WO2012032961A1 - 磁性材料およびその製造方法 - Google Patents

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magnetic material
magnetic
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magnet
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興作 岡村
和彦 間所
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ダイハツ工業株式会社
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    • C22C2202/02—Magnetic

Definitions

  • the present invention relates to a magnetic material and a manufacturing method thereof.
  • Nd—Fe—B sintered magnet a sintered magnet having an Nd—Fe—B composition
  • a magnet having high magnetic properties is known as a magnet having high magnetic properties.
  • Such a magnet can be manufactured, for example, by magnetically pressing and orienting magnet powder to improve magnetic properties and then sintering.
  • an anisotropic magnet powder having a composition of Nd 12.5 Fe bal Co 17.5 B 6.6 Ga 0.2 Zr 0.1 Si 0.1 is kneaded with paraffinic hydrocarbon. Further, the magnet powder and CaF 2 (insulator with high electrical resistance) are mixed and molded in a magnetic field, and then the resulting molded body is debindered to produce graphite for discharge plasma sintering.
  • a method of manufacturing a high electric resistance rare earth permanent magnet by inserting into a mold and performing discharge plasma sintering see, for example, Patent Document 1 (Example 1) below).
  • Nd—Fe—B sintered magnets are generally known to contain a rare earth such as Dy, which is a rare resource, in order to improve heat resistance. From the viewpoint of depletion, there is a need for an alternative magnet for the Nd—Fe—B sintered magnet that does not require a heavy rare earth such as Dy.
  • a nitrogen-based magnet for example, a magnet having an Sm—Fe—N-based composition
  • Nitrogen-based magnets have high potential and excellent magnetic properties, but are thermally unstable. Therefore, when sintered, the magnetic properties may deteriorate due to decomposition of the components of the nitrogen-based magnet.
  • the manufacturing method of such a high electric resistance rare earth permanent magnet is complicated in operation, and further, the molded body may be damaged during the transfer.
  • a magnetic press machine is equipped with a sintering machine, and a method of magnetic pressing and sintering with the same mold in the magnetic press machine is also considered.
  • the magnet is affected by the influence of heat. Cannot be properly oriented, and further, there is a problem that the apparatus becomes larger.
  • the resin bond magnet of the said patent document 2 contains an epoxy resin, although a molded object itself can be formed densely, the density of a magnet component cannot be improved and, therefore, sufficient magnetic properties can be obtained. There is a bug that cannot be done.
  • An object of the present invention is to provide a magnetic material that can be easily manufactured and has excellent magnetic properties, and a method of manufacturing a magnetic material that can reliably manufacture magnetic materials having excellent magnetic properties by simple operations. There is to do.
  • the magnetic material of the present invention is a magnetic material made from magnet powder and amorphous metal, and the amorphous metal contains rare earth elements, iron and boron,
  • the atomic ratio of the rare earth element is in the range of 22 to 44 atomic%
  • the atomic ratio of the boron is in the range of 6 to 28 atomic%
  • the magnet powder and the amorphous metal are mixed, and It is characterized by being obtained by heating to a temperature that is 30 ° C. lower than the crystallization temperature (Tx) of the amorphous metal or, if the amorphous metal is a metallic glass, to a temperature that is higher than the glass transition temperature (Tg). Yes.
  • the amorphous metal further contains cobalt, and in the amorphous metal, the atomic ratio of cobalt to iron is 1.5 or less.
  • the magnetic material of the present invention further contains an additive, and the content ratio of the additive is preferably less than 10 parts by mass with respect to 100 parts by mass of the magnetic material.
  • a magnetic anisotropic magnet powder is used as the magnet powder, and a mixture with the amorphous metal is subjected to a magnetic field press treatment.
  • the method for producing a magnetic material according to the present invention includes a step of mixing a magnetic powder and an amorphous metal having a softening start temperature of 600 ° C. or lower to obtain a mixed powder, filling the mixed powder into a mold, and in a magnetic field.
  • the magnetic material of the present invention high magnetic properties can be ensured by simple manufacturing.
  • the softening start temperature of the amorphous metal is 600 ° C. or lower, the sintering temperature in the discharge plasma sintering can be lowered. Therefore, after the magnetic powder and the amorphous metal are pressure-molded in a magnetic field in a mold, discharge plasma sintering can be performed in the same mold without transferring the molded body to a highly heat-resistant mold.
  • a magnetic material having excellent magnetic properties can be reliably produced by a simple operation.
  • the magnetic material of the present invention is made from magnet powder and amorphous metal.
  • the magnet powder include nitrogen-based magnet powder (hereinafter referred to as nitrogen-based magnet), nitrogen-based nanocomposite magnet powder (hereinafter referred to as nitrogen-based nanocomposite magnet), and the like.
  • the nitrogen-based magnet is not particularly limited, and examples thereof include rare earth-transition metal-nitrogen magnets and transition metal-nitrogen magnets.
  • rare earth-transition metal-nitrogen based magnets examples include Sm—Fe—N based magnets and Sm—Fe—Mn—N based magnets, preferably Sm—Fe—N based magnets.
  • the Sm—Fe—N-based magnet is a powder of a magnet having an Sm—Fe—N-based composition (hereinafter sometimes referred to as “SmFeN”).
  • SmFeN obtained by a known method is pulverized. Can be manufactured.
  • an SmFe alloy powder is produced from a samarium oxide and iron powder by a reduction diffusion method, and then the obtained SmFe alloy powder is obtained by, for example, N 2 gas or NH 3 gas. in an atmosphere such as N 2 and H 2 gas mixture, for example, by heating at 600 ° C. below the temperature to produce the SmFeN.
  • the obtained SmFeN is finely pulverized by a known pulverizer such as a jet mill or a ball mill. Thereby, an Sm—Fe—N-based magnet can be obtained.
  • the Sm—Fe—N magnet can be manufactured without pulverizing SmFeN.
  • Sm and Fe are dissolved in an acid to obtain Sm ions and Fe ions, and then the solution is reacted with, for example, Sm ions and Fe ions to form an insoluble salt.
  • Ions for example, hydroxide ions, carbonate ions, etc.
  • the Sm—Fe—N magnet is not limited to the above method, and can be manufactured by other known methods.
  • Sm—Fe—N magnets More specific examples include Sm 2 Fe 17 N 3 (Curie point: 474 ° C.).
  • transition metal-nitrogen based magnet examples include an Fe—N based magnet and the like, and an Fe 16 N 2 based magnet is preferable.
  • nitrogen-based magnets can be used alone or in combination of two or more.
  • the decomposition temperature of the nitrogen-based magnet is, for example, 600 ° C. or higher. Furthermore, such a nitride magnet is gradually decomposed from, for example, 500 ° C. by heating to generate SmN, Fe, and the like.
  • the volume average particle diameter of the nitrogen-based magnet (powder) is, for example, 1 to 20 ⁇ m, preferably 2 to 4 ⁇ m.
  • the coercive force is good.
  • a nitrogen-based magnet a commercially available one can be used.
  • Z16 Sm—Fe—N-based magnet (Sm 2 Fe 17 N 3 ), decomposition temperature 600 ° C. , volume average particle diameter of 3 [mu] m, can be used Nichia Corporation) and the like.
  • the nitrogen-based nanocomposite magnet is not particularly limited, and examples thereof include an Sm—Fe—N-based nanocomposite magnet.
  • the Sm—Fe—N-based nanocomposite magnet is, for example, a powder of a nanocomposite magnet having a Fe / Sm—Fe—N-based structure, and is not particularly limited. And can be produced by applying pressure.
  • an Sm—Fe—N magnet obtained by a known method is pressurized at a predetermined pressure and pulsed for a predetermined time.
  • the Sm—Fe—N magnet can be partially decomposed, and the Fe crystal phase as the soft magnetic phase can be formed in the Sm—Fe—N single crystal phase as the high magnetic phase.
  • an Sm—Fe—N-based nanocomposite magnet can be manufactured.
  • the Sm—Fe—N-based nanocomposite magnet can be further pulverized and used as necessary.
  • the Sm—Fe—N-based nanocomposite magnet is not limited to the above method, and can be manufactured by other known methods.
  • Sm—Fe—N-based nanocomposite magnets include nanocomposite magnets of Fe and Sm 2 Fe 17 N 3 (Curie point: 474 ° C.).
  • These nitrogen-based nanocomposite magnets can be used alone or in combination of two or more.
  • the temperature at which the crystal of the nitrogen-based nanocomposite magnet becomes coarse is, for example, 600 ° C. or higher.
  • the volume average particle diameter of the nitrogen-based nanocomposite magnet (powder) is, for example, 30 to 300 ⁇ m, preferably 50 to 150 ⁇ m.
  • the volume average particle diameter of the nitrogen-based nanocomposite magnet (powder) is in the above range, the magnetic particle filling rate is improved and the residual magnetic flux density is improved.
  • magnet powders are classified into magnetic isotropic magnet powders and magnetic anisotropic magnet powders.
  • Magnetic isotropic magnet powder is defined as one in which individual alloy powders are composed of a large number of fine crystal grains, and the direction of easy axis of magnetization of each crystal grain is disordered.
  • the magnetic anisotropic magnet powder is composed of a single crystal of each alloy powder or a large number of fine crystal grains, and the magnetization easy axis direction of each crystal grain is Defined as being aligned in a specific direction.
  • These magnetic isotropic magnet powder and magnetic anisotropic magnet powder can be produced by a known method.
  • magnet powders can be used alone or in combination of two or more.
  • a magnetic isotropic magnet powder it can ensure the outstanding magnetic characteristic, without performing the magnetic field press process mentioned later, and uses a magnetic anisotropic magnet powder. In the case, from the viewpoint of improving the magnetic properties of the obtained magnetic material, preferably, magnetic field pressing is performed as described later.
  • the amorphous metal is an amorphous alloy that starts deformation (softens) at a temperature lower than the crystallization temperature (Tx) and has excellent magnetic properties.
  • Tx crystallization temperature
  • Such an amorphous metal starts to deform (soften) by heating, and then crystallizes.
  • the amorphous metal contains rare earth elements, Fe (iron) and B (boron).
  • a rare earth element is contained in order to cause magnetocrystalline anisotropy and improve its magnetic properties (for example, coercive force) during firing.
  • rare earth elements include Sc (scandium), Y (yttrium), La (lanthanum), Ce (cerium), Pr (praseodymium), Nd (neodymium), Pm (promethium), Sm (samarium), Eu (europium).
  • Light rare earth elements such as Gd (gadolinium), Tb (terbium), Dy (dysprosium), Ho (holmium), Er (erbium), Tm (thulium), Yb (ytterbium), Lu (lutetium), etc. Heavy rare earth elements.
