JP4376453B2

JP4376453B2 - 鉄−希土類−ホウ素・耐熱金属の磁性微少複合体

Info

Publication number: JP4376453B2
Application number: JP2000517425A
Authority: JP
Inventors: バオーミンマ，; チャールスオー．バウンズ，; チェンチャン，ウェン; クン（国籍中国）チェン
Original assignee: Santoku Corp
Current assignee: Santoku Corp
Priority date: 1997-10-22
Filing date: 1998-10-16
Publication date: 2009-12-02
Anticipated expiration: 2018-10-16
Also published as: US6332933B1; MY138977A; AU1093799A; JP2003508892A; CA2340362A1; WO1999021196A1; TW555867B; CA2340362C

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、磁性材料に関しており、より具体的には、鉄、希土類元素、ホウ素及び耐熱金属を含み、好ましい磁性特性を持ち、ボンド磁石を作るのに適した微少複合体の磁性材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ネオジウム、鉄、ホウ素を含む磁性合金はその好ましい磁性材料により、焼結磁石及びボンド磁石に用いるために広く研究されている。Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が特に良い磁性特性を示す硬質磁性相として特定されている。
【０００３】
米国特許第４，４０２，７７０号、第４，４０９，０４３号、Ｒｅ．３４，３２２ｔｏＫｏｏｎが参照文献として本明細書に組み込まれているが、ランタンその他の希土類元素、鉄、コバルト、ホウ素のような遷移金属を指定範囲内で含んでいる磁性合金を開示している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、開示された合金は良好な磁性特性を保持していることが見出されているけれども、そのような合金は最適特性ではなく、商用的に有効ではなかった。
【０００５】
この発明は、前述の見解に基づいて開発され、以前の技術の他の欠陥にも対応している。
この発明は、磁性特性を改善し、容易に処理できて、組成を制御された微少複合体の磁性材料を提供している。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
この発明の目的は、Ｆｅ、希土類元素、Ｂ、耐熱金属及び随意的にＣｏを指定範囲内で含む微少複合体の磁性材料を提供することである。
この発明の他の目的は式：（Ｎｄ_１−ｙＬａ_ｙ )_ｖＦｅ₁₀₀ _{−ｖ−ｗ−ｘ−ｚ}Ｃｏ_ｗＭ_ｚＢ_ｘの微少複合体の磁性材料を提供することである。ここで、上記ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗから選定した少なくとも一種類の耐熱金属である。上記ｖは約５から約１５まで、上記ｗは０から約４０まで、上記ｘは約９から約３０まで、上記ｙは約０．０５から約０．５まで、上記ｚは約０．１から約５までである。
【０００７】
この発明の別の目的は硬質磁性相、軟質磁性相、耐熱金属のホウ化物析出相を含む微少複合体の磁性材料を提供することである。硬質磁性相材料は好ましくはＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂであり、軟質磁性相はα−Ｆｅ、Ｆｅ₃Ｂ又はその組合せから成っている。
この発明の他の目的は微少複合体の磁性材料を作る方法を提供することである。この方法には、Ｆｅ、希土類元素、Ｂ、少なくとも一種類の耐熱金属、及び、随意的にＣｏから成る溶融組成を提供するステップ（複数）を含み、その組成を急速固化して基本的にアモルファスの材料を形成し、その材料を熱処理して、希望の組成とサイズの結晶性磁性相を形成する。
この発明のこれらの目的及び他の目的は以下の説明でより明確になる。
【０００８】
【発明の実施の形態】
この発明の磁性微少複合体の成分には希土類元素、鉄、ホウ素、耐熱金属及び随意的にコバルトを含む。適当な希土類元素にはＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが含まれている。今回の複合体の希土類の全含有量をここでは“ＴＲＥ”として示している。ここで用いている“ＲＥ”の用語はＬａを除く適当な希土類元素全部を意味している。好ましいＲＥ元素はＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ及びその混合物であり、Ｎｄ、Ｐｒ及びその混合物がもっとも好ましい。
適当な耐熱金属には、周期律表のＩＶｂ、Ｖｂ、ＶＩｂグループの元素、例えば、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗが含まれる。今回の組成中で耐熱金属成分を“Ｍ”として示している。ＴＲＥ、Ｂ、Ｍ、Ｃｏの「典型的」、「好ましい」、「特に好ましい」の各範囲を表１に示す。
【０００９】
【表１】

