JPH1145805A

JPH1145805A - 硬磁性材料およびその製造方法

Info

Publication number: JPH1145805A
Application number: JP10037794A
Authority: JP
Inventors: Akinobu Kojima; 章伸小島; Teruhiro Makino; 彰宏牧野; Yutaka Yamamoto; 豊山本; Takashi Hatauchi; 隆史畑内; Akihisa Inoue; 明久井上
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1997-02-20
Filing date: 1998-02-19
Publication date: 1999-02-16

Abstract

(57)【要約】【課題】低コストで優れた硬磁気特性を少なくとも備
え、さらには優れた温度特性を備えた硬磁性材料の提
供。【解決手段】Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素
Ｔと、希土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒと、
Ｂとを含み、急冷直後において非晶質相を主相とする合
金が１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理されてなり、保
磁力が１ｋＯｅ以上である硬磁性材料、及び、Ｆｅ，Ｃ
ｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素Ｔと、希土類元素のうち
の１種以上からなる元素Ｒと、Ｂとを含み、非晶質相を
主相とする合金を液体急冷法により作製した後、該合金
を１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理する工程を備える
硬磁性材料の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、磁気式エンコー
ダ、ポテンショメータ等のセンサ、モータ、アクチュエ
ータ、スピーカなどに使用できる磁気性能に優れた硬磁
性材料およびその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】一般に、フェライト磁石やアルニコ（Ａ
１−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ系）よりも優れた性能を有する磁
石材料としては、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系
磁石などが知られており、またさらに高い性能を目指し
てＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石などの新しい合金磁石の研究も
数多くなされている。

【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、１０ａｔ％以上のＮｄ、または
８ａｔ％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やアルニコ磁石よ
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。さらに、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、温度による磁気
特性の変化が大きいためセンサとしては使用できないと
いう問題があった。また、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石は、磁化の
温度係数の絶対値が小さい磁石であるが、Ｎｄ−Ｆｅ−
Ｂ系磁石よりも高価な磁石であるため、使用できる範囲
が限られていた。一方、フェライト磁石は、上述のよう
に希土類磁石に比べてコストは低いものの、磁化の温度
係数の絶対値が大きいためセンサとしては使用できない
という問題があった。また、アルニコ（Ａ１−Ｎｉ−Ｃ
ｏ−Ｆｅ系）磁石は、磁化の温度係数の絶対値は小さ
く、しかもコストは低いものの、保磁力が小さいため実
用化が困難であった。このため、低コストでフェライト
磁石以上の硬磁気特性を少なくとも備え、さらには温度
特性が優れた磁石材料の出現が望まれていた。

【０００４】そこで、本願発明者らは、低コストで高い
硬磁気特性を示す硬磁性材料を得るために特願平８−６
８８２２号、特願平８−２４２３５６などにおいて特許
出願を行っている。これらの特許出願に記載された技術
によれば、Ｆｅを主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ
のうち１種または２種以上からなる元素Ｍと、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、Ｂと
を含む非晶質合金を液体急冷法を用いて作製した後、該
非晶質合金を６００〜９００℃で熱処理して、ｂｃｃの
Ｆｅと、Ｆｅ−Ｂの化合物および／またはＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁
を主体とする平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶相
を析出させることで、残留磁化（Ｉｒ）が０．８〜１．
３Ｔ、保磁力（iＨc）が１７０〜４００ｋＡ／ｍ、最大
磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）が６０〜１１０ｋＪ
／ｍ³の比較的高い硬磁気特性を示す硬磁性材料が製造
できる。以上のような合金の研究の基で本発明者らは、
低コストで、硬磁気特性が優れた硬磁性材料を製造する
ために、特に、急冷後の非晶質相を主相とする合金を熱
処理する際の昇温速度に着目し、種々の検討及び実験を
重ねた結果、非晶質相を主相とする合金の昇温速度と、
熱処理により析出する微細結晶相のナノ結晶構造（特に
ｂｃｃ−Ｆｅ相の結晶粒径）および硬磁気特性とは相関
があることを発見し、本発明に到達したのである。さら
に、本発明者らは、温度特性が優れた硬磁性材料を製造
するために、種々の検討及び実験を重ねた結果、パーミ
アンス係数（ｐ）と磁化の温度係数とは相関があること
を発見し、本発明に到達したのである。

【０００５】本発明は上記事情に鑑みてなされたもの
で、低コストで優れた硬磁気特性を少なくとも備え、さ
らには優れた温度特性を備えた硬磁性材料を提供できる
ようにすることを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明は、Ｆｅ，Ｃｏ，
Ｎｉのうち１種以上の元素Ｔと、希土類元素のうちの１
種以上からなる元素Ｒと、Ｂとを含み、急冷直後におい
て非晶質相を主相とする合金が１０Ｋ／分以上の昇温速
度で熱処理されてなり、保磁力が１ｋＯｅ以上である硬
磁性材料を上記課題の解決手段とした。また、本発明
は、急冷直後において非晶質相を主相とする合金が１０
Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理されてなり、保磁力１ｋ
Ｏｅ以下のソフト磁性相と保磁力１ｋＯｅ以上のハード
磁性相とをそれぞれ１０ｖｏｌ（体積）％以上含んでな
る保磁力が１ｋＯｅ以上である硬磁性材料を上記課題の
解決手段とした。また、本発明は、急冷直後において非
晶質相を主相とする合金が１０Ｋ／分以上の昇温速度で
熱処理されてなり、キュリー温度が６００℃以上の磁性
相とキュリー温度が６００℃以下の磁性相とをそれぞれ
１０ｖｏｌ（体積）％以上含んでなる保磁力が１ｋＯｅ
以上である硬磁性材料を上記課題の解決手段とした。

【０００７】上記急冷直後において非晶質相を主相とす
る合金を１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理した後に得
られる硬磁性材料は、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微
細結晶質相を主相として含むことが好ましい。上記急冷
直後において非晶質相を主相とする合金は、１００Ｋ／
分以上の昇温速度で熱処理されることが好ましい。上記
の構成の硬磁性材料は、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が
０．１０％／Ｋ以下のものであることが好ましい。上記
の構成の硬磁性材料は、保磁力が２ｋＯｅ以上のもので
あることが好ましい。上記の構成の硬磁性材料は、飽和
磁化（Ｉｓ）に対する残留磁化（Ｉｒ）の割合（Ｉｒ／
Ｉｓ）が、０．６以上のものであることが好ましい。

【０００８】上記の構成の硬磁性材料は、下記組成式を
有し、かつ、残留磁化（Ｉｒ）が１００ｅｍｕ／ｇ以上
のものであることが好ましい。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
表わすとともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子％
で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、３≦ｗ≦
２０である。さらに、上記組成式中の組成比を示すｘ，
ｙ，ｚ，ｗは原子％で、８６≦ｘ≦９２、０．５≦ｙ≦
３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦７であることが好ましい。

【０００９】また、上記の構成の硬磁性材料は、下記組
成式を有するものであってもよい。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，Ｐｔ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏ
ｓ，Ｉｒ，Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｇａ，Ｇｅのうち１種以
上の元素を表わすとともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，
ｗ，ｖは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１０、３≦ｚ≦
１５、３≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０である。さらに、上
記組成式中の組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗ，ｖは原子％
で、８０≦ｘ≦９２、１≦ｙ≦５、４≦ｚ≦１０、３≦
ｗ≦７、０≦ｖ≦５であることが好ましい。また、本発
明の硬磁性材料には、ＳｉがＴ元素置換で０．５〜５原
子％添加されたものであってもよい。

【００１０】上記課題を解決するために本発明の硬磁性
材料の製造方法は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の
元素Ｔと、希土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒ
と、Ｂとを含み、非晶質相を主相とする合金を液体急冷
法により作製した後、該合金を１０Ｋ／分以上の昇温速
度で熱処理する工程を備えることによって、上記合金中
に析出する微細結晶質相のｂｃｃ−Ｆｅ相の平均結晶粒
径が微細化し、これによってソフト磁性相（ｂｃｃ（体
心立方構造）−Ｆｅ）とハード磁性相（Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）
の交換結合特性が向上し、残留磁化（Ｉｒ）、角型比
（Ｉｒ／Ｉｓ）、保磁力（iＨc）、最大磁気エネルギー
積（（ＢＨ）max）が増加し、硬磁気特性が優れた硬磁
性材料が得られる。

【００１１】また、上記の構成の硬磁性材料の製造方法
においては、液体急冷法により作製した非晶質合金を主
相とする合金を１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理する
ことにより、合金中に平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微
細結晶質相を主相として析出させることが好ましい。さ
らに、上記の構成の硬磁性材料の製造方法においては、
液体急冷法により得られた非晶質相を主相とする合金を
熱処理する際の昇温速度を１００Ｋ／分以上とすること
が好ましい。

【００１２】上記昇温速度で熱処理される合金として
は、下記組成式を有する非晶質相を主相とする合金を用
いることが好ましい。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
表わすとともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子％
で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、３≦ｗ≦
２０である。ここで用いられる合金の組成式中の組成比
を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子％で、８６≦ｘ≦９２、
０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦７であることが
好ましい。

【００１３】また、上記昇温速度で熱処理される合金と
しては、下記組成式を有する非晶質相を主相とする合金
を用いてもよい。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，Ｐｔ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏ
ｓ，Ｉｒ，Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｇａ，Ｇｅのうち１種以
上の元素を表わすとともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，
ｗ，ｖは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１０、３≦ｚ≦
１５、３≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０である。ここで用い
られる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≦９２、１≦ｙ≦５、４≦ｚ≦
１０、３≦ｗ≦７、０≦ｖ≦５であることが好ましい。
また、上記昇温速度で熱処理される合金としては、上記
組成の非晶質相を主相とする合金にＳｉをＴ元素置換で
０．５〜５原子％添加した合金を用いてもよい。

