JPH01103805A

JPH01103805A - 永久磁石

Info

Publication number: JPH01103805A
Application number: JP62259373A
Authority: JP
Inventors: Koichi Yajima; 弘一矢島; Osamu Kawamoto; 修河本; Tetsuto Yoneyama; 米山　哲人
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 1987-07-30
Filing date: 1987-10-14
Publication date: 1989-04-20
Also published as: EP0302395A1; US5049208A; DE3875183T2; DE3875183D1; EP0302395B1

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】 ■　発明の背景技術分野本発明は各種電気機器等に使用される高性能永久磁石、
特に希土類元素を含むＦｅ−Ｒ−Ｂ系（ＲはＹを含む希
土類元素である、以下同じ）およびＦｅ−Ｃｏ−Ｒ−Ｂ
系の合金系の急冷磁石材料を用いた永久磁石に関する。

先行技術とその問題点高性能を有する希土類磁石としては、粉末冶金法による
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石でエネルギー積として、３２ＭＧＯｅ
のものが量産されている。

しかし、このものは、Ｓｍ、Ｃｏの原料価格が高いとい
う欠点を有する。　希土類の中では原子量の小さい希土
類元素、たとえばセリウムやプラセオジム、ネオジムは
サマリウムよりも豊富にあり、価格が安い。　また、Ｆ
ｅは安価である。

そこで、近年Ｎｂ−Ｆｅ−Ｂ系磁石が開発され、特開昭
５９−４６００８号公報ては、焼結磁石が、また特開昭
６０−９８５２号公報では、高速急冷法によるものが開
示されている。

焼結法による磁石では、従来のＳｍ−Ｃｏ系の粉末冶金
プロセスを適用出来るものの、酸化しゃすいＮｄ−Ｆｅ
系合金インゴットを２〜１０声程度に微粉末化する工程
を有するため、取り扱いが難かしいこと、あるいは粉末
冶金プロセスは工程数が多い（溶解−鋳造→インゴット
粗粉砕−微粉砕一プレス−焼結−磁石）ため安価な原料
を用いるという特徴を生かせない面がある。

一方、高速急冷法による磁石では工程が簡素化され（？
８解−高速急冷−粗粉砕一冷間プレス（温間プレス）−
磁石）、かつ微粉末化工程を必要としないという利点が
ある。　しかしながら、高速急冷法による磁石を工業材
料とするためには一層の高保磁力化、高エネルギー積化
、低コスト化、着磁特性の改良等が望まれている。

希土類−鉄一ホウ素永久磁石の諸特性の中で保磁力は温
度に鋭敏であり、希土類コバルト永久磁石の保磁力（ｉ
Ｈｃ）の温度係数が０．１５％／℃であるのに対して、
希土類−鉄−ホウ素永久磁石材料の保磁力（ｉＨｃ）　
　の温度係数は０．６〜０．７％／℃と４倍以上高いと
いう問題点がある。　したがって、希土類−鉄−ホウ素
永久磁石材料は温度上昇に伴って減磁する危険が大きく
、磁気回路上での限定された設計を余儀なくされている
。　さらには、例えば、熱帯で使用する自動車のエンジ
ンルーム内の部品用永久磁石としては使用不可能である
。

希土類−鉄−ホウ素永久磁石材料は保磁力の温度係数が
大きいところに実用上の問題があることは従来より知ら
れており、保磁力の絶対値が大きい磁石の出現が望まれ
ている（日経ニューマテリアル、１９８６．４−２８（
Ｎｏ９）第８０頁）。

特開昭６０−９８５２号公報には、Ｒ−Ｂ−Ｆｅ合金に
液体急冷法により高い保磁力Ｈ１ｃとエネルギー積を具
備させる旨の提案がなされている。　これに開示された
組成は、特許請求の範囲に記載されているように希土類
元素Ｒ（Ｎｄ　、　Ｐｒ）　＝　１０％以上、Ｂ＝０．
５〜１０％、残部Ｆｅからなるものである。　従来Ｒ−
Ｂ−Ｆｅ合金が優れた磁石特性を有するのはＮｄ２Ｆｅ
＋４Ｂ相化合物によるものと説明されている。　そのた
め焼結法および高速急冷法共に磁石特性を改良するため
の多くの提案（特開昭５９−８９４０１号、同６０−１
４４９０６号、同６１−７９７４９号、同５７−１４１
９０１号、同６１−７３８６１号公報）がなされている
が、対象とする合金はこの化合物に該当する組成の近傍
、すなわち、Ｒ＝１２〜１７％、Ｂ＝５〜８％の範囲の
ものであり、このような合金の実験に基づいている。　
希土類元素は高価であり、その含有量を低下させること
が望まれる。　しかし希土類元素の含有量が１２％未満
になると、保磁力Ｈ１ｃが急激に劣化するという問題が
ある。　実際、特開昭６０−９８５２号ではＲ−１０％
となるとｉＨｃは６ｋＯｅ以下になることが示されてい
る。　すなわち、Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系合金において希土類元
素の含有量が１２％未満になると、保磁力１ｆ（ｃが劣
化することが知られているが、このような組成範囲にお
いて保磁力ｉＨｃの劣化を防止するように組成ならびに
組織を設計する方法は従来知られていなかった。

焼結法と高速急冷法においては、基本的にＮｄ２Ｆｅ１
４Ｂ化合物を用いているが、応用物理第５５巻、第２号
（１９８８）頁１２１に示されているように、上記磁石
は単なる製法の違いだけではなく両磁石は合金組織と保
磁力発生機構の観点から全く異なったタイプの磁石であ
る。　すなわち焼結磁石は結晶粒径が約１０％ｌであり
、従来のＳｍ−Ｃｏ系磁石で言えば、逆磁区の核発生が
保磁力を決めるＳｍＣＯ５型磁石のようなニュークリエ
ーション型であり、一方高速急冷磁石は０．０１〜１戸
の微細粒子をＪへｐｐｌ。

Ｐｈｙｓ、６２（３）ｖｏｌ、Ｉ（１９８７１Ｐ９６７
〜９７１に示されるように、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ化合物よ
りもＮｄリッチなアモルファス相が取り囲んだ極めて微
細な組織により磁壁のビン止めが保磁力を決定するＳｍ
２　ｃａ１７型磁石のようなピンニング型磁石である。

　それゆえ、特性向上のための両磁石へのアプローチの
考え方としては保磁力発生機構が十分具なることを考慮
して検討する必要があった。

そこで、本発明者等は、ＲｘＴｉｏｏ−ｘ−ｙ−、Ｂｙ
Ｍｚ（但し、５５≦Ｘ≦２０．０で、その他Ｒ１Ｔ、ｙ
および２は本発明におけるものと同じである。）の組成
を有し、微結晶相あるいは微結晶とアモルファス相との
混相からなる永久磁石を提案（特願昭６２−９０７０９
号）しているが、必ずしも満足できるものではない。

