主
相とする第二の合金粉末を原料とする相との磁化曲線か
ら算出した磁化曲線を合わせて記載した。算出による計
算磁化曲線は、図１７で示したように上記非晶質相を主
相とする第一の合金粉末を原料とする相（ｘ＝１００の
とき）の磁化曲線と上記非晶質相を主相とする第二の合
金粉末を原料とする相（ｘ＝０のとき）の磁化曲線が異
なることから、ステップ（段差）のある形状となる。こ
こで、図２０におけるＸ方向に測定した磁化曲線が計算
磁化曲線とほぼ一致する特性を示しているのに対し、図
１９におけるＺ方向に測定した磁化曲線は、ステップ
（段差）のない形状となる。また、Ｚ方向に測定した場
合の方が、Ｘ方向に測定した場合より、高い保磁力が得
られ磁気特性に優れていることがわかる。以下、Ｚ方向
に磁化し、磁気的に異方化した複合型磁性材料が優れた
磁気特性を示す理由について、図２１および図２２に示
す模式図を参照して説明する。
た磁化曲線（Ｉ−Ｈループ）とＸ方向に測定した磁化曲
線が異なることがわかった。また、上述した、図４〜図
７に示した磁化曲線（Ｂ−Ｈループ）においても、詳細
に検討すると同様な傾向を示すことが明らかになった。
図１９及び図２０には上記非晶質相を主相とする第一の
合金粉末を原料とする相の磁化曲線と上記非晶質相を主
相とする第二の合金粉末を原料とする相との磁化曲線か
ら算出した磁化曲線を合わせて記載した。算出による計
算磁化曲線は、図１７で示したように上記非晶質相を主
相とする第一の合金粉末を原料とする相（ｘ＝１００の
とき）の磁化曲線と上記非晶質相を主相とする第二の合
金粉末を原料とする相（ｘ＝０のとき）の磁化曲線が異
なることから、ステップ（段差）のある形状となる。こ
こで、図２０におけるＸ方向に測定した磁化曲線が計算
磁化曲線とほぼ一致する特性を示しているのに対し、図
１９におけるＺ方向に測定した磁化曲線は、ステップ
（段差）のない形状となる。また、Ｚ方向に測定した場
合の方が、Ｘ方向に測定した場合より、高い保磁力が得
られ磁気特性に優れていることがわかる。以下、Ｚ方向
に磁化し、磁気的に異方化した複合型磁性材料が優れた
磁気特性を示す理由について、図２１および図２２に示
す模式図を参照して説明する。
【００８９】図２１に、このバルク試料の成形時圧力印
加方向と平行方向に磁場を加えて試料内部に生じる磁場
を測定した場合、磁場を０にしたとき（Ｈ＝０）の磁化
状態を模式図で示す。図２２に、このバルク試料の成形
時圧力印加方向と直交方向に磁場を加えて試料内部に生
じる磁場を測定した場合、磁場を０にしたとき（Ｈ＝
０）の磁化状態を模式図で示す。なお、図２１または図
２２中、符号１１は、非晶質相を主相とする第一の合金
粉末を原料とする相であり、非晶質相を主相とする第二
の合金粉末を原料とする相と比べて、保磁力（ｉＨｃ）
が高いので、以下、高保磁カ粉末１１とし、符号１２
は、非晶質相を主相とする第二の合金粉末を原料とする
相であり、以下、低保磁カ粉末１２として説明する。
加方向と平行方向に磁場を加えて試料内部に生じる磁場
を測定した場合、磁場を０にしたとき（Ｈ＝０）の磁化
状態を模式図で示す。図２２に、このバルク試料の成形
時圧力印加方向と直交方向に磁場を加えて試料内部に生
じる磁場を測定した場合、磁場を０にしたとき（Ｈ＝
０）の磁化状態を模式図で示す。なお、図２１または図
２２中、符号１１は、非晶質相を主相とする第一の合金
粉末を原料とする相であり、非晶質相を主相とする第二
の合金粉末を原料とする相と比べて、保磁力（ｉＨｃ）
が高いので、以下、高保磁カ粉末１１とし、符号１２
は、非晶質相を主相とする第二の合金粉末を原料とする
相であり、以下、低保磁カ粉末１２として説明する。
【００９０】これら合金粉末は固化成形時に加圧方向と
平行方向に異方化している。特に保磁力の大きい粉末
（高保磁力粉末）において、異方化の効果は現れやす
い。図２１に示すように、Ｚ方向である固化成形時の加
圧方向と平行に磁場をかけた場合においては、磁場を取
り除いた後の状態、すなわち、Ｈ＝０の状態において
も、高保磁力粉未１１の相の磁化は、固化成形時の加圧
方向と平行に比較的揃った状態となる。ここで、高保磁
力粉未１１の相は、固化成形時の加圧方向と平行方向に
異方化しているために印加磁場と平行の成分は大きくな
るので、高保磁カ粉末１１の相の磁場が低保磁力粉末１
２の相へ及ぼす影響（相互作用）が大きくなるものと推
察される。すなわち、高保磁力粉末１１の相の磁場が低
保磁力粉未１２の相へ影響を及ぼし、保磁力が高くな
り、相互作用によりステップ（段差）の無い磁化曲線を
有することができる。
平行方向に異方化している。特に保磁力の大きい粉末
（高保磁力粉末）において、異方化の効果は現れやす
い。図２１に示すように、Ｚ方向である固化成形時の加
圧方向と平行に磁場をかけた場合においては、磁場を取
り除いた後の状態、すなわち、Ｈ＝０の状態において
も、高保磁力粉未１１の相の磁化は、固化成形時の加圧
方向と平行に比較的揃った状態となる。ここで、高保磁
力粉未１１の相は、固化成形時の加圧方向と平行方向に
異方化しているために印加磁場と平行の成分は大きくな
るので、高保磁カ粉末１１の相の磁場が低保磁力粉末１
２の相へ及ぼす影響（相互作用）が大きくなるものと推
察される。すなわち、高保磁力粉末１１の相の磁場が低
保磁力粉未１２の相へ影響を及ぼし、保磁力が高くな
り、相互作用によりステップ（段差）の無い磁化曲線を
有することができる。
【００９１】これに対し、図２２に示すように、Ｘ方向
である固化成形時の加圧方向と垂直に磁場をかけた場合
においては、磁場を取り除いた後の状態、すなわち、Ｈ
＝０の状態においても、高保磁力粉末１１の相の磁化
は、Ｘ方向に比較的揃った状態にならない。従って、高
保磁力粉末１１の相の磁場が低保磁力粉末１２の相へ及
ぼす影響は、その対称性より印加磁場と平行方向の成分
だけとなる。印加磁場と平行の成分は小さくなり、相互
作用は小さいと推測され、高保磁力粉末１１の相の保磁
カ以上の高い保磁力が得難くなっている。また、高保磁
力粉末１１の相と低保磁力粉末１２の相との磁化曲線の
差であるステップ（段差）を有することとなる。上述の
ように、本複合型硬磁性合金においては、粉末を複合す
る固化成形時の圧力印加方向と平行な方向に着磁して使
用されることにより、保磁カの高い優れた磁気特性を有
することができる。また、温度特性の良い高保磁カ粉末
１１の相か低保磁力粉末１２の相へ影響を及ぼすので、
さらに温度特性が向上する。
である固化成形時の加圧方向と垂直に磁場をかけた場合
においては、磁場を取り除いた後の状態、すなわち、Ｈ
＝０の状態においても、高保磁力粉末１１の相の磁化
は、Ｘ方向に比較的揃った状態にならない。従って、高
保磁力粉末１１の相の磁場が低保磁力粉末１２の相へ及
ぼす影響は、その対称性より印加磁場と平行方向の成分
だけとなる。印加磁場と平行の成分は小さくなり、相互
作用は小さいと推測され、高保磁力粉末１１の相の保磁
カ以上の高い保磁力が得難くなっている。また、高保磁
力粉末１１の相と低保磁力粉末１２の相との磁化曲線の
差であるステップ（段差）を有することとなる。上述の
ように、本複合型硬磁性合金においては、粉末を複合す
る固化成形時の圧力印加方向と平行な方向に着磁して使
用されることにより、保磁カの高い優れた磁気特性を有
することができる。また、温度特性の良い高保磁カ粉末
１１の相か低保磁力粉末１２の相へ影響を及ぼすので、
さらに温度特性が向上する。
【００９２】（実施例６、比較例６〜１０）下記表３に
示すような組成の硬磁性材料からなるバルク試料を先に
述べた方法と同様にして作製し、作製したバルク試料を
図２３に示すようなスロットルバルブセンサ（スロット
ルポジションセンサ）に備えた場合の出力の温度特性に
ついて調べた。なお、図２３に示したような形状のスロ
ットルバルブセンサにおいて、使用する磁石のパーミア
ンス係数は、５乃至１０となるように設計している。こ
こでの温度特性は、雰囲気温度を室温から８０゜Ｃまで
上げたときの出力の温度変化率と、室温から１２０゜Ｃ
まで上げたときの出力の温度変化率を調べた。その結果
を表３に合わせて示す。
示すような組成の硬磁性材料からなるバルク試料を先に
述べた方法と同様にして作製し、作製したバルク試料を
図２３に示すようなスロットルバルブセンサ（スロット
ルポジションセンサ）に備えた場合の出力の温度特性に
ついて調べた。なお、図２３に示したような形状のスロ
ットルバルブセンサにおいて、使用する磁石のパーミア
ンス係数は、５乃至１０となるように設計している。こ
こでの温度特性は、雰囲気温度を室温から８０゜Ｃまで
上げたときの出力の温度変化率と、室温から１２０゜Ｃ
まで上げたときの出力の温度変化率を調べた。その結果
を表３に合わせて示す。
【００９３】ここで用いたスロットルバルブセンサは、
スロットルバルブ（図示略）に連動して回転するシャフ
ト（図示略）と、このシャフトを回転自在に支持するバ
ックヨーク部材１００と、このバックヨーク部材１００
内に収容され、上記シャフトの端部に対向して配置され
た磁気検出素子（例えばホール素子）１０１と、上記シ
ャフトの端部に装着され磁界を形成する第一の磁石１０
３と、この第一の磁石１０３と対向する位置に配置する
第二の磁石１０４とが備えられてなるものである。この
ような構成のスロットルバルブセンサは、スロットルバ
ルブに連動してシャフトが回転すると、第一の磁石１０
３が磁気検出素子１０１に対して相対的に回転する。こ
の相対的な回転に応じ、磁気検出素子１０１に対してこ
れを含む平行磁束の磁界が変化するので、磁気検出素子
１０１からシャフトの回転に応じた信号が出力される。
尚、磁石１０３の磁気検出素子１０１に対する面がＮ極
に着磁されている場合、磁石１０４の磁気検出素子１０
１に対する面がＳ極に着磁されている。図２４に本発明
の複合型硬磁性材料からなるバルク試料を用いたスロッ
トルバルブセンサの出力例を示す。図２４において、縦
軸は電圧出力（Ｖ）であり、横軸は回転角度（゜）であ
る。上述の磁石１０３と検出素子１０１とが相対的に回
転する場合、回転角に従って出力電圧が直線的に上昇す
る。ここで、図２４において、実線は２５゜Ｃにおける
電圧出力曲線の例であり、破線は１２０゜Ｃにおける電
圧出力曲線の例である。なお、スロットルバルブセンサ
においては、動作温度が変化するに従って磁石の温度特
性が変化すると電圧出カの検出結果に誤差が生じてしま
いスロットルの開度を精度良く検出することが難しい。
スロットルバルブ（図示略）に連動して回転するシャフ
ト（図示略）と、このシャフトを回転自在に支持するバ
ックヨーク部材１００と、このバックヨーク部材１００
内に収容され、上記シャフトの端部に対向して配置され
た磁気検出素子（例えばホール素子）１０１と、上記シ
ャフトの端部に装着され磁界を形成する第一の磁石１０
３と、この第一の磁石１０３と対向する位置に配置する
第二の磁石１０４とが備えられてなるものである。この
ような構成のスロットルバルブセンサは、スロットルバ
ルブに連動してシャフトが回転すると、第一の磁石１０
３が磁気検出素子１０１に対して相対的に回転する。こ
の相対的な回転に応じ、磁気検出素子１０１に対してこ
れを含む平行磁束の磁界が変化するので、磁気検出素子
１０１からシャフトの回転に応じた信号が出力される。
尚、磁石１０３の磁気検出素子１０１に対する面がＮ極
に着磁されている場合、磁石１０４の磁気検出素子１０
１に対する面がＳ極に着磁されている。図２４に本発明
の複合型硬磁性材料からなるバルク試料を用いたスロッ
トルバルブセンサの出力例を示す。図２４において、縦
軸は電圧出力（Ｖ）であり、横軸は回転角度（゜）であ
る。上述の磁石１０３と検出素子１０１とが相対的に回
転する場合、回転角に従って出力電圧が直線的に上昇す
る。ここで、図２４において、実線は２５゜Ｃにおける
電圧出力曲線の例であり、破線は１２０゜Ｃにおける電
圧出力曲線の例である。なお、スロットルバルブセンサ
においては、動作温度が変化するに従って磁石の温度特
性が変化すると電圧出カの検出結果に誤差が生じてしま
いスロットルの開度を精度良く検出することが難しい。
【００９４】
【表３】
【００９５】表３中、比較例６のバルク試料は、Ｆｅ89
Ｎｂ2Ｎｄ4Ｂ5からなるナノ結晶Ｆｅ−Ｍ−Ｂ系磁石で
ある。比較例７および比較例８のバルク試料は、比較例
６のバルク試料をなす材料の組成のＦｅをＣｏで置換し
たバルク試料で、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ4Ｂ5からな
る。比較例９のバルク試料は、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）
79Ｎｂ2Ｂ7からなるナノ結晶Ｓｍ−Ｃｏ系磁石である。
実施例６のバルク試料は、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎ
