JP4898366B2 - 希土類磁石合金薄帯及び製造方法、希土類磁石合金 - Google Patents

Description

本発明は、磁気特性、特に熱安定性を向上させた希土類磁石に関する。

ボンド磁石は、磁石粉末を樹脂やゴムで固めて作製されるものであるため、その形状の制御が自在であり、寸法精度を容易に高めることが可能である。このため、前記ボンド磁石は、電気製品や自動車部品等の各種用途に広く使用されている。

近年、電気製品や自動車部品については、その小型化・軽量化が求められており、これらに使用されるボンド磁石に対しては、磁気特性を低下させずに小型化を実現することが強く要求されている。この要求に応えるためには、磁石の高性能化が必要である。具体的には、残留磁束密度および保磁力を向上させ、最大エネルギー積を高めることが求められる。

磁気特性を高めるための方策として、磁石粉末の磁石組成や磁石構造の改良が提案されている。磁石組成に関しては、マグネトプランバイト型フェライトを用いたフェライトボンド磁石が汎用されていた。しかし、フェライトボンド磁石の磁気特性は、残留磁化Ｊ_ｒ、固有保磁力Ｈ_ｃJ、および最大エネルギー積（ＢＨ）_maxが比較的低い。このため、最大エネルギー積がフェライトボンド磁石の倍以上になるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ボンド磁石が普及した。Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ボンド磁石は、原料合金の溶湯を回転ロールに供給して得られる急冷薄帯を用いて製造される。

磁石構造の改良に関しては、交換スプリング磁石が、新たな磁石材料として注目を集めている。前記交換スプリング磁石は、永久磁石相（ハード相）と軟磁性相（ソフト相）とがナノサイズで混在する構造のものである。前記交換スプリング磁石は、高い磁束密度を有するソフト相を含有するため、磁石全体としての磁束密度が向上し、磁気特性の向上が図れる。

上述のような改良により磁気特性の向上が進行しているが、上述した希土類ボンド磁石に対しては、熱安定性に劣るという課題が指摘されている。前記希土類ボンド磁石が自動車の駆動系などの高温環境下に曝される部位に適用される場合には、前記希土類ボンド磁石に対しては、熱安定性に優れ、不可逆減磁率が小さいことが特に求められる。

希土類ボンド磁石の熱安定性を向上させる手段としては、磁石組成、急冷薄帯の製造条件、急冷薄帯の熱処理条件を制御することによって熱安定性を向上させる方法が、本発明者らなどによって開発されている（特許文献１、特許文献２、非特許文献１および非特許文献２参照）。

特許文献１は、Ｐｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂに、ＴｉおよびＳｉを加えた交換スプリング磁石を対象とするものであり、特許文献１では、ハード磁性相の飽和磁化を高め、また磁石として良好な保磁力を実現するために希土類元素としてＰｒを用い、Ｔｉを加えて組織微細化を図った交換スプリング磁石について、磁石組成、急冷薄帯製造時のロール周速度、急冷薄帯の熱処理温度、および急冷薄帯の熱処理時間を変化させて、各条件が磁気特性に与える影響を調査し、熱安定性を向上させる技術が開示されている。このなかで、組成Ｐｒ_１１Ｆｅ_{６８．８５}Ｃｏ_７．６５Ｔｉ_１．５Ｂ１_０．５Ｓｉ_０．５の合金薄帯において、固有保磁力Ｈ_ｃＪ＝１５７２ｋＡ／ｍが達成されることが示されている。

特許文献２は、Ｐｒ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂに、ＴｉおよびＳｉを加えた交換スプリング磁石を対象とするものであり、特許文献２では、磁石主相結晶粒界にＢを偏析させた構造を有する交換スプリング磁石の磁石組成、急冷薄帯製造時のロール周速度、急冷薄帯の熱処理温度、および急冷薄帯の熱処理時間および熱処理の際の昇温速度を変化させて、各条件が磁気特性に与える影響を調査し、熱安定性を向上させる技術が開示されている。このなかで、組成Ｐｒ_１１Ｆｅ_６４．５Ｃｏ_１２Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｓｉ_０．５の合金薄帯において固有保磁力Ｈ_ｃＪ＝１５９２ｋＡ／ｍが達成され、前記薄帯を用いて製造された直径１０ｍｍ×長さ７．８ｍｍ、密度６．３１Ｍｇ／ｍ^３の等方性ボンド磁石において、固有保磁力Ｈ_ｃＪ＝１６１０ｋＡ／ｍ、１５０℃における不可逆減磁率をおよそ−４．２％にまで低減できることが示されている。

非特許文献１は、Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｂ−Ｂに、Ｙを加えた交換スプリング磁石を対象とするものであり、非特許文献１では、交換スプリング磁石の磁石組成、急冷薄帯製造時のロール周速度、急冷薄帯の熱処理温度、および急冷薄帯の熱処理時間を変化させて、各条件が磁気特性に与える影響を調査し、熱安定性を向上させる技術が開示されている。また、Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ源として安価なジジム（Ｄｉ）が使用できることを示している。Ｙを添加する効果は、不明としているものの、このなかで、組成Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６の合金薄帯において、固有保磁力Ｈ_ｃＪ＝１４０９．０ｋＡ／ｍが達成され、前記薄帯を用いて製造された直径１０ｍｍ×長さ８ｍｍ、密度６．１Ｍｇ／ｍ^３の等方性ボンド磁石において、固有保磁力Ｈ_ｃＪ＝１３８４．９ｋＡ／ｍ、１５０℃における不可逆減磁率をおよそ−３．５８％にまで低減できることが示されている。

しかしながら、自動車の駆動系などの高温環境下における使用を考えた場合、耐熱性に対する要請は年々強まり、特許文献１、特許文献２、非特許文献３などに開示された交換スプリング磁石においては、より一層の熱安定性の向上が求められる。

非特許文献２においては、Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｂ−Ｖ−ＢにＴｂを加えた交換スプリング磁石について、磁石組成、急冷薄帯製造時のロール周速度、急冷薄帯の熱処理温度、および急冷薄帯の熱処理時間を変化させて、各条件が磁気特性に与える影響を調査し、熱安定性を向上させる技術が開示されている。またＰｒ−Ｎｄ−Ｆｅ源として安価なジジムが使用できることを示している。このなかで、組成Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．５Ｂ_７の合金薄帯において、固有保磁力Ｈ_ｃＪ＝１６２８．０ｋＡ／ｍが達成され、前記薄帯を用いて製造された直径１０ｍｍ×長さ７．８ｍｍ、密度６．３２Ｍｇ／ｍ^３の等方性ボンド磁石において、固有保磁力Ｈ_ｃＪ＝１５９２．８ｋＡ／ｍ、１５０℃における不可逆減磁率をおよそ−２．５０％にまで低減できることが示されている。

しかしながら、非特許文献２に開示された交換スプリング磁石においては、熱安定性を付与するために添加しているＴｂは埋蔵量が非常に少ない高価な希少元素であるため、磁石の大幅なコストアップをもたらす。そこで、Ｔｂを使用せずに熱安定性を十分向上させることが望ましい。

特開２００４−２３５５０８号 特開２００６−５５９０３号 第２９回日本応用磁気学会学術講演概要集（２００５），２１ｐＰＳ−１３ Ｋ． Ｆｕｒｕｓａｗａ， Ｈ． Ｙａｍａｍｏｔｏ，ＩＥＥＥ ＴＲＡＮＳＡＣＴＩＯＮ ＯＮ ＭＡＧＮＥＴＩＣＳ， ＶＯＬ．４１，ＮＯ．１０，ＯＣＴＯＢＥＲ ２００５

本発明の目的は、高価な希少金属であるＴｂ、ＤｙやＨｏを用いることなく、かつ磁気特性および熱安定性を向上できる希土類磁石を提供することにある。

前記目的を達成するため、本発明に係る希土類磁石合金は、組成として、プラセオジム（Ｐｒ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、チタン（Ｔｉ）、ホウ素（Ｂ）、ケイ素（Ｓｉ）に加えて、イットリウム（Ｙ）を必須元素として含有し、
かつ、前記組成が一般式Ｐｒ_ｘＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｏ−ｐ−ｑ}Ｃｏ_ｙＴｉ_ｚＢ_ｏＹ_ｐＳｉ_ｑ（但し、ｘ＝１０．０〜１３．０、ｙ＝７．５〜１０．５、ｚ＝０．１〜２．０、ｏ＝９．０〜１４．０、ｐ＝０．１〜１．２、ｑ＝０〜１．５である）で表されることを特徴とするものである。

