JPS63213320A

JPS63213320A - 希土類−鉄系永久磁石

Info

Publication number: JPS63213320A
Application number: JP62047047A
Authority: JP
Inventors: Koji Akioka; 宏治秋岡; Osamu Kobayashi; 理小林; Tatsuya Shimoda; 達也下田
Original assignee: Seiko Epson Corp
Current assignee: Seiko Epson Corp
Priority date: 1987-03-02
Filing date: 1987-03-02
Publication date: 1988-09-06

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−鉄系永久磁石に閃する。

（従来の技術〕従来、希土類−鉄系の磁石には次の３通りの方法による
磁石が報告されている。

（１）　　わ）末冶金法に基づ＜　ｔＪｉ結法による磁
石（参考文献１）（２）　　アモルファス合金を製造するに用いる急冷２
、Ｖ帯製造装（−五で、厚さ３０μｍ程度の急冷薄片を
作り、そのＦ、Ｖ片を樹脂で結合する磁石。

（参考文献２）（３）　　（２）の方法で使用した同じ薄片を、２ｒ２
階の、１、ブトブレス法で機械的配向処理を施した磁石
。（参考文献２）参考文献！、Ｍ、Ｓａｇａｗａｓ　Ｓ、Ｆｕｊ　ｉｍｕ
　ｒａｚ　Ｎ、Ｔｏｇａｗａｓ　１１　Ｙａｍａｍ。

Ｌｏ　　ａｎｄ　　Ｙ、ＭａＬｓｕｕｒａ；Ｊ、Ａｐｐ
ｉ、　　　Ｐｌａｙｓ、　　　Ｖｏｌ、５５（Ｇ）、１
５〜１ａ　ｒ　ｏ　ｈ　　１９８４．１）　２０８３参
考文献２．Ｒ，Ｗ、Ｉ、ｃｃ；Ａｐｐ１．　　ＰＩＸｙ
ｓ、　　　Ｌ、ｃＬＬ、　　　Ｖｏｌ、４Ｇ（８）、１
５　Ａρｒｉｌ　　１０８５、Ｐ７９０文献に添って上
記の従来技術を説明する。まず（１）の焼結磁石では、
溶解、鋳造により合金インゴットを作製し、粉砕されて
３μｍくらいの粒径を（１する磁７ｉ′わ）にされる。

磁石粉は成形助剤となるバインダーと混抹され、磁場中
でプレス成形されて、成形体ができあがる。成形体はア
ルゴン中で１１００’Ｃｎ１ｒ後の温度で１時間焼結さ
れ、その後室温まで急冷される。が６結後、６ｏｏ″Ｃ
前後の温度で熱処理すると保磁力はさらに向上する。

（２）の磁石ではまず急冷薄帯製造装置ｎの最適な回転
数でＲ−Ｆｃ−１３合金の急冷薄帯を作る。得られた戸
、Ｖ帯は厚さ３０　ｎ　ｍのリボン状をしており、ｌ＋
’、［径が１０００λ以下の多結晶が集合している。薄
帯は脆くて割れやすく、結晶粒は等方向に分布している
ので磁気的にも等方性である。との薄帯を適度な粒度に
して、樹脂と混練してプレス成形ずれば７　Ｌ　Ｏｎ　
／　ｃ　ｍ″程度圧力で、約８５体４３１％の充１９１
が可［１シとなる。

（３）の磁石では、始めにリボン状の急冷薄帯あるいは
２．ｖ帯の片を、几空中あるいは不活性雰囲気中で約７
００℃で予備加熱したグラフフィトあるいは他の耐熱用
のプレス型に入れる。該リボンが１有望の温度に到達し
たとき一軸の圧力が加えられる。ｌ温度、時間は特定し
ないが、充分な塑性が出る条件としてＴ＝７２５±２５
０”　Ｃ，圧力は１’　〜１　、４　Ｌ　ｏ　ｎ　／　
ｃ　ｍ　’程度が適している。この段階では磁石はわず
かにプレス方向に配向しているとはいえ、全体的に等方
性である。次の；１１ツトプレスは、大面積を有する型
で行なわれる。最ら一般的には７００℃で０．７ｔｏｎ
で数秒間プレスする。すると試ｆ１は最初の厚みの１７
２になりプレス方向と平行に磁化容易軸が配向してきて
、合金は異方性化する。これらの工程は、二段階、１；
ットプＬ／　７．法（ｔｗｏ−ｓ　Ｌａｇｃ　　ｂｏ　
Ｌ−ｐｒｅｓｓ　　ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ）と呼ばれてい
る、この方法により緻密で異方性を打するＲ　−Ｆ　ｃ
　−Ｉ３　［石が製造できる。なお、最初のメルトスピ
ニング法で作られるリボ／薄帯の結晶粒は、それが最大
の保磁力を示す時の粒径よりも小さめにしておき、後に
ホットプレス中に結晶粒の粗大化が生じて最適の粒径に
なるようにしておく。