【００１４】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て詳しく説明する。本発明に係わる硬磁性材料は、Ｆ
ｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素Ｔと、希土類元素
のうちの１種以上からなる元素Ｒと、Ｂとを含み、急冷
直後において非晶質相を主相とする合金が１０Ｋ／分以
上の昇温速度で熱処理されてなり、保磁力が１ｋＯｅ以
上のものである。上記の非晶質相を主相とする合金を１
０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理後に得られる硬磁性材
料は、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相を主
相として含んでいる。この微細結晶質相は、平均結晶粒
径１００ｎｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ相と、平均結晶粒径１
００ｎｍ以下のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が析出している。また、
この硬磁性材料は、上記のｂｃｃ−Ｆｅ相とＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ相とＦｅ₃Ｂ相を主体とする微細結晶質相と、残留し
た非晶質相とのナノ複相組織を形成している。

【００１５】さらに、本発明の硬磁性材料は、保磁力１
ｋＯｅ以下のソフト磁性相と保磁力１ｋＯｅ以上のハー
ド磁性相とをそれぞれ１０ｖｏｌ（体積）％以上含んで
なることが、ソフト磁性相とハード磁性相の中間の特性
を備えることができる点で好ましい。保磁力１ｋＯｅ以
下のソフト磁性相が１０ｖｏｌ（体積）％未満である
と、合金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１０
ｖｏｌ（体積）％未満であると、合金の保磁力が小さく
なるため好ましくない。

【００１６】また、本発明の硬磁性材料が、キュリー温
度が６００℃以上の磁性相とキュリー温度が６００℃以
下の磁性相とをそれぞれ１０ｖｏｌ（体積）％以上含ん
でなることがソフト磁性相とハード磁性相の中間の特性
を備えることができる点で好好ましい。それは、ｂｃｃ
−Ｆｅ相のキュリー温度は７７０℃付近であり、Ｒ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ相のキュリー温度が３１５℃付近であることか
ら、本発明の硬磁性材料が磁化に関与する相であるソフ
ト磁性相とハード磁性相との２相を有するためには、キ
ュリー温度が６００℃以上の磁性相とキュリー温度が６
００℃以下の磁性相とを含む必要がある。各磁性相の磁
化の絶対値の温度変化は、その相のキュリー温度が高い
方が小さく、このようにキュリー温度が高い相（ソフト
磁性相）を１０ｖｏｌ（体積）％以上含有していると高
いパーミアンスでの磁化の温度変化が小さくなるという
特徴を持つことができる。キュリー温度が６００℃以上
の磁性相が１０ｖｏｌ（体積）％未満であると、比較的
高いパーミアンスで使用したときの磁化の温度変化が大
きくなるため好ましくない。また、キュリー温度が６０
０℃以下の磁性相が１０ｖｏｌ（体積）％未満である
と、ハード磁性相が少なくなるため、保磁力が低くなり
好ましくない。

【００１７】本発明に係わる硬磁性材料においては、上
記急冷直後において非晶質相を主相とする合金は１００
Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理されることがｂｃｃ−Ｆ
ｅの平均結晶粒径を細かくし、硬磁気特性を向上させる
点で好ましい。

【００１８】ところで、磁石材料の特性は、ヒステリシ
ス曲線の第２象限の部分、すなわち減磁曲線によって表
される。着磁後の磁石材料は、自身の残留磁化がつくる
逆向きの磁界、反磁界の下にあるので、その動作点（材
料の磁束密度（Ｂ）と減磁界（Ｈ））は、減磁曲線上の
一点ｐによって与えられる。ここでＢ／μ₀Ｈの値（無
次元の数）をパーミアンス係数（ｐ）、ｐと原点Ｏ間の
線（ＯＰ）をパーミアンス線とよぶ。このパーミアンス
係数（ｐ）あるいはパーミアンス線は、磁石の形状に依
存し、磁化方向の長さが短くなると、小さくなり、長く
なると大きくなるものである。パーミアンス係数と反磁
界係数（Ｎ）との間には、下記式（Ｉ）ｐ＝（１−Ｎ）／Ｎ・・・（Ｉ）で示される関係がある。従って、減磁曲線と磁石材料の
形状が与えられると、その動作点（Ｂ，Ｈ）は決定され
る。その磁石材料が外部につくる静磁界のエネルギー
は、下記式（II）Ｕ＝ＢＨＶ／２・・・（II）（式中、Ｖは磁性材料の体積）で与えられる。磁石材料
の形状が変化すると、反磁界、すなわちパーミアンス線
が変化するので、動作点ｐが変化し上記Ｕの値が変化す
る。途中ある動作点ｐ_mでＵの値が最大となり、そのと
きの（ＢＨ）の積が最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ma
x）である。

【００１９】本発明に係わる硬磁性材料をセンサ等に使
用する場合、１０以上のパーミアンス係数で使用したと
きの磁化の温度係数の絶対値が０．１０％／Ｋ以下のも
のであることが好ましい。硬磁性材料をセンサ等に使用
する場合は、温度特性が優れるものすなわち磁化の温度
係数の絶対値が小さいもの（磁化の温度変化が小さいも
の）を用いることが好ましく、本発明の硬磁性材料はパ
ーミアンス係数が１０以上となるような形状で使用した
ときの磁化の温度係数の絶対値が０．１０％／Ｋ以下と
小さくなるので、センサ等に好適に使用することがで
き、パーミアンス係数が１０未満の形状で使用すると磁
化の温度係数の絶対値が大きくなってしまう。また、本
発明の硬磁性材料は、パーミアンス係数が２０以上とな
るような形状で使用するのが、磁化の温度係数の絶対値
が０．０８％／Ｋ以下となる点でより好ましい。

【００２０】このような温度特性が優れた本発明の硬磁
性材料は、後述するようにＳｉ元素Ｔ元素置換で０．５
〜５原子％（ａｔ％）添加あるいはＴ元素中にＣｏが
０．５〜２０％含まれるようにすることにより、従来の
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系の磁石（ｐ＝１０のときの温度係数が
−０．１１〜−０．１３％／Ｋ）に対して、ｐ＝１０以
上のときの磁化の温度係数の絶対値が０．１０％／Ｋ以
下と小さいものを実現することができる。さらに、本発
明の硬磁性材料は、フェライト磁石やアルニコ磁石より
保磁力が大きく、また、従来から温度特性が良好なもの
として使用されているＳｍ−Ｃｏ系磁石よりも安価であ
る。

【００２１】さらに、本発明に係わる硬磁性材料は、保
磁力が２ｋＯｅ以上のものであることが好ましい。ま
た、本発明に係わる硬磁性材料は、飽和磁化（Ｉｓ）に
対する残留磁化（Ｉｒ）の割合である角型比（Ｉｒ／Ｉ
ｓ）が、０．６以上のものであることが好ましい。ここ
で、本発明における飽和磁化（Ｉｓ）は、十分高い外部
磁場下で、磁化曲線を測定したときに試料の磁化がほぼ
飽和するときの値である。上述のような硬磁性材料中の
結晶質相の平均結晶粒径、および各相中における各原子
の濃度の制御は、非晶質合金を熱処理して硬磁性材料を
得る際の熱処理条件を制御することによって実現でき
る。熱処理条件は、昇温速度、熱処理温度（アニール温
度）及びその保持時間などである。

【００２２】本発明に係わる硬磁性材料は、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。これらの元素は、本発明に係る硬磁性材
料の主成分であり、磁性を担う元素である。Ｔの組成比
ｘを増加させると、それに伴って飽和磁化（Ｉｓ）が増
加する。１００ｅｍｕ／ｇ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
３０ｅｍｕ／ｇは必要であり、これを満たすにはＴの濃
度は５０ａｔ％以上とするのが好ましく、１２０ｅｍｕ
／ｇ以上のさらに高い残留磁化（Ｉｒ）を得るために
は、Ｔの濃度は８０ａｔ％、好ましくは８６ａｔ％以上
の範囲であるのが望ましい。また、優れた硬磁気特性を
得るためには、Ｔの濃度は９２ａｔ％以下とするのが好
ましい。本発明の硬磁性材料においては、元素Ｔの少な
くとも一部としてＦｅが含まれていることが必要であ
る。なお、後述する様に、本発明の実施例における試料
の密度は、ほぼ７．６ｇ／ｃｍ³であり、例えば、１０
０ｅｍｕ／ｇであれば、１００（ｅｍｕ／ｇ）×４π×
７．６（ｇ／ｃｍ³）×０．０００１＝０．９５（Ｔ）
と換算することができる。従って、ｅｍｕ／ｇで表記し
た場合、その材料固有の磁化とみることができる。

【００２３】上記組成式中のＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈ
ｆのうち１種以上の元素を表わし、これらの元素は非晶
質形成能が高いものである。本発明に係る硬磁性材料に
おいて、Ｍを添加することにより、希土類元素（Ｒ）が
低濃度の場合も非晶質相を形成することができる。希土
類元素（Ｒ）置換でＭの組成比ｙを増加させると、それ
に伴って残留磁化（Ｉｒ）は増加するが、保磁力（ｉＨ
ｃ）が低下し、硬磁気特性から軟磁気特性へと変化す
る。また、磁性を担う元素（Ｔ）置換で非晶質形成元素
（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、Ｍの濃度（ｙ）は０ａｔ％以上１５ａｔ％
以下、好ましくは０．５ａｔ％以上３ａｔ％以下の範囲
とするのが好ましい。

