JP3151265B2 - Manufacturing method of rare earth permanent magnet - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【産業上の利用分野】本発明は、各種電気、電子機器に
用いられる、磁気特性に優れた希土類永久磁石の製造方
法に関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a method for producing a rare earth permanent magnet having excellent magnetic properties and used for various electric and electronic devices.

【０００２】[0002]

【従来の技術】希土類磁石の中でもNd-Fe-Ｂ系磁石は、
主成分であるNdが資源的に豊富でコストが安く、磁気特
性に優れているために、近年益々その利用が広がりつつ
ある。磁気特性向上のための開発研究も、Nd系磁石の発
明以来精力的に行われてきており、数多くの研究や発明
が提案されている。これらのNd系焼結磁石製造方法の中
で、各種金属粉体や組成の異なる合金粉体を混合、焼結
して高性能Nd磁石を製造する方法（以下、簡単に混合法
という）に関しても数々の発明考案が提案されている。2. Description of the Related Art Among rare earth magnets, Nd-Fe-B magnets are:
In recent years, Nd, which is a main component, is abundant in resources, low in cost, and excellent in magnetic properties, and thus its use has been expanding in recent years. Research and development for improving magnetic properties has been energetically conducted since the invention of the Nd-based magnet, and many studies and inventions have been proposed. Among these Nd-based sintered magnet production methods, there is also a method for producing high-performance Nd magnets by mixing and sintering various metal powders and alloy powders with different compositions (hereinafter simply referred to as the mixing method). Numerous inventions have been proposed.

【０００３】これまでに提案されている混合法を大きく
分けると、以下に示すような四つの種類に分類すること
ができる。第１の方法は、混合する原料合金粉体の一方
を液体急冷法によって非晶質あるいは微細結晶合金を作
製し、それに通常の希土類合金粉末を混合するか、ある
いは両方の原料合金粉体を共に液体急冷法で作製混合す
る方法［特開昭63-93841、特開昭63-115307、特開昭63-25
2403、特開昭63-278208、特開平1-108707、 特開平1-14631
0、 特開平1-146309、 特開平1-155603各号公報参照］で
ある。この液体急冷法による合金を使用する混合法につ
いては、最近50MGOeを越える磁気特性が得られたと報告
[E.Otuki,T.Otuka and T.Imai;11th.Int.Workshop onRa
re Earth Magnets,Pittsburgh,Pennsylvania,USA,Octob
er(1990),p.328 参照]されている。The mixing methods proposed so far can be roughly classified into the following four types. In the first method, one of the raw material alloy powders to be mixed is made into an amorphous or microcrystalline alloy by a liquid quenching method, and a normal rare earth alloy powder is mixed therewith, or both raw material alloy powders are mixed together. A method of producing and mixing by a liquid quenching method [JP-A-63-93841, JP-A-63-115307, JP-A-63-25
2403, JP-A-63-278208, JP-A-1-108707, JP-A-1-4631
0, JP-A-1-146309 and JP-A-1-155603]. The mixing method using an alloy by the liquid quenching method recently reported magnetic properties exceeding 50 MGOe.
[E.Otuki, T.Otuka and T.Imai; 11th.Int.Workshop onRa
re Earth Magnets, Pittsburgh, Pennsylvania, USA, Octob
er (1990), p. 328].

【０００４】第２の方法は、混合する２種類の原料合金
粉体を共に主としてＲ2 Fe14Ｂ化合物からなる合金と
し、含有される希土類元素の種類、含有量を変えた２種
類の合金を作製して混合焼結する方法［特開昭61-8160
3、 特開昭61-81604、 特開昭61-81605、 特開昭61-81606、
特開昭61-81607、 特開昭61-119007、特開昭61-207546、
特開昭63-245昭3、特開平1-177335各号公報参照］であ
る。この方法において、各合金中に含まれる相は従来知
られているＲ2 Fe14Ｂ相、希土類ｒｉｃｈ相、Nd1+XFe4
Ｂ4 相である。In a second method, two kinds of raw material alloy powders to be mixed are both made of an alloy mainly composed of an R 2 Fe 14 B compound, and two kinds of alloys in which the kinds and contents of rare earth elements are changed are produced. Mixed sintering method [Japanese Patent Laid-Open No. 61-8160
3, JP-A-61-81604, JP-A-61-81605, JP-A-61-81606,
JP-A-61-81607, JP-A-61-119007, JP-A-61-207546,
See JP-A-63-245, and JP-A-1-177335]. In this method, the phases contained in each of the alloys are a conventionally known R2 Fe14B phase, a rare earth rich phase, and Nd1 + XFe4.
It is B4 phase.

【０００５】第３の方法は、一方の合金を主としてＲ2
Fe14Ｂ化合物からなる合金粉末とし、これに各種低融点
元素、低融点合金、希土類合金、炭化物、硼化物、水素
化物、その他の粉末を混合焼結して、Nd系希土類磁石を
製造する方法 [特開昭60-230959、特開昭61-263201、特開
昭62-181402、特開昭62-182249、特開昭62-206802、特開昭
62-270746、特開昭63-6808、特開昭63-104406、特開昭63-1
14939、特開昭63-272006、特開平1-111843、 特開平1-1463
08各号公報参照] である。A third method is to use one of the alloys mainly as R2.
A method of manufacturing an Nd-based rare earth magnet by mixing and sintering various low melting point elements, low melting point alloys, rare earth alloys, carbides, borides, hydrides, and other powders into an alloy powder composed of an Fe14B compound. JP-A-60-230959, JP-A-61-263201, JP-A-62-181402, JP-A-62-182249, JP-A-62-206802, JP-A-62-206802
62-270746, JP-A-63-6808, JP-A-63-104406, JP-A-63-1
14939, JP-A-63-272006, JP-A-1-111843, JP-A-1-1463
08 gazettes].

【０００６】第４の方法は、本発明者等が最近新しく発
明した方法で、混合する合金に特殊な金属間化合物を存
在させることを特徴とする混合法［特願平03-159765 、
特願平03-159766、特願平03-198476、特願平03-198479、特
願平03-259694 各号] である。[0006] A fourth method is a method newly invented by the present inventors, which is characterized by the presence of a special intermetallic compound in the alloy to be mixed [Japanese Patent Application No. 03-159765,
Japanese Patent Application Nos. 03-159766, 03-198476, 03-198479, and 03-259694.

【０００７】[0007]

【発明が解決しようとする課題】従来技術による混合法
の製造法においては、磁石合金に真に優れた磁気特性を
実現させるのに，適切でなかったり不充分だったりする
点が数多く存在した。例えば、前述した第１の方法では
磁石合金のエネルギ−積は高いが保磁力はたかだか約９
kOe 程度で、温度上昇によって保磁力が低下するという
Nd磁石特有の欠点を考えると、実用的に不充分な磁石特
性である。また液体急冷法で製造するのは、コストがか
かり過ぎるために工業的な方法とは言えない。There are many points in the prior art mixing process that are not suitable or sufficient to achieve truly excellent magnetic properties in the magnet alloy. For example, in the first method described above, the energy product of the magnet alloy is high but the coercive force is at most about 9
At about kOe, the coercive force decreases with increasing temperature.
Considering the disadvantages unique to Nd magnets, the magnet properties are not practically sufficient. Further, the production by the liquid quenching method is not an industrial method because the cost is too high.

【０００８】第２の方法においては、二つの原料合金粉
とも共存する相は、Ｒ₂ Fe₁₄Ｂ化合物、それとNd₁+XFe₄
Ｂ₄ 相である。これらの相は、通常の一種類の合金を用
いた製造法において存在する相と基本的には同じであ
り、二つの合金において存在割合が違っているだけであ
る。またNdリッチ相の融点は 750℃以下と低く、焼結温
度に至る前に液相となってしまう。このため雰囲気中の
酸素ガスによって液相が酸化されてしまい、高い磁気特
性が得られないことになる。In the second method, a phase coexisting with the two raw alloy powders is an R ₂ Fe ₁₄ B compound and Nd ₁ + XFe ₄
B ₄ phase. These phases are basically the same as the phases that exist in a manufacturing method using one kind of alloy, and the only difference is the existence ratio between the two alloys. In addition, the melting point of the Nd-rich phase is as low as 750 ° C or less, and becomes a liquid phase before reaching the sintering temperature. Therefore, the liquid phase is oxidized by the oxygen gas in the atmosphere, and high magnetic properties cannot be obtained.

