JPH01703A - 永久磁石およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は各種電気機器等に使用される高性能磁石、％
に希土類元素を含む合金系の急冷磁石およびその製法に
関し、Ｆ・−Ｒ−Ｂ系（Ｒはｙｔ−含む希土類元素であ
る、以下同じ）およびＦ＠−Ｃ。

−Ｒ−Ｂ系の合金溶湯を急冷凝固させることによって優
れた磁石特性を有する磁石としさらに急冷凝固後の磁石
を特定条件下で焼鈍することによりて、均質で安定力磁
石性能を得るものである。

〔従来の技術〕

高性能を有する希土類磁石としては、粉末冶金法による
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石でエネルイー積として、３２　ＭＧＯ
・の４のが量産されているが、Ｓｍ、Ｃｏは原料価格が
高いという欠点を有する。希土類の中で原子量の小さい
希土類元素、たとえばセリウムやプラセオジム、ネオジ
ムはサマリウムよりも豊富にあり、価格が安い。又Ｆ・
は安価である。

そこで、近年Ｎｄ−Ｆ・−Ｂ系磁石が開発され、特開昭
５９−４６００８号公報では、焼結磁石が、また特開昭
６０−９８５２号公報では、高速急冷法によるものが述
べられている。

焼結法による磁石では、従来のＳｍ−Ｃｏ系の粉末冶金
プロセスを適用出来るものの、酸化し申すいＮｄ　−Ｆ
・系合金インプットを２〜１０μｍ程度に微粉末化する
工程を有するため、取シ扱いが難かしいこと、あるいは
粉末冶金プロセスは工程数が多い（溶解→鋳造→インｆ
ット粗粉砕→微粉砕→プレス→焼結→磁石）ため安価な
原料を用いるという特命を生かせ危い面がありた。

一方高速急冷法による磁石では工程が簡素化され（溶解
→高速急冷→粗粉砕→冷間プレス（温間プレス）→磁石
）かつ微粉末化工程を必要としないという利点がある。

しかし々がら、高速急冷法による磁石を工業材料となす
ためには一層の高保磁力化、高エネルイー積化、低コス
ト化および着磁特性の改良等が望まれていた。

希土類−鉄一ホウ素永久磁石の緒特性の中で保磁力は温
度に鋭敏であり、希土類コバルト永久磁石の保磁力（ｉ
Ｈａ　）の温度係数が０．１５％／Ｃであるのに対して
、希土類−鉄一ホウ素永久磁石材料の保磁力（ＩＨａ　
）の温度係数は０．６〜０．７９６／ｕと４倍以上高い
という問題点があった。したがって、希土類−鉄一ホウ
素永久磁石材料は温度上昇に伴りて減磁する危険が大き
く、磁気回路上での限定された設計を余儀危くされてい
た。さらＫは、例えば、熱帯で使用する自動車のエンジ
ンルーム内の部品用永久磁石としては使用不可能でらり
た。

希土類−鉄一ホウ素永久磁石材料は保磁力の温度係数が
大きいところに実用上の問題があることは従来よ）知ら
れておシ、保磁力の絶対値が大きい磁石の出現が望まれ
ていた（日経二１−マテリアル、１９８６．４−２８　
（Ａ９　）第８０頁）。

Ｒ−Ｂ−Ｆ・合金に液体急冷法によシ高い保磁力ＩＨｅ
とエネルゼ積を具備させることを提案する特開昭６０−
９８５２号公報の組成は、希土類元素Ｒ（Ｎｄ、　Ｐｒ
）＝　１０９Ａ以上、Ｂ＝０．５〜１０％、残部Ｆ・か
らなるものが特許請求の範囲に記載されている。従来Ｒ
−Ｂ−Ｆ・合金の優れた磁石特性はＮｄ　２Ｆ６１４Ｂ
相化合物によるものと説明されておシ、そのため焼結法
、高速急冷法共に磁石特性を改良するための多くの提寮
特開昭５９−８９４０１゜６０−１４４９０６．６１−
５７９７４９．５７−１４１９０１．６１−７３８６１
号公報）はこの化合物に該当する組成の近傍、すなわち
、Ｒ＝１２〜１７チ、Ｂ−５〜８チの範囲の合金の実験
に基づいている。希土類元素は高価であるため、その含
有量を低下させることが望まれるが、希土類元素の含有
量が１２係未満になると、保磁力ｉＨｅが急激に劣化す
るという問題があり特開昭６０−９８５２号ではＲ＝１
０％となると１）Ｉｓは６　ｋｏ・以下になる事が示さ
れている。すなわち、Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系合金において希土
類元素の含有量が１２％未満になると、保磁力ＩＨｅが
劣化するとの事実があったのであるが、かかる組成範囲
において保磁力１１ｔｅの劣化を防止するように組成な
らびに組織を設計する方法は従来知られていなかった。

