JP3427765B2 - 希土類−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末およびその製造方法並びにこの粉末を用いたボンド磁石 - Google Patents
希土類−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末およびその製造方法並びにこの粉末を用いたボンド磁石Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、優れた磁気的異
方性を有するＲ（但し、Ｒは、Ｙを含む希土類元素のう
ち少くとも１種を示す），Ｆｅ，Ｃｏ，およびＢを主成
分とするＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末およびその製造
方法並びにこの粉末を用いたボンド磁石に関するもので
ある。
方性を有するＲ（但し、Ｒは、Ｙを含む希土類元素のう
ち少くとも１種を示す），Ｆｅ，Ｃｏ，およびＢを主成
分とするＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末およびその製造
方法並びにこの粉末を用いたボンド磁石に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末は高い磁
気特性および比較的安定な温度特性を有するところか
ら、これを樹脂結合してボンド磁石を作製している。こ
のボンド磁石は、寸法精度が高いこと、薄肉で複雑形状
の磁石を容易に製造できること、他の部品との一体成形
が可能であることなどの特徴を有することから、ＯＡ、
ＦＡ機器などの小型モーターなど各種部品として広く使
用されている。
気特性および比較的安定な温度特性を有するところか
ら、これを樹脂結合してボンド磁石を作製している。こ
のボンド磁石は、寸法精度が高いこと、薄肉で複雑形状
の磁石を容易に製造できること、他の部品との一体成形
が可能であることなどの特徴を有することから、ＯＡ、
ＦＡ機器などの小型モーターなど各種部品として広く使
用されている。
【０００３】前記Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末を製造
する方法の一つとして、水素化・脱水素処理する方法
（一般に、ＨＤＤＲ法と呼ばれている）が知られてお
り、この方法は、Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系鋳造合金または
これを粉砕して得られた粗粉末を１０Ｔｏｒｒ以上の水
素ガス雰囲気中または水素ガス分圧：１０Ｔｏｒｒ以上
の水素ガスと不活性ガスの混合ガス雰囲気中で温度：５
００〜１０００℃に保持して鋳造合金またはその合金の
粗粉末に水素を吸蔵させた後、水素ガス圧力：１×１０
-1Ｔｏｒｒ以下の真空雰囲気または水素ガス分圧：１×
１０-1Ｔｏｒｒ以下の不活性ガス雰囲気になるまで温
度：５００〜１０００℃で脱水素処理したのち急却し、
ついで粉砕することにより製造するものである。
する方法の一つとして、水素化・脱水素処理する方法
（一般に、ＨＤＤＲ法と呼ばれている）が知られてお
り、この方法は、Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系鋳造合金または
これを粉砕して得られた粗粉末を１０Ｔｏｒｒ以上の水
素ガス雰囲気中または水素ガス分圧：１０Ｔｏｒｒ以上
の水素ガスと不活性ガスの混合ガス雰囲気中で温度：５
００〜１０００℃に保持して鋳造合金またはその合金の
粗粉末に水素を吸蔵させた後、水素ガス圧力：１×１０
-1Ｔｏｒｒ以下の真空雰囲気または水素ガス分圧：１×
１０-1Ｔｏｒｒ以下の不活性ガス雰囲気になるまで温
度：５００〜１０００℃で脱水素処理したのち急却し、
ついで粉砕することにより製造するものである。
【０００４】この方法で得られたＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系
磁石粉末は、正方晶構造をとるＲ2（Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ
型金属間化合物相を主相とする再結晶粒が相互に隣接し
て集合した再結晶粒集合組織を有し、この再結晶粒集合
組織を構成する再結晶粒の平均粒径は０．０５〜３μｍ
でかつ再結晶粒の最短径ａと最長径ｂの比（ｂ／ａ）の
値が２未満である再結晶粒は全再結晶粒の５０容量％以
上を占め、このＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末の望まし
い組成は、原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃｏ：
０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，ＺｒおよびＨ
ｆのうち１種または２種以上の合計：０．００１〜５．
０％を含有し、さらに、Ａｌ，ＶおよびＳｉのうち１種
または２種以上の合計：０．０１〜２．０％を含有し、
残りがＦｅおよび不可避不純物からなる組成であること
も知られている。
磁石粉末は、正方晶構造をとるＲ2（Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ
型金属間化合物相を主相とする再結晶粒が相互に隣接し
て集合した再結晶粒集合組織を有し、この再結晶粒集合
組織を構成する再結晶粒の平均粒径は０．０５〜３μｍ
でかつ再結晶粒の最短径ａと最長径ｂの比（ｂ／ａ）の
値が２未満である再結晶粒は全再結晶粒の５０容量％以
上を占め、このＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末の望まし
い組成は、原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃｏ：
０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，ＺｒおよびＨ
ｆのうち１種または２種以上の合計：０．００１〜５．
０％を含有し、さらに、Ａｌ，ＶおよびＳｉのうち１種
または２種以上の合計：０．０１〜２．０％を含有し、
残りがＦｅおよび不可避不純物からなる組成であること
も知られている。
【０００５】これらＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末は、
樹脂と混合した後、圧縮成形、射出成形、押し出し成
形、ロール圧延などの方法により所定形状に成形し、ボ
ンド磁石を製造することができる。この成形の際に、外
部より磁界を加えない製造法では、磁石粉末粒子の磁化
容易軸が無秩序に分布し、磁石のいずれの方向において
も磁気特性の等しい等方性ボンド磁石が得られる。成形
時に外部磁界を加えると、磁石粉末粒子の磁化容易軸が
磁界方向に揃い、その方向が他の方向よりも高い磁気特
性を示す異方性ボンド磁石が得られる。
樹脂と混合した後、圧縮成形、射出成形、押し出し成
形、ロール圧延などの方法により所定形状に成形し、ボ
ンド磁石を製造することができる。この成形の際に、外
部より磁界を加えない製造法では、磁石粉末粒子の磁化
容易軸が無秩序に分布し、磁石のいずれの方向において
も磁気特性の等しい等方性ボンド磁石が得られる。成形
時に外部磁界を加えると、磁石粉末粒子の磁化容易軸が
磁界方向に揃い、その方向が他の方向よりも高い磁気特
性を示す異方性ボンド磁石が得られる。
【０００６】磁界なしで製造される生産性が高く製造コ
ストの安い等方性ボンド磁石は残留磁束密度Ｂｒおよび
磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが低いところから、こ
れらを一層向上させることが求められている。また磁界
中成形して得られる異方性ボンド磁石に対してもより高
特性が求められており、特に圧縮方向と平行に配向磁界
を印加して製造される（以下、この圧縮方向と平行に配
向磁界を印加して成形することを平行磁界中成形と云
う）異方性ボンド磁石、例えば、円柱や円筒の形状を持
ち、その軸方向が配向方向である磁石は、Ｒ−Ｆｅ−Ｃ
ｏ−Ｂ系磁石粉末の外部磁界方向への整列（配向）度を