【０００９】第３の方法において、混合する粉体に低融
点の元素あるいは合金を利用して磁気特性を向上させよ
うとする提案があるが、これは焼結中に混合した低融点
相が、Ｒ₂ Fe₁₄Ｂ化合物の粒界に存在する格子欠陥や酸
化物相などのニュークリエーションサイトを除去し、粒
界をクリーニングして保磁力を向上させるという考え方
によるものである。しかし低融点相の存在は、実際には
磁気特性の向上に対して逆に不利な条件となっている。
低融点相が例えば 600℃付近から融液となっていると、
実際の焼結温度1,100 ℃では低融点相の粘度はかなり小
さくなってしまう。その結果、磁性粒子の周囲を囲む融
液の粘度が小さくなって粒子の回転が容易に起り、配向
が乱れて磁気特性が劣化する。また第２の方法と同じ
く、低温での液相が容易に酸化されてしまい高い磁気特
性が得られない。第４の方法においては、Ｂ合金中に平
衡して存在する相の一つとして、融点の低いNdリッチ相
が存在する。この相が、低温で液相となるために他の場
合と同様に酸化の影響を受けて、磁気特性が劣化してし
まう。以上、従来技術による混合法においては、液相成
分が関与するいろいろな役割を充分に考慮し、これらが
最適な条件となるよう、液相合金成分や融点を適切に調
整してはいなかった。本発明は、従来技術による混合法
によるNd磁石の製造法の欠点を改良し、バランスのとれ
た磁気特性に優れた希土類永久磁石の製造方法を提供し
ようとするものである。In the third method, there is a proposal to improve the magnetic properties by using a low-melting element or an alloy in the powder to be mixed. This is based on the idea that nucleation sites such as lattice defects and oxide phases existing at the grain boundaries of the R ₂ Fe ₁₄ B compound are removed and the grain boundaries are cleaned to improve the coercive force. However, the presence of the low melting point phase is actually a disadvantageous condition for improving the magnetic properties.
If the low-melting phase becomes a melt from around 600 ° C, for example,
At the actual sintering temperature of 1,100 ° C, the viscosity of the low melting point phase becomes considerably small. As a result, the viscosity of the melt surrounding the magnetic particles decreases, and the rotation of the particles easily occurs, the orientation is disturbed, and the magnetic characteristics are deteriorated. Further, similarly to the second method, the liquid phase at a low temperature is easily oxidized and high magnetic properties cannot be obtained. In the fourth method, an Nd-rich phase having a low melting point exists as one of the phases existing in equilibrium in the B alloy. Since this phase becomes a liquid phase at a low temperature, it is affected by oxidation as in the other cases, and the magnetic properties are degraded. As described above, in the mixing method according to the related art, various roles related to the liquid phase component are sufficiently considered, and the liquid phase alloy component and the melting point are not appropriately adjusted so that these conditions are optimal. An object of the present invention is to improve the drawbacks of the conventional method for producing Nd magnets by a mixing method, and to provide a method for producing rare earth permanent magnets having excellent balanced magnetic properties.

【００１０】[0010]

【課題を解決するための手段】本発明者等は、かかる課
題を解決するために従来の混合法を基本的に見直し、磁
性体構成相の種類、特性等を適切に選択し組み合わせる
ことにより充分満足できるバランスの取れた磁気特性が
得られることを見いだし、製造条件を詳細に検討して本
発明を完成させた。本発明の要旨は、Ａ合金を主として
Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相［ここにＲは、Nd、Pr、Dyを主体とする少
なくとも１種以上の希土類元素、ＴはFeまたはFeおよび
Coを主体とする少なくとも１種以上の遷移金属を表す］
から成る合金とし、Ｂ合金をＲ、Fe、Co、Ｍ ¹ 、Ｍ ² ［こ
こにＲは、Nd、Pr、Dyを主体とする少なくとも１種以上
の希土類元素、Ｍ ¹ は、Al、Cu、Zn、In、Si、Ｐ、Ｓ、
Ti、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、C
d、Sn、Sb、Hf、Ta、Ｗの内から選ばれる１種又は２種
以上の元素、Ｍ ² は、Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｏの内から選ばれる
１種又は２種以上の元素を表す］の５種の元素から選択
され、結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo
₄Ｂ型の金属間化合物から主になる合金とし、Ｃ合金を
Ｒ、Fe、Co、Ｍ ¹ 、Ｍ ² ［ここにＲ、Ｍ ¹ 、Ｍ ² は上記に
同じ］の５種の元素から選択され、結晶構造がＲバー３
ｍの空間群で表されるPuNi₃型の金属間化合物から主に
なる合金として、Ａ合金粉末99〜60重量％に対してＢ合
金粉末およびＣ合金粉末を合計で１〜40重量％混合し、
該混合粉末を磁場中加圧成形し、該成形体を真空または
不活性ガス雰囲気中で焼結し、さらに焼結温度以下の低
温で熱処理することを特徴とし、さらに詳しくは、Ａ合
金粉末およびＢ合金粉末およびＣ合金粉末またはこれら
を混合して造られる混合粉末の平均粒径が、0.2 〜30μ
ｍの範囲内であり、Ｂ合金中に主に含まれる金属間化合
物の融点が、750 ℃以上2000℃以下であり、Ｂ合金中に
主に含まれる結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表され
るCeCo₄Ｂ型の金属間化合物が、組成式Ｒ_aFe_bCo_cＭ¹ _dＭ
² _e［ここに添字a,b,c,d,eの示す範囲は原子％で、13≦a
≦26、０≦b ≦60、０＜c ≦80、０≦d ≦40、１≦e
≦45である］で表され、Ｃ合金中に主に含まれる結晶構
造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi₃型の金属間化
合物が、組成式Ｒ_fFe_gCo_hＭ¹ _iＭ² _j［ここに添字f,g,h,
i,j の示す範囲は原子％で、16≦f≦34、０≦g≦60、０
＜h≦80、０≦i≦40、０≦j≦10である］で表され、さ
らにＡ合金とＢ合金との混合粉末中に含まれる希土類元
素の総和が10〜15原子％であることを特徴とする希土類
永久磁石の製造方法である。In order to solve this problem, the present inventors have basically reviewed the conventional mixing method, and have found that it is sufficient to appropriately select and combine the types and characteristics of the constituent phases of the magnetic material. The present inventors have found that satisfactory and balanced magnetic properties can be obtained, and have studied the manufacturing conditions in detail to complete the present invention. The gist of the present invention is that an A alloy is mainly composed of an R ₂ T ₁₄ B phase [where R is at least one or more rare earth elements mainly composed of Nd, Pr, and Dy, and T is Fe or Fe and
Represents at least one transition metal mainly composed of Co]
Alloy consisting of R, Fe, Co, M ¹ , M ² [this
Here, R is at least one or more mainly composed of Nd, Pr, and Dy.
R ¹ , M ¹ is Al, Cu, Zn, In, Si, P, S,
Ti, V, Cr, Mn, Ni, Ga, Ge, Zr, Nb, Mo, Pd, Ag, C
One or two selected from d, Sn, Sb, Hf, Ta, and W
The above element, M ^2, is selected from among B, C, N, and O
Represents one or more elements]]
Is, CeCo the crystal structure represented by the space group P6 / mmm
Mainly in comprising an alloy of ₄ B-type metal-to-metal compounds, the C alloy
^{R, Fe, Co, M 1} , M 2 [ herein R, M ^1, M ² in the above
The same), and the crystal structure is R bar 3
an alloy composed mainly of PuNi ₃ type metal-to-metal compounds represented by the space group of m, total 1 to 40% by weight mixture of B alloy powder and C alloy powders against A alloy powder 99 to 60 wt% And
The mixed powder is subjected to pressure molding in a magnetic field, the compact is sintered in a vacuum or an inert gas atmosphere, and further heat-treated at a low temperature equal to or lower than the sintering temperature. The average particle size of the B alloy powder and the C alloy powder or a mixed powder produced by mixing them is 0.2 to 30 μm.
m, the melting point of the intermetallic compound mainly contained in the B alloy is 750 ° C or more and 2000 ° C or less, and the crystal structure mainly contained in the B alloy is represented by a space group of P6 / mmm. CeCo ₄ B-type metal-to-metal compound is represented by the composition formula ^{_{R a Fe b Co c M 1}} d M
² _e [The subscripts a, b, c, d, and e indicate the range of atomic%, and 13 ≦ a
≦ 26, 0 ≦ b ≦ 60, 0 <c ≦ 80, 0 ≦ d ≦ 40, 1 ≦ e
≦ 45 in which] in expressed, the main crystal structure included in the _three types of metal-to-metal compounds PuNi represented by space group R bar 3m in C alloy, the composition formula R _f Fe _g Co _h M ¹ _i M ² _j [where subscripts f, g, h,
The range of i, j is atomic%, 16 ≦ f ≦ 34, 0 ≦ g ≦ 60, 0
<H ≦ 80, 0 ≦ i ≦ 40, 0 ≦ j ≦ 10], and the total sum of the rare earth elements contained in the mixed powder of the A alloy and the B alloy is 10 to 15 atomic%. A method for producing a rare earth permanent magnet characterized by the following.

