JP2632122B2 - 希土類永久磁石の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合
物結晶粒子の表面を、該結晶粒子のＲ値よりも高い組成
値を有するＲＴ固溶体相が覆う焼結型永久磁石とその粉
末冶金による製造方法に関し、特に結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金
属間化合物粉末と液体急冷合金粉末とを用い、その磁石
特性、温度特性及び耐酸化性の優れた希土類永久磁石の
製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ希土類永久磁石を代表する磁
石であるＮd-Ｆe-Ｂ系磁石を、粉末冶金法により製造す
る焼結型磁石に関する文献としては、磁気特性の改良に
関する特開昭59-46008号公報又は日本応用磁気学会第35
回研究資料（昭和59年5 月) がある。

【０００３】また、温度特性の改良に関しては、Ｆe の
一部をＣo で置換することによりキューリー温度を上げ
た特開昭59-64733号公報が挙げられる。

【０００４】これら上述した文献には、インゴットを粉
砕して得られた微粉末を成形した圧粉体を焼結する方法
が記述してある。

【０００５】上述の文献等に記載される希土類永久磁石
の粉末冶金法による製造工程は、溶解、粉砕、磁場中配
向、圧縮成形、焼結、熱処理等の順に進められる。溶解
は、アーク、高周波等を用いて真空又は不活性雰囲気中
で行われ、Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ系インゴットを作製する。インゴ
ットの粗粉砕は、ボールミル、振動ミル、ジェットミル
等で行われる。磁場中配向及び圧縮成形は、金型を用い
て磁場中で同時に行われるのが通例である。焼結は、10
00〜1150℃の範囲で不活性雰囲気中又は真空中で行われ
る。熱処理は、必要に応じて300 〜900 ℃程度の温度で
行われる。

【０００６】ここで、Ｎd-Ｆe-Ｂ系磁石の磁石特性の決
定に最も大きな影響を与える粉末冶金法における焼結工
程について、図面を用いてさらに詳細に説明する。

【０００７】図６は佐川ら(1) によるＮd-Ｆe-Ｂ３元系
状態図を示したものである。図７は図６においてＡ( Ｎ
d2Ｆe14 Ｂ)-Ｎd で切断した場合の擬２元Ｎd2Ｆe14 Ｂ
- Ｎd の模式的な状態図である。

【０００８】一般のＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ希土類永久磁石は、図６
に示される斜線の部分の組成領域に該当する出発原料粉
末より生成されている。この出発原料を図７におけるＣ
点とし、このＣ点の組成より成る圧粉体を焼結するとす
る。

【０００９】常温における固相( Ｎd2Ｆe14 Ｂ金属間化
合物結晶粒子）と液相の核（Ｎd-Ｆe 固溶体）との比
は、ＡＣ：ＢＣで示される。焼結時の昇温過程では、Ｎ
ｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ固相とＮd-Ｆe 固溶体相との共相点である
Ｆ点において、液相の核であるＮd-Ｆe 固溶体が溶解す
る。この時の固相に対する液相の核の量比は、ほぼＡＣ
／ＣＢに近い。

【００１０】今、焼結温度をＴ（℃）とすると、液相の
組成は、焼結時の昇温に伴い、液相線に従って増加する
方向に変化し、焼結温度Ｔ１℃では、Ｄの組成と成る。
一方、固相であるＮｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相はＦ点で溶解したＮ
d-Ｆe-Ｂ融液に溶解しながら、その体積を減じつつＡ’
点へたどり着く。この焼結温度Ｔ１℃では固相：液相の
量比は、ＣＤ：ＡＣで示される。

【００１１】ここで、所定時間保持することにより、液
相焼結が進行し、液相が固相粉末の間に入込むことによ
り、固相粉末粒子間のブリッジを潰し、無用な空隙を無
くし、緻密化が促される。

【００１２】そして、冷却過程では、上述の説明を逆に
辿って常温に至り、固相を成すＲ₂Ｔ₁₄Ｂ磁性結晶粒子
の界面が、液相を成すＮd-Ｆe 固溶体相に覆われる構造
を呈する希土類永久磁石が生成される。

【００１３】すなわち、図６に示される斜線の部分の組
成領域で、上述の液相焼結を以て製造されるため、磁性
相であり固相でもあるＮd2Ｆe14 Ｂ相の他に液相より晶
出するＮd-Ｆe 固溶体相、Ｎd Ｆe4Ｂ4 相、及び酸化物
相が併存することになり、これら各相の存在比に対応し
て、磁石特性（Ｂr,Ｈc,（ＢＨ） max）も変化すること
になる。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】このように、Ｒ₂ Ｔ₁₄
Ｂ希土類永久磁石ではその焼結体の緻密化を図るために
は、焼結温度が高く焼結時間が長いこと、液相の体
積構成比が大きいこと、が条件とされる。

【００１５】一方、Ｎd2Ｆe14 Ｂ希土類永久磁石の磁石
特性を向上させる条件は液相の体積構成比を減らし、固
相を成すＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ相の割合を増加させる必要がある。
このため、焼結温度が低く焼結時間が短いこと、液
相の体積構成比が小さいこと、が条件とされる。

【００１６】よって、従来のＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ希土類永久磁石
では、焼結体の緻密化とその磁石特性の向上化を促す焼
結条件が二律背反の関係となり、満足な永久磁石を得る
ことが出来なかった。

【００１７】一方、従来のＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ希土類永久磁石で
は液相は、体積構成比で１５％以上をも占める融液を形
成する。しかも、従来法による液相成分を構成するＮd-
Ｆe固溶体相は、物理的に被粉砕性に劣り、粗粉状に存
在する。

【００１８】このため、焼結過程においては、焼結体の
緻密化に寄与せず無駄になるだけでなく、磁性粒子占積
率を小さくして、Ｂｒを低減させてしまう欠点がある。

【００１９】また、冷却過程においては、液相焼結時の
液相融液の分布が不均一になり、結果的に大きな融液の
プールが発生してしまう為、焼結体の異方性に何等寄与
しないばかりか、却って、妨げてしまうランダムに配向
したＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ相を発生させる問題がある。

【００２０】すなわち、液相より晶出するＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ金
属間化合物相（磁性結晶成分）は、その晶出時に存在す
る融液プールの場では磁場配向したＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化
合物結晶粒子（磁性結晶粒子）に係わりなく、別個独立
に晶出してしまう結果、液相より晶出する磁性結晶成分
は、融液プール中に、実質上、ランダムな配向状態を以
て晶出してしまい、何等磁性結晶粒子の磁気配向に関与
せず、異方性の高い磁石を得ることができないという問
題が有った。

