JPH11317304A - 磁性材料およびボンド磁石 - Google Patents
磁性材料およびボンド磁石Info
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- JPH11317304A JPH11317304A JP11077427A JP7742799A JPH11317304A JP H11317304 A JPH11317304 A JP H11317304A JP 11077427 A JP11077427 A JP 11077427A JP 7742799 A JP7742799 A JP 7742799A JP H11317304 A JPH11317304 A JP H11317304A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高い残留磁束密度を有するＴｂＣｕ7 型結晶
相を主相とする磁性材料を提供する。 【解決手段】 一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ
100-x-y-z-u 、ただし、Ｒ１は少なくとも一種の希土類
元素（Ｙを含む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ば
れる少なくとも一種の元素、ＡはＨ、Ｎ、Ｃ及びＰから
選ばれる少なくとも一種の元素、ＭはＦｅ及びＣｏの少
なくとも１つの元素、ｘ、ｙ、ｚ及びｕは原子％でそれ
ぞれ２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．００１≦ｚ≦１
０、０≦ｕ≦２０を示す、にて表され、主相がＴｂＣｕ
7 型結晶構造を有することを特徴とする。
相を主相とする磁性材料を提供する。 【解決手段】 一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ
100-x-y-z-u 、ただし、Ｒ１は少なくとも一種の希土類
元素（Ｙを含む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ば
れる少なくとも一種の元素、ＡはＨ、Ｎ、Ｃ及びＰから
選ばれる少なくとも一種の元素、ＭはＦｅ及びＣｏの少
なくとも１つの元素、ｘ、ｙ、ｚ及びｕは原子％でそれ
ぞれ２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．００１≦ｚ≦１
０、０≦ｕ≦２０を示す、にて表され、主相がＴｂＣｕ
7 型結晶構造を有することを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は磁性材料およびボン
ド磁石に関する。
ド磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高性能希土類永久磁石としてはＳ
ｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知られて
おり、現在量産化が進められている。これらの磁石には
ＦｅまたはＣｏが多量に含まれ、飽和磁束密度の増大に
寄与している。また、これらの磁石中の希土類元素は、
結晶場中における４ｆ電子の挙動に由来する非常に大き
な磁気異方性をもたらす。これにより保磁力の増大化が
図られ、高性能な磁石が実現されている。このような高
性能磁石は主としてスピーカー、モーター、計測器など
の電気機器に使用されている。
ｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知られて
おり、現在量産化が進められている。これらの磁石には
ＦｅまたはＣｏが多量に含まれ、飽和磁束密度の増大に
寄与している。また、これらの磁石中の希土類元素は、
結晶場中における４ｆ電子の挙動に由来する非常に大き
な磁気異方性をもたらす。これにより保磁力の増大化が
図られ、高性能な磁石が実現されている。このような高
性能磁石は主としてスピーカー、モーター、計測器など
の電気機器に使用されている。
【０００３】近年、各種電気機器の小形化の要求が高ま
り、それに応えるために前記永久磁石の最大磁気エネル
ギー積を向上し、より高性能の永久磁石が求められてい
る。
り、それに応えるために前記永久磁石の最大磁気エネル
ギー積を向上し、より高性能の永久磁石が求められてい
る。
【０００４】これに対し本発明者らは、ＴｂＣｕ7 相を
主相とする磁性材料において、主相中のＦｅ濃度が高
く、飽和磁束密度の高い磁性材料を提案した（特願平４
−２７７４７４）。
主相とする磁性材料において、主相中のＦｅ濃度が高
く、飽和磁束密度の高い磁性材料を提案した（特願平４
−２７７４７４）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】このようなＦｅ濃度が
高いＴｂＣｕ7 相を主相とする磁性材料においても更な
る残留磁束密度の増大が要求されている。Ｆｅ濃度が高
いＴｂＣｕ7 相を主相とする磁性材料に大きな保磁力を
付与するためには、例えば液体急冷、メカニカルアロイ
ング等の製造プロセスを採用することが有効である。し
かしながら、これらのプロセスを経た磁性材料は、結晶
粒が微細であり通常の磁場配向のような簡単なプロセス
での磁化容易軸方向への結晶配向が困難になる。その結
果、大きな残留磁束密度を有する磁性材料が得られない
という問題があった。
高いＴｂＣｕ7 相を主相とする磁性材料においても更な
る残留磁束密度の増大が要求されている。Ｆｅ濃度が高
いＴｂＣｕ7 相を主相とする磁性材料に大きな保磁力を
付与するためには、例えば液体急冷、メカニカルアロイ
ング等の製造プロセスを採用することが有効である。し
かしながら、これらのプロセスを経た磁性材料は、結晶
粒が微細であり通常の磁場配向のような簡単なプロセス
での磁化容易軸方向への結晶配向が困難になる。その結
果、大きな残留磁束密度を有する磁性材料が得られない
という問題があった。
【０００６】本発明は、主相がＴｂＣｕ7 相で、残留磁
束密度の高い磁性材料を提供しようとするものである。
束密度の高い磁性材料を提供しようとするものである。
【０００７】また、本発明は主相がＴｂＣｕ7 相で、残
留磁束密度の高い磁性材料を含むボンド磁石を提供しよ
うとするものである。
留磁束密度の高い磁性材料を含むボンド磁石を提供しよ
うとするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明に係わる磁性材料
は、 一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１は少なくとも一種の希土類元素（Ｙを含
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一種の元素、ＡはＨ、Ｎ、Ｃ及びＰから選ばれる少な
くとも一種の元素、ＭはＦｅ及びＣｏの少なくとも１つ
の元素、ｘ、ｙ、ｚ及びｕは原子％でそれぞれ２≦ｘ、
４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．００１≦ｚ≦１０、０≦ｕ≦２
０を示す、にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を
有することを特徴とするものである。
は、 一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１は少なくとも一種の希土類元素（Ｙを含
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一種の元素、ＡはＨ、Ｎ、Ｃ及びＰから選ばれる少な
くとも一種の元素、ＭはＦｅ及びＣｏの少なくとも１つ
の元素、ｘ、ｙ、ｚ及びｕは原子％でそれぞれ２≦ｘ、
４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．００１≦ｚ≦１０、０≦ｕ≦２
０を示す、にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を
有することを特徴とするものである。
【０００９】等方性の磁性材料において、個々の結晶粒
が独立に振る舞う場合には一般的に飽和磁束密度（Ｂ
ｓ）に対する残留磁束密度（Ｂｒ）の比率（Ｂｒ／Ｂ
ｓ）が０．５を越えない。ただし、微細化した結晶粒が
結晶粒界を介して交換相互作用により結合すると、等方
性の磁性材料であっても前記Ｂｒ／Ｂｓが０．５を越え
る場合がある。
が独立に振る舞う場合には一般的に飽和磁束密度（Ｂ
ｓ）に対する残留磁束密度（Ｂｒ）の比率（Ｂｒ／Ｂ
ｓ）が０．５を越えない。ただし、微細化した結晶粒が
結晶粒界を介して交換相互作用により結合すると、等方
性の磁性材料であっても前記Ｂｒ／Ｂｓが０．５を越え
る場合がある。
【００１０】ＴｂＣｕ7 相を主相とし、かつ硼素（Ｂ）
を含む前記一般式で示される本発明に係わる磁性材料
は、結晶粒間の交換相互作用が増大されるため、残留磁
束密度が向上される。これは、次に説明する硼素の挙動
によるものと考えられる。硼素は、例えばＴｂＣｕ7 相
のインタースティシャル位置に侵入したり、希土類元
素、遷移金属元素と結合して粒界相を形成するなどの形
で磁性材料中に取り込まれる。このような磁性材料中へ
の硼素の取り込みは、結晶粒を微細化する、粒界構造に
影響を与える等により結晶粒間の交換相互作用を増強し
て前記Ｂｒ／Ｂｓが０．５を越える性質を発現でき、磁
性材料の残留磁束密度を向上することができる。
を含む前記一般式で示される本発明に係わる磁性材料
は、結晶粒間の交換相互作用が増大されるため、残留磁
束密度が向上される。これは、次に説明する硼素の挙動
によるものと考えられる。硼素は、例えばＴｂＣｕ7 相
のインタースティシャル位置に侵入したり、希土類元
素、遷移金属元素と結合して粒界相を形成するなどの形
で磁性材料中に取り込まれる。このような磁性材料中へ
の硼素の取り込みは、結晶粒を微細化する、粒界構造に
影響を与える等により結晶粒間の交換相互作用を増強し
て前記Ｂｒ／Ｂｓが０．５を越える性質を発現でき、磁
性材料の残留磁束密度を向上することができる。
【００１１】本発明に係わるボンド磁石は、一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１はＹを含む希土類元素から選ばれる少なく
とも１つの元素、Ｒ２はＺｒ、ＨｆおよびＳｃから選ば
れる少なくとも１つの元素、Ａは、Ｈ、Ｎ、ＣおよびＰ
から選ばれる少なくとも１つの元素、ＭはＦｅおよびＣ
ｏから選ばれる少なくとも１つの元素、ｘ、ｙ、ｚ、ｕ
はそれぞれ原子％でｘ≧２、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．０
０１≦ｚ≦１０、０≦ｕ≦２０である、にて表され、主
相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する磁性材料粉末とバイ
ンダとを含むことを特徴とするものである。
とも１つの元素、Ｒ２はＺｒ、ＨｆおよびＳｃから選ば
れる少なくとも１つの元素、Ａは、Ｈ、Ｎ、ＣおよびＰ
から選ばれる少なくとも１つの元素、ＭはＦｅおよびＣ
ｏから選ばれる少なくとも１つの元素、ｘ、ｙ、ｚ、ｕ
はそれぞれ原子％でｘ≧２、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．０
０１≦ｚ≦１０、０≦ｕ≦２０である、にて表され、主
相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する磁性材料粉末とバイ
ンダとを含むことを特徴とするものである。
【００１２】このようなボンド磁石は、残留磁束密度の
高い磁性材料を含むため、大きな最大エネルギー積を有
する。
高い磁性材料を含むため、大きな最大エネルギー積を有
する。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明の磁性材料は、一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１は少なくとも一種の希土類元素（Ｙを含
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一種の元素、ＡはＨ、Ｎ、Ｃ及びＰから選ばれる少な
くとも一種の元素、ＭはＦｅ及びＣｏの少なくとも１つ
の元素、ｘ、ｙ、ｚ及びｕは原子％でそれぞれ２≦ｘ、
４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．００１≦ｚ≦１０、０≦ｕ≦２
０を示す、にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を
有する。
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一種の元素、ＡはＨ、Ｎ、Ｃ及びＰから選ばれる少な
くとも一種の元素、ＭはＦｅ及びＣｏの少なくとも１つ
の元素、ｘ、ｙ、ｚ及びｕは原子％でそれぞれ２≦ｘ、
４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．００１≦ｚ≦１０、０≦ｕ≦２
０を示す、にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を
有する。
【００１４】前記主相は、磁性材料中の占有量が最大の
相で、前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する主相は磁気特
性を担うものである。このため、本発明の磁性材料中の
主相の含有比率が低下すると、主相の特性が反映されな
いため、少なくとも５０体積％以上の含有比率を有する
ことが望まれる。
相で、前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する主相は磁気特
性を担うものである。このため、本発明の磁性材料中の
主相の含有比率が低下すると、主相の特性が反映されな
いため、少なくとも５０体積％以上の含有比率を有する
ことが望まれる。
【００１５】本発明に係わる磁性材料において、前記Ｔ
ｂＣｕ7 型結晶構造の格子定数ａ、ｃの比ｃ／ａは０．
８４７以上であることが好ましい。前記ｃ／ａは、Ｔｂ
Ｃｕ 7 相中のＦｅおよびＣｏ濃度と密接に関連してお
り、ｃ／ａの上昇に伴ってＦｅおよびＣｏ濃度が増大す
る。ＴｂＣｕ7 相中のＦｅおよびＣｏ濃度の増大は、飽
和磁束密度の増大に繋がり、磁気特性を向上させること
ができる。このような効果は、ｃ／ａが０．８４７以上
の磁性材料において特に顕著である。前記ｃ／ａの値
は、磁性材料を構成する成分の比率または製造方法によ
り制御することができる。
ｂＣｕ7 型結晶構造の格子定数ａ、ｃの比ｃ／ａは０．
８４７以上であることが好ましい。前記ｃ／ａは、Ｔｂ
Ｃｕ 7 相中のＦｅおよびＣｏ濃度と密接に関連してお
り、ｃ／ａの上昇に伴ってＦｅおよびＣｏ濃度が増大す
る。ＴｂＣｕ7 相中のＦｅおよびＣｏ濃度の増大は、飽
和磁束密度の増大に繋がり、磁気特性を向上させること
ができる。このような効果は、ｃ／ａが０．８４７以上
の磁性材料において特に顕著である。前記ｃ／ａの値
は、磁性材料を構成する成分の比率または製造方法によ
り制御することができる。
【００１６】次に、（１）前記一般式の磁性材料を構成
する各成分の働きおよび各成分の配合量を規定した理
由、（２）Ａ元素を含まない磁性材料の製造方法、
（３）Ａ元素としてＮを配合した磁性材料の製造方法、
（４）Ａ元素としてＣを配合した磁性材料の製造方法、
