JPH11323509A

JPH11323509A - 硬磁性合金圧密成形体およびその製造方法

Info

Publication number: JPH11323509A
Application number: JP10134033A
Authority: JP
Inventors: Akinobu Kojima; 章伸小島; Teruhiro Makino; 彰宏牧野; Yutaka Yamamoto; 豊山本; Akihisa Inoue; 明久井上
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1998-05-15
Filing date: 1998-05-15
Publication date: 1999-11-26

Abstract

(57)【要約】【課題】高い成形密度で、材料強度及び硬質磁気性能
にも優れた硬磁性合金圧密成形体およびその製造方法の
提供。【解決手段】非晶質相を主体とする粉体６を固化成形
するに際して、粉体６を固化成形すると同時に複数方向
に変形させることを特徴とする圧密成形体の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、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
た硬磁性合金圧密成形体およびその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来一般に、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、Ｓｍ-Ｃｏ焼結磁石、
Ｆｅ-Ｎｄ-Ｂ焼結磁石、Ｆｅ-Ｎｄ-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Ｆｅ-Ｓｍ-
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。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】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、低コスト
でフェライト磁石以上の硬磁性を示すような磁石材料の
出現が望まれていた。

【０００４】本発明者らは上記事情に鑑み、低コストで
優れた硬磁気特性を備えた硬磁性材料について研究した
結果、特開平９−１４３６４１号の明細書に記載されて
いるようにＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を主
成分とし、希土類元素のうちの１種または２種以上から
なる元素Ｒと、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆのうち１種また
は２種以上からなる元素Ｍと、ホウ素Ｂとを含み、組織
のうちの５０％以上、好ましくは６０％以上が平均結晶
粒径１００ｎｍ以下の微細結晶相であり、残部が非晶質
相であり、上記微細結晶相としてｂｃｃ-Ｆｅと、固溶
元素を含むＦｅ-Ｂ化合物および／またはＦｅ₁₄Ｒ₂Ｂ₁
を主体とすることを特徴とする硬磁性材料を発明した。

【０００５】しかし、上記の硬磁性材料は、例えば回転
ドラムに溶湯を吹き付けて急冷して薄帯状に形成する製
造方法、または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製造方法などによって製造
されるものであるので、薄帯状もしくは粉末の形態でし
か得られず、このままでは例えばモーター、アクチュエ
ータ、スピーカーなどに使用し得る形状の塊状（バルク
状）の磁石を得ることができなかった。

【０００６】一般に粉末状の磁性体を成形してバルク状
に加工する方法として、磁性体粉末をゴムやプラスチッ
クなどの樹脂の結合材と混合して圧縮成形または射出成
形により成形する方法が従来から行われ、これらの方法
により製造された磁石は「ボンド磁石」として知られ、
形状の自由度が高いために電子部品用などとして広く用
いられている。しかし、これら従来のボンド磁石は、硬
磁性材料間に結合材が介在し、全体の体積に対して磁石
部分の密度も高くできないために、残留磁化（Ｉｒ）が
低下し、硬磁気特性が低く、また、樹脂を含むために材
料強度が弱いという問題があった。なお、Ｓｍ-Ｃｏ磁
石でボンド磁石を作製することもできるが、上述の如
く樹脂を含むために高密度化することができず、Ｓｍ-
Ｃｏ磁石の優れた硬磁気特性を損なうことになる問題が
あった。

【０００７】本発明は、上記の課題を解決するためにな
されたものであって、その目的は、高い成形密度で、材
料強度及び硬質磁気性能にも優れた硬磁性合金圧密成形
体およびその製造方法を提供することにある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明の合金圧密成形体
は、上記事情に鑑みてなされたもので、希土類元素のう
ちの１種以上からなる元素Ｒが４〜２０原子％含まれる
Ｆｅ系又はＦｅＣｏ系よりなり、急冷により非晶質相を
含む組織とされた合金の粉体が固化成形されるとともに
複数方向に変形されたものであることを特徴とする。先
に記載の合金圧密成形体において、前記複数方向が固化
成形時の加圧方向と該加圧方向と異なる方向であっても
よい。先に記載の合金圧密成形体において、前記合金粉
体を固化成形して得られる成形体の相対密度が９０％以
上であることが好ましい。

【０００９】本発明の硬磁性合金圧密成形体は、先に記
載の合金圧密成形体において、前記前記合金粉体を固化
成形して得られる成形体が平均結晶粒径１００μｍ以下
の微細組織からなるソフト磁性相とハード磁性相との混
相組織を主体とすることを特徴とするものであっても良
い。また、本発明の硬磁性合金圧密成形体は、先に記載
の合金圧密成形体において、前記合金粉体を固化成形し
て得られる成形体が成形時の変形方向に磁気異方性を示
すものであることが好ましい。また、本発明の硬磁性合
金圧密成形体は、先に記載の合金圧密成形体において、
前記合金粉体を固化成形して得られる成形体が１ｋＯｅ
以上の保磁力を有するものであることが好ましい。

【００１０】また、本発明の硬磁性合金圧密成形体は、
先に記載の合金圧密成形体において、上記合金は急冷に
より非晶質相または平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細
結晶質相が析出した組織とされたものであり、該合金の
粉体が応力下において結晶化または上記微細結晶質相が
粒成長されるとともに圧密化されてなるものであっても
よい。さらに、本発明の硬磁性合金圧密成形体は、先に
記載の合金圧密成形体において、非晶質相を含み、結晶
化したときに硬磁性を発現する合金の粉体が結晶化反応
時に起こる軟化現象を利用して固化成形されてなること
を特徴とするものであってもよい。

【００１１】先に記載の硬磁性合金圧密成形体におい
て、前記合金は下記の組成式で表されるものであっても
良い。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、Ｔｉ、Ｖ、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種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗは原子％で、５０≦ｘ、０
≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０である。次
に、前記合金の組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ
は原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦５、３≦ｚ
≦１０、３≦ｗ≦７でも良い。更に、前記合金の組成式
中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗは原子％で、８６≦ｘ
≦９３、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５でも
良い。

【００１２】また、先に記載の硬磁性合金圧密成形体に
おいて、前記合金は下記の組成式で表されるものであっ
ても良い。ＴxＭyＲzＢwＥv 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、Ｔｉ、Ｖ、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種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎ
のうち１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｖは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦
ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０である。次に、
前記合金の組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ
は原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦５、３≦ｚ
≦１０、３≦ｗ≦７、ｖ≦５であっても良い。更に、前
記合金の前記組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、
ｖは原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦３、３≦
ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｖ≦５であっても良い。

【００１３】また、先に記載の硬磁性合金圧密成形体に
おいて、前記合金は下記の組成式で表されるものであっ
ても良い。ＴxＭyＲzＢwＧu 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、Ｔｉ、Ｖ、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種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち
１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、
ｗ、ｕは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦
２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｕ≦１０である。次に、前記
合金の前記組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｕ
は原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦５、３≦ｚ
≦１０、３≦ｗ≦７、ｕ≦５であっても良い。更に、前
記合金の前記組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、
ｕは原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦３、３≦
ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｕ≦５であっても良い。

【００１４】また、先に記載の硬磁性合金圧密成形体に
おいて、前記合金は下記の組成式で表されるものであっ
ても良い。ＴxＭyＲzＢwＥvＧu 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、Ｔｉ、Ｖ、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種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎ
のうち１種以上の元素を表わし、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、
Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち１種以上の元素を表わ
し、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、
５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２
０、０≦ｖ≦１０、０≦ｕ≦１０である。次に、前記合
金の前記組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、
ｕは原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦５、３≦
ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、ｖ≦５、ｕ≦５であっても良
い。更に、前記合金の前記組成式中の組成比を示すｘ、
ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．
５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｖ≦
５、０．１≦ｕ≦５であっても良い。

【００１５】次に、本発明の圧密成形体の製造方法は、
非晶質相を主体とする粉体を固化成形するに際して、前
記粉体を固化成形するとともに複数方向に変形させるこ
とを特徴とする製造方法である。先に記載の圧密成形体
の製造方法において、前記複数方向が固化成形時の加圧
方向と該加圧方向と異なる方向であっても良い。本発明
の圧密成形体の製造方法は、非晶質相を主体とする粉体
を固化成形するに際して、前記粉体をケースに充填した
後、該ケースを変形させるとともに前記粉体を固化成形
及び複数方向に変形させることを特徴とする製造方法で
あっても良い。本発明の圧密成形体の製造方法は、非晶
質相を主体とする粉体を固化成形するに際して、外部よ
り前記粉体を加熱することにより該粉体を昇温させ、前
記粉体の昇温中に加圧して該粉体を固化成形するととも
に複数方向に変形させることを特徴とする製造方法であ
っても良い。