〔発明が解決しようとする問題点〕

上述した従来技術で、希土類−鉄系の磁石は一応作製で
きるのであるが、これらの技術を利用した磁石は次のよ
うな欠点を佇している。（１）のすｆ６結磁石では粉末
にするのが必須であるが、ＲＦ　Ｃ−１３系合金はたい
へんＭ索に対して活性であるので、粉末化すると余計酸
化が激しくなり、焼結体中の酸素濃度はどうしても高（
なってしまう。また粉末を成形するときに、例えばステ
アリン酸亜鉛のような成形助剤を使用しなければならず
、これは〃６精工程で前もって取り除かれるのであるが
、数刻は磁石体の中に炭素の形で残ってしま゛　う。こ
の炭素は著しく　Ｒ−Ｆ　ｅ　−８の磁気性能を低下さ
せる。成形助剤を加えてプレス成形した後の成形体はグ
リーン体と言われる。これはたいへん脆（、ハンドリン
グが難しい。従って焼結炉にきれいに並べて入れるのに
は、和尚の手間がかかることも大きな欠点である。これ
らの欠点があるので一般的に言ってＲ−Ｆ　ｅ　−Ｒ系
の焼結磁石の製造には、高価な設備が必要になるばかり
でなく、生産効率が悪く、磁石の製造費が高くなってし
まう。従って、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ光磁石の原料費の安さを充
分に引き出す磁石とは言い難い。

（２）と（３）の磁石は真空メルトスピニング装置を使
う。この装置は現在では、たいへん生産性が悪（しかも
高価である。（２）では原理的に等方性があるので低エ
ネルギーＪ１′！であり、ヒステリシスループの角形性
もよくないので温度特性に対しても、使用する而におい
ても不利である、（３）の方法は、ホットプレスを２段
階に使うというユニークな方法であるが、実際に量産を
考えるとたいへん非効率になることは否めないであろう
。

本発明による希土類−鉄系永久磁石はこれらの欠点を解
決するものであり、その目的とするところは高性能低コ
ストな希上煩−鉄系永久磁石を得ることにある。

〔問題点を解決するだめの手段〕

本ｉ明の永久磁石は、希土類−鉄系永久磁石に閃するも
のであり、具体的にはＲが８〜３０原子％、■３が２〜
２８原子％、Ｃ０５０原子％以下、Ａｌ１５原子％以下
、Ｇｅ８原子％以下、Ｓｎ４原子％以下及び残部が鉄及
びその他の製造上不可避な不純物からなる合金をｍ５７
及び鋳造後、該鋳造インゴットを５００℃以上の温度で
熱間加工することにより結晶粒を微細化し、またその結
晶軸を特定の方向に配向せしめて、該ＬＪＩ造合金合金
気的に異方性化することを特徴とする。さらに磁気特性
、特に保磁力の向上のためには、前記組成中でも１セが
８〜２５原子％、Ｂが２〜８１ｉｉｉ子％、Ｃｏ４０１
ジ：【子％以下、Ａ　Ｉ　１５原子％以下、Ｇｃ８原子
％以下％　Ｓｎ４原子％以下及び残部が鉄及びその他の
製造上不可避な不純物からなり、２５０℃以上の温度で
熱処理することにより、磁気的に硬化する鋳造磁石合金
を使用することを特徴とする。また樹脂結合化のために
は、熱間加工により粒子が微細化する性質を利用し、樹
脂結合のための粉砕を施した後にも各粉末内に、磁性相
Ｒｔ　Ｆｃｔ　ａ　１１粒子を複数個含むような粉末を
作製し、打槻物バインダーとともに混練・硬化させて、
樹脂結合磁石とすることを特徴とする。

