JPH10163056A

JPH10163056A - 磁石の製造方法

Info

Publication number: JPH10163056A
Application number: JP8339064A
Authority: JP
Inventors: Akira Fukuno; 亮福野; Tomomi Yamamoto; 智実山本; Tetsuto Yoneyama; 哲人米山; Tetsuya Hidaka; 徹也日高
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 1996-12-04
Filing date: 1996-12-04
Publication date: 1998-06-19
Anticipated expiration: 2016-12-04
Also published as: US5916376A; WO1998025280A1; HK1019504A1; CN1104014C; JP3317646B2; CN1205109A

Abstract

(57)【要約】【課題】安価で、しかも高保磁力、高角形比、高最大
エネルギー積の磁石を提供する。【解決手段】Ｒ（希土類元素の１種以上で、Ｓｍ必
須）、Ｔ（Ｆｅ必須）、ＮおよびＭ（Ｚｒ必須）を含有
し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを１０〜２０原子％、Ｍを２
〜１０原子％含有し、硬質磁性相（ＴｂＣｕ₇ 型結晶
相）と、軟質磁性相（ｂｃｃ構造Ｔ相からなり、平均結
晶粒径が５〜６０nmであり、全体の１０〜６０体積％を
占める）とを有し、硬質磁性相中における原子比（Ｒ＋
Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）が１２．５％を超える磁石を、単
ロール法を利用して製造する。単ロール法では、冷却ロ
ールの周速度を５０m/s 以上とし、合金溶湯の吐出圧力
を０．３〜２kgf/cm² とする。冷却後、急冷合金を６０
０〜８００℃で熱処理し、さらに窒化処理する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、主として樹脂ボン
ディッド磁石としてモータ等に適用される希土類窒化磁
石を製造する方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】高性能希土類磁石としては、Ｓｍ−Ｃｏ
系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石が実用化されているが、
近年、新規な希土類磁石の開発が盛んに行なわれてい
る。

【０００３】例えば、Ｓｍ₂ Ｆｅ₁₇結晶にＮが侵入型に
固溶したＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系の希土類窒化磁石が提案され
ており、Ｓｍ₂ Ｆｅ₁₇Ｎ_2.3 付近の組成で、４πＩs ＝
１５．４kG、Ｔc ＝４７０℃、Ｈ_A ＝１４Ｔの基本物性
が得られること、Ｚｎをバインダとするメタルボンディ
ッド磁石として１０．５MGOeの(BH)max が得られるこ
と、また、Ｓｍ₂ Ｆｅ₁₇金属間化合物へのＮの導入によ
り、キュリー温度が大幅に向上して熱安定性が改良され
たことが報告されている（Paper No.S1.3 at theSixth
International Symposium on Magnetic Anisotropy and
Coercivity inRare Earth-Transition Metal Alloys,P
ittsburgh,PA,October 25,1990.(Proceedings Book:Car
negie Mellon University,Mellon Institute,Pittsburg
h,PA 15213,USA) ）。

【０００４】希土類窒化磁石（以下、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系
磁石）は、理論的にはＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を超える特
性が期待されるため、様々な提案がなされている。Ｓｍ
−Ｆｅ−Ｎ系磁石の高性能化、特に高い磁化を得るため
には、磁石中のα−Ｆｅ相の比率を高くすることが有効
である。α−Ｆｅ相を増加させるためには、磁石全体の
希土類元素量を減らせばよく、希土類元素の使用量を減
らせばコスト的にも有利である。しかし、希土類元素量
を減らしてα−Ｆｅ相を単に増加させただけでは、保磁
力の低下を招き、磁石特性はかえって低くなってしま
う。このため、以下に示すような提案がなされている。

【０００５】本発明者らは、特願平７−１９７００
１号において、Ｒ（Ｓｍを主体とする希土類元素）を４
〜８原子％、Ｎを１０〜２０原子％、Ｍ（Ｚｒを必須と
する添加元素）を２〜１０原子％含有し、残部が実質的
にＴ（Ｆｅ等の遷移元素）であって、ＴｂＣｕ₇ 型硬質
磁性相と、α−Ｆｅ相等のｂｃｃ構造Ｔ相からなる軟質
磁性相とを有し、軟質磁性相の平均結晶粒径が５〜６０
nmであり、軟質磁性相の割合が１０〜６０体積％である
Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石を提案している。この磁石は、Ｚ
ｒを必須とし、かつ軟質磁性相の平均結晶粒径および磁
石中における軟質磁性相の割合を限定したことを特徴と
するものである。これらの限定により、希土類元素の比
率を８原子％以下と少なくして高磁化を達成したにもか
かわらず、比較的高い保磁力が得られている。

【０００６】特開平８−８１７４１号公報には、Ｒ
¹ _x Ｒ² _yＴ_100-x-y-z-vＭ_z Ｎ_v （Ｒ¹ は希土類元素の１
種以上、Ｒ² はＺｒ、ＨｆおよびＳｃの１種以上、Ｔは
ＦｅおよびＣｏの１種以上、ＭはＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、
Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｇ
ｅ、ＳｎおよびＳｂの１種以上。ｘ、ｙ、ｚ、ｖは原子
％でそれぞれ２≦ｘ≦２０、０≦ｙ≦１５、２≦ｘ＋ｙ
≦２０、０≦ｚ≦２０、０．０１≦ｖ≦２０を示す）で
表される組成であって、ＴｂＣｕ₇ 型結晶構造を有する
相を主相とし、この主相中に前記Ｔ元素が９０原子％以
上含まれる磁石材料が記載されている。同公報では、主
相中にＴ元素を９０％以上含ませることにより、主相の
飽和磁束密度を向上させることができるとしている。そ
して、α−Ｆｅ相については、その析出を防止すること
を目的としている。