（５）磁石の製造方法について詳細に説明する。
する各成分の働きおよび各成分の配合量を規定した理
由、（２）Ａ元素を含まない磁性材料の製造方法、
（３）Ａ元素としてＮを配合した磁性材料の製造方法、
（４）Ａ元素としてＣを配合した磁性材料の製造方法、
（５）磁石の製造方法について詳細に説明する。
【００１７】（１）前記一般式の磁性材料を構成する各
成分の働きおよび各成分の配合量を規定した理由 （１−１）Ｒ１元素 Ｒ１元素である希土類元素としては、Ｌａ、Ｃｅ，Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｙが挙げられ、これらは１種または２
種以上の混合物で使用される。Ｒ１元素は、前記磁性材
料に大きな磁気異方性をもたらし、高い保磁力を付与す
る。特に、Ｒ１元素は５０原子％以上がＳｍであること
が好ましい。この場合、Ｓｍ以外の残部はＰｒ、Ｎｄで
あることが好ましい。
成分の働きおよび各成分の配合量を規定した理由 （１−１）Ｒ１元素 Ｒ１元素である希土類元素としては、Ｌａ、Ｃｅ，Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｙが挙げられ、これらは１種または２
種以上の混合物で使用される。Ｒ１元素は、前記磁性材
料に大きな磁気異方性をもたらし、高い保磁力を付与す
る。特に、Ｒ１元素は５０原子％以上がＳｍであること
が好ましい。この場合、Ｓｍ以外の残部はＰｒ、Ｎｄで
あることが好ましい。
【００１８】前記Ｒ１元素を２原子％未満にすると磁気
異方性の低下が著しく大きな保磁力を有する磁性材料を
得ることが困難になる。一方、前記Ｒ１元素が過剰に配
合されると、磁性材料の飽和磁束密度が低下する。した
がって、Ｒ１元素含有量ｘは４≦ｘ≦１６であることが
好ましい。
異方性の低下が著しく大きな保磁力を有する磁性材料を
得ることが困難になる。一方、前記Ｒ１元素が過剰に配
合されると、磁性材料の飽和磁束密度が低下する。した
がって、Ｒ１元素含有量ｘは４≦ｘ≦１６であることが
好ましい。
【００１９】（１−２）Ｒ２元素 Ｒ２元素としては、Ｚｒ、Ｈｆ及びＳｃの群から選ばれ
る少なくとも１つの元素を用いることができる。このよ
うなＲ２元素は、主として主相の希土類サイトを占有
し、希土類サイトの平均原子半径を低減させるなどの作
用により、主相であるＴｂＣｕ7 型相中のＦｅおよびＣ
ｏ濃度を高めることが可能になる。好ましいＲ２元素の
含有量ｙは、０．１≦ｙ≦１０、さらに好ましくは１≦
ｙ≦３である。
る少なくとも１つの元素を用いることができる。このよ
うなＲ２元素は、主として主相の希土類サイトを占有
し、希土類サイトの平均原子半径を低減させるなどの作
用により、主相であるＴｂＣｕ7 型相中のＦｅおよびＣ
ｏ濃度を高めることが可能になる。好ましいＲ２元素の
含有量ｙは、０．１≦ｙ≦１０、さらに好ましくは１≦
ｙ≦３である。
【００２０】また、Ｒ１元素及びＲ２元素の合計量を４
原子％未満にするとα−Ｆｅ（Ｃｏ）の析出が著しく大
きな保磁力を有する磁性材料を得ることが困難になる。
一方、Ｒ１元素及びＲ２元素の合計量が２０原子％を越
えると磁性材料の飽和磁束密度が低下する。より好まし
いＲ１元素及びＲ２元素の合計含有量（ｘ＋ｙ）は、４
≦ｘ＋ｙ≦１６である。
原子％未満にするとα−Ｆｅ（Ｃｏ）の析出が著しく大
きな保磁力を有する磁性材料を得ることが困難になる。
一方、Ｒ１元素及びＲ２元素の合計量が２０原子％を越
えると磁性材料の飽和磁束密度が低下する。より好まし
いＲ１元素及びＲ２元素の合計含有量（ｘ＋ｙ）は、４
≦ｘ＋ｙ≦１６である。
【００２１】（１−３）Ｂ（硼素） 硼素は、本発明の目的である残留磁束密度の高い磁性材
料を得るために有効な元素である。硼素の含有量を０．
００１原子％未満にすると、残留磁束密度の高い磁性材
料を得ることが困難になる。一方、硼素の含有量が１０
原子％を越えるとＲ2 Ｆｅ14Ｂ相の生成が顕著になり、
磁性材料の磁気特性が劣化する。好ましい硼素の含有量
ｚは、０．０１≦ｚ≦４、さらに好ましくは０．１≦ｚ
≦３である。
料を得るために有効な元素である。硼素の含有量を０．
００１原子％未満にすると、残留磁束密度の高い磁性材
料を得ることが困難になる。一方、硼素の含有量が１０
原子％を越えるとＲ2 Ｆｅ14Ｂ相の生成が顕著になり、
磁性材料の磁気特性が劣化する。好ましい硼素の含有量
ｚは、０．０１≦ｚ≦４、さらに好ましくは０．１≦ｚ
≦３である。
【００２２】（１−４）Ａ元素 Ａ元素は、Ｈ、Ｎ、Ｃ、Ｐから選ばれる少なくとも１つ
の元素である。前記Ａ元素は、主として主相の格子間位
置に存在し、前記Ａ元素を含まない場合と比較して前記
主相のキュリー温度、磁気異方性を向上させる働きを有
する。
の元素である。前記Ａ元素は、主として主相の格子間位
置に存在し、前記Ａ元素を含まない場合と比較して前記
主相のキュリー温度、磁気異方性を向上させる働きを有
する。
【００２３】前記Ａ元素は、少量の配合でその効果が発
揮されるが、２０原子％を越えるとα−Ｆｅ（Ｃｏ）の
析出が多くなる。より好ましいＡ元素の含有量ｕは、２
≦ｕ≦２０、更に好ましくは５≦ｕ≦１０である。
揮されるが、２０原子％を越えるとα−Ｆｅ（Ｃｏ）の
析出が多くなる。より好ましいＡ元素の含有量ｕは、２
≦ｕ≦２０、更に好ましくは５≦ｕ≦１０である。
【００２４】（１−５）Ｍ元素 Ｍ元素は、ＦｅおよびＣｏから選ばれた少なくとも１つ
の元素であり、磁性材料の飽和磁束密度を増大させる働
きを有する。前記Ｍ元素は、磁性材料中に７０原子％以
上含有されることにより効果的に飽和磁束密度が増大さ
れる。
の元素であり、磁性材料の飽和磁束密度を増大させる働
きを有する。前記Ｍ元素は、磁性材料中に７０原子％以
上含有されることにより効果的に飽和磁束密度が増大さ
れる。
【００２５】Ｍ元素の一部をＣｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍ
ｎ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｉから選ばれる少なく
とも１つのＴ元素で置換することを許容する。このよう
なＴ元素の置換により、磁性材料全体に占める主相の割
合を増加させたり、主相中のＭおよびＴの総量を増加さ
せることが可能になる。また、磁性材料の保磁力を増大
させることが可能になる。
ｎ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｉから選ばれる少なく
とも１つのＴ元素で置換することを許容する。このよう
なＴ元素の置換により、磁性材料全体に占める主相の割
合を増加させたり、主相中のＭおよびＴの総量を増加さ
せることが可能になる。また、磁性材料の保磁力を増大
させることが可能になる。
【００２６】ただし、前記Ｔ元素でＭ元素を多量に置換
すると、飽和磁束密度の低下を招く。このため、Ｔ元素
の置換量は原子％でＭ元素の２０％以下にすることが望
ましい。また、飽和磁束密度の高い磁性材料を得る観点
から、Ｍ元素およびＴ元素の総量中に占めるＦｅ量は５
０原子％以上にすることが好ましい。
すると、飽和磁束密度の低下を招く。このため、Ｔ元素
の置換量は原子％でＭ元素の２０％以下にすることが望
ましい。また、飽和磁束密度の高い磁性材料を得る観点
から、Ｍ元素およびＴ元素の総量中に占めるＦｅ量は５
０原子％以上にすることが好ましい。
【００２７】本発明に係わる磁性材料は、酸化物などの
不可避的不純物を含有することを許容する。
不可避的不純物を含有することを許容する。
【００２８】（２）磁性材料の製造方法 （２−１）まず、所定量のＲ１、Ｒ２、Ｍの各元素およ
び必要に応じて前記Ｍ元素の一部を置換するＴ元素を含
有するインゴットをアーク溶解または高周波溶解にて調
製する。このインゴットを小片に切り出し、所定量の硼
素（Ｂ）とともに高周波誘導加熱等により溶融した後、
溶湯を高速で回転する単ロール上に噴出して急冷薄帯を
製造する。インゴット中に予め硼素を含有させ、この溶
湯から急冷薄帯を製造することも可能である。
び必要に応じて前記Ｍ元素の一部を置換するＴ元素を含
有するインゴットをアーク溶解または高周波溶解にて調
製する。このインゴットを小片に切り出し、所定量の硼
素（Ｂ）とともに高周波誘導加熱等により溶融した後、
溶湯を高速で回転する単ロール上に噴出して急冷薄帯を
製造する。インゴット中に予め硼素を含有させ、この溶
湯から急冷薄帯を製造することも可能である。
【００２９】前記溶湯の温度は、高くし過ぎるとＲ2 Ｆ
ｅ14Ｂ相が急冷薄帯中に生成する恐れがある。このた
め、前記溶湯の温度は９００℃〜１５００℃にすること
が好ましい。
ｅ14Ｂ相が急冷薄帯中に生成する恐れがある。このた
め、前記溶湯の温度は９００℃〜１５００℃にすること
が好ましい。
【００３０】前記液体急冷法としては、単ロール法のほ
かに双ロール法、回転ディスク法、ガスアトマイズ法な
どの手段を用いてもよい。
かに双ロール法、回転ディスク法、ガスアトマイズ法な
どの手段を用いてもよい。
【００３１】（２−２）所定量のＲ１、Ｒ２、Ｂ、Ｍの
各元素および必要に応じて前記Ｍ元素の一部を置換する
Ｔ元素の各原料粉末の混合体に機械的エネルギーを付与
し、固相反応により合金化させるメカニカルアロイング
法またメカニカルグラインディング法により磁性材料を
製造する。
各元素および必要に応じて前記Ｍ元素の一部を置換する
Ｔ元素の各原料粉末の混合体に機械的エネルギーを付与
し、固相反応により合金化させるメカニカルアロイング
法またメカニカルグラインディング法により磁性材料を
製造する。
【００３２】なお、前記磁性材料の製造方法において、
急冷工程および固相反応工程をＡｒ、Ｈｅなどの不活性
ガス雰囲気で行うことが望ましい。このような雰囲気で
急冷または固相反応させることによって、酸化による磁
気特性の劣化が防止された磁性材料を製造することが可
能になる。
急冷工程および固相反応工程をＡｒ、Ｈｅなどの不活性
ガス雰囲気で行うことが望ましい。このような雰囲気で
急冷または固相反応させることによって、酸化による磁
気特性の劣化が防止された磁性材料を製造することが可
能になる。
【００３３】前記方法で得られた磁性材料は、必要に応
じてＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気中または真空
中、３００〜１０００℃で０．１〜１０時間の熱処理が
施されることを許容する。このような熱処理を施すこと
により、保磁力等の磁気特性を向上させたりすることが
可能になる。
じてＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気中または真空
中、３００〜１０００℃で０．１〜１０時間の熱処理が
施されることを許容する。このような熱処理を施すこと
により、保磁力等の磁気特性を向上させたりすることが
可能になる。
【００３４】（３）Ａ元素としてＮを配合した磁性材料
の製造方法 まず、前記（２−１）、（２−２）の方法で得られた合
金材料をボールミル、ブラウンミル、スタンプミル、ジ
ェットミル等によって平均粒径数μｍ〜数１００μｍに
粉砕し、この合金粉末を窒素ガス雰囲気中で熱処理（窒
化処理）することにより磁性材料を製造する。ただし、
前記（２）の方法のようにメカニカルアロイング法また
はメカニカルグラインディング法で製造された合金材料
は粉末状態であるため前記粉砕工程を省略することも可
能である。
の製造方法 まず、前記（２−１）、（２−２）の方法で得られた合
金材料をボールミル、ブラウンミル、スタンプミル、ジ
ェットミル等によって平均粒径数μｍ〜数１００μｍに
粉砕し、この合金粉末を窒素ガス雰囲気中で熱処理（窒
化処理）することにより磁性材料を製造する。ただし、
前記（２）の方法のようにメカニカルアロイング法また
はメカニカルグラインディング法で製造された合金材料
は粉末状態であるため前記粉砕工程を省略することも可
能である。
【００３５】前記窒化処理が施される合金粉末の原料と
して前記（１）の液体急冷法で得られる合金材料（薄
帯）を用いる場合には、急冷直後の保磁力（ｉＨｃ）が
５６ｋＡ／ｍ（７００ Ｏｅ）以下、より好ましくは２
０ｋＡ／ｍ（２５０ Ｏｅ）以下であるか、または厚さ
が３０μｍ以下の薄帯を用いることが望ましい。前者の
薄帯は、例えば液体急冷法として単ロール法を採用した
場合、前記ロールの回転速度を高めることにより得られ
る。後者の薄帯は、例えば液体急冷法として単ロール法
を採用した場合、溶湯を噴射するノズルと単ロールとの
ギャップを調整することにより得られる。このような薄
帯を粉砕して得られた合金粉末を窒化処理することによ
り残留磁束密度がさらに向上された磁性材料を得ること
が可能になる。
して前記（１）の液体急冷法で得られる合金材料（薄
帯）を用いる場合には、急冷直後の保磁力（ｉＨｃ）が
５６ｋＡ／ｍ（７００ Ｏｅ）以下、より好ましくは２
０ｋＡ／ｍ（２５０ Ｏｅ）以下であるか、または厚さ
が３０μｍ以下の薄帯を用いることが望ましい。前者の
薄帯は、例えば液体急冷法として単ロール法を採用した
場合、前記ロールの回転速度を高めることにより得られ
る。後者の薄帯は、例えば液体急冷法として単ロール法
を採用した場合、溶湯を噴射するノズルと単ロールとの
ギャップを調整することにより得られる。このような薄
帯を粉砕して得られた合金粉末を窒化処理することによ
り残留磁束密度がさらに向上された磁性材料を得ること
が可能になる。
【００３６】前記窒化処理は、０．００１〜１００気圧
の窒素ガス雰囲気中、２００〜７００℃の温度下で行う
ことが好ましい。このような圧力および温度下での窒化
処理は、０．１〜３００時間行えばよい。
の窒素ガス雰囲気中、２００〜７００℃の温度下で行う
ことが好ましい。このような圧力および温度下での窒化
処理は、０．１〜３００時間行えばよい。
【００３７】特に、窒化処理時の窒素圧力をｐ（気
圧）、窒化処理温度をＴ（℃）とした時、ｐが２気圧以
上で、かつ２ｐ＋４００≦Ｔ≦２ｐ＋４２０の関係を満
たすことが好ましい。
圧）、窒化処理温度をＴ（℃）とした時、ｐが２気圧以
上で、かつ２ｐ＋４００≦Ｔ≦２ｐ＋４２０の関係を満
たすことが好ましい。
【００３８】すなわち、本発明者らは前記合金粉末を窒
化処理する際、窒素圧力と窒素吸収開始温度との間に図
１に示す関係があることを見出した。ここで、窒素吸収
開始温度は、窒素含有ガス中で室温より昇温した場合に
窒素吸収が起こる温度とする。α−Ｆｅ相が磁性材料中
に析出し始める温度は、前記窒素吸収開始温度とほぼ等
しいため、窒素圧力を高めた場合、窒素圧力が低い場合
に比較して高温で窒化処理を行ってもα−Ｆｅ相の析出
を少なくすることが可能になる。したがって、前記条件
で窒化処理を行うことにより過剰のα−Ｆｅ相の析出を
抑制しつつ、前記合金粉末内部への窒素の拡散が容易に
なり、磁気特性が良好に磁性材料を得ることが可能にな
る。
化処理する際、窒素圧力と窒素吸収開始温度との間に図
１に示す関係があることを見出した。ここで、窒素吸収
開始温度は、窒素含有ガス中で室温より昇温した場合に
窒素吸収が起こる温度とする。α−Ｆｅ相が磁性材料中
に析出し始める温度は、前記窒素吸収開始温度とほぼ等
しいため、窒素圧力を高めた場合、窒素圧力が低い場合
に比較して高温で窒化処理を行ってもα−Ｆｅ相の析出
を少なくすることが可能になる。したがって、前記条件
で窒化処理を行うことにより過剰のα−Ｆｅ相の析出を
抑制しつつ、前記合金粉末内部への窒素の拡散が容易に
なり、磁気特性が良好に磁性材料を得ることが可能にな
る。
【００３９】ただし、窒素圧力が２気圧以上の条件でそ
の温度をＴ＜２ｐ＋４００にすると、窒化処理を行って
