JP2000049006A - 希土類磁石材料およびそれを用いた希土類ボンド磁石 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 αＦｅが非常に少ないかあるいは全く含まな
い、２−１７型構造の微細な硬質磁性相から実質的にな
る希土類窒化磁石材料およびそれを用いた高性能の等方
性希土類ボンド磁石を提供する。 【解決手段】 平均結晶粒径が０．０１〜１μｍの２−
１７型構造の硬質磁性相から実質的になり、かつαＦｅ
の面積比率の平均値が５％以下であることを特徴とする
希土類窒化磁石材料。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｍ（−
Ｂ）−Ｎ系合金（ＲはＹを含む希土類元素の１種または
２種以上でありＳｍを必ず含む、ＴはＦｅまたはＦｅと
Ｃｏ、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、
Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｎの１種または
２種以上）であり、αＦｅが非常に少ないかあるいは全
く含まない、微細な２−１７型構造の硬質磁性相から実
質的になる希土類磁石材料およびそれを用いた高性能の
等方性希土類ボンド磁石に関する。また本発明は、Ｒ−
Ｔ−Ｍ（−Ｂ）−Ｎ系合金であり、ＲがＳｍとＬａとか
ら実質的になる希土類磁石材料およびそれを用いた着磁
性の良好な等方性の希土類ボンド磁石に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来より、Ｎｄ-Ｆｅ-Ｂ系磁粉を配合し
た希土類ボンド磁石が多用されているが、キュリー温度
が３００℃前後と低く、保磁力（ｉＨｃ）の温度係数が
大きいため高温での使用が制限されてきた。最近、Ｓｍ
₂Ｆｅ₁₇化合物が窒素を吸蔵することによりＮｄ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ化合物よりも高いキュリー温度（４７０℃）および異
方性磁界（２６０ｋＯｅ）を示すことから、ボンド磁石
用磁粉として工業化が進められつつある。しかし、Ｓｍ
₂Ｆｅ₁₇Ｎ_xは単磁区粉末粒径（数μｍ）まで微粒化しな
いと有用な高いｉＨｃが得られない。この数μｍの微粒
子状態では室温の大気中で容易に酸化し磁気特性が大き
く劣化する。同時にボンド磁石中への磁粉の充填性が悪
くなり等方性のボンド磁石の密度が顕著に低下して有用
な最大エネルギー積(ＢＨ)maxを実現困難であるという
問題を有する。

【０００３】微粒化による上記問題を解決するために、
特開平４ー２６０３０２号公報では、水素雰囲気中で熱
処理後、続いて減圧雰囲気中で熱処理し、その後窒化す
ることにより、原子％でＳｍを５〜１５％、Ｍ（ＭはＺ
ｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｇ
ａ，Ａｌ，Ｓｂ，Ｐｂ，Ｓｉからなる群から選択される
少なくとも１種の元素）を０〜１０％およびＮを０．５
〜２５％含有し、残部がＦｅまたはＦｅおよびＣｏ（Ｆ
ｅの含有率が２０原子％以上）であり、Ｍを含む場合は
磁気異方性を示す平均結晶粒径が１μｍ以下、平均粉末
粒径が２０μｍ以上の窒化磁石粉末を得られる記載があ
る。しかし、本発明者らの検討によれば、特開平４ー２
６０３０２号公報に記載の製造条件に従い作製した窒化
磁石粉末は磁気等方性のものであり平均結晶粒径が１μ
ｍ超になることがわかった。この原因は特開平４ー２６
０３０２号公報の実施例に記載の水素吸蔵温度が６５０
℃であり、水素化分解温度未満になるためと判断され
る。

【０００４】次に、本発明者らの検討によれば、希土類
窒化磁石材料用母合金の溶湯を急冷用ロールの周速を例
えば４５ｍ／秒以上にして急冷凝固した薄帯に、特開平
４ー２６０３０２号公報に記載の熱処理条件を適用し、
続いて窒化することにより、平均粉末粒径が１０μｍ以
上でかつ平均結晶粒径が１μｍ以下のものを得ることが
できた。しかし、この製造条件によると急冷凝固した薄
帯が尖鋭形状を呈し、最終的に窒化して得られた磁石粉
末が前記薄帯の尖鋭形状を反映して圧縮性の悪いものに
なり、等方性ボンド磁石とした場合に６．１ｇ／ｃｍ^３
超の高い密度を実現困難なことがわかった。したがっ
て、密度の向上による(ＢＨ)maxの向上をほとんど期待
できない。