【０００７】上記では、工業材料となっているＮｄ−
Ｆｅ−Ｂ系磁石より高い特性も得られているが、保磁力
および後述する角形比については、さらに高いことが望
ましい。上記では、コンピュータのハードディスク駆
動装置用のスピンドルモータに用いるには不十分な特性
しか得られていない。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、安価
で、しかも高保磁力、高角形比、高最大エネルギー積の
磁石を提供することである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】このような目的は、下記
（１）〜（４）のいずれかの構成により達成される。（１）Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、Ｒ中のＳ
ｍ比率は５０原子％以上である）、Ｔ（ＴはＦｅ、また
はＦｅおよびＣｏである）、ＮおよびＭ（Ｍは、Ｚｒで
あるか、Ｚｒの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＣおよびＰから選択される少なく
とも１種の元素で置換したものである）を含有し、Ｒを
４〜８原子％、Ｎを１０〜２０原子％、Ｍを２〜１０原
子％含有し、残部が実質的にＴであり、硬質磁性相と軟
質磁性相とを有し、硬質磁性相が、Ｒ、ＴおよびＮを主
体とし、ＴｂＣｕ₇ 型結晶相を含み、軟質磁性相が、ｂ
ｃｃ構造のＴ相からなり、軟質磁性相の平均結晶粒径が
５〜６０nmであり、軟質磁性相の割合が１０〜６０体積
％であって、硬質磁性相中における原子比（Ｒ＋Ｍ）／
（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）が１２．５％を超える磁石を製造する方
法であり、ノズルから合金溶湯を吐出して冷却ロール周
面に衝突させることにより急冷する単ロール法を用い
て、ＴｂＣｕ₇ 型結晶相とアモルファス相とを含む薄帯
状の急冷合金を得る急冷工程と、真空中または不活性ガ
ス雰囲気中において前記急冷合金に結晶化のための熱処
理を施す熱処理工程と、熱処理後の急冷合金に窒化処理
を施す窒化工程とを有し、前記急冷工程における冷却ロ
ールの周速度が５０m/s 以上であり、合金溶湯の吐出圧
力が０．３〜２kgf/cm² であり、前記熱処理工程におけ
る処理温度が６００〜８００℃である磁石の製造方法。（２）Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折における前記急冷
合金のＴｂＣｕ₇ 型結晶相の最大ピークの半値幅が０．
９５°以上である上記（１）の磁石の製造方法。（３）前記冷却ロールの周速度をＶｓ（m/s ）とし、前
記急冷合金の厚さをｔ（μm ）としたとき、ｔ×Ｖｓが
８００〜１３００である上記（１）または（２）の磁石
の製造方法。（４）前記原子比（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）が２５％
以下である上記（１）〜（３）のいずれかの磁石の製造
方法。

【００１０】

【作用および効果】本発明では、ＴｂＣｕ₇ 型結晶相を
硬質磁性相として有し、α−Ｆｅ相等のｂｃｃ構造Ｔ相
が分散されたＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石において、希土類元
素Ｒの含有量を８原子％以下と少なくした上で、硬質磁
性相中における原子比（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）が１
２．５％を超えるように製造条件を選択する。

【００１１】磁石組成を変化させてＴｂＣｕ₇ 型結晶相
のキュリー温度測定を行うと、希土類元素Ｒおよび元素
ＭはＴｂＣｕ₇ 型結晶相中では主としてＴｂサイトに存
在し、元素ＴはＣｕサイトに存在することがわかる。ま
た、化学量論組成におけるＲ＋Ｍの原子比は１２．５％
である。すなわち、本発明では、硬質磁性相中における
Ｒ＋Ｍの比率を化学量論組成よりも高くする。ＴｂＣｕ
₇ 型結晶相では、遷移元素の比率が化学量論比よりも低
いほうが、すなわちＲ＋Ｍの比率が高いほうが磁気異方
性の面では好ましく、その結果、高い保磁力が得られ
る。本発明により製造される磁石では、磁石全体のＲ含
有量が少ないにもかかわらず硬質磁性相中の希土類元素
の比率が化学量論組成より高いため、単に希土類元素含
有量が少ない従来の磁石、あるいは主相中のＴ量を多く
することにより比較的高い磁化を得ている従来の磁石と
は異なり、高保磁力が得られる。しかも、磁石中のｂｃ
ｃ構造Ｔ相の比率が高いため、磁化が高くなり、磁石と
して好ましい。

【００１２】また、本発明により製造される磁石は、角
形比が高く、このため最大エネルギー積が高い。この場
合の角形比とは、Ｈｋ／ＨcJを意味する。なお、ＨcJは
保磁力であり、Ｈｋは、磁気ヒステリシスループの第２
象限において磁束密度が残留磁束密度の９０％になると
きの外部磁界強度である。Ｈｋが低いと高い最大エネル
ギー積が得られない。Ｈｋ／ＨcJは、磁石性能の指標と
なるものであり、磁気ヒステリシスループの第２象限に
おける角張りの度合いを表わす。ＨcJが同等であっても
Ｈｋ／ＨcJが大きいほど磁石中のミクロ的な保磁力の分
布がシャープとなるため、着磁が容易となり、かつ着磁
ばらつきも少なくなり、また、最大エネルギー積が高く
なる。そして、磁石使用時の外部からの減磁界や自己減
磁界の変化に対する磁化の安定性が良好となり、磁石を
含む磁気回路の性能が安定したものとなる。本発明の磁
石ではＨｋ／ＨcJとして１５％以上が容易に得られ、１
８％以上、さらには２０％以上とすることもできる。な
お、Ｈｋ／ＨcJは、通常、４５％程度以下である。ま
た、Ｈｋとしては、１kOe 以上が容易に得られ、１．５
kOe 以上、さらには２kOe 以上とすることもできる。な
お、Ｈｋは、通常、４kOe 程度以下である。また、ボン
ディッド磁石とした場合には粉体の状態よりも磁石粒子
間の距離が小さくなるので、ボンディッド磁石では磁石
粉末よりも２０〜５０％程度高いＨｋ／ＨcJを得ること
が可能である。

【００１３】このように本発明では、高価な希土類元素
の使用量を減らした上で高保磁力、高角形比および高い
最大エネルギー積を得ることができるので、低価格で高
性能な磁石が実現する。

【００１４】本発明において、磁石全体の希土類元素量
が少ないにもかかわらず硬質磁性相中のＲ＋Ｍの比率を
高くすることができるのは、急冷工程における条件を上
記のように制御するからである。

