JP3003979B2 - 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】
【０００１】
【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。 【０００２】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Ｃｅ，Ｌａ
を除き、Ｙを包含する希土類元素の少なくとも１種を示
す。 【０００３】 【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，Ｃ
ｏ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。 【０００４】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。 【０００５】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。 【０００６】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。 【０００７】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ｉＨｅ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Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ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５９−８９４０１，６
０−１４４９０６，６１−５７９７４９，５７−１４１
９０１，６１−７３８６１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６ｋ
Ｏｅ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。 【０００８】焼結法と高速急冷法においては、基本的に
Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ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０．０１〜１
μｍ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Ｓｍ
2 Ｃｏ17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。 【０００９】 【課題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、Ｚｒ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
も高保磁力、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。 【００１０】さらに本発明はＺｒ、またはＺｒとＮｂ，
Ｍｏ，Ｈｆ，ＴａおよびＷの少なくとも１種を添加し、
高速急冷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。 【００１１】すなわち、本発明は、｛Ｒ′a（Ｃｅb Ｌ
ａ1-b ）1-a ｝x （Ｆｅ1-z Ｃｏz ）100-x-y-w Ｂy Ｍw （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＜１２，２≦ｙ＜１５、０≦ｚ≦
０．７、０＜ｗ≦１０、８５／９０≦ａ≦１．００、０
≦ｂ≦１、ＭはＺｒ、またはＺｒと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
相あるいは微結晶とアモルファス相との混相からなり、
２０kOe の低磁場で９５％以上着磁可能な永久磁石にあ
る。 【００１２】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２
m/sec 未満の場合および１００m/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、３〜２０ｋＯｅ、磁化σが８０〜１５０emu/gr程度
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。 【００１３】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。 【００１４】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３００〜９０
０℃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。 【００１５】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
ボンまたは粉末を必要ならば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。 【００１６】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
よびポ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）３６
８５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Ｚｒ等を
含有させた磁石合金は図１に示す如く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。 【００１７】なお、図中、Ｆｅ−１３．５Ｎｄ−５Ｂは
従来の磁石の例、Ｆｅ−９．５Ｎｄ−８Ｂ−４Ｚｒは本
発明の磁石の例、横軸は着磁磁場（ｋＯｅ）、縦軸はＢ
ｒ（Ｈｅｘ）−ある着磁磁場における残留磁化−に対す
るＢｒ（４０ｋ）−４０ｋＯｅの着磁磁場に対する残留
磁化の比率である。 【００１８】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１２以
上とな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８５／９０を越えて添加されると最大エネ
ルギー積が低下する。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。 【００１９】ＺｒまたはＺｒとＮｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ
および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。 【００２０】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。 【００２１】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。 【００２２】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。 【００２３】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未満、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。 【００２４】 【作用】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。またＭは保磁力向上に対する寄与も大きい。 【００２５】上述のような高保磁力化の原因としては、
Ｒ含有量ｘが１２原子％未満、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Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ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Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相を主相とした微細組織が原因となる。
通常Ｍは約２原子％までは安定に高温で固溶しうるが、
２原子％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。このことは図２，
３に示されるＸ線回折の結果からも推察される。 【００２６】図２は１０ｍ／秒で高速急冷後７００℃１
０分間時効処理を施した磁石のＸ線回折図で、殆んどＲ
2 Ｆｅ14Ｂ相からなる。図３は鋳造インゴットを作成後
または１１５０℃４時間均質化処理後のＸ線回折である
が、明らかに図２と回折パターンが異なり主相がＲＦｅ
7 相で構成されている。 【００２７】それゆえ、添加元素Ｍは低Ｒ組成でもＲ2
Ｆｅ14Ｂ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。 【００２８】Ｒx Ｍw Ｂy （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≦１２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−Ｆ
ｅ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相および他の相も一部副相として存在す
ることが出来る。 【００２９】Ｒ含有量が１０原子％以上の場合、保磁力
発生機構は従来のＲ2 Ｆｅ14Ｂ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。 【００３０】 【実施例】 実施例１ Ｒx （Ｆｅ1-z Ｃｏz ）100-x-y-w Ｂy Ｍw 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。 【００３１】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
の磁気特性を表１に示す。 【００３２】表１より、Ｚｒ、またはＺｒとＮｂ，Ｍ
ｏ，Ｈｆ，ＴａおよびＷの少なくとも１種の添加によ
り、ｉＨｃと（ＢＨ）max の高い磁石が得られることが
わかる。 【００３３】また、Ｚｒ、またはＺｒとＮｂ，Ｍｏ，Ｈ
ｆ，ＴａおよびＷの少なくとも１種を添加した場合にお
いてもＲ≧１２のときはＢｒが低くなる。 【００３４】 【表１】 【００３５】本発明の試料のNo. １〜１０および比較例
No. １１〜１４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. １１〜１４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、Ｚｒ、またはＺｒと
Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，ＴａおよびＷの少なくとも１種の添
加は耐食性も改良している事がわかる。 【００３６】実施例２ 表２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５０〜２
００μm 程度の粒径の粒子に粉砕した。リボンの磁石特
性を表３に示す。 【００３７】 【表２】 【００３８】 【表３】 【００３９】実施例３ Ｎｄx （Ｆｅ1-z Ｃｏz ）100-x-y-w Ｂy Ｍw なる組成
（具体的には表４に示した）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表４に示す。 【００４０】 【表４】【００４１】実施例４ 表５に組成を示す合金を実施例１と同様にして得た。リ
ボンの磁石特性を表６に示す。 【００４２】 【表５】 【００４３】 【表６】 【００４４】実施例５ 実施例１と同様な方法で表７に示す組成の合金を作成し
た。 【００４５】 【表７】 【００４６】この試料を振動式磁力計を用いまず１８ｋ
Ｏｅ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 ／Ｂｒ
40K （％）で表７に示す。 【００４７】なお、表中の値は４０ｋＯｅでパルス着磁
した試料の値である。 【００４８】表７より本系合金は着磁が容易である事が
わかる。 【００４９】実施例６ ９．５Ｎｄ−８Ｂ−４Ｚｒ−ｂａｌＦｅ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。表８に示したように、
７．５〜３０ｍ／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。 【００５０】この薄帯にアルゴンガス雰囲気中７５０℃
で１０分間時効処理した。得られた磁気特性を表８に示
す。 【００５１】 【表８】 【００５２】又比較のため、９．５Ｎｄ−８Ｂ−４Ｚｒ
−ｂａｌＦｅなる組成の合金をアーク溶解で作成し、そ
のまま７００℃で１０分間熱処理した。得られた最高の
（ＢＨ）ｍは７ＭＧＯｅであった。さらにNo. １〜５の
試料についてｉＨｃおよびＢｒの温度係数を２０℃〜１
１０℃にわたって測定した所、ｄＢｒ／ｄＴ＝０．０８
〜０．１１％／℃、ｄｉＨｃ／ｄＴ＝０．３４〜０．４
０％／℃と良好な値を示した。 【００５３】実施例７ 下記の表９に示される特性を有する薄帯を約１００μｍ
に粉砕し熱硬化性樹脂と混合しプレス成形し、密度約６
g/ccのボンド磁石を得た。 【００５４】４０ｋＯｅのパルス着磁を施し測定した結
果を表９に示す。 【００５５】 【表９】【００５６】又、本発明の実施例のNo. １および２の磁
石は１８ｋＯｅでの着磁が４０ｋＯｅでのパルス着磁と
比べ９７％以上と良好であり、又、温度特性は実施例４
のリボンと同様な良好な値を示した。 【００５７】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ｄＢｒ／ｄＴ