【００１０】
この発明に基づくと、この発明の組成は式：（ＲＥ_１−ｙＬａ_ｙ）_ｖＦｅ₁₀₀ _{−ｖ−ｗ−ｘ−ｚ}Ｃｏ_ｗＭ_ｚＢ_ｘに対応しうる。ここで、ＲＥはＬａを除く少なくとも一種の希土類元素である。ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗから選定した少なくとも一種の耐熱金属である。上記ｖは約５から約１５まで、上記ｗは０から約４０まで、上記ｘは約９から約３０まで、上記ｙは約０．０５から約０．５まで、上記ｚは約０．１から約５までである。好ましくは、ＲＥはＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂから選んだ少なくとも一種類の元素である。ＭはＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏから選定した少なくとも一種の耐熱金属である。上記ｖは約９から約１２まで、上記ｗは約１から約２０まで、上記ｘは約９から約１２まで、上記ｙは約０．０５から約０．１まで、上記ｚは約０．５から約３までである。さらに好ましくは、ＲＥはＮｄ、Ｐｒ又はその混合物である。ＭはＴｉ、Ｎｂ又はＣｒである。上記ｖは約９．５から約１１．５まで、上記ｗは約５から約１５まで、上記ｘは約９．５から約１１まで、上記ｙは約０．０５から約０．１まで、上記ｚは約１から約２．５までである。特に好ましい組成は、上記ｖは約１１．０、上記ｗは約１０、上記ｘは約１０．５、上記ｙは約０．０５又は０．０７５、上記ｚは約２である。
【００１１】
代替的に、この発明の組成は式：（Ｆｅ_ｗＭ_ｘＢ_{１−ｗ−ｘ}) _１−ｙ（Ｒ_ｚＬａ_１−ｚ）_ｙで表示しうる。ここで、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗから選定した少なくとも一種の耐熱金属である。ＲはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｂｙ、Ｌｕから選定した少なくとも一種類の希土類元素である。上記ｗは約０．７から約０．９まで、上記ｘは約０．００１から約０．０６まで、上記ｙは約０．０５から約０．１５まで、上記ｚは約０．５から約０．９５までである。また、約４０原子パーセントまでのＦｅを随意的にＣｏで置き換えられる。この代替的記述は米国特許第４，４０２，７７０ｔｏＫｏｏｎで用いられている記述と類似している。この発明に基づけば、米国特許第４，４０２，７７０ｔｏＫｏｏｎで開示されているのと同様の組成までに量を制御して耐熱金属を添加することはその複合体の特性を基本的に改善することが認められていて、商用的に使える磁性微少複合体の材料が得られる。
【００１２】
今回の組成のＴＲＥ成分は好ましい特性を得るために制御されている。ネオジウムは好ましい希土類元素であり、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂという望ましい分子構成を形成するのに十分な量で与えられている。Ｎｄの一部又は全部をＰｒにより置き換えられる。好ましいＴＲＥ成分には少量のＬａを含めるといくつかの利点が得られる。例えば、Ｌａはガラス形成因子で、急速固化によりアモルファス前駆体の合金形成を容易にする。さらに、急速固化アモルファス合金をその後に熱処理する際、Ｌａは粒子成長を抑制することが認められている。Ｌａは複合体中の全希土類成分の約５乃至約５０原子パーセント含めるのが好ましい。
【００１３】
今回の複合体中のＢ成分は好ましい量の硬質磁性相（例えばＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）を形成するように、また、複合体中に耐熱金属成分のホウ化物を形成するように制御される。以下で詳しく説明しているように、そのようなホウ化物は析出硬化相又は粒子微細化相として機能し、複合体の特性を本質的に改善する。さらに、Ｂはガラス形成因子であり、複合体の急速固化の際にアモルファス生成物を形成しやすくする。微少複合体の材料特性を改善するために十分な量のＢを用いるべきである。約９乃至９．５原子パーセント以上のホウ素量が好ましい。約１０乃至１０．５原子パーセント以上の量が特に好ましい。
【００１４】
この複合体の耐熱金属（Ｍ）成分は複合体の粒子微細化を生じる一方で磁性特性の本質的劣化を避けるように制御される。少なくとも耐熱金属の一部はホウ素と反応してホウ化物になる。この反応が磁性相の粒子核の均一な形成を促進する。耐熱性ホウ化物は、少なくともその一部が磁性相の粒子境界に位置することにより、粒子の微細化を生じる。さらに、耐熱性金属ホウ化物は、好ましくないＮｄ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃の形成を抑制し、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ及びα−Ｆｅの磁性相形成を促進する。しかしながら、濃度が高くなりすぎると、耐熱金属が好ましくない程度までホウ素と反応して、磁性相の結晶間の三重結合部分に位置する大粒子を形成する。さらに、耐熱金属の存在量が多すぎると、選択的にホウ素と反応し、それにより、好ましいＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ硬質磁性相の形成を抑制する。
