TW550602B

TW550602B - Iron-based rare-earth alloy magnet and manufacturing method thereof, bond magnet and manufacturing method thereof, and quenching alloy for iron-based rare-earth alloy magnet

Info

Publication number: TW550602B
Application number: TW090112466A
Authority: TW
Inventors: Hirokazu Kanekiyo; Toshio Miyoshi; Satoshi Hirosawa; Yasutaka Shigemoto; Yusuke Shioya
Original assignee: Sumitomo Spec Metals
Priority date: 2000-05-24
Filing date: 2001-05-23
Publication date: 2003-09-01
Also published as: DE60100923T2; EP1158545A1; DE60100923D1; US7297213B2; CN100413001C; EP1158545B1; MY125006A; CN1325119A; US20040134567A1; US6706124B2; ATE251791T1; KR20030025925A; US20020017339A1; WO2001091139A1; KR100562681B1

Description

550602 五、發明說明⑴ 【發明領域】本發明係有關適合應用於各種馬達與致動器 :的製造方法，尤其是關於具有複數之強磁鐵：土類合金磁石之製造方法。 4 <鐵基稀【習知近步要求械之永定為最 (Tesla鐵氧體現石習了 S in - C 系磁石石，均石，例 N d - F e -報。技術】年來，豕電用機械、〇A機械、及電器高性能化與小型輕量化。因此，針對應用肴；該= 久磁石，整體磁性電路要求將性能對重量之比值执大’例如要求使用殘留磁通密度Br為〇 · 5 T 叹 )U上之水久磁石。但是，利用傳統上較便宜的1| 石石1將無法使殘留磁通密度達到0 · 5 T以上。在\含有0 · 5 T以上高殘留磁通密度&之永久磁知係利用粉末冶金法所製作出的Sm-Co系磁石。除〇,糸磁石之外，利用粉末冶金法所製作出的Nd〜FetB 二二Γ 2液體急冷法所製作出系急冷磁 =受=高的殘留磁通密度Br。前者之Nd-Fe-β系磁 β^已公開於特開昭5 9 - 4 6 0 0 8號公報，後者之、心、冷磁石，例如已公開於特開昭6 0 - 9 8 5 2號公【發明所欲奋人私決之問題】但是， Λ 〇m w由於Sm —Co系磁石係以Sm及Co為 bm或Co均不倆6 门且’具有磁石價格昂貴之缺黑無論是

550602 五、發明說明⑵ — 分（2:二系磁石之情形，由於含有以低價的Fe為主成為^^1:量％〜70重量％)，tbSm_c〇系磁石便宜，因之一广Nd二要南費用之問題。製造步驟費用高的理由離精製ΐ佔整體之1〇原子％〜15原子％左右，Nd的分另外，Y ^ t反應必須要有大規模的設備與極多的步驟。將增多利用粉末冶金法之情形，無論如何製造步驟的數目針對於此，利用液體急冷法所製造之Nd — Fe—B系冷磁石車六_丄由於以熔解步驟—液體冷卻步驟—熱處理步驟等 =的步驟即可以得到，與Nd_Fe_B系磁石相比，利用 ^髀/合金法’則具有步驟費用較便宜之優點。但是，利用製作急冷法之情形，要得到塊狀之永久磁石，由急冷合金 ^ 的磁石粉末與樹脂相混合，此為形成燒結磁石所必須夕，佔已成形燒結磁石之磁石粉末充填率（體積比率)/、 ^多為80%左右。另外，利用液體急冷法所製造之急冷合五之趟性為等方性。〇由上述之理由，利用液體急冷法所製造之Nd—Fe —β系 ^冷礤石，與利用粉末冶金法所製造之異方性Nd —Fe〜B系燒結石兹石相比，則有Br值較低之問題。、改善Nd- F e -B系急冷磁石特性之方法，如特開平 1 75〇 2號公報所述，由Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、及W形成之群集中選出至少一種元素，與由Ti、V、&Cr形成之群集中選出至少一種元素，複合添加之有效方法。利用該等元素之/恭加，改善了續頑磁力Hcj與财敍性，但改善殘留磁

第8頁 550602 五、發明說明⑶ 通岔度Br之有效方法，除了改善燒結磁石密度之外，目前別無他法。

Nd-Fe-B系磁石之情形，稀土類元素之濃度較低之組成，亦即，具有相近於Nd3 8Fe77 2 B19 (原子％)之組成，建議以FesB型化合物為主要相之磁石材料（r· Coehoorn 等，J· de Phys， C8， 1 9 98， 6 6 9 〜670 頁）。該永久磁石材料，對於利用液體急冷法所製造出的非晶質合金，經進行結晶化熱處理’將由軟磁性F e3 b相及硬磁性N d2 F e14 B相混合之彳放細結晶集合體’形成具有準安定之構造，稱為「毫微複合磁石」。如此般之毫微複合磁石，已有報告指出含有1 T以上高的殘留磁通密度匕，其矯頑磁力Hcj較低’為160 kA / m〜240 kA / m。因此，該永久磁石材料之使用，局限於1個以上磁石動作點之用途。另外，於毫微複合磁石之原料合金中添加各種金屬元素，試圖改善磁石特性（特開平3-2 6 1 1 04號公報，美國專利4，8 3 6，8 6 8號’特開平7 -1 2 2 41 2號公報，國際申請之國

際公開公報W0 003/03403，W. C. Chan，et. al. ，，TUE EFFECTS OF REFRACTORY METALS ON THE MAGNETIC PROPERTIES OF α -Fe / R2Fe14B - TYPE NANO-COMPOSITE", IEEE, Trans. Magn. No. 5, INTERMAG· 99，Kyongiu，Korea pp· 3265-32 6 7， 1 999 )，並不一定可以得到足夠的「每一單位成本之特性值」。本發明有鑑於如上所述之事實，目的在於維持高的矯

第9頁五、發明說明（4) _ 頌磁力（例如Hc^48〇 k 通密度艮；〇 m)之同時，具有滿足殘留磁〜u · 8 5 丁之極祛；^，供可以低價劁卢— 1主磁石特性的鐵基合金磁石，提 |貝衣侍該鐵某合厶# 至兹石之永久磁石的製造方法。【解決問題之方式】才艮據本gg (Fej T ) #鐵基稀土類合金磁石，組成式以卜m ^m'Oo 〜χ Q n w 集中所選出的J 7種\ Χ ' 2表示（Τ係由Co及Ni構成的群出的1種以上-本以上素，Q係由B及c構成的群集中所選類金屬元素U係1質上不含以與。的1種以上稀土金屬元素，一 Λτ ㈣構成的群集中所選出的 v v ^ ^aTl之至少1種金屬元素），組成比率X、 Υ Z、及m，分別滿足： 1 0〈 x ^ 20 原子％、 6 $ y < 10 原子％、 °· 1 ^ 2 $ 12 原子％、 0 ^ m $ 0· 5 ;及 3有2種以上強磁性結晶相，硬磁性相之平均尺寸為 10 nm以上、2 0 0 nm以下，軟磁性相之平均尺寸於i nm以上、1 0 0 nm以下之範圍内。於理想的實施形式’組成比率X、y、及z，分別滿

足： 1 〇 < χ < 17 at%、 8 ‘ 9.3at〇/〇、及 0 · 5 ‘ z ‘ 6 at〇/o °

第10頁 550602 五、發明說明⑸ 於理想的實施形式，R2 F e14 B型化合物相、石朋化物相、及 α - F e相混合於同一金屬組織内。於理想的貫施形式，上述a - F e相及侧化物相之平均結晶粒徑為1 n m以上、5 0 n m以下。於理想的實施形式，上述硼化物相含有強磁性之鐵基石朋化物。於理想的貫形式’上述鐵基石朋化物含有F e3 B與/ 或Fe23 B6。於理想的實施形式，其組成比率χ及Z，滿足z / X — ).1 ° 於理想的實施形式，上述R之組成比率y為9 . 5原子％以下。於理想的實施形式，上述R之組成比率y為9 · 0原子％以下。於理想的實施形式，含有厚度為1 〇 V m以上、3 0 0 β m 以下之薄帶形狀。上述鐵基稀土類合金磁石，最好呈粉末狀。此種情形下’理想的粉末粒子之平均粒徑為30 以上、25〇㈣以下。於理想的實施形式，可以得到含有矯頑磁力Η。】^ 480 kA / m，殘留磁通密度Br ^ 〇·7 T之硬磁特性磁石。

可以得到含有殘留 (BH) _ 2 120 kJ 更進一步地，於理想的實施形式磁通密度Br ^ 0.85 T、最大磁能積

550602 五、發明說明（6) / m3、及固有端頑磁力石。根據本發明之燒結磁石，將^ 磁石粉末之磁石粉末，利用樹腸r有上述鐵基稀土類合金根據本發明之鐵基稀土類成形為燒結磁石。式以（Fe卜m Tm )10() _ x _ y z κ μ 、石用急冷合金，組成成的群集中所選出的1種以上7元^表禾（Τ係由Co及Ni構中所選出的1種以上元素，R係告、拼Q係由B及0構成的群集 ^ '、只貝上不含La與Ce的1種以上稀土類金屬元素，Μ係由Ti、Zr、及以構成的群集中所選出的金屬元素，一定含丁丨之至少1種金屬元素），組成比率X、y、z、及m，分別滿足： 1 0 < X ^ 20 原子％、 6 S y < 1 0 原子 °/〇、 0 · 1 $ z $ 1 2 原子％、及 0 S m S 0. 5。於理想的實施形式，實質上不含α —Fe，而含有 hFe^B型化合物相及非晶質相之組織，上述R2Fel4B型化合物相之體積比率佔整體之6 〇 %以上。於理想的實施形式，滿足： 10 <x〈 17 at%、 8 $ y $ 9· 3 at°/〇、 0·5 ‘ z $ 6at%;及平均粒徑為50 nm以下之R2Fe14B型化合物相含有60 積％以上。 > 480

kA m之硬磁特性磁體

第12頁 550602 發明說明⑺ 才艮據本發明之鐵基稀i来作係藉由冷卻含有由Fe、Q (〇=f石用心冷合金，其製出的1種以上元素）、R (R為m構成:群集中所選融液，經由埶處理，於 ' 兀” ，、T1之合金熔有開始進行«2Fe14B型晶相成長開始之前，即含織。 °日日構W之化合物結晶相成長之組根據本發明之鐵基稀+斗含：土稀土類合金磁石之製造方法，包錄製作含有Fe、Q (Q係由B及C構成的群隼中種以上元素）、R (R為稀土辛果中所選出的1 驟；土類兀素）、及Ti合金熔融液之步冷卻上述合金熔融液，勢驟；及 I作3非晶質相凝固合金之步藉由加熱上述凝固合全-構造之化合物 '结晶相的成長，= 成長之步驟。進仃《 - F e結晶相於理想的實施形式，剎合金炼融液。邢、’鑄造法以冷卻上述含：根據本發明之鐵基稀土類合金磁石之製造方法，包組成式以（Feh τ ) η η

