JPH03153852A - 磁性材料、それから成る磁石及びそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は希土類一鉄一窒素一水素一酸素一Ｍ成分系組成
を有する磁性材料に関し、特に永久磁石材料として好適
な磁性材料およびそれから成る磁石ならびにその製造方
法に関する。

〔従来の材料〕

永久磁石材料は小型モーター、アクチュエーター材料な
どとして家庭電化製品、音響製品、自動車部品に利用さ
れる一方、医療機器用大型磁石として使用されるなどエ
レクトロニクスの種々の分野で広い用途がある。磁石材
料はどのような利用法においても小型化、軽量化がその
進展方向であり、現在もＳｍ　−Ｃｏ系゛磁石からより
高い磁気特性を有するＮｄ　−Ｆｅ　−Ｂ系磁石へと大
きく変換中である。

ここにいう磁気特性とは材料の飽和磁化（４πＩｓ）、
残留磁束密度（Ｂｒ）、固有保磁力（ｉｌＩｃ）　、磁
気異方性エネルギー、角形比（Ｂｒ／　４πＩｓ）、最
大エネルギー積（（ＢＨ）ｅ＋ａｘ）　、キュリー温度
、熱減磁率を言う。

ところで、Ｓｔａ　−Ｃｏ系はその原料価格もさること
ながら、Ｓｓの供給量自体に限界があり、現状でも生産
量がほぼ飽和状態に達しており、このこともＮｄ　−ｒ
ｅ　−Ｂ系への転換をさらに押し進める原因にもなって
いる。

このＮｄ　−Ｆｅ　−Ｂ系磁石（例えば特開昭５９−４
６００８号公報）はこれまでにない高い磁気特性を有し
、かつ、Ｓｍ　−Ｃｏ系に比較して原料供給が安定し安
価であるという大きな長所がある。しかし、一方で温度
特性が劣り、キュリー点が低く、かつ耐食性は劣悪であ
り、大きな短所となっている。

この点を改良するためにＦｅをＣＯで一部置換する方法
（例えば特開昭５９−１３２１０４号公報）やＮｄの一
部を重希土類元素に置換する方法も提案されている（例
えば特開昭６０−３４００５号公報）。

しかしながら、いずれも本質的な解決には到らず、現状
では結局コーティングやメツキなどの処理により、耐食
性の向上を図ることが実用化の必須条件となっている。

このため、実用特性は低下し、Ｎｄ　−Ｆｅ　−Ｂ系の
本来の高磁気特性は引き出しきれていない。

すなわち、Ｓｓ　−Ｃｏ系、Ｎｄ　−Ｆｅ　−Ｂ系とも
優れた磁石材料ではありながら実用上は多くの問題をか
かえており、さらに新規な磁石材料の出現がのぞまれて
いる。

また、従来のＳｍ　−Ｃｏ系、Ｎｄ　−Ｆｅ　−Ｂ系焼
結磁石では、いずれの場合も焼結後の熱処理によって強
磁性粒子境界部分に粒子内部と組成の異なる相が分離す
る。いわゆる２相分離型の微構造を形成する。これは粒
子内部、すなわち磁性領域間の相互作用を弱め、それに
よって逆に磁気特性は向上する。

Ｎｄ　−Ｆｅ　−Ｂ系ではこの熱処理工程なしでは保磁
力、磁気異方性が発現し難いことも知られている。

〔発明が解決しようとする課題〕

本発明は先願の希土類−鉄一窒素一酸素一水素系新規磁
気異方性材料が粉体において達成した高い磁気特性を、
バルク磁石とくに焼結磁石ならびにボンド磁石として引
き出すことを検討し、それを達成すると同時に希土類−
鉄一窒素一水素一酸素−Ｍ成分系磁性材料という新たな
磁性材料を提供しようとするものである。

〔課題を解決するための手段〕

磁性材料ＲｅαＦｅ　（１゜。−α−β−γ−δ−ε、
ＮβＨγＯδＭεにおいて、Ｍを含有しない組成におい
ては熱処理、雰囲気処理を行っても、Ｓｍ−Ｃｏ　、Ｎ
ｄ−Ｆｅ−Ｂ系で見られるような２相分離型の微構造を
有する磁性材料を調製することは難しい。従って、焼結
磁石のようなバルクとして、高い磁気特性を引き出すこ
とが難しい。

そこで、本発明では、金属元素、半金属元素、無機化合
物をＲｅ−Ｆｅ−Ｎ−Ｈ−０系磁性材料に加えることに
よって、上記課題を解決したものである。すなわち本発
明の構成は、 （１）　　一般式ＲｅαＦｅＨｏｏ−α−β−γ−δ−
ε）ＮβＨγＯδＭεで表わされる磁性材料であり、Ｒ
ｅはＹを含む希土類元素のうちの少なくとも一種、Ｍは
Ｍｇ、　Ｔｉ、　Ｚｒ、　Ｃｕ、　Ｚｎ、　Ａｊ７．　
Ｇａ、　Ｉｎ、　Ｓｉ。

Ｇｅ、　Ｓｎ、　Ｐｂ、　Ｂｉの元素及びこれらの元素
ならびにＲｅの酸化物、フッ化物、炭化物、窒化物、水
素化物のうち少なくとも一種、 α、β、γ、δ、ε、はそれぞれモル百分率で ５　　≦　α　≦２０ ５　≦　β　≦２５ ０．０１≦　γ　≦５ ０．０１≦　δ　≦１０ ０．１　　≦　ε　≦４０ であることを特徴とする磁性材料。

（２）上記（１）に記載の磁性材料の成分であるＦｅの
０゜０１〜５０モル％をＣｏで置換した組成を有するこ
とを特徴とする磁性材料。

（３）上記（１）または（２）に記載の磁性材料から成
り、その組織の微構造の粒子境界部に上部一般式で示し
た成分のうちＭの含有量が多い相を有し、粒子中心部に
はＭの含有量が少ないか、または、Ｍｏを含有しない相
を有することを特徴とする２相分離型のバルク磁石。

（４）その成分が、Ｒｅ、　Ｆｅ、　Ｎ、　Ｈ，Ｏから
なる磁性材料にＭ成分を混合添加して、それを焼結する
ことによって、このＭ成分を主に粒子境界部に拡散させ
、反応させることを特徴とする上記（３）に記載の２相
分離型のバルク磁石の製造方法。

（５）上記（１）または（２）に記載の磁性材料から成
ることを特徴とするボンド磁石である。

また、Ｍ成分の混合方法としては、焼結、もしくは焼鈍
前の粉砕時に混入する方法がもっとも有効であり、かつ
この添加方法によれば、焼結後の強磁性粒子境界部と内
部の２相分離型微構造を極めて効率よく、均一に作製で
きるため、焼結条件の制御、混合するＭ成分の種類によ
り種々の磁気特性を育する磁石を調製し得ることが明ら
かになった。

すなわち、製造方法の構成は、その成分が、Ｒｅ。

Ｆｅ、　Ｎ、　Ｈ，Ｏからなる磁性材料の焼鈍前の粉砕
の時、または、焼結の時にＭ成分を添加して、それを焼
結することによって、このＭ成分を主に強磁性粒子境界
部に拡散させるか、もしくはさらに、反応させる２相分
離型のバルク磁石の製造方法である。

