JPH1088294A - 硬磁性材料 - Google Patents
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-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B82—NANOTECHNOLOGY
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- H—ELECTRICITY
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 低コストで優れた硬磁気特性を備えた硬磁性
材料を提供できるようにする。 【解決手段】 本発明の硬磁性材料は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉのうちの１種以上の元素Ｔ、希土類元素のうちの１種
以上の元素Ｒ、およびＢを含み、平均結晶粒径１００ｎ
ｍ以下のＴ相と、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆ
ｅ14Ｂ1相と、非晶質相との複相組織を主相とし、非晶
質相中のＲの平均濃度が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相中のＲの平均
濃度より小さく、かつＴ相中のＲの平均濃度より大きい
ことを特徴とする。
材料を提供できるようにする。 【解決手段】 本発明の硬磁性材料は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉのうちの１種以上の元素Ｔ、希土類元素のうちの１種
以上の元素Ｒ、およびＢを含み、平均結晶粒径１００ｎ
ｍ以下のＴ相と、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆ
ｅ14Ｂ1相と、非晶質相との複相組織を主相とし、非晶
質相中のＲの平均濃度が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相中のＲの平均
濃度より小さく、かつＴ相中のＲの平均濃度より大きい
ことを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、永久磁石などの硬
磁性材料に関し、特にモーター、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材料に
関する。
磁性材料に関し、特にモーター、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材料に
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、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁
石、Ｎｄ−Ｆｅ−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Ｓｍ−Ｆｅ−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。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、より低濃度の希土類元素を含んだ材料で、フェライ
ト磁石以上の硬磁気特性を示すような磁石材料の出現が
望まれていた。
能を有する磁石材料としては、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁
石、Ｎｄ−Ｆｅ−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Ｓｍ−Ｆｅ−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。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、より低濃度の希土類元素を含んだ材料で、フェライ
ト磁石以上の硬磁気特性を示すような磁石材料の出現が
望まれていた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】よって、この発明にお
ける課題は、低コストで優れた硬磁気特性を備えた硬磁
性材料を提供できるようにすることにある。
ける課題は、低コストで優れた硬磁気特性を備えた硬磁
性材料を提供できるようにすることにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】近年、硬磁性材料の分野
においては、微細な軟磁性相と硬磁性相とを磁気的に結
合させることによって得られる交換結合磁石が、比較的
高い残留磁化を有する新しい磁石材料として着目されて
いる。本発明者等は、Ｆｅ基非晶質材料（Ｆｅ-(Ｚｒ，
Ｈｆ，Ｎｂ)-Ｂ材）を熱処理することによって得られる
数十ナノメートルの微結晶合金が高い飽和磁化と優れた
軟磁気特性を有することを見い出し、既に特許出願して
いる（特開平５−９３２４９号公報等）。本発明の硬磁
性材料は、この優れた軟磁気特性を示すＦｅ基合金材料
と、高い硬磁気特性を示すＲ-Ｆｅ-Ｂ系の合金材料と
が、いずれもＦｅとＢとを含んでいることに着目し、こ
れらの合金材料を複合化させてナノ結晶材料としたもの
で、従来にない組成で優れた磁気特性が得られるもので
ある。本発明の硬磁性材料は、非晶質相を熱処理するこ
とによってナノ粒径の結晶相と残部の非晶質相とからな
る複相組織を形成する際に、特に各相におけるＲ濃度お
よびＭ濃度の差、および各相の結晶化温度の差を制御す
ることによって好ましく実現できる。
においては、微細な軟磁性相と硬磁性相とを磁気的に結
合させることによって得られる交換結合磁石が、比較的
高い残留磁化を有する新しい磁石材料として着目されて
いる。本発明者等は、Ｆｅ基非晶質材料（Ｆｅ-(Ｚｒ，
Ｈｆ，Ｎｂ)-Ｂ材）を熱処理することによって得られる
数十ナノメートルの微結晶合金が高い飽和磁化と優れた
軟磁気特性を有することを見い出し、既に特許出願して
いる（特開平５−９３２４９号公報等）。本発明の硬磁
性材料は、この優れた軟磁気特性を示すＦｅ基合金材料
と、高い硬磁気特性を示すＲ-Ｆｅ-Ｂ系の合金材料と
が、いずれもＦｅとＢとを含んでいることに着目し、こ
れらの合金材料を複合化させてナノ結晶材料としたもの
で、従来にない組成で優れた磁気特性が得られるもので
ある。本発明の硬磁性材料は、非晶質相を熱処理するこ
とによってナノ粒径の結晶相と残部の非晶質相とからな
る複相組織を形成する際に、特に各相におけるＲ濃度お
よびＭ濃度の差、および各相の結晶化温度の差を制御す
ることによって好ましく実現できる。
【０００５】すなわち、前記課題を解決するために本発
明の硬磁性材料は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種以上
の元素Ｔ、希土類元素のうちの１種以上の元素Ｒ、およ
びＢを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平
均結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質
相との複相組織を主相とした構造を形成し、かつ非晶質
相中の元素Ｒの平均濃度が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相中の元素Ｒ
の平均濃度より小さく、かつＴ相中の元素Ｒの平均濃度
より大きくなるように制御することによって好ましい硬
磁気特性が得られる。また本発明の硬磁性材料は、Ｚ
ｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうちの１
種以上の元素Ｍをさらに含んでいてもよく、この場合に
は、非晶質相中の元素Ｍの平均濃度が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相
中の元素Ｍの平均濃度より小さく、かつＴ相中の元素Ｍ
の平均濃度より大きくなるように制御することによっ
て、好ましい硬磁気特性が得られる。これらＭ元素の中
で特に効果的なのは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆである。
明の硬磁性材料は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種以上
の元素Ｔ、希土類元素のうちの１種以上の元素Ｒ、およ
びＢを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平
均結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質
相との複相組織を主相とした構造を形成し、かつ非晶質
相中の元素Ｒの平均濃度が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相中の元素Ｒ
の平均濃度より小さく、かつＴ相中の元素Ｒの平均濃度
より大きくなるように制御することによって好ましい硬
磁気特性が得られる。また本発明の硬磁性材料は、Ｚ
ｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうちの１
種以上の元素Ｍをさらに含んでいてもよく、この場合に
は、非晶質相中の元素Ｍの平均濃度が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相
中の元素Ｍの平均濃度より小さく、かつＴ相中の元素Ｍ
の平均濃度より大きくなるように制御することによっ
て、好ましい硬磁気特性が得られる。これらＭ元素の中
で特に効果的なのは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆである。
【０００６】本発明の硬磁性材料は、Ｔ、Ｒ、およびＢ
を含み、５０ｖｏｌ％以上の非晶質相を含む合金を熱処
理して、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相と
の複相組織を主相とする構造を形成することによって好
ましく得られる。この場合、前記非晶質相からのＴ相の
析出温度とＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析出温度との差が５００℃
以下であれば、より低温で先に析出した一方の相の結晶
が、他方の相が析出する前に成長して粒径が大きくなる
のを抑えることができ、好ましい微細結晶相が形成され
る。具体的には、前記非晶質相からのＴ相の析出温度お
よびＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析出温度が５００〜１０００℃で
あることが好ましい。このように非結晶相を含む合金を
熱処理することによって本発明の硬磁性材料を得る場合
には、非晶質相のキュリー温度が室温以上であることが
好ましい。このような強磁性の非晶質相を残存させるこ
とにより、ナノ結晶どうしが磁気的結合することがで
き、良好な硬磁気特性が得られる。
を含み、５０ｖｏｌ％以上の非晶質相を含む合金を熱処
理して、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相と
の複相組織を主相とする構造を形成することによって好
ましく得られる。この場合、前記非晶質相からのＴ相の
析出温度とＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析出温度との差が５００℃
以下であれば、より低温で先に析出した一方の相の結晶
が、他方の相が析出する前に成長して粒径が大きくなる
のを抑えることができ、好ましい微細結晶相が形成され
る。具体的には、前記非晶質相からのＴ相の析出温度お
よびＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析出温度が５００〜１０００℃で
あることが好ましい。このように非結晶相を含む合金を
熱処理することによって本発明の硬磁性材料を得る場合
には、非晶質相のキュリー温度が室温以上であることが
好ましい。このような強磁性の非晶質相を残存させるこ
とにより、ナノ結晶どうしが磁気的結合することがで
き、良好な硬磁気特性が得られる。
【０００７】本発明の硬磁性材料によれば、Ｔ、Ｒ、お
よびＢを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、
平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶
質相との複相組織を主相とし、残留磁化Ｉｒが０．８Ｔ
以上の優れた硬磁気特性を有する硬磁性材料を実現でき
る。また本発明の硬磁性材料によれば、Ｔ、Ｒ、および
Ｂを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均
結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相
との複相組織を主相とし、残留磁化Ｉｒと飽和磁化Ｉｓ
との比率 Ｉｒ／Ｉｓが０．６以上の優れた硬磁気特性
を有する硬磁性材料を実現できる。このような優れた硬
磁気特性を有する硬磁性材料は、特にＴ、Ｒ、およびＢ
を含み、５０ｖｏｌ％以上の非晶質相を含む合金を５０