改善して磁石の残留磁束密度Ｂｒおよび磁気エネルギー
積（ＢＨ）ｍａｘを向上させる余地が大きく残されてい
る。なぜならば、平行磁界中成形では、外部磁界をかけ
ることにより配向した粉末粒子の粒鎖が形成されても、
加圧されることにより粉末粒子の粒鎖が座屈し、配向が
乱れるためである。この平行磁界中成形における磁石粉
末の整列度を改善する方法として、Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ
系鋳造合金に熱間塑性加工を施してＲ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）
14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が配向した合金を製造し、
これに水素化・脱水素処理を施すことにより磁石粉末粒
子内のｃ軸配向をより先鋭化させた磁石粉末を製造し、
この磁石粉末を使用する方法が知られている（特開平４
−１８８８０５号公報参照）。
ストの安い等方性ボンド磁石は残留磁束密度Ｂｒおよび
磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが低いところから、こ
れらを一層向上させることが求められている。また磁界
中成形して得られる異方性ボンド磁石に対してもより高
特性が求められており、特に圧縮方向と平行に配向磁界
を印加して製造される（以下、この圧縮方向と平行に配
向磁界を印加して成形することを平行磁界中成形と云
う）異方性ボンド磁石、例えば、円柱や円筒の形状を持
ち、その軸方向が配向方向である磁石は、Ｒ−Ｆｅ−Ｃ
ｏ−Ｂ系磁石粉末の外部磁界方向への整列（配向）度を
改善して磁石の残留磁束密度Ｂｒおよび磁気エネルギー
積（ＢＨ）ｍａｘを向上させる余地が大きく残されてい
る。なぜならば、平行磁界中成形では、外部磁界をかけ
ることにより配向した粉末粒子の粒鎖が形成されても、
加圧されることにより粉末粒子の粒鎖が座屈し、配向が
乱れるためである。この平行磁界中成形における磁石粉
末の整列度を改善する方法として、Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ
系鋳造合金に熱間塑性加工を施してＲ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）
14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が配向した合金を製造し、
これに水素化・脱水素処理を施すことにより磁石粉末粒
子内のｃ軸配向をより先鋭化させた磁石粉末を製造し、
この磁石粉末を使用する方法が知られている（特開平４
−１８８８０５号公報参照）。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかし、前記の方法で
製造した磁石粉末は、無磁界中で成形したボンド磁石の
Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを向上させる効果は全く無
く、また平行磁界中成形における粉末粒子の配向の乱れ
を防止する効果もまだ小さい。さらに、前記の方法で磁
石粉末を製造するには、Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系鋳造合金
を素地中に第二相として存在するＲ−ｒｉｃｈ相が融液
化する温度域で塑性加工しなければならず（このＲ−Ｆ
ｅ−Ｃｏ−Ｂ系鋳造合金はＲ−ｒｉｃｈ相が融液化する
温度域以下では軟化せず、Ｒ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金
属間化合物相にｃ軸配向を生じせしめる高い加工度まで
塑性加工を行うことができないからである）、かかる温
度域でＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系鋳造合金に熱間塑性加工を
施すと、Ｒ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相の粒
界にＲ−ｒｉｃｈ相が不均一に分布した金属組織が形成
され、かかる金属組織を有する磁石粉末は減磁曲線の角
型性が劣化し、その結果、十分な磁気特性が得られない
ので好ましくない。
製造した磁石粉末は、無磁界中で成形したボンド磁石の
Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを向上させる効果は全く無
く、また平行磁界中成形における粉末粒子の配向の乱れ
を防止する効果もまだ小さい。さらに、前記の方法で磁
石粉末を製造するには、Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系鋳造合金
を素地中に第二相として存在するＲ−ｒｉｃｈ相が融液
化する温度域で塑性加工しなければならず（このＲ−Ｆ
ｅ−Ｃｏ−Ｂ系鋳造合金はＲ−ｒｉｃｈ相が融液化する
温度域以下では軟化せず、Ｒ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金
属間化合物相にｃ軸配向を生じせしめる高い加工度まで
塑性加工を行うことができないからである）、かかる温
度域でＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系鋳造合金に熱間塑性加工を
施すと、Ｒ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相の粒
界にＲ−ｒｉｃｈ相が不均一に分布した金属組織が形成
され、かかる金属組織を有する磁石粉末は減磁曲線の角
型性が劣化し、その結果、十分な磁気特性が得られない
ので好ましくない。
【０００８】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は、
無磁界中成形および平行磁界中成形によるボンド磁石の
磁気特性を向上させるための磁石粉末を得るべく研究を
行った結果、Ｒ：１０〜２０％、Ｃｏ：０．１〜５０
％、Ｂ：３〜２０％を含有し、さらにＧａ，Ｚｒおよび
Ｈｆのうち１種または２種以上の合計量：０．００１〜
５．０％を含有し、さらに必要に応じてＡｌ，Ｖおよび
Ｓｉのうち１種または２種以上の合計量：０．０１〜
２．０％を含有し、残りがＦｅおよび不可避不純物から
なる組成を有するＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系合金溶湯を鋳造
して板厚：６０〜１５０μｍの範囲内のフィルム状の鋳
造体を作製すると、急冷されてＲ2 （Ｆｅ，Ｃｏ） 14Ｂ
型金属間化合物相のｃ軸が板厚方向に鋭く配向したＲ−
ｒｉｃｈ相が均一に分布した金属組織を有するフィルム
状の鋳造体が得られ、このフィルム状の鋳造体に公知の
ＨＤＤＲ処理を施すと、ｃ軸配向が維持されながらＲ2
（Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相を主相とする平均
粒径：０．０５〜３μｍでかつ再結晶粒の最短径ａと最
長径ｂの比（ｂ／ａ）の値が２未満である再結晶粒が相
互に隣接して集合した再結晶粒集合組織が得られ、この
再結晶粒集合組織を有するフィルム状の鋳造体を粉砕し
てフィルム状の鋳造体の厚みが粉末粒子の厚さの最短径
ｙ：６０〜１５０μｍとなり、粉末粒子の最長径ｘと最
短径ｙの比（ｘ／ｙ）が２〜１０でかつ粉末粒子の前記
最短径ｙ方向にｃ軸配向した偏平状粉末が得られること
を見出だした。そしてこの偏平状磁石粉末を用いた無磁
界中成形によるボンド磁石は、成形加圧時に粉末粒子が
その厚み方向、すなわち磁化容易方向が加圧方向と平行
に機械的に整列するため、その方向のＢｒおよび（Ｂ
Ｈ）ｍａｘが従来粉末の無磁界中成形によるボンド磁石
にそれらに比べて著しく向上するという研究結果が得ら
れたのである。また平行磁界中成形によるボンド磁石に
おいても、前記した磁石粉末の偏平形状に起因する機械
的整列の効果により、加圧時の配向の乱れが小さくな
り、従来粉末の平行磁界中成形によるボンド磁石に比べ
てＢｒおよび（ＢＨ）ｍａｘが増大するとの結果を得た
のである。
無磁界中成形および平行磁界中成形によるボンド磁石の
