JP2012062541A

JP2012062541A - 磁性材料の製造方法

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Publication number: JP2012062541A
Application number: JP2010208717A
Authority: JP
Inventors: Kosaku Okamura; 興作岡村; Kazuhiko Madokoro; 和彦間所
Original assignee: Daihatsu Motor Co Ltd
Current assignee: Daihatsu Motor Co Ltd
Priority date: 2010-09-17
Filing date: 2010-09-17
Publication date: 2012-03-29
Anticipated expiration: 2030-09-17
Also published as: JP5715362B2

Abstract

【課題】優れた磁気特性を備える磁性材料を、簡易な操作で確実に製造することができる磁性材料の製造方法を提供する。
【解決手段】磁石粉末と、変形開始温度が６００℃以下の金属ガラスとを混合し、混合粉末を得て、その混合粉末を金型に充填するとともに、磁場中で圧力成形し、成形体を得た後、成形体を、同一の金型内において、放電プラズマ焼結することにより、金属ガラスの前記変形開始温度以上の温度に加熱し、これにより、磁性材料を製造する。
【選択図】なし

Description

本発明は、磁性材料の製造方法に関する。

従来より、高い磁気特性を有する磁石として、希土類元素−遷移金属−Ｂ系の組成を有する焼結磁石（希土類永久磁石）が知られている。

このような希土類永久磁石は、例えば、磁石粉末を磁場プレスし、配向させることにより磁気特性を向上させ、その後、焼結することにより、製造することができる。

より具体的には、例えば、Ｎｄ_１２．５Ｆｅ_ｂａｌＣｏ_１７．５Ｂ_６．６Ｇａ_０．２Ｚｒ_０．１Ｓｉ_０．１の組成を有する異方性磁石粉末にパラフィン系炭化水素を混練し、さらに、その磁石粉末とＣａＦ_２（高電気抵抗化の絶縁物）とを混合して、磁場中成形を行った後、得られた成形体を脱バインダー処理し、放電プラズマ焼結用グラファイト型に挿入して放電プラズマ焼結することにより、高電気抵抗希土類永久磁石を製造する方法が、提案されている（例えば、特許文献１（実施例１）参照。）。

特開平１０−１６３０５５号公報

しかしながら、このような高電気抵抗希土類永久磁石の製造方法では、異方性磁石粉末および絶縁物の混合物を高温で焼結する必要があることから、磁石粉末を磁場中でプレス成形した後、放電プラズマ焼結するときに、成形体を、プレス成形用型から放電プラズマ焼結用グラファイト型に移し替える必要がある。

そのため、このような高電気抵抗希土類永久磁石の製造方法は、操作が煩雑であり、さらに、その移し替えにおいて、成形体に破損を生じる場合がある。

この点、型を移し替えることなく成形体を焼結することも検討されており、例えば、放電プラズマ焼結用グラファイト型を、磁場プレス工程に用いることが検討される。しかし、放電プラズマ焼結用グラファイト型の強度が十分ではないため、磁場プレス工程で用いると、型に破損を生じる場合がある。

また、型の破損を抑制するため、低い圧力の磁場プレスにより磁石を配向させることも検討されるが、このような場合には、プレス圧力が十分ではないため、焼結時に磁石の配向が崩れる場合がある。

一方、例えば、磁場プレス装置に焼結機を備え、磁場プレス装置内において、同一の型で磁気プレスおよび焼結する方法も検討されるが、このような場合には、熱の影響により、磁石を適正に配向させることができず、さらには、装置が大型化するという不具合がある。

本発明の目的は、優れた磁気特性を備える磁性材料を、簡易な操作で確実に製造することができる磁性材料の製造方法を提供することにある。

上記目的を達成するために、本発明の磁性材料の製造方法は、磁石粉末と、変形開始温度が６００℃以下の金属ガラスとを混合し、混合粉末を得る工程、前記混合粉末を金型に充填するとともに、磁場中で圧力成形し、成形体を得る工程、および、前記成形体を、同一の前記金型内において、放電プラズマ焼結することにより、前記金属ガラスの前記変形開始温度以上の温度に加熱する工程を備えることを特徴としている。

