JPH11293418A

JPH11293418A - 希土類磁石材料用母合金、希土類磁石材料およびその製造方法ならびにそれを用いた希土類ボンド磁石

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Publication number: JPH11293418A
Application number: JP10120035A
Authority: JP
Inventors: Masahiro Tobiyo; 飛世　　正博; Mikio Shindo; 幹夫新藤; Hiroshi Okajima; 弘岡島; Katsunori Iwasaki; 克典岩崎; Akimasa Sakuma; 昭正佐久間
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1998-04-14
Filing date: 1998-04-14
Publication date: 1999-10-26

Abstract

(57)【要約】【課題】ボンド磁石とした場合の成形性（圧縮性）が
良好で、かつ実用に耐える高い磁気特性を実現できる複
合組織型の希土類窒化磁石材料およびその製造方法なら
びにその原料母合金、希土類ボンド磁石を提供する。【解決手段】成分組成が原子％でＲ_lＴ_100-(l+m+n)Ｍ
_mＢ_n（ＲはＹを含めた希土類元素の１種または２種以上
でありＳｍを必ず含む、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ、Ｍ
はＶ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうちの１種または２種以上
でありＶを必ず含む）、６≦ｌ≦１２，１≦ｍ≦１５，
０．１５≦ｎ≦５．５で表され、ＴｂＣｕ₇型の結晶相
からなる相と３０原子％以上のＴを含む軟磁性相とから
実質的になるとともに、前記３０原子％以上のＴを含む
軟質磁性相の平均結晶粒径を０．０１〜５μｍとしたこ
とを特徴とする希土類磁石材料用母合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｍ（Ｍは
Ｖを必ず含む）−Ｂ−Ｎ系の特長あるミクロ組織を有し
た希土類窒化磁石材料およびその製造方法ならびにその
原料母合金、希土類ボンド磁石に関する。

【０００２】

【従来の技術】特開平８-３１６０１８号には、Ｒ（Ｒ
はＳｍ比率が５０原子％以上の希土類元素の１種以上）
が４〜８原子％、Ｎが１０〜２０原子％、Ｍ（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種の原子で置換したものである）が２〜１０原
子％、残部が実質的にＴからなる組成を有し、Ｒ、Ｔお
よびＮを主体とし、好ましい平均結晶粒径が５〜５００
ｎｍの準安定相のＴｂＣｕ₇型等の硬質磁性相と、平均
結晶粒径が５〜６０ｎｍのｂｃｃ構造のＴ相（ＴはＦｅ
またはＦｅとＣｏ）とからなる希土類窒化磁石およびそ
のボンド磁石が開示されている。この希土類窒化磁石は
窒化処理後に前記組成となるように調整されたＲ−Ｔ−
Ｍ系合金溶湯を溶湯急冷法により急冷凝固し、Ｚｒを含
んだ微結晶状態または非晶質状態の超急冷薄帯を得、熱
処理を加えて前記の微細な複合組織を生成せしめて高い
磁気特性を実現したものである。特に、図３には、溶湯
急冷法における冷却ロールの周速度が４５ｍ／秒以上と
いう非常に速い急冷速度のときに高い磁気特性が得られ
る記載がある。しかし、溶湯急冷法において冷却ロール
の周速度を４５ｍ／秒以上とするには大型の溶湯急冷設
備を要し、設備コストが増大する問題がある。また、冷
却ロールの周速度を４５ｍ／秒以上として急冷凝固され
た薄帯は先端が尖鋭形状となり、この薄帯を粉砕して所
定の熱処理を施した後適当な比率でバインダーと混合し
てボンド磁石用原料としボンド磁石を成形すると、前記
尖鋭形状の形態が粉砕、熱処理後の粉末においても保持
される結果バインダー中への分散が疎となり、ボンド磁
石の成形体密度（磁気特性）が低下する問題がある。こ
のように、前記従来の希土類窒化磁石粉末は磁粉の磁気
特性を優先させるとボンド磁石とした場合の成形性（圧
縮性）が悪化して高い磁気特性のボンド磁石を得ること
が困難である。

【０００３】次に、希土類鉄系磁石材料の結晶微細化手
段として水素化・分解、脱水素・再結合反応による方法
（ＨＤＤＲ法）が知られている。ＨＤＤＲ法において、
脱水素・再結合の温度または時間を変えると生成する化
合物が変化することが報告されている。例えばＪ．Ａｌ
ｌｏｙｓＣｏｍｐ．１９６（１９９３）１５５―１５
９のＦｉｇ．６等には、Ｓｍ_2.2Ｆｅ₁₇合金の脱水素・
再結合反応を真空中で８００℃×１５分より低温度、短
時間の条件で行うとＳｍＦｅ₇相以外に１０μｍ以上の
粗大な結晶粒径のαＦｅ等が生成して保磁力および角型
性を劣化させることが報告されている。他方、脱水素・
再結合反応を真空中で８００℃×３０分以上の高温度、
長時間の条件で行うとＳｍ₂Ｆｅ₁₇相のみが生成しαＦ
ｅは生成しないので硬質磁性相と軟質磁性相とからなる
複合組織を得られない。このように、従来は希土類鉄系
合金において、単にＨＤＤＲ法を適用しても、微細な軟
質磁性相と硬質磁性相とからなる複合組織型の希土類磁
石材料を実現することは困難を極めた。すなわち、α鉄
等のＴ（ＦｅまたはＦｅとＣｏ）を主体とする軟質磁性
相の結晶粒はＨＤＤＲ処理により微細化しないので、微
細結晶の軟質磁性相と硬質磁性相とからなる高い磁気特
性の希土類窒化磁石を実現する上で障害となっていた。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】上記従来の問題を踏ま
えて、本発明の課題は、ボンド磁石とした場合の成形性
（圧縮性）が良好で、かつ実用に耐える高い磁気特性を
実現できる複合組織型の希土類窒化磁石材料およびその
製造方法ならびにその原料母合金、希土類ボンド磁石を
提供することである。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明者らは鋭意検討の
結果、前記Ｒ−Ｔ−Ｍ（ＭはＶを必ず含む）−Ｂ系の希
土類窒化磁石材料用に好適な母合金組成を見出した。こ
の母合金組成において、溶湯急冷速度を従来に比べてか
なり遅い条件（例えば冷却ロールの周速度で、好ましく
は０．０５〜２５ｍ／秒、より好ましくは０．１〜２０
ｍ／秒、特に好ましくは１〜１０ｍ／秒）として急冷凝
固したものは平均結晶粒径が０．０１μｍ以上１０μｍ
未満のＴを含む軟質磁性相が混在したミクロ組織を有す
る。この微細な軟磁性相は例えばストリップキャスト法
を適用して厚み２００μｍ〜２ｍｍの薄板状（薄帯状）
のもので得られる。次に、水素化・分解反応処理に続い
て脱水素・再結合反応処理（ＨＤＤＲ処理）を施し、そ
の後窒化を行うことにより、上記課題を達成できること
を知見した。