【０００５】次に、着磁性は等方性希土類ボンド磁石の
重要な特性であり、実用上室温における着磁磁界強度は
２５ｋＯｅ以下が望ましい。しかし、従来のＲ−Ｔ−Ｍ
−Ｎ系の等方性希土類ボンド磁石は前記条件により着磁
した場合に着磁性が悪いという問題を有する。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】上記従来の問題を踏ま
えて、本発明の課題は、Ｒ−Ｔ−Ｍ（−Ｂ）−Ｎ系合金
（ＲはＹを含む希土類元素の１種または２種以上であり
Ｓｍを必ず含む、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ、ＭはＡ
ｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｎの１種または２種以上）で
あり、αＦｅが非常に少ないかあるいは全く含まない、
２−１７型構造の微細な硬質磁性相から実質的になる希
土類磁石材料およびそれを用いた高性能の等方性希土類
ボンド磁石を提供することである。また、（Ｓｍ，Ｌ
ａ）−Ｔ−Ｍ（−Ｂ）−Ｎ系合金であり、αＦｅが非常
に少ないかあるいは全く含まない、２−１７型構造の微
細な硬質磁性相から実質的になる希土類磁石材料および
それを用いた着磁性の良好な等方性の希土類ボンド磁石
を提供することである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは希土類窒化
磁石粉末およびそれを用いた等方性の希土類ボンド磁石
に関し、下記の開発目標を設定し、鋭意検討した。(1)
面積比率の平均値で、希土類窒化磁石粒子が実質的に２
−１７型構造の硬質磁性相からなり、面積率の平均値で
αＦｅが好ましくは５％以下、より好ましくは２％以
下、特に好ましくは０％であること、(2)実用性に富ん
だ成形圧力で等方性の希土類ボンド磁石を容易に成形で
きること、さらには６．１ｇ／ｃｍ^３超の高い密度が得
られること、(3)実用に耐える耐熱性、（ＢＨ）maxを有
すること、(4)実用に耐える改善された着磁性を有する
こと。その結果、 Ｒ−Ｔ−Ｍ（−Ｂ）−Ｎ系窒化磁石
合金（ＲはＹを含む希土類元素の１種または２種以上で
ありＳｍを必ず含む、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ、Ｍは
Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｎの１種または２種以
上）の主成分組成に対応する母合金を溶解法により作製
後、窒素を含まない不活性ガス雰囲気中で１０１０〜１
２８０℃×１〜４０時間の均質化熱処理を行い、その後
後述の水素化・分解反応処理およびこれに続く脱水素・
再結合反応処理を施し、続いて窒化を行うことにより、
(1)、(2)、(3)を満足し得ることを知見した。あるい
は、Ｒ−Ｔ−Ｍ−Ｂ−Ｎ系窒化磁石合金（ＲはＹを含む
希土類元素の１種または２種以上でありＳｍを必ず含
む、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｚｎの１種または２種以上でありＴｉを必ず含
む）の特定主成分組成に対応する母合金の溶湯急冷にお
ける冷却用ロールの周速を、好ましくは０．０５〜１０
ｍ／秒、より好ましくは０．０８〜９ｍ／秒、特に好ま
しくは０．１〜８ｍ／秒とした条件で急冷凝固する。次
に、後述の水素化・分解反応処理およびこれに続く脱水
素・再結合反応処理を施した後、窒化を行うことによ
り、(1)、(2)、(3)を満足し得ることを知見した。ま
た、着磁性の改善のために、ＲとしてＳｍとＬａとの組
み合わせを選択することが有効であることを知見した。

【０００８】すなわち本発明は、原子％でＲ_αＴ
_{100−(α＋β＋γ＋δ)}Ｍ_βＢ_γＮ_δ（ＲはＹを含む希
土類元素の１種または２種以上でありＳｍを必ず含む、
ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｚｎの１種または２種以上、６≦α≦１５，
０．５≦β≦１０，０≦γ≦４，４≦δ≦３０）で表さ
れる主成分組成を有し、平均結晶粒径が０．０１〜１μ
ｍの２−１７型構造の硬質磁性相から実質的になり、か
つαＦｅの面積比率の平均値が５％以下である希土類磁
石材料である。ＭがＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ
ｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｎの
１種または２種以上でありＴｉを必ず含み、かつ ６≦
α≦１５，０．５≦β≦１０，０．１≦γ≦４，４≦δ
≦３０で表される主成分組成を選択すると、均質化熱処
理を施さなくてもαＦｅの存在しない窒化磁石粉末が得
られる。次に、Ｍ元素の含有量が５原子％以上のときに
硬質磁性相がＴｈ_２Ｚｎ_１７型構造の菱面体晶とＴｈ_２
Ｎｉ_１７型構造の六方晶との混晶のものが得られる。ま
た、ＲがＳｍ、Ｌａおよび不可避不純物からなるととも
に、原子％でＬａの含有量が０．０５〜１％の場合に着
磁性が改善される。Ｌａ含有量が０．０５原子％未満で
は着磁性が改善されず、１％超では角形（Ｈｋ）が逆に
低下する。前記特定Ｌａ含有量のときに異方性磁界（Ｈ
ａ）および飽和磁束密度（Ｂｓ）はやや低下するが、室
温の２５ｋＯｅ以下で着磁した等方性ボンド磁石の（Ｂ
Ｈ）maxおよびＨｋを高めることができる。 Ｈｋは４π
Ｉ−Ｈ減磁曲線上において０．７Ｂｒの位置におけるＨ
の値であり、減磁曲線の矩形性の尺度である。Ｂｒは残
留磁束密度、Ｈは磁界の強さ、４πＩは磁化の強さであ
る。

【０００９】前記希土類磁石材料粉末は１山粒径分布を
有し、かつ平均粒径が１０〜３００μｍのものが好まし
い。通常、粒径分布の異なる２種以上の粉末を混合しな
い限り、１山粒径分布となる。また、平均粒径が１０μ
ｍ未満では酸化劣化、成形性劣化が顕著になり、３００
μｍ超では不均質な窒化組織となり磁気特性が低下す
る。

【００１０】前記希土類磁石材料粉末を樹脂で結着する
ことにより等方性の希土類ボンド磁石が構成される。特
に、結着樹脂が熱硬化性樹脂であり、圧縮成形後、加熱
硬化処理を施せば、６．１ｇ／ｃｍ^３超の密度が得られ
る。加熱硬化の条件は大気中または不活性ガス雰囲気中
で１００〜２００℃×０．５〜５時間が好ましい。１０
０℃×０．５時間未満では加熱硬化の重合反応が不十分
であり、２００℃×５時間超では熱処理の効果が飽和す
る。特に、Ａｒガス雰囲気中で加熱硬化を行うと（Ｂ
Ｈ）maxを高められるので好ましい。

【００１１】前記希土類磁石材料において、ＲにはＳｍ
を必ず含み、Ｓｍ以外にＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、
Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌ
ｕのうちの１種または２種以上を含むことが許容され
る。Ｓｍミッシュメタルやジジム等の２種以上の希土類
元素の混合物を用いてもよい。Ｒとして、好ましくはＳ
ｍとＬａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｅｒの
うちの１種または２種以上との組み合わせ、さらに好ま
しくはＳｍとＬａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのうちの１種
または２種以上との組み合わせ、特に好ましくは実質的
にＳｍのみかあるいはＳｍとＬａとからなる場合であ
る。Ｓｍの純度でいえば、有用なｉＨｃを得るために、
Ｒに占めるＳｍ比率を５０原子％以上、さらには７０原
子％以上とすることがよい。なお、Ｒには、製造上混入
が避けられないＯ、Ｈ、Ｃ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｎａ、Ｍｇ、
Ｃａ等の不可避不純物の含有が許容される。