本発明の磁性材料の製造方法によれば、金属ガラスのガラス転移温度が６００℃以下であるため、放電プラズマ焼結における焼結温度を低くすることができる。そのため、磁石粉末および金属ガラスを金型内で、磁場中において圧力成形した後、成形体を耐熱性の高い金型に移し替えることなく同型内で放電プラズマ焼結することができる。

その結果、本発明の磁性材料の製造方法によれば、優れた磁気特性を備える磁性材料を、簡易な操作で確実に製造することができる。

本発明の磁性材料の製造方法では、まず、磁石粉末と金属ガラスとを混合し、混合粉末を得る。

磁石粉末としては、例えば、窒素系磁石粉末（以下、窒素系磁石と称する）、ナノコンポジット磁石粉末（以下、ナノコンポジット磁石と称する）などが挙げられる。

本発明において、窒素系磁石としては、特に制限されないが、例えば、希土類−遷移金属−窒素系磁石などが挙げられる。

希土類−遷移金属−窒素系磁石としては、例えば、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｎ系磁石などが挙げられ、好ましくは、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石が挙げられる。

Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石は、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系の組成を有する磁石（以下、ＳｍＦｅＮと称する場合がある。）の粉末であって、例えば、公知の方法により得られたＳｍＦｅＮを粉砕することにより、製造することができる。

より具体的には、例えば、まず、サマリウム酸化物および鉄粉から、還元拡散法によってＳｍＦｅ合金の粉末を製造し、次いで、得られたＳｍＦｅ合金の粉末を、例えば、Ｎ_２ガス、ＮＨ_３ガス、Ｎ_２およびＨ_２混合ガスなどの雰囲気中において、例えば、６００℃以下の温度で加熱することにより、ＳｍＦｅＮを製造する。

その後、得られたＳｍＦｅＮを、例えば、ジェットミル、ボールミルなどの公知の粉砕装置で微粉砕する。これにより、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石を得ることができる。

また、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石は、ＳｍＦｅＮを粉砕することなく製造することもできる。この方法では、例えば、まず、ＳｍおよびＦｅを酸に溶解し、ＳｍイオンおよびＦｅイオンを得た後、その溶解液に、例えば、ＳｍイオンおよびＦｅイオンと反応して不溶性の塩を形成する陰イオン（例えば、水酸化物イオン、炭酸イオンなど）などを添加し、塩の沈殿物を得る。

その後、得られた沈殿物を焼成し、金属酸化物を製造した後、その金属酸化物を還元処理する。これにより、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石を得ることができる。

なお、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石は、上記の方法に限定されず、他の公知の方法により製造することができる。

このようなＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石として、より具体的には、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３（キュリー点：４７４℃）などが挙げられる。

これら窒素系磁石は、単独使用または２種類以上併用することができる。

なお、窒素系磁石の分解温度は、例えば、６００℃以上である。さらには、このような窒化物磁石は、加熱により、例えば、５００℃から徐々に分解し、ＳｍＮ、Ｆｅなどを生じる。

また、窒素系磁石（粉末）の体積平均粒子径は、例えば、１〜２０μｍ、好ましくは、２〜４μｍである。

窒素系磁石（粉末）の体積平均粒子径が上記範囲であれば、保磁力が良好となる。

また、このような窒素系磁石（粉末）としては、一般に市販されているものを用いることができ、例えば、Ｚ１６（Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石（Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３）、分解温度６００℃、体積平均粒子径３μｍ、日亜化学工業社製）などを用いることができる。

本発明において、ナノコンポジット磁石としては、特に制限されないが、例えば、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系ナノコンポジット磁石などが挙げられる。

Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系ナノコンポジット磁石は、例えば、Ｆｅ／Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系の組織を有するナノコンポジット磁石の粉末であって、特に制限されないが、例えば、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石に電流および圧力をかけることにより製造することができる。

より具体的には、この方法では、例えば、放電プラズマ焼結機などを用いて、公知の方法により得られたＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石を所定圧力で加圧するとともに、所定時間パルス通電する。これにより、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石を部分的に分解することができ、高磁性相としてのＳｍ−Ｆｅ−Ｎ単結晶相中に、軟磁性相としてのＦｅ結晶相を形成することができる。これによりＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系ナノコンポジット磁石を製造することができる。また、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系ナノコンポジット磁石は、必要により、さらに粉砕して用いることもできる。