【０００６】本発明の希土類磁石材料用母合金は、成分
組成が原子％でＲ_lＴ_100-(l+m+n)Ｍ_mＢ_n（ＲはＹを含め
た希土類元素の１種または２種以上でありＳｍを必ず含
む、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ、ＭはＶ、Ａｌ、Ｔｉ、
Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｗのうちの１種または２種以上でありＶを必ず含
む）、６≦ｌ≦１２，１≦ｍ≦１５，０．１５≦ｎ≦
５．５で表され、ＴｂＣｕ₇型の結晶相からなる相と３
０原子％以上のＴを含む軟質磁性相とから実質的になる
とともに、前記３０原子％以上のＴを含む軟質磁性相の
平均結晶粒径を０．０１〜５μｍとしたものである。前
記母合金の各構成元素の成分範囲は後述する本発明の製
造方法により得られる希土類窒化磁石材料の各成分範囲
を実現するように選択される。よって、前記母合金の各
構成元素の成分限定理由は本発明の希土類磁石材料に準
じる。

【０００７】また、本発明は、窒化処理後に成分組成が
原子％でＲαＴ_100-( α₊ β₊ γ₊ δ₎ＭβＢγＮδ（Ｒは
Ｙを含めた希土類元素の１種または２種以上でありＳｍ
を必ず含む、ＭはＶ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、
Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうちの１種
または２種以上でありＶを必ず含む）、５≦α≦１１，
０．５≦β≦１４．５，０．１≦γ≦５，４≦δ≦３０
となるように成分調整されたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｂ系母合金溶
湯を、溶湯急冷法により急冷凝固して、ＴｂＣｕ₇型結
晶相からなる相と３０原子％以上のＴを含む軟質磁性相
とから実質的になるとともに、前記３０原子％以上のＴ
を含む軟質磁性相の平均結晶粒径を０．０１〜５μｍと
した希土類磁石材料用母合金を得、その後必要ならばさ
らに平均粉末粒径２０〜５００μｍに粉砕し、続いて
０．１〜１０ａｔｍの水素ガス中または水素ガス分圧を
有した不活性ガス（窒素ガスを除く）中で５００〜８０
０℃×１〜８時間保持する水素化・分解反応処理を行
い、次に１×１０^-1Ｔｏｒｒ以下の高真空中に７００〜
１２００℃×０．１〜２時間保持する脱水素・再結合反
応処理を行った後、窒化処理を行う希土類磁石材料の製
造方法である。

【０００８】また、本発明は、成分組成が原子％でＲα
Ｔ_100-( α₊ β₊ γ₊ δ₎ＭβＢγＮδ（ＲはＹを含めた希
土類元素の１種または２種以上でありＳｍを必ず含む、
ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ、ＭはＶ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｗのうちの１種または２種以上でありＶを必ず含
む）、５≦α≦１１，０．５≦β≦１４．５，０．１≦
γ≦５，４≦δ≦３０で表され、ＴｂＣｕ₇型結晶相か
らなる硬質磁性相と３０原子％以上のＴを含む軟質磁性
相とから実質的になる希土類磁石材料であって、前記硬
質磁性相の平均結晶粒径が０．０５〜２０μｍであり、
かつ前記軟質磁性相の平均結晶粒径が０．０１〜５μｍ
である希土類磁石材料である。なお、前記硬質磁性相は
集合して粒径が１０〜２０μｍの結晶粒を一部形成する
場合がある。特に、前記軟質磁性相よりも前記硬質磁性
相の平均結晶粒径が大きい場合に良好な磁気特性が得ら
れ、その減磁曲線において、磁界（Ｈ）を保磁力（ｉＨ
ｃ）から０まで戻したときの磁化の値と（σ）と残留磁
化（σｒ）との比率（σ／σｒ×１００％）をスプリン
グバック率と定義した場合、スプリングバック率が２０
〜７０％のものである。例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系の焼結
磁石ではスプリングバック率が２０％未満であるが、本
発明の希土類類磁石材料は２０〜７０％のスプリングバ
ック率を示し、交換結合力が働いていると思われる。

【０００９】また本発明は、成分組成が原子％でＲαＴ
_100-( α₊ β₊ γ₊ δ₎ＭβＢγＮδ（ＲはＹを含めた希土
類元素の１種または２種以上でありＳｍを必ず含む、Ｔ
はＦｅまたはＦｅとＣｏ、ＭはＶ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、
Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ
のうちの１種または２種以上でありＶを必ず含む）、５
≦α≦１１，０．５≦β≦１４．５，０．１≦γ≦５，
４≦δ≦３０で表され、ＴｂＣｕ₇型再結晶硬質磁性相
と３０原子％以上のＴを含む再結晶軟質磁性相とから実
質的になる希土類磁石材料であって、前記再結晶硬質磁
性相の平均再結晶粒径が０．０５〜２０μｍであり、か
つ前記再結晶軟質磁性相の平均再結晶粒径が０．０１〜
５μｍである希土類磁石材料である。特に、前記再結晶
軟質磁性相よりも前記再結晶硬質磁性相の平均再結晶粒
径が大きい場合に高い磁気特性が得られ、その減磁曲線
において磁界（Ｈ）を保磁力（ｉＨｃ）から０まで戻し
たときの磁化の値（σ）と残留磁化（σｒ）との比率
（σ／σｒ×１００％）をスプリングバック率と定義し
た場合、スプリングバック率が２０〜７０％のものであ
る。

【００１０】本発明の希土類磁石材料は平均粉末粒径２
０〜５００μｍの粉末状にしてバインダーと混合し、ボ
ンド磁石の成形に供する。平均粉末粒径が２０μｍ未満
では耐酸化性、充填性、成形性が劣化し、高い磁気特性
（密度）のボンド磁石を得ることが困難である。５００
μｍを越えると窒化に長時間を要しかつ成形したボンド
磁石の成形体から粗い磁石粉末粒子が剥離する場合があ
る。

【００１１】本発明の希土類磁石材料の粉末を熱硬化性
樹脂で結着してなる希土類ボンド磁石の密度は６ｇ／ｃ
ｍ³以上となる。これは、Ｒ−Ｔ−Ｍ（ＭはＶを必ず含
む）−Ｂ系の母合金組成およびかなり遅い溶湯急冷速度
の条件を採用したことを反映している。すなわち、急冷
凝固したものが尖鋭形状でないことによる。