も単位時間当りの窒素吸収量が少なく、窒化処理時間が
長くなってコストの増大を招く恐れがある。一方、窒素
圧力が２気圧以上の条件でその温度をＴ＞２ｐ＋４２０
にすると、窒素圧力を高めてもα−Ｆｅ相の析出が多く
なって、磁性材料の磁気特性を劣化させる恐れがある。
の温度をＴ＜２ｐ＋４００にすると、窒化処理を行って
も単位時間当りの窒素吸収量が少なく、窒化処理時間が
長くなってコストの増大を招く恐れがある。一方、窒素
圧力が２気圧以上の条件でその温度をＴ＞２ｐ＋４２０
にすると、窒素圧力を高めてもα−Ｆｅ相の析出が多く
なって、磁性材料の磁気特性を劣化させる恐れがある。
【００４０】前記窒化処理の雰囲気は、窒素ガスに代え
てアンモニア等の窒素化合物ガスを用いてもよい。この
アンモニアの使用により、窒化反応速度を高めることが
可能になる。
てアンモニア等の窒素化合物ガスを用いてもよい。この
アンモニアの使用により、窒化反応速度を高めることが
可能になる。
【００４１】前記窒化処理の前工程として０．００１〜
１００気圧の水素ガス雰囲気中、１００〜７００℃の温
度下で熱処理を行うか、または窒素ガスに水素を混合し
たガスを用いることにより、高効率の窒化を行うことが
可能になる。
１００気圧の水素ガス雰囲気中、１００〜７００℃の温
度下で熱処理を行うか、または窒素ガスに水素を混合し
たガスを用いることにより、高効率の窒化を行うことが
可能になる。
【００４２】前記窒化処理においては、窒素を含まない
別のガスを混合することも可能であるが、酸素を混合す
る場合には熱処理中の酸化物生成による磁気特性劣化を
避けるために、酸素分圧を０．０２気圧以下にすること
が望ましい。
別のガスを混合することも可能であるが、酸素を混合す
る場合には熱処理中の酸化物生成による磁気特性劣化を
避けるために、酸素分圧を０．０２気圧以下にすること
が望ましい。
【００４３】なお、前記合金粉末の調製過程においてＲ
Ｎ（Ｒは前述したＲ１およびＲ２からの選ばれる少なく
とも１種）等の窒素化合物を原料として用い、固相反応
により調製することによって前記Ａ元素として窒素が配
合された磁性材料を製造することも可能である。
Ｎ（Ｒは前述したＲ１およびＲ２からの選ばれる少なく
とも１種）等の窒素化合物を原料として用い、固相反応
により調製することによって前記Ａ元素として窒素が配
合された磁性材料を製造することも可能である。
【００４４】（４）Ａ元素としてＣを配合した磁性材料
の製造方法 まず、前記（２−１）、（２−２）の方法で得られた合
金材料をボールミル、ブラウンミル、スタンプミル、ジ
ェットミル等によって平均粒径数μｍ〜数１００μｍに
粉砕し、この合金粉末を例えばメタン等の炭素含有ガス
の雰囲気中で熱処理することにより炭素が取り込まれた
磁性材料を製造する。ただし、前記（２）の方法のよう
にメカニカルアロイング法またはメカニカルグラインデ
ィング法で製造された合金材料は粉末状態であるため前
記粉砕工程を省略することも可能である。
の製造方法 まず、前記（２−１）、（２−２）の方法で得られた合
金材料をボールミル、ブラウンミル、スタンプミル、ジ
ェットミル等によって平均粒径数μｍ〜数１００μｍに
粉砕し、この合金粉末を例えばメタン等の炭素含有ガス
の雰囲気中で熱処理することにより炭素が取り込まれた
磁性材料を製造する。ただし、前記（２）の方法のよう
にメカニカルアロイング法またはメカニカルグラインデ
ィング法で製造された合金材料は粉末状態であるため前
記粉砕工程を省略することも可能である。
【００４５】前記熱処理が施される合金粉末の原料とし
て前記（１）の液体急冷法で得られる合金材料（薄帯）
を用いる場合には、急冷直後の保磁力（ｉＨｃ）が５６
ｋＡ／ｍ（７００ Ｏｅ）以下、より好ましくは２０ｋ
Ａ／ｍ（２５０ Ｏｅ）以下であるか、もしくは厚さが
３０μｍ以下の薄帯を用いることが望ましい。このよう
な薄帯を粉砕して得られた合金粉末を炭素含有ガスの雰
囲気中で熱処理することにより残留磁束密度がさらに向
上された磁性材料を得ることが可能になる。
て前記（１）の液体急冷法で得られる合金材料（薄帯）
を用いる場合には、急冷直後の保磁力（ｉＨｃ）が５６
ｋＡ／ｍ（７００ Ｏｅ）以下、より好ましくは２０ｋ
Ａ／ｍ（２５０ Ｏｅ）以下であるか、もしくは厚さが
３０μｍ以下の薄帯を用いることが望ましい。このよう
な薄帯を粉砕して得られた合金粉末を炭素含有ガスの雰
囲気中で熱処理することにより残留磁束密度がさらに向
上された磁性材料を得ることが可能になる。
【００４６】前記熱処理は、０．００１〜１００気圧の
炭素含有ガスの雰囲気中、２００〜７００℃の温度下で
行うことが好ましい。このような圧力および温度下での
熱処理は、０．１〜３００時間行えばよい。
炭素含有ガスの雰囲気中、２００〜７００℃の温度下で
行うことが好ましい。このような圧力および温度下での
熱処理は、０．１〜３００時間行えばよい。
【００４７】Ａ元素としてＣを配合した磁性材料は、前
記メタンのような炭素含有ガスを用いる他に、合金の調
製段階で炭素を添加することにより製造することが可能
である。
記メタンのような炭素含有ガスを用いる他に、合金の調
製段階で炭素を添加することにより製造することが可能
である。
【００４８】なお、Ａ元素としてリンを配合した磁性材
料は、合金の調製段階でリンを添加することにより製造
することが可能である。
料は、合金の調製段階でリンを添加することにより製造
することが可能である。
【００４９】（５）永久磁石の製造方法 永久磁石を製造する場合には、通常、前記磁性材料を粉
砕した合金粉末を用いる。ただし、前記磁性材料の製造
工程において既に粉砕が行われている場合にはこれを省
略することが可能である。このような合金粉末を用いて
下記に示すような方法で永久磁石を製造する。
砕した合金粉末を用いる。ただし、前記磁性材料の製造
工程において既に粉砕が行われている場合にはこれを省
略することが可能である。このような合金粉末を用いて
下記に示すような方法で永久磁石を製造する。
【００５０】（５−１）前記合金粉末をバインダと混合
し、圧縮成形することによりボンド磁石を製造する。
し、圧縮成形することによりボンド磁石を製造する。
【００５１】前記合金粉末としては、粒径２．８μｍ以
下の微細な粉末の含有量が５体積％以下、より好ましく
は２体積％以下であるものを用いることが望ましい。こ
のような微細な合金粉末は、比表面積が大きいために酸
化され易く、かつ固気反応によりα−Ｆｅを生成し易
い。このため、前記微細な合金粉末を含まない合金粉末
を用いることによって、磁気特性がより向上されたボン
ド磁石を得ることが可能になる。
下の微細な粉末の含有量が５体積％以下、より好ましく
は２体積％以下であるものを用いることが望ましい。こ
のような微細な合金粉末は、比表面積が大きいために酸
化され易く、かつ固気反応によりα−Ｆｅを生成し易
い。このため、前記微細な合金粉末を含まない合金粉末
を用いることによって、磁気特性がより向上されたボン
ド磁石を得ることが可能になる。
【００５２】前記合金粉末中の微細な粉末を除去するに
は、例えば前記合金粉末を気流分散機を用いて分級する
方法、または前記合金粉末を溶媒中に分散させ、浮遊粒
子を除去する方法等を採用することができる。
は、例えば前記合金粉末を気流分散機を用いて分級する
方法、または前記合金粉末を溶媒中に分散させ、浮遊粒
子を除去する方法等を採用することができる。
【００５３】前記バインダは、例えばエポキシ樹脂、ナ
イロン等の合成樹脂を用いることができる。前記合成樹
脂としてエポキシ樹脂のような熱硬化性樹脂を用いる場
合には、圧縮成形後、１００〜２００℃の温度でキュア
処理を施すことが好ましい。前記合成樹脂としてナイロ
ンのような熱可塑性樹脂を用いる場合には、射出成形法
を用いることが望ましい。
イロン等の合成樹脂を用いることができる。前記合成樹
脂としてエポキシ樹脂のような熱硬化性樹脂を用いる場
合には、圧縮成形後、１００〜２００℃の温度でキュア
処理を施すことが好ましい。前記合成樹脂としてナイロ
ンのような熱可塑性樹脂を用いる場合には、射出成形法
を用いることが望ましい。
【００５４】前記圧縮成形工程において、磁場を印加し
て合金粉末の結晶方位を揃えることにより、高磁束密度
を有するボンド磁石を得ることが可能になる。
て合金粉末の結晶方位を揃えることにより、高磁束密度
を有するボンド磁石を得ることが可能になる。
【００５５】前記ボンド磁石において、Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相
（ただし、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なく
とも１つの元素を示す）を主相とする磁性材料粉末を含
むことを許容する。
（ただし、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なく
とも１つの元素を示す）を主相とする磁性材料粉末を含
むことを許容する。
【００５６】前記一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ
100-x-y-z-u （ｕ＝０）の合金粉末を窒化処理する際、
粉末内部まで十分かつ均一に窒化するためには粉末粒径
は小さい、例えば５０μｍ以下、更には３０μｍ以下程
度、であることが好ましい。ただし、前述したように比
表面積を大きくする粒径２．８μｍ以下の微細な粉末の
含有量が５体積％以下である合金粉末を用いることが好
ましい。しかしながら、このような５０μｍ以下の微細
な粉末を用いてボンド磁石を製造すると、充填率を上げ
ることが困難になる。その結果、ボンド磁石の磁気特性
を向上することが困難になる。
100-x-y-z-u （ｕ＝０）の合金粉末を窒化処理する際、
粉末内部まで十分かつ均一に窒化するためには粉末粒径
は小さい、例えば５０μｍ以下、更には３０μｍ以下程
度、であることが好ましい。ただし、前述したように比
表面積を大きくする粒径２．８μｍ以下の微細な粉末の
含有量が５体積％以下である合金粉末を用いることが好
ましい。しかしながら、このような５０μｍ以下の微細
な粉末を用いてボンド磁石を製造すると、充填率を上げ
ることが困難になる。その結果、ボンド磁石の磁気特性
を向上することが困難になる。
【００５７】一方、前記Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料は余
り細かく粉砕すると磁気特性が劣化する。したがって、
比較的大きい粒径、例えば５０μｍ以上程度の粒径を有
するＲ2 Ｆｅ14Ｂ系の粉末と、それより粒径の小さい前
記一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａ u Ｍ100-x-y-z-u の粉末と
を混合して用いることにより、充填率を向上することが
でき、結果として磁気特性の優れたボンド磁石を得るこ
とができる。
り細かく粉砕すると磁気特性が劣化する。したがって、
比較的大きい粒径、例えば５０μｍ以上程度の粒径を有
するＲ2 Ｆｅ14Ｂ系の粉末と、それより粒径の小さい前
記一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａ u Ｍ100-x-y-z-u の粉末と
を混合して用いることにより、充填率を向上することが
でき、結果として磁気特性の優れたボンド磁石を得るこ
とができる。
【００５８】前記一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ
100-x-y-z-u にて表される合金粉末（Ａ）と前記Ｒ2 Ｆ
ｅ14Ｂ相を主相とする合金粉末（Ｂ）の混合比率は、重
量割合でＡ／Ｂが０．１〜１０であること好ましい。前
記Ａ／Ｂを０．１未満にすると、ボンド磁石中に占める
残留磁束密度のような磁気特性の優れた合金粉末（Ａ）
の量が低下して磁気特性を十分に高めることが困難にな
る。一方、前記Ａ／Ｂが１０を越えると、ボンド磁石の
最密充填性を改善することが困難になる。
100-x-y-z-u にて表される合金粉末（Ａ）と前記Ｒ2 Ｆ
ｅ14Ｂ相を主相とする合金粉末（Ｂ）の混合比率は、重
量割合でＡ／Ｂが０．１〜１０であること好ましい。前
記Ａ／Ｂを０．１未満にすると、ボンド磁石中に占める
残留磁束密度のような磁気特性の優れた合金粉末（Ａ）
の量が低下して磁気特性を十分に高めることが困難にな
る。一方、前記Ａ／Ｂが１０を越えると、ボンド磁石の
最密充填性を改善することが困難になる。
【００５９】（５−２）前記合金粉末を低融点金属また
は低融点合金と混合した後、圧縮成形することによりメ
タルボンド磁石を製造する。
は低融点合金と混合した後、圧縮成形することによりメ
タルボンド磁石を製造する。
【００６０】前記低融点金属としては、例えばＡｌ、Ｐ
ｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｍｇなどの金属を挙げることが
でき、前記合金は前記金属の合金を用いることができ
る。
ｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｍｇなどの金属を挙げることが
でき、前記合金は前記金属の合金を用いることができ
る。
【００６１】前記圧縮成形工程において、磁場を印加し
て前記合金粉末の結晶方位を揃えることにより、高磁束
密度を有するメタルボンド磁石を得ることが可能にな
る。
て前記合金粉末の結晶方位を揃えることにより、高磁束
密度を有するメタルボンド磁石を得ることが可能にな
る。
【００６２】（５−３）前記合金粉末をホットプレスま
たは熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）により高密度の成形体
として一体化することにより永久磁石を製造する。
たは熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）により高密度の成形体
として一体化することにより永久磁石を製造する。
【００６３】前記加圧工程において、磁場を印加して前
記合金粉末結晶方位を揃えることにより、高磁束密度を
有する永久磁石を製造できる。
記合金粉末結晶方位を揃えることにより、高磁束密度を
有する永久磁石を製造できる。
【００６４】前記加圧工程後に３００〜７００℃の温度
で加圧しながら塑性変形加工を施すことにより、前記合
金粉末が磁化容易軸方向に配向した永久磁石を製造する
ことが可能になる。
で加圧しながら塑性変形加工を施すことにより、前記合
金粉末が磁化容易軸方向に配向した永久磁石を製造する
ことが可能になる。
【００６５】（５−４）前記合金粉末を焼結することに
より永久磁石を製造する。
より永久磁石を製造する。
【００６６】
【実施例】以下、本発明の実施例を詳細に説明する。
【００６７】（実施例１）まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、
Ｃｏ、Ｆｅ原料を、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解してイン
ゴットを調製した。インゴットの組成は、Ｓｍ７．５原
子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７原子％、残部をＦｅ
とした。このインゴットを２０ｇ程度の小片に切り出
し、６０ｍｇ程度のＢとともに石英製のノズルに装填
し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融
した後、溶湯を周速４０ｍ／ｓで回転する銅製の単ロー
