JP2727505B2 - 永久磁石およびその製造方法 - Google Patents
永久磁石およびその製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は各種電気機器等に使用される高性能磁石、
特に希土類元素を含む合金系の急冷磁石およびその製法
に関し、Fe−Ｒ−Ｂ系（ＲはＹを含む希土類元素であ
る、以下同じ）およびFe−Co−Ｒ−Ｂ系の合金溶湯を急
冷凝固させることによって優れた磁石特性を有する磁石
としさらに急冷凝固後の磁石を特定条件下で焼鈍するこ
とによって、均質で安定な磁石性能を得るものである。 なお、本明細書において、ＲはＹを包含する希土類元
素のうち少なくとも１種、Ｒ′は特許請求の範囲の通
り、Ce、Laを除き、Ｙを包含する希土類元素のうち少な
くとも１種を示す。 〔従来の技術〕 高性能を有する希土類磁石としては、粉末冶金法によ
るSm-Co系磁石でエネルギー積として、32MGOeのものが
量産されているが、Sm,Coは原料価格が高いという欠点
を有する。希土類の中で原子量の小さい希土類元素、た
とえばセリウムやプラセオジム、ネオジムはサマリウム
よりも豊富にあり、価格が安い。又Feは安価である。 そこで、近年Nd−Fe−Ｂ系磁石が開発され、特開昭59
-46008号公報では、焼結磁石が、また特開昭60-9852号
公報では、高速急冷法によるものが述べられている。 焼結法による磁石では、従来のSm-Co系の粉末冶金プ
ロセスを適用出来るものの、酸化しやすいNd-Fe系合金
インゴットを２〜10μｍ程度に微粉末化する工程を有す
るため、取り扱いが難かしいこと、あるいは粉末冶金プ
ロセスは工程数が多い（溶解→鋳造→インゴット粗粉砕
→微粉砕→プレス→焼結→磁石）ため安価な原料を用い
るという特徴を生かせない面があった。 一方高速急冷法による磁石では工程が簡素化され（溶
解→高速急冷→粗粉砕→冷間プレス（温間プレス）→磁
石）かつ微粉末化工程を必要としないという利点があ
る。しかしながら、高速急冷法による磁石を工業材料と
なすためには一層の高保磁力化、高エネルギー積化、低
コスト化および着磁特性の改良等が望まれていた。 希土類−鉄−ホウ素永久磁石の諸特性の中で保磁力は
温度に鋭敏であり、希土類コバルト永久磁石の保磁力
（iHc）の温度係数が0.15％／℃であるのに対して、希
土類−鉄−ホウ素永久磁石材料の保磁力（iHc）の温度
係数は0.6〜0.7％／℃と４倍以上高いという問題点があ
った。したがって、希土類−鉄−ホウ素永久磁石材料は
温度上昇に伴って減磁する危険が大きく、磁気回路上で
の限定された設計を余儀なくされていた。さらには、例
えば、熱帯で使用する自動車のエンジンルーム内の部品
用永久磁石としては、使用不可能であった。希土類−鉄
−ホウ素永久磁石材料は保磁力の温度係数が大きいとこ
ろに実用上の問題があることは従来より知られており、
保磁力の絶対値が大きい磁石の出現が望まれていた（日
経ニューマテリアル、1986、４−28（No.9）第80頁）。 Ｒ−Ｂ−Fe合金に液体急冷法により高い保磁力iHcと
エネルギ積を具備させることを提案する特開昭60-9852
号公報の組成は、希土類元素Ｒ（Nd,Pr）＝10％以上、
Ｂ＝0.5〜10％、残部Feからなるものが特許請求の範囲
に記載されている。従来Ｒ−Ｂ−Fe合金の優れた磁石特
性はNd2Fe14B相化合物によるものと説明されており、そ
のため焼結法、高速急冷法共に磁石特性を改良するため
の多くの提案（特開昭59-89401,60-144906,61-579749,5
7-141901,61-73861号公報）はこの化合物に該当する組
成の近傍、すなわち、Ｒ＝12〜17％、Ｂ＝５〜８％の範
囲の合金の実験に基づいている。希土類元素は高価であ
るため、その含有量を低下させることが望まれるが、希
土類元素の含有量が12％未満になると、保磁力iHcが急
激に劣化するという問題があり特開昭60-9852号ではＲ
＝10％となるとiHcは6kOe以下になる事が示されてい
る。すなわち、Ｒ−Ｂ−Fe系合金において希土類元素の
含有量が12％未満になると、保磁力iHcが劣化するとの
事実があったのであるが、かかる組成範囲において保磁
力iHcの劣化を防止するように組成ならびに組織を設計
する方法は従来知られていなかった。 焼結法と高速急冷法においては、基本的にNd2Fe14B化
合物を用いているが、応用物理第55巻、第２号（1986）
頁121に示される如く、上記磁石は単なる製法の違いだ
けではなく両磁石は合金組織と保磁力発生機構の観点か
ら全く異なったタイプの磁石である。すなわち焼結磁石
は結晶粒径が約10μｍであり、従来のSm-Co系磁石で言
えば、逆磁区の核発生が保磁力を決めるSmCo5型磁石の
ようなニュークリエーション型であり、一方高速急冷磁
石は0.01〜１μｍの微細粒子をアモルファス相が取り囲
んだ極めて微細な組織により磁壁のピン止めが保磁力を
決定するSm2Co17型磁石のようなピンニング型磁石であ
る。それゆえ、特性向上のための両磁石へのアプローチ
の考え方としては保磁力発生機構が十分異なる事を考慮
して検討する必要があった。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は平衡相とともに、非平衡相を比較的容易に作
製可能である高速急冷法に着目し、Fe（Co）−Ｒ−Ｂ系
に対して種々の元素を添加することを検討した結果、Nb
等の添加により、Ｒ含有量が12原子％未満の組成領域
で、等方性であっても高HcJ、高エネルギー積を示し、
実用に適した高性能磁石を提供しうる事を見出したもの
である。この発明は高速急冷法とその後の焼鈍で得られ
るものであり、焼結法においては実現出来ないものであ
る。また12％Ｒ以上においても、高速急冷法による保磁
力を改良するものである。 さらに本発明はNb,Mo,Hf,Ta及びＷ等の添加元素を用
い、高速急冷および焼鈍することにより着磁特性および
耐食性が良好な磁石合金を提供するものである。またこ
の発明はその磁石の性能をさらに安定に得るための方法
を提供するものである。 すなわち、本発明は、｛Ｒ′a（CebLa1-b)1-a｝x （Fe1-zCoz）100-x-y-wByMw（但し、Ｒ′はCe,Laを除