【００１６】先に記載の圧密成形体の製造方法におい
て、前記非晶質相が結晶化する温度またはその付近の温
度で固化形成するとともに複数方向に変形させることを
特徴とする製造方法でも良い。また、本発明の合金圧密
成形体の製造方法は、先に記載の圧密成形体の製造方法
において、前記粉体が合金粉体であり、該合金粉体を固
化成形する際、該合金粉体の非晶質相が結晶化する温度
領域で加圧することを特徴とする製造方法であっても良
い。更に、本発明の合金圧密成形体の製造方法は、先に
記載の圧密成形体の製造方法において、前記粉体とし
て、希土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒが４〜
２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系よりなり、急
冷により非晶質相を含む組織とされた合金粉体を用いる
ことを特徴とする製造方法であっても良い。本発明の圧
密成形体の製造方法においては、前記粉体を固化成形す
ると同時にまたは引き続いて５００゜Ｃないし９００℃
で熱処理を施すことが好ましい。

【００１７】本発明の硬磁性合金圧密成形体の製造方法
は、先に記載の圧密成形体の製造方法において、前記合
金粉体を固化成形して得られる成形体が平均結晶粒径１
００μｍ以下の微細組織からなるソフト磁性相とハード
磁性相との混相組織を主体とするように固化成形するこ
とを特徴とする製造方法である。また、本発明の硬磁性
合金圧密成形体の製造方法は、先に記載の圧密成形体の
製造方法において、前記合金粉体の成形時に変形方向に
磁気異方性を付与することを特徴する製造方法であって
も良い。また、本発明の硬磁性合金圧密成形体の製造方
法は、先に記載の圧密成形体の製造方法において、前記
合金を急冷することにより非晶質相または平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細結晶質相を析出した組織とした
後、該合金の粉体を応力下において結晶化または上記微
細結晶質相を粒成長させるとともに高圧下で圧密化する
ことを特徴とする製造方法であっても良い。更に、本発
明の硬磁性合金圧密成形体の製造方法は、先に記載の硬
磁性合金圧密成形体の製造方法において、非晶質相を含
み、結晶化したときに硬磁性を発現する合金粉体を結晶
化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形すること
を特徴とする製造方法であっても良い。

【００１８】

【発明の実施の形態】以下、本発明を詳しく説明する。
本発明に係る合金圧密成形体は、基本的には、希土類元
素のうちの１種以上からなる元素Ｒが４〜２０原子％含
まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系よりなり、急冷により非晶
質相を含む組織とされた合金粉体が固化成形されるとと
もに複数方向に変形されたもの、あるいは上記合金粉体
を固化成形して得られる成形体が平均結晶粒径１００μ
ｍ以下の微細組織からなるソフト磁性相とハード磁性相
との混相組織を主体としてなるもの、あるいは上記合金
は急冷により非晶質相からなる組織または平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出した組織とされた
ものであり、しかも該合金の粉体が応力下において結晶
化または上記結晶が粒成長されるとともに圧密化されて
なるもの、あるいは上記合金は非晶質相を含む合金（非
晶質合金）あるいは多少の結晶質相を含む非晶質合金で
あって、結晶化したときに硬磁性を発現するものであ
り、しかも該合金の粉体が結晶化反応時に起こる軟化現
象を利用して固化成形されてなるものである。

【００１９】上記複数方向とは、例えば、上記固化成形
時の加圧方向と該加圧方向と異なる方向であり、より具
体的には、上記固化成形時の加圧方向と該加圧方向と直
交する方向を挙げることができる。上記合金粉体を固化
成形して得られる成形体の相対密度が９０％以上である
ことが好ましい。上記成形体は、成形時の変形方向に磁
気異方性を示すものであることが、すなわち、成形時の
加圧方向および加圧方向と異なる方向にそれぞれ磁気異
方性を示すものであることが、等方性の場合や加圧方向
のみに磁気異方性を示す場合に比べてより高い残留磁化
が得られ、これにより角型比を大きくでき、硬磁気特性
を向上できる点で好ましい。上記成形体は、１ｋＯｅ以
上の保磁力を有するものであることが好ましい。

【００２０】このような合金圧密成形体を製造するに
は、まず、成型用の合金粉末（粉体）を用意する。この
合金粉末は、希土類元素のうちの１種以上からなる元素
Ｒが４〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系より
なる合金を溶湯から急冷して薄帯状あるいは粉末状の状
態で得る工程と、上記薄帯状のものは粉砕して粉末化す
る工程とにより得られる。ここで得られた合金粉末の粒
径のうち、後工程に用いるものの粉末粒径としては、粒
径３５μｍ〜１５０μｍの範囲のものが好ましく、５０
〜１００μｍの範囲のものがより好ましい。この理由
は、１５０μｍを超える粉末粒径の大きいものは製造時
に非晶質化が十分になされていないおそれがあるためで
あり、３０μｍ未満の粉末粒径の小さいものはミル等で
粉砕して粉末化した場合に酸化の問題あるいはミルの内
壁や粉砕刃の構成物質の一部などの異物が混入するおそ
れがあるためである。上記溶湯から非晶質合金あるいは
多少の非晶質相を含む合金を得る方法としては、回転ド
ラムに上記溶湯を吹き付けて急冷して薄帯状に形成する
方法、上記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、本発明に
用いる非晶質合金は、これらのいずれの方法により作製
されたものであってもよい。急冷により得られた合金薄
帯あるいは合金粉末は、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の
微細結晶質相が析出した組織か、あるいは非晶質相から
なる組織から構成されている。

【００２１】ついで、得られた合金粉末を固化成形する
とともに複数方向に変形して合金圧密成形体を得る。こ
こでの固化成形は、合金粉末を加圧することにより行う
ことができる。また、ここでの複数方向としては、例え
ば、固化成形時の加圧方向と該加圧方向と異なる方向で
あり、より具体的には、固化成形時の加圧方向と該加圧
方向と直交する方向を挙げることができる。

【００２２】上記合金粉末を固化成形するとともに複数
方向に変形させることにより、変形方向にそれぞれ磁気
異方性が付与された合金圧密成形体、すなわち、加圧方
向および加圧方向と異なる方向にそれぞれ磁気異方性が
付与された合金圧密成形体を得ることができる。ここで
磁気異方性が付与される磁性相としては、ハード磁性相
である。このように合金圧密成形体に複数方向の磁気異
方性が付与されていると、等方性の場合や加圧方向のみ
に磁気異方性を付与した場合に比べてより高い残留磁化
（Ｉｒ）が得られ、これにより角型比を大きくでき、硬
磁気特性を向上できる。上記合金粉末を固化成形する際
には、応力下において合金粉末中の非晶質相を結晶化ま
たは微細結晶質相を粒成長させるとともに高圧力で圧密
化することにより、上記平均結晶粒径１００ｎｍ以下の
微細結晶質相が析出した組織中にソフト磁性相又は準ハ
ード磁性相と、ハード磁性相との混相状態が形成される
か、あるいは上記非晶質相からなる組織中に平均結晶粒
径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出するとともに上
記混相状態が形成される。

【００２３】また、上記合金粉末を固化成形するととも
に複数方向に変形させる際、上記合金粉末の非晶質相が
結晶化する温度またはその付近の温度で行うことが好ま
しい。その理由は、非晶質合金粉末中の非晶質相は結晶
化する温度になると軟化現象が顕著に発現し、このよう
な軟化現象が起こると、非晶質合金粉末が加圧下で互い
に圧着し一体化し、しかもこの非晶質合金粉末が一体化
した非晶質合金粉末塊は軟らかくなっているので、所望
方向に容易に変形が可能であり、従って、この軟化した
非晶質合金を固化成形及び複数方向に変形させることに
より、高密度（高い相対密度）の合金圧密成形体が得ら
れるとともに該合金圧密成形体を加圧方向及び該加圧方
向と異なる方向に容易に変形できる点で好ましい。ま
た、合金粉末を固化成形する際、上記合金粉末の非晶質
相が結晶化する温度領域で加圧することが好ましい。そ
の理由は、上述したように非晶質合金粉末中の非晶質相
は結晶化する温度になると軟化現象が顕著に発現し、こ
のような軟化現象が起こると、非晶質合金粉末が加圧下
で互いに圧着し一体化するので、この軟化した非晶質合
金を固化成形することにより、高密度（高い相対密度）
の合金圧密成形体が得られる。また、ここで合金粉末を
加圧し始めるときの温度Ｔ₁としては、４００Ｋ（１２
７゜Ｃ）から７００Ｋ（４２７゜Ｃ）、好ましくは４０
０Ｋ（１２７゜Ｃ）から６００Ｋ（３２７゜Ｃ）、より
好ましくは４５０Ｋ（１７７゜Ｃ）から５５０Ｋ（２７
７℃）とすれば、角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）が向上し、硬磁
気特性を向上できる点で好ましい。