Co及Ni構成的群集中所":出Χ _ x y Μζ表示（τ係由 τ τ π适出的1種以上元去成的群集中所選出的i種以上元素，R素* Q係由Β及C構的1種以上稀土類金屬元幸系、'、貝貝上不含La與Ce 屬兀素，Μ係由Tl、Zr、及以構成的群 550602 五、發明說明（8) 集中所選出的金屬元素，比率X、 y 、 z、及m，分別滿足： 10 < X 20原子％、 6 ^ y < 1 〇原子％、 0 . 1 ^ z 1 2原子％、及 0 ^ m 0.5，定含Ti之至少1種金屬元素）之製作合金熔融液之步驟；藉由急冷上述合金熔融液，製作含有r2 F e14 B型結晶相之急冷合金之冷卻步驟；及將上述急冷合金結晶化，藉此含有2種以上之強磁性結晶相，形成硬磁性相之平均尺寸為1 〇 nm以上、2 0 0 nm 以下，軟磁性相之平均尺寸於1 nm 以上、1 〇〇 nm 以下範圍内某組織之步驟。上述冷卻步驟，製作含有體積合物相急冷合金。含·· 力30 kPa以上之氣體環境中，作含有平均粒徑為5 0 n m以下金。述冷卻步驟，旋轉上述合金熔觸，形成處於過冷卻液體狀態於理想的實施形式，於比率60 %以上之R2Fe14B型化於理想的實施形式，包上述冷卻步驟，係於壓冷卻上述合金之熔融液，製之R2F e14B型化合物相急冷合於理想的實施形式，上融液，與冷卻滾筒之表面接合金之步驟；及上述處於過冷卻液體狀態合金與冷卻滾筒分離之後，利用上述之環境氣體’取走上述處於過冷卻液體狀態合金

第14頁 550602 五、發明說明（9) 之熱里’進行上述e^B型化合物相成長之步驟。於理想的實施形式，對上述急冷合金進行結晶化熱處理’形成至少含有Rjhe型化合物相、a _Fe相、及硼化物相之具有3種以上結晶相之組織，進行使上述匕F ei4 β塑化。物相之平均結晶粒徑為2 〇以上、1 5 _以下，上述a—Fe相及硼化物相之平均結晶粒徑為lnm以上、50 nm μ下之步驟。化物於理想的實施形式’上㈣化物含有強磁性之鐵基蝴於理想的實施形式或Fe23B6。於理想的實施形式合金之熔融液。根據本發明之燒結 ^ 利用上述之任意鐵製作出鐵基稀土類合金利用上述鐵基稀土 <步驟。於理想的實施形式於理想的實施形式

’上述鐵基硼化物含有F e3 B及/ ’利用帶坏連續鑄造法，冷卻上述磁石製造方法，包含：基稀土類合金磁石製造方法，準備礤石粉末之步驟；及類合金磁石之粉末，製作燒結磁石於粉末表面，進行表面處理。對於燒結磁石，進行表面處理。【較佳實施例之詳細說明

類

第15頁 DU602

二2'::凝固合金含有結晶相，必要時加熱以進行更進藉由本發明物對含有添加T i，於人令斤、六寻疋耗圍虹成之鐵基稀土類合金八口巫/奋政液之冷名 ~Fe相的析出與成長，找到可以停y空制容易產生之α 磁特性之μ6ι4Β型化合二先且均一地進1具有硬不添加Ti之情形，先進，因而想出本發明。之後的4，无進订Nd2Fe14B相之析出與成長， V, e目巧出則谷易成長。因此，對於条冷合全完 :、、、處理卩白奴日守，軟磁性之α —Fe相將變為粗大。

動力與I於此，添加Tl之情形，I k相之析出與成長的動力子將變慢，由於需要析出與成長的時間，認為於完成二、e相之析出與成長之前，便開始進行naf^b相之析出 /、成長。因此，於α - Fe相變大之前，Ndje^B相已成長好均勻的分散狀態。同時，T i對β之親和性很強，於鐵基蝴化物之中則容易被濃縮。於鐵基硼化物内，藉由Ti與B 之強力鍵結，認為添加T i可以安定化鐵基硼化物。根據本發明，利用T i之作用，使得鐵基硼化物與α -Fe相等之軟磁性相變得微細之同時，均勻地分散Nd Fe β L 14 u 相，而且ΝΑ F eM B相之體積比率將增加。該結果將增加矯

頑磁力及磁化（殘留磁通密度），因而改善退磁曲線之彎曲角度。以下，更進一步說明本發明之鐵基稀土類合金磁石。本發明之鐵基稀土類合金磁石，理想的話，其組成式以（Fe〗i Tm)100 _ X _ y _z Qx Ry Mz表示。於此，T係由Co及

550602 五、發明說明（11) 冓的成群：中所選出的1種以上元素，Q係由B (棚）及C (人^構成的群集中所選出的1種以上元素，不 I二iir種以上稀土類金屬元素，M#Ti、Zr、及W構的至少1種金屬元素，但-定含有Tl。

^ 2〇 Jf r0/ l ' X 7、Z、及m，最好分別滿足：l〇〈 X 二】0 $ y〈 10原子％、〇」S u 12原子 °及0 $ m $ 0 · 5之關係。之纟且鐵基稀土類合金磁石，不管是否稀土類元素達整體之10原子％，藉由Ti之添加而磁化 / Λ 度）與不添加τ 1之情形或許維持相等的水尤$«疋增加，改善了退磁曲線之彎曲角度而發揮意想不到之效果。本發明之鐵基稀土類合金磁石，由於軟磁性相之大小微細，各構成相藉由交換相互作用而鍵結，除了硬磁性之 hFe^B型化合物之外，即使存在鐵基硼化物或如a—Fei 軟磁性相，對合金整體而言，則可能顯示極佳的曲之彎曲角度。本發明之鐵基稀土類合金磁石，理想的話，與^Fe B 型化合物之飽和磁化相等，或是含有具較高飽和ς彳2匕之4鐵基硼化物或a-Fe。該鐵基硼化物，例如，為(飽和

磁化1·5 T)或F e23 B6 (飽和磁化1. 6 T)。於此，r〗ρ e b型之飽和磁化約為1· 6 T，α-Fe之飽和磁化為2. 1 τ。14 通常，β之組成比率X超過1〇原子％，而且稀土類元素R 之組成比率y於6原子％以上、8原子％以下範圍内之情形，

550602 五、發明説明（12) 將產生VhB3 ，使用如此組成範圍内之某原料合金時，藉由如本發明之添加T i，能產生R2 F e14 B、F e23 B6、與α - F e，而取代& F Bs。该等之鐵基石朋化物有助於磁化之改善。根據本發明物之實驗的話，僅添加T i之情形，與添加 V、Cr、Mn、Nb、Mo等其他種類金屬之情形不同，最早明暸到與其說不造成磁化之降低，不如說是改善了磁化的事實。同時，添加T i之情形，與上述其他之添加元素相比，退磁曲線之彎曲角度變得特別好。另外，如此般之T i添加效果，當B濃度超過1 〇 a t % 時，則明顯地發揮。以下參照圖1以說明此點。圖1係顯示未添加T i之N d -B磁石之最大磁能積（BH) max與硼濃度之關係圖。於圖中，白色直條狀係表示含有1 〇〜1 4 a t % N d試料之數據，黑色直條狀係表示含有8〜1 0 a t % N d試料之數據。對應於圖1，圖2則顯示添加Ti之後，Nd-Fe-B磁石之最大磁能積 (BH)max與硼濃度之關係圖。圖中，白色直條狀係表示含有 1 0〜1 4 at% N d試料之數據，黑色直條狀係表示含有8〜1 〇 a t % N d試料之數據。由圖1可知，未添加T i之試料的話，不論μ之含有量多募，硼若超過10 at%越多之時，最大磁能積（BH)max 將下降。其下降之程度，比Nd之含有量為1〇〜14 at%之情形還更大。如此般之傾向早已為眾人所知，Nd2Fe14B相為主要相之永久磁石，認為最好是設定硼的量為1 〇 a t % 以下。例如，美國專利4，8 3 6，8 6 8號公開指出硼濃度為5〜