【００２１】また、従来の出発原料粉末を用いて生成さ
れたＮd-Ｆe 固溶体相は、他の相に比べ、その存在量が
極めて少なく（34wt％Ｎd-1wt ％Ｂ- 残部Ｆe)に存在す
るＮd-Ｆe 固溶体相量は６vol ％以下である。）、しか
も延性に富むために、被粉砕性が極度に悪い。このため
に、粒度分布が広くなってしまい、焼結時の液相の核で
あるＮd-Ｆe 固溶体粉末と、固相であるＮd2Ｆe14 Ｂ相
粉末との均一混合が困難である。

【００２２】係る不均一性を解決する方法として、液体
の核の量比、即ち、出発原料粉末のＮd-Ｆe 固溶体相量
を増加させることにより、焼結時の液相の分布を向上さ
せるものがある。ところが、この方法では、同時に、い
わゆる非磁性相となるＮd-Ｆe 固溶体相も増加するた
め、Ｂr,（ＢＨ)maxの減少を伴う欠点がある。

【００２３】また、液相の分散性を向上させるために、
焼結温度を上昇させる方法がある。換言すれば、図２に
おいて、Ｃ点の組成の圧粉体をＴ1 とＴ2 の焼結温度で
比較した場合、焼結時の液相量は、Ｔ1 の場合、Ａ’
Ｃ’／Ｃ’Ｄ’，Ｔ2 の場合、Ａ”Ｃ”／Ｃ”Ｇ”とす
ると、Ｔ2 の方が固相量に対する液相量が増加するた
め、液相の分散性は見掛上向上させるものである。

【００２４】ところが、この方法では、焼結温度の上昇
に伴う磁性結晶粒子の粒成長により、減磁カーブの角型
性、 iＨc の劣化が生じるという欠点がある。

【００２５】また、上述した焼結時の液相量を増加させ
る方法では、焼結温度から冷却する過程において、記述
したように、融液のプールが形成されるため、磁場中配
向により配向した固相の磁性結晶粒子とは異なる結晶方
位を持つＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ磁性結晶粒子が、液相より晶出する
割合が増加するため、焼結体の持つ配向度の低下による
磁石特性の劣化が生じる問題もある。

【００２６】このように、圧粉体中の液相の核の分布状
態の不均一性の問題は難しく、その解決が強く望まれる
ものであった。

【００２７】一方、温度特性を向上させるために、Ｆｅ
の一部をＣｏに置換したＲ・Ｆe,Ｃｏ・Ｂ系焼結体中に
は、先に述べた各相の他に、磁気的に軟磁性を示すラー
フェス相と称されるＲＣo2相が存在するため、低磁場で
の逆磁区の発生源となり、焼結体のＨｃを著しく低下さ
せる欠点が有る。そのため、Ｈｃを向上させる対策とし
て種々の元素を添加することも試みられるが、Ｈc の向
上率自体が低いばかりでなく、Ｂｒの低下をも伴うた
め、磁石特性の向上の対策としては好ましくない。

【００２８】しかも、本系希土類磁石は、Ｒ（Ｎd)富裕
相を必然的に多く含む為に、製造プロセスにおいて非常
に酸化しやすいという欠点がある。

【００２９】そこで、本発明の技術的課題は、上記欠点
に鑑み、液相量の体積構成比を低減させて、焼結体中
の磁性相（固相）の相対的な量を増加させると共に、液
相より晶出する未配向の磁性結晶粒子の量を低減させ
て、Ｂr,（ＢＨ)maxの向上を図る、液相である融液の
プールを無くすることにより、固相を形成する予め磁場
配向した磁性結晶粒子（Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物結晶粒
子）とは別個独立に発生する液相より晶出する未配向の
磁性結晶粒子の出現を抑制し、液相より晶出する磁性結
晶成分（Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間結晶相）を、予め磁場配向し
た磁性結晶粒子の表面に成長させて当該磁性結晶粒子と
一体化し、これにより磁場配向を一致させ、異方性の向
上を図る、焼結時に液相と成る成分に、被粉砕性及び
耐酸化性に優れた出発原料（液体急冷合金）を選択する
ことにより、製造工程における酸化を抑制し、焼結温度
を低下させ、減磁特性の角型性及びＨc の向上を図る、
好ましくは、キュリー点を上昇させることにより、Ｂ
r の温度係数の改善を図る、好ましくは、焼結体中に
存在するラーフェス相であるＲＣo2相を減少させること
により、焼結体のＨc の向上を図る、酸素含有量の少
ない出発原料を用いることにより、製造プロセスにおけ
る耐酸化性の向上を図る、焼結時に液相の核となり、
また、液相の主成分となるＲ- Ｆe-Ｂ粉末のＦe-の一部
を遷移金属（Ｃo,Ｎi,Ｃr,Ｖ，Ｔi,Ｍn,Ｃu,Ｚn,Ｚr,Ｎ
b,Ｍo,Ｈf,Ｔa,Ｗ）に置換した非晶質合金粉末又は微結
晶質合金粉末を用いることにより、磁性相界面付近にの
み、これら元素を濃縮させることにより、これら元素の
持つ特性を生かし、例えば、Ｎd,Ｗ等は、減磁カーブの
角型性を向上させる、また、Ｚn,Ｃu,Ｎi,Ｃo 等は耐触
性向上に有効であり、更に、全ての場合において、Ｂr
の低下を極力抑える、ことができる希土類永久磁石とそ
の製造方法を提供することである。

【００３０】

【課題を解決するための手段】本発明によれば、磁場配
向されたＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物結晶粒子（ここで、Ｒ
はＹを含む希土類元素Ｔは遷移金属を表す。）と、Ｔ，
Ｂから選択された少なくとも一つの元素とＲとを含む液
体急冷合金より晶出して成るＲＴ固溶体相及びＲ₂ Ｔ₁₄
Ｂ金属間化合物相とを有し、前記液体急冷合金は前記Ｒ
₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物結晶粒子よりも高いＲ組成値より
成り、前記Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物結晶相は前記Ｒ₂ Ｔ
₁₄Ｂ金属間化合物結晶粒子の表面に成長され、前記Ｒ₂
Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物結晶粒子間には前記ＲＴ固溶体相を
有しており、酸素含有量が2000ppm 以下であることを特
徴とする希土類永久磁石が得られる。