なお、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系ナノコンポジット磁石は、上記の方法に限定されず、他の公知の方法により製造することができる。

このようなＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系ナノコンポジット磁石として、より具体的には、ＦｅとＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３（キュリー点：４７４℃）とのナノコンポジット磁石などが挙げられる。

これらナノコンポジット磁石は、単独使用または２種類以上併用することができる。

一般に、磁性材料の製造においてナノコンポジット磁石を焼成すると、その結晶が粗大化して、保磁力が低下する。

ナノコンポジット磁石の結晶が粗大化する温度は、例えば、６００℃以上である。

また、ナノコンポジット磁石（粉末）の体積平均粒子径は、例えば、１〜２０μｍ、好ましくは、２〜４μｍである。

ナノコンポジット磁石（粉末）の体積平均粒子径が上記範囲であれば、残留磁束密度が良好となる。

また、磁石粉末としては、さらに、上記磁石（窒素系磁石、上記ナノコンポジット磁石）の他の異方性磁石粉末も挙げられ、そのような磁石粉末として、より具体的には、例えば、ＨＤＤＲ（ＨｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎＤｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎＤｅｓｏｒｐｔｉｏｎＲｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）処理されたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末などが挙げられる。

これら磁石粉末は、単独使用または２種類以上併用することができる。

本発明において、金属ガラスは、結晶化温度（Ｔｘ）未満の温度で変形開始（軟化）するアモルファス合金であって、優れた磁気特性を備えている。このような金属ガラスは、加熱することにより、変形開始（軟化）し、その後、結晶化する。

本発明において、金属ガラスは、例えば、希土類元素、Ｆｅ（鉄）、Ｃｏ（コバルト）およびＢ（ホウ素）を含有する。

本発明の金属ガラスにおいて、希土類元素は、磁性材料に、結晶磁気異方性を生じさせ、その磁気特性（例えば、保磁力など）を向上させるために含有される。

希土類元素としては、例えば、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）、Ｐｒ（プラセオジム）、Ｎｄ（ネオジム）、Ｐｍ（プロメチウム）、Ｓｍ（サマリウム）、Ｅｕ（ユーロピウム）などの軽希土類元素、例えば、Ｇｄ（ガドリニウム）、Ｔｂ（テルビウム）、Ｄｙ（ジスプロシウム）、Ｈｏ（ホルミウム）、Ｅｒ（エルビウム）、Ｔｍ（ツリウム）、Ｙｂ（イッテルビウム）、Ｌｕ（ルテチウム）などの重希土類元素などが挙げられる。

これら希土類元素は、単独使用または２種類以上併用することができる。

希土類元素として、好ましくは、軽希土類元素、より好ましくは、Ｎｄ（ネオジム）が挙げられる。

希土類元素としてＮｄ（ネオジム）を用いれば、磁性材料の保磁力、残留磁化を向上することができる。

金属ガラスにおいて、希土類元素の原子割合は、例えば、２５〜５５原子％、好ましくは、２５〜５０原子％、より好ましくは、３０〜５０原子％の範囲である。

希土類元素の原子割合が上記下限未満である場合には、後述する熱処理のエネルギーコストが増加し、また、作業性および生産性が低下するという不具合がある。

また、希土類元素の原子割合が上記上限を超過する場合には、磁性材料の残留磁化が低下するという不具合がある。

これに対し、希土類元素の原子割合が上記範囲であれば、磁性材料の残留磁化を向上することができ、さらには、高温で熱処理することなく、すなわち、低コスト、かつ、作業性および生産性よく磁性材料を製造することができる。

また、希土類元素の原子割合として、好ましくは、Ｆｅ（鉄）およびＣｏ（コバルト）のそれぞれの原子割合より多く、Ｆｅ（鉄）およびＣｏ（コバルト）の原子割合の総量より少ないことが挙げられる。

