JPH1171645A

JPH1171645A - 硬磁性合金焼結体とその製造方法

Info

Publication number: JPH1171645A
Application number: JP23529097A
Authority: JP
Inventors: Koichi Fujita; 浩一藤田; Teruhiro Makino; 彰宏牧野; Akihisa Inoue; 明久井上
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1997-08-29
Filing date: 1997-08-29
Publication date: 1999-03-16

Abstract

(57)【要約】【課題】モーター、アクチュエータ、スピーカーなど
に使用できる形状自由度が高く磁気性能に優れた硬磁性
合金焼結体とその製造方法を得る。【解決手段】Ｆｅを基金属とし、希土類元素Ｒと、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃ
ｕの少なくとも１種の金属Ｍと、Ｂとを含み、結晶化開
始温度とガラス遷移温度との間の過冷却液体領域ΔＴｘ
が２０Ｋ以上である金属ガラス合金の粉末を、好ましく
は放電プラズマ焼結法により熱圧を加えて焼結すると同
時に磁気異方性を付与する。

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形状自由度が高く
磁気性能に優れた硬磁性合金焼結体とその製造方法に関
する。

【０００２】

【従来の技術】一般に、フェライト磁石よりも優れた性
能を有する磁石材料としては、Ｓｍ-Ｃｏ焼結磁石、Ｆ
ｅ-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
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、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
なる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て、低コスト
で優れた硬磁性の特性を備えた磁性材料について研究
し、特願平９−７２４７２号明細書に記載されているよ
うに、Ｆｅを主成分とし、希土類元素のうちから選択さ
れる１種以上の元素Ｒと、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択される
１種以上の元素Ｍと、Ｂとを含み、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ
（ただしＴｘは、結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温
度を示す）の式で表される過冷却液体領域の温度間隔Δ
Ｔｘが２０Ｋ以上である硬磁性金属ガラス合金を提供し
た。この硬磁性金属ガラス合金は、例えば５００〜８５
０℃で加熱処理することによって非晶質マトリックス中
に硬磁性微結晶が生成し、磁気異方性を有する永久磁石
となる。

【０００５】しかし、上記の硬磁性金属ガラス合金の成
形に際しては、真空中又は不活性ガス雰囲気中で例えば
溶湯を回転する冷却ドラムに吹き付けて急冷し薄帯状に
形成するか、または溶湯を普通の鋳造法により鋳型に注
入してバルク状に形成する方法が採用されていたので、
冷却ドラム法の場合にはモーター、アクチュエータ、ス
ピーカーなどに使用し得る厚みのある成形物を得ること
が不可能であり、また鋳造法によれば、溶湯を固化させ
る際の冷却速度が遅くかつ不均一となるので組成や特性
にムラが生じて均質高性能の成形物を製造することがで
きなかった。

【０００６】一方、一般に「ボンド磁石」として知られ
ているように、粉末状の磁性体をゴムやプラスチックの
結合材と混合して圧縮成形または射出成形すると、形状
の自由度が高いために電子部品などとして広く用い得る
とはいえ、結合材が介在するために残留磁化（Ｉｒ）が
劣り磁気性能が低下し、また材料強度が弱いという問題
がある。

