JPS61243154A - 磁性合金 - 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】 １１豊皇１ 本発明は、「−軸に沿って測定した磁気パラメータの高
い永久磁性材料とその製造方法」、「成形磁性体」、お
よび「急冷永久磁性材料とその磁性材料の製造方法」に
係り、 本発明は永久磁性合金材料、その磁性体およびそれらの
製造方法に係る。

ｌ豆皮１１ かなり以前から、比較的安価で強力な永久磁石に対する
需要が存在する。このような永久磁石の特長としては、
例えば保磁力（ＨＣ）、残留磁化、最大エネルギー積等
の磁気的パラメータが比較的高いことが挙げられよう。

最大磁気エネルギー積が約１５メガガウスエルステッド
あるような優れた永久磁性材料は相互に非干渉の実質的
に結晶軸に沿って配向した一軸性粒子から成ることは、
先行技術の教示する通りである。十分に大きな磁界を一
定の方向に印加した時、このような粒子の個々のベクト
ル磁化は、正味磁化の最大値又は飽和値Ｍ、に対応して
、印加された磁界に沿った向きを示す。印加磁界をゼロ
に落とすに従って、各粒子のベクトル磁化がその粒子の
容易磁化軸に戻るため、その結果骨られる正味残留磁化
Ｍ　はＭ８以下になり得る。

このことは、次の幾何学的モデルから十分説明できる。

ここで磁化「容易軸」が所望の軸Ｃに沿っているとする
。一様に磁化された個々の粒子について考えると、この
磁化ベクトルＭは印加磁界がゼロの場合Ｃ軸に沿ってい
る。磁界を任意の方向Ｚに加えたとすると、磁化はＣ軸
から離れて回転し、磁界が十分に大きいとＭが２に平行
になり、Ｍ　はＭ、に等しくなる。磁界を無（すと、Ｃ
軸に沿う磁化の投影が正であることを条件に、磁化はＣ
軸に平行に戻る。

イー・シー・ストーナー（Ｅ、　Ｃ，５ｔｏｎｅｒ）！
：イーφヴイウオルフ７−ス（Ｅ、　Ｖ、　Ｗｏｈｌｆ
ａｒｔｈ）（ｐ　ｈｉ　１．　　Ｔ　ｒａｎｓ、王立協
会（ロンドン）、Ａ。

２４０；５９９　（１９４８））は、このような粒子の
ヒステリシスループの計算をＺに関してＣ軸の配向をい
ろいろ変えた場合について行っている。ある方向に沿っ
て配向された非干渉粒子を多数含む試料の場合、その材
料または試料の磁気的特性は個々の粒子の特性の合計又
は平均となる。このような材料または試料を、以下異方
性材料と称することにする。異方性材料は測定方向に大
きく依存する関数となる磁気特性を少なくとも１つ有し
ている。このような材料は、他の磁化方向の場合に比べ
てその特性値がはるかに大きくなる磁化の「容易方向」
が１つであることを特徴とする。粒子が非干渉性である
場合、最大エネルギー積はＺがＣ軸に平行な時の最大値
０．２５（Ｍ　　）２から、２がＣ軸に対して垂直であ
る時のゼロまで変動する。Ｍ、が１６に等しくＨｃをＭ
、より大きいとした理論的異方性材料については、ヒス
テリシスループのエネルギー積の最大理論値は６４メガ
ガウスエルステッドとなる。

ストーナーとウオルファースは、ランダムに配向した非
干渉性一様磁化粒子の理想アレーに関しでも、これと同
じ分析方法を実行している。このアレーは等方性である
ため、ヒステリシスループと印加した磁界の方向に因果
関係は存在しない。

このようなループのエネルギー積の最大理論値はＭ　と
Ｈによって決定される。Ｍ、が１６キロガＣ ウスに等しく、ＨがＭ、より大きいとした場合、最大エ
ネルギー積が１６メガガウスエルステッドとなる。

従って、完全配向された非干渉性材料（異方性）の場合
、先行技術の教示では、同じ材料をランダムに配向した
場合（等方性）に比べて最大エネルギー積が４倍になる
ということになる。

非干渉性粒子の一般的分布については、単純なベクトル
幾何学法の結果、θを印加磁界の方向と一定粒子の磁界
容易軸との成す角度とすると（Ｍ、　／Ｍ、　）　−［
ｃｏｓ（θ）１となり、この結果は粒子全部についての
粒径加重平均を表す。技術上十分理解されている通り、
完全配向された非干渉性永久磁性試料（異方性）の配向
方向に沿ってＭ、／Ｍ、−１であり、全く配向されてい
ない非干渉性試料（等方性）ではＭ　　／Ｍ、−０，５
である。例えば１９８１年１２月版「 「ジャーナル・オブ・アプライド・フィツクス」（Ｊ、
　　ＡＥ）Ｄｌ、ＰｈｖＳ、）　５２巻（１２号）　７
３４４〜７３６Ｂ頁に掲載のアール・エイφマツキュー
リー（Ｒ。

Ａ、　Ｍｃ　Ｃｕｒｒｉｅ）論文「残留磁化測定のため
の一軸性永久磁石における磁化容易軸整合の決定」（“
Ｄｅｔｅｒｍｉｎａｔｉｏｎ　ｏｆ　ｔｈｅ　、Ｅａｓ
ｙ　ＡｘｉｓＡ　Ｉｉｇｎａｅｎｔ　ｉｎ　ＬＪｎｉａ
ｘｉａｌ　ｐｅｒｍａｎｅｎｔ　　Ｍａｇｎｅｔｓｆｏ
ｒ　Ｒｅｍｎａｎｃｅ　ＭｅａＳｕｒｅｌｅｎｔＳ”）
を参照されたい。この文献の見解も先の見通しと一致し
ている。例えば１９７９年６月版［ジャーナル・オプ・
アプライド・フィックス１５０巻６号、４２８３〜４２
８４頁に掲載のジェイ・エフ・ハーブスト（Ｊ、Ｆ。

Ｈｅｒｂｓｔ）並びにジェイ・シー・トレイシー（Ｊ。

Ｃ，ＴｒａＣＶ）の論文「Ｘ線極点図データから残留磁
化を推定する方法について」（“０ｎＥｆｌＳｔｉｌａ
ｔｉｎ（ｌ　　Ｒｅ１ｌａｎｅｎｔ　Ｍａ（Ｊｎｅｔｉ
ＺａｔｉＯｎ　ｆｒｏＩＩＩＸ　−ｒａＶ　　Ｐ　ｏｌ
ｅ　Ｆ　ｉｇｊｊｒｅ　　Ｄ　ａｔｅ”）を参照された
い。

この明ＩＢ書において、良度指数としてＱ　＝Ｓ　ｕｓ
　　　　（Ｍ　　／　Ｍ　ｓ　）ｘ、ｙ、ｚ　　、　ｒ で定義される量を用い、記号Ｑで表わし、保磁係数又は
磁気リテンションパラメータという。尚こ−でＭ　及び
Ｍ、は３つの直交方向ｘ、ｙ、ｚにＬ　　　　　３ 沿って磁界を印加して測定されるものである。ただし３
ｕｍ　　　　はｘ、ｙ、ｚ各方向についての値ｘ、ｙ、
ｚ の和を示す。理論的に言うと、先行技術の磁性材料の場
合、完全配向された非干渉性粒子または結晶子（異方性
）についてはＱが１に近付き、全く配向されていない非
干渉性結晶子（等方性）については０．７５に近付く。

報告された値では、先行技術の永久磁性材料は理論値を
実質的に下回るＱ値になる傾向にある。例えば先に挙げ
たマツキュリー、ハーブスト及びトレイシー、並びにス
トーナー及びウオルフ？−スの文献を参照されたい。

保磁係数の向上を目的とした先行技術システムの１つに
サマリウム・コバルト合金系（−・股にＳｍＣＯ５また
はＳｍ２ＣＯ１７）がある。サマリウム・コバルト系は
、フェライト、アルニコ等の従来の永久磁性材料を上回
る磁気パラメータを達成しているが、利用する材料と方
法が高価になってしまう。サマリウム・コバルト合金系
は他のもっと豊富にある稀土類金属と違って高価なサマ
リウムと戦略的に重要な金属であるため入手困難と思わ
れるコバルトを豊富に含むためである。

もう１つの先行技術合金系は稀土類・鉄・ホウ素系（Ｒ
Ｅ−Ｆｅ−８＞である。ＲＥ−Ｆｅ−Ｂ系に典型的な磁
気特性をもつものとしてＲＥ　　Ｆ　ｅ　１４Ｂ化合物
が知られている。この化合物の存在が初めて報告された
のは、１９７９年４月版Ｄ　ＯｐＶ、　　Ａ　ｋａｄ、
　　Ｎ　ａｎｋ、　　Ｕ　ｋｒ、　ＲＳ　Ｒ、シリーズ
Ａ第１０号、８７３〜８７５頁にに掲載のエフ・エフ・
ジャパン（Ｎ、　Ｆ、　Ｃｈａｂａｎ）、ワイ・ビー・
クズマ（Ｙ、　Ｂ、　Ｋｕｚｍａ）　、工５１．／ｘス
−ヒｏ／”ｙコ（Ｎ　、　Ｓ　、　Ｂ　１ｌｏｎｏｚｈ
ｋｏ）、オウ・オウ・カクマ−（０，Ｏ，ＫａＣｈｌａ
ｒ）　、エフ・ヴ４”ペトロフ（Ｎ、　Ｖ、　Ｐｅｔｒ
ｏｖ）の論文［三元（Ｎｄ、Ｓｍ。

Ｇｄ）−Ｆｅ−Ｂ系」　（“Ｔｅｒｎａｒｙ　（Ｎ　ｄ
　、　Ｓｍ。

Ｇｄ）　−Ｆｅ−Ｂ　　Ｓｙｓｔｅｍ”）であった。

インゴットおよびメルトスピニングした稀土類・鉄・ホ
ウ素材料の構造と化学式についても、ミシガン州つォー
レンのゼネラル・モーターズ研究所（以下ＧＭと称す）
物理部門研究班から明らかにされている。この材料に関
する報告は、１９８４年４月版Ｆフィジカルレビ１名誌
　（Ｐ　ｈｙｓ。

Ｒｅｖ、　）２９巻７号、４１７６〜４１７８頁に掲載
のジエイ。

エフ・ハーブスト（Ｊ、　Ｆ、　Ｈｅｒｂｓｔ　）　、
ジェイ・ジエイ・フロート（Ｊ、　Ｊ、　Ｃｒｏａｔ）
　、イー・エフ・ピンカートン（Ｅ、　Ｆ、　Ｐｉｎｋ
ｅｒｔｏｎ）　、ダブリユウ・ビー・イエロン（Ｗ、　
Ｂ、　Ｙｅｌｏｎ）の論文ｒＮｄ２−Ｆｅ１４−Ｂにお
ける結晶構造と磁気特性の関係」　（“Ｒｅｌａｔｉｏ
ｎｓｈｉｐｓ　　Ｂ　ｅｔｗｅｅｎＣｒｙｓｔａｌ　　
Ｓ　ｔｒｕｃｔｕｒｅ　ａｎｄ　　ＭａｇｎｅｔｉｃＰ
　ｒｏＩ）ｅｒｊｉｅｓ　Ｉ　ｎ　Ｎ　６２　　Ｆ　ｅ
　１４−８”）　（以下ＧＭＩと称す）と１９８５年４
月版「ジャーナル・オプ・アプライド・フィジクスＪ　
（Ｊ、　　Ａｐｐｌ。

ｐ　ｈｙｓ、　）　５７巻１号、４０８６〜４０９０頁
に掲載のジェイφエフ・ハーブスト、ジエイφジエイ争
りロート、ダブリユウ・ビー・イエロン論文、 ｒ　Ｎ　ｄ　　−Ｆ　ｅ　１４−８の構造特性と磁気特
性」（以下ＧＭＩと称す）にある。ＧＭＩは後述するよ
うに、位置敏感知検出器−回折計によって６７３″に、
及び室温で採ったリートベルド精密解析した中性子粉末
回折データを用いて、インゴット材料の化学式と結晶構
造の分析を行っている。ＧＭＩは化学式をＲＥ２Ｆｅ１
４Ｂ１空間群をＰ４２／ｍｎｍと報告している。稀土類
成分をネオジム（Ｎｄ）とした場合の部位（サイト）表
示、占有率（占拠数）、位置、格子パラメータが下表■
のように報告されている。

１−ユ Ｎｄ　　　ｆ　　　　　　４　　　　　０．２６６　　
０．２６６　　０．ＯＮｄ　　　Ｑ　　　　　　４　　
　　０．１３９　−０．１３９　　０．ＯＦｅ　　　ｋ
　　　　　　１６　　　　　０．２２４　　０．５６８
　　０．１２８Ｆｅ　　　ｋ　　　　　　１６　　　　
　０．０３９　　０．３５９　　　Ｑ、１７６Ｆｅ　　
ｊ、　　　　８　　　０．０９７　０．０９７　０．２
０５Ｆｅ　　ｊ２８　　　０．３１８　０．３１８　０
．２４７Ｆｅ　　　ｅ　　　　　　８　　　　　０．５
　　　　０．５　　　　０．１１３ＦｅＣ８０，００，
５０，０ ＢＱ　　　　　　８　　　　　０．３６８　−０．３６
８　　０．０板ｌＪ辷＞％ニタ ａ（オングストローム）　　　　　８．８０Ｃ（オング
ストローム）　　　　１２．１９ＣＭＩ［では、ＧＭＩ
のインゴット材料より優れているとする材料の測定値に
基いて、原子の位置と格子パラメータを測定し直してい
る。その位置と格子パラメータについては、下の表■に
示す通りである。また、ＧＭＩＩでは最大エネルギー積
が１４．１メガガウスエルステッドのメルトスピニング
したリボンはほとんど全部Ｎｄ　Ｆｅ１４Ｂ相から成り
、残りの部分に鉄がいくらかあるだけで、その他に同定
可能な相はないとしている。ＧＭＩ［のメルトスピニン
グした材料の原子位置のパラメータは、表■に示したイ
ンゴット材料のパラメータと０．００３の範囲内で同じ
である。

表■ 厘ヱ　Ｌ！＠　が呻　　　Ｘ　　　　　ｙ　　　　　ｚ
Ｎｄ　　ｆ　　　４　　Ｇ、２６７９（５）　　０．２
６７９（５）　　ＯＮｄ　　Ｑ　　　４　　Ｇ、１４０
３　−０．１４０３（４）　　ＯＦｅ　　　ｋ、　　　
１６　　０．２２３４（３）　　０．５６７３（３）　
　０．１２７４（２）Ｆｅ　　　ｋ２１６　　０．０３
７５（３）　　０．３５９８（３）　　０．１７５８（
２）Ｆｅ　　ｊ　　　８　０．０９７９（３）　　０．
０９７９（３）　　０．２０４５（２）Ｆｅ　　ｊ　　
　８　　Ｇ、３１６７（３）　　０５３１６７（３）　
　０．２４６４（３）Ｆｅ　　ｅ　　　４　　Ｇ、５　
　０．５　　０．１１３９（５）Ｆｅ　　Ｃ４００，５
００ Ｂ　　ａ　　　４　　Ｇ、３７１１（９）　　−０，３
７１１（９）　　０盗ＵにとＬ二ｌ ａ（オングストローム＞　　　　　８．８０３Ｃ（オン
グストローム）　　　　１２．１９６先行技術のＲＥ　
−Ｆ　ｅ−Ｂ系について、異方性材料と等方性材料の画
形式で調べた。等方性ＲＥ−Ｆｅ−８材料は、メルトス
ピニング法で作製部したものであり、等方性材料の中に
は、メルトスピニング法で形成した場合の上述のＧＭ材
料も含まれる。

メルトスピニング法において、ＧＭ（フロート他の１９
８３年６月２４日出願の米国特許出願第５０８、２２６
号「エネルギー積の高い稀土類・鉄磁性合金Ｊ　、１９
８３年１０月２６日出願の米国特許出願第５４４、７２
８号［エネルギー積の高い稀土類・鉄磁性合金Ｊ　、１
９８２年９月３日出願の米国特許出願第４１４．９３６
号「エネルギー積の高い稀土類・鉄磁性合金」の優先権
を主張した日本特許出願公開６０−９８５２号及び５９
−６４７３９号）は等方性磁気特性の最大値を得るため
に必要な特定の急冷パラメータ範囲を特にホイール速度
に関して持たせることを要求ｆしている。ＧＭの報告で
は、この比較的狭い急冷パラメータおよびホイール速度
の範囲の外でメルトスピニングされた材料は、報告され
た最高値に比較して、保磁力、残留磁化、最大エネルギ
ー積が実質的に低くなるとしている。ここで言うエネル
ギー積の最も高い稀土類・鉄・ホウ素合金に関して報告
された最高値は、等方性最大磁気エネルギー積の約１４
．１メガガウスエルステッド、残留磁化的８．５キロガ
ウス以下、保磁力約１５キロエルステッドが限度であっ
た。

先行技術では場合によりケイ素などの添加元素も使用し
ているが、これらの添加元素がメルトスピニングした材
料の等方性磁気特性を向上させる結果にはなっていない
。例えば、１９８３年１０月版「アプライド・フィジク
スレターズＪ　　（Ａｐｐｌ。

Ｐ　ｈｙｓ、　Ｌ　ｅｔｔ、　）　４３巻８号、７９７
〜７９９頁のジー・シー・ハシバネイス（Ｇ、　Ｃ，Ｈ
ａｄｊｉｐａｎａｙｉｓ）、アール・シー・ハゼルトン
（Ｒ，Ｃ，Ｈａｚｅｌｔｏｎ）、ケイ・アール・ローレ
ス（Ｋ、　Ｒ，Ｌａｗｌｅｓｓ）の論文、「鉄・稀土類
をベースとする新しい永久磁性材料Ｊ　（Ｎｅｗ　　Ｉ
ｒｏｎ−Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　　ＢａｓｅｄＰｅｒｍ
ａｎｅｎｔ　　Ｍａｇｎｅｔ　Ｍａｔｅｒｉａｌ　”）
　、１９８４年３月版「ジャーナル・オブ・アプライド
・フィツクスＪ　、５５（６）号、２０７３〜２０７７
頁のジー・シー・ハシバネイス、アール・シー中ハゼル
トン、ケイ・アール−ロー゛レスの論文「鉄・稀土類合
金をベースとするコバルトを含まない永久磁性材料」（
“Ｃｏｂａｌｔ　−Ｆｒｅｅ　Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ　　
ＭａｇｎｅｔｉｃＭａｔｅｒｉａｌｓ　　Ｂａ５ｅｄ　
ｏｎ　Ｉｒｏｎ−Ｒａｒｅ　ＥａｒｔｈＡｌｌｏｙｓ”
）　、１９８３年１０月版、［マテリアル・レターズ（
Ｍａｔｅｒｉａｌ　Ｌｅｔｔｅｒｓ）　Ｊ　２巻２号、
１６９〜１７２頁のエイチ・エイチ・スタデルマイヤー
（Ｈ，Ｈ，Ｓｔａｄｅｌｍａｉｅｒ）　、ｘヌ−ｘイー
Ｘ）Ｌ、メイスリー（Ｎ、　Ａ、　Ｅｌｍａｓｒｙ）　
、ｘス・チェノ（Ｓ、　Ｃｈｅｎ！ＩＩ）論文「鉄・ホ
ウ化稀土を基材とするコバルトおよびサマリウムを含ま
ない永久磁性材料」　（“Ｃｏｂａｌｔ　−Ｆｒｅｅ　
ａｎｄ　５ａｌａｒｉｔ１０１−Ｆｒｅｅ　Ｐ１３ｒｌ
ｌａｎｅｎｔ　　Ｍａ９ｎｅｔｉＣＭａｔｅｒｉａｌ　
　３ａｓｅｄＯｎ　　Ｉｒｏｎ−Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ
　　Ｂｏｒｉｄｅ”）を参照されたい。

