JP3304175B2 - 希土類急冷粉体の製造方法、希土類急冷粉体、ボンド磁石の製造方法、およびボンド磁石 - Google Patents
希土類急冷粉体の製造方法、希土類急冷粉体、ボンド磁石の製造方法、およびボンド磁石Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ｒ一Ｆｅ（Ｃｏ）一Ｂ
系にＣ、Ｃ＋Ｔ、Ｃｕ＋Ｔ、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔ添加した混合
溶解物を急速冷却して作成した希土類急冷粉体、ボンド
磁石およびその製造方法であって、希土類（Ｒ）、鉄
（コバルト）、ホウ素系（Ｂ系）の永久磁石にＣ、Ｃ
ｕ、Ｔを添加して希土類添加量の少ない組成でも高磁気
特性、高耐蝕性を有する希土類急冷粉体、ボンド磁石お
よびその製造方法に関するものである。
系にＣ、Ｃ＋Ｔ、Ｃｕ＋Ｔ、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔ添加した混合
溶解物を急速冷却して作成した希土類急冷粉体、ボンド
磁石およびその製造方法であって、希土類（Ｒ）、鉄
（コバルト）、ホウ素系（Ｂ系）の永久磁石にＣ、Ｃ
ｕ、Ｔを添加して希土類添加量の少ない組成でも高磁気
特性、高耐蝕性を有する希土類急冷粉体、ボンド磁石お
よびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系の永久磁石は、粉末冶金
的手法により作製する焼結法、鋳造合金を熱間加工後に
熱処理して作製する鋳造法、および溶解状態から急冷し
て極めて微細な構造をもつように固化する急冷法があ
る。
的手法により作製する焼結法、鋳造合金を熱間加工後に
熱処理して作製する鋳造法、および溶解状態から急冷し
て極めて微細な構造をもつように固化する急冷法があ
る。
【０００３】これらのなかで急冷法は、溶解−高速急冷
−粗粉砕−（冷間プレス）（温間プレス）−磁石という
工程で行われ、他の方法に比べて工程が簡素化される利
点がある。また、これら磁石粉体を樹脂で結合させるボ
ンド磁石はステッピングモータなどのリング磁石として
使用されており、近年の電気機器の発展に伴い、ボンド
磁石の高特性化が望まれている。
−粗粉砕−（冷間プレス）（温間プレス）−磁石という
工程で行われ、他の方法に比べて工程が簡素化される利
点がある。また、これら磁石粉体を樹脂で結合させるボ
ンド磁石はステッピングモータなどのリング磁石として
使用されており、近年の電気機器の発展に伴い、ボンド
磁石の高特性化が望まれている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上述した急冷法により
得られる永久磁石も、基本的にはＲ2Ｆｅ14Ｂ化合物を
主相とする、０．０１〜１μｍ程度のＲ2Ｆｅ14Ｂ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ピンニング磁石
となっている。
得られる永久磁石も、基本的にはＲ2Ｆｅ14Ｂ化合物を
主相とする、０．０１〜１μｍ程度のＲ2Ｆｅ14Ｂ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ピンニング磁石
となっている。
【０００５】保磁力発生機構が焼結磁石や鍛造磁石とは
異なるにもかかわらず、実用化されている急冷磁石の希
土類添加量はＲ＝１３％であり、若干主相のそれよりも
多くなっている。Ｒの添加量が１２％未満になると保磁
力ｉＨｃが急激に劣化する。特開昭５９−６４７３９号
公報には、Ｒ＝１０％になるとｉＨｃが６ＫＯｅ以下に
なることが示されている。尚、本明細書中では、％は全
て「ａｔ％（原子％）」で表記する。ここで、ａｔ％は
原子数の比率を表すものである。
異なるにもかかわらず、実用化されている急冷磁石の希
土類添加量はＲ＝１３％であり、若干主相のそれよりも
多くなっている。Ｒの添加量が１２％未満になると保磁
力ｉＨｃが急激に劣化する。特開昭５９−６４７３９号
公報には、Ｒ＝１０％になるとｉＨｃが６ＫＯｅ以下に
なることが示されている。尚、本明細書中では、％は全
て「ａｔ％（原子％）」で表記する。ここで、ａｔ％は
原子数の比率を表すものである。
【０００６】焼結法、鍛造法、急冷法を問わず、いずれ
の方法においても、従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石合金
は、希土類元素の添加量が１２％未満では保磁力ｉＨｃ
が急激に低下するという問題があった。
の方法においても、従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石合金
は、希土類元素の添加量が１２％未満では保磁力ｉＨｃ
が急激に低下するという問題があった。
【０００７】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石用粉体として実
用化されているものは、現在この急冷法により作成され
る等方性Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷粉体、この粉体を温間加
工により塑性加工してなる異方性磁石粉体がある。なか
でも等方性Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷粉体を用いたボンド磁
石は、薄肉形状のリング磁石を加工および磁場配向無し
でできることにより量産に向いており、その需要は多
い。近年の電気機器の高性能化に伴いこれらボンド磁石
のより高特性化が望まれ、この等方性Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）
−Ｂ系急冷磁石の高特性化が望まれている。
用化されているものは、現在この急冷法により作成され
る等方性Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷粉体、この粉体を温間加
工により塑性加工してなる異方性磁石粉体がある。なか
でも等方性Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷粉体を用いたボンド磁
石は、薄肉形状のリング磁石を加工および磁場配向無し
でできることにより量産に向いており、その需要は多
い。近年の電気機器の高性能化に伴いこれらボンド磁石
のより高特性化が望まれ、この等方性Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）
−Ｂ系急冷磁石の高特性化が望まれている。
【０００８】また、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷薄帯において厚
みのあるリボンは高速急冷する際のロール周速度を低下
することで得られるが、あまり低くしすぎると磁気特性
が劣化してしまうため、高特性で厚みをだすためにはせ
いぜい２０ｍ／ｓは必要があり、その厚みも３０μｍが
限界であった。特開昭５９−６４７３９号公報において
高特性が得られているＮｄ１３．５ａｔ％でも高特性が
得られる急冷速度は２０ｍ／ｓ以上である。また、磁気
特性が急冷速度に敏感であるため、高特性が得られる最
低周速度で急冷すると量産時に磁気特性のバラツキが生
じやすい。ある程度の周速度以上で急冷してその後の熱
処理でアモルファス相から硬質磁性相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相
を微細に析出させることが量産時には必要となる。その
ためリボン厚みは２０〜３０μｍが限界であって、これ
以上の厚いものが得られないという問題があった。
みのあるリボンは高速急冷する際のロール周速度を低下
することで得られるが、あまり低くしすぎると磁気特性
が劣化してしまうため、高特性で厚みをだすためにはせ
いぜい２０ｍ／ｓは必要があり、その厚みも３０μｍが
限界であった。特開昭５９−６４７３９号公報において
高特性が得られているＮｄ１３．５ａｔ％でも高特性が
得られる急冷速度は２０ｍ／ｓ以上である。また、磁気
特性が急冷速度に敏感であるため、高特性が得られる最
低周速度で急冷すると量産時に磁気特性のバラツキが生
じやすい。ある程度の周速度以上で急冷してその後の熱
処理でアモルファス相から硬質磁性相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相
を微細に析出させることが量産時には必要となる。その
ためリボン厚みは２０〜３０μｍが限界であって、これ
以上の厚いものが得られないという問題があった。
【０００９】本発明は、これらの問題を解決するため、
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石において、Ｃ、Ｃ＋Ｔ、Ｃｕ＋
Ｔ、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔなどを適量添加して急冷磁石を作成
し、ＲがＮｄ2Ｆｅ14Ｂ化学量論組成（１１．７６ａｔ
％Ｎｄ）よりも少ない組成領域においても高磁気特性が
得られ、更にアモルファス形成能が高く低速度の急冷条
件でも安定した磁気特性が得られ厚みのある急冷リボン
薄帯の製造を実現し、更に高特性のボンド磁石を実現す
ることを目的としている。
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石において、Ｃ、Ｃ＋Ｔ、Ｃｕ＋
Ｔ、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔなどを適量添加して急冷磁石を作成
し、ＲがＮｄ2Ｆｅ14Ｂ化学量論組成（１１．７６ａｔ
％Ｎｄ）よりも少ない組成領域においても高磁気特性が
得られ、更にアモルファス形成能が高く低速度の急冷条
件でも安定した磁気特性が得られ厚みのある急冷リボン
薄帯の製造を実現し、更に高特性のボンド磁石を実現す
ることを目的としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】図１、図１１、図２３、
図３５を参照して課題を解決するための手段を説明す
る。
図３５を参照して課題を解決するための手段を説明す
る。
【００１１】図１、図１１、図２３、図３５において、
急冷工程２は、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃ、Ｒ−Ｆｅ
（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃ−Ｔ、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃｕ−
Ｔ、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃ−Ｃｕ−Ｔの所定割合の
混合溶解物を厚さ２５〜８０μｍとなる周速度で高速冷
却する工程である。
急冷工程２は、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃ、Ｒ−Ｆｅ
（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃ−Ｔ、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃｕ−
Ｔ、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃ−Ｃｕ−Ｔの所定割合の
混合溶解物を厚さ２５〜８０μｍとなる周速度で高速冷
却する工程である。
【００１２】熱処理（第１段）工程３は、高速冷却した
希土類急冷磁石を４５０〜６００°Ｃの第１段目の熱処
理を行なう工程である。熱処理（第２段）工程４は、熱
処理（第１段）工程３によって熱処理した後、更に第１
段より高く、５５０〜９００°Ｃの第２段目の熱処理を
行なう工程である。
希土類急冷磁石を４５０〜６００°Ｃの第１段目の熱処
理を行なう工程である。熱処理（第２段）工程４は、熱
処理（第１段）工程３によって熱処理した後、更に第１
段より高く、５５０〜９００°Ｃの第２段目の熱処理を
行なう工程である。
【００１３】樹脂混合・混練工程６は、希土類急冷磁石
の粉体に樹脂を混合・混練する工程である。樹脂硬化工
程９は、樹脂を混合・混練した混練物を成形したものを
硬化させて、ボンド磁石を生成する工程である。
の粉体に樹脂を混合・混練する工程である。樹脂硬化工
程９は、樹脂を混合・混練した混練物を成形したものを
硬化させて、ボンド磁石を生成する工程である。
【００１４】
【作用】本発明は、図１、図１１、図２３、図３５に示
すように、ＲXＦｅ100-X-Y-ZＢ YＣZ（但し、ＲはＹを包
含する希土類元素の１種あるいは２種以上）からなる一
般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、０．１≦
Ｚ≦５の混合溶解物を急冷工程２によって高速急冷し、
希土類急冷磁石を作成するようにしている。
すように、ＲXＦｅ100-X-Y-ZＢ YＣZ（但し、ＲはＹを包
含する希土類元素の１種あるいは２種以上）からなる一
般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、０．１≦
Ｚ≦５の混合溶解物を急冷工程２によって高速急冷し、
希土類急冷磁石を作成するようにしている。
【００１５】また、ＲXＦｅ100-X-Y-Z-AＢYＣZＴA（但
し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種あるいは２種以
上、ＴはＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上）からなる一般式
で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、０．１≦Ｚ≦
５、０．１≦Ｔ≦５の混合溶解物を急冷工程２によって
高速急冷し、希土類急冷磁石を作成するようにしてい
る。
し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種あるいは２種以
上、ＴはＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上）からなる一般式
で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、０．１≦Ｚ≦
５、０．１≦Ｔ≦５の混合溶解物を急冷工程２によって
高速急冷し、希土類急冷磁石を作成するようにしてい
る。
【００１６】また、ＲXＦｅ100-X-Y-ZZ-AＢYＣｕZZＴA
（但し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種あるいは２
種以上、ＴはＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上）からなる
一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、０．１
≦ＺＺ≦５、０．１≦Ａ≦５の混合溶解物を急冷工程２
によって高速急冷し、希土類急冷磁石を作成するように
している。
（但し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種あるいは２
種以上、ＴはＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上）からなる
一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、０．１
≦ＺＺ≦５、０．１≦Ａ≦５の混合溶解物を急冷工程２
によって高速急冷し、希土類急冷磁石を作成するように
している。
【００１７】また、ＲXＦｅ100-X-Y-Z-ZZ-AＢYＣZＣｕ
ZZＴA（但し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種ある
いは２種以上、ＴはＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上）か
らなる一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、
０．１≦Ｚ≦５、０．１≦ＺＺ≦５、０．１≦Ａ≦５の
混合溶解物を急冷工程２によって高速急冷し、希土類急
冷磁石を作成するようにしている。
ZZＴA（但し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種ある
いは２種以上、ＴはＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上）か
らなる一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、
０．１≦Ｚ≦５、０．１≦ＺＺ≦５、０．１≦Ａ≦５の
混合溶解物を急冷工程２によって高速急冷し、希土類急
冷磁石を作成するようにしている。
【００１８】ここで、Ｒの値Ｘは６ａｔ％未満ではｉＨ
ｃが５ｋＯｅ未満となって実用上好ましくなく、１４ａ
ｔ％を越えるとＣ添加による保磁力増加の効果が見られ
なく、６〜１４ａｔ％がよい。Ｂの値Ｙは２ａｔ％未満
および１５ａｔ％を越えるとｉＨｃが５ｋＯｅ未満とな
り、実用上好ましくなく、２〜１５ａｔ％がよい。Ｃの
値Ｚは０．１ａｔ％未満でその効果が見られず、５ａｔ
％を越えるとｉＨｃが５ｋＯｅ未満となり実用上好まし
くなく、０．１〜５ａｔ％がよい。Ｃｕの値ＺＺは０．
１ａｔ％未満でその効果が見られず、５ａｔ％を越える
とｉＨｃが５ｋＯｅ未満となり実用上好ましくなく、
０．１〜５ａｔ％がよい。また、Ｔの値Ａは０．１ａｔ
％未満ではその効果が見られず、５ａｔ％を越えるとｉ
Ｈｃが５ｋＯｅ未満となり実用上好ましくなく、０．１
〜５ａｔ％がよい。
ｃが５ｋＯｅ未満となって実用上好ましくなく、１４ａ
ｔ％を越えるとＣ添加による保磁力増加の効果が見られ
なく、６〜１４ａｔ％がよい。Ｂの値Ｙは２ａｔ％未満
および１５ａｔ％を越えるとｉＨｃが５ｋＯｅ未満とな
り、実用上好ましくなく、２〜１５ａｔ％がよい。Ｃの
値Ｚは０．１ａｔ％未満でその効果が見られず、５ａｔ
％を越えるとｉＨｃが５ｋＯｅ未満となり実用上好まし
くなく、０．１〜５ａｔ％がよい。Ｃｕの値ＺＺは０．
１ａｔ％未満でその効果が見られず、５ａｔ％を越える
とｉＨｃが５ｋＯｅ未満となり実用上好ましくなく、
０．１〜５ａｔ％がよい。また、Ｔの値Ａは０．１ａｔ
％未満ではその効果が見られず、５ａｔ％を越えるとｉ
Ｈｃが５ｋＯｅ未満となり実用上好ましくなく、０．１
〜５ａｔ％がよい。
【００１９】また、ＲX（Ｆｅ1-WＣｏW）100-X-Y-ZＢY
ＣZ（但し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種あるい
は２種以上）からなる一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、
２≦Ｙ≦１５、０．１≦Ｚ≦５、０≦Ｗ≦０．４の混合
溶解物を急冷工程２によって高速急冷し、希土類急冷磁
石を作成するようにしている。
ＣZ（但し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種あるい
は２種以上）からなる一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、
２≦Ｙ≦１５、０．１≦Ｚ≦５、０≦Ｗ≦０．４の混合
溶解物を急冷工程２によって高速急冷し、希土類急冷磁
石を作成するようにしている。
【００２０】また、ＲX（Ｆｅ1-WＣｏW）100-X-Y-Z-AＢ
YＣZＴA（但し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種あ
るいは２種以上、ＴはＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上）か
らなる一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、
０．１≦Ｚ≦５、０≦Ｗ≦０．４、０．１≦Ａ≦５の混
合溶解物を急冷工程２によって高速急冷し、希土類急冷
磁石を作成するようにしている。
YＣZＴA（但し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種あ
るいは２種以上、ＴはＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上）か
らなる一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、
０．１≦Ｚ≦５、０≦Ｗ≦０．４、０．１≦Ａ≦５の混
合溶解物を急冷工程２によって高速急冷し、希土類急冷
磁石を作成するようにしている。
【００２１】また、ＲX（Ｆｅ1-WＣｏW）100-X-Y-ZZ-A
ＢYＣｕZZＴA（但し、ＲはＹを包含する希土類元素の１
種あるいは２種以上、ＴはＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以
上）からなる一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦
１５、０．１≦ＺＺ≦５、０≦Ｗ≦０．４、０．１≦Ａ
≦５の混合溶解物を急冷工程２によって高速急冷し、希
土類急冷磁石を作成するようにしている。
ＢYＣｕZZＴA（但し、ＲはＹを包含する希土類元素の１
種あるいは２種以上、ＴはＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以
上）からなる一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦
１５、０．１≦ＺＺ≦５、０≦Ｗ≦０．４、０．１≦Ａ
≦５の混合溶解物を急冷工程２によって高速急冷し、希
土類急冷磁石を作成するようにしている。
【００２２】また、ＲX（Ｆｅ1-WＣｏW）
100-X-Y-Z-ZZ-AＢYＣZＣｕZZＴA（但し、ＲはＹを包含
する希土類元素の１種あるいは２種以上、ＴはＨｆ、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１
種あるいは２種以上）からなる一般式で表され、６≦Ｘ
≦１４、２≦Ｙ≦１５、０．１≦Ｚ≦５、０．１≦ＺＺ
≦５、０≦Ｗ≦０．４、０．１≦Ａ≦５の混合溶解物を
急冷工程２によって高速急冷し、希土類急冷磁石を作成
するようにしている。
100-X-Y-Z-ZZ-AＢYＣZＣｕZZＴA（但し、ＲはＹを包含
する希土類元素の１種あるいは２種以上、ＴはＨｆ、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１
種あるいは２種以上）からなる一般式で表され、６≦Ｘ
≦１４、２≦Ｙ≦１５、０．１≦Ｚ≦５、０．１≦ＺＺ
≦５、０≦Ｗ≦０．４、０．１≦Ａ≦５の混合溶解物を
急冷工程２によって高速急冷し、希土類急冷磁石を作成
するようにしている。
【００２３】ここで、更に、ＦｅをＣｏで置換すること
でキュリー温度が改良されて温度特性が向上する。置換
量Ｗは、０．４まで置換することができる。０．４を越
えても磁気特性は十分得られるがコスト高を招いてしま
う。
でキュリー温度が改良されて温度特性が向上する。置換
量Ｗは、０．４まで置換することができる。０．４を越
えても磁気特性は十分得られるがコスト高を招いてしま
う。
【００２４】また、急冷工程２によって、リボン形態の
厚みを２５〜８０μｍとなる周速度で、混合溶解物を流
し込みながら急速冷却するようにしている。ここで、２
５〜８０μｍと厚くしても本願組成物の場合には十分な
磁気特性が得られ、しかも厚みのあるリボン薄帯を粉砕
して得られる粉体をボンド磁石に形成したときに充填性
に優れ高特性のボンド磁石ができると共に圧縮形成時に
粉体の剛性が強く破断が少なくて腐食を少なくでき、し
かも組成中に酸化し易いＲ量が少ないことと相まって耐
蝕性に優れる。
厚みを２５〜８０μｍとなる周速度で、混合溶解物を流
し込みながら急速冷却するようにしている。ここで、２
５〜８０μｍと厚くしても本願組成物の場合には十分な
磁気特性が得られ、しかも厚みのあるリボン薄帯を粉砕
して得られる粉体をボンド磁石に形成したときに充填性
に優れ高特性のボンド磁石ができると共に圧縮形成時に
粉体の剛性が強く破断が少なくて腐食を少なくでき、し
かも組成中に酸化し易いＲ量が少ないことと相まって耐
蝕性に優れる。
【００２５】また、熱処理（第１段）工程３によって、
作成した希土類急冷磁石について４５０〜６００°Ｃの
第１段目の熱処理を行い、熱処理工程（第２段）工程４
によって、続いて５５０〜９００°Ｃかつ第１段目より
も高い温度の第２段目の熱処理を行い、更に特性の良好
な希土類急冷磁石を製造するようにしている。
作成した希土類急冷磁石について４５０〜６００°Ｃの
第１段目の熱処理を行い、熱処理工程（第２段）工程４
によって、続いて５５０〜９００°Ｃかつ第１段目より
も高い温度の第２段目の熱処理を行い、更に特性の良好
な希土類急冷磁石を製造するようにしている。
【００２６】また、高速急冷した後、第１段目の熱処理
と第２段目の熱処理および粉砕し、生成した希土類急冷
磁石の粉体を樹脂で結合してボンド磁石を作成するよう
にしている。
と第２段目の熱処理および粉砕し、生成した希土類急冷
磁石の粉体を樹脂で結合してボンド磁石を作成するよう
にしている。
【００２７】従って、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石におい
て、Ｃ、Ｃ＋Ｔ、Ｃｕ＋Ｔ、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔなどを適量添
加して希土類急冷磁石を作成し、ＲがＮｄ2Ｆｅ14Ｂ化
学量論組成（１１．７６％Ｎｄ）よりも少ない６〜１１
ａｔ％の組成領域においても高磁気特性が得られ、化学
量論組成（１１．７６％Ｎｄ）よりも多い１２〜１４ａ
ｔ％の組成領域においてもｉＨｃをより増大させ、更に
アモルファス形成能が高く低速度の急冷条件でも安定し
た磁気特性が得られ厚みのある急冷リボン薄帯の希土類
急冷磁石の製造を可能にすると共に、更に樹脂を混練し
て硬化し、高特性かつ高耐蝕性のボンド磁石を製造する
ことが可能となる。
て、Ｃ、Ｃ＋Ｔ、Ｃｕ＋Ｔ、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔなどを適量添
加して希土類急冷磁石を作成し、ＲがＮｄ2Ｆｅ14Ｂ化
学量論組成（１１．７６％Ｎｄ）よりも少ない６〜１１
ａｔ％の組成領域においても高磁気特性が得られ、化学
量論組成（１１．７６％Ｎｄ）よりも多い１２〜１４ａ
ｔ％の組成領域においてもｉＨｃをより増大させ、更に
アモルファス形成能が高く低速度の急冷条件でも安定し
た磁気特性が得られ厚みのある急冷リボン薄帯の希土類
急冷磁石の製造を可能にすると共に、更に樹脂を混練し
て硬化し、高特性かつ高耐蝕性のボンド磁石を製造する
ことが可能となる。
【００２８】
【実施例】（１） 図１から図１０を用い、Ｒ−Ｆｅ
（Ｃｏ）−Ｂ系にＣを適量添加した場合の概念および実
験例について順次詳細に説明する。
（Ｃｏ）−Ｂ系にＣを適量添加した場合の概念および実
験例について順次詳細に説明する。
【００２９】（１−１） 概念の説明：溶融合金を直接
急冷凝固すると、急冷後の組織は、合金組成や急冷条件
により異なるが、一般的にアモルファスあるいは微結晶
またはその混合組織となる。これを熱処理することによ
り、その微結晶またはアモルファスと微結晶からなる組
織およびサイズを更にコントロールでき、０．０１〜１
μｍ程度のＲ2Ｆｅ14Ｂ微細粒子をアモルファス相が取
り囲んだ組織となる。急冷法で得られるＲ−Ｆｅ（Ｃ
ｏ）−Ｂ系材料について種々の添加元素の影響を検討し
た結果、希土類元素（Ｒ）の添加量が少ない１２ａｔ％
未満の組成領域であっても、特にＣを添加した場合、等
方性の高保磁力、高エネルギー積を示す永久磁石が製造
できることを本発明者は見いだした。
急冷凝固すると、急冷後の組織は、合金組成や急冷条件
により異なるが、一般的にアモルファスあるいは微結晶
またはその混合組織となる。これを熱処理することによ
り、その微結晶またはアモルファスと微結晶からなる組
織およびサイズを更にコントロールでき、０．０１〜１
μｍ程度のＲ2Ｆｅ14Ｂ微細粒子をアモルファス相が取
り囲んだ組織となる。急冷法で得られるＲ−Ｆｅ（Ｃ
ｏ）−Ｂ系材料について種々の添加元素の影響を検討し
た結果、希土類元素（Ｒ）の添加量が少ない１２ａｔ％
未満の組成領域であっても、特にＣを添加した場合、等
方性の高保磁力、高エネルギー積を示す永久磁石が製造
できることを本発明者は見いだした。
【００３０】また、本発明の組成で急冷凝固させた材料
について、不活性雰囲気あるいは真空中において、第１
段目の熱処理によりＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を形成し、第
２段目の熱処理により形成した核を最適粒径に制御する
ことにより、第２段目のみの１段熱処理よりも磁気特
性、特に（ＢＨ）ｍａｘをより向上させることができ
た。ここで、第２段目の熱処理のみでもほぼ十分な磁気
特性を得ることもできる。この熱処理は、高速急冷後に
得られたリボン薄帯に施した後に粉砕して粉体を生成し
てもよいし、逆にリボン薄帯を粉砕した後に熱処理を施
してもよい。
