JPH03148804A - 熱安定性の良好な永久磁石及びその製造方法 - 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］ 本発明は、希土類元素（Ｒ）、遷移金属（ＴＭ）。 及び硼素（Ｂ）を主成分としたＲ−ＴＭ−Ｂ系超急冷磁
石（温間加工磁石、ボンド磁石、圧密磁石等）の改良に
関し、特にＧａの添加によって固有保磁力と残留磁束密
度が高く、かつ熱安定性を著しく改善した超急冷磁石に
関する。 ［従来の技術］ Ｒ−ＴＭ−Ｂ系磁石は、Ｒ−Ｇｏ系磁石よりも高い磁気
特性の得られる新しい組成系として開発が進んでおり、
その一つとして焼結磁石が知られている。これは溶湯を
鋳塊（インゴット）とした後、粉砕して磁粉とし成形、
焼結、熱処理を行なう粉末冶金法によるものである（例
えば特公昭６１−３４２４２号公報参照）。 しかし、ｍ発初期に提案されたＲ−ＴＭ−Ｂ系焼。 結磁石は熱安定性が悪いという欠点がある。従来のＲ−
Ｇｏ系焼結磁石では約８００℃のキュリー温度（Ｔｃ）
を有するのに対し、通常Ｔｃが約３００℃、。 最高でも３７０℃と極めて低い（特開昭５９−４６００
８号公報参照）。 そこで、Ｆａの一部をＣｏで置換してＴｃを４００℃以
上に上昇させた焼結磁石が知られている（特開昭５９−
６４７３３号公報参照）が、結晶磁気異方性を低下させ
るためｉＨｅを低下する。 また。Ｇｏ添加においてはＴｃを向上する反面。 高温加熱時の不可逆減磁率が大きい事実があり、単にＴ
ｃを向上するだけでは不可逆減磁率を改善することに直
結しないことを意味し注目すべきである。 あるいは、Ｄｙ、Ｈａのような重希土類元素によるＮｄ
の一部置換によってｉＨｃを改善した焼５号公報参照〕
が、（ＢＨ）ｍａｘｒＫｈＴ６１１ｉｔ＋ｆＩＩ＊ｘｅ
めず、また飽和磁束密度（４πＩｓ）の低下から持たら
される磁石の磁束密度の低下が大きくなるし、コストが
非常に高くなる問題点もある。 従って、前述の諸元素以外の新しい添加元素の探究がな
されてきた。 その試みの一つとして、Ｚｎ、Ｇａ、Ｉｎを添加した焼
結磁石も知られている（特開昭６０−２４３２４７号公
報参照）、該公報記載の発明によるとＮｄ、。 、　Ｐ　ｒ、、、（Ｆ　ａ、、、、Ｃｏ、、、、　Ｂ、
、、、）４．。の場合ｉＨｃ　＝３．８にＯｅのものが
、Ｚｎを添加したＮｄ、。。 Ｐ　ｒａ、＊（ｒ　ｅ＠、、、Ｇ　ｏ、。。７Ｂ、、、
、　Ｚ　ｎ、、、３）、、、で７．８　ｋＯｅになった
と報告されている。しかし、実施例がＺｎの場合しかな
く、均等物とされるＩｎ。 Ｇａについては全くその効果が開示されていない。 なお、Ｚｎ、Ｇａと並列的に記載されているＩｎについ
ては、本発明者の研究によるとｉ　Ｈｃを向上する効果
がないばかりかゼロに近くむしろ有害である。 更に、熱安定性については何の言及もなく、仮りにあっ
たとしても熱安定性のためにはｌＯｋｏｅ以上のｉ　Ｈ
ｃは必要であり、７．８ｋＯｅ程度のｉ　Ｈｃでは高温
における減磁分を到底補償できない。 また。焼結磁石を粉砕して磁粉とし、バインダ樹脂で結
合したＣｅ−Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ−８系ボンド磁石におい
てＦｅの一部をＧａ＊Ａｌ、Ｉｎ等で置換すると保磁力
を向上できることが開示されている（特開昭６０−２２
１５４９号公報参照）、　Ｃｅ、。　４Ｐ　ｒ、＊□Ｉ
Ｊ　ｄｏ−ｓ（Ｆ　ｅ６ｍａｓＡ　ｉ、。。、ａ　ａｌ
ｌ＠１１３１３１１−１１！：）Ｓ。 、の実施例があり保磁力５．３　ｋｏａが得られたと記
載されているが１０ｋＯｅ未満の保磁力では不十分であ
