JP2016100519A - 磁性粉末の製造方法、圧粉磁石部材の製造方法、及び圧粉磁石部材 - Google Patents

Abstract

【課題】磁気特性に優れる希土類磁石が得られる磁性粉末を、容易に製造できる磁性粉末の製造方法を提供する。【解決手段】磁性粉末１、１００は、希土類元素とＦｅとを含む希土類‐鉄系合金の粉末を、窒素を含む雰囲気中にて磁場を印加した状態で窒化温度以上の温度で窒化処理して、希土類‐鉄‐窒素系化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相１２が分散したナノコンポジット組織を有する希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末を作製する窒化工程を備える。【選択図】図１

Description

本発明は、永久磁石などに利用される希土類磁石の原料に適した磁性粉末を製造する磁性粉末の製造方法、希土類磁石の素材に適した圧粉磁石部材を製造する圧粉磁石部材の製造方法、及び圧粉磁石部材に関する。特に、磁気特性に優れる希土類磁石が得られる磁性粉末を、容易に製造できる製造方法に関する。

モータや発電機などの用途に、希土類元素とＦｅとを含有する希土類‐鉄系化合物を主相とする希土類‐鉄系合金を用いた希土類磁石が広く利用されている。希土類磁石としては、Ｎｄ‐Ｆｅ‐Ｂ系化合物（例、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ）を主相とするＮｄ‐Ｆｅ‐Ｂ系合金を用いたネオジム磁石が代表的である。従来の希土類磁石は、希土類‐鉄系合金の粉末を焼結した焼結磁石や、合金粉末をバインダー樹脂で固化したボンド磁石が主流である。また、ボンド磁石では、Ｓｍ‐Ｆｅ‐Ｎ系化合物（例、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３）を主相とするＳｍ‐Ｆｅ‐Ｎ系合金を用いることが検討されている。

例えば、特許文献１には、磁石の原料として、ＳｍＦｅＮ単結晶相とこのＳｍＦｅＮ単結晶相の一部が分解したＦｅ結晶相とを含むＳｍＦｅＮナノコンポジット磁性粒子が開示されている。このＳｍＦｅＮナノコンポジット磁性粒子は、放電プラズマ焼結装置を用いて、ＳｍＦｅＮ磁性粒子に対して加圧しつつ電流を流すことで製造されている。

その他、最近では、焼結磁石やボンド磁石以外の希土類磁石として、粉末を圧縮成形した圧粉磁石が開発されている（特許文献２を参照）。特許文献２では、以下の準備工程→成形工程→脱水素工程→窒化工程、を経て磁性部材を製造し、この磁性部材を希土類磁石の素材に用いている。準備工程では、Ｓｍ‐Ｆｅ系合金などの希土類‐鉄系合金粉末を不均化温度以上で水素化（ＨＤ：Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ‐Ｄｉｓｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｔｉｏｎ）処理する。成形工程では、水素化処理した磁石用粉末を圧縮成形する。脱水素工程では、成形した粉末成形体を再結合温度以上で脱水素（ＤＲ：Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ‐Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）処理する。窒化工程では、脱水素処理した希土類‐鉄系合金材に、窒素元素を含む雰囲気中で窒化温度以上の温度で窒化処理する。脱水素処理や窒化処理は、磁場を印加した状態で行っている。

特開２００８−０３４８１５号公報 特開２０１２−２４１２８０号公報

更なる生産性の改善が求められている。ＳｍＦｅＮ相とＦｅ相とを備えるナノコンポジット組織を有する磁性粉末は、磁気特性に優れる希土類磁石を構築できる。しかし、特許文献１に示すような放電プラズマ焼結装置は特殊な装置であるため、容易に製造できる技術の開発が求められていた。

本発明は、上記の事情に鑑みてなされたもので、その目的の一つは、磁気特性に優れる希土類磁石が得られる磁性粉末を容易に製造できる磁性粉末の製造方法を提供することにある。

本発明の別の目的は、磁気特性に優れる圧粉磁石部材が得られる圧粉磁石部材の製造方法を提供することにある。

本発明の他の目的は、磁気特性に優れる希土類磁石が得られる圧粉磁石部材を提供することにある。

本発明の一態様に係る磁性粉末の製造方法は、希土類元素とＦｅとを含む希土類‐鉄系合金の粉末を、窒素を含む雰囲気中にて磁場を印加した状態で窒化温度以上の温度で窒化処理して希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末を作製する窒化工程を備える。そして、希土類‐鉄‐窒素系合金は、希土類‐鉄‐窒素系化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有する。

本発明の一態様に係る圧粉磁石部材の製造方法は、準備工程と、成形工程と、脱水素工程と、窒化工程とを備えることが挙げられる。準備工程は、希土類元素とＦｅとを含む希土類‐鉄系合金が水素を含む雰囲気中で不均化温度以上の温度で水素化処理された水素化粉末を準備する。成形工程は、水素化粉末を圧縮成形して粉末成形体を作製する。脱水素工程は、粉末成形体を不活性雰囲気中又は減圧雰囲気中で再結合温度以上の温度で脱水素処理して希土類‐鉄系合金材を作製する。窒化工程は、窒素を含む雰囲気中にて磁場を印加した状態で窒化温度以上の温度で窒化処理して、希土類‐鉄‐窒素系合金の粒子を含む希土類‐鉄‐窒素系合金材を作製する。そして、窒化処理により、希土類‐鉄‐窒素系合金材を構成する希土類‐鉄‐窒素系合金の粒子は、希土類‐鉄‐窒素系化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有する。

本発明の一態様に係る圧粉磁石部材は、希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末を含む圧粉成形体を備え、希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末は、希土類‐鉄‐窒素系化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有する。

上記磁性粉末の製造方法は、磁気特性に優れる希土類磁石の原料である磁性粉末を容易に製造できる。

上記圧粉磁石部材の製造方法は、磁気特性に優れる圧粉磁石部材を製造できる。

上記圧粉磁石部材は、磁気特性に優れる。

上図は、試験例１で作製した試料Ｎｏ．１‐１の断面の観察画像を示す概略図であり、下図は、試験例１で作製した試料Ｎｏ．１‐１０２の断面の観察画像を示す概略図である。

《本発明の実施形態の説明》
本発明者らは、放電プラズマ焼結装置を用いてナノコンポジット組織を有する磁性粉末を製造すると、ＳｍＦｅＮ結晶全体に高エネルギーが付与されることがある。その結果、窒素の組成比が理想的な化学量論組成（例えば、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３）よりも多くなる過剰窒化（例えば、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_５）が生じたり、ＳｍＦｅＮ相から分解したＦｅ相が粗大化したりする場合がある、との知見を得た。そこで、放電プラズマ焼結装置などのような特殊な装置を用いることなく希土類‐鉄‐窒素系化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有する希土類‐鉄‐窒素系合金を製造することを鋭意検討した。その結果、原料粉末に希土類‐鉄系合金の粉末を用い、磁場を印加した状態で窒化処理をすることで、上述の特殊な装置を用いることなくナノコンポジット組織を有する希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末（磁性粉末）が得られるとの知見を得た。特に、希土類‐鉄‐窒素系合金中に存在すると磁気特性を低下させるとされている富Ｓｍ組成の希土類‐鉄系化合物が原料の希土類‐鉄系合金中に含まれていると、ナノコンポジット組織を形成させ易いとの知見も得た。本発明は、これらの知見に基づくものである。最初に本発明の実施態様を列記して説明する。