について、不活性雰囲気あるいは真空中において、第１
段目の熱処理によりＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を形成し、第
２段目の熱処理により形成した核を最適粒径に制御する
ことにより、第２段目のみの１段熱処理よりも磁気特
性、特に（ＢＨ）ｍａｘをより向上させることができ
た。ここで、第２段目の熱処理のみでもほぼ十分な磁気
特性を得ることもできる。この熱処理は、高速急冷後に
得られたリボン薄帯に施した後に粉砕して粉体を生成し
てもよいし、逆にリボン薄帯を粉砕した後に熱処理を施
してもよい。
【００３１】また、本発明の組成では急冷速度にあまり
影響されずに高磁気特性を得ることができるリボン薄帯
の厚みが１０〜８０μｍであった。また、２５〜８０μ
ｍと厚いリボン薄帯を所望形状に粉砕して得られた粉体
は流動性に優れ、これを用いてボンド磁石を作成する
と、従来の２５μｍ程度の厚みリボン薄帯を粉砕して作
成した粉体から作成する場合に比し、粉体充填性が高く
高特性のボンド磁石を得ることができた。更に、この本
発明の粉体は剛体であり、ボンド磁石作成時に生じる圧
縮時の粉体の破断が少ないこと、および腐食の原因であ
る酸化され易いＲ量が少ないことの両者により耐蝕性の
優れたボンド磁石を作成することができる。
影響されずに高磁気特性を得ることができるリボン薄帯
の厚みが１０〜８０μｍであった。また、２５〜８０μ
ｍと厚いリボン薄帯を所望形状に粉砕して得られた粉体
は流動性に優れ、これを用いてボンド磁石を作成する
と、従来の２５μｍ程度の厚みリボン薄帯を粉砕して作
成した粉体から作成する場合に比し、粉体充填性が高く
高特性のボンド磁石を得ることができた。更に、この本
発明の粉体は剛体であり、ボンド磁石作成時に生じる圧
縮時の粉体の破断が少ないこと、および腐食の原因であ
る酸化され易いＲ量が少ないことの両者により耐蝕性の
優れたボンド磁石を作成することができる。
【００３２】（１−２） 図１から図１０を用い、Ｒ−
Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣを添加した場合の実験例の詳細
説明：図１は、本発明の１実施例構成図（Ｒ−Ｆｅ（Ｃ
ｏ）−Ｂ−Ｃ）を示す。
Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣを添加した場合の実験例の詳細
説明：図１は、本発明の１実施例構成図（Ｒ−Ｆｅ（Ｃ
ｏ）−Ｂ−Ｃ）を示す。
【００３３】図１において、Ｓ１は、秤量を行なう。こ
れは、右側に記載した下記のようにＲ、Ｂ、Ｃ、Ｆｅ
（Ｃｏ）の秤量を行う。 ・６ａｔ％≦Ｒ≦１４ａｔ％ ・２ａｔ％≦Ｂ≦１５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｃ≦５ａｔ％ ・残部Ｆｅ（あるいはＦｅとＣｏの混合で０≦Ｃｏ／
（Ｆｅ＋Ｃｏ）≦０．４） Ｓ２は、溶解を行なう。これは、Ｓ１で秤量した各材料
を加熱して溶解する（溶解工程１によって行なう）。
れは、右側に記載した下記のようにＲ、Ｂ、Ｃ、Ｆｅ
（Ｃｏ）の秤量を行う。 ・６ａｔ％≦Ｒ≦１４ａｔ％ ・２ａｔ％≦Ｂ≦１５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｃ≦５ａｔ％ ・残部Ｆｅ（あるいはＦｅとＣｏの混合で０≦Ｃｏ／
（Ｆｅ＋Ｃｏ）≦０．４） Ｓ２は、溶解を行なう。これは、Ｓ１で秤量した各材料
を加熱して溶解する（溶解工程１によって行なう）。
【００３４】Ｓ３は、Ｓ２で溶解した溶解物を急冷凝固
させる。これは、例えば２〜２５ｍ／秒の周速度で回転
させたロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを通し
てアルゴンガス圧１Ｋｇ／ｃｍ2で溶解物を射出して高
速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる厚さ
が２５〜８０μｍのリボン薄帯を生成する（急冷工程２
によって行なう）。
させる。これは、例えば２〜２５ｍ／秒の周速度で回転
させたロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを通し
てアルゴンガス圧１Ｋｇ／ｃｍ2で溶解物を射出して高
速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる厚さ
が２５〜８０μｍのリボン薄帯を生成する（急冷工程２
によって行なう）。
【００３５】Ｓ４は、熱処理（第１段）を行なう。これ
は、右側に記載したように、４５０〜６００°Ｃの範囲
で例えば３０分間の熱処理を施し、磁気特性を向上させ
る（熱処理（第１段）工程３によって行なう）。この第
１段の熱処理は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核
を形成させるものである。
は、右側に記載したように、４５０〜６００°Ｃの範囲
で例えば３０分間の熱処理を施し、磁気特性を向上させ
る（熱処理（第１段）工程３によって行なう）。この第
１段の熱処理は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核
を形成させるものである。
【００３６】Ｓ５は、熱処理（第２段）を行なう。これ
は、右側に記載したように、５５０〜９００°Ｃの範囲
かつ第１段の熱処理よりも高い温度で例えば３０分間の
熱処理を施し、更に磁気特性を向上させる（熱処理（第
２段）工程４によって行なう）。この第２段の熱処理
は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を成長させて
最適粒径に制御するものである。
は、右側に記載したように、５５０〜９００°Ｃの範囲
かつ第１段の熱処理よりも高い温度で例えば３０分間の
熱処理を施し、更に磁気特性を向上させる（熱処理（第
２段）工程４によって行なう）。この第２段の熱処理
は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を成長させて
最適粒径に制御するものである。
【００３７】Ｓ６は、粉砕する。これは、Ｓ４、Ｓ５で
熱処理を施した後に所定の粒径の粉体となるように粉砕
する（粉砕工程５によって行なう）。ここでは、Ｓ４、
Ｓ５の熱処理を施してからＳ６の粉砕したが、粉砕して
からＳ４、Ｓ５の熱処理を施してもよい。
熱処理を施した後に所定の粒径の粉体となるように粉砕
する（粉砕工程５によって行なう）。ここでは、Ｓ４、
Ｓ５の熱処理を施してからＳ６の粉砕したが、粉砕して
からＳ４、Ｓ５の熱処理を施してもよい。
【００３８】Ｓ７は、急冷磁石が生成される。これは、
Ｓ１からＳ６によって、粉体の急冷磁石が生成されたも
のである。Ｓ８は、樹脂の混合・混練を行なう。これ
は、Ｓ７の粉体の急冷磁石に樹脂（例えばエポキシ樹
脂）を混合してよく混練する（樹脂混合・混練工程６に
よって行なう）。
Ｓ１からＳ６によって、粉体の急冷磁石が生成されたも
のである。Ｓ８は、樹脂の混合・混練を行なう。これ
は、Ｓ７の粉体の急冷磁石に樹脂（例えばエポキシ樹
脂）を混合してよく混練する（樹脂混合・混練工程６に
よって行なう）。
【００３９】Ｓ９は、解砕を行なう。これは、Ｓ８で樹
脂を混合・混練して溶剤を蒸発させた材料を解砕して所
定の粒径の粉体にする（解砕工程７によって行なう）。
Ｓ１０は、成形する。これは、Ｓ９で解砕した粉体を金
型に充填して圧力をかけて所望のボンド磁石の形状に成
形する（成形工程８によって行なう）。
脂を混合・混練して溶剤を蒸発させた材料を解砕して所
定の粒径の粉体にする（解砕工程７によって行なう）。
Ｓ１０は、成形する。これは、Ｓ９で解砕した粉体を金
型に充填して圧力をかけて所望のボンド磁石の形状に成
形する（成形工程８によって行なう）。
【００４０】Ｓ１１は、樹脂硬化する。これは、Ｓ１０
で成形した所望のボンド磁石の形状のものを例えば加熱
して樹脂を硬化させる（樹脂硬化工程９によって行な
う）。Ｓ１２は、ボンド磁石ができあがる。
で成形した所望のボンド磁石の形状のものを例えば加熱
して樹脂を硬化させる（樹脂硬化工程９によって行な
う）。Ｓ１２は、ボンド磁石ができあがる。
【００４１】以上のように、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系に
Ｃを混合した混合物を溶解、急冷、熱処理（第１段）、
熱処理（第２段）、粉砕して急冷磁石を作成する。この
作成した急冷磁石の粉体に樹脂を混合・混練、解砕、成
形、樹脂硬化して所望の形状のボンド磁石を製造する。
これらにより、Ｒ量が１４ａｔ％以下のＣ添加無しに比
し、本発明はＣ添加してＲ量が１２ａｔ％未満でも高い
磁気特性を得ることを可能とし、Ｒ量が１２〜１４ａｔ
％においてもｉＨｃをより増大させ、しかも従来不可能
とされていた急速冷却しても良好な磁気特性を持つ２５
〜８０μｍの厚いリボン薄帯の製造が可能となり、更
に、熱処理（第１段）、熱処理（第２段）（あるいは熱
処理（第２段）のみでもよい）を行って磁気特性を改善
し、極めて磁気特性の良好な希土類急冷磁石を製造でき
る。そして、この希土類急冷磁石の粉体に樹脂を混合し
て成形して作成したボンド磁石は、磁気特性が良好であ
ると共に、Ｒ量が少なくて酸化し難いと共に厚いリボン
薄帯を粉砕して粉体を成形しているために成形時に破断
面が現れる割合が少なくて耐蝕性に優れたボンド磁石を
製造できた。以下図２から図１０の実験例を用いて具体
的に順次説明する。
Ｃを混合した混合物を溶解、急冷、熱処理（第１段）、
熱処理（第２段）、粉砕して急冷磁石を作成する。この
作成した急冷磁石の粉体に樹脂を混合・混練、解砕、成
形、樹脂硬化して所望の形状のボンド磁石を製造する。
これらにより、Ｒ量が１４ａｔ％以下のＣ添加無しに比
し、本発明はＣ添加してＲ量が１２ａｔ％未満でも高い
磁気特性を得ることを可能とし、Ｒ量が１２〜１４ａｔ
％においてもｉＨｃをより増大させ、しかも従来不可能
とされていた急速冷却しても良好な磁気特性を持つ２５
〜８０μｍの厚いリボン薄帯の製造が可能となり、更
に、熱処理（第１段）、熱処理（第２段）（あるいは熱
処理（第２段）のみでもよい）を行って磁気特性を改善
し、極めて磁気特性の良好な希土類急冷磁石を製造でき
る。そして、この希土類急冷磁石の粉体に樹脂を混合し
て成形して作成したボンド磁石は、磁気特性が良好であ
ると共に、Ｒ量が少なくて酸化し難いと共に厚いリボン
薄帯を粉砕して粉体を成形しているために成形時に破断
面が現れる割合が少なくて耐蝕性に優れたボンド磁石を
製造できた。以下図２から図１０の実験例を用いて具体
的に順次説明する。
【００４２】図２は、本発明の実験例（Ｎｄ）を示す。
これは、Ｎｄの添加量を変化させたＮｄXＦｅ92-XＢ6Ｃ
2（５≦Ｘ≦１５）なる組成の混合物をアーク溶解し、
このアーク溶解した溶融物を２５ｍ／ｓで回転するロー
ル表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを通してアルゴン
ガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高速冷却し、アモルフ
ァスあるいは微結晶質からなる薄帯を得た。この薄帯を
真空中７００°Ｃ、３０分間の熱処理を施した。この熱
処理を施した後に、磁気特性としてここでは、保磁力ｉ
Ｈｃ（ｋＯｅ）、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ（Ｍ
ＧＯｅ）を測定した。比較例は、Ｃを添加しない組成Ｎ
ｄXＦｅ94-XＢ6（５≦Ｘ≦１５）について、同一の処理
を行い、測定した磁気特性を示す。ここで、磁気特性は
全て磁石粉体をカプセルに充填してＶＳＭで測定した。
これは、Ｎｄの添加量を変化させたＮｄXＦｅ92-XＢ6Ｃ
2（５≦Ｘ≦１５）なる組成の混合物をアーク溶解し、
このアーク溶解した溶融物を２５ｍ／ｓで回転するロー
ル表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを通してアルゴン
ガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高速冷却し、アモルフ
ァスあるいは微結晶質からなる薄帯を得た。この薄帯を
真空中７００°Ｃ、３０分間の熱処理を施した。この熱
処理を施した後に、磁気特性としてここでは、保磁力ｉ
Ｈｃ（ｋＯｅ）、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ（Ｍ
ＧＯｅ）を測定した。比較例は、Ｃを添加しない組成Ｎ
ｄXＦｅ94-XＢ6（５≦Ｘ≦１５）について、同一の処理
を行い、測定した磁気特性を示す。ここで、磁気特性は
全て磁石粉体をカプセルに充填してＶＳＭで測定した。
【００４３】図２から、Ｃの添加により、Ｎｄ添加量の
少ない１２ａｔ％未満の組成でも、５ｋＯｅ以上の保磁
力ｉＨｃが得られ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘも
Ｃ添加なしに比して増加していることが判明する。Ｎｄ
添加量の多い１２〜１４ａｔ％の組成でも、保磁力ｉＨ
ｃが向上していることが判明し、１４ａｔ％を越えた組
成ではＣ添加による保磁力ｉＨｃの増加が見られなくな
ることが判明した。一方、Ｎｄ添加量が６ａｔ％未満で
は保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ未満と小さくなり、実用上使
用に耐えないことが判明した。
少ない１２ａｔ％未満の組成でも、５ｋＯｅ以上の保磁
力ｉＨｃが得られ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘも
Ｃ添加なしに比して増加していることが判明する。Ｎｄ
添加量の多い１２〜１４ａｔ％の組成でも、保磁力ｉＨ
ｃが向上していることが判明し、１４ａｔ％を越えた組
成ではＣ添加による保磁力ｉＨｃの増加が見られなくな
ることが判明した。一方、Ｎｄ添加量が６ａｔ％未満で
は保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ未満と小さくなり、実用上使
用に耐えないことが判明した。
【００４４】以上の実験事実からＮｄ添加量は、６〜１
４ａｔ％が適当と判明した。図３は、本発明の実験例
（Ｂ）を示す。これは、Ｂの添加量を変化させたＮｄ 10
Ｆｅ88-YＢYＣ2（１≦Ｙ≦１６）なる組成の混合物を図
２と同様の手順で作成し、測定した磁気特性を図示す
る。
４ａｔ％が適当と判明した。図３は、本発明の実験例
（Ｂ）を示す。これは、Ｂの添加量を変化させたＮｄ 10
Ｆｅ88-YＢYＣ2（１≦Ｙ≦１６）なる組成の混合物を図
２と同様の手順で作成し、測定した磁気特性を図示す
る。
【００４５】図３から、Ｃの添加により、Ｂの添加量が
２〜１５ａｔ％の範囲で、保磁力ｉＨｃ、最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘが、比較例のＣ添加無しに比し、大
幅に増加していることが判明した。また、Ｃの変わりに
Ｂのみでは、比較例から判明するように大幅な保磁力ｉ
Ｈｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの向上は得られ
ないことも判明した。
２〜１５ａｔ％の範囲で、保磁力ｉＨｃ、最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘが、比較例のＣ添加無しに比し、大
幅に増加していることが判明した。また、Ｃの変わりに
Ｂのみでは、比較例から判明するように大幅な保磁力ｉ
Ｈｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの向上は得られ
ないことも判明した。
【００４６】以上の実験事実からＢ添加量は、２〜１５
ａｔ％が適当と判明した。図４は、本発明の実験例
（Ｃ）を示す。これは、Ｃの添加量を変化させたＮｄ 10
Ｆｅ84-ZＢ6ＣZ（０．０５≦Ｚ≦６）なる組成の混合物
を図２と同様の手順で作成し、測定した磁気特性を図示
する。
ａｔ％が適当と判明した。図４は、本発明の実験例
（Ｃ）を示す。これは、Ｃの添加量を変化させたＮｄ 10
Ｆｅ84-ZＢ6ＣZ（０．０５≦Ｚ≦６）なる組成の混合物
を図２と同様の手順で作成し、測定した磁気特性を図示
する。
【００４７】図４から、Ｃの添加量０．１ａｔ％未満で
は保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ以下未満と小さく、０．１ａ
ｔ％以上でその効果が現れ、保磁力ｉＨｃ、最大エネル
ギー積（ＢＨ）ｍａｘがともに増加することが判明し
た。そして、５ａｔ％を越えると保磁力ｉＨｃが急激に
低下し、５ｋＯｅ未満となってしまうことが判明した。
は保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ以下未満と小さく、０．１ａ
ｔ％以上でその効果が現れ、保磁力ｉＨｃ、最大エネル
ギー積（ＢＨ）ｍａｘがともに増加することが判明し
た。そして、５ａｔ％を越えると保磁力ｉＨｃが急激に
低下し、５ｋＯｅ未満となってしまうことが判明した。
【００４８】以上の実験事実からＣ添加量は、０．１〜
５ａｔ％が適当と判明した。図５は、本発明の実験例
（Ｃｏ）を示す。これは、Ｃｏの置換量を変化させたＮ
ｄ10（Ｆｅ1-WＣｏw）82Ｂ6Ｃ2（０≦Ｗ≦０．５）なる
組成の混合物を図２と同様の手順で作成し、測定した磁
気特性を図示する。
５ａｔ％が適当と判明した。図５は、本発明の実験例
（Ｃｏ）を示す。これは、Ｃｏの置換量を変化させたＮ
ｄ10（Ｆｅ1-WＣｏw）82Ｂ6Ｃ2（０≦Ｗ≦０．５）なる
組成の混合物を図２と同様の手順で作成し、測定した磁
気特性を図示する。
【００４９】図５から、Ｃの添加により、Ｃｏの置換量
Ｗが０〜０．４において実用上十分な保磁力ｉＨｃ、最
大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが得られ、ＦｅをＣｏで
置換できると判明した。Ｃｏの置換量Ｗが０．４を越え
ても保磁力ｉＨｃは実用上十分な値が得られるがコスト
高を招く。このＣｏ添加してＦｅと置換することによ
り、図示しないがキュリー温度が改善され温度特性が向
上する。
Ｗが０〜０．４において実用上十分な保磁力ｉＨｃ、最
大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが得られ、ＦｅをＣｏで
置換できると判明した。Ｃｏの置換量Ｗが０．４を越え
ても保磁力ｉＨｃは実用上十分な値が得られるがコスト
高を招く。このＣｏ添加してＦｅと置換することによ
り、図示しないがキュリー温度が改善され温度特性が向
上する。
【００５０】以上の実験事実からＣｏ置換量Ｗは０〜
０．４が適当と判明した。図６は、本発明の実験例（熱
処理）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ82Ｂ6Ｃ2なる組成の
混合物をアーク溶解した溶融物を２５ｍ／ｓで回転する
ロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを通してアル
ゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高速冷却し、アモ
ルファスあるいは微結晶質からなる薄帯を得る。その
後、第１段目の熱処理を施し、次に第２段目の熱処理を
施した場合の磁気特性である。ここで、熱処理は両者と
もに記載した温度で加熱して３０分間保持した。比較例
１は本発明の温度範囲外の磁気特性を示し、比較例２は
Ｃ添加なしのＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6組成の磁気特性を示す。
０．４が適当と判明した。図６は、本発明の実験例（熱
処理）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ82Ｂ6Ｃ2なる組成の
混合物をアーク溶解した溶融物を２５ｍ／ｓで回転する
ロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを通してアル
ゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高速冷却し、アモ
ルファスあるいは微結晶質からなる薄帯を得る。その
後、第１段目の熱処理を施し、次に第２段目の熱処理を
施した場合の磁気特性である。ここで、熱処理は両者と
もに記載した温度で加熱して３０分間保持した。比較例
１は本発明の温度範囲外の磁気特性を示し、比較例２は
Ｃ添加なしのＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6組成の磁気特性を示す。
【００５１】図６の（ａ）から、Ｃの添加により、第１
段目および第２段目の２段の熱処理を施した方が、比較
例１のの２段目の熱処理のみの１段熱処理を施したも
のより、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大してい
ることが判明する。この際、比較例２を参照して判明す
るように、第１段目の熱処理温度が４５０°Ｃより低
温、および６００°Ｃより高温となると、最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、その熱処理効果
が減少する。第２段目の熱処理温度が５５０°Ｃより低
温、および９００°Ｃより高温となると、最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、その熱処理効果
が減少する。更に、Ｃ添加無しの比較例２より、Ｃ添加
なしの場合には最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの本発
明のような大きな値が得られないことが判明した。ま
た、比較例１のから、第２段目の熱処理のみでも比較
例２のＣ添加なしに比較し十分高い最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘの値を得られることも判明した。
段目および第２段目の２段の熱処理を施した方が、比較
例１のの２段目の熱処理のみの１段熱処理を施したも
のより、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大してい
ることが判明する。この際、比較例２を参照して判明す
るように、第１段目の熱処理温度が４５０°Ｃより低
温、および６００°Ｃより高温となると、最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、その熱処理効果
が減少する。第２段目の熱処理温度が５５０°Ｃより低
温、および９００°Ｃより高温となると、最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、その熱処理効果
が減少する。更に、Ｃ添加無しの比較例２より、Ｃ添加
なしの場合には最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの本発
明のような大きな値が得られないことが判明した。ま
た、比較例１のから、第２段目の熱処理のみでも比較
例２のＣ添加なしに比較し十分高い最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘの値を得られることも判明した。
【００５２】以上の実験事実からＣ添加し、第１段目の
熱処理温度は４５０〜６００°Ｃ、第２段目の熱処理温
度は５５０〜９００°Ｃかつ第１段目の温度よりも高い
ことが適当と判明した。また、第２段目の熱処理のみを
施しても十分高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値
が得られることも判明した。
熱処理温度は４５０〜６００°Ｃ、第２段目の熱処理温
度は５５０〜９００°Ｃかつ第１段目の温度よりも高い
ことが適当と判明した。また、第２段目の熱処理のみを
施しても十分高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値
が得られることも判明した。
【００５３】図６の（ｂ）は、図６の（ａ）の第１段目
および第２段目の熱処理の加熱曲線例を示す。加熱は、
１５°Ｃ／分位の割合で図６の（ａ）の第１段目に記載
した温度まで加熱して３０分間保持する。次に、１５°
Ｃ／分位の割合で図６の（ａ）の第２段目に記載した温
度まで加熱して３０分間保持する。そして、１５°Ｃ／
分位の割合で室温まで冷却する。尚、図６の（ａ）の第
２段目に記載した温度に加熱するのに、第１段目の加熱
に続けて行なう必要はなく、一旦室温に冷却した後、再
度、第２段目に記載した温度に加熱してもよい。
および第２段目の熱処理の加熱曲線例を示す。加熱は、
１５°Ｃ／分位の割合で図６の（ａ）の第１段目に記載
した温度まで加熱して３０分間保持する。次に、１５°
Ｃ／分位の割合で図６の（ａ）の第２段目に記載した温
度まで加熱して３０分間保持する。そして、１５°Ｃ／
分位の割合で室温まで冷却する。尚、図６の（ａ）の第
２段目に記載した温度に加熱するのに、第１段目の加熱
に続けて行なう必要はなく、一旦室温に冷却した後、再
度、第２段目に記載した温度に加熱してもよい。
【００５４】図７は、本発明の実験例（組成）を示す。
これは、Ｎｄを希土類元素の１種あるいは２種以上に置
換した組成物についても図６と同様の熱処理、ここで
は、第１段目の熱処理、５００°Ｃ、３０分間、第２段
目の熱処理、７００°Ｃ、３０分間で行ったものの、磁
気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａ
ｘ）である。比較例はＣ添加なしの場合の磁気特性（保
磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）を示す
（尚、熱処理は本発明と同様にして行った）。
これは、Ｎｄを希土類元素の１種あるいは２種以上に置
換した組成物についても図６と同様の熱処理、ここで
は、第１段目の熱処理、５００°Ｃ、３０分間、第２段
目の熱処理、７００°Ｃ、３０分間で行ったものの、磁
気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａ
ｘ）である。比較例はＣ添加なしの場合の磁気特性（保
磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）を示す
（尚、熱処理は本発明と同様にして行った）。
【００５５】図７から、Ｃの添加により、Ｎｄ以外の希
土類元素でＮｄを置換しても、矢印で示した従来のＣ添
加なしの比較例と比較し、保磁力ｉＨｃおよび最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大していることが判明す
る。ここで、希土類元素として実験したものは、図７に
示すように、Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｃｅ、Ｎｄ＋Ｐ
ｒ＋Ｙ、Ｎｄ＋Ｄｙ、Ｎｄ＋Ｇｄ、Ｎｄ＋Ｔｂ、Ｎｄ＋
Ｄｙ＋Ｙである。
土類元素でＮｄを置換しても、矢印で示した従来のＣ添
加なしの比較例と比較し、保磁力ｉＨｃおよび最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大していることが判明す
る。ここで、希土類元素として実験したものは、図７に
示すように、Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｃｅ、Ｎｄ＋Ｐ
ｒ＋Ｙ、Ｎｄ＋Ｄｙ、Ｎｄ＋Ｇｄ、Ｎｄ＋Ｔｂ、Ｎｄ＋
Ｄｙ＋Ｙである。
【００５６】以上の実験事実から種々の希土類元素でＮ
ｄを置換しても、Ｃ添加により、添加無しに比較し、保
磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが向上
し、効果があることが判明した。
ｄを置換しても、Ｃ添加により、添加無しに比較し、保
磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが向上
し、効果があることが判明した。
【００５７】図８は、本発明の実験例（リボン厚み）を
示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ82Ｂ6Ｃ2の組成の組成物の溶
解物をロール周速度を１〜５０ｍ／ｓの範囲で変化させ
てリボン薄帯の急冷磁石を作成してリンボ厚みを測定す
る。そして、第１段目５００°Ｃ、３０分間、および第
２段目７００°Ｃ、３０分間の２段熱処理を施してその
ときの磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ）を測定したものである。比較例１は、Ｃ無
しのＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6組成のものであり、７００°Ｃ、
３０分間の１段熱処理を施した。参考例は、Ｃ無しのＮ
ｄ量が多く高特性が得られる標準組成であるＮｄ13.5Ｆ
ｅ80.5Ｂ6のものであり、７００°Ｃ、３０分間の１段
熱処理を施した。
示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ82Ｂ6Ｃ2の組成の組成物の溶
