JP4203646B2 - 可撓性ハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法、磁石およびモ−タ - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はコンピュ−タ周辺機、プリンタなどの電気電子機器類の制御用、駆動用として幅広く使用され、小型軽量化・高出力化を中心に技術革新が活発な、所謂永久磁石回転子型、或は永久磁石界磁型のブラシレスモ−タや直流モ−タに関し、更に詳しくは、それらに搭載する環状並びに円弧状のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
非特許文献１：Ｊ．Ｊ．Ｃｒｏａｔ，Ｊ．Ｆ．Ｈｅｒｂｓｔ，Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅａｎｄ Ｆ．Ｅ．Ｐｉｎｋｅｒｔｏｎ：Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．５５，２０７８（１９８４）により、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ（ＲはＮｄ，Ｐｒ）系合金をメルトスパンしたリボンがＨｃｉ＞１２００ｋＡ／ｍ，残留磁化（Ｍｒ）８００ｍＴ、最大エネルギ−積（ＢＨ）ｍａｘ１１２ｋＪ／ｍ³であることを明らかにした。同時に非特許文献２：Ｍ．Ｓａｇａｗａ，Ｓ．Ｆｕｊｉｗａｒａ，Ｈ．Ｙａｍａｍｏｔｏ ａｎｄ Ｙ．Ｍａｔｓｕｕｒａらは、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．５５，２０８３（１９８４）によって、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金を出発原料とし粉末冶金学的手法によって（ＢＨ）ｍａｘ３０４ｋＪ／ｍ³の焼結磁石が得られることを明らかにした。１９８６年には、非特許文献３：Ｊ．Ｆ．Ｈｅｒｂｓｔ，Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅ ａｎｄ Ｆ．Ｅ．Ｐｉｎｋｅｒｔｏｎらは、Ａｎｎ．Ｒｅｖ．Ｍａｔｅｒ．Ｓｃｉ．，Ｖｏｌ．１６，４６７（１９８６）によって、Ｊ．Ｊ．ＣｒｏａｔらやＭ．ＳａｇａｗａらのＮｄ−Ｆｅ−Ｂ３元系合金の主相がＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ金属間化合物であることを明らかにした。このＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石の作製法としてはメカニカルアロイング法、熱間鋳造法なども提唱された。しかし、１９８０年代後半から現在に至るまで新市場を創製し、拡充し得た代表的Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石はＭ．Ｓａｇａｗａらの粉末冶金学的手法によるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類焼結磁石と、Ｊ．Ｊ．Ｃｒｏａｔらのメルトスパンリボンを出発原料とするＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類ボンド磁石の２系統に区分される。
【０００３】
先ず、粉末冶金学的手法によるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類焼結磁石であるが、この磁石の作製は既に工業的規模で生産されていた１−５，２−１７型Ｓｍ−Ｃｏ系焼結磁石の作製方法を利用できる利点があることから、いち早く工業的規模での生産技術が確立され、（ＢＨ）ｍａｘ３００ｋＪ／ｍ³以上の最強磁石としてＭＲＩ、ＶＣＭ、或いはＦＡモ−タやＥＶモ−タなど機械出力数百Ｗ〜数十ｋＷに至る比較的大型のモ−タへ広く普及した。
【０００４】
一方、Ｊ．Ｊ．Ｃｒｏａｔらのメルトスパンで得られる材料形態はリボンなどの薄帯や、それを粉砕したフレ−ク状の粉体に制限される。このため、一般に使用されるバルク状の永久磁石とするには材料形態の変換、つまり何らかの方法で薄帯や粉体を特定のバルクに固定化する技術が必要となる。粉末冶金学における基本的な粉末固定手段は常圧焼結であるが、メルトスパンリボンは準安定状態に基づく磁気特性を維持する必要があるため常圧焼結の適用は困難である。そのため、もっぱらエポキシ樹脂のような結合剤で薄帯や粉体を特定の形状のバルクに固定化することが行われた。非特許文献４：Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅ，Ｅ．Ｇ．Ｂｒｅｗｅｒｅ ａｎｄ Ｎ．Ａ．Ｓｈａｆｆｅｌ：ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．２１，１９５８（１９８５）では、（ＢＨ）_max１１１ｋＪ／ｍ³のメルトスパンリボンを樹脂で固定すると（ＢＨ）_max７２ｋＪ／ｍ³の等方性希土類ボンド磁石ができるとした。
【０００５】
１９８６年、本発明者らは、上記メルトスパンリボンを粉砕したＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体を樹脂で固めた（ＢＨ））ｍａｘ〜７２ｋＪ／ｍ³の直径２５ｍｍ以下の小口径環状等方性希土類ボンド磁石が小型モ−タに有用であることを見出し、その小型モ−タ特性を特許文献１：特開昭６２−１９６０５７号公報，（特願昭６１−３８８３０号）にて明らかにした。その後、前記小口径環状等方性ボンド磁石とＳｍ−Ｃｏ系ラジアル異方性ボンド磁石との小型モ−タ特性を比較し、前者が有用であると検証され（非特許文献５：Ｔ．Ｓｈｉｍｏｄａ，ＳＵＰＰＬＥＭＥＮＴＡＲＹ ＭＡＴＥＲＩＡＬ，"ＰＥＲＭＡＮＥＮＴ ＭＡＧＮＥＴＳ １９８８ ＵＰＤＡＴＥ"Ｗｈｅｅｌｅｒ Ａｓｓｏｃｉａｔｅ，ＩＮＣ（１９８８））。さらに、小型モ−タに有用であるという報告が、非特許文献６：Ｗ．Ｂａｒａｎ，Ｔｈｅ Ｅｕｒｏｐｅａｎ Ｂｕｓｉｎｅｓｓ ａｎｄＴｅｃｈｎｉｃａｌ Ｏｕｔｌｏｏｋ ｆｏｒ ＮｄＦｅＢ Ｍａｇｎｅｔｓ"Ｎｏｖ．（１９８９），非特許文献７：Ｇ．Ｘ．Ｈｕａｎｇ，Ｗ．Ｍ．Ｇａｏ，Ｓ．Ｆ．Ｙｕ，："Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ Ｍｅｌｔ−Ｓｐｕｎ Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ Ｂｏｎｄｅｄ Ｍａｇｎｅｔ ｔｏ ｔｈｅ Ｍｉｃｒｏ−ｍｏｔｏｒ"，Ｐｒｏｃ．ｏｆ ｔｈｅ １１^th Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ，ＵＳＡ，ｐｐ．５８３〜５９５，（１９９０）などによって次々と明らかにされた。よって、１９９０年代からＯＡ，ＡＶ，ＰＣおよびその周辺機器、情報通信機器などの電気電子機器の駆動源としてメルトスパンリボンを粉砕したＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体を樹脂で固めた（ＢＨ））ｍａｘ〜７２ｋＪ／ｍ³の直径２５ｍｍ以下の小口径環状等方性希土類ボンド磁石が使用される各種小型高性能モ−タに広く普及したのである。
【０００６】
以下に、従来の技術の説明にて示した特許文献及び非特許文献を記載する。また、発明が解決しようとする課題にて引用する特許文献及び非特許文献を記載する。
【０００７】
【特許文献１】
特開昭６２−１９６０５７号公報（特願昭６１−３８８３０号）
【特許文献２】
特開昭５７−１７０５０１号公報
【非特許文献１】
Ｊ．Ｊ．Ｃｒｏａｔ，Ｊ．Ｆ．Ｈｅｒｂｓｔ，Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅ ａｎｄ Ｆ．Ｅ．Ｐｉｎｋｅｒｔｏｎ：Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．５５，２０７８（１９８４）
【非特許文献２】
Ｍ．Ｓａｇａｗａ，Ｓ．Ｆｕｊｉｗａｒａ，Ｈ．Ｙａｍａｍｏｔｏ ａｎｄＹ．Ｍａｔｓｕｕｒａらは、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．５５，２０８３（１９８４）
【非特許文献３】
Ｊ．Ｆ．Ｈｅｒｂｓｔ，Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅ ａｎｄ Ｆ．Ｅ．Ｐｉｎｋｅｒｔｏｎらは、Ａｎｎ．Ｒｅｖ．Ｍａｔｅｒ．Ｓｃｉ．，Ｖｏｌ．１６，４６７（１９８６）
【非特許文献４】
Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅ，Ｅ．Ｇ．Ｂｒｅｗｅｒｅ ａｎｄ Ｎ．Ａ．Ｓｈａｆｆｅｌ：ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．２１，１９５８（１９８５）
【非特許文献５】
Ｔ．Ｓｈｉｍｏｄａ，ＳＵＰＰＬＥＭＥＮＴＡＲＹ ＭＡＴＥＲＩＡＬ，"ＰＥＲＭＡＮＥＮＴ ＭＡＧＮＥＴＳ １９８８ ＵＰＤＡＴＥ"Ｗｈｅｅｌｅｒ Ａｓｓｏｃｉａｔｅ，ＩＮＣ（１９８８）
【非特許文献６】
Ｗ．Ｂａｒａｎ，Ｔｈｅ Ｅｕｒｏｐｅａｎ Ｂｕｓｉｎｅｓｓ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｉｃａｌ Ｏｕｔｌｏｏｋ ｆｏｒ ＮｄＦｅＢ Ｍａｇｎｅｔｓ"Ｎｏｖ．（１９８９）
【非特許文献７】
Ｇ．Ｘ．Ｈｕａｎｇ，Ｗ．Ｍ．Ｇａｏ，Ｓ．Ｆ．Ｙｕ，："Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ Ｍｅｌｔ−Ｓｐｕｎ Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ Ｂｏｎｄｅｄ Ｍａｇｎｅｔ ｔｏ ｔｈｅ Ｍｉｃｒｏ−ｍｏｔｏｒ"，Ｐｒｏｃ．ｏｆ ｔｈｅ １１^th Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ，ＵＳＡ，ｐｐ．５８３〜５９５，（１９９０）
【非特許文献８】
Ｍ．Ｔｏｋｕｎａｇａ，Ｎ．Ｎｏｚａｗａ，Ｋ．Ｉｗａｓａｋｉ，Ｍ．Ｅｎｄｏｈ，Ｓ，Ｔａｎｉｇａｗａ ａｎｄ Ｈ．Ｈａｒａｄａ：ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．２５，３５６１（１９８９）
【非特許文献９】
Ｈ．Ｓａｋａｍｏｔｏ，Ｍ．Ｆｕｊｉｋｕｒａ ａｎｄ Ｔ． Ｍｕｋａｉ：Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．６９，５３８２（１９９１）
【非特許文献１０】
Ｍ．Ｄｏｓｅｒ，Ｖ．Ｐａｎｃｈａｎａｃｔｈａｎ，ａｎｄ Ｒ．Ｋ．Ｍｉｓｈｒａ：Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．７０，６６０３（１９９１）
【非特許文献１１】
Ｔ．Ｔａｋｅｓｈｉｔａ，ａｎｄ Ｒ．Ｎａｋａｙａｍａ：Ｐｒｏｃ．ｏｆｔｈｅ １１ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｒａｒｅ−ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｐｉｔｔｓｂｕｒｋ，ＰＡ．，Ｖｏｌ．１，４９（１９９０）
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、１９８０年代半ばから現在に至るまでメルトスパンリボンの磁気特性の改良研究は継続的、かつ活発に行われてきたものの、リボンの（ＢＨ）ｍａｘは１６０ｋＪ／ｍ³程であり、当該リボンを粉砕したメルトスパンリボンを粉砕したＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体を樹脂で固定した磁気的に等方性のボンド磁石の（ＢＨ）ｍａｘは工業的には〜８０ｋＪ／ｍ³である。したがって、１９８５年当時から最近に至るまで、メルトスパンリボンを粉砕したＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体を樹脂で固定した磁気的に等方性の希土類ボンド磁石の高（ＢＨ）ｍａｘ化は、さほど進展していない。
【０００９】
上記に拘らず、本発明が対象とするコンピュ−タ周辺機、プリンタなどの電気電子機器の制御用、駆動用として幅広く使用され、所謂永久磁石回転子型、或は永久磁石界磁型のブラシレスモ−タや直流モ−タに関しては当該電気電子機器の高性能化のもと、小型モ−タの更なる小型軽量化、高出力化に対する要求が絶えない。したがって、本発明者らが１９８６年に見出したメルトスパンリボンを粉砕したＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体を樹脂で固定した小口径環状等方性ボンド磁石は、もはや小型モ−タの進化に有用であると言い切ることはできない。
【００１０】
一方、１９８０年代後半より、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化学量論組成より、高Ｎｄ組成のメルトスパンリボンを出発原料とした磁気的に異方性のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体の研究が活発に行われた。従来のＳｍ−Ｃｏ系ボンド磁石ではインゴットを微粉砕することにより、大きな保磁力ＨｃＪが得られるのに対し、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系合金のインゴットやＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類焼結磁石を粉砕しても小さな保磁力ＨｃＪしか得られない。このため、磁気的に異方性のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体の出発原料としては、メルトスパンリボンが、先ず検討された。１９８９年、ＴｏｋｕｎａｇａらはＮｄ₁₄Ｆｅ_80-XＢ₆Ｇａ_X（Ｘ＝０．４〜０．５）を熱間据え込み加工（Ｄｉｅ−ｕｐ−ｓｅｔ）して得たバルクを機械粉砕して保磁力ＨｃＪ１．５２ＭＡ／ｍの異方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体を作製し、これを樹脂で固めて（ＢＨ）_max１２７ｋＪ／ｍ³の異方性希土類ボンド磁石を得ている［非特許文献８：Ｍ．Ｔｏｋｕｎａｇａ，Ｎ．Ｎｏｚａｗａ，Ｋ．Ｉｗａｓａｋｉ，Ｍ．Ｅｎｄｏｈ，Ｓ，Ｔａｎｉｇａｗａ ａｎｄ Ｈ．Ｈａｒａｄａ：ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．２５，３５６１（１９８９）］。また、１９９１年、Ｔ．ＭｕｋａｉらはＮｄ₁₄Ｆｅ_79.8Ｂ_5.2Ｃｕ₁を熱間圧延して、保磁力ＨｃＪ１．３０ＭＡ／ｍの異方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体を作製している［非特許文献９：Ｈ．Ｓａｋａｍｏｔｏ，Ｍ．Ｆｕｊｉｋｕｒａ ａｎｄ Ｔ． Ｍｕｋａｉ：Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．６９，５３８２（１９９１）］。このように、ＧａやＣｕなどの添加は熱間加工性を向上させ結晶粒径を概ね５００ｎｍ以下に抑制できる。結晶粒成長が抑えられると粒子径が概ね１００μｍ以上の粉体であれば保磁力ＨｃＪの低下が抑えられた多結晶集合型希土類磁石粉体となる。１９９１年、Ｍ．Ｄｏｓｅｒ，Ｖ．Ｐａｎｃｈａｎａｔｈａｎらは、それら熱間加工後のバルクを粉体化する方法として粒界から水素を侵入させＮｄ₂Ｆｅ₁₄ＢＨ_Xとして崩壊させ、その後真空加熱により脱水素したＨＤ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｄｅｃｒｅｐｉｔａｔｉｏｎ）異方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体を樹脂で固めて（ＢＨ）_max１５０ｋＪ／ｍ³の希土類ボンド磁石を得ている［非特許文献１０：Ｍ．Ｄｏｓｅｒ，Ｖ．Ｐａｎｃｈａｎａｃｔｈａｎ，ａｎｄ Ｒ．Ｋ．Ｍｉｓｈｒａ：Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．７０，６６０３（１９９１）］。
【００１１】
しかし、上記メルトスパンリボンを熱間据え込み、或いは熱間圧延した異方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体は結晶粒界にＮｄ−ｒｉｃｈ相が存在し、粒界腐食に基づく永久減磁を引起こし易い欠点があった。この欠点を克服する方法として、Ｇａ，Ｚｒ，Ｈｆ，などの元素を添加したＮｄ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系合金インゴットを水素中で熱処理しＮｄ₂（Ｆｅ，Ｃｏ）₁₄Ｂ相の水素化（Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ，Ｎｄ₂［Ｆｅ，Ｃｏ］₁₄Ｂ Ｈｘ）、６５０〜１０００℃での相分解（Ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ，ＮｄＨ₂＋Ｆｅ＋Ｆｅ₂Ｂ）、脱水素（Ｄｅｓｏｒｐｓｉｏｎ）、再結合（Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）する、いわゆるＨＤＤＲ処理が提案された［例えば、非特許文献１１：Ｔ．Ｔａｋｅｓｈｉｔａ，ａｎｄ Ｒ．Ｎａｋａｙａｍａ：Ｐｒｏｃ．ｏｆ ｔｈｅ １１ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｒａｒｅ−ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｐｉｔｔｓｂｕｒｋ，ＰＡ．，Ｖｏｌ．１，４９（１９９０）］。この方法で作製された異方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体は０．５μｍ以下の結晶粒の集合組織のみから構成され、結晶粒界にＮｄ−ｒｉｃｈ相が存在しない。
