JPH1088273A

JPH1088273A - 希土類永久磁石用合金原料、希土類永久磁石用合金粉末及び希土類永久磁石の製造方法

Info

Publication number: JPH1088273A
Application number: JP8266796A
Authority: JP
Inventors: Minoru Uehara; 稔上原; Satoru Hirozawa; 哲広沢; Hirokazu Kanekiyo; 裕和金清
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 1996-09-17
Filing date: 1996-09-17
Publication date: 1998-04-07
Anticipated expiration: 2016-09-17
Also published as: JP3516820B2

Abstract

(57)【要約】【課題】低コストかつ安全、簡便な方法により、保磁力
に優れた永久磁石原料用合金粉末用原料、これを粉砕し
た合金粉末及びこれを用いた永久磁石を製造する方法を
提供すること。【解決手段】一般式がＲ_xＦｅ_100-x-u-vＢ_uＣｒ_vで表さ
れ、前記ＲはＹおよびランタニド元素の中から選択され
る１種以上の元素でＮｄ及びＰｒの一種以上がその５０
％以上を占め、ｘ、ｕ、ｖが各々３ａｔ％≦ｘ≦７ａｔ％、１５ａｔ％＜ｕ≦２５ａｔ％、０．５ａｔ％≦ｖ≦７ａｔ％、を満たし、主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合
物である合金を、真空中、窒素雰囲気中又は不活性ガス
雰囲気中で熱処理して、準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物
の不均化反応を発生させる工程を含む。

Description

【発明の詳細な説明】

【発明の属する技術分野】本発明は、希土類永久磁石用
合金原料、希土類永久磁石用合金粉末及び希土類永久磁
石の製造方法に関し、特に高性能ボンド磁石用の材料に
用いられる希土類永久磁石用合金粉末の製造方法に関す
る。

【従来の技術】

【０００１】近年、高性能希土類ボンド磁石用合金粉末
に用いられる材料として、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂの化学量論組成
よりも低希土類元素、高ボロン領域の合金磁石粉末の実
用化研究が活発に行われている。この材料は、例えば
Ｊ．ｄｅＰｈｙｓｉｑｕｅ，４９（１９８８）Ｃ８，
ｐ．６６９やＪ．Ｍａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔ．８０
（１９８９）ｐ．１０１に示されているように、典型的
組成がＮｄ₄Ｆｅ₈₀Ｂ₂₀で表される合金を溶湯急冷法で
非晶質化し、その後の熱処理によりＦｅ₃Ｂ、Ｎｄ₂Ｆｅ
₁₄Ｂおよび微量のＦｅを結晶化させることにより得ら
れ、１．６Ｔの飽和磁化、１．２Ｔの残留磁束密度と３
００ｋＡ／ｍ（３００／８０＝３．７５ｋＯｅ）程度の
保磁力が開示されている。

【０００２】この材料は飽和磁化の高いＦｅやＦｅ₃Ｂ
等のソフト磁性相を含むため、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相のみで
構成される永久磁石材料よりも高い飽和磁化及び残留磁
束密度を有する。一般にハード磁性相の中にソフト磁性
相が存在すると、保磁力や角型性などの永久磁石特性が
著しく劣化することが知られているが、ソフト相の結晶
粒径が数十ｎｍ程度まで微細化すると、ハード磁性相の
結晶粒子とソフト磁性相の結晶粒子との結晶界面を通し
て働く粒子間相互作用によってあたかも単一のハード磁
性相で構成された永久磁石のように振る舞う。またこの
粒子間交換相互作用は“レマネンスエンハンスメント”
と呼ばれる効果を誘発し、残留磁束密度の向上に寄与す
る。

【０００３】このような微細構造組織を実現するため、
製造にあたっては上の例のように溶湯急冷法により非晶
質化した合金を熱処理することによって目的とする結晶
相を晶出させる方法や、メカニカルアロイング、メカニ
カルグラインディングによって非晶質化した合金を熱処
理することによって目的とする結晶相を晶出させる方法
が用いられる。こうして得られた合金を用いた合金磁石
粉末は、ハード磁性相のみによって構成された合金磁石
粉末よりも高い飽和磁化、残留磁束密度を有するという
特徴に加えて、希土類元素に富んだハード磁性相の結晶
がＦｅに富むソフト磁性相の微細結晶に取り囲まれてい
るため、耐候性に優れている。さらに高価な希土類元素
の含有量がハード磁性相のみで構成されている磁石合金
に比べて少ないためコストの面でも有利である。従って
この合金磁石粉末は、圧縮成型や射出成型によって作製
される希土類ボンド磁石やホットプレスによって作製さ
れる希土類磁石用の磁石粉末原料として大きな期待がか
けられている。

【０００４】しかし上に挙げた数々の特徴にも拘わら
ず、比較的低い保磁力のため、この合金粉末を用いて作
製した永久磁石の用途、使用温度が著しく限定されてし
まい、実用化にあたっての大きな障害になっている。こ
の問題を解決するための試みが幾つかなされている。そ
の１つはハード磁性相であるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの異方性エ
ネルギーを高めるためにＮｄの一部をＤｙ、Ｔｂなどの
重希土類元素に置換する方法であり、もう１つはＣｒ、
Ｓｉ、Ｇａ、Ｖなどの添加元素を添加することで結晶化
後の組織を微細均一にする方法である。

【０００５】保磁力を改善するための根本的対策として
上記方法以外に、得られた組織に占めるハード磁性相す
なわちＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の体積比率を増すことが考えら
れる。そのためには合金の希土類元素量を増す必要があ
る。しかしＪ．Ｍａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔ．８０（１
９８９）ｐ．１０１で示されているように、組成（Ｆｅ
₃Ｂ）_1-x（Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）_xの非晶質合金を加熱し昇温
する過程で、Ｎｄ量が４ａｔ％を越える合金では、準安
定体心立方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相が晶出する。このＮｄ₂
Ｆｅ₂₃Ｂ₃相は強磁性であるものの立方晶系に属するた
め磁気異方性が小さく、保磁力の向上には寄与しない。
このＮｄ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相の晶出がＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相に代わ
って優勢となるため、Ｎｄ量が５ａｔ％を越えると保磁
力が急激に低下する。

【０００６】また、特開平８−４１５０２号公報には、
Ｎｄ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃に近い組成領域の非晶質あるいは準安定
結晶相組織、あるいは非晶質と準安定結晶相の両方を含
む組織に水素を吸蔵させ、その後高温中で水素を放出さ
せることによってＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物を含む組織を
生成する方法が提案されている。この公報には、Ｒ₂Ｆ
ｅ₂₃Ｂ₃近傍組成の非晶質を単に加熱した場合と、この
非晶質を水素雰囲気中で熱処理し水素を吸蔵させ、さら
に水素を含まない雰囲気で熱処理し水素を放出させた場
合とを対比して下記の通り記載されている。