ｂ2Ｂ7からなる組成の非晶質相を主相とする第一の合金
粉末と、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5からなる組成の非
晶質相を主相とする第二の合金粉末とを重量比で１：１
となるように混合し、固化成形した本発明の実施例の複
合型硬磁性材料からなるものである。比較例１０のボン
ド磁石は、ＳｍＣｏ5なる組成の粉末を樹脂に添加、混
合後、成形したものであり、この比較例１０のＳｍＣｏ
5のボンド磁石は、従来、スロットルバルブセンサに用
いられてきた磁石である。なお、表３中、エージング条
件は磁化の温度変化率を安定化するために、着磁後の磁
石に使用する上限の温度で熱処理を施す処理（いわゆる
磁気からし）を行ったときの条件である。また、表３中
の室温での出力は、着磁後、各エージング条件で安定し
た磁石をスロットルバルブセンサに取り付け、回転角９
０度で測定した電圧値（Ｖ）である。
Ｎｂ2Ｎｄ4Ｂ5からなるナノ結晶Ｆｅ−Ｍ−Ｂ系磁石で
ある。比較例７および比較例８のバルク試料は、比較例
６のバルク試料をなす材料の組成のＦｅをＣｏで置換し
たバルク試料で、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ4Ｂ5からな
る。比較例９のバルク試料は、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）
79Ｎｂ2Ｂ7からなるナノ結晶Ｓｍ−Ｃｏ系磁石である。
実施例６のバルク試料は、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎ
ｂ2Ｂ7からなる組成の非晶質相を主相とする第一の合金
粉末と、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5からなる組成の非
晶質相を主相とする第二の合金粉末とを重量比で１：１
となるように混合し、固化成形した本発明の実施例の複
合型硬磁性材料からなるものである。比較例１０のボン
ド磁石は、ＳｍＣｏ5なる組成の粉末を樹脂に添加、混
合後、成形したものであり、この比較例１０のＳｍＣｏ
5のボンド磁石は、従来、スロットルバルブセンサに用
いられてきた磁石である。なお、表３中、エージング条
件は磁化の温度変化率を安定化するために、着磁後の磁
石に使用する上限の温度で熱処理を施す処理（いわゆる
磁気からし）を行ったときの条件である。また、表３中
の室温での出力は、着磁後、各エージング条件で安定し
た磁石をスロットルバルブセンサに取り付け、回転角９
０度で測定した電圧値（Ｖ）である。
【００９６】温度変化率α（％／゜Ｃ）は、電圧出力
２．５（Ｖ）を基準値とし、α（％／゜Ｃ）＝（（△Ｖ
T−△Ｖroom）／△Ｖroom）／（Ｔ−Ｔroom）の計算式
により求めた。ここで、△ＶTは温度Ｔの場合、スロッ
トルポジションセンサで、回転角９０度で測定した電圧
値ＶT（Ｖ）から基準電圧出力２．５（Ｖ）を引いた
値、△ＶT＝ＶT（Ｖ）−２．５（Ｖ）である。また、△
Ｖroomは室温Ｔroomの場合、スロットルポジションセン
サで、回転角９０度で測定した電圧値ＶT（Ｖ）から基
準電圧出力２．５（Ｖ）を引いた値、△ＶT＝ＶT（Ｖ）
−２．５（Ｖ）である。 スロットルポジションセンサ
において、温度変化率が小さいという理由で従来使用さ
れてきたＳｍＣｏ5ボンド磁石は上述した温度変化率α
（％／゜Ｃ）では、一般的に−０．０３〜−０．０４
（％／゜Ｃ）とされている。
２．５（Ｖ）を基準値とし、α（％／゜Ｃ）＝（（△Ｖ
T−△Ｖroom）／△Ｖroom）／（Ｔ−Ｔroom）の計算式
により求めた。ここで、△ＶTは温度Ｔの場合、スロッ
トルポジションセンサで、回転角９０度で測定した電圧
値ＶT（Ｖ）から基準電圧出力２．５（Ｖ）を引いた
値、△ＶT＝ＶT（Ｖ）−２．５（Ｖ）である。また、△
Ｖroomは室温Ｔroomの場合、スロットルポジションセン
サで、回転角９０度で測定した電圧値ＶT（Ｖ）から基
準電圧出力２．５（Ｖ）を引いた値、△ＶT＝ＶT（Ｖ）
−２．５（Ｖ）である。 スロットルポジションセンサ
において、温度変化率が小さいという理由で従来使用さ
れてきたＳｍＣｏ5ボンド磁石は上述した温度変化率α
（％／゜Ｃ）では、一般的に−０．０３〜−０．０４
（％／゜Ｃ）とされている。
【００９７】表３に示すように、比較例６〜１０のバル
ク試料および実施例６のバルク試料において、室温から
８０゜Ｃ迄の温度変化率α（％／゜Ｃ）は、どのバルク
試料においても−０．０４（％／゜Ｃ）以下であり、優
れた温度特性を示すことがわかる。特に、エージング条
件の異なる比較例７の試料と比較例８の試料を比較する
と、高温でエージングした比較例８のバルク試料の方が
温度特性が向上していることが確かめられた。これは、
十分に磁気からしが行われたためと考えられる。また、
比較例６，７の試料と比較例９の試料を比較すると、Ｃ
ｏで置換することにより、温度特性が向上することがわ
かる。次に表３に示すように比較例６〜１０の試料並び
に実施例６の試料において、室温から１２０゜Ｃ迄の温
度変化率α（％／゜Ｃ）を比較すると、比較例６のＳｍ
Ｃｏ5ボンド磁石が温度変化率α（％／゜Ｃ）の劣化を
生じていないのに対し、比較例６〜８のバルク試料は、
−０．０４（％／゜Ｃ）以上となり、従来のＳｍＣｏ5
ボンド磁石と同等の温度特性を示すことが難しいことが
明らかとなった。本発明の複合型硬磁性材料の一実施例
である実施例６のバルク試料は、比較例９のバルク試料
と共に、室温から１２０゜Ｃ迄の温度変化に対しても温
度変化率が劣化せず、この実施例６のバルク試料の温度
変化率α（％／゜Ｃ）は−０．０３４と変化しなかっ
た。このことから、本発明の複合型硬磁性材料は、Ｓｍ
Ｃｏ5ボンド磁石と同等の優れた温度特性を示すことが
わかった。
ク試料および実施例６のバルク試料において、室温から
８０゜Ｃ迄の温度変化率α（％／゜Ｃ）は、どのバルク
試料においても−０．０４（％／゜Ｃ）以下であり、優
れた温度特性を示すことがわかる。特に、エージング条
件の異なる比較例７の試料と比較例８の試料を比較する
と、高温でエージングした比較例８のバルク試料の方が
温度特性が向上していることが確かめられた。これは、
十分に磁気からしが行われたためと考えられる。また、
比較例６，７の試料と比較例９の試料を比較すると、Ｃ
ｏで置換することにより、温度特性が向上することがわ
かる。次に表３に示すように比較例６〜１０の試料並び
に実施例６の試料において、室温から１２０゜Ｃ迄の温
度変化率α（％／゜Ｃ）を比較すると、比較例６のＳｍ
Ｃｏ5ボンド磁石が温度変化率α（％／゜Ｃ）の劣化を
生じていないのに対し、比較例６〜８のバルク試料は、
−０．０４（％／゜Ｃ）以上となり、従来のＳｍＣｏ5
ボンド磁石と同等の温度特性を示すことが難しいことが
明らかとなった。本発明の複合型硬磁性材料の一実施例
である実施例６のバルク試料は、比較例９のバルク試料
と共に、室温から１２０゜Ｃ迄の温度変化に対しても温
度変化率が劣化せず、この実施例６のバルク試料の温度
変化率α（％／゜Ｃ）は−０．０３４と変化しなかっ
た。このことから、本発明の複合型硬磁性材料は、Ｓｍ
Ｃｏ5ボンド磁石と同等の優れた温度特性を示すことが
わかった。
【００９８】表３と図２４に示した結果から明らかなよ
うに、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成のも
のを用い、このＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる
組成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末と、Ｆｅ73
Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする
第二の合金粉末とを重量比で１：１となるように混合し
た実施例６のバルク試料は、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｎｄ4Ｂ5なる
組成の非晶質相を主相とする合金粉末を用いた比較例６
や、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を
主相とする合金を用いた比較例７，８のバルク試料に比
べて、出力の温度変化率が小さく、温度特性が優れてい
ることがわかる。また、比較例９，１０のバルク試料
は、実施例６のバルク試料のものより温度特性が優れて
いるが、Ｓｍを多く用いているため、実施例６のものよ
り高価である。従って、本発明の複合型硬磁性材料の実
施例６のバルク試料は、コスト高となるのをおさえたう
えで、温度特性が優れたものが得られていることがわか
る。
うに、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成のも
のを用い、このＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる
組成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末と、Ｆｅ73
Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする
第二の合金粉末とを重量比で１：１となるように混合し
た実施例６のバルク試料は、Ｆｅ89Ｎｂ2Ｎｄ4Ｂ5なる
組成の非晶質相を主相とする合金粉末を用いた比較例６
や、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を
主相とする合金を用いた比較例７，８のバルク試料に比
べて、出力の温度変化率が小さく、温度特性が優れてい
ることがわかる。また、比較例９，１０のバルク試料
は、実施例６のバルク試料のものより温度特性が優れて
いるが、Ｓｍを多く用いているため、実施例６のものよ
り高価である。従って、本発明の複合型硬磁性材料の実
施例６のバルク試料は、コスト高となるのをおさえたう
えで、温度特性が優れたものが得られていることがわか
る。
【００９９】次に、非晶質相を主相とする第一の合金粉
末を固化成形したバルク試料の非晶質相を主相とする第
一の合金粉末を原料とする相と、非晶質相を主相とする
第二の合金粉末を固化成形したバルク試料の非晶質相を
主相とする第二の合金粉末を原料とする相とを透過型電
子顕微鏡（ＴＥＭ）により組織を観察した。図２５〜２
７図は、実施例６のバルク試料を作製するとき用いたも
のと同様に作製したＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7
なる組成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固化
成形した試料の金属組織のＴＥＭ写真である。また、図
２５に示す番号１、２、３の近傍の原子配列の状態を電
子線回折により分析した。結果を図２８〜図３０に示
す。図２８〜図３０の電子線回折の分布スポットの分布
形態より明らかなように、番号１および２の近傍は結晶
であり、番号３の近傍は非結晶相であることがわかり、
番号１近傍の結晶（結晶１）の結晶粒径は約６０ｎｍ、
番号２近傍の結晶（結晶２）の結晶粒径は約２０ｎｍで
あった。結晶１が結晶２に比較して結晶粒径が大きいの
は、結晶１が結晶２よりも先に析出したためと考えられ
る。ここで、結晶１、２および非晶質相３について、エ
ネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ：Energy Dispersiv
e Spectrometry）により成分分析を行った結果を表４に
示す。
末を固化成形したバルク試料の非晶質相を主相とする第
一の合金粉末を原料とする相と、非晶質相を主相とする
第二の合金粉末を固化成形したバルク試料の非晶質相を
主相とする第二の合金粉末を原料とする相とを透過型電
子顕微鏡（ＴＥＭ）により組織を観察した。図２５〜２
７図は、実施例６のバルク試料を作製するとき用いたも
のと同様に作製したＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7
なる組成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固化
成形した試料の金属組織のＴＥＭ写真である。また、図
２５に示す番号１、２、３の近傍の原子配列の状態を電
子線回折により分析した。結果を図２８〜図３０に示
す。図２８〜図３０の電子線回折の分布スポットの分布
形態より明らかなように、番号１および２の近傍は結晶
であり、番号３の近傍は非結晶相であることがわかり、
番号１近傍の結晶（結晶１）の結晶粒径は約６０ｎｍ、
番号２近傍の結晶（結晶２）の結晶粒径は約２０ｎｍで
あった。結晶１が結晶２に比較して結晶粒径が大きいの