【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、従ってその目的は、材料強度及び
磁気性能に優れた硬磁性合金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】上記の課題を解決するた
めに本発明は、Ｆｅを基金属とし、少なくとも１種の希
土類元素Ｒと、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択された少なくとも１
種の金属Ｍと、Ｂとを含み、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（式
中、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度を示
す）の式で表される過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが
２０Ｋ以上である金属ガラス合金の粉末が、熱圧下に焼
結成形されると同時に磁気異方性が付与されてなる硬磁
性合金焼結体を提供する。前記の金属ガラス合金は、下
記の式（１）で表される組成を有するものであることが
好ましい。Ｆｅ_{100-x-y-z-w-t}Ｒ_xＭ_yＴ_zＢ_wＬ_t …式（１）但し、Ｒは前記希土類元素Ｒ、Ｍは前記金属Ｍ、ＴはＣ
ｏ、Ｎｉのうちから選択された少なくとも１種の金属、
ＬはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちから選択された少
なくとも１種の元素であり、ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔはそれ
ぞれ原子％で、２≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦２０、０≦ｚ≦
２０、１０≦ｗ≦３０、０≦ｔ≦５である。本発明はま
た、前記の硬磁性合金焼結体を製造するに際して、前記
の金属ガラス合金の粉末を、放電プラズマ焼結法により
熱圧を加えて焼結成形すると同時に磁気異方性を付与す
る硬磁性合金焼結体の製造方法を提供する。このときの
焼結温度Ｔｓは、結晶化開始温度Ｔｘ±２５０（Ｋ）の
範囲内とし、かつ焼結圧力を２００ＭＰａ〜１５００Ｍ
Ｐａの範囲内とすることが好ましい。

【０００９】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を実施
例により図面を用いて説明する。図１は本発明に係る硬
磁性合金焼結体（以下「本焼結体」と記す）を製造する
に好適な放電プラズマ焼結装置の要部を示すもので、こ
の例の放電プラズマ焼結装置は、筒型のダイ１と、この
ダイ１の内部に挿入される上パンチ２および下パンチ３
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パンチ電極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パンチ電
極５と、上下のパンチ２、３に挟まれた原料粉末６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。

【００１０】図３に、前記放電プラズマ焼結装置の全体
構造を示す。図３に示す放電プラズマ焼結装置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３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
間に充填される原料粉末６を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３では通電装置が省略されているが、上下
のパンチ２、３およびパンチ電極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およびパンチ電極４、
５を介して通電できるように構成されている。

【００１１】前記構成の放電プラズマ焼結装置を用いて
本焼結体を製造するには、先ず成型用の原料粉末を調製
する。この原料粉末は、後述する所定組成の金属ガラス
合金組成物を溶融し、次いで鋳造法、単ロールもしくは
双ロールによる急冷法、液中紡糸法、溶液抽出法、又は
高圧ガス噴霧法等によって、バルク状、リボン状、線状
体、粉末等の種々の形状の金属ガラス合金材を製造し、
粉末状以外のものは粉砕して粉末化することにより得ら
れる。得られた粉末を、例えば前記図１の原料粉末６と
してダイ１の上パンチ２と下パンチ３の間に挿填し、好
ましくは２００ＭＰａ〜１５００ＭＰａの範囲内の加圧
下に、パルス電流を印加し、好ましくは４０℃／分以上
の昇温速度で、好ましくはＴｘ−２５０≦Ｔｓ≦Ｔｘ＋
２５０の範囲内の温度に加熱して焼結することによって
本焼結体を製造することができる。

【００１２】本発明において用いる金属ガラス合金は、
ガラス遷移温度Ｔｇと結晶化開始温度Ｔｘとの間に温度
間隔ΔＴｘを有し、このΔＴｘが２０Ｋ以上、組成によ
っては４０Ｋ以上、更には６０Ｋ以上と広いので、ΔＴ
ｘの温度範囲内で固化させれば基本的に非晶質体が形成
される。この非晶質体粉末を例えば放電プラズマ焼結法
等により適度の熱圧を加えると、非晶質粉体微粒子どう
しが軟化し表面で互いに融着して焼結成形体となる。一
方、このときの加熱と引き続く冷却によって、非晶質粉
体微粒子内では、例えば希土類元素ＲがＮｄであればＮ
ｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相などの硬磁性結晶相が析出し、軟化した
非晶質マトリックス中で磁気異方性が付与され、この状
態で固化することによって硬磁性焼結体となる。また、
焼結温度によっては非晶質のまま焼結体を形成し、これ
を結晶化開始温度Ｔｘ以上の温度で熱処理することによ
り、微細な結晶相、例えば希土類元素ＲがＮｄであれば
Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相及びＦｅ相、Ｆｅ₃Ｂ相が析出し、ナノ
コンポジット化することによって硬磁性焼結体となる。