ル上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する際の温度
は、１３００℃とした。ＩＣＰによる組成分解の結果、
前記合金薄帯中には１．８８原子％のＢが含有され、Ｓ
ｍ7.35Ｚｒ2.45Ｃｏ26.5Ｂ1.88Ｆｅbal の組成を有する
ものであった。つづいて、前記合金薄帯を石英管に真空
封入し、７２０℃で１５分間熱処理を施した。
Ｃｏ、Ｆｅ原料を、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解してイン
ゴットを調製した。インゴットの組成は、Ｓｍ７．５原
子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７原子％、残部をＦｅ
とした。このインゴットを２０ｇ程度の小片に切り出
し、６０ｍｇ程度のＢとともに石英製のノズルに装填
し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融
した後、溶湯を周速４０ｍ／ｓで回転する銅製の単ロー
ル上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する際の温度
は、１３００℃とした。ＩＣＰによる組成分解の結果、
前記合金薄帯中には１．８８原子％のＢが含有され、Ｓ
ｍ7.35Ｚｒ2.45Ｃｏ26.5Ｂ1.88Ｆｅbal の組成を有する
ものであった。つづいて、前記合金薄帯を石英管に真空
封入し、７２０℃で１５分間熱処理を施した。
【００６８】前記熱処理後の合金薄帯における生成相を
Ｘ線回折にて調べた。その結果、回折パターン上、微小
なα−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回折ピークが六
方晶系のＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けされ、Ｔｂ
Ｃｕ7 相が主相をなすことが確認された。また、Ｘ線回
折の結果より、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ＝０．４８
５３ｎｍ、ｃ＝０．４１８４ｎｍと評価でき、格子定数
比ｃ／ａは０．８６２１であることがわかった。
Ｘ線回折にて調べた。その結果、回折パターン上、微小
なα−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回折ピークが六
方晶系のＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けされ、Ｔｂ
Ｃｕ7 相が主相をなすことが確認された。また、Ｘ線回
折の結果より、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ＝０．４８
５３ｎｍ、ｃ＝０．４１８４ｎｍと評価でき、格子定数
比ｃ／ａは０．８６２１であることがわかった。
【００６９】前記熱処理後の合金薄帯について、乳鉢を
用いて粒径１００μｍ以下に粉砕し、この磁性材料粉末
にエポキシ樹脂を２重量％添加し混合した後、８０００
ｋｇ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成型し、さらに１５０℃の温
度で２．５時間キュア処理を施することによりボンド磁
石を製造した。
用いて粒径１００μｍ以下に粉砕し、この磁性材料粉末
にエポキシ樹脂を２重量％添加し混合した後、８０００
ｋｇ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成型し、さらに１５０℃の温
度で２．５時間キュア処理を施することによりボンド磁
石を製造した。
【００７０】得られたボンド磁石の室温における磁気特
性を測定した結果、残留磁束密度、保磁力及び最大エネ
ルギー積はそれぞれ０．７５Ｔ、２１０ｋＡ／ｍ、６４
ｋＪ／ｍ3 であった。
性を測定した結果、残留磁束密度、保磁力及び最大エネ
ルギー積はそれぞれ０．７５Ｔ、２１０ｋＡ／ｍ、６４
ｋＪ／ｍ3 であった。
【００７１】（実施例２）前記実施例１の合金薄帯を石
英管に真空封入し、７２０℃で１５分間熱処理を施し
た。熱処理材について、乳鉢を用いて粒径３２μｍ以下
に粉砕した後、１気圧の窒素ガス雰囲気中、４４０℃で
６５時間熱処理（窒化処理）を施して磁性材料粉末を合
成した。この磁性材料粉末の組成は、Ｓｍ6.76Ｚｒ2.25
Ｃｏ24.35 Ｂ 1.70Ｎ8.12Ｆｅbal であった。
英管に真空封入し、７２０℃で１５分間熱処理を施し
た。熱処理材について、乳鉢を用いて粒径３２μｍ以下
に粉砕した後、１気圧の窒素ガス雰囲気中、４４０℃で
６５時間熱処理（窒化処理）を施して磁性材料粉末を合
成した。この磁性材料粉末の組成は、Ｓｍ6.76Ｚｒ2.25
Ｃｏ24.35 Ｂ 1.70Ｎ8.12Ｆｅbal であった。
【００７２】前記磁性材料粉末における生成相をＸ線回
折にて測定することにより図２に示すＸ線回折パターン
を得た。図２に示すように、回折パターン上、微小なα
−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回折ピークが六方晶
系のＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けされ、ＴｂＣｕ
7 相が主相をなすことが確認された。また、Ｘ線回折の
結果より、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ＝０．４９２７
ｎｍ、ｃ＝０．４２５５ｎｍと評価でき、格子定数比ｃ
／ａは０．８６３６であることがわかった。
折にて測定することにより図２に示すＸ線回折パターン
を得た。図２に示すように、回折パターン上、微小なα
−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回折ピークが六方晶
系のＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けされ、ＴｂＣｕ
7 相が主相をなすことが確認された。また、Ｘ線回折の
結果より、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ＝０．４９２７
ｎｍ、ｃ＝０．４２５５ｎｍと評価でき、格子定数比ｃ
／ａは０．８６３６であることがわかった。
【００７３】次いで、前記磁性材料粉末をエタノール中
で浮遊させ、浮遊物を除去することにより粒径３．８μ
ｍ以下の微細な粉末を５体積％以下まで除去した。この
ような微粉除去後の磁性材料粉末にエポキシ樹脂を２重
量％添加し混合した後、８０００ｋｇ／ｃｍ2 の圧力で
圧縮成型し、その後１５０℃の温度で２．５時間キュア
処理を施したボンド磁石を製造した。
で浮遊させ、浮遊物を除去することにより粒径３．８μ
ｍ以下の微細な粉末を５体積％以下まで除去した。この
ような微粉除去後の磁性材料粉末にエポキシ樹脂を２重
量％添加し混合した後、８０００ｋｇ／ｃｍ2 の圧力で
圧縮成型し、その後１５０℃の温度で２．５時間キュア
処理を施したボンド磁石を製造した。
【００７４】得られたボンド磁石の室温における磁気特
性を測定した結果、残留磁束密度、保磁力及び最大エネ
ルギー積はそれぞれ０．７５Ｔ、５６０ｋＡ／ｍ、８１
ｋＪ／ｍ3 であった。
性を測定した結果、残留磁束密度、保磁力及び最大エネ
ルギー積はそれぞれ０．７５Ｔ、５６０ｋＡ／ｍ、８１
ｋＪ／ｍ3 であった。
【００７５】（実施例３〜１０）まず、高純度のＳｍ、
Ｎｂ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａ
ｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｆｅの各原料をＡｒ
雰囲気中でアーク溶解して８種のインゴットを作製し
た。つづいて、これらのインゴットの小片を硼素（Ｂ）
とともに石英製のノズルにそれぞれ装填し、アルゴンガ
ス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を
周速４０ｍ／ｓで回転する銅製の単ロール上に噴出して
８種の合金薄帯を作製した。これらの合金薄帯を石英管
に真空封入し、７２０℃で１５分間熱処理を施し、さら
に乳鉢を用いて粒径３２μｍ以下に粉砕した後、１気圧
の窒素ガス雰囲気中、４４０℃で６５時間熱処理（窒化
処理）をそれぞれ施することにより下記表１に示す組成
の８種の磁性材料粉末を合成した。
Ｎｂ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａ
ｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｆｅの各原料をＡｒ
雰囲気中でアーク溶解して８種のインゴットを作製し
た。つづいて、これらのインゴットの小片を硼素（Ｂ）
とともに石英製のノズルにそれぞれ装填し、アルゴンガ
ス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を
周速４０ｍ／ｓで回転する銅製の単ロール上に噴出して
８種の合金薄帯を作製した。これらの合金薄帯を石英管
に真空封入し、７２０℃で１５分間熱処理を施し、さら
に乳鉢を用いて粒径３２μｍ以下に粉砕した後、１気圧
の窒素ガス雰囲気中、４４０℃で６５時間熱処理（窒化
処理）をそれぞれ施することにより下記表１に示す組成
の８種の磁性材料粉末を合成した。
【００７６】前記各磁性材料粉末は、Ｘ線回折の結果、
全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格
子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲である
ことがわかった。
全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格
子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲である
ことがわかった。
【００７７】次いで、前記磁性材料粉末を用いて前記実
施例２と同様な方法により８種のボンド磁石を製造し
た。
施例２と同様な方法により８種のボンド磁石を製造し
た。
【００７８】得られた各ボンド磁石の室温における残留
磁束密度、保磁力、最大エネルギー積を調べた。これら
の結果を下記表１に併記した。
磁束密度、保磁力、最大エネルギー積を調べた。これら
の結果を下記表１に併記した。
【００７９】
【表１】
【００８０】前記表１から明らかなように実施例３〜１
０のボンド磁石は、残留磁束密度、保磁力、最大エネル
ギー積が大きく、優れた磁気特性を示すことがわかる。
０のボンド磁石は、残留磁束密度、保磁力、最大エネル
ギー積が大きく、優れた磁気特性を示すことがわかる。
【００８１】（比較例１）まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、
Ｆｅ、Ｃｏの各原料を所定量調合し、実施例１と同様な
条件で合金薄帯を作製し、真空中で熱処理した後、実施
例２と同様の方法で窒化処理を施して磁性材料粉末を製
造した。なお、インゴットの組成はＳｍ７．５原子％、
Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７原子％、残部をＦｅとし
た。またＢの添加量は１４原子％となるように調整し
た。
Ｆｅ、Ｃｏの各原料を所定量調合し、実施例１と同様な
条件で合金薄帯を作製し、真空中で熱処理した後、実施
例２と同様の方法で窒化処理を施して磁性材料粉末を製
造した。なお、インゴットの組成はＳｍ７．５原子％、
Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７原子％、残部をＦｅとし
た。またＢの添加量は１４原子％となるように調整し
た。
【００８２】得られた磁性材料粉末のＸ線回折を行なっ
た結果、ＴｂＣｕ7 相、Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相及びα−Ｆｅ相
の生成が確認された。また、それぞれの相のメインピー
クの回折強度比は、ＴｂＣｕ7 相：Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相：α
−Ｆｅ相＝１９：３３：４８であった。
た結果、ＴｂＣｕ7 相、Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相及びα−Ｆｅ相
の生成が確認された。また、それぞれの相のメインピー
クの回折強度比は、ＴｂＣｕ7 相：Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相：α
−Ｆｅ相＝１９：３３：４８であった。
【００８３】次いで、前記磁性材料粉末を用いて実施例
１と同様にしてボンド磁石を製造した。得られたボンド
磁石の室温における残留磁束密度、保磁力、最大エネル
ギー積は、それぞれ０．１２Ｔ、３２ｋＡ／ｍ、１．０
ｋＪ／ｍ3 と低い磁気特性であった。これは、磁性材料
中の硼素（Ｂ）の配合量が本発明の範囲（１０原子％以
下）を越え、前述した粉末Ｘ線回折の結果からα−Ｆｅ
相およびＲ2 Ｆｅ14Ｂ相の析出が著しいことに起因する
ものと考えられる。
１と同様にしてボンド磁石を製造した。得られたボンド
磁石の室温における残留磁束密度、保磁力、最大エネル
ギー積は、それぞれ０．１２Ｔ、３２ｋＡ／ｍ、１．０
ｋＪ／ｍ3 と低い磁気特性であった。これは、磁性材料
中の硼素（Ｂ）の配合量が本発明の範囲（１０原子％以
下）を越え、前述した粉末Ｘ線回折の結果からα−Ｆｅ
相およびＲ2 Ｆｅ14Ｂ相の析出が著しいことに起因する
ものと考えられる。
【００８４】（比較例２）高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｆｅ、
Ｃｏの各原料を所定量調合し、実施例１と同様な条件で
合金薄帯を作製し、真空中で熱処理した後、実施例２と
同様の方法で窒化処理を施して磁性材料粉末を製造し
た。なお、インゴットの組成はＳｍ７．５原子％、Ｚｒ
２．５原子％、Ｃｏ２７原子％、残部がＦｅであり、Ｂ
は添加されていなかった。
Ｃｏの各原料を所定量調合し、実施例１と同様な条件で
合金薄帯を作製し、真空中で熱処理した後、実施例２と
同様の方法で窒化処理を施して磁性材料粉末を製造し
た。なお、インゴットの組成はＳｍ７．５原子％、Ｚｒ
２．５原子％、Ｃｏ２７原子％、残部がＦｅであり、Ｂ
は添加されていなかった。
【００８５】得られた磁性材料粉末について、粉末のＸ
線回折を行なった結果、実施例１と同様にＴｂＣｕ7 相
が主相をなすことが確認され、ＴｂＣｕ7 相の格子定数
比ｃ／ａは０．８６１であることがわかった。
線回折を行なった結果、実施例１と同様にＴｂＣｕ7 相
が主相をなすことが確認され、ＴｂＣｕ7 相の格子定数
比ｃ／ａは０．８６１であることがわかった。
【００８６】次いで、前記磁性材料粉末を用いて実施例
１と同様にしてボンド磁石を製造した。得られたボンド
磁石の室温における残留磁束密度、保磁力、最大エネル
ギー積は、それぞれ０．６０Ｔ、５５０ｋＡ／ｍ、５７
ｋＪ／ｍ3 であり、実施例２と比較して磁気特性が劣
る。これは、Ｂの添加を行わなかったことにより、残留
磁束密度が実施例２より小さく、これに起因して最大エ
ネルギー積も実施例１より低下したものと推測される。
１と同様にしてボンド磁石を製造した。得られたボンド
磁石の室温における残留磁束密度、保磁力、最大エネル
