JP2013179195A - 磁性材料 - Google Patents

Abstract

【課題】簡易な製造によって、希土類含有量が低く、優れた保磁力を備える磁性材料を提供すること。
【解決手段】希土類−鉄−ホウ素系ナノコンポジット磁石粉末である磁石粉末と、希土類元素、鉄およびホウ素を含有し、希土類元素の原子割合が、２２〜４４原子％の範囲であり、ホウ素の原子割合が、６〜２８原子％の範囲であるアモルファス金属とを混合するとともに、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）より３０℃低い温度以上、または、アモルファス金属が金属ガラスの場合はガラス遷移温度（Ｔｇ）以上の温度に加熱することにより磁性材料を製造する。この磁性材料によれば、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。
【選択図】なし

Description

本発明は、磁性材料に関する。

従来より、高い磁気特性を有する磁石として、例えば、希土類を含有するナノコンポジット磁石（例えば、Ｆｅ／希土類−Ｆｅ−Ｂ系の組成を有する磁石など）が提案されており、また、そのような磁石の磁気特性の向上を図るため、磁石と金属ガラスとを混合して用いることが提案されている。

具体的には、例えば、Ｆｅ／Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系のナノコンポジット磁石に、金属ガラス、具体的には、Ｎｄ_１０Ｆｅ_１０Ａｌ_１０を混合し、その混合物を放電プラズマ焼結機で加熱および加圧することにより得られる磁性材料が、提案されている（例えば、特許文献１参照。）。

このような磁性材料では、磁石粉末の隙間（空隙）に金属ガラスが充填されるので、簡易な製造により、優れた磁気特性を確保することができる。

特開２０１１−２３６０５号公報

一方、このようなナノコンポジット磁石は、通常、希土類元素の含有割合が、１２原子％を超過している。

しかるに、近年では、資源問題の観点から、磁石の希土類含有量の低減が求められている。また、磁性材料における各種磁気特性、とりわけ、保磁力のさらなる向上が要求されている。

本発明の目的は、簡易な製造によって、希土類含有量が低く、優れた保磁力を備える磁性材料を提供することにある。

上記目的を達成するために、本発明の磁性材料は、磁石粉末とアモルファス金属とを原料とする磁性材料であって、前記磁石粉末が、希土類−鉄−ホウ素系ナノコンポジット磁石粉末であり、前記アモルファス金属が、希土類元素、鉄およびホウ素を含有し、前記アモルファス金属において、前記希土類元素の原子割合が、２２〜４４原子％の範囲であり、前記ホウ素の原子割合が、６〜２８原子％の範囲であり、前記磁石粉末と前記アモルファス金属とを混合するとともに、前記アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）より３０℃低い温度以上、または、アモルファス金属が金属ガラスである場合には、そのガラス遷移温度（Ｔｇ）以上の温度に加熱することにより得られることを特徴としている。

本発明の磁性材料によれば、磁石粉末として希土類−鉄−ホウ素系ナノコンポジット磁石粉末が用いられるため、優れた保磁力を確保することができる。

本発明の磁性材料は、磁石粉末とアモルファス金属とを原料としている。

磁石粉末としては、希土類−鉄−ホウ素系ナノコンポジット磁石粉末が挙げられる。

希土類−鉄−ホウ素系（以下、ＲＥ−Ｆｅ−Ｂ系（ＲＥは希土類元素を示す。）と示す場合がある。）ナノコンポジット磁石粉末において、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、Ｎｄ（ネオジム）が挙げられる。

希土類元素としてＮｄ（ネオジム）を含有するＲＥ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末、すなわち、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末は、例えば、Ｆｅ／Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ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、Ｎｄ（ネオジム）、Ｆｅ（鉄）およびＢ（ホウ素）（さらには、必要によりＣｏ（コバルト）および／またはＮｉ（ニッケル））を、ナノコンポジット磁石を形成できる割合で含有している。

