JPH01211902A - 希土類‐遷移金属‐ホウ素ボンド磁石の製造方法 - Google Patents
希土類‐遷移金属‐ホウ素ボンド磁石の製造方法Info
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- JPH01211902A JPH01211902A JP63067306A JP6730688A JPH01211902A JP H01211902 A JPH01211902 A JP H01211902A JP 63067306 A JP63067306 A JP 63067306A JP 6730688 A JP6730688 A JP 6730688A JP H01211902 A JPH01211902 A JP H01211902A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、希土類−遷移金属−ホウ素（Ｒ−Ｔ−Ｂ）永
久磁石に関し、特に超急冷Ｒ−Ｔ−Ｂ合金粉末を結合材
により固められたボンドタイプの異方性に優れた永久磁
石の製造方法に関するものである。
久磁石に関し、特に超急冷Ｒ−Ｔ−Ｂ合金粉末を結合材
により固められたボンドタイプの異方性に優れた永久磁
石の製造方法に関するものである。
従来のＲ−Ｔ−Ｂ永久磁石合金については、Ｎ、Ｃ，Ｋ
ＯＯｎとＢ、Ｎ、ＤａＳらによるＡｐｐｌ、ＰＨＹＳ、
Ｌｅｔｔ、 ３９（１０）１９８１゜８４０（参考文
Ｍ１）において、（Ｆ ｅ ｏ、ａｚＢｏ、 ＋ａ）
ｏ、ｅ Ｔ ｂ ｏ、ｏｓＬ ａｏ、ｏｓの非晶質合金
及び結晶化した合金の磁石特性が開示されており、合金
の晶出が９００’ Ｋの比較的高温近辺で起こり、固有
の保持力のの著しい増加が開始されることが示されてい
る。
ＯＯｎとＢ、Ｎ、ＤａＳらによるＡｐｐｌ、ＰＨＹＳ、
Ｌｅｔｔ、 ３９（１０）１９８１゜８４０（参考文
Ｍ１）において、（Ｆ ｅ ｏ、ａｚＢｏ、 ＋ａ）
ｏ、ｅ Ｔ ｂ ｏ、ｏｓＬ ａｏ、ｏｓの非晶質合金
及び結晶化した合金の磁石特性が開示されており、合金
の晶出が９００’ Ｋの比較的高温近辺で起こり、固有
の保持力のの著しい増加が開始されることが示されてい
る。
また、結晶状態の合金が低コバルト永久磁石として有用
である旨、示唆している。
である旨、示唆している。
Ｊ、Ｊ、Ｃｒｏａｔは、非晶質Ｒ−Ｆｅ−Ｂ（Ｎｄ又は
Ｐｒが特にＲには有用である）合金を特開昭５９−６４
７３９号公報（参考文献２）に開示されているように、
永久磁石の磁石の磁石特性を有するということで提案し
ている。
Ｐｒが特にＲには有用である）合金を特開昭５９−６４
７３９号公報（参考文献２）に開示されているように、
永久磁石の磁石の磁石特性を有するということで提案し
ている。
参考文献２及び３は、Ｆｅ置換木として、Ｆｅ以外の遷
移金属元素を用いることを開示している。
移金属元素を用いることを開示している。
これらの磁石特性は、２０〜４００ ｎ１ｍの粒度を有
するＮｄ２Ｆｅ＋４Ｂ磁性結晶粒が、非晶質鉄相に分散
された微細構造に起因すると考えられていた。なお詳し
くは、Ｒ，に、ＨｉｓｈｒａのＪ、ｎａｇｎｅｔｉｓｎ
＋ａｎｄ Ｈａｇｎｅｔｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ、
５４−５７ （１９８６）４５０（参考文献４）を参照
されたい。
するＮｄ２Ｆｅ＋４Ｂ磁性結晶粒が、非晶質鉄相に分散
された微細構造に起因すると考えられていた。なお詳し
くは、Ｒ，に、ＨｉｓｈｒａのＪ、ｎａｇｎｅｔｉｓｎ
＋ａｎｄ Ｈａｇｎｅｔｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ、
５４−５７ （１９８６）４５０（参考文献４）を参照
されたい。
一方、急冷合金薄帯の製法に関しては１例えば、Ｅｇａ
ｉｉにより著わされたＪｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ
Ａｎ＋ｅｒｉ−ｃａｎ Ｃｅｒａｉｉｃ ５ｏｃｉｅｔ
ｙ、Ｖｏｌ、６０．Ｎｏ、３−４．Ｍａｒ、−Ａｐｒ。
ｉｉにより著わされたＪｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ
Ａｎ＋ｅｒｉ−ｃａｎ Ｃｅｒａｉｉｃ ５ｏｃｉｅｔ
ｙ、Ｖｏｌ、６０．Ｎｏ、３−４．Ｍａｒ、−Ａｐｒ。
１９７７、 ｐ、ｐ、 １２８−１３３ （参考文献５
）の’Ｌｏｗ −ＦｉｅｌｄＭａｇｎｅｔｉｃ Ｐｒｏ
ｐｅｒｔｙ ｏｆ＾ｎｏｒｐｈｏｕｓ Ａ１１ａｙｓ
（アモルファス合金の低磁場磁気特性）′”と題する
論文に開示されており、連続スプラット急冷法が用いら
れている。
）の’Ｌｏｗ −ＦｉｅｌｄＭａｇｎｅｔｉｃ Ｐｒｏ
ｐｅｒｔｙ ｏｆ＾ｎｏｒｐｈｏｕｓ Ａ１１ａｙｓ
（アモルファス合金の低磁場磁気特性）′”と題する
論文に開示されており、連続スプラット急冷法が用いら
れている。
同様な連続スプラット急冷法が、参考文献２及び３では
“メルトスビニックパ方法として開示されている。
“メルトスビニックパ方法として開示されている。
すなわち、Ｒ−Ｔ−８の合金溶湯は、小さなオリフィス
を通って高速で回転する銅製冷却ロールの冷却された外
周表面へ射出される。
を通って高速で回転する銅製冷却ロールの冷却された外
周表面へ射出される。
合金溶湯は、そのディスクによって、急冷されて急冷薄
帯を形成する。それゆえ、比較的大きな冷却速度では非
晶質合金が生じ、比較的小さな冷却速度で結晶化する。
帯を形成する。それゆえ、比較的大きな冷却速度では非
晶質合金が生じ、比較的小さな冷却速度で結晶化する。
参考文献２及び３によれば、冷却ロール外周面の冷却表
面における合金薄帯の冷却速度に関する主な制限因子は
、その合金薄帯の厚さである。即ち、薄帯が非常に厚い
場合には、冷却表面から最も離れた位置の金属は、非常
にゆっくり冷却するなめ、軟磁性で晶出する。このため
、合金薄帯か非常に速く冷却されるとその薄帯は、はぼ
完全な非晶質の部分と非常に１ｙ１４８１な結晶性の部
分とを合わせもつ微細構造を呈することになる。よって
合金薄帯のうち、冷却表面３〜４から最も離れた自由表
面部は、よりゆっくり冷却するため、結晶化されるが、
一方、冷却表面に接触する結晶表面部では、すばやく冷
却するなめ、はとんど結晶化しない。
面における合金薄帯の冷却速度に関する主な制限因子は
、その合金薄帯の厚さである。即ち、薄帯が非常に厚い
場合には、冷却表面から最も離れた位置の金属は、非常
にゆっくり冷却するなめ、軟磁性で晶出する。このため
、合金薄帯か非常に速く冷却されるとその薄帯は、はぼ
完全な非晶質の部分と非常に１ｙ１４８１な結晶性の部
分とを合わせもつ微細構造を呈することになる。よって
合金薄帯のうち、冷却表面３〜４から最も離れた自由表
面部は、よりゆっくり冷却するため、結晶化されるが、
一方、冷却表面に接触する結晶表面部では、すばやく冷
却するなめ、はとんど結晶化しない。
その結果、薄帯の厚みによって、結晶粒子の粒度が異な
ることになる。
ることになる。
参考文献２及び３では、薄帯の厚さ方向に結晶粒子の粒
度の実質的な変化を示す材料よりも、結晶粒子の粒度が
薄帯の厚さ方向を横ぎる方向に実質的に均一である磁性
材料の方が、よりすぐれた永久磁石を呈する傾向がある
ということを示している。
度の実質的な変化を示す材料よりも、結晶粒子の粒度が
薄帯の厚さ方向を横ぎる方向に実質的に均一である磁性
材料の方が、よりすぐれた永久磁石を呈する傾向がある
ということを示している。
係る実用的な磁石を製造するために、急冷合金薄帯を粉
砕し、ボンド磁石を形成した。参考文献は、ミネソタ州
Ｓｔ、 Ｐａｕ Ｉで１９８５年４月２９日に開催され
た国際磁気学会でＲ，Ｗ、 Ｌｅｅ等によって講演され
かつＩＥＥＥの磁気学会会報ＭＡＧ２１巻５号１９８５
年１１月１９８５頁（＃考文献６と呼ぶ）に掲載された
“Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｏｆＮｅｏｄｙＩｌｌｉｕｌ
−Ｉｒｏｎ−Ｂｏｒｏｎ Ｍｅｌｔ−８ｐｕｎ Ｒｉｂ
ｂｏｎｓＴｏ Ｆｕｌｌｙ Ｄｅｎｓｅ Ｈａｇｎｅｔ
″である。
砕し、ボンド磁石を形成した。参考文献は、ミネソタ州
Ｓｔ、 Ｐａｕ Ｉで１９８５年４月２９日に開催され
た国際磁気学会でＲ，Ｗ、 Ｌｅｅ等によって講演され
かつＩＥＥＥの磁気学会会報ＭＡＧ２１巻５号１９８５
年１１月１９８５頁（＃考文献６と呼ぶ）に掲載された
“Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｏｆＮｅｏｄｙＩｌｌｉｕｌ
−Ｉｒｏｎ−Ｂｏｒｏｎ Ｍｅｌｔ−８ｐｕｎ Ｒｉｂ
ｂｏｎｓＴｏ Ｆｕｌｌｙ Ｄｅｎｓｅ Ｈａｇｎｅｔ
″である。
一般的にＮｂ−Ｆｅ−Ｂ急冷合金は、その結晶学上の等
方性のなめに、等方性磁石しか得ることができなかった
。これでは、ボンド型の高性能異方性磁石は、急冷合金
からは得ることは不可能であることを意味している。
方性のなめに、等方性磁石しか得ることができなかった
。これでは、ボンド型の高性能異方性磁石は、急冷合金
からは得ることは不可能であることを意味している。
このため、参考文献６では、ボンド磁石は９Ｍ Ｇ Ｏ
ｅ、もしくはそれより少ないエネルギー積を有すること
が明らかにされている。
ｅ、もしくはそれより少ないエネルギー積を有すること
が明らかにされている。
さらに参考文献６は、粉・砕された合金薄帯のホラミル
プレス試料に十分に稠密な据え込み加工を施すことによ
り磁場配向が著しく高められていることが示されている
。
プレス試料に十分に稠密な据え込み加工を施すことによ
り磁場配向が著しく高められていることが示されている
。
特開昭６０−８９５４６号公報（参考文献７）には、高
い保磁力を有する急冷Ｒ−Ｆｅ−Ｂ永久磁石合金が開示
されている。この合金は５μｍ以下の六方晶の優勢な、