【００１２】
しかし、上記、異方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体を用いた高（ＢＨ）ｍａｘ希土類ボンド磁石は多くの場合、エポキシ樹脂のような結合剤と混合したのち、１ＧＰａ以上の圧力で圧縮成形したボンド磁石である。したがって、圧縮による緻密化の際、希土類磁石粉末の亀裂や損壊が不可避である。すると、表面積の増加に伴って粉末最表面には多くのＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶が新たに暴露されることになり、高温暴露におけるそれらの組織変化によって永久減磁が増大するなど、磁石としての耐久性の低下が基本的課題として存在していた。すなわち、如何に高（ＢＨ）ｍａｘの異方性希土類ボンド磁石であっても、実用温度領域での磁束損失に代表される耐久性が確保されなければならないのである。
【００１３】
さらに、異方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体を用いた高（ＢＨ）ｍａｘ希土類ボンド磁石は円柱や立方体で試作されたものであり、実際にはメルトスパンリボンを粉砕したＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体を樹脂で固定した磁気的に等方性のボンド磁石のように、一般的な小型モ−タには使用されない。その理由は、本発明が対象とする小型モ−タに搭載する磁石の形状はメルトスパンリボンを粉砕したＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体を樹脂で固定した磁気的に等方性のボンド磁石の形状は、例えば直径２５ｍｍ以下の環状、或いは肉厚１ｍｍ以下の円弧状磁石だからである。したがって、かつて試作された異方性の高（ＢＨ）ｍａｘ希土類ボンド磁石のような単純な円柱や立方体ではなく、例えば、半径方向に磁気異方化したラジアル異方性の希土類ボンド磁石が必要となる。このような、ラジアル配向磁界の発生手段としては、特許文献２：特開昭５７−１７０５０１号公報に記載されているように、図１中、環状成形型キャビティＭＣを取り囲んで磁性体ヨ−ク０１ａ，０１ｂと非磁性体ヨ−ク０２ａ，０２ｂとを交互に組み合わせ、且つ外側に磁化コイル０３ａ，０３ｂを配置した成形型を用いる。かかる方法は環状成形型キャビティＭＣに所定の強さのラジアル配向磁界（ＦＬＵＸ）を発生させるため、高電圧電流型の電源を用い、且つ起磁力を大とすることが行われる。しかし、環状成形型キャビティＭＣの外周から磁性体ヨ−ク０１ａ，０１ｂにより磁化コイル０３ａ，０３ｂで励磁した磁束（ＦＬＵＸ）を環状成形型キャビティＭＣに有効に集束させるには、磁性体ヨ−ク０１ａ，０１ｂの磁路を長くせざるを得ず、とくに環状成形型キャビティＭＣが小口径（或いは、長尺）になると、起磁力のかなりが漏洩磁束として消費される。その結果、環状成形型キャビティＭＣの配向磁界（ＦＬＵＸ）が減少する課題があり、例えば、直径２５ｍｍ以下、肉厚１〜２ｍｍ、長さと直径の比（Ｌ／Ｄ＝０．５−１）程度の環状磁石では磁石粉末配向度の低下により、異方性希土類ボンド磁石では小口径化に伴う（ＢＨ）ｍａｘの減少が避けられなかったのである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
以上のように、本発明が対象とするコンピュ−タ周辺機、プリンタなどの電気電子機器類の制御用、駆動用として幅広く使用され、所謂永久磁石回転子型、或は永久磁石界磁型のブラシレスモ−タや直流モ−タに関して、当該機器類の高性能化のもと、小型モ−タの更なる小型軽量化、高出力化に対する要求に応えるため、高（ＢＨ）ｍａｘ化が、さほど進展しないメルトスパンリボンを粉砕したＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体を樹脂で固定した磁気的に等方性のボンド磁石に換え、異方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体を用いて小口径化、或いは薄肉化しても磁石の（ＢＨ）ｍａｘが減少しない製造技術の開示に関する。
【００１５】
例えば、小型モ−タに適用し得る任意の環状、或いは円弧状で、例えば、１６０ｋＪ／ｍ³以上の高（ＢＨ）ｍａｘ希土類ボンド磁石が、その磁石の大きさに拘らず容易に作製できれば高出力、高効率の小型モ−タを提供することができ、電気電子機器類の高性能化を促す。何故なら、従来のメルトスパンリボンを粉砕したＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体を樹脂で固定した等方性希土類ボンド磁石の（ＢＨ）ｍａｘは前述のように８０ｋＪ／ｍ³である。これに対し、任意の環状、或いは円弧状で１６０ｋＪ／ｍ³以上の高（ＢＨ）ｍａｘ希土類ボンド磁石が作製できれば、モ−タ磁石と鉄心との空隙磁束密度は略（ＢＨ）ｍａｘの比の平方根となるから、当該小型モ−タの設計思想によるが、約１．４倍の高出力化、３０％の小型化、軽量化などが見込まれるからである。
【００１６】
上記、小型モ−タの多様な磁石形状に対応する高（ＢＨ）ｍａｘ希土類ボンド磁石を作製するため、本発明は、磁気的に異方性の多結晶集合型希土類磁石粉体を芯物質として結合剤成分の媒体を介して単磁区粒子型希土類磁石粉体でセルを有するコンパウンド前駆体を準備し、少なくとも当該前駆体と粉体状熱可塑性高分子化合物、結合剤成分とで構成した本発明にかかるコンパウンドを、前記粉体状熱可塑性高分子化合物の可塑化温度領域で配向磁界を印加しながら緻密化する。すると、当該前駆体のセルによる圧縮応力の分散作用や当該粉体状熱可塑性高分子化合物の塑性変形による緩衝作用によってコンパウンド前駆体の芯物質である多結晶集合型希土類磁石粉体相互の機械的損壊を抑制しながら緻密化したグリ−ンコンパクトを作製することができる。然る後、得られた当該グリ−ンコンパクトを加熱し、当該結合剤構成成分を架橋せしめて連続相を形成すると本発明にかかるハイブリッド型希土類ボンド磁石が得られる。さらに、（ＢＨ）ｍａｘを維持して多様な小型モ−タの磁石形状に対応するために当該磁石を塑性加工で形状変換する技術が本発明の骨子となる。
【００１７】
（作用）
以下、本発明を更に詳しく説明する。
【００１８】
ここで、本発明にかかる高（ＢＨ）ｍａｘ希土類ボンド磁石の作製では、周知のように、当該磁気異方性希土類磁石粉末を高配向、かつ高密度化する技術が基本となる。先ず、希土類ボンド磁石の高密度化に関しては射出成形や押出成形に比べて圧縮成形が有利であることは言うまでもない。他方、一般の磁界中圧縮成形における磁石粉末の配向磁界発生に関しては、１．電磁石、２．パルス磁場、３．永久磁石を埋設した成形型による方法が知られている。ここで、高保磁力希土類磁石粉末で高配向を実現するには高い配向磁界（静磁界）が必要で、電磁石１を配向（脱磁）磁界に用いることは周知である。その際、圧縮方向と磁界方向が直交する横配向磁界、圧縮方向と磁界方向が同一の縦配向磁界、ラジアル配向磁界、極配向磁界など多くの配向磁界中圧縮成形が知られているが、高配向の観点からは圧縮方向と磁界方向が直交する横配向磁界、圧縮方向と磁界方向が同一の縦配向磁界がラジアル配向磁界、極配向磁界よりも有利である。よって、本発明の配向磁界の印加は横配向磁界、または縦配向磁界を採用する。
【００１９】
本発明では、磁気的に異方性の多結晶集合型希土類磁石粉体を芯物質として結合剤成分の媒体を介して単磁区粒子型希土類磁石粉体でセルを有するコンパウンド前駆体、少なくとも当該前駆体と粉体状熱可塑性高分子化合物、結合剤成分とで構成したコンパウンドを、前記粉体状熱可塑性高分子化合物の可塑化温度領域で配向磁界を印加しながら緻密化し、当該前駆体のセルによる圧縮応力の分散作用、並びに当該粉体状熱可塑性高分子化合物の塑性変形による緩衝作用によってコンパウンド前駆体の芯物質である多結晶集合型希土類磁石粉体相互の機械的損壊を抑制しながら緻密化し、得られた当該グリ−ンコンパクトの加熱により結合剤構成成分を架橋せしめて連続相を形成するハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法、並びに（ＢＨ）ｍａｘを維持して多様な小型モ−タの磁石形状に対応するために当該磁石を塑性加工で形状変換する技術を骨子とするものである。
