JPH1053844A

JPH1053844A - 希土類−鉄−ボロン系磁石合金及びその製造法並びに該希土類−鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石

Info

Publication number: JPH1053844A
Application number: JP8226021A
Authority: JP
Inventors: Masaaki Hamano; 正昭浜野; Minoru Yamazaki; 実山崎; Akihisa Inoue; 明久井上; Akira Takeuchi; 章竹内
Original assignee: Toda Kogyo Corp
Current assignee: Toda Kogyo Corp
Priority date: 1996-08-07
Filing date: 1996-08-07
Publication date: 1998-02-24

Abstract

(57)【要約】【課題】高い残留磁束密度Ｂｒと大きな保磁力ｉＨｃ
とを有し、その結果、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ
が大きく、且つ、防錆性に優れている希土類−鉄−ボロ
ン系磁石合金を工業的に得る。【解決手段】式Ｒ_xＦｅ_100-x-y-z-wＣｏ_yＭ_zＢ_w
で表される組成を有し、且つ、αＦｅ、ｂｃｃＦｅ及び
これらとＭとの固溶体を含む軟磁性結晶相とＮｄ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ₁型正方晶系結晶からなる硬磁性結晶相とのそれぞ
れが、軟磁性非晶質相中に析出している合金組織を有し
ており、軟磁性非晶質相が全合金組織に対し１０面積％
以下であって、残部が軟磁性結晶相と硬磁性結晶相であ
り、且つ、軟磁性結晶相が全結晶組織に対し少なくとも
５０面積％であって、残部が硬磁性結晶相である希土類
−鉄−ボロン系磁石合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高い残留磁束密度
Ｂｒ、殊に、１０ｋＧ以上と、大きな保磁力ｉＨｃ、殊
に、３．５ｋＯｅ以上とを有し、その結果、最大エネル
ギー積（ＢＨ）ｍａｘが大きく、且つ、防錆性に優れた
希土類−鉄−ボロン系磁石合金及びその製造法並びに希
土類−鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石に関す
るものである。

【０００２】

【従来の技術】ボンド磁石は、その形状自在性や高寸法
精度などの利点があるため、従来から電気製品や自動車
部品等の各種用途に広く使用されている。近年、電気製
品や自動車部品の小型・軽量化に伴って、これに使用さ
れるボンド磁石自身の小型化が強く要求されている。

【０００３】その為には、磁石の高性能化、即ち、高い
残留磁束密度Ｂｒと大きな保磁力ｉＨｃとを有し、その
結果、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが大きいことが
強く要求されている。

【０００４】従来からボンド磁石として汎用されている
マグネトプランバイト型フェライトを用いたボンド磁石
（以下、フェライトボンド磁石という。）は、フェライ
ト粉末が酸化物であるため、耐食性に優れており、ま
た、バリウム、ストロンチウム等の酸化物や鉄酸化物等
の安価な原料を用いて製造されるので、経済的であり、
広く使用されている。

【０００５】しかし、このフェライトボンド磁石の磁気
特性は、通常、残留磁束密度Ｂｒが２〜３ｋＧ程度、保
磁力ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ程度であって、最大磁気エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘが１．６〜２．３ＭＧＯｅ程度
である。

【０００６】近時、磁石の高性能化と低価格化への要求
はとどまるところがなく、そのため希土類としてＮｄを
用いた希土類−鉄−ボロン系交換スプリング磁石合金の
開発がさかんであり、一部は既に実用化されている。

【０００７】上記の交換スプリング磁石は、鉄もしくは
鉄化合物とＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型正方晶化合物との交換相
互作用により、磁気的なスプリング現象を示すもので、
その特徴は、低希土類量と高い残留磁束密度Ｂｒを有す
ることであり、コストパフォーマンスに優れた磁石とな
る可能性が高い。

【０００８】即ち、Ｎｄ等の希土類量が１０原子％未満
の希土類−鉄−ボロン系交換スプリング磁石合金は、例
えば、ゼネラルモーターズが開発した市販の“ＭＱＰ”
（商品名）のようにＮｄ等の希土類量が化学量論組成に
近い１０〜１５原子％の希土類−鉄−ボロン系磁石合金
に比べ、磁気特性上のポテンシャルが高く、また、高価
な希土類を低減できるため経済的であるという特徴を有
する。

【０００９】このＮｄ等の希土類量が１０原子％未満の
希土類−鉄−ボロン系交換スプリング磁石合金には、軟
磁性相として上記のαＦｅやｂｃｃＦｅを含む系とＦｅ
₃ＢやＦｅ₂Ｂを含む系とがある。前者は、一般に残留
磁束密度Ｂｒが１０〜１３ｋＧと高いが保磁力ｉＨｃは
高々３．５ｋＯｅ未満と低いものであり、後者は、一般
に保磁力ｉＨｃが３．５〜７．７ｋＯｅと比較的高い
が、残留磁束密度Ｂｒが１０ｋＧ程度以下であるため、
“ＭＱＰ”と比べると残留磁束密度Ｂｒは高いがαＦｅ
主体系に比べて低いものである。

【００１０】ところで、希土類−鉄−ボロン系磁石合金
を用いたボンド磁石の主な用途である小型モーター等の
分野においては、モーターの小型化と使用磁石の磁気的
安定性の観点から、残留磁束密度Ｂｒと保磁力ｉＨｃの
バランスがとれた磁気特性であること、即ち、残留磁束
密度Ｂｒが１０ｋＧ以上、保磁力ｉＨｃが３．５ｋＯｅ
以上であることが強く要求されている。

【００１１】また、Ｎｄ系の希土類を含む合金は、空気
中で酸化されて次第に安定な酸化物を生成しやすく、防
錆性に劣るという欠点がある。そのため、Ｎｄ系の希土
類を含む合金を用いて製造されたボンド磁石は、耐食性
が劣るので、一般には樹脂系のディッピング、スプレー
コーティング、電着塗装あるいは金属メッキなどの防錆
コーティングが施されるのが普通である。