磁気特性を向上させるための磁石粉末を得るべく研究を
行った結果、Ｒ：１０〜２０％、Ｃｏ：０．１〜５０
％、Ｂ：３〜２０％を含有し、さらにＧａ，Ｚｒおよび
Ｈｆのうち１種または２種以上の合計量：０．００１〜
５．０％を含有し、さらに必要に応じてＡｌ，Ｖおよび
Ｓｉのうち１種または２種以上の合計量：０．０１〜
２．０％を含有し、残りがＦｅおよび不可避不純物から
なる組成を有するＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系合金溶湯を鋳造
して板厚：６０〜１５０μｍの範囲内のフィルム状の鋳
造体を作製すると、急冷されてＲ2 （Ｆｅ，Ｃｏ） 14Ｂ
型金属間化合物相のｃ軸が板厚方向に鋭く配向したＲ−
ｒｉｃｈ相が均一に分布した金属組織を有するフィルム
状の鋳造体が得られ、このフィルム状の鋳造体に公知の
ＨＤＤＲ処理を施すと、ｃ軸配向が維持されながらＲ2
（Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相を主相とする平均
粒径：０．０５〜３μｍでかつ再結晶粒の最短径ａと最
長径ｂの比（ｂ／ａ）の値が２未満である再結晶粒が相
互に隣接して集合した再結晶粒集合組織が得られ、この
再結晶粒集合組織を有するフィルム状の鋳造体を粉砕し
てフィルム状の鋳造体の厚みが粉末粒子の厚さの最短径
ｙ：６０〜１５０μｍとなり、粉末粒子の最長径ｘと最
短径ｙの比（ｘ／ｙ）が２〜１０でかつ粉末粒子の前記
最短径ｙ方向にｃ軸配向した偏平状粉末が得られること
を見出だした。そしてこの偏平状磁石粉末を用いた無磁
界中成形によるボンド磁石は、成形加圧時に粉末粒子が
その厚み方向、すなわち磁化容易方向が加圧方向と平行
に機械的に整列するため、その方向のＢｒおよび（Ｂ
Ｈ）ｍａｘが従来粉末の無磁界中成形によるボンド磁石
にそれらに比べて著しく向上するという研究結果が得ら
れたのである。また平行磁界中成形によるボンド磁石に
おいても、前記した磁石粉末の偏平形状に起因する機械
的整列の効果により、加圧時の配向の乱れが小さくな
り、従来粉末の平行磁界中成形によるボンド磁石に比べ
てＢｒおよび（ＢＨ）ｍａｘが増大するとの結果を得た
のである。
【０００９】この発明はかかる研究結果にもとづいてな
されたものであって、（１）ＲとＦｅとＣｏとＢを主成
分とするＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末であって、この
磁石粉末は、原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃｏ：
０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，ＺｒおよびＨ
ｆのうち１種または２種以上の合計：０．００１〜５．
０％を含有し、残りがＦｅおよび不可避不純物からなる
組成を有し、さらにこの磁石粉末は、正方晶構造をとる
Ｒ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相を主相とする
再結晶粒が相互に隣接して集合した再結晶粒集合組織を
有し、この再結晶粒集合組織を構成する再結晶粒の平均
粒径は０．０５〜３μｍでかつ再結晶粒の最短径ａと最
長径ｂの比（ｂ／ａ）の値が２未満である再結晶粒が全
再結晶粒の５０容量％以上を占め、さらにこの磁石粉末
は、粉末粒子の最長径ｘと最短径ｙの比（ｘ／ｙ）が２
〜１０でかつ前記最短径ｙは６０〜１５０μｍであり、
磁化容易方向が粉末の最短径方向に揃っているＲ−Ｆｅ
−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末、（２）ＲとＦｅとＣｏとＢを主
成分とするＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末であって、こ
の磁石粉末は、原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃ
ｏ：０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，Ｚｒおよ
びＨｆのうち１種または２種以上の合計：０．上記Ｒと
ＦｅとＣｏとＢを主成分とするＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁
石粉末は、原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃｏ：
０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，ＺｒおよびＨ
ｆのうち１種または２種以上の合計：０．００１〜５．
０％を含有し、さらに、Ａｌ，ＶおよびＳｉのうち１種
または２種以上の合計：０．０１〜２．０％を含有し、
残りがＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有し、さ
らにこの磁石粉末は、正方晶構造をとるＲ2 （Ｆｅ，Ｃ
ｏ）14Ｂ型金属間化合物相を主相とする再結晶粒が相互
に隣接して集合した再結晶粒集合組織を有し、この再結
晶粒集合組織を構成する再結晶粒の平均粒径は０．０５
〜３μｍでかつ再結晶粒の最短径ａと最長径ｂの比（ｂ
／ａ）の値が２未満である再結晶粒が全再結晶粒の５０
容量％以上を占め、さらにこの磁石粉末は、粉末粒子の
最長径ｘと最短径ｙの比（ｘ／ｙ）が２〜１０でかつ前
記最短径ｙは６０〜１５０μｍであり、磁化容易方向が
粉末の最短径方向に揃っているＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁
石粉末、に特徴を有するものである。
されたものであって、（１）ＲとＦｅとＣｏとＢを主成
分とするＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末であって、この
磁石粉末は、原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃｏ：
０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，ＺｒおよびＨ
ｆのうち１種または２種以上の合計：０．００１〜５．
０％を含有し、残りがＦｅおよび不可避不純物からなる
組成を有し、さらにこの磁石粉末は、正方晶構造をとる
Ｒ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相を主相とする
再結晶粒が相互に隣接して集合した再結晶粒集合組織を
有し、この再結晶粒集合組織を構成する再結晶粒の平均
粒径は０．０５〜３μｍでかつ再結晶粒の最短径ａと最
長径ｂの比（ｂ／ａ）の値が２未満である再結晶粒が全
再結晶粒の５０容量％以上を占め、さらにこの磁石粉末
は、粉末粒子の最長径ｘと最短径ｙの比（ｘ／ｙ）が２
〜１０でかつ前記最短径ｙは６０〜１５０μｍであり、
磁化容易方向が粉末の最短径方向に揃っているＲ−Ｆｅ
−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末、（２）ＲとＦｅとＣｏとＢを主
成分とするＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末であって、こ
の磁石粉末は、原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃ
ｏ：０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，Ｚｒおよ
びＨｆのうち１種または２種以上の合計：０．上記Ｒと
ＦｅとＣｏとＢを主成分とするＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁
石粉末は、原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃｏ：
０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，ＺｒおよびＨ
ｆのうち１種または２種以上の合計：０．００１〜５．
０％を含有し、さらに、Ａｌ，ＶおよびＳｉのうち１種