【００１２】Ｒ含有量は６〜１５原子％が好ましい。Ｒ
が６原子％未満ではｉＨｃが低下し、１５原子％超では
飽和磁化（σ）が低下する。さらに好ましいＲ含有量は
７〜１２原子％である。

【００１３】Ｔｉを含むＭ元素とＢ元素とを特定量含有
する母合金の主成分組成とし、かつ前記溶湯急冷条件を
採用すれば、溶体化熱処理を施さなくてもαＦｅのない
母合金を得られる。この場合、原子％で、Ｔｉを含むＭ
元素の含有量（β）を０．５〜１０％、より好ましくは
１〜６％、特に好ましくは１〜４％にするとともに、Ｔ
ｉの含有量を０．５原子％以上にする必要がある。理想
的にはＭ元素をＴｉおよび不可避不純物で構成するとよ
い。溶体化熱処理を施す場合、ＢおよびＴｉは必須では
ない。この場合のＭ元素の含有量（β）は、前記と同様
に原子％で、好ましくは０．５〜１０原子％、より好ま
しくは１〜６原子％、特に好ましくは１〜４％である。
Ｍ元素が１０原子％超ではＴｈＭｎ₁₂型のＳｍ（Ｆｅ，
Ｍ）_１２Ｎ_ｚ相が生成して磁気特性が低下し、Ｍ元素
（Ｔｉ）が０．５原子％未満でも磁気特性が低下する。
Ｂ含有量（γ）は０．１〜４原子％が好ましい。前記溶
湯急冷条件を採用し、均質化熱処理を行わない場合、Ｂ
含有量が０．１原子％未満ではｉＨｃが大きく低下し、
４原子％超ではｉＨｃ、σが低下する。窒素含有量は４
〜３０原子％が好ましく、１０〜２０原子％がより好ま
しい。窒素含有量が４原子％未満および３０原子％超で
はｉＨｃ、σが大きく低下する。また、 Ｃｏおよび／
またはＮｉにより、Ｆｅの０.５〜３０原子％を置換す
ることが好ましく、１〜２０原子％を置換することがよ
り好ましい。Ｃｏおよび／またはＮｉの導入によりキュ
リー温度およびｉＨｃの温度係数（η）が向上するが、
置換量が３０原子％超ではｉＨｃ、σが顕著に低下し、
０．５原子％未満では添加効果が認められない。前記希
土類磁石材料は平均粉末粒径が１０〜３００μｍのもの
で高いｉＨｃを実現できるので、酸素含有量を０．２５
重量％以下に抑えることができる。また、αＦｅ形成元
素である炭素の含有量を０．１重量％以下に抑えてあり
αＦｅの低減のために好ましい。

【００１４】硬質磁性相の平均結晶粒径が０．０１〜１
μｍのときに高い磁気特性が得られる。工業生産上、
０．０１μｍ未満のものを安定生産することは困難を伴
い、１μｍ超ではｉＨｃが大きく低下する。硬質磁性
相、αＦｅの同定および面積比率の算出は、電子顕微鏡
および／または光学顕微鏡による観察結果ならびに必要
に応じてＸ線回折結果等を総合的に考慮して行う。例え
ば、対象とする窒化磁石粒子の断面を撮影した透過型電
子顕微鏡写真およびその断面組織の同定結果を符合させ
て求めることができる。

【００１５】本発明の等方性ボンド磁石のバインダーと
して樹脂、ゴム材料または前記希土類磁石材料のキュリ
ー温度よりも低い融点の金属（合金）を用いることがで
きる。このうち、熱硬化性樹脂、熱可塑性樹脂またはゴ
ム材料が実用的であり、圧縮成形法、射出成形法、押出
成形法または回転する圧延用ローラ間にコンパウンドを
通してシート状成形体を得る成形方法を採用できる。圧
縮成形法による場合は熱硬化性樹脂がよく、特に熱硬化
性液状樹脂が適している。具体例を挙げれば、エポキシ
樹脂、ポリイミド樹脂、ポリエステル樹脂、フェノール
樹脂、フッ素樹脂、ケイ素樹脂またはポリフェニレンサ
ルファイド樹脂（ＰＰＳ）の液状樹脂が利用できる。液
状エポキシ樹脂は安価であり、取り扱いが容易で良好な
耐熱性を示すため最もよい。

