JPS5964739A - 磁気等方性の硬磁性合金組成物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】 本発明は稀土類元素及び遷移金属元素を含む永久磁石合
金に関する。英国特許出願第２．１００，２８６Ａ号（
名称「高保磁力稀土類−鉄磁石」、は新規硬磁性組成物
及びその製法を開示する。より具体的には、それは１以
上の遷移金属と１以上の稀土類元素の合金化混合物に関
する。これらの合金は溶融状態からそれらが粉末試料の
Ｘ線回折により決定可能なような極めて微細の微細粒子
結晶の微細構造をもって固化するように注意深く制御さ
れた速度で溶融状態から急冷される。これらの合金は飽
和磁化後に少なくとも約１０００エルステッドの室温固
有保磁力を有する。これらの磁石合金の好ましい遷移金
属は鉄であり、好ましい稀土類元素はプラセオジム及び
ネオジムである。これらの構成成分が何故好まれるかと
いう理由の中にはそれらの自然界における比較的豊富さ
、低コスト及び本来のより高い磁気モーメントがある。

本発明により上記初期の発見に対比して、著しく改良さ
れた特性を有する新規磁石群が発見された。本発明の目
的は、極めて高い残留磁気及びエネルギー積並びに室温
より十分高いキューリー温度を有する極めて微細な粒子
結晶構造を有する稀土類元素及び鉄に基づく新規硬磁性
組成物を提供することである。

本発明のもう一つの目的は、強い永久磁石が信頼性よく
且つ経済的に製造されるように溶融され、及び迅速に急
冷される合金中に安定な、微細結晶状の硬磁性の稀土類
元素及び鉄含有用を形成することである。

より具体的な目的は、１以上の稀土類元素、１以上の遷
移金属元素及びホウ素元素の混合物を溶融し迅速に急冷
することにより硬磁性合金を作ることである。その様な
合金は、ホウ素を含まない合金よりもより高い固有保磁
力及びエネルギー積を示す。更に特別の目的は、その様
な高強度の磁石合金を鉄、ホウ素及び低原子量稀土類元
素特にネオジム及びプラセオジムから作ることである。

もう一つの目的は、これらの硬磁性合金を溶融スピニン
グ法或いは同様な迅速固化法により作ることである。

更に又本発明の目的は新規で、安定で、稀土類−鉄−ホ
ウ素の金属間の極めて微細結晶構造の磁性相を提供する
ことである。更に特別の目的は、晶子径が直接急冷或い
は過急冷及び引続く加熱処理により最適な単一磁性領域
径に合致するように表われるようにその様な相の形成を
制御することである。更に又別の目的は溶融スピニング
法その他の迅速に急冷されたＲＥ−Ｆｅ−Ｂ合金特にネ
オジム又はプラセオジム−鉄−ホウ素合金中にその様な
最適領域径を直接或いは間接的に形成することである。

更に本発明の目的は、低原子量稀土類元素と鉄の混合物
中に適量のホウ素を提供して高い残留磁気及びエネルギ
ー積を有する安定で極めて微細結晶の金属間相の形成を
促進することである。もう一つの特別の目的は構成金属
元素を適当な割合で提供し、これらの新らたな金属間相
を形成し、次いでこれらの合金を得られる硬磁性特性を
最適化するように加工することである。

本発明の好ましい実施態様によれば、硬磁性特性を有す
る合金は基本式ＲＥ１−ｘ（ＴＭ１−ｙＢｙ）ｘを有す
るように形成される。

この式においてＲＥは１以上の稀土類元素を表わす。稀
土類元素は周期律表のＩＩＩＡ族のスカンジウム及びイ
ットリウム及び原子番号５７（ランタン）〜７１（ルテ
チウム）の元素を含む。好ましい稀土類元素はランタニ
ド系列の低原子量元素であり、特にネオジム及びプラセ
オジムである。しかしながら、実質量の或る種のその他
の稀土類元素も永久磁石特性を破壊しないかあるいは実
質的に劣化することなくこれらの好ましい稀士類元索と
混合することができる。

ここに、ＴＭは鉄或いはコバルトと混合された鉄或いは
鉄と少量のニッケル、クロム或いはマンガンなどの金属
よりなる群から選ばれた遷移金属を表わすだめに使用さ
れる。鉄はその比較的高い残留磁気、低コストより好ま
しい。鉄とは実質量のその他の金属が磁気特性に悪影響
を及ぼすことなく混合することができる。ニッケル、ク
ロム、マンガンも又遷移金属である。しかしながら、そ
れらを１０％の量を越えて含ませると、一般的にＮｄ−
Ｆｅ−Ｂ合金の永久磁石特性に悪影響があることが見出
された。

最も好ましい合金は、稀土類元素Ｎｄ及び／又はＰｒ、
及び遷移金属元素Ｆｅを含有する。

これらの軽稀土類−鉄の組合せのすくれた特性は、少な
くとも一部は軽稀土類元素と鉄間の強磁性結合によるも
のと思われる。即ち、最適合金において、稀土類の軌道
磁性モーメント（Ｌ）は鉄のスピンモーメント（Ｓ）と
同一の平行方向へ並び、その結果全モーメント（Ｊ）は
Ｌ＋Ｓに等しくなる。Ｅｒ、Ｔｂ及びＨｏのような重稀
土類元素においては、磁性結合は反強磁性であり、稀土
類元素の軌道磁性モーメントは鉄スピンモーメントに対
し逆平行となり、その結果全モーメントＪ＝Ｌ−Ｓとな
る。従って、強磁性的に結合された軽稀土類−鉄合金の
全磁性モーメントは反強磁性的に結合された重稀土類元
素／鉄合金のそれよりも大きい。稀土類元素、サマリウ
ムは鉄と強磁性的に或いは反強磁性的に結合することが
でき、従って、本発明に関して云えば、軽稀上類元素及
び重稀土類元素のいずれとしても挙動する。

Ｂはホウ素元素の原子記号である。Ｘは該組成物中に存
在する遷移金属とホウ素を合わせた分率であり、一般的
に０．５■χ■０．９好ましくは０．８■Ｘ■０，９で
ある。ｙは存在するホウ素及び遷移金属の量に基ついた
組成物中に存在するホウ素の原子分率である。ｙに対し
て許容可能な範囲は．０．５■ｙ■０．１０、好ましい
範囲は０．０５■ｙ■０．０７である。Ｂは総組成の約
１０原子％を越えて存在すべきではなく、好ましくけ７
％未満である。適当な微細結晶構造を有する合金中への
僅かに少量のホウ素の添加が２００℃或いはそれ以上の
温度における特に高鉄濃度を有する合金のＲＥ−Ｆｅ合
金の保磁力を実質的に増大させることが見出された。事
実、合金ＮｄＯ．２（Ｆｅ０．９５Ｂ０．０５）０．５
ははるかに高価なＳｍＣｏ３磁石の硬磁性特性と実質的
に匹敵する約２０キロエルステッドを越える固有室温保
磁力を示した。ホウ素の含有は又合金のエネルギー積を
改良し、そのキューリー温度を増大させた。

本発明による永久磁石合金は適当な重量割合の元素形態
の稀土類、遷移金属及びホウ素を混合することにより作
られる。この混合物をアーク炉熔解して合金インゴット
を形成する。この合金を次いで石英るつぼ内で再溶融し
、小さなノズルを通して、回転する冷表面上に絞り出す
。これにより合金の薄いリボンか生成する。この方法を
一般的にこの技術分野では「溶融スピニンク法」と称し
、又米国特許出願第２７４，０４０号に説明されている
。溶融スピニング法において、溶融スピニングされた材
料の急冷速度は急冷表面の線速度を変化させることによ
り変えることができる。適当な速度範囲を選択すること
により、高い固有保磁力及び残留磁気を示す生成物が得
られた。更に、その様な性質を有する製品は溶融物から
直接急冷しても或いは後述の如く過急冷し焼なますこと
によっても製造することができることが見出された。い
ずれの場合にも良好な磁性特性が得られる場合には、磁
性材料は極めて小さな（約２０〜４００ナノメータ乎均
直径）最適単一磁性領域径以下の近くの大きさにあると
思われる晶子よりなるものであった。走査電子顕微鏡に
より示された晶子の全く均一な形状は正四面体或いは立
方晶構造のような全ての方向に全く均一な結晶構造を示
唆する。その様な構造の合金は従来知られていなかった
磁性相を構成する。

稀土類元素及び鉄への混合物への適量のホウ素の含有は
十分に広い範囲の急冷速度にわたって安定な磁性用の形
成を促進することが見出された。全ての溶融スピニング
された硬磁性のホウ素含有ＲＥ−鉄−合金の残留磁気及
びエネルギー積が改良された。合金のキューリー温度も
又実質的に上昇した。以下本発明を更に詳細に説明する
。

本発明は改良された硬磁性稀土類−遷移金属組成物に当
り、少量のホウ素元素を 導入し、構成成分の溶融混合物を不定形の軟磁性材料或
いは軟磁性結材料をもたらす間の速度で急冷することに
より製造する方法に関する。

ここに、Ｈは印加された磁場の強度を指し、Ｈｅは固有
保磁力即ち磁化率Ｍを有する磁化試料をＯ磁化率に戻す
のに必要な逆磁場である。Ｍは電磁気単位内の試料の磁
化率である。

Ｍｓは飽和磁化率即ち印加された磁場により試料中に誘
導されることのできる最大磁化率である。Ｂは磁気誘導
率即ち試料の磁束密度でありＢ＝Ｈ＋４πＭ（ｅｍｕ）
（Ｂ、Ｍ及びＨはガウス或いはエルステッドの単位）、
Ｂｒは残留磁束密度である。ＢＨはエネルギー積である
。及びＴは特に断りのない限り、ケルビン度の温度であ
る。「硬磁石」及び「硬磁性合金」とは少なくとも約１
０００エルステッドの固有保磁力を有する組成物を指す
。

溶融スピニング法 溶融スピニング法は高合金鋼から「溶融ガラス」を作る
ために用いられてきたよく知られた方法である。本発明
に関する限り、溶融スピニング法は適当な重量割合の構
成成分を混合し、それらを一緒に溶融して所望組成の合
金を形成することを含む。アーク熔融法は、合金の加熱
容器からの汚染を防止するので、実験目的のためには好
ましい技術である。

以下の実施例においては、合金インゴットは石英製のス
ピン溶融管（るつぼ或いはタンデッシュ）の内側に嵌め
こまれるに十分に小さな塊に破壊された。セラミックそ
の他の適当な耐火材料を使用することが可能である。

各管はそれを通して合金が押し出されることのできる小
さなオリフィスをその底に有した。

管の頂部は密封され、溶融合金上の管内に加圧ガスを含
有させる手段が設けられた。溶融スピニングされ合金を
含有する管の部分の周りには、加熱コイルが配置された
。コイルを活性化した際に管内の合金の塊は溶融し、流
動物を形成した。

不活性カスを溶融合全上の空間に一定の正圧で導入し、
それを一定速度で小さなオリフィスを通して射出する。

このオリフィスは溶融金属が迅速に冷却され固化されて
リボン形状にされる冷表面から僅かに短い距離を置いて
設けられる。この表面はクロムメッキされた回転銅盤の
外部周面であったが、その他の冷表面及び材料例えば高
熱伝導性を示すモリブデンなども又使用可能なものであ
る。

円盤は射出された合金と冷表面間の相対速度が実質的に
一定であるように一定の速度で回転された。しかしなが
ら、急冷表面が動く速度は実験の間を通して急冷表面の
加熱、合金溶融温度の変化或いはリボン内の所望の微細
構造の形成などの要因を斟酌して変え得る。