焼結法と高速急冷法においては、基本的にＮｄ２Ｆ＠、
４Ｂ化合物を用いているｔζ応用物理第５５巻、第２号
（１９８６）頁１２１に示される如く、上記磁石は単な
る製法の違いだけではなく両磁石は合金組織と保磁力発
生機構の観点から全く異なったタイプの磁石である。す
なわち焼結磁石は結晶粒径が約１０μｍでおり、従来の
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石で言えば、逆磁区の核発生が保磁力を
決める５ｒｎＣｏ　５型磁石のような二轟−クリエーシ
、ン型でアリ、一方高速急冷磁石は０．０１〜１μｍの
微細粒子をアモルファス相が取）囲んだ極めて微細な組
織によシ磁壁のピン止めが保磁力を決定するＳｍ２Ｃｏ
　１ｙ型磁石ノよつ表ピンニング型磁石でおる。それゆ
え、特性向上のための両磁石へのアグローチの考え方と
しては保磁力発生機構が十分異なる事を考慮して検討す
る必要がありた。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明は平衡相以外に非平衡相を用いる事が可能である
高速急冷法に着目し、Ｆ・（Ｃｏ）　−Ｒ−Ｂ系に対す
る種々の添加元素の影響を検討した結果、Ｚｒ、　Ｎｂ
、　Ｍｏ、　Ｈｆ、　Ｔａ、　Ｗ等の特定の添加元素が
Ｒ含有量が少なくとも（１２１未満）、等方性であって
も高保磁力、高エネルギー積を示し、実用に適した高性
能磁石を提供しうる事を見出したものである。この発明
は高速急冷法で得られるものでちゃ、焼結法においては
実現出粟ない本のである。また１２ＳＲ以上においても
、高速急冷法による保磁力を改良するものである。

さらに本発明はＺｒ、　Ｎｂ、　Ｍｅ、　Ｈｆ、　Ｔａ
、　Ｗ等の添加元素を用い、高速急冷することによル着
磁特性および耐食性が良好力磁石合金を提供するもので
ある。またこの発明はその磁石の性能をさらに安定に得
るための方法を提供するものでおる。

すカわち、本発明は、　（Ｒａ（Ｃ・ｂ”１−１））１
−ａ’ｘ（Ｆ”　１−ｚＣ’ｚ　）　１ｏ０−ｘ−ｙ−
ｖ”ｙＭｇｉ（但し、ＲはＣｅ，Ｌａを除き、Ｙを包含
する希土類元素の少なくとも１種、５．５≦ｘ≦２０．
２≦ｙ＜１５、Ｏ≦２≦≦０．７．０＜Ｗ≦１０、Ｏ，
ＳＯ≦ａ≦１．００．０≦ｂ≦１．ＭはＺｒ、　Ｎｂ、
　Ｍｏ、　Ｈｆ、　Ｔａ、　Ｗの少なくと４１種）から
カシ、倣結晶相あるいは微結晶とアモルファス相との混
相からなる永久磁石にある。

本発明の磁石は、前記の組成のＦｅ−Ｒ−ＢおよびＦ・
−Ｃｏ−Ｒ−Ｂからなる系の合金溶湯をいわゆる液体急
冷法によって高速で冷却凝固させた本のである。この液
体急冷法は、水冷等によシ冷却された金属製の回転体の
表面に、ノズルから溶湯を射出して高速で急冷凝固させ
、リゲン状の材料を得る方法であり、ディスク法、単ロ
ール法（片ロール法）、双ロール法等があるが、この発
明の場合には片ロール法、すなわち１個の回転ロールの
周面上に溶湯を射出する方法が最も適当である。