具体的には、Ｆｅ／Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石において、Ｎｄの原子割合は、例えば、２〜１２原子％、好ましくは、２〜８原子％の範囲である。また、Ｆｅの原子割合は、例えば、６０〜８３原子％、好ましくは、６５〜７７原子％の範囲である。また、Ｂの原子割合は、例えば、１５〜２８原子％、好ましくは、１８〜２５原子％の範囲である。

また、Ｃｏおよび／またはＮｉが含有される場合において、その原子割合（総量）は、例えば、０原子％を超過し２０原子％以下、好ましくは、０原子％を超過し１５原子％以下、より好ましくは、５原子％を超過し１２原子％以下の範囲である。

また、ＲＥ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末においては、それら各元素が、部分的に他の元素に置換されていてもよい。

具体的には、例えば、上記した各元素が、例えば、Ｇａ（ガリウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｈｆ（ハフニウム）、Ａｌ（アルミニウム）、Ｃｕ（銅）、Ｍｎ（マンガン）、Ｔｉ（チタン）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｖ（バナジウム）、Ｃｒ（クロム）、Ｇｅ（ゲルマニウム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｉｎ（インジウム）、Ｓｎ（錫）、Ｔａ（タンタル）、Ｗ（タングステン）、Ｐｂ（鉛）などにより置換されることができる。

なお、元素の置換割合は、特に制限されず、ＲＥ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末を得ることができる範囲において、目的および用途に応じて、適宜設定される。

ＲＥ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末は、特に制限されないが、例えば、急冷法など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、急冷凝固合金を得る。

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、冷却ロールの回転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、冷却ロールの回転速度は、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）の急冷凝固合金を得ることができる。

得られる急冷凝固合金の厚みは、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、急冷凝固合金を得ることができる。

得られる急冷凝固合金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。

次いで、得られた急冷凝固合金を熱処理（結晶化処理）し、硬磁性相と、軟磁性相の微細結晶とを分散させる。

熱処理では、例えば、イメージ炉などを用い、例えば、１０^−６〜１０^−１Ｐａ、好ましくは、１０^−４〜１０^−２Ｐａにて、例えば、４５０〜７５０℃、好ましくは、５３０〜６８０℃で、例えば、０〜６０分間、好ましくは、５〜２０分間加熱し、結晶化させる。

これにより、ＲＥ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末を製造することができる。

また、ＲＥ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末は、必要により、さらに粉砕して用いることもできる。

なお、ＲＥ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末は、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。

ナノコンポジット磁石粉末の体積平均粒子径は、例えば、５〜５００μｍ、好ましくは、１０〜３００μｍ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、磁石粉末の充填率の向上を図ることができ、優れた残留磁束密度を確保することができる。

なお、一般に、磁性材料の製造において、上記のような微細な結晶を有する磁石粉末を焼成すると、その結晶の粗大化などにより、保磁力などが低下する。

上記のような微細な結晶を有する磁石粉末において、結晶の粗大化などが生じる温度は、例えば、６００℃以上である。

本発明において、アモルファス金属は、希土類元素、Ｆｅ（鉄）およびＢ（ホウ素）を含有する。

このようなアモルファス金属において、希土類元素は、その焼成において、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、上記した希土類元素、具体的には、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。

なお、このようなアモルファス金属は、必ずしも重希土類元素を含まなくとも、十分大きな保磁力を発現することができる。

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）、Ｙ（イットリウム）、さらに好ましくは、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、アモルファス金属を用いて得られる磁性材料の保磁力、残留磁化を向上することができる。

また、希土類元素として、好ましくは、Ｎｄ（ネオジム）とＹ（イットリウム）との併用が挙げられる。

希土類元素が、Ｎｄ（ネオジム）およびＹ（イットリウム）を含有していれば、アモルファス金属を用いて得られる磁性材料の保磁力、残留磁化を向上することができる。

希土類元素がＮｄ（ネオジム）およびＹ（イットリウム）を含有する場合には、それらの含有割合は、Ｎｄ（ネオジム）およびＹ（イットリウム）の総量に対して、Ｎｄ（ネオジム）が、６５〜９５原子％であり、Ｙ（イットリウム）が、５〜３５原子％である。