【０００７】すなわち前者の場合については下記の通り
である。「なお、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相からなる組織を十分
加熱すると主にα−ＦｅとＮｄＦｅ₄Ｂ₄相からなり、少
量のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を含む組織となるが、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
相の体積率が低いため、保磁力が１ｋＯｅ以下であるこ
とは本発明者が確認している。」、「一方、先に触れた
ようにＲ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃近傍組成の非晶質を単に加熱した際
の変化は以下の通りである。Ａｍ(非晶質相)→Ｒ₂Ｆｅ
₂₃Ｂ₃→α・Ｆｅ＋ＲＦｅ₄Ｂ₄＋Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ…（１）こ
のようにＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を生成するものの生成量は極少
量であり、Ｒの大部分はＲＦｅ₄Ｂ₄相生成に費やされ
る。したがって、水素吸脱処理と比較してＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
相の体積比率が低いため保磁力が低下し、ＲＦｅ₄Ｂ₄相
は非磁性であるため磁化も低下する。」

【０００８】後者の場合（水素吸脱処理）については下
記の通りである。「水素吸蔵反応によって例えばＲ₂Ｆ
ｅ₂₃Ｂ₃近傍の組成においては、非晶質相（Ａｍ）は以
下のように変化する。Ａｍ→（Ａｍ−Ｈ）→（Ｒ₂Ｆｅ
₂₃Ｂ₃）→（Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃−Ｈ）→Ｒ−Ｈ＋α−Ｆｅ＋
Ｆｅ₂Ｂ…（２）、ここで括弧内の状態の有無は組成に
依って変化するものと推定される。なお“−Ｈ”は水素
固溶状態を示す。」

【０００９】さらに脱水素工程に関して、「上記水素吸
蔵状態から水素が放出するのに、水素分圧が十分に低い
雰囲気中で加熱する。」、「この脱水素反応によって、
上記Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃近傍の組成の水素吸蔵状態が以下のよ
うに変化する。Ｒ−Ｈ＋α−Ｆｅ＋Ｆｅ₂Ｂ→Ｒ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ＋α−Ｆｅ＋Ｆｅ₂Ｂ…（３）、このように水素吸脱
処理によってＲ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相の消失、ハード磁性相Ｒ₂
Ｆｅ₁₄相の生成によって磁石化が可能となる。」

【００１０】また、この公報には水素吸蔵工程の処理温
度について、「処理温度は水素吸蔵によってＲの水素化
物を生成する範囲内で低温の方が好ましい。処理温度の
上昇は組織の粗大化を招き、脱水素後の組織肥大化につ
ながり磁気特性が低下する。」、「具体的には６００〜
７５０℃程度で３０分以内が適当である。」と記載さ
れ、脱水素工程における処理温度について、「処理温度
は脱水素が可能な範囲内で低温の方が好ましい。」、
「処理温度の上昇は水素吸蔵処理と同様に組織の粗大化
を招き、磁気特性が低下する。」、「具体的には６００
〜７５０℃程度で３０分以内が適当である。」と記載さ
れている。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】以上のように、Ｒ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂの化学量論組成よりも低希土類元素、高ボロン組
成の領域であり、かつ微細なハード磁性相の結晶粒子と
ソフト磁性相の結晶粒子から成る合金磁石粉末材料にお
いて、保磁力を向上させるための努力が種々なされた
が、希土類元素の一部をＤｙやＴｂといった重希土類元
素で置換する方法と組織を微細均一化する方法にはその
効果に限界があった。また他に提案された方法は、水素
吸蔵と脱水素の工程を経る必要があって水素ガス爆発の
おそれがある。

【００１２】詳細には、重希土類元素によるＮｄの置換
は飽和磁化の急激な低下を招き、この永久磁石用合金粉
末の特徴を失わせる結果となる。一方、組織を微細均一
化する方法は飽和磁化の低下はないものの、保磁力の向
上に対しての効果には限界がある。また、前記特開平８
−４１５０２号公報に記載の発明は、水素吸蔵工程及び
脱水素工程を必須とするものであり、この公報に提案さ
れた方法では水素ガスを用いるために常に爆発の危険が
つきまとい、さらに高コストであるから、水素ガスを使
用しない製造工程が望まれる。

【００１３】上記問題点に鑑み、本発明は低コストかつ
安全、簡便な方法により、保磁力に優れた永久磁石原料
用合金粉末用原料、これを粉砕した合金粉末及びこれを
用いた永久磁石を製造する方法を提供することを課題と
する。

【００１４】

【課題を解決するための手段】課題を解決するにあたっ
て本発明者は、３元系Ｒ・Ｆｅ・Ｂと、さらにＣｒおよ
び他の添加元素を含む多元系の非晶質合金の結晶化過程
と生成した組織とを詳細に調査した。その結果に鑑み、
本発明は所定の組成でかつその主たる構成相が準安定体
心立方晶Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物である合金を、真空中ま
たは窒素中または不活性ガス雰囲気中で熱処理する工程
を経て、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物を含む均一かつ微細な組
織と優れた保磁力を持つ合金磁石粉末用原料、これを用
いた粉末、この粉末を用いた永久磁石を製造する方法を
提供する。

【００１５】本発明の第１の視点における手段は、一般
式がＲ_xＦｅ_100-x-u-vＢ_uＣｒ_vで表され、前記ＲはＹお
よびランタニド元素の中から選択される１種以上の元素
でＮｄ及びＰｒの一種以上がその５０％以上を占め、
ｘ、ｕ、ｖが各々；３ａｔ％≦ｘ≦７ａｔ％、１５ａｔ％＜ｕ≦２５ａｔ％、０．５ａｔ％≦ｖ≦７ａｔ％、を満たし、主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合
物である合金を、真空中、窒素雰囲気中又は不活性ガス
雰囲気中で熱処理して、準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物
の不均化反応を発生させる工程を含むことを特徴とする
希土類永久磁石用合金原料の製造方法である。