ここで円盤速度（Ｖｓ）は溶融スピナーの急冷円盤が一
定の回転速度で回転する際の冷表面上の一点のメートル
／秒で表わされた速度である。冷円盤は合金リボンより
もはるかに嵩があるのでそれはその上で固化する金属に
対して無限に厚い熱溜りとして作用する。この円盤は長
期間の運転に熱の蓄積を防止するために任意の適当な手
段で冷却することができる。ここで用いられる「溶融ス
ビニング」或いは「溶融スピニングされた」という用語
は上記の如き方法並びに同様な結果を達成する同様な方
法を指すものである。

比較的より冷たい円盤上での合金のリボンの冷却速度の
主たる限定要因はその厚みである。リボンが余りに厚い
と冷表面から最も離れた金属は余りにもゆっくり冷却し
、磁性的に柔らかな状態で結晶化する。若し、合金が極
めて迅速に冷却するとリボンは殆んど完全にアモルファ
スないし極めて微細の結晶状態の間のどこかの微細構造
をとるようになる。

過急冷された溶融スピンリボンは通常数百エルステッド
未満の低い固有保磁力を有する。

若しそれらがアモルファス即ち完全にガラス状であれば
それらは最適速度で直接急冷された合金に匹敵する磁性
特性を達成するように後で焼なますことができない。し
かしながら、もし合金がガラスを生成する速度よりは僅
かに遅い速度で冷却されるならば初期の微細構造が発生
するようである。僅かに過急冷された合金は形成された
まゝでは低い保磁力を有するが、最適微細硬磁石相に近
い相を発生する能力を有する。即ち、部分的に過急冷さ
れた合金をゴントロールして迅速に焼なますと微細結晶
上の硬磁石相の成長を促進することが可能である。この
相は最良の直接急冷されたホウ素含有合金リボンに存在
するものと同一のものと思われる。

以下の実施例の全てにおいて、上記型の溶融スピニンク
装置を用いて新規磁性組成物のリボンを作成して。実施
例１、２、４、９、１２〜２０及び２３〜２４に用いた
石英管は約１００ｍｍ長及び１２．７ｍｍ長であった。

各実験に約４ｇの合金塊を管に添加した。射出オリフィ
スは丸型で約５００ミクロン直径であり、約３４．４７
ｋＰａ（５ｐｓｉ）のアルゴン射出圧力を使用した。残
りの実施例については、石英管は約１２７ｍｍ長及び２
５ｍｍ直径であった。各実験には約２５〜４０ｇの合金
の塊を添加した。押し出しオリフィスは丸型で直径は約
６７５ミクロンであった。約２０．６８ｋＰａ（３．０
ｐｓｉ）のアルゴン押し出し圧力を使用した。いずれの
場合も、オリフィスは冷却円盤の冷表面から約３．１ｍ
ｍ〜６．３ｍｍ（１／８〜１／４インチ）離して配置し
た。円盤は初めに室温であり外部的に冷却は行わなかっ
た。得られた溶融スピニングされたリボンは約３５〜５
０ミクロンの厚さであり、約１．５ｍｍ幅であった。

溶融スピニング法は、本発明のホウ素で強化されたＲＥ
−ＴＭ磁石材料を作成するのに好ましい方法であるが、
その他の匹敵する方法を使用することもできる。溶融ス
ピニンク法の重要な要素は所望の極めて微細な結晶構造
を生成するための溶融合金の制御された急冷である。

Ｘ線データは硬磁性相が事実極めて微細結晶性を有する
との仮定を裏付けている。走査電子顕微鏡の結果は、最
適平均結晶径が約２０〜４００ナノメータにあることを
示す。その様な小さな結晶径は本発明のＲＥ−Ｆｅ−Ｂ
合金の最適単一領域径にほぼ合致するものと思われる。

組成物 本発明の磁性組成物は或る種の稀土類元素、遷移金属元
素及びホウ素の溶融された均一な混合物から形成される
。

稀土類元素としては、周期律表の第ＩＩＩＡ族のスカン
ジウム及びイットリウム並ひに原子番号５７番（ランタ
ン）乃至原子番号７１番（ルテチウム）のランタニド系
列元素が含まれる。本発明の磁石組成物について所望の
高保磁力を達成するためには、好ましい稀土類構成元素
或いは合金のｆ−軌道は空であるべきでなく、完全充填
或いは半充填されているべきである。即ち、合金化稀土
類構成成分のｆ−軌道には電子が０であるべきでなく、
７又は１４の電子が存在すべきである。

本発明に使用するのに好ましい稀土類元素は二つのラン
タニド系列の低原子量元素即ちネオジム及びプラセオジ
ムである。これらは、軽稀土類元素の中で最も豊富にあ
り、最も安価であり、最高の磁性モーメントを有するも
のである。元素Ｎｄ及びＰｒは又固有的に高い磁性モー
メントを有し、鉄と強磁性的に結合する。（全モーメン
トＪ＝Ｌ＋Ｓ）。

合金の結晶格子中において稀土類元素を相互に置換する
ことは通常可能である。例えば、稀土類元素の原子半径
が挙動及びそれが遷移金属と混合されている合金の微細
構造に重要である場合には例えば二種の稀土類元素、一
つはより大きな原子径を有し、一つはより小さな半径を
有する異った稀土類元素の置換は元の合金と同様な結晶
学的構造を有する合金を生成する可能性がある。

従って、我々の合金においてもＰｒ及びＮｄの代りにそ
の他の稀土類元素を置換することは可能である。しかし
ながら、テルビウム、ホルミウム、ジスプロシウム、エ
ルビウム及びツリウムなどの重稀土類元素は鉄とは反強
磁性的に結合する。従って、これらの重稀土類含有鉄合
金はＮｄ−Ｆｅ及びＰｒ−Ｆｅ合金のように強い永久磁
石を製造することは期待することができないであろう。

元素鉄、ニッケル、コバルト、クロム、銅及びマンガン
は遷移金属である。本発明の実施において鉄は必要且つ
好ましい成分である。

更に、鉄は天然に豊富に存在し、安価であり、残留磁気
が固有的に高い。コバルトは鉄の一部の代りに用いるこ
とが出来る。その他の少量の遷移金属は本発明の合金に
永久磁性特性を余り激しく妨害するものではないが、そ
れらは又永久磁性特性を強化するものでもない。

ホウ素は全ての場合に稀土類及び遷移金属元素と同様に
元素形態で使用された。しかしながらホウ素とその他の
元素との合金化された形成物も又等しく適するものであ
る。少量のその他の元素も又それらが組成物の磁性特性
を余り劣化させられない限り存在し得る。

一緒に合金化されるＲＥ、ＴＭ及びＢの相対量はここで
は、原子分率或いは原子％で表わされる。ここでは、原
子分率と原子量分率とは区別される。例えば、ＮｄＯ．
４（Ｆｅ０．０５Ｂ０．０５）０．６の原子分率式を有
する組成物の１原子量単位は下記の通りである： ０．４×原子量Ｎｄ　　　　　＝０．４×１４４．２４
＝５７．６９６ｇＮｄＯ，６×Ｏ，９５×原子量Ｆｅ＝
０．５７×５５．８５＝３１．８３５ｇＦｅ０．６×Ｏ
，０５×原子量Ｂ　＝０．０３×１０．８１＝０．３２
４ｇ　Ｂ　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　　　　計８９．８５５ｇこれを成分の重量分率或いは
重量％で表わすと次の通りになる： 　　　　重量分率　　　　　　　　　　　　　　　重量
％Ｎｄ　５７．６９６／８９．８５５＝０．６４２　６
４．２Ｆｅ　３１．８３５／８９．８５５＝０．３５４
　３５．４Ｂ　　　Ｏ．３２４／８９．８５５＝０．０
０４　　０．４本発明の硬磁石合金の好ましい組成範囲
は約１０〜２０原子％の稀土類元素と残りが遷移金属及
び少量（全部で１０原子％未満、好ましくは７原子％未
満）のホウ素よりなるものである。これよりも高い割合
の稀土類元素の量も可能であるが、磁気エネルギー積に
悪影響を及はす。少量のその他の元素も又本発明の実施
に実質的に悪影響を及ぼさない限り存在することが可能
である。以下本発明を実施例により更に説明する。

実施例１ 第１図において、ネオジムと鉄の合金をこれらの元素の
実質的に純粋な市販の入手可能な形態で適当な重量比で
混合することにより作成した。これらの混合物をアーク
炉熔解により合金インゴットを形成した。各合金中のネ
オジムの量は０．４の原子分率に維持した。

鉄及びホウ素４構成成分を合わせて０．６の原子分率に
した。ホウ素の原子分率は存在する鉄の量に基づき０．
０１〜０．０３に変化させた。各合金を上記方法により
溶融スピニングを行った。

各合金急冷速度は急冷ホイールの表面速度を変えること
により変化させた。各試料当り約４２のリボンを作成し
た。

本実施例及びその他の実施例の各々の合金の固有保磁力
は下記の方法により求めた。合金リボンを先ず硬表面上
でローラーを用いて粉末化した。ほぼ１００ｍｇの粉末
を磁力計用標準円筒試料ホルダー中に充填した。試料を
次いでほぼ４５キロエルステッドのパルス化磁界内にお
いて磁化させた。この磁界は対象合金の磁気飽和（Ｍｓ
）に到達するに十分強いものではないと思うが利用可能
な最強のものであった。固有保磁力の測定は１９キロエ
ルステッドの最大操作磁界を有するブリンストン応用研
究所振動試料磁力計を用いて行った。

磁化値はアーク炉製錬された磁性材料の密度に対して基
準化された。

第１図より固有保磁力（Ｈｃｉ）は急冷速度（Ｖｓの函
数）及びホウ素含量に依存することがわかる。最高の総
括固有保磁力は鉄に基づき最大のホウ素（３％）を含有
するネオジム鉄合金について達成された。より少ないホ
ウ素割合のものもホウ素のない合金に比して組成物の固
有保磁力が改良された。最適の基材速度は５００ミクロ
ンの射出オリフィス及び約３４．４７ｋＰａ（５ｐｓｉ
）の射出圧力を有する小さな水晶管については約７．５
ｍ／秒であった。ホイール速度が５ｍ／秒未満及び１５
ｍ／秒を越えるものについては固有保磁力はより低かっ
た。

実施例２ 第２図は、ネオジム合金の２５原子％を占める場合のネ
オジムと鉄の合金についての固有保磁力対基材急冷速度
のプロットである。

試料は実施例１と同様にして作成され、試験を行った。

明らかに、ホウ素を鉄含量に基づいて３及び５原子％の
量で含ませるとこれらの合金の固有室温保磁力を大きく
改良した。

ホウ素なしには、この高鉄含量合金は極めて高い固有保
磁力（〜最大２．３ｋＯｅ）を示さない。少量のホウ素
の含有によってさえ、それが存在しないある種の合金内
において高い固有保磁力を形成できるように思われる。

Ｎｄ０．２５（Ｆｅ０．９５ＢＯ．０５）０．７５合金
（３．７５原子％Ｂ）は例えば稀土類元素−コバルト磁
石の固有保磁力に比肩し得る１９．７ｋＯｅのＨｃｉを
達成した。

実施例３ 第３図は、鉄に対するホウ素の分率が０．０３、０．０
５．０．０７及び０．０９であるＮｄ０．１５（Ｆｅ−
ｙＢｙ）０８５の溶融スピニングされたリボンの急冷速
度の函数としての固有室温保磁力のプロットである。本
実施例においてはこの合金は約６７５ミクロンのオリフ
ィス直径を有するより大きな水晶管から約２０．６８ｋ
Ｐａ（３ｐｓｉ）のアルゴンの射出圧力において溶融ス
ピニンクされた。