【００２０】
次に、図面を用いて、本発明を更に詳しく説明する。先ず、本発明でいう磁気的に異方性の多結晶集合型希土類磁石粉体を図２の模式図で示す。図中１は多結晶集合型希土類磁石粉体、１１Ｇは多結晶集合型希土類磁石粉体１を構成する結晶粒、１１（００６）は一つ一つの結晶粒に存在する磁化容易軸を表している。ここで、多結晶集合型希土類磁石粉体１に存在する多数の磁化容易軸１１（００６）は、図のようにほぼ同一方向に揃っている。このような、本発明にかかる多結晶集合型希土類磁石粉体１としては熱間据込加工（Ｄｉｅ−Ｕｐ−Ｓｅｔｔｉｎｇ）によって準備されたＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体（例えば、Ｍ．Ｄｏｓｅｒ，Ｖ．Ｐａｎｃｈａｎａｔｈａｎ；"Ｐｕｌｖｅｒｉｚｉｎｇ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｒａｐｉｄｌｙ ｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄ Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｆｏｒ ｂｏｎｄｅｄ ｍａｇｎｅｔ"；Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．７０（１０），１５，１９９３）。ＨＤＤＲ処理（水素分解／再結合）によって準備された磁気的に異方性のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体、すなわちＮｄ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系合金のＮｄ₂（Ｆｅ，Ｃｏ）₁₄Ｂ相の水素化（Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ，Ｎｄ₂［Ｆｅ，Ｃｏ］₁₄ＢＨｘ）、６５０〜１０００℃での相分解（Ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ，ＮｄＨ₂＋Ｆｅ＋Ｆｅ₂Ｂ）、脱水素（Ｄｅｓｏｒｐｓｉｏｎ）、再結合（Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）するＨＤＤＲ処理（Ｔ．Ｔａｋｅｓｈｉｔａ ａｎｄ Ｒ．Ｎａｋａｙａｍａ：Ｐｒｏｃ．ｏｆ ｔｈｅ １０^th ＲＥ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ， Ｋｙｏｔｏ，Ｖｏｌ．１，５５１ １９８９）で作製した磁気的に異方性のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体である。なお、前記希土類磁石粉体の表面を予め光分解したＺｎなど不活性化処理した粉体など（例えば、Ｋ．Ｍａｃｈｉｄａ，Ｋ． Ｎｏｇｕｃｈｉ，Ｍ．Ｎｕｓｈｉｍｕｒａ，Ｙ．Ｈａｍａｇｕｃｈｉ，Ｇ．Ａｄａｃｈｉ，Ｐｒｏｃ．９ｔｈ Ｉｎｔ．Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄＴｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｓｅｎｄａｉ，Ｊａｐａｎ，II，８４５ ２０００，或いは、Ｋ．Ｍａｃｈｉｄａ，Ｙ．Ｈａｍａｇｕｃｈｉ，Ｋ．Ｎｏｇｕｃｈｉ，Ｇ．Ａｄａｃｈｉ，Ｄｉｇｅｓｔｓ ｏｆ ｔｈｅ ２５^th Ａｎｎｕａｌ ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｃｓ ｉｎ Ｊａｐａｎ，２８ａＣ−６ ２００１）を挙げることもできる。
【００２１】
次に、本発明でいう単磁区粒子型希土類磁石粉体を図３に模式図で示す。ただし、図中２は磁石粉体、２（００６）は磁石粉末２の磁区に存在する磁化容易軸であり、一つの単磁区粒子型希土類磁石粉体あたりに一つの磁化容易軸２（００６）が存在する。このような、本発明にかかる単磁区粒子型希土類磁石粉体としてはＲＤ（酸化還元）処理によって準備された磁気的に異方性のＳｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ₃系単磁区粒子型希土類磁石粉体、或いは前記粉体の表面を予め不活性化処理した粉体、Ｓｍ₁Ｃｏ₅系系単磁区粒子型希土類磁石粉体を必要に応じて１種または２種以上適宜併用することができる。
【００２２】
次ぎに、本発明でいう多結晶集合型希土類磁石粉体を芯物質とし、結合剤成分の媒体を介して単磁区粒子型希土類磁石粉体でセルを形成するコンパウンド前駆体について説明する。先ず、本発明にかかる多結晶集合型異方性希土類磁石粉末１は、予め液状エポキシオリゴマ−で図４（ａ）のように表面被覆する。ただし、図４（ａ）において、１は多結晶集合型希土類磁石粉体、３は表面被覆した結合剤構成成分である。なお、結合剤構成成分３としては粘着性のある液状エポキシオリゴマ−などを例えばケトン系有機溶媒にて低粘度化し、当該有機溶媒溶液を多結晶集合型希土類磁石粉体１表面に存在し得るマイクロクラックにも浸透させることようにすることが望ましい。さらに、図４（ｂ）に示した如く、多結晶集合型希土類磁石粉体１の全表面を覆うように結合剤構成成分３を媒体として図３で示したような本発明にかかる単磁区粒子型希土類磁石粉体２を付着せしめる。斯様に、比較的簡単なプロセスによって、本発明でいう多結晶集合型希土類磁石粉体を芯物質とし、結合剤成分の媒体を介して単磁区粒子型希土類磁石粉体でセルを有するコンパウンド前駆体Ａを作製することができる。さらに、図４（ｂ）のコンパウンド前駆体Ａのセル部分には図４（ｃ）のような結合剤構成成分４を必要に応じて適宜併用することもできる。例えば、図４において、セルの媒体となる結合剤構成成分３が液状エポキシオリゴマ−とすれば、セル物質として併用する一方の結合剤構成成分４は粉体潜在性エポキシ硬化剤などを例示することができる。
【００２３】
以上のコンパウンド前駆体Ａにおいて、該芯物質となる多結晶集合型希土類磁石粉体１は平均粒子径５０μｍ未満、或いは１５０μｍを越えると一般に粉体自体の（ＢＨ）ｍａｘが減少する。そのため多結晶集合型希土類磁石粉体１の平均粒子径は５０〜１５０μｍとすることが望ましい。また、コンパウンド前駆体Ａのセルとなる単磁区粒子型希土類磁石粉体２は平均粒子径２〜５μｍの磁気的に異方性のＳｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ_x（ｘ≒３）系希土類磁石粉体、またはＳｍＣｏ₅系希土類磁石粉体とすることが好ましい。平均粒子径２μｍ未満では圧縮による緻密化が進まず、５μｍを越えると粉体自体の（ＢＨ）ｍａｘで減少する。さらに、コンパウンド前駆体Ａのセルとなる単磁区粒子型希土類磁石粉体２は前駆体Ａ全量の５ｗｔ．％以上、６０ｗｔ．％以下とする。５ｗｔ．％未満では、圧縮による緻密化の際に、該芯物質となる多結晶集合型希土類磁石粉体１相互の直接接触による損傷を抑止する効果が失われ、５０ｗｔ．％を越えると本発明にかかるハイブリッド型希土類ボンド磁石の密度が減少するからである。他方では、コンパウンド前駆体Ａの単磁区粒子型希土類磁石粉体セル形成媒体３を分子鎖中に２個以上のオキシラン環を有する室温で液状のエポキシオリゴマ−とし、コンパウンド前駆体Ａのセル構成物質としてオキシラン環に対する粉体の潜在性架橋剤を添加すると、結合剤の熱硬化による連続相の形成が強固となるので好ましい。
【００２４】
次に、以上のようなコンパウンド前駆体Ａは図６のように、熱可塑性高分子化合物粉体５と混合して本発明にかかるコンパウンドＢに仕上げる。ここで、熱可塑性高分子化合物粉体５はコンパウンド前駆体Ａのセル形成媒体と反応し得る官能基を有し、グリ−ンコンパクトの熱硬化によって他の結合剤構成成分と化学的に連続相を形成するものが好ましい。このような熱可塑性高分子化合物粉体５として、例えばコンパウンド前駆体Ａの単磁区粒子型希土類磁石粉体セル形成媒体３がエポキシオリゴマ−とするならば、当該オキシラン環と反応し得るアミノ活性水素（−ＮＨＣＯＯ−）を有するポリアミドまたは／およびポリアミドイミド粉末などを例示することができる。
【００２５】
以上のような本発明にかかるコンパウンドＢを粉体状熱可塑性高分子化合物５の可塑化温度領域まで加熱した成形型キャビティに充填すると、温度上昇して図６（ａ）のように粉体状熱可塑性高分子化合物５は軟化し、且つコンパウンド前駆体Ａと互いに接触するようになる。他方では、セル形成媒体のエポキシオリゴマ−３も低粘度化し、セルの単磁区粒子型希土類磁石粉体２への拘束力は減少する。このような状態で配向磁界Ｈを印加すると芯物質の多結晶集合型希土類磁石粉体１、セルの単磁区粒子型希土類磁石粉体２各々の磁化容易磁区１１（００６）、２２（００６）は何れも磁界Ｈの印加方向に磁化され、図６（ｂ）のように配向する。
