JP3425409B2 - 硬磁性材料及び発電機及びモータ - Google Patents
硬磁性材料及び発電機及びモータInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、硬磁気特性に優れ
た硬磁性材料及び発電機及びモータに関するものであ
る。
た硬磁性材料及び発電機及びモータに関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】一般に、フェライト磁石やアルニコ磁石
（Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ系磁石）よりも優れた性能を
有する硬磁性材料としては、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−
Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知られている。
（Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ系磁石）よりも優れた性能を
有する硬磁性材料としては、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−
Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石
は、保磁力（ｉＨｃ）、残留磁化（Ｉｒ）、最大磁気エ
ネルギー積（（ＢＨ）max）が大きく、硬磁気特性に優
れた磁石であるが、温度による磁気特性の変化が大きい
ために、高温で使用する発電機やモータ等の構成材料と
しては使用できないという課題があった。また、Ｓｍ−
Ｃｏ系磁石は、温度による磁気特性の変化は小さいが、
ＳｍやＣｏが非常に高価であるため原料コストが高く、
また等方性磁石として使用した場合、最大磁気エネルギ
ー積（（ＢＨ）max）が低くなるという課題があった。
は、保磁力（ｉＨｃ）、残留磁化（Ｉｒ）、最大磁気エ
ネルギー積（（ＢＨ）max）が大きく、硬磁気特性に優
れた磁石であるが、温度による磁気特性の変化が大きい
ために、高温で使用する発電機やモータ等の構成材料と
しては使用できないという課題があった。また、Ｓｍ−
Ｃｏ系磁石は、温度による磁気特性の変化は小さいが、
ＳｍやＣｏが非常に高価であるため原料コストが高く、
また等方性磁石として使用した場合、最大磁気エネルギ
ー積（（ＢＨ）max）が低くなるという課題があった。
【０００４】本発明は、上記の課題を解決するためにな
されたものであって、優れた硬磁気特性を備え、特に保
磁力（ｉＨｃ）が大きい硬磁性材料を提供し、またこの
硬磁性材料を備えた発電機及びモータを提供することを
目的とする。
されたものであって、優れた硬磁気特性を備え、特に保
磁力（ｉＨｃ）が大きい硬磁性材料を提供し、またこの
硬磁性材料を備えた発電機及びモータを提供することを
目的とする。
【０００５】
【０００６】
【０００７】
【０００８】
【０００９】
【００１０】
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明の硬磁性
材料は、組織中に平均結晶粒径５０ｎｍ以下の微細な結
晶質相が少なくとも５０体積％以上含まれ、残部が非晶
質相であり、更に組織中にソフト磁性相とハード磁性相
との混相状態が形成され、前記ソフト磁性相がｂｃｃ−
Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（ＣｏＦ
ｅ）相、固溶原子を含んだＤ２０Ｅ３Ｂ相または残留非
晶質相のうちの少なくとも一つからなり、前記ハード磁
性相が固溶原子を含んだＥ２Ｄ１７相からなり、下記組
成式で表される硬磁性合金粉末と、樹脂とが混合されて
固化成形されてなることを特徴とする。 （Ｃｏ１−ｆＴｆ）１００−ｘ−ｙ−ｔＭｘＳｍｙＢｔ 但し、Ｄは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの少なくとも１種
または２種以上の元素であり、ＥはＳｍであり、Ｔは、
Ｆｅ、Ｎｉのうちのいずれか一方若しくは両方であり、
Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの１種または２種
以上の元素であり、組成比を示すｆ、ｘ、ｙ、ｔは、０
≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原子％、５原子％≦ｙ
≦１６原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、５原子
％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％である。
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明の硬磁性
材料は、組織中に平均結晶粒径５０ｎｍ以下の微細な結
晶質相が少なくとも５０体積％以上含まれ、残部が非晶
質相であり、更に組織中にソフト磁性相とハード磁性相
との混相状態が形成され、前記ソフト磁性相がｂｃｃ−
Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（ＣｏＦ
ｅ）相、固溶原子を含んだＤ２０Ｅ３Ｂ相または残留非
晶質相のうちの少なくとも一つからなり、前記ハード磁
性相が固溶原子を含んだＥ２Ｄ１７相からなり、下記組
成式で表される硬磁性合金粉末と、樹脂とが混合されて
固化成形されてなることを特徴とする。 （Ｃｏ１−ｆＴｆ）１００−ｘ−ｙ−ｔＭｘＳｍｙＢｔ 但し、Ｄは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの少なくとも１種
または２種以上の元素であり、ＥはＳｍであり、Ｔは、
Ｆｅ、Ｎｉのうちのいずれか一方若しくは両方であり、
Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの１種または２種
以上の元素であり、組成比を示すｆ、ｘ、ｙ、ｔは、０
≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原子％、５原子％≦ｙ
≦１６原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、５原子
％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％である。
【００１２】なお、上記の組成式において、組成比ｙ及
び組成比（ｘ＋ｙ）の範囲をそれぞれ、８原子％≦ｙ≦
１６原子％、８原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％としても良
い。
び組成比（ｘ＋ｙ）の範囲をそれぞれ、８原子％≦ｙ≦
１６原子％、８原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％としても良
い。
【００１３】また、本発明の硬磁性材料は、組織中に平
均結晶粒径５０ｎｍ以下の微細な結晶質相が少なくとも
５０体積％以上含まれ、残部が非晶質相であり、更に組
織中にソフト磁性相とハード磁性相との混相状態が形成
され、前記ソフト磁性相がｂｃｃ−Ｆｅ相、ｂｃｃ−
（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（ＣｏＦｅ）相、固溶原子を
含んだＤ２０Ｅ３Ｂ相または残留非晶質相のうちの少な
くとも一つからなり、前記ハード磁性相が固溶原子を含
んだＥ２Ｄ１７相からなり、下記組成式で表される硬磁
性合金粉末と、樹脂とが混合されて固化成形されてなる
ことを特徴とする。 （Ｃｏ１−ｆＴｆ）１００−ｘ−ｙ−ｔ−ｕＭｘＳｍｙ
ＢｔＸｕ 但し、Ｄは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの少なくとも１種
または２種以上の元素であり、ＥはＳｍであり、Ｔは、
Ｆｅ、Ｎｉのうちのいずれか一方若しくは両方であり、
Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの１種または２種
以上の元素であり、Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、Ｃｕのうちの１種または２種以上の元素であ
り、組成比を示すｆ、ｘ、ｙ、ｔ、ｕは、０≦ｆ＜０．
５、０原子％≦ｘ≦４原子％、５原子％≦ｙ≦１６原子
％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、０原子％≦ｕ≦５
原子％、５原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％である。
均結晶粒径５０ｎｍ以下の微細な結晶質相が少なくとも
５０体積％以上含まれ、残部が非晶質相であり、更に組
織中にソフト磁性相とハード磁性相との混相状態が形成
され、前記ソフト磁性相がｂｃｃ−Ｆｅ相、ｂｃｃ−
（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（ＣｏＦｅ）相、固溶原子を
含んだＤ２０Ｅ３Ｂ相または残留非晶質相のうちの少な
くとも一つからなり、前記ハード磁性相が固溶原子を含
んだＥ２Ｄ１７相からなり、下記組成式で表される硬磁
性合金粉末と、樹脂とが混合されて固化成形されてなる
ことを特徴とする。 （Ｃｏ１−ｆＴｆ）１００−ｘ−ｙ−ｔ−ｕＭｘＳｍｙ
ＢｔＸｕ 但し、Ｄは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの少なくとも１種
または２種以上の元素であり、ＥはＳｍであり、Ｔは、
Ｆｅ、Ｎｉのうちのいずれか一方若しくは両方であり、
Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの１種または２種
以上の元素であり、Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、Ｃｕのうちの１種または２種以上の元素であ
り、組成比を示すｆ、ｘ、ｙ、ｔ、ｕは、０≦ｆ＜０．
５、０原子％≦ｘ≦４原子％、５原子％≦ｙ≦１６原子
％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、０原子％≦ｕ≦５
原子％、５原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％である。
【００１４】なお、上記の組成式において、組成比ｙ及
び組成比（ｘ＋ｙ）の範囲をそれぞれ、８原子％≦ｙ≦
１６原子％、８原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％としても良
い。
び組成比（ｘ＋ｙ）の範囲をそれぞれ、８原子％≦ｙ≦
１６原子％、８原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％としても良
い。
【００１５】また、前記組成比を示すｆが、０．２≦ｆ
＜０．５の範囲であることが好ましい。更に、前記の硬
磁性合金粉末は、Ｎｂを必ず含むことが好ましい。
＜０．５の範囲であることが好ましい。更に、前記の硬
磁性合金粉末は、Ｎｂを必ず含むことが好ましい。
【００１６】また、本発明の硬磁性材料は、先に記載の
硬磁性材料であって、前記硬磁性合金粉末が液体急冷法
により製造されたものであることを特徴とする。また、
本発明の硬磁性材料は、先に記載の硬磁性材料であっ
て、前記硬磁性合金粉末が６００〜８００℃で熱処理さ
れたものであることを特徴とする。
硬磁性材料であって、前記硬磁性合金粉末が液体急冷法
により製造されたものであることを特徴とする。また、
本発明の硬磁性材料は、先に記載の硬磁性材料であっ
て、前記硬磁性合金粉末が６００〜８００℃で熱処理さ
れたものであることを特徴とする。
【００１７】また本発明の硬磁性材料は、先に記載の硬
磁性材料であって、前記硬磁性合金粉末が、下記の組成
の急冷薄帯を０．５〜４０Ｋ／分の昇温速度で熱処理し
て得られたものであり、保磁力（ｉＨｃ）が１ｋＯｅ以
上、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が２０ｋ
Ｊｍ−３以上のものであることを特徴とする。Ｃｏ ａ Ｆｅ ｂ Ｎｂ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ 但し、５５原子％≦ａ≦６１原子％、 ２０原子％≦ｂ≦
２５原子％、０原子％≦ｘ≦４原子％、９原子％≦ｙ≦
１２原子％、３原子％≦ｔ≦９原子％、ａ＋ｂ＋ｘ＋ｙ
＋ｔ＝１００原子％、１７原子％≦ｘ＋ｙ＋ｔ≦２５原
子％である。
磁性材料であって、前記硬磁性合金粉末が、下記の組成
の急冷薄帯を０．５〜４０Ｋ／分の昇温速度で熱処理し
て得られたものであり、保磁力（ｉＨｃ）が１ｋＯｅ以
上、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が２０ｋ
Ｊｍ−３以上のものであることを特徴とする。Ｃｏ ａ Ｆｅ ｂ Ｎｂ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ 但し、５５原子％≦ａ≦６１原子％、 ２０原子％≦ｂ≦
２５原子％、０原子％≦ｘ≦４原子％、９原子％≦ｙ≦
１２原子％、３原子％≦ｔ≦９原子％、ａ＋ｂ＋ｘ＋ｙ
＋ｔ＝１００原子％、１７原子％≦ｘ＋ｙ＋ｔ≦２５原
子％である。
【００１８】また本発明の硬磁性材料は、先に記載の硬
磁性材料であって、前記硬磁性合金粉末が、６００〜７
００℃で熱処理されたものであることを特徴とする。ま
た本発明の硬磁性材料は、先に記載の硬磁性材料であっ
て、１．５Ｔの印加磁場中及び真空中で室温における磁
化をＩ1.5）とし、残留磁化をＩｒとした場合に、前記
硬磁性合金粉末の角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）が０．７以上
であることを特徴とする。
磁性材料であって、前記硬磁性合金粉末が、６００〜７
００℃で熱処理されたものであることを特徴とする。ま
た本発明の硬磁性材料は、先に記載の硬磁性材料であっ
て、１．５Ｔの印加磁場中及び真空中で室温における磁
化をＩ1.5）とし、残留磁化をＩｒとした場合に、前記
硬磁性合金粉末の角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）が０．７以上
であることを特徴とする。
【００１９】また、本発明の硬磁性材料は、前記硬磁性
合金粉末に、前記樹脂に代えるか、あるいは前記樹脂に
加えて、金属材料または酸化物材料を混合して固化成形
したものであっても良い。また、本発明の硬磁性材料
は、前記硬磁性合金粉末を５０体積％以上含むことが好
ましく、６０体積％以上含むことがより好ましい。
合金粉末に、前記樹脂に代えるか、あるいは前記樹脂に
加えて、金属材料または酸化物材料を混合して固化成形
したものであっても良い。また、本発明の硬磁性材料
は、前記硬磁性合金粉末を５０体積％以上含むことが好
ましく、６０体積％以上含むことがより好ましい。
【００２０】また、本発明の硬磁性材料は、前記硬磁性
合金粉末と、前記樹脂または前記金属材料とが混合され
て、圧縮成形法により固化成形されたものであることを
特徴とする。また、本発明の硬磁性材料は、前記硬磁性
合金粉末と、前記樹脂または前記金属材料とが混合され
て、射出成形法により固化成形されたものであっても良
い。
合金粉末と、前記樹脂または前記金属材料とが混合され
て、圧縮成形法により固化成形されたものであることを
特徴とする。また、本発明の硬磁性材料は、前記硬磁性
合金粉末と、前記樹脂または前記金属材料とが混合され
て、射出成形法により固化成形されたものであっても良
い。
【００２１】次に、本発明の発電機は、先のいずれかに
記載の硬磁性材料からなる磁石と、前記磁石の磁束によ
り電圧が誘起されて電流が流れる巻線とを備えてなるこ
とを特徴とする。また、本発明のモータは、ロータとス
テータとを備えてなり、前記ロータまたは前記ステータ
のいずれか一方に、先のいずれかに記載の硬磁性材料が
備えられたことを特徴とする。
記載の硬磁性材料からなる磁石と、前記磁石の磁束によ
り電圧が誘起されて電流が流れる巻線とを備えてなるこ
とを特徴とする。また、本発明のモータは、ロータとス
テータとを備えてなり、前記ロータまたは前記ステータ
のいずれか一方に、先のいずれかに記載の硬磁性材料が
備えられたことを特徴とする。
【００２２】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を図面
を参照して説明する。本発明の硬磁性材料は、Ｃｏを主
成分とし、Ｂと、Ｓｍとを含み、かつ非晶質相と平均結
晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相とからなる硬磁
性合金粉末と、樹脂とが混合されて、固化成形されてな
るものである。
を参照して説明する。本発明の硬磁性材料は、Ｃｏを主
成分とし、Ｂと、Ｓｍとを含み、かつ非晶質相と平均結
晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相とからなる硬磁
性合金粉末と、樹脂とが混合されて、固化成形されてな
るものである。
【００２３】また、本発明の硬磁性材料は、Ｃｏを主成
分とし、Ｂと、Ｓｍと、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうち
の１種または２種以上の元素Ｍを含み、非晶質相と平均
結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相とからなる硬
磁性合金粉末と、樹脂とが混合されて、固化成形されて
なるものであっても良い。
分とし、Ｂと、Ｓｍと、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうち
の１種または２種以上の元素Ｍを含み、非晶質相と平均
結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相とからなる硬
磁性合金粉末と、樹脂とが混合されて、固化成形されて
なるものであっても良い。
【００２４】更に、本発明の硬磁性材料は、Ｃｏを主成
分とし、Ｂと、Ｓｍとを含み、更に、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔ
ａ、Ｍｏのうちの１種または２種以上の元素Ｍ、Ａｌ、
Ｇｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕのうちの１種また
は２種以上の元素Ｘのうちの少なくとも１種以上の元素
を含み、非晶質相と平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細
な結晶質相とからなる硬磁性合金粉末と、樹脂とが混合
されて、固化成形されてなるものであっても良い。
分とし、Ｂと、Ｓｍとを含み、更に、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔ
ａ、Ｍｏのうちの１種または２種以上の元素Ｍ、Ａｌ、
Ｇｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕのうちの１種また
は２種以上の元素Ｘのうちの少なくとも１種以上の元素
を含み、非晶質相と平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細
な結晶質相とからなる硬磁性合金粉末と、樹脂とが混合
されて、固化成形されてなるものであっても良い。
【００２５】上記の樹脂は、硬磁気特性を有する硬磁性
合金粉末を結着して、硬磁性材料の形状を保持するもの
で、磁気特性に大きな損失とならない材料からなること
が好ましく、例えば、ポリアミド、ポリプロピレン、ポ
リエチレン、ポリスチレン、パラフィン、ポリテトラフ
ルオロエチレン、ポリカーボネート、シリコーン樹脂、
エポキシ樹脂、フェノール系樹脂、ポリウレタン系樹
脂、不飽和ポリエステル等が挙げられる。特に、ポリア
ミド(−６)（６−ナイロン）、ポリアミド(−１２)（１
２−ナイロン）、塩化ポリエチレン、エポキシ樹脂が有
望である。
合金粉末を結着して、硬磁性材料の形状を保持するもの
で、磁気特性に大きな損失とならない材料からなること
が好ましく、例えば、ポリアミド、ポリプロピレン、ポ
リエチレン、ポリスチレン、パラフィン、ポリテトラフ
ルオロエチレン、ポリカーボネート、シリコーン樹脂、
エポキシ樹脂、フェノール系樹脂、ポリウレタン系樹
脂、不飽和ポリエステル等が挙げられる。特に、ポリア
ミド(−６)（６−ナイロン）、ポリアミド(−１２)（１
２−ナイロン）、塩化ポリエチレン、エポキシ樹脂が有
望である。
【００２６】また、上記の樹脂に代えて低融点の金属材
料を用いて硬磁性合金粉末を固化成形させると、樹脂を
用いた場合よりも硬磁性材料自体の強度を高くすること
が可能となる。この金属材料は、比較的低融点で、特に
硬磁性合金粉末よりも融点が低い材料からなることが好
ましく、Ｚｎ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ等が挙げ
られる。また上記の樹脂に加えて、他の金属材料または
酸化物材料を混合して固化成形しても良い。
料を用いて硬磁性合金粉末を固化成形させると、樹脂を
用いた場合よりも硬磁性材料自体の強度を高くすること
が可能となる。この金属材料は、比較的低融点で、特に
硬磁性合金粉末よりも融点が低い材料からなることが好
ましく、Ｚｎ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ等が挙げ
られる。また上記の樹脂に加えて、他の金属材料または
酸化物材料を混合して固化成形しても良い。
【００２７】上記の硬磁性材料を構成する硬磁性合金粉
末は、その組織の少なくとも５０体積％以上が平均結晶
粒径１００ｎｍ以下、好ましくは平均結晶粒径５０ｎｍ
以下の微細な結晶質相を含むと共に残部が非晶質相から
なるもので、これら結晶質相及び非晶質相によりナノ複
相組織が形成されている。また、この硬磁性合金粉末
は、その組織が１００ｎｍ以下の微細な結晶質相の単相
からなるものであっても良い。
末は、その組織の少なくとも５０体積％以上が平均結晶
粒径１００ｎｍ以下、好ましくは平均結晶粒径５０ｎｍ
以下の微細な結晶質相を含むと共に残部が非晶質相から
なるもので、これら結晶質相及び非晶質相によりナノ複
相組織が形成されている。また、この硬磁性合金粉末
は、その組織が１００ｎｍ以下の微細な結晶質相の単相
からなるものであっても良い。
【００２８】微細な結晶質相には、少なくとも、ｂｃｃ
−Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（ＣｏＦ
ｅ）相または固溶原子を含んだＤ２０Ｅ３Ｂ相の少なく
とも一つからなるソフト磁性相と、固溶原子を含んだＥ
２Ｄ１７相からなるハード磁性相とが析出している。ま
た、残留した非晶質相は、ｂｃｃ−Ｆｅ相等と同様にソ
フト磁性相を形成する。上記Ｄは遷移金属のうちの１種
または２種以上を示し、具体的には、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ
のうちの１種または２種以上であり、特にＦｅ、Ｃｏの
いずれか一方または両方であることが好ましい。また、
ＥはＳｍを示す。そして、この硬磁性合金粉末において
は、組織中に前記のソフト磁性相と前記のハード磁性相
との混相状態が形成されている。
−Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（ＣｏＦ
ｅ）相または固溶原子を含んだＤ２０Ｅ３Ｂ相の少なく
とも一つからなるソフト磁性相と、固溶原子を含んだＥ
２Ｄ１７相からなるハード磁性相とが析出している。ま
た、残留した非晶質相は、ｂｃｃ−Ｆｅ相等と同様にソ
フト磁性相を形成する。上記Ｄは遷移金属のうちの１種
または２種以上を示し、具体的には、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ
のうちの１種または２種以上であり、特にＦｅ、Ｃｏの
いずれか一方または両方であることが好ましい。また、
ＥはＳｍを示す。そして、この硬磁性合金粉末において
は、組織中に前記のソフト磁性相と前記のハード磁性相
との混相状態が形成されている。
【００２９】またこの硬磁性合金粉末において、Ｈ、Ｈ
ｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｎ、Ｏ、Ｆ、Ｎｅ、Ｎａ、Ｍｇ、Ａ
ｌ、Ｓ、Ｃｌ、Ａｒ、Ｋ、Ｃａ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ
ｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｂｒ、Ｋｒ、Ｒ
ｂ、Ｓｒ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉ
ｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｉ、Ｘｅ、Ｃｓ、Ｂａ、Ｒｅ、
Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｐ
ｏ、Ａｔ、Ｒｎ等の元素を磁気特性が劣化しない程度に
加えても、本発明の効果は損なわれない。
ｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｎ、Ｏ、Ｆ、Ｎｅ、Ｎａ、Ｍｇ、Ａ
ｌ、Ｓ、Ｃｌ、Ａｒ、Ｋ、Ｃａ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ
ｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｂｒ、Ｋｒ、Ｒ
ｂ、Ｓｒ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉ
ｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｉ、Ｘｅ、Ｃｓ、Ｂａ、Ｒｅ、
Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｐ
ｏ、Ａｔ、Ｒｎ等の元素を磁気特性が劣化しない程度に
加えても、本発明の効果は損なわれない。
【００３０】この硬磁性合金粉末は、従来のＳｍＣｏ系
磁石材料とは異なり、１００ｎｍ以下の微細な結晶質相
を主体として構成されているため、粉末をより微細化し
ても結晶粒内部に歪みが発生することがなく、硬磁気特
性が劣化することがない。例えば、硬磁性合金粉末の平
均粒径を５〜１００μｍ程度にしたとしたとしても、保
磁力（ｉＨｃ）や最大磁気エネルギー積（（Ｂ
Ｈ）max）等の硬磁気特性が劣化することがない。従っ
て、硬磁気特性を低下させずに硬磁性合金粉末の粒径を
小さくでき、これにより硬磁性材料中に占める硬磁性合
金粉末の充填密度を高くできるため、硬磁性材料自体の
硬磁気特性、特に最大磁気エネルギー積（（Ｂ
Ｈ）max）を向上させることができる。
磁石材料とは異なり、１００ｎｍ以下の微細な結晶質相
を主体として構成されているため、粉末をより微細化し
ても結晶粒内部に歪みが発生することがなく、硬磁気特
性が劣化することがない。例えば、硬磁性合金粉末の平
均粒径を５〜１００μｍ程度にしたとしたとしても、保
磁力（ｉＨｃ）や最大磁気エネルギー積（（Ｂ
Ｈ）max）等の硬磁気特性が劣化することがない。従っ
て、硬磁気特性を低下させずに硬磁性合金粉末の粒径を
小さくでき、これにより硬磁性材料中に占める硬磁性合
金粉末の充填密度を高くできるため、硬磁性材料自体の
硬磁気特性、特に最大磁気エネルギー積（（Ｂ
Ｈ）max）を向上させることができる。
【００３１】また、本発明の硬磁性材料は、磁気異方性
を付与することができる一方で、等方性の磁気特性を付
与することもできる。磁気異方性が付与された硬磁性材
料は、硬磁気特性が向上する一方で、その形状にもよる
が、硬磁性材料全体に渡って均一に磁気異方性を付与す
ることが困難となる場合があり、その結果、硬磁性材料
の表面における表面磁束密度の不均一性が若干大きくな
る。特にリング状等の複雑な形状の硬磁性材料の場合
に、磁化容易方向を一方向に向けて成形することが困難
であり、表面磁束密度の不均一性が大きくなる。従って
磁気異方性が付与された硬磁性材料は、例えば、モー
タ、発電機、スピーカー等の、優れた硬磁気特性が要求
される一方で、表面磁束密度の不均一性を問題としない