前記のように現存の希土類−鉄系永久磁石の製造方法で
ある焼結法、急冷法はそれぞれ粉砕による粉末管理の困
難さ、生産性の悪さといった大きな欠点をイ「している
。本発明者らは、これらの欠点を改良するため、バルク
の伏信での磁石化１７）　１ｉＪｆ究に打手し、まず特
許請求の範囲第［項の組成域で熱間加工による結晶粒の
微細化と異方化ができ、組成域を特許＝＋１求の範囲第
２項にまでせばめれば、鋳造軟融のまま熱処理するだけ
で十分な保磁力が得られ、また熱間加工後のインゴット
の粉砕によって樹脂結合型磁石が作製できることを発明
した。この方法では、熱間加工による異方化は参考文献
２に示した急冷法のような２段階ではなく、一段階のみ
でよく、加工後の保磁力は粒子の微細化により大幅に増
加するという全く異った現象を呈する。また鋳造インゴ
ットを粉砕する必要がないので、焼結法はどの厳密な雰
囲気管理を行う必要はなく、設備費が大きく低減される
。さらに樹脂結合磁石においても、急冷法によった磁石
のように原理的に等方性であるといった問題点がなく、
異方性の樹脂結合磁石が得られ、ＲＦ　ｅ−１１磁石の
、Ｔｊ、’性能、低コストという特徴を生かすことがで
きる。

バルク状態で磁石化するという研究には、参考文献３、
三保広晃他（日本金属学会、昭和６０年度秋期講演会、
講演番号（５４４））があるが同研究はｊ’ＪｄｌＧ、
２　　Ｆｅ５０．７　　Ｃｏ２２゜ＯＶｌ、３　１１０
．２という組成でのアルゴンガス吹きつけ大気中溶解で
吸い上げた小型サンプルによるものであり、小量採取の
ために結晶粒の急冷微細化効果が出たものと考えられる
。この組成では通常の鋳造では主相であるＮｄｔ　Ｆｅ
ｔ　ａｎ相が１１大化してしまい、熱間加工による異方
化は可能だが永久磁石として十分な保磁力が得に（いこ
とを我々は実験的に確めた。通常の鋳造で十分な保磁力
を得るには、本発明の特許請求の範囲２にしるしたよう
な低Ｂ組成であることが必須である。

従来のＲ−Ｆ　ｅ　−１１系磁石の組成は、参考文献１
に代表されるようなＲｔａＦｅｔｔｎｓが最Δとされて
いた。この組成は主相ＲｔＦｅ＋ａｌｌ化合物をハ；１
子１″１う）率にした。１１［成Ｒ１！、７Ｆｃ８２．
４１３５．０に比してＲ・Ｂに富む側に移行している。

このことは保磁力を得°るためには、主相のみでなく、
Ｒｒｉｃ）を相５Ｄｒｉｃｂ相という非磁性相が必要で
あるという点から説明されている。ところが本発明によ
る組成では逆に１３が少ない側に移行したところに保磁
力のピーク値が存在する。この８１［成域では、焼結法
の場合、保磁力が激減するので、これまであまり問題に
されていなかった。しかし通常の鋳造法では、本発明の
特１１−請求の範囲第２項の組成範囲でのみ、高保磁力
が得られ、逆に焼結法の主流組成であるＩ３に富む０１
１１では十分な保磁力は得られない。