き、Ｙを包含する希土類元素の少なくとも１種、5.5≦
ｘ≦20、２≦ｙ＜15、０≦ｚ≦0.7、０＜ｗ≦10、0.80
≦ａ≦1.00、０≦ｂ≦１、ＭはNb,Mo,Hf,TaおよびＷの
少なくとも１種）の組成をもち、 高速急冷とその後の焼鈍により製造され、 微結晶相あるいは微結晶相とアモルファス相との混相
からなり、微結晶相の少なくとも50％以上が0.01〜３μ
ｍ未満の範囲内の大きさである永久磁石である。 なお、特開昭60-9852号公報には、ＭとしてZrを用い
る旨が開示されているが、Zrはその融点が1852℃と低
く、合金化の際に溶融したとき、蒸発しやすく、組成コ
ントロールが困難である。これに対して、Nb,Mo,Hf,Ta,
Wは、その融点がそれぞれ2467℃、2617℃、2227℃、297
7℃、3380℃と高く、上記のような問題がない。 本発明の磁石は、前記の組成のFe−Ｒ−ＢおよびFe−
Co−Ｒ−Ｂからなる系の合金溶湯をいわゆる液体急冷法
によって高速で冷却凝固させたものである。この液体急
冷法は、水冷等により冷却された金属製の回転体の表面
に、ノズルから溶湯を射出して高速で急冷凝固させ、リ
ボン状の材料を得る方法であり、ディスク法、単ロール
法（片ロール法）、双ロール法等があるが、この発明の
場合には片ロール法、すなわち１個の回転ロールの周面
上に溶湯を射出する方法が最も適当である。片ロール法
でこの発明の磁石を得る場合、水冷回転ロールの周速度
は、2m/sec〜100m/secの範囲内とすることが望ましい。
その理由は、ロール周速度が2m/sec未満の場合および10
0m/secを越える場合のいずれにおいても保磁力iHcが低
くなるからである。高保磁力、高エネルギー積を得るた
めにはロール周速度を５〜30m/secとする事が望まし
い。このようにロール周速度２〜100m/secにて片ロール
法で前記組成の合金溶湯を急冷凝固させることによっ
て、保磁力iHcが、3000〜20000Oe、磁化σが80〜150emu
/grの磁石が得られる。このように溶湯から直接急冷凝
固させれば、非晶質もしくは極めて微細な結晶質の組織
が得られ、その結果上述のように磁石特性が優れた磁石
が得られるのである。 急冷後の組織は急冷条件により異なるが、アモルファ
スあるいは微結晶又はその混合組織からなるが、焼鈍に
より、その微結晶又はアモルファスと微結晶からなる組
織およびサイズをさらにコントロール出来、より高い高
特性が得られる。微結晶相としては、少くとも50％以上
が、0.01〜３μｍ未満好ましくは0.01〜１μｍ未満の範
囲内の大きさである時、高特性が得られる。アモルファ
ス相を含まない組織からなる時高特性が得られる。 液体急冷法によって急冷凝固された磁石を、不活性雰
囲気もしくは真空中において300〜900℃の温度範囲にて
0.001〜50時間焼鈍する。このような焼鈍熱処理を施す
ことによって、この発明で対象とする成分の急冷磁石で
は、急冷条件によって諸特性が敏感でなくなり、安定し
た特性が容易に得られる。ここで焼鈍温度は、300℃未
満では焼鈍の効果はなく、900℃を越える場合には、保
磁力iHcが急激に低下する。また焼鈍時間が0.001時間未
満では焼鈍の効果がなく、50時間を越えてもそれ以上特
性は向上せず、経済的に不利となるだけである。したが
って焼鈍条件は前述のように規定した。また、上記焼鈍
中に、磁場中処理を行なうことにより磁石特性を向上さ
せることができる。得られたリボン状の磁石を、好まし
くは30〜500μｍの粒径に粉砕して、冷間プレス又は温
間プレスする事により高密度のバルク体磁石となす事が
出来る。 さらに本発明に係る永久磁石は、液体急冷法の他に粉
末結合法、すなわち液体急冷法により得たリボンまたは
粉末をさらに焼鈍処理および粉砕した後に、樹脂等で結
合してボンディッド磁石とする事が出来る。 従来の高速急冷法により得られたリボン状の磁石ある
いは、それを粉砕後バルク体となした磁石およびボンデ
ィッド磁石は特開昭59-211549号公報に示される如く知
られている。しかし従来の磁石はJ.A.P60（10）,vol15
（1986）3685頁に示される如く飽和磁化まで着磁させる
ためには、40kOe以上の110kOeにもおよぶ着磁磁場が必
要であり、通常の電磁石である15〜20kOeで飽和着磁可
能な磁石が望まれていた。本発明におけるNb等を含有さ
せた磁石合金は15〜20kOeで十分着磁可能であるという
利点を有し、そのため15〜20kOeでの着磁後の特性は大
巾に改良される。 なお、これに対し、従来の磁石、例えばFe-13.5Nd-5B
では25〜30kOe程度にならないと十分な着磁はできな
い。 又液体急冷法により得られたリボン状の本磁石を直接
もしくは粉砕した後に塑性加工等を用いて高密度かつ異
方性化する事により約２〜３倍の磁石特性の向上が見ら
れる。 この塑性加工時の温度・時間条件は、焼鈍に関して説
明した微結晶相が得られ、粗粒化を妨げるように選択す
る必要がある。この点に関し、本発明におけるNb等の添
加元素Ｍは結晶成長を抑制し、高温、長時間でも保磁力
を劣化させず高い保磁力が得られるため温間塑性加工条
件を改善するという利点を有している。 塑性加工法はホットプレス、押出し、圧延、スウェー
ジ、鋳造などにより行なわれる。ホットプレスの条件は
550〜1100℃、200〜2500kg/cm2が好ましい。特性上はホ
ットプレス、押出加工が好ましい。ホットプレスは一次
プレスだけでもよいが、さらに２次プレスを行うと、良
好な磁石特性が得られる。 又押出し成形の場合550〜1100℃、400〜12000kg/cm2
が好ましい。 さらにこのように異方性化された磁石もポンディッド
磁石として使用される。 次にこの発明における成分限定理由について説明する
と、希土類元素の量ｘの値が、5.5未満では保磁力iHcが
低下する傾向があり、ｘの値が20を越えれば磁化の値が
小さくなる。又CeとLaの複合添加の合計が20％を越えて
添加されると最大エネルギー積が低下するので、0.80≦
ａ≦1.00とした。又Smメタルも、異方性化定数を低下さ
せるのでｘの20％以下に押さえた方が良い。Ｂの量ｙの
値は、２未満では保磁力iHcが小さく、15以上ではBrが
低下する。CoでFeを置換することで磁気性能が改善しか