片ロール法でこの発明の磁石を得る場合、水冷回転ロー
ルの周速度は、２　ｍ／ｓ＠ａ〜］　ＯＯｍ／５ｌＩｅ
の範囲内とすることが望ましい。その理由は、ロール周
速度が２ｍ／臓未潜の場合および１００ｒＩ％／ｗｒ。

を越える場合のいずれにおいても保磁力ＩＨａが低く危
るからである。高保磁力、高エネルギー積を得るためＫ
はロール周速度を５〜３０　ｍ　７ｗ１５とする事が望
ましい。このようＫＯ−ル周速度２〜１００ｍ／（６）
にて片ロール法で前記組成の合金温湯を急冷凝固させる
ことＫよりて、保磁力ＩＨｃが、３０００〜２００００
０＠、磁化σが８０〜１５０ｍｎｕ／ｇｒの磁石が得ら
れる。このように浴湯から直接急冷凝固させれば、非晶
質もしくは極めて微細な結晶質の組織が得られ、その結
果上述の・ように磁石特性が優れた磁石が得られるので
ある。

急冷後の組織は急冷条件により異彦るが、アモルファス
あるいは微結晶又はその混合組織からなるが、焼鈍によ
り、その微結晶又はアモルファスと微結晶からなる組織
およびサイズをさらにコントロール出来、よシ高い高特
性が得られる。微結晶相としては、少くとも５０−以上
が、０．０１〜３μｍ未満好ましくは０．０１〜１μｍ
未滴の範囲内の大きさである時、高特性が得られる。ア
モルファス相を含ま力い組織から表る時高特性が得られ
る。

液体急冷法によりて急冷凝固された磁石を、不活性雰囲
気もしくは真空中において３００〜９００℃の温度範囲
にて０．００１〜５０時間焼鈍する。このような焼鈍熱
処理を施すことに本りて、この発明で対象とする成分の
急冷磁石では、急冷条件によって諸性性が敏感でカくな
り、安定した特性が容易に得られる。ここで焼鈍温度は
、３００℃未満では焼鈍の効果はｆｉ＜、９００℃を越
える場合ＫＦｉ、保磁力ＩＨ（＋が急激に低下する。ま
た焼鈍時間が０．００１時間未満では焼鈍の効果が々く
、５０時間を越えてもそれ以上特性は向上せず、杼済的
に不利とがるだけである。し九がって焼鈍条件は前述の
ように規定した。また、上記焼鈍中に、磁場中処理を行
２！うことによシ磁石特性を向上させることができる。

得られたりがン状の磁石を、好ましくは１３０〜５００
μｍの粒径に粉砕して、冷間ゾレス又は温間プレスする
事によ）高密度のバルク体磁石とカす事が出来る。

さらに本発明に係る永久磁石は、液体急冷法の他に粉末
結合法、すなわち液体急冷法によシ得九すｚｙｌｐは粉
末を必要ならばさらに焼鈍処理および粉砕した後に、樹
脂等で結合してＭンディレド磁石とする事が出来る。

従来の高速急冷法により得られたＩＪ　ｚｙ状の磁石あ
るいは、それを粉砕後バルク体となした磁石およびダン
プイツト磁石は特開昭５９−２］１５４９号公報に示さ
れる如く知られている。しかし従来の磁石はＪ、Ａ、　
Ｐ２Ｏ（ＬＯ，、ｖｏＡ１５　（１９８６）　３６８５
頁に示される如く飽和磁化まで着磁させるためＫは、４
０ｋＯｅ以上１１０　ｋｏ・にもおよぶ着磁磁場が必要
であり、通常の電磁石である１５〜２０ｋＯｅで飽和着
磁可能力磁石が望まれていた。本発明におけるＺｒ、Ｎ
ｂ等を含有させた磁石合金は図ＩＫ示す如く１５〜２０
　ｋｏ・で十分着磁可能であるという利点を有し、その
ため１５〜２０　ｋｏｅでの着磁後の特性は大巾に改良
される。

なお、図中、Ｆ・−１３，５Ｎｄ−５Ｂは従来の磁石の
例、Ｆ＠　−９，５Ｎｄ　−８Ｂ−４Ｚｒは本発明の磁
石の例、横軸は着磁磁場（ｋＯｅ）、縦軸はＢｒ（Ｒ＠
ｗ）　−ある着磁磁場における残留磁化−に対するＢｒ
（４０ｋ）−４０ｋｏ・の着磁磁場に対する残留磁化の
比率である。