ような用途に用いることが好ましい。
を付与することができる一方で、等方性の磁気特性を付
与することもできる。磁気異方性が付与された硬磁性材
料は、硬磁気特性が向上する一方で、その形状にもよる
が、硬磁性材料全体に渡って均一に磁気異方性を付与す
ることが困難となる場合があり、その結果、硬磁性材料
の表面における表面磁束密度の不均一性が若干大きくな
る。特にリング状等の複雑な形状の硬磁性材料の場合
に、磁化容易方向を一方向に向けて成形することが困難
であり、表面磁束密度の不均一性が大きくなる。従って
磁気異方性が付与された硬磁性材料は、例えば、モー
タ、発電機、スピーカー等の、優れた硬磁気特性が要求
される一方で、表面磁束密度の不均一性を問題としない
ような用途に用いることが好ましい。
【００３２】また、磁気特性が等方性とされた硬磁性材
料は、硬磁気特性が異方性を付与した場合に比べて若干
低下するものの、表面磁束密度の不均一性が極めて小さ
くなる。このことは、硬磁性材料の表面磁束密度の変化
がスムーズであることを意味しており（ノイズが少な
い）、例えばこの硬磁性材料を角度センサ、回転量セン
サ、リニアセンサ等の極めて高い精度が要求される各種
センサの検知部分に用いた場合には、角度変化等の測定
対象の変化に対して極めて安定した出力が得られる。従
って等方性の硬磁性材料は、 角度センサ、回転量セン
サ、リニアセンサ等の、表面磁束密度の不均一性が小さ
いことを要求する用途に用いて好適である。
料は、硬磁気特性が異方性を付与した場合に比べて若干
低下するものの、表面磁束密度の不均一性が極めて小さ
くなる。このことは、硬磁性材料の表面磁束密度の変化
がスムーズであることを意味しており（ノイズが少な
い）、例えばこの硬磁性材料を角度センサ、回転量セン
サ、リニアセンサ等の極めて高い精度が要求される各種
センサの検知部分に用いた場合には、角度変化等の測定
対象の変化に対して極めて安定した出力が得られる。従
って等方性の硬磁性材料は、 角度センサ、回転量セン
サ、リニアセンサ等の、表面磁束密度の不均一性が小さ
いことを要求する用途に用いて好適である。
【００３３】上記の硬磁性材料を製造するには、まず、
硬磁性合金粉末を用意する。本発明に係る硬磁性合金粉
末は、非晶質相を主相とする合金の粉末を得る工程と、
この粉末を熱処理する工程とにより製造される。
硬磁性合金粉末を用意する。本発明に係る硬磁性合金粉
末は、非晶質相を主相とする合金の粉末を得る工程と、
この粉末を熱処理する工程とにより製造される。
【００３４】非晶質相を主相とする合金の粉末（粉粒
体）は、所定の組成の合金溶湯を急冷することにより得
られるもので、急冷の際には粉末状若しくは薄帯状のも
のとして得られ、薄帯状のものとして得られた場合に
は、更にこの薄帯状のものを粉砕して粉末化することに
より得られる。ここで得られた合金粉末の粒径として
は、粒径５μｍ〜１００μｍ程度である。
体）は、所定の組成の合金溶湯を急冷することにより得
られるもので、急冷の際には粉末状若しくは薄帯状のも
のとして得られ、薄帯状のものとして得られた場合に
は、更にこの薄帯状のものを粉砕して粉末化することに
より得られる。ここで得られた合金粉末の粒径として
は、粒径５μｍ〜１００μｍ程度である。
【００３５】上記合金溶湯から非晶質相を主相とする合
金を得る方法は、いわゆる液体急冷法と呼ばれるもの
で、具体的には回転ドラムに溶湯を吹き付けて急冷して
薄帯状に形成する方法や、溶湯を冷却用気体中に噴出し
て液滴状態で急冷して粉末状に形成する方法等であり、
本発明に用いる非晶質相を主相とする合金の粉末は、こ
れらのいずれかの方法により作製されたものであること
が好ましい。上記の液体急冷法により得られた合金粉末
は、非晶質相単相か、あるいは非晶質相を主相とし、僅
かに微細な結晶質相を含んでなる組織から構成されてい
る。
金を得る方法は、いわゆる液体急冷法と呼ばれるもの
で、具体的には回転ドラムに溶湯を吹き付けて急冷して
薄帯状に形成する方法や、溶湯を冷却用気体中に噴出し
て液滴状態で急冷して粉末状に形成する方法等であり、
本発明に用いる非晶質相を主相とする合金の粉末は、こ
れらのいずれかの方法により作製されたものであること
が好ましい。上記の液体急冷法により得られた合金粉末
は、非晶質相単相か、あるいは非晶質相を主相とし、僅
かに微細な結晶質相を含んでなる組織から構成されてい
る。
【００３６】ついで、この合金粉末を６００〜８００℃
で熱処理することにより、合金粉末中の非晶質相を結晶
化または微細な結晶質相を粒成長させて、平均結晶粒径
１００ｎｍ以下、好ましくは平均結晶粒径５０ｎｍ以下
の微細な結晶質相が主相として析出した組織中にソフト
磁性相とハード磁性相との混相状態が形成されることに
より硬磁気特性が発現するか、あるいは、上記平均結晶
粒径１００ｎｍ以下、好ましくは平均結晶粒径５０ｎｍ
以下の微細な結晶質相が析出するとともに上記混相状態
が形成されて硬磁気特性が発現され、かつハード磁性相
の磁化容易軸が配向することにより磁気異方性が付与さ
れる。このようにして、硬磁気特性を有する硬磁性合金
粉末が得られる。
で熱処理することにより、合金粉末中の非晶質相を結晶
化または微細な結晶質相を粒成長させて、平均結晶粒径
１００ｎｍ以下、好ましくは平均結晶粒径５０ｎｍ以下
の微細な結晶質相が主相として析出した組織中にソフト
磁性相とハード磁性相との混相状態が形成されることに
より硬磁気特性が発現するか、あるいは、上記平均結晶
粒径１００ｎｍ以下、好ましくは平均結晶粒径５０ｎｍ
以下の微細な結晶質相が析出するとともに上記混相状態
が形成されて硬磁気特性が発現され、かつハード磁性相
の磁化容易軸が配向することにより磁気異方性が付与さ
れる。このようにして、硬磁気特性を有する硬磁性合金
粉末が得られる。
【００３７】上記の熱処理は、６００℃以上８００℃以
下、より好ましくは６００℃以上７５０℃以下の範囲で
行うことが好ましい。熱処理温度が６００℃未満では、
硬磁気特性を担うＥ2Ｄ17相の析出量が少ないため充分
な硬磁気特性が得られないので好ましくない。また、熱
処理温度が８００℃を超えると、微細な結晶質相の結晶
粒が粒成長して粗大化し、硬磁気特性が劣化してしまう
ので好ましくない。熱処理時間は、０分以上６０分以
下、より好ましくは０分以上３０分以下である。熱処理
時間が６０分を超えると、微細な結晶質相が粒成長して
粗大化し、硬磁性合金粉末の硬磁気特性が劣化してしま
うので好ましくない。
下、より好ましくは６００℃以上７５０℃以下の範囲で
行うことが好ましい。熱処理温度が６００℃未満では、
硬磁気特性を担うＥ2Ｄ17相の析出量が少ないため充分
な硬磁気特性が得られないので好ましくない。また、熱
処理温度が８００℃を超えると、微細な結晶質相の結晶
粒が粒成長して粗大化し、硬磁気特性が劣化してしまう
ので好ましくない。熱処理時間は、０分以上６０分以
下、より好ましくは０分以上３０分以下である。熱処理
時間が６０分を超えると、微細な結晶質相が粒成長して
粗大化し、硬磁性合金粉末の硬磁気特性が劣化してしま
うので好ましくない。
【００３８】特に、平均結晶粒径が１００ｎｍ以下、よ
り好ましくは５０ｎｍ以下である微細な結晶質相が組織
の５０体積％以上であり残部が非晶質相となるように条
件を選び、しかも上記の微細結晶質相中に、ｂｃｃ−Ｆ
ｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（ＣｏＦｅ）
相、固溶原子を含んだＤ２０Ｅ３ Ｂ相または残存する非
晶質相の少なくとも１つであるソフト磁性相と、Ｅ２Ｄ
１７相からなるハード磁性相とが生成するようにすれ
ば、きわめて高い硬磁気特性を有する硬磁性合金粉末が
得られる。
り好ましくは５０ｎｍ以下である微細な結晶質相が組織
の５０体積％以上であり残部が非晶質相となるように条
件を選び、しかも上記の微細結晶質相中に、ｂｃｃ−Ｆ
ｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（ＣｏＦｅ）
相、固溶原子を含んだＤ２０Ｅ３ Ｂ相または残存する非
晶質相の少なくとも１つであるソフト磁性相と、Ｅ２Ｄ
１７相からなるハード磁性相とが生成するようにすれ
ば、きわめて高い硬磁気特性を有する硬磁性合金粉末が
得られる。
【００３９】ついで、得られた硬磁性合金粉末を樹脂と
混合し、これを圧縮成形法若しくは射出成形法により固
化成形してバルク状の硬磁性材料を得る。
混合し、これを圧縮成形法若しくは射出成形法により固
化成形してバルク状の硬磁性材料を得る。
【００４０】硬磁性合金粉末と樹脂との配合比は、目的
とする硬磁性材料の特性によって適宜変更可能である
が、硬磁性材料中に硬磁性合金粉末が５０体積％以上、
好ましくは６０体積％以上含まれるように添加するのが
好ましい。硬磁性合金粉末の体積割合が５０体積％未満
であると、樹脂量が過多となって硬磁性材料の硬磁気特
性が低くなる恐れがあるので好ましくない。また、硬磁
性合金粉末の添加量が、硬磁性材料中の体積割合で９５
体積％を超えると、樹脂量が少なくなって硬磁性材料を
固化成形するのが困難になるので好ましくない。
とする硬磁性材料の特性によって適宜変更可能である
が、硬磁性材料中に硬磁性合金粉末が５０体積％以上、
好ましくは６０体積％以上含まれるように添加するのが
好ましい。硬磁性合金粉末の体積割合が５０体積％未満
であると、樹脂量が過多となって硬磁性材料の硬磁気特
性が低くなる恐れがあるので好ましくない。また、硬磁
性合金粉末の添加量が、硬磁性材料中の体積割合で９５
体積％を超えると、樹脂量が少なくなって硬磁性材料を
固化成形するのが困難になるので好ましくない。
【００４１】硬磁性合金粉末と樹脂とを圧縮成形法によ
り固化成形する場合は、硬磁性合金粉末を粉末状の樹脂
と混合して混合物とし、この混合物を所定の型に充填し
て圧縮すると共に、１５０℃〜２００℃に加熱して樹脂
を溶融させることにより圧縮成形する。または、硬磁性
合金粉末と樹脂とを１５０℃〜２００℃に加熱しつつ混
合て樹脂を溶融状態とし、これを所定の型に充填して圧
縮することにより圧縮成形しても良い。ここで用いる樹
脂としては、磁気特性の損失が小さい材料が用いられ、
例えば、ポリアミド、ポリプロピレン、ポリエチレン、
ポリスチレン、パラフィン、ポリテトラフルオロエチレ
ン、ポリカーボネート、シリコーン樹脂、エポキシ樹
脂、フェノール系樹脂、ポリウレタン系樹脂、不飽和ポ
リエステル等が挙げられる。特に、ポリアミド(−６)
（６−ナイロン）、ポリアミド(−１２)（１２−ナイロ
ン）、塩化ポリエチレン、エポキシ樹脂が有望である。
り固化成形する場合は、硬磁性合金粉末を粉末状の樹脂
と混合して混合物とし、この混合物を所定の型に充填し
て圧縮すると共に、１５０℃〜２００℃に加熱して樹脂
を溶融させることにより圧縮成形する。または、硬磁性
合金粉末と樹脂とを１５０℃〜２００℃に加熱しつつ混
合て樹脂を溶融状態とし、これを所定の型に充填して圧
縮することにより圧縮成形しても良い。ここで用いる樹
脂としては、磁気特性の損失が小さい材料が用いられ、
例えば、ポリアミド、ポリプロピレン、ポリエチレン、
ポリスチレン、パラフィン、ポリテトラフルオロエチレ
ン、ポリカーボネート、シリコーン樹脂、エポキシ樹
脂、フェノール系樹脂、ポリウレタン系樹脂、不飽和ポ
リエステル等が挙げられる。特に、ポリアミド(−６)
（６−ナイロン）、ポリアミド(−１２)（１２−ナイロ
ン）、塩化ポリエチレン、エポキシ樹脂が有望である。
【００４２】特に圧縮成形法によれば、混合物中の硬磁
性合金粉末の配合比を、後述する射出成形法の場合より
も高くすることができ、硬磁性材料の硬磁気特性をより
優れたものとすることができるので好ましい。
性合金粉末の配合比を、後述する射出成形法の場合より
も高くすることができ、硬磁性材料の硬磁気特性をより
優れたものとすることができるので好ましい。
【００４３】硬磁性合金粉末と樹脂とを射出成形法によ
り固化成形する場合は、得られた硬磁性合金粉末を前記
の樹脂と混合し、これを１５０℃〜２００℃に加熱して
樹脂を溶融状態とし、これを所定の金型のキャビティに
射出して成形する。
り固化成形する場合は、得られた硬磁性合金粉末を前記
の樹脂と混合し、これを１５０℃〜２００℃に加熱して
樹脂を溶融状態とし、これを所定の金型のキャビティに
射出して成形する。
【００４４】合金粉末をそのまま固化成形すれば、等方
性の磁気特性を有する硬磁性材料が得られる。また、一
軸応力下で結晶化させることにより合金粉末に磁気異方
性を与えることができ、このような粉末を樹脂と混合
し、磁場中で圧縮成形することで、磁気異方性を有する
硬磁性材料が得られる。
性の磁気特性を有する硬磁性材料が得られる。また、一
軸応力下で結晶化させることにより合金粉末に磁気異方
性を与えることができ、このような粉末を樹脂と混合
し、磁場中で圧縮成形することで、磁気異方性を有する
硬磁性材料が得られる。
【００４５】また、樹脂に代えて低融点の金属材料を用
いても良い。この場合は、硬磁性合金粉末とこの金属材
料の粉末とを混合し、これを金属材料の融点以上まで加
熱し、これを所定の金型に充填して圧縮するか、または
硬磁性合金粉末と金属材料を加熱して金属材料を溶融状
態とし、これを金型に充填するか若しくは所定の金型の
キャビティに射出して成形することにより、硬磁性材料
が得られる。ここで用いる金属材料としては、Ｚｎ、Ａ
ｌ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ等が挙げられる。更に樹脂
に追加して、他の金属材料（Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石、Ｓｍ
Ｃｏ磁石）または酸化物材料（フェライト等）を混ぜて
固化成形しても良い。
いても良い。この場合は、硬磁性合金粉末とこの金属材
料の粉末とを混合し、これを金属材料の融点以上まで加
熱し、これを所定の金型に充填して圧縮するか、または
硬磁性合金粉末と金属材料を加熱して金属材料を溶融状
態とし、これを金型に充填するか若しくは所定の金型の
キャビティに射出して成形することにより、硬磁性材料
が得られる。ここで用いる金属材料としては、Ｚｎ、Ａ
ｌ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ等が挙げられる。更に樹脂
に追加して、他の金属材料（Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石、Ｓｍ
Ｃｏ磁石）または酸化物材料（フェライト等）を混ぜて
固化成形しても良い。
【００４６】この硬磁性材料を構成する硬磁性合金粉末
は、上記非晶質相を主相とする合金粉末が応力下におい
て結晶化または粒成長されたことにより、ハード磁性相
の磁化容易軸が配向し、合金に磁気異方性が付与された
ものとなり、これにより、残留磁化（Ｉｒ）と最大磁気
エネルギー積（（ＢＨ）max）が高くなって、優れた硬
磁気特性を発現させることができる。
は、上記非晶質相を主相とする合金粉末が応力下におい
て結晶化または粒成長されたことにより、ハード磁性相
の磁化容易軸が配向し、合金に磁気異方性が付与された
ものとなり、これにより、残留磁化（Ｉｒ）と最大磁気
エネルギー積（（ＢＨ）max）が高くなって、優れた硬
磁気特性を発現させることができる。
【００４７】硬磁性材料を構成する硬磁性合金粉末は、
組成が下記の組成式で表されるものであることが好まし
い。（Ｃｏ １−ｆ Ｔ ｆ ） １００−ｘ−ｙ−ｔ Ｍ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの
１種または２種以上の元素であり、組成比を示すｆ、
ｘ、ｙ、ｔは、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原子
％、５原子％≦ｙ≦１６原子％、０．５原子％≦ｔ≦１
０原子％、５原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％である）
組成が下記の組成式で表されるものであることが好まし
い。（Ｃｏ １−ｆ Ｔ ｆ ） １００−ｘ−ｙ−ｔ Ｍ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの
１種または２種以上の元素であり、組成比を示すｆ、
ｘ、ｙ、ｔは、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原子
％、５原子％≦ｙ≦１６原子％、０．５原子％≦ｔ≦１
０原子％、５原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％である）
【００４８】Ｃｏは、硬磁気特性を与えるものであり、
本発明の硬磁性材料に必須の元素である。Ｃｏを含む元
素Ｄと元素Ｅとを有する非晶質相は、６００℃〜８００
℃の範囲内の適切な温度で熱処理するとき、ハード磁性
相であるＥ２Ｄ１７相と、ソフト磁性相であるｂｃｃ−
Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（ＣｏＦ
ｅ）相、固溶原子を含んだＤ２０Ｅ３ Ｂ相または残存す
る非晶質相のうちの少なくとも一つの相を生成する。
本発明の硬磁性材料に必須の元素である。Ｃｏを含む元
素Ｄと元素Ｅとを有する非晶質相は、６００℃〜８００
℃の範囲内の適切な温度で熱処理するとき、ハード磁性
相であるＥ２Ｄ１７相と、ソフト磁性相であるｂｃｃ−
Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（ＣｏＦ
ｅ）相、固溶原子を含んだＤ２０Ｅ３ Ｂ相または残存す
る非晶質相のうちの少なくとも一つの相を生成する。
【００４９】上記式において、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうち
のいずれか一方若しくは両方を表わす。これら元素Ｔ
は、残留磁化（Ｉｒ）を増加させる効果があるが、元素
Ｔの濃度をＣｏ置換で増加させると、Ｃｏの濃度が減少
して保磁力（ｉＨｃ）が低下する。従って、特に残留磁
化（Ｉｒ）が高い硬磁性材料が必要であれば、元素Ｔの
添加を行い、保磁力（ｉＨｃ）が大きい硬磁性材料が必
要であれば、元素Ｔの添加を行わないようにすることに
より、硬磁性材料の用途に合わせて最適な硬磁気特性を
備えた硬磁性材料を製造できる。また、高価なＣｏを安
価なＦｅやＮｉに置き換えることにより、硬磁性材料の
製造コストを低減することもできる。元素Ｔの組成比を
示すｆは、優れた硬磁気特性を発揮するために、０以上
０．５未満が好ましく、０．２以上０．５未満とするの
がより好ましい。
のいずれか一方若しくは両方を表わす。これら元素Ｔ
は、残留磁化（Ｉｒ）を増加させる効果があるが、元素
Ｔの濃度をＣｏ置換で増加させると、Ｃｏの濃度が減少
して保磁力（ｉＨｃ）が低下する。従って、特に残留磁
化（Ｉｒ）が高い硬磁性材料が必要であれば、元素Ｔの
添加を行い、保磁力（ｉＨｃ）が大きい硬磁性材料が必
要であれば、元素Ｔの添加を行わないようにすることに
より、硬磁性材料の用途に合わせて最適な硬磁気特性を
備えた硬磁性材料を製造できる。また、高価なＣｏを安
価なＦｅやＮｉに置き換えることにより、硬磁性材料の
製造コストを低減することもできる。元素Ｔの組成比を
示すｆは、優れた硬磁気特性を発揮するために、０以上
０．５未満が好ましく、０．２以上０．５未満とするの
がより好ましい。
【００５０】Ｓｍは、Ｃｏと同様に硬磁気特性を与える
ものであり、本発明の硬磁性材料に必須の元素である。
また、非晶質相を形成し易い元素である。Ｃｏ（元素
Ｄ）とＳｍ（元素Ｅ）とを含む非晶質相は、６００℃〜
８００℃の範囲内の適切な温度で熱処理するとき、ハー
ド磁性相である（Ｆｅ、Ｃｏ）１７Ｓｍ２相と、ソフト
磁性相であるｂｃｃ−Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）
相、ｆｃｃ−（ＣｏＦｅ）相または固溶原子を含んだＤ
２０Ｅ３Ｂ相とを析出する。また、残留する非晶質相も
ソフト磁性相として作用する。Ｓｍの組成比を示すｙ
（原子％）は、５原子％以上１６原子％以下とすること
が好ましく、８原子％以上１６原子％以下とすることが
より好ましく、９原子％以上１３原子％以下とすること
が最も好ましい。組成比ｙが５原子％未満では、ハード
磁性相の析出量の減少による保磁力（ｉＨｃ）の低下が
起こり、更に非晶質相が形成されにくいので好ましくな
い。また、組成比ｙが１６原子％を超えると、Ｃｏ及び
元素Ｔの濃度が減少して、飽和磁化（Ｉｓ）が減少し、
それに伴って残留磁化（Ｉｒ）が低下してしまうので好
ましくない。
ものであり、本発明の硬磁性材料に必須の元素である。
また、非晶質相を形成し易い元素である。Ｃｏ（元素
Ｄ）とＳｍ（元素Ｅ）とを含む非晶質相は、６００℃〜
８００℃の範囲内の適切な温度で熱処理するとき、ハー
ド磁性相である（Ｆｅ、Ｃｏ）１７Ｓｍ２相と、ソフト
磁性相であるｂｃｃ−Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）
相、ｆｃｃ−（ＣｏＦｅ）相または固溶原子を含んだＤ
２０Ｅ３Ｂ相とを析出する。また、残留する非晶質相も
ソフト磁性相として作用する。Ｓｍの組成比を示すｙ
（原子％）は、５原子％以上１６原子％以下とすること
が好ましく、８原子％以上１６原子％以下とすることが
より好ましく、９原子％以上１３原子％以下とすること
が最も好ましい。組成比ｙが５原子％未満では、ハード
磁性相の析出量の減少による保磁力（ｉＨｃ）の低下が
起こり、更に非晶質相が形成されにくいので好ましくな
い。また、組成比ｙが１６原子％を超えると、Ｃｏ及び
元素Ｔの濃度が減少して、飽和磁化（Ｉｓ）が減少し、
それに伴って残留磁化（Ｉｒ）が低下してしまうので好
ましくない。
【００５１】
【００５２】
【００５３】
【００５４】上記式において、元素Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、
Ｔａ、Ｍｏのうちの１種または２種以上の元素を表す。
これら元素Ｍは、非晶質相の形成能が高いので、この元
素Ｍを添加することにより、十分な非晶質相を生成させ
ることができる。ただし、元素Ｍの組成比ｘ（原子％）
をＣｏ及び元素Ｔで置換して増加させると、得られる硬
磁性材料の飽和磁化（Ｉｓ）は減少する。また、元素Ｍ
の組成比ｘを減少させると、十分な非晶質相を形成でき
ない。この観点から、元素Ｍの組成比ｘは、０原子％以
上４原子％以下とするのが好ましく、１原子％以上４原
子％以下とすることがより好ましい。これらの元素Ｍの
うち、特にＮｂが有効である。元素Ｍの一部若しくは全
部をＮｂで置換すると、硬磁性材料の保磁力（ｉＨｃ）
が大きくなり、また硬磁性材料の酸化を比較的に防ぐこ
とが可能となる。
Ｔａ、Ｍｏのうちの１種または２種以上の元素を表す。
これら元素Ｍは、非晶質相の形成能が高いので、この元
素Ｍを添加することにより、十分な非晶質相を生成させ
ることができる。ただし、元素Ｍの組成比ｘ（原子％）
をＣｏ及び元素Ｔで置換して増加させると、得られる硬
磁性材料の飽和磁化（Ｉｓ）は減少する。また、元素Ｍ
の組成比ｘを減少させると、十分な非晶質相を形成でき
ない。この観点から、元素Ｍの組成比ｘは、０原子％以
上４原子％以下とするのが好ましく、１原子％以上４原
子％以下とすることがより好ましい。これらの元素Ｍの
うち、特にＮｂが有効である。元素Ｍの一部若しくは全
部をＮｂで置換すると、硬磁性材料の保磁力（ｉＨｃ）
が大きくなり、また硬磁性材料の酸化を比較的に防ぐこ
とが可能となる。
【００５５】また、上述のＳｍ及び元素Ｍはいずれも非
晶質相を形成し易い点では共通した性質を有する元素で
あり、これらの元素の組成比の合計量である（ｘ＋ｙ）
は、５原子％以上１６原子％以下であることが好まし
く、９原子％以上１３原子％以下であることがより好ま
しい。組成比を示す（ｘ＋ｙ）が５原子％未満では、非
晶質相の析出が十分でないため好ましくない。また、
（ｘ＋ｙ）が１６原子％を超えると、硬磁気特性が劣化
してしまうので好ましくない。
晶質相を形成し易い点では共通した性質を有する元素で
あり、これらの元素の組成比の合計量である（ｘ＋ｙ）
は、５原子％以上１６原子％以下であることが好まし
く、９原子％以上１３原子％以下であることがより好ま
しい。組成比を示す（ｘ＋ｙ）が５原子％未満では、非
晶質相の析出が十分でないため好ましくない。また、
（ｘ＋ｙ）が１６原子％を超えると、硬磁気特性が劣化
してしまうので好ましくない。
【００５６】上記式において、Ｂは非晶質相を形成し易
い半金属である。また、Ｃｏを含む元素Ｄと、Ｂと、Ｓ
ｍを含む元素Ｅとを有する非晶質相は、６００℃〜８０
０℃の範囲内の適切な温度で熱処理するとき、ソフト磁
性相であるｂｃｃ−Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、
ｆｃｃ−（ＣｏＦｅ）相またはＤ２０Ｅ３ Ｂ相を析出す
る。合金に十分量の非晶質相を形成し、これを結晶化す
ることによって十分量の微細結晶質相を得るためには、
Ｂの組成比ｔは、０．５原子％以上が必要であり、特に
３原子％以上とすることが好ましい。ただし、Ｂの組成
比ｔ（原子％）を増加させすぎると、それに伴って、得
られた硬磁性材料の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉ
ｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）が減少する傾向を示すの
で、良好な硬磁性特性を得るためには、Ｂの組成比ｔは
１０原子％以下であることが必要であり、特に９原子％
以下とすることが好ましい。
い半金属である。また、Ｃｏを含む元素Ｄと、Ｂと、Ｓ
ｍを含む元素Ｅとを有する非晶質相は、６００℃〜８０
０℃の範囲内の適切な温度で熱処理するとき、ソフト磁
性相であるｂｃｃ−Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、
ｆｃｃ−（ＣｏＦｅ）相またはＤ２０Ｅ３ Ｂ相を析出す
る。合金に十分量の非晶質相を形成し、これを結晶化す
ることによって十分量の微細結晶質相を得るためには、
Ｂの組成比ｔは、０．５原子％以上が必要であり、特に
３原子％以上とすることが好ましい。ただし、Ｂの組成
比ｔ（原子％）を増加させすぎると、それに伴って、得
られた硬磁性材料の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉ
ｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）が減少する傾向を示すの
で、良好な硬磁性特性を得るためには、Ｂの組成比ｔは
１０原子％以下であることが必要であり、特に９原子％
以下とすることが好ましい。
【００５７】また、本発明の硬磁性材料は、Ａｌ、Ｇ
ｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕのうちの１種または
２種以上の元素Ｘが添加されていても良く、その場合の
硬磁性材料は、下記の組成式で表すことができる。（Ｃｏ １−ｆ Ｔ ｆ ） １００−ｘ−ｙ−ｔ−ｕ Ｍ ｘ Ｓｍ ｙ
Ｂ ｔ Ｘ ｕ （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの
１種または２種以上の元素であり、Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、
Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕのうちの１種または２種
以上の元素であり、組成比を示すｆ、ｘ、ｙ、ｔ、ｕ
は、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原子％、５原子
％≦ｙ≦１６原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、
０原子％≦ｕ≦５原子％、５原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子
％である）
ｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕのうちの１種または
２種以上の元素Ｘが添加されていても良く、その場合の
硬磁性材料は、下記の組成式で表すことができる。（Ｃｏ １−ｆ Ｔ ｆ ） １００−ｘ−ｙ−ｔ−ｕ Ｍ ｘ Ｓｍ ｙ
Ｂ ｔ Ｘ ｕ （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの
１種または２種以上の元素であり、Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、
Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕのうちの１種または２種
以上の元素であり、組成比を示すｆ、ｘ、ｙ、ｔ、ｕ
は、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原子％、５原子
％≦ｙ≦１６原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、
０原子％≦ｕ≦５原子％、５原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子
％である）
【００５８】この場合の元素Ｔの組成比を示すｆは、優
れた硬磁気特性を発揮するために、０以上０．５未満が
好ましく、０．２以上０．５未満とするのがより好まし
い。上記組成式中のＳｍの組成比を示すｙ（原子％）
は、良好な硬磁気特性を得るために、５原子％以上１６
原子％以下であることが好ましく、９原子％以上１３原
子％以下であることがより好ましい。
れた硬磁気特性を発揮するために、０以上０．５未満が
好ましく、０．２以上０．５未満とするのがより好まし
い。上記組成式中のＳｍの組成比を示すｙ（原子％）
は、良好な硬磁気特性を得るために、５原子％以上１６
原子％以下であることが好ましく、９原子％以上１３原
子％以下であることがより好ましい。
【００５９】
【００６０】上記組成式中の元素Ｍの組成比を示すｘ
（原子％）は、良好な硬磁気特性を得るために、０原子
％以上４原子％以下とするのが好ましく、１原子％以上
３原子％以下とすることがより好ましい。これらの元素
Ｍのうち、特にＮｂが有効である。元素Ｍの一部若しく
は全部をＮｂで置換すると、硬磁性材料の保磁力（ｉＨ
ｃ）が比較的大きくなる。また、硬磁性材料の酸化を比
較的防ぐことが可能となる。
（原子％）は、良好な硬磁気特性を得るために、０原子
％以上４原子％以下とするのが好ましく、１原子％以上
３原子％以下とすることがより好ましい。これらの元素
Ｍのうち、特にＮｂが有効である。元素Ｍの一部若しく
は全部をＮｂで置換すると、硬磁性材料の保磁力（ｉＨ
ｃ）が比較的大きくなる。また、硬磁性材料の酸化を比
較的防ぐことが可能となる。
【００６１】また、上述のＳｍ及び元素Ｍはいずれも非
晶質相を形成し易い点では共通した性質を有する元素で
あり、これらの元素の組成比の合計量である（ｘ＋ｙ）
は、５原子％以上１６原子％以下であることが好まし
く、８原子％以上１６原子％以下であることがより好ま
しく、１０原子％以上１４原子％以下であることが更に
好ましい。組成比を示す（ｘ＋ｙ）が５原子％未満また
は８原子％未満では、非晶質相の形成が十分でないため
好ましくない。また、（ｘ＋ｙ）が１６原子％を超える
と、硬磁気特性が劣化してしまうので好ましくない。
晶質相を形成し易い点では共通した性質を有する元素で
あり、これらの元素の組成比の合計量である（ｘ＋ｙ）
は、５原子％以上１６原子％以下であることが好まし
く、８原子％以上１６原子％以下であることがより好ま
しく、１０原子％以上１４原子％以下であることが更に
好ましい。組成比を示す（ｘ＋ｙ）が５原子％未満また
は８原子％未満では、非晶質相の形成が十分でないため
好ましくない。また、（ｘ＋ｙ）が１６原子％を超える
と、硬磁気特性が劣化してしまうので好ましくない。
【００６２】上記組成式中のＢの組成比を示すｔ（原子
％）は、良好な非晶質相と微細な結晶質相を得るため
に、０．５原子％以上が必要であり、特に３原子％以上
とすることが好ましい。良好な硬磁性特性を得るために
は、Ｂの組成比ｔは１０原子％以下であることが必要で
あり、特に９原子％以下とすることが好ましい。
％）は、良好な非晶質相と微細な結晶質相を得るため
に、０．５原子％以上が必要であり、特に３原子％以上
とすることが好ましい。良好な硬磁性特性を得るために
は、Ｂの組成比ｔは１０原子％以下であることが必要で
あり、特に９原子％以下とすることが好ましい。
【００６３】上記式において、元素Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、
Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕのうちの１種または２種
以上の元素であり、これら元素Ｘは主に硬磁性材料の耐
食性を向上させる。また、この元素ＸのうちのＡｇ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、Ｃｕは、Ｆｅに固溶しないので、熱処理によ
って微細な結晶質相を析出させる際に、結晶粒の微細化
を促進する効果を有する。更にまた、この元素Ｘのうち
のＧｅ、Ｇａ、Ａｌは、微細な結晶質相と非晶質相との
混相状態であるナノ複相組織の形成を促進させる効果を
有する。元素Ｘの組成比ｕ（原子％）は、０原子％以上
５原子％以下であることが好ましく、１原子％以上３原
子％以下であることがより好ましい。ｕが５原子％を超
えると、非晶質形成能が低下し、硬磁気特性も低下する
ので好ましくない。特にＡｌは、元素Ｘの中でも最も安
価な元素であり、硬磁性材料のコストを低減させること
ができ、好ましい。
Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕのうちの１種または２種
以上の元素であり、これら元素Ｘは主に硬磁性材料の耐
食性を向上させる。また、この元素ＸのうちのＡｇ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、Ｃｕは、Ｆｅに固溶しないので、熱処理によ
って微細な結晶質相を析出させる際に、結晶粒の微細化
を促進する効果を有する。更にまた、この元素Ｘのうち
のＧｅ、Ｇａ、Ａｌは、微細な結晶質相と非晶質相との
混相状態であるナノ複相組織の形成を促進させる効果を
有する。元素Ｘの組成比ｕ（原子％）は、０原子％以上
５原子％以下であることが好ましく、１原子％以上３原
子％以下であることがより好ましい。ｕが５原子％を超
えると、非晶質形成能が低下し、硬磁気特性も低下する
ので好ましくない。特にＡｌは、元素Ｘの中でも最も安
価な元素であり、硬磁性材料のコストを低減させること
ができ、好ましい。
【００６４】また上記元素Ｘのうち、Ｃｕは除いても良
い。即ち、元素ＸをＡｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａ
ｕのうちの１種または２種以上の元素としてもよい。Ｃ
ｕは、Ｅ2Ｄ17相からなるハード磁性相をソフト磁性相
から分離して析出させるという作用があるが、一方でＣ
ｕは、非磁性材料であるため硬磁性材料の磁化を低下さ
せるためその添加量をできるだけ少なくすることが望ま
しいとされている。本発明では、液体急冷法により非晶
質薄帯を形成した後に熱処理して硬磁性材料を製造する
ことにより、Ｃｕを添加しなくても、Ｅ2Ｄ17相からな
るハード磁性相をソフト磁性相から分離して析出させる
ことができるので、元素ＸにＣｕを含めなくてもよい。
い。即ち、元素ＸをＡｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａ
ｕのうちの１種または２種以上の元素としてもよい。Ｃ
ｕは、Ｅ2Ｄ17相からなるハード磁性相をソフト磁性相
から分離して析出させるという作用があるが、一方でＣ
ｕは、非磁性材料であるため硬磁性材料の磁化を低下さ
せるためその添加量をできるだけ少なくすることが望ま
しいとされている。本発明では、液体急冷法により非晶
質薄帯を形成した後に熱処理して硬磁性材料を製造する
ことにより、Ｃｕを添加しなくても、Ｅ2Ｄ17相からな
るハード磁性相をソフト磁性相から分離して析出させる
ことができるので、元素ＸにＣｕを含めなくてもよい。
【００６５】更に、本発明の硬磁性材料を構成する前記
硬磁性合金粉末が、下記の組成の非晶質相を主相とする
急冷薄帯を熱処理して微細な結晶質組織を形成させて得
られたものであってもよい。Ｃｏ ａ Ｆｅ ｂ Ｎｂ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ 但し、５５原子％≦ａ≦６１原子％、 ２０原子％≦ｂ≦
２５原子％、０原子％≦ｘ≦４原子％、９原子％≦ｙ≦
１２原子％、３原子％≦ｔ≦９原子％、ａ＋ｂ＋ｘ＋ｙ
＋ｔ＝１００原子％、１７原子％≦ｘ＋ｙ＋ｔ≦２５原
子％である。
硬磁性合金粉末が、下記の組成の非晶質相を主相とする
急冷薄帯を熱処理して微細な結晶質組織を形成させて得
られたものであってもよい。Ｃｏ ａ Ｆｅ ｂ Ｎｂ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ 但し、５５原子％≦ａ≦６１原子％、 ２０原子％≦ｂ≦
２５原子％、０原子％≦ｘ≦４原子％、９原子％≦ｙ≦
１２原子％、３原子％≦ｔ≦９原子％、ａ＋ｂ＋ｘ＋ｙ
＋ｔ＝１００原子％、１７原子％≦ｘ＋ｙ＋ｔ≦２５原
子％である。
【００６６】この硬磁性合金粉末は、０．５〜４０Ｋ／
分の昇温速度で熱処理されることにより得られたもので
あって、保磁力（ｉＨｃ）が１ｋＯｅ以上を示し、最大
磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）が２０ｋＪｍ-3以上
を示すものである。また、熱処理温度は、８７３Ｋ（６
００℃）〜９７３Ｋ（７００℃）の範囲であることが好
ましい。上記組成の比較的大量の硬磁性合金粉末を、上
記のように比較的遅い昇温速度で加熱すると、硬磁性合
金粉末全体が均等な熱処理条件で熱処理されて、熱処理
中における硬磁性合金粉末全体の温度が均一になり、組
織中に比較的均質な粒径の微細結晶組織が析出する。こ
れにより、昇温速度が数Ｋ／秒の条件で熱処理した場合
よりも、優れた硬磁気特性を発揮させることができる。
特に、保磁力（ｉＨｃ）が１ｋＯｅ以上、最大磁気エネ
ルギー積（（ＢＨ）max）が２０ｋＪｍ-3以上と高く、
更には角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）が０．７以上のものが得
られる。
分の昇温速度で熱処理されることにより得られたもので
あって、保磁力（ｉＨｃ）が１ｋＯｅ以上を示し、最大
磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）が２０ｋＪｍ-3以上
を示すものである。また、熱処理温度は、８７３Ｋ（６
００℃）〜９７３Ｋ（７００℃）の範囲であることが好
ましい。上記組成の比較的大量の硬磁性合金粉末を、上
記のように比較的遅い昇温速度で加熱すると、硬磁性合
金粉末全体が均等な熱処理条件で熱処理されて、熱処理
中における硬磁性合金粉末全体の温度が均一になり、組
織中に比較的均質な粒径の微細結晶組織が析出する。こ
れにより、昇温速度が数Ｋ／秒の条件で熱処理した場合
よりも、優れた硬磁気特性を発揮させることができる。
特に、保磁力（ｉＨｃ）が１ｋＯｅ以上、最大磁気エネ
ルギー積（（ＢＨ）max）が２０ｋＪｍ-3以上と高く、
更には角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）が０．７以上のものが得
られる。
【００６７】また、この硬磁性合金粉末を用いて硬磁性
材料を形成する際には、硬磁性材料に等方性の磁気特性
を付与することが好ましい。係る硬磁性材料に等方性の
磁気特性を付与することにより、硬磁性材料の表面磁束
密度を均一にすることができる。
材料を形成する際には、硬磁性材料に等方性の磁気特性
を付与することが好ましい。係る硬磁性材料に等方性の
磁気特性を付与することにより、硬磁性材料の表面磁束
密度を均一にすることができる。
【００６８】この硬磁性合金粉末において、Ｆｅ及びＣ
ｏは、残留磁化（Ｉｒ）を増加させる効果がある。一方
で、Ｃｏを減らしてＦｅを増加させると保磁力（ｉＨ
ｃ）が低下する。従って、高い保磁力（ｉＨｃ）と、
０．７以上の角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）を同時に得るため
には、Ｆｅ及びＣｏの組成比を最適な範囲に限定する必
要がある。従ってＦｅの組成比を示すａは５５原子％以
上６１原子％以下であることが好ましく、Ｃｏの組成比
を示すｂは２０原子％以上２５原子％以下であることが
好ましい。
ｏは、残留磁化（Ｉｒ）を増加させる効果がある。一方
で、Ｃｏを減らしてＦｅを増加させると保磁力（ｉＨ
ｃ）が低下する。従って、高い保磁力（ｉＨｃ）と、
０．７以上の角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）を同時に得るため
には、Ｆｅ及びＣｏの組成比を最適な範囲に限定する必
要がある。従ってＦｅの組成比を示すａは５５原子％以
上６１原子％以下であることが好ましく、Ｃｏの組成比
を示すｂは２０原子％以上２５原子％以下であることが
好ましい。
【００６９】Ｓｍは、Ｃｏと同様に硬磁気特性を与える
ものであり、本発明の硬磁性材料に必須の元素である。
また、非晶質相を形成し易い元素である。ＣｏとＳｍと
を含む非晶質相は、６００℃〜８００℃の範囲内の適切
な温度で熱処理するとき、ハード磁性相である（Ｆｅ、
Ｃｏ）17Ｓｍ2相と、ソフト磁性相であるｂｃｃ−Ｆｅ
相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（ＣｏＦｅ）相
または固溶原子を含んだＣｏ20Ｓｍ3Ｂ相とを析出す
る。また、残留する非晶質相もソフト磁性相として作用
する。Ｓｍの組成比を示すｙは、９原子％以上１２原子
％以下とすることが好ましい。組成比ｙが９原子％未満
では、ハード磁性相の析出量の減少による保磁力（ｉＨ
ｃ）の低下が起こり、更に非晶質相が形成されにくいの
で好ましくない。また、組成比ｙが１２原子％を超える
と、Ｃｏ及びＦｅの濃度が相対的に減少し、残留磁化
（Ｉｒ）が低下し、それに伴って角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）が低下してしまうので好ましくない。
ものであり、本発明の硬磁性材料に必須の元素である。
また、非晶質相を形成し易い元素である。ＣｏとＳｍと
を含む非晶質相は、６００℃〜８００℃の範囲内の適切
な温度で熱処理するとき、ハード磁性相である（Ｆｅ、
Ｃｏ）17Ｓｍ2相と、ソフト磁性相であるｂｃｃ−Ｆｅ
相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（ＣｏＦｅ）相
または固溶原子を含んだＣｏ20Ｓｍ3Ｂ相とを析出す
る。また、残留する非晶質相もソフト磁性相として作用
する。Ｓｍの組成比を示すｙは、９原子％以上１２原子
％以下とすることが好ましい。組成比ｙが９原子％未満
では、ハード磁性相の析出量の減少による保磁力（ｉＨ
ｃ）の低下が起こり、更に非晶質相が形成されにくいの
で好ましくない。また、組成比ｙが１２原子％を超える
と、Ｃｏ及びＦｅの濃度が相対的に減少し、残留磁化
（Ｉｒ）が低下し、それに伴って角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）が低下してしまうので好ましくない。
【００７０】
【００７１】次にＮｂは、元素Ｍの中でも保磁力を増加
させる効果が特に大きい元素であり、ＮｂとＦｅ及びＣ
ｏを組成比を最適化することで、１ｋＯｅ以上の高い保
磁力（ｉＨｃ）が得られる。また、Ｎｂには硬磁性材料
の酸化を防止する効果もある。従ってＮｂの組成比を示
すｘは０原子％以上４原子％以下であることが好まし
い。
させる効果が特に大きい元素であり、ＮｂとＦｅ及びＣ
ｏを組成比を最適化することで、１ｋＯｅ以上の高い保
磁力（ｉＨｃ）が得られる。また、Ｎｂには硬磁性材料
の酸化を防止する効果もある。従ってＮｂの組成比を示
すｘは０原子％以上４原子％以下であることが好まし
い。
【００７２】更に上記組成式中のＢの組成比ｔは、良好
な非晶質相と微細な結晶質相を得るために、３原子％以
上とすることが好ましく、また良好な硬磁性特性を得る
ために、組成比ｔを９原子％以下とすることが好まし
い。また、上述のＳｍ、Ｎｂ及びＢはいずれも非晶質相
を形成し易い点では共通した性質を有する元素であり、
これらの元素の組成比の合計量である（ｘ＋ｙ＋ｔ）
は、１７原子％以上２５原子％以下であることが好まし
い。（ｘ＋ｙ＋ｔ）が１７原子％未満では、非晶質相の
形成が十分でないため好ましくなく、２５原子％を越え
ると硬磁気特性が劣化してしまうので好ましくない。
な非晶質相と微細な結晶質相を得るために、３原子％以
上とすることが好ましく、また良好な硬磁性特性を得る
ために、組成比ｔを９原子％以下とすることが好まし
い。また、上述のＳｍ、Ｎｂ及びＢはいずれも非晶質相
を形成し易い点では共通した性質を有する元素であり、
これらの元素の組成比の合計量である（ｘ＋ｙ＋ｔ）
は、１７原子％以上２５原子％以下であることが好まし
い。（ｘ＋ｙ＋ｔ）が１７原子％未満では、非晶質相の
形成が十分でないため好ましくなく、２５原子％を越え
ると硬磁気特性が劣化してしまうので好ましくない。
【００７３】上述の硬磁性材料は、硬磁性合金粉末が樹
脂により結着されてなるものなので、形状の自由度が高
く、しかも小型で強力な硬磁性を有する永久磁石とする
ことができる。
脂により結着されてなるものなので、形状の自由度が高
く、しかも小型で強力な硬磁性を有する永久磁石とする
ことができる。
【００７４】また、硬磁性材料を構成する硬磁性合金粉
末は、Ｃｏを主成分とし、Ｂと、Ｓｍとを含み、非晶質
相と微細な結晶質相とを有しており、微細な結晶質相と
非晶質相とからなるナノ複相組織が形成されているの
で、硬磁性材料の硬磁気特性を優れたものとすることが
できる。特に上述の組成に、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏの
うちの１種または２種以上の元素Ｍを含んだ硬磁性合金
粉末は、非晶質相の形成能を更に高めることができ、Ａ
ｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕのうちの１種または
２種以上の元素Ｘを含んだ硬磁性合金粉末は、微細組織
を最適化できるので、硬磁性材料の硬磁気特性をより優
れたものとすることができる。
末は、Ｃｏを主成分とし、Ｂと、Ｓｍとを含み、非晶質
相と微細な結晶質相とを有しており、微細な結晶質相と
非晶質相とからなるナノ複相組織が形成されているの
で、硬磁性材料の硬磁気特性を優れたものとすることが
できる。特に上述の組成に、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏの
うちの１種または２種以上の元素Ｍを含んだ硬磁性合金
粉末は、非晶質相の形成能を更に高めることができ、Ａ
ｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕのうちの１種または
２種以上の元素Ｘを含んだ硬磁性合金粉末は、微細組織
を最適化できるので、硬磁性材料の硬磁気特性をより優
れたものとすることができる。
【００７５】また、上述の硬磁性材料を構成する硬磁性
合金粉末は、組織の少なくとも５０体積％以上が平均結
晶粒径１００ｎｍ以下、好ましくは平均結晶粒径５０ｎ
ｍ以下の微細な結晶質相であり、更に、組織中にソフト
磁性相とハード磁性相との混相状態が形成されたもので
あるので、極めて高い硬磁気特性を有することができ
る。また、硬磁性材料に、ソフト磁性相とハード磁性相
の特徴を付与することができる。
合金粉末は、組織の少なくとも５０体積％以上が平均結
晶粒径１００ｎｍ以下、好ましくは平均結晶粒径５０ｎ
ｍ以下の微細な結晶質相であり、更に、組織中にソフト
磁性相とハード磁性相との混相状態が形成されたもので
あるので、極めて高い硬磁気特性を有することができ
る。また、硬磁性材料に、ソフト磁性相とハード磁性相
の特徴を付与することができる。
【００７６】更に上記の硬磁性合金粉末は、従来のＳｍ
Ｃｏ系磁石材料とは異なり、平均結晶粒径１００ｎｍ以
下の微細な結晶質相を主体として構成されているため、
粉末の粒径を小さく粉砕しても結晶粒内部に歪みが発生
することが少なく、硬磁気特性が劣化することがない。
従って、より粒径が小さな硬磁性合金粉末を硬磁性材料
の原料として用いることができ、これにより硬磁性材料
における硬磁性合金粉末の充填密度を高くできるので、
硬磁性材料の硬磁気特性を、従来のＳｍＣｏ系ボンド磁
石よりも高くできる。
Ｃｏ系磁石材料とは異なり、平均結晶粒径１００ｎｍ以
下の微細な結晶質相を主体として構成されているため、
粉末の粒径を小さく粉砕しても結晶粒内部に歪みが発生
することが少なく、硬磁気特性が劣化することがない。
従って、より粒径が小さな硬磁性合金粉末を硬磁性材料
の原料として用いることができ、これにより硬磁性材料
における硬磁性合金粉末の充填密度を高くできるので、
硬磁性材料の硬磁気特性を、従来のＳｍＣｏ系ボンド磁
石よりも高くできる。
【００７７】また、本発明の硬磁性材料は磁気異方性を
付与することができ、磁気異方性を付与された硬磁性材
料では硬磁気特性が向上するので、例えばモータ、発電
機等の用途に用いることができる。
付与することができ、磁気異方性を付与された硬磁性材
料では硬磁気特性が向上するので、例えばモータ、発電
機等の用途に用いることができる。
【００７８】また、本発明の硬磁性材料は磁気的に等方
性とすることもでき、この等方性を付与された硬磁性材
料では、硬磁気特性が異方性を付与した場合に比べて若
干低下するものの、表面磁束密度の不均一性が極めて小
さくなり、例えばこの硬磁性材料を、極めて高精度が要
求される各種センサの検知部分に用いた場合には、角度
変化等の測定対象の変化に対して極めて安定した出力が
得られるので、表面磁束密度の不均一性が小さいことを
要求する各種センサに用いることができる。
性とすることもでき、この等方性を付与された硬磁性材
料では、硬磁気特性が異方性を付与した場合に比べて若
干低下するものの、表面磁束密度の不均一性が極めて小
さくなり、例えばこの硬磁性材料を、極めて高精度が要
求される各種センサの検知部分に用いた場合には、角度
変化等の測定対象の変化に対して極めて安定した出力が
得られるので、表面磁束密度の不均一性が小さいことを
要求する各種センサに用いることができる。
【００７９】上述の硬磁性合金粉末は、下記組成式で表
されるものであるので、合金溶湯を急冷した場合には非
晶質相を主相とする合金が容易に得られ、また、これを
熱処理したものは微細な結晶質相を析出することが可能
となり、優れた硬磁気特性を発揮させることができる。
即ち、（Ｃｏ １−ｆ Ｔ ｆ ） １００−ｘ−ｙ−ｔ Ｍ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの
１種または２種以上の元素であり、０≦ｆ＜０．５、０
原子％≦ｘ≦４原子％、５原子％≦ｙ≦１６原子％、
０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、５原子％≦ｘ＋ｙ≦１
６原子％である）または、（Ｃｏ １−ｆ Ｔ ｆ ） １００−ｘ−ｙ−ｔ−ｕ Ｍ ｘ Ｓｍ ｙ
Ｂ ｔ Ｘ ｕ （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの
１種または２種以上の元素であり、Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、
Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕのうちの１種または２種
以上の元素であり、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４
原子％、５原子％≦ｙ≦１６原子％、０．５原子％≦ｔ
≦１０原子％、０原子％≦ｕ≦５原子％、５原子％≦ｘ
＋ｙ≦１６原子％である）
されるものであるので、合金溶湯を急冷した場合には非
晶質相を主相とする合金が容易に得られ、また、これを
熱処理したものは微細な結晶質相を析出することが可能
となり、優れた硬磁気特性を発揮させることができる。
即ち、（Ｃｏ １−ｆ Ｔ ｆ ） １００−ｘ−ｙ−ｔ Ｍ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの
１種または２種以上の元素であり、０≦ｆ＜０．５、０
原子％≦ｘ≦４原子％、５原子％≦ｙ≦１６原子％、
０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、５原子％≦ｘ＋ｙ≦１
６原子％である）または、（Ｃｏ １−ｆ Ｔ ｆ ） １００−ｘ−ｙ−ｔ−ｕ Ｍ ｘ Ｓｍ ｙ
Ｂ ｔ Ｘ ｕ （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの
１種または２種以上の元素であり、Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、
Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕのうちの１種または２種
以上の元素であり、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４
原子％、５原子％≦ｙ≦１６原子％、０．５原子％≦ｔ
≦１０原子％、０原子％≦ｕ≦５原子％、５原子％≦ｘ
＋ｙ≦１６原子％である）
【００８０】また、上述の組成式において、組成比を示
すｆが、０．２≦ａ＜０．５の範囲とした場合には、よ
り優れた硬磁気特性を発揮できる。更に、上述の硬磁性
材料に、Ｎｂを添加した場合には、硬磁性材料の保磁力
（ｉＨｃ）が大きくなると共に、硬磁性合金粉末の酸化
を比較的防止することができる。
すｆが、０．２≦ａ＜０．５の範囲とした場合には、よ
り優れた硬磁気特性を発揮できる。更に、上述の硬磁性
材料に、Ｎｂを添加した場合には、硬磁性材料の保磁力
（ｉＨｃ）が大きくなると共に、硬磁性合金粉末の酸化
を比較的防止することができる。
【００８１】また、上記の硬磁性合金粉末は、下記組成
式で示される非晶質相を主相とする急冷薄帯を、０．５
〜４０Ｋ／分の昇温速度で熱処理して得られたものであ
って、保磁力（ｉＨｃ）が１ｋＯｅ以上を示し、最大磁
気エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が２０ｋＪｍ−３以
上を示すものであるので、硬磁性材料の硬磁気特性をよ
り向上させることができる。Ｃｏ ａ Ｆｅ ｂ Ｎｂ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ 但し、 ５５原子％≦ａ≦６１原子％、２０原子％≦ｂ≦
２５原子％、０原子％≦ｘ≦４原子％、９原子％≦ｙ≦
１２原子％、３原子％≦ｔ≦９原子％、ａ＋ｂ＋ｘ＋ｙ
＋ｔ＝１００原子％、１７原子％≦ｘ＋ｙ＋ｔ≦２５原
子％である。
式で示される非晶質相を主相とする急冷薄帯を、０．５
〜４０Ｋ／分の昇温速度で熱処理して得られたものであ
って、保磁力（ｉＨｃ）が１ｋＯｅ以上を示し、最大磁
気エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が２０ｋＪｍ−３以
上を示すものであるので、硬磁性材料の硬磁気特性をよ
り向上させることができる。Ｃｏ ａ Ｆｅ ｂ Ｎｂ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ 但し、 ５５原子％≦ａ≦６１原子％、２０原子％≦ｂ≦
２５原子％、０原子％≦ｘ≦４原子％、９原子％≦ｙ≦
１２原子％、３原子％≦ｔ≦９原子％、ａ＋ｂ＋ｘ＋ｙ
＋ｔ＝１００原子％、１７原子％≦ｘ＋ｙ＋ｔ≦２５原
子％である。
【００８２】よって本発明の硬磁性材料は、モータ、ア
クチュエータ、ロータリーエンコーダ、磁気式センサ、
発電機、スピーカーなどの各種の装置に使用される永久
磁石として有用である。
クチュエータ、ロータリーエンコーダ、磁気式センサ、
発電機、スピーカーなどの各種の装置に使用される永久
磁石として有用である。
【００８３】次に、上述の硬磁性材料を備えてなる発電
機を図１を参照して説明する。図１には、電気駆動式の
腕時計に内蔵される発電機１１を示す。この発電機１１
は、回転軸１３と、回転軸１３に取り付けられた略円柱
体状の磁石１２と、平面視略ロ字状のヨーク１７と、ヨ
ーク１７の巻線部１８に巻回された導線１９からなるコ
イル１４（巻線）とを備えている。また、ヨーク１７に
は、磁石１２からの磁束を受けるための磁束受け部１６
が設けられている。磁束受け部１６は、磁石１２の円周
面と対向して磁石１２から離間する位置に設けられてい