【００１５】
コバルトは残留磁力と最大エネルギー積という磁性特性を高めるために今回の複合体に添加して良い。さらに、コバルトの添加は硬質磁性相のキュリー温度（Ｔｃ）を高くし、溶融合金の流動性を高める。
【００１６】
この発明の微少複合体の材料は好ましくは硬質磁性相、軟質磁性相、耐熱金属のホウ化物析出相から成っている。硬質磁性相はＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂから成っていて、軟質磁性材料は、α−Ｆｅ、α−（Ｆｅ、Ｃｏ）、Ｆｅ₃Ｂ、（Ｆｅ、Ｃｏ）₃Ｂ、Ｆｅ₂Ｂ、（Ｆｅ、Ｃｏ）₂Ｂから成っている。典型的には硬質磁性相はＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂから成り、軟質磁性相はα−Ｆｅ、Ｆｅ₃Ｂ又はその組合せから成っている。耐熱金属のホウ化物析出相はＴｉＢ、Ｔｉ₃Ｂ₄、ＴｉＢ₂、ＮｂＢ₂、ＮｂＢ、Ｎｂ₃Ｂ₂、ＣｒＢ、ＣｒＢ₂、Ｃｒ₃Ｂ₄、Ｍｏ₂Ｂ、ＭｏＢ、Ｍｏ₂Ｂ₅、ＭｏＢ₄、ＺｒＢ₂、Ｗ₂Ｂ、ＷＢ、Ｗ₂Ｂ₅、ＷＢ₅、ＶＢ、Ｖ₃Ｂ₄、ＶＢ₂及びその組合せのようなホウ化物で構成しうる。耐熱金属析出物の平均サイズは典型的には約１ナノメートルから約３０ナノメートルである。耐熱金属のホウ化物の析出物は核生成位置を提供し、粒子微細化因子として機能し、複合体の磁性特性を本質的に改善する。
【００１７】
磁気特性を好ましくない程度に劣化させる相は複合体内で最小限にし、又は、無くすことが望ましい。例えば、ＲＥ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃（例えばＮｄ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃）準安定相は減少し又は無くすことが好ましい。Ｎｄ−Ｆｅ共晶体、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₇、Ｎｄ₂Ｃｏ₁₇、ＮｄＦｅ₄Ｂ₄のような他の相も、また、複合体内で減少し又は無くせるかも知れない。この発明に基づと、耐熱金属の組み込み及びそれによる耐熱金属のホウ化物析出相の形成がＮｄ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃準安定相の形成を抑制することが見出された。この発明以前には、約９乃至１０原子パーセント以上の量のホウ素及び約７から約１１．７原子パーセントの量の希土類を含む合金組成は掘り下げた研究が行われず、公開文献での報告もされていない。これはＮｄ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃のような望ましくない相が形成すること、及び、軟質磁性材料が存在したときに、十分高い固有保磁力（Ｈ_ｃｉ）を持つ材料を得ることが困難だったことによる。
【００１８】
この発明の微少複合体の材料は約１０乃至約２００ミクロンという好ましい平均粒子サイズを有する粉末形状をしてることが好ましい。粉末は磁性的に等方性を有し、残留磁力（Ｂ_ｒ）、固有保磁力（Ｈ_ｃｉ）及び／又は最大エネルギー積（ＢＨ_ｍａｘ）のような好ましい磁性特性を有することが好ましい。材料は約７．２ＫＧ以上のＢ_ｒ、約６．０ＫＯｅ以上のＨ_ｃｉ、約８．０ＭＧＯｅ以上のＢＨ_ｍａｘを有することが好ましい。
【００１９】
特定の理論に拘束されるつもりはないが、この発明の微少複合体の材料は制御されたサイズと好ましい分布を有する硬質及び軟質の磁性相の組合せに基づく交換結合（ｅｘｃｈａｎｇｅｃｏｕｐｌｉｎｇ）を示すと信じられる。ここで用いる場合、「交換結合」とは硬質と軟質の磁性相の間で電子交換をするように結合した相互作用を意味する。軟質磁性相の平均粒子サイズは硬質磁性相（例えばＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）のドメイン壁幅より小さいことが好ましい。軟質磁性相の平均粒子サイズは好ましくは約２ナノメートルから約６０ナノメートルである。一方、硬質磁性相の平均粒子サイズは約１０ナノメートルから約１００ナノメートルである。より好ましくは、軟質磁性相は約２ナノメートルから約３０ナノメートルの平均粒子サイズである。一方、硬質磁性相の平均粒子サイズは約１０ナノメートルから約５０ナノメートルである。有効な交換結合を生じるには、軟質磁性相の平均粒子サイズが硬質磁性相のドメイン壁幅より大きくないことが望ましいはずである。硬質磁性相Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの場合、約１０ナノメートルから約３０ナノメートルであると推定されている。
