JPH08100201A - 複合超微粒子及びその製造方法 - Google Patents
複合超微粒子及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 強磁性超微粒子を含み、耐摩耗性及び強度に
優れ、強磁性を永年にわたって保持できるｎｍオーダー
の複合超微粒子及びその製造方法を提供する。 【構成】 一般式：ＴＭ・ＲＥ（但し、ＴＭはＦｅ、Ｃ
ｏ及びＮｉからなる群から選ばれた少なくとも１種の元
素、ＲＥはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、
Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選ばれた少な
くとも１種の元素）で示される組成の原材料を、窒素、
酸素及び炭化水素からなる群から選ばれた少なくとも１
種の反応ガスを含むガス雰囲気中で加熱溶解し、蒸発し
た原材料を前記雰囲気中の反応ガスと反応させる。この
方法によれば、上記金属の超微粒子と希土類元素のセラ
ミックス超微粒子とからなる複合超微粒子が得られる。
また、希土類元素としてＮｄを含む合金を用いれば、金
属超微粒子から希土類元素のセラミックス超微粒子が延
出している構造を有する複合超微粒子が得られる。
優れ、強磁性を永年にわたって保持できるｎｍオーダー
の複合超微粒子及びその製造方法を提供する。 【構成】 一般式：ＴＭ・ＲＥ（但し、ＴＭはＦｅ、Ｃ
ｏ及びＮｉからなる群から選ばれた少なくとも１種の元
素、ＲＥはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、
Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選ばれた少な
くとも１種の元素）で示される組成の原材料を、窒素、
酸素及び炭化水素からなる群から選ばれた少なくとも１
種の反応ガスを含むガス雰囲気中で加熱溶解し、蒸発し
た原材料を前記雰囲気中の反応ガスと反応させる。この
方法によれば、上記金属の超微粒子と希土類元素のセラ
ミックス超微粒子とからなる複合超微粒子が得られる。
また、希土類元素としてＮｄを含む合金を用いれば、金
属超微粒子から希土類元素のセラミックス超微粒子が延
出している構造を有する複合超微粒子が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、複合超微粒子及びその
製造方法に関し、さらに詳しくは、磁性を持つ金属超微
粒子と希土類元素のセラミックス超微粒子とからなるｎ
ｍオーダーの複合超微粒子及びその製造方法に関する。
製造方法に関し、さらに詳しくは、磁性を持つ金属超微
粒子と希土類元素のセラミックス超微粒子とからなるｎ
ｍオーダーの複合超微粒子及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】磁気テープ等磁気記録媒体用の磁性材料
としては、古くからγ−Ｆｅ2 Ｏ3 やＣｏ含有γ−Ｆｅ
2 Ｏ3 などが用いられている。これらの磁性材料は長さ
１μｍ程度の針状粒子であり、形状磁気異方性を持った
粒子とすることにより高密度化を達成し、高い保磁力を
出現させている。しかしながら、これらの磁性粉は液相
法により作製されているため、ＮａＯＨ等の不純物が粒
子内に残ってしまうという欠点がある。例えば、γ−Ｆ
ｅ2 Ｏ3磁性粉は、鉄塩の水溶液にアルカリ（ＮａＯ
Ｈ）を加えてＦｅ（ＯＨ）2 の沈殿を作り、空気酸化し
て針状のゲータイト（α−ＦｅＯＯＨ）とした後、これ
を脱水、還元、酸化して得られる。ゲータイトの長さ及
び形状異方性（長さ／径）は、溶液の鉄塩濃度、温度、
ＰＨ、攪拌条件などを適当に設定することにより制御で
きるが、得られる粒子の大きさはミクロンオーダーであ
り、磁気記録媒体として用いたときにより高密度化を達
成することは困難である。
としては、古くからγ−Ｆｅ2 Ｏ3 やＣｏ含有γ−Ｆｅ
2 Ｏ3 などが用いられている。これらの磁性材料は長さ
１μｍ程度の針状粒子であり、形状磁気異方性を持った
粒子とすることにより高密度化を達成し、高い保磁力を
出現させている。しかしながら、これらの磁性粉は液相
法により作製されているため、ＮａＯＨ等の不純物が粒
子内に残ってしまうという欠点がある。例えば、γ−Ｆ
ｅ2 Ｏ3磁性粉は、鉄塩の水溶液にアルカリ（ＮａＯ
Ｈ）を加えてＦｅ（ＯＨ）2 の沈殿を作り、空気酸化し
て針状のゲータイト（α−ＦｅＯＯＨ）とした後、これ
を脱水、還元、酸化して得られる。ゲータイトの長さ及
び形状異方性（長さ／径）は、溶液の鉄塩濃度、温度、
ＰＨ、攪拌条件などを適当に設定することにより制御で
きるが、得られる粒子の大きさはミクロンオーダーであ
り、磁気記録媒体として用いたときにより高密度化を達
成することは困難である。
【０００３】周知のように、磁性材料の保磁力は磁性粒
子の大きさに大きく依存し、粒径が小さければ小さい程
保磁力は増大する。そこで、超微粒子の磁性材料を製造
する方法として、近年、気相法が開発されている。例え
ば、特開平４−３０４３０４号公報には、Ｐｒ、Ｎｄ、
Ｇｄ、Ｔｂ、ＬａＣｅ、Ｌｕ、Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒよ
りなる群より選択された希土類元素とＦｅ又はＣｏとを
非酸化雰囲気（アルゴン雰囲気）中において所定の比率
で同時に蒸発させ、合金超微粉末を作製し、これを非酸
化雰囲気中で磁場を与えた状態で圧縮し、焼成すること
により希土類永久磁石を製造する方法が開示されてい
る。しかしながら、この方法は、上記２種類の材料の混
合蒸気を末広ノズルに通して断熱膨張冷却することによ
り超微粉末を形成するものであり、形成される超微粉末
は上記２種類の材料の「合金」超微粉末である。従っ
て、このような合金超微粉末を磁性材料として用いた場
合、耐摩耗性や強度、特に熱間強度の点において改善の
余地を残している。
子の大きさに大きく依存し、粒径が小さければ小さい程
保磁力は増大する。そこで、超微粒子の磁性材料を製造
する方法として、近年、気相法が開発されている。例え
ば、特開平４−３０４３０４号公報には、Ｐｒ、Ｎｄ、
Ｇｄ、Ｔｂ、ＬａＣｅ、Ｌｕ、Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒよ
りなる群より選択された希土類元素とＦｅ又はＣｏとを
非酸化雰囲気（アルゴン雰囲気）中において所定の比率
で同時に蒸発させ、合金超微粉末を作製し、これを非酸
化雰囲気中で磁場を与えた状態で圧縮し、焼成すること
により希土類永久磁石を製造する方法が開示されてい
る。しかしながら、この方法は、上記２種類の材料の混
合蒸気を末広ノズルに通して断熱膨張冷却することによ
り超微粉末を形成するものであり、形成される超微粉末
は上記２種類の材料の「合金」超微粉末である。従っ
て、このような合金超微粉末を磁性材料として用いた場
合、耐摩耗性や強度、特に熱間強度の点において改善の
余地を残している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】従って、本発明の基本
的な目的は、強磁性超微粒子を含み、耐摩耗性及び強
度、特に熱間強度に優れ、強磁性を永年にわたって保持
できるｎｍオーダーの複合超微粒子及びその製造方法を
提供することにある。さらに本発明の目的は、磁性超微
粒子からセラミックス超微粒子が延出した構造の形状異
方性を持ち、従って磁気記録媒体として用いたときに高
密度化が達成されると共に高い保磁力を発現できるｎｍ
オーダーの複合超微粒子及びその製造方法を提供するこ
とにある。
的な目的は、強磁性超微粒子を含み、耐摩耗性及び強
度、特に熱間強度に優れ、強磁性を永年にわたって保持
できるｎｍオーダーの複合超微粒子及びその製造方法を
提供することにある。さらに本発明の目的は、磁性超微
粒子からセラミックス超微粒子が延出した構造の形状異
方性を持ち、従って磁気記録媒体として用いたときに高
密度化が達成されると共に高い保磁力を発現できるｎｍ
オーダーの複合超微粒子及びその製造方法を提供するこ
とにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】前記目的を達成するため
に、本発明によれば、一般式：ＴＭ・ＲＥ（但し、ＴＭ
はＦｅ、Ｃｏ及びＮｉからなる群から選ばれた少なくと
も１種の元素、ＲＥはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓ
ｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選