550602 五、發日月說明（13) 9 · 5 a t %之實施例，再者，硼濃上、未滿12 at%，所示範更理相ς物，想範圍為4 at%以 10 at%以下。％的祀圍是為4 at%以上、針對於此，添加了 T丨試料的超過10 aU之某範圍，改盖了則由圖2可知’硼於善於Nd之含有量為8〜10 at°%時最特大^能積（BH)·。該改如此一來，根據本發明，—曰”者石特性將變差。藉由Ti添加可以彳：= 度超過10 ，磁所未能預期之效果。乂侍到由習知之技術與常識方法接著，根據本發明以說明鐵基稀土類合金磁石之製造且有ί ί t:Γ i製造方法，係於不活性氣體環境中冷卻則匕人基合金炼融〉夜，由此製作出含有⑽^ = 型化合物相之平均尺寸為8“m以下。對於人尺人丄l l 受的活右進仃熱處理，則能使殘存於急冷合金中的非晶質結晶化。〜 ^想之實施形式，於壓力為30 kPa以上之氣體環境中部上述合金熔融液。藉此，合金熔融液不僅藉由盥冷2考?之接觸而被冷卻，與冷卻滾筒分離之後，經由i 到環，氣體之二次冷卻效果而適度地被冷卻。、，由適度地調節冷卻滾筒之旋轉圓周速度，可以控制與冷=p滾筒分離時之合金狀態成為過冷卻液體狀態，過冷卻狀α之。金與冷卻滚筒分離之後，藉由環境之氣體以進第19頁 550602

五、發明說明（14) 行散熱、結晶化。茲將參照附隨的圖3，以說明藉由環境氣體之二次冷卻效果。圖3係、表示從冷卻過程開始之經過時間（T ime ) 與合金溫度（Temperature)關係的示意圖。於圖中，顯示環境氣體之壓力超過30 kPa之相對較高的情形下之合金的冷卻路徑a，與環境氣體之壓力低於3〇 kpa之相對較低的情形下之合金的冷卻路徑b，經合併以圖示 α -F e相、 Nd2Fe14B相、及F〜相之析出領域。於此，τ為合金之融點、Tg為合金之玻璃轉移溫度。 m 由圖3 <知’環境氣體之壓力為相對較低之情形（冷卻路徑b)，由於無法期待藉由環境氣體之大的二次冷卻效果，增加冷卻滾筒之旋轉圓周速度，經由冷卻滚筒而相對地提高了急冷（一次冷卻）之迷度。合金自從與冷卻滚筒分離之後，藉由氣體壓力以相對慢的速度進行冷卻（二次冷卻）。冷卻路徑b之轉折點相當於自冷卻滾筒剝離之时間點。另一方面，環境氣體之壓力為相對較高之情形（冷卻路徑a )，增強藉由環境氣體之冷卻（二次冷卻）效果，通過產生Nd2FeHB相之區域的時間將縮短。因此，控制

NdgFe^B相之成長’推測可以得到微細之Ν(^ρ6ΐ4β相。如此一來，一旦低於30 kPa以下且降低環境氣力，於急冷合金中所產生的RJeJ型化合物相之結曰【將變得粗大之故’最後所得到之磁石特性因而變差曰粒棱相反地，一旦環境氣體之壓力超過常壓（三乳壓）而

550602 五、發明說明（15) 變得過高，將受到合金熔融液與冷卻滾筒之間所捲入環境氣體之影響將增大，藉由冷卻滾筒將無法達成充分地冷卻。其結果，將析出粗大的 a - F e，而無法得到良好之硬磁特性。根據本發明物之實驗的話，急冷時之環境氣體之壓力應控制在30 kPa以上、而且常壓（101.3 kPa) 以下，更好是設定於3 0 kPa以上、90 kPa以下之範圍内。而最理想的範圍是40 kPa以上、60 kPa以下。基於上述環境氣體之壓力，滚筒表面周圍速度之理想範圍為4公尺/ 秒（m / 秒）以上、5 0 m /秒以下。若是滾筒表面周圍速度較4公尺/ 秒慢的話，急冷合金中所含之R2 Fe14B型化合物相之結晶粒徑將變得粗大，其平均結晶粒挫_將超過5 0 n m。其結果是’經熱處理將使得R2 F B 型化合物相變得更大，而有磁石特性變差之可能性。另一方面，若滾筒表面周圍速度比5 0 m / 秒更快的話，急冷合金幾乎變得完全非晶質，R2Fe14B型化合物相則幾乎成為無析出之狀態。因此，經結晶化熱處理，R2Fe14B 型化合物相之微粒將明顯的成長，由於組織變得不均勻，將無法達成磁石特性之改善。根據實驗，滾筒表面周圍速度較理想的範圍是5 m / 秒以上、30 m / 秒以下。更理想的範圍是5 m / 秒以上、2 0 m / 秒以下。此外，於本發明之急冷合金中幾乎不會析出粗大的 a _ F e，而製作出含有微細的R2 F e14 B型化合物相之組織，

第21頁 550602 五發明說明（16) —_ 或疋混合含有微細的RJU型化合物相組織與非晶織。因此，經熱處理後，可以得到鐵基硼化物相之、、且，相，微，，於硬磁性相之㈤（微粒邊界）磁疋以薄而寬的狀恶存在之高性能複合型、狀怨或於本專利說明書中之「非曰併扣広兹石。此外，由完全無秩序化部分所構成的相，也含有^士排曰列^不僅是藉，微結晶（大數個nm以下），或是部驅體相。具體而言，藉由X線繞射式雷4^ 3有原子族之法明確鑑定出結晶構造之相泛稱為「”非？質之相觀察，將無以上之急冷合金，由於可以化合物相佔6◦體截織，經由立後之結晶化埶声^夕a_Fe析出之合金組問題。/旦a -Fe等軟磁性相變炎成粗大之地變差，而無論如何也無法得耐、之石特性將大幅尤其是，在如本發明所；;j = 磁石。含右田#夕夕+主形丁 A, ^ 之原科δ至組成般’硼的能力，即使減緩合金熔融液= “之非晶質產生 , _ 〈令部速度，也很難產生妹曰相。因此，根據習知技術的話，奈八 00 冷卻製作如&Fe 充刀地降低合金熔融液之 -Fe或是該先驅體將大幅地被；; 14巧_:合甘物相之外的《啊出。經由其後结處理，α -F e相將變得粗大，因、、 …、如上所述，傳統上，為° 曰大笔彳政禝合磁石之矯頑磁

550602 五、發明説明（17) 力，提高合金炫融部分形成以非晶質好餐由結晶化熱處織。為了得到具已石，言忍為以容易控結晶彳匕。因此，添；im適中，藉由急冷該原主要相之急冷凝固液之冷卻速度，使相之佔有狀態之後理，從該非晶質相分散微細結晶相合制之熱處理步驟，合於非晶質產生能料合金之熔融液，付急冷;錢固合金之大，依習知之常識，最形成均勻而微細之組金組織之毫微複合磁應進行由非晶質相之合金後，經結晶化 N d2 F e i 4 B相及α — F e相兩相，將任意之力的La於原料合金製作出以非晶質相為熱處理而析出與成長中的一相製作成數十 ⑽左右微細相之技術已報告於（w. c. Chan，et. al.

THE EFFECTS OF REFRACTORY METALS ON THE MAGNETIC PROPERTIES OF a-Fe / R2Fe14B - TYPE NANO-COMPOSITE”，IEEE，Trans· Magn. No· 5， INTERMAG· 99，Kyongiu，Korea pp· 3265-32 6 7， 1 999 )。另外，該論文示範7Ti等高熔點金屬元素之微量添加（2 at% )可以改善磁石特性，與稀土類元素Nd的組成比率由9· 5 at%增加至11.〇&1:%，最好將題36146相及 F e相兩相變得微細。上述高熔點金屬之添加，抑制了石朋化物（RjeuB3或FesB)之產生，用以進行製作僅由 Nd2FeuB相及 a -Fe相之兩相所構成的磁石。針對於此，本發明藉由添加Π之作用，抑制於急冷凝固步驟中α - F e相之析出，更進一步地，可以抑制結晶化熱處理步驟中之鐵基硼化物或a —Fe相等之軟磁性相變得

III國

第23頁 550602 五、發明説明（18) 粗大。根據本發明的話，—面利用稀 3 “％以下）原料合金，同時提、广素量較少的（9. 及矯賴磁力，巾能製造最佳退磁曲（殘留磁通密度）石。弓曲角度的永久磁士上所述，根據本發明磁石之矯卻NdJh"目步驟，而優先被員磁力增加’係於冷增加相之體積比率，作，，，错此也同樣地粗大化之形成。同時，磁化之增加，二由二制軟磁性相急冷凝固合金中存在合旦夕 ’、3由Tl之作用，由強磁性鐵基蝴化物等之爛非晶質#，而產生熱處理後所殘存非磁性非：：：之二结晶化如上所述，對於所得到之急冷合金，必要的話，广結晶化熱處理，理相的爷，彡#八古八口、邊由相、石朋化物相、及’==相=種=上^ 合物从hu r e相之3種以上結晶相之組織。t 即”、、處理溫度及時間使得於該組織中，匕。』型化合物1 之平均結晶粒徑為1 0 nm以上、2 0 0 nm以下，硼化物相 α-Fe相之平均結晶粒徑為1⑽以上、50 nm以下。雖然 h F B型化合物相之平均結晶粒徑通常為3 〇 nm以上，改變條件則可達到50 nm以上。硼化物相及α —Fe相等之昝性相之平均結晶粒徑大多為3 〇 n m以下，典型的話僅有數 nm之大小。