る。ヨーク１７と磁束受け部１６により、磁石１２から
の磁束が印加される磁心２０が形成される。回転軸１３
には、分銅１５が取り付けられている。また、回転軸１
３は、図示しない軸受けに回転自在に取り付けられてい
る。腕時計が振動すると分銅１５が揺れて回転軸１３が
回転し、更に磁石１２も回転する。磁石１２は、上述の
硬磁性材料からなり、図２の図中１点鎖線で示すように
例えば４極に着磁されている。
機を図１を参照して説明する。図１には、電気駆動式の
腕時計に内蔵される発電機１１を示す。この発電機１１
は、回転軸１３と、回転軸１３に取り付けられた略円柱
体状の磁石１２と、平面視略ロ字状のヨーク１７と、ヨ
ーク１７の巻線部１８に巻回された導線１９からなるコ
イル１４（巻線）とを備えている。また、ヨーク１７に
は、磁石１２からの磁束を受けるための磁束受け部１６
が設けられている。磁束受け部１６は、磁石１２の円周
面と対向して磁石１２から離間する位置に設けられてい
る。ヨーク１７と磁束受け部１６により、磁石１２から
の磁束が印加される磁心２０が形成される。回転軸１３
には、分銅１５が取り付けられている。また、回転軸１
３は、図示しない軸受けに回転自在に取り付けられてい
る。腕時計が振動すると分銅１５が揺れて回転軸１３が
回転し、更に磁石１２も回転する。磁石１２は、上述の
硬磁性材料からなり、図２の図中１点鎖線で示すように
例えば４極に着磁されている。
【００８４】次に、この発電機１１の動作を説明する。
まず、分銅１５が振動することによって磁石１２が回転
し、これによって磁束受け部１６で受ける磁束の向きが
変化し、この磁束の向きの変化がヨーク１７及び巻線部
１８を介してコイル１４に印加される。コイル１４にお
いては、電磁誘導の作用によって導線１９に交流電流が
流れる。
まず、分銅１５が振動することによって磁石１２が回転
し、これによって磁束受け部１６で受ける磁束の向きが
変化し、この磁束の向きの変化がヨーク１７及び巻線部
１８を介してコイル１４に印加される。コイル１４にお
いては、電磁誘導の作用によって導線１９に交流電流が
流れる。
【００８５】図３には、別の発電機２１を示す。この発
電機２１は、回転軸２３と、回転軸２３に取り付けられ
た略円柱形状の磁石２２と、２つの固定子２４、２４と
が備えられている。固定子２４、２４は、図示しない磁
心と、この磁心に導線が巻回されてなる図示しないコイ
ル（巻線）とからなるものである。磁心は、磁石２２の
円周面と対向して磁石２２と離間する位置にある。回転
軸２３は、２つのころ軸受け２８、２８に支持されて一
対のエンドキャップ２５、２６の内側に回転自在に取り
付けられている。一対のエンドキャップ２５、２６は、
固定子２４、２４及び磁石２２を挟み込むと共に、これ
らエンドキャップ２５、２６を貫通したボルト２７、２
７とボルト２７、２７に螺合されたナット２９、２９に
より互いに固定されている。磁石２２は、前述した硬磁
性材料からなり、図４の図中１点鎖線で示すように６極
に着磁されている。
電機２１は、回転軸２３と、回転軸２３に取り付けられ
た略円柱形状の磁石２２と、２つの固定子２４、２４と
が備えられている。固定子２４、２４は、図示しない磁
心と、この磁心に導線が巻回されてなる図示しないコイ
ル（巻線）とからなるものである。磁心は、磁石２２の
円周面と対向して磁石２２と離間する位置にある。回転
軸２３は、２つのころ軸受け２８、２８に支持されて一
対のエンドキャップ２５、２６の内側に回転自在に取り
付けられている。一対のエンドキャップ２５、２６は、
固定子２４、２４及び磁石２２を挟み込むと共に、これ
らエンドキャップ２５、２６を貫通したボルト２７、２
７とボルト２７、２７に螺合されたナット２９、２９に
より互いに固定されている。磁石２２は、前述した硬磁
性材料からなり、図４の図中１点鎖線で示すように６極
に着磁されている。
【００８６】次に、この発電機２１の動作を説明する。
まず、外部の動力により回転軸２３に取り付けられた磁
石２２が回転する。磁石２２の回転によって固定子２４
の磁心に印加される磁束の向きが変化して、固定子２４
の導線に電磁誘導の作用によって交流電流が流れる。
まず、外部の動力により回転軸２３に取り付けられた磁
石２２が回転する。磁石２２の回転によって固定子２４
の磁心に印加される磁束の向きが変化して、固定子２４
の導線に電磁誘導の作用によって交流電流が流れる。
【００８７】これらの発電機１１、２１に備えられた磁
石１２、２２は、前述の硬磁性材料から構成されてお
り、この硬磁性材料は残留磁化（Ｉｒ）が大きく、発電
機１１、２１の導線（コイル）に流れる電流によって生
じる電流磁界が硬磁性材料を減磁させたとしても、なお
十分に高い磁化を維持することが可能であるので、磁石
が消磁されることなく磁心に十分な磁束を与えることが
でき、また、磁心に大きな磁束が与えられるので、より
高い電圧の電流を発生させることが可能となって高出力
な発電機１１、２１を構成することができる。
石１２、２２は、前述の硬磁性材料から構成されてお
り、この硬磁性材料は残留磁化（Ｉｒ）が大きく、発電
機１１、２１の導線（コイル）に流れる電流によって生
じる電流磁界が硬磁性材料を減磁させたとしても、なお
十分に高い磁化を維持することが可能であるので、磁石
が消磁されることなく磁心に十分な磁束を与えることが
でき、また、磁心に大きな磁束が与えられるので、より
高い電圧の電流を発生させることが可能となって高出力
な発電機１１、２１を構成することができる。
【００８８】次に、上述の硬磁性材料を備えてなるモー
タを図５及び図６を参照して説明する。図５及び図６に
示すモータは、ハイブリッド型のステッピングモータと
呼ばれるもので、このモータ３１は、電磁石の磁心であ
る固定子３２を備えるステータ３３と、ロータ３４とか
らなる。固定子３２のロータ３４側の表面には、複数の
歯状の固定子歯極３５が形成されている。固定子３２は
透磁率の高い軟磁性体から形成され、更に、導線３６が
固定子３２に巻回されており、この固定子３２と導線３
６とで電磁石を構成している。導線３６は図示しない駆
動回路に接続されている。導線３６に、駆動回路から極
性が逆向きの電流を交互に流すことにより、ロータ３４
側の表面にある固定歯極３５が、Ｎ極とＳ極とに交互に
帯磁される。
タを図５及び図６を参照して説明する。図５及び図６に
示すモータは、ハイブリッド型のステッピングモータと
呼ばれるもので、このモータ３１は、電磁石の磁心であ
る固定子３２を備えるステータ３３と、ロータ３４とか
らなる。固定子３２のロータ３４側の表面には、複数の
歯状の固定子歯極３５が形成されている。固定子３２は
透磁率の高い軟磁性体から形成され、更に、導線３６が
固定子３２に巻回されており、この固定子３２と導線３
６とで電磁石を構成している。導線３６は図示しない駆
動回路に接続されている。導線３６に、駆動回路から極
性が逆向きの電流を交互に流すことにより、ロータ３４
側の表面にある固定歯極３５が、Ｎ極とＳ極とに交互に
帯磁される。
【００８９】またロータ３４は、軸３７と、軸３７に挿
入された円柱状の磁石３８と、磁石３８の両端にはめ込
まれる２組の円柱状の回転子３９、４０とからなる。磁
石３８は、前述の硬磁性材料からなるもので、磁束の方
向が軸３７の長さ方向に平行になるように配置されてい
る。また回転子３９、４０は、透磁率の高い軟磁性体か
ら形成されており、回転子３９はＮ極に、もう１つの回
転子４０はＳ極に帯磁されている。そして、図５に示す
ように、回転子３９の固定子３２側の表面には、複数の
歯状のロータ歯極４１が形成され、回転子４０の固定子
３２側の表面には、複数の歯状のロータ歯極４２が形成
されている。
入された円柱状の磁石３８と、磁石３８の両端にはめ込
まれる２組の円柱状の回転子３９、４０とからなる。磁
石３８は、前述の硬磁性材料からなるもので、磁束の方
向が軸３７の長さ方向に平行になるように配置されてい
る。また回転子３９、４０は、透磁率の高い軟磁性体か
ら形成されており、回転子３９はＮ極に、もう１つの回
転子４０はＳ極に帯磁されている。そして、図５に示す
ように、回転子３９の固定子３２側の表面には、複数の
歯状のロータ歯極４１が形成され、回転子４０の固定子
３２側の表面には、複数の歯状のロータ歯極４２が形成
されている。
【００９０】駆動回路から導線３６に印加される電流に
よって、固定子３２の固定子歯極３５の磁極を、Ｎ極か
らＳ極に交互に変換させることにより、ロータ歯極４
１、４２との間における磁束が変化し、ロータ３４が回
転する。
よって、固定子３２の固定子歯極３５の磁極を、Ｎ極か
らＳ極に交互に変換させることにより、ロータ歯極４
１、４２との間における磁束が変化し、ロータ３４が回
転する。
【００９１】このモータ３１は、前記の硬磁性材料から
なる磁石３８を備えたロータ３４を具備してなり、この
硬磁性材料は、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）
が大きいので、モータ３１の回転トルクを高くすること
ができる。
なる磁石３８を備えたロータ３４を具備してなり、この
硬磁性材料は、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）
が大きいので、モータ３１の回転トルクを高くすること
ができる。
【００９２】
【実施例】（実験例１）Ｃｏ、Ｆｅ、Ｓｍ、Ｚｒ及びＢ
を原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下
においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置またはアー
ク放電加熱装置で溶解して、所定の組成のインゴットを
作製した。このインゴットをるつぼ内に入れて溶解し、
ノズルから回転しているロールに溶湯を吹き出して急冷
する単ロール法によって、減圧Ａｒ雰囲気下で（Ｃｏ
0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＳｍyＺｒ2Ｂ t（但し、ｙ＝６、
８、１０、１２、１４、１６、ｔ＝３、５、７、９、１
１）なる組成の急冷薄帯を得た。また、同様にして（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＳｍyＮｂ2Ｂt（但し、ｙ＝
８、１０、１２、１４、１６、ｔ＝３、５、７、９）な
る組成の急冷薄帯を得た。得られた急冷薄帯について、
Ｘ線回折分析によって薄帯の組織の状態を調査した。更
に、得られた薄帯について、ＶＳＭ（振動試料型磁力
計）を用い、１．５Ｔの印加磁場中及び真空中で室温に
おける保磁力（ｉＨｃ）を測定した。結果を図７及び図
８に示す。
を原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下
においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置またはアー
ク放電加熱装置で溶解して、所定の組成のインゴットを
作製した。このインゴットをるつぼ内に入れて溶解し、
ノズルから回転しているロールに溶湯を吹き出して急冷
する単ロール法によって、減圧Ａｒ雰囲気下で（Ｃｏ
0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＳｍyＺｒ2Ｂ t（但し、ｙ＝６、
８、１０、１２、１４、１６、ｔ＝３、５、７、９、１
１）なる組成の急冷薄帯を得た。また、同様にして（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＳｍyＮｂ2Ｂt（但し、ｙ＝
８、１０、１２、１４、１６、ｔ＝３、５、７、９）な
る組成の急冷薄帯を得た。得られた急冷薄帯について、
Ｘ線回折分析によって薄帯の組織の状態を調査した。更
に、得られた薄帯について、ＶＳＭ（振動試料型磁力
計）を用い、１．５Ｔの印加磁場中及び真空中で室温に
おける保磁力（ｉＨｃ）を測定した。結果を図７及び図
８に示す。
【００９３】図７に示すように、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）
98-y-tＳｍyＺｒ2Ｂtなる組成の急冷薄帯については、
ｙ＝８原子％以上かつｔ＝１１原子％以上、または、ｙ
＝１４原子％以上かつｔ＝３原子％以上の条件では組織
のほぼ全てが非晶質相となり、またｙ＝６原子％、３原
子％≦ｔ≦９原子％では結晶質相となり、それ以外の条
件では非晶質相と結晶質相が混合した状態となる。従っ
て、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＳｍyＺｒ2Ｂtなる組
成の急冷薄帯の場合においては、合金中のＳｍの濃度が
８原子％以上であると、合金溶湯を急冷して非晶質相を
主相とする急冷薄帯を得るには好ましいことがわかる。
これにより、Ｍ＝Ｚｒの場合、Ｓｍの濃度が８原子％以
上であれば熱処理後に均一かつ微細な結晶質相を析出さ
せることが可能となる。更に、保磁力（ｉＨｃ）につい
ては、どの薄帯についても６４〜１１４ Ｏｅ程度であ
り、熱処理を施していない急冷薄帯は、保磁力（ｉＨ
ｃ）が小さいことがわかる。
98-y-tＳｍyＺｒ2Ｂtなる組成の急冷薄帯については、
ｙ＝８原子％以上かつｔ＝１１原子％以上、または、ｙ
＝１４原子％以上かつｔ＝３原子％以上の条件では組織
のほぼ全てが非晶質相となり、またｙ＝６原子％、３原
子％≦ｔ≦９原子％では結晶質相となり、それ以外の条
件では非晶質相と結晶質相が混合した状態となる。従っ
て、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＳｍyＺｒ2Ｂtなる組
成の急冷薄帯の場合においては、合金中のＳｍの濃度が
８原子％以上であると、合金溶湯を急冷して非晶質相を
主相とする急冷薄帯を得るには好ましいことがわかる。
これにより、Ｍ＝Ｚｒの場合、Ｓｍの濃度が８原子％以
上であれば熱処理後に均一かつ微細な結晶質相を析出さ
せることが可能となる。更に、保磁力（ｉＨｃ）につい
ては、どの薄帯についても６４〜１１４ Ｏｅ程度であ
り、熱処理を施していない急冷薄帯は、保磁力（ｉＨ
ｃ）が小さいことがわかる。
【００９４】また、図８に示すように、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）98-y-tＳｍyＮｂ2Ｂtなる組成の急冷薄帯につい
ては、ｙ＝１０原子％以上かつｔ＝５原子％以上、また
は、ｙ＝１４原子％以上かつｔ＝３原子％以上の条件で
は組織のほぼ全てが非晶質相となり、それ以外の条件で
は非晶質相と結晶質相が混合した状態となる。従って、
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＳｍyＮｂ2Ｂtなる組成の
急冷薄帯の場合においては、合金溶湯を急冷して非晶質
相を主相とする急冷薄帯を得るには、合金中のＳｍの濃
度が少なくとも９原子％以上であれば良いことがわか
る。これにより、Ｍ＝Ｎｂの場合、Ｓｍの濃度が９原子
％以上であれば熱処理後に均一かつ微細な結晶質相を析
出させることが可能となる。更に、保磁力（ｉＨｃ）に
ついては、どの薄帯についても６４〜７４ Ｏｅ程度で
あり、熱処理を施していない急冷薄帯は、保磁力（ｉＨ
ｃ）が小さいことがわかる。なお、この実験例１におい
ては、薄帯状の試料のデータを示したが、この薄帯を粉
砕して粉末状とした場合であっても、同様なデータが得
られる。
0.28）98-y-tＳｍyＮｂ2Ｂtなる組成の急冷薄帯につい
ては、ｙ＝１０原子％以上かつｔ＝５原子％以上、また
は、ｙ＝１４原子％以上かつｔ＝３原子％以上の条件で
は組織のほぼ全てが非晶質相となり、それ以外の条件で
は非晶質相と結晶質相が混合した状態となる。従って、
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＳｍyＮｂ2Ｂtなる組成の
急冷薄帯の場合においては、合金溶湯を急冷して非晶質
相を主相とする急冷薄帯を得るには、合金中のＳｍの濃
度が少なくとも９原子％以上であれば良いことがわか
る。これにより、Ｍ＝Ｎｂの場合、Ｓｍの濃度が９原子
％以上であれば熱処理後に均一かつ微細な結晶質相を析
出させることが可能となる。更に、保磁力（ｉＨｃ）に
ついては、どの薄帯についても６４〜７４ Ｏｅ程度で
あり、熱処理を施していない急冷薄帯は、保磁力（ｉＨ
ｃ）が小さいことがわかる。なお、この実験例１におい
ては、薄帯状の試料のデータを示したが、この薄帯を粉
砕して粉末状とした場合であっても、同様なデータが得
られる。
【００９５】（実験例２）実験例１と同様にして、（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）83Ｓｍ10Ｎｂ2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）81Ｓｍ10Ｎｂ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ
10Ｎｂ2Ｂ9、（Ｃｏ 0.72Ｆｅ0.28）83Ｓｍ10Ｚｒ2Ｂ5、
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ10Ｚｒ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0.28）79Ｓｍ10Ｚｒ2Ｂ9、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓ
ｍ12Ｎｂ2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ
2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓｍ12Ｎｂ 2Ｂ9、（Ｃｏ
0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0.28）79Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓ
ｍ12Ｚｒ2Ｂ9、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）85Ｓｍ8Ｚｒ
2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）83Ｓｍ8Ｚｒ2Ｂ7、（Ｃｏ
0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ14Ｚｒ2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0.28）77Ｓｍ14Ｚｒ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）75Ｓ
ｍ14Ｚｒ2Ｂ9、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ
2Ｂ7、（Ｃｏ0.66Ｆｅ 0.34）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7、（Ｃｏ
0.60Ｆｅ0.40）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0.28）81Ｓｍ12Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ12
Ｎｂ2Ｂ7（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓｍ12Ｎｂ4Ｂ7、（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5、（Ｃｏ0. 66Ｆｅ
0.34）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5、（Ｃｏ0.60Ｆｅ0.40）81Ｓｍ
12Ｎｂ2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）83Ｓｍ12Ｂ5、（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ4Ｂ5、なる組成の急冷薄帯を得た。
次に、得られた急冷薄帯について、５×１０-5Ｐａ以下
の赤外線イメージ炉中で、昇温速度３Ｋ／秒で８７３Ｋ
（６００℃）〜１１７３Ｋ（９００℃）まで昇温し、約
３分間保持する条件で熱処理することにより、微細な結
晶質相を析出させた薄帯試料を得た。次に、得られた薄
帯試料について、ＶＳＭ（振動試料型磁力計）を用い、
１．５Ｔの印加磁場中及び真空中で室温における磁化
（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）
及び保磁力（ｉＨｃ）を測定した。結果を図９〜１８に
示す。
ｏ0.72Ｆｅ0.28）83Ｓｍ10Ｎｂ2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）81Ｓｍ10Ｎｂ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ
10Ｎｂ2Ｂ9、（Ｃｏ 0.72Ｆｅ0.28）83Ｓｍ10Ｚｒ2Ｂ5、
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ10Ｚｒ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0.28）79Ｓｍ10Ｚｒ2Ｂ9、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓ
ｍ12Ｎｂ2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ
2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓｍ12Ｎｂ 2Ｂ9、（Ｃｏ
0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0.28）79Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓ
ｍ12Ｚｒ2Ｂ9、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）85Ｓｍ8Ｚｒ
2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）83Ｓｍ8Ｚｒ2Ｂ7、（Ｃｏ
0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ14Ｚｒ2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0.28）77Ｓｍ14Ｚｒ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）75Ｓ
ｍ14Ｚｒ2Ｂ9、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ
2Ｂ7、（Ｃｏ0.66Ｆｅ 0.34）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7、（Ｃｏ
0.60Ｆｅ0.40）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0.28）81Ｓｍ12Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ12
Ｎｂ2Ｂ7（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓｍ12Ｎｂ4Ｂ7、（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5、（Ｃｏ0. 66Ｆｅ
0.34）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5、（Ｃｏ0.60Ｆｅ0.40）81Ｓｍ
12Ｎｂ2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）83Ｓｍ12Ｂ5、（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ4Ｂ5、なる組成の急冷薄帯を得た。
次に、得られた急冷薄帯について、５×１０-5Ｐａ以下
の赤外線イメージ炉中で、昇温速度３Ｋ／秒で８７３Ｋ
（６００℃）〜１１７３Ｋ（９００℃）まで昇温し、約
３分間保持する条件で熱処理することにより、微細な結
晶質相を析出させた薄帯試料を得た。次に、得られた薄
帯試料について、ＶＳＭ（振動試料型磁力計）を用い、
１．５Ｔの印加磁場中及び真空中で室温における磁化
（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）
及び保磁力（ｉＨｃ）を測定した。結果を図９〜１８に
示す。
【００９６】図９において、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）88-t
Ｓｍ10Ｎｂ2Ｂt（ｔ＝５、７、９）なる組成の薄帯試料
は、９２３Ｋ（６５０℃）〜１０７３Ｋ（８００℃）の
熱処理温度の範囲では、硬磁気特性に大きな変化は見ら
れず、熱処理温度依存性が見られない。一方、図１０に
おいて、図９の薄帯試料のＮｂをＺｒに置換した（Ｃｏ
0.72Ｆｅ0.28）88-tＳｍ10Ｚｒ2Ｂt（ｔ＝５、７、９）
なる組成の薄帯試料の場合には、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）が１０２３Ｋ（７５０℃）を過ぎてから次第に
低下し、また、保磁力（ｉＨｃ）は１０７３〜１１２３
Ｋで極大を示していることがわかる。更に、保磁力（ｉ
Ｈｃ）については、図９に示した（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）
88-tＳｍ10Ｎｂ2Ｂtの試料が、図１０に示すＺｒを含む
試料よりも保磁力（ｉＨｃ）が大きいことがわかる。磁
化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）については、Ｚｒを含
む試料が、Ｎｂを含む試料よりも磁化（Ｉ1.5）、残留
磁化（Ｉｒ）が高くなっている。
Ｓｍ10Ｎｂ2Ｂt（ｔ＝５、７、９）なる組成の薄帯試料
は、９２３Ｋ（６５０℃）〜１０７３Ｋ（８００℃）の
熱処理温度の範囲では、硬磁気特性に大きな変化は見ら
れず、熱処理温度依存性が見られない。一方、図１０に
おいて、図９の薄帯試料のＮｂをＺｒに置換した（Ｃｏ
0.72Ｆｅ0.28）88-tＳｍ10Ｚｒ2Ｂt（ｔ＝５、７、９）
なる組成の薄帯試料の場合には、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）が１０２３Ｋ（７５０℃）を過ぎてから次第に
低下し、また、保磁力（ｉＨｃ）は１０７３〜１１２３
Ｋで極大を示していることがわかる。更に、保磁力（ｉ
Ｈｃ）については、図９に示した（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）
88-tＳｍ10Ｎｂ2Ｂtの試料が、図１０に示すＺｒを含む
試料よりも保磁力（ｉＨｃ）が大きいことがわかる。磁
化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）については、Ｚｒを含
む試料が、Ｎｂを含む試料よりも磁化（Ｉ1.5）、残留
磁化（Ｉｒ）が高くなっている。
【００９７】次に、図１１において、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）86-tＳｍ12Ｎｂ2Ｂt（ｔ＝５、７、９）なる組成
の試料は、熱処理温度が９２３Ｋ（６５０℃）〜１０２
３Ｋ（７５０℃）の範囲において、保磁力（ｉＨｃ）が
３〜９ｋＯｅを示しており、図８に示す（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）88-tＳｍ10Ｎｂ2Ｂtのものよりも保磁力（ｉＨ
ｃ）が大きくなっていることがわかる。また、図１２に
おいて、図１１の薄帯試料のＮｂをＺｒに置換した（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）86-tＳｍ12Ｚｒ2Ｂt（ｔ＝５、７、
９）なる組成の薄帯試料の場合には、保磁力（ｉＨｃ）
はＮｂを含む試料（図１１）よりも小さいが、磁化（Ｉ
1. 5）、残留磁化（Ｉｒ）は高くなっている。
0.28）86-tＳｍ12Ｎｂ2Ｂt（ｔ＝５、７、９）なる組成
の試料は、熱処理温度が９２３Ｋ（６５０℃）〜１０２