【００２０】
この発明に基づくと、軟質と硬質の磁性相の粒子サイズは熱処理条件だけでなく、耐熱金属のホウ化物析出相により制御される。耐熱金属のホウ化物析出相の粒子微細化効果が交換結合を促進し、微少複合体材料の磁性特性と加工性を基本的に改善する。
【００２１】
この発明の磁性材料は好ましくは急速固化と熱処理プロセスにより製造される。急速固化は、メルト・スピニング（ｍｅｌｔｓｐｉｎｎｉｎｇ）、噴流鋳造（ｊｅｔｃａｓｔｉｎｇ）、融解抽出（ｍｅｌｔｅｘｔｒａｃｔｉｏｎ）、霧化・平板冷却（ａｔｏｍｉｚａｔｉｏｎａｎｄｓｐｌａｔｃｏｏｌｉｎｇ）のような技術により複合体を溶融状態から急速に冷却することにより達成される。約１０⁴から１０⁷゜Ｃ／秒の冷却速度が一般に使われる。好ましくは約１０⁵から１０⁶゜Ｃ／秒の冷却速度である。急速固化材料は基本的にアモルファスになっているのが好ましい。急速固化の後で、材料を粉砕して良く、粉砕・熱処理をしても良く、又は、直接熱処理をしても良い。
【００２２】
この発明の複合体は優れた加工性を有し、使用すべき急速固化速度を遅くできることが示されている。例えば、メルト・スピニング法の際、回転ホイールの速度を遅くでき、及び／又は大量の材料を処理できる。ホイール速度を低くすると、スピニング・ホイールに接触している溶融合金パドルが本質的に安定するので、メルト・スピニングのホイール速度を低くできることは重要である。さらに、大量の材料を処理できることにより製造コストを低減できる。
【００２３】
複合体を急速固化して、本質的にアモルファス状態にした後で、自然的結晶化を生じるように熱処理するのが好ましい。ここで用いる場合、「自然的結晶化」の用語は急速かつ本質的に均一な微細結晶粒子の形成を意味する。この発明に基づくと、耐熱金属ホウ化物相は粒子微細化因子として機能する。さらに、ホウ化物相は軟質及び硬質の磁性相のための核生成位置を提供すると信じられるが、核生成後には本質的な粒子成長が見られていない。
【００２４】
自然的結晶化は時間を制御しながら材料を指定温度に加熱することにより達成され、結晶粒子の核生成を生じるが、その後の基本的粒子成長は生じないのが好ましい。約４００゜Ｃから約８００゜Ｃの温度が適当で、好ましくは、約６５０゜Ｃから約７５０゜Ｃである。加熱時間は約０．００１秒から約２時間の加熱時間が好ましい。より好ましくは、約０．０１秒から約１０分である。炉のような適当な装置で材料を加熱して良い。連続型及び／又はバッチ型の加熱法を使用しうる。好ましくは、材料を結晶化温度まで加熱してから、本質的に粒子成長を生じる前に熱源を除去する。
以下の例はこの発明の種々の側面を示しているが、その範囲に限定する趣旨ではない。
【００２５】
実施例１
Ｎｄ_9.5Ｆｅ_85.5-xＢ_xの合金インゴットは真空誘導溶融により調製される。ここで、ｘ＝５、６、７、８、９、１０及び１０．５である。メルト・スピニングのために銅製ホイール付きの実験室用ジェット鋳造機を使用している。サンプル調製には１５−３０ｍ／ｓｅｃのホイール速度を用いる。パーキン・エルマー社の示差熱分析装置（ＤＴＡ−７）により結晶化温度を決定する。ジーメンス社のＸ線回析計を用いて、スピニング時点で材料のアモルファス化の程度を決定する。図２は１８ｍ／ｓｅｃのホイール速度でＮｄ_9.5Ｆｅ_85.5-xＢ_xにメルト・スピニング処理をした場合のＸ線回析パターンを示している。ここで、ｘ＝１０．５（パターンａ）、ｘ＝９（パターンｂ）、ｘ＝７（パターンｃ）、ｘ＝５（パターンｄ）である。示されているように、ｘ＜９では、メルト・スピニング状態で得られた材料は部分的に結晶化されている。α−ＦｅとＮｄ₂Ｆｅ14Ｂの両方が存在している。ホウ素含有量が高くなると共にα−Ｆｅの量が減少する。ｘ＞９．５になると、これらの材料はほぼアモルファスになり、α−Ｆｅが減少する。表２は熱処理後の最適磁性特性を示している。全体として、ホウ素含有量が約９原子パーセントまで上昇すると共にＨ_ｃｉが減少する。その後、ホウ素量が約９原子パーセントを超えると共にＨ_ｃｉが増加する。同様の傾向がＢ_ｒ及びＢＨ_ｍａｘについても観察できる。このことは、ホウ素含有量を約９原子パーセント以上に高めると、相の形成／分布又は磁化機構に変化を生じることを示している。これらのデータは、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ合金の場合、ホウ素濃度を約６原子パーセント以上に段階的に高めていくと、保磁粉末の磁気特性（例えば、Ｂ_ｒ及びＨ_ｃｉ）が着実に低下していて、そのような合金が商用的に使用されていない理由の説明になるだろう。
【００２６】
【表２】