もう−人ジコセフ・ジェイ・ベラカー （Ｊ　ｏｓｅｐｈ　Ｊ　、　Ｂ　ｅｃｋｅｒ）も１９８
４年３月版「ジャーナル・オブ・アプライド・フィツク
ス」５５巻６号２０６７〜２０１２頁に掲載の論文「永
久磁性材料用の高速急冷金属」（“Ｒａｐｉｄｌｙ　　
Ｑ　ｕｅｎｃｈｅｄ　Ｍ　ｅｔａｌｓＦ　Ｏｒ　　Ｐ　
ｅｒｌａｎｅｎｔ　　Ｍ　ａＱｎｅｔ　Ｍ　ａｔｅｒｉ
ａ＋”）の中で、メルトスピニングしたＮ　ｄ　ｔｅＦ
　ｅ　７６　　Ｂ　５−８１３合金の磁気特性について
記載している。ベラカーの報告にあるメルトスピニング
した材料は全て、鋳造磁性材料としては比較的劣質なも
のであり、このことはこの材料が２相のヒステリシスル
ープを持つことからも裏付られる。保磁力の低いＲＥ−
Ｆｅ−Ｂ−８ｉ合金については、上に挙げたジー・シー
・ハシバネイス論文にもエイチ・エイチ・スタデルマイ
ヤー他の論文にも記載されている。ケイ素を有する稀土
類・鉄・ホウ素合金について記載したこれらの論文の中
に、１２メガガウス工ルステツド以上の最大磁気エネル
ギー積を報告したものはない。

これらの先行技術の結果は上で述べた１６メガガウスエ
ルステッドという理論上の最大エネルギー積と一致して
いるが、これはＨｃを非常に大きくした場合にしか得ら
れないものである。実際的なＨｃを約２０キロエルステ
ッドとすると、理論上の最大エネルギー積は約１２．５
メガガウスエルステッドになる。理論上および報告され
た実際の最大エネルギー積がこの程度であることから、
先行技術の研究音速は異方性材料を開発して磁気特性を
向上させる方向に向かうことになった。

異方性の稀土類・鉄・ホウ素磁気材料はこれまでのとこ
ろ、２種類の方法で作製されている。１つの方法がメル
トノスビニングー熱間ブレスーダイアプセット　法（以
後、ダイアプセット法と称する）である。ダイアプセッ
ト法については、１９８５年４月版「ジャーナル・オブ
・アプライド・フィツクスＪ　４６　（８）巻、７９０
〜７９１頁のアール・ダブリュ・リー（Ｒ，Ｗ、Ｌｅｅ
）の論文、「熱間プレスしたネオジム・鉄・ホウ素磁石
」（“ＨｏｔＰ　ｒｅｓｓｅｄ　　Ｎ　ｅｏｄｙｍｉｕ
ｍ　−Ｉｒｏｎ　−Ｂ　ｏｒｏｎＭ　ａ９ｎｅｔｓ”）
、アール・ダブリュー・リーの１９８３年８月４日出願
の米国特許出願第５２０．１７０号の優先権を主張する
欧州特許出願箱０−１３３−７５８号「熱間加工による
鉄・稀土類・ホウ素磁石（“ｔ　ｒｏｎ−Ｒａｒｅ　Ｅ
ａｒｔｈ−３ｏｒｏｎ　　ｖａＱｎｅｔｓ　ｂｙ　Ｈｏ
ｔＷＯｒｋｉｎＯ”）の中に記載されている。リー（Ｇ
Ｍ）論文では、高温ダイの中にメルトスピニングしたリ
ボン片を入れ、単軸圧力をかけて密度を高めると記載し
ている。どの測定方向においても保磁力はほぼ１９．５
キロエルステッドであった。高密度化した材料を次に「
ダイアプセット」、すなわち直径を大きくした第２のダ
イプレス内で熱間プレスする。リーの論文は、第２熱間
プレスすなわち「ダイアプセット」によって結晶学的配
向が導入されると報告している。ダイアプセット工程の
後では、４０メガガウスエルステッドと高いエネルギー
積が報告されている。保磁力は、結晶配向に平行に測定
した場合で１２．５キロエルステッド結晶配向に垂直に
測定した場合で１５．５キロエルステッドと減少してい
る。り一輪文の第２図を基に、１５キロガウスの飽和磁
化を用いて、本出願人が高密度化した材料のＱ係数を計
算した結果、０．１９となった。り一輪文の第３図を基
に１５キロガウスの飽和磁化を用りて、ダイアプセット
した材料のＱ係数を計算した結果は０．７１であった。

第２の方法は、溶解−鋳造一圧漬一粉砕一磁場配向一熱
間ブレス−焼結の方法であり、この方法については、（
＋）　１９８２年８月２１日出願の日本国特許出願箱１
４５０７２／　８２号、（ｉ　１）１９８２年１１月１
５日出願の同第２００２０４／　８２号、（ｉｉｉ　）
　１９８３年１月１９日出願の同第５８１４／８３号、
（ｉｖ）１９８３年３月８日出願の同第３７８９６／　
８３号、（ｖ）１９８３年３月９日出願の同３７８９８
／　８３号、（ｖｉ）１９８３年５月１４日出願の同第
８４８５９／　８３号、（ｖｉｉ）　１９８３年５月３
１日出願の同第９４８７６／　８３号の優先権を主張し
たサガヮ・マサト、フジムラ・セツオ、マツウラ・ユタ
力の欧州公開特許出願筒０−１０１−５５２−１２号（
出願香り第８３−１０６５７３、５号、「磁性材料と永
久磁石」、および１９８４年４月版［ジャーナル・オブ
・アプライド・フィツクスＪ　５５　（６）巻、２０８
３〜２０８７頁に掲載のサガワ、フジムラ、トガワ、ヤ
マモト、マツウラ論文、ｒＮｄとＦｅをベースとする新
しい永久磁石用材料」　（“Ｎｅｗ　　Ｍａｔｅｒｉａ
ｌ　Ｆｏｒ　　ＰｅｒｍａｎｅｎｔＭａ（ＪｎｅｔＳ　
　Ｏｎ　ＡＢａｓｅ　ｏｆ　　Ｎｄ　　ａｎｄ　　Ｆｅ
　”）に記載されている。上に挙げた出願および発表論
文は日本国大阪府の住友特殊金属株式会社（以下、住友
と称する）に属するものである。住友の方法は多段階方
式であり、下記のような処理を必要とする。

（１）例えば（ａ）高周波誘導溶融、および（ｂ）例え
ば水冷金型内での鋳造によって合金を凝固しインゴット
とする。

（ｉｉ）インゴットを微細メツシュの粉末に微粉砕する
。この工程は例えば（ａ）　−３５メツシユに粗粉砕し
た後、（ｂ）３〜１０ミクロンに細かく粉砕するという
ように２段階の工程として開示されている。

（ｉｉｉ）合金粉末を例えば１０キロエルステッドの磁
界において磁場配向する。

″（ｉｖ）配向した粉末を印加される磁界の影響下、例
えば１．５ｔ　／ｃｉの圧力下で加圧する。

（Ｖ）加圧した粉末をアルゴン雰囲気中で例えば１００
０〜１２００℃で約１時間焼結して成形体とする。

この多段階工程の出発原料は磁性の強くない合金であり
、圧潰、粉砕、磁場配向、加圧、焼結の各段階を経て初
めて、磁気エネルギー積が３６．５メガガウスエルステ
ッドと高く、保磁力が約９．０キロエルステッド、残留
磁化的１２．６キロガウスの焼結異方性磁気材料が生み
出されるのである。米国ペンシルバニア州ピッツバーグ
のコルト・インダストリーズ社（Ｃｏｆｔ　Ｉｎｄｕｓ
ｔｒｉｅｓ）のクルージプル（Ｃｒｕｃｉｂｌｃ）！！
石部門が同様の方法で製造し市販している材料を本出願
人が試験した結果、Ｑが０．５３（Ｍｓを１５キロガウ
スと仮定して）、最大磁気エネルギー積が磁場配向方向
において２７．２５メガガウスエルステッド、保磁力１
６．６１ギロエルステツド、残留磁化１０．９７キロガ
ウスであった。

住友はまた、上記の工程のうち　（ｉｉｉ）の磁場配向
段階を省略する等方性材料についても報告している。こ
の材料は表■に示す通り、磁気特性の劣るものである。

住友は１９８３年６月２９日出願の日本国特許出願用８
３−１１７４３９号に基き１９８５年１月１８日に公開
の日本特許出願公開番号第６０−００９１０４号および
１９８３年６月１７日出願の日本特許出願第８３−１１
００１６号に基き１９８５年１月８日に公開の日本特許
出願公開番丹第６０−００１８０８号に記載の通り、ケ
イ素を加えることでその焼結材料のキューり温度を−Ｅ
昇させようとした。本出願人も、関連するＲ　Ｅ　−Ｆ
　ｅ−Ｂ　−Ｓｉの組成範囲でケイ素の添加によりキュ
ーり温度が上昇することを認めるが、ここで観察される
キューり温度の上昇は、磁気エネルギー積が上で報告し
た３６．５メガガウスエルステッドの最大値から減少す
るという短所がある条件下で得られるものである。

次に、本出願人は公開されている先行技術の中で最も磁
気特性の良い等方性材料と異方性材料の代表的なものを
選び出した。先行技術の各種等方性材料を表■に示す（
１６キロガウスのＭ、使用）。

表■ コルモルゲン　ハシバネイス−１９羽（ｐ、３６）　　
メルトスピニングとアニール　０．０１　　　Ｐｒ１６
Ｆ。７６８５”　３ＧＭ　（ｌ′１０１）　　　日本特
開″−９８５２（１１，３５）　　メルトスピニング　
　　　　　０°０１””　”１３Ｆｅ８２．６Ｂ４．４
住　　　　友　欧州特願＆３−１０６５７３．５（０，
４２＞　　粉砕と焼結（磁場配向なＬ）　　５．０−１
０．Ｏ１１ｄ１５Ｆ０７□Ｂ。

次に先行技術の各種異方性材料について表■に示す（１
６キロガウスのＭ、を使用）。

［第　１　輪＊＊］［第　２　輪＄Ｉ＊］最大工　　　
　　　　最大重 残留　　　　　ネルギ　残留　　　　　ネルギ磁化　保
磁力　−積　　磁化　保磁度　−積　　　　ＱＱ″″′
１＊建凱ｌ」穀虹邪帖ｌ」穀虹　（理論値）　　（計算
値）７．０１４　　　１２　　　７．０　１４　　　１
２　　　　０．７５　　　　０，５７８．２１５　　　
１４．１　　　Ｂ、２１５　　　１４．１　　　０．７
５　　　　０．８０６．４　８．５　　８．７　　６．
４　８．５　　８．７　　　　Ｇ、７５　　　　０．４
８表■ 日　　　立　　トクナガ１９８５　　　　　　　　　粉
砕と配向と焼結　　　　　　　　”５”１６．７Ｅ８７
５Ｂ５”３．３＊＊＊傘　　　非公開（Ｑの計算につい
ては１ど推定）［第　１　軸＊］［第　２　軸＊Ｉ　］
最最大重　　　　　　　最大重 残留　　　　　ネルギ　残留　　　　　ネルギ磁化　保
磁力　−積　　磁化　保磁力　−積　　　　Ｑ　　　　
　Ｑ””（５）Ｑ　　（ＫＯｅ）　　（Ｈ明虹圓　想起
り伊毀虹　（理論値）　　（計算値）１０．７１２．４
　２７　　　４．７１５．４　　４．３　　　　　＜１
　　　　０．６２１２．２１Ｓ、１　　３４．８　　　
１　　　３　　　　０．２　　　　　　＜１　　　　０
．５９９．７１７２１１＄零＊率零＊＄＊傘傘傘＜１０
．４１１　　１７　　　２７　　　０．７４　　　０．
１　　　　　＜１　　　　０．４８以上から観察される
ことは、これらの材料の何れか１つの特性、例えばキュ
ーり温度を向上させると、別の特性が犠牲になっている
ということである。この点に関してスタンフォード・ア
ール・オプシンスキー（Ｓ　ｔａｎｆｏｒｄ　Ｒ、０ｖ
ｓｈｉｎｓｋｙ）によって次の原理が発見されている。

つまり、合金基体に一定の材料を混和する方法に拠ると
、その合金材料の特定の特性を実質的に変更（又は改質
乃至修飾）することができる。しかも−見その変更特性
に関連していると思われる他の特性知られており、例え
ば米国特許第４．１７７、４７３号、第４，１７７．４
７４号、第４，１７８，４１５号、第４，５２０，０３
９号、第４，４４７，２７７号、第４，４３１，５６１
号等の刊行物に記載されている。これらの特許の中で開
示された材料は、長範囲規則乃至長距離秩序というより
はむしろ局部的規則乃至秩序を有する構造形態の固体非
晶質母体として形成されたものである。この原理による
と、改良処理材料を母体に加えるのであるが、この改良
処理材料はその材料自身だけでなく母体とも相互作用す
る軌道を有するものである。このような相互作用によっ
て、母体の電子配列を実質的に変えるのである。これら
の材料は原子レベルまたは微視的レベルで原子の配置が
実質的に変化して、例えば導電性等を単独に強めるよう
になる。。

改良処理はこれまで拡散、共沈着乃至同時堆積、励起ガ
ス改良処理、複式ノズルメルトスピニング、組成的改良
処理、積層処理、溶湯への混和等、多くの方法で行われ
て来ている。米国特許第４．３３９，２５５号およびデ
ビット・アドラー（ＤａｖｉｄＡ（Ｉｌｅｒ）　、ヘル
ムット・フリック（）ｌ　ｅｌｌｕｔＦ　ｒｉｔＺｃｈ
ｅ）、スタンフォード・アールφオプシンスキー（Ｓ　
ｔａｎｆｏｒｄ　Ｒ、０ｖｓｈｉｎｓｋｙ）　＠ｒ不規
則材料の物理学Ｊ　（Ｐｈｙｓｉｃｓ　ｏｆ　［）　ｉ
ｓｏｒｄｅｒｅｄＭ　ａｔｅｒｉａｌｓ）　（プレナム
・パブリッシング・コーＭレイシ：３　＞　（Ｐ　ｌｅ
ｎｕｍ　Ｐｕｂｌｉｓｈｉｎｏ　Ｃｏｒｌ）、）１９８
５年）、ニス・アール・オプシンスキー著「非晶質物質
の化学と構造−生じる物の形状」（“ｃｈｅｍｔｓｔｒ
ｙ　ａｎｄ　　５ｔｒｕｃｔｕｒｅ　ｏｆ　ｉｎＡ　１
ｏｒＤｈｏｔｌｓ　　Ｍ　ａｔｅｒｉａｌｓ　：　Ｔ　
ｈｅ　　Ｓ　ｈａｐｅ　ｏｒＴｈｉｎｇｓ　ｔｏ　　Ｃ
ｏｍｅ”）の中にもこの様な方法が多数記載されている
。これらの方法は化学的改良処理と構造的改良処理の両
方を含んでいるが、どちらも結果的には局部的規則、構
造配置が変更された非平衡的性質の材料が生まれる。

表■にまとめて示した様に、先行技術の等方性材料は磁
気特性がかなり低い。そして先行技術は、磁気的パラメ
ータを相当良くしようとすれば異方性材料が必要となる
ことを教示している。しかし先行技術の方法では、異方
性材料を形成するためにさらに費用と時間のかかる方法
を用いている。

尚異方性の材料については表■に示した通りである。

１１立１１ 本発明によると、どの空間的方向から測定しても、すな
わち等方向に優れた磁気特性を示す永久磁性合金が提供
される。その磁気的パラメータは、先行技術では何れか
１つの空間的方向でしか達成できないとされ、また配向
した材料でしか達成できないとされていた大きさのもの
である。本発明の磁性材料は正味残留磁化（Ｍ、）対正
味飽和磁化（Ｍ、）の比が、特に好適な結晶配向なしで
もあらゆる方向で０，５を越えて１．０に近くなってい
る。

本発明の永久磁性材料は、上述のように保磁係数乃至磁
気リテンションパラメータＱが１より大きいものである
。先行技術の配向（異方性）および非配向（等方性）非
干渉材料の磁気保持パラメータの理論値がそれぞれ１．
０と０．７５であるのに対し、本発明材料の磁気保持パ
ラメータＱの理論的限界値は３であると考えられる。

急冷したままのリボン状試料は、それ以上処理をしなく
ても、９キロガウス以上の残留磁化Ｍｒ。

８キロ工ルステツド以上、望ましくは１１キロ工ルステ
ツド以上の保磁力Ｈｃ、１５メガガウス工ルステツド以
上の最大エネルギー積（ＢＨ）　　　を示ａＸ し、またどの方向で測定しても、すなわちリボンの平面
でもリボン平面に垂直な方向でも同様の値を示す。但し
リボン平面に垂直な方向で測定する場合は、リボンの形
状異方性に関して標準補正（反磁場係数）を行った後で
得た値である。

リボンの飽和磁化Ｍ８、すなわち限られた印加磁界また
は大きな印加磁界における磁化もやはりあらゆる方向で
１５〜１５，５キロガウスになるものと推定される。先
行技術によって巨視的に等方性の非干渉材料に関して明
確に言われて来たことに反して、この値はＭ　　／Ｍ、
の値で０．６以上、磁気「 パラメータＱで１以上に相当する。

本発明の磁気合金のもつ代表的磁気パラメータを表Ｖに
示す。

」１ ｑ、６Ｓｉ２，１ ｅＢｅｓ　ｉ　１゜ ６Ｂ６Ｓ　ｉ　２ うＢｅ５ｉｚ ４１２．４Ｓｉ１ βｗＳＩｒ、ｚ： ６５０＠６Ｈｒ） 、　　　　１２．２　　＞２２　３１．６　１０　　＞
２２　　２１．４　　０．７５　　　１．４、　１２．
４　　Ｂ、５２４．２　１１．３８．３　２２．１　　
Ｇ、７５　　１．７１Ｇ、４　　１２，２２２．７　　
９．９１２．２　２０．８　　　０．７５　　　１．２
１０．２　　１１，６２０．８　１Ｇ、１１１．６　２
０．２　　　　Ｇ、７５　　　１．２、ｅ　　９．６　
９・８１７・７９・３９・５１５・９０・７５１・０５
９．６　１３．６１８．６　　　Ｂ、８１４．２　１５
．８　　　０．７５　　　１．０３本発明の１つの実施
態様では、メルトスピニングしたままのリボン材料をさ
らに処理して、成形磁性体を製造することができる。こ
の材料の中にいくらかの量の磁気異方性を採用される処
理段階の効果として作り出すことも可能である。