は、結晶１が結晶２よりも先に析出したためと考えられ
る。ここで、結晶１、２および非晶質相３について、エ
ネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ：Energy Dispersiv
e Spectrometry）により成分分析を行った結果を表４に
示す。
【０１００】
【表４】
【０１０１】表４から結晶１及び２は、共にハード磁性
相である（Ｆｅ，Ｃｏ）17Ｓｍ2相であることがわか
る。また、結晶１及び２と非晶質相３とを比較すると、
Ｎｂが非晶質部分に濃縮されていることがわかる。
相である（Ｆｅ，Ｃｏ）17Ｓｍ2相であることがわか
る。また、結晶１及び２と非晶質相３とを比較すると、
Ｎｂが非晶質部分に濃縮されていることがわかる。
【０１０２】同様に、図２６に示す番号１、２、３の近
傍の原子配列の状態を電子線回折により分析した。結果
を図３１〜図３３に示す。図３１〜図３３の電子線回折
の分布スポットの分布形態より明らかなように、番号１
および２の近傍はハード磁性相である（Ｆｅ，Ｃｏ）17
Ｓｍ2結晶相であり、番号３は非晶質相であることが判
る。また、図２７は、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2
Ｂ7からなる非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固
化成形した試料の金属組織をＴＥＭにより観察するとき
に倍率を変えたときのＴＥＭ写真である。
傍の原子配列の状態を電子線回折により分析した。結果
を図３１〜図３３に示す。図３１〜図３３の電子線回折
の分布スポットの分布形態より明らかなように、番号１
および２の近傍はハード磁性相である（Ｆｅ，Ｃｏ）17
Ｓｍ2結晶相であり、番号３は非晶質相であることが判
る。また、図２７は、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2
Ｂ7からなる非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固
化成形した試料の金属組織をＴＥＭにより観察するとき
に倍率を変えたときのＴＥＭ写真である。
【０１０３】図３４〜３５図は、実施例１のバルク試料
を作製するとき用いたものと同様に作製したＳｍ12（Ｃ
ｏ60Ｆｅ23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とす
る第一の合金粉末を固化成形した試料の金属組織のＴＥ
Ｍ写真である。図３４に示す番号１、２、３の近傍の原
子配列の状態を電子線回折により分析した。結果を図３
６〜図３８に示す。図３６〜図３８の電子線回折の分布
スポットの分布形態より明らかなように、番号１の近傍
はｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相（結晶１）であり、番号２
の近傍はハード磁性相である（Ｆｅ，Ｃｏ）17Ｓｍ2結
晶相（結晶２）であり、番号３の近傍は非晶質相である
ことがわかり、結晶１の結晶粒径は約１０ｎｍ、結晶２
の結晶粒径は約１０ｎｍであった。また、図３５は、Ｓ
ｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組成からなる非晶
質相を主相とする第一の合金粉末を固化成形した試料の
金属組織をＴＥＭにより観察するときに倍率を変えたと
きのＴＥＭ写真である。
を作製するとき用いたものと同様に作製したＳｍ12（Ｃ
ｏ60Ｆｅ23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とす
る第一の合金粉末を固化成形した試料の金属組織のＴＥ
Ｍ写真である。図３４に示す番号１、２、３の近傍の原
子配列の状態を電子線回折により分析した。結果を図３
６〜図３８に示す。図３６〜図３８の電子線回折の分布
スポットの分布形態より明らかなように、番号１の近傍
はｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相（結晶１）であり、番号２
の近傍はハード磁性相である（Ｆｅ，Ｃｏ）17Ｓｍ2結
晶相（結晶２）であり、番号３の近傍は非晶質相である
ことがわかり、結晶１の結晶粒径は約１０ｎｍ、結晶２
の結晶粒径は約１０ｎｍであった。また、図３５は、Ｓ
ｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組成からなる非晶
質相を主相とする第一の合金粉末を固化成形した試料の
金属組織をＴＥＭにより観察するときに倍率を変えたと
きのＴＥＭ写真である。
【０１０４】次に、実施例６のバルク試料を作製すると
きに用いたものと同様に作製したＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ2
3）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成の非晶質相を主相とする合金か
らなる薄帯試料を５×１０-5Ｐａ以下のイメージ炉で、
昇温速度３Ｋ／分、熱処理温度（Ｔａ）６００゜Ｃ、７
００゜Ｃ、８００゜Ｃ、熱処理温度（Ｔａ）での保持時
間３分の条件で熱処理することにより、微細な結晶相が
析出されてなる薄帯試料のＸ線回折分析の結果を図３９
に示す。
きに用いたものと同様に作製したＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ2
3）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成の非晶質相を主相とする合金か
らなる薄帯試料を５×１０-5Ｐａ以下のイメージ炉で、
昇温速度３Ｋ／分、熱処理温度（Ｔａ）６００゜Ｃ、７
００゜Ｃ、８００゜Ｃ、熱処理温度（Ｔａ）での保持時
間３分の条件で熱処理することにより、微細な結晶相が
析出されてなる薄帯試料のＸ線回折分析の結果を図３９
に示す。
【０１０５】図３９において、６００℃で熱処理した薄
帯試料には、（Ｆｅ，Ｃｏ）17Ｓｍ2の回折ピークが観
察される。また、熱処理温度が８００゜Ｃでは、（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）17Ｓｍ2の回折ピークに加えて、（Ｆｅ，Ｃ
ｏ）20Ｓｍ3Ｂの回折ピークも観察される。また、熱処
理温度が７００゜Ｃでは、ｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相の
回折ピークは観察されなかったが、図４０に示されるよ
うに、他の組成系（例えば、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）81
Ｎｂ2Ｂ5からなる非晶質薄帯試料を熱処理したものでは
観察される場合もあることがわかった。従って、Ｓｍ12
（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7等からなる非晶質相を主相
とする第一の合金粉末が固化成形された試料は、少なく
ともハード磁性相である（Ｆｅ，Ｃｏ）17Ｓｍ2相と少
なくともソフト磁性相である（Ｆｅ，Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ
相、ｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相または残留非晶質相との
交換結合により磁気特性が決定されると考えられる。
帯試料には、（Ｆｅ，Ｃｏ）17Ｓｍ2の回折ピークが観
察される。また、熱処理温度が８００゜Ｃでは、（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）17Ｓｍ2の回折ピークに加えて、（Ｆｅ，Ｃ
ｏ）20Ｓｍ3Ｂの回折ピークも観察される。また、熱処
理温度が７００゜Ｃでは、ｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相の
回折ピークは観察されなかったが、図４０に示されるよ
うに、他の組成系（例えば、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）81
Ｎｂ2Ｂ5からなる非晶質薄帯試料を熱処理したものでは
観察される場合もあることがわかった。従って、Ｓｍ12
（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7等からなる非晶質相を主相
とする第一の合金粉末が固化成形された試料は、少なく
ともハード磁性相である（Ｆｅ，Ｃｏ）17Ｓｍ2相と少
なくともソフト磁性相である（Ｆｅ，Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ
相、ｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相または残留非晶質相との
交換結合により磁気特性が決定されると考えられる。
【０１０６】図４１は、実施例６のバルク試料を作製す
るとき用いたものとほぼ同様に作製したＦｅ86Ｎｂ2Ｐ
ｒ7Ｂ5からなる非晶質相を主相とする第二の合金粉末を
固化成形した試料の金属組織のＴＥＭ写真である。図４
２〜図４３は、実施例６のバルク試料を作製するとき用
いたものとほぼ同様に作製したＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5か
らなる非晶質相を主相とする第二の合金粉末を固化成形
した試料の金属組織のＴＥＭ写真である。図４１におけ
る番号１、２、３、４の近傍の原子配列の状態を電子線
回折により分析した。結果を図４４〜図４７に示す。図
４４〜図４７の電子線回折の分布スポットの分布形態よ
り明らかなように、番号１、２、３、４の近傍は、結晶
質相であることがわかる。ここで、結晶相１および結晶
質相３について、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤ
Ｓ：Energy Dispersive Spectrometry）により成分分析
を行った結果を図４８〜図４９に示す。図４８より明ら
かなように、結晶質相１は、Ｐｒ2Ｆｅ14Ｂ相の微細結
晶であることがわかり、また、結晶質相２も同様であっ
た。図４９より明らかなように、結晶質相３は、ｂｃｃ
−Ｆｅ相の微細結晶であることがわかり、また、結晶質
相４も同様であった。
るとき用いたものとほぼ同様に作製したＦｅ86Ｎｂ2Ｐ
ｒ7Ｂ5からなる非晶質相を主相とする第二の合金粉末を
固化成形した試料の金属組織のＴＥＭ写真である。図４
２〜図４３は、実施例６のバルク試料を作製するとき用
いたものとほぼ同様に作製したＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5か
らなる非晶質相を主相とする第二の合金粉末を固化成形
した試料の金属組織のＴＥＭ写真である。図４１におけ
る番号１、２、３、４の近傍の原子配列の状態を電子線
回折により分析した。結果を図４４〜図４７に示す。図
４４〜図４７の電子線回折の分布スポットの分布形態よ
り明らかなように、番号１、２、３、４の近傍は、結晶
質相であることがわかる。ここで、結晶相１および結晶
質相３について、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤ
Ｓ：Energy Dispersive Spectrometry）により成分分析
を行った結果を図４８〜図４９に示す。図４８より明ら
かなように、結晶質相１は、Ｐｒ2Ｆｅ14Ｂ相の微細結
晶であることがわかり、また、結晶質相２も同様であっ
た。図４９より明らかなように、結晶質相３は、ｂｃｃ
−Ｆｅ相の微細結晶であることがわかり、また、結晶質
相４も同様であった。
【０１０７】図４２における番号１、２、３の近傍の原
子配列の状態を電子線回折により分析した。結果を図５
０〜図５２に示す。図５０〜図５２の電子線回折の分布
スポットの分布形態より明らかなように、番号１、２の
近傍は、結晶質相であり、番号３の近傍は非晶質相であ
ることがわかる。ここで、結晶相相１、２について、エ
ネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ：Energy Dispersiv
e Spectrometry）により成分分析を行った結果を図５３
〜図５４に示す。図５３より明らかなように、結晶質相
１は、ｂｃｃ−Ｆｅ相の微細結晶であることがわかる。
図５４より明らかなように、結晶質相２は、Ｐｒ2Ｆｅ1
4Ｂ相の微細結晶であることがわかる。
子配列の状態を電子線回折により分析した。結果を図５
０〜図５２に示す。図５０〜図５２の電子線回折の分布
スポットの分布形態より明らかなように、番号１、２の