【００１２】従って、Ｎｄ系の希土類を含む合金の防錆
性が向上すれば、上記のような用途においてもボンド磁
石表面の防錆コーティングを簡略化乃至省略化できるこ
とが期待される。また、例えば、汎用モーター等の用途
によっては、防錆コーティングを省略できる可能性もあ
るため、希土類−鉄−ボロン系磁石合金の防錆性の向上
が強く要求されている。

【００１３】そこで、高い残留磁束密度Ｂｒと比較的大
きな保磁力ｉＨｃとを有し、その結果、最大エネルギー
積（ＢＨ）ｍａｘが大きく、且つ、防錆性に優れた希土
類−鉄−ボロン系磁石合金が経済的に得られることが強
く要求されている。

【００１４】従来、Ｆｅを主成分（但し、９１ａｔ％未
満である。）とし、１種又は２種以上の希土類元素
（Ｒ）とホウ素（Ｂ）を含有する急冷永久磁石材料にお
いて、１０面積％以下の軟磁性残留非晶質相を含み、残
部が実質的に、熱処理により生成かつＲ−Ｆｅ−Ｂ系硬
質磁性化合物を含む結晶質相からなる永久磁石材料が知
られている（特開平８−１６２３１２号公報）。

【００１５】

【発明が解決しようとする課題】高い残留磁束密度Ｂｒ
と比較的大きな保磁力ｉＨｃとを有し、その結果、最大
エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが大きく、且つ、防錆性に
優れた希土類−鉄−ボロン系磁石合金は、現在、最も要
求されているところであるが、このような特性を有する
磁石は未だ得られていない。

【００１６】即ち、前出特開平８−１６２３１２号公報
記載の希土類−鉄−ボロン系磁石合金は、同公報の「表
５」に残留磁束密度Ｂｒが０．６２〜０．９７Ｔ（６．
２〜９．７ｋＧに相当する。）程度、保磁力ｉＨｃが
０．１６〜０．２１ＭＡ／ｍ（１．２５〜２．６ｋＯｅ
に相当する。）程度、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘが１９．７〜７２．０ｋＪ／ｍ³（２．５〜９．０
ＭＧＯｅに相当する。）程度と記載されている通り、保
磁力ｉＨｃが高々３ｋＯｅ程度、残留磁束密度Ｂｒが高
々１０ｋＧ程度と低いものであった。

【００１７】尚、特開平８−１６２３１２号公報の実施
例２〜４に記載の希土類−鉄−ボロン系磁石合金は、急
冷薄帯を粉砕した後、真空中で押出加工して得られたバ
ルク体に関するものであり、本発明に係る希土類−鉄−
ボロン系磁石合金とは形態上相違する。

【００１８】そこで、本発明は、高い残留磁束密度Ｂｒ
と大きな保磁力ｉＨｃとを有し、その結果、最大磁気エ
ネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが大きく、且つ、防錆性に優
れている希土類−鉄−ボロン系磁石合金を経済的に得る
ことを技術的課題とする。

【００１９】

【課題を解決するための手段】前記技術的課題は、次の
通りの本発明によって達成できる。

【００２０】即ち、本発明は、式Ｒ_xＦｅ_100-x-y-z-w
Ｃｏ_yＭ_zＢ_w（但し、Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ
及びＣｅから選ばれた希土類元素の一種又は二種以上、
Ｍは、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ及びＳｉから選ばれた
元素の一種又は二種以上、ｘ、ｙ、ｚ及びｗは、それぞ
れ原子比で５≦ｘ≦１０、１．０≦ｙ≦９．０、０．１
≦ｚ≦５、２≦ｗ≦７、かつ、９≦（ｘ＋ｗ）、５＜
（ｙ＋ｚ））で表わされる組成を有し、且つ、αＦｅ、
ｂｃｃＦｅ及びこれらと上記Ｍとの固溶体を含む軟磁性
結晶相とＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型正方晶系結晶からなる硬磁
性結晶相とのそれぞれが、軟磁性非晶質相中に析出して
いる合金組織を有しており、前記軟磁性非晶質相が全合
金組織に対し１０面積％以下であって、残部が前記軟磁
性結晶相と前記硬磁性結晶相であり、且つ、前記軟磁性
結晶相が全結晶組織に対し少なくとも５０面積％であっ
て、残部が前記硬磁性結晶相であることからなる希土類
−鉄−ボロン系磁石合金であり、保磁力ｉＨｃが３．５
ｋＯｅ以上、残留磁束密度Ｂｒが１０ｋＧ以上及び最大
磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが１３ＭＧＯｅ以上で
ある前記希土類−鉄−ボロン系磁石合金である。

【００２１】また、本発明は、式Ｒ_xＦｅ_100-x-y-z-w
Ｃｏ_yＭ_zＢ_w（但し、Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ
及びＣｅから選ばれた希土類元素の一種又は二種以上、
Ｍは、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ及びＳｉから選ばれた
元素の一種又は二種以上、ｘ、ｙ、ｚ及びｗは、それぞ
れ原子比で５≦ｘ≦１０、１．０≦ｙ≦９．０、０．１
≦ｚ≦５、２≦ｗ≦７、かつ、９≦（ｘ＋ｗ）、５＜
（ｙ＋ｚ））で表わされる組成割合となる様に製造した
合金を、加熱溶解して溶湯とした後、急冷凝固し、次い
で、該急冷凝固物を６００〜８５０℃の温度範囲で加熱
処理することからなる前記希土類−鉄−ボロン系磁石合
金の製造法である。

【００２２】また、本発明は、前記希土類−鉄−ボロン
系磁石合金を粉砕して得られる磁石合金粉末が結合剤で
ある樹脂を用いて成形されたボンド磁石であって、前記
磁石合金粉末が８５〜９９重量％の割合で混合配合され
ていることからなるボンド磁石である。

【００２３】本発明の構成をより詳しく説明すれば、次
の通りである。

【００２４】先ず、本発明に係る希土類−鉄−ボロン系
磁石合金について述べる。

【００２５】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系磁石合
金の合金組成について述べる。

【００２６】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系永久磁
石における組成は、式Ｒ_xＦｅ_100-x-y-z-wＣｏ_yＭ_z
Ｂ_wで表される。式中、Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ
及びＣｅから選ばれた希土類元素の一種又は二種以上で
あり、その量は、原子比で５≦ｘ≦１０である。残留磁
束密度Ｂｒや保磁力ｉＨｃを考慮すれば、Ｎｄ、Ｐｒ、
Ｎｄ−Ｐｒ合金及びこれらに他の希土類元素が混合され
たものが好ましく、Ｎｄ、Ｐｒが最も好ましい。但し、
上記以外の希土類元素が全希土類量に対して１０原子％
以下含まれていても差支えない。