【００１２】本発明の希土類磁石材料はＲ元素を５〜１
１原子％含有することが好ましい。Ｒ元素が５原子％未
満および１１原子％を越えると本発明の特長である微細
な硬質磁性相と軟質磁性相とが混在した複合組織を得る
ことが困難であり、磁気特性が低下する。Ｒ元素はＳｍ
を必ず含み、Ｓｍ以外にＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、
Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌ
ｕのうちの１種または２種以上を含むことが許容され
る。Ｓｍミッシュメタルやジジム等の２種以上の希土類
元素の混合物を用いてもよい。Ｒとして、好ましくはＳ
ｍとＹ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｅｒのうちの
１種または２種以上との組み合わせ、さらに好ましくは
ＳｍとＹ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのうちの１種または２種以
上との組み合わせ、特に好ましくは実質的にＳｍのみの
場合である。Ｓｍの純度でいえば、高いｉＨｃを得るた
めに、Ｒに占めるＳｍ比率を５０原子％以上、さらには
７０原子％以上とすることがよい。なお、Ｒには、製造
上混入が避けられないＯ、Ｈ、Ｃ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｎａ、
Ｍｇ、Ｃａ等の不可避不純物の含有が許容される。本発
明の希土類磁石材料は、０．１〜５原子％のＢを含有す
ることが好ましい。Ｂの含有量が０．１原子％未満であ
ると前記３０原子％以上のＴを含む軟質磁性相が混在し
た本発明の希土類磁石材料およびその母合金を実現する
ことが困難である。５原子％を越えると粗大なＦｅ−
Ｂ、Ｆｅ₃Ｂ等の硼化物相が生成してｉＨｃが極端に低
下する。

【００１３】本発明の希土類磁石材料の窒素（Ｎ）含有
量は４〜３０原子％とすることが好ましい。Ｎが４原子
％未満では磁化が低くなり、３０原子％を越えると保磁
力を向上することが困難である。より好ましい窒素
（Ｎ）の含有量は１０〜２０原子％である。

【００１４】本発明の希土類磁石材料は０.０１〜３０
原子％のＣｏを含有することが好ましい。Ｃｏの導入に
よりキュリー温度、ｉＨｃの温度係数を向上する効果が
ある。しかし、３０原子％を越えると残留磁化およびｉ
Ｈｃの顕著な低下を招来し、０．０１原子％未満ではＣ
ｏの添加効果が認められない。Ｃｏのより好ましい含有
量範囲は１〜２０原子％である。

【００１５】本発明の希土類磁石材料を構成する硬質磁
性相はＴｂＣｕ₇型結晶相からなる。具体的には例えば
Ｒ（Ｔ，Ｍ）₇Ｎ_y（ｙ＝２〜５）相からなる。本発明の
希土類磁石材料に占める硬質磁性相の体積比率は５０％
以上が好ましく、７０〜９０％がより好ましい。よっ
て、不可避の不純物相を除いて軟質磁性相の体積比率は
５０％未満が好ましく、１０〜３０％がより好ましい。
この体積比率の範囲を外れると良好な磁気特性を得るこ
とが困難であり、特に最大エネルギー積が低下する。体
積比率は電子顕微鏡や光学顕微鏡による観察、Ｘ線回折
等を併用して総合的に判断されるが、希土類磁石材料断
面を撮影した透過型電子顕微鏡写真の面積分析法により
求めることができる。よって断面積比が体積比率であ
る。

【００１６】本発明の希土類磁石材料のＭ元素の好まし
い含有量は０．５〜１４．５原子％である。Ｍ元素を１
４．５原子％を越えて添加するとＴｈＭｎ₁₂型の結晶構
造のＳｍ（Ｆｅ，Ｍ）₁₂Ｎ_z相が生成してｉＨｃが低下
する。Ｍ元素の含有量が０．５原子％未満では、窒化後
においてαＦｅ等のＴを含む軟質磁性相の粗大粒が生成
してｉＨｃが低下する。Ｍ元素にはＶが必ず含まれる。
本発明の希土類磁石材料において、磁石特性発現相であ
る前記硬質磁性相と前記軟質磁性相との合計の体積比率
が５０％以上となるように、Ｍ元素に占めるＶの含有比
率を５０％以上とすることが好ましい。Ｖが５０％未満
では前記硬質磁性相と前記軟質磁性相との合計の生成比
率が低下する。ＭがＶのみの場合が理想であり、この場
合には不可避不純物相を除いて磁石特性発現相を前記硬
質磁性相と前記軟質磁性相とから構成することができ
る。

【００１７】本発明で行うＨＤＤＲ処理過程において、
後工程の窒化処理により硬質磁性相となる相の部分を、
水素化・分解反応処理により希土類元素Ｒの水素化物Ｒ
ＨｘとＦｅ−Ｍ相などに分解する。さらにこの状態から
水素成分を強制的に取り除く脱水素・再結合反応処理に
より平均結晶粒径が０．０５〜２０μｍの再結晶（再結
合）組織が得られる。再結晶粒子はランダム方向に配向
している。場合によっては異方性が付与される可能性が
ある。この水素化・分解反応処理は水素ガス中または窒
素ガスを除く不活性ガスと水素ガスとの混合ガス中で行
う。水素分圧が０．１ａｔｍ未満では上記分解反応が十
分に起こらず、１０ａｔｍを越えると処理設備が大型化
し設備コストが増大する。よって水素分圧の好ましい範
囲は０．１〜１０ａｔｍであり、０．５〜２ａｔｍがよ
り好ましい。水素化・分解反応処理の加熱条件が５００
℃×１時間未満ではＲ−Ｔ−Ｍ−Ｂ系母合金が水素を吸
収するのみでＲＨx、Ｆｅ-Ｍ相などへの分解がほとんど
起こらず、８００℃×８時間を越えると脱水素後のもの
の結晶粒が粗大化し、この脱水素後のものを窒化して得
られる希土類窒化磁石材料の結晶粒が粗大化しｉＨｃが
顕著に低下する。水素化・分解反応処理の加熱条件は５
００〜８００℃×１〜５時間がより好ましく、６００〜
８００℃×２〜４時間が特に好ましい。脱水素・再結合
反応処理時の水素分圧が１ｘ１０^-1Ｔｏｒｒよりも低真
空であると処理に長時間を要する。１ｘ１０^-6Ｔｏｒｒ
を越えた高真空では設備コストが増大する。脱水素・再
結合反応処理の加熱条件が７００℃×０．１時間未満で
はＲＨｘ等の分解がほとんど進行しない。１２００℃×
２時間を越えると再結晶組織が粗大粒化し高いｉＨｃを
得ることが困難である。よって、ＲＨｘ等の十分な分解
反応および微細な再結晶組織を得るために脱水素・再結
合反応処理の加熱条件は７００〜１２００℃×０．１〜
２時間が好ましく、７５０〜１０００℃×０．２〜１時
間がより好ましい。上記ＨＤＤＲ処理により、前記母合
金において硬質磁性相になる相を平均結晶粒径で０．０
５〜２０μｍ、より好ましくは０．０５〜１０μｍに微
細化することができる。よって、このものを窒化してな
る硬質磁性相の平均結晶粒径は０．０５〜２０μｍとな
る。０．０５μｍ未満ではボンド磁石にした場合の密度
が低下し、２０μｍを越えるとｉＨｃが低下する。次
に、本発明の希土類磁石材料を構成する軟質磁性相は急
冷凝固段階で平均結晶粒径が０．０１μｍ以上１０μｍ
未満に微細化されており、ＨＤＤＲ処理後も基本的にこ
の範囲に維持される。ｉＨｃを高めるために、前記軟質
磁性相のより好ましい平均結晶粒径範囲は０．０１〜５
μｍである。平均結晶粒径が０．０１μｍ未満ではボン
ド磁石にした場合の密度が低下し、１０μｍを越えると
Ｈｋが低下する。

