JP2023127785A - 希土類鉄炭素硼素系磁性粉末及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】熱安定性に優れるとともに磁気特性に優れ、さらに減磁曲線においてクニックが抑制された希土類鉄炭素硼素系磁性粉末、及びその製造方法を提供すること。【解決手段】一般式：Ｓｍ２Ｆｅ（１７－ｍ－ｎ）ＣｏｍＧａｎＣｘＢｙ（但し、０．０≦ｍ≦１．０，１．０≦ｎ≦２．０，１．２５≦ｘ≦１．７５，０．０５≦ｙ≦１．００）で表される組成を全体として有し、 菱面体晶系Ｔｈ２Ｚｎ１７型化合物からなる主相と、鉄（Ｆｅ）－硼素（Ｂ）系化合物を含む副相と、を含む、希土類鉄炭素硼素系磁性粉末。【選択図】図１

Description

本発明は、希土類鉄炭素硼素系磁性粉末及びその製造方法に関する。

永久磁石は、自動車、電化製品、ＩＴ機器を始め、幅広い分野で用いられており、現代の産業において欠くことができない。特に永久磁石は、電力を必要とせず磁力を発生できるため、近年の地球温暖化対策や省エネルギーの観点から、その重要性がますます高まっている。

永久磁石の中でも希土類磁石は、磁石の基本特性（磁束密度、保磁力、最大エネルギー積）が、フェライトやアルニコなどの他の磁石を凌駕するほど優れている。特に希土類磁石は、最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）が高く、小型で強力な磁石とすることが可能である。そのため部品の小型化及び高性能化の流れに応じて期待が高い。特に近年の電気自動車やハイブリッド自動車の実用化の流れに応じて、その使用量は急増しており、各種磁石の中でも金額ベースでの市場占有率が最も大きい。

希土類磁石の中では、ネオジム磁石がよく知られている。ネオジム磁石は、ネオジム鉄硼素（Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ）系化合物を主相とする磁石であり、現在実用化されている磁石の中で最も高い最大エネルギー積を誇る。そのためネオジム磁石は、焼結磁石やボンド磁石として広範囲に利用されている。しかしながらネオジム磁石は高温環境下で使用することができないとの問題がある。すなわちネオジム磁石はキュリー温度（Ｔｃ）が３１２℃と低く、高温減磁の問題がある。またネオジム磁石は耐酸化性に劣る。すなわち希土類元素は原子番号の順に酸化し易く、軽希土類元素たるネオジム（Ｎｄ）を含むネオジム磁石は、メッキなどの表面処理を施さなければ実用に供することは困難である。

ネオジム磁石以外の希土類磁石として、サマリウム鉄窒素（Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_ｘ）系化合物やサマリウム鉄炭素（Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ）系化合物を用いた磁石が知られている。これらの化合物は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７の結晶格子間に窒素（Ｎ）又は炭素（Ｃ）原子が侵入した侵入型化合物である。このうちＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_ｘ系磁石は、優れた磁気特性、特にキュリー温度（Ｔｃ）と保磁力（Ｈｃ）が高いという特徴を活かして、ネオジム磁石とともに広く用いられている。Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_ｘ系磁性粉末は、ｘ＝３のときに最も優れた磁気特性を示し、その時のキュリー温度（Ｔｃ）は４７３℃と高い。また異方性磁場（Ｈ_Ａ）が２１ＭＡ／ｍと高く、この値はＮｄ_２Ｆｅ_１７Ｂ系化合物の３倍以上である。その上、飽和磁化（Ｍｓ）が１．５７Ｔと、Ｎｄ_２Ｆｅ_１７Ｂ系化合物に匹敵するほど高い。

しかしながらサマリウム鉄窒素（Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_ｘ）系化合物は低温で分解しやすいという問題がある。すなわちこの化合物は、窒素（Ｎ）量によって異なるが５５０～７００℃程度の温度で分解し始める。そのため焼結磁石にすることが困難であり、ボンド磁石としての利用に留まっている。ボンド磁石は非磁性バインダー樹脂を必須成分にするため、磁束密度（Ｂ）及び最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）を高める上で限界がある。

これに対してサマリウム鉄炭素（Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ）系化合物は、サマリウム鉄窒素（Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_ｘ）系化合物に比べて熱安定性に優れている。実際、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物は１０００℃以上の高温でも分解しないため、これをボンド磁石のみならず焼結磁石にも適用できる。またＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物は、鉄（Ｆｅ）の一部をコバルト（Ｃｏ）で置換することで、キュリー温度Ｔｃを６００℃程度にまで高めることができる。そのため高温減磁が少なく、高温用途の磁石への適用が可能である。したがってＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物は優れたポテンシャルを有する材料と言うことができる。

Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物の合成を開示する文献として、特許文献１及び非特許文献１が挙げられる。特許文献１には、一般式Ｒ_ｘＦｅ（_{１－ｘ－ｙ－ｚ）}Ｍ_ｙＣ_ｚの組成（ＲはＳｍ等の希土類金属、ＭはＴｉ等）を有し、かつＲ_２Ｆｅ_１７型菱面体晶化合物を主相とする希土類磁石材料が開示されている（特許文献１の請求項１及び［０００７］）。また特許文献１にはこの磁石材料に関して、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系永久磁石と同等の磁気特性を確保できるばかりか、キュリー点の上昇により温度特性の大幅な向上を達成できることなどが記載されている（特許文献１の［００３８］）。

非特許文献１には、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７－ｘＣｏ_ｘＣ_ｙ化合物について、ＦｅをＣｏで置換すると、菱面体晶Ｒｈ_２Ｚｎ_１７型構造（２：１７）が安定化されること、Ｃｏ量ｘが増えるにつれてキュリー温度が急増するとともに格子定数が小さくなること、Ｓｍ_２Ｆｅ_１２Ｃｏ_５Ｃ_１．２５化合物は、室温での飽和磁化μ_０Ｍ_ｓ＝１．３６Ｔ、異方性磁場μ_０Ｈ_ｋ＝７．１Ｔ、キュリー温度Ｔｃ＝８７４Ｋ、動作可能最高温度Ｔｍが４７３Ｋより高いことなどが記載されている（非特許文献１のＡｂｓｔｒａｃｔ）。

特開平５－２５５９２号公報

Z. Altounian et al., J. Phys.: Condens. Matter 15 (2003) 3315-3322

このようにサマリウム鉄炭素（Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ）系化合物は熱安定性が良好であり、優れたポテンシャルを有するものの、従来の技術では高い磁気特性を示す化合物を簡易なプロセスで合成することが困難であった。すなわちこの化合物は炭素量が多いほど、キュリー温度及び磁気異方性が高くなる。しかしながら従来のプロセスでは、十分な量の炭素（Ｃ）を結晶格子中に取り込むことができず、磁気特性向上を図る上で限界があった。そのためこの化合物は、その研究例が少なく、本発明者らの知る限り実用化された例はない。

本発明者らは、このような問題点に鑑みて鋭意検討を行った。その結果、熱安定性に優れ且つ高い磁気特性を示すＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物からなる磁性粉末を工業的に利用可能なプロセスを用いて合成する上で、鉄（Ｆｅ）の一部をコバルト（Ｃｏ）とガリウム（Ｇａ）とによって同時に置換することが有効であることを見出した。さらに所定の組成を有するＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系磁性粉末は飽和磁化（Ｍｓ）及び保磁力（Ｈｃ）のみならず角形性にも優れており、磁石の最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）を高める上で好適であるとの知見を得た（特願２０２０－１５２１０８号）。