つキューリー温度も改良されるが、置換量ｚは0.7を越
えると保磁力の低下をまねく。 Nb,Mo,Hf,Ta及びＷの少なくとも１種のＭ元素の量ｗ
が10を越えると磁化の急激な減少をまねく。またiHcの
増加のためには0.1以上のｗが好ましく、耐食性を上昇
させるためには0.5以上、より好ましくは１以上が良好
である。Ｍ元素を２種以上複合添加すると、単独添加の
場合よりも保磁力iHc向上効果が大きい。なお複合添加
の場合の添加量上限は10％である。 Ｂの50％以下をSi,C,Ga,Al,P,N,Ce,S等で置換しても
Ｂ単独と同様な効果を有する。 ｙは２〜15未満の範囲、ｚは０〜0.7の範囲、ｗは０
を含まず〜10の範囲とする必要がある。なお、高保磁力
を得るための好ましい領域としてｘは12〜20より好まし
くは12〜15、ｙは２〜15未満、より好ましくは４〜12さ
らに好ましくは４〜10、ｚは０〜0.7より好ましくは０
〜0.6、ｗは0.1〜10より好ましくは２〜10の範囲であ
る。 又等方性で高エネルギー積を得るための好ましい領域
はｘは12未満より好ましくは、10未満、ｙは２〜15未満
より好ましくは４〜12、さらに好ましくは４〜10の範
囲、ｚは０〜0.7より好ましくは０〜0.6、ｗは０を含ま
ず〜10より好ましくは２〜10の範囲である。 又等方性で着磁特性が良く高エネルギー積を得るため
の好ましい領域はｘは６〜12より好ましくは、６〜10未
満、ｙは２〜15未満より好ましくは４〜12さらに好まし
くは４〜10の範囲、ｚは０〜0.7、より好ましくは０〜
0.6、ｗは０を含まず〜10より好ましくは、２〜10の範
囲である。 又異方性で高エネルギー積を得るため好ましい領域は
ｘは６〜12より好ましくは６〜10未満、ｙは２〜15未満
より好ましくは４〜12さらに好ましくは４〜10、ｚは０
〜0.7より好ましくは０〜0.6、ｗは０を含まず〜10より
好ましくは２〜10の範囲である。 〔作用〕 第１図にＭ添加の作用を示す。図には実施例１に示す
ような方法で得られたリボン薄帯の保磁力iHcおよび実
施例２で示すようなホットプレス法で得られた最大エネ
ルギ積（BH）maxを示す。 また、組成としては、A:R-8B−残部鉄（比較例）およ
びB:R-8B−（３〜６）Nb−残部鉄（本発明）、但しＲは
Ndの例を示す。 この図からわかるように、Ｍの添加は約10原子％Nd以
上では特に高保磁力化に寄与しまた低コスト化が可能な
約10原子％Nd未満では特に最大エネルギ積（BH）maxの
向上に寄与する事がわかる。またＭは保磁力向上に対す
る寄与も大きい。このような傾向は他の添加元素を用い
た場合もほぼ同様な傾向を示す。 上述のような高保磁力化の原因としては、Ｒ含有量が
12原子％以下、特に10原子％未満の場合は従来のＲ−Fe
−Ｂ磁石に見られるような安定な正方晶R2Fe14B化合物
を使用する保磁力機構ではなく、高速急冷法により過飽
和にＭ元素が固溶した準安定なR2Fe14B相を主相とした
微細組織が原因となる。通常Ｍは約2at％までは安定に
高温で固溶しうるが、2at％以上固溶するためには高速
急冷法を用いなければ不可能であり、準安定に存在する
このことはＸ線回折の結果からも推察される。 9Nd-3.5Nb-8B−残部鉄である組成を有する合金を10m/
秒で高速急冷後700℃10分間時効処理を施した磁石のＸ
線回折図から、殆んどR2Fe14B相からなることがわかっ
た。同組成の鋳造インゴットを作成後、1150℃４時間均
質化処理後のＸ線回折図からは、明らかに急冷磁石の回
折パターンが異なり主相がRFe7相で構成されている。 それゆえ、添加元素Ｍは低Ｒ組成でもR2Fe14B相を安
定化するが、この作用は高速急冷法においてのみ得られ
るものであり、焼結磁石ではこのような効果はない。 RxMwBy（Fe,Co）１−ｘ−ｙ−ｗで表現すれば、２≦
ｗ≦10、5.5≦ｘ＜12好ましくは６≦ｘ≦10、４≦ｙ＜1
2好ましくは４≦ｙ≦10なる時上記作用影響が大であ
る。又、添加元素Ｍはピンニングサイトのための境界相
として働く副相を生成し、強化する働きをもつと考えら
れる。さらに、α−Feおよび他の相も一部副相として存
在することができる。又α−Feおよび他の相も一部副相
として存在することが出来る。 Ｒ含有量が10原子％以上特に12原子％以上の場合、保
磁力発生機構は従来のR2Fe14B型相によるが、Ｍが結晶
異方性定数を上昇させる効果により保磁力が向上すると
考えられる。又本発明による磁石は先に述べた如く着磁
磁場が低くてすみかつ量産安定性に優れた磁石である。 実施例１ Rx(Fe1-zCoz)100-x-y-wByMwなる組成を有する合金を
アーク溶解により作製した。得られた合金を溶湯急冷法
を用いて薄帯化した。10〜80m/秒で回転するロール表面
に石英ノズルを介して溶湯合金をアルゴンガス圧で射出
冷却して非晶質あるいは微結晶質から成る薄帯を得た。 この薄帯にアルゴンガス雰囲気中550〜900℃の温度範
囲で時効処理を施した。得られた最高の磁気特性を第１
表に示す。 第１表より、Ｍの添加により、iHcと（BH）maxの高い
磁石が得られることがわかる。 本発明の資料のNo1〜14および比較例No.15〜18の磁石
を40℃、90％の温度の雰囲気で100時間放置したとこ
ろ、No.15〜18の試料には0.1〜1mmの錆が発生したが、
本発明の試料には殆んど認められなかった。これよりＭ
の添加は耐食性も改良している事がわかる。 実施例２ 実施例１と同様にRx(Fe1-zCoz)100-x-y-wByMwなる合
金を作成した。得られた最高の磁気特性を第２表に示
す。 第２表から、Mo,Hf,Ta,Wの一種以上の添加により無添
加合金より高特性が得られることがわかる。又、本発明
の試料と比較例の試料（No.33〜36）を40℃、90％の湿
度の雰囲気で100時間放置したところ、比較例の試料に
は、0.1〜1mmの錯が発生したが、本発明の試料にはあま
り認められなかった。これより本発明の試料は耐食性も
良好である事がわかる。 実施例３ 第３表に示すような組成を有する合金が、得られるよ
うに原料を配合し、高周波加熱によってこれらの原料を
溶解し、アルゴン雰囲気中にて周速40m/secで回転して
いる銅ロールに石英ノズルから溶湯を噴出し、厚さ約20