本磁性材料の成分のうち、Ｒｅ−Ｆｅ−Ｎ−）（−０の
みで磁性粉体を構成した場合は粉体としては良好な磁気
特性が得られるものの、それを焼結し、熱処理を加えて
もＲｅ−Ｆｅ−Ｎ−Ｈ−０系ではＳｍ−Ｃｏ−、Ｎｄ−
Ｆｅ−Ｂ系で見られる有効な相分離は起こらない。とこ
ろがこの系にＭ成分を加えた場合、このＭ成分は強磁性
粒子間領域に侵入し、焼結条件に応じて主相間に分離層
を設ける役割を演するか、もしくはさらに主相と反応し
て低磁気特性領域を形成する。

特にＭ成分として、融点５００℃以下の低融点元素Ｍｌ
が少なくとも一種含まれていると、低磁気特性領域を形
成するのに有効である。

しかし、融点５００℃以上の元素Ｍｈ、または無機化合
物Ｍｉを加えた場合でも強磁性粒子間に微分散させるこ
とで、同様な効果を得ることができる。

勿論、このＭ成分はＲｅ−Ｆｅ−Ｎ−Ｈ−０−Ｍ系にお
ける熱処理で相分離をひき起こしさえすれば有効であり
、後述する様に母合金の合成時もしくは窒化・水素化の
段階で添加する方法も有効である。

このようにＲｅ−Ｆｅ−Ｎ−Ｈ−０−Ｍ基磁性材料は、
Ｍ成分を含有しない場合に対して明瞭に区別でき、特に
焼結磁石において主として保磁力と角形比は顕著に向上
する。

以下本発明の永久磁石材料の組成について詳細に説明す
る。

なお、本発明中で各組成の含有率はモル百分率で表記す
る。ここでいうモル百分率α、β、γ。

δ、εは、Ｍが単一元素あるいは２元以上の多元元素系
である場合、原子百分率と同義であるが、Ｍが酸化物、
窒化物などの無機化合物を含む場合は化学式あるいは組
成式の定める原子団の原子量、の総和を１モルとし、Ｒ
ｅ、　Ｆｅ、　Ｎ、　Ｈ，Ｏ系のそれぞれｌ原子を１モ
ルとしてモル百分率を計算する。

また、前述のように、本発明のＲｅ−Ｆｅ−Ｎ−Ｈ−０
−Ｍ基磁性材料では、２相分離型の微構成がその特徴の
一つであるので微構造中の強磁性粒子境界部と、粒子内
部では組成は変動する。従って、ここでいう組成とは全
微構造の平均を言い、処理条件による微構造中での組成
変動は問わないこととする。

本発明中のＲｅは５〜２０モル％の範囲にあることが必
要である。５モル％未満では保磁力が小さくなってしま
うし、２０モル％を越えると残留磁束密度が小さくなっ
てしまうので、実用的な永久磁石にはならない。又、Ｒ
ｅとしてはＹ、　Ｌａ、　Ｃｅ。

Ｐｒ、　Ｎｄ、　Ｐｍ、　Ｓｍ、　Ｅｕ、　Ｇｄ、　Ｔ
ｂ、　Ｄｙ、　Ｈｏ、　Ｅｒ、　Ｔｍ。

Ｙｂ及びＬｕのうち少なくとも１種を含めばよく、従っ
てミツシュメタルやジジウム等の２種以上の希土類混合
物を用いてもよい。

Ｆｅは本磁性材料の基本組成であり、含有量が９０モル
％まで有効である。また、このＦｅ分をＣｏ原子で置換
した場合はＦｅの５０モル％までの置換ならば物性を損
うことがなく、組成、処理条件に応じて特異な物性値を
引き出し得る。

なお、これらＲｅ−Ｆｅ組成のみについては２−１４．
２−１７組成など、いくつかの構造を基本とすることが
考えられるが、とくに２−１７構造を基礎にして、窒素
、水素、酸素、Ｍを加えてい（のが好ましい。

窒素は５〜２５モル％であることが必要である。

５モル％未満、２５モル％を越えると磁気異方性が小さ
（なり、保磁力も減少し、永久磁石材料としての実用性
はない。とくに１０〜２０モル％の範囲は好ましい。

水素については０．０１〜５モル％であることが必要で
ある。これ以外の組成領域では磁気特性は全般的に低下
するとともに鉄のα相が析出し易くなる。これも特に０
，０２〜４モル％の範囲が好ましい。

酸素については０．０１〜ｌＯモル％であると全般的に
磁気特性が高い。１０モル％以上になると、α−Ｆｅ相
が析出し易くなったり、残留磁束密度の低下を招く。

Ｍ成分としてはＭｇ、　Ｔｉ、　Ｚｒ　　Ｃｕ、　Ｚｎ
、　Ａｎ、　Ｇａ。

Ｉｎ、　Ｓｉ、　Ｇｅ、　Ｓｎ、　Ｐｂ、　Ｂｉの元素
及びこれらの元素ならびにＲｅの酸化物、フッ化物、炭
化物、窒化物、水素化物のうち少なくとも１種存在して
いればよく、２種以上の共存系でも有効である。無機化
合物としては、ＭｇＯ，Ａｌ　２０３．　ＺｒＯ２，Ｔ
ＩＯ，Ｔ＋２０３希土類酸化物などの酸化物、Ａ　Ｉ　
Ｆ３．　ＺｎＦｚ、　ＳｎＦ２゜ＰｂＦ２．　ＨｆＦ４
．希土類フッ化物などのフッ化物、ＳｉＣ。

ＴｉＣ，ＺｒＣ，Ｍｇ２Ｃ，ＨｆＣ，希土類炭化物など
の炭化物、ＡＩＮ、　Ｓｉ、Ｎ、、　Ｚｎ３Ｎ２．　Ｉ
ｎＮ、　ＧａＮ、　Ｇｅ、Ｎ、。

５ｎ３Ｎｚ、　ＴｉＮ、　Ｍｇ＋Ｎ２．　ＨｆＮ、希土
類窒化物などの窒化物、Ｚ　ｒ　Ｈｚ　＋　Ｇ　ｅ　Ｈ
＋　Ｇ　ｅ　Ｈ２１希土類水素化物などの水素化物が挙
げられる。

その組成としてはｏ４から４０モル％まで考えられるが
、３０モル％以上ではいずれのＭ成分でも磁化は減少し
、保磁力が増加する傾向が顕著になり、特殊な用途の磁
気材料となる。１０モル％を越えるとこの傾向はさらに
強まり永久磁石としては実質的でない。０．１モル％未
満では添加効果はほとんど見られない。

本節のはじめに述べたように、本発明で得られる、例え
ば、焼結磁石の微構造では強磁性粒子の粒界部と粒内で
明らかに異なる組成の相が存在する。特に高い磁気特性
を有する試料ではＭ成分が粒界部に多く、粒内では濃度
が低い。この微構造は磁石特性の発現、向上に非常に有
用である。