【００３１】さらに、本発明によれば、Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属
間化合物粉末（ここで、ＲはＹを含む希土類元素、Ｔは
遷移金属を表す。）に、Ｔ，Ｂから選択された少なくと
も一つの元素と前記Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物粉末よりも
高い組成値を有するＲとを含む液体急冷合金粉末を混合
して混合粉末を形成する混合工程と、該混合粉末を磁場
中成形して液相焼結する焼結工程とを有することを特徴
とする希土類永久磁石の製造方法が得られる。

【００３２】また混合工程では、体積構成比で０〜７０
％（０を含まず）の液体急冷合金粉末と、残部のＲ₂ Ｔ
₁₄Ｂ金属間化合物粉末とを混合し、係る液体急冷合金粉
末は、実質的に３２〜１００重量％（１００を含まず）
のＲ組成値を有する非晶質又は、微結晶質合金であるこ
とが好ましい。

【００３３】すなわち、本発明は、液体急冷合金粉末及
び薄帯（アモルファス、微結晶質）より得られる非晶質
合金粉末又は微結晶質合金粉末と、Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ固相成分
を構成するインゴットを粉砕して得られるＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ系
金属間化合物粉末とを混合した圧粉体を液相焼結するこ
とにより、以下の効果を利用するものである。

【００３４】非晶質合金粉末又は微結晶質合金粉末か
らなる液体急冷合金粉末は、従来の延性の高いインゴッ
トの粉末よりも、被粉砕性が高く、しかも耐酸化性に優
れているという特徴を有している。

【００３５】そこで、希土類系永久磁石における耐酸化
性及び焼結温度に対し、大きな決定因子となっている含
有酸素量を、本発明においては、液体急冷合金粉末を出
発原料として用いることにより、製造プロセスにおける
酸化を抑えることができる。

【００３６】即ち、酸素含有量を2000ppm 以下とするこ
とにより、最大エネルギー積は４５ＭＧＯe 以上が得ら
れる。また、1500ppm 以下とすることにより、５０ＭＧ
Ｏe以上が得られ、更に、1000ppm 以下にすることによ
り、５５ＭＧＯe を得ることもできる。

【００３７】よって、粉砕粒度分布がシャープで、しか
も、酸素含有量の低い原料粉末を用いることにより、焼
結性を向上させ、焼結温度を低下させることができ、か
つ、磁石特性を向上させることもできる。

【００３８】換言すれば、液体急冷合金は、耐酸化性に
優れ、しかも、微少な粒径の粉末粒子とすることができ
るから、焼結温度を低下させて減磁特性の角型性及びＨ
c の向上を図ると共に、液相焼結時の融液をより均一に
分散させ、実質的に、融液のプールの発生を防止するこ
とができる。

【００３９】また、非晶質合金又は微結晶質合金から
なる液体急冷合金粉末を、出発原料として用いることか
ら、焼結時の液相状態をそのまま固体化することが簡単
にできる為、例えば、図７において、Ｃ点における組成
を有する永久磁石を作成するとすれば、Ａ（Ｎd2Ｆe14
Ｂ）相である粉末と、図中のＥ点の組成からなる液体急
冷状態の第２の粉末とを秤量混合して、Ｃ点の組成にし
た混合粉末圧粉体を作成して、焼結させる場合、焼結時
の昇温工程で、共晶温度（Ｆ点）にて、液相の核となる
Ｅ点の組成の液体急冷粉末が一斉に溶解し始める。その
結果、Ｅ点の組成の液体急冷粉末が液相となるため、常
温での固相と液相の核との量比は、ＣＥ：ＡＣとなる。

【００４０】従って、本発明によれば、前述した通りの
従来の方法に於ける固相：液相の比が、ＣＢ：ＡＣであ
るのに比べ、固相に対する液相の核の比が多くなること
が分かる。

【００４１】換言すれば、液相自体の量を増加させるこ
となく、一定量の液相下でより多くの液相の核を生成す
ることができ、しかも、上述したように、その原料とな
る粉末粒子の粒度分布はシャープであるために、更に従
来の方法に比べ、固相に対する液相の核の均一分散性を
より向上させることができる。

【００４２】また、上述の通り、液相自体の量を増加
させることなく、一定量の液相下でより多くの液相の核
を生成することができるから、逆に、液相量の体積構成
比を、より低減することで、焼結に、融液のプールの発
生を防止し、融液プールを無くすことができるから、液
相より晶出する磁性結晶成分を、予め磁場配向した固相
である磁性結晶粒子（Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物結晶粒
子）の表面に成長させることができる。

【００４３】このため、液相より晶出する未配向の磁性
結晶粒子が発生することがなく、予め磁場配向した固相
であるＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ磁性結晶粒子（Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合
物結晶粒子）と一体に成長し、配向方向の調和した構造
を得ることができるから、より異方性の高い焼結体を製
造することができる。体中の固相である磁性結晶粒子
（Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物結晶粒子）の相対的な量を増
加させることができる。

【００４４】よって、液相より晶出する未配向の磁性結
晶粒子の量を低減させ、Ｂr,( ＢＨ)maxの向上を図るこ
とができる。

【００４５】しかも液体急冷合金の優れた被粉砕性に
より、液相焼結時の融液をより均一に分散させ、実質的
に、融液のプールの発生を防止し、より小さな融液プー
ルを生成することができるから、液相より晶出した未配
向の磁性結晶成分を、予め磁場配向した固相である磁性
結晶粒子（Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物結晶粒子）の表面に
成長させることができる。

【００４６】このため、液相より晶出する未配向の磁性
結晶粒子が発生することがなく、予め磁場配向した固相
であるＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ磁性結晶粒子（Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合
物結晶粒子）と一体に成長し、配向方向の調和した構造
を得ることができるから、より異方性の高い焼結体を製
造することができる。

【００４７】尚、好ましくは、固相を構成するＲ₂ Ｔ
₁₄Ｂ金属間化合物粉末において、Ｆe の一部をＣo で置
換することにより、磁石のキュリー点を向上させること
ができるため、Ｂr の温度係数の改善を図ることができ
る。

