JP3490228B2 - 硬磁性合金圧密体およびその製造方法 - Google Patents
硬磁性合金圧密体およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はモーター、アクチュ
エータ、スピーカーなどに使用できる磁気性能に優れた
硬磁性合金圧密体およびその製造方法に関する。
エータ、スピーカーなどに使用できる磁気性能に優れた
硬磁性合金圧密体およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、フェライト磁石よりも優れた性
能を有する磁石材料としては、Ｆｅ−Ｎｄ−Ｂ焼結磁
石、Ｆｅ−Ｎｄ−Ｂ急冷磁石などが知られており、また
さらに高い性能を目指してＦｅ−Ｓｍ−Ｎ系磁石などの
新しい合金磁石の研究も数多くなされている。
能を有する磁石材料としては、Ｆｅ−Ｎｄ−Ｂ焼結磁
石、Ｆｅ−Ｎｄ−Ｂ急冷磁石などが知られており、また
さらに高い性能を目指してＦｅ−Ｓｍ−Ｎ系磁石などの
新しい合金磁石の研究も数多くなされている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
の磁石材料においては、１０原子％以上のＮｄ、または
８原子％以上のＳｍが必要であり、高価な希土類元素の
使用量が多いことからフェライト磁石よりも製造コスト
が高くなってしまうという欠点があった。またフェライ
ト磁石は、これらの希土類磁石に比べてコストは低い
が、磁気的特性が不十分であった。このため、低コスト
でフェライト磁石以上の硬磁性を示すような磁石材料の
出現が望まれていた。
の磁石材料においては、１０原子％以上のＮｄ、または
８原子％以上のＳｍが必要であり、高価な希土類元素の
使用量が多いことからフェライト磁石よりも製造コスト
が高くなってしまうという欠点があった。またフェライ
ト磁石は、これらの希土類磁石に比べてコストは低い
が、磁気的特性が不十分であった。このため、低コスト
でフェライト磁石以上の硬磁性を示すような磁石材料の
出現が望まれていた。
【０００４】本発明者らは前記事情に鑑みて、低コスト
で優れた硬磁性の特性を備えた硬磁性材料について研究
し、特願平８−６８８２２号明細書に記載されているよ
うに、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を主成分
とし、希土類元素のうちの１種または２種以上からなる
元素Ｒと、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうち１種または２
種以上からなる元素Ｍと、ホウ素Ｂとを含み、組織のう
ちの６０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結
晶相であり、残部が非晶質相であり、前記微細結晶相は
ｂｃｃ−Ｆｅと、Ｆｅ−Ｂ化合物および／またはＦｅ14
Ｒ2Ｂ1を主体とすることを特徴とする硬磁性材料を発明
した。
で優れた硬磁性の特性を備えた硬磁性材料について研究
し、特願平８−６８８２２号明細書に記載されているよ
うに、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を主成分
とし、希土類元素のうちの１種または２種以上からなる
元素Ｒと、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうち１種または２
種以上からなる元素Ｍと、ホウ素Ｂとを含み、組織のう
ちの６０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結
晶相であり、残部が非晶質相であり、前記微細結晶相は
ｂｃｃ−Ｆｅと、Ｆｅ−Ｂ化合物および／またはＦｅ14
Ｒ2Ｂ1を主体とすることを特徴とする硬磁性材料を発明
した。
【０００５】しかし、前記の硬磁性材料は、例えば回転
ドラムに溶湯を吹き付けて急冷して薄帯状に形成する製
造方法、または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製造方法などによって製造
されるものであるので、薄帯状もしくは粉末の形態で得
られ、このままでは例えばモーター、アクチュエータ、
スピーカーなどに使用し得る形状の磁石を得ることがで
きなかった。
ドラムに溶湯を吹き付けて急冷して薄帯状に形成する製
造方法、または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製造方法などによって製造
されるものであるので、薄帯状もしくは粉末の形態で得
られ、このままでは例えばモーター、アクチュエータ、
スピーカーなどに使用し得る形状の磁石を得ることがで
きなかった。
【０００６】一般に粉末状の磁性体を成形する方法とし
ては、磁性体粉末をゴムやプラスチックの結合材と混合
して圧縮成形または射出成形により成形する方法が行わ
れ、これらの方法により製造された磁石は「ボンド磁
石」として知られ、形状の自由度が高いために電子部品
などとして広く用いられている。しかし、これらのボン
ド磁石は、結合材が介在するために磁性体密度が相対的
に低下し、焼結磁石などに比べ磁気特性が低いという問
題があった。
ては、磁性体粉末をゴムやプラスチックの結合材と混合
して圧縮成形または射出成形により成形する方法が行わ
れ、これらの方法により製造された磁石は「ボンド磁
石」として知られ、形状の自由度が高いために電子部品
などとして広く用いられている。しかし、これらのボン
ド磁石は、結合材が介在するために磁性体密度が相対的
に低下し、焼結磁石などに比べ磁気特性が低いという問
題があった。
【０００７】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、従ってその目的は、磁気性能に優
れた硬磁性合金の圧密体およびその製造方法を提供する
ことにある。
されたものであって、従ってその目的は、磁気性能に優
れた硬磁性合金の圧密体およびその製造方法を提供する
ことにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めに本発明は、請求項１において、組成が、以下の式Ｔ
１００−ａ−ｂ−ｃＲａＭｂＢｃ（式中、Ｔは、Ｆｅ単
独あるいはＦｅに加えてＣｏとＮｉの少なくとも一方を
含む元素、Ｒは、希土類元素のうちの１種以上の元素、
Ｍは、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａのうちの１種以上の元
素、Ｂは、ホウ素を表し、ａは、４≦ａ≦７であり、ｂ
は、０ . ５≦ｂ≦３であり、かつｃは、３≦ｃ≦７であ
る）で表され、非晶質相を５０重量％以上含み、結晶化
したときに硬磁性を発現する合金の粉末に圧力を加える
とともに昇温して結晶化反応時に起こる軟化現象を利用
し、軟化現象を起こす温度領域であって、ｂｃｃ - Ｆｅ
結晶相が形成される５００〜６００℃の温度にて焼結し
圧密化することを特徴とする硬磁性合金圧密体の製造方
法を提供するものである。
めに本発明は、請求項１において、組成が、以下の式Ｔ
１００−ａ−ｂ−ｃＲａＭｂＢｃ（式中、Ｔは、Ｆｅ単
独あるいはＦｅに加えてＣｏとＮｉの少なくとも一方を
含む元素、Ｒは、希土類元素のうちの１種以上の元素、
Ｍは、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａのうちの１種以上の元
素、Ｂは、ホウ素を表し、ａは、４≦ａ≦７であり、ｂ
は、０ . ５≦ｂ≦３であり、かつｃは、３≦ｃ≦７であ
る）で表され、非晶質相を５０重量％以上含み、結晶化
したときに硬磁性を発現する合金の粉末に圧力を加える
とともに昇温して結晶化反応時に起こる軟化現象を利用
し、軟化現象を起こす温度領域であって、ｂｃｃ - Ｆｅ
結晶相が形成される５００〜６００℃の温度にて焼結し
圧密化することを特徴とする硬磁性合金圧密体の製造方
法を提供するものである。
【０００９】
【００１０】 請求項２において本発明は、請求項１に
記載の製造方法において、式中のＲが、少なくともＰｒ
またはＮｄであることを特徴とする硬磁性合金圧密体の
製造方法を提供するものである。
記載の製造方法において、式中のＲが、少なくともＰｒ
またはＮｄであることを特徴とする硬磁性合金圧密体の
製造方法を提供するものである。
【００１１】 請求項３において本発明は、請求項１〜
２のいずれかに記載の製造方法において、組成が、式、
Ｆｅ８８Ｐｒ７Ｂ５、Ｆｅ８６Ｐｒ７Ｎｂ２Ｂ５、Ｆｅ
８６Ｎｄ７Ｚｒ２Ｂ５、Ｆｅ８６Ｎｄ９Ｂ５、Ｆｅ８４
Ｐｒ１１Ｂ５、Ｆｅ８８Ｐｒ５Ｎｂ２Ｂ５、Ｆｅ８８Ｎ
ｄ５Ｎｂ２Ｂ５、Ｆｅ８６Ｎｄ７Ｎｂ２Ｂ５、Ｆｅ８９
Ｐｒ４Ｎｂ２Ｂ５ のうちの１以上で表される合金を用
いることを特徴とする硬磁性合金圧密体の製造方法を提
供するものである。
２のいずれかに記載の製造方法において、組成が、式、
Ｆｅ８８Ｐｒ７Ｂ５、Ｆｅ８６Ｐｒ７Ｎｂ２Ｂ５、Ｆｅ
８６Ｎｄ７Ｚｒ２Ｂ５、Ｆｅ８６Ｎｄ９Ｂ５、Ｆｅ８４
Ｐｒ１１Ｂ５、Ｆｅ８８Ｐｒ５Ｎｂ２Ｂ５、Ｆｅ８８Ｎ
ｄ５Ｎｂ２Ｂ５、Ｆｅ８６Ｎｄ７Ｎｂ２Ｂ５、Ｆｅ８９
Ｐｒ４Ｎｂ２Ｂ５ のうちの１以上で表される合金を用
いることを特徴とする硬磁性合金圧密体の製造方法を提
供するものである。
【００１２】 請求項４において本発明は、請求項１〜
３のいずれかに記載の製造方法により製造された成形体
を熱処理して結晶質相を析出させることを特徴とする硬
磁性合金圧密体の製造方法を提供するものである。
３のいずれかに記載の製造方法により製造された成形体
を熱処理して結晶質相を析出させることを特徴とする硬
磁性合金圧密体の製造方法を提供するものである。
【００１３】 請求項５において本発明は、請求項１〜