ることは前述の発明の場合と同様である。更に、熱安定
性については何の言及もない。 以上、焼結磁石における種々の従来発明を紹介したが、
焼結磁石では磁気特性と熱安定性の両方を改善すること
は困難であった。 その理由は、従来から高ｉ　Ｈｃの永久磁石を得るには
結晶粒径を単磁区粒子の寸法に近い約０．３μｍ程度に
細かくすることが重要であることが知られているにも拘
らず、焼結磁石においては平均結晶粒径は１〜８０４ｍ
と粗大であり（特開昭５９−１６３８０２号公報参照）
、極めて多数の磁区の集合体であって結晶粒内に逆磁区
が多数発生しｉ　Ｈｃ向上に本質的な限界があるためで
ある。また。焼結過程における結晶粒の成長により更に
ｉＨｅの本質的な低下をきたすという問題点もある。 また。焼結磁石を粉砕して得られたボンド磁石は。 粉砕による酸化が激しく磁気特性が劣化する問題点があ
る。 一方、微細な結晶粒が得られる超急冷磁石が注目されて
いる。すなわち、超急冷法によって得られた０、０２〜
０．４μｍの平均結晶粒径を有する高エネルギ積Ｒ−Ｆ
ｅ−Ｂ系磁石合金が知られており約２０　ｋｏｅのｉ　
Ｈｃが得られている（特開昭５９−６４７３９号公報参
照）、なお、この発明においては添加元素としてＣｏ、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎが検討されている。 また約０．５μｍ以下の微細結晶合金をボンド磁石とす
る発明が知られている（特開昭５９−２１１５４９号公
報参照）、シかし、この磁石は磁気等方性であリモータ
等の用途によっては強力な表面磁束密度を得るために、
磁気異方性のものを必要とする場合が多く、磁気異方性
のものが容易に得られる焼結磁石に比べて急冷法の短所
であるとされていた。 そこで、温間加工磁石が開発された（特開昭６０−１０
０４０２号公報参照）、該公報によると、温間加工によ
って磁気的異方性が付与され高温圧縮された物体は、室
温で優れた永久磁石特性を持つほか１６０℃で１５０７
時間の間４　ｋＯｅの逆磁界内に保持しても永久磁石特
性の損失は最少であったと記載されている。 ［発明が解決しようとする問題点］ しかし、前述の温間加工磁石は１６０℃における耐熱性
について［最少の損失」という非定量的な表現をしてい
るものの、具体的な実測データは開示されておらず、本
発明者らが実測した第１図（ａ）に示す通り、Ｒ−Ｆｅ
−Ｂ三元系においては加熱温度１６０℃において６０％
近い不可逆減磁率であるのが現実であった。 また。Ｇａ他を添加した焼結磁石においては本質的に保
磁力が超急冷磁石よりも低く、更に熱安定性については
何ら言及していない。 従って、本発明の目的はＲ−ＴＭ−Ｂ系磁石において残
留磁束密度を低下することなく十分な固有保磁力を持ち
、かつ熱安定性の著しく改善された超急冷磁石を提供す
ることにある。 なお、ここで超急冷磁石とは合金の溶融物を超急冷して
実質的に磁気等方性の薄片を得た後、この薄片を成形し
て高密度化した磁気等方性を有する圧密磁石、更に前記
成形体を温間加工することで磁気異方性を付与した温間
加工磁石、温間加工の後、粉砕して得た磁気異方性磁粉
，及び前記磁気異方性磁粉とバインダを混練成形した磁
気異方性ボンド磁石をいう。 （以下余白） ［問題点を解決するための手段］ 本発明は、希土類元素（Ｒ）、硼素（Ｂ）、遷移金属（
ＴＭ）から実質的になり微細結晶粒で磁気異方性を有す
る温同加工磁石、ボンド磁石、圧密磁石等の超急冷磁石
において、Ｇａ添加により熱安定性を顕著に改善したこ
とを特徴とするものであり、Ｇａ添加により固有保磁力