【００４８】また、従来のＲ・Ｆe,Ｃo ・Ｂ系合金同
志の混合により得られる焼結体中には、軟磁性を示すラ
ーフェス相を成すＲ( Ｆe,Ｃo)2 相が多数存在するた
め、 iＨc が低いが、本発明では、焼結時に液相の核と
なる液体急冷合金粉末にＲ・Ｆe ・Ｂ粉末を用いること
ができるから、ラーフェス相を減少させることができ、
iＨc の向上をはかることもできる。

【００４９】更に、本発明によれば、一方を焼結時に
固相である主相を形成するＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ粉末とし、他方を
焼結時に液相状態で固体化させた組成成分からなる液体
急冷合金粉末とするＲの組成値がことなる２種類の粉末
を用いて粉末冶金法を行うことにより、液体急冷合金粉
末及びＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物粉末のどちらか一方にの
み、Ｆe の一部をＣｏに置換した遷移金属を添加するこ
とができる。

【００５０】このことは、どちらか一方にのみＦe の一
部をＣｏで置換することで、十分にキュリー点を上昇さ
せ、Ｂr の温度計数を改善することができるという目的
と、双方でＣo で置換したことによる焼結時のラーフェ
ス相( Ｒ( Ｆe,Ｃｏ）２相）の発生の可能性を未然に回
避するという目的とを、同時に達成することができる。

【００５１】また、液体急冷合金は、リボン状でも良
く、また、粉末状でも良い。しかも、リボンにキズ、穴
等の欠陥が有っても良いため、製造条件も簡易である。

【００５２】本発明において、液体急冷合金粉末又は薄
帯（アモルファス及び微結晶）を有する非晶質合金又は
微結晶質合金粉末のＲ組成値を、Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合
物粉末よりもＲ-rich の組成とし、３２wt% 以上とした
のは、これよりも低いＲ組成の合金では、焼結温度まで
の昇温過程において、非晶質合金粉末又は微結晶質合金
粉末より析出する固相の量が多すぎ焼結性を阻害し特性
劣化を生ずるためである。

【００５３】また、非晶質合金粉末又は微結晶質合金粉
末の添加量を０〜７０vol%（０は含まず）としたのは、
７０vol%を越えた領域では、固相粉末が少なすぎ成形時
の磁場配向の効果の低下によるＢr の減少が著しくなる
ためである。

【００５４】一方、Ｃo は、Ｎd ・Ｆe ・Ｂ系磁石のキ
ュリー点を向上させ、Ｂr の温度係数の改善に大きく寄
与するため、有効である。このＣo 置換に関する文献と
して、既述したように、特開昭59-64733号公報がある。
この文献によれば、Ｃo の添加に伴い iＨc が著しく減
少するため、Ｆe の一部を置換する場合、好ましくは
０．５モル以下とする必要があるとしている。ここで本
発明による製法では、実質的に、磁性結晶粒子を形成す
るＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ相（第１の粉末）とＲＴ固溶体相である界
面層を形成するＲ・Ｔ又はＲ・Ｔ・Ｂ相（第２の粉末）
とを別々に製造して、混合することが可能なため、第２
の粉末のＦe をＣo にて１モル置換即ち全量置換して
も、磁石焼結体としては、０．５モル以下にすることも
Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ相（主相）の選択により可能である。それ
故、Ｃo の置換量を０〜１．０モル分率としてある。

【００５５】尚、Ｎi,Ｃr,Ｖ，Ｔi,Ｍn を０．７モル分
率、Ｃu,Ｚn を０．６モル分率、Ｚr,Ｎb,Ｍo,Ｈf,Ｔa,
Ｗを０．４モル分率より多く置換すると、本発明による
磁石においては、上記遷移金属が磁性相であるＲ₂ Ｔ₁₄
Ｂ相に過剰に拡散し、含有されるため、Ｂr 、 iＨc な
どの磁石としての諸特性の劣化が著しくなるため、上記
置換量以下とする必要がある。

【００５６】

【実施例】（実施例１）界面層となるＲＴ固溶体相を形
成する非晶質合金粉末のＲ( Ｎd)組成値に係る本発明の
実施例について述べる。

【００５７】純度９９wt% 以上のＮd ・Ｆe ・Ｂを用い
アルゴン雰囲気中で高周波加熱によりＮd 組成が２３、
２５、２７、２９、３１wt% Ｎd （Ｂは１．０、１．２
wt%の２種類Ｆebal) を有する結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ相を主
相とする粉末のインゴットを得た。次にこれらインゴッ
トを粗粉砕した。これら８種類の結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ相を
主相とする粗粉末を第１の粉末とした。

【００５８】次に、上記同様のＮd ・Ｆe ・Ｂを用い、
アルゴン雰囲気中にてその単ロール法を用い、超急冷に
よる非晶質合金でその組成、３２Ｎd −１．０Ｂ、４０
Ｎd−１．０Ｂ、５４Ｎd −０．８Ｂ、６５Ｎd −０．
６Ｂ、７４Ｎd −０．６Ｂ、８０Ｎd −０．３Ｂ、８７
Ｎd −０．２Ｂ、９５Ｎd −０．１Ｂ（いずれもＦeba
l、wt% ）の組成を有するアモルファス（非晶質合金）
リボンを得た。これら、非晶質合金を粉砕し、非晶質合
金粉末とした。そしてこれらアモルファスリボンより得
た８種類の粗粉末を第２の粉末とした。そしてこれらア
モルファスリボンより得た第２の粉末は配合比で、８vo
l%とし、残部９２vol%は第１の粉末より選び、混合して
配合組成で（第１の粉末を２種以上組み合わせた試料も
ある）３１Ｎd −１．０Ｂ−Ｆebal（wt% ）を有する８
種類の粗粉末を得た。次にこれら第１及び第２の粉末を
混合した粗粉末をボールミルを用いて平均粒径３〜５μ
m に微粉砕した。また、比較のために、３１Ｎd −１.
０Ｂ−Ｆebalを有するインゴット法のみによって得た粉
末を得、以下同様に焼結したものを比較例とした。これ
ら粉末を（２０）ｋoeの磁界中１. ０ｔ／cm² の圧力で
成形し、1000〜1100度で２時間Ａr 中焼結し、炉冷し
た。