しかしながら、更に調査を進めたところ、このような磁性粉末であって、角形性をさらに改良できる余地のあることが分かった。すなわち従来のＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物では、磁気測定によって得られたヒステリシスループ（Ｍ－Ｈ曲線）の第２象限（減磁曲線）において、ステップ状の段差（クニック）が僅かに観察される場合があった。このクニックは異相として含まれるα－Ｆｅ相に由来すると考えられる。このようなクニックの存在は、減磁曲線の角形性を悪くし、最大エネルギー積を低下させる恐れがある。

このような問題に鑑みて本発明者らが検討を進めた結果、ガリウム（Ｇａ）、またはコバルト（Ｃｏ）とガリウム（Ｇａ）を含むＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物に更に硼素（Ｂ）を加えると、主相の他に鉄（Ｆｅ）－硼素（Ｂ）系化合物が形成され、これにより減磁曲線によるクニックが抑制されて角形性が向上するとの知見を得た。

本発明は、このような知見に基づき完成されたものであり、熱安定性に優れるとともに磁気特性に優れ、さらに減磁曲線においてクニックが抑制された希土類鉄炭素硼素系磁性粉末、及びその製造方法の提供を課題とする。

本発明は、（１）～（１３）の態様を包含する。なお本明細書において、「～」なる表現は、その両端の数値を含む。すなわち「Ｘ～Ｙ」は「Ｘ以上Ｙ以下」と同義である。

（１）一般式：Ｓｍ_２Ｆｅ_{（１７－ｍ－ｎ）}Ｃｏ_ｍＧａ_ｎＣ_ｘＢ_ｙ（但し、０．０≦ｍ≦１．０，１．０≦ｎ≦２．０，１．２５≦ｘ≦１．７５，０．０５≦ｙ≦１．００）で表される組成を全体として有し、
菱面体晶系Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型化合物からなる主相と、鉄（Ｆｅ）－硼素（Ｂ）系化合物を含む副相と、を含む、希土類鉄炭素硼素系磁性粉末。

（２）前記ｍ及びｎが、０．５≦ｎ／（ｍ＋ｎ）≦１．０を満たす、上記（１）の磁性粉末。

（３）前記鉄（Ｆｅ）－硼素（Ｂ）系化合物が、一般式：Ｆｅ_２Ｂで表される組成を有する正方晶系化合物である、上記（１）又は（２）の磁性粉末。

（４）前記副相の含有割合が３０体積％以下である、上記（１）～（３）のいずれかの磁性粉末。

（５）前記磁性粉末の平均粒子径Ｄ_５０が５．０μｍ以下である、上記（１）～（４）のに記載の磁性粉末。

（６）サマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）、ガリウム（Ｇａ）、炭素（Ｃ）、及び硼素（Ｂ）を含み、残部不可避不純物からなる、上記（１）～（５）のいずれかの磁性粉末。

（７）サマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ガリウム（Ｇａ）、炭素（Ｃ）、及び硼素（Ｂ）を含み、残部不可避不純物からなる、上記（１）～（５）のいずれかの磁性粉末。

（８）α－Ｆｅ相の含有量が５体積％以下である、上記（１）～（７）のいずれかの磁性粉末。

（９）主相、副相、及びα－Ｆｅ相以外の異相を含まない、上記（１）～（８）のいずれかの磁性粉末。

（１０）前記磁性粉末の飽和磁化（Ｍｓ）が８０Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上であり、且つ保磁力（ｉＨｃ）が２５０ｋＡ／ｍ以上である、上記（１）～（９）のいずれかの磁性粉末。

（１１）前記磁性粉末の飽和磁化（Ｍｓ）が９０Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上であり、且つ保磁力（ｉＨｃ）が３００ｋＡ／ｍ以上である、上記（１）～（１０）のいずれかの磁性粉末。

（１２）前記磁性粉末の飽和磁化（Ｍｓ）に対する残留磁化（Ｍｒ）の比（Ｍｒ／Ｍｓ比）が０．９０以上である、上記（１）～（１１）のいずれかの磁性粉末。

（１３）上記（１）～（１２）のいずれかの磁性粉末の製造方法であって、以下の工程； サマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）、ガリウム（Ｇａ）、炭素（Ｃ）、硼素（Ｂ）、及び必要に応じてコバルト（Ｃｏ）を含む原料を準備する工程、
準備した原料を配合する工程、
配合した原料を坩堝又は鋳型に入れた後に、溶解鋳造して鋳塊にする工程、
前記鋳塊に熱処理を施して均質化する工程、及び
均質化した鋳塊を粉砕して粉砕粉にする工程、
を含む、方法。

本発明によれば、熱安定性に優れるとともに磁気特性に優れ、さらに減磁曲線においてクニックが抑制された希土類鉄炭素硼素系磁性粉末、及びその製造方法が提供される。

磁性粉末のヒステリシスカーブの一例を示す（実施例２）。 磁性粉末のヒステリシスカーブの他の一例を示す（実施例３）。 磁性粉末のＸ線回折プロファイルの一例を示す（実施例２）。 磁性粉末のＸ線回折プロファイルの他の一例を示す（実施例３）。

本発明の具体的実施形態（以下、「本実施形態」という）について説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を変更しない範囲において種々の変更が可能である。

＜＜１．希土類鉄炭素硼素系磁性粉末＞＞
本実施形態の希土類鉄炭素硼素系磁性粉末は、一般式：Ｓｍ_２Ｆｅ_{（１７－ｍ－ｎ）}Ｃｏ_ｍＧａ_ｎＣ_ｘＢ_ｙ（但し、０．０≦ｍ≦１．０，１．０≦ｎ≦２．０，１．２５≦ｘ≦１．７５，０．０５≦ｙ≦１．００）で表される組成を全体として有する。またこの希土類鉄炭素硼素系磁性粉末は、菱面体晶系Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型化合物からなる主相と、鉄（Ｆｅ）－硼素（Ｂ）系化合物を含む副相と、を含む。

本実施形態の希土類鉄炭素硼素系磁性粉末（以下、「磁性粉末」と総称する場合がある）は、一般式：Ｓｍ_２Ｆｅ_{（１７－ｍ－ｎ）}Ｃｏ_ｍＧａ_ｎＣ_ｘＢ_ｙで表される組成を全体として有する。但し、コバルト（Ｃｏ）量ｍ、ガリウム（Ｇａ）量ｎ、炭素（Ｃ）量ｘ、硼素（Ｂ）量ｙは、０．０≦ｍ≦１．０、１．０≦ｎ≦２．０、１．２５≦ｘ≦１．７５、及び０．０５≦ｙ≦１．００の範囲内に限定される。この磁性粉末は、サマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）、ガリウム（Ｇａ）、炭素（Ｃ）、及び硼素（Ｂ）を必須成分として含み、場合によってコバルト（Ｃｏ）を更に含む。またこの磁性粉末は、上述した一般式で表される組成を粉末全体として満足する。すなわち、後述するように、磁性粉末は、菱面体晶系Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型化合物からなる主相と、鉄（Ｆｅ）－硼素（Ｂ）系化合物を含む副相と、を含む。そして、主相及び副相を含む粉末の全体組成が上述した一般式を満足する。