【００２４】また、上記合金粉末を圧密化する際、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こと
が好ましい。ここで非晶質合金の結晶化反応時における
軟化現象を利用して固化成形するのは、非晶質合金中の
非晶質相を結晶化温度、またはその前段階で加熱する際
に軟化現象が顕著に発現し、このような軟化現象が起こ
ると、非晶質合金の粉末が加圧下に互いに圧着し一体化
するので、この軟化した非晶質合金を固化成形すること
により、高密度（高い相対密度）の合金圧密成形体が得
られるからである。また、軟化現象の発現中に合金粉末
を固化成形するに際しては、圧力、温度、成形時間など
を調節することにより、成形後に得られる合金圧密成形
体の相対密度が９０％以上、より好ましくは９５％以上
となるように圧密することが好ましい。これにより、上
記合金圧密成形体に硬磁性を発現させて得られる硬磁性
合金圧密成形体が、きわめて緻密な組織構造を有する強
固な焼結体となり、物性的に堅固であってしかも小型で
強力な硬磁性を有する永久磁石となる。また、圧熱によ
り固化成形するに際しては、強固な結合が得られ、しか
も強力な硬磁性を有する永久磁石が得られる点で非晶質
相を５０重量％以上含む合金を用いることが好ましい。

【００２５】また、上記合金粉体を固化成形すると同時
にまたは引き続いて５００゜Ｃないし９００℃で熱処理
することが好ましく、より好ましくは応力下において上
記合金粉末中の非晶質相を結晶化または微細結晶質相を
粒成長させた後、圧密化と同時にまたは引き続いて５０
０゜Ｃないし９００℃で熱処理することが好ましい。こ
のように５００゜Ｃないし９００℃で熱処理することに
より圧密成形体中に平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細
結晶質相を主相として析出させることができる。これに
よって、硬磁性の磁気特性が発現する。ここでの熱処理
温度（アニール温度）が５００℃未満であると、硬磁気
特性を担うＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相（Ｒは希土類元素のうちの１
種以上の元素）の析出量が少ないため充分な硬磁気特性
が得られず、好ましくない。一方、熱処理温度が９００
℃を越えると、微細結晶相の粒成長がおこり、硬磁気特
性が低下してしまうため好ましくない。また、特に、平
均結晶粒径が１００ｎｍ以下である微細結晶相が合金圧
密成形体の６０体積％以上であり残部が非晶質相となる
ように条件を選び、しかも上記の微細結晶相中にｂｃｃ
-Ｆｅ相またはｂｃｃ-ＦｅＣｏ相と、Ｆｅ₁₄Ｒ₂Ｂ相
（式中、Ｒは、希土類元素のうちの１種以上の元素を表
す）とが生成するようにすれば、きわめて高い硬磁性特
性を有する合金圧密成形体が得られる。

【００２６】また、圧密成形体中に、保磁力１ｋＯｅ以
下のソフト磁性相または準ハード磁性相、保磁力１ｋＯ
ｅ以上のハード磁性相とがそれぞれ１０ｖｏｌ（体積）
％以上含むような条件を選び、しかも上記保磁力が１ｋ
Ｏｅ以下のソフト磁性相または準ハード磁性相にｂｃｃ
（体心立方構造）-Ｆｅ相またはｂｃｃ-ＦｅＣｏ相と、
固溶元素を含むＦｅ-Ｂの化合物と、非晶質相とが少な
くとも析出し、かつ保磁力が１ｋＯｅ以上のハード磁
性相にＦｅ₁₄Ｒ₂Ｂ相（式中、Ｒは、希土類元素のう
ちの１種以上の元素を表す）の単体が少なくとも析出す
るようにすれば、ソフト磁相とハード磁性相のそれぞれ
の特長を備えることができる点で好ましい。保磁力１ｋ
Ｏｅ以下のソフト磁性相が１０ｖｏｌ（体積）％未満で
あると、圧密成形体の保磁力は大きくなるがハード磁性
相を構成するのに必要な希土類元素の濃度が高くなるた
め好ましくない。また、保磁力１ｋＯｅ以上のハード磁
性相が１０ｖｏｌ（体積）％未満であると、硬磁性合金
圧密成形体の保磁力が小さくなるため好ましくない。

【００２７】また、上記構成の合金圧密成形体を作製す
る他の方法としては、外部より上記合金粉末を加熱する
ことにより上記合金粉末を昇温させ、該合金粉末の昇温
中に加圧して固化成形するとともに複数方向に変形させ
るようにしてもよい。上記合金粉末を用いて合金圧密成
形体を作製する具体例としては、放電プラズマ焼結装置
を用いて合金粉末に圧力を加えて成形するとともに複数
方向に変形させ、さらにこれと同時にパルス電流を合金
粉末に印加して非晶質合金の結晶化温度またはその付近
の温度で所定時間加熱することによって結晶化または粒
成長して合金圧密成形体を得るか、あるいは合金粉末に
パルス電流を印加して昇温していき、非晶質合金の結晶
化温度付近の温度でパンチ等の加圧体で上下または左右
から圧力を加えるとともに複数方向に変形させて合金圧
密成形体を得るようにしてもよい。

【００２８】図１は、本発明に係る合金圧密成形体を製
造するために用いて好適な放電プラズマ焼結装置の一例
の要部を示すもので、この例の放電プラズマ焼結装置
は、ＷＣ等の超硬合金製のダイス１と、このダイス１の
内部に挿入されるＷＣ等の超硬合金製の上パンチ２およ
び下パンチ３と、上記ダイス１の外部に設けられたＷＣ
等の超硬合金製の外枠ダイス８と、下パンチ３を支え、
後述するパルス電流を流す際の一方の電極ともなる基台
４と、上パンチ２を下側に押圧し、パルス電流を流す他
方の電極となる基台５と、上下のパンチ２、３に挟まれ
たＳ４５Ｃ等の軟鋼製のケース１０の温度を測定する熱
電対７を主体として構成されている。ケース１０は、合
金粉末６を充填後、変形されるものであり、有底円筒状
の本体１０ａと、円盤状の蓋体１０ｂから構成されてい
る。

【００２９】図２に、上記プラズマ焼結装置の全体構造
を示す。図２に示すプラズマ焼結装置Ａは、住友石炭鉱
業株式会社製のモデルＳＰＳ−２０５０と称される放電
プラズマ焼結機の一種であり、図１に示す構造を要部と
するものである。図２に示す装置においては、上部基盤
１１と下部基盤１２を有し、上部の基盤１１に接してチ
ャンバ１３が設けられ、このチャンバ１３の内部に図１
に示す構造の大部分が収納されて構成され、このチャン
バ１３は図示略の真空排気装置および雰囲気ガスの供給
装置に接続されていて、上下のパンチ２、３の間に作ら
れる空隙１４を不活性ガス雰囲気などの所望の雰囲気下
に保持して、ケース１０内に充填された合金粉末６が不
活性ガス雰囲気などの所望の雰囲気下に保持できるよう
に構成されている。なお、図１と図２では通電装置が省
略されているが、上下のパンチ２、３および基台４、５
には別途設けた通電装置が接続されていてこの通電装置
から図２に示すようなパルス電流をパンチ２、３および
基台４、５を介して通電できるように構成されている。