０〜１０００℃で熱処理することによって好ましく得ら
れる。本発明の硬磁性材料において、Ｔ、Ｒ、およびＢ
を含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相と
の複相組織を主相とし、特にＴ相の体積分率が３０〜８
０％であれば、Ｔ相とＲ2Ｆｅ14Ｂ1相が良好な磁気的結
合状態にあるので好ましい。
よびＢを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、
平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶
質相との複相組織を主相とし、残留磁化Ｉｒが０．８Ｔ
以上の優れた硬磁気特性を有する硬磁性材料を実現でき
る。また本発明の硬磁性材料によれば、Ｔ、Ｒ、および
Ｂを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均
結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相
との複相組織を主相とし、残留磁化Ｉｒと飽和磁化Ｉｓ
との比率 Ｉｒ／Ｉｓが０．６以上の優れた硬磁気特性
を有する硬磁性材料を実現できる。このような優れた硬
磁気特性を有する硬磁性材料は、特にＴ、Ｒ、およびＢ
を含み、５０ｖｏｌ％以上の非晶質相を含む合金を５０
０〜１０００℃で熱処理することによって好ましく得ら
れる。本発明の硬磁性材料において、Ｔ、Ｒ、およびＢ
を含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相と
の複相組織を主相とし、特にＴ相の体積分率が３０〜８
０％であれば、Ｔ相とＲ2Ｆｅ14Ｂ1相が良好な磁気的結
合状態にあるので好ましい。
【０００８】本発明の硬磁性材料の好ましい組成は、Ｔ
xＲzＢwＸv；ＸはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、白金族のうち１種
以上を表し、ｘ，ｚ，ｗ，ｖは原子％で、５０≦ｘ、３
≦ｚ≦１５、３≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０であり、より
好ましくは８０≦ｘ≦９２、４≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦
７、０≦ｖ≦５である。Ｘを添加することによって硬磁
性材料の耐食性を向上させることができる。またＴxＲz
Ｂw；ｘ，ｚ，ｗは原子％で、８６≦ｘ≦９２、３≦ｚ
≦７、３≦ｗ≦７とすれば、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高
い残留磁化Ｉｒを達成することができる。
xＲzＢwＸv；ＸはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、白金族のうち１種
以上を表し、ｘ，ｚ，ｗ，ｖは原子％で、５０≦ｘ、３
≦ｚ≦１５、３≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０であり、より
好ましくは８０≦ｘ≦９２、４≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦
７、０≦ｖ≦５である。Ｘを添加することによって硬磁
性材料の耐食性を向上させることができる。またＴxＲz
Ｂw；ｘ，ｚ，ｗは原子％で、８６≦ｘ≦９２、３≦ｚ
≦７、３≦ｗ≦７とすれば、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高
い残留磁化Ｉｒを達成することができる。
【０００９】また本発明の硬磁性材料の好ましい組成
は、ＴxＭyＲzＢwＸv；ｘ，ｙ，ｚ，ｗ，ｖは原子％
で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１０、３≦ｚ≦１５、３≦ｗ≦
２０、０≦ｖ≦１０であり、より好ましくは、８０≦ｘ
≦９２、１≦ｙ≦５、４≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、０≦
ｖ≦５である。さらに、ＴxＭyＲzＢw；ｘ，ｙ，ｚ，ｗ
は原子％で、８６≦ｘ≦９２、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ
≦７、３≦ｗ≦７とすれば、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高
い残留磁化Ｉｒを達成することができる。
は、ＴxＭyＲzＢwＸv；ｘ，ｙ，ｚ，ｗ，ｖは原子％
で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１０、３≦ｚ≦１５、３≦ｗ≦
２０、０≦ｖ≦１０であり、より好ましくは、８０≦ｘ
≦９２、１≦ｙ≦５、４≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、０≦
ｖ≦５である。さらに、ＴxＭyＲzＢw；ｘ，ｙ，ｚ，ｗ
は原子％で、８６≦ｘ≦９２、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ
≦７、３≦ｗ≦７とすれば、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高
い残留磁化Ｉｒを達成することができる。
【００１０】またＴ元素置換でＳｉを５原子％以下、好
ましくは０．５〜５原子％、より好ましくは０．５〜３
原子％添加することによって、硬磁性材料の磁気特性、
特に保磁力Ｈｃ、および最大磁気エネルギー積（ＢＨ）
maxをさらに向上させることができる。
ましくは０．５〜５原子％、より好ましくは０．５〜３
原子％添加することによって、硬磁性材料の磁気特性、
特に保磁力Ｈｃ、および最大磁気エネルギー積（ＢＨ）
maxをさらに向上させることができる。
【００１１】本発明の硬磁性材料によれば、最大エネル
ギー積（ＢＨ）maxが５０ｋＪ／ｍ3を越える優れた硬磁
気特性を実現できる。本発明の硬磁性材料からなる粉末
を、焼結法により成形しても、あるいは樹脂等の接着材
料と混合して成形してもよく、優れた硬磁気特性を有す
る圧密体の硬磁性材料が得られる。また特に、非晶質相
を５０％以上含む非晶質合金粉末を、該非晶質相の結晶
化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形すると、
強固な結合が得られ、かつ強力な硬磁性を有する硬磁性
材料が得られるので好ましい。
ギー積（ＢＨ）maxが５０ｋＪ／ｍ3を越える優れた硬磁
気特性を実現できる。本発明の硬磁性材料からなる粉末
を、焼結法により成形しても、あるいは樹脂等の接着材
料と混合して成形してもよく、優れた硬磁気特性を有す
る圧密体の硬磁性材料が得られる。また特に、非晶質相
を５０％以上含む非晶質合金粉末を、該非晶質相の結晶
化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形すると、
強固な結合が得られ、かつ強力な硬磁性を有する硬磁性
材料が得られるので好ましい。
【００１２】
【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材料は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの
１種以上の元素Ｔ、希土類元素のうちの１種以上の元素
Ｒ、およびＢを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ
相と、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相
と、非晶質相との複相組織を主相とするものである。
本発明に係る硬磁性材料は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの
１種以上の元素Ｔ、希土類元素のうちの１種以上の元素
Ｒ、およびＢを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ
相と、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相
と、非晶質相との複相組織を主相とするものである。
【００１３】元素Ｔは、本発明に係る硬磁性材料の主成
分であり、磁性を担う元素である。Ｔの組成比ｘを増加
させると、それに伴って飽和磁化Ｉｓが増加する。Ｔの
濃度は好ましくは５０ａｔ％以上、より好ましくは８０
ａｔ％以上９２ａｔ％以下であり、１２０ｅｍｕ／ｇ以
上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実現するには８６ａｔ％以
上９２ａｔ％以下とするのが好ましい。。本発明の硬磁
性材料においては、元素Ｔの少なくとも一部としてＦｅ
が含まれていることが必要である。
分であり、磁性を担う元素である。Ｔの組成比ｘを増加
させると、それに伴って飽和磁化Ｉｓが増加する。Ｔの
濃度は好ましくは５０ａｔ％以上、より好ましくは８０
ａｔ％以上９２ａｔ％以下であり、１２０ｅｍｕ／ｇ以
上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実現するには８６ａｔ％以
上９２ａｔ％以下とするのが好ましい。。本発明の硬磁
性材料においては、元素Ｔの少なくとも一部としてＦｅ
が含まれていることが必要である。
【００１４】Ｒは希土類金属（Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、
Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬｕ）のうちの１種以上
の元素を表わす。ＲとＦｅとＢとを含む非晶質合金を適
切な温度で加熱したときに析出する金属間化合物Ｒ2Ｆ
ｅ14Ｂ1は、本発明の材料に優れた硬磁気特性を付与す
るものである。Ｒの組成比ｚを増加させると、それに伴
って飽和磁化（Ｉｒ）が減少する。またＲは非晶質を形
成し易い元素であり、Ｒの組成比が小さ過ぎると良好な
非晶質相または微細結晶相が得られない。したがってＲ
の濃度は、好ましくは３ａｔ％以上１５ａｔ％以下、よ
り好ましくは４ａｔ％以上１０ａｔ％以下であり、１２
０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実現するに
は３ａｔ％以上７ａｔ％以下とするのが好ましい。さら
にＲの一部または全部をＮｄおよび／またはＰｒで構成
すると、さらに高い硬磁気特性が得られる。
Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬｕ）のうちの１種以上
の元素を表わす。ＲとＦｅとＢとを含む非晶質合金を適
切な温度で加熱したときに析出する金属間化合物Ｒ2Ｆ
ｅ14Ｂ1は、本発明の材料に優れた硬磁気特性を付与す
るものである。Ｒの組成比ｚを増加させると、それに伴
って飽和磁化（Ｉｒ）が減少する。またＲは非晶質を形
成し易い元素であり、Ｒの組成比が小さ過ぎると良好な
非晶質相または微細結晶相が得られない。したがってＲ
の濃度は、好ましくは３ａｔ％以上１５ａｔ％以下、よ
り好ましくは４ａｔ％以上１０ａｔ％以下であり、１２
０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実現するに
は３ａｔ％以上７ａｔ％以下とするのが好ましい。さら
にＲの一部または全部をＮｄおよび／またはＰｒで構成
すると、さらに高い硬磁気特性が得られる。
【００１５】本発明の硬磁性材料にはホウ素Ｂが添加さ
れている。Ｂも非晶質を形成し易い元素である。またＦ
ｅとＢとを含む非晶質相を適切な温度で加熱したときに
析出する化合物Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1は、本発明の材料に硬磁気
特性を付与するものである。非晶質相または微細結晶相
を得るためには、Ｂの濃度を３ａｔ％以上とするのが望
ましい。またＢの組成比（ｗ）の増加に伴って飽和磁化
（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）
が減少するので、良好な硬磁気特性を得るためには、Ｂ
の濃度は好ましくは２０ａｔ％以下、より好ましくは７
ａｔ％以下とされる。
れている。Ｂも非晶質を形成し易い元素である。またＦ
ｅとＢとを含む非晶質相を適切な温度で加熱したときに
析出する化合物Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1は、本発明の材料に硬磁気
特性を付与するものである。非晶質相または微細結晶相
を得るためには、Ｂの濃度を３ａｔ％以上とするのが望
ましい。またＢの組成比（ｗ）の増加に伴って飽和磁化
（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）
が減少するので、良好な硬磁気特性を得るためには、Ｂ
の濃度は好ましくは２０ａｔ％以下、より好ましくは７
ａｔ％以下とされる。
【００１６】また、本発明の硬磁性材料には、Ｃｒ、Ａ
ｌ、Ｐｔ、白金族のうち１種以上の元素Ｘを添加しても
よい。Ｘを添加することによって硬磁性材料の耐食性が
向上する。ただし、Ｘの濃度が高すぎると硬磁気特性が