＝０．１４％／℃，ｄｉＨｃ／ｄＴ＝０．４１％／℃で
あった。 【００５８】 【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、Ｚｒ、またはＺｒとＮｂ，Ｍｏ，
Ｈｆ，ＴａおよびＷの少なくとも１種を添加することに
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ｉ
Ｈｃ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。 【００５９】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。 【００６０】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。
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。 【０００２】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Ｃｅ，Ｌａ
を除き、Ｙを包含する希土類元素の少なくとも１種を示
す。 【０００３】 【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，Ｃ
ｏ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。 【０００４】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。 【０００５】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。 【０００６】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。 【０００７】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ｉＨｅ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Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ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５９−８９４０１，６
０−１４４９０６，６１−５７９７４９，５７−１４１
９０１，６１−７３８６１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６ｋ
Ｏｅ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。 【０００８】焼結法と高速急冷法においては、基本的に
Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ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０．０１〜１
μｍ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Ｓｍ
2 Ｃｏ17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。 【０００９】 【課題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、Ｚｒ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
も高保磁力、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。 【００１０】さらに本発明はＺｒ、またはＺｒとＮｂ，
Ｍｏ，Ｈｆ，ＴａおよびＷの少なくとも１種を添加し、
高速急冷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。 【００１１】すなわち、本発明は、｛Ｒ′a（Ｃｅb Ｌ
ａ1-b ）1-a ｝x （Ｆｅ1-z Ｃｏz ）100-x-y-w Ｂy Ｍw （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＜１２，２≦ｙ＜１５、０≦ｚ≦
０．７、０＜ｗ≦１０、８５／９０≦ａ≦１．００、０
≦ｂ≦１、ＭはＺｒ、またはＺｒと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
相あるいは微結晶とアモルファス相との混相からなり、
２０kOe の低磁場で９５％以上着磁可能な永久磁石にあ
る。 【００１２】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２
m/sec 未満の場合および１００m/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、３〜２０ｋＯｅ、磁化σが８０〜１５０emu/gr程度
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。 【００１３】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。 【００１４】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３００〜９０
０℃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。 【００１５】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
ボンまたは粉末を必要ならば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。 【００１６】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
よびポ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）３６
８５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Ｚｒ等を
含有させた磁石合金は図１に示す如く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。 【００１７】なお、図中、Ｆｅ−１３．５Ｎｄ−５Ｂは
従来の磁石の例、Ｆｅ−９．５Ｎｄ−８Ｂ−４Ｚｒは本
発明の磁石の例、横軸は着磁磁場（ｋＯｅ）、縦軸はＢ
ｒ（Ｈｅｘ）−ある着磁磁場における残留磁化−に対す
るＢｒ（４０ｋ）−４０ｋＯｅの着磁磁場に対する残留
磁化の比率である。 【００１８】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１２以