【００１６】本発明の希土類磁石材料の製造条件につい
て以下に説明する。まず溶湯急冷用ロールの周速を上記
特定範囲に設定して急冷凝固し、窒化磁石粉末の主成分
に対応したＳｍ−Ｆｅ−Ｔｉ−Ｂ系母合金を得る。ある
いは非急冷凝固方式の溶解法（高周波溶解法、アトマイ
ズ法またはアーク溶解法等）により窒化磁石粉末の主成
分に対応したＳｍ−Ｆｅ−Ｍ系母合金を得、その後均質
化熱処理を行う。均質化熱処理は窒素を含まない不活性
ガス雰囲気中で１０１０〜１２８０℃×１〜４０時間加
熱する条件が好ましい。１０１０℃×１時間未満ではα
Ｆｅの固溶が進まず、１２８０℃×４０時間超では均質
化熱処理の効果が飽和し、Ｓｍ等の蒸発による組成ずれ
が顕著になる。次に、０．１〜１０ａｔｍの水素ガス中
または水素ガス分圧を有する不活性ガス（窒素ガスを除
く）中で６７５〜９００℃×０．５〜８時間加熱する水
素化・分解反応処理と、続いて１×１０^−２Ｔｏｒｒ以
下の高真空中で７００〜９００℃×０．５〜１０時間加
熱する脱水素・再結合反応処理とを行う。水素化・分解
反応により母合金を希土類元素Ｒの水素化物ＲＨｘ、Ｔ
−Ｍ相などに分解する。次に、脱水素・再結合反応によ
り、母合金相に再結合させて平均結晶粒径が０．０１〜
１μｍの微細な再結晶粒からなる母合金が得られる。個
々の再結晶粒子は通常ランダムに配向するが、前記Ｍ元
素の組み合わせにより異方性が付与され得る。水素化・
分解反応の水素分圧が０．１ａｔｍ未満では分解反応が
ほとんど起こらず、１０ａｔｍ超では処理設備の大型
化、コスト増を招く。よって水素分圧は０．１〜１０ａ
ｔｍが好ましく、０．５〜５ａｔｍがより好ましい。水
素化・分解反応の加熱条件が６７５℃（ほぼ水素化分解
温度相当）×０．５時間未満では母合金が水素を吸収す
るのみでＲＨx、Ｔ-Ｍ相などへの分解が起こらず、９０
０℃×８時間超では脱水素後の母合金が粗大粒化し、窒
化磁石粉末のｉＨｃが大きく低下する。よって、水素化
・分解反応の加熱条件は６７５〜９００℃×０．５〜８
時間が好ましく、６７５〜８００℃×０．５〜８時間が
より好ましい。脱水素・再結合反応の水素分圧が１×１
０^−２Ｔｏｒｒよりも低真空では処理に長時間を要し、
１×１０^−６Ｔｏｒｒ超の高真空とすると真空排気装置
のコスト増を招く。脱水素・再結合反応の加熱条件が７
００℃×０．５時間未満ではＲＨｘ等の分解が進行せ
ず、９００℃×１０時間超では再結晶組織が粗大粒化し
てｉＨｃが大きく低下する。よって、平均再結晶粒径を
０．０１〜１μｍとするために、脱水素・再結合反応の
加熱条件は７００〜９００℃×０．５〜１０時間が好ま
しく、７２５〜８７５℃×０．５〜１０時間がより好ま
しい。次に必要に応じて粉砕を行い、その後窒化処理を
行うことにより本発明の希土類磁石材料粉末を製造でき
る。窒化前に必要に応じて分級または篩分して粒径分布
を調整することが均一な窒化組織を実現し、かつボンド
磁石の成形容易性、密度を向上するために好ましい。窒
化は、０．２〜１０ａｔｍの窒素ガス、水素が１〜９５
モル％で残部が窒素からなる（水素＋窒素）の混合ガ
ス、ＮＨ_３のモル％が１〜５０％で残部水素からなる
（ＮＨ_３＋水素）の混合ガスのいずれかの雰囲気中で３
００〜６５０℃×０．１〜３０時間加熱するガス窒化が
実用性に富んでいる。ガス窒化の加熱条件は３００〜６
５０℃×０．１〜３０時間が好ましく、４００〜５５０
℃×０．５〜２０時間がより好ましい。３００℃×０．
１時間未満では窒化が進行せず、６５０℃×３０時間超
では逆にＲＮとＦｅ−Ｍ相を生成しｉＨｃが低下する。
窒化における窒素単独ガスまたは窒素含有ガスの圧力は
０．２〜１０ａｔｍが好ましく、０．５〜５ａｔｍがよ
り好ましい。０．２ａｔｍ未満では窒化反応が非常に遅
くなり、１０ａｔｍ超では高圧ガス設備によるコスト増
を招く。窒化後に、真空中あるいは不活性ガス中（窒素
ガスを除く）で３００〜６００℃×０．５〜５０時間の
熱処理を行うと、ｉＨｃをさらに高められる場合があ
る。前記希土類磁石材料粉末には０．０１〜１０原子％
の水素の含有が許容される。

【００１７】

【発明の実施の形態】以下、実施例により本発明を詳し
く説明するが、これら実施例により本発明が限定される
ものではない。 （実施例１）純度９９.９％以上のＳｍ、Ｆｅ、Ｔｉお
よびＢを用いて表１のＮｏ．１〜７の希土類窒化磁石粉
末に対応する母合金組成に各々配合し、アルゴンガス雰
囲気の高周波溶解炉で溶解した。この母合金溶湯を用い
て、直径３００ｍｍの銅製の冷却ロール２本を設置した
双ロール式ストッリップキャスターにより急冷用ロール
の周速が１．０ｍ／秒の条件で急冷凝固して母合金薄帯
を得た。この母合金薄帯の代表的な断面写真を図４に示
す。図４においてボイドおよび結晶粒界が観察される
が、αＦｅは生成していなかった。次に、母合金薄帯を
１ａｔｍの水素ガス中で６８０℃×１時間加熱する水素
化・分解反応処理を行った。続いて水素分圧（真空中）
５〜８×１０^−２Ｔｏｒｒで８００℃×１．５時間加熱
する脱水素・再結合反応処理を行った。次に、アルゴン
ガス雰囲気中で、ジョークラッシャーとディスクミルを
用いて平均粉末粒径（ｄｐ）１０〜３００μｍに粉砕し
た。ｄｐの測定はSympatec社製レーザー回折型粒径分布
測定装置（ＨＥＬＯＳ・ＲＯＤＯＳ）を用いた。次に、
粉砕した各ｄｐの粉末を１ａｔｍの窒化ガス中で４５０
℃×１０時間加熱する窒化を行い冷却した。その後、ア
ルゴンガス気流中で４００℃×３０分間熱処理して表１
のＮｏ．１〜７の希土類窒化磁石粉末を得た。Ｎｏ．１
〜７の各希土類窒化磁石粉末の硬質磁性相の平均結晶粒
径（ｄｃ）、ｄｐ、２５℃で測定した飽和磁化（σ）と
ｉＨｃ、２５〜１００℃におけるｉＨｃの温度係数
（η）を表１に示す。表１のＮｏ．２の窒化磁石粉末の
ＨＥＬＯＳ・ＲＯＤＯＳによる粒径分布（１山分布）を
図８に示す。図８において、横軸は粒径ｘ（μｍ）、左
側の縦軸は体積累計分布の比率、右側の縦軸は（ｑ３ｌ
ｇ）＝ｄ（ｑ３）／ｄ（ｌｎｘ）で定義した微分値であ
る。（ｑ３ｌｇ）により１山粒径分布かどうかを判定す
る。ｉＨｃとσの測定は、各希土類窒化磁石粉末とパラ
フィンワックスとを一定比率で混合後、振動試料型磁力
計（ＶＳＭ）の銅容器に詰め込んで密封し、続いてこの
容器を加熱後冷却してパラフィンワックスを溶融固化す
ることにより窒化磁石粉末を固定した状態にし、ＶＳＭ
にセットした。続いて、大気中の２５℃で窒化磁石粉末
のみに補正したσ、ｉＨｃを測定した。続いて１００℃
に加熱した状態でＶＳＭによりσ、ｉＨｃを測定した。
これらの測定結果から、２５〜１００℃におけるｉＨｃ
の温度係数（η）を、η＝［ｉＨｃ（２５℃）−ｉＨｃ
（１００℃）］÷ｉＨｃ（２５℃）×１００（％）の定
義式から求めた。次に、Ｎｏ．１〜７の各窒化磁石粒子
を樹脂に埋め込み、研磨した断面の任意の５視野につい
て透過型電子顕微鏡により電子線回折した。その結果、
いずれの窒化磁石粒子でもＴｈ_２Ｚｎ_１７型構造の菱面
体晶の硬質磁性相を主相とする２−１７型構造の硬質磁
性相からなることがわかった。αＦｅは観察されなかっ
た。ｄｃは、Ｎｏ．１〜７の各電子線回折結果に符合す
る視野の各窒化磁石粒子の断面写真から求めた。具体的
なｄｃの測定例は後述する。 （比較例１）ｄｐ＝２、４００μｍとした以外は実施例
１と同様にして希土類窒化磁石粉末を作製し、評価し
た。結果を表１のＮｏ．１１、１２に示す。 （比較例２）Ｔｉを含有しないＮｏ．２１と２２、Ｔｉ
含有量が少ないＮｏ．２３と過多のＮｏ．２４の各希土
類窒化磁石粉末の主成分組成とした以外は実施例１と同
様にして評価した結果を表１に示す。

