JP2000357606A - 複合型等方性ボンド磁石およびそれを用いた回転機 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 従来のＳｒフェライト異方性焼結磁石と同等
以上の室温における最大エネルギー積(BH)maxを有し、
かつ従来の等方性希土類ボンド磁石よりも不可逆減磁率
（耐熱性）を向上した複合型の等方性ボンド磁石、回転
機を提供する。 【解決手段】 ２−17型Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉と、マグネト
プランバイト型結晶構造を有し、平均粒径が0.8〜300μ
ｍのフェライト磁粉と、前記２種の磁粉を結着するバイ
ンダーとからなるとともに、(BH)maxが35.8kJ/m^３以上
であり、かつ（Pc）＝２において200℃×1000時間加熱
後室温に戻したときの不可逆減磁率が５％以下である複
合型等方性ボンド磁石。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、従来のＳｒフェラ
イト異方性焼結磁石と同等以上の室温における最大エネ
ルギー積（ＢＨ）maxを有し、かつ従来の等方性希土類
ボンド磁石よりも不可逆減磁率（耐熱性）を改善した複
合型等方性ボンド磁石に関する。また本発明は、前記複
合型等方性ボンド磁石を用いて構成した高性能の回転機
に関する。

【０００２】

【従来の技術】希土類ボンド磁石に最も多用されている
のは、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型金属間化合物を主相とする合
金組成に調整した溶湯を溶湯急冷法により超急冷し得ら
れた非晶質合金を、必要に応じて粉砕後、熱処理を施し
て微結晶化したＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型金属間化合物を主相
とする等方性の磁粉である。その他、前記合金組成に調
整後、ストリップキャスト法または高周波溶解、鋳造法
等により溶製した合金を粉砕し、次いでいわゆる水素
化、相分解、脱水素、再結合処理法（特許第1947332号
公報を参照）を適用して異方性を付与した微細再結晶組
織のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型金属間化合物を主相とする希土
類ボンド磁石用磁粉がある。あるいは前記非晶質合金の
薄片をホットプレス等により温間で加圧成形し高密度化
後、次いで温間据込み加工等の塑性加工を施すことによ
り異方性を付与した微細結晶組織のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型
金属間化合物を主相とする希土類ボンド磁石用磁粉があ
る。

【０００３】昨今の希土類ボンド磁石には150℃を超え
る高温環境下で高い磁気特性を具備することが求められ
ている。例えば移動体通信用の電子ブザーに組み込む場
合、希土類ボンド磁石を着磁後230℃付近のリフローは
んだ槽内を通過させることが自動化ラインで行われてい
る。この場合、大別して２つの問題が発生する。１つの
問題はリフローはんだ槽内を通過時の加熱（約230℃×1
5分間の加熱に相当）による熱減磁と、この加熱の際に
希土類ボンド磁石に内在する新生面（希土類ボンド磁石
の加圧成形時に薄片が割れて、露呈した活性な面）が酸
化して磁気特性が劣化することである。２つめの問題
は、希土類ボンド磁石の保磁力iHcのバラツキに起因す
る着磁性の問題である。実用上、希土類ボンド磁石固有
の磁気特性を引き出すための十分な着磁磁場強度を確保
することが困難な場合が多い。磁気特性が飽和する着磁
磁場強度で着磁した希土類ボンド磁石固有のiHcと、実
用上多用される室温の1989.5kA/m（25kOe）以下の弱い
着磁磁場強度との差が大きいほど、磁気特性のばらつき
が大きくなり、磁石応用製品の出力ばらつきを増大させ
ることになる。着磁性の問題はピンニングタイプに属す
るＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型金属間化合物を主相とする磁粉等
で顕著である。

【０００４】昨今の自動車には永久磁石を用いたモータ
ーやセンサー等が搭載され、自動車１台当たり30〜50個
の永久磁石が使用されている。従来より、自動車用途の
永久磁石としてＳｒフェライト異方性焼結磁石が多用さ
れてきた。しかし、Ｓｒフェライト異方性焼結磁石は加
工性が悪い他、室温における(BH)maxは約35.8kJ／m
^３（4.5MGOe）以下である。また自動車のボンネット内
部に搭載されるＳｒフェライト異方性焼結磁石は約180
℃の高温環境に曝される。この耐熱用途を等方性の希土
類ボンド磁石で代替するには少なくともＳｒフェライト
異方性焼結磁石と同等以上の磁気特性の耐熱性を具備す
る必要がある。しかし、従来の等方性希土類ボンド磁石
は磁気特性の耐熱性が悪く、耐熱用途のＳｒフェライト
異方性焼結磁石の代替が困難であった。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】したがって本発明の課
題は、従来のＳｒフェライト異方性焼結磁石と同等以上
の室温における最大エネルギー積(BH)maxを有し、かつ
従来の等方性希土類ボンド磁石よりも不可逆減磁率（耐
熱性）を向上した複合型の等方性ボンド磁石を提供する
ことである。また本発明の課題は、前記複合型等方性ボ
ンド磁石を用いて構成した高性能の回転機を提供するこ
とである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決した本発
明の複合型等方性ボンド磁石は、原子％でＲ_αＴ_{100
−(α＋β＋γ＋δ)}Ｍ_βＢ_γＮ_δ（ＲはＹを含む希土類
元素の少なくとも１種でありＳｍを必ず含み、ＴはＦｅ
またはＦｅとＣｏであり、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、
Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａおよ
びＷの少なくとも１種であり、５≦α≦18，０≦β≦1
0，０≦γ≦４，４≦δ≦30）で表される主要成分組成
を有するＲ−Ｔ−Ｎ系磁粉と、マグネトプランバイト型
結晶構造を有し、平均粒径が0.8〜300μｍのフェライト
磁粉と、前記２種の磁粉を結着するバインダーとからな
る複合型等方性ボンド磁石であって、室温における最大
エネルギー積(BH)maxが35.8kJ/m^３（4.5MGOe）以上であ
り、かつパーミアンス係数（Pc）＝２において大気中で
200℃×1000時間加熱後室温に戻したときの不可逆減磁
率が５％以下という高い(BH)maxおよび良好な耐熱性を
具備するものである。

【０００７】また本発明の複合型等方性ボンド磁石は、
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少なくとも１種でありＳ
ｍを必ず含み、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏであり、Ｍは
Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、ＴａおよびＷの少なくとも１種であ
り、５≦α≦18，０≦β≦10，０≦γ≦４，４≦δ≦3
0）で表される主要成分組成を有するＲ−Ｔ−Ｎ系磁粉
と、（Ａ_１−ｘＬ_ｘ）Ｏ・ｎ［（Ｆｅ_１−ｙＣｏ_ｙ）_２
Ｏ_３］（原子比率）（ＡはＳｒおよび／またはＢａであ
り、ＬはＹを含む希土類元素の少なくとも１種でありＬ
ａ、Ｎｄ、ＰｒおよびＣｅの少なくとも１種を必ず含
む）、0.01≦ｘ≦0.4、［ｘ／（2.6n）］≦ｙ≦［ｘ／
（1.6n）］、５≦ｎ≦６で表される主要成分組成を有
し、かつ実質的にマグネトプランバイト型結晶構造を有
するフェライト磁粉と、前記２種の磁粉を結着するバイ
ンダーとからなる高性能の複合型等方性ボンド磁石であ
る。前記複合型等方性ボンド磁石は、室温における35.8
kJ/m^３（4.5MGOe）以上の高い最大エネルギー積(BH)max
と、パーミアンス係数（Pc）＝２において大気中で200
℃×1000時間加熱後室温に戻したときの５％以下の良好
な不可逆減磁率とを具備する。

【０００８】前記複合型等方性ボンド磁石（特に厚みが
0.05〜２ｍｍのシート形状のもの）を用いて構成される
回転機（ファンモータ、スピンドルモータあるいは移動
体通信機器に搭載される振動モータ等）は有用である。
また前記複合型等方性ボンド磁石を用いて構成される静
電現像方式のプリンタや複写機等に用いるマグネットロ
ールは有用である。また音響用スピーカ、ブザー、吸着
用または磁界発生用磁石等に有用である。

【０００９】

【発明の実施の形態】前記複合型等方性ボンド磁石にお
いて、（Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉）：（フェライト磁粉）＝50
〜95重量部：50〜５重量部とすることが、高い(BH)max
と良好な耐熱性を具備するために好ましい。

【００１０】また前記複合型等方性ボンド磁石におい
て、（前記磁粉）：（バインダー）＝99.5重量部以下80
重量部超：0.5重量部以上20重量部未満とすることが高
い(BH)maxと良好な耐熱性を具備するために好ましい。