これらの点は以下のように行えられる。まず焼結法を用
いても鋳造法を用いても、保磁力機１１カそのものはｎ
ｕｃ　ＩｃａＬ　ｉｏｎ、ｍｏｄｅ　１に従っている。

これは、両者の切迫化曲腺がＳｍＣ。

、のように急峻な立ち」−がりを示すことかられかる。

このタイプの磁石の保磁力は基本的には！ｉ１　ｍ区モ
デルによっている。すなわちこの場合、太きな精品磁気
異方性をイ１゛するＲｚＦｅ＋ａ　ロ化合物が、大きず
ぎると粒内にＭ１壁を仔するようになるため、磁化の反
転か磁壁の移動によって容易に起きて、保磁力は小さい
。一方、粒子が小さくなって、ある１Ｊ法以下になると
、粒子内に＆ｌｉ壁を佇さなくなり、磁化の反転は回転
のみによって進行するため、保磁力は大きくなる。つま
り汀切な保磁力をｅ）るには、ＲｔＦｃ＋ａＢ相が適切
な粒径を有することが必要である。この粒径としては１
０μｍ前後が適当であり、焼結タイプの場合は、′ｊＪ
ｌ結ｎ１ｆの粉末粉度の調整によって粒径を適合させる
ことができる。ところが鋳造法の場合、ＲＩ　Ｆ（！１
、！３磁化物の大きさは溶融から凝固する段階で決定さ
れるため、組成と凝固過程に注意を払う必要がある。特
に組成の章味合いは大きく、Ｂが８原子％以」、含むと
、ｖＪ造上がりのＲｔＦｃ＋４１３相の大きさが容易に
１００μｍを越えてしまい、参考文献２のような急冷装
置を用いないと鋳造状態では保磁力を（−することは困
難である。これに対して、特許請求の範囲第２項で述べ
たような低ボロン領域では、鋳型・鋳込温度等の工夫で
容易に粒径を微細化できる。しかしいずれの場合でも、
熱闘加工を施せば主相Ｒ＊Ｆｅ＋’ｎＤ相が微細化する
ので、加工前よりは保磁力は増大する。鋳造ｇ　ｆ３で
保は力を得られる領域は、見方を変えればｔ２ｔＦｃ＋
ａｌ）に比してＰｃに富んだ組成とも言え、凝（７１段
階ではまず初品としてＦ　ｅが出現し、続いて包晶反応
によってＲｔＦｃ＋ａＢ相が現われる。このとき玲却ス
ピードは平衡反応に比してはるかに速いため、初晶Ｆｅ
のまわりをＲ＊Ｆｅ１ＪＩ３相が取り囲むような形で凝
固する。この組成域では低Ｂな領域であるため、当然の
ことながら焼し’；タイプの代表組成Ｒ＋１ＦｅｔｔＵ
ａの磁石に見られるようなｌ３ｒｉｃｂ相は量的にほと
んど無視できる。特許請求の範囲第２項で述べた然処理
は初品Ｆ　ｃを拡散させ、平衡状態に到達させるための
もので保磁力は、とのＦｅ相の拡散に大きく依存してい
る。

次に特許ａｉ７求の範囲第３項の樹脂結合化について説
明する。前記参考文献２の急冷法でも確かに樹脂結合磁
石はイ′１成できる。しかし急冷法で作成される粉末は
、直径が１０００Å以下の多結晶が等量的に集合したも
のであるため磁気的にも等方性であり、異方性磁石は作
成できず、Ｒ−Ｆｅ−１ｌ系の低コスト・高性能という
特徴が生かせない。

また、これまで焼結Ｒ−Ｆ　ｅ　−１３磁石を粉砕して
樹脂結合磁石が製造できなかった膣内には主として２つ
ある。まずＲｔＦｅ＋ａｕ相の１１１　ｍ区臨界半径が
ＳｍＣｏ５等に比して１桁小さく、ザブミクロンオーダ
である点に注目する必要がある。この粒度まで粉砕する
ことは、通常の機械粉砕では非常に困難であり、また粉
末があまり活性化してしまうので酸化がはげしく発火し
やすくなり粒径の割りには保磁力がでない。我々は粒径
と保磁力の関係をユリべたが、保磁力は高々数ＫＯｃの
域を出ず、表面処理によっても保磁力はほとんど伸びな
かった。次に問題となるのは機械加工による歪である。

例えば、焼結軟融で１０ＫＯｃの保磁力を有する磁石を
機械粉砕すると、粒径２０〜３０ｔ１ｍの粉末ではＩ　
Ｋ　Ｏｃ以下の保磁力しかをしなくなる。同様な保磁力
機構（ｎｕｃｌｅａｔ　ｉｏｎｍｏｄｃ　ｌ）に従うと
されるＳｍＣ。

、磁石では、この様な保磁力の激減は起こらず、容易に
保磁力を有する粉末を製造できる。こういった現象原因
としては、粉砕時の加工歪等の影響がＲ−Ｆ　ｅ　−ｎ
系の場合、かなり大きいことが予想できる。このことは
ウォフヂ用ステップモーターのロータ磁石のような小物
磁石を焼結ブロックから切り出し加工するときには大き
な問題となる。