【００１１】以下本発明を詳細に説明する。本発明は、
主にＲ₂ Fe₁₄Ｂ相からなる合金に、特定の結晶構造をも
つ金属間化合物を含む合金粉末を混合する希土類永久磁
石の製造方法である（以下、化合物粉末混合法とい
う）。原料となるＡ合金は、主としてＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ化合物
相からなり、ＲはＹを含む La ，Ce，Pr，Nd，Sm，Eu，
Gd，Tb，Dy，Ho，Er，YbおよびLuから選択されるNd、P
r、Dyを主体とする少なくとも１種もしくは２種類以上
の希土類元素である。またＴは、FeまたはFeおよびCoを
主体とする少なくとも１種以上の遷移金属を表し、Coの
含有量は重量％で0 〜40％である。Co添加によりＡ合金
のキューリー温度が上昇し、また合金の耐食性も改善さ
れる。Ａ合金は原料金属を真空または不活性ガス、好ま
しくはAr雰囲気中で溶解し鋳造する。原料金属は純希土
類元素あるいは希土類合金、純鉄、フェロボロン、さら
にはこれらの合金等を使用するが、一般的な工業生産に
おいて不可避な微量不純物は含まれるものとする。得ら
れたインゴットは、Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ相がαFeと希土類リッチ
相との包晶反応によって形成されるため、鋳造後も凝固
偏析によってαFe相、Ｒリッチ相、Ｂリッチ相、Nd₃Co
相等が残留する場合がある。本発明においてはＡ合金中
のＲ₂ Fe₁₄Ｂ相の多いほうが望ましいので、必要に応じ
て溶体化処理を行う。その条件は真空またはAr雰囲気
下、700 〜1,200 ℃の温度領域で１時間以上熱処理すれ
ば良い。Hereinafter, the present invention will be described in detail. The present invention
This is a method for producing a rare-earth permanent magnet in which an alloy mainly containing an R ₂ Fe ₁₄ B phase is mixed with an alloy powder containing an intermetallic compound having a specific crystal structure (hereinafter, referred to as a compound powder mixing method). The A alloy used as a raw material is mainly composed of an R ₂ T ₁₄ B compound phase, and R represents La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu,
Nd, P selected from Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Yb and Lu
At least one or two or more rare earth elements mainly composed of r and Dy. T represents Fe or at least one or more transition metals mainly composed of Fe and Co, and the Co content is 0 to 40% by weight. The addition of Co increases the Curie temperature of the A alloy and also improves the corrosion resistance of the alloy. The alloy A is prepared by melting a raw metal in a vacuum or an inert gas, preferably an Ar atmosphere. As a raw material metal, a pure rare earth element or a rare earth alloy, pure iron, ferroboron, or an alloy thereof is used, but a trace impurity inevitable in general industrial production is included. In the obtained ingot, the R ₂ T ₁₄ B phase is formed by the peritectic reaction between αFe and the rare earth-rich phase, so that the αFe phase, R-rich phase, B-rich phase, Nd ₃ Co
Equivalents may remain. In the present invention, it is desirable that the amount of the R ₂ Fe ₁₄ B phase in the A alloy is large, so that a solution treatment is performed as necessary. The heat treatment may be performed in a vacuum or Ar atmosphere at a temperature of 700 to 1,200 ° C. for 1 hour or more.

【００１２】 Ａ合金粉末99〜60重量％に対して、Ｒ、
Fe、Co、Ｍ ¹ 、Ｍ ² ［ここにＲは、Nd、Pr、Dyを主体とす
る少なくとも１種以上の希土類元素、Ｍ ¹ は、Al、Cu、
Zn、In、Si、Ｐ、Ｓ、Ti、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Z
r、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta、Ｗの内から
選ばれる１種又は２種以上の元素、Ｍ ² は、Ｂ，Ｃ，
Ｎ，Ｏの内から選ばれる１種又は２種以上の元素を表
す］の５種の元素から選択され、結晶構造がＰ６／ｍｍ
ｍの空間群で表されるCeCo₄Ｂ型の金属間化合物から主
になるＢ合金粉末、およびＲ、Fe、Co、Ｍ ¹ 、Ｍ ² ［ここ
にＲ、Ｍ ¹ 、Ｍ ² は上記に同じ］の５種の元素から選択
され、結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi₃
型の金属間化合物から主になるＣ合金とを合計で１〜40
重量％混合し、該混合粉末を磁場中加圧成形し、該成形
体を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、さらに焼
結温度以下の低温で熱処理する。上記の結晶構造がＰ６
／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo₄Ｂ型の金属間化合物
は、組成式Ｒ_aFe_bCo_cＭ¹ _dＭ² _eで書き表され、添字a,b,
c,d,e は原子％で、13≦a≦26、０≦b≦60、０＜c≦8
0、０≦d≦40、１≦e≦45である。a,b,c,d,e の範囲
は、この範囲内において結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間
群で表されるCeCo₄Ｂ型の金属間化合物が安定して存在
することから決定されたものであり、この範囲内を外れ
るとこれらの金属間化合物が存在しなくなり高い磁気特
性は得られない。上記の結晶構造がＲバー３ｍの空間群
で表されるPuNi₃型の金属間化合物は、組成式Ｒ_fFe_gCo_h
Ｍ¹ _iＭ² _jで書き表され、添字f,g,h,i,j の範囲は原子％
で、16≦f≦34、０≦g≦60、０＜h≦80、０≦i≦40、０
≦j≦10である。添字f,g,h,i,j の範囲は、この範囲内
において結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi
₃型の金属間化合物が安定して存在することから決定さ
れたものであり、この範囲内を外れるとこれらの金属間
化合物が存在しなくなり高い磁気特性は得られない。Ｂ
合金およびＣ合金は、原料金属を秤量して真空または不
活性ガス、好ましくはＡｒ雰囲気中で溶解し鋳造する。
原材料金属は純希土類元素あるいは希土類合金、純鉄、
フェロボロン、各種純金属さらにはこれらの合金等を使
用するが、一般的な工業生産において不可避な微量不純
物は含まれるものとする。得られたインゴットは、凝固
偏析がある場合は必要に応じて溶体化処理を行う。その
条件は真空またはＡｒ雰囲気下、700 〜1500℃の温度領
域で１時間以上熱処理すれば良い。[0012] With respect to 99-60% by weight of the A alloy powder ,
Fe, Co, M ¹ , M ² [where R is mainly Nd, Pr, Dy
At least one or more rare earth elements, M ¹ is Al, Cu,
Zn, In, Si, P, S, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Ga, Ge, Z
r, Nb, Mo, Pd, Ag, Cd, Sn, Sb, Hf, Ta, W
One or more selected elements, M ² is B, C,
One or two or more elements selected from N and O
And the crystal structure is P6 / mm
CeCo ₄ B type B alloy powder consisting mainly of gold intermetallic compound represented by the space group of m, and ^{R, Fe, Co, M 1} , M 2 [ wherein
R, M ¹ and M ² are the same as above]]
Is, PuNi ₃ crystal structure is represented by space group R bars 3m
1-40 and C alloy in total composed mainly of the type of metal-to-metal compounds
% By weight, and press-molding the mixed powder in a magnetic field, sintering the formed body in a vacuum or inert gas atmosphere, and further heat-treating at a temperature lower than the sintering temperature. The above crystal structure is P6
/ CeCo ₄ B-type metal-to-metal compounds represented by the space group mmm is Kakiarawasa by a composition formula ^{_{R a Fe b Co c M 1}} d M 2 e, subscripts a, b,
c, d, e are atomic%, 13 ≦ a ≦ 26, 0 ≦ b ≦ 60, 0 <c ≦ 8
0, 0 ≦ d ≦ 40, and 1 ≦ e ≦ 45. a, b, c, d, the range of e is, CeCo ₄ B-type metallic intermetallic compound crystal structure is represented by the space group P6 / mmm within this range is determined from the presence stably If it is out of this range, these intermetallic compounds do not exist and high magnetic properties cannot be obtained. Additional PuNi ₃ type metal-to-metal compounds represented by the space group of the crystal structure R bars 3m is formula R _f Fe _g Co _h
M ¹ _i M ² _j , where the subscripts f, g, h, i, j are in atomic%
Where 16 ≦ f ≦ 34, 0 ≦ g ≦ 60, 0 <h ≦ 80, 0 ≦ i ≦ 40, 0
≦ j ≦ 10. The range of the suffixes f, g, h, i, j is PuNi in which the crystal structure is represented by the space group of R bar 3m.
₃ type metal-to-metal compound has been determined from the presence stable, high magnetic properties can not exist these intermetallic compounds Outside this range can not be obtained. B
The alloy and the C alloy are weighed and melted in a vacuum or inert gas, preferably an Ar atmosphere, and cast.
Raw material metals are pure rare earth elements or rare earth alloys, pure iron,
Ferroboron, various pure metals, and alloys thereof are used, but shall contain trace impurities inevitable in general industrial production. If there is solidification segregation, the obtained ingot is subjected to a solution treatment if necessary. The heat treatment may be performed in a temperature range of 700 to 1500 ° C. for 1 hour or more in a vacuum or Ar atmosphere.

【００１３】液体急冷法によって得られた所定の組成の
薄帯を熱処理しても、前述の各種金属間化合物を作製す
ることができる。すなわち液体急冷法においては急冷後
の合金はアモルファス或は微細結晶となっているが、こ
れを結晶化温度以上の温度で一定時間以上加熱すると、
急冷合金は結晶化或は再結晶成長し、その結果本発明に
必要な前述の各種金属間化合物相を析出させることがで
きる。従って液体急冷法によるアモルファス合金の粉末
を用いた混合法においても、焼結が進行する以前にアモ
ルファス相が結晶化し、本発明に必要な前述の各金属間
化合物が出現する場合には、本発明による方法と同一の
方法と見做すことができる。既に述べたが、本発明に用
いる原材料は通常の工業生産に用いる材料を使用してい
るので、工業生産の製法上不可避な不純物元素は含まれ
ている。例えば、もっとも代表的な工業的不純物である
Ｃ元素は、本発明のいずれの合金中においても0.01〜0.
3 重量％の範囲で含まれている。本発明における磁石の
製造方法は、微粉末をもちいた粉末冶金法をその基本製
法としている。したがって、各工程でガス置換などの雰
囲気管理は行われているが、粉末表面積の増大と表面の
活性化による材料酸化を完全に防止することは困難であ
り、本発明によって製造された磁石に最終的には、0.05
〜0.6 重量％の範囲の酸素が含まれる。The above-mentioned various intermetallic compounds can be produced by heat-treating a ribbon having a predetermined composition obtained by the liquid quenching method. In other words, in the liquid quenching method, the alloy after quenching is amorphous or fine crystal, but when this is heated at a temperature higher than the crystallization temperature for a certain period of time,
The quenched alloy is crystallized or recrystallized, and as a result, the various intermetallic compound phases required for the present invention can be precipitated. Therefore, even in a mixing method using an amorphous alloy powder by a liquid quenching method, if the amorphous phase is crystallized before sintering proceeds and the above-mentioned intermetallic compounds necessary for the present invention appear, the present invention Can be regarded as the same method as the method by As described above, the raw materials used in the present invention use materials used in ordinary industrial production, and therefore include impurity elements inevitable in the production method of industrial production. For example, element C, which is the most typical industrial impurity, is present in any of the alloys of the present invention in a range of 0.01 to 0.
It is contained in the range of 3% by weight. The manufacturing method of the magnet according to the present invention uses a powder metallurgy method using fine powder as a basic manufacturing method. Therefore, although atmosphere control such as gas replacement is performed in each step, it is difficult to completely prevent material oxidation due to an increase in powder surface area and activation of the surface. Typically, 0.05
It contains oxygen in the range of ~ 0.6% by weight.