【００１１】ＲがＳｍ、Ｌａおよび不可避的不純物から
なり、Ｒ含有量が５〜18原子％であり、かつＬａ含有量
が0.05〜２原子％のときに、着磁性が改善される。Ｌａ
含有量が0.05原子％未満ではＬａの添加による着磁性の
改善効果が認められず、２原子％超では角形（Hk）が逆
に低下する。これは前記Ｌａ含有量範囲のときに異方性
磁界および飽和磁束密度はやや低下するが、室温の198
9.5kA/m （25kＯｅ）以下で着磁した場合の(BH)maxおよ
びHkが高められるからである。Hkは4πI-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。ＲにはＳｍを必ず含
み、ＳｍおよびＬａ以外にＹ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｅ
ｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂおよび
Ｌｕの少なくとも１種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、より好ましくはＳｍまた
はＳｍおよびＬａとＹ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ
およびＥｒの少なくとも１種の組み合わせ、さらに好ま
しくはＳｍまたはＳｍおよびＬａとＹ、Ｃｅ、Ｐｒおよ
びＮｄの少なくとも１種との組み合わせ、特にＲがＳｍ
またはＳｍおよびＬａからなることが好ましい。Ｓｍの
純度でいえば、iHc≧397.9kA/m（5kＯｅ）とするため
に、Ｒに占めるＳｍ比率を、好ましくは50原子％以上、
さらに好ましくは70原子％以上とすることがよい。Ｒに
は、製造上混入が避けられないＯ、Ｈ、Ｃ、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｎａ、ＭｇおよびＣａ等の不可避的不純物を合計で
Ｒのうちの10原子％以下含有することが許容される。Ｒ
含有量（α）は５〜18原子％が好ましく、６〜12原子％
がより好ましい。Ｒ含有量が５原子％未満ではiHc≧39
7.9kA/m（5kＯｅ）を得ることが困難であり、18原子％
超では(BH)maxが大きく低下する。

【００１２】後述のストリップキャスト法による母合金
を用いるとき、下記特定量のＭ元素およびＢ元素を含有
することにより磁気特性を高められる。鋳型鋳造法ある
いは還元／拡散法による母合金を用いる場合はＭ元素お
よび／またはＢ元素は必須含有元素ではない。Ａｌ、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｈｆ、ＴａおよびＷの少なくとも１種からなるＭ元素の
含有量（β）は0.5〜10原子％とすることが好ましい。
Ｍ元素の含有量が10原子％超ではＴｈＭｎ_１２型のＳｍ
（Ｆｅ，Ｍ）_１２Ｎ_ｚ相が生成してiHcが大きく低下す
る。0.5原子％未満では添加による磁気特性の向上効果
が得られない。Ｂの含有量（γ）は0.1〜４原子％とす
ることが好ましい。0.1原子％未満では添加効果が認め
られず、４原子％超ではiHcが大きく低下する。窒素の
含有量（δ）は４〜30原子％が好ましく、10〜20原子％
がより好ましい。４原子％未満および30原子％超ではiH
c、(BH)maxが大きく低下する。Ｆｅの一部を0.01〜30原
子％のＣｏで置換することが好ましく、１〜20原子％の
Ｃｏで置換することがより好ましい。所定量のＣｏを含
有することによりキュリー温度およびiHcの温度係数が
向上するが、Ｃｏ含有量が30原子％超では(BH)max、iHc
が顕著に低下し、0.01原子％未満では添加効果が認めら
れない。

【００１３】還元/拡散法を用いた場合は安価なＲ−Ｔ
−Ｎ系磁粉を提供することができる。また、高周波溶解
またはアーク溶解等によりＲ−Ｔ−Ｎ系磁粉に対応した
Ｒ−Ｔ系母合金の主要成分組成に調整した溶湯を作製
後、鋳型鋳造法またはストリップキャスト法により凝固
して得られたＲ−Ｔ系母合金を用いてＲ−Ｔ−Ｎ系磁粉
を作製することができる。なお、ストリップキャスト法
による場合、Ｒ−Ｔ系母合金溶湯の急冷凝固に用いる冷
却用ロールの周速を、好ましくは0.05〜10ｍ／秒、より
好ましくは0.1〜８ｍ／秒とすることが急冷凝固した母
合金のαＦｅの発生量を低減し、かつ最終的に得られる
Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉のαＦｅ量の低減を実現し、丸みを帯
びた充填性に富んだ粒子形態にするためによい。

【００１４】Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉を還元／拡散法を用いて
作製する場合の好ましい製造条件を以下に説明する。ま
ず、Ｒの酸化物とＦｅまたはＦｅの酸化物とを、Ｒ−Ｔ
−Ｎ系磁粉に対応したＲ−Ｔ系母合金の主要成分組成に
配合する。さらにＲの酸化物および必要に応じてＦｅの
酸化物が化学反応式上100％還元される量（これを化学
量論的必要量という）の0.5〜２倍に相当する量の還元
剤（Ｃａ、Ｍｇ、ＣａＨ_２およびＭｇＨ_２の少なくとも
１種）を前記配合物に添加後、混合する。続いて、混合
物を不活性ガス雰囲気中で1000〜1300℃×１〜20時間加
熱してＲの酸化物等を還元し、続いて還元したＲとＦｅ
とを十分に相互拡散させた後室温まで冷却する。還元剤
の添加量が化学量論的必要量の0.5倍未満では工業生産
上有益な還元反応が実現されず、２倍超では最終的に磁
粉に残留する還元剤量が増大して磁気特性の低下を招
く。また、不活性ガス雰囲気中での加熱条件が1000℃×
１時間未満では工業生産上有益な還元／拡散反応が進行
せず、1300℃×20時間超では還元／拡散反応炉の劣化が
顕著になる。次に、反応物を洗浄液中に投入してＣａＯ
等の反応副生成物を洗い流した後、脱水および真空乾燥
を行って還元／拡散法によるＲ−Ｔ系母合金が得られ
る。次に、必要に応じて前記Ｒ−Ｔ系母合金を、窒素を
含まない不活性ガス雰囲気中で1010〜1280℃×１〜40時
間加熱する均質化熱処理を行い、αＦｅおよび他の偏析
相を固溶させた後、室温まで冷却する。均質化熱処理の
条件が1010℃×１時間未満ではαＦｅおよび他の偏析相
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。こうして得られたＲ−Ｔ系母合金は、Ｃａ含有量が
好ましくは0.4重量％以下、より好ましくは0.2重量％以
下、特に好ましくは0.1重量％以下であり、酸素含有量
が好ましくは0.8重量％以下、より好ましくは0.4重量％
以下、特に好ましくは0.2重量％以下であり、炭素含有
量が好ましくは0.3重量％以下、より好ましくは0.2重量
％以下、特に好ましくは0.1重量％以下のものである。
次に、1.0×10^４〜1.0×10^６Pa（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1.3Pa（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相などに分解す
る。続いて、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
粒からなる母合金を得る。個々の再結晶粒子はランダム
に配向する。水素化・分解反応の水素分圧が1.0×10^４P
a（0.1atm）未満では分解反応が起こらず、1.0×10^６Pa
（10atm）超では真空排気設備の大型化、コスト増を招
く。よって水素分圧は1.0×10^４〜1.0×10^６Pa （0.1〜
10atm）が好ましく、5.0×10^４〜5.0×10^５Pa （0.5〜5
atm）がより好ましい。水素化・分解反応の加熱条件が6
75℃（ほぼ水素化分解下限温度相当）×0.5時間未満で
は母合金が水素を吸収するのみでＲＨx相などへの分解
が起こらず、900℃×８時間超では脱水素後の母合金が
粗大粒化し、希土類ボンド磁石の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、675〜875℃×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1.3Pa
（1×10^−２Torr）よりも低真空では処理に長時間を要
し、1.3×10^−４Pa （１×10^{− ６}Torr）よりも高真空と
すると真空排気装置の大型化、コスト増を招く。脱水素
・再結合反応の加熱条件が700℃×0.5時間未満ではＲＨ
ｘ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
り本発明に用いる磁粉が得られる。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、かつ希土類ボンド磁石の成形容易性
および密度を向上するために好ましい。窒化は、2.0×1
0^４〜1.0×10^６Pa （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30
0〜650℃×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300〜650℃×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2.
0×10^４〜1.0×10^６Pa （0.2〜10atm）が好ましく、5.0
×10^４〜5.0×10^５Pa （0.5〜５atm）がより好ましい。
2.0×10^４Pa（0.2atm）未満では窒化反応が非常に遅く
なり、1.0×10^６Pa （10atm）超では高圧ガス設備の大
型化、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をさらに高めることができる。
こうして得られたＲ−Ｔ−Ｎ系磁粉には0.01〜10原子％
の水素の含有が許容される。