非常に微細な、複合構造を有し、そして、ボンド磁石の
製造に用いられる１００タイラーメツシユ（３００μｍ
以下の）粒度を有する粉末に粉砕されている。
い保磁力を有する急冷Ｒ−Ｆｅ−Ｂ永久磁石合金が開示
されている。この合金は５μｍ以下の六方晶の優勢な、
非常に微細な、複合構造を有し、そして、ボンド磁石の
製造に用いられる１００タイラーメツシユ（３００μｍ
以下の）粒度を有する粉末に粉砕されている。
しかしながら、参考文献７には、Ｃ軸異方性が係る合金
表面へのＸ線回折顕微鏡の適用により確認されたことが
示されてはいるが、ボンド磁石については何ら示されて
おらずしかも、この粉砕された粉末では実際には磁場配
向を得ることができない。
表面へのＸ線回折顕微鏡の適用により確認されたことが
示されてはいるが、ボンド磁石については何ら示されて
おらずしかも、この粉砕された粉末では実際には磁場配
向を得ることができない。
一方、枚用等は、特開昭５９−４６００８号公報（参考
文献８）において、通常の粉末冶金法により、Ｒ（特に
Ｎｄ）、Ｆｅ、Ｂの合金インゴットから製造した異方性
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石を提案した。しかしながら、Ｒ−
Ｆｅ−Ｂ合金は、磁石の製造中に酸化され易いとう欠点
を有している。
文献８）において、通常の粉末冶金法により、Ｒ（特に
Ｎｄ）、Ｆｅ、Ｂの合金インゴットから製造した異方性
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石を提案した。しかしながら、Ｒ−
Ｆｅ−Ｂ合金は、磁石の製造中に酸化され易いとう欠点
を有している。
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ合金インゴットは化合物
Ｒ，Ｆｅ、、ＢとＲに富んだ固溶体相の磁性粒子相より
なり、この固溶体相は非常に酸素に対して反応性が高い
からである。そこで、本発明の技術的課題は、上記欠点
に鑑み、異方性を有し、磁石特性の優れた希土類金属−
鉄ホウ素ボンド磁石の製造方法を提供することである。
なり、この固溶体相は非常に酸素に対して反応性が高い
からである。そこで、本発明の技術的課題は、上記欠点
に鑑み、異方性を有し、磁石特性の優れた希土類金属−
鉄ホウ素ボンド磁石の製造方法を提供することである。
［課題を解決するための手段］
本発明によれは、実質的にＲ２’ｆ’、、Ｂ（Ｒは希土
類元素、Ｔは遷移金属を表す。）よりなるＲ−１゛−Ｂ
合金の磁性粉末を、結合材により互いに結合した希土類
−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法において、溶
融状態の前記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金を準備する溶融合金準備工
程と、該溶融合金を急冷してＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒子を含
有するＲ−Ｔ−Ｂ薄帯又は薄片を生成し、該Ｒ−Ｔ−Ｂ
合金薄帯又は薄片の厚さを実質的に２０〜１０００μｍ
とする急冷工程と、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金薄帯又は薄片を
粉砕し磁性粉末を生成する粉砕工程と、該磁性粉末に前
記結合材を混合して混合体を生成する混合工程と、該混
合体を配向磁束内で成形して成形体を生成する磁場成形
工程とを有することを特徴とする希土類−遷移金属−ホ
ウ素ボンド磁石の製造方法か得られる。
類元素、Ｔは遷移金属を表す。）よりなるＲ−１゛−Ｂ
合金の磁性粉末を、結合材により互いに結合した希土類
−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法において、溶
融状態の前記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金を準備する溶融合金準備工
程と、該溶融合金を急冷してＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒子を含
有するＲ−Ｔ−Ｂ薄帯又は薄片を生成し、該Ｒ−Ｔ−Ｂ
合金薄帯又は薄片の厚さを実質的に２０〜１０００μｍ
とする急冷工程と、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金薄帯又は薄片を
粉砕し磁性粉末を生成する粉砕工程と、該磁性粉末に前
記結合材を混合して混合体を生成する混合工程と、該混
合体を配向磁束内で成形して成形体を生成する磁場成形
工程とを有することを特徴とする希土類−遷移金属−ホ
ウ素ボンド磁石の製造方法か得られる。
上記磁性粉体は、上記合金薄帯又は薄片の厚さより小さ
い平均粒径を有するように形成する。
い平均粒径を有するように形成する。
また１本発明によれば、前記混合工程の前に、前記磁性
粉末を、実質的に５００〜７００℃の範囲内で熱処理を
施す磁性粉末熱処理工程を設けたことを特徴とする希土
類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法が得られる
。
粉末を、実質的に５００〜７００℃の範囲内で熱処理を
施す磁性粉末熱処理工程を設けたことを特徴とする希土
類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法が得られる
。
また１本発明によれば、前記粉砕工程の前に、前記Ｒ−
Ｔ−Ｂ合金薄帯又は薄片を、実質的に６５０〜９５０℃
の範囲内で熱処理を施ずＲ−Ｔ−Ｂ合金薄帯又は薄片熱
処理工程を設けたことを特徴とする希土類−遷移金属−
ホウ素ボンド磁石の製造方法が得られる。
Ｔ−Ｂ合金薄帯又は薄片を、実質的に６５０〜９５０℃
の範囲内で熱処理を施ずＲ−Ｔ−Ｂ合金薄帯又は薄片熱
処理工程を設けたことを特徴とする希土類−遷移金属−
ホウ素ボンド磁石の製造方法が得られる。
また１本発明によれば、前記急冷工程は、予め定められ
た速度で回転する冷却ロール部材の外周冷却表面に、前
記溶融合金を噴出して、当該噴出された溶融合金を急冷
し、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ薄帯又は薄片を生成することを特徴
とし、 好ましくは、前記急冷工程は、前記急冷ロール部材の半
径方向に磁場を印加して、前記噴出された溶融合金を急
冷することを特徴とする。
た速度で回転する冷却ロール部材の外周冷却表面に、前
記溶融合金を噴出して、当該噴出された溶融合金を急冷
し、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ薄帯又は薄片を生成することを特徴
とし、 好ましくは、前記急冷工程は、前記急冷ロール部材の半
径方向に磁場を印加して、前記噴出された溶融合金を急
冷することを特徴とする。
また、好ましくは、前記急冷工程は、前記冷却ロール部
材の外周冷却表面に、複数の突出部を設け、かつ、当該
冷却ロール部材に隣接して、冷却板部材を配置し、当該
冷却ロール部材の外周冷却表面に噴出された溶融合金を
、前記冷却板部材に噴霧して、偏平な前記Ｒ−Ｔ−Ｂ薄
片を生成することを特徴とする。
材の外周冷却表面に、複数の突出部を設け、かつ、当該
冷却ロール部材に隣接して、冷却板部材を配置し、当該
冷却ロール部材の外周冷却表面に噴出された溶融合金を
、前記冷却板部材に噴霧して、偏平な前記Ｒ−Ｔ−Ｂ薄
片を生成することを特徴とする。
また、好ましくは、前記急冷工程は、前記冷却ロール部
材は、第１及び第２の冷却ロール部を有し、前記溶融金
属を前記第１のロール部の外周冷却表面に噴出し、該噴
出された溶融合金を急冷しぞ、Ｒ−Ｔ−Ｂ合金薄帯を生
成した後、該Ｒ−Ｔ−Ｂ合金薄帯の自由面を前記第２の
冷却ロール部の外周冷却表面で急冷して、Ｒ−Ｔ−Ｂ合
金急冷薄帯を生成することを特徴とする希土類−遷移金
属−ホウ素ボンド磁石の製造方法が得られる。
材は、第１及び第２の冷却ロール部を有し、前記溶融金
属を前記第１のロール部の外周冷却表面に噴出し、該噴
出された溶融合金を急冷しぞ、Ｒ−Ｔ−Ｂ合金薄帯を生
成した後、該Ｒ−Ｔ−Ｂ合金薄帯の自由面を前記第２の
冷却ロール部の外周冷却表面で急冷して、Ｒ−Ｔ−Ｂ合
金急冷薄帯を生成することを特徴とする希土類−遷移金
属−ホウ素ボンド磁石の製造方法が得られる。
さらに１本発明によれば、前記急冷工程は、前記溶融合
金を、噴霧ノズルから噴霧して粉化し、冷却板面上で急
冷し、偏平な前記Ｒ−Ｔ−Ｂ薄片を生成することを特徴
とする希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法
が得られる。
金を、噴霧ノズルから噴霧して粉化し、冷却板面上で急
冷し、偏平な前記Ｒ−Ｔ−Ｂ薄片を生成することを特徴
とする希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法
が得られる。
本発明の実施例について、図面を参照して説明する。
良旌血ユ
Ｒが３２．０ｗｔ％、Ｂが１．１訂％、残部が実質的に
Ｆｅよりなる合金インゴットをアルゴンガス雰囲気中で
高周波加熱溶融により作製した。ＲｌＢ、Ｆｅに使用さ
れた原料は、純度９７％でその他に主としてＣｅ及びＰ
ｒの希土類金属元素を含むＮｄ、Ｂを２０％含むフェロ
ボロン及び電解鉄である０次にアルゴンガス中にて、イ
ンゴットを再び溶融した。合金は、小径のオリフィスを
通って１ｍ／ＳｅＣ〜約５０ｍ／ｓｅｃの種々の冷却表
面スピードで回転する鉄製冷却ロール冷却外周表面へ射
出され、１〜１５ＩＩＩＩ１１の種々の幅を有し、１０
μｍ、２０μｍ、５０μｍ、１００μｍ、２００μｍ、
５００μｍ、１１０００ｃｚ、２０００μｍの種々の厚
さを有する急冷合金薄帯を製造した。
Ｆｅよりなる合金インゴットをアルゴンガス雰囲気中で