【００１５】すなわち本発明では、冷却工程において、
冷却ロールの周速度を高くすると共に合金溶湯の吐出圧
力を高くする。冷却ロールの周速度を高速にすることに
より、薄帯状の急冷合金は薄くなって冷却速度が高くな
る。このため、急冷合金中のＴｂＣｕ₇ 型微結晶のＴｂ
サイトにＲ＋Ｍを過剰に存在させることができ、保磁力
を高くできる。そして、合金溶湯の吐出圧力を上記した
所定範囲とすることにより、保磁力をより高くでき、角
形比を著しく高くすることができる。吐出圧力を高くし
たとき、単位時間当たりの吐出量は増えるが、その増加
分は、以下に述べる効果により急冷合金の厚さを増加さ
せるには至らない。合金溶湯を単ロール法により冷却す
る際には、冷却雰囲気中のガスの巻き込み、冷却ロール
周面との密着性の悪さ、冷却ロールの軸ぶれによるノズ
ルと冷却ロールとの間の距離の変化等に起因して、急冷
合金に凹部が形成されてしまい、急冷合金は厚くなる。
これに対し、合金溶湯の吐出圧力を高くすれば、ガス巻
き込みが減少し、密着性が改善され、冷却ロールの軸ぶ
れの影響が軽減される。また、吐出圧力を高くするにし
たがって、急冷合金の幅が広くなる。これらの結果とし
て、急冷合金は薄くなり、冷却速度が向上することにな
る。具体的には、冷却ロールの周速度Ｖｓ（m/s ）と急
冷合金の厚さｔ（μm ）との関係がｔ×Ｖｓ＝８００〜１３００となる。したがって、ＴｂＣｕ₇ 型結晶中でのＲ＋Ｍの
比率をより高くできる。また、吐出圧力を高くすること
によって、合金溶湯と冷却ロール周面との密着性が向上
するため、急冷合金の厚さ方向での均質度が向上する。
このため、冷却ロールの周速度が同じ場合でも、吐出圧
力を高くすることにより保磁力はさらに向上し、角形比
は著しく向上する。

【００１６】上記した従来例（特願平７−１９７００
１号）には、本発明と同様に冷却ロールの周速度を５０
m/s 以上として製造された磁石が記載されている。しか
し、同出願の実施例では、周速度５０m/s で急冷合金の
厚さが約３０μm なので、上記ｔ×Ｖｓは約１５００と
なり、本発明範囲を上回る。すなわち、急冷合金の厚さ
が本発明範囲より厚くなっている。これは、合金溶湯の
吐出圧力が本発明範囲を下回るからである。このため、
周速度を５０m/s から高くしていくと、保磁力ＨcJは向
上するもののその上昇は緩やかとなる。また、同出願で
は、角形比Ｈｋ／ＨcJは周速度が高くなるしたがってか
えって低下する傾向を示しており、これも合金溶湯の吐
出圧力が低いからである。これに対し本発明では、冷却
ロールの周速度を高くすることに加え、吐出圧力を高く
しているので、冷却ロールの周速度を単に高くした場合
に比べ急冷合金は薄くなると共に均質度が高くなり、高
特性が得られる。また、本発明では従来と同等の周速度
でより薄い急冷合金が得られるため、装置コストが低減
でき、工業上有利である。

【００１７】本発明において急冷合金は、急速に凝固す
るため結晶性が悪く、ＴｂＣｕ₇ 型微結晶相は機械的歪
みを含んでいる。このため、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線
回折において、急冷合金のＴｂＣｕ₇ 型結晶相の最大ピ
ークの半値幅は０．９５°以上と大きくなる。

【００１８】なお、特開平７−１１８８１５号公報に
は、一般式Ｒ１_x Ｒ２_y Ａ_z Ｃｏ_u Ｆｅ_100-x-y-z-u
（ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｒ２はＺｒ、ＨｆおよびＳｃから選ばれる少
なくとも１種の元素、Ａは、Ｃ、ＮおよびＰから選ばれ
る少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子
％でそれぞれ２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２
０、０≦ｕ≦７０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ
₇ 型結晶構造を有し、かつＣｕ−Ｋα線を用いたＸ線回
折パターン（角分解能０．０２°以下）におけるＴｂＣ
ｕ₇ 型相の主反射強度をＩ_p とし、α−Ｆｅ相の主反射
強度をＩ_Feとしたとき、ＴｂＣｕ₇ 型相の主反射強度の
半値幅が０．８°以下で、Ｉ_Fe／（Ｉ_Fe＋Ｉ_p ）が０．
４以下である磁性合金を含む永久磁石が記載されてい
る。同公報記載の永久磁石は、ＴｂＣｕ₇型の主相およ
びα−Ｆｅ相を有する点では本発明の磁石に類似する。

【００１９】同公報には、希土類元素量が８原子％以下
である実施例が複数存在するが、Ｎ量が本発明範囲を下
回っており、また、冷却ロールの周速度（周速度４０m/
s ）が本発明範囲を下回っていることから、前述した角
形比Ｈｋ／ＨcJが低くなり、そのため最大エネルギー積
が低くなると考えられる。また、同公報のこれらの実施
例では、本発明の実施例に比べ残留磁束密度が低くなっ
ている。

【００２０】また、同公報の実施例では、高保磁力化の
ための高温（７００℃）熱処理の前に、この高温熱処理
での磁気特性劣化を抑えるためとして、低温（４００
℃）で４時間の熱処理を施している。この低温熱処理
は、磁性材料の機械的歪みを取り除くための歪み取り熱
処理であり、その結果、ＴｂＣｕ₇ 型相の主反射強度の
半値幅が０．８°以下となっている。しかし、本願明細
書に比較例として記載してあるように、歪み取り熱処理
を施すと硬質磁性相の（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）が本
発明範囲を下回ってしまい、その結果、ＨcJが低くな
り、角形比も著しく低くなってしまう。

【００２１】また、同公報には本発明で限定するα−Ｆ
ｅ相の比率の記載はない。同公報に記載されたＸ線回折
における主反射強度の比Ｉ_Fe／（Ｉ_Fe＋Ｉ_p ）からは、
両相の体積比率を求めることはできない。

【００２２】

【発明の実施の形態】

＜磁石の組織構造＞本発明により製造される磁石は、
Ｒ、Ｔ、ＮおよびＭを含み、主相である硬質磁性相と微
細な軟質磁性相とを含む複合組織を有する。

【００２３】硬質磁性相はＲ、ＴおよびＮを主体とし、
六方晶系のＴｂＣｕ₇ 型結晶構造をもち、この結晶構造
に窒素が侵入した構造である。Ｒは主としてＴｂサイト
に、Ｔは主としてＣｕサイトに存在する。Ｍは、元素に
よっても異なるが、主としてＴｂサイトに存在し、Ｃｕ
サイトに存在する場合もある。また、Ｍは、軟質磁性相
であるｂｃｃ構造Ｔ相に固溶することもあるが、ＭとＴ
とで別の化合物を形成することもある。