３Ｋ（７５０℃）の範囲において、保磁力（ｉＨｃ）が
３〜９ｋＯｅを示しており、図８に示す（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）88-tＳｍ10Ｎｂ2Ｂtのものよりも保磁力（ｉＨ
ｃ）が大きくなっていることがわかる。また、図１２に
おいて、図１１の薄帯試料のＮｂをＺｒに置換した（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）86-tＳｍ12Ｚｒ2Ｂt（ｔ＝５、７、
９）なる組成の薄帯試料の場合には、保磁力（ｉＨｃ）
はＮｂを含む試料（図１１）よりも小さいが、磁化（Ｉ
1. 5）、残留磁化（Ｉｒ）は高くなっている。
【００９８】更に、図１３において、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）90-tＳｍ8Ｚｒ2Ｂt（ｔ＝５、７）なる組成の試
料は、保磁力（ｉＨｃ）が、熱処理温度１０２３Ｋ（７
５０℃）を超えて急激に増加するが、最大で２ｋＯｅと
他の組成の試料に比べてやや低くなっている。次に、図
１４において、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）84-tＳｍ14Ｚｒ2
Ｂt（ｔ＝５、７、９）なる組成の試料は、熱処理温度
が１０２３Ｋ（７５０℃）よりも高くなると、保磁力
（ｉＨｃ）、角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）が減少する傾向に
あり、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ14Ｚｒ2Ｂ5なる組成
の試料においては、熱処理温度が９２３Ｋ（６５０℃）
〜１０２３Ｋ（７５０℃）の範囲において、１０ｋＯｅ
以上の保磁力（ｉＨｃ）が得られていることがわかる。
0.28）90-tＳｍ8Ｚｒ2Ｂt（ｔ＝５、７）なる組成の試
料は、保磁力（ｉＨｃ）が、熱処理温度１０２３Ｋ（７
５０℃）を超えて急激に増加するが、最大で２ｋＯｅと
他の組成の試料に比べてやや低くなっている。次に、図
１４において、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）84-tＳｍ14Ｚｒ2
Ｂt（ｔ＝５、７、９）なる組成の試料は、熱処理温度
が１０２３Ｋ（７５０℃）よりも高くなると、保磁力
（ｉＨｃ）、角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）が減少する傾向に
あり、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ14Ｚｒ2Ｂ5なる組成
の試料においては、熱処理温度が９２３Ｋ（６５０℃）
〜１０２３Ｋ（７５０℃）の範囲において、１０ｋＯｅ
以上の保磁力（ｉＨｃ）が得られていることがわかる。
【００９９】次に、図１５において、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）83-tＳｍ12ＮｂtＢ5（ｔ＝０、２、４）なる組成
の試料は、磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比
（Ｉｒ／Ｉ1.5）ともに、熱処理温度が１０２３Ｋ（７
５０℃）を超えると急激に劣化していることがわかる。
また、Ｎｂの添加量に関する各特性の依存性について
は、ｔ＝２の組成の試料は磁化（Ｉ1.5）、残留磁化
（Ｉｒ）は劣るが、保磁力（ｉＨｃ）に関してはｔ＝４
の試料に比べて６ｋＯｅ以上と大きい値が得られた。ま
た、図１６において、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81-tＳｍ12
ＮｂtＢ7（ｔ＝０、２、４）なる組成の試料は図１５の
場合と同じ傾向を示し、熱処理温度が１０２３Ｋ（７５
０℃）を超えると各特性が劣化していることがわかる。
また、ｔ＝２の組成の試料に関しては保磁力（ｉＨｃ）
が９ｋＯｅと大きい値が得られている。
0.28）83-tＳｍ12ＮｂtＢ5（ｔ＝０、２、４）なる組成
の試料は、磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比
（Ｉｒ／Ｉ1.5）ともに、熱処理温度が１０２３Ｋ（７
５０℃）を超えると急激に劣化していることがわかる。
また、Ｎｂの添加量に関する各特性の依存性について
は、ｔ＝２の組成の試料は磁化（Ｉ1.5）、残留磁化
（Ｉｒ）は劣るが、保磁力（ｉＨｃ）に関してはｔ＝４
の試料に比べて６ｋＯｅ以上と大きい値が得られた。ま
た、図１６において、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81-tＳｍ12
ＮｂtＢ7（ｔ＝０、２、４）なる組成の試料は図１５の
場合と同じ傾向を示し、熱処理温度が１０２３Ｋ（７５
０℃）を超えると各特性が劣化していることがわかる。
また、ｔ＝２の組成の試料に関しては保磁力（ｉＨｃ）
が９ｋＯｅと大きい値が得られている。
【０１００】更に、図１７は、ＣｏとＦｅの比率と熱処
理温度による、各特性の依存性を示す図であり、（Ｃｏ
1-fＦｅf）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7（ｆ＝０．２８、０．３
４、０．４）なる組成の試料は、Ｃｏの濃度が大きくな
るにつれて磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）の値は減
少するものの、保磁力（ｉＨｃ）はｔ＝０．２８とＣｏ
の濃度が最も大きい組成の試料は、熱処理温度９７３Ｋ
（７００℃）〜１０２３Ｋ（７５０℃）において１０ｋ
Ｏｅと大きな値が得れる。更に、図１８は、図１７と同
様に（Ｃｏ1-fＦｅf）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5（ｆ＝０．２
８、０．３４、０．４）なる組成の試料のＣｏとＦｅの
比率と熱処理温度による、各特性の依存性を示す図であ
る。図１７と同様に、Ｃｏの濃度が大きくなるにつれて
磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）の値は減少するもの
の、保磁力（ｉＨｃ）はｆ＝０．２８とＣｏの濃度が最
も大きい組成の試料は、熱処理温度９２３Ｋ（６５０
℃）〜９７３Ｋ（７００℃）において７ｋＯｅとｆ＝
０．３４、０．４の組成の試料よりも大きな値が得れ
る。また、熱処理温度が１０２３Ｋ（７５０℃）より大
きくなると、特に、ｆ＝０．２８の試料において、保磁
力（ｉＨｃ）が急激に劣化していることがわかる。
理温度による、各特性の依存性を示す図であり、（Ｃｏ
1-fＦｅf）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7（ｆ＝０．２８、０．３
４、０．４）なる組成の試料は、Ｃｏの濃度が大きくな
るにつれて磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）の値は減
少するものの、保磁力（ｉＨｃ）はｔ＝０．２８とＣｏ
の濃度が最も大きい組成の試料は、熱処理温度９７３Ｋ
（７００℃）〜１０２３Ｋ（７５０℃）において１０ｋ
Ｏｅと大きな値が得れる。更に、図１８は、図１７と同
様に（Ｃｏ1-fＦｅf）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5（ｆ＝０．２
８、０．３４、０．４）なる組成の試料のＣｏとＦｅの
比率と熱処理温度による、各特性の依存性を示す図であ
る。図１７と同様に、Ｃｏの濃度が大きくなるにつれて
磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）の値は減少するもの
の、保磁力（ｉＨｃ）はｆ＝０．２８とＣｏの濃度が最
も大きい組成の試料は、熱処理温度９２３Ｋ（６５０
℃）〜９７３Ｋ（７００℃）において７ｋＯｅとｆ＝
０．３４、０．４の組成の試料よりも大きな値が得れ
る。また、熱処理温度が１０２３Ｋ（７５０℃）より大
きくなると、特に、ｆ＝０．２８の試料において、保磁
力（ｉＨｃ）が急激に劣化していることがわかる。
【０１０１】以上のように、いずれの試料も角形比（Ｉ
ｒ／Ｉ1.5）の値が０．６を超えており、ナノ複相組織
を形成した交換結合磁石であることがわかる。従って、
これらの薄帯状の試料を粉砕して得られる本発明に係る
硬磁性合金粉末は、優れた硬磁気特性を有していること
がわかる。
ｒ／Ｉ1.5）の値が０．６を超えており、ナノ複相組織
を形成した交換結合磁石であることがわかる。従って、
これらの薄帯状の試料を粉砕して得られる本発明に係る
硬磁性合金粉末は、優れた硬磁気特性を有していること
がわかる。
【０１０２】（実験例３）実験例１と同様にして、（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ9、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5なる組成の急冷薄帯を得た。次
に、得られた急冷薄帯について、昇温速度３Ｋ／秒、熱
処理温度６５０〜８５０℃、保持時間３分の条件で熱処
理して薄帯試料を得た。得られた薄帯試料の組織の状態
をＸ線回折分析によって調査した。結果を図１９、図２
０に示す。
ｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ9、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5なる組成の急冷薄帯を得た。次
に、得られた急冷薄帯について、昇温速度３Ｋ／秒、熱
処理温度６５０〜８５０℃、保持時間３分の条件で熱処
理して薄帯試料を得た。得られた薄帯試料の組織の状態
をＸ線回折分析によって調査した。結果を図１９、図２
０に示す。
【０１０３】図１９及び図２０に示すように、熱処理を
する前の急冷薄帯は、ハローなパターンとなっており、
非晶質相の単相であることが確認できる。熱処理温度６
５０℃付近から（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ2相が析出し始
め、７００℃を超えると（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相ま
たはｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相の析出が見られる。なお、
この実験例３においても、薄帯状の試料のデータを示し
たが、この薄帯を粉砕して粉末状とした場合であって
も、同様なデータが得られる。従って、本発明の硬磁性
材料を構成する硬磁性合金粉末は、熱処理によって微細
な結晶質相が析出し始め、この結晶質相は、ハード磁性
相である（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ2相と、ソフト磁性相で
ある（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相またはｂｃｃ−（Ｆｅ
Ｃｏ）相とを含んでいるので、良好な交換結合性を示す
磁石となることがわかる。なお、ソフト磁性相であるｆ
ｃｃ−（ＣｏＦｅ）相は、この回折パターンからは検出
することができなかった。析出量が少ないか、結晶の成
長が十分でないためと推定される。
する前の急冷薄帯は、ハローなパターンとなっており、
非晶質相の単相であることが確認できる。熱処理温度６
５０℃付近から（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ2相が析出し始
め、７００℃を超えると（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相ま
たはｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相の析出が見られる。なお、
この実験例３においても、薄帯状の試料のデータを示し
たが、この薄帯を粉砕して粉末状とした場合であって
も、同様なデータが得られる。従って、本発明の硬磁性
材料を構成する硬磁性合金粉末は、熱処理によって微細
な結晶質相が析出し始め、この結晶質相は、ハード磁性
相である（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ2相と、ソフト磁性相で
ある（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相またはｂｃｃ−（Ｆｅ
Ｃｏ）相とを含んでいるので、良好な交換結合性を示す
磁石となることがわかる。なお、ソフト磁性相であるｆ
ｃｃ−（ＣｏＦｅ）相は、この回折パターンからは検出
することができなかった。析出量が少ないか、結晶の成
長が十分でないためと推定される。
【０１０４】（実験例４）実験例１と同様にして、（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ9、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）79Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ
12Ｚｒ2Ｂ5、（Ｃｏ 0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5、
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0.28）77Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ9、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓ
ｍ10Ｎｂ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ10Ｎｂ2Ｂ9
なる組成の急冷薄帯を得た。次に、得られた急冷薄帯に
ついて、５×１０-5Ｐａ以下の赤外線イメージ炉中で、
昇温速度３Ｋ／秒で８７３Ｋ（６００℃）〜１１７３Ｋ
（９００℃）まで昇温し、約３分間保持する条件で熱処
理することにより、微細な結晶質相を析出させた薄帯試
料を得た。次に、得られた薄帯試料について、透過型電
子顕微鏡（ＴＥＭ）により、微細な結晶質相の平均粒径
を測定した。結果を表１に示す。
ｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ9、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）79Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ
12Ｚｒ2Ｂ5、（Ｃｏ 0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5、
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0.28）77Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ9、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓ
ｍ10Ｎｂ2Ｂ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ10Ｎｂ2Ｂ9
なる組成の急冷薄帯を得た。次に、得られた急冷薄帯に
ついて、５×１０-5Ｐａ以下の赤外線イメージ炉中で、
昇温速度３Ｋ／秒で８７３Ｋ（６００℃）〜１１７３Ｋ
（９００℃）まで昇温し、約３分間保持する条件で熱処
理することにより、微細な結晶質相を析出させた薄帯試
料を得た。次に、得られた薄帯試料について、透過型電
子顕微鏡（ＴＥＭ）により、微細な結晶質相の平均粒径
を測定した。結果を表１に示す。
【０１０５】表１から明らかなように、熱処理温度が６
００℃以上の薄帯試料では、結晶粒の平均粒径が約５０
ｎｍとなり、微細な結晶質相が析出していることがわか
る。
００℃以上の薄帯試料では、結晶粒の平均粒径が約５０
ｎｍとなり、微細な結晶質相が析出していることがわか
る。
【０１０６】
【表１】
【０１０７】（実験例５）実験例１と同様にして（Ｃｏ
1-fＦｅf）86-yＳｍ12Ｎｂ2Ｂy、（Ｃｏ0.72Ｆｅ 0.28）
88-x-yＳｍ12ＮｂxＢy、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-x-yＳ
ｍyＮｂ2Ｂx、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-x-yＳｍyＺｒ2
Ｂxなる組成の急冷薄帯を得た。次に得られた各急冷薄
帯合金について昇温速度３Ｋ／秒、熱処理温度６５０〜
８５０℃、保持時間３分の条件で熱処理を行い薄帯試料
を得た。次に得られた試料について、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｂ、
Ｓｍの濃度を種々変更して保磁力（ｉＨｃ）、残留磁化
（Ｉｒ）、１．５Ｔの印加磁化における磁化（Ｉ1.5）
を測定し、これら元素の濃度に対する各磁気特性の依存
性を測定した。得られた結果を図２１〜図１２４に示
す。
1-fＦｅf）86-yＳｍ12Ｎｂ2Ｂy、（Ｃｏ0.72Ｆｅ 0.28）
88-x-yＳｍ12ＮｂxＢy、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-x-yＳ
ｍyＮｂ2Ｂx、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-x-yＳｍyＺｒ2
Ｂxなる組成の急冷薄帯を得た。次に得られた各急冷薄
帯合金について昇温速度３Ｋ／秒、熱処理温度６５０〜
８５０℃、保持時間３分の条件で熱処理を行い薄帯試料
を得た。次に得られた試料について、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｂ、
Ｓｍの濃度を種々変更して保磁力（ｉＨｃ）、残留磁化
（Ｉｒ）、１．５Ｔの印加磁化における磁化（Ｉ1.5）
を測定し、これら元素の濃度に対する各磁気特性の依存
性を測定した。得られた結果を図２１〜図１２４に示
す。
【０１０８】図２１は、（Ｃｏ1-fＦｅf）86-yＳｍ12Ｎ
ｂ2Ｂyなる組成（ｙ＝５、７原子％）の薄帯試料につい
て、Ｆｅの濃度（ｆ）に対する各磁気特性の依存性を示
す。図２１より明らかなように、保磁力（ｉＨｃ）に関
しては、Ｂ濃度（ｙ）が５原子％の試料よりも７原子％
の試料の方が高く、残留磁化（Ｉｒ）と磁化（Ｉ1.5）
はＦｅ濃度（ｆ）が多くなると上昇する傾向がある。従
って、１００ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）と
８０ｅｍｕ／ｇ以上の高い磁化（Ｉ1.5）を保持したま
ま、１０００ Ｏｅ以上の保磁力（ｉＨｃ）を得るため
には、Ｆｅ濃度（ｆ）は少なくとも０．５以下とすると
良いことがわかる。
ｂ2Ｂyなる組成（ｙ＝５、７原子％）の薄帯試料につい
て、Ｆｅの濃度（ｆ）に対する各磁気特性の依存性を示
す。図２１より明らかなように、保磁力（ｉＨｃ）に関
しては、Ｂ濃度（ｙ）が５原子％の試料よりも７原子％
の試料の方が高く、残留磁化（Ｉｒ）と磁化（Ｉ1.5）
はＦｅ濃度（ｆ）が多くなると上昇する傾向がある。従
って、１００ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）と
８０ｅｍｕ／ｇ以上の高い磁化（Ｉ1.5）を保持したま
ま、１０００ Ｏｅ以上の保磁力（ｉＨｃ）を得るため
には、Ｆｅ濃度（ｆ）は少なくとも０．５以下とすると
良いことがわかる。
【０１０９】図２２は、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）88-x-yＳ
ｍ12ＮｂxＢyなる組成（ｙ＝５、７原子％）の薄帯試料
について、Ｎｂ濃度（ｘ）を０〜５原子％の範囲で変化
させたときの各磁気特性を示す。図２２から明らかなよ
うに、Ｂ濃度（ｙ）が５原子％及び７原子％の試料の両
方とも、Ｎｂ濃度（ｘ）が２〜４原子％の場合に、特に
高い保磁力（ｉＨｃ）を示していることがわかる。図２
２より、高い残留磁化（Ｉｒ）と高い磁化（Ｉ1.5）を
保持しつつ、１０００ Ｏｅ以上の保磁力（ｉＨｃ）を
得るためには、Ｎｂの濃度を０〜４原子％とすると良い
ことがわかる。
ｍ12ＮｂxＢyなる組成（ｙ＝５、７原子％）の薄帯試料
について、Ｎｂ濃度（ｘ）を０〜５原子％の範囲で変化
させたときの各磁気特性を示す。図２２から明らかなよ
うに、Ｂ濃度（ｙ）が５原子％及び７原子％の試料の両
方とも、Ｎｂ濃度（ｘ）が２〜４原子％の場合に、特に
高い保磁力（ｉＨｃ）を示していることがわかる。図２
２より、高い残留磁化（Ｉｒ）と高い磁化（Ｉ1.5）を
保持しつつ、１０００ Ｏｅ以上の保磁力（ｉＨｃ）を
得るためには、Ｎｂの濃度を０〜４原子％とすると良い
ことがわかる。
【０１１０】図２３は、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-x-yＳ
ｍyＮｂ2Ｂxなる組成（ｙ＝８、１０、１２原子％）の
薄帯試料について、Ｂ濃度（ｘ）を０．５〜１１原子％
の範囲で変化させたときの各磁気特性を示す。図２３か
ら明らかなように、Ｓｍ濃度（ｙ）が１２原子％の試料
では、Ｂ濃度（ｘ）を０．５〜１０原子％とすることに
より、高い残留磁化（Ｉｒ）と高い磁化（Ｉ1.5）を保
持しつつ、１０００Ｏｅよりも高い保磁力（ｉＨｃ）が
得られている。特に、Ｂ濃度（ｘ）を９原子％以下若し
くは２原子％以上とすることにより、より大きな保磁力
が得られることがわかる。
ｍyＮｂ2Ｂxなる組成（ｙ＝８、１０、１２原子％）の
薄帯試料について、Ｂ濃度（ｘ）を０．５〜１１原子％
の範囲で変化させたときの各磁気特性を示す。図２３か
ら明らかなように、Ｓｍ濃度（ｙ）が１２原子％の試料
では、Ｂ濃度（ｘ）を０．５〜１０原子％とすることに
より、高い残留磁化（Ｉｒ）と高い磁化（Ｉ1.5）を保
持しつつ、１０００Ｏｅよりも高い保磁力（ｉＨｃ）が
得られている。特に、Ｂ濃度（ｘ）を９原子％以下若し
くは２原子％以上とすることにより、より大きな保磁力
が得られることがわかる。
【０１１１】図２４は、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-x-yＳ
ｍyＺｒ2Ｂxなる組成（ｙ＝８、１０、１２、１４原子
％）の試料のＢ濃度（ｘ）を０．５〜１１原子％変化さ
せたときの各磁気特性を示す。図２４から明かなよう
に、Ｂ濃度（ｘ）が１０原子％以下の試料において、高
い残留磁化（Ｉｒ）と高い磁化（Ｉ1.5）を保持しつ
つ、１０００ Ｏｅ以上の（ｉＨｃ）を得ることができ
る。また、１０００ Ｏｅの保磁力（ｉＨｃ）を確実に
得るためには、Ｂ濃度（ｘ）を２〜１０原子％とすると
良いことがわかる。従って、これらの薄帯状の試料を粉
砕して得られる本発明に係る硬磁性合金粉末は、優れた
硬磁気特性を有していることがわかる。
ｍyＺｒ2Ｂxなる組成（ｙ＝８、１０、１２、１４原子
％）の試料のＢ濃度（ｘ）を０．５〜１１原子％変化さ
せたときの各磁気特性を示す。図２４から明かなよう
に、Ｂ濃度（ｘ）が１０原子％以下の試料において、高
い残留磁化（Ｉｒ）と高い磁化（Ｉ1.5）を保持しつ
つ、１０００ Ｏｅ以上の（ｉＨｃ）を得ることができ
る。また、１０００ Ｏｅの保磁力（ｉＨｃ）を確実に
得るためには、Ｂ濃度（ｘ）を２〜１０原子％とすると
良いことがわかる。従って、これらの薄帯状の試料を粉
砕して得られる本発明に係る硬磁性合金粉末は、優れた
硬磁気特性を有していることがわかる。
【０１１２】（実験例６）実験例１と同様にして、（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）80Ｎ
ｂ2Ｓｍ13Ｂ5なる組成の非晶質相からなる急冷薄帯を得
た。次に、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7なる
組成の急冷薄帯について、５×１０-5Ｐａ以下の赤外線
イメージ炉中で、昇温速度３Ｋ／秒、熱処理温度（Ｔ
ａ）６００℃、７００℃、８００℃、保持時間３分の条
件で熱処理することにより、微細な結晶質相が析出され
てなる薄帯試料を得た。得られた薄帯試料の組織の状態
をＸ線回折分析にて調査した。図２５に各薄帯試料のＸ
線回折パターンを示す。
ｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）80Ｎ
ｂ2Ｓｍ13Ｂ5なる組成の非晶質相からなる急冷薄帯を得
た。次に、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7なる
組成の急冷薄帯について、５×１０-5Ｐａ以下の赤外線
イメージ炉中で、昇温速度３Ｋ／秒、熱処理温度（Ｔ
ａ）６００℃、７００℃、８００℃、保持時間３分の条
件で熱処理することにより、微細な結晶質相が析出され
てなる薄帯試料を得た。得られた薄帯試料の組織の状態
をＸ線回折分析にて調査した。図２５に各薄帯試料のＸ
線回折パターンを示す。
【０１１３】図２５において、６００℃で熱処理した薄
帯試料には、（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ 2相の回折ピークが
観察される。また、熱処理温度が８００℃の場合には、
（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ2相に加えて（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓ
ｍ3Ｂ相の回折ピークも観察される。また、最適な熱処
理温度と考えられる７００℃の場合においては、ｂｃｃ
−（Ｆｅ、Ｃｏ）相の回折ピークは確認されなかった。
従って、本実験例の薄帯試料においては、少なくともハ
ード磁性相である（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ2相と少なくと
もソフト磁性相である（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相また
は残留する非晶質相との交換結合特性により、磁気特性
が決定されると考えられる。
帯試料には、（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ 2相の回折ピークが
観察される。また、熱処理温度が８００℃の場合には、
（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ2相に加えて（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓ
ｍ3Ｂ相の回折ピークも観察される。また、最適な熱処
理温度と考えられる７００℃の場合においては、ｂｃｃ
−（Ｆｅ、Ｃｏ）相の回折ピークは確認されなかった。
従って、本実験例の薄帯試料においては、少なくともハ
ード磁性相である（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ2相と少なくと
もソフト磁性相である（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相また
は残留する非晶質相との交換結合特性により、磁気特性
が決定されると考えられる。
【０１１４】次に、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｎｂ2Ｓｍ
12Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ 2Ｓｍ12Ｂ7及び
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）80Ｎｂ2Ｓｍ13Ｂ5なる組成の急冷
薄帯について、示差走査型熱量計（Differential Scann
ing Calorimeter：以下ＤＳＣと称す。）により７００
Ｋ（４２７℃）〜１１００Ｋ（８２７℃）の間のＤＳＣ
曲線を測定した。結果を図２６に示す。図２６では、各
急冷薄帯において、約８５０Ｋ〜９５０Ｋの間で２つの
発熱ピーク（図中○印）が観察される。例えば（Ｃｏ
0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7なる組成の急冷薄帯に
おいて、図２６のＤＳＣ曲線と図２５のＸ線回折パター