【００２７】
実施例２
（Ｎｄ_1-yＬａ_y）_9.5Ｆｅ_85.5Ｂ₅の合金インゴットは真空誘導溶融により調製される。ここで、ｙ＝０、０．０５、０．１０又は０．１５である。メルト・スピニングのために銅製ホイール付きの実験室用ジェット鋳造機を使用している。サンプル調製に約１５−２０ｍ／ｓｅｃのホイール速度を用いる。パーキン・エルマー社の示差熱分析装置（ＤＴＡ−７）により結晶化温度を決定する。メルト・スピニングで得たリボンは６５０゜Ｃから６７０゜Ｃの温度範囲で１０分間熱処理した。最適温度処理後に得られた磁気特性を表３に示す。Ｌａ含有量を０から０．１５原子パーセントに高めると、結晶化温度は５６９゜Ｃから５６２゜Ｃに低下する。Ｎｄを若干のＬａで置き換えた材料では、Ｂ_ｒ及びＢＨ_ｍａｘの両方がかなり増加することが観察された。これらのデータは、特定の合金組成でＮｄをＬａで置き換えることにより若干の改善が見られることを示している。例えば、Ｂ_ｒが上昇したが、Ｈ_ｃｉは僅かな低下になった。
【００２８】
【表３】

【００２９】
実施例３
（Ｎｄ_0.95Ｌａ_0.05）_9.5 Ｆｅ_81.5-zＣｒ_zＢ₉の合金インゴットを真空誘導溶融により調製する。メルト・スピニングのために銅製ホイール付きの実験室用ジェット鋳造機を使用する。（Ｎｄ_0.95Ｌａ_0.05）_9.5 Ｆｅ_81.5-zＣｒ_zＢ₉のサンプル調製に１５−１８ｍ／ｓｅｃのホイール速度を用いる。パーキン・エルマー社の示差熱分析装置（ＤＴＡ−７）により結晶化温度を決定する。メルト・スピニングで得たリボンは６５０゜Ｃから６７０゜Ｃの温度範囲で１０分間熱処理した。最適温度処理後に得られた磁気特性を表４に示す。Ｃｒで置き換えた場合、Ｃｒ含有量を０から８．１原子パーセントに高めると、結晶化温度は６０８゜Ｃから６３５゜Ｃに上昇する。希釈効果により、Ｃｒ含有量が上昇すると共に、Ｂ_ｒは低下する。Ｃｒ含有量を０から２．７原子パーセントに増加すると、Ｈ_ｃｉの有意な上昇が観察される。これらのデータは、ＦｅをＣｒという耐熱金属で置き換えることにより、特定組成の磁性粉末でＨ_ｃｉを高められるが、Ｂ_ｒの低下は僅かだったことを示している。
【００３０】
【表４】