劣化するので、Ｘ濃度は、好ましくは１０ａｔ％以下、
より好ましくは５ａｔ％以下とされる。また１２０ｅｍ
ｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を達成するために
は、Ｘを添加しない方が好ましい。
ｌ、Ｐｔ、白金族のうち１種以上の元素Ｘを添加しても
よい。Ｘを添加することによって硬磁性材料の耐食性が
向上する。ただし、Ｘの濃度が高すぎると硬磁気特性が
劣化するので、Ｘ濃度は、好ましくは１０ａｔ％以下、
より好ましくは５ａｔ％以下とされる。また１２０ｅｍ
ｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を達成するために
は、Ｘを添加しない方が好ましい。
【００１７】また本発明の硬磁性材料は、さらにＺｒ，
Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうちの１種以
上の元素Ｍを含んでいてもよい。これらの元素は非晶質
形成能が高いものである。本発明に係る硬磁性材料にお
いて、Ｍを添加することにより、希土類元素（Ｒ）が低
濃度の場合も非晶質相を形成することができる。希土類
元素（Ｒ）置換でＭの組成比ｙを増加させると、それに
伴って残留磁化（Ｉｒ）は増加するが、保磁力（ｉＨ
ｃ）が低下し、硬磁気特性から軟磁気特性へと変化す
る。またＴ元素置換でＭを増加させると、飽和磁化（Ｉ
ｓ）、残留磁化（Ｉｒ）の減少が生じる。したがって良
好な硬磁気特性を得るために、Ｍの濃度は、好ましくは
１０ａｔ％以下、より好ましくは１ａｔ％以上５ａｔ％
以下とされ、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉ
ｒ）を実現するためには０．５ａｔ％以上３ａｔ％以下
であることが好ましい。元素Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，
Ｈｆが特に効果的であり、これらの元素のうちの１種以
上とするとより好ましい。
Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうちの１種以
上の元素Ｍを含んでいてもよい。これらの元素は非晶質
形成能が高いものである。本発明に係る硬磁性材料にお
いて、Ｍを添加することにより、希土類元素（Ｒ）が低
濃度の場合も非晶質相を形成することができる。希土類
元素（Ｒ）置換でＭの組成比ｙを増加させると、それに
伴って残留磁化（Ｉｒ）は増加するが、保磁力（ｉＨ
ｃ）が低下し、硬磁気特性から軟磁気特性へと変化す
る。またＴ元素置換でＭを増加させると、飽和磁化（Ｉ
ｓ）、残留磁化（Ｉｒ）の減少が生じる。したがって良
好な硬磁気特性を得るために、Ｍの濃度は、好ましくは
１０ａｔ％以下、より好ましくは１ａｔ％以上５ａｔ％
以下とされ、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉ
ｒ）を実現するためには０．５ａｔ％以上３ａｔ％以下
であることが好ましい。元素Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，
Ｈｆが特に効果的であり、これらの元素のうちの１種以
上とするとより好ましい。
【００１８】本発明に係る硬磁性材料は、上記Ｔ、Ｒ、
およびＢを含み、好ましくは５０ｖｏｌ％以上の非晶質
相を含む非晶質合金を形成する工程と、その非晶質合金
に対して適切な温度で熱処理を施して、平均結晶粒径１
００ｎｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ相と、平均結晶粒径１００
ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相を析出させる工程を経ること
により好ましく得ることができる。
およびＢを含み、好ましくは５０ｖｏｌ％以上の非晶質
相を含む非晶質合金を形成する工程と、その非晶質合金
に対して適切な温度で熱処理を施して、平均結晶粒径１
００ｎｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ相と、平均結晶粒径１００
ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相を析出させる工程を経ること
により好ましく得ることができる。
【００１９】前記非晶質合金を得る方法は、回転ドラム
に溶湯を吹き付けて急冷して薄帯状に形成する方法、溶
湯を冷却用気体中に噴出して液滴状態で急冷して粉末状
に形成する方法、あるいはスパッタリングやＣＶＤ法に
よる方法等を用いることができる。また前記非晶質合金
に対する熱処理は、任意の加熱手段を用いて行なうこと
ができる。
に溶湯を吹き付けて急冷して薄帯状に形成する方法、溶
湯を冷却用気体中に噴出して液滴状態で急冷して粉末状
に形成する方法、あるいはスパッタリングやＣＶＤ法に
よる方法等を用いることができる。また前記非晶質合金
に対する熱処理は、任意の加熱手段を用いて行なうこと
ができる。
【００２０】例えば本発明の硬磁性材料からなる圧密体
を得る場合には、非晶質合金を粉末状にし、その合金粉
末を焼結法により成形すると同時に所定の温度で熱処理
する方法を用いることができる。また特に、非晶質合金
が非晶質相を５０ｖｏｌ％含む場合には、この非晶質合
金を加熱して結晶化させる際に非結晶相が軟化する現象
を利用して固化成形すると、強固な結合が得られ、かつ
強力な硬磁性を有する永久磁石が得られるので好まし
い。あるいは、非晶質合金を任意の加熱手段で熱処理し
て得られた硬磁性材料を粉末化したものを、焼結法によ
り、または樹脂等の接着材料と混合して、成形してもよ
い。
を得る場合には、非晶質合金を粉末状にし、その合金粉
末を焼結法により成形すると同時に所定の温度で熱処理
する方法を用いることができる。また特に、非晶質合金
が非晶質相を５０ｖｏｌ％含む場合には、この非晶質合
金を加熱して結晶化させる際に非結晶相が軟化する現象
を利用して固化成形すると、強固な結合が得られ、かつ
強力な硬磁性を有する永久磁石が得られるので好まし
い。あるいは、非晶質合金を任意の加熱手段で熱処理し
て得られた硬磁性材料を粉末化したものを、焼結法によ
り、または樹脂等の接着材料と混合して、成形してもよ
い。
【００２１】本発明の硬磁性材料においては、Ｔ相およ
びＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の平均結晶粒径がいずれも１００ｎｍ
以下で、かつ非晶質相中のＲの平均濃度が、Ｒ2Ｆｅ14
Ｂ1相中のＲの平均濃度より小さく、かつＴ相中のＲの
平均濃度より大きいことが好ましい。またＴ、Ｒ、Ｂの
他に、さらにＭを含む場合には、非晶質相中のＭの平均
濃度が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相中のＭの平均濃度より小さく、
かつＴ相中のＭの平均濃度より大きいことが好ましい。
このような硬磁性材料中の結晶相の平均結晶粒径、およ
び各相中における各原子の濃度の制御は、非晶質合金を
熱処理して硬磁性材料を得る際の熱処理条件を制御する
ことによって実現できる。
びＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の平均結晶粒径がいずれも１００ｎｍ
以下で、かつ非晶質相中のＲの平均濃度が、Ｒ2Ｆｅ14
Ｂ1相中のＲの平均濃度より小さく、かつＴ相中のＲの
平均濃度より大きいことが好ましい。またＴ、Ｒ、Ｂの
他に、さらにＭを含む場合には、非晶質相中のＭの平均
濃度が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相中のＭの平均濃度より小さく、
かつＴ相中のＭの平均濃度より大きいことが好ましい。
このような硬磁性材料中の結晶相の平均結晶粒径、およ
び各相中における各原子の濃度の制御は、非晶質合金を
熱処理して硬磁性材料を得る際の熱処理条件を制御する
ことによって実現できる。
【００２２】また本発明の硬磁性材料においては、非晶
質合金を熱処理する際の、非晶質相からのＴ相の析出温
度とＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析出温度との差が５００℃以下で
あることが好ましく、さらに好ましくは２００℃以下で
ある。このようにＴ相の析出温度とＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析
出温度とが非常に近いことにより、より低温で先に析出
する相の粒成長が抑えられるので、Ｔ相およびＲ2Ｆｅ
14Ｂ1相の平均結晶粒径がいずれも１００ｎｍ以下であ
る硬磁性材料を好ましく得ることができる。具体的に、
Ｔ相およびＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析出温度は、合金の組成に
よって変化するが、好ましくは５００〜１０００℃であ
る。したがって、非晶質合金を熱処理して本発明の硬磁
性材料を得る際の加熱温度は、５００〜１０００℃の範
囲で、非晶質合金の組成により好ましく設定される。
質合金を熱処理する際の、非晶質相からのＴ相の析出温
度とＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析出温度との差が５００℃以下で
あることが好ましく、さらに好ましくは２００℃以下で
ある。このようにＴ相の析出温度とＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析
出温度とが非常に近いことにより、より低温で先に析出
する相の粒成長が抑えられるので、Ｔ相およびＲ2Ｆｅ
14Ｂ1相の平均結晶粒径がいずれも１００ｎｍ以下であ
る硬磁性材料を好ましく得ることができる。具体的に、
Ｔ相およびＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析出温度は、合金の組成に
よって変化するが、好ましくは５００〜１０００℃であ
る。したがって、非晶質合金を熱処理して本発明の硬磁
性材料を得る際の加熱温度は、５００〜１０００℃の範
囲で、非晶質合金の組成により好ましく設定される。
【００２３】さらに本発明の硬磁性材料においては、熱
処理前の非晶質相のキュリー温度が５０℃以上であるこ
とを特徴としている。したがって、本発明の硬磁性材料
には、このような強磁性の非晶質相が残存しているの
で、ナノ結晶どうしが磁気的結合することができ、良好
な硬磁気特性が得られる。
処理前の非晶質相のキュリー温度が５０℃以上であるこ
とを特徴としている。したがって、本発明の硬磁性材料
には、このような強磁性の非晶質相が残存しているの
で、ナノ結晶どうしが磁気的結合することができ、良好
な硬磁気特性が得られる。
【００２４】また本発明の硬磁性材料においては、Ｔ相
の体積分率が３０〜８０％であることが好ましい。Ｔ相
がこれより少ないと残留磁化Ｉｒが低くなり、これより
多いと保磁力ｉＨｃが低くなる。本発明の硬磁性材料に
おけるＴ相の体積分率は、組成制御および熱処理温度の
制御によって制御することができる。
の体積分率が３０〜８０％であることが好ましい。Ｔ相
がこれより少ないと残留磁化Ｉｒが低くなり、これより
多いと保磁力ｉＨｃが低くなる。本発明の硬磁性材料に
おけるＴ相の体積分率は、組成制御および熱処理温度の
制御によって制御することができる。
【００２５】本発明に係る硬磁性材料は、微細組織を実
現することによって得られる微細な軟磁性相と硬磁性相
とを結合させた交換結合磁石特性を示すものであり、優
れた硬磁気特性が得られる。具体的には、０．８Ｔ以上
の残留磁化を有する硬磁性材料、残留磁化Ｉｒと飽和磁
化Ｉｓとの比率 Ｉｒ／Ｉｓ が０．６以上である硬磁
性材料、最大エネルギー積（ＢＨ）maxが５０ｋＪ／ｍ3
を越える硬磁性材料を実現することができる。また本発
明に係る硬磁性材料は、希土類元素の含有量を少なくし
ても良好な硬磁気特性が得られるので、比較的低い製造
コストで製造することができる。
現することによって得られる微細な軟磁性相と硬磁性相
とを結合させた交換結合磁石特性を示すものであり、優
れた硬磁気特性が得られる。具体的には、０．８Ｔ以上
の残留磁化を有する硬磁性材料、残留磁化Ｉｒと飽和磁
化Ｉｓとの比率 Ｉｒ／Ｉｓ が０．６以上である硬磁
性材料、最大エネルギー積（ＢＨ）maxが５０ｋＪ／ｍ3
を越える硬磁性材料を実現することができる。また本発
明に係る硬磁性材料は、希土類元素の含有量を少なくし
ても良好な硬磁気特性が得られるので、比較的低い製造
コストで製造することができる。
【００２６】また、本発明の硬磁性材料において、Ｓｉ
元素をＴ元素置換で添加すれば、磁気特性、特に保磁力
Ｈｃ、および最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxをさら
に向上させることができる。Ｓｉ元素の添加量は、多す
ぎるとＴ元素の組成比が低くるために硬磁性材料の磁気
特性がかえって悪くなるので、好ましくは５原子％以
下、より好ましくは０．５〜５原子％、さらに好ましく
は０．５〜３原子％の範囲とされ、合金の組成や熱処理
条件等に応じて適宜設定するのが好ましい。このように
して保磁力が改善された硬磁性材料は、特に小型モータ
ー用磁石として有効である。