【００１３】本発明で用いられる金属ガラス合金の組成
は、基本的に下記４群の元素を必須成分として含んでい
る。基金属…Ｆｅ、希土類元素Ｒ…Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、
Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒのうちの少なくとも１種、金属Ｍ…Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちの少なくとも１種、及びホウ素…Ｂ。更に、任意的に下記群の元素を含むことができる。金属Ｔ…Ｃｏ、Ｎｉのうちの少なくとも１種、元素Ｌ…Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａ
ｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちの少なくと
も１種。

【００１４】これらの元素の配合割合は、好ましくは、
前記の式（１）Ｆｅ_{100-x-y-z-w-t}Ｒ_xＭ_yＴ_zＢ_wＬ_t …式（１）において、それぞれ原子％で、２≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦
２０、０≦ｚ≦２０、１０≦ｗ≦３０、０≦ｔ≦５とさ
れる。

【００１５】本焼結体として用いることができる好まし
い金属ガラス合金組成物の具体例としては、例えばＦｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎｄ₈Ｃｒ₂Ｂ₂₀、Ｆｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎｄ₆Ｃｒ₄Ｂ₂₀、Ｆｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎｄ₄Ｃｒ₆Ｂ₂₀、Ｆｅ₅₈Ｃｏ₇Ｎｄ₄Ｚｒ₆Ｂ₂₀、Ｆｅ₅₈Ｃｏ₇Ｎｄ₆Ｚｒ₄Ｂ₂₀ 等を挙げることができる。

【００１６】前記の金属ガラス合金組成物は、何れの組
成のものであっても、 ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ …式２（但しＴｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度を
示す）で表される過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが２
０Ｋ以上であることが必要であり、好ましくは４０Ｋ以
上、更に好ましくは６０Ｋ以上である。

【００１７】前記の金属ガラス合金組成物において、
の基金属であるＦｅ、及びの金属ＴであるＣｏ又はＮ
ｉは磁性を担う元素であり、高い飽和磁束密度と優れた
硬磁気特性を得るために重要である。このうちＦｅは必
須であるが、Ｃｏ、Ｎｉは含んでも含まなくてもよい。
含む場合は特にＣｏが好ましい。Ｆｅを多く含む組成系
においてはΔＴｘが大きくなる傾向があり、Ｆｅを多く
含む組成系においてＣｏの含有量を適正な値とすること
で、磁気特性を劣化させずにΔＴｘの値を更に大きくす
ることができ、また、キュリー点を上げ、温度係数を下
げる効果がある。前記の効果を得るためには、金属Ｔの
組成比を示すｚの値を０≦ｚ≦２０の範囲内とすること
が好ましく、特に２０Ｋ以上のΔＴｘを確実に得るため
には、ｚの値を２≦ｚ≦１０の範囲内とすることがより
好ましい。

【００１８】の希土類元素Ｒは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒのうちから選
択される少なくとも１種である。これらの化合物である
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相は一軸磁気異方性を生じさせ、保磁力（i
Ｈc）を増大させるために有効な元素であり、２原子％
〜１５原子％の範囲内で含まれていることが好ましい。
特に、Ｆｅの含有量を減らさずに高い磁化が保てるよう
にして保磁力（iＨc）との磁気的なバランスをとるため
には、２原子％〜１２原子％の範囲内とすることが好ま
しく、２原子％〜８原子％の範囲内とすると更に好まし
い。