または２種以上の合計：０．０１〜２．０％を含有し、
残りがＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有し、さ
らにこの磁石粉末は、正方晶構造をとるＲ2 （Ｆｅ，Ｃ
ｏ）14Ｂ型金属間化合物相を主相とする再結晶粒が相互
に隣接して集合した再結晶粒集合組織を有し、この再結
晶粒集合組織を構成する再結晶粒の平均粒径は０．０５
〜３μｍでかつ再結晶粒の最短径ａと最長径ｂの比（ｂ
／ａ）の値が２未満である再結晶粒が全再結晶粒の５０
容量％以上を占め、さらにこの磁石粉末は、粉末粒子の
最長径ｘと最短径ｙの比（ｘ／ｙ）が２〜１０でかつ前
記最短径ｙは６０〜１５０μｍであり、磁化容易方向が
粉末の最短径方向に揃っているＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁
石粉末、に特徴を有するものである。
【００１０】前記（１）または（２）記載のＲ−Ｆｅ−
Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末は、使用するＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系
磁石粉末の全磁石粉末の中に２０〜１００容量％存在す
ることが好ましい、したがって、この発明は、（３）前
記（１）または（２）記載のＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石
粉末が全磁石粉末の中に２０〜１００容量％存在するＲ
−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末、に特徴を有するものであ
る。
Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末は、使用するＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系
磁石粉末の全磁石粉末の中に２０〜１００容量％存在す
ることが好ましい、したがって、この発明は、（３）前
記（１）または（２）記載のＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石
粉末が全磁石粉末の中に２０〜１００容量％存在するＲ
−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末、に特徴を有するものであ
る。
【００１１】前記（１）記載のＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁
石粉末は、原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃｏ：
０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，ＺｒおよびＨ
ｆのうち１種または２種以上の合計：０．００１〜５．
０％を含有し、残りがＦｅおよび不可避不純物からなる
組成を有する合金溶湯を、冷却金型の上に６０〜１５０
μｍの範囲内の厚さになるように鋳造して厚さ方向にＲ
2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が配向し
たフィルム状の鋳造体を作製し、このフィルム状の鋳造
体を１０Ｔｏｒｒ以上の水素ガス雰囲気中または水素ガ
ス分圧：１０Ｔｏｒｒ以上の水素ガスと不活性ガスの混
合ガス雰囲気中で温度：５００〜１０００℃に保持して
前記フィルム状の鋳造体に水素を吸蔵させた後、水素ガ
ス圧力：１×１０-1Ｔｏｒｒ以下の真空雰囲気または水
素ガス分圧：１×１０-1Ｔｏｒｒ以下の不活性ガス雰囲
気になるまで温度：５００〜１０００℃で脱水素処理し
たのち、冷却し、ついで粉砕することにより製造するこ
とができる。
石粉末は、原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃｏ：
０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，ＺｒおよびＨ
ｆのうち１種または２種以上の合計：０．００１〜５．
０％を含有し、残りがＦｅおよび不可避不純物からなる
組成を有する合金溶湯を、冷却金型の上に６０〜１５０
μｍの範囲内の厚さになるように鋳造して厚さ方向にＲ
2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が配向し
たフィルム状の鋳造体を作製し、このフィルム状の鋳造
体を１０Ｔｏｒｒ以上の水素ガス雰囲気中または水素ガ
ス分圧：１０Ｔｏｒｒ以上の水素ガスと不活性ガスの混
合ガス雰囲気中で温度：５００〜１０００℃に保持して
前記フィルム状の鋳造体に水素を吸蔵させた後、水素ガ
ス圧力：１×１０-1Ｔｏｒｒ以下の真空雰囲気または水
素ガス分圧：１×１０-1Ｔｏｒｒ以下の不活性ガス雰囲
気になるまで温度：５００〜１０００℃で脱水素処理し
たのち、冷却し、ついで粉砕することにより製造するこ
とができる。
【００１２】また、前記（２）記載のＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−
Ｂ系磁石粉末は、原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃ
ｏ：０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，Ｚｒおよ
びＨｆのうち１種または２種以上の合計：０．００１〜
５．０％を含有し、さらに、Ａｌ，ＶおよびＳｉのうち
１種または２種以上の合計：０．０１〜２．０％を含有
し、残りがＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有す
る合金溶湯を、冷却金型の上に６０〜１５０μｍの範囲
内の厚さになるように鋳造して厚さ方向にＲ2（Ｆｅ，
Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が配向したフィルム
状の鋳造体を作製し、このフィルム状の鋳造体を１０Ｔ
ｏｒｒ以上の水素ガス雰囲気中または水素ガス分圧：１
０Ｔｏｒｒ以上の水素ガスと不活性ガスの混合ガス雰囲
気中で温度：５００〜１０００℃に保持して水素を吸蔵
させた後、水素ガス圧力：１×１０-1Ｔｏｒｒ以下の真
空雰囲気または水素ガス分圧：１×１０-1Ｔｏｒｒ以下
の不活性ガス雰囲気になるまで温度：５００〜１０００
℃で脱水素処理したのち、冷却し、ついで粉砕すること
により製造することができる。
Ｂ系磁石粉末は、原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃ
ｏ：０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，Ｚｒおよ
びＨｆのうち１種または２種以上の合計：０．００１〜
５．０％を含有し、さらに、Ａｌ，ＶおよびＳｉのうち
１種または２種以上の合計：０．０１〜２．０％を含有
し、残りがＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有す
る合金溶湯を、冷却金型の上に６０〜１５０μｍの範囲
内の厚さになるように鋳造して厚さ方向にＲ2（Ｆｅ，
Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が配向したフィルム
状の鋳造体を作製し、このフィルム状の鋳造体を１０Ｔ
ｏｒｒ以上の水素ガス雰囲気中または水素ガス分圧：１
０Ｔｏｒｒ以上の水素ガスと不活性ガスの混合ガス雰囲
気中で温度：５００〜１０００℃に保持して水素を吸蔵
させた後、水素ガス圧力：１×１０-1Ｔｏｒｒ以下の真
空雰囲気または水素ガス分圧：１×１０-1Ｔｏｒｒ以下
の不活性ガス雰囲気になるまで温度：５００〜１０００
℃で脱水素処理したのち、冷却し、ついで粉砕すること
により製造することができる。
【００１３】前記（１）または（２）記載の組成を有す
るＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系合金溶湯から厚さ方向にＲ