＋＋　　発明の目的本発明の目的は、高保磁力、高エネルギー積を示し、高
性能で実用的であり、着磁特性および耐食性が良好で性
能の安定性がよい永久磁石を提供することにある。

Ｉｌｌ　　発明の開示このような目的は、下記の本発明によって達成される。

すなわち、本発明における第１の発明は、ＲＸＴ＋ｏｏ
−Ｍ−１１−ｚＢｙＭｚ　（但し、ＲはＹを含む希土類
元素の１種以上、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣ０１５，
５≦ｘ＜１１．７６．２≦ｙ〈１５、Ｚ≦１０、ＭはＴ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、ＴａおよびＷ
の少なくとも１種以上）の組成を有し、実質的に正方晶
系の結晶構造の主相のみを有するか、あるいはこのよう
な主相と非晶質および／または結晶質のＲブアな副相と
を有し、かつ主相と副相との体積比、（副相／主相）■
の値が、より小さい永久磁石材料から形成されたことを特徴とす
る永久磁石である。

また、第２の発明は、ＲＸＴ＋ｏｎ−ｘ−ｙ−ｔＢｙＭ
Ｚ　（但し、ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも１種
以上、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏ、５．５≦ｘ＜１
１．７６．２≦ｙく１５、Ｚ≦１０、ＭはＴｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ％Ｚｒ、Ｚｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、ＴａおよびＷの少なくと
も１種以上と、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｎおよびＡｇの１種以上
との組合せ）の組成を有し、実質的に正方晶系の結晶構
造の主相のみを有するか、あるいはこのような主相と非
晶質および／または結晶質のＲプアな副相とを有し、か
つこの場合主相と副相との体積比、（副相／主相）■の
値が、より小さい永久磁石材料から形成されたことを特徴とす
る永久磁石である。

ＩＶ　　発明の具体的構成以下、本発明の具体的構成について詳細に説明する。

本発明の永久磁石は、前記のような組成を有する。

Ｒについてさらに説明すれば、ＲはＹを含む希土類元素の１種以上で、特に（Ｒ’ａ　（ＣｅｂＬａ＋　−ｂ）　＋　−ａ　）で表
わされるものであることが好ましい。

この場合Ｒ１は（：ｅ、Ｌａを除ぎ、Ｙを含む希土類元
素の１種以上、０．８０≦ａ≦１．００．０≦ｂ≦１で
ある。

前記のような組成とするのは、希土類元素の量Ｘの値は
５．５以上１１．７６未満であるが、Ｘが５．５未満で
は保磁力ｔｉｃが低下する傾向があり、Ｘの値が１１７
６以上となると、残留磁化Ｂｒが著しく減少するからで
ある。

なお、Ｘが５．５〜１１となるとより一層好ましい結果
を得る。

また１−ａｈ＜０．２をこえると最大エネルギー積が低
下する。　さらにはＲ１中にＳｍを含有させることもで
きる。　たたし、Ｓｍの量は、Ｘの２０％以下とする。

　これは異方性化定数を低下させるからである。

なお、ＲとしてはＮｄ、ＰｒおよびＤｙか好適である。

Ｂの量ｙの値は、２以上１５未満であるが、ｙが２未満
ては保磁力ｉＨｃが小さく、１５以上ではＢｒか低下す
る。

この場合ｙは２〜１４であることか好ましい。

ＴはＦｅ単独であってもよいが、ＣｏでＦｅを置換する
ことで磁気性能が改善し、かつキュリー温度も改良され
る。　　しかし、ＴをＦｅ、−ｃＣｏｃとしたとき、置
換量Ｃは０．７をこえると保磁力の低下をまねく。　こ
のためＣは０〜０．７である。

ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ。

Ｔｉ、ＶおよびＣｒの１種以上であるが、これらを添加
することにより結晶成長が抑制され、高温、長時間でも
保磁力が劣化せず高い保磁力が得られる。

さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｎおよびＡｇの１種以上を添加
することによって、磁気特性を劣化させることなく、塑
性加工時の加工性を改善することが可能となる。

しかし、これらのＭの総計量Ｚが１０をこえると、磁化
の急激な減少をまねく。

また＋ｌＩｃの増加のためには０．１以上のＺか好まし
く、耐食性を上昇させるためには０５以上、より好まし
くは１以上が良好である。

Ｍ元素を２種以上複合添加すると、単独添加の場合より
も保磁力ｉＨｃ向上効果が大きい。　なお複合添加の場
合の添加量上限は前記したとおり１０％である。

Ｍについて詳述すると、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ
、Ｗ、Ｔｉ、ＶおよびＣｒの１種以上なＭｌとし、Ｃｕ
、Ｎｉ、ＭｎおよびＡｇの１種以上をＭ２としたとき、
Ｍ２が含有される場合のＭｌとＭ２の原子比Ｍ１　・Ｍ
２は、２：１〜１０：１、より好ましくは３・１〜５：
１であることが、残留磁化および保磁力を低下させずに
塑性加工時の加工性を向上させる点から好ましい。

なお、Ｂの５０％以下をＳｉ、Ｃ，Ｇａ。

ＡＪ２．Ｐ、Ｎ、Ｓｅ、Ｓ等で置換してもＢ単独と同様
な効果を有する。

さらに、高保磁力を得るための好ましい領域としてＸは
７〜１１、より好ましくは８〜１０、ｙは２〜１５未満
、より好ましくは４〜１２、さらに好ましくは４〜１０
、Ｃは０〜０．７、より好ましくは０〜ｏ、６、Ｚは０
．１〜１０．より好ましくは２〜１０の範囲である。

等方性で高エネルギー積を得るための好ましい領域Ｘは
１１未満、より好ましくは、１０未満、ｙは２〜１５未
満、より好ましくは４〜１２、さらに好ましくは４〜１
ｏの範囲、Ｃは０〜０７、より好ましくはＯ−０，，６
、Ｚは０を含ます１０まで、より好ましくは２〜１゜の
範囲である。

等方性で着磁特性が良く高エネルギー積を得るための好
ましい領域Ｘは６〜１１、より好ましくは、６〜１０未
満、ｙは２〜１５未満、よ１１６゜り好ましくは４〜１２、さらに好ましくは４〜１０の範
囲、Ｃは０〜０７、より好ましくは０〜０６、Ｚは０を
含まず１０まで、より好ましくは２〜１０の範囲である
。

異方性で高エネルギー積を得るため好ましいい領域はＸ
は６〜１１．７６、より好ましくは６〜１０未満、ｙは
２〜１５未満、より好ましくは４〜１２、さらに好まし
くは４〜１０、Ｃは０〜０．７、より好ましくは０〜０
．６、ＺはＯを含まず１０まで、より好ましくは２〜１
０の範囲である。