【００１６】本発明の第２の視点における手段は、一般
式がＲ_xＦｅ_100-x-z-u-vＭ_zＢ_uＣｒ _vで表され、前記Ｒ
はＹおよびランタニド元素の中から選択される１種以上
の元素でＮｄ及びＰｒの一種以上がその５０％以上を占
め、ＭはＳｉ、Ｇａ、Ｖ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａ
ｇ及びＡｕから選ばれた１種以上の元素で、ｘ、ｚ、
ｕ、ｖが各々；３ａｔ％≦ｘ≦７ａｔ％、ｚ≦１０ａｔ％、１５ａｔ％＜ｕ≦２５ａｔ％、０．５ａｔ％≦ｖ≦７ａｔ％、を満たし、主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合
物である合金を、真空中、窒素雰囲気中又は不活性ガス
雰囲気中で熱処理して、準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物
の不均化反応を発生させる工程を含むことを特徴とする
希土類永久磁石用合金原料の製造方法の製造方法であ
る。

【００１７】本発明の第３の視点における手段は、一般
式がＲ_x（Ｆｅ_100-yＣｏ_y）_100-x-u-vＢ_uＣｒ_vで表さ
れ、前記ＲはＹおよびランタニド元素の中から選択され
る１種以上の元素でＮｄ及びＰｒの一種以上がその５０
％以上を占め、ｘ、ｙ、ｕ、ｖが各々；３ａｔ％≦ｘ≦７ａｔ％、ｙ≦５０ａｔ％、１５ａｔ％＜ｕ≦２５ａｔ％、０．５ａｔ％≦ｖ≦７ａｔ％、を満たし、主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合
物である合金を、真空中、窒素雰囲気中又は不活性ガス
雰囲気中で熱処理して、準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物
の不均化反応を発生させる工程を含むことを特徴とする
希土類永久磁石用合金原料の製造方法である。

【００１８】本発明の第４の視点における手段は、一般
式がＲ_x（Ｆｅ_100-yＣｏ_y）_100-x-z-u-vＭ_zＢ_uＣｒ_vで
表され、前記ＲはＹおよびランタニド元素の中から選択
される１種以上の元素でＮｄ及びＰｒの一種以上がその
５０％以上を占め、ＭはＳｉ、Ｇａ、Ｖ、Ｐｂ、Ｃｕ、
Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ及びＡｕから選ばれた１種以上の元素
で、ｘ、ｙ、ｚ、ｕ、ｖが各々；３ａｔ％≦ｘ≦７ａｔ％、ｙ≦５０ａｔ％、ｚ≦１０ａｔ％、１５ａｔ％＜ｕ≦２５ａｔ％、０．５ａｔ％≦ｖ≦７ａｔ％、を満たし、主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合
物である合金を、真空中、窒素雰囲気中又は不活性ガス
雰囲気中で熱処理して、準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物
の不均化反応を発生させる工程を含むことを特徴とする
希土類永久磁石用合金原料の製造方法である。

【００１９】本発明の第５の視点における手段は、Ｒ
（Ｙおよびランタニド元素の中から選択される１種以上
の元素）、Ｆｅ、Ｂ、Ｃｒを含む合金から溶湯急冷法に
よって非晶質合金を作製し、前記非晶質合金を熱処理し
て前記主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物で
ある合金を作製し、前記熱処理温度よりも高温で熱処理
して前記準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物を不均化反応さ
せてＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ、α−Ｆｅ及びＦｅ₃Ｂが混在かつ微細
に析出した組織を形成させることを特徴とする希土類永
久磁石用合金原料の製造方法である。

【００２０】本発明の第６の視点における手段は、前記
第１〜５の視点における手段の希土類永久磁石用合金原
料を粉砕することを特徴とする希土類永久磁石用合金粉
末の製造方法である。

【００２１】本発明の第７の視点における手段は、上記
第６の視点における手段の希土類永久磁石用合金粉末に
バインダを添加してバルク化することを特徴とする希土
類永久磁石の製造方法である。

【００２２】

【発明の実施の形態】次に本発明を詳しく説明する。

【００２３】［出発原料の金属組織］ハード磁性相結晶
粒子ソフトと磁性相結晶粒子が混在した組織において良
好な永久磁石特性を得るためには、結晶粒子間に作用す
る量子力学的交換結合力を高める必要がある。そのため
には、各々の結晶粒子を数十ｎｍ程度に均一微細化しな
ければならない。これを実現するには、均一な準安定状
態を不均化させて目的の組織を得る方法が簡便で工業的
に優れる。ここでいう準安定状態には非晶質も含まれ
る。

【００２４】Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂの化学量論組成よりも低希土
類元素、高ボロン組成の領域において保磁力に優れた永
久磁石合金（永久磁石用粉末、永久磁石）を製造する場
合、この準安定状態として体心立方晶Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相、
非晶質相が考えられる。本発明の第１〜４の視点におい
て所定の組成を有する非晶質相は熱処理によって容易に
準安定Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相に遷移する。従って本発明の第１
〜４の視点における出発原料は、主たる構成相が準安定
Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物である合金とする。この出発原料
として、一部又は全体が非晶質のものから作成された主
たる準安定Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物である合金が含まれ
る。

【００２５】出発原料に、安定な化合物で１００ｎｍ以
上にまで粗大化した結晶が含まれると、この出発原料を
熱処理しても組織の微細化が期待できないため望ましく
ない。

【００２６】好ましくは、一部又は全体が非晶質相の合
金から簡便な方法で、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相を主たる構成相と
する合金が得られるが、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相を主たる構成相
とする合金は他のいかなる物、方法で作製してもよい。

【００２７】好ましくは、溶湯急冷法においてロール回
転速度等により溶湯急冷速度を調節して準安定相である
Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相を直接晶出させ、主たる構成相とする合
金を得ることが可能である。また溶湯急冷法によって合
金を完全に非晶質化した後に、熱処理を加えることによ
ってもＲ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相を主たる構成相とする合金を作製
することができる。

【００２８】Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相を主たる構成相とする出発
合金において、その他の構成相は非晶質でも、準安定あ
るいは安定な化合物であっても構わない。しかし安定な
化合物で、しかも粗大化した結晶が出発合金に含まれる
と、本発明の熱処理工程によって組織を微細化すること
が期待できないため望ましくない。

【００２９】［合金組成］本発明における、主たる構成
相が準安定Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物である合金の組成につ
いて、好ましい範囲及びその理由を述べる。なお、この
数値範囲の記載には上下限のみならず任意の中間値も含
むものとする。