本実施形態の磁性粉末は、菱面体晶系Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型化合物からなる主相を含む。ここで主相とは、粉末を構成する２つ以上の相のうち５０体積％以上の割合を占める相である。また、この主相は、ガリウム（Ｇａ）、またはコバルト（Ｃｏ）及びガリウム（Ｇａ）で鉄（Ｆｅ）の一部が置換されたＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物を含む。Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘを基本組成とする化合物のみならず、サマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）及び炭素（Ｃ）の一部が他の元素で置換された化合物を包含する。さらに本実施形態の主相化合物は、そのＳｍと（Ｆｅ＋Ｃｏ＋Ｇａ）の比が厳密に２：１７である必要はない。格子空孔や欠陥の存在により２：１７から偏倚することがあり、菱面体晶系Ｔｈ_２Ｚｎ_１７構造を維持できる限り、そのような偏倚は許容される。

主相化合物たるＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物は、その結晶構造がＳｍ_２Ｆｅ_１７と同一である。Ｓｍ_２Ｆｅ_１７は、低温では菱面体晶系Ｔｈ_２Ｚｎ_１７構造を安定相とし、高温では六方晶系Ｔｈ_２Ｎｉ_１７構造が安定相である。これらの構造はいずれも、希土類磁石材料として知られるＳｍＣｏ_５が属する六方晶ＣａＣｕ_５構造から派生したと考えることができる。例えばＴｈ_２Ｚｎ_１７構造はＣａＣｕ_５構造のＲサイト（Ｓｍサイト）の１／３をダンベル鉄（Ｆｅ－Ｆｅ）で規則的に置換したものに相当する。

Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７の結晶格子間に炭素（Ｃ）が侵入した炭素侵入型化合物（合金）である。Ｓｍ_２Ｆｅ_１７は、Ｓｍ－Ｆｅ化合物の中で、磁気モーメント（磁化）の担い手となる鉄（Ｆｅ）原子を最も多く含み、それ故、潜在的には大きな磁化を示す可能性がある。しかしながら実際には炭素を含まないＳｍ_２Ｆｅ_１７はキュリー温度（Ｔｃ）が低く、室温での飽和磁化が小さい。これは結晶格子中でのＦｅ－Ｆｅ原子間距離が短すぎて、Ｆｅ原子に基づく強磁性的磁気秩序が不安定であるからと考えられている。またＳｍ_２Ｆｅ_１７は、磁気異方性定数Ｋ_１が負であるため、面内磁気異方性を示す。面内磁気異方性を示す材料では、結晶中ａｂ面内を磁化容易軸が回転するため、高い保磁力（Ｈｃ）を得ることができない。このような理由でＳｍ_２Ｆｅ_１７は、これ単独では優れた磁石材料にはならない。

これに対してＳｍ_２Ｆｅ_１７に炭素（Ｃ）を加えてＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘにすることで、結晶格子が膨張してＦｅ－Ｆｅ原子間距離が長くなる。そのため磁気秩序が安定化されて、キュリー温度（Ｔｃ）が大幅に上昇する。また加えられた炭素（Ｃ）は、鉄（Ｆｅ）原子の磁気モーメントやサマリウム（Ｓｍ）サイトの結晶場に影響を及ぼす。これに伴い、結晶中ｃ軸方向に磁化容易軸が固定される一軸磁気異方性が発現するとともに、磁気異方性定数の絶対値が大きくなる。このような理由でＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物は、飽和磁化（Ｍｓ）及び保磁力（Ｈｃ）の高い優れた磁石材料になると考えられる。また結晶格子中に取り込まれる炭素（Ｃ）量が多いほど、より優れた磁気特性（Ｍｓ、Ｈｃ、Ｔｃ）を得られると期待される。

本実施形態の磁性粉末では、上述した一般式においてコバルト（Ｃｏ）量ｍを０．０≦ｍ≦１．０（０．０以上１．０以下）の範囲内に限定する。すなわち磁性粉末や主相がコバルトを含んでもよく（ｍ＝０．０）、あるいは含まなくてもよい（０．０＜ｍ）。しかしながらコバルトを含む場合には、その量ｍは１．０以下に限定される。コバルトは、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物の鉄サイトを占めて、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７結晶構造を安定化させるとともに、キュリー温度（Ｔｃ）を高める働きがある。一方でコバルト置換により格子が縮む。そのため、ｍが１．０を超えるほどコバルト過剰であると、磁気異方性に悪影響を及ぼし、それにより保磁力が低下する恐れがある。本実施形態の磁性粉末には、格子を膨らませる働きのあるガリウム（Ｇａ）が適量含まれている。そのためコバルト量ｍが１．０以下に限定されていても、キュリー温度が十分に高く、室温で高い飽和磁化を得ることができる。またコバルト量を限定することで、保磁力の低下を防ぐことができる。

本実施形態の磁性粉末では、ガリウム（Ｇａ）量ｎを１．０≦ｎ≦２．０（１．０以上２．０以下）の範囲内に限定する。ガリウムは、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物の鉄サイトを占めて、結晶構造を安定化させる働きがある。ガリウム量ｎが１．０未満であると、結晶構造が不安定になり、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物が分解する恐れがある。分解によりα－Ｆｅなどの異相が生成し、その結果、保磁力（Ｈｃ）を始めとする磁気特性が劣化する。よって、ｎは１．０以上が好ましい。一方でｎが２．０を超えると、飽和磁化及び保磁力が低下する。ガリウムは非磁性元素であるためこれが過度に多く含まれると、単位胞あたりの磁気モーメント及びＦｅ－Ｆｅ原子間の磁気秩序が弱くなると推察される。よって、ｎは２．０以下が好ましい。

本実施形態の磁性粉末は、好ましくはコバルト（Ｃｏ）量ｍ及びガリウム（Ｇａ）量ｎが０．５０≦ｎ／（ｍ＋ｎ）≦１．０を満たす。この範囲内であると、磁性粉末の飽和磁化（Ｍｓ）と保磁力（Ｈｃ）とをバランスよく高めることが可能になる。

本実施形態の磁性粉末では、上述した一般式において炭素（Ｃ）量ｘを１．２５≦ｘ≦１．７５（１．２５以上１．７５以下）の範囲内に限定する。炭素には、主相化合物の結晶格子間に侵入してキュリー温度（Ｔｃ）及び一軸磁気異方性を高める働きがある。炭素量ｘが１．２５未満であると、キュリー温度が低下して、室温での飽和磁化（Ｍｓ）が小さくなる。またｘが大幅に低い場合には磁化容易軸が面内異方性をもつようになり、保磁力（Ｈｃ）が低下してしまう。一方でｘが１．７５を超えると、結晶構造が不安定になる。そのためα－Ｆｅなどの異相が生成して保磁力が低下する恐れがある。ｘは１．５０以上１．７５以下であってもよい。

本実施形態の磁性粉末では、上述した一般式において硼素（Ｂ）量ｙを０．０５≦ｙ≦１．００（０．０５以上１．００以下）の範囲内に限定する。硼素は、副相として含まれる鉄－硼素系化合物（Ｆｅ－Ｂ系化合物）を構成する成分である。このＦｅ－Ｂ系化合物には、後述するように、磁性粉末の磁化（Ｍｓ、Ｍｒ）を向上させるとともに、減磁曲線におけるクニックを抑制して角形性を高める働きがある。磁性粉末中に適量の硼素を含ませることで、Ｆｅ－Ｂ系化合物の含有量を好ましい範囲内に制御できる。硼素量ｙが０．０５未満であると、Ｆｅ－Ｂ系化合物に基づく効果を十分に活かすことができない。一方でｙが１．００を超えると、Ｆｅ－Ｂ系化合物の割合が過多になったり、あるいは硼素リッチの異相が生成したりして、磁気特性が却って悪化する恐れがある。ｙは０．２５以上０．５０以下であってもよい。