【００１８】窒化処理を行う前に必要に応じて粉砕、分
級を行い被窒化粉末の粒径を調整することが均一な窒化
を行うために好ましい。ガス窒化法を採用する場合は、
窒素ガスまたは窒素を含有した窒化ガスの圧力を０．２
〜１０ａｔｍにすることが好ましい。０．２ａｔｍ未満
では窒化反応が遅く、１０ａｔｍを越えると高圧ガスの
設備のために設備コストが増大する。より好ましい窒化
ガスの圧力範囲は１〜１０ａｔｍである。ガス窒化の加
熱条件は３００〜６５０℃×０．１〜３０時間が好まし
い。３００℃×０．１時間未満では窒化がほとんど進行
せず、６５０℃×３０時間を越えると磁石特性を発現す
る窒化相を生成する以外にＲＮとＦｅ−Ｍなどへの分解
が起こりｉＨｃが顕著に低下する。より好ましいガス窒
化の加熱条件は４００〜５５０℃×０．５〜３０時間で
あり、４００〜５５０℃×１〜１０時間が特に好まし
い。窒化処理後に、真空中あるいは不活性ガス中（窒素
ガスを除く）で３００〜６００℃×０．５〜５０時間の
熱処理を行うと、ｉＨｃをさらに高めることができる。

【００１９】本発明の希土類磁石材料の粉末を、高分子
重合体または前記希土類磁石材料の粉末のキュリー温度
よりも低い融点の金属（合金）で結着することにより、
各種磁石応用製品に有用な希土類ボンド磁石を構成でき
る。高分子重合体としてエポキシ樹脂やフェノール樹脂
等に代表される熱硬化樹脂またはポリアミド樹脂やＥＥ
Ａ樹脂等の熱可塑性樹脂または合成ゴムや天然ゴム等の
公知のものを用い得る。また、純金属または合金のバイ
ンダーとして亜鉛や錫などの公知の低融点金属や合金を
用いることができる。希土類ボンド磁石の成形方法とし
ては圧縮成形や射出成形、押出成形などの公知の方法を
採用できる。また、公知のシラン系やチタン系のカップ
リング剤で表面処理することや、ジアミノジフェニルス
ルフォン（ＤＤＳ）等の硬化剤、各種金属石鹸等の滑剤
などを適宜用いることができる。特に、本発明の希土類
磁石粉末は比表面積が小さい粒子形状のため圧縮性がよ
く、熱硬化性樹脂を主としたバインダーで結着してボン
ド磁石を成形した場合、６ｇ／ｃｍ³以上の高密度（高
い磁気特性）のものを提供できる。

【００２０】

【発明の実施の形態】以下、実施例により本発明を説明
する。まず、Ｖ含有量を変えた場合の実施例１〜３と、
Ｂを含まない比較例１〜３と、Ｍを含まない比較例４に
ついて説明する。（実施例１）純度９９.９％のＳｍ、Ｆｅ、ＶおよびＢ
を用いて表１の実施例１の希土類窒化磁石粉末に対応し
た母合金組成になるように配合し、アルゴンガス雰囲気
の高周波溶解炉で母合金を溶製した。その後、片ロール
の溶湯急冷装置を用いて前記母合金の溶湯を冷却ロール
の周速度５ｍ／秒の条件で急冷凝固し、５５０μｍ±４
０μｍの板厚の母合金薄帯を作製した。作製した薄帯の
Ｘ線回折をＣｕ-Ｋα線を用いて行ったところ、回折線
は全てＳｍ（Ｆｅ，Ｖ）₇相とＦｅ−Ｖ相として指数付
けされた。前記薄帯の任意の断面を研磨後、走査電子顕
微鏡で撮影した写真を図２（ａ）、その模式図を図２
（ｂ）に示す。図２より、薄帯のミクロ組織は白地のマ
トリックスを構成する(2)Ｓｍ（Ｆｅ，Ｖ）₇が主相であ
り全体の５０体積％以上を占めていた。黒色の(1)はＥ
ＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）による組成分析で
はＶが約１０原子％含まれるＦe−Ｖ相である。次に、
この薄帯の断面を再研磨後エッチングして結晶粒界を出
して透過型電子顕微鏡で断面写真を撮影し、切断法によ
り評価したＦe-Ｖ相の平均結晶粒径は０．１６μｍだっ
た。なお、本発明の切断法による平均結晶粒径は、撮影
した断面写真の任意方向に所定長さの直線を引き、その
直線上に存在する測定対象の３０個の結晶粒の占める分
の直線の長さを（１／３０）して求めた。次に、前記薄
帯を１ａｔｍの水素ガス中に７５０℃×１時間加熱保持
する水素化・分解反応処理を行った後、続いて水素分圧
（真空中）５〜８×１０^-2Ｔｏｒｒで７５０℃×１時間
保持する脱水素・再結合反応処理を行った。その後ジョ
ークラッシャーとディスクミルを用いて平均粉末粒径２
０〜５００μｍに粉砕した。平均粉末粒径の測定にはSy
mpatec社製レーザー回折型粒度分布測定装置：ＨＥＲＯ
Ｓ＆ＲＯＤＯＳシステムを用いた。次に前記粉体を１ａ
ｔｍの窒素ガス中に４５０℃×１０時間保持するガス窒
化処理を行い冷却した。続いてＡｒガス気流中で４４０
℃×５時間熱処理を施して本発明の希土類磁石材料を得
た。得られた希土類窒化磁石の粉末から任意にサンプリ
ングしてその断面を研磨後、走査電子顕微鏡で撮影した
写真を図７（ａ）、その模式図を図７（ｂ）に示す。図
７より、断面組織は白地のマトリックスを構成する(12)
Ｓｍ（Ｆｅ，Ｖ）₇Ｎ_X（ｘ＝２〜５）が主相であり全体
の５０体積％以上を占めていた。黒色の(11)は原子％表
示でＦｅ₉₀Ｖ₁₀相である。この薄片を１００ｎｍ程度の
厚さまで加工し透過型電子顕微鏡でその断面写真を撮影
した。得られた断面写真から前記の切断法により求めた
Ｓｍ（Ｆｅ，Ｖ）₇Ｎ_X相の平均結晶粒径（ｄｈ）、Ｆｅ
₉₀Ｖ₁₀相の平均結晶粒径（ｄｓ）の測定結果を表１に示
す。また、得られた希土類窒化磁石粉末の組成、２５℃
における残留磁化（σｒ）、保磁力（ｉＨｃ）、角型を
示す（Ｈｋ）およびスプリンバック率（Ｓ）の測定結果
を表１に示す。２５℃におけるσｒ、ｉＨｃ、Ｈｋおよ
びＳは振動試料型磁力計（東英工業（株）製のＶＳＭ−
３型）の銅容器に前記希土類窒化磁石の粉末とワックス
とを所定比率で混ぜて充填後、ワックスを一旦溶かした
後固化して磁石粉末を結着した状態で、振動試料型磁力
計にセットし得られたσ−Ｈ曲線により評価した。図１
に本発明の代表的なσ−Ｈ曲線を示す。Ｈｋは第２象限
の減磁曲線上においてσｒの７０％に相当するσ（磁
化）に対応したＨ（磁界の強さ）の絶対値である。なお
以降の各実施例、各比較例の評価は全て実施例１と同条
件で行った。

