JP3515339B2

JP3515339B2 - 角度センサ

Info

Publication number: JP3515339B2
Application number: JP27972697A
Authority: JP
Inventors: 章伸小島; 彰宏牧野; 隆史畑内; 豊山本; 一郎徳永; 光正井上; 明久井上
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1997-09-25
Filing date: 1997-09-25
Publication date: 2004-04-05
Anticipated expiration: 2017-09-25
Also published as: JPH11101607A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、硬磁性材料を備え
た角度センサに関するものである。

【０００２】

【従来の技術】一般に角度センサは、回転軸と、該回転
軸に備えられた硬磁性材料からなる磁石であるロータ
と、この磁石からの磁束の変化量を検出して回転軸の回
転量を検出する検出部とから構成されている。また、ロ
ータが強磁性体からなる角度センサの場合には、この強
磁性体に磁束を印加するための硬磁性材料からなる磁石
が備えられている。従来まで、このような角度センサの
硬磁性材料としては、フェライト磁石、アルニコ磁石
（Ａ１−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ系磁石）、Ｓｍ−Ｃｏ系磁
石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石等が用いられてきた。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかし、Ｓｍ−Ｃｏ系
磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を備えた角度センサは、磁
石に１０原子％以上のＮｄ、または８原子％以上のＳｍ
を含み、高価な希土類元素の使用量が多いために、角度
センサの製造コストが高くなってしまうという課題があ
った。また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を備えた角度センサ
は、磁石の温度による磁気特性の変化が大きいために、
角度センサの出力にドリフトが発生し、角度センサとし
て使用できないという課題があった。更に、ゴムやプラ
スチックの結合材と混合して圧縮成形又は射出成形によ
り成形されたボンド磁石は、結合材が存在するために、
磁性体密度が相対的に低下し、硬磁気特性が低下してし
まう。また、結合材の耐熱性が低いために、高温で使用
する角度センサに使用できないという課題もあった。

【０００４】一方、フェライト磁石を備えた角度センサ
は、希土類元素を含む磁石に比べて磁石の製造コストは
低いものの、磁化の温度係数の絶対値が大きいために、
角度センサの出力にドリフトが発生し、角度センサとし
て使用できないという課題があった。また、アルニコ磁
石（Ａ１−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ系磁石）は、磁化の温度係
数の絶対値が小さく、製造コストが低いものの、保磁力
が小さいために、角度センサに実用が困難であった。

【０００５】本発明は上述の課題を解決するためになさ
れたもので、低コストで優れた硬磁気特性を少なくとも
有し、さらには優れた温度特性を有する硬磁性材料から
なる磁石を備えた角度センサを提供することを目的とす
る。

【０００６】

【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明の角度セ
ンサは、硬磁性材料からなり、固化成形された圧密磁石
と、該磁石からの磁束の変化を検出する検出部とを備
え、前記硬磁性材料は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種
以上の元素Ｔと、希土類元素のうちの１種以上からなる
元素Ｒと、Ｂとを含む合金からなり、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
絶対値が室温から８０℃の温度範囲において０．０６％
／Ｋ以下であり、かつ飽和磁化（Ｉｓ）に対する残留磁
化（Ｉｒ）の割合（Ｉｒ／Ｉｓ）が、０．６以上であっ
て下記の組成からなることを特徴とする。Ｔ _ｘＭ _ｙＲ _ｚＢ _ｗただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆのうち１種以上の
元素を表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上の元素を
表わすとともに、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗは原子％
で、８６≦ｘ≦９２、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３
≦ｗ≦７である。

【０００７】また、本発明に係る硬磁性材料は、保磁力
５００Ｏｅ以下のソフト磁性相と保磁力５００Ｏｅ以上
のハード磁性相とをそれぞれ１０ｖｏｌ（体積）％以上
含む合金からなることを特徴とする。また、本発明に係
る硬磁性材料は、キュリー温度が６００℃以上の磁性相
とキュリー温度が６００℃以下の磁性相とをそれぞれ１
０ｖｏｌ（体積）％以上含む合金からなことを特徴とす
る。

【０００８】本発明の角度センサは、先に記載の角度セ
ンサであって、前記硬磁性材料の残留磁化（Ｉｒ）が９
０ｅｍｕ／ｇ以上であり、かつ保磁力が２ｋＯｅ以上で
あることを特徴とする。また、本発明の角度センサは、
先に記載の角度センサであって、前記硬磁性材料は、合
金溶湯を急冷して得られた非晶質相を主相とする合金を
熱処理して得られる粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質
相を主相とすることを特徴とする。また、本発明の角度
センサは、先に記載の角度センサであって、前記硬磁性
材料は、合金溶湯を急冷して得られた非晶質相を主相と
する合金の粉末を、熱処理することにより、結晶化と同
時に固化成形された圧密体であることを特徴とする。

【０００９】更に、本発明の角度センサは、先に記載の
角度センサであって、前記熱処理する際の昇温速度が１
０℃／分以上であり、熱処理温度が６００〜８００℃で
あり、保持時間が１〜６０分であることを特徴とする。

【００１０】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を図面
を参照して説明する。本発明の角度センサは、硬磁性材
料からなる磁石と、該磁石からの磁束の変化を検出する
検出部とから構成されている。