μｍ、幅5mmのリボンを得た。次いでリボンを50〜200μ
ｍ程度の粒径の粒子に粉砕した。サンプルNo.2,7,12〜1
4,18,19で得られた粉末を用いてアルゴン雰囲気内にて
約700℃、加圧力700kg/cm2、10分間の条件で第１次のホ
ットプレスによる加工を行なって、20×20×20mmの寸法
の中間成形体を得た。 次にこれを用いて、圧力方向に直角な方向がフリーな
型で、第２次のホットプレスによる塑性加工を行ない異
方性磁石とした。ホットプレス条件は時間７分、40分、
加圧力900kg/cm2、温度は720℃であった、第２次のプレ
ス加工により（加圧方向に）50〜70％の加工を施した。
リボンの磁石特性及びNo.2,7,12〜14,18,19について
は、第２次のプレス加工後の磁石特性を第４表に示す。 上表より本発明の組成No.2,7,12〜14,18,19の組成に
おいて、温間塑性加工後のＭ添加合金の磁石特性は著し
く上昇し、特にiHcの向上およびiHcの維持に寄与がある
ことがわかる。 実施例４ Ndx(Fe1-zCoz)100-x-y-wByMwなる組成を有する合金に
ついて実施例１と同様の処理を行なった結果を第５表に
示す。 実施例５ 第６表に組成を示す合金を実施例１と同様にして得
た。 得られたリボンの磁気特性を第７表に示す。 実施例６ 実施例１と同様な方法で第８表に示す組成の合金を作
成した。 この試料を振動式磁力計を用いまず18kOeで着磁測定
し、次に40kOeでパルス着磁後測定したものを比較し
た。その値をBr18K／Br40K（％）で示す。 なお表中の値は40kOeでパルス着磁した試料の値であ
る。 第８表より本系合金は着磁が容易である事がわかる。 実施例７ 下記の第９表に示される組成を有する薄帯を約100μ
ｍに粉砕し熱硬化性樹脂と混合プレス成形し、密度約6g
/ccのボンド磁石を得た。40kOeのパルス着磁を施し測定
した結果を第９表に示す。 又本発明のNo.1〜２の磁石は18kOeでの着磁が40kOeで
のパルス着磁と比べ97％以上と良好であった。さらにN
o.1〜２の試料についてiHcおよびBrの温度係数を20℃〜
110℃にわたって測定した所、dBr/dT＝0.08〜0.11％／
℃、diHc/dT＝0.34〜0.40％／℃と良好な値を示した。 又比較例のNo.5の試料の18kOeでの着磁は92％であっ
た。さらに比較例のBr,iHcの温度特性（20〜110℃）を
調べた所 であった。 〔発明の効果〕 以上の説明、特に実施例から明らかなように、本発明
により、Ｍ元素を添加することにより、R,Fe,B含有量が
ほぼ同一の系のＭ元素無添加磁石と比較して、添加量に
もよるが、1.5倍以上の保磁力iHcが達成される。よっ
て、Ｒ−Ｂ−Fe合金磁石の保磁力iHcの温度特性が優れ
ないという欠点があるにせよ、かかる欠点を補って余り
ある高い保磁力iHc向上が達成され、そして実用性ある
永久磁石が提供された。 また、本発明の磁石の組織は、焼鈍により適切に結晶
粒径を制御することにより一層高い保磁力iHcを発揮で
きるものであるから、単に液体急冷法の製法だけではな
く、結晶粒径制御をするように条件を選択すればホット
プレス法等の温間加工も製法として採用できる。このホ
ットプレス法において、Ｍ元素の添加の作用により、温
度・時間条件の結晶成長に対する敏感性が緩和されるた
め、本磁石は製造しやすいとの利点がある。また極めて
着磁特性に優れた磁石であるという特徴がある。 さらに、特筆すべき点として、希土類元素Ｒの含有量
が10％未満においても、希土類元素Ｒの含有量10％以上
の場合と遜色ない磁石特性が得られる。よって、本発明
により、低コストでありかつ保磁力およびエネルギー積
の高い磁石が提供されたこととなり、当該分野における
本発明の意義は大きい。
特に希土類元素を含む合金系の急冷磁石およびその製法
に関し、Fe−Ｒ−Ｂ系（ＲはＹを含む希土類元素であ
る、以下同じ）およびFe−Co−Ｒ−Ｂ系の合金溶湯を急
冷凝固させることによって優れた磁石特性を有する磁石
としさらに急冷凝固後の磁石を特定条件下で焼鈍するこ
とによって、均質で安定な磁石性能を得るものである。 なお、本明細書において、ＲはＹを包含する希土類元
素のうち少なくとも１種、Ｒ′は特許請求の範囲の通
り、Ce、Laを除き、Ｙを包含する希土類元素のうち少な
くとも１種を示す。 〔従来の技術〕 高性能を有する希土類磁石としては、粉末冶金法によ
るSm-Co系磁石でエネルギー積として、32MGOeのものが
量産されているが、Sm,Coは原料価格が高いという欠点
を有する。希土類の中で原子量の小さい希土類元素、た
とえばセリウムやプラセオジム、ネオジムはサマリウム
よりも豊富にあり、価格が安い。又Feは安価である。 そこで、近年Nd−Fe−Ｂ系磁石が開発され、特開昭59
-46008号公報では、焼結磁石が、また特開昭60-9852号
公報では、高速急冷法によるものが述べられている。 焼結法による磁石では、従来のSm-Co系の粉末冶金プ
ロセスを適用出来るものの、酸化しやすいNd-Fe系合金
インゴットを２〜10μｍ程度に微粉末化する工程を有す
るため、取り扱いが難かしいこと、あるいは粉末冶金プ
ロセスは工程数が多い（溶解→鋳造→インゴット粗粉砕
→微粉砕→プレス→焼結→磁石）ため安価な原料を用い
るという特徴を生かせない面があった。 一方高速急冷法による磁石では工程が簡素化され（溶
解→高速急冷→粗粉砕→冷間プレス（温間プレス）→磁
石）かつ微粉末化工程を必要としないという利点があ
る。しかしながら、高速急冷法による磁石を工業材料と
なすためには一層の高保磁力化、高エネルギー積化、低
コスト化および着磁特性の改良等が望まれていた。 希土類−鉄−ホウ素永久磁石の諸特性の中で保磁力は
温度に鋭敏であり、希土類コバルト永久磁石の保磁力
（iHc）の温度係数が0.15％／℃であるのに対して、希
土類−鉄−ホウ素永久磁石材料の保磁力（iHc）の温度
係数は0.6〜0.7％／℃と４倍以上高いという問題点があ
った。したがって、希土類−鉄−ホウ素永久磁石材料は
温度上昇に伴って減磁する危険が大きく、磁気回路上で
の限定された設計を余儀なくされていた。さらには、例
えば、熱帯で使用する自動車のエンジンルーム内の部品
用永久磁石としては、使用不可能であった。希土類−鉄
−ホウ素永久磁石材料は保磁力の温度係数が大きいとこ