又液体急冷法によシ得られたリゴン状の本磁石を直接も
しくは粉砕した後に塑性加工等を用いて高密度かつ異方
性化する事により約２〜３倍の磁石特性の向上が見られ
る。

この塑性加工時の温度・時間条件は、焼鈍に関して説明
し九微結晶相が得られ、粗粒化を妨げるように選択する
必要がある。この点に関し、本発明におけるＮｂ、Ｚｒ
等の添加元素Ｍは結晶成長を抑制し、高温、長時間でも
保磁力を劣化させず高い保磁力が得られるため温間塑性
加工条件を改善するという利点を有している。

塑性加工法はホットプレス、押出し、圧延、スフエージ
、鍛造力どにより行なわれる。ホットプレスの条件は５
５０〜１１００℃、２００〜２５００に９／ａｍ”が好
ましい。特性上はホットプレス、押出加工が好ましい。

ホットプレスは一次プレスだけでもよいが、さらに２次
プレスを行うと、良好か磁石特性が得られる。

又押出し成形の場合５５０〜１１００℃、４００〜１２
０００ｋｌ？Ｉ／ｌｖｓ”　カ好’！　シｕ。

さらにこのように異方性化された磁石もダンプイツト磁
石として使用される。

以下余白 次にこの発明における成分限定理由について脱化の値が
小さくなる。又Ｃ・とＬａの複合添加の合計が２０チを
越えて添加されると最大モネルギー積が低下するので、
０．８０≦ａ≦１．００とした。

又Ｓｍメタルも、異方性化定数を低下させるのでＸの２
０％以下に押えた方が良い。Ｂの量ｙの値は、２未満で
は保磁力ＩＨｅが小さく、１５以上ではＢｒが低下する
。ＣｏでＦ・を置換することで磁気性能が改善しかつキ
ューリー温度も改良されるが、置換ｉ！ａ０．７を越え
木と保磁力Ω低下をまねく。

Ｚｒ＊Ｎｂ、Ｍｏ＋Ｈｆ＋Ｔａ＊Ｗの少なくとも１ｍの
Ｍ元素の−ＪＥＬＷが１０を越えると磁化の急激な減少
をまねく。またｉＨａの増加のためには０．１以上のＷ
が好ましく、耐食性を上昇させるためには０．５以上よ
り好ましくは１以上が良好である。Ｍ元素を２種以上複
合添加すると、単独添加の場合よシも保磁力ＩＨｅ向上
効果が大きい。なお複合添加の場合の添加量上限は１０
％である。

Ｂの５０チ以下を８１　、Ｃ，ＧａｔＡＡ、Ｐ、Ｎ、Ｃ
ｏ　、ｓ等で置換してもＢ単独と同様な効果を有する。

ｙは２〜１５未満の範囲、２はＯ〜０．７の範囲、Ｗは
Ｏを含ます〜１０の範囲とする必要がある。

なお、高保磁力を得るための好ましい領域としてＸは１
２〜２０よシ好ましくは１２〜１５、ｙは２〜１５未満
、よシ好ましくは４〜１２さらに好ましくは４〜１０．
２はＯ〜０．７よシ好ましくは０〜０．６、Ｗは０．１
〜１０よシ好ましくは２〜ｌＯの範囲である。

又等方性で高エネルギー積を得るための好ましい領域は
Ｘは１２未満より好ましくは、１０未満、ｙは２〜１５
未満よシ好ましくは４〜１２、さらに好ましくは４〜ｌ
Ｏの範囲、２はＯ〜０．７より好ましくはθ〜０．６、
Ｗは０を含ます〜１０よシ好ましくは２〜１０の範囲で
ある。

又等方性で着磁特性が良く高エネルギー積を得るための
好ましい領域はＸは６〜１２よシ好ましくは、６〜ｌＯ
未満、ｙは２〜１５未満よシ好ましくは４〜１２さらに
好ましくは４〜１０の範囲、２はＯ〜０．７、よシ好ま
しくはＯ〜α、６、Ｗは０を含ます〜１０よシ好ましく
は、２〜ｌＯの範囲である。