また、アモルファス金属において、希土類元素の原子割合（併用される場合には、それらの総量）は、２２〜４４原子％、好ましくは、２３〜４０原子％、より好ましくは、２４〜３７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、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）が高くなる場合があるため、後述するように、磁石粉末およびアモルファス金属を熱処理して磁性材料を製造する場合において、熱処理のエネルギーコストが増加し、さらに、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下限未満である場合には、磁性材料の保磁力が低下するという不具合がある。

一方、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。

また、希土類元素の原子割合が上記上限を超過すると、コスト面に劣り、また、酸化しやすくなるため、生産性および安全性にも劣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、アモルファス金属を用いて得られる磁性材料の残留磁化および保磁力を向上することができ、さらには、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）を低く抑えることができるため、後述するように、高温で熱処理することなく、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。

アモルファス金属において、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。

アモルファス金属において、Ｆｅ（鉄）の原子割合は、例えば、１５〜６５原子％、好ましくは、２０〜６０原子％、より好ましくは、２５〜５５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（結晶化）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（結晶化）後の磁性材料の保磁力が低下する場合がある。

アモルファス金属において、Ｂ（ホウ素）は、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。

アモルファス金属において、Ｂ（ホウ素）の原子割合は、６〜２８原子％、好ましくは、１２〜２８原子％、より好ましくは、１５〜２５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、アモルファス金属を原料として、放電プラズマ焼結法やホットプレス法等を用いて成形体を製造する場合において、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（結晶化）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、アモルファス金属は、好ましくは、Ｃｏ（コバルト）を含有している。

アモルファス金属において、Ｃｏ（コバルト）は、アモルファス金属を用いて得られる磁性材料の磁気特性を向上させ、また、酸化を防止することにより取扱性の向上を図るために含有される。

さらに、アモルファス金属が後述するように金属ガラスである場合には、Ｃｏ（コバルト）は、その金属ガラスを、後述する軟化状態（ガラス遷移状態）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。

アモルファス金属において、Ｃｏ（コバルト）の原子割合は、例えば、１〜５０原子％、好ましくは、２〜４５原子％、より好ましくは、４〜４０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、取扱性、成形性および加工性が低下する場合がある。

とりわけ、アモルファス金属が後述するように金属ガラスである場合において、その過冷却領域（ガラス遷移温度以上、かつ、結晶化温度未満の領域。ΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ））を十分に確保することができず、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、アモルファス金属を用いて得られる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、Ｆｅ（鉄）に対するＣｏ（コバルト）の原子比が、１．５以下、好ましくは、１．４４以下、より好ましくは０．６以下であることが挙げられる。

Ｆｅ（鉄）に対するＣｏ（コバルト）の原子比が、１．５以下であれば取扱性を向上でき、さらに、０．６以下であれば熱処理により大きな保磁力を発現できる。一方、１．５を超過すると、コスト面に劣るという不具合がある。

また、アモルファス金属は、添加元素として、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）、Ｚｎ（亜鉛）などの典型元素など、種々の元素を含むことができる。

これら添加元素は、単独使用または２種類以上併用することができる。

添加元素として、好ましくは、Ｔｉ（チタン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｓｉ（ケイ素）、Ａｌ（アルミニウム）が挙げられる。

添加元素として、Ｔｉ（チタン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｓｉ（ケイ素）およびＡｌ（アルミニウム）からなる群から選択される少なくとも１種を含有すれば、磁性材料の残留磁束密度、保磁力などを向上させることができる。

このようなアモルファス金属において、添加元素の原子割合は、例えば、１〜１５原子％、好ましくは、１〜１０原子％。より好ましくは、１〜５原子％である。

また、添加元素として、より好ましくは、Ａｌ（アルミニウム）、Ｃｕ（銅）が挙げられる。

アモルファス金属が、添加元素として、Ａｌ（アルミニウム）および／またはＣｕ（銅）を含有すれば、後述するアモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）を低く抑えることができるため、後述するように、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、アモルファス金属が、後述する金属ガラスである場合に、その金属ガラスの軟化開始温度（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。