解物をロール周速度を１〜５０ｍ／ｓの範囲で変化させ
てリボン薄帯の急冷磁石を作成してリンボ厚みを測定す
る。そして、第１段目５００°Ｃ、３０分間、および第
２段目７００°Ｃ、３０分間の２段熱処理を施してその
ときの磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ）を測定したものである。比較例１は、Ｃ無
しのＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6組成のものであり、７００°Ｃ、
３０分間の１段熱処理を施した。参考例は、Ｃ無しのＮ
ｄ量が多く高特性が得られる標準組成であるＮｄ13.5Ｆ
ｅ80.5Ｂ6のものであり、７００°Ｃ、３０分間の１段
熱処理を施した。
【００５８】図８から、Ｃの添加により、８０μｍの厚
みで実用上十分な磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネル
ギー積（ＢＨ）ｍａｘ）が得られることが判明した。８
０μｍの厚みを越えると、保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅを下
回り、急激に劣化して実用上好ましくない。また、Ｃな
しの参考例から判明するように、実用化されている従来
の標準的な組成では２５μｍの厚みを越えると、当該２
５μｍの厚みの磁気特性（最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘ）に比べて急激に減少し、３０％以上の劣化が生じ
てしまう。これに対して本発明の組成では、８０μｍの
厚みでも２０％以内の減少に納まり、厚いリボンでも十
分実用となる磁気特性が安定して得られることが判明し
た。
みで実用上十分な磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネル
ギー積（ＢＨ）ｍａｘ）が得られることが判明した。８
０μｍの厚みを越えると、保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅを下
回り、急激に劣化して実用上好ましくない。また、Ｃな
しの参考例から判明するように、実用化されている従来
の標準的な組成では２５μｍの厚みを越えると、当該２
５μｍの厚みの磁気特性（最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘ）に比べて急激に減少し、３０％以上の劣化が生じ
てしまう。これに対して本発明の組成では、８０μｍの
厚みでも２０％以内の減少に納まり、厚いリボンでも十
分実用となる磁気特性が安定して得られることが判明し
た。
【００５９】以上の実験事実からＣ添加し、リボン厚さ
が２５〜８０μｍとなる周速度で冷却することが適当と
判明した。但し、２５μｍ未満においても実用上十分な
磁気特性は得られる。
が２５〜８０μｍとなる周速度で冷却することが適当と
判明した。但し、２５μｍ未満においても実用上十分な
磁気特性は得られる。
【００６０】図９は、本発明の実験例（ボンド磁石）を
示す。これは、図８の本発明で得られたリボン薄帯を５
３〜５００μｍ程度の粒径に粉砕し、この粉体に溶剤希
釈型エポキシ樹脂ワニス（固形分で５０％溶液）を４重
量％添加し、窒素雰囲気中で溶剤を飛散させながら混合
した。この混合物を解砕・篩別して５００μｍ以下のペ
レットとした。このペレットを金型に充填して成形圧力
６ｔ／ｃｍ2で成形した。成形体の形状は、外径１０ｍ
ｍ、高さ５ｍｍの円柱体とした。この成形体を１５０°
Ｃ、１時間加熱してエポキシ樹脂を硬化させてボンド磁
石を作製した。このボンド磁石の磁石粉の充填度および
磁気特性を、リボン薄帯の厚み、周速度に対応づけて図
示のように得られた。ここで、充填度は、磁石粉が１０
０％充填された場合のボンド磁石の理論密度に対する作
製されたボンド磁石の密度の割合を百分率で示す。
示す。これは、図８の本発明で得られたリボン薄帯を５
３〜５００μｍ程度の粒径に粉砕し、この粉体に溶剤希
釈型エポキシ樹脂ワニス（固形分で５０％溶液）を４重
量％添加し、窒素雰囲気中で溶剤を飛散させながら混合
した。この混合物を解砕・篩別して５００μｍ以下のペ
レットとした。このペレットを金型に充填して成形圧力
６ｔ／ｃｍ2で成形した。成形体の形状は、外径１０ｍ
ｍ、高さ５ｍｍの円柱体とした。この成形体を１５０°
Ｃ、１時間加熱してエポキシ樹脂を硬化させてボンド磁
石を作製した。このボンド磁石の磁石粉の充填度および
磁気特性を、リボン薄帯の厚み、周速度に対応づけて図
示のように得られた。ここで、充填度は、磁石粉が１０
０％充填された場合のボンド磁石の理論密度に対する作
製されたボンド磁石の密度の割合を百分率で示す。
【００６１】図９から、リボン薄帯の厚みが増すに従っ
て充填度が向上すると共に、磁気特性（最大エネルギー
積（ＢＨ）ｍａｘ）も向上していることが判明する。リ
ボン薄帯の厚みが８０μｍを越えると、密度は上昇する
が、粉体の磁気特性の劣化のためにボンド磁石の磁気特
性も劣化することが判明する。従来のＣ添加なしのＮｄ
13.5Ｆｅ80.5Ｂ6組成の参考例やＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6組成の
比較例の場合には、２５μｍの厚みを境に、厚みが増す
と磁気特性（最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）が急激
に劣化してしまい、リボン薄帯の厚みを増してボンド磁
石の作製時の充填度の向上のメリットを生かすことがで
きないことが判明した。。
て充填度が向上すると共に、磁気特性（最大エネルギー
積（ＢＨ）ｍａｘ）も向上していることが判明する。リ
ボン薄帯の厚みが８０μｍを越えると、密度は上昇する
が、粉体の磁気特性の劣化のためにボンド磁石の磁気特
性も劣化することが判明する。従来のＣ添加なしのＮｄ
13.5Ｆｅ80.5Ｂ6組成の参考例やＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6組成の
比較例の場合には、２５μｍの厚みを境に、厚みが増す
と磁気特性（最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）が急激
に劣化してしまい、リボン薄帯の厚みを増してボンド磁
石の作製時の充填度の向上のメリットを生かすことがで
きないことが判明した。。
【００６２】以上の実験事実からＣ添加し、リボン厚さ
が２５〜８０μｍとなる周速度で冷却することが適当と
判明した。但し、２５μｍ未満でも実用上十分な磁気特
性は得られる。
が２５〜８０μｍとなる周速度で冷却することが適当と
判明した。但し、２５μｍ未満でも実用上十分な磁気特
性は得られる。
【００６３】図１０は、本発明の実験例（高温、高湿試
験）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ82Ｂ6Ｃ2の組成の溶解
物を急冷しリボン厚み５０、２５μｍとし、１段目５０
０°Ｃ、３０分間、２段目７００°Ｃ、３０分間の２段
熱処理を施し、これからボンド磁石を作製する。そし
て、８０°Ｃ、９５％ＲＨの高温・高湿環境下で、１２
０、２４０、４８０時間放置し、錆の発生の様子を目視
で観察した結果である。参考例は、従来のＣなしのＮｄ
13.5Ｆｅ80.5Ｂ6の組成のものである。。
験）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ82Ｂ6Ｃ2の組成の溶解
物を急冷しリボン厚み５０、２５μｍとし、１段目５０
０°Ｃ、３０分間、２段目７００°Ｃ、３０分間の２段
熱処理を施し、これからボンド磁石を作製する。そし
て、８０°Ｃ、９５％ＲＨの高温・高湿環境下で、１２
０、２４０、４８０時間放置し、錆の発生の様子を目視
で観察した結果である。参考例は、従来のＣなしのＮｄ
13.5Ｆｅ80.5Ｂ6の組成のものである。。
【００６４】図１０から、本発明のボンド磁石は従来の
参考例よりも点錆有りが発生するのが遅く、耐蝕性に優
れていることが判明した。これは、リボン薄帯の厚みが
厚いので、粉体が剛体となり、ボンド磁石の成形時に割
れて新たな面が露出して酸化される割合が少ないこと、
および酸化し易いＲ添加量が少ないことにより、耐蝕性
が優れたものである。
参考例よりも点錆有りが発生するのが遅く、耐蝕性に優
れていることが判明した。これは、リボン薄帯の厚みが
厚いので、粉体が剛体となり、ボンド磁石の成形時に割
れて新たな面が露出して酸化される割合が少ないこと、
および酸化し易いＲ添加量が少ないことにより、耐蝕性
が優れたものである。
【００６５】（２） 図１１から図２２を用い、Ｒ−Ｆ
ｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣ＋Ｔを適量添加した場合の概念お
よび実験例について順次詳細に説明する。ここで、Ｔ
（遷移金属元素）はＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上を表
す。
ｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣ＋Ｔを適量添加した場合の概念お
よび実験例について順次詳細に説明する。ここで、Ｔ
（遷移金属元素）はＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上を表
す。
【００６６】（２−１） 概念の説明：溶融合金を直接
急冷凝固すると、急冷後の組織は、合金組成や急冷条件
により異なるが、一般的にアモルファスあるいは微結晶
またはその混合組織となる。これを熱処理することによ
り、その微結晶またはアモルファスと微結晶からなる組
織およびサイズを更にコントロールでき、０．０１〜１
μｍ程度のＲ2Ｆｅ14Ｂ微細粒子をアモルファス相が取
り囲んだ組織となる。急冷法で得られるＲ−Ｆｅ（Ｃ
ｏ）−Ｂ系材料について種々の添加元素の影響を検討し
た結果、希土類元素（Ｒ）の添加量が少ない１２ａｔ％
未満の組成領域であっても、特にＣ、Ｔ（遷移金属元
素）を添加した場合、実用上十分な高い保磁力ｉＨｃ、
高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを示す永久磁石が
製造できることを本発明者は見いだした。
急冷凝固すると、急冷後の組織は、合金組成や急冷条件
により異なるが、一般的にアモルファスあるいは微結晶
またはその混合組織となる。これを熱処理することによ
り、その微結晶またはアモルファスと微結晶からなる組
織およびサイズを更にコントロールでき、０．０１〜１
μｍ程度のＲ2Ｆｅ14Ｂ微細粒子をアモルファス相が取
り囲んだ組織となる。急冷法で得られるＲ−Ｆｅ（Ｃ
ｏ）−Ｂ系材料について種々の添加元素の影響を検討し
た結果、希土類元素（Ｒ）の添加量が少ない１２ａｔ％
未満の組成領域であっても、特にＣ、Ｔ（遷移金属元
素）を添加した場合、実用上十分な高い保磁力ｉＨｃ、
高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを示す永久磁石が
製造できることを本発明者は見いだした。
【００６７】また、本発明の組成で急冷凝固させた材料
について、不活性雰囲気あるいは真空中において、第１
段目の熱処理によりＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を形成し、第
２段目の熱処理により形成した核を最適粒径に制御する
ことにより、第２段目の熱処理のみの１段熱処理よりも
磁気特性、特に（ＢＨ）ｍａｘをより向上させることが
できた。ここで、第２段目の熱処理のみの１段熱処理で
もほぼ十分な磁気特性を得ることもできる。この熱処理
は、高速急冷後に得られたリボン薄帯に施した後に粉砕
して粉体を生成してもよいし、逆にリボン薄帯を粉砕し
た後に熱処理を施してもよい。
について、不活性雰囲気あるいは真空中において、第１
段目の熱処理によりＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を形成し、第
２段目の熱処理により形成した核を最適粒径に制御する
ことにより、第２段目の熱処理のみの１段熱処理よりも
磁気特性、特に（ＢＨ）ｍａｘをより向上させることが
できた。ここで、第２段目の熱処理のみの１段熱処理で
もほぼ十分な磁気特性を得ることもできる。この熱処理
は、高速急冷後に得られたリボン薄帯に施した後に粉砕
して粉体を生成してもよいし、逆にリボン薄帯を粉砕し
た後に熱処理を施してもよい。
【００６８】また、本発明の組成では急冷速度にあまり
影響されずに高磁気特性を得ることができるリボン薄帯
の厚みが１０〜８０μｍであった。また、２５〜８０μ
ｍと厚いリボン薄帯を所望形状に粉砕して得られた粉体
は流動性に優れ、これを用いてボンド磁石を作成する
と、従来の２５μｍ程度の厚みリボン薄帯を粉砕して作
成した粉体から作成する場合に比し、粉体充填性が高く
高特性のボンド磁石を得ることができた。更に、この本
発明の粉体は剛体であり、ボンド磁石作成時に生じる圧
縮時の粉体の破断が少ないこと、および腐食の原因であ
る酸化され易いＲ量が少ないことの両者により耐蝕性の
優れたボンド磁石を作成することができる。
影響されずに高磁気特性を得ることができるリボン薄帯
の厚みが１０〜８０μｍであった。また、２５〜８０μ
ｍと厚いリボン薄帯を所望形状に粉砕して得られた粉体
は流動性に優れ、これを用いてボンド磁石を作成する
と、従来の２５μｍ程度の厚みリボン薄帯を粉砕して作
成した粉体から作成する場合に比し、粉体充填性が高く
高特性のボンド磁石を得ることができた。更に、この本
発明の粉体は剛体であり、ボンド磁石作成時に生じる圧
縮時の粉体の破断が少ないこと、および腐食の原因であ
る酸化され易いＲ量が少ないことの両者により耐蝕性の
優れたボンド磁石を作成することができる。
【００６９】（２−２） 図１１から図２２を用い、Ｒ
−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣ＋Ｔを添加した場合の実験例
の詳細説明：図１１は、本発明の他の実施例構成図（Ｒ
−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃ−Ｔ） を示す。
−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣ＋Ｔを添加した場合の実験例
の詳細説明：図１１は、本発明の他の実施例構成図（Ｒ
−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃ−Ｔ） を示す。
【００７０】図１１において、Ｓ１は、秤量を行なう。
これは、右側に記載した下記のようにＲ、Ｂ、Ｃ、Ｔ、
Ｆｅ（Ｃｏ）の秤量を行う。 ・６ａｔ％≦Ｒ≦１４ａｔ％ ・２ａｔ％≦Ｂ≦１５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｃ≦５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｔ≦５ａｔ％ ・残部Ｆｅ（あるいはＦｅとＣｏの混合で０≦Ｃｏ／
（Ｆｅ＋Ｃｏ）≦０．４） Ｓ２は、溶解を行なう。これは、Ｓ１で秤量した各材料
を加熱して溶解する（溶解工程１によって行なう）。
これは、右側に記載した下記のようにＲ、Ｂ、Ｃ、Ｔ、
Ｆｅ（Ｃｏ）の秤量を行う。 ・６ａｔ％≦Ｒ≦１４ａｔ％ ・２ａｔ％≦Ｂ≦１５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｃ≦５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｔ≦５ａｔ％ ・残部Ｆｅ（あるいはＦｅとＣｏの混合で０≦Ｃｏ／
（Ｆｅ＋Ｃｏ）≦０．４） Ｓ２は、溶解を行なう。これは、Ｓ１で秤量した各材料
を加熱して溶解する（溶解工程１によって行なう）。
【００７１】Ｓ３は、Ｓ２で溶解した溶解物を急冷凝固
させる。これは、例えば２〜２５ｍ／秒の周速度で回転
させたロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを通し
てアルゴンガス圧１Ｋｇ／ｃｍ2で溶解物を射出して高
速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる厚さ
が２５〜８０μｍのリボン薄帯を生成する（急冷工程２
によって行なう）。
させる。これは、例えば２〜２５ｍ／秒の周速度で回転
させたロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを通し
てアルゴンガス圧１Ｋｇ／ｃｍ2で溶解物を射出して高
速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる厚さ
が２５〜８０μｍのリボン薄帯を生成する（急冷工程２
によって行なう）。
【００７２】Ｓ４は、熱処理（第１段）を行なう。これ
は、右側に記載したように、４５０〜６００°Ｃの範囲
で例えば３０分間の熱処理を施し、磁気特性を向上させ
る（熱処理（第１段）工程３によって行なう）。この第
１段の熱処理は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核
を形成させるものである。
は、右側に記載したように、４５０〜６００°Ｃの範囲
で例えば３０分間の熱処理を施し、磁気特性を向上させ
る（熱処理（第１段）工程３によって行なう）。この第
１段の熱処理は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核
を形成させるものである。
【００７３】Ｓ５は、熱処理（第２段）を行なう。これ
は、右側に記載したように、５５０〜９００°Ｃの範囲
かつ第１段の熱処理よりも高い温度で例えば３０分間の
熱処理を施し、更に磁気特性を向上させる（熱処理（第
２段）工程４によって行なう）。この第２段の熱処理
は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を成長させて
最適粒径に制御するものである。
は、右側に記載したように、５５０〜９００°Ｃの範囲
かつ第１段の熱処理よりも高い温度で例えば３０分間の
熱処理を施し、更に磁気特性を向上させる（熱処理（第
２段）工程４によって行なう）。この第２段の熱処理
は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を成長させて
最適粒径に制御するものである。
【００７４】Ｓ６は、粉砕する。これは、Ｓ４、Ｓ５で
熱処理を施した後に所定の粒径の粉体となるように粉砕
する（粉砕工程５によって行なう）。ここでは、Ｓ４、
Ｓ５の熱処理を施してからＳ６の粉砕したが、粉砕して
からＳ４、Ｓ５の熱処理を施してもよい。
熱処理を施した後に所定の粒径の粉体となるように粉砕
する（粉砕工程５によって行なう）。ここでは、Ｓ４、
Ｓ５の熱処理を施してからＳ６の粉砕したが、粉砕して
からＳ４、Ｓ５の熱処理を施してもよい。
【００７５】Ｓ７は、急冷磁石が生成される。これは、
Ｓ１からＳ６によって、粉体の急冷磁石が生成されたも
のである。Ｓ８は、樹脂の混合・混練を行なう。これ
は、Ｓ７の粉体の急冷磁石に樹脂（例えばエポキシ樹
脂）を混合してよく混練する（樹脂混合・混練工程６に
よって行なう）。
Ｓ１からＳ６によって、粉体の急冷磁石が生成されたも
のである。Ｓ８は、樹脂の混合・混練を行なう。これ
は、Ｓ７の粉体の急冷磁石に樹脂（例えばエポキシ樹
脂）を混合してよく混練する（樹脂混合・混練工程６に
よって行なう）。
【００７６】Ｓ９は、解砕を行なう。これは、Ｓ８で樹
脂を混合・混練して溶剤を蒸発させた材料を解砕して所
定の粒径の粉体にする（解砕工程７によって行なう）。
Ｓ１０は、成形する。これは、Ｓ９で解砕した粉体を金
型に充填して圧力をかけて所望のボンド磁石の形状に成
形する（成形工程８によって行なう）。
脂を混合・混練して溶剤を蒸発させた材料を解砕して所
定の粒径の粉体にする（解砕工程７によって行なう）。
Ｓ１０は、成形する。これは、Ｓ９で解砕した粉体を金
型に充填して圧力をかけて所望のボンド磁石の形状に成
形する（成形工程８によって行なう）。
【００７７】Ｓ１１は、樹脂硬化する。これは、Ｓ１０
で成形した所望のボンド磁石の形状のものを例えば加熱
して樹脂を硬化させる（樹脂硬化工程９によって行な
う）。Ｓ１２は、ボンド磁石ができあがる。
で成形した所望のボンド磁石の形状のものを例えば加熱
して樹脂を硬化させる（樹脂硬化工程９によって行な
う）。Ｓ１２は、ボンド磁石ができあがる。
【００７８】以上のように、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系に
Ｃ＋Ｔを混合した混合物を溶解、急冷、熱処理（第１
段）、熱処理（第２段）、粉砕して急冷磁石を作成す
る。この作成した急冷磁石の粉体に樹脂を混合・混練、
解砕、成形、樹脂硬化して所望の形状のボンド磁石を製
造する。これらにより、Ｒ量が１４ａｔ％以下の（Ｃ＋
Ｔ）添加無しに比し、本発明は（Ｃ＋Ｔ）を添加してＲ
量が１２ａｔ％未満でも高い磁気特性を得ることを可能
とし、Ｒ量が１２〜１４ａｔ％においてもｉＨｃをより
増大させ、しかも従来不可能とされていた急速冷却して
も良好な磁気特性を持つ２５〜８０μｍの厚いリボン薄
帯の製造が可能となり、更に、熱処理（第１段）、熱処
理（第２段）（あるいは熱処理（第２段）のみでもよ
い）を行って磁気特性を改善し、極めて磁気特性の良好
な希土類急冷磁石を製造できる。そして、この希土類急
冷磁石の粉体に樹脂を混合して成形して作成したボンド
磁石は、磁気特性が良好であると共に、Ｒ量が少なくて
酸化し難いと共に厚いリボン薄帯を粉砕して粉体を成形
しているために成形時に破断面が現れる割合が少なくて
耐蝕性に優れたボンド磁石を製造できた。以下図１２か
ら図２２の他の実験例を用いて具体的に順次説明する。
Ｃ＋Ｔを混合した混合物を溶解、急冷、熱処理（第１
段）、熱処理（第２段）、粉砕して急冷磁石を作成す
る。この作成した急冷磁石の粉体に樹脂を混合・混練、
解砕、成形、樹脂硬化して所望の形状のボンド磁石を製
造する。これらにより、Ｒ量が１４ａｔ％以下の（Ｃ＋
Ｔ）添加無しに比し、本発明は（Ｃ＋Ｔ）を添加してＲ
量が１２ａｔ％未満でも高い磁気特性を得ることを可能
とし、Ｒ量が１２〜１４ａｔ％においてもｉＨｃをより
増大させ、しかも従来不可能とされていた急速冷却して
も良好な磁気特性を持つ２５〜８０μｍの厚いリボン薄
帯の製造が可能となり、更に、熱処理（第１段）、熱処
理（第２段）（あるいは熱処理（第２段）のみでもよ
い）を行って磁気特性を改善し、極めて磁気特性の良好
な希土類急冷磁石を製造できる。そして、この希土類急
冷磁石の粉体に樹脂を混合して成形して作成したボンド
磁石は、磁気特性が良好であると共に、Ｒ量が少なくて
酸化し難いと共に厚いリボン薄帯を粉砕して粉体を成形
しているために成形時に破断面が現れる割合が少なくて
耐蝕性に優れたボンド磁石を製造できた。以下図１２か
ら図２２の他の実験例を用いて具体的に順次説明する。
【００７９】図１２は、本発明の他の実験例（Ｎｄ）を
示す。これは、Ｎｄの添加量を変化させたＮｄXＦｅ
90-XＢ6Ｃ2Ｈｆ2（５≦Ｘ≦１５）なる組成の混合物を
アーク溶解し、このアーク溶解した溶融物を２５ｍ／ｓ
で回転するロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを
通してアルゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高速冷
却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる薄帯を得
た。この薄帯を真空中７００°Ｃ、３０分間の熱処理を
施した。この熱処理を施した後に、磁気特性としてここ
では、保磁力ｉＨｃ（ｋＯｅ）、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）を測定した。比較例は、Ｃ＋Ｈ
ｆを添加しない組成ＮｄXＦｅ94-XＢ6（５≦Ｘ≦１５）
について、同一の処理を行い、測定した磁気特性を示
す。ここで、磁気特性は全て磁石粉体をカプセルに充填
してＶＳＭで測定した。
示す。これは、Ｎｄの添加量を変化させたＮｄXＦｅ
90-XＢ6Ｃ2Ｈｆ2（５≦Ｘ≦１５）なる組成の混合物を
アーク溶解し、このアーク溶解した溶融物を２５ｍ／ｓ
で回転するロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを
通してアルゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高速冷
却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる薄帯を得
た。この薄帯を真空中７００°Ｃ、３０分間の熱処理を
施した。この熱処理を施した後に、磁気特性としてここ
では、保磁力ｉＨｃ（ｋＯｅ）、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）を測定した。比較例は、Ｃ＋Ｈ
ｆを添加しない組成ＮｄXＦｅ94-XＢ6（５≦Ｘ≦１５）
について、同一の処理を行い、測定した磁気特性を示
す。ここで、磁気特性は全て磁石粉体をカプセルに充填
してＶＳＭで測定した。
【００８０】図１２から、Ｃ＋Ｈｆの同時添加により、
Ｎｄ添加量の少ない１２ａｔ％未満の組成でも、５ｋＯ
ｅ以上の保磁力ｉＨｃが得られ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘもＣ＋Ｈｆの添加なしに比して増加している
ことが判明する。Ｎｄ添加量の多い１２〜１４ａｔ％の
組成でも、保磁力ｉＨｃが向上していることが判明し、
１４ａｔ％を越えた組成ではＣ＋Ｈｆの添加による保磁
力ｉＨｃの増加が見られなくなることが判明した。一
方、Ｎｄ添加量が６ａｔ％未満では保磁力ｉＨｃが５ｋ
Ｏｅ未満と小さくなり、実用上使用に耐えないことが判
明した。
Ｎｄ添加量の少ない１２ａｔ％未満の組成でも、５ｋＯ
ｅ以上の保磁力ｉＨｃが得られ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘもＣ＋Ｈｆの添加なしに比して増加している
ことが判明する。Ｎｄ添加量の多い１２〜１４ａｔ％の
組成でも、保磁力ｉＨｃが向上していることが判明し、
１４ａｔ％を越えた組成ではＣ＋Ｈｆの添加による保磁
力ｉＨｃの増加が見られなくなることが判明した。一
方、Ｎｄ添加量が６ａｔ％未満では保磁力ｉＨｃが５ｋ
Ｏｅ未満と小さくなり、実用上使用に耐えないことが判
明した。
【００８１】以上の実験事実からＮｄ添加量は、６〜１
４ａｔ％が適当と判明した。図１３は、本発明の他の実
験例（Ｂ）を示す。これは、Ｂの添加量を変化させたＮ
ｄ10Ｆｅ86-YＢYＣ2Ｈｆ2（１≦Ｙ≦１６）なる組成の
混合物を図１２と同様の手順で作成し、測定した磁気特
性を図示する。
４ａｔ％が適当と判明した。図１３は、本発明の他の実
験例（Ｂ）を示す。これは、Ｂの添加量を変化させたＮ
ｄ10Ｆｅ86-YＢYＣ2Ｈｆ2（１≦Ｙ≦１６）なる組成の
混合物を図１２と同様の手順で作成し、測定した磁気特
性を図示する。
【００８２】図１３から、Ｃ＋Ｈｆの添加により、Ｂの
添加量が２〜１５ａｔ％の範囲で、保磁力ｉＨｃ、最大
エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが、比較例のＣ＋Ｈｆ添加
無しに比し、大幅に増加していることが判明した。ま
た、Ｃ＋Ｈｆの変わりにＢのみでは、比較例から判明す
るように大幅な保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘの向上は得られないことも判明した。
添加量が２〜１５ａｔ％の範囲で、保磁力ｉＨｃ、最大
エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが、比較例のＣ＋Ｈｆ添加
無しに比し、大幅に増加していることが判明した。ま
た、Ｃ＋Ｈｆの変わりにＢのみでは、比較例から判明す
るように大幅な保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘの向上は得られないことも判明した。
【００８３】以上の実験事実からＢ添加量は、２〜１５
ａｔ％が適当と判明した。図１４は、本発明の他の実験
例（Ｃ）を示す。これは、Ｃの添加量を変化させたＮｄ
10Ｆｅ82-ZＢ6ＣZＨｆ2（０≦Ｚ≦６）なる組成の混合
物を図１２と同様の手順で作成し、測定した磁気特性を
図示する。
ａｔ％が適当と判明した。図１４は、本発明の他の実験
例（Ｃ）を示す。これは、Ｃの添加量を変化させたＮｄ
10Ｆｅ82-ZＢ6ＣZＨｆ2（０≦Ｚ≦６）なる組成の混合
物を図１２と同様の手順で作成し、測定した磁気特性を
図示する。
【００８４】図１４から、Ｃの添加量０．１ａｔ％未満
では保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ以下未満と小さく、０．１
ａｔ％以上でその効果が現れ、保磁力ｉＨｃ、最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘがともに増加することが判明し
た。そして、５ａｔ％を越えると保磁力ｉＨｃが急激に
低下し、５ｋＯｅ未満となってしまうことが判明した。
