JP2001135509A - 等方性希土類磁石材料、等方性ボンド磁石、回転機およびマグネットロール - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 超微結晶粒の硬質磁性相、又は超微結晶粒の
硬質磁性相と軟質磁性相とからなり、着磁性を向上した
高性能の窒化型等方性希土類磁石材料を提供する。 【解決手段】 原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ)}Ｍ_β
Ｎ_γ（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも２種であっ
てＳｍおよびＬａを含み、Ｒに占めるＳｍ比率が50原子
％以上であり、Ｌａ含有量が0.05〜２原子％であり、Ｔ
はＦｅまたはＦｅとＣｏであり、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈ
ｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｃ，Ｃｒ，Ｍｎの少なくとも１
種であり、４≦α≦15，０≦β≦10，10≦γ≦20）で表
される主要成分組成を有し、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主体
とする硬質磁性相から実質的になり、ｂｃｃ構造の軟質
磁性相の平均面積率が10％未満（０％を含む）であるこ
とを特徴とする等方性希土類磁石材料。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、超微結晶粒の硬質
磁性相、あるいは超微結晶粒の硬質磁性相と軟質磁性相
とから実質的になり、従来に比べて着磁性を向上した高
性能の窒化型等方性希土類磁石材料およびそれを用いた
高性能の等方性ボンド磁石に関する。また本発明は、前
記高性能の等方性ボンド磁石を用いて構成した回転機に
関する。また本発明は、前記高性能の等方性ボンド磁石
を用いて構成したマグネットロールに関する。

【０００２】

【従来の技術】従来よりＮｄ-Ｆｅ-Ｂ系磁粉を配合した
等方性ボンド磁石が多用されているが、キュリー温度が
300℃前後と低く、固有保磁力iHcの温度係数が大きいた
め高温での使用が制限されてきた。また近年、Ｓｍ_２Ｆ
ｅ_１７化合物が窒素を吸蔵することによりＮｄ_２Ｆｅ
_１４Ｂ化合物よりも高いキュリー温度：470℃および異
方性磁界：20.7MA/m（260kOe）を有することから、ボン
ド磁石用磁粉として工業化が開始されている。しかし、
Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_ｘ化合物は単磁区臨界粒子径（数μ
ｍ）まで微粒化しないと有用な保磁力を得られない。し
かし、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_ｘ化合物の粉末をバインダーで
結着してなる等方性ボンド磁石を実用性に富んだ1.59MA
/m(20kOe)程度の着磁磁界で着磁して得られる最大エネ
ルギー積(BH)maxは63.7kJ/m^３(8MGOe)程度であり、さら
なる高性能化が困難な状況にある。

【０００３】上記問題を解決する提案として、特開平8-
316018号公報に、Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であ
り、Ｒ中のＳｍの比率は50原子％以上である）、Ｔ（Ｔ
はＦｅまたはＦｅとＣｏである）、ＮおよびＭ（ＭはＺ
ｒであるか、Ｚｒの一部をＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｈ
ｆ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ａｌ，ＣおよびＰから選択される
少なくとも１種の元素で置換したものである）を含有
し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを10〜20原子％、Ｍを２〜10
原子％含有し、残部が実質的にＴであり、Ｒ，Ｔおよび
Ｎを主体とし、ＴｂＣｕ_７型、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型および
Ｔｈ_２Ｎｉ_１７型から選択される少なくとも１種の結晶
相を含む硬質磁性相と、ｂｃｃ構造のＴ相からなる軟質
磁性相とを有し、軟質磁性相の平均結晶粒径が５〜60ｎ
ｍであり、軟質磁性相の割合が10〜60体積％である等方
性磁石粉末および等方性ボンド磁石が開示されている。
また福野、山本、日高：“ＳｍＦｅ_７Ｎ_ｘ＋αＦｅ系微
細複合磁石の開発”，「粉体および粉末冶金」第46巻第
６号（1999）581-588には、前記複合磁石の(BH)maxが、
1.59MA/m（20kOe)で着磁した場合で32〜70kJ/m^３（4.0
〜8.8MGOe）である旨の報告がある。室温の1.59MA/m（2
0kOe)程度の実用性に富んだ低い着磁磁界で着磁した場
合に従来よりも高い(BH)maxを有する窒化型等方性ボン
ド磁石を得られれば（いわゆる着磁性を向上できれ
ば）、各種磁石応用製品の高性能化あるいは小型、軽量
化に寄与することができる。しかしながら、特開平8-31
6018号公報あるいは前記論文に記載の等方性磁石粉末お
よび等方性ボンド磁石はこの着磁性に関し検討の余地を
残していた。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】したがって、本発明の
課題は、超微結晶粒の硬質磁性相、あるいは超微結晶粒
の硬質磁性相と軟質磁性相とから実質的になり、従来に
比べて着磁性を向上した高性能の窒化型等方性希土類磁
石材料およびそれを用いてなる高性能の等方性ボンド磁
石を提供することである。また本発明の課題は、前記等
方性ボンド磁石を用いて構成した高性能の回転機を提供
することである。また本発明の課題は、前記等方性ボン
ド磁石を用いて構成した高性能のマグネットロールを提
供することである。

【０００５】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決した本発
明の等方性希土類磁石材料は、原子％でＲ_αＴ
_{100−(α＋β＋γ)}Ｍ_βＮ_γ（ＲはＹを含む希土類元素
の少なくとも２種であってＳｍおよびＬａを含み、Ｒに
占めるＳｍ比率が50原子％以上であり、Ｌａ含有量が0.
05〜２原子％であり、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏであ
り、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｃ，Ｃ
ｒ，Ｍｎの少なくとも１種であり、４≦α≦15，０≦β
≦10，10≦γ≦20）で表される主要成分組成を有し、Ｔ
ｂＣｕ_７型結晶相を主体とする硬質磁性相から実質的に
なる等方性希土類磁石材料であって、ｂｃｃ構造の軟質
磁性相の平均面積率が10％未満（０％を含む）であるこ
とを特徴とする。前記硬質磁性相の平均結晶粒径が２〜
500ｎｍであり、前記軟質磁性相の平均結晶粒径が２〜6
0ｎｍである場合に、従来に比べて着磁性を向上した等
方性希土類磁石材料を得られ、好ましい。

【０００６】また本発明の等方性希土類磁石材料は、原
子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ)}Ｍ_βＮ_γ（ＲはＹを含
む希土類元素の少なくとも２種であってＳｍおよびＬａ
を含み、Ｒに占めるＳｍ比率が50原子％以上であり、Ｌ
ａ含有量が0.05〜２原子％であり、ＴはＦｅまたはＦｅ
とＣｏであり、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｓｃ，Ｃｒ．Ｍｎの少なくとも１種であり、４≦α
≦15，０≦β≦10，10≦γ≦20）で表される主要成分組
成を有し、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主体とする硬質磁性相
と、ｂｃｃ構造の軟質磁性相とから実質的になる等方性
希土類磁石材料であって、前記硬質磁性相の平均結晶粒
径が２〜500ｎｍであり、前記軟質磁性相の平均結晶粒
径が２〜60ｎｍでありかつ平均面積率が10〜60％である
ことを特徴とする。