【００１９】金属Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択される少な
くとも１種である。これらは非晶質を生成させるために
有効な元素であり、２原子％〜２０原子％の範囲内とす
ることが好ましい。更に高い磁気特性を得るためには、
２原子％〜１５原子％、特に２原子％〜６原子％の範囲
内とすることがより好ましい。これら金属Ｍのうち、特
にＣｒが有効である。このＣｒは、その一部をＴｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから
選択される少なくとも１種の金属と置換することができ
るが、置換する場合の組成比（原子％）をａとすると
き、０≦ａ≦１の範囲であると高いΔＴｘを得ることが
できる。特に高いΔＴｘを確実に得るためには０≦ａ≦
０．５の範囲が好ましい。また、金属ＭのうちでＣｕ
は、結晶化させて硬磁性とする際に結晶の粗大化を防止
する効果があり、硬磁気特性を向上させる作用がある。

【００２０】ホウ素Ｂは、高い非晶質生成能があり、本
発明では１０原子％〜３０原子％の範囲内で添加するこ
とが好ましい。Ｂの添加量が１０原子％未満ではΔＴｘ
が消滅するため好ましくなく、３０原子％を越えると磁
気特性が劣化するために好ましくない。より高い非晶質
形成能と良好な磁気特性を得るためには、Ｂの添加量
は、１４原子％〜２０原子％とすることが好ましい。

【００２１】上記の組成系に更に、元素Ｌで示され
る、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちから選択される少
なくとも１種の元素を添加することもできる。これらの
元素を添加する場合には、０原子％〜５原子％の範囲内
で添加することが好ましい。これらの元素は主に耐食性
を向上させる目的で添加するものであるが、前記の範囲
を越えると硬磁気特性が低下する。また、この範囲を越
えるとガラス形成能も劣化するために好ましくない。

【００２２】上記組成の金属ガラス合金材を製造するに
は、例えば、各成分の元素単体粉末もしくは元素単体塊
状物（予め一部合金化していても良い）を、それぞれ上
記組成の範囲内で混合し、次いでこの混合粉末を真空中
又はＡｒガス等の不活性ガス雰囲気中において、ルツボ
等の溶解装置で溶解して溶湯とし、次にこの溶湯を鋳型
に流し込んで徐冷したり、あるいは単ロール法を用いて
急冷することによってバルク状又は薄帯状の金属ガラス
合金材を得ることができる。前記の単ロール法とは、回
転している金属ロールに溶湯を吹き付けて急冷し、薄帯
状の非晶質合金を得る方法である。あるいは金属ガラス
合金材は、スパッタリングやＣＶＤ法等によって製造す
ることもできる。

【００２３】次に、得られた金属ガラス合金の焼結法に
ついて詳しく説明する。先ず、前記の何れかの方法で得
られた金属ガラス合金材を粉砕し、均一組成となるよう
に十分に混合して焼結のための原料粉末を製造する。原
料粉末の粒径としては、５０μｍ〜１５０μｍ程度が好
適である。次に図１あるいは図３に示す放電プラズマ焼
結装置の上下のパンチ２、３の間に前記の原料粉末を挿
填し、チャンバ１３の内部を真空引き又は不活性ガス置
換すると共に、パンチ２、３で上下から圧力を加え、例
えば図２に示すようなパルス電流を原料粉末に印加して
加熱し成形する。

【００２４】加える圧力は２００ＭＰａ〜１５００ＭＰ
ａの範囲内とすることが好ましく、５００ＭＰａ〜１０
００ＭＰａの範囲内とすることがより好ましい。これに
より、得られた硬磁性合金焼結体は、きわめて緻密な組
織構造を有する強固な焼結体となり、物性的に堅固でし
かも小型で強力な永久磁石となる。このときの焼結体の
相対密度は９０％以上とされることが好ましい。印加圧
力が２００ＭＰａ未満では、硬磁性相に異方性を付与す
ることが困難になり、また得られる焼結体の空隙率が大
きく成形密度が小さくなるので好ましくない。印加圧力
が１５００ＭＰａを越えると、高温下でＷＣ製ダイスの
強度が不足するようになり好ましくない。