【００５９】その後、時効処理として、これら焼結体を
500 〜600 ℃で１時間加熱した後急冷した。

【００６０】図１に、非晶質合金粉末のＮd の組成を変
化させ、その組成値に応じた焼結温度（１０００〜１１
００℃）で得られた焼結体の中で最も高い磁石特性の値
（○印）を示す。また比較例として、３１Ｎd −１．０
Ｂ−Ｆebal一種のインゴットより得た焼結体の磁石特性
の値（●印）も図中に記載した。結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ相を
主相とする粉末よりもＲ−rich、即ちＮd −richである
Ｎd 組成３２〜９５wt% の非晶質合金粉末を混合して得
られた本発明の焼結体で磁石特性の向上が認められた。

【００６１】図１の実施例では、最終的な組成は、３１
Ｎd −１．０Ｂ−Ｆebalとしたにもかかわらず、インゴ
ット法のみの粉末により得た比較例とインゴット法粉末
である結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ粉末と非晶質合金粉末とを混合
して得られた本発明の試料とでは格段の改善がなされて
いることが明らかである。

【００６２】即ち、残留磁束密度Ｂr では、比較例は１
３．８ＫＧaussであるのに対し、本発明のものは１４Ｇ
aussを越え、多きいものは１５ＫＧaussにも達してい
る。また、保持力 iＨc では、比較例は５．３ｋoeがせ
いぜいであったのが、本発明のものは８ｋoe以上と大き
く改善され、高いものは１０ｋoeにも達している。

【００６３】また、最大エネルギー積（ＢＨ）max で
は、比較例は３３（ＭＧＯe ）に対し、本発明は４６
（ＭＧＯe ）以上で、安定して５０（ＭＧＯe ）以上が
得られ最高のものは５５（ＭＧＯe ）にも達し、特開昭
59-46008号での（ＢＨ）max ３５（ＭＧＯe ）とは大き
な飛躍である。この値は本発明においてはじめてなし得
るものであった。

【００６４】図１において、非晶質合金である第２の粉
末のＮd の量は３２wt% 以上が良く、これ以下ではＢr
の改善は見られなかった。なお、特に第２の粉末のＮd
値は５０〜８０wt% の時がＢr, iＨc （ＢＨ）max とも
大きく好ましい値である。これはインゴット法による磁
性相を形成する結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂの固相と非晶質合金と
が最適に配合されることにより、非晶質合金が低温で液
相となるため、液相焼結を促進するためと考えられる。

【００６５】（実施例２）界面層となるＲＴ固溶体相を
形成する非晶質合金粉末の体積混合比に係る本発明の実
施例について述べる。

【００６６】実施例１と同様にして、Ｎd 組成が２８、
２９、３０、３１wt% Ｎd （Ｂは１．０wt% −Ｆebal）
を有するＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ相を主相とするインゴットの粗粉末
を第１の粉末とした。次に、実施例１で得られた第２の
粉末である３２Ｎd −１．０Ｂ−Ｆebal（wt% ）の組成
を有する非晶質合金粉末は、配合比率で５〜７５vol%
（５、１０、２０、３０、４０、５０、６０、７０、７
５各vol%）とし、残部は第１の粉末より選び、配合組成
で３１Ｎd −１．０Ｂ−Ｆebal（wt% ）の組成を有する
９種類の粗粉末を得た。これら粗粉末を、実施例−１と
同様に微粉砕、磁場中成形、焼結を行った後、時効処理
として、５００〜６００℃で１時間加熱後急冷した。

【００６７】図２にアモルファスリボンにより得られた
第２の粉末の混合量を変化させ、その混合量に応じた焼
結温度（１０００〜１１００℃）で得られた焼結体の中
で、最も高い磁石特性の値（○印）を示す。ここで混合
量０vol%は前記実施例１で得られた比較例（●印）の３
１Ｎd −１．０Ｂ−Ｆebalのインゴットより得られた焼
結体を示している。

【００６８】図２に示すとおり、３２Ｎd −１．０Ｂ−
Ｆebal（wt% ）のアモルファスリボンより得られた非晶
質合金粉末の混合量が０〜７０vol%（０は含まず）の間
で磁石特性の向上が認められる。即ち、非晶質（アモル
ファス）合金の粉末を混合することによりＢr 、 iＨc
また（ＢＨ）max も向上していることが明らかである
が、インゴットの粉末に対して５〜７０vol%以上の混合
比であれば、特性改善が図られる。特に（ＢＨ）max が
４０（ＭＧＯe ）以上とするには混合比は５〜６０vol%
の範囲で可能であり、さらに好ましくは５〜５０vol%と
すれば４５（ＭＧＯe ）以上とすることが可能である。
これらは本発明のように結晶質Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ粉末であるイ
ンゴット粉末と非晶質合金又は微結晶合金の粉末とを所
定の体積比で混合して焼結することによって可能とした
ものである。

【００６９】（実施例３）Ｆe の一部をＣo で置換した
結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ粉末に混合する非晶質合金粉末のＲ
（Ｎd)組成値に係る本発明の実施例について説明する。

【００７０】純度９５wt% 以上のＮd:Ｆe:Ｃo:Ｂを用い
て、Ａr 雰囲気中で高周波加熱により２３Ｎd −１５．
８Ｃo −１．０Ｂ−Ｆebal、２５Ｎd −１５．４Ｃo −
１．０Ｂ−Ｆebal、２７Ｎd −１５．０Ｃo −１．０Ｂ
−Ｆebal、２９Ｎd −１４．８Ｃo −１．０Ｂ−Ｆeba
l、の組成を有する４種類のインゴットを得た。いずれ
もＦe を０．２モルのＣo で置換した。これらインゴッ
トをディスクミルを用いて粗粉砕し第１の粉末とした。

【００７１】次に上記同等のＮd ・Ｆe ・Ｂを用いて、
３２Ｎd −１．０Ｂ−Ｆebal、４０Ｎd −１．０Ｂ−Ｆ
ebal、５４Ｎd −１．０Ｂ−Ｆebal、６５Ｎd −１．０
Ｂ−Ｆebal、７４Ｎd −１．０Ｂ−Ｆebal、 ８０Ｎd
−１．０Ｂ−Ｆebal、９２Ｎd −１．０Ｂ−Ｆebal、９
７Ｎd −１．０Ｂ−Ｆebal、（いずれもwt% ）の組成を
有するアモルファスリボン細片を得た。これらアモルフ
ァスリボン細片を粗粉砕し、得られた８種類の非晶質合
金粉末を第２の粉末とした。そして、これら第２の粉末
は配合比で８vol%とし、残部９２vol%は第１の粉末より
選び混合して、配合組成で３０Ｎd −１４．４Ｃo −
１．０Ｂ−Ｆebal、（wt% ）の組成を有するインゴット
のみを得て、粗粉砕して、以下同様に焼結したものを比
較例とした。次に、これら粗粉末をボールミルを用い
て、平均粒径３〜５μｍに微粉砕した。これら粉末を２
０ｋoeの磁界中１．０t ／cm² の圧力で成形した。これ
ら圧粉体を１０００〜１１００℃で、１時間Ａr 中で焼
結した。