於最後所得到之磁石，R2FeHB型化合物相之平均結晶粒徑將比α - F e相之平均結晶粒徑大。圖4係表示該磁石L

550602 五、發明說明（19) 屬組織之示意圖形。由圖4可知，α + 人” 、 J夭，相對較大的R2Fe14B型化合物相之間’分散而存在著微細 n 、的軟磁性相。如此般之 h FeM B型化合物相之平均尺寸輕 4 ^ β j奴大之情形下，由於軟磁性相之平均尺寸足夠小，藉由各椹士上 * έ士 « , Λ . 構成相之交換相互作用而鍵 ,, 、 — 方向將受硬磁性相拘束之故’合金整體可以顯示極佳退兹征退磁曲線之彎曲角度。根據本發明製造方法的-，丄 ^ 舲夕饰士炎士认刹否如上所述，容易產生硼化，之理由為，由於製作R2Fei4B型化合金，與急冷合金中所存在的韭曰所J 頁大牛之减固 ^ 非曰曰貝相無論如何也含有過 Ϊ的硼之故，認為是因為於嗲 δ,、 /L _ , ~ 7…亥石朋之結晶化熱處理時，盥J: 他的元素鍵結而變得容易析出盥 /…、與成長之故。但是，於敎理前之非晶質相中，所含之疋於·、、、良生磁化低的化合物，磁石整俨一產 i體之磁化將下降。根據本發明物之實驗的爷 V、Cr、Mn、Nb、Mo等別種1 f添加Tl之情形’與添加 Μ(尤其是TO之情形，與磁化。同時，添加磁曲線之彎曲角度變得特別好、、冰加兀素相比，退低的硼化物之產生，Ti^H °由此看來’認為抑制磁化本發明中所用之原料合金用尤八疋於情形，經由熱處理則容易粑圍之中，删及Τί較少之此時，認為將非磁性非晶* :有$磁性之鐵基硼化物。中，其結果將減少社！中所含之爛拉入鐵基爛化物相的體積比率，增加強磁性沾曰只改、、、〇日日相之故，而改善殘留磁通

第25頁 550602 五、發明說明（20) 密度。 ^下係’、、:二參f附隨的圖5 ’以更詳細說明該點。形，於急冷凝：合全之示意圖形。夭力τ，· ％、、、°日日化過程上，表示微細組織變化的溫度區域，二之情形，比析出a_Fe之溫度更高磁特性。針對於… 成相之微粒成長，而維持極佳的硬 1計對於此，添加Nb、V、c 如析出a-Fe之較言的、、w危广上Cr荨至屬兀素之情形，微粒成長，各構成回相、夕，凰又區域，顯著地進行各構成相之彎曲角度將大幅地降低減弱之結果’退磁曲線之首先，說明添加Nb、Mo、F之情妒。R主 α—Fe之較低的溫度區域上月形此時，於不析出退磁曲線之彎曲角产極件 …、蜓理的話，可以得到對此般之溫度;好：硬磁特性。•是，以如 ^散存在於非磁性之：：；相：測則尚未形成。同時，一旦於更古锨獲合磁石之構造二丄析出之後急遽成長而變得粗大。因之情形不的乂換鍵結變弱，退磁曲線之f曲丄各構成相之間 • 另一方面，添加Ti後之情形，經又埶;幅變差。各RJ euB型結晶相、鐵基硼化物相、/、处理，可以得到相之鼋微複合構造，各構成相將變相及非晶質添加τ i後之情形，抑制了 α —Fe相之成長句而微細。同時，添加V或Cr之情形，該等之添加〜脾王屬將熔解凝固於Fe 第26頁 550602

於與Fe以反強磁性方式鍵結中，由同時，粒成長如為粗大 Ή於液 T -F e ) 與碳共之冷卻將無法非晶質法之中法，對添加V或Cr之情形，益^ 八；大幅地降低。，退磁曲線之彎曲:充刀抑制伴隨熱處理之微琢w冰& _曲角度將變差。此般之僅添加Π後之情形’

二可以形成具磁性之鐵基蝴化；體急冷時延遲Fe最初社曰刃更進一步地，之蛀曰拼屮，+仞、，，口日日（之後，a -Fe狀態變成口曰曰析出由於容易產生過冷卻液體之元辛硼同擔負重要的作用，即伟执玄各、人入體之兀素硼 2為10 C /秒〜1〇5。。/秒左右之較低值，

大幅地析出a -Fe，而可以製作型結晶相與相混合之急冷合金。於此情況，從各種的液體急冷 ’由於可以採用特別適合於量產之帶坏連續鑄造於低成本化則為重要。， '

+急冷合金熔融液而得到原料合金之方法，並不進行經由喷嘴口之熔融液流量控制，將熔融液從儲存熔融液容器直接 >主入冷卻滾筒之帶坏連續鑄造法，為一種提高生產性而降低製造成本之方法。R-Fe-Β系稀土類合金之溶融液，即使利用帶坏連續鑄造法，於可達成之冷卻範圍内，進行非晶質化時，通常必須添加B (硼）1 0原子％以上。如此般多添加B後之情形，對於急冷合金進行結晶化熱處理之後’由於除了析出非磁性之非晶質相之外，也析出粗大的 a〜Fe或軟磁性相之Nd2Fe23B3相之故，將無法得到均質的微么田 έ士 pl| 、'、、、、。曰曰組織。其結果，強磁性相之體積比率將降低，由於磁化之降低以及Nd2Fe14B相存在比率之降低，導致矯頑磁

第27頁 550602 五、發明說明（22) 力大幅地下降。可是，如本發明、，若添加Ti的話，是為了觀察如上所述之現象’意外地改善了礤化。

此外，從急冷合金含^有很多?非晶質相之情況來看，處於含有很多Nd2F eHB相狀^態者’最後容易得到磁石特性高的磁石。於急冷凝固合金中’ Nd2FenB相所佔之體積比率為整體之-半以上，具體而言，最好是佔60體積％以上。該60體積％之值，係以梅思堡爾⑽0ssbauer)光譜分光法所測定出之值。

Q係該全部由B (石朋）所構成，或者是由B與C (破）之組合所構成。理想的話’對於Q之總量，C原子比率為〇 . 2 5 以下。一旦Q之組成比率X低於1 0原子％，急冷時之冷卻速度為102它/秒〜1〇5 °C /秒左右與較低的情形，將很難製作NdJhB型結晶相與非晶質相混合之急冷合金，隨後即使進行熱處理、，也只能得到未滿48〇 kA / m 同時’於液體急冷法之中，也叙、、扣 c 坏連續鑄造法，因而導致永久木用工私費用車父便宜的帶面，一旦Q之組成比率x超過2〇 ^之價格上揚。另一方殘留非晶質相之體積比率將择:子％，結晶化熱處理後所含有最高飽和磁化a〜Fe之存，同時，由於在構成相中

度Br。因而下降綜合以上之敘比率將減少，殘留磁通密率X設定為超過1 〇原子％、2〇原彳。’理想的話，Q之組成比之範圍為10原子％以上、17届^子％以下。更理想組成比率x η原子％ π R係由稀土類元素（含Υ) 之群集中所選出的1種以上

550602 五、發明言兒明（23) 凡素。若是La或者Ce存在的話，因為將變差，實質上最好…阿頑磁力與彎曲角度或Ce OW下）的可是，混入微量的^ 在之情形，磁石特性上並盔問題：將之視為不純物存丁τ斗、Γ *y …问靖因此，含有0. 5原子％以下La或Ce之t月形，實質上可以說不含u或以。爻=而J，R最好是含有Pr_，並視其為必須元，二忒=須几素之部分以”及/或几置換也可以。若組成比率y未滿整體之6原子％，則發現矯頑磁力所必要之含有I FeuB型結晶構造之化合物相將無法充分地析出，於是無法得到48 0 kA / m以上之矯頑磁力L。同時，若組成比率y為1 〇原子％以上，則具強磁性之鐵基硼化物或 α-Fe之存在量將降低。因此，稀土類元素R之組成比率y 於6原子％以上、未滿丨0原子％之範圍内，例如，最好調節至6原子％以上、9· 3原子％以下，更理想r之範圍為8· 3原 %以上、9 · 0原子％以下。添加金屬元素Μ，Ti視為必須元素，再者，含有Zr及或Η ί也很好。為了得到前述之效果，是必須的元素，有助於矯頑磁力與殘留磁通密度艮之改善、及退磁曲線彎曲角+f之改善，因而改善最大磁能積（ΒΗ)_。若金屬元素Μ之組成比率z未達整體之〇· 5原子。/。，則不能明顯地發現T i添加之效果。另一方面，若金屬元素μ之組成比率ζ超過整體之1 2原子％，由於增加結晶化熱處理後所殘留非晶質相之體積比率，則容易導致殘留磁通密度& 之降低。如此一來，金屬元素Μ之組成比率ζ最好於〇· 5原

第29頁 550602 五、發明說明（24) 子％以上、1 2原子％以下之範圍内。更理想的話，z範圍的 - 下限是1. 0原子％、上限是8. 0原子％，而最理想之z範圍的上限是6. 0原子％。同時，Q之組成比率X越高，由於越容易形成含過量Q . (例如硼）之非晶質相，最好提高金屬元素Μ之組成比率 ζ。具體而言，最好調整組成比率滿足z / X ^ 1，更理 · 想的話，滿足z / X —0.15。汝匕外，由於T i用以擔負特別理想之作用，最好金屬元素Μ—定要含有Ti。此時，金屬元素Μ對整體而言，Ti之比率（原子比率）最好是70%以上，更理想的話是90%以上。_ F e佔有上述元素含量之所剩的部分，即使部分的F e以 . Co及Ni之一種或是二種之過渡金屬元素（T)置換，也可以得到所要之硬磁特性。對於Fe，若T的置換量超過50%， * 將無法得到0 . 7 T以上之高的殘留磁通密度&。因此，置換量最好限定於0%以上、50%以下之範圍内。另外，部分的F e藉由以C 〇置換，隨著改善退磁曲線之彎曲角度，由於 R2Fe14B相之居禮溫度上升，因而改善耐熱性。利用Co則Fe 置換量之理想範圍為0. 5%以上、40%以下。接著，說明本發明之理想實施形式。 [液體急冷裝置] 本實施形式，例如，利用如圖6所示之急冷裝置製造鲁原料合金。為了防止容易被氧化之稀土類元素R或含Fe原：料合金之氧化，於不活性氣體之環境中，進行合金製造步 . 驟。可以利用氦或氬等稀有氣體或氮氣做為不活性氣體。