また、Ｈｆ添加（Ｃ＝０ａｔ％のとき）のは、図１２
ののＮｄの１０ａｔ％のＣ＋Ｈｆなしの場合と比べ、
保磁力ｉＨｃが増加する効果があるが、更にＣ＋Ｈｆの
同時添加により、’により大幅に保磁力ｉＨｃ、最大
エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増加することが判明す
る。
では保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ以下未満と小さく、０．１
ａｔ％以上でその効果が現れ、保磁力ｉＨｃ、最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘがともに増加することが判明し
た。そして、５ａｔ％を越えると保磁力ｉＨｃが急激に
低下し、５ｋＯｅ未満となってしまうことが判明した。
また、Ｈｆ添加（Ｃ＝０ａｔ％のとき）のは、図１２
ののＮｄの１０ａｔ％のＣ＋Ｈｆなしの場合と比べ、
保磁力ｉＨｃが増加する効果があるが、更にＣ＋Ｈｆの
同時添加により、’により大幅に保磁力ｉＨｃ、最大
エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増加することが判明す
る。
【００８５】以上の実験事実からＣの添加量は、０．１
〜５ａｔ％が適当と判明した。図１５は、本発明の他の
実験例（Ｈｆ）を示す。これは、Ｈｆの添加量を変化さ
せたＮｄ10Ｆｅ82-AＢ6Ｃ2ＨｆA（０≦Ａ≦６）なる組
成の混合物を図１２と同様の手順で作成し、測定した磁
気特性を図示する。
〜５ａｔ％が適当と判明した。図１５は、本発明の他の
実験例（Ｈｆ）を示す。これは、Ｈｆの添加量を変化さ
せたＮｄ10Ｆｅ82-AＢ6Ｃ2ＨｆA（０≦Ａ≦６）なる組
成の混合物を図１２と同様の手順で作成し、測定した磁
気特性を図示する。
【００８６】図１５から、Ｈｆの添加量が５ａｔ％を越
えると保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ未満となり実用上好まし
くない。０．１〜５ａｔ％の範囲で保磁力ｉＨｃが増大
することが判明する。また、Ｈｆの添加なしのＣの添加
のみでも保磁力ｉＨｃの増加の効果があり、Ｃ＋Ｈｆの
同時添加により、更に保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘが増大する効果があることが判明する
（図１４ののＨｆのみの添加参照）。
えると保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ未満となり実用上好まし
くない。０．１〜５ａｔ％の範囲で保磁力ｉＨｃが増大
することが判明する。また、Ｈｆの添加なしのＣの添加
のみでも保磁力ｉＨｃの増加の効果があり、Ｃ＋Ｈｆの
同時添加により、更に保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘが増大する効果があることが判明する
（図１４ののＨｆのみの添加参照）。
【００８７】以上の実験事実からＨｆの添加量は、０．
１〜５ａｔ％が適当と判明した。図１６は、本発明の他
の実験例（Ｔ）を示す。これは、Ｔを変化させたＮｄ10
Ｆｅ80Ｂ6Ｃ2Ｔ2（ＴはＴｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ）なる組成の混合物を図１２と同
様の手順で作成し、測定した磁気特性を図示する。
１〜５ａｔ％が適当と判明した。図１６は、本発明の他
の実験例（Ｔ）を示す。これは、Ｔを変化させたＮｄ10
Ｆｅ80Ｂ6Ｃ2Ｔ2（ＴはＴｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ）なる組成の混合物を図１２と同
様の手順で作成し、測定した磁気特性を図示する。
【００８８】図１６から、２ａｔ％のＴの種類が変わる
と、磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ）も変わるが、いずれの種類のＴでも十分良
好な磁気特性を得ることができると判明した。
と、磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ）も変わるが、いずれの種類のＴでも十分良
好な磁気特性を得ることができると判明した。
【００８９】以上の実験事実からＴのいずれの種類であ
ってもＴの添加量は、図１５のＨｆと同じ０．１〜５ａ
ｔ％が適当と推測できる。図１７は、本発明の他の実験
例（Ｃｏ）を示す。これは、Ｃｏの置換量を変化させた
Ｎｄ10（Ｆｅ1-WＣｏw）80Ｂ6Ｃ2Ｈｆ2（０≦Ｗ≦０．
５）なる組成の混合物を図１２と同様の手順で作成し、
測定した磁気特性を図示する。
ってもＴの添加量は、図１５のＨｆと同じ０．１〜５ａ
ｔ％が適当と推測できる。図１７は、本発明の他の実験
例（Ｃｏ）を示す。これは、Ｃｏの置換量を変化させた
Ｎｄ10（Ｆｅ1-WＣｏw）80Ｂ6Ｃ2Ｈｆ2（０≦Ｗ≦０．
５）なる組成の混合物を図１２と同様の手順で作成し、
測定した磁気特性を図示する。
【００９０】図１７から、Ｃ＋Ｈｆの添加により、Ｃｏ
の置換量Ｗが０〜０．４において実用上十分な保磁力ｉ
Ｈｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが得られ、Ｆｅ
をＣｏで置換できると判明した。Ｃｏの置換量Ｗが０．
４を越えても保磁力ｉＨｃは実用上十分な値が得られる
がコスト高を招く。このＣｏ添加してＦｅと置換するこ
とにより、図示しないがキュリー温度が改善され温度特
性が向上する。
の置換量Ｗが０〜０．４において実用上十分な保磁力ｉ
Ｈｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが得られ、Ｆｅ
をＣｏで置換できると判明した。Ｃｏの置換量Ｗが０．
４を越えても保磁力ｉＨｃは実用上十分な値が得られる
がコスト高を招く。このＣｏ添加してＦｅと置換するこ
とにより、図示しないがキュリー温度が改善され温度特
性が向上する。
【００９１】以上の実験事実からＣｏ置換量Ｗは、０〜
０．４が適当と判明した。図１８は、本発明の他の実験
例（熱処理）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ80Ｂ6Ｃ2Ｈｆ
2なる組成の混合物をアーク溶解した溶融物を２５ｍ／
ｓで回転するロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズル
を通してアルゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高速
冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる薄帯を
得る。その後、第１段目の熱処理を施し、次に第２段目
の熱処理を施した場合の磁気特性である。ここで、熱処
理は両者ともに記載した温度で加熱して３０分間保持し
た。比較例１は本発明の温度範囲外の磁気特性を示し、
比較例２はＣ＋Ｈｆ添加なしのＮｄ10Ｆｅ84Ｂ６組成の
磁気特性を示す。
０．４が適当と判明した。図１８は、本発明の他の実験
例（熱処理）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ80Ｂ6Ｃ2Ｈｆ
2なる組成の混合物をアーク溶解した溶融物を２５ｍ／
ｓで回転するロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズル
を通してアルゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高速
冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる薄帯を
得る。その後、第１段目の熱処理を施し、次に第２段目
の熱処理を施した場合の磁気特性である。ここで、熱処
理は両者ともに記載した温度で加熱して３０分間保持し
た。比較例１は本発明の温度範囲外の磁気特性を示し、
比較例２はＣ＋Ｈｆ添加なしのＮｄ10Ｆｅ84Ｂ６組成の
磁気特性を示す。
【００９２】図１８の（ａ）から、Ｃ＋Ｈｆの添加によ
り、第１段目および第２段目の２段の熱処理を施した方
が、比較例１のの２段目の熱処理のみの１段熱処理を
施したものより最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大
していることが判明する。この際、比較例１を参照して
判明するように、第１段目の熱処理温度が４５０°Ｃよ
り低温、および６００°Ｃより高温となると、最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、その熱処理
効果が減少する。第２段目の熱処理温度が５５０°Ｃよ
り低温、および９００°Ｃより高温となると、最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、その熱処理
効果が減少する。更に、Ｃ＋Ｈｆの添加無しの比較例２
により、Ｃ＋Ｈｆ添加なしの場合には最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘの本発明のような大きな値が得られない
ことが判明した。また、比較例１のから、第２段目の
熱処理のみでも比較例２のＣ＋Ｈｆ添加無しに比較し、
十分高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値を得られ
ることも判明した。
り、第１段目および第２段目の２段の熱処理を施した方
が、比較例１のの２段目の熱処理のみの１段熱処理を
施したものより最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大
していることが判明する。この際、比較例１を参照して
判明するように、第１段目の熱処理温度が４５０°Ｃよ
り低温、および６００°Ｃより高温となると、最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、その熱処理
効果が減少する。第２段目の熱処理温度が５５０°Ｃよ
り低温、および９００°Ｃより高温となると、最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、その熱処理
効果が減少する。更に、Ｃ＋Ｈｆの添加無しの比較例２
により、Ｃ＋Ｈｆ添加なしの場合には最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘの本発明のような大きな値が得られない
ことが判明した。また、比較例１のから、第２段目の
熱処理のみでも比較例２のＣ＋Ｈｆ添加無しに比較し、
十分高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値を得られ
ることも判明した。
【００９３】以上の実験事実からＣ＋Ｈｆ添加し、第１
段目の熱処理温度は４５０〜６００°Ｃ、第２段目の熱
処理温度は５５０〜９００°Ｃかつ第１段目の温度より
も高いことが適当と判明した。また、第２段目の熱処理
のみを施しても十分高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａ
ｘの値が得られることも判明した。
段目の熱処理温度は４５０〜６００°Ｃ、第２段目の熱
処理温度は５５０〜９００°Ｃかつ第１段目の温度より
も高いことが適当と判明した。また、第２段目の熱処理
のみを施しても十分高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａ
ｘの値が得られることも判明した。
【００９４】図１８の（ｂ）は、図１８の（ａ）の第１
段目および第２段目の熱処理の加熱曲線例を示す。加熱
は、１５°Ｃ／分位の割合で図１８の（ａ）の第１段目
に記載した温度まで加熱して３０分間保持する。次に、
１５°Ｃ／分位の割合で図１８の（ａ）の第２段目に記
載した温度まで加熱して３０分間保持する。そして、１
５°Ｃ／分位の割合で室温まで冷却する。尚、図１８の
（ａ）の第２段目に記載した温度に加熱するのに、第１
段目の加熱に続けて行なう必要はなく、一旦室温に冷却
した後、再度、第２段目に記載した温度に加熱してもよ
い。
段目および第２段目の熱処理の加熱曲線例を示す。加熱
は、１５°Ｃ／分位の割合で図１８の（ａ）の第１段目
に記載した温度まで加熱して３０分間保持する。次に、
１５°Ｃ／分位の割合で図１８の（ａ）の第２段目に記
載した温度まで加熱して３０分間保持する。そして、１
５°Ｃ／分位の割合で室温まで冷却する。尚、図１８の
（ａ）の第２段目に記載した温度に加熱するのに、第１
段目の加熱に続けて行なう必要はなく、一旦室温に冷却
した後、再度、第２段目に記載した温度に加熱してもよ
い。
【００９５】図１９は、本発明の他の実験例（組成）を
示す。これは、Ｎｄを希土類元素の１種あるいは２種以
上に置換した組成物についても図１８と同様の熱処理、
ここでは、第１段目の熱処理、５００°Ｃ、３０分間、
第２段目の熱処理、７００°Ｃ、３０分間で行ったもの
の、磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ）である。比較例はＣ＋Ｔ添加なしの場合の
磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘ）を示す（尚、熱処理は本発明と同様にして行っ
た）。
示す。これは、Ｎｄを希土類元素の１種あるいは２種以
上に置換した組成物についても図１８と同様の熱処理、
ここでは、第１段目の熱処理、５００°Ｃ、３０分間、
第２段目の熱処理、７００°Ｃ、３０分間で行ったもの
の、磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ）である。比較例はＣ＋Ｔ添加なしの場合の
磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘ）を示す（尚、熱処理は本発明と同様にして行っ
た）。
【００９６】図１９から、Ｃ＋Ｔの添加により、Ｎｄ以
外の希土類元素でＮｄを置換しても矢印で示した従来の
Ｃ＋Ｔ添加なしの比較例と比較し、保磁力ｉＨｃおよび
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大していることが
判明する。ここで、希土類元素として実験したものは、
図１９に示すように、Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｃｅ、
Ｎｄ＋Ｐｒ＋Ｙ、Ｎｄ＋Ｄｙ、Ｎｄ＋Ｇｄ、Ｎｄ＋Ｔ
ｂ、Ｎｄ＋Ｄｙ＋Ｙである。
外の希土類元素でＮｄを置換しても矢印で示した従来の
Ｃ＋Ｔ添加なしの比較例と比較し、保磁力ｉＨｃおよび
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大していることが
判明する。ここで、希土類元素として実験したものは、
図１９に示すように、Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｃｅ、
Ｎｄ＋Ｐｒ＋Ｙ、Ｎｄ＋Ｄｙ、Ｎｄ＋Ｇｄ、Ｎｄ＋Ｔ
ｂ、Ｎｄ＋Ｄｙ＋Ｙである。
【００９７】以上の実験事実から種々の希土類元素でＮ
ｄを置換しても、Ｃ＋Ｔ添加により添加無しに比較し、
保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが大幅
に向上し、効果があることが判明した。
ｄを置換しても、Ｃ＋Ｔ添加により添加無しに比較し、
保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが大幅
に向上し、効果があることが判明した。
【００９８】図２０は、本発明の他の実験例（リボン厚
み）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ80Ｂ6Ｃ2Ｈｆ2の組成
の組成物の溶解物をロール周速度を１〜５０ｍ／ｓの範
囲で変化させてリボン薄帯の急冷磁石を作成してリンボ
厚みを測定する。そして、第１段目５００°Ｃ、３０分
間、および第２段目７００°Ｃ、３０分間の２段熱処理
を施してそのときの磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）を測定したものである。比較
例１はＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6のＣ＋Ｈｆ無しの組成のもので
あり、７００°Ｃ、３０分間の１段熱処理を施した。参
考例は、Ｃ＋Ｈｆ無しのＮｄ量が多く高特性が得られる
標準組成であるＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6のものであり、７
００°Ｃ、３０分間の１段熱処理を施した。
み）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ80Ｂ6Ｃ2Ｈｆ2の組成
の組成物の溶解物をロール周速度を１〜５０ｍ／ｓの範
囲で変化させてリボン薄帯の急冷磁石を作成してリンボ
厚みを測定する。そして、第１段目５００°Ｃ、３０分
間、および第２段目７００°Ｃ、３０分間の２段熱処理
を施してそのときの磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）を測定したものである。比較
例１はＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6のＣ＋Ｈｆ無しの組成のもので
あり、７００°Ｃ、３０分間の１段熱処理を施した。参
考例は、Ｃ＋Ｈｆ無しのＮｄ量が多く高特性が得られる
標準組成であるＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6のものであり、７
００°Ｃ、３０分間の１段熱処理を施した。
【００９９】図２０から、Ｃ＋Ｈｆの添加により、８０
μｍの厚みで実用上十分な磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最
大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）が得られることが判明
した。８０μｍの厚みを越えると、保磁力ｉＨｃが５ｋ
Ｏｅを下回り、急激に劣化して実用上好ましくない。ま
た、Ｃ＋Ｈｆなしの参考例から判明するように、実用化
されている従来の標準的な組成では２５μｍの厚みを越
えると、当該２５μｍの厚みの磁気特性（最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘ）に比べて急激に減少し、３０％以
上の劣化が生じてしまう。これに対して本発明の組成で
は、８０μｍの厚みでも２０％以内の減少に納まり、厚
いリボンでも十分実用となる磁気特性が安定して得られ
ることが判明した。
μｍの厚みで実用上十分な磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最
大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）が得られることが判明
した。８０μｍの厚みを越えると、保磁力ｉＨｃが５ｋ
Ｏｅを下回り、急激に劣化して実用上好ましくない。ま
た、Ｃ＋Ｈｆなしの参考例から判明するように、実用化
されている従来の標準的な組成では２５μｍの厚みを越
えると、当該２５μｍの厚みの磁気特性（最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘ）に比べて急激に減少し、３０％以
上の劣化が生じてしまう。これに対して本発明の組成で
は、８０μｍの厚みでも２０％以内の減少に納まり、厚
いリボンでも十分実用となる磁気特性が安定して得られ
ることが判明した。
【０１００】以上の実験事実からＣ＋Ｈｆ添加し、リボ
ン厚さが２５〜８０μｍとなる周速度で冷却することが
適当と判明した。但し、２５μｍ未満の厚みでも高磁気
特性は得られる。
ン厚さが２５〜８０μｍとなる周速度で冷却することが
適当と判明した。但し、２５μｍ未満の厚みでも高磁気
特性は得られる。
【０１０１】図２１は、本発明の他の実験例（ボンド磁
石）を示す。これは、図２０の本発明で得られたリボン
薄帯を５３〜５００μｍ程度の粒径に粉砕し、この粉体
に溶剤希釈型エポキシ樹脂ワニス（固形分で５０％溶
液）を４重量％添加し、窒素雰囲気中で溶剤を飛散させ
ながら混合した。この混合物を解砕・篩別して５００μ
ｍ以下のペレットとした。このペレットを金型に充填し
て成形圧力６ｔ／ｃｍ2で成形した。成形体の形状は、
外径１０ｍｍ、高さ５ｍｍの円柱体とした。この成形体
を１５０°Ｃ、１時間加熱してエポキシ樹脂を硬化させ
てボンド磁石を作製した。このボンド磁石の磁石粉の充
填度および磁気特性を、リボン薄帯の厚み、周速度に対
応づけて図示のように得られた。ここで、充填度は、磁
石粉が１００％充填された場合のボンド磁石の理論密度
に対する作製されたボンド磁石の密度の割合を百分率で
示す。
石）を示す。これは、図２０の本発明で得られたリボン
薄帯を５３〜５００μｍ程度の粒径に粉砕し、この粉体
に溶剤希釈型エポキシ樹脂ワニス（固形分で５０％溶
液）を４重量％添加し、窒素雰囲気中で溶剤を飛散させ
ながら混合した。この混合物を解砕・篩別して５００μ
ｍ以下のペレットとした。このペレットを金型に充填し
て成形圧力６ｔ／ｃｍ2で成形した。成形体の形状は、
外径１０ｍｍ、高さ５ｍｍの円柱体とした。この成形体
を１５０°Ｃ、１時間加熱してエポキシ樹脂を硬化させ
てボンド磁石を作製した。このボンド磁石の磁石粉の充
填度および磁気特性を、リボン薄帯の厚み、周速度に対
応づけて図示のように得られた。ここで、充填度は、磁
石粉が１００％充填された場合のボンド磁石の理論密度
に対する作製されたボンド磁石の密度の割合を百分率で
示す。
【０１０２】図２１から、リボン薄帯の厚みが増すに従
って充填度が向上すると共に、磁気特性（最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘ）も向上していることが判明する。
リボン薄帯の厚みが８０μｍを越えると、密度は上昇す
るが、粉体の磁気特性の劣化のためにボンド磁石の磁気
特性も劣化することが判明する。従来のＣ＋Ｈｆ添加な
しのＮｄ3.5Ｆｅ80.5Ｂ6組成の参考例やＮｄ10Ｆｅ84Ｂ
6組成の比較例の場合には、２５μｍの厚みを境に、厚
みが増すと磁気特性（最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａ
ｘ）が急激に劣化してしまい、リボン薄帯の厚みを増し
てボンド磁石の作製時の充填度の向上のメリットを生か
すことができないことが判明した。。
って充填度が向上すると共に、磁気特性（最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘ）も向上していることが判明する。
リボン薄帯の厚みが８０μｍを越えると、密度は上昇す
るが、粉体の磁気特性の劣化のためにボンド磁石の磁気
特性も劣化することが判明する。従来のＣ＋Ｈｆ添加な
しのＮｄ3.5Ｆｅ80.5Ｂ6組成の参考例やＮｄ10Ｆｅ84Ｂ
6組成の比較例の場合には、２５μｍの厚みを境に、厚
みが増すと磁気特性（最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａ
ｘ）が急激に劣化してしまい、リボン薄帯の厚みを増し
てボンド磁石の作製時の充填度の向上のメリットを生か
すことができないことが判明した。。
【０１０３】以上の実験事実からＣ＋Ｈｆ添加し、リボ
ン厚さが２５〜８０μｍとなる周速度で冷却することが
適当と判明した。但し、２５μｍ未満の厚みでも高磁気
特性は得られる。
ン厚さが２５〜８０μｍとなる周速度で冷却することが
適当と判明した。但し、２５μｍ未満の厚みでも高磁気
特性は得られる。
【０１０４】図２２は、本発明の他の実験例（高温、高
湿試験）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ80Ｂ6Ｃ2Ｈｆ2の
組成の溶解物を急冷しリボン厚み５０、２５μｍとし、
１段目５００°Ｃ、３０分間、２段目７００°Ｃ、３０
分間の２段熱処理を施し、これからボンド磁石を作製す
る。そして、８０°Ｃ、９５％ＲＨの高温・高湿環境下
で、１２０、２４０、４８０時間放置し、錆の発生の様
子を目視で観察した結果である。参考例は、従来のＣ＋
ＨｆなしのＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6の組成のものであ
る。。
湿試験）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ80Ｂ6Ｃ2Ｈｆ2の
組成の溶解物を急冷しリボン厚み５０、２５μｍとし、
１段目５００°Ｃ、３０分間、２段目７００°Ｃ、３０
分間の２段熱処理を施し、これからボンド磁石を作製す
る。そして、８０°Ｃ、９５％ＲＨの高温・高湿環境下
で、１２０、２４０、４８０時間放置し、錆の発生の様
子を目視で観察した結果である。参考例は、従来のＣ＋
ＨｆなしのＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6の組成のものであ
る。。
【０１０５】図２２から、本発明のボンド磁石は従来の
参考例よりも点錆有りが発生するのが遅く、耐蝕性に優
れていることが判明した。これは、リボン薄帯の厚みが
厚いので、粉体が剛体となり、ボンド磁石の成形時に割
れて新たな面が露出して酸化される割合が少ないこと、
および酸化し易いＲ添加量が少ないことにより、耐蝕性
が優れたものである。
参考例よりも点錆有りが発生するのが遅く、耐蝕性に優
れていることが判明した。これは、リボン薄帯の厚みが
厚いので、粉体が剛体となり、ボンド磁石の成形時に割
れて新たな面が露出して酸化される割合が少ないこと、
および酸化し易いＲ添加量が少ないことにより、耐蝕性
が優れたものである。
【０１０６】以上の図１１から図２２によって、Ｒ−Ｆ
ｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣとＴ（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ）を同時添加すること
により、無添加、およびＣ、Ｔの単独添加に比較し、希
土類元素Ｒの添加量の少なく（１４ａｔ％以下）て高い
保磁力ｉＨｃを得ることができ、低コスト化を図ること
ができる。また、２段熱処理により最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘを向上させた実用上優れた永久磁石が得
られる。また、低ロール周速度で高磁気特性の厚いリボ
ン薄帯２５〜８０μｍを得ることができ、充填性を高め
たボンド磁石を作製できると共に、高耐蝕性をボンド磁
石に持たせることができる。
ｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣとＴ（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ）を同時添加すること
により、無添加、およびＣ、Ｔの単独添加に比較し、希
土類元素Ｒの添加量の少なく（１４ａｔ％以下）て高い
保磁力ｉＨｃを得ることができ、低コスト化を図ること
ができる。また、２段熱処理により最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘを向上させた実用上優れた永久磁石が得
られる。また、低ロール周速度で高磁気特性の厚いリボ
ン薄帯２５〜８０μｍを得ることができ、充填性を高め
たボンド磁石を作製できると共に、高耐蝕性をボンド磁
石に持たせることができる。
【０１０７】（３） 図２３から図３４を用い、Ｒ−Ｆ
ｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣｕ＋Ｔを適量添加した場合の概念
および実験例について順次詳細に説明する。ここで、Ｔ
（遷移金属元素）はＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上を表
す。
ｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣｕ＋Ｔを適量添加した場合の概念
および実験例について順次詳細に説明する。ここで、Ｔ
（遷移金属元素）はＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上を表
す。
【０１０８】（３−１） 概念の説明：溶融合金を直接
急冷凝固すると、急冷後の組織は、合金組成や急冷条件
により異なるが、一般的にアモルファスあるいは微結晶
またはその混合組織となる。これを熱処理することによ
り、その微結晶またはアモルファスと微結晶からなる組
織およびサイズを更にコントロールでき、０．０１〜１
μｍ程度のＲ2Ｆｅ14Ｂ微細粒子をアモルファス相が取
り囲んだ組織となる。急冷法で得られるＲ−Ｆｅ（Ｃ
ｏ）−Ｂ系材料について種々の添加元素の影響を検討し
た結果、希土類元素（Ｒ）の添加量が少ない１２ａｔ％
未満の組成領域であっても、特にＣｕ、Ｔ（遷移金属元
素）を添加した場合、実用上十分な高い保磁力ｉＨｃ、
高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを示す永久磁石が