高周波加熱溶融により作製した。ＲｌＢ、Ｆｅに使用さ
れた原料は、純度９７％でその他に主としてＣｅ及びＰ
ｒの希土類金属元素を含むＮｄ、Ｂを２０％含むフェロ
ボロン及び電解鉄である０次にアルゴンガス中にて、イ
ンゴットを再び溶融した。合金は、小径のオリフィスを
通って１ｍ／ＳｅＣ〜約５０ｍ／ｓｅｃの種々の冷却表
面スピードで回転する鉄製冷却ロール冷却外周表面へ射
出され、１〜１５ＩＩＩＩ１１の種々の幅を有し、１０
μｍ、２０μｍ、５０μｍ、１００μｍ、２００μｍ、
５００μｍ、１１０００ｃｚ、２０００μｍの種々の厚
さを有する急冷合金薄帯を製造した。
これらの薄帯のＸ線回折微量分析により、微細粒Ｒ２Ｆ
ｅ、、Ｂ結晶粒子が薄帯中に分散していることが判明し
た。これらの結晶粒子は２００μｍまたはそれより小さ
い厚さの各薄帯中において、主として約３μｍもしくは
それより小さい粒径を有し、５００μｍの厚さを有する
薄帯中では、約１０μｍまたは、それより小さく、２０
００μｍの厚さを有する薄帯中では、約３０μｍまたは
、それより小さい粒径を有していた。
ｅ、、Ｂ結晶粒子が薄帯中に分散していることが判明し
た。これらの結晶粒子は２００μｍまたはそれより小さ
い厚さの各薄帯中において、主として約３μｍもしくは
それより小さい粒径を有し、５００μｍの厚さを有する
薄帯中では、約１０μｍまたは、それより小さく、２０
００μｍの厚さを有する薄帯中では、約３０μｍまたは
、それより小さい粒径を有していた。
即ち、薄帯の厚さが増加するにつれて、結晶粒の粒径は
大きくなる。さらには、Ｘ線回折微量分析により、急冷
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ合金薄帯中の０面は、結晶粒径が５μｍま
たはそれより小さいとき、薄帯の主平面に平行な方向に
配向する傾向がある。
大きくなる。さらには、Ｘ線回折微量分析により、急冷
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ合金薄帯中の０面は、結晶粒径が５μｍま
たはそれより小さいとき、薄帯の主平面に平行な方向に
配向する傾向がある。
結晶粒子が５μｍより大きく成長するにつれ、結晶は針
状となり、結晶の０面は、薄帯の主平面に対して垂直方
向に配向する。
状となり、結晶の０面は、薄帯の主平面に対して垂直方
向に配向する。
次に、異なる厚さを有するこのような薄帯は、個々に各
々粉砕され、ボールミルにより粉砕され、各々が１５μ
ｍの平均粒径を有する粉末とされた。
々粉砕され、ボールミルにより粉砕され、各々が１５μ
ｍの平均粒径を有する粉末とされた。
各々の粉末は、結合材のエポキシ樹脂と混合され、混合
物を形成した。
物を形成した。
エポキシ樹脂の総量は混合物の２５ＶＯＩ％である。こ
の混合物は、５ｔｏｎ−ｆ／ａ＋１の圧力で、３０ＫＯ
ｅの磁場中で粉末成形され、成形体とされた。ボンド磁
石を形成するためのエポキシ樹脂を硬化する為に、形成
体は、１１０℃で１時間処理された。
の混合物は、５ｔｏｎ−ｆ／ａ＋１の圧力で、３０ＫＯ
ｅの磁場中で粉末成形され、成形体とされた。ボンド磁
石を形成するためのエポキシ樹脂を硬化する為に、形成
体は、１１０℃で１時間処理された。
そして、ボンド磁石の磁石特性は、３０ＫＯｅの磁場中
に置かれ、磁化された後測定された。
に置かれ、磁化された後測定された。
測定された磁石特性を第１図に示す。
第１図は、２０μｍもしくはそれより大の厚さを有する
薄帯を使用したとき、９ＭＧＯｅより高い（ＢＨ）□８
のエネルギー積を与え、高い残留磁束密度Ｂｒを与える
ことを示している。
薄帯を使用したとき、９ＭＧＯｅより高い（ＢＨ）□８
のエネルギー積を与え、高い残留磁束密度Ｂｒを与える
ことを示している。
しかし保磁力、Ｈｃはまた、薄帯の厚さが１００μｍま
では薄帯の厚さの増加とともに増加するが、薄帯の厚さ
が１００μｍを超えると、減少し、２０００μｍのとき
、極めて小になる。それゆえ、薄帯が２０〜１０００μ
ｍの厚さを有することが好ましい。
では薄帯の厚さの増加とともに増加するが、薄帯の厚さ
が１００μｍを超えると、減少し、２０００μｍのとき
、極めて小になる。それゆえ、薄帯が２０〜１０００μ
ｍの厚さを有することが好ましい。
Ｋ隻■ユ
実施例１と同様な方法で作製した各々２０μｍ。
１００μｍ、１０００μｍの厚さを有する薄帯から、粉
末を作製しな。これらの粉末は、アルゴン雰囲気中で４
５０〜７５０℃で１時間熱処理をしな、続いて、実施例
１と同様な方法でボンド磁石が各々の粉末から成形体と
して形成され、磁石特性が測定された。測定された磁石
特性は第２図に示される。第２図において、破線Ａは、
１０００μｍ厚の合金薄帯を用いたときの磁石特性を表
し、−点鎖線Ｂは、１００μｍ厚さの薄帯、実線Ｃは２
０μｍ厚さの薄帯を用いたときの磁石特性を表わす。
末を作製しな。これらの粉末は、アルゴン雰囲気中で４
５０〜７５０℃で１時間熱処理をしな、続いて、実施例
１と同様な方法でボンド磁石が各々の粉末から成形体と
して形成され、磁石特性が測定された。測定された磁石
特性は第２図に示される。第２図において、破線Ａは、
１０００μｍ厚の合金薄帯を用いたときの磁石特性を表
し、−点鎖線Ｂは、１００μｍ厚さの薄帯、実線Ｃは２
０μｍ厚さの薄帯を用いたときの磁石特性を表わす。
第２図から、ＩＨＣは、粉末の５００〜７００℃での熱
処理により改善され、一方（ＢＨ）、、。
処理により改善され、一方（ＢＨ）、、。
とＢｒは一般的に熱処理によってさえ、通常は、変化し
ないということを示している。
ないということを示している。
裏腹■旦
Ｒが３５．０ｗｔ％、Ｂがｉ、ｏＩＡｔ％、Ｃｏが７１
Ａｔ％、残部Ｆｅからなる合金インゴットを、実施例１
と同様な方法にて作製した。
Ａｔ％、残部Ｆｅからなる合金インゴットを、実施例１
と同様な方法にて作製した。
Ｒの原料は、Ｃｅ５ｗｔ％、Ｐｒ１５ｗｔ％、実質的に
残部がＮｄからなるセリウムジジムとこれに５ａｔ％Ｄ
ｙが添加されたものよりなる。フェロボロンと電解鉄は
、Ｂ及びＦｅの原料に使われた。
残部がＮｄからなるセリウムジジムとこれに５ａｔ％Ｄ
ｙが添加されたものよりなる。フェロボロンと電解鉄は
、Ｂ及びＦｅの原料に使われた。
インゴットは再び溶融され、５０ｍ／ｓｅｃの冷却表面
速度で回転するロール外周冷却表面へ射出されて、幅が
約２１１１１厚さが１５μｍの急冷合金薄帯を製造した
。同様にして、もう１つの幅約１０ｍ，、厚さ２００μ
ｍの冷却合金薄帯を５ ｍ ／ｓｅｃの冷却表面速度で
製造した。
速度で回転するロール外周冷却表面へ射出されて、幅が
約２１１１１厚さが１５μｍの急冷合金薄帯を製造した
。同様にして、もう１つの幅約１０ｍ，、厚さ２００μ
ｍの冷却合金薄帯を５ ｍ ／ｓｅｃの冷却表面速度で
製造した。
Ｘ線回折により、１５μｍ厚さの薄帯は、主として薄帯
の主表面に平行に配向している結晶の０面を有するＲ２
Ｔ １４８ （Ｔ＝Ｃｏ＋ Ｆ ｅ ）結晶粒子を含
み、ミクロン以下の粒度を有していた。
の主表面に平行に配向している結晶の０面を有するＲ２
Ｔ １４８ （Ｔ＝Ｃｏ＋ Ｆ ｅ ）結晶粒子を含
み、ミクロン以下の粒度を有していた。
一方、２００μｍ厚さの薄帯では、主として５μｍもし
くはより小さい結晶粒度を有し、結晶の０面もまた薄帯
の主面に平行に配向していた。
くはより小さい結晶粒度を有し、結晶の０面もまた薄帯
の主面に平行に配向していた。
実施例１と同様な方法で、これらの厚さ１５μｍと厚さ
２００μｍの薄帯は、各々粉砕されて、各々粉末になっ
た。そしてそれぞれの粉末は、１０μｍの平均粒径を有
する。各々の粉末は６５０℃で１時間アルゴン雰囲気中
で熱処理された。
２００μｍの薄帯は、各々粉砕されて、各々粉末になっ
た。そしてそれぞれの粉末は、１０μｍの平均粒径を有
する。各々の粉末は６５０℃で１時間アルゴン雰囲気中
で熱処理された。
そして、各々の粉末は、混合したときの容量で４０Ｖｏ
１％となるようにポリエチレン結合材と混合された。
１％となるようにポリエチレン結合材と混合された。
それらの混合物は１００℃で加熱されてポリエチレンを
溶融し、そして、２０ＫＯｅ配向磁場中で約１００℃で
金型に射出されて、所要の形状のボンド磁石を形成した
。得られたボンド磁石の磁気特性を表１に示す。
溶融し、そして、２０ＫＯｅ配向磁場中で約１００℃で
金型に射出されて、所要の形状のボンド磁石を形成した
。得られたボンド磁石の磁気特性を表１に示す。
この表１から２００μｍ厚さの薄帯を使用したものは、
１５μｍの厚さの薄帯に比べて優れた磁石特性を与える
ことがわかる。
１５μｍの厚さの薄帯に比べて優れた磁石特性を与える
ことがわかる。
Ｋ止血１
冷却表面速度が１０ｍ／ｓｅｃで回転する銅製ロールを
用いることによって、実施例１で作製されたインゴット
から５１１ｎ＋の幅で約５０μｍの厚さの急冷薄帯が作
製された。
用いることによって、実施例１で作製されたインゴット
から５１１ｎ＋の幅で約５０μｍの厚さの急冷薄帯が作
製された。
Ｘ線回折微量分析により、作製された薄帯は、主として
１μｍもしくはそれより小さな粒径の結晶粒子を有する
ということが認められた。
１μｍもしくはそれより小さな粒径の結晶粒子を有する
ということが認められた。
これらの結晶粒子は、薄帯の主面に平行なＣ−面配向を
有しており、Ｃ面配向は、ディスク外周の冷却面に接す
る薄帯の冷却表面層と比較して大気にさらされる自由表
面層側が卓越している。
有しており、Ｃ面配向は、ディスク外周の冷却面に接す
る薄帯の冷却表面層と比較して大気にさらされる自由表
面層側が卓越している。
そして、薄帯は、アルゴン雰囲気中で６００℃、７００
℃１８００℃、９００℃、１０００℃で各々２時間熱処
理された。その後、個々にボールミルを使って、粉砕さ
れ、各々が１５μｍの平均粒径を有する粉末にされた。
℃１８００℃、９００℃、１０００℃で各々２時間熱処