が１０ＫＯｅ以上かつ耐熱温度が１８０℃以上であるも
のを提供できる。 本発明に係るＲ−ＴＭ−Ｂ系合金の組成は。 組成式Ｒ（Ｆ　ａ　ｘ　−ｘ−ｙ−＊−ｕＣｏ　ｘ　Ｂ
　ｙＧ　ａ　＠）　Ａ　（ここでＲはＮ　ｄ　ｅ　Ｐ　
ｒ　ｙ　Ｃｅ　ｅ　Ｄ　ｙその他の希土類元素の１種ま
たは２種以上の組み合わせ、ＭはＮｂ。 Ｗ、Ｖｔ　Ｔａ、Ｍｏの１種または２種以上の組合せ、
０≦ｘ≦０．７．０．０２≦ｙ≦０．３．０．００１≦
ｚ≦０゜１５．４≦Ａ≦７．５）で表わされる。 すなわち、前記問題点を解決するために種々検討した結
果、本発明者は残留磁束密度を保持しつつ、固有保磁力
向上と安定した熱安定性改善効果の双方を兼ね備えるＧ
ａの特異な添加効果を見出したものである。Ｇａ′ＳＡ
ｌ、Ｄｙ等の他の元素と違って磁気特性と不可逆減磁率
の両方を改善するものであることは、第２図及び第３図
から明らかである。 Ｇａ添加の磁石、及び比較例として無添加、ＤｙＭ換、
ＡＩ添加の磁石から数ミリ角の小片を着磁し、振動試料
型磁力計にて無磁場中で磁束量の変化を測定した結果を
第４図に示す、加熱温度３５０℃以上においては、変化
を詳しく見るために目盛を２５倍に拡大している。磁束
量の温度変化は２つの変曲点を有している。高温側の変
曲点は　　　主相であるＮｄ、Ｆｅ１４Ｂ金属間化合物
のキュリ一点に相当している。低温側の変曲点は主相以
外の相に相当すると考えられる。 Ｇａ添加磁石は無添加の場合と比較し、主相のＴｃを若
干減少させるが主相以外の相のＴｃは逆に著しく向上さ
せていることがわかる。二ｂに対し−Ａｌ添加の場合は
主相のみならず、主相以外の相のＴｃをも著しく低下さ
せ熱安定性の観点から不利なことがわかる。 また。Ｒ−ＴＭ−Ｂ系磁石においては低融点のＮｄリッ
チ相が液相として働くことがこの成分系を優九た磁石と
していることが知られているが、本発明の磁石において
は融点が３０℃という特異な物性を有するＧａの添加が
酸化したＮｄの代わりに液相として働くこともｉ　Ｈｃ
を顕著に向上すると考えられる。 本発明においてＲは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｄｙその他の
希土類元素（Ｙ　ｅ　Ｌ　ａ　ｙ　Ｐ　ｍｗ　Ｓ　ｎｎ
　＊　Ｅ　ｕ　＊　Ｇｄ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙ
ｂ、Ｌｕ）であって。 特にＮｄを主体とし、コスト低減が要求される場合はＰ
ｒ、Ｃ−ｅのような軽希土類元素で、又は高ｉＨｃ、高
耐熱性が要求さ九る場合はＤｙ他の重希土類元素で一部
置換できる。 Ｐｒで置換する場合には原子比率で９８％を越えると４
ｚＩｒが低下し、Ｃａで置換する場合には。 原子比率で３０％を越えると４πＩｒが低下する。 ０　ｙ　、　Ｈｏ　、　Ｔ　ｂで置換する場合には原子
比率で３％未満ではｉ　Ｈｃ向上効果がなく、５％以上
２５％以下の置換によって最も好ましい効果があるが、
４０％を越える置換は４πＩｒを低下するため好ましく
ない。 本発明においてＣｏはＴｅを向上する効果があるため用
途によってはＧａと複合添加することによって熱安定性
の一層の向上に効果がある。Ｘで示されるＣｏの含有量
が０．７を越える場合には磁石の４πＩｒ、Ｔｃ（熱安
定性）が低下して好ましくない、第５図（ａ）〜（ｃ）
にＧｏ含有量Ｘと磁気特性の関係を示す、４πＩｒ及び
Ｔｃの良好な均衡のためのＧｏのより好ましい上限は０
．３９であり、最も好ましくは０．２５である。 また。硼素Ｂの含有量ｙが０．０２未満だとＴｃが低く
