JPH0219407A - 溶融合金の急速焼入れによる均一微細粒子ミクロ構造を有する固体合金の形成方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、均一な微粒子径分布を特徴とする形態を有す
る合金を得るための準大気圧下の急速固化法（ｓｕｂａ
ｔｉｏｓｐｈｅｒｉｃ　ｐｒｅｓｓｕｒｅ　ｒａｐｉｄ
ｓｏ　Ｉ　ｉｄ　ｉ　ｆ’　ｆｅａｔ　ｔｏｎ）に関す
る。好ましい態様においては、この準大気圧下の急速固
化法を用いて、磁気パラメータ（ｍａｇｎｅｔｌｃ　ｐ
ａｒａｍｅｔｅｒ）の増大に必要とされる形態を有する
強磁性合金を得ることができる。本発明の急速固化法は
また、粒状超合金の合成および粒状触媒の合成にも使用
することができる。

発明の背景 多くの場合、材料の性能の向上は形態が均一であること
、すなわち形態特性が平均形態値付近の狭い範囲に分布
しているかどうかに依存する。この場合の平均形態値（
製造パラメータによって決定される）は、例えば原子の
大きさに関するパラメータと材料の用途との間のバラン
スに基づく特性寸法に近いかあるいはそれと等しくなる
。その例として、磁性合金や超合金等のクリスタライト
径とその分布、および不均一触媒の孔径と孔径分布等を
挙げることができる。

Ｒ，Ｂｅｒｇｅｒｏｎ、ｅｔ　ａｌの１９８６年８月・
６日付米国特許出願第８９３．５１６号「残留磁気強化
永久磁性合金とその合金体Ｊ　　（１９８７年７月２７
日、欧州特許出願０−２２９−９４８として公開）に記
載の磁性材料は、従来技術の非相互作用モデルによって
予測された磁気パラメータを上回る等方性磁気パラメー
タを有するものである。

上記特許出願に記載されているように、磁気パラメータ
の増大に必要とされる形態としては、クリスタライト粒
界に実質的に連続的な粒間相が存在しないこと、隣接す
るクリスタライトの磁気モーメントが配向する傾向を生
み、磁気パラメータを増大するように個々のクリスタラ
イトの寸法が材料の固有特性寸法Ｒ８の付近に分布して
いることなどが挙げられる。材料の固有特性寸法Ｒ６は
少なくとも下記の要素によって決定される：　（Ｉ）材
料原子の原子間距離、（ｎ）材料の磁気交換場（＋ｍａ
ｇｎｅｔｌｃ　ｅｘｃｈａｎｇｅ　ｆｉｅｌｄ）、（ｍ
）材料の磁気的異方性場（ｍａｇｎｅｔｌｃ　ａｎｌｓ
ｏｔｒｏｐｙ　ｆ’１ｅｌｄ）、（ＩＶ）材料に固有の
スケールファクター（ｓｃａｌｔｎｇｆ’ａｅｔｏｒ）
。上記の特性、すなわち原子間距離、磁気交換場、磁気
的異方性場およびスケールファクターは全て材料毎に決
定されるものであり、全ての材料に共通する普遍的な値
Ｒ８は存在しない。

前出の特許出願におけるＲＥ　　Ｆｅ１４Ｂ−系の材料
についての記載では、単純化のための仮定を用いて理論
的計算を行なうことにより、特性寸法は１４０〜２３０
オングストロームの範囲であることを予ｆｌＦＪ　Ｌ、
全てのクリスタライトの寸法がその近傍に分布すると予
想している。本発明者らがＲＥ　　Ｆｅ１４Ｂ−系材料
について観察した結果では、平均クリスタライト特性寸
法が、それより広い１４０〜３００オングストロームの
範囲内にあり、大部分のクリスタライトの寸法がこの平
均値の周辺に密に分布する時にパラメータが増大するこ
とが確認された。