表Ｖから分かるように、ここに開示する方法で作成した
本発明材料の試料は、表■に列挙した等方性材料と比較
した場合、相応する磁気パラメータの何れにおいても優
れている。表■に挙げた先行技術の異方性材料と比較し
た場合、本発明の試料は比肩し得る磁気特性を示す上、
先行技術で要したような費用のかかる複雑な配向段階を
必要としない。

１」」とｍ里 本発明によると、優れた磁気特性を有する磁性合金材料
とその磁性合金材料の合成方法、およびその磁性合金材
料の成形体とその磁性合金材料成形体の形成方法が提供
される。

この合金は結晶としては実質的に配向が成されておらず
、磁気的に等方性の合金である。この合金は、望ましく
は等方性最大磁気エネルギーが１５メガガウスエルステ
ッドより大きく、磁気保持パラメータＱが１．０より大
きい硬い永久磁石である。

本発明の磁性合金材料の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）
　　　は最低約１５メガガウスエルステッド、■ａｘ 保持力約８キロエルステッド以上、残留磁化が約９キロ
ガウス以上、望ましくは約１１キロガウス以上である。

急冷したままのリボン試料は、それ以−り処理を行わな
くても、９キロガウス以上の残留磁化Ｍ　　１Ｂキロ工
ルステツド以上の保磁力Ｈｃ、１５メガガウスエルステ
ッド以上の最大エネルギー積（ＢＨ）　　　を示すこと
ができ、これらの値はとａＸ の方向で測定しても、すなわちリボンの平面でもリボン
平面に垂直な方向でも同様の値となる。後者の場合は、
リボンの形状異方性に関して標準補正（反磁場係数）を
行った後の値である。

リボンの飽和磁化Ｍ５、すなわち大きな印加磁界に限っ
ての磁化もやはり全方向において１５〜１５．５キロガ
ウスと推定される。巨視的に等方性の材料に関して先行
技術で明確に言われていることに反して、これらの数値
はＭ　　／Ｍ、で０．６以上、磁気保持パラメータＱで
１以上に相当するものである。

本発明の実施態様の１つでは磁性合金材料が鉄の合金で
あり、これにコバルトの如き他の遷移金属、１種または
それ以上の稀土類金属、ホウ素、及び改質元素を選択的
に加えたものである。

改質元素は磁性材料に加えられる１種またはそれ以上の
合金用元素であり、適当な処理技術によって改質されて
いない材料と結合されると、その結果得られらる材料の
等方性磁気特性を向上させる働きをする。代表的な改質
元素にケイ素、アルミニウム、およびそれらの混合物が
ある。選択的または付加的な改質元素としてはリチウム
、水素、フッ素、燐、硫黄、ゲルマニウム、炭素が挙げ
られる。

改質元素の量は、急冷パラメータと組合せて上述のよう
な等方性磁気特性と下記のようなＸ線パターンが得られ
る程度とする。

磁性合金は［稀土類金属］−［遷移金属］−ホウ素−［
改質元素］、例えば［稀土類金ｊｉｌ−［ＦｅａＣｏ］
−ホウ素−［改質元素］の形のものとなる。

好適実施態様では、磁性合金材料の化学式がＦｅＢ　（
Ｎｄ、Ｐ　ｒ　）ｂＢｃ　＜ＡＲ、Ｓ　ｉ　）ｄテ表わ
される。この時ａ、ｂ、ｃ、ｄはそれぞれ走査型電子顕
微鏡によりエネルギー分散型分光法（ＥＤＳ）と波長分
散型分光法を用いて測定した、合金中に含まれる鉄、稀
土類金属、ホウ素、ケイ素の各成分の原子パーセントを
表わし、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ−１００、 ａ＝７５〜８０、 ｂ＝１０〜１４、特に１１〜１３，５、Ｃ＝　Ｓ〜１０
、 ｄ＝０．５〜５，０、 である。

稀土類金属はネオジムとプラセオジムから選択したラン
タニドであり、これにその他のランタニド（Ｌａ１Ｃｅ
、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ５Ｄｙ。

Ｈｏ１Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌ、ｕの中から１つまたはそ
れ以上）、ＳＣ，Ｙおよびそれらの混合物を選択的に加
えたものである。いろいろな組合せの稀土類金属を用い
て本発明の概念から逸脱することはないが、特に望まし
い稀土類金属は次の特徴のうち１つまたはそれ以上を示
すものである。（１）ｆ殻電子の数がＯ（Ｌａのように
）、７（Ｇ（ｆのように）１４、（Ｌｕのように）の何
れでもないこと、（２）Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ
のように低原子量の小さいランタニドであること、（３
）Ｎｄとｐｒのように鉄と強磁性に結合する磁気モーメ
ントの大きいランタニドであること、（４）Ｌａ、Ｃｅ
、Ｐｒ、Ｎｄ（７）にうに比Ｍ的安ｉＩなランタニドで
あること。よって特に好ましいのはＮｄとｐｒである。

各種の市販のおよび／または副産物的ミッシユメタルを
利用しても良い。特に好適なミュシュメタルは、Ｎｄお
よび／またはｐｒの豊富なものである。

ケイ素またはアルミニウム、あるいはケイ素とアルミニ
ウムは凝固状態への熱力学的経路を変えてその結果改質
された材料を得ることができると共に、高速急冷した合
金材料の磁気特性を高める粒界廁相の形成および／また
は粒子対粒子の相互作用を促進し得ると考えられる。

残留磁化の高い材料では、金属組織学的粒子が研磨およ
び例えばエタノール中１〜２％の硝酸によるエツチング
では分解されず、また２０００オングストロームの分解
能を有する走査型電子顕微鏡でも観察不可能な程度に、
大半の粒子が微粒子化されている。

合金の結晶構造は、（１）　Ｓ　ｔおよび／またはＡｌ
のような改質元素の存在によって先行技術の稀土類・鉄
・ホウ素タイプの材料から原子占有率と格子パラメータ
が改質された正方晶系の稀土類・鉄・ホウ素タイプの相
で大部分が構成されており、かつ（２）Ｘ［Ｉｍ１回転
よる検出レベル以下のα鉄相とさらに選択的に他の相が
存在しているようなリートベルド精密解析Ｘ線粉末回折
パターンを有する。

本発明の磁性材料と上述のＧＭ材料との構造的差異はわ
ずかなものであるが、適当な微細構造と結合した場合、
実質的に優れた磁気パラメータを得る上でこれが臨界的
な差異となり、またこの差異のために最終的磁気パラメ
ータのプロセスパラメータに対する感度が高くなると考
えられる。

硬質の磁性合金材料の結晶構造のリートベルド精密解析
Ｘ線粉末回折パターンは、Ｐ４２／ｎｍｎ構造を有し、
かつＲＥ−Ｆｅ−Ｂ、ＲＥ−Ｆｅ−Ｂ−Ｓｉ　、ＲＥ−
Ｆｅ−Ｂ　−（Ｓ　ｉ　、　ＡｆりまたはＲＥ−Ｆｅ−
８−１で構成される正方晶相で大部分が成り、体心立方
α鉄相がこれと共に存在している形をとる。またＸ線回
折の検出レベル以下の他の相の存在も考えられる。さら
に、リートベルド解析したｘ１ｍ粉末回折パターンでは
、ホウ素の位置が未改質の材料のものから変信 位乃至転メしており、このような転位は問題となる５ｉ
ｌ１度でのＳｉの含有量が増えるに従って大きくなって
行く。

以上の観察結果は、正方晶系ＲＥ　−Ｆ　ｅ−８格子に
おいて改質元素をＦｅの代わりに例えばｓｉとした場合
とは一致しない。

リートベルド分析は１９８１年版「Ｘ線分析Ｊ　（Ｘ−
ＲａＶ　　Ａｎａｌ、）　２４巻１〜２４頁の７−Ａ／
　−エイ−ヤング（Ｒ，Ａ、　Ｙｏｕｎｇ）並びにディ
ー・ビー・ワイルズ（Ｄ、　Ｂ、　Ｗｉｆｅｓ）　ｆ）
７４文、「粉末回折データによる構造精密化のためのリ
ートベルド法の応用について」　（“Ａｌ）ＥｌｌｉＣ
ａｔｉＯｎ　ｏｆ　ｔｈｅＲｉｅｔＶｅｌｄＭｅｔｈＯ
ｄ　　ｆｏｒ　　５ｔｒｕｃｔｕｒｅ　　Ｒｅｒｒｎｅ
−Ｉｆｌｎｔ　　Ｗｉｔｈ　Ｐｏｗｄｅｒ　Ｄｉｆｆｒ
ａｃｔｉｏｎ　　ｏａｔａ”）（および１９８２年判「
ジャーナル・オブ・アプライド・クリスタログラフ−ｒ
　Ｊ　　（Ｊ　、　ＡＥ）ｌ）１．ｃｒｌｔ、）１５巻
４３０〜４３８頁の「リートベルド（解析）法における
輪郭形状の関数」　（“Ｐ　ｒｏｆ　ｉ　ｌｅ　　Ｓ　
ｈａｐｅＦ　ｕｎｃｔｉｏｎｓ　ｉｎ　Ｒ１ｅｔｖｅｌ
ｄ　Ｒｅｆｉｎｅｍｅｎｔｓ”））。

リートベルド分析は例えばＸ線回折データや中性子回折
データなどの粉末回折データを始点として、正確な値の
構造パラメータを生成する方法である。

リートベルド分析では、最少二乗法を用いて、全く計算
上の粉末回折パターンの間に全体として最良の適合状態
を得る。この方法から原子の配位、熱運動、部位占有率
パラメータ等の構造的パラメータを得ることができる。

上述のヤング並びにワイルズが記載している様に、最初
から粉末回折パターンにおいて観測された強度を特定の
ブラッグ反射に割当てたり重複反射を分解するのではな
く、まず結晶構造の模型から予想される粉末回折パター
ン対２０度の計算を行う。次に観測した粉末回折と計算
上の粉末回折の差を用いて適合度を良くするパラメータ
の変化を計算する。観察された強度情報を全て用いなが
ら、これを続けて行く。

本発明の磁性合金材料の典型的なものの１つのもつ占有
率、結晶格子パラメータ、および目盛計数は、リートベ
ルドのＸ線回折精密解析法によると表■に示すものとな
る。

表■ （Ｎｄ　　１２．７原子％、　Ｆｅ　　７９．６原子％
、Ｂ　　６原子％、Ｓｉ　１．７原子％）３７６ＡＶＯ
８ 原子　Ｘ　　　　Ｙ　　　　Ｚ　　　　ｎＮｄ（１）　
　０．２７３６（８）　　０．２７３６（８）　　０．
００００　　０．２４（１）Ｎｄ（２）　　０．１４１
７（８）　　０．１４１７（８）　　０．００００　　
０．２３（１）Ｆｅ（１）　　０．２２２０（３）　　
０．５６５３（１３）　　０．５６５３（１３）　　１
．０５（４）Ｆｅ（２）　　０．０３８０（１１）　　
０．３５７７（１２）　　０６１７６２（９）　　１．
１１（４）Ｆｅ（３）　　０．１０６３（１４）　　０
．１０６３（１４）　　０．２７３（１２）　　０．５
０（２）Ｆｅ（４）　　０．３１４１（１０）　　０．
３１４１（１０）　　０．２６０３（１３）　　０．５
５（２）Ｆｅ（５）　　０．５０００　０．５０００　
０．１１５０（２４）　　０．２３（１）Ｆｅ（６）　
　Ｏ，０ＧＯＯＯ，５００００，００００Ｇ、２５００
Ｂ（１）　　０．３３９（１３）　　−０，３３９（１
３）　　０．００００　　０．２８（８）Ｃ軸（オング
ストローム）１２．２０３（３）　−１２，２２１（３
）ａ軸（オングストローム＞　　８．７９６（１）　−
８，８０１（２）目盛係数（稀土類・鉄・ホウ素相対α
イオン）　　７４．２９／１本発明の磁性合金材料は、
第１Δ図と第１Ｂ図に示すようなリートベルド精密解析
式Ｘ線回折パターンを有する。

第１Ａ図と第１Ｂ図は粉末状磁性リボン試料筒３７６Ａ
　Ｖ　０８号（組成その他の詳細については例７参照）
のＸ線回折パターンをリートベルド精密解析したもので
ある。

リボン材料に関するリートベルド精密解析Ｘ線回折の結
果は、この材料が実質的に等方性であることを示した。

第２図はホウ素の格子位置対ケイ素含有量のプロットで
ある。正方晶系稀土類・鉄・ホウ素格子内でのホウ素格
子の位置が、ＧＭＩＩのケイ素を含まない稀土類・鉄・
ホウ素正方晶系材料に関するリートベルト精密解析中性
子回折データに関して漸進的に移動して行くこととケイ
素位置と一致する。

上述のような磁気等方性と結晶特性を有する磁性合金を
製造する手段の１つにメルトスピニング法、すなわち溶
融合金材料を移動冷却面、例えば実質的に第３図に示さ
れるような回転式冷却面上で高速に固化急冷する方法が
ある。ルツボ３１の中に収容されている溶融合金材料２
１がオリフィス３３を通って冷却表面手段３５上に放出
される。この冷却表面手段３５は、例えば直径が約１０
インチ（２５ａＲ＞から約６０インチ（１，５１Ｌ）ま
たはそれ以上で、熱伝導性を有する表面３５３をその上
に有するホイール３５Ａであり、例えば毎秒１１〜３５
メートルの直線速度でオリフィス３３に対して回転等の
運動を行う。

最適なホイール速度は他の工程制御パラメータ、特に質
量の流れの速度に影響を及ぼすパラメータによって決ま
る。

この工程では、溶融材料２１が冷却表面手段３５の熱伝
導性表面３５３上に溶融バドル２３を形成する。

熱が固化中の材料から冷却表面手段３５の熱伝導性表面
３５Ｂに伝わり、さらにこれを通って伝わるに従って、
バドル２３と熱伝導性表面３５Ｂとの界面にリボンまた
は線材またはフィラメント２５が形成される。この結果
、溶融材料、例えばバドル２３と固体材料、例えばリボ
ン２５との界面に固化フロント２７が形成される。固化
フロントの速度と冷却表面３５Ｂに対する固化フロント
２７の方向とによって、その材料の磁気特性が決定され
る。固化フロント２７の向きと速度、フロントを横ぎる
熱勾配の他、粒子の粗さも下記の急冷パラメータおよび
パラメータ簡の相互作用の関数であると考えられる。す
なわち、 （１）冷却表面手段３５の速度、 （２）冷却ホイールの直径、 （３）　（ａ）溶融材料２３、（ｂ）固体材料２５、及
び（ｃ）冷却表面３５Ｂの熱伝導率ｋ、 （４）　（ａ）固化フロント２１および（ｂ）リボン２
５と冷却表面３５［３の界面の両端での熱伝達係数ｈ１
（５）オリフィス３３の特性的寸法とこれに付随するバ
ドル２３の厚さ、 （６）　（ａｌ溶融材料２３と（ｂ）固体材料２５の比
熱Ｃｐ・ （７）溶融材料２３の融解熱Ｈ、と溶融温度Ｔｌ１１１
（８）急冷持続時間、 （９）改質肩元素の効果 から成るパラメータである。

本発明の均質な急冷合金を得るためには、実質的に均質
なメルト（溶湯）が不可欠である。１つの実ｉ態様では
、最初に構成元素を反応さじて巨視的に均質な母合金を
形成することによって実現される。メルト中にケイ素お
よび／または他の改質元素が存在することよって、高い
均質性が観察されるようになると思われる。

各急冷パラメータを制御することによって、固化フロン
ト２７の方向付け、その速度制御、粒子の粗さの制御を
行うことができる。第４図はパドル２３、リボン２５、
固化フロント２７を示しているが、ここでは急冷パラメ
ータを制御して、固化フロント２７に所望の速度を与え
ると共に粒子成長速度も所望にしている。

合金を適当な速度で急冷する結果、新規な磁気特性の元
になる原子的、結晶学的、形Ｂ学的構造と配置が得られ
る。急冷パラメータを注意深く制御することで適当に微
細粒子化された構造が生成されるが、これに上述のよう
な改質元素を加えると、所望の永久磁石材料が得られる
。

あるいはまた、先駆物質の微小構造を生成し得る速度で
合金を急冷してもよい。この先駆物質微小構造を適宜に
熱処理することにより、上述のような改良された磁気パ
ラメータを示す構造が得られる。

個々のメルトスピニングされた片がメルトスピニング工
程の生成物として回収される。個々の粒子も一般的に比
較的脆いリボン片の微粉砕によって得ることができる。

リボンを破砕すると、フレーク状粒子や第５図に示した
ようなプレート状の個々の粒子１１が得られる。個々の
粒子を振動または振盪すると、その主表面１３が実質的
に平行に配列された粒子が積重なる。

この粒子状磁性材料の実用面での利点はその後形成、製
造を行って最終製品とするのが簡単な点である。本発明
の磁性粒子は、その磁気的挙動が等方性であるため、結
晶配向および／または磁場配向に特別な配慮をせずに圧
縮成形できる。従って本発明の一実施態様によると、リ
ボン材料の大きさをさらに小さく、例えば最大寸で０．
５ａｉ＋まで小さくして、冷間ブレス諺低とボンディン
グを行うことができる。こうすると、約１０％以上の磁
性粉末密度が得られ、（ＢＨ）　　　の値は元の密度ａ
ｘ １００％の出発物質の５０％より大きくなる。

本発明によると、本発明の磁性材料を加圧して１ｇ！論
密度の約９０％以上にすることができる。これにより磁
場配向段階なしに、材料の高められた磁気特性を保ち得
る。

リボン２５は鋳造品として、すなわち、厚さ約１５〜７
０ミクロン、幅約数士隙まで、長さ１〜敗士調の複数リ
ボンから成形しても良い。あるいはまた、リボンをさら
に小さく、例えば長尺で１０ミクロンから約数百ミクロ
ン、最短で約１０ミクロンから約１００ミクロンになる
ように破砕しても良い。あるいはまた、急冷中にリボン
に自己粉砕させてフレーク、プレート、小板、粒子等に
することもできる。

個々の粒子１１は、一般に比較的脆いすなわちたとえば
冷却表面からの直接のプレート状やフレーク状の破片の
ようなりボン２５を、微粉砕に、すなわち大きさを小さ
くすることによって得られる。

リボン２５を破断することによって、個々の粒子１１が
生成されるのである。微粉砕の方法は、粉砕、微磨砕、
ボールミル粉砕、！！ｉ！１ｌｌｌ）砕等が主なもので
ある。粒子の大きさは上述のようになる。

個々の粒子１１は微粉砕の後、例えば黒鉛やＭＯ８２な
ど無機質又は有機質の潤滑剤で被覆されてもよい。被覆
処理はブレンディング等で行うことができる。このよう
な有機湿潤滑剤の１つに「アクラワックス」　（“Ａ　
ｃｒａｗａｘ”）がある。これは１〜１０ミクロン球体
の形状をとる有機質潤滑剤で、約１２０℃で燃焼してわ
ずかな残留物を残す。