【００１１】図１（ａ）は、本発明に係る角度センサを
ロータリーエンコーダ１１に用いた例を示すものであっ
て、このロータリーエンコーダ１１は、回転軸１３に連
結された本発明に係る硬磁性材料からなる複数の円柱状
の磁石１５、１５…と回転ドラム１６とからなるロータ
１４と、ロータ１４の外周面に離間して配置された検出
部１７とから構成されている。磁石１５、１５…と回転
ドラム１６との接合は、例えば接着剤等によって接合さ
れる。また、回転ドラム１６の材質は、特に磁性材料に
限られるものではなく、例えば金属材料等を使用するこ
とができる。硬磁性材料からなる磁石１５は、図１
（ｂ）に示すように、パーミアンス係数が約２以上とな
る形状に成形された円柱状のものであり、回転ドラム１
６の円周に沿ってＮＳ極が交互に並ぶように配置されて
いる。また、この磁石１５は、磁化の温度係数の絶対値
が室温から８０℃の範囲において０．０６％／Ｋ以下の
ものである。検出部１７は、ロータ１４からの磁束の変
化を検出できるものであれば、どのようなものでも用い
ることができるが、例えば、ホール素子、磁気抵抗素
子、磁気インピーダンス効果素子等を用いることができ
る。また、回転軸１３はモータ１２に連結されている。
更に、検出部１７は、図示しない計測部に接続されてい
る。

【００１２】モータ１２が回転するとロータ１４が同時
に回転し、このとき、ロータ１４にはその円周に沿って
硬磁性材料からなる磁石１５、１５…が複数配置されて
いるので、検出部１７に印加されるロータ１４からの磁
束の向きが変化し、この磁束の変化に相当する出力信号
（電圧の変化量、電流の変化量等）が検出部１７から計
測部に送られ、モータ１２の回転量が計測される。

【００１３】本発明の角度センサに備えられる硬磁性材
料は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素Ｔと、希
土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒと、Ｂとを含
む合金からなり、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が、室温（２
５℃）から８０℃の温度範囲において０．０６％／Ｋ以
下であり、飽和磁化（Ｉｓ）に対する残留磁化（Ｉｒ）
の割合（Ｉｒ／Ｉｓ）が、０．６以上のものである。

【００１４】ところで、磁石材料の特性は、ヒステリシ
ス曲線の第２象限の部分、すなわち減磁曲線によって表
される。着磁後の磁石材料は、自身の残留磁化がつくる
逆向きの磁界、即ち反磁界の下にあるので、その動作点
（材料の磁束密度（Ｂ）と減磁界（Ｈ））は、減磁曲線
上の一点ｐによって与えられる。ここでＢ／μ₀Ｈの値
（無次元の数）をパーミアンス係数（ｐ）、ｐと原点Ｏ
間の線（ＯＰ）をパーミアンス線とよぶ。このパーミア
ンス係数（ｐ）あるいはパーミアンス線は、磁石の形状
に依存し、磁化方向の長さが短くなると、小さくなり、
長くなると大きくなるものであり、例えば、ｐ＝１．５
のものは円盤形であり、ｐ＝１０のものは角柱形であ
る。パーミアンス係数（ｐ）と反磁界係数（Ｎ）との間
には、下記式（Ｉ）ｐ＝（１−Ｎ）／Ｎ・・・（Ｉ）で示される関係がある。従って、減磁曲線と磁石材料の
形状が与えられると、その動作点（Ｂ，Ｈ）は決定され
る。その磁石材料が外部につくる静磁界のエネルギー
（Ｕ）は、下記式（II）Ｕ＝ＢＨＶ／２・・・（II）（式中、Ｖは磁性材料の体積）で与えられる。磁石材料の形状が変化すると、反磁界、
すなわちパーミアンス線が変化するので、動作点ｐが変
化し上記Ｕの値が変化する。途中ある動作点ｐ_mでＵの
値が最大となり、そのときの（ＢＨ）の積が最大磁気エ
ネルギー積（（ＢＨ）max）である。

【００１５】本発明の角度センサには、温度変化に起因
して出力にドリフトが生じるのを防止するために、温度
特性が優れるものすなわち磁化の温度係数の絶対値が小
さい硬磁性材料を用いることが好ましく、本発明に係る
硬磁性材料は、上述のように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
が、室温（２５℃）から８０℃の温度範囲において０．
０６％／Ｋ以下と小さいので、角度センサの出力のドリ
フトを低減することができる。

【００１６】従って、本発明に係る硬磁性材料は、Ｎｄ
−Ｆｅ−Ｂ系磁石よりも磁化の温度係数の絶対値を小さ
くすることができるので、従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石
を用いた角度センサよりも出力のドリフトを低くするこ
とができる。更に、本発明に係る硬磁性材料は、アルニ
コ磁石より保磁力が大きく、また、従来から温度特性が
良好なものとして使用されているＳｍ−Ｃｏ系磁石より
も安価である。本発明に係る硬磁性材料は、特に、後述
するようにＳｉをＴ元素置換で０．５〜５原子％添加あ
るいはＴ元素中にＣｏが０．５〜２０％含まれるように
することにより、温度特性が優れた硬磁性材料を好適に
実現することができる。

【００１７】また、本発明の硬磁性材料は、保磁力５０
０Ｏｅ以下のソフト磁性相と保磁力５００Ｏｅ以上の
ハード磁性相とをそれぞれ１０ｖｏｌ（体積）％以上含
むものであってもよい。このように保磁力５００Ｏｅ
以下のソフト磁性相と保磁力５００Ｏｅ以上のハード
磁性相を上述の範囲で含んでいるとソフト磁性相とハー
ド磁性相の中間の特性を備えることができる点で好まし
い。保磁力５００Ｏｅ以下のソフト磁性相が１０ｖｏ
ｌ（体積）％未満であると、ハード磁性相に必要なＮｄ
などが多くなり、また、残留磁化も低下するので好まし
くない。また、保磁力５００Ｏｅ以上のハード磁性相
が１０ｖｏｌ（体積）％未満であると、保磁力が低くな
るため好ましくない。保磁力５００Ｏｅ以下のソフト
磁性相の好ましい含有量は２０〜６０ｖｏｌ（体積）％
であり、保磁力５００Ｏｅ以上のハード磁性相の好ま
しい含有量は４０〜８０ｖｏｌ（体積）％である。