ろに実用上の問題があることは従来より知られており、
保磁力の絶対値が大きい磁石の出現が望まれていた（日
経ニューマテリアル、1986、４−28（No.9）第80頁）。 Ｒ−Ｂ−Fe合金に液体急冷法により高い保磁力iHcと
エネルギ積を具備させることを提案する特開昭60-9852
号公報の組成は、希土類元素Ｒ（Nd,Pr）＝10％以上、
Ｂ＝0.5〜10％、残部Feからなるものが特許請求の範囲
に記載されている。従来Ｒ−Ｂ−Fe合金の優れた磁石特
性はNd2Fe14B相化合物によるものと説明されており、そ
のため焼結法、高速急冷法共に磁石特性を改良するため
の多くの提案（特開昭59-89401,60-144906,61-579749,5
7-141901,61-73861号公報）はこの化合物に該当する組
成の近傍、すなわち、Ｒ＝12〜17％、Ｂ＝５〜８％の範
囲の合金の実験に基づいている。希土類元素は高価であ
るため、その含有量を低下させることが望まれるが、希
土類元素の含有量が12％未満になると、保磁力iHcが急
激に劣化するという問題があり特開昭60-9852号ではＲ
＝10％となるとiHcは6kOe以下になる事が示されてい
る。すなわち、Ｒ−Ｂ−Fe系合金において希土類元素の
含有量が12％未満になると、保磁力iHcが劣化するとの
事実があったのであるが、かかる組成範囲において保磁
力iHcの劣化を防止するように組成ならびに組織を設計
する方法は従来知られていなかった。 焼結法と高速急冷法においては、基本的にNd2Fe14B化
合物を用いているが、応用物理第55巻、第２号（1986）
頁121に示される如く、上記磁石は単なる製法の違いだ
けではなく両磁石は合金組織と保磁力発生機構の観点か
ら全く異なったタイプの磁石である。すなわち焼結磁石
は結晶粒径が約10μｍであり、従来のSm-Co系磁石で言
えば、逆磁区の核発生が保磁力を決めるSmCo5型磁石の
ようなニュークリエーション型であり、一方高速急冷磁
石は0.01〜１μｍの微細粒子をアモルファス相が取り囲
んだ極めて微細な組織により磁壁のピン止めが保磁力を
決定するSm2Co17型磁石のようなピンニング型磁石であ
る。それゆえ、特性向上のための両磁石へのアプローチ
の考え方としては保磁力発生機構が十分異なる事を考慮
して検討する必要があった。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は平衡相とともに、非平衡相を比較的容易に作
製可能である高速急冷法に着目し、Fe（Co）−Ｒ−Ｂ系
に対して種々の元素を添加することを検討した結果、Nb
等の添加により、Ｒ含有量が12原子％未満の組成領域
で、等方性であっても高HcJ、高エネルギー積を示し、
実用に適した高性能磁石を提供しうる事を見出したもの
である。この発明は高速急冷法とその後の焼鈍で得られ
るものであり、焼結法においては実現出来ないものであ
る。また12％Ｒ以上においても、高速急冷法による保磁
力を改良するものである。 さらに本発明はNb,Mo,Hf,Ta及びＷ等の添加元素を用
い、高速急冷および焼鈍することにより着磁特性および
耐食性が良好な磁石合金を提供するものである。またこ
の発明はその磁石の性能をさらに安定に得るための方法
を提供するものである。 すなわち、本発明は、｛Ｒ′a（CebLa1-b)1-a｝x （Fe1-zCoz）100-x-y-wByMw（但し、Ｒ′はCe,Laを除
き、Ｙを包含する希土類元素の少なくとも１種、5.5≦
ｘ≦20、２≦ｙ＜15、０≦ｚ≦0.7、０＜ｗ≦10、0.80
≦ａ≦1.00、０≦ｂ≦１、ＭはNb,Mo,Hf,TaおよびＷの
少なくとも１種）の組成をもち、 高速急冷とその後の焼鈍により製造され、 微結晶相あるいは微結晶相とアモルファス相との混相
からなり、微結晶相の少なくとも50％以上が0.01〜３μ
ｍ未満の範囲内の大きさである永久磁石である。 なお、特開昭60-9852号公報には、ＭとしてZrを用い
る旨が開示されているが、Zrはその融点が1852℃と低
く、合金化の際に溶融したとき、蒸発しやすく、組成コ
ントロールが困難である。これに対して、Nb,Mo,Hf,Ta,
Wは、その融点がそれぞれ2467℃、2617℃、2227℃、297
7℃、3380℃と高く、上記のような問題がない。 本発明の磁石は、前記の組成のFe−Ｒ−ＢおよびFe−
Co−Ｒ−Ｂからなる系の合金溶湯をいわゆる液体急冷法
によって高速で冷却凝固させたものである。この液体急
冷法は、水冷等により冷却された金属製の回転体の表面
に、ノズルから溶湯を射出して高速で急冷凝固させ、リ
ボン状の材料を得る方法であり、ディスク法、単ロール
法（片ロール法）、双ロール法等があるが、この発明の
場合には片ロール法、すなわち１個の回転ロールの周面
上に溶湯を射出する方法が最も適当である。片ロール法
でこの発明の磁石を得る場合、水冷回転ロールの周速度
は、2m/sec〜100m/secの範囲内とすることが望ましい。
その理由は、ロール周速度が2m/sec未満の場合および10
0m/secを越える場合のいずれにおいても保磁力iHcが低
くなるからである。高保磁力、高エネルギー積を得るた
めにはロール周速度を５〜30m/secとする事が望まし
い。このようにロール周速度２〜100m/secにて片ロール
法で前記組成の合金溶湯を急冷凝固させることによっ
て、保磁力iHcが、3000〜20000Oe、磁化σが80〜150emu
/grの磁石が得られる。このように溶湯から直接急冷凝
固させれば、非晶質もしくは極めて微細な結晶質の組織
が得られ、その結果上述のように磁石特性が優れた磁石
が得られるのである。 急冷後の組織は急冷条件により異なるが、アモルファ
スあるいは微結晶又はその混合組織からなるが、焼鈍に
より、その微結晶又はアモルファスと微結晶からなる組
織およびサイズをさらにコントロール出来、より高い高
特性が得られる。微結晶相としては、少くとも50％以上
が、0.01〜３μｍ未満好ましくは0.01〜１μｍ未満の範
囲内の大きさである時、高特性が得られる。アモルファ
ス相を含まない組織からなる時高特性が得られる。 液体急冷法によって急冷凝固された磁石を、不活性雰
囲気もしくは真空中において300〜900℃の温度範囲にて