【００１８】

【表１】

【００１９】表１より、実施例１のＮｏ．１〜７では硬
質磁性相のｄｃはいずれも０．４μｍ未満であり、σが
１２０(emu/g)以上、ｉＨｃが９ｋＯｅ以上、ｉＨｃの
温度係数（η）が−０．４０(％/℃)より改善されてお
り良好な耐熱性を有することがわかる。これらの良好な
磁気特性はＴｉ含有量が０．５〜１０原子％でかつｄｐ
＝１０〜３００μｍで得られた。これに対し、比較例１
のＮｏ．１１では酸化劣化により、Ｎｏ１２では実施例
１に比べて不均一な窒化組織であるために、いずれもσ
およびｉＨｃが低く、ηが悪かった。Ｔｉを含まない比
較例２のＮｏ．２１と２２、Ｔｉ含有量の少ないＮｏ．
２３およびＴｉ含有量が過多のＮｏ．２４ではいずれも
平均結晶粒径が１μｍ超の粗大なαＦｅが面積比率の平
均値で５％超生成しており、ｉＨｃが低く、ηが悪かっ
た。Ｔｉを含まないＮｏ．２１の窒化磁石粉末の母合金
薄帯の代表的な断面写真を図５に示す。図５において平
均結晶粒径が１μｍ超の粗大なαＦｅが黒色の樹枝状に
観察され、その面積比率の平均値は５％超だった。αＦ
ｅは窒化後まで消滅することなく存在することが確認さ
れた。

【００２０】（実施例２）Ｂ含有量と磁気特性との相関
を見るために、表２のＮｏ．３１〜３４の希土類窒化磁
石粉末の主成分組成を選択し、かつｄｐ＝８０μｍとし
た以外は実施例１と同様にして窒化磁石粉末を作製し、
評価した。結果を表２のＮｏ．３１〜３４に示す。 （比較例３）表２に示すように、Ｂ含有量が少ないＮ
ｏ．４１およびＢ含有量が過多のＮｏ．４２の主成分組
成とした以外は実施例１と同様にして窒化磁石粉末を作
製し評価した結果を表２のＮｏ．４１、４２に示す。

【００２１】

【表２】

【００２２】表２のＮｏ．３１〜３４より、Ｂ含有量が
０．１〜４原子％のときに、ｄｃ＝０．０１〜０．３３
μｍになり、良好なσ、ｉＨｃ、ηが得られた。Ｎｏ．
３１〜３４の窒化磁石粒子の磁気特性発現相は実質的に
Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型構造の菱面体晶からなり、αＦｅは生
成していなかった。これに対し、比較例３のＮｏ．４
１、４２の窒化磁石粒子にはいずれも平均結晶粒径が１
μｍ超の粗大なαＦｅが面積比率の平均値で５％超生成
しており、ｉＨｃが低く、ηが悪かった。Ｂ含有量が少
ないＮｏ．４１の窒化磁石粉末の母合金薄帯の代表的な
断面写真を図６に示す。図６において、黒色の樹枝状を
呈する平均結晶粒径が１μｍ超の粗大なαＦｅが面積比
率の平均値で５％超生成しており、αＦｅは窒化後まで
消滅することなく残存することが確認された。

【００２３】Ｒ含有量、Ｒ成分の種類、窒素含有量、Ｍ
元素の種類と含有量を各々変化した場合、Ｆｅの一部を
Ｃｏおよび／またはＮｉで置換した場合の実施例につい
て以下に説明する。 （実施例３、比較例４）表３の希土類窒化磁石粉末の主
成分組成とした以外は実施例１と同様にして窒化磁石粉
末を作製し、評価した結果を表３に示す。