【００２６】
上記のように、配向磁界を印加したのち、圧縮圧力を加えるとコンパウンドＢ全体の緻密化が始まる。その際、多結晶集合型希土類磁石粉体１はセル形成媒体３と単磁区粒子型希土類磁石粉体２、および粉体状熱可塑性高分子化合物５の緩衝作用によって互いに直接接触することなく図７（ａ）のように緻密化する。その際、図７（ａ）２Ａのように、単磁区粒子型希土類磁石粉体２の一部は粉体状熱可塑性高分子化合物５に取り込まれるように緻密化し、他方では、図７（ａ）２Ｂのように多結晶集合型希土類磁石粉体１の間に介在して圧縮応力を分散せしめる。また、粉体状熱可塑性高分子化合物は図７（ａ）５Ａのように多結晶集合型希土類磁石粉体１間で形成された比較的大きな空間に塑性変形しながら移動する。圧縮圧力が最大に達すると緻密化は終息する。その際、図７（ｂ）のように、多結晶集合型希土類磁石粉体１の境界部（Ｂｏｕｎｄａｒｙ）は単磁区粒子型希土類磁石粉体２、エポキシオリゴマ−のような結合剤成分３、潜在性エポキシ硬化剤のような結合剤成分４、粉体状熱可塑性高分子化合物５が殆ど空隙なく複合化した状態となる。
【００２７】
上記、図７（ｂ）を成形型キャビティから取り出せば、本発明にかかるグリ−ンコンパクトが得られるのである。そして、当該グリ−ンコンパクトの加熱により、図８（ａ）のようにエポキシオリゴマ−のような結合剤成分３、潜在性エポキシ硬化剤のような結合剤成分４、粉体状熱可塑性高分子化合物５が互いに架橋した連続相６で多結晶集合型希土類磁石粉体１および単磁区粒子型希土類磁石粉体２を所定形状に固定化した構成の本発明にかかるハイブリッド型希土類ボンド磁石が得られる。なお、ハイブリッド型希土類ボンド磁石を塑性加工で円弧状、或いは環状に形状変換することができる。円弧状とするには図８（ａ）の当該磁石をホットスタンパブル（温間成形型を用いた塑性加工による賦形）でシ−ト状から円弧状に形状変換する。環状とするには、当該磁石の連続相６を図８（ｂ）６６のように一方向に延伸する。このように結合剤を延伸した本発明にかかるハイブリッド型希土類ボンド磁石はシ−ト状から環状に形状変換できる。なお、延伸率を１０％以下とした厚さ１．１ｍｍ以下のシ−ト状から環状に形状変換すると、多結晶集合型希土類磁石粉体１および単磁区粒子型希土類磁石粉体２の延伸による配向の減少を抑制することができる。
【００２８】
以上のような、円弧状から環状に形状変換した本発明にかかるハイブリッド型希土類ボンド磁石の（ＢＨ）ｍａｘとしては１６０ｋＪ／ｍ³以上とすることが望ましい。また、円弧状磁石では最大厚さが１ｍｍ以下、環状磁石では直径が２５ｍｍ以下とすると本発明にかかる小型直流モ−タやブラシレスモ−タの小型化、高出力化を一層促進することができる。
【００２９】
なお、本発明にかかる多結晶集合型異方性希土類磁石粉末１へのセル形成媒体３としてのエポキシオリゴマ−の処理方法としては、先ず、当該エポキシオリゴマ−を有機溶媒に溶解し、当該有機溶媒溶液と異方性希土類磁石粉末とを湿式混合し、溶媒を除去する。なお、エポキシオリゴマ−の架橋密度を高めるためには分子鎖内にもエポキシ基を有するノボラック型エポキシやエピクロルヒドリンとビスフェノ−ル類との縮合物であるジグリシジルエ−テル型エポキシが好ましい。また、前記エポキシオリゴマ−と架橋する粉末エポキシ硬化剤４としてはジシアンジアミドおよびその誘導体、カルボン酸ジヒドラジド、ジアミノマレオニトリルおよびその誘導体のヒドラジドの群より選ばれた１種または２種以上などを挙げることができる。これ等は一般に有機溶媒に難溶の高融点有機化合物であるが、粒子径を数ないし数十μｍ以下に調整し、異方性磁石粉末や他の熱硬化性樹脂組成物と物理的に付着性が強いものが好ましい。なお、ジシアンジアミド誘導体としては、例えばｏ−トリルビグアニド、α−２・５−ジメチルビクアニド、α−ω−ジフェニルビグアニド、５−ヒドロキシブチル−１−ビグアニド、フェニルビグアニド、α−，ω−ジメチルビクアニドなどを挙げることができる。更に、カルボン酸ジヒドラジドとしてはコハク酸ヒドラジド、アジピン酸ヒドラジド、イソフタル酸ヒドラジド、ｐ−アキシ安息香酸ヒドラジドなどを挙げることができる。これらのエポキシ樹脂硬化剤はコンパウンドに乾式混合によって添加することが望ましい。なお、コンパウンドの成形型への移着を防ぐには成形型キャビティの設定温度よりも高融点の高級脂肪酸、高級脂肪酸アミド、高級脂肪酸金属石鹸類から選ばれる１種または２種以上を０．２ｗｔ．％以下コンパウンドに乾式混合によって添加することが望ましい。
【００３０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を実施例により更に詳しく説明する。ただし、本発明は実施例によって限定されるものではない。
【００３１】
（実施例の説明１、原料）
本実施例で使用した多結晶集合型希土類磁石粉体１はＨＤＤＲ処理（水素分解／再結合）によって準備された異方性の平均粒子径８０μｍのＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体（Ｎｄ_12.3Ｄｙ_0.3Ｆｅ_64.7Ｃｏ_12.3Ｂ_6.0Ｇａ_0.6Ｚｒ_0.1）、単磁区粒子型希土類磁石粉体２はＲＤ（酸化還元）した平均粒子径３μｍのＳｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ₃系単磁区粒子型希土類磁石粉体である。また、結合剤構成成分でセル形成媒体３としては液状ジグリシジルエ−テルビスフェノ−ルＡ型エポキシオリゴマ−、結合剤構成成分で硬化剤４として粒子径１５μｍ以下の粉体状潜在性エポキシ硬化剤、粉体状熱可塑性高分子化合物５としては粘着剤を含み予め１００μｍ以下に冷凍粉砕したポリアミド粉体、並びに必要に応じて適宜加える添加剤として粒子径１０μｍ以下の滑剤（ペンタエリスリト−ルＣ１７トリエステル）が、この実施例で選択された。なお、ジグリシジルエ−テルビスフェノ−ルＡ型エポキシオリゴマ−（化１）、粉体状潜在性エポキシ硬化剤（化２）の化学構造は以下の通りであった。
【００３２】
【化１】

【００３３】
（ＮＨ₂ＮＨＣＯＣＨ₂ＣＨ₂）₂Ｎ（ＣＨ₂）₁₁ＣＯＮＨＮＨ₂・・（化２）
【００３４】
（実施例の説明２、コンパウンド前駆体の作製）
先ず、本発明にかかるコンパウンド前駆体の芯物質となるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型異方性希土類磁石粉末１は、予め液状エポキシオリゴマ−（０．５、または１．０ｗｔ．％）で図４（ａ）に示したように表面被覆した。ただし、図４（ａ）において、１は多結晶集合型希土類磁石粉体、３は表面被覆したエポキシオリゴマ−である。なお、エポキシオリゴマ−３はケトン系有機溶媒（アセトン）にて希釈し、当該有機溶媒溶液を多結晶集合型希土類磁石粉体１表面に存在し得る図９の矢印で示すマイクロクラックにも浸透させるようにした。
【００３５】
次いで、図４（ｂ）に示した如く、コンパウンド前駆体の芯物質Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体１表面のエポキシオリゴマ−３をセル形成媒体とし、図３で示したような本発明にかかるＳｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ₃系単磁区粒子型希土類磁石粉体２を（０〜４０ｗｔ．％）セル物質として付着せしめた。斯様に、比較的簡単なプロセスによって、本発明でいう多結晶集合型希土類磁石粉体を芯物質とし、結合剤成分の媒体を介して単磁区粒子型希土類磁石粉体でセルを形成する構成のコンパウンド前駆体Ａを作製することができる。ここではさらに、図４（ｂ）のコンパウンド前駆体Ａのセル部分に図４（ｃ）のような結合剤構成成分４（粉体状潜在性エポキシ効果剤）を０．３ｗｔ．％付着せしめた。
【００３６】
（実施例の説明３、グリ−ンコンパクトの作製）
以上のようなコンパウンド前駆体Ａは図６のように、熱可塑性高分子化合物粉体５（ここではペンタエリスリト−ルＣ１７トリエステル１０重量部を含む、ポリアミド粉体３ｗｔ．％）と混合して本発明にかかるコンパウンドＢに仕上げた。
【００３７】
上記、本発明にかかるコンパウンドＢを粉体状熱可塑性高分子化合物５の可塑化温度領域（８０℃）に加熱した成形型キャビティに充填すると、当該コンパウンドは温度上昇し、図６（ａ）のように粉体状熱可塑性高分子化合物５は軟化し、且つコンパウンド前駆体Ａと互いに接触するようになる。他方では、セル形成媒体のエポキシオリゴマ−３も低粘度化し、セルの単磁区粒子型希土類磁石粉体２への拘束力が減少する。このような状態で配向磁界Ｈ（２ＭＡ／ｍ）を印加するとコンパウンド前駆体Ａのコアである多結晶集合型希土類磁石粉体１、セルである単磁区粒子型希土類磁石粉体２各々の磁化容易軸１１（００６）、２２（００６）は何れも配向磁界Ｈの印加方向に磁化され、図６（ｂ）のように配向する。