従って、本発明の試料組成は、とくにＭ成分についてそ
の濃度の低い部分が各強磁性粒子の中央部に、その濃度
の高い部分が強磁性粒子表面及び粒界部に多く存在する
２相型の微構造の平均を意味する。

Ｍ成分の種類と２相分離型のバルク磁石の微構造につい
て、更に詳しく述べる。

前述のようにＭ成分として放射性元素、および■族の一
部の金属元素をのぞき、非磁性でさえあれば、どの元素
及びそれらの無機化合物を添加しても、主として角形比
、保磁力向上に寄与する。

しかしながら、添加Ｍ成分の種類によって磁気特性に与
える効果及びバルク磁石の微構造は異なる。

Ｍ成分としてＺｎ、　Ｇａ、　Ｓｎ、　Ｉｎ、　Ｐｂ、
　Ｂｉなどのような低融点元素Ｍｌを加えた場合、焼結
時にＭｌの融点以上の温度で熱処理することにより強磁
性粒子の粒界部にＭｌが容易に拡散し、磁気特性の高い
２層分離型のバルク磁石を得ることができる。

さらに、Ｚｎ、　Ｇａ、　Ｓｎなどのように鉄と多くの
化合物を形成する物質を中心に添加した場合と、Ｉｎ。

Ｐｂ、　Ｂｉなどのように鉄主体の組成で安定な化合物
を形成し難い物質を中心に添加した場合では添加の効果
は異なる。しかし、いずれの場合でも焼結等の処理条件
の最適化により永久磁石材料と称し得る特性を付与する
ことができる。

Ｉｎ−Ｇａ、　Ｇａ−Ｚｎ、　５ｎ−Ｚｎなどの低融点
元素同志の２種以上の合金あるいは混合物を用いた場合
、多くは融点が変化するために、より低温で処理しても
高い磁気特性を付与できる場合がある。さらに、共晶点
組成のＬａ−Ｃｕ合金のような高融点金属同志の組み合
わせでも融点が低下するため、Ｍｌと同様に扱う事が可
能な場合がある。また、Ｉｎ−２ｎのように常温で相分
離する多元系でもＭ成分として添加可能であるが、添加
量比による磁気特性変化は上記多元系と異なり特異的な
挙動を示す場合があるので、焼結条件の最適化には注意
を要する。

Ｍ成分として高融点元素Ｍｈおよび無機化合物Ｍｔを添
加する場合は、強磁性体粒子の粒界に微分散させること
により２相分離型の微構造を有するバルク磁石を得るこ
とができ、主として角形比、保磁力向上に寄与する。と
くに、ＭｈおよびＭｉの添加系において、Ｓｍ、　Ｇｅ
、　Ａｆｓ　Ｃｅ、Ｚｒ、　Ｔｔ、　Ｓ＋、　ｌ（ｆ。

Ｓｍ２０ｓ、　ＭｇＯ，Ａ１２ｏ、、　ＡｌＦ３．　Ｚ
ｎＦ、、　ＳｉＣ，ＴｉＣ。

Ａ４７Ｎ、　Ｓｉ３Ｎ４．２口３Ｎ２などをＭ成分とし
て用いると、高い角形比ならびに保磁力を付与すること
ができる。微粉砕又は微粉調整可能で安定なＳ　ｉ、　
ＭｇＯ。

Ａｊ！　２０３．　Ｓｉ３Ｎ４．　ＳｔＣ，’ｒｉｃな
どのＭｈならびにＭｉ酸成分強磁性体粒子の粒界に微分
散し易いため特に有効で、高い磁気特性を与える。また
Ｃｕ、　ＺｒＨ２などのＭｈならびにＭｉは高い残留磁
束密度を付与せしめる。

これら、高融点元素Ｍｈ、無機化合物Ｍｉは２種以上の
組み合わせも可能である。

さらに、低融点元素Ｍ１に高融点元素Ｍｈまたは、およ
び無機化合物Ｍｉの組み合わせは特に有効である。Ｚｒ
−Ｚｎ、　　Ｓｍ−Ｚｎ、　Ｃｕ−Ｚｎ、　５ｉ−Ｚｎ
、　Ｇｅ−Ｚｎ、　Ｈｆ−ＩｎなどのＭｉＭｈ系、Ｍｇ
０−Ｚｎ、　１Ｆ３−Ｚｎ、　ＴｉＣ−Ｚｎ。

Ｓｉ、Ｎ、−ＺｎなどのＭｉ−！ｌ系、さらにＭ　（！
　−Ｍｈ−Ｍｉ系などの多元素系をＭ成分として用いる
と、強磁性粒子の粒界部にＭ成分の分散性が良好な２相
分離型の微構造を有する高磁気特性の焼結磁石が得られ
る。

高融点元素Ｍｈにおいても、Ｍｌと同様にＡｆ、　Ｚｒ
。

Ｓｉ、　Ｔｉなどのような鉄と多くの化合物または固溶
体を形成する物質を中心に加えた場合と、Ｃｕなどのよ
うに鉄主体の組成で安定な化合物を形成し難い物質を中
心に加えた場合で添加の効果は異なる。

しかし、いずれの場合でも焼結等の処理条件の最適化に
より永久磁石と称し得る特性を付与することができる。

なお添加成分として、Ｒｅ単独、Ｒｅ−Ｆｅ、　Ｒｅ−
Ｍ。

Ｒｅ−Ｆｅ−Ｍ　、更にＲｅの無機化合物、Ｆｅの無機
化合物、及びそれらとＭの混合系を添加することもでき
る。又上記ＦｅをＣｏ又はＦｅ−Ｃｏに置き換えた添加
系も可能である。

特に強磁性相と親和性が大きい、Ｒｅ組成１００〜３０
モル％のＲｅ−Ｆｅ合金または各種組成のＲｅ−Ｚｎな
どのＲ−Ｍ多元系、Ｒｅ−Ｆｅ−Ｚｎ合金などのＲｅ−
Ｆｅ−Ｍ多元系をＭ成分として、製造工程の各段階で加
えることは有効である。

く製造方法〉 次に本発明の磁性材料の製造方法について説明をするが
、特にこれに限定はしない。

この製造方法のフローチャートを第１図に示す。

すなわち、 （１）母合金の合成では希土類−鉄系合金を合成するが
、この段階でＭ成分を添加することも可能である。（２
）粗粉砕、（３）窒化、水素化で本発明の磁気材料粉体
を作製し得る。ただし、ここまでの段階でＭ成分を含有
させず、次の（４）微粉砕ではじめて添加する方法もあ
り、この方法においては、分解性、昇華性の高いＭ成分
を添加することが可能となり、特に有効である。またこ
の（４）の工程で、酸素量を制御することができ、それ
により磁性粉体の特性を変化させ得る。磁場配向、成形
を経て、（５）焼結ではじめて焼結磁石が作製できる。