製造できることを本発明者は見いだした。
急冷凝固すると、急冷後の組織は、合金組成や急冷条件
により異なるが、一般的にアモルファスあるいは微結晶
またはその混合組織となる。これを熱処理することによ
り、その微結晶またはアモルファスと微結晶からなる組
織およびサイズを更にコントロールでき、０．０１〜１
μｍ程度のＲ2Ｆｅ14Ｂ微細粒子をアモルファス相が取
り囲んだ組織となる。急冷法で得られるＲ−Ｆｅ（Ｃ
ｏ）−Ｂ系材料について種々の添加元素の影響を検討し
た結果、希土類元素（Ｒ）の添加量が少ない１２ａｔ％
未満の組成領域であっても、特にＣｕ、Ｔ（遷移金属元
素）を添加した場合、実用上十分な高い保磁力ｉＨｃ、
高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを示す永久磁石が
製造できることを本発明者は見いだした。
【０１０９】また、本発明の組成で急冷凝固させた材料
について、不活性雰囲気あるいは真空中において、第１
段目の熱処理によりＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を形成し、第
２段目の熱処理により形成した核を最適粒径に制御する
ことにより、第２段目の熱処理のみの１段熱処理よりも
磁気特性、特に（ＢＨ）ｍａｘをより向上させることが
できた。ここで、第２段目の熱処理のみの１段熱処理で
もほぼ十分な磁気特性を得ることもできる。この熱処理
は、高速急冷後に得られたリボン薄帯に施した後に粉砕
して粉体を生成してもよいし、逆にリボン薄帯を粉砕し
た後に熱処理を施してもよい。
について、不活性雰囲気あるいは真空中において、第１
段目の熱処理によりＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を形成し、第
２段目の熱処理により形成した核を最適粒径に制御する
ことにより、第２段目の熱処理のみの１段熱処理よりも
磁気特性、特に（ＢＨ）ｍａｘをより向上させることが
できた。ここで、第２段目の熱処理のみの１段熱処理で
もほぼ十分な磁気特性を得ることもできる。この熱処理
は、高速急冷後に得られたリボン薄帯に施した後に粉砕
して粉体を生成してもよいし、逆にリボン薄帯を粉砕し
た後に熱処理を施してもよい。
【０１１０】また、本発明の組成では急冷速度にあまり
影響されずに高磁気特性を得ることができるリボン薄帯
の厚みが１０〜８０μｍであった。また、２５〜８０μ
ｍと厚いリボン薄帯を所望形状に粉砕して得られた粉体
は流動性に優れ、これを用いてボンド磁石を作成する
と、従来の２５μｍ程度の厚みリボン薄帯を粉砕して作
成した粉体から作成する場合に比し、粉体充填性が高く
高特性のボンド磁石を得ることができた。更に、この本
発明の粉体は剛体であり、ボンド磁石作成時に生じる圧
縮時の粉体の破断が少ないこと、および腐食の原因であ
る酸化され易いＲ量が少ないことの両者により耐蝕性の
優れたボンド磁石を作成することができる。
影響されずに高磁気特性を得ることができるリボン薄帯
の厚みが１０〜８０μｍであった。また、２５〜８０μ
ｍと厚いリボン薄帯を所望形状に粉砕して得られた粉体
は流動性に優れ、これを用いてボンド磁石を作成する
と、従来の２５μｍ程度の厚みリボン薄帯を粉砕して作
成した粉体から作成する場合に比し、粉体充填性が高く
高特性のボンド磁石を得ることができた。更に、この本
発明の粉体は剛体であり、ボンド磁石作成時に生じる圧
縮時の粉体の破断が少ないこと、および腐食の原因であ
る酸化され易いＲ量が少ないことの両者により耐蝕性の
優れたボンド磁石を作成することができる。
【０１１１】（３−２） 図２３から図３４を用い、Ｒ
−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣｕ＋Ｔを添加した場合の実験
例の詳細説明：図２３は、本発明の他の実施例構成図
（Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃｕ−Ｔ）を示す。
−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣｕ＋Ｔを添加した場合の実験
例の詳細説明：図２３は、本発明の他の実施例構成図
（Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃｕ−Ｔ）を示す。
【０１１２】図２３において、Ｓ１は、秤量を行なう。
これは、右側に記載した下記のようにＲ、Ｂ、Ｃｕ、
Ｔ、Ｆｅ（Ｃｏ）の秤量を行う。 ・６ａｔ％≦Ｒ≦１４ａｔ％ ・２ａｔ％≦Ｂ≦１５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｃｕ≦５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｔ≦５ａｔ％ ・残部Ｆｅ（あるいはＦｅとＣｏの混合で０≦Ｃｏ／
（Ｆｅ＋Ｃｏ）≦０．４） Ｓ２は、溶解を行なう。これは、Ｓ１で秤量した各材料
を加熱して溶解する（溶解工程１によって行なう）。
これは、右側に記載した下記のようにＲ、Ｂ、Ｃｕ、
Ｔ、Ｆｅ（Ｃｏ）の秤量を行う。 ・６ａｔ％≦Ｒ≦１４ａｔ％ ・２ａｔ％≦Ｂ≦１５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｃｕ≦５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｔ≦５ａｔ％ ・残部Ｆｅ（あるいはＦｅとＣｏの混合で０≦Ｃｏ／
（Ｆｅ＋Ｃｏ）≦０．４） Ｓ２は、溶解を行なう。これは、Ｓ１で秤量した各材料
を加熱して溶解する（溶解工程１によって行なう）。
【０１１３】Ｓ３は、Ｓ２で溶解した溶解物を急冷凝固
させる。これは、例えば２〜２５ｍ／秒の周速度で回転
させたロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを通し
てアルゴンガス圧１Ｋｇ／ｃｍ2で溶解物を射出して高
速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる厚さ
が２５〜８０μｍのリボン薄帯を生成する（急冷工程２
によって行なう）。
させる。これは、例えば２〜２５ｍ／秒の周速度で回転
させたロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを通し
てアルゴンガス圧１Ｋｇ／ｃｍ2で溶解物を射出して高
速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる厚さ
が２５〜８０μｍのリボン薄帯を生成する（急冷工程２
によって行なう）。
【０１１４】Ｓ４は、熱処理（第１段）を行なう。これ
は、右側に記載したように、４５０〜６００°Ｃの範囲
で例えば３０分間の熱処理を施し、磁気特性を向上させ
る（熱処理（第１段）工程３によって行なう）。この第
１段の熱処理は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核
を形成させるものである。
は、右側に記載したように、４５０〜６００°Ｃの範囲
で例えば３０分間の熱処理を施し、磁気特性を向上させ
る（熱処理（第１段）工程３によって行なう）。この第
１段の熱処理は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核
を形成させるものである。
【０１１５】Ｓ５は、熱処理（第２段）を行なう。これ
は、右側に記載したように、５５０〜９００°Ｃの範囲
かつ第１段の熱処理よりも高い温度で例えば３０分間の
熱処理を施し、更に磁気特性を向上させる（熱処理（第
２段）工程４によって行なう）。この第２段の熱処理
は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を成長させて
最適粒径に制御するものである。
は、右側に記載したように、５５０〜９００°Ｃの範囲
かつ第１段の熱処理よりも高い温度で例えば３０分間の
熱処理を施し、更に磁気特性を向上させる（熱処理（第
２段）工程４によって行なう）。この第２段の熱処理
は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を成長させて
最適粒径に制御するものである。
【０１１６】Ｓ６は、粉砕する。これは、Ｓ４、Ｓ５で
熱処理を施した後に所定の粒径の粉体となるように粉砕
する（粉砕工程５によって行なう）。ここでは、Ｓ４、
Ｓ５の熱処理を施してからＳ６の粉砕したが、粉砕して
からＳ４、Ｓ５の熱処理を施してもよい。
熱処理を施した後に所定の粒径の粉体となるように粉砕
する（粉砕工程５によって行なう）。ここでは、Ｓ４、
Ｓ５の熱処理を施してからＳ６の粉砕したが、粉砕して
からＳ４、Ｓ５の熱処理を施してもよい。
【０１１７】Ｓ７は、急冷磁石が生成される。これは、
Ｓ１からＳ６によって、粉体の急冷磁石が生成されたも
のである。Ｓ８は、樹脂の混合・混練を行なう。これ
は、Ｓ７の粉体の急冷磁石に樹脂（例えばエポキシ樹
脂）を混合してよく混練する（樹脂混合・混練工程６に
よって行なう）。
Ｓ１からＳ６によって、粉体の急冷磁石が生成されたも
のである。Ｓ８は、樹脂の混合・混練を行なう。これ
は、Ｓ７の粉体の急冷磁石に樹脂（例えばエポキシ樹
脂）を混合してよく混練する（樹脂混合・混練工程６に
よって行なう）。
【０１１８】Ｓ９は、解砕を行なう。これは、Ｓ８で樹
脂を混合・混練して溶剤を蒸発させた材料を解砕して所
定の粒径の粉体にする（解砕工程７によって行なう）。
Ｓ１０は、成形する。これは、Ｓ９で解砕した粉体を金
型に充填して圧力をかけて所望のボンド磁石の形状に成
形する（成形工程８によって行なう）。
脂を混合・混練して溶剤を蒸発させた材料を解砕して所
定の粒径の粉体にする（解砕工程７によって行なう）。
Ｓ１０は、成形する。これは、Ｓ９で解砕した粉体を金
型に充填して圧力をかけて所望のボンド磁石の形状に成
形する（成形工程８によって行なう）。
【０１１９】Ｓ１１は、樹脂硬化する。これは、Ｓ１０
で成形した所望のボンド磁石の形状のものを例えば加熱
して樹脂を硬化させる（樹脂硬化工程９によって行な
う）。Ｓ１２は、ボンド磁石ができあがる。
で成形した所望のボンド磁石の形状のものを例えば加熱
して樹脂を硬化させる（樹脂硬化工程９によって行な
う）。Ｓ１２は、ボンド磁石ができあがる。
【０１２０】以上のように、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系に
Ｃｕ＋Ｔを混合した混合物を溶解、急冷、熱処理（第１
段）、熱処理（第２段）、粉砕して急冷磁石を作成す
る。この作成した急冷磁石の粉体に樹脂を混合・混練、
解砕、成形、樹脂硬化して所望の形状のボンド磁石を製
造する。これらにより、Ｒ量が１４ａｔ％以下の（Ｃｕ
＋Ｔ）添加無しに比し、本発明は（Ｃｕ＋Ｔ）を添加し
てＲ量が１２ａｔ％未満でも高い磁気特性を得ることを
可能とし、Ｒ量が１２〜１４ａｔ％においてもｉＨｃを
より増大させ、しかも従来不可能とされていた急速冷却
しても良好な磁気特性を持つ２５〜８０μｍの厚いリボ
ン薄帯の製造が可能となり、更に、熱処理（第１段）、
熱処理（第２段）（あるいは熱処理（第２段）のみでも
よい）を行って磁気特性を改善し、極めて磁気特性の良
好な希土類急冷磁石を製造できる。そして、この希土類
急冷磁石の粉体に樹脂を混合して成形して作成したボン
ド磁石は、磁気特性が良好であると共に、Ｒ量が少なく
て酸化し難いと共に厚いリボン薄帯を粉砕して粉体を成
形しているために成形時に破断面が現れる割合が少なく
て耐蝕性に優れたボンド磁石を製造できた。以下図２４
から図３４の他の実験例を用いて具体的に順次説明す
る。
Ｃｕ＋Ｔを混合した混合物を溶解、急冷、熱処理（第１
段）、熱処理（第２段）、粉砕して急冷磁石を作成す
る。この作成した急冷磁石の粉体に樹脂を混合・混練、
解砕、成形、樹脂硬化して所望の形状のボンド磁石を製
造する。これらにより、Ｒ量が１４ａｔ％以下の（Ｃｕ
＋Ｔ）添加無しに比し、本発明は（Ｃｕ＋Ｔ）を添加し
てＲ量が１２ａｔ％未満でも高い磁気特性を得ることを
可能とし、Ｒ量が１２〜１４ａｔ％においてもｉＨｃを
より増大させ、しかも従来不可能とされていた急速冷却
しても良好な磁気特性を持つ２５〜８０μｍの厚いリボ
ン薄帯の製造が可能となり、更に、熱処理（第１段）、
熱処理（第２段）（あるいは熱処理（第２段）のみでも
よい）を行って磁気特性を改善し、極めて磁気特性の良
好な希土類急冷磁石を製造できる。そして、この希土類
急冷磁石の粉体に樹脂を混合して成形して作成したボン
ド磁石は、磁気特性が良好であると共に、Ｒ量が少なく
て酸化し難いと共に厚いリボン薄帯を粉砕して粉体を成
形しているために成形時に破断面が現れる割合が少なく
て耐蝕性に優れたボンド磁石を製造できた。以下図２４
から図３４の他の実験例を用いて具体的に順次説明す
る。
【０１２１】図２４は、本発明の他の実験例（Ｎｄ）を
示す。これは、Ｎｄの添加量を変化させたＮｄXＦｅ
91-XＢ6Ｃｕ1Ｈｆ2（５≦Ｘ≦１５）なる組成の混合物
をアーク溶解し、このアーク溶解した溶融物を２５ｍ／
ｓで回転するロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズル
を通してアルゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高速
冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる薄帯を
得た。この薄帯を真空中７００°Ｃ、３０分間の熱処理
を施した。この熱処理を施した後に、磁気特性としてこ
こでは、保磁力ｉＨｃ（ｋＯｅ）、最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）を測定した。比較例は、Ｃ
ｕ＋Ｈｆ（ＨｆはＴの１種）を添加しない組成ＮｄXＦ
ｅ94-XＢ6（５≦Ｘ≦１５）について、同一の処理を行
い、測定した磁気特性を示す。ここで、磁気特性は全て
磁石粉体をカプセルに充填してＶＳＭで測定した。
示す。これは、Ｎｄの添加量を変化させたＮｄXＦｅ
91-XＢ6Ｃｕ1Ｈｆ2（５≦Ｘ≦１５）なる組成の混合物
をアーク溶解し、このアーク溶解した溶融物を２５ｍ／
ｓで回転するロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズル
を通してアルゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高速
冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる薄帯を
得た。この薄帯を真空中７００°Ｃ、３０分間の熱処理
を施した。この熱処理を施した後に、磁気特性としてこ
こでは、保磁力ｉＨｃ（ｋＯｅ）、最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）を測定した。比較例は、Ｃ
ｕ＋Ｈｆ（ＨｆはＴの１種）を添加しない組成ＮｄXＦ
ｅ94-XＢ6（５≦Ｘ≦１５）について、同一の処理を行
い、測定した磁気特性を示す。ここで、磁気特性は全て
磁石粉体をカプセルに充填してＶＳＭで測定した。
【０１２２】図２４から、Ｃｕ＋Ｈｆの同時添加によ
り、Ｎｄ添加量の少ない１２ａｔ％未満の組成でも、５
ｋＯｅ以上の保磁力ｉＨｃが得られ、最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘもＣｕ＋Ｈｆの添加なしに比して増加し
ていることが判明する。Ｎｄ添加量の多い１２〜１４ａ
ｔ％の組成でも、保磁力ｉＨｃが向上していることが判
明し、１４ａｔ％を越えた組成ではＣｕ＋Ｈｆの添加に
よる保磁力ｉＨｃの増加が見られなくなることが判明し
た。一方、Ｎｄ添加量が６ａｔ％未満では保磁力ｉＨｃ
が５ｋＯｅ未満と小さくなり、実用上使用に耐えないこ
とが判明した。
り、Ｎｄ添加量の少ない１２ａｔ％未満の組成でも、５
ｋＯｅ以上の保磁力ｉＨｃが得られ、最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘもＣｕ＋Ｈｆの添加なしに比して増加し
ていることが判明する。Ｎｄ添加量の多い１２〜１４ａ
ｔ％の組成でも、保磁力ｉＨｃが向上していることが判
明し、１４ａｔ％を越えた組成ではＣｕ＋Ｈｆの添加に
よる保磁力ｉＨｃの増加が見られなくなることが判明し
た。一方、Ｎｄ添加量が６ａｔ％未満では保磁力ｉＨｃ
が５ｋＯｅ未満と小さくなり、実用上使用に耐えないこ
とが判明した。
【０１２３】以上の実験事実からＮｄ添加量は、６〜１
４ａｔ％が適当と判明した。図２５は、本発明の他の実
験例（Ｂ）を示す。これは、Ｂの添加量を変化させたＮ
ｄ10Ｆｅ87-YＢYＣｕ1Ｈｆ2（１≦Ｙ≦１６）なる組成
の混合物を図２４と同様の手順で作成し、測定した磁気
特性を図示する。
４ａｔ％が適当と判明した。図２５は、本発明の他の実
験例（Ｂ）を示す。これは、Ｂの添加量を変化させたＮ
ｄ10Ｆｅ87-YＢYＣｕ1Ｈｆ2（１≦Ｙ≦１６）なる組成
の混合物を図２４と同様の手順で作成し、測定した磁気
特性を図示する。
【０１２４】図２５から、Ｃｕ＋Ｈｆの添加により、Ｂ
の添加量が２〜１５ａｔ％の範囲で、保磁力ｉＨｃ、最
大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが、比較例のＣｕ＋Ｔ添
加無しに比し、大幅に増加していることが判明した。ま
た、Ｃｕ＋Ｈｆの変わりにＢのみでは、比較例から判明
するように大幅な保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘの向上は得られないことも判明した。
の添加量が２〜１５ａｔ％の範囲で、保磁力ｉＨｃ、最
大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが、比較例のＣｕ＋Ｔ添
加無しに比し、大幅に増加していることが判明した。ま
た、Ｃｕ＋Ｈｆの変わりにＢのみでは、比較例から判明
するように大幅な保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘの向上は得られないことも判明した。
【０１２５】以上の実験事実からＢ添加量は、２〜１５
ａｔ％が適当と判明した。図２６は、本発明の他の実験
例（Ｃｕ）を示す。これは、Ｃｕの添加量を変化させた
Ｎｄ10Ｆｅ82-ZZＢ6ＣｕZZＨｆ2（０≦Ｚ≦６）なる組
成の混合物を図２４と同様の手順で作成し、測定した磁
気特性を図示する。
ａｔ％が適当と判明した。図２６は、本発明の他の実験
例（Ｃｕ）を示す。これは、Ｃｕの添加量を変化させた
Ｎｄ10Ｆｅ82-ZZＢ6ＣｕZZＨｆ2（０≦Ｚ≦６）なる組
成の混合物を図２４と同様の手順で作成し、測定した磁
気特性を図示する。
【０１２６】図２６から、Ｃｕの添加量０．１ａｔ％未
満ではその効果はなく、０．１ａｔ％以上でその効果が
現れ、保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ
がともに増加することが判明した。そして、５ａｔ％を
越えると保磁力ｉＨｃが急激に低下し、５ｋＯｅ未満と
なってしまうことが判明した。また、Ｈｆ添加（Ｃｕ＝
０ａｔ％のとき）のは、図２４ののＮｄの１０ａｔ
％のＣｕ＋Ｈｆ（ＨｆはＴの１種）なしの場合と比べ、
保磁力ｉＨｃが増加する効果があるが、更にＣｕ＋Ｈｆ
の同時添加により、’により大幅に保磁力ｉＨｃ、最
大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増加することが判明す
る。
満ではその効果はなく、０．１ａｔ％以上でその効果が
現れ、保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ
がともに増加することが判明した。そして、５ａｔ％を
越えると保磁力ｉＨｃが急激に低下し、５ｋＯｅ未満と
なってしまうことが判明した。また、Ｈｆ添加（Ｃｕ＝
０ａｔ％のとき）のは、図２４ののＮｄの１０ａｔ
％のＣｕ＋Ｈｆ（ＨｆはＴの１種）なしの場合と比べ、
保磁力ｉＨｃが増加する効果があるが、更にＣｕ＋Ｈｆ
の同時添加により、’により大幅に保磁力ｉＨｃ、最
大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増加することが判明す
る。
【０１２７】以上の実験事実からＣｕの添加量は、０．
１〜５ａｔ％が適当と判明した。図２７は、本発明の他
の実験例（Ｈｆ）を示す。これは、Ｈｆの添加量を変化
させたＮｄ10Ｆｅ83-AＢ6Ｃｕ1ＨｆA（０≦Ａ≦６）な
る組成の混合物を図２４と同様の手順で作成し、測定し
た磁気特性を図示する。
１〜５ａｔ％が適当と判明した。図２７は、本発明の他
の実験例（Ｈｆ）を示す。これは、Ｈｆの添加量を変化
させたＮｄ10Ｆｅ83-AＢ6Ｃｕ1ＨｆA（０≦Ａ≦６）な
る組成の混合物を図２４と同様の手順で作成し、測定し
た磁気特性を図示する。
【０１２８】図２７から、Ｈｆの添加量が５ａｔ％を越
えると保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ未満となり実用上好まし
くない。０．１〜５ａｔ％の範囲で保磁力ｉＨｃが増大
することが判明する。また、Ｈｆの添加なしのＣｕの添
加のみではかえって保磁力ｉＨｃは減少してしまい、Ｃ
ｕ＋Ｈｆの同時添加により、保磁力ｉＨｃ、最大エネル
ギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大する効果があることが判明
する（図２４のを参照）。
えると保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ未満となり実用上好まし
くない。０．１〜５ａｔ％の範囲で保磁力ｉＨｃが増大
することが判明する。また、Ｈｆの添加なしのＣｕの添
加のみではかえって保磁力ｉＨｃは減少してしまい、Ｃ
ｕ＋Ｈｆの同時添加により、保磁力ｉＨｃ、最大エネル
ギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大する効果があることが判明
する（図２４のを参照）。
【０１２９】以上の実験事実からＨｆの添加量は、０．
１〜５ａｔ％が適当と判明した。図２８は、本発明の他
の実験例（Ｔ）を示す。これは、Ｔを変化させたＮｄ10
Ｆｅ81Ｂ6Ｃｕ1Ｔ2（ＴはＴｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ）なる組成の混合物を図２４
と同様の手順で作成し、測定した磁気特性を図示する。
１〜５ａｔ％が適当と判明した。図２８は、本発明の他
の実験例（Ｔ）を示す。これは、Ｔを変化させたＮｄ10
Ｆｅ81Ｂ6Ｃｕ1Ｔ2（ＴはＴｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ）なる組成の混合物を図２４
と同様の手順で作成し、測定した磁気特性を図示する。
【０１３０】図２８から、２ａｔ％のＴの種類が変わる
と、磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ）も変わるが、いずれの種類のＴでも十分良
好な磁気特性を得ることができると判明した。
と、磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ）も変わるが、いずれの種類のＴでも十分良
好な磁気特性を得ることができると判明した。
【０１３１】以上の実験事実からＴのいずれの種類であ
ってもＴの添加量は、図２７のＨｆと同じ０．１〜５ａ
ｔ％が適当と推測できる。図２９は、本発明の他の実験
例（Ｃｏ）を示す。これは、Ｃｏの置換量を変化させた
Ｎｄ10（Ｆｅ1-WＣｏw）81Ｂ6Ｃｕ1Ｈｆ2（０≦Ｗ≦
０．５）なる組成の混合物を図２４と同様の手順で作成
し、測定した磁気特性を図示する。
ってもＴの添加量は、図２７のＨｆと同じ０．１〜５ａ
ｔ％が適当と推測できる。図２９は、本発明の他の実験
例（Ｃｏ）を示す。これは、Ｃｏの置換量を変化させた
Ｎｄ10（Ｆｅ1-WＣｏw）81Ｂ6Ｃｕ1Ｈｆ2（０≦Ｗ≦
０．５）なる組成の混合物を図２４と同様の手順で作成
し、測定した磁気特性を図示する。
【０１３２】図２９から、Ｃｕ＋Ｈｆの添加により、Ｃ
ｏの置換量Ｗが０〜０．４において実用上十分な保磁力
ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが得られ、Ｆ
ｅをＣｏで置換できると判明した。Ｃｏの置換量Ｗが
０．４を越えても保磁力ｉＨｃは実用上十分な値が得ら
れるがコスト高を招く。このＣｏ添加してＦｅと置換す
ることにより、図示しないがキュリー温度が改善され温
度特性が向上する。
ｏの置換量Ｗが０〜０．４において実用上十分な保磁力
ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが得られ、Ｆ
ｅをＣｏで置換できると判明した。Ｃｏの置換量Ｗが
０．４を越えても保磁力ｉＨｃは実用上十分な値が得ら
れるがコスト高を招く。このＣｏ添加してＦｅと置換す
ることにより、図示しないがキュリー温度が改善され温
度特性が向上する。
【０１３３】以上の実験事実からＣｏ置換量Ｗは０〜
０．４が適当と判明した。図３０は、本発明の他の実験
例（熱処理）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ81Ｂ6Ｃｕ1Ｈ
ｆ2なる組成の混合物をアーク溶解した溶融物を２５ｍ
／ｓで回転するロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズ
ルを通してアルゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高
速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる薄帯
を得る。その後、第１段目の熱処理を施し、次に第２段
目の熱処理を施した場合の磁気特性である。ここで、熱
処理は両者ともに記載した温度で加熱して３０分間保持
した。比較例１は本発明の温度範囲外の磁気特性を示
し、比較例２はＣｕ＋Ｈｆ（ＨｆはＴの１種）添加なし
のＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6組成の磁気特性を示す。
０．４が適当と判明した。図３０は、本発明の他の実験
例（熱処理）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ81Ｂ6Ｃｕ1Ｈ
ｆ2なる組成の混合物をアーク溶解した溶融物を２５ｍ
／ｓで回転するロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズ
ルを通してアルゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高
速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる薄帯
を得る。その後、第１段目の熱処理を施し、次に第２段
目の熱処理を施した場合の磁気特性である。ここで、熱
処理は両者ともに記載した温度で加熱して３０分間保持
した。比較例１は本発明の温度範囲外の磁気特性を示
し、比較例２はＣｕ＋Ｈｆ（ＨｆはＴの１種）添加なし
のＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6組成の磁気特性を示す。
【０１３４】図３０の（ａ）から、Ｃｕ＋Ｈｆの添加に
より、第１段目および第２段目の２段の熱処理を施した
方が、比較例１のの第２段目のみの１段熱処理を施し
たものより最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大して
いることが判明する。この際、比較例１を参照して判明
するように、第１段目の熱処理温度が４５０°Ｃより低
温、および６００°Ｃより高温となると、最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、その熱処理効果
が減少する。第２段目の熱処理温度が５５０°Ｃより低
温、および９００°Ｃより高温となると、最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、その熱処理効果
が減少する。更に、Ｃｕ＋Ｈｆの添加無しの比較例２に
より、Ｃｕ＋Ｈｆ添加なしの場合には最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘの本発明のような大きな値が得られない
ことが判明した。また、比較例１のから、第２段目の
熱処理のみでも比較例２の（Ｃｕ＋Ｈｆ）添加無しに比
較し、十分高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値を
得られることも判明した。
より、第１段目および第２段目の２段の熱処理を施した
方が、比較例１のの第２段目のみの１段熱処理を施し
たものより最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大して
いることが判明する。この際、比較例１を参照して判明
するように、第１段目の熱処理温度が４５０°Ｃより低
温、および６００°Ｃより高温となると、最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、その熱処理効果