本発明に係る希土類磁石合金は、前記組成からなる合金溶湯の急冷と熱処理とにより得られる。本発明に係る希土類磁石合金薄帯は、前記組成からなる合金溶湯を回転する冷却ロールに供給して前記急冷することで得られる。

本発明によれば、Ｐｒ-Ｆｅ-Ｃｏ-Ｔｉ-Ｂ-Ｓｉ系の組成に、イットリウム（Ｙ）を必須元素として含有することで、残留磁化Ｊ_ｒの低下を抑制して固有保磁力Ｈ_ｃJを向上させることができ、しかも、Ｐｒ-Ｆｅ-Ｃｏ-Ｔｉ-Ｂ-Ｓｉ系の組成のもつ熱安定性を発揮させることができる。

以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
（実施形態）

実施形態に係る希土類磁石合金は基本的構成として、組成として、プラセオジム（Ｐｒ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、チタン（Ｔｉ）、ホウ素（Ｂ）、ケイ素（Ｓｉ）に加えて、イットリウム（Ｙ）を必須元素として含有し、かつ、前記組成が一般式Ｐｒ_ｘＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｏ−ｐ−ｑ}Ｃｏ_ｙＴｉ_ｚＢ_ｏＹ_ｐＳｉ_ｑ（但し、ｘ＝１０．０〜１３．０、ｙ＝７．５〜１０．５、ｚ＝０．１〜２．０、ｏ＝９．０〜１４．０、ｐ＝０．１〜１．２、ｑ＝０〜１．５である）で表されることを特徴とするものである。

本発明者らは、Ｐｒ-Ｆｅ-Ｃｏ-Ｔｉ-Ｂ-Ｓｉ系の組成に、イットリウム（Ｙ）を必須元素として添加し、これらを溶解させた合金浴湯を急冷した後、熱処理を施すことで、残留磁化Ｊ_ｒの低下を抑制して固有保磁力Ｈ_ｃJに優れ、しかも、Ｐｒ-Ｆｅ-Ｃｏ-Ｔｉ-Ｂ-Ｓｉ系の組成のもつ熱安定性を発揮できる希土類磁石合金を得ることを見いだした。

希土類磁石合金の組成は、用いられる合金材料の配合比から推定する、或いは、例えば誘導結合プラズマ発光分光分析法などを用いて分析することで得られる。実施形態に係る希土類磁石合金の組成は、プラセオジム（Ｐｒ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、チタン（Ｔｉ）、ホウ素（Ｂ）、ケイ素（Ｓｉ）に加えて、イットリウム（Ｙ）を必須元素として含有し、かつ、前記組成が一般式Ｐｒ_ｘＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｏ−ｐ−ｑ}Ｃｏ_ｙＴｉ_ｚＢ_ｏＹ_ｐＳｉ_ｑ（但し、ｘ＝１０.０〜１３．０、ｙ＝７．５〜１０．５、ｚ＝０．１〜２．０、ｏ＝９．０〜１４．０、ｐ＝０．１〜１．２、ｑ＝０〜１．５である）で表されることを得た。

実施形態の希土類磁石合金では、合金の組成を前記一般式に設定することで、残留磁束密度（Ｂ_ｒ）、保磁力（Ｈ_ｃＪ；Ｈ_cＢ）、及び最大エネルギー積（（ＢＨ）_ｍａｘ）等の磁気特性に優れることに加えて、熱安定性に優れた希土類磁石合金を得ることができる。さらに、実施形態の希土類磁石合金は、高価な希少金属であるＴｂ、Ｄｙ、Ｈｏを用いる必要がない。

さらに、実施形態に係る希土類磁石合金は、組成が一般式Ｐｒ_ｘＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｏ−ｐ−ｑ}Ｃｏ_ｙＴｉ_ｚＢ_ｏＹ_ｐＳｉ_ｑ（但し、ｘ＝１０．０〜１３．０、ｙ＝７．５〜１０．５、ｚ＝０．１〜２．０、ｏ＝９．０〜１４．０、ｐ＝０．１〜１．２、ｑ＝０〜１．５である）で表され、少なくともＰｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相を含むナノコンポジェット構造を有している。また、実施形態に係る希土類磁石合金は、前記Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相に加えて、α−Ｆｅ型ソフト相を含むナノコンポジット構造を有するものであってもよい。

実施形態に係る希土類磁石合金は、Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相を含んでいる。Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相の希土類元素ＲがＰｒであるものを意味する。Ｒの一部がＰｒ以外の希土類元素に置き換えられている形態も含む概念である。Ｐｒの一部をＮｄで置き換える場合、合金中の置換されるＰｒの量は、Ｐｒに対する３０ａｔ％以下であることが好ましい。３０ａｔ％を越えると、保磁力の低下が大きくなる等の問題が発生する。Ｐｒの一部をＴｂで置き換える場合、合金中の置換されるＰｒの量は、Ｐｒに対する１０ａｔ％以下であることが好ましい。１０ａｔ％を越えると、磁化の低下が大きくなる等の問題が発生する。また、磁石の原材料費が高くなる。Ｐｒの一部をＤｙで置き換える場合、合金中の置換されるＰｒの量は、Ｐｒに対する１０ａｔ％以下であることが好ましい。１０ａｔ％を越えると、磁化の低下が大きくなる等の問題が発生する。また、磁石の原材料費が高くなる。Ｐｒの一部をＨｏで置き換える場合、合金中の置換されるＰｒの量は、Ｐｒに対する１０ａｔ％以下であることが好ましい。１０ａｔ％を越えると、磁化の低下が大きくなる等の問題が発生する。また、磁石の原材料費が高くなる。Ｐｒの一部を上記以外Ｎｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ以外の希土類元素で置き換える場合、合金中の置換されるＰｒの量は、Ｐｒに対する５ａｔ％以下であることが好ましい。５ａｔ％を越えると、磁化の低下が大きくなるｋと、保磁力の低下が大きくなる等の問題が発生する。

実施形態に係る希土類磁石合金は、Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相を含んでいる。Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相は、Ｆｅの一部をＣｏで置換したしたものであって、Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相のキュリー温度を上昇させ、希土類磁石合金の耐熱温度が向上し、使用温度範囲を拡大させることができる。

実施形態に係る希土類磁石合金は、Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相に加えて、少なくともα−Ｆｅ型ソフト相を含んでいる。α−Ｆｅ型ソフト相とは、Ｆｅの一部が他の元素で置換されている形態も含む概念である。Ｆｅの一部がＣｏ等の遷移金属元素で置換されてもよい。特に、Ｆｅの一部をＣｏで置換した場合には、α−Ｆｅ型ソフト相のキュリー温度を上昇させ、希土類磁石合金の耐熱温度が向上し、使用温度範囲を拡大できる。

実施形態に係る希土類磁石合金は、少なくともＰｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相を含む、或いはＰｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相に加えて、少なくともα−Ｆｅ型ソフト相を含んでいる複合組織構造を有することで、合金に添加されたＣｏの分布の割合は明らかではないが、合金中の置換されるＦｅの量は、Ｆｅに対する０．１ａｔ％以上、３０ａｔ％以下であることが好ましい。０．１ａｔ％未満であると、置換による効果が不十分となる恐れがある。３０ａｔ％を越えると、磁化の低下が大きくなること、保磁力の低下が大きくなる等の問題が発生する。

実施形態の希土類磁石合金は、合金溶湯を冷却した後、熱処理して得られる。すなわち、プラセオジム（Ｐｒ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、チタン（Ｔｉ）、ホウ素（Ｂ）、ケイ素（Ｓｉ）と、必須元素のイットリウム（Ｙ）を、上記組成一般式Ｐｒ_ｘＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｏ−ｐ−ｑ}Ｃｏ_ｙＴｉ_ｚＢ_ｏＹ_ｐＳｉ_ｑ（但し、ｘ＝１０．０〜１３．０、ｙ＝７．５〜１０．５、ｚ＝０．１〜２．０、ｏ＝９．０〜１４．０、ｐ＝０．１〜１．２、ｑ＝０〜１．５である）を満たすように配合し、これらを溶解させ、その合金溶湯を、回転するロールに供給することで急冷合金を得る。この場合、ロールの周速度は８．５〜２０ｍ／ｓｅｃの範囲に設定することが望ましい。ロールの周速度を前記範囲に設定することで、残留磁化（Ｊ_ｒ）、保磁力（Ｈ_ＣＪ；Ｈ_ＣＢ）、及び最大エネルギー積（（ＢＨ）_ｍａｘ）等の磁気特性に優れた合金が得られる。ロールの周速度が８．５ｍ／ｓｅｃ未満であると、急冷合金の内部組織が粗大なものとなり、均質性も失われ、磁石特性が低下してしまう。ロール周速度が２０．０ｍ／ｓｅｃを越えると、次工程で行われる熱処理の条件設定が難しくなる。