ばれた少なくとも１種の元素である）で示される組成か
らなる原材料を、窒素、酸素及び炭化水素からなる群か
ら選ばれた少なくとも１種の反応ガスを含むガス雰囲気
中で加熱溶解し、蒸発した原材料を前記雰囲気中の反応
ガスと反応させ、金属超微粒子とセラミックス超微粒子
とからなる複合超微粒子を生成させることを特徴とする
複合超微粒子の製造方法が提供される。
に、本発明によれば、一般式：ＴＭ・ＲＥ（但し、ＴＭ
はＦｅ、Ｃｏ及びＮｉからなる群から選ばれた少なくと
も１種の元素、ＲＥはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓ
ｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選
ばれた少なくとも１種の元素である）で示される組成か
らなる原材料を、窒素、酸素及び炭化水素からなる群か
ら選ばれた少なくとも１種の反応ガスを含むガス雰囲気
中で加熱溶解し、蒸発した原材料を前記雰囲気中の反応
ガスと反応させ、金属超微粒子とセラミックス超微粒子
とからなる複合超微粒子を生成させることを特徴とする
複合超微粒子の製造方法が提供される。
【０００６】本発明の方法によれば、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ
の少なくとも１種からなる金属超微粒子と、少なくとも
１種の希土類元素のセラミックス超微粒子とからなる複
合超微粒子が得られる。また、希土類元素としてＮｄを
含む合金を用いれば、金属超微粒子から希土類元素のセ
ラミックス超微粒子が延出している構造を有する複合超
微粒子が得られる。
の少なくとも１種からなる金属超微粒子と、少なくとも
１種の希土類元素のセラミックス超微粒子とからなる複
合超微粒子が得られる。また、希土類元素としてＮｄを
含む合金を用いれば、金属超微粒子から希土類元素のセ
ラミックス超微粒子が延出している構造を有する複合超
微粒子が得られる。
【０００７】
【発明の作用及び態様】本発明者らは、前記目的を達成
すべく鋭意研究の結果、アーク等により合金を溶融し超
微粒子を製造する際、反応ガスとして窒素、酸素、又は
炭化水素を含むガス雰囲気を用いると共に、アーク等に
より溶解する母合金として、鉄族金属元素ＴＭ（ＴＭ＝
Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）と希土類元素ＲＥ（ＲＥ＝Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ）との合金を用いると、磁性を持つ金属超微粒
子と希土類元素のセラミックス超微粒子とからなるｎｍ
オーダーの複合超微粒子が生成することを見い出した。
得られる金属超微粒子は、単磁区粒子と考えられ、その
ため一つの永久磁石とみなすことができる。本発明の方
法によれば、ＴＭ単結晶の強磁性体超微粒子にセラミッ
クス超微粒子が混合した複合超微粒子が得られ、これら
の超微粒子を圧縮して固め、還元性雰囲気中で焼結を行
い、磁化させた場合、強磁性であり、かつ耐摩耗性や強
度、特に熱間強度に優れた高性能な希土類化合物永久磁
石が作製される。また、本発明の複合超微粒子をプラス
チックやゴム等の母材中に分散させてボンド磁石を作製
することもできる。さらに、本発明の複合超微粒子を液
体中に分散させた場合、磁性流体として利用することも
可能である。
すべく鋭意研究の結果、アーク等により合金を溶融し超
微粒子を製造する際、反応ガスとして窒素、酸素、又は
炭化水素を含むガス雰囲気を用いると共に、アーク等に
より溶解する母合金として、鉄族金属元素ＴＭ（ＴＭ＝
Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）と希土類元素ＲＥ（ＲＥ＝Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ）との合金を用いると、磁性を持つ金属超微粒
子と希土類元素のセラミックス超微粒子とからなるｎｍ
オーダーの複合超微粒子が生成することを見い出した。
得られる金属超微粒子は、単磁区粒子と考えられ、その
ため一つの永久磁石とみなすことができる。本発明の方
法によれば、ＴＭ単結晶の強磁性体超微粒子にセラミッ
クス超微粒子が混合した複合超微粒子が得られ、これら
の超微粒子を圧縮して固め、還元性雰囲気中で焼結を行
い、磁化させた場合、強磁性であり、かつ耐摩耗性や強
度、特に熱間強度に優れた高性能な希土類化合物永久磁
石が作製される。また、本発明の複合超微粒子をプラス
チックやゴム等の母材中に分散させてボンド磁石を作製
することもできる。さらに、本発明の複合超微粒子を液
体中に分散させた場合、磁性流体として利用することも
可能である。
【０００８】さらに本発明者らの研究によれば、希土類
元素としてＮｄを含む母合金を用いると、金属の超微粒
子から希土類元素のセラミックス超微粒子が延出してい
る構造を有する複合超微粒子が得られることを見い出し
た。この複合超微粒子は、球状の金属超微粒子の頭部か
ら棒状もしくは柱状のセラミックス超微粒子の足部が延
出している特異な構造を有する金属−セラミック複合超
微粒子である。頭部の超微粒子は金属単結晶からなり、
足部のセラミックス超微粒子は多結晶体又は非晶質体と
考えられる。この複合超微粒子は、形状異方性を有し、
しかもｎｍオーダーの超微粒子であるため、磁気記録用
の磁性粉末として用いた場合、高密度化が達成される。
また、このような複合超微粒子は頭部がα−Ｆｅ、Ｃｏ
等の磁性体、足部が希土類窒化物等のセラミックス非磁
性体から成るため、一定方向の弱い磁場中を通して基板
上に堆積させることにより、基板面上に水平方向に一定
の方向に配向されて堆積させることも可能であり、この
ような堆積方法は面内磁気記録用媒体の作製に有用であ
る。さらに、上記複合超微粒子を必要に応じて磁化させ
た後、印加磁界を媒体基板に対して垂直に印加すること
により、頭部又は足部が基板に接して垂直方向に立設し
た状態に堆積させることも可能と考えられる。このよう
な堆積方法は、垂直磁気記録用媒体の作製に有用であ
り、磁性媒体と磁界センサー（ヘッド）の中間に非磁性
体が介在するため摩擦、摩耗が低減し、コンタクトレコ
ーディングに適すると考えられる。また、非磁性体のセ
ラミックスの足部が基板と接するように垂直方向に配列
して堆積させることにより、セラミックス（Ａｌ2 Ｏ
3 、Ｔｉ2 Ｏ3 、Ｚｒ2 Ｏ3 等）製の基板に強固に固着
し、磁気記録媒体としての寿命が長くなるという効果も
期待できる。
元素としてＮｄを含む母合金を用いると、金属の超微粒
子から希土類元素のセラミックス超微粒子が延出してい
る構造を有する複合超微粒子が得られることを見い出し
た。この複合超微粒子は、球状の金属超微粒子の頭部か
ら棒状もしくは柱状のセラミックス超微粒子の足部が延
出している特異な構造を有する金属−セラミック複合超
微粒子である。頭部の超微粒子は金属単結晶からなり、
足部のセラミックス超微粒子は多結晶体又は非晶質体と
考えられる。この複合超微粒子は、形状異方性を有し、
しかもｎｍオーダーの超微粒子であるため、磁気記録用
の磁性粉末として用いた場合、高密度化が達成される。
また、このような複合超微粒子は頭部がα−Ｆｅ、Ｃｏ
等の磁性体、足部が希土類窒化物等のセラミックス非磁
性体から成るため、一定方向の弱い磁場中を通して基板
上に堆積させることにより、基板面上に水平方向に一定
の方向に配向されて堆積させることも可能であり、この
ような堆積方法は面内磁気記録用媒体の作製に有用であ
る。さらに、上記複合超微粒子を必要に応じて磁化させ
た後、印加磁界を媒体基板に対して垂直に印加すること
により、頭部又は足部が基板に接して垂直方向に立設し
た状態に堆積させることも可能と考えられる。このよう
な堆積方法は、垂直磁気記録用媒体の作製に有用であ
り、磁性媒体と磁界センサー（ヘッド）の中間に非磁性
体が介在するため摩擦、摩耗が低減し、コンタクトレコ
ーディングに適すると考えられる。また、非磁性体のセ
ラミックスの足部が基板と接するように垂直方向に配列
して堆積させることにより、セラミックス（Ａｌ2 Ｏ
3 、Ｔｉ2 Ｏ3 、Ｚｒ2 Ｏ3 等）製の基板に強固に固着
し、磁気記録媒体としての寿命が長くなるという効果も
期待できる。
【０００９】また、本発明の上記形状異方性の複合超微
粒子は、磁性体（金属）−非磁性体（セラミック）とい
う組合せの構造を有するため、その磁性を利用してセン
サーやスイッチとしての利用も可能である。例えば、複
合超微粒子の向きを外部磁場によって変え、各超微粒子
の頭部−足部が平行となるように配列すれば、頭部（金