【００３１】
実施例４
（Ｎｄ_0.95Ｌａ_0.05）_vＦｅ_88-vＣｒ₂Ｂ₁₀の合金インゴットを真空誘導溶融により調製する。ここで、ｖ＝７．５から１１．５である。メルト・スピニングのために銅製ホイール付きの実験室用ジェット鋳造機を使用する。メルト・スピニングのために１５−２５ｍ／ｓｅｃのホイール速度を用いる。メルト・スピニングで得たリボンは６７５゜Ｃから７００゜Ｃの温度範囲で１０分間熱処理した。最適磁気特性を表５に示す。これらのデータは１０原子パーセントのホウ素を含む合金で、ＴＲＥの量を変えた場合の効果を示している。好ましい合金のＴＲＥは約９．５から約１１．５原子パーセントの範囲である。
【００３２】
【表５】

【００３３】
実施例５
（Ｎｄ_0.95Ｌａ_0.05）_9.5Ｆｅ₈₈ _−ｗＣｏ_ｗＣｒ₂Ｂ_10.5の合金インゴットを真空誘導溶融により調製する。ここで、ｗ＝０から１０原子パーセントである。メルト・スピニングのために銅製ホイール付きの実験室用ジェット鋳造機を使用する。メルト・スピニングのために１５−２５ｍ／ｓｅｃのホイール速度を用いる。メルト・スピニングで得たリボンは６７５゜Ｃから７００゜Ｃの温度範囲で１０分間熱処理した。最適磁気特性を表６に示す。Ｎｄと耐熱金属をＬａで置き換えた合金粉末について、ＦｅをＣｏで置き換えるとＢ_ｒが劇的に上昇するが、Ｈ_ｃｉの低下は僅かであった。
【００３４】
【表６】

【００３５】
実施例６
（Ｎｄ_0.95Ｌａ_0.05）_9.5Ｆｅ₇₈Ｍ₂Ｂ_10.5の合金インゴットを真空誘導溶融により調製する。ここで、Ｍ＝Ｃｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ又はＮｂである。米国特許第４，４０２，７７０ｔｏＫｏｏｎに開示された範囲の組成に対応しているが耐熱金属を添加しない対応組成を同じ方法で調製する。メルト・スピニングのために銅製ホイール付きの実験室用ジェット鋳造機を使用する。メルト・スピニングのために１５−２５ｍ／ｓｅｃのホイール速度を用いる。メルト・スピニングで得たリボンは６５０゜Ｃから７００゜Ｃの温度範囲で１０分間熱処理した。得られた最適磁気特性を表７に示す。この発明の好ましい実施例に基づき、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂという耐熱合金を添加することで磁気特性が本質的に改善されているこを、これらのデータが確認している。
【００３６】
【表７】

【００３７】
実施例７
式（Ｎｄ_0.95Ｌａ_0.05）_10.5Ｆｅ₆₇Ｃｏ₁₀Ｍ₂Ｂ_10.5の組成を前例と同様に調製する。ここで、Ｍ＝Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｗ、Ｚｒである。米国特許第４，４０２，７７０ｔｏＫｏｏｎに開示された範囲の組成に対応しているが耐熱金属を添加しない対応組成を同じ方法で調製する。得られた組成の磁気特性を表８に示す。この発明に基づく組成で、Ｃｏを耐熱金属と組み合わせて添加した場合、Ｈ_ｃｉ及びＢＨ_ｍａｘの特性が基本的に高くなっている。
【００３８】
【表８】