【００２５】加熱に際して昇温速度は１０℃／分以上、
特に２０℃／分以上とすることが好ましい。昇温速度が
１０℃／分未満では、結晶粒が粗大化するため硬磁気特
性が劣化する。

【００２６】放電プラズマ焼結法を行う際に、焼結温度
Ｔｓ（ｋ）は、非晶質金属ガラス合金の結晶化開始温度
をＴｘとするとき、Ｔｘ−２５０≦Ｔｓ≦Ｔｘ＋２５０
の範囲内とすることが好ましい。焼結温度ＴｓがＴｘ−
２５０未満では、温度が低すぎて高密度焼結体の形成が
困難になる。焼結温度ＴｓがＴｘ＋２５０を越えると、
微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。

【００２７】焼結温度Ｔｓが前記範囲内であれば、系は
軟化状態となり、加圧下に粉末粒子が緻密に圧縮されて
互いに融着一体化し、金型形状に従う高密度バルク体を
形成すると共に、組織内で構造的短範囲秩序化が起こっ
て例えばＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相などの硬磁性を有する結晶核
が発生成長し、生成した硬磁性微結晶が、同時に生成す
る軟磁性結晶相と交換スプリング磁石を形成してバルク
体に磁気異方性を生ぜしめる。硬磁性相の結晶軸に磁気
異方性が付与されると、磁気等方性の場合と比較して高
い残留磁化（Ｉｒ）が得られる。従って、冷却して得ら
れた本焼結体は、任意の金型形状に従う高密度の強固な
バルク体を構成すると共に、保磁力及び最大エネルギー
積が向上した永久磁石となる。

【００２８】この放電プラズマ焼結処理によれば、原料
粉末の全ての部分を所定の速度で均一に昇温することが
でき、また通電電流の値に応じて原料粉末の温度を厳密
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、外側と内部とで焼結の程度にム
ラがない、高密度の焼結体を得ることができる。

【００２９】得られた焼結体は、必要なら再度、４００
℃〜１０００℃の範囲内で熱処理してもよい。これによ
って焼結体中に平均結晶粒径１００ｎｍ以下の硬磁性微
結晶相が更に高密度に析出し、硬磁性の磁気特性が向上
する場合がある。

【００３０】

【実施例】以下、実施例により更に具体的に説明する。（金属ガラス合金の調製）Ｆｅと、Ｃｏと、Ｎｄと、Ｃ
ｒ又Ｚｒの単体純金属と純ボロン結晶をＡｒガス雰囲気
中において混合しアーク溶解して母合金を製造した。次
に、この母合金をルツボで溶解し、６０ｃｍＨｇのアル
ゴンガス雰囲気中において４０００ｒ.ｐ.ｍで回転して
いる銅ロールにルツボ下端の０.３５ｍｍ〜０.４５ｍｍ
径のノズルから射出圧力０.５０ｋｇｆ/ｃｍ²で吹き出
して急冷する単ロール法により、幅０.４〜１ｍｍ、厚
さ２０〜３０μｍの金属ガラス合金薄帯の試料を調製し
た。ここで用いた単ロール液体急冷装置の単ロールは、
その表面が＃１５００で仕上げされたものであった。ま
た、単ロールとノズル先端とのギャップは、０.３０ｍ
ｍとした。

【００３１】得られた試料は、Ｘ線回析と示差走査熱量
測定（ＤＳＣ）により分析し、透過電子顕微鏡（ＴＥ
Ｍ）により観察し、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）にて１
５ｋOe、室温において磁気特性を測定した。