超音波信号、振動、振盪、撹拌等の方法によって、個々
の粒子１１をその大きい方の表面が実質的に相互に平行
になるように積重ねることができ、こうすることで（圧
縮）成形が容易になる。次に粒子の凝集または固化を行
う。固化には当初圧縮が伴う。圧縮は冷間乃至常温加圧
を行った後、引続き別途焼結工程によるか、あるいは熱
間加圧によって行う。あるいはまた。ダイアプセット、
押出し、鍛造、圧延等によっても成形を行うことができ
る。

押出しが加圧行程の中に組込まれているような場合は、
加圧の中に有用な形状に成形１゛ることも含まれている
。ゆるくつめ合わされた粒子を加圧して所望形状の物品
を形成した復、これを焼結して所望の機械的硬度をもつ
物品に形成することができる。

焼結は非酸化性雰囲気の中で行い、個々の粒子１１に１
つの塊を形成させる。焼結を行う温度は約４５０℃から
約９００℃である。加熱することによって、磁性材料の
個々の破片の磁性パラメータが低下する。しかし最大エ
ネルギー積は磁性体の密度の２乗と共に大き（なり、ま
た成形することで磁性体の正味磁性特性が増す。

成形と固化はドロップ鍛造によってもできる。

この方法では、例えば約６５０℃〜７５０℃で１時間以
内半焼結した後、常温ダイと加熱半焼結した硬質磁性材
料を用いて、１平方インチあたり約２０、　Ｇｏｏボン
ドから２５０．０００ボンドの圧力で熱間鍛造が行われ
る。

一例では、約１００，０００〜２５０，０００１ｂｓ／
ｉｎ”　、望ましくは約１６０，０ＯＯｌｂｓ／ｉｎ２
の圧力で常温加圧した後、約４５０〜９００℃の温度で
約１時間熱間加圧することによって成形と固化を行う。

別の例では、上述のアール・ダブリユウ・リ−（Ｒ，Ｗ
、Ｌｅｅ）の熱間プレス・ダイアプセット技術を用いて
成形と固化を行うこともできる。熱間プレス・ダイアプ
セット法では、メルト・スピニングしたリボン破片また
は粒子を高温ダイ、例えば７００℃に熱したダイの中で
単軸方向に熱間プレスする。この結果、粒子の塑性変形
が生じる。

部分的に固化、成形された材料を次に「ダイアプセット
」する。すなわち、より大きな径のダイの中でこれをも
う１度熱間プレスするのである。

好適な例によると、硬質磁性材料を高速全方向固化によ
り成形固化する。この方法については、ジェームズ・ア
ール・ライゼンビー（Ｊ　ａｍｅｓ　　Ｒ。

Ｌ　１ｚｅｎｂＶ）の米国特許第４，３４１，５５７号
［再循環可能な容器材料を用いる粉末熱間固化法」、同
じくジエームズ・アール・ライゼンビーの欧州公開特許
出願第９４１６４号「圧力伝達媒体を用いての稠密粉末
成形体の形成方法」、および１９８０年度ＭＰＲパブリ
ケーション・サービス・リミテッド（ＭＰＲＰｕｂｌ。

　Ｓ　ｅｒｖ、　Ｌ　ｔｄ）　　（英ｍ　シュ）Ｌｔ　
−ズベリー）発行の“Ｐａｐ、　Ｐｏｗｄｅｒ　Ｍｅｔ
ａｌ。

５ｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ、Ｍｅｔ、ｐｏｗｄｅｒ　　Ｒ
ｅｐ、Ｃｏｎｆ、”　２巻１２号に掲載のジエームズ、
アール・ライゼンビー、ウォルター・ジェイ・ロズマス
（Ｗａｌｔｅｒ　Ｊ　。

Ｒｏｚｗ＋ｕｓ）、ジェームズφエルφパーナート（Ｊ
ａｍｅｓ　　Ｌ、　Ｂａｒｎａｒｄ）　、クリフォード
・エイ・ケルト（Ｃ１ｉｆｆｏｒｄ　Ａ、　Ｋｅｌｔｏ
）論文「流体ダイ加圧固化」の中に記載されている。

磁性材料の粉末または粒子を、該磁性材料を成形して容
器材料を変形できるだけの温度と圧力にかける。熱間プ
レス温度は容器材料の塑性変形温度と溶融温度の間であ
る。、 高速全方向固化法（ＲＯＣ法）の変形として、壁厚の薄
い容器に磁性材料の粒子、フレーク、または粉末を満た
し、次に、金型内部のこの薄壁容器の周りに圧力伝達媒
体を流し込む。好適とされる圧力伝達媒体は塑性変形温
度の低い銅、銅・二ッケル合金、セラミック、ガラスフ
リット等である。

圧力伝達媒体の塑性変形温度まで容器を加熱し、これを
嵌込みボットダイの中に入れる。次に容器、圧力伝達媒
体、および磁性材料をラム打ちして圧力伝達媒体に加圧
し、容器に静水圧を加えると共に磁性材料を成形固化す
る。

あるいはまた、プレス、押出し、ダイ成形、射出成形等
によって磁性材料を有機ポリマー中で成形固化しても良
い。特に好適なポリマー材として挙げられるのは、ナイ
ロン、ポリエステル、ポリエポキシド、ポリアルギル、
ポリカーボネイト、ポリウレタンである。

ここで考えられる例によると、ＭａＯルツボ内のアルゴ
ン雰囲気等不活性雰囲気において高周波数誘導溶融を約
１２００℃以上、特に約１６００℃で約３０分から約２
時間行うことにより、Ｎｄとｐｒを合わせて約１０〜１
４原子％、Ｂを約５〜１０原子％、ケイ素を約１〜５゜
Ｏ原子％含み、残部がＦｅから成る先駆合金または母合
金を作製することができる。

その後一部の母合金を石英ルツボのようなルツボ３１の
中に収容する。このルツボは、冷却表面手段３５に対し
て約８０°〜９０”の角度で動作するように冷却表面３
５Ｂから約０６２０〜０．３０インチ（５〜９　ｔｘａ
　）離して配置されている０、５〜１．５　ｔｘａ径、
特に０，７〜１゜Ｏｓ径のオリフィ゛ス３３を有してい
る。ルツボ３１内に入れた合金２１をアルゴン雰囲気中
で溶融した後、水銀的１５０ａｍのアルゴンヘッドの下
で冷却表面手段３５上に放出する。冷却表面手段３５は
、約２０〜３０１１Ｌ／、秒の表面速度で回転する回転
冷却面３５Ｂを２０インチ（５８α）径の冷却ホイール
３５Ａ上に有している。

本発明の特に好適な例によると、粒子を圧縮成形して磁
性体を形成しても良い。ハンドミル、微粉砕および／ま
たは衝撃粉砕により最大寸で約１０〜数百ミクロン大の
粒子に微粉砕した後、粒子を有機ｒａＷＩ剤とブレンド
する。この潤滑剤は個々の磁性粒子上に丸い潤滑剤のビ
ーズとして残る。例えば約１６０，０００１ｂｓ／ｉｎ
２、一般には約８０、　ｏｏｏ　〜約２２５．０００１
ｂｓ／１ｎ２（７）圧力テ粒子を常］］０Ｆｆｔ、、ｒ
、成形体を形成する。次にこの成形体を加熱して固化を
行う。標準的には、約４５０℃から約１１６０℃の温度
で約１時間から約９時間加熱を行う。

その結果骨られる成形固化した硬質磁性体の等方性磁気
エネルギー積は典型的には１５メガガウスエルステッド
またはそれ以上であり、保磁係数乃至磁気リテンション
パラメータＱは典型的に１以上である。

次に挙げる例を参照することで、本発明の理解ができる
と考える。

実施例 Ｌ−ヱλ五立且Ｉ 以下の実施例で結果を得るに当っては、先ず鉄、ネオジ
ム、プラセオジム、ホウ素、ケイ素及びアルミニウムの
適切な混合物を溶融することにより巨視的に均質インゴ
ット（母合金）を製造した。

その後複数のリボン片を得るべくメルト−スピニング＜
　ｍｅｌｔ−ｓＤｉｎｎｉｎｇ）法を用いて各インゴッ
トを急冷処理した。これらの急冷した状態のリボン試料
を個々に重量測定し且つ磁気測定した。この場合通常は
、大きなパルス磁界を用いて試料を予磁化した。場合に
よってはリボン試料を更に熱処理し、再び磁気測定した
。インゴットと最終リボン試料のミクロ組織と基本組成
を双方共走査型電子顕微鏡で調べた。更にＸ線回折とリ
ートベルド（Ｒ１ｅｔｖｅｌｄ）の精密解析（ｒｅｆｉ
ｎｅｍｅｎｔ）技術とを用いて数ケの試料を大リボン片
及び粉末の状態で分析にかけ、結晶学的構造を調べた。

また、数再び磁気測定にかけた。

Ｂ、　　　゛ボッ　　　　ム　　の 前駆体又は母合金を通常法の基体成分を用いて製造した
。

鉄（９９，９９％純度の電解鉄扉片） ホウ素（９９，７％結晶状ホウ素） Ｎｄ及びｐｒ純粋ロッド（９９，９％稀土類金属）ケイ
素（９９，９９％Ｓ’ｒ結晶） 場合によっては純度のより高い物質を用いた。変形例と
して１５重量％までの鉄と、敬重量％までのＮｄ及びＰ
ｒ以外の稀土類を含むコマーシャルグレードの稀土類生
成物も用いてみた。これらの成分を適切な割合に従って
計り分け、銅製冷却炉床上でのアークメルティング（ａ
ｒｃ−■ｅｌｔｉｎａ）、又は溶融石英もしくは焼結マ
グネシウム酸化物セラミックからなるルツボ内でのＲＦ
ｉｔｌ加熱により全部−緒に溶融した。アークメルティ
ングによる試料は６回フライ返しをしながら溶融し、ｌ
ｔ導導熱熱よる試料は巨視的に均質な合金が得られるよ
うに十分に撹拌しながら約１４００℃以上の温度に３０
分〜２時間保持した。凝固及び冷却後、ルツボからイン
ゴットを回収し、反応生成物の外皮を除去し、インゴッ
トを約１３の特定寸法を持つ粒子に粉砕した。インゴッ
ト材料の複数の試料に関して組成を調べ、均質性をチェ
ックした。

Ｃ０１にヱ之旦ｌ】 ３つのメルトスピニングシステムの１つを用いて、イン
ゴットからの急冷リボンの製造を行なった。３つのシス
テムのうち２つは簡単なボックススピナーであり、夫々
直径１０インチ、厚み１インチの銅製ホイール（１０“
スピナー）及び直径１２インチ、厚み２インチの銅製ホ
イール（１２＃スピナー）を備える。チャンバとしては
排気と、それに続く不活性プロセス雰囲気での再充填に
適したものを使用する。これらスピナー内のルツボはシ
ールドされない。第３のシステム（２０＃スピナー）で
は銅製ホイールが外径２０インチ、幅４インチ、厚み３
インチのシェルである。このホイールは不活性プロセス
ガスが継続的に導入されるチャンバ内に配置される。ル
ツボは不活性ガス流の幕内に封入される。ホイールの表
面によって動かされるガスはルツボから見て逆の回転方
向の不活性ガス流により動きを妨害される。これら３つ
のシステムのいずれについても、スピナーホイールは通
常１５〜３０１！／秒の表面速度で回転させた。

１２“及び２Ｇ“スピナーのルツボは内径ｊｌｓａｗ、
、長さ約４０備の透明溶融石英円筒体であり、１０“ス
ピナーのルツボは同様の、但し内径が１１ｍ１長さが約
２５αの円筒である。ルツボのオリフィスは通常底部の
直径０．５〜１．５　ｗａの円形開口からなり、ルツボ
はこのオリフィスがホイール表面から５〜１０履離れる
ように配置した。光高温計を用いて測定される所望温度
（通常１２００〜１３００℃のオーダー）に到達するま
で、４５０キロヘルツ誘導炉（１２“スピナーの場合は
１０ｋｌｌｚ誘導炉）を用いて前記ルツボ内で数片のイ
ンゴット合金を溶融した。ＲＦ加熱を続けながらルツボ
に不活性ガスの圧力を加え、前記オリフィスを介して回
転ホイール上に溶融金属を噴出させた。この噴出操作は
ルツボが空になるまで、又はルツボ内の残留溶融金属の
量が少なくなり効果的ＲＦ加熱とカップリングしなくな
り、オリフィスに詰まりが生じるまで続ける。場合によ
っては操作中のより早い時期に、例えばルツボへの溶融
金属のはね返りなどに起因してオリフィスが部分的又は
全面的に詰まることもある。このようなファクタは、同
様の公称プロセスバラメ−タを用いて得られる最終材料
の性質の非再現性の原因となり得る。

Ｄ、ミクロ組　　び インゴット材料及び急冷リボンの試料をＪＥＯＬ走査型
電子顕微鏡で調べてミクロ組織及び組成を調べた。通常
は標準値金相学的方法を用いて試料を配置し、且つ検査
前に研磨した。場合によっては更に結晶組織を検査すべ
く、リボン試料をエタノール中り％硝酸でエツチング処
理した。

ＦｅａＮｄ、Ｐｒ、Ｓ　ｉ及びＡｌの濃度を測定するた
めのエネルギ分散型Ｘ線分光分析法（ＥＤＳ）とホウ素
濃度を決定するための波長分散型Ｘ線分光分析法（ＷＤ
Ｓ＞とを用いて組成を調べた。いずれの場合も組成は１
ミクロン以下の深さまで調べた。横断方向では、平均組
成を検出すべく走査を用いて１平方ミクロンのＡ−グー
の小部分又はより大きい部分を調べることができた。こ
れは１０〜１００ミクロンの範囲で実質的相分離を示す
インゴット材料の場合には特に重要である。最適磁性リ
ボン材料の場合は相分離は殆んど見られず、主要相が明
らかに均質であって、少なくとも０．２ミクロンまでは
分解し得る結晶組織はなかった。

予備的ＴＥＭ分析については実施例ＩＸで述べる。

Ｅ、　　　　　び１−トベル゛ Ｘ線回折技術を用いてインゴット材料とこの材料から得
たリボンとの結晶学的構造を調べた。

測定はＣｕＫα放射線（波長１．５４オングストローム
）を用いてルルコ（Ｎ　ｏｒｅｌｃｏ＞フィリップス（
Ｐｈ１ｌｌｉｐｓ）粉末回折計で行なった。グラファイ
ト反射ビームモノクロメータを用いてＦＧ螢光に起因す
るバックグランドを除去した。Ｘ線源の励起電圧は４０
ｋＶ、電流は２０ａ＋Ａであった。従来のθ−２０Ｘ線
粉末回折走査を分析して材料の結晶構造を確認すべくピ
ークの位置及び強さを調べた。

２００秒／ステップ及び０，０５度／ステップの高精度
ステップ走査の数値出力をリートベルド粉末パターン精
密解析法を用いて更にコンピュータ分析し、選択した材
料の主要Ｎ　ｄ　　Ｆ　８１４Ｂタイプ構造の正確な格
子パラメータと原子の位置及び占有率とを調べた。この
精密回解析法により少量のｂｃｃアルファ鉄も定量され
た。

Ｆ−匙ｉ且ユ 最大通ＪＩａ界２２　ｋｏｅ　（７）　Ｉ−Ｄ　Ｊ　社
ＩＪ’Ｅテ／Ｌｚ９５００コンピュータ制御試料振動型
磁カ計（ＶＳＭ）を用いて磁気的特性を測定した。較正
したボール（Ｈａｌｌ）効果プローブを用いてフィード
バック制御下で磁界Ｈの値を測定した。測定ソフトウェ
アは、保磁力の大きい永久磁気材料の大ヒステリシスル
ープと小ヒステリシスループとを双方共測定できるよう
に社内で改変した。一連の測定を行なう毎に、標準的（
軟質磁性）ニッケル球（米国ナショナルビューローオブ
スタンダート（Ｕ、Ｓ。

Ｎａｔｉｏｎａｌ　Ｂｕｒｎｅａｕ　ｏｆ　５ｔａｎｄ
ａｒｄｓ＞　）を用イテ磁化Ｍの較正を予めチェックし
た。この磁性材料の磁化を計算するためには、カーノ（
Ｃａｈｎ）　−２１自動電子天びん（精度１埒まで）を
用いて試料の質量（長さ約５ｊＩＩ１１１幅約２　ｉｓ
　、厚み約３０〜５０μの標準的リボン片の場合は１ａ
ｙ以下のオーダー）を測定し且つ密度を推算する必要が
あった。

以下の実施例における材料では、密度を−・貫して７．
４ｇ／ｃｃとした。これは純粋な化学（量論）式Ｎｄ　
Ｆｅ　Ｂに適した値７．６ｇ／ｃｃよりやや小さい値で
ある。これより大きい密度を使用していれば、磁化の計
算値もそれに比例して以下の実施例で示す値より大きく
なったであろう。

粘着テープを用いて各磁気リボン試料を試料保持ロンド
上に固定した。通常は、ＬＤＪ社製キャバシタンスディ
スヂャージマグネタイザにより発生させたパルス磁界（
ビークの大きさ１２０ｋｏｅまで）を用いて試料を予め
所定方向に磁化した。この操作は本発明の高性能磁気材
料の正確な磁気測定にとってしばしば必要されるもので
あった。何故ならＶＳＭ磁石の最大磁界は通常磁気モー
メントの完全な飽和を得るには不十分だったからである
。この処理に次いで試料をＶＳＭ磁石のギャップ内に載
置し検出コイルのサドルポイントに配置した。標準的方
法に従い、予め磁化した試料は磁界を加えずにサドルで
支持し、未磁化（バージン）試料は５ｋＯｅ磁界内でサ
ドルにより支持した。測定は磁界をゼロから最大値（通
常２２　ｋＱｅ　）次いでゼロから負の最大値、更にゼ
ロから再び正の最大値というように変化させて実施し、
その間にヒステリシスループ仝体を記録した（磁化Ｍ対
与えた外部磁界１１）。このプログラムは次いで主要磁
気パラメータを決定した。これらのパラメータとは、キ
ロガウス単位で測定される残留磁化Ｍ（ヒステリシス曲
線の正のＸ切片）、キロエルステッド単位で測定される
固有保磁力Ｈｏ　（ヒステリシス曲線の負のＸ切片）、
及びメガガウスエルステッド単位で測定される最大エネ
ルギ積（誘導Ｂ　＝　Ｈ＋　Ｍと磁界Ｈとの積の負の最
大値）である。

以下の実施例の大部分では、リボン試料の磁気的測定を
３つの直交方向、即ちスピニング方向と平行（長さと平
行）なりボン平面上の「×方向」、スピニング方向と直
角（幅と平行）なりボン平面上の「ｙ方向」、及びリボ
ンの平面と直角なＺ方向で行なった。いずれの場合も試
料はパルス化磁界を用いて適切な方向へ予磁化しておい
た。直交２方向に関してはリボンのジオメトリ−に基づ
く反磁場の影響に関して標準的ソフトウェア補正を行な
った。通常は反磁場係数Ｎ＝ｏ、ｒｓにすると適切な補
正が得られることが判明した。薄いプレートと直交する
方向の測定でより一般的であるよう仮、Ｎ＝１．０の如
きより大きい値を用いていれば、磁気的測定推算値は以
下の実施例で示される値より大きくなったであろう（但
しヒステリシスループは非物理的乃至不自然７（ｕｎｐ
ｈｙｓｉｃａｌ）形状を有したであろう）。保磁係数乃
至磁気リテンションパラメータＱの値は２方向ではＮ＝
０．７５を用いて計算する。