ンを併せて考察すると、図２６における約８７３Ｋ（６
００℃）付近の発熱ピークは主に（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ
2相が析出した際の発熱によるものと推定され、約９３
０Ｋ（６５７℃）付近の発熱ピークは主に（Ｆｅ、Ｃ
ｏ）20Ｓｍ3Ｂ相が析出した際の発熱によるものと推定
される。
12Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ 2Ｓｍ12Ｂ7及び
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）80Ｎｂ2Ｓｍ13Ｂ5なる組成の急冷
薄帯について、示差走査型熱量計（Differential Scann
ing Calorimeter：以下ＤＳＣと称す。）により７００
Ｋ（４２７℃）〜１１００Ｋ（８２７℃）の間のＤＳＣ
曲線を測定した。結果を図２６に示す。図２６では、各
急冷薄帯において、約８５０Ｋ〜９５０Ｋの間で２つの
発熱ピーク（図中○印）が観察される。例えば（Ｃｏ
0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7なる組成の急冷薄帯に
おいて、図２６のＤＳＣ曲線と図２５のＸ線回折パター
ンを併せて考察すると、図２６における約８７３Ｋ（６
００℃）付近の発熱ピークは主に（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ
2相が析出した際の発熱によるものと推定され、約９３
０Ｋ（６５７℃）付近の発熱ピークは主に（Ｆｅ、Ｃ
ｏ）20Ｓｍ3Ｂ相が析出した際の発熱によるものと推定
される。
【０１１５】図２７には、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｎｂ
2Ｓｍ12Ｂ5及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7
なる組成の急冷薄帯を、６００〜８００℃で３分間熱処
理して得られた薄帯試料の磁気特性を示す。図２７に示
すように、熱処理温度７００℃において保磁力（ｉＨ
ｃ）が極大値を示しており、保磁力（ｉＨｃ）に関して
は７００℃の熱処理温度が最適であることが判る。これ
は、図２６の結果と併せて考察すると、熱処理温度７０
０℃においてはハード磁性相である（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓ
ｍ2相が適度に析出して粒成長していることにより硬磁
気特性が良好になったためと考えられる。熱処理温度が
７００℃未満及び７００℃を越えた場合の保磁力（ｉＨ
ｃ）が低い値を示しているが、これは、７００℃未満で
は（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ2相の析出量が残留する非晶質
相（ソフト磁性相）よりも少なく充分な硬磁気特性が発
揮されないためであり、７００℃を越えると（Ｆｅ、Ｃ
ｏ）20Ｓｍ3Ｂ相からなる結晶粒が肥大化して硬磁気特
性が低下するからである。このような保磁力と熱処理温
度との関係は、特に（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ
12Ｂ7なる組成の場合に明確である。
2Ｓｍ12Ｂ5及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7
なる組成の急冷薄帯を、６００〜８００℃で３分間熱処
理して得られた薄帯試料の磁気特性を示す。図２７に示
すように、熱処理温度７００℃において保磁力（ｉＨ
ｃ）が極大値を示しており、保磁力（ｉＨｃ）に関して
は７００℃の熱処理温度が最適であることが判る。これ
は、図２６の結果と併せて考察すると、熱処理温度７０
０℃においてはハード磁性相である（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓ
ｍ2相が適度に析出して粒成長していることにより硬磁
気特性が良好になったためと考えられる。熱処理温度が
７００℃未満及び７００℃を越えた場合の保磁力（ｉＨ
ｃ）が低い値を示しているが、これは、７００℃未満で
は（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ2相の析出量が残留する非晶質
相（ソフト磁性相）よりも少なく充分な硬磁気特性が発
揮されないためであり、７００℃を越えると（Ｆｅ、Ｃ
ｏ）20Ｓｍ3Ｂ相からなる結晶粒が肥大化して硬磁気特
性が低下するからである。このような保磁力と熱処理温
度との関係は、特に（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ
12Ｂ7なる組成の場合に明確である。
【０１１６】熱処理温度と（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ2相の
結晶粒の大きさの関係については、図２５及び図２６の
結果からも推測することができる。即ち、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0. 28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7なる組成の薄帯試料において
は、上述のように６５７℃付近で発熱ピークが観察され
て（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相が析出していると推定さ
れているが（図２６）、図２５に示す熱処理温度７００
℃での回折パターンにおいては（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3
Ｂ相が観察されていない。従って、７００℃未満におい
てソフト磁性相である（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相の結
晶粒は粒径が小さく析出量も少ないと考えられる。一
方、図２５に示すように熱処理温度８００℃での回折パ
ターンにおいては、（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相の回折
ピークが多数観察されており、（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3
Ｂ相の結晶粒が肥大化して析出量も多いことが容易に推
測され、硬磁気特性の劣化の原因であると考えられる。
結晶粒の大きさの関係については、図２５及び図２６の
結果からも推測することができる。即ち、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0. 28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7なる組成の薄帯試料において
は、上述のように６５７℃付近で発熱ピークが観察され
て（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相が析出していると推定さ
れているが（図２６）、図２５に示す熱処理温度７００
℃での回折パターンにおいては（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3
Ｂ相が観察されていない。従って、７００℃未満におい
てソフト磁性相である（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相の結
晶粒は粒径が小さく析出量も少ないと考えられる。一
方、図２５に示すように熱処理温度８００℃での回折パ
ターンにおいては、（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3Ｂ相の回折
ピークが多数観察されており、（Ｆｅ、Ｃｏ）20Ｓｍ3
Ｂ相の結晶粒が肥大化して析出量も多いことが容易に推
測され、硬磁気特性の劣化の原因であると考えられる。
【０１１７】また、図２７における残留磁化（Ｉｒ）及
び角形比（Ｉｒ／Ｉｓ）は、熱処理温度の上昇と共に徐
々に低下しているもののその変化量は小さく、保磁力
（ｉＨｃ）よりも熱処理温度の影響が小さい。従って、
残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／Ｉｓ）については熱
処理温度５００℃よりも７００℃の場合がやや低いが、
７００℃において保磁力（ｉＨｃ）が最大値を示すため
に、上述の組成の薄帯試料における最適な熱処理温度は
７００℃であると考えられる。
び角形比（Ｉｒ／Ｉｓ）は、熱処理温度の上昇と共に徐
々に低下しているもののその変化量は小さく、保磁力
（ｉＨｃ）よりも熱処理温度の影響が小さい。従って、
残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／Ｉｓ）については熱
処理温度５００℃よりも７００℃の場合がやや低いが、
７００℃において保磁力（ｉＨｃ）が最大値を示すため
に、上述の組成の薄帯試料における最適な熱処理温度は
７００℃であると考えられる。
【０１１８】図２８には、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｎｂ
2Ｓｍ12Ｂ5及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7
なる組成の各急冷薄帯を７００℃で３分間熱処理して微
細結晶質相を析出させて得られた薄帯試料の磁化曲線
（ＪＨループ）を示す。図２８の磁化曲線上には、段差
等の特異な変曲点が観察されず、ハード磁性相単相から
なる磁性体と同様な磁化曲線が得られている。この原因
としては、本発明の硬磁性材料にはソフト磁性相とハー
ド磁性相が混在して存在するが、これら微細なソフト磁
性相の磁化回転が、微細なハード磁性相により磁気的に
結合されてハード磁性相に強く拘束されている結果であ
ると考えられる。こうしたハード磁性相単相からなる磁
性体と同様な磁化曲線を示す特性、すなわち交換スプリ
ング型磁石の磁気特性を有していることから、本発明の
硬磁性材料は優れた硬磁気特性を発揮するものである。
2Ｓｍ12Ｂ5及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7
なる組成の各急冷薄帯を７００℃で３分間熱処理して微
細結晶質相を析出させて得られた薄帯試料の磁化曲線
（ＪＨループ）を示す。図２８の磁化曲線上には、段差
等の特異な変曲点が観察されず、ハード磁性相単相から
なる磁性体と同様な磁化曲線が得られている。この原因
としては、本発明の硬磁性材料にはソフト磁性相とハー
ド磁性相が混在して存在するが、これら微細なソフト磁
性相の磁化回転が、微細なハード磁性相により磁気的に
結合されてハード磁性相に強く拘束されている結果であ
ると考えられる。こうしたハード磁性相単相からなる磁
性体と同様な磁化曲線を示す特性、すなわち交換スプリ
ング型磁石の磁気特性を有していることから、本発明の
硬磁性材料は優れた硬磁気特性を発揮するものである。
【０１１９】（実験例７）実験例１と同様にして、（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＮｂ2ＳｍyＢt（但し、ｙ＝１
１〜１６原子％、ｔ＝３〜９原子％である）なる組成の
急冷薄帯を得た。上記急冷薄帯について、５×１０-5Ｐ
ａ以下の赤外線イメージ炉中で、昇温速度３Ｋ／秒、熱
処理温度（Ｔａ）７００℃、保持時間３分の条件で熱処
理することにより、微細な結晶質相が析出されてなる薄
帯試料を得た。これら薄帯試料の組成と、保磁力（ｉＨ
ｃ）、残留磁化（Ｉｒ）及び最大磁気エネルギー積
（（ＢＨ）max）との関係を図２９及び図３０に示す。
ｏ0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＮｂ2ＳｍyＢt（但し、ｙ＝１
１〜１６原子％、ｔ＝３〜９原子％である）なる組成の
急冷薄帯を得た。上記急冷薄帯について、５×１０-5Ｐ
ａ以下の赤外線イメージ炉中で、昇温速度３Ｋ／秒、熱
処理温度（Ｔａ）７００℃、保持時間３分の条件で熱処
理することにより、微細な結晶質相が析出されてなる薄
帯試料を得た。これら薄帯試料の組成と、保磁力（ｉＨ
ｃ）、残留磁化（Ｉｒ）及び最大磁気エネルギー積
（（ＢＨ）max）との関係を図２９及び図３０に示す。
【０１２０】図２９に示すように、ｙ＋ｔ＝１８原子％
（ＳｍとＢの合計量）を満たす組成の場合に、６５０ｋ
Ａ／ｍ以上の高い保磁力（ｉＨｃ）が得られていること
がわかる。このようにＢを添加することにより、比較的
低いＳｍ濃度においても高い保磁力が得られることがわ
かる。また、図３０に示すように、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0.28）98-y-tＮｂ2ＳｍxＢyにおいて、少なくとも１
３原子％≦ｙ≦１５原子％、かつ３原子％≦ｔ≦７原子
％であれば、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）≧
６０ｋＪ／ｍ3を得ることができ、１１原子％≦ｙ≦１
５原子％、かつ３原子％≦ｔ≦５原子％であれば、≧７
０ｋＪ／ｍ3を得ることができ、優れた硬磁気特性を有
していることがわかる。
（ＳｍとＢの合計量）を満たす組成の場合に、６５０ｋ
Ａ／ｍ以上の高い保磁力（ｉＨｃ）が得られていること
がわかる。このようにＢを添加することにより、比較的
低いＳｍ濃度においても高い保磁力が得られることがわ
かる。また、図３０に示すように、（Ｃｏ0.72Ｆ
ｅ0.28）98-y-tＮｂ2ＳｍxＢyにおいて、少なくとも１
３原子％≦ｙ≦１５原子％、かつ３原子％≦ｔ≦７原子
％であれば、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）≧
６０ｋＪ／ｍ3を得ることができ、１１原子％≦ｙ≦１
５原子％、かつ３原子％≦ｔ≦５原子％であれば、≧７
０ｋＪ／ｍ3を得ることができ、優れた硬磁気特性を有
していることがわかる。
【０１２１】（実験例８）実験例１と同様にして、（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7なる組成の急冷薄帯
を得た。上記急冷薄帯について、５×１０-5Ｐａ以下の
赤外線イメージ炉中で、昇温速度３Ｋ／秒、熱処理温度
（Ｔａ）７００℃、保持時間３分の条件で熱処理するこ
とにより、微細な結晶質相が析出されてなる薄帯試料を
得た。この薄帯試料について、透過型電子顕微鏡（ＴＥ
Ｍ）により組織を観察した。図３１には組織のＴＥＭ写
真を示す。また、図３１に示す番号１、２、３の近傍の
原子配列の状態を電子線回折により分析した。結果を図
３２〜図３４に示す。
ｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7なる組成の急冷薄帯
を得た。上記急冷薄帯について、５×１０-5Ｐａ以下の
赤外線イメージ炉中で、昇温速度３Ｋ／秒、熱処理温度
（Ｔａ）７００℃、保持時間３分の条件で熱処理するこ
とにより、微細な結晶質相が析出されてなる薄帯試料を
得た。この薄帯試料について、透過型電子顕微鏡（ＴＥ
Ｍ）により組織を観察した。図３１には組織のＴＥＭ写
真を示す。また、図３１に示す番号１、２、３の近傍の
原子配列の状態を電子線回折により分析した。結果を図
３２〜図３４に示す。
【０１２２】図３２〜図３４に示す電子線回折の回折ス
ポットの分布形態から明らかなように、番号１及び２の
近傍は結晶質相であり、番号３近傍は非晶質相（非晶質
相３）であることが判る。また、番号１近傍の結晶質相
（結晶質相１）の結晶粒径は約６０ｎｍであり、番号２
の結晶質相（結晶質相２）の結晶粒径は約２０ｎｍであ
った。結晶質相１が結晶質相２に比較して結晶粒径が大
きいのは、結晶質相１が結晶質相２よりも先に析出した
ためと考えられる。
ポットの分布形態から明らかなように、番号１及び２の
近傍は結晶質相であり、番号３近傍は非晶質相（非晶質
相３）であることが判る。また、番号１近傍の結晶質相
（結晶質相１）の結晶粒径は約６０ｎｍであり、番号２
の結晶質相（結晶質相２）の結晶粒径は約２０ｎｍであ
った。結晶質相１が結晶質相２に比較して結晶粒径が大
きいのは、結晶質相１が結晶質相２よりも先に析出した
ためと考えられる。
【０１２３】ここで、結晶質相１、結晶質相２及び非晶
質相３における組成を、エネルギー分散型Ｘ線分析法
（ＥＤＳ：Energy Dispersive Spectrometry）により分
析した。結果を表２に示す。表２から、結晶質相１及び
２は、共にハード磁性相である（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ2
相であることがわかる。また、結晶質相１及び２と非晶
質相３とを比較すると、Ｎｂが非晶質相３に濃縮されて
いることがわかる。
質相３における組成を、エネルギー分散型Ｘ線分析法
（ＥＤＳ：Energy Dispersive Spectrometry）により分
析した。結果を表２に示す。表２から、結晶質相１及び
２は、共にハード磁性相である（Ｆｅ、Ｃｏ）17Ｓｍ2
相であることがわかる。また、結晶質相１及び２と非晶
質相３とを比較すると、Ｎｂが非晶質相３に濃縮されて
いることがわかる。
【０１２４】
【表２】
【０１２５】また、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｎｂ2Ｓｍ
12Ｂ5なる組成であること以外は上記と同様にして、薄
帯試料を得た。この薄帯試料について、透過型電子顕微
鏡（ＴＥＭ）により組織を観察した。図３５に組織のＴ
ＥＭ写真を示す。
12Ｂ5なる組成であること以外は上記と同様にして、薄
帯試料を得た。この薄帯試料について、透過型電子顕微
鏡（ＴＥＭ）により組織を観察した。図３５に組織のＴ
ＥＭ写真を示す。
【０１２６】電子線回折法により、図３５中、番号４及
び番号５を付した部分は結晶質相であり、番号６を付し
た部分は非晶質相であることが判明した。そこで、図３
５中の番号４及び番号５を付した部分について電子線回
折法により組成分析を行ったところ、番号４を付した部
分はｂｃｃ−（Ｃｏ、Ｆｅ）からなる結晶質相であり、
番号５を付した部分はＳｍ2（Ｃｏ、Ｆｅ）17からなる
結晶質相であることが判明した。
び番号５を付した部分は結晶質相であり、番号６を付し
た部分は非晶質相であることが判明した。そこで、図３
５中の番号４及び番号５を付した部分について電子線回
折法により組成分析を行ったところ、番号４を付した部
分はｂｃｃ−（Ｃｏ、Ｆｅ）からなる結晶質相であり、
番号５を付した部分はＳｍ2（Ｃｏ、Ｆｅ）17からなる
結晶質相であることが判明した。
【０１２７】以上の結果に基づいて図３５のＴＥＭ写真
の模式図を作成した。この模式図を図３６に示す。本発
明に係る薄帯試料は、Ｓｍ2（Ｃｏ、Ｆｅ）17からなる
ハード磁性相と、ｂｃｃ−（Ｃｏ、Ｆｅ）からなるソフ
ト磁性相と、非晶質相とから構成されることが明らかに
なった。
の模式図を作成した。この模式図を図３６に示す。本発
明に係る薄帯試料は、Ｓｍ2（Ｃｏ、Ｆｅ）17からなる
ハード磁性相と、ｂｃｃ−（Ｃｏ、Ｆｅ）からなるソフ
ト磁性相と、非晶質相とから構成されることが明らかに
なった。
【０１２８】（実験例９）実験例１と同様にして、（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）83-xＳｍ12ＮｂxＢ5、（Ｃｏ0. 72Ｆｅ
0.28）81-xＳｍ12ＮｂxＢ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）80-x
Ｓｍ13ＮｂxＢ7、（但し、ｘ＝０〜４原子％）なる組成
の急冷薄帯を得た。上記急冷薄帯について、５×１０-5
Ｐａ以下の赤外線イメージ炉中で、昇温速度３Ｋ／秒、
熱処理温度（Ｔａ）７００℃、保持時間３分の条件で熱
処理することにより、微細な結晶質相を析出させた薄帯
試料を得た。各薄帯試料について、Ｎｂ濃度（ｘ）と磁
気特性との関係を図３７に示す。図３７から明らかなよ
うに、Ｎｂを１〜２原子％添加することにより、硬磁気
特性が向上することがわかる。
ｏ0.72Ｆｅ0.28）83-xＳｍ12ＮｂxＢ5、（Ｃｏ0. 72Ｆｅ
0.28）81-xＳｍ12ＮｂxＢ7、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）80-x
Ｓｍ13ＮｂxＢ7、（但し、ｘ＝０〜４原子％）なる組成
の急冷薄帯を得た。上記急冷薄帯について、５×１０-5
Ｐａ以下の赤外線イメージ炉中で、昇温速度３Ｋ／秒、
熱処理温度（Ｔａ）７００℃、保持時間３分の条件で熱
処理することにより、微細な結晶質相を析出させた薄帯
試料を得た。各薄帯試料について、Ｎｂ濃度（ｘ）と磁
気特性との関係を図３７に示す。図３７から明らかなよ
うに、Ｎｂを１〜２原子％添加することにより、硬磁気
特性が向上することがわかる。
【０１２９】（実験例１０）実験例１と同様にして、非
晶質相を主相とする組織からなる種々の組成の急冷薄帯
を得、この急冷薄帯を、ローターミルを用いて大気中で
粉砕することで粉末化した。得られた粉末の中で粒径３
７〜１０５μｍのものを選別して後の工程に原料粉末と
して使用した。次に、原料粉末を、５×１０-5Ｐａ以下
の赤外線イメージ炉中で、昇温速度３Ｋ／秒、熱処理温
度（Ｔａ）７００℃、保持時間３分の条件で熱処理する
ことにより、微細な結晶質相を析出させて、硬磁性合金
粉末を得た。
晶質相を主相とする組織からなる種々の組成の急冷薄帯
を得、この急冷薄帯を、ローターミルを用いて大気中で
粉砕することで粉末化した。得られた粉末の中で粒径３
７〜１０５μｍのものを選別して後の工程に原料粉末と
して使用した。次に、原料粉末を、５×１０-5Ｐａ以下
の赤外線イメージ炉中で、昇温速度３Ｋ／秒、熱処理温
度（Ｔａ）７００℃、保持時間３分の条件で熱処理する
ことにより、微細な結晶質相を析出させて、硬磁性合金
粉末を得た。
【０１３０】得られた硬磁性合金粉末と、エポキシ系樹
脂を混合して混合物とし、この混合物を圧縮成形法及び
射出成形法により固化成形することにより、本発明に係
るバルク状の硬磁性材料を得た。
脂を混合して混合物とし、この混合物を圧縮成形法及び
射出成形法により固化成形することにより、本発明に係
るバルク状の硬磁性材料を得た。
【０１３１】圧縮成形法においては、上記の混合物を所
定の金型に充填し、これを５００〜５３０ｋｇ／ｃｍ2
の圧力で圧縮しつつ、１６０℃まで加熱して３０分保持
し、樹脂を溶融させることにより固化成形した。また、
射出成形法においては、上記の混合物を加熱して混合物
中の樹脂を溶融状態とし、これを所定の金型のキャビテ
ィに向けて射出することにより固化成形した。
定の金型に充填し、これを５００〜５３０ｋｇ／ｃｍ2
の圧力で圧縮しつつ、１６０℃まで加熱して３０分保持
し、樹脂を溶融させることにより固化成形した。また、
射出成形法においては、上記の混合物を加熱して混合物
中の樹脂を溶融状態とし、これを所定の金型のキャビテ
ィに向けて射出することにより固化成形した。
【０１３２】表３及び表４には、得られたバルク状の硬
磁性材料の成形方法、樹脂の含有率、密度及び硬磁気特
性を示す。表３及び表４の保磁力（ｉＨｃ）を見ると、
Ｎｂを含む硬磁性材料の方が、Ｚｒを含む硬磁性材料よ
りも保磁力（ｉＨｃ）が高くなっていることがわかる。
磁性材料の成形方法、樹脂の含有率、密度及び硬磁気特
性を示す。表３及び表４の保磁力（ｉＨｃ）を見ると、
Ｎｂを含む硬磁性材料の方が、Ｚｒを含む硬磁性材料よ
りも保磁力（ｉＨｃ）が高くなっていることがわかる。
【０１３３】また、表３及び表４において、成形方法と
硬磁性材料中の樹脂の含有率との関係を見ると、射出成
形法よりも圧縮成形法で得られた硬磁性材料の方が樹脂
の含有率が低くなり、硬磁性合金粉末の含有量が高くな
っていることがわかる。また、これに伴って、硬磁性材
料の密度も、射出成形法よりも圧縮成形法で得られた硬
磁性材料の方が、高い密度を示している。これは、射出
成形法の場合、混合物の流動性をある程度高くする必要
があるために樹脂量を多くする必要があるためである。
この結果だけを見ると、圧縮成形法の方が優れているよ
うに見えるが、射出成形法は、短時間で多量の成形体を
形成することが可能であるため、大量生産により適した
方法であるといえる。また、これらの成形方法によれ
ば、硬磁性材料の形状の自由度が高くなると共に欠けや
割れの発生がなく、また加工精度に優れたものとなる。
硬磁性材料中の樹脂の含有率との関係を見ると、射出成
形法よりも圧縮成形法で得られた硬磁性材料の方が樹脂
の含有率が低くなり、硬磁性合金粉末の含有量が高くな
っていることがわかる。また、これに伴って、硬磁性材
料の密度も、射出成形法よりも圧縮成形法で得られた硬
磁性材料の方が、高い密度を示している。これは、射出
成形法の場合、混合物の流動性をある程度高くする必要
があるために樹脂量を多くする必要があるためである。
この結果だけを見ると、圧縮成形法の方が優れているよ
うに見えるが、射出成形法は、短時間で多量の成形体を
形成することが可能であるため、大量生産により適した
方法であるといえる。また、これらの成形方法によれ
ば、硬磁性材料の形状の自由度が高くなると共に欠けや
割れの発生がなく、また加工精度に優れたものとなる。
【０１３４】
【表３】
【０１３５】
【表４】
【０１３６】（実験例１１）
［実施例のバルク状の硬磁性材料の製造］実験例１と同
様にして、非晶質相を主相とする組織からなる（Ｃｏ
0.72Ｆｅ0. 28）80Ｓｍ11Ｎｂ2Ｂ7なる組成の急冷薄帯を
得、この急冷薄帯を、ボールミルを用いて大気中で粉砕
することで粉末化した。得られた粉末の中で粒径５〜１
００μｍのものを選別して後の工程に原料粉末として使
用した。次に、原料粉末を、窒素ガス雰囲気の電気炉中
で、昇温速度０．１７Ｋ／秒、熱処理温度（Ｔａ）９２
３Ｋ（６５０℃）、保持時間３０分の条件で熱処理する
ことにより、微細な結晶質相を析出させて、硬磁性合金
粉末を得た。
様にして、非晶質相を主相とする組織からなる（Ｃｏ
0.72Ｆｅ0. 28）80Ｓｍ11Ｎｂ2Ｂ7なる組成の急冷薄帯を
得、この急冷薄帯を、ボールミルを用いて大気中で粉砕
することで粉末化した。得られた粉末の中で粒径５〜１
００μｍのものを選別して後の工程に原料粉末として使
用した。次に、原料粉末を、窒素ガス雰囲気の電気炉中
で、昇温速度０．１７Ｋ／秒、熱処理温度（Ｔａ）９２
３Ｋ（６５０℃）、保持時間３０分の条件で熱処理する
ことにより、微細な結晶質相を析出させて、硬磁性合金
粉末を得た。
【０１３７】得られた硬磁性合金粉末と、樹脂を混合し
て混合物とし、この混合物を圧縮成形または射出成形法
により固化成形することにより、本発明に係る等方性の
リング状の実施例のバルク状硬磁性材料を得た。なおバ
ルク状の硬磁性材料を製造する際に、樹脂との混合比率
を調整することにより、相対密度を６４．８〜７６％の
範囲としたものを得た。また比較例として、従来型の等
方性のＳｍＣｏ系磁石粉末を用い、上記の場合と同様に
して比較例のバルク状の硬磁性材料を得た。また、圧縮
成形は、相対密度が比較的高い硬磁性材料を得るために
用い、射出成形は、相対密度が比較的低い硬磁性材料を
得るために用いた。
て混合物とし、この混合物を圧縮成形または射出成形法
により固化成形することにより、本発明に係る等方性の
リング状の実施例のバルク状硬磁性材料を得た。なおバ
ルク状の硬磁性材料を製造する際に、樹脂との混合比率
を調整することにより、相対密度を６４．８〜７６％の
範囲としたものを得た。また比較例として、従来型の等
方性のＳｍＣｏ系磁石粉末を用い、上記の場合と同様に
して比較例のバルク状の硬磁性材料を得た。また、圧縮
成形は、相対密度が比較的高い硬磁性材料を得るために
用い、射出成形は、相対密度が比較的低い硬磁性材料を
得るために用いた。
【０１３８】図３８に、保磁力（ｂＨｃ）及び最大磁気
エネルギー積（（ＢＨ）max）の相対密度依存性を示
す。尚、ここでの保磁力（ｂＨｃ）は、Ｂ−Ｈ曲線から
求めたものである。実施例及び比較例の硬磁性材料は共
に、相対密度の増加にあわせて保磁力（ｂＨｃ）及び最
大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）が増加しているこ
とがわかる。これは、相対密度の増加により硬磁性合金
粉末の充填密度が高くなって、硬磁性を示す硬磁性合金
粉末の量が増加したため、硬磁気特性を示す指標である
保磁力（ｂＨｃ）及び最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）