４のいずれか１項に記載の製造方法において、成形体の
６０重量％以上を平均結晶粒径が１００ｎｍ以下の微細
結晶相とし、残部を非晶質相とし、かつ前記の微細結晶
相に少なくともｂｃｃ（体心立方構造）−Ｆｅ相とＦｅ
１４Ｒ２Ｂ相（式中、Ｒは、希土類元素のうちの１種以
上の元素を表す）とを生成させることを特徴とする硬磁
性合金圧密体の製造方法を提供するものである。
４のいずれか１項に記載の製造方法において、成形体の
６０重量％以上を平均結晶粒径が１００ｎｍ以下の微細
結晶相とし、残部を非晶質相とし、かつ前記の微細結晶
相に少なくともｂｃｃ（体心立方構造）−Ｆｅ相とＦｅ
１４Ｒ２Ｂ相（式中、Ｒは、希土類元素のうちの１種以
上の元素を表す）とを生成させることを特徴とする硬磁
性合金圧密体の製造方法を提供するものである。
【００１４】
【００１５】
【００１６】
【００１７】
【００１８】
【００１９】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳しく説明する。
本発明に係る硬磁性合金圧密体（以下、単に「圧密体」
という）は、基本的には、非晶質相を含み、結晶化した
ときに硬磁性を発現する合金（以下、「非晶質合金」と
いう）の粉末または薄帯を、この非晶質相が結晶化する
際に発現する軟化現象を利用して固化成形することによ
り製造されるものである。
本発明に係る硬磁性合金圧密体（以下、単に「圧密体」
という）は、基本的には、非晶質相を含み、結晶化した
ときに硬磁性を発現する合金（以下、「非晶質合金」と
いう）の粉末または薄帯を、この非晶質相が結晶化する
際に発現する軟化現象を利用して固化成形することによ
り製造されるものである。
【００２０】前記の軟化現象は普通、非晶質相を結晶化
温度、またはその付近に加熱する際に顕著に発現するこ
とがわかった。軟化現象が起こると、非晶質合金の粒子
が加圧下に互いに圧着し一体化する。従って本発明の圧
密体は、非晶質合金を結晶化温度付近まで加熱し、かつ
型の中などで加圧することによって製造することができ
る。また、非晶質合金を結晶化温度にもたらし、非晶質
合金が結晶化を開始するときに、同時に加圧するなどに
より固化成形することもできる。圧熱により固化成形す
るに際しては、非晶質相を５０重量％以上含む合金を用
いることによって強固な結合が得られ、しかも強力な硬
磁性を有する永久磁石が得られることがわかった。
温度、またはその付近に加熱する際に顕著に発現するこ
とがわかった。軟化現象が起こると、非晶質合金の粒子
が加圧下に互いに圧着し一体化する。従って本発明の圧
密体は、非晶質合金を結晶化温度付近まで加熱し、かつ
型の中などで加圧することによって製造することができ
る。また、非晶質合金を結晶化温度にもたらし、非晶質
合金が結晶化を開始するときに、同時に加圧するなどに
より固化成形することもできる。圧熱により固化成形す
るに際しては、非晶質相を５０重量％以上含む合金を用
いることによって強固な結合が得られ、しかも強力な硬
磁性を有する永久磁石が得られることがわかった。
【００２１】より具体的には、例えば、結晶化したとき
に硬磁性を発現する合金を溶融し、その溶湯を急冷する
ことにより得られた非晶質合金の薄帯または粉体を粉砕
し、例えば粒径５０μｍ〜１５０μｍの粉末とし、この
粉末を、好ましくは金型に充填し、例えばホットプレス
中で加圧しながら非晶質合金の結晶化温度またはその付
近の温度に加熱し、所定時間熱圧を加えることによって
固化成形すると同時に、または引き続いて結晶化させ
る。これによって、本発明の、成形された硬磁性合金圧
密体が得られる。
に硬磁性を発現する合金を溶融し、その溶湯を急冷する
ことにより得られた非晶質合金の薄帯または粉体を粉砕
し、例えば粒径５０μｍ〜１５０μｍの粉末とし、この
粉末を、好ましくは金型に充填し、例えばホットプレス
中で加圧しながら非晶質合金の結晶化温度またはその付
近の温度に加熱し、所定時間熱圧を加えることによって
固化成形すると同時に、または引き続いて結晶化させ
る。これによって、本発明の、成形された硬磁性合金圧
密体が得られる。
【００２２】軟化現象の発現中に合金粉末を固化成形す
るに際しては、圧力、温度、成形時間などを調節するこ
とにより、圧密体の相対密度が９０％以上となるように
することが好ましい。これにより、得られた圧密体は、
きわめて緻密な組織構造を有する強固な焼結体となり、
物性的に堅固であってしかも小型で強力な硬磁性を有す
る永久磁石となる。
るに際しては、圧力、温度、成形時間などを調節するこ
とにより、圧密体の相対密度が９０％以上となるように
することが好ましい。これにより、得られた圧密体は、
きわめて緻密な組織構造を有する強固な焼結体となり、
物性的に堅固であってしかも小型で強力な硬磁性を有す
る永久磁石となる。
【００２３】固化成形に際しては、同時にまたは引き続
いて熱処理により成形体中に結晶質相を析出させる。こ
れによって、硬磁性の磁気特性が発現する。特に、平均
結晶粒径が１００ｎｍ以下である微細結晶相が成形体の
６０重量％以上であり残部が非晶質相となるように条件
を選び、しかも前記の微細結晶相中にｂｃｃ−Ｆｅ相と
Ｆｅ14Ｒ2 Ｂ相（式中、Ｒは、希土類元素のうちの１種
以上の元素を表す）とが生成するようにすれば、きわめ
て高い硬磁性特性を有する圧密体が得られる。
いて熱処理により成形体中に結晶質相を析出させる。こ
れによって、硬磁性の磁気特性が発現する。特に、平均
結晶粒径が１００ｎｍ以下である微細結晶相が成形体の
６０重量％以上であり残部が非晶質相となるように条件
を選び、しかも前記の微細結晶相中にｂｃｃ−Ｆｅ相と
Ｆｅ14Ｒ2 Ｂ相（式中、Ｒは、希土類元素のうちの１種
以上の元素を表す）とが生成するようにすれば、きわめ
て高い硬磁性特性を有する圧密体が得られる。
【００２４】上記の方法により得られた圧密体は、残留
磁化が１００ｅｍｕ／ｇ以上であり、また、飽和磁化
（Ｉｓ）に対する残留磁化（Ｉｒ）の比率（角形比、Ｉ
ｒ／Ｉｓ）が０．７以上である強力な永久磁石成形体と
することができる。
磁化が１００ｅｍｕ／ｇ以上であり、また、飽和磁化
（Ｉｓ）に対する残留磁化（Ｉｒ）の比率（角形比、Ｉ
ｒ／Ｉｓ）が０．７以上である強力な永久磁石成形体と
することができる。
【００２５】次に、本発明の圧密体の製造に用いること
ができる非晶質合金について詳しく説明する。この非晶
質合金は、基本的には、結晶化反応時に軟化現象を起こ
し、かつ結晶化処理後に硬磁性の磁気特性を発現するも
のであれば、いかなる組成のものであってもよい。
ができる非晶質合金について詳しく説明する。この非晶
質合金は、基本的には、結晶化反応時に軟化現象を起こ
し、かつ結晶化処理後に硬磁性の磁気特性を発現するも
のであれば、いかなる組成のものであってもよい。
【００２６】本発明者らは、上記の特性を有する非晶質
合金素材について研究の結果、組成が、次に示す式１、 Ｔ100-a-b-cＲa Ｍb Ｂc …式１ （式中、Ｔは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種以上の元
素、Ｒは、希土類元素のうちの１種以上の元素、Ｍは、
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗのうちの
１種以上の元素、Ｂは、ホウ素を表し、ａは、４≦ａ≦
２０であり、ｂは、０≦ｂ≦１０であり、かつｃは、２
≦ｃ≦２０である）で表される合金が上記の条件に適合
する優れた素材であることを見いだした。ここで、Ｒの
希土類元素とは、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、
Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、およびＬｕを含む総称である。
合金素材について研究の結果、組成が、次に示す式１、 Ｔ100-a-b-cＲa Ｍb Ｂc …式１ （式中、Ｔは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種以上の元
素、Ｒは、希土類元素のうちの１種以上の元素、Ｍは、
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗのうちの
１種以上の元素、Ｂは、ホウ素を表し、ａは、４≦ａ≦
２０であり、ｂは、０≦ｂ≦１０であり、かつｃは、２
≦ｃ≦２０である）で表される合金が上記の条件に適合
する優れた素材であることを見いだした。ここで、Ｒの
希土類元素とは、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、
Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、およびＬｕを含む総称である。
【００２７】式１において、Ｔは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉの
うち１種以上の元素を表わす。これらの元素は、この非
晶質合金の主成分であり、磁性を担う元素である。非晶
質合金中のＴの組成比（１００−ａ−ｂ−ｃ）を増加さ
せると、それに伴って得られた硬磁性圧密体の飽和磁化
Ｉｓが増加する。１００ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化
（Ｉｒ）を実現するためには、Ｔの組成比は５０原子％
以上が必要であり、更に高い飽和磁化を実現するために
は、８３原子％以上とすることが好ましい。
うち１種以上の元素を表わす。これらの元素は、この非
晶質合金の主成分であり、磁性を担う元素である。非晶
質合金中のＴの組成比（１００−ａ−ｂ−ｃ）を増加さ
せると、それに伴って得られた硬磁性圧密体の飽和磁化