理された。その後、個々にボールミルを使って、粉砕さ
れ、各々が１５μｍの平均粒径を有する粉末にされた。
そして、各粉末は結果的に容量で、２５ＶＯ１％を占め
るエポキシ樹脂と混合され、３０ｋｏｅの配向した磁場
中で、５ ｔｏｎ −ｆ／ｃｌＩｌの圧力により、圧縮
成形され成形体にした。
るエポキシ樹脂と混合され、３０ｋｏｅの配向した磁場
中で、５ ｔｏｎ −ｆ／ｃｌＩｌの圧力により、圧縮
成形され成形体にした。
そして、成形体は、１１０℃で１時間熱処理されて、ボ
ンド磁石に形成された。
ンド磁石に形成された。
得られたボンド磁石の磁性特性は、３０ｋＯｅの磁場中
に置かれ測定された。測定された磁石特性を、第３図に
示す。
に置かれ測定された。測定された磁石特性を、第３図に
示す。
第３図から、Ｂｒと（ＢＨ）、−が粉末の熱処理により
改善されたことが判る。従って、熱処理温度は６５０〜
９５０℃の温度範囲内で選択されることが望ましい。
改善されたことが判る。従って、熱処理温度は６５０〜
９５０℃の温度範囲内で選択されることが望ましい。
塞」ＤＩ旦
１０ｍｍの幅と約１００μｍの厚さ急冷合金を実施例３
のインゴットから、冷却銅製ロールを使って作製した。
のインゴットから、冷却銅製ロールを使って作製した。
薄帯は主として、薄帯の主面に平行なＣ−面配向を有す
る３μｍもしくはそれより小さい粒度の結晶粒子を含有
することが確認された。
る３μｍもしくはそれより小さい粒度の結晶粒子を含有
することが確認された。
そして、実施例４と同様な方法で、薄帯は、８００℃で
、１時間アルゴン雰囲気中で熱処理され、その後、粉砕
されて平均粒度が１０μｍの粒子にされた。
、１時間アルゴン雰囲気中で熱処理され、その後、粉砕
されて平均粒度が１０μｍの粒子にされた。
粉末は、さらに５５０℃で１０時間アルゴン雰囲気中で
熱処理された。その後、４０ｖｏ１％のポリエチレンと
、残部粉末とが互いに混合され１００℃で、２０ＫＯｅ
の配向磁場中で射出された。
熱処理された。その後、４０ｖｏ１％のポリエチレンと
、残部粉末とが互いに混合され１００℃で、２０ＫＯｅ
の配向磁場中で射出された。
このようにして、ボンド磁石が製造された。ボンド磁石
の磁石特性は熱処理なしの粉末から製造された磁石とと
もに表２に示す。
の磁石特性は熱処理なしの粉末から製造された磁石とと
もに表２に示す。
表−２
表２は薄帯の熱処理と粉末の熱処理とを施したものは、
粉末の熱処理を施さないものに比べて若干低い、ＨＣを
示すが、Ｂｒ及び（Ｂ Ｈ）。、えはこれらの処理によ
り向上することを示している。
粉末の熱処理を施さないものに比べて若干低い、ＨＣを
示すが、Ｂｒ及び（Ｂ Ｈ）。、えはこれらの処理によ
り向上することを示している。
裏監■玉
実施例１と同様な方法で゛純度９７％のＮｄとＮｄに５
ａｔ％添加されなり、Ｙと、フェロボロン、電解鉄と電
解コバルトの原料を用いてＲが３５．０−１％、Ｂが１
．０訂％、残部Ｔ−Ｆｅ＋−ｇ Ｃｏｗ （ｘ＝０．
０．１，０．２’。
ａｔ％添加されなり、Ｙと、フェロボロン、電解鉄と電
解コバルトの原料を用いてＲが３５．０−１％、Ｂが１
．０訂％、残部Ｔ−Ｆｅ＋−ｇ Ｃｏｗ （ｘ＝０．
０．１，０．２’。
０．３，０．４，０．５）のインゴットを実施例１と同
様な方法で溶融して、周面速度５ ｍ ／ ｓｅｃで回
転する銅製冷却ロール外周の冷却表面に射出して幅１０
ｎｕｎと厚さ２００μｍを有する急冷合金薄帯を形成し
た。
様な方法で溶融して、周面速度５ ｍ ／ ｓｅｃで回
転する銅製冷却ロール外周の冷却表面に射出して幅１０
ｎｕｎと厚さ２００μｍを有する急冷合金薄帯を形成し
た。
Ｘ線回折微量分析により、得られた急冷合金薄帯のそれ
ぞれは、優先方向にＣ面一配向の割合が大きな微粒Ｒ２
Ｔ１４Ｂ結晶粒を含有することか観察された。
ぞれは、優先方向にＣ面一配向の割合が大きな微粒Ｒ２
Ｔ１４Ｂ結晶粒を含有することか観察された。
各々の合金薄帯は、粉砕され、平均粒径が１０μｍの粉
末となり、続いて６５０℃で１時間アルゴン雰囲気中に
て熱処理された。
末となり、続いて６５０℃で１時間アルゴン雰囲気中に
て熱処理された。
各々の粉末と４０ｖｏ１％のポリエチレンとか互いに混
合され、２０ＫＯｅの磁場中配向で１００℃で溶融され
、射出成形され、ボンド磁石とされた。
合され、２０ＫＯｅの磁場中配向で１００℃で溶融され
、射出成形され、ボンド磁石とされた。
このようにして、コバルト含有量の異なるボンド磁石が
製造され、その磁石特性は、３０ Ｋ Ｏｅの磁場中に
置かれたのち測定された。
製造され、その磁石特性は、３０ Ｋ Ｏｅの磁場中に
置かれたのち測定された。
測定された磁石特性は第４図に示されている。
第４図から、ＦｅのＣｏによる４５ａｔ％までの一部置
換はＢｒと（ＢＨ）、、、を向上するのに役立つことが
わかる。
換はＢｒと（ＢＨ）、、、を向上するのに役立つことが
わかる。
夾」Ｄ乳ヱ
実施例３の原料と同様な原料を用いてＲが３３．０ｗｔ
％、Ｂが１．０１４℃％、残部Ｔ＝Ｆ ｅ ６． ｇ、
ｃ Ｏ６，１よりなる合金インゴットが実施例３と同様
な方法で作製された。さらに、Ｒ３３，ＯＷＴ％、Ｂ１
．０ｗｔ％、残部鉄よりなるもう１つのインゴットもま
た用意した。これらのインゴットの各々から、１０１１
幅で厚さが約１００μｍを有する合金薄帯を冷却表面速
度が８ｍ ／ ｓｅｃで回転する冷却ロールを用いた連
続スプラット冷却方法により作製した。得られた薄帯は
、Ｘ線回折微量分析により、観察された。その結果、コ
バルト含有薄帯は、コバルトを含有しない他の薄帯と比
敦して、優先方向へＣ−面配向の高い割合を有すること
が認められた。
％、Ｂが１．０１４℃％、残部Ｔ＝Ｆ ｅ ６． ｇ、
ｃ Ｏ６，１よりなる合金インゴットが実施例３と同様
な方法で作製された。さらに、Ｒ３３，ＯＷＴ％、Ｂ１
．０ｗｔ％、残部鉄よりなるもう１つのインゴットもま
た用意した。これらのインゴットの各々から、１０１１
幅で厚さが約１００μｍを有する合金薄帯を冷却表面速
度が８ｍ ／ ｓｅｃで回転する冷却ロールを用いた連
続スプラット冷却方法により作製した。得られた薄帯は
、Ｘ線回折微量分析により、観察された。その結果、コ
バルト含有薄帯は、コバルトを含有しない他の薄帯と比
敦して、優先方向へＣ−面配向の高い割合を有すること
が認められた。
これらのリボンは粉砕され、それぞれが１５μｍの平均
粒径を有する粉末とされ、続いてアルゴン雰囲気中にて
６５０℃の１時間の熱処理をされた。それから、各々の
粉末は、混合物の２５ｖｏ１％の量のエポキシ樹脂に混
合され、３０ＫＯｅの配向磁場中にて５ｔｏｎ−ｆ／ａ
ｄの圧力によって成形体にされた。この成形体は１１０
℃で１時間熱処理されて、ボンド磁石に形成された。
粒径を有する粉末とされ、続いてアルゴン雰囲気中にて
６５０℃の１時間の熱処理をされた。それから、各々の
粉末は、混合物の２５ｖｏ１％の量のエポキシ樹脂に混
合され、３０ＫＯｅの配向磁場中にて５ｔｏｎ−ｆ／ａ
ｄの圧力によって成形体にされた。この成形体は１１０
℃で１時間熱処理されて、ボンド磁石に形成された。
このようにして、ボンド磁石は製造され、３０ＫＯｅの
磁場の印加により磁化されたのち、磁石特性を測定した
。
磁場の印加により磁化されたのち、磁石特性を測定した
。
測定された磁石特性を表３に示す。
表−３
表３は、鉄の一部のＣｏによる置換は、 ＋ＨＣを若干
減少させながらもＢｒと（ＢＨ）、、えを向上させるこ
とを示している。
減少させながらもＢｒと（ＢＨ）、、えを向上させるこ
とを示している。
Ｘ隻里玉
フェロボロン、電解鉄、及び純度９７％の主としてＰｒ
、Ｃｅを含みＤｙ及びＰｒを１０ａｔ％加えられなＮｄ
を用イテ、Ｒが３４．０ｗｔ％、Ｂが１．０旧％、Ｔ
−Ｆ ｅ ｏ、 ６ｓＣｏｏ、 ３ｓの合金インゴット
を実施例１に述べた方法と同様な方法で作製した。
、Ｃｅを含みＤｙ及びＰｒを１０ａｔ％加えられなＮｄ
を用イテ、Ｒが３４．０ｗｔ％、Ｂが１．０旧％、Ｔ
−Ｆ ｅ ｏ、 ６ｓＣｏｏ、 ３ｓの合金インゴット
を実施例１に述べた方法と同様な方法で作製した。
このインゴットから、幅３ｎｌと厚さ３０μｍを有する
合金薄帯を、約１５−ｍ ／ ｓｅｃの冷却表面速度で
回転する銅製冷却ロールを用いた同様の連続的スプラッ
ト冷却方法により作製した。薄帯の１つは急冷中に磁場
にさらされた。
合金薄帯を、約１５−ｍ ／ ｓｅｃの冷却表面速度で
回転する銅製冷却ロールを用いた同様の連続的スプラッ
ト冷却方法により作製した。薄帯の１つは急冷中に磁場
にさらされた。
第５図は、磁場を印加しながら薄帯を作製するに用いら
れる装置を示す。
れる装置を示す。
この装置は、例えば石英でできている溶融管２１よりな
り、この溶融管２１において、合金インゴットは、溶融
される。
り、この溶融管２１において、合金インゴットは、溶融
される。
溶融管２１は、小さな口径のオリフィス部２２を有し、
それを通って合金溶湯２３は、鉄製の冷却ロール２４へ
射出される。冷却ロール２４の対向する両面に、２つの
中空の円板状のケース２５及び２５′が備えつけられて
おり、回転シャフト２６と２６′を共通な軸上に有して
いる。
それを通って合金溶湯２３は、鉄製の冷却ロール２４へ
射出される。冷却ロール２４の対向する両面に、２つの
中空の円板状のケース２５及び２５′が備えつけられて
おり、回転シャフト２６と２６′を共通な軸上に有して
いる。
ケース２５と２５′は円板状の永久磁石２Ｔ及び２Ｔ′
を収容しており、永久磁石２Ｔ及び２Ｔ′は、厚さ方向
に磁化され、かつ、冷却ロールの対向する両面に近接し
た同一磁極面を有している。永久磁石２Ｔ及び２Ｔ′の
両方の磁石からの磁束は、鉄製冷却ロールの外周の表面
で放射状に流れる。
を収容しており、永久磁石２Ｔ及び２Ｔ′は、厚さ方向
に磁化され、かつ、冷却ロールの対向する両面に近接し
た同一磁極面を有している。永久磁石２Ｔ及び２Ｔ′の