【００３０】図１と図２に示した放電プラズマ焼結装置
を用いて目的とする硬磁性合金圧密成形体を作製するに
は、例えば、以下の工程による。まず、合金粉末６をケ
ース１０内に充填した後、ケース１０を上下のパンチ
２、３の間に配置する。このとき、ケース１０の外側面
とダイス１の内壁との間には、ケース１０を加圧方向と
異なる方向にも変形させるための隙間が開いていること
が好ましい。チャンバ１３の内部を真空引きするととも
に、パンチ２、３で上下からケース１０に圧力Ｐを加え
て該ケース１０を加圧方向（上下方向）及び該加圧方向
と直交する方向（左右方向）に変形させるとともにケー
ス１０内の合金粉末６を固化成形する。図３は、ケース
１０を加圧後の放電プラズマ焼結装置の要部構造を示す
断面図である。また、これと同時に、パルス電流Ｅを合
金粉末６に印加して非晶質合金の結晶化温度またはその
付近の温度で所定時間加熱することによって、応力下で
結晶化または粒成長すると硬磁性合金圧密成形体が得ら
れる。この硬磁性合金圧密成形体は、ケース１０内に入
ったままであるので、放電プラズマ焼結装置Ａからケー
ス１０を取り出した後、切削等によりケース１０を除去
すると、目的とする硬磁性合金圧密成形体が得られる。

【００３１】ここで放電プラズマ焼結法を行う際の印加
圧力は、２００〜１５００ＭＰａ、好ましくは５００〜
１０００ＭＰａで上記合金粉末６中の非晶質相を結晶化
または微細結晶質相を粒成長するとともに成形すること
が好ましい。印加圧力が２００ＭＰａ未満であると、ハ
ード磁性相に異方性をつけることが困難であり、また、
得られる合金圧密成形体の空隙率が大きく、成形密度が
小さくなるため好ましくない。印加圧力が１５００ＭＰ
ａを越えると、高温でＷＣ製のダイスの強度が不足する
ため好ましくないが、ダイスとして更に高い強度の合金
製のものを用い、プラズマ焼結装置の加圧機構を強力に
するならば更に高い圧力を用いても良いのは勿論であ
る。ここで合金粉末６を加熱する際の昇温速度は、１０
℃／分（０.１７℃分秒）以上、好ましくは２０℃／分
（０.３３℃／分）以上とされる。昇温速度が１０℃／
分未満であると、結晶粒が粗大化するため非晶質相中あ
るいはソフト磁性相中において近接するハード磁性相ど
うしの磁気的交換結合力が弱まり、硬磁気特性が劣化す
るため好ましくない。

【００３２】放電プラズマ焼結法を行う際に、その焼結
温度をＴsとし、非晶質合金の結晶化開始温度をＴxとし
た場合に、Ｔ_x−２００℃≦Ｔs℃≦Ｔ_x＋２００℃の関
係を満足する温度範囲で焼結することが好ましい。焼結
温度ＴsがＴ_x−２００℃未満であると、温度が低すぎ
て、結晶化し難くなり、結晶化温度近傍における軟化現
象を利用できなくなり、高密度焼結体を作製できないた
め好ましくない。燒結温度ＴsがＴ_x＋２００℃を越える
と微細結晶相が粒成長することにより硬磁気特性が劣化
し、好ましくない。このような放電プラズマ装置を用い
た放電プラズマ燒結法においては、通電電流により合金
粉末６を所定の速度で素早く昇温することができ、ま
た、通電電流の値に応じて合金粉末６の温度を厳格に管
理できるので、ヒータによる加熱などよりも遥かに正確
に温度管理ができ、これにより予め設計した通りの理想
に近い条件で焼結ができる。応力下において上記合金粉
末６中の非晶質相を結晶化または微細結晶質相を粒成長
させるとともに５００゜Ｃ（７７３Ｋ）ないし９００℃
（１１７３Ｋ）で加熱（熱処理）することにより合金圧
密成形体中に平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質
相を主相として析出させる。これによって、硬磁性の磁
気特性が発現する。

【００３３】上記の方法により得られた硬磁性合金圧密
成形体は、成形時の加圧方向および該加圧方向と直交す
る方向にそれぞれ磁気異方性を示すものであるので、等
方性の場合や加圧方向のみに磁気異方性を付与した場合
に比べてより高い残留磁化（Ｉｒ）が得られ、これによ
り角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）を大きくでき、強力な永久磁石
成形体とすることができる。さらに、この硬磁性合金圧
密成形体は、微細組織を実現することにより得られる微
細なソフト磁性相とハード磁性相とを結合させた交換結
合特性を示すものであり、かつＦｅ濃度が従来の希土類
磁石より高いため、残留磁化が０．８Ｔ以上のものが得
られる。また、この硬磁性合金圧密成形体は、非晶質合
金粉末が加圧下に互いに圧着し、一体化されたものであ
るので、磁性体粉末を結合材を用いて結着した従来のボ
ンド磁石に比べて物性的に堅固であってしかも小型で強
力な硬磁性を有する永久磁石となる。また、本発明の硬
磁性合金圧密体は、上述のように、粉末から成形するの
で各種の形状に成形することができる。

【００３４】上述のプラズマ焼結処理を行い、印加圧力
２００〜１５００ＭＰａ、好ましくは５００〜１０００
ＭＰａで結晶化または粒成長するとともに固化成形する
ことで、充分な密度のバルク状に、例えば、９０％以上
の相対密度を有するバルク状に容易に加工することがで
きる。以上のことから、本発明の硬磁性合金圧密成形体
は、モーター、アクチュエータ、スピーカーなどの各種
の装置に使用される永久磁石として有用であり、製造コ
ストの低減を図ることができる。

【００３５】次に、本発明の硬磁性合金圧密成形体の製
造に用いることができる非晶質合金について詳しく説明
する。本発明に係る硬磁性合金圧密成形体に用いられる
合金は以下の組成式で表すことができる。ＴxＭyＲzＢw 上記組成式中のＴは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上
の元素を表わす。これらの元素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ため、元
素Ｔの組成比ｘは５０原子％以上である。元素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。０．８Ｔ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実現
するためには、飽和磁化（Ｉｓ）が少なくとも１．１Ｔ
は必要であり、これを満たすには元素Ｔの組成比ｘは８
０原子％以上であるのが望ましく、より好ましくは８６
原子％以上である。また、良好な硬磁気特性を得るため
には９３原子％以下とするのが好ましい。本発明の硬磁
性合金圧密成形体においては、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。

【００３６】上記組成式中のＭは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わ
し、これらの元素Ｍは非晶質形成能が高いものである。
本発明に係る硬磁性合金において、元素Ｍを添加するこ
とにより、元素Ｒ（希土類元素）が低濃度の場合でも非
晶質相を形成することができる。元素Ｒ置換で元素Ｍの
組成比ｙを増加させると、それに伴って残留磁化（Ｉ
ｒ）は増加するが、保磁力（ｉＨｃ）が低下し、硬磁気
特性から軟磁気特性へと変化する。また、磁性を担う元
素Ｔ置換で元素Ｍを増加させると飽和磁化（Ｉｓ）、残
留磁化（Ｉｒ）の減少が生じる。従って、良好な硬磁気
特性を得るために、元素Ｍの組成比ｙは０原子％以上１
５原子％以下の範囲とするのが好ましく、０．５原子％
以上５原子％以下の範囲であることがより好ましい。ま
た、０.５原子％以上３原子％以下とすると更に好まし
い。更に、非晶質相を形成し易くするためには、１原子
％以上添加すると更に好ましい。

【００３７】上記組成式中のＲは、希土類元素（Ｓｃ、
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇ
ｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬ
ｕ）のうちの１種以上の元素を表わす。元素ＲとＦｅと
Ｂとを含む非晶質を主相とする合金を７７３〜１１７３
Ｋ（５００〜９００℃）の範囲の適切な温度で加熱した
ときに析出する金属間化合物Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂは、本発明の
硬磁性合金圧密成形体に優れた硬磁気特性を付与する
ものである。元素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。０．８Ｔ以上の高
い残留磁化（Ｉｒ）を得るためには、飽和磁化（Ｉｓ）
が少なくとも１．１Ｔは必要であり、これを満たすため
には元素Ｒの組成比ｚは２０原子％以下であることが望
ましい。また元素Ｒは非晶質を形成し易い元素であり、
元素Ｒの組成比ｚが小さ過ぎると良好な非晶質相または
微細結晶相を得られないため、元素Ｒの組成比ｚとして
は３原子％以上とするのが望ましく、高い飽和磁化（Ｉ
ｒ）と保磁力（ｉＨｃ）を両立させるためには、１０原
子％以下、更に好ましくは７原子％以下とすると良い。
さらに元素Ｒの一部または全部をＮｄおよび／またはＰ
ｒで構成すると、さらに高い硬磁気特性が得られる。