【０００７】本発明の等方性希土類磁石材料は、溶湯急
冷法により作製されたＲ−Ｔ系母合金（ＲはＹを含む希
土類元素の少なくとも２種であってＳｍおよびＬａを含
み、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏであり、必要に応じてＺ
ｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｃ，Ｃｒ，Ｍｎの
少なくとも１種からなるＭ元素を含む）に窒化処理を施
すことにより製造できる。Ｒ−Ｔ（−Ｍ）系母合金は超
微結晶粒および／または非晶質状態（より好適なのは非
晶質状態）を呈する。次に、上記ｎｍサイズの超微結晶
粒組織にするための熱処理を施す。次に、所定粒径の粉
末に粉砕し、次いで窒化する。こうして得られた等方性
希土類磁石材料の粉末をバインダーで結着してなる等方
性ボンド磁石は従来の窒化型等方性ボンド磁石に比べて
良好な着磁性を示し、有用である。

【０００８】前記等方性ボンド磁石を組み込んで構成し
た回転機あるいはマグネットロールは従来の窒化型等方
性ボンド磁石を用いて構成したものに比べて高性能のも
のになり、有用である。

【０００９】

【発明の実施の形態】以下に本発明の等方性希土類磁石
材料の組成限定理由を説明する。Ｒ含有量は４〜15原子
％が好ましい。概略の目安として、本発明の等方性希土
類磁石材料が実質的にＴｂＣｕ_７型結晶相を主体とする
硬質磁性相からなる場合、Ｒ含有量を７原子％超15原子
％以下にすることがよく、7.5〜12原子％にすることが
より好ましく、８〜11原子％にすることが特に好まし
い。また本発明の等方性希土類磁石材料がＴｂＣｕ_７型
結晶相を主体とする硬質磁性相とｂｃｃ構造の軟質磁性
相とから実質的になる場合、Ｒ含有量を４原子％以上８
原子％未満にすることが好ましく、4.5〜7.5原子％にす
ることがより好ましく、５〜７原子％にすることが特に
好ましい。Ｒ含有量が４原子％未満ではiHcが397.9kA/m
（５kOe）未満になり、15原子％超ではBr，(BH)maxが顕
著に低下し、いずれの場合も実用に供することが困難に
なる。着磁性を向上するために、Ｒに占めるＳｍ比率が
50原子％以上であり、かつ前記等方性希土類磁石材料の
基本組成全体を100原子％としてＬａ含有量を0.05〜２
原子％に調整することが必須である。Ｌａ含有量が0.05
原子％未満では着磁性を向上することができず、２原子
％超では最終的に得られる等方性ボンド磁石のiHcが39
7.9kA/m（５kOe）未満になり、(BH)max，角形比(Hk/iH
c)が劣化する。Ｒが前記所定量のＳｍおよびＬａを含む
場合に異方性磁界(H_Ａ)および飽和磁束密度（Bs）はや
や低下するが、室温の1.59MA/m（20kOe)で着磁した場合
の等方性ボンド磁石の(BH)maxおよび角形比(Hk/iHc)を
高められ、着磁性を向上することができる。Hkは４πＩ
−Ｈ減磁曲線上において0.9Brの位置におけるＨの読値
であり、角形比(Hk/iHc)は４πＩ−Ｈ減磁曲線の矩形性
の程度を示す。Brは残留磁束密度、Ｈは印加磁界の強
さ、４πＩは磁化の強さ、iHcは固有保磁力である。Ｒ
にはＳｍおよびＬａ以外にＹ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｅ
ｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ
等の他の希土類元素の少なくとも１種を含むことが許容
される。本発明の等方性希土類磁石材料用原料としてＳ
ｍおよびＬａを含むミッシュメタルやジジム等の安価な
混合希土類合金を用いてもよい。Ｒとして、Ｓｍおよび
ＬａとＹ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｅｒの少な
くとも１種の組み合わせが好ましく、ＳｍおよびＬａと
Ｙ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄの少なくとも１種の組み合わせが
より好ましく、不可避的Ｒ成分を除いてＲがＳｍおよび
Ｌａからなる場合が最も好ましい。実用上、Ｒに占める
Ｓｍ比率は70原子％以上がより好ましく、95原子％以上
がさらに好ましい。

【００１０】Ｍ元素はＺｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａ
ｌ，Ｓｃ，Ｃｒ，Ｍｎの少なくとも１種であり、所定量
のＭ元素を含有することにより、溶湯急冷法により得ら
れるＲ−Ｔ−Ｍ系母合金の非晶質化が促進され、最終的
に得られる等方性希土類磁石材料の超微結晶粒化が促進
される。Ｍ元素の含有量は0.2〜10原子％が好ましい。
Ｍ元素の含有量が0.2原子％未満では超急冷し、得られ
るＲ−Ｔ−Ｍ系母合金の非晶質化を促進する効果を実質
的に得られない。さらには最終的に得られる等方性希土
類磁石材料の硬質磁性相あるいは軟質磁性相の超微結晶
粒化を促進する効果を得られず、また超微結晶粒の粒径
分布がシャープになり(BH)max、角形比(Hk/iHc)が向上
するといったＭ元素による添加効果を得られない。一
方、Ｍ元素の含有量が10原子％超では(BH)max，Brの低
下が顕著になる。

【００１１】窒素含有量は10〜20原子％が好ましく、11
〜15原子％がより好ましい。窒素含有量が10原子％未満
および20原子％超では(BH)max，iHcが大きく低下する。

【００１２】Ｆｅの一部をＣｏで置換することによりキ
ュリー温度およびiHcの温度係数を改善することができ
る。前記基本組成全体を100原子％として、Ｃｏ含有量
は0.5〜35原子％が好ましく、１〜20原子％がより好ま
しい。Ｃｏ含有量が0.5原子％未満では添加効果を得ら
れず、Ｃｏ含有量が35原子％超ではBr，iHcが大きく低
下する。

【００１３】硬質磁性相はＲ，ＴおよびＮを主体とし、
六方晶系のＴｂＣｕ_７型結晶相から実質的になることが
好ましいが、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主体とし菱面体晶系
のＴｈ_２Ｚｎ_１７型および／またはＴｈ_２Ｎｉ_１７型結
晶相との混晶からなる場合も本発明に包含される。すな
わち、硬質磁性相においてＴｂＣｕ_７型結晶相の平均面
積率が最大の場合は全て本発明に包含される。なお、Ｍ
元素は主に硬質磁性相中に存在すると判断されるが、軟
質磁性相（Ｔ相）中に存在する場合も観察されている。
硬質磁性相の平均結晶粒径は、好ましくは２〜500ｎ
ｍ、より好ましくは５〜100ｎｍ、特に好ましくは５〜5
0ｎｍである。硬質磁性相の平均結晶粒径が２ｎｍ未満
および500ｎｍ超では実用に耐える(BH)max，iHcを付与
することが困難である。