両方の磁石からの磁束は、鉄製冷却ロールの外周の表面
で放射状に流れる。
この実施例において、永久磁石２Ｔと２Ｔ′は、円板状
のサマリウム、コバルト磁石が用いられ、それはＩ Ｋ
Ｇａｕｓｓの表面磁束密度を有する直径２０ａｎと厚さ
２．５ｃｍである。
のサマリウム、コバルト磁石が用いられ、それはＩ Ｋ
Ｇａｕｓｓの表面磁束密度を有する直径２０ａｎと厚さ
２．５ｃｍである。
冷却ロール２４は２１’ｃｏの直径と２０ｃｎの厚さを
有する鉄製円板が使用されている。
有する鉄製円板が使用されている。
外周表面で約３ＫＯｅ磁場が認められた。
回転シャフト２６及び２６′は、同時に回転されるので
、冷却円板ロール２４の外周表面的１５ｍ ／ Ｓｅｃ
の速さで動き、合金溶湯２３は、オリフィス部２２を通
り、冷却ロール２４の外周表面へ射出される。それゆえ
、薄帯は、ロールの放射磁場中に置かれるので、磁場は
薄帯が冷却される間、厚さ方向に薄帯に印加される。一
方、永久磁石２Ｔと２Ｔ′のみを非磁性ディスクにより
置き変えた装置により比較例を作製した。よって、比較
例の薄帯には、磁場はとんど印加されない。
、冷却円板ロール２４の外周表面的１５ｍ ／ Ｓｅｃ
の速さで動き、合金溶湯２３は、オリフィス部２２を通
り、冷却ロール２４の外周表面へ射出される。それゆえ
、薄帯は、ロールの放射磁場中に置かれるので、磁場は
薄帯が冷却される間、厚さ方向に薄帯に印加される。一
方、永久磁石２Ｔと２Ｔ′のみを非磁性ディスクにより
置き変えた装置により比較例を作製した。よって、比較
例の薄帯には、磁場はとんど印加されない。
これらの薄帯は、Ｘ線回折微量分析により１μｍもしく
はそれより小さい微細な結晶粒を有していることが確認
された。
はそれより小さい微細な結晶粒を有していることが確認
された。
さらに、この磁場が加えられた薄帯は、磁場が加えられ
なかったものと比べて、薄帯の主面方向に平行となるよ
うに配向したＣ−面の多くの結晶を有することが確認さ
れた。
なかったものと比べて、薄帯の主面方向に平行となるよ
うに配向したＣ−面の多くの結晶を有することが確認さ
れた。
これらの薄帯は粉砕され、平均粒度が１０μｍを有する
粉末となり、アルゴン雰囲気中で５５０℃で２０時間熱
処理された。
粉末となり、アルゴン雰囲気中で５５０℃で２０時間熱
処理された。
そして、４０ｖｏ１％のポリエチレンと、各々の粉末が
互いに混合され、２０ＫＯｅの配向磁場中で、約１００
℃で射出成形され、ボンド磁石となった。得られた各々
のボンド磁石の磁石特性は表４に示されている。
互いに混合され、２０ＫＯｅの配向磁場中で、約１００
℃で射出成形され、ボンド磁石となった。得られた各々
のボンド磁石の磁石特性は表４に示されている。
表４から、磁場を印加することにより厚さ方向に磁場が
印加されて形成された急冷合金が用意されることにより
、ボンド磁石の磁石特性がかなり向上したことがわかる
。
印加されて形成された急冷合金が用意されることにより
、ボンド磁石の磁石特性がかなり向上したことがわかる
。
Ｋ旌且盈
実施例３と同様の原料から、Ｒ３５，Ｏ，旧％、Ｂｏ、
９１４℃％、残部Ｆｅを含む合金インゴットを実施例１
と同様な方法で作製した。
９１４℃％、残部Ｆｅを含む合金インゴットを実施例１
と同様な方法で作製した。
インゴットから約２訂幅で厚さが約１５μｍの急冷合金
薄帯を実施例１と同様な方法で鉄製冷却ロールを用いて
連続スプラット冷却方法により作製した。
薄帯を実施例１と同様な方法で鉄製冷却ロールを用いて
連続スプラット冷却方法により作製した。
一方、約ＩＩｎの直径と１５μｍの厚さを有する急冷合
金薄片を第６図（ａ）のような装置を用いて準備した。
金薄片を第６図（ａ）のような装置を用いて準備した。
第６図（ａ）において、装置は、結晶の均一配向が向上
した急冷合金薄帯または薄片を作製するということがわ
かる。この装置は、例えば、小さな口径のオリフィス部
３２を有する石英の溶融管３１を有すので、合金溶湯３
３は、オリフィス３２を通り、予しめ定められた速さで
回転する冷却ロール３４の外周の冷却表面へ射出される
。
した急冷合金薄帯または薄片を作製するということがわ
かる。この装置は、例えば、小さな口径のオリフィス部
３２を有する石英の溶融管３１を有すので、合金溶湯３
３は、オリフィス３２を通り、予しめ定められた速さで
回転する冷却ロール３４の外周の冷却表面へ射出される
。
冷却ロール３４の冷却表面は、第６図（ｂ）の拡大断面
図で示されるような近接した２つの突出部３５が設けら
れている。
図で示されるような近接した２つの突出部３５が設けら
れている。
本実施例では、突出部３５は、０．５ｎＩの高さと１１
１１１のピッチで形成されている。回転シャフト３８を
有する円形冷却平板３７は、冷却ロールに隣接し、その
主表面を冷却ロール３４の冷却表面に対向して配置され
ている。
１１１のピッチで形成されている。回転シャフト３８を
有する円形冷却平板３７は、冷却ロールに隣接し、その
主表面を冷却ロール３４の冷却表面に対向して配置され
ている。
合金インゴットは、溶融され、冷却ロール３４の冷却表
面へ射出される。射出された合金溶湯は、円形冷却平板
３７の主表面へ粉化した顆粒として突出部３５の主面に
噴霧され、衝突し急冷帯状薄片を形成する平らな断片に
変形する。
面へ射出される。射出された合金溶湯は、円形冷却平板
３７の主表面へ粉化した顆粒として突出部３５の主面に
噴霧され、衝突し急冷帯状薄片を形成する平らな断片に
変形する。
薄帯と１０ツトの小片は粉砕され、それぞれは１０μｍ
の平均粒径を有する粉末となる。そして粉末は６５０℃
のアルゴン雰囲気中で１時間熱処理される。
の平均粒径を有する粉末となる。そして粉末は６５０℃
のアルゴン雰囲気中で１時間熱処理される。
そして、各々の粉末は、混合物の４０ｖｏ１％の量のポ
リエチレンと混合される。この混合物は、１００℃で、
２０ Ｋ Ｏｅの配向磁場中の金型に注入されて、ボン
ド磁石を形成した。
リエチレンと混合される。この混合物は、１００℃で、
２０ Ｋ Ｏｅの配向磁場中の金型に注入されて、ボン
ド磁石を形成した。
このようにして、ボンド磁石は製造され、磁石の磁石特
性は表５に示されている。
性は表５に示されている。
以下余白
表−５
表５は、磁石特性、特に、Ｂｒと（ＢＨ）、、。
は、第６図（ａ）の装置により作製された急冷合金薄片
を使用した方が、通常の連続スプラット急冷方法により
作製される合金薄帯より向上したことが分かる。
を使用した方が、通常の連続スプラット急冷方法により
作製される合金薄帯より向上したことが分かる。
因ｊ１１１」。
Ｒ３２，０ｗｔ％、Ｂ１．０ｗｔ％、残部Ｆｅよりなる
合金インゴットを、実施例１と同様の原料と溶融方法を
用いて作製した。インゴットから約０．２１１１１の粒
度を有する１０ツトの顆粒即ち小球が、既知の粉化方法
により作製され、一方、約０．３１の直径と約１００μ
ｍの厚さを有する１０ツトの薄片を第７図に示された装
置を使用して作製した。
合金インゴットを、実施例１と同様の原料と溶融方法を
用いて作製した。インゴットから約０．２１１１１の粒
度を有する１０ツトの顆粒即ち小球が、既知の粉化方法
により作製され、一方、約０．３１の直径と約１００μ
ｍの厚さを有する１０ツトの薄片を第７図に示された装
置を使用して作製した。
第７図を参照すると、装置は石英溶融管１からなり、噴
霧用ノズル４２は溶融管４１のより低い部分に配置され
ている。
霧用ノズル４２は溶融管４１のより低い部分に配置され
ている。
合金は、溶融管４１中で溶融しており、合金溶湯４３は
噴射ノズル４２中にアルゴンガスが導入されることによ
り、噴霧ノズル４２から粉化された粒子Ｐとして噴霧さ
れる。公知の噴霧化法では、この粉化した分子が小さな
円いボールもしくは顆粒に変わる６図示の装置では、銅
製の冷却平板４４がノズル４２の下に配置され、回転さ
れている。
噴射ノズル４２中にアルゴンガスが導入されることによ
り、噴霧ノズル４２から粉化された粒子Ｐとして噴霧さ
れる。公知の噴霧化法では、この粉化した分子が小さな
円いボールもしくは顆粒に変わる６図示の装置では、銅
製の冷却平板４４がノズル４２の下に配置され、回転さ
れている。
粉化した粒子Ｐは冷却して硬化する前に、冷却平板４４
の主表面に衝突する。そして変形し、冷却された平らな
小薄片となる。
の主表面に衝突する。そして変形し、冷却された平らな
小薄片となる。
顆粒合金と小薄片合金はＸｆａ回折微量分析にかけられ
、前者は様々な方向に配向した０面を有するＲ２Ｆｅ、
、Ｂ結晶を有し、後者では、０面は、冷却平板の冷却面
付近で、平行な方向に、０面優先方向をもち、薄片合金
の自由表面層は冷却表面に垂直方向に結晶粒子が若干配
向している部分を含有している。
、前者は様々な方向に配向した０面を有するＲ２Ｆｅ、
、Ｂ結晶を有し、後者では、０面は、冷却平板の冷却面
付近で、平行な方向に、０面優先方向をもち、薄片合金
の自由表面層は冷却表面に垂直方向に結晶粒子が若干配
向している部分を含有している。
１０ツトの顆粒合金ボールと１０ツトの薄片は、粉砕さ
れて平均粒径が１５μｍの粉末になり、そして１時間６
５０℃でアルゴン雰囲気中にて熱処理された。
れて平均粒径が１５μｍの粉末になり、そして１時間６
５０℃でアルゴン雰囲気中にて熱処理された。
粉末のそれぞれは２５ＶＯ１％のエポキシ樹脂と混合さ
れ、３０ＫＯｅの配向磁場中で５ｔＯｎ−ｆ／ｃｄの圧
力で成形体に成形される。それから、成形体は１１０℃
で１時間熱処理されて、ボンド磁石に変わる。このよう
にして、ボンド磁石は製造され、磁石特性の測定が行わ
れる。測定された特性を表６に示す。
れ、３０ＫＯｅの配向磁場中で５ｔＯｎ−ｆ／ｃｄの圧
力で成形体に成形される。それから、成形体は１１０℃
で１時間熱処理されて、ボンド磁石に変わる。このよう
にして、ボンド磁石は製造され、磁石特性の測定が行わ
れる。測定された特性を表６に示す。
表−６