【００１８】また、本発明の硬磁性材料は、キュリー温
度が６００℃以上の磁性相とキュリー温度が６００℃以
下の磁性相とをそれぞれ１０ｖｏｌ（体積）％以上含む
ものであってもよく、このようにキュリー温度が６００
℃以上の磁性相とキュリー温度が６００℃以下の磁性相
を上述の範囲で含んでいるとソフト磁性相とハード磁性
相の中間の特性を備えることができる点で好ましい。そ
れは、ｂｃｃ−Ｆｅ相のキュリー温度は７７０℃付近で
あり、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相のキュリー温度が３１５℃付近で
あることから、本発明の硬磁性材料が磁化に関与する相
であるソフト磁性相とハード磁性相との２相を有するた
めには、キュリー温度が６００℃以上の磁性相とキュリ
ー温度が６００℃以下の磁性相とを含む必要がある。キ
ュリー温度が６００℃以上の磁性相が１０ｖｏｌ（体
積）％未満であると、比較的高いパーミアンスで使用し
たときの磁化の温度変化が大きくなるため好ましくな
い。また、キュリー温度が６００℃以下の磁性相が１０
ｖｏｌ（体積）％未満であると、ハード磁性相が少なく
なるため、保磁力が低くなり好ましくない。キュリー温
度が６００℃以上の磁性相の好ましい含有量は、２０〜
６０ｖｏｌ（体積）％であり、キュリー温度が６００℃
以下の磁性相の好ましい含有量は４０〜８０ｖｏｌ（体
積）％である。

【００１９】また、本発明の硬磁性材料は、平均結晶粒
径１００ｎｍ以下の微細結晶質相を主体として含んでお
り、この微細結晶質相には、平均結晶粒径１００ｎｍ以
下のｂｃｃ−Ｆｅ相と、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が析出している。更に、本発明の硬磁性
材料は、上記のｂｃｃ−Ｆｅ相とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の微細
結晶質相と、残留した非晶質相とのナノ複相組織を形成
している。また、本発明の硬磁性材料は、上記の構成の
合金溶湯を急冷することにより得られた非晶質相を主体
とする合金が熱処理されてなるものである。さらに、本
発明に係る硬磁性材料は、保磁力が２ｋＯｅ以上のもの
であることが好ましい。上述のような硬磁性材料中の結
晶質相の平均結晶粒径、および各相中における各原子の
濃度の制御は、非晶質合金を熱処理して硬磁性材料を得
る際の熱処理条件を制御することによって実現できる。
熱処理条件としては、昇温速度、熱処理温度（アニール
温度）及びその保持時間などである。

【００２０】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り、９０ｅｍｕ
／ｇ以上の残留磁化（Ｉｒ）を実現するために、Ｔの濃
度は５０原子％以上とする必要がある。また、１００ｅ
ｍｕ／ｇ以上の残留磁化（Ｉｒ）を得るためには、Ｔの
濃度を８０原子％以上とするのが好ましい。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。１２０ｅｍｕ／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Ｔの濃
度は８６原子％以上９２原子％以下であるのが望まし
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。ま
た、少なくとも元素Ｔのうち、Ｆｅが５０％以上含まれ
ていることが好ましい。

【００２１】上記組成式中のＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈ
ｆのうち１種以上の元素を表わし、これらの元素は非晶
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、Ｍを添加することにより、希土類元素（Ｒ）が
低濃度の場合も非晶質相を形成することができる。希土
類元素（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（Ｉｒ）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）置換で非晶質形成
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、元素Ｍの添加量は
１０原子％を上限とし、良好な硬磁気特性を得るため
に、０．５原子％以上３原子％以下の範囲とするのが好
ましく、より好ましくは１．５原子％以上２．５原子％
以下とするのが望ましい。

【００２２】上記組成式中のＲは希土類金属（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。ＲとＦｅとＢと
を含む非晶質合金を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Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁
は、本発明の材料に優れた硬磁気特性を付与するもので
あり、Ｒの添加量は１０原子％以下とするのが好まし
い。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。１００ｅｍｕ／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
にはＲの濃度（ｚ）は１０原子％以下であることが望ま
しい。またＲは非晶質を形成し易い元素であり、Ｒの組
成比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、Ｒの濃度としては３原子％以上とする
のが望ましい。さらに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。

【００２３】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ＦｅとＢとを含む非晶質相を、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Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂは、本発明の材料に硬磁気特性
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（ｉＨ
ｃ）が減少するので、良好な硬磁気特性を得るために
は、Ｂの濃度は２０原子％以下、好ましくは７原子％以
下、より好ましくは５原子％以下とするのが望ましい。

【００２４】また、本発明の硬磁性材料において、Ｔ元
素中にＦｅ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
度係数の絶対値を小さくすることができる点で好まし
い。その理由は、Ｔ元素中にＣｏが含まれているとキュ
リー温度が上昇するので、磁化や保持力の温度変化が小
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相にも固溶されるので、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。

【００２５】また、本発明の硬磁性材料において、Ｓｉ
をＴ元素置換で添加すれば、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
の絶対値を低くすることができる。Ｓｉの添加量は、多
過ぎるとＴ元素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。

