JP2014045139A - 磁性材料 - Google Patents

Abstract

【課題】設備の小規模化および長寿命化を図ることができる磁性材料を提供すること。
【解決手段】ネオジム−鉄−ホウ素系磁石粉末である磁石粉末と、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、２００℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で加熱すること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）や、窒素系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、磁石粉末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、磁石粉末に金属ガラスを混合し、その混合物を金型などに充填した後、放電プラズマ焼結機により、１０００ＭＰａの圧力条件下、約４０℃／ｍｉｎの昇温速度で４２０℃まで加熱することにより磁性材料を得ることが、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

しかるに、特許文献１に記載の方法では、磁石粉末と金属ガラスとを混合した後の加熱時における圧力が高いので、設備が大がかりになるという不具合があり、また、金型に負担がかかるため、設備寿命も短くなるという不具合がある。

本発明の目的は、設備の小規模化および長寿命化を図ることができ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、ネオジム−鉄−ホウ素系磁石粉末であり、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、２００℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で加熱することにより得られることを特徴としている。

また、本発明の磁性材料では、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原子％以上４４原子％以下の範囲であり、前記ホウ素の原子割合が、６原子％以上２８原子％以下の範囲であることが好適である。

本発明の磁性材料によれば、磁石粉末とアモルファス金属とを混合した後の加熱時における圧力を低くできるため、装置の小規模化を図ることができ、また、金型に対する負担を軽減できるため、装置の長寿命化を図ることができる。

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、ネオジム−鉄−ホウ素系磁石粉末が挙げられる。

ネオジム−鉄−ホウ素系（以下、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系と示す場合がある。）磁石粉末は、ネオジム、鉄およびホウ素を含有するとともに、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相を主相とする磁石粉末であって、特に制限されず、種々の組成比の磁石粉末を用いることができる。

また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系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、Ｎｄの一部が、例えば、Ｄｙ（ジスプロシウム）、Ｔｂ（テルビウム）、Ｐｒ（プラセオジム）、Ｙ（イットリウム）、Ｓｍ（サマリウム）などにより置換されることができ、また、Ｆｅの一部が、例えば、Ｃｏ（コバルト）、Ｎｉ（ニッケル）などにより置換されることができる。さらには、それら各元素が、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、目的および用途に応じて、適宜設定される。

そして、このようなＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は、特に制限されず、公知の方法により得ることができる。

具体的には、例えば、急冷凝固法によりＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金を製造した後、熱間静水圧成形法（ＨＩＰ法）により塊状に成形し、次いで、得られた塊状物を公知の方法により塑性加工し、その後、粉砕することにより、例えば、結晶粒径が１μｍ以下の微細結晶を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系の磁気異方性磁石粉末を得ることができる。

また、例えば、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金を、７５０〜９５０℃に加熱しつつ水素を吸蔵させて、順組織変態を生じさせる高温水素処理工程の後に、吸蔵した水素を放出させて、逆組織変態を生じさせる脱水素化工程を施す方法（Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ Ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ法。以下、ＨＤＤＲ法。）により、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系の磁気異方性磁石粉末を得ることができる。

また、磁気異方性磁石粉末の体積平均粒子径は、例えば、５μｍ以上、好ましくは、１０μｍ以上、例えば、５００μｍ以下、好ましくは、３００μｍ以下である。

磁気異方性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。

また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末としては、さらに、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末が挙げられる。

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、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、この方法では、例えば、まず、原料合金（Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金）の溶湯を急冷し、急冷凝固合金を製造する。次いで、得られた急冷凝固合金を熱処理し、硬磁性相と、軟磁性相の微細結晶とを分散させる。これにより、Ｎｄ−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、Ｎｄ−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、Ｎｄ−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。

このようなＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末として、より具体的には、ＦｅとＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ（キュリー点：３１０℃）とのナノコンポジット磁石粉末などが挙げられる。

ナノコンポジット磁石粉末の体積平均粒子径は、例えば、５μｍ以上、好ましくは、１０μｍ以上、例えば、５００μｍ以下、好ましくは、３００μｍ以下である。

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。

また、磁石粉末としては、さらに、上記以外のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末、具体的には、例えば、磁気等方性磁石粉末や、焼結磁石の原料に用いられるような、結晶粒径が１μｍ以上の磁石粉末などを用いることもできる。

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。

磁石粉末として、好ましくは、ＨＤＤＲ法により得られたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末が挙げられる。

ＨＤＤＲ法により得られたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を用いれば、保磁力や残留磁束密度などの向上を図ることができる。

また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末を用いれば、残留磁束密度などの向上を図ることができる。

本発明において、アモルファス金属は、特に制限されず、公知のアモルファス金属を用いることができる。

アモルファス金属として、好ましくは、希土類元素、Ｆｅ（鉄）およびＢ（ホウ素）を含有するアモルファス金属が挙げられる。

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、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原子％以上９５原子％以下であり、Ｙ（イットリウム）が、５原子％以上３５原子％以下である。

