WO2020183886A1 - 異方性磁石粉末、異方性磁石及び異方性磁石粉末の製造方法 - Google Patents

異方性磁石粉末、異方性磁石及び異方性磁石粉末の製造方法 Download PDF

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WO2020183886A1
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佐藤　卓
靖 榎戸
周祐 岡田
健太 高木
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Tdk株式会社
国立研究開発法人産業技術総合研究所
佐藤　卓
靖 榎戸
周祐 岡田
健太 高木
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Definitions

  • the present invention relates to anisotropic magnet powder, anisotropic magnet, and a method for producing anisotropic magnet powder.
  • TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen magnet powder has attracted attention as a raw material for magnets having higher magnetic properties than neodymium magnets.
  • the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen magnet powder is produced by nitriding the TbCu 7- type samarium-iron alloy powder. Further, since the TbCu 7- type samarium-iron alloy has a metastable phase, it cannot be produced by an alloying method by ordinary heating and melting and cooling, and is produced by, for example, an ultra-quenching method (Patent Document 1). , 2).
  • anisotropic magnet powder containing polycrystalline particles of TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy with random crystal orientation can be produced, resulting in a maximum energy product.
  • Highly anisotropic magnets cannot be manufactured
  • anisotropic magnet powder containing single crystal particles of TbCu 7- type sumalium-iron-nitrogen alloy is manufactured. There is a need.
  • One aspect of the present invention is to provide an anisotropic magnet powder containing single crystal particles of a TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy.
  • One aspect of the present invention includes single crystal particles of a TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy in anisotropic magnet powder.
  • Another aspect of the present invention includes a TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy in anisotropic magnets.
  • a composition containing samarium, iron, a halide of an alkali metal and / or a halide of an alkaline earth metal is provided on the alkali metal.
  • the heat treatment temperature includes a step of producing a nitrogen-based alloy powder, which is 500 ° C. or higher and lower than 800 ° C.
  • Another aspect of the present invention is in the method for producing magnet powder, samarium, samarium oxide and / or samarium halide, iron, iron oxide and / or iron halide, halide of alkali metal and / or alkaline soil.
  • a composition containing a halide of a metal and an alkali metal and / or an alkaline earth metal is heat-treated at a temperature equal to or higher than the melting point of the halide of the alkali metal and / or the halide of the alkaline earth metal to samarium.
  • the heat treatment temperature includes a step of producing an iron-based alloy powder and a step of nitriding the samarium-iron alloy powder to produce a samarium-iron-nitrogen alloy powder, and the heat treatment temperature is 500 ° C. or higher and lower than 800 ° C. Is.
  • an anisotropic magnet powder containing single crystal particles of a TbCu 7- type sumalium-iron-nitrogen alloy.
  • the anisotropic magnet powder of the present embodiment contains single crystal particles of a TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy.
  • the powder represents an aggregate of particles
  • the single crystal particles represent isolated particles in which particles having crystal boundaries and having the same crystal orientation are not aggregated with other particles.
  • the TbCu 7 samarium anisotropic magnet powder of this embodiment an iron - nitrogen-based alloy phase (110) plane Th 2 Zn 17 type samarium with respect to the X-ray diffraction peaks of - iron - nitrogen based alloy phase (024) plane
  • the intensity ratio of the X-ray diffraction peak of is preferably 0.300 or less, more preferably 0.100 or less, and further preferably 0.001 or less.
  • the intensity ratio of the X-ray diffraction peak is 0.300 or less, the ratio of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase in the anisotropic magnet powder of the present embodiment becomes sufficiently high.
  • the ratio c / a of the lattice constant c to the lattice constant a of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase of the anisotropic magnet powder of the present embodiment is preferably 0.838 or more, preferably 0.840 or more. Is more preferable, and 0.845 or more is further preferable.
  • the ratio c / a of the lattice constant c to the lattice constant a of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase of the anisotropic magnet powder of the present embodiment is 0.838 or more, the anisotropy of the present embodiment
  • the ratio of Fe in the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase of the magnet powder becomes sufficiently high. As a result, the magnetic properties of the anisotropic magnet powder of the present embodiment are improved.
  • the integral width of the X-ray diffraction peak of the (101) plane of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase of the anisotropic magnet powder of the present embodiment is preferably 0.66 ° or less, preferably 0.54. It is more preferably ° or less.
  • the integral width of the X-ray diffraction peak of the (101) plane of the TbCu 7- type sumarium-iron-nitrogen alloy phase of the magnet powder of the present embodiment is 0.66 ° or less, the anisotropic magnet powder of the present embodiment Crystallinity is improved.
  • the coercive force of the anisotropic magnet powder of the present embodiment is preferably 3.0 kOe or more, and more preferably 8.0 kOe or more.
  • the particle size of the anisotropic magnet powder of the present embodiment is preferably 3 ⁇ m or less, and more preferably 1 ⁇ m or less.
  • the particle size of the single magnetic domain particles of the Th 2 Zn 17- type samarium-iron-nitrogen alloy is about 3 ⁇ m, and the anisotropic magnetic field is about 1/3 of that of the Th 2 Zn 17- type samarium-iron-nitrogen alloy. , It is considered that the particle size of the single magnetic domain particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy does not exceed 3 ⁇ m.
  • the particle size of the anisotropic magnet powder of the present embodiment is 3 ⁇ m or less, the magnetic structure of the anisotropic magnet powder of the present embodiment transitions from the multi-domain structure to the single-domain structure.
  • the magnetic properties of the anisotropic magnet powder are increased.
  • the particle size of the anisotropic magnet powder of the present embodiment is 1 ⁇ m or less, the formation of magnetization reversal nuclei can be suppressed, so that the magnetic characteristics of the anisotropic magnet powder of the present embodiment are further enhanced. ..
  • a composition containing samarium, iron, an alkali metal halide and / or an alkaline earth metal halide, an alkali metal halide and / Or the process of producing a samarium-iron alloy powder by heat treatment at a temperature above the melting point of the halide of an alkaline earth metal, and the samarium-iron-nitrogen alloy powder by nitriding the samarium-iron alloy powder. Includes the step of making.
  • the temperature for heat treatment is 500 ° C. or higher and lower than 800 ° C., but is preferably 550 ° C. or higher and lower than 650 ° C. Therefore, it can be alloyed at a temperature much lower than the melting point of the metal constituting the samarium-iron alloy, and as a result, the samarium-iron containing single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron alloy can be alloyed. Alloy powder can be produced. Further, by nitriding the samarium-iron alloy powder, it is possible to produce an anisotropic magnet powder containing single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy.
  • the alkali metal halide and / or the alkali earth metal halide when it is a mixture, it is equal to or higher than the melting point of the alkali metal halide and / or the alkali earth metal halide.
  • the temperature means a temperature above the eutectic point of the mixture shown by the state diagram.
  • Heat treatment examples of the form of samarium include powder and the like.
  • TbCu 7 type samarium - By using a small iron powder particle size than the particle size of the single domain particles of nitrogen-based alloy, TbCu 7 type samarium - - Iron Iron - particle size of single domain particles of the nitrogen-based alloy It is possible to produce a samarium-iron alloy powder containing single crystal particles of a TbCu 7- type samarium-iron alloy having a smaller particle size than the above.
  • halide in the halide of the alkali metal and / or the halide of the alkaline earth metal examples include fluoride, chloride, bromide, iodide and the like.
  • alkali metal halide examples include LiCl, KCl, NaCl, etc., and two or more of them may be used in combination.
  • halide of the alkaline earth metal examples include CaCl 2 , MgCl 2 , BaCl 2 , SrCl 2, and the like, and two or more of them may be used in combination.
  • Examples of the form of the alkali metal halide and / or the alkaline earth metal halide include powder and the like.
  • the concentration of samarium in the alkali metal halide and / or alkaline earth metal halide at the heat treatment temperature is preferably 3.2 mol / L or more and 8.2 mol / L or less, and is preferably 5.2 mol / L or more. It is more preferably 6.2 mol / L or less. This makes it possible to suppress the formation of different phases such as, for example, a Sm-rich crystal phase (for example, SmFe 2 phase, SmFe 3 phase).
  • the method for nitriding the sumarium-iron alloy powder is not particularly limited, but the sumarium-iron system is used at 300 to 500 ° C. in an atmosphere of ammonia, a mixed gas of ammonia and hydrogen, nitrogen, a mixed gas of nitrogen and hydrogen, etc. Examples thereof include a method of heat-treating the alloy powder.
  • the nitrogen content in the single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy affects the magnet properties of the anisotropic magnet powder of the present embodiment.
  • the composition of the single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy, which is optimal for increasing the coercive force of the anisotropic magnet powder of the present embodiment, is Sm 0.667 Fe 5.667 N 1.26 . is there. Therefore, it is important to control the nitrogen content in the single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy.
  • the samarium-iron alloy powder When the samarium-iron alloy powder is nitrided using ammonia, it can be nitrided in a short time, but the nitrogen content in the single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy May be greater than Sm 0.667 Fe 5.667 N 1.26 . In this case, it is possible to discharge excess nitrogen from the crystal lattice by nitriding the samarium-iron alloy powder and then heat-treating it in hydrogen.
  • a single crystal-iron alloy powder is nitrided at 350 ° C. to 450 ° C. for 10 minutes to 2 hours under a mixed flow of ammonia-hydrogen, and then switched to a hydrogen stream at the same temperature and heat-treated for 30 minutes to 2 hours.
  • the nitrogen content in the single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy is optimized.
  • hydrogen is removed by switching to an argon air stream and heat-treating the samarium-iron-nitrogen alloy powder at the same temperature for 10 minutes to 1 hour.
  • the second method for producing the anisotropic magnet powder of the present embodiment is samarium, samarium oxide and / or samarium halide, iron, iron oxide and / or iron halide, and alkali metal halide and / or alkali.
  • a composition containing a halide of an earth metal and an alkali metal and / or an alkaline earth metal is heat-treated at a temperature equal to or higher than the melting point of the halide of the alkali metal and / or the halide of the alkaline earth metal to samarium. It includes a step of producing an iron-based alloy powder and a step of nitriding the samarium-iron alloy powder to produce a samarium-iron-nitrogen alloy powder.
  • the temperature for heat treatment is 500 ° C. or higher and lower than 800 ° C., but is preferably 550 ° C. or higher and lower than 650 ° C. Therefore, it can be alloyed at a temperature much lower than the melting point of the metal constituting the samarium-iron alloy, and as a result, the samarium-iron containing single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron alloy can be alloyed. Alloy powder can be produced. Further, by nitriding the samarium-iron alloy powder, it is possible to produce an anisotropic magnet powder containing single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy.
  • the alkali metal halide and / or the alkali earth metal halide when it is a mixture, it is equal to or higher than the melting point of the alkali metal halide and / or the alkali earth metal halide.
  • the temperature means a temperature above the eutectic point of the mixture shown by the state diagram.
  • samarium, samarium oxide and / or samarium halide examples include powder and the like.
  • the second method for producing the anisotropic magnet powder of the present embodiment samarium, samarium oxide and / or samarium halide is used, but it is preferable to use samarium.
  • samarium samarium, samarium oxide and / or samarium halide is used, but it is preferable to use samarium.