磁気パラメータが増大した材料の実際の短距離局所秩序
は、瞬間的および時間平均局所冷却速度（単位時間あた
りの温度変化）並びに瞬間的および時間平均熱流束（単
位面積および単位時間あたりのエネルギー）に強く依存
する。固化および結晶化は初期冷却速度１００．０００
〜１，０００，０００℃／秒で生じ、平均温度降下（冷
却面上での温度降下を冷却面上の滞留時間で割った値）
はｉｏ、ｏｏｏ〜１００．０００℃／秒である。このよ
うな冷却速度によって、局部的な瞬間熱流束は毎秒１平
方センチあたり何十万カロリーにも達し、平均熱流束は
１０．０００〜１００．０００カロリー／ａｍ／秒にな
る。このような冷却速度と熱流束の条件下では、短時間
の局部的混乱、過渡状態（ｔｒａｎｓｌｅｎｔｓ）　、
溶融プール（ｍｅｌｔ　ｐｏｏｌ）の固化しつつあるフ
レーク上での変位（ｅｘｃｕｒｓｉｏｎｓ）　、溶融合
金のはねとび（ｓｐｌａｓｈｉｎｇ）、溶融合金の注入
流速の変動、合金−るつぼ反応生成物（スラグおよび酸
化物）の形成とるつぼオリフィスの通過、また固化しつ
つあるフレークの下に随伴されるアルゴン等の不活性ガ
スの気泡等によって、焼入れ過多から焼入れ不足にまで
及ぶ、ある範囲のフレークおよびリボンの大きさ、クリ
スタライト径、クリスタライト磁気パラメータの生成物
が得られる。

初期に試みられたメルトスピニング法の重大な問題は、
焼入れ過渡状態が収率、すなわち（１）材影響にあった
。焼入れパラメータ、特に過渡状態を制御して焼入れ特
性を最適化しようとするこれまでの試みは概ね部分的に
は成功しており、数十オングストロームから数十ミクロ
ンまでのクリスタライト寸法とそれに伴っである範囲の
磁気パラメータを有するリボン状生成物が得られている
。

これについては、前記米国出願第８９Ｌ５１Ｂ号の実施
例■、実験番号５０２ＡＢＯ１において、同一の溶融紡
糸（ｍｅｌｔ　５ｐｕｎ）リボンの中において、焼入れ
過多の材料と焼入れ不足の材料とほぼ最適な材料との共
存を示している。構造パラメータと相関する広範囲な磁
気パラメータを提供することによって、大気圧下の固化
法が科学的に非常に重要なものとなった。大気圧メルト
スピニング法によって、磁気パラメータが増大した相互
作用性材料の分離、同定および特性決定、特に同一のメ
ルトスピニング操作から得た相互作用性材料と非相互作
用性材料の比較と特性決定に十分な材料を合成すること
ができた。これについては米国特許出願第８９３．５１
８号の実施例■に記載されている。大気圧メルトスピニ
ング法の結果、ストナー（Ｓｔｏｎｅｒ）とウォルファ
ース（ｗｏｈＨａｒｔｈ）の限界値（ＢＨ）−（Ｍ　　
　／４）　　およびＭ　　　−（Ｍ　　　／２）ｓａｔ
　　　　　　　　　　　　　　　　　　ｒｅｌｌ　　　
　　　　ｓａｔを超える範囲の磁気パラメータを有する
科学的に非常に有意な量の磁気材料が得られた。

発明の概要 本発明の方法によると、準大気圧下の急速固化法によっ
て均一な微細粒状形態を有する合金を高収率で得ること
ができる。好ましい態様においては、磁気パラメータの
増大に必要とされるクリスタライト形態を有する合金材
料を例えば少なくとも約４０重量％、さらには６０重量
％またはそれ以上の高フラクション含有する粒状製品が
本発明の方法によって提供される。

本明細書中で開示する本発明によると、制御圧力下でメ
ルトスピニングを行なうことによって先駆合金を固化し
て、特定用途に関して（１）平均クリスタライト径およ
び／または（２）平均クリスタライト径付近でのクリス
タライト径分布の何れかまたは両方を最適化することが
できる。