第30頁 550602 五、發明說明（25) 但是，由於氮氣較袞总* ^ ^ 或氬等稀有氣體。I'、稀土類元素R反應’最好利用氦圖6之裝置，保姓古力而裝設有為可能，枓、人空或不活性氣體環境，調整該壓 ⑷係整體構成圖原之溶解室1及急冷室2。圖6 如圖6 U) 圖\(b)係局部之放大圖。所需要之磁石合金I点烙解室1裝設：於高溫中，熔解成具有熔融液出口噴;；^而配好原料20之炫解爐3 ;於底部控制大氣之進入，、上儲存溶融液容器4 ;以及為了一面好原料供應裝置8。配好之原料供應至熔解爐3之配融液2 1，含有能維拄子熔融液容器4儲存著原料合金之熔熱裝置（未以圖示）熔融液出口溫度於所設定水準之加於该裝置上，炫能它1 力的栌制於齡％ a 解至1及冷卻室2内之環境氣體及其壓刀Θ控制於所設定之笳圚兀 1 h U QU . Λ- 圍内。因此，環境氣體之供應口 lb 2b、及8b與氣體排氣口] 位置點上。尤其是，氣體、a、及8a均裝設於適當之夕π料网a 乱體排氟口 2a係為了控制急冷室2内之絶對壓力於3〇 kPa〜當厭/ , ^ 幫浦。吊& (大氣壓）之範圍内，連接於炫解爐3是可以傾斜稆叙AA 4 ^ 廢仏、+ _ w移動的，透過漏斗6將熔融液2 1適度地注入儲存熔融液容器4 六广一丄态4之内。熔融液21利用裝設於儲存熔融液谷器4内，但未以圄— 純如一、乂圖不之加熱裝置加熱。儲存溶融液容器4之炫點、六， ^ Λ 〜W液出口喷嘴5，係裝設於熔解至1與急冷室2之隔壁，將鍅六w 91 ^ f储存^谷融液容器4内之熔融液。下⑽至酉己置在其下方的冷卻滾筒7之表面。熔融液

550602 五、發明言兒明（26) 出口喷嘴5之孔徑，例如是0 · 5〜2 . 〇 _。炫融液2 1之黏性大之情形，嫁融液21則變得彳艮難流入熔融液出口喷嘴5 内，而本實施形式則為了保持急冷室2的壓力狀態更低於熔解室1，於是熔解室1與急冷室2之間形成壓力差，便能順利地進行熔融液2 1之熔融液流出。冷卻滾筒7係依據熱傳導度的觀點，由a 1合金、銅合金、石炭鋼、黃銅、W、Mo、青銅所形成而製到。可是，從機械性強度及經濟性之觀點而言，最好是⑸、F e、或是由含有C u或Fe的合金所形成的。最好不要以cu或f e以外的材料製作冷卻滾筒，將使得急冷合金與冷卻滾筒之剝離性變差之故’擔心急冷合金會纏繞於滾筒上。冷卻滚筒7之直仏=如3 0 〇厂5 0 0 m m。於冷卻滾筒7内所裝設水冷裝置之水 ΐ ϊ ί而係對應於所算出每單位時間之凝固潛熱與熔融液出口 I而加以調節。根據圖6所示之梦罟的古去 L也1 0 k g之 ^ ^ ^ λ 〈展置的活，例如可以將合計為1 u K g 金' 如成Γ』；2°分鐘之間急冷凝固。如此戶斤形成：ί 金薄片、寬度：2顏〜3 [液體急冷法] 一〇 ”先以上述表示之組成式掣你兩& 疮料合金格融液2 1，儲存於、乍所需要之原 P，仔於圖6熔室1之者熔融液之流出係兮卜兩仔心融液容器4 滕出保该炫融液2 I從炼融 +此e向減心之Ar氣體環谙中从t ^ 奋政液出口噴嘴5，r 觸度控衣*兄十的水冷滾筒7上，紐必Μ 7之换精密而急冷、凝固。么4 、、工由與冷卻浪兩急冷凝固方法必須採用可以高

550602 五、發明說明（27) 制冷卻速度之方法。

本貝施形式之情形，嫁融液2 1於冷卻凝固之際，冷卻速度最好設定在1 X 1 02〜1 X 1 〇8 °C /秒，更理想的話，設定在 1 X 1 〇4 〜1 χ 1 Q6 / 秒。

合金熔融液2 1藉由冷卻滾筒7之冷卻時間，在旋轉冷部滾请7外圍表面上之合金，相當於從接觸開始直到分離為止之時間，其間，合金之溫度降低，成為過冷卻之液體狀態。隨後，過冷卻狀態之合金將自冷卻滾筒7分離，飛越不活性氣體環境。合金以薄帶狀於飛行期間，被環境氣體吸熱之結果，其溫度將進一步地降低。本發明的話，由 =環境氣體之壓力設定於30 kPa〜常壓之範圍内，將增強文環境氣體之散熱效果，合金中的Nd2Fe14B型化合物則能 #句而微細地進行析出與成長。此外，於原料合金中未添 σ適量之Ti等元素μ之情形下，經歷如上所述冷卻過程之 =々❺金中，由於優先析出與成長〇； - F e，將使得最後所件到之磁石特性變差。

上於本實施形式，將滚筒表面速度調整至丨〇 m /秒以體之^ ^ /秒以下之範圍内，並且，為了提高受環境氣 ^^ _人冷卻效果’藉由設定環境氣體之壓力為30 kPa J W βΙΓ平均粒徑為80 nm以下’且含60體積％以上微$

U 13 1化合物相之急冷合金。上述利用本Γ月之合金溶融液急冷法，並不限定；孔洞以進筒法’ ΐ滾筒法、氣體喷霧法、不利用喷嘴i 進仃流量控制之帶坏連續鑄造法，再者，組人

550602 五、發明說明（28) 法與氣體喷霧法之冷卻法等也是可行的。於上述急冷法之中，帶坏連續鑄造、去低’為1G2〜105 °C /秒。於本實施形式，^冷卻速度較加適量的Ti，利用帶坏連續鑄造法之&步藉由在合金中添 F e最初結晶組織佔大部分之魚冷合金二），也能形成不含法之工程費用約為別的液體‘；二之於帶坏連續鑄造滾筒法，可有效地製作大量之急冷合金，以下，相較於單技術。對於原料合金未添加元素M之情步適合於量產化之 Mn、Mo、Ta、及/或W以替代元素τ丨之與添加Cr、V、帶坏連續鑄造法形成急冷合金，由於產^ 即使也利用晶之金屬組織，將無法形成所要求的金含多量Fe最初結 [熱處理] &織。本實施形式，係於氬氣環境中進行熱活’設定升溫之速度為5 /秒〜2 〇々理。理想的能無法達到足夠水準。同時上、8 5 0 °C以下之溫度，維持3〇秒以上、2秒，於5 50 °C以間後’冷卻至室溫。經由該熱處理，析出0分鐘以下之時中的準女之相彳政細結晶’而形成毫微複八^成長非晶質相本發明的居’於開始進行熱處理之時間點、、織構造。根據 N 4 F e:4 Β型結晶相已存在佔整體之⑽體積％上’由於微細的 F e相或其他結晶相變得粗大，n4 b型沾上，將抑制構成相（軟磁性相）將變得均勻而微細。〜晶相以外的各此外，一旦熱處理溫度降至5 5 〇以下非晶質相也將多數地殘留著，利用急冷熱處理後之 ··.·.‘ 二 v 件，橋碩磁力可一旦熱處理溫度超過85〇

第34頁 550602 五、發明說明（29) ---- 降柄，成相之微粒成長將變得明顯，殘留磁通密度Br將處理二二If磁曲線之f曲角度將變差。因此，理想之熱範圍Hr °C以上、⑼0。0以下’更理想的熱處理溫度视N為570 C以上、820 °C以下。本，明為了利用環境氣體之二次冷卻效果，急冷合金夠里的N 4 F eu B型化合物將均勻而微細地析出。因 1、,’不見得要對急冷凝固合金本身進行結晶化熱處理，急 ~减固合金本身可以充分地發揮磁石特性。因此，結晶化了、、處理不疋本發明必要的步驟’為了改善磁石特性而最好進订该步驟。此外，與習知技術相比較，即使於低的溫度進行熱處理，也可以充分地改善磁石特性。熱處理之環境氣體，係為了防止合金之氧化，最好是不活性氣體環境。也最好於〇·1 kPa以下之真空中進行熱處理。熱處理前之急冷合金中，除了R2Fe14B型化合物相及非晶質相之外，最好也含有Fe3B相、Fe23B6相、及R2Fe23B3相等之準安定相。此情形下，經由熱處理，R2Fe23B3相將消失，而與& FeHB相之飽和磁化相等，或是，能使顯示更高飽和磁化之鐵基删化物（例如F e23 B6)或使α - F e結晶成長。本發明之情形，即使最後所得到的是，如α - F e般之軟磁性相存在，由於藉由軟磁性相與硬磁性相交換相互作用而進行磁性鍵結，能發揮極佳的磁石特性。熱處理後之R2 F e14 B型化合物之平均粒徑，單軸結晶粒徑必須要在3 0 0 nm以下，最好是20 nm以上、1 5 0 nm以