2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が配向し
たフィルム状の鋳造体を作製するには、前記Ｒ−Ｆｅ−
Ｃｏ−Ｂ系合金溶湯を冷却金型の上に６０〜１５０μｍ
の範囲内の厚さになるように鋳造して作製する。一層具
体的には、図２に示されるように、冷却金型として冷却
ロール４を使用し、ルツボ２内の合金溶湯１をノズル３
から回転する冷却ロール４の表面に落下させ、急冷して
冷却ロール４の表面に６０〜１５０μｍの範囲内の厚さ
のフィルム状の鋳造体５を形成する。この時、フィルム
状の鋳造体５の厚さが６０μｍ未満であるとアモルファ
ス組織または超微細な等方性の結晶組織となるが、フィ
ルム状の鋳造体５の厚さが６０μｍ以上となると、厚さ
方向にＲ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸
が配向したフィルム状の鋳造体が得られる。しかし、フ
ィルム状の鋳造体５の厚さが１５０μｍを越えると、溶
湯凝固の際に結晶成長による厚さ方向のｃ軸配向が不十
分となるので好ましくない。
るＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系合金溶湯から厚さ方向にＲ
2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が配向し
たフィルム状の鋳造体を作製するには、前記Ｒ−Ｆｅ−
Ｃｏ−Ｂ系合金溶湯を冷却金型の上に６０〜１５０μｍ
の範囲内の厚さになるように鋳造して作製する。一層具
体的には、図２に示されるように、冷却金型として冷却
ロール４を使用し、ルツボ２内の合金溶湯１をノズル３
から回転する冷却ロール４の表面に落下させ、急冷して
冷却ロール４の表面に６０〜１５０μｍの範囲内の厚さ
のフィルム状の鋳造体５を形成する。この時、フィルム
状の鋳造体５の厚さが６０μｍ未満であるとアモルファ
ス組織または超微細な等方性の結晶組織となるが、フィ
ルム状の鋳造体５の厚さが６０μｍ以上となると、厚さ
方向にＲ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸
が配向したフィルム状の鋳造体が得られる。しかし、フ
ィルム状の鋳造体５の厚さが１５０μｍを越えると、溶
湯凝固の際に結晶成長による厚さ方向のｃ軸配向が不十
分となるので好ましくない。
【００１４】つぎに、この発明のＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系
磁石粉末の成分組成、結晶粒径および結晶粒形状を上記
の如く限定した理由について説明する。 Ａ．成分組成 （ａ）Ｒ Ｒは、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｈｏ，Ｅ
ｒ，Ｅｕ，Ｓｍ，Ｇｄ，Ｔｍ，Ｙｂ，ＬｕおよびＹのう
ち１種または２種以上であり、一般にＮｄを主体とし、
これにその他の希土類元素を添加して用いられるが、特
にＴｂ，ＤｙおよびＰｒは保磁力ｉＨｃを向上させる効
果があり、Ｒの含有量が１０％より低くても、また２０
％より高くても磁石粉末の保磁力が低下し、優れた磁気
特性が得られない。したがって、Ｒの含有量は１０〜２
０％に定めた。
磁石粉末の成分組成、結晶粒径および結晶粒形状を上記
の如く限定した理由について説明する。 Ａ．成分組成 （ａ）Ｒ Ｒは、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｈｏ，Ｅ
ｒ，Ｅｕ，Ｓｍ，Ｇｄ，Ｔｍ，Ｙｂ，ＬｕおよびＹのう
ち１種または２種以上であり、一般にＮｄを主体とし、
これにその他の希土類元素を添加して用いられるが、特
にＴｂ，ＤｙおよびＰｒは保磁力ｉＨｃを向上させる効
果があり、Ｒの含有量が１０％より低くても、また２０
％より高くても磁石粉末の保磁力が低下し、優れた磁気
特性が得られない。したがって、Ｒの含有量は１０〜２
０％に定めた。
【００１５】（ｂ）Ｂ
Ｂの含有量が３％より低くても、また２０％より高くて
も磁石粉末の保磁力が低下し、優れた磁気特性が得られ
ないので、Ｂ含有量は３〜２０％と定めた。
も磁石粉末の保磁力が低下し、優れた磁気特性が得られ
ないので、Ｂ含有量は３〜２０％と定めた。
【００１６】（ｃ）Ｃｏ
Ｃｏを添加することにより磁石粉末の保磁力および磁気
的温度特性（例えば、キュリー点）が向上し、さらに耐
食性を向上させる効果があるが、その含有量が０．１％
未満では所望の効果が得られず、一方、５０％を超えて
含有してもかえって磁気特性が低下するので好ましくな
い。したがって、Ｃｏの含有量は０．１〜５０％に定め
た。Ｃｏの含有量は、０．１〜２０％の間では、最も保
磁力が高くなるのでＣｏ：０．１〜２０％とするのが一
層好ましい。
的温度特性（例えば、キュリー点）が向上し、さらに耐
食性を向上させる効果があるが、その含有量が０．１％
未満では所望の効果が得られず、一方、５０％を超えて
含有してもかえって磁気特性が低下するので好ましくな
い。したがって、Ｃｏの含有量は０．１〜５０％に定め
た。Ｃｏの含有量は、０．１〜２０％の間では、最も保
磁力が高くなるのでＣｏ：０．１〜２０％とするのが一
層好ましい。
【００１７】（ｄ）Ｇａ，ＺｒおよびＨｆ
これらの成分は、Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末の成分
として含有し、保磁力を向上させるとともに優れた磁気
的異方性および耐食性を安定的に付与する作用を有する
が、その含有量が０．００１％未満では所望の効果が得
られず、一方、５．０％を超えて含有すると磁気特性が
低下する。したがって、Ｇａ，ＺｒおよびＨｆのうち１
種または２種以上の合計は０．００１〜５．０％に定め
た。
として含有し、保磁力を向上させるとともに優れた磁気
的異方性および耐食性を安定的に付与する作用を有する
が、その含有量が０．００１％未満では所望の効果が得
られず、一方、５．０％を超えて含有すると磁気特性が
低下する。したがって、Ｇａ，ＺｒおよびＨｆのうち１
種または２種以上の合計は０．００１〜５．０％に定め
た。
【００１８】（ｅ）Ａｌ，ＶおよびＳｉ
Ｇａ，Ｚｒ，Ｈｆのうち１種または２種以上：０．００
１〜５．０％含有するＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系永久磁石粉
末合金に、Ａｌ，ＶおよびＳｉのうち１種または２種以
上を添加することにより最大エネルギー積を安定して高
めることができるので必要に応じて添加するが、その含
有量が０．０１％未満では所望の効果が得られず、一
方、２．０％を超えて添加しても、磁化の値を高めるこ
とができないので好ましくない。したがって、Ａｌ，Ｖ
およびＳｉのうち１種または２種以上は合計量で０．０
１〜２．０％に定めた。
１〜５．０％含有するＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系永久磁石粉
末合金に、Ａｌ，ＶおよびＳｉのうち１種または２種以
上を添加することにより最大エネルギー積を安定して高
めることができるので必要に応じて添加するが、その含
有量が０．０１％未満では所望の効果が得られず、一
方、２．０％を超えて添加しても、磁化の値を高めるこ
とができないので好ましくない。したがって、Ａｌ，Ｖ
およびＳｉのうち１種または２種以上は合計量で０．０
１〜２．０％に定めた。
【００１９】Ｂ．再結晶粒
（ｆ）再結晶粒径およびその形状
Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末の組織を構成するＲ
2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型相の再結晶粒の粒径が０．０５
μｍより小さいと着磁が困難になるので好ましくなく、
一方、３μｍより大きいと保磁力や角型性が低下し、高
磁気特性が得られないので好ましくない。
2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型相の再結晶粒の粒径が０．０５
μｍより小さいと着磁が困難になるので好ましくなく、
一方、３μｍより大きいと保磁力や角型性が低下し、高
磁気特性が得られないので好ましくない。