近傍は、結晶質相であり、番号３の近傍は非晶質相であ
ることがわかる。ここで、結晶相相１、２について、エ
ネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ：Energy Dispersiv
e Spectrometry）により成分分析を行った結果を図５３
〜図５４に示す。図５３より明らかなように、結晶質相
１は、ｂｃｃ−Ｆｅ相の微細結晶であることがわかる。
図５４より明らかなように、結晶質相２は、Ｐｒ2Ｆｅ1
4Ｂ相の微細結晶であることがわかる。
【０１０８】図４３における番号１、２、３の近傍の原
子配列の状態を電子線回折により分析した。結果を図５
５〜図５７に示す。図５５〜図５７の電子線回折の分布
スポットの分布形態より明らかなように、番号１、２の
近傍は、結晶質相であり、番号３の近傍は非晶質相であ
ることがわかる。ここで、結晶質相１、２および非晶質
相３について、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ：
Energy Dispersive Spectrometry）により成分分析を行
った結果を表５に示す。
子配列の状態を電子線回折により分析した。結果を図５
５〜図５７に示す。図５５〜図５７の電子線回折の分布
スポットの分布形態より明らかなように、番号１、２の
近傍は、結晶質相であり、番号３の近傍は非晶質相であ
ることがわかる。ここで、結晶質相１、２および非晶質
相３について、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ：
Energy Dispersive Spectrometry）により成分分析を行
った結果を表５に示す。
【０１０９】
【表５】
【０１１０】表５から結晶質相１は、ハード磁性相であ
るＰｒ2Ｆｅ14Ｂ相の微細結晶であり、結晶質相２はソ
フト磁性相であるｂｃｃ−Ｆｅ相の微細結晶であること
がわかる。また、結晶質相１及び２と非晶質相３とを比
較すると、Ｎｂが非晶質部分に濃縮されていることがわ
かる。上述したように本発明の複合型硬磁性材料は、固
化成形された上記非晶質相を主相とする第一の合金粉末
を原料とする相と固化成形された上記非晶質相を主相と
する第二の合金粉末を原料とする相を有する。ここで、
上記固化成形された上記非晶質相を主相とする第一の合
金粉末を原料とする相は、少なくともハード磁性相であ
る（Ｆｅ，Ｃｏ）17Ｓｍ2相と、少なくともソフト磁性
相である（Ｆｅ，Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相、ｂｃｃ−（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）相または残留非晶質相との交換結合により磁
気特牲が決定されるナノ結晶ＳｍＣｏ系硬磁性合金粉末
であり、上記非晶質相を主相とする第二の合金粉末を原
料とする相は、少なくともハード磁性相であるＲ2Ｆｅ1
4Ｂ相と少なくともソフト磁性相であるｂｃｃ−（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）相または残留非晶質相との交換結合により磁
気特性が決定されるナノ結晶Ｆｅ−Ｍ−Ｂ系硬磁性合金
粉末であることがわかる。
るＰｒ2Ｆｅ14Ｂ相の微細結晶であり、結晶質相２はソ
フト磁性相であるｂｃｃ−Ｆｅ相の微細結晶であること
がわかる。また、結晶質相１及び２と非晶質相３とを比
較すると、Ｎｂが非晶質部分に濃縮されていることがわ
かる。上述したように本発明の複合型硬磁性材料は、固
化成形された上記非晶質相を主相とする第一の合金粉末
を原料とする相と固化成形された上記非晶質相を主相と
する第二の合金粉末を原料とする相を有する。ここで、
上記固化成形された上記非晶質相を主相とする第一の合
金粉末を原料とする相は、少なくともハード磁性相であ
る（Ｆｅ，Ｃｏ）17Ｓｍ2相と、少なくともソフト磁性
相である（Ｆｅ，Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相、ｂｃｃ−（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）相または残留非晶質相との交換結合により磁
気特牲が決定されるナノ結晶ＳｍＣｏ系硬磁性合金粉末
であり、上記非晶質相を主相とする第二の合金粉末を原
料とする相は、少なくともハード磁性相であるＲ2Ｆｅ1
4Ｂ相と少なくともソフト磁性相であるｂｃｃ−（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）相または残留非晶質相との交換結合により磁
気特性が決定されるナノ結晶Ｆｅ−Ｍ−Ｂ系硬磁性合金
粉末であることがわかる。
【０１１１】（実施例７〜８、比較例１１）実施例５と
同様にして、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2 Ｂ7なる
組成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末と、Ｆｅ73
Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする
第二の合金粉末とを重量比で１：１となるように混合し
た複合粉末を用いてバルク試料（実施例７）を作製し
た。また、同様にしてＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2
Ｂ7なる組成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末
と、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を
主相とする第二の合金粉末とを重量比で２：８となるよ
うに混合した複合粉末を用いてバルク試料（実施例８）
を作製した。また、比較のために、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2
Ｎｄ5Ｂ5なる組成の薄帯試料（比較例１１）を用意し
た。実施例７と８のバルク試料と、比較例１１の薄帯試
料を、２７゜Ｃ（３００Ｋ）〜１７７゜Ｃ（４５０Ｋ）
の外部温度での保磁力（Ｈ）変化を振動試料型磁化測定
装置（ＶＳＭ）を用い、１．５Ｔの外部磁場を加えなが
ら測定した。その結果を図５８に示す。実施例７のバル
ク試料の温度変化率は−０．２５％／Ｋ、実施例８のバ
ルク試料の温度変化率は−０．３１％／Ｋ、比較例１１
の薄帯試料の温度変化率は−０．３４％／Ｋであった。
同様にして、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2 Ｂ7なる
組成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末と、Ｆｅ73
Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする
第二の合金粉末とを重量比で１：１となるように混合し
た複合粉末を用いてバルク試料（実施例７）を作製し
た。また、同様にしてＳｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2
Ｂ7なる組成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末
と、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を
主相とする第二の合金粉末とを重量比で２：８となるよ
うに混合した複合粉末を用いてバルク試料（実施例８）
を作製した。また、比較のために、Ｆｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2
Ｎｄ5Ｂ5なる組成の薄帯試料（比較例１１）を用意し
た。実施例７と８のバルク試料と、比較例１１の薄帯試
料を、２７゜Ｃ（３００Ｋ）〜１７７゜Ｃ（４５０Ｋ）
の外部温度での保磁力（Ｈ）変化を振動試料型磁化測定
装置（ＶＳＭ）を用い、１．５Ｔの外部磁場を加えなが
ら測定した。その結果を図５８に示す。実施例７のバル
ク試料の温度変化率は−０．２５％／Ｋ、実施例８のバ
ルク試料の温度変化率は−０．３１％／Ｋ、比較例１１
の薄帯試料の温度変化率は−０．３４％／Ｋであった。
【０１１２】図５８から明らかなように、上記非晶質相
を主相とする第一の合金粉末を全く加えていない（Ｓｍ
12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成の非晶質相が含
まれていない）比較例１１の薄帯試料よりも、上記第一
の合金粉末が重量比で２割含まれている実施例８のバル
ク試料の方が温度変化に対する保磁力の低下率が低いこ
とがわかる。また、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7
なる組成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末と、Ｆ
ｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を主相と
する第二の合金粉末との混合比の異なる実施例７と実施
例８のバルク試料とでは、上記非晶質相を主相とする第
一の合金粉末の含有比率の高い実施例７の試料の方が、
温度変化に対する保磁力の低下率が低いことがわかる。
従って、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成の
非晶質相を主相とする第一の合金粉末の混合比率を高め
ることにより、温度変化率の絶対値を小さくすることが
でき、耐熱性に優れた磁石とすることができ、温度変化
のある環境下で使用される磁気式センサ等に使用される
磁石として有用である。
を主相とする第一の合金粉末を全く加えていない（Ｓｍ
12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成の非晶質相が含
まれていない）比較例１１の薄帯試料よりも、上記第一
の合金粉末が重量比で２割含まれている実施例８のバル
ク試料の方が温度変化に対する保磁力の低下率が低いこ
とがわかる。また、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7
なる組成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末と、Ｆ
ｅ73Ｃｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を主相と
する第二の合金粉末との混合比の異なる実施例７と実施
例８のバルク試料とでは、上記非晶質相を主相とする第
一の合金粉末の含有比率の高い実施例７の試料の方が、
温度変化に対する保磁力の低下率が低いことがわかる。
従って、Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成の
非晶質相を主相とする第一の合金粉末の混合比率を高め
ることにより、温度変化率の絶対値を小さくすることが
でき、耐熱性に優れた磁石とすることができ、温度変化
のある環境下で使用される磁気式センサ等に使用される
磁石として有用である。
【０１１３】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明の
複合型硬磁性材料は、ＣｏとＳｍを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび／また
はＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末とを混合した複合粉末
が固化成形されてなるもの、あるいは、Ｃｏを主成分と
してＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以
下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末と、Ｆｅお
よび／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくと
も含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相
を主相とする硬磁性粉末と、樹脂とが混合され、固化成
形されてなるものであるので、着磁特性および温度特性
が優れるうえ良好な硬磁気特性を備えた高温で使用する
スロットルポジションセンサ（角度センサ）等のセンサ
に使用される永久磁石として有用である。
複合型硬磁性材料は、ＣｏとＳｍを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび／また
はＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末とを混合した複合粉末
が固化成形されてなるもの、あるいは、Ｃｏを主成分と
してＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以
下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末と、Ｆｅお
よび／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくと
も含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相
を主相とする硬磁性粉末と、樹脂とが混合され、固化成
形されてなるものであるので、着磁特性および温度特性
が優れるうえ良好な硬磁気特性を備えた高温で使用する
スロットルポジションセンサ（角度センサ）等のセンサ
に使用される永久磁石として有用である。
【０１１４】また、本発明の複合型硬磁性材料にあって
は、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂと
を少なくとも含んでなる非晶質相を主相とする合金粉末
に、ＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる非晶質相を主相
とする合金粉末を添加、あるいはＦｅおよび／またはＣ
ｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬
磁性粉末に、Ｃｏを主成分としてＳｍを少なくとも含
み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主
相とする硬磁性粉末を添加したことにより、Ｆｅおよび
／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含
んでなる非晶質相を主相とする合金粉末あるいはＦｅお
よび／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくと
も含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相
を主相とする硬磁性粉末のみでは達成することができな
い優れた温度特性が得られ、また、硬磁性材料を高価な
希土類元素を含むＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる非
晶質相を主相とする合金粉末あるいはＣｏを主成分とし
てＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下
の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末のみから構成
した場合に比べて、高価な希土類元素及びＣｏ元素の使
用量が少なくて済む。
は、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂと
を少なくとも含んでなる非晶質相を主相とする合金粉末
に、ＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる非晶質相を主相
とする合金粉末を添加、あるいはＦｅおよび／またはＣ
ｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬
磁性粉末に、Ｃｏを主成分としてＳｍを少なくとも含
み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主
相とする硬磁性粉末を添加したことにより、Ｆｅおよび
／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含
んでなる非晶質相を主相とする合金粉末あるいはＦｅお
よび／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくと
も含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相
を主相とする硬磁性粉末のみでは達成することができな
い優れた温度特性が得られ、また、硬磁性材料を高価な
希土類元素を含むＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる非
晶質相を主相とする合金粉末あるいはＣｏを主成分とし
てＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下
の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末のみから構成
した場合に比べて、高価な希土類元素及びＣｏ元素の使
用量が少なくて済む。
【０１１５】さらに、本発明の複合型硬磁性材料にあっ
ては、上記非晶質相を主相とする合金粉末中の非晶質相
が結晶化するときの軟化現象を利用して上記複合粉末が
固化成形されたものであるので、高密度の複合型硬磁性
材料からなるバルクを提供できる。また、本発明の複合
型硬磁性材料からなるバルクあるいは成形体は、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。また、本発明の複合型硬磁性材料におい
て、上記複合粉末の固化成形時の圧力印加方向と平行な
方向に着磁されたものにあっては、角度センサ等の構成
材料として良好な磁気特性を示すものを提供できる。さ
らに、本発明の複合型硬磁性材料において、室温から１
２０゜Ｃまでの温度範囲において、パーミアンス係数１
〜１０での磁化の温度変化率が−０．０４％／゜Ｃ以下
のものにあっては、角度センサ等の構成材料として用い
た場合、温度変化に起因する出力のドリフトを防止で
き、検出精度の向上が可能である。すなわち、本発明の
複合型硬磁性材料を温度変化のある環境下で使用される
スロットルポジションセンサ等の磁気型センサの構成材
料として用いた場合、動作温度が変化しても本発明の複
合型硬磁性材料から構成した磁石は温度特性の変化が殆
どなく、電圧出力の検出結果に誤差が生じるのを低減で
きるので、検出精度の良好な磁気型センサの提供が可能
である。
ては、上記非晶質相を主相とする合金粉末中の非晶質相
が結晶化するときの軟化現象を利用して上記複合粉末が
固化成形されたものであるので、高密度の複合型硬磁性
材料からなるバルクを提供できる。また、本発明の複合
型硬磁性材料からなるバルクあるいは成形体は、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。また、本発明の複合型硬磁性材料におい
て、上記複合粉末の固化成形時の圧力印加方向と平行な
方向に着磁されたものにあっては、角度センサ等の構成
材料として良好な磁気特性を示すものを提供できる。さ
らに、本発明の複合型硬磁性材料において、室温から１
２０゜Ｃまでの温度範囲において、パーミアンス係数１
〜１０での磁化の温度変化率が−０．０４％／゜Ｃ以下
のものにあっては、角度センサ等の構成材料として用い
た場合、温度変化に起因する出力のドリフトを防止で
き、検出精度の向上が可能である。すなわち、本発明の
複合型硬磁性材料を温度変化のある環境下で使用される
スロットルポジションセンサ等の磁気型センサの構成材
料として用いた場合、動作温度が変化しても本発明の複
合型硬磁性材料から構成した磁石は温度特性の変化が殆
どなく、電圧出力の検出結果に誤差が生じるのを低減で
きるので、検出精度の良好な磁気型センサの提供が可能
である。
【０１１６】また、本発明の複合型硬磁性材料におい
て、上記複合粉末中のＣｏとＳｍを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび／また
はＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末を重量比で５：９５乃
至８０：２０の割合で混合したものにあっては、特に、
高価な希土類元素及びＣｏ元素の使用量を少なくしてコ
ストをおさえても、着磁特性および温度特性が優れるう
え良好な硬磁気特性を備えた磁石を提供でき、従って、
温度変化のある環境下で使用されるスロットルポジショ
ンセンサ（角度センサ）やＥＧＲバルブに備えられるＥ
ＧＲセンサ等のセンサに使用される永久磁石として好適
である。また、本発明の複合型硬磁性材料において、上
記ＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる非晶質相を主相と
する合金粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希土類元
素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶質相を主相と
する合金粉末を重量比で１：１の割合で混合したものに
あっては、高価な希土類元素およびＣｏ元素の使用量を
少なくしてコストをおさえても、着磁特性および温度特
性が優れるうえ良好な硬磁気特性を備えており、温度変
化のある環境下で使用される磁気式センサに使用される
磁石として特に有用である。また、本発明の複合型硬磁
性材料の製造方法によれば、上述のような特性の良好な
複合型硬磁性材料を製造できる。また、本発明の複合型
硬磁性材料の製造方法において、特に、上記粉末あるい
は上記粉末と樹脂の固化成形時あるいは固化成形後に上
記固化成形時の圧力印加方向と平行な方向に着磁する
と、上記固化成形時の圧力印加方向と平行な方向に着磁
された複合型硬磁性材料を好適に得ることができる。
て、上記複合粉末中のＣｏとＳｍを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび／また
はＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末を重量比で５：９５乃
至８０：２０の割合で混合したものにあっては、特に、
高価な希土類元素及びＣｏ元素の使用量を少なくしてコ
ストをおさえても、着磁特性および温度特性が優れるう
え良好な硬磁気特性を備えた磁石を提供でき、従って、
温度変化のある環境下で使用されるスロットルポジショ
ンセンサ（角度センサ）やＥＧＲバルブに備えられるＥ
ＧＲセンサ等のセンサに使用される永久磁石として好適
である。また、本発明の複合型硬磁性材料において、上
記ＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる非晶質相を主相と
する合金粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希土類元
素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶質相を主相と
する合金粉末を重量比で１：１の割合で混合したものに
あっては、高価な希土類元素およびＣｏ元素の使用量を
少なくしてコストをおさえても、着磁特性および温度特
性が優れるうえ良好な硬磁気特性を備えており、温度変
化のある環境下で使用される磁気式センサに使用される
磁石として特に有用である。また、本発明の複合型硬磁
性材料の製造方法によれば、上述のような特性の良好な
複合型硬磁性材料を製造できる。また、本発明の複合型
硬磁性材料の製造方法において、特に、上記粉末あるい
は上記粉末と樹脂の固化成形時あるいは固化成形後に上
記固化成形時の圧力印加方向と平行な方向に着磁する
と、上記固化成形時の圧力印加方向と平行な方向に着磁
された複合型硬磁性材料を好適に得ることができる。
【図１】 本発明の複合型硬磁性材料のバルクを製造す
る際に用いた放電プラズマ焼結装置の一例の要部の構造
を示す断面図である。
る際に用いた放電プラズマ焼結装置の一例の要部の構造
を示す断面図である。
【図２】 図１に示す放電プラズマ焼結装置で原料粉末
に印加するパルス電流波形の一例を示す図である。
に印加するパルス電流波形の一例を示す図である。
【図３】 バルクを製造する際に、焼結圧力付加方向を
説明するための斜視図である。
説明するための斜視図である。
【図４】 Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組成
の非晶質相を主相とする合金粉末とＦｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2
Ｐｒ7Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末を用
いた実施例１のバルク試料のＺ方向に外部から磁場−５
Ｔ〜５Ｔを加えながら試料内部に生じる磁束密度を測定
したＢ−Ｈループを示す図である。
の非晶質相を主相とする合金粉末とＦｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2