【００３８】上記組成式中のＢは、非晶質を形成し易い
元素である。また、元素ＲとＦｅとＢとを含む非晶質相
を７７３〜１１７３Ｋ（５００〜９００℃）の範囲の適
切な温度で熱処理したときに析出する化合物Ｒ₂Ｆｅ₁₄
Ｂは、本発明の硬磁性合金圧密成形体に硬磁気特性を付
与するものである。良好な非晶質相、または微細結晶質
相を得るためには、Ｂの濃度を２原子％以上、より好ま
しくは３原子％以上とするのが望ましいが、Ｂの組成比
ｗの増加に伴って飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉ
ｒ）、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、Ｂの組成比ｗを２０原子％以
下、より好ましくは７原子％以下、更に好ましくは５原
子％以下とするのが望ましい。また、ＦｅとＢとを含む
非晶質相は７７３〜１１７３Ｋ（５００℃〜９００℃）
の範囲の適切な温度に加熱するとき、Ｆｅ−Ｂの化合物
を析出する。

【００３９】また、本発明の硬磁性合金圧密成形体に
は、Ｃｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎ
のうち１種以上の元素Ｅが添加されていてもよく、その
場合に用いられる合金は、下記の組成式で表すことがで
きる。ＴxＭyＲzＢwＥvこの場合の磁性を担う元素Ｔの
組成比ｘは、飽和磁化（Ｉｓ）を増加させる点から好ま
しくは５０原子％以上、より好ましくは８０原子％以上
９３原子％以下の範囲であり、０．８Ｔ以上の高い残留
磁化（Ｉｒ）と高い保磁力（ｉＨｃ）の両立を実現する
ためには８６原子％以上９３原子％以下の範囲とするの
が好ましい。上記組成式中の元素Ｍの組成比ｙは、良好
な硬磁気特性を得るために好ましくは０原子％以上１５
原子％以下、より好ましくは０．５原子％以上５原子％
以下、さらに好ましくは０.５原子％以上３原子％以下
の範囲であり０．８Ｔ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実
現するためには、１原子％以上３原子％以下の範囲とす
ることが好ましい。なお、より高い残留磁化（Ｉｒ）を
得るためには組成比を０. ５原子％以上１原子％以下と
しても良い。

【００４０】上記組成式中の元素Ｒの組成比ｚは、本発
明の硬磁性合金圧密成形体に優れた硬磁気特性を付与す
るためと、良好な非晶質相または微細結晶質相を得るた
めに、好ましくは３原子％以上２０原子％以下、より好
ましくは３原子％以上１０原子％以下の範囲であり、
０．８Ｔ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実現するために
は、３原子％以上７％以下の範囲とするのが好ましい。
上記組成式中のＢの組成比ｗは、良好な非晶質相または
微細結晶質相を得るために、２原子％以上とすることが
望ましく、より好ましくは３原子％以上である。また、
良好な硬磁気特性を得るためには、Ｂの組成比ｗは、好
ましくは２０原子％以下、より好ましくは７原子％以
下、更に好ましくは５原子％以下とされる。また、Ｆｅ
とＢとを含む非晶質相は７７３〜１１７３Ｋ（５００℃
〜９００℃）の範囲内の適切な温度に加熱するとＦｅ-
Ｂの化合物を析出する。上記組成式中の元素Ｅは、結晶
組織の微細化を促進させるためと、硬磁性合金圧密成形
体の耐食性及び耐摩耗性を向上させるために添加される
ものである。元素Ｅの組成比ｖは０原子％以上１０原子
％以下であることが好ましい。ただし、元素Ｅの組成比
ｖが高過ぎると硬磁気特性が劣化するので、元素Ｅの組
成比ｖは好ましくは５原子％以下、より好ましくは０．
１原子％以上５原子％以下とされる。また、０．８Ｔ以
上の高い残留磁化（Ｉｒ）を達成するためには、元素Ｅ
を添加しない方が好ましい。

【００４１】更に、本発明の硬磁性合金圧密成形体に
は、Ｃ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち
１種以上の元素Ｇが添加されていてもよく、この場合に
用いられる合金は、下記の組成式で表すことができる。
ＴxＭyＲzＢwＧuこの場合の磁性を担う元素Ｔの組成比
ｘは、飽和磁化（Ｉｓ）を増加させる点から好ましくは
５０原子％以上、より好ましくは８０原子％以上９３原
子％以下の範囲であり、０．８Ｔ以上の高い残留磁化
（Ｉｒ）と高い保磁力（ｉＨｃ）を得るには８６原子％
以上９３原子％以下とするのが好ましい。上記組成式中
の元素Ｍの組成比ｙは、良好な硬磁気特性を得るため
に、好ましくは０原子％以上１５原子％以下、より好ま
しくは０．５原子％以上５原子％以下の範囲であり、
０．８Ｔ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実現するために
は、０．５原子％以上３原子％以下の範囲とすることが
好ましい。なお、より高い残留磁化（Ｉｒ）を得るため
には、組成比を０．５原子％以上１原子％以下としても
良い。

【００４２】上記組成式中の元素Ｒの組成比ｚは、硬磁
性材料に優れた硬磁気特性を付与し、良好な非晶質相ま
たは微細結晶質相を得るために、好ましくは３原子％以
上２０原子％以下、より好ましくは３原子％以上１０原
子％以下とするのが良く、０．８Ｔ以上の高い残留磁化
（Ｉｒ）を実現するためには、３原子％以上７％以下の
範囲とするのが好ましい。上記組成式中のＢの組成比ｗ
は、良好な非晶質相または微細結晶質相を得るために２
原子％以上とするのが望ましいが、良好な硬磁気特性を
得るためには、Ｂの組成比ｗを２原子％以上２０原子％
以下、より好ましくは３原子％以上７原子％以下、更に
好ましくは３原子％以上５原子％以下とするのが望まし
い。上記組成式中の元素Ｇは、析出するソフト磁性相若
しくは準ハード磁性相と、ハード磁性相の結晶化温度を
制御するために添加されるものであり、この元素Ｇを添
加することにより最適な微細結晶複相組織を実現でき
る。元素Ｇの組成比ｕは、０原子％以上１０原子％以下
であることが好ましい。ただし、組成比ｕが高過ぎると
飽和磁化（Ｉｓ）が極端に低下するので、組成比ｕは、
より好ましくは５原子％以下、更に好ましくは０．１原
子％以上５原子％以下である。また、０．８Ｔ以上の高
い残留磁化（Ｉｒ）を達成するためには、元素Ｇを添加
しない方が良い。

【００４３】更にまた、本発明の硬磁性合金圧密成形体
には、上述の元素Ｅと元素Ｇとが同時に添加されていて
も良く、この場合に用いられる合金は、下記の組成式で
表すことができる。ＴxＭyＲzＢwＥvＧu ここで、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、Ｔｉ、Ｖ、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種以上の元素を表わし、ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐ
ｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａ
ｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎのうち１種以上の元
素を表わし、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、
Ｂ、Ａｓのうち１種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を
表し、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕが原子％
で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦
２０、０≦ｖ≦１０、０≦ｕ≦１０であることが、飽和
磁化（Ｉｓ）を増加できること、良好な硬磁気特性が得
られること、良好な非晶質相または微細結晶質相が得ら
れること、結晶組織の微細化を促進できると共に硬磁性
合金圧密成形体の耐食性及び耐摩耗性を向上できるこ
と、最適な微細結晶複相組織を実現できる点で好まし
い。

【００４４】また、飽和磁化（Ｉｓ）を増加できるこ
と、良好な硬磁気特性が得られること、良好な非晶質相
または微細結晶質相が得られること、硬磁気特性が劣化
することなく結晶組織の微細化を促進でき、硬磁性合金
圧密成形体の耐食性及び耐摩耗性を向上できること、飽
和磁化（Ｉｓ）が極端に低下することなく最適な微細結
晶複相組織を実現できる点で、組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦
ｙ≦５、３≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、ｖ≦５、ｕ≦５で
あることが好ましい。更に、０．８Ｔ以上の高い残留磁
化（Ｉｒ）と高い保磁力（ｉＨｃ）を得られること、良
好な硬磁気特性が得られること、硬磁気特性が劣化する
ことなく結晶組織の微細化を促進でき、硬磁性合金圧密
成形体の耐食性及び耐摩耗性を向上できること、飽和磁
化（Ｉｓ）が極端に低下することなく最適な微細結晶複
相組織を実現できる点で、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、
ｗ、ｖ、ｕが原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦
３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｖ≦５、０．１
≦ｕ≦５であることが好ましい。また、０．８Ｔ以上の
高い残留磁化（Ｉｒ）を達成するためには、元素Ｅ及び
元素Ｇを添加しない方が良い。