  • These rare earth elements can be used alone or in combination of two or more.
  • Such an amorphous metal can exhibit a sufficiently large coercive force without necessarily including a heavy rare earth element.
  • the rare earth element is preferably a light rare earth element, more preferably Nd (neodymium).
  • Nd neodymium
  • the atomic ratio of rare earth elements (the total amount when they are used together) is 22 to 44 atomic%, preferably 23 to 40 atomic%, more preferably 24 to 37 atomic%. It is a range.
  • the crystallization temperature (Tx) of the amorphous metal may be increased, so that a magnetic material is manufactured by heat-treating the magnet powder and the amorphous metal as described later. In this case, there is a problem that the energy cost of the heat treatment is increased and the workability and productivity are lowered.
  • the atomic ratio of the rare earth element is in the above range, the remanent magnetization and coercive force of the magnetic material obtained using the amorphous metal can be improved, and further, the crystallization temperature (Tx) of the amorphous metal. Therefore, as will be described later, a magnetic material can be manufactured at low cost and with good workability and productivity without heat treatment at a high temperature.
  • Fe is an element that contributes to magnetism, and is contained to improve the magnetic properties (for example, residual magnetic flux density) of the magnetic material.
  • the atomic ratio of Fe (iron) is, for example, in the range of 15 to 65 atomic%, preferably 20 to 60 atomic%, and more preferably 25 to 55 atomic%.
  • the atomic ratio of Fe (iron) is less than the above lower limit, the residual magnetic flux density of the magnetic material after heat treatment (crystallization) described later may decrease.
  • the atomic ratio of Fe (iron) exceeds the above upper limit, the coercivity of the magnetic material after heat treatment (crystallization) described later may be reduced.
  • B boron
  • the atomic ratio of B (boron) is in the range of 6 to 28 atomic%, preferably 12 to 28 atomic%, more preferably 15 to 25 atomic%.
  • a crystal phase may be generated during quenching, which will be described later.
  • a discharge plasma sintering method, a hot press method, or the like is used. In the case of manufacturing a molded body, moldability and workability may be reduced.
  • the atomic ratio of B (boron) exceeds the above upper limit, the residual magnetic flux density of the magnetic material after heat treatment (crystallization) described later may be lowered.
  • the amorphous metal preferably contains Co (cobalt).
  • Co cobalt
  • the amorphous metal In the amorphous metal, Co (cobalt) is contained in order to improve the magnetic properties of the magnetic material obtained by using the amorphous metal and to improve the handleability by preventing oxidation.
  • the amorphous metal is a metallic glass as described later
  • Co cobalt
  • the metallic glass in a softened state (glass transition state) described later, and improves its moldability. Contained.
  • the atomic ratio of Co (cobalt) is, for example, in the range of 1 to 50 atomic%, preferably 2 to 45 atomic%, more preferably 4 to 40 atomic%.
  • the residual magnetic flux density of the magnetic material obtained using amorphous metal may be lowered.
  • the atomic ratio of Co (cobalt) is preferably 1.5 or less, preferably 1.44 or less, more preferably 0.6 or less. Can be mentioned.
  • the handleability can be improved. On the other hand, if it exceeds 1.5, there is a problem that the cost is inferior.
  • the amorphous metal further contains other elements such as Ti (titanium), Zr (zirconium), Hf (hafnium), V (vanadium), Nb (niobium), Ta (tantalum), Cr (additional elements).
  • additive elements can be used alone or in combination of two or more.
  • Preferred additive elements include Ti (titanium), Zr (zirconium), Nb (niobium), Cr (chromium), Ni (nickel), Cu (copper), Si (silicon), and Al (aluminum).
  • the additive element is selected from the group consisting of Ti (titanium), Zr (zirconium), Nb (niobium), Cr (chromium), Ni (nickel), Cu (copper), Si (silicon), and Al (aluminum). If at least one kind is contained, the residual magnetic flux density and coercive force of the magnetic material can be improved.
  • the atomic ratio of the additive element is, for example, 1 to 15 atomic%, preferably 1 to 10 atomic%. More preferably, it is 1 to 5 atomic%.
  • Al aluminum
  • Al aluminum
  • the amorphous metal contains Al (aluminum) as an additive element, the crystallization temperature (Tx) of the amorphous metal, which will be described later, can be suppressed to a low level.
  • a magnetic material can be manufactured at low cost and with good workability and productivity.
  • the softening start temperature (deformation start temperature, glass transition temperature (Tg)) of the metal glass can be kept low, so that the formability can be further improved. it can.
  • the atomic ratio of Al (aluminum) is, for example, less than 15 atomic%, preferably less than 5 atomic%, more preferably 3.5 atomic% or less, More preferably, it is 3 atomic% or less.
  • the crystallization temperature (Tx) of the amorphous metal increases, which increases the cost of manufacturing the magnetic material, and decreases workability and productivity. There is a case to let you.
  • the total amount of atomic ratios of rare earth elements and Fe (iron) (and Co (cobalt) contained if necessary) is, for example, 65 to 94 atomic%, preferably 70 to 90 atoms. %, More preferably 72 to 85 atomic%.
  • the formability and workability of the amorphous metal can be improved.
  • the residual magnetic flux density and coercive force of the magnetic material after the heat treatment (crystallization) can be improved.
  • an element excluding rare earth elements and Fe (iron) (and Co (cobalt) contained if necessary) (including B (boron) as an essential component) and an additive element (for example, Ti (titanium) as an optional component) ), Zr (zirconium), Nb (niobium), Cr (chromium), Ni (nickel), Cu (copper), Si (silicon), Al (aluminum), and the like. It is in the range of 6 atomic% or more, preferably 10 to 30 atomic%, more preferably 15 to 28 atomic%, and particularly preferably 15 to 25 atomic%.
  • the formability and workability of the amorphous metal can be improved, and further, heat treatment (crystal The residual magnetic flux density and coercive force of the magnetic material after the formation can be improved.
  • An example of such an amorphous metal is an amorphous metal represented by the following formula (1).
  • R 83-x Fex / 2 Co x / 2 Al 17-y B y (1) (Wherein, R represents a rare earth element. In addition, a 0 ⁇ x ⁇ 83, also a 0 ⁇ y ⁇ 17.) In the above formula (1), R represents the rare earth element described above (the same applies hereinafter).
  • the range of x is 0 ⁇ x ⁇ 83, preferably 28 ⁇ x ⁇ 58, and more preferably 33 ⁇ x ⁇ 53.
  • the value of x is in the above range, the formability and workability of the amorphous metal can be improved, and further, the residual magnetic flux density and coercive force of the magnetic material after heat treatment (crystallization) described later are improved. be able to.
  • the range of y is 0 ⁇ y ⁇ 17, preferably 12 ⁇ y ⁇ 17, and more preferably 13.5 ⁇ y ⁇ 17.
  • the formability and workability of the amorphous metal can be improved, and further, the residual magnetic flux density and coercive force of the magnetic material after heat treatment (crystallization) to be described later are improved. be able to.
  • Such an amorphous metal is not particularly limited, and can be produced by a known method.
  • first, simple powders, lumps, etc. of the above-mentioned respective elements (which may be partially alloyed if necessary) are prepared as raw material components, and these are set to the above atomic ratio. Mix like so.
  • the obtained mixture of raw material components is dissolved in, for example, an inert gas (eg, nitrogen gas, argon gas) atmosphere.
  • an inert gas eg, nitrogen gas, argon gas
  • the method for dissolving the raw material components is not particularly limited as long as it is a method capable of dissolving each of the above elements, and examples thereof include arc melting.
  • the obtained bulk alloy is pulverized by a known method to obtain alloy particles (particle size: 0.5 to 20 mm).
  • the obtained alloy particles are melted to obtain a molten alloy.
  • the method for melting the alloy granular material is not particularly limited as long as it is a method capable of melting the alloy granular material, and examples thereof include high-frequency induction heating.
  • the obtained molten alloy is rapidly cooled by a known method such as a single roll method or a gas atomizing method to obtain an amorphous metal.
  • the molten alloy is flowed down on the outer peripheral surface of the rotating cooling roll, and the molten alloy and the cooling roll are brought into contact with each other for a predetermined time to rapidly cool the molten alloy.
  • Quench rate of the molten alloy (cooling rate) is, for example, 10 -2 ⁇ 10 3 °C / s .
  • the rapid cooling rate (cooling rate) of the molten alloy is controlled, for example, by adjusting the rotational speed of the cooling roll.
  • the rotation speed of the cooling roll is, for example, 1 to 60 m / s, preferably 20 to 50 m / s, and more preferably 30 to 40 m / s.
  • a strip-shaped (including a thin film and a thick film) amorphous metal can be obtained on the outer peripheral surface of the cooling roll.
  • the thickness of the obtained amorphous metal is, for example, 1 to 500 ⁇ m, preferably 5 to 300 ⁇ m, more preferably 10 to 100 ⁇ m.
  • a high-pressure injection gas for example, helium gas, argon gas, nitrogen gas, etc.
  • a high-pressure injection gas for example, helium gas, argon gas, nitrogen gas, etc.
  • powdered amorphous metal can be obtained by rapidly cooling the molten alloy.
  • the volume average particle diameter of the obtained amorphous metal is, for example, 1 to 200 ⁇ m, preferably 5 to 50 ⁇ m.
  • the method for rapidly cooling the molten alloy is not limited to the single roll method and the gas atomizing method, and a known method can be employed. Preferably, a single roll method is employed.
  • the crystallization temperature (Tx) of the amorphous metal (temperature at which crystallization starts) is, for example, 600 ° C. or less, preferably 550 ° C. or less, more preferably 500 ° C. or less.
  • the crystallization temperature (Tx) of the amorphous metal can be measured by DSC (Differential Scanning Calorimetry), and is defined as a value measured at a heating rate of 40 ° C./min in the present invention.
  • the lowest crystallization temperature (Tx) among the crystallization temperatures (Tx) is set as the crystallization temperature (Tx) of the amorphous metal.
  • the amorphous metal obtained in this way contains metallic glass.
  • Metallic glass is an amorphous alloy having a glass transition temperature (Tg) lower than the crystallization temperature (Tx), and has high formability.
  • the softening start temperature (deformation start temperature, glass transition temperature (Tg)) is, for example, 600 ° C. or less, preferably 500 ° C. or less. More preferably, it is 450 ° C. or lower.
  • the amorphous metal is not metallic glass, it may be softened by heating.