が減少する。第２段目の熱処理温度が５５０°Ｃより低
温、および９００°Ｃより高温となると、最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、その熱処理効果
が減少する。更に、Ｃｕ＋Ｈｆの添加無しの比較例２に
より、Ｃｕ＋Ｈｆ添加なしの場合には最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘの本発明のような大きな値が得られない
ことが判明した。また、比較例１のから、第２段目の
熱処理のみでも比較例２の（Ｃｕ＋Ｈｆ）添加無しに比
較し、十分高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値を
得られることも判明した。
【０１３５】以上の実験事実からＣｕ＋Ｈｆ添加し、第
１段目の熱処理温度は４５０〜６００°Ｃ、第２段目の
熱処理温度は５５０〜９００°Ｃかつ第１段目の温度よ
りも高いことが適当と判明した。また、第２段目の熱処
理のみを施しても十分高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘの値が得られることも判明した。
１段目の熱処理温度は４５０〜６００°Ｃ、第２段目の
熱処理温度は５５０〜９００°Ｃかつ第１段目の温度よ
りも高いことが適当と判明した。また、第２段目の熱処
理のみを施しても十分高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘの値が得られることも判明した。
【０１３６】図３０の（ｂ）は、図３０の（ａ）の第１
段目および第２段目の熱処理の加熱曲線例を示す。加熱
は、１５°Ｃ／分位の割合で図３０の（ａ）の第１段目
に記載した温度まで加熱して３０分間保持する。次に、
１５°Ｃ／分位の割合で図３０の（ａ）の第２段目に記
載した温度まで加熱して３０分間保持する。そして、１
５°Ｃ／分位の割合で室温まで冷却する。尚、図３０の
（ａ）の第２段目に記載した温度に加熱するのに、第１
段目の加熱に続けて行なう必要はなく、一旦室温に冷却
した後、再度、第２段目に記載した温度に加熱してもよ
い。
段目および第２段目の熱処理の加熱曲線例を示す。加熱
は、１５°Ｃ／分位の割合で図３０の（ａ）の第１段目
に記載した温度まで加熱して３０分間保持する。次に、
１５°Ｃ／分位の割合で図３０の（ａ）の第２段目に記
載した温度まで加熱して３０分間保持する。そして、１
５°Ｃ／分位の割合で室温まで冷却する。尚、図３０の
（ａ）の第２段目に記載した温度に加熱するのに、第１
段目の加熱に続けて行なう必要はなく、一旦室温に冷却
した後、再度、第２段目に記載した温度に加熱してもよ
い。
【０１３７】図３１は、本発明の他の実験例（組成）を
示す。これは、Ｎｄを希土類元素の１種あるいは２種以
上に置換した組成物についても図３０と同様の熱処理、
ここでは、第１段目の熱処理、５００°Ｃ、３０分間、
第２段目の熱処理、７００°Ｃ、３０分間で行ったもの
の、磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ）である。比較例はＣｕ＋Ｔ添加なしの場合
の磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）
ｍａｘ）を示す（尚、熱処理は本発明と同様に行っ
た）。
示す。これは、Ｎｄを希土類元素の１種あるいは２種以
上に置換した組成物についても図３０と同様の熱処理、
ここでは、第１段目の熱処理、５００°Ｃ、３０分間、
第２段目の熱処理、７００°Ｃ、３０分間で行ったもの
の、磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ）である。比較例はＣｕ＋Ｔ添加なしの場合
の磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）
ｍａｘ）を示す（尚、熱処理は本発明と同様に行っ
た）。
【０１３８】図３１から、Ｃｕ＋Ｔの添加により、Ｎｄ
以外の希土類元素でＮｄを置換しても、矢印で示した従
来のＣｕ＋Ｔ添加なしの比較例と比較し、保磁力ｉＨｃ
および最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大している
ことが判明する。ここで、希土類元素として実験したも
のは、図３１に示すように、Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｐｒ、Ｎｄ＋
Ｃｅ、Ｎｄ＋Ｐｒ＋Ｙ、Ｎｄ＋Ｄｙ、Ｎｄ＋Ｇｄ、Ｎｄ
＋Ｔｂ、Ｎｄ＋Ｄｙ＋Ｙである。
以外の希土類元素でＮｄを置換しても、矢印で示した従
来のＣｕ＋Ｔ添加なしの比較例と比較し、保磁力ｉＨｃ
および最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが増大している
ことが判明する。ここで、希土類元素として実験したも
のは、図３１に示すように、Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｐｒ、Ｎｄ＋
Ｃｅ、Ｎｄ＋Ｐｒ＋Ｙ、Ｎｄ＋Ｄｙ、Ｎｄ＋Ｇｄ、Ｎｄ
＋Ｔｂ、Ｎｄ＋Ｄｙ＋Ｙである。
【０１３９】以上の実験事実から種々の希土類元素でＮ
ｄを置換しても（Ｃｕ＋Ｔ）添加により、添加無しに比
較し、保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ
が大幅に向上し、効果があることが判明した。
ｄを置換しても（Ｃｕ＋Ｔ）添加により、添加無しに比
較し、保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ
が大幅に向上し、効果があることが判明した。
【０１４０】図３２は、本発明の他の実験例（リボン厚
み）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ81Ｂ6Ｃｕ1Ｈｆ2の組
成の組成物の溶解物をロール周速度を１〜５０ｍ／ｓの
範囲で変化させてリボン薄帯の急冷磁石を作成してリン
ボ厚みを測定する。そして、第１段目５００°Ｃ、３０
分間、および第２段目７００°Ｃ、３０分間の２段熱処
理を施してそのときの磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エ
ネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）を測定したものである。比
較例１はＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6のＣｕ＋Ｈｆ無しの組成のも
のであり、７００°Ｃ、３０分間の１段熱処理を施し
た。参考例は、Ｃｕ＋Ｈｆ無しのＮｄ量が多く高特性が
得られる標準組成であるＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6のもので
あり、７００°Ｃ、３０分間の１段熱処理を施した。
み）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ81Ｂ6Ｃｕ1Ｈｆ2の組
成の組成物の溶解物をロール周速度を１〜５０ｍ／ｓの
範囲で変化させてリボン薄帯の急冷磁石を作成してリン
ボ厚みを測定する。そして、第１段目５００°Ｃ、３０
分間、および第２段目７００°Ｃ、３０分間の２段熱処
理を施してそのときの磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大エ
ネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）を測定したものである。比
較例１はＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6のＣｕ＋Ｈｆ無しの組成のも
のであり、７００°Ｃ、３０分間の１段熱処理を施し
た。参考例は、Ｃｕ＋Ｈｆ無しのＮｄ量が多く高特性が
得られる標準組成であるＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6のもので
あり、７００°Ｃ、３０分間の１段熱処理を施した。
【０１４１】図３２から、Ｃｕ＋Ｈｆの添加により、８
０μｍの厚みで実用上十分な磁気特性（保磁力ｉＨｃ、
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）が得られることが判
明した。８０μｍの厚みを越えると、保磁力ｉＨｃが５
ｋＯｅを下回り、急激に劣化して実用上好ましくない。
また、Ｃｕ＋Ｈｆなしの参考例から判明するように、実
用化されている従来の標準的な組成では２５μｍの厚み
を越えると、当該２５μｍの厚みの磁気特性（最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）に比べて急激に減少し、３０
％以上の劣化が生じてしまう。これに対して本発明の組
成では、８０μｍの厚みでも２０％以内の減少に納ま
り、厚いリボンでも十分実用となる磁気特性が安定して
得られることが判明した。
０μｍの厚みで実用上十分な磁気特性（保磁力ｉＨｃ、
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）が得られることが判
明した。８０μｍの厚みを越えると、保磁力ｉＨｃが５
ｋＯｅを下回り、急激に劣化して実用上好ましくない。
また、Ｃｕ＋Ｈｆなしの参考例から判明するように、実
用化されている従来の標準的な組成では２５μｍの厚み
を越えると、当該２５μｍの厚みの磁気特性（最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）に比べて急激に減少し、３０
％以上の劣化が生じてしまう。これに対して本発明の組
成では、８０μｍの厚みでも２０％以内の減少に納ま
り、厚いリボンでも十分実用となる磁気特性が安定して
得られることが判明した。
【０１４２】以上の実験事実からＣｕ＋Ｈｆ添加し、リ
ボン厚さが２５〜８０μｍとなる周速度で冷却すること
が適当と判明した。但し、２５μｍ未満厚みでも実用上
十分な高磁気特性が得られる。
ボン厚さが２５〜８０μｍとなる周速度で冷却すること
が適当と判明した。但し、２５μｍ未満厚みでも実用上
十分な高磁気特性が得られる。
【０１４３】図３３は、本発明の他の実験例（ボンド磁
石）を示す。これは、図３２の本発明で得られたリボン
薄帯を５３〜５００μｍ程度の粒径に粉砕し、この粉体
に溶剤希釈型エポキシ樹脂ワニス（固形分で５０％溶
液）を４重量％添加し、窒素雰囲気中で溶剤を飛散させ
ながら混合した。この混合物を解砕・篩別して５００μ
ｍ以下のペレットとした。このペレットを金型に充填し
て成形圧力６ｔ／ｃｍ2で成形した。成形体の形状は、
外径１０ｍｍ、高さ５ｍｍの円柱体とした。この成形体
を１５０°Ｃ、１時間加熱してエポキシ樹脂を硬化させ
てボンド磁石を作製した。このボンド磁石の磁石粉の充
填度および磁気特性を、リボン薄帯の厚み、周速度に対
応づけて図示のように得られた。ここで、充填度は、磁
石粉が１００％充填された場合のボンド磁石の理論密度
に対する作製されたボンド磁石の密度の割合を百分率で
示す。
石）を示す。これは、図３２の本発明で得られたリボン
薄帯を５３〜５００μｍ程度の粒径に粉砕し、この粉体
に溶剤希釈型エポキシ樹脂ワニス（固形分で５０％溶
液）を４重量％添加し、窒素雰囲気中で溶剤を飛散させ
ながら混合した。この混合物を解砕・篩別して５００μ
ｍ以下のペレットとした。このペレットを金型に充填し
て成形圧力６ｔ／ｃｍ2で成形した。成形体の形状は、
外径１０ｍｍ、高さ５ｍｍの円柱体とした。この成形体
を１５０°Ｃ、１時間加熱してエポキシ樹脂を硬化させ
てボンド磁石を作製した。このボンド磁石の磁石粉の充
填度および磁気特性を、リボン薄帯の厚み、周速度に対
応づけて図示のように得られた。ここで、充填度は、磁
石粉が１００％充填された場合のボンド磁石の理論密度
に対する作製されたボンド磁石の密度の割合を百分率で
示す。
【０１４４】図３３から、リボン薄帯の厚みが増すに従
って充填度が向上すると共に、磁気特性（最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘ）も向上していることが判明する。
リボン薄帯の厚みが８０μｍを越えると、密度は上昇す
るが、粉体の磁気特性の劣化のためにボンド磁石の磁気
特性も劣化することが判明する。従来のＣｕ＋Ｈｆ添加
なしのＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6の組成の参考例やＮｄ10Ｆ
ｅ84Ｂ6組成の比較例の場合には、２５μｍの厚みを境
に、厚みが増すと磁気特性（最大エネルギー積（ＢＨ）
ｍａｘ）が急激に劣化してしまい、リボン薄帯の厚みを
増してボンド磁石の作製時の充填度の向上のメリットを
生かすことができないことが判明した。。
って充填度が向上すると共に、磁気特性（最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘ）も向上していることが判明する。
リボン薄帯の厚みが８０μｍを越えると、密度は上昇す
るが、粉体の磁気特性の劣化のためにボンド磁石の磁気
特性も劣化することが判明する。従来のＣｕ＋Ｈｆ添加
なしのＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6の組成の参考例やＮｄ10Ｆ
ｅ84Ｂ6組成の比較例の場合には、２５μｍの厚みを境
に、厚みが増すと磁気特性（最大エネルギー積（ＢＨ）
ｍａｘ）が急激に劣化してしまい、リボン薄帯の厚みを
増してボンド磁石の作製時の充填度の向上のメリットを
生かすことができないことが判明した。。
【０１４５】以上の実験事実からＣｕ＋Ｈｆ添加し、リ
ボン厚さが２５〜８０μｍとなる周速度で冷却すること
が適当と判明した。但し、２５μｍ未満の厚みでも実用
十分な高磁気特性が得られる。
ボン厚さが２５〜８０μｍとなる周速度で冷却すること
が適当と判明した。但し、２５μｍ未満の厚みでも実用
十分な高磁気特性が得られる。
【０１４６】図３４は、本発明の他の実験例（高温、高
湿試験）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ81Ｂ6Ｃｕ1Ｈｆ2
の組成の溶解物を急冷しリボン厚み５０、２５μｍと
し、１段目５００°Ｃ、３０分間、２段目７００°Ｃ、
３０分間の２段熱処理を施し、これからボンド磁石を作
製する。そして、８０°Ｃ、９５％ＲＨの高温・高湿環
境下で、１２０、２４０、４８０時間放置し、錆の発生
の様子を目視で観察した結果である。参考例は、従来の
Ｃｕ＋ＨｆなしのＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6の組成のもので
ある。。
湿試験）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ81Ｂ6Ｃｕ1Ｈｆ2
の組成の溶解物を急冷しリボン厚み５０、２５μｍと
し、１段目５００°Ｃ、３０分間、２段目７００°Ｃ、
３０分間の２段熱処理を施し、これからボンド磁石を作
製する。そして、８０°Ｃ、９５％ＲＨの高温・高湿環
境下で、１２０、２４０、４８０時間放置し、錆の発生
の様子を目視で観察した結果である。参考例は、従来の
Ｃｕ＋ＨｆなしのＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6の組成のもので
ある。。
【０１４７】図３４から、本発明のボンド磁石は従来の
参考例よりも点錆有りが発生するのが遅く、耐蝕性に優
れていることが判明した。これは、リボン薄帯の厚みが
厚いので、粉体が剛体となり、ボンド磁石の成形時に割
れて新たな面が露出して酸化される割合が少ないこと、
および酸化し易いＲ添加量が少ないことにより、耐蝕性
が優れたものである。
参考例よりも点錆有りが発生するのが遅く、耐蝕性に優
れていることが判明した。これは、リボン薄帯の厚みが
厚いので、粉体が剛体となり、ボンド磁石の成形時に割
れて新たな面が露出して酸化される割合が少ないこと、
および酸化し易いＲ添加量が少ないことにより、耐蝕性
が優れたものである。
【０１４８】以上の図２３から図３４によって、Ｒ−Ｆ
ｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣｕとＴ（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ）を同時添加するこ
とにより、無添加、およびＣｕ、Ｔの単独添加に比較
し、希土類元素Ｒの添加量の少なく（１４ａｔ％以下）
て高い保磁力ｉＨｃを得ることができ、低コスト化を図
ることができる。また、２段熱処理により最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘを向上させた実用上優れた永久磁石
が得られる。また、低ロール周速度で高磁気特性の厚い
リボン薄帯２５〜８０μｍを得ることができ、充填性を
高めたボンド磁石を作製できると共に、高耐蝕性をボン
ド磁石に持たせることができる。
ｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣｕとＴ（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ）を同時添加するこ
とにより、無添加、およびＣｕ、Ｔの単独添加に比較
し、希土類元素Ｒの添加量の少なく（１４ａｔ％以下）
て高い保磁力ｉＨｃを得ることができ、低コスト化を図
ることができる。また、２段熱処理により最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘを向上させた実用上優れた永久磁石
が得られる。また、低ロール周速度で高磁気特性の厚い
リボン薄帯２５〜８０μｍを得ることができ、充填性を
高めたボンド磁石を作製できると共に、高耐蝕性をボン
ド磁石に持たせることができる。
【０１４９】（４） 図３５から図４７を用い、Ｒ−Ｆ
ｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣ＋Ｃｕ＋Ｔを適量添加した場合の
概念および実験例について順次詳細に説明する。ここ
で、Ｔ（遷移金属元素）はＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以
上を表す。
ｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣ＋Ｃｕ＋Ｔを適量添加した場合の
概念および実験例について順次詳細に説明する。ここ
で、Ｔ（遷移金属元素）はＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以
上を表す。
【０１５０】（４−１） 概念の説明：溶融合金を直接
急冷凝固すると、急冷後の組織は、合金組成や急冷条件
により異なるが、一般的にアモルファスあるいは微結晶
またはその混合組織となる。これを熱処理することによ
り、その微結晶またはアモルファスと微結晶からなる組
織およびサイズを更にコントロールでき、０．０１〜１
μｍ程度のＲ2Ｆｅ14Ｂ微細粒子をアモルファス相が取
り囲んだ組織となる。急冷法で得られるＲ−Ｆｅ（Ｃ
ｏ）−Ｂ系材料について種々の添加元素の影響を検討し
た結果、希土類元素（Ｒ）の添加量が少ない１２ａｔ％
未満の組成領域であっても、特にＣ、Ｃｕ、Ｔ（遷移金
属元素）を添加した場合、実用上十分な高い保磁力ｉＨ
ｃ、高残留磁束密度Ｂｒ、高い最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘを示す永久磁石が製造できることを本発明者
は見いだした。
急冷凝固すると、急冷後の組織は、合金組成や急冷条件
により異なるが、一般的にアモルファスあるいは微結晶
またはその混合組織となる。これを熱処理することによ
り、その微結晶またはアモルファスと微結晶からなる組
織およびサイズを更にコントロールでき、０．０１〜１
μｍ程度のＲ2Ｆｅ14Ｂ微細粒子をアモルファス相が取
り囲んだ組織となる。急冷法で得られるＲ−Ｆｅ（Ｃ
ｏ）−Ｂ系材料について種々の添加元素の影響を検討し
た結果、希土類元素（Ｒ）の添加量が少ない１２ａｔ％
未満の組成領域であっても、特にＣ、Ｃｕ、Ｔ（遷移金
属元素）を添加した場合、実用上十分な高い保磁力ｉＨ
ｃ、高残留磁束密度Ｂｒ、高い最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘを示す永久磁石が製造できることを本発明者
は見いだした。
【０１５１】また、本発明の組成で急冷凝固させた材料
について、不活性雰囲気あるいは真空中において、第１
段目の熱処理によりＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を形成し、第
２段目の熱処理により形成した核を最適粒径に制御する
ことにより、第２段目のみの熱処理の１段熱処理よりも
磁気特性、特に（ＢＨ）ｍａｘをより向上させることが
できた。ここで、第２段目の熱処理のみの１段熱処理で
もほぼ十分な磁気特性を得ることもできる。この熱処理
は、高速急冷後に得られたリボン薄帯に施した後に粉砕
して粉体を生成してもよいし、逆にリボン薄帯を粉砕し
た後に熱処理を施してもよい。
について、不活性雰囲気あるいは真空中において、第１
段目の熱処理によりＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を形成し、第
２段目の熱処理により形成した核を最適粒径に制御する
ことにより、第２段目のみの熱処理の１段熱処理よりも
磁気特性、特に（ＢＨ）ｍａｘをより向上させることが
できた。ここで、第２段目の熱処理のみの１段熱処理で
もほぼ十分な磁気特性を得ることもできる。この熱処理
は、高速急冷後に得られたリボン薄帯に施した後に粉砕
して粉体を生成してもよいし、逆にリボン薄帯を粉砕し
た後に熱処理を施してもよい。
【０１５２】また、本発明の組成では急冷速度にあまり
影響されずに高磁気特性を得ることができるリボン薄帯
の厚みが１０〜８０μｍであった。また、２５〜８０μ
ｍと厚いリボン薄帯を所望形状に粉砕して得られた粉体
は流動性に優れ、これを用いてボンド磁石を作成する
と、従来の２５μｍ程度の厚みリボン薄帯を粉砕して作
成した粉体から作成する場合に比し、粉体充填性が高く
高特性のボンド磁石を得ることができた。更に、この本
発明の粉体は剛体であり、ボンド磁石作成時に生じる圧
縮時の粉体の破断が少ないこと、および腐食の原因であ
る酸化され易いＲ量が少ないことの両者により耐蝕性の
優れたボンド磁石を作成することができる。
影響されずに高磁気特性を得ることができるリボン薄帯
の厚みが１０〜８０μｍであった。また、２５〜８０μ
ｍと厚いリボン薄帯を所望形状に粉砕して得られた粉体
は流動性に優れ、これを用いてボンド磁石を作成する
と、従来の２５μｍ程度の厚みリボン薄帯を粉砕して作
成した粉体から作成する場合に比し、粉体充填性が高く
高特性のボンド磁石を得ることができた。更に、この本
発明の粉体は剛体であり、ボンド磁石作成時に生じる圧
縮時の粉体の破断が少ないこと、および腐食の原因であ
る酸化され易いＲ量が少ないことの両者により耐蝕性の
優れたボンド磁石を作成することができる。
【０１５３】（４−２） 図３６から図４７を用い、Ｒ
−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣ＋Ｃｕ＋Ｔを添加した場合の
実験例の詳細説明：図３５は、本発明の他の実施例構成
図（Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃ−Ｃｕ−Ｔ） を示す。
−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣ＋Ｃｕ＋Ｔを添加した場合の
実験例の詳細説明：図３５は、本発明の他の実施例構成
図（Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃ−Ｃｕ−Ｔ） を示す。
【０１５４】図３５において、Ｓ１は、秤量を行なう。
これは、右側に記載した下記のようにＲ、Ｂ、Ｃ、Ｃ
ｕ、Ｔ、Ｆｅ（Ｃｏ）の秤量を行う。 ・６ａｔ％≦Ｒ≦１４ａｔ％ ・２ａｔ％≦Ｂ≦１５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｃ≦５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｃｕ≦５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｔ≦５ａｔ％ ・残部Ｆｅ（あるいはＦｅとＣｏの混合で０≦Ｃｏ／
（Ｆｅ＋Ｃｏ）≦０．４） Ｓ２は、溶解を行なう。これは、Ｓ１で秤量した各材料
を加熱して溶解する（溶解工程１によって行なう）。
これは、右側に記載した下記のようにＲ、Ｂ、Ｃ、Ｃ
ｕ、Ｔ、Ｆｅ（Ｃｏ）の秤量を行う。 ・６ａｔ％≦Ｒ≦１４ａｔ％ ・２ａｔ％≦Ｂ≦１５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｃ≦５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｃｕ≦５ａｔ％ ・０．１ａｔ％≦Ｔ≦５ａｔ％ ・残部Ｆｅ（あるいはＦｅとＣｏの混合で０≦Ｃｏ／
（Ｆｅ＋Ｃｏ）≦０．４） Ｓ２は、溶解を行なう。これは、Ｓ１で秤量した各材料
を加熱して溶解する（溶解工程１によって行なう）。
【０１５５】Ｓ３は、Ｓ２で溶解した溶解物を急冷凝固
させる。これは、例えば２〜２５ｍ／秒の周速度で回転
させたロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを通し
てアルゴンガス圧１Ｋｇ／ｃｍ2で溶解物を射出して高
速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる厚さ
が２５〜８０μｍのリボン薄帯を生成する（急冷工程２
によって行なう）。
させる。これは、例えば２〜２５ｍ／秒の周速度で回転
させたロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズルを通し
てアルゴンガス圧１Ｋｇ／ｃｍ2で溶解物を射出して高
速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる厚さ
が２５〜８０μｍのリボン薄帯を生成する（急冷工程２
によって行なう）。
【０１５６】Ｓ４は、熱処理（第１段）を行なう。これ
は、右側に記載したように、４５０〜６００°Ｃの範囲
で例えば３０分間の熱処理を施し、磁気特性を向上させ
る（熱処理（第１段）工程３によって行なう）。この第
１段の熱処理は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核
を形成させるものである。
は、右側に記載したように、４５０〜６００°Ｃの範囲
で例えば３０分間の熱処理を施し、磁気特性を向上させ
る（熱処理（第１段）工程３によって行なう）。この第
１段の熱処理は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核
を形成させるものである。
【０１５７】Ｓ５は、熱処理（第２段）を行なう。これ
は、右側に記載したように、５５０〜９００°Ｃの範囲
かつ第１段の熱処理よりも高い温度で例えば３０分間の
熱処理を施し、更に磁気特性を向上させる（熱処理（第
２段）工程４によって行なう）。この第２段の熱処理
は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を成長させて
最適粒径に制御するものである。
は、右側に記載したように、５５０〜９００°Ｃの範囲
かつ第１段の熱処理よりも高い温度で例えば３０分間の
熱処理を施し、更に磁気特性を向上させる（熱処理（第
２段）工程４によって行なう）。この第２段の熱処理
は、既述したようにＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を成長させて
最適粒径に制御するものである。
【０１５８】Ｓ６は、粉砕する。これは、Ｓ４、Ｓ５で
熱処理を施した後に所定の粒径の粉体となるように粉砕
する（粉砕工程５によって行なう）。ここでは、Ｓ４、
Ｓ５の熱処理を施してからＳ６の粉砕したが、粉砕して
からＳ４、Ｓ５の熱処理を施してもよい。
熱処理を施した後に所定の粒径の粉体となるように粉砕
する（粉砕工程５によって行なう）。ここでは、Ｓ４、
Ｓ５の熱処理を施してからＳ６の粉砕したが、粉砕して
からＳ４、Ｓ５の熱処理を施してもよい。
【０１５９】Ｓ７は、急冷磁石が生成される。これは、
Ｓ１からＳ６によって、粉体の急冷磁石が生成されたも
のである。Ｓ８は、樹脂の混合・混練を行なう。これ
は、Ｓ７の粉体の急冷磁石に樹脂（例えばエポキシ樹
脂）を混合してよく混練する（樹脂混合・混練工程６に
よって行なう）。
Ｓ１からＳ６によって、粉体の急冷磁石が生成されたも
のである。Ｓ８は、樹脂の混合・混練を行なう。これ
は、Ｓ７の粉体の急冷磁石に樹脂（例えばエポキシ樹
脂）を混合してよく混練する（樹脂混合・混練工程６に
よって行なう）。
【０１６０】Ｓ９は、解砕を行なう。これは、Ｓ８で樹
脂を混合・混練して溶剤を蒸発させた材料を解砕して所
定の粒径の粉体にする（解砕工程７によって行なう）。
Ｓ１０は、成形する。これは、Ｓ９で解砕した粉体を金