り斤ンウタ。

磁気耐、メー７．７）値 Ｑ＝Ｓｕｍ　　　　（Ｍ　　／Ｍ　　）２ｘ、ｙ、ｚ、
　　　　　　　ｒ　　　　　　　　ｓはＺ方向ではＮ＝
０．７５を用いて計算する。いずれの実施例でもＭ、に
最悪の場合の値１６ｋＱを与えた。これらの材料を完全
に飽和するために加えるべき磁界は過小評価してはなら
ない。特に、バージン（未磁化）試料が一度、任意の方
向に磁化されてしまうと、これを別の方向に再磁化する
ことは通常極めて難しい。以下にこの磁気トレーニング
効果（磁気トレーニング）の具体例を説明する。

この実施例では、米国特許出願用７０７．３４３号（こ
の発明の優先権主張の基礎となる出願の一つ）の実施例
１に記載のサンプルについて説明する。

前述の手順に従って、鉄−（ネオジム−プラセオジム）
−ホウ素−ケイ素合金を製造し急冷して試験する。シリ
カルツボで「ｆ誘導加熱して合金を凝固した。測定によ
れば、インゴットは以下の組成を有していた。

鉄　　　　　　　　　　　７８．２０原子％ホウ素　　
　　　　　　　７．２５原子％ネオジム　　　　　　　
　１０．８５原子％プラセオジム　　　　　　２．７５
原子％ケイ素　　　　　　　　　ｉ、ｏ　　原子％凝固
後、インゴットサンプルを溶融し、種々の速度で回転す
る急冷表面（２０“ホイール）に射出した。得られたリ
ボン即ちサンプル及び断片を磁化した。平面内の磁化パ
ラメータを測定すると次表の如ぎ典型的な結果が得られ
た。エネルギ積対冷却表面速度を第６図のグラフで示す
。残留磁化及び保磁力対、冷却表面速度を第７図及び第
８図のグラフに示す。第９図及び第１０図は９００ｒｐ
−で急冷したリボンサンプルのＢ−８曲線である。

これらの磁化曲線は、前記の如くサンプルを最初に予磁
化せずに測定した値である。従って磁気特性は最適値よ
りやや劣っているであろう。しかし乍ら以下に示す傾向
は有効である。

冷却ホイール速ｊｉ（ｒｐｍ）　　８００　９００　１
０００　１１００　１２０Ｇサンフル番号ＮＱ４００−
ＭＯ８ＡＡｌｏ　　ＡＢＯ２ＡＢＯ６ＡＢＩＩ残　留　
磁　化（キロガウス）　　　４．３　　８．６　　７．
７　　７．３　　８．３保磁力（キロエルステッド）　
　１２．７　　１１．２　　１２．５　　１２．８　　
１０．８エ　　ネ　　ル　　ギ　　積　　　３　　２０
　　　１２　　　　ｉｔ　　　　１０（メガガウスエル
ステッド） このシリーズのリボンサンプル４００Ａ　Ａ　０３の組
成を（ＥＤＳで）測定すると、ｌ”ｅ　　７８．４原子
％、Ｎｄ　　１１．Ｏ原子％、Ｐｒ２．７原子％、Ｓｉ
１．９１Ｊｉ子％と狙い１６％の８とを含有していた。

インゴット合金よりもＳｉがやや多いことが明らかであ
ろう。

材料が第９図及び第１０図に示すようなむしろ角形のヒ
ステリシスループと高い残留磁化の値とを有する場合、
従来技Ｖ＃φでは、容易軸配向の方向で測定された実質
的に結晶学的に配向されている磁性材料に関係づけられ
ていた。従って出願人は本発明の優先権主張の基礎の一
つとなる先の米国特許出願第７０７．３４３号に於いて
は急冷しただけの本発明材料は優先配向され易いと推測
した。しかし乍らより詳細な測定の結果、急冷しただけ
の材料は従来の配向磁石がもつ性能を示すが、この性能
をどの方向でも示すこと、即ち材料が優先配向をもたな
いことが判明した。これに関しては実施例■の本発明材
料でより明らかである。

１つのリボンサンプル（４ＧＯＡ　Ａ　１Ｇ（７））、
即ち、９ＧＯｒｐｍで回転する冷却ホイールを用いた実
施例１の断片の１つを、前出の項ｒＦＪに記載の如くパ
ルス予磁化を用い直交する３方向の各々について再度試
験した。得られたヒステリシス曲線を第１１図、第１２
図及び第１３図に示す。リボン表面に垂直な方向（２一
方向）で反磁場係数が０．１５として補正すると、第１
４図の補正ヒステリシス曲線が得られる。結果を以下に
要約する。

Ｘ一方向：　　Ｍ、　＝１０．２　ｋＧ、　Ｈｏ−１１
，６ｋｏｅ　、　　（ＢＨ）　ｌ１ｋｌｘ−２０，８Ｍ
ＧＯｅ。

ｙ一方向：　　　　　１０．１　　　　　　１１，６　
　　　　　　　　　　２０．２２一方向：　　　　　１
０．０　　　　　　１１．ｏ　　　　　　　　　　　　
２０．にれは明らかに磁気等方性材料を示す。飽和磁化
の値をＭ、　−１６ｋＧとして上記結果より磁気リテン
ションパラメータを算出するとＱ＝＝１．２である。こ
の値は、従来のストーナー（Ｓ　ｔｏｎｅｒ）−ウォー
ルファース（Ｗｏｈｌｆａｒｔｈ）の非相互作用ブレー
ンモデルによる等方性磁石の予想Ｉ　Ｑ、　７５よりか
なり大きく、また、従来の理論による配列材料の可能最
大値Ｑ−１より大きい。このリボンサンプルのその他の
急冷パラメータは以下の通りである。

ルツボ　　　　　　　　内径３７４インチの１壁透明溶
融シリカ ルツボオリフィス　　　０．８１１ｎ ルツボ加圧ガス　　　　３　ｐｓｉ チャンバガス　　　　　２ＤＳｆｇＮ２ルツボーホイー
ル間隔　６＃Ｉ＃Ｉ 材料サイズ　　　　　　４０ｇ　ｒ　。

リボンサイズ　　　　　幅１．９ａ＋Ｘ厚み３Ｇ−３８
／１ｍテストシリーズ４ＧＯＡ　Ａ　１０の別のいくつ
かのリボンサンプル即ち９００ｒｐｍの回転ホイールを
用いた実施例１の材料について、磁性パラメータと結晶
学的組織とを更に分析した。これは本発明の優先権主張
の基礎の一つである米国特許出願第８０１　、９９６号
の実施例■と同じ材料である。リボンの測定組成はほぼ
Ｆ　ｅ　７ＢＮ　ｄ　１１Ｐ　ｒ　３　Ｓ　ｉ　２８６
であった。５つの代表的リボンを１２０ｋＯｅのパルス
磁場を用いて予磁化後、該リボンの磁性パラメータをス
ピニング方向に沿って平面内で測定した。

その結果を次表に示す。

サンプル番号ｋ　　４００Ｍ１０（９）　　４００Ｍ１
０（８）　　４００Ｍ１Ｇ（６）　　４００Ｍ１０（５
）　　４００Ｍ１０（７）Ｈ，（ｋＧ）　　　　９．８
　　１１．１　　１０．３　　１０．５　　１１．０８
Ｈｃ（ｋＱｅ）　　　　１７．７　　１１．０　　１２
．０　　１１．９　　１．０Ｂｔｌ／ｗａｘ（Ｈｔ＆）
　　１Ｂ、ａ　　　２４．５　　２１．０　　２１．５
　　　４．３更に、このテストシリーズの別のリボンサ
ンプルについて、（前述の如き）Ｘｌｉ回折とリートベ
ルド粉末パターン精密解析計尊とを用いて第１ＳＡ図及
び第１５８図のグラフを作成した（これらは本発明の優
先権主張の基礎の−・つである米国特許出願第８０１　
、９９６号の第２Ａ図及び第２８図と等しい）。これら
のグラフ及び添付の詳細なリートベルドパラメータ一覧
表（表■）とによって、材料が主として、Ｎ　ｄ　　Ｆ
　８１４Ｂに極めて類似した組織の相から成り少量の第
２相であるｂｃｃ鉄を含有することが判明する。

この実施例では、本発明の優先権主張の基礎の一つであ
る米国特許出願第７０７．３４３号の実施例■妬轟公よ
噂ンプτフイ載する。

前述の手順に従って鉄−ネオジム−ホウ素−ケイ素合金
を製造し急冷して試験する。インゴットの測定組成は（
ＥＤＳ及びＷＤＳ）、Ｆｅ７９原子％、Ｎｄ１１゜７原
子％、８７．８原子％及びＳｉ１．６原子％であった。

シリカルツボ内で誘導加熱によってインゴットを製造し
た。先に、出願人はインゴットに添加された（Ｓｉを含
んでなかった）元素の粗い組成を示した。ケイ素はルツ
ボの壁との部分反応に由来すると推測される。

凝固後、４つの合金サンプルを溶融し、種々の速度で回
転する急冷表面に射出した。得られたリボンを磁化し、
磁化パラメータを平面内で測定し、次表に示す平均結果
を得た。平均エネルギ積対急冷表面速度を第１６図のグ
ラフに示す。平均残留磁化対冷却表面速度を第１７図の
グラフに示す。平均保磁力対冷却表面速度を第１８図の
グラフに示す。

第１９，２ｏ、ｚｔ、２２及び２３図は、夫々６００，
７００，８００゜９００及び１０００ｒｐ■で急冷した
高エネルギ積サンプルのＭ−Ｈプロットである。

これらのサンプルの急冷パラメータは実施例■に等しい
が、ルツボ−ホイール間隔を９Ｍにし、リボンの代表寸
法を幅１．８ＩｌｌＩＩＸ厚み３８〜４５−にした。

図示の磁化曲線は、前述の如くサンプルを先ず予磁化し
ないで測定したものである。従って磁気特性は最適より
やや劣っているかも知れない。しかし乍ら以下に示され
る傾向は有効である。

冷却ホイール速度（ｒｐｍ）　　６００　７００　８０
０　９００　ｔｏｏｏ　１２００ザンブル番号Ｎα４３
８−　　Ａ＾６　ＡＡ７　Ｍ８　Ｍ９　Ｍ５　ＡＡ４残
　留　磁　化（キロガウス）　　　８．４　８．４　９
．１　９．４　９．５　９．６保磁力（キロエルステッ
ド）　　１０．８　１０．２　１０．８　１０．４　１
０．６　１０．４エ　　ネ　　ル　　ギ　　積　　１２
．１　１２．３　１５．３　１６．２　１３．８　８．
１（メガガウスエルステッド） 材料が第２１図及び第２２図に示すようなむしろ角形の
ヒステリシスループと高い残留磁化の値とを有する場合
、従来技術では、容易軸配向の方向で測定された実質的
に結晶学的に配向されている磁性材料に関係づけられて
いた。従って出願人は本発明の優先権主張の基礎の一つ
である先の米国特許出願箱７０７．３４３号に於いては
急冷しただけの本発明材料は優先配向され易いと推測し
た。しかし乍ら、このシリーズのサンプルの実施例■の
より詳細な測定の結果、本発明材料が配向されていない
ことが判明した。

寡１ｔ＝ １つのリボンサンプル（４３８Ａ　Ａ　５）、即ち、１
０００ｒｐ＋ｌで回転する冷却ホイールを用いた実施例
■の断片の１つを、前述の如くパルス予磁化を用い、直
交する３方向の各々について再度試験した。得られたヒ
ステリシス曲線を第２４図、第２５図及び第２６図に示
す。リボン表面に垂直な方向（２一方向）の場合反磁場
係数として０．７５を用いた。結果を以下に要約する。

Ｘ一方向：　　Ｍ、　−１０，２ｋＧ、　Ｈｏ＝１２．
２　ｋｏｅ　、　　（ＢＨ）　ｍａｘ　＝２０．８　　
ＭＧＯｅ。

Ｙ一方向：　　　　　　９．４　　　　　　１２．１　
　　　　　　　　　　１８．０２一方向：　　　　　　
８．８　　　　　　１１．１　　　　　　　　　　　１
６．０これは明らかに実質的に等方性である永久磁気材
料を示す。初期磁化方向に最大磁気パラメータが生じる
ので少量の見掛は異方性は前述の「磁気トレーニング」
効果の影響であろう。

飽和磁化の値をＭ、＝１６ｋＧとして上記結果より磁性
保持パラメータを算出するとＱ＝１．０５である。この
値は、従来のストーナー（Ｓ　ｔｏｎｅｒ）−ウオール
ファース（Ｗｏｈｌｆａｒｔｈ）の非相互作用ブレーン
モデルによる等方性磁石の予想値０．７５よりかなり大
きく、また、従来の理論による配列材料の可能最大値Ｑ
＝１より大きい。

この実施例の材料は本発明の優先権主張の基礎の一つで
ある米国特許出願箱８０１　、９９６号の実施例１の材
料に等しい。

熱分解窒化ホウ素ルツボで「を誘導溶解したインゴット
の組成を（ＥＤＳ及びＷＤＳ−参照番号２２５９）で測
定すると、 Ｆｅ　　　Ｎｄ　　　ｐｒ　　　Ｂ　　　Ｓｉ　　　で
あつ７７．５　　１３．１　　０．８　８．０　　０．
６た。このケイ素の割合は、バックグラウンドレベルと
同等であると考えてよい。

実施例■と同様な急冷パラメータを用いたが２０インチ
スピナーホイールの速度を８００ｒｐｍにし、リボン寸
法を幅１．８５ｘ厚み３８〜４８１ｍにした。

このサンプルのホイール速度は最適値より小さく、スピ
ニング方向に沿って測定した代表リボンサンプルの（予
磁化後の）磁性パラメータは以下の値であった。

サンプル　ＭＨＣ（ＢＨ）Ｉ１８ｘ ４１１ＡＢＯ２（７）　　７．８ｋＧ　　　１５．６ｋ
Ｏｅ　　　８．９８０Ｏｅ４１１ＡＢＯ２（５）　　８
．５　　　１５．６　　　９．９４１１ＡＢＯ２（６）
　　８．９　　　１５．１　　　１０．９上記のリボン
サンプル群から製造した粉末をＸ線回折にかけた。これ
らの粉末回折プロットのα−鉄の精密解析の以前及び以
後のリートヴエルド精密回折を第２７Ａ図及び第２７８
図に示す。この実施例の精密解析された原子座標を後出
の表■にまとめて示す。これらの座標は適正組成範囲内
での磁性パラメータとの相関関係の明確な指針とはなら
ない。このことは、最適磁気性能に必要な組織部分がＸ
線回折で直接検出される原子スケールよりも大きいスケ
ールで生じるという出願人等の確信を証明した。

この粉末化リボンサンプルの組成を測定（ＥＤＳ、Ｂを
狙い値６％と仮定）すると、Ｆｅ７６．９原子％、Ｎ　
ｄ　１４．２原子％、Ｐｒ０．７原子％、Ｓｉ２．２原
子％であった。この材料はインゴット材料よりもＳｉが
多いことに注目されたい。

この実施例の材料は本発明の優先権主張の基礎の一つで
ある米国特許出願第８０１，９９６号の実施例■の材料
である。

シリカルツボでｒｆ誘導溶融したインゴットの組成を（
ＥＤＳ及びＷＤＳ−参照番号２３９６　”）で測定する
８・Ｆ　”　（７９，３）Ｎ　ｄ（１２，１）Ｂ（７，
１）　Ｓ’　（１，５）であった。

実施例■及び■と同様の急冷パラメータを用いたが、２
０インチのスピナーホイールの速度を９００ｒｐ−にし
た。リボン寸法は幅１．４ａｗＸ厚み３５ｘ４８ｐであ
った。

いくつかの代表リボンサンプルについてスピニング方向
に沿って（予磁化した）磁性パラメータを測定し、以下
の値を得た。

サンプル　ＭＨｃ（ＢＨ）ｌ、ｘ ４３５ＡＡＯ６（１１）　　９．０ｋＧ　　　１７．２
ｋＯｅ　　１７．７８０Ｏｅ４３５＾ＡＯ６（１０）　
　９．３　　　１２，３　　　１８．２４３５ＡＡＯ６
（９）　　９゜５　　　１１．１　　　１８．７４３５
Ａ＾０６（８）　　９．２　　　１０．９　　　９．３
４３５ＡＡＯ６（７）　　９．７　　　１０．７　　　
６．９これらのリボンサンプルのエネルギ積は小さい。

これは保磁力の低い材料が部分混入されたためであると
推定される。またこのような部分混入は、作製乃至シリ
ーズテスト（ｒｕｎ）中に敏感な急冷パラメータの小変
動が生じるためであろう。

このリボンサンプル群から製造した粉末をＸ線回折にか
けた。これらの粉末の回折プロットを、α−鉄の精密解
析の以前又は以後にリートベルド精密解析しその結果を
第２８Δ図及び第２８Ｂ図に示す。この実施例の精密解
析した原子座標を表■にまとめる。

この粉末化リボンサンプルの組成を（ＥＤＳ。

Ｂを狙い値６％と仮定して）測定すると、Ｆｅ７８．８
原子％、Ｎ　ｄ　１２．５原子％、Ｓｉ２．７原子％で
あった。この材料はインゴット材料より８１が多いこと
に注目されたい。

−゛　ル３７６　０８−　−　　　審 この実施例の材料は本発明の優先権主張の基礎の一つで
ある米国特許出願第８０１　、９９６号の実施例■の材
料である。

シリカルツボでｒｆ誘導溶融したインゴットの組成を（
ＥＤＳ及びＷＤＳ−参照番号７２１）で測定するとＦ０
７５．４Ｎｄ１５．ｌＰｒ０．５　Ｂ６．３　Ｓｉ２．
７であった。

実施例■及びＶと同様の急冷パラメータを用いたが、２
０インチのスピナーホイールの速度を７０ｏｒｐｍにし
、ルツボオリフィス口径をｏ、８ｍにし、ルツボ放圧を
３．５ｐｓｉにし、リボン寸法を幅１．１Ｍ×厚み３３
〜４３−にした。