最大保磁力は約１７．５ｍ／秒の急冷表面速度において
ｙ＝０．０７に対して達成された。ｙ＝０．０５及び０
．０９に対する最大固有保磁力はいずれもｙ＝０．０７
よりも低かった。０．０９のものは又高保磁力磁性相が
形成される急冷速度の枠がより狭いものであった。０．
０３のホウ素を含有することにより、ホウ素を有しない
ものに比べて、合金の固有保磁力を増大させたが、しか
し、固有保磁力の最大値はより高いホウ素含量合金のそ
れよりも実質的に低いものであった。

実施例４ 第４図はＮｄ含量が１０〜３０原子％と変化せしめ、鉄
対ホウ素の比が０．９５：０．０５に一定に保たれたネ
オジム、鉄及びホウ素の溶融スピニンクされた合金リボ
ンの急冷速度の函数としての固有室温保磁力のプロット
である。

１０原子量％のネオジムに対して達成された最大保磁力
は僅かに約６キロエルステッドであった。１５原子％の
ネオジムについては、達成された最大固有保磁力は約１
７キロエルステッドであった。しかしながら、その他の
全てのネオジム含量について、最大固有保磁力は少なく
とも２０キロエルステッドであった。これらの合金に対
する最適急冷速度は１０〜１５ｍ／秒の範囲であるよう
に思われた。

実施例 第５図は、溶融スピニンクされたネオジム鉄合金の室温
において測定された残留磁気の基材急冷速度の函数とし
てのプロットである。

高鉄含量合金については材料の残留磁気がそれを越える
と迅速に低下する明確な臨界基材急冷速度がある。２０
ｍ／秒未満の基材急冷速度においてはネオジム合金は少
なくとも４キロガウスの残留磁気を示した。鉄の濃度を
増加させると、残留磁気がＸ＝０．６７における最大４
．６ＫＧからＸ＝０．９に対する８．０ＫＧまで相当に
増大する。急冷されすぎたりボン（例えばＶｓ＞２０ｍ
／ｓ）を注意深く制御して迅速に焼なますと、以下に説
明される如く最適に急冷された合金に対応する保磁力及
び残留磁気を誘導することができる。

実施例６ 第６図はいくつかの異った基材冷却速度に対する溶融ス
ピニングされたＮｄＯ，２５（Ｆｅ０．２５ＢＯ．０５
）０．７５に対する減磁曲線である。Ｖｓ＝７．５及び
Ｖｓ＝１０ｍ／秒に対する第２象限における比較的平担
な減磁曲線により特徴付けられる比較的四角のヒステリ
シスループはより高いエネルギー積が得られるだめに多
くの硬磁石用途に望ましいものである。

実施例７ 第７図は、溶融スピニングされたＮｄ０．２（Ｆｅ０．
９６ＢＯ．０４）０．８合金についての初期磁化磁界の
函数としての減磁曲線を示す。この曲線は１９キロエル
ステッドの磁化磁界について４５キロエルステッドの磁
界よりも実質的に低い。実施例１で述べた如く、磁気飽
和を誘導するに十分なより強い磁化磁界を与えればこの
ＲＥ−Ｆｅ−Ｂ組成物についてもより高い残留磁気及び
Ｈｃｉを、達成することが可能である。

実施例８ 第８図は、溶融スピニンクされた２５原子％のネオジム
鉄合金に対する減磁曲線である。

０．０３及び０．０５の原子分率のホウ素（鉄含量に基
づく）を添加すると、この合金に対する減磁曲線を実質
的に平担にし、且つ延長し、より高いエネルギー積を示
している。第７凶に示したよりもより高いホウ素含量、
例えばｙ＝０．０７、は保磁力の更に増大する量が少な
く、残留磁気が低下し、エネルギー積の低下が生ずる。

一般的に、溶融スピニンクされた稀土類元素−鉄合金に
余りに多量のホウ素（全組成物に基づき）を添加しても
固有保磁力におけるたいした利益は得られず、エネルギ
ー積の損失が生ずることがある。過剰のホウ素は又留望
ましい磁性相が直接形成される急冷速度の範囲を狭める
ようである。（例えば第３図を診照）。実験的証拠の示
すところによれば約５〜６の総原子％を越えるホウ素の
濃度はこれらのロムの硬磁性特性が基つく磁性ＲＥ−Ｆ
ｅ−Ｂ金属間相のホウ素濃度平衡を越えるものである。

過剰のホウ素は１０原子％まで或いはそれを越える濃度
まで磁性相を破壊するものではいが約６原子％を越える
ホウ素濃度は合金の磁性特性を実際に稀釈するものであ
る。しかしながら、約５〜６％以下の量でホウ素を含有
せしめると、急冷に際し極めて微細な結晶性の硬磁性の
微細構造を形成する結晶性金属間磁性相の形成を安定化
させる。

５〜６原子％を越える過剰のホウ素は磁性的に柔らかな
Ｆｅ−Ｂガラスの形成を促進するようである。

実施例９ 第９図はｐｒ０．４Ｆｅ０．６及びＰｒＯ．４（Ｆｅ０
．９５Ｂ０．０５）０．６に対する固有室温保磁力を示
す。少量のホウ素、ここにおいては全組成物の３％、の
添加は約７．５、ｍ／秒の急冷速度においてプラセオジ
ム−鉄化合物の固有保磁力をおよそ６．０から１６ｋＯ
ｅを越える値まで改良することかわかった。ネオジム−
鉄系については、広範に検討を行ったが、ホウ素を含有
し、本発明に従って作成されたその他の稀土類及び遷移
金属合金は以下の実施例により例示されるような永久磁
石特性を示す。

実施例１０ 第１１図及び第１２図はＮｄ１−Ｘ（Ｆｅ０．９５Ｂ０
．０５）ｘ合金の特性を示す。これらの試料はＶｓ＝１
５ｍ／ｓの最適速度に近い速度て動いている急冷ホイー
ル上に６７５ミクロンの毛細管に射出された。第１１図
はいくつかのネオジム含量についてのエネルギー積（Ｂ
Ｈ）、残留磁気（Ｂｒ）及び誘導保磁力（Ｈｅ）である
。残留磁気、保磁力及び（丑気エネルキー積は全てほぼ
０．８６に等しいＸ（Ｆｅ及びＢの全原子分率）にピー
クを有する。はぼ配向サマリウムーコバルト磁石のエネ
ルギー積に対応する１４．１ＭＧＯｅのエネルギー積が
達成された。第１２図は固有保磁力Ｈｃｉを示す。最大
Ｈｃｉは約Ｘ＝０．７５において達成された。

第１３図は、１４．１メガガウスエルステット直接急冷
合金のリボン試料の横断破断表面の走査電子顕微鏡写真
である。これらの写真は急冷表面近く、即ち溶融スピニ
ンク法において急冷ホイールに衝突する表面の近く、リ
ボン断面の中心、及び自由表面即ち急冷ホイールから最
も遠い表面においてとられたものである。

リボンの厚み方法に実質的に均一な晶子径を示す磁性材
料は厚み方向に実質的に変化した晶子径を示すよりもよ
り良い永久磁力特性を示す傾向を有することがわかった
。第１３図の直接急冷材料はほぼ２０〜５０ナノメータ
の範囲の大きさの微細晶子よりなるように思われる。こ
の晶子径はおそらく最適単一磁性領域径に近いものであ
る。

第１４図は、１４．１メガガウスエルステット直接急冷
磁性材料の減磁挙動を示すものである。約８．２ｋＧの
比較的高い残留磁気が高いエネルギー積（Ｂ×Ｈ）に実
質的に寄与する。

実施例１１ 第１５図はＮｄ１−×（Ｆｅ０．９５Ｂ０．０５）ｘ合
金中のネオジム含量の変化の第２象限減磁曲線に及ぼす
影響を示すものである。これらの試料はＶｓ＝１５ｍ／
ｓの最適急冷ホイール速度近傍において６７５ミクロン
毛細管から射出された。

約１０％未満のネオジム含量に対しては誘導保磁力Ｈは
約７キロエルステット未満である。

最高残留磁気はほぼ１５〜１３．４原子％のネオジム含
量について達成されている。Ｘ＝０，８及びＸ＝０．７
５のより高いネオジム含量は残留磁気を減少させる傾向
を有するが、しかし、直接急冷合金の固有保磁力を増大
させる。この知見よりネオジム−鉄−ホウ素合金の最適
に近い組成はほぼ１４％のネオジムを含有するものと仮
定された。しかしながら、最終的磁石特性において達成
を希望するものに応じて、これらの組成においては実質
的な自由度が存在し得る。更に、以下に示すようにネオ
ジムの代りに所定量のその他の稀土類金属を用いること
が出来る。

実施例１２ 第１６図は、溶融スピニングされだＮｄ０．３３（Ｆｅ
０．９５Ｂ０．０５）０．０７の温度の函数としての減
磁曲線を示す。これらの試料は温度変化の間にパルス化
された４５ｋＯｅ磁界中において再磁化されたものであ
る。高温はこれらの材料の残留磁気に何等かの悪い影響
を及ぼす。実験証拠によると、ほぼ４０％のＨｃｉが４
００〜５００℃の温度間において失われ得る。これは一
般的に同様な温度においてミッシュメタル−サマリウム
−コバルト及びＳｍＣｏ５磁石により経験される損失に
匹敵するものである。しかしながら、本合金に高い初期
Ｈｃｉを与えれば多くの用途においてその様な損失は、
許容可能なものである。

実施例１３ 第１７図は、溶融スピニングされたＮｄ０．１５（Ｆｅ
０．９５、Ｂ０．０５）０．８５についての温度の函数
としての減磁曲線を示す。第１０図と対比して鉄の原子
％がより高くなると、高温におけるこの合金の残留磁気
従ってエネルギー積を改良する傾向を示すことか明らか
である。

実施例１４ 第１８図は、３種の異ったネオジム−鉄−ホウ素合金に
ついて固有保磁力の対数の基準化されたプロットを温度
の函数として示すものである。より商い鉄含量の合金に
おいては、より高いネオジム分率を含有する化合物より
も、固有保磁率の温度函数としての減少が遅い。

第１９図は、Ｘ＝０．８５．０．８０．０．６７である
ＮｄＩ−ｘ（Ｆｅ０．９５Ｂ０．０５）ｘ及びＮｄ０．
４（Ｆｅ０．９７Ｂ０．０３）０．６に対する残留磁気
の値をケルビン度における温度の函数として示すもので
ある。ここでも又より高い鉄含量の合金は高温における
より高い残留磁気を示している。

実施例１６ 第２０図は、溶融スビニンクされたＮｄ０．２５（Ｆｅ
１−ｙＢｙ）０．７５の磁化の温度依存性を示す。

より高い飽和ホウ素含量の合金は約１００〜３００度ケ
ルビンの温度において凹みを示した。この見かけ上の変
態、現在のところ理解されていない。キューリ温度（Ｔ
ｃ）はホウ素の添加により実質的に上昇した：即ちホウ
素のない場合にはＴｃ＝４５３°Ｋ（及び３．７５原子
％ホウ素（ｙ＝０．０５）の場合は５３３″Ｋである。