【００２１】（実施例２）表１に示すように、Ｖ含有
量、窒素含有量を変えた以外は実施例１と同様にして本
発明の希土類窒化磁石粉末を得た。この希土類窒化磁石
粉末の中間生成物である急冷凝固後の薄帯の断面を実施
例１と同様にして撮影した写真を図３（ａ）にその模式
図を図３（ｂ）に示す。図３において、白地のマトリッ
クスを構成する(4)Ｓｍ（Ｆｅ，Ｖ）₇が主相であり全体
の５０体積％以上を占めていた。黒色の(3)は原子％表
示でＦｅ₉₀Ｖ₁₀相である。また、実施例１と同様にして
Ｆｅ₉₀Ｖ₁₀相の平均結晶粒径を評価したところ、０．２
２μｍだった。また、得られた希土類窒化磁石の粉末か
ら任意にサンプリングしてその断面組織を実施例１と同
様にして撮影した写真を図８（ａ）に、その模式図を図
８（ｂ）に示す。図８より、断面のミクロ組織は白地の
マトリックスを構成する(14)Ｓｍ（Ｆｅ，Ｖ）₇Ｎ_X（ｘ
＝３.２）が主相であり全体の５０体積％以上を占めて
いた。黒色の(13)は原子％表示でＦｅ₉₀Ｖ₁₀相である。
さらに、実施例１と同様にして評価したＳｍ（Ｆｅ，
Ｖ）₇Ｎ_X相の平均結晶粒径（ｄｈ）、Ｆｅ₉₀Ｖ₁₀相の平
均結晶粒径（ｄｓ）を表１に示す。また、実施例１と同
様にして評価した磁気特性を表１に示す。

【００２２】（実施例３）表１に示すように、Ｖ含有
量、窒素含有量を変えた以外は実施例１と同様にして本
発明の希土類窒化磁石粉末を得た。この希土類窒化磁石
粉末の中間生成物である急冷凝固後の薄帯の走査電子顕
微鏡写真を実施例１と同様にして撮影した写真を図４
（ａ）に、その模式図を図４（ｂ）に示す。図４におい
て、白地のマトリックスを構成する(6)Ｓｍ（Ｆｅ，
Ｖ）₇が主相であり全体の５０体積％以上を占めてい
た。黒色の(5)は原子％表示でＦｅ₅₀Ｖ₅₀相である。さ
らに、実施例１と同様にしてＦｅ₅₀Ｖ₅₀相の平均結晶粒
径を評価したところ、０．３３μｍだった。また、得ら
れた希土類窒化磁石の粉末の断面を実施例１と同様にし
て撮影した写真を図９（ａ）に、その模式図を図９
（ｂ）に示す。図９より、断面のミクロ組織は白地のマ
トリックスを構成する(16)Ｓｍ（Ｆｅ，Ｖ）₇Ｎ_X（ｘ＝
３.５）が主相であり全体の５０体積％以上を占めてい
た。黒色の(15)は原子％表示でＦｅ₅₀Ｖ₅₀相である。さ
らに、実施例１と同様にして評価したＳｍ（Ｆｅ，Ｖ）
₇Ｎ_X相の平均結晶粒径（ｄｈ）、Ｆｅ₅₀Ｖ₅₀相の平均結
晶粒径（ｄｓ）を表１に示す。また、実施例１と同様に
して評価した磁気特性を表１に示す。

【００２３】（比較例１〜４）Ｖは含むがＢを含まない
比較例１〜３およびＢは含むがＶを含まない比較例４の
組成とした以外は実施例１と同様にして希土類窒化磁石
粉末を作製し評価した結果を表１に示す。また、比較例
１の急冷凝固薄帯の断面写真を図５に、比較例１の窒化
処理後のものの断面写真を図６に示す。図５、図６よ
り、比較例１の薄帯にはＦｅを含む軟磁性相は生成しな
かった。この現象は比較例２、３でも同様だった。比較
例４の場合は急冷凝固後および窒化後のもののいずれに
もＴｂＣｕ₇型の結晶相とともに平均結晶粒径が約３０
μｍの粗大なＦｅ-Ｖ相が生成した。実施例１と同様に
してこれら比較例のものを評価した結果を表１に示す。