【００２４】硬質磁性相中において、原子比（Ｒ＋Ｍ）
／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）は、１２．５％超であり、好ましくは
１３．５％以上である。（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）が
小さすぎると保磁力が低くなり、角形比Ｈｋ／ＨcJも低
くなってしまう。（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）の上限
は、好ましくは２５％、より好ましくは２０％である。
（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）が大きすぎるとＴｂＣｕ₇
型結晶構造が生成しにくくなってＴｈ₂ Ｚｎ₁₇型結晶構
造が出現するようになり、高保磁力および高角形比は実
現しない。

【００２５】軟質磁性相はｂｃｃ構造のＴ相であり、実
質的にα−Ｆｅ相であるか、α−Ｆｅ相のＦｅの一部が
Ｃｏ、Ｍ、Ｒ等で置換されたものであると考えられる。

【００２６】高保磁力を得るために、軟質磁性相の平均
結晶粒径は５〜６０nmとする。磁石中には結晶磁気異方
性が高い硬質磁性相と飽和磁化が高い軟質磁性相とが存
在し、軟質磁性相が微細であるため両相の界面が多くな
って交換相互作用の効果が大きくなり、高保磁力が得ら
れると考えられる。軟質磁性相の平均結晶粒径が小さす
ぎると飽和磁化が低くなってしまい、大きすぎると保磁
力および角形性が低くなってしまう。なお、軟質磁性相
の平均結晶粒径は、好ましくは５〜４０nmである。

【００２７】軟質磁性相は一般に不定形であり、このこ
とは透過型電子顕微鏡により確認することができる。軟
質磁性相の平均結晶粒径は、磁石断面の画像解析により
算出する。まず、磁石断面の測定対象領域中に含まれて
いる軟質磁性相について、結晶粒の数ｎおよび各結晶粒
の断面積の合計Ｓを、画像解析により算出する。そし
て、軟質磁性相の結晶粒１個あたりの平均断面積Ｓ／ｎ
を算出し、面積がＳ／ｎである円の直径Ｄを平均結晶粒
径とする。すなわち、平均結晶粒径Ｄは、式 π（Ｄ／２）² ＝Ｓ／ｎから求める。なお、測定対象領域は、ｎが５０以上とな
るように設定することが好ましい。

【００２８】硬質磁性相の平均結晶粒径は、好ましくは
５〜５００nm、より好ましくは５〜１００nmである。硬
質磁性相の平均結晶粒径が小さすぎる場合には結晶性が
不十分であり、高保磁力が得られにくい。一方、硬質磁
性相の平均結晶粒径が大きすぎると、窒化処理に要する
時間が長くなる傾向がある。硬質磁性相の平均結晶粒径
は、軟質磁性相の平均結晶粒径と同様にして算出する。

【００２９】磁石中における軟質磁性相の割合は、１０
〜６０体積％、好ましくは１０〜３６体積％である。軟
質磁性相の割合が低すぎても高すぎても良好な磁石特性
が得られなくなり、特に最大エネルギー積が低くなる。
軟質磁性相の割合は、磁石断面の透過型電子顕微鏡写真
を用いて、いわゆる面積分析法により求める。この場
合、断面積比が体積比となる。

【００３０】なお、磁石中には、上記した硬質磁性相お
よび軟質磁性相以外の相が含まれていてもよい。Ｚｒ
は、硬質磁性相であるＴｂＣｕ₇ 型相のＴｂサイトに存
在するが、Ｆｅ₃ Ｚｒ等の別の化合物を生成することも
可能である。しかし、Ｆｅ₃ Ｚｒ相等の異相は永久磁石
として好ましくないので、Ｚｒを含む異相は磁石中の５
体積％以下であることが好ましい。

【００３１】＜磁石の組成限定理由＞次に、磁石の組成
限定理由を説明する。

【００３２】Ｒの含有量は４〜８原子％、好ましくは４
〜７原子％である。Ｎの含有量は１０〜２０原子％、好
ましくは１２〜１８原子％、より好ましくは１５原子％
超１８原子％以下、さらに好ましくは１５．５〜１８原
子％である。Ｍの含有量は２〜１０原子％、好ましくは
２．５〜５原子％である。そして、残部が実質的にＴで
ある。

【００３３】Ｒの含有量が少なすぎると、保磁力が低く
なる。一方、Ｒの含有量が多すぎるとｂｃｃ構造Ｔ相の
量が少なくなって磁石特性が低くなり、また、高価なＲ
を多量に使用することになるため、安価な磁石が得られ
なくなる。Ｓｍ以外のＲとしては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等の１種以上を用いることができる。本
発明の磁石の硬質磁性相はＴｂＣｕ₇ 型の結晶構造に窒
素が侵入した構成であり、このような硬質磁性相ではＲ
がＳｍであるときに最も高い結晶磁気異方性を示す。Ｓ
ｍの比率が低いと結晶磁気異方性が低下し保磁力も低下
するため、Ｒ中のＳｍ比率は５０原子％以上、好ましく
は７０原子％以上とする。

【００３４】Ｎ含有量が少なすぎると、キュリー温度の
上昇、保磁力の向上、角形比の向上、飽和磁化の向上お
よび最大エネルギー積の向上が不十分となり、Ｎ含有量
が多すぎると、残留磁束密度が低下する傾向を示すと共
に角形比が低くなって最大エネルギー積も低くなる。Ｎ
含有量はガス分析法などにより測定することができる。

【００３５】元素Ｍは、前述した微細な複合組織を実現
するために添加される。元素Ｍが含まれないと、合金製
造時に軟質磁性相の粗大な結晶粒が析出するため、最終
的に軟質磁性相の平均結晶粒径が比較的小さくなったと
しても、高保磁力が得られなくなる。Ｍの含有量が少な
すぎると、軟質磁性相の平均結晶粒径が小さい磁石が得
られにくくなる。一方、Ｍの含有量が多すぎると、飽和
磁化が低くなってしまう。Ｍは、Ｚｒであるか、Ｚｒの
一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、
Ａｌ、ＣおよびＰから選択される少なくとも１種の元素
で置換したものである。Ｚｒを置換する元素としては、
Ａｌ、ＣおよびＰの少なくとも１種が好ましく、特にＡ
ｌが好ましい。本発明においてＺｒを必須とするのは、
組織構造制御に特に有効であり、また、角形比向上に有
効だからである。また、Ａｌは、急冷合金の窒化を容易
にする効果も示すため、Ａｌ添加により、窒化処理に要
する時間を短縮することができる。なお、磁石中のＺｒ
含有量は、好ましくは２〜４．５原子％、より好ましく
は３〜４．５原子％である。これは、ＭとしてＺｒだけ
を用いる場合でも他の元素と併用する場合でも同様であ
る。Ｚｒ含有量が少ないと高保磁力と高角形比とが共に
は得られず、また、Ｚｒ含有量が多すぎると飽和磁化お
よび残留磁束密度が低くなってしまう。