さらに、着磁を行い、永久磁石のプロセスを完結する。

また（４）工程の後得られた磁性粉を用いてボンド磁石
を製造することもできる。

以下に各プロセスについて詳細に述べる。

（１）　　母合金の合成 原料合金は高周波炉、アーク溶解炉によっても、又液体
超急冷法によっても作製できる。その組成はＲｅが５〜
２５モル％、Ｆｅが７５〜９５モル％の範囲にあること
が好ましい。Ｒｅが５モル％未満では合金中にα−Ｆｅ
の相が多く存在し、高保磁力が得られない。また、Ｒｅ
が２５モル％を越えると高い残留磁束密度が得られない
。Ｍ成分もこの段階で同時に合金中に添加することが可
能である。

高周波炉及びアーク溶解炉を用いた場合、溶融状態から
合金が凝固する際にＦｅが析出し易く、このことは磁気
特性、とくに保磁力の低下をひきおこす。そこでＦｅ単
体での相を消失させ、合金の組成の均一化および結晶性
の向上を目的として焼鈍を行うことが有効である。この
焼鈍はｓ　ｏ　ｏ　’ｃ〜１３００°Ｃで行う場合に効
果が顕著である。この方法で作製した合金は液体超急冷
法などと比較して結晶性が良好であり、高い残留磁束密
度を有している。

液体超急冷法、ロール回転法などの合金作製法でも、目
的組成の合金を作製できる。しかも、これらの方法によ
り作製した合金の結晶粒と微細であり、条件によっては
サブミクロンの粒子も調製できる。ただし、冷却速度が
大きい場合には合金の非晶質化が起こり、窒化、水素化
後にも残留磁束密度、保磁力が他の方法はど上昇しない
。この場合にも焼鈍等の後処理が必要である。

母合金はいずれの方法で合金した場合でも３００〜５０
０　ｐｐｍ程度の酸素を含有している。この段階におけ
るこの程度の酸素含有量は工程中で行う通常の操作で導
入されるものである。

（２）粗粉砕 この段階の粉砕はショークラッシャー、スタンプミルの
ような粗粉のみを調製するような方法でもよいし、ボー
ルミル、ジェットミルによっても条件次第で可能である
。しかし、この粉砕は次の段階における窒化、水素化を
均一に行わしめるためのものであり、その条件とあわせ
て十分な反応性を有し、かつ酸化が顕著に進行しない粉
体状態に調製することが重要である。

Ｍ成分の混合についてはこの粉砕時に行うことも可能で
ある。

この粗粉砕後の材料が含有する酸素量も母合金と大差な
（１０００ｐｐｍ以下である。

（３）窒化、水素化 粉砕された原料母合金中に窒素及び水素を化合もしくは
含浸させる方法としては原料合金粉末をアンモニアガス
或いはアンモニアガスを含む還元性の混合ガス中で加圧
あるいは加熱処理する方法が有効である。合金中に含ま
れる窒素及び水素量はアンモニアガス含有混合ガスの混
合成分比、及び加熱温度、加圧力、処理時間によって制
御し得る。

混合ガスとしては水素、ヘリウム、ネオン、窒素及びア
ルゴンのいずれか、もしくは２種以上とアンモニアガス
を混合したガスが有効である。混合比は処理条件との関
連で変化させ得るが、アンモニアガス分圧としては、と
くに０．０２〜０．７５ａｔｍが有効であり、処理温度
は２００〜６５０℃の範囲が好ましい。低温では侵入速
度が小さく、６５０°Ｃを越える高温では鉄の窒化物が
生成し、磁気特性は低下する。加圧処理では１０　ａｔ
ｍ程度の加圧でも窒素、水素の含有量を変化させ得る。

アンモニアガス以外のガスを窒化、水素化雰囲気の主成
分とすると、反応効率は著しく低下する。

しかし、たとえば水素ガスと窒素ガスの混合ガスを用い
長時間反応を行うと窒素及び水素の導入は可能である。

窒化・水素化工程は低酸素分圧中で行われるが、工程終
了時の酸素量は多少増大し１０００　ｐｐｍ前後となる
。

（４）微粉砕 Ｒｅ−Ｆｅ−Ｎ−）１−０−Ｍ基磁性材料においてＭの
添加が最も顕著な効果を示すのは、窒化、水素化に続く
、この段階でＭ成分を添加混合し、焼結する方法である
。

添加量は０．１モル％程度の少量から４０モル％までそ
れぞれ雇に応じた添加効果が見られる。とくに２モル％
〜２０モル％の範囲はＭ成分が磁気特性とくに焼結体の
（ＢＨ）　ｗａｘ値を向上させるのに有効である。０．
１〜２モル％の範囲では残留磁束密度の低下が小さく保
磁力は原料粉体を少し上まわる程度である。

一方、２０モル％〜３０モル％程度では保磁力、角形性
に比較的優れた磁石が得られるが残留磁束密度は低くな
る。３０〜４０モル％では保磁力が極めて大きくなるが
磁化は小さく、特殊な磁石材料である。４０モル％を越
えると実用的ではない。

微粉砕方法としてはボールミルで混合、粉砕することが
最も有効であるが、カッターミル、ジェットミルなどの
方法では混合、粉砕することができる。この際、混合粉
砕条件は最終的な磁石物性に顕著な影響を与える。すな
わち、この段階で磁性粉体はＭ成分と混合すると同時に
粒子径、形態も変化するため、成分Ｍが拡散した後の微
構造はこの段階の処理条件の影響を受けるためである。

微粉砕後の平均粒径は数μｍ〜１０μｍ程度かのぞまし
く、サブミクロンに達すると、焼結時にＭ成分との反応
があまりに容易に起こったりして、焼結後の磁気特性は
あまり向上しない。また、サブミクロン粒子では酸化も
容易におこり、取扱いも難しくなる。

一方、粒子径が数ｌＯμｍになると、各粒子内に多数の
磁区が集合しているため、Ｍ成分の添加効果は小さくな
り保磁力が焼結によって顕著には向上しなくなる。

なお、次の焼結プロセスを行わず、単なる熱処理のみを
行った場合でも、磁気特性は大きく変化させることがで
きる。従って例えばボンド磁石等への応用はこの段階後
の熱処理を経過した粉体を用いて行うことができる。

この微粉砕工程においてグローブボックス中における操
作、空気中における操作等雰囲気中の酸素分圧を制御す
ることで物質が含む酸素量は変化する。また粉砕に用い
る溶媒、例えばエタノール、水、他の有ａ溶媒中の水分
及び酸素量によって、物質の含有する酸素量及びその存
在状態は変化する。この段階では酸素量を、例えば様々
な酸素分圧のグローボックス中操作や、様々な水分量を
有する粉砕溶媒を用いることにより３５００　ｐｐｍ以
上のレベルで制御できる。

（５）焼結 焼結は他の焼結磁石と同様、材料の充填密度を上げ、残
留磁束密度を高めたり、材料の機械的強度を上げる目的
で行う。その方法は一般の磁気異方性磁石と同様に、外
部磁場中で磁性粉を磁場配向させプレス体に成型した後
、熱処理すればよい。

具体的な焼結法としては通常の常圧焼結、ホットプレス
、■Ｐなどが挙げられが、ここでは磁気特性を向上させ
、かつ、旧Ｐ法など大型の装置を必要としないホットプ
レス法、とくに雰囲気ホットプレスについて述べる。