  • the softening start temperature is, for example, 600 ° C. or lower, preferably 500 ° C. or lower, more preferably 450 ° C. or lower. It is.
  • the softening start temperature of amorphous metal can be obtained by, for example, DSC (differential scanning calorimetry) or press displacement measurement of a discharge plasma sintering machine.
  • amorphous metals can be used alone or in combination of two or more.
  • the magnetic material of the present invention can further contain an additive.
  • transition elements and typical elements having a melting point of 600 ° C. or lower and compounds adjusted to have a melting point of 600 ° C. or lower.
  • transition elements and typical elements such as Zn, Sn, Bi, Cd, In, Li, P, Na, S, Te, for example, Ag—Al alloy, Ag—Sn alloy, Ag—Zn alloy Al-Au alloy, Al-Cu alloy, Al-Si alloy, Al-Sn alloy, Al-Zn alloy, Au-Mg alloy, Au-Sn alloy, Cu-In alloy, Cu-Mg alloy, Cu-Sn alloy , Cu—Zn alloys, Cu—Rare earth alloys, Co—Zn alloys, Fe—Zn alloys, Mg—Zn alloys, Ni—Zn alloys, Sn—Zn alloys and the like, and multi-component compounds having a melting point of 600 ° C. or less Is mentioned.
  • additives can be used alone or in combination of two or more.
  • Zn (zinc) is preferable.
  • the volume average particle diameter of the additive is, for example, 5 nm to 100 ⁇ m, preferably 20 nm to 10 ⁇ m.
  • the content of the additive is, for example, less than 10 parts by mass, preferably 5 parts by mass or less with respect to 100 parts by mass of the magnetic material.
  • magnet powder and amorphous metal are mixed.
  • the blending ratio of the magnet powder and the amorphous metal is, for example, 60 to 99 parts by weight, preferably 80 to 95 parts by weight of the magnet powder with respect to 100 parts by weight of the total amount of the magnet powder and the amorphous metal.
  • the metal is, for example, 1 to 40 parts by mass, preferably 5 to 20 parts by mass.
  • the blending ratio is adjusted so that the content of the additive in the magnetic material is within the above range.
  • the mixing is not particularly limited as long as the magnetic powder and the amorphous metal (with additives added as necessary) can be sufficiently mixed.
  • a known mixing device such as a ball mill can be used.
  • either a dry method or a wet method can be employed.
  • magnet powder and amorphous metal are mixed in an inert gas (for example, nitrogen gas, argon gas, etc.) atmosphere.
  • an inert gas for example, nitrogen gas, argon gas, etc.
  • the magnet powder and the amorphous metal are mixed in a solvent (for example, cyclohexane, acetone, ethanol, etc.).
  • the mixing conditions are not particularly limited, but when a ball mill (capacity 0.3 L) is used, the rotation speed is, for example, 100 to 300 rpm, preferably 150 to 250 rpm, and the mixing time is, for example, 5 to 60 minutes, preferably 5 to 45 minutes.
  • the mixture of the magnet powder and the amorphous metal (and the additive compounded as necessary) is heated to a temperature 30 ° C. lower than the crystallization temperature (Tx) of the amorphous metal while being pressurized, for example. .
  • the mixture of the magnet powder and the amorphous metal is heated to a temperature equal to or higher than the glass transition temperature (Tg) while being pressurized, for example.
  • a mixture of magnet powder and amorphous metal (added if necessary) is added, for example, 20 to Under a pressure condition of 1500 MPa, preferably 200 to 1000 MPa, a temperature that is 30 ° C. lower than the crystallization temperature (Tx) of the amorphous metal, or a glass transition temperature (Tg) if the amorphous metal is a metallic glass
  • the amorphous metal is heated to a temperature equal to or higher than the crystallization temperature (Tx) of the amorphous metal, specifically 400 to 600 ° C., preferably 410 to 550 ° C., for example.
  • ⁇ / RTI> By such pressure heating molding, the amorphous metal is deformed, whereby a high-density magnetic material can be obtained. Furthermore, since an amorphous metal becomes a hard magnetic phase, a magnetic material containing a magnet powder and a hard magnetic phase generated from the amorphous metal can be obtained.
  • the heating is not particularly limited, but for example, heating can be performed from room temperature at a constant temperature increase rate.
  • the temperature increase rate is, for example, 10 to 200 ° C./min, preferably 20 to 100 ° C./min.
  • a molded body of magnet powder and an amorphous metal or a hard magnetic phase generated from an amorphous metal may be heated at a high temperature using the image furnace or the like. It can also be held for a predetermined time under the conditions.
  • the above heat treatment for example, it is held at 400 to 600 ° C., preferably 410 to 550 ° C., for example, for 1 to 120 minutes, preferably 10 to 60 minutes.
  • the above-described pressure heating molding and the subsequent heat treatment can be performed in a magnetic field.
  • a mixture of magnet powder and amorphous metal can be pressurized (magnetic field press treatment) in a magnetic field.
  • a magnetic anisotropic magnet powder is used as the magnet powder
  • a mixture of the magnet powder and the amorphous metal is subjected to magnetic field press treatment.
  • the magnetic powder When pressed in a magnetic field, the magnetic powder can be oriented in a predetermined direction, so that the magnetic properties of the obtained magnetic material can be further improved.
  • the applied magnetic field is 10 kOe or more, preferably 20 kOe or more, and the pressure condition is, for example, 30 to 2000 MPa, preferably 100 to 1000 MPa.
  • the magnetic material thus obtained, material deterioration caused by firing the magnet powder, more specifically, generation of SmN, Fe, etc. due to decomposition of the nitrogen-based magnet, and generation of the nitrogen-based nanocomposite magnet Crystal coarsening is suppressed, and gaps (voids) in the magnet powder are filled with amorphous metal having excellent magnetic properties.
  • this magnetic material can improve its magnetic characteristics as compared with a resin bonded magnet containing a resin (for example, epoxy resin).
  • the atomic ratio of the rare earth element in the amorphous metal is in the range of 22 to 44 atomic% and the atomic ratio of boron is in the range of 6 to 28 atomic%.
  • the magnetic material can be manufactured at low cost and with good workability and productivity.
  • an amorphous metal other than the above composition for example, Nd 60 Fe 30 Al 10 or the like
  • an amorphous metal has insufficient magnetic properties and is thus obtained.
  • the magnetic properties of the magnetic material may be inferior.
  • the magnetic material of the present invention is obtained by mixing the amorphous metal and the magnet powder and heating to a temperature equal to or higher than the softening start temperature of the amorphous metal, the magnetic material can have excellent magnetic properties. .
  • the magnetic material may be, for example, an amorphous metal having a softening start temperature of 600 ° C. or less, and after the pressure-molding of the mixed powder of the magnet powder and the amorphous metal in a magnetic field, the discharge plasma sintering is performed. By doing so, it can also be manufactured.
  • a mixed powder of magnet powder and amorphous metal is filled in a mold and pressure-molded (magnetic field press treatment) in a magnetic field to obtain a compact.
  • molds examples include cemented carbide molds.
  • the cemented carbide is based on a periodic table (in accordance with IUPAC Periodic Table of the Elements (version date 22 June 2007)) carbides of group 4 to 6 metal atoms (for example, WC (tungsten carbide)), for example, Fe It is a composite material sintered with an iron-based metal such as (iron), Co (cobalt), or Ni (nickel).
  • the cemented carbide is preferably a Ni-bonded alloy from the viewpoint of the orientation of the magnet powder in the magnetic field press.
  • Ni-bonded alloy examples include a WC—Ni (tungsten carbide-nickel) based alloy and a WC—Ni—Cr (tungsten carbide-nickel-chromium) based alloy.
  • cemented carbide other cemented carbide, more specifically, an iron-bonded alloy such as a WC—Fe (tungsten carbide-iron) based alloy, for example, WC—Co (tungsten carbide).
  • Bite-cobalt) alloy WC-TiC-Co (tungsten carbide-titanium carbide-cobalt) alloy
  • WC-TaC-Co tungsten carbide-tantalum carbide-cobalt
  • WC-TiC-TaC Examples include Co-bonded alloys such as -Co (tungsten carbide-titanium carbide-tantalum carbide-cobalt) alloys.
  • the applied magnetic field is 10 kOe or more, preferably 20 kOe or more, and the pressure condition is, for example, 30 to 2000 MPa, preferably 100 to 1000 MPa.
  • the magnetic powder When the mixed powder is pressed in a magnetic field, the magnetic powder can be oriented in a predetermined direction, so that the magnetic properties of the obtained magnetic material can be further improved.
  • the obtained molded body is subjected to discharge plasma sintering in the above-described mold, that is, the same mold used in the magnetic field press treatment.
  • a molded body made of a mixture of magnet powder and amorphous metal is, for example, 20 to 1500 MPa, preferably 200 to 1000 MPa, under a pressure condition of 200 to 1000 MPa. Heating (heat treatment) to 200 ° C., preferably 10 to 150 ° C., specifically 400 to 600 ° C., preferably 410 to 500 ° C., for example.
  • the heating is not particularly limited, but for example, heating can be performed from room temperature at a constant temperature increase rate.
  • the temperature increase rate is, for example, 10 to 200 ° C./min, preferably 20 to 100 ° C./min.
  • the mixture of the magnet powder and the amorphous metal can be maintained for a predetermined time under high temperature conditions, continuing from the above heat treatment.
  • the above heat treatment for example, it is held at 400 to 600 ° C., preferably 410 to 500 ° C., for example, for 1 to 120 minutes, preferably 10 to 60 minutes.
  • the molding pressure condition is, for example, 30 to 2000 MPa, preferably 100 to 1000 MPa, More preferably, it is 200 to 800 MPa.
  • the above pressure molding can be performed in a magnetic field.
  • the magnetic material thus obtained, material deterioration caused by firing of the magnet powder, more specifically, generation of SmN, Fe, etc. by decomposition of the nitrogen-based magnet, and coarsening of the crystal of the nanocomposite magnet
  • the gap (gap) of the magnet powder is filled with an amorphous metal having excellent magnetic properties.
  • the softening start temperature of the amorphous metal is 600 ° C. or lower, the sintering temperature in the discharge plasma sintering can be lowered. Therefore, after the magnetic powder and the amorphous metal are pressure-molded in a magnetic field in a mold, discharge plasma sintering can be performed in the same mold without transferring the molded body to a highly heat-resistant mold.
  • alloy particles particle size: 0.5 to 10 mm.