【００１４】本発明の等方性希土類磁石材料における軟
質磁性相はｂｃｃ（体心立方晶）構造のＴ相であり、α
−Ｆｅであるか、あるいはα−Ｆｅの一部がＣｏ、Ｍ元
素あるいはＲ元素等で置換されたものと判断される。軟
質磁性相の平均結晶粒径が好ましくは２〜60ｎｍ 、さ
らに好ましくは５〜40ｎｍのときに従来に比べて着磁性
を向上でき、高い(BH)max、高い角形比(Hk/iHc)を得ら
れ、397.9kA/m（５kOe）以上のiHcを得ることができ
る。結晶磁気異方性が高い硬質磁性相と飽和磁化が高い
軟質磁性相との混在組織からなる本発明の等方性希土類
磁石材料はｎｍサイズに超微粒化した結晶粒からなるの
で硬質磁性相と軟質磁性相との界面が多数形成されて顕
著な交換異方性を生じているものと判断される。軟質磁
性相の平均結晶粒径が２ｎｍ未満ではBr，(BH)maxが顕
著に劣化し、60ｎｍ超ではiHcが顕著に劣化する。

【００１５】透過型電子顕微鏡により観察すると硬質磁
性相および軟質磁性相は通常不定形状を呈している。平
均結晶粒径は本発明の等方性希土類磁石材料の断面組織
を透過型電子顕微鏡により観察し、撮影した断面写真を
画像解析して算出する。まず、断面写真の測定対象視野
中に存在する軟質磁性相（硬質磁性相）の結晶粒の数
（ｎ）および各結晶粒の断面積の合計（Ｓ)を、画像解
析により算出する。次に、軟質磁性相（硬質磁性相）の
結晶粒１個あたりの平均断面積(S/n)を算出し、面積が
(S/n)である円の直径（Ｄ)を平均結晶粒径と定義する。
またｎ＝50とする。すなわち、平均結晶粒径（Ｄ）は、
式：π(D/2)^２＝S/n から算出する。本発明の等方性希
土類磁石材料に占める軟質磁性相の割合は10〜60体積％
が好ましく、10〜40体積％がより好ましく、10〜35体積
％が特に好ましい。軟質磁性相の割合が10体積％未満で
は軟質磁性相の寄与によるBr，(BH)maxの向上効果が実
質的に得られなくなり、60体積％超では397.9kA/m（５k
Oe）以上のiHcを得ることが困難になる。また軟質磁性
相（硬質磁性相）の平均面積率は上記断面写真を用い、
面積分析法により算出する。

【００１６】本発明に適用する溶湯急冷法は特に限定さ
れず、単ロール法、双ロール法あるいはアトマイズ法等
の公知の溶湯急冷法から適宜選択することができる。単
ロール法または双ロール法による場合は通常Ｃｕ合金製
の冷却ロールを用い、冷却ロールの周速を15ｍ/秒以
上、好ましくは30ｍ/秒以上、さらに好ましくは45ｍ/秒
以上、特に好ましくは50〜120ｍ/秒にすることがよい。
冷却ロールの周速を極力早めることにより、Ｒ−Ｔ（−
Ｍ）系母合金が超微結晶粒状態および／または非晶質状
態になる。次に、熱処理により上記ｎｍサイズに超微結
晶粒化し、次いで窒化することにより従来に比べて着磁
性を向上した等方性希土類磁石材料を得られる。Ｒ−Ｔ
（−Ｍ）系母合金は通常薄帯状を呈する。特に限定され
ないが、上記ｎｍサイズの超微結晶粒を得るために、前
記母合金薄帯の厚みを通常８〜200μｍとすることが好
ましく、10〜60μｍとすることがより好ましい。

【００１７】Ｒ−Ｔ（−Ｍ）系母合金を上記ｎｍサイズ
に超微結晶粒化するための熱処理は、不活性ガス雰囲気
中または真空中で行うことが好ましい。あるいは水素ガ
スを含む非酸化性雰囲気中で行ってもよい。熱処理の加
熱条件は好ましくは400〜800℃×0.1〜300時間であり、
より好ましくは600〜800℃×0.2〜10時間である。この
加熱条件を外れると上記ｎｍサイズのものを得ることが
困難になる。

【００１８】熱処理後、必要に応じて粉砕を行い、次い
で篩分（分級）し、窒化に供するＲ−Ｔ（−Ｍ）母合金
粉末の粒径分布を適宜調整する。この操作により均一な
窒化組織を得られ、成形性が向上し、等方性ボンド磁石
の密度を高めることができる。なお、熱処理前に必要に
応じて粉砕を行ってもよい。次いで窒化を行う。窒化は
0.2〜10atmの窒素ガス、水素が１〜95モル％で残部が窒
素からなる（水素＋窒素）の混合ガス、ＮＨ_３が１〜50
モル％で残部が水素からなる（ＮＨ_３＋水素）の混合ガ
スのいずれかの雰囲気中で300〜650℃×0.1〜30時間加
熱するガス窒化が実用性に富んでいる。ガス窒化の加熱
条件は400〜550℃×0.5〜20時間がより好ましい。ガス
窒化の加熱条件が300℃×0.1時間未満では窒化が実質的
に進行せず、650℃×30時間超では逆にＲＮとＦｅ−Ｍ
相を生成しiHcの低下を招く。窒化ガスの圧力は0.2〜10
atmが好ましく、0.5〜５atmがより好ましい。0.2atm未
満では窒化反応が非常に遅くなり、10atm超では高圧ガ
ス設備によるコスト増を招く。窒化後に、真空中あるい
は不活性ガス中（窒素ガスを除く）で300〜600℃×0.5
〜50時間の熱処理を行うと、iHcをさらに高めることが
できる。前記等方性希土類磁石材料粉末の全体組成を10
0原子％として、合計で0.01〜15原子％のＨ，Ｃ，Ｏ，
Ｐ，Ｓ，Ｓｉの少なくとも１種を含有することが許容さ
れる。

【００１９】本発明の等方性希土類磁石材料粉末の平均
粒径は５〜300μｍが好ましく、10〜100μｍがより好ま
しい。平均粒径が５μｍ未満では酸化劣化、成形性劣化
および等方性ボンド磁石の(BH)maxの低下が顕著にな
り、300μｍ超では不均質な窒化組織となりやはり等方
性ボンド磁石の(BH)maxが低下する。