【００１５】また、鋳型鋳造法またはストリップキャス
ト法により得られたＲ−Ｔ系母合金を用いて、前記と同
様にして、水素化・分解反応処理および脱水素・再結合
反応処理後、必要に応じて粉砕し、次いで窒化してなる
Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉を用いることができる。

【００１６】本発明に用いるＲ−Ｔ−Ｎ系磁粉の平均粒
径は、２〜300μｍが好ましく、５〜100μｍがより好ま
しく、10〜50μｍが特に好ましい。平均粒径が２μｍ未
満では酸化が顕著になり(BH)maxが大きく低下し、平均
粒径が300μｍ超では表面性が悪化して磁気回路のギャ
ップの小さい用途への適用が困難になる。

【００１７】Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉の主相は２-17型結晶構
造の硬質磁性相であり、高い(BH)maxおよび良好な耐熱
性を具備するために、前記硬質磁性相の平均結晶粒径
は、0.01〜１μｍが好ましく、0.01〜0.4μｍがより好
ましく、0.01〜0.3μｍが特に好ましい。平均結晶粒径
が0.01μｍ未満の磁粉は液体急冷法を用いれば製造でき
るが最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｎ系磁粉の粒子形態が扁
平状になり、複合型等方性ボンド磁石の強度を大きく劣
化させるという問題を発生させる。特に薄いシート状の
複合型等方性ボンド磁石における耐割れ性の劣化が顕著
であり、実用に耐えないことが多い。平均結晶粒径が１
μｍ超ではiHcが397.9kA/m（5kＯｅ）未満になる。磁気
特性を高めるために、Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉のαＦｅの含有
比率を、面積比率の平均値で、５％以下にすることが好
ましく、３％以下がより好ましく、１％以下が特に好ま
しい。硬質磁性相およびαＦｅの同定ならびにそれらの
相の面積比率の算出は、電子顕微鏡および光学顕微鏡に
より撮影した断面組織写真、電子回折結果ならびにＸ線
回折結果等を考慮して求める。例えば、対象とするＲ−
Ｔ−Ｎ系磁粉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。

【００１８】本発明に有用なフェライト磁粉は、実質的
にマグネトプランバイト型結晶構造を有し、室温の等方
性状態で評価したiHcが好ましくは278.5kA/m（3500Ｏ
ｅ）以上、より好ましくは318.3 kA/m（4000Ｏｅ）以
上、特に好ましくは358.1kA/m（4500Ｏｅ）以上であ
り、かつ室温の等方性状態で測定した(BH)maxが好まし
くは4.8kJ/m^３（0.6MGOe）以上、より好ましくは6.4kJ/
m^３（0.8MGOe）以上、特に好ましくは8.0kJ/m^３（1.0MG
Oe）のものである。 iHcが278.5kA/m（3500Ｏｅ）未満
では従来の等方性希土類ボンド磁石を超える耐熱性の実
現が困難であり、(BH)maxが4.8kJ/m^３（0.6MGOe）未満
では配合比率が５〜50重量部の場合においてＳｒフェラ
イト異方性焼結磁石と同等以上の(BH)maxを実現困難で
ある。前記フェライト磁粉として、（Ａ_１−ｘＬ_ｘ）Ｏ
・ｎ［（Ｆｅ_１−ｙＣｏ_ｙ）_２Ｏ_３］（原子比率）（Ａ
はＳｒおよび／またはＢａであり、ＬはＹを含む希土類
元素の少なくとも１種でありＬａ、Ｎｄ、ＰｒおよびＣ
ｅの少なくとも１種を必ず含む）、0.01≦ｘ≦0.4、
［ｘ／（2.6n）］≦ｙ≦［ｘ／（1.6n）］、５≦ｎ≦６
で表される主要成分組成を有し、かつ実質的にマグネト
プランバイト型結晶構造を有する、平均粒径が0.8〜300
μｍのフェライト磁粉が有用である。また前記フェライ
ト磁粉としてＡＯ・ｎＦｅ_２Ｏ_３（ＡはＳｒおよび／ま
たはＢａであり、ｎ＝５〜６である）で表される主要成
分組成を有する、平均粒径が0.8〜300μｍのフェライト
磁粉が有用である。前記フェライト磁粉のiHcを高める
ために、Ｃｒ_２Ｏ_３に換算したＣｒ含有量およびＡｌ_２
Ｏ_３に換算したＡｌ含有量の合計：（Ｃｒ_２Ｏ_３＋Ａｌ
_２Ｏ_３）を、重量％で、0.005％超0.5％以下とすること
が好ましく、0.05〜0.45％がより好ましく、0.08〜0.4
％が特に好ましい。工業生産上、前記フェライト磁粉の
換算した（Ｃｒ_２Ｏ_３＋Ａｌ_２Ｏ_３）含有量を0.005％
以下にすることは困難であり、0.5％超では室温におけ
る35.8kJ/m^３（4.5MGOe）以上の(BH)maxを実現困難であ
る。また、前記フェライト磁粉に含有される、換算した
（ＳｉＯ_２＋ＣａＯ）含有量を重量％で、第１のフェラ
イト磁粉の場合は0.25％以下、第２のフェライト磁粉の
場合は1.35％以下にすることが、高い(BH)maxを得るた
めに好ましい。ｎ（モル比）は５〜６が好ましい。ｎが
６を超えるとマグネトプランバイト相以外の異相（α−
Ｆｅ_２Ｏ_３等）が生成し、磁気特性が低下する。ｎが５
未満ではBrが顕著に低下する。平均粒径は0.8〜300μm
が好ましい。平均粒径が0.8μｍ未満では複合型等方性
ボンド磁石において室温における35.8kJ/m^３（4.5MGO
e）以上の(BH)maxを実現困難である。また、平均粒径が
300μｍ超では表面性が悪化して磁気回路のギャップの
小さい用途に適用できない場合がある。なお、平均粒径
が約２μｍ未満で磁気異方性を示す傾向があるが、何ら
問題はない。ｘの値は0.01≦ｘ≦0.4とする。このｘの
範囲でBrおよびiHcの向上効果が得られる。しかし、ｘ
が0.4を超えるとBr、iHcが逆に低下する。ｘが0.01未満
では添加による磁気特性の向上が認められない。ＬはＹ
を含む希土類元素の少なくとも１種であり、Ｌａ、Ｎ
ｄ、ＰｒおよびＣｅの少なくとも１種を必須に含む。Ｌ
原料としてＬａ、Ｎｄ、ＰｒおよびＣｅの少なくとも２
種を含む混合希土類酸化物を用いてもよい。飽和磁化を
高めるために、Ｌに占めるＬａの割合を、好ましくは50
原子％以上、より好ましくは70原子％以上、特に好まし
くは99原子％以上とすることがよい。電荷補償の目的を
実現するために、ｙとｘの間に理想的にはｙ＝ｘ／（2.
0ｎ）の関係が成り立つ必要があるが、ｙがｘ／（2.6
ｎ）以上、ｘ／（1.6ｎ）以下のときに電荷補償の効果
を実質的に得ることができる。実用上、ｙの値がｘ／
（2.0ｎ）からずれた場合Ｆｅ^２＋を含むことがある
が、何ら支障はない。一方、ｘ／ｎｙ値が2.6を超えた
場合または1.6未満では磁気特性が顕著に低下する。し
たがって、ｘ／ｎｙの範囲は1.6〜2.6が好ましい。これ
をｙについて整理すると、ｙの値は（ｘ／（2.6ｎ））
≦ｙ≦（ｘ／（1.6ｎ））で示される。典型的な例で
は、ｙの好ましい範囲は0.04以下であり、特に0.005〜
0.03である。