実施形態の希土類磁石薄帯は、プラセオジム（Ｐｒ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、チタン（Ｔｉ）、ホウ素（Ｂ）、ケイ素（Ｓｉ）と、必須元素のイットリウム（Ｙ）を、上記組成一般式Ｐｒ_ｘＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｏ−ｐ−ｑ}Ｃｏ_ｙＴｉ_ｚＢ_ｏＹ_ｐＳｉ_ｑ（但し、ｘ＝１０〜１３、ｙ＝７．５〜１０．５、ｚ＝０．１〜２．０、ｏ＝９．０〜１４．０、ｐ＝０．１〜１．２、ｑ＝０〜１．５である）を満たすように配合し、これらを溶解させ、その合金溶湯を、回転する冷却ロールに供給して急冷することで得る。すなわち、実施形態の希土類磁石薄帯は、プラセオジム（Ｐｒ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、チタン（Ｔｉ）、ホウ素（Ｂ）、ケイ素（Ｓｉ）と、必須元素のイットリウム（Ｙ）を、上記組成一般式Ｐｒ_ｘＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｏ−ｐ−ｑ}Ｃｏ_ｙＴｉ_ｚＢ_ｏＹ_ｐＳｉ_ｑ（但し、ｘ＝１０〜１３、ｙ＝７．５〜１０．５、ｚ＝０．１〜２．０、ｏ＝１０．５〜１４．０、ｐ＝０．１〜１．２、ｑ＝０〜１．５である）を満たすように配合し、これらを溶解させ、その合金溶湯を、回転するロールに供給して、急冷薄帯を得て、その急冷薄帯を熱処理して、急冷薄帯を結晶化させる。この場合、ロールの周速度を８．５〜１３．５ｍ／ｓｅｃに設定する。前記熱処理での加熱温度は５５０〜６３５℃、昇温時間は１〜７ｍｉｎ、保持時間は１〜７ｍｉｎに設定することが望ましい。

実施形態の希土類磁石合金粉末は、上述した希土類磁石合金薄帯を粉砕して得られる。この希土類磁石合金粉末をボンド材で成形することで、実施形態のボンド磁石が得られる。実施形態のボンド磁石を得るには、次の過程を経て作成する。すなわち、上述した希土類磁石合金薄帯を１５０μｍ以下に粉砕して希土類磁石合金粉末を得て、その希土類磁石合金粉末に耐熱性樹脂２．５ｗｔ％を混合攪拌し、９８０ＭＰａの圧力で圧縮成型した後、２００℃×１ｈのキュア処理を行うことにより作成する。なお、上述したボンド磁石を作成する方法は、一例であって、これ以外の公知技術を適用して実施形態のボンド磁石を作成してもよいものである。

実施形態によれば、Ｐｒ-Ｆｅ-Ｃｏ-Ｔｉ-Ｂ-Ｓｉ系の組成に、イットリウム（Ｙ）を必須元素として含有することで、残留磁化Ｊ_ｒの低下を抑制して固有保磁力Ｈ_ｃJを向上させることができ、しかも、Ｐｒ-Ｆｅ-Ｃｏ-Ｔｉ-Ｂ-Ｓｉ系の組成のもつ熱安定性を発揮させることができる。

次に、実施形態を裏付けるために各種の実験を行った。その実験を実施例として説明する。
（実施例１）

（実施例１）
以下に述べる方法により、希土類磁石合金の組成がＰｒを１０ａｔ％含む、Ｐｒ_１０Ｆｅ_{６９．５−ｐ}Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_ｐＳｉ_０．５の希土類磁石合金を得た。実施例１では、表１に示すように、必須元素であるＹの含有量ｐを種々変化させた複数種の希土類磁石合金を得た。以下、具体的に説明する。

まず、Ｐｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｙ、Ｓｉの各原料を秤量して、真空溶解により母合金インゴットを得た。次に、前記母合金インゴットを溶融させた溶融合金を、周速度１０ｍ／ｓｅｃで回転するロールの上に噴射して、前記溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を得た。

最適な急冷薄帯の熱処理条件を定める際の参考とするために、組成Ｐｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１．０Ｓｉ_０．５の合金薄帯についてＤＳＣ曲線を測定した。測定結果を図１に示す。ＤＳＣ曲線の測定は、リガク社製示差熱量計を用いて行い、ＤＳＣ（Differential Scanning Calorimetry）の昇温速度は２０℃／ｍｉｎで行った。

希土類磁石合金における結晶相の同定は、急冷して得られた合金薄帯の試料に、低温より熱処理を施し、発熱ピーク温度に達した後、常温まで急冷し、Ｘ線回折を調べ、それぞれの発熱ピークがどの結晶相に対応しているかを確認した。ＤＳＣ曲線上には、図１に示すようにソフト相として作用するα−Ｆｅ型結晶相とＰｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相の発熱反応が見られた。また図１に示すように、ハード相として作用するＰｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相の結晶化開始温度は約５４５℃であることが分かり、経験的に、この組成系の熱処理は５００℃以上で行うべきという指針が得られた。

その後、急冷して得られた合金薄帯（急冷薄帯）の試料に、アルゴンガス雰囲気中で、昇温時間５ｍｉｎ、６００℃×５ｍｉｎの熱処理を施した。ここで、昇温時間５ｍｉｎとは、室温から熱処理温度である６００℃までの昇温に要した時間が５ｍｉｎであったことを意味している。また、×５ｍｉｎと表記したのは、前記急冷薄帯を６００℃とした後、加熱を継続し、６００℃で保持した時間を、５ｍｉｎとしたことを意味している。以下の表記も同様である。急冷薄帯の試料に対する磁気測定は、パルス着磁を行った後に、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。

表１の磁気特性からわかるように、Ｊ_ｒ、（ＢＨ）_ｍａｘは、イットリウム（Ｙ）の含有量ｐの増加とともに減少し、イットリウム（Ｙ）の含有量がｐ＝１．０まで減少する傾向を示した。Ｈ_ｃＪは、イットリウム（Ｙ）の含有量がｐ＝１．０まで増加し、その後緩やかに減少する傾向を示した。また、Ｈ_ｃＢは、イットリウム（Ｙ）の含有量の増加による変化がほとんどみられなかった。この結果より、合金薄帯の組成におけるＹの含有量ｐは１．０ａｔ％が最適であることがわかる。

ここで、Ｃｏを８．０ａｔ％としたのは、Ｃｏ量を７．５ａｔ％、８ａｔ％、１０ａｔ％、１０．５ａｔ％と変化させて磁気特性を評価したところ、Ｃｏ量が８ａｔ％の場合に磁気特性が最高値を示したためである。また、Ｔｉ量ｙを１．５ａｔ％としたのは、Ｔｉ量を０．１ａｔ％、０．５ａｔ％、１．０ａｔ％、１．５ａｔ％、２．０ａｔ％と変化させて磁気特性を評価したところ、Ｔｉ量が１．５ａｔ％の場合に磁気特性が最高値を示したためである。また、Ｂ量を１０．５ａｔ％としたのは、Ｂ量を９ａｔ％、１０．５ａｔ％、１２ａｔ％と変化させて磁気特性を評価したところ、Ｂ量が１０．５ａｔ％の場合に磁気特性が最高値を示したためである。また、Ｓｉ量ｑを０．５ａｔ％としたのは、Ｓｉ量を０ａｔ％、０．５ａｔ％、１．０ａｔ％、１．５ａｔ％と変化させて溶融合金を作製したところ、Ｓｉ無添加の場合は、湯流れが悪く、急冷薄帯を作製することが不可能であったことと、Ｓｉ添加により、ｑ＝１．５まで、湯流れが良く、特にｑ＝０．５の時、最良の湯流れとなり、良好な急冷薄帯を作製することができたことによる。
（実施例２）

以下に述べる方法により、合金組成がＰｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１Ｓｉ_０．５の希土類磁石合金を得た。実施例２では、ロール周速度を変化させた複数種の合金薄帯を得た。以下、具体的に説明する。

まずＰｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｙ、Ｓｉの各原料を秤量して、真空溶解により母合金インゴットを得た。次に、前記母合金インゴットを溶融させた溶融合金を、周速度を７．５〜１５ｍ／ｓｅｃの範囲に設定したロールの上に噴射して、前記溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を得た。実施例２では、周速度を７．５ｍ／ｓｅｃ、１０ｍ／ｓｅｃ、１２．５ｍ／ｓｅｃ、１５ｍ／ｓｅｃに変化させた場合での合金薄帯を得た。その後、合金薄帯に対して、アルゴンガス雰囲気中で、昇温時間５ｍｉｎ、６００℃×５ｍｉｎの熱処理を施した。合金薄帯の試料に対する磁気測定は、実施例１と同様に行った。

表２の磁気特性からわかるように、Ｊ_ｒ及びＨ_ｃＢ、（ＢＨ）_ｍａｘは、周速度１０ｍ／ｓｅｃ以上にて大きな値を示し、Ｈ_ｃＪは、周速度１０ｍ／ｓｅｃで最大値を得た。以上の結果より、ロールの周速度は、１０ｍ／ｓｅｃが最適であることがわかった。

（実施例３）

以下に述べる方法により、希土類磁石合金の組成がＰｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１Ｓｉ_０．５の希土類磁石合金を得た。実施例３では、急冷後に行われる熱処理温度を変化させた複数種の希土類磁石合金薄帯を得た。以下、具体的に説明する。

まずＰｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｙ、Ｓｉの各原料を秤量して、真空溶解により母合金インゴットを得た。次に、前記母合金を溶融させた溶融合金を、周速度１０ｍ／ｓｅｃで回転するロールの上に噴射して、前記溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を得た。

その後、前記合金薄帯の試料に対して、アルゴンガス雰囲気中で、昇温時間５ｍｉｎ、５５０〜６２５℃×５ｍｉｎの熱処理を施し、熱処理温度を変化させた複数種の合金薄帯を得た。合金薄帯の試料に対する磁気測定は、実施例１と同様に行った。

表３の磁気特性からわかるように、急冷後に合金薄帯に対して施される熱処理での熱処理温度を増すと、Ｊ_ｒにはほとんど変化が見られなかったが、Ｈ_ｃＢおよび（ＢＨ）_ｍａｘは低下する傾向にある。これに対して、Ｈ_ｃＪは、熱処理温度６００℃で最大値をとることがわかった。以上の結果より、急冷後に合金薄帯に対して施される熱処理での熱処理温度は、６００℃が最適であることがわかる。

図２に、急冷後に合金薄帯に対して施される熱処理での熱処理温度を５７５℃〜６２５℃の範囲で変化させたときのＸ線回折図形を示す。図２から明らかなように、Ａｓ ｍｅｌｔ−ｓｐｕｎでは結晶質相と非晶質相が混在しているものと思われる。また、５７５℃、６００℃、６２５℃のいずれの熱処理温度においても、ハード相としてのＰｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相と、ソフト相としてのα−Ｆｅ型結晶相が現れ、複合組織であることがわかった。
（実施例４）

以下に述べる方法により、合金組成がＰｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１Ｓｉ_０．５の希土類磁石合金を得た。実施例４では、急冷後に合金薄帯に対して施される熱処理の保持時間を変化させた複数種の合金薄帯を得た。具体的に説明する。

まずＰｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｙ、Ｓｉの各原料を秤量して、真空溶解により母合金インゴットを得た。次に、前記母合金を溶融させた溶融合金を、周速度１０ｍ／ｓｅｃで回転するロールの上に噴射して、前記溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を得た。

その後、急冷して得られた合金薄帯の試料に、アルゴンガス雰囲気中で、昇温時間５ｍｉｎ、６００℃×３〜７ｍｉｎの熱処理を施し、熱処理の保持時間を変化させた複数種の合金薄帯を得た。合金薄帯の試料に対する磁気測定は、実施例１と同様に行った。

表４の磁気特性からわかるように、熱処理時間５ｍｉｎにて、Ｊ_ｒ、Ｈ_ｃＪ、Ｈ_ｃＢおよび（ＢＨ）_ｍａｘがともに最大値を示した。以上の結果より急冷後に合金薄帯に対して施される熱処理の保持時間は、５ｍｉｎが最適であることがわかる。

（実施例５）

以下に述べる方法により、合金組成がＰｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１Ｓｉ_０．５の希土類磁石合金を得た。実施例５では、急冷後に合金薄帯に対して施される熱処理の加熱昇温時間を変化させた複数種の合金薄帯)を得た。具体的に説明する。

まずＰｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｙ、Ｓｉの各原料を秤量して、真空溶解により母合金インゴットを得た。次に、前記母合金を溶融させた溶融合金を、周速度１０ｍ／ｓｅｃで回転するロールの上に噴射して、前記溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を得た。

その後、急冷後に合金薄帯に対して、アルゴンガス雰囲気中で、加熱処理の加熱昇温時間３〜７ｍｉｎ、６００℃×５ｍｉｎの範囲で熱処理を施し、熱処理の昇温時間を変化させた複数種の合金薄帯を得た。合金薄帯の試料に対する磁気測定は、実施例１と同様に行った。

表５の磁気特性からわかるように、熱処理の昇温時間５ｍｉｎにて、Ｊ_ｒ、Ｈ_ｃＪ、Ｈ_ｃＢおよび（ＢＨ）_ｍａｘがともに最大値を示した。以上の結果より、熱処理の昇温時間は、５ｍｉｎが最適であることがわかる。

実施例１〜５の結果より定めた、Ｐｒ含有量１０ａｔ％である希土類磁石合金薄帯の最適条件（組成Ｐｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１Ｓｉ_０．５、ロール周速度１０ｍ／ｓｅｃ、昇温時間５ｍｉｎ、熱処理温度６００℃、保持時間５ｍｉｎ）にて作製した希土類磁石薄帯の室温で測定した減磁曲線を図３に示す。

図３にから明らかなように、Ｊ_ｒ＝０．７６Ｔ、Ｈ_ｃＪ＝１６７０ｋＡ／ｍ、Ｈ_ｃＢ＝５２０ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）_ｍａｘ＝９９．７ｋＪ／ｍ^３、Ｈ_ｋ／Ｈ_ｃＪ＝２１．８％と、優れた保磁力を有する希土類磁石合金薄帯であった。

図４は、得られた合金薄帯のＪ_ｒとＨ_ｃＪの温度特性である。試料は予め、４．８ＭＡ／ｍにて着磁し、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。２５℃から１２５℃の範囲で求めたＪ_ｒの可逆温度係数の平均値α（Ｊ_ｒ）_ａｖｅは、α（Ｊ_ｒ）_ａｖｅ＝−０．０７８（％／℃）であり、２５℃から１２５℃の範囲で求めたＨ_ｃＪの可逆温度係数の平均値α（Ｈ_ｃＪ）_ａｖｅは、α（Ｈ_ｃＪ）_ａｖｅ＝−０．４３０（％／℃）と、磁気特性の熱変動が小さく抑えられた、耐熱性に優れる希土類磁石合金薄帯であった。

図５は、得られた希土類磁石合金薄帯のσ−Ｔ曲線である。試料は予め、４．８ＭＡ／ｍにて着磁し、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。測定磁界は１６０ｋＡ／ｍであった。図５より、試料のキュリー温度は３９２℃、Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相の量はおよそ７９．１ｖｏｌ％、α−Ｆｅ型結晶相の量はおよそ２０．９ｖｏｌ％であった。

図６は、得られた合金薄帯ＴＥＭ写真と電子線回折図形である。結晶粒径はＴＥＭ写真より, 約２４ 〜 ４２ｎｍ程度のものが観察され, 平均結晶粒径は３１ｎｍであることがわかった。また, 電子線回折写真より等方性であることがわかった。
（実施例６）

Ｐｒ含有量１０ａｔ％である希土類磁石合金薄帯の最適条件（組成Ｐｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１Ｓｉ_０．５、ロール周速度１０ｍ／ｓｅｃ、昇温時間５ｍｉｎ、熱処理温度６００℃、保持時間５ｍｉｎ）にて作製した希土類磁石合金薄帯を用いて、ボンド磁石を作製した。

まず、前記希土類磁石合金薄帯を１５０μｍ以下に粉砕して、希土類磁石合金粉末を得た。前記希土類磁石合金粉末と、バインダーとして作用する耐熱性樹脂であるエポキシ樹脂２．５質量％とを混合撹拌し、９８０ＭＰａの圧力で圧縮成形した。その後、１８０℃×１ｈの硬化処理を行い、直径１０ｍｍ×長さ７．９ｍｍの等方性ボンド磁石を得た。