【００４５】本発明の硬磁性合金圧密成形体に用いる上
記合金において元素Ｔ中にＦｅ以外にＣｏが含まれるよ
うにすれば、パーミアンス係数が２以上となる形状で使
用したときの磁化の温度係数の絶対値、パーミアンス係
数が１０以上となる形状で使用したときの磁化の温度係
数の絶対値、及び保磁力の温度係数の絶対値を小さくす
ることができる点で好ましい。その理由は、元素Ｔ中に
Ｃｏが含まれているとキュリー温度が上昇するので、磁
化や保磁力の温度変化が小さくなり、また、磁化の角型
比が高くなるため磁気特性の温度変化が小さくなり、さ
らに、このＣｏはｂｃｃ−Ｆｅ相にも含まれるので、残
留磁化の温度変化が小さくなるからである。Ｃｏの含有
量は、多過ぎると磁気特性を劣化させるので、好ましく
は５０原子％以下、より好ましくは０.５原子％以上３
０原子％以下、さらに好ましくは０.５原子％以上２０
原子％以下の範囲とされ、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。

【００４６】また、本発明の硬磁性材料において、Ｓｉ
を元素Ｔ置換で添加すれば、磁気特性、特に保磁力（ｉ
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、また、パーミアンス係
数が２以上となる形状で使用したときの磁化の温度係数
の絶対値、特に、パーミアンス係数が１０以上となる形
状で使用したときの磁化の温度係数の絶対値を低くする
ことができる。Ｓｉの添加量は、多過ぎると元素Ｔの組
成比が低くなるために硬磁性材料の磁気特性がかえって
低下するので、好ましくは０.５原子％以上５原子％以
下、より好ましくは０.５原子％以上３原子％以下の範
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（ｉＨｃ）お
よび温度特性が改善された硬磁性材料は、特に、小型モ
ータ用磁石、センサとして好適に用いられる。

【００４７】本発明の合金圧密成形体を製造するに際し
て、特に好ましい非晶質合金の例としては、例えば、Ｆ
ｅ₈₈Ｐｒ₇Ｂ₅、Ｆｅ₈₆Ｐｒ₇Ｎｂ₂Ｂ₅、Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｚｒ
₂Ｂ₅、Ｆｅ₈₆Ｎｄ₉Ｂ₅、Ｆｅ₈₄Ｐｒ₁₁Ｂ₅、Ｆｅ₈₈Ｐｒ₅
Ｎｂ₂Ｂ₅、Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅、Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ
₅、Ｆｅ₈₉Ｐｒ₄Ｎｂ₂Ｂ₅、Ｆｅ₈₉Ｎｂ₂Ｎｄ₄Ｂ₅、Ｆｅ
₈₉Ｎｂ₂Ｐｒ₄Ｂ₅、Ｆｅ₉₀Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₃、Ｆｅ₉₀Ｎｂ₂
Ｐｒ₅Ｂ₃、Ｆｅ₈₉Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₄ 、Ｆｅ₈₉Ｎｂ₂Ｐｒ₅
Ｂ₄、Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅、Ｆｅ₇₆Ｃｏ₁₀Ｎｂ₂
Ｐｒ₇Ｂ₅、Ｆｅ₇₃Ｃｏ₁₅Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅、Ｆｅ₈₇Ｎｂ₃Ｎ
ｄ₅Ｂ₅、Ｆｅ₇ ₆Ｃｏ₁₀Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅を挙げることがで
きる。これらの組成の合金を用いれば、熱圧処理によっ
て強固な合金圧密成形体が形成され、生成した微細結晶
相中にｂｃｃ- Ｆｅ相とＦｅ₁₄Ｒ₂Ｂ相とが形成され、
硬磁性特性に優れた永久磁石を得ることができる。

【００４８】

【実施例】以下、実施例により更に具体的に説明する。（非晶質合金の調製１）まず、アーク溶解法によりＦｅ
₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成を有する合金のインゴ
ットを作製し、Ａｒ雰囲気中において回転しているＣｕ
ロール上へこの合金の溶湯を吹きつけることにより約２
０μｍの厚さの急冷薄帯を得た。得られた急冷薄帯をロ
ータースピードミルを用いて粉砕し、粒径３７μｍ〜
１０５μｍであり、Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組
成の非晶質合金粉末を得た。

【００４９】（合金圧密成形体の製造）次に、図１、図
２に示した放電プラズマ焼結装置を用い、先に得られた
Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅粉末をケース１０内に充填
後、このケース１０を上下のパンチ２，３の間に配置
し、チャンバ１３の内部の雰囲気が３×１０^-3Ｐａ以下
となるように真空引きするとともに、パンチ２，３で上
下から圧力を加えると同時にパルス電流を印加して加熱
することによって、結晶化または粒成長するとともに固
化成形を行い、かつこれと同時にケース１０を加圧方向
および加圧方向と直交する方向に変形させて合金圧密成
形体試料を得た。焼結条件は、焼結圧力Ｐsを６３６Ｍ
Ｐａ、圧力をかけ始めるときの温度Ｔ₁を３００Ｋ（２
７゜Ｃ）〜７２３Ｋ（４５０゜Ｃ）、昇温速度を１．８
Ｋ／秒、焼結温度Ｔsを８７３Ｋ（６００゜Ｃ）、この
焼結温度での保持時間を１８０秒間（３分間）とした。

【００５０】（測定）得られた合金圧密成形体試料につ
いて、成形体の密度および成形時の加圧方向と平行方向
に測定した時の磁気特性（飽和磁化（Ｉ₅）、残留磁化
Ｉｒ（Ｔ）、角型比（Ｉｒ／Ｉ₅）、および保磁力（Ｈc
j）、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）max）のＴ₁依存性
を調べた。その結果を図４及び図５に示す。なお、測定
中、飽和磁化（Ｉ₅）と呼ぶものは、印加磁場５Ｔ（テ
スラ）を加えて磁化曲線を測定した時に得られる最大磁
化を示している。

【００５１】図４から図５に示した結果から、Ｆｅ₆₆Ｃ
ｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅粉末を固化成形するとともに加圧方
向および加圧方向と直交する方向に変形させる際、加圧
し始めるときの温度Ｔ₁を高くするにつれて得られる合
金圧密成形体試料の密度は小さくなっており、また、温
度Ｔ₁を高くするにつれて飽和磁化は小さくなっている
が、残留磁化は上記Ｔ₁が５２３Ｋ（２５０゜Ｃ）付近
にピークが認められ、また、角型比および最大磁気エネ
ルギー積も上記Ｔ₁が５２３Ｋ（２５０゜Ｃ）付近にピ
ークが認められる。また、Ｈcjについては、上記Ｔ₁が
６２３Ｋ（３５０゜Ｃ）を超えると、急激に上昇してお
り、これは非晶質相中あるいはソフト磁性相中におい
て近接するハード磁性相どうしの磁気的交換結合力が弱
まるためであると考えられる。以上のことからＦｅ₆₆Ｃ
ｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅粉末を固化成形するとともに加圧方
向および加圧方向と直交する方向に変形させる際、加圧
し始めるときの温度Ｔ ₁としては、４００Ｋ（１２７゜
Ｃ）から６２３Ｋ（３５０゜Ｃ）、好ましくは４７３Ｋ
（２００゜Ｃ）から５７３Ｋ（３００゜Ｃ）、より好ま
しくは５２３Ｋ（２５０゜Ｃ）とすれば、角型比（Ｉｒ
／Ｉ₅）が向上し、硬磁気特性を向上できることがわか
る。

【００５２】次に、先に得られたＦｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐ
ｒ₇Ｂ₅なる組成の非晶質合金粉末試料を上記ケース１０
内に入れ、該ケース１０を上記放電プラズマ焼結装置の
パンチ２，３間に配置し、昇温速度５０Ｋ／分（５０゜
Ｃ／分）、焼結温度（Ｔ_s）８７３Ｋ（６００゜Ｃ）、
焼結圧力（Ｐ_s）６３６ＭＰａで焼結するとともに加圧
方向（図６に示すＺ方向）および加圧方向と直交する方
向（図６に示すＸおよびＹ方向）に変形させて得られた
バルク試料について、成形時加圧方向（図６に示すＺ方
向）で測定した最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）_max-pa
rallel）と、成形時加圧方向と直角方向（図６に示すＸ
またはＹ方向）で測定した最大磁気エネルギー積（（Ｂ
Ｈ）_max-perpendicular）を求め、最大磁気エネルギー
積（（ＢＨ）_max-parallel）を最大磁気エネルギー積
（（ＢＨ）_max-perpendicular）で割った値「（（Ｂ
Ｈ）_max-parallel）／（（ＢＨ）_max-perpendicula
r）」を異方性の程度を表す指標とし、その値の加圧し
始めるときの温度Ｔ₁依存性を図７に示す。