なり、かつ十分なｉ　Ｈｃが得られない、他方。 ｙが０．３を越えると４πＩｓが低下し、磁気特性に悪
影響を及ぼす相が出現する。第６図（ａ）〜（ｃ）にＢ
含有量ｙと磁気特性の関係を示す、ｙは０．０２〜０．
３が好ましく、より好ましくは０．０３〜０゜２、最も
好ましくは０．００４〜０．１５である。 本発明において、Ｇａの含有量２は０．００１未満では
磁石の主相以外の相、即ちＢＣＣ相並びにＮｄリッチ相
のＴｃ向上に効果がなく熱安定性の改善が図れない、　
Ｏ，ｔＳを越えると飽和磁化４π工３とＴｃの著しい減
少を呈し好ましくない、第７図（ａ）〜（ｃ）にＧａ含
有量２と磁気特性の関係を示す。２は０．００１〜０．
１５が好ましく、より好ましい範ＩＩｌは０゜００１〜
０．１５更に好ましい範囲は０．００５〜０，０５であ
る。 更に、本発明において、Ｎ　ｂ　、Ｗ、Ｖ、Ｔ　ａ　、
Ｍ　。 の複合添加は結晶粒の粗大化を防止する。とりわけＮｂ
は４πＩｒを低下せず耐蝕性向上にも効果があるため、
高耐熱超急冷磁石にとって非常に有効な元素である。Ｕ
で示されるＮｂの含有量が０．００１未満のときはｉ　
Ｈｃの十分な効果が得られず、十分な耐蝕性を示さない
、他方、０．１を越えるときは、４πＩｒとＴｃの好ま
しくない減少を招来する。 Ｎｂのより好ましい範囲は０．００２〜０．００４であ
る。 Ｗ、Ｖ、Ｔ　ａ　、Ｍ　ｏについても同様である。 なお、本発明において製造上不可避の不純物としてＧａ
と同族元素であるＩｎ、ＴＩの混入が許容できる。Ｕ値
換算で０゜００１程度までならＧａの添加効果に実質的
な悪影響を与えない。 そして、Ａが４未満のときは４πＩｒが低く、フ。 ５を越えるときはＦｅとＣｏリッチな相が出現し、ｉ　
Ｈｃを著しく低下させる。第８図（ａ）〜（ｃ）にＡ値
と磁気特性の関係を示す、Ａは４〜７．５が好ましく、
より好ましくは４．５〜７．最も好ましくは５．０〜６
．８である。 本発明において、熱安定性は、パーミアンス係数Ｐ　ｃ
　＝−２のときの不可逆減磁率で表わす、不可逆減磁率
は測定試料をパーミアンス係数Ｐｃ＝−２となる形状（
縦８．５ｘ横１０．９　Ｘ厚み８．５■鳳、磁化方向は
厚み方向）に加工し２５　ｋＯｅの磁場強度で着磁し、
ヘルムホルツコイルと磁束計で室温（２５℃）における
試料単体の磁束量（ｏｐｓｎ　ｆｌｕｘ）を測定し、磁
束の初期値とした後、試料を所定の温度に設定した恒温
槽に３０分間加熱保持し２５℃に冷却後、再度磁束量を
測定して加熱による減磁率を算出することにより求めら
れる。 パーミアンス係数Ｐｃを−２にした理由は、典型的な使
用状態であるためであるが、多少の変化によっては不可
逆減磁率は変わらない。 本発明において、不可逆減磁率が１０％になる加熱温度
を［耐熱温度Ｊと定義し耐熱性の定量的指標とする。 また。本発明において結晶粒径は公知の超急冷磁石（特
開昭６０−１００４０２号公報参照）と実質的に同一で
あり約０．０２〜０．４μｍである。一般に平均結晶粒
径が０．０２−未満のものを工業的に得ることは困難を
伴い、０．４μｍを越える場合はｉ　Ｈｃの顕著に高く
耐熱性が良好なものを得ることが難しい。 温間加工における加工温度は６００〜９００℃程度であ
る。６００℃未満のときは保磁力の向上が期待できず＋
　９００℃を越える場合は結晶粒の粗大化等により再び
保磁力が低下するからである。 加工方法としては特に塑性加工が好ましく、最も好まし
いのは据え込み加工である。応力の分布。 歪速度等が応力が誘起する結晶磁気異方性の配向に最適
であるものと考えられる。 本発明はまた、組成式Ｒ（Ｆ　ａ　、−，−ｙ−，−ｕ