このような組成は、原子吸光法、蛍光Ｘ線法、ガス分析
法等によって容易に測定できる。

本発明の永久磁石は、実質的に正方晶系の結晶構造の主
相のみを有するか、あるいはこのような主相と非晶質お
よび／または結晶質のＲプアな副相とを有し、かっこの
場合主相と副相との体積比、（副相／主相）■の値か同
一組成の融液を準静的に冷却したときに生する副相／主
相の化学ｉ論比率Ｘより小さい。

この場合（副相／主相）■は電子顕微鏡観察により求め
ればよい。

より具体的には１００００〜２０００００倍程度の倍率
にて、走査型電子顕微鏡にて、無作為に抽出した５〜１
０程度の視野を、例えは画像処理してその階調により主
相と副相を分離して面積比を算出し、それを体積比とす
ればよい。

第２図および第３図は、それぞれ５００００倍および２
０００００倍の走査型電子顕微鏡写真が示される。

一方、上記した副相と主相との化学量論比率は、以下の
ように導出される。

今、Ｒ，−Ｔ−Ｂ化合物として安定な正方晶化合物はＲ
２Ｔ　Ｈ４Ｂ　（Ｒ＝　１１　、７６　ａ　ｔ％、Ｔ−
８２，３６ａｔ％、Ｂ＝５．８８ａｔ％）である。　そ
して、本発明では主相が実質的に正方晶構造を有し、副
相はＲブアな組成である。

そこで、Ｒ−Ｔ−Ｂの３元図を第１図に示す。

第１図の３元図中には、Ｒ２Ｔ１４ＢをＲ（１１，７６
，８２，３６，５，８８）　　として示す。

また、第１図の３元図においては、ＡＢＣＤで囲まれる
部分が本発明におけるＭを除外したＲ−Ｔ−Ｂの組成範
囲である。

いま、Ｒ−Ｔ−Ｂの３元図において、本発明とする。　
点Ｑの組成を融点から準静的に冷却すると、Ｒ（Ｒ２Ｔ
１４Ｂ＋とＰ　（Ｔ）　との２相に分離することになる
。　この場合、化学量論的にはＴとＲ２Ｔ、、Ｂとの原
子比（Ｔ／Ｒ２Ｔｌ４Ｂ）はＱ　Ｒ／Ｐ　Ｑとなる。　
そこて、このＱＲ／ＰＱを計算すると１Ｌ″−・ＱＲ／ＰＱ　　＝　　Ｑ′Ｒ’　　／ＰＱ　　’＝　　
（０，１１７６（１００−Ｚ）−Ｘ　　）／ｘであり、
上記の値が得られる。

そして、本発明では（副相／主相）■を０以上（０，１
１７６（１００−Ｚ）−Ｘ　）　／ｘ未満とするもので
ある。

本発明において、（副相／主相）■を上記の関係とする
のは上記の値以上とすると（Ｂ−１１１ｍａｙが減少し
、ｉＨｃが著しく減少するからである。

このような場合（副相／主相）■を（０，１１７６（１００−ｚ）−ｘ　）　／ｘで除した
値（Ａ）は０．１５〜０．９５の範囲、より好ましくは
０３〜０．８の範囲にあるのがよい。

０．１５以上となるか０．９５以下となると保磁力Ｈ１
ｃおよび残留磁化が安定して高い値を示すばかりでなく
、角形性Ｈｈ／ｉＨｃが高くなり、その結果として最大
エネルギー積（ＢＨ）　ｍａｙがより一層向上するから
である。

上記の値Ａを上記の範囲内に制御するには、第１に高速
急冷により行うことが好ましい。

高速急冷については、後に詳述するが、液体急冷法を適
用し、通常、片ロール法を用いる。

具体的には、回転冷却ロールの周速度を制御することに
よる。　この場合の周速度は２〜５０　ｍ　／　ｓ　、
より好ましくは５〜２０　ｍ　／　ｓとする。

このような周速度とするのは２　ｍ　／　ｓ未満では、
得られた薄帯のほとんどが結晶化しており、平均結晶粒
径も３μｍ以上と大ぎくなりすぎ、５０　ｍ　／　ｓを
こえると、上記の値Ａが大きくなりすぎるからである。

そして、周速度を好ましい範囲にすることにより、さら
に高特性（高保磁力、高エネルギー積等）が得られる。

また、本発明においては、高速急冷によりＡ値を一旦０
．２〜１．２の範囲に制御した後、熱処理により上記の
範囲０．１５〜０９５に制御してもよい。

この場合の片ロール法における回転冷却ロールの周速度
は１０〜７ｏｍ／ｓ、より好ましくは２０〜５０　ｍ　
／　ｓとする。

このような周速度とするのは１０　ｍ　／　ｓ未満では
薄帯の大部分が結晶化しており、後の熱処理により非晶
質部分の結晶化あるいは結晶成長が不要な組織となり、
７０　ｍ　／　ｓをこえると、Ａ値が大きくなりすぎる
からである。

熱処理は、不活性７囲気もしくは真空中において４００
〜８５０℃の温度範囲にて０．０１〜１００時間程度焼
鈍する。

このような雰囲気とするのは、薄帯等の酸化防止のため
である。

また、このような温度範囲とするのは、４００℃未満て
は結晶化あるいは粒成長がおこらないからであり、８５
０℃をこえると、Ａ値が１をこえるからである。

０．０１時間未満では熱処理による効果が小さく、１０
０時間をこえてもそれ以上特性は向上せず、経済的に不
利となるたけである。

このように、本発明においては、必ずしも熱処理を用い
る必要がなく工程が容易である。

本発明において実質的に正方晶系の結晶構造の主相は過
飽和にＭが固溶した準安定なＲ２Ｔｌ４Ｂ相であり、そ
の平均結晶粒径は０．０１〜３戸、好ましくは０．０１
〜１μｍである。　　このような粒径とするのは、０．
０１戸未満では結晶の不完全性のために保磁力ｉＨｃが
ほとんど発生しなくなり、３戸をこえると、保磁力１ｆ
（ｃが低下するからである。

また、本発明においては、このような主相のみならず、
さらに非晶質および／または結晶質のＲプアな副相を有
してもよく、副相を有する方が好ましい。

副相は主相の粒界層として存在する。

Ｒブアな副相としてはａ　Ｆ　ｅ　、　Ｆｅ−Ｍ−Ｂ、
Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−ＭおよびＭ−Ｂ系の非晶質または結晶
質等が挙げられる。

これらのうち、原子比において、副相のＲ含有量が主相
のＲ含有量の２／３以下、特に０〜２／３、より好まし
くは１７２以下、特に０より大で１／２以下であるもの
が好ましい。