【００３６】上記各元素を除いた残部が実質的にＴであ
る。Ｔは、Ｆｅであるか、あるいはＦｅおよびＣｏであ
る。Ｃｏの添加は特性を向上させるが、Ｔ中のＣｏの比
率は５０原子％以下であることが好ましい。Ｃｏの比率
が５０原子％を超えると残留磁束密度が低くなってしま
う。

【００３７】なお、磁石中には、不可避的不純物として
酸素が含まれていてもよい。磁石は希土類−遷移金属間
化合物を基本とすることから、取り扱いの際や各工程に
おける処理の際に不可避的に酸化が生じ得る。例えば、
急冷や粉砕、後述する組織構造制御のための熱処理など
をＡｒ雰囲気中で行った場合、雰囲気Ａｒ中の１ppm程
度の酸素は不可避であり、その結果、磁石中には酸素が
６０００ppm 程度以下含まれる。また、不可避的不純物
として、有機物由来の炭素が５００ppm 程度以下含まれ
る。また、空気中の水分と磁石との反応により生成する
水酸化物に由来するＨが１００ppm 程度以下含まれる。
また、坩堝材質からのＡｌ、Ｓｉ、Ｍｇなどが５０００
ppm 程度以下含まれる。

【００３８】＜Ｘ線回折＞Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回
折において、硬質磁性相であるＴｂＣｕ₇ 型結晶相の最
大ピークの強度をＩ_H 、軟質磁性相の最大ピークの強度
をＩ_S としたとき、Ｉ_S ／Ｉ_H は、好ましくは０．４〜
２．０、より好ましくは０．７〜１．８である。Ｉ_S ／
Ｉ_H が０．４〜２．０であれば高い角形比を示し、Ｉ_S
／Ｉ_H が０．７〜１．８であればさらに高い角形比が得
られる。Ｉ_S ／Ｉ_H が小さすぎても大きすぎても、最大
エネルギー積が低くなる傾向となる。

【００３９】＜製造方法＞次に、本発明の磁石の製造方
法を説明する。

【００４０】この方法では、Ｒ、ＴおよびＭを含む急冷
合金を単ロール法により製造し、この急冷合金に組織構
造制御のための熱処理を施した後、窒化処理を施して磁
石化する。

【００４１】単ロール法では、合金溶湯をノズルから吐
出して冷却ロール周面に衝突させることにより、合金溶
湯を急速に冷却し、薄帯状の急冷合金を得る。単ロール
法は、他の液体急冷法に比べ、量産性が高く、急冷条件
の再現性が良好である。冷却ロールの材質は特に限定さ
れないが、通常、ＣｕまたはＣｕ合金を用いることが好
ましい。

【００４２】本発明では、冷却ロールの周速度を、５０
m/s 以上、好ましくは６０m/s 以上とする。ロール周速
をこのように高くすることにより、（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋
Ｔ＋Ｍ）を上記のように大きくすることができる。ま
た、急冷合金がアモルファス相を含む微結晶状態となる
ため、その後の熱処理により任意の結晶粒径が実現可能
となり、窒化も容易となる。また、薄帯状急冷合金が薄
くなるため、より均質な急冷合金が得られる。したがっ
て、高保磁力、高残留磁束密度、高角形比、高最大エネ
ルギー積の磁石が得られる。なお、ロール周速は、通
常、１２０m/s 以下とすることが好ましい。ロール周速
が速すぎると、合金溶湯とロール周面との密着性が悪く
なって熱移動が効果的に行なわれなくなる。このため、
実効冷却速度が遅くなってしまう。

【００４３】冷却ロールの周速度をＶｓ（m/s ）とし、
薄帯状急冷合金の厚さをｔ（μm ）としたとき、ｔ×Ｖ
ｓは、好ましくは８００〜１３００、より好ましくは８
５０〜１２００である。ｔ×Ｖｓが小さすぎる場合、急
冷合金を安定して製造することが困難であり、特性のば
らつきが生じてしまう。一方、ｔ×Ｖｓが大きすぎる薄
帯状急冷合金では、冷却ロールの周速度に見合った十分
な冷却速度を得ることが困難であるため、保磁力および
角形比の良好な磁石を製造することが困難となる。

【００４４】急冷合金の組織構造は、ＴｂＣｕ₇ 型の微
細結晶およびアモルファス相を含む複合組織であり、ｂ
ｃｃ構造Ｔ相を含んでいてもよい。ｂｃｃ構造Ｔ相は、
Ｘ線回折による同相のピークの存在や、熱分析において
α−Ｆｅ相のキュリー点に相当する温度で生じる磁化の
消滅により、その存在を確認できる。

【００４５】Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折において、
急冷合金のＴｂＣｕ₇ 型結晶相の最大ピークの半値幅
は、好ましくは０．９５°以上、より好ましくは１．０
５°以上である。この半値幅が狭すぎると、硬質磁性相
中におけるＲ＋Ｍの比率が低くなりすぎ、本発明の効果
が実現しない。この半値幅が広いことは結晶性の低さを
意味するため、本発明にとっては好ましい。しかし、熱
処理による結晶化の際には種結晶が必要であるため、半
値幅があまりに広いと、すなわち、結晶性があまりに低
いと好ましくない。このような理由から、上記半値幅
は、好ましくは１．５０°以下である。

【００４６】急冷合金には、組織構造制御のための熱処
理を施す。この熱処理は、所定の平均結晶粒径を有する
ｂｃｃ構造Ｔ相を析出させるためのものである。この熱
処理における処理温度は、好ましくは６００〜８００
℃、より好ましくは６５０〜７７５℃であり、処理時間
は処理温度にもよるが、通常、１０分間〜４時間程度と
する。この熱処理は、Ａｒ、Ｈｅ等の不活性雰囲気中や
真空中で行なうことが好ましい。この熱処理により、微
細なｂｃｃ構造Ｔ相が析出し、また、ＴｂＣｕ₇型結晶
相がさらに析出することもある。熱処理温度が低すぎる
とｂｃｃ構造Ｔ相の析出量が不十分となり、熱処理温度
が高すぎると、ＭとＴとが例えばＦｅ₃ Ｚｒのような化
合物を生成し、特性低下の原因となる。

