JPH10324958A - 硬磁性合金圧密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金圧密体 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 本発明の目的は、材料強度に優れて薄型
化が容易であり、硬質磁気性能にも優れた硬磁性合金圧
密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金圧密体を提供
することにある。 【解決手段】 本発明は、希土類元素のうちの１種以上
からなる元素Ｒが４〜２０原子％と、Ｂが２〜２０原子
％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金よりなり、急冷に
より平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出
した組織とされた合金が応力下において結晶化または粒
成長されて、前記組織中にソフト磁性相又は準ハード磁
性相と、ハード磁性相との混相状態が形成されるととも
に該ハード磁性相の結晶軸に異方性が付与されてなり、
保磁力が１ｋＯｅ以上であることを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明はモーター、アクチュ
エータ、スピーカーなどに使用できる磁気性能に優れた
硬磁性合金圧密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金
圧密体に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来一般に、フェライト磁石よりも優れ
た性能を有する磁石材料として、Ｓｍ-Ｃｏ焼結磁石、
Ｆｅ-Ｎｄ-Ｂ焼結磁石、Ｆｅ-Ｎｄ-Ｂ急冷磁石などが知
られており、またさらに高い性能を目指してＦｅ-Ｓｍ-
Ｎ系磁石などの新しい合金磁石の研究も数多くなされて
いる。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
の磁石材料においては、１０原子％以上のＮｄ、または
８原子％以上のＳｍが必要であり、高価な希土類元素の
使用量が多いことからフェライト磁石よりも製造コスト
が高くなってしまうという欠点があった。またフェライ
ト磁石は、これらの希土類磁石に比べてコストは低い
が、磁気的特性が不十分であった。このため、低コスト
でフェライト磁石以上の硬磁性を示すような磁石材料の
出現が望まれていた。

【０００４】本発明者らは上記事情に鑑み、低コストで
優れた硬磁気特性を備えた硬磁性材料について研究した
結果、特願平８−６８８２２号明細書に記載されている
ようにＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を主成分
とし、希土類元素のうちの１種または２種以上からなる
元素Ｒと、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆのうち１種または２
種以上からなる元素Ｍと、ホウ素Ｂとを含み、組織のう
ちの５０％以上、好ましくは６０％以上が平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細結晶相であり、残部が非晶質相で
あり、上記微細結晶相としてｂｃｃ-Ｆｅと、固溶元素
を含むＦｅ-Ｂ化合物および／またはＦｅ₁₄Ｒ₂Ｂ₁を主
体とすることを特徴とする硬磁性材料を発明した。

【０００５】しかし、上記の硬磁性材料は、例えば回転
ドラムに溶湯を吹き付けて急冷して薄帯状に形成する製
造方法、または溶湯を冷却用気体中に噴出して液滴状態
で急冷して粉末状に形成する製造方法などによって製造
されるものであるので、薄帯状もしくは粉末の形態でし
か得られず、このままでは例えばモーター、アクチュエ
ータ、スピーカーなどに使用し得る形状の塊状（バルク
状）の磁石を得ることができなかった。

【０００６】一般に粉末状の磁性体を成形してバルク状
に加工する方法として、磁性体粉末をゴムやプラスチッ
クなどの樹脂の結合材と混合して圧縮成形または射出成
形により成形する方法が従来から行われ、これらの方法
により製造された磁石は「ボンド磁石」として知られ、
形状の自由度が高いために電子部品用などとして広く用
いられている。しかし、これら従来のボンド磁石は、硬
磁性材料間結合材が介在し、全体の体積に対して磁石部
分の密度も高くできないために、残留磁化（Ｉｒ）が低
下し、硬磁気特性が低く、また、樹脂を含むために材料
強度が弱く、薄型化が困難であるという問題があった。

【０００７】また、薄板化という観点から従来のＳｍ-
Ｃｏ磁石を見ると、この磁石を厚さ数ｍｍ以下に研磨し
て薄型化すると極めて割れやすく、取り扱いに問題を生
じ易い欠点があった。なお、Ｓｍ-Ｃｏ磁石でボンド磁
石を作製することもできるが、上述の如く樹脂を含むた
めに高密度化することができず、Ｓｍ-Ｃｏ磁石の優れ
た硬磁気特性を損なうことになる問題があった。

【０００８】本発明は、上記の課題を解決するためにな
されたものであって、その目的は、材料強度に優れて薄
型化が容易であり、硬質磁気性能にも優れた硬磁性合金
圧密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金圧密体を提
供することにある。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明は前記事情に鑑み
てなされたもので、希土類元素のうちの１種以上からな
る元素Ｒが４〜２０原子％と、Ｂが２〜２０原子％含ま
れるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金よりなり、急冷により平
均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出した組
織とされた合金が応力下において結晶化または粒成長さ
れて、前記組織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相
と、ハード磁性相との混相状態が形成されるとともに該
ハード磁性相に異方性が付与されてなり、保磁力が１ｋ
Ｏｅ以上であることを特徴とする。また、希土類元素の
うちの１種以上からなる元素Ｒが３〜２０原子％と、Ｂ
が２〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金よ
りなり、急冷により非晶質相を含む組織とされた合金が
応力下において前記非晶質相が結晶化されて、前記組織
中に平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出
するとともに、ソフト磁性相又は準ハード磁性相と、ハ
ード磁性相との混相状態が形成され、かつ前記ハード磁
性相に異方性が付与されてなり、保磁力が１ｋＯｅ以上
であることを特徴とするものでも良い。

【００１０】先に記載の構成の硬磁性合金圧密体におい
て、応力下において結晶化または粒成長された合金に４
００〜１０００℃で熱処理が施されて組織中に平均結晶
粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が主相として析出さ
れたことを特徴とするものでも良い。先に記載の硬磁性
合金圧密体において、ｂｃｃ（体心立方構造）-Ｆｅ相
またはｂｃｃ−ＦｅＣｏ相と、固溶元素を含むＦｅ−Ｂ
の化合物と、非晶質相とが少なくとも析出した保磁力が
１ｋＯｅ以下のソフト磁性相または準ハード磁性相と、
Ｆｅ₁₄Ｒ₂ Ｂ相（式中、Ｒは、希土類元素のうちの１種
以上の元素を表す）の単体が少なくとも析出した保磁力
が１ｋＯｅ以上のハード磁性相とがそれぞれ１０ｖｏｌ
（体積）％以上含まれていることを特徴とするものでも
良い。先に記載の硬磁性合金圧密体において、急冷によ
り非晶質相又は平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶
質相が析出した組織とされた合金が応力下において結晶
化または粒成長されるとともに圧密化されてなることを
特徴とするものでも良い。

【００１１】先に記載の硬磁性合金圧密体において、非
晶質相を含み、結晶化したときに硬磁性を発現する合金
が結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形さ
れてなることを特徴とするものでも良い。先に記載の硬
磁性合金圧密体において、応力下において前記合金が加
熱されることを特徴とするものでも良い。先に記載の硬
磁性合金圧密体において、下記組成式で表される合金が
用いられることを特徴とするものでも良い。 Ｔ_xＭ_yＲ_zＢ_w ただし、Ｔは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種以上の元
素、Ｒは、希土類元素のうちの１種以上の元素、Ｍは、
Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうちの
１種以上の元素、Ｂはホウ素を表し、組成比を示すx、
y、z、wは原子％で、５０≦x、０≦y≦１５、３≦z≦２
０、２≦w≦２０である。次に、前記組成式中の組成比
を示すx、y、z、wは原子％で、８０≦x≦９３、０.５≦
y≦５、３≦z≦１０、３≦w≦７でも良い。更に、前記
組成式中の組成比を示すx、y、z、wは原子％で、８６≦
x≦９３、０.５≦y≦３、３≦z≦７、３≦w≦５である
ことを特徴とするものでも良い。

【００１２】次に、下記組成式を有することを特徴とす
る硬磁性合金圧密体でも良い。 Ｔ_xＭ_yＲ_zＢ_wＥ_v ただし、Ｔは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種以上の元
素、Ｒは、希土類元素のうちの１種以上の元素、Ｍは、
Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうちの
１種以上の元素、Ｂはホウ素を表し、ＥはＣｒ、Ａｌ、
Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａ
ｕ、Ｇａ、Ｇｅのうちの１種以上の元素を表すととも
に、組成比を示すx、y、z、w、vは原子％で、５０≦x、
０≦y≦１５、３≦z≦２０、２≦w≦２０、０≦v≦１０
である。更に、前記組成式中の組成比を示すx、y、z、
w、vは原子％で、８０≦x≦９３、０.５≦y≦５、３≦z
≦１０、３≦w≦７、０≦v≦５であることを特徴とする
ものでも良い。前記組成式中の組成比を示すx、y、z、
w、vは原子％で、８６≦x≦９３、０.５≦y≦３、３≦z
≦７、３≦w≦５、０.１≦v≦５でも良い。 先に記載
の硬磁性合金圧密体において、ＳｉがＴ元素置換で０.
５〜５原子％添加されてなることを特徴とするものでも
良い。先に記載の硬磁性合金圧密体において、前記合金
に含まれる希土類元素Ｒには少なくともＮｄまたはＰｒ
が含まれていることが好ましい。先に記載の硬磁性合金
圧密体において、前記合金を圧密化して得られる圧密体
の相対密度が９０％以上であることが好ましい。先に記
載の硬磁性合金圧密体は、残留磁化が９０ｅｍｕ／ｇ以
上のものであることが好ましい。先に記載の硬磁性合金
圧密体は、飽和磁化（Ｉｓ）に対する残留磁化（Ｉｒ）
の比率が０.６以上のものであることが好ましい。

【００１３】次に本発明方法は、希土類元素のうちの１
種以上からなる元素Ｒが３〜２０原子％と、Ｂが２〜２
０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金を急冷する
ことにより前記合金を平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微
細結晶質相を析出した組織した後、該合金を応力下にお
いて結晶化または粒成長させて、前記組織中にソフト磁
性相または準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状
態を形成するとともに該ハード磁性相に異方性を付与す
る工程を少なくとも備えてなることを特徴とする製造方
法である。更に本発明方法は、希土類元素のうちの１種
以上からなる元素Ｒが３〜２０原子％と、Ｂが２〜２０
原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金を急冷するこ
とより前記合金を非晶質相からなる組織とした後、該合
金を応力下において前記非晶質相を結晶化して、前記組
織中に平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相を析
出させるとともにソフト磁性相または準ハード磁性相
と、ハード磁性相との混相状態を形成し、かつ前記ハー
ド磁性相に異方性を付与する工程を少なくとも備えてな
ることを特徴とする。

【００１４】先に記載の硬磁性合金圧密体の製造方法に
おいて、前記合金を応力下において結晶化または粒成長
させた後、４００〜１０００℃で熱処理を施すことによ
り組織中に平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相
を主相として析出することを特徴とするものでも良い。
先に記載の硬磁性合金圧密体の製造方法において、前記
合金を急冷することにより非晶質相または平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細結晶質相を析出した組織とした
後、該合金を応力下において結晶化または粒成長させる
とともに圧密化することを特徴とする製造方法でも良
い。先に記載の硬磁性合金圧密体の製造方法において、
非晶質相を含み、結晶化したときに硬磁性を発現する合
金を結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形
することを特徴とする方法でも良い。先に記載の硬磁性
合金圧密体の製造方法において、応力下において合金を
加熱することを特徴とする製造方法でも良い。次に、先
に記載の硬磁性合金圧密体の製造方法において、前記合
金を圧密化することにより相対密度が９０％以上の圧密
体を得る方法でも良い。

【００１５】次に本発明の薄型硬磁性合金圧密体は、希
土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒが３〜２０原
子％と、Ｂが２〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣ
ｏ系合金よりなり、厚さｈと面積Ｓの比率ｈ／Ｓが、
０.０１≦ｈ／Ｓ^0.5≦０.３の関係を満足し、相対密度
が９０％以上であることを特徴とするものでも良い。次
に、希土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒが３〜
２０原子％と、Ｂが２〜２０原子％含まれるＦｅ系又は
ＦｅＣｏ系合金よりなり、厚さが５０μｍ以上、２ｍｍ
以下であり、相対密度が９０％以上であることを特徴と
するものでも良い。更に、急冷により平均結晶粒径１０
０ｎｍ以下の微細結晶質相が析出した組織とされた合金
が、応力下において結晶化または粒成長されて、前記組
織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相と、ハード磁性
相との混相状態が形成されてなることを特徴とする薄型
硬磁性合金圧密体でも良い。更に、急冷により非晶質相
を含む組織とされた合金が応力下において前記非晶質相
が結晶化されて、前記組織中に平均結晶粒径１００ｎｍ
以下の微細結晶質相が析出されるとともに、ソフト磁性
相又は準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状態が
形成されてなることを特徴とするものでも良い。