本実施形態の磁性粉末は、上述した組成を満足する限り、その主相を構成する化合物（Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物）がサマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ガリウム（Ｇａ）、炭素（Ｃ）、及び硼素（硼素）以外の他の元素を含んでいてもよい。例えばサマリウム（Ｓｍ）以外に、ネオジム（Ｎｄ）やプラセオジウム（Ｐｒ）といった希土類元素を主相が含んでもよい。また炭素（Ｃ）以外に窒素（Ｎ）を含んでもよい。しかしながらサマリウム以外の希土類元素を多量に含むと、主相化合物の一軸磁気異方性が弱くなり、保磁力が低下する場合がある。また窒素を多量に含むと、化合物の熱安定性が劣化する場合がある。したがって磁性粉末に含まれる他の元素は少ないほど好ましい。他の元素の含有量は３０原子％以下であってよく、１０原子％以下であってよく、５原子％以下であってよく、１原子％以下であってもよく、０．１原子％以下であってもよい。磁性粉末が、サマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）、ガリウム（Ｇａ）、炭素（Ｃ）及び硼素（Ｂ）を含み、残部不可避不純物からなる組成を有してもよい。また磁性粉末が、サマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ガリウム（Ｇａ）、炭素（Ｃ）及び硼素（Ｂ）を含み、残部不可避不純物からなる組成を有してもよい。ここで不可避不純物は製造工程上不可避的に混入する成分であり、その量は典型的には１０００ｐｐｍ以下である。

本実施形態の磁性粉末は、主相化合物以外に、副相を含む。ここで副相は、粉末を構成する２つ以上の相のうち５０体積％未満の割合を占める相である。この副相は、硼素－鉄系化合物（Ｆｅ－Ｂ系化合物）を含む。Ｆｅ－Ｂ系化合部物は、鉄（Ｆｅ）と硼素（Ｂ）を含む化合物である。好適には、Ｆｅ－Ｂ系化合物は、一般式：Ｆｅ_２Ｂで表される組成を有する正方晶系化合物である。

Ｆｅ_２ＢなどのＦｅ－Ｂ系化合物を副相として含ませることで、磁性粉末の飽和磁化（Ｍｓ）及び残留磁化（Ｍｒ）が向上する。また減磁曲線においてクニックが消失し、それにより角形性が向上する。そのメカニズムの詳細は不明であるが、次のように推測している。すなわち磁性粉末中にα－Ｆｅ相などの異相に生成すると、磁性粉末の磁気特性が劣化する。特にα－Ｆｅ相は磁気異方性をもたず、軟磁性を示す。このようなα－Ｆｅ相が多く含まれると、減磁曲線上にクニックが生じ、磁性粉末の角形性が悪くなる。これに対して、磁性粉末製造時に、Ｆｅ－Ｂ系化合物を形成させることで、磁気特性劣化をもたらすα－Ｆｅ相の生成を抑えることができる。例えば、製造時に余剰の鉄分がα－Ｆｅとして存在したとしても、このα－Ｆｅが硼素と反応してＦｅ－Ｂ系化合物に変化する。そのためα－Ｆｅ相の生成が抑えられ、その結果、減磁曲線上のクニックが抑制される。

本実施形態の磁性粉末は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物及びＦｅ－Ｂ系化合物以外の他の相を副相として含んでもよい。その他の相として、Ｓｍ_２Ｆｅ_１４Ｃ相、α－Ｆｅ相、サマリウム炭化物相（Ｓｍ_２Ｃ_３－ｘ相等）、サマリウム鉄炭化物相、及びこれらの相にコバルト（Ｃｏ）、ガリウム（Ｇａ）及び／又は炭素（Ｃ）が固溶した相などが挙げられる。

しかしながら、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物の優れた磁気特性を十分に生かすため、副相の割合は少ないほど好ましい。磁性粉末中の副相の含有割合は３０体積％以下であってよく、１０体積％以下であってよく、５体積％以下であってよく、１体積％以下であってよく、０．１体積％以下であってもよい。

特にα－Ｆｅ相は、保磁力を低下させる要因となる。したがって、α－Ｆｅ相を必要量の硼素と反応させてＦｅ－Ｂ系化合物（Ｆｅ_２Ｂ等）に変化させておくことが好ましい。磁性粉末中のα－Ｆｅ相の含有量は、好適には５体積％以下である。ここでα－Ｆｅ相は、鉄（Ｆｅ）のみからなるものだけでなく、鉄（Ｆｅ）にコバルト（Ｃｏ）やガリウム（Ｇａ）が固溶したものを含む。α－Ｆｅ相が多量に形成されると、粉末の保磁力（Ｈｃ）や角形性の低下をもたらす恐れがある。α－Ｆｅ相の量は、３体積％以下であってよく、１体積％以下であってよい。磁性粉末がα－Ｆｅ相を含まなくともよい。なおα－Ｆｅ相の含有量は、磁性粉末をＸ線回折により分析することで求めることができる。また「α－Ｆｅ相を含まない」とは、Ｘ線回折プロファイルにて、α－Ｆｅ相に基づく回折ピークが存在しない、又は存在したとしてもノイズ以下の強度であることを意味する。Ｘ線回折分析は、後述する実施例での条件に準じた条件で行う。

本実施形態の磁性粉末は、好ましくは、菱面体晶系Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型化合物（Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物）、鉄（Ｆｅ）－硼素（Ｂ）系化合物（Ｆｅ－Ｂ系化合物）及びα－Ｆｅ相以外の異相を含まない。Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物の合成反応が不十分な場合、あるいは炭素（Ｃ）量が過剰な場合には、遊離炭素が発生し、この遊離炭素が他の元素と反応して炭化物を形成することがある。このような炭化物が形成されると、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物を構成する炭素（Ｃ）の量が実質的に少なくなる。そのためキュリー温度（Ｔｃ）や結晶磁気異方性が低下する結果、飽和磁化（Ｍｓ）や保磁力（Ｈｃ）といった磁気特性が劣化する恐れがある。したがって、炭化物などの異相を減らすことが好ましい。なお異相の存在は、磁性粉末をＸ線回折することで確認することができる。また「異相を含まない」とは、Ｘ線回折プロファイルにて、異相に基づく回折ピークが存在しない、又は存在したとしてもノイズ以下の強度であることを意味する。

本実施形態の磁性粉末は、好ましくはその平均粒子径（ｄ_５０）が５．０μｍ以下である。Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_ｘ系化合物と同様に、ニュークリエーション型の磁化反転機構を有すると考えられる。ニュークリエーション型の機構では、逆磁区の核形成に基づき磁化が反転する。そのため平均粒子径が５．０μｍを超えて過度に大きくなると、逆磁区の核が多くなり、保磁力が低下する恐れがある。平均粒子径は３．０μｍ以下であってよく、２．５μｍ以下であってよく、２．０μｍ以下であってもよい。一方で平均粒子径が過度に小さいと、粉砕歪の蓄積や化合物の分解が生じる恐れがあるとともに、極度にサイズが小さい超常磁性粒子の影響を無視し得なくなる。平均粒子径は０．１μｍ以上であってよく、０．５μｍ以上であってよい。