【００２０】本発明の等方性ボンド磁石用のバインダー
として、熱硬化性樹脂、熱可塑性樹脂、ゴム材料または
前記等方性希土類磁石材料のキュリー温度よりも低い融
点の金属（合金）を用いることができる。これらのう
ち、熱硬化性樹脂、熱可塑性樹脂またはゴム材料が実用
性が高い。また本発明の等方性ボンド磁石の成形方法と
して、圧縮成形法、射出成形法、押出成形法あるいはカ
レンダーロール法が実用性に富んでいる。圧縮成形法に
よる場合のバインダーは熱硬化性樹脂が好ましく、特に
熱硬化性液状樹脂が適している。具体例を挙げれば、エ
ポキシ樹脂、ポリイミド樹脂、ポリエステル樹脂、フェ
ノール樹脂、フッ素樹脂またはケイ素樹脂の液状樹脂が
好ましい。それらのうち液状エポキシ樹脂は安価で取り
扱いが容易であり、かつ良好な耐熱性を示すため最も好
ましい。この場合、圧縮成形後、加熱硬化処理を施す。
加熱硬化条件は大気中または不活性ガス雰囲気中で100
〜200℃×0.5〜５時間が好ましい。100℃×0.5時間未満
では加熱硬化の重合反応が不十分であり、200℃×５時
間超では熱処理の効果が飽和する。Ａｒガス雰囲気中で
加熱硬化を行うと(BH)maxを高められるのでより好まし
い。

【００２１】

【実施例】以下、実施例により本発明を詳しく説明する
が、それら実施例により本発明が限定されるものではな
い。 （実施例１）純度99.9％以上のＳｍ，Ｌａ，Ｆｅ，Ｃｏ
およびＺｒを用いて、Ｌａ含有量の異なる表１のNo.１
〜３の各窒化磁石粉末に対応する母合金の主要成分組成
にそれぞれ配合した。次に各配合物をそれぞれ石英ノズ
ルに入れて高周波誘導加熱により溶解して溶湯にし、次
いでＢｅ−Ｃｕ合金製の冷却ロール面に注湯する単ロー
ル法により、周速度60ｍ/秒で急冷凝固せしめ、厚さ約1
5μｍ、幅約２ｍｍの各薄帯状母合金を得た。Ｘ線回折
（Ｃｕ−Ｋα線を使用）および透過型電子顕微鏡による
観察の結果、各母合金は非晶質相からなることがわかっ
た。次に、各母合金にＡｒガス雰囲気中で720℃×１時
間の熱処理を施し、次いで室温まで冷却した。熱処理後
のもののＸ線回折結果（Ｃｕ−Ｋα線を使用）および透
過型電子顕微鏡による観察結果から、いずれもＴｂＣｕ
_７型結晶相とｂｃｃ構造のα−Ｆｅとからなる多結晶複
合組織になっており、非晶質相は消失していた。次に、
熱処理後の各母合金をそれぞれ平均粒径約100μｍに粉
砕した。平均粒径はSympatec社製のレーサ゛ー回折型粒径分
布測定装置：ヘロス・ロードスにより測定した。次に１
atmの窒化ガス中で450℃×20時間加熱して窒化し、次い
で室温まで冷却し等方性の窒化磁石粉末を得た。各磁石
粉末のＸ線回折結果（Ｃｕ−Ｋα線を使用）および透過
型電子顕微鏡による観察結果から、いずれもＴｂＣｕ_７
型窒化磁石相、α−Ｆｅおよび微小な不可避的不純物相
（酸化物等）からなることがわかった。各磁石粉末の窒
化磁石相およびα−Ｆｅの平均結晶粒径、平均面積率を
測定した。結果を表１に示す。表１において、（ＴｂＣ
ｕ_７型窒化磁石相の平均面積率）＝100（％）−（α−
Ｆｅの平均面積率）とし、観察視野内に存在する微小な
不可避的不純物相は除外した。表１のものの主相のＴｂ
Ｃｕ_７型窒化磁石相の平均結晶粒径は約40〜55ｎｍであ
った。ボンド磁石特性を評価するために、表１のNo.１
〜３の各磁石粉末98重量部とエポキシ樹脂２重量部とを
それぞれ配合し、混練して３種のコンパウンドを作製し
た。次に、各コンパウンドをそれぞれ用いて、プレス圧
980MPa（10ton/cm^２）で圧縮成形し、次いで大気中で14
0℃×１時間の加熱硬化を行い等方性ボンド磁石を得
た。次に20℃，着磁磁界強度：1.59MA/m(20kOe)の条件
で得られた各等方性ボンド磁石の(BH)max，iHcおよび角
形比(Hk/iHc)を測定した。結果を表１に示す。 （実施例２）純度99.9％以上のＳｍ，Ｌａ，Ｆｅ，Ｃｏ
およびＺｒを用いて、実施例１のNo.２とはＲ含有量の
異なる表１のNo.４，５の窒化磁石粉末に対応する各母
合金の主要成分組成に配合した。以降は実施例１と同様
にして表１のNo.４，５の窒化磁石粉末を作製した。得
られた磁石粉末の平均結晶粒径、平均面積率を求めた。
また、得られた磁石粉末を用いて実施例１と同様にして
等方性ボンド磁石を作製し、磁気特性を測定した。これ
らの結果を表１に示す。 （実施例３）純度99.9％以上のＳｍ，Ｌａ，Ｆｅ，Ｃｏ
およびＺｒを用いて、実施例１のNo.２とはＣｏ含有量
の異なる表１のNo.６，７の窒化磁石粉末に対応する各
母合金の主要成分組成に配合した。以降は実施例１と同
様にして表１のNo.６，７の窒化磁石粉末を作製した。
得られた磁石粉末の平均結晶粒径、平均面積率を求め
た。また、得られた磁石粉末を用いて実施例１と同様に
して等方性ボンド磁石を作製し、磁気特性を測定した。
これらの結果を表１に示す。 （実施例４）純度99.9％以上のＳｍ，Ｌａ，Ｆｅ，Ｚｒ
およびＡｌを用いて、ＣｏおよびＺｒを含有しないNo.
８，９，Ｍ（Ｚｒ＋Ａｌ）元素含有量を9.5原子％とし
たNo.10の窒化磁石粉末に対応する各母合金の主要成分
組成に配合した。以降は実施例１と同様にして表１のN
o.８〜10の窒化磁石粉末を作製した。得られた磁石粉末
の平均結晶粒径、平均面積率を求めた。また、得られた
磁石粉末を用いて実施例１と同様にして等方性ボンド磁
石を作製し、磁気特性を測定した。これらの結果を表１
に示す。