第２０図は各種ネオジム−鉄−ホウ素合金に対するキュ
ーリ温度に及ぼすホウ素添加の影響を示すものである。

実施例１７ 第２１図は、ネオジム−鉄−ホウ素合金においてネオジ
ム量の変化が０°〜６００°Ｋの温度範囲において溶融
スピニングされた試料の磁化に及ぼす影響を示す。全て
の曲線において１００°〜３００°ケルビンの間に凹み
がみられるが、高鉄含量合金の磁化曲線はより高いネオ
ジム含量合金に比べてその温度範囲において実質的によ
り平担である。

実施例１８ 第２２図はＶｓ＝１．５ｍ／ｓで動く冷ホイール上に６
７５ミクロンのオリフィスから射出されたＮｄ０．１５
（Ｆｅ−ｙＢｙ）０．８５（ｙ＝０．００、０．０３、
０．０５、０．０７、０．０９）のＸ線スペクトル（Ｃ
ｕＫアルファ）を示す。選ばれた試料は各ホウ素量に対
して最大固有保磁力を示した。このＸ線のデータは数時
間に亘って微細に粉末比された試料からとられたもので
ある。Ｘ線強度単位は任意スケールによる。

ホウ素のない合金のＸ線スペクトルはネオジム及びＮｄ
、Ｆｅ１７対応するブラッグ（Ｂｒａｇｇ）反射を含ん
でいるが、そのいずれの組成もがＮｄ或いは（Ｎｄ２Ｆ
ｅ１７）の最高キューリー温度が僅かに３３１°Ｋであ
るので、これらの合金における制限された量の保磁カの
説明になるものとは思われない。

［Ｎｄ０．１５（Ｆｅ１−ｙＢｙ）０．８５］（ここで
０．０３■ｙ■０．０５）中にホウ素を含有させると、
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ金属同相が安定されろことがＸ線データ
により示されている。この相は、永久磁石特性の役割を
任うものである。そのキューリー温度はその他の如何な
る知られたＮｄ−化合物のそれよりも十分に高いもので
ある。

実施例１９ 第２３図は、Ｎｄ０．２５（Ｆｅ０．９５Ｂ０．０５）
０．７５合金リボンの急冷表面のＸ線スペクトルを自由
表面と対比するものである。急冷表面は冷却基材上に衝
突するリボンの表面と定義される。

自由表面は冷却表面に接触しないリボンの反対側の平坦
部である。明らかに、自由表面試料は急冷表面よりもよ
り大きな結晶性を示す。

これは自由表面が急冷表面よりも比較的ゆっくり冷却し
、元素の結晶学的配列のためにより多くの時間を許容す
るという事実により説明される。

実施例２０ 第２４図は、第２図から最大保磁力を示す最適な直接急
冷されたＮｄＯ．２５（Ｆｅ１−ｙＢｙ）０．７５につ
いての示差熱走査熱量測定を示す。このデータは８０°
Ｋ／分の加熱速度でとられたものである。ホウ素の添加
は明らかに結晶特性を増大させ、これらの最適溶融スピ
ンされた合金のアモルファス或いはガラス状特性を減少
させる。これは、ホウ素は或るその他の組成物例えば（
Ｆｅ８Ｂ２）においてはガラス形成を促進することが知
られているので予測されなかったことである。ｙ＝０．
０５の合金は１０００°Ｋまでに何等の増大した見かけ
上の比熱（ＡＳＨ）放出がないことに示されるように、
特に結晶性を有するものと思われる。

９４０°ＫにおけるＡＳＨの鋭い上昇は合金の部分的溶
融に伴うものと思われる。

実施例２１ 第２５図は、Ｖｓ＝１５ｍ／ｘ及び３０ｍ／ｓにおいて
急冷されたＮｄ０．１５（Ｆｅ１−ｙＢｙ）０．８５合
金（ｙ＝０．０、０．０５及び０．０９）についての示
差熱走査熱量測定のデータを示す。最適急冷に近い全て
のＶｓ＝１５ｍ／ｓ合金のＤＳＣ記録線図は比較的平坦
であり、Ｘ線デーータにより示された主として結晶性特
性を確認するものである。これに対して、ｙ＝０．０５
及び０．０９対するＶｓ＝３０ｍ／ｓ合金の全ては、８
５０〜９００°Ｋの近辺において見かけ比熱の増大を示
し、合金中にランダムに配列された原子がこの温度範囲
において結晶化を行うことを示している。加熱前の合金
のＸ線パターンは又ガラス様或いはアモルファス挙動を
示し、２０〜４０°に単一の幅広いピークを示している
。

これに対して、ｙ＝Ｏ．Ｏ（ホウ素なし）に対するＤＳ
Ｃ及びＸ線データはＶｓ＝１５及び３０ｍ／ｓ間におい
て殆んど変化しなかった。

更に９００°Ｋより高温において見かけ比熱の何等の大
きな増大も生じ得ない。ホウ素はその後に硬磁性状態に
焼なますことのできる過急冷合金における微細構造を達
成するために必要である。ホウ素なしには過急冷合金を
硬磁性状態に焼なますことは不可能である。これはＮｄ
−Ｆｅ−Ｂ相が存在しないからである。

実施例２２ 第２６図は、各種永久磁石材料の典型的減少曲線を示し
、それらの最大工ネルキー積の値を掲げるものである。

明らかにＳｍＣｏ５のみか本発明のネオジムー鉄−ホウ
素組成物より僅かに良好な室温磁性時性を示している。

ボンデットＳｍＣｏ５粉末磁石は実質的により弱いもの
である。本発明のＲＥ−ＴＭ−Ｂ組成物は、構成元素及
びより容易な製造方法のより低いコストのために配向Ｓ
ｍＣｏ３磁石よりも実質的に低いコストで高品質高保磁
力の高磁石用途に使用することができるものと思われる
。

本発明の硬磁石組成物は通常のマンガン−アルミニウム
−炭素、アルニコ、及びフェライト（磁石よりもはるか
に良好な特性を有するものである。

実施例２３ 第２７図は、Ｎｄ１−ｘ（Ｆｅ１−ｙＢｙ）ｘ合金への
ホウ素の添加が合金の見かけキューリー温度を上昇させ
ることを示している。本発明の実用性に関す限り増大し
たキューリー温度はこれらの改良された硬磁石材料の使
用可能性を拡大するものである。例えば約５００°Ｋ（
２３７℃）より高いキューリ一温度を有す磁石は１５０
℃の温度が生じ得るホンネット下の用途に使用すること
ができる。

第２７図において、黒丸で示した点は特に４０原子％未
満のネオジムを含有するネオジム−鉄溶融スピニンクさ
れた合金の鉄含量に基づいて５％のホウ素を添加した場
合に与えられる実質的なキューリー温度の増大を示すも
のである。ホウ素を添加しない合金と同様に４０原子％
未満のネオジムを含有する合金において、著しい見かけ
キューリー温度の低下への傾向が示された。即ち、ホウ
素の含有はキューリー温度を上昇させるのみならず、相
対的に低い稀土類元素濃度においてもキューリー温度を
上昇させる。即ち、ホウ素を適当な実質的に不定形のＲ
Ｅ−ＴＭ合金に添加することは比較的高い鉄濃度におい
て固有保磁力及びキューリー温度を増大させる。これら
の結果は極めて望ましいものである。

実施例２４ 本発明のＲＥ−ＴＭ−Ｂ組成物中において、磁性的に軟
らかい、実質的に不定形状の合金を焼なますことにより
、比較的硬い磁性特性が誘導することができるかを決定
するために鉄に富んだ合金について実験を行った。第２
８図においてＮｄＯ．１５（Ｆｅ０．９５Ｂ０．０５）
０．８５の代表的な合金を：３０ｍ／ｓの表面速度■ｓ
を有する冷却円盤上に溶融スピニンクした。その様にし
て製造されたリボンはアモルファスであり、その減磁曲
線の鋭い傾斜（第２８図の焼なましなし、Ｖｓ＝３０ｍ
／ｓの曲線）により示されるように、軟磁性特性を有し
ていた。このリボンを約８５０°Ｋにおいて約１５分間
焼なましたところ、最大保磁カは約１０．５ｋＯｅに増
大し、合金は硬磁性特性を示した。

Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ様の合金を溶融スピニングし、Ｖｓ＝１
５ｍ／ｓの表面速度を有する冷円盤上で同様に急冷した
ところ、約１７ｋＯｅの固有室温保磁力を有する不定形
乃至微細結晶上の合金が生成した。（第２８図の焼なま
し無し、Ｖｓ＝１５ｍ／ｓ）。これは焼なまし前後のい
ずれにおいてＶｓ＝３０で急冷された合金よりもはるか
に高い保磁力である。Ｖｓ＝１５ｍ／ｓで溶融スピニン
グされた合金を約８５０°Ｋで焼なましたところ、その
固有保磁率は焼なまされたＶｓ＝３０の試料のそれとほ
ぼ匹敵する水準まで落ちた。

実施例２５ ＮｄＯ．１４（Ｆｅ０．９５Ｂ０．０５）０．８６の合
金を２５ｇの溶融合金を水晶るつぼからＶｓ＝３０ｍ／
ｓの速度で回転するクロムめっき銅円盤の周辺上に射出
して調製した。オリフィス径はほぼ６７０ミクロンメー
トルであり、射出圧力はほぼ２０．６８ｋＰａ（３．０
ｐｓｉ）アルゴンであった。これにより実質的に何等の
硬磁性特性を有しない過急冷合金が生成した。「焼なま
し無し」と第２９図上に印される線は溶融スピニングし
た状態の合金の保磁力及び残留磁気を示す。

この溶融スピニングしたリボンを粗粉砕し、ほぼ各々６
０ｍｇの試料を秤量した。引続き加熱及び焼なましを１
気圧の流動アルゴン中においてパーキン−エルマー（Ｐ
ｅｒｋｉｎ−Ｅｌｍｅｒ）（ＤＳＣ−ＩＩ）示差熱熱量
測定計において行った。この熱量測定計ははじめ室温に
し、温度を１６０°Ｋ／分の速度で９５０°Ｋのピーク
開度まで上昇させた。試料を室温まで同じ速度で冷却し
た。減磁性データは最初試料を約４０キロガウスのパル
ス化礎界中において磁化した後に磁気測定計上でとられ
た。

第２９図は、試料の第２象限減磁曲線をそれらが９５０
°Ｋのピーク焼なまし温度に如何に長く維持されるかの
函数として示している。

０分で示された線は９５０°ｋまでに傾斜速度１６０°
Ｋ／分で上昇され、次いで直ちに同一の１６０°Ｋ／分
の速度で冷却された試料の磁性特性を示す。５、１０及
び３０分で示される曲線は、それぞれ１６０°Ｋ／分の
加熱及び冷却傾斜速度において試料を９５０°Ｋのピー
ク温度に５．１０及び３０分間維持したことを示す。

このデータより試料を９５０℃の高温度に任意の実質的
時間保持することは焼なまし合金の磁気強度に悪影響を
及ぼすことが明らかである。最良の磁気特性は迅速に焼
なまし、次いで迅速に冷却された試料について得られた
ので合金における望ましい硬磁性特性の形成のために焼
なまし工程の速度が重要であるように思われる。稀土類
−鉄−ホウ素合金において永久磁石相を形成するのに迅
速な対流加熱が有効であるが、その他の過急冷合金を機
械的に加工し、或いは熱加熱をするような方法も又極め
て微細な結晶永久磁石相の形成を促進する。