【００２４】上記組成式中のＲは希土類金属（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。ＲとＦｅとＢと
を含む非晶質合金を８７３〜１１７３Ｋ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Ｒ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ₁は、本発明の材料に優れた硬磁気特性を付与するも
のである。Ｒの組成比ｚを増加させると、それに伴って
飽和磁化（Ｉｒ）が減少する。１００ｅｍｕ／ｇ以上の
高い残留磁化（Ｉｒ）を得るためには、飽和磁化（Ｉ
ｓ）が少なくとも１３０ｅｍｕ／ｇは必要であり、これ
を満たすにはＲの濃度（ｚ）は２０ａｔ％以下、好まし
くは７ａｔ％以下の範囲とすることが望ましい。またＲ
は非晶質を形成し易い元素であり、Ｒの組成比が小さ過
ぎると良好な非晶質相または微細結晶質相を得られない
ため、Ｒの濃度としては３ａｔ％以上とするのが望まし
い。さらに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。

【００２５】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ＦｅとＢとを含む非晶質相を８７３〜
１１７３Ｋ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Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂは、本発明の材料に硬磁気特性
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３ａｔ％以上の範囲と
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（Ｉｒ）、および保磁力
（ｉＨｃ）が減少するので、良好な硬磁気特性を得るた
めには、Ｂの濃度は２０ａｔ％以下、好ましくは７ａｔ
％以下の範囲とすることが望ましい。

【００２６】また、本発明の硬磁性材料には、Ｃｒ，Ａ
ｌ，Ｐｔ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏｓ，Ｉｒ，Ｃｕ，Ａ
ｇ，Ａｕ，Ｇａ，Ｇｅのうち１種以上の元素Ｅが添加さ
れていてもよく、その場合の硬磁性材料は、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の濃度ｘは、１００ｅｍｕ／ｇ以上の高
い残留磁化を得るために飽和磁化（Ｉｓ）を増加させる
点で５０ａｔ％以上とするのが好ましく、１２０ｅｍｕ
／ｇ以上のさらに高い残留磁化（Ｉｒ）と優れた硬磁気
特性を両立するためには８０ａｔ％以上９２ａｔ％以下
が好ましく、より好ましくは８６ａｔ％以上９２ａｔ％
以下である。上記組成式中のＭの濃度は、良好な硬磁気
特性を得るために、好ましくは０ａｔ％以上１０ａｔ％
以下、より好ましくは１ａｔ％以上５ａｔ％以下であ
り、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実
現するためには、０．５ａｔ％以上３ａｔ％以下とする
のが好ましい。

【００２７】上記組成式中のＲの濃度は、本発明の材料
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３ａｔ％
以上１５ａｔ％以下、より好ましくは４ａｔ％以上１０
ａｔ％以下であり、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁
化（Ｉｒ）を実現するためには、３ａｔ％以上７％以下
とするのが好ましい。上記組成式中のＢの濃度は、良好
な非晶質相または微細結晶質相を得るために、３ａｔ％
以上とすることが望ましい。また、良好な硬磁気特性を
得るためには、Ｂの濃度は、好ましくは２０ａｔ％以
下、より好ましくは７ａｔ％以下とされる。元素Ｅが添
加されることによって硬磁性材料の耐食性が向上する。
ただし、元素Ｅの濃度が高過ぎると硬磁気特性が劣化す
るので、Ｅの濃度は、好ましくは１０ａｔ％以下、より
好ましくは５ａｔ％以下とされる。また、優れた耐食性
を得るためには、元素Ｅは少なくとも１ａｔ％以上添加
するのが好ましい。また、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高い
残留磁化（Ｉｒ）を達成するためには、Ｅを添加しない
方が好ましい。

【００２８】また、本発明の硬磁性材料において、Ｔ元
素中にＦｅ以外にＣｏが含まれるようすれば、特に、パ
ーミアンス係数（ｐ）が１０以上となるような形状で使
用したときの磁化の温度係数の絶対値を小さくすること
ができる。Ｃｏ元素の含有量は、合金の原料コストおよ
び磁化の大きさに変化をもたらすので、Ｔ元素全体に占
めるＣｏ元素の割合は、好ましくは５０％以下、より好
ましくは０．５％以上２０％以下、さらに好ましくは５
％以上２０％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。

【００２９】また、本発明の硬磁性材料において、Ｓｉ
元素をＴ元素置換で添加すれば、磁気特性、特に保磁力
（iＨc）、および最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ma
x）をさらに向上させることができ、また、パーミアン
ス係数（ｐ）が１０以上となるような形状で使用したと
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元素の添加量は、多過ぎるとＴ元素の組成比が低く
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０．５ａｔ％以上５ａｔ％以下、より好
ましくは０．５ａｔ％以上３ａｔ％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。

【００３０】つぎに、本発明に係わる硬磁性材料は、以
下のようにして製造することができる。上述のような非
晶質合金を得る方法は、回転ドラムに溶湯を吹き付けて
急冷して薄帯状に形成する方法、溶湯を冷却用気体中に
噴出して液滴状態で急冷して粉末状に形成する方法など
の液体急冷法、あるいはスパッタリングやＣＶＤ法によ
る方法等を用いることができる。また、上記非晶質合金
に対する熱処理は、任意の加熱手段を用いて行なうこと
ができ、例えば本発明の硬磁性材料からなる圧密体を得
る場合には、まず非晶質合金を粉末状にし、その合金粉
末をホットプレスにより加圧成形すると同時に適切な昇
温速度および熱処理温度（アニール温度）で熱処理する
方法を好ましく用いることができる。

【００３１】熱処理時の昇温速度は、１０Ｋ／分以上、
好ましくは１００Ｋ／分以上の範囲で、非晶質合金の組
成により好ましく設定される。熱処理時の昇温速度が１
０Ｋ／分未満であると、熱処理により合金中に析出する
結晶粒が粗大化するため、ソフト磁性相（ｂｃｃ（体心
立方構造）−Ｆｅ）とハード磁性相（Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）の
交換結合特性が低下し、硬磁気特性が劣化するため好ま
しくない。また、熱処理時の昇温速度を１００Ｋ／分以
上の範囲とすることにより、より均一な微細組織の形成
が可能となる。なお、昇温速度の上限としては、装置上
の制約から、２００Ｋ／分程度とされる。

【００３２】熱処理時の熱処理温度（アニール温度）
は、好ましくは８７３Ｋ〜１１７３Ｋ、より好ましくは
９７３Ｋ〜１０２３Ｋの範囲、保持時間（熱処理時間）
は好ましくは１〜２０分、より好ましくは３〜１０分の
範囲で、非晶質合金の組成により好ましく設定される。
熱処理温度が８７３Ｋ未満であると、硬磁気特性を担う
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の析出量が少ないため十分な硬磁気特性
が得られず、好ましくない。一方、熱処理温度が１１７
３Ｋを越えると、他の析出物が析出するか、または結晶
粒の粗大化がおこり、硬磁気特性が低下してしまうため
好ましくない。

【００３３】上記非晶質合金としては、組成がＴxＭyＲ
zＢwであり、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子％で５
０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、３≦ｗ≦２０な
る関係を満足するものを用いること、より好ましくは原
子％で８６≦ｘ≦９２、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、
３≦ｗ≦７なる関係を満足するものを用いることによ
り、希土類元素の濃度が低くても急冷状態で良好な非晶
質相が得られ、この後、１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱
処理されることより硬磁気特性を付与する化合物が析出
されるので、低コストで優れた硬磁気特性を有する硬磁
性材料を得ることができる。また、上記非晶質合金とし
ては、組成がＴxＭyＲzＢwＥvであり、組成比を示す
ｘ，ｙ，ｚ，ｗ，ｖは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１
０、３≦ｚ≦１５、３≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０なる関
係を満足するものを用いるのが、熱処理後に得られる硬
磁性材料に耐食性も備えることができる点で好ましい。
また、ここでの組成式中の組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，
ｗ，ｖは、原子％で、８０≦ｘ≦９２、１≦ｙ≦５、４
≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、０≦ｖ≦５なる関係を満足す
ることにより、より硬磁気特性が優れた硬磁気材料を得
ることができる。

【００３４】また、上記非晶質合金としては、Ｓｉ元素
をＴ元素置換で０．５〜５原子％添加したもの、あるい
はＴ元素中にＦｅ以外にＣｏを含ませたものを用いるの
が、熱処理後に得られる硬磁性材料をパーミアンス係数
が１０以上となる形状で使用したときの磁化の温度係数
の絶対値が０．１０％／Ｋ以下のものを得ることができ
る点で好ましい。

【００３５】このようにして得られた硬磁性材料にあっ
ては、特に、上記の急冷直後において非晶質相を主相と
する合金が１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理されるこ
とにより、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶化温度とｂｃｃ−Ｆｅ
相の結晶化温度の差が小さく、ｂｃｃ−Ｆｅ相とＲ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ相を同時に結晶化できる傾向が強いためにどちら
かの結晶相が粗大化するのを防止することができ、上記
合金中に析出する微細結晶質相のｂｃｃ−Ｆｅ相とＲ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均結晶粒径を微細化することができる。
さらに、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相はｂｃｃ−Ｆｅ相より平均結晶
粒径が小さいうえ、ｂｃｃ−Ｆｅ相より昇温速度に大き
く依存するので、熱処理時の昇温速度を１０Ｋ／分以上
とすることにより、ｂｃｃ−Ｆｅの粒子とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
の粒子が隣り合う確率が多くなり、ソフト磁性相（ｂｃ
ｃ（体心立方構造）−Ｆｅ）とハード磁性相（Ｒ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ）の交換結合が行われ易くなるために交換結合特性
が向上し、残留磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）、
保磁力（iＨc）、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ma
x）が増加し、優れた硬磁気特性が得られる。具体的に
は、１Ｔ以上の残留磁化（Ｉｒ）を有する硬磁性材料、
１ｋＯｅ以上の保磁力（iＨc）を有する硬磁性材料、角
型比（Ｉｒ／Ｉｓ）が０．６以上の硬磁性材料、最大磁
気エネルギー積（（ＢＨ）max）が６０ｋＪ／ｍ³を越え
る優れた硬磁性材料を実現することができる。