表６から、第７図の装置により準備された急冷薄片を用
いることにより、通常の粉化法により準備された急冷顆
粒状粒子に比較して磁石特性が向上していることがわか
った。
いることにより、通常の粉化法により準備された急冷顆
粒状粒子に比較して磁石特性が向上していることがわか
った。
犬ＪＬＬＬＬ
実施例３と同様な方法にて作製したインゴットを用いて
、約３０μｍの平均粒径を有する急冷合金顆粒を通常の
アトマイズ法にて作製した。そして、約０．１１Ｉｌの
平均粒径と約５０μｍの平均厚さを有する急冷合金小片
を、実施例１０に示されたものと同様な方法により、第
７図の装置を使って再び作製した。Ｘ線回折微量分析に
より、薄片合金は、０面に平行な方向に配向したＲ ２
Ｔ１４Ｂ結晶を有しているということが確認された。一
方、顆粒合金は、また、Ｒ２Ｔ ＋４Ｂ結晶粒子をもつ
が、異なる方向に配向した０面を有する。１０ツトの顆
粒と、１０ツトの薄片が粉砕され、１０μｍの平均粒径
を有する各々の粉末となり、実施例１０と同様の熱処理
方法により熱処理された。各々の粉末は、混合物に４０
ｖｏ１％のポリエチレンを含有するように混合され、１
００℃で２０ＫＯｅの配向磁場中にて金型に射出され、
ボンド磁石となる。得られたボンド磁石の磁石特性は表
７に示されている。
、約３０μｍの平均粒径を有する急冷合金顆粒を通常の
アトマイズ法にて作製した。そして、約０．１１Ｉｌの
平均粒径と約５０μｍの平均厚さを有する急冷合金小片
を、実施例１０に示されたものと同様な方法により、第
７図の装置を使って再び作製した。Ｘ線回折微量分析に
より、薄片合金は、０面に平行な方向に配向したＲ ２
Ｔ１４Ｂ結晶を有しているということが確認された。一
方、顆粒合金は、また、Ｒ２Ｔ ＋４Ｂ結晶粒子をもつ
が、異なる方向に配向した０面を有する。１０ツトの顆
粒と、１０ツトの薄片が粉砕され、１０μｍの平均粒径
を有する各々の粉末となり、実施例１０と同様の熱処理
方法により熱処理された。各々の粉末は、混合物に４０
ｖｏ１％のポリエチレンを含有するように混合され、１
００℃で２０ＫＯｅの配向磁場中にて金型に射出され、
ボンド磁石となる。得られたボンド磁石の磁石特性は表
７に示されている。
表７から急冷合金薄片の使用は、急冷合金顆粒と比較し
てかなりその磁石特性が向上していることが認められた
。
てかなりその磁石特性が向上していることが認められた
。
ｘ１医１ユ
Ｒが３２．０１４１％、Ｂが１．０訂％、残部Ｆｅから
なるインゴットを、実施例１で説明したものと同様な原
料と方法で作製した。
なるインゴットを、実施例１で説明したものと同様な原
料と方法で作製した。
そして、異なる厚さの急冷合金薄帯は、第８図で示され
る急冷合金製造装置を使って作製した。
る急冷合金製造装置を使って作製した。
第８図を見ると、そこに示されている装置は、底部のオ
リフィス部５２を有する例えば、石英からなる溶融管５
１を含むことがわかる６合金は、溶融管５１中で５３の
符号で示されるように溶融される。オリフィス部５２の
下に、第１の冷却ロール５４は配置され、合金溶湯５３
が冷却ロール５４の外周冷却面へ、オリフィス部５２を
通り抜けて射出される。もう１つの第２の冷却ロール５
５は第１の冷却ロール５４に近接し、冷却表面より小隙
間を置いて配置されている。第１及び第２のロール５４
．５５は、同回転速度で互いに反対方向に回転する。
リフィス部５２を有する例えば、石英からなる溶融管５
１を含むことがわかる６合金は、溶融管５１中で５３の
符号で示されるように溶融される。オリフィス部５２の
下に、第１の冷却ロール５４は配置され、合金溶湯５３
が冷却ロール５４の外周冷却面へ、オリフィス部５２を
通り抜けて射出される。もう１つの第２の冷却ロール５
５は第１の冷却ロール５４に近接し、冷却表面より小隙
間を置いて配置されている。第１及び第２のロール５４
．５５は、同回転速度で互いに反対方向に回転する。
第１のロール５４の冷却表面に、オリフィス部５２から
射出された合金溶湯は、薄帯形状に形成され、次に、薄
帯５６の自由面がその表面を第２のロール５５の外側表
面に接触する。
射出された合金溶湯は、薄帯形状に形成され、次に、薄
帯５６の自由面がその表面を第２のロール５５の外側表
面に接触する。
従って、薄帯５６の自由表面は、第２のロール５５によ
り急冷される。
り急冷される。
尚、従来技術において、２個の冷却ロールを使う方法は
、非晶質合金薄帯を形成するのによく知られた方法であ
り（以下、この方法を“双ロール法”と呼ぶ）、この双
ロール法では、第８図を参照すると合金溶湯５３が直接
２つのロール５４と５５の間に射出されるので、合金溶
湯は、両側から同時に急冷される。
、非晶質合金薄帯を形成するのによく知られた方法であ
り（以下、この方法を“双ロール法”と呼ぶ）、この双
ロール法では、第８図を参照すると合金溶湯５３が直接
２つのロール５４と５５の間に射出されるので、合金溶
湯は、両側から同時に急冷される。
第８図で示された装置は、双ロール法と同様な２つのロ
ールを使用してはいるが、合金溶湯の冷却は同時ではな
く、異なる時間で２つのロールに接触する。それゆえ、
第８図で示された装置を使用した本方法は、“変形双ロ
ール法゛″と呼ぶことにする。約１ｍ／ｓｅｃから約５
０ｍ／ｓｅｃの第１及び第２のロール５４と５５の冷却
表面の回転速度は、厚さを１０μｌから２０００μｍに
し、幅を０．５〜２０關に制御する。
ールを使用してはいるが、合金溶湯の冷却は同時ではな
く、異なる時間で２つのロールに接触する。それゆえ、
第８図で示された装置を使用した本方法は、“変形双ロ
ール法゛″と呼ぶことにする。約１ｍ／ｓｅｃから約５
０ｍ／ｓｅｃの第１及び第２のロール５４と５５の冷却
表面の回転速度は、厚さを１０μｌから２０００μｍに
し、幅を０．５〜２０關に制御する。
比較例として、同様な範囲内で変化した異なる厚さの急
冷合金薄帯を、単ロール法及び双ロール法の各々で用意
した。
冷合金薄帯を、単ロール法及び双ロール法の各々で用意
した。
これらの薄帯は、ｘｉ回折微量分析法により観察され、
そして、それらはＮｄ２Ｆｅ＋Ｊ結晶粒子を有すること
が判明した。
そして、それらはＮｄ２Ｆｅ＋Ｊ結晶粒子を有すること
が判明した。
さらに、厚さを増加した薄帯では、０面かある方向に垂
直に配向または整列した結晶の数が増加する。
直に配向または整列した結晶の数が増加する。
Ｃ面配向は、薄帯のノアさが増加するにつれて、薄帯の
主表面に水平な方向から垂直な方向へ変化する。
主表面に水平な方向から垂直な方向へ変化する。
そして、これらの薄帯は、粉砕され、各々が平均粒度１
５μｌの粉末となる。それぞれの粉末は、６５０ ℃で
１時間アルゴン雰囲気中で熱処理され、そして混合物の
２５ｖｏ１％を占めるエポキシ樹脂と混合される。
５μｌの粉末となる。それぞれの粉末は、６５０ ℃で
１時間アルゴン雰囲気中で熱処理され、そして混合物の
２５ｖｏ１％を占めるエポキシ樹脂と混合される。
混合物は、５ｔｏｎ＝ｆ／ｃＪの圧力で、３０ＫＯｅの
配向磁場中にて圧縮成形体に成形される。
配向磁場中にて圧縮成形体に成形される。
圧縮成形体は１１０℃で１時間熱処理されて、ボンド磁
石となる。このボンド磁石の磁石特性は、３０ＫＯｅの
磁場中に置かれ、測定された。
石となる。このボンド磁石の磁石特性は、３０ＫＯｅの
磁場中に置かれ、測定された。
このようにして得られたボンド磁石の磁石特性は第９図
に示されている。第９図において、破線Ａは変形双ロー
ル法による薄帯を用いて得られた磁石の磁石特性、−点
鎖線Ｂは従来の双ロール法、実線Ｃは単ロール法により
得られた薄帯を用いた磁石特性を示す。
に示されている。第９図において、破線Ａは変形双ロー
ル法による薄帯を用いて得られた磁石の磁石特性、−点
鎖線Ｂは従来の双ロール法、実線Ｃは単ロール法により
得られた薄帯を用いた磁石特性を示す。
第９図から、変形双ロール法により作製された薄帯を使
用すると、従来法で作製された薄帯よりも、より高い磁
石特性を与えることがわかる。
用すると、従来法で作製された薄帯よりも、より高い磁
石特性を与えることがわかる。
Ｋ族叢エユ
急冷合金薄帯は、約５００μｌの厚さで、幅は約１５Ｉ
ｎＩＩｌで、この合金は実施例３の単ロール法、双ロー
ル法、そして変形双ロール法により用意されたインゴッ
トから作製した。
ｎＩＩｌで、この合金は実施例３の単ロール法、双ロー
ル法、そして変形双ロール法により用意されたインゴッ
トから作製した。
Ｘ線回折微量分析法により、これらの薄帯は、また、実
施例１２のような薄帯と同様の微粒構造を有することが
判明した。
施例１２のような薄帯と同様の微粒構造を有することが
判明した。
これらの薄帯は、粉砕され、各々が１０μｌの平均粒径
を有する粉末に形成された。各々の粉末６５０℃で１時
間、アルゴン雰囲気中で熱処理された。そして、４０ｖ
ｏ１％のポリエチレンと混合されて、１００℃で２０Ｋ
Ｏｅの配向磁場内で金型に射出されて、ボンド磁石に形
成された。得られたボンド磁石の磁石特性は表８に示さ
れている。
を有する粉末に形成された。各々の粉末６５０℃で１時
間、アルゴン雰囲気中で熱処理された。そして、４０ｖ
ｏ１％のポリエチレンと混合されて、１００℃で２０Ｋ
Ｏｅの配向磁場内で金型に射出されて、ボンド磁石に形
成された。得られたボンド磁石の磁石特性は表８に示さ
れている。
以下余白
表 ８
第８表によると、変形双ロール法によって得られたボン
ド磁石の磁石特性は、単ロール法や従来の双ロール法に
よって得られな薄帯から作製されたどんな磁石よりも磁
石特性が優れていることが判明した。
ド磁石の磁石特性は、単ロール法や従来の双ロール法に
よって得られな薄帯から作製されたどんな磁石よりも磁
石特性が優れていることが判明した。
［発明の効果］
以上述べた通り本発明によれば、異方性を有し、このた
め磁石特性が向上した希土類−遷移金属−ホウ素ボンド
磁石が容易に得られる。