（１）本発明の一態様に係る磁性粉末の製造方法は、希土類元素とＦｅとを含む希土類‐鉄系合金の粉末を、窒素を含む雰囲気中にて磁場を印加した状態で窒化温度以上の温度で窒化処理して希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末を作製する窒化工程を備える。そして、希土類‐鉄‐窒素系合金は、希土類‐鉄‐窒素系化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有する。

上記の構成によれば、希土類‐鉄系合金の粉末に磁場を印加した状態で上記窒化処理を施すことでナノコンポジット組織を有する磁性粉末が得られるので、ナノコンポジット組織を有する磁性粉末を特殊な装置を用いることなく容易に製造できる。

（２）上記磁性粉末の一形態として、希土類元素としてＳｍを含み、希土類‐鉄系合金の結晶相は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物と、ＳｍＦｅ_２化合物及びＳｍＦｅ_３化合物から選択される少なくとも１種の化合物とを含むことが挙げられる。

上記の構成によれば、希土類磁石の磁気特性を向上できる希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末が得られる。Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物は、窒化工程により理想的な化学量論組成であるＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３を含む希土類‐鉄‐窒素系化合物の主相を生成する。一方、ＳｍＦｅ_２化合物やＳｍＦｅ_３化合物は、窒化処理により上述した理想的な化学量論組成を含む希土類‐鉄‐窒素系合金の主相を構成する化合物ではなく、希土類‐鉄‐窒素系合金に含まれていると磁気特性を低下させる化合物である。しかし、希土類‐鉄系合金の結晶相がＳｍＦｅ_２化合物及びＳｍＦｅ_３化合物の少なくとも一方を備えることで、窒化処理により、希土類‐鉄‐窒素系合金の主相中に分散してナノコンポジット組織を形成することで磁気特性の向上に寄与する平均粒子径が微細なα‐Ｆｅ相を生成できる。

（３）上記磁性粉末の製造方法の一形態として、希土類‐鉄系合金の粉末は、希土類元素がＳｍであり、Ｓｍを２４．５質量％以上２７．０質量％以下含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物であることが挙げられる。

上記の構成によれば、Ｓｍの含有量が上記範囲内であることで、希土類‐鉄系合金の結晶相を、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物と、ＳｍＦｅ_２化合物及びＳｍＦｅ_３化合物から選択される少なくとも１種の化合物とを備える組織とすることができる。また、Ｓｍの含有量を２４．５質量％以上とすることで、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物の割合を多くできる上に、粗大なデンドライト状のα‐Ｆｅが過剰に形成されるのを抑制できる。Ｓｍの含有量を２７．０質量％以下とすることで、ＳｍＦｅ_２化合物やＳｍＦｅ_３化合物の割合が多くなりすぎることによるＳｍ_２Ｆｅ_１７化合物の割合の低下を抑制でき、磁気特性の低下を抑制できる。

（４）上記磁性粉末の製造方法の一形態として、窒化処理の磁場の大きさは、１．５Ｔ以上４．０Ｔ以下であることが挙げられる。

上記の構成によれば、磁場強度を１．５Ｔ以上とすることで、α‐Ｆｅ相を希土類‐鉄‐窒素系合金の主相中に略均一に分散させられる。磁場強度を４．０Ｔ以下とすることで、分解して生成されたα‐Ｆｅ相の平均粒子径が粗大化することを抑制できる。

（５）上記磁性粉末の製造方法の一形態として、窒化処理の温度は、２８０℃以上４００℃以下であることが挙げられる。

上記の構成によれば、温度を２８０℃以上とすれば、α‐Ｆｅ相を希土類‐鉄‐窒素系合金の主相中に略均一に分散したナノコンポジット組織を形成できる。温度を４００℃以下とすれば、希土類‐鉄系合金が過剰に窒化されるのを抑制でき、希土類‐鉄‐窒素系合金の主相を理想的な化学量論組成であるＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３とすることができる。

（６）上記磁性粉末の製造方法の一形態として、α‐Ｆｅ相の平均粒子径は、１００ｎｍ以下であることが挙げられる。

α‐Ｆｅ相の平均粒子径は大きすぎると磁気特性は低下するため、１００ｎｍ以下とすることで磁気特性を向上できる。

（７）本発明の一態様に係る圧粉磁石部材の製造方法は、準備工程と、成形工程と、脱水素工程と、窒化工程とを備えることが挙げられる。準備工程は、希土類元素とＦｅとを含む希土類‐鉄系合金が水素を含む雰囲気中で不均化温度以上の温度で水素化処理された水素化粉末を準備する。成形工程は、水素化粉末を圧縮成形して粉末成形体を作製する。脱水素工程は、粉末成形体を不活性雰囲気中又は減圧雰囲気中で再結合温度以上の温度で脱水素処理して希土類‐鉄系合金材を作製する。窒化工程は、窒素を含む雰囲気中にて磁場を印加した状態で窒化温度以上の温度で窒化処理して、希土類‐鉄‐窒素系合金の粒子を含む希土類‐鉄‐窒素系合金材を作製する。そして、窒化処理により、希土類‐鉄‐窒素系合金材を構成する希土類‐鉄‐窒素系合金の粒子は、希土類‐鉄‐窒素系化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有する。

上記の構成によれば、上記ナノコンポジット組織を有する圧粉磁石部材を製造でき、磁気特性に優れる圧粉磁石が得られる。

（８）本発明の一態様に係る圧粉磁石部材は、希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末を含む圧粉成形体を備え、希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末は、希土類‐鉄‐窒素系化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有する。

上記の構成によれば、希土類‐鉄‐窒素系化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有することで、磁気特性に優れる。