本磁性材料は窒素、水素、酸素を含有しており、その含
有量及び存在形態で磁気特性が変化する。。

従ってその含有量を制御することが重要である。

先に述べたように、とくにＮＨ，−８，混合ガスは構造
中のＮ、Ｈ量を制御するために有効である。ただし、５
５０°Ｃ以下の温度領域で焼結を行う場合は、上記の雰
囲気ガスに加えて、アルゴン、ヘリウムなどの不活性ガ
ス雰囲気中、真空中で焼成しても構造中のＮ、Ｈｌを制
御することが可能である。また、６５０°Ｃ以上の温度
では雰囲気によらず分解が進行し、α−Ｆｅ相が析出し
、Ｎ、Ｈ５ｌも当初量から相当量変化する。従って、６
５０°Ｃ以下で焼結することが望ましく、かつ、ホット
プレスの圧力についてはダイス材質にもよるが１０　　
ｔｏｎ／ｃＩｉ１前後で十分である。

条件の詳細はＭ成分として何を用いるかに大きく依存す
る。例えば、４２０　’Ｃ付近に融点を有するＺｎでは
、この温度前後から、Ｚｎの粒界への拡散は顕著になる
が、この拡散のみでは保磁力、角形比は大きく向上しな
い。ただし、３０モル％以上のように多量に添加した場
合は保磁力は増大するが残留磁束密度は低下し、最終的
な（ＢＨ）ｍａｘ値は上昇しない。

ところが温度をさらに上昇させると粒子境界部分に新た
な反応相も生成し、その生成量の最適化により（Ｂｌ（
）ｍａｘ値は著しく向上する。

焼結磁石およびボンド磁石の着磁は、通常用いられる方
法、例えば静磁場を発生する電磁石、パルス磁場を発生
するコンデンサー着磁器などによって行われる。十分着
磁を行わしめるための、磁場強度は、好ましくはｌ　５
　ｋＯｅ以上、さらに好ましくは３０に００以上でる。

以上に例示した方法により、本発明の永久磁石材料を作
製することができる。

ところで、材料の結晶性の完全さと磁気特性には密接な
関わりがあるといえる。本発明の材料の場合結晶性が完
全な程、すなわち、原子配列の乱れが少ない、あるいは
結晶中に欠陥が少ない程、残留磁束密度および磁気異方
性が良好である。そこで、本材料の結晶性を上げれば、
磁気特性を更に高めることができる。結晶性を上げるた
めの具体的手段としては焼鈍がよい。焼鈍は第１図中、
に示すように本材料製造工程中のどこで行っても効果が
ある。

焼鈍の温度および雰囲気は種々選択することができる。

本発明の希土類−鉄一窒素一水素一酸素−Ｍ成分系材料
の焼鈍温度は、１００〜６５０°Ｃで行うことが好まし
い。１００°Ｃ以下では焼鈍の効果が現れにくく、６５
０°Ｃ以上では材料中の窒素および水素の揮散が起りや
すくなる。焼鈍雰囲気は非酸化性雰囲気なら何でもよい
が、特に水素、アルゴン、窒素、およびアンモニアガス
を含む雰囲気ガス中または真空中で効果が大きい。また
、３００°Ｃ以下の低温で焼鈍を行う場合、大気中など
の酸化性雰囲気でも効果がある。

原料合金の焼鈍、すなわち本発明において、窒素および
水素を導入する前に焼鈍を行う場合、焼鈍温度は５００
−１３００℃で行うのが好ましい。このときの雰囲気は
アルゴン等の不活性雰囲気や水素中または真空中で行う
ことが好ましい。

焼鈍以外に結晶性を上げる方法としては、Ｒｅ　−Ｐｅ
系原料合金に水素を吸蔵させた後、得られたＲｅ−Ｆｅ
−Ｈ合金の微粉砕を行い、そして、Ｒｅ−Ｆｅ−１Ｉに
窒素・水素・酸素処理を施す方法やＲｅ−Ｆｅ系原料合
金への水素吸蔵−脱着を繰り返すことにより合金が粉化
することを利用して微粉砕した後に、窒素・水素・酸素
処理を施す方法が挙げられる。

前者において、水素を吸蔵せしめる方法としては、比較
的低温において、Ｎ２ガスまたは＋１２ガスを含む還元
性混合ガス（例えば、）１□とＮ２の混合ガス、Ｈ！と
Ａｒの混合ガスあるいはＮ２と）Ｊｅの混合ガスなど）
の加圧下で行なう方法や、加熱した水素ガス流中または
水素ガスを含む還元性混合ガス流中において行なうこと
ができる。

後者において、水素の吸蔵−脱着を繰り返す方法として
例えばＲｅ−Ｆｅ系合金をＮ２雰囲気中におき、温度の
昇降を繰り返すことで水素の吸蔵−脱着を繰り返すこと
ができる。

上記方法により良好な結晶性を有する微粉末を得ること
ができる理由は明らかではないが、その一つとして水素
が結晶格子間に侵入することにより、粉砕に必要なエネ
ルギーが小さくてすみ、その結果、結晶の受ける損傷も
小さくなるためではないかと考えられる。また、水素吸
蔵−脱着のくり返しによる粉砕の場合は、機械的な衝撃
を結晶が受けないので、結晶性が乱されないものと考え
られる。

〔実施例〕

以下、実施例により本発明をさらに詳細に説明するが本
発明はこれらの例によってなんら限定されるものではな
い。

実施例１ 純度９９．９％のＳｍおよび純度９９．９％のＦｅを用
いてアルゴン雰囲気中高周波炉で溶解混合し、次いで溶
湯を鋳型中に流し込んで冷却し、さらに酸素分圧的１０
−’ａｔ＋ｓのアルゴン雰囲気中において１２５０”Ｃ
３時間焼鈍することにより、モル百分率がＳｍ１０．５
％およびＦｅ　８９．５％からなる合金を調製した。

この合金を窒素雰囲気中、ショークラッシャ〜で粉砕し
た後、さらにコーヒーミルによって平均粒径１００μｍ
にまで粗粉砕した。

得られた合金粉末を管状炉中に入れ、４５０℃において
、アンモニアガス０．４　ａｔｍおよび水素ガス０．６
ａｔｍの混合ガス流を該管状炉中に流して、４５分間該
合金粉末中に窒素と水素を侵入せしめた。

続いて上記雰囲気中で室温まで徐冷することにより５ｌ
ｌｌ１１．Ｓ　ｐｅｔｚ、＋　Ｎ１７．０　＋１２．１
　ｏｏ、コ組成の合金粉末を得た。

この合金粉末にＺｎを１０モル％添加し、振動ボールミ
ルを１時間施し平均粒径７μｍの微粉体を得た。

この粉体をｌ軸磁場プレスを用いてｌ　ｔｏｎ／ｃｉｌ
、１５ｋＯｅの条件で５ＸＩＯＸ２ｍｍの板状に磁場成
形し、これをアンモニアガスＱ、２ａｔｍおよび水素ガ
ス０　、８ａ　Ｌｍの混合ガス流中、４７０°Ｃで２時
間焼結した。ただし、焼結時１２　ｔｏｎ／ｃ＋ＩＴの
圧力を加え続けた。