【００１６】次に、先のいずれかに記載の硬磁性合金圧
密体の特徴を有し、厚さが５０μｍ以上、２ｍｍ以下で
あり、相対密度が９０％以上であることを特徴とする薄
型硬磁性合金圧密体でも良い。先のいずれかに記載の硬
磁性合金圧密体の製造方法で得られ、厚さが５０μｍ以
上、２ｍｍ以下であり、相対密度が９０％以上であるこ
とを特徴とする薄型硬磁性合金圧密体でも良い。

【００１７】

【発明の実施の形態】以下、本発明を詳しく説明する。
本発明に係る硬磁性合金圧密体は、基本的には、希土類
元素のうちの１種以上からなる元素Ｒを４〜２０原子％
と、Ｂを２〜２０原子％含むＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金
からなり、急冷により平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微
細結晶質相が析出した組織、あるいは、非晶質相からな
る組織とされた合金が応力下において結晶化または粒成
長されて上記平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質
相が析出した組織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相
と、ハード磁性相との混相状態が形成されるか、あるい
は、上記非晶質相からなる組織中に平均結晶粒径１００
ｎｍ以下の微細結晶質相が析出されるとともに上記混相
状態が形成されてなるものである。また、上記ハード磁
性相には磁気異方性が付与されていることが好ましい。
上記Ｆｅ系又はＦｅＣｏ系合金としては、非晶質相を含
む合金（非晶質合金）あるいは多少の結晶質相を含む非
晶質合金であって、結晶化したときに硬磁性を発現する
ものが用いられる。

【００１８】このような硬磁性合金圧密体を製造するに
は、まず、成型用の合金粉末（粉粒体）を用意する。こ
の合金粉末は、上記非晶質合金を溶湯から急冷して薄帯
状あるいは粉末状の状態で得る工程と、上記薄帯状のも
のは粉砕して粉末化する工程とにより得られる。ここで
得られた合金粉末の粒径のうち、後工程に用いるものの
粉末粒径としては、粒径３５μｍ〜１５０μｍの範囲の
ものが好ましく、５０〜１００μｍの範囲のものがより
好ましい。この理由は、１５０μｍを超える粉末粒径の
大きいものは製造時に非晶質化が十分になされていない
おそれがあるためであり、３０μｍ未満の粉末粒径の小
さいものはミル等で粉砕して粉末化した場合に酸化の問
題あるいはミルの内壁や粉砕刃の構成物質の一部などの
異物が混入するおそれがあるためである。上記溶湯から
非晶質合金あるいは多少の結晶質相を含む非晶質合金を
得る方法としては、回転ドラムに溶湯を吹き付けて急冷
して薄帯状に形成する方法、溶湯を冷却用気体中に噴出
して液滴状態で急冷して粉末状に形成する方法、あるい
はスパッタリングやＣＶＤ法による方法等を用いること
ができ、本発明に用いる非晶質合金は、これらのいずれ
の方法により作製されたものであってもよい。急冷によ
り得られた合金薄帯あるいは合金粉末は、平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出した組織か、ある
いは非晶質相からなる組織から構成されている。

【００１９】ついで、得られた合金粉末を応力下におい
て合金粉末中の非晶質相を結晶化または微細結晶質相を
粒成長させると同時にあるいはこれに引き続いて高圧力
で圧密化することにより、上記平均結晶粒径１００ｎｍ
以下の微細結晶質相が析出した組織中にソフト磁性相又
は準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状態が形成
されるか、あるいは上記非晶質相からなる組織中に平均
結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出するとと
もに上記混相状態が形成され、更に好ましくは上記ハー
ド磁性相に異方性が付与される。このようにハード磁性
相に異方性が付与されていると、等方性の場合と比較し
て、より高い残留磁化（Ｉｒ）が得られる。

【００２０】前記合金粉末を応力下において結晶化また
は粒成長させる際、加熱することが好ましい。また、合
金粉末を圧密化する際、結晶化反応時に起こる軟化現象
を利用して固化成形することが好ましい。ここで非晶質
合金の結晶化反応時における軟化現象を利用して固化成
形するのは、非晶質合金中の非晶質相を結晶化温度、ま
たはその前段階で加熱する際に軟化現象が顕著に発現
し、このような軟化現象が起こると、非晶質合金の粉末
が加圧下に互いに圧着し一体化するので、この軟化した
非晶質合金を固化成形することにより、高密度（高い相
対密度）の硬磁性合金圧密体が得られるからである。ま
た、圧熱により固化成形するに際しては、強固な結合が
得られ、しかも強力な硬磁性を有する永久磁石が得られ
る点で非晶質相を５０重量％以上含む合金を用いること
が好ましい。

【００２１】上記合金粉末を用いて圧密体を作製する具
体例としては、放電プラズマ焼結装置を用いて合金粉末
に圧力を加えて成形すると同時にパルス電流を合金粉末
に印加して非晶質合金の結晶化温度またはその付近の温
度で所定時間加熱することによって結晶化または粒成長
して圧密体を得るか、あるいは合金粉末にパルス電流を
印加して昇温していき、非晶質合金の結晶化温度付近の
温度でパンチ等の加圧体で上下または左右から圧力を加
えて圧密体を得るようにしてもよい。

【００２２】図１は本発明に係る硬磁性合金圧密体を製
造するために用いて好適な放電プラズマ焼結装置の一例
の要部を示すもので、この例の放電プラズマ焼結装置
は、ＷＣ等の超硬合金製のダイス１と、このダイス１の
内部に挿入されるＷＣ等の超硬合金製の上パンチ２およ
び下パンチ３と、上記ダイス１の外部に設けられたＷＣ
等の超硬合金製の外枠ダイス８と、下パンチ３を支え、
後述するパルス電流を流す際の一方の電極ともなる基台
４と、上パンチ２を下側に押圧し、パルス電流を流す他
方の電極となる基台５と、上下のパンチ２、３に挟まれ
た上記合金粉末６の温度を測定する熱電対７を主体とし
て構成されている。

【００２３】図３に、上記プラズマ焼結装置の全体構造
を示す。図３に示すプラズマ焼結装置Ａは、住友石炭鉱
業株式会社製のモデルＳＰＳ−２０５０と称される放電
プラズマ焼結機の一種であり、図１に示す構造を要部と
するものである。図３に示す装置においては、上部基盤
１１と下部基盤１２を有し、上部の基盤１１に接してチ
ャンバ１３が設けられ、このチャンバ１３の内部に図１
に示す構造の大部分が収納されて構成され、このチャン
バ１３は図示略の真空排気装置および雰囲気ガスの供給
装置に接続されていて、上下のパンチ２、３の間に充填
される上記原料粉末６を不活性ガス雰囲気などの所望の
雰囲気下に保持できるように構成されている。なお、図
１と図３では通電装置が省略されているが、上下のパン
チ２、３および基台４、５には別途設けた通電装置が接
続されていてこの通電装置から図２に示すようなパルス
電流をパンチ２、３および基台４、５を介して通電でき
るように構成されている。

【００２４】図１と図３に示した放電プラズマ焼結装置
を用いて目的とする圧密体を作製するには、例えば、合
金粉末６を上下のパンチ２、３の間に投入し、チャンバ
１３の内部を真空引きするとともに、パンチ２、３で上
下から圧力を加えて成形すると同時に、例えば図２に示
すようなパルス電流を合金粉末６に印加して非晶質合金
の結晶化温度またはその付近の温度で所定時間加熱する
ことによって、応力下で結晶化または粒成長すると圧密
体が得られる。

【００２５】ここで放電プラズマ焼結法を行う際の印加
圧力は、２００〜１５００ＭＰａ、好ましくは５００〜
１０００ＭＰａで結晶化または粒成長するとともに成形
することが好ましい。印加圧力が２００ＭＰａ未満であ
ると、ハード磁性相に異方性をつけることが困難であ
り、また、得られる圧密体の空隙率が大きく、成形密度
が小さくなるのため好ましくない。印加圧力が１５００
ＭＰａを越えると、高温でＷＣ製のダイスの強度が不足
するため好ましくないが、ダイスとして更に高い強度の
合金製のものを用い、プラズマ焼結装置の加圧機構を強
力にするならば更に高い圧力を用いても良いのは勿論で
ある。ここで合金粉末６を加熱する際の昇温速度は、１
０℃／分（０.１７℃分秒）以上、好ましくは２０℃／
分（０.３３℃／分）以上とされる。昇温速度が１０℃
／分未満であると、結晶粒が粗大化するため非晶質相中
あるいはソフト磁性相中において近接するハード磁性相
どうしの磁気的交換結合力が弱まり、硬磁気特性が劣化
するため好ましくない。

【００２６】放電プラズマ焼結法を行う際に、その焼結
温度をＴsとし、非晶質合金の結晶化開始温度をＴxとし
た場合に、Ｔ_x−２００℃≦Ｔs℃≦Ｔ_x＋２００℃の関
係を満足する温度範囲で焼結することが好ましい。焼結
温度ＴsがＴ_x−２００℃未満であると、温度が低すぎ
て、結晶化し難くなり、結晶化温度近傍における軟化現
象を利用できなくなり、高密度焼結体を作製できないた
め好ましくない。燒結温度ＴsがＴ_x＋２００℃を越える
と微細結晶相が粒成長することにより硬磁気特性が劣化
し、好ましくない。このような放電プラズマ装置を用い
た放電プラズマ燒結法においては、通電電流により合金
粉末を所定の速度で素早く昇温することができ、また、
通電電流の値に応じて合金粉末の温度を厳格に管理でき
るので、ヒータによる加熱などよりも遥かに正確に温度
管理ができ、これにより予め設計した通りの理想に近い
条件で焼結ができる。

【００２７】また、上述の例では、放電プラズマ焼結法
により合金粉末を応力下で結晶化または粒成長すると同
時に、またはこれに引き続いて固化成形することにより
圧密体を作製しているが、上記合金粉末を、好ましくは
金型に充填し、例えばホットプレス中で加圧しながら非
晶質合金の結晶化温度またはその付近の温度に加熱する
ことによって、結晶化または粒成長すると同時に、また
はこれに引き続いて固化成形することにより圧密体を作
製してもよい。

【００２８】軟化現象の発現中に合金粉末を固化成形す
るに際しては、圧力、温度、成形時間などを調節するこ
とにより、圧密体の相対密度が９０％以上、より好まし
くは９５％以上となるように圧密することが好ましい。
これにより、得られた硬磁性合金圧密体は、きわめて緻
密な組織構造を有する強固な焼結体となり、物性的に堅
固であってしかも小型で強力な硬磁性を有する永久磁石
となる。

【００２９】上記合金粉末を応力下において結晶化また
は粒成長させた後、圧密化と同時にまたは引き続いて４
００〜１０００℃で熱処理により圧密体中に平均結晶粒
径１００ｎｍ以下の微細結晶質相を主相として析出させ
る。これによって、硬磁性の磁気特性が発現する。ここ
での熱処理温度（アニール温度）が４００℃未満である
と、硬磁気特性を担うＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の析出量が少ない
ため充分な硬磁気特性が得られず、好ましくない。一
方、熱処理温度が１０００℃を越えると、微細結晶相の
粒成長がおこり、硬磁気特性が低下してしまうため好ま
しくない。また、特に、平均結晶粒径が１００ｎｍ以下
である微細結晶相が圧密体の６０体積％以上であり残部
が非晶質相となるように条件を選び、しかも上記の微細
結晶相中にｂｃｃ-Ｆｅ相またはｂｃｃ-ＦｅＣｏ相と、
Ｆｅ₁₄Ｒ₂ Ｂ相（式中、Ｒは、希土類元素のうちの１種
以上の元素を表す）とが生成するようにすれば、きわめ
て高い硬磁性特性を有する圧密体が得られる。