本発明の金属ガラスにおいて、Ｆｅ（鉄）は、磁性に寄与する元素であって、磁性材料の磁気特性（例えば、残留磁束密度など）を向上させるために含有される。

金属ガラスにおいて、Ｆｅ（鉄）の原子割合は、例えば、１０〜６５原子％、好ましくは、１５〜６０原子％、より好ましくは、２０〜５５原子％の範囲である。

Ｆｅ（鉄）の原子割合が上記下限未満である場合には、後述する熱処理後の磁性材料の残留磁束密度が低下する場合がある。

また、Ｆｅ（鉄）の原子割合が上記上限を超過する場合には、後述する熱処理後の磁性材料の保磁力が低下する場合がある。

本発明の金属ガラスにおいて、Ｃｏ（コバルト）は、金属ガラスを、軟化状態（ガラス状態）において安定化させ、その成形性を向上するために含有される。

金属ガラスにおいて、Ｃｏ（コバルト）の原子割合は、例えば、１０〜５０原子％、好ましくは、１５〜４５原子％、より好ましくは、１５〜４０原子％の範囲である。

Ｃｏ（コバルト）の原子割合が上記下限未満である場合には、成形性および加工性が低下する場合がある。

また、Ｃｏ（コバルト）の原子割合が上記上限を超過する場合には、磁性材料の残留磁束密度が低下する場合がある。

また、Ｃｏ（コバルト）の原子割合として、好ましくは、上記したＦｅ（鉄）の原子割合と同一または少ない、より好ましくは、同一の原子割合であることが挙げられる。

本発明の金属ガラスにおいて、Ｂ（ホウ素）は、金属ガラスに非晶質相を形成し、アモルファス合金とするために含有される。

金属ガラスにおいて、Ｂ（ホウ素）の原子割合は、例えば、５〜３５原子％、好ましくは、１０〜３０原子％、より好ましくは、１０〜２５原子％の範囲である。

Ｂ（ホウ素）の原子割合が上記下限未満である場合には、後述する急冷時において、結晶相が生成する場合があり、成形性および加工性が低下する場合がある。

また、Ｂ（ホウ素）の原子割合が上記上限を超過する場合には後述する熱処理後の磁性材料の残留磁束密度が低下する場合がある。

また、Ｂ（ホウ素）の原子割合は、好ましくは、上記希土類元素、Ｆｅ（鉄）およびＣｏ（コバルト）のいずれの原子割合よりも低いことが挙げられる。

このような場合には、後述する熱処理後の磁性材料の残留磁束密度および保磁力を良好とすることができる。

また、本発明の金属ガラスは、さらに、その他の元素、例えば、Ｔｉ（チタン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｈｆ（ハフニウム）、Ｖ（バナジウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｔａ（タンタル）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｗ（タングステン）、Ｍｎ（マンガン）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｒｕ（ルテニウム）、Ｒｈ（ロジウム）、Ｐｄ（パラジウム）Ａｇ（銀）、Ｏｓ（オスミウム）、Ｉｒ（イリジウム）、Ｐｔ（白金）、Ａｕ（金）などの遷移元素、例えば、Ｃ（炭素）、Ｐ（リン）、Ａｌ（アルミニウム）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｃａ（カルシウム）、Ｇａ（ガリウム）、Ｇｅ（ゲルマニウム）、Ｓｎ（スズ）、Ｐｂ（鉛）などの典型元素など、種々の元素を含むことができる。

これらその他の元素は、単独使用または２種類以上併用することができる。

その他の元素として、好ましくは、典型元素、より好ましくは、Ａｌ（アルミニウム）が挙げられる。

金属ガラスがＡｌ（アルミニウム）を含有すれば、後述する金属ガラスの変形開始温度（軟化開始温度、ガラス遷移温度（Ｔｇ））を低く抑えることができるため、成形性をより向上することができる。

金属ガラスがＡｌ（アルミニウム）を含有する場合において、Ａｌ（アルミニウム）の原子割合は、例えば、１５原子％以下であり、好ましくは、５原子％以下である。

Ａｌ（アルミニウム）の原子割合が５原子％以上である場合には、磁性材料の製造におけるコストを増加させる場合や、作業性および生産性を低下させる場合がある。

そして、このような金属ガラスにおいて、希土類元素、Ｆｅ（鉄）およびＣｏ（コバルト）の原子割合の総量は、例えば、６５〜９５原子％、好ましくは、７０〜９０原子％、より好ましくは、７５〜８５原子％である。