【００３８】
上記のように、配向磁界を印加したのち、配向磁界を印加した状態で圧縮圧力を加える。すると、コンパウンドＢ全体の緻密化が始まる。その際、多結晶集合型希土類磁石粉体１はセル形成媒体３と単磁区粒子型希土類磁石粉体２、および粉体状熱可塑性高分子化合物５の緩衝作用によって互いに直接的に殆ど接触することなく図７（ａ）のように緻密化が進行する。その際、図７（ａ）２Ａのように、単磁区粒子型希土類磁石粉体２の一部は粉体状熱可塑性高分子化合物５に取り込まれるように緻密化し、他方では、図７（ａ）２Ｂのように多結晶集合型希土類磁石粉体１の間に介在して多結晶集合型希土類磁石粉体１に生じる圧縮応力を分散せしめる。また、粉体状熱可塑性高分子化合物は図７（ａ）５Ａのように多結晶集合型希土類磁石粉体１間で形成された比較的大きな空間に塑性変形しながら移動する場合もある。そして、圧縮圧力が最大（０．６〜１．０ ＧＰａ）に達すると緻密化は終息する。その際、図７（ｂ）のように、多結晶集合型希土類磁石粉体１の境界部（Ｂｏｕｎｄａｒｙ）は単磁区粒子型希土類磁石粉体２、エポキシオリゴマ−のような結合剤成分３、潜在性エポキシ硬化剤のような結合剤成分４、粉体状熱可塑性高分子化合物５が殆ど空隙なく複合化した状態となる。
【００３９】
上記、図７（ｂ）を成形型キャビティから取り出せば、本発明にかかるグリ−ンコンパクトが得られるのである。
【００４０】
（実施例の説明４、ハイブリッド型希土類ボンド磁石の作製）
以上のように作製したグ−ンコンパクトを加熱（１８０℃、１５ｍｉｎ）すると、図８（ａ）のようにエポキシオリゴマ−のような結合剤成分３、潜在性エポキシ硬化剤のような結合剤成分４、粉体状熱可塑性高分子化合物５が互いに架橋した連続相６で多結晶集合型希土類磁石粉体１および単磁区粒子型希土類磁石粉体２を所定形状に固定化した構成の本発明にかかるハイブリッド型希土類ボンド磁石が得られる。なお、当該ハイブリッド型希土類ボンド磁石を塑性加工することにより円弧状、或いは環状に形状変換することができる。円弧状とするには図８（ａ）の当該磁石をホットスタンパブル（温間成形型を用いた塑性加工）でシ−ト状から円弧状に形状変換する。或いは、所望の環状とするには、当該磁石の連続相６を図８（ｂ）６６のように一方向に延伸する。このように結合剤を延伸した本発明にかかるハイブリッド型希土類ボンド磁石はシ−ト状から巻きつけることによって環状に形状変換できる。なお、延伸率を１０％以下とした厚さ１．１ｍｍ以下のシ−ト状から環状に形状変換すると、多結晶集合型希土類磁石粉体１および単磁区粒子型希土類磁石粉体２の延伸による配向の減少を抑制することができる。
【００４１】
（実施例の説明５、高（ＢＨ）ｍａｘ化に関するハイブリッド効果）
図１０は本発明にかかる異方性ハイブリッド型希土類ボンド磁石の（ＢＨ）ｍａｘをコンパウンド前駆体Ａの芯物質であるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体１に対して、セルであるＳｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ₃系単磁区粒子型希土類磁石粉体２の割合（ｗｔ．％）をプロットした特性図である。また、図中に示した比較例は、Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ₃系単磁区粒子型希土類磁石粉体２をエポキシオリゴマ−３（０．５ ｗｔ．％）を用いて３５０μｍ以下に予めグラニュ−ル化したものを多結晶集合型希土類磁石粉体１、並びに粉体状熱可塑性高分子化合物５と混合したコンパウンドを作製し、同一成形条件で磁石としたものである。なお、磁石の寸法は８ｍｍ×８ｍｍ×８ｍｍの立法体をＰｃ≒３に加工し、配向した方向に４ＭＡ／ｍのバルス磁界で磁化したのちに測定磁界Ｈｍ±１．６ＭＡ／ｍの下、ＶＳＭで測定したものである。
【００４２】
図１０から明らかなように、比較例のようにコンパウンドにグラニュ−ル化したＳｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ₃系単磁区粒子型希土類磁石粉体が存在すると、当該グラニュ−ルは圧縮の際に系内で分散されない。したがって、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体粒子１の間にはグラニュ−ル化したＳｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ₃系単磁区粒子型希土類磁石粉体を多量に含ませることはできない。しかしながら、本発明にかかるコンパウンド前駆体Ａから構成したコンパウンドＢを用いると、セル形成媒体の量にもよるが、単磁区粒子型希土類磁石粉体が系内でよく分散しているため、比較例よりも多くの量を含有させても（ＢＨ）ｍａｘは減少しない。むしろ、図１０から明らかなように、本発明例１（０．５ｗｔ．％），２（１．０ｗｔ．％）のハイブリッド型希土類ボンド磁石では単磁区粒子型希土類磁石粉体の割合が概ね５ｗｔ％から２０ｗｔ．％、または３０ｗｔ．％の範囲で（ＢＨ）ｍａｘは１６０ｋＪ／ｍ³を越える程に改善さけるのである。また、結合剤含有量２〜３ｗｔ％の範囲では、圧縮圧力０．６〜１．０ＧＰａの範囲で（ＢＨ）ｍａｘの水準に差はなく、両者共に１６０ｋＪ／ｍ³を越える（ＢＨ）ｍａｘ値が得られる。この（ＢＨ）ｍａｘの水準は、ＴｏｋｕｎａｇａらのＮｄ₁₄Ｆｅ_80-XＢ₆Ｇａ_X（Ｘ＝０．４〜０．５）を熱間据え込み加工（Ｄｉｅ−ｕｐ−ｓｅｔ）して得たバルクを機械粉砕した保磁力ＨｃＪ＝１．５２ＭＡ／ｍの異方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体を樹脂で固めた（ＢＨ）ｍａｘ＝１２７ｋＪ／ｍ³の異方性希土類ボンド磁石［Ｍ．Ｔｏｋｕｎａｇａ，Ｎ．Ｎｏｚａｗａ，Ｋ．Ｉｗａｓａｋｉ，Ｍ．Ｅｎｄｏｈ，Ｓ，Ｔａｎｉｇａｗａ ａｎｄ Ｈ．Ｈａｒａｄａ：ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．２５，３５６１（１９８９）］。或いは、Ｍ．Ｄｏｓｅｒ，Ｖ．Ｐａｎｃｈａｎａｔｈａｎらの、熱間加工後のバルクの粒界から水素を侵入させＮｄ₂Ｆｅ₁₄ＢＨ_Xとして崩壊させ、その後真空加熱により脱水素したＨＤ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｄｅｃｒｅｐｉｔａｔｉｏｎ）異方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体を樹脂で固めた（ＢＨ）ｍａｘ＝１５０ｋＪ／ｍ³の希土類ボンド磁石［Ｍ．Ｄｏｓｅｒ，Ｖ．Ｐａｎｃｈａｎａｃｔｈａｎ，ａｎｄ Ｒ．Ｋ．Ｍｉｓｈｒａ：Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．７０，６６０３（１９９１）］に比較しても、本発明にかかるハイブリッド型希土類ボンド磁石の（ＢＨ）ｍａｘはコンパウンド前駆体Ａの構造によるハイブリッド効果によって明らかに上回るものとなっている。
【００４３】
（実施例の説明６、初期不可逆磁束損失低減に関するハイブリッド効果）
図１１は実施例の説明５で示した本発明例１（Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ₃系単磁区粒子型希土類磁石粉体１０ｗｔ．％）と同じ磁石を４ＭＡ／ｍのパルス磁界で磁化したのち、１００℃および１２０℃の空気中に各１時間暴露し、暴露前後の磁束量をサ−チコイル引抜法で測定し、初期不可逆減磁を算出し、単磁区粒子型希土類磁石粉体の含有量に対してプロットした特性図である。図から明らかなように暴露温度に拘らず単磁区粒子型希土類磁石粉体量が増すと初期不可逆減磁が減少する。とくに、４０ｗｔ．％付近になると多結晶集合型希土類磁石粉体のみの異方性希土類ボンド磁石に比べ、略１／２〜１／３も初期不可逆磁束損失が減少する。すなわち、本発明にかかるハイブリッド型希土類ボンド磁石はコンパウンド前駆体Ａにより、単磁区粒子型希土類磁石粉体を均質に分散した状態で多量に含ませることができるので、高水準の（ＢＨ）ｍａｘを確保しながら、同時に初期不可逆磁束損失を低減することができるハイブリッド効果が認められる。
【００４４】
（実施例の説明７、長期不可逆磁束損失低減に関するハイブリッド効果）