【００２０】したがって、再結晶粒径は０．０５〜３μ
ｍに定めた。この場合、再結晶粒径は単磁区粒径の寸法
（０．３μｍ）に近い０．１〜０．６μｍとする方が一
層好ましい。上記寸法を有する個々の再結晶粒は、最短
粒径ａと最長粒径ｂの比が（ｂ／ａ）＜２の形状を有す
ることが好ましく、この形状を有する再結晶粒は、全再
結晶粒の５０容量％以上存在することが必要である。
ｍに定めた。この場合、再結晶粒径は単磁区粒径の寸法
（０．３μｍ）に近い０．１〜０．６μｍとする方が一
層好ましい。上記寸法を有する個々の再結晶粒は、最短
粒径ａと最長粒径ｂの比が（ｂ／ａ）＜２の形状を有す
ることが好ましく、この形状を有する再結晶粒は、全再
結晶粒の５０容量％以上存在することが必要である。
【００２１】上記最短粒径ａと最長粒径ｂの比ｂ／ａが
２より小さい再結晶粒形状を有することにより、Ｒ−Ｆ
ｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末の保磁力が改善されると共に耐
食性も向上し、さらに保磁力の温度係数も小さくなる。
したがって上記個々の再結晶粒のｂ／ａの値は２未満に
定めた。
２より小さい再結晶粒形状を有することにより、Ｒ−Ｆ
ｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末の保磁力が改善されると共に耐
食性も向上し、さらに保磁力の温度係数も小さくなる。
したがって上記個々の再結晶粒のｂ／ａの値は２未満に
定めた。
【００２２】Ｃ．磁石粉末およびその形状
（ｇ）磁石粉末粒子の最短径
ＨＤＤＲ処理に供するフィルム状の鋳造体の厚さが６０
μｍ未満では超急冷されてアモルファスまたは超微細な
Ｒ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が等方
的に分布した組織を有するフィルム状の鋳造体が得られ
るので好ましくなく、一方、フィルム状の鋳造体の厚さ
が１５０μｍを越えると溶湯凝固の際に、結晶成長によ
る厚さ方向のｃ軸配向が不十分となるので好ましくな
い。したがって、フィルム状の鋳造体の厚さを６０〜１
５０μｍに定めた。一層好ましい厚さは７０〜１１０μ
ｍである。この６０〜１５０μｍの厚さのＲ2 （Ｆｅ，
Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が配向したフィルム
状の鋳造体をＨＤＤＲ処理した後、粉砕することによっ
てフィルム状の鋳造体の厚さがそのまま磁石粉末粒子の
最短径ｙになり、最短径ｙが６０〜１５０μｍ（好まし
くは７０〜１１０μｍ）の範囲内の磁石粉末粒子が得ら
れる。
μｍ未満では超急冷されてアモルファスまたは超微細な
Ｒ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が等方
的に分布した組織を有するフィルム状の鋳造体が得られ
るので好ましくなく、一方、フィルム状の鋳造体の厚さ
が１５０μｍを越えると溶湯凝固の際に、結晶成長によ
る厚さ方向のｃ軸配向が不十分となるので好ましくな
い。したがって、フィルム状の鋳造体の厚さを６０〜１
５０μｍに定めた。一層好ましい厚さは７０〜１１０μ
ｍである。この６０〜１５０μｍの厚さのＲ2 （Ｆｅ，
Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が配向したフィルム
状の鋳造体をＨＤＤＲ処理した後、粉砕することによっ
てフィルム状の鋳造体の厚さがそのまま磁石粉末粒子の
最短径ｙになり、最短径ｙが６０〜１５０μｍ（好まし
くは７０〜１１０μｍ）の範囲内の磁石粉末粒子が得ら
れる。
【００２３】（ｈ）磁石粉末粒子の最長径と最短径の比
ＨＤＤＲ処理しかつＲ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化
合物相のｃ軸が配向した厚さ：６０〜１５０μｍのフィ
ルム状の鋳造体を粉砕して磁石粉末粒子の最長径ｘと最
短径ｙの比（ｘ／ｙ）が２〜１０のこの発明のＲ−Ｆｅ
−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末を作製する。最長径ｘと最短径ｙ
の比（ｘ／ｙ）を２〜１０に限定した理由は、ｘ／ｙが
２未満では成形時の磁石粉末粒子の機械的配向の効果が
十分でなく、一方、１０を越えると磁石粉末粒子が大き
くなり過ぎて成形性が低下するので好ましくないことに
よるものである。磁石粉末粒子の最長径ｘと最短径ｙの
比（ｘ／ｙ）の一層好ましい範囲は、３〜７である。
合物相のｃ軸が配向した厚さ：６０〜１５０μｍのフィ
ルム状の鋳造体を粉砕して磁石粉末粒子の最長径ｘと最
短径ｙの比（ｘ／ｙ）が２〜１０のこの発明のＲ−Ｆｅ
−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末を作製する。最長径ｘと最短径ｙ
の比（ｘ／ｙ）を２〜１０に限定した理由は、ｘ／ｙが
２未満では成形時の磁石粉末粒子の機械的配向の効果が
十分でなく、一方、１０を越えると磁石粉末粒子が大き
くなり過ぎて成形性が低下するので好ましくないことに
よるものである。磁石粉末粒子の最長径ｘと最短径ｙの
比（ｘ／ｙ）の一層好ましい範囲は、３〜７である。
【００２４】この発明のＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末
の構成を一層理解し安くするために、Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−
Ｂ系磁石粉末の模型図面を用いて説明する。図１はこの
発明のＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末の説明図である。
図１において、６は一個の磁石粉末粒子であり、この磁
石粉末粒子は最短径ｙが６０〜１５０μｍの範囲内にあ
り、さらに最長径ｘと最短径ｙの比（ｘ／ｙ）が２〜１
０の範囲内にある。この磁石粉末粒子の内部組織は平均
粒径が０．０５〜３μｍの再結晶粒７が相互に隣接して
集合した再結晶粒集合組織を有し、この再結晶粒７は最
短粒径ａと最長粒径ｂの比が（ｂ／ａ）＜２の形状を有
している。この発明のＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末を
用いてボンド磁石を製造するには、図１に示される磁石
粉末粒子を２０〜１００％含有するＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ
系磁石粉末を用いて製造する。
の構成を一層理解し安くするために、Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−
Ｂ系磁石粉末の模型図面を用いて説明する。図１はこの
発明のＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末の説明図である。
図１において、６は一個の磁石粉末粒子であり、この磁
石粉末粒子は最短径ｙが６０〜１５０μｍの範囲内にあ
り、さらに最長径ｘと最短径ｙの比（ｘ／ｙ）が２〜１
０の範囲内にある。この磁石粉末粒子の内部組織は平均
粒径が０．０５〜３μｍの再結晶粒７が相互に隣接して
集合した再結晶粒集合組織を有し、この再結晶粒７は最
短粒径ａと最長粒径ｂの比が（ｂ／ａ）＜２の形状を有
している。この発明のＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末を
用いてボンド磁石を製造するには、図１に示される磁石
粉末粒子を２０〜１００％含有するＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ
系磁石粉末を用いて製造する。
【００２５】
【発明の実施の形態】実施例１
高周波溶解して表１に示される成分組成を有し、温度：
１３５０℃に保持された合金溶湯Ａ〜Ｊを用意した。合
金溶湯Ａ〜Ｊを、図２に示されるように、ルツボ２から
温度：２０〜３０℃の範囲内の所定の温度に保持された
真空中で周速：１０〜３０ｍ／sec.の範囲内の所定の値
で回転する冷却ロール４の表面に落下させ、急冷して冷
却ロール４の表面に表２〜５に示される厚さを有し、Ｒ