【００２６】つぎに、本発明に係る硬磁性材料は、以下
のようにして製造することができる。まず、非晶質相を
主体とする合金を得る方法は、回転ドラムに合金溶湯を
吹き付けて急冷して薄帯状に形成する方法、合金溶湯を
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
成する方法などの液体急冷法、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る。また、
上記非晶質合金に対する熱処理は、任意の加熱手段を用
いて行なうことができ、例えば本発明の硬磁性材料から
なる圧密体を得る場合には、まず非晶質合金を粉末状に
し、その合金粉末をホットプレスにより加圧成形すると
同時に適切な昇温速度および熱処理温度（アニール温
度）で熱処理する方法を好ましく用いることができる。

【００２７】熱処理時の昇温速度は、１０Ｋ／分以上、
好ましくは１００Ｋ／分以上の範囲で、非晶質合金の組
成により好ましく設定される。熱処理時の昇温速度が１
０Ｋ／分未満であると、熱処理により合金中に析出する
結晶粒が粗大化するため、ソフト磁性相（ｂｃｃ（体心
立方構造）−Ｆｅ）とハード磁性相（Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）の
交換結合特性が低下し、硬磁気特性が劣化するため好ま
しくない。また、熱処理時の昇温速度を１００Ｋ／分以
上の範囲とすることにより、微細組織の均一化による特
性向上や、熱処理工程や製造工程に要する時間の短縮化
が可能となる。なお、昇温速度の上限としては、装置上
の制約から、２００Ｋ／分程度とされる。

【００２８】熱処理時の熱処理温度（アニール温度）
は、好ましくは６００〜８００℃、より好ましくは６５
０〜７５０℃の範囲、保持時間（熱処理時間）は好まし
くは１〜６０分、より好ましくは２〜５分の範囲で、非
晶質合金の組成により好ましく設定される。熱処理温度
が６００℃未満であると、硬磁気特性を担うＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ相の析出量が少ないため十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８００℃を越え
ると、他の析出物が析出して硬磁気特性が低下してしま
うため好ましくない。

【００２９】更に、角度センサに使用される硬磁性材料
からなる磁石を製造する場合の熱処理方法としては、上
述のホットプレス法の他に、プラズマ焼結法を用いるこ
とができる。図２は、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、筒
型のダイ２１と、このダイ２１の内部に挿入される上パ
ンチ２２および下パンチ２３と、下パンチ２３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パン
チ電極２４と、上パンチ２２を下側に押圧し、パルス電
流を流す他方の電極となるパンチ電極２５と、上下のパ
ンチ２２、２３に挟まれた原料粉末２６の温度を測定す
る熱電対２７を主体として構成されている。上述の上パ
ンチ２２及び下パンチ２３のそれぞれが相互に対向する
面には、得ようとする磁石の形状に対応した型が形成さ
れている。更に、上述の放電プラズマ焼結装置の要部
は、図示しないチャンバ内に収納されている。このチャ
ンバ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２２、２３の間に充
填される原料粉末（粉粒体）２６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。

【００３０】前記構成の放電プラズマ焼結装置を用いて
角度センサに備えられる磁石である圧密体を製造するに
は、成型用の原料粉末を用意する。この原料粉末２６
は、所定組成の非晶質合金を、溶製してから鋳造法によ
り、あるいは単ロールもしくは双ロールによる急冷法に
よって、さらには液中紡糸法や溶液抽出法によって、あ
るいは高圧ガス噴霧法によって、バルク状、リボン状、
線状体、粉末等の種々の形状として製造する工程と、粉
末状以外のものは粉砕して粉末化する工程により得られ
る。

【００３１】次に、所定の組成の原料粉末２６を用意し
たならば、これを図２に示す放電プラズマ焼結装置の上
下のパンチ２２、２３の間に投入し、チャンバの内部を
減圧するとともに、パンチ２２、２３で上下から圧力を
加えて成形すると同時に、例えば図３に示すようなパル
ス電流を原料粉末２６に印加して加熱し、所望の形状の
焼結体に形成する。この放電プラズマ焼結処理において
は、通電電流により原料粉末２６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原料
粉末２６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。

【００３２】プラズマ焼結法において、焼結温度は、原
料粉末２６を固化成形するために３００℃以上とするこ
とが必要であり、優れた硬磁気特性を得るためには５０
０℃以上、８００℃以下の範囲とすることが好ましい。

【００３３】本発明において、焼結を行う際の昇温速度
は、遅い昇温速度では結晶相が析出生成するため、１０
℃／分以上とするのが好ましく、４０℃／分以上とする
のがより好ましい。また焼結の際の圧力については、加
圧力が低すぎると焼結体を形成できないため、３ｔ／ｃ
ｍ²以上とするのが好ましい。

【００３４】このようにして得られた圧密体は、原料粉
末として用いられた非晶質合金と同じ組成を有するもの
であるから、室温で優れた硬磁気特性を有し、角度セン
サの磁石として使用することができる。

【００３５】上述の角度センサは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの
うち１種以上の元素Ｔと、希土類元素のうちの１種以上
からなる元素Ｒと、Ｂとを含む合金からなり、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
度係数の絶対値が、室温（２５℃）から８０℃の温度範
囲で０．０６％／Ｋ以下である硬磁性材料からなる磁石
を備えており、この硬磁性材料は、従来のフェライトや
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石よりも温度特性が同等かまたは優
れているので、角度センサに使用した場合に温度変化に
起因する出力のドリフトを防止することができるので、
検出精度の信頼性を向上させることができる。また、磁
石の形状を薄くすることが可能となるので、角度センサ
の形状を小型にすることができる。更に、上述の硬磁性
材料は、飽和磁化（Ｉｓ）に対する残留磁化（Ｉｒ）の
割合（Ｉｒ／Ｉｓ）が０．６以上であり、最大磁気エネ
ルギー（（ＢＨ）max）を大きくすることができるの
で、角度センサの検出精度を大幅に向上させることがで
きる。