【００１４】 本発明では以上述べたようにＡ合金粉末
にＢ合金粉末を所定の割合で混合することによって、高
い磁気特性を得ることができた。以下、本発明の化合物
粉末混合法が高い磁気特性をもたらした理由について述
べる。まず第１の理由として、Ｒ、Fe、Co、Ｍ ¹ 、Ｍ ² の
５種の元素から選択され、結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空
間群で表されるCeCo₄Ｂ型の金属間化合物、およびＲ、F
e、Co、Ｍ ¹ 、Ｍ ² の５種の元素から選択され、結晶構造
がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi₃型の金属間化合
物の融点が、Nd系希土類磁石の液相焼結にとって適当な
750 ℃以上2000℃以下となることである。この温度範囲
はいわゆるNdリッチ相の融点よりは高くなっている。従
来のNd磁石製造法や本法以外の混合法においては、融点
の低いNdリッチ相が存在するために、焼結温度ではNdリ
ッチ相融液の粘度が下がり過ぎてしまい、粒子の配向が
乱れて充分な磁気特性が得られない。かつまた低温から
液相となっているために、昇温過程で雰囲気中の酸素や
水分などと反応してしまう。このため、液相に酸化物を
多く含むことになって粒界のクリーニングが充分にでき
なくなり、高い磁気特性が得られなくなる。本発明にお
いては添加合金をＲ、Fe、Co、Ｍ ¹ 、Ｍ ² の５種の元素か
ら選択され、結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表され
るCeCo₄Ｂ型の金属間化合物を主に含む合金、および
Ｒ、Fe、Co、Ｍ ¹ 、Ｍ ² の５種の元素から選択され、結晶
構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi₃型の金属間
化合物を主に含む合金とすることにより、Ａ合金との混
合粉体中に融点の低いNdリッチ相を含ませなくすること
ができる。したがって、焼結工程に受ける雰囲気の影響
が小さくなり高い磁気特性が得られる。In the present invention, as described above, a high magnetic property can be obtained by mixing the B alloy powder with the A alloy powder at a predetermined ratio. Hereinafter, the reason why the compound powder mixing method of the present invention provided high magnetic properties will be described. As a first reason, R, Fe, Co, of M ^1, M ²
Is selected from five elements, CeCo ₄ B-type metal-to-metal compounds represented by the space group of the crystal structure is P6 / mmm, and R, F
e, Co, is selected from five elements M ^1, M ^2, the melting point of PuNi ₃ type metal-to-metal compounds represented by the space group of the crystal structure R bars 3m is, the Nd-based rare earth magnet liquid phase Suitable for sintering
The temperature must be between 750 ° C and 2000 ° C. This temperature range is higher than the melting point of the so-called Nd-rich phase. In the conventional Nd magnet manufacturing method and the mixing method other than this method, the viscosity of the Nd-rich phase melt is too low at the sintering temperature due to the presence of the Nd-rich phase having a low melting point, and the orientation of the particles is disturbed. And sufficient magnetic characteristics cannot be obtained. Further, since the liquid phase is changed from a low temperature, it reacts with oxygen, moisture and the like in the atmosphere during the temperature raising process. As a result, the liquid phase contains a large amount of oxide, so that the grain boundary cannot be sufficiently cleaned, and high magnetic properties cannot be obtained. In the present invention, the additive alloy is composed of R, Fe, Co, M ¹ and M ² elements.
Are al selected, CeCo ₄ B-type metallic intermetallic compound mainly comprising an alloy crystal structure is represented by the space group P6 / mmm, and
R, Fe, Co, is selected from five elements M ^1, M ^2, by the crystal structure is mainly an alloy containing PuNi ₃ type metal-to-metal compounds represented by the space group of R bars 3m , A alloy can be prevented from containing an Nd-rich phase having a low melting point. Therefore, the influence of the atmosphere on the sintering process is reduced, and high magnetic properties can be obtained.

【００１５】第２の理由は、Co添加による耐食性の向上
である。混合法において添加する合金や化合物は、ベー
ス合金より希土類元素を一般に多く含有するため微粉の
状態では酸化劣化しやすい。しかし、本発明の製造法に
おけるように、Coを含有した金属間化合物にすることに
よって、これらの微粉の酸化劣化を防止することがで
き、したがって安定した磁気特性が得られることにな
る。一般に金属微粉の表面には、物理吸着あるいは化学
吸着によって多くの水分が付着している。活性の強い希
土類合金の微粉もその例外ではなく、空気中の水分を多
量に表面に吸着している。この水分は、焼結炉の真空排
気のみによっては取り除くことができず、昇温中に微粉
と反応して、各種の水酸化物や、酸化物を形成すること
になる。本法の化合物粉末混合法においては、希土類元
素の多い添加金属間化合物相にCoを添加することにより
合金粉の耐食性を向上させおり、その結果焼結過程での
微粉の酸化劣化が少なくなって、優れた磁気特性を安定
して得ることができる。第３の理由は、保磁力を向上さ
せるのに有効な各種合金元素をＡ合金中に多く含有させ
ないで、添加する金属間化合物相に含ませていることで
ある。Nd磁石の保磁力向上に有効な元素として、Pr、Dy、
Tb、Ga、Al、Cu やその他の元素が知られているが、これら
は保磁力を向上させる一方、添加量に比例して磁石性能
として重要な飽和磁化の値を減少させてしまう。強磁性
相であるＲ₂ Fe₁₄Ｂ相にこれらの元素を多く含有させる
と、保磁力は高くなるが残留磁束密度が小さくなってし
まうことになる。Nd磁石の保磁力は、Nd磁石の結晶粒界
の性質によって大きく左右される。したがって磁石合金
の結晶粒界が磁気的に強固になれば、粒界での磁壁ニュ
ークリエーションフィールドが大きくなって、磁石合金
の保磁力を向上させることができる。上記の各種合金元
素は、結晶磁気異方性を向上させたり粒界の格子欠陥や
歪みを減少させて、粒界での磁壁のニュークリエーショ
ンフィールドを大きくすると考えられている。本発明に
おいては、Ａ合金と混合した各種金属間化合物が、焼結
温度近傍で合金自身で溶融あるいはＡ合金と反応しなが
ら溶融し、さらに拡散反応が進行してＲ₂ Fe₁₄Ｂ相とNd
リッチ相を形成する。この反応によって結晶粒界付近に
液相が生じ、液相によって液相焼結が進行するが、金属
間化合物中に多く添加されていたPr、Dy、Tb、Ga、Al、Cu や
各種元素Ｍは、焼結後も粒界近傍に多く存在することに
なる。したがって、磁石の保磁力向上に有効な結晶粒界
付近のみを磁気的に強化することになり、Ｒ₂ Fe₁₄Ｂ相
の内部まで入り込んで飽和磁化を下げることがなく、極
めて効率的に保磁力の向上を計ることができる。The second reason is that the corrosion resistance is improved by adding Co. Alloys and compounds added in the mixing method generally contain a larger amount of rare earth elements than the base alloy, and thus are susceptible to oxidative deterioration in the state of fine powder. However, by using a Co-containing intermetallic compound as in the production method of the present invention, the oxidative deterioration of these fine powders can be prevented, and thus stable magnetic properties can be obtained. Generally, a large amount of moisture is attached to the surface of metal fine powder by physical adsorption or chemical adsorption. Fine powder of a rare earth alloy having strong activity is no exception, and a large amount of moisture in the air is adsorbed on the surface. This water cannot be removed only by vacuum evacuation of the sintering furnace, and reacts with the fine powder during the heating to form various hydroxides and oxides. In the compound powder mixing method of the present method, the corrosion resistance of the alloy powder is improved by adding Co to the intermetallic compound phase containing a large amount of rare earth elements, and as a result, the oxidative deterioration of the fine powder during the sintering process is reduced. And excellent magnetic characteristics can be stably obtained. The third reason is that various alloy elements effective for improving the coercive force are not contained in the A alloy in a large amount but are contained in the intermetallic compound phase to be added. As elements effective in improving the coercive force of Nd magnets, Pr, Dy,
Tb, Ga, Al, Cu and other elements are known, but they improve the coercive force, but decrease the value of saturation magnetization, which is important for magnet performance, in proportion to the added amount. When a large amount of these elements is contained in the R ₂ Fe ₁₄ B phase, which is a ferromagnetic phase, the coercive force increases but the residual magnetic flux density decreases. The coercive force of an Nd magnet is greatly affected by the nature of the crystal grain boundaries of the Nd magnet. Therefore, when the crystal grain boundaries of the magnet alloy become magnetically strong, the domain wall nucleation field at the grain boundaries increases, and the coercive force of the magnet alloy can be improved. It is believed that the above-mentioned various alloy elements increase the magnetic field anisotropy and reduce lattice defects and strain at grain boundaries, thereby increasing the nucleation field of domain walls at grain boundaries. In the present invention, various intermetallic compounds mixed with the A alloy are melted by the alloy itself at the vicinity of the sintering temperature or melted while reacting with the A alloy, and further the diffusion reaction proceeds, and the R ₂ Fe ₁₄ B phase and Nd
Forms a rich phase. By this reaction, a liquid phase is generated near the crystal grain boundaries, and liquid phase sintering is progressed by the liquid phase. However, Pr, Dy, Tb, Ga, Al, Cu and various elements M Will remain in the vicinity of the grain boundaries even after sintering. Therefore, only the vicinity of the crystal grain boundary effective for improving the coercive force of the magnet is magnetically strengthened, and the coercive force is extremely efficiently prevented without lowering the saturation magnetization by penetrating into the R ₂ Fe ₁₄ B phase. Can be improved.