《本発明の実施形態の詳細》
本発明の実施形態に係る磁性粉末の製造方法、圧粉磁石部材の製造方法、及び圧粉磁石部材の具体例を説明する。なお、本発明は、これらの例示に限定されるものではなく、特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

〔実施形態１〕
［磁性粉末の製造方法］
実施形態に係る磁性粉末の製造方法は、希土類元素とＦｅとを含む希土類‐鉄系合金の粉末を窒素を含む雰囲気中にて窒化温度以上の温度で窒化処理する窒化工程を備える。この磁性粉末の製造方法の主たる特徴とするところは、窒化処理を磁場を印加した状態で行うことで、特定の組織を有する希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末を作製することにある。詳しくは後述するが、希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末が特定の組織を有することで、磁気特性に優れる希土類磁石が得られる。以下、窒化処理対象である希土類‐鉄系合金の粉末を準備する準備工程を説明した後、窒化工程を説明する。

（準備工程）
希土類‐鉄系合金の粉末は、希土類元素とＦｅとを含む。希土類元素は、後述の窒化処理により窒素が侵入されることで希土類‐鉄‐窒素系合金を構成する元素が挙げられる。具体的には、サマリウム（Ｓｍ）が挙げられる。Ｓｍは、磁気特性に優れる希土類磁石が得られる。

希土類‐鉄系合金における希土類元素の含有量は、Ｓｍを含む組成の場合、Ｓｍの含有量を２４．５質量％以上２７．０質量％以下とすることが好ましい。Ｓｍの含有量が上記範囲内であることで、希土類‐鉄系合金の結晶相を、化学量論組成がＳｍ_２Ｆｅ_１７などの希土類‐鉄系化合物と、化学量論組成がＳｍ_２Ｆｅ_１７よりもＳｍの濃度が高い富Ｓｍ組成の希土類‐鉄系化合物とを含む組織とすることができる。上記富Ｓｍ組成は、例えば、ＳｍＦｅ_２又はＳｍＦｅ_３が挙げられる。この希土類‐鉄系合金の結晶相に関する利点については、後述する。また、Ｓｍの含有量を２４．５質量％以上とすることで、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物の割合を多くできる上に、粗大なデンドライト状のα‐Ｆｅが過剰に形成されるのを抑制できる。Ｓｍの含有量を２７．０質量％以下とすることで、上記富Ｓｍ組成の化合物の割合が多くなりすぎることによるＳｍ_２Ｆｅ_１７の割合の低下を抑制できる。Ｓｍの含有量は、２４．７質量％以上２６．５質量％以下が特に好ましい。

希土類‐鉄系合金におけるＦｅの含有量は、５０質量％超が挙げられる。特に、希土類‐鉄系合金における希土類元素以外の残部をＦｅ及び不可避的不純物とすることが好ましい。その他、Ｆｅの一部を、例えば、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、ガリウム（Ｇａ）、アルミニウム（Ａｌ）、珪素（Ｓｉ）、銅（Ｃｕ）、チタン（Ｔｉ）、マンガン（Ｍｎ）及びニオブ（Ｎｂ）から選択される１種以上の元素で置換することもできる。例えば、Ｆｅの一部をＣｏで置換することで、耐熱性を改善できる。Ｆｅの一部を上記元素で置換する場合、置換量が過剰になると磁気特性の低下を招くことから、Ｆｅに対する置換量は５０原子％未満とすることが好ましく、より好ましくは３５原子％以下である。例えば、Ｆｅの一部をＣｏで置換する場合、Ｓｍ‐Ｆｅ系合金におけるＣｏの含有量は６質量％以下とすることが好ましい。

希土類‐鉄系合金の結晶相は、希土類元素がＳｍを含む場合、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物と、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物よりもＳｍの濃度が高い富Ｓｍ組成のＳｍ‐Ｆｅ化合物とを備えることが好ましい。富Ｓｍ組成のＳｍ‐Ｆｅ化合物は、例えば、ＳｍＦｅ_２又はＳｍＦｅ_３が挙げられる。即ち、希土類‐鉄系合金の結晶相は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物と、ＳｍＦｅ_２化合物及びＳｍＦｅ_３化合物から選択される少なくとも１種の化合物とを含むことが好ましい。Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物は、窒化処理により理想的な化学量論組成であるＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物を生成できる。一方、ＳｍＦｅ_２化合物やＳｍＦｅ_３化合物は、窒化処理により上述した理想的な化学量論組成のＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物を含む希土類‐鉄‐窒素系合金の主相を構成する化合物ではない。しかし、ＳｍＦｅ_２化合物やＳｍＦｅ_３化合物は、その窒化処理により、特定の平均粒子径（後述）で、かつ希土類‐鉄‐窒素系合金の主相中に分散してナノコンポジット組織を形成することで磁気特性の向上に寄与するα‐Ｆｅ相を生成ができる。従って、希土類‐鉄系合金の結晶相がＳｍ_２Ｆｅ_１７化合物と、ＳｍＦｅ_２化合物やＳｍＦｅ_３化合物とを備えることで、希土類磁石の磁気特性を向上できる希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末が得られる。

希土類‐鉄系合金の粉末の平均粒子径は、希土類磁石（ボンド磁石）に適した粒径、例えば、０．５μｍ以上５０μｍ以下が好ましく、特に１μｍ以上３０μｍ以下が好ましい。ここでは、平均粒子径とは、レーザ回折式粒度分布測定装置により測定した場合において、体積基準の粒度分布の小径側から累積が５０％となる粒径値（Ｄ５０：５０体積％粒径）のことである。

希土類‐鉄系合金の粉末の製造は、急冷凝固法（ストリップキャスト法やメルトスパン法）、溶解鋳造法、ガスアトマイズ法、還元拡散法などにより作製した希土類‐鉄系合金の原料合金を必要に応じて粉砕することで行える。粉砕は、例えばジェットミル、ハンマーミル、ブラウンミル、ピンミル、ディスクミル、ジョークラッシャーなどの公知の粉砕機で行える。