Ｃｏ　。 Ｂ、Ｇａ、Ｍｕ）Ａ（ここでＲｉｔ、　Ｎ　ｄ　、　Ｐ
　ｒ　、　Ｃｅ　、　Ｄｙその他の希土類元素の１種以
上の組み合わせ。 ＭはＮ　ｂ　、Ｗ、Ｖ、Ｔ　ａ　、Ｍ　ｏの１種以上の
組合せ、０≦ｘ≦０．７．　Ｏ，Ｑ２≦ｙ≦０．３，０
．００１≦ｚ≦０．１５．０：ｉ；ｕ≦０．１．４≦Ａ
≦７．５）で表わされ、平均結晶粒径が０．０１〜０．
５１ｍかつ平均粒径が１〜１０００−の磁気異方性また
は磁気等方性ボンド磁石を提供するものである。 すなわち、上記の式で表わされる合金の溶融物を超急冷
することにより非晶質あるいは一部結晶化した実質的に
磁気等方性の合金薄片を得たのち。 この薄片を成形して高密度化し、その後に粉砕して磁気
等方性磁粉を得て、バインダと混合することによって磁
気等方性ボンド磁石を得ることができ、前記の高密度化
の後に温間加工することで磁気異方性を付与（た平均結
晶粒径０．０１〜０．５−の合金を得て更に平均粒径１
〜１０００．に粉砕して磁気異方性磁粉としてバインダ
と混合することによって磁気異方性ボンド磁石を得るこ
とができる。 本発明に係るボンド磁石の磁粉の平均粒径は。 ｌＩｍ未満のときは発火しやすく空気中での取り扱いは
困難であり＋　１０００１ｍを越えるとバインダとの混
線性、流動性が低下し成形強度も乏しい。 本発明においてバインダの含有量は１５ｖｏ１％未満で
は成形体の機械的性質が十分でなく割れ、破損等の欠陥
を生しやす＜　、　４０ｖｏ１％を越えると非磁性部の
増加によりボンド磁石の磁気特性が不十分となる。 本発明の磁気異方性または磁気等方性ボンド磁石は従来
周知の方法で得ることができる。すなわち、樹脂（レジ
ン）、ゴム、低融点金属、セラミックス等のバインダと
所定割合で混練した後、圧縮成形法又は射出成形法によ
り成形される。その際、目的に応じて磁場を印加しても
よい。 以下、実施例により本発明を更に詳細に説明する。 （以下、余白） ［実施例］ （実施例１） Ｇａ添加の効果を確認するために、Ｎｄ（Ｆｅ、、、、
Ｃｏ、、、Ｂ、−，７Ｇ　ａｏ、ｌＩｔ）ｓ、ｓなる組
成及び比較例としてＮ　ｄ　（Ｆ　６ｏ、＠ｓ　１３１
１．１１？）１１．５なる組成の合金をアーク溶解にて
作製した。本合金の溶湯をＡｒ雰囲気中で周速が３０ｍ
／秒で回転する単ロール上に射出して約３０μｍの厚さ
を持った不定形で磁気等方性のフレーク状薄片を作製し
た。このフレーク状薄片を７００℃にて１時間熱処理し
た後、ディスクミルで約１００μｍに粉砕しエポキシ樹
脂に含浸した。得られた磁気等方性ボンド磁石の磁気特
性並びに２２０℃加熱による不可逆減磁率βを第１表に
示す、Ｇａ添加によりｉ　Ｈｃが顕著に向上し、また不
可逆減磁率も大幅に低減できることがわかる。不可逆減
磁率は、磁石をパーミアンス　　係数が−２となる形状
に加工して測定試料とし１００℃に０．５時間加熱保持
後のｏｐｅｎ　　ｆｌ−ｕＸの変化率で算出した。 第１表 １磁気特性本発明１比較例 １　ｘ　Ｉｒ　　６．１　　６．５ （ｋＧ） ｉ　Ｈｃ　　　　　　２１．６　　　　　　　　１４．
６（ｋｏａ） 隈。、） ）ｗａｘ　　　　　７．１　　　　　　　　７．３１２
（幻　１　１．３１　４．３１ （実施例２） Ｇａ添加の効果を確認するために、実施例１で得られた
粉砕粉をホットプレス（７５０℃）により圧密化した。 得られた磁気等方性の圧密磁石の磁気特性並びに２２０
℃加熱による不可逆減磁率βを第２表に示す、この場合
もＧａ添加によりｉ　Ｈｃが顕著に向上し、また不可逆