【００１６】次に本発明の化合物粉末混合法の詳細な製
造方法について述べる。上記のようにして得られたＡ合
金およびＢ合金は、各インゴットを粉砕して所定の割合
に混合される。粉砕は、湿式又は乾式粉砕にて行われ
る。希土類合金は非常に活性であり、粉砕中の酸化を防
ぐことを目的に、乾式粉砕の場合はAr又は窒素などの雰
囲気中で、湿式粉砕の場合はフロンなどの非反応性の有
機溶媒中で行われる。混合工程も必要に応じて不活性ガ
ス雰囲気又は溶媒中で行われる。粉砕は一般に粗粉砕、
微粉砕と段階的に行われるが、混合はどの段階で行われ
ても良い。即ち粗粉砕後に所定量混合し引続いて微粉砕
を行ってもよいし、全ての粉砕を完了した後に所定の割
合に混合してもよい。Ａ合金及びＢ合金がほぼ同じ平均
粒径で、かつまた均一に混合されることが必要である。
各粉末の粉の平均粒径は0.2 〜30μｍの範囲が好まし
く、平均粒径が0.2 μｍ未満では酸化されて劣化し易
く、平均粒径が30μｍを越えると焼結性が悪くなり高い
磁気特性が得られなくなる。Next, a detailed production method of the compound powder mixing method of the present invention will be described. The A alloy and the B alloy obtained as described above are pulverized into ingots and mixed at a predetermined ratio. The pulverization is performed by wet or dry pulverization. Rare earth alloys are very active, and are used in an atmosphere such as Ar or nitrogen in the case of dry grinding and in a non-reactive organic solvent such as Freon in the case of wet grinding in order to prevent oxidation during grinding. Done. The mixing step is also performed in an inert gas atmosphere or a solvent as necessary. Grinding is generally coarse grinding,
Although the pulverization is performed stepwise, the mixing may be performed at any stage. That is, a predetermined amount may be mixed after coarse pulverization and then finely pulverized, or may be mixed at a predetermined ratio after all pulverization is completed. It is necessary that the A alloy and the B alloy have approximately the same average particle size and are also uniformly mixed.
The average particle size of each powder is preferably in the range of 0.2 to 30 μm. If the average particle size is less than 0.2 μm, the powder tends to be oxidized and deteriorated. If the average particle size exceeds 30 μm, the sinterability deteriorates and high magnetic properties are obtained. No longer available.

【００１７】Ａ合金粉末とＢ合金粉末の混合割合は、Ａ
合金粉末99〜60重量％に対して１〜40重量％の範囲で添
加混合するのが良く、Ｂ合金粉末が１重量％未満では、
焼結性が悪くなって焼結密度が上がらなくなって保磁力
が得られないし、40重量％を越えると焼結後の非磁性相
の割合が大きくなり過ぎて、残留磁束密度が減少し高い
磁気特性が得られなくなる。得られた混合微粉は、次に
磁場中成型プレスによって所望の寸法に成型され、さら
に焼結熱処理する。焼結は900 〜1,250 ℃の温度範囲で
真空又はアルゴン雰囲気中にて10分以上行ない、続いて
焼結温度以下の低温で10分以上熱処理する。焼結後の混
合微粉の焼結体密度は、対真密度比で95％以上に緻密化
しており、高い残留磁束密度と大きな保磁力および角型
性の良好な優れた希土類磁石が得られる。The mixing ratio of the A alloy powder and the B alloy powder is
It is better to add and mix in the range of 1 to 40% by weight with respect to 99 to 60% by weight of the alloy powder, and if the B alloy powder is less than 1% by weight,
The sinterability deteriorates, the sintering density cannot be increased, and no coercive force can be obtained. If it exceeds 40% by weight, the proportion of the non-magnetic phase after sintering becomes too large, and the residual magnetic flux density decreases, resulting in high magnetic properties. Characteristics cannot be obtained. The obtained mixed fine powder is then formed into a desired size by a molding press in a magnetic field, and further subjected to a sintering heat treatment. Sintering is performed in a vacuum or argon atmosphere at a temperature in the range of 900 to 1,250 ° C. for 10 minutes or more, followed by heat treatment at a temperature lower than the sintering temperature for 10 minutes or more. The sintered body density of the mixed fine powder after sintering is densified to 95% or more in terms of true density ratio, so that an excellent rare earth magnet having a high residual magnetic flux density, a large coercive force and a good squareness can be obtained.

【００１８】[0018]

【実施例】以下、本発明の具体的な実施態様を実施例を
挙げて説明するが、本発明はこれらに限定されるもので
はない。 （実施例１、比較例１）純度99.9重量％のNd、Pr、Fe、Co
メタルとフェロボロンを用いて高周波溶解炉のAr雰囲気
中にてＡ1 合金を溶解鋳造した。鋳造後、このインゴッ
トを1,070 ℃、Ar雰囲気中にて10時間溶体化した。得ら
れた合金の組成は、11.0Nd-1.1Pr-5.9B-2.0Co-bal.Fe
（以下、各原子％、 bal.は残部元素の原子％を表す）で
あった。同じく純度99.9重量％のNd、Dy、Fe、Co メタルと
フェロボロンを原料として、結晶構造がＰ６／ｍｍｍの
空間群で表されるCeCo₄ Ｂ型の金属間化合物からなるＢ
1 合金を高周波溶解炉を用いAr雰囲気にて溶解鋳造し、
組成8.4Pr-8.4Dy-15.2Fe-16.7B-bal.Co の合金を得た。
同じく純度99.9重量％のPr、Dy、Fe、Co タルを原料とし
て、結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi₃ 型
の金属間化合物からなるＣ1 合金を高周波溶解炉を用い
Ar雰囲気にて溶解鋳造し、組成12.5Pr-12.5Dy-20.0Fe-b
al.Co の合金を得た。Ａ1 とＢ1 とＣ1 の各インゴット
をそれぞれ別々に窒素雰囲気中にて粗粉砕して30メッシ
ュ以下とし、次にＡ1 合金粗粉を88.0重量％、Ｂ1 合金
を4.0 重量％、Ｃ1 合金を8.0 重量％秤量して、窒素置
換したＶブレンダー中で30分間混合した。この混合粗粉
を高圧窒素ガスを用いたジェットミルにて、平均粒径約
５μｍに微粉砕した。得られた混合微粉末を15kOe の磁
場中で配向させながら、約１Ton/cm2 の圧力でプレス成
型した。次いで、この成形体はAr雰囲気の焼結炉内で1,
070 ℃で１時間焼結され、さらに 530℃で１時間時効熱
処理して急冷し、実施例１磁石合金Ｍ1 を作製した。EXAMPLES Hereinafter, specific embodiments of the present invention will be described with reference to examples, but the present invention is not limited thereto. (Example 1, Comparative Example 1) Nd, Pr, Fe, Co having a purity of 99.9% by weight
Using a metal and ferroboron, an A1 alloy was melt-cast in an Ar atmosphere of a high-frequency melting furnace. After casting, the ingot was solution-solutioned at 1,070 ° C. in an Ar atmosphere for 10 hours. The composition of the obtained alloy is 11.0Nd-1.1Pr-5.9B-2.0Co-bal.Fe.
(Hereinafter, each atomic%, bal. Represents the atomic% of the remaining elements.) Similarly, using Nd, Dy, Fe, Co metal having a purity of 99.9% by weight and ferroboron as raw materials, the crystal structure is composed of a CeCo ₄ B type intermetallic compound represented by a space group of P6 / mmm.
1 Melt and cast the alloy in an Ar atmosphere using a high-frequency melting furnace.
An alloy having the composition 8.4Pr-8.4Dy-15.2Fe-16.7B-bal.Co was obtained.
Similarly, using a high-frequency melting furnace, a C1 alloy made of PuNi ₃ type intermetallic compound whose crystal structure is represented by a space group of R bar 3 m using Pr, Dy, Fe, and Co tal with a purity of 99.9% by weight as raw materials.
Melt casting in Ar atmosphere, composition 12.5Pr-12.5Dy-20.0Fe-b
al.Co alloy was obtained. Each of the ingots of A1, B1, and C1 was coarsely pulverized separately in a nitrogen atmosphere to 30 mesh or less, and then the A1 alloy coarse powder was 88.0% by weight, the B1 alloy was 4.0% by weight, and the C1 alloy was 8.0% by weight. The mixture was weighed and mixed in a nitrogen-purged V blender for 30 minutes. This mixed coarse powder was finely pulverized with a jet mill using high-pressure nitrogen gas to an average particle size of about 5 μm. The obtained mixed fine powder was press-molded at a pressure of about 1 Ton / cm2 while being oriented in a magnetic field of 15 kOe. Next, this compact was placed in a sintering furnace in an Ar atmosphere for 1,
Example 1 Magnet alloy M1 was prepared by sintering at 070 ° C. for 1 hour, aging heat treatment at 530 ° C. for 1 hour, and quenching.