これが２／３を超えると保磁力は増加するが残留磁化が
低下し、その結果として最大エネルギー積が低下する。

なお、これらの主相および副相の組成は透過型分析電子
顕微鏡で測定するが、副相の大ぎさが、電子線のビーム
径（５〜２０ｎｍ）よりも小さくなることがあり、その
場合には主相の成分の影響を考慮する必要がある。

副相中のＲ以外の各元素の含有量は、原子比で、０≦Ｔ
≦１００、特にＯ＜Ｔ＜１００、より好ましくは２０≦
Ｔ≦９０．０≦Ｂ≦６０、特に０＜Ｔ≦６０、より好ま
しくは１０≦Ｂ≦５０．０≦Ｍ≦５０、特にＯ＜Ｍ≦５０、より好ましくは１０≦Ｍ≦４０であることが好ましい。

このような組成範囲とすることにより、保磁力（Ｈｅ）
、残留磁化（Ｂｒ）等の磁気特性か向上し、最大エネル
ギー積（Ｂ　Ｈ）　ｍａｙか向上する。

さらに詳述すると、保磁力を向上するためには、０≦Ｔ
≦６０、特にＯ＜Ｔ≦６０、より好ましくは１０≦Ｔ≦
５０．１０≦Ｂ≦６０、よ　　リ　　好　　ま　　し　
　く　　は　　２　０　　≦　　Ｂ　　≦　　５　０　
．１　０　　≦　　Ｍ　　≦　　５　０　　、　　よ　
　リ　　好　　ま　　し　　く　　は２０≦Ｍ≦４０で
あることが好ましく、残留磁化を向上するためには、６
０≦Ｔ＜１００、より好ましくは７０≦Ｔ≦９０、Ｏ＜
Ｂ≦３０、より好ましくはＯ＜Ｂ≦２０．０＜Ｍ≦３０
、より好ましくはＯ＜Ｍ≦２０であることが好ましい。

また、この場合、主相は、ＲとＭの含有量の合計が１１
〜１２ａｔ％である組成であることが好ましい。

この範囲からはずれると正方晶構造を維持することが困
難となる。

さらに、これらの場合、主相のＲの含有量は、６〜１１
．７６ａｔ％、特に８〜１１．７６ａｔ％であることが
好ましい。

この値が６ａｔ％未満であると保磁力が著しく低下し、
１１．７６ａｔ％を超えると保磁力は増加するが残留磁
化が低下し、　最大エネルギー積も低下する。

また、主相中のＴおよびＢは、８　０　　≦　　Ｔ　　≦　　８　５　　、　　　よ　
　リ　　好　　ま　　し　　く　　は８２≦Ｔ≦８３．
４≦Ｂ≦７、より好ましくは５≦Ｂ≦６とすることが好ましい。　こ
のような範囲とすることにより、希土類元素の含有量が
少なくても高エネルギー積の磁石が得られる。

主相および副相の組成は、透過型分析電子顕微鏡により
調べることができる。

副相の粒界層の平均巾は０．３戸以下、好ましくは００
０１〜０．２−であるとよい。

０．３１１Ｊ１１をこえると、保磁力ｉ　Ｈｃが低下す
るからである。

本発明の永久磁石は、前記組成のＦｅ−Ｒ−ＢおよびＦｅ−Ｃｏ−Ｒ−Ｂ系の合金溶湯を
、前記したように、いわゆる液体急冷法によって高速で
冷却凝固させて得られる。

この液体急冷法は、水冷等により冷却された金属製の回
転体の表面に、ノズルから溶湯を射出して高速で急冷凝
固させ、リボン状の材料を得る方法であり、ディスク法
、単ロール法（片ロール法）、双ロール法等があるが、
この発明の場合には前記のように片ロール法、すなわち
１個の回転ロールの周面上に溶湯を射出する方法が最も
適当である。　このようにロール周速度を前述のように
することにより、片ロール法で前記組成の合金溶湯を急
冷凝固させることによって、保磁力ｉＨｃが約２０００
００　ｅまで、磁化０が６５〜１５０　ｅｍｕ／ｇｒの
磁石が得られる。

なお、このようなロール法以外にも、アトマイズ法、溶
射等の各種高速急冷法、あるいはメカニカル・アロイイ
ング等も本発明に適用てぎる。

また、このようにして得られる磁石は、温度特性も良好
なものである。

すなわち、残留磁化をＢｒ、温度をＴとすると、例えば
２０℃≦Ｔ≦１２０℃にて、ｄ　Ｂ　ｒ　／　ｄ　Ｔ＝−０，０９〜−０，０６％／℃ ｄ　ｉ　Ｈｃ　／　ｄ　Ｔ＝−０，４８〜−０，３１％／℃ 程度の温度特性を有する。

このように溶湯から直接急冷凝固させれば、極めて微細
な結晶質の組織あるいはこのような主相と結晶質および
／または非晶質の副相とを有する組織が得られ、その結
果前述のように磁石特性が優れた磁石が得られるのであ
る。

このようにして得られるリボン状の薄板は、一般に２０
〜８０牌程度の厚さのものであるが、好ましくは３０〜
６０ハ、より好ましくは４０〜５０戸とすると、膜厚方
向の結晶粒径の分布が小さく、粒径による磁気特性のば
らつぎが低減し、平均特性値が上昇する点で好ましい。

急冷後の組織は急冷条件により異なるが、微結晶または
これと非晶質との混合組織からなるが、さらには適宜用
いられる熱処理、すなわち焼鈍により、その微結晶また
は非晶質と微結晶からなる組織およびサイズをさらにコ
ントロール出来、より高い高特性が得られる。

液体急冷法によって急冷凝固された磁石は、場合によフ
て前述のように熱処理、すなわち焼鈍する。　このよう
な焼鈍熱処理を施すことによって、この発明で対象とす
る成分の急冷磁石では、前記したような条件を満足する
ようにさせるばかりではなく、さらに安定した特性が容
易に得られる。　得られたリボン状の磁石を、好ましく
は３０〜５００μｍの粒径に粉砕して、冷間プレスまた
は温間プレスすることにより高密度のバルク体磁石とす
ることか出来る。

さらに本発明の永久磁石は、液体急冷法の他に粉末結合
法、すなわち液体急冷法により得たリボンまたは粉末を
必要ならばさらに焼鈍処理および粉砕した後に、樹脂等
のバインダーで結合していわゆるボンディッド磁石とす
ることが出来る。

公知の等方性ボンディッド磁石は最大エネルギー積１０
ＭＧＯｅ程度が最高である。

本発明によれば、Ａ値を１未満、好ましくは０．１５〜
０．９５とし、密度を６　ｇ　／　ｃ　ｍ　３を超える
値とすることにより、最大エネルギー積が１０ＭＧＯｅ
を超えるボンディッド磁石が可能となる。