【００３０】希土類元素（Ｒ）含有量を表すｘが３〜７
ａｔ％で、ハード磁性相とソフト磁性相の存在比率が好
ましい範囲に収まり、実用上、望ましい飽和磁化と残留
磁束密度が得られる。３ａｔ％未満であれば熱処理後に
生成するハード磁性相であるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物の体積
比率が小さくなり、実用的な保磁力が得られない傾向が
ある。また７ａｔ％を越えるとソフト磁性相の体積比率
が減少し飽和磁化および残留磁束密度が低下する傾向が
ある。また希土類元素に占めるＮｄ及びＰｒの一種以上
の割合が５０％以下であればやはり飽和磁化および残留
磁束密度の低下を招く傾向がある。

【００３１】Ｂ量が１５ａｔ％未満の場合、準安定Ｎｄ
₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃の形成と同時に、安定相であるα−Ｆｅの粗
大結晶が生成し易くなり、以降のプロセスにおいて、微
細な組織が得られなくなる傾向がある。また２５ａｔ％
を超えると、得られる合金磁石の磁化が低下する傾向が
あるので望ましくない。従ってＢ量を１５ａｔ％以上、
２５ａｔ％以下とする。好ましくは磁気特性上、Ｂ量は
１５ａｔ％以上、２０ａｔ％以下である。

【００３２】本発明における合金はＣｒを必須元素とし
て含む。というのも、本発明によって得られる永久磁石
用合金原料はＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を含む微細組織を有して
いる。このＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相は、準安定Ｎｄ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃
相が熱処理の過程で次の不均化反応を起こすことで生成
する。

【００３３】Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃→Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ＋Ｆｅ₃Ｂ＋α・Ｆｅ…（４）

【００３４】しかし、合金がＣｒを含まない場合、上式
の反応に替わって次式の反応が優勢となる。

【００３５】Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ→α・Ｆｅ＋ＲＦｅ₄Ｂ₄＋Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ…（５）

【００３６】この場合、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相に含まれる希土
類元素ＲはＲＦｅ₄Ｂ₄相とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相に分配される
ため、生成するＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相は微量であり、得られた
合金磁石粉末は良好な保磁力を示さない。

【００３７】Ｃｒは、（４）式と（５）式とを比較し
て、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂの分解（消失）に際して非磁性のＲＦ
ｅ₄Ｂ₄が生成しないように、下記の所定量添加する。

【００３８】Ｃｒ量が０．５ａｔ％未満であると、前者
の不均化反応によるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の生成が十分に起
こらない傾向がある。一方、Ｃｒ量が７ａｔ％を超える
と得られる合金の磁化が著しく低下する傾向がある。従
ってここではＣｒ量を０．５ａｔ％以上、７ａｔ％以下
にする。磁気特性上さらに好ましくは、５ａｔ％以下で
ある。

【００３９】本発明の第２の視点は、第１の視点の合金
原料を基礎とした展開例であって、一般式がＲ_xＦｅ
_100-x-zＢ_uＣｒ_vで表される合金にＭ元素を添加する。
Ｍ元素として、Ｓｉ、Ｇａ、Ｖ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍ
ｎ、Ａｇ、Ａｕの中から１種以上選ばれる元素は、本発
明により得られる合金磁石の組織を微細均一化してレマ
ネンスエンハンスメント効果によって残留磁束密度を向
上させるのに寄与する。特にＳｉ、Ｇａ、Ｖ、Ｐｂはこ
の添加効果が顕著である。しかし添加量が１０ａｔ％を
超えると合金の磁化が低下する傾向があるので、その添
加量は１０ａｔ％以下にする。

【００４０】本発明の第３の視点は、第１の視点の合金
原料を基礎とした展開例であって、一般式がＲ_xＦｅ
_100-x-u-vＢ_uＣｒ_vで表される合金においてＦｅの一部
をＣｏで置換したＲ_x（Ｆｅ_100-yＣｏ_y）_100-x-u-vＢ_u
Ｃｒ_vの組成を有する。Ｆｅの一部をＣｏで置換すると
キュリー温度が上昇することで熱安定性が向上し、同時
に残留磁束密度も向上する。また、Ｃｏによって磁化曲
線の第２象限（減磁曲線）の角形性が改善され、その結
果ＢＨ（ｍａｘ）が向上する。また、着磁特性も向上す
る。しかし置換量が５０ａｔ％を超えると、かかる効果
が得られ難くなりかえって磁気特性の低下を招来する傾
向がある。従って、Ｃｏの範囲を５０ａｔ％以下にす
る。

【００４１】好ましくは、Ｃｏが０．０１ａｔ％以上で
_iＨ_cの温度係数が改善される。また、３０ａｔ％を超え
ると８ｋＧ以上のＢｒが得がたいので、好ましくは７ａ
ｔ％以下とする。

【００４２】本発明の第４の視点は、第３の視点の展開
であって、一般式がＲ_xＦｅ_100-x-u-vＢ_uＣｒ_vで表され
る合金においてＦｅの一部をＣｏで置換し、Ｍ元素を添
加する。そして、第２又は第３の視点における理由と同
様の理由によって、Ｃｏ、Ｍ元素の好ましい組成範囲を
以下の通りとする。

【００４３】従って、本発明の第４の視点におけるより
好ましい組成範囲は、一般式がＲ_x（Ｆｅ_100-yＣｏ_y）_100-x-z-u-vＭｚＢｕＣｒ_v で表される合金において、３．５ａｔ％≦ｘ≦５．５ａｔ％、ｙ≦５０ａｔ％、ｚ≦５ａｔ％、１５ａｔ％＜ｕ≦２０ａｔ％、０．５ａｔ％≦ｖ≦５ａｔ％、である。

【００４４】［熱処理］合金が本発明において規定する
組成を有する場合、熱処理によって準安定Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃
相は次の不均化反応に従って分解する。

【００４５】Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃→Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ＋Ｆｅ₃Ｂ＋α・Ｆｅ…（６）

【００４６】このように結果としてＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を含
む均一微細組織が得られる。

【００４７】この不均化反応が起こる温度は組成によっ
て変化するがおよそ９００Ｋ以上である。熱処理はこれ
以上の温度で行われなければならないが、１１００Ｋ以
上では結晶の粒成長やさらに別の安定相への不均化が起
こる。したがって熱処理温度は、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相の不均
化が確実に進行し、かつ微細組織が保たれるように選択
されなければならず、より好ましくは１０００Ｋ以下で
ある。

【００４８】すなわち、（６）式で示す不均化反応を起
こすための最適な熱処理温度は、組成によって異なる
が、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相の不均化が確実に進行し、かつ微細
組織が保たれるように、好ましくは９００〜１１００Ｋ
の温度範囲で選択する。なお、本発明の各視点において
規定する組成の範囲であれば、熱処理温度をそれほど厳
密に設定しなくとも、即ちある幅をもった所定の温度範
囲内であれば（６）式の不均化反応が進行する。