【００１９】比較のため実施例Ｍ1 と同じ組成となる合
金を従来の１合金法にて製造し、比較例１磁石合金Ｅ1
とした。即ち、Ａ1 粉とＢ1 粉とＣ1 粉とを混合して焼
結（実施例Ｍ1 ）したものと同じ組成となるように初め
から一つの合金（比較例Ｅ1）で秤量、溶解、粉砕、焼
結、時効熱処理して、化合物粉末混合法による磁石と磁
気特性を比較した。この磁石合金の組成は、化合物粉末
混合法による実施例Ｍ1 、１合金法による比較例Ｅ1 共
に、9.9Nd-2.1Pr-1.1Dy-7.3Co-5.9B-0.4O-bal.Feであ
る。なおこの組成は、最終的な焼結体を分析して得られ
た値であり、ここで含有されている酸素は、合金添加元
素として含有させたのではなく、製造工程中微粉の表面
が酸化するなどして混入した不純物である。ただしその
量は、工業的な値、約3,000ppm付近となるよう、実施
例、比較例ともにグローボックスを用いたり雰囲気をコ
ントロールするなどして調整した。表１に実施例Ｍ1 と
比較例Ｅ1 の両焼結体磁石において得られた磁気特性の
値と焼結体密度を示す。実施例Ｍ1 の磁気特性は比較例
Ｅ1 に比較して、焼結体密度は殆ど同じであるが、残留
磁束密度、保磁力、最大エネルギ−積等、全ての値にお
いて実施例Ｍ1 が大きく勝っている。このように磁石合
金の組成が全く同一でも磁気特性にはかなりの差が生じ
ており、化合物粉末混合法がNd磁石の磁気特性向上のた
めに極めて有効な方法であることを示している。For comparison, an alloy having the same composition as that of Example M1 was produced by the conventional one-alloy method, and Comparative Example 1 was used for magnet alloy E1.
And That is, weighing, melting, pulverizing, and sintering with one alloy (Comparative Example E1) from the beginning so that A1 powder, B1 powder, and C1 powder are mixed and sintered (Example M1) to have the same composition. After aging heat treatment, the magnetic properties were compared with the magnets prepared by the compound powder mixing method. The composition of this magnet alloy is 9.9Nd-2.1Pr-1.1Dy-7.3Co-5.9B-0.4O-bal.Fe in both Example M1 by the compound powder mixing method and Comparative Example E1 by the one alloy method. This composition is a value obtained by analyzing the final sintered body, and the oxygen contained here is not included as an alloying additive element, but the surface of the fine powder is oxidized during the manufacturing process. It is an impurity that has been mixed in due to However, the amount was adjusted by using a glow box or controlling the atmosphere in both the examples and comparative examples so that the amount would be an industrial value of about 3,000 ppm. Table 1 shows the values of the magnetic properties and the sintered body densities obtained for both sintered body magnets of Example M1 and Comparative Example E1. The magnetic properties of the example M1 are almost the same as those of the comparative example E1 but the density of the sintered body is almost the same, but the example M1 has a great advantage in all values such as the residual magnetic flux density, the coercive force and the maximum energy product. I have. As described above, even if the compositions of the magnet alloys are exactly the same, there is a considerable difference in the magnetic properties, indicating that the compound powder mixing method is an extremely effective method for improving the magnetic properties of the Nd magnet.

【００２０】（実施例２〜６、比較例２〜６）純度99.9
重量％のNd、Pr、Dy、Fe、Coメタルとフェロボロンなどを用
いて高周波溶解炉のAr雰囲気中にてＡ2 〜6 合金を溶解
鋳造した。鋳造後、このインゴットを1,070 ℃、Ar雰囲
気中にて10時間溶体化した。得られた合金のＡ2 〜6 の
組成は、表２〜６に記載した。同じく純度99.9重量％の
Nd、Dy、Fe、Co、フェロボロン、 各種メタルなどを原料とし
て、表２〜６中に示したような結晶構造がＰ６／ｍｍｍ
の空間群で表されるCeCo₄ Ｂ型の金属間化合物から主に
成るＢ2 〜6 合金を高周波溶解炉を用いAr雰囲気にて溶
解鋳造した。得られた組成も同じく表中に記載した。同
じく純度99.9重量％のNd、Dy、Fe、Co、各種メタルなどを原
料として、表２〜６中に示したような結晶構造がＲバー
３ｍの空間群で表されるPuNi₃ 型の金属間化合物から主
に成るＣ2 〜6 合金を高周波溶解炉を用いAr雰囲気にて
溶解鋳造した。得られた組成も同じく表中に記載した。
Ａ2 〜6 合金とＢ2 〜6 合金とＣ2〜6 合金をそれぞれ
別々に窒素雰囲気中にて粗粉砕して30メッシュ以下と
し、次に各表中の混合重量の欄に記載した割合で混合
し、窒素置換したＶブレンダー中で30分間混合した。こ
の混合粗粉を高圧窒素ガスを用いたジェットミルにて、
平均粒径約５μｍに微粉砕した。得られた混合微粉末を
15kOe の磁場中で配向させながら、約１Ton/cm2 の圧力
でプレス成型した。次いで、この成形体はAr雰囲気の焼
結炉内で1,080 ℃で１時間焼結され、さらに500 〜580
℃で１時間時効熱処理して急冷し、実施例２〜６磁石合
金Ｍ2 〜6 を作製した。(Examples 2 to 6, Comparative Examples 2 to 6) Purity 99.9
A2-6 alloy was melt-cast using Nd, Pr, Dy, Fe, Co metal and ferroboron by weight in an Ar atmosphere of a high-frequency melting furnace. After casting, the ingot was solution-solutioned at 1,070 ° C. in an Ar atmosphere for 10 hours. The compositions of A2 to A6 in the obtained alloy are shown in Tables 2 to 6. 99.9% by weight
Using Nd, Dy, Fe, Co, ferroboron, various metals, etc. as raw materials, the crystal structure shown in Tables 2 to 6 is P6 / mmm
The CeCo ₄ B-type intermetallic B2 to 6 alloy composed mainly of the compound represented by the space group of the dissolved cast in an Ar atmosphere using a high frequency melting furnace. The composition obtained is also described in the table. Similarly, a PuNi ₃ type intermetallic having a 99.9% by weight Nd, Dy, Fe, Co, various metals, etc. as raw materials and having a crystal structure as shown in Tables 2 to 6 represented by a space group of R bar 3m. A C2-6 alloy mainly composed of a compound was melt-cast in an Ar atmosphere using a high-frequency melting furnace. The composition obtained is also described in the table.
A2-6 alloy, B2-6 alloy and C2-6 alloy were coarsely pulverized separately in a nitrogen atmosphere to 30 mesh or less, and then mixed at the ratio described in the column of mixed weight in each table. The mixture was mixed for 30 minutes in a V blender purged with nitrogen. This mixed coarse powder is jet-milled using high-pressure nitrogen gas,
It was pulverized to an average particle size of about 5 μm. The obtained mixed fine powder
Press molding was performed at a pressure of about 1 Ton / cm2 while orienting in a magnetic field of 15 kOe. Next, this compact was sintered at 1,080 ° C. for 1 hour in a sintering furnace in an Ar atmosphere, and further, 500-580 ° C.
Aging heat treatment at 1 ° C. for 1 hour followed by rapid cooling to produce magnetic alloys M2 to M6 of Examples 2 to 6.