元素をＴ元素置換で添加すれば、磁気特性、特に保磁力
Ｈｃ、および最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxをさら
に向上させることができる。Ｓｉ元素の添加量は、多す
ぎるとＴ元素の組成比が低くるために硬磁性材料の磁気
特性がかえって悪くなるので、好ましくは５原子％以
下、より好ましくは０．５〜５原子％、さらに好ましく
は０．５〜３原子％の範囲とされ、合金の組成や熱処理
条件等に応じて適宜設定するのが好ましい。このように
して保磁力が改善された硬磁性材料は、特に小型モータ
ー用磁石として有効である。
【００２７】
【実施例】以下のようにして、各種組成の合金薄帯をそ
れぞれ約２０μｍの板厚で形成した。まず、アーク溶解
法により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ロール上へ溶解した金属を吹出すことに
より約２０μｍの厚さの急冷薄帯を作製した。次いで、
得られた急冷薄帯を１×１０-2Ｐａ以下の雰囲気中にお
いて、所定の温度で約１８０秒間熱処理した。得られた
試料について、磁気特性はＶＳＭ（振動試料型磁力計）
を用い、１４３０ｋＡ／ｍの印加磁場中で室温にて測定
した。また組織の構造は、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線デ
ィフラクトメーターおよび高分解能透過電子顕微鏡観察
により行なった。試料によっては、１４３０ｋＡ／ｍの
印加磁場では磁化が飽和していない場合もあるが、本説
明の中では飽和磁化として取り扱った。
れぞれ約２０μｍの板厚で形成した。まず、アーク溶解
法により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ロール上へ溶解した金属を吹出すことに
より約２０μｍの厚さの急冷薄帯を作製した。次いで、
得られた急冷薄帯を１×１０-2Ｐａ以下の雰囲気中にお
いて、所定の温度で約１８０秒間熱処理した。得られた
試料について、磁気特性はＶＳＭ（振動試料型磁力計）
を用い、１４３０ｋＡ／ｍの印加磁場中で室温にて測定
した。また組織の構造は、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線デ
ィフラクトメーターおよび高分解能透過電子顕微鏡観察
により行なった。試料によっては、１４３０ｋＡ／ｍの
印加磁場では磁化が飽和していない場合もあるが、本説
明の中では飽和磁化として取り扱った。
【００２８】図１および図２は急冷直後の薄帯試料の高
分解能透過電子顕微鏡像を示すもので、図１は組成がＦ
ｅ88Ｐｒ7Ｂ5のもの、図２は組成がＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ
5のものをそれぞれ示す。この図に示されるように、本
発明の組成の範囲内にあるＦｅ88Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ88Ｎｂ
2Ｐｒ5Ｂ5はいずれも、希土類元素Ｐｒが５〜７原子％
と低濃度にも拘らず急冷直後は非晶質相を形成している
ことが認められる。
分解能透過電子顕微鏡像を示すもので、図１は組成がＦ
ｅ88Ｐｒ7Ｂ5のもの、図２は組成がＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ
5のものをそれぞれ示す。この図に示されるように、本
発明の組成の範囲内にあるＦｅ88Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ88Ｎｂ
2Ｐｒ5Ｂ5はいずれも、希土類元素Ｐｒが５〜７原子％
と低濃度にも拘らず急冷直後は非晶質相を形成している
ことが認められる。
【００２９】図３および図４は、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5（図
３）の非晶質合金薄帯、およびＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ
5（図４）の非晶質合金薄帯を、各加熱温度Ｔａでそれ
ぞれ熱処理して得られた薄帯試料のＸ線回折結果を示し
たものである。図中○はｂｃｃ−Ｆｅによる回折ピーク
を示し、●はＲ2Ｆｅ14Ｂ1による回折ピークを示す。こ
れらの図より、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5にあっては６５０℃の熱
処理後、Ｆｅ88Ｎｂ 2Ｐｒ5Ｂ5にあっては７００℃の熱
処理後において、ｂｃｃ−Ｆｅ相およびＦｅ1 4Ｐｒ2Ｂ1
相が析出していることが認められ、ｂｃｃ−Ｆｅ相と、
Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ 1相と、非晶質相の３相を主相とした複相
組織構造が形成されていることがわかる。また図示しな
いが、本発明の範囲内の組成によっては熱処理後のＸ線
回折によりＦｅ3Ｂ相の回折ピークが見られるものもあ
り、この場合にはｂｃｃ−Ｆｅ相と、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相
と、Ｆｅ3Ｂ相と非晶質相とを主相とした複相組織構造
となっていることがわかる。
３）の非晶質合金薄帯、およびＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ
5（図４）の非晶質合金薄帯を、各加熱温度Ｔａでそれ
ぞれ熱処理して得られた薄帯試料のＸ線回折結果を示し
たものである。図中○はｂｃｃ−Ｆｅによる回折ピーク
を示し、●はＲ2Ｆｅ14Ｂ1による回折ピークを示す。こ
れらの図より、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5にあっては６５０℃の熱
処理後、Ｆｅ88Ｎｂ 2Ｐｒ5Ｂ5にあっては７００℃の熱
処理後において、ｂｃｃ−Ｆｅ相およびＦｅ1 4Ｐｒ2Ｂ1
相が析出していることが認められ、ｂｃｃ−Ｆｅ相と、
Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ 1相と、非晶質相の３相を主相とした複相
組織構造が形成されていることがわかる。また図示しな
いが、本発明の範囲内の組成によっては熱処理後のＸ線
回折によりＦｅ3Ｂ相の回折ピークが見られるものもあ
り、この場合にはｂｃｃ−Ｆｅ相と、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相
と、Ｆｅ3Ｂ相と非晶質相とを主相とした複相組織構造
となっていることがわかる。
【００３０】図５は、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5の非晶質合金薄
帯、およびＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯を
０．６６℃／秒で昇温したときのＤＳＣ曲線（Differen
tial Scanning Caloriemeter:示差熱分析計による測定
値）を示すものである。このＤＳＣ曲線において、Ｆｅ
88Ｐｒ7Ｂ5の非晶質合金薄帯にあっては、約５７７℃付
近にｂｃｃ−Ｆｅ相およびＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相の同時析出
に伴う発熱ピークが見られる。また、Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5
Ｂ5の非晶質合金薄帯にあっては、約５７７℃付近にｂ
ｃｃ−Ｆｅ相の析出に伴う発熱ピークが見られ、約６７
７℃付近にＦｅ14Ｐｒ 2Ｂ1相の析出に伴う発熱ピークが
見られ、ｂｃｃ−Ｆｅ相の析出温度とＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相
の析出温度との差が約１００℃であることがわかる。
帯、およびＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯を
０．６６℃／秒で昇温したときのＤＳＣ曲線（Differen
tial Scanning Caloriemeter:示差熱分析計による測定
値）を示すものである。このＤＳＣ曲線において、Ｆｅ
88Ｐｒ7Ｂ5の非晶質合金薄帯にあっては、約５７７℃付
近にｂｃｃ−Ｆｅ相およびＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相の同時析出
に伴う発熱ピークが見られる。また、Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5
Ｂ5の非晶質合金薄帯にあっては、約５７７℃付近にｂ
ｃｃ−Ｆｅ相の析出に伴う発熱ピークが見られ、約６７
７℃付近にＦｅ14Ｐｒ 2Ｂ1相の析出に伴う発熱ピークが
見られ、ｂｃｃ−Ｆｅ相の析出温度とＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相
の析出温度との差が約１００℃であることがわかる。
【００３１】図６は、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5の非晶質合金薄
帯、およびＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯の磁
化の温度変化を示す。この図に示されるように、温度の
上昇とともに磁化は減少し、約１２７℃で０となる。こ
のことから、これらの非晶質合金のキュリー温度が約１
２７℃であり、室温以上であることがわかる。また、５
２７〜５７７℃の高温において磁化が一端増加した後、
再び減少していき、約８２７℃で０になる傾向が見られ
る。このことは、非晶質相の結晶化温度が約５２７〜５
７７℃であり、結晶相のキュリー温度が約８２７℃であ
ることを示している。
帯、およびＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯の磁
化の温度変化を示す。この図に示されるように、温度の
上昇とともに磁化は減少し、約１２７℃で０となる。こ
のことから、これらの非晶質合金のキュリー温度が約１
２７℃であり、室温以上であることがわかる。また、５
２７〜５７７℃の高温において磁化が一端増加した後、
再び減少していき、約８２７℃で０になる傾向が見られ
る。このことは、非晶質相の結晶化温度が約５２７〜５
７７℃であり、結晶相のキュリー温度が約８２７℃であ
ることを示している。
【００３２】図７は、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5の非晶質合金薄
帯、およびＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯につ
いて、熱処理後の残留磁化（Ｉｒ）、残留磁化Ｉｒと飽
和磁化Ｉｓ（印加磁場１４３０ｋＡ）との比（角型比：
Ｉｒ／Ｉ1430）、および保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度
依存性を示すものである。この結果より、熱処理温度が
６５０〜８００℃の範囲で良好な硬磁気特性が得られ、
特に、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5の熱処理温度としては約７００℃
が好ましく、Ｆｅ 88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の熱処理温度として
は約７５０℃が好ましいことがわかる。
帯、およびＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯につ
いて、熱処理後の残留磁化（Ｉｒ）、残留磁化Ｉｒと飽
和磁化Ｉｓ（印加磁場１４３０ｋＡ）との比（角型比：
Ｉｒ／Ｉ1430）、および保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度
依存性を示すものである。この結果より、熱処理温度が
６５０〜８００℃の範囲で良好な硬磁気特性が得られ、
特に、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5の熱処理温度としては約７００℃
が好ましく、Ｆｅ 88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の熱処理温度として
は約７５０℃が好ましいことがわかる。
【００３３】図８は、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5の非晶質合金薄帯
の熱処理による金属組織の変化を模式的に示したもの
で、（ａ）は急冷直後、（ｂ）は６５０℃で熱処理後、
（ｃ）は８００℃で熱処理後の状態をそれぞれ示す。こ
の図に示されるように、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5の非晶質合金薄
帯にあっては、急冷直後（ａ）は非晶質相１が形成され
ており、６５０℃で熱処理した後（ｂ）は、ｂｃｃ−Ｆ
ｅ相２、Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ1相３、および非晶質相１の３相
からなる組織構造が形成されており、熱処理温度が８０
０℃になる（ｃ）ではｂｃｃ−Ｆｅの結晶およびＦｅ14