Ｉｓが増加する。１００ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化
（Ｉｒ）を実現するためには、Ｔの組成比は５０原子％
以上が必要であり、更に高い飽和磁化を実現するために
は、８３原子％以上とすることが好ましい。
【００２８】式１において、Ｒは希土類金属（Ｓｃ、
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇ
ｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬ
ｕ）のうちの１種以上の元素を表わす。希土類金属Ｒ
は、非晶質相を形成し易い元素である。合金中に５０重
量％以上の十分な非晶質相を形成し、これを結晶化する
ことによって十分量の微細結晶相を生成させ、また良好
な硬磁性特性を実現させるためには、希土類金属Ｒの組
成比ａを４原子％以上とする必要がある。
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇ
ｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬ
ｕ）のうちの１種以上の元素を表わす。希土類金属Ｒ
は、非晶質相を形成し易い元素である。合金中に５０重
量％以上の十分な非晶質相を形成し、これを結晶化する
ことによって十分量の微細結晶相を生成させ、また良好
な硬磁性特性を実現させるためには、希土類金属Ｒの組
成比ａを４原子％以上とする必要がある。
【００２９】一方、希土類金属Ｒは、その組成比ａを増
加させるに伴って、得られた圧密体の飽和磁化（Ｉｓ）
が減少する傾向を示す。高い残留磁化（Ｉｒ）を得るた
めには、Ｒの組成比ａを２０原子％以下とする必要があ
る。特に、希土類金属Ｒの組成比ａは７原子％以下とす
ることが好ましい。このとき、希土類金属Ｒの一部また
は全部をＮｄおよび／またはＰｒで構成すると、さらに
高い硬磁性特性が得られることがわかった。
加させるに伴って、得られた圧密体の飽和磁化（Ｉｓ）
が減少する傾向を示す。高い残留磁化（Ｉｒ）を得るた
めには、Ｒの組成比ａを２０原子％以下とする必要があ
る。特に、希土類金属Ｒの組成比ａは７原子％以下とす
ることが好ましい。このとき、希土類金属Ｒの一部また
は全部をＮｄおよび／またはＰｒで構成すると、さらに
高い硬磁性特性が得られることがわかった。
【００３０】式１において、Ｍは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗのうちの１種以上の元素を表
す。これらの元素は、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、高価な希土類元素Ｒの
組成比を小さくしても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ｂ（原子％）をＦｅ
置換で増加させると、それに伴って、得られた圧密体の
飽和磁化（Ｉｓ）は減少する。この観点から、元素Ｍの
組成比ｂは、０原子％〜１０原子％の範囲内である必要
があるが、特に、０．５原子％〜３原子％の範囲内とす
ることが好ましい。
Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗのうちの１種以上の元素を表
す。これらの元素は、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、高価な希土類元素Ｒの
組成比を小さくしても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ｂ（原子％）をＦｅ
置換で増加させると、それに伴って、得られた圧密体の
飽和磁化（Ｉｓ）は減少する。この観点から、元素Ｍの
組成比ｂは、０原子％〜１０原子％の範囲内である必要
があるが、特に、０．５原子％〜３原子％の範囲内とす
ることが好ましい。
【００３１】式１の組成物には、ホウ素Ｂが添加されて
いる。Ｂも非晶質相を形成し易い元素である。また、例
えばＦｅとＢとを含む非晶質相は、６００℃〜９００℃
の範囲内の適切な温度に加熱するとき、化合物Ｆｅ−Ｂ
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相を得るため
には、ホウ素Ｂの組成比ｃは、２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ｃ（原子％）を増加させすぎると、それに伴
って、得られた圧密体の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化
（Ｉｒ）、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
ｃは２０原子％以下であることが必要であり、この範囲
内でも特に７原子％以下とすることが好ましい。
いる。Ｂも非晶質相を形成し易い元素である。また、例
えばＦｅとＢとを含む非晶質相は、６００℃〜９００℃
の範囲内の適切な温度に加熱するとき、化合物Ｆｅ−Ｂ
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相を得るため
には、ホウ素Ｂの組成比ｃは、２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ｃ（原子％）を増加させすぎると、それに伴
って、得られた圧密体の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化
（Ｉｒ）、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
ｃは２０原子％以下であることが必要であり、この範囲
内でも特に７原子％以下とすることが好ましい。
【００３２】本発明の圧密体を製造するのに特に好適な
合金組成は、元素Ｔの少なくとも一部としてＦｅを含
み、加熱処理などにより生成する微細結晶相中に、少な
くともｂｃｃ−Ｆｅ相と化合物Ｆｅ14Ｒ2 Ｂ相とが形成
されるものである。
合金組成は、元素Ｔの少なくとも一部としてＦｅを含
み、加熱処理などにより生成する微細結晶相中に、少な
くともｂｃｃ−Ｆｅ相と化合物Ｆｅ14Ｒ2 Ｂ相とが形成
されるものである。
【００３３】本発明の圧密体を製造するに際して、特に
好ましい非晶質合金の例としては、例えば、Ｆｅ88Ｐｒ
7Ｂ5、Ｆｅ86Ｐｒ7Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｚｒ2Ｂ5、Ｆ
ｅ86Ｎｄ9Ｂ5、Ｆｅ84Ｐｒ11Ｂ5、Ｆｅ88Ｐｒ5Ｎｂ
2Ｂ5、Ｆｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5、Ｆ
ｅ89Ｐｒ4Ｎｂ2Ｂ5 を挙げることができる。これらの合
金を用いれば、熱圧処理によって強固な圧密体が形成さ
れるとともに、生成した微細結晶相中にｂｃｃ−Ｆｅ相
とＦｅ14Ｒ2 Ｂ相とが形成され、硬磁性特性に優れた永
久磁石を得ることができる。
好ましい非晶質合金の例としては、例えば、Ｆｅ88Ｐｒ
7Ｂ5、Ｆｅ86Ｐｒ7Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｚｒ2Ｂ5、Ｆ
ｅ86Ｎｄ9Ｂ5、Ｆｅ84Ｐｒ11Ｂ5、Ｆｅ88Ｐｒ5Ｎｂ
2Ｂ5、Ｆｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5、Ｆ
ｅ89Ｐｒ4Ｎｂ2Ｂ5 を挙げることができる。これらの合
金を用いれば、熱圧処理によって強固な圧密体が形成さ
れるとともに、生成した微細結晶相中にｂｃｃ−Ｆｅ相
とＦｅ14Ｒ2 Ｂ相とが形成され、硬磁性特性に優れた永
久磁石を得ることができる。
【００３４】圧密体の製造に用いる非晶質相を含む非晶
質合金は、一般的には、この合金の組成物を溶融し、急
冷することによって調製することができる。急冷方法と
しては、例えば回転ドラムに合金組成物の溶湯を吹き付
けて急冷し、薄帯状に形成する方法、または溶湯を冷却
用気体中に噴出して液滴状態として急冷し、粉末状に形
成する方法などが知られている。本発明に用いる非晶質
合金は、これらのいずれの方法により調製されたもので
あってもよい。
質合金は、一般的には、この合金の組成物を溶融し、急
冷することによって調製することができる。急冷方法と
しては、例えば回転ドラムに合金組成物の溶湯を吹き付
けて急冷し、薄帯状に形成する方法、または溶湯を冷却
用気体中に噴出して液滴状態として急冷し、粉末状に形
成する方法などが知られている。本発明に用いる非晶質
合金は、これらのいずれの方法により調製されたもので
あってもよい。
【００３５】
【実施例】以下、実施例により更に具体的に説明する。
（非晶質合金の調製）下記の表１に示す各種組成の非晶
質合金を以下の方法で調製した。まず、アーク溶解法に
よりそれぞれの組成を有する合金のインゴットを作製
し、Ａｒ雰囲気中において回転しているＣｕロール上へ
この合金の溶湯を吹きつけることにより約２０μｍの厚
さの急冷薄帯を得た。得られた急冷薄帯をロータースピ
ードミルを用いて粉砕し、粒径５０μｍ〜１５０μｍの
非晶質合金粉末とした。
質合金を以下の方法で調製した。まず、アーク溶解法に
よりそれぞれの組成を有する合金のインゴットを作製
し、Ａｒ雰囲気中において回転しているＣｕロール上へ
この合金の溶湯を吹きつけることにより約２０μｍの厚
さの急冷薄帯を得た。得られた急冷薄帯をロータースピ
ードミルを用いて粉砕し、粒径５０μｍ〜１５０μｍの
非晶質合金粉末とした。
【００３６】（圧密体の製造）得られた各種の非晶質合
金粉末について、Ｘ線回折により結晶化温度ＴX （℃）