属）から足部（セラミック）あるいは足部から頭部へ向
う方向には導電性を有しないが、隣接する頭部（金属）
間の方向には導電性を有するため、外部磁場によって導
電性の有無を任意に変えることができる。また、複合超
微粒子中の金属（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）の含有量を変化さ
せることによって、磁化の強さも任意に変えることがで
きる。
粒子は、磁性体（金属）−非磁性体（セラミック）とい
う組合せの構造を有するため、その磁性を利用してセン
サーやスイッチとしての利用も可能である。例えば、複
合超微粒子の向きを外部磁場によって変え、各超微粒子
の頭部−足部が平行となるように配列すれば、頭部（金
属）から足部（セラミック）あるいは足部から頭部へ向
う方向には導電性を有しないが、隣接する頭部（金属）
間の方向には導電性を有するため、外部磁場によって導
電性の有無を任意に変えることができる。また、複合超
微粒子中の金属（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）の含有量を変化さ
せることによって、磁化の強さも任意に変えることがで
きる。
【００１０】以下、本発明の方法についてさらに詳しく
説明すると、まず、母合金としてはＴＭ元素１０〜９０
原子％とＲＥ元素１０〜９０原子％からなる合金を用い
る。ＲＥ元素が１０原子％未満の場合、希土類元素のセ
ラミックス超微粒子が生成し難くなる。一方、ＲＥ元素
が９０原子％を超えると、生成する超微粒子は殆どセラ
ミックス超微粒子となり、金属超微粒子が作製され難く
なる。そのため、金属超微粒子とセラミックス超微粒子
が混合された複合超微粒子を作製するためには、１０〜
９０ａｔ％ＴＭ−１０〜９０ａｔ％ＲＥの組成の母合金
を用いる必要がある。なお、後述する実施例から明らか
なように、生成する超微粒子の金属超微粒子とセラミッ
クス超微粒子の生成比率は、母合金の組成と比較した場
合、金属超微粒子の生成割合が高く、セラミックス超微
粒子の生成率は低い。従って、セラミックス超微粒子の
生成率を高くしようとする場合、希土類元素の含有量の
多い母合金を用いればよい。また、生成する超微粒子の
粒径は母合金中の希土類元素の含有量により変化し、例
えば、母合金中のＹの含有量が増加するに従い、生成す
る超微粒子は小さくなっていく。従って、母合金中の希
土類元素の含有量を変えることによって、生成する超微
粒子の粒径をコントロールすることが可能である。
説明すると、まず、母合金としてはＴＭ元素１０〜９０
原子％とＲＥ元素１０〜９０原子％からなる合金を用い
る。ＲＥ元素が１０原子％未満の場合、希土類元素のセ
ラミックス超微粒子が生成し難くなる。一方、ＲＥ元素
が９０原子％を超えると、生成する超微粒子は殆どセラ
ミックス超微粒子となり、金属超微粒子が作製され難く
なる。そのため、金属超微粒子とセラミックス超微粒子
が混合された複合超微粒子を作製するためには、１０〜
９０ａｔ％ＴＭ−１０〜９０ａｔ％ＲＥの組成の母合金
を用いる必要がある。なお、後述する実施例から明らか
なように、生成する超微粒子の金属超微粒子とセラミッ
クス超微粒子の生成比率は、母合金の組成と比較した場
合、金属超微粒子の生成割合が高く、セラミックス超微
粒子の生成率は低い。従って、セラミックス超微粒子の
生成率を高くしようとする場合、希土類元素の含有量の
多い母合金を用いればよい。また、生成する超微粒子の
粒径は母合金中の希土類元素の含有量により変化し、例
えば、母合金中のＹの含有量が増加するに従い、生成す
る超微粒子は小さくなっていく。従って、母合金中の希
土類元素の含有量を変えることによって、生成する超微
粒子の粒径をコントロールすることが可能である。
【００１１】前記した球状の金属超微粒子から棒状もし
くは柱状のセラミックス超微粒子が延出している構造の
形状異方性の金属−セラミック複合超微粒子を作製する
場合には、母合金中に含まれる希土類元素としてネオジ
ム（Ｎｄ）を用いる。母合金中のＮｄの含有量が１０〜
９０原子％の範囲では、生成超微粒子中に上記形状異方
性の金属−セラミック複合超微粒子が含まれた混合粉が
得られるが、Ｎｄ含有量が２５〜７５原子％の範囲では
上記形状異方性の金属−セラミック複合超微粒子が生成
超微粒子中、５０％以上の体積率を占めるようになる。
Ｎｄ含有量が５０原子％前後では、生成超微粒子の殆ど
全てが上記形状異方性の金属−セラミック複合超微粒子
となる。なお、生成超微粒子が上記形状異方性の金属−
セラミック複合超微粒子と、個々の金属超微粒子及びセ
ラミックス超微粒子との混合物からなる場合には、得ら
れた粉末を篩い分けすることにより、上記形状異方性の
複合超微粒子を収集することも可能である。
くは柱状のセラミックス超微粒子が延出している構造の
形状異方性の金属−セラミック複合超微粒子を作製する
場合には、母合金中に含まれる希土類元素としてネオジ
ム（Ｎｄ）を用いる。母合金中のＮｄの含有量が１０〜
９０原子％の範囲では、生成超微粒子中に上記形状異方
性の金属−セラミック複合超微粒子が含まれた混合粉が
得られるが、Ｎｄ含有量が２５〜７５原子％の範囲では
上記形状異方性の金属−セラミック複合超微粒子が生成
超微粒子中、５０％以上の体積率を占めるようになる。
Ｎｄ含有量が５０原子％前後では、生成超微粒子の殆ど
全てが上記形状異方性の金属−セラミック複合超微粒子
となる。なお、生成超微粒子が上記形状異方性の金属−
セラミック複合超微粒子と、個々の金属超微粒子及びセ
ラミックス超微粒子との混合物からなる場合には、得ら
れた粉末を篩い分けすることにより、上記形状異方性の
複合超微粒子を収集することも可能である。
【００１２】本発明の方法により、希土類元素としてＮ
ｄを用いた特殊の場合を除き、金属超微粒子とセラミッ
クス超微粒子が混合した複合超微粒子が生成する理由と
しては、以下のようなことが考えられる。ＴＭ元素はＲ
Ｅ元素と比較して反応ガス成分（窒素、酸素など）と反
応しにくいため、金属のまま超微粒子化する。一方、Ｒ
Ｅ元素は上記反応ガス成分と反応し易く、セラミックス
超微粒子となる。そのため、ＴＭ元素とＲＥ元素を合金
化した後に、例えばアークプラズマ法を用いて超微粒子
を作製する場合、金属超微粒子とセラミックス超微粒子
の複合超微粒子が得られることになる。
ｄを用いた特殊の場合を除き、金属超微粒子とセラミッ
クス超微粒子が混合した複合超微粒子が生成する理由と
しては、以下のようなことが考えられる。ＴＭ元素はＲ
Ｅ元素と比較して反応ガス成分（窒素、酸素など）と反
応しにくいため、金属のまま超微粒子化する。一方、Ｒ
Ｅ元素は上記反応ガス成分と反応し易く、セラミックス
超微粒子となる。そのため、ＴＭ元素とＲＥ元素を合金
化した後に、例えばアークプラズマ法を用いて超微粒子
を作製する場合、金属超微粒子とセラミックス超微粒子
の複合超微粒子が得られることになる。
【００１３】本発明では、上記ＴＭ元素とＲＥ元素の他
に、ＴＭ元素の一部（０〜５０原子％）がＣｕ又は／及
びＢにより置換された合金を用いることもできる。Ｃｕ
はＴＭ元素と共に合金化した場合、Ｃｕ含有量が少ない
範囲ではＴＭに固溶する。そのため、ＴＭ−ＲＥ−Ｃｕ
母合金を用いて作製した超微粒子は、ＴＭ（Ｃｕ）金属
超微粒子とＲＥセラミックス超微粒子の複合超微粒子と
なる。一方、ＢとＴＭ元素を合金化した場合、Ｂ含有量
が少ないところに共晶が存在する。このため、Ｂ単体や
Ｆｅ単体を用いて超微粒子を作製した場合と比較して、
超微粒子が発生し易くなる。この場合、作製される超微
粒子はＴＭ超微粒子とＴＭx Ｂ超微粒子である。そのた
め、ＴＭ−ＲＥ−Ｂ母合金を用いて作製される超微粒子
は、ＴＭ金属とＲＥセラミックスとＴＭx Ｂ金属間化合
物の複合超微粒子となる。これら得られた超微粒子を還
元性の雰囲気において焼結を行えば、例えばＮｄ−Ｆｅ
−Ｂ系やＳｍ−Ｆｅ−Ｃｕ系などの希土類化合物磁石が
作製される。
に、ＴＭ元素の一部（０〜５０原子％）がＣｕ又は／及
びＢにより置換された合金を用いることもできる。Ｃｕ
はＴＭ元素と共に合金化した場合、Ｃｕ含有量が少ない
範囲ではＴＭに固溶する。そのため、ＴＭ−ＲＥ−Ｃｕ
母合金を用いて作製した超微粒子は、ＴＭ（Ｃｕ）金属
超微粒子とＲＥセラミックス超微粒子の複合超微粒子と
なる。一方、ＢとＴＭ元素を合金化した場合、Ｂ含有量
が少ないところに共晶が存在する。このため、Ｂ単体や
Ｆｅ単体を用いて超微粒子を作製した場合と比較して、
超微粒子が発生し易くなる。この場合、作製される超微
粒子はＴＭ超微粒子とＴＭx Ｂ超微粒子である。そのた
め、ＴＭ−ＲＥ−Ｂ母合金を用いて作製される超微粒子