【００３２】図４はそれぞれ、Ｆｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎd₈Ｃｒ₂Ｂ
₂₀、Ｆｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎd₆Ｃｒ₄Ｂ₂₀、Ｆｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎd₄Ｃｒ₆
Ｂ₂₀の組成を有する金属ガラス合金薄帯試料のＸ線回析
チャートである。また、比較例として前記と同様にして
調製したＦｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎd₁₀Ｂ ₂₀（金属Ｍ含まず）の金属
ガラス合金薄帯試料についてもＸ線回折分析を行った。
ここでのＸ線回析分析は、Ｃu-Ｋα線を用いたＸ線ディ
フラクトメーター（ＸＲＤ）によった。図４に示した結
果から、得られたパターンはいずれも典型的なブロード
パターンであり、いずれも非晶質であることが認められ
る。

【００３３】図５は、組成Ｆｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎｄ_10-xＺｒ_xＢ
₂₀（ｘ＝０，２，４，６）の試料をそれぞれ昇温速度
０．６７Ｋ／秒で４００Ｋ〜１１００Ｋ（１２７℃〜８
２７℃）の範囲に加熱したときのＤＳＣ曲線である。図
５から、ｘ＝０すなわち金属Ｍ（Ｚｒ）を含まない組成
Ｆｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎd₁₀Ｂ ₂₀の金属ガラス合金の場合は三つ以
上の発熱ピークが観察され、結晶化が３段階以上で起こ
っていることが推測される。また結晶化開始温度Ｔｘよ
り下方にガラス遷移温度Ｔｇは観察されない。一方、Ｚ
ｒを添加しその添加量を増加させると、Ｚｒの添加量が
４原子％以上においてＴｘの下方に、Ｔｇに相当する吸
熱反応が観察された。

【００３４】（焼結体の製造）下記の表１に示す各種組
成の非晶質金属ガラス合金を調製した。先ず、アーク溶
解法によりそれぞれの組成を有する合金のインゴットを
作製し、Ａｒ雰囲気において回転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２０μｍ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５０μｍ〜１５０μｍの非晶質
金属ガラス合金粉末とした。

【００３５】得られた各種の非晶質金属ガラス合金粉末
について、それぞれ約２ｇをＷＣ製のダイスの内部にハ
ンドプレスを用いて充填した後、図１に示すダイ１の内
部に挿填し、チャンバの内部を、３×１０^-5torrの雰囲
気中で上下のパンチ２、３で加圧するとともに、通電装
置から原料粉末にパルス波を通電して加熱した。パルス
波形は図２に示すように１２パルス流した後で２パルス
休止するものとし、最高４７００〜４８００Ａの電流で
原料粉末を加熱した。焼結は、試料に表１に示す圧力Ｐ
ｓ（ＭＰａ）をかけた状態で室温から表１に示す焼結温
度Ｔｓ（℃）まで試料を加熱し、この温度に約５分間保
持して行った。昇温速度は１００℃／分とした。

【００３６】得られたそれぞれの焼結体について、飽和
磁化Ｉｓ（Ｔ）、残留磁化Ｉｒ（Ｔ）、角形比Ｉｒ／Ｉ
ｓ、保磁力ｉＨｃ（ｋOe）、及び最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）max（ｋＪ／ｍ³）の各磁気特性及び相対密度（％）
を測定した。磁気特性は、焼結時の焼結圧力Ｐｓ付加方
向をＺ軸とし、これと直交する２軸をＸ軸、Ｙ軸とする
とき、Ｘ、Ｙ、Ｚ３軸方向の特性を測定した。ここで残
留磁化Ｉｒ（Ｔ）は、下式、Ｉｒ（Ｔ）＝４π×７．０×相対密度×Ｉｒ（ｅｍｕ／
ｇ）／１００００で表される値である。また相対密度（％）は、真密度
（約７．０ｇ／ｃｍ³）に対する比較値である。結果を
表１に示す。

【００３７】

【表１】

【００３８】表１の結果から、表示した各種非晶質金属
ガラス合金を用い、放電プラズマ焼結法により得られた
焼結体は、いずれも緻密で優れた硬磁性特性を有してい
ることがわかる。また、Ｉｓ、Ｉｒ、Ｉｒ／ＩｓはＺ方
向で比較的高く、（ＢＨ）maxは全ての試料において高
い値が得られている。このことは、応力下の焼結によっ
て結晶化または粒成長した硬磁性相が異方化し、磁気異
方性が付与されたことを示している。