相互作用性強磁性体の場合、本発明の方法を用いて、 （１）製品の最高回収可能フラクションの最高磁気パラ
メータ、または （２）目標磁気パラメータまたは閾値磁気１＜ラメする
ことができる。

ラネー触媒のような不均一触媒の場合、本発明の方法を
用いてＮ　１−Ａｊ７合金等の先駆合金のクリスタライ
ト径およびクリスタライト径分布を最適化してラネー触
媒の最終的な単位質量あたりの表面積、空孔率、孔径分
布を最適化することができる。

超合金の場合、本発明の方法を用いて各種相のクリスタ
ライト径を最適化して合金の機械的特性を最適化するこ
とができる。

圧力は大気圧以下として上述のような最適化粒状製品を
製造するのが好ましい。粒状強磁性合金の場合は、増大
した磁気パラメータを有する材料に富んだ粒状製品とな
る。本発明によると、冷却面に近接する槽内に溶融先駆
物質の供給源を設け、溶融先駆物質を一般には非反応性
ガスを含む準大気圧の雰囲気を通して槽から高速移動式
冷却面上に放出する。溶融流は準大気圧の雰囲気中で冷
却面に衝突し、焼入れされた材料、例えば合金粒子の不
連続流を高速移動式冷却面から飛散させる。

これらの粒子は準大気圧の雰囲気を通過する。粒子は平
均径付近に密に分布した結晶径分布を有する材料を高フ
ラクション含有する微細クリスタラ一般に不活性ガスで
あり、ヘリウム、アルゴンおよびそれらの混合物から成
る群から選択するのが望ましい。最も好適な非不活性ガ
スはアルゴンである。他のものとして、水素のみ、ある
いは何れかの不活性ガスと共に用いても良い。圧力は絶
対圧内約２００〜４００ｒａ　ｍ　Ｈｇとするのが普通
である。

工程制御の別の点として溶融先駆物質を槽内で静止させ
ておくことにより、放出圧力の過渡変化を小さくするこ
とがあるが、これは溶融先駆物質を間接的に誘導加熱す
るなど、溶融先駆物質を間接的に加熱する方法等によっ
て達成することができる。そのため、一実施態様では溶
融先駆物質と電気的には相互作用しないが熱的に相互作
用する電界（ａｎ　ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ　ｆ’１ｅｌ
ｄ　ｔｈａｔ　ｉｓｅ＋ｅｃｔｒｔｃａ＋＋ｙ　ｄｅｃ
ｏｕｐｌｅｄ　ｆｒｏｍ　ｂｕｔ　ｔｈｅｒｍａｌｌｙ
ｃｏｕｐｌｅｄ　ｔｏ）を用いて溶融先駆物質の加熱を
行なう。これによって先駆物質が溶融状態に維持される
と共に静止状態にも維持される。

強磁性合金を合成する本発明の特に好適な実施例では、
準大気圧下のメルトスピニング法により実質的に静止状
態にあるメルトから溶融合金を固できる。磁気分離工程
では、通常の非相互作用性材料の比較的高度の誘発磁化
と相互作用性材料の比較的低度の誘発磁化を利用して、
何れも低強度の磁界の中で行なって分離を実施する。こ
れについては、共同譲渡同時係属出願であるＪｏｈｎ　
Ｅ。

Ｋｅｅｍ、　Ｊｕｎ　Ｓｕ　ｌｒＡの１９８７年６月１
９日付米国特許出願第０６３，９３６号、「磁気パラメ
ータ増大材料の製造、濃縮方法および該材料を他の磁性
副産物から分離する方法」　（カナダ特許出願節８８−
３０４２２０．２号、日本特許出願昭６３−０１４７９
２０号、台湾特許出願箱７７−１０２１０２号、カナダ
特許出願第５８８０５８号、ＥＰＣ特許出願第８８３０
４２２０．２号、日本特許出願箱間８３−１４７９２０
号、台湾特許出願第７７１０３１０２号、韓国特許出願
（番号未定））に記載されている通りである。