各ボンド磁石の磁気特性は、４．８ＭＡ／ｍのパルス着磁を行った後に、高感度自記磁束計（東英工業社製）を用いて測定した。ボンド磁石の減磁曲線を図７に示す。このボンド磁石の密度は６．２７Ｍｇ／ｍ^３であった。また、磁気特性の値はそれぞれＪ_ｒ＝０．６１Ｔ、Ｈ_ｃＪ＝１．４７ＭＡ／ｍ、Ｈ_ｃＢ＝０．４２ＭＡ／ｍ、（ＢＨ）_ｍａｘ＝６３．３ｋＪ／ｍ^３、Ｈ_ｋ／Ｈ_ｃＪ＝２１．８％と保磁力に優れるボンド磁石であった。

ボンド磁石の不可逆減磁率は、以下の様に求めた。まず、デジタルフラックスメータ（東英工業社製）を使用し、４．８ＭＡ／ｍのパルス着磁した後のボンド磁石の磁束（Ｆ１）を測定した。次に、恒温槽にて所定の温度で１時間保持し、空気中で１時間放冷した後のボンド磁石の磁束（Ｆ２）を測定した。これらの測定結果に基づき、１２５℃、１５０℃および１７５℃における不可逆減磁率（％）を、（Ｆ１−Ｆ２）×１００／Ｆ１により算出した。

作製したボンド磁石の不可逆減磁率の温度依存性を図８に示す。図８からわかるように、本発明のボンド磁石における減磁率は、１２５℃において、−０．８５％、１５０℃において、−１．４０％、１７５℃において、−２．１１％と、優れた耐熱性をもつボンド磁石となっている。
（実施例７）

以下に述べる方法により、希土類磁石合金の組成が、Ｐｒを１１ａｔ％含む、Ｐｒ_１１Ｆｅ_{６８．５−ｐ}Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_ｐＳｉ_０．５の希土類磁石合金を得た。実施例７では、表６に示すように、必須元素であるＹの含有量ｐを種々変化させた複数主の希土類磁石合金を得た。具体的に説明する。

まずＰｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｙ、Ｓｉの各原料を秤量して、真空溶解により母合金インゴットを得た。次に、前記母合金を溶融させた溶融合金を、周速度１０ｍ／ｓｅｃで回転するロールの上に噴射して、前記溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を得た。

最適な急冷薄帯の熱処理条件を定める際の参考とするために、組成Ｐｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０．７Ｓｉ_０．５の合金薄帯について実施例１と同様にしてＤＳＣ曲線を測定した。測定結果を図９に示す。

希土類磁石合金における結晶相の同定は、急冷薄帯試料に低温より熱処理を施し、発熱ピーク温度に達した後、常温まで急冷し、Ｘ線回折を調べ、それぞれの発熱ピークがどの結晶相に対応しているかを確認した。図９のＤＳＣ曲線上には、ソフト相として作用するα−Ｆｅ型結晶相とＦｅ_３Ｂ型結晶相およびＰｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相の発熱反応が見られた。また、ハード相として作用するＰｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相の結晶化開始温度は明瞭には把握されなかったが、約６００℃にＤＳＣ信号の屈曲が認められることから、この組成系の熱処理はおよそ６００℃以上で検討を行った。

その後、急冷して得られた合金薄帯の試料に、アルゴンガス雰囲気中で、昇温時間５ｍｉｎ、６２５℃×５ｍｉｎの熱処理を施した。合金薄帯の試料に対する磁気測定は、実施例１と同様に行った。

表６の磁気特性からわかるように、Ｊ_ｒ、（ＢＨ）_ｍａｘ及びＨｃ_Ｊは、イットリウム（Ｙ）の含有量ｐの増加とともにほぼ減少する傾向を示したが、イットリウム（Ｙ）の含有量がｐ＝０．７で極大値をそれぞれ示した。Ｈ_ｃＪは、イットリウム（Ｙ）の含有量がｐ＝０．７まで増加し、その後緩やかに減少する傾向を示した。したがって、イットリウム（Ｙ）の含有量ｐは、０．７ａｔ％が最適であることがわかる。

（実施例８）

以下に述べる方法により、合金組成がＰｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０．７Ｓｉ_０．５の希土類磁石合金を得た。実施例８では、ロールの周速度を変化させた複数種の合金薄帯を得た。以下、具体的に説明する。

まずＰｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｓｉ各原料を秤量して、真空溶解により母合金インゴットを得た。次に、前記母合金を溶融させた溶融合金を、周速度７．５から１５ｍ／ｓｅｃで回転するロールの上に噴射して、前記溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を得た。実施例８では、ロールの周速度を７．５ｍ／ｓｅｃ、１０ｍ／ｓｅｃ、１２．５ｍ／ｓｅｃ、１５ｍ／ｓｅｃに変化させた場合での合金薄帯を得た。その後、合金薄帯に対して、アルゴンガス雰囲気中で、昇温時間５ｍｉｎ、６２５℃×５ｍｉｎの熱処理を施した。合金薄帯の試料に対しての磁気測定は、実施例１と同様に行った。

表７の磁気特性からわかるように、周速度を大きくすると、Ｊｒ、ＨｃＪ、ＨｃＢ及び（ＢＨ）ｍａｘはいずれも周速度１０ｍ／ｓ及び２０ｍ／ｓにおいて良好な値を示した。特に、Ｊ_ｒおよび（ＢＨ）_ｍａｘは、周速度１０ｍ／ｓｅｃで最大値を示した。以上の結果により、ロールの周速度が１０〜１２．５ｍ／ｓｅｃの範囲のうち、ロールの周速度は、１０ｍ／ｓｅｃが最適であることがわかった。

（実施例９）

以下に述べる方法により、合金組成がＰｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０．７Ｓｉ_０．５の希土類磁石合金を得た。実施例９では、急冷後に行われる加熱処理の加熱処理温度を変化させた複数種の希土類磁石合金薄帯を得た。具体的に説明する。

まずＰｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｙ、Ｓｉの各原料を秤量して、真空溶解により母合金インゴットを得た。次に、前記母合金を溶融させた溶融合金を、周速度１０ｍ／ｓｅｃで回転するロールの上に噴射して、前記溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を得た。

その後、急冷して得られた合金薄帯に対して、アルゴンガス雰囲気中で、昇温時間５ｍｉｎ、５７５〜６５０℃×５ｍｉｎの熱処理を施し、熱処理温度を変化させた複数種の合金薄帯を得た。合金薄帯の試料に対する磁気測定は、実施例１と同様に行った。

表８の磁気特性からわかるように、熱処理温度が増すと、Ｊ_ｒと（ＢＨ）_ｍａｘは増大する傾向にあり、Ｈ_ｃＪとＨ_ｃＢは熱処理温度６２５℃で最大値をとることがわかった。以上の結果より、熱処理温度は６２５℃が最適であることがわかる。

図１０に、熱処理温度を５７５℃〜６５０℃の範囲で変化させたときのＸ線回折図形を示す。図１０より、Ａｓ ｍｅｌｔ−ｓｐｕｎでは結晶質相と非晶質相が混在しているものと思われる。また、いずれの熱処理温度においても、Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相とα−Ｆｅ型結晶相が現れ、複合組織であることがわかった。
（実施例１０）

以下に述べる方法により、合金組成がＰｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０．７Ｓｉ_０．５の希土類磁石合金を得た。実施例１０では、急冷後に合金薄帯に対して施される熱処理の保持時間を変化させた複数種の合金薄帯を得た。具体的に説明する。

まずＰｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｓｉ各原料を秤量して、真空溶解により母合金インゴットを得た。次に、前記母合金を溶融させた溶融合金を、周速度１０ｍ／ｓｅｃで回転するロールの上に噴射して、前記溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を得た。

その後、アルゴンガス雰囲気中で、昇温時間５ｍｉｎ、６２５℃×１〜７ｍｉｎ（保持時間）の熱処理を施し、熱処理の保持時間を変化させた複数種の合金薄帯を得た。合金薄帯の試料に対する磁気測定は、実施例１と同様に行った。

表９の磁気特性からわかるように、Ｊ_ｒは、熱処理時間を増すと、増大する傾向を示した。Ｊ_ｒ、Ｈ_ｃＪ、Ｈ_ｃＢや（ＢＨ）_ｍａｘは、保持時間５ｍｉｎにてともに最大値を示した。以上の結果より、熱処理の保持時間は、５ｍｉｎが最適であることがわかる。

（実施例１１）

以下に述べる方法により、合金組成がＰｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０．７Ｓｉ_０．５の希土類磁石合金を得た。実施例１１では、熱処理の昇温時間を変化させた複数種の合金薄帯を得た。具体的に説明する。

まずＰｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｓｉ各原料を秤量して、真空溶解により母合金インゴットを得た。次に母合金を溶融させた溶融合金を周速度１０ｍ／ｓｅｃで回転するロールの上に噴射して、前記溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を得た。

その後、急冷して得られた合金薄帯に対して、アルゴンガス雰囲気中で、昇温時間１〜７ｍｉｎ、６２５℃×５ｍｉｎの熱処理を施し、熱処理の昇温時間を変化させた複数種の合金薄帯を得た。合金薄帯の試料に対する磁気測定は、実施例１と同様に行った。

表１０の磁気特性からわかるように、昇温時間が増すと、Ｊ_ｒと（ＢＨ）_ｍａｘは緩やかに増大する傾向にあるが、Ｈ_ｃＪは昇温時間５ｍｉｎでともに最大値を示した。また、Ｈ_ｃＢにはほとんど変化が見られなかった。以上の結果より、昇温時間は、Ｈ_ｃＪが最大値を示した５ｍｉｎが最適であると判断した。

実施例７〜１１の結果より定めた、Ｐｒ含有量１１ａｔ％である希土類磁石合金薄帯の最適条件（組成Ｐｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０．７Ｓｉ_０．５、ロール周速度１０ｍ／ｓｅｃ、昇温時間５ｍｉｎ、熱処理温度６２５℃、保持時間５ｍｉｎ）にて作製した希土類磁石薄帯の室温で測定した減磁曲線を図１１に示す。Ｊ_ｒ＝０．７７Ｔ、Ｈ_ｃＪ＝１８２０ｋＡ／ｍ、Ｈ_ｃＢ＝５４０ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）_ｍａｘ＝１０３．５ｋＪ／ｍ^３、Ｈ_ｋ／Ｈ_ｃＪ＝２４．０％と、優れた保磁力を有する磁石合金薄帯であった。

図１２は得られた合金薄帯のＪ_ｒとＨ_ｃＪの温度特性である。試料は予め、４．８ＭＡ／ｍにて着磁し、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。２５℃から１２５℃の範囲で求めたＪ_ｒの可逆温度係数の平均値α（Ｊ_ｒ）_ａｖｅは、α（Ｊ_ｒ）_ａｖｅ＝−０．０７８（％／℃）であり、２５℃から１２５℃の範囲で求めたＨ_ｃＪの可逆温度係数の平均値α（Ｈ_ｃＪ）_ａｖｅは、α（Ｈ_ｃＪ）_ａｖｅ＝−０．４２０（％／℃）と、磁気特性の熱変動が小さく抑えられた、耐熱性に優れる磁石合金薄帯であった。

図１３は得られた合金薄帯のσ−Ｔ曲線である。試料は予め、４．８ＭＡ／ｍにて着磁し、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。測定磁界は１６０ｋＡ／ｍであった。図５より、試料のキュリー温度は３８０℃、Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相の量はおよそ８８．３ｖｏｌ％、α−Ｆｅ型結晶相の量はおよそ１１．７ｖｏｌ％であった。

図１４は得られた合金薄帯ＴＥＭ写真と電子線回折図形である。結晶粒径はＴＥＭ写真より, 約２１ 〜 ４３ｎｍ程度のものが観察され, 平均結晶粒径は３１ｎｍであることがわかった。また, 電子線回折写真より等方性であることがわかった。

（実施例１２）
Ｐｒ含有量１１ａｔ％である希土類磁石合金薄帯の最適条件（組成Ｐｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０．７Ｓｉ_０．５、ロール周速度１０ｍ／ｓｅｃ、昇温時間５ｍｉｎ、熱処理温度６２５℃、保持時間５ｍｉｎ）にて作製した合金薄帯を用いて、ボンド磁石を作製した。

まず、合金薄帯を１５０μｍ以下に粉砕して、合金粉末を得た。合金粉末と、バインダーとして作用する耐熱性樹脂であるエポキシ樹脂２．５質量％とを混合撹拌し、９８０ＭＰａの圧力で圧縮成形した。その後、１８０℃×１ｈの硬化処理を行い、直径１０ｍｍ×長さ７．９ｍｍの等方性ボンド磁石を得た。各ボンド磁石の磁気特性は、４．８ＭＡ／ｍのパルス着磁を行った後に、高感度自記磁束計（東英工業社製）を用いて測定した。ボンド磁石の減磁曲線を図１５に示す。このボンド磁石の密度は６．２９Ｍｇ／ｍ^３であった。また、磁気特性の値はそれぞれＪ_ｒ＝０．６３Ｔ、Ｈ_ｃＪ＝１６００ｋＡ／ｍ、Ｈ_ｃＢ＝４３０ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）_ｍａｘ＝６７．６ｋＪ／ｍ^３と、特に優れた保磁力有するボンド磁石であった。

実施例６と同様にして求めた、作製したボンド磁石の不可逆減磁率の温度依存性を図１６示す。図１６からわかるように、本発明のボンド磁石における減磁率は、１２５℃において、−１．３％、１５０℃において、−２．１％、１７５℃において、−３．７％、と、優れた耐熱性をもつボンド磁石になっている。
（実施例１３）

以下に述べる方法により、合金組成がＰｒ_ｘＦｅ_{６８．５−ｘ}Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０．７Ｓｉ_０．５の希土類磁石合金を得た。実施例１３では、Ｐｒの含有量ｘを種々変化させた複数種の希土類磁石合金を得た。具体的に説明する。

まずＰｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｓｉの各原料を秤量して、真空溶解により母合金インゴットを得た。次に、前記母合金を溶融させた溶融合金を、周速度１０ｍ／ｓｅｃで回転するロールの上に噴射して、前記溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を得た。

その後、急冷して得られた合金薄帯に対して、アルゴンガス雰囲気中で、昇温時間５ｍｉｎ、６２５℃×５ｍｉｎの熱処理を施した。合金薄帯の試料に対しての磁気測定は、実施例１と同様に行った。

表１１の磁気特性からわかるように、Ｐｒの含有量ｘの増加に対し、Ｊ_ｒおよび（ＢＨ）_ｍａｘは、Ｐｒの含有量ｘが‘１１’を超えると、一度減少し、Ｐｒの含有量ｘの増加とともに緩やかに増加する傾向を示した。Ｈ_ｃＪは、Ｐｒの含有量ｘの増加とともに、Ｐｒの含有量ｘが‘１２’まで増加し、その後緩やかに減少した。また、Ｈ_ｃＢは、Ｐｒの含有量の増加と共に減少傾向を示し、Ｐｒの含有量ｘが‘１２’で極小値を示した後、増加に転じた。この結果より、Ｐｒの含有量ｘは１２．０ａｔ％において、特に大きなＨ_ｃＪが得られることがわかった。

（実施例１４）

以下に述べる方法により、合金組成がＰｒを１３ａｔ％含む、Ｐｒ_１３Ｆｅ_{７６．３−ｏ}Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_ｏＹ_０．７Ｓｉ_０．５の希土類磁石合金を得た。実施例１４では、Ｂの含有量ｏを種々変化させた複数種の希土類磁石合金を得た。具体的に説明する。

まずＰｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｙ、Ｓｉの各原料を秤量して、真空溶解により母合金インゴットを得た。次に、Ｂの含有量ｏが‘１０．５’である母合金については、母合金を溶融させた溶融合金を、周速度１０ｍ／ｓｅｃで回転するロールの上に噴射して、前記溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を得た。

その後、急冷して得られた合金薄帯に対して、アルゴンガス雰囲気中で、昇温時間５ｍｉｎ、６２５℃×５ｍｉｎの熱処理を施した。合金薄帯の試料に対する磁気測定は、実施例１と同様に行った。

Ｂの含有量ｏが‘１４’である母合金については、母合金を溶融させた溶融合金を、周速度２０ｍ／ｓｅｃで回転するロールの上に噴射して、前記溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を得た。

その後、急冷して得られた合金薄帯に対して、アルゴンガス雰囲気中で、昇温時間５ｍｉｎ、５７５℃×５ｍｉｎの熱処理を施した。合金薄帯の試料に対する磁気測定は、実施例１と同様に行った。

表１２の磁気特性からわかるように、Ｂの含有量ｏを増すと、Ｊ_ｒ、（ＢＨ）_ｍａｘおよびＨ_ｃＢは減少したが、Ｈ_ｃＪは大きく増大した。この結果より、Ｂの含有量ｏは１４．０ａｔ％において、特に大きなＨ_ｃＪが得られることがわかった。