【００１９】酸化鉄を用いた固相反応により前記フェラ
イト磁粉を製造する方法が実用上好ましい。例えば、原
料粉の混合→仮焼（固相反応）によるフェライト化→粗
砕→篩分（分級）→粉砕→熱処理→解砕 という工程に
より製造する。以降、この製造工程によるものを「第１
のフェライト磁粉」という。第１のフェライト磁粉は原
料粉の混合段階で目標の主要成分組成にしておくことが
好ましい。 Ｌ元素およびＣｏ元素を所定量含有する第
１のフェライト磁粉を前記製造工程により製造すれば、
所定主要成分組成の混合物に対し、仮焼と熱処理の２回
の高温加熱処理が施されるので均質なフェライト組成物
になる。あるいはＡＯ・ｎＦｅ_２Ｏ_３（ＡはＳｒおよび
／またはＢａ、ｎ＝５〜６）で表される主要成分組成に
配合した混合物を仮焼後、粉砕時あるいは熱処理前に所
定量のＬ元素およびＣｏ元素（あるいはそれらの化合
物）の所定量を極力均一に添加して目標主要成分組成に
調整してもよい。原料粉の混合は、例えば、純度99.0％
以上の酸化鉄、ＳｒＣＯ_３、Ｌａ_２Ｏ_３およびＣｏ酸化
物を用いて、目標主要成分組成に配合後、湿式混合する
ことにより行う。仮焼の加熱条件は、大気中で1150〜13
00℃×１〜５時間が好ましい。1150℃×１時間未満では
フェライト化が不十分であり、1300℃×５時間超では仮
焼体が堅くなり粉砕効率が低下する。仮焼物の粗砕はハ
ンマーミルまたはジョークラッシャー等を用いる。粗砕
後の篩分は通常32〜200メッシュで行う。公知の粗粉砕
機および微粉砕機を組み合わせることは任意であり、乾
式または湿式のアトライタ、ボールミル、ローラーミル
あるいは振動ボールミル等を用いる。工業生産上、乾燥
工程を必要としない乾式粉砕が好ましい。粉砕の平均粒
径はほぼ第１のフェライト磁粉の平均粒径に一致させ
る。好ましくは0.8〜５μｍ、より好ましくは0.9〜３μ
ｍ、特に好ましくは1.0〜２μｍである。平均粒径が0.8
μｍ未満では(BH)maxが大きく低下し、５μｍ超ではiHc
が顕著に低下する。熱処理の加熱条件は大気中、800〜1
000℃×0.5〜３時間が好ましい。800℃×0.5時間未満で
は室温の等方性状態で測定したiHcが278.5kA/m（3500Ｏ
ｅ）未満となり、1000℃×３時間超では室温の等方性状
態で測定した(BH)maxが4.8kJ/m^３（0.6MGOe）未満にな
り、いずれの場合も本発明の複合型等方性ボンド磁石を
作製することが困難である。熱処理による第１のフェラ
イト磁粉の凝集対策として転動型または流動層型の熱処
理装置を用いることが好ましい。解砕処理は省略可能で
あるが、熱処理温度が950℃以上では凝集を解くために
解砕処理を施すことが好ましい。凝集が軽度の場合は熱
処理後の粉末をミキサー等に投入して10〜300r.p.m.×1
0〜120秒間攪拌するか、あるいは熱処理後の粉末を32〜
200メッシュアンダーに篩分する程度でよい。凝集が顕
著な場合は、熱処理後の粉末を水中またはアルコール中
に浸漬し、さらに必要に応じて前記浸漬状態のままミキ
サー等により10〜300r.p.m.×10〜120秒間攪拌する。そ
の後、100℃以下に加熱して液分を蒸発し、続いて必要
に応じて32〜200メッシュアンダーに篩分する。第１の
フェライト磁粉として、ＡＯ・ｎＦｅ_２Ｏ_３（ＡはＳｒ
および／またはＢａ、ｎ＝５〜６）で表される主要成分
組成のフェライト磁粉を用いることができる。

【００２０】本発明に有用なフェライト磁粉として、前
記主要成分組成を有する焼結フェライト磁石（スクラッ
プ等）を砕いたものを用いることができる。例えば、焼
結フェライト磁石のスクラップを、粗砕→篩分（分級）
→粉砕→熱処理→解砕 という工程により製造する。以
降、この製造工程によるものを「第２のフェライト磁
粉」という。粉砕粉末のiHcが室温の等方性状態で278.5
kA/m（3500Ｏｅ）以上であれば、熱処理工程を省略可能
である。各工程の製造条件は第１のフェライト磁粉とほ
ぼ同様であり、熱処理後の平均粒径を２〜300μｍとす
るのがよい。第２のフェライト磁粉の平均粒径が２μｍ
未満では第１のフェライト磁粉に対する優位性が消失
し、300μｍ超では複合型等方性ボンド磁石の表面性が
悪化して磁気回路のギャップの小さい用途への適用が困
難になる。第２のフェライト磁粉には、ＳｉＯ_２を0.05
〜0.5重量％、ＣａＯを0.35〜0.85重量％含有すること
が許容される。

【００２１】本発明に有用なフェライト磁粉として、第
１のフェライト磁粉を加圧成形し、得られた成形体をク
ラッシャー等を用いて解砕後、篩分して平均粒径２〜30
0μｍとした造粒粉末を用いることができる。例えば、
原料粉の混合→仮焼（固相反応）によるフェライト化→
粗砕→篩分（分級）→粉砕→成形→解砕→篩分（分級）
→熱処理→解砕 という工程により製造する。以降、こ
の製造工程によるものを「第３のフェライト磁粉」とい
う。この製造工程は、第１のフェライト磁粉の製造工程
に成形工程および解砕工程を付加したものである。成形
に供する粉砕粉末の平均粒径はiHcを高めるために0.8〜
1.5μｍとすることが好ましく、0.9〜1.2μｍがより好
ましい。成形は通常乾式圧縮成形または湿式圧縮成形に
より行う。湿式成形を採用した場合は成形体を乾燥後解
砕する。成形体を解砕後、篩分し、次いで熱処理するこ
とにより平均粒径２〜300μｍの等方性造粒粉末が得ら
れる。第3のフェライト磁粉の平均粒径が２μm未満では
第１のフェライト磁粉に対する優位性がなくなり、300
μｍ超では表面性が悪化し、磁気回路のギャップの小さ
い用途への適用が困難になる。

【００２２】第１、２および３のフェライト磁粉の少な
くとも２種を適宜比率で混合して使用することは任意で
ある。

【００２３】本発明の複合型等方性ボンド磁石のバイン
ダーとして熱硬化性樹脂、熱可塑性樹脂またはゴム材料
が好適である。圧縮成形法またはカレンダーロール法に
よる場合は熱可塑性樹脂または熱硬化性樹脂が好まし
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）の液状樹脂が有
用である。液状エポキシ樹脂は取り扱いが容易で良好な
耐熱性を示し、安価であるので最も好ましい。