2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が配向し
たフィルム状の鋳造体を作製した。
１３５０℃に保持された合金溶湯Ａ〜Ｊを用意した。合
金溶湯Ａ〜Ｊを、図２に示されるように、ルツボ２から
温度：２０〜３０℃の範囲内の所定の温度に保持された
真空中で周速：１０〜３０ｍ／sec.の範囲内の所定の値
で回転する冷却ロール４の表面に落下させ、急冷して冷
却ロール４の表面に表２〜５に示される厚さを有し、Ｒ
2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が配向し
たフィルム状の鋳造体を作製した。
【００２６】得られたフィルム状の鋳造体を１気圧の水
素雰囲気中で室温から８３０℃まで昇温し、８３０℃で
４時間保持の水素雰囲気中熱処理を施し、ついで、８３
０℃、真空度：１×１０-1Torr以下になるまで脱水素を
行った後、直ちにアルゴンガスを流入して急冷する条件
のＨＤＤＲ処理を施すことにより、再結晶粒が相互に隣
接して集合した再結晶集合組織を有するＨＤＤＲ処理体
を作製した。このＨＤＤＲ処理体を平均再結晶粒径、再
結晶粒の最短径ａと最長径ｂの比（ｂ／ａ）を測定し、
その結果を表２〜５に示した。さらに得られたＨＤＤＲ
処理体を粉砕することにより、表２〜５に示に示される
最短径ｙおよび最長径ｘと最短径ｙの比（ｘ／ｙ）を有
する本発明磁石粉末１〜２０を作製した。なお、本発明
磁石粉末の平均結晶粒径および個々の結晶粒の最長径ｂ
／最短径ａの値は透過電子顕微鏡により観察し、本発明
磁石粉末の寸法は金属顕微鏡で測定した。
素雰囲気中で室温から８３０℃まで昇温し、８３０℃で
４時間保持の水素雰囲気中熱処理を施し、ついで、８３
０℃、真空度：１×１０-1Torr以下になるまで脱水素を
行った後、直ちにアルゴンガスを流入して急冷する条件
のＨＤＤＲ処理を施すことにより、再結晶粒が相互に隣
接して集合した再結晶集合組織を有するＨＤＤＲ処理体
を作製した。このＨＤＤＲ処理体を平均再結晶粒径、再
結晶粒の最短径ａと最長径ｂの比（ｂ／ａ）を測定し、
その結果を表２〜５に示した。さらに得られたＨＤＤＲ
処理体を粉砕することにより、表２〜５に示に示される
最短径ｙおよび最長径ｘと最短径ｙの比（ｘ／ｙ）を有
する本発明磁石粉末１〜２０を作製した。なお、本発明
磁石粉末の平均結晶粒径および個々の結晶粒の最長径ｂ
／最短径ａの値は透過電子顕微鏡により観察し、本発明
磁石粉末の寸法は金属顕微鏡で測定した。
【００２７】このようにして得られた本発明磁石粉末１
〜２０比較磁石粉末１〜２および従来磁石粉末をビスマ
レイミドトリアジン樹脂をと混合してコンパウンド（混
合物）を作製し、このコンパウンドを金型に充填し、圧
縮方向に平行に１００００エルステッドの磁場をかけな
がら圧力：６ton ／cm2 で圧縮成形する平行磁界中成形
および磁界なしで成形する無磁界中成形を行うことによ
り直径：１２mm、長さ：８mmの寸法を有する成形体を作
製し、ついでこの成形体を真空雰囲気中、温度：１５０
℃、１時間保持の加熱を行ってボンド磁石を作製し、こ
れらボンド磁石の磁気特性を測定し、その結果を表２〜
５に示した。
〜２０比較磁石粉末１〜２および従来磁石粉末をビスマ
レイミドトリアジン樹脂をと混合してコンパウンド（混
合物）を作製し、このコンパウンドを金型に充填し、圧
縮方向に平行に１００００エルステッドの磁場をかけな
がら圧力：６ton ／cm2 で圧縮成形する平行磁界中成形
および磁界なしで成形する無磁界中成形を行うことによ
り直径：１２mm、長さ：８mmの寸法を有する成形体を作
製し、ついでこの成形体を真空雰囲気中、温度：１５０
℃、１時間保持の加熱を行ってボンド磁石を作製し、こ
れらボンド磁石の磁気特性を測定し、その結果を表２〜
５に示した。
【００２８】従来例１
本発明磁石粉末１と同一の成分組成を有する合金溶湯を
鋳造して縦：２００mm、横：４００mm、高さ：１０mmの
寸法を有するインゴットを作製し、このインゴットをカ
プセルにいれ、脱気し、密封し、これを９５０℃で加工
度：３０％の熱間圧延を４回行い、最終加工度：７６％
の圧延材を作製し、この圧延材を実施例１と同じ条件の
ＨＤＤＲ処理を行うことにより従来磁石粉末を作製し、
この従来磁石粉末を用いて実施例１と同様にしてボンド
磁石を作製し、得られたボンド磁石の磁気特性を測定
し、その結果を表５に示した。
鋳造して縦：２００mm、横：４００mm、高さ：１０mmの
寸法を有するインゴットを作製し、このインゴットをカ
プセルにいれ、脱気し、密封し、これを９５０℃で加工
度：３０％の熱間圧延を４回行い、最終加工度：７６％
の圧延材を作製し、この圧延材を実施例１と同じ条件の
ＨＤＤＲ処理を行うことにより従来磁石粉末を作製し、
この従来磁石粉末を用いて実施例１と同様にしてボンド
磁石を作製し、得られたボンド磁石の磁気特性を測定
し、その結果を表５に示した。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】
【表５】
【００３４】表１および表５に示される結果から、
（イ）本発明磁石粉末１〜２と従来磁石粉末を比較する
と、共に同じ成分組成の合金溶湯Ａから製造したもので
あるにもかかわらず、本発明磁石粉末１〜２で作製した
ボンド磁石の磁気特性は平行磁界中成形および無磁界中
成形ともに従来磁石粉末で作製したボンド磁石の磁気特
性よりも格段に優れている、（ロ）しかしながら、粉末
粒子の最短径ｙがこの発明から外れた比較磁石粉末１〜
２で作製したボンド磁石の磁気特性は本発明磁石粉末１
〜２で作製したボンド磁石の磁気特性よりも低下するこ
とが分かる。同様にして、本発明磁石粉末３〜２０で作
製したボンド磁石は従来よりも優れた磁気特性を有する
ことを確認した。
（イ）本発明磁石粉末１〜２と従来磁石粉末を比較する
と、共に同じ成分組成の合金溶湯Ａから製造したもので
あるにもかかわらず、本発明磁石粉末１〜２で作製した
ボンド磁石の磁気特性は平行磁界中成形および無磁界中
成形ともに従来磁石粉末で作製したボンド磁石の磁気特
性よりも格段に優れている、（ロ）しかしながら、粉末
粒子の最短径ｙがこの発明から外れた比較磁石粉末１〜
２で作製したボンド磁石の磁気特性は本発明磁石粉末１
〜２で作製したボンド磁石の磁気特性よりも低下するこ
とが分かる。同様にして、本発明磁石粉末３〜２０で作
製したボンド磁石は従来よりも優れた磁気特性を有する
ことを確認した。
【００３５】
【発明の効果】この発明は、ＣｏとともにＧａ，Ｚｒ，
Ｈｆのうち１種または２種以上を含有するＲ−Ｆｅ−Ｃ
ｏ−Ｂ系磁石粉末を熱間塑性加工を施すことなくＨＤＤ
Ｒ処理することにより顕著な磁気的異方性を示すという
優れた効果をもたらすものである。
Ｈｆのうち１種または２種以上を含有するＲ−Ｆｅ−Ｃ
ｏ−Ｂ系磁石粉末を熱間塑性加工を施すことなくＨＤＤ
Ｒ処理することにより顕著な磁気的異方性を示すという
優れた効果をもたらすものである。
【図１】この発明のＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末の説
明図である。
明図である。
【図２】ｃ軸が配向したフィルム状の鋳造体を作製する
方法を示す説明図である。
方法を示す説明図である。
１ 合金溶湯
２ ルツボ
３ ノズル
４ 冷却ロール
５ フィルム状の鋳造体
６ 粉末粒子
７ 再結晶粒
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｂ２２Ｆ 9/04 Ｂ２２Ｆ 9/04 Ｅ
Ｈ０１Ｆ 1/06 Ａ
(56)参考文献 特開 平４−245403（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−102215（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−251918（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−86102（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
H01F 1/0 - 1/117