実施例２６ Ｎｄ０．１４（Ｆｅ０．９５ＢＯ．０５）０．８６合金
をＶｓ＝２７．５及び３０ｍ／ｓの急冷ホイール速度で
溶融スピニングした。試料を４Ｏ及びｌ６０°Ｋ／分の
加熱及び冷却傾斜速度で示差熱熱量測定計において焼な
ました。Ｖｓ＝２７．５ｍ／ｓで急冷した合金はＶｓ＝
３０．Ｏｍ／ｓ合金よりもより高い残留磁気を示した。

いずれのＶｓ値に対してもより高い１６０°Ｋ／分の傾
斜速度で焼なました試料は４０°Ｋ／分の傾斜速度で焼
なましたものよりもより高い第２象限残留磁気及び保磁
力を示した。この様に迅速な加熱及び最大温度での短い
時間が約２０〜２００ナノメータの望ましい径の範囲の
晶子の形成を促進するように思われる。過剰焼なましは
、おそらく過剰の結晶成長を引き起こし、最適単−領域
径粒子よりも大きい粒子を形成するものと思われる。延
長された焼なまし（例えば第２９図参照）などによりも
たらされた過剰の結晶生成は磁気強度を劣化させる傾向
を示す。

実施例２７ 第３１図は、ＮｄＯ．１４（Ｆｅ０．９Ｂ０．０５）０
．８６合金の最大エネルギー積のプロットを示す。白丸
のデータ点はＸ軸上に示される急冷ホイール速度Ｖｓに
おいて直接急冷された合金のエネルギー積を示す。その
他のデータ点はＸ軸上に示されるＶｓで急冷され次いで
それぞれ１０００、９７５及び９５０°Ｋの最大温度に
１６０°Ｋ／分の加熱及び冷却順斜速度で示差走査熱量
測定計中で焼なまされた合金の最大エネルギー積を示す
。

ほぼ１９ｍ／ｓのホイール速度で直接急冷された合金に
ついては１４．１メガガウスエルステッドの最大エネル
ギー積に到達した。約２０．５ｍ／ｓよりも大きいホイ
ール速度で直接急冷された合金は急冷ホイール速度と共
に迅速に減少するエネルギー積を示す。約Ｖｓ＝３０ｍ
／ｓにおいては、急冷されたままの合金は実質的にエネ
ルギー積を有しない。黒丸、三角形及び四角形のデータ
点は各々１０００、９７５及び９５０°Ｋの最大温度に
焼なまされた後に対応するＸ軸上のＶｓにおいて急冷さ
れた合金に対する測定された最大エネルギー積を示す。

焼なまし工程は、１６０°Ｋ／分の加熱及び冷却傾斜速
度において、示差熱走査熱量測定計中において行われた
。

第３１図から合金を過急冷した後焼なますことにより高
磁気エネルギー積を有する合金の形態を形成することが
できることが明らかである。これは、合金中の永久磁石
特性の役割を担うものが微細結晶であり、おそらく最適
単一領域径と合致するという仮定を強く支持するもので
ある。過急冷合金即ちこの場合においては約２０ｍ／ｓ
よりも大きいホイール速度で急冷された溶融スピニンク
されたりボンは完全にアモルファスであるか或いは最適
単一磁気領域の径よりも晶子或いはそれらの微細構造に
おける粒径を有するものである。

加熱工程は微細構造中の晶子或いは粒子の成長を促成さ
せ、最適単一領域径に近い径を達成するものと思われる
。驚くべきことに、９５０°Ｋまでに迅速加熱後の晶子
の大きさはリホンの厚さに亘って十分に均一である。

第３２図は、示されたホイール速度において直接に急冷
された第３１図の合金の第２象限磁化曲線である。第３
３図は、これらの合金を示されたホイール速度で急冷ホ
イールを離れた時点でのＸ線回折パターンを示す。これ
らのＸ線スペクトルから、ホイール速度を増大すると特
異ピークの発生を減少させ、はるかに不定形の様相を示
すパターンを形成することが明らかである。Ｖｓ＝３５
及び４０ｍ／ｓに対するパターンはアモルファス、ガラ
ス状物質の特性に特徴的なものである。第３１図に関し
て説明した方法に従って任意の合金を焼なますと、第３
３図のＶｓ＝１９ｍ／ｓと同様なＸ線回折パターンを形
成する。

しかしなから、よりよい磁気特性は第３３図のＶｓ＝２
７．５ｍ／ｓのような初めに何等かの初期結晶化を示す
適当に焼なまされた試料に見られる。ガラス状のＸ線パ
ターン（例えば第３３図におけるＶｓ＝３５及び４０ｍ
／ｓ）有するアモルファス合金を焼なますと永久磁力特
性が形成されるが、残留磁気はより低いものである。

Ｎｄ０．１４（Ｆｅ０．９５ＢＯ．０５）０．８６合金
の第２象限磁気特性について初めに２０．５ｍ／ｓのホ
イール速度で急冷したもの（第３５図）と、３５ｍ／ｓ
のホイール速度で急冷したもの（第３６図）を対比した
。僅かに急冷した材料（Ｖ５＝２０．５ｍ／ｓ）は８キ
ロガウスを越える残留磁気及び１２キロエルステッドを
越える磁力及び１３．７メガガウスエルステットの最大
エネルギー積を示した。他方、非常に過急冷した合金（
Ｖｓ＝３５ｍ／ｓ）は８メガガウス未満の最大残留５Ｂ
気？示した。非常に過急冷したＶｓ＝３５ｍ／ｓ合金の
最大エネルギー積は１１．９メガガウスエルステッドで
あった。

第３４図はホイール速度Ｖｓ＝１９、 ２０．５及び３５ｍ／ｓにおいて急冷された第３１図の
合金についての示差熱走査熱量測定計の記録を示す。最
適直接急冷合金を表わす１９ｍ／ｓで急冷されたものは
約５７５°Ｋにおいて見かけ比熱（ＡＳＨ）の減少を示
し、次いでＤＳＣについて利用可能な最大走査温度（〜
１０００°Ｋ）まで僅かなＡＳＨの増大を示す。Ｖｓ＝
２０．５ｍ／ｓにおいて僅かに過急冷された合金は５７
５°ＫにおいてＡＳＨの減少を示したが、それは又約８
７５°ＫにおいてＡＳＨの実質的増大を示した。この８
７５°Ｋにおけるピークは合金中の結晶化及び磁性相の
成長に伴うものと理論付けられた。

実質的にアモルファスの非常に過冷却されたＶｓ＝３５
ｍ／ｓで溶融スピニングされた合金は５７５Ｃ°Ｋにお
いてＡＳＨの減少を示さず、約８７５°Ｋにおいて更て
大ぎな増大を示す。

本実施例及びその他の実施例において、０．８８■ｘ■
０．８６及び０．０５■ｙ■０．０７であるＲＥ１−ｘ
（Ｆｅ−ｙＢｙ）ｘは硬磁性特性の主として役割を担う
相の名目上の組成物であると思われる。好ましいＲＥ元
素は実質的に相互に交換可能なネオジム及びプラセオジ
ムである。この相はしかしながら、Ｐｒ及びＮｄに代え
て４０％陛度までのその他の稀土類を置換してもそれを
破壊することなく鈍感である。同様にして、実質的量の
その他の遷移金属も又相を破壊することなく鉄の代りに
使用することができる。この相は、硬磁性特性を有する
適当な微細構造のあらゆる組成吻中に存在するものと思
われる。しかしながら、構成成分の量の変化は存在する
磁性相の積を変化させ、従って磁性特性特に残留磁気を
変化させる。

第３７図は、自由表面、中間表面及び急冷表面近傍の微
細構造を示す過急冷（Ｖｓ＝３０ｍ／ｓ）のＮｄＯ，１
４（Ｆｅ０．０５Ｂ０．０５）０．８６の破断表面の走
査電子顕微鏡写真である。より遅い冷却が行われる自由
表面は顕微鏡写真上に斑点状外観として示される極めて
少ない程度の結晶化を示す図面の中枠の点は異質の無意
味なＳＥＭ特質である。リボンの中間及び急冷表面は実
質的にアモルファスであり即ち個々の晶子か明確には区
別できない。

第３８図は１６０°Ｋ／分の加熱及び冷却傾斜速度にお
ける９５０°Ｋの最大温度へのＤＳＣ焼なまし後の過急
冷（Ｖｓ＝３０ｍ／ｓ）のＮｄ３．１４（Ｆｅ０．９５
、Ｂ０．０５）０．８６の破断表面のＳＥＭである。こ
のＳＥＭより焼きなまし工程の結果、十分に規則的な形
状の晶子或いは粒子がリボン中に形成されていることが
明らかである。これらの晶子は２０〜４０ナノメータの
平均径を有するが、ｌ４．１ＭＧＯｃの直接急冷合金の
晶子程にはリボンの厚み中において均一な径な有しない
。均一結晶径は最大エネルギー積合金の特性のように思
われる。これらの晶子の好ましい径の範囲は約２０〜４
００ナノメータ好ましくは約４０〜５０ナノメータ平均
である。

第３９図は、本実施例の最適に直接急冷された合金の第
２象限磁化曲線を過急冷され焼なまされたＶｓ＝２０．
５及び３５ｍ／ｓ試料と対比して示すものである。

実施例２８ 第１０図は、ホウ素のない及びｙ＝０．０３、０．０５
、０．０７、０．０９合金に対するＮｄ０．１５（Ｆｅ
１−ｙＢｙ）０．８５の残留磁気のプロットである。こ
れらの試料は、ほぼ２７．５ｍ／ｓの急冷速度において
ほぼ６７５ミクロン径のオリフィスからキャストされた
ものである。

後述する如く、これらの試料はほぼ１６０°Ｋ／分の加
熱及び冷却傾斜速度で示差熱走査熱量測定計中において
ほぼ９７５°Ｋのピーク温度に加熱された。ホウ素のな
い合金ｙ＝０．０は焼なまし及び磁化後に実質的に何等
の保磁力を示さなかった。０．０３ホウ素を含有するも
のはほぼ６キロエルスデットの保磁力を示した。０．０
５のホウ素含量においては、残留磁気及び保磁力は共に
それぞれほぼ１７．５キロエルステッド及び７．５キロ
ガウスまで実質的に増大した。０．０７のホウ素含量に
おいては保磁力は増大したが他方残留磁気は僅かに低下
した。０．０９のホウ含量おいては、残留磁気及び保磁
力は共に０．０７のホウ素含量のものに比べて低下した
。

実施例２９ 第４０図はＶｓ＝３０ｍ／ｓの急冷ホイール上に６７５
ミクロンのオリフィスを通して溶融スピニングされたＰ
ｒ０．１３５（ＦｅＯ．０３５Ｂ０．０６５）０．８６
５合金の減磁プロットである。得られた合金リボンは過
急冷され、実質的に保磁カを有しなかった。このリボン
の試料を１６０°Ｋ／分の加熱及び冷却傾斜速度におい
て示差熱走査熱量測定計中において、それぞれ９００、
９２５、及び９７５°Ｋの最大ピーク温度に焼なまされ
た。９００°Ｋの最大温度に加熱された合金が最も高い
残留磁気を有した。ピーク焼なまし温度の増加は残留磁
気を僅かに減少させる傾向を有したが保磁力を極めて増
大させた。

明らかに、プラセオジムも又稀土類−鉄−ホウ素硬磁性
相の稀土類の主成分として有用である。又、過急冷され
た元々永久磁石でない合金化を焼なます時間および温度
を永久磁石特性を所望通りにあつらえるようにコントロ
ールすることが明らかであるように思われる。

迅速なより高湿の焼なましは幾分残留磁気を減少するも
のの極めて高い保磁力を達成するために使用することが
出来るようである。他方、より低温の迅速焼なましを用
いると、１５キロエルステッドを越える保磁力において
もなお残留１磁気を増大することによりエネルギー積を
最大にする傾向を有する可能性がある。