【００２４】

【実施例】以下、実施例により本発明を詳しく説明する
が、そ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） （ストリップキャスト法による窒化用母合金を用いたＲ
−Ｔ−Ｎ系磁粉の作製）純度99.9％以上のＳｍ、Ｆｅ、
ＴｉおよびＢを用いて下記の窒化磁粉に対応する母合金
の主要成分組成に調整した溶湯を、直径300mmの銅製の
双ロール式ストッリップキャスターの冷却用ロール面
（周速１ｍ／秒）上に注湯して急冷凝固し、板厚が約15
0μｍの板状母合金を得た。次に、母合金に1.0×10^５Pa
（１atm）の水素ガス中で800℃×１時間加熱する水素化
・分解反応処理を施し、次いで水素分圧（真空中）約6.
7Pa（５×10^−２Torr）で800℃×１時間加熱する脱水素
・再結合反応処理を施した。次に、ハンマーミルを用い
て窒素ガス雰囲気中で粉砕後75μｍアンダーに篩分し
た。次に、1.0×10^５Pa（１atm）の窒素ガス中で450℃
×10時間加熱する窒化処理を施し、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、主要成
分組成が原子％で Ｓｍ_８．１Ｆｅ_ｂａｌＴｉ_{２ ．０}Ｂ
_１．０Ｎ_１２．０、平均粒径が56.2μｍ、粒径分布が26
〜74μｍの窒化磁粉を得た。平均粒径、粒径分布はSymp
atec社製レーザー回折型粒径分布測定装置；ヘロス・ロ
ードスにより測定した。この窒化磁粉は平均結晶粒径が
0.15μｍの硬質磁性相（Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型）および少量
のαＦｅからなり、αＦｅは面積比率の平均値で１％未
満であり非常に少なかった。次に、前記窒化磁粉とパラ
フィンワックスとを所定比率で配合し、混合後、試料振
動型磁力計（ＶＳＭ）の容器に所定量を充填した。次い
で、容器を加熱、冷却することによりパラフィンワック
スで窒化磁粉を固定した状態（等方性状態）とし、ＶＳ
Ｍにより20℃で測定した窒化磁粉の飽和磁化は111emu/
g、iHcは10.01kＯｅであった。次に、前記Ｒ−Ｔ−Ｎ系
磁粉を所定量ずつサンプリングし、120℃から260℃まで
20℃間隔で各々１時間大気中に暴露後室温まで冷却した
場合の酸素含有量の変化を図１に、図１に対応するサン
プルのiHcの変化を図２に示す。iHcは前記と同様にＶＳ
Ｍにより室温の等方性状態で測定した。図１より、暴露
試験前の室温における酸素量は620ppmと低く、260℃×
１時間暴露後でも2100ppmであり耐酸化性は良好であっ
た。また図２より、160℃×１時間の暴露後からiHcは低
下傾向を示したが、260℃×１時間暴露後でもiHcは9.93
kOe（暴露試験前の対比でiHcの低下率は0.8％）であ
り、iHcの耐熱性は良好であった。 （第１のフェライト磁粉の作製）重量％で、酸化鉄の純
分99.4％、Ｃｌ0.056％、ＳＯ_４0.02％、ＭｎＯ0.290
％、ＳｉＯ_２0.010％、ＣａＯ0.018％、Ｃｒ_２Ｏ_３0.02
7％、Ａｌ_２Ｏ_３0.060％の高純度リサイクル酸化鉄、純
度99％以上のＳｒＣＯ_３、Ｌａ酸化物およびＣｏ酸化物
を用いて、（Ｓｒ_１−ｘＬａ_ｘ）Ｏ・ｎ［（Ｆｅ_１−ｙ
Ｃｏ_ｙ）_２Ｏ_３］ 、ｎ＝5.85、ｘ＝0.15、ｙ＝ｘ／２
ｎ の主要成分組成に配合し、湿式混合した。その後120
0℃で２時間、大気中で仮焼した。仮焼物をジョークラ
ッシャーで粗砕後、ローラーミルで粗粉砕した。次い
で、乾式ボールミルにより微粉砕した。次に、大気中で
950℃×１時間の熱処理（歪み取り焼鈍）を行い、その
後室温まで冷却した。次いで200メッシュアンダーに篩
分し、平均粒径が1.1μｍ、重量％で（Ａｌ_２Ｏ _３＋Ｃ
ｒ_２Ｏ_３）に換算した（Ａｌ＋Ｃｒ）含有量が0.084
％、（ＳｉＯ_２＋ＣａＯ）に換算した（Ｓｉ＋Ｃａ）含
有量が0.198％の第１のフェライト磁粉を得た。次に、
前記と同様にしてこのフェライト磁粉の室温、等方性状
態のiHc、(BH)maxをＶＳＭにより測定した。その結果、
iHc＝378.0kA/m（4750Ｏｅ）、(BH)max＝9.6kJ/m^３（1.
2MGOe）であった。 （複合型等方性ボンド磁石の作製）前記のＲ−Ｔ−Ｎ系
磁粉94.75重量部と第１のフェライト磁粉５重量部とシ
ラン系カップリング剤0.25重量部とをミキサーに投入
し、混合した。次いで、混合物の96.5重量部に対し、
２.８重量部の液状エポキシ樹脂および０.７重量部の硬
化剤DDS（ジアミノジフェニルスルフォン）を添加し混
合した。次に、前記混合物を約90℃に加熱した二軸混練
機中に投入して混練し、ペレットを得た。ペレットはや
や粘性を帯びているため大気中で120℃×１時間加熱
後、室温まで冷却した。次に、流動性を向上するため
に、前記ペレット99.95重量部とステアリン酸カルシウ
ム（潤滑剤）0.05重量部とをミキサーに投入し、混合し
て複合型等方性ボンド磁石用のコンパウンドを得た。次
に、前記コンパウンドを用いて、成形圧力7.8×10^８Pa
（８トン/cm^２）で、パーミアンス係数（Pc）が２；（厚
み）／（直径）＝0.7 の中実円筒形状に圧縮成形した。
次いで、成形体を大気中で200℃×２時間加熱硬化後、室
温まで冷却し、No.１の複合型等方性ボンド磁石を得
た。次に、前記Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉と第１のフェライト磁
粉とを75：25、50：50の重量比で配合した以外はNo.１
と同様にして、No.２，３の複合型等方性ボンド磁石を
作製した。No.１〜３の複合型等方性ボンド磁石の室温
（20℃）における(BH)maxを表１に示す。次に、No.１〜
３の各複合型等方性ボンド磁石のPc＝２の試料を、20
℃、2387.4kA/m（30kOe）で着磁後、総磁束量（φ）を
測定した。次いで、自動化ラインのリフローはんだ工程
を想定し、着磁した前記No.１〜３の各試料を、大気中
で230℃×15分間暴露後室温まで冷却し、総磁束量（φ
１）を測定した。また、着磁した前記No.１〜３の各試
料を、大気中で200℃×1000時間暴露後室温まで冷却
し、総磁束量（φ２）を測定した。耐熱性の指標とし
て、下記式で定義した不可逆減磁率（総磁束量の変化
率）を採用し、評価した。結果を表１に示す。 （不可逆減磁率：α）＝（φ−φ１）／（φ）×100
（％） （不可逆減磁率：β）＝（φ−φ２）／（φ）×100
（％） No.２の複合型等方性ボンド磁石の室温（20℃）におけ
る減磁曲線を図３に示す。図３より、Ｓｒフェライト異
方性焼結磁石よりも高い室温の磁気特性を有することが
わかる。 （比較例１）前記Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉のみを用いた以外は
実施例１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１のNo.21に示す。 （比較例２）前記Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉と第１のフェライト
磁粉との配合重量比率を40：60とした以外は実施例１と
同様にして複合型等方性ボンド磁石を作製し、評価し
た。結果を表１のNo.22に示す。 （比較例３）磁粉としてマグネクエンチインターナショ
ナル社製のＮｄＦｅＢ系磁粉（MQP−O材）のみを用いた
以外は実施例１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１のNo.23に示す。このＮｄＦ
ｅＢ系磁粉に対し、実施例１のＲ−Ｔ−Ｎ系磁粉と同様
に大気中での加熱暴露試験を行った。 ＮｄＦｅＢ系磁
粉の酸素含有量の変化を図１に、iHcの変化を図２に示
す。図１より、ＮｄＦｅＢ系磁粉の室温における酸素量
は1040ppmであったが、260℃×１時間暴露後の酸素量は
5430ppmに増大しており、酸化の進行が顕著であった。
また、図２より暴露試験前の室温のiHcは1026.6kA/m（1
2.90kOe）であったが、260℃×１時間暴露後のiHcは99
9.5 kA/m （12.56kOe）（暴露試験前の対比でiHcの減少
率は2.6％）になり、前記Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉に比べて大
気中加熱によるiHcの劣化が大きいことがわかる。

【００２５】

【表１】

【００２６】表１より、Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉と第１のフェ
ライト磁粉との配合重量比率を50〜95：50〜５とした実
施例１の複合型等方性ボンド磁石で、目標とする、室温
における35.8kJ/m^３（4.5MGOe）以上の(BH)max、4.0％
以下の不可逆減磁率（α）および5.0％以下の不可逆減
磁率（β）が得られた。これに対し、Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉
のみを配合した比較例１のNo.21では室温における(BH)m
axは高かったが、（α）は4.4％、（β）は5.6％であ
り、耐熱性が十分ではなかった。次に、Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁
粉と第１のフェライト磁粉の配合重量比率を40：60とし
た比較例２のNo.22では（α）が2.7％、（β）が3.5％
になり耐熱性は良好であったが、室温における(BH)max
は目標とした35.8kJ/m^３（4.5MGOe）に達しなかった。
次に、ＮｄＦｅＢ系磁粉（MQP−O材）を配合した比較例
３のNo.23は室温における(BH)maxは高かったが、
（α）、（β）が大きくなり耐熱性が悪かった。
（α）、（β）が大きい原因は、配合したＮｄＦｅＢ系
磁粉が超急冷法で作製された厚み20〜40μｍの薄片であ
るので、成形時にその薄片が割れて新生面が形成され、
酸化劣化が顕著に進行したためであることが併行して行
った調査からわかった。

【００２７】（実施例２）ＳｒＯ・５．８５Ｆｅ_２Ｏ
_３ で示す主要成分組成を有し、重量％で、換算した
（Ｃｒ_２Ｏ_３＋Ａｌ_２Ｏ_３）含有量が0.233％、換算し
た（ＳｉＯ_２＋ＣａＯ）含有量が0.192％であり、平均
粒径が1.0μｍ、室温の等方性状態で評価したiHc＝342.
2kA/m（4300Ｏｅ）および(BH)max＝5.17kJ/m^３（0.65MG
Oe）の第１のフェライト磁粉を準備した。次に、実施例
１のＲ−Ｔ−Ｎ系磁粉とこのフェライト磁粉とを75：25
の重量比で配合した以外は、実施例１と同様にしてNo.5
1の複合型等方性ボンド磁石を作製した。No.51の室温
（20℃）における減磁曲線を図３に示す。また実施例１
と同様にして(BH)max、αおよびβを測定した。結果を
表１に示す。図３および表１より、Ｓｒフェライト異方
性焼結磁石を超える室温の(BH)maxおよび良好な耐熱性
を有することがわかる。 （比較例４）ＳｒＯ・５．８５Ｆｅ_２Ｏ_３ で示す主要
成分組成を有し、重量％で、換算した（Ｃｒ_２Ｏ_３＋Ａ
ｌ_２Ｏ_３）含有量が0.088％、換算した（ＳｉＯ_２＋Ｃ
ａＯ）含有量が0.35％であり、平均粒径が６μｍ、室温
の等方性状態で評価したiHc＝206.9kA/m（2600Ｏｅ）お
よび(BH)max＝4.14kJ/m^３（0.52MGOe）の第１のフェラ
イト磁粉を準備した。以降は、このフェライト磁粉を用
いた以外は、実施例２と同様にして複合型等方性ボンド
磁石を作製し、評価した。結果を表１に示す。表１よ
り、Ｓｒフェライト異方性焼結磁石に比べて室温におけ
る(BH)maxは高かったが、耐熱性が悪いことがわかる。