  • the obtained alloy granular material was melted by high-frequency induction heating in an Ar atmosphere to obtain a molten alloy, and then the obtained molten alloy was subjected to a peripheral speed of 40 m / m in a single roll apparatus in an Ar atmosphere. It flowed down on the outer peripheral surface of the cooling roll of s and rapidly cooled. Thereby, an amorphous metal was obtained.
  • amorphous metal was finely pulverized to a volume average particle size of 1.5 ⁇ m by a planetary ball mill (LP-1 manufactured by Ito Seisakusho).
  • Nd 60 Fe 30 Al 10 was produced by a gas atomizing method (injection gas: Ar), and then finely pulverized by a ball mill (LP-1 manufactured by Ito Seisakusho). Accordingly, the volume average particle diameter of 1 [mu] m, to obtain a powder of Nd 60 Fe 30 Al 10.
  • DSC Denssion Chemical Vapor Deposition Method
  • Tx crystallization temperature
  • Example 1 Amorphous metal powder obtained in Production Example 1, Z16 (magnetic anisotropic magnet powder, Sm—Fe—N based magnet (Sm 2 Fe 17 N 3 ), decomposition temperature 600 ° C., volume average particle diameter 3 ⁇ m, (Asia Chemical Co., Ltd.) is blended in such a way that the amorphous metal is 10% by mass with respect to the total amount thereof, and in cyclohexane, an attritor (Primix film mix 40-40 type) is used to obtain a peripheral speed of 40 m / s for 5 minutes.
  • Z16 magnetic anisotropic magnet powder, Sm—Fe—N based magnet (Sm 2 Fe 17 N 3 ), decomposition temperature 600 ° C., volume average particle diameter 3 ⁇ m, (Asia Chemical Co., Ltd.
  • an attritor Principal film mix 40-40 type
  • a discharge plasma sintering machine (SPS-515S manufactured by SPS Shintex Co., Ltd.) was used to pressurize to 800 MPa in vacuum and heated to 440 ° C. at a temperature rising rate of 40 ° C./min (temperature increase) And kept for 30 minutes, and then allowed to cool.
  • SPS-515S manufactured by SPS Shintex Co., Ltd.
  • Examples 2 to 22 and Comparative Examples 1 to 8 Magnet powder Z16 or SP14 (magnetic isotropic magnet powder, isotropic Sm—Fe—N-based magnet used for the manufacture of bonded magnet SP-14 (manufactured by Daido Electronics)), and the respective production examples.
  • a magnetic material was obtained in the same manner as in Example 1 except that the amorphous metal was blended in the ratio shown in Table 2 and the discharge plasma sintering process was performed under the processing conditions shown in Table 2. In addition, except for Example 1 and Comparative Example 8, no magnetic field press treatment was performed.
  • Examples 23-27 By mixing the magnetic powder Z16, the amorphous metal obtained in Production Example 1 and the additive Zn (volume average particle diameter 30 nm) in the proportions shown in Table 3, and mixing them in a mortar, the amorphous metal powder A mixed powder of magnet powder and additive was obtained.
  • Br represents the residual magnetic flux density
  • bHc represents the coercive force (B coercive force)
  • iHc represents the coercive force (I coercive force)
  • (BH) max represents the maximum energy product.
  • the magnetic material of the present invention is suitably used in, for example, a motor incorporated in various equipment such as a drive motor of a hybrid vehicle or an electric vehicle, for example, a compressor of an air conditioner.

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Abstract

磁石粉末と希土類元素、鉄およびホウ素を含有し希土類元素の原子割合が、２２～４４原子％の範囲でありホウ素の原子割合が６～２８原子％の範囲であるアモルファス金属とを混合するとともにアモルファス金属の結晶化温度より３０℃低い温度以上、または、アモルファス金属が金属ガラスである場合にはそのガラス遷移温度以上の温度に加熱することにより磁性材料を製造する。

Description

磁性材料およびその製造方法
　本発明は、磁性材料およびその製造方法に関する。
　従来より、高い磁気特性を有する磁石として、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系の組成を有する焼結磁石（以下、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ焼結磁石と称する。）が知られている。
　このような磁石は、例えば、磁石粉末を磁場プレスし、配向させることにより磁気特性を向上させ、その後、焼結することにより、製造することができる。
　より具体的には、例えば、Ｎｄ１２．５ＦｅｂａｌＣｏ１７．５Ｂ６．６Ｇａ０．２Ｚｒ０．１Ｓｉ０．１の組成を有する異方性磁石粉末にパラフィン系炭化水素を混練し、さらに、その磁石粉末とＣａＦ２（高電気抵抗化の絶縁物）とを混合して、磁場中成形を行った後、得られた成形体を脱バインダー処理し、放電プラズマ焼結用グラファイト型に挿入して放電プラズマ焼結することにより、高電気抵抗希土類永久磁石を製造する方法が、提案されている（例えば、下記特許文献１（実施例１）参照。）。
　一方、このようなＮｄ－Ｆｅ－Ｂ焼結磁石は、通常、耐熱性を向上させるために、希少資源であるＤｙなどの重希土類を含有させることが知られているが、近年では、資源の枯渇の観点から、Ｄｙなどの重希土類を配合する必要がない、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ焼結磁石の代替磁石が求められている。
　そのような磁石としては、窒素系磁石（例えば、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系の組成を有する磁石など）が提案されている。窒素系磁石はポテンシャルが高く、優れた磁気特性を有するが、熱的に不安定であるため、焼結すると窒素系磁石の成分の分解により、磁気特性が低下する場合がある。
　そのため、例えば、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ２．６化合物粉末に、粉末に対する重量比で３％のエポキシ樹脂を混合し、８ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力を加えることによって圧縮成形した樹脂ボンド磁石が、提案されている（例えば、下記特許文献２参照。）。
特開平１０－１６３０５５号公報 特開平４－３４６２０３号公報
　しかしながら、上記特許文献１に記載されるような高電気抵抗希土類永久磁石の製造方法では、異方性磁石粉末および絶縁物の混合物を高温で焼結する必要があることから、磁石粉末を磁場中でプレス成形した後、放電プラズマ焼結するときに、成形体を、プレス成形用型から放電プラズマ焼結用グラファイト型に移し替える必要がある。
　そのため、このような高電気抵抗希土類永久磁石の製造方法は、操作が煩雑であり、さらに、その移し替えにおいて、成形体に破損を生じる場合がある。
　この点、型を移し替えることなく成形体を焼結することも検討されており、例えば、放電プラズマ焼結用グラファイト型を、磁場プレス工程に用いることが検討される。しかし、放電プラズマ焼結用グラファイト型の強度が十分ではないため、磁場プレス工程で用いると、型に破損を生じる場合がある。
　また、型の破損を抑制するため、低い圧力の磁場プレスにより磁石を配向させることも検討されるが、このような場合には、プレス圧力が十分ではないため、焼結時に磁石の配向が崩れる場合がある。
　一方、例えば、磁場プレス装置に焼結機を備え、磁場プレス装置内において、同一の型で磁気プレスおよび焼結する方法も検討されるが、このような場合には、熱の影響により、磁石を適正に配向させることができず、さらには、装置が大型化するという不具合がある。