【００３６】上述の角度センサは、残留磁化（Ｉｒ）が
９０ｅｍｕ／ｇ以上であり、かつ保磁力が２ｋＯｅ以上
である硬磁性材料を備えているので、角度センサの検出
精度を大幅に向上させることができる。

【００３７】本発明に係る硬磁性材料は、平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細結晶質相を主体として含んでお
り、この微細結晶質相には、平均結晶粒径１００ｎｍ以
下のｂｃｃ−Ｆｅ相と、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が析出しているので、ソフト磁性相（ｂ
ｃｃ（体心立方構造）−Ｆｅ）とハード磁性相（Ｒ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ）の交換結合特性が向上しており、残留磁化（Ｉ
ｒ）、角型比（Ｒｓ）、保磁力（ｉＨｃ）、最大磁気
エネルギー積（（ＢＨ）max）が増加し、優れた硬磁気
特性が得られる。具体的には、残留磁化（Ｉｒ）が１２
０ｅｍｕ／ｇ以上の硬磁性材料、角型比（Ｒｓ）が０．
６以上の硬磁性材料、保磁力（ｉＨｃ）が２ｋＯｅ以上
の硬磁性材料、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）
が１００ｋＪ／ｍ³を越える優れた硬磁性材料を実現す
ることが可能となり、角度センサの検出精度を向上させ
ることができる。

【００３８】更に、上述の硬磁性材料を備えた角度セン
サは、希土類元素Ｒの含有量を少なくしても優れた硬磁
気特性が得られるので、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ
−Ｂ系磁石を用いた角度センサよりも製造コストを低く
することができる。さらに、上述の角度センサに用いる
硬磁性材料は、合金溶湯を急冷して得られた非晶質相を
主相とする合金の粉末を、熱処理することにより、結晶
化と同時に固化成形された圧密体であるので、自由な形
状の磁石を容易に製造することが可能となり、角度セン
サの設計の自由度を向上させることができる。

【００３９】

【実施例】

（実験例１）以下のようにして、各種組成の急冷薄帯合
金を熱処理して硬磁性材料を作製した。まず、アーク溶
解法により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ロール上に、溶解した金属をスリット
径約０．３ｍｍの細幅ノズルから吹出すことにより、約
２０μｍの厚さの急冷薄帯合金を作製した。次いで、得
られた急冷薄帯合金を１×１０^-2Ｐａ以下の赤外線イメ
ージ炉中において、昇温速度１８０Ｋ／分で加熱し、ア
ニール温度７５０℃で約１８０秒間保持する条件で熱処
理して得られる薄帯合金試料（実施例）を得た。ここで
得られた薄帯合金試料の組成は、いずれも本発明の範囲
内にあるＦｅ₇₆Ｃｏ₁₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅、Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎ
ｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅、Ｆｅ₈₄Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組成の薄
帯合金であった。

【００４０】図４〜図６には、得られた実施例の薄帯合
金試料について、ＶＳＭ（振動試料型磁力計）を用い、
１０ｋＯｅの印加磁場中及び真空中で室温〜約２２０℃
における減磁曲線（第２象限）の測定結果を示す。図４
〜図６中、イはパーミアンス係数（ｐ）が１０（角柱
形）である直線であり、ロはｐが１．５（円盤形）であ
る直線である。また、図７には、実施例の薄帯合金試料
の磁気特性と温度との関係について、減磁曲線（第２象
限）より求めた残留磁化（Ｉｒ）及び保磁力（ｉＨｃ）
の温度変化を示す。

【００４１】また、表１には、実施例の薄帯合金試料の
室温での磁気特性を示す。なお、表１中、Ｉｒ／Ｉｓは
飽和磁化に対する残留磁化の割合（角型比）である。ま
た、表２には、実施例の薄帯合金試料の室温〜約４９０
ＫにおけるＩｒ及びｉＨｃの温度係数と、ｐ＝１．５、
ｐ＝１０となる形状としたときの室温〜約４９０Ｋにお
けるＩｒの温度係数を示す。更に、比較例として従来の
フェライト磁石とＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系（Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）
磁石の磁気特性と温度との関係を図８に合わせて示す。
この従来の磁石のＩｒの温度係数を表２に合わせて示
す。

【００４２】

【表１】

【００４３】

【表２】

【００４４】図７及び表２から、実施例の薄帯合金試料
ならびに比較例の磁石は、温度の上昇とともにＩｒ及び
ｉＨｃが減少する傾向が認められる。ｉＨｃの温度係数
（ｄｉＨｃ／ｄＴ）については、実施例のＦｅ₈₈Ｎｂ₂
Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の試料が−０．４３％／Ｋであり、比
較例のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の値（−０．４％／Ｋ）に
近い値であるが、ＣｏやＳｉを添加した実施例の薄帯合
金試料では−０．２８〜−０．３６％／Ｋと比較例のＮ
ｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石よりも小さい値であることが認めら
れる。このようにＣｏを添加することによりｉＨｃの温
度係数が減少するのは、ハード磁性相のキュリー温度が
上昇することに起因するものと考えられる。