いくつかの代表リボンサンプルについてスピニング方向
に沿って（予磁化した）磁性パラメータを測定し以下の
値を得た。

サンプル　ＭＨｏ（ＢＨ）Ｉ８ｘ ｒ ３７６ＡＶＯ８（７）　　１２．０ｋＧ　　　　８．８
ｋＯｅ　　　２２．９ＨＧＯｅ３７６＾ＶＯ８（８）　
　１２．３　　　　　８．３　　　　２３．７３７ＢＡ
ＶＯ８（９）　　１２．２　　　　　７．４　　　　２
０．６３７６ＡＶＯ８（１０）１Ｇ、６　　　　１１．
１　　　　１８．８３７６ＡＶＯ８（１１）　　１０．
７　　　　１１．５　　　　１５．５３７６ＡＶＯ８（
１２）１１．２　　　　１０．６　　　　２０．７３７
６ＡＶＯＢ（６）　　１１．９　　　　　７．８　　　
　１４．５このリボンサンプル群から製造された粉末を
Ｘ線回折にかけ、α−鉄の精密解析以前及び以後のこれ
らの粉末の回折プロットのリートヴエルド精密解析を行
なってその結果を第１Ａ図及び第１Ｂ図に示す。この実
施例の精密解析した原子座標は前出の表■及び後出の表
■に示した。

この粉末リボンサンプルの組成をＥＤＳ、Ｂを狙い値６
％と仮定して）測定すると、ｌ”ｅ７９．６原子％、Ｎ
　ｄ　１２．７原子％及びＳｉ１．７原子％であった。

更に、１つのリボンサンプル３７６ＡＶＯ８（８）につ
いて磁気測定を行なって磁気等方性を検査した。リボン
面に垂直な方向の場合反磁場係数Ｎ＝０．７５を用いる
と以下の結果が得られた。

磁場　　　　　　　　磁Ｉ　　　　　　　　（未補正値
）　を用いた補正値）ＢＨ＆１ｘ２４．２８０Ｏｅ　　
　　２４．１　　　　　９．８　　　２２．１Ｈ，１２
，４にＧ　　　　　１２．３　　　　　８．Ｑ　　　　
１１．３Ｈｃ８．５ＫＯ１３８，５８，４８，３反磁場
の影響について〆補正した結果を用い、飽和磁化Ｍ、の
値を１６　ｋＧとして算出した磁気リテンシジンパラメ
ータの値Ｑ　−１，７である。未補正曲線を用いた場合
でもＱの値は１．４に維持され、従来技術で予想された
値１よりかなり大きい。

表■ す’：／７）Ｌ／　　　　４１１ＡＢＯ２４１１ＡＢＯ
２”　　　４００ＡＡ１０　　　４００ＡＡ１Ｇ”Ｎｄ
（１）−ｎ　　　Ｏ，２２６００，２２７００，２１０
００，２１００Ｆｅ（２）−ｎ　　　Ｏ，９５０００，
９４００１，１１００１，０５００Ｆｅ（３）−ｎ　　
　０．４７８０　　　Ｇ、４７２０　　０．５１００　
　０．４７００Ｆｅ（４）−ｎ　　　Ｏ，４９６００，
４９３００，５４０００，５１００サンプＡｚ　　　　
４１１ＡＢＯ２４１１ＡＢＯ２”　　　　４００Ｍ１０
　　　４００ＡＡ１０”スケール−−−−−−−一−−
−−７０３，００００−−−−−−−−−−１５１，５
１００フアクター ＊α鉄の精密解析以復 表■ ＋ｊランフＬｔ　　　　４３５ＡＢＯｆＳ　　　　４３
５ＡＢＯ６”　　　　３７ＢＡＶＯ８３７６ＡＶＯ８”
Ｎｄ（１）−ｎ　　　Ｏ，２３４００，２４３００，２
３０００，２４０ＯＮｄ（２）−ｎ　　　０１２２００
　　０．２３００　　０．２２００　　　Ｇ、２３００
Ｆｅ（１）−ｘ　　　Ｏ，２２５００，２２７２０，２
１９８０，２２２０Ｆｅ（１）−ｙ　　　Ｏ，５６４２
０，５６４１０，５６５１０，５６５３Ｆｅ（１）−ｚ
　　　０１１３２１　　０．１２６１　　０．１３６６
　　０．１２７５Ｆｅ（１）−ｎ　　　１．０４００　
　１．０９００　　１．０７００　　１．０５００Ｆｅ
（２）−Ｘ　　　Ｏ，０４２２０，０３８６０，０４０
５０，０３８０Ｆｅ（２）−ｎ　　　１．０３００　　
１．０３００　　１．１４００　　１．１１００Ｆｅ（
３）−ｎ　　　Ｏ，４９０００，４８０００，５６００
０，５０００Ｆｅ（４）−ｎ　　　Ｏ，５７００Ｇ、６
０００　　０．５７００　　０．５５００サンプル　　
　４１１八ＢＯ２４１１ＡＢＯ２”　　　　４００Ｍ１
０　　　４００ＡＡ１０”スケーノ’　　−−−−−一
−−−９３，９６００−一−−−−−−７４，２９００
フアクター 傘α鉄の精密解析以後 一゛３９ 前述の手順に従ってシリカ（ｑｕａｒｔｚ）ルツボで誘
導溶融して鉄−ネオジム−ホウ素−ケイ素のインゴット
を製造した。ＥＤＳ及びＷＤＳによってインゴットを元
素分析した平均結果を以下に示す（単位：原子％）。

鉄　　　　　　　　　　　　　　７９．１ネオジム　　
　　　　１０．９ ホウ素　　　　　　　６．２ ケイ素　　　　　　　１．６ アルミニウム　　　　２，２ 次にインゴットの断片を個々のシリカルツボに入れ、溶
解し、急冷して前記の如きリボンを形成した。以下の急
冷パラメータを用いた。

ルツボ　　　　　　　　　：１インデシリカ（Ｔｗ’） ルツボオリフィス口径　　：　　０．８ａｍルツボ加圧
ガス　　　　　：Ａｒ ルツボ放圧　　　　　　　：３ｐｓｉ ルツボ−ホイール間隔　　＝３７８インチ材料サイズ　
　　　　　　：　２００９ｒルツボ軸　　　　　　　　
：垂直 シュラウドガス：Ｈｅ　　１０ｐＳｉ スクレーパガス　　　　　：　Ｎ２２０　ＤＳｉチャン
バガス　　　　　　：Ｎ２ チャンバ圧力（圧力計）：２ｐｓｉ ホイール直径　　　　　　＝２０インチホイール速度　
　　　　　：　１１００　ｒｐＨリボン厚み　　　　　
　　：　３３−４０　％リボン幅　　　　　　　　：　
　１．４ｍ収Ｉｉ：　１８５　ｇｒ 急冷しただけの材料の磁性パラメータを前述の手順で測
定し以下の結果を得た。

スピニング方向に　　スピニング方向に　　リ　ボンに
　　リボンに磁場　　　　　　　　磁場　　　　　　　
　（未補正値）　　　（補正値）（ＢＨ）　　　１７．
７８０Ｏｅ　　　　　１７．１　　　　　　　９．５　
　　　　　１５．９ｌ１ａｘ Ｈ，９，６ＫＧ　　　　　９．４　　　　　７．２　　
　　９．３す。　　９．８ＫＯｅ　　　　９．８　　　
　　９゜５９．５Ｑ（未補正値）　　　　　　　　　　
　　　０．９１０（リボンに垂直な磁場の反ｖｉ１ｇＡ
補正値）　１．０４リボンの断片をＥＤＳ及びＷＤＳで
分析した。

リボン断片は以下の元素組成（原子％）を有していた。

鉄　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　８０
．１ネオジム　　　　　　　　　　１０ ホウ素　　　　　　　　　　　７．３ アルミニウム　　　　　　　　　１．５ケイ素　　　　
　　　　　　　１．２ この材料からスピニングし急冷した別のリボンを無パル
ス条件下で磁気測定した。リボンをパルス条件下で処理
すると以下の値は若干増加する筈である。

エネルギ積（ＭＧＯ１３）　　　保磁力（ｋｏ　ｅ）１
７．１３　　　　　　　　１０．０ １３．３　　　　　　　　　９．８ １７．０９．６ 実施　　■　−ン　　ル　４７１　　　　　　４７７ン
　１−高純度アルゴン（９９，９８％）中の合金ボタン
のアーク溶融によってインゴットに造塊した。出発材料
はＦｅ　　９９．９９％、Ｎ６　９９．９％、８９９．
７％及び３　ｉ　　９９．９９％の高品質材料である。

各合金ボタンを再溶融し５回のフライ返しをくり返した
。

（酸素用に）Ｚｒゲッタを使用すると視認し得る汚染は
なかった。

インゴット片と磁性測定したメルトスピニングリボンの
ツインとの組成をエネルギ分散型走査型電子顕微鏡で測
定した。「ツイン」とは磁気測定したリボンビットの近
傍の剥離断片であり、従って実質的に等しい組成及び微
細構造を有すると推定される。これらの結果を次表に示
す。

ンブル　　基■旦」−旦 インゴット：４７１Ａ　Ｃ８０，５１３，５０６インゴ
ツト：４７１Ａ　［）　　　７９．６　１４．４　０　
　６リボン：４７１ＡＣＯ１（３）　　７９．６　１３
．２　１．２　６リボン：４７１Ａ　Ｃ０１（４）　　
７９．５　１３．１　１．４　６［４７１ＡＣ合金はメ
ルトスピニング後に約１．３原子％のＳｌを吸収してい
た］。

インゴット−４１７Δ３　　７８．２　１４．２　１．
６　６リボン：４７７ＡＡＯ１（５）　　７７．８　１
３．９　２．３　６リボン：４７７ＡＡＯ１（４）　　
８０．６　１０．７　２゜７６リボン＋４７７ＡＡＯ１
（１）　　７６．４　１４．１　３．５　６［４７７Ａ
Ａはメルトスピニング後に約１．２原子％のＳｉを吸収
していた］。

表面速度が２０．２５及び３０ｍ／秒であるホイール速
度　　　　　　　　　を用いる以外は等しい条件下で各
インゴットをスピニングした。この条件を以下に示す。

ルツボ種類　　　　　　ニジリカ ルツボ直径　　　　　　：　　１７−１９順ルツボ開口
径　　　　　：１ｍ ルツボ加圧ガス　　　　：Ａｒ ルツボ放圧　　　　　　：２ｐｓｉ ルツボ−ホイール距離　二８＃１ＩＩＩルツボ軸　　　
　　　　：垂直（９０”　）ホイール種類　　　　　：
ＣＵ ホイール直径　　　　　：１０インチ ホイール滑度　　　　　：　＄６００グリッドチャンバ
ガス　　　　　：アルゴン チャンバ圧力　　　　　＝１気圧 材料量　　　　　　　　：　１８−２１　ｇｒ。

溶融手段　　　　　　　：Ｒ，ｆ、誘導（４００ｋＨｚ
）加熱時間　　　　　　　：　　３０−５０秒射出温度
　　　　　　　：　１３５０℃（放射率ｏ、５５に設定
した光学高温 計ン スピニング時間　　　　＝２−４秒 注目すべきはメルトスピニングしたリボンの５ｉｌ１度
が常にインゴットより高いことである。

溶融合金のこのＳｉはシリカルツボから得られる。

このため製造の各段階での組成を測定する必要が生じる
。

各テストシリーズが互いに積重ねられた別々の１０個の
リボン片から成る別々の３つのテストシリーズから、磁
気特性の平均値を測定した。各測定毎に、リボンに対し
１２０ｋＯｅ　、　１ミリ秒の磁気パルスを３回与えた
。最大印加磁場２２ｋＯｅのＶＳＭで磁化測定を行なっ
た。

リボン面のスピニング方向に平行に磁場をかけた場合４
７１ＡＢＯ１２０１４，３１６，１９，７４１±１６　
　１．５±０．６±０．６　　±０．３　　±０．１ ４７１ＡＣＯ１２５１８，６１２，４１０，５３３±８
　　１．４±０．４±１．２　　±０．２　　±０．２ ４７１ＡＤＯ１３０１４，７１６，４１０，４３０＋８
　　　１．３±０．３±１．２　　±０．５　　±０．
１ ４７７ＡＡＯ１２０１３，０１７，４９，２４２±１　
　１．８±０．３±１．６　　±０．５　　±０．３ ４７７ＡＢＯ１”　　　　　２５　　　１２．３　　１
６．９　　９．２±１゜３　±０．６　　±０．１ ４７７ＡＤＯ１２５１５，２１７，９９，２３７±ｉｔ
　　　１．５±０．４±２．７　　±０．８　　±０．
４ ４７７ＡＣＯ１３０１１，６１６，３１０，１３５±１
１　　１．７±０．８±１．６　　±０．６　　±０．
２ ＊このメルトスピニングサンプル処理ではオリフィスの
詰りが生じた。

上記データ及び第２９図はホイール表面速度に関するエ
ネルギ積のピークを示す。直径１０インチのホイールの
場合、最適ホイール速度は２５１Ｎ／秒である。

ミクロ組織と磁気　性との サンプル番号　ＢＨｍ　　Ｈｃ　　Ｍｒ　　　　ミ　り
　ロ組織［ＨＧＯｅｌ　　［ｋＯｅｌ　　［ｋＧ］４７
１八Ｃ０Ｉ（３）　　２５．３　　１２．７　　１１．
０　　　　均一な微細結晶粒（ｆｉｎｅ　ｇｒａｉｎ）
４７７ＭＯ１（５）　　２１．８　　１７．７　　１０
．３　　　組ｌｉ（′）み４７１ＡＤＯ１（４）　　１
１．５　　１５．２　　９．０　　　　、、、さい結晶
粒領域及び大きい４７７ＡＡＯ１（３）　　　６．５　
　１１．１　　８．５　　　　結晶粒領域ｈゝらなる（
ホイール側に面した）メルトスピニングリボンの微細粒
（ｆｉｎｅ　ｇｒａｉｎ）領域は研磨及び例えば１〜２
％の硝酸のエタノール溶液でエツチングしても解像され
なかったが、浜厚みは２，０００人未満と決定された。

第３０図及び第３１図参照。この微細粒領域が良好な磁
性体であること、即ち、高いエネルギ積と高い残留磁イ
レとを有することが確認された。前出の表及び４７１Ａ
　Ｃ０１（３）と４７７Ａ　ＡＯｌ（５）との磁化曲線
参照。８２Ｍ写真は適当なツインの横断面である（第３
４図及び第３５図）。

別の２つのサンプルは、良磁性体と不良磁性体との積な
りから成ることが磁化曲線から判明した（後者即ち不良
磁性体は８２Ｍ写真でリボンの自由面側の粗粒領域とし
て確認される）。第３２図、第３３図、第３６図及び第
３７図参照。

前出の急冷パラメータ及び磁気的性能をもつサンプル４
７７Ａ　Ｄ　０１　（１）のツインたる磁性リボン断片
を、高解像度走査透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）で予備分
析した。

標準微細金属顕微鏡技術でリボンサンプルを固定し、イ
オンビームエツチャーでサンプルを約１．０００人まで
エッチした。リボン両面をアルゴンイオンエツチングで
夫々１／２　ｕｌＲずつエッチし、このリボン両面、即
ちホイール側の面と自由面との双方を観察した。

ホイール側の面のミクロ組織は主として、（稀土類対鉄
比がＮｄ２Ｆｅ１４Ｂに−・致した値をもつ）正方晶を
主相とした等軸掻微粒子から成り、粒度は１００〜１０
００人である。電子線回折によればこれら粒子はランダ
ム配向である（第３８図〜第４０図）。

更に代表寸法５００Å以上のα鉄粒子が少量存在してい
た。正方晶を主相とした大きい粒子との境界には、主相
よりもネオジムとイオウとが比較的多い球状介在物とし
て１つ以上の別の相が存在していた（第４１図及び第４
２図）。従来はイオウは材料の構成成分の１つを成すと
は考えられていなかった。ケイ素の位置の測定はまだ難
しい。

リボンの自由面では主相の粒子はより大きく粒径は約１
μｓまでになる（第４３図〜第４５図）。自由面倒のケ
イ素の存在量はホイール面側よりも若干多いが、ミクロ
組織（ｍ１ｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）内部のケイ素の
正確な位置はやはり明らかでない。

−゛　ル３７６Ａ　０９（２ 鉄、ネオジム、ホウ素、ケイ素のインゴットを前述の手
順で製造した。ＥＤＳ及びＷＤＳで測定したインゴット
の平均元素組成（原子％）を以下に示す。

鉄　　　　　　　　　　　　　　　７８．２ネオジム　
　　　　　１２．５ ホウ素　　　　　　　８ ケイ素　　　　　　　１．３ 次に、インゴットの断片を個々のシリカルツボに入れ、
溶融し急冷して前記の如くリボンを形成した。急冷パラ
メータを以下に示す。

ルツボ　　　　　　　　　：３７４インチシリカルツボ
オリフイスロ径　　：　０゜９２　ｒａｍルツボ加圧ガ
ス　　　　　：Ａｒ ルツボ放圧　　　　　　　：５ｐｓｉ ルツボ−・ホイール間隔　　＝１７８インチ材料サイズ
　　　　　　　：　４０１Ｊｒ。

ルツボ軸　　　　　　　　：垂直 シュラウトカ’：１．　　　　　　：　Ｈｅ　　１０　
ｐｓｉスクレーパガス　　　　　：　Ａ　ｒ　　１５　
ｐｓｉチャンバガス　　　　　　二Ｎ２ チャンバ圧（圧力計＞　　　：ＱｐＳ＋ホイール直径　
　　　　　：２０インチホイール速度　　　　　　：　
１２００　ｒｐＨｌホイール滑度　　　　　　：２４０
グリツドリボン厚　　　　　　　　：　　１５−２０声
リボン幅　　　　　　　　　：　　１．８ｍ収　　量　
　　　　　　　　　　　　　　：　３２　　ｇｒ。

得られた急冷のままのリボンの磁性を測定した。

このリボンはＢＨ１〜２ＭＧＯｅ及び保磁力ａｘ １〜３ｋＯｅといずれも低い値を示した。急冷のままの
磁性合金材料は実質的に等方性であると考えられている
。

得られたリボンをタンタル箔でラップし、シリカルツボ
に入れアルゴン下でシールした。６５０℃で６時間アニ
ール後、前述の手順で以下の磁性パラメータが得られた
。

磁場　　　　　　　　磁場　　　　　　　（未補正値）
　　（補正値）（ａｌｌ）１１８．６　ＨＧＯｅ　　　
　　　１５．８　　　　　　１２．４　　　　　１８．
４Ｈ，９，６にＧ　　　　　　　　８．８　　　　　　
７．９　　　　　９．７Ｈｃ１３．６ＫＯｅ　　　　　
　　１４．２　　　　　　１２．１　　　　　１２．Ｉ
Ｑ（未補正値）　　　　　　　　　　　　　０．９ＩＱ
（リボンに垂直方向に磁場をかけた　　１，０３場合に
ついて反磁場補正後のＱ値） この材料から成る別のリボンは以下のパラメータを有し
ていた。

エネルギ積（ＭＧＯｅ）　　　保磁力（ＫＯｅ）１８．
８　　　　　　　　９．８ １６．２　　　　　　　　１３．７ これらの結果より、Ｑ＞１の材料を得るための別の手順
として、溶融材料を急冷して前駆構造を得、これを適当
に熱処理して磁気特性の高められた適当な構造に変換し
てもよいことか明らかである。上記の実施例では、最終
製品が最大の磁気特性を得るための最適化処理はしてい
ない。