  • the iron phase remaining without alloying with samarium can be suppressed, and as a result, the coercive force of the anisotropic magnet powder can be improved.
  • iron oxide examples include FeO, Fe 3 O 4 , Fe 2 O 3, and the like.
  • iron halide examples include iron (II) fluoride, iron (III) fluoride, iron (II) chloride, iron (III) chloride, iron (II) bromide, iron (III) bromide, and iodide. Iron (II) and the like can be mentioned.
  • Examples of the form of iron, iron oxide and / or iron halide include powder and the like.
  • TbCu 7 type samarium - By using a small iron powder particle size than the particle size of the single domain particles of nitrogen-based alloy, TbCu 7 type samarium - - Iron Iron - particle size of single domain particles of the nitrogen-based alloy It is possible to produce a samarium-iron alloy powder containing single crystal particles of a TbCu 7- type samarium-iron alloy having a smaller particle size than the above.
  • halide in the halide of the alkali metal and / or the halide of the alkaline earth metal examples include fluoride, chloride, bromide, iodide and the like.
  • alkali metal halide examples include LiCl, KCl, NaCl and the like.
  • halide of the alkaline earth metal examples include CaCl 2 , MgCl 2 , BaCl 2 , SrCl 2 and the like.
  • Examples of the form of the alkali metal halide and / or the alkaline earth metal halide include powder and the like.
  • alkali metal examples include sodium, lithium and the like.
  • alkaline earth metals examples include calcium and magnesium.
  • Examples of the form of the alkali metal and / or alkaline earth metal include powder and the like.
  • an alkali metal and / or an alkaline earth metal is used. Therefore, the alkali metal and / or alkaline earth metal may reduce samarium oxide and / or samarium halide, iron oxide and / or iron halide, or samarium and / or iron whose surface has been oxidized. can do. As a result, it is possible to suppress the formation of different phases such as, for example, Sm-rich crystal phase (for example, SmFe 2 phase, SmFe 3 phase).
  • Sm-rich crystal phase for example, SmFe 2 phase, SmFe 3 phase.
  • the concentration of samarium in the alkali metal halide and / or alkaline earth metal halide at the heat treatment temperature is preferably 3.2 mol / L or more and 8.2 mol / L or less, and is preferably 5.2 mol / L or more. It is more preferably 6.2 mol / L or less. This makes it possible to suppress the formation of different phases such as, for example, a Sm-rich crystal phase (for example, SmFe 2 phase, SmFe 3 phase).
  • the method for nitriding the sumarium-iron alloy powder is not particularly limited, but the sumarium-iron system is used at 300 to 500 ° C. in an atmosphere of ammonia, a mixed gas of ammonia and hydrogen, nitrogen, a mixed gas of nitrogen and hydrogen, etc. Examples thereof include a method of heat-treating the alloy powder.
  • the nitrogen content in the single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy affects the magnet properties of the anisotropic magnet powder of the present embodiment.
  • the composition of the single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy, which is optimal for increasing the coercive force of the anisotropic magnet powder of the present embodiment, is Sm 0.667 Fe 5.667 N 1.26 . is there. Therefore, it is important to control the nitrogen content in the single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy.
  • the samarium-iron alloy powder When the samarium-iron alloy powder is nitrided using ammonia, it can be nitrided in a short time, but the nitrogen content in the single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy May be greater than Sm 0.667 Fe 5.667 N 1.26 . In this case, it is possible to discharge excess nitrogen from the crystal lattice by nitriding the samarium-iron alloy powder and then heat-treating it in hydrogen.
  • a single crystal-iron alloy powder is nitrided at 350 ° C. to 450 ° C. for 10 minutes to 2 hours under a mixed flow of ammonia-hydrogen, and then switched to a hydrogen stream at the same temperature and heat-treated for 30 minutes to 2 hours.
  • the nitrogen content in the single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy is optimized.
  • hydrogen is removed by switching to an argon air stream and heat-treating the samarium-iron-nitrogen alloy powder at the same temperature for 0 to 1 hour.
  • the sumalium-iron-nitrogen alloy powder is preferably washed with water to remove alkali metal halides and / or alkaline earth metal halides.
  • water is added to samarium-iron-nitrogen alloy powder, stirred, and then decantation is repeated.
  • the method for dehydrogenating the samarium-iron-nitrogen alloy powder is not particularly limited, and examples thereof include a method of heat-treating the samarium-iron-nitrogen alloy powder in a vacuum or in an inert gas atmosphere.
  • the samarium-iron-nitrogen alloy powder is heat-treated at 150 ° C. to 250 ° C. for 1 to 3 hours in a vacuum or under an argon air flow.
  • the samarium-iron-nitrogen alloy powder washed with water is preferably vacuum dried in order to remove water.
  • the temperature for vacuum-drying the washed samarium-iron-nitrogen alloy powder is preferably room temperature to 100 ° C. This makes it possible to suppress the oxidation of the samarium-iron-nitrogen alloy powder.
  • the water-washed sumalium-iron-nitrogen alloy powder may be replaced with an organic solvent having high volatility such as alcohols and miscible with water, and then vacuum-dried.
  • the samarium-iron-nitrogen alloy powder may be crushed.
  • the anisotropic magnet of the present embodiment contains a TbCu 7- type sumalium-iron-nitrogen alloy and can be produced by using the anisotropic magnet powder of the present embodiment.
  • the degree of anisotropy of the anisotropic magnet of the present embodiment is preferably 1.0% or more, more preferably 5.0% or more, and further preferably 10.0% or more.
  • the degree of anisotropy of the anisotropic magnet of the present embodiment is 1.0% or more, the magnetic characteristics of the anisotropic magnet of the present embodiment become high.
  • the angular ratio of the anisotropic magnet of the present embodiment is preferably 0.60 or more, and more preferably 0.67 or more.
  • the angular ratio of the anisotropic magnet of the present embodiment is 0.60 or more, the magnetic characteristics of the anisotropic magnet of the present embodiment become high.
  • the anisotropic magnet of the present embodiment may be an anisotropic bond magnet or an anisotropic sintered magnet, but is an anisotropic sintered magnet in terms of magnetic characteristics. Is preferable.
  • the intensity ratio of the X-ray diffraction peak on the (002) plane to the X-ray diffraction peak on the (110) plane of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase of the crystal orientation plane of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment is It exceeds 2.115.
  • the intensity ratio of the X-ray diffraction peak on the (002) plane to the X-ray diffraction peak on the (110) plane of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase exceeds 2.115, which is the value of the isotropic magnet powder. ,
  • the magnetic characteristics of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment are enhanced.
  • the TbCu 7- type sumalium on the crystal orientation plane of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment is 5.656.
  • Th 2 Zn 17- type samarium-iron-nitrogen alloy with respect to the X-ray diffraction peak of the (110) plane of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase of the non-crystalline orientation plane of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment.
  • the intensity ratio of the X-ray diffraction peak of the (024) plane of the phase is preferably 0.300 or less, and more preferably 0.001 or less.
  • Th 2 Zn 17- type samarium-iron-nitrogen alloy with respect to the X-ray diffraction peak of the (110) plane of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase of the non-crystalline orientation plane of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment.
  • the intensity ratio of the X-ray diffraction peak of the (024) plane of the phase is 0.300 or less, the ratio of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy in the anisotropic sintered magnet of the present embodiment is sufficient. It gets higher.
  • the ratio c / a of the lattice constant c to the lattice constant a of the TbCu 7- type sumarium-iron-nitrogen alloy phase of the anisotropic magnet of the present embodiment is preferably 0.838 or more, preferably 0.842 or more. It is more preferable to have.
  • the ratio c / a of the lattice constant c to the lattice constant a of the TbCu 7- type sumarium-iron-nitrogen alloy phase of the anisotropic magnet of the present embodiment is 0.838 or more, the anisotropic magnet of the present embodiment
  • the ratio of Fe in the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase is sufficiently high. As a result, the magnetic properties of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment are improved.
  • the integrated width of the X-ray diffraction peak of the (101) plane of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase on the crystal orientation plane of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment is 0.66 ° or less. It is preferably 0.54 ° or less, and more preferably 0.54 ° or less.
  • the integrated width of the X-ray diffraction peak of the (101) plane of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment is 0.66 ° or less, the present embodiment is different.
  • the crystallinity of the anisotropic sintered magnet is improved.
  • the coercive force of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment is preferably 3.0 kOe or more, and more preferably 6.0 kOe or more.
  • the crystal grain size of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment is preferably 3 ⁇ m or less, and more preferably 1 ⁇ m or less.
  • the particle size of the single magnetic domain particles of the Th 2 Zn 17- type samarium-iron-nitrogen alloy is about 3 ⁇ m, and the anisotropic magnetic field is about 1/3 of that of the Th 2 Zn 17- type samarium-iron-nitrogen alloy. Therefore, it is considered that the particle size of the single magnetic domain particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy does not exceed 3 ⁇ m.
  • the crystal grain size of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment is 3 ⁇ m or less, the magnetic structure of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment transitions from the multi-magnetic zone structure to the single magnetic zone structure.
  • the magnetic properties of the anisotropic sintered magnet of the embodiment are increased.
  • the crystal grain size of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment is 1 ⁇ m or less, the formation of magnetization reversal nuclei can be suppressed, so that the magnetic characteristics of the anisotropic sintered magnet of the present embodiment are improved. It will be even higher.
  • Example 1 (Heat treatment) 0.20 g of iron powder, 0.29 g of samarium chloride powder, 0.60 g of lithium chloride powder having a melting point of 605 ° C., and 0.07 g of calcium powder are placed in an iron pot, and then heat-treated at 650 ° C. for 6 hours in an argon atmosphere to produce samarium. -Iron alloy powder was obtained.
  • the concentration of samarium in lithium chloride at 650 ° C. was 3.2 mol / L.
  • the concentration of samarium in lithium chloride is calculated by the formula [(mass of samarium powder) / (molar mass of samarium)] / [(mass of lithium chloride) / (density of lithium chloride)]. Was decided by.
  • the sumarium-iron alloy powder is heated to 200 ° C. in a hydrogen stream, then heated to 320 ° C. in an ammonia-hydrogen mixed stream having a volume ratio of 1: 2, and held for 1 hour to obtain sumarium-iron-. A nitrogen alloy powder was obtained. Next, the temperature was maintained at 320 ° C., heat treatment was performed in a hydrogen stream for 1 hour, and then heat treatment was performed in an argon stream for 1 hour to optimize the nitrogen content of the sumalium-iron-nitrogen alloy powder.
  • Example 2 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the amounts of samarium chloride powder and calcium powder added in the heat treatment were changed to 0.59 g and 0.14 g, respectively.
  • the concentration of samarium in lithium chloride at 650 ° C. was 5.4 mol / L.
  • Example 3 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the amounts of samarium chloride powder and calcium powder added in the heat treatment were changed to 0.90 g and 0.21 g, respectively.
  • the concentration of samarium in lithium chloride at 650 ° C. was 7.2 mol / L.
  • Example 4 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the amounts of samarium chloride powder and calcium powder added in the heat treatment were changed to 1.21 g and 0.28 g, respectively.