その他、希土類‐鉄系合金にＨＤＤＲ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ Ｄｉｓｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｔｉｏｎ Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ；水素化・不均化・脱水素・再結合）処理してもよい。このＨＤＤＲ処理は、希土類‐鉄系合金の原料合金に対して行ってもよいし、原料合金を粉砕した希土類‐鉄系合金の粉末に対して行ってもよい。ＨＤＤＲ処理とは、まず、希土類‐鉄系合金を水素含有雰囲気中、不均化温度以上で熱処理して、水素化することにより、希土類‐鉄系化合物（例、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７）をＳｍの水素化合物（ＳｍＨ_２）とＦｅとの相に分解し、富Ｓｍ組成の希土類‐鉄系化合物（例、ＳｍＦｅ_２やＳｍＦｅ_３）も同様に、Ｓｍの水素化合物とＦｅとの相に分解する。その後、不活性雰囲気中又は減圧雰囲気中、再結合温度以上で熱処理して、脱水素することにより、水素化分解した希土類‐鉄系化合物をＳｍ_２Ｆｅ_１７化合物と、ＳｍＦｅ_２化合物やＳｍＦｅ_３化合物などとに再結合する処理のことである。この処理により、希土類‐鉄系合金の結晶粒が微細化され、平均結晶粒径（後述する図１に六角形で模式的に示す結晶の等面積円相当径の平均）が５００ｎｍ以下の微細な希土類‐鉄系合金の主相からなる多結晶組織（多結晶粒子）が得られる。ＨＤＤＲ処理すれば、通常、希土類‐鉄系合金の結晶粒径は１００ｎｍ〜３００ｎｍ程度である。

ＨＤＤＲ処理の条件（水素化する熱処理の雰囲気・温度・時間、脱水素する熱処理の雰囲気・温度・時間）は、公知の条件を適用できる。水素化処理の条件は、例えば、雰囲気：Ｈ_２ガス雰囲気、又はＨ_２ガスとＡｒやＮ_２などの不活性ガスとの混合ガス雰囲気、温度：用意した合金の水素不均化温度以上（例えば、６００℃以上１１００℃以下）、保持時間：０．５時間以上５時間以下が挙げられる。脱水素処理の条件は、非水素雰囲気（ＡｒやＮ_２といった不活性ガス雰囲気、又は減圧雰囲気（例えば、標準の大気圧よりも圧力が低い真空雰囲気））、温度：水素化合金の再結合温度以上（材質にもよるが、例えば６００℃以上１０００℃以下）、保持時間：１０分以上６００分以下が挙げられる。特に、減圧雰囲気（例えば、真空度は１００Ｐａ以下、最終真空度は１０Ｐａ以下、更に１Ｐａ以下）は、希土類元素の水素化合物が残存し難くて好ましい。脱水素処理は、粉末成形体に強磁場（例えば、４Ｔ以上）を印加した状態で行える。そうすれば、再結合合金の配向性を高められ、ひいては希土類‐鉄系合金の配向性を高められる。

（窒化工程）
窒化工程では、上述の希土類‐鉄系合金の粉末を、窒素を含む雰囲気中にて磁場を印加した状態で窒化温度以上の温度で熱処理して窒化処理する。そうして、希土類‐鉄系合金の化合物を含む希土類‐鉄‐窒素系合金の主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有する希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末を作製する。

α‐Ｆｅ相の平均粒子径は、大きすぎると磁気特性は低下する。この平均粒子径は、例えば、１００ｎｍ以下であることが好ましい。そうすれば、磁気特性を向上できる。この平均粒子径は、８０ｎｍ以下が好ましい。この平均粒子径は、更には１０ｎｍ以上６５ｎｍ以下が好ましく、特に２０ｎｍ以上６０ｎｍ以下が好ましい。α‐Ｆｅ相の分散形態は、上記主相中に均一であることが好ましい。そうすれば、磁気特性に優れる希土類磁石が得られる。

窒化処理の条件は、例えば、雰囲気：ＮＨ_３ガス雰囲気、ＮＨ_３ガスとＨ_２ガスとの混合ガス雰囲気、Ｎ_２ガス雰囲気、又はＮ_２ガスとＨ_２ガスとの混合ガス雰囲気、温度：２８０℃以上４００℃以下、保持時間：２０分以上６００分以下、が挙げられる。温度を２８０℃以上とすれば、上記富Ｓｍ組成の希土類‐鉄系化合物を分解して上述した特定の平均粒子径のα‐Ｆｅ相を上記希土類‐鉄‐窒素系合金の主相中に分散したナノコンポジット組織を形成できる。温度を４００℃以下とすれば、上記希土類‐鉄系化合物（Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物）が過剰に窒化されるのを抑制でき、上記希土類‐鉄‐窒素系合金の主相を理想的な化学量論組成であるＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３とすることができる。上記温度は、３００℃以上３７０℃以下が好ましく、更には３５０℃以下が特に好ましく、上記保持時間は、３０分以上５４０分以下が特に好ましい。

窒化処理は、上述したように磁場を印加した状態で行う。磁場印加により、上記希土類‐鉄系化合物（Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物）では、結晶格子を一方向に引き伸ばし易く、引き伸ばされた鉄原子‐鉄原子間に窒素原子を優先的に侵入させて、上記希土類‐鉄‐窒素系合金の主相が理想的な化学量論組成（例、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３）の磁性粉末を得易い。また、磁場印加により、上記富Ｓｍ組成の希土類‐鉄系化合物（ＳｍＦｅ_２化合物ＳｍＦｅ_３化合物）を分解して特定の平均粒子径のα‐Ｆｅ相を上記希土類‐鉄‐窒素系合金の主相中に分散させられる。

印加する磁場の強度は、１．５Ｔ以上４．０Ｔ以下とすることが好ましい。磁場強度を１．５Ｔ以上とすることで、上記富Ｓｍ組成の希土類‐鉄系化合物を分解して特定の平均粒子径のα‐Ｆｅ相を上記希土類‐鉄‐窒素系合金の主相中に分散させられる。磁場強度を４．０Ｔ以下とすることで、分解して生成されたα‐Ｆｅ相の平均粒子径が粗大化することを抑制できる。磁場強度は、２Ｔ以上３．５Ｔ以下が特に好ましい。

磁場の印加は、例えば超電導マグネット、常電導マグネットなどの公知の磁場印加装置を使用できる。

［磁性粉末の製造方法の作用効果］
上述の磁性粉末の製造方法によれば、上述のナノコンポジット組織を有する希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末を容易に製造できる。特に、原料粉末としてＳｍ_２Ｆｅ_１７化合物と、ＳｍＦｅ_２化合物及びＳｍＦｅ_３化合物の少なくとも一方の化合物とを含む希土類‐鉄系合金の粉末を用いることで、上述のナノコンポジット組織を有する希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末をより一層容易に製造できる。また、上述の磁性粉末の製造方法によれば、希土類磁石の材料に好適に利用できる磁性粉末を製造できる。