従来の高速急冷法により得られたリボン状の磁石あるい
は、それを粉砕後バルク体となした磁石およびボンディ
ッド磁石は特開昭５９−２１１５４９号公報に開示され
ている。　しかし従来の磁石はＪ、Ａ、Ｐ　６０　（１
０）、　ｖｏｌ　１５（＋９８６）　３６８５頁に示さ
れるように飽和磁化まで着磁させるためには、４０ｋＯ
ｅ以上１１０ｋｏｅにもおよぶ着磁磁場が必要であるが
、本発明におけるＺｒ、Ｔｉ等を含有させた磁石合金は
１５〜２０ｋＯｅで十分飽和磁化まで着磁可能であると
いう利点を有し、そのため１５〜２０ｋＯｅでの着磁後
の特性は大幅に改良される。

液体急冷法により得られたリボン状の磁石を直接もしく
は粉砕した後の塑性加工等を用いて高密度かつ異方性化
することにより約２〜３倍の磁石特性の向上が見られる
。

この塑性加工時の温度・時間条件は、焼鈍に関して説明
した微結晶相が得られ、粗粒化を妨げるように選択する
必要がある。　この点に関し、本発明におけるＮｂ、Ｚ
ｒ、Ｔｉ％Ｖ等の添加元素Ｍは結晶成長を抑制し、高温
、長時間でも保磁力を劣化させず高い保磁力が得られる
ため温間塑性加工条件を改善するという利点を有してい
る。

塑性加工法はホットプレス、押出し、圧延、スウェージ
、鍛造などにより行なわれる。

ホットプレスの条件は５５０〜１１００℃、２００〜５
０００Ｋｇ／ｃばが好ましい。　特性上はホットプレス
、押出加工が好ましい。　ホットプレスは一次プレスだ
けでもよいが、さらに２次プレスを行うと、良好な磁石
特性が得られる。

押出し成形の場合５００〜１１００℃、４００〜２００
００Ｋｇ１０Ｉ？が好ましい。

さらにこのように異方性化された磁石もボンディッド磁
石として使用される。

また、本発明では、単に液体急冷法の製法だけではなく
、結晶粒径制御をするように条件を選定すればホットプ
レス法等の温間加工も製法として採用できる。　このホ
ットプレス法において、Ｍ元素の添加の作用により、温
度・時間条件の結晶成長に対する敏感性が緩和されるた
め、本磁石は製造しやすいとの利点がある。

■　発明の具体的作用効果本発明によれば、高速急冷法を適用して永久磁石を製造
しているため、平衡相以外に非平衡相を用いることが可
能であり、Ｒ含有量が５５以上１１．７６原子％未満と
少なくとも、また等方性であっても高保磁力、高エネル
ギー積を示し、実用に適した高性能の永久磁石が得られ
る。

Ｒを例えばＮｄとした場合、Ｍの添加は約１０原子％Ｎ
ｄ以上では特に高保磁力化に寄与し、また低コスト化が
可能な約１０原子％Ｎｄ未満では特に最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘの向上に寄与する。

またＭは保磁力向上に対する寄与も大きい。　このよう
な傾向はＮｄのみならず、他の希土類元素を用いた場合
もほぼ同様な傾向を示す。

上述のような高保磁力化の原因としては、Ｒ含有量が本
発明の範囲、特に１０原子％未溝の場合は従来のＲ−Ｆ
　ｅ　−８６１１石に見られるような安定な正方晶Ｒ２
Ｆｅ１４Ｂ化合物を使用する保磁力機構ではなく、高速
急冷法により過飽和にＭ元素が固溶した準安定なＲ２Ｆ
ｅ１４Ｂ相を主相とした微細組織が原因となる。　　通
常Ｍは約２ａｔ％までは安定に高温に固溶しうるが、２
ａｔ％以上固溶するためには高速急冷法を用いなければ
不可能であり、準安定に存在する。

それゆえ、添加元素Ｍは低Ｒ組成でもＲ２Ｆｅ１４Ｂ相を安定化するが、この作用は高速急冷
法においてのみ得られるものであり、焼結磁石ではこの
ような効果はない。

また、本発明においては上記の主相のみならずＲブア結
晶質および／または非晶質の副相を有する方が好ましい
。　　このような副相を有することによってピンニング
サイトのための境界相として働き、主相同士の結合を強
化する働ぎを有する。

また着磁も容易であり、耐食性も十分である。

従来のＲ−Ｔ−Ｂ磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相以外に腐食さ
れ易いＢ−リッチ相および／またはＲ−リッチ相を含む
ため、厳重な錆対策が必要であった。

本発明の磁石は、はぼＲ２Ｔ、４Ｂからなる主相および
Ｒブアな副相より成るため、耐食性が改善され、錆対策
を殆んど必要としないが、あるいは簡単な処理で使用す
ることも可能である。

■　発明の具体的実施例以下、本発明の具体的実施例を示し、本発明の詳細な説
明する。

実施例１１０．５Ｎｄ　−６Ｂ　−３Ｚｒ　−ＩＭｎ　−ｂａｊ
２　Ｆｅの組成〔組成１）とする。　数値は原子百分率
を表わす。〕を有する合金をアーク溶解により作製した
。　得られた合金を溶湯急冷法を用いて３０〜６〇−厚
に薄帯化した。　　１０〜３０　ｍ／秒で回転するロー
ル表面に石英ノズルを介して溶湯合金をアルゴンガス圧
（噴出圧力＝０．２〜２　　ｋｇ／ｃば）で射出冷却し
て表１に示すようなサンプルを得た。

なお、表１に示すサンプルの副相の体積は、上記の冷却
条件、すなわちロールの回転速度を変化させることによ
り制御した。

これらのサンプルの磁気特性を表１に示す。

また、これらのサンプルのうち、サンプル３について薄
帯断面を電解研磨した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）
により観察した。　この写真を第２図（倍率５００００
倍）および第３図（倍率２０００００倍）に示す。