添付図面を参照することで本発明が理解されよう。

発明の詳細零＃＃ ここに記載する発明は、平均クリスタライト径、および
クリスタライト径の平均値付近での狭域分布等の制御さ
れた形態を有する金属材料を調節された圧力下で製造す
る急速固化法である。所要の平均クリスタライト径と実
際の平均クリスタライト径、平均クリスタライト径付近
でのクリスタライト径分布は多くの要因によって個別に
決定される。磁気パラメータの増大した強磁性材料の場
合、所要の平均クリスタライト径とクリスタライト径分
布が原子レベルでの相互作用によって決定されるのに対
し、多孔質触媒の場合の所要の孔径と孔径分布は触媒反
応の速度論的要因、熱力学的要因と反応経路、および反
応と生成物の物質移動特性によって決定される。但し全
ての場合において実際のクリスタライト径と径分布を決
定するのは局部的焼入れパラメータである。

磁気パラメータの増大した強磁性材料の場合、調節され
た圧力下での急速固化法によって得られる平均クリスタ
ライト径、その平均値付近でのクリスタライト径分布、
およびクリスタライト径の範囲は、磁気パラメータを増
大し得るようなものとする。磁気パラメータの増大した
磁性材料においては、残留磁化、エネルギー積といった
増大した磁気パラメータ（高磁気パラメータ）は平均ク
リスタライト径、クリスタライト径範囲、クリスタライ
ト径分布と強く相関している。第１図は、磁気パラメー
タの１つである最大磁気エネルギー積（任意単位）と、
結晶形態の二つの尺度である平均クリスタライト径（任
意単位）および平均クリスタライト径付近でのクリスタ
ライト径分布（任意単位）との関係を定性的に表したも
のである。

第１図は、本発明者らの米国特許節８９３，５１６号並
びに米国代理人書類番号８４３．７　　（何れも先に本
明細書に含むものとした）に記載の相互作用モデルに従
って、材料に固有の特性的クリスタライト径または寸法
Ｒ６（原子レベルでの相互作用によって決定される）の
付近の磁気パラメータを増大しうる平均クリスタライト
径およびクリスタライト径分布の範囲を示している。強
化される特性も、この狭い範囲から外では急速に減少す
ることが分かる。また第１図から分かるように、Ｒｏよ
り小さい平均クリスタライト径のものは「焼入れ過多材
料」になる傾向があり、Ｒｏより大きい平均クリスタラ
イト径では「焼入れ不足材料」になる傾向があるが、ど
ちらの場合も最適クリスタライト径を有するパラメータ
強化材料に比べてエネルギー積が低くなっている。

■、結晶形態と増大した磁気パラメータの関係本発明の
方法によって製造された強磁性材料では、クリスタライ
ト径と粒界相分布の２つの形態的な点について材料に固
有の許容値となるように制御して、パラメータが増大す
るようにしなければならない。個々のクリスタライトは
径、長さといった寸法を個々に有している。本発明によ
ると、個々のクリスタライトの寸法は、核生成、成長、
固化の各プロセスを決定するファクターによって機構的
（ＩＩｅｃｈａｎｉｓｔｌｃａｌ　ｌｙ）に決定される
。材料はまた、材料に固有の特性寸法Ｒ８をも有する。

前出の米国特許出願第８９３，５１６号に記載されてい
るように、また定性的にも特性寸法Ｒ８とは、隣接する
クリスタライトの表面上に存在する伝導帯電子間の交換
エネルギーを各クリスタライト内の異方性エネルギーと
ほぼ等しくすることにより、パラメータの増大を生じさ
せるクリスタライトの寸法である。