　また、上記特許文献２に記載の樹脂ボンド磁石はエポキシ樹脂を含むので、成形体自体を緻密に形成できるが、磁石成分の密度を向上することができず、そのため、十分な磁気特性を得ることができないという不具合がある。
　本発明の目的は、簡易に製造でき、優れた磁気特性を備える磁性材料、および、優れた磁気特性を備える磁性材料を、簡易な操作で確実に製造することができる磁性材料の製造方法を提供することにある。
　上記目的を達成するために、本発明の磁性材料は、磁石粉末とアモルファス金属とを原料とする磁性材料であって、前記アモルファス金属が、希土類元素、鉄およびホウ素を含有し、前記アモルファス金属において、前記希土類元素の原子割合が、２２～４４原子％の範囲であり、前記ホウ素の原子割合が、６～２８原子％の範囲であり、前記磁石粉末と前記アモルファス金属とを混合するとともに、前記アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）より３０℃低い温度以上、または、アモルファス金属が金属ガラスである場合には、そのガラス遷移温度（Ｔｇ）以上の温度に加熱することにより得られることを特徴としている。
　また、本発明の磁性材料では、前記アモルファス金属が、さらに、コバルトを含有し、前記アモルファス金属において、鉄に対するコバルトの原子比が、１．５以下であることが好適である。
　また、本発明の磁性材料は、さらに、添加材を含有し、前記添加材の含有割合が、磁性材料１００質量部に対して、１０質量部未満であることが好適である。
　また、本発明の磁性材料では、前記磁石粉末として、磁気異方性磁石粉末が用いられ、前記アモルファス金属との混合物が磁場プレス処理されていることが好適である。
　また、本発明の磁性材料の製造方法は、磁石粉末と、軟化開始温度が６００℃以下のアモルファス金属とを混合し、混合粉末を得る工程、前記混合粉末を金型に充填するとともに、磁場中で圧力成形し、成形体を得る工程、および、前記成形体を、同一の前記金型内において、放電プラズマ焼結することにより、前記アモルファス金属の前記軟化開始温度以上の温度に加熱する工程を備えることを特徴としている。
　本発明の磁性材料によれば、簡易な製造によって、高い磁気特性を確保することができる。
　また、本発明の磁性材料の製造方法によれば、アモルファス金属の軟化開始温度が６００℃以下であるため、放電プラズマ焼結における焼結温度を低くすることができる。そのため、磁石粉末およびアモルファス金属を金型内で、磁場中において圧力成形した後、成形体を耐熱性の高い金型に移し替えることなく同型内で放電プラズマ焼結することができる。
　その結果、本発明の磁性材料の製造方法によれば、優れた磁気特性を備える磁性材料を、簡易な操作で確実に製造することができる。
発明の実施形態
　本発明の磁性材料は、磁石粉末とアモルファス金属とを原料としている。磁石粉末としては、例えば、窒素系磁石粉末（以下、窒素系磁石と称する）、窒素系ナノコンポジット磁石粉末（以下、窒素系ナノコンポジット磁石と称する）などが挙げられる。
　本発明において、窒素系磁石としては、特に制限されないが、例えば、希土類－遷移金属－窒素系磁石、遷移金属－窒素系磁石などが挙げられる。
　希土類－遷移金属－窒素系磁石としては、例えば、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｎ系磁石などが挙げられ、好ましくは、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石が挙げられる。
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石は、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系の組成を有する磁石（以下、ＳｍＦｅＮと称する場合がある。）の粉末であって、例えば、公知の方法により得られたＳｍＦｅＮを粉砕することにより、製造することができる。
　より具体的には、例えば、まず、サマリウム酸化物および鉄粉から、還元拡散法によってＳｍＦｅ合金の粉末を製造し、次いで、得られたＳｍＦｅ合金の粉末を、例えば、Ｎ２ガス、ＮＨ３ガス、Ｎ２およびＨ２混合ガスなどの雰囲気中において、例えば、６００℃以下の温度で加熱することにより、ＳｍＦｅＮを製造する。
　その後、得られたＳｍＦｅＮを、例えば、ジェットミル、ボールミルなどの公知の粉砕装置で微粉砕する。これにより、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石を得ることができる。
　また、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石は、ＳｍＦｅＮを粉砕することなく製造することもできる。この方法では、例えば、まず、ＳｍおよびＦｅを酸に溶解し、ＳｍイオンおよびＦｅイオンを得た後、その溶解液に、例えば、ＳｍイオンおよびＦｅイオンと反応して不溶性の塩を形成する陰イオン（例えば、水酸化物イオン、炭酸イオンなど）などを添加し、塩の沈殿物を得る。
　その後、得られた沈殿物を焼成し、金属酸化物を製造した後、その金属酸化物を還元処理する。これにより、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石を得ることができる。
　なお、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石は、上記の方法に限定されず、他の公知の方法により製造することができる。
　このようなＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石として、より具体的には、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３（キュリー点：４７４℃）などが挙げられる。
　また、遷移金属－窒素系磁石としては、例えば、Ｆｅ－Ｎ系磁石などが挙げられ、好ましくはＦｅ１６Ｎ２系磁石が挙げられる。
　これら窒素系磁石は、単独使用または２種類以上併用することができる。
　なお、窒素系磁石の分解温度は、例えば、６００℃以上である。さらには、このような窒化物磁石は、加熱により、例えば、５００℃から徐々に分解し、ＳｍＮ、Ｆｅなどを生じる。
　また、窒素系磁石（粉末）の体積平均粒子径は、例えば、１～２０μｍ、好ましくは、２～４μｍである。
　窒素系磁石（粉末）の体積平均粒子径が上記範囲であれば、保磁力が良好となる。
　また、このような窒素系磁石（粉末）としては、一般に市販されているものを用いることができ、例えば、Ｚ１６（Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石（Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３）、分解温度６００℃、体積平均粒子径３μｍ、日亜化学工業社製）などを用いることができる。
　本発明において、窒素系ナノコンポジット磁石としては、特に制限されないが、例えば、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系ナノコンポジット磁石などが挙げられる。
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系ナノコンポジット磁石は、例えば、Ｆｅ／Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系の組織を有するナノコンポジット磁石の粉末であって、特に制限されないが、例えば、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石に電流および圧力をかけることにより製造することができる。
　より具体的には、この方法では、例えば、放電プラズマ焼結機などを用いて、公知の方法により得られたＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石を所定圧力で加圧するとともに、所定時間パルス通電する。これにより、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石を部分的に分解することができ、高磁性相としてのＳｍ－Ｆｅ－Ｎ単結晶相中に、軟磁性相としてのＦｅ結晶相を形成することができる。これによりＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系ナノコンポジット磁石を製造することができる。また、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系ナノコンポジット磁石は、必要により、さらに粉砕して用いることもできる。
　なお、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系ナノコンポジット磁石は、上記の方法に限定されず、他の公知の方法により製造することができる。
　このようなＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系ナノコンポジット磁石として、より具体的には、ＦｅとＳｍ２Ｆｅ１７Ｎ３（キュリー点：４７４℃）とのナノコンポジット磁石などが挙げられる。
　これら窒素系ナノコンポジット磁石は、単独使用または２種類以上併用することができる。
　一般に、磁性材料の製造において窒素系ナノコンポジット磁石を焼成すると、その結晶が粗大化して、保磁力が低下する。
　窒素系ナノコンポジット磁石の結晶が粗大化する温度は、例えば、６００℃以上である。
　また、窒素系ナノコンポジット磁石（粉末）の体積平均粒子径は、例えば、３０～３００μｍ、好ましくは、５０～１５０μｍである。
　窒素系ナノコンポジット磁石（粉末）の体積平均粒子径が上記範囲であれば、磁紛充填率が向上し残留磁束密度が良好となる。
　また、これら磁石粉末は、磁気等方性磁石粉末、磁気異方性磁石粉末に分類される。
　磁気等方性磁石粉末は、個々の合金粉が多数の微細な結晶粒で構成されており、かつ、それぞれの結晶粒の磁化容易軸方向が無秩序になっているものと定義される。
　また、磁気異方性磁石粉末は、個々の合金粉が１つの単結晶となっているか、もしくは、多数の微細な結晶粒で構成されており、かつ、それぞれの結晶粒の磁化容易軸方向が特定の方向に揃っているものであると定義される。
　これら磁気等方性磁石粉末および磁気異方性磁石粉末は、公知の方法により製造することができる。
　これら磁石粉末は、単独使用または２種類以上併用することができる。
　磁石粉末としては、特に制限されないが、磁気等方性磁石粉末を用いれば、後述する磁場プレス処理することなく、優れた磁気特性を確保することができ、また、磁気異方性磁石粉末を用いる場合には、得られる磁性材料の磁気特性を向上させる観点から、好ましくは、後述するように磁場プレス処理する。
　本発明において、アモルファス金属は、結晶化温度（Ｔｘ）未満の温度で変形開始（軟化）するアモルファス合金であって、優れた磁気特性を備えている。このようなアモルファス金属は、加熱することにより、変形開始（軟化）し、その後、結晶化する。
　本発明において、アモルファス金属は、希土類元素、Ｆｅ（鉄）およびＢ（ホウ素）を含有する。
　このようなアモルファス金属において、希土類元素は、その焼成において、結晶磁気異方性を生じさせ、その磁気特性（例えば、保磁力など）を向上させるために含有される。
　希土類元素としては、例えば、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）、Ｐｒ（プラセオジム）、Ｎｄ（ネオジム）、Ｐｍ（プロメチウム）、Ｓｍ（サマリウム）、Ｅｕ（ユーロピウム）などの軽希土類元素、例えば、Ｇｄ（ガドリニウム）、Ｔｂ（テルビウム）、Ｄｙ（ジスプロシウム）、Ｈｏ（ホルミウム）、Ｅｒ（エルビウム）、Ｔｍ（ツリウム）、Ｙｂ（イッテルビウム）、Ｌｕ（ルテチウム）などの重希土類元素などが挙げられる。