以上の２つの理由、すなわち臨界半径の小さいこと、加
工歪の影響の大きいことが原因で、通常粉砕では、樹脂
結合型磁石ができなかったわけである。保磁力をイｒす
る粉末を得るためには、参考文献２のような粒内にＲ，
Ｐａ、ａ口粒子を、多数イｒする粉末を作ればよい。し
かし参考文献２の急冷法は生産性に問題がある。また焼
結後の粉砕によりこの様な粉末を作ることは事実上不可
１１ヒである。何故なら、焼結中にも粒はある程度成長
して大きくなるので、焼結前の粒度はその分を見込んで
さらに小さくしておかなければならない。しかしそうい
った粒度では粉末のｉ１！２索濃度が著しく高くなり期
待するような性能は得られない。その−ため現状では焼
結上がりのＲ，ＦｅｔａＤ相の粒度を１０μｍ程度とす
るのが限界である。この程度の粒度では、扮６Ｆ後はほ
とんど保磁力をイｒしなくなる。そこで我々は、熱間加
工による粒の微細化を利用することに着目した。鋳造上
がりでＲｌＦ　ｃ　Ｉａ　１３相の粒径を焼結Ｒ−Ｆ　
ｅ　−１１磁石並みにすることは比較的容易にできる。

そしてこのような粒度のＲ＊Ｆｃ＋ａ１３相を有するｔ
Ｉ逍プａツクを熱間加工して、粒を微細化・配向させた
後に粉砕するのである。この方法によれば樹脂結合磁石
用粉末の粒度は２０〜３０μｍであるから、粉末中に多
数のＲｔ　Ｆ　ｅ、ａ　８粒子を含ませることができ、
保磁力を有するわ）末が製造できる。さらにこの粉末は
参考文献２の急冷法のような等方性ではな（、磁場配向
が可能な粉末であるため異方性磁石とすることができる
。もちろんこのとき粉砕に水素粉砕を適用すれば、保磁
力はよりよく維持される・以下、本発明による永久磁石の組成限定理由を説明する
。希土類としては、Ｙ、Ｌａ１Ｃ（、Ｐｒ１Ｎｄｔ　Ｓ
ｍｓ　Ｅｕ、ｃｄ、Ｔｂ５ＤＶ％　Ｍ。、Ｅ　ｕ　１’
ｒｍ　１Ｙ　１）、Ｌｕが候補として挙げられ、これら
のうちの１４１１あるいは１種以上を組み合わせて用い
られる。最も高い磁気性能はＰ　ｒで得られる。従って
実用的にはＰ　ｒｓ　Ｎ　ｄ　ｓ　ｌ’　ｒ−Ｎｄ合金
、Ｃｃ−ｆ’ｒ−Ｎｄ合金等が用いられる。また少量の
重希土元素Ｄｙ５Ｔｂ等は保磁力の向上に有効である。

Ｒ−Ｆｅ−１１系磁石の主相はＲｔＦｅ＋ａｌｌである
。従ってＲが８原子％未滴では、もはや上記化合物を形
成せずα−鉄と同一構造の立方晶組織となるため高磁気
特性は得られない。一方Ｒが３０Ｆ１子％を越えると非
磁性のＲｒｉｃ１１相が多くなり磁気特性は著しく低下
する。よってＲの範囲は８〜３（１子％が適当である。

しかし鋳造磁石とするため、好ましくはＲ８〜２５原子
％が鑓当である。

口は、Ｒｔ　Ｆｅ＋　ａ　ロ相を形成するための必須元
素であり、２府下％未填では菱面体のＲ−Ｆｃ系になる
ため高保磁力は望めない。また２８原子％を越えると１
３に富む非磁性相が多くなり、残留磁束密度は著しく低
下してくる。しかし＃造磁石としては１３８１ｉｆｔ子
％以下がよく、それ以上では特殊な冷却を施さないかぎ
り、微細なＲＩ　Ｆ　ｅ　１４Ｂ相を得ることができず
、保磁力は小さい。

Ｃｏは水系磁石のｚトユリ一点を増加させるのに有効な
元素であり、基本的にＦｅのサイトを置換しｎｔ　Ｃｏ
ｔ　ａ　１１を形成するのだが、この化合物は結晶異方
性磁界が小さく、その量が増すにつれて磁石全体として
の保磁力は小さくなる。そのため永久磁石として考えら
れるＩＫＯｃ以上の保磁力を与えるには５０１ｉ；Ｔ子
％以内がよい。