【００３６】さらに、本発明に係わる硬磁性材料は、希
土類元素Ｒの含有量を少なくしても優れた硬磁気特性が
得られるので、比較的低い製造コストで製造することが
できる。また、本発明に係わる硬磁性材料にあっては、
Ｓｉ元素をＴ元素置換で０．５〜５原子％添加、あるい
はＴ元素中にＦｅ以外にＣｏが０．５〜２０％含まれる
ようにすることにより、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が
０．１０％／Ｋ以下のものを実現することができ、温度
特性を向上させることができる。従って、本発明に係わ
る硬磁性材料は、磁気式ロータリーエンコーダやポテン
ショメータなどのセンサ、アクチュエータ、スピーカ、
モータなどに好適に用いることができる。

【００３７】

【実施例】

（実験例１）以下のようにして、各種組成の急冷薄帯合
金を熱処理するに際して昇温速度を変更して硬磁性材料
を作製した。まず、アーク溶解法によりインゴットを作
製し、Ａｒ雰囲気中において回転しているＣｕロール上
に、溶解した金属をスリット径約０．３ｍｍの細幅ノズ
ルから吹出すことにより、約２０μｍの厚さの急冷薄帯
合金を作製した。得られた急冷薄帯合金の密度は、７．
６ｇ／ｃｍ³であった。次いで、得られた急冷薄帯合金
を１×１０^-2Ｐａ以下の赤外線イメージ炉中において、
昇温速度３〜２１６Ｋ／分で加熱し、９７３Ｋ又は１０
２３Ｋで約１８０秒間保持する条件で熱処理して得られ
る薄帯合金試料の磁気特性およびナノ結晶構造に及ぼす
影響について調べた。ここで得られた薄帯合金試料の組
成は、いずれも本発明の範囲内にあるＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅
Ｂ₅なる組成の薄帯合金、Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成
の薄帯合金であった。結果を下記表１〜表４に示す。な
お、表１〜表４中、Ｉｒ／Ｉｓは飽和磁化に対する残留
磁化の割合である。

【００３８】得られた薄帯合金試料の磁気特性はＶＳＭ
（振動試料型磁力計）を用い、１５ｋＯｅの印加磁場中
で室温にて測定した。試料によっては、１５ｋＯｅの印
加磁場では磁化が飽和していない場合もあるが、本説明
の中ではほぼ飽和しているものとして飽和磁化として取
り扱った。また、ナノ結晶構造の解析は、ｂｃｃ−Ｆｅ
相の格子定数をＸ線回折ピークより計算し、ｂｃｃ−Ｆ
ｅ相の平均結晶粒径をＸ線回折ピークの半価幅よりシェ
ラーの式を用いて計算することにより行った。

【００３９】

【表１】

【００４０】

【表２】

【００４１】

【表３】

【００４２】

【表４】

【００４３】図１〜図２は９７３Ｋ〜１０２３Ｋで熱処
理後におけるＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金
試料及びＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料
のｂｃｃ−Ｆｅ相の格子定数及び平均結晶粒径の昇温速
度依存性を示す図である。図３〜図４は、９７３Ｋ〜１
０２３Ｋの熱処理温度で５分間保持した後、昇温速度と
同じ速度で降温したＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の薄
帯合金試料及びＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合
金試料の残留磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）、保
磁力（iＨc）及び最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ma
x）の昇温速度依存性を示す図である。また、ｂｃｃ−
Ｆｅ相の平均結晶粒径と磁気特性の関係を明確にするた
めに、図５に、Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂（Ｐｒ，Ｎｄ）₅Ｂ₅なる組
成の薄帯合金試料のＸ線回折半価幅から求めたｂｃｃ−
Ｆｅ相の平均結晶粒径と磁気特性の関係を示す。図１〜
図５中、Ｔａは熱処理時のアニール温度である。図１〜
図２中、一点鎖線は比較のためにｂｃｃ−Ｆｅ（pure−
Ｆｅ）の格子定数と昇温速度との関係を示すものであ
る。

【００４４】表１〜４及び図１〜図２から明らかなよう
に熱処理時における昇温速度を速くすることにより、９
７３〜１０２３Ｋで熱処理後におけるＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅
Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料及びＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅な
る組成の薄帯合金試料のｂｃｃ相の格子定数の昇温速度
依存性は認められず、格子定数０．２８６６５ｎｍのpu
re−Ｆｅよりも大きい値を示しているが、ｂｃｃ−Ｆｅ
相の平均結晶粒径は昇温速度の上昇に伴なって微細化す
ることが分る。また、最も速い昇温速度（２１６Ｋ／
分）で熱処理した薄帯合金試料では、Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅
Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料及びＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅な
る組成の薄帯合金試料において、ｂｃｃ相の結晶粒径
は、それぞれ、約３５ｎｍ、２７〜２９ｎｍの値となっ
た。

【００４５】表１〜表２及び図３から明らかなように熱
処理時における昇温速度を速くすることにより、９７３
Ｋの熱処理後のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合
金試料と、１０２３Ｋの熱処理後のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ
₅なる組成の薄帯合金試料が共にＩｒおよびＩｒ／Ｉｓ
の増加が認められ、その増加する割合は９７３Ｋの熱処
理後のものよりも１０２３Ｋの熱処理後の薄帯合金試料
において顕著であった。つぎに、iＨcについては９７３
Ｋの熱処理後のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合
金試料において昇温速度依存性は認められないが、１０
２３ＫのＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料
においては昇温速度依存性が認められる。このようにＩ
ｒ及びiＨcが増加するのは、ｂｃｃ−Ｆｅ相の平均結晶
粒径が微細化することによる交換結合特性の向上に起因
するものと考えられる。ただし、ｂｃｃ−Ｆｅ相の平均
結晶粒径の昇温速度依存性は、９７３Ｋで熱処理後の試
料と１０２３Ｋの熱処理後の試料とで明確な差は認めら
れず、１０２３Ｋの熱処理後の試料でＩｒ及びiＨcの昇
温速度依存性が大きいのは、ｂｃｃ−Ｆｅ相の結晶粒径
以外の要因があるものと推察される。つぎに、（ＢＨ）
maxについては９７３Ｋの熱処理後のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅
Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料と、１０２３Ｋの熱処理後
のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料が共に
昇温速度依存性が認められ、その増加する割合は１０２
３Ｋの熱処理後の試料において顕著であった。

【００４６】表２〜表４及び図４から明らかなように熱
処理時における昇温速度を速くすることにより、９７３
Ｋの熱処理後のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合
金試料と１０２３Ｋの熱処理後のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅
なる組成の薄帯合金試料が共にＩｒおよびＩｒ／Ｉｓの
増加が認められ、その増加する割合はＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅
Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料ほど大きくなかった。つぎ
にiＨcについては昇温速度依存性は殆ど認められない。
つぎに、（ＢＨ）maxについては、９７３Ｋの熱処理後
のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料と１０
２３Ｋの熱処理後のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄
帯合金試料が共に昇温速度依存性が認められ、その増加
する割合は１０２３Ｋの熱処理後の試料において顕著で
あった。Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料
のＩｒやiＨcなどの磁気特性の昇温速度依存性が、Ｆｅ
₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料程明確でない
のはｂｃｃ相の結晶粒径が全体的に微細であるため、ｂ
ｃｃ−Ｆｅ相の粒径に起因する効果が小さいものと考え
られる。また、表１〜表４の実施例中、残留磁化（Ｉ
ｒ）は、最も小さいものでも１．２６Ｔ（サンプルＮ
ｏ.１０）、最も大きいものでは１．５Ｔ（サンプルＮ
ｏ.１９）もの大きな値が得られている。すなわち、各
試料の密度が７．６ｇ／ｃｍ³であることから換算する
と、１３１ｅｍｕ／ｇ〜１５７ｅｍｕ／ｇとなり、１３
０ｅｍｕ／ｇ以上の大きな残留磁化が得られていること
がわかる。

【００４７】図５から明らかなようにＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅
Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料とＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる
組成の薄帯合金試料共にｂｃｃ−Ｆｅ相の結晶粒径が増
加するに伴って、Ｉｒ／Ｉｓ、iＨc及び（ＢＨ）maxが
減少する傾向があることが判る。

【００４８】上記実験結果より、組成が本発明の範囲で
あり、速い昇温速度で加熱し、９７３Ｋ〜１０２３Ｋで
熱処理して得られる薄帯合金試料は、高い硬磁気特性お
よび平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出
した構造が得られることがわかった。また、昇温速度が
１０Ｋ／分以上では、ｂｃｃ−Ｆｅ相の平均結晶粒径が
小さくなり、Ｉｒ／Ｉｓ、iＨc及び（ＢＨ）maxなどの
硬磁気特性が優れるので、本発明では熱処理時の昇温速
度を１０Ｋ／分以上とした。また、より高い磁気特性を
得るためには、より好ましくは昇温速度を３６Ｋ／分と
するのが良いことが分った。さらに昇温速度が１００Ｋ
／分以上ではＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金
試料及びＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料
において、ｂｃｃ−Ｆｅ相の結晶粒径はそれぞれ約３５
〜３６ｎｍ、約２６〜３２．５ｎｍと、より微細化され
ており、特に、保磁力はそれぞれ約１．８〜２．４５ｋ
Ｏｅ、約１．８５〜２．４５ｋＯｅと優れていることか
ら、本発明では熱処理時の昇温速度を好ましくは１００
Ｋ／分以上とした。