［希土類磁石］
希土類磁石は、磁性粉末と、磁性粉末を結合する結合樹脂とを含むボンド磁石が挙げられる。磁性粉末には、上述の磁性粉末を用いることが挙げられる。結合樹脂の種類は、熱硬化性樹脂が挙げられる。具体的には、アクリル樹脂、ポリイミド樹脂、エポキシ樹脂などが好ましい。これらの中でも、特に耐熱温度が高い樹脂が好ましい。ボンド磁石の耐熱温度は、この結合樹脂の耐熱温度に大きく依存するからである。ボンド磁石の製造は、磁性粉末と結合樹脂とを含む混合材料を作製し、混合材料を成型用金型に充填して圧縮成形することで製造できる。成形圧力は、例えば、２５０ＭＰａ以上１０００ＭＰａ以下とすることが挙げられる。成形時の雰囲気は、酸素濃度が体積割合で５％以下、更には１％以下の不活性雰囲気（Ａｒ雰囲気）又は減圧雰囲気（１０Ｐａ以下の真空雰囲気）が好ましい。この圧縮成形は、混合材料に対して磁場を印加した状態で行える。そうすれば、原料粉末の配向方向を一方向に向けた状態で成形でき、磁気特性に優れるボンド磁石とすることができる。磁場強度は、例えば、０．１Ｔ以上５．０Ｔ以下とすることができる。

〔実施形態２〕
［圧粉磁石部材の製造方法］
実施形態に係る圧粉磁石部材の製造方法は、水素化粉末を準備する準備工程と、粉末成形体を作製する成形工程と、希土類‐鉄系合金材を作製する脱水素工程と、希土類‐鉄‐窒素系合金材を作製する窒化工程とを備える。この圧粉磁石部材の製造方法の主たる特徴とするところは、窒化工程により希土類‐鉄‐窒素系合金材を構成する希土類‐鉄‐窒素系合金の組織を特定の組織とする点にある。以下、各工程を詳細に説明する。

（準備工程）
準備工程は、希土類‐鉄系合金が水素を含む雰囲気中で不均化温度以上の温度で熱処理して水素化処理された水素化粉末を作製する。水素化粉末の作製は、希土類‐鉄系合金のインゴットに水素化処理し、その後粉砕することで行ってもよいし、希土類‐鉄系合金のインゴットを粉砕した粉末に水素化処理することで行っても良い。いずれの場合においても、水素化処理の具体的な条件は、実施形態１で説明した水素化処理条件と同様とすることが挙げられる。

水素化処理対象である希土類‐鉄系合金は、実施形態１で説明した希土類‐鉄系合金と同様とすることが挙げられる。即ち、希土類元素はＳｍが挙げられ、Ｓｍの含有量は２４．５質量％以上２７．０質量％以下とすることが好ましく、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物と、ＳｍＦｅ_２化合物及びＳｍＦｅ_３化合物から選択される少なくとも１種の化合物とを含むことが好ましい。希土類‐鉄系合金の製造は、上述と同様、急冷凝固法などで行える。

水素化粉末の平均粒子径は、圧縮成形（圧粉磁石）に適した粒径、例えば、３μｍ以上５００μｍ以下が好ましい。そうすれば、磁気特性に優れる圧粉磁石が得られる。平均粒子径は、３０μｍ以上４００μｍ以下、更に７５μｍ以上３５５μｍ以下が好ましい。水素化粉末の平均粒子径とは、上述と同様、５０体積％粒径（Ｄ５０）を言う。

（成形工程）
成形工程は、水素化粉末を圧縮成形して粉末成形体を作製する。成形圧力は、成形圧力を高くするほど、相対密度の高い希土類磁石が得られ易い。相対密度が高いほど、緻密で硬磁性相の割合が高い希土類磁石が得られる点で好ましい。この成形圧力は、２９４ＭＰａ（３ｔｏｎ／ｃｍ^２）以上が挙げられる。成形圧力を２９４ＭＰａ以上とすれば、粉末成形体の相対密度を、例えば、８０％以上にでき、更には、８５％以上、９０％以上にできる。相対密度とは、水素化粉末を構成する水素化合金の真密度に対する実際の密度（「粉末成形体の見かけ密度／水素化合金の真密度」の百分率）のことである。この粉末成形体の相対密度は、後工程を経て得られる圧粉磁石部材の相対密度に実質的に維持される。成形圧力は、５８８ＭＰａ（６ｔｏｎ／ｃｍ^２）以上が好ましく、更には９８０ＭＰａ（１０ｔｏｎ／ｃｍ^２）以上が好ましい。成形圧力は１９６０ＭＰａ（２０ｔｏｎ／ｃｍ^２）以下が挙げられる。

成形工程は、水素化粉末に磁場を印加した状態で行える。圧縮成形を磁場中で行えば、磁場の方向に希土類‐鉄系化合物の結晶方位を揃えて粒子を配向させられる。その結果、希土類‐鉄系化合物の磁化容易軸（ｃ軸）を一方向に配向させ易く、磁気異方性が高く、磁気特性に優れる希土類磁石が得られる。印加磁場の強度は、０．５Ｔ以上が好ましい。磁場強度が大きいほど、磁界の方向に粒子の結晶方位を揃え易く、磁気特性に優れる希土類磁石が得られる。磁場強度は、更に１．５Ｔ以上が好ましい。磁場強度は、１０Ｔ以下程度が挙げられる。磁場の印加方向は、特に限定されないが、例えば、圧縮方向と平行な方向としたり、垂直な方向としたりすることが挙げられる。

圧縮成形する際の雰囲気は、水素化粉末の酸化を抑制するため、酸素濃度が体積割合で５％以下、更には１％以下の不活性雰囲気（Ａｒ雰囲気）又は減圧雰囲気（１０Ｐａ以下の真空雰囲気）が好ましい。

成形には、所望の形状の金型を利用するとよい。金型は、代表的には、貫通孔を有するダイと、ダイの内周面と共に成形空間を形成し、上記貫通孔に挿入して水素化粉末を圧縮成形する一対のパンチとを備える。貫通孔を有する筒状又は環状の粉末成形体を成形する場合には、ダイの貫通孔に挿入配置されるロッドを利用する。圧縮成形する際に金型を適宜加熱することで、粉末の変形が促進され、高密度化が容易になる。

（脱水素工程）
脱水素工程では、粉末成形体を不活性雰囲気中又は減圧雰囲気中で再結合温度以上の温度で熱処理して脱水素処理して希土類‐鉄系合金材を作製する。脱水素処理の具体的な条件は、実施形態１で説明した脱水素処理条件と同様とすることが挙げられる。