個々のクリスタライトの全部が各々の特性寸法を計算上
の特性寸法Ｒ６とほぼ等しくし、粒界形態が粒界を介し
ての強磁性電子スピン結合を妨害しないものになった時
に磁性エネルギー積が増大して最大となる。

Ｒｏの正確な値は組成によって決まる。２−１４覧 一１蚤材料、すなわちＰ４　　／ｉｎｎの結晶空間群（
ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｌｃ　５ｐａｃｅ　ｇｒ
ｏｕｐ）を有する正方晶形（ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ）　
Ｆ　ｅ　１４Ｎ　ｄ　２Ｂ　、系材料の場合、特性寸法
ＲｏはＦｅとＣＯとのお互いの間に関する、また組成全
体に対する相対的フラクション、Ｎｄ、Ｐｒおよびその
他Ｌａ等の希土類相互における、また組成全体に対する
相対的フラクション、Ｂの機能、また含有する場合はＳ
ｉ、Ａ、Ｑ裂 等の改質剤の機能によって決まる。２−１４−１１の材
料の場合、本発明者らの米国代理人書類番号第８４３．
７の出願に記載したように、Ｒｏは１４０〜３００オン
グストロームであると考えられる。

夕闇の関係 上述の形態とそれに伴う磁気パラメータを高フラクショ
ン含有する強磁性合金は本発明の低圧急速固化メルトス
ピニング法で製造しうる。この際、所望によりそれに続
けて下記のように生成物の磁性分離、すなわち磁性選別
を行なってもよい。

後述のように、急速固化製造技術により同一のメルトス
ピンの内部に各種形態のフラクションが分布することに
なる。ここに記載する製造技術をもってしても、形態の
範囲は狭くなるものの、定範囲に分布する。しかし、下
記および１９８７年６月１９日付Ｊｏｈｎ　Ｅ、　Ｋｅ
ｅｎ、　Ｊｕｎ　Ｓｕ　Ｉａ＋の米国特許出願第０６１
．９８８号、「磁気パラメータ強化材料の製造、濃縮方
法および該材料を他の材料から分離する方法」　（その
内容を本明細書の中に含むものとする）に記載の選別方
法を用いて、本発明者らは同一のリボンから取った試料
のクリスタライト径が材料に固有の特性クリスタライト
径Ｒ８より大きいもの、それと同じであるもの、それよ
り小さいものを含む試料の各々を製造したままの材料か
ら分離回収することに成功した。

■１合成 Ａ、準大気圧下のメルトスピニング法 本発明によると、クリスタライト径等の形態が狭域に分
布する微細粒状材料が、本発明における調節された圧力
下、例えば準大気圧下での急速固型 化法により高収率で得られる。２−１４−１％の強磁性
合金の場合、この方法によって増大した磁気パラメータ
を示す形態を有する強磁性合金材料を少なくとも４０重
量％、さらには６０重量％またはそれ以上の非常に高い
フラクション含有する粒状生成物が得られる。ラネーニ
ッケル触媒のような不均一触媒の場合、この方法によっ
て高い触媒作用を示す形態を有する粒状生成物が得られ
る。

この好適実施例によると、準大気圧条件下で先駆合金を
固化すると所望の形態とパラメータに富む粒状生成物、
すなわちフレーク状生成物が生成する。その理由として
、この説明はいかなる制限をも意図するものではないが
、低圧条件とすることにより金属からガスへの対流的な
熱伝達がコントロールされ、熱伝達速度の均一性をより
精密に制御できること、および／または気体圧を低くす
ることで固化金属と冷却面との間に断熱性のガス膜が形
成される傾向を低減しうろこと、および／または低圧条
件によって溶解ガスを溶離できることが考えられる。

本発明の方法によると、冷却面に近接して設けられた槽
の中に溶融先駆物質の供給源を形成し、溶融先駆物質の
流れを槽から、一般には非反応性ガスを含む準大気圧の
雰囲気（５ｕｂａｔｉｏｓｐｈｅｒｌｃｐｒｅｓｓｕｒ
ｅ　ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ）を通って高速移動式冷却
面上に放出する。溶融先駆物質の流れが準大気圧の雰囲
気において冷却面上に衝突し、合金粒子およびフレーク
等の焼入れ材料の不連続的な流れを高速移動式冷却面か
ら飛散させる。飛散した粒子は、準大気圧雰囲気を通っ
て移動し、クリスタライとして回収される。