希土類元素、Ｆｅ（鉄）およびＣｏ（コバルト）の原子割合の総量が上記範囲であれば、金属ガラスの成形性および加工性を向上することができ、さらには、後述する熱処理後の磁性材料の残留磁束密度および保磁力を良好とすることができる。

また、金属ガラスにおいて、希土類元素、Ｆｅ（鉄）およびＣｏ（コバルト）を除く元素（必須成分としてＢ（ホウ素）を含み、任意成分としてその他の元素（例えば、Ａｌ（アルミニウム）などを含む。）の原子割合の総量は、例えば、５原子％以上、好ましくは、１０〜３０原子％、より好ましくは、１５〜２５原子％、とりわけ好ましくは、１５〜２０原子％の範囲である。

希土類元素、Ｆｅ（鉄）およびＣｏ（コバルト）を除く元素の原子割合の総量が上記範囲であれば、金属ガラスの成形性および加工性を向上することができ、さらには、後述する熱処理後の磁性材料の残留磁束密度および保磁力を良好とすることができる。

このような金属として、とりわけ好ましくは、下記式（１）で示される金属ガラスが挙げられる。

Ｒ_８３−ｘＦｅ_ｘ／２Ｃｏ_ｘ／２Ａｌ_１７−ｙＢ_ｙ（１）
（式中、Ｒは、希土類元素を示す。また、０＜ｘ＜８３であり、また、０＜ｙ≦１７である。）
上記式（１）において、Ｒは、上記した希土類元素を示す（以下同様。）。

また、ｘの範囲は、０＜ｘ＜８３、好ましくは、２８＜ｘ＜５８、より好ましくは、３３＜ｘ＜５３である。

ｘの値が上記範囲であれば、金属ガラスの成形性および加工性を向上することができ、さらには、後述する熱処理後の磁性材料の残留磁束密度および保磁力を良好とすることができる。

また、ｙの範囲は、０＜ｙ≦１７、好ましくは、１２＜ｙ＜１７、より好ましくは、１３．５＜ｙ＜１７である。

ｙの値が上記範囲であれば、金属ガラスの成形性および加工性を向上することができ、さらには、後述する熱処理後の磁性材料の残留磁束密度および保磁力を良好とすることができる。

そして、このような金属ガラスは、特に制限されず、公知の方法により製造することができる。

より具体的には、例えば、まず、原料成分として、上記各元素の単体の粉末、塊状物など（必要により、一部合金化していてもよい）を用意し、それらを、上記原子割合となるように混合する。

次いで、得られた原料成分の混合物を、例えば、不活性ガス（例えば、窒素ガス、アルゴンガスなど）雰囲気において溶解させる。

原料成分の溶解方法としては、上記各元素を溶解できる方法であれば特に制限されないが、例えば、アーク溶解などが挙げられる。

次いで、例えば、放冷し、上記各元素を上記原子割合で含有する塊状合金（鋳塊、インゴット）を得る。その後、得られた塊状合金を公知の方法により粉砕し、合金粒状物（粒子径：０．５〜２０ｍｍ）を得る。

その後、この方法では、得られた合金粒状物を溶解させ、合金溶湯を得る。

合金粒状物の溶解方法としては、上記合金粒状物を溶解できる方法であれば特に制限されないが、例えば、高周波誘導加熱などが挙げられる。

次いで、この方法では、得られた合金溶湯を、公知の方法、例えば、単ロール法、ガスアトマイズ法などにより急冷し、金属ガラスを得る。

単ロール法では、例えば、回転する冷却ロールの外周表面上に合金溶湯を流下し、その合金溶湯と冷却ロールとを所定時間接触させることにより、合金溶湯を急冷する。

合金溶湯の急冷速度（冷却速度）は、例えば、１０^−２〜１０^３℃／ｓである。

また、合金溶湯の急冷速度（冷却速度）は、例えば、冷却ロールの周速度を調節することなどにより制御される。このような場合において、冷却ロールの周速度は、例えば、１〜６０ｍ／ｓ、好ましくは、２０〜５０ｍ／ｓ、より好ましくは、３０〜４０ｍ／ｓである。