【００２４】

【表３】

【００２５】表３において、実施例３の各窒化磁石粒子
はいずれもαＦｅのない２―１７型構造の微細な硬質磁
性相からなることが確認された。次に、Ｎｏ.５１〜５
３および比較例４のＮｏ．７１〜７３から、Ｒ成分中の
Ｓｍ比率が５０原子％以上でかつＲ成分が６〜１５原子
％のときに、良好なσ、ｉＨｃ、ηが得られることがわ
かる。次に、実施例３のＮｏ．５４、５５および比較例
４のＮｏ．７４、７５より、窒素含有量が４〜３０原子
％のときに良好なσ、ｉＨｃ、ηが得られることがわか
る。次に、実施例３のＮｏ．５６〜５９から、Ｆｅの
０．５〜３０原子％をＣｏおよび／またはＮｉで置換す
ることによりηが改善されることがわかる。次に、実施
例３のＮｏ．６０、６１から、Ｍに占めるＴｉの含有量
が０．５原子％以上であれば良好なσ、ｉＨｃ、ηを得
られることがわかる。

【００２６】次に、本発明の希土類磁石材料の硬質磁性
相のｄｃの測定例を説明する。表２（実施例２）のＮ
ｏ．３３の窒化磁石粒子を樹脂に埋め込み後研磨してｄ
ｃ測定用の試料とした、次に、透過型電子顕微鏡により
その試料断面の任意の５視野について撮影したうちの代
表的な写真を図１に、図１のｄｃの測定要領の説明図を
図２に示す。図１に代表される５視野分の断面写真の各
々に対角線を引いて、各対角線上に存在する結晶粒の占
める線分長さをその結晶粒の数で除してｄｃ１、ｄｃ２
を求めた。図１では、左上から右下の対角線評価のｄｃ
１＝０．１６μｍ、右上から左下の対角線評価のｄｃ２
＝０．１５μｍを得た。同様にして５視野分の断面写真
について各々のｄｃ１、ｄｃ２を求め、これらを平均し
たｄｃ＝０．１６μｍだった。次に、透過型電子顕微鏡
を用いて表１（実施例１）のＮｏ．７の窒化磁石粒子の
断面を電子線回折した結果、図３（ａ）のＴｈ_２Ｎｉ
_１７型構造の六方晶の存在を示す電子線回折パターン
と、図３（ｂ）のＴｈ_２Ｚｎ_１７型構造の菱面体晶の存
在を示す電子線回折パターンが得られた。図３（ａ）は
［００１］方向から電子線を入射して撮影した電子線回
折パターンであり、図３（ｂ）は［１００］方向から電
子線を入射して撮影した電子線回折パターンである。さ
らに、併行して行ったＸ線回折および光学顕微鏡観察の
結果とを総合的に考慮した結果、表１のＮｏ．７の窒化
磁石粒子はＴｈ_２Ｚｎ_１７型構造の菱面体晶とＴｈ_２Ｎ
ｉ_１７型構造の六方晶との混晶の硬質磁性相からなるこ
とが同定された。αＦｅは観察されなかった。

【００２７】（実施例４）純度９９.９％のＳｍ、Ｆ
ｅ、Ｔｉ、Ｂを用いて下記の希土類窒化磁石粉末に対応
した母合金組成に配合後、アルゴンガス雰囲気で高周波
溶解した溶湯を、急冷用ロールの周速を９．５ｍ／秒と
した溶湯急冷条件で凝固して母合金薄帯を得た。次に、
前記母合金薄帯片を雰囲気熱処理炉に仕込み、１ａｔｍ
の水素ガスを供給しながら５００℃まで加熱し水素を吸
収させた後真空にすることにより脱水素を行う工程を繰
り返し平均粉末粒径１００μｍまで粗粉砕した。次に、
水素化・分解反応の水素ガス圧を１ａｔｍにし、かつ表
４の加熱条件で水素化・分解反応処理を行った。続いて
水素分圧を５〜８×１０^−２Ｔｏｒｒにし、かつ表４の
加熱条件で脱水素・再結合反応処理を行った。その後、
別の雰囲気熱処理炉において、１ａｔｍの窒化ガス気流
中で４６０℃×７時間加熱する窒化を行い、室温まで冷
却した。続いてアルゴンガス気流中で４００℃×３０分
間の熱処理を施し室温まで冷却した。作製した希土類窒
化磁石粉末は、原子％で Ｓｍ_９．２Ｆｅ _ｂａｌ．Ｂ
_１．０Ｔｉ_６．０Ｎ_１２．３ の主成分組成を有する、
実質的に２−１７型構造の硬質磁性相のみからなりαＦ
ｅは観察されなかった。以降は実施例１と同様にして評
価したｄｃ、σ、ｉＨｃを表４に示す。 （比較例５）表４の水素化・分解反応および脱水素・再
結合反応の加熱条件とした以外は実施例４と同様にして
窒化磁石粉末を作製し、評価した結果を表４に示す。

【００２８】

【表４】

【００２９】表４の実施例４から水素化・分解反応の加
熱条件を６７５〜９００℃×０．５〜８時間とし、さら
に脱水素・再結合反応の加熱条件を７００〜９００℃×
０．５〜１０時間とすることによりｄｃが１μｍ未満に
なり、高いσとｉＨｃとが得られた。これに対し、水素
化・分解反応温度未満のＮｏ．９１、水素化・分解反応
温度が高すぎるＮｏ．９２、脱水素・再結合反応温度が
低すぎるＮｏ．９３、脱水素・再結合反応温度が高すぎ
るＮｏ．９４ではいずれもｄｃが１μｍ超になった。

【００３０】（実施例５）ボンド磁石特性の評価のため
に、αＦｅが生成していない、ｄｃ＝０．２〜０．３μ
ｍの２−１７型硬質磁性相から実質的になる表５の各ｄ
ｐの希土類窒化磁石粉末に対し、各々２ｗｔ％相当のエ
ポキシ樹脂を配合し混練してコンパウンドを作製した。
次に、プレス圧１０ｔｏｎ／ｃｍ^２で圧縮成形し、さら
に大気中で１４０℃×１時間の加熱硬化熱処理を施して
等方性ボンド磁石を得た。２５℃、着磁磁界強度２５ｋ
Ｏｅで測定した各等方性ボンド磁石のｉＨｃ、（ＢＨ）
max、２５〜１００℃におけるボンド磁石のｉＨｃの温
度係数（η’）、密度（ρ）を表５に示す。ボンド磁石
のｉＨｃの温度係数（η’）は、２５℃、着磁磁界強度
２５ｋＯｅでｉＨｃを測定後、１００℃、着磁磁界強度
２５ｋＯｅでｉＨｃを測定して、η’＝［ボンド磁石の
ｉＨｃ（２５℃）−ボンド磁石のｉＨｃ（１００℃）］
÷［ボンド磁石のｉＨｃ（２５℃）］×１００（％）の
定義式から求めた。 （比較例６）溶湯急冷法における冷却ロールの周速を４
５ｍ／秒にして、表５に示す比較例６の希土類窒化磁石
粉末の主成分組成に対応した母合金溶湯を急冷凝固して
薄片を得、以後は実施例１と同様にして表５の希土類窒
化磁石粉末を作製した。次に、実施例５と同様にして等
方性のボンド磁石を作製し、評価した結果を表５に示
す。