図１７は、Ｂの含有量ｏ＝１４の薄帯試料のＴＥＭ像、図１８は図１７の一部の拡大である。図１７より、約１００〜４００ｎｍの粗大な粒子Ａと約１３〜４０ｎｍの微細な粒子Ｂが見られた。粒子Ａと粒子Ｂは、粒径が異なるだけで同一のものかもしれないが、詳細はわからなかった。また、図１８より、前記約４０〜４２０ｎｍの粗大な粒子の内部には、約６〜２０ｎｍの微細な粒子Ｃが含まれている。図１９は、前記粗大な粒子のひとつを選び測定した、制限視野回折像である。図１９より、単一結晶相由来と思われる回折パターンが強く観測されるとともに、合わせて前記単一結晶相由来と思われる回折パターンとは、別の回折パターンが弱く観測された。
以上をまとめると、前記薄帯には、
ａ）約６〜２０ｎｍの微細な粒子
ｂ）前記約６〜２０ｎｍの微細な粒子を包含し、単一結晶相の回折パターンを与える約４０〜約４２０ｎｍの粗大な粒子
ｃ）前記約４０〜約４２０ｎｍの粗大な粒子の粒界部にある、約１３〜４０ｎｍの微細な粒子
の三種類に大別される粒子が含まれることがわかった。

希土類磁石薄帯において大きな固有保磁力を得ようとした場合、一般に微細な結晶粒からなる組織構造を形成し、個々の結晶粒に含まれる逆磁区核発生サイトを減らすことや、磁壁移動を妨げることで、容易に磁化反転が進行することを抑制し、固有保磁力を高めることができる。本発明の希土類磁石においては、たとえ粗大な結晶粒が介在するにもかかわらず、高い固有保磁力が実現されているが、粗大な結晶粒が、微細な結晶粒を内包していることが保磁力を高める効果に寄与しているものと考えられる。
（実施例１５）

また、上述した希土類磁石合金薄帯を１５０μｍ以下に粉砕して希土類磁石合金粉末を得て、その希土類磁石合金粉末に耐熱性樹脂２．５ｗｔ％を混合攪拌し、９８０ＭＰａの圧力で圧縮成型した後、２００℃×１ｈのキュア処理を行うことにより作製した。ボンド磁石の磁気特性は、４．８ＭＡ／ｍのパルス着磁後、高感度自記磁束計を用いて測定した。その結果、ボンド磁石の室温での固有保磁力Ｈ_ｃＪが１．６ＭＡ／ｍ≦＜Ｈ_ｃＪ≦２．０ＭＡ／ｍを示した。さらに、２５℃から１２５℃まで加熱した際の不可逆減磁率が−２．２％未満であった。２５℃から１５０℃まで加熱した際の前記結晶構造の不可逆減磁率が−４．２％未満であった。２５℃から１７５℃まで加熱した際の前記結晶構造の不可逆減磁率が−６．０％未満であった。これらの結果から、熱安定性に優れていることが分かった。
（考察）

以上の実験結果を考察すると、プラセオジム（Ｐｒ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、チタン（Ｔｉ）、ホウ素（Ｂ）、ケイ素（Ｓｉ）のＰｒ-Ｆｅ-Ｃｏ-Ｔｉ-Ｂ-Ｓｉ系の組成に、必須元素として含有するイットリウム（Ｙ）の含有量ｐについて考察する。Ｐｒが１０ａｔ％の場合、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持する、及びＨ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持するには、Ｙの含有量ｐは０．９〜１．２であった。Ｐｒが１１ａｔ％の場合、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持するには、Ｙの含有量ｐは０．５〜１．０であった。同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持するには、Ｙの含有量ｐは、０．１〜１．０であった。また、Ｐｒが１２〜１３ａｔ％の場合、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持するには、Ｙの含有量ｐは０．７であった。同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持するには、Ｙの含有量ｐは、０．７であった。
０．１ａｔ％未満では、Ｙを添加した効果が十分に発揮されず、また、２．０ａｔ％を超えると、合金中の総希土類量が大きくなりすぎるため、ソフト相であるα-Ｆｅ型結晶相の体積分率が減じられることや、Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相のＲサイトへのＹ元素の置換量が大きくなりすぎるために、ハード相の異方性磁場が減じられてしまい、ＪｒやＨ_ｃＪ、（ＢＨ）_ｍａｘなどの磁気特性が悪化する。１．２ａｔ％から２ａｔ％については未検討であるが、上記弊害は小さく抑えられるものと推測される。
したがって、Ｙの含有量は、下限を０．１、上限を１．２に設定すべきである。

次に、ロールの周速度について考察する。Ｐｒが１０ａｔ％である場合、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持する、及びＨ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持するには、ロールの周速度は、９．５〜１２．５であった。Ｐｒが１１ａｔ％の場合、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持するには、ロールの周速度は、９〜１３．５であった。同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持するには、ロールの周速度は、８．５〜１３．５であった。また、Ｐｒが１２ａｔ％の場合は、検討した１０ｍ／ｓｅｃにおいて、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持し、同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持することができた。Ｐｒが１３ａｔ％の場合は、検討した１０ｍ／ｓｅｃ及び２０ｍ／ｓｅｃのいずれにおいて、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持し、同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持することができた。
ロールの周速度を８．５ｍ／ｓ未満に設定すると、急冷合金の内部組織が粗大になり、均質性が失われ、磁石特性も低下した。ロール周速度を２０ｍ／ｓを越えると、次工程での熱処理条件設定が困難であった。したがって、ロールの周速度は、８．５〜２０ｍ／ｓに設定すべきである。

次に、加熱処理での熱処理温度について考察する。Ｐｒが１０ａｔ％である場合、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持するには、熱処理温度は、５９５〜６０５℃であった。同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持するには、熱処理温度は、５５０〜６１０℃であった。Ｐｒが１１ａｔ％の場合、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持する、及びＨ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持するには、熱処理温度は、５７５〜６３５℃であった。Ｐｒが１２ａｔ％の場合は、検討した熱処理温度６２５℃において、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持し、同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持することができた。特に磁気特性が良好であることから、この周囲においても、熱処理温度を選択可能であると予想される。
Ｐｒが１３ａｔ％の場合は、検討した検討した熱処理温度５７５〜６２５℃において、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持し、同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持することができた。
熱処理温度が５５０℃未満であると、ハード相として作用するＰｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相の成長が不足するため、この結果十分大きな固有保磁力Ｈ_ｃＪを得ることができない。また、熱処理温度が６３５℃を超えると、ハード相として作用するＰｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相が粗大化してしまい、固有保磁力Ｈ_ｃＪが低下してしまう。
したがって、熱処理温度は、５５０〜６３５℃の範囲に設定すべきである。

次に、加熱処理での保持時間について考察する。Ｐｒが１０ａｔ％である場合、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持するには、保持時間は、３．５〜６．５ｍｉｎであった。同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持するには、保持時間は、３．５〜７ｍｉｎであった。Ｐｒが１１ａｔ％の場合、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持する、及びＨ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持するには、保持時間は、１〜７ｍｉｎであった。すなわち、検討した保持時間１〜７ｍｉｎの全域で、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持する、及びＨ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持することができた。
Ｐｒが１２ａｔ％の場合は、検討した５ｍｉｎにおいて、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持し、同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持することができた。
Ｐｒが１３ａｔ％の場合は、検討した５ｍｉｎにおいて、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持し、同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持することができた。
熱処理の保持時間が１ｍｉｎ未満であると、Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相の成長が不足するため、この結果十分大きな固有保磁力Ｈ_ｃＪを得ることができないリスクが高まる。また、熱処理の保持時間が７ｍｉｎを超えると、ハード相として作用するＰｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相が粗大化してしまい、固有保磁力Ｈ_ｃＪが低下してしまうリスクが高まる。
したがって、熱処理温度は、１〜７ｍｉｎの範囲に設定すべきである。

次に、加熱処理での昇温時間について考察する。Ｐｒが１０ａｔ％である場合、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持し、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持するには、昇温時間は、３．５〜６．５ｍｉｎであった。Ｐｒが１１ａｔ％の場合、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持する、及びＨ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持するには、昇温時間は、１〜７ｍｉｎであった。
Ｐｒが１２ａｔ％の場合は、検討した昇温時間５ｍｉｎにおいて、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持し、同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持することができた。
Ｐｒが１３ａｔ％の場合は、検討した昇温時間５ｍｉｎにおいて、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持し、同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持することができた。
熱処理の昇温時間が１ｍｉｎ未満であると、Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相の成長が不足するため、この結果十分大きな固有保磁力Ｈ_ｃＪを得ることができないリスクが高まる。また、熱処理の昇温時間が７ｍｉｎを超えると、ハード相として作用するＰｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相が粗大化してしまい、固有保磁力Ｈ_ｃＪが低下してしまうリスクが高まる。
したがって、昇温時間は、１〜７ｍｉｎの範囲に設定すべきである。