第35頁 550602 五、發明言兒明（30) 下，而更理想的話，B 9 η 此，若硼化物相Dta = 以上、100 nm以下。針對於各構成相之間的ί ==之平均粒徑超過5 “m，作用於曲角度變差，因而（、βΗ)作用將減弱，由於退磁曲線之青降至1 nm以下，) max將降低。若該等之平均粒徑化物相或α-Fe相等之/二，的矯_力°由此看來，硼上、5…下2，相之平均粒徑最好是！-以此外，於熱處理話，是30 nra以下。粗略的切斷或粉碎。别，取好先將急冷合金之薄帶進行熱處理之德，土、+ (磁粉）w話，利用刀：所侍到之磁石，若製成磁石粉末種的燒結磁石。势自之步驟’經由該磁粉可以製造各磁粉與環氧樹脂或石之情形，將鐵基稀土類合金狀。此時，毫微斿=月、5、月曰相混合，便能成形所要的形之旋轉ΐί述之燒結磁石，可以製造馬達或致動器等各種將本發明之磁最好粉碎平均出成形燒結磁石使用之私末之平均粒徑為30_以上=以下，更理想的話，於壓縮成形燒結磁石使 50 以下。同時，應用 3 〇 0 a m以下，更理相 n 隶好粉碎平均粒徑至上、25‘以Ϊ =:的粉末之平均粒徑為3〇_以平均粒捏為5 〇 " m以上、：:二，：二分布具有二個尖峰，第36頁 550602 五、發明說明（31) itb外，於粉末之表面，藉由進行藕合處理或化學合成處理、鍍金等之表面處理，不管其成形方法為何，可以改善燒結磁石成形時之成形性或所得到燒結磁石之财钱性及耐熱十生。同時，於成形後之燒結磁石表面上，進行樹脂塗裝或4匕學合成處理、鍍金等之表面處理之情形，與粉末之表面處理相同，可以改善燒結磁石之耐蝕性及耐熱性。 [實施例] 首先，針對Q的組成比率X及Μ的組成比率y，分別滿足 10 < X < 15原子◦及0· 1 < z < 10原子％之實施例與比較例，進行說明。針對含有表1中所示組成之各別試料（No. 1〜

No. 1 2 )，使用純度為99· 5% 以上之B、C、Fe、Co、Ti、

Nd、Pr、Tb、及Dy之材料，稱出總重量30克而投入石英坩锅中。於此例中，試料N 〇. 1〜N 〇. 8相當於本發明之實施例，而試料N 〇. 9〜N 〇. 1 2則相當於比較例。 [表1] nm (^λ) 獅鰓热症埋溫度 Fe Q R M m/秒 V 1 Fp7Q Rll Nil 9 Ττ 1 20 JO 660 贸 2 Fe 78.7 B 103 Nd9 丁i2 12D 7Ό0 3 Fe 76.7 B 103 Nd9 Ti4 9.0 ιω 施 4 Fe69 + Co3 B 14 Nd3+Pr3 Ti6 9.0 740 i Fe 68 +Co 3.5 B7+C4 Nd9.5 Ti8 7.0 m 6 Fe 78.7 B 103 Nd8+Dvl Ti2 12ΰ 720 7 Fp7R7 R5+C53 Ύλ7 12D 730 8 Fe 65.7+Co 10 B 103 Nd9 Ti5 &0 730 9 Fe81 B 12 Nd7 一 30.0 660 較 10 Fe80 B 14 Nd6 一 20.0 680 m 11 Fe 80.7 B 103 Nd9 一 25.0 660 12 Fe 76.7 B 103 Ndll Τι2 12D 710

第37頁 550602 五、發明說明（32) 於表1，例如「Q」表示攔之「B 7 + C 4」係表示添加了 7原子％ (硼）與4原子％之(：（碳）。「R」表示搁之「Nd 3 + Pr 3」係表示添加了3原子％之⑽」與^原子 % 之 p r 〇一使用於製作熔融液之石英掛鍋，由於其底部有一個直為〇 · 8 _之孔，將上述原料於石英坩銷内熔解之後，為合金熔融液而經由孔而向下滴流。原料之溶解係於工 kPa壓力之氬氣環境下進行，使用高頻加熱法。本每則設定熔融液之溫度為1 5 0 0 〇C。只也例藉由以26.7 kPa的Ar氣體加壓於合金熔融液之對著於孔下方0· 7 mm位置之銅製滾筒的外圍表面/ ’ 液。滚筒外圍表面之溫度維持在室溫左右，滾筒」=融内部、一面快速旋轉。因此，從孔所滴下的=金二f = 2 與滾筒外圍表面接觸而逐漸散熱，同時沿著圓用；方向飛出。由於合金熔融液通過孔而連續滴向滾筒ς:= 表面，因急冷而凝固的合金將拉長延伸成為具有緞帶（寬：2〜3 /zm、厚：20〜50 //Π1)形狀。〆▼之於本實施例採用旋轉滾筒法（單滾筒法）卻速度係依照滾筒圓周速度及每單位時間之熔融^ j下^ 而制定。該熔融液流下量與孔徑（截面 = 有關。本實施例中，設定孔之直徑為"；= 為26. 7 kPa、流下速率約為〇. 5 ，文i力滚，外圍速度如表丨之所示。 “里。接者’於Ar氣體中進·〇1〜Ν〇124冷合金之熱處

第38頁明m明（33) 理。具體而言，以表l之最右一欄所示之熱處理溫度，將各急冷合金保存6分鐘之後，再冷卻至室溫。隨後，利用振動型磁力計測定各試料之磁石特性。如下表2，顯示該測定結果。 [表2 ]

磁符注 Br H*j (BHW m fkA/ni) 1 0.86 490 94 2 085 605 US 3 0.85 695 111 m 4 0.8S 520 102 5 m 740 106 m 6 0.斛 65S 101 7 0.83 682 96 S 0.87 730 125 it 9 0.80 22 4 較 10 m S — m 11 0.86 479 80 12 cm 955 8S 由表2可知，相較於比較例之磁石特性，實施例顯示了極佳之磁石特性。同時，即使添加T i後之情形，一旦稀土類元素R (Nd) 之組成比率y於6 S y < 10原子％範圍之外，組織變得均勻而微細之T i添加效果將無法充分發射強度，殘留磁通密度B,之降低將顯著地發生。圖7係顯示No. 2與No· 3試料（實施例）與No· 11試料（比較例）之退磁曲線。圖7圖形之縱軸表示磁化，橫軸表示退磁場之強度。由圖7可知，相較於比較例之彎曲角度，實施例退磁曲線之彎曲角度極佳。比較例之情形，認為是因為結晶粒徑大而使得彎曲角度變差。接著，針對實施例之各試料，以Cu-K α之特性X線調

550602 五、發明說明（34) 查該構成相。其結果，確認除了有IF B相之外，也存在 F e23 B6才目及α — F e相。另一方面’ N 〇 · 9與N 〇. 1 0試料（比較例）之情形，未確認出硬磁性之IF B型化合物相，而是形成了由軟磁性相之LFeuB3與 α -Fe所構成的組織。另外，Ν ο · 11試料（比較例）的話，形成了硬磁性相κ ρ ei4 b 相與軟磁性相 α - F e所構成的混合組織，但未能確認出強磁性之鐵基硼化物。圖8係顯不N 〇 · 2與N 〇 · 3試料（實施例）與N 〇 · 1 1古式

料（比較例）於熱處理後之X線繞射圖案。圖8圖形之縱轴表示繞射強度，橫軸表示繞射角度。由圖8可知，實施例的話，形成了由Nd 2Fe14B相、α-Fe相、及Fe23B6相所構成的金屬組織。針對於此，比較例的話，僅觀察到Nd Fe B 相及a -Fe相，認為是於合金組織中，β過量存在。2 14 此外’針對No. 1〜No· 8之各試料，利用透過型電子顯微鏡調查熱處理後金屬組織之結果，任何試料均具有平均粒徑為1 〇 nm〜2 5 nm以下之毫微結晶組織。另外^利用原子探針分析No· 2試料時，Ti之一部分與各構成相 Fe置換’但大部分之Ti則存在於微粒邊界。接著’針對Q之組成比率X及Μ之分別滿 ,—------，組W %平Ζ ，分另丨 15 $ X $ 20原子％及3.〇 < z < 12原子％之實#

未能滿足該組成比率之參考例，進行說明。 &尹，分別針對含有如表3所示之每一個組〜No· 19)，使用純度為99 5%以上之B、c、d d

及Nd之材料，稱出總重量3 〇克而投入石英坩鍋中。0 T

第40頁 550602 五、發明說明（35) [表3 ] C^/〇) 綱雌熟艇埋溫度 Fe Q R M m/忮 13 Fe 6S.5 B 15 Nd8.5 Ti8 20 6S0 14 FeX.0+ Co 2.5 B 15 Nd8.5 Ti4 20 680 施 15 Fe71.5 B 14+C 1 Nd8.5 Ti5 12 700 m 16 Fe 66.5 B 15 Nd8.5 TilO 26 720 參 17 Fe 76.5 B 15 Nd8.5 - 30 760 考 1¾ Fe 74.5 B 15 Nd8.5 Ti2 15 780 m 19 Fe 75.5 B 15 Nd8.5 Ti3 20 7S0 於表3，例如「Μ」表示欄之「T i 8」係表示添加了8原子％iTi 。而「-」係表示未添加Ti。針對No. 13〜No. 19，也與對於上述試料No.l〜No. 1 2之不条件相同的方法，實行急冷凝固步驟。藉由Cu - Κ α之特性X線調查所得到急冷合金組織時，任何試料均為非晶質合金。急冷合金為非晶質之理由係因為合金中之Β濃度較高，而容易非晶質化。接著，於Ar氣體中熱處理No. 13〜No. 19之急冷合金。具體而言，以表3之最右一欄所示之熱處理溫度，將各急冷合金保存6分鐘之後，冷卻至室溫。隨後，利用振動型石兹力計測定各試料之磁石特性。如下表4，顯示該測定結果。 [表4 ] 试料磁待性 Br Hu CBiTjr^ CT) ΟίΑ/ηύ fkJ f iti) 13 0.S3 957 111 14 0.79 906 1Q5 15 0.82 &36 104 16 0.70 1073 7S 17 0.63 197 2S IS 0.71 462 56 19 ID 30 12