Ａ　ｌ　ｔ！参考文献４　　Ｚ　ｈ　ａ　ｎ　ｇＭ　ａ
　ｏ　ｃ　ａ　ｉ他１’　ｒ　ｏ　ｃ　ｃ　ｃ　ｄ　ｉ
　ｎ　Ｈｓ　ｏ　ｒ　ｔ　ｂ　ｃ　　Ｑ　Ｌ　ｈＩ　ｎ
　ｔ　ｃ　ｎ　ａ　Ｌ　ｉ　ｏ　ｎ　ａ　ｌ　　Ｗ　ｏ
　ｒ　ｋ　ｓ　ｈ　ｏ　ｐｏ　ｎ　　Ｒａ　ｒ　ｃ　−
Ｅ　ａ　ｒ　ｔ　ｂ　　Ｍ　ａ　ｇｎ　ｃ　ＬＳ、　　
　１９Ｒ５，Ｐ５４１に示されるよう保磁力の増大効果
をイｒしている。同文献は焼結磁石に対する効果を示し
たものであるが、その効果はｉｌｌ造磁石でも同トηに
存在する。しかしΔｌは非磁性元素であるため、その添
加量を増すと残留磁束密度が低下し、１５　Ｕ；”子％
を越えるとハードフェライト以下の残留磁束密度になっ
てしまうので、希土類磁石としての目的を寒し得ない。

よってＡ、　１のｌＲ加量は１５ｎ３子％以下がよい。

添加元素ＧｃとＳｎは保磁力の増大効果を持つ。また、
これらの添加元素は、耐候性を大幅に向上させ、しかも
結晶粒微細化の効果により、熱間加工における加工性及
び配向性をも向上させる。しかしながら添加元素は残留
磁束密度を大きく減少させるので、その添加量が、Ｇ　
ｃで８原子％、Ｓｎで／Ｉ　ｎ：ｉ子％を越え名と、ハ
ードフェライト以下の残留は東密度になってしまう。従
って添加量はＧｃで８原二ｒ〜％以下、Ｓｎで４１フ子
％以下がよい。

〔実施列ｌ〕

以下に本発明による製造法を説明する。まず所≦１！の
組成の合金を：Ｊ９）ｇ炉でｒＢ解し、鋳型に鋳造する
。次に磁石に異方性を（・１与するために、各種の熱間
加工を施す。本実施例では、一般的な鋳造法ではなく、
特殊鋳造１１：とじて急冷による結晶粒微細効果の大き
なＬ　ｉ　＜４　ｕ　ｉ　ｄ　　ｄ　ｙ　ｎ　ａ　ｍ　
ｉ　ｃｃｏｍｐａｃ　ｔ　ｉｏｎ法（参考文献５、Ｔ、
Ｓ。

Ｃｈ　ｉ　ｎ他、Ｊ、Ａｐｒ）１．　　Ｐｈｙｓ、　　
５０（４）Ｎ　　１５　　Ｆｅｂｒｕａｒｙ　　１０８
Ｇ。

Ｐ　１２０７　）を用いた。本実施例では、熱間加工と
して■押し出し加工、■圧延加工、■スタンプ加工、■
プレス加工のいずれかを１０００℃で施した。押し出し
加工については、等方向に力が加えられるようにグイ側
からも力が加わるよう工夫した。圧延及びスタンプにつ
いては、極力ひずみ速度か小さくなるようにロール・ス
タンプの速度をコ、′コ整した。いずれの方法でも合金
のＩ’ｌ＋される方向に平行になるように結晶の磁化容
易軸は配向する。

第１表の組成の合金を溶解し、磁石を作製した。ただし
用いた熱間加工法は表中に併記した。

また熱間加工後のアニール処理はずべて１０００・ＣＸ
２４時間行った。

第１表次に結果を示す。参考データとして熱間加工を行わない
試料の残留磁束密度を示した。

第２表第２表より、押出し、圧延、スタンプ、プレスのすべて
の熱間加工法で残留磁束密度が増加し磁気的に異方化さ
れたことがわかる。

〔実施例２〕ここでは、通常の鋳造法を用いた実施例を紹介する。ま
ｒ第３表のような組成を誘導炉で溶解し鉄鋳型に鋳造し
、柱状晶を形成せしめる。加工率的５０％以」二の熱間
加工（本実施例ではプレス）を行った後、インゴットを
磁気的に硬化させるため１０００℃Ｘ２４時間のアニー
ル処理を施した。このときアニール後の平均粒径は約１
５μｍであった。鋳造タイプの場合は、熱間加工を行な
わず、所望形状に加工すれば、柱状晶の異方性を利用し
た面内異方性磁石となる。