本実施形態の磁性粉末は、その飽和磁化（飽和質量磁化；Ｍｓ）が８０Ｗｂ・ｍ／ｋｇ（８０ｅｍｕ／ｇ）以上であってよく、９０Ｗｂ・ｍ／ｋｇ（９０ｅｍｕ／ｇ）以上であってよく、１００Ｗｂ・ｍ／ｋｇ（１００ｅｍｕ／ｇ）以上であってよく、１１０Ｗｂ・ｍ／ｋｇ（１１０ｅｍｕ／ｇ）以上であってもよい。このように高い飽和磁化（Ｍｓ）を示す磁性粉末は、磁束密度（Ｍｓ）が高く磁力の強い磁石を製造するための原料として有用である。

本実施形態の磁性粉末は、その保磁力（Ｈｃ）が２５０ｋＡ／ｍ（３．１４ｋＯｅ）以上であってよく、２７５ｋＡ／ｍ（３．４６ｋＯｅ）以上であってよく、３００ｋＡ／ｍ（３．７７ｋＯｅ）以上であってよく、３２５ｋＡ／ｍ（４．０８ｋＯｅ）以上であってよく、３５０ｋＡ／ｍ（４．４０ｋＯｅ）以上であってもよい。このように高い保磁力（Ｈｃ）を示す磁性粉末は、高磁場下で減磁しにくい磁石を製造するための原料として有用である。

好ましい態様では、飽和磁化（Ｍｓ）が８０Ｗｂ・ｍ／ｋｇ（８０ｅｍｕ／ｇ）以上であり、且つ保磁力（Ｈｃ）が２５０ｋＡ／ｍ（３．１４ｋＯｅ）以上である。より好ましい態様では、飽和磁化（Ｍｓ）が９０Ｗｂ・ｍ／ｋｇ（９０ｅｍｕ／ｇ）以上であり、且つ保磁力（Ｈｃ）が３００ｋＡ／ｍ（３．７７ｋＯｅ）以上である。このように高い飽和磁化（Ｍｓ）及び保磁力（Ｈｃ）を示す磁性粉末は、高磁場下で減磁しにくく且つ強力な磁石、例えば高出力モーター用磁石を製造するための原料として有用である。

本実施形態の磁性粉末は、磁気測定によって得られたヒステリシスループ（Ｍ－Ｈ曲線）の第２象限（減磁曲線）において、クニック（ステップ状の段差）が観察されないことが好ましい。クニックは、第２象限の印加磁場の絶対値が小さい領域において、α－Ｆｅ相などの軟磁性の振る舞いによって生じる。クニックは、減磁曲線の角形性を悪くするため好ましくない。すなわち飽和磁化（Ｍｓ）及び保磁力（Ｈｃ）が高い磁性粉末であっても、角形性が悪いと、この粉末を用いて作製した磁石の最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）が小さくなる。最大エネルギー積が小さい磁石は、動作点での磁束密度が低いとともに、磁場変動や寸法変動に伴う磁束密度の変化の度合いが大きく、安定的に動作させることができない。

本実施形態の磁性粉末は、飽和磁化（Ｍｓ）及び保磁力（Ｈｃ）が高いのみならず、クニックが抑制されて角形性に優れている。例えば、角形性の指標となる、残留磁化（Ｍｓ）に対する残留磁化（Ｍｒ）の比（Ｍｒ／Ｍｓ比）が０．９０（９０．０％）以上である。そのためこの粉末を用いて、基本性能（磁束密度、保磁力、最大エネルギー積）に優れた磁石を製造することができる。さらにこの磁性粉末は、高温で分解することがなく、またキュリー温度（Ｔｃ）が高い。そのためボンド磁石のみならず焼結磁石の原料として用いることができる。その上、製造後の磁石の熱安定性を良好なものにすることが可能である。したがって磁石用原料として実用上の価値が高い。

特に本実施形態の磁性粉末は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物の鉄（Ｆｅ）の一部を所定量のガリウム（Ｇａ）、またはコバルト（Ｃｏ）及びガリウム（Ｇａ）で置換することで、炭素（Ｃ）を結晶格子中に効率よく取り込むことができる。そのため異相形成を抑制しつつも炭素量ｘを高めることができ、その結果、熱安定性に優れるとともに高い磁気特性（飽和磁化、保磁力、角形性）を示す磁性粉末を得ることが可能である。またＦｅ－Ｂ系化合物を副相として含ませることで、α－Ｆｅ等の異相の生成が抑制され、その結果、磁性粉末の磁気特性、特に飽和磁化及び角形性を向上させることが可能である。実際、本発明者らは、ガリウム（Ｇａ）、またはコバルト（Ｃｏ）とガリウム（Ｇａ）の置換及びＦｅ－Ｂ系化合物の生成により、炭素量ｘが１．７５と高いにも関わらず異相（α－Ｆｅ相）が少なく、磁気特性に優れた磁性粉末の合成に成功している。

本発明者らの知る限り、このように高い磁気特性を示すＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系磁性粉末を合成することは知られていない。例えば特許文献１には広範な組成を有するＲ－Ｆｅ－Ｍ－Ｃ化合物を主相とする希土類磁石材料が開示されているが、異相生成の影響について十分に検討していない。例えば、特許文献１では実施例においてチタン（Ｔｉ）とコバルト（Ｃｏ）を同時に加えて磁石材料を作製することが開示されているが、チタン（Ｔｉ）は炭化物を生成し易い成分である（特許文献１の表２（試料番号２１～２５）及び［００１１］）。したがって特許文献１の磁石粉末では、異相たる炭化物（ＴｉＣ）が形成されることで、主相結晶格子中に炭素を十分に取り込むことができないと推察される。その上、特許文献１にはＦｅ－Ｂ系化合物の組み込みを示唆する記載はない。

また非特許文献１はＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物についてコバルト（Ｃｏ）置換を提案するものの、Ｆｅ－Ｂ系化合物の組み込みを示唆する記載はない。

＜希土類鉄炭素系磁性粉末の製造方法＞
本実施形態の磁性粉末は、上述した要件を満足する限り、その製造方法は限定されない。しかしながら好適な製造方法は、以下の工程；サマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）、ガリウム（Ｇａ）、炭素（Ｃ）、硼素（Ｂ）、及び必要に応じてコバルト（Ｃｏ）を含む原料を準備する工程（準備工程）、準備した原料を配合する工程（配合工程）、配合した原料を坩堝又は鋳型に入れた後に、溶解鋳造して鋳塊にする工程（溶解鋳造工程）、鋳塊に熱処理を施して均質化する工程（均質化熱処理工程）、及び均質化した鋳塊を粉砕して粉砕粉にする工程（粉砕工程）、を含む。

準備工程では、サマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）、ガリウム（Ｇａ）、炭素（Ｃ）及び硼素（Ｂ）を含む原料を準備する。コバルト（Ｃｏ）を含む磁性粉末を製造する場合には、原料がコバルトを含んでもよい。原料として、サマリウム、鉄、コバルト、ガリウム、炭素及び硼素のそれぞれを元素形態で含む原料を用いてもよく、あるいはこれらの組み合わせを化合物又は合金の形態で含むものを用いてもよい。例えば溶解鋳造法又は還元拡散法で作製したＳｍ－Ｆｅ合金を用いてもよい。また鉄源及び硼素源として硼化鉄（ＦｅＢ）を用いてもよい。

配合工程では、準備した原料を配合する。原料の配合は、製造後の磁性粉末が所定の組成になるように調整すればよい。ただしサマリウム（Ｓｍ）などの揮発し易い成分は、後続する溶解鋳造工程での揮発を見越して過剰になるように配合することが好ましい。例えば、サマリウムを目標組成での必要量に対して５～３０質量％過剰になる量で配合してもよい。