このように合金溶湯を急冷することにより、冷却ロールの外周表面上において、例えば、帯状（薄膜状、厚膜状を含む）の金属ガラスを得ることができる。

得られる金属ガラスの厚みは、例えば、１〜５００μｍ、好ましくは、５〜３００μｍ、より好ましくは、１０〜１００μｍである。

また、ガスアトマイズ法では、上記の合金溶湯に、例えば、高圧の噴射ガス（例えば、ヘリウムガス、アルゴンガス、窒素ガスなど）を噴き付け、合金溶湯を急冷するとともに微粉化する。

このように合金溶湯を急冷することにより、粉末状の金属ガラスを得ることができる。

得られる金属ガラスの体積平均粒子径は、例えば、１〜２００μｍ、好ましくは、５〜５０μｍである。

なお、合金溶湯の急冷方法としては、上記の単ロール法、ガスアトマイズ法に限定されず、公知の方法を採用することができる。好ましくは、単ロール法が採用される。

そして、このようにして得られる金属ガラスの変形開始温度（軟化開始温度、ガラス遷移温度（Ｔｇ））は、６００℃以下、好ましくは、５００℃以下、より好ましくは、４５０℃以下である。

金属ガラスの変形開始温度は、例えば、ＤＳＣ（示差走査熱量測定）、または、放電プラズマ焼結機のプレス変位測定などにより、求めることができる。

なお、金属ガラスのガラス遷移温度（Ｔｇ）が既知である場合には、そのガラス遷移温度を、変形開始温度として採用することもできる。

また、金属ガラスの結晶化温度（Ｔｘ）（結晶化を開始する温度）は、上記変形開始温度よりも高く、例えば、６００℃以下、好ましくは、５５０℃以下、より好ましくは、５００℃以下である。

金属ガラスの結晶化温度（Ｔｘ）は、ＤＳＣ（示差走査熱量測定）によって測定することができる。なお、結晶化温度（Ｔｘ）が複数確認される場合には、それら結晶化温度（Ｔｘ）のうち最も高い結晶化温度（Ｔｘ）を、金属ガラスの結晶化温度（Ｔｘ）とする。

これら金属ガラスは、単独使用または２種類以上併用することができる。

磁石粉末と金属ガラスとの配合割合は、磁石粉末と金属ガラスとの総量１００質量部に対して、磁石粉末が、例えば、６０〜９９質量部、好ましくは、８０〜９５質量部であり、金属ガラスが、例えば、１〜４０質量部、好ましくは、５〜２０質量部である。

混合は、磁石粉末と金属ガラスとを十分に混合できれば、特に制限されず、例えば、ボールミルなどの公知の混合装置を用いることができる。

この方法では、好ましくは、磁石粉末と金属ガラスとを、不活性ガス（例えば、窒素ガス、アルゴンガスなど）雰囲気下において、混合する。

混合条件としては、特に制限されないが、ボールミル（容量０．３Ｌ）を使用する場合には、回転数が、例えば、１００〜３００ｒｐｍ、好ましくは、１５０〜２５０ｒｐｍであって、混合時間が、例えば、５〜６０分間、好ましくは、５〜４５分間である。

次いで、この方法では、磁石粉末と金属ガラスとの混合粉末を金型に充填するとともに、磁場中で圧力成形（磁場プレス処理）し、成形体を得る。

金型としては、例えば、超硬合金製の金型などが挙げられる。

超硬合金は、周期律表（ＩＵＰＡＣＰｅｒｉｏｄｉｃＴａｂｌｅｏｆｔｈｅＥｌｅｍｅｎｔｓ（ｖｅｒｓｉｏｎｄａｔｅ２２Ｊｕｎｅ２００７）に従う。）第４〜６族の金属原子の炭化物（例えば、ＷＣ（タングステンカーバイド）など）を、例えば、Ｆｅ（鉄）、Ｃｏ（コバルト）、Ｎｉ（ニッケル）などの鉄系金属で焼結した複合材料である。

超硬合金として、磁場プレスにおける磁石粉末の配向の観点から、好ましくは、Ｎｉ結合合金が挙げられる。

Ｎｉ結合合金として、より具体的には、例えば、ＷＣ−Ｎｉ（タングステンカーバイト−ニッケル）系合金、ＷＣ−Ｎｉ−Ｃｒ（タングステンカーバイト−ニッケル−クロム）系合金などが挙げられる。