  • the concentration of samarium in lithium chloride at 650 ° C. was 8.4 mol / L.
  • Example 5 The same as in Example 1 except that the addition amounts of samarium chloride powder, lithium chloride powder, iron powder and calcium powder in the heat treatment were changed to 1.40 g, 1.42 g, 0.49 g and 0.65 g, respectively. Magnet powder was obtained. Here, the concentration of samarium in lithium chloride at 650 ° C. was 5.4 mol / L.
  • Example 6 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 5 except that the amount of calcium powder added in the heat treatment was changed to 1.31 g, 1.96 g, and 2,62 g, respectively.
  • the concentration of samarium in lithium chloride at 650 ° C. was 5.4 mol / L.
  • Example 9 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 10 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 11 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 12 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 13 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 14 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 15 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 16 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 15 except that the amounts of the samarium oxide powder and the calcium powder added in the heat treatment were changed to 0.47 g and 0.33 g, respectively.
  • the concentration of samarium in lithium chloride at 650 ° C. was 5.4 mol / L.
  • Example 17 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 15 except that the amounts of the samarium oxide powder and the calcium powder added in the heat treatment were changed to 0.63 g and 0.43 g, respectively.
  • the concentration of samarium in lithium chloride at 650 ° C. was 7.2 mol / L.
  • Example 18 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 15 except that the amounts of the samarium oxide powder and the calcium powder added in the heat treatment were changed to 0.73 g and 0.50 g, respectively.
  • the concentration of samarium in lithium chloride at 650 ° C. was 8.4 mol / L.
  • Example 19 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 20 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 21 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 22 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 23 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 24 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 25 In the heat treatment, a magnet powder was obtained in the same manner as in Example 24 except that the heat treatment time was changed to 48 hours. Here, the concentration of samarium in lithium chloride at 600 ° C. was 5.4 mol / L.
  • Example 26 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 1 except that the heat treatment was performed as follows.
  • Example 27 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 26 except that the amount of samarium powder added in the heat treatment was changed to 0.30 g.
  • the concentration of samarium in lithium chloride and calcium chloride at 600 ° C. was 4.0 mol / L.
  • Example 28 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 26 except that the amount of samarium powder added in the heat treatment was changed to 0.35 g.
  • the concentration of samarium in lithium chloride and calcium chloride at 600 ° C. was 4.7 mol / L.
  • Example 29 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 26 except that the amount of samarium powder added in the heat treatment was changed to 0.40 g.
  • the concentration of samarium in lithium chloride and calcium chloride at 600 ° C. was 5.4 mol / L.
  • Example 30 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 24 except that the amount of calcium powder added in the heat treatment was changed to 0.10 g.
  • the concentration of samarium in lithium chloride and calcium chloride at 600 ° C. was 5.4 mol / L.
  • Example 31 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 24 except that the amount of calcium powder added in the heat treatment was changed to 0.40 g.
  • the concentration of samarium in lithium chloride and calcium chloride at 600 ° C. was 5.4 mol / L.
  • Example 32 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 24 except that the amount of samarium powder added in the heat treatment was changed to 0.25 g.
  • the concentration of samarium in lithium chloride and calcium chloride at 600 ° C. was 3.2 mol / L.
  • Example 33 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 24 except that the amount of samarium powder added in the heat treatment was changed to 0.30 g.
  • the concentration of samarium in lithium chloride and calcium chloride at 600 ° C. was 4.0 mol / L.
  • Example 34 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 24 except that the amount of samarium powder added in the heat treatment was changed to 0.35 g.
  • the concentration of samarium in lithium chloride and calcium chloride at 600 ° C. was 4.7 mol / L.
  • Table 1 shows the conditions for heat treatment.
  • the intensity ratio of the X-ray diffraction peak on the (024) plane of the alloy phase (hereinafter referred to as the intensity ratio of the X-ray diffraction peak), the ratio c of the lattice constant c to the lattice constant a of the TbCu 7- type single crystal-iron-nitrogen alloy phase c / Evaluate a (hereinafter referred to as the lattice constant ratio), the integrated width of the X-ray diffraction peak of the (101) plane of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase (hereinafter referred to as the integrated width of the X-ray diffraction peak), and the coer
  • the selected area diffraction image of the flakes is a spot-like diffraction image peculiar to the single crystal particles, and the space group P6 / mmm, which is a feature of the crystal structure of the TbCu 7- type sumalium-iron-nitrogen alloy.
  • the presence or absence of single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy was evaluated by confirming whether they match.
  • the X-ray diffraction spectrum of the magnet powder was measured using an X-ray diffractometer Empyrene (manufactured by Malvern PANalytical) and an X-ray detector Pixcel 1D (manufactured by Malvern PANalytical). Specifically, a Co tube is used as an X-ray source, and the tube voltage is 45 kV, the tube current is 40 mA, the measurement angle is 30 to 60 °, the measurement step width is 0.013 °, and the width scan speed is 0.09 ° / sec. Under the conditions, the X-ray diffraction spectrum of the magnet powder was measured (see FIG. 1).
  • High Score Plus manufactured by Malvern Panasonic
  • the minimum significance was set to 1.00
  • peak search and profile fitting were performed.
  • the integrated intensity of the diffraction peak of the (110) plane of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase near 41.5 ° and the Th 2 Zn 17- type samarium-iron-nitrogen near 43.2 °.
  • the intensity ratio of the diffraction peak was calculated.
  • the lattice constant ratio was obtained by performing Rietveld analysis.
  • a bond magnet was installed in the orientation direction under the conditions of a temperature of 27 ° C. and a maximum applied magnetic field of 90 kOe, and the coercive force was measured.
  • Table 2 shows the evaluation results of the presence / absence of single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy, the intensity ratio of the X-ray diffraction peak, the lattice constant ratio, the integral width of the X-ray diffraction peak, and the coercive force.
  • the magnet powders of Examples 1 to 34 are anisotropic magnet powders containing single crystal particles of TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy.
  • Example 21-1 In nitriding, magnet powder was obtained in the same manner as in Example 21 except that the temperature was raised to 270 ° C.
  • Example 21-2 In nitriding, magnet powder was obtained in the same manner as in Example 21 except that the temperature was raised to 370 ° C.
  • Example 21-3 In nitriding, magnet powder was obtained in the same manner as in Example 21 except that the temperature was raised to 420 ° C.
  • Example 21-4 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 21 except that the dehydrogenated samarium-iron-nitrogen alloy powder was crushed as follows.
  • Example 21-5 Magnet powder was obtained in the same manner as in Example 21-4 except that zirconia balls having a diameter of 1.0 mm were used in the crushing.
  • Example 21-6 Magnet powder was obtained in the same manner as in Example 21-4 except that zirconia balls having a diameter of 1.5 mm were used in the crushing.
  • FIG. 2 shows a bright-field TEM image of the magnet powder of Example 21-6. Further, FIG. 3 is a partially enlarged view of the bright field TEM image of FIG. 2, and FIG. 4 is a selected area diffraction image corresponding to the region C of FIG.
  • the magnet powder of Example 21-6 has a particle size of 0.5 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less.
  • the magnet powder of FIG. 2 contains single crystal particles.
  • area diffraction image of FIG. 4 is the TbCu 7 samarium - since it matches the is characteristic space group P6 / mmm crystal structure of nitrogen alloy, the magnet powder is the TbCu 7 samarium - - iron nitrogen alloys - Iron It can be seen that it contains single crystal particles.
  • Example 21-7 In the crushing, a magnet powder was obtained in the same manner as in Example 21-6 except that the crushing time was changed to 3 hours.
  • Example 21-8 In the crushing, a magnet powder was obtained in the same manner as in Example 21-6 except that the crushing time was changed to 5 hours.
  • Example 21-1 A samarium-iron alloy powder was obtained in the same manner as in Example 21 except that nitriding was not performed.
  • the samarium-iron alloy was melted by filling a quartz tube with a nozzle with a samarium-iron alloy and melting it at high frequency.
  • Ar gas was sprayed from the upper part of the quartz tube, and the molten metal of the samarium-iron alloy was sprayed from the nozzle onto a rotating copper cooling roll to obtain a quenching thin band of the samarium-iron alloy.
  • the peripheral speed of the cooling roll was set to 30 m / sec.
  • the obtained quenching thin band was heated at 700 ° C. for 30 minutes in an Ar atmosphere to obtain a samarium-iron alloy powder.
  • a magnet powder was obtained in the same manner as in Example 21-3 except that the obtained samarium-iron alloy powder was used.
  • Example 24-1 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 24 except that the dehydrogenated samarium-iron-nitrogen alloy powder was crushed as follows.
  • Example 25-1 A magnet powder was obtained in the same manner as in Example 25, except that the dehydrogenated samarium-iron-nitrogen alloy powder was crushed as follows.
  • the residual magnetization when the bond magnet is installed in the orientation direction under the conditions of a temperature of 27 ° C. and a maximum applied magnetic field of 90 kOe is Mr_EASY, and the bond magnet is installed in the direction perpendicular to the orientation direction.
  • Mr_HARD the residual magnetization when the bond magnet is installed in the orientation direction under the conditions of a temperature of 27 ° C. and a maximum applied magnetic field of 90 kOe
  • Mr_EASY the bond magnet is installed in the direction perpendicular to the orientation direction.
  • the magnetization is M_90 kOe, and the formula Mr_EASY / M_90 kOe is set. The square type ratio was obtained.
  • Table 3 shows the presence or absence of single crystal particles of TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy, intensity ratio of X-ray diffraction peak, lattice constant ratio, integration width of X-ray diffraction peak, coercive force, and anisotropy of bond magnet. The evaluation results of presence / absence, degree of anisotropy, square ratio, and residual magnetization are shown.
  • the magnet powders of Examples 21-1 to 21-8, 24-1, 25-1 are anisotropic magnet powders containing single crystal particles of TbCu 7- type sumalium-iron-nitrogen alloy. I understand. Further, it can be seen that the bonded magnets produced by using the magnet powders of Examples 21-1 to 21-8, 24-1, and 25-1 have anisotropy.
  • Comparative Example 21-1 a samarium-iron alloy powder having a small coercive force is produced because it is not nitrided.
  • the magnet powders of Comparative Examples 5 and 5-1 do not contain single crystal particles of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy because they are produced using the quenching thin band of the samarium-iron alloy. Further, it can be seen that the bonded magnet produced by using the magnet powder of Comparative Example 5 does not have anisotropy.
  • the magnet powder is energized and sintered for 1 minute under the conditions of a pressure of 1200 MPa and a temperature of 500 ° C. and baked. A binding magnet was produced.
  • the magnet powder was energized and sintered, then returned to atmospheric pressure with an inert gas, and after the temperature became 60 ° C. or lower, the sintered magnet was taken out into the atmosphere.
  • the residual magnetization when the sintered magnet is installed in the orientation direction under the conditions of a temperature of 27 ° C. and a maximum applied magnetic field of 90 kOe is Mr_EASY, and the sintered magnet in the direction perpendicular to the orientation direction.