実施例３０ 第４１図は、ＲＥがプラセオジム、ネオジム、ランタン
、セリウム、テルビウム或いはジスプロシウムであるＲ
Ｅ０．１３５（Ｆｅ０．３５Ｂ０．０６５）０．８６５
合金についての減磁曲線を示す。

各合金中においては、単一の稀土類のみが使用された。

即ち、これらの稀土類元素は合金試料を形成するために
互に混ぜ合わされなかった。各合金はＶｓ＝３０ｍ／ｓ
で回転する急冷ホイール上にほぼ６７５ミクロン径の射
出オリフィスを通して溶融スピニングされた。

形成されたままの合金の各々は１キロ工ルステッド未満
の保磁カを有し、過急冷されていた。これらの合金試料
を１６０°Ｋ／分の加熱及び冷却傾斜速度において示差
熱走査熱量測定中において９５０°Ｋの最大温度で約５
００°Ｋ以下の最低高度に焼なました。

これらの試めされた稀土類元素の中で高い保磁力、残留
磁気及びエネルギー積を有する焼なまし合金を形成した
ものはプラセオジム及びネオジムのみであった。サマリ
ウム及びランタンは十分に険しい残留磁気曲線と共に極
めて僅かな保磁カを示した。セリウムは幾らかの保磁力
及び残留磁気を示した。テルビウムは低い保磁力及び極
めて低い残留磁気を示した。純粋なプラセオジム及びネ
オジム合金以外のものは、いずれも極めて強カな永久磁
石を作成するに適した特性を示さなかったが、その他の
稀上埴元素のヒステリシス特性は軟磁性その他の磁性用
途に極めて有用であり得る磁性材料を提供する可能性が
ある。

実施例３１ 第４２図は、（Ｎｄ０．８ＲＥ０．２）０．１３５（Ｆ
ｅ０．９３５Ｂ０．０６５）０．８６５合金中の異った
稀土類元素をネオジムとそのような稀土類元素の量に基
づいて２０％置換させた場合の影響である。これらの８
０％のネオジム及び２０％のその他の稀土類元素合金の
各々は実施例３１と同様にして溶融スピニンクされ加工
された。２０％のジスプロシウム、プラセオジム及びラ
ンタンの置換は良好な永久磁石特性を有する合金を形成
した。テルビウム含有合金は磁力計で測定し得る以上の
保磁力を有した。サマリウム含有合金は６キロガウスを
越える残留磁気及び約６キロエルステッドの保磁カを示
した。

表１は実施例３１及び３２で示された合金の組成、固有
保磁力、残留磁気及びエネルギー積を示す。

このデータより、ネオジウム及びプサセオジム以外の実
質量の稀土類元素を稀土類−鉄−ホウ素合金に含有せし
めて極めて微細な結晶性永久磁石合金を形成することが
可能であることが明らかである。ネオジム及びプラセオ
ジム金属化を適当割合のその他の稀土類元素と混合して
特別の用途の第２象限磁気特性を所望通りに設計するこ
とかできる。例えば極めて高い保磁力の永久磁石が所望
とされる場合には、テルビウムを組成物に添加すればよ
い。

他方、残留磁気が望ましい特性である場合には、サマリ
ウムを添加することが有利である。

実施例３２ 第４３図はＴＭが遷移金属、鉄、コバルト及びニッケル
であるＮｄＯ．１３５（ＴＭ０．０３５Ｂ０．０６５）
０．８６５の減磁曲線を示す。この図面において、遷移
金属は合金を形成するために相互に混合されなかった。

これらの合金は、実施例３０と同様に溶融スピニングさ
れ加工された。

これらの遷移金属元素のうち、鉄のみが極めて良好な永
久磁石特性を有する合金をもたらす。コバルトは中程度
の固有保磁力及び残留磁気を示すのに対し、ニッケル含
有合金は高い保磁力を示すが、実用的に全く残留磁気を
示さない。

第４４図は、Ｎｄ０．１３５（Ｆｅ０．８４１ＴＭＯ．
０９４Ｂ０．１６５）０．８６５の合金中の鉄の量に基
づいて１０％の遷移金属を添加する場合の影響を示す。

第４５図は、ＮｄＯ．１３５（Ｆｅ０．７４８ＴＭＯ．
１８７Ｂ０．０６５）０．８６の合金について鉄の原子
％に基づいて２０％の添加を行う場合の同様の曲線を示
す。これらの合金は又実施例３１と同様にして加工した
。

１００％のコバルト含有合金は余り高い残留磁気及び保
磁力を示さないにも拘らず、これらの合金中に鉄の代り
に２０％のコバルトを置換しても余り悪影響がないよう
に思われる。ニッケル、クロム及びマンガンの導入は純
粋鉄合金の硬磁性特性を実質的に稀釈するように思われ
る。銅の添加は保磁力を極端に低下させ、残留磁気を幾
分低下させる。鉄含量に基づいて２０％量の合金添加に
おいて、ニッケル及びクロムは全鉄合金に比較して保磁
力及び残留磁気を極めて減少させた。マンカンは第２象
限保磁力或いは残留磁気を有さない合金を生成する。

表２は、ネオジム−遷移金属−ホウ素合金の固有保磁力
、残留磁気及びエネルキー積を示す。報告された値は目
的が永久磁石を製造する場合の保磁力、残留磁気及びエ
ネルギー積の最良の相互組合わせに対するものである。

一般的にその様なデータは最も四角形に近い形状を有す
る第２象限減磁曲線な表わす。

これらのデータから、コバルトが本発明合金中約４０％
の量まで鉄と交換可能であることがわかる。クロム、マ
ンガン及びニッケルは合金の硬磁性特性を劣化させる。

表３に示す如く、ネオジム−鉄−ホウ素合金に少量の元
素ジルコニウム及びチタンを添加した。これらの合金組
成物は実施例３１と同様に溶融スピニング及び加工を行
った。少量（約１１／２原子％）のこれらの元素の含有
は更に硬い良好な硬磁性合金を形成した。ジルコニウム
の添加は、実質的に基本合金の固有保磁力を増大する傾
向を有した。

実施例３３ ＮｄＯ．１３５（Ｆｅ０．０３５Ｂ０．０６５）０．８
６５合金中のホウ素の置換を行った。置換元素としては
、表４に示す如く、炭素、アルミニウム、ケイ素、リン
及びケルマニウムが含まれた。これらの合金は上記実施
例３１と同様に溶融スピニング及び加工が行われた。炭
素以外の全てについて得われた合金は磁性エネルギー積
を有しなかった。炭素のみが０．９メガガウスの僅かな
エネルギー積を示したが、固有保磁力及び残留磁気は低
い値を有した。

以上の実施例は本発明の好ましい実施態様を示したもの
である。本発明のＲＥ−Ｆｅ−Ｂ合金の保磁力、残留磁
気及びエネルギー積の組合わされた永久磁石特性は配向
ＳｍＣｏ５及びＳｍ２Ｃｏ１７磁石のみを用いて従来達
成されてきたものに匹敵するものである。Ｐｒ、Ｎｄ及
びＦｅはサマリウム及びコバルトよりもより安価である
のみならず、本発明の磁性合金は永久磁石への加工がよ
り容易であり且つ安価である。

幾つかの実施例からのデータの集積により、示された磁
性特性を有する主たる相が形成する組成範囲は十分に広
いことが示される。

Ｒｅ１−Ｘ（Ｆｅ１−ｙＢｙ）ｘ合金について、ｘは好
ましくは０．５〜０．９の範囲であり、ｙは約０．００
５〜０．１の範囲にある。合金の残部は好ましくは鉄で
ある。鉄の約４０％までは有意な磁性特性の損失なくコ
バルトと置換することができる。ネオジム及びプラセオ
ジムは稀土類元素主成分として十分に交換可能であるよ
うに思われる。その他の稀土類元素例えばサマリウム、
ランタン、セリウム、テルビウム及びジスプロシウムは
おそらく全稀土類元素の約４０％までの量、磁性相の破
壊或いは永久磁石性の実質的損失なしにネオジム及びプ
ラセオジムと混合することができる。その他の稀土類元
素を添加することにまり減磁曲線を意図的に変成するこ
とができる。

実験データから永久磁性特性を最大化するためのほぼ最
適のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ及びＰｒ−Ｆｅ−Ｂ合金の名目組成
はほぼＲＥ０．１３５（Ｆｅ０．０３５Ｂ０．０６５）
０．８６５或いは三成分元素で表現してＲＥ０．２３５
Ｆｅ０．８０９Ｂ０．０３６と決定された。本発明の試
料は実際には酸化物のような或る種の残存汚染物質を含
有する市販の構成成分から調製された。

より純度の高い成分が使用されるならば、組成特にＮｄ
とＦｅ−Ｂとの合計の比は多分僅かに変わるであろう。

これは約５６０°Ｋの見かけキューリ一温度を有する安
定な相である。

更に、合金の迅速な固体化は合金微細構造中の個々の晶
子或いは粒子が最適単一磁性領域径とほぼ同一径或いは
より小さい条件を形成するものと思われる。最適の磁性
領域径は約４０〜５０ナノメータ平均径であると思われ
る。約２０〜４００ナノメータの粒径範囲の晶子を有す
る合金は永久磁石特性を示す。

これにより小さな晶子（＜２０ナノメータ）を加熱する
ことにより晶子の最適磁性領域径への成長を促進するこ
とができる。

最適晶子径の合金が作成された経路は（Ｉ）溶融スピニ
ングのような制御された急冷速度法による溶融物からの
直接急冷、或いは（２）最適単一領域径晶子よりも小さ
な微細構造への過急冷した後加熱力法により最適単一磁
性領域径への晶子の成長がある。

最高エネルギー積の直接急冷合金のＳＥＭデータは微細
構造中の晶子或いは粒子が十分に規則正しい形状を有す
ることを示している。

磁性データはＮｄ−Ｆｅ−Ｂ金属間相が立方晶系或いは
正方晶系のような高い対称性を有することを示唆してい
る。これに対する更に証拠は、理論的には約〜０．７で
ある残留磁気対飽和酸化率の高い比率である。例えば六
方晶系“Ｃ”軸のような単軸結晶構造に対する立方晶構
造ついてはこの比は約〜０．５てあろう。主たる相が永
久磁石特性について主たる役割を果すものと思われるが
、電子顕微鏡分析及びＴＥＭデータは更に寄与する可能
性のある未測定の第２相の少量の存在を示唆している。

直接冷却及び過急冷され焼なまされた合金リボンは生成
時には磁性的に等方性である。

これは、リボンが任意の方向に同一の強度て磁化され及
び減磁化されることにより証拠付けられる。しかしなが
ら、もし単一最適磁性領域径扮末粒子或いは晶子そのも
のが結晶学的に好ましい磁軸に沿って配向されるならば
、ここに報告された磁性エネルギー積よりも高いエネル
ギー積を有する高度に磁性的に異方性の合金を得る可能
性がある。

以上要約すると、稀土類元素ネオジム及びプラセオジム
、遷移金属元素、鉄及び少量の元素、ホウ素に基づいて
新規且つ極めて強力な磁性合金が見出された。ＲＥ−Ｆ
ｅ系中へのホウ素の含有は高い見かけキューリー温度を
有する平衡層の安定化、より高価な稀土類元素成分に対
する鉄のより高い許容な比率、最適微細結晶微細構造磁
石相の形成される広い急冷速度及び過急冷合金を境なま
して最適微小結晶微細構造を形成する能力などを含む多
くの見かけ上の利点がある。形成される結晶相は又限ら
れた量の多くのその他の成分の置換を許容する。又、新
種の永久磁石の製造に通した形態での本発明の合金を製
造する効率がよく且つ経済的な手段が見出された。これ
らの磁石は多くの工業環境において用途を見出すものと
予想される。