・　例ＸＩ−サンプル４６９Ａ　Ａ　１２（１）前述の
手順で鉄、プラセオジム、ネオジム、ホウ素、ケイ素の
合金のインゴットを製造した。

ＥＤＳ及びＷＤＳで測定したインゴットの平均元素組成
（原子％）を以下に示す。

鉄　　　　　　　　　　　　　　　　　　７５．４ネオ
ジム　　　　　　　　１５．１ ホウ素　　　　　　　　　０．５ ケイ素　　　　　　　　　６．３ アルミニウム　　　　　　　２．７ 次にインゴットの断片を個々のシリカルツボに入れ、溶
融し急冷して前記の如きリボンを形成した。急冷パラメ
ータを以下に示す。

ルツボ　　　　　　　　　：２インチシリカ（Ｔｗ） ルツボオリフィス口径　　：、６５゜ ルツボ加圧ガス　　　　　：Ａｒ ルツボ放圧　　　　　　　：２ｐｓｉ ルツボ−ホイール間隔　　：５履 材料サイズ　　　　　　　：　　５００　ｇｒ。

ルツボ軸　　　　　　　　　：垂直 チャンバガス　　　　　　：Ａｒ チャンバ圧（圧力計）　　　ニー６（Ｈａ中）ホイール
直径　　　　　　：１２インチホイール速度　　　　　
　：　　９ＧＯｒｐｍホイール滑度　　　　　　：６０
０グリツドリボン厚　　　　　　　　：　　３３５−６
２Ｉ±６．３５ リボン幅　　　　　　　　：１．４９Ｉ±０．３４９ 収　　量　　　　　　　　　　　　　　　：　　３７５
　　（ｌｒ。

前述の手順で測定した急冷のままの磁性パラメータを以
下に示す。

（ＢＨ）、ｘ３１．６ＨＧＯｅ　　　　２１．４　　　
　１９．１　　　２５．７Ｍ、　　１２．２にＧ　　　
　１Ｇ、０　　　　９．６　　　１１．ＩＨｃ２２　　
にＯｅ　　　　２２　　　　　２１．３　　　２１．３
Ｑ（未補正値）　　　　　　　　　　　　　　１．３３
０（リボンに垂直な方向に磁場をかけた　１．４５場合
について反ｌｌ場補正後のＱ値） このリボン断片のＭ、−線を第４６図に示す。

ＥＤＳ及びＷＤＳによって分析するとリボン断片は以下
の元素組成（原子％）を有していた。

鉄　　　　　　　　　　　　　７５．９９ネオジム　　
　　　１４．７Ｂ ホウ素　　　　　　６．６４ ケイ素　　　　　　２．５８ この材料から、スピニング及び急冷によって製造した別
のリボンは以下のパラメータを有していた。

エネルギ積（ＭＧＯｅ）　　保磁力（ＫＯｅ）２４゜４
　　　　　　　　　　　〉２２１６．６　　　　　　　
１８．８ ここで、これら高い保磁力をもつ材料の正確な測定に関
するこれら材料の問題について考察する。

初期磁化方向から１８０°にリボンの等方性を測定する
と、ＢＨ□８の値は３０．５から２６．８に減少し、初
期方向に向って再測すると３１．６であった。２つの測
定方向は結晶学的に等価であるから、この差が生じた唯
一・の理由は、材料が各方向で名目上等しい１２Ｔパル
スで磁化されたので逆方向で材料が完全に飽和されてい
ないことにある。従って、一度磁化した後に磁化を反転
させるに必要なｌｌ場は、最初に磁化を生起するに必要
な磁場より大きい。

その結果、初期磁化方向が材料の優先方向になる「トレ
ーニング」現象が見られる。

４３５Ａ　Ａ及び４３５Ａ　Ａ　０３として知られた材
料からボンドサンプル成形体を製造した。５７１５及び
５７３５は本発明の優先権主張の基礎の一つである米国
特許出願第７０５　、２６３号の実施例工及び■に記載
のサンプルに等しい。

前述の手順を用い、鉄、プラセオジム、ネオジム、ケイ
素のインゴットを製造した。ＥＤＳ及びＷＤＳによって
分析したインゴットの平均元素組成（原子％）を以下に
示す。

鉄　　　　　　　　　　　　　　　　　７９．２５ネオ
ジム　　　　　　　１２．０５ ホウ素　　　　　　　　１，１５ ケイ素　　　　　　　　１．４５ インゴットの断片を個々のシリカルツボに入れ、溶融し
急冷して前記の如きリボンを製造した。急冷パラメータ
を以下に示す。

ルツボ　　　　　　　　　＝３／４インチシリカルツボ
オリフイスロ径　　：　　０．８Ｍルツボ加圧ガス　　
　　　：Ａｒ ルツボ放圧　　　　　　　：４ｐｓｉ ルツボ−ホイール間隔　　：３７８インチ材料号イズ　
　　　　　　：　４０　ｇｒ、ルツボ軸　　　　　　　
　二垂直 チャンバガス　　　　　　：Ｎ２ チャンバ圧（圧力計）　　　：２１）Ｓｉホイール直径
　　　　　　＝２０インチホイール速度　　　　　　：
　１０００　ｒｐｍホイール滑度　　　　　　：２４０
グリツドリボン厚　　　　　　　　：　　３８−４８ｕ
Ｒリボン幅　　　　　　　　　：　　１．８ａ＋ｍ収　
　鍮　　　　　　　　　　　　　　　：　３３　０ｒ。

液圧ブレス中のタングステンカーバイドダイスと市販の
ＬＯＧ−Ｔ　ＩＴＥ　（ＴＭ）７０９接着剤とを使用し
、冷間ブレスと接着剤含浸とによって前述の如くサンプ
ル５７１５を製造した。スチールダイスを使用し接着剤
を使用せずに冷間ブレスを用いてサンプル５７３５を製
造した。

ベレット軸に沿って予磁化し反磁場係数を０．２５とし
て結果を測定した。その結果を以下に示す。

サ　　ン　　プ　　ル　　　Ｓ　７１５　　　　　　Ｓ
　７３５圧　　　　力　　（ＤＳ　ｉ　）　　　　　　
１８０　　　　　　　　４００密　　　度　　（ｇ／ｃ
ｃ）　　　　　５．９　　　　　　　６．９残留磁気　
（ｋＧ）　　　　７．２　　　　９．ＯＨＣ（ｋＯｅ）
　　　１Ｇ、６　　　　１０．９エネルギ積（ＨＧＯｅ
）　　　１１．５　　　　１３．８リボン磁石サンプル
４３５Ａ　Ａ　０３［月と同様の前述の手順を用いて急
冷のままの材料の磁性パラメータを測定した結果を以下
に示す。

磁場　　　　　　　磁場　　　　　　　（非補正値）　
　（補正値）（ＢＨ）、ａｘ（ＨＧＯｅ）２２．２９　
　　　　１９．７２　　　　　　１０．５６　　　　　
１７．０４Ｍ、　　　（ｋＧ）１０．４９　　　９．７
６　　　７．４８　　　９．２３Ｈｏ（ｋＱｅ）１１．
３４　　　１１．１８　　　１０．３０　　　１０．２
９Ｑ（非補正値’）　　　　　　　　　　　　　１　、
０２０７Ｑ（リボンに垂直な方向に磁場をかけた　１．
１３５場合について反減磁揚補正後のＱ値） 上記成形体の磁気特性を磁性合金材料の完全密度まで標
準化すると（７，４Ｑ／ＣＣの値を使用）、これらパラ
メータは、本発明による急冷のままのリボンの範囲内の
値であった。即ち、エネルギイビ 積は１５Ｍ　Ｇ　Ｏｅより大きく残留磁気は９　ｋＧ／
より大きい。これらの成形体の磁化特性は等方性であり
、その結果、磁気保持パラメータの値は１．０より大き
い。

ＲＯＣプロセスには多量の材料が必要なので、成形法の
実用化適性を検討するためにいくつかのシリーズテスト
を組合せた。このシリーズでスピニング及び急冷によっ
て製造したリボンは、最大磁気エネルギ約積７．８ＭＧ
Ｏｅで保磁力約１２ｋｏｅの代表的な磁性パラメータを
有していた。

これらの値は、急冷のままの材料を最適化して得られた
ものではない。

高速全方向成形（ＲＯＣ）法を用い流体ダイ１として軟
鋼を用いる前記方法でリボン断片を磁性ボディに成形し
た。この実施例では、（リボン断片が５０〜２５０−の
サイズ分布をもつように篩にかけ）リボン断片を入れた
軟鋼流体ダイス（直径０４８インチ×長さ１．８７５イ
ンチ）を約７５０℃に加熱し、次にプレスした。プレス
後の流体ダイスを水浴中で急冷した。得られた成形材料
を流体ダイスの中央部分から切断し、密度及び磁気特性
を測定した。このサンプルの密度をアルキメデスの方法
で測定すると（Ｘ線理論密度７．６ＱＩＩｌ／ＣＣの９
８％より大きい）　　７．４８１１１１／ＣＣが得られ
た。この材料の磁気特性は最適化されたものではない。

固化プロセス中に磁気特性に及ぼす加熱の影響によって
性能改良が得られるように、適当にスピニングされた材
料を選択する必要がある。

この成形ボディから切断した立方体小片の磁性を測定し
た。（ボディの軸に平行（２）及び垂直（Ｘ）な）２方
向の各々について反磁場係数とＮ＝０．５として得た結
果を以下に示す。Ｘ方向及びＸ方向は同等であると仮定
する。

ｘ　　　　　ｙ　　　　　ｚ （補正値）　（補正値）　　（補正値）ｒ （ｋＧ）　　　　７．１９８　　　７．１９８　　　６
．０４７１ｃ （ｋｏｃ）　　　１１．４９　　　１１．４９　　　１
１．１４最適化処理しなかったこのプロセスで磁気特性
が劣化せず、事実上増加したように見えることに注目さ
れたい。更に最適化処理すればＢＨｌａｘ〉１５Ｍ　Ｇ
　ＯｅでＱ　＞　１．０の本発明の磁性合金材料に匹敵
し得る磁気特性をもつ１００％乃至フル密度の成形体が
得られると考えられる。

＝　　　　　−４６５か　のカレン　リング肛１ 磁性材料が重合バインダ中に埋込まれたプレート状磁性
シートを製造するためにカレンダリングとして公知の押
出方法を使用した。前述の手順で得られた粉末を結合し
て約２．２に９の材料ロットを形成した。ロットは、以
下の如く製造し−た４６５Ａ　Ａから製造された選択リ
ボンサンプルから成る。

前述の手順に従って鉄、プラセオジム、ネオジム、ホウ
素、ケイ素のインゴットを製造した。

ＥＤＳ及びＷＤＳで分析したインゴットの平均元素組成
（原子％）を以下に示す。

鉄　　　　　　　　　　　　　７４，５ネオジム　　　
　　１４．０ ホウ素　　　　　　１０．７ ケイ素　　　　　　０，８ 次に、インゴット断片を個々のシリカルツボに入れ溶融
し急冷してリボン４６５Ａ　Ａ　０２を形成した。

急冷パラメータを以下に示す。

ルツボ　　　　　　　　　　：シリカ ルツボオリフイスロ径　　　：０．９２ｓルツボ加圧ガ
ス　　　　　　：Ａｒ ルツボ放圧　　　　　　　　：２ｐｓｉルツボ−ロール
間隔　　　　：５Ｂｇ 材料サイズ　　　　　　　　：　　５０７　Ｑｒ。

ルツボ軸　　　　　　　　　＝１ チャンバガス　　　　　　　：Ａｒ チトンバ圧（圧力計）　　　　ニー８（Ｈａ中）ロール
（ホイール）直径　　：１２インチロール速度　　　　
　　　　：　１３２０　ｒｐ１ｍロール滑度　　　　　
　　　：６００グリツドリボン厚　　　　　　　　　　
：５６．２ｕ８．６ リボン幅　　　　　　　　　　：２．６３ａｍ±０．６
１　ｗａ 収　　量　　　　　　　　　　　　　　　　　：　　２
５７　　ｇｒ。

ＥＤＳ及びＷＤＳで分析するとリボン断片は以下の元素
組成（原子％）を有していた。

鉄　　　　　　　　　　　　　　７５．０ニオブ　　　
　　　　１３．６ ホウ素　　　　　　　１０．４ ケイ素　　　　　　　１・Ｏ リボンの加重平均磁気エネルギ積は約１５．８、保磁力
は約１８．５　ｋｏｅであった。

得られたリボン断片を重合バインダ中に押出してシート
状に形成した。立方体形サンプルの磁気特性を測定した
。以下の値は反磁場の影響を補正して１００％密度の磁
性材料に標準化したものである。

Ｘ方向磁場　ｙ方向磁場　２方向磁場 （ＢＨ）　　　　１５．３８０Ｏｅ　　１５．６　　　
　１５．０ａＸ Ｈ，９，６ｋＧ　　　１Ｇ、０　　　　９．９Ｈ１８，
４ｋｏｅ　　　１８．９　　　　１８．５Ｑ−１，１２
９ 最終製品中の磁性材料の密度は７０体積％であった。こ
の実施例から、本発明のリボンから特性損を伴わずにボ
ンド磁石を製造し得ることが明らかである。

いくつかの好適実施例及び具体例に基づいて本発明を以
上に説明してきたが、本発明の範囲が上記の記載に限定
されないこと及び特許請求の範囲にのみ限定されること
は理解されよう。