【００４７】急冷合金のＩ_S ／Ｉ_H は、好ましくは０．
４以下、より好ましくは０．２５以下、さらに好ましく
は、０．１５以下である。上記したように、Ｉ_H はＴｂ
Ｃｕ₇ 型結晶相の最大ピークの強度であり、Ｉ_S は軟
質磁性相の最大ピークの強度である。このように、急冷
直後のＩ_S ／Ｉ_H を小さくし、熱処理によりＩ_S ／Ｉ_H
を増大させる、すなわち熱処理によりｂｃｃ構造Ｔ相の
析出を促す構成とすることにより、微細なｂｃｃ構造Ｔ
相を組織中に分散させることが容易となり、高い磁石特
性が容易に実現する。

【００４８】本発明では、前記した特開平７−１１８８
１５号公報に記載されている歪み取りのための独立した
熱処理工程を設ける必要はない。逆に、同公報に記載さ
れているように４００℃程度の歪み取り熱処理を施した
場合には、上記したＴｂＣｕ₇ 型結晶相の最大ピークの
半値幅が小さくなって好ましくない。具体的には、この
ような歪み取り熱処理を施すことにより、硬質磁性相で
あるＴｂＣｕ₇ 型結晶の（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）が
１２．５％以下となってしまう。このため、高保磁力お
よび高角形比が得られなくなる。

【００４９】組織構造制御のための熱処理後、急冷合金
に窒化処理を施す。窒化処理では、窒素ガス雰囲気中で
急冷合金に熱処理を施す。この処理により、ＴｂＣｕ₇
型結晶中に窒素原子が侵入して侵入型の固溶体が形成さ
れ、硬質磁性相となる。窒化処理の際の処理温度は、好
ましくは３５０〜７００℃、より好ましくは３５０〜６
００℃であり、処理時間は、好ましくは０．１〜３００
時間である。窒素ガスの圧力は、０．１気圧程度以上と
することが好ましい。なお、窒化処理に高圧窒素ガスを
用いたり、窒素ガス＋水素ガスを用いたり、アンモニア
ガスを用いたりすることもできる。

【００５０】磁石の形状に特に制限はなく、薄帯状や粒
状等のいずれであってもよい。ボンディッド磁石等の磁
石製品に適用する場合には、所定の粒径にまで粉砕して
磁石粒子とする。粉砕工程は、急冷後、組織構造制御の
ための熱処理後、窒化処理後のいずれに設けてもよく、
粉砕工程を複数段に分けて設けてもよい。

【００５１】ボンディッド磁石に適用する場合、磁石粒
子の平均粒子径は、通常、１０μm以上とすることが好
ましいが、十分な耐酸化性を得るためには、平均粒子径
を好ましくは３０μm 以上、より好ましくは５０μm 以
上、さらに好ましくは７０μm 以上とすることがよい。
また、この程度の粒子径とすることにより、高密度のボ
ンディッド磁石とすることができる。平均粒子径の上限
は特にないが、通常、１０００μm 程度以下であり、好
ましくは２５０μm 以下である。なお、この場合の平均
粒子径とは、篩別により求められた重量平均粒子径Ｄ₅₀
を意味する。重量平均粒子径Ｄ₅₀は、径の小さな粒子か
ら重量を加算していって、その合計重量が全粒子の合計
重量の５０％となったときの粒子径である。

【００５２】ボンディッド磁石は、磁石粒子をバインダ
で結合して作製される。本発明の磁石は、プレス成形を
用いるコンプレッションボンディッド磁石、あるいは射
出成形を用いるインジェクションボンディッド磁石のい
ずれにも適用することができる。バインダとしては、各
種樹脂を用いることが好ましいが、金属バインダを用い
てメタルボンディッド磁石とすることもできる。樹脂バ
インダの種類は特に限定されず、エポキシ樹脂やナイロ
ン等の各種熱硬化性樹脂や各種熱可塑性樹脂から目的に
応じて適宜選択すればよい。金属バインダの種類も特に
限定されない。また、磁石粒子に対するバインダの含有
比率や成形時の圧力等の各種条件にも特に制限はなく、
通常の範囲から適当に選択すればよい。ただし、結晶粒
の粗大化を防ぐために、高温の熱処理が必要な方法は避
けることが好ましい。

【００５３】

【実施例】以下、本発明の具体的実施例を示し、本発明
をさらに詳細に説明する。

【００５４】実施例１：Ｍ量、添加元素および軟質磁性
相の比率による比較下記表１に示される磁石粉末を作製した。

【００５５】まず、合金インゴットを溶解により製造
し、各インゴットを小片に砕いた。得られた小片を石英
ノズルに入れて高周波誘導加熱により溶解して合金溶湯
とし、単ロール法により急冷して、薄帯状の急冷合金と
した。冷却ロールにはＢｅ−Ｃｕロールを用い、合金溶
湯の吐出圧力は、０．６kgf/cm²とした。急冷合金の厚
さｔ、冷却ロールの周速度Ｖｓおよびｔ×Ｖｓを、表１
に示す。Ｘ線回折および透過型電子顕微鏡による観察の
結果、急冷合金は、ＴｂＣｕ₇ 型結晶相とｂｃｃ構造α
−Ｆｅ相とを含む多結晶複合組織であり、さらにアモル
ファス相も含むものであることが確認された。各急冷合
金におけるＴｂＣｕ₇ 型結晶の最大ピークの半値幅は、
０．９５〜１．２０°であり、いずれも本発明範囲内で
あった。

【００５６】次に、Ａｒガス雰囲気中で、急冷合金に組
織構造制御のための熱処理を施した。熱処理は、７００
℃にて１時間行なった。熱処理後にＸ線（Ｃｕ−Ｋα
線）回折および透過型電子顕微鏡による観察を行なった
ところ、ＴｂＣｕ₇ 型結晶相とｂｃｃ構造α−Ｆｅ相と
を含む多結晶複合組織となっており、アモルファス相は
実質的に消失していた。

【００５７】次に、結晶化した合金を約１５０μm 以下
の径まで粉砕し、１気圧の窒素ガス雰囲気中で４２５℃
にて窒化処理を施し、磁石粉末とした。各磁石粉末の窒
化処理時間は、２０時間とした。

【００５８】各磁石粉末製造に用いた急冷合金のＩ_S ／
Ｉ_H は０．０３〜０．２１であり、急冷合金に窒化処理
を施して磁石とした後のＩ_S ／Ｉ_H は０．２５〜１．２
であった。