又異方性で高エネルギー積を得る九め好ましい領域はＸ
は６〜１２よシ好ましくは６〜１０粂満、ｙは２〜１５
未満よシ好ましくは４〜１２さらに好ましくは４〜１０
．２は０〜０．７よシ好ましくはθ〜０．６、Ｗは０を
含ます〜１０よシ好ましくは２〜１０の範囲である。

〔作用〕

第２図にＭ＆加の作用を示す。図には実施例１に示すよ
うな方法で得られた９、ｆン薄帯の保磁力ｉＨｅおよび
実施例２で示すようなホットプレス法で得られた最大エ
ネルギ積（ＢＨ）ｍａｘを示す。

また、組成としては、Ａ：Ｒ−８Ｂ−残部鉄（比較例）
およびＢ：Ｒ−８Ｂ−（３〜６　）　Ｎｂ−残部鉄（本
発明）、但しＲはＮｄの例を示す。

この図かられかるように、Ｍの添加は約１０Ｍ子％Ｎｄ
以上では特に高保磁力化に寄与しまた低コスト化が可能
な約ｌＯ原子チＮｄ未満では特に最大エネルギ積（ＢＨ
）ｗａｘの向上に寄与する事がわかる。

またＭは保磁力向上に対する寄与も大きい。このような
傾向は他の添加元素を用いた場合もほぼ同様な傾向を示
す。

上述のような高保磁力化の原因としては、Ｒ含有量が１
２原子−以下、特に１０原子−未満の場合は従来のＲ−
Ｆ・−Ｂ磁石に見られるような安定な正方晶１２Ｆ・１
４”化合物を使用する保磁力機構ではなく、高速急冷法
によシ過飽和にＭ元素が固溶した準安定なＲ，Ｆ・ｌ”
相を主相とした微細組織が原因となる。通常Ｍは約２ａ
ｔチまでは安定に高温で固溶しうるが、２ａｔチ以上固
溶するためには高速急冷法を用いなければ不可能でメジ
、準安定に存在する。

このことは第３．４図に示されるＸ線回折の結果からも
推察される。

第３図はＩｏｎ、／秒で高速急冷後７００℃１０分間時
効処理を施した磁石のＸ線回折図で、殆んどＲ２Ｆｅ１
４Ｂ相からなる。第４図は鋳造インが、トを作成後又は
１１５０℃４時間均質化処理後のＸ＆１回折であるが、
明らかに第３図と回折パターンが異なり主相がＲＦｅ　
ｙ相で構成されている。

それゆえ、添加元素Ｍは低Ｒ組成でもＲ２Ｆｅ　、　４
Ｂ相を安定化するが、この作用は高速急冷法においての
み得られるものであシ、焼結磁石ではこのような効果は
ない。

ＲｌＭｙＢｙ（Ｆ＊　、Ｃｏ）１−ｘ−ｙ−ｖで表現す
れば、２≦ｗ≦１０，５．５≦ｘ（１２好まし−く蝶６
≦ｘ〈１０．４≦ｙ≦１２好ましくは４≦ｙ≦１０なる
時上記作用影養が大である。又、添加元素Ｍはピンニン
グサイトのための境界相として働く副相を生成し、強化
する働きをもつと考えられる。さらに、α−Ｆ・および
他の相も７部副相として存在することができる。又α−
Ｆ・相および他の相も一部副相として存在することが出
来る。

Ｒ含有量が１０原子−以上特に１２原子−以上の場合、
保磁力発生機構は従来のＲ２Ｆ・１４”型相によるが１
Ｍが結晶異・方性定数を上昇させる効果によシ保磁力が
向上すると考えられる。又本発明による磁石は先に述べ
た如く着磁磁場が低くてすみかつ量産安定性に優れた磁
石である。

実施例１ Ｒｘ（Ｆ’ｅ１−、Ｃｏ、　）１０Ｇ−、−、−一戸一
なる組成を有する合金をアーク溶解によシ作製した。得
られた合金を溶湯急冷法を用いて薄帯化した。１０〜８
０ｍ７秒で回転するロール表面に石英ノズルを介して溶
湯合金をアルコ０ンガス圧で射出冷却して非晶質あるい
は微結晶質から成る薄帯を得た。