【００３１】

【表５】

【００３２】表５から実施例５の等方性ボンド磁石の密
度はいずれも６．１ｇ／ｃｍ^３超であり、８．０ＭＧＯ
ｅ以上の高い(ＢＨ)maxが得られた。これは実施例５で
用いた窒化磁石粉末は０．０５〜１０ｍ／秒という比較
的遅い溶湯急冷ロールの周速度で急冷凝固した母合金を
用いて窒化しているので、窒化磁石粉末が比較例６のも
のに比べて丸みを帯びた粒子形状を呈し、高い密度を実
現できたものといえる。

【００３３】次に、着磁性を改善した実施例を説明す
る。 （実施例６、比較例７）純度９９.９％以上のＳｍ、Ｌ
ａ、Ｆｅ、ＴｉおよびＢを用いて表６に示す窒化磁石粉
末に対応する母合金組成に各々配合した。次に、アルゴ
ンガス雰囲気の高周波溶解炉で溶解した各母合金溶湯
を、直径３００ｍｍの銅製の冷却ロール２本を設置した
双ロール式ストッリップキャスターにより冷却ロールの
周速が０．５ｍ／秒の条件で急冷凝固して母合金薄帯を
得た。各母合金にはαＦｅが生成していなかった。次
に、各母合金薄帯を１ａｔｍの水素ガス中で６７５℃×
１時間加熱する水素化・分解反応処理を行い、続いて水
素分圧（真空中）３〜６×１０^−２Ｔｏｒｒで７９０℃
×１．５時間加熱する脱水素・再結合反応処理を行っ
た。次に、アルゴンガス雰囲気中で約８０μｍのｄｐに
粉砕した。次に、１ａｔｍの窒化ガス中で４４０℃×１
０時間加熱する窒化処理を行い冷却した。その後、アル
ゴンガス気流中で４００℃×３０分間熱処理して表６の
各希土類窒化磁石粉末を得た。表６の各窒化磁石粉末を
用いて、以降は実施例５と同様にして等方性ボンド磁石
を作製し、２５℃、着磁磁界強度２５ｋＯｅで評価した
(BH)max、Ｈｋを表６に示す。また、表６のＮｏ．１２
２（実施例６）、表５のＮｏ．１０１（実施例５）の等
方性ボンド磁石の、着磁磁界強度に対する（ＢＨ）max
を図７（ａ）に、着磁磁界強度に対するＨｋを図７
（ｂ）に示す。

【００３４】

【表６】

【００３５】表５のＮｏ．１２１と表６の結果から、Ｌ
ａ含有量が０．０５〜１原子％のときに２５ｋＯｅで着
磁した場合の（ＢＨ）max、Ｈｋが向上することがわか
る。

【００３６】次に、Ｓｍ（−Ｌａ）−Ｆｅ−Ｍ−Ｎ系の
窒化磁石粉末の実施例について説明する。 （実施例７、比較例８）純度９９.９％以上のＳｍ、Ｆ
ｅおよびＭ元素を用いて表７の各窒化磁石粉末に対応す
る母合金組成に各々配合後、高周波溶解して母合金を得
た。次に、アルゴンガス雰囲気中で１１００℃×１０時
間の均質化熱処理を施した。次に、アルゴンガス雰囲気
中でｄｐ＝２００〜２１０μｍに粉砕した。次に、１ａ
ｔｍの水素ガス中で６８０℃×１時間加熱する水素化・
分解反応処理を行い、続いて水素分圧（真空中）５〜８
×１０^−２Ｔｏｒｒで８００℃×１時間加熱する脱水素
・再結合反応処理を行った。次に、アルゴンガス雰囲気
中で、ジョークラッシャーとディスクミルを用いてｄｐ
＝８０〜８５μｍに粉砕した。次に、各粉砕粉末を１ａ
ｔｍの窒化ガス中で４４０℃×１０時間加熱する窒化処
理を行い冷却した。その後、アルゴンガス気流中で４０
０℃×３０分間熱処理して表７の各窒化磁石粉末を得
た。表７の各窒化磁石粉末にはいずれもαＦｅが生成し
ておらず、ｄｃ＝０．４〜０．５μｍの２―１７型構造
の硬質磁性相からなっていた。以降は、実施例５と同様
にして等方性ボンド磁石を作製し、評価した。結果を表
７に示す。

【００３７】

【表７】

【００３８】表７において、実施例７のＮｏ．１４１〜
１４３および比較例６のＮｏ．１６１、１６２から、Ｔ
ｉ含有量が０．５〜１０原子％のときに実用に耐える高
いｉＨｃ、（ＢＨ）maxおよびη’が得られることがわ
かる。また、表７のＮｏ．１４４〜１５５から、Ｔｉ以
外の他のＭ元素を所定量含有する場合にも実用に耐える
高いｉＨｃ、（ＢＨ）maxおよびη’が得られることが
わかる。

【００３９】（実施例８、比較例９）純度９９.９％以
上のＳｍ、Ｌａ、Ｆｅ、Ｔｉを用いて表８に示す窒化磁
石粉末に対応する母合金組成に各々配合した。次に、ア
ルゴンガス雰囲気の高周波溶解炉で溶解して母合金を得
た。以降は実施例７と同様にして窒化磁石粉末を作製
し、続いて等方性ボンド磁石を作製し、着磁性を評価し
た。結果を表８に示す。