アモルファス金属がＡｌ（アルミニウム）および／またはＣｕ（銅）を含有する場合において、Ａｌ（アルミニウム）およびＣｕ（銅）の原子割合（併用される場合にはそれらの総量）は、例えば、１５原子％未満であり、好ましくは、５原子％未満、より好ましくは、３．５原子％以下、さらに好ましくは、３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、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）が高くなり、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。

また、アモルファス金属が、添加元素としてＣｕ（銅）を含有すれば金属ガラスとすることができ、広い過冷却領域を得ることができる。

そして、このようなアモルファス金属において、希土類元素およびＦｅ（鉄）（さらに必要により含有されるＣｏ（コバルト））の原子割合の総量は、例えば、６５〜９４原子％、好ましくは、７０〜９０原子％、より好ましくは、７２〜８５原子％である。

希土類元素およびＦｅ（鉄）（さらに必要により含有されるＣｏ（コバルト））の原子割合の総量が上記範囲であれば、アモルファス金属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（結晶化）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、アモルファス金属において、希土類元素およびＦｅ（鉄）（さらに必要により含有されるＣｏ（コバルト））を除く元素（必須成分としてＢ（ホウ素）を含み、任意成分として添加元素（例えば、Ｔｉ（チタン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｓｉ（ケイ素）、Ａｌ（アルミニウム）などを含む。）の原子割合の総量は、例えば、６原子％以上、好ましくは、１０〜３０原子％、より好ましくは、１５〜２８原子％、とりわけ好ましくは、１５〜２５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、アモルファス金属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（結晶化）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、このようなアモルファス金属は、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、上記したＲＥ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石の製造方法と同様、まず、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。そして、得られた混合粉末をアーク溶解などにより溶解させ、上記した原子割合で希土類、ＦｅおよびＢを含有する塊状合金（ＲＥ−Ｆｅ−Ｂ系合金）を得る。

そして、塊状合金を公知の方法により粉砕し、得られた合金粒状物を高周波誘導加熱などにより溶解させ、合金溶湯を得た後、その合金溶湯を、例えば、単ロール法、ガスアトマイズ法などにより急冷し、アモルファス金属を得る。

単ロール法における急冷条件としては、上記と同様の条件であって、これにより得られるアモルファス金属の厚みは、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、ガスアトマイズ法における急冷条件は、上記と同様の条件であって、これにより得られるアモルファス金属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。

このようなアモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）（結晶化を開始する温度）は、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。

アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）は、ＤＳＣ（示差走査熱量測定）によって測定することができ、本発明においては、４０℃／ｍｉｎの昇温速度で測定された値であると定義される。

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）のうち最も低い結晶化温度（Ｔｘ）を、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）とする。

また、このようにして得られるアモルファス金属は、金属ガラスを含んでいる。

金属ガラスは、結晶化温度（Ｔｘ）未満のガラス遷移温度（Ｔｇ）を有するアモルファス合金であり、高い成形性を有している。

そして、このようにして得られるアモルファス金属が、金属ガラスである場合には、その軟化開始温度（ガラス遷移温度（Ｔｇ））は、例えば、６００℃以下、好ましくは、５００℃以下、より好ましくは、４５０℃以下である。

また、アモルファス金属は、金属ガラスでなくとも、加熱により軟化する場合があり、そのような場合における軟化開始温度は、例えば、６００℃以下、好ましくは、５００℃以下、より好ましくは、４５０℃以下である。

アモルファス金属（金属ガラスを含む。）の軟化開始温度は、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。

これらアモルファス金属は、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、磁性材料を製造するには、まず、磁石粉末とアモルファス金属とを混合する。

磁石粉末とアモルファス金属との配合割合は、磁石粉末とアモルファス金属との総量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、アモルファス金属が、例えば、１〜４０質量部、好ましくは、５〜２０質量部である。

混合は、磁石粉末とアモルファス金属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、乾式法、湿式法のいずれも採用することができる。例えば、乾式法では、磁石粉末とアモルファス金属とを、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。また、湿式法では、磁石粉末とアモルファス金属とを、溶媒（例えば、シクロヘキサン、アセトン、エタノールなど）中において、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、磁石粉末とアモルファス金属との混合物を、例えば、加圧しながら、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）より３０℃低い温度以上に加熱する。