（窒化工程）
窒化工程では、希土類‐鉄系合金材を窒素を含む雰囲気中にて磁場を印加した状態で窒化温度以上の温度で窒化処理して、希土類‐鉄‐窒素系合金の粒子を含む希土類‐鉄‐窒素系合金材を作製する。この窒化処理により、希土類‐鉄‐窒素系合金材を構成する前記希土類‐鉄‐窒素系合金の粒子は、希土類‐鉄‐窒素系化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有することができる。希土類‐鉄系合金材がＳｍ‐Ｆｅ系合金で形成されている場合、窒化処理により、Ｓｍ‐Ｆｅ系合金をＳｍ‐Ｆｅ‐Ｎ系合金にすることができる。窒化処理の具体的な条件は、実施形態１で説明した窒化工程の条件と同様とすることが挙げられる。

［圧粉磁石部材の製造方法の作用効果］
上述の圧粉磁石部材の製造方法によれば、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有する希土類‐鉄‐窒素系合金材からなる圧粉磁石部材を製造できる。

［圧粉磁石部材］
圧粉磁石部材は、希土類‐鉄‐窒素‐鉄系合金の粉末を含む圧粉成形体を備え、その合金は上述のナノコンポジット組織を有する。この圧粉磁石部材は、上述の水素化工程、成形工程、脱水素工程、及び窒化工程を経て得られる。圧粉磁石部材の相対密度は、粉末成形体（希土類‐鉄系合金材）の相対密度に依存し、成形後の熱処理（例えば、脱水素処理）に起因する熱収縮によって若干の増加がみられるものの、粉末成形体の相対密度を実質的に維持する。圧粉磁石部材の相対密度は、８０％以上が好ましく、８５％以上、更に９０％以上、特に９５％以上が好ましい。この圧粉磁石部材を着磁すると圧粉磁石が得られる。

〔試験例１〕
磁性粉末の試料Ｎｏ．１‐１〜１‐７、１‐１０１〜１‐１０６を作製し、各試料の磁気特性を評価した。磁性粉末の作製は、希土類‐鉄系合金の粉末の準備→窒化工程の手順で行った。

まず、原料粉末として、Ｓｍを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である希土類‐鉄系合金の粉末を準備した。ここでは、得られる希土類‐鉄系合金のＳｍの含有量が表１となるように構成元素の含有量を調整した合金の溶湯を用意し、この溶湯をストリップキャスト法により凝固して原料合金を作製した。続いて、その原料合金を粉砕して平均粒子径Ｄ５０が１μｍの希土類‐鉄系合金の粉末を作製した。作製した希土類‐鉄系合金の結晶相をＸ線回折装置（ＸＲＤ：株式会社リガク製 ＳｍａｒｔＬａｂ）により分析した。分析結果を表１に示す。希土類‐鉄系合金の結晶相は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物と、ＳｍＦｅ_２化合物又はＳｍＦｅ_３化合物の一方とで構成されていた。

次に、希土類‐鉄系合金の粉末を窒化処理して希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末（磁性粉末）の試料Ｎｏ．１‐１〜１‐７、１‐１０１〜１‐１０６を作製した。窒化処理は、真空雰囲気熱処理炉を用いて、ＮＨ_３ガスとＨ_２ガスの体積濃度比が１：３の混合ガス雰囲気中、磁場を印加した状態で熱処理することで行った。印加した磁場強度（Ｔ）、熱処理温度（℃）、熱処理時間（ｈｒ）を表１に示す。

［評価］
（結晶相分析）
各試料の磁性粉末の結晶相の成分を、上述のＸ線回折装置により分析した。また、各試料の磁性粉末の断面を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：株式会社日立ハイテクノロジーズ製 Ｈ‐９５００）で観察して次のようにしてα‐Ｆｅ相の存在形態を観察すると共にα‐Ｆｅ相の平均粒子径を求めた。磁性粉末と樹脂と混合して樹脂を固化させた観察試料を作製し、研磨して観察試料の断面を露出させ、この断面をＴＥＭで観察して観察画像を取得する。この観察画像から、α‐Ｆｅ相の存在形態を観察した。また、この観察画像から、少なくとも１０個以上のα‐Ｆｅ相の等面積円相当径を算出し、その平均値をとってα‐Ｆｅ相の平均粒子径とした。各試料のうち試料Ｎｏ．１‐１の上記観察画像の概略図を図１上図に示し、試料Ｎｏ．１‐１０２の上記観察画像の概略図を図１下図に示す。また、各試料の分析の結果、及び測定結果を表１に示す。表１の結晶相における組成の欄に示すａ‐Ｓｍの「ａ‐」はアモルファスを意味し、α‐Ｆｅ相の平均粒子径の欄に示す「‐」は、α‐Ｆｅ相が見られないため測定を行っていないことを意味する。

（磁気特性測定）
各試料の磁気特性として、質量磁化σ（Ａ・ｍ^２／ｋｇ）と、固有保磁力ｉＨｃ（ｋＡ／ｍ）とを振動試料型磁力計（東英工業株式会社製 ＶＳＭ‐５ＳＣ‐５ＨＦ型）を用いて測定した。その結果を表１に示す。

試料Ｎｏ．１‐１は、例えば図１上図に示すように、磁性粉末１のＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相１１からなる主相中に平均粒子径が表１に示す微細なα‐Ｆｅ相１２が分散していた。試料Ｎｏ．１‐２〜１‐７は、図示を省略しているが試料Ｎｏ．１‐１と同様、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物からなる主相中に、平均粒子径が表１に示すような微細なα‐Ｆｅ相が分散していた。この試料Ｎｏ．１‐１〜１‐７の磁気特性は、表１に示すように、質量磁化が１２５Ａ・ｍ^２／ｋｇ以上、及び固有保磁力が６００ｋＡ／ｍ以上であり、質量磁化及び固有保磁力が高く磁気特性に優れることが分かる。

試料Ｎｏ．１‐１０２、１‐１０４、１‐１０５は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物からなる主相中に、平均粒子径が表１に示すように試料Ｎｏ．１‐１などと比較すると粗大なα‐Ｆｅ相が生成されていた。例えば、試料Ｎｏ．１‐１０２は、図１下図に示すように、磁性粉末１００のＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相１１中に試料Ｎｏ．１‐１などと比較して粗大なα‐Ｆｅ相１２が存在していた。この試料Ｎｏ．１‐１０２、１‐１０４、１‐１０５の磁気特性は、試料Ｎｏ．１‐１などと比較すると質量磁化及び固有保磁力が非常に小さく磁気特性に劣ることが分かる。

試料Ｎｏ．１‐１０１、１‐１０３、１‐１０６は、表１に示すようにα‐Ｆｅ相が生成されていなかった。この試料Ｎｏ．１‐１０１、１‐１０３、１‐１０６の磁気特性は、試料Ｎｏ．１‐１などと比較すると質量磁化及び固有保磁力が非常に小さく磁気特性に劣ることが分かる。