【００４０】

【表８】

【００４１】表８より、Ｂを含有しない場合でもＬａの
含有による着磁性の改善効果が確認された。

【００４２】実施例７、８では、高周波溶解法により作
製した母合金を用いた。これに替えて、本発明の希土類
窒化磁石材料に対応した主成分組成に配合された希土類
酸化物を含む混合原料に対し、所定量の金属Ｃａを添加
し、還元／拡散後、反応生成物を抽出してＲ−Ｔ−Ｍ
（−Ｂ）系母合金を得、以降は実施例７と同様の均質化
熱処理、水素化・分解反応処理、脱水素・再結合反応処
理、窒化を行うことにより本発明の希土類磁石材料粉末
を作製してもよい。その場合、（ＢＨ）maxを高めるた
めにＣａ含有量を０．１重量％以下、酸素含有量を０．
２５重量％以下、炭素含有量を０．１重量％以下にする
ことが好ましい。また、アトマイズ法またはアーク溶解
法により作製したＲ−Ｔ−Ｍ（−Ｂ）系母合金に対し、
実施例７と同様の均質化熱処理、水素化・分解反応処
理、脱水素・再結合反応処理、窒化を行うことにより本
発明の希土類磁石材料粉末を作製してもよい。また、実
施例１の溶湯急冷法による母合金薄帯に対し、以降は実
施例７と同様の均質化熱処理、水素化・分解反応処理、
脱水素・再結合反応処理、窒化を行うことにより本発明
の希土類磁石材料粉末を作製してもよい。

【００４３】上記実施例の各希土類磁石材料粉末はいず
れも酸素含有量が０．１重量％以下、炭素含有量が０．
１重量％未満のものである。このため、実用に耐える高
い磁気特性が得られており、かつαＦｅの低減に寄与し
ているものと判断する。また、上記実施例では圧縮成形
した等方性ボンド磁石の場合を記載したが、例えば前記
窒化磁石粉末と熱可塑性樹脂（ポリアミド樹脂等）とを
用いて射出成形用または押出成形用のコンパウンドを作
製し、所定の成形装置により射出または押出成形すれ
ば、等方性の射出成形品または押出成形品を得られる。

【００４４】

【発明の効果】（１）Ｒ−Ｔ−Ｍ（−Ｂ）−Ｎ系合金で
あり、αＦｅが非常に少ないかあるいは全く含まない、
２−１７型構造の微細な硬質磁性相から実質的になる希
土類磁石材料およびそれを用いた高性能の等方性希土類
ボンド磁石を提供することができる。 （２）Ｒ−Ｔ−Ｍ（−Ｂ）−Ｎ系合金であり、ＲがＳｍ
とＬａとから実質的になる希土類磁石材料およびそれを
用いた着磁性の良好な等方性の希土類ボンド磁石を提供
することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の希土類磁石材料の断面組織の一例を示
す透過型電子顕微鏡写真である。

【図２】図１の平均結晶粒径の測定要領を説明する図で
ある。

【図３】本発明の希土類磁石材料の断面を透過型電子顕
微鏡により電子線回折した結果を示しており、Ｔｈ_２Ｎ
ｉ_１７型構造の六方晶の存在を示す電子線回折パターン
（ａ）、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型構造の菱面体晶の存在を示す
電子線回折パターン（ｂ）である。

【図４】本発明の希土類磁石材料に用いる母合金の断面
組織の一例を示す写真である。

【図５】比較例の母合金の断面組織を示す写真である。

【図６】比較例の母合金の断面組織を示す写真である。

【図７】等方性ボンド磁石において、着磁磁界強度とＢ
ｒとの関係を示す図（ａ）、着磁磁界強度とＨｋとの関
係を示す図（ｂ）である。

【図８】本発明の希土類磁石材料の１山粒径分布の一例
を示す図である。

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ＋δ)}
   Ｍ_βＢ_γＮ_δ（ＲはＹを含む希土類元素の１種または２
   種以上でありＳｍを必ず含む、ＴはＦｅまたはＦｅとＣ
   ｏ、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚ
   ｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｎの１種または２
   種以上、６≦α≦１５，０．５≦β≦１０，０≦γ≦
   ４，４≦δ≦３０）で表される主成分組成を有し、平均
   結晶粒径が０．０１〜１μｍの２−１７型構造の硬質磁
   性相から実質的になり、かつαＦｅの面積比率の平均値
   が５％以下であることを特徴とする希土類磁石材料。
2. 【請求項２】 ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ
   ｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｎの
   １種または２種以上でありＴｉを必ず含み、かつ６≦α
   ≦１５，０．５≦β≦１０，０．１≦γ≦４，４≦δ≦
   ３０で表される主成分組成を有する請求項１に記載の希
   土類磁石材料。
3. 【請求項３】 ＲがＳｍ、Ｌａおよび不可避不純物から
   なるとともに、原子％でＬａ含有量が０．０５〜１％で
   ある請求項１または２に記載の希土類磁石材料。
4. 【請求項４】 硬質磁性相がＴｈ_２Ｚｎ_１７型構造の菱
   面体晶とＴｈ_２Ｎｉ _１７型構造の六方晶との混晶からな
   る請求項１乃至３のいずれかに記載の希土類磁石材料。
5. 【請求項５】 １山粒径分布を有し、平均粒径が１０〜
   ３００μｍの粉末である請求項１乃至４のいずれかに記
   載の希土類磁石材料。
6. 【請求項６】 不可避不純物として重量％で０．２５％
   以下の酸素、０．１％以下の炭素を含有する請求項１乃
   至５のいずれかに記載の希土類磁石材料。
7. 【請求項７】 請求項１乃至６のいずれかに記載の希土
   類磁石材料の粉末を樹脂で結着したことを特徴とする希
   土類ボンド磁石。
8. 【請求項８】 結着樹脂が熱硬化性樹脂であり、圧縮成
   形後に加熱硬化処理を施した、密度が６．１ｇ／ｃｍ^３
   超のものである請求項７に記載の希土類ボンド磁石。