を測定した。次にこの粉末を型に充填し、焼結圧力を６
００ＭＰａ、焼結時間を８分として焼結温度ＴS （℃）
を変化させて圧密体を成形した。
金粉末について、Ｘ線回折により結晶化温度ＴX （℃）
を測定した。次にこの粉末を型に充填し、焼結圧力を６
００ＭＰａ、焼結時間を８分として焼結温度ＴS （℃）
を変化させて圧密体を成形した。
【００３７】（測定）得られた圧密体について、相対密
度（％）、および圧密体の磁気特性として残留磁化Ｉｒ
（Ｔ）、角形比（Ｉｒ／Ｉｓ）、および保磁力Ｈｃ（ｋ
Ａ／ｍ）を測定した。ここで、相対密度（％）は、真密
度（７．５ｇ／ｃｍ3 ）に対応する値であり、残留磁化
Ｉｒ（Ｔ）は、下式、 Ｉｒ（Ｔ）＝４π×７．５×相対密度×Ｉｒ（ｅｍｕ／
ｇ）／１００００ により表される値であり、また保磁力Ｈｃ（ｋＡ／ｍ）
は、下式、 Ｈｃ（ｋＡ／ｍ）＝８０Ｈｃ（Ｏｅ） により表される値である。各非晶質合金の組成、結晶化
温度ＴX （℃）、焼結温度ＴS （℃）、相対密度
（％）、残留磁化Ｉｒ（Ｔ）、角形比Ｉｒ／Ｉｓおよび
保磁力Ｈｃ（ｋＡ／ｍ）の測定結果を表１に示す。
度（％）、および圧密体の磁気特性として残留磁化Ｉｒ
（Ｔ）、角形比（Ｉｒ／Ｉｓ）、および保磁力Ｈｃ（ｋ
Ａ／ｍ）を測定した。ここで、相対密度（％）は、真密
度（７．５ｇ／ｃｍ3 ）に対応する値であり、残留磁化
Ｉｒ（Ｔ）は、下式、 Ｉｒ（Ｔ）＝４π×７．５×相対密度×Ｉｒ（ｅｍｕ／
ｇ）／１００００ により表される値であり、また保磁力Ｈｃ（ｋＡ／ｍ）
は、下式、 Ｈｃ（ｋＡ／ｍ）＝８０Ｈｃ（Ｏｅ） により表される値である。各非晶質合金の組成、結晶化
温度ＴX （℃）、焼結温度ＴS （℃）、相対密度
（％）、残留磁化Ｉｒ（Ｔ）、角形比Ｉｒ／Ｉｓおよび
保磁力Ｈｃ（ｋＡ／ｍ）の測定結果を表１に示す。
【００３８】
【表１】
【００３９】表１の結果から、表示した各種非晶質合金
を用い、本発明の方法で固化成形するとき、いずれも緻
密で優れた硬磁性特性を有する圧密体が得られたことが
わかる。
を用い、本発明の方法で固化成形するとき、いずれも緻
密で優れた硬磁性特性を有する圧密体が得られたことが
わかる。
【００４０】図１に、前記非晶質合金薄帯のＤＳＣ（示
差走査熱量測定）曲線とＴＭＡ（Thermo Mechanical An
alysis）曲線の一例を示す。図１は、Ｆｅ88Ｎｄ5Ｚｒ2
Ｂ5 の組成を有する非晶質合金の試料について、昇温速
度０．１７℃／秒でＤＳＣ曲線（Ａ）とＴＭＡ曲線
（Ｂ）とを測定したものである。図１のＤＳＣ曲線
（Ａ）において、約５２７℃付近に発熱ピークが認めら
れる。これはｂｃｃ−Ｆｅの結晶化反応が起こったこと
を示している。そして、ＴＭＡ曲線（Ｂ）を見ると、結
晶化反応が起こる温度より約１００℃低い４２７℃付近
の温度領域から、温度の上昇とともに試料の伸びが増大
している。これは、結晶化温度付近において合金の軟化
現象が起こっていることを示している。
差走査熱量測定）曲線とＴＭＡ（Thermo Mechanical An
alysis）曲線の一例を示す。図１は、Ｆｅ88Ｎｄ5Ｚｒ2
Ｂ5 の組成を有する非晶質合金の試料について、昇温速
度０．１７℃／秒でＤＳＣ曲線（Ａ）とＴＭＡ曲線
（Ｂ）とを測定したものである。図１のＤＳＣ曲線
（Ａ）において、約５２７℃付近に発熱ピークが認めら
れる。これはｂｃｃ−Ｆｅの結晶化反応が起こったこと
を示している。そして、ＴＭＡ曲線（Ｂ）を見ると、結
晶化反応が起こる温度より約１００℃低い４２７℃付近
の温度領域から、温度の上昇とともに試料の伸びが増大
している。これは、結晶化温度付近において合金の軟化
現象が起こっていることを示している。
【００４１】非晶質合金の粉末粒子は、この軟化する温
度領域で加圧されると、軟化した粉末粒子どうしが密に
圧着して結合し、ポア（空洞）の少ない緻密な圧密体を
形成する。図２に、焼結圧力を６００ＭＰａ、焼結時間
を８０分とし、温度を種々に変化させて焼結したときの
圧密体試料の組織の顕微鏡写真を示す。図２（ａ）は、
焼結温度４００℃、図２（ｂ）は、焼結温度４５０℃、
図２（ｃ）は、焼結温度５００℃、図２（ｄ）は、焼結
温度６００℃、の場合の組織写真である。この写真か
ら、焼結温度の上昇に伴い、ポアの少ない緻密な圧密体
が得られ、温度５００℃以上の場合に十分に緻密な圧密
体が得られていることがわかる。
度領域で加圧されると、軟化した粉末粒子どうしが密に
圧着して結合し、ポア（空洞）の少ない緻密な圧密体を
形成する。図２に、焼結圧力を６００ＭＰａ、焼結時間
を８０分とし、温度を種々に変化させて焼結したときの
圧密体試料の組織の顕微鏡写真を示す。図２（ａ）は、
焼結温度４００℃、図２（ｂ）は、焼結温度４５０℃、
図２（ｃ）は、焼結温度５００℃、図２（ｄ）は、焼結
温度６００℃、の場合の組織写真である。この写真か
ら、焼結温度の上昇に伴い、ポアの少ない緻密な圧密体
が得られ、温度５００℃以上の場合に十分に緻密な圧密
体が得られていることがわかる。
【００４２】非晶質合金は、結晶化温度に加熱される
と、非晶質相の少なくとも一部が結晶化する。図３に、
焼結圧力を６００ＭＰａ、焼結時間を８分に固定し、温
度を種々に変化させて焼結した直後の圧密体試料のＸ線
回折によって得られたパターンを示す。図３において、
パターン（ａ）は、焼結温度４００℃、パターン（ｂ）
は、焼結温度４５０℃、パターン（ｃ）は、焼結温度５
００℃、パターン（ｄ）は、焼結温度６００℃、の場合
を示している。これらのパターンにおいて、２θ＝４
４．５゜付近に現れたハローパターンＸは、ｂｃｃ−Ｆ
ｅ結晶相の存在を示している。
と、非晶質相の少なくとも一部が結晶化する。図３に、
焼結圧力を６００ＭＰａ、焼結時間を８分に固定し、温
度を種々に変化させて焼結した直後の圧密体試料のＸ線
回折によって得られたパターンを示す。図３において、
パターン（ａ）は、焼結温度４００℃、パターン（ｂ）
は、焼結温度４５０℃、パターン（ｃ）は、焼結温度５
００℃、パターン（ｄ）は、焼結温度６００℃、の場合
を示している。これらのパターンにおいて、２θ＝４
４．５゜付近に現れたハローパターンＸは、ｂｃｃ−Ｆ
ｅ結晶相の存在を示している。
【００４３】この図から、パターン（ａ），（ｂ）に示
す４５０℃以下の焼結温度では、ｂｃｃ−Ｆｅの結晶が
ほとんど生成せず、非晶質相のハローパターンである
が、パターン（ｃ），（ｄ）に示す５００℃〜６００℃
の焼結温度では、明らかにｂｃｃ−Ｆｅ結晶相が生成
し、硬磁性体としての特性を示すようになったことがわ
かる。
す４５０℃以下の焼結温度では、ｂｃｃ−Ｆｅの結晶が
ほとんど生成せず、非晶質相のハローパターンである
が、パターン（ｃ），（ｄ）に示す５００℃〜６００℃
の焼結温度では、明らかにｂｃｃ−Ｆｅ結晶相が生成
し、硬磁性体としての特性を示すようになったことがわ
かる。
【００４４】図４に、焼結圧力を６００ＭＰａ、焼結時
間を８分とし、焼結温度を変化させた場合の、圧密体の
密度（Ａ）および相対密度（Ｂ）を示す。この図から、
焼結温度の上昇に伴って密度が上昇し、５００℃以上の
温度で９５％以上の相対密度が得られていることがわか
る。
間を８分とし、焼結温度を変化させた場合の、圧密体の
密度（Ａ）および相対密度（Ｂ）を示す。この図から、
焼結温度の上昇に伴って密度が上昇し、５００℃以上の
温度で９５％以上の相対密度が得られていることがわか
る。
【００４５】この結果を、図３に示したＸ線回折パター
ンと照合すると、非晶質状態が保たれている４５０℃以
下の温度では、固化成形した圧密体に十分に高い相対密
度が得られていない。一方、５００℃以上の、ｂｃｃ−
Ｆｅ結晶相が形成される温度領域においては、圧密体に
９５％以上の十分に高い相対密度が得られている。この
ことから、結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固
化成形すると、一度の熱圧によって結晶化と圧着とが同
時に起こり、十分に緻密に焼結し、物理特性と硬磁性特
性とが共に優れた圧密体が得られることがわかる。
ンと照合すると、非晶質状態が保たれている４５０℃以
下の温度では、固化成形した圧密体に十分に高い相対密
度が得られていない。一方、５００℃以上の、ｂｃｃ−
Ｆｅ結晶相が形成される温度領域においては、圧密体に
９５％以上の十分に高い相対密度が得られている。この
ことから、結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固
化成形すると、一度の熱圧によって結晶化と圧着とが同
時に起こり、十分に緻密に焼結し、物理特性と硬磁性特
性とが共に優れた圧密体が得られることがわかる。
【００４６】図４中に、比較例として、粉末状態で予め
６００℃に加熱して結晶化した後、１時間を要して焼き
鈍した試料を用意し、この粉末試料を、実施例の場合と
同様に、焼結圧力を６００ＭＰａ、焼結時間を８分とし
て５５０℃〜６００℃の温度で固化成形した試料につい
て測定した密度（Ｃ）と相対密度（Ｄ）とを示した。粉
末状態で一旦結晶化させた後に実施例と同じ条件で固化
成形した比較例の試料においては、相対密度が８５％以
下となっており、一旦結晶化が起こった後で成形固化し
ても十分に緻密な組織の圧密体は得られないことがわか
る。
６００℃に加熱して結晶化した後、１時間を要して焼き
鈍した試料を用意し、この粉末試料を、実施例の場合と
同様に、焼結圧力を６００ＭＰａ、焼結時間を８分とし
て５５０℃〜６００℃の温度で固化成形した試料につい
て測定した密度（Ｃ）と相対密度（Ｄ）とを示した。粉
末状態で一旦結晶化させた後に実施例と同じ条件で固化
成形した比較例の試料においては、相対密度が８５％以
下となっており、一旦結晶化が起こった後で成形固化し
ても十分に緻密な組織の圧密体は得られないことがわか