【００２４】

【表１】

【００２５】表１の実施例１〜３より、Ｂを添加した効
果が明らかである。急冷凝固した薄帯にはＦｅを３０％
以上含む軟質磁性相が生成したが、この軟質磁性相はＨ
ＤＤＲ処理、窒化処理後もほぼ同じ結晶粒径で存在する
ことを確認した。また、Ｖ含有量の増加とともに硬質磁
性相と軟質磁性相の平均結晶粒径が微増し、ｉＨｃが微
減する傾向を示した。Ｖを含むがＢを含まない比較例１
〜３ではＦｅを含む軟質磁性相は生成しなかった。Ｂを
含むがＶを含まない比較例４では平均結晶粒径で約３０
μｍのＦｅを含む軟質磁性相が生成した。これら比較例
のものは実施例のものに比べて磁気特性が劣っていた。
スプリングバック率（Ｓ）も１０％以下であり磁気的な
相互作用がないことが推察される。

【００２６】（実施例４〜６）Ｂ量と磁気特性の相関を
見るために、表２に示す希土類窒化磁石粉末の組成にす
るとともに粉末の平均粒径を６０μｍとした以外は実施
例１と同様な操作によって希土類窒化磁石材料を作製
し、評価した。結果を表２に示す。実施例４〜６のいず
れも、急冷凝固した薄帯のＣｕ-Ｋα線によるＸ線回折
線はＴｂＣｕ₇型結晶相とＦｅ−Ｖ相として指数付けら
れることを確認した。

【００２７】（比較例５〜６）Ｂ含有量が０.１原子％
未満または５原子％より多い組成とした以外は実施例１
と同様にして表２の希土類窒化磁石粉末を作製し評価し
た。結果を表２に示す。Ｂが０．１原子％未満の比較例
５の場合はＴｈ₂Ｚｎ₁₇型のＳｍ₂（Ｆｅ,Ｖ）₁ ₇Ｎｙ相
（ｙ＝２．８）のみが生成し、軟質磁性相は生成しなか
った。Ｂが５原子％より多い比較例６の場合はＴｂＣｕ
₇型のＳｍ（Ｆｅ,Ｖ）₇Ｎｘ相（ｘ＝３．８）とＴｈ₂Ｚ
ｎ₁₇型のＳｍ₂（Ｆｅ,Ｖ）₁₇Ｎｙ相（ｙ＝２．９）の硬
質磁性相と、平均結晶粒径３０μｍの粗大なＦｅ-Ｖ相
が生成した。

【００２８】

【表２】

【００２９】表２から、Ｂ量を０．１〜５原子％の範囲
にすることによりｉＨｃ、Ｈｋが高く、Ｓを２０％以上
とできることがわかる。また、比較例５〜６より、Ｂが
０．１原子％未満または５原子％を越えるとｉＨｃ、Ｈ
ｋ、Ｓが低下した。

【００３０】（実施例７〜２１）次に、Ｒ成分の含有量
と種類を変化させた場合、窒素含有量を変化させた場
合、Ｆｅの一部をＣｏで置換した場合、Ｍ元素の種類と
含有量を変化させた場合の検討結果を説明する。表３に
示す実施例７〜２１の希土類窒化磁石粉末の組成にする
とともに、各希土類窒化磁石粉末に対応した組成の各母
合金溶湯を各々溶湯急冷法の冷却ロールの周速０．０５
〜２５ｍ／秒の急冷速度範囲内で凝固して各母合金薄帯
を作製し、以降は実施例１と同様にして希土類窒化磁石
粉末を作製し、評価した。結果を表３に示す。

【００３１】

【表３】

【００３２】（比較例７〜１３）表４に示すように、Ｓ
ｍ含有量が少ない比較例７および過多の比較例８、Ｒに
占めるＳｍ比率が低い比較例９、窒素含有量の少ない比
較例１０および過多の比較例１１、Ｃｏ置換量過多の比
較例１２、Ｍ含有量過多の比較例１３の組成とした以外
は実施例１と同様にして希土類窒化磁石粉末を作製し評
価した。結果を表４に示す。

【００３３】

【表４】

【００３４】表３、表４よりＲ成分中のＳｍ比率が５０
原子％以上でかつＲ成分が５〜１１原子％であり、さら
に窒素が４〜３０原子％で、適量範囲のＢ元素とＭ元素
とを含有したときに高いｉＨｃ、Ｈｋ、スプリングバッ
ク率（Ｓ）が得られた。また、０．０１〜３０原子％の
Ｃｏを含有したときにｉＨｃの温度係数、キュリー温度
が改善された。また、実施例１５〜２１より、Ｍ元素と
してＶと、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒのいずれかを含有し
た場合に高いｉＨｃ、Ｈｋ、スプリングバック率（Ｓ）
が得られた。これに対し、比較例７では粗大な軟質磁性
相が生成して磁気特性が低下した。比較例８では粗大な
硬質磁性相と軟質磁性相が生成した。比較例１０、１１
より窒素含有量が４〜３０原子％を外れると磁気特性が
顕著に劣化することがわかった。比較例１２、１３よ
り、Ｃｏ量が過多またはＭ元素が過多のときにｉＨｃ、
Ｈｋ、スプリングバック率（Ｓ）が低下した。

【００３５】（実施例２２〜２５）窒化処理後の組成が
Ｓｍ9.4ＦｅbalＶ4.5Ｂ2.0Ｎ12.5（原子％）になるよう
に調整されたＳｍ-Ｆｅ-Ｖ-Ｂ系母合金の溶湯を溶湯急
冷装置の冷却ロールの周速を０．０５〜２５ｍ／秒の急
冷速度の範囲内で変えて急冷凝固し、薄帯を得た。得ら
れた薄帯の各急冷凝固条件毎に各々任意の１０片をサン
プリングして測定した板厚および平均結晶粒径（この値
は窒化後に硬質磁性相となる部分を対象に測定した値）
を表５に示す。次に、得られた薄帯を以降は実施例１と
同様にして処理し、本発明の希土類窒化磁石粉末を得
た。得られた希土類窒化磁石の粉末は平均粉末粒径（ｄ
ｐ）が５０〜６０μｍのものであり、２ｗｔ％のエポキ
シ樹脂と混合した後、１０ｋＯｅの磁場中でプレス圧１
０ｔｏｎ／ｃｍ²で圧縮成形し、さらに硬化のため１４
０℃×１時間の熱処理を施して等方性ボンド磁石を作製
した。得られた等方性ボンド磁石の密度（ρ）および最
大エネルギー積（ＢＨ）maxを表５に示す。

【００３６】（比較例１５）冷却ロールの周速を３０ｍ
／秒を越えた条件とした以外は実施例２２〜２５と同様
にして希土類窒化磁石粉末を作製し、評価した。結果を
表５に示す。