【００４９】（実験例２）以下のようにして、急冷薄帯
合金を熱処理するに際して保持時間を変更して硬磁性材
料を作製した。上記実験例１と同様にして約２０μｍ
の厚さの急冷薄帯合金を作製し、さらにこの急冷薄帯合
金を長さ２ｃｍにカットした。ついで、長さ２ｃｍの急
冷薄帯合金を２０本程度、１×１０^-5Ｐａ以下の赤外線
イメージ炉中において、昇温速度１８Ｋ／分で加熱し、
熱処理温度（アニール温度）９７３Ｋ〜１０７３Ｋで３
分〜６０分間保持する条件で熱処理して得られる薄帯合
金試料の磁気特性に及ぼす影響について調べた。ここで
得られた薄帯合金試料の組成は、いずれも本発明の範囲
内にあるＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組成であった。
結果を下記表５示す。また、図６にＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ
₅Ｓｉ₂なる組成の薄帯合金試料の磁気特性の熱処理時間
（保持時間）依存性を示す。また、図７〜図９に、各熱
処理条件で熱処理後のＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組
成の薄帯合金試料のＸ線パターンの熱処理時間（保持時
間）依存性を示す。ここでの薄帯合金試料のＸ線回折パ
ターンは、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ線ディフラクトメー
ターにより解析した。

【００５０】

【表５】

【００５１】表５及び図６から明らかなように昇温速度
１８Ｋ／分でＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂急冷薄帯合金
（２ｃｍ×２０本）を熱処理する場合、保磁力が最大
（３．５ｋＯｅ）となったときの条件は、熱処理温度が
１０２３Ｋで保持時間１０分であることが判った。ま
た、熱処理温度が９７３Ｋで保持時間６０分と、熱処理
温度が１０２３Ｋで保持時間３分の条件のとき、保磁力
約３．３８ｋＯｅの良好な硬磁気特性が得られているこ
とが判った。また、熱処理温度が１０７３Ｋでの熱処理
はすべての保持時間で保磁力が３ｋＯｅ以下であった。

【００５２】図７から明らかなように昇温速度１８Ｋ／
分、アニール温度９７３Ｋで熱処理後のＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎ
ｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組成の試料のＸ線回折パターンは、保
持時間が３分〜３０分と短い条件のとき、硬磁気特性に
寄与しないＦｅ₃Ｂが析出しており、硬磁気特性を示す
Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂが殆ど析出していないために表５及び図
６に示したように保磁力が高くないことが分る。一方、
保持時間が６０分と長い条件のとき、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂが
析出しており、試料が良好な磁気特性を示す熱処理温度
に十分に達し、高い保磁力が得られることが分る。図８
から明らかなように昇温速度１８Ｋ／分、アニール温度
１０２３Ｋで熱処理後のＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる
組成の試料のＸ線回折パターンは、すべての保持時間で
Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂが析出していることが認められる。特
に、保持時間が３分、１０分のときに表５及び図６に示
したように硬磁気特性が高くなっており、これに対して
保持時間が３０分、６０分と長くなると硬磁気特性が減
少しており、その理由は、保持時間３〜１０分の間で最
適熱処理温度に十分達しており、この後更に熱処理をす
るとソフト磁性相（ｂｃｃ−Ｆｅ相）の結晶粒が粒成長
したためであると考えられる。図９から明らかなように
昇温速度１８Ｋ／分、アニール温度１０７３Ｋで熱処理
後のＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組成の試料のＸ線回
折パターンは、すべての保持時間でＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの析
出が認められるが、表５及び図６に示したように硬磁気
特性があまり高くなかったのは、熱処理温度自体が高く
なり過ぎたためにソフト磁性相（ｂｃｃ−Ｆｅ相）の結
晶粒が粒成長したためであると考えられる。

【００５３】（実験例３）以下のようにして、急冷薄帯
合金を熱処理するに際して熱処理量（急冷薄帯合金の投
入量）を変更して硬磁性材料を作製した。上記実験例１
と同様にして約２０μｍの厚さの急冷薄帯合金を作製し
た。ついで、長さ２ｃｍにカットした急冷薄帯合金２０
本（総重量約２０ｍｇ）、２．５ｇの急冷薄帯合金４個
（総重量１０ｇ）をそれぞれ１×１０^-5Ｐａ以下の赤外
線イメージ炉中において、上記実験例２で分った良好な
硬磁気特性が得られる熱処理条件（熱処理温度が９７
３Ｋで保持時間６０分、熱処理温度が１０２３Ｋで保
持時間３分、熱処理温度が１０２３Ｋで保持時間１０
分、該〜の熱処理条件において昇温速度はすべて１
８Ｋ／分）で熱処理して得られる薄帯合金試料の熱処理
量が保磁力に及ぼす影響について調べた。ここで得られ
た薄帯合金試料の組成は、Ｆｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂な
る組成であった。結果を下記表６示す。

【００５４】

【表６】

【００５５】表６から明らかなように急冷薄帯合金の投
入量を増やしても上記〜の熱処理条件で熱処理を行
って得られたＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂の試料は、高い
保磁力を持っていることから、高保磁力であるなどの硬
磁気特性が優れた硬磁性材料を製造するための適切な熱
処理条件としては、硬磁性材料の組成がＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎ
ｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂である場合、昇温速度１８Ｋ／分であ
り、かつ熱処理温度９７３Ｋで６０分間保持、昇温速
度１８Ｋ／分であり、かつ熱処理温度１０２３Ｋで３分
間保持、昇温速度１８Ｋ／分であり、かつ熱処理温度
１０２３Ｋで１０分間保持であることが分った。

【００５６】（実験例４）Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組
成の急冷後の非晶質合金薄帯を昇温速度１８０Ｋ／分で
加熱し、アニール温度７５０℃で熱処理して得られた硬
磁性材料の磁化の温度変化を調べた。また、Ｆｅ₈₈Ｐｒ
₇Ｂ₅なる組成の急冷後の非晶質合金薄帯を昇温速度１８
０Ｋ／分で加熱し、アニール温度６５０℃で熱処理して
得られた硬磁性材料の磁化の温度変化を調べた。その結
果を図１０に示す。図１０は、Ｆｅ ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅な
る組成の硬磁性材料とＦｅ₈₈Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の硬磁性
材料の磁化の温度変化を示す図である。図１０に示され
ているように温度の上昇とともに磁化は２ステップで減
少している。このことから、硬磁性材料の磁化に関与す
る相が２相存在していることが認められる。また、３０
７℃付近で磁化の減少の度合いが変化していることか
ら、この付近がＦｅ₁₄Ｎｄ₂Ｂ相のキュリー温度であ
り、８００℃付近で磁化の減少の度合いが変化している
ことから、この付近がｂｃｃ−Ｆｅ相のキュリー温度で
あることが分る。なお、ここで非晶質相に起因する磁化
のステップが見られないのは、磁化が低いことと体積分
率が小さいことによるものと考えられる。

【００５７】また、ここで得られたＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ
₅なる組成の硬磁性材料とＦｅ₈₈Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の硬
磁性材料の磁化曲線の第２象限を図１１に示す。図１１
に示されているように磁化曲線は、単一相からなる磁性
材料と同様な、ステップの見られない磁化曲線となって
おり、微細なソフト磁性相とハード磁性相とが磁気的に
結合した交換結合磁石が得られていることが分る。

【００５８】（実験例５）各種組成の急冷薄帯合金を上
述の実験例１と同様にして作製した。次いで、得られた
急冷薄帯合金を１×１０^-2Ｐａ以下の赤外線イメージ炉
中において、昇温速度１８０Ｋ／分で加熱し、アニール
温度１０２３Ｋで約３分間保持する条件で熱処理して薄
帯合金試料（実施例）を得た。ここで得られた薄帯合金
試料の組成は、いずれも本発明の範囲内にあるＦｅ₈₈Ｎ
ｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金、Ｆｅ₇₆Ｃｏ₁₀Ｎｂ₂Ｐ
ｒ₇Ｂ₅なる組成の薄帯合金、Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ
₅なる組成の薄帯合金、Ｆｅ₈₄Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる
組成の薄帯合金であった。得られた実施例の薄帯合金試
料について、ＶＳＭ（振動試料型磁力計）を用い、１０
ｋＯｅの印加磁場中及び真空中で室温〜約４９０Ｋにお
ける減磁曲線（第２象限）を図１２〜図１４に示す。図
１３中、イはパーミアンス係数（ｐ）が１０（角柱形）
である直線であり、ロはｐが１．５（円盤形）である直
線である。また、実施例の薄帯合金試料の磁気特性と温
度との関係について、減磁曲線（第２象限）より求めた
残留磁化（Ｉｒ）及び保磁力（iＨc）の温度変化を図１
５に示した。また、得られた薄帯合金試料のＩｒ及びi
Ｈcの温度係数と、ｐ＝１．５、ｐ＝１０となる形状と
したときのＩｒの温度係数を表７に示す。

【００５９】比較例として従来のフェライト磁石とＮｄ
−Ｆｅ−Ｂ系磁石の磁気特性と温度との関係を図１５に
合わせて示す。これらの従来の磁石のＩｒ及びiＨcの温
度係数を表７に合わせて示す。また、比較例としてＢリ
ッチのＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系の磁石のＩｒ及びiＨcの温度係
数を表８に示す。