減磁率も大幅に低減できることがｂかる。 （以下、余白） 第２表 Ｉ磁気特性１本発　明　１比　較例 １４山　８．４　　８．８ （ｋＧ） ｌ（ｋｏｅ）　　ｌ　　　　　　ｌ　　　　　１１（８
Ｈ）ｗａｘ　　１３．２　　１３．ｆｉ（ＭＧＯｅ） １β（１）　１１．８　　°Ｉ５．１１（実施例３） Ｇａ添加の効果を確認するために、　Ｎ　ｄ　（Ｆ　ｅ
ｔｓ。 ■Ｇｏ、、、Ｂ、、、、Ｇａ、、、１）、、、なる組成
及び比較例としてＮ　ｄ　（Ｆ　ｅｏ、ｓ＊　Ｂａ、ｓ
ｓ）ｓ、＊なる組成の合金をアーク溶解にて作製した。 本合金をＡｒ雰囲気中で周速が３０ｍ／秒で回転する単
ロール上に射出して約３０ｐｍの厚さを持った不定形の
フレーク状薄片を作製した。この薄片をディスクミルで
５０μｍ以下に粉砕し、得ら九た粉砕粉を成形圧６トン
／Ｃ鵬８で磁場を印加せずに金型成形をして、得られた
成形体を７００℃、２トン７ｃｍ”でＨＩＰＬ／た。次
いで、高密度化された成形体を更に７００℃で据込み加
工によって温間加工をして磁気異方性を付与した。 得られた磁気異方性の温間加工磁石の磁気特性を第３表
に示す、Ｇａ添加によりｉ　Ｈｃが顕著に向上すること
がわかる。 第３表 磁気特性本発明１比較例　Ｉ １（ｋＧ）Ｉ　　　　　　　　　　　　　１１（ｋｏｅ
）　　　　　　　ｌ　　　　　　１１（ＭＧＯｅ）　　
ｌ　　　　　　　　　　　（実施例４） Ｇａの添加効果を確認するために実施例３で得られた磁
気異方性の温間加工磁石を５０ミー以下に粉砕しエポキ
シ樹脂と混練し磁場中成形した。 他方、比較例１として同一組成の合金をアーク溶解後、
鋳塊（インゴット）とし、５０μｍ以下に粉砕して、こ
の粉砕粉をエポキシ樹脂に含浸し、磁場中成形しボンド
磁石とした。 また、比較例２としてＧａを添加しないＮｄ（Ｆ　６＠
、ＪＲＢｏ、１１１１）１．４なる組成の合金を本実施
例と同様にしてボンド磁石とした。 得られたボンド磁石の磁気特性を第４表に示す。 この表から、特に本発明に係る超急冷磁石においてＧａ
の添加効果が顕著であることがわかる。 第４表 １磁気特性　本発明１比較例１１比較例２＋１（ｋＧ）
　　　　ｌ　　　　　ｌ　　　　　ｌ　　　　　　ｌｌ
（ｋｏｅ）　　　　　　　　１　　　　１　　　　　　
ｌｌ（ＭＧＯｅ）　　　　　　　　ｌ　　　　　ｌ　　
　　　　（実施例５） ＧａとＷの複合添加の効果を確認するために。 Ｎｄ　（Ｆｅ、、、、ｓＣｏ、、、、Ｂ、、、、Ｇａ、
、、、Ｗ、、、、、）６、。なる組成の合金をアーク溶
解にて作製した。 本合金の溶湯をＡｒ雰囲気中で周速が３０ｍ１秒で回転
する単ロール上に射出して約３０ｐｍの厚さを持った不
定形で磁気等方性のフレーク状薄片を作製した。このフ
レーク状薄片を以下の３方法によりバルク形状とした。 （ａ）５００〜７００℃にて１時間熱処理した後。 デ、イスクミルで約１００μｍに粉砕しエポキシ樹脂に
含浸し磁気等方性ボンド磁石を作成した。 （ｂ）５００〜７００℃にて１時間熱処理した後、ホッ
トプレスにより圧密化した磁気等方性圧密磁石を作成し
た。 （ｃ）ＨＩＰにより圧密化し据込み加工により偏平状に
押しつぶし、磁気異方性温間加工磁石を作成した。 得られた試料の磁気特性を第５表に示すように、Ｇａと
Ｗの複合添加によってｉ　Ｈｃが顕著に向上し、とりわ
け温間加工磁石においては３６ＭＧＯｅにも達する高性
能磁石の得られることがわかる。 （以下余白） 第５表 １ｇ：気特性　試料（、）　　試料（ｂ）　　試料（ｃ
）ｔｃ　Ｉｒ　　　　６．０　　　　８．０　　　１２
．４（ｋＧ） （ｋｏｅ） ［１Ｈ）ｗａｘ　　　　７．１　　　１２．６　　　３
６．０（ＮＧＯｅ） また、第９図には、（ａ）〜（ｃ）の試料の加熱温度に