また、アモルファス金属が金属ガラスである場合には、磁石粉末とアモルファス金属との混合物を、例えば、加圧しながら、ガラス遷移温度（Ｔｇ）以上の温度に加熱することもできる。

より具体的には、この方法では、例えば、ホットプレス装置、放電プラズマ焼結機などを用いて、磁石粉末とアモルファス金属との混合物を、例えば、２０〜１５００ＭＰａ、好ましくは、２００〜１０００ＭＰａの圧力条件下において、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）より３０℃低い温度以上、または、アモルファス金属が金属ガラスである場合にはそのガラス遷移温度（Ｔｇ）以上、好ましくは、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）以上、具体的には、例えば、４００〜６００℃、好ましくは、４１０〜５５０℃に加熱する。

このような加圧加熱成形により、アモルファス金属が変形を生じ、これにより、高密度な磁性材料を得ることができる。さらに、アモルファス金属が硬磁性相となるため、磁石粉末、および、アモルファス金属から生成した硬磁性相を含む磁性材料を、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、イメージ炉などを用いて、上記の加圧加熱成形の後、磁石粉末と、アモルファス金属またはアモルファス金属から生成した硬磁性相との成形体を、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、上記の加圧加熱成形の後、例えば、４００〜６００℃、好ましくは、４１０〜５５０℃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、アモルファス金属の結晶化熱処理工程を、バッジ式で行えるため、磁性材料の生産性を向上することができる。

また、磁性材料の製造においては、加圧加熱成形の昇温後に、必要により、加圧加熱状態で保持することもできる。

さらに、磁性材料の製造においては、例えば、上記の加圧加熱成形、および、その後の熱処理を磁場中で行うことができる。

また、上記の加圧加熱成形の前処理として、磁石粉末とアモルファス金属との混合物を、磁場中で加圧（磁場プレス処理）することもできる。

とりわけ、磁石粉末として、磁気異方性磁石粉末が用いられる場合には、好ましくは、磁石粉末とアモルファス金属との混合物を磁場プレス処理する。

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。

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。

そして、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、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、磁気特性に優れるアモルファス金属から生成した硬磁性相が充填されている。

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。

また、このような磁性材料では、アモルファス金属における希土類元素の原子割合が２２〜４４原子％の範囲であるため、結晶化温度（Ｔｘ）が低く抑えられており、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。さらに、アモルファス金属から生成する硬磁性相の磁気特性が高いため、磁気特性の高い磁性材料を製造することができる。

つまり、アモルファス金属として、上記組成を除くアモルファス金属（例えば、Ｎｄ_６０Ｆｅ_３０Ａｌ_１０など）を用いることも検討されるが、このようなアモルファス金属は、磁気特性が十分ではなく、そのため、得られる磁性材料の磁気特性に劣る場合がある。

一方、本発明の磁性材料は、上記のアモルファス金属と磁石粉末とを混合するとともに、上記の温度に加熱することにより得られるため、優れた磁気特性を備えることができる。

とりわけ、本発明の磁性材料では、磁石粉末としてＲＥ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末が用いられるため、希土類含有量が低く、優れた保磁力を確保することができる。

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（磁性材料の製造）
Ｎｄ（ネオジム）、Ｆｅ（鉄）、Ｃｏ（コバルト）、Ｂ（ホウ素）の単体粉末または塊状物を、表１に示す配合割合で処方し、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、表１に示す組成比の合金（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、単ロール装置にて回転速度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、急冷凝固合金を得た。

その後、得られた急冷凝固合金を、イメージ炉にて、１０^−４Ｐａ、６４０℃において、１０分間熱処理（結晶化処理）した後、乳鉢にて粉砕することにより、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石の粉末（体積平均粒子径：約１００μｍ）を得た。

ＤＳＣ（示差走査熱量測定：ＳＩＩ社製、ＤＳＣ６３００）を用いて、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石の結晶化温度（Ｔｘ）、および、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石のガラス遷移温度（Ｔｇ）を測定した。