【００３０】また、圧密体中に、保磁力１ｋＯｅ以下の
ソフト磁性相または準ハード磁性相、保磁力１ｋＯｅ以
上のハード磁性相とがそれぞれ１０ｖｏｌ（体積）％以
上含むような条件を選び、しかも上記保磁力が１ｋＯｅ
以下のソフト磁性相または準ハード磁性相にｂｃｃ（体
心立方構造）-Ｆｅ相またはｂｃｃ-ＦｅＣｏ相と、固溶
元素を含むＦｅ-Ｂの化合物と、非晶質相とが少なくと
も析出し、かつ保磁力が１ｋＯｅ以上のハード磁性相に
Ｆｅ₁₄Ｒ₂ Ｂ相（式中、Ｒは、希土類元素のうちの１種
以上の元素を表す）の単体が少なくとも析出するように
すれば、ソフト磁相とハード磁性相のそれぞれの特長を
備えることができる点で好ましい。保磁力１ｋＯｅ以下
のソフト磁性相が１０ｖｏｌ（体積）％未満であると、
圧密体の保磁力は大きくなるがハード磁性相を構成する
のに必要な希土類元素の濃度が高くなるため好ましくな
い。また、保磁力１ｋＯｅ以上のハード磁性相が１０ｖ
ｏｌ（体積）％未満であると、硬磁性合金圧密体の保磁
力が小さくなるため好ましくない。

【００３１】上記の方法により得られた硬磁性合金圧密
体は、微細組織を実現することにより得られる微細なソ
フト磁性相とハード磁性相とを結合させた交換結合特性
を示すものであり、かつＦｅ濃度が従来の希土類磁石よ
り高いため、残留磁化が９０ｅｍｕ／ｇ以上であり、飽
和磁化（Ｉｓ）に対する残留磁化（Ｉｒ）の比率（角型
比Ｉｒ／Ｉｓ）が０.６以上である強力な永久磁石成形
体とすることができる。 また、この硬磁性合金圧密体
は上記非晶質合金粉末が応力下において結晶化または粒
成長されたことにより、ハード磁性相に異方性が付与さ
れたものとなり、これにより一軸異方性が大きくなり、
高い残留磁化（Ｉｒ）を有する。また、この硬磁性合金
圧密体は、非晶質合金粉末が加圧下に互いに圧着し、一
体化されたものであるので、磁性体粉末を結合材を用い
て結着した従来のボンド磁石に比べて物性的に堅固であ
ってしかも小型で強力な硬磁性を有する永久磁石とな
る。また、本発明の硬磁性合金圧密体は、上述のよう
に、粉末から成形するので各種の薄型形状に成形するこ
とができる。

【００３２】前述のプラズマ焼結処理を行い、印加圧力
２００〜１５００ＭＰａ、好ましくは５００〜１０００
ＭＰａで結晶化または粒成長するとともに固化成形する
ことで、充分な密度で薄板状に、例えば、９０％以上の
相対密度を有する厚さ５０μｍ〜２ｍｍの範囲の薄板状
に容易に加工することができる。前述の急冷法で非晶質
の薄帯を得る場合は、厚さが数１０μｍ程度〜１００μ
ｍ程度が限界であり、その幅も製造設備の規模によって
異なるが、数ｍｍ〜数１０ｍｍ程度が通常である。これ
は非晶質相を得るために充分な冷却速度が必要なためで
あり、これ以上の厚さや幅の薄帯を得ようとすると、回
転ドラムを含めた液体急冷装置が極めて大がかりなもの
となり、製造コストが大幅に上昇するか、非晶質相を得
ることができ難くなる。また、ボンド磁石のように樹脂
で固めたものでは８０％程度の相対密度が限界である。

【００３３】これに対して先に説明したプラズマ焼結法
を利用した製造方法であるならば、相対密度９０％以
上、厚さ５０μｍ〜２ｍｍ程度の硬質磁性薄板を容易に
得ることができる。次に、前記の薄型硬磁性合金圧密体
の厚さと面積の関係は、厚さをｈ、面積をＳとしてその
比率をｈ／Ｓ^0.5とすると、０.０１≦ｈ／Ｓ^0.5≦０.３
の関係を満足することが好ましい。本発明においては、
プラズマ焼結により圧密して薄型化できるのでこのよう
な薄型硬磁性合金圧密体を得ることができる。また、圧
密化を４００〜７００℃程度の低温で行なうと割れにく
い特徴も有する。この４００〜７００℃で圧密化すると
いうことは、一般の金属材料の焼結や固化成形温度とし
て８００〜１０００℃程度に加熱する条件よりは低温で
の加熱条件であり、この程度の加熱条件では加熱と冷却
に伴う熱膨張収縮量も小さく、加熱冷却に伴う熱衝撃が
少ないのでクラックも入り難い。ここで前述の組成の数
１０μｍ程度の厚さの急冷後の薄帯では熱処理により結
晶化し易く、脆い性質を有する。よって４００〜７００
℃の比較的低温で固化成形できるということは、８００
〜１０００℃の高温で固化成形して得られる材料よりも
加熱冷却に伴う熱衝撃を少なくできるので、このように
固化成形温度を比較的低く抑えることができることも、
本発明で薄型硬磁性材料を得ることができる理由の１つ
である。なお、プラズマ焼結を行っても５０μｍ厚より
薄いものでは、パンチ２、３の間に存在する材料が少な
くなり、パンチ２、３の間に存在する材料に均一に圧力
を付加できにくくなるので、相対密度を高くすることは
難しい。

【００３４】以上のことから、本発明の硬磁性合金圧密
体は、モーター、アクチュエータ、スピーカーなどの各
種の装置に使用される永久磁石として有用であり、製造
コストの低減を図ることができる。また、本発明の薄型
硬磁性合金圧密体は従来のＳｍ-Ｃｏ磁石などのように
薄型するとクラックが入りやすいものとは異なり、５０
μｍ〜２ｍｍ程度までの薄型化が容易であるので、従来
のこの種の磁石用材料では得られなかった薄型の強力な
磁石を提供できる。

【００３５】次に、本発明の硬磁性合金圧密体の製造に
用いることができる非晶質合金について詳しく説明す
る。本発明に係る硬磁性材料は、以下の組成式で表すこ
とができる。 ＴxＭyＲzＢw 上記組成式中のＴは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上
の元素を表わす。これらの元素Ｔは、本発明に係る硬磁
性材料の主成分であり、磁性を担う元素であるため、元
素Ｔの組成比ｘは５０原子％以上である。元素Ｔの組成
比ｘを増加させると、それに伴って飽和磁化（Ｉｓ）が
増加する。９０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）
を実現するためには、飽和磁化（Ｉｓ）が少なくとも１
３０ｅｍｕ／ｇは必要であり、これを満たすには元素Ｔ
の組成比ｘは８０原子％以上であるのが望ましい。ま
た、良好な硬磁気特性を得るためには９３原子％以下と
するのが好ましい。本発明の硬磁性材料においては、元
素Ｔの少なくとも一部としてＦｅが含まれていることが
必要である。

【００３６】上記組成式中のＭは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上の元素を表わ
し、これらの元素Ｍは非晶質形成能が高いものである。
本発明に係る硬磁性材料において、元素Ｍを添加するこ
とにより、元素Ｒ（希土類元素）が低濃度の場合でも非
晶質相を形成することができる。元素Ｒ置換で元素Ｍの
組成比ｙを増加させると、それに伴って残留磁化（Ｉ
ｒ）は増加するが、保磁力（ｉＨｃ）が低下し、硬磁気
特性から軟磁気特性へと変化する。また、磁性を担う元
素Ｔ置換で元素Ｍを増加させると飽和磁化（Ｉｓ）、残
留磁化（Ｉｒ）の減少が生じる。従って、良好な硬磁気
特性を得るために、元素Ｍの組成比ｙは０原子％以上１
５原子％以下の範囲とするのが好ましく、０.５原子％
以上５原子％以下の範囲であることがより好ましい。ま
た、０.５原子％以上３原子％以下とすると更に好まし
い。更に、非晶質相を形成し易くするためには、１原子
％以上添加すると更に好ましい。

【００３７】上記組成式中のＲは、希土類元素（Ｓｃ、
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇ
ｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬ
ｕ）のうちの１種以上の元素を表わす。元素ＲとＦｅと
Ｂとを含む非晶質を主相とする合金を８７３〜１１７３
Ｋ（６００〜９００℃）の範囲の適切な温度で加熱した
ときに析出する金属間化合物Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂは、本発明の
硬磁性材料に優れた硬磁気特性を付与するものである。
元素Ｒの組成比ｚを増加させると、それに伴って飽和磁
化（Ｉｒ）が減少する。９０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留
磁化（Ｉｒ）を得るためには、飽和磁化（Ｉｓ）が少な
くとも１３０ｅｍｕ／ｇは必要であり、これを満たすた
めには元素Ｒの組成比ｚは２０原子％以下であることが
望ましい。また元素Ｒは非晶質を形成し易い元素であ
り、元素Ｒの組成比ｚが小さ過ぎると良好な非晶質相ま
たは微細結晶相を得られないため、元素Ｒの組成比ｚと
しては３原子％以上とするのが望ましく、高い飽和磁化
（Ｉｒ）と保磁力（ｉＨｃ）を両立させるためには、１
０原子％以下、更に好ましくは７原子％以下とすると良
い。さらに元素Ｒの一部または全部をＮｄおよび／また
はＰｒで構成すると、さらに高い硬磁気特性が得られ
る。

【００３８】上記組成式中のＢは、非晶質を形成し易い
元素である。また、元素ＲとＦｅとＢとを含む非晶質相
を８７３〜１１７３Ｋ（６００〜９００℃）の範囲の適
切な温度で熱処理したときに析出する化合物Ｒ₂Ｆｅ₁₄
Ｂは、本発明の硬磁性材料に硬磁気特性を付与するもの
である。良好な非晶質相、または微細結晶質相を得るた
めには、Ｂの濃度を２原子％以上、より好ましくは３原
子％以上とするのが望ましいが、Ｂの組成比ｗの増加に
伴って飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、および保
磁力（ｉＨｃ）が減少するので、良好な硬磁気特性を得
るために、Ｂの組成比ｗを２０原子％以下、より好まし
くは７原子％以下、更に好ましくは５原子％以下とする
のが望ましい。また、ＦｅとＢとを含む非晶質相は６０
０℃〜９００℃の範囲の適切な温度に加熱するとき、Ｆ
ｅ-Ｂの化合物を析出する。

【００３９】また、本発明の硬磁性材料には、Ｃｒ、Ａ
ｌ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ａ
ｇ、Ａｕ、Ｇａ、Ｇｅのうち１種以上の元素Ｅが添加さ
れていてもよく、その場合の硬磁性材料は、下記の組成
式で表すことができる。 ＴxＭyＲzＢwＥv この場合の磁性を担う元素Ｔの組成比ｘは、飽和磁化
（Ｉｓ）を増加させる点から好ましくは５０原子％以
上、より好ましくは８０原子％以上９３原子％以下の範
囲であり、９０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）
と高い保磁力（ｉＨｃ）の両立を実現するためには８６
原子％以上９３原子％以下の範囲とするのが好ましい。
上記組成式中の元素Ｍの組成比ｙは、良好な硬磁気特性
を得るために好ましくは０原子％以上１５原子％以下、
より好ましくは０.５原子％以上５原子％以下の範囲で
あり９０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実現
するためには、１原子％以上３原子％以下の範囲とする
ことが好ましい。なお、より高い残留磁化（Ｉｒ）を得
るためには組成比を０.５原子％以上１原子％以下とし
ても良い。

【００４０】上記組成式中の元素Ｒの組成比ｚは、本発
明の硬磁性材料に優れた硬磁気特性を付与するためと、
良好な非晶質相または微細結晶質相を得るために、好ま
しくは３原子％以上２０原子％以下、より好ましくは３
原子％以上１０原子％以下の範囲であり、９０ｅｍｕ／
ｇ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を実現するためには、３
原子％以上７％以下の範囲とするのが好ましい。上記組
成式中のＢの組成比ｗは、良好な非晶質相または微細結
晶質相を得るために、３原子％以上とすることが望まし
い。また、良好な硬磁気特性を得るためには、Ｂの組成
比ｗは、好ましくは２０原子％以下、より好ましくは７
原子％以下、更に好ましくは５原子％以下とされる。ま
た、ＦｅとＢとを含む非晶質相は６００℃〜９００℃の
範囲内の適切な温度に加熱するとＦｅ-Ｂの化合物を析
出する。元素Ｅが添加されることによって硬磁性材料の
耐食性が向上、もしくは、結晶組織の微細化を促進させ
ることができる。ただし、元素Ｅの組成比ｖが高過ぎる
と硬磁気特性が劣化するので、元素Ｅの組成比ｖは好ま
しくは１０原子％以下、より好ましくは５原子％以下と
される。また、１００ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化
（Ｉｒ）を達成するためには、元素Ｅを添加しない方が
好ましい。