このようにして得た板状焼結体を約５　Ｑ　ｋＯｅのパ
ルス磁場で着磁し、Ｓｍ？、ｌｌ　ｐｅ６ｓ、Ｊ　ＩＪ
ｔｓ、：Ｉ　）ｉｏ、ｓＯｏ、７　Ｚｎｌ＋１．。組成
の焼結磁石を得た。

この焼結磁石の残留磁束密度（Ｏｒ）は９．３　ｋＧ　
。

保磁力（ｉｌｌｃ）は７．０　ｋｏｅ、　（Ｂｆｌ）ｗ
ａｘは１５．５　ＭＧＯｅ。

角形比（Ｂｒ／　４　πＩｓ）は０．９１５であった。

実施例２ 純度９９．９％のＣｅおよび純度９９．９％のＦｅを用
いてアルゴン雰囲気上水冷銅ボート中でアーク溶融する
ことによりＣｅ　１１．３モル％、Ｆｅ　８８．７モル
％組成の合金を作製した。得られた合金を酸素分圧的１
０−’ａｔｍのアルゴン雰囲気下で９５０°Ｃ７２時間
焼鈍した。次いで窒素雰囲気下においてショークラッシ
ャーで粉砕した後、さらにコーヒーミルによって平均粒
径３０μｍにまで粗粉砕した。

得られた合金粉末を管状炉中に入れ、４２０　’Ｃにお
いて、アンモニアガス０．４　ａｔｍおよび水素ガス０
．６　ａｔｍの混合ガス流を該管状炉中に流して、１時
間該合金粉末中に窒素と水素を侵入せしめた。

続いて上記雰囲気中で室温まで徐冷することによりＣｅ
１１．９　ｐｅ？０．６　Ｎ！＋１．Ｉ　Ｈｏ、ｚ　Ｏ
ｏ、ａの組成の合金粉末を得た。これを圧力弁および圧
力ゲージを備えたオートクレーブに封入し、次いで内部
を真空に引いた後水素とアンモニアの混合ガスを導入し
て内部圧を４．４　ａｔｍにした。

この時のアンモニアガスの分圧は１　、３ａ　ｔｍであ
る。次に加熱炉によりオートクレーブを加熱し、４６５
°Ｃで１時間該合金を処理した。続いて上記雰囲気中で
室温まで徐冷することにより、Ｃｅ、、２Ｆｅ？ｚ、ａ
　Ｎ１４．ＩＩ　Ｈ！、１１０（１，１１組成の合金粉
末を得た。

この合金粉末にＺｎを２０モル％添加し、振動ボールミ
ルを８時間施し平均粒径１μｍの微粉体ε得た。

この粉体を実施例１と同様にして磁場成形し、次いで焼
結を行い、着磁してＣｅｙ、　ｌ　Ｆｅ５ｅ、　２　Ｎ
＋Ｈ２□０３．　＋　Ｚｎ２゜、。組成の焼結磁石を得
た。

この焼結磁石の残留磁束密度（Ｂｒ）は３．０ｋＧ、保
磁力（ｉＨｃ）は０．７　ｋＯｅ、　（ＢＨ）ｍａｘは
０．４ＭＧＯｅであった。

実施例３ 直径２５ｃｍ、幅２　、ｃｍの銅ロールを回転させ、溶
湯をロールに吹きつけることにより、液体の超急冷凝固
を行う装置を使用して、Ｎｄ＋。７モル％、Ｐ「３．５
モル％、Ｆｅ８５．７モル％及びＣｅ、　Ｌａ、　Ｓｍ
を微量に含む組成の原料合金を作製をした。急冷前の溶
解は石英ノズル内にＮｄ５０．７モル％、Ｐｒ１６．６
モル％、ＣｅＯ，１７モル％、ＬａＯ，０６モル％、Ｓ
ｍ０．０２モル％、Ｆｅ　３２．４５モル％の組成を有
するジジムと純度９９．９％Ｆｅを充填し酸素分圧的１
０　”ａｔｍのアルゴン雰囲気中で高周波溶解法によっ
た。噴射ガス圧は１　ｋｇ　／　ｃｒｊ、ロールとノズ
ルの間隔は１ｍｍ、ｏ−ルの回転速度は３０００　ｒ、
　ｐ、　ｍ、とじた。

得られたジジムー鉄薄片試料を約３０μｍまで粉砕後、
実施例１と同様にして窒素化水素化を行い、Ｎｄ７１Ｐ
ｒｚ、ｈ　Ｆｅ１ｉ＋、＊　Ｎ２２．２１１ｓ、ｏ　Ｏ
ｏ、ｓの組成の合金粉末を得た。

この合金粉末にＺｎ１２モル％添加し、振動ボールミル
を３時間施し、平均粒径２μｍの微粒体を得た。

これを実施例１と同様にして磁場配向し、次いで焼結し
た後、着磁してＮｄ＆、、ＰｒＺ、３　Ｆｅ５３．９Ｎ
１９．３　Ｈ４，Ｉ　０１．？　Ｚｎ１２．０組成の焼
結磁石を得た。

この焼結磁石の残留磁束密度（Ｂｒ）は３．８　ｋＧ、
保磁力（ｉｌｌｃ）は１．０　ｋｏｅ、　（Ｂｌｌ）ｍ
ａｘは０．８　ＭＧＯｅであった。

実施例４ 純度９９．９％のＳｍ　、純度９９．９９％のＣＯｌお
よび純度９９．９％のＦｅを用いて、モル百分率がＳｍ
　１０．５％、Ｃｏ　９．０％およびＦｅ　８０．５％
からなる合金を酸素分圧的１０−’ａｔｍのアルゴン雰
囲気上水冷銅ボート中でアーク溶融することにより調製
した。得られた合金は酸素分圧的１００−５ａｔのアル
ゴン雰囲気下において９００℃で３６時間焼鈍した。得
られた合金を窒素雰囲気中でショークラッシャーで粗粉
砕した後、さらにコーヒーミルによって平均粒径１００
μｍにまで粉砕した。

得られた粉末を管状炉中においてアンモニアガスの分圧
が０．６７　ａｔｌｌおよび水素ガスの分圧が０．３３
　ａｔｌｌの混合ガス流を流して反応温度４７０’Ｃ１
反応時間６０分間の条件で窒素と水素を吸収させた。続
いて、上記雰囲気中で室温まで徐冷することにより％　
Ｓｍｍ、Ｗ　Ｆｅ＆！−Ｉ　Ｃｏ７．、　ＮＩ？、ａ　
［１，４ｏｏ、ｓなる組成の粉末を得た。

この合金粉末にＺｎを１０モル％添加し、振動ボールミ
ルを２時間施し平均粒径４．６μｍの微粉体を得た。

この粉体を実施例１と同様にして磁場成形し、次いで焼
結を行い、着磁してＳ１１？、　６　Ｆｅｄ７．９　Ｃ
Ｏ＆、　ＳＮｌ＆ｉ　Ｈｌ、Ｉ　Ｏ１２，６Ｚｎ＋ｏ、
ｏ　１１成の焼結磁石を得た。