【００２７】Ｒ量は、５≦ｘ≦１０であり、好ましくは
５．５≦ｘ≦９、より好ましくは６≦ｘ≦８である。ｘ
が５未満の場合には、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型正方晶系結晶
からなる硬磁性結晶相の析出量が不充分で、保磁力が
３．５ｋＯｅ以上にならず、１０を越える場合には、α
Ｆｅ、ｂｃｃＦｅ及びこれらとＭとの固溶体を含む軟磁
性結晶相の析出量が不充分で、Ｂｒ≧１０ｋＧ以上の高
残留磁束密度が得られない。

【００２８】Ｆｅ量は、原子比で６９〜８６の範囲であ
る。６９未満の場合には、残留磁束密度Ｂｒが低下し、
本発明の目的とする１０ｋＧ以上が得られない。８６を
越える場合には、相対的にＲ量やＣｏ量が減少すること
になり、本発明の目的とする保磁力ｉＨｃが３．５ｋＯ
ｅ以上が得られない。

【００２９】Ｃｏは、Ｍ元素とともに保磁力の向上、磁
化の増大、耐食性の向上、キュリー点の上昇をもたらす
ので、必須の元素である。

【００３０】Ｃｏ量は、１．０≦ｙ≦９．０であり、好
ましくは１．５≦ｙ≦９．０、より好ましくは２．０≦
ｙ≦９．０である。１．０未満の場合には、保磁力やキ
ュリー点の上昇が十分でなく熱安定性に劣る。９．０を
越える場合には、鉄系成分の減少による残留磁束密度Ｂ
ｒの低下が顕著となり、１０ｋＧ以上が得られない。

【００３１】Ｍは、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ及びＳｉ
から選ばれた希土類元素の一種又は二種以上の元素であ
り、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型正方晶系結晶からなる硬磁性結
晶相の結晶磁気異方性を高め、また、析出相の微細化効
果により大きな保磁力を得ることができる。また、αＦ
ｅ、ｂｃｃＦｅ及びこれらとＭとの固溶体を含む軟磁性
結晶相を安定化して永久磁石の耐食性や熱安定性を改善
をすることができる。

【００３２】Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ及びＳｉは、他の
Ｍ元素とともに添加すると、その相乗効果により、より
大きな保磁力を得ることができる。

【００３３】Ｍ元素の量は１≦ｚ≦５であり、好ましく
は０．２≦ｚ≦４、より好ましくは０．３≦ｚ≦３．５
である。１未満の場合には、保磁力の向上効果に乏し
く、ひいては熱安定性に劣る。５を越える場合には、鉄
系成分の減少によるＢｒの低下を招く。

【００３４】上記Ｍ元素のうち、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｓｉ及びＧａは、保磁力の向上に寄与すると
ともに、非晶質相を形成しやすく、合金中に非晶質相が
安定に残存し、耐食性が発揮され、防錆性に優れた磁石
材料が得られる。

【００３５】Ｂは、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型正方晶系結晶か
らなる硬磁性結晶相を構成するために必須の元素であ
り、その量は、２≦ｗ≦７であり、好ましくは２．５≦
ｗ≦６．５、より好ましくは３≦ｗ≦６である。２未満
の場合には、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型正方晶系結晶からなる
硬磁性結晶相の析出量が不充分となり、ｉＨｃ≧３．５
ｋＯｅとならない。７を越える場合には、Ｂが過剰とな
り残留磁束密度Ｂｒの低下を招く。

【００３６】Ｒ量及びＢ量の和は、９≦（ｘ＋ｗ）であ
り、好ましくは１０以上である。９未満の場合には、急
冷による十分な軟磁性非晶質相が形成されず、熱処理に
よってもｉＨｃ≧３．５ｋＯｅを実現できない。高い残
留磁束密度Ｂｒを保持することを考慮すれば、その上限
値は１５が好ましく、より好ましくは１４である。

【００３７】Ｃｏ量及びＭ量の和は、５＜（ｙ＋ｚ）で
あり、好ましくは５．１以上、より好ましくは５．５以
上である。５以下の場合は、保磁力や熱安定性を向上さ
せる効果が得られにくくなる。高い残留磁束密度Ｂｒを
保持することを考慮すれば、その上限値は１１が好まし
く、より好ましくは１０である。

【００３８】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系磁石合
金の合金組織について述べる。

【００３９】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系磁石合
金は、全合金組織に対し１０面積％以下の軟磁性非晶質
相を有している。

【００４０】軟磁性非晶質相は、８〜２０原子％の希土
類と７０〜９０原子％の鉄又は鉄と上記元素Ｍとの合金
と２５原子％以下のボロンとからなる。この軟磁性非晶
質相は、軟磁性を有しているとともに、結晶化のための
加熱処理工程において、結晶粒の粗大成長を抑制し、微
細な結晶相を形成させることができるので、合金全体の
硬磁性を向上させることができる。

【００４１】また、軟磁性結晶相と硬磁性結晶相とのそ
れぞれが軟磁性非晶質相中に島状に分散析出しているた
め、この軟磁性非晶質相は、主として磁気的な役割を担
う軟磁性結晶相や硬磁性結晶相の周囲を取り囲んでいる
ので酸化の進行を抑制する、即ち、錆の進行を防げるバ
リヤーとしての効果を奏し、合金磁石の防錆性を向上さ
せることができる。

【００４２】軟磁性非晶質相が全合金組織の二次元的観
察視野において１０面積％を越える場合には、軟磁性結
晶相や硬磁性結晶相との間における磁気的交換相互作用
の及ぶ距離が大きくなるので磁気的結合が弱められ、磁
石特性を向上させる効果が得られない。軟磁性非晶質相
の前記防錆効果を考慮すれば、その下限値は好ましくは
１面積％である。