【００３９】

【発明の効果】以上説明したように本発明の硬磁性合金
焼結体は、Ｆｅを基金属とし、希土類元素Ｒと、Ｔｉ、
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの
うちから選択された金属Ｍと、Ｂとを含み、ΔＴｘが２
０Ｋ以上である金属ガラス合金の粉末が熱圧下に焼結成
形され、同時に磁気異方性が付与されてなるものである
ので、緻密かつ強固であり、厚みがあって形状の自由度
が高く、磁気特性に優れた永久磁石の成形物が得られ
る。前記の焼結を放電プラズマ焼結法により行えば、焼
結成形と同時に磁気異方性を付与することができるの
で、他の成形方法に比べて組織が均一で、きわめて強力
な硬磁性特性を有する永久磁石成形物を製造することが
できる。本発明で得られた硬磁性合金焼結体は前記の特
性を有するので、モーター、アクチュエータ、スピーカ
ーなど各種の装置に使用される永久磁石部材として有用
であり、安価に製造できることから各種電気機器、電子
機器の製造コストを低減することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の硬磁性合金焼結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
造を示す断面図である。

【図２】図１に示す放電プラズマ焼結装置で合金粉末
に印加するパルス電流波形の一例を示す図である。

【図３】本発明の硬磁性合金焼結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４】焼結原料となる金属ガラス合金の一例におけ
るＸ線回折像を示すチャートである。

【図５】組成Ｆｅ₆₃Ｃｏ₇Ｎｄ_10-xＺｒ_xＢ₂₀（ｘ＝
０，２，４，６）の金属ガラス合金試料のＤＳＣ曲線を
示すグラフである。

【符号の説明】

Ａ・・・放電プラズマ焼結装置、１・・・ダイ、２・・・上パンチ、３・・・下パンチ、４，５・・・パンチ電極、６・・・原料粉末、７・・・熱電対、１１・・・上部基盤、１２・・・下部基盤、１３・・・チャンバ。

───────────────────────────────────────────────────── 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を基金属とし、少なくとも１種の希
土類元素Ｒと、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択された少なくとも１
種の金属Ｍと、Ｂとを含み、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（式
中、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度を示
す）の式で表される過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが
２０Ｋ以上である金属ガラス合金の粉末が、熱圧下に焼
結成形されると同時に磁気異方性を付与されてなること
を特徴とする硬磁性合金焼結体。
【請求項２】前記の金属ガラス合金が、下記の組成式Ｆｅ_{100-x-y-z-w-t}Ｒ_xＭ_yＴ_zＢ_wＬ_t （式中、Ｒは前記希土類元素Ｒ、Ｍは前記金属Ｍ、Ｔは
Ｃｏ、Ｎｉのうちから選択された少なくとも１種の金
属、ＬはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちから選択された
少なくとも１種の元素であり、ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔはそ
れぞれ原子％で、２≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦２０、０≦ｚ
≦２０、１０≦ｗ≦３０、０≦ｔ≦５である）で表され
る組成を有するものであることを特徴とする請求項１に
記載の硬磁性合金焼結体。
【請求項３】前記請求項１又は請求項２に記載の金属
ガラス合金の粉末を、放電プラズマ焼結法により熱圧を
加えて焼結成形すると同時に磁気異方性を付与すること
を特徴とする硬磁性合金焼結体の製造方法。
【請求項４】前記の焼結に際して、焼結温度Ｔｓ
（Ｋ）を結晶化開始温度Ｔｘ±２５０（Ｋ）の範囲内と
し、かつ焼結圧力を２００ＭＰａ〜１５００ＭＰａの範
囲内とすることを特徴とする請求項３に記載の硬磁性合
金焼結体の製造方法。