Ｐｒ7Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末を用
いた実施例１のバルク試料のＺ方向に外部から磁場−５
Ｔ〜５Ｔを加えながら試料内部に生じる磁束密度を測定
したＢ−Ｈループを示す図である。
【図５】 実施例１のバルク試料のＸ方向（Ｚ方向と直
角な方向）に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えながら試
料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループを示す
図である。
角な方向）に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えながら試
料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループを示す
図である。
【図６】 Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組成
の非晶質相を主相とする合金粉末とＦｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2
Ｐｒ7Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末を用
いた実施例２のバルク試料のＺ方向に外部から磁場−５
Ｔ〜５Ｔを加えながら試料内部に生じる磁束密度を測定
したＢ−Ｈループを示す図である。
の非晶質相を主相とする合金粉末とＦｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2
Ｐｒ7Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする合金粉末を用
いた実施例２のバルク試料のＺ方向に外部から磁場−５
Ｔ〜５Ｔを加えながら試料内部に生じる磁束密度を測定
したＢ−Ｈループを示す図である。
【図７】 実施例２のバルク試料のＸ方向（Ｚ方向と直
角な方向）に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えながら試
料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループを示す
図である。
角な方向）に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えながら試
料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループを示す
図である。
【図８】 Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組成
の非晶質相を主相とする合金粉末を用いた比較例１のバ
ルク試料のＺ方向に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えな
がら試料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループ
を示す図である。
の非晶質相を主相とする合金粉末を用いた比較例１のバ
ルク試料のＺ方向に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えな
がら試料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループ
を示す図である。
【図９】 比較例１のバルク試料のＸ方向（Ｚ方向と直
角な方向）に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えながら試
料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループを示す
図である。
角な方向）に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えながら試
料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループを示す
図である。
【図１０】 Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組
成の非晶質相を主相とする合金粉末を用いた比較例２の
バルク試料のＺ方向に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加え
ながら試料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈルー
プを示す図である。
成の非晶質相を主相とする合金粉末を用いた比較例２の
バルク試料のＺ方向に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加え
ながら試料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈルー
プを示す図である。
【図１１】 比較例２のバルク試料のＸ方向（Ｚ方向と
直角な方向）に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えながら
試料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループを示
す図である。
直角な方向）に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えながら
試料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループを示
す図である。
【図１２】 Ｆｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5なる組成の非
晶質相を主相とする合金粉末を用い た比較例３のバル
ク試料のＺ方向に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えなが
ら試料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループを
示す図である。
晶質相を主相とする合金粉末を用い た比較例３のバル
ク試料のＺ方向に外部から磁場−５Ｔ〜５Ｔを加えなが
ら試料内部に生じる磁束密度を測定したＢ−Ｈループを
示す図である。
【図１３】 Ｆｅ76Ｃｏ10Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5なる組成の非
晶質相を主相とする合金粉末を用い た比較例３のバル
ク試料のＸ方向（Ｚ方向と直角な方向）に外部から磁場
−５Ｔ〜５Ｔを加えながら試料内部に生じる磁束密度を
測定したＢ−Ｈループを示す図である。
晶質相を主相とする合金粉末を用い た比較例３のバル
ク試料のＸ方向（Ｚ方向と直角な方向）に外部から磁場
−５Ｔ〜５Ｔを加えながら試料内部に生じる磁束密度を
測定したＢ−Ｈループを示す図である。
【図１４】 実施例１のバルク試料のＺ方向に外部から
磁場−１５ｋＯｅ〜１５ｋＯｅを加えながら試料内部に
生じる磁化を測定したＩ−Ｈループを示す図である。
磁場−１５ｋＯｅ〜１５ｋＯｅを加えながら試料内部に
生じる磁化を測定したＩ−Ｈループを示す図である。
【図１５】 実施例１のバルク試料のＸ方向（Ｚ方向と
直角な方向）に外部から磁場−１５ｋＯｅ〜１５ｋＯｅ
を加えながら試料内部に生じる磁化を測定したＩ−Ｈル
ープを示す図である。
直角な方向）に外部から磁場−１５ｋＯｅ〜１５ｋＯｅ
を加えながら試料内部に生じる磁化を測定したＩ−Ｈル
ープを示す図である。
【図１６】 非晶質相を主相とする第一の合金粉末と非
晶質相を主相とする第二の合金粉末の混合比（重量割
合）を変更したバルク試料の成形時圧力印加方向の磁気
特性と密度の測定結果を示すグラフである。
晶質相を主相とする第二の合金粉末の混合比（重量割
合）を変更したバルク試料の成形時圧力印加方向の磁気
特性と密度の測定結果を示すグラフである。
【図１７】 非晶質相を主相とする第一の合金粉末と非
晶質相を主相とする第二の合金粉末の混合比（重量割
合）を変更したバルク試料の成形時圧力印加方向に外部
から磁場を加えながら試料内部に生じる磁化を測定した
Ｉ−Ｈループを示す図である。
晶質相を主相とする第二の合金粉末の混合比（重量割
合）を変更したバルク試料の成形時圧力印加方向に外部
から磁場を加えながら試料内部に生じる磁化を測定した
Ｉ−Ｈループを示す図である。
【図１８】 非晶質相を主相とする第一の合金粉末と非
晶質相を主相とする第二の合金粉末を重量比で１：１混
合した実施例５のバルク試料の成形時圧力印加方向と平
行な方向に外部から磁場を加えながら試料内部に生じる
磁化を測定したＩ−Ｈループと、このバルク試料の成形
時圧力印加方向と直交する方向に外部から磁場を加えな
がら試料内部に生じる磁化を測定したＩ−Ｈループを示
す図である。
晶質相を主相とする第二の合金粉末を重量比で１：１混
合した実施例５のバルク試料の成形時圧力印加方向と平
行な方向に外部から磁場を加えながら試料内部に生じる
磁化を測定したＩ−Ｈループと、このバルク試料の成形
時圧力印加方向と直交する方向に外部から磁場を加えな
がら試料内部に生じる磁化を測定したＩ−Ｈループを示
す図である。
【図１９】 図１８の実施例５のバルク試料の成形時圧
力印加方向と平行な方向に外部から磁場を加えながら試
料内部に生じる磁化を測定した減磁曲線と、非晶質相を
主相とする第一の合金粉末を原料とする相の磁化曲線と
非晶質相を主相とする第二の合金粉末を原料とする相と
の磁化曲線から算出した計算磁化曲線を示す拡大図であ
る。
力印加方向と平行な方向に外部から磁場を加えながら試
料内部に生じる磁化を測定した減磁曲線と、非晶質相を
主相とする第一の合金粉末を原料とする相の磁化曲線と
非晶質相を主相とする第二の合金粉末を原料とする相と
の磁化曲線から算出した計算磁化曲線を示す拡大図であ
る。
【図２０】 図１８の実施例５のバルク試料の成形時圧
力印加方向と直交する方向に外部から磁場を加えながら
試料内部に生じる磁化を測定した減磁曲線と、非晶質相
を主相とする第一の合金粉末を原料とする相の磁化曲線
と非晶質相を主相とする第二の合金粉末を原料とする相
との磁化曲線から算出した計算磁化曲線を示す拡大図で
ある。
力印加方向と直交する方向に外部から磁場を加えながら
試料内部に生じる磁化を測定した減磁曲線と、非晶質相
を主相とする第一の合金粉末を原料とする相の磁化曲線
と非晶質相を主相とする第二の合金粉末を原料とする相
との磁化曲線から算出した計算磁化曲線を示す拡大図で
ある。
【図２１】 実施例５のバルク試料の成形時圧力印加方
向と平行な方向に磁場を加えて磁化を測定した場合、磁
場を０にしたときの磁化の状態を示す模式図である。
向と平行な方向に磁場を加えて磁化を測定した場合、磁
場を０にしたときの磁化の状態を示す模式図である。
【図２２】 実施例５のバルク試料の成形時圧力印加方
向と直交方向に磁場を加えて磁化を測定した場合、磁場
を０にしたときの磁化の状態を示す模式図である。
向と直交方向に磁場を加えて磁化を測定した場合、磁場
を０にしたときの磁化の状態を示す模式図である。
【図２３】 本発明の硬磁性材料からなるバルク試料が
備えられるスロットルバルブセンサの概略構成を示す図
である。
備えられるスロットルバルブセンサの概略構成を示す図
である。
【図２４】 本発明の硬磁性材料からなるバルク試料を
用いたスロットルバルブセンサの出力例を示すグラフで
ある。
用いたスロットルバルブセンサの出力例を示すグラフで
ある。
【図２５】 Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組
成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固化成形し
た試料の金属組織のＴＥＭ写真である。
成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固化成形し
た試料の金属組織のＴＥＭ写真である。
【図２６】 Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組
成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固化成形し
た試料の金属組織のＴＥＭ写真である。
成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固化成形し
た試料の金属組織のＴＥＭ写真である。
【図２７】 Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7からな