試料Ｎｏ．１‐１，６，７と試料Ｎｏ．１‐１０５，１０６との比較から、原料粉末におけるＳｍの含有量を２４．５質量％以上２７．０質量％以下（Ｆｅ：７３質量％以上７５．５質量％以下）とすれば、質量磁化及び固有保磁力を高められることが分かる。また、試料Ｎｏ．１‐１〜１‐３と試料Ｎｏ．１‐１０１，１０２との比較から、窒化処理時の磁場強度を１．５Ｔ以上４．０Ｔ以下とすれば、質量磁化及び固有保磁力を高められることが分かる。更に、試料Ｎｏ．１‐１、４、５と試料Ｎｏ．１‐１０３，１０４との比較から、窒化処理時の熱処理温度を２８０℃以上４００℃以下とすれば、質量磁化及び固有保磁力を高められることが分かる。

試料Ｎｏ．１‐１〜１‐７が磁気特性に優れる結果となったのは、結晶相の組成が理想的な化学量論組成のＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相とＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相に分散する平均粒子径が１００ｎｍ以下の微細なα‐Ｆｅ相とで実質的に形成されていたからだと考えられる。即ち、理想的な化学量論組成ではないＳｍＦｅ系化合物相（例えば、ＳｍＦｅ_３、ＳｍＦｅ_２、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_５など）は存在していない。なお、図１上図に示すように、試料Ｎｏ．１‐１の磁性粉末１のＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相１１中には、ａ‐Ｓｍ相１３が生成されているものの、このａ‐Ｓｍ相１３の全体に対する割合は微量であるため、磁気特性には殆ど影響がないと考えられる。この点は、試料Ｎｏ．１‐２〜１‐７も同様である。

一方、試料Ｎｏ．１‐１０１〜１０６が試料Ｎｏ．１‐１などと比較して磁気特性に劣るのは、それぞれ以下の点が考えられる。試料Ｎｏ．１‐１０１、１０３は、ＳｍＦｅ_３が残存していた上に、α‐Ｆｅ相が形成されていないからだと考えられる。試料Ｎｏ．１‐１０２は、図１下図に示すように、磁性粉末１００のＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相１１中に上述した粗大なα‐Ｆｅ相１２が生成されていることに加えて、理想的な化学量論組成ではないＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_５化合物相１４が生成されたからだと考えられる。なお、試料Ｎｏ．１‐１０２のＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相１１中には、試料Ｎｏ．１‐１などと同様、ａ‐Ｓｍ相１３も生成されていた。試料Ｎｏ．１‐１０４は、試料Ｎｏ．１‐１０２と同様の理由が考えられ、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相中に粗大なα‐Ｆｅ相が生成され、加えて、理想的な化学量論組成ではないＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_５化合物相が生成されたからだと考えられる。また、試料Ｎｏ．１‐１０４は、試料Ｎｏ．１‐１０２と同様、ａ‐Ｓｍ相も生成されていた。試料Ｎｏ．１‐１０５は、試料Ｎｏ．１‐１０２、１０４のようなＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_５化合物相が生成されておらず、α‐Ｆｅ相が生成されていて、組成を見ると試料Ｎｏ．１‐１などと同様であるものの、試料Ｎｏ．１‐１などと比較するとα‐Ｆｅ相が粗大だからだと考えられる。試料Ｎｏ．１‐１０６は、α‐Ｆｅ相が形成されていないからだと考えられる。

〔試験例２〕
圧粉磁石部材の試料Ｎｏ．２‐１、２‐１０１を作製し、これらの試料の結晶相の分析、及び磁気特性を評価した。圧粉磁石部材の作製は、原料準備工程→水素化工程→成形工程→脱水素工程→窒化工程の手順で行った。

［試料Ｎｏ．２‐１］
原料として、Ｓｍを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である希土類‐鉄系合金を粉砕して希土類‐鉄系合金の粉末を準備した。希土類‐鉄系合金におけるＳｍの含有量が２５質量％となるように、構成元素の含有量を調整した合金の溶湯を用意し、この溶湯をストリップキャスト法により凝固して原料合金を作製した。そして、その原料合金を粉砕して平均粒子径Ｄ５０が１μｍの希土類‐鉄系合金の粉末を作製した。

希土類‐鉄系合金の結晶相をＸ線回折装置（ＸＲＤ：株式会社リガク製 ＳｍａｒｔＬａｂ）により分析した。その結果、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物相と、ＳｍＦｅ_３化合物相とが存在することが確認された。

希土類‐鉄系合金の粉末に水素化処理を施して水素化粉末を作製する。水素化処理は、真空雰囲気熱処理炉を用いて、条件を、水素雰囲気中、７００℃×２時間として行った。

次に、水素化粉末を金型に充填し、圧縮成形して、直径約２０ｍｍで高さ約３０ｍｍの円柱状の粉末成形体を作製した。圧縮成形は、雰囲気を真空とし、成形圧力を９８０ＭＰａで行った。

粉末成形体の相対密度を求めたところ８６％であった。相対密度は、粉末成形体の見かけ密度／水素化合金の真密度」の百分率から求めた。粉末成形体の見かけ密度は、サイズと質量から算出した。水素化合金の真密度は、７．７３ｇ／ｃｍ^３とした。

粉末成形体に脱水素処理を施して希土類‐鉄系合金材を作製した。脱水素処理は、真空雰囲気熱処理炉内の雰囲気を水素雰囲気から真空雰囲気に切り換えて、条件を、真空雰囲気中、７５０℃×２時間として行った。真空雰囲気の真空度は３×１０^−５Ｐａに設定した。

希土類‐鉄系合金材の相対密度を求めたところ８８％であった。相対密度は、粉末成形体の相対密度と同様、「希土類‐鉄系合金材の見かけ密度／希土類‐鉄系合金の真密度」の百分率から求めた。希土類‐鉄系合金材の見かけ密度は、サイズと質量から算出した。希土類‐鉄系合金の真密度は、７．９０ｇ／ｃｍ^３とした。

希土類‐鉄系合金材に窒化処理を施して希土類‐鉄‐窒素系合金材（圧粉磁石部材）の試料Ｎｏ．２‐１を作製した。窒化処理は、試験例１と同様、真空雰囲気熱処理炉内の雰囲気をＮＨ_３ガスとＨ_２ガスの体積濃度比が１：３の混合ガス雰囲気中、磁場を印加した状態で熱処理することで行った。印加した磁場強度は２Ｔ、熱処理温度は３６０℃、熱処理時間は６時間とした。