【００６０】

【表７】

【００６１】

【表８】

【００６２】図１５及び表７から実施例の薄帯合金試料
ならびに比較例の磁石は、温度の上昇とともにＩｒ及び
iＨcが減少する傾向が認められる。iＨcの温度係数（ｄ
iＨc／ｄＴ）については、実施例のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ
₅なる組成の試料が−０．４３％／Ｋであり、比較例の
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の値（−０．４％／Ｋ）に近い値
であるが、ＣｏやＳｉを添加した実施例の薄帯合金試料
では−０．２８〜−０．３６％／Ｋと比較例のＮｄ−Ｆ
ｅ−Ｂ系磁石よりも温度係数の絶対値が小さい値である
ことが認められる。このようにＣｏを添加することによ
りiＨcの温度係数の絶対値が減少するのは、ハード磁性
相のキュリー温度が上昇することに起因するものと考え
られる。また、Ｓｉを添加すると全体の保磁力が上がる
ため、結果的にiＨcの温度係数の絶対値が減少する。

【００６３】次に、Ｉｒの温度係数（ｄＩｒ／ｄＴ）に
ついては、実施例のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の試
料が−０．０６％／Ｋであり、比較例のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石（Ｆｅ₇₇Ｎｄ₅Ｂ₈なる組成の磁石、（Ｆｅ_0.9Ｃ
ｏ_0.1）₇₇Ｎｄ₁₅Ｂ₈なる組成の磁石）の値が−０．１１
〜−０．１６％／Ｋであるのに比べて温度係数の絶対値
が低くなっていることが認められる。これは比較例の磁
石では磁化に関与する相がハード磁性相のみであるに対
して、実施例の薄帯合金試料では、ハード磁性相と、磁
化の温度変化率の小さいソフト磁性相（ｂｃｃ−Ｆｅ
相）が混在したナノ複相組織を有しているからであると
考えられる。また、ＣｏやＳｉを添加した実施例の薄帯
合金試料では、Ｉｒの温度係数が−０．０２％／Ｋであ
り、温度係数の絶対値が大幅に小さい値であることが認
められる。表７及び表８から実施例の薄帯合金試料のＩ
ｒ及びiＨcの温度係数は、ＢリッチのＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系
の磁石のＩｒ及びiＨcの温度係数と同じ程度かそれ以下
の値であることが認められる。図１３からＦｅ₆₆Ｃｏ₂₀
Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の試料は、ｐ＝１０以上の領域
では磁化の温度変化が小さく、温度特性が優れているこ
とが分る。

【００６４】図１６は、実施例の薄帯合金試料をｐ＝１
０となる形状で使用したときの各温度でのＩｒの値を図
１２〜図１４に示した減磁曲線より求めたものである。
また、比較のために従来のＳｍ−Ｃｏ磁石とＮｄ−Ｆｅ
−Ｂ系磁石（Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂなる組成）をｐ＝１０とな
る形状で使用したときのＩｒの温度変化を図１６に合わ
せて示す。図１７は、本発明の組成の範囲内にあるＦｅ
₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の焼結バルク（合金圧密体）
試料及びＦｅ₈₆Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料
のパーミアンス係数と温度係数との関係を示すものであ
る。また、比較のために従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石
（Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂなる組成）のパーミアンス係数と温度
係数との関係を図１７に合わせて示す。

【００６５】表７及び図１６〜図１７からｐ＝１０とな
る形状で使用したとき、実施例のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅
なる組成の試料は温度係数が−０．１２％／Ｋであり、
従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の温度係数と同じ程度であ
るが、Ｓｉを添加した実施例のＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅Ｓ
ｉ₂なる組成の試料は−０．０５％／Ｋであり、Ｃｏを
添加した実施例のＦｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成
の試料は−０．０８％／Ｋと温度係数の絶対値が小さい
値を示していることが分る。また、ｐ＝１０となる形状
で使用したとき、実施例の薄帯合金試料、特に、Ｆｅ₈₄
Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組成の試料は、３００〜４３０
Ｋ程度の実用温度範囲において温度係数の絶対値が小さ
く、比較例のＳｍ−Ｃｏ系磁石と同じ程度の優れた温度
特性を有しており、また、比較例のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁
石よりも温度特性が優れていることが分る。図１７から
実施例の試料はパーミアンス係数が１０以上で使用した
とき、比較例のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石よりも温度係数の
絶対値が小さく、温度特性が優れていることが分る。

【００６６】（実験例６）実験例１と同様にして作製し
た急冷薄帯合金を１．３×１０^-3トール以下の赤外線イ
メージ炉中において、昇温速度（α）３〜１８０Ｋ／分
で加熱し、９７３Ｋ〜１０２３Ｋで約１８０秒間保持す
る条件で熱処理して得られる薄帯合金試料の磁気特性お
よびナノ結晶構造に及ぼす影響について調べた。ここで
得られた薄帯合金試料の組成は、本発明の範囲内にある
Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金であった。得
られた薄帯合金試料の構造はＸ線ディフラクトメータ及
び高分解型透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて調べ、磁気
特性はＶＳＭ（振動試料型磁化測定装置）を用いて薄帯
合金試料の長手方向に室温にて１．５Ｔの印加磁場をか
けることにより求めた。

【００６７】図１８は、１０２３Ｋの熱処理温度で１８
０秒保持した後、急冷した（赤外線イメージ炉中で炉冷
した）Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料の
減磁曲線（第２象限）の昇温速度依存性を示すグラフで
ある。図１８から明らかなように昇温度速度が本発明の
範囲内にある１８０Ｋ／分、１８Ｋ／分である実施例の
ものは、比較例のもの（昇温速度が３Ｋ／分）に比べて
Ｉ、Ｈともに大きくなっていることが認められることか
ら、実施例のものは（ＢＨ）maxも大きいことがわか
る。図１９は、１０２３Ｋの熱処理温度で１８０秒保持
した後、急冷した（赤外線イメージ炉中で炉冷した）Ｆ
ｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料のＩｒ、Ｉ
ｒ／Ｉｓ、iＨc及び（ＢＨ）maxの昇温速度依存性を示
す図である。図１９から明らかなようにＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎ
ｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料は、熱処理時における昇
温速度を速くすることにより、Ｉｒ、Ｉｒ／Ｉｓ、iＨ
c、（ＢＨ）maxが顕著に増加していることが認められ
る。従って、１０２３Ｋの熱処理温度で１８０秒保持し
た後、急冷したＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合
金試料においても昇温速度依存性が認められる。図２０
は、熱処理時の昇温速度を３〜１８０Ｋ／分、保持時間
を１８０秒とし、その後急冷した（赤外線イメージ炉中
で炉冷した）Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金
試料のＩｒ、Ｉｒ／Ｉｓ及びiＨcの熱処理温度（保持温
度）依存性を示す図である。図２０から明らかなように
各薄帯合金試料とも１０２０Ｋの保持温度で熱処理した
方が良い特性が得られており、特に、昇温速度が１８０
Ｋ／分で、保持温度が９７０〜１０７０Ｋで熱処理した
実施例のものは、昇温速度が３Ｋ／分である比較例のも
のに比べて優れた磁気特性が得られていることがわか
る。

【００６８】図２１は、熱処理時の昇温速度を３〜１８
０Ｋ／分、保持温度を１０２３Ｋ、保持時間を１８０秒
とし、その後急冷して得られた各Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅
なる組成の薄帯合金試料の磁化の温度変化を示す図であ
る。図２１から明らかなように熱処理時の昇温速度が異
なる各薄帯合金試料の磁化の温度変化は、温度の上昇と
ともに殆ど同様に減少していることがわかる。これは、
磁化が熱処理時の昇温速度に殆ど依存しないことを示唆
している。図２２は、熱処理時の保持温度を１０２３
Ｋ、保持時間を１８０秒とし、その後急冷したＦｅ₈₈Ｎ
ｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料のｂｃｃ−Ｆｅ相
とＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均結晶粒径の昇温速度依存性を
示す図である。図２２中のｂｃｃ−Ｆｅ（ＴＥＭ）、Ｎ
ｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ（ＴＥＭ）はＴＥＭ写真からそれぞれ求め
た粒径であり、ｂｃｃ−Ｆｅ（ＸＲＤ）はＸ線回折のグ
ラフから求めた粒径である。図２２から明らかなように
薄帯合金試料のｂｃｃ−Ｆｅ相とＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とも
に昇温速度を速くするにつれて平均結晶粒径が小さいも
のが得られており、特に、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相はｂｃｃ−
Ｆｅ相より平均結晶粒径が小さいうえ、ｂｃｃ−Ｆｅ相
より昇温速度に大きく依存していることがわかる。従っ
て、Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料の磁
気特性の昇温速度依存性は結晶粒径の微細化に起因して
いることがわかる。それは、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均結
晶粒径が小さくなれば、ｂｃｃ−Ｆｅの粒子とＮｄ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂの粒子が隣り合う確率、すなわちｂｃｃ−Ｆｅの
粒子とＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの粒子が結合している部分が多く
なり、ソフト磁性相（ｂｃｃ−Ｆｅ）とハード磁性相
（Ｎｄ ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）の交換結合が行われ易くなるために
交換結合特性が向上するからである。

【００６９】図２３は、液体急冷法により得られたＦｅ
₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の非晶質合金薄帯試料の各昇
温速度におけるＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲線を示す
図である。図２３中、各ＤＳＣ曲線における最初のピー
クの始めの部分がｂｃｃ−Ｆｅ相の結晶化温度（Ｔ_x1）
であり、２番目のピークの始めの部分がＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
相の結晶化温度（Ｔ_x2）である。図２４（ａ）は、図２
３に示した各昇温速度におけるＤＳＣ曲線のｂｃｃ−Ｆ
ｅ相のＴ_x1と、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相のＴ_x2を示すものであ
り、（ｂ）は図２３に示した各昇温速度におけるＤＳＣ
曲線のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相のＴ_x2とｂｃｃ−Ｆｅ相のＴ_x1
の差（ＤＴ_x＝Ｔ_x2−Ｔ_x1）を示すものである。図２２
〜図２４より明らかなように熱処理時の昇温速度を速く
するにつれてＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相のＴ_x2とｂｃｃ−Ｆｅ相
のＴ_x1の差（ＤＴ_x）が小さくなっていることから、Ｄ
Ｔ_xが小さければ小さい程ｂｃｃ−Ｆｅ相とＮｄ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ相の双方の平均結晶粒径を微細化することができるこ
とがわかる。それは、ＤＴ_xが小さくなる程、ｂｃｃ−
Ｆｅ相とＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を同時に結晶化できる傾向が
強くなるためにどちらかの結晶が粗大化するのを防止す
ることができるからである。