この写真から副相の存在がはっきりと観測される。

同様に他のサンプルについてもＳＥＭ像を得、主相の平
均結晶粒径と副相の粒界の平均厚さを調べた。

この結果を表１に示す。

さらに、このサンプルについて、Ｘ線回折分析を行った
。　この結果を第４図に示す。

第４図より、主相がＲ２Ｔ１４Ｂであること、副相が非
晶質であることが示される。

さらに、ＳＥＭ像を画像処理して（副相／主相）■を求
めた。

また、これを本文中に記載した０、１１７６　（１００−Ｚ）　−Ｘ □　で除し、Ａ値を求めた。

これらの結果を表１に示す。

また、サンプルＮｏ、２と４の主相および副相の組成な
らびに副相のＲ含有量（Ｒ１）と主相のＲ含有量（Ｒ２
）との比Ｒ１／Ｒ２を表２に示す。

なお、これらは、透過型分析電子顕微鏡により測定した
。

また、下記の組成において、上記の組成の場合と同様に
副相の体積を変化させたサンプルをそれぞれ作製したと
ころ、上記と同等の結果が得られた。

組　　成（原子百分率）１０．５Ｎｄ−６Ｂ−３Ｎｂ−ＩＴＪ−ｂａｌ　Ｆｅ１
０　　Ｎｄ−０，５Ｐｒ−６Ｂ−２，５Ｚｒ−ＩＶ−ｂ
ａｌ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ−５８−１０Ｃｏ−３Ｎｂ−Ｉ
Ｔｉ−ｂａｌ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ−５８−ＩＴｉ−ＩＭ
ｏ−ｂａｌ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ−５８−ＩＴｉ−ＩＷ−
ｂａｌ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ−５８−ＩＴｉ−ＩＭｏ−７
Ｃｏ−ｂａｌ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ−５８−ＩＴｉ−ＩＷ
−７Ｇｏ−ｂａｌ　Ｆｅ１１　　Ｎｄ−１ｉＢ−２Ｎｂ
−ＩＮｉ−ｂａｌ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ−６８−３Ｚｒ−
０，５Ｃｒ−ｂａｌ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ−６Ｂ−３Ｚｒ
−ＩＴＪ−１０Ｇｏ−ｂａｌ　Ｆｅ＋１　　Ｎｄ−ｌＰ
ｒ−５Ｂ−３Ｚｒ−ＩＴｉ−ｂａｌ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ
−［ＩＢ−２，５Ｎｂ−１，５Ｖ−ｂａｌ　Ｆｅ１０　
　Ｎｄ−ｌＬａ−５Ｂ−１０Ｃｏ−３Ｎｂ−ＩＴｉ−ｂ
ａｌ　Ｆｅ１１　　　Ｎｄ−５，５Ｂ−２Ｔｉ−ＩＮｉ
−ｂａｌ　　Ｆｅ上記の本発明のサンプルを振動式磁力
計を用いまず１８ｋＯｅで着磁径測定し、次に４０ｋｏ
ｅてパルス着磁径測定し、それぞれについて着磁率を求
めたところ、いずれにおいても着磁が容易であることが
判明した。

実施例２実施例１の組成ｌ）の合金の薄帯を同様に作製した。　
　ただし、ロールの回転速度は４０ｍ／秒とした。　こ
のサンプルについてＡ値を求めたところ１．４５であっ
た。

このサンプルをアルゴンガス雰囲気中６ｏ。

〜７００℃にて１時間時効処理を施した。　このサンプ
ルについてＡ値を求めたところ０．８９であった。

この時効処理を施したサンプルについて磁気特性を調べ
た。　また主相の結晶粒径および副相の粒界の厚さも求
めた。

この結果を下記に示す。

Ｂｒ　　　　　　　　　８．３ｋＧｉＨｃ　　　　　　　　１２．６ｋＯｅ（ＢＨ）ｍａｘ
　　　　　　１４　、　１　ＭＧＯｅ主相の平均結晶粒
径　　　０．０７戸副相の粒界の厚さ　　　　０．００４Ｊｆｆｌなお、こ
のサンプルの主相の組成は、１０．９Ｎｄ−０，８Ｚｒ−０，ｌＭｎ−５，８８−ｂ
ａｌＦｅ副相の組成は、６．３Ｎｄ−３２，２２ｒ−１２，９Ｍｎ−７，６８−
ｂａｌＦｅＲ，／Ｒ２＝０．５７であった。

実施例３８．５Ｎｄ　−８Ｂ−２，５Ｎｂ　−ＩＮｉ　−１０Ｇ
ｏ−ｂａｆＬＦｅの組成とする他は実施例１と同様に表
２に示すようなサンプルを得た。　この場合のロール速
度は７．５〜２５ｍ／秒とした。

これらのサンプルについて、実施例１と同様に、磁気特
性、副相の体積（ｖｏ１％）およびＡ値、ならびに主相
の結晶粒径、副相の粒界の厚さを求めた。　これらの結
果を表３に示す。

また、サンプルＮｏ、１２と１４の主相および副相の組
成ならびにＲ１／Ｒ２を表４に示す。

組　　成（原子百分率）７．５Ｎｄ−８Ｂ−３Ｎｂ−ＩＮｉ−ｂａｌ　　Ｆｅ９
　　Ｎｄ−７，５Ｂ−３Ｚｒ−１ｃｕ−ｂａｌ　Ｆｅ９
　　　Ｎｄ−７，５Ｂ−３Ｚｒ−ＩＭｎ−ｂａｌ　　Ｆ
ｅ９　　Ｎｄ−７，５Ｂ−２，５Ｚｒ−１，５Ｃｒ−ｂ
ａｌ　Ｆｅ８　　Ｎｄ−８Ｂ−３２ｒ−ＩＴｉ−１０ｃ
ｏ−ｂａｌ　Ｆｅ７．５Ｎｄ−８８−３Ｚｒ−ＩＴｉ−
１０Ｇｏ−ｂａｌ　Ｆｅ９　　　Ｎｄ−７Ｂ−２Ｈｆ−
２Ｖ−ｂａｌ　　Ｆｅ８．５Ｎｄ−８８−２，５Ｎｂ−
ＩＺｒ−０，５Ａｇ−ｂａｌ　Ｆｅ９　　Ｎｄ−７Ｂ−
２２ｒ−２Ｔ＋−１０ｃｏ−ｂａｌ　Ｆｅ８．５Ｎｄ−
８Ｂ−３Ｔｉ−ＩＣｕ−８Ｃｏ−ｂａｌ　Ｆｅ上記の本
発明のサンプルについて実施例１と同様に着磁率を求め
たところ、着磁が容易であることが判明した。

実施例４実施例１のサンプル３を約１００戸に粉砕し、熱硬化性
樹脂と混合しプレス成形し、密度約５．８０ｇ／ｃｃの
ボンディッド磁石を得た。

４０ｋＯｅのパルス着磁を施した。　これをサンプルＡ
とする。

これについて磁気特性を調べた。　この結果を下記に示
す。

Ｏｒ　　　　　　　　　６．４ｋＧＨ１ｃ　　　　　　　　１２．８ｋＯｅ（８１（）ｍａ
ｘ　　　　　　　８　、　５　ＭＧＯｅまた、上記のボ
ンディッド磁石としても実施例１のサンプル３と主相の
平均結晶粒径、副相の粒界の平均厚さおよびＡ値につい
ては変化かなかった。

実施例５実施例１の組成ｌ）を有する合金が得られるように原料
を配合し、高周波加熱によってこれらの原料を溶解し、
アルゴン雰囲気中にて周速３０ｍ／秒で回転している銅
ロールに石英ノズルから溶湯を噴出し、厚さ約２０声、
幅５ｍｍのリボンを得た。　これに７００’Ｃで３０分
間熱処理を施した。　これをサンプルＢとする。　次い
でリボンを５０〜２００ｐｍ程度の粒径の粒子に粉砕し
た。　得られた粉末を用いてアルゴン雰囲気内にて約７
００’ｅ、加圧力２７００　　Ｋｇｌｏｆ、１ｏ分間の
条件でポットプレスによる加工を行なって成形体を得た
。　これをサンプルＣとする。