【００２１】比較のため実施例Ｍ2 〜6 と同じ組成とな
る合金を従来の１合金法にて製造し、比較例２〜６磁石
合金Ｅ2 〜6 とした。即ち、Ａ2 〜6 合金とＢ2 〜6 合
金とＣ2 〜6 合金を混合して焼結したものと同じ組成と
なるように初めから一つの合金（比較例Ｅ2 〜6 ）で秤
量、溶解、粉砕、焼結、時効熱処理して、化合物粉末混
合法による磁石（実施例Ｍ2 〜6 ）と磁気特性を比較し
た。この磁石合金Ｍ2〜6 の組成は、化合物粉末混合法
による実施例Ｍ2 〜6 、１合金法による比較例Ｅ2 〜6
共に、表２〜６中に記載してある。なおこの組成は、最
終的な焼結体を分析して得られた値であり、ここで含有
されている酸素は、合金添加元素として含有させたので
はなく、製造工程中微粉の表面が酸化するなどして混入
した不純物である。ただしその量は、工業的な値、約3,
000 〜5,000ppm付近となるよう、実施例、比較例ともに
グローボックスを用いたり雰囲気をコントロールするな
どして調整した。 表２〜６に実施例Ｍ2 〜6 と比較例
Ｅ2 〜6 の両焼結体磁石において得られた磁気特性の値
と焼結体密度を示す。実施例Ｍ2 〜6 の磁気特性は比較
例Ｅ2 〜6 に比較して、焼結体密度は殆ど同じである
が、残留磁束密度、保磁力、最大エネルギ−積等、全て
の値において実施例Ｅ2 〜6 が大きく勝っている。この
ように磁石合金の組成が全く同一でも磁気特性にはかな
りの差が生じており、化合物粉末混合法がNd磁石の磁気
特性向上のために極めて有効な方法であることを示して
いる。For comparison, alloys having the same composition as in Examples M2 to M6 were produced by the conventional one-alloy method, and Comparative Examples 2 to 6 were designated as magnetic alloys E2 to E6. That is, one alloy (Comparative Examples E2 to 6) was weighed, melted, crushed, and so on so that the same composition as that obtained by mixing and sintering the A2-6 alloy, the B2-6 alloy, and the C2-6 alloy was obtained. After sintering and aging heat treatment, the magnetic properties were compared with the magnets prepared by the compound powder mixing method (Examples M2 to M6). The compositions of the magnet alloys M2 to M6 are as described in Examples M2 to M6 by the compound powder mixing method and Comparative Examples E2 to M6 by the single alloy method.
Both are described in Tables 2 to 6. This composition is a value obtained by analyzing the final sintered body, and the oxygen contained here is not included as an alloying additive element, but the surface of the fine powder is oxidized during the manufacturing process. It is an impurity that has been mixed in due to However, the amount is an industrial value, about 3,
In both Examples and Comparative Examples, adjustment was made so as to be around 000 to 5,000 ppm by using a glow box or controlling the atmosphere. Tables 2 to 6 show the values of the magnetic properties and the sintered body densities obtained for the sintered magnets of Examples M2 to M6 and Comparative Examples E2 to E6. The magnetic properties of Examples M2 to M6 are almost the same as those of Comparative Examples E2 to E6, but the values of the residual magnetic flux density, coercive force, maximum energy product, etc. of Example E2 are all the same. ~ 6 are the big winners. As described above, even if the compositions of the magnet alloys are exactly the same, there is a considerable difference in the magnetic properties, indicating that the compound powder mixing method is an extremely effective method for improving the magnetic properties of the Nd magnet.

【００２２】（実施例７、比較例７）純度99.9重量％の
Nd、Pr、Fe、Co メタルとフェロボロンを用いて高周波溶解
炉のAr雰囲気中にてＡ7 合金を溶解鋳造した。鋳造後、
このインゴットを1,070 ℃、Ar雰囲気中にて10時間溶体
化し、粗粉砕して30メッシュ以下とした。得られた合金
の組成は、1.6Nd-10.5Pr-5.9B-1.7Co-bal.Fe（各原子
％）であった。同じく純度99.9重量％のPr、Dy、Fe、Co、P、
Tbメタルを原料として、高周波溶解炉を用いAr雰囲気に
て結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo₄ Ｂ
型の金属間化合物からなるＢ7 合金を溶解鋳造し、窒素
雰囲気中にて粗粉砕して30メッシュ以下とした。得られ
た合金を分析して、8.4Pr-8.4Dy-15.2Fe-16.7B-2.0P-2.
0Tb-bal.Coの組成を得た。同じく純度99.9重量％のPr、D
y、Fe、Co メタルを原料として、高周波溶解炉を用いAr雰
囲気にて結晶構造がＲバー３ｍ型の空間群で表されるPu
Ni₃型の金属間化合物からなるＣ7 合金を溶解鋳造し、
窒素雰囲気中にて粗粉砕して30メッシュ以下とした。次
に 450℃、１atm の窒素中で10時間窒化処理し、さらに
250℃、空気中で１時間酸化処理した。得られた合金を
分析して、10.0Pr-15.0Dy-20.0Feー2.0N-2.0O-bal.Coの
組成を得た。次に、 Ａ7 合金粗粉を87.0重量％、Ｂ7 合
金粗粉を4.0 重量％、Ｃ7 合金を8.0 重量％秤量して窒
素置換したＶブレンダー中で30分間混合した。この混合
粗粉を高圧窒素ガスを用いたジェットミルにて、平均粒
径約５μｍに微粉砕した。得られた混合微粉末を15kOe
の磁場中で配向させながら、約１Ton/cm2 の圧力でプレ
ス成型した。次いで、この成形体はAr雰囲気の焼結炉内
で 1,070℃で１時間焼結され、さらに 500℃で１時間時
効熱処理して急冷し、実施例７磁石合金Ｍ7 を作製し
た。(Example 7, Comparative Example 7) 99.9% by weight of purity
An A7 alloy was melt-cast using Nd, Pr, Fe, Co metal and ferroboron in an Ar atmosphere of a high-frequency melting furnace. After casting,
This ingot was solution-solutioned in an Ar atmosphere at 1,070 ° C. for 10 hours and coarsely pulverized to 30 mesh or less. The composition of the obtained alloy was 1.6Nd-10.5Pr-5.9B-1.7Co-bal.Fe (atomic%). 99.9% by weight of Pr, Dy, Fe, Co, P,
CeCo ₄ B whose crystal structure is represented by a space group of P6 / mmm in a high-frequency melting furnace using Tb metal as a raw material in an Ar atmosphere
A B7 alloy made of a mold-type intermetallic compound was melt-cast and coarsely pulverized in a nitrogen atmosphere to 30 mesh or less. Analyze the obtained alloy, 8.4Pr-8.4Dy-15.2Fe-16.7B-2.0P-2.
A composition of 0Tb-bal.Co was obtained. 99.9% by weight of Pr, D
Pu whose crystal structure is represented by R bar 3m type space group in Ar atmosphere using high frequency melting furnace using y, Fe, Co metal as raw materials
Melt casting of C7 alloy composed of Ni ₃ type intermetallic compound,
It was coarsely pulverized in a nitrogen atmosphere to 30 mesh or less. Next, nitriding is performed at 450 ° C and 1 atm of nitrogen for 10 hours.
Oxidation treatment was performed at 250 ° C. for 1 hour in the air. The obtained alloy was analyzed to obtain a composition of 10.0Pr-15.0Dy-20.0Fe-2.0N-2.0O-bal.Co. Next, 87.0% by weight of the A7 alloy coarse powder, 4.0% by weight of the B7 alloy coarse powder, and 8.0% by weight of the C7 alloy were weighed and mixed in a nitrogen blended V blender for 30 minutes. This mixed coarse powder was finely pulverized with a jet mill using high-pressure nitrogen gas to an average particle size of about 5 μm. 15 kOe of the obtained mixed fine powder
Press molding at a pressure of about 1 Ton / cm2 while orienting in a magnetic field. Next, this compact was sintered in a sintering furnace in an Ar atmosphere at 1,070 ° C. for 1 hour, further subjected to aging heat treatment at 500 ° C. for 1 hour, and quenched to prepare Example 7 magnet alloy M7.

【００２３】比較のため実施例Ｍ7 と同じ組成となる合
金を従来の１合金法にて製造し、比較例Ｅ7 とした。即
ち、Ａ7 合金粉とＢ7 合金粉とＣ7 合金粉を混合して焼
結したものと同じ組成となるように初めから一つの合金
（比較例Ｅ7 ）で秤量、溶解、粉砕、焼結、時効熱処理
して、化合物粉末混合法による磁石（実施例Ｍ7 ）と磁
気特性を比較した。この磁石合金Ｍ7 の組成は、化合物
粉末混合法による実施例Ｍ7 、１合金法による比較例Ｅ
7 共に、1.4Nd-10.4Pr-1.3Dy-6.7Co-5.9B-0.1P-0.1Tb-
0.1N-0.4O-bal.Fe である。なおこの組成は、最終的な
焼結体を分析して得られた値であり、ここで含有されて
いる酸素は、合金添加元素として含有させたものと、製
造工程中微粉の表面が酸化するなどして混入した不純物
との和である。表７に実施例Ｍ7 と比較例Ｅ7 の両焼結
体磁石において得られた磁気特性の値と焼結体密度を示
す。実施例Ｍ7 の磁気特性は比較例Ｅ7 に比較して、焼
結体密度は殆ど同じであるが、残留磁束密度、保磁力、
最大エネルギ−積等、全ての値において実施例６が大き
く勝っている。このように磁石合金の組成が全く同一で
も磁気特性にはかなりの差が生じており、化合物粉末混
合法がNd磁石の磁気特性向上のために極めて有効な方法
であることを示している。For comparison, an alloy having the same composition as that of Example M7 was produced by a conventional one-alloy method to obtain Comparative Example E7. That is, weighing, melting, pulverizing, sintering and aging heat treatment of one alloy (Comparative Example E7) from the beginning so as to have the same composition as that obtained by mixing and sintering A7 alloy powder, B7 alloy powder and C7 alloy powder. Then, the magnetic properties were compared with the magnet (Example M7) by the compound powder mixing method. The composition of this magnet alloy M7 is the same as Example M7 by the compound powder mixing method and Comparative Example E by the one alloy method.
7 Both are 1.4Nd-10.4Pr-1.3Dy-6.7Co-5.9B-0.1P-0.1Tb-
0.1N-0.4O-bal.Fe. Note that this composition is a value obtained by analyzing the final sintered body, and the oxygen contained here is oxidized on the surface of the fine powder during the manufacturing process with the oxygen contained as an alloying additive element. It is the sum with the impurities mixed in as described above. Table 7 shows the values of the magnetic properties and the sintered body densities obtained for both the sintered magnets of Example M7 and Comparative Example E7. The magnetic properties of Example M7 were almost the same as those of Comparative Example E7, but the residual magnetic flux density, coercive force,
Example 6 has a great advantage in all values such as the maximum energy product. As described above, even if the compositions of the magnet alloys are exactly the same, there is a considerable difference in the magnetic properties, indicating that the compound powder mixing method is an extremely effective method for improving the magnetic properties of the Nd magnet.