【００３９】
従来の磁性合金組成を以下の表９に示す。“ＭＱ”で示された組成は、ＭＱＰ−Ｂの指定でＭａｇｎｅｑｕｅｎｃｈＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌから商用的に入手できる。一方、“ＳＳＭ”で示された組成はＮＥＯＭＡＸの指定で、ＳｕｍｉｔｏｍｏＳｐｅｃｉａｌＭｅｔａｌｓＣｏ（住友特殊金属株式会社）から商用的に入手できる。これらの商用的に入手できる組成は、この発明の好ましい組成と比較して、希土類元素の量が比較的高く、ホウ素の量は比較的低い。
【００４０】
【表９】

【００４１】
表１０は式Ｎｄ_13.7Ｆｅ_80.7Ｂ_5.6（ＭＱＰ−Ａ）及び式Ｎｄ_12.2Ｆｅ77.0Ｃｏ_5.0Ｂ_5.8（ＭＱＰ−Ｂ）という従来の合金組成の各相について、この発明に基づく式（Ｎｄ_0.95Ｌａ_0.05）_11.0Ｆｅ_73.3Ｃｏ_5.2Ｂ10.5（Ｃｏｍｐ．Ｎｏ．１）及び式（Ｎｄ_0.95Ｌａ_0.05）_9.5Ｆｅ₇₅Ｃｏ₅Ｂ_10.5（Ｃｏｍｐ．Ｎｏ．２）の組成と比較する形で、モル分率パーセント表示で示している。ＭＱＰ−Ａ及びＭＱＰ−Ｂの組成はＭａｇｎｅｑｕｅｎｃｈＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌから商用的に入手できる。
【００４２】
【表１０】

【００４３】
この発明に基づくと、この発明の組成に基づき急速固化と熱処理を行って得た保磁性微少複合体の粉末から優れた性能を持つボンド磁石を製造できる。ボンド磁石は、例えばエポキシ、ナイロン６−６、ポリプロピレン（ＰＰＥ）又は低融点金属のような適当な組成のバインダーを約０．５から約４重量パーセント使用して良い。ボンド磁石は適当な方法により調製して良い。例えば、合金を粉砕して、約２００ミクロンの平均粒子サイズを有する粉末にする。粉末を約９８重量パーセント、エポキシを約２重量パーセントの比率で粉末とエポキシを合わせて混合する。材料は手で混合する。次に混合物を金型（約１０ｍｍ）に入れて、約７．５ＭＴ／ｃｍ²の圧力で約３０秒間プレスする。得られたペレットを金型から外して、約１７５゜Ｃで約１時間加熱する。次にペレットを取り出して、室温で冷却する。次に密度と磁気特性の適当な測定を行う。
【００４４】
この発明の特別な実施例を例示用として既に示しているけれども、同業者から見れば、付属の請求範囲に規定されている発明内容から離脱せずに、この発明の内容について多くの変形を行えることは明らかであろう。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明の実施例に基づく微少複合体の磁性材料の全希土類（ＴＲＥ）、鉄／コバルト（Ｆｅ、Ｃｏ）、ホウ素（Ｂ）の含有量を示す三元相線図である。
【図２】Ｎｄ、Ｆｅ及び種々の量のＢから成る急速固化複合体についての一連のＸ線回析パターンであり、Ｂの量を高めた場合に微少構造が結晶からアモルファスへ変化することを示している。