  • Mr_HARD the residual magnetization when the sintered magnet is installed in the orientation direction under the conditions of a temperature of 27 ° C. and a maximum applied magnetic field of 90 kOe
  • the sintered magnet in the direction perpendicular to the orientation direction Let the residual magnetization be Mr_HARD, and formula (1-Mr_HARD / Mr_EASY) ⁇ 100. The degree of anisotropy [%] was calculated.
  • the degree of anisotropy exceeds 1%, it is determined that the sintered magnet has anisotropy, and when the degree of anisotropy is 1% or less, it is determined that there is no anisotropy of the sintered magnet. did.
  • the magnetization is M_90 kOe, and the formula Mr_EASY / M_90 kOe is set. The square type ratio was obtained.
  • a bond magnet was installed in the orientation direction under the conditions of a temperature of 27 ° C. and a maximum applied magnetic field of 90 kOe, and the coercive force was measured.
  • the sintered magnet has an anisotropy with a degree of anisotropy of 18%.
  • the sintered magnet had a square ratio of 0.53, a residual magnetization of 500 emu / cm 3 , and a coercive force of 6.7 kOe.
  • the intensity ratio of the X-ray diffraction peak on the (002) plane to the X-ray diffraction peak on the (110) plane of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase on the crystal orientation plane (hereinafter, X-ray diffraction on the crystal orientation plane).
  • Intensity ratio of X-ray diffraction peak on the surface (hereinafter referred to as intensity ratio of X-ray diffraction peak on non-crystal oriented surface), lattice constant c with respect to lattice constant a of TbCu 7 type samarium-iron-nitrogen alloy phase on crystal oriented surface Ratio c / a (hereinafter referred to as the lattice constant ratio of the crystal orientation plane), the integrated width of the X-ray diffraction peak of the (101) plane of the TbCu 7- type samarium-iron-nitrogen alloy phase of the crystal orientation plane (hereinafter referred to as crystal orientation) The integrated width of the X-ray diffraction peak of the surface) was evaluated.
  • a Co tube is used as an X-ray source, and the tube voltage is 45 kV, the tube current is 40 mA, the measurement angle is 30 to 60 °, the measurement step width is 0.013 °, and the width scan speed is 0.09 ° / sec. Under the conditions, the X-ray diffraction spectrum of the sintered magnet was measured (see FIG. 5).
  • High Score Plus manufactured by Malvern Panasonic
  • the minimum significance was set to 1.00
  • peak search and profile fitting were performed.
  • the X-ray diffraction spectrum of the plane perpendicular to the magnetic field application direction obtained by cutting the sintered magnet, that is, the crystal orientation plane is measured, and the TbCu 7 type samarium in the vicinity of 41.5 ° is measured.
  • the intensity ratio of the X-ray diffraction peak on the crystal orientation plane was calculated.
  • the integrated intensity of the diffraction peak on the (110) plane and the diffraction peak on the (002) plane is calculated.
  • the X-ray diffraction spectrum of the plane perpendicular to the crystal orientation plane obtained by cutting the sintered magnet, that is, the non-crystal orientation plane was measured, and TbCu 7- type samarium-iron-in the vicinity of 41.5 °.
  • the lattice constant ratio of the crystal orientation plane was obtained by performing a Riet belt analysis.
  • the integrated width of the diffraction peak of the (101) plane near 34.3 ° was determined.

Abstract

本発明の一態様は、異方性磁石粉末において、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子を含む。

Description

異方性磁石粉末、異方性磁石及び異方性磁石粉末の製造方法
　本発明は、異方性磁石粉末、異方性磁石及び異方性磁石粉末の製造方法に関する。
　近年、ネオジム磁石を超える高い磁気特性を有する磁石の原料として、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素磁石粉末が注目されている。
　ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素磁石粉末は、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄合金粉末を窒化することで製造されている。また、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄合金は、準安定相であるため、通常の加熱溶解及び冷却による合金化方法で製造することができず、例えば、超急冷法で製造されている（特許文献１、２参照）。
特開平７－１１８８１５号公報 特開平５－２７９７１４号公報
　しかしながら、超急冷法を用いると、結晶方位がランダムであるＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の多結晶粒子を含む等方性磁石粉末しか製造することができず、その結果、最大エネルギー積が高い異方性磁石を製造することはできない
　最大エネルギー積が高い異方性磁石を製造するためには、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の単結晶粒子を含む異方性磁石粉末を製造する必要がある。
　本発明の一態様は、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子を含む異方性磁石粉末を提供することを目的とする。
　本発明の一態様は、異方性磁石粉末において、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子を含む。
　本発明の他の一態様は、異方性磁石において、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金を含む。
　本発明の他の一態様は、異方性磁石粉末の製造方法において、サマリウムと、鉄と、アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物とを含む組成物を、前記アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物の融点以上の温度で熱処理して、サマリウム－鉄系合金粉末を作製する工程と、該サマリウム－鉄系合金粉末を窒化して、サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を作製する工程を含み、前記熱処理する温度は、５００℃以上８００℃未満である。
　本発明の他の一態様は、磁石粉末の製造方法において、サマリウム、酸化サマリウム及び／又はハロゲン化サマリウムと、鉄、酸化鉄及び／又はハロゲン化鉄と、アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物と、アルカリ金属及び／又はアルカリ土類金属とを含む組成物を、前記アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物の融点以上の温度で熱処理して、サマリウム－鉄系合金粉末を作製する工程と、該サマリウム－鉄系合金粉末を窒化して、サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を作製する工程を含み、前記熱処理する温度は、５００℃以上８００℃未満である。
　本発明の一態様によれば、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子を含む異方性磁石粉末を提供することができる。
実施例２１、２４、２５の磁石粉末のＸ線回折スペクトルである。 実施例２１－６の磁石粉末の明視野ＴＥＭ像である。 図２の明視野ＴＥＭ像の部分拡大図である。 図３の領域Ｃに対応する制限視野回折像である。 実施例の焼結磁石の結晶配向面及び非結晶配向面のＸ線回折スペクトルである。
　以下、本発明を実施するための形態を説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に記載した内容により限定されるものではない。また、以下に記載した構成要素には、当業者が容易に想定できるもの、実質的に同一のものが含まれる。さらに、以下に記載した構成要素は、適宜組み合わせることが可能である。
　［異方性磁石粉末］
　本実施形態の異方性磁石粉末は、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子を含む。
　ここで、粉末とは、粒子の集合体を表し、単結晶粒子とは、その内部に結晶粒界を含まず結晶方位が揃った粒子が、他の粒子と凝集していない孤立粒子を表す。
　本実施形態の異方性磁石粉末のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１１０）面のＸ線回折ピークに対するＴｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（０２４）面のＸ線回折ピークの強度比は、０．３００以下であることが好ましく、０．１００以下であることがより好ましく、０．００１以下であることがさらに好ましい。本実施形態の異方性磁石粉末のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１１０）面のＸ線回折ピークに対するＴｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（３０３）面のＸ線回折ピークの強度比が０．３００以下であると、本実施形態の異方性磁石粉末中のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の比率が十分に高くなる。
　本実施形態の異方性磁石粉末のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の格子定数ａに対する格子定数ｃの比ｃ／ａは、０．８３８以上であることが好ましく、０．８４０以上であることがより好ましく、０．８４５以上であることがさらに好ましい。本実施形態の異方性磁石粉末のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の格子定数ａに対する格子定数ｃの比ｃ／ａが０．８３８以上であると、本実施形態の異方性磁石粉末のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相内のＦｅの比率が十分に高くなる。その結果、本実施形態の異方性磁石粉末の磁気特性が向上する。
　本実施形態の異方性磁石粉末のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１０１）面のＸ線回折ピークの積分幅は、０．６６°以下であることが好ましく、０．５４°以下であることがさらに好ましい。本実施形態の磁石粉末のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１０１）面のＸ線回折ピークの積分幅が０．６６°以下であると、本実施形態の異方性磁石粉末の結晶性が向上する。
　本実施形態の異方性磁石粉末の保磁力は、３．０ｋＯｅ以上であることが好ましく、８．０ｋＯｅ以上であることがさらに好ましい。
　本実施形態の異方性磁石粉末の粒子径は、３μｍ以下であることが好ましく、１μｍ以下であることがさらに好ましい。Ｔｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単磁区粒子の粒子径は３μｍ程度であり、異方性磁界がＴｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄－窒素系合金の１／３程度であるため、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単磁区粒子の粒子径が３μｍを超えることはないと考えられる。