る。
【００４７】本発明の圧密体は、前記のように、粉末か
ら成形するので各種の形状に成形することができ、しか
も緻密で硬く、優れた硬磁性特性を有するものであるの
で、モーター、アクチュエータ、スピーカーなどの永久
磁石部材として有利に使用できる。
ら成形するので各種の形状に成形することができ、しか
も緻密で硬く、優れた硬磁性特性を有するものであるの
で、モーター、アクチュエータ、スピーカーなどの永久
磁石部材として有利に使用できる。
【００４８】さらに、本発明に係る圧密体の製造方法の
好適な例として、Ｆｅ-Ｎｄ-Ｎｂ-Ｂ系合金を用い、プ
ラズマ焼結法にて圧密体を製造した例と得られた圧密体
の磁気特性の測定結果について述べる。
好適な例として、Ｆｅ-Ｎｄ-Ｎｂ-Ｂ系合金を用い、プ
ラズマ焼結法にて圧密体を製造した例と得られた圧密体
の磁気特性の測定結果について述べる。
【００４９】図５は、本発明に係る圧密体を製造するた
めに好適に用いられるプラズマ燒結装置の一例の要部を
示すものである。この例のプラズマ燒結装置は、筒型の
ダイ１と、このダイ１の内部に挿入される上パンチ２お
よび下パンチ３と、下パンチ３を支え、後述するパルス
電流を流す際の一方の電極ともなる基台４と、上パンチ
２を下側に押圧し、パルス電流を流す他方の電極となる
基台５と、上下のパンチ２、３に挟まれた粉末原料６の
温度を測定する熱電対７を主体として構成されている。
めに好適に用いられるプラズマ燒結装置の一例の要部を
示すものである。この例のプラズマ燒結装置は、筒型の
ダイ１と、このダイ１の内部に挿入される上パンチ２お
よび下パンチ３と、下パンチ３を支え、後述するパルス
電流を流す際の一方の電極ともなる基台４と、上パンチ
２を下側に押圧し、パルス電流を流す他方の電極となる
基台５と、上下のパンチ２、３に挟まれた粉末原料６の
温度を測定する熱電対７を主体として構成されている。
【００５０】図７に、前記プラズマ燒結装置の全体構造
を示す。図７に示すプラズマ燒結装置Ａは、住友石炭鉱
業株式会社製のモデルＳＰＳー２０５０と称される放電
プラズマ燒結機の一種であり、図５に示す構造を要部と
するものである。図７に示す装置においては、上部基盤
１１と下部基盤１２を有し、上部の基盤１１に接してチ
ャンバ１３が設けられ、このチャンバ１３の内部に図５
に示す構造の大部分が収納されて構成され、このチャン
バ１３は図示略の真空排気装置および雰囲気ガスの供給
装置に接続されていて、上下のパンチ２、３の間に充填
される原料粉末６を不活性ガス雰囲気などの所望の雰囲
気下に保持できるように構成されている。なお、図５と
図７では通電装置が省略されているが、上下のパンチ
２、３および基台４、５には別途設けた通電装置が接続
されていてこの通電装置から図６に示すようなパルス電
流をパンチ２、３および基台４、５を介して通電できる
ように構成されている。このような装置を用いたプラズ
マ燒結法においては、通電電流により原料粉末を所定の
速度で素早く昇温することができ、また、通電電流の値
に応じて原料粉末の温度を厳格に管理できるので、ヒー
タによる加熱などよりも遥かに正確に温度管理ができ、
これにより予め設計した通りの理想に近い条件で燒結が
できる。
を示す。図７に示すプラズマ燒結装置Ａは、住友石炭鉱
業株式会社製のモデルＳＰＳー２０５０と称される放電
プラズマ燒結機の一種であり、図５に示す構造を要部と
するものである。図７に示す装置においては、上部基盤
１１と下部基盤１２を有し、上部の基盤１１に接してチ
ャンバ１３が設けられ、このチャンバ１３の内部に図５
に示す構造の大部分が収納されて構成され、このチャン
バ１３は図示略の真空排気装置および雰囲気ガスの供給
装置に接続されていて、上下のパンチ２、３の間に充填
される原料粉末６を不活性ガス雰囲気などの所望の雰囲
気下に保持できるように構成されている。なお、図５と
図７では通電装置が省略されているが、上下のパンチ
２、３および基台４、５には別途設けた通電装置が接続
されていてこの通電装置から図６に示すようなパルス電
流をパンチ２、３および基台４、５を介して通電できる
ように構成されている。このような装置を用いたプラズ
マ燒結法においては、通電電流により原料粉末を所定の
速度で素早く昇温することができ、また、通電電流の値
に応じて原料粉末の温度を厳格に管理できるので、ヒー
タによる加熱などよりも遥かに正確に温度管理ができ、
これにより予め設計した通りの理想に近い条件で燒結が
できる。
【００５１】（非晶質合金急冷薄帯の作製）Ｆｅ88Ｎｄ
5Ｎｂ2Ｂ5およびＦｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5なる組成の非晶質
合金を以下の方法で調製した。まず、アーク溶解法によ
りそれぞれの組成を有する合金のインゴットを作製し、
スリット径０．３×１４ｍｍの石英ノズルを用いて、Ａ
ｒ雰囲気中において回転しているＣｕロール上へこの合
金の溶湯を吹きつけることにより約２０μｍの厚さの急
冷薄帯を得た。溶湯急冷条件は次の通りとした。 投入インゴット質量 １５〜２０ｇ 到達真空度 ６×１０3Ｐａ以下 Ａｒ雰囲気圧 １５ｃｍＨｇ 吹き出し圧 ０．４ｋｇｆ／ｃｍ3 ロール回転速度 ４０００ｒｐｍ 吹き出し温度 １４５０℃ 得られた急冷合金は、良好な薄帯形状を形成しなかった
が、次工程で粉砕を行うので問題はない。
5Ｎｂ2Ｂ5およびＦｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5なる組成の非晶質
合金を以下の方法で調製した。まず、アーク溶解法によ
りそれぞれの組成を有する合金のインゴットを作製し、
スリット径０．３×１４ｍｍの石英ノズルを用いて、Ａ
ｒ雰囲気中において回転しているＣｕロール上へこの合
金の溶湯を吹きつけることにより約２０μｍの厚さの急
冷薄帯を得た。溶湯急冷条件は次の通りとした。 投入インゴット質量 １５〜２０ｇ 到達真空度 ６×１０3Ｐａ以下 Ａｒ雰囲気圧 １５ｃｍＨｇ 吹き出し圧 ０．４ｋｇｆ／ｃｍ3 ロール回転速度 ４０００ｒｐｍ 吹き出し温度 １４５０℃ 得られた急冷合金は、良好な薄帯形状を形成しなかった
が、次工程で粉砕を行うので問題はない。
【００５２】（粉末の作製）得られた急冷合金薄帯をロ
ータースピードミルで粉砕し、分級を行った。各粒径の
粉末の重量割合を調べた結果を、図８（Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎ
ｂ2Ｂ5）および図９（Ｆｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5）に示す。
これらの結果より、いずれの薄帯でも主に粒径３５〜１
０５μｍ程度の粉末に好ましく粉砕されていることが認
められる。またＦｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5では粒径３５〜５
３μｍの粉末が最も多く、Ｆｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5では、
５３〜１０５μｍの粉末が最も多いことがわかる。この
ことから、Ｎｄ濃度が高い組成の合金は、Ｎｄ濃度が低
いものに比べて脆く、均一に粉砕し易いと考えられる。
ータースピードミルで粉砕し、分級を行った。各粒径の
粉末の重量割合を調べた結果を、図８（Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎ
ｂ2Ｂ5）および図９（Ｆｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5）に示す。
これらの結果より、いずれの薄帯でも主に粒径３５〜１
０５μｍ程度の粉末に好ましく粉砕されていることが認
められる。またＦｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5では粒径３５〜５
３μｍの粉末が最も多く、Ｆｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5では、
５３〜１０５μｍの粉末が最も多いことがわかる。この
ことから、Ｎｄ濃度が高い組成の合金は、Ｎｄ濃度が低
いものに比べて脆く、均一に粉砕し易いと考えられる。
【００５３】比較例として、希土類を含まない組成のＦ
ｅ-（Ｎｂ，Ｚｒ）-Ｂ系非晶質合金薄帯を同様にして作
製し、粉砕したところ、粒径５３〜１０５μｍの粉末の
収量は１０％以下であった。このことから、Ｆｅ-Ｎｄ-
Ｎｂ-Ｂ系非晶質合金は、Ｆｅ-（Ｎｂ，Ｚｒ）-Ｂ系非
晶質合金に比べて粉砕が容易であることがわかる。
ｅ-（Ｎｂ，Ｚｒ）-Ｂ系非晶質合金薄帯を同様にして作
製し、粉砕したところ、粒径５３〜１０５μｍの粉末の
収量は１０％以下であった。このことから、Ｆｅ-Ｎｄ-
Ｎｂ-Ｂ系非晶質合金は、Ｆｅ-（Ｎｂ，Ｚｒ）-Ｂ系非
晶質合金に比べて粉砕が容易であることがわかる。
【００５４】（粉末のＸ線回折）図１０および１１は、
粉砕して得られた各粒径のＦｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5粉末
（図１０）およびＦｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5粉末（図１１）
のＸ線回折結果を示すものである。いずれの粒径の粉末
においても、２θ＝５０゜付近にブロードな回折ピーク
が見られ、いずれの粉末も非晶質相を形成していること
がわかる。比較例として、希土類を含まないＦｅ84Ｎｂ
7Ｂ9なる組成の非晶質合金薄帯を同様に粉砕して得られ
た粉末についてＸ線回折を行ったところ、粒径２５〜５
３μｍの粉末において結晶質相の回折線が見られた。こ