ギー積は、それぞれ０．６０Ｔ、５５０ｋＡ／ｍ、５７
ｋＪ／ｍ3 であり、実施例２と比較して磁気特性が劣
る。これは、Ｂの添加を行わなかったことにより、残留
磁束密度が実施例２より小さく、これに起因して最大エ
ネルギー積も実施例１より低下したものと推測される。
【００８７】（実施例１１−１〜１１−３）まず、高純
度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｆｅの各原料を、Ａｒ雰囲気中
でアーク溶解してインゴットを調製した。なお、インゴ
ットの組成はＳｍ７．５原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃ
ｏ２７．０原子％、残部がＦｅであった。このインゴッ
トを所定量のＢとともに石英製のノズルに装填し、アル
ゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、
溶湯を周速４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製
の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する
際の温度は、１３５０℃とした。ＩＣＰによる組成分析
の結果、前記合金薄帯中には１．９原子％のＢが含有さ
れ、Ｓｍ7.4 Ｚｒ2.4 Ｃｏ29.8Ｂ1.9 Ｆｅbal の組成を
有するものであった。得られた合金薄帯の保磁力を振動
試験型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。その結果、
保磁力は１２〜６８ｋＡ／ｍであった。
度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｆｅの各原料を、Ａｒ雰囲気中
でアーク溶解してインゴットを調製した。なお、インゴ
ットの組成はＳｍ７．５原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃ
ｏ２７．０原子％、残部がＦｅであった。このインゴッ
トを所定量のＢとともに石英製のノズルに装填し、アル
ゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、
溶湯を周速４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製
の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する
際の温度は、１３５０℃とした。ＩＣＰによる組成分析
の結果、前記合金薄帯中には１．９原子％のＢが含有さ
れ、Ｓｍ7.4 Ｚｒ2.4 Ｃｏ29.8Ｂ1.9 Ｆｅbal の組成を
有するものであった。得られた合金薄帯の保磁力を振動
試験型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。その結果、
保磁力は１２〜６８ｋＡ／ｍであった。
【００８８】次いで、保磁力が１２ｋＡ／ｍ、３６ｋＡ
／ｍおよび６８ｋＡ／ｍの合金薄帯を選び、これら合金
薄帯をそれぞれ不活性雰囲気（Ａｒ；０．９気圧）中、
７００℃で３０分間熱処理を施した。つづいて、これら
合金薄帯をボールミルにより平均粒径２０μｍ前後にそ
れぞれ粉砕した後、それぞれ１気圧の窒素ガス雰囲気
中、４５０℃で５０時間熱処理（窒化処理）を施するこ
とにより下記表２に示す組成の３種の磁性材料粉末を合
成した。
／ｍおよび６８ｋＡ／ｍの合金薄帯を選び、これら合金
薄帯をそれぞれ不活性雰囲気（Ａｒ；０．９気圧）中、
７００℃で３０分間熱処理を施した。つづいて、これら
合金薄帯をボールミルにより平均粒径２０μｍ前後にそ
れぞれ粉砕した後、それぞれ１気圧の窒素ガス雰囲気
中、４５０℃で５０時間熱処理（窒化処理）を施するこ
とにより下記表２に示す組成の３種の磁性材料粉末を合
成した。
【００８９】前記各磁性材料粉末は、Ｘ線回折の結果、
全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格
子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲である
ことがわかった。
全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格
子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲である
ことがわかった。
【００９０】前記各磁性材料粉末について、振動試験型
磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁気特性（残留磁束密度、最
大エネルギー積）を調べた。なお、これらの磁気特性は
磁性材料粉末の密度を７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算
し、反磁界係数０．１５として補正した結果を下記表２
に示す。
磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁気特性（残留磁束密度、最
大エネルギー積）を調べた。なお、これらの磁気特性は
磁性材料粉末の密度を７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算
し、反磁界係数０．１５として補正した結果を下記表２
に示す。
【００９１】（実施例１２〜１５）まず、高純度のＳ
ｍ、Ｎｂ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃ
ｒ、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｆｅの
各原料をＡｒ雰囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注入
して４種のインゴットを作製した。これらのインゴット
を所定量のＢとともに石英製のノズルに装填し、アルゴ
ンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶
湯を周速４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の
単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。前記各溶湯
を噴出する際の温度は、１３２０℃とした。ＩＣＰによ
る組成分析の結果、前記各合金薄帯中には１．１原子
％、１．６原子％、０．５原子％、１．７原子％のＢが
それぞれ含有され、Ｓｍ7.9 Ｚｒ2.2 Ｎｉ3.3 Ｇａ1.1
Ｃｏ22.0Ｂ1.1 Ｆｅbal.（実施例１２）、Ｓｍ6.5 Ｎｄ
1.1 Ｚｒ2.6 Ｍｏ2.2 Ｃｒ1.1 Ｓｉ1.1 Ｃｏ25.0Ｂ1.6
Ｆｅba l.（実施例１３）、Ｓｍ7.4 Ｐｒ1.1 Ｚｒ1.6 Ｈ
ｆ0.5 Ｗ0.5 Ａｌ0.2 Ｃ2.2 Ｃｏ33.9Ｂ0.5 Ｆｅ
bal.（実施例１４）、Ｓｍ7.2 Ｎｄ0.6 Ｄｙ2.2 Ｚｒ
2.7 Ｍｎ 1.1 Ｎｂ1.1 Ｃｏ26.0Ｂ1.7 Ｆｅbal.（実施例
１５）の組成を有するものであった。得られた各合金薄
帯の保磁力を振動試験型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定
した。その結果、実施例１２〜１５の合金薄帯の保磁力
はそれぞれ２０ｋＡ／ｍ、３３ｋＡ／ｍ、２９ｋＡ／
ｍ、２２ｋＡ／ｍであった。
ｍ、Ｎｂ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃ
ｒ、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｆｅの
各原料をＡｒ雰囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注入
して４種のインゴットを作製した。これらのインゴット
を所定量のＢとともに石英製のノズルに装填し、アルゴ
ンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶
湯を周速４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の
単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。前記各溶湯
を噴出する際の温度は、１３２０℃とした。ＩＣＰによ
る組成分析の結果、前記各合金薄帯中には１．１原子
％、１．６原子％、０．５原子％、１．７原子％のＢが
それぞれ含有され、Ｓｍ7.9 Ｚｒ2.2 Ｎｉ3.3 Ｇａ1.1
Ｃｏ22.0Ｂ1.1 Ｆｅbal.（実施例１２）、Ｓｍ6.5 Ｎｄ
1.1 Ｚｒ2.6 Ｍｏ2.2 Ｃｒ1.1 Ｓｉ1.1 Ｃｏ25.0Ｂ1.6
Ｆｅba l.（実施例１３）、Ｓｍ7.4 Ｐｒ1.1 Ｚｒ1.6 Ｈ
ｆ0.5 Ｗ0.5 Ａｌ0.2 Ｃ2.2 Ｃｏ33.9Ｂ0.5 Ｆｅ
bal.（実施例１４）、Ｓｍ7.2 Ｎｄ0.6 Ｄｙ2.2 Ｚｒ
2.7 Ｍｎ 1.1 Ｎｂ1.1 Ｃｏ26.0Ｂ1.7 Ｆｅbal.（実施例
１５）の組成を有するものであった。得られた各合金薄
帯の保磁力を振動試験型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定
した。その結果、実施例１２〜１５の合金薄帯の保磁力
はそれぞれ２０ｋＡ／ｍ、３３ｋＡ／ｍ、２９ｋＡ／
ｍ、２２ｋＡ／ｍであった。
【００９２】次いで、前記各合金薄帯をそれぞれ不活性
雰囲気（Ａｒ；０．９気圧）中、７００℃で３０分間熱
処理を施した。つづいて、これら合金薄帯をボールミル
により平均粒径２０μｍ前後にそれぞれ粉砕した。ひき
つづき、実施例１２、１３、１４の合金粉末をそれぞれ
１気圧の窒素ガス雰囲気中、４５０℃で５０時間熱処理
（窒化処理）を施することにより下記表２に示す組成の
３種の磁性材料粉末を合成した。また、実施例１５の合
金粉末を０．０２気圧のアンモニアガスおよび１気圧の
窒素ガスの雰囲気中、３５０℃で１０時間熱処理を施す
ることにより下記表２に示す組成の磁性材料粉末を合成
した。
雰囲気（Ａｒ；０．９気圧）中、７００℃で３０分間熱
処理を施した。つづいて、これら合金薄帯をボールミル
により平均粒径２０μｍ前後にそれぞれ粉砕した。ひき
つづき、実施例１２、１３、１４の合金粉末をそれぞれ
１気圧の窒素ガス雰囲気中、４５０℃で５０時間熱処理
（窒化処理）を施することにより下記表２に示す組成の
３種の磁性材料粉末を合成した。また、実施例１５の合
金粉末を０．０２気圧のアンモニアガスおよび１気圧の
窒素ガスの雰囲気中、３５０℃で１０時間熱処理を施す
ることにより下記表２に示す組成の磁性材料粉末を合成
した。
【００９３】前記各磁性材料粉末は、Ｘ線回折の結果、
全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格
子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲である
ことがわかった。
全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格
子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲である
ことがわかった。
【００９４】前記各磁性材料粉末について、振動試験型
磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁気特性（残留磁束密度、最
大エネルギー積）を調べた。なお、これらの磁気特性は
磁性材料粉末の密度を７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算
し、反磁界係数０．１５として補正した結果を下記表２
に示す。
磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁気特性（残留磁束密度、最
大エネルギー積）を調べた。なお、これらの磁気特性は
磁性材料粉末の密度を７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算
し、反磁界係数０．１５として補正した結果を下記表２
に示す。
【００９５】
【表２】
【００９６】前記表２から明らかなように急冷直後の保
磁力が５６ｋＡ／ｍ以下の合金薄帯（１２ｋＡ／ｍ、３
６ｋＡ／ｍ）を用いて窒化処理することにより得られた
実施例１１−１、１１−２の磁性材料粉末は、いずれも
最大エネルギー積が急冷直後の保磁力が５６ｋＡ／ｍを
越える合金薄帯（６８ｋＡ／ｍ）を用いて窒化処理する
ことにより得られた実施例１１−３の磁性材料粉末に比
べて大きいことがわかる。
磁力が５６ｋＡ／ｍ以下の合金薄帯（１２ｋＡ／ｍ、３
６ｋＡ／ｍ）を用いて窒化処理することにより得られた
実施例１１−１、１１−２の磁性材料粉末は、いずれも
最大エネルギー積が急冷直後の保磁力が５６ｋＡ／ｍを
越える合金薄帯（６８ｋＡ／ｍ）を用いて窒化処理する
ことにより得られた実施例１１−３の磁性材料粉末に比
べて大きいことがわかる。
【００９７】また、急冷直後の保磁力が５６ｋＡ／ｍ以
下の合金薄帯を用いて窒化処理することにより得られた
実施例１２〜１５の磁性材料粉末は、いずれも磁気特性
が優れていることがわかる。
下の合金薄帯を用いて窒化処理することにより得られた
実施例１２〜１５の磁性材料粉末は、いずれも磁気特性
が優れていることがわかる。
【００９８】なお、実施例１１−１〜１１−３の合金薄
帯の作製において、保磁力が５６ｋＡ／ｍを越えるもの
の割合が３０％弱であったが、溶湯が噴射される銅ロー
ルの回転速度（周速度）を４２ｍ／ｓｅｃにすることに
より保磁力が５６ｋＡ／ｍを越えるものの割合を５％未
満にすることができ、特に得られた合金薄帯を分別する
ことなくそのまま加熱処理、粉砕、窒化処理等を施すこ
とにより実施例１１−１、１１−２と同様な特性を有す
る磁性材料粉末を得ることができる。
帯の作製において、保磁力が５６ｋＡ／ｍを越えるもの
の割合が３０％弱であったが、溶湯が噴射される銅ロー
ルの回転速度（周速度）を４２ｍ／ｓｅｃにすることに
より保磁力が５６ｋＡ／ｍを越えるものの割合を５％未
満にすることができ、特に得られた合金薄帯を分別する
ことなくそのまま加熱処理、粉砕、窒化処理等を施すこ
とにより実施例１１−１、１１−２と同様な特性を有す
る磁性材料粉末を得ることができる。
【００９９】（実施例１６−１、１６−２）まず、高純
度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｆｅの各原料を、Ａｒ雰囲気中
でアーク溶解してインゴットを調製した。なお、インゴ
ットの組成はＳｍ７．５原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃ
ｏ２７原子％、残部がＦｅであった。このインゴットを
所定量のＢとともに石英製のノズルに装填し、アルゴン
ガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯
を周速４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の単
ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する際の
温度は、１３５０℃とした。ＩＣＰによる組成分析の結
果、前記合金薄帯中には１．９原子％のＢが含有され、