【００３７】

【表５】

【００３８】表５より、得られた急冷薄帯の硬質磁性相
となる部分の平均結晶粒径が９〜２０μｍのものを用い
て本発明の希土類窒化磁石粉末を作製し、前記ボンド磁
石を成形した場合、６．０ｇ／ｃｍ³以上の高い密度の
ボンド磁石を実現できた。これに対し、比較例１５の急
冷薄帯を用いてなるボンド磁石では密度５．１ｇ／ｃｍ
³となった。これは比較例１５の場合に比べて実施例２
２〜２５の希土類窒化磁石材料粉末の形状が丸みを帯び
ており、比表面積が小さくなっているためである。この
ように、実施例２２〜２５の平均結晶粒径の急冷薄帯を
用いることによって圧縮性のよい希土類窒化磁石粉末が
得られ、高い磁気特性（密度）の希土類ボンド磁石が得
られた。

【００３９】（実施例２６〜３０）純度９９.９％のＳ
ｍ、Ｆｅ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂを用いて下記の希土類窒化磁石
粉末に対応した母合金組成に配合後、アルゴンガス雰囲
気で、高周波溶解した溶湯を溶湯急冷法により急冷凝固
し、Ｆｅを３０原子％以上含む軟質磁性相の平均結晶粒
径が０．０１〜１．５μｍの急冷薄帯を得た。次に、雰
囲気熱処理炉に仕込み１ａｔｍの水素ガスを供給すると
ともに５００℃まで加熱し水素を吸収させた後真空にす
ることにより脱水素を行う工程を繰り返し平均粉末粒径
１００μｍまで粗粉砕した。このＳｍ-Ｆｅ-Ｂ-Ｖ-Ｔｉ
系母合金粉を表６の条件で水素化・分解反応させる処理
と、それに続けて脱水素・再結合反応処理を行った。水
素化・分解反応処理時の水素ガス圧は１ａｔｍとし、脱
水素・再結合反応処理時の水素分圧は５〜７×１０^-2Ｔ
ｏｒｒとした。次いで、雰囲気熱処理炉に仕込み４６０
℃においてアンモニアガス分圧０.３５ａｔｍ、水素ガ
ス０.６５ａｔｍの混合気流中で５時間保持する窒化処
理を行った。続いてアルゴンガス気流中で４００℃×３
０分間熱処理を行いＳｍ9.2ＦｅbalＢ1.0Ｖ4.0Ｔｉ2.0
Ｎ12.3（原子％）の組成を有した表６の各希土類窒化磁
石粉末を得た。以降は実施例１と同様に評価した主な結
果を表６に示す。

【００４０】（比較例１９、２０）表６の水素化・分解
処理反応条件および脱水素・再結合反応処理条件とした
以外は実施例２６〜３０と同様にして希土類窒化磁石粉
末を作製し、評価した結果を表６に示す。

【００４１】

【表６】

【００４２】表６から水素化・分解反応処理を５００〜
８００℃×１〜８時間とし、さらに脱水素・再結合反応
処理を７００〜１２００℃×０．１〜２時間とすること
により良好な磁気特性（高いｉＨｃ）が得られた。各実
施例の硬質磁性相の平均結晶粒径は０．０５〜２０μｍ
の範囲内にあり、かつ軟質磁性相の平均結晶粒径は０．
０１〜５μｍの範囲内に分布していた。これに対し比較
例１９、２０のものはｉＨｃ等が低く、かつ硬質磁性相
の平均結晶粒径は２０μｍを越えていた。

【００４３】（実施例３１〜３３、比較例２３）次に、
Ｂ量、水素化・分解反応の処理温度と磁気特性との相関
についての検討結果を説明する。表７の水素化・分解反
応処理温度および希土類窒化磁石粉末の組成とした以外
は実施例１と同様にして表７の各希土類窒化磁石粉末を
作製し評価した。結果を表７に示す。

【００４４】

【表７】

【００４５】表７より、比較例２３ではＴｈ₂Ｚｎ₁₇型
構造の硬質磁性相のみが生成し、軟質磁性相は生成しな
かった。なお、実施例３３よりもＢ含有量が多い場合は
ＴｂＣｕ₇型のＳｍ（Ｆｅ,Ｖ,Ｔｉ）₇相とＴｈ₂Ｚｎ₁₇
型のＳｍ₂（Ｆｅ,Ｖ,Ｔｉ）₁₇相と平均結晶粒径３０μ
ｍの粗大なＦｅ-Ｖ−Ｔｉ相が生成し、窒化処理後の粉
末の磁気特性が低かった。また、表７から水素化・分解
反応処理温度は６００〜６２０℃が特に好ましいことが
わかった。

【００４６】（実施例３４〜３９）次に、希土類窒化磁
石粉末の平均粉末粒径とボンド磁石特性との相関につい
て説明する。平均粉末粒径（ｄｐ）を２０〜５００μｍ
とし、かつ表８の組成とした本発明の希土類窒化磁石粉
末を作製し、各粉末を２ｗｔ％のエポキシ樹脂と混合し
た後、１０ｋＯｅの磁場中でプレス圧１０ｔｏｎ／ｃｍ
²で圧縮成形し、続いて硬化のため１４０℃×１時間の
熱処理を施して等方性ボンド磁石を作製した。得られた
等方性ボンド磁石の密度（ρ）および磁気特性を表８に
示す。

【００４７】

【表８】

【００４８】表８から本発明の等方性ボンド磁石が高い
充填密度と良好な磁気特性を有していることがわかる。

【００４９】不明確な点があるが、本発明の母合金にお
いて窒化後に硬質磁性相になる相および／またはＴを３
０原子％以上含む軟質磁性相にＢが含有されるようであ
る。また、本発明の希土類磁石材料において、硬質磁性
相および／または軟質磁性相にＢが含有されるようであ
る。

【００５０】

【発明の効果】（１）上記のＲ−Ｔ−Ｍ（ＭはＶを含
む）−Ｂ系母合金組成と凝固速度のかなり遅い溶湯急冷
条件とを採用したことにより、ボンド磁石用に好適な、
Ｔを含む微細な軟質磁性相が分散したボンド磁石用原料
母合金を見出した。（２）ボンド磁石用に好適な、微細な硬質磁性相と軟質
磁性相とが混在した特長あるミクロ組織の希土類磁石材
料およびその製造方法を見出した。（３）（２）の希土類磁石材料粉末を用いることによ
り、各種ボンド磁石応用製品の高性能化のニーズに応え
られる希土類ボンド磁石を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の希土類磁石材料のσ−Ｈ特性の一例を
示す図である。