【００４５】Ｉｒの温度係数（ｄＩｒ／ｄＴ）について
は、実施例のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の試料が−
０．０６％／Ｋであり、比較例のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石
（Ｆｅ₇₇Ｎｄ₅Ｂ₈なる組成の磁石、（Ｆｅ_0.9Ｃｏ_0.1）
₇₇Ｎｄ₁₅Ｂ₈なる組成の磁石）の値が−０．１１〜−
０．１８％／Ｋであるのに比べて低くなっていることが
認められる。これは、比較例の磁石は、磁化に関与する
相がハード磁性相のみであるに対して、実施例の薄帯合
金試料は、ハード磁性相と、磁化の温度変化率の小さい
ソフト磁性相（ｂｃｃ−Ｆｅ相）が混在したナノ複相組
織を有しているためと考えられる。また、ＣｏやＳｉを
添加した実施例の薄帯合金試料は、Ｉｒの温度係数が−
０．０２％／Ｋと大幅に小さい値であることが認められ
る。更に、図５から、Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる
組成の試料においては、特にｐ＝１０以上の領域での
磁化の温度変化が小さく、温度特性が優れていることが
分る。

【００４６】図８は、実施例の薄帯合金試料をｐ＝１．
５、ｐ＝１０となる形状でそれぞれ使用したときの温度
とＩｒとの関係を、図４〜図６に示した減磁曲線より求
めたグラフである。また、比較のために従来のＳｍ−Ｃ
ｏ磁石とＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石（Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂなる組
成）をｐ＝１．５、ｐ＝１０となる形状でそれぞれ使用
したときの温度とＩｒとの関係を、図８に合わせて示
す。図９には、本発明の組成の範囲内にあるＦｅ₈₈Ｎｂ
₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の焼結バルク（合金圧密体）試料及
びＦｅ₈₆Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の薄帯合金試料のパー
ミアンス係数と温度係数との関係を示す。また、比較の
ために従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石（Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂな
る組成）のパーミアンス係数と温度係数との関係を図９
に合わせて示す。

【００４７】表２及び図７〜図９から、ｐ＝１．５とパ
ーミアンス係数が低い場合には、Ｓｉを添加した実施例
であるＦｅ₈₄Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組成の試料の温度
係数が−０．１７％／Ｋであり、Ｃｏを添加した実施例
であるＦｅ₇₆Ｃｏ₁₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成と、Ｆｅ₆₆
Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の試料の温度係数が、そ
れぞれ−０．２０％／Ｋ、−０．３３％／Ｋであり、ま
た、Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の試料の温度係数
が、−０．３８％／Ｋと各実施例とも従来の材料と同等
の比較的高い温度係数を有している。ｐ＝１０と高いパ
ーミアンス係数で使用したときには、実施例のＦｅ₈₈Ｎ
ｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅なる組成の試料は温度係数が−０．１２％
／Ｋであり、従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の温度係数と
同じ程度であるが、Ｓｉを添加した実施例のＦｅ₈₄Ｎｂ
₂Ｐｒ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組成の試料は−０．０５％／Ｋであ
り、Ｃｏを添加した実施例のＦｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ
₅なる組成の試料は−０．０８％／Ｋとさらに温度によ
る磁気特性の変化が小さいことを示していることが分
る。また、ｐ＝１０となる形状で使用したとき、実施例
の薄帯合金試料、特に、Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅な
る組成の試料は、室温〜８０℃程度の実用温度範囲にお
いて温度係数の絶対値が小さく、比較例のＳｍ−Ｃｏ系
磁石と同じ程度の優れた温度特性を有しており、また、
比較例のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系磁石よりも温度特性が優れて
いることが分る。

【００４８】表２及び図７〜図９から、実施例の試料
は、パーミアンス係数が２以上で使用すれば、室温〜８
０℃の温度範囲において比較例のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系磁石
の温度係数の絶対値と同じ程度であるか、あるいは小さ
く、特に、パーミアンス係数が１０以上で使用したと
き、温度係数は０．１％／Ｋよりも小さな値が得られて
おり、比較例のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系磁石よりも温度係数の
絶対値が小さく、温度特性が優れていることが分る。

【００４９】（実験例２）Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組
成の急冷後の非晶質合金薄帯をアニール温度７５０℃で
熱処理して得られた硬磁性材料の磁化の温度変化を調べ
た。また、Ｆｅ₈₈Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の急冷後の非晶質合
金薄帯をアニール温度６５０℃で熱処理して得られた硬
磁性材料の磁化の温度変化を調べた。その結果を図１０
に示す。図１０は、Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の硬
磁性材料とＦｅ₈₈Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の硬磁性材料の磁化
の温度変化を示す図である。図１０に示すように、温度
の上昇とともに磁化は２ステップで減少している。この
ことから、硬磁性材料の磁化に関与する相が２相存在し
ていることが認められる。また、３１５℃付近で磁化の
減少の度合いが変化していることから、この付近がＦｅ
₁₄Ｎｄ₂Ｂ相のキュリー温度であり、７７０℃付近で磁
化の減少の度合いが変化していることから、この付近が
ｂｃｃ−Ｆｅ相のキュリー温度であることが分る。な
お、ここで非晶質相に起因する磁化のステップが見られ
ないのは、磁化が低いことと体積分率が小さいことによ
るものと考えられる。

【００５０】また、図１１には、上述のＦｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐ
ｒ₅Ｂ₅なる組成の硬磁性材料とＦｅ₈₈Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成
の硬磁性材料の磁化曲線の第２象限を示す。図１１に示
すように、磁化曲線は、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となっており、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た交
換結合磁石であることが分る。