対する不可逆減磁率を示す、不可逆減磁率が１０％にな
る加熱温度で定義する耐熱温度は。 （８−）で示す等方性ボンド磁石で２１０℃、（ｂ）で
示す磁気等方性圧密磁石で２４０℃、磁気異方性温間加
工磁石で２７０℃と極めて耐熱性に優れた磁石の得られ
ることがわかる。 （実施例６） Ｎｄ　（Ｆ　ａ＠、＠＠Ｃｏ、、、、Ｂ、、、Ｇ　ａｏ
、ａｘｗｓ、ｓｌ）１、．なる組成の合金をアーク溶解
し、本合金の溶湯をＡｒ雰囲気中で周速が３０ｍ１秒で
回転する単ロール上に射出して約３０μｍの厚さを持っ
た不定形で磁気等方性のフレーク状薄片を作製した。こ
のフレーク状薄片を成形後。ＨＩＰにより圧密化し、ｍ
込み加工により偏平状に押しつぶし磁気異方性温間加工
磁石を作成した。次いで、８０μｍ以下に粉砕して磁粉
を得て、これをエポキシ樹脂に浸し磁場中成形した。得
られた磁石の磁気特性は４ｚＩｒ＝８．６ｋＧ、ｉＨｃ
＝１３．０ｋＯｅ、（ＢＨ）ｍａｘ＝１６．０ＭＧｏｅ
と、本発明によると高性能の磁気異方性ボンド磁石を得
られることが分かった。

【発明の効果】

以上の実施例に示したように本発明によるとＧａの添加
によって、固有保磁力（ｉ　Ｈｃ　）と残留磁束密度（
４πＩｒ）が高く且つ熱安定性を著しく改善した温間加
工磁石、ボンド磁石、圧密磁石等の超急冷磁石が得ら九
る。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）、（ｂ）は、本発明による永久磁石と比較
例における不可逆減磁率を示す図。 第２図は、Ｇａ、Ａｌｓ　Ｄｙ添加量の磁気特性に与え
る影響を示す図。 第３図は、Ｇａ、ＡＩ、Ｄｙ添加量の不可逆減磁率に与
える影響を示す図。 第４図は、磁束量の温度変化を示す図。 第５図は、Ｇｏ含有量が磁気特性に与える影響を示す図
。 第６図は、Ｂ含有量が磁気特性に与える影響を示す図。 第７図は、Ｇａ含有量が磁気特性に与える影響を示す図
。 第８ＩＩは、Ａ値が磁気特性に与える影響を示す図。 第９図は、種々な製造方法による磁石の加熱温度に対す
る不可逆減磁率を示す図である。 第１図（α） ・・１　　　　　　＼　　ｌ 第１図＾） ・・１−　　　　　＼」 加ｙＩ＆温度（＠Ｃ） 箪２０ １６ト　　　　　　　　　　ノｒ−一一−，Ｌｌｌ寥瑠 上　　　　　　　　　　　　　　　　　１つ− 加熱温度（＠Ｃン ／７４　釘」 ′：：／／　ｌ　　　　＼ ；１１　　　　　　　　＼ ｚｔ ｆ、ｚｏ　　　　　） −一→１　〔乙ｅ膚号つ ↑　　　Ｉ　　　　　／ で 、　：ｌ　　　　　＼ こ １　−１　　　　　　　　　　　　　　　　　　・ゝ丁 −一一十Ａ 第９　図 じ１１ （７ｔｏｏ　　　　　　　　　　　ＺＯＯ＃差渫戻（Ｃ
）

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. （１）　希土類元素（Ｒ）、硼素（Ｂ）、遷移金属（Ｔ
   Ｍ）から実質的になるＲ−ＴＭ−Ｂ系永久磁石であって
   微細結晶粒で磁気異方性の温間加工磁石において、５原
   子％以下のＧａを添加することにより磁気特性と熱安定
   性の両方を改善したことを特徴とする温間加工磁石。
2. （２）　固有保磁力が１０ＫＯｅ以上かつ耐熱温度が１
   ８０℃以上であることを特徴とする請求項１に記載の温
   間加工磁石。
3. （３）　組成式Ｒ（Ｆｅ＿１＿−＿ｘ＿−＿ｙ＿−＿ｚ
   ＿−＿ｕＣＯ＿ｘＢ＿ｙＧａ＿ｚＭｕ）＿Ａ（ここでＲ
   はＮｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｄｙその他の希土類元素の１種ま