準大気圧等の調節された圧力を構成するために使用され
る非反応性ガスは、一般には水素の不活性ガスであり、
ヘリウムとアルゴンと水素とそれらの混合物とから成る
群から選択される。好適なガスはアルゴンである。ガス
としてアルゴンを使用する場合の準大気圧は、絶対圧内
約２００〜４００ｍｍＨｇ以下とするのが普通である。

上述のガスおよびその混合物は、それぞれの水力学的パ
ラメータに関して各々最適な気体圧を有すること、そし
て、それらの圧力は当業者であれば標準的な化学的機械
的な工学的方法を用いて本明細書中に記載の原理から容
易に決定しうろことが理解されよう。

工程制御のもう１つの点として、溶融先駆物質を槽内で
静止状態に維持することにより、放出圧の過渡的変化を
低減することを挙げることができる。これを達成する方
法としては、溶融先駆物質を間接的に誘導加熱するなど
の間接的加熱法が用いられる。従って一実施態様では溶
融先駆物質と電気的には相互作用しないが熱的に相互作
用する電界を用いて溶融先駆物質を加熱する。これによ
って先駆物質が溶融状態に維持されると共に実質的に静
止状態に維持される。

第２図は本発明の方法によって作成した２−１４翌 一１藤強磁性材料に関して、ホイール速度およびチャン
バー圧に対する磁気パラメータのデータを示す図である
。第３図と第４図は放出圧、オリフィス径、冷却面ホイ
ール径の各パラメータを一定として１種類の合金（合金
試料５３９ＡＡ　、実施例Ｉ）に関するホイール速度お
よび圧力に対する収率およびエネルギー積の投影完全応
答曲面をそれぞれ示す図である。

第３図は、１４．７メガガウス工ルステツド以上の磁気
エネルギー積を有する材料の質量フラクションとホイー
ル速度および圧力の関係を投影完全マツピングした図で
ある。第３図から、約１４．７〜１５メガガウス工ルス
テツド以上の質量フラクション、すなわち“２−１４−
１°系における相互作用の開始を示すベンチマークが最
大化するパラメータ空間の領域が明らかである。−膜性
には、強磁性合金材料のフラクションには２種類の磁気
パラメータ分布が見られ、一方のフラクションの最大磁
気エネルギー積が１４．７〜１５ＫＯｅ未満の数ＫＯｅ
であるのに対し、他方のフラクションの磁気エネルギー
積は約１５　ＫＯｅ以上であった。この領域は圧力の増
大およびホイール速度の増大に伴って拡大することが分
かる。

第４図は回収された最大磁気エネルギー積が最高のフラ
クションにおける最大磁気エネルギー積とホイール速度
および圧力の関係を投影完全マツピングした図である。

最大エネルギー積は少なくともホイール速度と圧力の関
数である。

第４図が示すように、閾値圧力が存在し、所望の狭域粒
径分布とするためには圧力をこの閾値圧力（少なくとも
オリフィス径、オリフィスからホイールまでの距離、材
料特性の関数となる）より低く維持する必要がある。

第２．３．４図に示すと共に実施例Ｉに記載した試料５
３９ＡＡの場合、その閾値圧力は絶対圧力で７００關Ｈ
ｇ　（すなわち−６０ｍｍＨｇのゲージ圧）である。

絶対圧内約６００〜７００　ｍｍ１ｇより高い圧力では
、エネルギー積の最高値を得ることができない。最高値
が得られるのは、実施例Ｉで使用したオリフィス径、オ
リフィス・ホイール間距離およびオリフィス圧について
は絶対圧力６００〜７００　＋ａｕＨｇより低い場合に
限られる。−膜内に言って、最良の結果が得られるのは
チャンバー圧が絶対圧内約３００〜４００　ｍｍ１１ｇ
未満、好適には約２００〜４０ＯｍｍＨｇ未満の場合で
ある。但し、他のパラメータに関する閾値圧力は、本明
細書中に記載の原理を用いて通常の実験によって決定で
きることが理解されるであろう。