【００７２】その後これら焼結体を、時効処理として、
５００〜７００℃で１時間加熱後急冷した。

【００７３】図３に、非晶質合金粉末組成を変化させ、
その組成値に応じた焼結温度（１０００〜１１００℃）
で得られた焼結体の中で最も高い磁石特性の値（○印）
を示す。また、比較例の３０Ｎd −１４．４Ｃo −１．
０Ｂ−Ｆebal一種類のインゴットより得た焼結体の磁石
特性の値（●印）も、図中に記載した。Ｎd 組成３２〜
９７wt% の非晶質合金粉末を混合して得られた焼結体で
磁石特性の向上が認められる。

【００７４】（実施例４）Ｆe の一部をＣo に置換した
結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ相を主相とする粉末との非晶質合金粉
末の体積混合比に係る本発明の実施例について述べる。

【００７５】実施例３で得られた第２の粉末アモルファ
スリボン細片の粉末を配合比率で０〜７５vol%まで変化
させ、残部は第１の粉末とし、配合組成で、３０Ｎd −
１４．４Ｃo −１．０Ｂ−Ｆebal（wt% ）となるよう
に、第１の粉末、第２の粉末より粉末を選び、配合し、
８種類の粗粉末を得た。次に、これら粗粉末を実施例３
と同様にして、圧粉体を得た。これら圧粉体を１０００
〜１１００℃で２時間Ａr 中で焼結した。その後これら
焼結体を、時効処理として、５００〜７００℃で１時間
加熱した後急冷した。

【００７６】図４にアモルファスリボンより得られた非
晶質合金粉末の混合量を変化させ、その混合量に応じた
焼結温度（１０００〜１１００℃）で得られた焼結体の
中で最も高い磁石特性の値（○印）を示す。ここで混合
量０vol%は、実施例３で得られた比較例（●印）の３０
Ｎd −１４．４Ｃo −１．０Ｂ−Ｆebalのインゴットよ
り得られた焼結体を示している。その結果アモルファス
リボンより得られた非晶質合金粉末の混合量が、０〜７
０vol%（０を含まず）の間で磁石特性の向上が認められ
る。

【００７７】（実施例５）結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ粉末におけ
るＣo 置換量に係る本発明の実施例について述べる。

【００７８】純度９５wt% 以上のＮd ・Ｆe ・Ｃo ・Ｂ
を用いてＡr 雰囲気中で高周波加熱により、２７Ｎd −
１．０Ｂ−Ｆebal、２７Ｎd −１．０Ｂ−７．６Ｃo −
Ｆebal、２７Ｎd −１．０Ｂ−１５．０Ｃo −Ｆebal、
２７Ｎd −１．０Ｂ−２２．５Ｃo −Ｆebal、２７Ｎd
−１．０Ｂ−２９．８Ｃo −Ｆebal、２７Ｎd −１．０
Ｂ−３７Ｃo −Ｆebal、２７Ｎd −１．０Ｂ−４４Ｃo
−Ｆebal、２７Ｎd −１．０Ｂ−５１．２Ｃo −Ｆeba
l、（各wt% ）の組成を有する８種類のインゴットを得
た。尚、Ｆe のＣo による置換基は、０、０．１、０．
２、０．３、０．４、０．５、０．６、０．７モル分率
とした。これらインゴットを、ディスクミルを用い粗粉
砕し、８種類の粗粉末を得、これを第１の粉末とした。

【００７９】また、上記と同様のＮd ・Ｆe ・Ｂを用
い、アルゴン雰囲気中にて単ロール法により、７４Ｎd
−１．０Ｂ−Ｆebal（wt% ）の組成を有するアモルファ
スリボン細片を得た。そして、このリボン細片を粗粉砕
しこれを第２の粉末とした。

【００８０】次に、第１の粉末の８種類の粗粉末おのお
のに、第２の粉末を混合し３０Ｎd−１．０Ｂ−（Ｆe
Ｃo ）bal （wt% ）の配合組成を有する８種類の粗粉末
を得た。

【００８１】次にこれら粉末より、実施例３と同様にし
て圧粉体を得た。

【００８２】これら圧粉体を、１０００〜１１００℃で
１時間Ａr 焼結した。その後、これら焼結体を時効処理
として、５００〜７００℃で１時間加熱した後急冷し
た。また、これらの焼結体のキュリー温度をＶＳＭを用
いて測定した。

【００８３】図５にＣo 置換量を０〜０．７モル分率ま
で変化させた時のキュリー温度を示す。Ｃo 置換量が０
〜０．７（０は含まず）モル分率の間で、キュリー温度
の向上が認められた。

【００８４】（実施例６）Ｆe の一部をＣo で置換した
磁性結晶粒子を形成する結晶質Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ粉末と、種々
の遷移金属（Ｃo を除く）を変化させた界面層を形成す
る非晶質合金粉末とを混合した場合の本発明に係る実施
例を述べる。

【００８５】純度９５wt% 以上のＮd ・Ｆe ・Ｃo ・Ｂ
を用いて、Ａr 中雰囲気中で高周波加熱により２７Ｎd
−１．０Ｂ−１５Ｃo −Ｆebal wt%（Ｃo 0.2 モル分率
の置換）の組成を有するインゴットを得た。このインゴ
ットをディスクミルで粗粉砕し、第１の粉末とした。次
の、上記同等のＮd ・Ｆe ・Ｂ・Ｎi,Ｃr,Ｖ，Ｔi,Ｍn,
Ｃu,Ｚn,Ｚr,Ｎb,Ｍo,Ｈf,Ｔa,Ｗ) の組成を有する１３
種類のアモルファスリボン細片を単ロール法を用いて製
造した。これらアモルファスリボン細片を粗粉砕して、
得られた１３種類の非晶質合金粉末を第２の粉末とし
た。そして、第１の粉末は、重量配合比で８８．４wt%
とし、残部１１．６wt% は第２の粉末の１３種類のおの
おのより選び混合して、１３種類の組成を有する混合粉
末を得た。次に、これら粗粉末をボールミルを用いて平
均粒径３〜５μｍに粉砕した。