【００５１】（実験例３）実験例１と同様にして、原子
組成比が、Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅、Ｆｅ₇₃Ｃｏ₁₅Ｎｂ₂Ｎ
ｄ₅Ｂ₅、Ｆｅ₇₉Ｃｏ₁₀Ｎｂ₂Ｎｄ₄Ｂ₅、Ｆｅ₈₉Ｎｂ₂Ｎｄ
₅Ｂ₄、Ｆｅ₇₈Ｃｏ₁₀Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₅、Ｆｅ₈₉Ｎｂ₂Ｎｄ₄
Ｂ₅、Ｆｅ₉₀Ｎｂ₂Ｎｄ₅Ｂ₃であり、約２０μｍの厚さの
急冷薄帯合金を作製した。次に、得られた急冷薄帯合金
をローターミルを用いて大気中で粉砕することで粉末化
した。得られた粉末の中で粒径５３〜１０５μｍのもの
を選別して後の工程に原料粉末として使用した。約２ｇ
の上記原料粉末をＷＣ製のダイスの内部にハンドプレス
を用いて充填した後、図３に示すダイ２１の内部に装填
し、チャンバの内部を３×１０^-5ｔｏｒｒの雰囲気中で
上下のパンチ２２、２３で加圧するとともに、通電装置
から原料粉末にパルス波を通電することにより焼結し、
焼結体を得た。次にこの焼結体を円柱状に複数を切り出
し、図１（ａ）のロータリーエンコーダ１１に使用する
磁石１５、１５…を得た。このときのパルス波形は、図
３に示すように、１２パルス流した後で２パルス休止す
るものとし、最高４７００〜４８００Ａの電流で原料粉
末を加熱した。焼結条件は、試料に６．５ｔ／ｃｍ²の
圧力をかけた状態で室温から焼結温度まで加熱し、約５
分間保持することにより行った。焼結時の昇温速度は４
０℃／分（０．６７Ｋ／秒）とした。更に、得られた複
数の磁石１５、１５…に着磁処理を行い、図１（ｂ）に
示すような、直径０．５ｍｍ、長さ１ｍｍの複数の磁石
１５、１５…を作製し、この磁石１５、１５…を回転ド
ラム１６の円周を覆うように配置してロータ１４を作製
し、このロータ１４を用いて、図１（ａ）に示すよう
な、ロータリーエンコーダ１１を作製した。尚、ここで
作製したロータリーエンコーダ１１の検出部１７にはホ
ール素子を用いた。

【００５２】このロータリーエンコーダについて、作動
温度を室温（２５℃）〜１２５℃まで上昇させたときの
検出部からの出力電圧の変化を図１２に示す。また、作
動温度の変化量（ｄＴ）に対する出力電圧の変化量（ｄ
Ｖ）の比であるｄＶ／ｄＴを表３に示す。また、表３に
は、従来のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系磁石、フェライト磁石、Ｓ
ｍＣｏ₅磁石を用いて作製したロータリーエンコーダの
ｄＶ／ｄＴを合わせて示す。

【００５３】表３から明らかなように、本発明の原子組
成の範囲である硬磁性材料からなる磁石を用いたロータ
リーエンコーダは、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系磁石、フェライト
磁石を用いたものよりも、ｄＶ／ｄＴが小さく、ロータ
リーエンコーダの出力電圧のドリフトが少ないことがわ
かる。また、ＳｍＣｏ₅磁石を用いたものと比較する
と、ｄＶ／ｄＴがほぼ同程度であるが、ＳｍＣｏ₅磁石
は希土類元素であるＳｍの含有量が高いために、磁石の
製造コストが高く、ロータリーエンコーダの製造コスト
を低くすることができない。更に、図１２から明らかな
ように、Ｃｏを含有した硬磁性材料からなる磁石を備え
たロータリーエンコーダは、Ｃｏを含有しないものと比
べて出力電圧の値が大きく、ロータリーエンコーダの検
出精度を高くすることが可能となる。

【００５４】

【表３】

【００５５】尚、本発明の技術範囲は上述の実施の形態
に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない
範囲において、種々の変更を加えることが可能である。
例えば、実施の形態においては、本発明の角度センサ
を、ロータリーエンコーダに応用した例について説明し
たがこれに限られず、自動車のアンチブロックシステム
用のセンサや、その他の回転量を計測するセンサに用い
ることができる。

【００５６】

【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明の
角度センサは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素
Ｔと、希土類元素のうちの１種以上からなる元素Ｒと、
Ｂとを含む合金からなり、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が、
室温〜８０℃の温度範囲で０．０６％／Ｋ以下の硬磁性
材料からなる磁石を備えており、この硬磁性材料は、従
来のフェライトやＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石より温度特性が
同等かまたは優れているので、角度センサに利用した場
合に温度変化に起因する出力のドリフトを防止すること
ができるので、検出精度の信頼性を向上させることがで
きる。また、磁石の形状を薄くすることが可能となるの
で、角度センサの形状を小型にすることができる。ま
た、本発明に係る硬磁性材料は、飽和磁化（Ｉｓ）に対
する残留磁化（Ｉｒ）の割合（Ｉｒ／Ｉｓ）が０．６以
上であり、最大磁気エネルギー（（ＢＨ）max）を大き
くすることができるので、角度センサの検出精度を大幅
に向上させることができる。

【００５７】本発明の角度センサは、残留磁化（Ｉｒ）
が９０ｅｍｕ／ｇ以上であり、かつ保磁力が２ｋＯｅ以
上である硬磁性材料を備えているので、角度センサの検
出精度を大幅に向上させることができる。

【００５８】また、本発明に係る硬磁性材料は、平均結
晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶質相を主体として含ん
でおり、この微細結晶質相には、平均結晶粒径１００ｎ
ｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ相と、平均結晶粒径１００ｎｍ以
下のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が析出しているので、ソフト磁性相
（ｂｃｃ（体心立方構造）−Ｆｅ）とハード磁性相（Ｒ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ）の交換結合特性が向上しており、残留磁化
（Ｉｒ）、角型比（Ｒｓ）、保磁力（ｉＨｃ）、最大
磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）が増加し、優れた硬
磁気特性が得られるので、角度センサの検出精度を向上
させることができる。