max）が増加したものと考えられる。
エネルギー積（（ＢＨ）max）の相対密度依存性を示
す。尚、ここでの保磁力（ｂＨｃ）は、Ｂ−Ｈ曲線から
求めたものである。実施例及び比較例の硬磁性材料は共
に、相対密度の増加にあわせて保磁力（ｂＨｃ）及び最
大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）が増加しているこ
とがわかる。これは、相対密度の増加により硬磁性合金
粉末の充填密度が高くなって、硬磁性を示す硬磁性合金
粉末の量が増加したため、硬磁気特性を示す指標である
保磁力（ｂＨｃ）及び最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）
max）が増加したものと考えられる。
【０１３９】次に図３８において、実施例の硬磁性材料
と比較例の硬磁性材料とを比較すると、保磁力（ｂＨ
ｃ）に関しては顕著な差が見られない。一方、最大磁気
エネルギー積（（ＢＨ）max）については、同じ相対密
度で比較した場合に、実施例の硬磁性材料の方が、比較
例の硬磁性材料よりも高くなっていることがわかる。即
ち、実施例の硬磁性材料を構成する硬磁性合金粉末が、
比較例の硬磁性合金粉末よりも最大磁気エネルギー積
（（ＢＨ）max）について優れていることがわかる。
と比較例の硬磁性材料とを比較すると、保磁力（ｂＨ
ｃ）に関しては顕著な差が見られない。一方、最大磁気
エネルギー積（（ＢＨ）max）については、同じ相対密
度で比較した場合に、実施例の硬磁性材料の方が、比較
例の硬磁性材料よりも高くなっていることがわかる。即
ち、実施例の硬磁性材料を構成する硬磁性合金粉末が、
比較例の硬磁性合金粉末よりも最大磁気エネルギー積
（（ＢＨ）max）について優れていることがわかる。
【０１４０】次に、射出成形法により長さ１０ｍｍ、幅
５ｍｍ、厚さ３ｍｍの直方体状とすること以外は上記と
同様にして、本発明に係る（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）80Ｓｍ
11Ｎｂ2Ｂ7なる組成の小型形状部品を製造した。また、
射出成形法により長さ１０ｍｍ、幅５ｍｍ、厚さ３ｍｍ
の直方体状とすること以外は上記と同様にして、従来型
の等方性のＳｍＣｏ系磁石粉末からなる比較例の小型形
状部品を製造した。
５ｍｍ、厚さ３ｍｍの直方体状とすること以外は上記と
同様にして、本発明に係る（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）80Ｓｍ
11Ｎｂ2Ｂ7なる組成の小型形状部品を製造した。また、
射出成形法により長さ１０ｍｍ、幅５ｍｍ、厚さ３ｍｍ
の直方体状とすること以外は上記と同様にして、従来型
の等方性のＳｍＣｏ系磁石粉末からなる比較例の小型形
状部品を製造した。
【０１４１】得られた小型形状部品について相対密度を
測定したところ、本発明に係る小型形状部品の相対密度
は６４．８％であり、比較例の小型形状部品の相対密度
は５７．８％であった。
測定したところ、本発明に係る小型形状部品の相対密度
は６４．８％であり、比較例の小型形状部品の相対密度
は５７．８％であった。
【０１４２】また表５に、相対密度６４．８％の本発明
の小型形状部品と、相対密度５７．８％の比較例の小型
形状部品の各種磁気特性を示す。表５から明らかなよう
に、本発明の小型形状部品については、相対密度がやや
高いために硬磁気特性、特に最大磁気エネルギー積
（（ＢＨ）max）が高くなっている。よって、本発明の
硬磁性材料粉末を用いることにより、等方性で最大磁気
エネルギー積（ＢＨ）maxが高いボンド磁石が得られ
る。
の小型形状部品と、相対密度５７．８％の比較例の小型
形状部品の各種磁気特性を示す。表５から明らかなよう
に、本発明の小型形状部品については、相対密度がやや
高いために硬磁気特性、特に最大磁気エネルギー積
（（ＢＨ）max）が高くなっている。よって、本発明の
硬磁性材料粉末を用いることにより、等方性で最大磁気
エネルギー積（ＢＨ）maxが高いボンド磁石が得られ
る。
【０１４３】このように、相対密度並びに（ＢＨ）max
が高いボンド磁石が得られたのは、本発明に係る硬磁性
合金粉末が、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶
質相と非晶質相とからなるために、合金粉末を細かく粉
砕しても結晶粒内に歪みが生じることがなく、細かい粉
末を得ることができ、これを用いて射出成形したことに
より粉末の充填密度を高めることができたためである。
が高いボンド磁石が得られたのは、本発明に係る硬磁性
合金粉末が、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶
質相と非晶質相とからなるために、合金粉末を細かく粉
砕しても結晶粒内に歪みが生じることがなく、細かい粉
末を得ることができ、これを用いて射出成形したことに
より粉末の充填密度を高めることができたためである。
【０１４４】
【表５】
【０１４５】（実験例１２）
［硬磁性材料の温度特性］組成が（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）
79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7であること以外は、実験例１１と同様
にして、粒径５〜１００μｍの原料粉末を得た。次に、
この原料粉末を、窒素ガス雰囲気中、昇温速度０．１７
Ｋ／秒、熱処理温度（Ｔａ）９２３Ｋ（６５０℃）、保
持時間３０分の条件で熱処理することにより、微細な結
晶質相を析出させて、硬磁性合金粉末を得た。
79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7であること以外は、実験例１１と同様
にして、粒径５〜１００μｍの原料粉末を得た。次に、
この原料粉末を、窒素ガス雰囲気中、昇温速度０．１７
Ｋ／秒、熱処理温度（Ｔａ）９２３Ｋ（６５０℃）、保
持時間３０分の条件で熱処理することにより、微細な結
晶質相を析出させて、硬磁性合金粉末を得た。
【０１４６】得られた硬磁性合金粉末と、樹脂を混合し
て混合物とし、この混合物を圧縮成形法により固化成形
することにより、本発明に係る実施例の等方性のバルク
体を得た。このバルク体の形状は、５ｍｍ×５ｍｍ×５
ｍｍの直方体であり、相対密度は９０％であった。また
比較例として、従来型の等方性のＳｍＣｏ系磁石粉末を
用い、上記の場合と同様にして比較例の異方性のバルク
体を得た。
て混合物とし、この混合物を圧縮成形法により固化成形
することにより、本発明に係る実施例の等方性のバルク
体を得た。このバルク体の形状は、５ｍｍ×５ｍｍ×５
ｍｍの直方体であり、相対密度は９０％であった。また
比較例として、従来型の等方性のＳｍＣｏ系磁石粉末を
用い、上記の場合と同様にして比較例の異方性のバルク
体を得た。
【０１４７】得られたバルク体について、２９３〜４２
３Ｋ（２０〜１５０℃）の温度で３０分間保持し、バル
ク体自体の温度が周囲の温度と同等になったときに、ガ
ウスメータにより磁化を測定し、磁化減少率を求めた。
ここでの磁化減少率は、温度２９３Ｋ（２０℃）の時の
磁化を基準としたときの減少率である。図３９に、磁化
減少率と温度との関係を示す。図３９から明らかなよう
に、実施例のバルク体は、比較例の従来のバルク体と同
等の磁化減少率を示しており、従来のＳｍＣｏ磁石と同
等の温度特性を有していることがわかる。従って、本発
明によれば、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）が
高く、温度特性に優れた硬磁性材料が得られることがわ
かる。
３Ｋ（２０〜１５０℃）の温度で３０分間保持し、バル
ク体自体の温度が周囲の温度と同等になったときに、ガ
ウスメータにより磁化を測定し、磁化減少率を求めた。
ここでの磁化減少率は、温度２９３Ｋ（２０℃）の時の
磁化を基準としたときの減少率である。図３９に、磁化
減少率と温度との関係を示す。図３９から明らかなよう
に、実施例のバルク体は、比較例の従来のバルク体と同
等の磁化減少率を示しており、従来のＳｍＣｏ磁石と同
等の温度特性を有していることがわかる。従って、本発
明によれば、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）が
高く、温度特性に優れた硬磁性材料が得られることがわ
かる。
【０１４８】（実験例１３）Ｃｏ、Ｆｅ、Ｓｍ、Ｎｂ及
びＢを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲
気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置または
アーク放電加熱装置で溶解して、所定の組成のインゴッ
トを作製した。このインゴットをるつぼ内に入れて溶解
し、ノズルから回転しているロールに溶湯を吹き出して
急冷する単ロール法によって、所定の組成の急冷薄帯を
得た。この急冷薄帯を、０．５、１、３、１０Ｋ／分の
昇温速度で９２３Ｋ（６５０℃）の熱処理温度までそれ
ぞれ加熱し、５分間保持する条件で熱処理を行った。こ
のようにして、No.１〜No.１７の硬磁性合金薄帯を製造
した。
びＢを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲
気下においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置または
アーク放電加熱装置で溶解して、所定の組成のインゴッ
トを作製した。このインゴットをるつぼ内に入れて溶解
し、ノズルから回転しているロールに溶湯を吹き出して
急冷する単ロール法によって、所定の組成の急冷薄帯を
得た。この急冷薄帯を、０．５、１、３、１０Ｋ／分の
昇温速度で９２３Ｋ（６５０℃）の熱処理温度までそれ
ぞれ加熱し、５分間保持する条件で熱処理を行った。こ
のようにして、No.１〜No.１７の硬磁性合金薄帯を製造
した。
【０１４９】なお、No.１〜No.１０の硬磁性合金薄帯の
組成は、特に比較的遅い昇温速度で熱処理した場合に優
れた硬磁気特性を発揮しうる本発明に係る硬磁性合金粉
末の組成であり、ＣｏaＦｅbＮｂxＳｍyＲzＢtの組成式
で表されるものである。ただし、５５原子％≦ａ≦６１
原子％、２０原子％≦ｂ≦２５原子％、０原子％≦ｘ≦
４原子％、９原子％≦ｙ≦１２原子％、ｚ＝０原子％、
３原子％≦ｔ≦９原子％、１７原子％≦ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｔ
≦２５原子％である。
組成は、特に比較的遅い昇温速度で熱処理した場合に優
れた硬磁気特性を発揮しうる本発明に係る硬磁性合金粉
末の組成であり、ＣｏaＦｅbＮｂxＳｍyＲzＢtの組成式
で表されるものである。ただし、５５原子％≦ａ≦６１
原子％、２０原子％≦ｂ≦２５原子％、０原子％≦ｘ≦
４原子％、９原子％≦ｙ≦１２原子％、ｚ＝０原子％、
３原子％≦ｔ≦９原子％、１７原子％≦ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｔ
≦２５原子％である。
【０１５０】得られた硬磁性合金薄帯について、ＶＳＭ
（振動試料型磁力計）を用い、残留磁化（Ｉｒ）、保磁
力（ｉＨｃ）及び最大磁気エネルギー積（（Ｂ
Ｈ）max）を測定した。結果を表６〜表９に示す。
（振動試料型磁力計）を用い、残留磁化（Ｉｒ）、保磁
力（ｉＨｃ）及び最大磁気エネルギー積（（Ｂ
Ｈ）max）を測定した。結果を表６〜表９に示す。
【０１５１】
【表６】
【０１５２】
【表７】
【０１５３】
【表８】
【０１５４】
【表９】
【０１５５】表６〜表９に示すように、No.１〜No.１０
の硬磁性合金薄帯は、０．５〜１０Ｋ／分の比較的遅い
昇温速度で熱処理されても、１ｋＯｅ以上の保磁力（ｉ
Ｈｃ）と、２０ｋＪｍ-3以上の最大磁気エネルギー積
（（ＢＨ）max）を示すことがわかる。また残留磁化
（Ｉｒ）についても、５０emug-1以上の高い値を示して
いる。従って、本発明に係るＣｏaＦｅbＮｂxＳｍyＲz
Ｂtなる組成の急冷薄帯が、１０Ｋ／分以下の低い昇温
速度で熱処理されても、優れた硬磁気特性を示すことが
明らかになった。
の硬磁性合金薄帯は、０．５〜１０Ｋ／分の比較的遅い
昇温速度で熱処理されても、１ｋＯｅ以上の保磁力（ｉ
Ｈｃ）と、２０ｋＪｍ-3以上の最大磁気エネルギー積
（（ＢＨ）max）を示すことがわかる。また残留磁化
（Ｉｒ）についても、５０emug-1以上の高い値を示して
いる。従って、本発明に係るＣｏaＦｅbＮｂxＳｍyＲz
Ｂtなる組成の急冷薄帯が、１０Ｋ／分以下の低い昇温
速度で熱処理されても、優れた硬磁気特性を示すことが
明らかになった。
【０１５６】一般的に、大量の原材料を熱処理する場合
には、比較的遅い昇温速度で熱処理した方が、原材料全
体を均一な温度で熱処理できるとされている。このこと
から、上記組成の硬磁性材料を製造する場合において、
１０Ｋ／分以下の比較的低い昇温速度で大量の原材料を
熱処理することにより、硬磁気特性が劣化することな
く、しかも均一な硬磁気特性を示す硬磁性材料を大量に
製造することができる。
には、比較的遅い昇温速度で熱処理した方が、原材料全
体を均一な温度で熱処理できるとされている。このこと
から、上記組成の硬磁性材料を製造する場合において、
１０Ｋ／分以下の比較的低い昇温速度で大量の原材料を
熱処理することにより、硬磁気特性が劣化することな
く、しかも均一な硬磁気特性を示す硬磁性材料を大量に
製造することができる。
【０１５７】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明の
硬磁性材料は、Ｃｏを主成分とし、元素Ｑと、Ｓｍとを
含み、かつ微細な結晶質相と非晶質相からなる硬磁性合
金粉末と、樹脂とが混合されて固化成形されてなるもの
であり、硬磁性合金粉末が樹脂により結着されているの
で、形状の自由度が高く、しかも小型で強力な硬磁性を
有する永久磁石とすることができる。
硬磁性材料は、Ｃｏを主成分とし、元素Ｑと、Ｓｍとを
含み、かつ微細な結晶質相と非晶質相からなる硬磁性合
金粉末と、樹脂とが混合されて固化成形されてなるもの
であり、硬磁性合金粉末が樹脂により結着されているの
で、形状の自由度が高く、しかも小型で強力な硬磁性を
有する永久磁石とすることができる。
【０１５８】また、上述の組成に、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、
Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種または２種以上
の元素Ｍと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃ
ｕのうちの１種または２種以上の元素Ｘとのうちの少な
くとも１種以上の元素を含んだ硬磁性合金粉末からなる
硬磁性材料は、非晶質相の形成能を更に高めることがで
きるので、より優れた硬磁気特性を発揮できる。
Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種または２種以上
の元素Ｍと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃ
ｕのうちの１種または２種以上の元素Ｘとのうちの少な
くとも１種以上の元素を含んだ硬磁性合金粉末からなる
硬磁性材料は、非晶質相の形成能を更に高めることがで
きるので、より優れた硬磁気特性を発揮できる。
【０１５９】また本発明の硬磁性材料を構成する硬磁性
合金粉末は、組織の少なくとも５０体積％以上が平均結
晶粒径１００ｎｍ以下、好ましくは平均結晶粒径５０ｎ
ｍ以下の微細な結晶質相であり、更に、組織中に少なく
ともｂｃｃ−Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ
−（ＣｏＦｅ）相、固溶原子を含んだＤ20Ｅ3Ｑ相また
は残留する非晶質相のうちの少なくとも一相を含むソフ
ト磁性相と、少なくとも固溶原子を含んだＥ2Ｄ17相を
含むハード磁性相との混相状態が形成されたものである
ので、硬磁性材料の硬磁気特性を優れたものとすること
ができる。また、硬磁性材料に、ソフト磁性相とハード
磁性相とのそれぞれのの特性を付与することができる。
合金粉末は、組織の少なくとも５０体積％以上が平均結
晶粒径１００ｎｍ以下、好ましくは平均結晶粒径５０ｎ
ｍ以下の微細な結晶質相であり、更に、組織中に少なく
ともｂｃｃ−Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ
−（ＣｏＦｅ）相、固溶原子を含んだＤ20Ｅ3Ｑ相また
は残留する非晶質相のうちの少なくとも一相を含むソフ
ト磁性相と、少なくとも固溶原子を含んだＥ2Ｄ17相を
含むハード磁性相との混相状態が形成されたものである
ので、硬磁性材料の硬磁気特性を優れたものとすること
ができる。また、硬磁性材料に、ソフト磁性相とハード
磁性相とのそれぞれのの特性を付与することができる。
【０１６０】更に上記の硬磁性合金粉末は、従来のＳｍ
Ｃｏ系磁石材料とは異なり、平均結晶粒径１００ｎｍ以
下の微細な結晶質相を主体として構成されているため、
細かく粉砕しても結晶粒内に歪みは発生しにくく、粉末
粒径を小さくしても硬磁気特性が劣化することがない。
従って、より粒径が小さな硬磁性合金粉末を硬磁性材料
の原料として用いることができ、これにより硬磁性材料
における硬磁性合金粉末の充填密度を高くできるので、
硬磁性材料の硬磁気特性を、従来のＳｍＣｏ系ボンド磁
石よりも高くできる。
Ｃｏ系磁石材料とは異なり、平均結晶粒径１００ｎｍ以
下の微細な結晶質相を主体として構成されているため、
細かく粉砕しても結晶粒内に歪みは発生しにくく、粉末
粒径を小さくしても硬磁気特性が劣化することがない。
従って、より粒径が小さな硬磁性合金粉末を硬磁性材料
の原料として用いることができ、これにより硬磁性材料
における硬磁性合金粉末の充填密度を高くできるので、
硬磁性材料の硬磁気特性を、従来のＳｍＣｏ系ボンド磁
石よりも高くできる。
【０１６１】また、本発明の硬磁性材料は磁気異方性を
付与することができ、磁気異方性を付与された硬磁性材
料では硬磁気特性が向上するので、例えばモーター等の
用途に用いることができる。
付与することができ、磁気異方性を付与された硬磁性材
料では硬磁気特性が向上するので、例えばモーター等の
用途に用いることができる。
【０１６２】また、本発明の硬磁性材料は磁気的に等方
性とすることもでき、この等方性を付与された硬磁性材
料では、硬磁気特性が異方性を付与した場合に比べて若
干低下するものの、表面磁束密度のばらつきが極めて小
さくなり、例えばこの硬磁性材料を、極めて高精度が要
求される各種センサの検知部分に用いた場合には、角度
変化等の測定対象の変化に対して極めて安定した出力が
得られるので、表面磁束密度のばらつきが小さいことを
要求する各種センサに用いることができる。また、本発
明の硬磁性材料によれば、従来のＳｍＣｏ磁石と同等の
温度特性を有するので、作動温度が高い各種磁気応用製
品に用いることができる。
性とすることもでき、この等方性を付与された硬磁性材
料では、硬磁気特性が異方性を付与した場合に比べて若
干低下するものの、表面磁束密度のばらつきが極めて小
さくなり、例えばこの硬磁性材料を、極めて高精度が要
求される各種センサの検知部分に用いた場合には、角度
変化等の測定対象の変化に対して極めて安定した出力が
得られるので、表面磁束密度のばらつきが小さいことを
要求する各種センサに用いることができる。また、本発
明の硬磁性材料によれば、従来のＳｍＣｏ磁石と同等の
温度特性を有するので、作動温度が高い各種磁気応用製
品に用いることができる。
【０１６３】本発明の硬磁性材料は、下記組成式で表さ
れるものであるので、合金溶湯を急冷した場合には非晶
質相を主相とする合金が容易に得られ、また、これを熱
処理したものは微細な結晶質相を析出することが可能と
なり、優れた硬磁気特性を発揮させることができる。即
ち、（Ｃｏ １−ｆ Ｔ ｆ ） １００−ｘ−ｙ−ｔ Ｍ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種または２種以上の元素であ
り、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原子％、５原子
％≦ｙ≦１６原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、
５原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％である）または、 （Ｃｏ１−ｆＴｆ）１００−ｘ−ｙ−ｔ−ｕＭｘＳｍｙ
ＢｔＸｕ （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種または２種以上の元素であ
り、Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕ
のうちの１種または２種以上の元素であり、０≦ｆ＜
０．５、０原子％≦ｘ≦４原子％、５原子％≦ｙ≦１６
原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、０原子％≦ｕ
≦５原子％、５原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％である）
れるものであるので、合金溶湯を急冷した場合には非晶
質相を主相とする合金が容易に得られ、また、これを熱
処理したものは微細な結晶質相を析出することが可能と
なり、優れた硬磁気特性を発揮させることができる。即
ち、（Ｃｏ １−ｆ Ｔ ｆ ） １００−ｘ−ｙ−ｔ Ｍ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種または２種以上の元素であ
り、０≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原子％、５原子
％≦ｙ≦１６原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、
５原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％である）または、 （Ｃｏ１−ｆＴｆ）１００−ｘ−ｙ−ｔ−ｕＭｘＳｍｙ
ＢｔＸｕ （但し、Ｔは、Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種以上
の元素であり、Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種または２種以上の元素であ
り、Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕ
のうちの１種または２種以上の元素であり、０≦ｆ＜
０．５、０原子％≦ｘ≦４原子％、５原子％≦ｙ≦１６
原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、０原子％≦ｕ
≦５原子％、５原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％である）
【０１６４】また、上述の組成式において、組成比を示
すｆが、０．２≦ｆ＜０．５の範囲とした場合には、よ
り優れた硬磁気特性を発揮できる。更に、本発明の硬磁
性材料に、Ｎｂを添加した場合には、硬磁性材料の保磁
力（ｉＨｃ）を大きくすることができる。
すｆが、０．２≦ｆ＜０．５の範囲とした場合には、よ
り優れた硬磁気特性を発揮できる。更に、本発明の硬磁
性材料に、Ｎｂを添加した場合には、硬磁性材料の保磁
力（ｉＨｃ）を大きくすることができる。
【０１６５】また、本発明の硬磁性材料を構成する硬磁
性合金粉末は、液体急冷法により製造されるので、非晶
質相を主相とする合金を得ることができ、またこれを熱
処理することで微細な結晶質相を析出させることができ
るので、微細な結晶質相と残留する非晶質相とからなる
ナノ複相組織を容易に形成することができ、硬磁性材料
の硬磁気特性を優れたものとすることができる。
性合金粉末は、液体急冷法により製造されるので、非晶
質相を主相とする合金を得ることができ、またこれを熱
処理することで微細な結晶質相を析出させることができ
るので、微細な結晶質相と残留する非晶質相とからなる
ナノ複相組織を容易に形成することができ、硬磁性材料
の硬磁気特性を優れたものとすることができる。
【０１６６】また、本発明の硬磁性合金粉末は、下記組
成式で示される非晶質相を主相とする急冷薄帯を、０．
５〜４０Ｋ／分の昇温速度で熱処理して得られたもので
あって、保磁力（ｉＨｃ）が１ｋＯｅ以上を示し、最大
磁気エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が２０ｋＪｍ−３
以上を示すものであるので、硬磁性材料の硬磁気特性を
より向上させることができる。Ｃｏ ａ Ｆｅ ｂ Ｎｂ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ 但し、５５原子％≦ａ≦６１原子％、２０原子％≦ｂ≦
２５原子％、０原子％≦ｘ≦４原子％、９原子％≦ｙ≦
１２原子％、３原子％≦ｔ≦９原子％、ａ＋ｂ＋ｘ＋ｙ
＋ｔ＝１００原子％、１７原子％≦ｘ＋ｙ＋ｔ≦２５原
子％である。
成式で示される非晶質相を主相とする急冷薄帯を、０．
５〜４０Ｋ／分の昇温速度で熱処理して得られたもので
あって、保磁力（ｉＨｃ）が１ｋＯｅ以上を示し、最大
磁気エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が２０ｋＪｍ−３
以上を示すものであるので、硬磁性材料の硬磁気特性を
より向上させることができる。Ｃｏ ａ Ｆｅ ｂ Ｎｂ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ 但し、５５原子％≦ａ≦６１原子％、２０原子％≦ｂ≦
２５原子％、０原子％≦ｘ≦４原子％、９原子％≦ｙ≦
１２原子％、３原子％≦ｔ≦９原子％、ａ＋ｂ＋ｘ＋ｙ
＋ｔ＝１００原子％、１７原子％≦ｘ＋ｙ＋ｔ≦２５原
子％である。
【０１６７】また、樹脂に代えて、金属材料を用いて固
化成形することにより、硬磁性材料自体の強度を高くす
ることができる。
化成形することにより、硬磁性材料自体の強度を高くす
ることができる。
【０１６８】また、本発明の硬磁性材料は、硬磁性合金
粉末を５０体積％以上、より好ましくは６０体積％以上
含むので、優れた硬磁気特性を発現させることができ
る。また、硬磁性合金粉末と樹脂を圧縮成形法により固
化成形することにより、硬磁性合金粉末の含有率を高く
することができ、硬磁性材料の硬磁気特性をより優れた
ものとすることができる。更に、硬磁性合金粉末と樹脂
を射出成形法により固化成形することにより、短時間で
多量の成形体を得ることができる。
粉末を５０体積％以上、より好ましくは６０体積％以上
含むので、優れた硬磁気特性を発現させることができ
る。また、硬磁性合金粉末と樹脂を圧縮成形法により固
化成形することにより、硬磁性合金粉末の含有率を高く
することができ、硬磁性材料の硬磁気特性をより優れた
ものとすることができる。更に、硬磁性合金粉末と樹脂
を射出成形法により固化成形することにより、短時間で
多量の成形体を得ることができる。
【０１６９】本発明の硬磁性材料は、優れた硬磁気特性
を有するので、磁気式センサ、発電機、モータ、アクチ
ュエータ、ロータリーエンコーダ、スピーカ等に好適に
用いることができる。
を有するので、磁気式センサ、発電機、モータ、アクチ
ュエータ、ロータリーエンコーダ、スピーカ等に好適に
用いることができる。
【図１】 本発明の実施の形態である発電機を示す正
面図である。
面図である。
【図２】 図１に示す発電機の磁石を示す斜視図であ
る。
る。
【図３】 本発明の実施の形態である別の発電機を示
す正面断面図である。
す正面断面図である。
【図４】 図３に示す発電機の磁石を示す斜視図であ
る。
る。
【図５】 本発明の実施の形態であるモータを示す斜
視断面図である。
視断面図である。
【図６】 図５に示すモータのロータを示す平面断面
図である。
図である。
【図７】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＳｍyＺｒ2Ｂt
（但し、ｙ＝６、８、１０、１２、１４、１６、ｔ＝
３、５、７、９、１１）なる組成の急冷薄帯の組織の状
態及び保磁力（ｉＨｃ）を示す図である。
（但し、ｙ＝６、８、１０、１２、１４、１６、ｔ＝
３、５、７、９、１１）なる組成の急冷薄帯の組織の状