Ｐｒ2Ｂ1の結晶が成長し、非晶質相がほとんどなくなっ
ている。
の熱処理による金属組織の変化を模式的に示したもの
で、（ａ）は急冷直後、（ｂ）は６５０℃で熱処理後、
（ｃ）は８００℃で熱処理後の状態をそれぞれ示す。こ
の図に示されるように、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5の非晶質合金薄
帯にあっては、急冷直後（ａ）は非晶質相１が形成され
ており、６５０℃で熱処理した後（ｂ）は、ｂｃｃ−Ｆ
ｅ相２、Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ1相３、および非晶質相１の３相
からなる組織構造が形成されており、熱処理温度が８０
０℃になる（ｃ）ではｂｃｃ−Ｆｅの結晶およびＦｅ14
Ｐｒ2Ｂ1の結晶が成長し、非晶質相がほとんどなくなっ
ている。
【００３４】図９は、図８（ｂ）、すなわち６５０℃で
熱処理後の状態の薄帯試料の透過電子顕微鏡写真による
組織状態を示すものである。また図１０（ａ）〜（ｃ）
は、図９中の点３，７，５におけるナノビームによるＥ
ＤＳ分析（エネルギー分散型分光分析）の結果をそれぞ
れ示すものである。このＥＤＳ分析については、Ｂ以外
の元素の濃度を１００％としている。図９中の点２，３
はｂｃｃ−Ｆｅ相、点４．７はＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相、点５
は非晶質相である。また図１０より各相におけるＰｒ濃
度は、多い順にＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相で１４．１原子％、非
晶質相で１１．９原子％、ｂｃｃ−Ｆｅ相で０．４原子
％であった。
熱処理後の状態の薄帯試料の透過電子顕微鏡写真による
組織状態を示すものである。また図１０（ａ）〜（ｃ）
は、図９中の点３，７，５におけるナノビームによるＥ
ＤＳ分析（エネルギー分散型分光分析）の結果をそれぞ
れ示すものである。このＥＤＳ分析については、Ｂ以外
の元素の濃度を１００％としている。図９中の点２，３
はｂｃｃ−Ｆｅ相、点４．７はＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相、点５
は非晶質相である。また図１０より各相におけるＰｒ濃
度は、多い順にＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相で１４．１原子％、非
晶質相で１１．９原子％、ｂｃｃ−Ｆｅ相で０．４原子
％であった。
【００３５】また図１１は、図８（ｃ）、すなわち８０
０℃で熱処理後の状態の薄帯試料の透過電子顕微鏡写真
による組織状態を示すものであり、図１２（ａ），
（ｂ）は、図１１中の点１，２におけるＥＤＳ分析の結
果をそれぞれ示すものである。図１２に示されるよう
に、図１１中の点１はｂｃｃ−Ｆｅ相、点２はＦｅ14Ｐ
ｒ2Ｂ1相で、非晶質相はほとんど認められなかった。ま
たＰｒ濃度はＦｅ14Ｐｒ2Ｂ 1相で１２．８原子％、ｂｃ
ｃ−Ｆｅ相で０．７原子％であった。
０℃で熱処理後の状態の薄帯試料の透過電子顕微鏡写真
による組織状態を示すものであり、図１２（ａ），
（ｂ）は、図１１中の点１，２におけるＥＤＳ分析の結
果をそれぞれ示すものである。図１２に示されるよう
に、図１１中の点１はｂｃｃ−Ｆｅ相、点２はＦｅ14Ｐ
ｒ2Ｂ1相で、非晶質相はほとんど認められなかった。ま
たＰｒ濃度はＦｅ14Ｐｒ2Ｂ 1相で１２．８原子％、ｂｃ
ｃ−Ｆｅ相で０．７原子％であった。
【００３６】図１３は、Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質
合金薄帯の熱処理による金属組織の変化を模式的に示し
たもので、（ａ）は急冷直後、（ｂ）は６５０℃で熱処
理後、（ｃ）は７５０℃で熱処理後の状態、（ｄ）は８
５０℃で熱処理後の状態をそれぞれ示す。この図に示さ
れるように、Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯に
あっては、急冷直後（ａ）は非晶質相１が形成されてお
り、６５０℃で熱処理した後（ｂ）は、ｂｃｃ−Ｆｅ相
２およびＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相３がわずかに析出しており、
７５０℃で熱処理した後（ｃ）は、ｂｃｃ−Ｆｅ相２、
Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ1相３、および非晶質相１の３相からなる
好適な組織構造が形成されている。そして熱処理温度が
８５０℃になる（ｄ）ではｂｃｃ−Ｆｅの結晶およびＦ
ｅ14Ｐｒ2Ｂ1の結晶が成長し、非晶質相がほとんどなく
なっている。またＦｅ−Ｎｂ相４も析出している。
合金薄帯の熱処理による金属組織の変化を模式的に示し
たもので、（ａ）は急冷直後、（ｂ）は６５０℃で熱処
理後、（ｃ）は７５０℃で熱処理後の状態、（ｄ）は８
５０℃で熱処理後の状態をそれぞれ示す。この図に示さ
れるように、Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯に
あっては、急冷直後（ａ）は非晶質相１が形成されてお
り、６５０℃で熱処理した後（ｂ）は、ｂｃｃ−Ｆｅ相
２およびＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相３がわずかに析出しており、
７５０℃で熱処理した後（ｃ）は、ｂｃｃ−Ｆｅ相２、
Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ1相３、および非晶質相１の３相からなる
好適な組織構造が形成されている。そして熱処理温度が
８５０℃になる（ｄ）ではｂｃｃ−Ｆｅの結晶およびＦ
ｅ14Ｐｒ2Ｂ1の結晶が成長し、非晶質相がほとんどなく
なっている。またＦｅ−Ｎｂ相４も析出している。
【００３７】図１４は、図１３（ｂ）、すなわち６５０
℃で熱処理後の状態の薄帯試料の透過電子顕微鏡写真に
よる組織状態を示すものである。また図１５（ａ）〜
（ｃ）は、図１４中の点１〜３におけるＥＤＳ分析の結
果をそれぞれ示すものである。図１４中の点１はｂｃｃ
−Ｆｅ相、点２はＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相、点３は非晶質相で
ある。Ｐｒ濃度は、多い順にＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相で１１．
４原子％、非晶質相で６．５原子％、ｂｃｃ−Ｆｅ相で
２．０原子％であった。またＮｂ濃度は、多い順に非晶
質相で２．４原子％、Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ1相で１．５原子
％、ｂｃｃ−Ｆｅ相で１．４原子％であった。この状態
では非晶質相におけるＮｂ濃度が、Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ1相に
おけるＮｂ濃度よりも高くなっている。
℃で熱処理後の状態の薄帯試料の透過電子顕微鏡写真に
よる組織状態を示すものである。また図１５（ａ）〜
（ｃ）は、図１４中の点１〜３におけるＥＤＳ分析の結
果をそれぞれ示すものである。図１４中の点１はｂｃｃ
−Ｆｅ相、点２はＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相、点３は非晶質相で
ある。Ｐｒ濃度は、多い順にＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相で１１．
４原子％、非晶質相で６．５原子％、ｂｃｃ−Ｆｅ相で
２．０原子％であった。またＮｂ濃度は、多い順に非晶
質相で２．４原子％、Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ1相で１．５原子
％、ｂｃｃ−Ｆｅ相で１．４原子％であった。この状態
では非晶質相におけるＮｂ濃度が、Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ1相に
おけるＮｂ濃度よりも高くなっている。
【００３８】図１６は、図１３（ｃ）、すなわち７５０
℃で熱処理後の状態の薄帯試料の透過電子顕微鏡写真に
よる組織状態を示すものであり、図１７（ａ），（ｂ）
は、図１６中の点１，２におけるＥＤＳ分析の結果をそ
れぞれ示すものである。図１６中の点１はｂｃｃ−Ｆｅ
相で、点２はＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相である。Ｐｒ濃度はＦｅ
14Ｐｒ2Ｂ1相で１２．０原子％、ｂｃｃ−Ｆｅ相で２．
０原子％であった。またＮｂ濃度は、Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ
1相、ｂｃｃ−Ｆｅ相のいずれも１．２原子％であっ
た。前記図７の結果を考え合わせると、この状態におい
て好ましい硬磁性特性が得られていることがわかる。
℃で熱処理後の状態の薄帯試料の透過電子顕微鏡写真に
よる組織状態を示すものであり、図１７（ａ），（ｂ）
は、図１６中の点１，２におけるＥＤＳ分析の結果をそ
れぞれ示すものである。図１６中の点１はｂｃｃ−Ｆｅ
相で、点２はＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相である。Ｐｒ濃度はＦｅ
14Ｐｒ2Ｂ1相で１２．０原子％、ｂｃｃ−Ｆｅ相で２．
０原子％であった。またＮｂ濃度は、Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ
1相、ｂｃｃ−Ｆｅ相のいずれも１．２原子％であっ
た。前記図７の結果を考え合わせると、この状態におい
て好ましい硬磁性特性が得られていることがわかる。
【００３９】図１８は、図１３（ｄ）、すなわち８５０
℃で熱処理後の状態の薄帯試料の透過電子顕微鏡写真に
よる組織状態を示すものであり、図１９（ａ）〜（ｃ）
は、図１８中の点１，２，３におけるＥＤＳ分析の結果
をそれぞれ示すものである。図１８中の点１はｂｃｃ−
Ｆｅ相、点２はＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相、点３はＦｅ−Ｎｂ相
と思われるＮｂリッチの相で、非晶質相はほとんど認め
られなかった。Ｐｒ濃度は、Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ1相で１４．
１原子％、Ｆｅ−Ｎｂ相で０．９原子％、ｂｃｃ−Ｆｅ
相で０．７原子％であった。またＮｂ濃度は、Ｆｅ−Ｎ
ｂ相で１２．４原子％であり、Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ1相および
ｂｃｃ−Ｆｅ相ではほとんど０であった。このようにＮ
ｂを含有するＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯は
Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5の非晶質合金薄帯に比べて、より高い加
熱温度まで非晶質相が残存しており、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5よ
りも高い加熱温度で好ましい磁気特性が得られることが
わかる。
℃で熱処理後の状態の薄帯試料の透過電子顕微鏡写真に
よる組織状態を示すものであり、図１９（ａ）〜（ｃ）
は、図１８中の点１，２，３におけるＥＤＳ分析の結果
をそれぞれ示すものである。図１８中の点１はｂｃｃ−
Ｆｅ相、点２はＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相、点３はＦｅ−Ｎｂ相
と思われるＮｂリッチの相で、非晶質相はほとんど認め
られなかった。Ｐｒ濃度は、Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ1相で１４．
１原子％、Ｆｅ−Ｎｂ相で０．９原子％、ｂｃｃ−Ｆｅ
相で０．７原子％であった。またＮｂ濃度は、Ｆｅ−Ｎ
ｂ相で１２．４原子％であり、Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ1相および
ｂｃｃ−Ｆｅ相ではほとんど０であった。このようにＮ
ｂを含有するＦｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯は
Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5の非晶質合金薄帯に比べて、より高い加
熱温度まで非晶質相が残存しており、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5よ
りも高い加熱温度で好ましい磁気特性が得られることが
わかる。
【００４０】図２０は、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5の非晶質合金薄
帯を６５０℃で熱処理して得られた硬磁性材料、および
Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯を７５０℃で熱
処理して得られた硬磁性材料の磁化の温度変化を示す。