の原因としては粉砕時における結晶化や粉砕機からの混
入が考えられる。これらのことから、Ｆｅ-Ｎｄ-Ｎｂ-
Ｂ系非晶質合金は、非晶質相を維持したまま容易に細か
く粉砕できるという利点を有していることが認められ
る。
粉砕して得られた各粒径のＦｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5粉末
（図１０）およびＦｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5粉末（図１１）
のＸ線回折結果を示すものである。いずれの粒径の粉末
においても、２θ＝５０゜付近にブロードな回折ピーク
が見られ、いずれの粉末も非晶質相を形成していること
がわかる。比較例として、希土類を含まないＦｅ84Ｎｂ
7Ｂ9なる組成の非晶質合金薄帯を同様に粉砕して得られ
た粉末についてＸ線回折を行ったところ、粒径２５〜５
３μｍの粉末において結晶質相の回折線が見られた。こ
の原因としては粉砕時における結晶化や粉砕機からの混
入が考えられる。これらのことから、Ｆｅ-Ｎｄ-Ｎｂ-
Ｂ系非晶質合金は、非晶質相を維持したまま容易に細か
く粉砕できるという利点を有していることが認められ
る。
【００５５】（圧密体の製造）粒径５３〜１０５μｍの
Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5粉末およびＦｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5粉
末をそれぞれ型に充填し、プラズマ焼結を行って圧密体
を成形した。焼結条件は、圧力を６６３ＭＰａ、昇温速
度を１６．７℃／秒、焼結温度を５５０℃、保持時間を
４８０秒間（８分間）とした。図１２（Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎ
ｂ2Ｂ5）および図１３（Ｆｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5）は焼結
時の時間経過に伴う試料の温度変化と圧縮量変化を示し
たものである。これらのグラフにおいて−●−は温度変
化を示し、−○−は圧縮量変化を示す。圧縮量は、この
値が大きいほど試料の体積が小さくなっていることを意
味する。
Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5粉末およびＦｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5粉
末をそれぞれ型に充填し、プラズマ焼結を行って圧密体
を成形した。焼結条件は、圧力を６６３ＭＰａ、昇温速
度を１６．７℃／秒、焼結温度を５５０℃、保持時間を
４８０秒間（８分間）とした。図１２（Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎ
ｂ2Ｂ5）および図１３（Ｆｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5）は焼結
時の時間経過に伴う試料の温度変化と圧縮量変化を示し
たものである。これらのグラフにおいて−●−は温度変
化を示し、−○−は圧縮量変化を示す。圧縮量は、この
値が大きいほど試料の体積が小さくなっていることを意
味する。
【００５６】これらの図より、いずれの組成の試料にお
いても、約５００秒で焼結温度に達している。また圧縮
量は、各試料とも昇温と同時に減少しはじめ（領域
Ｉ）、試料温度が３２７〜４２７℃付近となるときに一
旦上昇した後（領域II）、再び減少する（領域III）傾
向が見られる。領域Ｉおよび領域IIIで圧縮量が減少す
るのは、すなわち試料体積が増すのは、試料と燃料ダイ
スの熱膨張に起因すると考えられる。また領域IIで圧縮
量が増加していることから、この試料温度領域で、試料
が軟化し、焼結していると考えられる。図１４は、試料
温度と圧縮量との関係を示したものである。圧縮量が増
加するのは、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5（−●−で示す）で
は試料温度が約４２７〜５２７℃の領域であり、Ｆｅ88
Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5（−■−で示す）では試料温度が３２７
〜５２７℃の領域である。このことから、いずれの組成
の試料も３２７〜５２７℃付近で軟化、焼結しており、
特にＦｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5なる組成の合金の方がＦｅ86
Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5なる組成の合金よりも低温で軟化、焼結
していることがわかる。得られた圧密体の密度は７．５
〜７．６ｇ／ｃｍ3であり、ほぼ真密度の圧密体であっ
た。
いても、約５００秒で焼結温度に達している。また圧縮
量は、各試料とも昇温と同時に減少しはじめ（領域
Ｉ）、試料温度が３２７〜４２７℃付近となるときに一
旦上昇した後（領域II）、再び減少する（領域III）傾
向が見られる。領域Ｉおよび領域IIIで圧縮量が減少す
るのは、すなわち試料体積が増すのは、試料と燃料ダイ
スの熱膨張に起因すると考えられる。また領域IIで圧縮
量が増加していることから、この試料温度領域で、試料
が軟化し、焼結していると考えられる。図１４は、試料
温度と圧縮量との関係を示したものである。圧縮量が増
加するのは、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5（−●−で示す）で
は試料温度が約４２７〜５２７℃の領域であり、Ｆｅ88
Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5（−■−で示す）では試料温度が３２７
〜５２７℃の領域である。このことから、いずれの組成
の試料も３２７〜５２７℃付近で軟化、焼結しており、
特にＦｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5なる組成の合金の方がＦｅ86
Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5なる組成の合金よりも低温で軟化、焼結
していることがわかる。得られた圧密体の密度は７．５
〜７．６ｇ／ｃｍ3であり、ほぼ真密度の圧密体であっ
た。
【００５７】ここで図１５は、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5な
る組成の非晶質合金薄帯と、Ｆｅ88Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5合金
薄帯のＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲線である。昇温速
度は４０℃／秒とした。各組成とも２〜３段階の結晶化
反応による発熱ピークが見られる。Ｆｅ-Ｎｄ-Ｎｂ-Ｂ
系合金における各相の析出順序は明らかにされていない
が、Ｆｅ-Ｐｒ-Ｎｂ-Ｂ系合金と同様と考えると、Ｆｅ3
Ｂ、ｂｃｃ-Ｆｅ、Ｆｅ14Ｎｄ2Ｂの順番で析出している
と予想される。この図においてＦｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5合
金の結晶化は６５０℃付近で、Ｆｅ88Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5合
金の結晶化は約６１０℃付近で起こっており、前記図１
４における軟化温度の範囲より高い温度である。このこ
とから、結晶化が始まるより低温から軟化していると考
えられる。予め熱処理して、ナノ結晶構造にした粉末を
焼結した場合には、図１４に見られた圧縮量の増加は見
られず、密度も６.６ｇ／ｃｍ3と低いものであった。こ
こで、図１６はＦｅ88Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5およびＦｅ86Ｎｂ2
Ｎｄ7Ｂ5の非晶質粉末と、比較例として、Ｆｅ88Ｎｂ2
Ｎｄ5Ｂ5合金を熱処理し、結晶化した粉末を焼結し、時
間（秒）と各資料の温度および膨張量（ダイス変位量）
を測定した結果を示す図である。図より明らかなよう
に、Ｆｅ88Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｂ2Ｎｄ7Ｂ5の非晶
質合金粉末を焼結したものは、３５０℃、２４０秒付近
を境に膨張が止まり、もしくは、逆に収縮していること
がわかる。これは、試料が３５０℃、２４０秒付近で軟
化し、焼結していることを意味する。これに対し、Ｆｅ
86Ｎｂ2Ｎｄ7Ｂ5結晶化合金は、６００℃、４２５秒で
軟化し、焼結している。この結果から、非晶質状態で焼
結した方がより低い温度、短い時間で焼結できることが
わかる。
る組成の非晶質合金薄帯と、Ｆｅ88Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5合金
薄帯のＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲線である。昇温速
度は４０℃／秒とした。各組成とも２〜３段階の結晶化
反応による発熱ピークが見られる。Ｆｅ-Ｎｄ-Ｎｂ-Ｂ
系合金における各相の析出順序は明らかにされていない
が、Ｆｅ-Ｐｒ-Ｎｂ-Ｂ系合金と同様と考えると、Ｆｅ3
Ｂ、ｂｃｃ-Ｆｅ、Ｆｅ14Ｎｄ2Ｂの順番で析出している
と予想される。この図においてＦｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5合