型に充填して圧力をかけて所望のボンド磁石の形状に成
形する（成形工程８によって行なう）。
脂を混合・混練して溶剤を蒸発させた材料を解砕して所
定の粒径の粉体にする（解砕工程７によって行なう）。
Ｓ１０は、成形する。これは、Ｓ９で解砕した粉体を金
型に充填して圧力をかけて所望のボンド磁石の形状に成
形する（成形工程８によって行なう）。
【０１６１】Ｓ１１は、樹脂硬化する。これは、Ｓ１０
で成形した所望のボンド磁石の形状のものを例えば加熱
して樹脂を硬化させる（樹脂硬化工程９によって行な
う）。Ｓ１２は、ボンド磁石ができあがる。
で成形した所望のボンド磁石の形状のものを例えば加熱
して樹脂を硬化させる（樹脂硬化工程９によって行な
う）。Ｓ１２は、ボンド磁石ができあがる。
【０１６２】以上のように、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系に
Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔを混合した混合物を溶解、急冷、熱処理
（第１段）、熱処理（第２段）、粉砕して急冷磁石を作
成する。この作成した急冷磁石の粉体に樹脂を混合・混
練、解砕、成形、樹脂硬化して所望の形状のボンド磁石
を製造する。これらにより、Ｒ量が１４ａｔ％以下の
（Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔ）添加無しに比し、本発明は（Ｃ＋Ｃｕ
＋Ｔ）を添加してＲ量が１２ａｔ％未満でも高い磁気特
性を得ることを可能とし、Ｒ量が１２〜１４ａｔ％にお
いても保磁力ｉＨｃをより増大させ、しかも従来不可能
とされていた急速冷却しても良好な磁気特性を持つ２５
〜８０μｍの厚いリボン薄帯の製造が可能となり、更
に、熱処理（第１段）、熱処理（第２段）（あるいは熱
処理（第２段）のみでもよい）を行って磁気特性を改善
し、極めて磁気特性の良好な希土類急冷磁石を製造でき
る。そして、この希土類急冷磁石の粉体に樹脂を混合し
て成形して作成したボンド磁石は、磁気特性が良好であ
ると共に、Ｒ量が少なくて酸化し難いと共に厚いリボン
薄帯を粉砕して粉体を成形しているために成形時に破断
面が現れる割合が少なくて耐蝕性に優れたボンド磁石を
製造できた。以下図３６から図４７の他の実験例を用い
て具体的に順次説明する。
Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔを混合した混合物を溶解、急冷、熱処理
（第１段）、熱処理（第２段）、粉砕して急冷磁石を作
成する。この作成した急冷磁石の粉体に樹脂を混合・混
練、解砕、成形、樹脂硬化して所望の形状のボンド磁石
を製造する。これらにより、Ｒ量が１４ａｔ％以下の
（Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔ）添加無しに比し、本発明は（Ｃ＋Ｃｕ
＋Ｔ）を添加してＲ量が１２ａｔ％未満でも高い磁気特
性を得ることを可能とし、Ｒ量が１２〜１４ａｔ％にお
いても保磁力ｉＨｃをより増大させ、しかも従来不可能
とされていた急速冷却しても良好な磁気特性を持つ２５
〜８０μｍの厚いリボン薄帯の製造が可能となり、更
に、熱処理（第１段）、熱処理（第２段）（あるいは熱
処理（第２段）のみでもよい）を行って磁気特性を改善
し、極めて磁気特性の良好な希土類急冷磁石を製造でき
る。そして、この希土類急冷磁石の粉体に樹脂を混合し
て成形して作成したボンド磁石は、磁気特性が良好であ
ると共に、Ｒ量が少なくて酸化し難いと共に厚いリボン
薄帯を粉砕して粉体を成形しているために成形時に破断
面が現れる割合が少なくて耐蝕性に優れたボンド磁石を
製造できた。以下図３６から図４７の他の実験例を用い
て具体的に順次説明する。
【０１６３】図３６は、本発明の他の実験例（Ｎｄ）を
示す。これは、Ｎｄの添加量を変化させたＮｄXＦｅ
89-XＢ6Ｃ2Ｃｕ1Ｈｆ2（５≦Ｘ≦１５）なる組成の混合
物をアーク溶解し、このアーク溶解した溶融物を２５ｍ
／ｓで回転するロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズ
ルを通してアルゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高
速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる薄帯
を得た。この薄帯を真空中７００°Ｃ、３０分間の熱処
理を施した。この熱処理を施した後に、磁気特性として
ここでは、保磁力ｉＨｃ（ｋＯｅ）、残留磁束密度Ｂ
ｒ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）を測
定した。比較例は、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆ（ＨｆはＴの１種）
を添加しない組成ＮｄXＦｅ94-XＢ6（５≦Ｘ≦１５）に
ついて、同一の処理を行い、測定した磁気特性を示す。
ここで、磁気特性は全て磁石粉体をカプセルに充填して
ＶＳＭで測定した。
示す。これは、Ｎｄの添加量を変化させたＮｄXＦｅ
89-XＢ6Ｃ2Ｃｕ1Ｈｆ2（５≦Ｘ≦１５）なる組成の混合
物をアーク溶解し、このアーク溶解した溶融物を２５ｍ
／ｓで回転するロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノズ
ルを通してアルゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して高
速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる薄帯
を得た。この薄帯を真空中７００°Ｃ、３０分間の熱処
理を施した。この熱処理を施した後に、磁気特性として
ここでは、保磁力ｉＨｃ（ｋＯｅ）、残留磁束密度Ｂ
ｒ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）を測
定した。比較例は、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆ（ＨｆはＴの１種）
を添加しない組成ＮｄXＦｅ94-XＢ6（５≦Ｘ≦１５）に
ついて、同一の処理を行い、測定した磁気特性を示す。
ここで、磁気特性は全て磁石粉体をカプセルに充填して
ＶＳＭで測定した。
【０１６４】図３６から、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆの同時添加に
より、Ｎｄ添加量の少ない１２ａｔ％未満の組成でも、
５ｋＯｅ以上の保磁力ｉＨｃが得られ、最大エネルギー
積（ＢＨ）ｍａｘもＣ＋Ｃｕ＋Ｈｆの添加なしの比較例
に比して増加していることが判明する。Ｎｄ添加量の多
い１２〜１４ａｔ％の組成でも、保磁力ｉＨｃが向上し
ていることが判明し、１４ａｔ％を越えた組成ではＣ＋
Ｃｕ＋Ｈｆの添加による保磁力ｉＨｃの増加が見られな
くなることが判明した。一方、Ｎｄ添加量が６ａｔ％未
満では保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ未満と小さくなり、実用
上使用に耐えないことが判明した。
より、Ｎｄ添加量の少ない１２ａｔ％未満の組成でも、
５ｋＯｅ以上の保磁力ｉＨｃが得られ、最大エネルギー
積（ＢＨ）ｍａｘもＣ＋Ｃｕ＋Ｈｆの添加なしの比較例
に比して増加していることが判明する。Ｎｄ添加量の多
い１２〜１４ａｔ％の組成でも、保磁力ｉＨｃが向上し
ていることが判明し、１４ａｔ％を越えた組成ではＣ＋
Ｃｕ＋Ｈｆの添加による保磁力ｉＨｃの増加が見られな
くなることが判明した。一方、Ｎｄ添加量が６ａｔ％未
満では保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ未満と小さくなり、実用
上使用に耐えないことが判明した。
【０１６５】以上の実験事実からＮｄ添加量は、６〜１
４ａｔ％が適当と判明した。図３７は、本発明の他の実
験例（Ｂ）を示す。これは、Ｂの添加量を変化させたＮ
ｄ10Ｆｅ85-YＢYＣ2Ｃｕ1Ｈｆ2（１≦Ｙ≦１６）なる組
成の混合物を図３６と同様の手順で作成し、測定した磁
気特性を図示する。
４ａｔ％が適当と判明した。図３７は、本発明の他の実
験例（Ｂ）を示す。これは、Ｂの添加量を変化させたＮ
ｄ10Ｆｅ85-YＢYＣ2Ｃｕ1Ｈｆ2（１≦Ｙ≦１６）なる組
成の混合物を図３６と同様の手順で作成し、測定した磁
気特性を図示する。
【０１６６】図３７から、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆの添加によ
り、Ｂの添加量が２〜１５ａｔ％の範囲で、保磁力ｉＨ
ｃ、残留磁束密度Ｂｒ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａ
ｘが、比較例のＣ＋Ｃｕ＋Ｔ添加無しに比し、大幅に増
加していることが判明した。また、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔの変わ
りにＢのみでは、比較例から判明するように大幅な保磁
力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの向上は得
られないことも判明した。
り、Ｂの添加量が２〜１５ａｔ％の範囲で、保磁力ｉＨ
ｃ、残留磁束密度Ｂｒ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａ
ｘが、比較例のＣ＋Ｃｕ＋Ｔ添加無しに比し、大幅に増
加していることが判明した。また、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔの変わ
りにＢのみでは、比較例から判明するように大幅な保磁
力ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの向上は得
られないことも判明した。
【０１６７】以上の実験事実からＢ添加量は、２〜１５
ａｔ％が適当と判明した。図３８は、本発明の他の実験
例（Ｃ）を示す。これは、Ｃの添加量を変化させたＮｄ
10Ｆｅ81-ZＢ6ＣZＣｕ1Ｈｆ2（０≦Ｚ≦６）なる組成の
混合物を図３６と同様の手順で作成し、測定した磁気特
性を図示する。
ａｔ％が適当と判明した。図３８は、本発明の他の実験
例（Ｃ）を示す。これは、Ｃの添加量を変化させたＮｄ
10Ｆｅ81-ZＢ6ＣZＣｕ1Ｈｆ2（０≦Ｚ≦６）なる組成の
混合物を図３６と同様の手順で作成し、測定した磁気特
性を図示する。
【０１６８】図３８から、Ｃの添加量０．１ａｔ％未満
ではその効果はなく、０．１〜５ａｔ％の範囲で保磁力
ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘがともに大幅
に増加することが判明した。そして、５ａｔ％を越える
と保磁力ｉＨｃおよび最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ
が急激に低下してしまうことが判明した。また、Ｃｕ＋
Ｈｆ添加（Ｃ＝０ａｔ％のとき）のは、図３６のの
Ｎｄの１０ａｔ％のＣ＋Ｃｕ＋Ｈｆ（ＨｆはＴの１種）
なしの場合と比べ、保磁力ｉＨｃおよび最大エネルギー
積（ＢＨ）ｍａｘが増加する効果があるが、更にＣの同
時添加により、大幅に保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘが増加することが判明した。Ｃの添加量
が５ａｔ％を越えると、保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ未満と
小さくなり実用上好ましくない。つまり、Ｃ添加量が
０．１〜５ａｔ％範囲において、Ｃｕ＋ＨｆへのＣの複
合添加は、残留磁束密度Ｂｒをあまり低下させずに、保
磁力ｉＨｃと最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを向上さ
せる効果があると判明した。
ではその効果はなく、０．１〜５ａｔ％の範囲で保磁力
ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘがともに大幅
に増加することが判明した。そして、５ａｔ％を越える
と保磁力ｉＨｃおよび最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ
が急激に低下してしまうことが判明した。また、Ｃｕ＋
Ｈｆ添加（Ｃ＝０ａｔ％のとき）のは、図３６のの
Ｎｄの１０ａｔ％のＣ＋Ｃｕ＋Ｈｆ（ＨｆはＴの１種）
なしの場合と比べ、保磁力ｉＨｃおよび最大エネルギー
積（ＢＨ）ｍａｘが増加する効果があるが、更にＣの同
時添加により、大幅に保磁力ｉＨｃ、最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘが増加することが判明した。Ｃの添加量
が５ａｔ％を越えると、保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ未満と
小さくなり実用上好ましくない。つまり、Ｃ添加量が
０．１〜５ａｔ％範囲において、Ｃｕ＋ＨｆへのＣの複
合添加は、残留磁束密度Ｂｒをあまり低下させずに、保
磁力ｉＨｃと最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを向上さ
せる効果があると判明した。
【０１６９】以上の実験事実からＣの添加量は、０．１
〜５ａｔ％が適当と判明した。図３９は、本発明の他の
実験例（Ｈｆ）を示す。これは、Ｈｆの添加量を変化さ
せたＮｄ10Ｆｅ81-AＢ6Ｃ2Ｃｕ1ＨｆA（０≦Ａ≦６）な
る組成の混合物を図３６と同様の手順で作成し、測定し
た磁気特性を図示する。
〜５ａｔ％が適当と判明した。図３９は、本発明の他の
実験例（Ｈｆ）を示す。これは、Ｈｆの添加量を変化さ
せたＮｄ10Ｆｅ81-AＢ6Ｃ2Ｃｕ1ＨｆA（０≦Ａ≦６）な
る組成の混合物を図３６と同様の手順で作成し、測定し
た磁気特性を図示する。
【０１７０】図３９から、Ｈｆの添加量０．１〜５ａｔ
％範囲において、保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒ、最
大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが大幅に増加することが
判明した。５ａｔ％を越えると保磁力ｉＨｃが低下し、
５ｋＯｅ未満と小さくなり実用上好ましくない。Ｃ＋Ｃ
ｕ添加だけでは、保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ未満と小さく
Ｈｆとの同時添加で保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒ、
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが大幅に増加すること
が判明した。
％範囲において、保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒ、最
大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが大幅に増加することが
判明した。５ａｔ％を越えると保磁力ｉＨｃが低下し、
５ｋＯｅ未満と小さくなり実用上好ましくない。Ｃ＋Ｃ
ｕ添加だけでは、保磁力ｉＨｃが５ｋＯｅ未満と小さく
Ｈｆとの同時添加で保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒ、
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが大幅に増加すること
が判明した。
【０１７１】以上の実験事実からＨｆの添加量は、０．
１〜５ａｔ％が適当と判明した。図４０は、本発明の他
の実験例（Ｃｕ）を示す。これは、Ｃｕの添加量を変化
させたＮｄ10Ｆｅ80-ZZＢ6Ｃ2ＣｕZZＨｆ2（０≦ＺＺ≦
６）なる組成の混合物を図３６と同様の手順で作成し、
測定した磁気特性を図示する。
１〜５ａｔ％が適当と判明した。図４０は、本発明の他
の実験例（Ｃｕ）を示す。これは、Ｃｕの添加量を変化
させたＮｄ10Ｆｅ80-ZZＢ6Ｃ2ＣｕZZＨｆ2（０≦ＺＺ≦
６）なる組成の混合物を図３６と同様の手順で作成し、
測定した磁気特性を図示する。
【０１７２】図４０から、Ｃｕの添加量０．１〜５ａｔ
％範囲において、残留磁束密度Ｂｒ、最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘが大幅に増加することが判明する。ま
た、Ｃ＋Ｈｆ複合添加に比べて、Ｃｕとの複合添加で保
磁力ｉＨｃをあまり低下させずに、残留磁束密度Ｂｒ、
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが向上していることが
判明する。但し、Ｃｕの添加が５ａｔ％を越えると、保
磁力ｉＨｃが低下して５ｋＯｅ未満となり実用上好まし
くない。また、０．１ａｔ％未満ではその効果はない。
％範囲において、残留磁束密度Ｂｒ、最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘが大幅に増加することが判明する。ま
た、Ｃ＋Ｈｆ複合添加に比べて、Ｃｕとの複合添加で保
磁力ｉＨｃをあまり低下させずに、残留磁束密度Ｂｒ、
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが向上していることが
判明する。但し、Ｃｕの添加が５ａｔ％を越えると、保
磁力ｉＨｃが低下して５ｋＯｅ未満となり実用上好まし
くない。また、０．１ａｔ％未満ではその効果はない。
【０１７３】以上の実験事実からＣｕの添加量は、０．
１〜５ａｔ％が適当と判明した。図４１は、本発明の他
の実験例（Ｔ）を示す。これは、Ｔを変化させたＮｄ10
Ｆｅ79Ｂ6Ｃ2Ｃｕ1Ｔ2（ＴはＴｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ）なる組成の混合物を図３６
と同様の手順で作成し、測定した磁気特性を図示する。
１〜５ａｔ％が適当と判明した。図４１は、本発明の他
の実験例（Ｔ）を示す。これは、Ｔを変化させたＮｄ10
Ｆｅ79Ｂ6Ｃ2Ｃｕ1Ｔ2（ＴはＴｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ）なる組成の混合物を図３６
と同様の手順で作成し、測定した磁気特性を図示する。
【０１７４】図４１から、２ａｔ％のＴの種類が変わる
と、磁気特性（保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒ、最大
エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）も変わるが、いずれの種
類のＴでも十分良好な磁気特性を得ることができると判
明した。
と、磁気特性（保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒ、最大
エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）も変わるが、いずれの種
類のＴでも十分良好な磁気特性を得ることができると判
明した。
【０１７５】以上の実験事実からＴのいずれの種類であ
ってもＴの添加量は、図３９のＨｆと同じ０．１〜５ａ
ｔ％が適当と推測できる。図４２は、本発明の他の実験
例（Ｃｏ）を示す。これは、Ｃｏの置換量を変化させた
Ｎｄ10（Ｆｅ1-WＣｏw）79Ｂ6Ｃ2Ｃｕ1Ｈｆ2（０≦Ｗ≦
０．５）なる組成の混合物を図３６と同様の手順で作成
し、測定した磁気特性を図示する。
ってもＴの添加量は、図３９のＨｆと同じ０．１〜５ａ
ｔ％が適当と推測できる。図４２は、本発明の他の実験
例（Ｃｏ）を示す。これは、Ｃｏの置換量を変化させた
Ｎｄ10（Ｆｅ1-WＣｏw）79Ｂ6Ｃ2Ｃｕ1Ｈｆ2（０≦Ｗ≦
０．５）なる組成の混合物を図３６と同様の手順で作成
し、測定した磁気特性を図示する。
【０１７６】図４２から、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆの添加によ
り、Ｃｏの置換量Ｗが０〜０．４において実用上十分な
保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒ、最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘが得られ、ＦｅをＣｏで置換できると判
明した。Ｃｏの置換量Ｗが０．４を越えても実用上十分
な磁気特性が得られるがコスト高を招く。このＣｏ添加
してＦｅと置換することにより、図示しないがキュリー
温度が改善され温度特性が向上する。
り、Ｃｏの置換量Ｗが０〜０．４において実用上十分な
保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒ、最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘが得られ、ＦｅをＣｏで置換できると判
明した。Ｃｏの置換量Ｗが０．４を越えても実用上十分
な磁気特性が得られるがコスト高を招く。このＣｏ添加
してＦｅと置換することにより、図示しないがキュリー
温度が改善され温度特性が向上する。
【０１７７】以上の実験事実からＣｏ置換量Ｗは０〜
０．４が適当と判明した。図４３は、本発明の他の実験
例（熱処理）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ79Ｂ6Ｃ2Ｃｕ
1Ｈｆ2なる組成の混合物をアーク溶解した溶融物を２５
ｍ／ｓで回転するロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノ
ズルを通してアルゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して
高速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる薄
帯を得る。その後、第１段目の熱処理を施し、次に第２
段目の熱処理を施した場合の磁気特性である。ここで、
熱処理は両者ともに記載した温度で加熱して３０分間保
持した。比較例１は本発明の温度範囲外の磁気特性を示
し、比較例２はＣ＋Ｃｕ＋Ｈｆ（ＨｆはＴの１種）添加
なしのＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6組成の磁気特性を示す。
０．４が適当と判明した。図４３は、本発明の他の実験
例（熱処理）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ79Ｂ6Ｃ2Ｃｕ
1Ｈｆ2なる組成の混合物をアーク溶解した溶融物を２５
ｍ／ｓで回転するロール表面に内径０．６ｍｍの石英ノ
ズルを通してアルゴンガス圧１ｋｇ／ｃｍ2で射出して
高速冷却し、アモルファスあるいは微結晶質からなる薄
帯を得る。その後、第１段目の熱処理を施し、次に第２
段目の熱処理を施した場合の磁気特性である。ここで、
熱処理は両者ともに記載した温度で加熱して３０分間保
持した。比較例１は本発明の温度範囲外の磁気特性を示
し、比較例２はＣ＋Ｃｕ＋Ｈｆ（ＨｆはＴの１種）添加
なしのＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6組成の磁気特性を示す。
【０１７８】図４３の（ａ）から、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆの添
加により、第１段目および第２段目の２段の熱処理を施
した方が、比較例１のの第２段目の熱処理のみの１段
熱処理を施したものより最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａ
ｘが増大していることが判明する。この際、比較例１を
参照して判明するように、第１段目の熱処理温度が４５
０°Ｃより低温、および６００°Ｃより高温となると、
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、そ
の熱処理効果が減少する。第２段目の熱処理温度が５５
０°Ｃより低温、および９００°Ｃより高温となると、
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、そ
の熱処理効果が減少する。更に、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆの添加
無しの比較例２により、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆ添加なしの場合
には最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの本発明のような
大きな値が得られないことが判明した。また、比較例１
のから、第２段目の熱処理のみでも比較例２の（Ｃ＋
Ｃｕ＋Ｈｆ）添加無しに比較し十分高い最大エネルギー
積（ＢＨ）ｍａｘの値を得られることも判明した。
加により、第１段目および第２段目の２段の熱処理を施
した方が、比較例１のの第２段目の熱処理のみの１段
熱処理を施したものより最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａ
ｘが増大していることが判明する。この際、比較例１を
参照して判明するように、第１段目の熱処理温度が４５
０°Ｃより低温、および６００°Ｃより高温となると、
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、そ
の熱処理効果が減少する。第２段目の熱処理温度が５５
０°Ｃより低温、および９００°Ｃより高温となると、
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの値が小さくなり、そ
の熱処理効果が減少する。更に、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆの添加
無しの比較例２により、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆ添加なしの場合
には最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの本発明のような
大きな値が得られないことが判明した。また、比較例１
のから、第２段目の熱処理のみでも比較例２の（Ｃ＋
Ｃｕ＋Ｈｆ）添加無しに比較し十分高い最大エネルギー
積（ＢＨ）ｍａｘの値を得られることも判明した。
【０１７９】以上の実験事実からＣ＋Ｃｕ＋Ｈｆ添加
し、第１段目の熱処理温度は４５０〜６００°Ｃ、第２
段目の熱処理温度は５５０〜９００°Ｃかつ第１段目の
温度よりも高いことが適当と判明した。また、第２段目
の熱処理のみを施しても十分高い最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘの値が得られることも判明した。
し、第１段目の熱処理温度は４５０〜６００°Ｃ、第２
段目の熱処理温度は５５０〜９００°Ｃかつ第１段目の
温度よりも高いことが適当と判明した。また、第２段目
の熱処理のみを施しても十分高い最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘの値が得られることも判明した。
【０１８０】図４３の（ｂ）は、図４３の（ａ）の第１
段目および第２段目の熱処理の加熱曲線例を示す。加熱
は、１５°Ｃ／分位の割合で図４３の（ａ）の第１段目
に記載した温度まで加熱して３０分間保持する。次に、
１５°Ｃ／分位の割合で図４３の（ａ）の第２段目に記
載した温度まで加熱して３０分間保持する。そして、１
５°Ｃ／分位の割合で室温まで冷却する。尚、図４３の
（ａ）の第２段目に記載した温度に加熱するのに、第１
段目の加熱に続けて行なう必要はなく、一旦室温に冷却
した後、再度、第２段目に記載した温度に加熱してもよ
い。
段目および第２段目の熱処理の加熱曲線例を示す。加熱
は、１５°Ｃ／分位の割合で図４３の（ａ）の第１段目
に記載した温度まで加熱して３０分間保持する。次に、
１５°Ｃ／分位の割合で図４３の（ａ）の第２段目に記
載した温度まで加熱して３０分間保持する。そして、１
５°Ｃ／分位の割合で室温まで冷却する。尚、図４３の
（ａ）の第２段目に記載した温度に加熱するのに、第１
段目の加熱に続けて行なう必要はなく、一旦室温に冷却
した後、再度、第２段目に記載した温度に加熱してもよ
い。
【０１８１】図４４は、本発明の他の実験例（組成）を
示す。これは、Ｎｄを希土類元素の１種あるいは２種以
上に置換した組成物についても図４３と同様の熱処理、
ここでは、第１段目の熱処理、５００°Ｃ、３０分間、
第２段目の熱処理、７００°Ｃ、３０分間で行ったもの
の、磁気特性（保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒ、最大
エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）である。比較例はＣ＋Ｃ
ｕ＋Ｔ添加なしの場合の磁気特性（保磁力ｉＨｃ、残留
磁束密度Ｂｒ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）を示
す（尚、熱処理は本発明と同じように行った）。