【００５３】図７に示す結果から加圧し始めるときの温
度Ｔ₁が４７３Ｋ〜５５０Ｋでは（（ＢＨ）_max-paralle
l）／（（ＢＨ）_max-perpendicular）が１．２以上と異
方性の程度が大きいものが得られ、温度Ｔ₁が５２３Ｋ
（２５０゜Ｃ）では（（ＢＨ）_max-parallel）／（（Ｂ
Ｈ）_max-perpendicular）が約１．５とより異方性の程
度が大きいものものが得られる。

【００５４】図８のＡは、先に得られたＦｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎ
ｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の非晶質合金粉末試料を上記ケー
ス１０内に入れ、該ケース１０を上記放電プラズマ焼結
装置のパンチ２，３間に配置し、昇温速度５０Ｋ／分
（５０゜Ｃ／分）、焼結温度８７３Ｋで焼結するととも
に変形させたときの時間（秒）と試料の温度および圧力
を測定した結果を示す図である。ここでの圧力は上記パ
ンチに加える力を上記ケースの面積（力をうける部分）
で割った値として求めた。図８のＢは、Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎ
ｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の非晶質合金粉末を上記ケース１
０内に入れ、該ケース１０を上記放電プラズマ焼結装置
のパンチ２，３間に配置し、昇温速度５０Ｋ／分（５０
゜Ｃ／分）、焼結温度８７３Ｋで焼結したときの時間
（秒）と試料の温度およびダイス変位量Ｘを測定した結
果を示す図である。ここでの試料の温度は、ダイス側面
部に取り付けた熱電対７により測定しており、また、ダ
イス変位量Ｘは図１に示すようにダイスの上下のパンチ
２、３間の距離で定義をした。

【００５５】図８のＡに示した結果から明らかなよう
に、Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の非晶質合金
粉末試料は、時間の経過に伴い試料の温度は上昇してい
るが、圧力はある時間（この例では６００秒）まではフ
ラットな値であるが、温度がＴ ₁となる時間を超えると
急激に増加することがわかる。また、図８のＢに示した
結果から明らかなように、Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅
なる組成の非晶質合金粉末試料は、時間の経過に伴い試
料の温度は上昇しているが、ダイス変位量Ｘは６００秒
付近を境に減少が止まり、逆に増加しており、７００秒
でほぼ一定値となる。これは、昇温中のある温度Ｔ₁で
圧力をかけることにより粉末が圧密化することで、ダイ
ス変位量Ｘが増加する事を意味する。また圧力をかけ始
めるときの温度Ｔ₁を、上記組成の非晶質合金粉末の結
晶化温度付近の６７３Ｋ（４００゜Ｃ）付近とすること
により、非晶質合金がもつ軟化現象を利用して固化成形
することができ、密度の高い合金圧密成形体を製造する
ことが可能である。

【００５６】

【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、希
土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒが４〜２０原
子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系よりなり、急冷によ
り非晶質相を含む組織とされた合金の粉体を固化成形す
るとともに複数方向に変形することにより、等方性の場
合や加圧方向のみに磁気異方性を付与した場合に比べて
より高い残留磁化（Ｉｒ）が得られ、これにより角型比
（Ｉｒ／Ｉｓ）を大きくでき、強力な永久磁石成形体と
なる硬磁性合金圧密成形体を得ることができる。さら
に、この硬磁性合金圧密成形体は、微細組織を実現する
ことにより得られる微細なソフト磁性相とハード磁性相
とを結合させた交換結合特性を示すものであり、かつＦ
ｅ濃度が従来の希土類磁石より高いため、残留磁化が
０．８Ｔ以上のものが得られる。

【００５７】また、この硬磁性合金圧密成形体は、非晶
質合金粉末が加圧下に互いに圧着し、一体化されたもの
であるので、磁性体粉末を結合材を用いて結着した従来
のボンド磁石に比べて物性的に堅固であってしかも小型
で強力な硬磁性を有する永久磁石となる。また、本発明
の硬磁性合金圧密体は、上述のように、粉末から成形す
るので各種の形状に成形することができる。また、上記
合金粉末を固化成形するに際して、結晶化反応時に起こ
る軟化現象を利用して固化成形し、この時、圧力、温
度、成形時間などを調節することにより、相対密度が９
０％以上の硬磁性合金圧密成形体を得ることができる。
以上のことから、本発明によれば、モーター、アクチュ
エータ、スピーカーなどの各種の装置に使用される永久
磁石として有用な硬磁性合金圧密成形体を得ることがで
き、製造コストの低減を図ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の硬磁性合金圧密成形体の製造方法を
実施するために用いる放電プラズマ焼結装置の一例の要
部構造を説明するための図であり、ケースを加圧する前
の状態を示す断面図である。

【図２】本発明の硬磁性合金圧密成形体の製造方法を
実施するために用いる放電プラズマ焼結装置の一例の全
体構成を示す正面図である。

【図３】本発明の硬磁性合金圧密成形体の製造方法を
実施するために用いる放電プラズマ焼結装置の一例の要
部構造を説明するための図であり、ケースを加圧後の状
態を示す断面図である。

【図４】本発明に係わる合金圧密成形体試料につい
て、成形体の密度および成形時の加圧方向と平行方向に
測定した時の磁気特性のＴ₁依存性を示す図である。

【図５】本発明に係わる合金圧密成形体試料につい
て、成形時の加圧方向と平行方向に測定した時の磁気特
性のＴ₁（加圧し始めるときの温度）依存性を示す図で
ある。

【図６】合金圧密成形体を製造する際に、焼結圧力付
加方向を説明するための斜視図である。

【図７】成形時加圧方向（Ｚ方向）で測定した試料の
最大磁気エネルギー積（ＢＨ）_max-parallelを成形時加
圧方向と直角な方向（ＸまたはＹ方向）で測定した（Ｂ
Ｈ）_max-perpendicularで割った値のＴ₁（加圧し始める
ときの温度）依存性を示す図である。

【図８】Ａは、Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成
の非晶質合金粉末試料をケースに入れて焼結するととも
に変形させたときの時間（秒）と、試料の温度および圧
力を測定した結果を示す図であり、Ｂは、Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀
Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ ₅なる組成の非晶質合金粉末試料をケース
に入れて焼結するとともに変形させたときの時間（秒）
と、試料の温度およびダイス変位量Ｘ（ｍｍ）を測定し
た結果を示す図である。

【符号の説明】

Ａ・・・放電プラズマ焼結装置、１・・・ダイス、２・・・上パ
ンチ、３・・・下パンチ、４、５・・・基台、６・・・合金粉末
（合金粉体）、７・・・熱電対、８・・・外枠ダイス、１０・・
・ケース、１０ａ・・・本体、１０ｂ・・・蓋体、Ｐ・・・圧力、
Ｅ・・・パルス電流、１１・・・上部基盤、１２・・・下部基
盤、１３・・・チャンバ、１４・・・空隙。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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)発明者山本豊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