この焼結磁石の残留磁束密度（Ｂｒ）は９．９　ｋＧ　
。

保磁力（ｉＨｃ）は５．８　ｋｏｅ、　（Ｂ）ｌ）ＩＩ
ｌａｘは１３．５　ＭＧＯｅ。

角形比（Ｂｒ／　４　πＩｓ）は０．９０８であった。

実施例５〜１４及び比較例１ 実施例１で得たＳｍａ、　ｓ　Ｆｅｒ□、　＋　Ｎ１７
．　ａ　Ｎ２．　＋　Ｏｎ、　ｓ磁性粉体に第１表に示
す低融点添加剤Ｍｌ　（融点５００℃以下）をｌＯモル
％添加混合し、振動ホールミルで約１時間粉砕した。こ
の微粉体を実施例１と同様にｌ軸磁場プレスでｌ　ｔｏ
ｎ／ｃＩＩｒ、　１５　ｋＯｅの条件で１０１０Ｘ５Ｘ
２の板状に成形した。これを４７０℃、１０　ｔｏｎ／
ｃＩＩｒでアンモニアガス０．２ａｔｍおよび水素ガス
ｏ、ａａｔｍの混合ガス雰囲気中で、２時間ホットプレ
スし、焼結磁石を得た。これらの磁石の残留磁束密度Ｃ
Ｂｒ（ｋＧ））　、保磁力（ｉＨｃ（ｋＯｅ）　）　、
（ＢＨ）ｍａｘ　（ＭＧＯｅ）、角形比（Ｂｒ／　４　
ｙｒ　Ｉｓ）を第１表に示す。ただし０のモル百分率は
約１ｍｏ１％である。

（以下余白） 第　　１ 表 実施例１５〜２８および比較例２ 、実施例１で得たＳｍＨ，ｓ　Ｆｅｒ２．　＋　Ｎｌ？
、　ｏ　Ｎ２．　＋　Ｏｏ、　３磁性粉体に第２表に示
す高融点添加剤Ｍｈあるいは無機化合物Ｍｉを第２表に
示す量だけ添加混合し、振動ボールミルで約１時間粉砕
した。この微粉体を実施例５〜Ｉ４と同様にして磁場成
形し、次いで焼結し、着磁して焼結磁石を得た。

これらの磁石の残留磁束密度［Ｂｒ（ｋＧ））　、保磁
力（ｉＨｃ（ｋＯｅ））　、（ＢＨ）ｍａｘ　（ＭＧＯ
ｅ）、角形比（Ｂｒ／４πＩｓ）を第２表に示す。ただ
し０のモル百分率は約１ｍｏ１％である。

（以下余白） （以下余白） （以下余白） 実施例２９〜４３および比較例３ 実施例１で得たＳｍａ、　ｓ　Ｆｅｙ２．　ＩＮ＋ｔ、
　ｏ　Ｈ２，＋　Ｏｏ、　ａ磁性粉体に第３表に示す添
加剤ＭｈおよびＭｌ７．ＭｉおよびＭｌを第３表に示す
量添加混合し、振動ボールミルで約１時間粉砕した。こ
の微粉体を実施例５〜１４と同様にして磁場成形し次い
で焼結し、着磁して焼結磁石を得た。これらの残留磁束
密度（Ｂｒ（ｋＣ））　、保磁力（ｉＨｃ（ｋＯｅ））
　、（ＯＨ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）、角形比（Ｏｒ／４π
Ｉｓ）を第３表に示す。ただし０のモル百分率は約１ｍ
ｏｉ７％である。

（以下余白） 実施例４４〜４６及び比較例４ 純度９９．９％の５Ｉ１１および純度９９．９％のＦｅ
を用いて酸素分圧的１０−’ａｔｍのアルゴン雰囲気中
高周波炉で溶解混合し、次いで溶湯を鋳型中に流し込ん
で冷却し、さらにアルゴン雰囲気中において１１００°
Ｃ１６時間焼鈍することにより、モル百分率がＳｍ１０
．５％およびＦｅ　８９．５％からなる合金を調製した
。

この合金を酸素分圧的１１０−２ａｔの窒素雰囲気中、
ショークラッシャーで粉砕した後、さらにコーヒーミル
によって平均粒径５０μｍにまで粗粉砕した。

得られた合金粉末を管状炉中に入れ、４５０°Ｃにおい
て、アンモニアガス０．４ａｔｓおよび水素ガス０．６
ａｔｍの混合ガス流を該管状炉中に流して、２時間該合
金粉末中に窒素と水素を侵入せしめ、次いで酸素分圧的
１０−’ａｔｍのアルゴン気流中４５０°Ｃで２．５時
間焼鈍した。

続いて上記雰囲気中で室温まで徐冷することにより５１
１１１．９　Ｐｅｒｓ、ｔ　Ｎ＋ｓ、４Ｈｏ、ｚ　００
．：１組成の合金粉末を得た。

この合金粉末に第４表に示す添加剤Ｍを第４表に示す量
だけ添加混合し、遊星ボールミルで２５分間微粉砕した
。この粉体をｌ軸磁場プレスを用いてｌ　ｔｏｎ／ｃａ
ｒ、　　１５　ｋＯｅの条件で５ＸＩＯＸ２ａ＋ｍの板
状に磁場成形し、これを酸素分圧的１０−’ａｔｍの窒
素ガス気流中、２００℃で３０分間焼結した。

ただし、焼結時１２　ｔｏｎ／ｃ／の圧力を加え続けた
。

次いで、実施例１と同様に着磁して得られた焼結磁石の
残留磁束密度（Ｂｒ（ｋＧ））　、保磁力（ｉＨｃ（ｋ
Ｏｅ　））（ＢＨ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）　、角形比（Ｂ
ｒ／　４　ｙｒ　Ｉｓ）を第６表に示す。ただし０のモ
ル百分率は３〜４ｍｏ１％である。

第 表 実施例４７ 純度９９．９％のＳＩｌ、　Ｆｅ、　Ｚｎを用いて酸素
分圧的１０−’ａｔＩｍのアルゴン雰囲気中高周波溶解
炉で溶解混合し、次いで溶湯を鋳型中に流し込んで冷却
し、さらにアルゴン雰囲気中において９００’Ｃ３６時
間焼鈍することにより、モル百分率がＳｎ＋　１０．６
％、Ｆｅ　７７．８％、Ｚｎ　１１．６％からなる合金
を調製した。

この合金を実施例Ｉと同様に粒径約１００μｍまで粗粉
砕した後、窒素化・水素化し、振動ポルミルで粒径６ｕ
ｒａまで微粉砕して、Ｓｍ１１．６　Ｆｅ６３．４Ｚｎ
９．４　ＮＩＳ、Ｚ　）Ｉｚ、ｔ　００．’ｌの微粉体
を得た。

次いでこの微粉体を実施例１と同様に磁場配向し、アン
モニアガス０．２ａｔｌｌ＋および水素ガス０．８ａｔ
ＩＩの混合ガス流中４７０°Ｃ，、Ｌ　２ｔｏｎ／ｃｆ
ｆｌの条件で１１０分間焼結した。