Claims

式（RE_１−ｙLa_ｙ)_ｖ Fe₁₀₀ _{ｖ−ｗ−ｘ−ｚ} Co_ｗM_ｚB_ｘの微小複合体の磁性材料であって、ここで、上記ＲＥはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕから成るグループから選定した少なくとも一種類の元素であり、上記ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ及びＷから成るグループから選定した少なくとも一種類の耐熱金属であり、上記ｖは９から１２、上記ｗは０から４０、上記ｘは９から１２、上記ｙは０．０５から０．５、上記ｚは０．５から３であることを特徴とする、微小複合体の磁性材料。
材料が、硬質磁性相、軟質磁性相、耐熱金属のホウ化物析出相から成ることを特徴とする、請求項１に記載の微小複合体の磁性材料。
硬質磁性相がＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂから成り、また、軟質磁性相がα−Ｆｅ、α−（Ｆｅ、Ｃｏ）、Ｆｅ₃Ｂ、（Ｆｅ、Ｃｏ）₃Ｂ、Ｆｅ₂Ｂ、（Ｆｅ、Ｃｏ）₂Ｂから成るグループから選定した少なくとも一種類の材料から成ることを特徴とする請求項２に記載の微小複合体の磁性材料。
硬質磁性相の平均粒子サイズが１０から１００ナノメートルであり、軟質磁性相の平均粒子サイズが２から６０ナノメートルであることを特徴とする、請求項２に記載の微小複合体の磁性材料。
耐熱金属のホウ化物析出相の平均粒子サイズが１から３０ナノメートルであることを特徴とする、請求項４に記載の微小複合体の磁性材料。
上記微小複合体の磁性材料が粉末であり、当該粉末の平均粒子サイズが１０から２００ミクロンであることを特徴とする、請求項１に記載の微小複合体の磁性材料。
粉末が急速に固化され、かつ、熱処理されていることを特徴とする、請求項６に記載の微小複合体の磁性材料。
粉末の磁性が等方性であることを特徴とする、請求項６に記載の微小複合体の磁性材料。
式（ＲＥ_１−ｙＬａ_ｙ）_ｖＦｅ₁₀₀ _{ｖ−ｗ−ｘ−ｚ} Ｃｏ_ｗＭ_ｚＢ_ｘで表され、上記ＲＥはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕから成るグループから選定した少なくとも一種類の元素であり、上記ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ及びＷから成るグループから選定した少なくとも一種類の耐熱金属であり、上記ｖは９から１２、上記ｗは０から４０、上記ｘは９から１２、上記ｙは０．０５から０．５、上記ｚは０．５から３である溶融複合体を用意し、
次に、この溶融複合体をアモルファス生成物を生じるように、急速に固化し、そのアモルファス生成物を熱処理して、微小複合体の磁性材料を形成することを特徴とする、微小複合体の磁性材料の製造方法。
ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂの硬質磁性相、軟質磁性相及び耐熱金属のホウ化物析出相から成ることを特徴とする、請求項９に記載の微小複合体の磁性材料の製造方法。
熱処理前にアモルファスの生成物を粉砕することを特徴とする、請求項９に記載の微小複合体の磁性材料の製造方法。
結晶性磁気相に結晶核を生成させるが、核を生じた結晶性磁気相で結晶粒を成長させないためにアモルファス生成物を熱処理することを特徴とする、請求項９に記載の微小複合体の磁性材料の製造方法。
式（ＲＥ_１−ｙＬａ_ｙ）_ｖＦｅ₁₀₀ _{ｖ−ｗ−ｘ−ｚ} Ｃｏ_ｗＭ_ｚＢ_ｘで表され、上記ＲＥはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕから成るグループから選定した少なくとも一種類の元素であり、上記ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ及びＷから成るグループから選定した少なくとも一種類の耐熱金属であり、上記ｖは９から１２、上記ｗは０から４０、上記ｘは９から１２、上記ｙは０．０５から０．５、上記ｚは０．５から３の組成を有する微小複合体の磁性材料、およびバインダーから成ることを特徴とするボンド磁石。
バインダーがボンド磁石の０．５から４重量パーセントであることを特徴とする、請求項１３に記載のボンド磁石。
式（ＲＥ_１−ｙＬａ_ｙ）_ｖＦｅ₁₀₀ _{ｖ−ｗ−ｘ−ｚ} Ｃｏ_ｗＭ_ｚＢ_ｘで表され、上記ＲＥはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕから成るグループから選定した少なくとも一種類の元素であり、上記ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ及びＷから成るグループから選定した少なくとも一種類の耐熱金属であり、上記ｖは９から１２、上記ｗは０から４０、上記ｘは９から１２、上記ｙは０．０５から０．５、上記ｚは０．５から３の組成を有し、粉末化した微小複合体の磁気材料にバインダーを混合し、バインダーを加熱することによりボンド磁石を形成することを特徴とするボンド磁石の製造方法。