【００５９】さらに、本発明の角度センサに用いる硬磁
性材料は、希土類元素Ｒの含有量を少なくしても優れた
硬磁気特性が得られるので、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−
Ｆｅ−Ｂ系磁石を用いた角度センサよりも製造コストを
低くすることができる。さらに、上述の角度センサに用
いる硬磁性材料は、合金溶湯を急冷して得られた非晶質
相を主相とする合金の粉末を、熱処理することにより、
結晶化と同時に固化成形された圧密体であるので、自由
な形状の磁石を容易に製造することができる。また、熱
処理する際の条件を、昇温速度を１０℃／分以上、熱処
理温度を６００〜８００℃、保持時間を１〜６０分とす
ることにより、硬磁気特性に優れた硬磁性材料を得るこ
とができ、角度センサの検出精度を向上させることがで
きる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施の形態であるロータリーエンコ
ーダを示す図であって、（ａ）はロータリーエンコーダ
の要部を示す斜視図であり、（ｂ）はロータリーエンコ
ーダのロータを示す斜視図である。

【図２】本発明の実施の形態であ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３】図２に示す放電プラズマ焼結装置で原料粉末
に印加するパルス電流波形の一例を示す図である。

【図４】Ｆｅ₇₆Ｃｏ₁₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の薄帯
合金試料の３０２．５Ｋ〜４８９Ｋにおける減磁曲線
（第２象限）を示すグラフである。

【図５】Ｆｅ₆₆Ｃｏ₂₀Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の薄帯
合金試料の３０８Ｋ〜４７１Ｋにおける減磁曲線（第２
象限）を示すグラフである。

【図６】Ｆｅ₈₄Ｎｂ₂Ｐｒ₇Ｂ₅Ｓｉ₂なる組成の薄帯合
金試料の３０１．５Ｋ〜４７７Ｋにおける減磁曲線（第
２象限）を示すグラフである。

【図７】実施例の薄帯合金試料ならびに比較例の磁石
の磁気特性と温度との関係を示す図である。

【図８】実施例の薄帯合金試料ならびに比較例の磁石
をそれぞれｐ＝１．５、ｐ＝１０となる形状で使用した
ときＩｒの温度変化を示す図である。

【図９】本発明の組成の範囲内にある焼結バルク（合
金圧密体）、本発明の組成の範囲内にある薄帯合金なら
びに従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石のパーミアンス係数と
温度係数との関係を示す図である。

【図１０】Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の硬磁性材
料とＦｅ₈₈Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の硬磁性材料の磁化の温度
変化を示すグラフである。

【図１１】Ｆｅ₈₈Ｎｂ₂Ｐｒ₅Ｂ₅なる組成の硬磁性材
料とＦｅ₈₈Ｐｒ₇Ｂ₅なる組成の硬磁性材料の磁化曲線の
第２象限示すグラフである。

【図１２】本発明の実施の形態であるロータリーエン
コーダの作動温度と出力電圧との関係を示すグラフであ
る。

【符号の説明】

１１ロータリーエンコーダ１２モータ１３回転軸１４ロータ１５磁石（圧密磁石）１６回転ドラム１７検出部

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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)発明者徳永一郎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)発明者井上光正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 (56)参考文献特開平９−143641（ＪＰ，Ａ) 特開平８−124730（ＪＰ，Ａ) 特開平８−337839（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) G01B 7/30 101 H01F 1/053

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】硬磁性材料からなり、固化成形された圧
密磁石と、該圧密磁石からの磁束の変化を検出する検出
部とを備え、前記硬磁性材料は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種以上
の元素Ｔと、希土類元素のうちの１種以上からなる元素
Ｒと、Ｂとを含む合金からなり、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
値が室温から８０℃の温度範囲において０．０６％／Ｋ
以下であり、かつ飽和磁化（Ｉｓ）に対する残留磁化
（Ｉｒ）の割合（Ｉｒ／Ｉｓ）が、０．６以上であって
下記の組成からなることを特徴とする角度センサ。Ｔ _ｘＭ _ｙＲ _ｚＢ _ｗただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆのうち１種以上の
元素を表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上の元素を
表わすとともに、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗは原子％
で、８６≦ｘ≦９２、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３
≦ｗ≦７である。
【請求項２】請求項１に記載の角度センサであって、
前記硬磁性材料は、残留磁化（Ｉｒ）が９０ｅｍｕ／ｇ
以上であり、かつ保磁力が２ｋＯｅ以上であることを特
徴とする角度センサ。
【請求項３】請求項１または請求項２に記載の角度セ
ンサであって、前記硬磁性材料は、合金溶湯を急冷して
得られた非晶質相を主相とする合金を熱処理して得られ
る粒径１００ｎｍ以下の微細な結晶質相を主相とするこ
とを特徴とする角度センサ。
【請求項４】請求項１〜３のいずれかに記載の角度セ
ンサであって、前記硬磁性材料は、合金溶湯を急冷して
得られた非晶質相を主相とする合金の粉末を、熱処理す
ることにより、結晶化と同時に固化成形された圧密体で
あることを特徴とする角度センサ。
【請求項５】請求項３または請求項４に記載の角度セ
ンサであって、前記熱処理する際の昇温速度が１０℃／
分以上であり、熱処理温度が６００〜８００℃であり、
保持時間が１〜６０分であることを特徴とする角度セン
サ。