この薄帯にアルゴンガス雰囲気中５５０〜９００℃の温
度範囲で時効処理を施した。得られた最高の磁気特性を
第１表に示す。

第１表より、Ｍの添加により、ｌＨｅと（ＢＨ）ｍａｘ
の高い磁石が得られることがわかる。

以下余白 本発明の試料の扁１〜２７および比較例４２８〜３１の
磁石を４０℃、９０％の温度の雰囲気で１００時間放置
したところ、４２８〜３１の試料だは０．１〜Ｉｍの錆
が発生したが、本発明の試料には殆んど認められなかっ
た。これよりＭの添加は耐食性も改良している事がわか
る。

実施例２ 実施例１と同様にＲ，Ｃ（Ｆｅ、−ｚＣｏｚ　）、Ｄｏ
−Ｘ−７−−ｙ”ｗなる合金を作成した。得らｆ’Ｌ７
’ｊ最高の磁気特性を第２表に示す。

以下余白 第２表から、Ｍｏ　、　Ｈｆ　、　Ｔａ　、　Ｗの一種
以上の添加によシ無添加合金より高特性が得られること
がわかる。又１本発明の試料と比較例の試料（Ａ３３〜
３６）を４０℃、９０％の湿度の雰囲気で１００時間放
置し九ところ、比較例の試料には。

０、１　ｚ　１　ｗｍの錯が発生したが、本発明の試料
にはあまり認められなかった。これよシ本発明の試料は
耐食性も良好である事がわかる。

実施例３ 第３表に示すような組成を有する合金が、得られるよう
に原料を配合し、高周波加熱によってこれらの原料を溶
解し、アルジン雰囲気中くて周速４０ｍ１ｍで回転して
いる銅ロール九石英ノズルから溶湯を噴出し、淳さ約２
０μｍ１幅５鴎のりＩンを得た０次いです？ンをＳＯ〜
２００　Ａｍ程度の粒径の粒子に粉砕した。得られ次粉
末を用いてアルがン雰囲気内にて約７００℃、加圧カフ
　００ｋｌｉ／ａｔｔ”　、１０分間の条件で第１次の
ホットプレスによる加工を行なりて、２０Ｘ２０Ｘ２Ｇ
露の寸法の中間成形体を得た。

次にこｎを用いて、圧力方向にｙｔＡな方向がフリーな
型で、第２次のホットプレスによる塑性加工を行ない異
方性磁石とした。ホットブレス条件は時間７分、４０分
、加圧力９００に９７ｃｍ”　、温度は７２０℃であっ
念。第２次のプレス加工によシ（加圧方向に）５０〜７
０％の加工を施した。す♂ンの磁石特性及び第２次のプ
レス加工後の磁石特性を第４表に示す。

以下余白 上表よシ本発明のＡ１−１７の組成において、温間塑性
加工後のＭ添加合金の磁石特性は著しく上昇し、特ＫＩ
Ｈａの向上およびｉＨｃの維持に寄与があることがわか
る。

実施例４ Ｎｄｘ（Ｆ”ｔ−２”ｚ）、０Ｏ−ｘ−ｙ−ｖ”ｙ”−
なる組成を有する合金について実施例１と同様の処理を
行なつ之結果を８５表に示す。

以下余白 実施例５ 第６表に組成を示す合金を実施例２と同様に処坤した結
果を第７表に示す。

第６表 実施例６ 実施例１と同様な方法で第８表に示す組成の合金を作成
した。

この試料を振動式磁力計を用いまず１８　ｋＯｅで着磁
測定し、次に４０　ｋＯ＠でパルス着磁後測定したもの
を比較した。その値をＢｒｔａｇ／’１３ｒａｏｇ（イ
）で示す。

なお表中の値は４０　ｋｏｓでパルス沼田し九試料の値
である。

以下余白 第８表よυ本系合金は着磁が容易である事がわかる。

実施例７ ９．５Ｎｄ−８Ｂ−４Ｚｒ−ｂａｔ　Ｆｅなる組成を有
する合金をアーク溶解によシ作製した。得られた合金を
溶湯急冷法を用いて薄帯化した。７．５〜３０ｍ／秒で
回転するロール表面に石英ノズルを介して溶湯合金をア
ルゴンガス圧で射出冷却して非晶ａｈるいは微結晶質か
ら成る薄帯を得た。