【００５９】各磁石粉末について、透過型電子顕微鏡に
よる部分組成分析（ＴＥＭ−ＥＤＸ）によりα−Ｆｅ相
の平均結晶粒径および磁石粉末中のα−Ｆｅ相の比率を
求めた。結果を表１に示す。

【００６０】これらの磁石粉末の組成、硬質磁性相の
（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）、残留磁束密度（Ｂｒ）、
保磁力（ＨcJ）、角形比（Ｈｋ／ＨcJ）を測定した。な
お、組成は蛍光Ｘ線分析により求めた。ただし、Ｎ量は
ガス分析により求めた。結果を表１に示す。

【００６１】

【表１】

【００６２】表１に示される結果から、本発明の効果が
明らかである。すなわち、元素Ｍを含み、α−Ｆｅ相の
平均結晶粒径が所定範囲にある磁石粉末では、Ｒ含有量
が少なくても高保磁力が得られている。これに対し、Ｍ
を含まない磁石粉末No. １０５では、（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ
＋Ｔ＋Ｍ）が本発明範囲を外れると共にα−Ｆｅ相の粒
径が大きくなりすぎて、保磁力および角形比が著しく小
さくなっている。角形比Ｈｋ／ＨcJが１５％を下回る
と、磁石使用時の外部からの減磁界や自己減磁界のわず
かな変化によって磁化が大きく変化してしまい、磁石を
含む磁気回路の性能が安定しなくなる。

【００６３】なお、上記各磁石粉末において、主相であ
るＴｂＣｕ₇ 型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１０
０nmであった。

【００６４】実施例２：Ｒ量および軟質磁性相の比率に
よる比較表２に示す組成の磁石粉末を作製した。作製条件は、合
金溶湯の吐出圧力を０．３５kgf/cm²とし、組織構造制
御のための熱処理を６７５〜７２５℃にて１５分間〜２
時間行ない、熱処理後に約１０５μm 以下の径まで粉砕
し、窒化処理を２５時間行なった以外は、実施例１の各
磁石粉末と同様とした。

【００６５】なお、各急冷合金におけるＴｂＣｕ₇ 型結
晶の最大ピークの半値幅は、０．９５〜１．２０°であ
り、いずれも本発明範囲内であった。Ｃｕ−Ｋα線によ
るＸ線回折チャートの例として、磁石粉末No. ２０２製
造に用いた急冷合金のものと、これに熱処理を施した後
のものと、さらに窒化処理を施した後のものとを、図１
に示す。

【００６６】これらの磁石粉末について、実施例１と同
様な測定を行なった。結果を表２に示す。

【００６７】

【表２】

【００６８】表２から、Ｒ含有量が４〜８原子％で、軟
質磁性相の比率が１０〜６０体積％のとき、特に高い残
留磁束密度が得られ、角形比も高くなることがわかる。
また、これらは最大エネルギー積も高かった。

【００６９】なお、上記各磁石粉末において、主相であ
るＴｂＣｕ₇ 型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１０
０nmであった。

【００７０】実施例３：Ｒ中のＳｍ比率による比較表３に示す組成の磁石粉末を作製した。作製条件は、合
金溶湯の吐出圧力を０．７kgf/cm²とした以外は実施例
２の各磁石粉末と同様とした。

【００７１】なお、各急冷合金におけるＴｂＣｕ₇ 型結
晶の最大ピークの半値幅は、１．００〜１．１０°であ
り、いずれも本発明範囲内であった。

【００７２】これらの磁石粉末について、実施例１と同
様な測定を行なった。結果を表３に示す。

【００７３】

【表３】

【００７４】表３から、Ｒ（表３ではＳｍ＋Ｎｄ）中の
Ｓｍ比率が５０原子％以上のとき、高特性が得られるこ
とがわかる。

【００７５】なお、上記各磁石粉末において、主相であ
るＴｂＣｕ₇ 型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１０
０nmであった。

【００７６】実施例４：Ｎ含有量による比較表４に示す組成の磁石粉末を作製した。作製条件は、合
金溶湯の吐出圧力を０．８kgf/cm²とした以外は実施例
２の各磁石粉末と同様としたが、窒化処理条件は、処理
温度４５０〜４８０℃、処理時間１〜２０時間の範囲内
において変更した。

【００７７】なお、各急冷合金におけるＴｂＣｕ₇ 型結
晶の最大ピークの半値幅は、１．０５〜１．１０°であ
り、いずれも本発明範囲内であった。

【００７８】これらの磁石粉末について、実施例１と同
様な測定を行なった。結果を表４に示す。

【００７９】

【表４】

【００８０】表４から、Ｎ含有量が１０〜２０原子％、
特に１２〜１８原子％、さらに１５原子％超１８原子％
以下のとき、高特性、特に高角形比が得られることがわ
かる。また、これらは最大エネルギー積も高かった。

【００８１】なお、上記各磁石粉末において、主相であ
るＴｂＣｕ₇ 型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１０
０nmであった。

【００８２】実施例５：合金溶湯の吐出圧力による比較
１表５に示す組成の磁石粉末を作製した。作製条件は、合
金溶湯の吐出圧力を表５に示す値とし、組織構造制御の
ための熱処理を７５０℃で１時間行ったほかは、実施例
１と同様とした。

【００８３】なお、各急冷合金におけるＴｂＣｕ₇ 型結
晶の最大ピークの半値幅は、磁石粉末No. ５０１になっ
たものが０．８５°で本発明範囲を下回っていたが、他
のものでは０．９５〜１．１０°であり、いずれも本発
明範囲内であった。

【００８４】これらの磁石粉末について、実施例１と同
様な測定を行なった。結果を表５に示す。

【００８５】

【表５】

【００８６】表５から、合金溶湯の吐出圧力が本発明範
囲を下回る磁石粉末No. ５０１では、急冷合金が厚くな
ってｔ×Ｖｓが大きくなりすぎ、角形比Ｈｋ／ＨcJが低
くなることがわかる。

【００８７】なお、磁石粉末No. ５０５の製造の際に
は、吐出圧力が高すぎるために合金溶湯が跳ね、吐出量
の約５％以下しか薄帯状にならず、実用性に問題があっ
た。

【００８８】上記各磁石粉末において、主相であるＴｂ
Ｃｕ₇ 型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１００nmで
あった。