Ｓｍ7.4 Ｚｒ2.4 Ｃｏ29.8Ｂ1.9 Ｆｅbal の組成を有す
るものであった。得られた複数の合金薄帯の厚さをノギ
スを用いて測定した。その結果、前記各合金薄帯の厚さ
は５〜４５μｍであった。
度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｆｅの各原料を、Ａｒ雰囲気中
でアーク溶解してインゴットを調製した。なお、インゴ
ットの組成はＳｍ７．５原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃ
ｏ２７原子％、残部がＦｅであった。このインゴットを
所定量のＢとともに石英製のノズルに装填し、アルゴン
ガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯
を周速４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の単
ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する際の
温度は、１３５０℃とした。ＩＣＰによる組成分析の結
果、前記合金薄帯中には１．９原子％のＢが含有され、
Ｓｍ7.4 Ｚｒ2.4 Ｃｏ29.8Ｂ1.9 Ｆｅbal の組成を有す
るものであった。得られた複数の合金薄帯の厚さをノギ
スを用いて測定した。その結果、前記各合金薄帯の厚さ
は５〜４５μｍであった。
【０１００】次いで、厚さが３０μｍ以下の合金薄帯お
よび厚さが３０μｍを越える合金薄帯をそれぞれ選び、
これら合金薄帯をそれぞれ不活性雰囲気（Ａｒ；０．９
気圧）中、７００℃で３０分間熱処理を施した。つづい
て、これら合金薄帯をボールミルにより平均粒径２０μ
ｍ前後にそれぞれ粉砕した後、それぞれ１気圧の窒素ガ
ス雰囲気中、４３０℃で１００時間熱処理（窒化処理）
を施することにより下記表３に示す組成の２種の磁性材
料粉末を合成した。
よび厚さが３０μｍを越える合金薄帯をそれぞれ選び、
これら合金薄帯をそれぞれ不活性雰囲気（Ａｒ；０．９
気圧）中、７００℃で３０分間熱処理を施した。つづい
て、これら合金薄帯をボールミルにより平均粒径２０μ
ｍ前後にそれぞれ粉砕した後、それぞれ１気圧の窒素ガ
ス雰囲気中、４３０℃で１００時間熱処理（窒化処理）
を施することにより下記表３に示す組成の２種の磁性材
料粉末を合成した。
【０１０１】前記各磁性材料粉末は、Ｘ線回折の結果、
全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格
子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲である
ことがわかった。
全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格
子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲である
ことがわかった。
【０１０２】前記各磁性材料粉末について、振動試験型
磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁気特性（残留磁束密度、最
大エネルギー積）を調べた。なお、これらの磁気特性は
磁性材料粉末の密度を７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算
し、反磁界係数０．１５として補正した結果を下記表３
に示す。
磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁気特性（残留磁束密度、最
大エネルギー積）を調べた。なお、これらの磁気特性は
磁性材料粉末の密度を７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算
し、反磁界係数０．１５として補正した結果を下記表３
に示す。
【０１０３】（実施例１７〜２０）まず、高純度のＳ
ｍ、Ｎｂ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃ
ｒ、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｆｅの
各原料をＡｒ雰囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注入
して４種のインゴットを作製した。これらのインゴット
を所定量のＢとともに石英製のノズルに装填し、アルゴ
ンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶
湯を周速４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の
単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。前記各溶湯
を噴出する際の温度は、１３４０℃とした。ＩＣＰによ
る組成分析の結果、前記各合金薄帯中には１．１原子
％、１．６原子％、０．５原子％、１．７原子％のＢが
それぞれ含有され、Ｓｍ7.9 Ｚｒ2.2 Ｎｉ3.3 Ｇａ1.1
Ｃｏ22.0Ｂ1.1 Ｆｅbal.（実施例１７）、Ｓｍ6.5 Ｎｄ
1.1 Ｚｒ2.6 Ｍｏ2.2 Ｃｒ1.1 Ｓｉ1.1 Ｃｏ25.0Ｂ1.6
Ｆｅba l.（実施例１８）、Ｓｍ7.4 Ｐｒ1.1 Ｚｒ1.6 Ｈ
ｆ0.5 Ｗ0.5 Ａｌ0.2 Ｃｏ33.9Ｂ0.5 Ｃ2.2 Ｆｅ
bal.（実施例１９）、Ｓｍ7.2 Ｎｄ0.6 Ｄｙ2.2 Ｚｒ
2.7 Ｍｎ 1.1 Ｎｂ1.1 Ｃｏ26.0Ｂ1.7 Ｆｅbal.（実施例
２０）の組成を有するものであった。得られた各合金薄
帯の厚さをノギスを用いて測定した。その結果、前記各
合金薄帯は下記表３に示す厚さを有していた。
ｍ、Ｎｂ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃ
ｒ、Ａｌ、Ｇａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｆｅの
各原料をＡｒ雰囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注入
して４種のインゴットを作製した。これらのインゴット
を所定量のＢとともに石英製のノズルに装填し、アルゴ
ンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶
湯を周速４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の
単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。前記各溶湯
を噴出する際の温度は、１３４０℃とした。ＩＣＰによ
る組成分析の結果、前記各合金薄帯中には１．１原子
％、１．６原子％、０．５原子％、１．７原子％のＢが
それぞれ含有され、Ｓｍ7.9 Ｚｒ2.2 Ｎｉ3.3 Ｇａ1.1
Ｃｏ22.0Ｂ1.1 Ｆｅbal.（実施例１７）、Ｓｍ6.5 Ｎｄ
1.1 Ｚｒ2.6 Ｍｏ2.2 Ｃｒ1.1 Ｓｉ1.1 Ｃｏ25.0Ｂ1.6
Ｆｅba l.（実施例１８）、Ｓｍ7.4 Ｐｒ1.1 Ｚｒ1.6 Ｈ
ｆ0.5 Ｗ0.5 Ａｌ0.2 Ｃｏ33.9Ｂ0.5 Ｃ2.2 Ｆｅ
bal.（実施例１９）、Ｓｍ7.2 Ｎｄ0.6 Ｄｙ2.2 Ｚｒ
2.7 Ｍｎ 1.1 Ｎｂ1.1 Ｃｏ26.0Ｂ1.7 Ｆｅbal.（実施例
２０）の組成を有するものであった。得られた各合金薄
帯の厚さをノギスを用いて測定した。その結果、前記各
合金薄帯は下記表３に示す厚さを有していた。
【０１０４】次いで、前記各合金薄帯をそれぞれ不活性
雰囲気（Ａｒ；０．９気圧）中、７００℃で３０分間熱
処理を施した。つづいて、これら合金薄帯をボールミル
により平均粒径２０μｍ前後にそれぞれ粉砕した。ひき
つづき、実施例１７、１８、１９の合金粉末をそれぞれ
１気圧の窒素ガス雰囲気中、４３０℃で１００時間熱処
理（窒化処理）を施することにより下記表３に示す組成
の３種の磁性材料粉末を合成した。また、実施例２０の
合金粉末を０．０２気圧のアンモニアガスおよび１気圧
の窒素ガスの雰囲気中、３５０℃で１０時間熱処理を施
することにより下記表３に示す組成の磁性材料粉末を合
成した。
雰囲気（Ａｒ；０．９気圧）中、７００℃で３０分間熱
処理を施した。つづいて、これら合金薄帯をボールミル
により平均粒径２０μｍ前後にそれぞれ粉砕した。ひき
つづき、実施例１７、１８、１９の合金粉末をそれぞれ
１気圧の窒素ガス雰囲気中、４３０℃で１００時間熱処
理（窒化処理）を施することにより下記表３に示す組成
の３種の磁性材料粉末を合成した。また、実施例２０の
合金粉末を０．０２気圧のアンモニアガスおよび１気圧
の窒素ガスの雰囲気中、３５０℃で１０時間熱処理を施
することにより下記表３に示す組成の磁性材料粉末を合
成した。
【０１０５】前記各磁性材料粉末は、Ｘ線回折の結果、
全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格
子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲である
ことがわかった。
全てＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認され、その格
子定数比ｃ／ａは０．８５４〜０．８７６の範囲である
ことがわかった。
【０１０６】前記各磁性材料粉末について、振動試験型
磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁気特性（残留磁束密度、最
大エネルギー積）を調べた。なお、これらの磁気特性は
磁性材料粉末の密度を７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算
し、反磁界係数０．１５として補正した結果を下記表３
に示す。
磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁気特性（残留磁束密度、最
大エネルギー積）を調べた。なお、これらの磁気特性は
磁性材料粉末の密度を７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算
し、反磁界係数０．１５として補正した結果を下記表３
に示す。
【０１０７】
【表３】
【０１０８】前記表３から明らかなように急冷直後の厚
さが３０μｍ以下の合金薄帯（厚さ１５〜２０μｍ）を
用いて窒化処理することにより得られた実施例１６−１
の磁性材料粉末は、最大エネルギー積が急冷直後の厚さ
が３０μｍを越える合金薄帯（厚さ３２〜３６μｍ）を
用いて窒化処理することにより得られた実施例１６−２
の磁性材料粉末に比べて大きいことがわかる。
さが３０μｍ以下の合金薄帯（厚さ１５〜２０μｍ）を
用いて窒化処理することにより得られた実施例１６−１
の磁性材料粉末は、最大エネルギー積が急冷直後の厚さ
が３０μｍを越える合金薄帯（厚さ３２〜３６μｍ）を
用いて窒化処理することにより得られた実施例１６−２
の磁性材料粉末に比べて大きいことがわかる。
【０１０９】また、急冷直後の厚さが３０μｍ以下の合
金薄帯を用いて窒化処理することにより得られた実施例
１７〜２０の磁性材料粉末は、いずれも磁気特性が優れ
ていることがわかる。
金薄帯を用いて窒化処理することにより得られた実施例
１７〜２０の磁性材料粉末は、いずれも磁気特性が優れ
ていることがわかる。
【０１１０】（実施例２１〜３０）まず、高純度のＳ
ｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｂ、Ｆｅの各原料を、Ａｒ雰囲気中で
アーク溶解してインゴットを調製した。なお、インゴッ
トの組成はＳｍ７．７原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ
２７原子％、Ｂ２．２原子％、残部がＦｅであった。こ
のインゴットを石英製のノズルに装填し、アルゴンガス
雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周
速４５ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の単ロー
ル上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する際の温度
は、１３６０℃とした。
ｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｂ、Ｆｅの各原料を、Ａｒ雰囲気中で
アーク溶解してインゴットを調製した。なお、インゴッ
トの組成はＳｍ７．７原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ
２７原子％、Ｂ２．２原子％、残部がＦｅであった。こ
のインゴットを石英製のノズルに装填し、アルゴンガス
雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周
速４５ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製の単ロー
ル上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する際の温度
は、１３６０℃とした。
【０１１１】次いで、前記合金薄帯を石英管に真空封入
し、７００℃で２０分間熱処理を施した。この熱処理合
金薄帯をボールミルを用いて平均粒径３０μｍ以下に粉
砕した。この合金粉末についてＸ線回折を行った。その
結果、ＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認された。ま
た、Ｘ線回折の結果より、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ
＝０．４８６ｎｍ、ｃ＝０．４１９ｎｍと評価でき、格
子定数比ｃ／ａは０．８６２であることがわかった。
し、７００℃で２０分間熱処理を施した。この熱処理合
金薄帯をボールミルを用いて平均粒径３０μｍ以下に粉
砕した。この合金粉末についてＸ線回折を行った。その
結果、ＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認された。ま
た、Ｘ線回折の結果より、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ
＝０．４８６ｎｍ、ｃ＝０．４１９ｎｍと評価でき、格
子定数比ｃ／ａは０．８６２であることがわかった。
【０１１２】次いで、前記合金粉末について下記表４に
示す条件で窒化処理をそれぞれ施することにより１０種
の磁性材料粉末を合成した。
示す条件で窒化処理をそれぞれ施することにより１０種
の磁性材料粉末を合成した。
【０１１３】前記各磁性材料粉末について、α−Ｆｅ相
の割合および振動試験型磁力計（ＶＳＭ）を用いて最大
エネルギー積を調べた。なお、α−Ｆｅ相の割合はＸ線
回折から求めたα−Ｆｅ相の主反射強度（ＩFe）および
ＴｂＣｕ7 相の主反射強度（ＩTb）を下記式に代入する
ことにより算出した主反射強度比（Ｉ）により評価し
た。
の割合および振動試験型磁力計（ＶＳＭ）を用いて最大
エネルギー積を調べた。なお、α−Ｆｅ相の割合はＸ線
回折から求めたα−Ｆｅ相の主反射強度（ＩFe）および
ＴｂＣｕ7 相の主反射強度（ＩTb）を下記式に代入する
ことにより算出した主反射強度比（Ｉ）により評価し
た。