0.001〜50時間焼鈍する。このような焼鈍熱処理を施す
ことによって、この発明で対象とする成分の急冷磁石で
は、急冷条件によって諸特性が敏感でなくなり、安定し
た特性が容易に得られる。ここで焼鈍温度は、300℃未
満では焼鈍の効果はなく、900℃を越える場合には、保
磁力iHcが急激に低下する。また焼鈍時間が0.001時間未
満では焼鈍の効果がなく、50時間を越えてもそれ以上特
性は向上せず、経済的に不利となるだけである。したが
って焼鈍条件は前述のように規定した。また、上記焼鈍
中に、磁場中処理を行なうことにより磁石特性を向上さ
せることができる。得られたリボン状の磁石を、好まし
くは30〜500μｍの粒径に粉砕して、冷間プレス又は温
間プレスする事により高密度のバルク体磁石となす事が
出来る。 さらに本発明に係る永久磁石は、液体急冷法の他に粉
末結合法、すなわち液体急冷法により得たリボンまたは
粉末をさらに焼鈍処理および粉砕した後に、樹脂等で結
合してボンディッド磁石とする事が出来る。 従来の高速急冷法により得られたリボン状の磁石ある
いは、それを粉砕後バルク体となした磁石およびボンデ
ィッド磁石は特開昭59-211549号公報に示される如く知
られている。しかし従来の磁石はJ.A.P60（10）,vol15
（1986）3685頁に示される如く飽和磁化まで着磁させる
ためには、40kOe以上の110kOeにもおよぶ着磁磁場が必
要であり、通常の電磁石である15〜20kOeで飽和着磁可
能な磁石が望まれていた。本発明におけるNb等を含有さ
せた磁石合金は15〜20kOeで十分着磁可能であるという
利点を有し、そのため15〜20kOeでの着磁後の特性は大
巾に改良される。 なお、これに対し、従来の磁石、例えばFe-13.5Nd-5B
では25〜30kOe程度にならないと十分な着磁はできな
い。 又液体急冷法により得られたリボン状の本磁石を直接
もしくは粉砕した後に塑性加工等を用いて高密度かつ異
方性化する事により約２〜３倍の磁石特性の向上が見ら
れる。 この塑性加工時の温度・時間条件は、焼鈍に関して説
明した微結晶相が得られ、粗粒化を妨げるように選択す
る必要がある。この点に関し、本発明におけるNb等の添
加元素Ｍは結晶成長を抑制し、高温、長時間でも保磁力
を劣化させず高い保磁力が得られるため温間塑性加工条
件を改善するという利点を有している。 塑性加工法はホットプレス、押出し、圧延、スウェー
ジ、鋳造などにより行なわれる。ホットプレスの条件は
550〜1100℃、200〜2500kg/cm2が好ましい。特性上はホ
ットプレス、押出加工が好ましい。ホットプレスは一次
プレスだけでもよいが、さらに２次プレスを行うと、良
好な磁石特性が得られる。 又押出し成形の場合550〜1100℃、400〜12000kg/cm2
が好ましい。 さらにこのように異方性化された磁石もポンディッド
磁石として使用される。 次にこの発明における成分限定理由について説明する
と、希土類元素の量ｘの値が、5.5未満では保磁力iHcが
低下する傾向があり、ｘの値が20を越えれば磁化の値が
小さくなる。又CeとLaの複合添加の合計が20％を越えて
添加されると最大エネルギー積が低下するので、0.80≦
ａ≦1.00とした。又Smメタルも、異方性化定数を低下さ
せるのでｘの20％以下に押さえた方が良い。Ｂの量ｙの
値は、２未満では保磁力iHcが小さく、15以上ではBrが
低下する。CoでFeを置換することで磁気性能が改善しか
つキューリー温度も改良されるが、置換量ｚは0.7を越
えると保磁力の低下をまねく。 Nb,Mo,Hf,Ta及びＷの少なくとも１種のＭ元素の量ｗ
が10を越えると磁化の急激な減少をまねく。またiHcの
増加のためには0.1以上のｗが好ましく、耐食性を上昇
させるためには0.5以上、より好ましくは１以上が良好
である。Ｍ元素を２種以上複合添加すると、単独添加の
場合よりも保磁力iHc向上効果が大きい。なお複合添加
の場合の添加量上限は10％である。 Ｂの50％以下をSi,C,Ga,Al,P,N,Ce,S等で置換しても
Ｂ単独と同様な効果を有する。 ｙは２〜15未満の範囲、ｚは０〜0.7の範囲、ｗは０
を含まず〜10の範囲とする必要がある。なお、高保磁力
を得るための好ましい領域としてｘは12〜20より好まし
くは12〜15、ｙは２〜15未満、より好ましくは４〜12さ
らに好ましくは４〜10、ｚは０〜0.7より好ましくは０
〜0.6、ｗは0.1〜10より好ましくは２〜10の範囲であ
る。 又等方性で高エネルギー積を得るための好ましい領域
はｘは12未満より好ましくは、10未満、ｙは２〜15未満
より好ましくは４〜12、さらに好ましくは４〜10の範
囲、ｚは０〜0.7より好ましくは０〜0.6、ｗは０を含ま
ず〜10より好ましくは２〜10の範囲である。 又等方性で着磁特性が良く高エネルギー積を得るため
の好ましい領域はｘは６〜12より好ましくは、６〜10未
満、ｙは２〜15未満より好ましくは４〜12さらに好まし
くは４〜10の範囲、ｚは０〜0.7、より好ましくは０〜
0.6、ｗは０を含まず〜10より好ましくは、２〜10の範
囲である。 又異方性で高エネルギー積を得るため好ましい領域は
ｘは６〜12より好ましくは６〜10未満、ｙは２〜15未満
より好ましくは４〜12さらに好ましくは４〜10、ｚは０
〜0.7より好ましくは０〜0.6、ｗは０を含まず〜10より
好ましくは２〜10の範囲である。 〔作用〕 第１図にＭ添加の作用を示す。図には実施例１に示す
ような方法で得られたリボン薄帯の保磁力iHcおよび実
施例２で示すようなホットプレス法で得られた最大エネ
ルギ積（BH）maxを示す。 また、組成としては、A:R-8B−残部鉄（比較例）およ
びB:R-8B−（３〜６）Nb−残部鉄（本発明）、但しＲは
Ndの例を示す。 この図からわかるように、Ｍの添加は約10原子％Nd以
上では特に高保磁力化に寄与しまた低コスト化が可能な
約10原子％Nd未満では特に最大エネルギ積（BH）maxの
向上に寄与する事がわかる。またＭは保磁力向上に対す
る寄与も大きい。このような傾向は他の添加元素を用い
た場合もほぼ同様な傾向を示す。 上述のような高保磁力化の原因としては、Ｒ含有量が
12原子％以下、特に10原子％未満の場合は従来のＲ−Fe
−Ｂ磁石に見られるような安定な正方晶R2Fe14B化合物