は、ＴＭ金属とＲＥセラミックスとＴＭx Ｂ金属間化合
物の複合超微粒子となる。これら得られた超微粒子を還
元性の雰囲気において焼結を行えば、例えばＮｄ−Ｆｅ
−Ｂ系やＳｍ−Ｆｅ−Ｃｕ系などの希土類化合物磁石が
作製される。
【００１４】前記組成の母合金は、次いで、反応ガスを
含むガス雰囲気、好ましくは水素やＡｒ、Ｈｅ、Ｘｅ、
Ｋｒ等の不活性ガス雰囲気中で加熱溶解し、蒸発した原
材料の蒸気を雰囲気中の反応ガスと反応させ、超微粒子
を生成させる。反応ガスとしては窒素、酸素、炭化水素
を用いることができ、窒素を用いた場合、金属−希土類
窒化物複合超微粒子、酸素を用いた場合、金属−希土類
酸化物複合超微粒子、炭化水素を用いた場合、金属−希
土類炭化物複合超微粒子が生成する。また、反応ガスと
して窒素と酸素を併用した場合、金属−希土類窒化物−
希土類酸化物複合超微粒子が生成する。尚、母合金は反
応ガス雰囲気で溶解する前に、不活性ガス雰囲気で溶製
することが好ましいが、この母合金は反応ガス雰囲気で
溶解する前に同じ容器内で真空中で溶製してもよく、あ
るいは別の真空容器内で溶製したものを使用しても良
い。
含むガス雰囲気、好ましくは水素やＡｒ、Ｈｅ、Ｘｅ、
Ｋｒ等の不活性ガス雰囲気中で加熱溶解し、蒸発した原
材料の蒸気を雰囲気中の反応ガスと反応させ、超微粒子
を生成させる。反応ガスとしては窒素、酸素、炭化水素
を用いることができ、窒素を用いた場合、金属−希土類
窒化物複合超微粒子、酸素を用いた場合、金属−希土類
酸化物複合超微粒子、炭化水素を用いた場合、金属−希
土類炭化物複合超微粒子が生成する。また、反応ガスと
して窒素と酸素を併用した場合、金属−希土類窒化物−
希土類酸化物複合超微粒子が生成する。尚、母合金は反
応ガス雰囲気で溶解する前に、不活性ガス雰囲気で溶製
することが好ましいが、この母合金は反応ガス雰囲気で
溶解する前に同じ容器内で真空中で溶製してもよく、あ
るいは別の真空容器内で溶製したものを使用しても良
い。
【００１５】ガス雰囲気中の反応ガスの濃度は、反応ガ
スの分圧で５０〜１５００Ｔｏｒｒの範囲が適当であ
る。５０Ｔｏｒｒ未満ではプラズマアークが不安定とな
り、超微粒子が発生し難くなる。一方、１５００Ｔｏｒ
ｒを超えると、発生する超微粒子の生成量は殆ど変化し
なくなる。なお、本発明における加熱溶解法としては、
アーク溶解法の他、高周波加熱溶解法、プラズマジェッ
ト加熱法、高周波誘導加熱法（高周波プラズマ加熱）、
電子ビーム加熱法、レーザービーム加熱法なども用いる
ことが可能である。
スの分圧で５０〜１５００Ｔｏｒｒの範囲が適当であ
る。５０Ｔｏｒｒ未満ではプラズマアークが不安定とな
り、超微粒子が発生し難くなる。一方、１５００Ｔｏｒ
ｒを超えると、発生する超微粒子の生成量は殆ど変化し
なくなる。なお、本発明における加熱溶解法としては、
アーク溶解法の他、高周波加熱溶解法、プラズマジェッ
ト加熱法、高周波誘導加熱法（高周波プラズマ加熱）、
電子ビーム加熱法、レーザービーム加熱法なども用いる
ことが可能である。
【００１６】
【実施例】以下、実施例を示して本発明について具体的
に説明するが、本発明が下記実施例に限定されるもので
ないことはもとよりである。
に説明するが、本発明が下記実施例に限定されるもので
ないことはもとよりである。
【００１７】図１は、本発明の方法におけるアーク溶解
により複合超微粒子を作製する装置１の一例を示し、下
記実施例において使用した装置の概略構成図である。こ
の装置１は、溶解室２とグローブボックス３とからな
る。溶解室２内には、原料（母合金）Ａを配置するハー
ス４がモータ１２により回転自在に配設されている。ま
た、溶解室２内のハース４上部には、ハース４に配置さ
れた母合金Ａに接近自在にアーク電極５が配設されてい
る。溶解室２とグローブボックス３は収集管６によって
連通されており、該収集管６のグローブボックス３内に
配置された収集管後端７にはフィルター８が着脱自在に
取り付けられている。符号９はガス混合器であり、所定
濃度の反応ガスを含む雰囲気ガスを溶解室２中へ供給す
る。符号１０はターボ分子ポンプ、１１はメカニカルブ
ースターポンプとロータリーポンプであり、これらによ
って溶解室２とグローブボックス３との間の差圧が制御
される。反応ガス雰囲気中、母合金Ａとアーク電極５と
の間でアーク放電を起こすことにより、母合金が高温に
なり、蒸発し、超微粒子Ｂが発生する。この母合金Ａか
ら発生した超微粒子Ｂは、雰囲気中の反応ガスと反応
し、溶解室２とグローブボックス３との間の差圧によっ
て生ずるガスの流れに乗って収集管６に吸引され、その
後端に設置されたフィルター８により捕集される。
により複合超微粒子を作製する装置１の一例を示し、下
記実施例において使用した装置の概略構成図である。こ
の装置１は、溶解室２とグローブボックス３とからな
る。溶解室２内には、原料（母合金）Ａを配置するハー
ス４がモータ１２により回転自在に配設されている。ま
た、溶解室２内のハース４上部には、ハース４に配置さ
れた母合金Ａに接近自在にアーク電極５が配設されてい
る。溶解室２とグローブボックス３は収集管６によって
連通されており、該収集管６のグローブボックス３内に
配置された収集管後端７にはフィルター８が着脱自在に
取り付けられている。符号９はガス混合器であり、所定
濃度の反応ガスを含む雰囲気ガスを溶解室２中へ供給す
る。符号１０はターボ分子ポンプ、１１はメカニカルブ
ースターポンプとロータリーポンプであり、これらによ
って溶解室２とグローブボックス３との間の差圧が制御
される。反応ガス雰囲気中、母合金Ａとアーク電極５と
の間でアーク放電を起こすことにより、母合金が高温に
なり、蒸発し、超微粒子Ｂが発生する。この母合金Ａか
ら発生した超微粒子Ｂは、雰囲気中の反応ガスと反応
し、溶解室２とグローブボックス３との間の差圧によっ
て生ずるガスの流れに乗って収集管６に吸引され、その
後端に設置されたフィルター８により捕集される。
【００１８】実施例１ 各々９９．９ｍａｓｓ％以上の純度を持つ鉄とイットリ
ウムを原料とし、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解を行い、鉄
７５ａｔ％−イットリウム２５ａｔ％、鉄５０ａｔ％−
イットリウム５０ａｔ％、鉄２５ａｔ％−イットリウム
７５ａｔ％、及び鉄１０ａｔ％−イットリウム９０ａｔ
％の各組成を有するボタン状インゴットをそれぞれ作製
した。各二元合金を用い、４％Ｈ2 を含む窒素ガスから
なる雰囲気中（窒素分圧２６．７ｋＰａ）でアーク溶解
（直流２００Ａ）を行い、複合超微粒子を製造した。
ウムを原料とし、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解を行い、鉄
７５ａｔ％−イットリウム２５ａｔ％、鉄５０ａｔ％−
イットリウム５０ａｔ％、鉄２５ａｔ％−イットリウム
７５ａｔ％、及び鉄１０ａｔ％−イットリウム９０ａｔ
％の各組成を有するボタン状インゴットをそれぞれ作製
した。各二元合金を用い、４％Ｈ2 を含む窒素ガスから
なる雰囲気中（窒素分圧２６．７ｋＰａ）でアーク溶解
（直流２００Ａ）を行い、複合超微粒子を製造した。
【００１９】図２に、各組成のＦｅ−Ｙ系母合金を用い
て作製した超微粒子のＸ線回折図を縦軸（強度）方向に
シフトして示す。図２によると、生成超微粒子はＦｅ75
Ｙ25〜Ｆｅ25Ｙ75程度の範囲では、α−Ｆｅがほとんど
で、母合金中のＹ量にもかかわらずＹＮ超微粒子の発生
は少ないことがわかる。しかしながら、さらにＹ量を増
加させたＦｅ10Ｙ90の母合金を用いた場合には、ＹＮの
生成量が増加し、Ｘ線のピークが出現していることが確
認できる。
て作製した超微粒子のＸ線回折図を縦軸（強度）方向に
シフトして示す。図２によると、生成超微粒子はＦｅ75
Ｙ25〜Ｆｅ25Ｙ75程度の範囲では、α−Ｆｅがほとんど
で、母合金中のＹ量にもかかわらずＹＮ超微粒子の発生
は少ないことがわかる。しかしながら、さらにＹ量を増
加させたＦｅ10Ｙ90の母合金を用いた場合には、ＹＮの
生成量が増加し、Ｘ線のピークが出現していることが確
認できる。
【００２０】図３に、Ｆｅ50Ｙ50の組成の母合金を用い
て作製した超微粒子のＴＥＭ（透過電子顕微鏡）写真を
示す。図３から明らかなように、Ｆｅ50Ｙ50の組成の母
合金を用いて作製した超微粒子は、１００〜２００ｎｍ
程度の粒子と２０〜３０ｎｍの粒子からなっていた。ま
た、鎖状につながった状態の粒子が多く観察された。こ
れは、これらの粒子は各々が磁性を持っているためと判
断される。また同様にＦｅ75Ｙ25及びＦｅ25Ｙ75の各組
成の母合金を用いて作製した超微粒子のＴＥＭ写真も撮
影し、観察したところ、Ｆｅ75Ｙ25の組成の母合金を用