　これら希土類元素は、単独使用または２種類以上併用することができる。
　なお、このようなアモルファス金属は、必ずしも重希土類元素を含まなくとも、十分大きな保磁力を発現することができる。
　希土類元素として、好ましくは、軽希土類元素、より好ましくは、Ｎｄ（ネオジム）が挙げられる。
　希土類元素としてＮｄ（ネオジム）を用いれば、アモルファス金属を用いて得られる磁性材料の保磁力、残留磁化を向上することができる。
　また、アモルファス金属において、希土類元素の原子割合（併用される場合には、それらの総量）は、２２～４４原子％、好ましくは、２３～４０原子％、より好ましくは、２４～３７原子％の範囲である。
　希土類元素の原子割合が上記下限未満である場合には、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）が高くなる場合があるため、後述するように、磁石粉末およびアモルファス金属を熱処理して磁性材料を製造する場合において、熱処理のエネルギーコストが増加し、さらに、作業性および生産性が低下するという不具合がある。
　また、希土類元素の原子割合が上記下限未満である場合には、磁性材料の保磁力が低下するという不具合がある。
　一方、希土類元素の原子割合が上記上限を超過する場合には、磁性材料の残留磁化が低下するという不具合がある。
　また、希土類元素の原子割合が上記上限を超過すると、コスト面に劣り、また、酸化しやすくなるため、生産性および安全性にも劣るという不具合がある。
　これに対し、希土類元素の原子割合が上記範囲であれば、アモルファス金属を用いて得られる磁性材料の残留磁化および保磁力を向上することができ、さらには、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）を低く抑えることができるため、後述するように、高温で熱処理することなく、低コスト、かつ、作業性および生産性よく磁性材料を製造することができる。
　アモルファス金属において、Ｆｅ（鉄）は、磁性に寄与する元素であって、磁性材料の磁気特性（例えば、残留磁束密度など）を向上させるために含有される。
　アモルファス金属において、Ｆｅ（鉄）の原子割合は、例えば、１５～６５原子％、好ましくは、２０～６０原子％、より好ましくは、２５～５５原子％の範囲である。
　Ｆｅ（鉄）の原子割合が上記下限未満である場合には、後述する熱処理（結晶化）後の磁性材料の残留磁束密度が低下する場合がある。
　また、Ｆｅ（鉄）の原子割合が上記上限を超過する場合には、後述する熱処理（結晶化）後の磁性材料の保磁力が低下する場合がある。
　アモルファス金属において、Ｂ（ホウ素）は、非晶質相を形成し、アモルファス合金とするために含有される。
　アモルファス金属において、Ｂ（ホウ素）の原子割合は、６～２８原子％、好ましくは、１２～２８原子％、より好ましくは、１５～２５原子％の範囲である。
　Ｂ（ホウ素）の原子割合が上記下限未満である場合には、後述する急冷時において、結晶相が生成する場合があり、アモルファス金属を原料として、放電プラズマ焼結法やホットプレス法等を用いて成形体を製造する場合において、成形性および加工性が低下する場合がある。
　また、Ｂ（ホウ素）の原子割合が上記上限を超過する場合には後述する熱処理（結晶化）後の磁性材料の残留磁束密度が低下する場合がある。
　また、アモルファス金属は、好ましくは、Ｃｏ（コバルト）を含有している。
　アモルファス金属において、Ｃｏ（コバルト）は、アモルファス金属を用いて得られる磁性材料の磁気特性を向上させ、また、酸化を防止することにより取扱性の向上を図るために含有される。
　さらに、アモルファス金属が後述するように金属ガラスである場合には、Ｃｏ（コバルト）は、その金属ガラスを、後述する軟化状態（ガラス遷移状態）において安定化させ、その成形性を向上するために含有される。
　アモルファス金属において、Ｃｏ（コバルト）の原子割合は、例えば、１～５０原子％、好ましくは、２～４５原子％、より好ましくは、４～４０原子％の範囲である。
　Ｃｏ（コバルト）の原子割合が上記下限未満である場合には、取扱性、成形性および加工性が低下する場合がある。
　とりわけ、アモルファス金属が後述するように金属ガラスである場合において、その過冷却領域（ガラス遷移温度以上、かつ、結晶化温度未満の領域。ΔＴｘ（＝Ｔｘ－Ｔｇ））を十分に確保することができず、成形性および加工性が低下する場合がある。
　また、Ｃｏ（コバルト）の原子割合が上記上限を超過する場合には、アモルファス金属を用いて得られる磁性材料の残留磁束密度が低下する場合がある。
　また、Ｃｏ（コバルト）の原子割合として、好ましくは、Ｆｅ（鉄）に対するＣｏ（コバルト）の原子比が、１．５以下、好ましくは、１．４４以下、より好ましくは０．６以下であることが挙げられる。
　Ｆｅ（鉄）に対するＣｏ（コバルト）の原子比が、１．５以下であれば取扱性を向上できる。一方、１．５を超過すると、コスト面に劣るという不具合がある。
　また、アモルファス金属は、添加元素として、さらに、その他の元素、例えば、Ｔｉ（チタン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｈｆ（ハフニウム）、Ｖ（バナジウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｔａ（タンタル）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｗ（タングステン）、Ｍｎ（マンガン）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｒｕ（ルテニウム）、Ｒｈ（ロジウム）、Ｐｄ（パラジウム）、Ａｇ（銀）、Ｏｓ（オスミウム）、Ｉｒ（イリジウム）、Ｐｔ（白金）、Ａｕ（金）などの遷移元素、例えば、Ｃ（炭素）、Ｐ（リン）、Ａｌ（アルミニウム）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｃａ（カルシウム）、Ｇａ（ガリウム）、Ｇｅ（ゲルマニウム）、Ｓｎ（スズ）、Ｐｂ（鉛）、Ｚｎ（亜鉛）などの典型元素など、種々の元素を含むことができる。
　これら添加元素は、単独使用または２種類以上併用することができる。
　添加元素として、好ましくは、Ｔｉ（チタン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｓｉ（ケイ素）、Ａｌ（アルミニウム）が挙げられる。
　添加元素として、Ｔｉ（チタン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｓｉ（ケイ素）およびＡｌ（アルミニウム）からなる群から選択される少なくとも１種を含有すれば、磁性材料の残留磁束密度、保磁力などを向上させることができる。
　このようなアモルファス金属において、添加元素の原子割合は、例えば、１～１５原子％、好ましくは、１～１０原子％。より好ましくは、１～５原子％である。
　また、添加元素として、より好ましくは、Ａｌ（アルミニウム）が挙げられる。
　アモルファス金属が、添加元素として、Ａｌ（アルミニウム）を含有すれば、後述するアモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）を低く抑えることができるため、後述するように、高温で熱処理することなく、すなわち、低コスト、かつ、作業性および生産性よく磁性材料を製造することができる。
　また、アモルファス金属が、後述する金属ガラスである場合に、その金属ガラスの軟化開始温度（変形開始温度、ガラス遷移温度（Ｔｇ））を低く抑えることができるため、成形性をより向上することができる。
　アモルファス金属がＡｌ（アルミニウム）を含有する場合において、Ａｌ（アルミニウム）の原子割合は、例えば、１５原子％未満であり、好ましくは、５原子％未満、より好ましくは、３．５原子％以下、さらに好ましくは、３原子％以下である。
　Ａｌ（アルミニウム）の原子割合が５原子％以上である場合には、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）が高くなり、磁性材料の製造におけるコストを増加させる場合や、作業性および生産性を低下させる場合がある。
　そして、このようなアモルファス金属において、希土類元素およびＦｅ（鉄）（さらに必要により含有されるＣｏ（コバルト））の原子割合の総量は、例えば、６５～９４原子％、好ましくは、７０～９０原子％、より好ましくは、７２～８５原子％である。
　希土類元素およびＦｅ（鉄）（さらに必要により含有されるＣｏ（コバルト））の原子割合の総量が上記範囲であれば、アモルファス金属の成形性および加工性を向上することができ、さらには、後述する熱処理（結晶化）後の磁性材料の残留磁束密度および保磁力を良好とすることができる。
　また、アモルファス金属において、希土類元素およびＦｅ（鉄）（さらに必要により含有されるＣｏ（コバルト））を除く元素（必須成分としてＢ（ホウ素）を含み、任意成分として添加元素（例えば、Ｔｉ（チタン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｓｉ（ケイ素）、Ａｌ（アルミニウム）などを含む。）の原子割合の総量は、例えば、６原子％以上、好ましくは、１０～３０原子％、より好ましくは、１５～２８原子％、とりわけ好ましくは、１５～２５原子％の範囲である。
　希土類元素、Ｆｅ（鉄）およびＣｏ（コバルト）を除く元素の原子割合の総量が上記範囲であれば、アモルファス金属の成形性および加工性を向上することができ、さらには、後述する熱処理（結晶化）後の磁性材料の残留磁束密度および保磁力を良好とすることができる。
　このようなアモルファス金属の一態様として、例えば、下記式（１）で示されるアモルファス金属が挙げられる。
　　　　　Ｒ８３－ｘＦｅｘ／２Ｃｏｘ／２Ａｌ１７－ｙＢｙ　　　　（１）
（式中、Ｒは、希土類元素を示す。また、０＜ｘ＜８３であり、また、０＜ｙ≦１７である。）
　上記式（１）において、Ｒは、上記した希土類元素を示す（以下同様。）。
　また、ｘの範囲は、０＜ｘ＜８３、好ましくは、２８＜ｘ＜５８、より好ましくは、３３＜ｘ＜５３である。
　ｘの値が上記範囲であれば、アモルファス金属の成形性および加工性を向上することができ、さらには、後述する熱処理（結晶化）後の磁性材料の残留磁束密度および保磁力を良好とすることができる。
　また、ｙの範囲は、０＜ｙ≦１７、好ましくは、１２＜ｙ＜１７、より好ましくは、１３．５＜ｙ＜１７である。
　ｙの値が上記範囲であれば、アモルファス金属の成形性および加工性を向上することができ、さらには、後述する熱処理（結晶化）後の磁性材料の残留磁束密度および保磁力を良好とすることができる。
　そして、このようなアモルファス金属は、特に制限されず、公知の方法により製造することができる。
　より具体的には、例えば、まず、原料成分として、上記各元素の単体の粉末、塊状物など（必要により、一部合金化していてもよい）を用意し、それらを、上記原子割合となるように混合する。
　次いで、得られた原料成分の混合物を、例えば、不活性ガス（例えば、窒素ガス、アルゴンガスなど）雰囲気において溶解させる。
　原料成分の溶解方法としては、上記各元素を溶解できる方法であれば特に制限されないが、例えば、アーク溶解などが挙げられる。
　次いで、例えば、放冷し、上記各元素を上記原子割合で含有する塊状合金（鋳塊、インゴット）を得る。その後、得られた塊状合金を公知の方法により粉砕し、合金粒状物（粒子径：０．５～２０ｍｍ）を得る。
　その後、この方法では、得られた合金粒状物を溶解させ、合金溶湯を得る。
　合金粒状物の溶解方法としては、上記合金粒状物を溶解できる方法であれば特に制限されないが、例えば、高周波誘導加熱などが挙げられる。