【００２８】（実施例３、比較例５）第１のフェライト
磁粉の平均粒径を変化した場合の複合型等方性ボンド磁
石の磁気特性の変化を以下に説明する。乾式ボールミル
による微粉砕条件を変えた以外は実施例１と同様にし
て、平均粒径が0.7μｍ、0.8μｍ、4.6μｍおよび7.6μ
ｍの第１のフェライト磁粉を作製した。このうち、平均
粒径が0.8μｍ、4.6μｍのものは室温、等方性状態で測
定したiHcが278.5kA/m（3500Oe）以上、(BH)maxが4.8kJ
/m^３（0.6MGOe）以上になった。しかし、平均粒径が0.7
μｍのものは(BH)maxが4.8kJ/m^３（0.6MGOe）未満であ
り、平均粒径が5.6μｍのものはiHcが278.5kA/m（3500O
e）未満であった。これら第１のフェライト磁粉をそれ
ぞれ用いて、以降は実施例１のNo.３と同様にして複合
型等方性ボンド磁石を作製し、評価した。結果を表２に
示す。表２より、第１のフェライト磁粉の平均粒径が0.
8〜4.6μｍのときに、室温における35.8kJ/m^３（4.5MGO
e）以上の(BH)max、4.0％以下の不可逆減磁率（α）お
よび5.0％以下の不可逆減磁率（β）を得られることが
わかる。

【００２９】

【表２】

【００３０】（実施例４、比較例６）Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉
の平均粒径を変化した場合の評価結果を以下に説明す
る。粉砕条件を変えた以外は、実施例１と同様にして、
平均粒径が1.4μｍ、5.0μｍ、299.6μｍ、350.8μｍの
Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉を作製した。これらＲ−Ｔ−Ｎ系磁粉
をそれぞれ用いて、以降は実施例１のNo.３と同様にし
て複合型等方性ボンド磁石を作製し、評価した。結果を
表２に示す。表２より、Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁粉の平均粒径が
５〜300μｍのときに本発明の複合型等方性ボンド磁石
を得られることがわかる。

【００３１】（実施例５）実施例１の酸化鉄、純度99％
以上のＳｒＣＯ_３、Ｌａ_２Ｏ_３、Ｃｏ酸化物およびＣｒ
_２Ｏ_３を用いて、（Ｓｒ_１−ｘＬａ_ｘ）Ｏ・ｎ（Ｆｅ
_１−ｙＣｏ_ｙ）_２Ｏ_３、ｎ＝６、ｘ＝0.20、ｙ＝ｘ／２
ｎ の主要成分組成を有し、平均粒径が1.6μｍであり、
重量％で（Ｃｒ_２Ｏ_３＋Ａｌ_２Ｏ_３）換算含有量を0.10
4％、0.288％、0.495％および0.806％に変えた４種の第
１のフェライト磁粉を作製した。これら第１のフェライ
ト磁粉の製造において、大気中で750〜1050℃×１時間
の熱処理を施した。熱処理温度と室温の等方性状態で評
価した各フェライト磁粉のiHcの相関を図４に示す。図
４より、（Ｃｒ_２Ｏ_３＋Ａｌ_２Ｏ_３）換算含有量が0.10
4〜0.806％で、かつ熱処理温度が800℃以上のときにiHc
が318.3kA/m（4000Ｏｅ）以上になり、900℃以上のとき
にiHcが358.1kA/m（4500Ｏｅ）以上になることがわか
る。続いて、前記４種のフェライト磁粉において、熱処
理温度と室温の等方性状態で評価した各フェライト磁粉
の(BH)maxの相関を調べた。その結果、（Ｃｒ_２Ｏ_３＋
Ａｌ_２Ｏ _３）換算含有量が0.104〜0.495％では、熱処理
温度が800〜1000℃のときに(BH)maxが5.6kJ/m^３（0.7MG
Oe）以上になった。しかし、熱処理温度が1050℃または
（Ｃｒ_２Ｏ_３＋Ａｌ_２Ｏ_３）換算含有量が0.806％の場
合では(BH)maxが4.8kJ/m^３（0.6MGOe）未満になった。
以上から、第１のフェライト磁粉の（Ｃｒ_２Ｏ_３＋Ａｌ
_２Ｏ_３）換算含有量が0.5％以下でかつ熱処理温度を800
〜1000℃とすることが好ましい。

【００３２】（実施例６、比較例７）純度99.9％以上の
Ｓｍ酸化物、Ｌａ酸化物およびＦｅを用いて、原子％で
下記の窒化磁粉組成に対応するＳｍ−Ｌａ−Ｆｅ系母合
金の主要成分組成に配合した。次いで、前記配合物にお
けるＳｍおよびＬａの酸化物が化学反応式上100％還元
される量の1.0倍の金属Ｃａを前記配合物に添加し、混
合した。次に、混合物を還元／拡散反応炉に入炉し、Ａ
ｒガス雰囲気中で1200℃×４時間加熱後室温まで冷却し
た。こうして得られた反応生成物を粗粉砕後、32メッシ
ュアンダーに篩分した。次いで、篩分した反応生成物
を、洗浄液中に投入して洗浄した。続いて遠心分離器で
脱水後、室温のデシケータ内で約66.5Pa（0.5Torr）×
２時間の真空乾燥を行い、還元／拡散法によるＲ−Ｔ系
母合金を得た。次に、得られたＲ−Ｔ系母合金に1.0×1
0^５Pa（１atm）の水素ガス雰囲気中で700℃で１時間加
熱する水素化・分解反応処理を行い、次いで水素分圧
（真空中）約6.7Pa（5×10^−２Torr）で800℃で1.5時間
加熱する脱水素・再結合反応処理を行い、その後室温ま
で冷却した。次に、Ａｒガス雰囲気中で粗粉砕後、125
μｍアンダーに篩分した。次に、1.0×10^５Pa（１atm）
の窒化ガス雰囲気中で450℃×10時間加熱して窒化後、
室温まで冷却した。次いで、Ａｒガス気流中で400℃×3
0分間熱処理後、室温まで冷却して表３のNo.81の窒化磁
粉を得た。この磁粉の平均粒径は33.1μｍであり、 Ｓ
ｍ_８．７Ｌａ_０．５Ｆｅ_ｂａｌ.Ｎ_１２．９で示される
主要成分組成を有し、酸素量は0.186重量％、炭素含有
量は0.06重量％、Ｃａ含有量は0.08重量％であった。次
に、この磁粉を走査型電子顕微鏡で観察したところ、丸
みを帯びた粒子形態を呈していた。次に、還元／拡散反
応生成物の粗粉砕条件を変えた以外はNo.81と同様にし
て表３のNo.82，83および91の各窒化磁粉を作製した。
これら窒化磁粉はいずれも、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶構造
（菱面体晶）の硬質磁性相のみからなる磁粉粒子と、前
記硬質磁性相およびごく少量のαＦｅで構成された磁粉
粒子とからなり、αＦｅの発生量は面積比率の平均値で
１％未満であった。また前記硬質磁性相の平均結晶粒径
は0.21〜0.25μｍであった。次に、Ｎｏ．81，82，83ま
たは91の各窒化磁粉と、実施例１で作製した第１のフェ
ライト磁粉とをそれぞれ70：30の重量比率で配合した以
外は、実施例１と同様にして複合型等方性ボンド磁石を
作製し、評価した。結果を表３に示す。表３より、還元
／拡散法によるＲ−Ｔ系母合金を用いて作製した窒化磁
粉の平均粒径が5.0〜55.8μｍのときに本発明の複合型
等方性ボンド磁石を得られることがわかる。