具体的には、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石試料１０ｍｇをアルミナパンに投入し、Ａｒ雰囲気中、昇温速度４０℃／ｍｉｎで測定した。

なお、結晶化反応（Ｔｘ）が複数確認された場合には、その温度の低い方を結晶化温度（Ｔｘ）として測定した。

また、結晶化温度（Ｔｘ）、および、ガラス遷移温度（Ｔｇ）が確認される場合には、過冷却領域ΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）を算出した。

その結果を表１に示す。

製造例２〜３（アモルファス金属の製造）
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、表２に示す配合割合で処方し、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、表２に示す組成比の合金（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、単ロール装置にて回転速度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、アモルファス金属を得た。

その後、得られたアモルファス金属を乳鉢により粉砕し、体積平均粒子径２０μｍの粉末を得た。

製造例４（アモルファス金属の製造）
ガスアトマイズ法（噴射ガス：Ａｒ）によりＮｄ_６０Ｆｅ_３０Ａｌ_１０を製造した後、ボールミル（伊藤製作所製 ＬＰ−１）により微粉砕した。これにより、体積平均粒子径１μｍの、Ｎｄ_６０Ｆｅ_３０Ａｌ_１０の粉末を得た。
［評価］
ＤＳＣ（示差走査熱量測定：ＳＩＩ社製、ＤＳＣ６３００）を用いて、各製造例において得られたアモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）、および、アモルファス金属が金属ガラスである場合には、そのガラス遷移温度（Ｔｇ）を測定した。

具体的には、アモルファス金属試料１０ｍｇをアルミナパンに投入し、Ａｒ雰囲気中、昇温速度４０℃／ｍｉｎで測定した。

なお、結晶化反応（Ｔｘ）が複数確認された場合には、その温度の低い方を結晶化温度（Ｔｘ）として測定した。

また、結晶化温度（Ｔｘ）、および、ガラス遷移温度（Ｔｇ）が確認される場合には、過冷却領域ΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）を算出した。

その結果を表２に示す。

実施例１〜３および比較例１〜２
製造例１において得られた磁性材料と、製造例２〜４で得られたアモルファス金属の粉末とを、表３に示す割合で、乳鉢中において混合することにより、磁石粉末とアモルファス金属の粉末との混合粉末を得た。

その後、混合粉末０．３ｇを採取して、超硬製金型（成形サイズ：５ｍｍ×５ｍｍ）に充填し、放電プラズマ焼結機（ＳＰＳシンテックス社製ＳＰＳ−５１５Ｓ）によって、真空中で表３に示す圧力で、表３に示す温度まで、昇温速度４０℃／ｍｉｎで加熱（昇温）し、表３に示す時間、保持した。これにより、磁性材料を得た。

評価
各実施例および各比較例により得られた各磁性材料について、ＶＳＭにて減磁曲線を測定し、それらの磁気特性を評価した。その結果を表３に示す。

（考察）
表３に示すように、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末（製造例１）と、特定原子割合のアモルファス金属（製造例２、製造例３）とを原料として得られた磁性材料（実施例１〜３）は、アモルファス金属を用いることなく得られた磁性材料（比較例１）や、鉄およびホウ素を含有していないアモルファス金属を用いて得られた磁性材料（比較例２）に比べ、優れた保磁力を有していた。

Claims (1)

1. 磁石粉末とアモルファス金属とを原料とする磁性材料であって、
   前記磁石粉末が、希土類−鉄−ホウ素系ナノコンポジット磁石粉末であり、
   前記アモルファス金属が、希土類元素、鉄およびホウ素を含有し、
   前記アモルファス金属において、前記希土類元素の原子割合が、２２〜４４原子％の範囲であり、前記ホウ素の原子割合が、６〜２８原子％の範囲であり、
   前記磁石粉末と前記アモルファス金属とを混合するとともに、
   前記アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）より３０℃低い温度以上、または、アモルファス金属が金属ガラスである場合には、そのガラス遷移温度（Ｔｇ）以上の温度に加熱することにより得られることを特徴とする、磁性材料。