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】希土類元素のうちの１種以上からなる元
素Ｒが４〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系よ
りなり、急冷により非晶質相を含む組織とされた合金の
粉体が固化成形されるとともに複数方向に変形されたも
のであることを特徴とする合金圧密成形体。
【請求項２】請求項１記載の合金圧密成形体におい
て、前記複数方向が固化成形時の加圧方向と該加圧方向
と異なる方向であることを特徴とする合金圧密成形体。
【請求項３】請求項１又は２記載の合金圧密成形体に
おいて、前記合金粉体を固化成形して得られる成形体の
相対密度が９０％以上であることを特徴とする合金圧密
成形体。
【請求項４】請求項１ないし３のいずれかに記載の合
金圧密成形体において、前記合金粉体を固化成形して得
られる成形体が平均結晶粒径１００μｍ以下の微細組織
からなるソフト磁性相とハード磁性相との混相組織を主
体とするものであることを特徴とする硬磁性合金圧密成
形体。
【請求項５】請求項１ないし４のいずれかに記載の合
金圧密成形体において、前記合金粉体を固化成形して得
られる成形体は成形時の変形方向に磁気異方性を示すも
のであることを特徴する硬磁性合金圧密成形体。
【請求項６】請求項１ないし５のいずれかに記載の合
金圧密成形体において、前記合金粉体を固化成形して得
られる成形体は１ｋＯｅ以上の保磁力を有するものであ
ることを特徴とする硬磁性合金圧密成形体。
【請求項７】請求項１ないし６のいずれかに記載の合
金圧密成形体において、前記合金は急冷により非晶質相
からなる組織または平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細
結晶質相が析出した組織とされたものであり、該合金の
粉体が応力下において結晶化または前記微細結晶質相が
粒成長されるとともに圧密化されてなることを特徴とす
る硬磁性合金圧密成形体。
【請求項８】請求項１ないし７のいずれかに記載の合
金圧密成形体において、非晶質相を含み、結晶化したと
きに硬磁性を発現する合金の粉体が結晶化反応時に起こ
る軟化現象を利用して固化成形されてなることを特徴と
する硬磁性合金圧密成形体。
【請求項９】請求項４ないし５のいずれかに記載の硬
磁性合金圧密成形体において、前記合金は下記の組成式
で表されるものであることを特徴とする硬磁性合金圧密
成形体。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、Ｔｉ、Ｖ、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種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗは原子％で、５０≦ｘ、０
≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０である。
【請求項１０】請求項９記載の硬磁性合金圧密成形体
において、前記合金の組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗは原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦５、
３≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７であることを特徴とする硬磁
性合金圧密成形体。
【請求項１１】請求項９記載の硬磁性合金圧密成形体
において、前記合金の組成式中の組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗは原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．５≦ｙ≦３、
３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５であることを特徴とする硬磁性
合金圧密成形体。
【請求項１２】請求項４ないし５のいずれかに記載の
硬磁性合金圧密成形体において、前記合金は下記の組成
式で表されるものであることを特徴とする硬磁性合金圧
密成形体。ＴxＭyＲzＢwＥv 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、Ｔｉ、Ｖ、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種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎ
のうち１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、ｙ、
ｚ、ｗ、ｖは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦
ｚ≦２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０である。
【請求項１３】請求項１２記載の硬磁性合金圧密成形
体において、前記合金の組成式中の組成比を示すｘ、
ｙ、ｚ、ｗ、ｖは原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．５≦
ｙ≦５、３≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、ｖ≦５であること
を特徴とする硬磁性合金圧密成形体。
【請求項１４】請求項１２記載の硬磁性合金圧密成形
体において、前記合金の前記組成式中の組成比を示す
ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖは原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．
５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｖ≦５
であることを特徴とする硬磁性合金圧密成形体。
【請求項１５】請求項４ないし５のいずれかに記載の
硬磁性合金圧密成形体において、前記合金は下記の組成
式で表されるものであることを特徴とする硬磁性合金圧
密成形体。ＴxＭyＲzＢwＧu 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、Ｔｉ、Ｖ、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種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち
１種以上の元素を表わし、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、
ｗ、ｕは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦
２０、２≦ｗ≦２０、０≦ｕ≦１０である。
【請求項１６】請求項１５記載の硬磁性合金圧密成形
体において、前記合金の前記組成式中の組成比を示す
ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｕは原子％で、８０≦ｘ≦９３、０．
５≦ｙ≦５、３≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、ｕ≦５である
ことを特徴とする硬磁性合金圧密成形体。
【請求項１７】請求項１５記載の硬磁性合金圧密成形
体において、前記合金の前記組成式中の組成比を示す
ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｕは原子％で、８６≦ｘ≦９３、０．
５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｕ≦５
であることを特徴とする硬磁性合金圧密成形体。
【請求項１８】請求項４ないし５のいずれかに記載の
硬磁性合金圧密成形体において、前記合金は下記の組成
式で表されるものであることを特徴とする硬磁性合金圧
密成形体。ＴxＭyＲzＢwＥvＧu 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、Ｔｉ、Ｖ、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種以上の元素を表わし、Ｂはホウ素を表わし、
ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｓｃ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｒｅ、Ｍｎ
のうち１種以上の元素を表わし、ＧはＣ、Ｇａ、Ｇｅ、
Ｐ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂ、Ａｓのうち１種以上の元素を表わ
し、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、
５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、２≦ｗ≦２
０、０≦ｖ≦１０、０≦ｕ≦１０である。
【請求項１９】請求項１８記載の硬磁性合金圧密成形
体において、前記合金の前記組成式中の組成比を示す
ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、８０≦ｘ≦９３、
０．５≦ｙ≦５、３≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、ｖ≦５、
ｕ≦５であることを特徴とする硬磁性合金圧密成形体。
【請求項２０】請求項１８記載の硬磁性合金圧密成形
体において、前記合金の前記組成式中の組成比を示す
ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｖ、ｕは原子％で、８６≦ｘ≦９３、
０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦５、０．１≦ｖ
≦５、０．１≦ｕ≦５であることを特徴とする硬磁性合
金圧密成形体。
【請求項２１】非晶質相を主体とする粉体を固化成形
するに際して、前記粉体を固化成形すると同時に複数方
向に変形させることを特徴とする圧密成形体の製造方
法。
【請求項２２】請求項２１記載の圧密成形体の製造方
法において、前記複数方向が固化成形時の加圧方向と該
加圧方向と異なる方向であることを特徴とする圧密成形
体の製造方法。
【請求項２３】非晶質相を主体とする粉体を固化成形
するに際して、前記粉体をケースに充填した後、該ケー
スを変形させるとともに前記粉体を固化成形及び複数方
向に変形させることを特徴とする圧密成形体の製造方
法。
【請求項２４】非晶質相を主体とする粉体を固化成形
するに際して、外部より前記粉体を加熱することにより
該粉体を昇温させ、前記粉体の昇温中に加圧して該粉体
を固化成形するとともに複数方向に変形させることを特
徴とする圧密成形体の製造方法。
【請求項２５】請求項２１ないし２４のいずれかに記
載の圧密成形体の製造方法において、前記非晶質相が結
晶化する温度またはその付近の温度で固化形成するとと
もに複数方向に変形させることを特徴とする圧密成形体
の製造方法。
【請求項２６】請求項２１ないし２５のいずれかに記
載の圧密成形体の製造方法において、前記粉体が合金粉
体であり、該合金粉体を固化成形する際、該合金粉体の
非晶質相が結晶化する温度領域で加圧することを特徴と
する合金圧密成形体の製造方法。
【請求項２７】請求項２１ないし２６のいずれかに記
載の圧密成形体の製造方法において、前記粉体として、
希土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒが４〜２０
原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系よりなり、急冷に
より非晶質相を含む組織とされた合金粉体を用いること
を特徴とする合金圧密成形体の製造方法。
【請求項２８】請求項２１ないし２７のいずれかに記
載の圧密成形体の製造方法において、前記粉体を固化成
形すると同時にまたは引き続いて５００゜Ｃないし９０
０℃で熱処理を施すことを特徴とする圧密成形体の製造
方法。
【請求項２９】請求項２１ないし２８のいずれかに記
載の圧密成形体の製造方法において、前記合金粉体を固
化成形して得られる成形体が平均結晶粒径１００μｍ以
下の微細組織からなるソフト磁性相とハード磁性相との
混相組織を主体とするように固化成形することを特徴と
する硬磁性合金圧密成形体の製造方法。
【請求項３０】請求項２１ないし２９のいずれかに記
載の圧密成形体の製造方法において、前記合金粉体の成
形時に変形方向に磁気異方性を付与することを特徴する
硬磁性合金圧密成形体の製造方法。
【請求項３１】請求項２１ないし３０のいずれかに記
載の圧密成形体の製造方法において、前記合金を急冷す
ることにより非晶質相からなる組織または平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細結晶質相を析出した組織とした
後、該合金の粉体を応力下において結晶化または前記微
細結晶質相を粒成長させるとともに高圧下で圧密化する
ことを特徴とする硬磁性合金圧密成形体の製造方法。
【請求項３２】請求項２１ないし３１のいずれかに記
載の硬磁性合金圧密成形体の製造方法において、非晶質
相を含み、結晶化したときに硬磁性を発現する合金粉体
を結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形す
ることを特徴とする硬磁性合金圧密成形体の製造方法。