【００８９】実施例６：合金溶湯の吐出圧力による比較
２合金溶湯急冷時の吐出圧力と冷却ロール周速度とが磁石
特性に与える影響を調べた。合金組成は表１の磁石粉末
No. １０４と同じものとし、吐出圧力を０．２kgf/cm²
または０．７５kgf/cm² とし、冷却ロールの周速度を図
２に示すように変えて急冷合金を作製し、以降の工程は
前記した特願平７−１９７００１号記載の実施例１１と
同様にして磁石粉末を製造した。これらの磁石粉末につ
いて、Ｂｒ、ＨcJ、Ｈｋ／ＨcJを測定した。結果を図２
に示す。図２では、実線で結んである磁気特性値が吐出
圧力を０．２kgf/cm² としたものであり、破線で結んで
あるものが吐出圧力を０．７５kgf/cm² としたものであ
る。

【００９０】図２から、吐出圧力を本発明範囲内とした
磁石粉末では、吐出圧力を本発明範囲よりも低くした磁
石粉末に比べ、ほぼ全般的に磁気特性が上回っている。
特に、ＨcJおよびＨｋ／ＨcJの向上が大きく、冷却ロー
ル周速度が５０m/s 以上となると向上率が著しく高くな
っている。この結果から、冷却ロール周速度の高速化に
合金溶湯吐出圧力の最適化を組み合わせた本発明の効果
が明らかである。

【００９１】特開平７−１１８８１５号公報記載の歪み
取り熱処理表２の磁石粉末No. ２０３を製造する際に使用した急冷
合金に対し、特開平７−１１８８１５号公報記載の歪み
取り熱処理と同様な熱処理を施した。処理温度は４００
℃、処理時間は３０分間とした。この熱処理後のＴｂＣ
ｕ₇ 型相の主ピークの半値幅は、０．４５°であった。
その後、組織構造制御のための熱処理を７００℃で１時
間施してα−Ｆｅ相を析出させ、さらに磁石粉末No. ２
０３と同様な窒化処理を施して、磁石粉末No. ２０３−
２とした。磁石粉末No. ２０３とNo. ２０３−２との比
較を、表６に示す。

【００９２】

【表６】

【００９３】表６に示されるように、磁石粉末No. ２０
３−２では、歪み取り熱処理のために硬質磁性相の（Ｒ
＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）が本発明範囲を下回ってしまっ
ている。その結果、ＨcJが低くなり、角形比も著しく低
くなっている。

【００９４】実施例７：冷却ロール周速度による比較
（ボンディッド磁石）表７に示す組成の磁石粉末を含有するボンディッド磁石
をエポキシ樹脂と混合した後、プレス成形し、さらに硬
化のための熱処理を施してコンプレッションボンディッ
ド磁石とした。エポキシ樹脂は磁石粉末１００重量部に
対し２〜３重量部とした。プレス成形時の圧力保持時間
は１０秒間とし、印加圧力は１００００kgf/cm² とし
た。樹脂硬化のための熱処理は、１５０℃にて１時間行
なった。

【００９５】磁石粉末の作製条件は、冷却ロールの周速
度を表７に示す値とし、合金溶湯の吐出圧力を０．５kg
f/cm²とした以外は実施例２の各磁石粉末と同様とし
た。

【００９６】これらのボンディッド粉末について、実施
例１と同様な測定を行なった。結果を表７に示す。ま
た、各急冷合金におけるＴｂＣｕ₇ 型結晶の最大ピーク
の半値幅を、表７に示す。

【００９７】

【表７】

【００９８】表７から、冷却ロールの周速度が本発明範
囲を下回ると、ＴｂＣｕ₇ 型相の主ピークの半値幅が本
発明範囲を下回り、その結果、ＴｂＣｕ₇ 型相中のＲ＋
Ｍの比率が化学量論組成よりも低くなってしまい、ＨcJ
が著しく低くなることがわかる。

【００９９】なお、上記各磁石粉末において、主相であ
るＴｂＣｕ₇ 型結晶相の平均結晶粒径は、約１０〜１０
０nmであった。

【０１００】以上の実施例から、本発明の効果が明らか
である。

【図面の簡単な説明】

【図１】急冷合金と、これに熱処理を施した後のもの
と、さらに窒化処理を施した後のものとについてのＸ線
回折チャートである。

【図２】冷却ロールの周速度と磁石特性との関係を表す
グラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者日高徹也東京都中央区日本橋一丁目13番１号ティーディーケイ株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、
Ｒ中のＳｍ比率は５０原子％以上である）、Ｔ（ＴはＦ
ｅ、またはＦｅおよびＣｏである）、ＮおよびＭ（Ｍ
は、Ｚｒであるか、Ｚｒの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎ
ｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＣおよびＰから選択
される少なくとも１種の元素で置換したものである）を
含有し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを１０〜２０原子％、Ｍ
を２〜１０原子％含有し、残部が実質的にＴであり、硬
質磁性相と軟質磁性相とを有し、硬質磁性相が、Ｒ、Ｔ
およびＮを主体とし、ＴｂＣｕ₇ 型結晶相を含み、軟質
磁性相が、ｂｃｃ構造のＴ相からなり、軟質磁性相の平
均結晶粒径が５〜６０nmであり、軟質磁性相の割合が１
０〜６０体積％であって、硬質磁性相中における原子比
（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）が１２．５％を超える磁石
を製造する方法であり、ノズルから合金溶湯を吐出して冷却ロール周面に衝突さ
せることにより急冷する単ロール法を用いて、ＴｂＣｕ
₇ 型結晶相とアモルファス相とを含む薄帯状の急冷合金
を得る急冷工程と、真空中または不活性ガス雰囲気中に
おいて前記急冷合金に結晶化のための熱処理を施す熱処
理工程と、熱処理後の急冷合金に窒化処理を施す窒化工
程とを有し、前記急冷工程における冷却ロールの周速度が５０m/s 以
上であり、合金溶湯の吐出圧力が０．３〜２kgf/cm² で
あり、前記熱処理工程における処理温度が６００〜８０
０℃である磁石の製造方法。
【請求項２】Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折における
前記急冷合金のＴｂＣｕ₇ 型結晶相の最大ピークの半値
幅が０．９５°以上である請求項１の磁石の製造方法。
【請求項３】前記冷却ロールの周速度をＶｓ（m/s ）
とし、前記急冷合金の厚さをｔ（μm ）としたとき、ｔ
×Ｖｓが８００〜１３００である請求項１または２の磁
石の製造方法。
【請求項４】前記原子比（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）
が２５％以下である請求項１〜３のいずれかの磁石の製
造方法。