金の結晶化は６５０℃付近で、Ｆｅ88Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5合
金の結晶化は約６１０℃付近で起こっており、前記図１
４における軟化温度の範囲より高い温度である。このこ
とから、結晶化が始まるより低温から軟化していると考
えられる。予め熱処理して、ナノ結晶構造にした粉末を
焼結した場合には、図１４に見られた圧縮量の増加は見
られず、密度も６.６ｇ／ｃｍ3と低いものであった。こ
こで、図１６はＦｅ88Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5およびＦｅ86Ｎｂ2
Ｎｄ7Ｂ5の非晶質粉末と、比較例として、Ｆｅ88Ｎｂ2
Ｎｄ5Ｂ5合金を熱処理し、結晶化した粉末を焼結し、時
間（秒）と各資料の温度および膨張量（ダイス変位量）
を測定した結果を示す図である。図より明らかなよう
に、Ｆｅ88Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5、Ｆｅ86Ｎｂ2Ｎｄ7Ｂ5の非晶
質合金粉末を焼結したものは、３５０℃、２４０秒付近
を境に膨張が止まり、もしくは、逆に収縮していること
がわかる。これは、試料が３５０℃、２４０秒付近で軟
化し、焼結していることを意味する。これに対し、Ｆｅ
86Ｎｂ2Ｎｄ7Ｂ5結晶化合金は、６００℃、４２５秒で
軟化し、焼結している。この結果から、非晶質状態で焼
結した方がより低い温度、短い時間で焼結できることが
わかる。
【００５８】（圧密体の構造および磁気特性）上記の焼
結により得られたＦｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5圧密体およびＦ
ｅ88Ｎｄ5Ｎｂ 2Ｂ5圧密体を、リング状に加工した後、
熱処理した。熱処理は、真空中で、熱処理温度７５０
℃、処理時間１８０秒、昇温速度３６℃／秒で行った。
図１７は、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5圧密体およびＦｅ88Ｎ
ｄ5Ｎｂ2Ｂ5圧密体の、焼結直後および熱処理後におけ
るＸ線回折結果をそれぞれ示すものである。各圧密体と
も、焼結直後および熱処理後においてはｂｃｃ−Ｆｅに
よる回折ピーク（図中、○で示す）、Ｆｅ3Ｂによる回
折ピーク（図中、●で示す）、およびＦｅ14Ｎｄ2Ｂに
よる回折ピーク（図中、△で示す）が見られ、これらの
混相が形成されていることがわかる。このことから、こ
れらバルク合金は、ｂｃｃ相、Ｆｅ14Ｎｄ2Ｂ相の複相
構造であることがわかる。
結により得られたＦｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5圧密体およびＦ
ｅ88Ｎｄ5Ｎｂ 2Ｂ5圧密体を、リング状に加工した後、
熱処理した。熱処理は、真空中で、熱処理温度７５０
℃、処理時間１８０秒、昇温速度３６℃／秒で行った。
図１７は、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5圧密体およびＦｅ88Ｎ
ｄ5Ｎｂ2Ｂ5圧密体の、焼結直後および熱処理後におけ
るＸ線回折結果をそれぞれ示すものである。各圧密体と
も、焼結直後および熱処理後においてはｂｃｃ−Ｆｅに
よる回折ピーク（図中、○で示す）、Ｆｅ3Ｂによる回
折ピーク（図中、●で示す）、およびＦｅ14Ｎｄ2Ｂに
よる回折ピーク（図中、△で示す）が見られ、これらの
混相が形成されていることがわかる。このことから、こ
れらバルク合金は、ｂｃｃ相、Ｆｅ14Ｎｄ2Ｂ相の複相
構造であることがわかる。
【００５９】また図１８は、焼結後のＦｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2
Ｂ5圧密体およびＦｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5圧密体の磁化曲線
を示す。図１８において実線はＦｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5の
磁化曲線を示し、破線はＦｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5の磁化曲
線を示す。いずれの圧密体も、単一相からなる磁性材料
と同様に、ステップの見られない磁化曲線が得られてい
る。このことから、得られた圧密体では、微細なソフト
磁性相とハード磁性相とが磁気的に結合して、一相のハ
ード磁性相のみからなる硬磁性材料のような磁化曲線を
示す特性、すなわち交換スプリング特性が得られている
ことがわかる。さらに、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5圧密体お
よびＦｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5圧密体について、圧密体の磁
気特性として残留磁化Ｉｒ（Ｔ）、角形比（Ｉｒ／Ｉ
ｓ）、保磁力ｉＨｃ（ｋＡ／ｍ）、および最大磁気エネ
ルギー積（ＢＨ）max（ｋＪ／ｍ3）を測定した。その結
果を下記表２に示す。また、比較のために、上記圧密体
と同じ合金組成の非晶質合金薄帯を熱処理した後の磁気
特性を測定した結果を表２にあわせて示す。熱処理温度
は、最も良好な硬磁気特性が得られる７５０℃とした。
Ｂ5圧密体およびＦｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5圧密体の磁化曲線
を示す。図１８において実線はＦｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5の
磁化曲線を示し、破線はＦｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5の磁化曲
線を示す。いずれの圧密体も、単一相からなる磁性材料
と同様に、ステップの見られない磁化曲線が得られてい
る。このことから、得られた圧密体では、微細なソフト
磁性相とハード磁性相とが磁気的に結合して、一相のハ
ード磁性相のみからなる硬磁性材料のような磁化曲線を
示す特性、すなわち交換スプリング特性が得られている
ことがわかる。さらに、Ｆｅ86Ｎｄ7Ｎｂ2Ｂ5圧密体お
よびＦｅ88Ｎｄ5Ｎｂ2Ｂ5圧密体について、圧密体の磁
気特性として残留磁化Ｉｒ（Ｔ）、角形比（Ｉｒ／Ｉ
ｓ）、保磁力ｉＨｃ（ｋＡ／ｍ）、および最大磁気エネ
ルギー積（ＢＨ）max（ｋＪ／ｍ3）を測定した。その結
果を下記表２に示す。また、比較のために、上記圧密体
と同じ合金組成の非晶質合金薄帯を熱処理した後の磁気
特性を測定した結果を表２にあわせて示す。熱処理温度
は、最も良好な硬磁気特性が得られる７５０℃とした。
【００６０】
【表２】
【００６１】これらの結果より、いずれの組成の圧密体
も、薄帯とほぼ同等の保磁力ｉＨｃが得られている。ま
た圧密体の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxは薄帯よ
り劣っているが、これは角形比が減少していることに起
因していると思われる。
も、薄帯とほぼ同等の保磁力ｉＨｃが得られている。ま
た圧密体の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxは薄帯よ
り劣っているが、これは角形比が減少していることに起
因していると思われる。
【００６２】
【発明の効果】本発明の硬磁性合金圧密体の製造方法
は、式、Ｔ １００−ａ−ｂ−ｃ Ｒ ａ Ｍ ｂ Ｂ ｃ （式中、Ｔ
はＦｅ単独あるいはＦｅに加えてＣｏとＮｉの少なくと
も一方を含む元素、Ｒは希土類元素の１種以上、ＭはＺ
ｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａの１種以上、Ｂはホウ素を表し、
ａが４≦ａ≦７であり、ｂが０ . ５≦ｂ≦３であり、ｃ
が３≦ｃ≦７である）で表され、非晶質相を５０重量％
以上含み、結晶化したときに硬磁性を発現する合金の粉
末に圧力を加えるとともに昇温して結晶化反応時に起こ
る軟化現象を利用し、軟化現象を起こす温度領域であっ
て、ｂｃｃ - Ｆｅ結晶相が形成される５００〜６００℃
の温度にて焼結し圧密化するので、結合材を必要とせ
ず、優れた硬磁性特性を有し、しかも各種の形状に成形
し得る硬磁性合金圧密体が得られる。
は、式、Ｔ １００−ａ−ｂ−ｃ Ｒ ａ Ｍ ｂ Ｂ ｃ （式中、Ｔ
はＦｅ単独あるいはＦｅに加えてＣｏとＮｉの少なくと
も一方を含む元素、Ｒは希土類元素の１種以上、ＭはＺ
ｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａの１種以上、Ｂはホウ素を表し、
ａが４≦ａ≦７であり、ｂが０ . ５≦ｂ≦３であり、ｃ
が３≦ｃ≦７である）で表され、非晶質相を５０重量％
以上含み、結晶化したときに硬磁性を発現する合金の粉
末に圧力を加えるとともに昇温して結晶化反応時に起こ
る軟化現象を利用し、軟化現象を起こす温度領域であっ
て、ｂｃｃ - Ｆｅ結晶相が形成される５００〜６００℃
の温度にて焼結し圧密化するので、結合材を必要とせ
ず、優れた硬磁性特性を有し、しかも各種の形状に成形
し得る硬磁性合金圧密体が得られる。
【００６３】本発明の硬磁性合金圧密体の製造方法によ
れば、結合材を必要とせず、相対密度が高く緻密かつ堅
牢であり、優れた硬磁性特性を有し、各種の形状に成形
し得る硬磁性合金圧密体が得られる。
れば、結合材を必要とせず、相対密度が高く緻密かつ堅
牢であり、優れた硬磁性特性を有し、各種の形状に成形
し得る硬磁性合金圧密体が得られる。