【００４９】熱処理時間は、（６）式の不均化反応が起
きる時間を確保すればよく、結晶粒子の過度の成長を防
止するため約３０分以下が好ましく、１０分程度でも十
分である。

【００５０】熱処理に際しては、該温度において被処理
合金と容易に反応しない雰囲気の中で行われなければな
らない。具体的には、真空中、窒素中、あるいは不活性
ガス雰囲気中である。

【００５１】なお、本発明において表示する熱処理の温
度は、被熱処理体（例えば、急冷薄体）の温度を示して
いる。また、被熱処理体の温度でもって熱処理温度を表
示することに代えて、例えば炉の設定温度でもって熱処
理温度を表示することも可能である。但し、（６）式の
不均化反応は発熱反応であるため、炉の設定温度と被熱
処理体の温度が数十℃異なる場合がある。しかしなが
ら、明細書及び図面に開示された事項を鑑みれば、この
ように炉の設定温度でもって熱処理温度を表示した本発
明の原理に従う方法も本発明に含まれることは明らかで
ある。

【００５２】本発明の一実施形態において、好ましく
は、出発原料である主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃
Ｂ₃型化合物である合金は、以下のように作成する。な
お、本発明では主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型
化合物である合金の組成を規定するが、この合金の原
料、例えばこの合金が原料溶解工程、溶湯急冷工程及び
熱処理工程を経て作製される場合、これらの工程におい
て実質的に組成は変動しないから、溶解前の原料の組成
と主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物である
合金の組成とは実質的に同一である。

【００５３】先ずＲ、Ｆｅ、Ｂ、Ｃｒを少なくとも含む
組成の合金を溶解し、溶湯急冷法によって急冷し、一部
又は全部が非晶質相である急冷薄帯を作成する。溶湯急
冷法としては、単ロール法、双ロール法などのロール
法、スプラット急冷法、ガスアトマイズ法等の周知の急
冷法を用いることができる。工業的にはロール法が好ま
しい。また、これらの溶湯急冷法において、例えばロー
ル回転速度を変えることにより溶湯急冷速度を変えて、
全体が非晶質相又は一部が非晶質相等の組織を有する合
金を目的に応じ適宜選択して作製することができる。

【００５４】なお、上記所定の組成の合金溶湯を単ロー
ル法又は双ロール法において、ロール周速度を５ｍ／ｓ
以上として急冷して成る実質的に非晶質化された薄帯
を、７５０〜９００Ｋで３０分間以下の熱処理して、Ｒ
₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相が体積比で５０％以上結晶化した、主たる
構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物である合金を得
ることができる。

【００５５】この急冷薄帯合金を、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合
物の不均化反応が起きる熱処理温度において該合金と容
易に反応しない雰囲気ガス、即ち真空中、窒素中又は不
活性ガス雰囲気中で熱処理する。この熱処理温度はＲ₂
Ｆｅ₂₃Ｂ₃→Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ＋Ｆｅ₃Ｂ＋α・Ｆｅの反応が
起こる温度であればよく、組成によって変動するが、お
よそ９００〜１１００Ｋの範囲が好ましい。例えば、組
成Ｎｄ₅Ｆｅ₇₄Ｃｒ₃Ｂ₁₈では９５３Ｋ付近で熱処理する
のが好ましい。１１００Ｋを超えると結晶粒子が肥大化
して磁気特性が低下する傾向がある。また、上記Ｒ₂Ｆ
ｅ₂₃Ｂ₃の不均化反応は瞬時に完了するので、最適熱処
理温度に保持する時間は数十秒でもよい。典型的な熱処
理パターンは室温から９５３Ｋまで約３分間で昇温し、
９５３Ｋで約１０分間保持し、その後急冷する。

【００５６】このようにＲ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃の不均化反応が発
生した急冷薄帯を、粉砕スタンプミル、ボールミル等の
慣用の粉砕手段によって、１段又は多段階で粉砕して合
金粉末を得る。この合金粉末の組織も、急冷薄帯の組織
と同様に、ハード磁性相粒子とソフト磁性相粒子とが混
在し、各々の結晶粒子は数１〜数１０ｎｍオーダー程度
の微細な結晶粒子である。

【００５７】高残留磁束密度、高保磁力及び良好な角形
性を得るために、ハード磁性相粒子及びソフト磁性相粒
子の平均結晶粒径は１〜３０ｎｍ程度が好ましい。この
平均結晶粒径が３０ｎｍを超えると特に角形性が低くな
り、１ｎｍ未満の平均結晶粒径を得ることは工業的生産
上困難であるからである。

【００５８】なお、急冷薄帯を粉砕後に熱処理して、合
金粉末の状態でＲ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃の不均化反応を発生させて
もよい。

【００５９】この合金粉末に、エポキシ樹脂等のバイン
ダ、カップリング剤、潤滑剤等を適宜添加し、成型し、
成型体を硬化してボンド磁石を得ることができる。成形
方法は、射出成形、押出成形、圧延成形、樹脂含浸法等
の周知の成型方法から適宜選択できる。合金粉末の粒径
については、大きすぎると高精度の成型が困難であり、
小さすぎると比表面積増大に伴い多量のバインダを必要
として磁性粉末の充填密度が低下するため、粉末粒径は
３〜５００μｍが好ましい。

【００６０】なお、急冷薄帯ではなく、急冷薄帯を粉砕
した粉末を真空中、窒素中又は不活性ガス雰囲気中で所
定の温度で熱処理して、上記Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃→Ｒ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ＋Ｆｅ₃Ｂ＋α・Ｆｅの不均化反応を起こしてもよ
い。

【００６１】合金粉末は、ボンド磁石原料としての他、
ホットプレス等の焼結磁石原料とも成り得る。

【００６２】出発原料である合金は、工業上不可避の不
純物、例えば、Ｏ．Ｐ．Ｓを１％程度許容する。

【００６３】また、本発明の作用効果を奏する範囲内
で、本発明の出発原料である合金は、種々の元素、合
金、化合物の添加を許容する。本発明の合金粉末、永久
磁石についても同様である。

【００６４】

【実施例】以下図面を参照して本発明の実施例を説明す
る。なお、以下の実施例及び比較例においては、特に断
らない限り、所定の組成を有する合金をオリフィス径
０．８ｍｍ、石英製のノズルに入れ高周波加熱によって
溶解し、次いで単ロール２５０ｍｍ径、圧力２００Ｔｏ
ｒｒ、ノズルとＣｕロールの間隔は約０．５ｍｍ、噴射
圧力約０．８ｋｇｆ／ｃｍ²の条件でＣｕ単ロール法に
より急冷薄体試料を得る。