圧粉磁石部材の相対密度を求めたところ８６％であった。相対密度は、粉末成形体や希土類‐鉄系合金材の相対密度と同様、「圧粉磁石部材の見かけ密度／希土類‐鉄‐窒素系合金材の真密度」の百分率から求めた。圧粉磁石部材の見かけ密度は、サイズと質量から算出した。希土類‐鉄‐窒素系合金材の真密度は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３の真密度（７．９２ｇ／ｃｍ^３）とした。

圧粉磁石部材を構成する希土類‐鉄‐窒素系合金の結晶相を、試験例１と同様、上述のＸ線回折装置を用いて分析した。その結果、結晶相は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相と、α‐Ｆｅ相と、ａ‐Ｓｍ相とが存在していることが確認された。また、試験例１と同様、希土類‐鉄‐窒素系合金の断面をＴＥＭで観察したところ、α‐Ｆｅ相の平均粒子径は３９ｎｍであり、α‐Ｆｅ相はＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物の主相中に分散していることが確認された。

希土類‐鉄‐窒素系合金材の磁気特性として、５Ｔのパルス磁界で着磁した後、磁気特性を調べた。磁気特性は、ＢＨ磁石材料評価装置（理研電子株式会社製 ＢＨＨ‐５３０ＡＰ）を用いて、質量磁化σ（Ａ・ｍ^２／ｋｇ）と固有保磁力ｉＨｃ（ｋＡ／ｍ）とを調べた。その結果、質量磁化σが１５８Ａ・ｍ^２／ｋｇであり、固有保磁力ｉＨｃが７９７．７ｋＡ／ｍであった。

［試料Ｎｏ．２‐１０１］
希土類‐鉄‐窒素系合金材（圧粉磁石部材）の試料Ｎｏ．２‐１０１は、窒化工程で窒化処理の熱処理温度を４６０℃とした点を除き、試料Ｎｏ．２‐１と同様にして作製した。

圧粉磁石部材を構成する希土類‐鉄‐窒素系合金の結晶相は、試料Ｎｏ．２‐１と同様に分析したところ、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相と、α‐Ｆｅ相と、ａ‐Ｓｍ相とに加え、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_５化合物相が存在していることが確認された。希土類‐鉄‐窒素系合金の断面を試料Ｎｏ．２‐１と同様にＴＥＭで観察したところ、α‐Ｆｅ相の平均粒子径は２２８ｎｍであった。この圧粉磁石部材の磁気特性は、質量磁化σが５７Ａ・ｍ^２／ｋｇであり、固有保磁力ｉＨｃが２３１．３ｋＡ／ｍであった。

以上の結果から、試料Ｎｏ．２‐１のように、上述の原料準備工程→水素化工程→成形工程→脱水素工程を経た後に特定の窒化工程を経れば、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相中に平均粒子径が微細なα‐Ｆｅ相が分散した圧粉磁石部材が得られることが分かった。そして、試料Ｎｏ．２‐１のような結晶相がＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相とＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相に分散する微細なα‐Ｆｅ相とで実質的に形成される圧粉磁石部材は、試料Ｎｏ．２‐１０１のようなＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相中に粗大なα‐Ｆｅ相や理想的な化学量論組成ではないＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_５化合物相が存在する圧粉磁石部材と比較すると、磁気特性に優れる圧粉磁石が得られることが分かった。

本発明の磁性粉末の製造方法は、永久磁石などに利用される希土類磁石の原料の製造に好適に利用できる。本発明の圧粉磁石部材の製造方法は、永久磁石、例えば、各種のモータ、特に、ハイブリッド自動車やハードディスクドライブなどに具備される高速モータに用いられる永久磁石の素材の製造に好適に利用できる。本発明の圧粉磁石部材は、ハイブリッド自動車やハードディスクドライブなどに具備される高速モータに用いられる永久磁石の素材に好適に利用できる。

１、１００ 磁性粉末
１１ Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３化合物相
１２ α‐Ｆｅ相
１３ ａ‐Ｓｍ相
１４ Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_５化合物相

Claims (8)

1. 希土類元素とＦｅとを含む希土類‐鉄系合金の粉末を、窒素を含む雰囲気中にて磁場を印加した状態で窒化温度以上の温度で窒化処理して、希土類‐鉄‐窒素系化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有する希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末を作製する窒化工程を備える磁性粉末の製造方法。
2. 前記希土類‐鉄系合金は、前記希土類元素としてＳｍを含み、
   前記希土類‐鉄系合金の結晶相は、
   Ｓｍ_２Ｆｅ_１７化合物と、
   ＳｍＦｅ_２化合物及びＳｍＦｅ_３化合物から選択される少なくとも１種の化合物とを含む請求項１に記載の磁性粉末の製造方法。
3. 前記希土類‐鉄系合金は、前記希土類元素としてＳｍを２４．５質量％以上２７．０質量％以下含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である請求項１又は請求項２に記載の磁性粉末の製造方法。
4. 前記窒化処理の磁場の強度は、１．５Ｔ以上４．０Ｔ以下である請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の磁性粉末の製造方法。
5. 前記窒化処理の温度は、２８０℃以上４００℃以下である請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の磁性粉末の製造方法。
6. 前記α‐Ｆｅ相の平均粒子径は、１００ｎｍ以下である請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の磁性粉末の製造方法。
7. 希土類元素とＦｅとを含む希土類‐鉄系合金が水素を含む雰囲気中で不均化温度以上の温度で水素化処理された水素化粉末を準備する準備工程と、
   前記水素化粉末を圧縮成形して粉末成形体を作製する成形工程と、
   前記粉末成形体を不活性雰囲気中又は減圧雰囲気中で再結合温度以上の温度で脱水素処理して希土類‐鉄系合金材を作製する脱水素工程と、
   前記希土類‐鉄系合金材を、窒素を含む雰囲気中にて磁場を印加した状態で窒化温度以上の温度で窒化処理して、希土類‐鉄‐窒素系合金の粒子を含む希土類‐鉄‐窒素系合金材を作製する窒化工程とを備え、
   前記希土類‐鉄‐窒素系合金材を構成する前記希土類‐鉄‐窒素系合金の粒子は、希土類‐鉄‐窒素系化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有する圧粉磁石部材の製造方法。
8. 希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末を含む圧粉成形体を備え、
   前記希土類‐鉄‐窒素系合金の粉末は、希土類‐鉄‐窒素系化合物を含む主相中にα‐Ｆｅ相が分散したナノコンポジット組織を有する圧粉磁石部材。

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