【００３３】

【表３】

【００３４】（実施例７、比較例８） （第２のフェライト磁粉の作製）主要成分組成が (Ｓｒ
_１−ｘＬａ_ｘ)Ｏ・ｎ［(Ｆｅ_１−ｙＣｏ_ｙ)_２Ｏ_３］、
ｘ＝2.4ｎｙ、ｘ＝0.17、ｎ＝5.95であり、重量％で換
算した（Ａｌ_２Ｏ_３＋Ｃｒ_２Ｏ_３）含有量が0.31％、Ｃ
ａＯ含有量が0.50％、ＳｉＯ_２含有量が0.33％であるフ
ェライト焼結磁石のスクラップを粗砕後、ローラーミル
で粗粉砕した。次いで、乾式振動ミルにより粉砕時間を
変えて平均粒径の異なる４種の粉砕粉末を作製した。次
に、大気中で900℃×１時間の熱処理後室温まで冷却し、
平均粒径の異なる４種の第２のフェライト磁粉を得た。
次に、これらフェライト磁粉の各々と実施例１のＲ−Ｔ
−Ｎ系磁粉とを、60：40の重量比で配合した。以降は実
施例１と同様にして複合型等方性ボンド磁石を作製し、
評価した。結果を表４に示す。表４より、第２のフェラ
イト磁粉の平均粒径が２〜98μｍのときに本発明の複合
型等方性ボンド磁石を得られることがわかる。なお、平
均粒径が118.8μｍの場合は表面性が悪化して実用に耐
えないものであった。

【００３５】

【表４】

【００３６】（実施例８） （第３のフェライト磁粉の作製）実施例１の酸化鉄、純
度99％以上のＳｒＣＯ_３、Ｌａ酸化物、Ｎｄ酸化物、Ｐ
ｒ酸化物、Ｃｅ酸化物、Ｃｏ酸化物およびＣｒ_２Ｏ_３を
適宜用いて、表５に示す主要成分組成を有する第３のフ
ェライト磁粉を作製した。まず、前記原料を適宜用いて
表５の各主要成分に対応する組成に配合し、湿式混合し
た。その後1200℃で２時間、大気中で仮焼した。仮焼物
を粗砕後、ローラーミルで粗粉砕した。次いで、乾式ボ
ールミルにより平均粒径0.9μｍに微粉砕した。次に、
乾式の圧縮成形を行い成形体を得た。次いで、成形体を
解砕後、200メッシュアンダーに篩分して造粒粉末を得
た。次いで、大気中で930℃×１時間の熱処理を行い、
その後室温まで冷却した。次いで200メッシュアンダー
に篩分し、平均粒径が2.0〜300μｍ、重量％で（Ａｌ_２
Ｏ_３＋Ｃｒ_２Ｏ_３）に換算した（Ａｌ＋Ｃｒ）含有量が
0.094〜0.102％、（ＳｉＯ_２＋ＣａＯ）に換算した（Ｓ
ｉ＋Ｃａ）含有量が0.178〜0.196％である、表５のNo.1
21〜124の４種の第３のフェライト磁粉（等方性造粒
粉）を得た。これらのフェライト磁粉はいずれも室温、
等方性状態のiHcが342.2kA/m（4300Ｏｅ）以上、(BH)ma
xが8.0kJ/m^３（1.0MGOe）以上であった。これは、作製
した各等方性造粒粉がほぼ粒径1.0μｍの高いiHcを有す
るフェライト微粒子の集合体からなるためである。 （シート状複合型等方性ボンド磁石の作製および回転機
での評価）実施例６で作製したNo.81の窒化磁粉：89.5
重量部、表５の各第３のフェライト磁粉：５重量部、ナ
イロン12：５重量部およびアミノシラン系カップリング
剤：0.5重量部を配合し、混合後、約220℃に加熱した加
圧加熱型ニーダにより混練し、組成および平均粒径が異
なるNo.121〜124の第３のフェライト磁粉ををそれぞれ
配合してなる４種のペレットを得た。次に、図５の加熱
した押出装置60にまずNo.121の第３のフェライト磁粉を
配合したペレットを投入し、その吐出口61から押出した
軟化状態の混練物62を大気中の80℃に加熱したロール6
4,64の間に通して圧延し、厚さ0.5ｍｍ、幅100ｍｍのシ
ート状成形体70を得た。次に、シート状成形体70を所定
長さに切断後、大気中で90℃×１時間加熱後、室温に冷
却する熱処理を行った。また、No.122〜No.124の第３の
フェライト磁粉をそれぞれ配合してなる３種のペレット
を用いて、前記と同様にして厚さ0.05〜２ｍｍの３種の
シート状成形体を得た。得られたこれらのシート状ボン
ド磁石はいずれも室温における35.8kJ/m^３（4.5MGOe）
以上の(BH)max、4.0％以下の不可逆減磁率（α）および
5.0％以下の不可逆減磁率（β）を有していた。このう
ち、No.121の第３のフェライト磁粉を配合してなる、厚
み0.5ｍｍのシート状複合型等方性ボンド磁石を用いて
図６のファンモータ10を構成し、評価した結果について
以下に説明する。図６の（ａ）は本発明のファンモータ
の一例を示す要部正面図であり、（ｂ）は（ａ）の裏側
から見た図である。図６（ａ）において、1は前記シー
ト状複合型等方性ボンド磁石を１巻きして形成したリン
グ状の界磁磁石であり、リング状の強磁性体ヨーク２
（SS400等）の内周面側に接着剤により固定されてい
る。1aは界磁磁石１の継ぎ目であり、界磁磁石１の内周
面側に対称４極の磁極1bが形成してある。３はファンモ
ータ10の回転軸であり、軸受６を介して回転軸３（回転
子７）が所定の速度で回転するようになっている。回転
軸３とヨーク２とは同軸に配置してあり、ガラス入りポ
リブチレンテレフタレート樹脂製の射出成形部材４によ
り一体に抱持固定されている。保持部材４はファン4a、
リム4b、スポーク4cおよび背面部4dからなり、回転子７
に実用に耐える強度を付与している。界磁磁石１の着磁
は、回転子７を所定の着磁機の着磁ゾーン（図示省略）
に配置後、着磁できるので工業生産効率を向上すること
ができる。エアギャップ９を介して回転子７と固定子
（電機子）８とが対向して配置されている。固定子８の
外周面側に固定子磁極（対称４極）が形成してあり、フ
ァンモータ駆動制御回路（図示省略）からの矩形波通電
（電気角で180度通電）信号を受けてファン4aが効率よ
く回転する。回転子７を組み込んだファンモータ10を送
風ファンに搭載後、１ヶ月間連続運転した結果、連続運
転後の界磁磁石１には割れまたはクラックは認められず
正常な外観を呈していた。また、この連続運転によるフ
ァンモータ10の性能劣化は認められなかった。

【００３７】（実施例９）実施例８で作製した、No.122
の第３のフェライト磁粉を配合してなるペレットを用い
て作製した、厚み1.0ｍｍのシート状複合型等方性ボン
ド磁石を用いて図７のペジャ用の振動モータ20を構成
し、評価した結果について以下に説明する。図７の
（ａ）はモータ20の要部断面図であり、（ｂ）は（ａ）
のＡ−Ａ線矢視断面図である。界磁磁石24は前記の厚み
1.0ｍｍのシート状複合型等方性ボンド磁石を所定寸法
に切断後、強磁性体（S45C）製の回転子ヨーク26表面に
丁度１巻して接着し、形成した。24aは固着した前記シ
ート状ボンド磁石の継ぎ目である。回転子ヨーク26と回
転軸28とが固定されているので回転子ヨーク26内の鉄損
の発生は無視できる。界磁磁石24の外周面の周方向に対
称４極着磁が施されている。固定子35は固定子鉄芯22お
よび巻線30を具備する。固定子鉄芯の歯22aの数は６、
各歯22aの巻線数は36ターンである。固定子鉄芯22は0.5
ｍｍ厚みの強磁性体（珪素鋼板：JIS50A350）製の薄板
をＬ方向（Ｌ＝10mm）に積層して形成されている。回転
軸28の先端部分に略半円筒形状の偏芯おもり33が付設さ
れて、回転軸28と一体に回転するようになっている。モ
ータ20を駆動すると、偏芯おもり33が偏芯しながら回転
し、モータ20に顕著な振動が発生する。モータ20は三相
交流通電方式による回転制御により効率よく回転する。
このモータ20を所定の移動体通信機器（携帯電話）に組
み込んで、１ヶ月間使用した後、分解して界磁磁石24の
状況を調べた。その結果、界磁磁石24に割れ、クラック
は認められず、実用に耐えるモータ性能を維持している
ことがわかった。