　したがって、本実施形態の異方性磁石粉末の粒子径が３μｍ以下であると、本実施形態の異方性磁石粉末の磁気構造が多磁区構造から単磁区構造に遷移するため、本実施形態の異方性磁石粉末の磁気特性が高くなる。また、本実施形態の異方性磁石粉末の粒子径が１μｍ以下であると、磁化反転核の形成を抑制することができるため、本実施形態の異方性磁石粉末の磁気特性がさらに高くなる。
　［異方性磁石粉末の第１の製造方法］
　本実施形態の異方性磁石粉末の第１の製造方法は、サマリウム、鉄と、アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物とを含む組成物を、アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物の融点以上の温度で熱処理して、サマリウム－鉄系合金粉末を作製する工程と、サマリウム－鉄系合金粉末を窒化して、サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を作製する工程を含む。
　ここで、熱処理する温度は、５００℃以上８００℃未満であるが、５５０℃以上６５０℃未満であることが好ましい。このため、サマリウム－鉄系合金を構成する金属の融点よりも遙かに低い温度で合金化することができ、その結果、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄系合金の単結晶粒子を含むサマリウム－鉄系合金粉末を製造することができる。また、サマリウム－鉄系合金粉末を窒化することで、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子を含む異方性磁石粉末を製造することができる。
　本明細書及び特許請求の範囲において、アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物が混合物である場合、アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物の融点以上の温度とは、状態図により示される混合物の共晶点以上の温度を意味する。
　（熱処理）
　サマリウムの形態としては、例えば、粉末等が挙げられる。
　鉄の形態としては、例えば、粉末等が挙げられる。この際、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単磁区粒子の粒子径よりも粒子径が小さい鉄粉末を用いることで、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単磁区粒子の粒子径よりも粒子径が小さいＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄系合金の単結晶粒子を含むサマリウム－鉄系合金粉末を製造することができる。また、サマリウム－鉄系合金粉末を窒化することで、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子を含む異方性磁石粉末を製造することができ、その結果、結晶性が高く、保磁力に優れた異方性磁石粉末が得られる。
　アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物におけるハロゲン化物としては、例えば、フッ化物、塩化物、臭化物、ヨウ化物等が挙げられる。
　アルカリ金属のハロゲン化物としては、例えば、ＬｉＣｌ、ＫＣｌ、ＮａＣｌ等が挙げられ、二種以上を併用してもよい。
　アルカリ土類金属のハロゲン化物としては、例えば、ＣａＣｌ２、ＭｇＣｌ２、ＢａＣｌ２、ＳｒＣｌ２等が挙げられ、二種以上を併用してもよい。
　アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物の形態としては、例えば、粉末等が挙げられる。
　熱処理する温度におけるアルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物中のサマリウムの濃度は、３．２ｍｏｌ／Ｌ以上８．２ｍｏｌ／Ｌ以下であることが好ましく、５．２ｍｏｌ／Ｌ以上６．２ｍｏｌ／Ｌ以下であることがさらに好ましい。これにより、例えば、Ｓｍリッチ結晶相（例えば、ＳｍＦｅ２相、ＳｍＦｅ３相）等の異相の生成を抑制することができる。
　（窒化）
　サマリウム－鉄系合金粉末を窒化する方法としては、特に限定されないが、アンモニア、アンモニアと水素の混合ガス、窒素、窒素と水素の混合ガス等の雰囲気下、３００～５００℃で、サマリウム－鉄系合金粉末を熱処理する方法等が挙げられる。
　ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子中の窒素の含有量は、本実施形態の異方性磁石粉末の磁石特性に影響を及ぼす。本実施形態の異方性磁石粉末の保磁力を高くするために最適なＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子の組成は、Ｓｍ０．６６７Ｆｅ５．６６７Ｎ１．２６である。このため、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子中の窒素の含有量を制御することが重要である。なお、アンモニアを用いて、サマリウム－鉄系合金粉末を窒化する場合、短時間で窒化することが可能であるが、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子中の窒素の含有量がＳｍ０．６６７Ｆｅ５．６６７Ｎ１．２６よりも多くなる場合がある。この場合は、サマリウム－鉄系合金粉末を窒化した後に、水素中で熱処理することにより、過剰な窒素を結晶格子中から排出させることが可能である。
　例えば、まず、アンモニア－水素混合気流下、サマリウム－鉄系合金粉末を３５０℃～４５０℃で１０分～２時間窒化した後、引き続き同一の温度で水素気流下に切り替え、３０分～２時間熱処理することにより、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子中の窒素の含有量を適正化する。次に、アルゴン気流下に切り替え、サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を同一の温度で１０分～１時間熱処理することにより、水素を除去する。
　［異方性磁石粉末の第２の製造方法］
　本実施形態の異方性磁石粉末の第２の製造方法は、サマリウム、酸化サマリウム及び／又はハロゲン化サマリウムと、鉄、酸化鉄及び／又はハロゲン化鉄と、アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物と、アルカリ金属及び／又はアルカリ土類金属とを含む組成物を、アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物の融点以上の温度で熱処理して、サマリウム－鉄系合金粉末を作製する工程と、サマリウム－鉄系合金粉末を窒化して、サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を作製する工程を含む。
　ここで、熱処理する温度は、５００℃以上８００℃未満であるが、５５０℃以上６５０℃未満であることが好ましい。このため、サマリウム－鉄系合金を構成する金属の融点よりも遙かに低い温度で合金化することができ、その結果、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄系合金の単結晶粒子を含むサマリウム－鉄系合金粉末を製造することができる。また、サマリウム－鉄系合金粉末を窒化することで、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子を含む異方性磁石粉末を製造することができる。
　本明細書及び特許請求の範囲において、アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物が混合物である場合、アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物の融点以上の温度とは、状態図により示される混合物の共晶点以上の温度を意味する。
　（熱処理）
　サマリウム、酸化サマリウム及び／又はハロゲン化サマリウムの形態としては、例えば、粉末等が挙げられる。
　本実施形態の異方性磁石粉末の第２の製造方法においては、サマリウム、酸化サマリウム及び／又はハロゲン化サマリウムを使用するが、サマリウムを使用することが好ましい。これにより、サマリウムと合金化せずに残留する鉄相を抑制することができ、その結果、異方性磁石粉末の保磁力を向上させることができる。
　酸化鉄としては、例えば、ＦｅＯ、Ｆｅ３Ｏ４、Ｆｅ２Ｏ３等が挙げられる。
　ハロゲン化鉄としては、例えば、フッ化鉄（ＩＩ）、フッ化鉄（ＩＩＩ）、塩化鉄（ＩＩ）、塩化鉄（ＩＩＩ）、臭化鉄（ＩＩ）、臭化鉄（ＩＩＩ）、ヨウ化鉄（ＩＩ）等が挙げられる。
　鉄、酸化鉄及び／又はハロゲン化鉄の形態としては、例えば、粉末等が挙げられる。この際、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単磁区粒子の粒子径よりも粒子径が小さい鉄粉末を用いることで、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単磁区粒子の粒子径よりも粒子径が小さいＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄系合金の単結晶粒子を含むサマリウム－鉄系合金粉末を製造することができる。また、サマリウム－鉄系合金粉末を窒化することで、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子を含む異方性磁石粉末を製造することができ、その結果、結晶性が高く、保磁力に優れた異方性磁石粉末が得られる。
　アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物におけるハロゲン化物としては、例えば、フッ化物、塩化物、臭化物、ヨウ化物等が挙げられる。
　アルカリ金属のハロゲン化物としては、例えば、ＬｉＣｌ、ＫＣｌ、ＮａＣｌ等が挙げられる。
　アルカリ土類金属のハロゲン化物としては、例えば、ＣａＣｌ２、ＭｇＣｌ２、ＢａＣｌ２、ＳｒＣｌ２等が挙げられる。
　アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物の形態としては、例えば、粉末等が挙げられる。
　アルカリ金属としては、例えば、ナトリウム、リチウム等が挙げられる。
　アルカリ土類金属としては、例えば、カルシウム、マグネシウム等が挙げられる。
　アルカリ金属及び／又はアルカリ土類金属の形態としては、例えば、粉末等が挙げられる。
　本実施形態の異方性磁石粉末の第２の製造方法では、アルカリ金属及び／又はアルカリ土類金属が用いられている。このため、アルカリ金属及び／又はアルカリ土類金属は、酸化サマリウム及び／又はハロゲン化サマリウム、酸化鉄及び／又はハロゲン化鉄を還元したり、表面が酸化されたサマリウム及び／又は鉄を還元したりすることができる。その結果、例えば、Ｓｍリッチ結晶相（例えば、ＳｍＦｅ２相、ＳｍＦｅ３相）等の異相の生成を抑制することができる。
　熱処理する温度におけるアルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物中のサマリウムの濃度は、３．２ｍｏｌ／Ｌ以上８．２ｍｏｌ／Ｌ以下であることが好ましく、５．２ｍｏｌ／Ｌ以上６．２ｍｏｌ／Ｌ以下であることがさらに好ましい。これにより、例えば、Ｓｍリッチ結晶相（例えば、ＳｍＦｅ２相、ＳｍＦｅ３相）等の異相の生成を抑制することができる。
　（窒化）
　サマリウム－鉄系合金粉末を窒化する方法としては、特に限定されないが、アンモニア、アンモニアと水素の混合ガス、窒素、窒素と水素の混合ガス等の雰囲気下、３００～５００℃で、サマリウム－鉄系合金粉末を熱処理する方法等が挙げられる。
　ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子中の窒素の含有量は、本実施形態の異方性磁石粉末の磁石特性に影響を及ぼす。本実施形態の異方性磁石粉末の保磁力を高くするために最適なＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子の組成は、Ｓｍ０．６６７Ｆｅ５．６６７Ｎ１．２６である。このため、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子中の窒素の含有量を制御することが重要である。なお、アンモニアを用いて、サマリウム－鉄系合金粉末を窒化する場合、短時間で窒化することが可能であるが、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子中の窒素の含有量がＳｍ０．６６７Ｆｅ５．６６７Ｎ１．２６よりも多くなる場合がある。この場合は、サマリウム－鉄系合金粉末を窒化した後に、水素中で熱処理することにより、過剰な窒素を結晶格子中から排出させることが可能である。
　例えば、まず、アンモニア－水素混合気流下、サマリウム－鉄系合金粉末を３５０℃～４５０℃で１０分～２時間窒化した後、引き続き同一の温度で水素気流下に切り替え、３０分～２時間熱処理することにより、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子中の窒素の含有量を適正化する。次に、アルゴン気流下に切り替え、サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を同一の温度で０～１時間熱処理することにより、水素を除去する。
　［異方性磁石粉末の製造方法のその他の工程］
　（水洗）
　サマリウム－鉄－窒素系合金粉末は、アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物を除去するために、水洗することが好ましい。
　例えば、サマリウム－鉄－窒素系合金粉末に水を加え、撹拌した後、デカンテーションする操作を繰り返す。
　（脱水素）
　サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を水洗する際に、サマリウム－鉄－窒素系合金粉末の結晶格子間に水素が侵入する場合がある。この場合、サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を脱水素してもよい。
　サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を脱水素する方法としては、特に限定されないが、真空中又は不活性ガス雰囲気中でサマリウム－鉄－窒素系合金粉末を熱処理する方法等が挙げられる。
　例えば、真空中又はアルゴン気流下、サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を１５０℃～２５０℃で１～３時間熱処理する。
　（真空乾燥）
　水洗されたサマリウム－鉄－窒素系合金粉末は、水を除去するために、真空乾燥させることが好ましい。
　水洗されたサマリウム－鉄－窒素系合金粉末を真空乾燥させる温度は、常温～１００℃であることが好ましい。これにより、サマリウム－鉄－窒素系合金粉末の酸化を抑制することができる。
　なお、水洗されたサマリウム－鉄－窒素系合金粉末をアルコール類等の揮発性が高く、水と混和することが可能な有機溶媒で置換した後、真空乾燥させてもよい。
　（解砕）
　サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を解砕してもよい。
　サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を解砕する際には、ジェットミル、乾式及び湿式のボールミル、振動ミル、媒体撹拌ミル等を用いることができる。
　［異方性磁石］
　本実施形態の異方性磁石は、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金を含み、本実施形態の異方性磁石粉末を用いて、製造することができる。
　本実施形態の異方性磁石の異方化度は、１．０％以上であることが好ましく、５．０％以上であることがより好ましく、１０．０％以上であることがさらに好ましい。本実施形態の異方性磁石の異方化度が１．０％以上であると、本実施形態の異方性磁石の磁気特性が高くなる。
　本実施形態の異方性磁石の角型比は、０．６０以上であることが好ましく、０．６７以上であることがさらに好ましい。本実施形態の異方性磁石の角型比が０．６０以上であると、本実施形態の異方性磁石の磁気特性が高くなる。