550602 五、發明說明（36) 由表4可知’相較於No· 17〜No. 19試料（灰之磁石特性，N〇.1 3〜Ν ο · 1 6試料之磁石特姓多考例）之值。、顯示了極佳圖9 圖9係顯示No· 13與No. 17試料之退磁曲緣。圖形之縱軸表禾磁化，橫軸表示退磁場之強及 ® 知，相較於No· 17試料之彎曲角度，No. 13 〇二由圖9可之彎曲角度極佳。 1料退磁曲、彳圖10及圖11分別顯示No· 13及No. 17試％後的X線繞射圖案。〃；熱處理〕理以由圖10可知，添加T i後之情形，於熱處 as-spun表示）之合金，並未觀察到代表結晶性之繞峰’以6 6 0 C進行6分鐘熱處理之後，可以觀察到具有大 NdJe^B型結晶結構化合物相產生之繞射尖峰。此時，也& 觀察到a -F e相之繞射尖峰，但其強度並不大。熱處理溫度為7 8 0 °C之情形，α - F e相之繞射尖峰強度相對地增力推測α F e相之結晶化溫度將高於μ j?e β之結晶化溫度。、—針對於此，未添加了丨之情形，如圖丨丨所示，以6〇(rc ，=6分鐘熱處理之後，並未觀察到具有代表型結晶結構化合物相產生之繞射尖峰，但明確地觀察到a -Fe 相之ά射人峰。由此，顯示α — F e相之析出與長成將較n d 2 F eu β相之結晶化優先。熱處理溫度為7 8 〇它之情形，“ ^ f之繞射尖峰的強度，則變得非常強，因而造成α -Fe相變得粗大。

550602 五、發明說明（37) 如此一來，好Μ之組成比率z 接著，針對改變急冷環境氣使用於製作徑為0 · 8 mm之孔為合金熔融液而 33 kPa壓力之氬設定炫融液溫度精由以2 6 . 7 對著於孔下面0. 液流下。其他的本實施例的滾筒表面速度、 [表5] ----- Q之組成比率X為1 5原子％以上之情形，最大於3. 〇 ° 含有Nd9Fe78.7B1Q 3Ti2 (at%)組成之人金壓或滾筒表面速度以進杆饺5Α + 口 ^ # 订/合一液之冷卻。熔融液之f丄央坩鍋’由於其底部有一個直，上述原料於石英坩鍋内被熔解t 經由孔向下滴流。進行眉社成务俨产下，廿你m =原科之溶解係於1 虱农見。下並使用南頻加熱法。本杏,η 為1 5 0 0 C。尽λ施例 kPa的Ar氣體加壓於合金溶融 7 mm位置之銅製滾筒的外之液面，條件與上述實施例之产 & 使炫融話，如下表5所示，改Λ大人致相同。及熱處理溫度。文心、冷環境氣壓、 1式科彦栉環頃菊J里 ΠεΡώ 潘街表度 fm/ 杪Ί 热艇埋溫度一 (V) 20 40.0 10.0 623 21 35.0 15.0 640 22 40.0 20.0 650 23 80.0 23.0 660 24 00.0 12.0 640 25 40.0 28.0 600 26 10.0 15.0 680 〜 27 40.0 35.0 700 2& 40.0 5.0 600 以Cii-K α之特性X線調查依上述之液體魚之急冷合金組織。利用ΤΕΜ (透過型雷2曰w 7法所製作

No. 2 0〜No· 25試料之任何一種均含右；u確認 ]3有I^Fe^B相佔整體

第43頁 550602 五、發明說明（38) 之6 0體積％以上。另外，除了 Nd2Fe14B相之外，也觀察到α -Fe相及Fe23B3之存在。圖12係顯示No. 21試料之X線繞射圖案。圖12中，註明「a s - s p u η」之折線為結晶化熱處理前急冷合金之X線繞射圖案。同時，於圖1 2中，也顯示如後所述結晶化熱處理後之X線繞射圖案。 Ν 〇 · 2 6試料的話，確認有屬於N d2 F ei4 Β相、α - F e相、及F e23 B3之繞射尖峰，N〇 . 2 7試料的話，只有觀察到光暈圖案，No. 28試料的話，觀察到a -Fe相所致之強繞射尖峰，與Nd2Fe14B相所致之些微之繞射尖峰。此外，No· 26 試料的情形’存在很多的非晶質相。接著，於Ar氣體中熱處理No. 20〜No. 26之急冷合金。具體而言，以表5之最右一欄所示之熱處理温度，將各急冷合金保存6分鐘之後，冷卻至室溫。隨後，利用振動型磁力計測定各試料之磁石特性。如下表6，顯示該測定結果。 [表6]

试料磁待性 Br Hd CT) ΠίΑ/m) fkJ/m) 20 0.S9 70S 124 21 0.94 650 130 22 0.95 600 126 23 0.8S 683 124 24 0.9 m 125 25 0.87 58S 12D 26 0.83 780 114 27 0.S1 754 103 2& 0.64 334 3S 由表6可知，No. 20〜No. 25之試料可以得到殘留磁通密度Br - 0· 85 T、固有矯頑磁力Hcj ^ 48 0 kA /

550602 ^ 1 2 0 k J / m3之極佳的硬磁五、發明說明（39) m、及最大磁能積（BH) 特性。 ,圖13係顯πΝ〇· 21試料與No· 26試料之退磁曲線圖开y圖1 3圖开》之縱軸表示磁化，橫軸表示退磁場之強度。 =圖13可知，相較於化.26試料之彎曲角度，n〇. 21試料為極佳的退磁曲線彎曲角度。N〇. 26試料的話，認為是由於結晶粒徑大而使得彎曲角度變差。用 C u - k α 。其結果， a - F e相及於熱處理接著’針對熱處理後之實施例的各試料，之特性X線調查構成相，利用TEM測定結晶大扦 R2FeuB相之平均粒徑於2〇〜1〇〇⑽之範圍内，鐵基硼化物之平均粒徑於1〇〜50 nm之範圍内 y 另一方面’ No· 26及No· 28試料之情形，.......〜％⑺ 2 ;雖然不會產生構成相種類的差異，試料Ν〇· 27試料之月=’除了R2Fe14B型化合物之外，也確認了 α _Fe相及 Fe23~之析出與成長。由以上之所述’急冷環境氣體之壓力最好設定為3 〇 I/· p 〇 p» | 之同時，設定急冷環境氣體之壓力為30 kPa以上月形’滚筒表面速度最好設定為1 〇 m /秒以上、3 0 m / 秒以下。【發明之效果】 ♦、冷根據本發明的話，藉由進行添加Ti後之合金熔融液的 ^ _ 面降低磁石所必需之稀土類元素的量，同時可以评場碩磁力及磁化足夠高且極佳磁石特性之永久磁

第45頁 550602 五、發明說明（40) 石。另外，根據本發明的話，藉由添加T i，利用液體急冷法製作急冷合金之時，即使降低冷卻速度，也可以控制液體冷浴p步驟時 a - F e相之析出。因此，如帶坏連續鑄造法般，冷卻速度較慢，由於可以利用適合於量產化之液體急冷法，極有效地減少製造成本。

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圖式簡單說明圖1係顯示未添加T i之N d - F e - B毫微複合磁石之最大石兹能積（BH) max與硼濃度之關係圖。圖中，白色直條狀係表示含有10〜14 at% Nd試料之數據’黑色直條狀係表示^ 有8〜10 at% Nd試料之數據。圖2係顯示添加T i之後，N d _ F e - B毫微複合磁石之最大磁能積（BH) max與硼濃度之關係圖。圖中，白色直條狀係表示含有10〜1 4 a t % Nd試料之數據，黑色直條狀係表示含有8〜10 at% Nd試料之數據。圖3係顯示因環境氣體之二次冷卻效果。橫軸係表示從冷卻過程開始之經過時間（T i me )，縱軸係表示正在冷卻之合金溫度（Temperature)。圖4係表示根據本發明，於磁石上之R2Fe14B型化合物相及（Fe、Ti ) - B相之示意圖。圖5係添加Ti後之情形，及添加Nb等以取代丁土之情形，於急冷凝固合金之結晶化過程上，示意地表示微細組織之變化圖形。圖6 (a) 係根據本發明，顯示用以為了製造鐵基稀土類合金磁石之急冷合金的方法，裝置整體結構例之剖面圖，圖6 (b ) 係進行急冷凝固之局部放大圖。圖7係顯示No· 2與No· 3試料（實施例）與Ν〇·丨丨試料（比較例）之退磁曲線圖形。圖8係顯示No· 2與No· 3試料與No. u試料於熱處理後之X線繞射圖案。 … 圖9係顯示No· 14與No· 1 9試料之退磁曲線圖形。

第47頁 550602 圖式簡單說明圖10係顯示No. 14於熱處理前後的X線繞射圖案。圖11係顯示No . 1 9試料於熱處理前後的X線繞射圖案。圖1 2係顯示No . 2 1試料之急冷合金（結晶化熱處理前）的X線繞射圖案，與結晶化熱處理（ 640 °C、6分）後的 X線繞射圖案。縱軸為繞射尖峰之強度（I n t e n s i t y )，橫軸為繞射角度。圖13係顯示No. 21試料與No. 26試料之退磁曲線圖形。 [符號說明] lb、2b、8b、及9b :環境氣體之供給孔 1 a、2 a、8 a、及9 a :氣體之排氣孔 1 :熔解室 2 :急冷室 3 :熔解爐 4 :儲存熔融液容器 5 :溶融液出口喷嘴 6 :漏斗 7 :旋轉冷卻滚筒 21 : A容融液 22 :合金薄片