め磁石特性が向上した希土類−遷移金属−ホウ素ボンド
磁石が容易に得られる。
第１図は、本発明の実施例１のボンド磁石に使用された
合金薄帯の厚さならびに磁石特性を示すグラフである。 第２図は、本発明の実施例２のボンド磁石に使用された
合金薄帯の厚さならびに粉末の熱処理温度に関しての磁
石特性を示すグラフである。 第３図は、本発明の実施例４のボンド磁石に使用された
合金薄帯の熱処理温度と磁石特性の関係を示すグラフで
ある。 第４図は、Ｆｅと置換したＣｏ含有量とボンド磁石の磁
石特性との関係を示すグラフである。 第５図は、本発明の実施Ｓ８で用いられた急冷合金薄帯
を作製するための装置の断面図である。 第６図（ａ）は、本発明の実施例って用いられた急冷合
金薄片を作製するための装置の側面図、第６図（ｂ）は
、同図（ａ）の冷却ロールの外周面の一部拡大図、 第７図は、本発明の実施例１０で用いられた急冷合金薄
片の作製のための装置の断面図である。 第８図は、本発明の実施例１２で用いられた急冷合金薄
帯の作製のための装置の断面図である。 第９図は、本発明の実施例１２において異なる急冷方法
で準備された合金薄帯の厚さに関し、ボンド磁石の磁石
特性との関係を示すグラフである。 図中、２１は溶融管、２２はオリフィス部、２３は合金
溶湯、２４は冷却ロール、２５゜２５′は円板状ゲース
、２６．２６’は回転シャフト、２Ｔ．２Ｔ′は円板状
永久磁石、３１は溶融管、３２はオリフィス部、３３は
合金溶湯、３４は冷却ロール、３５は突起部、３６は溝
、３７は冷却平板、３８は回転シャフト、４１は溶融管
、４２は噴射ノズル、４３は合金溶湯、４４は冷却平板
、５１は溶融管、５２はオリフィス部、５３は合金溶湯
、５４は第１の冷却ロール、５５は第２の冷却ロール。 第１図 急冷合金薄帯の厚２（μｍ） 第２図 時効−ＡＭ （”ｃ） 第３図 乃 急冷薄帯の熱、処理温度（℃）第４図 ＦａのＣｏ置換率 第５図 第 １６図 （Ｑ） 第８図
合金薄帯の厚さならびに磁石特性を示すグラフである。 第２図は、本発明の実施例２のボンド磁石に使用された
合金薄帯の厚さならびに粉末の熱処理温度に関しての磁
石特性を示すグラフである。 第３図は、本発明の実施例４のボンド磁石に使用された
合金薄帯の熱処理温度と磁石特性の関係を示すグラフで
ある。 第４図は、Ｆｅと置換したＣｏ含有量とボンド磁石の磁
石特性との関係を示すグラフである。 第５図は、本発明の実施Ｓ８で用いられた急冷合金薄帯
を作製するための装置の断面図である。 第６図（ａ）は、本発明の実施例って用いられた急冷合
金薄片を作製するための装置の側面図、第６図（ｂ）は
、同図（ａ）の冷却ロールの外周面の一部拡大図、 第７図は、本発明の実施例１０で用いられた急冷合金薄
片の作製のための装置の断面図である。 第８図は、本発明の実施例１２で用いられた急冷合金薄
帯の作製のための装置の断面図である。 第９図は、本発明の実施例１２において異なる急冷方法
で準備された合金薄帯の厚さに関し、ボンド磁石の磁石
特性との関係を示すグラフである。 図中、２１は溶融管、２２はオリフィス部、２３は合金
溶湯、２４は冷却ロール、２５゜２５′は円板状ゲース
、２６．２６’は回転シャフト、２Ｔ．２Ｔ′は円板状
永久磁石、３１は溶融管、３２はオリフィス部、３３は
合金溶湯、３４は冷却ロール、３５は突起部、３６は溝
、３７は冷却平板、３８は回転シャフト、４１は溶融管
、４２は噴射ノズル、４３は合金溶湯、４４は冷却平板
、５１は溶融管、５２はオリフィス部、５３は合金溶湯
、５４は第１の冷却ロール、５５は第２の冷却ロール。 第１図 急冷合金薄帯の厚２（μｍ） 第２図 時効−ＡＭ （”ｃ） 第３図 乃 急冷薄帯の熱、処理温度（℃）第４図 ＦａのＣｏ置換率 第５図 第 １６図 （Ｑ） 第８図
Claims (24)
- １．実質的にＲ＿２Ｔ＿１＿４Ｂ（Ｒは希土類元素、Ｔ
は遷移金属を表す。）よりなるＲ−Ｔ−Ｂ合金の磁性粉
末を分散させ、結合材により互いに結合した希土類−遷
移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法において、 溶融状態の前記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金を準備する溶融合金準備
工程と、 該溶融合金を急冷してＲ＿２Ｔ＿１＿４Ｂ結晶粒子を含
有するＲ−Ｔ−Ｂ薄帯又は薄片を生成し、該Ｒ−Ｔ−Ｂ
合金薄帯又は薄片の厚さを実質的に２０〜１０００μｍ
とする急冷工程と、 前記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金薄帯又は薄片を粉砕し、磁性粉末を
生成する粉砕工程と、 該磁性粉末に前記結合材を混合して混合体を生成する混
合工程と、 該混合体を配向磁束内で成形して成形体を生成する磁場
成形工程とを有することを特徴とする希土類−遷移金属
−ホウ素ボンド磁石の製造方法。 - ２．第１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボンド
磁石の製造方法において、前記磁性粉末は、前記厚さよ
り小さい平均粒径を有することを特徴とする希土類−遷
移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法。 - ３．第１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボンド
磁石の製造方法において、前記急冷工程は、前記厚さよ
り小さい平均粒径を有する磁性粉末を平均粒径が実質的
に０．０１〜２０μｍの範囲内であるＲ＿２Ｔ＿１＿４
Ｂ結晶粒子を有する前記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金薄帯又は薄片を
生成することを特徴とする希土類−遷移金属−ホウ素ボ
ンド磁石の製造方法。 - ４．第１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボンド
磁石の製造方法において、前記溶融合金準備工程は、遷
移金属をＦｅとした前記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金を準備すること
を特徴とする希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製
造方法。 - ５．第１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボンド
磁石の製造方法において、前記溶融合金準備工程は、遷
移金属を、原子百分率で、４５ａｔ％以下のＣｏと残部
Ｆｅとした前記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金を準備することを特徴と
する希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法。 - ６．第１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボンド
磁石の製造方法において、前記溶融合金準備工程は、希
土類元素をＮｄとしたことを特徴とする希土類−遷移金
属−ホウ素ボンド磁石の製造方法。 - ７．第１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボンド
磁石の製造方法において、前記溶融合金準備工程は、希
土類元素Ｄｙを添加したセリウムジジムとしたことを特
徴とする希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方
法。 - ８．第７請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボンド
磁石の製造方法において、前記セリウムジジムは、５０
％のＣｅと１５％のＰｒと残部がが実質的にＮｄよりな
ることを特徴とする希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁
石の製造方法。 - ９．第８請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボンド
磁石の製造方法において、Ｄｙの添加量は５ａｔ％であ
ることをことを特徴とする希土類−遷移金属−ホウ素ボ
ンド磁石の製造方法。 - １０．第１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボン
ド磁石の製造方法において、前記混合工程の前に、前記
磁性粉末を、実質的に５００〜７００℃の範囲内で熱処
理を施す磁性粉末熱処理工程を設けたことを特徴とする
希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法。 - １１．第１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボン
ド磁石の製造方法において、前記粉砕工程の前に、前記
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金薄帯又は薄片を、実質的に６５０〜
９５０℃の範囲内で熱処理を施すＲ−Ｔ−Ｂ合金薄帯又
は薄片熱処理工程を設けたことを特徴とする希土類−遷
移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法。 - １２．第１１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボ
ンド磁石の製造方法において、前記混合工程の前に、前
記磁性粉末を、実質的に５００〜７００℃の範囲内で熱
処理を施す磁性粉末熱処理工程を設けたことを特徴とす