図１２は実施例の説明５で示した本発明例１（Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ₃系単磁区粒子型希土類磁石粉体１０ｗｔ．％）と同じ磁石を４ＭＡ／ｍのパルス磁界で磁化したのち、１００℃の空気中に１０００時間暴露し、任意時間毎に暴露前後の磁束量をサ−チコイル引抜法で測定し、不可逆磁束損失の経時変化を示した特性図である。ただし、図中の比較例２は３ｗｔ．％の室温で液状のエポキシ樹脂を結合剤とした従来の異方性希土類ボンド磁石の結果を示している。また、比較例２の磁石で使用した多結晶集合型希土類磁石粉体は本発明例で使用した平均粒子径８０μｍのＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体（Ｎｄ_12.3Ｄｙ_0.3Ｆｅ_64.7Ｃｏ_12.3Ｂ_6.0Ｇａ_0.6Ｚｒ_0.1）と同じものである。図から明らかなように、本発明にかかるハイブリッド型希土類ボンド磁石は長期不可逆磁束損失も減少する。とくに、１０００時間高温暴露後に４ＭＡ／ｍで再着磁した本発明例１のハイブリッド型希土類ボンド磁石の永久磁束損失は３．３％ほどであり、比較例２の６．５％に比べて約１／２も減少する。すなわち、本発明にかかるハイブリッド型希土類ボンド磁石はコンパウンド前駆体Ａの構造により、単磁区粒子型希土類磁石粉体を均質に多量に含ませることができるので、高（ＢＨ）ｍａｘ化、初期不可逆磁束損失ばかりか、長期不可逆磁束損失や希土類磁石粉体の組織変化に基づく永久磁束損失を低減することができるのである。
【００４５】
（実施例の説明８、ハイブリッド組織の観察）
図１３（ａ）は実施例の説明５で示した本発明例１（Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ₃系単磁区粒子型希土類磁石粉体１０ｗｔ．％）と同じ磁石の破断面の状態を示す特性図である。また、図１３（ｂ）は実施例の説明７で示した比較例２（は３ｗｔ．％の室温で液状のエポキシ樹脂を結合剤とした従来の異方性希土類ボンド磁石）の破断面を示す特性図である。ただし、両者共に走査方電子顕微鏡による観察結果を示している。図１３（ａ）（ｂ）を比較すると（ｂ）ではＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体にマイクロクラックが生じていること、磁石粉体自体が破砕されている状況が確認される。これは磁石成形時の圧縮応力（０．８ＧＰａ）に抗しきれなかったために生じたものである。他方、本発明にかかる図１３（ａ）では図１３（ｂ）のようにＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体のマイクロクラック、磁石粉体の破砕状況は判り難い。この原因はコンパウンド前駆体セルを形成していたＳｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ₃系単磁区粒子型希土類磁石粉体が粉体状熱可塑性高分子化合物とともにＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体の損壊を抑制したためであり、引いては実施例の説明５の高（ＢＨ）ｍａｘ化、更には実施例の説明６及び実施例の説明７で説明した磁束損失の減少を招いたものと結論付けることができる。
【００４６】
（実施例の説明６、塑性加工による賦形とモ−タの基本性能）
本発明例１（Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ₃系単磁区粒子型希土類磁石粉体１０ｗｔ．％）と同じ条件で本発明にかかる（ＢＨ）ｍａｘ＝１６２ｋＪ／ｍ³、厚さ０．９７ｍｍの板状ハイブリッド型希土類ボンド磁石を作製した。続いて、前記板状ハイブリッド型希土類ボンド磁石をスタンピング加工によって内半径３．５５ｍｍ、外半径３．６５ｍｍ、最大肉厚０．８８ｍｍ、長さ１０ｍｍの薄肉円弧状磁石とした。ただし、当該塑性加工条件は温度１２０℃、圧力０．５ＧＰａ、圧力保持時間０．１ｓｅｃである。このような条件で最終形状に賦形された本発明にかかる薄肉円弧状磁石は亀裂発生することなく、所望の寸法精度が確保されていた。一方、比較例３として、メルトスパンリボンを粉砕した磁気的に等方性のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体（Ｎｄ₁₂Ｆｅ₇₇Ｃｏ₅Ｂ₆）をエポキシ樹脂とともに内半径３．５５ｍｍ、外半径３．６５ｍｍ、最大肉厚０．８８ｍｍ、長さ１０ｍｍの薄肉円弧状に圧縮成形したボンド磁石を作製した。なお、この磁石の４ＭＡ／ｍバルス着磁後の（ＢＨ）ｍａｘは７２ｋＪ／ｍ³であった。
【００４７】
上記２種類の円弧状磁石を４ＭＡ／ｍでパルス着磁したとき、両者の磁束を比較すると本発明にかかる磁石は等方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系圧縮成形ボンド磁石の１．５３倍であった。次いで、前記２種類の薄肉円弧状希土類ボンド磁石を外径１６ｍｍ、軸方向長さ１９ｍｍの小型直流モ−タの永久磁石界磁とし、そのトルク定数Ｋｔを求めた。その結果、本発明にかかる磁石を界磁とした直流モ−タのＫｔは０．００１６ｍＮ・ｍ／ｍＡを示し、等方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系圧縮成形ボンド磁石を界磁とした直流モ−タのＫｔに対して１．４５倍であった。
一方、本発明例１（Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ₃系単磁区粒子型希土類磁石粉体１０ｗｔ．％）と同じ条件で本発明にかかる（ＢＨ）ｍａｘ＝１６２ｋＪ／ｍ³、厚さ０．９７ｍｍの板状ハイブリッド型希土類ボンド磁石を作製した。続いて、前記板状希土類ボンド磁石を図１４のような温間圧延で厚さ０．９３ｍｍに延伸した。このように、延伸した磁石の破断面を図１５に示す。なお、当該磁石の延伸前は図１３（ａ）に相当する。図１３（ａ）と図１４によって磁石の延伸前後の破断面を比較すると、均質に延伸されている様子が伺える。
【００４８】
当該磁石は圧延方向に可撓性が発現する。そのため、任意の直径を持つ環状形状に賦形することができる。当該磁石は環状に賦形したとき、言うまでもなく半径方向に１６０ｋＪ／ｍ³級の（ＢＨ）ｍａｘを有する所謂ラジアル異方性希土類ボンド磁石に他ならない。したがって、実質的に〜８０ｋＪ／ｍ³級の（ＢＨ）ｍａｘである等方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系圧縮成形ボンド磁石を界磁とした直流モ−タのＫｔに対して１．４３倍が得られた。ところで、モ−タの効率ηは機械出力Ｐ、損失をＷとすると下式で表すことができる。
【００４９】
η＝［Ｐ／（Ｐ＋Ｗ）］・・・（式３）
したがって、等方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系圧縮成形ボンド磁石を界磁とした代表的な小型直流モ−タに対して、本発明の目的のひとつである高出力化によるモ−タの高効率化が実現できると結論づけることができる。
【００５０】
【発明の効果】
小型モ−タのための多様な磁石形状に対応する高（ＢＨ）ｍａｘハイブリッド型希土類ボンド磁石を提供するため、本発明は、磁気的に異方性の多結晶集合型希土類磁石粉体を芯物質として結合剤成分の媒体を介して単磁区粒子型希土類磁石粉体でセルを有するコンパウンド前駆体を準備し、少なくとも当該前駆体と粉体状熱可塑性高分子化合物、結合剤成分とで構成した本発明にかかるコンパウンドを、前記粉体状熱可塑性高分子化合物の可塑化温度領域で配向磁界を印加しながら緻密化する。すると、当該前駆体のセルによる圧縮応力の分散作用や当該粉体状熱可塑性高分子化合物の塑性変形による緩衝作用によってコンパウンド前駆体の芯物質である多結晶集合型希土類磁石粉体相互の機械的損壊を抑制しながら緻密化したグリ−ンコンパクトを作製することができる。然る後、得られた当該グリ−ンコンパクトを加熱し、当該結合剤構成成分を架橋せしめて連続相を形成すると本発明にかかるハイブリッド型希土類ボンド磁石が得られる。さらに、（ＢＨ）ｍａｘを維持して多様な小型モ−タの磁石形状に対応するために当該磁石を塑性加工で形状変換する技術が本発明の骨子となる。その結果、異方性Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系多結晶集合型希土類磁石粉体を用いて小口径化、或いは薄肉化しても磁石の（ＢＨ）ｍａｘが減少しないばかりか、不可逆磁束損失に代表得される耐久性を改善することができる。
【００５１】