を使用する保磁力機構ではなく、高速急冷法により過飽
和にＭ元素が固溶した準安定なR2Fe14B相を主相とした
微細組織が原因となる。通常Ｍは約2at％までは安定に
高温で固溶しうるが、2at％以上固溶するためには高速
急冷法を用いなければ不可能であり、準安定に存在する
このことはＸ線回折の結果からも推察される。 9Nd-3.5Nb-8B−残部鉄である組成を有する合金を10m/
秒で高速急冷後700℃10分間時効処理を施した磁石のＸ
線回折図から、殆んどR2Fe14B相からなることがわかっ
た。同組成の鋳造インゴットを作成後、1150℃４時間均
質化処理後のＸ線回折図からは、明らかに急冷磁石の回
折パターンが異なり主相がRFe7相で構成されている。 それゆえ、添加元素Ｍは低Ｒ組成でもR2Fe14B相を安
定化するが、この作用は高速急冷法においてのみ得られ
るものであり、焼結磁石ではこのような効果はない。 RxMwBy（Fe,Co）１−ｘ−ｙ−ｗで表現すれば、２≦
ｗ≦10、5.5≦ｘ＜12好ましくは６≦ｘ≦10、４≦ｙ＜1
2好ましくは４≦ｙ≦10なる時上記作用影響が大であ
る。又、添加元素Ｍはピンニングサイトのための境界相
として働く副相を生成し、強化する働きをもつと考えら
れる。さらに、α−Feおよび他の相も一部副相として存
在することができる。又α−Feおよび他の相も一部副相
として存在することが出来る。 Ｒ含有量が10原子％以上特に12原子％以上の場合、保
磁力発生機構は従来のR2Fe14B型相によるが、Ｍが結晶
異方性定数を上昇させる効果により保磁力が向上すると
考えられる。又本発明による磁石は先に述べた如く着磁
磁場が低くてすみかつ量産安定性に優れた磁石である。 実施例１ Rx(Fe1-zCoz)100-x-y-wByMwなる組成を有する合金を
アーク溶解により作製した。得られた合金を溶湯急冷法
を用いて薄帯化した。10〜80m/秒で回転するロール表面
に石英ノズルを介して溶湯合金をアルゴンガス圧で射出
冷却して非晶質あるいは微結晶質から成る薄帯を得た。 この薄帯にアルゴンガス雰囲気中550〜900℃の温度範
囲で時効処理を施した。得られた最高の磁気特性を第１
表に示す。 第１表より、Ｍの添加により、iHcと（BH）maxの高い
磁石が得られることがわかる。 本発明の資料のNo1〜14および比較例No.15〜18の磁石
を40℃、90％の温度の雰囲気で100時間放置したとこ
ろ、No.15〜18の試料には0.1〜1mmの錆が発生したが、
本発明の試料には殆んど認められなかった。これよりＭ
の添加は耐食性も改良している事がわかる。 実施例２ 実施例１と同様にRx(Fe1-zCoz)100-x-y-wByMwなる合
金を作成した。得られた最高の磁気特性を第２表に示
す。 第２表から、Mo,Hf,Ta,Wの一種以上の添加により無添
加合金より高特性が得られることがわかる。又、本発明
の試料と比較例の試料（No.33〜36）を40℃、90％の湿
度の雰囲気で100時間放置したところ、比較例の試料に
は、0.1〜1mmの錯が発生したが、本発明の試料にはあま
り認められなかった。これより本発明の試料は耐食性も
良好である事がわかる。 実施例３ 第３表に示すような組成を有する合金が、得られるよ
うに原料を配合し、高周波加熱によってこれらの原料を
溶解し、アルゴン雰囲気中にて周速40m/secで回転して
いる銅ロールに石英ノズルから溶湯を噴出し、厚さ約20
μｍ、幅5mmのリボンを得た。次いでリボンを50〜200μ
ｍ程度の粒径の粒子に粉砕した。サンプルNo.2,7,12〜1
4,18,19で得られた粉末を用いてアルゴン雰囲気内にて
約700℃、加圧力700kg/cm2、10分間の条件で第１次のホ
ットプレスによる加工を行なって、20×20×20mmの寸法
の中間成形体を得た。 次にこれを用いて、圧力方向に直角な方向がフリーな
型で、第２次のホットプレスによる塑性加工を行ない異
方性磁石とした。ホットプレス条件は時間７分、40分、
加圧力900kg/cm2、温度は720℃であった、第２次のプレ
ス加工により（加圧方向に）50〜70％の加工を施した。
リボンの磁石特性及びNo.2,7,12〜14,18,19について
は、第２次のプレス加工後の磁石特性を第４表に示す。 上表より本発明の組成No.2,7,12〜14,18,19の組成に
おいて、温間塑性加工後のＭ添加合金の磁石特性は著し
く上昇し、特にiHcの向上およびiHcの維持に寄与がある
ことがわかる。 実施例４ Ndx(Fe1-zCoz)100-x-y-wByMwなる組成を有する合金に
ついて実施例１と同様の処理を行なった結果を第５表に
示す。 実施例５ 第６表に組成を示す合金を実施例１と同様にして得
た。 得られたリボンの磁気特性を第７表に示す。 実施例６ 実施例１と同様な方法で第８表に示す組成の合金を作
成した。 この試料を振動式磁力計を用いまず18kOeで着磁測定
し、次に40kOeでパルス着磁後測定したものを比較し
た。その値をBr18K／Br40K（％）で示す。 なお表中の値は40kOeでパルス着磁した試料の値であ
る。 第８表より本系合金は着磁が容易である事がわかる。 実施例７ 下記の第９表に示される組成を有する薄帯を約100μ
ｍに粉砕し熱硬化性樹脂と混合プレス成形し、密度約6g
/ccのボンド磁石を得た。40kOeのパルス着磁を施し測定
した結果を第９表に示す。 又本発明のNo.1〜２の磁石は18kOeでの着磁が40kOeで
のパルス着磁と比べ97％以上と良好であった。さらにN
o.1〜２の試料についてiHcおよびBrの温度係数を20℃〜
110℃にわたって測定した所、dBr/dT＝0.08〜0.11％／
℃、diHc/dT＝0.34〜0.40％／℃と良好な値を示した。 又比較例のNo.5の試料の18kOeでの着磁は92％であっ
た。さらに比較例のBr,iHcの温度特性（20〜110℃）を
調べた所 であった。 〔発明の効果〕 以上の説明、特に実施例から明らかなように、本発明
により、Ｍ元素を添加することにより、R,Fe,B含有量が
ほぼ同一の系のＭ元素無添加磁石と比較して、添加量に
もよるが、1.5倍以上の保磁力iHcが達成される。よっ
て、Ｒ−Ｂ−Fe合金磁石の保磁力iHcの温度特性が優れ
ないという欠点があるにせよ、かかる欠点を補って余り