　次いで、この方法では、得られた合金溶湯を、公知の方法、例えば、単ロール法、ガスアトマイズ法などにより急冷し、アモルファス金属を得る。
　単ロール法では、例えば、回転する冷却ロールの外周表面上に合金溶湯を流下し、その合金溶湯と冷却ロールとを所定時間接触させることにより、合金溶湯を急冷する。
　合金溶湯の急冷速度（冷却速度）は、例えば、１０－２～１０３℃／ｓである。
　また、合金溶湯の急冷速度（冷却速度）は、例えば、冷却ロールの回転速度を調節することなどにより制御される。このような場合において、冷却ロールの回転速度は、例えば、１～６０ｍ／ｓ、好ましくは、２０～５０ｍ／ｓ、より好ましくは、３０～４０ｍ／ｓである。
　このように合金溶湯を急冷することにより、冷却ロールの外周表面上において、例えば、帯状（薄膜状、厚膜状を含む）のアモルファス金属を得ることができる。
　得られるアモルファス金属の厚みは、例えば、１～５００μｍ、好ましくは、５～３００μｍ、より好ましくは、１０～１００μｍである。
　また、ガスアトマイズ法では、上記の合金溶湯に、例えば、高圧の噴射ガス（例えば、ヘリウムガス、アルゴンガス、窒素ガスなど）を噴き付け、合金溶湯を急冷するとともに微粉化する。
　このように合金溶湯を急冷することにより、粉末状のアモルファス金属を得ることができる。
　得られるアモルファス金属の体積平均粒子径は、例えば、１～２００μｍ、好ましくは、５～５０μｍである。
　なお、合金溶湯の急冷方法としては、上記の単ロール法、ガスアトマイズ法に限定されず、公知の方法を採用することができる。好ましくは、単ロール法が採用される。
　また、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）（結晶化を開始する温度）は、例えば、６００℃以下、好ましくは、５５０℃以下、より好ましくは、５００℃以下である。
　アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）は、ＤＳＣ（示差走査熱量測定）によって測定することができ、本発明においては、４０℃／ｍｉｎの昇温速度で測定された値であると定義される。
　なお、結晶化温度（Ｔｘ）が複数確認される場合には、それら結晶化温度（Ｔｘ）のうち最も低い結晶化温度（Ｔｘ）を、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）とする。
　また、このようにして得られるアモルファス金属は、金属ガラスを含んでいる。
　金属ガラスは、結晶化温度（Ｔｘ）未満のガラス遷移温度（Ｔｇ）を有するアモルファス合金であり、高い成形性を有している。
　そして、このようにして得られるアモルファス金属が、金属ガラスである場合には、その軟化開始温度（変形開始温度、ガラス遷移温度（Ｔｇ））は、例えば、６００℃以下、好ましくは、５００℃以下、より好ましくは、４５０℃以下である。
　また、アモルファス金属は、金属ガラスでなくとも、加熱により軟化する場合があり、そのような場合における軟化開始温度は、例えば、６００℃以下、好ましくは、５００℃以下、より好ましくは、４５０℃以下である。
　アモルファス金属（金属ガラスを含む。）の軟化開始温度は、例えば、ＤＳＣ（示差走査熱量測定）、または、放電プラズマ焼結機のプレス変位測定などにより、求めることができる。
　これらアモルファス金属は、単独使用または２種類以上併用することができる。
　また、本発明の磁性材料は、さらに、添加材を含有することができる。
　添加材としては、例えば、融点が６００℃以下の遷移元素および典型元素、および、融点が６００℃以下に調整された化合物が挙げられる。具体的には、例えば、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｌｉ、Ｐ、Ｎａ、Ｓ、Ｔｅなどの遷移元素および典型元素、例えば、Ａｇ－Ａｌ合金、Ａｇ－Ｓｎ合金、Ａｇ－Ｚｎ合金、Ａｌ－Ａｕ合金、Ａｌ－Ｃｕ合金、Ａｌ－Ｓｉ合金、Ａｌ－Ｓｎ合金、Ａｌ－Ｚｎ合金、Ａｕ－Ｍｇ合金、Ａｕ－Ｓｎ合金、Ｃｕ－Ｉｎ合金、Ｃｕ－Ｍｇ合金、Ｃｕ－Ｓｎ合金、Ｃｕ－Ｚｎ合金Ｃｕ－希土類合金、Ｃｏ－Ｚｎ合金、Ｆｅ－Ｚｎ合金、Ｍｇ－Ｚｎ合金、Ｎｉ－Ｚｎ合金、Ｓｎ－Ｚｎ合金などの２元化合物、さらに、融点が６００℃以下の多元化合物が挙げられる。
　これら添加材は、単独使用または２種類以上併用することができる。
　添加材として、好ましくは、Ｚｎ（亜鉛）が挙げられる。
　添加材の体積平均粒子径は、例えば、５ｎｍ～１００μｍ、好ましくは、２０ｎｍ～１０μｍである。
　磁性材料において、添加材の含有割合は、磁性材料１００質量部に対して、添加材が、例えば、１０質量部未満、好ましくは、５質量部以下である。
　本発明において、磁性材料を製造するには、まず、磁石粉末とアモルファス金属と（必要により配合される添加材と）を混合する。
　磁石粉末とアモルファス金属との配合割合は、磁石粉末とアモルファス金属との総量１００質量部に対して、磁石粉末が、例えば、６０～９９質量部、好ましくは、８０～９５質量部であり、アモルファス金属が、例えば、１～４０質量部、好ましくは、５～２０質量部である。
　また、添加材が配合される場合には、その配合割合は、磁性材料中の添加材の含有割合が上記範囲となるように、調整される。
　混合は、磁石粉末とアモルファス金属と（必要により配合される添加材と）を十分に混合できれば、特に制限されず、例えば、ボールミルなどの公知の混合装置を用いることができる。
　この方法では、乾式法、湿式法のいずれも採用することができる。例えば、乾式法では、磁石粉末とアモルファス金属と（必要により配合される添加材と）を、不活性ガス（例えば、窒素ガス、アルゴンガスなど）雰囲気下において、混合する。また、湿式法では、磁石粉末とアモルファス金属と（必要により配合される添加材と）を、溶媒（例えば、シクロヘキサン、アセトン、エタノールなど）中において、混合する。
　混合条件としては、特に制限されないが、ボールミル（容量０．３Ｌ）を使用する場合には、回転数が、例えば、１００～３００ｒｐｍ、好ましくは、１５０～２５０ｒｐｍであって、混合時間が、例えば、５～６０分間、好ましくは、５～４５分間である。
　次いで、この方法では、磁石粉末とアモルファス金属と（必要により配合される添加材と）の混合物を、例えば、加圧しながら、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）より３０℃低い温度以上に加熱する。
　また、アモルファス金属が金属ガラスである場合には、磁石粉末とアモルファス金属と（必要により配合される添加材と）の混合物を、例えば、加圧しながら、ガラス遷移温度（Ｔｇ）以上の温度に加熱することもできる。
　より具体的には、この方法では、例えば、ホットプレス装置、放電プラズマ焼結機などを用いて、磁石粉末とアモルファス金属と（必要により配合される添加材と）の混合物を、例えば、２０～１５００ＭＰａ、好ましくは、２００～１０００ＭＰａの圧力条件下において、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）より３０℃低い温度以上、または、アモルファス金属が金属ガラスである場合にはそのガラス遷移温度（Ｔｇ）以上、好ましくは、アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）以上、具体的には、例えば、４００～６００℃、好ましくは、４１０～５５０℃に加熱する。
　このような加圧加熱成形により、アモルファス金属が変形を生じ、これにより、高密度な磁性材料を得ることができる。さらに、アモルファス金属が硬磁性相となるため、磁石粉末、および、アモルファス金属から生成した硬磁性相を含む磁性材料を、得ることができる。
　加熱は、特に制限されないが、例えば、常温から一定の昇温速度で加熱することができ、そのような場合には、昇温速度は、例えば、１０～２００℃／分、好ましくは、２０～１００℃／分である。
　また、磁性材料の製造においては、必要により、イメージ炉などを用いて、上記の加圧加熱成形の後、磁石粉末と、アモルファス金属またはアモルファス金属から生成した硬磁性相との成形体を、高温条件下において所定時間保持することもできる。
　そのような場合には、上記の加熱処理の後、例えば、４００～６００℃、好ましくは、４１０～５５０℃において、例えば、１～１２０分間、好ましくは、１０～６０分間保持する。
　これにより、アモルファス金属の結晶化熱処理工程を、バッジ式で行えるため、磁性材料の生産性を向上することができる。
　また、磁性材料の製造においては、加圧加熱成形の昇温後に、必要により、加圧加熱状態で保持することもできる。
　さらに、磁性材料の製造においては、例えば、上記の加圧加熱成形、および、その後の熱処理を磁場中で行うことができる。
　また、上記の加圧加熱成形の前処理として、磁石粉末とアモルファス金属と（必要により添加材と）の混合物を、磁場中で加圧（磁場プレス処理）することもできる。
　とりわけ、磁石粉末として、磁気異方性磁石粉末が用いられる場合には、好ましくは、磁石粉末とアモルファス金属との混合物を磁場プレス処理する。
　磁場中で加圧すると、磁石粉末を所定方向に配向することができるため、得られる磁性材料の磁気特性を、より一層向上することができる。
　磁場プレス処理における条件としては、例えば、印加磁場が、１０ｋＯｅ以上、好ましくは、２０ｋＯｅ以上であり、圧力条件が、例えば、３０～２０００ＭＰａ、好ましくは、１００～１０００ＭＰａである。
　そして、このようにして得られる磁性材料では、磁石粉末が焼成されることにより生じる材料劣化、より具体的には、窒素系磁石の分解によるＳｍＮ、Ｆｅなどの生成や、窒素系ナノコンポジット磁石の結晶の粗大化などが抑制されるとともに、磁石粉末の隙間（空隙）に、磁気特性に優れるアモルファス金属が充填されている。
　そのため、このような磁性材料によれば、簡易な製造によって、高い磁気特性を確保することができる。
　従って、この磁性材料は、樹脂（例えば、エポキシ樹脂など）を含有する樹脂ボンド磁石に比べて、その磁気特性を向上することができる。
　また、このような磁性材料では、アモルファス金属における希土類元素の原子割合が、２２～４４原子％の範囲であり、ホウ素の原子割合が、６～２８原子％の範囲であるため、高温で熱処理することなく、すなわち、低コスト、かつ、作業性および生産性よく磁性材料を製造することができる。
　つまり、アモルファス金属として、上記組成を除くアモルファス金属（例えば、Ｎｄ６０Ｆｅ３０Ａｌ１０など）を用いることも検討されるが、このようなアモルファス金属は、磁気特性が十分ではなく、そのため、得られる磁性材料の磁気特性に劣る場合がある。
　一方、本発明の磁性材料は、上記のアモルファス金属と磁石粉末とを混合するとともに、そのアモルファス金属の軟化開始温度以上の温度に加熱することにより得られるため、優れた磁気特性を備えることができる。
　また、磁性材料は、上記した方法の他、例えば、軟化開始温度が６００℃以下のアモルファス金属を用い、上記磁石粉末およびアモルファス金属の混合粉末を、磁場中で圧力成形した後、放電プラズマ焼結することにより、製造することもできる。
　以下において、この磁性材料の製造方法について、詳述する。
　具体的には、この磁性材料の製造方法では、まず、上記と同様にして、磁石粉末、および、軟化開始温度が６００℃以下のアモルファス金属（さらに、必要により上記した添加材（以下同様。））を混合し、混合粉末を得る。
　次いで、この方法では、磁石粉末とアモルファス金属との混合粉末を金型に充填するとともに、磁場中で圧力成形（磁場プレス処理）し、成形体を得る。
　金型としては、例えば、超硬合金製の金型などが挙げられる。
　超硬合金は、周期律表（ＩＵＰＡＣ　Ｐｅｒｉｏｄｉｃ　Ｔａｂｌｅ　ｏｆ　ｔｈｅ　Ｅｌｅｍｅｎｔｓ（ｖｅｒｓｉｏｎ　ｄａｔｅ　２２　Ｊｕｎｅ　２００７）に従う。）第４～６族の金属原子の炭化物（例えば、ＷＣ（タングステンカーバイド）など）を、例えば、Ｆｅ（鉄）、Ｃｏ（コバルト）、Ｎｉ（ニッケル）などの鉄系金属で焼結した複合材料である。