第３図および第４図に示されるように、１４．７メガガ
ウスエルステツドより大きいペレットエネルギー積を有
するパラメータ強化材料を４０質量％以上再現性よく生
成する領域がホイール速度と圧力パラメータの間に広く
存在する。るつぼを通る放出圧を２ボンド／平方インチ
、オリフィス径を０．０７５センチメートル、ホイール
径を２０インチに固定した場合、実施例Ｉの材料（実験
試料５３９ＡＡ　）については、このパラメータ空間領
域は、３０−　　［８／　３２０コＰｃ　　対３０−　
　［８／　１１３０］　Ｐ　　ｃとマツピングされる。

ここで、Ｐｃは単位ｍｍＨｇのチャンバー圧、Ｖｓは単
位ｍ７秒のホイール速度である。

投影完全応答曲面、特に圧力およびホイール速度の関数
としての最高エネルギー積フラクションの最大エネルギ
ー積を示したのが第４図である。

本発明者らが実験を行なった圧力においては、ホイール
速度をチャンバー圧に応じて２０〜３０ｍ／秒の範囲、
好適には約２０〜２５ｍ／秒の範囲にするべきであると
いう知見も得られた。

本発明の方法によって一定のプロセス制御を行なうこと
ができ、（１）合金の自由面でのアルゴンガスによる強
制対流冷却、および（ＩＩ）冷却面への熱伝導、に関連
する焼入れ要素を個々に制御することができる。

以上、狭い範囲でのオリフィス径、るつぼ圧、るつぼオ
リフィス・冷却ホイール間距離、不活性ガス組成に関し
てプロセスの研究開発を行なってきた。しかし、これら
を変更することは明細書中に記載の概念の範囲内での通
常の実験範囲に属する事項であり、容易に達成すること
ができること本発明の方法による微粒子材料の準大気圧
メルトスピニング法に有用な装置を示したのが第５図、
第６図および第７図である。第５図と第６図はメルトス
ピン装置（１）を示す。メルトスピン装置（１）は圧力
槽（１１）を含んでおり、圧力槽（１１）の内部にメル
トスピンアセンブリ（２１）が設けられる。このアセン
ブリがスピンホイール（３５）と玉軸受シャフト（３７
）を実質的に振動しないように支持している。

シャフト（３７）とスピンホイールはプーリ（４５）等
を介して電動機（４１）によって駆動される。

ホイール（３５）の上方にこれと近接してるつぼアセン
ブリ（１０１）が配置されている。第７図に示すように
、るつぼアセンブリ（１０１）は例えばムライト（ｍｕ
ｌｌｉｔｅ　）や石英から成るるつぼ（１１１）を含み
、るつぼ（１１１）はメルトスピンホイール（３５）に
近接してオリフィス（１２１）を備えている。

第７図に示すように、プラグロッド（１３１）によりオ
リフィス（１２１）の開閉が制御され、溶融合金をるつ
５ぼ（Ｉｌｌ）から流出させるように設けられている。

プラグロッド（１３１）は電源を有するソレノイドコイ
ル（１３５）によって開閉が制御される。

るつぼ（１１１）とその内容物は誘導加熱コイル（１４
１）等によって加熱される。通常は誘導加熱によって溶
融合金が激しく混合されるが、このような混合と乱流は
瞬間的焼入れパラメータに対して悪影響を及ぼす。しか
し、本発明者らは誘導加熱を電界を用いて行なえば、す
なわちサセプタ（ｓｕｐｃｅｐｔｏｒ　）　（１５１）
等によって溶融金属から電気的には相互作用しないが溶
融金属と熱的に相互作用するコイル（１４１）の電界を
用いて行なえば、間接誘導加熱等の間接加熱を実現する
ことができ、それによってるつぼ（ｉｔｉ）の中で静止
メルトを得ることができるという知見を得た。