【００６５】［実施例１］組成Ｎｄ₅Ｆｅ₇₄Ｃｒ₃Ｂ₁₈で
表される合金インゴットを高周波溶解によって得た。こ
のインゴットからＣｕ単ロール法によって急冷薄帯試料
を得た。ロール周速度を２０ｍ／ｓとしたところ、得ら
れた薄帯試料の組織は非晶質であった。この試料を８７
３Ｋで熱処理して、Ｘ線回折パターンを調べたところ図
１に示すように、その主要部分がＲ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相で他に
Ｆｅ₃Ｂ相が混在した組織であった。この薄帯試料をア
ルゴン雰囲気中で９５３Ｋ、１０分間熱処理した後、そ
の磁気特性を振動試料型磁力計（ＶＳＭ）で測定したと
ころ、残留磁束密度９．３ｋＧ、保磁力５．１ｋＯｅの
磁気特性が得られた。この粉末のＸ線回折パターンは図
２に示すように、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相、Ｆｅ₃Ｂ相、α・Ｆｅ
相が混在したものであった。

【００６６】［比較例１Ａ］組成がＮｄ_3.5Ｆｅ_78.5Ｂ
₁₈で表される合金インゴットを高周波溶解によって得
た。このインゴットからＣｕ単ロール法によって急冷薄
帯試料を得た。ロール周速度を２０ｍ／ｓｅｃとしたと
ころ、得られた薄帯試料の組織は非晶質であった。この
薄帯試料を種々の温度で熱処理して粉砕し、その組織を
Ｘ線回折で調べたところ、いずれもＲ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相の生
成が認められなかった。もっとも磁気特性が良好であっ
たのは９２３Ｋ、１０分間アルゴン雰囲気で熱処理を施
した試料で、残留磁束密度１２．４ｋＧ、保磁力３．０
ｋＯｅであった。このように、準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相
の不均化反応を経ずに作製したものは、低い保磁力しか
得られず、永久磁石用原料として有用な保磁力を得るこ
とができなかった。なお、比較例１Ａの急冷薄帯の製造
方法は実施例１のそれと同一である。

【００６７】［比較例１Ｂ］組成がＮｄ₅Ｆｅ₇₇Ｂ₁₈で
表される合金インゴットを高周波溶解によって得た。こ
のインゴットからＣｕ単ロール法によって急冷薄帯試料
を得た。ロール周速度を２０ｍ／ｓｅｃとしたところ、
得られた薄帯試料の組織は非晶質であった。この試料を
８７３Ｋで熱処理して粉砕し、Ｘ線回折パターンを調べ
たところ図３に示すように、大部分がＲ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相で
他にＦｅ₃Ｂ相が混在した組織であった。この試料をア
ルゴン雰囲気中、種々の温度で熱処理し磁気特性を測定
したところ、０．５ｋＯｅを越える保磁力は得られなか
った。Ｘ線回折で１００３Ｋで熱処理した試料の組織を
調べたところ、図４に示すようにその組織が主にα・Ｆ
ｅ相とＲＦｅ₄Ｂ₄相で構成されるものに変化していた。
なお、比較例１Ｂの急冷薄帯の製造方法は実施例１のそ
れと同一である。

【００６８】このように比較例１Ｂでは、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ
→α・Ｆｅ＋ＲＦｅ₄Ｂ₄＋Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ…（５）の反応
が優勢となり、非磁性相ＲＦｅ₄Ｂ₄が生成するため永久
磁石用原料として有用な保磁力を得ることができなかっ
た。

【００６９】［実施例２］Ｃｒ３ａｔ％置換したＮｄ_x
Ｆｅ_bal.Ｃｒ₃Ｂ_18.5合金を用いて実施例１と同様の方
法で非晶質急冷薄帯を作製した後、各温度で熱処理し、
それらの磁気特性及びＸ線回折パターンを測定した。図
５にｘ＝５ａｔ％の合金を各温度で熱処理した急冷薄帯
を粉砕したもののＸ線回折パターンを示し、図６に９５
３Ｋで熱処理した急冷薄帯について、上記合金中のＮｄ
量による保磁力の変化を示す。以下に、図５及び図６を
参照して上記合金の結晶化過程を、図５を参照して保磁
力のＮｄ量依存性を夫々説明する。

【００７０】図５を参照して、３ａｔ％ＣｒがＦｅの一
部を置換した合金の場合、試料を加熱していくとＮｄ−
Ｆｅ−Ｂ３元系の場合と同様に、Ｎｄ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃、Ｆｅ
₃Ｂの順番に結晶化した。さらに加熱すると、Ｎｄ₂Ｆｅ
₂₃Ｂ₃からＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ、Ｆｅ₃Ｂ、α−Ｆｅへの分解
が起きた。なお、Ｎｄ量が５．５ａｔ％の試料では保磁
力の低下が認められるが、これは上述の分解モードが十
分に起こらないためであって、Ｃｒ置換量を５ａｔ％と
するとこの分解モードが十分に起こり高保磁力が得られ
ることが確認された。

【００７１】［比較例２］Ｃｒを含まないＮｄ_xＦｅ
_bal.Ｂ_18.5合金を用いて実施例２と同様の方法で非晶質
薄帯を作製した後各温度で熱処理し、それらの磁気特性
及び粉砕したもののＸ線回折パターンを測定した。図７
にｘ＝５ａｔ％の合金を各温度で熱処理した急冷薄帯の
Ｘ線回折パターンを示し、図８に９５３Ｋで熱処理した
急冷薄帯についてＮｄ量による保磁力の変化を示す。以
下に、図７及び図８を参照して上記合金の結晶化過程
を、図８を参照して保磁力Ｎｄ量依存性を夫々説明す
る。

【００７２】図７を参照して、Ｃｒを含まない上記合金
の場合、試料を加熱していくと非晶質相からソフト磁性
相であるＮｄ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃が晶出した。続いて少し高い温
度において、残った非晶質からＦｅ₃Ｂが結晶化し、試
料全体がほぼこの２相で占められた状態となる。さらに
温度をあげるとこれら２相は、Ｆｅ（ソフト相）とＮｄ
Ｆｅ₄Ｂ₄（非磁性相）に分解する。以上の結晶化過程を
通じて、ハード相であるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相は全く現れな
かった。従って、いずれの熱処理温度においても高保磁
力を得ることができなかった。また、図８を参照して、
Ｎｄ量を変化させてもＣｒを含まない合金は４ｋＯｅ未
満の保磁力しか得られなかった。