との薄帯にアルゴンガス雰囲気中７５０℃で１０分間時
効処理を施した。得られた磁気特性を第９表に示す。

第９表 又比較のため、９．５Ｎｄ−８Ｂ−ｂａｌ　Ｆｅなる組
成の合金を同類に作成、７００℃で１０分間熱処理した
。

拘られたべ高の（ＢＨ）ｍは７　ＭＧＯｅであった。さ
らに４１〜５の試料についてＩＨｅおよびＢｒの温度係
数を２０℃〜１１０℃にわたりて測定した所、ｄｉ）Ｉ
ｅ− 県−ｏ、ｏｓ〜０，１１チ／℃、マー０．３４〜０．４
０％／℃と良好な値を示した。

実施例８ 下記の第１０表に示される特性を有する薄帯を約１００
μｍに粉砕し熱硬化性樹脂と混合しプレス球形し、密度
約５　ｇ／　ｅｅのボンド磁石を得た。

４０　ｋｏｓの・４′ルス着磁を加・し測定した結果を
第１０表に示す。

以下余白 又本発明のム１〜４の磁石は１８　ｋｃ）＠での着磁”
が４０ｋＯｅでのパルス：Ｎ磁と比べ９７チ以上と良好
であシ、又温度特性は実施例７のリボンと巨」様な良好
な佃を示したつ 又比較例のム７の試料の１８　ｋｏｓでのＮ１ｊＢは９
２％でありた。さらに比較例のＢ　ｒ　ｒ　ｉ　Ｈｅの
温度特性（２０〜１１０℃）を調べた所ｄＪＶ＝ｏ、　
ｔ　、ｉ実施例９ 第１１衣に示すような組成を有する合金が得られるよう
に原料を配合し、高周波加熱によってこれらの原料を溶
解し、アルゴン雰囲気中にて”周速４０ｍ／ｓ＠ｅで回
転している銅ロールに石芙ノズルから溶湯を噴出し厚さ
約２０μｍ、１隔５籠のり一ンを得た０次いでり７ンを
ＳＯ〜２００μｍ程度の粒径の粒子に粉砕した。得られ
た粉末を用いて、アルゴン雰囲気にて約７８０℃、加圧
力１，０００ｋｌＦ／−１１５分間の条件で第１次のホ
ットプレスによる塀工を行なって３０φ×３０ｍの成形
体としｔ０次にこの・成形体を最終製品形状外径５０ｍ
。

内径４４ｍ、アーク角６０’になるように８００℃で押
出し加工した。押し出し比は８で押出圧８ｔｏｎ／−で
あり念。その後得られた押し出し品を長さ１０箇に切断
し次。得られ次押出品は半径方向に異方性を示し友。磁
石特性と密度は第１１ｆ！の通シであった。

第１１表 〔発明の動床〕 以上の説明、特に実施例から明らかなように、本発明に
より、Ｍ元素を添加することにより、Ｒ１Ｆ＠、　Ｂ含
有量がほぼ同一の糸のＭ元素無添加磁石と比較して、添
加量にもよるが、１．５倍以上の保磁力ＩＨａが達成さ
れる。よって、Ｒ−Ｂ　−Ｆｅ合合金万石保磁力ＩＨｃ
の温度特性が優れないという欠点があるにせよ、かかる
欠点ｔ−袖りて余ｖｈる高い保磁力ＩＨｅ向上が達成さ
れ、そして実用性ある永久磁石が提供さｎｚ・ ま友、本発明の磁石の組織は、焼鈍により適切に結晶粒
径を制御することにより−層高−保磁力ｉＨｅ　ｆ発揮
できるものであるから、単に液体急冷法の製法だけでは
なく、結晶粒径制御をするように条件を選定すればホッ
トプレス法等の温間加工も製法として採用できる。この
ホットプレス法において、Ｍ元素の添加の作用により、
温度・時間条件の結晶成長に対する敏感性が緩和される
九め、本磁石はシ造しやすいとの利点がある。また極め
て着磁特性に優れた磁石であるという特徴がある。

さらに、特筆すべき点として、希土類元素Ｒの含有量が
１０％未清においても、希土類元素Ｒの含有ｆ＃１０％
以上の場合と遜色ない磁石特性が得られる。よって、本
発明により、低プヌトでありかつ保磁力およびエネルギ
ー積の高い磁石が提供されたこととなり、当該分野にお
ける本発明の窓錠は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は着磁特性のグラフ、 第２図は希土類元素含有量およびＮｂが磁石特性に及ぼ
す影響を説明するグラフ。 紀３図は高速急冷後７００℃、１０分加熱し九８Ｎｄ　
−４，５Ｚｒ−７，５８−ｂａｔ　ＦｅＯｘ線回折図、
第４図は上記と１１５０℃で４時間加熱した同一組成の
鋳造インゴットのＸ線回折図である。