第３表　　・次なる第４表に各組成に対して熱間加工をせずにアニー
ル処理したものと熱間加工後、アニール処理したものの
磁気特性を示す。

第４表ここで熱間加工によって（Ｂ１１）ｎ＋−８Ｃとも大幅
な増加を示している。これは加工にょ゛り粒子が配向し
、Ｂ■カーブの角形性が大幅に改善されたためである。

参考文献２の急冷法では、１１　ｃは減る傾向にあり、
ｊｌｌＣの大幅増加は本発明の大きな特徴となってい（実施例
３〕ここでは熱間加工後に粉砕して、樹脂結合化した実施例
をＲ１介する。実施例２の第３表のＮｏ。

１．２．８．４．６．７．８の試料をそれぞれ、スタン
プミル・ディスクミルにて粒径的３０μｍ（フィッシャ
ーザブシーブサイザーにて測定）にまで粉砕した。この
ときの粒内のＲｙＦＱ＋ａ　ロまたはＲ＊　　（ＦｅＣ
ｏ）＋　ａ　ロの粒径は２〜３μｍであった。こうして
出来た１０粍類の粉末のうち、Ｎｏ、１．３．４．７の
粉末はそのままエポキシ樹脂２重量％と混練後、磁場成
形命焼成した。またＮｏ、２．５．８の粉末はシラ／カ
ップリング剤処理を行った後、体積比６：４の割合でリ
ーイロン１２と約２５０℃で混練した後、射出成形した
。結果を以下の第５表に示す。

第５表〔実施例４〕実施例２における第３表に示した１、２．３．４．７を
６０℃×０５％湿度の恒温槽内にて耐候性試験を行った
。第６表にその結果を示す。

第６表〔発明の効果〕以上述べたように本発明によれば、従来の焼結法のよう
にインゴットを粉砕することなく、熱処理をするだけで
保磁力を得ることができる。また熱間加工も急冷法のよ
うな２段階でなく、一段階でよく、その効果には単なる
異方性化効果だけでなく、保磁力の増大効果もある。こ
のような特徴から、従来の焼結法、急冷法に比し、製造
工程が大きく単純化できる。さらに熱間加工後試料の粉
砕によれば異方性樹脂結合磁石も製造できる。

以　　上

Claims

【特許請求の範囲】

（１）Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元素のうち少なく
とも１種）８原子％〜３０原子％、ボロン（Ｂ）２原子
％〜２８原子％、Ｃｏ５０原子％以下、Ａｌ１５原子％
以下、Ｇｅ８原子％以下、Ｓｎ４原子％以下及び残部が
鉄及びその他の製造上不可避な不純物からなる合金を溶
解および鋳造後、該鋳造インゴットを５００℃以上の温
度で熱間加工することにより結晶粒を微細化しまたその
結晶軸を特定の方向に配向せしめて、該鋳造合金を磁気
的に異方性化することを特徴とする希土類−鉄系永久磁
石。
（２）Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元素のうち少なく
とも１種）８原子％〜２５原子％、ボロン（Ｂ）２原子
％〜８原子％、Ｃｏ５０原子％以下、Ａｌ１５原子％以
下、Ｇｅ８原子％以下、Ｓｎ４原子％以下及び残部が鉄
及びその他の製造上不可避な不純物からなり、２５０℃
以上の温度で熱処理することにより、磁気的に硬化する
鋳造磁石合金を使用することを特徴とする特許請求の範
囲第１項記載の希土類−鉄系永久磁石。
（３）熱間加工により粒子が微細化する性質を利用し、
樹脂結合のための粉砕を施した後にも各粉末内に、磁性
相Ｒ＿２Ｆｅ＿１＿４Ｂ粒子を複数個、含むような粉末
を作製し、有機バインダーとともに混練、硬化させて、
樹脂結合磁石とすることを特徴とする特許請求の範囲第
１項記載の希土類−鉄系永久磁石。