   たは２種以上の組み合わせ、ＭはＮｂ、Ｗ、Ｖ、Ｔａ、
   Ｍｏの１種または２種以上の組合せ、０≦ｘ≦０．７、
   ０．０２≦ｙ≦０．３、０．００１≦ｚ≦０．１５、０
   ≦ｕ≦０．１、４≦Ａ≦７．５）で表わされる温間加工
   磁石。
4. （４）　ＲがＮｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｄｙの１種または２種
   以上の組み合わせである請求項１または３に記載の温間
   加工磁石。
5. （５）　組成式Ｒ≦ 他の希土類元素の１種または２種以上の組み合わせ、Ｍ
   はＮｂ、Ｗ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏの１種または２種以上の組
   合せ、０≦ｘ≦０．７、０．０２≦ｙ≦０．３、０．０
   ０１≦ｚ≦０．１５、０≦ｕ≦０．１、４≦Ａ≦７．５
   ）で表わされる合金の溶融物を超急冷して実質的に磁気
   等方性の薄片を得た後、この薄片を成形して高密度化し
   、更に温間加工することで磁気異方性を付与する温間加
   工磁石の製造方法。
6. （６）　組成式Ｒ（Ｆｅ＿１＿−＿ｘ＿−＿ｙ＿−＿ｚ
   ＿−＿ｕＣＯ＿ｘＢ＿ｙＧａ＿ｚＭｕ）＿Ａ（ここでＲ
   はＮｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、ＤｙそのＡ（ここでＲはＮｄ、Ｐ
   ｒ、Ｃｅその他の希土類元素の１種以上の組み合わせ、
   ＭはＮｂ、Ｗ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏの１種または２種以上の
   組合せ、０≦ｘ≦０．７、０．０２≦ｙ≦０．３、０．
   ００１≦ｚ≦０．１５．０≦ｕ≦０．１．４≦Ａ≦７．
   ５）で表わされる磁気異方性磁粉。
7. （７）　請求項５に記載の温間加工の後、粉砕して磁粉
   を得る磁気異方性磁粉の製造方法。
8. （８）　１５〜４０ｖｏｌ％のバインダと、残部が組成
   式Ｒ（ＦＥ＿１＿−＿ｘ＿−＿ｙ＿−＿ｚ＿−＿ｕＣＯ
   ＿ｘＢ＿ｙＧａ＿ｚＭｕ）Ａ（ここでＲはＮｄ、Ｐｒ、
   Ｃｅその他の希土類元素の１種以上の組み合わせ、Ｍは
   Ｎｂ、Ｗ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏの１種または２種以上の組合
   せ．０≦ｘ≦０．７、０．０２≦ｙ≦０．３、０．００
   １≦ｚ≦０．１５、０≦ｕ≦０．１、４≦Ａ≦７．５）
   で表わされ、平均結晶粒径が０．０１〜０．５μｍで平
   均粒径１〜１０００μｍの磁粉である磁気異方性ボンド
   磁石。
9. （９）　請求項７に記載の磁粉を得たのち、１５〜４０
   ｖｏｌ％のバインダを添加する磁気異方性ボンド磁石の
   製造方法。
10. （１０）　希土類元素（Ｒ）、硼素（Ｂ）、遷移金属（
    ＴＭ）から実質的になる磁気等方性を有する圧密磁石に
    おいて、組成式Ｒ（ＦＥ＿１＿−＿ｘ＿−＿ｙ＿−＿ｚ
    ＿−＿ｕＣＯ＿ｘＢ＿ｙＧａ＿ｚＭｕ）Ａ（ここでＲは
    Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅその他の 希土類元素の１種以上の組み合わせ、ＭはＮｂ、Ｗ、Ｖ
    、Ｔａ、Ｍｏの１種以上の組合せ、０≦ｘ≦０．７、０
    ．０２≦ｙ≦０．３、０．００１≦ｚ≦０．１５、０≦
    ｕ≦０．１、４．０≦Ａ≦７．５）で表わされることを
    特徴とする圧密磁石。