第48頁

Claims

修正六、ΐ請專利範圍種鐵基稀土類合金磁石，其特組成式以（Fei_m Tm)iQQ x y zQx R、1 : 及Ni構成的群集中所選出的1種以上/ z表不（T係由Co 的群集中所選出的1種以上元素，R係每、晰’ Q係由B及C構成 1種以上稀土類金屬元素，M係由Ti、^貝上不含La與Ce的中所選出的金屬元素，—定含以之至小、及Hf構成的群集成比率X、y、Z及m，分別滿足：種金屬元素），組 10 〈X ^ 20原子％、 6 S y < 1 0 原子％、〇. 1 ^ z ^ 12 原子％、性相之平均尺寸於1 2.如申請專利範圍第1項之鐵基丞稀土類合金磁石，其 0 S m S 0· 5 ;及含有2種以上之強磁性結晶相，硬為1 0 nm以上且在200 nm以下，軟磁性知> ^目之平均尺寸 nm以上且在1 00 nm以下之範圍内中組成比率X、y、及z，分別滿足： 1 0 < X < 1 7 at%、 8 $ 9.3 at%、及 0.5 $ 6at%。中 3·如申請專利範圍第1項之鐵基稀土類合金磁石，其 R2 Fe14B型化合物相、棚化物相、及α -Fe相混合於同

第49頁 550602 案號 90112466

清專利範圍第4項之鐵基稀土類合金磁石一金屬組織内。 4 ·如申請專利範圍第3 中：上述α -上、5 0 nm以下。 5 · 如申請專利範圍項之鐵基稀土類合金磁石，其石，其上述硼化物相含有強磁性之鐵基硼化物。 6.如申請專利範圍第5項之鐵基稀土類合金磁石，其上述鐵基删化物含有1^3與/或^化。 7.如申請專利範圍第1項之鐵基稀土類合金磁石，其中·· 組成比率X及z，滿足z / X - 〇 1。 8 ·如申請專利範圍第1項之鐵基稀土類合金磁石，盆中： ’、上述R之組成比率y為9. 5原子。/G以下。 9·如申請專利範圍第1項之鐵基稀土類合金磁石，直中： ’、上述R之組成比率y為9.0原子％以下。 10·如申請專利範圍第1至6項中任一項之鐵基稀土類合金磁石，其中：含有厚度為10//m以上、300/zm以下之薄帶形狀。 11·如申請專利範圍第1至6項中任一項之鐵基稀土類

第50頁 550602 案號9〇_112棚___年月六、申請專利“ --^~拉合金礎石，其係呈粉末狀。其中1:2. #巾請專利範圍第n項之鐵基稀土類合金磁石，粉末粒子之平均粒徑為3〇㈣以上、25〇_以下。人金;如I凊專利靶圍第1至6項中任-項之鐵基稀土類口 I越石，含有：橋頑磁力HCJ - 480 kA / m，殘留磁通密度B ^ u · f T之硬磁特性。人金如I請專利範圍第1至6項中任―項之鐵基稀土類㈠°.85 τ、最大磁能積⑽)- 硬^及固有綠頑磁力L U〇kA/m之朽Λ = ·=種燒結磁石，將含有如申請專利範圍第11項之 =土類合金磁石之粉末的磁石粉末，利用樹脂予以成形而成。 6 · 種鐵基稀土類合金磁石用急冷合金，其特徵為：；»Μ·ΐί 成式以（Fei-m Tm)10Qi-y-z^VRy Μζ 表示（τ係由C〇 1構成的群集中所選出的1種以上元素，Q係由B及c構成的群集中所選出的i種以上元素，R係實質上不含La與。的種以上稀土類金屬元素，Μ係由Ti、Zr、及Hf構成的群集所選出的金屬元素，一定含71之至少i種金屬元素），組成比率X、y、Z及!!！，分別滿足：

550602

~- ^ < X S 20 原子％、 $ y < l o 原子％、及〇 · l < 〇 ^ 2 $ 12 原子％ “ $ 0· 5。急冷2今如申請專利範圍第16項之鐵基稀土頬合金磁石用策，其中：非晶it f上不含a-Fe，而含We“B型化合物相及體之6〇組織，上述R2Fei4B型化合物相之體積比率佔整 /〇 Μ 上。急冷2金如申請專利範圍第17項之鐵基稀土類合金磁石用滿足如下條件： 10 < X < 17 at%、 8 $ y $ 9· 3 at%、 S6at%;且平均粒徑為50 nm以下之R2Fe14B型化合物相含有6 積％以上。々日3有bU體 19· 一種鐵基稀土類合金磁石用急冷合金，其中· 藉由將含有由Fe、Q (Q係由B及〇構成的群集中所選出的1種以上元素）、R (R為稀土類元素）、與Ti之合金炫融液予以冷卻而製成，且含有非晶相，具有在經由熱處理""而開始發生α —F e結晶相成長之前，即已開始進行具有 R2Fe14 B蜇結晶構造之化合物結晶相的成長之組織。 20· —種鐵基稀土類合金磁石之製造方法，包含：

第52頁 550602 案號 901124fifi 六、申請專利範圍製作^有Fe、Q (Q係由B及c構成的群集中所選出的1 種以上兀” 、R (R為稀土類元素）、及Ti合金熔融液之步驟；冷卻上述合金熔融液，製作含非晶質相凝固合金之步總；及藉由加熱上述凝固合金構造之化合物结晶相的成長成長之步驟。開始進行具有R2Fe14B型結晶其後開始進行α - F e結晶相 ^ 土如申清專利範圍第20項之鐵基稀土類合金磁石之製造方法，其中：牙J用τ坏連續鑄造法以冷卻上述合金溶融液。 =· Ί種鐵基稀土類合金磁石之製造方法，包含：合金熔岫液製作步驟，該合金的組成式以（F Tro ) 00 - x j y、Qx Ry A表示（T係由Co及Ni構成的群集中所選出的—種^上元素，Q係由B及C構成的群集中所選出的丨種以上μ兀/、，R係實質上不含U與以的1種以上稀土類金屬元素一糸^由Tl、Zr、及“構成的群集中所選出的金屬元素定之至少1種金屬元素），組成比率x、y、z、及m，分別滿足： 1 0 < X ^ 20 原子％、 6 ^ y < 1 〇原子％、〇· 1 $ Z S 12 原子％、且 0 $ m $ 0· 5 之條件；

第53頁 550602

冷部步驟，藉由急冷上述合金熔融液，而製作含有 R2 F eM B型結晶相之急冷合金；及加熱步驟，加熱上述急冷合金，藉此而形成含有2種以上之強磁性結晶相，硬磁性相之平均尺寸於1〇 nm以上、200 nm以下’而軟磁性相之平均尺寸於1 ηπ1以上、 100 nm以下範圍内的組織。 23.如申請專利範圍第22項之鐵基稀土類合金磁石之製造方法，其中：於上述冷卻步驟，製作含有體積比率60 %以上之 h F e14 B型化合物相急冷合金。 24·、如申請專利範圍第22項之鐵基稀土類合金磁石之製造方法，其中，上述冷卻步驟包含：於壓力30 kPa以上之氣體環境中，冷卻上述合金之熔融液，而製作含有平均粒徑為5〇 nm以下之R2Fei4B型化合物相急冷合金。 25. 如申請專利範圍第24項之鐵基稀土類合金磁石之製造方法，其中，上述冷卻步驟包含：令上述合金炼融液’與旋轉之冷卻滾筒之表面接觸，形成處於過冷卻液體狀態合金之步驟；及上述處於過冷卻液體狀態合金與冷卻滚筒分離之後，利用亡述之％境氣體，取走上述處於過冷卻液體狀態合金之熱f，進行上述RJej型化合物相成長之步驟。 26. 如申請專利範圍第22項之鐵基稀土類合金磁石之製造方法，包含：

550602 ---案號90112466__牟月日伯：$ 六、申請專利範圍對上述急冷合金進行結晶化熱處理，形成至少含有 & F e!4 B型化合物相、α — Jr e相、及硼化物相之具有3種以上結晶相之組織，此使上述R2Fei4B型化合物相之平均結晶粒徑成為20 nm以上、150 nm以下，且使上述α -Fe相及硼化物相之平均結晶粒徑成為1 nm以上、5 0 nm以下之步驟。 27·如申請專利範圍第26項之鐵基稀土類合金磁石之製造方法，其_ : 上述删化物相含有強磁性之鐵基硼化物。 2 8·如申請專利範圍第27項之鐵基稀土類合金磁石之製造方法，其中：上述鐵基硼化物含有Fe3B & /或以以〜。 29·如申請專利範圍第22項之鐵基稀土類合金磁石之製造方法，其中：利用帶坏連續鑄造法，冷卻上述合金之熔融液。 3 0· 一種燒結磁石之製造方法，包含·· 準備利用’請專利範圍第2 2〜2 9項中任一項的鐵基稀土類合金磁石之製造方法所製作出之鐵基稀土類合金磁石粉末之步驟；及利用上述鐵基稀土類合金磁石之粉末，製作燒結磁石之步驟。 3 1.如申請專利範圍第11項之鐵基稀土類合金磁石，其中：於粉末表面，進行表面處理。 3 2·如申請專利範圍第1 5項之燒結磁石，對其施以表

550602 _案號 90112466_年月日_修正六、申請專利範圍面處理。

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