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、例えば、２２原子％以上、好ましくは、２３原子％以上、より好ましくは、２４原子％以上であり、例えば、４４原子％以下、好ましくは、４０原子％以下、より好ましくは、３７原子％以下の範囲である。

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原子％以上、好ましくは、２０原子％以上、より好ましくは、２５原子％以上、例えば、６５原子％以下、好ましくは、６０原子％以下、好ましくは、５５原子％以下の範囲である。

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、例えば、６原子％以上、好ましくは、１２原子％以上、より好ましくは、１５原子％以上であり、例えば、２８原子％以下、好ましくは、２８原子％以下、より好ましくは、２５原子％以下の範囲である。

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原子％以上、好ましくは、２原子％以上、より好ましくは、４原子％以上であり、例えば、５０原子％以下、好ましくは、４５原子％以下、より好ましくは、４０原子％以下の範囲である。

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原子％以上であり、例えば、１５原子％以下、好ましくは、１０原子％以下、より好ましくは、５原子％以下である。

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原子％以上、好ましくは、７０原子％以上、より好ましくは、７２原子％以上であり、例えば、９４原子％以下、好ましくは、９０原子％以下、より好ましくは、８５原子％以下である。

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原子％以上、より好ましくは、１５原子％以上であり、例えば、３０原子％以下、好ましくは、２８原子％以下、より好ましくは、２５原子％以下の範囲である。

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。

また、アモルファス金属としては、上記に限定されず、例えば、Ｎｄ−Ｆｅ−Ａｌ系の組成を有するアモルファス金属（具体的には、Ｎｄ_６０Ｆｅ_３０Ａｌ_１０など）など、種々のアモルファス金属を用いることができる。

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。

アモルファス金属として、好ましくは、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原子％以上４４原子％以下の範囲であり、ホウ素の原子割合が６原子％以上２８原子％以下の範囲のアモルファス金属が挙げられる。

このようなアモルファス金属は、その結晶化温度（Ｔｘ）が低く抑えられているので、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。

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、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、アモルファス金属を得る。

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、１ｍ／ｓ以上、好ましくは、２０ｍ／ｓ以上、より好ましくは、３０ｍ／ｓ以上、例えば、６０ｍ／ｓ以下、好ましくは、５０ｍ／ｓ以下、より好ましくは、４０ｍ／ｓ以下である。

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）のアモルファス金属を得ることができる。

得られるアモルファス金属の厚みは、例えば、１μｍ以上、好ましくは、５μｍ以上、より好ましくは、１０μｍ以上であり、例えば、５００μｍ以下、好ましくは、３００μｍ以下、より好ましくは、１００μｍ以下である。

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、粉末状のアモルファス金属を得ることができる。

得られるアモルファス金属の体積平均粒子径は、例えば、１μｍ以上、好ましくは、５μｍ以上、例えば、２００μｍ以下、好ましくは、５０μｍ以下である。

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。

また、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。

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質量部以上、好ましくは、８０質量部以上であり、例えば、９９質量部以下、好ましくは、９５質量部以下である。また、アモルファス金属が、例えば、１質量部以上、好ましくは、５質量部以上であり、例えば、４０質量部以下、好ましくは、２０質量部以下である。

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、１００ｒｐｍ以上、好ましくは、１５０ｒｐｍ以上であり、例えば、３００ｒｐｍ以下、好ましくは、２５０ｒｐｍ以下である。また、混合時間が、例えば、５分間以上であり、例えば、６０分間以下、好ましくは、４５分間以下である。

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、所定の金型などに充填し、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、２００℃／ｍｉｎ以上の昇温速度（後述）で加熱する。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、パルス通電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、５０ＭＰａ以上、好ましくは、２００ＭＰａ以上であり、例えば、６００ＭＰａ以下、好ましくは、４００ＭＰａ以下の圧力条件下において、例えば、常温から加熱する。

加熱条件としては、昇温速度が、２００℃／ｍｉｎ以上、好ましくは、２００℃／ｍｉｎを超過、さらに好ましくは、４００℃／ｍｉｎ以上であり、通常、５０００℃／ｍｉｎ以下、好ましくは、６００℃／ｍｉｎ以下である。

また、最終到達温度が、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）以上であって、具体的には、例えば、４００℃以上、好ましくは、４１０℃以上、例えば、６００℃以下、好ましくは、５５０℃以下である。

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。

一方、例えば、従来の磁性材料において、高密度の成形体を得るためには、磁石粉末とアモルファス金属とを混合した後、加熱時において、高い圧力（例えば、６００〜１０００ＭＰａ）で加圧する必要がある。そのため、従来の磁性材料では、製造設備が大がかりになるという不具合があり、また、金型に負担がかかるため、設備寿命も短くなるという不具合がある。

これに対して、上記の磁性材料では、磁石粉末とアモルファス金属とを原料とする磁性材料において、磁石粉末が、ネオジム−鉄−ホウ素系磁石粉末であり、また、磁石粉末とアモルファス金属とを混合した後に、２００℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で加熱するので、加熱時の圧力が低くとも、高い密度の成形体を得ることができる。