【００４３】軟磁性非晶質相は、非晶質相が通常有する
機械的強度、化学的耐性等の効果も十分期待できる。

【００４４】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系磁石合
金における軟磁性結晶相は、αＦｅ、ｂｃｃＦｅ及びこ
れらと上記Ｍとの固溶体を含んでおり、全結晶組織に対
し少なくとも５０面積％含んでいる。軟磁性結晶相は、
残留磁束密度Ｂｒの向上に寄与している。５０面積％未
満の場合には、本発明の目的とする高い残留磁束密度Ｂ
ｒを有する磁石合金を得ることができない。保磁力ｉＨ
ｃを向上させる役割を担う硬磁性結晶相の比率を考慮す
れば、その上限値は９０面積％が好ましい。

【００４５】軟磁性結晶相の結晶粒径は、１０〜１００
ｎｍが好ましく、より好ましくは１５〜５０ｎｍの範囲
である。

【００４６】軟磁性結晶相には、αＦｅ、ｂｃｃＦｅ及
びこれらと上記Ｍとの固溶体以外にＦｅ₃Ｂ、Ｆｅ
₂Ｂ、これらとＭとの固溶体、更に、Ｆｅ₂Ｚｒなどの
ＦｅとＭとの金属間化合物が状態図的にあるいは製造工
程上不可避的に含まれることがあるが、本発明の目的と
する諸特性を有する磁石合金を得る上では特に問題とは
ならない。

【００４７】これら不可避的に含まれることがある軟磁
性結晶相の結晶粒径は、１００ｎｍ以下が好ましく、よ
り好ましくは１５〜３５ｎｍの範囲である。

【００４８】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系磁石合
金における硬磁性結晶相は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型正方晶
系結晶からなり、全結晶組織に対し５０面積％未満であ
る。

【００４９】この硬磁性結晶相は、保磁力Ｈｃを発現さ
せる効果を奏する。また、Ｍ元素が一部この硬磁性結晶
相中に入り、異方性定数を向上させることがある。

【００５０】５０面積％を越える場合は、軟磁性結晶相
が少なくなり、大きな残留磁束密度Ｂｒが得られない。
好ましくは４０面積％以下である。また、本発明の目的
とする保磁力ｉＨｃ値を考慮すれば、その下限値は１０
面積％が好ましい。

【００５１】硬磁性結晶相には、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型化
合物の他に状態図的に不可避に析出する微小の化合物相
を含んでいてもよい。

【００５２】硬磁性結晶相の結晶粒径は、１００ｎｍ以
下が好ましく、より好ましくは１０〜５０ｎｍの範囲で
ある。

【００５３】上記合金組成と上記合金組織を有する本発
明に係る希土類−鉄−ボロン系磁石合金は、残留磁束密
度Ｂｒが１０ｋＧ以上、好ましくは１０．５ｋＧ以上で
あり、保磁力ｉＨｃが３．５ｋＯｅ以上、好ましくは
４．０ｋＯｅ以上を有し、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘが１３ＭＧＯｅ以上、好ましくは１５ＭＧＯｅ以上
を有する。その上限値は、残留磁束密度Ｂｒが１３ｋ
Ｇ、保磁力ｉＨｃが８ｋＯｅ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘが２５ＭＧＯｅである。

【００５４】また、防錆性は、例えば、ＪＩＳＺ２
３７１に基づく塩水噴霧試験法により、発錆が１０面積
％を占めるまでの経過時間が少なくとも５０時間以上、
好ましくは５５時間以上、より好ましくは６０時間以上
であって、従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金に比べて後出実
施例に示すように明確に優れている。

【００５５】次に、前記の通りの本発明に係る希土類−
鉄−ボロン系磁石合金の製造法について述べる。

【００５６】式Ｒ_xＦｅ_100-x-y-z-wＣｏ_yＭ_zＢ
_w（但し、Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ及びＣｅから
選ばれた希土類元素の一種又は二種以上、Ｍは、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｎ、
Ｃｕ、Ｇａ及びＳｉから選ばれた元素の一種又は二種以
上、ｘ、ｙ、ｚ及びｗは、それぞれ原子比で５≦ｘ≦１
０、１≦ｙ≦９、０．１≦ｚ≦５、２≦ｗ≦７、かつ、
９≦（ｘ＋ｗ）、５＜（ｙ＋ｚ）で表される組成割合と
なる様に、金属状元素原料や合金状原料を用いて合金を
製造する。

【００５７】金属状元素原料としては、市販のものを使
用すればよく、その形態は、粉末、塊状、片状、板状等
の各種形態のものがあり、そのいずれも使用することが
できる。

【００５８】合金状原料としては、市販のものを使用す
ればよく、例えば、ボロン元素では、フェロボン、希土
類元素では、フェロネオジやミッシュメタルやジジムな
どがある。その形態は、粉末、塊状、片状、板状等の各
種形態のものがあり、そのいずれも使用することができ
る。

【００５９】上記組成割合となる様に配合された上記金
属状元素原料や合金状原料は、周知のアーク溶解法、高
周波溶解法などにより合金を製造する。これら溶解は、
真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で行うのが好
ましい。

【００６０】得られた合金を加熱溶解して合金溶湯を得
る。この時の加熱温度は、合金組成に応じて決めればよ
く、通常は、合金の融点より５０℃以上高い温度で加熱
することが好ましい。

【００６１】合金溶湯は、周知の回転ロール急冷法、ス
プラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組
み合わせた方法により急冷凝固させ、非晶質薄帯や非晶
質粗粒を含む非晶質合金組織を得る。

【００６２】本発明においては、必要により、合金の加
熱溶解と急冷凝固を同一装置内で連続して行ってもよ
い。

【００６３】ここで、非晶質合金組織とは、Ｘ線回折に
よりブロードなピークを示し、透過型電子顕微鏡観察に
より確認される。急冷法や合金組成によっては、非晶質
の合金組織が１００％得られない場合もあり得るが、本
発明の目的が達成できるために十分な量であればよい。

【００６４】この非晶質合金組織は軟磁性を有してお
り、その磁気的役割と共に、結晶化熱処理の過程におい
て、結晶粒の粗大成長を抑制し微細な結晶相の形成を可
能とするため合金全体の硬質磁性を向上させる重要な役
割を担っている。