例えば、小型モ−タに適用し得る任意の環状、或いは円弧状で、例えば、１６０ｋＪ／ｍ³以上の高（ＢＨ）ｍａｘ希土類ボンド磁石が、その磁石の大きさに拘らず容易に作製できるので、高出力、高効率の小型モ−タを提供することができ、電気電子機器類の高性能化を促す。何故なら、従来のメルトスパンリボンを粉砕したＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体を樹脂で固定した等方性希土類ボンド磁石の（ＢＨ）ｍａｘは略８０ｋＪ／ｍ³である。これに対し、任意の環状、或いは円弧状で１６０ｋＪ／ｍ³以上の高（ＢＨ）ｍａｘ希土類ボンド磁石が作製できるからである。
【００５２】
モ−タ磁石と鉄心との空隙磁束密度は略（ＢＨ）ｍａｘの比の平方根となるから、当該小型モ−タの設計思想によるが、約１．４倍の高出力化、３０％の小型化、軽量化などが見込まれるのである。
【００５３】
以上のように、本発明が対象とするコンピュ−タ周辺機、プリンタなどの電気電子機器類の制御用、駆動用として幅広く使用され、所謂永久磁石回転子型、或は永久磁石界磁型のブラシレスモ−タや直流モ−タに関して、当該機器類の高性能化のもと、小型モ−タの更なる小型軽量化、高出力化に対する要求に応えることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ラジアル配向磁界成形型の構成図
【図２】異方性多結晶集合型希土類磁石粉体の概念図
【図３】異方性単磁区粒子型希土類磁石粉体の概念図
【図４】（ａ）コンパウンド前駆体の構成状態ａを示す概念図
（ｂ）コンパウンド前駆体の構成状態ｂを示す概念図
（ｃ）コンパウンド前駆体の構成状態ｃを示す概念図
【図５】コンパウンド前駆体を含むコンパウンドの概念図
【図６】（ａ）キャビティへの充填と配向状態ａを示す概念図
（ｂ）キャビティへの充填と配向状態ｂを示す概念図
【図７】（ａ）コンパウンドの緻密化の状態ａを示す概念図
（ｂ）コンパウンドの緻密化の状態ｂを示す概念図
【図８】（ａ）延伸前の結合剤の分子配向を示す概念図
（ｂ）延伸後の結合剤の分子配向を示す概念図
【図９】多結晶集合型希土類磁石粉体のマイクロクラックを示す特性図
【図１０】異方性ハイブリッド型希土類ボンド磁石の（ＢＨ）ｍａｘを示す特性図
【図１１】異方性ハイブリッド型希土類ボンド磁石の初期不可逆磁束損失を示す特性図
【図１２】異方性ハイブリッド型希土類ボンド磁石の長期不可逆磁束損失を示す特性図
【図１３】異方性ハイブリッド型希土類ボンド磁石の破断面組織を示す特性図
【図１４】延伸した異方性ハイブリッド型希土類ボンド磁石の破断面組織を示す特性図
【符号の説明】
Ａ コンパウンド前駆体
１ 多結晶集合型希土類磁石粉体（芯物質）
２ 単磁区粒子型希土類磁石粉体（セル形成物質）
３ セル形成媒体となる結合剤構成成分
４ 架橋のための結合剤構成成分

Claims (21)

1. 磁気的に異方性の多結晶集合型希土類磁石粉体を芯物質として結合剤成分の媒体を介して単磁区粒子型希土類磁石粉体でセルを形成したコンパウンド前駆体Ａ、少なくとも当該前駆体と粉体状熱可塑性高分子化合物、結合剤成分とで構成したコンパウンドを、前記粉体状熱可塑性高分子化合物の可塑化温度領域で配向磁界を印加しながら緻密化し、当該前駆体のセルによる圧縮応力の分散、並びに当該粉体状熱可塑性高分子化合物の塑性変形による緩衝作用によってコンパウンド前駆体の芯物質である多結晶集合型希土類磁石粉体相互の機械的損壊を抑制しながら緻密化し、得られた当該グリーンコンパクトの加熱により結合剤構成成分を架橋せしめて連続相を形成するハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法であって、
   前記コンパウンド前駆体Ａは、前記結合剤の構成成分に表面被覆された前記多結晶集合型希土類磁石粉体の全表面を覆うように前記単磁区粒子型希土類磁石粉体を付着されることにより構成されるハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
2. コンパウンド前駆体の芯物質となる多結晶集合型希土類磁石粉体が平均粒子径５０〜１５０μｍの磁気的に異方性のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系希土類磁石粉体である請求項１記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
3. コンパウンド前駆体のセルとなる単磁区粒子型希土類磁石粉体が平均粒子径１〜５μｍの磁気的に異方性のＳｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ_x（ｘ≒３）系希土類磁石粉体である請求項１記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
4. コンパウンド前駆体のセルとなる単磁区粒子型希土類磁石粉体が平均粒子径１〜５μｍの磁気的に異方性のＳｍＣｏ₅系希土類磁石粉体である請求項１記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
5. コンパウンド前駆体のセルとなる単磁区粒子型希土類磁石粉体が前駆体全量の５ｗｔ．％以上、６０ｗｔ．％以下である請求項１記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
6. コンパウンド前駆体の単磁区粒子型希土類磁石粉体セル形成媒体が分子鎖中に２個以上のオキシラン環を有する室温で液状のエポキシオリゴマ−である請求項１記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
7. コンパウンド前駆体のセル構成物質としてオキシラン環に対する粉体の潜在性架橋剤を添加した請求項１記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
8. 熱可塑性高分子化合物粉体がコンパウンド前駆体のセル形成媒体と反応し得る官能基を有する請求項１記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
9. 熱可塑性高分子化合物粉体がコンパウンド前駆体の単磁区粒子型希土類磁石粉体セル形成媒体のオキシラン環と反応し得るアミノ活性水素（−ＮＨＣＯＯ−）を有するポリアミドまたは／およびポリアミドイミド粉末である請求項１記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
10. ハイブリッド型希土類ボンド磁石を塑性加工で形状変換する工程を付加した請求項１記載の希土類ボンド磁石。
11. 結合剤構成成分の架橋反応で生成した連続相を延伸し、シ−ト状から環状に形状変換する請求項１記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
12. 延伸率を１０％以下とした厚さ１．１ｍｍ以下のシ−ト状から環状に形状変換する請求項１，９記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
13. 結合剤構成成分の架橋反応で生成した連続相を不等延伸し、シ−ト状から円弧状に形状変換する請求項１記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
14. ホットスタンパブルでシ−ト状から円弧状に形状変換する請求項１記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
15. 最大エネルギ−積（ＢＨ）ｍａｘが１６０ｋＪ／ｍ³以上である請求項１記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
16. 環状磁石の直径が２５ｍｍ以下、最大エネルギ−積（ＢＨ）ｍａｘが１６０ｋＪ／ｍ³以上である請求項１、請求項１０、請求項１１、請求項１２、請求項１５記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
17. 円弧状磁石の最大厚さが１ｍｍ以下、最大エネルギ−積（ＢＨ）ｍａｘが１６０ｋＪ／ｍ³以上である請求項１、請求項１０、請求項１３、請求項１４、請求項１５記載のハイブリッド型希土類ボンド磁石の製造方法。
18. 請求項１、請求項１０、請求項１１、請求項１２、請求項１５記載のラジアル異方性環状ハイブリッド型希土類ボンド磁石を搭載したブラシレスモ−タ。
19. 請求項１、請求項１０、請求項１１、請求項１２、請求項１５記載のラジアル異方性環状ハイブリッド型希土類ボンド磁石を搭載した直流モ−タ。
20. 請求項１、請求項１０、請求項１３、請求項１４、請求項１５記載のラジアル異方性円弧状ハイブリッド型希土類ボンド磁石を搭載したブラシレスモ−タ。
21. 請求項１、請求項１０、請求項１３、請求項１４、請求項１５記載のラジアル異方性円弧状ハイブリッド型希土類ボンド磁石を搭載した直流モ−タ。

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