具体的には、磁性材料の成形体密度（かさ密度）は、例えば、６．９ｇ／ｃｍ^３以上、好ましくは、７．２ｇ／ｃｍ^３以上であり、例えば、８．０ｇ／ｃｍ^３以下、好ましくは、７．５ｇ／ｃｍ^３以下である。

成形体密度が上記範囲であれば、磁束密度を良好とすることができる。

なお、成形体密度は、例えば、アルキメデス法や、例えば、下記式（１）により算出することができる。

ρ＝ｍ／Ｖ （１）
（式中、ρは磁性材料の密度（成形体密度）を、ｍは磁性材料の質量を、Ｖは磁性材料の体積を、それぞれ示す。）
そして、上記した磁性材料によれば、磁石粉末とアモルファス金属とを混合した後の加熱時における圧力を低くできるため、装置の小規模化を図ることができ、また、金型に対する負担を軽減できるため、装置の長寿命化を図ることができる。

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℃以上、好ましくは、４１０℃以上、例えば、６００℃以下、好ましくは、５５０℃以下において、例えば、１分間以上、好ましくは、１０分間以上、例えば、１２０分間以下、好ましくは、６０分間以下の時間保持する。

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、３０ＭＰａ以上、好ましくは、１００ＭＰａ以上であり、例えば、２０００ＭＰａ以下、好ましくは、１０００ＭＰａ以下である。

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。

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（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、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。
［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１に示す。

実施例１〜４および比較例１〜６
製造例１において得られたアモルファス金属の粉末と、ＭＦＰ−１５（商品名、ＨＤＤＲ法により得られたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁気異方性磁石粉末、愛知製鋼社製）とを、表２および表３に示す割合で混合し、乳鉢中において混合することにより、アモルファス金属の粉末と磁石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２および表３に示す圧力で、表２および表３に示す温度まで、表２および表３に示す昇温速度で加熱（昇温）し、表２および表３に示す時間、その温度で保持した後、放冷した。これにより、磁性材料を得た。

なお、比較例３、４および６では、アモルファス金属を配合することなく、磁性材料を得た。

得られた各磁性材料の密度（成形体密度）を、上記式（１）により、それぞれ算出した。その結果を、表２および表３に示す。

［評価］
表２に示されるように、磁石粉末およびアモルファス金属を混合し、加圧力を３００ＭＰａとして昇温速度を変化させたところ、２００℃／ｍｉｎ未満の比較例１、２では成形体密度に変化は見られなかったが、２００℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で加熱した各実施例の磁性材料は、成形体密度の向上が確認され、これにより優れた磁気特性を備えることが予測された。また、アモルファス金属を混合しなかった各比較例の磁性材料に比べても、成形体密度が高いことが確認され、これにより、優れた磁気特性を備えることが予測された。

また、表３の実施例３に示されるように、昇温速度が２００℃／ｍｉｎ以上であれば、成形圧力が４００ＭＰａと低くても、６００ＭＰａの高い成形圧力で成形した比較例５（昇温速度４０℃／ｍｉｎ）と同程度の成形体密度を得ることができることが確認された。

また、同様に、表３の実施例４に示されるように、昇温速度が２００℃／ｍｉｎ以上であれば、成形圧力が２００ＭＰａと低くても、アモルファス金属を混合することなく、また、６００ＭＰａの高い成形圧力で成形した比較例６（昇温速度４０℃／ｍｉｎ）と同程度の成形体密度を得ることができることが確認された。

比較例７〜１１
磁石粉末として、ネオジム−鉄−ホウ素系磁石粉末とは異なる磁石粉末を用いた以外は、実施例１と同様にして磁性材料を得た。

具体的には、磁石粉末として、ＭＦＰ−１５（商品名、ＨＤＤＲ法により得られたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁気異方性磁石粉末、愛知製鋼社製）に代えて、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）を用い、表４に示す圧力で、表４に示す温度まで、表４に示す昇温速度で加熱（昇温）し、表４に示す時間、その温度で保持した後、放冷した。これにより、磁性材料を得た。

なお、比較例１１では、アモルファス金属を配合することなく、磁性材料を得た。

得られた各磁性材料の密度（成形体密度）を、上記式（１）により、それぞれ算出した。その結果を、表４に示す。

［評価］
表４に示されるように、ネオジム−鉄−ホウ素系磁石粉末ではない磁石粉末を用いた比較例７〜１１では、昇温速度が２００℃／ｍｉｎ以上である場合にも、また、昇温速度が２００℃／ｍｉｎ未満である場合にも、成形体密度が低いことが確認され、これにより、磁気特性にも劣ることが予測された。

Claims (2)

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、ネオジム−鉄−ホウ素系磁石粉末であり、
   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、２００℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で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。
2. 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原子％以上４４原子％以下の範囲であり、前記ホウ素の原子割合が、６原子％以上２８原子％以下の範囲であることを特徴とする、請求項１に記載の磁性材料。