　本実施形態の異方性磁石は、異方性ボンド磁石であってもよいし、異方性焼結磁石であってもよいが、磁気特性の点で、異方性焼結磁石であることが好ましい。
　［異方性焼結磁石］
　本実施形態の異方性焼結磁石の結晶配向面のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１１０）面のＸ線回折ピークに対する（００２）面のＸ線回折ピークの強度比が２．１１５を超える。ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１１０）面のＸ線回折ピークに対する（００２）面のＸ線回折ピークの強度比が等方性磁粉の値である２．１１５を超えることで、本実施形態の異方性焼結磁石の磁気特性が高くなる。
　なお、（００２）面のＸ線回折ピークが（２００）面及び（１１１）面のＸ線回折ピークと重なる場合は、本実施形態の異方性焼結磁石の結晶配向面のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金相の（１１０）面のＸ線回折ピークの強度に対する（００２）面と、（２００）面と、（１１１）面のＸ線回折ピークの強度の総和の比が５．６５６を超える。
　本実施形態の異方性焼結磁石の非結晶配向面のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１１０）面のＸ線回折ピークに対するＴｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（０２４）面のＸ線回折ピークの強度比は、０．３００以下であることが好ましく、０．００１以下であることがさらに好ましい。本実施形態の異方性焼結磁石の非結晶配向面のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１１０）面のＸ線回折ピークに対するＴｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（０２４）面のＸ線回折ピークの強度比が０．３００以下であると、本実施形態の異方性焼結磁石中のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の比率が十分に高くなる。
　本実施形態の異方性磁石のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の格子定数ａに対する格子定数ｃの比ｃ／ａは、０．８３８以上であることが好ましく、０．８４２以上であることがさらに好ましい。本実施形態の異方性磁石のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の格子定数ａに対する格子定数ｃの比ｃ／ａが０．８３８以上であると、本実施形態の異方性磁石のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相内のＦｅの比率が十分に高くなる。その結果、本実施形態の異方性焼結磁石の磁気特性が向上する。
　本実施形態の異方性焼結磁石の結晶配向面のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１０１）面のＸ線回折ピークの積分幅は、０．６６°以下であることが好ましく、０．５４°以下であることがさらに好ましい。本実施形態の異方性焼結磁石のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１０１）面のＸ線回折ピークの積分幅が０．６６°以下であると、本実施形態の異方性焼結磁石の結晶性が向上する。
　本実施形態の異方性焼結磁石の保磁力は、３．０ｋＯｅ以上であることが好ましく、６．０ｋＯｅ以上であることがさらに好ましい。
　本実施形態の異方性焼結磁石の結晶粒径は、３μｍ以下であることが好ましく、１μｍ以下であることがさらに好ましい。
　ここで、Ｔｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単磁区粒子の粒子径は３μｍ程度であり、異方性磁界がＴｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄－窒素系合金の１／３程度であるため、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単磁区粒子の粒子径が３μｍを超えることはないと考えられる。
　したがって、本実施形態の異方性焼結磁石の結晶粒径が３μｍ以下であると、本実施形態の異方性焼結磁石の磁気構造が多磁区構造から単磁区構造に遷移するため、本実施形態の異方性焼結磁石の磁気特性が高くなる。また、本実施形態の異方性焼結磁石の結晶粒径が１μｍ以下であると、磁化反転核の形成を抑制することができるため、本実施形態の異方性焼結磁石の磁気特性がさらに高くなる。
　以下、本発明の実施例を説明するが、本発明は、以下の実施例に限定されるものではない。
　［鉄粉末の作製］
　硝酸鉄１０１．８ｇ、硝酸カルシウム１４．９ｇを水８１９ｍＬに溶解させた後、撹拌しながら、１ｍｏｌ水酸化カリウム水溶液４４１ｍｌを滴下し、水酸化鉄の懸濁液を得た。次に、懸濁液をろ過し、洗浄した後、熱風乾燥オーブンを用いて、空気中、１２０℃で一晩鉄粉末を乾燥させ、水酸化鉄粉末を得た。次に、水素気流中、５００℃で６時間、水酸化鉄粉末を還元し、鉄粉末を得た。
　［実施例１］
　（熱処理）
　鉄粉末０．２０ｇ、塩化サマリウム粉末０．２９ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末０．６０ｇ、カルシウム粉末０．０７ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６５０℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、３．２ｍｏｌ／Ｌであった。
　塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、式
　［（サマリウム粉末の質量）／（サマリウムのモル質量）］／［（塩化リチウムの質量）／（塩化リチウムの密度）］
により決定した。
　（窒化）
　サマリウム－鉄合金粉末を、水素気流中で２００℃まで昇温した後、体積比１：２のアンモニア－水素混合気流中で３２０℃まで昇温し、１時間保持することで、サマリウム－鉄－窒素合金粉末を得た。次に、３２０℃に保持し、水素気流中で１時間熱処理した後、アルゴン気流中で１時間熱処理することで、サマリウム－鉄－窒素合金粉末の窒素の含有量を適正化した。
　（水洗）
　サマリウム－鉄－窒素合金粉末を純水で洗浄し、未反応の塩化サマリウム、塩化リチウム、未反応のカルシウム、塩化カルシウムを除去した。
　（真空乾燥）
　純水で洗浄したサマリウム－鉄－窒素合金粉末を、イソプロパノールで置換した後、常温で真空乾燥させた。
　（脱水素）
　真空乾燥したサマリウム－鉄－窒素合金粉末を、真空中、２００℃で３時間脱水素し、磁石粉末を得た。
　［実施例２］
　熱処理における塩化サマリウム粉末及びカルシウム粉末の添加量を、それぞれ０．５９ｇ及び０．１４ｇに変更した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、５．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例３］
　熱処理における塩化サマリウム粉末及びカルシウム粉末の添加量を、それぞれ０．９０ｇ及び０．２１ｇに変更した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、７．２ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例４］
　熱処理における塩化サマリウム粉末及びカルシウム粉末の添加量を、それぞれ１．２１ｇ及び０．２８ｇに変更した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、８．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例５］
　熱処理における塩化サマリウム粉末、塩化リチウム粉末、鉄粉末及びカルシウム粉末の添加量を、それぞれ１．４０ｇ、１．４２ｇ、０．４９ｇ及び０．６５ｇに変更した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、５．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例６～８］
　熱処理におけるカルシウム粉末の添加量を、それぞれ１．３１ｇ、１．９６ｇ、２，６２ｇに変更した以外は、実施例５と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、５．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例９］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．２４ｇ、塩化サマリウム粉末０．８０ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末０．５１ｇ、融点７７０℃の塩化カリウム粉末０．２２ｇ、カルシウム粉末０．３１ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６５０℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム及び塩化カリウム中のサマリウムの濃度は、４．９ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例１０］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．２４ｇ、塩化サマリウム粉末０．８０ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末０．５４ｇ、融点８０１℃の塩化ナトリウム粉末０．２２ｇ、カルシウム粉末０．２９ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６５０℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム及び塩化ナトリウム中のサマリウムの濃度は、５．２ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例１１］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．２４ｇ、塩化サマリウム粉末０．８０ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末０．４７ｇ、融点７７２℃の塩化カルシウム粉末０．３１ｇ、カルシウム粉末０．２７ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６５０℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム及び塩化カルシウム中のサマリウムの濃度は、４．５ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例１２］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．２４ｇ、塩化サマリウム粉末０．８０ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末０．５０ｇ、融点７１４℃の塩化マグネシウム粉末０．２８ｇ、カルシウム粉末０．２９ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６５０℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム及び塩化マグネシウム中のサマリウムの濃度は、４．８ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例１３］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．２４ｇ、塩化サマリウム粉末０．８０ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末０．５７ｇ、融点９６２℃の塩化バリウム粉末０．５７ｇ、カルシウム粉末０．２７ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６５０℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム及び塩化バリウム中のサマリウムの濃度は、４．５ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例１４］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．２４ｇ、塩化サマリウム粉末０．８０ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末０．４４ｇ、融点８７４℃の塩化ストロンチウム粉末０．５８ｇ、カルシウム粉末０．２７ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６５０℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム及び塩化ストロンチウム中のサマリウムの濃度は、４．５ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例１５］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．２４ｇ、酸化サマリウム粉末０．２８ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末１．０４ｇ、カルシウム粉末０．１９ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６５０℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、３．２ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例１６］
　熱処理における酸化サマリウム粉末及びカルシウム粉末の添加量を、それぞれ０．４７ｇ及び０．３３ｇに変更した以外は、実施例１５と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、５．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例１７］
　熱処理における酸化サマリウム粉末及びカルシウム粉末の添加量を、それぞれ０．６３ｇ及び０．４３ｇに変更した以外は、実施例１５と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、７．２ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例１８］