また、超硬合金としては、さらに、その他の超硬合金、より具体的には、例えば、ＷＣ−Ｆｅ（タングステンカーバイト−鉄）系合金などの鉄結合合金、例えば、ＷＣ−Ｃｏ（タングステンカーバイト−コバルト）系合金、ＷＣ−ＴｉＣ−Ｃｏ（タングステンカーバイト−チタンカーバイト−コバルト）系合金、ＷＣ−ＴａＣ−Ｃｏ（タングステンカーバイト−タンタルカーバイト−コバルト）系合金、ＷＣ−ＴｉＣ−ＴａＣ−Ｃｏ（タングステンカーバイト−チタンカーバイト−タンタルカーバイト−コバルト）系合金などのＣｏ結合合金なども挙げられる。

磁場プレス処理における条件としては、例えば、印加磁場が、１０ｋＯｅ以上、好ましくは、２０ｋＯｅ以上であり、圧力条件が、例えば、３０〜２０００ＭＰａ、好ましくは、１００〜１０００ＭＰａである。

混合粉末を磁場中で加圧すると、磁石粉末を所定方向に配向することができるため、得られる磁性材料の磁気特性を、より一層向上することができる。

次いで、この方法では、得られた成形体を、上記の金型、すなわち、磁場プレス処理で用いた同一の金型内において、放電プラズマ焼結する。

放電プラズマ焼結では、磁石粉末と金属ガラスとの混合物からなる成形体を、例えば、２０〜１５００ＭＰａ、好ましくは、２００〜１０００ＭＰａの圧力条件下において、金属ガラスの変形開始温度より、例えば、０〜２００℃、好ましくは、１０〜１５０℃高い温度、具体的には、例えば、４００〜６００℃、好ましくは、４１０〜５００℃に加熱（熱処理）する。

これにより、磁石粉末および金属ガラスを含む磁性材料を得ることができる。

加熱は、特に制限されないが、例えば、常温から一定の昇温速度で加熱することができ、そのような場合には、昇温速度は、例えば、１０〜２００℃／分、好ましくは、２０〜１００℃／分である。

また、磁性材料の製造においては、必要により、上記の加熱処理から継続して、磁石粉末と金属ガラスとの混合物を、高温条件下において所定時間保持することもできる。

そのような場合には、上記の加熱処理の後、例えば、４００〜６００℃、好ましくは、４１０〜５００℃において、例えば、１〜１２０分間、好ましくは、１０〜６０分間保持する。

これにより、得られる磁性材料の磁気特性を、より一層向上することができる。

また、磁性材料の製造においては、加熱（熱処理）とともに、必要により、圧力成形することもでき、そのような場合には、成形圧力条件が、例えば、３０〜２０００ＭＰａ、好ましくは、１００〜１０００ＭＰａ、より好ましくは、２００〜８００ＭＰａである。

さらに、磁性材料の製造においては、例えば、上記の圧力成形を磁場中で行うことができる。

このようにして得られる磁性材料では、磁石粉末が焼成されることにより生じる材料劣化、より具体的には、窒素系磁石の分解によるＳｍＮ、Ｆｅなどの生成や、ナノコンポジット磁石の結晶の粗大化などが抑制されるとともに、磁石粉末の隙間（空隙）に、磁気特性に優れる金属ガラスが充填されている。

そのため、このような磁性材料によれば、簡易な製造によって、高い磁気特性を確保することができる。

そして、このような磁性材料の製造方法によれば、金属ガラスのガラス転移温度が６００℃以下であるため、放電プラズマ焼結における焼結温度を低くすることができる。そのため、磁石粉末および金属ガラスを金型内で、磁場中において圧力成形した後、成形体を耐熱性の高い金型に移し替えることなく同型内で放電プラズマ焼結することができる。