【００８６】これら微粉末を２０ｋoeの磁界中１．０ｔ
／cm² の圧力で成形した。これら圧粉体を1000〜1100℃
で２時間Ａr 中で焼結した。その後、これら焼結体を、
時効処理として、５００〜７００℃で１時間加熱し急冷
した。

【００８７】下記の表１にこれら粉末組成より得られた
焼結体の磁石特性を示す。その結果、いずれもフェライ
ト磁石、Ｓm-Ｃo 系磁石よりも高いエネルギー積を示
し、優れた永久磁石材料であることが認められた。

【００８８】

【表１】

【００８９】（実施例７）非晶質金属粉末のＦe の一部
をＣo 又はその他の遷移金属で置換した場合の本発明に
係る実施例を述べる。

【００９０】純度９５wt% 以上のＮd ・Ｆe ・Ｂを用
い、Ａr 雰囲気中で高周波加熱により、２７Ｎd −１．
０Ｂ−Ｆebal（wt% ）の組成を有するインゴットを得
た。

【００９１】このインゴットをディスクミルを用い粗粉
砕し第１の粉末とする。次に、上記同等のＮd ，Ｆe ，
Ｂ，Ｃo ，Ｎi ，Ｃr ，Ｖ，Ｔi , Ｍn , Ｃu,Ｚn , Ｚ
r ,Ｎb , Ｍo , Ｈf , Ｔa , Ｗを用いて、７０Ｎd −
１．０Ｂ−（Ｆe 0.8,Ｔ 0.2）bol wt% （Ｔ＝Ｃo,Ｎi,
Ｃr,Ｖ，Ｔi,Ｍn,Ｃu,Ｚn,Ｚr,Ｎb,Ｍo,Ｈf,Ｔa,Ｗ）の
組成を有する１４種類のアモルファスリボン細片を、単
ロール法を用い製造した。これらアモルファスリボン細
片を粗粉砕し、第２の粉末とした。

【００９２】そして、第１の粉末は、重量配合比で８
８．４wt% とし、残部１１．６wt% は基材の１４種類の
おのおのより選び、混合して混合粉末を得た。次に、こ
れら混合粉末をボールミルを用いて、平均粒径３〜５μ
ｍに微粉砕した。これら粉末を２０ｋoeの磁界中１．０
６／cm² の圧力で成形した。これら圧粉体を１０００〜
１１００℃で２時間Ａr 中で焼結した。その後、これら
焼結体を、時効処理として、５００〜７００℃で１時間
加熱し急冷した。

【００９３】下記の表２に、これら粉末組成より得られ
た焼結体の磁石特性を示す。その結果、いずれもＳm-Ｃ
o 系磁石よりも高いエネルギー積を示し優れた永久磁石
材料であることが認められた。

【００９４】

【表２】

【００９５】（実施例８）実施例１において、得られた
焼結体についてその含有酸素量と磁石特性の関係を明確
にするため、焼結体の含有酸素量の分析を行った。第３
表に得られた磁石特性とその焼結体の含有酸素量を示
す。

【００９６】下記の表３よりわかるように、高性能磁石
焼結体を得るためには、その含有酸素量も重要な因子で
あり４５ＭＧＯe 以上を得るためには、2000ppm 以下、
５０ＭＧＯe 以上を得るためには、1500ppm 以下、そし
て５５ＭＧＯe を得るためには、1000ppm 以下とする必
要があることがわかる。

【００９７】

【表３】

【００９８】（実施例９）純度９９wt% 以上のＮd ・Ｆ
e ・Ｂを用い、26.7Ｎd ・ 1.0Ｂ・Ｆebal（wt%）の組
成を有するインゴットを、Ａr 中高周波溶解により得
た。また、上記と同等のＮd ・Ｆe ・Ｂ及びＣu , Ｃo,
Ｎi を用い、６０Ｎd −１．０Ｂ−２０．４Ｃo （０．
５mol 置換）−Ｆebal、６０Ｎd −１．０Ｂ−１２．８
Ｃo （０．３mol 置換）−Ｆebal、６０Ｎd −１．０Ｂ
−１３．１Ｎi （０．３mol 置換）−Ｆebalの組成を有
するアモルファスリボン細片を実施例−１と同様にして
得た。これらアモルファスリボンを粉砕して得た粉末お
のおのに、前記インゴットより得た粗粉末を混合して、
Ｎd 値が３１wt% となるようにした。これら粗粉末を実
施例−１と同様に粉砕熱処理を行い、試料を得た。さら
に、これら試験片に電解Ｎi メッキを施した。さらに比
較例として、実施例１での比較材の３１Ｎd −１．０Ｂ
−Ｆebalの試料に対しても電解Ｎi メッキを施した。こ
れらメッキ厚さを測定したところ最小で７μｍ最大で２
５μｍであった。これら試験片を用いて６０℃×９０％
の恒温恒湿試験を３００ｈr 行った。これら耐食テスト
の結果及び磁石特性を下記の表４に示す。

【００９９】表４よりわかるように本発明の磁石は従来
のものに比べ、磁石特性が、優れているだけでなく、そ
の耐食性にも優れていることがわかる。

【０１００】※ 参考文献 （１）Ｍ．Ｓagawa et. al; Ｊeurnal ofAPPLIED PHYSI
CIS vol. 24, NO. 8(1985)635

【表４】

【０１０１】

【発明の効果】以上の説明通り、本発明によれば、 粉砕粒度分布がシャープで、しかも、酸素含有量の
低い液体急冷合金粉末を用いることにより、焼結性を向
上させ、焼結温度を低下させ、減磁特性の角型性及びＨ
c の向上を図ると共に、液相焼結時の融液をより均一に
分散させ、実質的に融液のプールの発生を 防止するこ
とができる。

【０１０２】 また、一定量の液相下でより多くの液
相の核を生成することができるから、逆に、液相量の体
積構成比を、より低減することで、焼結体中の固相であ
る磁性結晶粒子（Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物結晶粒子）の
相対的な量を増加させて、液相より焼結晶出する未配向
の磁性結晶粒子の量を低減させ、Ｂr(ＢＨ）max の向上
を図ることができる。