【００４１】本発明の硬磁性材料において元素Ｔ中にＦ
ｅ以外にＣｏが含まれるようすれば、パーミアンス係数
が２以上となる形状で使用したときの磁化の温度係数の
絶対値、パーミアンス係数が１０以上となる形状で使用
したときの磁化の温度係数の絶対値、及び保磁力の温度
係数の絶対値を小さくすることができる点で好ましい。
その理由は、元素Ｔ中にＣｏが含まれているとキュリー
温度が上昇するので、磁化や保磁力の温度変化が小さく
なり、また、磁化の角型比が高くなるため磁気特性の温
度変化が小さくなり、さらに、このＣｏはｂｃｃ−Ｆｅ
相にも含まれるので、残留磁化の温度変化が小さくなる
からである。Ｃｏの含有量は、多過ぎると磁気特性を劣
化させるので、好ましくは５０原子％以下、より好まし
くは０.５原子％以上３０原子％以下、さらに好ましく
は０.５原子％以上２０原子％以下の範囲とされ、合金
の組成や熱処理条件等に応じて適宜設定するのが好まし
い。

【００４２】また、本発明の硬磁性材料において、Ｓｉ
を元素Ｔ置換で添加すれば、磁気特性、特に保磁力（ｉ
Ｈｃ）、および最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）
をさらに向上させることができ、また、パーミアンス係
数が２以上となる形状で使用したときの磁化の温度係数
の絶対値、特に、パーミアンス係数が１０以上となる形
状で使用したときの磁化の温度係数の絶対値を低くする
ことができる。Ｓｉの添加量は、多過ぎると元素Ｔの組
成比が低くなるために硬磁性材料の磁気特性がかえって
低下するので、好ましくは０.５原子％以上５原子％以
下、より好ましくは０.５原子％以上３原子％以下の範
囲とされ、合金の組成や熱処理条件等に応じて適宜設定
するのが好ましい。このようにして保磁力（ｉＨｃ）お
よび温度特性が改善された硬磁性材料は、特に、小型モ
ータ用磁石、センサとして好適に用いられる。

【００４３】本発明の圧密体を製造するに際して、特に
好ましい非晶質合金の例としては、例えば、Ｆｅ₈₈Ｐｒ
₇Ｂ₅、Ｆｅ₈₆Ｐｒ₇Ｎｂ₂Ｂ₅、Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｚｒ₂Ｂ₅、Ｆ
ｅ₈₆Ｎｄ₉Ｂ₅、Ｆｅ₈₄Ｐｒ₁₁Ｂ₅、Ｆｅ₈₈Ｐｒ₅Ｎｂ
₂Ｂ₅、Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅、Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅、Ｆ
ｅ₈₉Ｐｒ₄Ｎｂ₂Ｂ₅、Ｆｅ₈₉Ｎｂ₂Ｎｄ₄Ｂ₅、Ｆｅ₈₉Ｎｂ
₂Ｐｒ₄Ｂ₅、Ｆｅ₉₀Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₃、Ｆｅ₉₀Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ
₃、Ｆｅ₈₉Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₄、Ｆｅ₈₉Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₄を挙げ
ることができる。これらの組成の合金を用いれば、熱圧
処理によって強固な圧密体が形成され、生成した微細結
晶相中にｂｃｃ-Ｆｅ相とＦｅ₁₄Ｒ₂ Ｂ相とが形成さ
れ、硬磁性特性に優れた永久磁石を得ることができる。

【００４４】

【実施例】以下、実施例により更に具体的に説明する。 （非晶質合金の調製）下記の表１に示す各種組成の非晶
質合金を以下の方法で調製した。まず、アーク溶解法に
よりそれぞれの組成を有する合金のインゴットを作製
し、Ａｒ雰囲気中において回転しているＣｕロール上へ
この合金の溶湯を吹きつけることにより約２０μｍの厚
さの急冷薄帯を得た。得られた急冷薄帯をロータースピ
ードミルを用いて粉砕し、粒径５０μｍ〜１５０μｍの
非晶質合金粉末を得た。

【００４５】（圧密体の製造）得られた各種の非晶質合
金粉末について、ＤＳＣ（示差走査熱量測定）により結
晶化温度Ｔ_X （℃）を測定した。次にこの粉末を金型に
充填し、ホットプレスにより加熱加圧して焼結する際、
焼結圧力を６３６ＭＰａ、焼結時間を８分として焼結温
度Ｔ_S （℃）を変化させて圧密体を成形した。

【００４６】（測定）得られた圧密体試料について、相
対密度（％）、および圧密体の磁気特性として残留磁化
Ｉｒ（Ｔ）、角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）、および保磁力iＨc
（ｋＯｅ）を測定した。なお、測定中、飽和磁化（Ｉ
ｓ）と呼ぶものは、印加磁場１.５Ｔ〜５Ｔ（テスラ）
を加えて磁化曲線を測定した時に得られる最大磁化を示
している。 ここで相対密度（％）は、真密度（約７.
５ｇ／ｃｍ³ ）に対応する値であり、残留磁化Ｉｒ
（Ｔ）は、下式、 Ｉｒ（Ｔ）＝４π×７.５×相対密度×Ｉｒ（ｅｍｕ／
ｇ）／１００００ により表される値である。各非晶質合金の組成、焼結温
度Ｔ_S （℃）、焼結圧力Ｐ_S （ＭＰａ）、熱処理温度
（℃）、焼結時の圧力（焼結圧力Ｐ_S ）付加方向を図４
に示すようなＺ方向としたときのＺ方向と、これと直交
する方向のＸ方向とＹ方向の飽和磁化Ｉｓ（Ｔ）、残留
磁化Ｉｒ（Ｔ）、角型比Ｉｒ／Ｉｓ、保磁力iＨc（ｋＯ
ｅ）、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）max、および密度
（ｇ／ｃｍ³）の測定結果を表１に示す。

【００４７】

【表１】

【００４８】表１の結果から、表示した各種非晶質合金
を用い、本発明の方法で非晶質合金を結晶化または粒成
長するとともに固化成形するとき、いずれも緻密で優れ
た硬磁性特性を有する圧密体が得られたことがわかる。
また、Ｉｒ、Ｉｒ／ＩｓはＺ方向で比較的高く、（Ｂ
Ｈ）maxは全ての試料において高い値が得られているこ
とがわかる。つまり、応力下で結晶化または粒成長させ
ることにより、ハード磁性相が異方化し、硬磁気特性が
向上していることがわかる。

【００４９】図５に、上記非晶質合金薄帯のＤＳＣ（示
差走査熱量測定）曲線とＴＭＡ（Thermo Mechanical An
alysis）曲線の一例を示す。図５は、Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅
Ｂ₅ の組成を有する非晶質合金の試料について、昇温速
度０.３３℃／秒でＤＳＣ曲線（ｂ）とＴＭＡ曲線
（ａ）とを測定したものである。図５のＤＳＣ曲線
（ｂ）において、約８５０℃付近に発熱ピークが認めら
れる。これはｂｃｃ-ＦｅまたはＦｅＢの化合物の結晶
化反応が起こったことを示している。そして、ＴＭＡ曲
線（ａ）を見ると、結晶化反応が起こる温度より約２０
０℃低い４２７℃付近の温度領域から、温度の上昇とと
もに試料の伸びが増大している。これは、結晶化温度付
近において合金の軟化現象が起こっていることを示して
いる。また、比較のためにＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅の組成
を有し、非晶質を含まない結晶質合金のＴＭＡ曲線を図
５（ａ）に合わせて示す。図５（ａ）より非晶質を含ま
ない結晶質合金では、試料の軟化は見られないことがわ
かる。

【００５０】非晶質合金の粉末粒子は、この軟化する温
度領域で加圧されると、軟化した粉末粒子どうしが密に
圧着して結合し、ポア（空洞）の少ない緻密な圧密体を
形成する。従って相対密度の高い圧密体を得ることがで
きる。図６に、焼結圧力を６３６ＭＰａ、焼結時間を８
分とし、温度を種々に変化させて焼結したときの圧密体
試料の組織の顕微鏡写真の模式図を示す。図６（ａ）
は、焼結温度４００℃、図６（ｂ）は、焼結温度５００
℃、図６（ｃ）は、焼結温度６００℃、の場合の組織写
真の模式図である。この組織写真の模式図から、焼結温
度の上昇に伴い、ポア（図６の組織写真の模式図におい
て黒塗りの不定形状部分がポアを示す。）の少ない緻密
な圧密体が得られ、温度６００℃以上の場合に十分に緻
密な圧密体が得られていることがわかる。

【００５１】非晶質合金は、結晶化温度に加熱される
と、非晶質相の少なくとも一部が結晶化する。図７に、
焼結圧力を６３６ＭＰａ、焼結時間を８分に固定し、温
度を種々に変化させて焼結した直後の圧密体試料のＸ線
回折によって得られたパターンを各々示す。図７におい
て、パターン（ａ）は、焼結温度４００℃、パターン
（ｂ）は、焼結温度５００℃、パターン（ｃ）は、焼結
温度６００℃、パターン（ｄ）は、焼結温度６５０℃、
の場合を示している。これらのパターンにおいて、２θ
＝４４.５゜付近に現れたハローパターンＸは、ｂｃｃ-
Ｆｅ結晶相の存在を示している。

【００５２】この図から、パターン（ａ）、（ｂ）に示
す５００℃以下の焼結温度では、ｂｃｃ-Ｆｅの結晶が
ほとんど生成せず、非晶質相のハローパターンである
が、パターン（ｃ）、（ｄ）に示す６００℃〜６５０℃
の焼結温度では、明らかにｂｃｃ−Ｆｅ結晶相およびＮ
ｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相、Ｆｅ-Ｂ化合物相が生成し、硬磁性体と
しての特性を示すようになったことがわかる。

【００５３】図８に、焼結圧力を６３６ＭＰａ、焼結時
間を８分とし、焼結温度を変化させた場合の圧密体の密
度を示す。この図から、焼結温度の上昇に伴って密度が
上昇し、５００℃以上の温度で約７.４５ｇ／ｃｍ³以上
の密度が得られていることがわかる。

【００５４】この結果を、図７に示したＸ線回折パター
ンと照合すると、非晶質状態が保たれている５００℃以
下の温度では、固化成形した圧密体に十分に高い相対密
度が得られていない。一方、６００℃以上の、ｂｃｃ-
Ｆｅ結晶相が形成される温度領域においては、十分に高
い密度が得られている。このことから、結晶化反応時お
よびその前段階で起こる軟化現象を利用して応力下で固
化成形すると、一度の熱圧によって結晶化と圧着とが同
時に起こり、十分に緻密に焼結し、また、物理特性と硬
磁性特性とが共に優れた圧密体が得られることがわか
る。

【００５５】図８中に、比較例として、粉末状態で予め
７５０℃に加熱して結晶化した後、３分間を要して焼き
鈍した試料（非晶質粉体）を用意し、この粉末試料を、
実施例の場合と同様に、焼結圧力を６３６ＭＰａ、焼結
時間を８分として約６００℃の温度で固化成形した試料
について測定した密度を示した。粉末状態で一旦結晶化
させた後に実施例と同じ条件で固化成形した比較例の試
料においては、密度が約６.７０ｇ／ｃｍ³以下となって
おり、一旦結晶化が起こった後で成形固化しても十分に
緻密な組織の圧密体は得られないことがわかる。

【００５６】図９に、焼結温度６００℃および６５０℃
において、それぞれ焼結圧力を２６０〜６３６ＭＰａの
範囲で変化させたときの場合の圧密体の密度を示す。ま
た、比較のため粉末状態で予め７５０℃で加熱して結晶
化させた後、３分間を要して焼き鈍した粉末試料（結晶
質粉末）を、焼結温度６００℃、焼結圧力６３６ＭＰ
ａ、保持時間３分間の条件で固化成形した圧密体の成形
密度を図９に合わせて示す。図９から、非晶質粉体を固
化成形した試料を用いる場合においては、成形圧力（焼
結圧力）を上昇させることにより成形体（圧密体）の密
度は上昇しており、５００ＭＰａ以上の圧力で固化成形
した成形体においては、ほぼ真密度（７.７ｇ／ｃｍ³が
真密度）となっていることがわかる。一方、結晶質粉体
を固化成形した試料を用いる場合においては、６３６Ｍ
Ｐａ以上の高い圧力下で固化成形したにもかかわらず、
低い成形密度しか得られていないことがわかる。