【０１１４】 Ｉ（％）＝［ＩFe／（ＩFe＋ＩTb）］×１００ また、前記最大エネルギー積は磁性材料粉末の密度を
７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算し、反磁界係数０．１５
として補正した。これらの結果を下記表４に示す。
７．７４ｇ／ｃｍ3 として計算し、反磁界係数０．１５
として補正した。これらの結果を下記表４に示す。
【０１１５】
【表４】
【０１１６】前記表４から明らかなように窒化処理時の
窒素圧力をｐ（気圧）、窒化処理温度をＴ（℃）とした
時、ｐが２気圧以上で、かつ２ｐ＋４００≦Ｔ≦２ｐ＋
４２０の関係を満たす条件で窒化処理することにより得
られた実施例２１〜２８の磁性材料粉末は、最大エネル
ギー積が前記条件から外れる窒化処理を施すことにより
得られた実施例２９、３０の磁性材料粉末に比べて高
く、磁気特性がより向上されることがわかる。
窒素圧力をｐ（気圧）、窒化処理温度をＴ（℃）とした
時、ｐが２気圧以上で、かつ２ｐ＋４００≦Ｔ≦２ｐ＋
４２０の関係を満たす条件で窒化処理することにより得
られた実施例２１〜２８の磁性材料粉末は、最大エネル
ギー積が前記条件から外れる窒化処理を施すことにより
得られた実施例２９、３０の磁性材料粉末に比べて高
く、磁気特性がより向上されることがわかる。
【０１１７】（実施例３１−１、３１−２）まず、高純
度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｂ、Ｆｅの各原料を、Ａｒ雰囲
気中でアーク溶解してインゴットを調製した。なお、イ
ンゴットの組成はＳｍ７．７原子％、Ｚｒ２．５原子
％、Ｃｏ２７原子％、Ｂ２．２原子％、残部がＦｅであ
った。このインゴットを石英製のノズルに装填し、アル
ゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、
溶湯を周速４５ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製
の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する
際の温度は、１３００℃とした。
度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｂ、Ｆｅの各原料を、Ａｒ雰囲
気中でアーク溶解してインゴットを調製した。なお、イ
ンゴットの組成はＳｍ７．７原子％、Ｚｒ２．５原子
％、Ｃｏ２７原子％、Ｂ２．２原子％、残部がＦｅであ
った。このインゴットを石英製のノズルに装填し、アル
ゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、
溶湯を周速４５ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製
の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。噴出する
際の温度は、１３００℃とした。
【０１１８】次いで、前記合金薄帯を石英管に真空封入
し、７００℃で２０分間熱処理を施した。つづいて、こ
の熱処理合金薄帯をボールミルを用いて粉砕し、分級す
ることにより下記表５に示す粒度分布を有する合金粉末
（実施例３１−１）および粒径２２μｍ以下の合金粉末
（実施例３１−２）を得た。実施例３１−１の合金粉末
は、下記表５に示すように粒径２．８μｍ以下の微細粉
末の体積比率が０．９３％であることが確認された。
し、７００℃で２０分間熱処理を施した。つづいて、こ
の熱処理合金薄帯をボールミルを用いて粉砕し、分級す
ることにより下記表５に示す粒度分布を有する合金粉末
（実施例３１−１）および粒径２２μｍ以下の合金粉末
（実施例３１−２）を得た。実施例３１−１の合金粉末
は、下記表５に示すように粒径２．８μｍ以下の微細粉
末の体積比率が０．９３％であることが確認された。
【０１１９】
【表５】
【０１２０】次いで、前記各合金粉末を１０気圧の窒素
ガス雰囲気中、４４０℃で６５時間熱処理（窒化処理）
を施することにより下記表６に示す組成の２種の磁性材
料粉末を合成した。得られた各磁性材料粉末についてＸ
線回折を行った。その結果、α−Ｆｅの回折ピークのほ
かはすべて回折ピークがＴｂＣｕ7 型結晶構造で指数付
けられることが確認された。また、Ｘ線回折の結果よ
り、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ＝０．４９３０ｎｍ、
ｃ＝０．４２５２ｎｍと評価でき、格子定数比ｃ／ａは
０．８６２５であることがわかった。さらに、前記各磁
性材料粉末について粒度分布測定を行った。その結果、
実施例３１−１の磁性材料粉末は粒径２．８μｍ以下の
微細粉末の含有量が体積比率で１．０８％、実施例３１
−２の磁性材料粉末の同粒径の微細粉末の含有量が体積
比率で５．３５％、であった。
ガス雰囲気中、４４０℃で６５時間熱処理（窒化処理）
を施することにより下記表６に示す組成の２種の磁性材
料粉末を合成した。得られた各磁性材料粉末についてＸ
線回折を行った。その結果、α−Ｆｅの回折ピークのほ
かはすべて回折ピークがＴｂＣｕ7 型結晶構造で指数付
けられることが確認された。また、Ｘ線回折の結果よ
り、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ＝０．４９３０ｎｍ、
ｃ＝０．４２５２ｎｍと評価でき、格子定数比ｃ／ａは
０．８６２５であることがわかった。さらに、前記各磁
性材料粉末について粒度分布測定を行った。その結果、
実施例３１−１の磁性材料粉末は粒径２．８μｍ以下の
微細粉末の含有量が体積比率で１．０８％、実施例３１
−２の磁性材料粉末の同粒径の微細粉末の含有量が体積
比率で５．３５％、であった。
【０１２１】次いで、前記各磁性材料粉末にエポキシ樹
脂を２重量％添加し混合した後、８０００ｋｇ／ｃｍ2
の圧力で圧縮成型し、さらに１５０℃の温度で２．５時
間キュア処理を施することにより２種のボンド磁石を製
造した。
脂を２重量％添加し混合した後、８０００ｋｇ／ｃｍ2
の圧力で圧縮成型し、さらに１５０℃の温度で２．５時
間キュア処理を施することにより２種のボンド磁石を製
造した。
【０１２２】得られた各ボンド磁石の室温における磁気
特性（残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積）
を測定した。その結果を下記表６に併記する。
特性（残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積）
を測定した。その結果を下記表６に併記する。
【０１２３】（実施例３２〜３６）まず、高純度のＳ
ｍ、Ｎｂ、Ｐｒ、Ｅｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｉ、Ｖ、Ｇａ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｏ、Ｆｅの各粉末をＡｒ雰囲気
中でアーク溶解した後、鋳型に注入して５種のインゴッ
トを作製した。これらのインゴットを石英製のノズルに
装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により
溶融した後、溶湯を周速４５ｍ／ｓで回転する銅製の単
ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。前記各溶湯を
噴出する際の温度は、１３１０℃とした。ＩＣＰによる
組成分析の結果、前記各合金薄帯はＳｍ6.3 Ｎｄ2.2 Ｚ
ｒ2.2 Ｍｏ2.2 Ｓｉ1.1 Ｃｏ22.8Ｂ0.9Ｆｅbal.（実施
例３２）、Ｓｍ7.2 Ｐｒ1.1 Ｚｒ2.2 Ｖ2.2 Ｗ1.1 Ｎｉ
3.2 Ｃｏ 17.2Ｂ0.9 Ｆｅbal.（実施例３３）、Ｓｍ8.2
Ｅｒ1.1 Ｚｒ1.1 Ｈｆ1.1 Ｍｏ2. 2 Ｇａ1.1 Ｃｏ20.7Ｂ
0.9 Ｆｅbal.（実施例３４）、Ｓｍ6.6 Ｎｄ2.2 Ｚｒ
2.2Ｃｏ15.2Ｂ1.4 Ｃ1.1 Ｆｅbal.（実施例３５）、Ｓ
ｍ7.6 Ｎｄ1.1 Ｚｒ2.2 Ｃｏ 15.1Ｂ1.9 Ｆｅbal.（実施
例３６）の組成を有するものであった。
ｍ、Ｎｂ、Ｐｒ、Ｅｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｉ、Ｖ、Ｇａ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｏ、Ｆｅの各粉末をＡｒ雰囲気
中でアーク溶解した後、鋳型に注入して５種のインゴッ
トを作製した。これらのインゴットを石英製のノズルに
装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により
溶融した後、溶湯を周速４５ｍ／ｓで回転する銅製の単
ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。前記各溶湯を
噴出する際の温度は、１３１０℃とした。ＩＣＰによる
組成分析の結果、前記各合金薄帯はＳｍ6.3 Ｎｄ2.2 Ｚ
ｒ2.2 Ｍｏ2.2 Ｓｉ1.1 Ｃｏ22.8Ｂ0.9Ｆｅbal.（実施
例３２）、Ｓｍ7.2 Ｐｒ1.1 Ｚｒ2.2 Ｖ2.2 Ｗ1.1 Ｎｉ
3.2 Ｃｏ 17.2Ｂ0.9 Ｆｅbal.（実施例３３）、Ｓｍ8.2
Ｅｒ1.1 Ｚｒ1.1 Ｈｆ1.1 Ｍｏ2. 2 Ｇａ1.1 Ｃｏ20.7Ｂ
0.9 Ｆｅbal.（実施例３４）、Ｓｍ6.6 Ｎｄ2.2 Ｚｒ
2.2Ｃｏ15.2Ｂ1.4 Ｃ1.1 Ｆｅbal.（実施例３５）、Ｓ
ｍ7.6 Ｎｄ1.1 Ｚｒ2.2 Ｃｏ 15.1Ｂ1.9 Ｆｅbal.（実施
例３６）の組成を有するものであった。
【０１２４】次いで、前記各合金薄帯をそれぞれ石英管
に真空封入し、７００℃で２０分間熱処理を施した。つ
づいて、これら熱処理合金薄帯をボールミルを用いて粉
砕して合金粉末を得た。
に真空封入し、７００℃で２０分間熱処理を施した。つ
づいて、これら熱処理合金薄帯をボールミルを用いて粉
砕して合金粉末を得た。
【０１２５】次いで、前記各合金粉末を１０気圧の窒素
ガス雰囲気中、４４０℃で６５時間熱処理（窒化処理）
を施することにより下記表６に示す組成の５種の磁性材
料粉末を合成した。得られた各磁性材料粉末についてＸ
線回折を行った。その結果、α−Ｆｅの回折ピークのほ
かはすべて回折ピークがＴｂＣｕ7 型結晶構造で指数付
けられることが確認された。また、Ｘ線回折の結果よ
り、格子定数比ｃ／ａは０．８５２〜０．８７３である
ことがわかった。さらに、前記各磁性材料粉末について
粒度分布測定を行った。その結果、実施例３２〜３６の
磁性材料粉末は粒径２．８μｍ以下の微細粉末の含有量
がそれぞれ体積比率で１．０１％、１．２３％、２．０
６％、０．９８％、０．９２％、であった。
ガス雰囲気中、４４０℃で６５時間熱処理（窒化処理）
を施することにより下記表６に示す組成の５種の磁性材
料粉末を合成した。得られた各磁性材料粉末についてＸ
線回折を行った。その結果、α−Ｆｅの回折ピークのほ
かはすべて回折ピークがＴｂＣｕ7 型結晶構造で指数付
けられることが確認された。また、Ｘ線回折の結果よ
り、格子定数比ｃ／ａは０．８５２〜０．８７３である
ことがわかった。さらに、前記各磁性材料粉末について
粒度分布測定を行った。その結果、実施例３２〜３６の
磁性材料粉末は粒径２．８μｍ以下の微細粉末の含有量
がそれぞれ体積比率で１．０１％、１．２３％、２．０
６％、０．９８％、０．９２％、であった。
【０１２６】次いで、前記各磁性材料粉末にエポキシ樹
脂を２重量％添加し混合した後、８０００ｋｇ／ｃｍ2
の圧力で圧縮成型し、さらに１５０℃の温度で２．５時
間キュア処理を施することにより５種のボンド磁石を製
造した。
脂を２重量％添加し混合した後、８０００ｋｇ／ｃｍ2
の圧力で圧縮成型し、さらに１５０℃の温度で２．５時
間キュア処理を施することにより５種のボンド磁石を製
造した。
【０１２７】得られた各ボンド磁石の室温における磁気
特性（残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積）
を測定した。その結果を下記表６に併記する。
特性（残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積）
を測定した。その結果を下記表６に併記する。
【０１２８】
【表６】
【０１２９】前記表６から明らかなように粒径２．８μ
ｍ以下の微細粉末の含有割合が５体積％以下の磁性材料
粉末を用いて得られた実施例３１−１のボンド磁石は、
室温における残留磁束密度、保磁力および最大エネルギ
ー積がいずれも同粒径の微細粉末の含有割合が５体積％
を越える磁性材料粉末を用いて得られた実施例３１−２
のボンド磁石に比べて優れていることがわかる。
ｍ以下の微細粉末の含有割合が５体積％以下の磁性材料
粉末を用いて得られた実施例３１−１のボンド磁石は、
室温における残留磁束密度、保磁力および最大エネルギ
ー積がいずれも同粒径の微細粉末の含有割合が５体積％
を越える磁性材料粉末を用いて得られた実施例３１−２
のボンド磁石に比べて優れていることがわかる。
【０１３０】また、粒径２．８μｍ以下の微細粉末の含
有割合が５体積％以下の磁性材料粉末を用いて得られた
実施例３２〜３６のボンド磁石は、室温における残留磁
束密度、保磁力および最大エネルギー積が優れているこ
とがわかる。
有割合が５体積％以下の磁性材料粉末を用いて得られた
実施例３２〜３６のボンド磁石は、室温における残留磁
束密度、保磁力および最大エネルギー積が優れているこ
とがわかる。
【０１３１】（実施例３７−１〜３７−５）まず、高純
度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｆｅ原料を、Ａｒ雰囲気中でア
ーク溶解してインゴットを調製した。インゴットの組成
は、Ｓｍ７．５原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７原
子％、残部をＦｅとした。このインゴットをＢとともに
石英製のノズルに装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周
波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周速４２ｍ／ｓで
回転する銅製の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製し
た。噴出する際の温度は、１３５０℃とした。ＩＣＰに
よる組成分解の結果、前記合金薄帯中には２．１６原子
％のＢが含有されていることがわかった。
度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｆｅ原料を、Ａｒ雰囲気中でア
ーク溶解してインゴットを調製した。インゴットの組成
は、Ｓｍ７．５原子％、Ｚｒ２．５原子％、Ｃｏ２７原
子％、残部をＦｅとした。このインゴットをＢとともに
石英製のノズルに装填し、アルゴンガス雰囲気中で高周
波誘導加熱により溶融した後、溶湯を周速４２ｍ／ｓで
回転する銅製の単ロール上に噴出して合金薄帯を作製し
た。噴出する際の温度は、１３５０℃とした。ＩＣＰに
よる組成分解の結果、前記合金薄帯中には２．１６原子
％のＢが含有されていることがわかった。
【０１３２】次いで、前記合金薄帯を石英管に真空封入
し、７２０℃で１５分間熱処理を施した。前記熱処理後
の合金薄帯を乳鉢を用いて粒径３０μｍ以下に粉砕した
後、１０気圧の窒素ガス雰囲気中、４５０℃で８０時間