なお、これらの条件は、単独で設定するのではなく、所望とする、残留磁化Ｊ_ｒ、および最大エネルギー積（ＢＨ）_maxを維持しつつ、固有保磁力Ｈ_ｃJを向上させるには、ロールの周速度、加熱温度、昇温時間及び保持時間を、上記の範囲内で適宜組み合わせて設定する。

次に、保磁力とボンド磁石の耐熱性の関係について考察する。Ｐｒ量ｘ＝１０ａｔ％である場合に、最適な組成と条件で作製された合金薄帯は、実施例１〜５に示すように、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持し、同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持することができた。なおかつ、Ｊ_ｒの温度係数であるα（Ｊ_ｒ）_ａｖｅが小さく抑えられ、かつ、Ｈ_ｃＪの温度係数であるα（Ｈ_ｃＪ）_ａｖｅが小さく抑えられている。すなわち、高温に加熱されても、大きなＪ_ｒとＨ_ｃＪを維持することができる、耐熱性に優れた合金薄帯であった。この優れた耐熱性ゆえに、前記合金薄帯を粉砕した磁石粉末を用いて作製したボンド磁石は、高温での不可逆減磁率が、１２５℃で−１．３％、１５０℃で−２．１％、１７５℃で−３．７％と非常に小さく抑えらた、耐熱性に優れたボンド磁石であった。
Ｐｒ量ｘ＝１１ａｔ％である場合に、最適な組成と条件で作製された合金薄帯は実施例７〜１１に示しように、Ｈ_ｃＪを高めつつ、Ｊ_ｒを維持し、同様に、Ｈ_ｃＪを高めつつ、（ＢＨ）_maxを維持することができた。なおかつ、Ｊ_ｒの温度係数であるα（Ｊｒ）_ａｖｅが小さく抑えられ、かつ、ＨｃＪの温度係数であるα（Ｈ_ｃＪ）_ａｖｅが小さく抑えられている。すなわち、高温に加熱されても、大きなＪ_ｒとＨ_ｃＪを維持することができる、耐熱性に優れた合金薄帯であった。この優れた耐熱性ゆえに、前記合金薄帯を粉砕した磁石粉末を用いて作製したボンド磁石は、高温での不可逆減磁率が、１２５℃で−１．３％、１５０℃で−２．１％、１７５℃で−３．７％と非常に小さく抑えられた、耐熱性に優れたボンド磁石であった。
Ｐｒ量ｘ＝１２および１３ａｔ％である場合にも同様の結果が得られた。

本発明によれば、磁気特性および熱安定性を向上できるため、例えば自動車の駆動系などの高温環境下に曝される部位に適用することができる。

組成Ｐｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１．０Ｓｉ_０．５の合金薄帯について昇温速度２０℃／ｍｉｎにて測定したＤＳＣ曲線である。 組成Ｐｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１．０Ｓｉ_０．５でありロール周速度１０ｍ／ｓｅｃの合金薄帯について、急冷後、熱処理温度５７５℃、６００℃、および６２５℃で熱処理して得られた合金薄帯のＸ線回折図形である。 組成がＰｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１．０Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が１０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６００℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯の減磁曲線を示すグラフである。 組成がＰｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１．０Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が１０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６００℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯のＪ_ｒとＨ_ｃＪの温度特性を示すグラフである。 組成がＰｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１．０Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が１０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６００℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯のσ−Ｔ曲線である。 組成がＰｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１．０Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が１０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６００℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯のＴＥＭ写真である。 組成がＰｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１．０Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が１０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６００℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯を用いて作製したボンド磁石の減磁曲線である。 組成がＰｒ_１０Ｆｅ_６８．５Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_１．０Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が１０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６００℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯を用いて作製したボンド磁石の不可逆減磁率についての温度依存性を示すグラフである。 組成Ｐｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０．７Ｓｉ_０．５の合金薄帯について昇温速度２０℃／ｍｉｎにて測定したＤＳＣ曲線である。 組成Ｐｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０．７Ｓｉ_０．５でありロール周速度１０ｍ／ｓｅｃの合金薄帯について、急冷後、熱処理温度５７５℃、６００℃、６２５℃及び６５０℃で熱処理して得られた合金薄帯のＸ線回折図形である。 組成がＰｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０。７Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が１０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６２５℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯の減磁曲線を示すグラフである。 組成がＰｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０。７Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が１０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６２５℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯のＪ_ｒとＨ_ｃＪの温度特性を示すグラフである。 組成がＰｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０。７Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が１０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６２５℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯のσ−Ｔ曲線である。 組成がＰｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０。７Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が１０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６２５℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯のＴＥＭ写真である。 組成がＰｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０。７Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が１０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６２５℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯を用いて作製したボンド磁石の減磁曲線である。 組成がＰｒ_１１Ｆｅ_６７．８Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１０．５Ｙ_０。７Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が１０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６２５℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯を用いて作製したボンド磁石の不可逆減磁率についての温度依存性を示すグラフである。 組成がＰｒ_１３Ｆｅ_６２．３Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１４Ｙ_０．７Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が２０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が５７５℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯のＴＥＭ写真である。 組成がＰｒ_１３Ｆｅ_６２．３Ｃｏ_８Ｔｉ_１．５Ｂ_１４Ｙ_０．７Ｓｉ_０．５であり、ロール周速度が２０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が５７５℃、熱処理時間が５ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯のＴＥＭ写真である（図１７の一部を拡大）。 図１７の粗大粒子のひとつについて測定した、制限視野回折像である。

Claims (11)

1. 組成として、プラセオジム（Ｐｒ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、チタン（Ｔｉ）、ホウ素（Ｂ）、ケイ素（Ｓｉ）に加えて、イットリウム（Ｙ）を必須元素として含有し、
   かつ、前記組成が一般式Ｐｒ_ｘＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｏ−ｐ−ｑ}Ｃｏ_ｙＴｉ_ｚＢ_ｏＹ_ｐＳｉ_ｑ（但し、ｘ＝１０〜１３、ｙ＝７．５〜１０．５、ｚ＝０．１〜２．０、ｏ＝９．０〜１４．０、ｐ＝０．１〜１．２、ｑ＝０〜１．５である）で表されることを特徴とする希土類磁石合金。
2. 少なくともＰｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相を含む、請求項１に記載の希土類磁石合金。
3. 前記Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相に加えて、少なくともα−Ｆｅ型ソフト相を含むナノコンポジット構造を有する、請求項２に記載の希土類磁石合金。
4. 前記組成からなる合金溶湯の急冷と熱処理とにより得られる、請求項１に記載の希土類磁石合金。
5. 前記組成からなる合金溶湯を回転する冷却ロールで急冷することで得られる、請求項１に記載の希土類磁石合金薄帯。
6. 請求項５に記載の希土類磁石合金薄帯を粉砕した希土類磁石合金粉末をボンド材で成形したことを特徴とするボンド磁石。
7. プラセオジム（Ｐｒ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、チタン（Ｔｉ）、ホウ素（Ｂ）、イットリウム（Ｙ）、およびケイ素（Ｓｉ）を含む合金溶湯を回転するロールに供給して、急冷薄帯を得る薄帯製造ステップと、
   前記急冷薄帯を熱処理して、前記急冷薄帯を結晶化させる結晶化ステップと、
   を含み、
   前記組成を、一般式Ｐｒ _ｘ Ｆｅ _{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｏ−ｐ−ｑ} Ｃｏ _ｙ Ｔｉ _ｚ Ｂ _ｏ Ｙ _ｐ Ｓｉ _ｑ （但し、ｘ＝１０〜１３、ｙ＝７．５〜１０．５、ｚ＝０．１〜２．０、ｏ＝９．０〜１４．０、ｐ＝０．１〜１．２、ｑ＝０〜１．５である）としたことを特徴とする希土類磁石合金薄帯の製造方法。
8. 前記ロールの周速度を８．５〜２０．０ｍ／ｓｅｃの範囲に設定する、請求項７に記載の希土類磁石合金薄帯の製造方法。
9. 前記熱処理での加熱温度を５５０〜６３５℃の範囲に設定する、請求項７に記載の希土類磁石合金薄帯の製造方法。
10. 前記熱処理での昇温時間を１〜７ｍｉｎの範囲に設定する、請求項７に記載の希土類磁石合金薄帯の製造方法。
11. 前記熱処理での保持時間を１〜７ｍｉｎの範囲に設定する、請求項７に記載の希土類磁石合金薄帯の製造方法。