示す。これは、Ｎｄを希土類元素の１種あるいは２種以
上に置換した組成物についても図４３と同様の熱処理、
ここでは、第１段目の熱処理、５００°Ｃ、３０分間、
第２段目の熱処理、７００°Ｃ、３０分間で行ったもの
の、磁気特性（保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒ、最大
エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）である。比較例はＣ＋Ｃ
ｕ＋Ｔ添加なしの場合の磁気特性（保磁力ｉＨｃ、残留
磁束密度Ｂｒ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）を示
す（尚、熱処理は本発明と同じように行った）。
【０１８２】図４４から、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔの添加により、
Ｎｄ以外の希土類元素でＮｄを置換しても、矢印で示し
た従来のＣ＋Ｃｕ＋Ｔ添加なしの比較例と比較し、保磁
力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒおよび最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘが増大していることが判明する。ここ
で、希土類元素として実験したものは、図４４に示すよ
うに、Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｃｅ、Ｎｄ＋Ｐｒ＋
Ｙ、Ｎｄ＋Ｄｙ、Ｎｄ＋Ｇｄ、Ｎｄ＋Ｔｂ、Ｎｄ＋Ｄｙ
＋Ｙである。
Ｎｄ以外の希土類元素でＮｄを置換しても、矢印で示し
た従来のＣ＋Ｃｕ＋Ｔ添加なしの比較例と比較し、保磁
力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒおよび最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘが増大していることが判明する。ここ
で、希土類元素として実験したものは、図４４に示すよ
うに、Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｐｒ、Ｎｄ＋Ｃｅ、Ｎｄ＋Ｐｒ＋
Ｙ、Ｎｄ＋Ｄｙ、Ｎｄ＋Ｇｄ、Ｎｄ＋Ｔｂ、Ｎｄ＋Ｄｙ
＋Ｙである。
【０１８３】以上の実験事実から種々の希土類元素でＮ
ｄを置換しても、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔ添加により添加無しに比
較し、保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒ、最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘが大幅に向上し、効果があることが
判明した。
ｄを置換しても、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔ添加により添加無しに比
較し、保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒ、最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘが大幅に向上し、効果があることが
判明した。
【０１８４】図４５は、本発明の他の実験例（リボン厚
み）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ79Ｂ6Ｃ2Ｃｕ1Ｈｆ2の
組成の組成物の溶解物をロール周速度を１〜５０ｍ／ｓ
の範囲で変化させてリボン薄帯の急冷磁石を作成してリ
ンボ厚みを測定する。そして、第１段目５００°Ｃ、３
０分間、および第２段目７００°Ｃ、３０分間の２段熱
処理を施してそのときの磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大
エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）を測定したものである。
比較例１はＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6のＣ＋Ｃｕ＋Ｈｆ無しの組
成のものであり、７００°Ｃ、３０分間の１段熱処理を
施した。参考例は、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆ無しのＮｄ量が多く
高特性が得られる標準組成であるＮｄ13 .5Ｆｅ80.5Ｂ6
のものであり、７００°Ｃ、３０分間の１段熱処理を施
した。
み）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ79Ｂ6Ｃ2Ｃｕ1Ｈｆ2の
組成の組成物の溶解物をロール周速度を１〜５０ｍ／ｓ
の範囲で変化させてリボン薄帯の急冷磁石を作成してリ
ンボ厚みを測定する。そして、第１段目５００°Ｃ、３
０分間、および第２段目７００°Ｃ、３０分間の２段熱
処理を施してそのときの磁気特性（保磁力ｉＨｃ、最大
エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）を測定したものである。
比較例１はＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6のＣ＋Ｃｕ＋Ｈｆ無しの組
成のものであり、７００°Ｃ、３０分間の１段熱処理を
施した。参考例は、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆ無しのＮｄ量が多く
高特性が得られる標準組成であるＮｄ13 .5Ｆｅ80.5Ｂ6
のものであり、７００°Ｃ、３０分間の１段熱処理を施
した。
【０１８５】図４５から、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆの添加によ
り、８０μｍの厚みで実用上十分な高磁気特性（保磁力
ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）が得られる
ことが判明した。８０μｍの厚みを越えると、保磁力ｉ
Ｈｃが５ｋＯｅを下回り、急激に劣化して実用上好まし
くない。また、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆなしの参考例から判明す
るように、実用化されている従来の標準的な組成では２
５μｍの厚みを越えると、当該２５μｍの厚みの磁気特
性（最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）に比べて急激に
減少し、３０％以上の劣化が生じてしまう。これに対し
て本発明の組成では、８０μｍの厚みでも２０％以内の
減少に納まり、厚いリボンでも十分実用となる磁気特性
が安定して得られることが判明した。
り、８０μｍの厚みで実用上十分な高磁気特性（保磁力
ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）が得られる
ことが判明した。８０μｍの厚みを越えると、保磁力ｉ
Ｈｃが５ｋＯｅを下回り、急激に劣化して実用上好まし
くない。また、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｈｆなしの参考例から判明す
るように、実用化されている従来の標準的な組成では２
５μｍの厚みを越えると、当該２５μｍの厚みの磁気特
性（最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）に比べて急激に
減少し、３０％以上の劣化が生じてしまう。これに対し
て本発明の組成では、８０μｍの厚みでも２０％以内の
減少に納まり、厚いリボンでも十分実用となる磁気特性
が安定して得られることが判明した。
【０１８６】以上の実験事実からＣ＋Ｃｕ＋Ｈｆ添加
し、リボン厚さが２５〜８０μｍとなる周速度で冷却す
ることが適当と判明した。但し、２５μｍ未満でも従来
品に比べ高磁気特性は得られる。
し、リボン厚さが２５〜８０μｍとなる周速度で冷却す
ることが適当と判明した。但し、２５μｍ未満でも従来
品に比べ高磁気特性は得られる。
【０１８７】図４６は、本発明の他の実験例（ボンド磁
石）を示す。これは、図４５の本発明で得られたリボン
薄帯を５３〜５００μｍ程度の粒径に粉砕し、この粉体
に溶剤希釈型エポキシ樹脂ワニス（固形分で５０％溶
液）を４重量％添加し、窒素雰囲気中で溶剤を飛散させ
ながら混合した。この混合物を解砕・篩別して５００μ
ｍ以下のペレットとした。このペレットを金型に充填し
て成形圧力６ｔ／ｃｍ2で成形した。成形体の形状は、
外径１０ｍｍ、高さ５ｍｍの円柱体とした。この成形体
を１５０°Ｃ、１時間加熱してエポキシ樹脂を硬化させ
てボンド磁石を作製した。このボンド磁石の磁石粉の充
填度および磁気特性を、リボン薄帯の厚み、周速度に対
応づけて図示のように得られた。ここで、充填度は、磁
石粉が１００％充填された場合のボンド磁石の理論密度
に対する作製されたボンド磁石の密度の割合を百分率で
示す。
石）を示す。これは、図４５の本発明で得られたリボン
薄帯を５３〜５００μｍ程度の粒径に粉砕し、この粉体
に溶剤希釈型エポキシ樹脂ワニス（固形分で５０％溶
液）を４重量％添加し、窒素雰囲気中で溶剤を飛散させ
ながら混合した。この混合物を解砕・篩別して５００μ
ｍ以下のペレットとした。このペレットを金型に充填し
て成形圧力６ｔ／ｃｍ2で成形した。成形体の形状は、
外径１０ｍｍ、高さ５ｍｍの円柱体とした。この成形体
を１５０°Ｃ、１時間加熱してエポキシ樹脂を硬化させ
てボンド磁石を作製した。このボンド磁石の磁石粉の充
填度および磁気特性を、リボン薄帯の厚み、周速度に対
応づけて図示のように得られた。ここで、充填度は、磁
石粉が１００％充填された場合のボンド磁石の理論密度
に対する作製されたボンド磁石の密度の割合を百分率で
示す。
【０１８８】図４６から、リボン薄帯の厚みが増すに従
って充填度が向上すると共に、磁気特性（最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘ）も向上していることが判明する。
リボン薄帯の厚みが８０μｍを越えると、密度は上昇す
るが、粉体の磁気特性の劣化のためにボンド磁石の磁気
特性も劣化することが判明する。従来のＣ＋Ｃｕ＋Ｈｆ
添加なしのＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6組成の参考例やＮｄ10
Ｆｅ84Ｂ6組成の比較例の場合には、２５μｍの厚みを
境に、厚みが増すと磁気特性（最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ）が急激に劣化してしまい、リボン薄帯の厚
みを増してボンド磁石の作製時の充填度の向上のメリッ
トを生かすことができないことが判明した。。
って充填度が向上すると共に、磁気特性（最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘ）も向上していることが判明する。
リボン薄帯の厚みが８０μｍを越えると、密度は上昇す
るが、粉体の磁気特性の劣化のためにボンド磁石の磁気
特性も劣化することが判明する。従来のＣ＋Ｃｕ＋Ｈｆ
添加なしのＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6組成の参考例やＮｄ10
Ｆｅ84Ｂ6組成の比較例の場合には、２５μｍの厚みを
境に、厚みが増すと磁気特性（最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ）が急激に劣化してしまい、リボン薄帯の厚
みを増してボンド磁石の作製時の充填度の向上のメリッ
トを生かすことができないことが判明した。。
【０１８９】以上の実験事実からＣ＋Ｃｕ＋Ｈｆ添加
し、リボン厚さが２５〜８０μｍとなる周速度で冷却す
ることが適当と判明した。但し、２５μｍ未満の厚みで
も従来品に比較し高磁気特性は得られる。
し、リボン厚さが２５〜８０μｍとなる周速度で冷却す
ることが適当と判明した。但し、２５μｍ未満の厚みで
も従来品に比較し高磁気特性は得られる。
【０１９０】図４７は、本発明の他の実験例（高温、高
湿試験）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ79Ｂ6Ｃ2Ｃｕ1Ｈ
ｆ2の組成の溶解物を急冷しリボン厚み５０、２５μｍ
とし、１段目５００°Ｃ、３０分間、２段目７００°
Ｃ、３０分間の２段熱処理を施し、これからボンド磁石
を作製する。そして、８０°Ｃ、９５％ＲＨの高温・高
湿環境下で、１２０、２４０、４８０時間放置し、錆の
発生の様子を目視で観察した結果である。参考例は、従
来のＣ＋Ｃｕ＋ＨｆなしのＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6の組成
のものである。。
湿試験）を示す。これは、Ｎｄ10Ｆｅ79Ｂ6Ｃ2Ｃｕ1Ｈ
ｆ2の組成の溶解物を急冷しリボン厚み５０、２５μｍ
とし、１段目５００°Ｃ、３０分間、２段目７００°
Ｃ、３０分間の２段熱処理を施し、これからボンド磁石
を作製する。そして、８０°Ｃ、９５％ＲＨの高温・高
湿環境下で、１２０、２４０、４８０時間放置し、錆の
発生の様子を目視で観察した結果である。参考例は、従
来のＣ＋Ｃｕ＋ＨｆなしのＮｄ13.5Ｆｅ80.5Ｂ6の組成
のものである。。
【０１９１】図４７から、本発明のボンド磁石は従来の
参考例よりも点錆有りが発生するのが遅く、耐蝕性に優
れていることが判明した。これは、リボン薄帯の厚みが
厚いので、粉体が剛体となり、ボンド磁石の成形時に割
れて新たな面が露出して酸化される割合が少ないこと、
および酸化し易いＲ添加量が少ないことにより、耐蝕性
が優れたものである。
参考例よりも点錆有りが発生するのが遅く、耐蝕性に優
れていることが判明した。これは、リボン薄帯の厚みが
厚いので、粉体が剛体となり、ボンド磁石の成形時に割
れて新たな面が露出して酸化される割合が少ないこと、
および酸化し易いＲ添加量が少ないことにより、耐蝕性
が優れたものである。
【０１９２】以上の図３５から図４７によって、Ｒ−Ｆ
ｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣとＣｕとＴ（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ）を同時添加す
ることにより、無添加、およびＣ、Ｃｕ、Ｔの単独添加
に比較し、希土類元素Ｒの添加量の少なく（１４ａｔ％
以下）て高い保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒを得るこ
とができ、低コスト化を図ることができる。また、２段
熱処理により最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを向上さ
せた実用上優れた永久磁石が得られる。また、低ロール
周速度で高磁気特性の厚いリボン薄帯２５〜８０μｍを
得ることができ、充填性を高めたボンド磁石を作製でき
ると共に、高耐蝕性をボンド磁石に持たせることができ
る。
ｅ（Ｃｏ）−Ｂ系にＣとＣｕとＴ（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ）を同時添加す
ることにより、無添加、およびＣ、Ｃｕ、Ｔの単独添加
に比較し、希土類元素Ｒの添加量の少なく（１４ａｔ％
以下）て高い保磁力ｉＨｃ、残留磁束密度Ｂｒを得るこ
とができ、低コスト化を図ることができる。また、２段
熱処理により最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを向上さ
せた実用上優れた永久磁石が得られる。また、低ロール
周速度で高磁気特性の厚いリボン薄帯２５〜８０μｍを
得ることができ、充填性を高めたボンド磁石を作製でき
ると共に、高耐蝕性をボンド磁石に持たせることができ
る。
【０１９３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石において、Ｃ、Ｃ＋Ｔ、Ｃｕ＋
Ｔ、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔを適量添加して希土類急冷磁石を作成
し、ＲがＮｄ2Ｆｅ14Ｂ6化学量論組成（１１．７６％Ｎ
ｄ）よりも少ない６〜１１ａｔ％の組成領域においても
高磁気特性が得られ、化学量論組成（１１．７６％Ｎ
ｄ）よりも多い１２〜１４ａｔ％Ｎｄの組成領域におい
ても保磁力ｉＨｃを増大させ、更にアモルファス形成能
が高く低速度の急冷条件でも安定した磁気特性が得られ
る厚みが２５〜８０μｍもある急冷リボン薄帯の希土類
急冷磁石を製造できると共に、更に樹脂を混練して硬化
し、高磁気特性（高保磁力ｉＨｃ、高残留磁束密度Ｂ
ｒ、高最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）かつ高耐蝕性
のボンド磁石を製造することができる。これらをまとめ
ると、 （１） 組成：Ｃ（炭素） Ｃ（炭素）＋Ｔ（遷移金属） Ｃｕ（銅）＋Ｔ（遷移金属） Ｃ（炭素）＋Ｃｕ（銅）＋Ｔ（遷移金属） の添加により、磁気特性が大幅に向上した。特に、Ｒの
６〜１１ａｔ％の範囲の添加は、保磁力ｉＨｃ、最大エ
ネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ、残留磁束密度Ｂｒを大幅に
向上させることができると共に、Ｒ添加量が少なくな
り、安価となる。また、Ｒの１２〜１４ａｔ％の範囲に
おいても保磁力ｉＨｃをより増大させる。
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石において、Ｃ、Ｃ＋Ｔ、Ｃｕ＋
Ｔ、Ｃ＋Ｃｕ＋Ｔを適量添加して希土類急冷磁石を作成
し、ＲがＮｄ2Ｆｅ14Ｂ6化学量論組成（１１．７６％Ｎ
ｄ）よりも少ない６〜１１ａｔ％の組成領域においても
高磁気特性が得られ、化学量論組成（１１．７６％Ｎ
ｄ）よりも多い１２〜１４ａｔ％Ｎｄの組成領域におい
ても保磁力ｉＨｃを増大させ、更にアモルファス形成能
が高く低速度の急冷条件でも安定した磁気特性が得られ
る厚みが２５〜８０μｍもある急冷リボン薄帯の希土類
急冷磁石を製造できると共に、更に樹脂を混練して硬化
し、高磁気特性（高保磁力ｉＨｃ、高残留磁束密度Ｂ
ｒ、高最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ）かつ高耐蝕性
のボンド磁石を製造することができる。これらをまとめ
ると、 （１） 組成：Ｃ（炭素） Ｃ（炭素）＋Ｔ（遷移金属） Ｃｕ（銅）＋Ｔ（遷移金属） Ｃ（炭素）＋Ｃｕ（銅）＋Ｔ（遷移金属） の添加により、磁気特性が大幅に向上した。特に、Ｒの
６〜１１ａｔ％の範囲の添加は、保磁力ｉＨｃ、最大エ
ネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ、残留磁束密度Ｂｒを大幅に
向上させることができると共に、Ｒ添加量が少なくな
り、安価となる。また、Ｒの１２〜１４ａｔ％の範囲に
おいても保磁力ｉＨｃをより増大させる。
【０１９４】（２） 熱処理：２段熱処理（第１段目で
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を形成、第２段目で核を成長させ
て最適粒径に制御）により、１段熱処理よりも最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘを向上させることができ、特に
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを増大させることがで
きる。
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶の核を形成、第２段目で核を成長させ
て最適粒径に制御）により、１段熱処理よりも最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘを向上させることができ、特に
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを増大させることがで
きる。
【０１９５】（３） 急冷：リボン薄帯を２５〜８０μ
ｍと厚くし、高磁気特性の磁石粉の充填度を高めて更に
高磁気特性かつ高耐蝕性のボンド磁石を製造できる。
ｍと厚くし、高磁気特性の磁石粉の充填度を高めて更に
高磁気特性かつ高耐蝕性のボンド磁石を製造できる。
【図１】本発明の１実施例構成図である。
【図２】本発明の実験例（Ｎｄ）である。
【図３】本発明の実験例（Ｂ）である。
【図４】本発明の実験例（Ｃ）である。
【図５】本発明の実験例（Ｃｏ）である。
【図６】本発明の実験例（熱処理）である。
【図７】本発明の実験例（組成）である。
【図８】本発明の実験例（リボン厚み）である。
【図９】本発明の実験例（ボンド磁石）である。
【図１０】本発明の実験例（高温、高湿試験）である。
【図１１】本発明の他の実施例構成図である。
【図１２】本発明の他の実験例（Ｎｄ）である。
【図１３】本発明の他の実験例（Ｂ）である。
【図１４】本発明の他の実験例（Ｃ）である。
【図１５】本発明の他の実験例（Ｈｆ）である。
【図１６】本発明の他の実験例（Ｔ）である。
【図１７】本発明の他の実験例（Ｃｏ）である。
【図１８】本発明の他の実験例（熱処理）である。
【図１９】本発明の他の実験例（組成）である。
【図２０】本発明の他の実験例（リボン厚み）である。
【図２１】本発明の他の実験例（ボンド磁石）である。
【図２２】本発明の他の実験例（高温、高湿試験）であ
る。
る。
【図２３】本発明の他の実施例構成図である。
【図２４】本発明の他の実験例（Ｎｄ）である。
【図２５】本発明の他の実験例（Ｂ）である。
【図２６】本発明の他の実験例（Ｃｕ）である。
【図２７】本発明の他の実験例（Ｈｆ）である。
【図２８】本発明の他の実験例（Ｔ）である。
【図２９】本発明の他の実験例（Ｃｏ）である。
【図３０】本発明の他の実験例（熱処理）である。
【図３１】本発明の他の実験例（組成）である。
【図３２】本発明の他の実験例（リボン厚み）である。
【図３３】本発明の他の実験例（ボンド磁石）である。
【図３４】本発明の他の実験例（高温、高湿試験）であ
る。
る。
【図３５】本発明の他の実施例構成図である。
【図３６】本発明の他の実験例（Ｎｄ）である。
【図３７】本発明の他の実験例（Ｂ）である。
【図３８】本発明の他の実験例（Ｃ）である。
【図３９】本発明の他の実験例（Ｈｆ）である。
【図４０】本発明の他の実験例（Ｃｕ）である。
【図４１】本発明の他の実験例（Ｔ）である。
【図４２】本発明の他の実験例（Ｃｏ）である。
【図４３】本発明の他の実験例（熱処理）である。
【図４４】本発明の他の実験例（組成）である。
【図４５】本発明の他の実験例（リボン厚み）である。
【図４６】本発明の他の実験例（ボンド磁石）である。
【図４７】本発明の他の実験例（高温、高湿試験）であ
る。
る。
１：溶解工程 ２：急冷工程 ３：熱処理（第１段）工程 ４：熱処理（第２段）工程 ５：粉砕工程 ６：樹脂混合・混練工程 ７：解砕工程 ８：成形工程 ９：樹脂硬化工程
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/10 Ｈ０１Ｆ 1/08 Ａ Ｈ０１Ｆ 1/06 1/04 Ｈ 1/08 1/06 Ａ Ｌ (72)発明者 松井 一雄 東京都港区新橋５丁目36番11号 富士電 気化学株式会社内 (56)参考文献 特開 平５−211102（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−271881（ＪＰ，Ａ)
Claims (10)
- 【請求項１】ＲXＦｅ100-X-Y-ZＢYＣZ（但し、ＲはＹを
包含する希土類元素の１種あるいは２種以上）からなる
一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、０．１
≦Ｚ≦５の混合溶解物を高速冷却してリボン薄帯の厚み
を２５μｍ〜８０μｍとした後に、４５０〜６００℃の
第１段目の熱処理を行い、更に５５０〜９００℃かつ第
１段目よりも高い温度の第２段目の熱処理を行い粉砕す
ることを特徴とする希土類急冷粉体の製造方法。 - 【請求項２】ＲX（Ｆｅ1-WＣｏW）100-X-Y-ZＢYＣZ（但
し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種あるいは２種以
上）からなる一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦
１５、０．１≦Ｚ≦５、０≦Ｗ≦０．４の混合溶解物を
高速冷却してリボン薄帯の厚みを２５μｍ〜８０μｍと
した後に、４５０〜６００℃の第１段目の熱処理を行
い、更に５５０〜９００℃かつ第１段目よりも高い温度
の第２段目の熱処理を行い粉砕することを特徴とする希
土類急冷粉体の製造方法。 - 【請求項３】ＲXＦｅ100-X-Y-Z-AＢYＣZＴA（但し、Ｒ
はＹを包含する希土類元素の１種あるいは２種以上、Ｔ
はＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上）からなる一般式で表
され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、０．１≦Ｚ≦５、
０．１≦Ａ≦５の混合溶解物を高速冷却してリボン薄帯
の厚みを２５μｍ〜８０μｍとした後に、４５０〜６０
０℃の第１段目の熱処理を行い、更に５５０〜９００℃
かつ第１段目よりも高い温度の第２段目の熱処理を行い
粉砕することを特徴とする希土類急冷粉体の製造方法。 - 【請求項４】ＲX（Ｆｅ1-WＣｏW）100-X-Y-Z-AＢYＣZＴ
A（但し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種あるいは
２種以上、ＴはＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上）からなる
一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、０．１
≦Ｚ≦５、０≦Ｗ≦０．４、０．１≦Ａ≦５の混合溶解
物を高速冷却してリボン薄帯の厚みを２５μｍ〜８０μ
ｍとした後に、４５０〜６００℃の第１段目の熱処理を
行い、更に５５０〜９００℃かつ第１段目よりも高い温
度の第２段目の熱処理を行い粉砕することを特徴とする
希土類急冷粉体の製造方法。 - 【請求項５】ＲXＦｅ100-X-Y-Z-ZZ-AＢYＣZＣｕZZＴ
A（但し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種あるいは
２種以上、ＴはＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上）からなる
一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１５、０．１
≦Ｚ≦５、０．１≦ＺＺ≦５、０．１≦Ａ≦５からなる
組成の混合溶解物を高速冷却し、粉砕して熱処理した基
本相がＲ2Ｆｅ14Ｂ相であることを特徴とする希土類急
冷粉体。 - 【請求項６】ＲX（Ｆｅ1-WＣｏW）100-X-Y-Z-ZZ-AＢYＣ
ZＣｕZZＴA（但し、ＲはＹを包含する希土類元素の１種
あるいは２種以上、ＴはＨｆ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎの１種あるいは２種以上）
からなる一般式で表され、６≦Ｘ≦１４、２≦Ｙ≦１
５、０．１≦Ｚ≦５、０．１≦ＺＺ≦５、０＜Ｗ＜０．
４、０．１≦Ａ≦５からなる組成の混合溶解物を高速冷
却し、粉砕して熱処理した基本相がＲ2Ｆｅ14Ｂ相であ
ることを特徴とする希土類急冷粉体。 - 【請求項７】高速冷却して厚みを２５μｍ〜８０μｍの
リボン薄帯を作成し粉砕して製造したことを特徴とする
請求項５あるいは請求項６記載の希土類急冷粉体。 - 【請求項８】請求項５から請求項７のいずれかの希土類
急冷粉体について、 ４５０〜６００℃の第１段目の熱処理工程（３）と、 ５５０〜９００℃かつ第１段目よりも高い温度の第２段
目の熱処理工程（４）とによって熱処理を行い粉砕する
ことを特徴とする希土類急冷粉体の製造方法。 - 【請求項９】請求項１から請求項４および請求項８のい
ずれかの希土類急冷粉体を樹脂で結合するボンド磁石の
製造方法。 - 【請求項１０】請求項５から請求項７のいずれかの希土
類急冷粉体を樹脂で結合したことを特徴とするボンド磁
石。
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Applications Claiming Priority (1)
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| ATE335280T1 (de) | 2001-11-22 | 2006-08-15 | Neomax Co Ltd | Nanozusammensetzungsmagnet |
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1993
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