【００６５】得られた急冷凝固物の結晶化のための加熱
温度は、一般には、６００〜８００℃の温度範囲であ
る。６００℃未満の場合は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型の正方
晶系結晶からなる硬磁性結晶相が十分析出せず、３．５
ｋＯｅ以上の保磁力が得られない。８５０℃を越える場
合は、αＦｅ、ｂｃｃＦｅおよびこれらとＭとの固溶体
を含む軟磁性結晶相の粗大成長が顕著になり保磁力が発
現しにくくなる。また、残存軟磁性非晶質相の比率が著
しく低下し、防錆性が発揮されにくくなる。急冷凝固物
の合金組成に応じて、良好な磁気特性を発現するための
最適な熱処理温度を適宜選択設定すればよい。

【００６６】加熱処理工程中における雰囲気は、得られ
る磁石合金の磁気特性を損なわない範囲であれば特に問
題はないが、Ａｒガスなどの不活性雰囲気もしくは１０
^-1Ｔｏｒｒ以下の真空中が好ましい。

【００６７】加熱処理工程における加熱時間は、１０秒
未満では十分な軟磁性結晶相と硬磁性結晶相の析出がな
されず、１時間をこえると軟質磁性相が粗大成長するた
め、いずれも３．５ｋＯｅ以上の保磁力は得られない。

【００６８】加熱処理により、非晶質相から結晶質相が
生成される。この時、非晶質相を完全に結晶質相にする
ことなく、全合金組織に対し１０面積％以下の非晶質相
を残留させるように加熱することが肝要である。

【００６９】非晶質を残すための条件としては、結晶相
の析出と成長が全面的に至らないように、前記加熱処理
の条件を設定する必要がある。また、添加元素Ｍの効果
により、非晶質相の安定化および析出相の成長抑制を図
ることもできるので、適切な合金組成の設定も重要であ
る。加熱処理法の例としては、フラッシュアニーリング
法や急速加熱急速冷却法があるが、合金組成によって
は、通常の熱処理法で十分である。

【００７０】この残留非晶質相の存在割合は好ましくは
１〜１０面積％である。１面積％以下では前記の目的と
する効果が得られず、防錆性能の向上も期待できず、１
０面積％以上では非晶質相と結晶質相の間あるいは結晶
質相同志の間における磁気的結合が弱められるからであ
る。

【００７１】次に、前記の通りの本発明に係る希土類−
鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石の製造法につ
いて述べる。

【００７２】ボンド磁石は、周知の方法により製造する
ことができる。

【００７３】即ち、希土類−鉄−ボロン系磁石合金をボ
ールミル、スタンプミル等の市販の粉砕機を用いて粉体
化し、得られた希土類−鉄−ボロン系磁石合金粉体を結
合剤である樹脂と混合、混練し、該混練物を射出成形、
押出成形、圧縮成形、カレンダー成形等の周知の成形法
で成形加工することにより得ることができる。

【００７４】希土類−鉄−ボロン系磁石合金粉体の平均
粒径は、目的に応じた成形法により、種々変化させるこ
とができるが、一般的には、平均粒径が１５０μｍ以下
が好ましい。平均粒径が１０μｍ以下の微粉が多量に混
在すると磁気特性の低下を招くので、その下限値は平均
粒径が１０μｍ程度である。但し、全粉末の１５重量％
以下であれば１０ｎｍ以下の微粉の混在は差支えない。

【００７５】ボンド磁石中の希土類−鉄−ボロン系磁石
合金粉体の混合割合は、一般に８５〜９９重量％であ
る。ボンド磁石中の希土類−鉄−ボロン系磁石合金粉体
の混合割合は、成形法により若干異なるが、一般に射出
成形用においては、８８〜９３重量％程度、押出成形用
では８５〜９２重量％程度、圧縮成形用では９６〜９
８．５重量％程度、カレンダー成形では８５〜９０重量
％程度である。

【００７６】８５重量％未満場合には、磁石粉体の割合
が少なすぎて十分な磁気特性を有するボンド磁石となら
ない。但し、目的によっては、低い磁気特性における用
途もあるので、８５重量％以下を設定する場合もある。
上記各成形法おける磁石粉体の混合割合の上限は、それ
ぞれの成形が可能な樹脂との混練物もしくは混合物の流
動性や成形物の機械的強度の要求に基づいて決定される
ものである。

【００７７】ボンド磁石を製造するに際して、成形を容
易にしたり、磁気特性を十分に引き出すために、必要に
より、樹脂の他に、可塑剤、滑剤、カップリング剤など
周知の添加物を使用してもよい。

【００７８】これらの添加物は、目的に応じて適切なも
のを選択すればよく、可塑剤としては、それぞれの使用
樹脂に応じた市販品を使用することができ、使用樹脂に
対して一般に０．０１〜５．０重量％程度が使用でき
る。

【００７９】滑剤としては、ステアリン酸とその誘導
体、無機滑剤、オイル系等あり、ボンド磁石全体に対し
て一般に０．０１〜１．０重量％程度が使用できる。

【００８０】カップリング剤としては、使用樹脂とフィ
ラーに応じた市販品が使用でき、使用樹脂に対して一般
に０．０１〜３．０重量％程度が使用できる。

【００８１】成形物は、本発明に係る希土類−鉄−ボロ
ン系磁石合金を磁性体として用いた場合は、電磁石着磁
やパルス着磁されることにより、ボンド磁石となる。

【００８２】本発明に係るボンド磁石は、残留磁束密度
Ｂｒが６．０ｋＧ以上、好ましくは７．５ｋＧ以上であ
り、保磁力ｉＨｃが３．５ｋＯｅ以上、好ましくは４．
０ｋＯｅ以上を有し、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ
が８ＭＧＯｅ以上、好ましくは９ＭＧＯｅ以上を有す
る。

【００８３】また、耐食性は、例えば、８０℃、９０％
相対湿度の環境下で、発錆が１０面積％を占めるまでの
経過時間が少なくとも９６時間以上、好ましくは１２０
時間以上である。