【００２２】

【表１】

【００２３】（比較例１）純度99.9％以上のＳｍ，Ｌ
ａ，Ｆｅ，ＣｏおよびＺｒを用いて、表２のＬａを含ま
ないNo.11，Ｌａ量過多のNo.12の窒化磁石粉末に対応す
る各母合金の主要成分組成にそれぞれ配合した。以降は
実施例１と同様にして表２のNo.11，12の窒化磁石粉末
を作製した。得られた磁石粉末の平均結晶粒径、平均面
積率を求めた。また、得られた磁石粉末を用いて実施例
１と同様にして等方性ボンド磁石を作製し、磁気特性を
測定した。これらの結果を表２に示す。 （比較例２）純度99.9％以上のＳｍ，Ｌａ，Ｆｅ，Ｃｏ
およびＺｒを用いて、表２のＲ含有量過少のNo.21（Ｓ
ｍ＋Ｌａ＝3.2原子％），Ｒ含有量過多のNo.32（Ｓｍ＋
Ｌａ＝18.8原子％）の窒化磁石粉末に対応する各母合金
の主要成分組成にそれぞれ配合した。以降は実施例１と
同様にして表２のNo.21，22の窒化磁石粉末を作製し
た。得られた磁石粉末の平均結晶粒径、平均面積率を求
めた。また、得られた磁石粉末を用いて実施例１と同様
にして等方性ボンド磁石を作製し、磁気特性を測定し
た。これらの結果を表２に示す。 （比較例３）純度99.9％以上のＳｍ，Ｌａ，Ｆｅおよび
Ｚｒを用いて、表２のＭ含有量過多のNo.31の窒化磁石
粉末に対応する母合金の主要成分組成に配合した。以降
は実施例１と同様にして表２のNo.31の窒化磁石粉末を
作製した。得られた磁石粉末の平均結晶粒径、平均面積
率を求めた。また、得られた磁石粉末を用いて実施例１
と同様にして等方性ボンド磁石を作製し、磁気特性を測
定した。これらの結果を表２に示す。 （比較例４）窒化時間を変化させた以外は実施例１と同
様にして表２のNo.41（Ｎ含有量過少），No.42（Ｎ含有
量過多）の窒化磁石粉末を作製した。得られた磁石粉末
の平均結晶粒径、平均面積率を求めた。また、得られた
磁石粉末を用いて実施例１と同様にして等方性ボンド磁
石を作製し、磁気特性を測定した。これらの結果を表２
に示す。 （比較例５）Ｒに占めるＳｍ比率を50原子％未満にした
以外は実施例１のNo.２と同様にして表２のNo.51の窒化
磁石粉末を作製した。得られた磁石粉末の平均結晶粒
径、平均面積率を求めた。また、得られた磁石粉末を用
いて実施例１と同様にして等方性ボンド磁石を作製し、
磁気特性を測定した。これらの結果を表２に示す。

【００２４】

【表２】

【００２５】表１のものはＴｂＣｕ_７型窒化磁石相の平
均結晶粒径は30〜80ｎｍであった。また表１、２から以
下のことが知見された。実施例１と比較例１との比較か
ら、1.59MA/m(20kOe)という実用性に富んだ低い着磁磁
界強度で着磁した場合でも、Ｌａを0.05〜2.0原子％含
有するNo.１〜３の各等方性ボンド磁石はNo.11,12のも
のに比べて(BH)maxおよび角形比(Hk/iHc)が高く、かつ
ほぼ同等のiHcを有することがわかる。実施例１，２お
よび比較例１，２の比較から、Ｒ量が4.2〜7.4原子％の
ときに(BH)maxおよび角形比(HK/iHc)を高めた等方性ボ
ンド磁石を得られることがわかる。実施例１，３から、
Ｃｏ含有量が10原子％以下で高い(BH)maxおよび角形比
(Hk/iHc)を得られることがわかる。実施例１，４および
比較例３から、Ｍ元素の含有量が10原子％以下のときに
高い(BH)maxおよび高い角形比(Hk/iHc)を得られること
がわかる。実施例１と比較例４から、Ｎ含有量が10原子
％未満および20原子％超では(BH)max，iHcおよび角形比
(Hk/iHc)が顕著に低下することがわかる。実施例１と比
較例５から、Ｒに占めるＳｍ比率が50原子％未満では(B
H)max，iHcおよび角形比(Hk/iHc)が顕著に低下すること
がわかる。

【００２６】（実施例５）他のＭ元素を含有する場合の
実施例を以下に説明する。表３に示す各窒化磁石粉末の
主要成分組成とした以外は実施例１と同様にして窒化磁
石粉末を作製し、次いで等方性ボンド磁石を作製し、磁
気特性を測定した。結果を表３に示す。

【００２７】

【表３】

【００２８】表３より、Ｍ元素としてＺｒ，Ｎｂ，Ｈ
ｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ，ＭｎおよびＳｃの少なくと
も１種を所定量含有する場合に、比較例１に比べて高い
(BH)maxおよび高い角形比(Hk/iHc)を得られ、かつ557.1
kA/m(７kOe)以上の実用に耐えるiHcを得られることがわ
かる。なお、実施例５の各窒化磁石粉末はいずれもＴｂ
Ｃｕ_７型窒化磁性相とｂｃｃ構造のα−Ｆｅとからなる
多結晶複合組織を呈し、ＴｂＣｕ_７型窒化磁性相の平均
結晶粒径は15〜90ｎｍの範囲内にあり、α−Ｆｅの平均
結晶粒径は５〜60ｎｍの範囲内のものであった。また、
α−Ｆｅの平均面積率は10〜60％であり、ＴｂＣｕ_７型
窒化磁性相の平均面積率は90〜40％であった。