これらについて磁気特性を調べた。　この結果を下記に
示す。

サンプルＢ　　サンプルＣＢｒ（ｋＧ）　　　　　　８．３　　　　８．　１ｉＨ
ｃ（ｋＯｅ）　　　　１３．　２　　　１３．　０（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）　　１４　、　１　　　　１３
　、　９また、上記のサンプルＢ、Ｃについて主相の平
均結晶粒径、副相の粒界の平均厚さおよびＡ値を調べた
ところ、順にＯ，ＯＪ＋ｍ、０．０２戸、０，８０とい
う値がいずれにおいても得られ、粉砕前後で変化がない
ことが判明した。

実施例６下記表５に示す組成のサンプルを、実施例１と同様にし
て作製した。

これらのサンプルについて、実施例１と同様な測定を行
なった。　結果を表５に示す。

また、これらのサンプルの主相と副相の組成およびＲ１
／Ｒ２を表６に示す。

実施例７下記表７に示すＤおよびＥの組成のサンプルをロール回
転速度１５ｍ／ｓの片ロール法で作製し、厚さ３０〜６
０μｍの薄帯を得た。　これらに、Ａｒ雰囲気中で７０
０℃、３０分間の熱処理を施したのち、粒径２０〜４０
０７１ｍに粉砕し、熱硬化性樹脂と混合、プレス成形し
て密度の異なるボンディッド磁石を作製し、それぞれに
ついて（ＢＨ）ｍａｘを測定した。　結果を表７に示す
。

表７に示される結果より、本発明磁石を用いた場合、成
形性か良く高密度化が図られ、６ｇ／ｃｍ３の値を超え
ることにより（ＢＨ）ｍａｘ＞１０ＭＧＯｅのボンディ
ッド磁石が得られることがわかる。

実施例８（Ｎｄ＋＋−’ｘ＋　　、Ｚｒ、）＋＋Ｆｅａ２Ｂａ（
ｘ−０〜６）の薄帯を実施例１と同様に作製した。

得られた薄帯につｔＸ線回折を行い、主相のａ軸および
Ｃ軸の格子定数を測定した。。

また、主相の組成を透過型分析電子顕微鏡により測定し
た。　主相のＺｒ／（Ｎｄ十Ｚｒ）と各格子定数の関係
を第５図に示す。

第５図に示される結果から、本発明の薄帯の主相では、
Ｎｄ２Ｆｅ、４ＢのＮｄサイトを４０％ものＺｒが置換
していることがわかる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明の永久磁石の組成を説明するための３
元図である。第２図および第３図は、図面代用写真であり、本発明に
おける永久磁石材料の結晶の構造を示す走査型電子顕微
鏡写真である。、　　第４図は、本発明の永久磁石のＸ線回折図である
。第５図は、本発明の永久磁石の主相の組成と主相の格子
定数との関係を示すグラフである。特許出願人　ティーデイ−ケイ株式会社図面の浄書Ｆ　　Ｉ　　Ｇ　−２０，２μｍ図面の浄書Ｆ　　Ｉ　　Ｇ　−３ｏ、１．ｕｒｎ手続ネ甫正書（方式）昭和６３年　２月１７日特許庁長官　　小　川　邦　夫　殿　　　　　　　ｒ；
（’；−。 ←〆１、事件の表示昭和６２年特許願第２５９３７３号２、発明の名称永久磁石３、補正をする者事件との関係　　　特許出願人住　　所　　東京都中央区日本橋−丁目１３番１号名　
　称　　（３０６）ティーデイ−ケイ株式会社代表者　
　佐　藤　　　博４、代理人　〒１０１電話８６４−４４９８住　　所　
　東京都千代田区岩本町３丁目２番２号昭和６３年　１
月１９日（全送日）６、補正の対象図面７、補正の内容手続ネ甫正書（自発）昭和６３年１０月１１日特許庁長官　　吉　１）文　毅　殿１、事件の表示昭和６２年特許願第２５９３７３号２、発明の名称永久磁石３、補正をする者事件との関係　　　特許出願人名　　称　　ティーデイ−ケイ株式会社４、代理人住　　所　　〒１１３東京都文京区湯島３丁目２３番１号天神弥栄興産ビル３階明細書の「特許請求の範囲」および「発明の詳細な説明」の各欄６、補正の内容（１）明細書の「特許請求の範囲」の欄を、別紙の通り
補正する。（２）明細書第４８頁の「表５」を、別紙と差し替える
。（３）明細書第４９頁の「表６」を、別紙と差し替える
。「２、特許請求の範囲（１）　ＲｘＴ＋。。−８−ｙ−ｚＢｙＭｚ　（但し、
ＲはＹを含む希土類元素の１種以上、ＴはＦｅまたはＦ
ｅおよびＣ０１５，５≦ｘ＜１１．７６．２≦ｙ〈１５
．２５１０％ＭはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ。Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、ＴａおよびＷの少なくとも１種以上
）の組成を有し、実質的に正方晶系の結晶構造の主相の
みを有するか、あるいはこのような主相と非晶質および
／または結晶質のＲプアな副相とを有し、かつ主相と副
相との体積比、（副相／主相）■の値が、より小さい永久磁石材料から形成されたことを特徴とす
る永久磁石。（２）５．５≦Ｘ≦１１である特許請求の範囲第１項に
記載の永久磁石。０．１１７６（１００−ｚ）　−ｘ（３）　□　に対する（副相／主相）■の比率が０．１５〜０．９５である特
許請求の範囲第１項または第２項に記載の永久磁石。（４）主相の平均結晶粒径が０．０１〜３痔である特許
請求の範囲第１項ないし第３項のいずれかに記載の永久
磁石。（５）副相の粒界相の平均巾が０．３．＋＋を以下であ
る特許請求の範囲第１項ないし第４項のいずれかに記載
の永久磁石。（６）主相と副相とを有し、原子比で副相のＲ含有量が
主相のＲ含有量の２／３以下である特許請求の範囲第１
項ないし第５項のいずれかに記載の永久磁石。（７）主相のＲ含有量が６〜１１．７６ａｔ％である特
許請求の範囲第６項に記載の永久磁石。（８）永久磁石材料が高速急冷により得られた薄帯であ
る特許請求の範囲第１項ないし第７項のいずれかに記載
の永久磁石。（９）永久磁石材料が粉体である特許請求の範囲第１項
ないし第７項のいずれかに記載の永久磁石。（１０）粉体が高速急冷により得られた薄帯を粉砕した
ものである特許請求の範囲第９項に記載の永久磁石。（１１）薄帯の厚さが３０〜６０μｍである特許請求の
範囲第８項ないし第１０項のいずれかに記載の永久磁石
。（１２）粉体な圧粉した特許請求の範囲第１０項または
第１１項記載の永久磁石。（１３）粉体を温間加工により塑性加工した特許請求の
範囲第１０項ないし第１２項のいずれかに記載の永久磁
石。（１４）粉体なバインダーと混合した特許請求の範囲第
１Ｏ項または第１１項に記載の永久磁石。０．１１７６（１００−ｚ）　　−ｘ（１５）　□　に対する（副相／主相）■の比率が０．１５〜０．９５となるよ
うに高速急冷した特許請求の範囲第９項または第１Ｏ項
に記載の永久磁石。０．１１７６（１００−ｚ）　−ｘ（１６）　□　に対する（副相／主相）■の比率が０．２〜１．２となるように
高速急冷した後、この値が０．１５〜０．９５となるよ
うにさらに熱処理を施した特許請求の範囲第６項ないし
第１０項のいずれかに記載の永久磁石。（１７）　ＲＸＴ＋ｏｏ−ｘ−ｙ−ｚＢｙＭＺ　（但し
、ＲはＹを含む希土類元素の少な（とも１種以上、Ｔは
ＦｅまたはＦｅおよびＣｏ、５．５≦Ｘく１１．７６．
２≦ｙ〈１５、Ｚ≦１０、ＭはＴｉ、■、Ｃｒ、Ｚｒ、
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ。ＴａおよびＷの少なくとも１種以上と、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍ
ｎおよびＡｇの１種以上との組合せ）の組成を有し、実
質的に正方品系の結晶構造の主相のみを有するが、ある
いはこのような主相と非晶質および／または結晶質のＲ
ブアな副相とを有し、かっこの場合主相と副相との体積
比、（副相／主相）■の値が、０．１１７６（１００−ｚ）　−ｘより小さい永久磁石材料から形成されたことを特徴とす
る永久磁石。（１８）主相と副相とを有し、原子比で副相のＲ含有量
が主相のＲ含有量の２／３以下である特許請求の範囲第
１７項に記載の永久磁石。（２０）主相のＲ含有量が６〜１１．７６ａｔ％である
特許請求の範囲第１７項または第１８項に記載の永久磁
石。」