この図に示されるように、温度の上昇とともに磁化は２
ステップで減少している。このことから、硬磁性材料の
磁化に関与する相が２相存在していることがわかる。ま
た３０７℃付近で磁化の減少の度合いが変化しているこ
とから、この付近がＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相のキュリー温度で
あり、８０７℃付近で磁化の減少の度合いが変化してい
ることから、この付近がｂｃｃ−Ｆｅ相のキュリー温度
であることがわかる。ここで、非晶質相に起因する磁化
のステップが見られないのは、磁化が低いことと体積分
率が小さいことによるものと思われる。
帯を６５０℃で熱処理して得られた硬磁性材料、および
Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯を７５０℃で熱
処理して得られた硬磁性材料の磁化の温度変化を示す。
この図に示されるように、温度の上昇とともに磁化は２
ステップで減少している。このことから、硬磁性材料の
磁化に関与する相が２相存在していることがわかる。ま
た３０７℃付近で磁化の減少の度合いが変化しているこ
とから、この付近がＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相のキュリー温度で
あり、８０７℃付近で磁化の減少の度合いが変化してい
ることから、この付近がｂｃｃ−Ｆｅ相のキュリー温度
であることがわかる。ここで、非晶質相に起因する磁化
のステップが見られないのは、磁化が低いことと体積分
率が小さいことによるものと思われる。
【００４１】図２１は、Ｆｅ88Ｐｒ7Ｂ5の非晶質合金薄
帯を６５０℃で熱処理して得られた硬磁性材料、および
Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯を７５０℃で熱
処理して得られた硬磁性材料の磁化曲線の第２象限を示
したものである。また下記表１に、これらの硬磁性材料
の磁気特性として飽和磁化Ｉ1430（Ｔ）、残留磁化Ｉｒ
（Ｔ）、残留磁化Ｉｒと飽和磁化Ｉｓとの比率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）と、ｂｃｃ−Ｆｅ相お
よびＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相の平均結晶粒径と、ｂｃｃ−Ｆｅ
相の体積分率を示す。磁気特性の測定は、ＶＳＭ（振動
試料型磁力計）を用いて、１４３０ｋＡ／ｍの印加磁場
中で室温にて行った。このように、いずれの硬磁性材料
も、平均結晶粒径５０ｎｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ相と、平
均結晶粒径１０ｎｍ以下のＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相とを有して
おり、体積の半分以上がｂｃｃ−Ｆｅ相であった。そし
ていずれの硬磁性材料も、残留磁化が１．０Ｔ以上、Ｉ
ｒ／Ｉｓが０．７以上、最大エネルギー積が６０ｋＪ／
ｍ3を越える優れた硬磁気特性を有していた。また磁化
曲線は、単一相からなる磁性材料と同様な、ステップの
見られない磁化曲線となっており、微細な軟磁性相と硬
磁性相とが磁気的に結合した交換結合磁石が形成されて
いることがわかる。
帯を６５０℃で熱処理して得られた硬磁性材料、および
Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5の非晶質合金薄帯を７５０℃で熱
処理して得られた硬磁性材料の磁化曲線の第２象限を示
したものである。また下記表１に、これらの硬磁性材料
の磁気特性として飽和磁化Ｉ1430（Ｔ）、残留磁化Ｉｒ
（Ｔ）、残留磁化Ｉｒと飽和磁化Ｉｓとの比率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）と、ｂｃｃ−Ｆｅ相お
よびＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相の平均結晶粒径と、ｂｃｃ−Ｆｅ
相の体積分率を示す。磁気特性の測定は、ＶＳＭ（振動
試料型磁力計）を用いて、１４３０ｋＡ／ｍの印加磁場
中で室温にて行った。このように、いずれの硬磁性材料
も、平均結晶粒径５０ｎｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ相と、平
均結晶粒径１０ｎｍ以下のＦｅ14Ｐｒ2Ｂ1相とを有して
おり、体積の半分以上がｂｃｃ−Ｆｅ相であった。そし
ていずれの硬磁性材料も、残留磁化が１．０Ｔ以上、Ｉ
ｒ／Ｉｓが０．７以上、最大エネルギー積が６０ｋＪ／
ｍ3を越える優れた硬磁気特性を有していた。また磁化
曲線は、単一相からなる磁性材料と同様な、ステップの
見られない磁化曲線となっており、微細な軟磁性相と硬
磁性相とが磁気的に結合した交換結合磁石が形成されて
いることがわかる。
【００４２】
【表１】
【００４３】図２２は、Ｆｅ86Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5にＦｅ置
換でＳｉを添加した組成の非晶質合金薄帯を熱処理して
得られた硬磁性材料の磁気特性を示したものである。Ｓ
ｉ濃度を０〜３原子％の範囲で変化させ、硬磁性材料の
磁気特性として、飽和磁化Ｂｓ（Ｔ）、残留磁化Ｂｒ
（Ｔ）、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。非晶
質合金薄帯の熱処理温度は７５０℃とした。このグラフ
に示されるように、Ｓｉを添加した硬磁性材料において
も最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxが５０ｋＪ／ｍ3以
上の良好な硬磁気特性が得られ、特にＦｅ86Ｎｂ2Ｐｒ7
Ｂ5にＳｉを２原子％添加したＦｅ84Ｓｉ2Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ
5にあっては、保磁力ｉＨｃ＝４．０５ｋＡ／ｍ、最大
磁気エネルギー積（ＢＨ）max＝７１．０５ｋＪ／ｍ3の
優れた値が得られた。
換でＳｉを添加した組成の非晶質合金薄帯を熱処理して
得られた硬磁性材料の磁気特性を示したものである。Ｓ
ｉ濃度を０〜３原子％の範囲で変化させ、硬磁性材料の
磁気特性として、飽和磁化Ｂｓ（Ｔ）、残留磁化Ｂｒ
（Ｔ）、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。非晶
質合金薄帯の熱処理温度は７５０℃とした。このグラフ
に示されるように、Ｓｉを添加した硬磁性材料において
も最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxが５０ｋＪ／ｍ3以
上の良好な硬磁気特性が得られ、特にＦｅ86Ｎｂ2Ｐｒ7
Ｂ5にＳｉを２原子％添加したＦｅ84Ｓｉ2Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ
5にあっては、保磁力ｉＨｃ＝４．０５ｋＡ／ｍ、最大
磁気エネルギー積（ＢＨ）max＝７１．０５ｋＪ／ｍ3の
優れた値が得られた。
【００４４】下記表２〜８に、本発明に係る各種組成の
合金に、Ｆｅ置換でＳｉを添加して得られた硬磁性材料
の磁気特性の詳細なデータを示す。Ｓｉ濃度は０〜６原
子％の範囲内で変化させ、硬磁性材料の磁気特性とし
て、飽和磁化Ｂｓ（Ｔ）、残留磁化Ｂｒ（Ｔ）、保磁力
ｉＨｃ（ｋＡ／ｍ）、および最大磁気エネルギー積（Ｂ
Ｈ）max（ｋＪ／ｍ3）を測定した。また表中（）に非晶
質合金薄帯の熱処理温度（℃）を示す。
合金に、Ｆｅ置換でＳｉを添加して得られた硬磁性材料
の磁気特性の詳細なデータを示す。Ｓｉ濃度は０〜６原
子％の範囲内で変化させ、硬磁性材料の磁気特性とし
て、飽和磁化Ｂｓ（Ｔ）、残留磁化Ｂｒ（Ｔ）、保磁力
ｉＨｃ（ｋＡ／ｍ）、および最大磁気エネルギー積（Ｂ
Ｈ）max（ｋＪ／ｍ3）を測定した。また表中（）に非晶
質合金薄帯の熱処理温度（℃）を示す。
【００４５】
【表２】
【００４６】
【表３】
【表４】
【００４７】
【表５】
【００４８】
【表６】
【００４９】
【表７】
【００５０】
【表８】
【００５１】
【表９】
【００５２】
【発明の効果】以上説明したように本発明の硬磁性材料
は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種以上の元素Ｔ、希土
類元素のうちの１種以上の元素Ｒ、およびＢを含み、平
均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均結晶粒径１０
０ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相との複相組織
を主相とした構造を形成し、かつ非晶質相中の元素Ｒの
平均濃度が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相中の元素Ｒの平均濃度より
小さく、かつＴ相中の元素Ｒの平均濃度より大きくなる
ように制御することによって好ましい硬磁気特性が得ら
れる。また、希土類元素の含有量を少なくしても良好な
硬磁気特性が得られるので、比較的低い製造コストで製
造することができる。
は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種以上の元素Ｔ、希土
類元素のうちの１種以上の元素Ｒ、およびＢを含み、平
均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均結晶粒径１０
０ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相との複相組織
を主相とした構造を形成し、かつ非晶質相中の元素Ｒの
平均濃度が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相中の元素Ｒの平均濃度より
小さく、かつＴ相中の元素Ｒの平均濃度より大きくなる
ように制御することによって好ましい硬磁気特性が得ら
れる。また、希土類元素の含有量を少なくしても良好な
硬磁気特性が得られるので、比較的低い製造コストで製
造することができる。
【００５３】また本発明の硬磁性材料は、Ｚｒ，Ｎｂ，
Ｔａ，Ｈｆ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうちの１種以上の元
素Ｍをさらに含んでいてもよく、この場合には、非晶質
相中の元素Ｍの平均濃度が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相中の元素Ｍ
の平均濃度より小さく、かつＴ相中の元素Ｍの平均濃度
より大きくなるように制御することによって、好ましい
硬磁気特性が得られる。これらの元素Ｍは非晶質形成能
が高いものであるので、元素Ｍを添加すれば希土類元素
（Ｒ）が低濃度の場合も非晶質相を形成することができ
るので好ましい。
Ｔａ，Ｈｆ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうちの１種以上の元
素Ｍをさらに含んでいてもよく、この場合には、非晶質
相中の元素Ｍの平均濃度が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相中の元素Ｍ
の平均濃度より小さく、かつＴ相中の元素Ｍの平均濃度
より大きくなるように制御することによって、好ましい
硬磁気特性が得られる。これらの元素Ｍは非晶質形成能
が高いものであるので、元素Ｍを添加すれば希土類元素
（Ｒ）が低濃度の場合も非晶質相を形成することができ
るので好ましい。
【００５４】本発明の硬磁性材料は、Ｔ、Ｒ、およびＢ
を含み、５０ｖｏｌ％以上の非晶質相を含む合金を熱処
理して、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相と
の複相組織を主相とする構造を形成することによって好
ましく得られる。この場合、前記非晶質相からのＴ相の
析出温度とＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析出温度との差が５００℃
以下であれば、より低温で先に析出した一方の相の結晶
が、他方の相が析出する前に成長して粒径が大きくなる
のを抑えることができ、好ましい微細結晶相が形成さ
れ、良好な硬磁気特性が得られる。具体的には、前記非
晶質相からのＴ相の析出温度およびＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析
出温度が５００〜１０００℃であることが好ましい。こ
のように非結晶相を含む合金を熱処理することによって
本発明の硬磁性材料を得る場合には、前記熱処理前の非
晶質相のキュリー温度が５０℃以上であることが好まし
い。このような強磁性の非晶質相を残存させることによ
り、ナノ結晶どうしが磁気的結合することができ、良好
な硬磁気特性が得られる。
を含み、５０ｖｏｌ％以上の非晶質相を含む合金を熱処
理して、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相と
の複相組織を主相とする構造を形成することによって好
ましく得られる。この場合、前記非晶質相からのＴ相の