【００２４】[0024]

【表１】 [Table 1]

【００２５】[0025]

【表２】 [Table 2]

【００２６】[0026]

【表３】 [Table 3]

【００２７】[0027]

【表４】 [Table 4]

【００２８】[0028]

【表５】 [Table 5]

【００２９】[0029]

【表６】 [Table 6]

【００３０】[0030]

【表７】 [Table 7]

【００３１】[0031]

【発明の効果】本発明により作製した希土類永久磁石
は、高価な添加元素を有効に活用して、従来法の同一組
成の希土類磁石と比べて磁気特性が数段優れており、高
保磁力、高残留磁束密度、さらには高エネルギー積のバ
ランスのとれた高性能磁石を提供することが可能となっ
た。従って今後、各種電気、電子機器用の高性能磁石と
して広汎に利用されることが期待される。The rare-earth permanent magnet produced according to the present invention has several steps of superior magnetic properties to the conventional rare-earth magnet having the same composition by effectively utilizing expensive additional elements, and has high coercive force and high coercivity. It has become possible to provide a high-performance magnet with a good balance of residual magnetic flux density and high energy product. Therefore, it is expected that it will be widely used as a high-performance magnet for various electric and electronic devices in the future.

フロントページの続き (72)発明者 楠 的生 福井県武生市北府２丁目１番５号 信越 化学工業株式会社 磁性材料研究所内 (72)発明者 島尾 正信 福井県武生市北府２丁目１番５号 信越 化学工業株式会社 磁性材料研究所内 (56)参考文献 特開 平３−250607（ＪＰ，Ａ)Continuation of the front page (72) Inventor Kusunoki 2-5-1, Kitafu, Takefu City, Fukui Prefecture Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Magnetic Materials Research Laboratory (72) Inventor Masanobu Shimao 2-5-1 Kitafu, Takefu City, Fukui Prefecture Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Magnetic Materials Research Laboratory (56) Reference JP-A-3-250607 (JP, A)

Claims (6)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】 Ａ合金を主としてＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相［ここに
Ｒは、Nd、Pr、Dyを主体とする少なくとも１種以上の希
土類元素、ＴはFeまたはFeおよびCoを主体とする少なく
とも１種以上の遷移金属を表す］から成る合金とし、Ｂ
合金をＲ、Fe、Co、Ｍ ¹ 、Ｍ ² ［ここにＲは、Nd、Pr、Dy
を主体とする少なくとも１種以上の希土類元素、Ｍ ¹
は、Al、Cu、Zn、In、Si、Ｐ、Ｓ、Ti、Ｖ、Cr、Mn、N
i、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、T
a、Ｗの内から選ばれる１種又は２種以上の元素、Ｍ ²
は、Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｏの内から選ばれる１種又は２種以上
の元素を表す］の５種の元素から選択され、主に結晶構
造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo₄Ｂ型の金属
間化合物からなる合金とし、Ｃ合金をＲ、Fe、Co、
Ｍ ¹ 、Ｍ ² ［ここにＲ、Ｍ ¹ 、Ｍ ² は上記に同じ］の５種
の元素から選択され、主に結晶構造がＲバー３ｍの空間
群で表されるPuNi₃型の金属間化合物からなる合金とし
て、Ａ合金粉末99〜60重量％に対してＢ合金粉末および
Ｃ合金粉末を合計で１〜40重量％混合し、該混合粉末を
磁場中加圧成形し、該成形体を真空または不活性ガス雰
囲気中で焼結し、さらに焼結温度以下の低温で熱処理す
ることを特徴とする希土類永久磁石の製造方法。1. An A alloy mainly composed of an R ₂ T ₁₄ B phase, wherein R is at least one or more rare earth elements mainly composed of Nd, Pr and Dy, and T is at least one mainly composed of Fe or Fe and Co. Represents one or more transition metals], and B
The alloys are R, Fe, Co, M ¹ , M ² [where R is Nd, Pr, Dy
At least one or more kinds of rare earth elements as a main component, M ¹
Means Al, Cu, Zn, In, Si, P, S, Ti, V, Cr, Mn, N
i, Ga, Ge, Zr, Nb, Mo, Pd, Ag, Cd, Sn, Sb, Hf, T
a, one or more elements selected from W, M ²
Is one or more selected from among B, C, N and O
And an alloy consisting of CeCo ₄ B type intermetallic compound whose crystal structure is mainly represented by a space group of P6 / mmm, and C alloy is R, Fe, Co ,
5 types of M ¹ and M ² [where R, M ¹ and M ² are the same as above]
Is selected from the elements, primarily as alloys the crystal structure consists PuNi ₃ type metal-to-metal compounds represented by the space group of R bars 3m, B alloy powder and C relative to A alloy powder 99 to 60 wt% The alloy powder is mixed in a total of 1 to 40% by weight, the mixed powder is compacted in a magnetic field, the compact is sintered in a vacuum or an inert gas atmosphere, and further heat-treated at a low temperature below the sintering temperature. A method for producing a rare earth permanent magnet, comprising: 【請求項２】 請求項１に記載のＢ合金中に主に含まれ
る結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo₄Ｂ
型の金属間化合物が、組成式Ｒ_aFe_bCo_cＭ¹ _dＭ² _e［ここ
に添字a,b,c,d,e は各元素の原子％で、13≦a≦26、０
≦b≦60、０＜c≦80、０≦d≦40、１≦e≦45の範囲を表
す］で表されるものであることを特徴とする希土類永久
磁石の製造方法。2. The CeCo ₄ B crystal structure mainly contained in the B alloy according to claim 1 represented by a space group of P6 / mmm.
Gold intermetallic compound of the type is represented by the composition formula ^{_{R a Fe b Co c M 1}} d M 2 e [ here subscripts a, b, c, d, e in atom% of each element, 13 ≦ a ≦ 26,0
≤ b ≤ 60, 0 <c ≤ 80, 0 ≤ d ≤ 40, and 1 ≤ e ≤ 45]. 【請求項３】 請求項１に記載のＣ合金中に主に含まれ
る結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi₃型の
金属間化合物が、組成式Ｒ_fFe_gCo_hＭ¹ _iＭ² _j［ここに添
字f,g,h,i,j は原子％で、16≦f≦34、０≦g≦60、０＜
h≦80、０≦i≦40、０≦j≦10の範囲を表す］で表され
るものであることを特徴とする希土類永久磁石の製造方
法。 _3. A PuNi ₃ type crystal structure mainly contained in the C alloy according to claim 1 represented by a space group of R bar 3m .
Gold intermetallic compound, composition formula ^{_{R f Fe g Co h M 1}} i M 2 j [ where subscript f, g, h, i, j in atomic%, 16 ≦ f ≦ 34,0 ≦ g ≦ 60, 0 <
h ≦ 80, 0 ≦ i ≦ 40, and 0 ≦ j ≦ 10]. 【請求項４】 請求項１に記載のＡ合金とＢ合金との混
合粉末中に含まれる希土類元素の総和が、10〜15原子％
であることを特徴とする希土類永久磁石の製造方法。4. The total of the rare earth elements contained in the mixed powder of the A alloy and the B alloy according to claim 1 is 10 to 15 atomic%.
A method for producing a rare earth permanent magnet. 【請求項５】 請求項１、２、３、または４に記載のＢ
合金中に主に含まれる結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群
で表されるCeCo₄Ｂ型の金属間化合物、およびＣ合金中
に主に含まれる結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表され
るPuNi₃型の金属間化合物の融点が、750 ℃以上2000 ℃
以下であることを特徴とする希土類永久磁石の製造方
法。5. B according to claim 1, 2, 3, or 4
The crystal structure mainly contained in the alloy is represented by a space group of P6 / mmm, CeCo ₄ B type intermetallic compound, and the crystal structure mainly contained in the C alloy is represented by a space group of R bar 3m. Melting point of PuNi ₃ type intermetallic compound is 750 ℃ or more and 2000 ℃
A method for producing a rare earth permanent magnet, characterized in that: 【請求項６】 請求項１、２、３、４または５に記載の
Ａ合金粉末およびＢ合金粉末およびＣ合金粉末またはこ
れらを混合して造られる混合粉末の平均粒径が、0.2〜
30μｍであることを特徴とする希土類永久磁石の製造方
法。6. An A alloy powder, a B alloy powder and a C alloy powder according to claim 1, 2, 3, 4 or 5, or an average particle diameter of a mixed powder produced by mixing them.
A method for producing a rare earth permanent magnet, characterized in that the thickness is 30 μm.