【００２９】（実施例６）純度99.9％以上のＳｍ，Ｌ
ａ，Ｆｅ，ＣｏおよびＺｒを用いて、Ｌａ含有量の異な
る表４のNo.101〜103の各窒化磁石粉末に対応する母合
金の主要成分組成にそれぞれ配合した。次に各配合物を
それぞれ石英ノズルに入れて高周波誘導加熱により溶解
して溶湯にし、次いでＢｅ−Ｃｕ合金製の冷却ロール面
に注湯する単ロール法により、周速度50ｍ/秒で急冷凝
固せしめ、厚さ約30μｍ、幅約５ｍｍの各薄帯状母合金
を得た。次に、各母合金にＡｒガス雰囲気中で700℃×
１.5時間の熱処理を施し、次いで室温まで冷却した。熱
処理後のもののＸ線回折結果（Ｃｕ−Ｋα線を使用）お
よび透過型電子顕微鏡による観察結果から、いずれもＴ
ｂＣｕ_７型結晶相からなり、非晶質相は消失しているこ
とがわかった。次に、熱処理後の各母合金をそれぞれ平
均粒径約50μｍに粉砕した。次に１atmの窒化ガス中で4
40℃×15時間加熱して窒化し、次いで室温まで冷却し等
方性の窒化磁石粉末を得た。各磁石粉末のＸ線回折結果
（Ｃｕ−Ｋα線を使用）および透過型電子顕微鏡による
観察結果から、いずれもＴｂＣｕ_７型窒化磁石相および
微小な不可避的不純物相（酸化物等）からなることがわ
かった。各磁石粉末の窒化磁石相の平均結晶粒径、平均
面積率を測定した。結果を表４に示す。表４において、
観察視野内に存在する微小な不可避的不純物相は除外し
た。ボンド磁石特性を評価するために、表４のNo.101〜
103の各磁石粉末98重量部とエポキシ樹脂２重量部とを
それぞれ配合し、混練して３種のコンパウンドを作製し
た。次に、各コンパウンドをそれぞれ用いて、プレス圧
980MPa（10ton/cm^２）で圧縮成形し、次いで大気中で13
0℃×２時間の加熱硬化を行い等方性ボンド磁石を得
た。次に20℃，着磁磁界強度：1.59MA/m(20kOe)の条件
で得られた各等方性ボンド磁石の(BH)max，iHcおよび角
形比(Hk/iHc)を測定した。結果を表４に示す。 （実施例７）純度99.9％以上のＳｍ，Ｌａ，Ｆｅ，Ｃｏ
およびＺｒを用いて、実施例６のNo.102とはＲ含有量の
異なる表４のNo104．105の窒化磁石粉末に対応する各母
合金の主要成分組成に配合した。以降は実施例６と同様
にして表４のNo.104，105の窒化磁石粉末を作製した。
得られた磁石粉末の平均結晶粒径、平均面積率を求め
た。また、得られた磁石粉末を用いて実施例６と同様に
して等方性ボンド磁石を作製し、磁気特性を測定した。
これらの結果を表４に示す。 （実施例８）純度99.9％以上のＳｍ，Ｌａ，Ｆｅ，Ｃｏ
およびＺｒを用いて、実施例６のNo.102とはＣｏ含有量
の異なる表４のNo.106，107の窒化磁石粉末に対応する
各母合金の主要成分組成に配合した。以降は実施例６と
同様にして表４のNo.106，107の窒化磁石粉末を作製し
た。得られた磁石粉末の平均結晶粒径、平均面積率を求
めた。また、得られた磁石粉末を用いて実施例６と同様
にして等方性ボンド磁石を作製し、磁気特性を測定し
た。これらの結果を表４に示す。 （実施例９）純度99.9％以上のＳｍ，Ｌａ，Ｆｅ，Ｃ
ｏ，ＺｒおよびＡｌを用いて、Ｚｒを含有しないNo.10
8，109，Ｍ（Ｚｒ＋Ａｌ）元素の含有量を9.5原子％と
したNo.110の窒化磁石粉末に対応する各母合金の主要成
分組成に配合した。以降は実施例６と同様にして表４の
No.108〜110の窒化磁石粉末を作製した。得られた磁石
粉末の平均結晶粒径、平均面積率を求めた。また、得ら
れた磁石粉末を用いて実施例６と同様にして等方性ボン
ド磁石を作製し、磁気特性を測定した。これらの結果を
表４に示す。

【００３０】

【表４】

【００３１】（比較例６）純度99.9％以上のＳｍ，Ｌ
ａ，Ｆｅ，ＣｏおよびＺｒを用いて、表５のＬａを含ま
ないNo.121，Ｌａ量過多のNo.122の窒化磁石粉末に対応
する各母合金の主要成分組成にそれぞれ配合した。以降
は実施例１と同様にして表５のNo.121，122の窒化磁石
粉末を作製した。得られた磁石粉末の平均結晶粒径、平
均面積率を求めた。また、得られた磁石粉末を用いて実
施例６と同様にして等方性ボンド磁石を作製し、磁気特
性を測定した。これらの結果を表５に示す。 （比較例７）純度99.9％以上のＳｍ，Ｌａ，Ｆｅ，Ｃｏ
およびＺｒを用いて、Ｚｒ含有量が過多の表５のNo.131
の窒化磁石粉末を作製した。得られた磁石粉末の平均結
晶粒径、平均面積率を求めた。また、得られた磁石粉末
を用いて実施例６と同様にして等方性ボンド磁石を作製
し、磁気特性を測定した。これらの結果を表５に示す。 （比較例８）窒化時間を変化させた以外は実施例６と同
様にして表５のNo.141（Ｎ含有量過少）、No.142（Ｎ含
有量過多）の窒化磁石粉末を作製した。得られた磁石粉
末の平均結晶粒径、平均面積率を求めた。また、得られ
た磁石粉末を用いて実施例６と同様にして等方性ボンド
磁石を作製し、磁気特性を測定した。これらの結果を表
５に示す。 （比較例９）Ｒに占めるＳｍ比率を50原子％未満にした
以外は実施例６のNo.102と同様にして表５のNo.151の窒
化磁石粉末を作製した。得られた磁石粉末の平均結晶粒
径、平均面積率を求めた。また、得られた磁石粉末を用
いて実施例６と同様にして等方性ボンド磁石を作製し、
磁気特性を測定した。これらの結果を表５に示す。

【００３２】

【表５】

【００３３】表４のものはＴｂＣｕ_７型窒化磁石相の平
均結晶粒径が30〜80ｎｍであった。また表４，５から以
下のことが知見された。実施例６と比較例６との比較か
ら、1.59MA/m(20kOe)という実用性に富んだ低い着磁磁
界強度で着磁した場合でも、Ｌａを所定量含有するNo.1
01〜103の各等方性ボンド磁石はNo.121,122のものに比
べて(BH)maxおよび角形比(Hk/iHc)が高く、かつほぼ同
等のiHcを有することがわかる。実施例６，７から、Ｒ
を所定量含有するときに(BH)maxおよび角形比(HK/iHc)
を高められることがわかる。実施例６，８から、Ｃｏ含
有量が10原子％以下のときに高い(BH)maxおよび高い角
形比(Hk/iHc)を得られることがわかる。実施例６，９お
よび比較例７から、Ｍ元素の含有量が10原子％以下のと
きに高い(BH)maxおよび高い角形比(Hk/iHc)を得られる
ことがわかる。実施例６と比較例８から、Ｎ含有量が10
原子％未満および20原子％超では(BH)max，iHcおよび角
形比(Hk/iHc)が顕著に低下することがわかる。実施例６
と比較例９から、Ｒに占めるＳｍ比率が50原子％未満で
は(BH)max，iHcおよび角形比(Hk/iHc)が顕著に低下する
ことがわかる。

【００３４】（実施例１０）他のＭ元素を含有する場合
の実施例を以下に説明する。表６に示す各窒化磁石粉末
の主要成分組成とした以外は実施例６と同様にして窒化
磁石粉末を作製し、次いで等方性ボンド磁石を作製し、
磁気特性を測定した。結果を表６に示す。

【００３５】

【表６】

【００３６】表６より、Ｍ元素としてＺｒ，Ｎｂ，Ｈ
ｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ，ＭｎおよびＳｃの少なくと
も１種を所定量含有する場合に、比較例６に比べて高い
(BH)maxおよび高い角形比(Hk/iHc)を得られ、かつ557.1
kA/m(７kOe)以上の実用に耐えるiHcを得られることがわ
かる。なお、実施例10の各窒化磁石粉末は平均結晶粒径
は15〜90ｎｍのＴｂＣｕ_７型窒化磁性相から実質的にな
っていた。