態及び保磁力（ｉＨｃ）を示す図である。
【図８】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＳｍyＮｂ2Ｂt
（但し、ｙ＝８、１０、１２、１４、１６、ｔ＝３、
５、７、９）なる組成の急冷薄帯の組織の状態及び保磁
力（ｉＨｃ）を示す図である。
（但し、ｙ＝８、１０、１２、１４、１６、ｔ＝３、
５、７、９）なる組成の急冷薄帯の組織の状態及び保磁
力（ｉＨｃ）を示す図である。
【図９】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）83Ｓｍ10Ｎｂ2Ｂ5、
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ10Ｎｂ2Ｂ7及び（Ｃｏ0.72
Ｆｅ0.28）79Ｓｍ10Ｎｂ2Ｂ9なる組成の薄帯試料の磁化
（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ10Ｎｂ2Ｂ7及び（Ｃｏ0.72
Ｆｅ0.28）79Ｓｍ10Ｎｂ2Ｂ9なる組成の薄帯試料の磁化
（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
【図１０】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）83Ｓｍ10Ｚｒ
2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.2 8）81Ｓｍ10Ｚｒ2Ｂ7及び（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ10Ｚｒ2Ｂ9なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.2 8）81Ｓｍ10Ｚｒ2Ｂ7及び（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ10Ｚｒ2Ｂ9なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
【図１１】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｎｂ
2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.2 8）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7及び（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ9なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.2 8）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7及び（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ9なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
【図１２】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｚｒ
2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.2 8）79Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ7及び（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ9なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.2 8）79Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ7及び（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ9なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
【図１３】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）85Ｓｍ8Ｚｒ2Ｂ5、
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）83Ｓｍ8Ｚｒ2Ｂ7なる組成の薄帯
試料の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉ
ｒ／Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を
示す図である。
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）83Ｓｍ8Ｚｒ2Ｂ7なる組成の薄帯
試料の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉ
ｒ／Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を
示す図である。
【図１４】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ14Ｚｒ
2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.2 8）77Ｓｍ14Ｚｒ2Ｂ7及び（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）75Ｓｍ14Ｚｒ2Ｂ9なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
2Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.2 8）77Ｓｍ14Ｚｒ2Ｂ7及び（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）75Ｓｍ14Ｚｒ2Ｂ9なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
【図１５】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）83Ｓｍ12Ｂ5、（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ4Ｂ5なる組成の薄帯試料の磁化（Ｉ
1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）、保
磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す図である。
ｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ4Ｂ5なる組成の薄帯試料の磁化（Ｉ
1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）、保
磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す図である。
【図１６】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｂ7、（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）77Ｓｍ12Ｎｂ4Ｂ7なる組成の薄帯試料の磁化（Ｉ
1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）、保
磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す図である。
ｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ
0.28）77Ｓｍ12Ｎｂ4Ｂ7なる組成の薄帯試料の磁化（Ｉ
1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）、保
磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す図である。
【図１７】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ
2Ｂ7、（Ｃｏ0.66Ｆｅ0.3 4）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7及び（Ｃ
ｏ0.60Ｆｅ0.40）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
2Ｂ7、（Ｃｏ0.66Ｆｅ0.3 4）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7及び（Ｃ
ｏ0.60Ｆｅ0.40）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
【図１８】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｎｂ
2Ｂ5、（Ｃｏ0.66Ｆｅ0.3 4）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5及び（Ｃ
ｏ0.60Ｆｅ0.40）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
2Ｂ5、（Ｃｏ0.66Ｆｅ0.3 4）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5及び（Ｃ
ｏ0.60Ｆｅ0.40）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／
Ｉ1.5）、保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す
図である。
【図１９】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）77Ｓｍ12Ｚｒ2Ｂ9
なる組成の急冷薄帯を６５０〜８５０℃で熱処理して得
られた薄帯試料のＸ線回折を測定した結果を示す図であ
る。
なる組成の急冷薄帯を６５０〜８５０℃で熱処理して得
られた薄帯試料のＸ線回折を測定した結果を示す図であ
る。
【図２０】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ5
なる組成の急冷薄帯を６００〜８００℃で熱処理して得
られた薄帯試料のＸ線回折を測定した結果を示す図であ
る。
なる組成の急冷薄帯を６００〜８００℃で熱処理して得
られた薄帯試料のＸ線回折を測定した結果を示す図であ
る。
【図２１】 （Ｃｏ1-fＦｅf）86-yＳｍ12Ｎｂ2Ｂ
y（ｙ＝５、７）なる組成の薄帯試料の磁化（Ｉ1.5）、
残留磁化（Ｉｒ）、保磁力（ｉＨｃ）のＦｅ濃度（ｆ）
の依存性を示す図である。
y（ｙ＝５、７）なる組成の薄帯試料の磁化（Ｉ1.5）、
残留磁化（Ｉｒ）、保磁力（ｉＨｃ）のＦｅ濃度（ｆ）
の依存性を示す図である。
【図２２】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）88-x-yＳｍ12Ｎｂx
Ｂy（ｙ＝５、７）なる組成の薄帯試料の磁化
（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、保磁力（ｉＨｃ）のＮ
ｂ濃度（ｘ）の依存性を示す図である。
Ｂy（ｙ＝５、７）なる組成の薄帯試料の磁化
（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、保磁力（ｉＨｃ）のＮ
ｂ濃度（ｘ）の依存性を示す図である。
【図２３】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-x-yＳｍyＮｂ2
Ｂx（ｙ＝８、１０、１２）なる組成の薄帯試料の磁化
（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、保磁力（ｉＨｃ）のＢ
濃度（ｘ）の依存性を示す図である。
Ｂx（ｙ＝８、１０、１２）なる組成の薄帯試料の磁化
（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、保磁力（ｉＨｃ）のＢ
濃度（ｘ）の依存性を示す図である。
【図２４】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-x-yＳｍyＮｂ2
Ｂx（ｙ＝８、１０、１２、１４）なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、保磁力（ｉＨ
ｃ）のＢ濃度（ｘ）の依存性を示す図である。
Ｂx（ｙ＝８、１０、１２、１４）なる組成の薄帯試料
の磁化（Ｉ1.5）、残留磁化（Ｉｒ）、保磁力（ｉＨ
ｃ）のＢ濃度（ｘ）の依存性を示す図である。
【図２５】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7
なる組成の薄帯試料のＸ線回折分析の結果を示す図であ
る。
なる組成の薄帯試料のＸ線回折分析の結果を示す図であ
る。
【図２６】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｎｂ2Ｓｍ
12Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.2 8）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7及び
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）80Ｎｂ2Ｓｍ13Ｂ5なる組成の急冷
薄帯のＤＳＣ曲線を示す図である。
12Ｂ5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.2 8）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7及び
（Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）80Ｎｂ2Ｓｍ13Ｂ5なる組成の急冷
薄帯のＤＳＣ曲線を示す図である。
【図２７】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ5
及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ0 .28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7なる組成の
薄帯試料の残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／Ｉｓ）及
び保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す図であ
る。
及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ0 .28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7なる組成の
薄帯試料の残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／Ｉｓ）及
び保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を示す図であ
る。
【図２８】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ5
及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ0 .28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7なる組成の
薄帯試料の磁化曲線（Ｊ−Ｈループ）を示す図である。
及び（Ｃｏ0.72Ｆｅ0 .28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7なる組成の
薄帯試料の磁化曲線（Ｊ−Ｈループ）を示す図である。
【図２９】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＮｂ2Ｓｍy
Ｂt（但し、ｙ＝１１〜１６原子％、ｔ＝３〜９原子
％）なる組成の薄帯試料の保磁力（ｉＨｃ）及び残留磁
化（Ｉｒ）を示す図である。
Ｂt（但し、ｙ＝１１〜１６原子％、ｔ＝３〜９原子
％）なる組成の薄帯試料の保磁力（ｉＨｃ）及び残留磁
化（Ｉｒ）を示す図である。
【図３０】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）98-y-tＮｂ2Ｓｍy
Ｂt（但し、ｙ＝１１〜１６原子％、ｔ＝３〜９原子
％）なる組成の薄帯試料の最大磁気エネルギー積（（Ｂ
Ｈ）max）を示す図である。
Ｂt（但し、ｙ＝１１〜１６原子％、ｔ＝３〜９原子
％）なる組成の薄帯試料の最大磁気エネルギー積（（Ｂ
Ｈ）max）を示す図である。
【図３１】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ7
なる組成の薄帯試料の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真
である。
なる組成の薄帯試料の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真
である。
【図３２】 図３１における結晶質相１の電子線回折
の結果を示す図である。
の結果を示す図である。
【図３３】 図３１における結晶質相２の電子線回折
の結果を示す図である。
の結果を示す図である。
【図３４】 図３１における非晶質相３の電子線回折
の結果を示す図である。
の結果を示す図である。
【図３５】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）81Ｎｂ2Ｓｍ12Ｂ5
なる組成の薄帯試料の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真
である。
なる組成の薄帯試料の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真
である。
【図３６】 図３５に示した透過型電子顕微鏡（ＴＥ
Ｍ）写真の模式図である。
Ｍ）写真の模式図である。
【図３７】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）83-xＳｍ12ＮｂxＢ
5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0 .28）81-xＳｍ12ＮｂxＢ7及び（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）80-xＳｍ13ＮｂxＢ7なる組成の薄帯試
料の残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）及び保
磁力（ｉＨｃ）のＮｂ濃度依存性を示す図である。
5、（Ｃｏ0.72Ｆｅ0 .28）81-xＳｍ12ＮｂxＢ7及び（Ｃ
ｏ0.72Ｆｅ0.28）80-xＳｍ13ＮｂxＢ7なる組成の薄帯試
料の残留磁化（Ｉｒ）、角形比（Ｉｒ／Ｉ1.5）及び保
磁力（ｉＨｃ）のＮｂ濃度依存性を示す図である。
【図３８】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）80Ｓｍ11Ｎｂ2Ｂ7
なる組成の急冷薄帯の保磁力（ｂＨｃ）及び最大磁気エ
ネルギー積（（ＢＨ）max）の相対密度依存性を示す図
である。
なる組成の急冷薄帯の保磁力（ｂＨｃ）及び最大磁気エ
ネルギー積（（ＢＨ）max）の相対密度依存性を示す図
である。
【図３９】 （Ｃｏ0.72Ｆｅ0.28）79Ｓｍ12Ｎｂ2Ｂ7
なる組成のバルク体の磁化減少率と温度との関係を示す
図である。
なる組成のバルク体の磁化減少率と温度との関係を示す
図である。
１１ 発電機
１２ 磁石（硬磁性材料）
１４ コイル（巻線）
２０ 磁心
２１ 発電機
２２ 磁石（硬磁性材料）
２４ 固定子（磁心及び巻線）
３１ モータ
３３ ステータ
３４ ロータ
３８ 磁石（硬磁性材料）
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｃ 19/07 Ｃ２２Ｃ 19/07 Ｅ
Ｃ２２Ｆ 1/10 Ｃ２２Ｆ 1/10 Ｆ
Ｈ０１Ｆ 1/06 Ｈ０１Ｆ 1/08 Ａ
1/08 Ｈ０２Ｋ 1/02 Ａ
Ｈ０２Ｋ 1/02 21/14 Ｇ
21/14 35/02
35/02 37/14 ５３５Ｚ
37/14 ５３５ Ｃ２２Ｆ 1/00 Ｂ
// Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０８
６０８ ６２１
６２１ ６６０Ｄ
６６０ ６８２
６８２ ６９１Ｂ
６９１ Ｈ０１Ｆ 1/06 Ａ
(72)発明者 木村 弘之
東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アル
プス電気株式会社内
(56)参考文献 特開 平９−143641（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−143240（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−316565（ＪＰ，Ａ)
特開 昭64−7502（ＪＰ，Ａ)
特開 昭55−124206（ＪＰ，Ａ)
特開 昭56−29639（ＪＰ，Ａ)
特開2000−216015（ＪＰ，Ａ)
特開2001−50935（ＪＰ，Ａ)
特開2000−348936（ＪＰ，Ａ)
特開2000−147079（ＪＰ，Ａ)
特開2000−3808（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
H01F 1/00 - 1/117,10/16
C22C 45/00 - 45/10
Claims (16)
- 【請求項１】 組織中に平均結晶粒径５０ｎｍ以下の微
細な結晶質相が少なくとも５０体積％以上含まれ、残部
が非晶質相であり、更に組織中にソフト磁性相とハード
磁性相との混相状態が形成され、前記ソフト磁性相がｂ
ｃｃ−Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（Ｃ
ｏＦｅ）相、固溶原子を含んだＤ２０Ｅ３Ｂ相または残
留非晶質相のうちの少なくとも一つからなり、前記ハー
ド磁性相が固溶原子を含んだＥ２Ｄ１７相からなり、下
記組成式で表される硬磁性合金粉末と、樹脂とが混合さ
れて固化成形されてなることを特徴とする硬磁性材料。 （Ｃｏ１−ｆＴｆ）１００−ｘ−ｙ−ｔＭｘＳｍｙＢｔ 但し、Ｄは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの少なくとも１種
または２種以上の元素であり、ＥはＳｍであり、Ｔは、
Ｆｅ、Ｎｉのうちのいずれか一方若しくは両方であり、
Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの１種または２種
以上の元素であり、組成比を示すｆ、ｘ、ｙ、ｔは、０
≦ｆ＜０．５、０原子％≦ｘ≦４原子％、５原子％≦ｙ
≦１６原子％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、５原子
％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％である。 - 【請求項２】 組織中に平均結晶粒径５０ｎｍ以下の微
細な結晶質相が少なくとも５０体積％以上含まれ、残部
が非晶質相であり、更に組織中にソフト磁性相とハード
磁性相との混相状態が形成され、前記ソフト磁性相がｂ
ｃｃ−Ｆｅ相、ｂｃｃ−（ＦｅＣｏ）相、ｆｃｃ−（Ｃ
ｏＦｅ）相、固溶原子を含んだＤ２０Ｅ３Ｂ相または残
留非晶質相のうちの少なくとも一つからなり、前記ハー
ド磁性相が固溶原子を含んだＥ２Ｄ１７相からなり、下
記組成式で表される硬磁性合金粉末と、樹脂とが混合さ
れて固化成形されてなることを特徴とする硬磁性材料。 （Ｃｏ１−ｆＴｆ）１００−ｘ−ｙ−ｔ−ｕＭｘＳｍｙ
ＢｔＸｕ 但し、Ｄは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの少なくとも１種
または２種以上の元素であり、ＥはＳｍであり、Ｔは、
Ｆｅ、Ｎｉのうちのいずれか一方若しくは両方であり、
Ｍは、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏのうちの１種または２種
以上の元素であり、Ｘは、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、Ｃｕのうちの１種または２種以上の元素であ
り、組成比を示すｆ、ｘ、ｙ、ｔ、ｕは、０≦ｆ＜０．
５、０原子％≦ｘ≦４原子％、５原子％≦ｙ≦１６原子
％、０．５原子％≦ｔ≦１０原子％、０原子％≦ｕ≦５
原子％、５原子％≦ｘ＋ｙ≦１６原子％である。 - 【請求項３】 前記組成比を示すｆが、０．２≦ｆ＜
０．５の範囲であることを特徴とする請求項１または請
求項２に記載の硬磁性材料。 - 【請求項４】 Ｎｂを必ず含むことを特徴とする請求項
１〜請求項３のいずれかに記載の硬磁性材料。 - 【請求項５】 前記硬磁性合金粉末が、液体急冷法によ
り製造されたものであることを特徴とする請求項１〜請
求項４のいずれかに記載の硬磁性材料。 - 【請求項６】 前記硬磁性合金粉末が、６００〜８００
℃で熱処理されたものであることを特徴とする請求項１
〜請求項５のいずれかに記載の硬磁性材料。 - 【請求項７】 前記硬磁性合金粉末は、下記の組成の急
冷薄帯が０．５〜４０Ｋ／分の昇温速度で熱処理されて
得られたものであって、保磁力（ｉＨｃ）が１ｋＯｅ以
上、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が２０ｋ
Ｊｍ−３以上のものであることを特徴とする請求項１ま
たは請求項２に記載の硬磁性材料。Ｃｏ ａ Ｆｅ ｂ Ｎｂ ｘ Ｓｍ ｙ Ｂ ｔ 但し、５５原子％≦ａ≦６１原子％、 ２０原子％≦ｂ≦
２５原子％、０原子％≦ｘ≦４原子％、９原子％≦ｙ≦
１２原子％、３原子％≦ｔ≦９原子％、ａ＋ｂ＋ｘ＋ｙ
＋ｔ＝１００原子％、１７原子％≦ｘ＋ｙ＋ｔ≦２５原
子％である。 - 【請求項８】 前記硬磁性合金粉末が、６００〜７００
℃で熱処理されたものであることを特徴とする請求項７
に記載の硬磁性材料。 - 【請求項９】 １．５Ｔの印加磁場中及び真空中で室温
における磁化をＩ１．５）とし、残留磁化をＩｒとした
場合に、前記硬磁性合金粉末の角形比（Ｉｒ／
Ｉ１．５）が０．７以上であることを特徴とする請求項
７または請求項８に記載の硬磁性材料。 - 【請求項１０】 前記樹脂に代えて金属材料を用いるこ
とを特徴とする請求項１〜請求項９のいずれかに記載の
硬磁性材料。 - 【請求項１１】 前記硬磁性合金粉末が５０体積％以上
含まれたことを特徴とする請求項１〜請求項９のいずれ
かに記載の硬磁性材料。 - 【請求項１２】 前記硬磁性合金粉末が６０体積％以上
含まれたことを特徴とする請求項１〜請求項９のいずれ
かに記載の硬磁性材料。 - 【請求項１３】 圧縮成形法により固化成形されたこと
を特徴とする請求項１〜請求項９のいずれかに記載の硬
磁性材料。 - 【請求項１４】 射出成形法により固化成形されたこと
を特徴とする請求項１〜請求項９のいずれかに記載の硬
磁性材料。 - 【請求項１５】 請求項１ないし請求項１４のいずれか
に記載の硬磁性材料からなる磁石と、前記磁石の磁束に
より電圧が誘起されて電流が流れる巻線とを備えてなる
ことを特徴とする発電機。 - 【請求項１６】 ロータとステータとを備えてなり、前
記ロータまたは前記ステータのいずれか一方に、請求項
１ないし請求項１４のいずれかに記載の硬磁性材料が備
えられたことを特徴とするモータ。
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|---|---|---|---|
| JP15432299 | 1999-06-01 | ||
| JP11-154322 | 1999-06-01 | ||
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