【００３８】（比較例９）マグネクエンチインターナシ
ョナル社製のＮｄＦｅＢ系磁粉（MQP−O材）：89.5重量
部、表５のNo.121の第３のフェライト磁粉：５重量部、
ナイロン12：５重量部およびアミノシラン系カップリン
グ剤：0.5重量部を配合し、混合後、約220℃に加熱した
加圧加熱型ニーダにより混練し、ペレットを得た。以降
は実施例８と同様にして厚み0.5ｍｍおよび1.0ｍｍのシ
ート状の複合型等方性ボンド磁石を作製した。次に、厚
み0.5ｍｍのものを図６のファンモータ10に、厚み1.0ｍ
ｍのものを図７のペジャ用の振動モータ20に、それぞれ
組み込んで評価した結果、いずれも使用開始時点で固着
された前記シート状の複合型等方性ボンド磁石に割れが
発生し、実用に耐えないことがわかった。

【００３９】

【表５】

【００４０】特に限定されないが、界磁磁石の磁極は好
ましくは２〜100極、より好ましくは４〜16極が有用で
あり、界磁磁石の内径面または外径面の周方向に等間隔
または不均一な間隔で形成することができる。また、シ
ート状の複合型等方性ボンド磁石を２巻き以上に積層
し、巻回してリング状の界磁磁石を構成してもよい。ま
た、上記実施例では回転子にシート状ボンド磁石を配置
した場合を記載したが、シート状の複合型等方性ボンド
磁石を固定子側に配置して回転機を構成してもよい。

【００４１】本発明のシート状の複合型等方性ボンド磁
石を構成する磁粉とバインダーとの比率は特に限定され
ないが、成形性、磁気特性および耐割れ性の点から、密
度を、好ましくは4.0〜5.6M g/m^３（g/cm^３）、より好
ましくは4.2〜5.6M g/m^３（g/cm^３）、特に好ましくは
4.5〜5.6M g/m^３（g/cm^３）になるように適宜調整す
る。また、本発明の複合型等方性の耐割れ性、成形性お
よび耐酸化性を高めるために、公知の表面改質剤（チタ
ネート系カップリング剤等）、潤滑剤、充填剤または酸
化防止剤を合計で２重量％以下添加してもよい。また、
耐食性を向上するために、本発明の複合型等方性ボンド
磁石の表面に平均膜厚で0.5〜10μｍの耐食性被膜（エ
ポキシ樹脂塗装等）を被覆して耐食性を高めてもよい。
耐食性被膜の平均膜厚が0.5μｍ未満では耐食性が高め
られず、10μm超では耐食性の付与効果が飽和する。

【００４２】上記実施例では金属Ｃａを還元剤に用いた
場合を記載したが、本発明ではこれに限定されず、Ｍ
ｇ、ＣａＨ_２またはＭｇＨ_２を還元剤に用いた場合でも
上記実施例と同様の効果を得ることができる。なお、こ
の場合の許容される還元剤（ＭｇまたはＣａ＋Ｍｇ）の
残留量は好ましくは0.4重量％以下、より好ましくは0.2
重量％以下、特に好ましくは0.1重量％以下である。

【００４３】上記実施例では、ペジャ用モータを携帯電
話に搭載した場合を記載したが、これに限定されず、携
帯型ベルに搭載した場合にも上記と同様の効果を得るこ
とができる。

【００４４】

【発明の効果】以上記述の通り、本発明によれば、Ｓｒ
フェライト異方性焼結磁石と同等以上の室温における
（ＢＨ）maxおよび従来の等方性希土類ボンド磁石より
も改善された耐熱性を有する複合型等方性ボンド磁石を
提供することができる。また、前記複合型等方性ボンド
磁石を用いた高性能の回転機を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の複合型等方性ボンド磁石に配合するＲ
−Ｔ−Ｎ系磁粉の耐酸化性を示す図である。

【図２】本発明の複合型等方性ボンド磁石に配合するＲ
−Ｔ−Ｎ系磁粉のiHcの耐熱性を示す図である。

【図３】本発明の複合型等方性ボンド磁石の代表的な減
磁曲線を示す図である。

【図４】本発明に用いるフェライト磁粉の熱処理温度、
ｉＨｃおよび（ Ｃｒ_２Ｏ_３＋Ａｌ_２Ｏ_３）換算含有量
の相関の一例を示す図である。

【図５】本発明に用いる成形装置を示す要部断面図であ
る。

【図６】本発明の回転機の一例を示す要部正面図
（ａ）、（ａ）の裏側から見た図（ｂ）である。

【図７】本発明の回転機の他の例を示す要部断面図
（ａ）、（ａ）のＡ−Ａ線矢視断面図（ｂ）である。

【符号の説明】

10 ファンモータ、20 ペジャ用モータ。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 岡島 弘 埼玉県熊谷市三ヶ尻5200番地日立金属株式 会社磁性材料研究所内

Claims (9)

【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少なくとも１
   種でありＳｍを必ず含み、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏで
   あり、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、
   Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、ＴａおよびＷの少なくとも１
   種であり、５≦α≦18，０≦β≦10，０≦γ≦４，４≦
   δ≦30）で表される主要成分組成を有するＲ−Ｔ−Ｎ系
   磁粉と、 マグネトプランバイト型結晶構造を有し、平均粒径が0.
   8〜300μｍのフェライト磁粉と、 前記２種の磁粉を結着するバインダーとからなる複合型
   等方性ボンド磁石であって、 室温における最大エネルギー積(BH)maxが35.8kJ/m
   ^３（4.5MGOe）以上であり、かつパーミアンス係数（P
   c）＝２において大気中で200℃×1000時間加熱後室温に
   戻したときの不可逆減磁率が５％以下であることを特徴
   とする複合型等方性ボンド磁石。
2. 【請求項２】 厚みが0.05〜２ｍｍのシート形状を有す
   る請求項１または２に記載の複合型等方性ボンド磁石。
3. 【請求項３】 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少なくとも１
   種でありＳｍを必ず含み、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏで
   あり、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、
   Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、ＴａおよびＷの少なくとも１
   種であり、５≦α≦18，０≦β≦10，０≦γ≦４，４≦
   δ≦30）で表される主要成分組成を有するＲ−Ｔ−Ｎ系
   磁粉と、 （Ａ_１−ｘＬ_ｘ）Ｏ・ｎ［（Ｆｅ_１−ｙＣｏ_ｙ）
   _２Ｏ_３］（原子比率）（ＡはＳｒおよび／またはＢａで
   あり、ＬはＹを含む希土類元素の少なくとも１種であり
   Ｌａ、Ｎｄ、ＰｒおよびＣｅの少なくとも１種を必ず含
   む）、0.01≦ｘ≦0.4、［ｘ／（2.6n）］≦ｙ≦［ｘ／
   （1.6n）］、５≦ｎ≦６で表される主要成分組成を有
   し、かつ実質的にマグネトプランバイト型結晶構造を有
   するフェライト磁粉と、 前記２種の磁粉を結着するバインダーとからなることを
   特徴とする複合型等方性ボンド磁石。
4. 【請求項４】 室温における最大エネルギー積(BH)max
   が35.8kJ/m^３（4.5MGOe）以上であり、かつパーミアン
   ス係数（Pc）＝２において大気中で200℃×1000時間加
   熱後室温に戻したときの不可逆減磁率が５％以下である
   請求項３に記載の複合型等方性ボンド磁石。
5. 【請求項５】 ＬがＳｍ、Ｌａおよび不可避的不純物か
   らなり、Ｌａ含有量が0.05〜２原子％である請求項３ま
   たは４に記載の複合型等方性ボンド磁石。
6. 【請求項６】 厚みが0.05〜２ｍｍのシート形状を有す
   る請求項３乃至５のいずれかに記載の複合型等方性ボン
   ド磁石。
7. 【請求項７】 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少なくとも１
   種でありＳｍを必ず含み、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏで
   あり、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、
   Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、ＴａおよびＷの少なくとも１
   種であり、５≦α≦18，０≦β≦10，０≦γ≦４，４≦
   δ≦30）で表される主要成分組成を有するＲ−Ｔ−Ｎ系
   磁粉と、 マグネトプランバイト型結晶構造を有し、平均粒径が0.
   8〜300μｍのフェライト磁粉と、 前記２種の磁粉を結着するバインダーとからなる複合型
   等方性ボンド磁石を用いた回転機であって、 前記複合型等方性ボンド磁石は室温における最大エネル
   ギー積(BH)maxが35.8kJ/m^３（4.5MGOe）以上であり、か
   つパーミアンス係数（Pc）＝２において大気中で200℃
   ×1000時間加熱後室温に戻したときの不可逆減磁率が５
   ％以下であることを特徴とする回転機。
8. 【請求項８】 ＬがＳｍ、Ｌａおよび不可避的不純物か
   らなり、Ｌａ含有量が0.05〜２原子％である請求項７に
   記載の回転機。
9. 【請求項９】 前記複合型等方性ボンド磁石が厚み0.05
   〜２ｍｍのシート形状を有する請求項７または８に記載
   の回転機。