溶解鋳造工程では、配合した原料を坩堝又は鋳型に入れた後に、溶解鋳造して鋳塊（インゴット）にする。溶解鋳造は、高周波溶解法やアーク溶解法などの公知の手法で行えばよい。またその条件も、原料が十分に溶解して鋳塊になるように適宜設定すればよい。

必要に応じて、鋳塊の表面に研削加工などの加工処理を施して、表面変質層を除去する工程（加工処理工程）を設けてもよい。鋳造後の鋳塊の表面には酸化物層などの表面変質層が存在することがある。このような表面変質層は、製造後の磁性粉末の特性を劣化させる原因になるため、これを除去することが望ましい。加工処理は、表面変質層を除去できる限り限定されず、例えば研削加工や研磨加工が挙げられる。また加工処理は、溶解鋳造工程の直後に行ってもよく、あるいは後述する均質化熱処理後に行ってもよい。

均質化熱処理工程では、得られた鋳塊に熱処理（均質化熱処理）を施して均質化する。鋳造後の鋳塊では、成分が偏析して、組成や組織が不均一になっている場合がある。不均一な組成や組織は、製造後の磁性粉末の特性を劣化させる原因になる恐れがある。鋳塊に均質化熱処理を施すことで、組成及び組織の均質化を図ることができる。均質化熱処理は、例えばアルゴン（Ａｒ）ガスなどの不活性雰囲気下１０００～１２００℃の温度で８～１９２時間行えばよい。

粉砕工程では、均質化した鋳塊を粉砕して粉砕粉にする。先述したようにＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｃ_ｘ系化合物は、その磁化反転機構がニュークリエーション型である。そのため微細な粉末にすることで保磁力（Ｈｃ）が高くなる。粉砕は公知の手法で行えばよい。例えば鋳塊を粗粉砕し、得られた粗粉砕粉を微粉砕する手法が挙げられる。粗粉砕は、乳鉢、ジョークラッシャー及び／又はスタンプミルなど公知の破砕機を用いて行えばよい。また微粉砕は、ボールミル、振動ミル及び／又はアトライタなどの公知の粉砕機を用いて、乾式及び／又は湿式で行えばよい。

ただし鋳塊や粉砕粉には、酸化しやすいサマリウム（Ｓｍ）や鉄（Ｆｅ）成分が含まれている。そのため粉砕工程は、アルゴン（Ａｒ）ガスの不活性雰囲気下で行うことが好ましい。また保磁力の高い粉末を得るためには、微細な粉砕粉を得るように粉砕条件を設定することが好ましい。具体的には粉砕粉の平均粒子径（ｄ_５０）が５．０μｍ以下になるまで粉砕することが好ましい。さらに粉砕歪を取り除く目的で、粉砕粉に熱処理を施してもよい。

このようにして本実施形態の磁性粉末を製造することができる。製造後の磁性粉末は、熱安定性が良好であるととともに磁気特性に優れている。そのためこの磁性粉末を用いて、熱安定性が良好で且つ基本性能に優れる磁石を製造することができる。

＜ボンド磁石＞
本実施形態の磁性粉末は、それ自体の磁気特性が優れている。したがってこの粉末は、磁性粉末の特性が直接反映されるボンド磁石を製造するための原料として好適である。特にこの磁性粉末は飽和磁化（Ｍｓ）及び保磁力（Ｈｃ）のみならず角形性に優れている。そのため最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）の高いボンド磁石を得ることができる。ボンド磁石は、磁性粉末と樹脂バインダーとを混合してコンパウンドを作製し、得られたコンパウンドを成形して作製する。また樹脂バインダーの種類に応じて、成型体に硬化処理を施してもよい。

樹脂バインダーは熱可塑性樹脂及び熱硬化性樹脂のいずれであってよい。熱可塑性樹脂系バインダーの種類は特に限定されない。例えば、６ナイロン、６－６ナイロン、１１ナイロン、１２ナイロン、６－１２ナイロン、芳香族系ナイロン、これらの分子を一部変性、または共重合化した変性ナイロン等のポリアミド樹脂、直鎖型ポリフェニレンサルファイド樹脂、架橋型ポリフェニレンサルファイド樹脂、セミ架橋型ポリフェニレンサルファイド樹脂、低密度ポリエチレン、線状低密度ポリエチレン樹脂、高密度ポリエチレン樹脂、超高分子量ポリエチレン樹脂、ポリプロピレン樹脂、エチレン－酢酸ビニル共重合樹脂、エチレン－エチルアクリレート共重合樹脂、アイオノマー樹脂、ポリメチルペンテン樹脂、ポリスチレン樹脂、アクリロニトリル－ブタジエン－スチレン共重合樹脂、アクリロニトリル－スチレン共重合樹脂、ポリ塩化ビニル樹脂、ポリ塩化ビニリデン樹脂、ポリ酢酸ビニル樹脂、ポリビニルアルコール樹脂、ポリビニルブチラール樹脂、ポリビニルホルマール樹脂、メタクリル樹脂、ポリフッ化ビニリデン樹脂、ポリ三フッ化塩化エチレン樹脂、四フッ化エチレン－六フッ化プロピレン共重合樹脂、エチレン－四フッ化エチレン共重合樹脂、四フッ化エチレン－パーフルオロアルキルビニルエーテル共重合樹脂、ポリテトラフルオロエチレン樹脂、ポリカーボネート樹脂、ポリアセタール樹脂、ポリエチレンテレフタレート樹脂、ポリブチレンテレフタレート樹脂、ポリフェニレンオキサイド樹脂、ポリアリルエーテルアリルスルホン樹脂、ポリエーテルスルホン樹脂、ポリエーテルエーテルケトン樹脂、ポリアリレート樹脂、芳香族ポリエステル樹脂、酢酸セルロース樹脂、前出の各樹脂系エラストマー等が挙げられる。またこれらの単重合体や他種モノマーとのランダム共重合体、ブロック共重合体、グラフト共重合体、他の物質での末端基変性品などが挙げられる。さらに熱硬化性樹脂としては、不飽和ポリエステル樹脂、エポキシ樹脂などを挙げることができる。

樹脂バインダーの配合量は、特に制限されるものではないが、コンパウンド１００質量部に対して１～５０質量部が好ましい。１質量部より少ないと著しい混練トルクの上昇、流動性の低下を招いて成形困難になるだけでなく、磁気特性が不十分になることがある。一方で５０質量部よりも多いと、所望の磁気特性が得られないことがある。樹脂バインダーの配合量は、３～５０質量部であってよく、５～３０質量部であってよく、７～２０質量部であってよい。

コンパウンドには、反応性希釈剤、未反応性希釈剤、増粘剤、滑剤、離型剤、紫外線吸収剤、難燃剤や種々の安定剤などの添加剤、充填材を配合することができる。また求められる磁気特性に合わせて、本実施形態の磁性粉末以外の他の磁性粉末を配合してもよい。他の磁性粉末として通常のボンド磁石に用いるものを採用することができ、例えば希土類磁石粉、フェライト磁石粉及びアルニコ磁石粉などが挙げられる。

磁性粉末と樹脂バインダーとを混合する際には、バンバリーミキサー、ニーダー、ロール、ニーダールーダー、単軸押出機、二軸押出機等の混練機を用いて溶融混練すればよい。またコンパウンドの成形は、射出成形、押出成形又は圧縮成形により行えばよい。