B22F 1/00
B22F 3/00
B22F 9/04
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｙを含む希土類元素のうち少なくとも１
種（以下、Ｒで示す）とＦｅとＣｏとＢを主成分とする
Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末であって、 この磁石粉末は、原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃ
ｏ：０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，Ｚｒおよ
びＨｆのうち１種または２種以上の合計：０．００１〜
５．０％を含有し、残りがＦｅおよび不可避不純物から
なる組成を有し、 さらにこの磁石粉末は、正方晶構造をとるＲ2 （Ｆｅ，
Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相を主相とする再結晶粒が相
互に隣接して集合した再結晶粒集合組織を有し、この再
結晶粒集合組織を構成する再結晶粒の平均粒径は０．０
５〜３μｍでかつ再結晶粒の最短径ａと最長径ｂの比
（ｂ／ａ）の値が２未満である再結晶粒が全再結晶粒の
５０容量％以上を占め、 さらにこの磁石粉末は、粉末粒子の最長径ｘと最短径ｙ
の比（ｘ／ｙ）が２〜１０でかつ前記最短径ｙは６０〜
１５０μｍであり、 さらにこの磁石粉末は磁化容易方向が粉末の最短径方向
に揃っていることを特徴とする希土類−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ
系磁石粉末。 - 【請求項２】 上記ＲとＦｅとＣｏとＢを主成分とする
Ｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末は、原子百分率で、Ｒ：
１０〜２０％、Ｃｏ：０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０
％、Ｇａ，ＺｒおよびＨｆのうち１種または２種以上の
合計：０．００１〜５．０％を含有し、さらに、Ａｌ，
ＶおよびＳｉのうち１種または２種以上の合計：０．０
１〜２．０％を含有し、残りがＦｅおよび不可避不純物
からなる組成を有し、 さらにこの磁石粉末は、正方晶構造をとるＲ2 （Ｆｅ，
Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相を主相とする再結晶粒が相
互に隣接して集合した再結晶粒集合組織を有し、この再
結晶粒集合組織を構成する再結晶粒の平均粒径は０．０
５〜３μｍでかつ再結晶粒の最短径ａと最長径ｂの比
（ｂ／ａ）の値が２未満である再結晶粒が全再結晶粒の
５０容量％以上を占め、 さらにこの磁石粉末は、粉末粒子の最長径ｘと最短径ｙ
の比（ｘ／ｙ）が２〜１０でかつ前記最短径ｙは６０〜
１５０μｍであり、 さらにこの磁石粉末は磁化容易方向が粉末の最短径方向
に揃っていることを特徴とする希土類−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ
系磁石粉末。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の希土類−Ｆｅ−
Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末が全磁石粉末の中に２０〜１００容
量％存在することを特徴とする希土類−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ
系磁石粉末。 - 【請求項４】 請求項１、２または３記載の希土類−Ｆ
ｅ−Ｃｏ−Ｂ系異方性磁石粉末を樹脂バインダーで結合
したことを特徴とする希土類−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系ボンド
磁石。 - 【請求項５】 原子百分率で、Ｒ：１０〜２０％、Ｃ
ｏ：０．１〜５０％、Ｂ：３〜２０％、Ｇａ，Ｚｒおよ
びＨｆのうち１種または２種以上の合計：０．００１〜
５．０％を含有し、さらに、Ａｌ，ＶおよびＳｉのうち
１種または２種以上の合計：０．０１〜２．０％を含有
し、残りがＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有す
る合金溶湯を、冷却金型の上に６０〜１５０μｍの範囲
内の厚さになるように鋳造して厚さ方向にＲ2 （Ｆｅ，
Ｃｏ）14Ｂ型金属間化合物相のｃ軸が配向したフィルム
状の鋳造体を作製し、このフィルム状の鋳造体を１０Ｔ
ｏｒｒ以上の水素ガス雰囲気中または水素ガス分圧：１
０Ｔｏｒｒ以上の水素ガスと不活性ガスの混合ガス雰囲
気中で温度：５００〜１０００℃に保持して水素を吸蔵
させた後、水素ガス圧力：１×１０-1Ｔｏｒｒ以下の真
空雰囲気または水素ガス分圧：１×１０-1Ｔｏｒｒ以下
の不活性ガス雰囲気になるまで温度：５００〜１０００
℃で脱水素処理したのち、冷却し、ついで粉砕すること
を特徴とする希土類−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02406699A JP3427765B2 (ja) | 1999-02-01 | 1999-02-01 | 希土類−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末およびその製造方法並びにこの粉末を用いたボンド磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02406699A JP3427765B2 (ja) | 1999-02-01 | 1999-02-01 | 希土類−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末およびその製造方法並びにこの粉末を用いたボンド磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000223305A JP2000223305A (ja) | 2000-08-11 |
| JP3427765B2 true JP3427765B2 (ja) | 2003-07-22 |
Family
ID=12128081
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP02406699A Expired - Fee Related JP3427765B2 (ja) | 1999-02-01 | 1999-02-01 | 希土類−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末およびその製造方法並びにこの粉末を用いたボンド磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3427765B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102389974A (zh) * | 2011-05-12 | 2012-03-28 | 朱惠冲 | 防止再结晶晶粒粗化的磁控管阴极材料的生产方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6666228B2 (ja) * | 2016-09-30 | 2020-03-13 | ミネベアミツミ株式会社 | 希土類鉄系永久磁石の製造方法 |
-
1999
- 1999-02-01 JP JP02406699A patent/JP3427765B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102389974A (zh) * | 2011-05-12 | 2012-03-28 | 朱惠冲 | 防止再结晶晶粒粗化的磁控管阴极材料的生产方法 |
| CN102389974B (zh) * | 2011-05-12 | 2013-04-24 | 朱惠冲 | 防止再结晶晶粒粗化的磁控管阴极材料的生产方法 |
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