好ましい範囲の本発明の硬磁性合金組成物から形成され
る永久磁石は次の組成を有する金属間磁石相を有する： ＲＥ０．１２−０．１４（ＴＭ０．９３−０．９５Ｂ０
．０５−０．０７）０．８０−０，８８（式中ＲＥは１
以上の稀土類元素であり、少なくとも６Ｏ原子％のプラ
セオジム及び／又はネオジムのよりなり、ＴＭは鉄或い
は鉄対ロバルトの比が約３：２より大きい鉄とコバルト
の混合物であり、Ｂはホウ素である）。

これらの好ましい永久磁石の混合物は下記組成の金属間
磁性相を含有するものである：Ｎｄ０．１２−０．１４
（Ｆｅ０．９３−０．９５Ｂ０．０５−０．０７）０．
８６−０．８８及びＰｒ０．１２−０．１４（Ｆｅ０．
０３−０．９５Ｂ０．０５−０．０７）０．５６−０．
８８。

以上、本発明の特別の実施態様に則して説明したが、そ
の他の形態も容易に当業者により適応させることが可能
である。従って、本発明の範囲は特許請求の範囲によっ
てのみ制限されるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、急冷表面の線速度（Ｖｓ）の函数としての磁
化された溶融スピニンクされたＮｄ０．４（Ｆｅ１−ｙ
Ｂｙ）０．６合金の室温固有保磁力のプロットである。 第２図は急冷表面の線速度に対する磁化された溶融スピ
ニングされたＮｄ０．２５、（Ｆｅ１−ｙＢｙ）０．７
５合金の室副固有保磁力のプロットである。 第３図は急冷表面の線速度の函数としての磁化された溶
融スピニンクされたＮｄＯ．１５（Ｆｅ１−ｙＢｙ）０
．８５合金の室温固有保磁力のプロットである。 第４図は急冷表面の線速度の函数としての磁化された溶
融スピニンクされたＮｄ１−Ｘ（ＦｅＯ．９５Ｂ０．０
５）ｘ合金の室温固有保磁力のプロットである。 第５図は急冷表面の線速度の函数としての溶融スピニン
クされたＮｄ１−ｘ（Ｆｅ０．９５Ｂ０．０５）ｘ合金
の室温における残留磁束密度Ｂｒのプロットである。 第６図は、急冷表面の線速度の函数としての溶融スピニ
ングされたＮｄ０．２５（Ｆｅ０．９５Ｂ０．０５）０
．７５の減磁曲線である。 第７図は１９ｋＯｅ及び４５ｋＯｅの初期磁化磁場に対
する溶融スピニングされたＮｄ０．２（Ｆｅ０．９６Ｂ
Ｏ．０４）０．８合金の減磁曲線である。 第８図は溶融スピニングされたＮｄ０．２３（Ｆｅｌ−
ｙＢｙ）０．７５合金の減磁曲線を示す。 第９図は急冷表面の線速度の函数としての磁化されたＰ
ｒ０．４Ｆｅ０．６及びＰｒ０．４（Ｆｅ０９５Ｂ（０
．０５）０．６合金の室温固有保磁力のプロットである
。 第１０図は溶融スピニングされたＮｄ０．１５（Ｆｅ１
−ｙＢｙ）０．８５合金の減磁曲線を示す。 第１１図はネオジム含量の函数としてのＮｄ１−ｘ（Ｆ
ｅ０．９５Ｂ０．０５）ｘのエネルギー積、残留磁気及
び保磁出力のプロットであり、第１２図はネオジム含量
の函数としてのＮｄ１−ｘ（Ｆｅ０．９５Ｂ０．０５）
ｘ合金の保磁力を示す。 第１３図は、急冷時のＮｄ０．１３５（Ｆｅ０．９４６
Ｂ０．０５４）０．８６５合金の溶融スピニングされた
リボンの破断表面の走査電子顕微鏡写真であり、これら
の写真は自由表面、内部及びリボンの急冷表面において
とられたものである。 第１４図は第１３図の溶融スピニングされたＮｄ０．１
３５（Ｆｅ０．９４５ＢＯ．０５４）０．８０５合金に
対する減磁曲線（Ｍ対Ｈ及びＢ対Ｈ）を示す。 第１５図は溶融スピニングされたＮｄ１−ｘ（Ｆｅ０．
９５Ｂ０．０５）ｘ合金の減磁曲線を示す。 第１６図は２９５°Ｋ及び４５０°Ｋの間の数個の異る
温度における溶融スピニングされたＮｄ０．３３（Ｆｅ
０．９５Ｂ０．０５）０．６７についての減磁曲線を示
す。 第１７図は２９５°Ｋ及び４５０°Ｋの間の数個の異る
温度における溶融スピニングされたＮｄＯ．１５（Ｆｅ
０．９５Ｂ０．０５）０．８５°Ｋついての減磁曲線を
示す。 第１８図は温度の函数として；３昭のネオジム−鉄−ホ
ウ素合金についての固有保磁力の基準化された対数値を
プロットするものである。 第１９図は数個のネオジム−鉄−ホウ素合金に対する残
留磁気の温度依存性を示すプロットである。 第２０図は数個の異ったホウ素添加量における溶融スピ
ニングされたＮｄ０．２５（Ｆｅ１−ｙＢｙ）０．７５
に対する磁化の温度依存性をプロットするものである。 第２１図は、温度函数として数個の溶融スピニングされ
たＮｄ１−ｘ（Ｆｅ０．０５ＢＯ．０５）ｘ合金の磁化
をプロットするものである。 第２２図は、約２０度及び６５度の間の二つのθの値に
対する溶融スピニングされたＮｄＯ．１５（Ｆｅ１−ｙ
Ｂｙ）０．８５合金に対才る代表的Ｘ線スペクトルを示
す。 第２３図は合成のリボンの急冷表面に配置した材科及び
急冷表面から離れた自由表面からの試料についてとられ
た溶融スピニングされたＮｄ０．２５（Ｆｅ０．９５Ｂ
０．０５）０．７５についてのＸ線スペクトルを示す。 第２４図は、８０°Ｋ／分の加熱速度においてとられた
Ｎｄ０．２５（Ｆｅ１−ｙＢｙ）０．７５合金に対する
示差熱走査熱量測定記録を示す。 第２５図は、溶融スピニング急冷速度Ｖｓ＝３０及び１
５ｍ／ｓに対し、８０°Ｋ／分の加熱速度でとられたＮ
ｄ０．１５（Ｆｅ０．８５）、Ｎｄ０．１５（Ｆｅ０．
９５Ｂ０．０５）０．８５及びＮｄ０．１５（Ｆｅ０．
９１Ｂ０．０９）Ｏ．８５の示差熱走査熱量測定記録を
示す。 第２６図は数個の永久磁石に対する典型的減磁曲線及び
それらの最高磁気エネルギー積の値を示す。 第２７図は、Ｎｄ１−ｘ（Ｆｅ１−ｙＢｙ）ｘ合金にホ
ウ素を添加することキューリー温度への影響を示す。 第２８図は、３０及び１５ｍ／ｓの急冷ホイール速度で
溶融スピニングされその後約８５０°Ｋにおいて３０分
間焼なまされた試料の相対保磁力を示すプロットである
。 第２９図は、初めＶｓ＝３０ｍ／ｓにおいて溶融スピニ
ングされ急冷され、次いで１６０°Ｋ／分の傾斜速度で
Ｔａ＝９５０°Ｋの最大焼なまし温度にされ、０、５、
１０及び３０分間保持されたＮｄ０．１４（ＦｅＯ．９
５、Ｂ０．０５）０．８６に対する減磁曲線を示す。 第３０図は、Ｖｓ＝２７．５及び：３０ｍ／ｓのホイー
ル速度で溶融スピニングされ急冷され、１６０°及び４
０°Ｋ／分の傾斜速度で焼なまされたＮｄ０．１４（Ｆ
ｅ０．９５Ｂ０．０５）０．８６合金に対する減磁曲線
の比較である。 第３１図はＮｄ０．１４（Ｆｅ０．９５Ｂ０．０５）０
．８６合金に対する急冷表面の線速度の函数としての最
大エネルギー積のプロットである。丸印は急冷時の合金
の曲線を形成するのに対し、四角印、三角印及び黒丸は
示されたＶｓ値において溶融防止され、その後１６５°
Ｋ／分の傾斜速度で１０００、９７５及び９５０°Ｋの
最大温度に焼なまされた材料を示す。 第３２図は数個の急冷表面線速度におけるＮｄ０．１３
５（Ｆｅ０．９３５Ｂ０．０６５）０．８６５合金の減
磁曲線であり、又特別の■ｓに対する最大エネルギー積
を示すものである。 第３３図は、数個の異った急冷表面速度（Ｖｓ）におい
て溶融スピニングされ急冷されたＮｄＯ．１３５（Ｆｅ
０．９３５Ｂ０．０６５）０．８６５のＸ線粉末回折パ
ターンを示す。 第３４図は、Ｖｓ＝１９、２０．５及び３５ｍ／ｓにお
いて急冷された合金について１６０°Ｋ／分の加熱速度
でとられたＮｄ０．１３５（Ｆｅ０．９４６Ｂ０．０５
４）０．８６５合金の示差熱走査熱量測定の記録を示す
。 第３５図は先ずＶｓ＝２０．５ｍ／ｓの急冷表面線速度
で急冷され、次いで１６０°Ｋ／分の加熱及び冷却傾斜
速度で最大温度９５０、９７５及び１０００°Ｋに焼な
まされた。 Ｎｄ０．１３５（Ｆｅ０．９４６ＢＯ．０５４）０．８
６５合金の減磁曲線であり、各々について最大エネルギ
ー積を示すものである。 第３６図はＶｓ＝３５ｍ／ｓである他は第３５図と同様
な曲線である。 第３７図は、急冷表面の線速度Ｖｓ＝３０ｍ／ｓの場合
の溶融スピニングされた Ｎｄ０．１４（Ｆｅ０．９５Ｂ０．０５）０．８６合金
のリボンの破断表面に沿ってとられた３個の走査電子顕
微鏡写真である。これらのＳＥＭは自由 表面近傍、中心部及びリボンの急冷表面の微細構造を表
わすものである。 第３８図は、初めＶｓ＝３０ｍ／ｓの急冷線速度で急冷
された後１６０°Ｋ／分の加熱及び冷却傾斜速度で９５
０°Ｋの最大温度において焼なまされたＮｄＯ．１４（
Ｆｅ０．９５Ｂ０．０５）０．８６合金の溶融スピニン
グされたリボンの破断表面に沿ってとられた３個の走査
電子顕微鏡写真であり、これらのＳＥＭは自由表面、 中心部及びリボンの急冷表面の近傍でとられたものであ
る。 第３９図は、初めＶｓ＝２９、２０，５及び３５ｍ／ｓ
の急冷表面線速度において、急冷され、１６０°Ｋ／分
の加熱及び冷却傾斜速度において９５０°Ｋ最大温度に
おいて焼なまされたＮｄ０．１３５（Ｆｅ０．０４６Ｂ
０．０５４）０．８６５合金に対する減磁曲線である。 第４０図は、Ｖｓ＝３０ｍ／ｓの急冷表面線速度で溶融
スピニングされ、その後１６０°Ｋ／分の傾斜速度で９
００、９２５及び９７５°Ｋの最大温度に焼なまされた
Ｐｒ０．１３５（Ｆｅ０．９３５Ｂ０．０６５）０．８
６合金の減磁曲勝である。 第４１図は、Ｖｓ＝３０の急冷表面線速度で溶融部スピ
ニングされ、急冷され次いで１６０°Ｋ／分の加熱及び
冷却傾斜速度において９５０°Ｋの最大温度に焼なまさ
れた（Ｎｄ０．１３５（Ｆｅ０．９３５Ｂ０．０６５）
０．８６５のプロットであり、式中ＲＥはプラセオジム
、ネオジム、サマリウム、ランタン、セリウム、テルビ
ウム及びジスプロシウムである。 第４２図は、Ｖｓ＝３Ｏｍ／ｓの急冷線速度において、
溶融スピニンク及び急冷され、次いで１６０°Ｋ／分の
加熱及び冷却傾斜速度で９５０°Ｋの最大温度に焼なま
された。 （Ｎｄ０．３ＲＥ０．２）０．１３５（Ｆｅ０．９３５