【００７３】［実施例３及び比較例３］表１に示す組成
の合金から（ｓａｍｐｌｅ１，３が実施例、ｓａｍｐｌ
ｅ２，４は比較例）、実施例１と同一方法で急冷薄帯を
作製して、９４８Ｋで１０分間Ａｒ雰囲気中で熱処理を
施してｓａｍｐｌｅ１〜４を得た。そして、実施例１と
同一の方法でｓａｍｐｌｅ１〜４の磁気特性を測定し、
実施例１と同一の方法でそれらを粉砕したものの結晶構
造をＣｕ／Ｋα線を用いた粉末Ｘ線回折法によって調べ
た。表１にｓａｍｐｌｅ１〜４の磁気特性、図９及び図
１０にｓａｍｐｌｅ１、ｓａｍｐｌｅ３のＸ線回折パタ
ーンを夫々示す。なお、図中“○”はＦｅ₃Ｂ相、
“▽”はＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相、“×”はα−Ｆｅ相の主回折
ピークを夫々示す。また、図１１にｓａｍｐｌｅ１〜４
と同様の方法で作製したＮｄ_5.5Ｆｅ_bal.Ｃｏ₃Ｃｒ₅Ｂ_X
のＢ量（ｘ）に対する保磁力依存性を示す。

【００７４】

【表１】

【００７５】図９に示すｓａｍｐｌｅ１（Ｎｄ₅Ｆｅ
_69.5Ｃｏ₅Ｃｒ₂Ｂ_18.5）のＸ線回折パターンからは、Ｆ
ｅ₃Ｂ相と正方晶Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂからの強い回折パターン
が、また図１０に示すｓａｍｐｌｅ３（Ｎｄ_5.5Ｆｅ₆₈
Ｃｏ₃Ｃｒ₅Ｂ_18.5）からは、α−Ｆｅと正方晶Ｒ₂Ｆｅ
₁₄Ｂからの強い回折パターンが認められる。いずれの結
晶相も準安定Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相の不均化反応の結果生成し
たものであって、ｓａｍｐｌｅ１及びｓａｍｐｌｅ３に
おいては、この不均化反応を利用しないｓａｍｐｌｅ２
及びｓａｍｐｌｅ４に比べるとＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の回折強
度が著しく強くなっていることが分かった。表１に示す
ｓａｍｐｌｅ１〜４に示す磁気特性を参照して、実施例
であるｓａｍｐｌｅ１、３は比較例であるｓａｍｐｌｅ
２、４に比較して残留磁化Ｂｒ及び保磁力ｉＨｃが共に
優れていることが分かった。また、同量のＮｄ、Ｃｏ、
Ｃｒを含むｓａｍｐｌｅ１と２及びｓａｍｐｌｅ３と４
とを比較すると、実施例である高ボロンのｓａｍｐｌｅ
１あるいはｓａｍｐｌｅ３の方が高保磁力の材料である
ことが分かった。また、図１１を参照して、Ｎｄ_5.5Ｆ
ｅ_bal.Ｃｏ₃Ｃｒ₅Ｂ_Xの合金においてＢ添加量が多いほ
ど保磁力が高くなる傾向があることが分かった。

【００７６】

【発明の効果】Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂの化学量論組成よりも低希
土類元素、高ボロン組成の領域であり、かつ微細なハー
ド磁性相の結晶粒子とソフト磁性相の結晶粒子とから成
る永久磁石用合金原料の製造において、準安定Ｒ₂Ｆｅ
₂₃Ｂ₃を主たる構成相とする合金を真空中、窒素中ある
いは不活性ガス雰囲気中で熱処理することでＲ₂Ｆｅ₂₃
Ｂ₃を不均化反応させ、合金に占めるハード磁性相Ｒ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂの割合が増し保磁力の優れた材料を得ることが可
能になる。これによって、従来狭い範囲に限定されてい
たこの種の合金磁石粉末を用いて作製したボンド磁石等
の用途が、本発明によって拡大するものである。また高
価な希土類元素の添加量が従来のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を主相
とする永久磁石に比べて削減できコスト面で有利であ
る。また工程中水素ガスを使用しないため安全かつ簡便
な装置で本発明の永久磁石用原料を製造できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例１に係り、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃を主た
る構成相とするＮｄ₅Ｆｅ₇₄Ｃｒ₃Ｂ₁₈合金薄帯の８７３
Ｋ熱処理後のＸ線回折パターンを示す図である。

【図２】本発明の実施例１に係り、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃を主た
る構成相とするＮｄ₅Ｆｅ₇₄Ｃｒ₃Ｂ₁₈合金薄帯の９５３
Ｋ熱処理後のＸ線回折パターンを示す図である。

【図３】比較例１Ａに係り、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃を主たる構成
相とするＮｄ₅Ｆｅ₇₇Ｂ₁₈合金薄帯の８７３Ｋ熱処理後
のＸ線回折パターンを示す図である。

【図４】比較例１Ｂに係り、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃を主たる構成
相とするＮｄ₅Ｆｅ₇₇Ｂ₁₈合金薄帯の１００３Ｋ熱処理
後のＸ線回折パターンを示す図である。

【図５】本発明の実施例２に係り、ＦｅをＣｒ３％置換
した４元系Ｎｄ₅Ｆｅ_73.5Ｃｒ₃Ｂ_18.5非晶質薄帯の結晶
化過程を説明するための、該合金の各熱処理温度におけ
るＸ線回折パターンを示す図である。

【図６】本発明の実施例２に係り、ＦｅをＣｒ３％置換
した４元系Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｂ合金急冷薄帯の９５３
Ｋ熱処理後における保磁力のＮｄ量依存性を示す図であ
る。

【図７】比較例２に係り、Ｎｄ₅Ｆｅ_76.5Ｂ_18.5非晶質
薄帯の結晶化過程を説明するための、該合金の各熱処理
温度におけるＸ線回折パターンを示す図である。

【図８】比較例２に係り、３元系Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ合金急
冷薄体の９５３Ｋ熱処理後における保磁力のＮｄ量依存
性を示す図である。

【図９】本発明の実施例３に係り、sample１のＮｄ₅Ｆ
ｅ_69.5Ｃｏ₅Ｃｒ₂Ｂ_18.5合金（急冷後９４８Ｋ熱処理し
た薄帯）のＸ線回折パターンを示す図である。

【図１０】本発明の実施例３に係り、sample２のＮｄ
_5.5Ｆｅ₆₈Ｃｏ₃Ｃｒ₅Ｂ_18.5合金（急冷後９４８Ｋ熱処
理した薄帯）のＸ線回折パターンを示す図である。