　熱処理における酸化サマリウム粉末及びカルシウム粉末の添加量を、それぞれ０．７３ｇ及び０．５０ｇに変更した以外は、実施例１５と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、８．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例１９］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．２４ｇ、サマリウム粉末０．４０ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末１．０４ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６５０℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、５．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例２０］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．２９ｇ、サマリウム粉末０．２４ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末１．０４ｇ、カルシウム粉末０．２０ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６５０℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、３．２ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例２１］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．２４ｇ、サマリウム粉末０．４０ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末１．０４ｇ、カルシウム粉末０．２０ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６５０℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、５．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例２２］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．２０ｇ、サマリウム粉末０．５４ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末１．０４ｇ、カルシウム粉末０．２０ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６５０℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、７．２ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例２３］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．１９ｇ、サマリウム粉末０．６３ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末１．０４ｇ、カルシウム粉末０．２０ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６５０℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６５０℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、８．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例２４］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．２４ｇ、サマリウム粉末０．４０ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末０．３５ｇ、融点７７２℃の塩化カルシウム粉末０．７１ｇ、カルシウム粉末０．２０ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６００℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６００℃における塩化リチウム及び塩化カルシウム中のサマリウムの濃度は、５．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例２５］
　熱処理において、熱処理時間を４８時間に変更した以外は、実施例２４と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６００℃における塩化リチウム中のサマリウムの濃度は、５．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例２６］
　以下のように熱処理した以外は、実施例１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（熱処理）
　鉄粉末０．２４ｇ、サマリウム粉末０．２５ｇ、融点６０５℃の塩化リチウム粉末０．３５ｇ、融点７７２℃の塩化カルシウム粉末０．７１ｇを鉄製るつぼに入れた後、アルゴン雰囲気中、６００℃で６時間熱処理し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。ここで、６００℃における塩化リチウム及び塩化カルシウム中のサマリウムの濃度は、３．２ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例２７］
　熱処理におけるサマリウム粉末の添加量を０．３０ｇに変更した以外は、実施例２６と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６００℃における塩化リチウム及び塩化カルシウム中のサマリウムの濃度は、４．０ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例２８］
　熱処理におけるサマリウム粉末の添加量を０．３５ｇに変更した以外は、実施例２６と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６００℃における塩化リチウム及び塩化カルシウム中のサマリウムの濃度は、４．７ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例２９］
　熱処理におけるサマリウム粉末の添加量を０．４０ｇに変更した以外は、実施例２６と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６００℃における塩化リチウム及び塩化カルシウム中のサマリウムの濃度は、５．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例３０］
　熱処理におけるカルシウム粉末の添加量を０．１０ｇに変更した以外は、実施例２４と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６００℃における塩化リチウム及び塩化カルシウム中のサマリウムの濃度は、５．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例３１］
　熱処理におけるカルシウム粉末の添加量を０．４０ｇに変更した以外は、実施例２４と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６００℃における塩化リチウム及び塩化カルシウム中のサマリウムの濃度は、５．４ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例３２］
　熱処理におけるサマリウム粉末の添加量を０．２５ｇに変更した以外は、実施例２４と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６００℃における塩化リチウム及び塩化カルシウム中のサマリウムの濃度は、３．２ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例３３］
　熱処理におけるサマリウム粉末の添加量を０．３０ｇに変更した以外は、実施例２４と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６００℃における塩化リチウム及び塩化カルシウム中のサマリウムの濃度は、４．０ｍｏｌ／Ｌであった。
　［実施例３４］
　熱処理におけるサマリウム粉末の添加量を０．３５ｇに変更した以外は、実施例２４と同様にして、磁石粉末を得た。ここで、６００℃における塩化リチウム及び塩化カルシウム中のサマリウムの濃度は、４．７ｍｏｌ／Ｌであった。
　［比較例１］
　熱処理における塩化サマリウム粉末及び塩化リチウム粉末の添加量を、それぞれ０ｇ及び０．５９ｇに変更した以外は、実施例２と同様にして、磁石粉末を作製しようとしたが、磁石粉末を作製することができなかった。
　［比較例２］
　熱処理において、塩化リチウム粉末を添加しなかった以外は、実施例１６と同様にして、磁石粉末を作製しようとしたが、磁石粉末を作製することができなかった。
　［比較例３］
　熱処理において、カルシウム粉末を添加しなかった以外は、実施例１６と同様にして、磁石粉末を作製しようとしたが、磁石粉末を作製することができなかった。
　［比較例４］
　熱処理において、塩化リチウム粉末を添加しなかった以外は、実施例２１と同様にして、磁石粉末を作製しようとしたが、磁石粉末を作製することができなかった。
　表１に、熱処理の条件を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　次に、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の単結晶粒子の有無、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金相の（１１０）面のＸ線回折ピークに対するＴｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄－窒素合金相の（０２４）面のＸ線回折ピークの強度比（以下、Ｘ線回折ピークの強度比という）、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金相の格子定数ａに対する格子定数ｃの比ｃ／ａ（以下、格子定数比という）、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金相の（１０１）面のＸ線回折ピークの積分幅（以下、Ｘ線回折ピークの積分幅という）、保磁力を評価した。
　［ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の単結晶粒子の有無］
　磁石粉末を樹脂に包埋し、研磨した後、集束イオンビーム（ＦＩＢ）加工することにより、薄片を得た。次に、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、薄片の制限視野回折像を取得し、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の単結晶粒子の有無を評価した。
　具体的には、薄片の制限視野回折像が単結晶粒子に特有なスポット状の回折像であり、かつ、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の結晶構造の特徴である空間群Ｐ６／ｍｍｍと一致するかどうかを確認することで、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の単結晶粒子の有無を評価した。
　［Ｘ線回折ピークの強度比、格子定数比、Ｘ線回折ピークの積分幅］
　Ｘ線回折装置Ｅｍｐｙｒｅａｎ（Ｍａｌｖｅｒｎ　Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ製）及びＸ線検出器Ｐｉｘｃｅｌ　１Ｄ（Ｍａｌｖｅｒｎ　Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ製）を用いて、磁石粉末のＸ線回折スペクトルを測定した。具体的には、Ｘ線源として、Ｃｏ管球を使用し、管電圧４５ｋＶ、管電流４０ｍＡ、測定角度３０～６０°、測定ステップ幅０．０１３°、幅スキャンスピード０．０９°／ｓｅｃの条件で、磁石粉末のＸ線回折スペクトルを測定した（図１参照）。
　Ｘ線回折パターンの解析ソフトとして、Ｈｉｇｈ　Ｓｃｏｒｅ　Ｐｌｕｓ（Ｍａｌｖｅｒｎ　Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ製）を用い、最小有意度を１．００に設定して、ピークサーチ及びプロファイルフィッティングを実施した。具体的には、４１．５°近傍のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金相の（１１０）面の回折ピークの積分強度と、４３．２°近傍のＴｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄－窒素合金相の（０２４）面の回折ピークの積分強度を求めた後、回折ピークの強度比を算出した。
　図１から、実施例２１、２４、２５の磁石粉末は、Ｘ線回折ピークの強度比が、それぞれ０．２８９、＜０．００１、０．０６０であることから、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金相の比率が高いことがわかる。
　また、磁石粉末のＸ線回折スペクトルを測定した後（図１参照）、リートベルト解析を実施することにより、格子定数比を求めた。
　図１から、実施例２１、２４、２５の磁石粉末の格子定数比は、それぞれ０．８３８、０．８４５、０．８４２であることがわかった。
　さらに、磁石粉末のＸ線回折スペクトルを測定した後（図１参照）、３４．３°近傍の（１０１）面の回折ピークの積分幅を求めた。
　図１から、実施例２１、２４、２５の磁石粉末のＸ線回折ピークの積分幅は、それぞれ０．３３°、０．４５°、０．２６°であることがわかった。
　［保磁力］
　磁石粉末を熱可塑性樹脂と混合した後、２０ｋＯｅの磁場中で配向させ、ボンド磁石を作製した。
　振動試料型磁力計ＶＳＭを用いて、温度２７℃、最大印加磁場９０ｋＯｅの条件で、配向方向にボンド磁石を設置し、保磁力を測定した。
　表２に、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の単結晶粒子の有無、Ｘ線回折ピークの強度比、格子定数比、Ｘ線回折ピークの積分幅、保磁力の評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　表２から、実施例１～３４の磁石粉末は、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の単結晶粒子を含む、異方性磁石粉末であることがわかる。
　これに対して、比較例１、２、４では、カルシウムの融点未満の温度で熱処理されているため、サマリウム－鉄合金粉末が生成せず、磁石粉末を作製することができない。
　また、比較例３では、アルカリ金属又はアルカリ土類金属が用いられていないため、酸化サマリウムが還元されず、磁石粉末を作製することができない。
　［実施例２１－１］
　窒化において、２７０℃まで昇温した以外は、実施例２１と同様にして、磁石粉末を得た。
　［実施例２１－２］
　窒化において、３７０℃まで昇温した以外は、実施例２１と同様にして、磁石粉末を得た。
　［実施例２１－３］
　窒化において、４２０℃まで昇温した以外は、実施例２１と同様にして、磁石粉末を得た。
　［実施例２１－４］
　脱水素されたサマリウム－鉄－窒素合金粉末を以下のように解砕した以外は、実施例２１と同様にして、磁石粉末を得た。
　（解砕）
　脱水素されたサマリウム－鉄－窒素合金粉末１ｇ、ヘキサン２０ｍｌ、直径０．５ｍｍのジルコニアボール１００ｇを１００ｍｌのプラスチック容器に入れた後、振動ミル装置を用いて、２０Ｈｚで１時間解砕し、磁石粉末を得た。
　［実施例２１－５］
　解砕において、直径１．０ｍｍのジルコニアボールを用いた以外は、実施例２１－４と同様にして、磁石粉末を得た。
　［実施例２１－６］
　解砕において、直径１．５ｍｍのジルコニアボールを用いた以外は、実施例２１－４と同様にして、磁石粉末を得た。
　図２に、実施例２１－６の磁石粉末の明視野ＴＥＭ像を示す。また、図３は、図２の明視野ＴＥＭ像の部分拡大図であり、図４は、図３の領域Ｃに対応する制限視野回折像である。
　図２から、実施例２１－６の磁石粉末は、粒子径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下であることがわかる。
　また、図４の制限視野回折像がスポット状であることから、図２の磁石粉末が単結晶粒子を含むことがわかる。さらに、図４の制限視野回折像がＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の結晶構造の特徴である空間群Ｐ６／ｍｍｍと一致することから、磁石粉末がＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の単結晶粒子を含むことがわかる。
　［実施例２１－７］
　解砕において、解砕時間を３時間に変更した以外は、実施例２１－６と同様にして、磁石粉末を得た。