る非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固化成形した
試料の金属組織をＴＥＭにより観察するときに倍率を変
えたときのＴＥＭ写真である。
る非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固化成形した
試料の金属組織をＴＥＭにより観察するときに倍率を変
えたときのＴＥＭ写真である。
【図２８】 図２５における結晶１の電子線回折結果を
示す図である。
示す図である。
【図２９】 図２５における結晶２の電子線回折結果を
示す図である。
示す図である。
【図３０】 図２５における非晶質相３の電子線回折結
果を示す図である。
果を示す図である。
【図３１】 図２６におけるハード磁性相１の電子線回
折結果を示す図である。
折結果を示す図である。
【図３２】 図２６におけるハード磁性相１の電子線回
折結果を示す図である。
折結果を示す図である。
【図３３】 図２６における非晶質相３の電子線回折結
果を示す図である。
果を示す図である。
【図３４】 Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組
成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固化成形し
た試料の金属組織のＴＥＭ写真である。
成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固化成形し
た試料の金属組織のＴＥＭ写真である。
【図３５】 Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組
成からなる非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固化
成形した試料の金属組織をＴＥＭにより観察するときに
倍率を変えたときのＴＥＭ写真である。
成からなる非晶質相を主相とする第一の合金粉末を固化
成形した試料の金属組織をＴＥＭにより観察するときに
倍率を変えたときのＴＥＭ写真である。
【図３６】 図３４における結晶１の電子線回折結果を
示す図である。
示す図である。
【図３７】 図３４における結晶２の電子線回折結果を
示す図である。
示す図である。
【図３８】 図３４における非晶質相３の電子線回折結
果を示す図である。
果を示す図である。
【図３９】 Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組
成の薄帯試料を熱処理して得られた薄帯試料のＸ線回析
分析の結果を示す図である。
成の薄帯試料を熱処理して得られた薄帯試料のＸ線回析
分析の結果を示す図である。
【図４０】 Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）81Ｎｂ2Ｂ5なる組
成の薄帯試料を熱処理して得られた薄帯試料のＸ線回折
分析の結果を示す図である。
成の薄帯試料を熱処理して得られた薄帯試料のＸ線回折
分析の結果を示す図である。
【図４１】 Ｆｅ86Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5からなる第二の非晶
質相を主相とする合金粉末を固化成形した試料の金属組
織のＴＥＭ写真である。
質相を主相とする合金粉末を固化成形した試料の金属組
織のＴＥＭ写真である。
【図４２】 Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5からなる第二の非晶
質相を主相とする合金粉末を固化成形した試料の金属組
織のＴＥＭ写真である。
質相を主相とする合金粉末を固化成形した試料の金属組
織のＴＥＭ写真である。
【図４３】 Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5からなる第二の非晶
質相を主相とする合金粉末を固化成形した試料の金属組
織をＴＥＭにより観察するときに倍率を変えたときのＴ
ＥＭ写真である。
質相を主相とする合金粉末を固化成形した試料の金属組
織をＴＥＭにより観察するときに倍率を変えたときのＴ
ＥＭ写真である。
【図４４】 図４１における結晶質相１の電子線回折結
果を示す図である。
果を示す図である。
【図４５】 図４１における結晶質相２の電子線回折結
果を示す図である。
果を示す図である。
【図４６】 図４１における結晶質相３の電子線回折結
果を示す図である。
果を示す図である。
【図４７】 図４１における結晶質相４の電子線回折結
果を示す図である。
果を示す図である。
【図４８】 図４１における結晶質相１のエネルギー分
散型Ｘ線分析法により成分分析を行った結果を示す図で
ある。
散型Ｘ線分析法により成分分析を行った結果を示す図で
ある。
【図４９】 図４１における結晶質相３のエネルギー分
散型Ｘ線分析法により成分分析を行った結果を示す図で
ある。
散型Ｘ線分析法により成分分析を行った結果を示す図で
ある。
【図５０】 図４２における結晶質相１の電子線回折結
果を示す図である。
果を示す図である。
【図５１】 図４２における結晶質相２の電子線回折結
果を示す図である。
果を示す図である。
【図５２】 図４２における非晶質相３の電子線回折結
果を示す図である。
果を示す図である。
【図５３】 図４２における結晶質相１のエネルギー分
散型Ｘ線分析法により成分分析を行った結果を示す図で
ある。
散型Ｘ線分析法により成分分析を行った結果を示す図で
ある。
【図５４】 図４２における結晶質相２のエネルギー分
散型Ｘ線分析法により成分分析を行った結果を示す図で
ある。
散型Ｘ線分析法により成分分析を行った結果を示す図で
ある。
【図５５】 図４３における結晶質相１の電子線回折結
果を示す図である。
果を示す図である。
【図５６】 図４３における結晶質相２の電子線回折結
果を示す図である。
果を示す図である。
【図５７】 図４３における非晶質相３の電子線回折結
果を示す図である。
果を示す図である。
【図５８】 Ｓｍ12（Ｃｏ60Ｆｅ23）79Ｎｂ2Ｂ7なる組
成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末と、Ｆｅ73Ｃ
ｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする第
二の合金粉末との混合比が異なる試料（磁石）における
保磁力の温度依存性を示す図である。
成の非晶質相を主相とする第一の合金粉末と、Ｆｅ73Ｃ
ｏ15Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5なる組成の非晶質相を主相とする第
二の合金粉末との混合比が異なる試料（磁石）における
保磁力の温度依存性を示す図である。
１・・・ダイス、２・・・上パンチ、３・・・下パンチ、４・・・基
台、５・・・基台、６・・・複合粉末、７・・・熱電対、８・・・外
枠ダイス、１１・・・高保磁力粉末、１２・・・低保磁力粉
末、１０３，１０４・・・磁石（複合型硬磁性材料）。
台、５・・・基台、６・・・複合粉末、７・・・熱電対、８・・・外
枠ダイス、１１・・・高保磁力粉末、１２・・・低保磁力粉
末、１０３，１０４・・・磁石（複合型硬磁性材料）。
───────────────────────────────────────────────────── 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 1/06 Ｈ０１Ｆ 1/04 Ｂ 1/06 Ａ (72)発明者 小島 章伸 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 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 AA11 AA27 BB04 BB07 GA01 KA45 KA61 5E040 AA04 AA06 AA19 AC05 BD00 BD01 CA01 HB00 HB03 NN01 NN06 NN12 NN13 NN15
Claims (29)
- 【請求項１】 ＣｏとＳｍを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏ
と、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶
質相を主相とする合金粉末とを混合した複合粉末が固化
成形されてなることを特徴とする複合型硬磁性材料。 - 【請求項２】 前記非晶質相を主相とする合金粉末中の
非晶質相が結晶化するときの軟化現象を利用して前記複
合粉末が固化成形されてなることを特徴とする請求項１
記載の複合型硬磁性材料。 - 【請求項３】 Ｃｏを主成分としてＳｍを少なくとも含
み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主
相とする硬磁性粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希
土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結晶粒径１
００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末
と、樹脂とが混合され、固化成形されてなることを特徴
とする複合型硬磁性材料。 - 【請求項４】 請求項１ないし３のいずれかに記載の複
合型硬磁性材料であって、残留磁化（Ｉｒ）が０．６Ｔ
以上であり、かつ飽和磁化（Ｉ5）と、残留磁化（ Ｉ
ｒ）との比率が０．６Ｔ以上であり、かつ保磁力（ｉＨ
ｃ）が２ないし９ｋＯｅであることを特徴とする複合型
硬磁性材料。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれかに記載の複合型
硬磁性材料において、ＣｏとＳｍを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末またはＣｏを主成分と
してＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以
下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末が下記組成
式で表されるものであることを特徴とする複合型硬磁性
材料。 （Ｃｏ1-fＴf）100-x-y-z-tＭxＳｍyＲzＱt 但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上の
元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうちの１
種または２種以上の元素であり、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または２種以
上の元素であり、Ｑは、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種
または２種以上の元素であり、 ０≦ｆ＜０．５、０原
子％≦ｘ≦４原子％、８原子％≦ｙ≦１６原子％、０原
子％≦ｚ≦５原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、
８原子％≦ｘ＋ｙ＋ｚ≦１６原子％である。 - 【請求項６】 請求項１〜４のいずれかに記載の複合型
硬磁性材料において、ＣｏとＳｍを少なくとも含んでな
る非晶質相を主相とする合金粉末またはＣｏを主成分と
してＳｍを少なくとも含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以
下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末が下記組成
式で表されるものであることを特徴とする複合型硬磁性
材料。 （Ｃｏ1-fＴf）100-x-y-z-t-uＭxＳｍyＲzＱtＸu 但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上の
元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうちの１
種または２種以上の元素であり、ＲはＳｃ、Ｙ、Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの１種または２種以
上の元素であり、Ｑは、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種
または２種以上の元素であり、Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇ
ａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕのうちの１種または２種以