得られた焼結磁石の残留磁束密度（Ｂｒ）は８．１ｋＧ
、保磁力（ｉ　Ｈｃ）は５．９　ｋＯｅ、（ＢＨ）ｌＩ
Ｉａｘは１０．４Ｍ　Ｇ　Ｏｅ　ｓ角形比（Ｂｒ／　４
　Ｋ　Ｉｓ）は０．８９３であった。

実施例４８及び比較例５ 純度９９．９％の５Ｉ１１および純度９９．９％のＦｅ
を用いてアルゴン雰囲気中高周波炉で溶解混合し、次い
で溶湯を３ｍｍ幅の鋳型中に流し込んで冷却し、さらに
酸素分圧的１０−’ａｔｍのアルゴン雰囲気中において
１０３０°Ｃ，１３時間焼鈍することにより、モル百分
率がＳｍ　１０．５％およびＦｅ　８９．５％からなる
合金を調製した。

この合金を窒素雰囲気中、コーヒーミルを用いて平均粒
径３０　ａｍまで粗粉砕した。

得られた合金粉末を管状炉中に入れ、実施例４４〜４６
と同様にして窒化・水素化し、次いで同様に酸素分圧的
１０−’ａｔｍのアルゴン気流中で焼鈍し、徐冷するこ
とによりｓｍａ、９　Ｆｅｔｓ、ｚ　ＦｉｌＳ、４ｔ（
ｏ、　ｚ　Ｏｓ、　ｓ組成の合金粉末を得た。

この合金粉末を分級して粒径２０〜３８μｍに調製した
後、これにＺｎを８モル％添加し、回転ボールミルを４
時間族して微粉体を得た。

次いで、この微粉体を粉砕ポットから酸素分圧ｌａｔｍ
の窒素流が出入りするグローポック中で取り出し、管状
炉中に入れ、酸素分圧が１０−’ａｔｍ以下のアルゴン
ガス気流中４２０°Ｃ１，５時間焼鈍し、徐冷すること
により５１１１．Ｉ　Ｆｅ６６．１１　Ｎ＋３．９Ｈｏ
、ｏｓ　（ｈ、ｓ　Ｚｎｓ、。組成の微粉体Ａを得た。

この粉体をｌ軸プレスを用いてＩｔｏ口／ｃｄＳ１５ｋ
ｏｅの条件で５ＸＩＯＸ２ｍｍの板状に成形し、この成
形体にポリイソプレンゴムのトルエン溶液を含浸させ、
十分に乾燥させた。次いでこの成形体に１４　ｔｏｎ／
ｃ１１１の圧力を加え、圧縮粉体成形ボン１４１石を得
た。

このポンド磁石の残留磁束密度（Ｂｒ（ｋＧ））　、保
磁力（ｉｌｌｃ（ｋＯｅ））　、（ＢＨ）ｗａｘ（ＭＧ
Ｏｅ）　、角形比（Ｂｒ／４πＩｓ）を第５表に示す。

なお、第５表にはＺｎを添加せず、上記微粉体Ａと同様
に微粉砕して得た微粉体Ｂを用いて、同様に磁場成形し
、ポンド磁石としたものの磁気物性値も示した。

第　　５ 表 実施例４９ 実施例４日で得た微粉体Ａと、メタノール−クロロホル
ム混合溶媒に溶かした１０重量％濃度のポリアミドエス
テルエーテルエラストマー溶液を８：２の重量比で混練
し、１５ｋＯｅの磁場中に置いた金型に仕込んで、溶媒
を回収し、ペレットを作製した。

次いで窒素気流中、２００°Ｃで３０分間このペレット
に１０　ｔｏｎ／ｃｆｆｌの圧力を加え、圧縮成形ボン
ド磁石を作製した。

得られた圧縮成形ポンド磁石の残留磁束密度（Ｂｒ）は
８．６　ｋＧ　、保磁力は７．７　ｋｏｅ、（ＢＨ）ｍ
ａｘは１５．９　ＭＧＯｅ　、角形比（Ｂｒ／　４　π
Ｉｓ）は０．９５８であった。

実施例５０ 実施例４８で得た微粉体Ａと６−ナイロンを９＝１の重
量比で、窒素雰囲気中、２８０℃で、混練し、３〜５鴫
長のペレットに裁断した。

２ｍ＋ｓのノズル径を有する１２ｍｍ径のシリンダーに
該ペレットを充填し、次いでアルゴン雰囲気中２９０°
ｃで融解サセタ後、７５　ｋｇ／　ｃ＋ａ（７）圧”ｉ
’　１０閣Ｘ５ｍａ＋の断面を有する金型に打ち込んだ
。この時、金型には４．５〜６　ｋＯｅの磁場を与え続
けた。

得られた射出成形ボンド磁石の残留磁束密度（Ｂｒ）は
５．６　ｋＧ　、保磁力は６．１　ｋＯｅ、　（ＢＨ）
ｍａｘは５、Ｉ　ＭＧＯｅ、角形比（Ｂｒ／　４　πＩ
ｓ）は０．７９５であった。

〔発明の効果〕

以上説明したように、本発明によれば特別な工程を付加
しないでも十分な保磁力、角形比および飽和磁束密度を
有する２相分離型のバルク磁石を作製することができる
。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の焼結磁石を作製するための一方法を例
示した工程図である。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. （１）一般式ＲｅαＦｅ＿（＿１＿０＿０＿−α＿−β
   ＿−γ＿−δ＿−ε＿）ＮβＨγＯδＭεで表わされる
   磁性材料であり、ＲｅはＹを含む希土類元素のうちの少
   なくとも一種、ＭはＭｇ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ａ
   ｌ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ｂｉの元素
   及びこれらの元素ならびにＲｅの酸化物、フッ化物、炭
   化物、窒化物、水素化物のうち少なくとも一種、 α，β，γ，δ，εはそれぞれモル百分率で５≦α≦２
   ０ ５≦β≦２５ ０．０１≦γ≦５ ０．０１≦δ≦１０ ０．１≦ε≦４０ であることを特徴とする磁性材料。
2. （２）上記請求項（１）に記載の磁性材料の成分である
   Ｆｅの０．０１〜５０モル％をＣｏで置換した組成を有
   することを特徴とする磁性材料。
3. （３）上記請求項（１）または（２）に記載の磁性材料
   から成り、その組織の微構造の粒子境界部に上部一般式
   で示した成分のうちＭの含有量が多い相を有し、粒子中
   心部にはＭの含有量が少ないか、またはＭを含有しない
   相を有することを特徴とする２相分離型のバルク磁石。
4. （４）その成分が、Ｒｅ，Ｆｅ，Ｎ，Ｈ，Ｏからなる磁
   性材料にＭ成分を混合添加して、それを焼結することに
   よって、このＭ成分を主に粒子境界部に拡散させ、反応
   させることを特徴とする上記請求項（３）に記載の２相
   分離型のバルク磁石の製造方法。
5. （５）上記請求項（１）または（２）に記載の磁性材料
   から成ることを特徴とするボンド磁石。