【００３７】（実施例１１）実施例４のNo.８〜10の磁
粉のＴｂＣｕ_７型窒化磁石相の平均結晶粒径の測定デー
タ（ＴｂＣｕ_７型結晶粒数（ｎ）＝50）からＴｂＣｕ_７
型結晶粒の粒径分布を求めて比較した。結果を表７に示
す。表７ではＴｂＣｕ_７型結晶粒の粒径分布を平均結晶
粒径(Ｄ)を超える結晶粒の平均面積率で示している。す
なわち、Ｄが大きいほどＴｂＣｕ_７型結晶粒の粒径分布
がブロードであることを意味する。表７のNo.８〜10よ
り、Ｍ元素の含有量が高くなるほどＴｂＣｕ_７型結晶粒
の粒径分布がシャープになることがわかる。同様にして
実施例９のNo.108〜110の磁粉のＴｂＣｕ_７型窒化磁石
相の結晶粒径分布を求めた結果を表７に示す。表７のN
o.108〜110より、Ｍ元素の含有量が高くなるほどＴｂＣ
ｕ_７型結晶粒の粒径分布がシャープになることがわか
る。

【００３８】

【表７】

【００３９】（実施例１２）実施例１のNo.２および比
較例１のNo.11のコンパウンドをそれぞれ用い、外径22
ｍｍ、内径20ｍｍ、高さ12ｍｍの等方性リングボンド磁
石を圧縮成形し、次いで加熱硬化した。得られた２種の
等方性リングボンド磁石に、それぞれ磁束量が飽和する
条件で対称８極着磁を施し、次いでブラシレスモータの
回転子側に組み込んでブラシレスモータを構成した。こ
のブラシレスモータの最高効率を測定した結果、実施例
１のNo.２のコンパウンドを用いて作製した等方性リン
グボンド磁石を組み込んだブラシレスモータの最高効率
が、比較例１のNo.11のコンパウンドを用いて作製した
等方性リングボンド磁石を組み込んだブラシレスモータ
の最高効率に比べて1.0％高いことがわかった。この最
高効率の差は組み込んだ等方性リングボンド磁石の磁束
量の差に依るものである。なお、前記ブラシレスモータ
の回転子と固定子間の平均エアギャップ間隔を0.3ｍｍ
とした。 （実施例１３）実施例６のNo.102および比較例６のNo.1
21のコンパウンドをそれぞれ用い、外径22ｍｍ、内径20
ｍｍ、高さ12ｍｍの等方性リングボンド磁石を圧縮成形
し、次いで加熱硬化した。得られた２種の等方性リング
ボンド磁石をそれぞれ用いて、以降は実施例１２と同様
にしてブラシレスモータを構成し、最高効率を測定し
た。その結果、実施例６のNo.102のコンパウンドを用い
て作製した等方性リングボンド磁石を組み込んだブラシ
レスモータの最高効率が、比較例６のNo.121のコンパウ
ンドを用いて作製した等方性リングボンド磁石を組み込
んだブラシレスモータの最高効率に比べて0.8％高いこ
とがわかった。この最高効率の差は組み込んだ等方性リ
ングボンド磁石の磁束量の差に依るものである。

【００４０】（実施例１４）図１のマグネットロール装
置23を以下のようにして作製し、評価した。まず、シャ
フト22に固着された円筒状の等方性フェライト焼結磁石
17の現像磁極部に軸方向に延在する凹溝13を形成後、実
施例１のNo.２，比較例１のNo.11，実施例６のNo.102，
比較例６のNo.121のコンパウンドをそれぞれ用い、押出
成形し、次いで加熱硬化し、凹部14の厚みを2.0mmに形
成した４種の等方性シート状ボンド磁石16を作製した。
次いで前記４種の等方性シート状ボンド磁石16をそれぞ
れ凹溝13に固着し、マグネットロール装置23を構成し
た。等方性シート状ボンド磁石16の軸方向には凹部14が
延びて形成されているので、現像磁極直上の空隙磁束密
度分布波形が２山ピークを示すように構成されている。
このマグネットロール装置23の長手方向の中心における
Ｎ１磁極直上の表面磁束密度Boを測定し、表８の結果を
得た。表８の表面磁束密度Boは相対値で示してある。表
８より、本発明の等方性ボンド磁石を組み込んだ場合に
高いBoが得られ、高性能のマグネットロール装置を構成
できることがわかる。

【００４１】

【表８】

【００４２】

【発明の効果】以上記述の通り、本発明によれば、超微
結晶粒の硬質磁性相、あるいは超微結晶粒の硬質磁性相
と軟質磁性相とから実質的になり、従来に比べて着磁性
を向上した高性能の窒化型等方性希土類磁石材料および
それを用いてなる高性能の等方性ボンド磁石を提供する
ことができる。また本発明によれば、前記等方性ボンド
磁石を用いて構成した高性能の回転機を提供することが
できる。また本発明によれば、前記等方性ボンド磁石を
用いて構成した高性能のマグネットロールを提供するこ
とができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明のマグネットロールの一例を示す要部断
面図である。

【符号の説明】

１３ 軸方向に平行に設けた溝部、１４ 凹部、１５
凸部、１６ シート状ボンド磁石、１７ マグネットロ
ール基体部、２１ マグネットロール、２２ シャフ
ト、２３ マグネットロール装置。

───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｃ２２Ｃ 38/38 Ｆ１６Ｃ 13/00 Ａ Ｆ１６Ｃ 13/00 Ｇ０３Ｇ 15/09 Ａ Ｇ０３Ｇ 15/09 Ｈ０１Ｆ 1/08 Ａ Ｈ０１Ｆ 1/08 Ｂ 1/04 Ｈ Ａ