【００８４】

【作用】先ず、本発明において最も重要な点は、式Ｒ_x
Ｆｅ_100-x-y-z-wＣｏ_yＭ_zＢ_w（但し、Ｒは、Ｎｄ、
Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ及びＣｅから選ばれた希土類元素の一
種又は二種以上、Ｍは、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ及びＳ
ｉから選ばれた元素の一種又は二種以上、ｘ、ｙ、ｚ及
びｗは、それぞれ原子比で５≦ｘ≦１０、１．０≦ｙ≦
９．０、０．１≦ｚ≦５、２≦ｗ≦７、かつ、９≦（ｘ
＋ｗ）、５＜（ｙ＋ｚ））で表わされる組成を有し、且
つ、αＦｅ、ｂｃｃＦｅ及びこれらと上記Ｍとの固溶体
を含む軟磁性結晶相とＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型正方晶系結晶
からなる硬磁性結晶相とのそれぞれが、軟磁性非晶質相
中に析出している合金組織を有しており、前記軟磁性非
晶質相が全合金組織に対し１０面積％以下であって、残
部が前記軟磁性結晶相と前記硬磁性結晶相であり、且
つ、前記軟磁性結晶相が全結晶組織に対し少なくとも５
０面積％であって、残部が前記硬磁性結晶相である希土
類−鉄−ボロン系磁石合金は、殊に、１０ｋＧ以上の高
い残留磁束密度Ｂｒと、殊に、３．５ｋＯｅ以上の大き
な保磁力ｉＨｃとを有し、その結果、最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘが大きく、且つ、防錆性に優れていると
いう事実である。

【００８５】保磁力ｉＨｃが大きい希土類−鉄−ボロン
系永久磁石が得られる理由について、本発明者は、後出
比較例に示す通り、特定の前記Ｍ元素を含ませることな
くＣｏ元素のみを含ませた場合、Ｃｏ元素を含ませるこ
となく特定の前記Ｍ元素のみを含ませた場合、Ｃｏ元素
と特定の前記元素を含ませているにもかかわらず、その
総和が特定量の範囲外となった場合のいずれの場合に
も、本発明の目的とする特性を有する希土類−鉄−ボロ
ン系永久磁石が得られないことから、Ｃｏ元素と特定の
前記Ｍ元素との相乗効果により、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型正
方晶系結晶の結晶磁気異方性を高める効果や析出相の微
細化効果が発揮されたものと考えている。

【００８６】防錆性に優れた希土類−鉄−ボロン系永久
磁石が得られる理由について、本発明者は、非晶質相が
主として磁気的な役割を担う軟磁性結晶相や硬磁性結晶
相の周囲を取り囲んで存在し、しかも、適度の量が安定
して存在していることによるものと考えている。

【００８７】

【本発明の実施の形態】本発明の代表的な実施の形態は
次の通りである。

【００８８】希土類−鉄−ボロン系磁石合金の合金組織
の相構造は、薄帯合金（厚み２０μｍ）を高分解能透過
型電子顕微鏡ＨＲ−ＴＥＭ（日本電子株式会社製）とナ
ノビーム電子線回折装置（日本電子株式会社製）及びエ
ネルギー分散型Ｘ線分析装置ＥＤＸ（日本電子株式会社
製）を用いて観察及び測定した。

【００８９】合金組織の磁性構造は、上記ナノビーム電
子線回折装置を用いた電子線回折によりαＦｅ型結晶や
Ｆｅ₃Ｂ型結晶を同定することにより軟磁性であること
を確認した。

【００９０】同様にして、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型結晶を同
定することにより硬磁性であることを確認した。

【００９１】面積％とは、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）
などによる観察において、２次元的視野における存在割
合を言う。

【００９２】合金組成は、化学分析により測定した値で
示した。

【００９３】合金の磁気特性は、試料振動型磁力計ＶＳ
Ｍ（理研電子株式会社製）で測定した値で示した。

【００９４】また、ボンド磁石の磁気特性は、予め、約
５０ｋＯｅのパルス着磁を施した後、Ｂ−Ｈカーブトレ
ーサー（東英工業株式会社製）で測定した値で示した。

【００９５】合金薄帯の防錆性能は、ＪＩＳＺ２３
７１に基づいた塩水噴霧試験方法で行った。即ち、一定
時間毎に取り出して、５０倍の光学顕微鏡により発錆の
有無、発錆点の増加・拡大の様子を観察し、発錆が１０
面積％を占めるまでの経過時間で示した。

【００９６】ボンド磁石の耐食性は、８０℃、９０％相
対湿度の環境下で、何時間で発錆するか、あるいは観察
面において発錆点がどのように増加・拡大するかにより
評価した。定量的には５０倍の光学顕微鏡視野で、発錆
が１０面積％を占めるまでの経過時間で示した。

【００９７】原子比でＮｄ₇Ｆｅ_83.5Ｃｏ₄Ｎｂ₁Ｇａ
_0.5Ｂ₄の組成となるように、金属ネオジウム片（純度
９９．９％）（株式会社日本イットリウム製）５．０８
ｇ、金属鉄片（電解鉄、純度９９．９％）（株式会社昭
和電工製）２３．０２ｇ、金属コバルト片（純度９９．
９％、住友金属鉱山株式会社製）１．１６４ｇ、金属ニ
オビウム片０．４５８ｇ、金属ガリウム片０．１７２ｇ
及びクリスタルボロン片０．２１４ｇをそれぞれ秤量し
て、総重量を３０ｇｒとした。これらをアルゴンガス減
圧雰囲気中でアーク溶解して合金ボタンを作製した。ア
ーク溶解は、均質化を図るため、合金ボタンの表と裏を
ひっくり返して計４回行った。

【００９８】この合金ボタンを小片にし、石英ノズル
（管直径１０ｍｍ、長さ２０ｃｍ、ノズル径０．４ｍ
ｍ）に５ｇｒ入れ、液体急冷装置にセットした。アルゴ
ンガス減圧雰囲気下で高周波溶解して溶湯とした後、加
圧アルゴンガスをノズルに吹き込みながら、周速度４０
ｍ／秒で回転する銅ロール（直径２０ｃｍ）に上記溶湯
を噴出させて急冷凝固し、幅１〜２ｍｍ，厚さ１０〜２
０μｍの超急冷合金薄帯を作製した。