析出温度とＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析出温度との差が５００℃
以下であれば、より低温で先に析出した一方の相の結晶
が、他方の相が析出する前に成長して粒径が大きくなる
のを抑えることができ、好ましい微細結晶相が形成さ
れ、良好な硬磁気特性が得られる。具体的には、前記非
晶質相からのＴ相の析出温度およびＲ2Ｆｅ14Ｂ1相の析
出温度が５００〜１０００℃であることが好ましい。こ
のように非結晶相を含む合金を熱処理することによって
本発明の硬磁性材料を得る場合には、前記熱処理前の非
晶質相のキュリー温度が５０℃以上であることが好まし
い。このような強磁性の非晶質相を残存させることによ
り、ナノ結晶どうしが磁気的結合することができ、良好
な硬磁気特性が得られる。
【００５５】本発明の硬磁性材料によれば、Ｔ、Ｒ、お
よびＢを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、
平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶
質相との複相組織を主相とし、残留磁化Ｉｒが０．８Ｔ
以上の優れた硬磁気特性を有する硬磁性材料を実現でき
る。また本発明の硬磁性材料によれば、Ｔ、Ｒ、および
Ｂを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均
結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相
との複相組織を主相とし、残留磁化Ｉｒと飽和磁化Ｉｓ
との比率 Ｉｒ／Ｉｓ が０．６以上の優れた硬磁気特
性を有する硬磁性材料を実現できる。このような優れた
硬磁気特性を有する硬磁性材料は、特にＴ、Ｒ、および
Ｂを含み、５０ｖｏｌ％以上の非晶質相を含む合金を５
００〜１０００℃で熱処理することによって好ましく得
られる。本発明の硬磁性材料において、Ｔ、Ｒ、および
Ｂを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均
結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相
との複相組織を主相とし、特にＴ相の体積分率が３０〜
８０％であれば、高い残留磁化Ｉｒと高い保磁力ｉＨｃ
を保持することができるので好ましい。
よびＢを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、
平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶
質相との複相組織を主相とし、残留磁化Ｉｒが０．８Ｔ
以上の優れた硬磁気特性を有する硬磁性材料を実現でき
る。また本発明の硬磁性材料によれば、Ｔ、Ｒ、および
Ｂを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均
結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相
との複相組織を主相とし、残留磁化Ｉｒと飽和磁化Ｉｓ
との比率 Ｉｒ／Ｉｓ が０．６以上の優れた硬磁気特
性を有する硬磁性材料を実現できる。このような優れた
硬磁気特性を有する硬磁性材料は、特にＴ、Ｒ、および
Ｂを含み、５０ｖｏｌ％以上の非晶質相を含む合金を５
００〜１０００℃で熱処理することによって好ましく得
られる。本発明の硬磁性材料において、Ｔ、Ｒ、および
Ｂを含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均
結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相
との複相組織を主相とし、特にＴ相の体積分率が３０〜
８０％であれば、高い残留磁化Ｉｒと高い保磁力ｉＨｃ
を保持することができるので好ましい。
【００５６】本発明の硬磁性材料の好ましい組成は、Ｔ
xＲzＢwＸv；ＸはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、白金族のうち１種
以上を表し、ｘ，ｚ，ｗ，ｖは原子％で、５０≦ｘ、３
≦ｚ≦１５、３≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０であり、より
好ましくは８０≦ｘ≦９２、４≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦
７、０≦ｖ≦５である。Ｘを添加することによって硬磁
性材料の耐食性を向上させることができる。またＴxＲz
Ｂw；ｘ，ｚ，ｗは原子％で、８６≦ｘ≦９２、３≦ｚ
≦７、３≦ｗ≦７とすれば、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高
い残留磁化Ｉｒを達成することができる。
xＲzＢwＸv；ＸはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、白金族のうち１種
以上を表し、ｘ，ｚ，ｗ，ｖは原子％で、５０≦ｘ、３
≦ｚ≦１５、３≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０であり、より
好ましくは８０≦ｘ≦９２、４≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦
７、０≦ｖ≦５である。Ｘを添加することによって硬磁
性材料の耐食性を向上させることができる。またＴxＲz
Ｂw；ｘ，ｚ，ｗは原子％で、８６≦ｘ≦９２、３≦ｚ
≦７、３≦ｗ≦７とすれば、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高
い残留磁化Ｉｒを達成することができる。
【００５７】また本発明の硬磁性材料の好ましい組成
は、ＴxＭyＲzＢwＸv；ｘ，ｙ，ｚ，ｗ，ｖは原子％
で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１０、３≦ｚ≦１５、３≦ｗ≦
２０、０≦ｖ≦１０であり、より好ましくは、８０≦ｘ
≦９２、１≦ｙ≦５、４≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、０≦
ｖ≦５である。さらに、ＴxＭyＲzＢw；ｘ，ｙ，ｚ，ｗ
は原子％で、８６≦ｘ≦９２、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ
≦７、３≦ｗ≦７とすれば、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高
い残留磁化Ｉｒを達成することができる。
は、ＴxＭyＲzＢwＸv；ｘ，ｙ，ｚ，ｗ，ｖは原子％
で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１０、３≦ｚ≦１５、３≦ｗ≦
２０、０≦ｖ≦１０であり、より好ましくは、８０≦ｘ
≦９２、１≦ｙ≦５、４≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、０≦
ｖ≦５である。さらに、ＴxＭyＲzＢw；ｘ，ｙ，ｚ，ｗ
は原子％で、８６≦ｘ≦９２、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ
≦７、３≦ｗ≦７とすれば、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高
い残留磁化Ｉｒを達成することができる。
【００５８】またＴ元素置換でＳｉを５原子％以下、好
ましくは０．５〜５原子％、より好ましくは０．５〜３
原子％添加することによって、硬磁性材料の磁気特性、
特に保磁力Ｈｃ、および最大磁気エネルギー積（ＢＨ）
maxをさらに向上させることができる。
ましくは０．５〜５原子％、より好ましくは０．５〜３
原子％添加することによって、硬磁性材料の磁気特性、
特に保磁力Ｈｃ、および最大磁気エネルギー積（ＢＨ）
maxをさらに向上させることができる。
【００５９】本発明の硬磁性材料によれば、最大エネル
ギー積（ＢＨ）maxが５０ｋＪ／ｍ3を越える優れた硬磁
気特性を実現できる。本発明の硬磁性材料からなる粉末
を、焼結法により成形しても、あるいは樹脂等の接着材
料と混合して成形してもよく、優れた硬磁気特性を有す
る圧密体の硬磁性材料が得られる。また特に、非晶質相
を５０％以上含む非晶質合金粉末を、該非晶質相の結晶
化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形すると、
強固な結合が得られ、かつ強力な硬磁性を有する硬磁性
材料が得られるので好ましい。
ギー積（ＢＨ）maxが５０ｋＪ／ｍ3を越える優れた硬磁
気特性を実現できる。本発明の硬磁性材料からなる粉末
を、焼結法により成形しても、あるいは樹脂等の接着材
料と混合して成形してもよく、優れた硬磁気特性を有す
る圧密体の硬磁性材料が得られる。また特に、非晶質相
を５０％以上含む非晶質合金粉末を、該非晶質相の結晶
化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形すると、
強固な結合が得られ、かつ強力な硬磁性を有する硬磁性
材料が得られるので好ましい。
【図１】 本発明に係る非晶質合金薄帯の急冷直後の金
属組織を示す電子顕微鏡写真である。
属組織を示す電子顕微鏡写真である。
【図２】 本発明に係る非晶質合金薄帯の急冷直後の金
属組織を示す電子顕微鏡写真である。
属組織を示す電子顕微鏡写真である。
【図３】 本発明に係る非晶質合金薄帯を熱処理して得
られる試料のＸ線回折結果を示すグラフである。
られる試料のＸ線回折結果を示すグラフである。
【図４】 本発明に係る非晶質合金薄帯を熱処理して得
られる試料のＸ線回折結果を示すグラフである。
られる試料のＸ線回折結果を示すグラフである。
【図５】 本発明に係る非晶質合金薄帯のＤＳＣ曲線を
示すグラフである。
示すグラフである。
【図６】 本発明に係る非晶質合金薄帯の磁化の温度変
化を示すグラフである。
化を示すグラフである。
【図７】 本発明に係る硬磁性材料の磁気特性の熱処理
温度特性を示すグラフである。
温度特性を示すグラフである。
【図８】 本発明に係る非晶質合金薄帯の金属組織を模
式的に示したもので、（ａ）は急冷直後、（ｂ）は６５
０℃で熱処理後、（ｃ）は８００℃で熱処理後の状態を
それぞれ示す説明図である。
式的に示したもので、（ａ）は急冷直後、（ｂ）は６５
０℃で熱処理後、（ｃ）は８００℃で熱処理後の状態を
それぞれ示す説明図である。
【図９】 本発明に係る非晶質合金薄帯を熱処理して得
られる試料の金属組織を示す電子顕微鏡写真を模式的に
示した図である。
られる試料の金属組織を示す電子顕微鏡写真を模式的に
示した図である。
【図１０】 （ａ）〜（ｃ）は本発明に係る非晶質合金
薄帯を熱処理して得られる試料の各点におけるＥＤＳ分
析結果を示すグラフである。
薄帯を熱処理して得られる試料の各点におけるＥＤＳ分
析結果を示すグラフである。
【図１１】 本発明に係る非晶質合金薄帯を熱処理して
得られる試料の金属組織を示す電子顕微鏡写真を模式的
に示した図である。
得られる試料の金属組織を示す電子顕微鏡写真を模式的
に示した図である。
【図１２】 （ａ），（ｂ）は本発明に係る非晶質合金
薄帯を熱処理して得られる試料の各点におけるＥＤＳ分
析結果を示すグラフである。
薄帯を熱処理して得られる試料の各点におけるＥＤＳ分
析結果を示すグラフである。
【図１３】 本発明に係る非晶質合金薄帯の金属組織を
模式的に示したもので、（ａ）は急冷直後、（ｂ）は６
５０℃で熱処理後、（ｃ）は７５０℃で熱処理後、
（ｄ）は８５０℃で熱処理後の状態をそれぞれ示す説明
図である。
模式的に示したもので、（ａ）は急冷直後、（ｂ）は６
５０℃で熱処理後、（ｃ）は７５０℃で熱処理後、
（ｄ）は８５０℃で熱処理後の状態をそれぞれ示す説明
図である。
【図１４】 本発明に係る非晶質合金薄帯を熱処理して
得られる試料の金属組織を示す電子顕微鏡写真を模式的
に示した図である。
得られる試料の金属組織を示す電子顕微鏡写真を模式的
に示した図である。
【図１５】 （ａ）〜（ｃ）は本発明に係る非晶質合金
薄帯を熱処理して得られる試料の各点におけるＥＤＳ分
析結果を示すグラフである。
薄帯を熱処理して得られる試料の各点におけるＥＤＳ分
析結果を示すグラフである。
【図１６】 本発明に係る非晶質合金薄帯を熱処理して
得られる試料の金属組織を示す電子顕微鏡写真を模式的
に示した図である。
得られる試料の金属組織を示す電子顕微鏡写真を模式的
に示した図である。
【図１７】 （ａ），（ｂ）は本発明に係る非晶質合金
薄帯を熱処理して得られる試料の各点におけるＥＤＳ分
析結果を示すグラフである。
薄帯を熱処理して得られる試料の各点におけるＥＤＳ分
析結果を示すグラフである。
【図１８】 本発明に係る非晶質合金薄帯を熱処理して
得られる試料の金属組織を示す電子顕微鏡写真を模式的
に示した図である。
得られる試料の金属組織を示す電子顕微鏡写真を模式的
に示した図である。
【図１９】 （ａ）〜（ｃ）は本発明に係る非晶質合金
薄帯を熱処理して得られる試料の各点におけるＥＤＳ分
析結果を示すグラフである。
薄帯を熱処理して得られる試料の各点におけるＥＤＳ分
析結果を示すグラフである。
【図２０】 本発明に係る硬磁性材料の磁化の温度変化