上とな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８５／９０を越えて添加されると最大エネ
ルギー積が低下する。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。 【００１９】ＺｒまたはＺｒとＮｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ
および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。 【００２０】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。 【００２１】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。 【００２２】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。 【００２３】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未満、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。 【００２４】 【作用】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。またＭは保磁力向上に対する寄与も大きい。 【００２５】上述のような高保磁力化の原因としては、
Ｒ含有量ｘが１２原子％未満、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Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ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Ｒ2 Ｆｅ14Ｂ相を主相とした微細組織が原因となる。
通常Ｍは約２原子％までは安定に高温で固溶しうるが、
２原子％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。このことは図２，
３に示されるＸ線回折の結果からも推察される。 【００２６】図２は１０ｍ／秒で高速急冷後７００℃１
０分間時効処理を施した磁石のＸ線回折図で、殆んどＲ
2 Ｆｅ14Ｂ相からなる。図３は鋳造インゴットを作成後
または１１５０℃４時間均質化処理後のＸ線回折である
が、明らかに図２と回折パターンが異なり主相がＲＦｅ
7 相で構成されている。 【００２７】それゆえ、添加元素Ｍは低Ｒ組成でもＲ2
Ｆｅ14Ｂ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。 【００２８】Ｒx Ｍw Ｂy （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≦１２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−Ｆ
ｅ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相および他の相も一部副相として存在す
ることが出来る。 【００２９】Ｒ含有量が１０原子％以上の場合、保磁力
発生機構は従来のＲ2 Ｆｅ14Ｂ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。 【００３０】 【実施例】 実施例１ Ｒx （Ｆｅ1-z Ｃｏz ）100-x-y-w Ｂy Ｍw 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。 【００３１】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
の磁気特性を表１に示す。 【００３２】表１より、Ｚｒ、またはＺｒとＮｂ，Ｍ
ｏ，Ｈｆ，ＴａおよびＷの少なくとも１種の添加によ
り、ｉＨｃと（ＢＨ）max の高い磁石が得られることが
わかる。 【００３３】また、Ｚｒ、またはＺｒとＮｂ，Ｍｏ，Ｈ
ｆ，ＴａおよびＷの少なくとも１種を添加した場合にお
いてもＲ≧１２のときはＢｒが低くなる。 【００３４】 【表１】 【００３５】本発明の試料のNo. １〜１０および比較例
No. １１〜１４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. １１〜１４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、Ｚｒ、またはＺｒと
Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，ＴａおよびＷの少なくとも１種の添
加は耐食性も改良している事がわかる。 【００３６】実施例２ 表２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５０〜２
００μm 程度の粒径の粒子に粉砕した。リボンの磁石特
性を表３に示す。 【００３７】 【表２】 【００３８】 【表３】 【００３９】実施例３ Ｎｄx （Ｆｅ1-z Ｃｏz ）100-x-y-w Ｂy Ｍw なる組成
（具体的には表４に示した）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表４に示す。 【００４０】 【表４】【００４１】実施例４ 表５に組成を示す合金を実施例１と同様にして得た。リ
ボンの磁石特性を表６に示す。 【００４２】 【表５】 【００４３】 【表６】 【００４４】実施例５ 実施例１と同様な方法で表７に示す組成の合金を作成し
た。 【００４５】 【表７】 【００４６】この試料を振動式磁力計を用いまず１８ｋ
Ｏｅ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 ／Ｂｒ
40K （％）で表７に示す。 【００４７】なお、表中の値は４０ｋＯｅでパルス着磁
した試料の値である。 【００４８】表７より本系合金は着磁が容易である事が
わかる。 【００４９】実施例６ ９．５Ｎｄ−８Ｂ−４Ｚｒ−ｂａｌＦｅ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。表８に示したように、
７．５〜３０ｍ／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。 【００５０】この薄帯にアルゴンガス雰囲気中７５０℃
で１０分間時効処理した。得られた磁気特性を表８に示
す。 【００５１】 【表８】 【００５２】又比較のため、９．５Ｎｄ−８Ｂ−４Ｚｒ
−ｂａｌＦｅなる組成の合金をアーク溶解で作成し、そ
のまま７００℃で１０分間熱処理した。得られた最高の
（ＢＨ）ｍは７ＭＧＯｅであった。さらにNo. １〜５の
試料についてｉＨｃおよびＢｒの温度係数を２０℃〜１
１０℃にわたって測定した所、ｄＢｒ／ｄＴ＝０．０８
〜０．１１％／℃、ｄｉＨｃ／ｄＴ＝０．３４〜０．４