　［実施例２１－８］
　解砕において、解砕時間を５時間に変更した以外は、実施例２１－６と同様にして、磁石粉末を得た。
　［比較例２１－１］
　窒化しなかった以外は、実施例２１と同様にして、サマリウム－鉄合金粉末を得た。
　［比較例５］
　サマリウム－鉄合金を構成する鉄の含有量が９０ａｔ％、サマリウムの含有量が１０ａｔ％となるよう、鉄とサマリウムを秤量し、アーク溶解法によって、サマリウム－鉄合金を得た。
　ノズル付きの石英管にサマリウム－鉄合金を詰め、高周波溶解させることによって、サマリウム－鉄合金を溶融させた。次に、石英管の上部からＡｒガスを吹き付け、サマリウム－鉄合金の溶湯を、ノズルから、回転する銅製の冷却ロールに噴射し、サマリウム－鉄合金の急冷薄帯を得た。このとき、冷却ロールの周速度を３０ｍ／ｓｅｃに設定した。得られた急冷薄帯を、Ａｒ雰囲気中、７００℃で３０分間加熱し、サマリウム－鉄合金粉末を得た。
　得られたサマリウム－鉄合金粉末を用いた以外は、実施例２１－３と同様にして、磁石粉末を得た。
　［比較例５－１］
　脱水素されたサマリウム－鉄－窒素合金粉末を以下のように解砕した以外は、比較例５と同様にして、磁石粉末を得た。
　（解砕）
　脱水素されたサマリウム－鉄－窒素合金粉末１ｇ、ヘキサン２０ｍｌ、直径１．５ｍｍのジルコニアボール１００ｇを１００ｍｌのプラスチック容器に入れた後、振動ミル装置を用いて、２０Ｈｚで５時間解砕し、磁石粉末を得た。
　［実施例２４－１］
　脱水素されたサマリウム－鉄－窒素合金粉末を以下のように解砕した以外は、実施例２４と同様にして、磁石粉末を得た。
　（解砕）
　脱水素されたサマリウム－鉄－窒素合金粉末１ｇ、ヘキサン２０ｍｌ、直径１．５ｍｍのジルコニアボール１００ｇを１００ｍｌのプラスチック容器に入れた後、振動ミル装置を用いて、２０Ｈｚで１時間解砕し、磁石粉末を得た。
　［実施例２５－１］
　脱水素されたサマリウム－鉄－窒素合金粉末を以下のように解砕した以外は、実施例２５と同様にして、磁石粉末を得た。
　（解砕）
　脱水素されたサマリウム－鉄－窒素合金粉末１ｇ、ヘキサン２０ｍｌ、直径１．５ｍｍのジルコニアボール１００ｇを１００ｍｌのプラスチック容器に入れた後、振動ミル装置を用いて、２０Ｈｚで１時間解砕し、磁石粉末を得た。
　次に、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の単結晶粒子の有無、Ｘ線回折ピークの強度比、格子定数比、Ｘ線回折ピークの積分幅、保磁力、ボンド磁石の異方性の有無、異方化度、角型比、残留磁化を評価した。
　［ボンド磁石の異方性の有無、異方化度、角型比、残留磁化］
　磁石粉末を熱可塑性樹脂と混合した後、２０ｋＯｅの磁場中で配向させ、ボンド磁石を作製した。
　振動試料型磁力計ＶＳＭを用いて、温度２７℃、最大印加磁場９０ｋＯｅの条件で、配向方向にボンド磁石を設置した場合の残留磁化をＭｒ＿ＥＡＳＹ、配向方向に対して垂直な方向にボンド磁石を設置した場合の残留磁化をＭｒ＿ＨＡＲＤとし、式
　（１－Ｍｒ＿ＨＡＲＤ／Ｍｒ＿ＥＡＳＹ）×１００
により、異方化度［％］を求めた。
　ここで、異方化度が１．０％を超える場合、ボンド磁石の異方性が有ると判定し、異方化度が１．０％以下である場合、ボンド磁石の異方性が無いと判定した。
　また、配向方向にボンド磁石を設置し、磁場９０ｋＯｅを印加した場合の磁化をＭ＿９０ｋＯｅとし、式
　Ｍｒ＿ＥＡＳＹ／Ｍ＿９０ｋＯｅ
により、角型比を求めた。
　表３に、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の単結晶粒子の有無、Ｘ線回折ピークの強度比、格子定数比、Ｘ線回折ピークの積分幅、保磁力、ボンド磁石の異方性の有無、異方化度、角型比、残留磁化の評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　表３から、実施例２１－１～２１－８、２４－１、２５－１の磁石粉末は、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の単結晶粒子を含む、異方性磁石粉末であることがわかる。また、実施例２１－１～２１－８、２４－１、２５－１の磁石粉末を用いて作製したボンド磁石は、異方性を有することがわかる。
　これに対して、比較例２１－１では、窒化されていないため、保磁力が小さいサマリウム－鉄合金粉末が作製されている。
　比較例５、５－１の磁石粉末は、サマリウム－鉄合金の急冷薄帯を用いて、作製されているため、ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金の単結晶粒子を含まないことがわかる。また、比較例５の磁石粉末を用いて作製したボンド磁石は、異方性を有さないことがわかる。
　次に、焼結磁石の異方性の有無、異方化度、角型比、残留磁化、保磁力を評価した。
　［焼結磁石の異方性の有無、異方化度、角型比、残留磁化、保磁力］
　グローブボックスの中で、縦５．５ｍｍ、横５．５ｍｍの超硬合金製の直方体の金型（ダイ）に実施例２５－１の磁石粉末０．５ｇを充填した後、２０ｋＯｅの磁場中で配向させた。次に、大気に曝すことなく、サーボプレス装置による加圧機構を備えた放電プラズマ焼結装置内にダイを設置した。次に、放電プラズマ焼結装置内を真空（圧力２Ｐａ以下及び酸素濃度０．４ｐｐｍ以下）に保持した状態で、圧力１２００ＭＰａ、温度５００℃の条件で、磁石粉末を１分間通電焼結し、焼結磁石を作製した。ここで、磁石粉末を通電焼結した後、不活性ガスで大気圧に戻し、温度が６０℃以下になってから、焼結磁石を大気中に取り出した。
　振動試料型磁力計ＶＳＭを用いて、温度２７℃、最大印加磁場９０ｋＯｅの条件で、配向方向に焼結磁石を設置した場合の残留磁化をＭｒ＿ＥＡＳＹ、配向方向に対して垂直な方向に焼結磁石を設置した場合の残留磁化をＭｒ＿ＨＡＲＤとし、式
　（１－Ｍｒ＿ＨＡＲＤ／Ｍｒ＿ＥＡＳＹ）×１００
により、異方化度［％］を求めた。
　ここで、異方化度が１％を超える場合、焼結磁石の異方性が有ると判定し、異方化度が１％以下である場合、焼結磁石の異方性が無いと判定した。
　また、配向方向に焼結磁石を設置し、磁場９０ｋＯｅを印加した場合の磁化をＭ＿９０ｋＯｅとし、式
　Ｍｒ＿ＥＡＳＹ／Ｍ＿９０ｋＯｅ
により、角型比を求めた。
　振動試料型磁力計ＶＳＭを用いて、温度２７℃、最大印加磁場９０ｋＯｅの条件で、配向方向にボンド磁石を設置し、保磁力を測定した。
　その結果、焼結磁石は、異方化度が１８％であり、異方性が有ることがわかった。また、焼結磁石は、角型比が０．５３であり、残留磁化が５００ｅｍｕ／ｃｍ３であり、保磁力が６．７ｋＯｅであった。
　次に、結晶配向面のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金相の（１１０）面のＸ線回折ピークに対する（００２）面のＸ線回折ピークの強度比（以下、結晶配向面のＸ線回折ピークの強度比という）、非結晶配向面のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１１０）面のＸ線回折ピークに対するＴｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（０２４）面のＸ線回折ピークの強度比（以下、非結晶配向面のＸ線回折ピークの強度比という）、結晶配向面のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金相の格子定数ａに対する格子定数ｃの比ｃ／ａ（以下、結晶配向面の格子定数比という）、結晶配向面のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金相の（１０１）面のＸ線回折ピークの積分幅（以下、結晶配向面のＸ線回折ピークの積分幅という）を評価した。
　［結晶配向面のＸ線回折ピークの強度比、非結晶配向面のＸ線回折ピークの強度比、結晶配向面の格子定数比、結晶配向面のＸ線回折ピークの積分幅］
　Ｘ線回折装置Ｅｍｐｙｒｅａｎ（Ｍａｌｖｅｒｎ　Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ製）及びＸ線検出器Ｐｉｘｃｅｌ　１Ｄ（Ｍａｌｖｅｒｎ　Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ製）を用いて、焼結磁石のＸ線回折スペクトルを測定した。具体的には、Ｘ線源として、Ｃｏ管球を使用し、管電圧４５ｋＶ、管電流４０ｍＡ、測定角度３０～６０°、測定ステップ幅０．０１３°、幅スキャンスピード０．０９°／ｓｅｃの条件で、焼結磁石のＸ線回折スペクトルを測定した（図５参照）。
　Ｘ線回折パターンの解析ソフトとして、Ｈｉｇｈ　Ｓｃｏｒｅ　Ｐｌｕｓ（Ｍａｌｖｅｒｎ　Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ製）を用い、最小有意度を１．００に設定して、ピークサーチ及びプロファイルフィッティングを実施した。
　具体的には、焼結磁石を切断することで得られる磁場印加方向に対して垂直な面、即ち、結晶配向面のＸ線回折スペクトルを測定し、４１．５°近傍のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金相の（１１０）面の回折ピークの積分強度と、５０．１°近傍の（００２）面の回折ピークの積分強度を求めた後、結晶配向面のＸ線回折ピークの強度比を算出した。
　図５から、焼結磁石の結晶配向面のＸ線回折ピークの強度比が２．９７０であることがわかった。
　なお、（００２）面のＸ線回折ピークが（２００）面及び（１１１）面のＸ線回折ピークと重なる場合は、（１１０）面の回折ピークの積分強度と、（００２）面の回折ピークの積分強度と、４８．４°近傍の（２００）面の回折ピークの積分強度と、４８．９°近傍の（１１１）面の回折ピークの積分強度を求めた後、（１１０）面のＸ線回折ピークの強度に対する（００２）面と、（２００）面と、（１１１）面のＸ線回折ピークの強度の総和の比を算出する。
　図５から、焼結磁石の結晶配向面の（１１０）面のＸ線回折ピークの強度に対する（００２）面と、（２００）面と、（１１１）面のＸ線回折ピークの強度の総和の比が９．５３５であることがわかった。
　また、焼結磁石を切断することで得られる結晶配向面に対して垂直な面、即ち、非結晶配向面のＸ線回折スペクトルを測定し、４１．５°近傍のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素合金相の（１１０）面の回折ピークの積分強度と、４３．２°近傍のＴｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄合金相の（０２４）面の回折ピークの積分強度を求めた後、非結晶配向面のＸ線回折ピークの強度比を算出した。
　図５から、焼結磁石の非結晶配向面のＸ線回折ピークの強度比が０．００１以下であることがわかった。
　さらに、焼結磁石の結晶配向面のＸ線回折スペクトルを測定した後（図５参照）、リートベルト解析を実施することにより、結晶配向面の格子定数比を求めた。
　図５から、焼結磁石の結晶配向面の格子定数比が０．８４２であることがわかった。
　また、焼結磁石の結晶配向面のＸ線回折スペクトルを測定した後（図５参照）、３４．３°近傍の（１０１）面の回折ピークの積分幅を求めた。
　図５から、焼結磁石の結晶配向面のＸ線回折ピークの積分幅が０．４１°であることがわかった。
　本願は、日本特許庁に２０１９年３月１２日に出願された基礎出願２０１９－０４４９５４号の優先権を主張するものであり、その全内容を参照によりここに援用する。

Claims (18)

  1. 　ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金の単結晶粒子を含む、異方性磁石粉末。
  2. 　ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１１０）面のＸ線回折ピークに対するＴｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（０２４）面のＸ線回折ピークの強度比が０．３００以下である、請求項１に記載の異方性磁石粉末。
  3. 　ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の格子定数ａに対する格子定数ｃの比ｃ／ａが０．８３８以上である、請求項１に記載の異方性磁石粉末。
  4. 　ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１０１）面のＸ線回折ピークの積分幅が０．６６°以下である、請求項１に記載の異方性磁石粉末。
  5. 　保磁力が３．０ｋＯｅ以上である、請求項１に記載の異方性磁石粉末。
  6. 　ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金を含む、異方性磁石。
  7. 　異方性焼結磁石である、請求項６に記載の異方性磁石。
  8. 　結晶配向面のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１１０）面のＸ線回折ピークに対する（００２）面のＸ線回折ピークの強度比が２．１１５を超える、請求項７に記載の異方性磁石。
  9. 　非結晶配向面のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１１０）面のＸ線回折ピークに対するＴｈ２Ｚｎ１７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（０２４）面のＸ線回折ピークの強度比が０．３００以下である、請求項７に記載の異方性磁石。
  10. 　ＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の格子定数ａに対する格子定数ｃの比ｃ／ａが０．８３８以上である、請求項７に記載の異方性磁石。
  11. 　結晶配向面のＴｂＣｕ７型サマリウム－鉄－窒素系合金相の（１０１）面のＸ線回折ピークの積分幅が０．６６°以下である、請求項７に記載の異方性磁石。
  12. 　保磁力が３．０ｋＯｅ以上である、請求項７に記載の異方性磁石。
  13. 　結晶粒径が３．０μｍ以下である、請求項７に記載の異方性磁石。
  14. 　サマリウムと、鉄と、アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物とを含む組成物を、前記アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物の融点以上の温度で熱処理して、サマリウム－鉄系合金粉末を作製する工程と、
    　該サマリウム－鉄系合金粉末を窒化して、サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を作製する工程を含み、
    　前記熱処理する温度は、５００℃以上８００℃未満である、異方性磁石粉末の製造方法。
  15. 　前記熱処理する温度における前記アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物中のサマリウムの濃度が３．２ｍｏｌ／Ｌ以上８．２ｍｏｌ／Ｌ以下である、請求項１４に記載の異方性磁石粉末の製造方法。
  16. 　サマリウム、酸化サマリウム及び／又はハロゲン化サマリウムと、鉄、酸化鉄及び／又はハロゲン化鉄と、アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物と、アルカリ金属及び／又はアルカリ土類金属とを含む組成物を、前記アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物の融点以上の温度で熱処理して、サマリウム－鉄系合金粉末を作製する工程と、
    　該サマリウム－鉄系合金粉末を窒化して、サマリウム－鉄－窒素系合金粉末を作製する工程を含み、
    　前記熱処理する温度は、５００℃以上８００℃未満である、異方性磁石粉末の製造方法。
  17. 　前記サマリウム、酸化サマリウム及び／又はハロゲン化サマリウムは、サマリウムである、請求項１６に記載の異方性磁石粉末の製造方法。
  18. 　前記熱処理する温度における前記アルカリ金属のハロゲン化物及び／又はアルカリ土類金属のハロゲン化物中のサマリウムの濃度が３．２ｍｏｌ／Ｌ以上８．２ｍｏｌ／Ｌ以下である、請求項１６に記載の異方性磁石粉末の製造方法。
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