【図２】本発明の母合金薄帯の断面を撮影した走査電子
顕微鏡写真の一例（ａ）およびその模式図（ｂ）であ
る。

【図３】本発明の母合金薄帯の断面を撮影した走査電子
顕微鏡写真の他の例（ａ）およびその模式図（ｂ）であ
る。

【図４】本発明の母合金薄帯の断面を撮影した走査電子
顕微鏡写真のさらに他の例（ａ）およびその模式図
（ｂ）である。

【図５】比較例の母合金薄帯の断面を撮影した走査電子
顕微鏡写真である。

【図６】比較例の希土類磁石材料の断面を撮影した走査
電子顕微鏡写真である。

【図７】本発明の希土類磁石材料の断面を撮影した走査
電子顕微鏡写真の一例（ａ）およびその模式図（ｂ）で
ある。

【図８】本発明の希土類磁石材料の断面を撮影した走査
電子顕微鏡写真の他の例（ａ）およびその模式図（ｂ）
である。

【図９】本発明の希土類磁石材料の断面を撮影した走査
電子顕微鏡写真のさらに他の例（ａ）およびその模式図
（ｂ）である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者岩崎克典埼玉県熊谷市三ケ尻5200番地日立金属株式会社磁性材料研究所内 (72)発明者佐久間昭正埼玉県熊谷市三ケ尻5200番地日立金属株式会社磁性材料研究所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】成分組成が原子％でＲ_lＴ_100-(l+m+n)Ｍ
_mＢ_n（ＲはＹを含めた希土類元素の１種または２種以上
でありＳｍを必ず含む、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ、Ｍ
はＶ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうちの１種または２種以上
でありＶを必ず含む）、６≦ｌ≦１２，１≦ｍ≦１５，
０．１５≦ｎ≦５．５で表され、ＴｂＣｕ₇型の結晶相
からなる相と３０原子％以上のＴを含む軟磁性相とから
実質的になるとともに、前記３０原子％以上のＴを含む
軟質磁性相の平均結晶粒径を０．０１〜５μｍとしたこ
とを特徴とする希土類磁石材料用母合金。
【請求項２】窒化処理後に成分組成が原子％でＲαＴ
_100-( α₊ β₊ γ₊ δ₎ＭβＢγＮδ（ＲはＹを含めた希土
類元素の１種または２種以上でありＳｍを必ず含む、Ｍ
はＶ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうちの１種または２種以上
でありＶを必ず含む）、５≦α≦１１，０．５≦β≦１
４．５，０．１≦γ≦５，４≦δ≦３０となるように成
分調整されたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｂ系母合金溶湯を、溶湯急冷
法により急冷凝固して、ＴｂＣｕ₇型の結晶相からなる
相と３０原子％以上のＴを含む軟質磁性相とから実質的
になるとともに、前記３０原子％以上のＴを含む軟質磁
性相の平均結晶粒径を０．０１〜５μｍとした希土類磁
石材料用母合金を得、その後必要ならばさらに平均粉末
粒径２０〜５００μｍに粉砕し、続いて０．１〜１０ａ
ｔｍの水素ガス中または水素ガス分圧を有した不活性ガ
ス（窒素ガスを除く）中で５００〜８００℃×１〜８時
間保持する水素化・分解反応処理を行い、次に１×１０
^-1Ｔｏｒｒ以下の高真空中に７００〜１２００℃×０．
１〜２時間保持する脱水素・再結合反応処理を行った
後、窒化処理を行うことを特徴とする希土類磁石材料の
製造方法。
【請求項３】成分組成が原子％でＲαＴ_100-( α₊ β₊
γ₊ δ₎ＭβＢγＮδ（ＲはＹを含めた希土類元素の１種
または２種以上でありＳｍを必ず含む、ＴはＦｅまたは
ＦｅとＣｏ、ＭはＶ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、
Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうちの１種
または２種以上でありＶを必ず含む）、５≦α≦１１，
０．５≦β≦１４．５，０．１≦γ≦５，４≦δ≦３０
で表され、ＴｂＣｕ₇型結晶相からなる硬質磁性相と３
０原子％以上のＴを含む軟質磁性相とから実質的になる
希土類磁石材料であって、前記硬質磁性相の平均結晶粒
径が０．０５〜２０μｍであり、かつ前記軟質磁性相の
平均結晶粒径が０．０１〜５μｍであることを特徴とす
る希土類磁石材料。
【請求項４】前記軟質磁性相よりも前記硬質磁性相の
平均結晶粒径が大きい請求項３に記載の希土類磁石材
料。
【請求項５】減磁曲線において磁界（Ｈ）を保磁力
（ｉＨｃ）から０まで戻したときの磁化の値（σ）と残
留磁化（σｒ）との比率（σ／σｒ×１００％）をスプ
リングバック率と定義した場合、スプリングバック率が
２０〜７０％である請求項３または４に記載の希土類磁
石材料。
【請求項６】成分組成が原子％でＲαＴ_100-( α₊ β₊
γ₊ δ₎ＭβＢγＮδ（ＲはＹを含めた希土類元素の１種
または２種以上でありＳｍを必ず含む、ＴはＦｅまたは
ＦｅとＣｏ、ＭはＶ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、
Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうちの１種
または２種以上でありＶを必ず含む）、５≦α≦１１，
０．５≦β≦１４．５，０．１≦γ≦５，４≦δ≦３０
で表され、ＴｂＣｕ₇型からなる再結晶硬質磁性相と３
０原子％以上のＴを含む再結晶軟質磁性相とから実質的
になる希土類磁石材料であって、前記再結晶硬質磁性相
の平均再結晶粒径が０．０５〜２０μｍであり、かつ前
記再結晶軟質磁性相の平均再結晶粒径が０．０１〜５μ
ｍであることを特徴とする希土類磁石材料。
【請求項７】前記再結晶軟質磁性相よりも前記再結晶
硬質磁性相の平均再結晶粒径が大きい請求項６に記載の
希土類磁石材料。
【請求項８】減磁曲線において、Ｈを保磁力（ｉＨ
ｃ）から０まで戻したときの磁化の値（σ）と残留磁化
（σｒ）との比率（σ／σｒ×１００％）をスプリング
バック率と定義した場合、スプリングバック率が２０〜
７０％である請求項６または７に記載の希土類磁石材
料。
【請求項９】希土類磁石材料が平均粉末粒径２０〜５
００μｍの粉末状である請求項３乃至８のいずれかに記
載の希土類磁石材料。
【請求項１０】請求項９の希土類磁石材料の粉末をバ
インダーで結着した希土類ボンド磁石。
【請求項１１】請求項９の希土類ボンド磁石が熱硬化
性樹脂によって結着されており、かつ密度が６ｇ／ｃｍ
³以上である希土類ボンド磁石。