Claims

【特許請求の範囲】（１）Ｒ＿ｘＴ＿１＿０＿０＿−＿ｘ＿−＿ｙ＿−＿ｚ
Ｂ＿ｙＭ＿ｚ（但し、ＲはＹを含む希土類元素の１種以
上、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏ、５．５≦ｘ＜１１
．７６、２≦ｙ＜１５、ｚ≦１０、ＭはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ
、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、ＴａおよびＷの少なくとも
１種以上）の組成を有し、実質的に正方晶系の結晶構造
の主相のみを有するか、あるいはこのような主相と非晶
質および／または結晶質のＲプアな副相とを有し、かつ
主相と副相との体積比、（副相／主相）ｖの値が、｛０．１１７６（１００−ｚ）−ｘ｝／ｘより小さい永久磁石材料から形成されたことを特徴とす
る永久磁石。（２）５．５≦ｘ≦１１である特許請求の範囲第１項に
記載の永久磁石。（３）｛０．１１７６（１００−ｚ）−｝ｘ／ｘに対す
る（副相／主相）ｖの比率が０．１５〜０．９５である
特許請求の範囲第１項または第２項に記載の永久磁石。（４）主相の平均結晶粒径が０．０１〜３μｍである特
許請求の範囲第１項ないし第３項のいずれかに記載の永
久磁石。（５）副相の粒界相の平均巾が０．３μｍ以下である特
許請求の範囲第１項ないし第４項のいずれかに記載の永
久磁石。（６）主相と副相とを有し、原子比で副相のＲ含有量が
主相のＲ含有量の２／３以下である特許請求の範囲第１
項ないし第５項のいずれかに記載の永久磁石。（７）主相のＲ含有量が６〜１１．７６ａｔ％である特
許請求の範囲第６項に記載の永久磁石。（８）永久磁石材料が高速急冷により得られた薄帯であ
る特許請求の範囲第１項ないし第７項のいずれかに記載
の永久磁石。（９）永久磁石材料が粉体である特許請求の範囲第１項
ないし第７項のいずれかに記載の永久磁石。（１０）粉体が高速急冷により得られた薄帯を粉砕した
ものである特許請求の範囲第９項に記載の永久磁石。（１１）薄帯の厚さが３０〜６０μｍである特許請求の
範囲第８項ないし第１０項のいずれかに記載の永久磁石
。（１２）粉体を圧粉した特許請求の範囲第１０項または
第１１項記載の永久磁石。（１３）粉体を温間加工により塑性加工した特許請求の
範囲第１０項ないし第１２項のいずれかに記載の永久磁
石。（１４）粉体をバインダーと混合した特許請求の範囲第
１０項または第１１項に記載の永久磁石。（１５）｛０．１１７６（１００−ｚ）−ｘ｝／ｘに対
する（副相／主相）ｖの比率が０．１５〜０．９５とな
るように高速急冷した特許請求の範囲第９項または第１
０項に記載の永久磁石。（１６）｛０．１１７６（１００−ｚ）−ｘ｝／ｘに対
する（副相／主相）ｖの比率が０．２〜１．２となるよ
うに高速急冷した後、この値が０．１５〜０．９５とな
るようにさらに熱処理を施した特許請求の範囲第６項な
いし第１０項のいずれかに記載の永久磁石。（１７）Ｒ＿ｘＴ＿１＿０＿０＿−＿ｘ＿−＿ｙ＿−＿
ｚＢ＿ｙＭ＿ｚ（但し、ＲはＹを含む希土類元素の少な
くとも１種以上、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏ、５．５≦ｘ＜１１．７６、２≦ｙ＜１５、ｚ≦１０、ＭはＴｉ、Ｖ、
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｚｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、ＴａおよびＷの少なく
とも１種以上と、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｎおよびＡｇの１種以
上との組合せ）の組成を有し、実質的に正方晶系の結晶
構造の主相のみを有するか、あるいはこのような主相と
非晶質および／または結晶質のＲプアな副相とを有し、
かつこの場合主相と副相との体積比、（副相／主相）ｖ
の値が、｛０．１１７６（１００−ｚ）−ｘ｝／ｘより小さい永久磁石材料から形成されたことを特徴とす
る永久磁石。（１８）主相と副相とを有し、原子比で副相のＲ含有量
が主相のＲ含有量の２／３以下である特許請求の範囲第
１７項に記載の永久磁石。（２０）主相のＲ含有量が６〜１１．７６ａｔ％である
特許請求の範囲第１７項または第１８項に記載の永久磁
石。