【００６４】更に本発明の製造方法によれば、結晶化し
たときに硬磁性を発現する非晶質相を５０重量％以上含
む合金を、結晶化と同時に固化成形するので、結晶化し
た後に焼結する場合に比べて相対密度が高く緻密な硬磁
性合金圧密体が得られる。
たときに硬磁性を発現する非晶質相を５０重量％以上含
む合金を、結晶化と同時に固化成形するので、結晶化し
た後に焼結する場合に比べて相対密度が高く緻密な硬磁
性合金圧密体が得られる。
【００６５】本発明において前記式中のＲが、少なくと
もＰｒまたはＮｄであれば、きわめて強力な硬磁性特性
を有する永久磁石が得られる。
もＰｒまたはＮｄであれば、きわめて強力な硬磁性特性
を有する永久磁石が得られる。
【００６６】
【００６７】
【００６８】本発明では、成形体の６０重量％以上を平
均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶相とし、残部を非
晶質相とし、前記の微細結晶相に少なくともｂｃｃ−Ｆ
ｅ相とＦｅ １４ Ｒ ２ Ｂ相とを生成させるので、微細なソ
フト磁性相とハード磁性相とが磁気的に結合して、一相
のハード磁性相のみからなる硬磁性材料のような磁化曲
線を示す特性、すなわち交換スプリング特性が得られ
る。
均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶相とし、残部を非
晶質相とし、前記の微細結晶相に少なくともｂｃｃ−Ｆ
ｅ相とＦｅ １４ Ｒ ２ Ｂ相とを生成させるので、微細なソ
フト磁性相とハード磁性相とが磁気的に結合して、一相
のハード磁性相のみからなる硬磁性材料のような磁化曲
線を示す特性、すなわち交換スプリング特性が得られ
る。
【図１】 本発明に係る非晶質合金の試料について、Ｄ
ＳＣ曲線（Ａ）とＴＭＡ曲線（Ｂ）とを測定した結果を
示すグラフである。
ＳＣ曲線（Ａ）とＴＭＡ曲線（Ｂ）とを測定した結果を
示すグラフである。
【図２】 本発明に係る非晶質合金の試料について、焼
結温度を（ａ），（ｂ），（ｃ），（ｄ）の順に高く変
化させたときに得られた圧密体試料の組織の顕微鏡写真
である。
結温度を（ａ），（ｂ），（ｃ），（ｄ）の順に高く変
化させたときに得られた圧密体試料の組織の顕微鏡写真
である。
【図３】 本発明に係る非晶質合金の試料について、焼
結温度を（ａ），（ｂ），（ｃ），（ｄ）の順に高く変
化させたときに得られた圧密体試料のＸ線回折によるパ
ターンを示すグラフである。
結温度を（ａ），（ｂ），（ｃ），（ｄ）の順に高く変
化させたときに得られた圧密体試料のＸ線回折によるパ
ターンを示すグラフである。
【図４】 本発明に係る圧密体の密度（Ａ）、相対密度
（Ｂ）、および比較例の圧密体の密度（Ｃ）、相対密度
（Ｄ）を示すグラフである。
（Ｂ）、および比較例の圧密体の密度（Ｃ）、相対密度
（Ｄ）を示すグラフである。
【図５】 プラズマ燒結装置の一例の要部構造を示す断
面図である。
面図である。
【図６】 図５に示すプラズマ燒結装置で原料粉末に印
加するパルス電流波形の一例を示す図である。
加するパルス電流波形の一例を示す図である。
【図７】 プラズマ燒結装置一例の全体構成を示す正面
図である。
図である。
【図８】 本発明に係る非晶質合金粉末の粒度分布を示
すグラフである。
すグラフである。
【図９】 本発明に係る非晶質合金粉末の粒度分布を示
すグラフである。
すグラフである。
【図１０】 本発明に係る非晶質合金粉末のＸ線回折結
果を示すグラフ。
果を示すグラフ。
【図１１】 本発明に係る非晶質合金粉末のＸ線回折結
果を示すグラフ。
果を示すグラフ。
【図１２】 本発明に係る圧密体焼結時の試料温度変化
と圧縮量変化を示すグラフである。
と圧縮量変化を示すグラフである。
【図１３】 本発明に係る圧密体焼結時の試料温度変化
と圧縮量変化を示すグラフである。
と圧縮量変化を示すグラフである。
【図１４】 本発明に係る圧密体焼結時の試料温度と圧
縮量との関係を示すグラフである。
縮量との関係を示すグラフである。
【図１５】 本発明に係る非晶質合金薄帯のＤＳＣ曲線
測定結果を示すグラフである。
測定結果を示すグラフである。
【図１６】 Ｆｅ88Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5およびＦｅ86Ｎｂ2Ｎ
ｄ7Ｂ5の非晶質粉末とＦｅ88Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5合金を熱処
理し、結晶化した粉末を焼結し、時間（秒）と各資料の
温度および膨張量（ダイス変位量）を測定した結果を示
す図である。
ｄ7Ｂ5の非晶質粉末とＦｅ88Ｎｂ2Ｎｄ5Ｂ5合金を熱処
理し、結晶化した粉末を焼結し、時間（秒）と各資料の
温度および膨張量（ダイス変位量）を測定した結果を示
す図である。
【図１７】 本発明に係る圧密体のＸ線回折結果を示す
グラフである。
グラフである。
【図１８】 本発明に係る圧密体の磁化曲線測定結果を
示すグラフである。
示すグラフである。
Ａ 放電プラズマ燒結装置
１ ダイ
２、３ パンチ
４、５ 基台
６ 粉末原料
７ 熱電対
１１ 基盤
１２ 基盤
１３ チャンバ
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 水嶋 隆夫
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
(72)発明者 牧野 彰宏
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
(72)発明者 井上 明久
宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地
川内住宅11−806
(72)発明者 増本 健
宮城県仙台市青葉区上杉３丁目８番22号
(56)参考文献 特開 平１−103805（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−184712（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−113101（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−215906（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−212701（ＪＰ，Ａ)
特開 昭64−703（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−9852（ＪＰ，Ａ)
特開 昭62−74032（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−250123（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−54106（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−125802（ＪＰ，Ａ)
特開 昭58−64302（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 1/04
Claims (5)
- 【請求項１】 組成が、以下の式 Ｔ１００−ａ−ｂ−ｃＲａＭｂＢｃ （式中、Ｔは、Ｆｅ単独あるいはＦｅに加えてＣｏとＮ
ｉの少なくとも一方を含む元素、Ｒは、希土類元素のう
ちの１種以上の元素、Ｍは、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａの
うちの１種以上の元素、Ｂは、ホウ素を表し、ａは、４
≦ａ≦７であり、ｂは、０ . ５≦ｂ≦３であり、かつｃ
は、３≦ｃ≦７である）で表され、非晶質相を５０重量
％以上含み、結晶化したときに硬磁性を発現する合金の
粉末に圧力を加えるとともに昇温して結晶化反応時に起
こる軟化現象を利用し、該軟化現象を起こす温度領域で
あって、ｂｃｃ - Ｆｅ結晶相が形成される５００〜６０
０℃の温度にて焼結し圧密化することを特徴とする硬磁
性合金圧密体の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１に記載の製造方法において、前
記式中のＲが、少なくともＰｒまたはＮｄであることを
特徴とする硬磁性合金圧密体の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１〜２のいずれかに記載の製造方
法において、組成が、式、Ｆｅ８８Ｐｒ７Ｂ５、Ｆｅ
８６Ｐｒ７Ｎｂ２Ｂ５、Ｆｅ８６Ｎｄ７Ｚｒ２Ｂ５、Ｆ
ｅ８６Ｎｄ９Ｂ５、Ｆｅ８４Ｐｒ１１Ｂ５、Ｆｅ８８Ｐ
ｒ５Ｎｂ２Ｂ５、Ｆｅ８８Ｎｄ５Ｎｂ２Ｂ５、Ｆｅ８６
Ｎｄ７Ｎｂ２Ｂ５、Ｆｅ８９Ｐｒ４Ｎｂ２Ｂ５ のうち
の１以上で表される合金を用いることを特徴とする硬磁
性合金圧密体の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに記載の製造方
法により製造された成形体を熱処理して結晶質相を析出
させることを特徴とする硬磁性合金圧密体の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれか１項に記載の製
造方法において、成形体の６０重量％以上を平均結晶粒
径が１００ｎｍ以下の微細結晶相とし、残部を非晶質相
とし、かつ前記の微細結晶相に少なくともｂｃｃ（体心
立方構造）−Ｆｅ相とＦｅ１４Ｒ２Ｂ相（式中、Ｒは、
希土類元素のうちの１種以上の元素を表す）とを生成さ
せることを特徴とする硬磁性合金圧密体の製造方法。
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