いて作製した超微粒子では、５０〜２００ｎｍ程度の球
状の粒子、また、Ｆｅ25Ｙ75の組成の母合金を用いて作
製した超微粒子では、５０〜１００ｎｍ程度の粒子と１
０〜２０ｎｍの粒子からなっていた。電子線回折の結
果、上記各超微粒子のそれぞれの鎖状の粒子からは、α
−ＦｅとＹＮの結晶のリングが見られた。しかしなが
ら、電子線回折やＥＤＸの分析からでは粒子の大きさや
形態の違いによるα−ＦｅとＹＮの区別は確認できなか
った。これらの写真から、母合金中のＹ含有量が増加す
るに従い、生成超微粒子の粒径が小さくなっていくこと
がわかった。このことから、母合金に含有するＹ量を変
化させることにより、生成するα−Ｆｅ超微粒子のサイ
ズを変化させることが可能であることがわかる。
て作製した超微粒子のＴＥＭ（透過電子顕微鏡）写真を
示す。図３から明らかなように、Ｆｅ50Ｙ50の組成の母
合金を用いて作製した超微粒子は、１００〜２００ｎｍ
程度の粒子と２０〜３０ｎｍの粒子からなっていた。ま
た、鎖状につながった状態の粒子が多く観察された。こ
れは、これらの粒子は各々が磁性を持っているためと判
断される。また同様にＦｅ75Ｙ25及びＦｅ25Ｙ75の各組
成の母合金を用いて作製した超微粒子のＴＥＭ写真も撮
影し、観察したところ、Ｆｅ75Ｙ25の組成の母合金を用
いて作製した超微粒子では、５０〜２００ｎｍ程度の球
状の粒子、また、Ｆｅ25Ｙ75の組成の母合金を用いて作
製した超微粒子では、５０〜１００ｎｍ程度の粒子と１
０〜２０ｎｍの粒子からなっていた。電子線回折の結
果、上記各超微粒子のそれぞれの鎖状の粒子からは、α
−ＦｅとＹＮの結晶のリングが見られた。しかしなが
ら、電子線回折やＥＤＸの分析からでは粒子の大きさや
形態の違いによるα−ＦｅとＹＮの区別は確認できなか
った。これらの写真から、母合金中のＹ含有量が増加す
るに従い、生成超微粒子の粒径が小さくなっていくこと
がわかった。このことから、母合金に含有するＹ量を変
化させることにより、生成するα−Ｆｅ超微粒子のサイ
ズを変化させることが可能であることがわかる。
【００２１】実施例２ 各々９９．９ｍａｓｓ％以上の純度を持つ鉄とネオジム
を原料とし、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解を行い、鉄７５
ａｔ％−ネオジム２５ａｔ％、鉄５０ａｔ％−ネオジム
５０ａｔ％、及び鉄２５ａｔ％−ネオジム７５ａｔ％の
各組成を有するボタン状インゴットをそれぞれ作製し
た。各二元合金を用い、実施例１と同一の条件及び操作
により複合超微粒子を製造した。
を原料とし、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解を行い、鉄７５
ａｔ％−ネオジム２５ａｔ％、鉄５０ａｔ％−ネオジム
５０ａｔ％、及び鉄２５ａｔ％−ネオジム７５ａｔ％の
各組成を有するボタン状インゴットをそれぞれ作製し
た。各二元合金を用い、実施例１と同一の条件及び操作
により複合超微粒子を製造した。
【００２２】図４に、各組成のＦｅ−Ｎｄ系母合金を用
いて作製した超微粒子のＸ線回折図を縦軸（強度）方向
にシフトして示す。図４によると、Ｆｅ75Ｎｄ25〜Ｆｅ
25Ｎｄ75の組成の母合金を用いた場合には、生成超微粒
子は、Ｆｅ−Ｙ系と同様、Ｘ線回折からはα−Ｆｅのピ
ークのみしか確認できなかった。図５に、Ｆｅ50Ｎｄ50
の組成の母合金を用いて作製した超微粒子のＴＥＭ写真
を示す。図５に示されるように、Ｆｅ−Ｙ系と違い、特
徴のある形態を持った複合超微粒子が作製されたことが
わかる。この粒子は、径が５０ｎｍ程度の球状の粒子
に、５０×２００ｎｍ程度の棒状の粒子が付着した複合
超微粒子からなっている。ＥＤＸ及び電子線回折の結
果、頭部の球状の粒子はα−Ｆｅの単結晶からなってい
た。棒状をした粒子はＮｄ系セラミックスの多結晶体と
判断されるが、上記Ｘ線回折の結果を考慮すると非晶質
Ｎｄ系セラミックスとも考えられる。
いて作製した超微粒子のＸ線回折図を縦軸（強度）方向
にシフトして示す。図４によると、Ｆｅ75Ｎｄ25〜Ｆｅ
25Ｎｄ75の組成の母合金を用いた場合には、生成超微粒
子は、Ｆｅ−Ｙ系と同様、Ｘ線回折からはα−Ｆｅのピ
ークのみしか確認できなかった。図５に、Ｆｅ50Ｎｄ50
の組成の母合金を用いて作製した超微粒子のＴＥＭ写真
を示す。図５に示されるように、Ｆｅ−Ｙ系と違い、特
徴のある形態を持った複合超微粒子が作製されたことが
わかる。この粒子は、径が５０ｎｍ程度の球状の粒子
に、５０×２００ｎｍ程度の棒状の粒子が付着した複合
超微粒子からなっている。ＥＤＸ及び電子線回折の結
果、頭部の球状の粒子はα−Ｆｅの単結晶からなってい
た。棒状をした粒子はＮｄ系セラミックスの多結晶体と
判断されるが、上記Ｘ線回折の結果を考慮すると非晶質
Ｎｄ系セラミックスとも考えられる。
【００２３】なお、前記実施例１及び２において、超微
粒子作製中には、Ｆｅのみの母合金を用いたときやＦｅ
−Ｃｒ系の母合金を用いたときとは異なり、Ｆｅ−Ｙ系
及びＦｅ−Ｎｄ系母合金の全組成域にわたってスパッタ
粒子の発生は見られなかった。しかしながら、母合金中
のＹ量及びＮｄ量の増加にともない、超微粒子の発生量
は相対的に少なくなった。
粒子作製中には、Ｆｅのみの母合金を用いたときやＦｅ
−Ｃｒ系の母合金を用いたときとは異なり、Ｆｅ−Ｙ系
及びＦｅ−Ｎｄ系母合金の全組成域にわたってスパッタ
粒子の発生は見られなかった。しかしながら、母合金中
のＹ量及びＮｄ量の増加にともない、超微粒子の発生量
は相対的に少なくなった。
【００２４】実施例３ 各々９９．９ｍａｓｓ％以上の純度を持つニッケルとイ
ットリウムを原料とし、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解を行
い、ニッケル７５ａｔ％−イットリウム２５ａｔ％、ニ
ッケル５０ａｔ％−イットリウム５０ａｔ％、及びニッ
ケル２５ａｔ％−イットリウム７５ａｔ％の各組成を有
するボタン状インゴットをそれぞれ作製した。各二元合
金を用い、実施例１と同一の条件及び操作により複合超
微粒子を製造した。
ットリウムを原料とし、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解を行
い、ニッケル７５ａｔ％−イットリウム２５ａｔ％、ニ
ッケル５０ａｔ％−イットリウム５０ａｔ％、及びニッ
ケル２５ａｔ％−イットリウム７５ａｔ％の各組成を有
するボタン状インゴットをそれぞれ作製した。各二元合
金を用い、実施例１と同一の条件及び操作により複合超
微粒子を製造した。
【００２５】図６に、各組成のＮｉ−Ｙ系母合金を用い
て作製した超微粒子のＸ線回折図を縦軸（強度）方向に
シフトして示す。図６によると、生成超微粒子は、Ｎｉ
75Ｙ25〜Ｎｉ50Ｙ50の範囲では、Ｎｉの強いピークが見
られ、Ｎｉの発生量が多いことが確認できるが、ＹＮは
弱いピークのみしか確認できず、発生量が少ないことが
わかる。しかしながら、Ｎｉ25Ｙ75ではＹＮのピークが
強くなり、Ｆｅ25Ｙ75系の場合とは異なり、ＹＮ超微粒
子の発生量が多くなっていることが確認できる。
て作製した超微粒子のＸ線回折図を縦軸（強度）方向に
シフトして示す。図６によると、生成超微粒子は、Ｎｉ
75Ｙ25〜Ｎｉ50Ｙ50の範囲では、Ｎｉの強いピークが見
られ、Ｎｉの発生量が多いことが確認できるが、ＹＮは
弱いピークのみしか確認できず、発生量が少ないことが
わかる。しかしながら、Ｎｉ25Ｙ75ではＹＮのピークが
強くなり、Ｆｅ25Ｙ75系の場合とは異なり、ＹＮ超微粒
子の発生量が多くなっていることが確認できる。
【００２６】実施例４ 各々９９．９ｍａｓｓ％以上の純度を持つニッケルとネ
オジムを原料とし、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解を行い、
ニッケル７５ａｔ％−ネオジム２５ａｔ％及びニッケル
５０ａｔ％−ネオジム５０ａｔ％の各組成を有するボタ
ン状インゴットをそれぞれ作製した。各二元合金を用
い、実施例１と同一の条件及び操作により複合超微粒子
を製造した。
オジムを原料とし、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解を行い、
ニッケル７５ａｔ％−ネオジム２５ａｔ％及びニッケル
５０ａｔ％−ネオジム５０ａｔ％の各組成を有するボタ
ン状インゴットをそれぞれ作製した。各二元合金を用
い、実施例１と同一の条件及び操作により複合超微粒子
を製造した。
【００２７】図７に、各組成のＮｉ−Ｎｄ系母合金を用
いて作製した超微粒子のＸ線回折図を縦軸（強度）方向