Ｂ０．０６５）０．８６５合金の減磁曲線である。 第４３図は、Ｖｓ＝３０ｍ／ｓの急冷速度で溶融スピニ
ングされ、１６０°Ｋ／分の傾斜速度で９５０°Ｋの最
大温度に焼なまされたＮｄ０．１３５（ＴＭ０．０３５
Ｂ０．０６５）０．８６５合金の減磁曲線であり、ＴＭ
は鉄、コバルト及びニッケルである。 第４４図は初めＶｓ＝３０ｍ／ｓの急冷表面速度で溶融
スピニンクされ、１６０°Ｋ／分の加熱及び冷却傾斜速
度で９５０°Ｋの最大温度に焼なまされたＮｄ０．１３
５（Ｆｅ０．８４１ＴＭ０．０９４Ｂ０．０６５）０．
８６５合金の減磁曲線であり、ＴＭはコバルト、ニッケ
ル、クロム、マンガン及び銅である。 第４５図は、初めＶｓ＝３０ｍ／ｓの急冷表面速度で溶
融スピニンクされ、次いで１６０°Ｋ／分の加熱及び冷
却傾斜速度で９５０°Ｋの最大温度に焼なまされたＮｄ
０．１３５（Ｆｅ０．７８４ＴＭ０．１８７Ｂ０．０６
５）０．８６５合金の減磁曲線であり、式中ＴＭはコバ
ルト、ニッケル、クロム及びマンガンである。 宇ｊ ビＨ（ＫＯｅ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、ネオジムおよびプラセオジムの一方または両方を含
   む少なくとも１０原子％の１種類以上の稀土類元素約０
   ．５〜１０原子％のホウ素及び鉄を含み、該合金が硬磁
   性の微細結晶相の大部分を含有することを特徴とする合
   金組成物。 ２、合金中のホウ素が実質的にホウ素を含有しない同様
   な合金に対比して、合金のキューリ一温度を増大させる
   ことを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の硬磁性合
   金組成物。 ３、１種以上の稀土類元素がネオジム、プラセオジム及
   びそれらの組合せより主としてなることを特徴とする特
   許請求の範囲第１項又は第２項記載の硬磁性合金組成物
   。 ４、合金組成物がＲＥ１−Ｘ（ＴＭ１−ｙＢｙ）ｘで表
   わされる組成式を有し式中ＲＥはネオジム及びプラセオ
   ジムよりなる群から選ばれた１種以上の稀土類元素、Ｔ
   Ｍは鉄とコバルトの混合物よりなる群から選ばれた１種
   以上の遷移金属元素（ここに鉄及び鉄対コバルトの比は
   少なくとも３対２である）、及びＢはホウ素元素であり
   ；Ｘは該組成物に存在する該遷移金属とホウ素を合わせ
   た原子分率であり、０．５■Ｘ■０．９であり；ｙは該
   組成物中の遷移金属＋ホウ素の量に基づくホウ素の原子
   分率であり、０．０５■ｙ■０．１０であることを特徴
   とする特許請求の範囲第１、２、または３項記載の硬磁
   性合金組成物。 ５、合金組成物が一般式： （式中ＲＥはプラセオジム、ネオジム、サマリウム及び
   それらの混合金属よりなる群から選ばれる１以上の稀土
   類元素であり、Ｆｅは鉄でありＢはホウ素元素であり、
   ｘは該組成物に存在する該遷移金属とホウ素を合わせた
   原子分率であり、０．５■ｘ■０．９であり、ｙは該組
   成物中の遷移金属＋ホウ素の量に基づくホウ素の原子分
   率であり、０．０５■ｙ■０．１０である）を有するこ
   とを特徴とする特許請求の範囲第１、２、または３項記
   載の硬磁性合金組成物。 ６、プラセオジム、ネオジム、まだはプラセオジムとネ
   オジムの混合物サマリウム、テルビウム、ジスプロシウ
   ム、ホルミウム、エルビウム、ツリウム、イッテルビウ
   ム及びそれらのミッシュメタルよりなる群から選ばれた
   １種以上の稀土類元素、鉄、および他の遷移金属と鉄と
   の混合物から選ばれた１種以上の遷移金属よりなる混合
   物を溶融し、その後該混合物をその溶融状態から冷却し
   て形成し、混合物の冷却を、得られる合金が微細結晶構
   造を有するような速度で行ない、その様な合金の固有保
   磁力がそのキューリー温度未満の温度において混合物の
   該溶融の前に該混合物にホウ素を添加することにより増
   大されることを特徴とする硬磁性合金組成物。 ７、冷却した合金の磁性エネルキー積が存在する該稀土
   類元素及び遷移金属の全量に基づいて約Ｏ．５〜１０．
   ０原子％のホウ素の該存在物中における存在によりその
   キューリー温度未満の温度において増大されることを特
   徴とする特許請求の範囲第６項記載の硬磁性合金組成物
   。 ８、その他の存在する該稀土類元素の合計に対するプラ
   セオジム及びネオジムの原子比が５：１より大であり、
   存在する遷移金属元素が鉄或いは鉄対コバルトの原子比
   が３：２より大である鉄及びコバルトの混合物よりなる
   ことを特徴とする特許精求の範囲第６項又は第７項記載
   の硬磁性合金組成物。 ９、少なくとも５０原子％の鉄０．５〜１０原子％のホ
   ウ素及び少なくとも１０原子％のネオジム及びプラセオ
   ジムよりなる群から選ばれた１種以上の稀土類元素を含
   有し、該合金が４００ナノメ一タ未満の平均直径を有す
   る晶子の主たる相を含むことを特徴とする特許請求の範
   囲第１〜第８項のいずれかに記載の硬磁性合金組成物。 １０、合金組成物が少くとも１０原子％の遷移金属元素
   を含み該稀土類元素の合計の少なくとも６０％がプラセ
   オジム、ネオジムまたはそれらの組合せよりなり約０．
   ５〜１０原子％のホウ素を含み、及び残部が鉄或いは鉄
   とコバルトの混合物よりなり、コバルトの量が該鉄及び
   コバルトの混合物の４０原子％未満であることを特徴と
   する特許請求の範囲第６項又は第７項の硬磁性合金組成
   物。 １１、組成物が４００ナノメ一タ未満の平均直径を有す
   る晶子の主たる相により特微付けられることを特徴とす
   る特許請求の範囲第１０項記載の硬磁性合金組成物。 １２、組成物が少なくとも５キロエルステッドの固有保
   磁力、及び少なくとも１０メガガウスエルステットの磁
   気飽和におけるエネルギー積により特徴付けられること
   を特徴とする特許請求の範囲第１０項記載の硬磁性合金
   組成物。 １３、該組成物が少なくとも７キロガウスの飽和の残留
   磁気により特徴付けられることを特徴とする特許請求の
   範囲第１０項記載の硬磁性合金組成物。 １４、存在する遷移金属が実質的に全て鉄であることを
   特徴とする特許請求の範囲第１０項記載の硬磁性合金組
   成物。 １５、存在する遷移金属が実質的に全て鉄であり、存在
   する稀土類元素が実質的に全てネオジムであることを特
   徴とする特許請求の範囲第１０項記載の硬磁性合金組成
   物。 １６、永久磁石が組成：Ｒ　ＥＯ．１２−０．１４（Ｔ
   Ｍ０．０３−０．９５ＢＯ．０５−０．０７）０．８６
   −０．８８（式中ＲＥは１以上の稀土類元素であり、少
   なくとも６０ａｔｏｍｉｃ％のプラセオジム及び／又は
   ネオジムより構成され、ＴＭは鉄或いは鉄対コバルトの
   比が約３：２より大である鉄とコバルトの混合物及びＢ
   はホウ素である） からなる金属間磁性相よりなることを特徴とする永久磁
   石。 １７、永久磁石が下記組成の金属間磁性相よりなること
   を特徴とする特許請求の範囲第１６項記載の永久磁石： Ｎｄ０．１２−０．１４（Ｆｅ０．０３−０．９５ＢＯ
   ．０５−０．０７）０．８６−０．８８。 １８、永久磁石が下記組成の金属間磁性相よりなること
   を特徴とする特許請求の範囲第１６項記載の永久磁石： Ｐｒ０．１２−０．１４（ＦｅＯ，９３−０．９５Ｂ０
   ．０５−０．０７）０．８６−０．８８。 １９、永久磁石が一般的に径が４００ナノメ一タ未満の
   小晶子体よりなり、実質的にネオジム及び／又はプラセ
   オジム、鉄及びホウ素より構成されることを特徴とする
   特許請求の範囲第１６項記載の永久磁石。 ２０、特許請求の範囲第１項〜第１５項のいずれかに記
   載の硬磁性合金組成物の製造方法において、該方法が該
   稀土類元素、遷移金属元素及びホウ素の混合物を形成し
   、該混合物を溶融し、次いで該溶融混合物を硬磁性微細
   結晶相が固化された合金中に形成されるような速度で迅
   速に急冷することよりなることを特徴とする方法。 ２、特許請求の範囲第１項〜第１５項のいずれかに記載
   の硬磁性合金組成物の製造方法において、該方法が該稀
   土類元素、遷移金属元素及びホウ素の混合物を形成し、
   該混合物を溶融し、該溶融混合物を迅速に急冷して実質
   的にアモルファスの構造を有する固化された合金組成物
   を得、次いで該固化された合金組成物を硬磁性微細結晶
   相が固化された合金組成物内に形成されるような速度で
   焼なますことを特徴とする方法。 ２２、焼なまし工程が固化された合金を８５０°Ｋ〜１
   ０００°Ｋの範囲の温度まで急速に加熱し、次いで約５
   ００°Ｋ以下まで焼なまし合金を冷却することにより行
   われることを特徴とする特許請求の範囲第２１項記載の
   硬磁性合金組成物の製造方法。 ２３、焼なまし工程か、少くとも約１６０°Ｋ／分の速
   度で固化した合金を加熱することにより行なうことを特
   徴とする特許請求の範囲第２１または２２項の硬磁性合
   金組成物の製造方法。 ２４、該溶融混合物が形成される実質的にアモルファス
   状の固化された合金組成物が ２０ナノメータ未満の径の粒子を含有するように迅速に
   急冷され、焼なまし工程が２０〜最大寸法４００ナノメ
   ータの範囲の大きさの結晶を含有する微細結晶構造を形
   成するような速度で行われることを特徴とする特許請求
   の範囲第２１項又は第２２項記載の硬磁性合金組成物の
   製造方法。