【０１０３】 更に、液体急冷合金の優れた被粉砕性
により、液相焼結時の融液をより均一に分散させ、且
つ、磁性結晶粒子の表面を均一に濡らして、実質的に、
融液のプールの発生を防止し、焼結後の冷却過程におい
ては、液相より磁性結晶成分を、予め磁場配向した固相
である磁性結晶粒子（Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物結晶粒
子）の表面に晶出成長させ、磁性結晶粒子と一体のもの
とした配向方向の調和した構造を得ることができるか
ら、より異方性の高い焼結体を提供することができる。

【０１０４】 焼結時に液相の核となる液体急冷合金
粉末にＲ・Ｆe ・Ｂ粉末を用いることができるから、ラ
ーフェス相を減少させることができ、 iＨc の向上を図
ることもできる。

【０１０５】 尚、好ましくは、固相を構成するＲ₂
Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物粉末において、Ｆe の一部をＣo で
置換することにより、磁石のキュリー点を向上させるこ
とにより、磁石のキュリー点を向上させることができる
ため、Ｂr の温度係数の改善を図ることができる。

【０１０６】 液体急冷合金粉末及びＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属
間化合物粉末のどちらか一方にのみ、Ｆe の一部をＣo
に置換した遷移金属を添加することができ、十分にキュ
リー点を上昇させ、Ｂr の温度計数を改善することがで
きるという目的と、双方でＣo で置換したことによる焼
結時のラーフェス相（Ｒ（Ｆe ，Ｃo ）２相）の発生の
可能性を未然に回避するという目的とを、同時に達成す
ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例１におけるＮd ・Ｆe ・Ｂ系イ
ンゴットを粗粉砕して得られる結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ相を主
相とする粉末（第１の粉末）とＮd ・Ｆe ・Ｂ系アモル
ファスリボンより得られる非晶質合金粉末（第２の粉
末）を混合して焼結体を得た時のアモルファスリボンよ
り得た粉末（第２の粉末）のＮd 組成値と磁石特性との
相関図。

【図２】本発明の実施例２におけるＮd ・Ｆe ・Ｂ系イ
ンゴットを粗粉砕して得られる結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ粉末
（第１の粉末）に対する、３２Ｎd −１．０Ｂ−Ｆebal
（wt% ）のＮd ・Ｆe ・Ｂ系のアモルファスリボンより
得た非晶質合金粉末（第２の粉末）の体積混合比と磁石
特性との相関図。

【図３】本発明の実施例３におけるＮd ・Ｆe ・Ｃo ・
Ｂ系インゴットを粗粉砕して、得られる結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄
Ｂ粉末（第１の粉末）と、Ｎd ・Ｆe ・Ｂ系アモルファ
スリボンより得た非晶質合金粉末（第２の粉末）の組成
値と、磁石特性との相関図。

【図４】実施例４におけるＮd ・Ｆe ・Ｃo ・Ｂ系イン
ゴットを粗粉砕して得られる結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ粉末（第
１の粉末）に対するＮd ・Ｆe ・Ｂ系アモルファスリボ
ンより得た非晶質合金粉末（第２の粉末）の混合比と磁
石特性との相関図。

【図５】本発明の実施例５におけるＣo 置換量を変化さ
せた結晶性Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ相を主相とする粉末（第１の粉
末）と、非晶質合金粉末（７４Ｎd −１．０８Ｂ−Ｆeb
alwt% ）とを混合して得られた焼結体のＣo 置換量と、
キュリー温度との相関図。

【図６】図６はＮd ・Ｆe ・Ｂ３系状態図。

【図７】図７は図６においてＡ（Ｎd2Ｆe14 Ｂ）−Ｎd
で切断した場合の擬２元Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ−Ｎd の模式的
な状態図。

Claims (6)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物粉末( ここで、
   ＲはＹを含む希土類元素、Ｔは遷移金属を表す。）に、
   Ｔ，Ｂから選択された少なくとも一つの元素と前記Ｒ₂
   Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物粉末よりも高い組成値を有するＲと
   を含む液体急冷合金粉末を混合して混合粉末を形成する
   混合工程と、該混合粉末を磁場中成形して液相焼結する
   焼結工程とを有することを特徴とする希土類永久磁石の
   製造方法。
2. 【請求項２】 特許請求の範囲第１項記載の希土類永久
   磁石の製造方法において、前記混合工程は、体積比で、
   ０〜70％（０は含まず）の前記液体急冷合金粉末と、残
   部の前記Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物粉末とを混合し、当該
   液体急冷合金粉末は、実質的に32〜 100重量％（100 を
   含まず）のＲ組成値を有する非晶質合金または微結晶質
   合金より成ることを特徴とする希土類永久磁石の製造方
   法。
3. 【請求項３】 特許請求の範囲第１項又は第２項記載の
   希土類永久磁石の製造方法において、前記液体急冷合金
   粉末に含まれるＴは、Ｆｅであることを特徴とする希土
   類永久磁石の製造方法。
4. 【請求項４】 特許請求の範囲第１項又は第２項記載の
   希土類永久磁石の製造方法において、前記液体急冷合金
   粉末に含まれるＴは、Ｆｅの一部を当該他の遷移金属
   （Ｃo,Ｎi,Ｃr,Ｖ，Ｔi,Ｍn,Ｃu,Ｚn,Ｚr,Ｎb,Ｍo,Ｈf,
   Ｔa,Ｗ）で置換して成ることを特徴とする希土類永久磁
   石の製造方法。
5. 【請求項５】 特許請求の範囲第４項記載の希土類永久
   磁石の製造方法において、前記置換した遷移金属の置換
   比は、 Ｃo; 0〜1.0 mol 分率、 Ｎi,Ｃr,Ｖ，Ｔi,Ｍn; 0〜0.7 mol 分率、 Ｃu,Ｚn; 0〜0.6 mol 分率 Ｚr,Ｎb,Ｍo,Ｈf,Ｔa,Ｗ ; 0〜0.4 mol 分率、 （０を含まず）であることを特徴とする希土類永久磁石
   の製造方法。
6. 【請求項６】 特許請求の範囲第１項〜第４項記載のい
   ずれかの希土類永久磁石の製造方法において、前記Ｒ₂
   Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物粉末に含まれるＴは、Ｆｅの一部を
   0〜1.0 mol 分率（０を含まず）の置換比で、Ｃｏで置
   換したものであることを特徴とする希土類永久磁石の製
   造方法。