る希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法。 - １３．第１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボン
ド磁石の製造方法において、前記磁場成形工程は、前記
混合体を配向磁場中で加圧して成形体を生成することを
特徴とする希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造
方法。 - １４．第１３請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボ
ンド磁石の製造方法において、前記混合工程における前
記結合材は、熱硬化樹脂であり、前記磁場成形工程後に
、前記成形体に前記熱硬化樹脂の熱硬化温度で熱処理を
施す成形体熱処理工程を設けたことを特徴とする希土類
−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法。 - １５．第１４請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボ
ンド磁石の製造方法において、前記混合工程における前
記熱硬化樹脂は、エポキシ樹脂であることを特徴とする
希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法。 - １６．第１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボン
ド磁石の製造方法において、前記混合工程における前記
結合材は、熱可塑性樹脂であることを特徴とする希土類
−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法。 - １７．第１６請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボ
ンド磁石の製造方法において、前記混合工程における前
記熱可塑性樹脂は、ポリエチレンであることを特徴とす
る希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法。 - １８．第１６請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボ
ンド磁石の製造方法において、前記磁場成形工程は、前
記混合体を、配向磁場中にて、前記熱可塑性樹脂の溶融
温度で加熱し、金型に射出して成形体を生成することを
特徴とする希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造
方法。 - １９．第１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボン
ド磁石の製造方法において、前記急冷工程は、予め定め
られた速度で回転する冷却ロール部材の外周冷却表面に
、前記溶融合金を噴出して、当該噴出された溶融合金を
急冷し、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ薄帯又は薄片を生成することを
特徴とする希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造
方法。 - ２０．第１９請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボ
ンド磁石の製造方法において、前記急冷工程は、前記急
冷ロール部材の半径方向に磁場を印加して、前記噴出さ
れた溶融合金を急冷することを特徴とする希土類−遷移
金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法。 - ２１．第１９請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボ
ンド磁石の製造方法において、前記急冷工程は、前記冷
却ロール部材の外周冷却表面に、複数の突出部を設け、
かつ、当該冷却ロール部材に隣接して、冷却板部材を配
置し、当該冷却ロール部材に隣接して、冷却板部材を配
置し、当該冷却ロール部材の外周冷却表面に紛失された
溶融合金を、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ薄片を生成することを特徴
とする希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方法
。 - ２２．第２１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボ
ンド磁石の製造方法において、前記急冷工程は，、前記
偏平なＲ−Ｔ−Ｂ薄片の厚さを、実質的に７〜５００μ
ｍにすることを特徴とする希土類−遷移金属−ホウ素ボ
ンド磁石の製造方法。 - ２３．第１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボン
ド磁石の製造方法において、前記急冷工程は、前記冷却
ロール部材は、第１及び第２の冷却ロール部を有し、前
記溶融合金を前記第１のロール部の外周冷却表面に噴出
し、該噴出された溶融合金を急冷して、第１のＲ−Ｔ−
Ｂ合金薄帯を生成した後、該第１のＲ−Ｔ−Ｂ合金薄帯
を生成することを特徴とする希土類−遷移金属−ホウ素
ボンド磁石の製造方法。 - ２４．第１請求項記載の希土類−遷移金属−ホウ素ボン
ド磁石の製造方法において、前記急冷工程は、前記溶融
合金を、噴霧ノズルから噴霧して粉化し、冷却板面上で
急冷し、偏平な前記Ｒ−Ｔ−Ｂ薄片を生成することを特
徴とする希土類−遷移金属−ホウ素ボンド磁石の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06730688A JP3180269B2 (ja) | 1987-03-23 | 1988-03-23 | 希土類‐遷移金属‐ホウ素ボンド磁石の製造方法 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6870587 | 1987-03-23 | ||
| JP9249287 | 1987-04-15 | ||
| JP62-221219 | 1987-09-05 | ||
| JP22121987 | 1987-09-05 | ||
| JP62-222109 | 1987-09-07 | ||
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| JP06730688A JP3180269B2 (ja) | 1987-03-23 | 1988-03-23 | 希土類‐遷移金属‐ホウ素ボンド磁石の製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01211902A true JPH01211902A (ja) | 1989-08-25 |
| JP3180269B2 JP3180269B2 (ja) | 2001-06-25 |
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ID=27572592
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|---|---|---|---|
| JP06730688A Expired - Fee Related JP3180269B2 (ja) | 1987-03-23 | 1988-03-23 | 希土類‐遷移金属‐ホウ素ボンド磁石の製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3180269B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015023243A (ja) * | 2013-07-23 | 2015-02-02 | Tdk株式会社 | 希土類磁石、電動機、及び電動機を備える装置 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS609852A (ja) * | 1983-06-24 | 1985-01-18 | ゼネラル・モ−タ−ズ・コ−ポレ−シヨン | 高エネルギ−積の稀土類−鉄磁石合金 |
| JPS60194502A (ja) * | 1984-03-16 | 1985-10-03 | Seiko Epson Corp | 永久磁石材料の製造方法 |
| JPS60254708A (ja) * | 1984-05-31 | 1985-12-16 | Daido Steel Co Ltd | 永久磁石の製造方法 |
| JPS61147503A (ja) * | 1984-11-30 | 1986-07-05 | Tohoku Metal Ind Ltd | 希土類磁石 |
-
1988
- 1988-03-23 JP JP06730688A patent/JP3180269B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS609852A (ja) * | 1983-06-24 | 1985-01-18 | ゼネラル・モ−タ−ズ・コ−ポレ−シヨン | 高エネルギ−積の稀土類−鉄磁石合金 |
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|---|---|---|---|---|
| JP2015023243A (ja) * | 2013-07-23 | 2015-02-02 | Tdk株式会社 | 希土類磁石、電動機、及び電動機を備える装置 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
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