【００５７】更に、本発明に係る圧密体の製造方法の好
適な例として、パンチ径１８ｍｍの焼結ダイスを使用
し、Ｆｅ-Ｎｄ-Ｎｂ-Ｂ系合金を用い、放電プラズマ焼
結法にて圧密体を製造した例と得られた圧密体の磁気特
性の測定結果について述べる。

【００５８】（非晶質合金急冷薄帯の作製）Ｆｅ₈₈Ｎｄ
₅Ｎｂ₂Ｂ₅およびＦｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅なる組成の非晶質
合金を以下の方法で調製した。まず、アーク溶解法によ
りそれぞれの組成を有する合金のインゴットを作製し、
スリット径０.３×１４ｍｍの石英ノズルを用いて、Ａ
ｒ雰囲気中において回転しているＣｕからなる単ロール
上へこの合金の溶湯を吹きつけることにより約２０μｍ
の厚さの急冷薄帯を得た。溶湯急冷条件は次の通りとし
た。 投入インゴット質量 １５〜２０ｇ 到達真空度 ６×１０³Ｐａ以下 Ａｒ雰囲気圧 １５ｃｍＨｇ 吹き出し圧 ０.４ｋｇｆ／ｃｍ³ ロール回転速度 ４０００ｒｐｍ 吹き出し温度 １４５０℃ 得られた急冷合金は、良好な薄帯形状を形成しなかった
が、次工程で粉砕を行うので問題はない。

【００５９】（粉末の作製）得られた急冷合金薄帯をロ
ータースピードミルで粉砕し、分級を行った。各粒径の
粉末の重量割合を調べたところいずれの薄帯でも主に粒
径３７〜１０５μｍ程度の粉末に好ましく粉砕されてい
た。またＦｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅では粒径３７〜５３μｍ
の粉末が最も多く、Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅では、５３〜
１０５μｍの粉末が最も多かった。このことから、Ｎｄ
濃度が高い組成の合金は、Ｎｄ濃度が低いものに比べて
脆く、均一に粉砕し易いと考えられる。

【００６０】比較例として、希土類を含まない組成のＦ
ｅ-（Ｎｂ，Ｚｒ）-Ｂ系非晶質合金薄帯を同様にして作
製し、粉砕したところ、粒径５３〜１０５μｍの粉末の
収量は１０％以下であった。このことから、Ｆｅ-Ｎｄ-
Ｎｂ-Ｂ系非晶質合金は、Ｆｅ-（Ｎｂ，Ｚｒ）-Ｂ系非
晶質合金に比べて粉砕が容易であることがわかる。

【００６１】（粉末のＸ線回折）図１０および図１１
は、粉砕して得られた各粒径のＦｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉
末（図１０）およびＦｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅粉末（図１
１）のＸ線回折結果を示すものである。いずれの粒径の
粉末においても、２θ＝５０゜付近にブロードな回折ピ
ークが見られ、いずれの粉末も非晶質相を形成している
ことがわかる。比較例として、希土類を含まないＦｅ₈₄
Ｎｂ₇Ｂ₉なる組成の非晶質合金薄帯を同様に粉砕して得
られた粉末についてＸ線回折を行ったところ、粒径２５
〜５３μｍの粉末において結晶質相の回折線が見られ
た。この原因としては粉砕時における結晶化や粉砕機か
らの混入が考えられる。これらのことから、Ｆｅ-Ｎｄ-
Ｎｂ-Ｂ系非晶質合金は、非晶質相を維持したまま容易
に細かく粉砕できるという利点を有していることが認め
られる。

【００６２】（圧密体の製造）粒径３７〜１０５μｍの
非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末及び非晶質Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇
Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を図１、図３に示した放電プラズマ焼結装
置の上下のパンチ２、３の間に投入し、チャンバ１３の
内部の雰囲気が３×１０^-3Ｐａ以下となるように真空引
きするとともに、パンチ２、３で上下から圧力を加える
と同時にパルス電流を印加して加熱することによって、
結晶化または粒成長するとともに固化成形を行って圧密
体を得た。焼結条件は、圧力を６３６ＭＰａ、昇温速度
を１.８Ｋ／秒、焼結温度を７７３〜８７３Ｋ、保持時
間を４８０秒間（８分間）とした。 この後、得られた
圧密体を１.３×１０^-3Ｐａ以下の雰囲気において、昇
温速度３Ｋ／秒、熱処理温度８２３Ｋ〜１０７３Ｋ、保
持時間１８０秒間（３分間）の条件で熱処理を行った。

【００６３】図１２は非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末
（粉末Ａ）及び非晶質Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅粉末（粉末
Ｂ）と、比較としてこの粉末Ｂを１０２３Ｋで熱処理を
行ったナノ結晶化（ｎｍオーダーの微細結晶粒を非晶質
中に析出させた組織化のための）Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅
粉末（粉末Ｃ）を昇温速度を１.８Ｋ／秒、焼結温度８
７３Ｋで焼結したときの時間（秒）と各試料の温度およ
びダイス間距離Ｘ（膨張量）を測定した結果を示す図で
ある。ここでの試料の温度は、ダイス側面部に取り付け
た熱電対７により測定しており、また、ダイス間距離Ｘ
は図１に示すように、ダイスの上下のパンチ２、３間の
距離で定義をした。図１２に示した結果から明らかなよ
うに、ナノ結晶化Ｆｅ₈₆Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅粉末（粉末Ｃ）
は、温度上昇に伴いＸは単調に増加しているが、これに
対して非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅粉末（粉末Ａ）、非
晶質Ｆｅ₈₆Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅粉末（粉末Ｂ）を焼結したも
のは、５００Ｋ、２４０秒付近を境に膨張が止まり、も
しくは逆に収縮していることがわかる。これは、非晶質
Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅粉末（粉末Ａ）、非晶質Ｆｅ₈₆Ｎ
ｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅粉末（粉末Ｂ）は、結晶化温度付近の２２
７℃、２４０秒付近で軟化し、成形体密度が高くなるた
めであると思われる。

【００６４】（圧密体の構造および磁気特性）図１３
は、非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末及び非晶質Ｆｅ₈₆
Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を圧力６３６ＭＰａ、昇温速度を１.
８℃／秒、焼結温度５００〜６００℃、保持時間を４８
０秒間（８分間）で固化成形して得られた圧密体の成形
密度を示す図である。また、比較のため結晶質Ｆｅ₈₈Ｎ
ｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を上述の焼結条件で固化成形した得ら
れた圧密体の成形密度を図１３に合わせて示す。図１３
に示した結果から明らかなように非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎ
ｂ₂Ｂ₅粉末ならびに非晶質Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を
６００℃の比較的高温で焼結して得られる圧密体の成形
密度は約７.５×１０^-3ｋｇ／ｍ³であり、ほぼ真密度の
バルク材が得られており、これに対して結晶質Ｆｅ₈₈Ｎ
ｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を６００℃で固化成形した場合におい
ては、成形密度が６.６×１０^-3ｋｇ／ｍ³と低い成形密
度しか得られていないことが認められる。このように結
晶質合金粉末を固化成形した場合においてのみ高い成形
密度が得られるのは、非晶質合金が結晶化温度付近で軟
化するためであると思われる。

【００６５】また、非晶質Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅粉末の
固化成形においては、焼結温度が下がると、バルク材の
成形密度が低下する傾向が見られるが、一方、非晶質Ｆ
ｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末の固化成形においては、焼結温
度が５００℃の場合においても成形密度が約７.５×１
０^-3ｋｇ／ｍ³が得られており、低温においても高い成
形密度が得られることが認められる。なお、ＤＳＣ（示
差走査熱量測定）により昇温速度０.６７℃／秒で測定
した非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅合金ならびに非晶質Ｆ
ｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅合金の結晶化開始温度は、それぞれ
６１９℃および６４３℃であった。上述のように非晶質
Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅合金が比較的低温で高密度化され
るのは、結晶化温度が低いためであると思われる。

【００６６】図１４は、上記の放電プラズマ焼結法によ
り得られたＦｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体およびＦｅ₈₈Ｎ
ｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体の焼結直後におけるＸ線回折結果を
それぞれ示すものである。ここでの試料の相の同定は、
Ｃｏ-Ｋα線を用いたＸ線ディフラクトメータにより行
った。図１４に示した結果から、Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅
圧密体は、焼結後においてｂｃｃ−Ｆｅ相による回折ピ
ーク（図中、○で示す）、Ｆｅ₂Ｂ相による回折ピーク
（図中、□で示す。）およびＦｅ₁₄Ｎｄ₂Ｂ相による回
折ピーク（図中、●で示す）が見られ、また、Ｆｅ₈₆Ｎ
ｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体においては、ｂｃｃ-Ｆｅ相による回
折ピーク、Ｆｅ₃Ｂ相による回折ピーク（図中、△で示
す。）およびＦｅ₁₄Ｎｄ₂Ｂ相による回折ピークが見ら
れ、これらの混相状態が形成されていることがわかる。
また、各非晶質合金粉末とも、焼結温度の上昇に伴って
結晶質相の回折強度が大きくなっており、結晶化が進ん
でいることがわかる。また、Ｆｅ ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅合金
粉末を、５００℃および５５０℃で焼結した圧密体にお
いては、比較的ブロードな回折線が得られており、結晶
質相と非晶質相との混相と思われる。このように比較的
結晶化が進んでいない試料においては、図１３に示すよ
うに６.６〜７.０×１０^-3ｋｇ／ｍ³の低い成形密度し
か得られていない。図１３〜図１４の結果から、非晶質
合金粉末を固化成形と同時に結晶化させることが高密度
化に有利であることがわかる。

【００６７】図１５は、非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉
末及び非晶質Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を圧力６３６Ｍ
Ｐａ、昇温速度を１.８℃／秒、焼結温度５００〜６０
０℃、保持時間４８０秒間（８分間）で固化成形して得
られた圧密体について昇温時間３℃／分、７５０℃、保
持時間１８０秒間で熱処理後の磁気特性を示すものであ
る。ここでの試料の磁気特性は、ＶＳＭ（振動試料型磁
力計）を用い、１.５Ｔの印加磁場を試料（厚さ０.５ｍ
ｍ、幅１.５ｍｍ、長さ６ｍｍ）の長さ方向にかけるこ
とにより室温にて求めた。図１５に示した結果からＦｅ
₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体は、焼結温度を上昇させても残
留磁化や角型比の変化は小さいが、Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ
₅圧密体は、焼結温度の上昇に伴って残留磁化、角型比
および保磁力が高くなる傾向が認められ、焼結温度が６
００℃のとき磁気特性が優れることがわかる。

【００６８】また、密度の差を明確にするため、直径１
０ｍｍの焼結ダイスを用いて非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ
₅粉末を焼結圧力６３６ＭＰａで固化成形した時の磁気
特性と焼結温度との関係を図１６に示す。図１６から焼
結温度を低下させると、飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化
（Ｉｒ）、角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）ともに減少することが
わかる。また、非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を焼結
温度６００℃で固化成形した時の磁気特性と焼結圧力と
の関係を図１６に示す。図１６から焼結圧力を低下させ
ると、飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、角型比
（Ｉｒ／Ｉｓ）ともに減少することがわかる。焼結時の
焼結圧力、焼結温度を減少させると、成形密度が低下す
ることは、既に、図８、図９で示しており、密度低下に
よる磁気特性の劣化が考えられる。図１８に、非晶質Ｆ
ｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を固化成形した時の成形密度と
磁気特性の関係を示す。図１８から成形密度の低下によ
り、飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、角型比（Ｉ
ｒ／Ｉｓ）はともに減少することがわかる。このことか
ら高い磁気特性を得るには、成形体の高密度化が重要で
あるといえる。