【図面の簡単な説明】

第１Δ図及び第１Ｂ図は、メルトスピニングしたＦｅ　
　　Ｎｄ　　　ＢＳｉ　　　リボン７９．６　　１２．
７　６　　１．７ （３７６Ａ　Ｖ　０８）　（例■）から得た粉末に関す
るリートベルド精密解析した粉末Ｘ線回折パターンを示
しており、第１Ａ図の下部はα鉄の精密解析を伴わない
誤差パターン、第１Ｂ図の下部はα鉄の精密解析後の誤
差パターンの図、第２図はリートベルド精密解析したＸ
線回折により測定したホウ素転位（ｄｉｓｐｌａｃｅｍ
ｅｎｔ）対ケイ素含有率を示すグラフ、第３図は溶融材
料溜と材料出口と冷却用回転表面と溶融材料のパドルと
その延長上の固体状リボンとを含む急冷装置の斜視図、
第４図は凝固開始縁（固化フロント）の移動状態を示す
ためのパドルとリボンと冷却用表面手段との説明図、第
５図はランダムに堆積された磁性粒子の斜視図、第６図
は実施例■の材料（４００シリーズ）の最大磁気エネル
ギ積対冷却ホイール速度を示すグラフ、第７図は実施例
１の材料（４００シリーズ）の残留磁化対冷却ホイール
速度を示すグラフ、第８図は実施例１（４００シリーズ
）の材料の保磁力対冷却表面速度を示すグラフ、第９図
及び第１０図は実施例１の材料（リボン４ＧＯＡ　Ａ　
１０（１）及び４００Ａ　Ａ　１０（５））のヒステリ
シスループを示すグラフ、第１１図、第１２図及び第１
３図は実施例■の材料サンプル（４００Ａ　Ａ　１Ｇ（
７））の３方向でのヒステリシスループを示すグラフ、
第１４図は第１３図のヒスプリシスループの反磁場を補
正したグラフ、第１５Ａ図及び第１５Ｂ図は実施例■の
リボン材料（４００Ａ　Ａ　１０（７））のリートベル
ド精密解析したＸ線回折パターン、第１６図は実施例■
の材料（４３８シリーズ）の最大磁気エネルギ積対ホイ
ール速度を示すグラフ、第１７図は実施例■の材料（４
３８シリーズ）の平均残留磁化対ホイール速度を示すグ
ラフ、第１８図は実施例■の材料（４３８シリーズ）の
平均保磁力対ホイール速度を示すグラフ、第１９図〜第
２３図はホイール速度の増加に対する実施例■の材料サ
ンプルの（４３８シリーズ）のヒステリシスループを示
すグラフ、第２４図〜第２６図は実施例ＩＶの材料サン
プル（４３８Ａ　Ａ　０５（１））の３方向のヒステリ
シスループを示すグラフ、第２７Ａ図及び第２７８図は
実施例Ｖの材料（４１１Ａ　Ｂ　０２）のリートベルド
精密解析したＸ線回折パターン、第２８Ａ図及び第２８
Ｂ図は実施例■の材料（４３５Ａ　Ａ　０６）のリート
ベルド精密解析したＸ線回折パターン、第２９図は実施
例■の材料サンプル（４７１シリーズ）の最大磁気エネ
ルギ積対ホイール速度を示すグラフ、第３０図〜第３３
図は実施例■の材料サンプル（夫々４７１　Ａ　Ｃ０１
（３）、４７７Ａ’　Ａ　０１　（５）、４７１　Ａ　
Ａ　０１　（４）及び４７７Ａ　Ａ　０１（３））の走
査型電子顕微１１（ＳＥＭ）写真、第３４図〜第３７図
は第３０図〜第３３図のＳＥＭ写真に対応する実施例■
の材料（４７１Ａ　Ｃ０１（３）、４７７Ａ　Ａ　０１
（５）、４７１Ａ　Ａ　０１（４）、４７７Ａ　Ａ　０
１１３））のヒステリシスループを示すグラフ、第３８
図〜第４５図は実施例■のサンプル４７７Ａ　Ｄ　０１
　（１）のツイン！に関するものであり、第３８図はリ
ボンのホイール側の３８図の微細粒領域からのエネルギ
分散スペクトルによる元素分析、第４１図はネオジムと
イオウとに富む粒子間沈殿物を含有する領域の透過型電
子顕微鏡写真、第４２図は第４１図の粒子間領域のエネ
ルギ分散スペクトルによる元素分析、第４３図はリボン
の自由面側の大粒子領域の透過型電子顕微鏡写真、第４
４図は第４３図の大粒子領域の単一領域の電子線回折、
第４５図は第４３図の大粒子領域のエネルギ分散スペク
トルの元素分析、第４６図は実施例Ｘ１の材料（サンプ
ル４６９Ａ　Ａ　１２（１））のＭ−８曲線である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）保磁係数Ｑが１より大きい永久磁性合金材料。 （２）実質的に等方性の磁気パラメータを有する特許請
   求の範囲第１項に記載の磁性合金材料。 （３）磁気エネルギー積が１５メガガウスエルステッド
   より大きい特許請求の範囲第１項に記載の磁性合金材料
   。 （４）保磁力が８キロエルステッドより大きい特許請求
   の範囲第１項に記載の磁性合金材料。 （５）残留磁化が９キロガウスより大きい特許請求の範
   囲第１項に記載の磁性合金材料。 （６）鉄と稀土類金属とホウ素と改質元素とを含んで成
   る特許請求の範囲第１項に記載の磁性合金材料。 （７）稀土類金属がＮｄとＰｒとそれらのミツシユメタ
   ルとで成る群から選択されている特許請求の範囲第６項
   に記載の磁性合金材料。 （８）改質元素がＳｉとＡｌとそれらの混合物とで成る
   群から選択されている特許請求の範囲第６項に記載の磁
   性合金材料。 （９）稀土類金属がＮｄとＰｒとそれらのミツシユメタ
   ルとで成る群から選択されており、改質元素がＳｉとＡ
   ｌとその混合物とで成る群から選択されており、ａを７
   ５〜８０、ｂを１０〜１４、ｃを５〜１０、ｄを０．５
   〜５．０とする時、該合金の化学式が Ｆｅ＿ａ（Ｎｄ、Ｐｒ）＿ｂＢ＿ｃ（Ｓｉ、Ａｌ）＿ｄ
   で表わされる特許請求の範囲第６項に記載の磁性合金材
   料。 （１０）大部分が正方晶系ＲＥ−Ｆｅ−Ｂタイプの相か
   ら成り、検出可能な第２相を少なくとも１つ含む特許請
   求の範囲第６項に記載の磁性合金材料。 （１１）前記第２相がα鉄である特許請求の範囲第１０
   項に記載の磁性合金材料。 （１２）Ｆｅ（６）に対して標準化したホウ素原子の部
   位占有率とα鉄精密解析後のリートベルド精密解析粉末
   Ｘ線回折により決定した格子パラメータは、 原子／Ｂ（１）　ｘ／０．３３９（１３）　ｙ／−０．
   ３３９（１３）　ｚ／０．００００　ｎ／０．２８（８
   ）である特許請求の範囲第９項に記載の磁性合金材料。 （１３）稀土類・鉄・ホウ素タイプの相を構成する材料
   中のホウ素がＲＥ＿２Ｆｅ＿１＿４Ｂのホウ素に関して
   転位されている特許請求の範囲第９項に記載の磁性合金
   材料。 （１４）該材料が成形されている特許請求の範囲第１項
   に記載の磁性合金材料。 （１５）保磁係数Ｑが１より大きく、鉄と、ホウ素と、
   プラセオジムとネオジムとそれらの混合物とで成る群か
   ら選択された稀土類金属と、アルミニウムとケイ素とフ
   ッ素とリチウムと水素とゲルマニウムと硫黄と燐と炭素
   とそれらの混合物とで成る群から選択された改質元素と
   を含んで成る構造を有する磁性合金材料。 （１６）磁気エネルギー積が１５メガガウスエルステッ
   ドより大きい特許請求の範囲第１５項に記載の磁性合金
   材料。 （１７）保磁力が１０キロエルステッドより大きい特許
   請求の範囲第１５項に記載の磁性合金材料。 （１８）残留磁化が９キロガウスより大きい特許請求の
   範囲第１５項に記載の磁性合金材料。 （１９）改質元素がＳｉとＡｌとそれらの混合物とで成
   る群から選択されており、ａを７５〜８０、ｂを１０〜
   １４、ｃを５〜１０、ｄを０．５〜５．０とする時、該
   合金の化学式が Ｆｅ＿ａ（Ｎｄ、Ｐｒ）＿ｂＢ＿ｃ（Ｓｉ、Ａｌ）＿ｄ
   で表わされる特許請求の範囲第１５項に記載の磁性合金
   材料。 （２０）大部分が正方晶系ＲＥ−Ｆｅ−Ｂタイプの相か
   ら成り、少なくとも１つの検出可能な量の第２相を含む
   特許請求の範囲第１５項に記載の磁性合金材料。 （２１）前記第２相がα鉄相である特許請求の範囲第２
   ０項に記載の磁性合金材料。 （２２）前記改質元素がケイ素とアルミニウムを含んで
   成る特許請求の範囲第１５項に記載の磁性合金材料。 （２３）該合金がアルミニウムとケイ素を合わせて１〜
   ３．５原子％含んでいる特許請求の範囲第２２項に記載
   の磁性合金材料。 （２４）Ｆｅ（６）に対して標準化したホウ素原子の部
   位占有率とα鉄精密解析後にリートベルド精密解析粉末
   Ｘ線回折により決定した格子パラメータは、 原子／Ｂ（１）　ｘ／０．３３９（１３）　ｙ／−０．
   ３３９（１３）　ｚ／０．００００　ｎ／０．２８（８
   ）である特許請求の範囲第２０項に記載の磁性合金材料
   。 （２５）前記合金が成形材料である特許請求の範囲第１
   ５項に記載の磁性合金材料。 （２６）稀土類・鉄・ホウ素タイプの相を構成する材料
   中のホウ素がＲＥ＿２Ｆｅ＿１＿４Ｂのホウ素に関して
   転位されている特許請求の範囲第１５項に記載の磁性合
   金材料。 （２７）改質された磁性合金材料で形成される固化磁性
   体であつて、該磁性材料が、密度１００％の磁性合金材
   料に標準化して　１．０より大きい保磁係数Ｑと、稀土
   類・鉄・ホウ素タイプの微結晶より成る組織と改質元素
   とを有しており、前記合金が鉄と、ホウ素と、プラセオ
   ジムとネオジムとそれらの混合物とで成る群から選択さ
   れた稀土類金属と、アルミニウムとケイ素とフッ素とリ
   チウムと水素とゲルマニウムと硫黄と燐と炭素とそれら
   の混合物とで成る群から選択された改質元素とを含んで
   成る磁性体。 （２８）密度１００％の磁性合金材料に標準化して磁気
   エネルギー積が１５メガガウスエルステッドより大きい
   特許請求の範囲第２７項に記載の磁性体。 （２９）保磁力が８キロエルステッドより大きい特許請
   求の範囲第２７項に記載の磁性体。 （３０）密度１００％の磁性合金材料に標準化して、残
   留磁化が９キロガウスより大きい特許請求の範囲第２７
   項に記載の磁性体。 （３１）改質元素がＳｉとＡｌとそれらの混合物とで成
   る群から選択されており、ａを７５〜８０、ｂを１０〜
   １４、ｃを５〜１０、ｄが１〜５．０とする時、該合金
   の化学式が Ｆｅ＿ａ（Ｎｄ，Ｐｒ）＿ｂＢ＿ｃ（Ｓｉ，Ａｌ）＿ｄ
   で表わされる特許請求の範囲第２７項に記載の磁性体。 （３２）大部分が正方晶系稀土類・鉄・ホウ素タイプの
   相から成り、検出可能な第２相を少なくとも１つ含む特
   許請求の範囲第２７項に記載の磁性体。 （３３）前記第２相がα鉄相である特許請求の範囲第３
   ２項に記載の磁性体。 （３４）改質元素がケイ素とアルミニウムとを含んで成
   る特許請求の範囲第２７項に記載の磁性体。 （３５）該合金がアルミニウムとケイ素を合わせて１〜
   ３．５原子％含んで成る特許請求の範囲第３４項に記載
   の磁性体。 （３６）Ｆｅ（６）に対して標準化したホウ素原子の部
   位占有率とα鉄精密解析後のリートベルド精密解析粉末
   Ｘ線回折により決定した格子パラメータは、 原子／Ｂ（１）　ｘ／０．３３９（１３）　ｙ／−０．
   ３３９（１３）　ｚ／０．００００　ｎ／０．２８（８
   ）である特許請求の範囲第３３項に記載の磁性体。 （３７）稀土類、鉄・ホウ素タイプの相を構成する材料
   中のホウ素がＲＥ＿２Ｆｅ＿１＿４Ｂのホウ素に関して
   転位されている特許請求の範囲第２７項に記載の磁性体
   。 （３８）１５メガガウスエルステッドより大きい等方性
   最大磁気エネルギー積を有し、鉄と、ホウ素と、ケイ素
   とアルミニウムとそれらの混合物とで成る群から選択さ
   れた改質元素と、ネオジムとプラセオジムとそれらの混
   合物で成る群から選択された稀土類金属とを含んで成る
   粒子状磁性合金材料。 （３９）該合金の化学式が、ａを７５〜８０、ｂを１０
   〜１４、ｃを５〜１０、ｄを０．５〜３．５とする時、
   Ｆｅ＿ａ（Ｎｄ，Ｐｒ）＿ｂＢ＿ｃ（Ｓｉ，Ａｌ）＿ｄ
   で表わされる特許請求の範囲第３８項に記載の粒子状磁
   性合金材料。 （４０）大部分が正方晶系ＲＥ−Ｆｅ−Ｂタイプの相か
   ら成り、検出可能な第２相を少なくとも１つ含む特許請
   求の範囲第３９項に記載の粒子状磁性合金材料。 （４１）前記第２相がα鉄相である特許請求の範囲第４
   ０項に記載の粒子状磁性合金材料。 （４２）改質元素がケイ素とアルミニウムとを含んで成
   る特許請求の範囲第３８項に記載の磁性合金材料。 （４３）該合金がアルミニウムとケイ素を合わせて１〜
   ３．５原子％含んで成る特許請求の範囲第４２項に記載
   の粒子状磁性合金材料。 （４４）Ｆｅ（６）に標準化したホウ素原子の部位占有
   率とα鉄精密解析後のリートベルド精密解析粉末Ｘ線回
   折により決定した格子パラメータは、原子／Ｂ（１）　
   ｘ／０．３３９（１３）　ｙ／−０．３３９（１３）　
   ｚ／０．００００　ｎ／０．２８（８）である特許請求
   の範囲第３９項に記載の粒子状磁性合金材料。 （４５）前記合金材料が成形材料である特許請求の範囲
   第３９項に記載の粒子状磁性合金材料。 （４６）稀土類・鉄・ホウ素タイプの相を構成する材料
   中のホウ素がＲＥ＿２Ｆｅ＿１＿４Ｂのホウ素に関して
   転位されている特許請求の範囲第３９項に記載の粒子状
   磁性合金材料。 （４７）磁気空間直交良度指数Ｑが１．０より大きい特
   許請求の範囲第３９項に記載の粒子状磁性合金材料。 （４８）保磁力が８キロエルステッドより大きい特許請
   求の範囲第３８項に記載の粒子状磁性合金材料。 （４９）残留磁化が９キロガウスより大きい特許請求の
   範囲第３８項に記載の粒子状磁性合金材料。 （５０）保磁係数Ｑが１．０より大きく、大部分が稀土
   類・鉄・ホウ素タイプの相から成りかつ検出可能な第２
   相を少なくとも１つ含むメルトスピニングした粒子状磁
   性合金材料であって、該磁性合金材料が、鉄と、ホウ素
   と、ケイ素とアルミニウムとそれらの混合物とで成る群
   から選択された改質元素と、ネオジムとプラセオジムと
   それらの混合物とで成る群から選択された稀土類金属と
   を含んで成る粒子状磁性合金材料。 （５１）磁気エネルギー積が１５メガガウスエルステッ
   ドより大きい特許請求の範囲第５０項に記載の粒子状磁
   性合金材料。 （５２）保磁力が８キロエルステッドより大きい特許請
   求の範囲第５０項に記載の粒子状磁性合金材料。 （５３）残留磁化が９キロガウスより大きい特許請求の
   範囲第５０項に記載の粒子状磁性合金材料。 （５４）該合金の化学式が、ａを７５〜８０、ｂを１０
   〜１４、ｃを５〜１０、ｄを０．５〜５．０とする時、
   Ｆｅ＿ａ（Ｎｄ，Ｐｒ）＿ｂＢ＿ｃ（Ｓｉ，Ａｌ）＿ｄ
   で表わされる特許請求の範囲第５０項に記載の粒子状磁
   性合金材料。 （５５）前記第２相がα鉄相である特許請求の範囲第５
   ４項に記載の粒子状磁性合金材料。 （５６）Ｆｅ（６）に標準化したホウ素原子の部位占有
   率とα鉄精密解析後のリートベルド精密解析粉末Ｘ線回
   折により決定した格子パラメータは、原子／Ｂ（１）　
   ｘ／０．３３９（１３）　ｙ／−０．３３９（１３）　
   ｚ／０．００００　ｎ／０．２８（８）である特許請求
   の範囲第５４項に記載の粒子状磁性合金材料。 （５７）前記合金材料が成形材料である特許請求の範囲
   第５０項に記載の粒子状磁性合金材料。 （５８）改質元素がケイ素とアルミニウムとを含んで成
   る特許請求の範囲第５０項に記載の粒子状磁性合金材料
   。 （５９）該合金がアルミニウムとケイ素を合わせて１〜
   ３．５原子％含んで成る特許請求の範囲第５０項に記載
   の粒子状磁性合金材料。 （６０）稀土類・鉄・ホウ素タイプの相を構成する材料
   中のホウ素がＲＥ＿２Ｆｅ＿１＿４Ｂのホウ素に関して
   転位されている特許請求の範囲第５０項に記載の粒子状
   磁性合金材料。 （６１）溶融状態から高速急冷によつて形成される粒子
   状磁性合金材料であって、大部分の正方晶系稀土類・鉄
   ・ホウ素タイプの相と、検出可能な量の第２相とを有し
   ており、前記磁性合金材料が鉄と、ホウ素と、ケイ素と
   アルミニウムとそれらの混合物で成る群から選択される
   改質元素と、ネオジムとプラセオジムとそれらの混合物
   とで成る群から選択される稀土類金属とを含んで成り、
   １５メガガウスエルステッドより大きい等方性最大磁気
   エネルギー積を有している粒子状磁性合金材料。 （６２）該合金の化学式が、ａを７５〜８０、ｂを１０
   〜１４、ｃを５〜１０、ｄを０．５〜５．０とする時、
   Ｆｅ＿ａ（Ｎｄ，Ｐｒ）＿ｂＢ＿ｃ（Ｓｉ，Ａｌ）＿ｄ
   で表わされる特許請求の範囲第６１項に記載の粒子状磁
   性合金材料。 （６３）前記第２相がα鉄相である特許請求の範囲第６
   １項に記載の粒子状磁性合金材料。 （６４）Ｆｅ（６）に標準化したホウ素原子の部位占有
   率とα鉄精密解析後のリートベルド精密解析粉末Ｘ線回
   折により決定した格子パラメータは、原子／Ｂ（１）　
   ｘ／０．３３９（１３）　ｙ／−０．３３９（１３）　
   ｚ／０．００００　ｎ／０．２８（８）である特許請求
   の範囲第６２項に記載の粒子状磁性合金材料。 （６５）前記合金材料が成形材料である特許請求の範囲
   第６１項に記載の粒子状磁性合金材料。 （６６）改質元素がケイ素とアルミニウムとを含んで成
   る特許請求の範囲第６１項に記載の粒子状磁性合金材料
   。 （６７）該合金がアルミニウムとケイ素を合わせて１〜
   ３．５原子％含んで成る特許請求の範囲第６１項に記載
   の粒子状磁性合金材料。 （６８）稀土類・鉄・ホウ素タイプの相を構成する材料
   中のホウ素がＲＥ＿２Ｆｅ＿１＿４Ｂのホウ素に関して
   転位されている特許請求の範囲第６１項に記載の粒子状
   磁性合金材料。 （６９）保磁係数Ｑが１．０より大きい特許請求の範囲
   第６１項に記載の粒子状磁性合金材料。 （７０）保磁力が１０キロエルステッドより大きい特許
   請求の範囲第６１項に記載の粒子状磁性合金材料。 （７１）残留磁化が９キロガウスより大きい特許請求の
   範囲第６１項に記載の粒子状磁性合金材料。 （７２）大部分の正方晶系稀土類・鉄・ホウ素タイプの
   相と少なくとも１つの検出可能な第２相とを有する合金
   であって、前記合金が鉄と、ホウ素と、ケイ素と、ネオ
   ジムとプラセオジムとそれらの混合物とで成る群から選
   択された稀土類金属とを含んで成り、該合金の化学式が
   、ａを７５〜８０、ｂを１０〜１４、ｃを５〜１０、ｄ
   を１〜５．０とする時、Ｆｅ＿ａ（Ｎｄ，Ｐｒ）＿ｂＢ
   ＿ｃ（Ｓｉ，Ａｌ）＿ｄで表わされ、Ｆｅ（６）に標準
   化したホウ素占有率とα鉄精密解析後のリートベルド精
   密解析粉末Ｘ線回折により決定した格子パラメータは、 原子／Ｂ（１）　ｘ／０．３３９（１３）　ｙ／−０．
   ３３９（１３）　ｚ／０．００００　ｎ／０．２８（８
   ）である合金。 （７３）前記第２相がα鉄相である特許請求の範囲第７
   ２項に記載の合金。 （７４）急冷したままの等方性の最大磁気エネルギー積
   が少なくとも１５メガガウスエルステッドである特許請
   求の範囲第７２項に記載の合金。 （７５）前記合金材料が成形材料である特許請求の範囲
   第７２項に記載の合金。 （７６）改質元素がケイ素とアルミニウムを含んで成る
   特許請求の範囲第７２項に記載の合金。 （７７）該合金がアルミニウムとケイ素を合わせて１〜
   ３．５原子％含んで成る特許請求の範囲第７６項に記載
   の合金材料。 （７８）稀土類・鉄・ホウ素タイプの相を構成する材料
   中のホウ素がＲＥ＿２Ｆｅ＿１＿４Ｂのホウ素に関して
   転位されている特許請求の範囲第７２項に記載の合金。 （７９）保磁係数Ｑが１．０より大きい特許請求の範囲
   第７２項に記載の合金。 （８０）保磁力が８キロエルステッドより大きい特許請
   求の範囲第７２項に記載の合金。 （８１）残留磁化が９キロガウスより大きい特許請求の
   範囲第７２項に記載の合金。 （８２）保磁係数Ｑが　１．０より大きく、大部分が正
   方晶系鉄・稀土類・ホウ素相から成る等方性磁性合金の
   生成方法であつて、 （１）鉄と、ホウ素と、改質元素と、稀土類金属とを含
   んで成る実質的に均質な溶湯を生成する段階と、 （２）前記実質的に均質な溶湯をオリフィスを介して該
   オリフィスに関して一定の速度と方向を有する冷却表面
   上に放出することにより、該冷却表面上で該溶湯を高速
   固化する段階とを含んでなる方法。 （８３）冷却表面の速度が２０〜２５ｍ／秒である特許
   請求の範囲第８２項に記載の方法。 （８４）粒子状磁性合金材料を圧縮して成形磁性合金材
   料を形成する段階を含んで成る特許請求の範囲第８２項
   に記載の方法。 （８５）磁性合金材料を熱間プレスして成形磁性合金材
   料を形成する段階を含んで成る特許請求の範囲第８４項
   に記載の方法。 （８６）磁性合金材料を冷間プレスして成形合金材料を
   形成する段階を含んで成る特許請求の範囲第８４項に記
   載の方法。 （８７）改質元素がアルミニウムとケイ素を含んで成る
   特許請求の範囲第８２項に記載の方法。 （８８）該合金がケイ素とアルミニウムを合わせて０．
   ５〜３．５原子％含んで成る特許請求の範囲第８７項に
   記載の方法。 （８９）鉄・稀土類・ホウ素タイプの相を構成する材料
   中のホウ素がＲＥ＿２Ｆｅ＿１＿４Ｂのホウ素に関して
   転位されている特許請求の範囲第８２項に記載の方法。 （９０）該合金の保磁力が８キロエルステッドより大き
   い特許請求の範囲第８２項に記載の方法。 （９１）該合金の残留磁化が９キロガウスより大きい特
   許請求の範囲第８２項に記載の方法。 （９２）該合金の急冷したままの最大磁気エネルギー積
   が１５メガガウスエルステッドより大きい特許請求の範
   囲第８２項に記載の方法。 （９３）Ｑ値が　１．０より小さい急冷材料を回復させ
   るに当りこの材料を熱処理することにより、Ｑ値が１．
   ０より大きい材料を得る段階を含んで成る特許請求の範
   囲第８２項に記載の方法。