にシフトして示す。Ｎｉ75Ｎｄ25〜Ｎｉ50Ｎｄ50の範囲
のみの確認であるが、この範囲においては、Ｎｉのみの
ピークしか確認されなかった。なお、Ｎｉ50Ｎｄ50の組
成の母合金を用いて作製した超微粒子のＴＥＭ写真を撮
影し、観察したところ、生成超微粒子のほとんどが非常
に細かい２０〜５０ｎｍ程度の球状や四角張った直方体
状の形態をなしていることが観察された。特にこの直方
体状の超微粒子は、高倍率にして観察すると、Ｆｅ−Ｎ
ｄ系で得られた超微粒子と同様の形態を持った複合超微
粒子になっていた。尚、このＮｉ−Ｎｄ系においては１
００ｎｍ程度と大きく成長した複合超微粒子の存在確率
は非常に低く、細かい複合超微粒子がほとんどであっ
た。電子線回折及びＥＤＸ分析によると、この複合超微
粒子は、Ｆｅ−Ｎｄ系の複合超微粒子と同様、頭部の球
状の粒子は単結晶のＮｉからなっていた。棒状（四角張
った直方体状）の部分はＮｄ系セラミックスの多結晶体
と判断されるが、上記Ｘ線回析の結果を考慮すると非晶
質Ｎｄ系セラミックスとも考えられる。
いて作製した超微粒子のＸ線回折図を縦軸（強度）方向
にシフトして示す。Ｎｉ75Ｎｄ25〜Ｎｉ50Ｎｄ50の範囲
のみの確認であるが、この範囲においては、Ｎｉのみの
ピークしか確認されなかった。なお、Ｎｉ50Ｎｄ50の組
成の母合金を用いて作製した超微粒子のＴＥＭ写真を撮
影し、観察したところ、生成超微粒子のほとんどが非常
に細かい２０〜５０ｎｍ程度の球状や四角張った直方体
状の形態をなしていることが観察された。特にこの直方
体状の超微粒子は、高倍率にして観察すると、Ｆｅ−Ｎ
ｄ系で得られた超微粒子と同様の形態を持った複合超微
粒子になっていた。尚、このＮｉ−Ｎｄ系においては１
００ｎｍ程度と大きく成長した複合超微粒子の存在確率
は非常に低く、細かい複合超微粒子がほとんどであっ
た。電子線回折及びＥＤＸ分析によると、この複合超微
粒子は、Ｆｅ−Ｎｄ系の複合超微粒子と同様、頭部の球
状の粒子は単結晶のＮｉからなっていた。棒状（四角張
った直方体状）の部分はＮｄ系セラミックスの多結晶体
と判断されるが、上記Ｘ線回析の結果を考慮すると非晶
質Ｎｄ系セラミックスとも考えられる。
【００２８】実施例５ 各々９９．９ｍａｓｓ％以上の純度を持つコバルトとイ
ットリウムを原料とし、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解を行
い、コバルト７５ａｔ％−イットリウム２５ａｔ％、コ
バルト５０ａｔ％−イットリウム５０ａｔ％、及びコバ
ルト２５ａｔ％−イットリウム７５ａｔ％の各組成を有
するボタン状インゴットをそれぞれ作製した。各二元合
金を用い、実施例１と同一の条件及び操作により複合超
微粒子を製造した。
ットリウムを原料とし、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解を行
い、コバルト７５ａｔ％−イットリウム２５ａｔ％、コ
バルト５０ａｔ％−イットリウム５０ａｔ％、及びコバ
ルト２５ａｔ％−イットリウム７５ａｔ％の各組成を有
するボタン状インゴットをそれぞれ作製した。各二元合
金を用い、実施例１と同一の条件及び操作により複合超
微粒子を製造した。
【００２９】図８に、各組成のＣｏ−Ｙ系母合金を用い
て作製した超微粒子のＸ線回折図を縦軸（強度）方向に
シフトして示す。図８によると、生成超微粒子は、Ｃｏ
75Ｙ25〜Ｃｏ50Ｙ50の範囲においてＣｏの高温相である
ｆｃｃ−Ｃｏの強いピークがみられ、ｆｃｃ−Ｃｏ超微
粒子の発生量が多いことが確認できる。しかしながら、
Ｃｏ25Ｙ75では、Ｎｉ25Ｙ75の場合と同様、ＹＮのピー
クが強くなり、ｆｃｃ−ＣｏとＹＮの複相となっている
ことがわかった。
て作製した超微粒子のＸ線回折図を縦軸（強度）方向に
シフトして示す。図８によると、生成超微粒子は、Ｃｏ
75Ｙ25〜Ｃｏ50Ｙ50の範囲においてＣｏの高温相である
ｆｃｃ−Ｃｏの強いピークがみられ、ｆｃｃ−Ｃｏ超微
粒子の発生量が多いことが確認できる。しかしながら、
Ｃｏ25Ｙ75では、Ｎｉ25Ｙ75の場合と同様、ＹＮのピー
クが強くなり、ｆｃｃ−ＣｏとＹＮの複相となっている
ことがわかった。
【００３０】実施例６ 各々９９．９ｍａｓｓ％以上の純度を持つコバルトとネ
オジムを原料とし、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解を行い、
コバルト７５ａｔ％−ネオジム２５ａｔ％及びコバルト
５０ａｔ％−ネオジム５０ａｔ％の各組成を有するボタ
ン状インゴットをそれぞれ作製した。各二元合金を用
い、実施例１と同一の条件及び操作により複合超微粒子
を製造した。
オジムを原料とし、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解を行い、
コバルト７５ａｔ％−ネオジム２５ａｔ％及びコバルト
５０ａｔ％−ネオジム５０ａｔ％の各組成を有するボタ
ン状インゴットをそれぞれ作製した。各二元合金を用
い、実施例１と同一の条件及び操作により複合超微粒子
を製造した。
【００３１】図９に、各組成のＣｏ−Ｎｄ系母合金を用
いて作製した超微粒子のＸ線回折図を縦軸（強度）方向
にシフトして示す。Ｃｏ75Ｎｄ25〜Ｃｏ50Ｎｄ50の範囲
のみの確認ではあるが、この範囲においてはｆｃｃ−Ｃ
ｏのみのピークが見られ、Ｃｏ−Ｙ系同様、主としてｆ
ｃｃ−Ｃｏ超微粒子が生成していることがわかった。
いて作製した超微粒子のＸ線回折図を縦軸（強度）方向
にシフトして示す。Ｃｏ75Ｎｄ25〜Ｃｏ50Ｎｄ50の範囲
のみの確認ではあるが、この範囲においてはｆｃｃ−Ｃ
ｏのみのピークが見られ、Ｃｏ−Ｙ系同様、主としてｆ
ｃｃ−Ｃｏ超微粒子が生成していることがわかった。
【００３２】前記実施例１〜６の結果より、セラミック
ス超微粒子の発生率は、金属（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）超微
粒子の発生率と比べて少ないことが示された。この理由
としては以下のことが考えられる。 （１）それぞれの沸点（Ｂ．Ｐ．）の違いによる超微粒
子発生量の違い 各金属の沸点は次のとおりである。 Ｆｅ：３１３５（Ｋ）、Ｃｏ：３２０１（Ｋ）、Ｎｉ：
３１８７（Ｋ） Ｙ：３６１１（Ｋ）、Ｎｄ：３３４１（Ｋ） この様に、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉの沸点と比較してＹ，Ｎｄ
の沸点の方が高く、蒸発しにくい為、ＹＮ，ＮｄＮ超微
粒子の発生量が少なくなる。 （２）窒化率の違いによる超微粒子発生量の違い Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉの窒素との親和力と比較した場合、
Ｙ，Ｎｄの窒素との親和力の方が強い。そのため、アー
ク窒素プラズマによる母合金溶解中、母合金のアークが
当たっている部分では金属元素（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）と
共にＹ，Ｎｄも溶解し、蒸発するが、その周囲のアーク
が当たっていない部分のＹやＮｄは窒化してしまう。こ
のことにより、母合金の窒化された部分からはＹ（Ｙ
Ｎ）やＮｄ（ＮｄＮ）は蒸発しにくくなるため、超微粒
子の発生量は少なくなる。
ス超微粒子の発生率は、金属（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）超微
粒子の発生率と比べて少ないことが示された。この理由
としては以下のことが考えられる。 （１）それぞれの沸点（Ｂ．Ｐ．）の違いによる超微粒
子発生量の違い 各金属の沸点は次のとおりである。 Ｆｅ：３１３５（Ｋ）、Ｃｏ：３２０１（Ｋ）、Ｎｉ：
３１８７（Ｋ） Ｙ：３６１１（Ｋ）、Ｎｄ：３３４１（Ｋ） この様に、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉの沸点と比較してＹ，Ｎｄ
の沸点の方が高く、蒸発しにくい為、ＹＮ，ＮｄＮ超微
粒子の発生量が少なくなる。 （２）窒化率の違いによる超微粒子発生量の違い Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉの窒素との親和力と比較した場合、
Ｙ，Ｎｄの窒素との親和力の方が強い。そのため、アー
ク窒素プラズマによる母合金溶解中、母合金のアークが
当たっている部分では金属元素（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）と
共にＹ，Ｎｄも溶解し、蒸発するが、その周囲のアーク
が当たっていない部分のＹやＮｄは窒化してしまう。こ