【００６９】図１９は、圧力６３６ＭＰａ、昇温速度を
１.８℃／秒、焼結温度６００℃、保持時間４８０秒間
（８分間）で固化成形したＦｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体
及びＦｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体について、７５０℃の
熱処理後におけるＸ線回折結果を示すものである。図１
９に示した結果からＦｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体では、
７５０℃の熱処理後においてｂｃｃ-Ｆｅ相による回折
ピーク（図中、○で示す）、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相による回
折ピーク（図中、●で示す）及びＦｅ₃Ｂ相による回折
ピーク（図中、△で示す。）が見られ、Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎ
ｂ₂Ｂ₅圧密体ではｂｃｃ-Ｆｅ相による回折ピークおよ
びＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相による回折ピークが見られており、
これらの圧密体にソフト磁性相（ｂｃｃ−Ｆｅ）とハー
ド磁性相（Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）の混相状態が形成されてい
ることがわかる。Ｘ線回折パターンのｂｃｃ（１００）
回折線の半価幅から求めたｂｃｃ-Ｆｅ相の結晶粒径
は、上記Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体及びＦｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎ
ｂ₂Ｂ₅圧密体において、ぞれぞれ約２０ｎｍおよび３０
ｎｍであり、これは同組成の薄帯合金での値と同じであ
った。また、高分解能透過電子顕微鏡を用いて上記の７
５０℃の熱処理を行ったＦｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体の
組織観察を行った結果、粒径２０〜４０ｎｍのｂｃｃ-
Ｆｅ相と粒径２０ｎｍのＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が見られた。
これらの結果より、硬磁性合金圧密体においても薄帯合
金と同様に７５０℃の熱処理後においてナノ結晶複相組
織（ｎｍオーダーの複数種類の結晶粒が非晶質相ととも
に析出している組織）が形成されていることがわかる。

【００７０】図２０は、非晶質粉末を圧力６３６ＭＰ
ａ、昇温速度を１.８Ｋ／秒、焼結温度６００℃、保持
時間４８０秒間（８分間）固化成形したＦｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎ
ｂ₂Ｂ₅圧密体及びＦｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体につい
て、７５０℃の熱処理後における磁化曲線を示す。図２
０において実線はＦｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅の磁化曲線を示
し、破線はＦｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅の磁化曲線を示す。い
ずれの圧密体も単一相からなる磁性材料と同様に、ステ
ップの見られない磁化曲線が得られている。このことか
ら、得られた圧密体では、微細なソフト磁性相とハード
磁性相とが磁気的に結合して、一相のハード磁性相のみ
からなる硬磁性材料のような磁化曲線を示す特性、すな
わち交換結合磁石特性が得られていることがわかる。さ
らに、Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体およびＦｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎ
ｂ₂Ｂ₅圧密体について、圧密体の磁気特性として残留磁
化Ｉｒ（Ｔ）、角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）、保磁力ｉＨｃ
（ｋＯｅ）、および最大磁気エネルギー積（ＢＨ）max
（ｋＪ／ｍ³）を測定した。その結果を下記表２に示
す。また、比較のために、上記圧密体と同じ合金組成の
非晶質合金薄帯を熱処理した後の磁気特性を測定した結
果を表２にあわせて示す。熱処理温度は、最も良好な硬
磁気特性が得られる７５０℃とした。図２１は、非晶質
Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末、結晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅
粉末をそれぞれ圧力６３６ＭＰａ、昇温速度を１.８Ｋ
／秒、焼結温度６００℃、保持時間４８０秒間（８分
間）で固化成形した試料（圧密体）について、それぞれ
最適熱処理温度の７５０℃で熱処理後における磁化曲線
を示すものである。図２１から非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂
Ｂ₅粉末を固化成形した試料、結晶質Ｆｅ_{8 8}Ｎｄ₅Ｎｂ₂
Ｂ₅粉末を固化成形した試料は、ともにステップの見ら
れない磁化曲線を示すが、非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅
粉末を固化成形した試料は、結晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ
₅粉末を固化成形した試料よりも、優れた硬磁気特性を
示していることがわかる。

【００７１】

【表２】

【００７２】これらの結果より、いずれの組成の圧密体
も、薄帯とほぼ同等の保磁力（ｉＨｃ）が得られてい
る。また圧密体の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxは
薄帯より劣っているが、これは角型比が減少しているこ
とに起因していると思われる。

【００７３】図２２〜図２３は、非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎ
ｂ₂Ｂ₅粉末及び非晶質Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を圧力
６３６ＭＰａ、昇温速度を１.８Ｋ／秒、焼結温度５０
０〜６００℃、保持時間４８０秒間（８分間）で固化成
形して得られた圧密体について昇温時間３Ｋ／分、６２
７〜８２７℃、保持時間１８０秒間で熱処理後の磁気特
性を示すものである。図２２〜図２３に示した結果から
Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体は、焼結温度が６００℃
で、熱処理温度が１０２３Ｋのとき保磁力が高く、磁気
特性が優れることがわかる。また、Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ
₅圧密体は、焼結温度が６００℃のとき、熱処理温度を
上昇させても磁気特性の変化は小さいが、焼結温度が４
５０℃又は５００℃のとき熱処理温度が７５０℃のとき
保磁力が高く、磁気特性が優れることがわかる。

【００７４】上記表２において、焼結圧密体の磁気特性
が薄帯合金に比較して劣っている結果を示したが、これ
はバルク材（焼結圧密体）が厚さを持つために自己減磁
界を補正していないめと思われる。そこで、各種の組成
の非晶質粉末を圧力６３６ＭＰａ、焼結温度６００℃、
保持時間４８０秒間（８分間）で固化成形して得られた
高密度圧密体を、それぞれ５×５×５ｍｍ（または４×
４×４ｍｍ）に切り出し、最適熱処理条件で熱処理を施
した後、パルス磁化装置を用いて５Ｔの印加磁界中で測
定したときの磁化の減磁曲線を図２４〜図２７に示す
（反磁場補正は行ったものである。）。図２４は、非晶
質Ｆｅ₉₀Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅粉末を用いて得られた試料のＸ
方向、Ｙ方向、Ｚ方向の磁化の減磁曲線を示す図であ
る。図２５は、非晶質Ｆｅ₈₉Ｎｂ₂Ｎｄ₄Ｂ ₅粉末を用い
て得られた試料のＸ方向、Ｙ方向、Ｚ方向の磁化の減磁
曲線を示す図である。図２６は、非晶質Ｆｅ₇₆Ｃｏ₁₀Ｎ
ｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅粉末を用いて得られた試料のＸ方向、Ｙ方
向、Ｚ方向の磁化の減磁曲線を示す図である。図２７
は、非晶質Ｆｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂粉末を用いて得ら
れた試料のＸ方向、Ｙ方向、Ｚ方向の磁化の減磁曲線を
示す図である。なお、非晶質粉末を固化成形する際、Ｚ
方向に圧力を付加しており、しかも圧力をかけた状態に
おいて結晶化または粒成長させている。

【００７５】各組成の圧密体とも、０.８Ｔ以上の残留
磁化、約２.５ｋＯｅ以上の保磁力を示しており、印加
磁場１.５ＴのＶＳＭで測定した時よりも良好な硬磁気
特性を示していることがわかった。図２４〜図２７から
明かなように各圧密体ともＺ方向で、膨らんだ曲線が得
られていることがわかる。このようにＺ方向で、硬磁気
特性が向上しているのは、圧力（応力）下でハード磁性
相を析出させることにより、ハード磁性相に一軸異方性
を付加できたためである。

【００７６】Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の非
晶質粉末に対し、成形時の圧力（Ｐｓ）を６３６ＭＰａ
と３７４ＭＰａとして固化成形することにより、得られ
たバルク試料について、成形時加圧方向（Ｚ方向）で測
定した最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）_maxparallel）
と、成形時加圧方向と直角方向（ＸまたはＹ方向）で測
定した最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）_maxvertial）を
求め、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）_maxparallel）
を最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）_maxvertial）で割っ
た値「（（ＢＨ）_maxparallel）／（（ＢＨ）_maxvertia
l）」を異方性の程度を表す指標とし、その値の焼結温
度（Ｔｓ）依存性を図２８に示す。図２８に示す結果か
ら焼結温度（Ｔｓ）の上昇に伴って異方性の程度が大き
くなる傾向が見られる。これは、固化成形時に一軸応力
下で結晶化および粒成長するハード磁性相（Ｆｅ₁₄Ｒ₂
Ｂ₁相）の体積割合が大きいため、結果的に異方性の程
度が大きくなってゆくものと思われる。また、成形時の
圧力（Ｐｓ）の高い試料において異方性の上昇が見られ
るが、これは一軸応力下で結晶化および粒成長するハー
ド磁性相（Ｆｅ₁₄Ｒ₂Ｂ₁相）の磁化容易軸（ｃ軸）が成
形時の圧力の上昇に伴って配向するためと推察される。

【００７７】次に、先に説明した方法と同じ方法でプラ
ズマ焼結温度６００℃、加圧力６３６ＭＰａの条件でＦ
ｅ₇₆Ｃｏ₁₀Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅なる組成の硬磁性合金圧密体
試料を作成した。他の試料作成条件は表１に示した同一
組成の試料と同一の条件とし、試料形状は２ｍｍ角の直
方体状とした。そして、この試料をプラズマ焼結する際
に、昇温速度３℃／分（０.０５℃／秒）の条件で製作
した試料と昇温速度１１０℃／分（１.８３℃／秒）の
条件で製作した試料の方向別の磁気特性を室温で測定し
比較した。下記の測定方向においてＺ方向はプラズマ焼
結時のパンチの加圧方向、Ｘ方向とＹ方向はＺ方向に直
交する方向である。

【００７８】 昇温速度１１０℃／分（０.０５℃／秒）の試料 ｉＨｃ Ｉｓ Ｉｒ Ｉｒ／Ｉｓ （ＢＨ）max （ｋＯｅ） （Ｔ） （Ｔ） （ＭＧＯｅ） Ｘ方向： 3.65 1.49 0.94 0.6285 8.2025 Ｙ方向： 3.64 1.49 0.94 0.6316 8.2815 Ｚ方向： 3.66 1.50 0.96 0.6432 9.2551 昇温速度１１０℃／分（０.０５℃／秒）の試料 ｉＨｃ Ｉｓ Ｉｒ Ｉｒ／Ｉｓ （ＢＨ）max （ｋＯｅ） （Ｔ） （Ｔ） （ＭＧＯｅ） Ｘ方向： 4.11 1.48 0.96 0.648 8.8254 Ｙ方向： 4.11 1.47 0.95 0.6487 8.7296 Ｚ方向： 4.11 1.50 0.98 0.6532 9.7696

【００７９】以上の結果から、プラズマ焼結時の昇温速
度が硬磁気特性に与える影響が大きいことが明かであ
り、昇温速度を速くした方が全ての方向に好ましい硬磁
気特性が得られることが明かである。また、試料形状を
２ｍｍ程度に薄型化しても充分に優れた硬磁気特性の薄
板を得られることが明らかになった。

【００８０】次に、本発明組成系の合金が結晶化温度帯
域で軟化することを利用して薄型磁石の製造を行った。
Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅の組成を有する表１に示す試料を
作成する際に、Ｔｓ＝８７３Ｋ（６００℃）、Ｐｓ＝６
３６ＭＰａの条件を適用し、プラズマ焼結装置のパンチ
間の間隔を調節して直径１０〜１８ｍｍ、厚さ約８００
μｍの円盤形薄型磁石を作製した。また、Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀
Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅の組成を有する試料を作成する際に、同
様の方法で固化成形し、１辺１３ｍｍ、厚さ３００〜５
００μｍのシート状の薄型磁石を作製した。厚さ８００
μｍの試料では密度７.４８ｇ／ｃｍ³（相対密度約９７
％）、厚さ３００〜５００μｍの試料では密度７.３４
〜７.３９ｇ／ｃｍ³（相対密度約９５％）のものを得る
ことができた。これらの作製結果から、１ｍｍよりも薄
い高密度成形磁石を研磨加工などの機械加工を施すこと
なく作製することができる。

【００８１】Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅の組成のバル
ク試料（圧密体）（面積Ｓ＝１６２ｍｍ²）の厚さ依存
性を図２９に示す。厚さを薄くすることにより、成形密
度の減少が見られるが、厚さ０.３ｍｍ（３００μｍ）
（ｈ／Ｓ^0.5＝０.０１６）においても９５〜９６％の高
い相対密度が得られた。厚さ５０μｍ以上においては９
０％以上の相対密度の薄型磁石が割れや欠け無く作製で
きた。次に、これら薄型バルク材の成形後の試料（厚さ
１ｍｍ、０.５ｍｍ、０.３ｍｍでいずれも面積は１６２
ｍｍ²の試料）におけるＸ線回折結果を図３０に示す。
図３０から、ｂｃｃ-（Ｆｅ,Ｃｏ）、（Ｆｅ,Ｃｏ）₃
Ｂまたは（Ｆｅ,Ｃｏ）₁₄Ｐｒ₂Ｂ₁相に相当する回折線
が見られ、薄型化に伴う構造の明確な変化は見られな
い。従って本発明の硬磁性合金圧密体は薄く作製しても
良好な磁気特性を得ることが可能であることが判明し
た。