その結果、この磁性材料の製造方法によれば、優れた磁気特性を備える磁性材料を、簡易な操作で確実に製造することができる。

次に、本発明を実施例および比較例に基づいて説明するが、本発明は下記の実施例によって限定されるものではない。

製造例１（金属ガラスの製造）
Ｎｄ（ネオジム）、Ｆｅ（鉄）、Ｃｏ（コバルト）およびＢ（ホウ素）の単体粉末または塊状物を、Ｎｄ_３３Ｆｅ_２５Ｃｏ_２５Ｂ_１７となる配合割合で処方し、アーク溶解炉により、４ｋＰａ（３０Ｔｏｒｒ）、Ａｒ（アルゴン）雰囲気下で溶解させ、上記組成比の合金（インゴット）を作製した。

次いで、得られたインゴットを粉砕し、合金粒状物（粒子径：０．５〜１０ｍｍ）を得た。

その後、得られた合金粒状物を高周波誘導加熱にて溶解し、合金溶湯とした後、得られた合金溶湯を、Ａｒ雰囲気下において、単ロール装置にて周速度４０ｍ／ｓの冷却ロールの外周表面上に流下し、急冷した。これにより、金属ガラスを得た。

その後、得られた金属ガラスをボールミル（伊藤製作所製ＬＰ−１）により体積平均粒子径１．５μｍに微粉砕した。

また、得られた金属ガラスの粉末を、真空（５×１０^−２Ｐａ）下においてＳＰＳ（放電プラズマ焼結機、ＳＰＳシンテックス社製）で加熱および加圧し、温度に対するプレス変位を測定することにより、金属ガラスの変形開始（軟化）温度を測定した。変形開始（軟化）温度の測定条件を下記に示す。また、変形開始（軟化）温度は、３５１℃であった。

ＳＰＳ型：超硬型（試料充填部サイズ：８×６ｍｍ）
試料充填量：１．５ｇ
昇温速度：４０℃／分
加圧力：８００ＭＰａ
実施例１
製造例１において得られた金属ガラス（Ｎｄ_３３Ｆｅ_２５Ｃｏ_２５Ｂ_１７）の粉末と、Ｚ１６（磁石粉末、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石（Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３）、分解温度６００℃、体積平均粒子径３μｍ、日亜化学工業社製）とを、それらの総量に対して金属ガラスが１０質量％となるように配合し、シクロヘキサン中において、アトライター（プライミクス製フィルミックス４０−４０型）によって、周速４０ｍ／ｓで５分間混合した。

次いで、窒素雰囲気中で乾燥させ、金属ガラスの粉末と磁石粉末との混合粉末を得た。

その後、混合粉末１．０ｇを採取して、非磁性金型（ホッカイエムアイシー製、スリーブとパンチ材質：非磁性超硬合金（ＷＣ−Ｎｉ系合金）、ダイ材質：ＨＰＭ７５、成形サイズ：８ｍｍ×６ｍｍ）に充填し、磁場プレス機（玉川製作所製ＴＭ−ＭＰＨ８５２５−１０Ｔ型）によって、磁界２５ｋＯｅ、プレス圧８００ＭＰａで磁場プレス処理した。

引続き、放電プラズマ焼結機（ＳＰＳシンテックス社製ＳＰＳ−５１５Ｓ）によって、真空中で８００ＭＰａに加圧するとともに、昇温速度４０℃／ｍｉｎで４４０℃まで加熱（昇温）し、３０分保持した後、放冷した。これにより、非磁性金型に破損を生じることなく、磁性材料を得た。

評価
実施例１により得られた各磁性材料について、ＢＨトレーサ（玉川製作所製ＴＭ−ＢＨ３２−Ｃ１型）にて減磁曲線を測定し、それらの磁気特性を評価した。その結果、残留磁束密度（Ｂｒ）は、０．９８７２Ｔ、Ｂ保磁力（ｂＨｃ）は、４３０．４ｋＡ／ｍ、Ｉ保磁力（ｉＨｃ）は、５０８．０ｋＡ／ｍ、最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）は、１４３．７ｋＪ／ｍ^３であった。

Claims

磁石粉末と、変形開始温度が６００℃以下の金属ガラスとを混合し、混合粉末を得る工程、
前記混合粉末を金型に充填するとともに、磁場中で圧力成形し、成形体を得る工程、および、
前記成形体を、同一の前記金型内において、放電プラズマ焼結することにより、前記金属ガラスの前記変形開始温度以上の温度に加熱する工程
を備えることを特徴とする、磁性材料の製造方法。