０％／℃と良好な値を示した。 【００５３】実施例７ 下記の表９に示される特性を有する薄帯を約１００μｍ
に粉砕し熱硬化性樹脂と混合しプレス成形し、密度約６
g/ccのボンド磁石を得た。 【００５４】４０ｋＯｅのパルス着磁を施し測定した結
果を表９に示す。 【００５５】 【表９】【００５６】又、本発明の実施例のNo. １および２の磁
石は１８ｋＯｅでの着磁が４０ｋＯｅでのパルス着磁と
比べ９７％以上と良好であり、又、温度特性は実施例４
のリボンと同様な良好な値を示した。 【００５７】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ｄＢｒ／ｄＴ
＝０．１４％／℃，ｄｉＨｃ／ｄＴ＝０．４１％／℃で
あった。 【００５８】 【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、Ｚｒ、またはＺｒとＮｂ，Ｍｏ，
Ｈｆ，ＴａおよびＷの少なくとも１種を添加することに
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ｉ
Ｈｃ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。 【００５９】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。 【００６０】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】
【図１】着磁特性を示すグラフ図である。
【図２】高速急冷後７００℃で、１０分加熱した８Ｎｄ
−４．５Ｚｒ−７．５Ｂ−ｂａｌＦｅのＸ線回折図であ
る。 【図３】１１５０℃で４時間加熱した同一組成の鋳造イ
ンゴットのＸ線回折図である。
−４．５Ｚｒ−７．５Ｂ−ｂａｌＦｅのＸ線回折図であ
る。 【図３】１１５０℃で４時間加熱した同一組成の鋳造イ
ンゴットのＸ線回折図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 米山 哲人
東京都中央区日本橋一丁目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61−159709（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．｛Ｒ′a（Ｃｅb Ｌａ1-b ）1-a ｝x （Ｆｅ1-z Ｃｏz ）100-x-y-w Ｂy Ｍw （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＜１２、２≦ｙ＜１５、０≦ｚ≦
０．７、０＜ｗ≦１０、８５／９０≦ａ≦１．００、０
≦ｂ≦１、ＭはＺｒ、またはＺｒとＮｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，
ＴａおよびＷの少なくとも１種）の組成をもち、 微結晶あるいは微結晶とアモルファス相との混相からな
り、 ２０kOe の低磁場で９５％以上着磁可能な永久磁石。 ２．高速急冷により得られるリボン形態である請求項１
の永久磁石。 ３．前記微結晶あるいは微結晶相とアモルファス相の混
相よりなる粉末を圧粉した請求項１の永久磁石。 ４．高速急冷により得られたリボンを粉砕後圧粉した請
求項３の永久磁石。 ５．微結晶相あるいは微結晶相とアモルファス相との混
相からなる粉末をボンド磁石とした請求項１〜４のいず
れかの永久磁石。 ６．ｘ｛Ｒの含有量（ここで、ＲはＹを包含する希土類
元素の少なくとも１種）｝＜１０である請求項１〜５の
いずれかの永久磁石。 ７．ｘが６≦ｘ≦１０である請求項６の永久磁石。 ８．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である請求項１〜７のい
ずれかの永久磁石。 ９．保磁力（ｉＨｃ）が７kOe 以上である請求項１〜８
のいずれかの永久磁石。 １０．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を超える請求項６の永久磁石。 １１．｛Ｒ′a（Ｃｅb Ｌａ1-b ）1-a ｝x （Ｆｅ1-z
Ｃｏz ）100-x-y-w Ｂy Ｍw （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＜１２、２≦ｙ≦１５、０≦ｚ≦０．７、０
＜ｗ≦１０、８５／９０≦ａ≦１．００、０≦ｂ≦１、
ＭはＺｒ、またはＺｒとＮｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａおよび
Ｗの少なくとも１種）からなる合金溶湯を高速急冷後に
３００〜９００℃の温度範囲にて焼鈍し、 微結晶あるいは微結晶とアモルファス相との混相からな
り、 ２０kOe の低磁場で９５％以上着磁可能な永久磁石を得
る永久磁石の製造方法。 １２．高速急冷により得られるリボン形態である請求項
１１の永久磁石の製造方法。 １３．前記微結晶あるいは微結晶相とアモルファス相の
混相よりなる粉末を圧粉する請求項１１の永久磁石の製
造方法。 １４．高速急冷により得られたリボンを粉砕後圧粉する
請求項１３の永久磁石の製造方法。 １５．微結晶相あるいは微結晶相とアモルファス相との
混相からなる粉末をボンド磁石とした請求項１１〜１４
のいずれかの永久磁石の製造方法。 １６．ｘ｛Ｒの含有量（ここで、ＲはＹを包含する希土
類元素の少なくとも１種）｝＜１０である請求項１１〜
１５のいずれかの永久磁石の製造方法。 １７．ｘが６≦ｘ≦１０である請求項１６の永久磁石の
製造方法。 １８．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である請求項１１〜１７
のいずれかの永久磁石の製造方法。 １９．保磁力（ｉＨｃ）が７kOe 以上である請求項１１
〜１８のいずれかの永久磁石の製造方法。 ２０．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を超える請求項１６の永久磁石の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7202929A JP3003979B2 (ja) | 1995-07-17 | 1995-07-17 | 永久磁石およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7202929A JP3003979B2 (ja) | 1995-07-17 | 1995-07-17 | 永久磁石およびその製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62052215A Division JP2727505B2 (ja) | 1986-04-15 | 1987-03-09 | 永久磁石およびその製造方法 |
Publications (2)
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