【００９９】得られた合金薄帯は、Ｘ線回折の結果、全
体的にブロードなピークを示していた。このＸ線回折結
果と高分解能透過型電子顕微鏡観察結果とを併せて解釈
すると、少なくとも大部分が非晶質相からなっているこ
とが確認できた。また、この合金薄帯の構成元素比を化
学分析により測定した結果、Ｎｄ₇Ｆｅ_83.5Ｃｏ₄Ｎｂ
₁Ｇａ_0.5Ｂ₄であり、大略仕込み組成比に等しいこと
が確認された。

【０１００】この合金薄帯を５×１０^-2Ｔｏｒｒの真空
下で石英管に封入し、７５０℃の温度で３分間加熱処理
を行った。この熱処理後の合金薄帯は、Ｘ線回折の結
果、αＦｅ型及びＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型の２種類の結晶構
造に基づく明瞭なピークとＦｅ₃Ｂ型と思われる低いピ
ークが検出された。そして、バックグランドはブロード
でゆるやかなピークを有していたので、非晶質相も幾分
か残存していることが推認された。

【０１０１】この熱処理後の合金薄帯について、高分解
能透過型電子顕微鏡とナノビーム電子線回折装置及びエ
ネルギー分散型Ｘ線分析装置を用いて、その微細構造を
観察した。その結果、合金組織は、αＦｅを含む軟磁性
結晶相が全結晶相に対し６５面積％程度（軟磁性結晶相
のうち、不可避的に析出するＦｅ₃Ｂ型を含む軟磁性結
晶相は、全結晶相に対し７面積％程度に相当する割合で
あった。）であって、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁を含む硬磁性結
晶相が全結晶相に対し２８面積％程度であり、これら結
晶相の総和は、二次元的視野全体を１００面積％とする
と全結晶組織に対し９１面積％であった。従って、残り
の９面積％は、軟磁性非晶質相であった。

【０１０２】また、αＦｅやｂｃｃ型Ｆｅ合金を含む軟
磁性結晶相の結晶粒径は、２０〜４５ｎｍの範囲であっ
て、Ｆｅ₃Ｂ型を含む軟磁性結晶相の結晶粒径は、１５
〜３５ｎｍの範囲であって、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型を含む
硬磁性結晶相の結晶粒径は、１５〜４０ｎｍの範囲であ
り、熱処理前の非晶質相から熱処理により各相が分散析
出し、結晶化していることが観察された。さらに、残存
非晶質相には、ＮｄとＢの各元素が濃縮され、それぞれ
１１．３原子％、７．８原子％であることが分析結果か
ら確認できた。

【０１０３】この熱処理後の合金薄帯の室温磁気特性を
試料振動型磁力計で測定した結果、保磁力ｉＨｃが４．
７ｋＯｅ、残留磁束密度Ｂｒが１１．２ｋＧ、最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍａｘが１７．４ＭＧＯｅであった。

【０１０４】また、上記希土類−鉄−ボロン系磁石合金
の防錆性能を調べるため、１２時間毎に取り出して薄帯
表面に占める赤錆の面積比率を光学顕微鏡で観察した。
その結果、発錆が１０面積％を占めるまでの経過時間は
７２時間後であったので、本合金が耐食性にも優れてい
ることが判明した。

【０１０５】得られた上記熱処理済合金薄帯を振動式ボ
ールミルで粉砕した後、篩にかけ粒径１５０μｍ以下で
かつ２０μｍ以上の合金磁粉を得た。

【０１０６】この合金磁粉９８ｇとエポキシ樹脂ＸＷ−
２２１４（商品名、日本ペルノックス株式会社製）２ｇ
とを適量のメチルエチルケトンで溶かして合金磁粉をよ
く混合した後、メチルエチルケトンを乾燥気化させ圧縮
成形用の混合物（合金磁粉９８重量％、エポキシ樹脂２
重量％に相当する。）とした。

【０１０７】この混合物３．３ｇを直径１０ｍｍの円柱
状試料用プレス治具に入れ、約７ｔｏｎ／ｃｍ²の圧力
でプレスして直径１０ｍｍ、長さ約７ｍｍの円柱状圧粉
体を得た。

【０１０８】この圧粉体を１５０℃で１時間加熱処理し
てエポキシ樹脂を硬化させ、密度６．０ｇ／ｃｍ³の圧
縮成形ボンド磁石を得た。

【０１０９】この圧縮成形ボンド磁石にパルス着磁機で
約５０ｋＯｅの着磁を施した後、Ｂ−Ｈトレーサーで室
温の磁石特性を測定した結果、残留磁束密度Ｂｒが９．
０ｋＧ、保磁力ｉＨｃが４．６ｋＯｅ、最大エネルギー
積（ＢＨ）ｍａｘが１０．２ＭＧＯｅであった。

【０１１０】また、このボンド磁石について、前記の８
０℃、９０％相対湿度下で耐食性試験を行い、時間の経
過に伴う錆の発生状況を観察した。その結果、１２時間
毎の光学顕微鏡（５０倍）の結果、７２時間を経過して
始めて最大０．１ｍｍ大の数点の発錆が視野の中で認め
られた。同一視野において、１２時間毎に観察を続けた
結果、１６８時間経過しても、発錆が視野内で１０面積
％を占めるに留まり、優れた耐食性を有するボンド磁石
であることが判明した。

【０１１１】

【実施例】次に、実施例並びに比較例を挙げる。

【０１１２】実施例１〜１８、比較例１〜９製造合金組成及び合金薄帯製造工程における熱処理温度
を種々変化させた以外は、前記発明の実施の形態と同様
にして、熱処理済合金薄帯を得た。

【０１１３】実施例１〜１８で得られた熱処理済合金薄
帯は、前記発明の実施の形態と同様にして合金組織の相
構造を観察した。

【０１１４】その結果、αＦｅを含む軟磁性結晶相が全
結晶相に対し６０〜７５面積％（軟磁性結晶相のうち、
不可避的に析出するＦｅ₃Ｂ型を含む軟磁性結晶相は、
全結晶相に対し７面積％程度に相当する割合であっ
た。）の範囲であって、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁を含む硬磁性
結晶相が全結晶相に対し４０面積％未満、２５面積％以
上の範囲であり、これら結晶相の総和は、二次元的視野
全体を１００面積％とすると全結晶組織に対し９０〜９
５面積％の範囲であった。従って、軟磁性非晶質相は、
５〜１０面積％の範囲であった。