ある高い保磁力iHc向上が達成され、そして実用性ある
永久磁石が提供された。 また、本発明の磁石の組織は、焼鈍により適切に結晶
粒径を制御することにより一層高い保磁力iHcを発揮で
きるものであるから、単に液体急冷法の製法だけではな
く、結晶粒径制御をするように条件を選択すればホット
プレス法等の温間加工も製法として採用できる。このホ
ットプレス法において、Ｍ元素の添加の作用により、温
度・時間条件の結晶成長に対する敏感性が緩和されるた
め、本磁石は製造しやすいとの利点がある。また極めて
着磁特性に優れた磁石であるという特徴がある。 さらに、特筆すべき点として、希土類元素Ｒの含有量
が10％未満においても、希土類元素Ｒの含有量10％以上
の場合と遜色ない磁石特性が得られる。よって、本発明
により、低コストでありかつ保磁力およびエネルギー積
の高い磁石が提供されたこととなり、当該分野における
本発明の意義は大きい。
【図面の簡単な説明】
第１図は希土類元素含有量およびNbが磁石特性に及ぼす
影響を説明するグラフである。
影響を説明するグラフである。
フロントページの続き
(31)優先権主張番号 特願昭61−109971
(32)優先日 昭61(1986)５月14日
(33)優先権主張国 日本（ＪＰ）
(31)優先権主張番号 特願昭61−109972
(32)優先日 昭61(1986)５月14日
(33)優先権主張国 日本（ＪＰ）
(31)優先権主張番号 特願昭61−111087
(32)優先日 昭61(1986)５月15日
(33)優先権主張国 日本（ＪＰ）
(31)優先権主張番号 特願昭62−23509
(32)優先日 昭62(1987)２月５日
(33)優先権主張国 日本（ＪＰ）
審判番号 平7−24798
(72)発明者 米山 哲人
東京都中央区日本橋１丁目13番１号 テ
ィーディーケイ株式会社内
(56)参考文献 特開 昭60−9852（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−189901（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−174364（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−254708（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．｛Ｒ′a（CebLa1-b)1-a｝x （Fe1-zCoz）100-x-y-wByMw（但し、Ｒ′はCe,Laを除
き、Ｙを包含する希土類元素の少なくとも１種、5.5≦
ｘ≦20、２≦ｙ＜15、０≦ｚ≦0.7、０＜ｗ≦10、0.80
≦ａ≦1.00、０≦ｂ≦１、ＭはNb,Mo,Hf,TaおよびＷの
少なくとも１種）の組成をもち、 高速急冷とその後の焼鈍により製造され、 微結晶相あるいは微結晶相とアモルファス相との混相か
らなり、微結晶相の少なくとも50％以上が0.01〜３μｍ
未満の範囲内の大きさである永久磁石。 ２．リボン形態である特許請求の範囲第１項記載の永久
磁石。 ３．特許請求の範囲第１項記載の永久磁石において、前
記組成、製法および組織の粉末を圧粉した永久磁石。 ４．特許請求の範囲第１項記載の永久磁石において、前
記組成、製法および組織のリボンを粉砕後圧粉した永久
磁石。 ５．特許請求の範囲第１項記載の永久磁石において、前
記組成、製法および組織の粉末を温間加工により塑性加
工してなる異方性永久磁石。 ６．ほぼ20kOeの低磁場で95％以上着磁可能な特許請求
の範囲第１項から第５項までの何れか１項に記載の永久
磁石。 ７．20≧ｘ≧12である特許請求の範囲第１項から第６項
までの何れか１項に記載の永久磁石。 ８．5.5＜ｘ＜12である特許請求の範囲第１項から第６
項までの何れか１項に記載の永久磁石。 ９．5.5＜ｘ＜10である特許請求の範囲第８項記載の永
久磁石。 １０．ｘが６≦ｘ＜10である特許請求の範囲第９項に記
載の永久磁石。 １１．ｙ（Ｂの含有量）が４≦ｙ≦12であり、またｗ
（Ｍの含有量）が２≦ｗ≦10である特許請求の範囲第１
項から第10項までのいずれか１項に記載の永久磁石。 １２．保磁力（iHc）が7kOe以上である特許請求の範囲
第１項から第11項までの何れか１項に記載の永久磁石。 １３．ボンド磁石以外の磁石であって、最大エネルギ積
（BH）maxが8MGOeを超える特許請求の範囲第９項記載の
永久磁石。 １４．｛Ｒ′a（CebLa1-b)1-a｝x （Fe1-zCoz）100-x-y-wByMw（但し、Ｒ′はCe,Laを除
き、Ｙを包含する希土類元素の少なくとも１種、5.5≦
ｘ≦20、２≦ｙ＜15、０≦ｚ≦0.7、０＜ｗ≦10、0.80
≦ａ≦1.00,0≦ｂ≦１、ＭはNb,Mo,Hf,TaおよびＷの少
なくとも１種）の組成をもち、 高速急冷とその後の焼鈍により製造され、 微結晶相あるいは微結晶相とアモルファス相との混相か
らなり、微結晶相の少なくとも50％以上が0.01〜３μｍ
未満の範囲内の大きさである粉末をボンド磁石とした永
久磁石。 １５．｛Ｒ′a（CebLa1-b)1-a｝x （Fe1-zCoz）100-x-y-wByMw（但し、Ｒ′はCe,Laを除
き、Ｙを包含する希土類元素の少なくとも１種、5.5≦
ｘ≦20、２≦ｙ＜15、０≦ｚ≦0.7、０＜ｗ≦10、0.80
≦ａ≦1.00,0≦ｂ≦１、ＭはNb,Mo,Hf,TaおよびＷの少
なくとも１種）の組成をもち、微結晶相あるいは微結晶
相とアモルファス相との混相における微結晶相の少なく
とも50％以上が0.01〜３μｍ未満の範囲内の大きさにな
るように、合金溶湯を高速急冷後に300〜900℃の温度範
囲にて焼鈍する永久磁石の製造方法。
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| JP10997286 | 1986-05-14 | ||
| JP10997086 | 1986-05-14 | ||
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| JP61-111087 | 1986-05-15 | ||
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