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図２１】 本発明に係る硬磁性材料の磁化曲線の第２
象限を示すグラフである。
象限を示すグラフである。
【図２２】 本発明に係る硬磁性材料の磁気特性のＳｉ
濃度依存性を示すグラフである。
濃度依存性を示すグラフである。
１ 非晶質相 ２ ｂｃｃ−Ｆｅ相 ３ Ｆｅ14Ｐｒ2Ｂ1相 ４ Ｆｅ−Ｎｂ相
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｈ０１Ｆ 1/053 Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０８ // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０８ ６６０Ｄ ６６０ ６９１Ｂ ６９１ ６９２Ａ ６９２ Ｈ０１Ｆ 1/04 Ｈ (72)発明者 小島 章伸 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 萩原 富士弥 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
Claims (22)
- 【請求項１】 Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種以上の元
素Ｔ、希土類元素のうちの１種以上の元素Ｒ、およびＢ
を含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相と
の複相組織を主相とし、非晶質相中の元素Ｒの平均濃度
が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相中の元素Ｒの平均濃度より小さく、
かつＴ相中の元素Ｒの平均濃度より大きいことを特徴と
する硬磁性材料。 - 【請求項２】 Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍ
ｏ，Ｗのうちの１種以上の元素Ｍをさらに含み、非晶質
相中の元素Ｍの平均濃度が、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1相中の元素Ｍ
の平均濃度より小さく、かつＴ相中の元素Ｍの平均濃度
より大きいことを特徴とする請求項１記載の硬磁性材
料。 - 【請求項３】 Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種以上の元
素Ｔ、希土類元素のうちの１種以上の元素Ｒ、およびＢ
を含み、５０ｖｏｌ（体積）％以上の非晶質相を含む合
金を熱処理することにより、平均結晶粒径１００ｎｍ以
下のＴ相と、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14
Ｂ1相と、非晶質相との複相組織を主相とする構造を形
成してなり、前記非晶質相からのＴ相の析出温度とＲ2
Ｆｅ14Ｂ1相の析出温度との差が５００℃以下であるこ
とを特徴とする硬磁性材料。 - 【請求項４】 Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種以上の元
素Ｔ、希土類元素のうちの１種以上の元素Ｒ、およびＢ
を含み、５０ｖｏｌ％以上の非晶質相を含む合金を熱処
理することにより、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相
と、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、
非晶質相との複相組織を主相とする構造を形成してな
り、前記非晶質相からのＴ相の析出温度およびＲ2Ｆｅ
14Ｂ1相の析出温度が５００〜１０００℃であることを
特徴とする硬磁性材料。 - 【請求項５】 前記熱処理前の非晶質相のキュリー温度
が５０℃以上であることを特徴とする請求項３または４
記載の硬磁性材料。 - 【請求項６】 Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種以上の元
素Ｔ、希土類元素のうちの１種以上の元素Ｒ、およびＢ
を含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相と
の複相組織を主相とし、残留磁化Ｉｒが０．８Ｔ以上で
あることを特徴とする硬磁性材料。 - 【請求項７】 Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種以上の元
素Ｔ、希土類元素のうちの１種以上の元素Ｒ、およびＢ
を含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相と
の複相組織を主相とし、残留磁化Ｉｒと飽和磁化Ｉｓと
の比率 Ｉｒ／Ｉｓ が０．６以上であることを特徴と
する硬磁性材料。 - 【請求項８】 Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種以上の元
素Ｔ、希土類元素のうちの１種以上の元素Ｒ、およびＢ
を含み、５０ｖｏｌ％以上の非晶質相を含む合金を５０
０〜１０００℃で熱処理して得られたことを特徴とする
請求項６または７記載の硬磁性材料。 - 【請求項９】 Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種以上の元
素Ｔ、希土類元素のうちの１種以上の元素Ｒ、およびＢ
を含み、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＴ相と、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ1相と、非晶質相と
の複相組織を主相とし、Ｔ相の体積分率が３０〜８０％
であることを特徴とする硬磁性材料。 - 【請求項１０】 下記組成式を有することを特徴とする
請求項１〜９のいずれかに記載の硬磁性材料。 ＴxＲzＢwＸv ただし、ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上を表わし、Ｘは
Ｃｒ、Ａｌ、Ｐｔ、白金族のうち１種以上を表すととも
に、組成比を示すｘ，ｚ，ｗ，ｖは原子％で、 ５０≦ｘ、３≦ｚ≦１５、３≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０
である。 - 【請求項１１】 下記組成式を有することを特徴とする
請求項１〜９のいずれかに記載の硬磁性材料。 ＴxＲzＢwＸv ただし、ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上を表わし、Ｘは
Ｃｒ、Ａｌ、Ｐｔ、白金族のうち１種以上を表すととも
に、組成比を示すｘ，ｚ，ｗ，ｖは原子％で、 ８０≦ｘ≦９２、４≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、０≦ｖ≦
５である。 - 【請求項１２】 下記組成式を有し、かつ、残留磁化Ｉ
ｒが１２０ｅｍｕ／ｇ以上であることを特徴とする請求
項１〜９のいずれかに記載の硬磁性材料。 ＴxＲzＢw ただし、ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上を表わすととも
に、組成比を示すｘ，ｚ，ｗは原子％で、 ８６≦ｘ≦９２、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦７である。 - 【請求項１３】 下記組成式を有することを特徴とする
請求項１〜９のいずれかに記載の硬磁性材料。 ＴxＭyＲzＢwＸv ただし、ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍ
ｏ，Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上を表わし、ＸはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、白金
族のうち１種以上を表すとともに、組成比を示すｘ，
ｙ，ｚ，ｗ，ｖは原子％で、 ５０≦ｘ、０≦ｙ≦１０、３≦ｚ≦１５、３≦ｗ≦２
０、０≦ｖ≦１０である。 - 【請求項１４】 下記組成式を有することを特徴とする
請求項１〜９のいずれかに記載の硬磁性材料。 ＴxＭyＲzＢwＸv ただし、ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍ
ｏ，Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上を表わし、ＸはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、白金
族のうち１種以上を表すとともに、組成比を示すｘ，
ｙ，ｚ，ｗ，ｖは原子％で、 ８０≦ｘ≦９２、１≦ｙ≦５、４≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦
７、０≦ｖ≦５である。 - 【請求項１５】 下記組成式を有し、かつ、残留磁化Ｉ
ｒが１２０ｅｍｕ／ｇ以上であることを特徴とする請求
項１〜９のいずれかに記載の硬磁性材料。 ＴxＭyＲzＢw ただし、ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍ
ｏ，Ｗのうち１種以上の元素を表わし、Ｒは希土類元素
のうち１種以上を表わすとともに、組成比を示すｘ，
ｙ，ｚ，ｗは原子％で、 ８６≦ｘ≦９２、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ
≦７である。 - 【請求項１６】 請求項１〜１５のいずれかに記載の硬
磁性材料において、ＳｉをＴ元素置換で５原子％以下添
加してなることを特徴とする硬磁性材料。 - 【請求項１７】 請求項１〜１５のいずれかに記載の硬
磁性材料において、ＳｉをＴ元素置換で０．５〜５原子
％添加してなることを特徴とする硬磁性材料。 - 【請求項１８】 請求項１〜１５のいずれかに記載の硬
磁性材料において、ＳｉをＴ元素置換で０．５〜３原子
％添加してなることを特徴とする硬磁性材料。 - 【請求項１９】 最大エネルギー積（ＢＨ）maxが５０
ｋＪ／ｍ3より大きいことを特徴とする請求項１〜１８
のいずれかに記載の硬磁性材料。 - 【請求項２０】 請求項１〜１９のいずれかに記載の硬
磁性材料からなる粉末を、焼結法により成形してなるこ
とを特徴とする硬磁性材料。 - 【請求項２１】 請求項１〜１９のいずれかに記載の硬
磁性材料からなる粉末を、樹脂等の接着材料と混合して
成形してなることを特徴とする硬磁性材料。 - 【請求項２２】 非晶質相を５０％以上含む合金粉末
を、該非晶質相の結晶化反応時に起こる軟化現象を利用
して固化成形してなることを特徴とする請求項１〜１９
のいずれかに記載の硬磁性材料。
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|---|---|---|---|---|
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| US6890392B2 (en) * | 2000-11-13 | 2005-05-10 | Neomax Co., Ltd. | Nanocomposite magnet and method for producing same |
| US7004228B2 (en) | 2000-10-06 | 2006-02-28 | Santoku Corporation | Process for producing, through strip casting, raw alloy for nanocomposite type permanent magnet |
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Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6852246B2 (en) | 1999-06-11 | 2005-02-08 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
| US6855265B2 (en) | 2000-01-07 | 2005-02-15 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
| US7297213B2 (en) | 2000-05-24 | 2007-11-20 | Neomax Co., Ltd. | Permanent magnet including multiple ferromagnetic phases and method for producing the magnet |
| US7004228B2 (en) | 2000-10-06 | 2006-02-28 | Santoku Corporation | Process for producing, through strip casting, raw alloy for nanocomposite type permanent magnet |
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