熱処理（窒化処理）を施して磁性材料粉末を合成した。
この磁性材料粉末の組成は、Ｓｍ6.88Ｚｒ2.29Ｃｏ24
.77 Ｂ1.97Ｎ9.00Ｆｅbal であった。
し、７２０℃で１５分間熱処理を施した。前記熱処理後
の合金薄帯を乳鉢を用いて粒径３０μｍ以下に粉砕した
後、１０気圧の窒素ガス雰囲気中、４５０℃で８０時間
熱処理（窒化処理）を施して磁性材料粉末を合成した。
この磁性材料粉末の組成は、Ｓｍ6.88Ｚｒ2.29Ｃｏ24
.77 Ｂ1.97Ｎ9.00Ｆｅbal であった。
【０１３３】前記磁性材料粉末は、Ｘ線回折の結果よ
り、微小なα−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回折ピ
ークが六方晶系のＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けさ
れ、ＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認された。ま
た、Ｘ線回折の結果より、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ
＝０．４９２５ｎｍ、ｃ＝０．４２５８ｎｍと評価で
き、格子定数比ｃ／ａは０．８６４６であることがわか
った。
り、微小なα−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回折ピ
ークが六方晶系のＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けさ
れ、ＴｂＣｕ7 相が主相をなすことが確認された。ま
た、Ｘ線回折の結果より、ＴｂＣｕ7 相の格子定数はａ
＝０．４９２５ｎｍ、ｃ＝０．４２５８ｎｍと評価で
き、格子定数比ｃ／ａは０．８６４６であることがわか
った。
【０１３４】ついで、前記ＴｂＣｕ7 型の磁性材料粉末
と篩分けにより５０μｍ以上の粒径のみからなるＲ2 Ｆ
ｅ14Ｂ系の磁性材料粉末（ＧＭ社製商品名；ＭＱＰ−Ｂ
パウダー）とを下記表７に示す割合で混合した５種の混
合磁性材料粉末を調製し、これら混合磁性材料粉末にエ
ポキシ樹脂をそれぞれ２重量％添加し混合した後、８０
００ｋｇ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成型し、さらに１５０℃
の温度で２．５時間キュア処理を施することにより５種
のボンド磁石を製造した。
と篩分けにより５０μｍ以上の粒径のみからなるＲ2 Ｆ
ｅ14Ｂ系の磁性材料粉末（ＧＭ社製商品名；ＭＱＰ−Ｂ
パウダー）とを下記表７に示す割合で混合した５種の混
合磁性材料粉末を調製し、これら混合磁性材料粉末にエ
ポキシ樹脂をそれぞれ２重量％添加し混合した後、８０
００ｋｇ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成型し、さらに１５０℃
の温度で２．５時間キュア処理を施することにより５種
のボンド磁石を製造した。
【０１３５】得られた各ボンド磁石の嵩密度および室温
における磁気特性（残留磁束密度、保磁力および最大エ
ネルギー積）を測定した。その結果を下記表７に併記す
る。なお、下記表７中には前記ＴｂＣｕ7 型の磁性材料
粉末のみを用いて製造したボンド磁石（実施例３７−
６）とＲ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料粉末のみを用いて製造
したボンド磁石（比較例３）の嵩密度および室温におけ
る磁気特性を併記する。
における磁気特性（残留磁束密度、保磁力および最大エ
ネルギー積）を測定した。その結果を下記表７に併記す
る。なお、下記表７中には前記ＴｂＣｕ7 型の磁性材料
粉末のみを用いて製造したボンド磁石（実施例３７−
６）とＲ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料粉末のみを用いて製造
したボンド磁石（比較例３）の嵩密度および室温におけ
る磁気特性を併記する。
【０１３６】
【表７】
【０１３７】前記表７から明らかなようにＴｂＣｕ7 型
の磁性材料粉末とＲ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料粉末からな
る混合磁性材料粉末を用いて製造した実施例３７−１〜
３７−５のボンド磁石はＴｂＣｕ7 型の磁性材料粉末を
用いて製造した実施例３７−６のボンド磁石に比べて充
填密度が向上し、磁石の高性能化が図れたことがわか
る。
の磁性材料粉末とＲ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料粉末からな
る混合磁性材料粉末を用いて製造した実施例３７−１〜
３７−５のボンド磁石はＴｂＣｕ7 型の磁性材料粉末を
用いて製造した実施例３７−６のボンド磁石に比べて充
填密度が向上し、磁石の高性能化が図れたことがわか
る。
【０１３８】また、Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料粉末のみ
を用いて製造した比較例３のボンド磁石は腐食し易く、
これに伴う磁気特性の劣化が顕著である。
を用いて製造した比較例３のボンド磁石は腐食し易く、
これに伴う磁気特性の劣化が顕著である。
【０１３９】これに対し、ＴｂＣｕ7 型の磁性材料粉末
とＲ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料粉末からなる混合磁性材料
粉末を用いて製造した実施例３７−１〜３７−５のボン
ドは耐蝕性が向上される。例えば、湿度が９０％、温度
８０℃の恒温恒湿槽で５０ｈの耐蝕試験を行なった後の
磁気特性の変化を調べた。ＴｂＣｕ7 型の磁性材料粉末
を５０体積％以上含むホンド磁石は、錆の発生は認めら
れず優れた耐蝕性を示した。Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料
粉末の比率が増えるにしたがって錆の発生が顕著にな
り、磁気特性の劣化も顕著となった。
とＲ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料粉末からなる混合磁性材料
粉末を用いて製造した実施例３７−１〜３７−５のボン
ドは耐蝕性が向上される。例えば、湿度が９０％、温度
８０℃の恒温恒湿槽で５０ｈの耐蝕試験を行なった後の
磁気特性の変化を調べた。ＴｂＣｕ7 型の磁性材料粉末
を５０体積％以上含むホンド磁石は、錆の発生は認めら
れず優れた耐蝕性を示した。Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ系の磁性材料
粉末の比率が増えるにしたがって錆の発生が顕著にな
り、磁気特性の劣化も顕著となった。
【０１４０】下記表８に前記表７中の実施例３７−１〜
３７−３および比較例３の耐蝕試験の結果を示す。
３７−３および比較例３の耐蝕試験の結果を示す。
【０１４１】
【表８】
【０１４２】
【０１４３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば残
留磁束密度が高い磁性材料を提供することができる。ま
た、このような磁性材料を用いることにより、磁気特性
の優れたボンド磁石のような永久磁石を製造することが
可能となる。
留磁束密度が高い磁性材料を提供することができる。ま
た、このような磁性材料を用いることにより、磁気特性
の優れたボンド磁石のような永久磁石を製造することが
可能となる。
【図１】本発明に用いられる合金粉末を窒化処理する際
の窒素圧力と窒素吸収開始温度との関係を示す特性図。
の窒素圧力と窒素吸収開始温度との関係を示す特性図。
【図２】実施例２の磁性材料粉末のＸ線回折パターンを
示す特性図。
示す特性図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 柳田 忠孝 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 佐橋 政司 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式会 社東芝川崎事業所内 (72)発明者 新井 智久 神奈川県横浜市磯子区新杉田町８番地 株 式会社東芝横浜事業所内 (72)発明者 橋本 啓介 神奈川県横浜市磯子区新杉田町８番地 株 式会社東芝横浜事業所内
Claims (13)
- 【請求項１】 一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１は少なくとも一種の希土類元素（Ｙを含
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一種の元素、ＡはＨ、Ｎ、Ｃ及びＰから選ばれる少な
くとも一種の元素、ＭはＦｅ及びＣｏの少なくとも１つ
の元素、ｘ、ｙ、ｚ及びｕは原子％でそれぞれ２≦ｘ、
４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．００１≦ｚ≦１０、０≦ｕ≦２
０を示す、にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を
有することを特徴とする磁性材料。 - 【請求項２】 前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造の格子定数
ａ、ｃの比であるｃ／ａが０．８４７以上であることを
特徴とする請求項１記載の磁性材料。 - 【請求項３】 前記一般式中のＲ１は、５０原子％以上
がＳｍであることを特徴とする請求項１または２記載の
磁性材料。 - 【請求項４】 前記一般式中のｚは、０．１≦ｚ≦３で
あることを特徴とする請求項１乃至３いずれか記載の磁
性材料。 - 【請求項５】 前記一般式中のＭは、５０原子％以上が
Ｆｅであることを特徴とする請求項１乃至４いずれか記
載の磁性材料。 - 【請求項６】 前記一般式中のＭは、７０原子％以上含
有することを特徴とする請求項１乃至５いずれか記載の
磁性材料。 - 【請求項７】 前記一般式中のｙは、０．１≦ｙ≦１０
であることを特徴とする請求項１乃至６いずれか記載の
磁性材料。 - 【請求項８】 前記一般式中のｕは、０．１≦ｕ≦１０
であることを特徴とする請求項１乃至７いずれか記載の
磁性材料。 - 【請求項９】 一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１はＹを含む希土類元素から選ばれる少なく
とも１つの元素、Ｒ２はＺｒ、ＨｆおよびＳｃから選ば
れる少なくとも１つの元素、Ａは、Ｈ、Ｎ、ＣおよびＰ
から選ばれる少なくとも１つの元素、ＭはＦｅおよびＣ
ｏから選ばれる少なくとも１つの元素、ｘ、ｙ、ｚ、ｕ
はそれぞれ原子％でｘ≧２、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０．０
０１≦ｚ≦１０、０≦ｕ≦２０である、にて表され、主
相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する磁性材料粉末と、 バインダとを含むことを特徴とするボンド磁石。 - 【請求項１０】 前記バインダは、合成樹脂からなるこ
とを特徴とする請求項９記載のボンド磁石。 - 【請求項１１】 前記磁性材料粉末は、粒径２．８μｍ
以下の粉末の含有割合が５体積％以下であることを特徴
とする請求項９または１０記載のボンド磁石。 - 【請求項１２】 Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相（ただし、ＲはＹを含
む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの元素を示
す）を主相とする磁性材料粉末がさらに配合されること
を特徴とする請求項９乃至１１いずれか記載のボンド磁
石。 - 【請求項１３】 前記一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ａu Ｍ
100-x-y-z-u の磁性材料粉末（Ａ）と前記Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ
相を主相とする磁性材料粉末（Ｂ）の混合比率は、重量
割合でＡ／Ｂが０．１〜１０であることを特徴とする請
求項１２記載のボンド磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07742799A JP3795694B2 (ja) | 1995-06-30 | 1999-03-23 | 磁性材料およびボンド磁石 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7-164373 | 1995-06-30 | ||
| JP16437395 | 1995-06-30 | ||
| JP07742799A JP3795694B2 (ja) | 1995-06-30 | 1999-03-23 | 磁性材料およびボンド磁石 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13503696A Division JP3171558B2 (ja) | 1995-06-30 | 1996-05-29 | 磁性材料およびボンド磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11317304A true JPH11317304A (ja) | 1999-11-16 |
| JP3795694B2 JP3795694B2 (ja) | 2006-07-12 |
Family
ID=26418509
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07742799A Expired - Lifetime JP3795694B2 (ja) | 1995-06-30 | 1999-03-23 | 磁性材料およびボンド磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3795694B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015529004A (ja) * | 2012-07-02 | 2015-10-01 | グリレム アドヴァンスド マテリアルズ カンパニー リミテッドＧｒｉｒｅｍ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． | 希土類永久磁石粉末、ボンド磁石及び当該ボンド磁石を応用するデバイス |
-
1999
- 1999-03-23 JP JP07742799A patent/JP3795694B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015529004A (ja) * | 2012-07-02 | 2015-10-01 | グリレム アドヴァンスド マテリアルズ カンパニー リミテッドＧｒｉｒｅｍ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． | 希土類永久磁石粉末、ボンド磁石及び当該ボンド磁石を応用するデバイス |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3795694B2 (ja) | 2006-07-12 |
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