【図１１】本発明の実施例４に係り、Ｂ量によるＮｄ
_5.5Ｆｅ_bal.Ｃｏ₃Ｃｒ₅Ｂ_x合金（急冷後９５３Ｋ熱処
理）の保磁力の変化を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号ＦＩＨ０１Ｆ 1/053 Ｂ２２Ｆ 9/04 Ｅ 1/06 Ｈ０１Ｆ 1/04 Ｈ // Ｂ２２Ｆ 9/04 1/06 Ａ

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】一般式がＲ_xＦｅ_100-x-u-vＢ_uＣｒ_vで表さ
れ、前記ＲはＹおよびランタニド元素の中から選択され
る１種以上の元素でＮｄ及びＰｒの一種以上がその５０
％以上を占め、ｘ、ｕ、ｖが各々３ａｔ％≦ｘ≦７ａｔ％、１５ａｔ％＜ｕ≦２５ａｔ％、０．５ａｔ％≦ｖ≦７ａｔ％、を満たし、主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合
物である合金を、真空中、窒素雰囲気中又は不活性ガス
雰囲気中で熱処理して、準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物
の不均化反応を発生させる工程を含むことを特徴とする
希土類永久磁石用合金原料の製造方法。
【請求項２】一般式がＲ_xＦｅ_100-x-z-u-vＭ_zＢ_uＣｒ_v
で表され、前記ＲはＹおよびランタニド元素の中から選
択される１種以上の元素でＮｄ及びＰｒの一種以上がそ
の５０％以上を占め、ＭはＳｉ、Ｇａ、Ｖ、Ｐｂ、Ｃ
ｕ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ及びＡｕから選ばれた１種以上の
元素で、ｘ、ｚ、ｕ、ｖが各々３ａｔ％≦ｘ≦７ａｔ％、ｚ≦１０ａｔ％、１５ａｔ％＜ｕ≦２５ａｔ％、０．５ａｔ％≦ｖ≦７ａｔ％、を満たし、主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合
物である合金を、真空中、窒素雰囲気中又は不活性ガス
雰囲気中で熱処理して、準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物
の不均化反応を発生させる工程を含むことを特徴とする
希土類永久磁石用合金原料の製造方法。
【請求項３】一般式がＲ_x（Ｆｅ_100-yＣｏ_y）_100-x-u-v
Ｂ_uＣｒ_vで表され、前記ＲはＹおよびランタニド元素の
中から選択される１種以上の元素でＮｄ及びＰｒの一種
以上がその５０％以上を占め、ｘ、ｙ、ｕ、ｖが各々３ａｔ％≦ｘ≦７ａｔ％、ｙ≦５０ａｔ％、１５ａｔ％＜ｕ≦２５ａｔ％、０．５ａｔ％≦ｖ≦７ａｔ％、を満たし、主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合
物である合金を、真空中、窒素雰囲気中又は不活性ガス
雰囲気中で熱処理して、準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物
の不均化反応を発生させる工程を含むことを特徴とする
希土類永久磁石用合金原料の製造方法。
【請求項４】一般式がＲ_x（Ｆｅ_100-yＣｏ_y）
_100-x-z-u-vＭ_zＢ_uＣｒ_vで表され、前記ＲはＹおよびラ
ンタニド元素の中から選択される１種以上の元素でＮｄ
及びＰｒの一種以上がその５０％以上を占め、ＭはＳ
ｉ、Ｇａ、Ｖ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ及びＡｕ
から選ばれた１種以上の元素で、ｘ、ｙ、ｚ、ｕ、ｖが
各々３ａｔ％≦ｘ≦７ａｔ％、ｙ≦５０ａｔ％、ｚ≦１０ａｔ％、１５ａｔ％＜ｕ≦２５ａｔ％、０．５ａｔ％≦ｖ≦７ａｔ％、を満たし、主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合
物である合金を、真空中、窒素雰囲気中又は不活性ガス
雰囲気中で熱処理して、準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物
の不均化反応を発生させる工程を含むことを特徴とする
希土類永久磁石用合金原料の製造方法。
【請求項５】前記主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃
型化合物である合金の前記熱処理を、９００〜１１００
Ｋの温度範囲で行うことを特徴とする請求項１〜４のい
ずれか一に記載の希土類永久磁石用合金原料の製造方
法。
【請求項６】前記主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃
型化合物である合金が、溶湯急冷法によって作製された
急冷合金を原料として成ることを特徴とする請求項１〜
４のいずれか一に記載の希土類永久磁石用合金原料の製
造方法。
【請求項７】前記主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃
型化合物である合金が、溶湯急冷法とそれに続く熱処理
によって作製されて成ることを特徴とする請求項１〜４
のいずれか一に記載の希土類永久磁石用合金原料の製造
方法。
【請求項８】前記溶湯急冷法に続く熱処理を７５０Ｋ〜
９００Ｋの温度範囲で行うことを特徴とする請求項７に
記載の希土類永久磁石用合金原料の製造方法。
【請求項９】前記主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃
型化合物である合金が、単ロール又は双ロールを用いたロール法による溶湯急冷
法で、ロール周速度が５ｍ／ｓ以上の条件で非晶質合金
を作製し、前記非晶質合金を７５０〜９００Ｋ以上で熱処理し、前
記準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化合物を体積比で約５０％以
上結晶化させて成るものであることを特徴とする請求項
７記載の希土類永久磁石用合金原料の製造方法。
【請求項１０】Ｒ（Ｙおよびランタニド元素の中から選
択される１種以上の元素）、Ｆｅ、Ｂ、Ｃｒを含む合金
から溶湯急冷法によって非晶質合金を作製し、前記非晶
質合金を熱処理して前記主たる構成相が準安定相Ｒ₂Ｆ
ｅ₂₃Ｂ₃型化合物である合金を作製し、前記熱処理温度
よりも高温で熱処理して前記準安定相Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃型化
合物を不均化反応させてＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ、α−Ｆｅ及びＦ
ｅ₃Ｂが混在かつ微細に析出した組織を形成させること
を特徴とする希土類永久磁石用合金原料の製造方法。
【請求項１１】請求項１〜１０のいずれか一に記載の希
土類永久磁石用合金原料を粉砕することを特徴とする希
土類永久磁石用合金粉末の製造方法。
【請求項１２】請求項１１に記載の希土類永久磁石用合
金粉末にバインダを添加してバルク化することを特徴と
する希土類永久磁石の製造方法。