ボンド磁石は異方性磁石であってよく、あるいは等方性磁石であってもよい。しかしながら最大エネルギー積がより高い異方性磁石が好ましい。異方性ボンド磁石を作製する場合には、成形機の金型に磁気回路を組み込み、コンパウンドの成形空間（金型キャビティ）に配向磁場がかかるようして成形する。一方で配向磁場をかけなければ、等方性ボンド磁石が得られる。

＜焼結磁石＞
本実施形態の磁性粉末は磁気特性のみならず耐熱性に優れる。特にこの粉末は１０００℃以上の高温でも分解しない。そのため焼結磁石を製造するための原料として好適である。焼結磁石は、磁性粉末を成形し、得られた成型体を焼結して作製する。成形性を改善するために、磁性粉末にステアリン酸などの潤滑剤（成形助剤）を加えてもよい。また焼結性を改善するために焼結助剤を加えてもよい。

磁性粉末の成形は、射出成形、押出成形及び圧縮成形などの公知の手法で行えばよい。異方性磁石を作製する場合には、ボンド磁石と同様に、成形機の金型に磁気回路を組み込み、成形空間に配向磁場がかかるようして成形すればよい。また緻密化を図るために、得られた成型体に静水圧加圧成形（ＣＩＰ）を施してもよい。

焼結は、常圧焼結、ホットプレス（ＨＰ）及び熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）などの公知の手法を用いて、不活性ガス又は真空中で成型体が緻密になるまで行えばよい。焼結が不足すると、焼結体の密度が高まらず、磁束密度（Ｂ）及び最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）の高い磁石を得ることができない。一方で焼結が過度に進行すると、焼結体中の結晶粒子が粗大化して、保磁力が低下する恐れがある。したがって結晶粒子が過度に粗大化しない範囲で緻密な焼結体が得られる条件を選択すればよい。

本実施形態のボンド磁石や焼結磁石は、熱安定性が良好であるとともに、磁石の基本特性（磁束密度、保磁力、最大エネルギー積）に優れている。そのため自動車、一般家電製品、通信・音響機器、医療機器、一般産業機器等に至る幅広い分野において極めて有用である。

［例１～６］
（１）磁性粉末の作製
まず、原料として、金属サマリウム（Ｓｍ）、金属鉄（Ｆｅ）、金属コバルト（Ｃｏ）、金属ガリウム（Ｇａ）、炭素（Ｃ）及び硼化鉄（ＦｅＢ）を準備し、これらを所定の配合量となるように秤量した。この際、炭素として粗粒（＞１ｍｍ）を用い、硼化鉄として粗粉末（＜８５０μｍ）を用いた。また仕込組成はサマリウム（Ｓｍ）の揮発を考慮してＳｍが１５％過剰に含まれる組成にした。秤量した原料から高周波溶解法によりφ１２ｍｍ×８０～１００ｍｍＬの大きさのＳｍ－Ｆｅ－Ｃｏ－Ｇａ－Ｃ－Ｂ合金鋳塊を作製した。次いで均質化を目的として、得られた鋳塊をアルゴン（Ａｒ）雰囲気下１０８０℃×５０時間の条件で熱処理（均質化熱処理）した。均質化熱処理後に、鋳塊の外径がφ１０．５ｍｍになるまで表面を研削して、酸化物層などの表面変質層を除去した。

続いてアルゴン（Ａｒ）雰囲気のグローブボックス中で、表面研削した鋳塊を鉄製乳鉢で粗粉砕し、その後、ふるいがけして粒径４５～２５０μｍの粗粉末を得た。得られた粗粉末に分散剤としてステアリン酸を適量加えてボールミル粉砕した。ボールミル粉砕は、遊星型ボールミル装置を用いて、自転及び公転回転数６００ｒｐｍの条件で６０分間行った。また粉砕メディアとしてφ５ｍｍのジルコニアボールを、溶媒としてヘプタンを用いた。これによりＳｍ－Ｆｅ－Ｃｏ－Ｇａ－Ｃ－Ｂ粉末（磁性粉末）を得た。

（２）磁性粉末の評価
例１～６で得られた磁性粉末につき、各種特性の評価を以下に示すとおりに行った。

＜組成＞
磁性粉末の組成をＩＣＰ発光分析法により調べた。

＜平均粒子径＞
磁性粉末の平均粒子径（ｄ_５０）をレーザー回折法により測定した。具体的にはレーザー回折式乾式粒度分布測定装置（Ｓｙｍｐａｔｅｃ社、ＨＥＬＯＳ＆ＲＯＤＯＳ）を用いて、体積粒度分布における５０％累積径を求めた。

＜結晶相＞
磁性粉末をＸ線回折（ＸＲＤ）法により分析してＸ線回折プロファイルを求め、このＸ線回折プロファイルを用いて粉末中の結晶相を調べた。分析条件は、以下のとおりにした。

‐Ｘ線回折装置：Ｒｉｇａｋｕ ＳｍａｒｔＬａｂ
‐線源：ＣｕＫα
‐管電圧：４５ｋＶ
‐管電流：２００ｍＡ
‐スキャン速度：８°／分
‐スキャン範囲（２θ）：２０～１２０°

またＸ線回折プロファイルをリートベルト法により解析して、粉末中のα－Ｆｅ相の量を求めた。

＜磁気特性＞
磁性粉末の磁気特性（飽和磁化、残留磁化及び保磁力）を測定した。測定は、ボンド磁石試験方法ガイドブックＢＭＧ－２００５（日本ボンド磁性材料協会）に則り、振動試料型磁力計（理研電子株式会社、ＶＳＭ）を用いて行った。まずグローブボックス内のアルゴン（Ａｒ）雰囲気下において２０ｍｇ程度の磁性粉末をデルリン製カプセル（内径６ｍｍ（外径７ｍｍ）×高さ５．５ｍｍ）に入れて、このカプセルをホットプレートに載せた。次にパラフィンを溶かしながらカプセル上限まで入れて、カプセルの蓋をしてから冷却した。グローブボックス外でカプセルを再度ホットプレートに載せてパラフィンを溶かし、カプセルの水平方向に１８ＭＡ／ｍの磁場を印加して粉末を磁場配向させた。粉末が配向した後に冷却してパラフィンを固めて測定試料を作製した。６．４ＭＡ／ｍの磁場中で着磁した後に、測定試料をＶＳＭのロッド先端にセットし、最大印加磁場１．６ＭＡ／ｍの条件で磁化曲線（ヒステリシスカーブ）を描かせた。得られたヒステリシスカーブから、飽和磁化（Ｍｓ）、残留磁化（Ｍｒ）及び保磁力（Ｈｃ）を読み取った。また飽和磁化と残留磁化より、Ｍｒ／Ｍｓ比を求めた。なお各例において、磁性粉末から取り出した３点のサンプルにつき磁気特性（飽和磁化、残留磁気、保磁力、及びＭｒ／Ｍｓ比）を求め、その平均値をそれぞれの磁気特性とした。また、ヒステリシスカーブ（Ｍ－Ｈ曲線）の第２象限（減磁曲線）において、ステップ状の段差（クニック）が観察されるか否かを目視にて判別した。