上の元素であり、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原
子％、８原子％≦ｙ≦１６原子％、０原子％≦ｚ≦５原
子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、０原子％≦ｕ≦
５原子％、８原子％≦ｘ＋ｙ＋ｚ≦１６原子％である。 - 【請求項７】 請求項５または請求項６に記載の複合型
硬磁性材料において、前記粉末の組成比を示すｆが、
０．２≦ｆ＜０．５の範囲であることを特徴とする複合
型硬磁性材料。 - 【請求項８】 請求項１ないし７のいずれかに記載の複
合型硬磁性材料であって、Ｎｂを必ず含むことを特徴と
する複合型硬磁性材料。 - 【請求項９】 請求項１〜４のいずれかに記載の複合型
硬磁性材料において、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希土
類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶質相を主
相とする合金粉末またはＦｅおよび／またはＣｏと、希
土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結晶粒径１
００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末
が下記組成式で表されるものであることを特徴とする複
合型硬磁性材料。 ＴgＭhＲjＢk ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、ＮｉのうちＦｅまたはＣｏを
必須とする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ｇ、ｈ、ｊ、ｋ
は原子％で、５０≦ｇ、０≦ｈ≦１５、３≦ｊ≦２０、
２≦ｋ≦２０である。 - 【請求項１０】 請求項９記載の複合型硬磁性材料にお
いて、前記粉末の組成式中の組成比を示すｇ、ｈ、ｊ、
ｋは原子％で、８０≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦５、３≦
ｊ≦１０、３≦ｋ≦７であることを特徴とする複合型硬
磁性材料。 - 【請求項１１】 請求項９記載の複合型硬磁性材料にお
いて、前記粉末の組成式中の組成比を示すｇ、ｈ、ｊ、
ｋは原子％で、８６≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦３、３≦
ｊ≦７、３≦ｋ≦５であることを特徴とする複合型硬磁
性材料。 - 【請求項１２】 請求項１〜４のいずれかに記載の複合
型硬磁性材料において、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希
土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶質相を
主相とする合金粉末またはＦｅおよび／またはＣｏと、
希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉
末が下記組成式で表されるものであることを特徴とする
複合型硬磁性材料。 ＴgＭhＲjＢkＥm ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、ＮｉのうちＦｅまたはＣｏを
必須とする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、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ｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｍは原子％で、５
０≦ｇ、０≦ｈ≦１５、３≦ｊ≦２０、２≦ｋ≦２０、
０≦ｍ≦１０である。 - 【請求項１３】 請求項１２記載の複合型硬磁性材料に
おいて、前記粉末の組成式中の組成比を示すｇ、ｈ、
ｊ、ｋ、ｍは原子％で、８０≦ｇ≦９３、０．５≦ｈ≦
５、３≦ｊ≦１０、３≦ｋ≦７、ｍ≦５であることを特
徴とする複合型硬磁性材料。 - 【請求項１４】 請求項１２記載の複合型硬磁性材料に
おいて、前記粉末の前記組成式中の組成比を示すｇ、
ｈ、ｊ、ｋ、ｍは原子％で、８６≦ｇ≦９３、０．５≦
ｈ≦３、３≦ｊ≦７、３≦ｋ≦５、０．１≦ｍ≦５であ
ることを特徴とする複合型硬磁性材料。 - 【請求項１５】 請求項１〜４のいずれかに記載の複合
型硬磁性材料において、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希
土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶質相を
主相とする合金粉末またはＦｅおよび／またはＣｏと、
希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉
末が下記組成式で表されるものであることを特徴とする
複合型硬磁性材料。 ＴgＭhＲjＢkＧn ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、ＮｉのうちＦｅまたはＣｏを
必須とする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、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓ
ｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち１種以上の元素を表わし、組
成比を示すｇ、ｈ、ｊ、ｋ、ｎは原子％で、５０≦ｇ、
０≦ｈ≦１５、３≦ｊ≦２０、２≦ｋ≦２０、０≦ｎ≦
１０である。 - 【請求項１６】 請求項１５記載の複合型硬磁性材料に
おいて、前記粉末の前記組成式中の組成比を示すｇ、
ｈ、ｊ、ｋ、ｎは原子％で、８０≦ｇ≦９３、０．５≦
ｈ≦５、３≦ｊ≦１０、３≦ｋ≦７、ｎ≦５であること
を特徴とする複合型硬磁性材料。 - 【請求項１７】 請求項１５記載の複合型硬磁性材料に
おいて、前記粉末の前記組成式中の組成比を示すｇ、
ｈ、ｊ、ｋ、ｎは原子％で、８６≦ｇ≦９３、０．５≦
ｈ≦３、３≦ｊ≦７、３≦ｋ≦５、０．１≦ｎ≦５であ
ることを特徴とする複合型硬磁性材料。 - 【請求項１８】 請求項１〜４のいずれかに記載の複合
型硬磁性材料において、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希
土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含んでなる非晶質相を
主相とする合金粉末またはＦｅおよび／またはＣｏと、
希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉
末が下記組成式で表されるものであることを特徴とする
複合型硬磁性材料。 ＴgＭhＲjＢkＥmＧn ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、ＮｉのうちＦｅまたはＣｏを
必須とする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、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ｇ、ｈ、
ｊ、ｋ、ｍ、ｎは原子％で、５０≦ｇ、０≦ｈ≦１５、
３≦ｊ≦２０、２≦ｋ≦２０、０≦ｍ≦１０、０≦ｎ≦
１０である。 - 【請求項１９】 請求項１８記載の複合型硬磁性材料に
おいて、前記粉末の前記組成式中の組成比を示すｇ、
ｈ、ｊ、ｋ、ｍ、ｎは原子％で、８０≦ｇ≦９３、０．
５≦ｈ≦５、３≦ｊ≦１０、３≦ｋ≦７、ｍ≦５、ｎ≦
５であることを特徴とする複合型硬磁性材料。 - 【請求項２０】 請求項１８記載の複合型硬磁性材料に
おいて、前記粉末の前記組成式中の組成比を示すｇ、
ｈ、ｊ、ｋ、ｍ、ｎは原子％で、８６≦ｇ≦９３、０．
５≦ｈ≦３、３≦ｊ≦７、３≦ｋ≦５、０．１≦ｍ≦
５、０．１≦ｎ≦５であることを特徴とする複合型硬磁
性材料。 - 【請求項２１】 請求項１ないし２０のいずれかに記載
の複合型硬磁性材料であって、ｂｃｃ構造（体心立方構
造）のＦｅ相もしくはｂｃｃ構造のＦｅＣｏ相もしくは
これらの相が両方含まれたｂｃｃ相と、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相
（Ｒは希土類元素のうちの１種以上の元素を表す。）
と、ＳｍＣｏ相と、残部の非晶質相からなり、前記結晶
相のうちの１種以上の結晶相は平均結晶粒径１００ｎｍ
以下の微細な結晶相からなることを特徴とする複合型硬
磁性材料。 - 【請求項２２】 請求項１ないし２１のいずれかに記載
の複合型硬磁性材料において、前記複合粉末の固化成形
時の圧力印加方向と平行な方向に着磁して使用されるこ
とを特徴する複合型硬磁性材料。 - 【請求項２３】 請求項１ないし２２のいずれかに記載
の複合型硬磁性材料は、室温から１２０゜Ｃまでの温度
範囲において、パーミアンス係数１乃至１０での磁化の
温度変化率が−０．０４％／゜Ｃ以下であることを特徴
とする複合型硬磁性材料。 - 【請求項２４】 請求項１ないし２３のいずれかに記載
の複合型硬磁性材料において、前記複合粉末中のＣｏと
Ｓｍを少なくとも含んでなる非晶質相を主相とする合金
粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、
Ｂとを少なくとも含んでなる非晶質相を主相とする合金
粉末は重量比で５：９５乃至８０：２０の割合で混合さ
れていることを特徴とする複合型硬磁性材料。 - 【請求項２５】 請求項２４に記載の複合型硬磁性材料
において、前記複合粉末中のＣｏとＳｍを少なくとも含
んでなる非晶質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよび
／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含
んでなる非晶質相を主相とする合金粉末は重量比で１：
１の割合で混合されていることを特徴とする複合型硬磁
性材料。 - 【請求項２６】 Ｃｏを主成分としてＳｍを少なくとも
含んでなる非晶質相を主相とする合金粉末と、Ｆｅおよ
び／またはＣｏと、希土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも
含んでなる非晶質相を主相とする合金粉末とを混合した
複合粉末を固化成形するに際して、前記非晶質相を主相
とする合金粉末中の非晶質相が結晶化するときの軟化現
象を利用して前記複合粉末を固化成形することを特徴と
する複合型硬磁性材料の製造方法。 - 【請求項２７】 請求項２６に記載の複合型硬磁性材料
の製造方法において、前記複合粉末の固化成形時あるい
は固化成形後に前記固化成形時の圧力印加方向と平行な
方向に着磁することを特徴とする複合型硬磁性材料の製
造方法。 - 【請求項２８】 Ｃｏを主成分としてＳｍを少なくとも
含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶相を主
相とする硬磁性粉末と、Ｆｅおよび／またはＣｏと、希
土類元素Ｒと、Ｂとを少なくとも含み、平均結晶粒径１
００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とする硬磁性粉末
と、樹脂とを混合し、固化成形することを特徴とする複
合型硬磁性材料の製造方法。 - 【請求項２９】 請求項２８に記載の複合型硬磁性材料
の製造方法において、前記硬磁性粉末と樹脂の固化成形
時あるいは固化成形後に前記固化成形時の圧力印加方向
と平行な方向に着磁することを特徴とする複合型硬磁性
材料の製造方法。
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| JP34493098 | 1998-11-17 | ||
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| KR101449954B1 (ko) | 2012-11-05 | 2014-10-15 | 공주대학교 산학협력단 | 복합 비정질 금속재료 및 그 제조방법 |
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-
1999
- 1999-05-12 JP JP11132054A patent/JP2000216015A/ja not_active Withdrawn
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