【００７０】

【発明の効果】以上説明したように本発明に係わる硬磁
性材料は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素Ｔ
と、希土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒと、Ｂ
とを含み、急冷直後において非晶質相を主相とする合金
が１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理されてなり、保磁
力が１ｋＯｅ以上であるものであるので、上記合金中に
析出する微細結晶質相のｂｃｃ−Ｆｅ相とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
相の平均結晶粒径を微細化することができる。さらに、
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相はｂｃｃ−Ｆｅ相より平均結晶粒径が小
さいうえ、ｂｃｃ−Ｆｅ相より昇温速度に大きく依存す
るので、熱処理時の昇温速度を１０Ｋ／分以上とするこ
とにより、ｂｃｃ−Ｆｅの粒子とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂの粒子が
隣り合う確率が多くなり、ソフト磁性相（ｂｃｃ（体心
立方構造）−Ｆｅ）とハード磁性相（Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）の
交換結合が行われ易くなるために交換結合特性が向上
し、優れた硬磁気特性が得られる。さらに、本発明に係
わる硬磁性材料は、希土類元素Ｒの含有量を少なくして
も良好な硬磁気特性が得られるので、比較的低い製造コ
ストで製造することができる。

【００７１】本発明に係わる硬磁性材料は、急冷直後に
おいて非晶質相を主相とする合金が１０Ｋ／分以上の昇
温速度で熱処理されてなり、保磁力１ｋＯｅ以下のソフ
ト磁性相と保磁力１ｋＯｅ以上のハード磁性相とをそれ
ぞれ１０ｖｏｌ（体積）％以上含んでなる保磁力が１ｋ
Ｏｅ以上であるものであるので、ソフト磁性相とハード
磁性相の中間の特性を備えることができ、磁化の温度係
数の絶対値も小さいものとすることができる。本発明に
係わる硬磁性材料は、急冷直後において非晶質相を主相
とする合金が１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理されて
なり、キュリー温度が６００℃以上の磁性相とキュリー
温度が６００℃以下の磁性相とをそれぞれ１０ｖｏｌ
（体積）％以上含んでなる保磁力が１ｋＯｅ以上である
ものであるので、ソフト磁性相とハード磁性相の中間の
特性を備えることができることができ、磁化の温度係数
の絶対値も小さいものとすることができる。

【００７２】上記急冷直後において非晶質相を主相とす
る合金を１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理後に得られ
る硬磁性材料で、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結
晶質相を主相として含むものにあっては、ソフト磁性相
とハード磁性相の交換結合特性が優れ、硬磁気特性が優
れる。本発明に係わる硬磁性材料において、上記急冷直
後において非晶質相を主相とする合金が１００Ｋ／分以
上の昇温速度で熱処理されてなるものにあっては、平均
結晶粒径の小さい（均一な微細組織）を実現できる。本
発明に係わる硬磁性材料において、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
係数の絶対値が０．１０％／Ｋ以下としたものにあって
は、温度変化が小さいことを必要とするセンサーなどの
製品に使用できる。

【００７３】本発明に係わる硬磁性材料によれば、保磁
力が２ｋＯｅ以上の硬磁性材料を実現できる。また、本
発明に係わる硬磁性材料によれば、飽和磁化（Ｉｓ）に
対する残留磁化（Ｉｒ）の割合（Ｉｒ／Ｉｓ）が、０．
６以上の硬磁性材料を実現でき、従って、高い残留磁化
（Ｉｒ）を実現することができ、高い最大磁気エネルギ
ー積（（ＢＨ）max）を持つ硬磁性材料を得ることがで
きる。本発明の硬磁性材料にあっては、組成をＴxＭyＲ
zＢwとし、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子％で、５
０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、３≦ｗ≦２０な
る関係を満足するものとし、かつ、残留磁化（Ｉｒ）が
１００ｅｍｕ／ｇ以上のものとすることにより、希土類
元素の濃度が低くても急冷状態で良好な非晶質相が得ら
れ、その後の１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理される
ことより硬磁気特性を付与する化合物が析出されるの
で、低コストで優れた硬磁気特性を有する硬磁性材料が
得られる。ここでの組成式中の組成比を示すｘ，ｙ，
ｚ，ｗは、８６≦ｘ≦９２、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦
７、３≦ｗ≦７なる関係を満足することにより、より優
れた硬磁気特性を得ることができる。

【００７４】本発明の硬磁性材料にあっては、組成をＴ
xＭyＲzＢwＥvとし、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗ，ｖ
は原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１０、３≦ｚ≦１５、
３≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０なる関係を満足するものと
することにより、さらに、耐食性をも備えることができ
る。ここでの組成式中の組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗ，
ｖは原子％で、８０≦ｘ≦９２、１≦ｙ≦５、４≦ｚ≦
１０、３≦ｗ≦７、０≦ｖ≦５なる関係を満足すること
により、より優れた硬磁気特性を得ることができる。本
発明に係わる硬磁性材料においては、Ｓｉ元素がＴ元素
置換で０．５〜５原子％添加されることにより、あるい
はＴ元素中にＦｅ以外にＣｏが含まれることにより、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が０．１０％／Ｋ以下のものを
得ることができ、温度特性を向上させることができる。
従って本発明の硬磁性材料にあっては、磁気式ロータリ
ーエンコーダやポテンショメータなどのセンサ、アクチ
ュエータ、スピーカ、モータなどの各種の装置に使用さ
れる磁石材料として有用であり、製造コストの低減を図
ることができる。

【００７５】本発明の硬磁性材料の製造方法にあって
は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素Ｔと、希土
類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒと、Ｂとを含
み、非晶質相を主相とする合金を液体急冷法により作製
した後、該合金を１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理す
る工程を備えることにより、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶化温
度とｂｃｃ−Ｆｅ相の結晶化温度の差が小さくなり、ｂ
ｃｃ−Ｆｅ相とＮｄ₂Ｆｅ₁ ₄Ｂ相を同時に結晶化できる
傾向が強くなるためにどちらかの結晶相が粗大化するの
を防止することができ、上記合金中に析出する微細結晶
質相のｂｃｃ−Ｆｅ相とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均結晶粒径
を微細化することができる。さらに、Ｒ₂Ｆｅ ₁₄Ｂ相は
ｂｃｃ−Ｆｅ相より平均結晶粒径が小さいうえ、ｂｃｃ
−Ｆｅ相より昇温速度に大きく依存するので、熱処理時
の昇温速度を１０Ｋ／分以上とすることにより、ｂｃｃ
−Ｆｅの粒子とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂの粒子が隣り合う確率が多
くなり、ソフト磁性相（ｂｃｃ（体心立方構造）−Ｆ
ｅ）とハード磁性相（Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）の交換結合が行わ
れ易くなるために交換結合特性が向上し、硬磁気特性が
優れた硬磁性材料を提供することができる。また、希土
類元素の含有量を、従来の希土類磁石よりも少なくして
も優れた硬磁気特性が得られるので、比較的低い製造コ
ストで高性能の硬磁性材料を製造することができる。

【００７６】さらに、本発明に係わる硬磁性材料の製造
方法にあっては、特に、上記の非晶質相を主相とする合
金を１００Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理することによ
り、（ＢＨ）maxが大きく、均一な微細結晶が析出した
硬磁性材料を好適に得ることができる。また、本発明に
係わる硬磁性材料の製造方法にあっては、特に、上記の
非晶質相を主相とする合金にＳｉをＴ元素置換で０．５
〜５原子％添加した合金を用いることにより、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
温度係数の絶対値が０．１０％／Ｋ以下の硬磁性材料を
得る方法として好適に用いることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】９７３Ｋ〜１０２３Ｋで熱処理後におけるＦ
ｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の試料のｂｃｃ−Ｆｅ相の
格子定数及び平均結晶粒径の昇温速度依存性を示す図で
ある。

【図２】９７３Ｋ〜１０２３Ｋで熱処理後におけるＦ
ｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の試料のｂｃｃ−Ｆｅ相の
格子定数及び平均結晶粒径の昇温速度依存性を示す図で
ある。

【図３】９７３Ｋ〜１０２３Ｋの熱処理温度で５分間
保持した後、昇温速度と同じ速度で降温したＦｅ₈₈Ｎｂ
₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の試料の磁気特性の昇温速度依存性
を示す図である。

【図４】９７３Ｋ〜１０２３Ｋの熱処理温度で５分間
保持した後、昇温速度と同じ速度で降温したＦｅ₈₈Ｎｂ
₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の試料の磁気特性の昇温速度依存性
を示す図である。

【図５】Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂（Ｐｒ，Ｎｄ）₅Ｂ₅なる組成の
試料のｂｃｃ−Ｆｅ相の平均結晶粒径と磁気特性の関係
を示す図である。

【図６】Ｆｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組成の試料の
磁気特性の熱処理時間（保持時間）依存性を示す図であ
る。

【図７】昇温速度１８Ｋ／分、アニール温度９７３Ｋ
で熱処理後のＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組成の試料
のＸ線パターンの熱処理時間（保持時間）依存性を示す
図である。

【図８】昇温速度１８Ｋ／分、アニール温度１０２３
Ｋで熱処理後のＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組成の試
料のＸ線パターンの熱処理時間（保持時間）依存性を示
す図である。