Claims (11)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ)}Ｍ_β
   Ｎ_γ（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも２種であっ
   てＳｍおよびＬａを含み、Ｒに占めるＳｍ比率が50原子
   ％以上であり、Ｌａ含有量が0.05〜２原子％であり、Ｔ
   はＦｅまたはＦｅとＣｏであり、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈ
   ｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｃ，Ｃｒ，Ｍｎの少なくとも１
   種であり、４≦α≦15，０≦β≦10，10≦γ≦20）で表
   される主要成分組成を有し、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主体
   とする硬質磁性相から実質的になる等方性希土類磁石材
   料であって、 ｂｃｃ構造の軟質磁性相の平均面積率が10％未満（０％
   を含む）であることを特徴とする等方性希土類磁石材
   料。
2. 【請求項２】 前記硬質磁性相の平均結晶粒径が２〜50
   0ｎｍであり、前記軟質磁性相の平均結晶粒径が２〜60
   ｎｍである請求項１に記載の等方性希土類磁石材料。
3. 【請求項３】 溶湯急冷法により作製されたＲ−Ｔ系母
   合金（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも２種であっ
   てＳｍおよびＬａを含み、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏで
   あり、必要に応じてＺｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａ
   ｌ，Ｓｃ，Ｃｒ，Ｍｎの少なくとも１種からなるＭ元素
   を含む）に窒化処理を施してなる請求項１または２に記
   載の等方性希土類磁石材料。
4. 【請求項４】 原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ)}Ｍ_β
   Ｎ_γ（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも２種であっ
   てＳｍおよびＬａを含み、Ｒに占めるＳｍ比率が50原子
   ％以上であり、Ｌａ含有量が0.05〜２原子％であり、Ｔ
   はＦｅまたはＦｅとＣｏであり、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈ
   ｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｃ，Ｃｒ，Ｍｎの少なくとも１
   種であり、４≦α≦15，０≦β≦10，10≦γ≦20）で表
   される主要成分組成を有し、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主体
   とする硬質磁性相から実質的になるとともに、ｂｃｃ構
   造の軟質磁性相の平均面積率が10％未満（０％を含む）
   である等方性希土類磁石材料の粉末をバインダーで結着
   してなることを特徴とする等方性ボンド磁石。
5. 【請求項５】 原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ)}Ｍ_β
   Ｎ_γ（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも２種であっ
   てＳｍおよびＬａを含み、Ｒに占めるＳｍ比率が50原子
   ％以上であり、Ｌａ含有量が0.05〜２原子％であり、Ｔ
   はＦｅまたはＦｅとＣｏであり、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈ
   ｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｃ，Ｃｒ，Ｍｎの少なくとも１
   種であり、４≦α≦15，０≦β≦10，10≦γ≦20）で表
   される主要成分組成を有し、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主体
   とする硬質磁性相から実質的になるとともに、ｂｃｃ構
   造の軟質磁性相の平均面積率が10％未満（０％を含む）
   である等方性希土類磁石材料の粉末をバインダーで結着
   してなる等方性ボンド磁石を用いて構成したことを特徴
   とする回転機。
6. 【請求項６】 原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ)}Ｍ_β
   Ｎ_γ（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも２種であっ
   てＳｍおよびＬａを含み、Ｒに占めるＳｍ比率が50原子
   ％以上であり、Ｌａ含有量が0.05〜２原子％であり、Ｔ
   はＦｅまたはＦｅとＣｏであり、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈ
   ｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｃ，Ｃｒ，Ｍｎの少なくとも１
   種であり、４≦α≦15，０≦β≦10，10≦γ≦20）で表
   される主要成分組成を有し、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主体
   とする硬質磁性相から実質的になるとともに、ｂｃｃ構
   造の軟質磁性相の平均面積率が10％未満（０％を含む）
   である等方性希土類磁石材料の粉末をバインダーで結着
   してなる等方性ボンド磁石を用いて構成したことを特徴
   とするマグネットロール。
7. 【請求項７】 原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ)}Ｍ_β
   Ｎ_γ（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも２種であっ
   てＳｍおよびＬａを含み、Ｒに占めるＳｍ比率が50原子
   ％以上であり、Ｌａ含有量が0.05〜２原子％であり、Ｔ
   はＦｅまたはＦｅとＣｏであり、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈ
   ｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｃ，Ｃｒ，Ｍｎの少なくとも１
   種であり、４≦α≦15，０≦β≦10，10≦γ≦20）で表
   される主要成分組成を有し、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主体
   とする硬質磁性相と、ｂｃｃ構造の軟質磁性相とから実
   質的になる等方性希土類磁石材料であって、 前記硬質磁性相の平均結晶粒径が２〜500ｎｍであり、
   前記軟質磁性相の平均結晶粒径が２〜60ｎｍでありかつ
   平均面積率が10〜60％であることを特徴とする等方性希
   土類磁石材料。
8. 【請求項８】 溶湯急冷法により作製されたＲ−Ｔ系母
   合金（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも２種であっ
   てＳｍおよびＬａを含み、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏで
   あり、必要に応じてＺｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａ
   ｌ，Ｓｃ，Ｃｒ，Ｍｎの少なくとも１種からなるＭ元素
   を含む）に窒化処理を施してなる請求項７に記載の等方
   性希土類磁石材料。
9. 【請求項９】 原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ)}Ｍ_β
   Ｎ_γ（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも２種であっ
   てＳｍおよびＬａを含み、Ｒに占めるＳｍ比率が50原子
   ％以上であり、Ｌａ含有量が0.05〜２原子％であり、Ｔ
   はＦｅまたはＦｅとＣｏであり、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈ
   ｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｃ，Ｃｒ，Ｍｎの少なくとも１
   種であり、４≦α≦15，０≦β≦10，10≦γ≦20）で表
   される主要成分組成を有し、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主体
   とする硬質磁性相と、ｂｃｃ構造の軟質磁性相とから実
   質的になるとともに、前記硬質磁性相の平均結晶粒径が
   ２〜500ｎｍであり、前記軟質磁性相の平均結晶粒径が
   ２〜60ｎｍでありかつ平均面積率が10〜60％である等方
   性希土類磁石材料の粉末をバインダーで結着してなるこ
   とを特徴とする等方性ボンド磁石。
10. 【請求項１０】 原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ)}Ｍ
    _βＮ_γ（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも２種であ
    ってＳｍおよびＬａを含み、Ｒに占めるＳｍ比率が50原
    子％以上であり、Ｌａ含有量が0.05〜２原子％であり、
    ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏであり、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈ
    ｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｃ，Ｃｒ，Ｍｎの少なくとも１
    種であり、４≦α≦15，０≦β≦10，10≦γ≦20）で表
    される主要成分組成を有し、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主体
    とする硬質磁性相と、ｂｃｃ構造の軟質磁性相とから実
    質的になるとともに、前記硬質磁性相の平均結晶粒径が
    ２〜500ｎｍであり、前記軟質磁性相の平均結晶粒径が
    ２〜60ｎｍでありかつ平均面積率が10〜60％である等方
    性希土類磁石材料の粉末をバインダーで結着してなる等
    方性ボンド磁石を用いて構成したことを特徴とする回転
    機。
11. 【請求項１１】 原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ)}Ｍ
    _βＮ_γ（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも２種であ
    ってＳｍおよびＬａを含み、Ｒに占めるＳｍ比率が50原
    子％以上であり、Ｌａ含有量が0.05〜２原子％であり、
    ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏであり、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈ
    ｆ，Ｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｃ，Ｃｒ，Ｍｎの少なくとも１
    種であり、４≦α≦15，０≦β≦10，10≦γ≦20）で表
    される主要成分組成を有し、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主体
    とする硬質磁性相と、ｂｃｃ構造の軟質磁性相とから実
    質的になるとともに、前記硬質磁性相の平均結晶粒径が
    ２〜500ｎｍであり、前記軟質磁性相の平均結晶粒径が
    ２〜60ｎｍでありかつ平均面積率が10〜60％である等方
    性希土類磁石材料の粉末をバインダーで結着してなる等
    方性ボンド磁石を用いて構成したことを特徴とするマグ
    ネットロール。