のことにより、母合金の窒化された部分からはＹ（Ｙ
Ｎ）やＮｄ（ＮｄＮ）は蒸発しにくくなるため、超微粒
子の発生量は少なくなる。
【００３３】前記各実施例で作製した超微粒子は、Ｆ
ｅ，Ｎｉ又はＣｏが主相であり磁性を持つことが考えら
れるため、ＶＳＭ（振動試料型磁力計）によって磁気特
性を調査した。その結果、各超微粒子とも常温で強磁性
の特徴を示すことがわかった。各超微粒子の保磁力（Ｈ
ｃ）について測定した結果を表１に示す。
ｅ，Ｎｉ又はＣｏが主相であり磁性を持つことが考えら
れるため、ＶＳＭ（振動試料型磁力計）によって磁気特
性を調査した。その結果、各超微粒子とも常温で強磁性
の特徴を示すことがわかった。各超微粒子の保磁力（Ｈ
ｃ）について測定した結果を表１に示す。
【表１】
【００３４】
【発明の効果】以上のように、本発明の方法によれば、
母合金として一般式：ＴＭ・ＲＥ（但し、ＴＭはＦｅ、
Ｃｏ及びＮｉからなる群から選ばれた少なくとも１種の
元素、ＲＥはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇ
ｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選ばれた
少なくとも１種の元素である）で示される組成からなる
原材料を用い、窒素、酸素及び炭化水素からなる群から
選ばれた少なくとも１種の反応ガスを含むガス雰囲気中
で加熱溶解し、蒸発した原材料を前記雰囲気中の反応ガ
スと反応させて超微粒子を生成させるものであるため、
これまで作製されていなかった磁性を持つ金属超微粒子
と希土類元素のセラミックス超微粒子とからなるｎｍオ
ーダーの複合超微粒子が得られる。得られる複合超微粒
子は、強磁性の金属超微粒子を含み、またセラミックス
超微粒子を含むため、耐摩耗性及び強度、特に熱間強度
に優れ、強磁性を永年にわたって保持できる。従って、
これらの複合超微粒子を磁性材料として用いることによ
り、耐摩耗性や強度、特に熱間強度に優れた高性能な希
土類化合物永久磁石やボンド磁石を作製することができ
るという利点が得られる。
母合金として一般式：ＴＭ・ＲＥ（但し、ＴＭはＦｅ、
Ｃｏ及びＮｉからなる群から選ばれた少なくとも１種の
元素、ＲＥはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇ
ｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選ばれた
少なくとも１種の元素である）で示される組成からなる
原材料を用い、窒素、酸素及び炭化水素からなる群から
選ばれた少なくとも１種の反応ガスを含むガス雰囲気中
で加熱溶解し、蒸発した原材料を前記雰囲気中の反応ガ
スと反応させて超微粒子を生成させるものであるため、
これまで作製されていなかった磁性を持つ金属超微粒子
と希土類元素のセラミックス超微粒子とからなるｎｍオ
ーダーの複合超微粒子が得られる。得られる複合超微粒
子は、強磁性の金属超微粒子を含み、またセラミックス
超微粒子を含むため、耐摩耗性及び強度、特に熱間強度
に優れ、強磁性を永年にわたって保持できる。従って、
これらの複合超微粒子を磁性材料として用いることによ
り、耐摩耗性や強度、特に熱間強度に優れた高性能な希
土類化合物永久磁石やボンド磁石を作製することができ
るという利点が得られる。
【００３５】また、希土類元素としてＮｄを含む合金を
用いれば、金属超微粒子から希土類元素のセラミックス
超微粒子が延出している構造を有する形状異方性の複合
超微粒子が得られる。この複合超微粒子は、形状異方性
を有し、しかもｎｍオーダーの超微粒子であるため、磁
気記録用の磁性粉末として用いた場合、高密度化が達成
され、高い保磁力を発現できるという利点が得られる。
また、磁性体（金属）−非磁性体（セラミック）という
組合せの構造を有するため、その磁性を利用してセンサ
ーやスイッチとしての利用も可能である。さらに、本発
明の複合超微粒子はセラミックス超微粒子を含むため融
点が高く、また硬度、強度、耐熱性等の機械的性質、物
理的性質にも優れているため、各種複合材料の分散材
料、圧電材料、表面加工用ブラスト粉末、その他の機能
性材料等としての利用など、他の広範な用途に有利に用
いることが可能である。
用いれば、金属超微粒子から希土類元素のセラミックス
超微粒子が延出している構造を有する形状異方性の複合
超微粒子が得られる。この複合超微粒子は、形状異方性
を有し、しかもｎｍオーダーの超微粒子であるため、磁
気記録用の磁性粉末として用いた場合、高密度化が達成
され、高い保磁力を発現できるという利点が得られる。
また、磁性体（金属）−非磁性体（セラミック）という
組合せの構造を有するため、その磁性を利用してセンサ
ーやスイッチとしての利用も可能である。さらに、本発
明の複合超微粒子はセラミックス超微粒子を含むため融
点が高く、また硬度、強度、耐熱性等の機械的性質、物
理的性質にも優れているため、各種複合材料の分散材
料、圧電材料、表面加工用ブラスト粉末、その他の機能
性材料等としての利用など、他の広範な用途に有利に用
いることが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の方法におけるアーク溶解により複合超
微粒子を作製する装置の一例の概略構成図である。
微粒子を作製する装置の一例の概略構成図である。
【図２】種々の組成のＦｅ−Ｙ二元合金を用いて作製し
た各超微粒子のＸ線回折図であり、縦軸（強度）方向に
シフトして示す。
た各超微粒子のＸ線回折図であり、縦軸（強度）方向に
シフトして示す。
【図３】５０ａｔ％Ｆｅ−５０ａｔ％Ｙの二元合金を用
いて作製した超微粒子の透過電子顕微鏡写真である。
いて作製した超微粒子の透過電子顕微鏡写真である。
【図４】種々の組成のＦｅ−Ｎｄ二元合金を用いて作製
した各超微粒子のＸ線回折図であり、縦軸（強度）方向
にシフトして示す。
した各超微粒子のＸ線回折図であり、縦軸（強度）方向
にシフトして示す。
【図５】５０ａｔ％Ｆｅ−５０ａｔ％Ｎｄ二元合金を用
いて作製した超微粒子の透過電子顕微鏡写真である。
いて作製した超微粒子の透過電子顕微鏡写真である。
【図６】種々の組成のＮｉ−Ｙ二元合金を用いて作製し
た各超微粒子のＸ線回折図であり、縦軸（強度）方向に
シフトして示す。
た各超微粒子のＸ線回折図であり、縦軸（強度）方向に
シフトして示す。
【図７】種々の組成のＮｉ−Ｎｄ二元合金を用いて作製
した各超微粒子のＸ線回折図であり、縦軸（強度）方向
にシフトして示す。
した各超微粒子のＸ線回折図であり、縦軸（強度）方向
にシフトして示す。
【図８】種々の組成のＣｏ−Ｙ二元合金を用いて作製し
た各超微粒子のＸ線回折図であり、縦軸（強度）方向に
シフトして示す。
た各超微粒子のＸ線回折図であり、縦軸（強度）方向に
シフトして示す。
【図９】種々の組成のＣｏ−Ｎｄ二元合金を用いて作製
した各超微粒子のＸ線回折図であり、縦軸（強度）方向
にシフトして示す。
した各超微粒子のＸ線回折図であり、縦軸（強度）方向
にシフトして示す。
１ 超微粒子作製装置 ２ 溶解室 ３ グローブボックス ５ アーク電極 ６ 収集管 ８ フィルター ９ ガス混合器 １０ ターボ分子ポンプ １１ メカニカルブースターポンプ、ロータリーポンプ Ａ 母合金 Ｂ 超微粒子
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ０１Ｇ 51/00 Ａ 53/00 Ｚ Ｃ０９Ｊ 11/04 ＪＡＲ Ｇ１１Ｂ 5/706 Ｈ０１Ｆ 1/047 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地 川内住宅 11−806 (72)発明者 山口 正志 宮城県仙台市太白区泉崎１−16−23 (72)発明者 小林 正幸 宮城県黒川郡富谷町富ケ丘１−15−22
Claims (8)
- 【請求項１】 Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの少なくとも１種から
なる金属超微粒子と、少なくとも１種の希土類元素のセ
ラミックス超微粒子とからなる複合超微粒子。 - 【請求項２】 希土類元素が、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、
Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる
群から選ばれた少なくとも１種である請求項１に記載の
複合超微粒子。 - 【請求項３】 金属超微粒子から、希土類元素のセラミ
ックス超微粒子が延出している構造を有する請求項１に