【図９】昇温速度１８Ｋ／分、アニール温度１０７３
Ｋで熱処理後のＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組成の試
料のＸ線パターンの熱処理時間（保持時間）依存性を示
す図である。

【図１０】Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の硬磁性材
料とＦｅ₈₈Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の硬磁性材料の磁化の温度
変化を示すグラフである。

【図１１】Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の硬磁性材
料とＦｅ₈₈Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の硬磁性材料の磁化曲線の
第２象限示すグラフである。

【図１２】Ｆｅ₇₆Ｃｏ₁₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の薄
帯合金試料の３０２．５Ｋ〜４８９Ｋにおける減磁曲線
（第２象限）を示すグラフである。

【図１３】Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の薄
帯合金試料の３０８Ｋ〜４７１Ｋにおける減磁曲線（第
２象限）を示すグラフである。

【図１４】Ｆｅ₈₄Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組成の薄帯
合金試料の３０１．５Ｋ〜４７７Ｋにおける減磁曲線
（第２象限）を示すグラフである。

【図１５】実施例の薄帯合金試料ならびに比較例の磁
石の磁気特性と温度との関係を示す図である。

【図１６】実施例の薄帯合金試料ならびに比較例の磁
石をそれぞれｐ＝１０となる形状で使用したときＩｒの
温度変化を示す図である。

【図１７】本発明の組成の範囲内にあるＦｅ₈₈Ｎｂ₂
Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の焼結バルク（合金圧密体）、Ｆｅ₈₆
Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の薄帯合金ならびに従来のＮｄ
−Ｆｅ−Ｂ系磁石のパーミアンス係数と温度係数との関
係を示す図である。

【図１８】１０２３Ｋの熱処理温度で１８０秒保持し
た後、急冷したＦｅ ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合
金試料の減磁曲線（第２象限）の昇温速度依存性を示す
グラフである。

【図１９】１０２３Ｋの熱処理温度で１８０秒保持し
た後、急冷したＦｅ ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合
金試料のＩｒ、Ｉｒ／Ｉｓ、iＨc及びＢＨ）maxの昇温
速度依存性を示す図である。

【図２０】熱処理時の昇温速度を３〜１８０Ｋ／分、
保持時間を１８０秒とし、その後急冷したＦｅ₈₈Ｎｂ₂
Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料のＩｒ、Ｉｒ／Ｉｓ及
びiＨcの熱処理温度（保持温度）依存性を示す図であ
る。

【図２１】熱処理時の昇温速度を３〜１８０Ｋ／分、
保持温度を１０２３Ｋ、保持時間を１８０秒とし、その
後急冷して得られた各Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の
薄帯合金試料の磁化の温度変化を示す図である。

【図２２】熱処理時の保持温度を１０２３Ｋ、保持時
間を１８０秒とし、その後急冷したＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ
₅なる組成の薄帯合金試料のｂｃｃ−Ｆｅ相とＮｄ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ相の平均結晶粒径の昇温速度依存性を示す図であ
る。

【図２３】急冷法により得られたＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ
₅なる組成の非晶質合金薄帯試料の各昇温速度における
ＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲線を示す図である。

【図２４】（ａ）は、図２３に示した各昇温速度にお
けるＤＳＣ曲線のｂｃｃ−Ｆｅ相の結晶化温度（Ｔ_x1）
と、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶化温度（Ｔ_x2）を示す図で
あり、（ｂ）は図２３に示した各昇温速度におけるＤＳ
Ｃ曲線のＮｄ ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相のＴ_x2とｂｃｃ−Ｆｅ相の結
晶化温度Ｔ_x1の差（ＤＴ_x＝Ｔ_x2−Ｔ_x1）を示す図であ
る。

───────────────────────────────────────────────────── 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)発明者畑内隆史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】Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素
Ｔと、希土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒと、
Ｂとを含み、急冷直後において非晶質相を主相とする合
金が１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理されてなり、保
磁力が１ｋＯｅ以上である硬磁性材料。
【請求項２】急冷直後において非晶質相を主相とする
合金が１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理されてなり、
保磁力１ｋＯｅ以下のソフト磁性相と保磁力１ｋＯｅ以
上のハード磁性相とをそれぞれ１０ｖｏｌ（体積）％以
上含んでなる保磁力が１ｋＯｅ以上である硬磁性材料。
【請求項３】急冷直後において非晶質相を主相とする
合金が１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理されてなり、
キュリー温度が６００℃以上の磁性相とキュリー温度が
６００℃以下の磁性相とをそれぞれ１０ｖｏｌ（体積）
％以上含んでなる保磁力が１ｋＯｅ以上である硬磁性材
料。
【請求項４】請求項１〜３のいずれかに記載の硬磁性
材料において、前記１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理
後に得られる硬磁性材料は平均結晶粒径１００ｎｍ以下
の微細結晶質相を主相として含むことを特徴とする硬磁
性材料。
【請求項５】請求項１〜４のいずれかに記載の硬磁性
材料において、急冷直後において非晶質相を主相とする
合金が１００Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理されてなる
ことを特徴とする硬磁性材料。
【請求項６】請求項１〜５のいずれかに記載の硬磁性
材料は、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が０．１０％／Ｋ以
下のものであることを特徴とする硬磁性材料。
【請求項７】請求項１〜６のいずれかに記載の硬磁性
材料は、保磁力が２ｋＯｅ以上のものであることを特徴
とする硬磁性材料。
【請求項８】請求項１〜７のいずれかに記載の硬磁性
材料は、飽和磁化（Ｉｓ）に対する残留磁化（Ｉｒ）の
割合（Ｉｒ／Ｉｓ）が、０．６以上のものであることを
特徴とする硬磁性材料。
【請求項９】請求項１〜８のいずれかに記載の硬磁性
材料は、下記組成式を有し、かつ、残留磁化（Ｉｒ）が
１００ｅｍｕ／ｇ以上のものであることを特徴とする硬
磁性材料。ＴxＭyＲzＢw ただし、ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ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
表わすとともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子％
で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、３≦ｗ≦
２０である。
【請求項１０】前記組成式中の組成比を示すｘ，ｙ，
ｚ，ｗは原子％で、８６≦ｘ≦９２、０．５≦ｙ≦３、
３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦７であることを特徴とする請求項
９記載の硬磁性材料。
【請求項１１】請求項１〜８のいずれかに記載の硬磁
性材料は、下記組成式を有することを特徴とする硬磁性
材料。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，Ｐｔ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏ
ｓ，Ｉｒ，Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｇａ，Ｇｅのうち１種以
上の元素を表わすとともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，
ｗ，ｖは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１０、３≦ｚ≦
１５、３≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０である。
【請求項１２】前記組成式中の組成比を示すｘ，ｙ，
ｚ，ｗ，ｖは原子％で、８０≦ｘ≦９２、１≦ｙ≦５、
４≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、０≦ｖ≦５であることを特
徴とする請求項１１記載の硬磁性材料。
【請求項１３】請求項１〜１２のいずれかに記載の硬
磁性材料において、ＳｉがＴ元素置換で０．５〜５原子
％添加されてなることを特徴とする硬磁性材料。
【請求項１４】Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元
素Ｔと、希土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒ
と、Ｂとを含み、非晶質相を主相とする合金を液体急冷
法により作製した後、該合金を１０Ｋ／分以上の昇温速
度で熱処理する工程を備えることを特徴とする硬磁性材
料の製造方法。
【請求項１５】請求項１４に記載の硬磁性材料の製造
方法において、液体急冷法により作製した非晶質相を主
相とする合金を１０Ｋ／分以上の昇温速度で熱処理する
ことにより該合金中に平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微
細結晶質相を主相として析出させることを特徴とする硬
磁性材料の製造方法。
【請求項１６】請求項１４〜１５のいずれかに記載の
硬磁性材料の製造方法において、液体急冷法により得ら
れた非晶質相を主相とする合金を１００Ｋ／分以上の昇
温速度で熱処理することを特徴とする硬磁性材料の製造
方法。
【請求項１７】請求項１４〜１６のいずれかに記載の
硬磁性材料の製造方法において、下記組成式を有する非
晶質相を主相とする合金を熱処理することを特徴とする
硬磁性材料の製造方法。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
表わすとともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子％
で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１５、３≦ｚ≦２０、３≦ｗ≦
２０である。
【請求項１８】前記組成式中の組成比を示すｘ，ｙ，
ｚ，ｗは原子％で、８６≦ｘ≦９２、０．５≦ｙ≦３、
３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦７であることを特徴とする請求項
１７記載の硬磁性材料の製造方法。
【請求項１９】請求項１４〜１６のいずれかに記載の
硬磁性材料の製造方法において、下記組成式を有する非
晶質相を主相とする合金を熱処理することを特徴とする
硬磁性材料の製造方法。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，Ｐｔ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏ
ｓ，Ｉｒ，Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｇａ，Ｇｅのうち１種以
上の元素を表わすとともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，
ｗ，ｖは原子％で、５０≦ｘ、０≦ｙ≦１０、３≦ｚ≦
１５、３≦ｗ≦２０、０≦ｖ≦１０である。
【請求項２０】前記組成式中の組成比を示すｘ，ｙ，
ｚ，ｗ，ｖは原子％で、８０≦ｘ≦９２、１≦ｙ≦５、
４≦ｚ≦１０、３≦ｗ≦７、０≦ｖ≦５であることを特
徴とする請求項１９記載の硬磁性材料の製造方法。
【請求項２１】請求項１４〜２０のいずれかに記載の
硬磁性材料の製造方法において、前記非晶質相を主相と
する合金にＳｉをＴ元素置換で０．５〜５原子％添加し
た合金を熱処理することを特徴とする硬磁性材料の製造
方法。