（３）評価結果
例１～６について磁性粉末の特性を表１に示す。ここで例３及び例５が比較例サンプルであり、それ以外が実施例サンプルである。

表１の例１～例３及び例６は、鉄（Ｆｅ）の一部をガリウム（Ｇａ）のみで置換した場合について、硼素（Ｂ）の添加効果を調べた結果を示している。

ガリウム（Ｇａ）組成ｎを２．０に固定した例１～３を比較する。硼素量（ｙ）がゼロの比較例サンプル（例３）は、飽和磁化Ｍｓが１０３．６Ｗｂ・ｍ／ｋｇ、残留磁化Ｍｒが９３．９Ｗｂ・ｍ／ｋｇであるのに対して、硼素量ｙ＝０．２５および０．５０の実施例サンプル（例１および例２）は、飽和磁化Ｍｓがそれぞれ１０５．２Ｗｂ・ｍ／ｋｇ、１０５．４Ｗｂ・ｍ／ｋｇ、残留磁化Ｍｒが９７．８Ｗｂ・ｍ／ｋｇ、９７．７Ｗｂ・ｍ／ｋｇとなっていた。このことから、硼素を含まない例３に比べて、硼素を含む例１及び例２の方が、磁化（Ｍｓ、Ｍｒ）が高くなることが分かった。また、飽和磁化Ｍｓに対する残留磁化Ｍｓの比、すなわちＭｒ／Ｍｓは、例１～３のいずれも９０％を超えた。しかしながら、硼素量ｙ＝０．２５および０．５０の実施例サンプル（例１および例２）の方が例３より高い値を示した。

上記の磁気特性の違いを、図１及び図２を用いて説明する。図１及び図２は、例２と例３のＭ－Ｈ曲線である。例３のＭ－Ｈ曲線（図２）の第２象限にはステップ状の段差（クニック）が見られるのに対して、例２のＭ－Ｈ曲線（図１）ではクニックが観察されない。Ｍ－Ｈ曲線の見かけから、クニックが残留磁化Ｍｒを低下させていることは容易に想像がつく。さらに、クニックの原因となる生成相は、飽和磁化Ｍｓや保磁力Ｈｃにも悪影響を与えると考えられる。

クニックの原因については、図３及び図４を用いて説明する。図３及び図４は、例２と例３のＸ線回折プロファイルである。硼素（Ｂ）を添加していない例３のＸ線回折プロファイル（図４）ではα－Ｆｅ相が観察された。これに対して、硼素（Ｂ）を添加した例２のＸ線回折プロファイル（図３）ではα－Ｆｅ相は観察されずにＦｅ_２Ｂ相が観察された。Ｆｅ_２Ｂ相はα－Ｆｅ相と比較して軟磁性としての振る舞いが弱いと考えられるため、例２のＭ－Ｈ曲線においてクニックが観察されない結果につながったと解釈される。さらに、このようなα－Ｆｅ相の抑制は、飽和磁化Ｍｓの向上にも寄与していると考えられる。なお、保磁力については、例１～３のいずれにおいても３５０ｋＡ／ｍ超である。また、リートベルト解析の結果、例１および例２のサンプルは、異相たるα－Ｆｅ相の量が１体積％以下と少なかったが、例３では５体積％超と多かった。

ガリウム（Ｇａ）の組成をｎ＝１．０とした例６でも、硼素量ｙ＝０．２５の実施例サンプル（例６）のＭ－Ｈ曲線にはクニックが観察されなかった。また、飽和磁化Ｍｓ、残留磁化Ｍｒは、上記の実施例サンプル（例１、２）と同等であった。なお、保磁力は３００ｋＡ／ｍ超を示した。

表１の例４及び例５は、鉄（Ｆｅ）の一部を、コバルト（Ｃｏ）及びガリウム（Ｇａ）で置換（ｍ＝１．０、ｎ＝２．０）した場合について、硼素（Ｂ）の添加効果を調べた結果を示している。硼素量（ｙ）がゼロの比較例サンプル（例５）のＭ－Ｈ曲線にはクニックが観察されたが、硼素量ｙ＝０．５の実施例サンプル（例４）ではクニックが観察されなかった。また、両サンプルの磁気特性に関して、飽和磁化Ｍｓは同等であったものの、残留磁化Ｍｒおよび保磁力は、硼素量ｙ＝０．５の実施例サンプル（例４）のほうが高い値であった。そして、Ｍｒ／Ｍｓは実施例サンプル（例４）のみが９０％超であった。

以上の結果より、本実施形態によれば、熱安定性に優れるとともに磁気特性に優れ、さらに減磁曲線においてクニックが抑制された希土類鉄炭素硼素系磁性粉末、及びその製造方法が提供されることを理解できる。

Claims (13)

1. 一般式：Ｓｍ_２Ｆｅ_{（１７－ｍ－ｎ）}Ｃｏ_ｍＧａ_ｎＣ_ｘＢ_ｙ（但し、０．０≦ｍ≦１．０，１．０≦ｎ≦２．０，１．２５≦ｘ≦１．７５，０．０５≦ｙ≦１．００）で表される組成を全体として有し、
   菱面体晶系Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型化合物からなる主相と、鉄（Ｆｅ）－硼素（Ｂ）系化合物を含む副相と、を含む、希土類鉄炭素硼素系磁性粉末。
2. 前記ｍ及びｎが、０．５≦ｎ／（ｍ＋ｎ）≦１．０を満たす、請求項１に記載の磁性粉末。
3. 前記鉄（Ｆｅ）－硼素（Ｂ）系化合物が、一般式：Ｆｅ_２Ｂで表される組成を有する正方晶系化合物である、請求項１又は２に記載の磁性粉末。
4. 前記副相の含有割合が３０体積％以下である、請求項１～３のいずれか一項に記載の磁性粉末。
5. 前記磁性粉末の平均粒子径Ｄ_５０が５．０μｍ以下である、請求項１～４のいずれか一項に記載の磁性粉末。
6. サマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）、ガリウム（Ｇａ）、炭素（Ｃ）、及び硼素（Ｂ）を含み、残部不可避不純物からなる、請求項１～５のいずれか一項に記載の磁性粉末。
7. サマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ガリウム（Ｇａ）、炭素（Ｃ）、及び硼素（Ｂ）を含み、残部不可避不純物からなる、請求項１～５のいずれか一項に記載の磁性粉末。
8. α－Ｆｅ相の含有量が５体積％以下である、請求項１～７のいずれか一項に記載の磁性粉末。
9. 菱面体晶系Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型化合物、鉄（Ｆｅ）－硼素（Ｂ）系化合物及びα－Ｆｅ相以外の異相を含まない、請求項１～８のいずれか一項に記載の磁性粉末。
10. 前記磁性粉末の飽和磁化（Ｍｓ）が８０Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上であり、且つ保磁力（ｉＨｃ）が２５０ｋＡ／ｍ以上である、請求項１～９のいずれか一項に記載の磁性粉末。
11. 前記磁性粉末の飽和磁化（Ｍｓ）が９０Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上であり、且つ保磁力（ｉＨｃ）が３００ｋＡ／ｍ以上である、請求項１～１０のいずれか一項に記載の磁性粉末。
12. 前記磁性粉末の飽和磁化（Ｍｓ）に対する残留磁化（Ｍｒ）の比（Ｍｒ／Ｍｓ比）が０．９０以上である、請求項１～１１のいずれか一項に記載の磁性粉末。
13. 請求項１～１２のいずれか一項に記載の磁性粉末の製造方法であって、以下の工程；
    サマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）、ガリウム（Ｇａ）、炭素（Ｃ）、硼素（Ｂ）、及び必要に応じてコバルト（Ｃｏ）を含む原料を準備する工程、
    準備した原料を配合する工程、
    配合した原料を坩堝又は鋳型に入れた後に、溶解鋳造して鋳塊にする工程、
    前記鋳塊に熱処理を施して均質化する工程、及び
    均質化した鋳塊を粉砕して粉砕粉にする工程、
    を含む、方法。

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