記載の複合超微粒子。 - 【請求項４】 希土類元素がＮｄである請求項３に記載
の複合超微粒子。 - 【請求項５】 一般式：ＴＭ・ＲＥ（但し、ＴＭはＦ
ｅ、Ｃｏ及びＮｉからなる群から選ばれた少なくとも１
種の元素、ＲＥはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、
Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＥｒからなる群から選ばれ
た少なくとも１種の元素である）で示される組成からな
る原材料を、窒素、酸素及び炭化水素からなる群から選
ばれた少なくとも１種の反応ガスを含むガス雰囲気中で
加熱溶解し、蒸発した原材料を前記雰囲気中の反応ガス
と反応させ、金属超微粒子とセラミックス超微粒子とか
らなる複合超微粒子を生成させることを特徴とする複合
超微粒子の製造方法。 - 【請求項６】 原材料としてＴＭ元素１０〜９０原子％
と、ＲＥ元素１０〜９０原子％とからなる合金を用いる
請求項５に記載の方法。 - 【請求項７】 上記ＴＭ元素の０〜５０原子％（０は含
まない）がＣｕ又は／及びＢにより一部置換されてなる
合金を用いる請求項６に記載の方法。 - 【請求項８】 ＲＥ元素としてＮｄを含む合金を用い、
金属超微粒子から希土類元素のセラミックス超微粒子が
延出している構造を有する複合超微粒子を生成させる請
求項５乃至７のいずれか一項に記載の方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6259681A JPH08100201A (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 複合超微粒子及びその製造方法 |
| DE69520249T DE69520249T2 (de) | 1994-09-30 | 1995-09-28 | Sehr feine Verbundpulver und Verfahren zu ihrer Herstellung |
| EP95115340A EP0704264B1 (en) | 1994-09-30 | 1995-09-28 | Composite ultrafine particles and method for production thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6259681A JPH08100201A (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 複合超微粒子及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08100201A true JPH08100201A (ja) | 1996-04-16 |
Family
ID=17337439
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6259681A Pending JPH08100201A (ja) | 1994-09-30 | 1994-09-30 | 複合超微粒子及びその製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0704264B1 (ja) |
| JP (1) | JPH08100201A (ja) |
| DE (1) | DE69520249T2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20020075329A (ko) * | 2002-08-12 | 2002-10-04 | 최장렬 | 강자성(强磁性) 물질이 함유된 접착제 |
| JPWO2017175550A1 (ja) * | 2016-04-08 | 2019-03-14 | 富士フイルム株式会社 | 組成物、組成物の製造方法、硬化膜、カラーフィルタ、遮光膜、固体撮像素子及び画像表示装置 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106334795A (zh) * | 2015-07-11 | 2017-01-18 | 吴振武 | 适用于金属纳米颗粒烧结的磁感应烧结装置 |
| DE102015114227A1 (de) * | 2015-08-27 | 2017-03-02 | Bundesdruckerei Gmbh | Buchartiges Dokument, insbesondere Identifikationsdokument, mit einem Transpondermodul und Verfahren zum Sichern von Daten in einem buchartigen Dokument |
| DE102015114228A1 (de) * | 2015-08-27 | 2017-03-02 | Bundesdruckerei Gmbh | Buchartiges Dokument, insbesondere Identifikationsdokument mit einem Transpondermodul und Verfahren zum Sichern von Daten in einem buchartigen Dokument |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3339490A1 (de) * | 1983-10-31 | 1985-05-15 | Institut metallurgii imeni A.A. Bajkova Akademii Nauk SSSR, Moskau/Moskva | Verfahren zur plasmachemischen gewinnung eines feindispersen beschickungsguts |
| JPS60151273A (ja) * | 1984-01-19 | 1985-08-09 | トヨタ自動車株式会社 | セラミツク被膜付き金属化合物の微粉末の製造方法 |
| US5164104A (en) * | 1989-09-13 | 1992-11-17 | Asahi Kasei Kogyo Kabushiki Kaisha | Magnetic material containing rare earth element, iron, nitrogen, hydrogen and oxygen and bonded magnet containing the same |
| CA2034632C (en) * | 1990-02-20 | 1997-05-13 | Carlton Dwight Fuerst | Hot worked rare earth-iron-carbon magnets |
| JPH06199525A (ja) * | 1992-07-02 | 1994-07-19 | Kinya Adachi | 希土類−遷移金属系化合物超微粒子の製造と応用 |
-
1994
- 1994-09-30 JP JP6259681A patent/JPH08100201A/ja active Pending
-
1995
- 1995-09-28 EP EP95115340A patent/EP0704264B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1995-09-28 DE DE69520249T patent/DE69520249T2/de not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20020075329A (ko) * | 2002-08-12 | 2002-10-04 | 최장렬 | 강자성(强磁性) 물질이 함유된 접착제 |
| JPWO2017175550A1 (ja) * | 2016-04-08 | 2019-03-14 | 富士フイルム株式会社 | 組成物、組成物の製造方法、硬化膜、カラーフィルタ、遮光膜、固体撮像素子及び画像表示装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0704264A1 (en) | 1996-04-03 |
| DE69520249D1 (de) | 2001-04-12 |
| EP0704264B1 (en) | 2001-03-07 |
| DE69520249T2 (de) | 2002-01-10 |
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