【００８２】次に図３１〜図３３は、本発明に係る薄型
硬磁性合金圧密体を適用したリニアモータを備えたペン
レコーダの一形態を示す。この例のペンレコーダ２０
は、薄型のカセットタイプのもので、薄型の箱形シャー
シ２１の中央部に架設されたレール状のセンターヨーク
部材２２に沿って矢印ａ方向に可動子２３がスライド自
在に設けられ、可動子２３の先端部にペンホルダ２４が
備えられ、センタヨーク部材２２の下に薄型硬磁性圧密
体（永久磁石プレート）２６とボトムヨーク部材２７が
設けられ、センターヨーク部材２２の端部にサイドヨー
ク２８が設けられている。この構成の薄型硬磁性圧密体
には厚さ０.５〜１.３ｍｍ程度のもので硬磁気特性の優
れたものが要求されるので本願発明で提供できる薄型硬
磁性合金圧密体を用いることが好適であり、本発明の薄
型硬磁性圧密体を用いることで小型薄型でも強力な駆動
力を発揮するリニアモータを提供できる。

【００８３】

【発明の効果】以上説明したように本発明は、希土類元
素のうちの１種以上からなる元素Ｒが３〜２０原子％
と、Ｂが２〜２０原子％含まれるＦｅ系又はＦｅＣｏ系
合金よりなり、急冷により平均結晶粒径１００ｎｍ以下
の微細結晶質相が析出した組織あるいは非晶質相からな
る組織とされた合金を応力下において結晶化または粒成
長して上記平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相
が析出した組織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相
と、ハード磁性相との混相状態を形成するか、あるいは
上記非晶質相からなる組織中に平均結晶粒径１００ｎｍ
以下の微細結晶質相が析出されるとともに上記混相状態
を形成することにより、微細なソフト磁性相とハード磁
性相とを結合させた交換結合特性を示す硬磁性合金圧密
体となり、かつＦｅ濃度が従来の希土類磁石より高いた
め、残留磁化、角型比、保磁力が高い強力な永久磁石成
形体とすることができる。また、本発明によれば、希土
類元素の含有量が従来の希土類磁石よりも少なく、しか
も優れた硬磁性特性が得られるので、比較的低い製造コ
ストで高性能の永久磁石成形体とすることができる。さ
らに、本発明は、上記合金が応力下において結晶化また
は粒成長されることにより、上記合金の組織中にソフト
磁性相又は準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状
態が形成されるとともにハード磁性相に異方性が付与さ
れたものとなり、これにより一軸異方性が大きくなり、
高い残留磁化が得られる。

【００８４】また、本発明においては、上記合金が加圧
下で互いに圧着し一体化されることにより、磁性体粉末
を結合材を用いて結着した従来のボンド磁石に比べて物
性的に堅固であってしかも小型で強力な硬磁性を有する
永久磁石が得られる。また、本発明においては、応力下
において結晶化または粒成長された合金に４００〜１０
００℃で熱処理を施して組織中に平均結晶粒径１００ｎ
ｍ以下の微細結晶質相を主相として析出することによ
り、ｂｃｃ（体心立方構造）-Ｆｅ相またはｂｃｃ-Ｆｅ
Ｃｏ相が析出した保磁力が１ｋＯｅ以下のソフト磁性相
と、Ｆｅ₁₄Ｒ₂ Ｂ相（式中、Ｒは、希土類元素のうちの
１種以上の元素を表す）の単体が析出した保磁力が１ｋ
Ｏｅ以上のハード磁性相を生成することができ、きわめ
て強力な硬磁性特性を有する永久磁石が得られる。

【００８５】また、本発明においては、急冷により非晶
質相又は平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が
析出した組織とされた合金を応力下において結晶化また
は粒成長するとともに圧密化することにより、結晶化し
た後に焼結する場合に比べて相対密度が高く緻密な硬磁
性合金圧密体が得られる。また、本発明においては、結
晶化したときに硬磁性を発現する非晶質相を含む合金
を、結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形
することにより、結合材を必要とせず、優れた硬磁性特
性を有し、しかも各種の形状に成形し得る硬磁性合金圧
密体が得られる。

【００８６】また、本発明においては、組成式Ｔ_xＭ_yＲ
_zＢ_wで表され、ただしＴは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの
１種以上の元素、Ｒは希土類元素のうちの１種以上の元
素、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ
のうちの１種以上の元素、Ｂはホウ素を表し、組成比を
示すx、y、z、wは原子％で、５０≦x、０≦y≦１５、３
≦z≦２０、２≦w≦２０で表される合金を用いることに
より、強力な硬磁性特性を有する永久磁石が得られる。
更に本発明においては、Ｔ_xＭ_yＲ_zＢ_wＥ_vで表され、た
だしＴは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種以上の元素、
Ｒは希土類元素のうちの１種以上の元素、Ｍは、Ｚｒ、
Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうちの１種以
上の元素、Ｂはホウ素を表し、ＥはＣｒ、Ａｌ、Ｐｔ、
Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｇ
ａ、Ｇｅのうちの１種以上の元素を表すとともに、組成
比を示すx、y、z、w、vは原子％で、５０≦x、０≦y≦
１５、３≦z≦２０、２≦w≦２０、０≦v≦１０で表さ
れる合金を用いることにより、強力な硬磁性特性を有す
る永久磁石が得られる。また、本発明において、上記合
金に含まれる希土類元素Ｒに少なくともＮｄまたはＰｒ
が含まれるようにしたものにあっては、極めて強力な硬
磁性特性を有する永久磁石が得られる。

【００８７】また、本発明において、上記合金を圧密化
して得られる圧密体の相対密度を９０％以上とすること
により、緻密で堅牢な圧密体となるので、小型、堅牢か
つ強力な永久磁石が得られる。また、本発明において
は、圧密化した後の残留磁化を１００ｅｍｕ／ｇ以上と
すること、および／または飽和磁化に対する残留磁化の
比率を０.６以上とすることによって、きわめて強力な
硬磁性特性を有する永久磁石を実現することができる。
従って、本発明で得られる硬磁合金圧密体は、モータ
ー、アクチュエータ、スピーカーなど各種の装置に使用
される永久磁石部材として有用であり、安価に製造でき
ることから各種電気機器、電子機器の製造コストを低減
することができる優れたものである。

【００８８】また、本発明で提供できる薄型硬磁性合金
圧密体であるならば、薄いものでも硬磁気特性に優れた
ものを得ることが容易にできるので、薄型リニアモータ
等の駆動装置用磁石として好適であり、薄く加工するこ
とが困難であったＳｍ-Ｃｏ合金に比べて低コストで広
い用途に供することができるようになる。また、本発明
組成を有し、圧密により製造された薄型硬磁性合金圧密
体であるならば、従来のＳｍ-Ｃｏ磁石に施していた研
磨等の機械加工を施さなくとも、薄く、面積の大きなも
のが得られるので、薄型磁石としてクラックが入り難く
薄型磁石として広い用途に適用することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 本発明の硬磁性合金圧密体の製造方法を実施
するために用いる放電プラズマ焼結装置の一例の要部構
造を示す断面図である。

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

【図３】 本発明の硬磁性合金圧密体の製造方法を実施
するために用いる放電プラズマ焼結装置一例の全体構成
を示す正面図である。

【図４】 圧密体を製造する際に、焼結圧力付加方向を
説明するための斜視図である。

【図５】 本発明に係る非晶質合金の試料と非晶質を含
まない結晶質合金の試料について、ＴＭＡ曲線（ａ）と
ＤＳＣ曲線（ｂ）とを測定した結果を示すグラフであ
る。

【図６】 本発明に係る非晶質合金の試料について、焼
結温度を（ａ）、（ｂ）、（ｃ）の順に高く変化させた
ときに得られた圧密体試料の組織の顕微鏡写真の模式図
である。

【図７】 本発明に係る非晶質合金の試料について、焼
結温度を（ａ）、（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）の順に高く変
化させたときに得られた圧密体試料のＸ線回折によるパ
ターンを示すグラフである。

【図８】 本発明に係る圧密体の焼結温度と密度との関
係および比較例の圧密体の焼結温度と密度との関係を示
すグラフである。

【図９】 本発明に係る圧密体の焼結圧力と密度の関係
および比較例の圧密体の焼結圧力と密度の関係を示すグ
ラフである。

【図１０】 本発明に係る非晶質合金粉末のＸ線回折結
果を示すグラフである。

【図１１】 本発明に係る非晶質合金粉末のＸ線回折結
果を示すグラフである。

【図１２】 Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅およびＦｅ₈₆Ｎｂ₂Ｎ
ｄ₇Ｂ₅の非晶質粉末とナノ結晶化Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅
粉末を焼結し、時間（秒）と、各資料の温度および膨張
量（ダイス変位量）を測定した結果を示す図である 。

【図１３】 非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末及び非晶
質Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅粉末と、結晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ
₂Ｂ₅粉末を固化成形して得られた圧密体の成形密度と、
焼結温度との関係を示す図である。

【図１４】 Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体およびＦｅ₈₈
Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体の焼結直後におけるＸ線回折結果
を示すグラフである。

【図１５】 非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末及び非晶
質Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を圧力６３６ＭＰａで焼結
したときの焼結温度と磁気特性を示す図である。

【図１６】 非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を焼結圧
力６３６ＭＰａで焼結した時の焼結温度と磁気特性との
関係を示す図である。

【図１７】 非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を焼結温
度６００℃で焼結した時の焼結圧力と磁気特性との関係
を示す図である。

【図１８】 非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を固化成
形した時の成形密度と磁気特性の関係を示す図である。

【図１９】 圧力６３６ＭＰａ、焼結温度８７３Ｋで固
化成形したＦｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体及びＦｅ₈₆Ｎｄ₇
Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体について、７５０℃の熱処理後における
Ｘ線回折結果を示すグラフである。

【図２０】 圧力６３６ＭＰａ、焼結温度６００℃で固
化成形したＦｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体及びＦｅ₈₆Ｎｄ₇
Ｎｂ₂Ｂ₅圧密体について、７５０℃の熱処理後における
磁化曲線を示す図である。

【図２１】 非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末（実施
例）と、結晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末（比較例）を
それぞれ圧力６３６ＭＰａ、昇温速度を１.８Ｋ／秒、
焼結温度６００℃、保持時間４８０秒間（８分間）で固
化成形した圧密体について、７５０℃の熱処理後におけ
る磁化曲線を示す図である。

【図２２】 非晶質Ｆｅ₈₈Ｎｄ₅Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を圧力６
３６ＭＰａ、焼結温度５００〜６００℃で固化成形して
得られた圧密体について６２７〜８２７℃で熱処理後に
おける磁気特性を示すグラフである。

【図２３】 非晶質Ｆｅ₈₆Ｎｄ₇Ｎｂ₂Ｂ₅粉末を圧力６
３６ＭＰａ、焼結温度５００〜６００℃で固化成形して
得られた圧密体について６２７〜８２７℃Ｋで熱処理後
における磁気特性を示すグラフである。

【図２４】 非晶質Ｆｅ₉₀Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅粉末を圧力６
３６ＭＰａ、焼結温度６００℃にて８分間熱処理した実
施例試料の磁化の減磁曲線を示す図である。

【図２５】 非晶質Ｆｅ₈₉Ｎｂ₂Ｎｄ₄Ｂ₅粉末を圧力６
３６ＭＰａ、焼結温度６００℃にて８分間熱処理した実
施例試料の磁化の減磁曲線を示す図である。

【図２６】 非晶質Ｆｅ₇₆Ｃｏ₁₀Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅粉末を
圧力６３６ＭＰａ、焼結温度６００℃にて８分間熱処理
した実施例の試料の磁化の減磁曲線を示す図である。

【図２７】 非晶質Ｆｅ₈₄Ｎｂ₂Ｎｄ₇Ｂ₅Ｓｉ₂粉末を圧
力６３６ＭＰａ、焼結温度６００℃にて８分間熱処理し
た実施例の試料の磁化の減磁曲線を示す図である。

【図２８】 成形時加圧方向（Ｚ方向）で測定した試料
の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）_maxparallelを成形時
加圧方向と直角な方向（ＸまたはＹ方向）で測定した
（ＢＨ）_maxvertialで割った値と焼結温度（Ｔｓ）との
依存性を示す図である。

【図２９】 Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の圧
密体の成形密度（相対密度）の厚さ依存性を示す図であ
る。