　超硬合金として、磁場プレスにおける磁石粉末の配向の観点から、好ましくは、Ｎｉ結合合金が挙げられる。
　Ｎｉ結合合金として、より具体的には、例えば、ＷＣ－Ｎｉ（タングステンカーバイト－ニッケル）系合金、ＷＣ－Ｎｉ－Ｃｒ（タングステンカーバイト－ニッケル－クロム）系合金などが挙げられる。
　また、超硬合金としては、さらに、その他の超硬合金、より具体的には、例えば、ＷＣ－Ｆｅ（タングステンカーバイト－鉄）系合金などの鉄結合合金、例えば、ＷＣ－Ｃｏ（タングステンカーバイト－コバルト）系合金、ＷＣ－ＴｉＣ－Ｃｏ（タングステンカーバイト－チタンカーバイト－コバルト）系合金、ＷＣ－ＴａＣ－Ｃｏ（タングステンカーバイト－タンタルカーバイト－コバルト）系合金、ＷＣ－ＴｉＣ－ＴａＣ－Ｃｏ（タングステンカーバイト－チタンカーバイト－タンタルカーバイト－コバルト）系合金などのＣｏ結合合金なども挙げられる。
　磁場プレス処理における条件としては、例えば、印加磁場が、１０ｋＯｅ以上、好ましくは、２０ｋＯｅ以上であり、圧力条件が、例えば、３０～２０００ＭＰａ、好ましくは、１００～１０００ＭＰａである。
　混合粉末を磁場中で加圧すると、磁石粉末を所定方向に配向することができるため、得られる磁性材料の磁気特性を、より一層向上することができる。
　次いで、この方法では、得られた成形体を、上記の金型、すなわち、磁場プレス処理で用いた同一の金型内において、放電プラズマ焼結する。
　放電プラズマ焼結では、磁石粉末とアモルファス金属との混合物からなる成形体を、例えば、２０～１５００ＭＰａ、好ましくは、２００～１０００ＭＰａの圧力条件下において、アモルファス金属の軟化開始温度より、例えば、０～２００℃、好ましくは、１０～１５０℃高い温度、具体的には、例えば、４００～６００℃、好ましくは、４１０～５００℃に加熱（熱処理）する。
　これにより、磁石粉末およびアモルファス金属を含む磁性材料を得ることができる。
　加熱は、特に制限されないが、例えば、常温から一定の昇温速度で加熱することができ、そのような場合には、昇温速度は、例えば、１０～２００℃／分、好ましくは、２０～１００℃／分である。
　また、磁性材料の製造においては、必要により、上記の加熱処理から継続して、磁石粉末とアモルファス金属との混合物を、高温条件下において所定時間保持することもできる。
　そのような場合には、上記の加熱処理の後、例えば、４００～６００℃、好ましくは、４１０～５００℃において、例えば、１～１２０分間、好ましくは、１０～６０分間保持する。
　これにより、得られる磁性材料の磁気特性を、より一層向上することができる。
　また、磁性材料の製造においては、加熱（熱処理）とともに、必要により、圧力成形することもでき、そのような場合には、成形圧力条件が、例えば、３０～２０００ＭＰａ、好ましくは、１００～１０００ＭＰａ、より好ましくは、２００～８００ＭＰａである。
　さらに、磁性材料の製造においては、例えば、上記の圧力成形を磁場中で行うことができる。
　このようにして得られる磁性材料では、磁石粉末が焼成されることにより生じる材料劣化、より具体的には、窒素系磁石の分解によるＳｍＮ、Ｆｅなどの生成や、ナノコンポジット磁石の結晶の粗大化などが抑制されるとともに、磁石粉末の隙間（空隙）に、磁気特性に優れるアモルファス金属が充填されている。
　そのため、このような磁性材料によれば、簡易な製造によって、高い磁気特性を確保することができる。
　そして、このような磁性材料の製造方法によれば、アモルファス金属の軟化開始温度が６００℃以下であるため、放電プラズマ焼結における焼結温度を低くすることができる。そのため、磁石粉末およびアモルファス金属を金型内で、磁場中において圧力成形した後、成形体を耐熱性の高い金型に移し替えることなく同型内で放電プラズマ焼結することができる。
　その結果、この磁性材料の製造方法によれば、優れた磁気特性を備える磁性材料を、簡易な操作で確実に製造することができる。
　次に、本発明を実施例および比較例に基づいて説明するが、本発明は下記の実施例によって限定されるものではない。
　製造例１～８（アモルファス金属の製造）
　Ｎｄ（ネオジム）、Ｆｅ（鉄）、Ｃｏ（コバルト）、Ａｌ（アルミニウム）およびＢ（ホウ素）の単体粉末または塊状物を、表１に示す組成となる配合割合で処方し、アーク溶解炉により、４ｋＰａ（３０Ｔｏｒｒ）のＡｒ（アルゴン）雰囲気下で溶解させ、表１に示す組成比の合金（インゴット）を作製した。
　次いで、得られたインゴットを粉砕し、合金粒状物（粒子径：０．５～１０ｍｍ）を得た。
　その後、得られた合金粒状物を、Ａｒ雰囲気下において、高周波誘導加熱にて溶解し、合金溶湯とした後、得られた合金溶湯を、Ａｒ雰囲気下において、単ロール装置にて周速度４０ｍ／ｓの冷却ロールの外周表面上に流下し、急冷した。これにより、アモルファス金属を得た。
　その後、得られたアモルファス金属を遊星ボールミル（伊藤製作所製　ＬＰ－１）により体積平均粒子径１．５μｍに微粉砕した。
　製造例９（アモルファス金属の製造）の製造
　ガスアトマイズ法（噴射ガス：Ａｒ）によりＮｄ６０Ｆｅ３０Ａｌ１０を製造した後、ボールミル（伊藤製作所製　ＬＰ－１）により微粉砕した。これにより、体積平均粒子径１μｍの、Ｎｄ６０Ｆｅ３０Ａｌ１０の粉末を得た。
［評価］
　ＤＳＣ（示差走査熱量測定：ＳＩＩ社製、ＤＳＣ６３００）を用いて、各製造例において得られたアモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）、および、アモルファス金属が金属ガラスである場合には、そのガラス遷移温度（Ｔｇ）を測定した。
　具体的には、アモルファス金属試料１０ｍｇをアルミナパンに投入し、Ａｒ雰囲気中、昇温速度４０℃／ｍｉｎで測定した。
　なお、結晶化反応（Ｔｘ）が複数確認された場合には、その温度の低い方を結晶化温度（Ｔｘ）として測定した。
　また、結晶化温度（Ｔｘ）、および、ガラス遷移温度（Ｔｇ）が確認される場合には、過冷却領域ΔＴｘ（＝Ｔｘ－Ｔｇ）を算出した。
　その結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　　実施例１
　製造例１において得られたアモルファス金属の粉末と、Ｚ１６（磁気異方性磁石粉末、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石（Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３）、分解温度６００℃、体積平均粒子径３μｍ、日亜化学工業社製）とを、それらの総量に対してアモルファス金属が１０質量％となるように配合し、シクロヘキサン中において、アトライター（プライミクス製フィルミックス４０－４０型）によって、周速４０ｍ／ｓで５分間混合した。
　次いで、窒素雰囲気中で乾燥させ、アモルファス金属の粉末と磁石粉末との混合粉末を得た。
　その後、混合粉末１．０ｇを採取して、非磁性金型（ホッカイエムアイシー製、スリーブとパンチ材質：非磁性超硬合金（ＷＣ－Ｎｉ系合金）、ダイ材質：ＨＰＭ７５、成形サイズ：８ｍｍ×６ｍｍ）に充填し、磁場プレス機（玉川製作所製ＴＭ－ＭＰＨ８５２５－１０Ｔ型）によって、磁界２５ｋＯｅ、プレス圧８００ＭＰａで磁場プレス処理した。
　引続き、同一金型内において、放電プラズマ焼結機（ＳＰＳシンテックス社製ＳＰＳ－５１５Ｓ）によって、真空中で８００ＭＰａに加圧するとともに、昇温速度４０℃／ｍｉｎで４４０℃まで加熱（昇温）し、３０分保持した後、放冷した。これにより、非磁性金型に破損を生じることなく、磁性材料を得た。
　　実施例２～２２および比較例１～８
　磁石粉末Ｚ１６、または、ＳＰ１４（磁気等方性磁石粉末、ボンド磁石ＳＰ－１４（ダイドー電子製）の製造に用いられる等方性Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石）と、各製造例で得られたアモルファス金属とを、表２に示す割合で配合し、また、表２に示す処理条件で放電プラズマ焼結処理した以外は、実施例１と同様にして、磁性材料を得た。なお、実施例１および比較例８以外では、磁場プレス処理しなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　　実施例２３～２７
　磁石粉末Ｚ１６と、製造例１で得られたアモルファス金属と、添加材Ｚｎ（体積平均粒子径３０ｎｍ）とを、表３に示す割合で配合し、乳鉢中において混合することにより、アモルファス金属の粉末と磁石粉末と添加材との混合粉末を得た。
　その後、混合粉末０．３ｇを採取して、超硬製金型（成形サイズ：５ｍｍ×５ｍｍ）に充填し、放電プラズマ焼結機（ＳＰＳシンテックス社製ＳＰＳ－５１５Ｓ）によって、真空中で表３に示す圧力で、表３に示す温度まで加熱（昇温）し、表３に示す時間、その温度で保持した後、放冷した。これにより、磁性材料を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　評価
　各実施例および比較例により得られた各磁性材料について、ＶＳＭ（玉川製作所製）にて減磁曲線を測定し、それらの磁気特性を評価した。その結果を表４および５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　なお、表中において、Ｂｒは残留磁束密度を、ｂＨｃは保磁力（Ｂ保磁力）を、ｉＨｃは保磁力（Ｉ保磁力）を、（ＢＨ）ｍａｘは最大エネルギー積を、それぞれ示す。
　また、これらは、いずれもその値が高いほど磁気特性が良好であることを示す。
　なお、上記説明は、本発明の例示の実施形態として提供したが、これは単なる例示にすぎず、限定的に解釈してはならない。当該技術分野の当業者によって明らかな本発明の変形例は、後記の特許請求の範囲に含まれるものである。
　本発明の磁性材料は、例えば、ハイブリッド自動車や電気自動車の駆動モータ、例えば、空調機のコンプレッサーなど、種々の機材に組み込まれるモータなどにおいて、好適に用いられる。

Claims (5)

  1. 　磁石粉末とアモルファス金属とを原料とする磁性材料であって、
    　前記アモルファス金属が、希土類元素、鉄およびホウ素を含有し、
    　前記アモルファス金属において、
    　　前記希土類元素の原子割合が、２２～４４原子％の範囲であり、
    　　前記ホウ素の原子割合が、６～２８原子％の範囲であり、
    　前記磁石粉末と前記アモルファス金属とを混合するとともに、
    　前記アモルファス金属の結晶化温度（Ｔｘ）より３０℃低い温度以上、または、アモルファス金属が金属ガラスである場合には、そのガラス遷移温度（Ｔｇ）以上の温度に加熱することにより得られることを特徴とする、磁性材料。
  2. 　前記アモルファス金属が、さらに、コバルトを含有し、
    　前記アモルファス金属において、鉄に対するコバルトの原子比が、１．５以下である
    ことを特徴とする、請求項１に記載の磁性材料。
  3. 　さらに、添加材を含有し、
    　前記添加材の含有割合が、磁性材料１００質量部に対して、１０質量部未満であることを特徴とする、請求項１に記載の磁性材料。
  4. 　前記磁石粉末として、磁気異方性磁石粉末が用いられ、前記アモルファス金属との混合物が磁場プレス処理されていることを特徴とする、請求項１に記載の磁性材料。
  5. 　磁石粉末と、軟化開始温度が６００℃以下のアモルファス金属とを混合し、混合粉末を得る工程、
    　前記混合粉末を金型に充填するとともに、磁場中で圧力成形し、成形体を得る工程、および、
    　前記成形体を、同一の前記金型内において、放電プラズマ焼結することにより、前記アモルファス金属の前記軟化開始温度以上の温度に加熱する工程
    を備えることを特徴とする、磁性材料の製造方法。
     
     
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