Claims (15)

【特許請求の範囲】
1. １．｛Ｒａ（Ｃｅ＿ｂＬａ＿１＿−＿ｂ）＿１＿−＿ａ
   ｝＿ｘ（Ｆｅ＿１＿−＿ｚＣｏ＿ｚ）＿１＿０＿０＿−
   ＿ｘ＿−＿ｙ＿−＿ｗＢ＿ｙＭ＿ｗ（但し、ＲはＣｅ，
   Ｌａを除き、Ｙを包含する希土類元素の少なくとも１種
   、５．５≦ｘ≦２０、２≦ｙ＜１５、０≦ｚ≦０．７、
   ０＜ｗ≦１０、０．８０≦ａ≦１．００、０≦ｂ≦１、
   ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗの少なくとも１
   種）からなり，微結晶相あるいは微結晶とアモルファス
   相との混相からなる永久磁石。
2. ２．高速急冷により得られるリボン形態である特許請求
   の範囲第１項記載の永久磁石。
3. ３．前記微結晶相あるいは微結晶相とアモルファス相の
   混相よりなる粉末を圧粉した特許請求の範囲第１項記載
   の永久磁石。
4. ４．高速急冷により得られたリボンを粉砕後圧粉した特
   許請求の範囲第３項記載の永久磁石。
5. ５．前記組成を有する粉末を温間加工により塑性加工し
   てなる特許請求の範囲第１項記載の異方性永久磁石。
6. ６．微結晶相あるいは微結晶相とアモルファス相との混
   相からなる粉末をボンド磁石とした特許請求の範囲第１
   項記載の永久磁石。
7. ７．ほぼ２０ｋＯｅの低磁場で９５％以上着磁可能な特
   許請求の範囲第１項から第６項までの何れか１項に記載
   の永久磁石。
8. ８．ｘ（Ｒの含有量）≧１２である特許請求の範囲第１
   項から第７項までの何れか１項に記載の永久磁石。
9. ９．ｘ（Ｂの含有量）＜１２である特許請求の範囲第１
   項から第７項までの何れか１項に記載の永久磁石。
10. １０．ｘ（Ｒの含有量）＜１０である特許請求の範囲第
    ９項記載の永久磁石。
11. １１．ｘ（Ｒの含有量）が６≦ｘ＜１０である特許請求
    の範囲第１０項に記載の永久磁石。
12. １２．ｙ（Ｂの含有量）が４≦ｙ≦１２であり，またＷ
    （Ｍの含有量）が２≦ｗ≦１０である特許請求の範囲第
    １項から第１１項までのいずれか１項に記載の永久磁石
    。
13. １３．保磁力（１Ｈｃ）が７ｋＯｅ以上である特許請求
    の範囲第１項から第１２項までのいずれか１項に記載の
    永久磁石。
14. １４．ホント磁石以外の磁石であって、 最大エネルギ積（ＢＨ）＿ｍ＿ａ＿ｘが８ＭＧＯｅを越
    える特許請求の範囲第１０項記載の永久磁石。
15. １５．Ｒａ（Ｃｅ＿ｂＬａ＿１＿−＿ｂ）＿１＿−＿ａ
    ｝＿ｘ（Ｆｅ＿１＿−＿ｚＣｏ＿ｚ）＿１＿０＿０＿−
    ＿ｘ＿−＿ｙ＿−＿ｗＢ＿ｙＭ＿ｗ（但し、ＲはＣｅ，
    Ｌａを除き、Ｙを包含する希土類元素の少なくとも１種
    、５．５≦ｘ≦２０，２≦ｙ＜１５、０≦ｚ≦０．７、
    ０＜ｗ≦１０、０．８０≦ａ≦１．００、０≦ｂ≦１、
    ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗの少なくとも１
    種）からなる合金溶湯を高速急冷後に３００〜９００℃
    の温度範囲にて焼鈍する永久磁石の製造方法。