【図３０】 Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の圧
密体の厚さ１ｍｍ、０.５ｍｍ、０.３ｍｍ（面積１６２
ｍｍ²）の試料におけるＸ線回折図である。

【図３１】 薄型硬磁性合金圧密体を備えたペンレコー
ダの一例を示す図である。

【図３２】 図２８に示すペンレコーダの一部を示す底
面図である。

【図３３】 図２８に示すペンレコーダに適用された薄
型硬磁性合金圧密体を取り出した状態を示す側面図であ
る。

【符号の説明】

Ａ・・・放電プラズマ焼結装置、１・・・ダイス、２・・・上パ
ンチ、３・・・下パンチ、４、５・・・基台、６・・・合金粉
末、７・・・熱電対、８・・・外枠ダイス、１１・・・上部基
盤、１２・・・下部基盤、１３・・・チャンバ。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 牧野 彰宏 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 畑内 隆史 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 山本 豊 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地 川 内住宅11−806

Claims (31)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 希土類元素のうちの１種以上からなる元
   素Ｒが４〜２０原子％と、Ｂが２〜２０原子％含まれる
   Ｆｅ系又はＦｅＣｏ系合金よりなり、急冷により平均結
   晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出した組織と
   された合金が応力下において結晶化または粒成長され
   て、前記組織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相と、
   ハード磁性相との混相状態が形成されるとともに該ハー
   ド磁性相に異方性が付与されてなり、保磁力が１ｋＯｅ
   以上であることを特徴とする硬磁性合金圧密体。
2. 【請求項２】 希土類元素のうちの１種以上からなる元
   素Ｒが３〜２０原子％と、Ｂが２〜２０原子％含まれる
   Ｆｅ系又はＦｅＣｏ系合金よりなり、急冷により非晶質
   相を含む組織とされた合金が応力下において前記非晶質
   相が結晶化されて、前記組織中に平均結晶粒径１００ｎ
   ｍ以下の微細結晶質相が析出するとともに、ソフト磁性
   相又は準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状態が
   形成され、かつ前記ハード磁性相に異方性が付与されて
   なり、保磁力が１ｋＯｅ以上であることを特徴とする硬
   磁性合金圧密体。
3. 【請求項３】 請求項１又は２記載の硬磁性合金圧密体
   において、応力下において結晶化または粒成長された合
   金に４００〜１０００℃で熱処理が施されて組織中に平
   均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が主相として
   析出されたことを特徴とする硬磁性合金圧密体。
4. 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに記載の硬磁性
   合金圧密体においてｂｃｃ（体心立方構造）−Ｆｅ相ま
   たはｂｃｃ−ＦｅＣｏ相と、固溶元素を含むＦｅ−Ｂの
   化合物と、非晶質相とが少なくとも析出した保磁力が１
   ｋＯｅ以下のソフト磁性相または準ハード磁性相と、Ｆ
   ｅ₁₄Ｒ₂ Ｂ相（式中、Ｒは、希土類元素のうちの１種以
   上の元素を表す）の単体が少なくとも析出した保磁力が
   １ｋＯｅ以上のハード磁性相とがそれぞれ１０ｖｏｌ
   （体積）％以上含まれていることを特徴とする硬磁性合
   金圧密体。
5. 【請求項５】 請求項１〜４のうちのいずれかに記載の
   硬磁性合金圧密体において、急冷により非晶質相又は平
   均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相が析出した組
   織とされた合金が応力下において結晶化または粒成長さ
   れるとともに圧密化されてなることを特徴とする硬磁性
   合金圧密体。
6. 【請求項６】 請求項１〜５のうちのいずれかに記載の
   硬磁性合金圧密体において、非晶質相を含み、結晶化し
   たときに硬磁性を発現する合金が結晶化反応時に起こる
   軟化現象を利用して固化成形されてなることを特徴とす
   る硬磁性合金圧密体。
7. 【請求項７】 請求項１〜６のうちのいずれかに記載の
   硬磁性合金圧密体において、応力下において前記合金が
   加熱されることを特徴とする硬磁性合金圧密体。
8. 【請求項８】 請求項１〜７のうちのいずれかに記載の
   硬磁性合金圧密体において、下記組成式で表される合金
   が用いられることを特徴とする硬磁性合金圧密体。 Ｔ_xＭ_yＲ_zＢ_w ただし、Ｔは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種以上の元
   素、Ｒは、希土類元素のうちの１種以上の元素、Ｍは、
   Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうちの
   １種以上の元素、Ｂはホウ素を表し、組成比を示すx、
   y、z、wは原子％で、５０≦x、０≦y≦１５、３≦z≦２
   ０、２≦w≦２０である。
9. 【請求項９】 前記組成式中の組成比を示すx、y、z、w
   は原子％で、８０≦x≦９３、０.５≦y≦５、３≦z≦１
   ０、３≦w≦７であることを特徴とする請求項８に記載
   の硬磁性合金圧密体。
10. 【請求項１０】 前記組成式中の組成比を示すx、y、
    z、wは原子％で、８６≦x≦９３、０.５≦y≦３、３≦z
    ≦７、３≦w≦５であることを特徴とする請求項８に記
    載の硬磁性合金圧密体。
11. 【請求項１１】 下記組成式を有することを特徴とする
    請求項１〜７のいずれかに記載の硬磁性合金圧密体。 Ｔ_xＭ_yＲ_zＢ_wＥ_v ただし、Ｔは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種以上の元
    素、Ｒは、希土類元素のうちの１種以上の元素、Ｍは、
    Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうちの
    １種以上の元素、Ｂはホウ素を表し、ＥはＣｒ、Ａｌ、
    Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａ
    ｕ、Ｇａ、Ｇｅのうちの１種以上の元素を表すととも
    に、組成比を示すx、y、z、w、vは原子％で、５０≦x、
    ０≦y≦１５、３≦z≦２０、２≦w≦２０、０≦v≦１０
    である。
12. 【請求項１２】 前記組成式中の組成比を示すx、y、
    z、w、vは原子％で、８０≦x≦９３、０.５≦y≦５、３
    ≦z≦１０、３≦w≦７、０≦v≦５であることを特徴と
    する請求項１１記載の硬磁性合金圧密体。
13. 【請求項１３】 前記組成式中の組成比を示すx、y、
    z、w、vは原子％で、８６≦x≦９３、０.５≦y≦３、３
    ≦z≦７、３≦w≦５、０.１≦v≦５であることを特徴と
    する請求項１１記載の硬磁性合金圧密体。
14. 【請求項１４】 請求項８〜１３のいずれかに記載の硬
    磁性合金圧密体において、ＳｉがＴ元素置換で０.５〜
    ５原子％添加されてなることを特徴とする硬磁性合金圧
    密体。
15. 【請求項１５】 請求項１〜１４のいずれかに記載の硬
    磁性合金圧密体において、前記合金に含まれる希土類元
    素Ｒには少なくともＮｄまたはＰｒが含まれていること
    を特徴とする硬磁性合金圧密体。
16. 【請求項１６】 請求項１〜１５のいずれかに記載の硬
    磁性合金圧密体において、前記合金を圧密化して得られ
    る圧密体の相対密度が９０％以上であることを特徴とす
    る硬磁性合金圧密体。
17. 【請求項１７】 請求項１〜１６のいずれかに記載の硬
    磁性合金圧密体は残留磁化が９０ｅｍｕ／ｇ以上のもの
    であることを特徴とする硬磁性合金圧密体。
18. 【請求項１８】 請求項１〜１２のいずれかに記載の硬
    磁性合金圧密体は、飽和磁化（Ｉｓ）に対する残留磁化
    （Ｉｒ）の比率が０.６以上のものであることを特徴と
    する硬磁性合金圧密体。
19. 【請求項１９】 希土類元素のうちの１種以上からなる
    元素Ｒが３〜２０原子％と、Ｂが２〜２０原子％含まれ
    るＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金を急冷することにより前記
    合金を平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相を析
    出した組織した後、該合金を応力下において結晶化また
    は粒成長させて、前記組織中にソフト磁性相または準ハ
    ード磁性相と、ハード磁性相との混相状態を形成すると
    ともに該ハード磁性相に異方性を付与する工程を少なく
    とも備えてなることを特徴とする硬磁性合金圧密体の製
    造方法。
20. 【請求項２０】 希土類元素のうちの１種以上からなる
    元素Ｒが３〜２０原子％と、Ｂが２〜２０原子％含まれ
    るＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金を急冷することより前記合
    金を非晶質相からなる組織とした後、該合金を応力下に
    おいて前記非晶質相を結晶化して、前記組織中に平均結
    晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相を析出させるとと
    もにソフト磁性相または準ハード磁性相と、ハード磁性
    相との混相状態を形成し、かつ前記ハード磁性相に異方
    性を付与する工程を少なくとも備えてなることを特徴と
    する硬磁性合金圧密体の製造方法。
21. 【請求項２１】 請求項１９または２０記載の硬磁性合
    金圧密体の製造方法において、前記合金を応力下におい
    て結晶化または粒成長させた後、４００〜１０００℃で
    熱処理を施すことにより組織中に平均結晶粒径１００ｎ
    ｍ以下の微細結晶質相を主相として析出することを特徴
    とする硬磁性合金圧密体の製造方法。
22. 【請求項２２】 請求項１９〜２１のいずれかに記載の
    硬磁性合金圧密体の製造方法において、 前記合金を急冷することにより非晶質相または平均結晶
    粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相を析出した組織とし
    た後、該合金を応力下において結晶化または粒成長させ
    るとともに圧密化することを特徴とする硬磁性合金圧密
    体の製造方法。
23. 【請求項２３】 請求項１９〜２２のいずれかに記載の
    硬磁性合金圧密体の製造方法において、非晶質相を含
    み、結晶化したときに硬磁性を発現する合金を結晶化反
    応時に起こる軟化現象を利用して固化成形することを特
    徴とする硬磁性合金圧密体の製造方法。
24. 【請求項２４】 請求項１９〜２３のいずれかに記載の
    硬磁性合金圧密体の製造方法において、応力下において
    合金を加熱することを特徴とする硬磁性合金圧密体の製
    造方法。
25. 【請求項２５】 請求項１９〜１４のいずれかに記載の
    硬磁性合金圧密体の製造方法において、前記合金を圧密
    化することにより相対密度が９０％以上の圧密体を得る
    ことを特徴とする硬磁性合金圧密体の製造方法。
26. 【請求項２６】 希土類元素のうちの１種以上からなる
    元素Ｒが３〜２０原子％と、Ｂが２〜２０原子％含まれ
    るＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金よりなり、厚さｈと面積Ｓ
    の比率ｈ／Ｓが、０.０１≦ｈ／Ｓ^0.5≦０.３の関係を
    満足し、相対密度が９０％以上であることを特徴とする
    薄型硬磁性合金圧密体。
27. 【請求項２７】 希土類元素のうちの１種以上からなる
    元素Ｒが３〜２０原子％と、Ｂが２〜２０原子％含まれ
    るＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金よりなり、厚さが５０μｍ
    以上、２ｍｍ以下であり、相対密度が９０％以上である
    ことを特徴とする薄型硬磁性合金圧密体。
28. 【請求項２８】 急冷により平均結晶粒径１００ｎｍ以
    下の微細結晶質相が析出した組織とされた合金が、応力
    下において結晶化または粒成長されて、前記組織中にソ
    フト磁性相又は準ハード磁性相と、ハード磁性相との混
    相状態が形成されてなることを特徴とする請求項２６ま
    たは２７に記載の薄型硬磁性合金圧密体。
29. 【請求項２９】 急冷により非晶質相を含む組織とされ
    た合金が応力下において前記非晶質相が結晶化されて、
    前記組織中に平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質
    相が析出されるとともに、ソフト磁性相又は準ハード磁
    性相と、ハード磁性相との混相状態が形成されてなるこ
    とを特徴とする請求項２１または２２に記載の薄型硬磁
    性合金圧密体。
30. 【請求項３０】 請求項１〜１８のいずれかに記載の硬
    磁性合金圧密体の特徴を有し、厚さが５０μｍ以上、２
    ｍｍ以下であり、相対密度が９０％以上であることを特
    徴とする薄型硬磁性合金圧密体。
31. 【請求項３１】 請求項１９〜２５のいずれかに記載の
    硬磁性合金圧密体の製造方法で得られ、厚さが５０μｍ
    以上、２ｍｍ以下であり、相対密度が９０％以上である
    ことを特徴とする薄型硬磁性合金圧密体。