【０１１５】また、αＦｅやｂｃｃ型Ｆｅ合金を含む軟
磁性結晶相の結晶粒径は、１５〜５０ｎｍの範囲であっ
て、Ｆｅ₃Ｂ型を含む軟磁性結晶相の結晶粒径は、１５
〜３５ｎｍの範囲であって、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ₁型を含む
硬磁性結晶相の結晶粒径は、１５〜５０ｎｍの範囲であ
り、熱処理前の非晶質相から熱処理により各相が析出
し、結晶化していることが観察された。さらに、残存非
晶質相には、希土類とＢの各元素が濃縮され、それぞれ
１０〜１５原子％の範囲、７〜９原子％の範囲であるこ
とが分析結果から確認できた。

【０１１６】比較例１及び３はＣｏ元素とＭ元素を含ま
ない合金、比較例２及び４はＭ元素を含まない合金、比
較例５及び６はＣｏ元素を含ませることなく特定Ｍ元素
のみを含ませた合金、比較例７はＣｏ量とＭ量との和が
５以下の合金、比較例８及び９はＢ元素を多量に含むＦ
ｅ₃Ｂ主体型の交換スプリング磁石合金である。

【０１１７】比較例１乃至４における合金組織や微細構
造は、本発明と大略同様であり、比較例８及び９は、Ｆ
ｅ₃Ｂ型軟磁性結晶相が６０面積％以上を占め、しか
も、残存非晶質相は実質的に存在しないことが確認でき
た。

【０１１８】この時の主要製造条件及び諸特性を表１に
示す。

【０１１９】

【表１】

【０１２０】以上の結果から、比較例に比べて、本発明
に係る合金は、磁気特性と防錆性能に優れていることが
分かる。

【０１２１】実施例１９〜２４、比較例１０〜１３磁石合金粉体の種類を種々変化させた以外は、前記発明
の実施の形態と同様にして、ボンド磁石を得た。

【０１２２】この時の主要製造条件及び諸特性を表２に
示す。

【０１２３】

【表２】

【０１２４】本発明のボンド磁石は、比較例に比べて、
磁気特性と耐食性に優れていることが分かる。

【０１２５】

【発明の効果】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系永久
磁石合金は、高い残留磁束密度Ｂｒと大きな保磁力ｉＨ
ｃを有し、その結果、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ
が大きく、且つ、防錆性に優れているので、高性能ボン
ド磁石用材料として好ましいものである。

【０１２６】そして、本発明に係る希土類−鉄−ボロン
系永久磁石合金は、希土類の量が１０原子％未満と少な
いものであるから、経済的、工業的に有利に得ることが
できる。

【０１２７】更に、本発明に係る希土類−鉄−ボロン系
永久磁石合金を用いて得られるボンド磁石は、用いる希
土類−鉄−ボロン系永久磁石合金が上記諸特性を有する
ことに起因して、高い残留磁束密度Ｂｒと大きな保磁力
ｉＨｃを有し、その結果、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘが大きく、且つ、耐食性に優れているので高性能ボ
ンド磁石として好ましいものである。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】式Ｒ_xＦｅ_100-x-y-z-wＣｏ_yＭ_zＢ_w
（但し、Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ及びＣｅから選
ばれた希土類元素の一種又は二種以上、Ｍは、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｎ、
Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ及びＳｉから選ばれた元素の一種又は
二種以上、ｘ、ｙ、ｚ及びｗは、それぞれ原子比で５≦
ｘ≦１０、１．０≦ｙ≦９．０、０．１≦ｚ≦５、２≦
ｗ≦７、かつ、９≦（ｘ＋ｗ）、５＜（ｙ＋ｚ））で表
わされる組成を有し、且つ、αＦｅ、ｂｃｃＦｅ及びこ
れらと上記Ｍとの固溶体を含む軟磁性結晶相とＮｄ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ₁型正方晶系結晶からなる硬磁性結晶相とのそれ
ぞれが、軟磁性非晶質相中に析出している合金組織を有
しており、前記軟磁性非晶質相が全合金組織に対し１０
面積％以下であって、残部が前記軟磁性結晶相と前記硬
磁性結晶相であり、且つ、前記軟磁性結晶相が全結晶組
織に対し少なくとも５０面積％であって、残部が前記硬
磁性結晶相であることを特徴とする希土類−鉄−ボロン
系磁石合金。
【請求項２】保磁力ｉＨｃが３．５ｋＯｅ以上、残留
磁束密度Ｂｒが１０ｋＧ以上及び最大磁気エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘが１３ＭＧＯｅ以上である請求項１記載
の希土類−鉄−ボロン系磁石合金。
【請求項３】式Ｒ_xＦｅ_100-x-y-z-wＣｏ_yＭ_zＢ_w
（但し、Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ及びＣｅから選
ばれた希土類元素の一種又は二種以上、Ｍは、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｎ、
Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ及びＳｉから選ばれた元素の一種又は
二種以上、ｘ、ｙ、ｚ及びｗは、それぞれ原子比で５≦
ｘ≦１０、１．０≦ｙ≦９．０、０．１≦ｚ≦５、２≦
ｗ≦７、かつ、９≦（ｘ＋ｗ）、５＜（ｙ＋ｚ））で表
わされる組成割合となる様に製造した合金を、加熱溶解
して溶湯とした後、急冷凝固し、次いで、該急冷凝固物
を６００〜８５０℃の温度範囲で加熱処理することを特
徴とする請求項１記載の希土類−鉄−ボロン系磁石合金
の製造法。
【請求項４】請求項１記載の希土類−鉄−ボロン系磁
石合金を粉砕して得られる磁石合金粉末が結合剤である
樹脂を用いて成形されたボンド磁石であって、前記磁石
合金粉末が８５〜９９重量％の割合で混合配合されてい
ることを特徴とするボンド磁石。