（Ｉ）サセプタ（１５１）等により溶融合金から電気的
に相互作用しないが熱的に相互作用する電界を用いて間
接誘導加熱等により獲得される静止メルトと（ｆＩ）雰
囲気圧力を例えば絶対圧力で約ＴＯＯ％　止ＩＩ　ｇ未
満、好適には約２００〜４００　＋ｕ　Ｊｉｇと低くす
ることとを組合せることで、パラメータ強化材料を高収
率で得ることが可能になる。

Ｃ，Ｒｅ　　’Ｆｅ、４Ｂ系合金を用いての実験結果低
圧メルトスピニングを行なった結果、Ｐ４２／　ｍｎｍ
の正方品結晶構造、増大した永久（硬質）磁気パラメー
タを有する’２−１４−１”型強磁性合金が製造された
。この他に、鉄を豊富に含むと同時に、他の報告では磁
気的に有意の立方鉄相が存在するとされる鉄濃度におい
て軟磁性立方鉄相（すなわちα鉄）が実質的に存在しな
い強磁性２−１４−１型合金を製造しうろことも低圧法
の利点である。

すなわち、本発明の方法を用いるごとによって、化学当
量を超えるＦＭ　（ｈｙＤｅｒｓｔｏｉｃｈｉｏｎ＋ｅ
ｔｒｉｃ、以下超化学当量という）の鉄、または鉄とコ
バルトを含む、すなわち８５原子％以上の鉄または鉄と
コバルトを含有する結果、希土類の含有ｍが１０原子％
以下ｔ’ｔｉつでも、従来の非相互作用性材料の磁気パ
ラメータを上回る磁気パラメータを有し、磁気的に単相
の材料として挙動する’２−１４−１”型強磁性合金を
得ることができる。

圧力を低くし、ホイール速度を高くしても１＝らされる
焼入れパラメータにより、パラメータ増大強磁性合金材
料が、先行技術すなわち非相互作用性強磁性材料に対す
るストナー（Ｓ　ｔｏｎｅｒ）とウオルファース（Ｗ　
ｏｈ　ｌ　ｆａｒｔｈ　＞の上限を上回る約４０市固％
以上、さらには６０重量％以上の高収率で得られ、１７
メガガウス工ルステツド以上の磁気エネルギー積を有す
る強磁性２−１４−１型材料が１０〜２０重量％の収率
で得られる。

ＩＶ、ＬＺ　　　を　む゛１．工程 本発明の方法は、１回の運転毎のパラメータ増各 大材料の収率を大幅に高めるが、実際にはへ遠因化処理
条件が変動する結果、生成物の形態分布が生じる。その
ため、強磁性合金の場合は、残留磁化（ｒｅｍａｎｅｎ
ｃｅ）の強い高エネルー竺−積材料を相当量含む急速固
化処理生成物は低エネルギー積材料で希釈される。本発
明を実施する際、Ｊ　ｏｈｎＫ　ｅａｍ並びにＪｕｎ　
　Ｓｕ　１ｍ名義の１９８７年６月１９日付米国特許出
願第０６３．９３６号、「磁気パラメータ増大材料の製
造、濃縮方法および該材料を他の磁性副産物から分離す
る方法」　（代理人書類番号０８ＨＣ−１１）に記載の
磁気分離方法を用いて磁気パラメータ増大材料の濃縮を
行なうことにより、性能を高めたフラクシヨンを高収率
で得ることができるという利点をさらに完全に実現でき
ることができる。なお、前記特許出願の内容は特に本明
細占中にも含まれるものとする。

本発明の特に好適な実施例によると、準大気圧下での急
速同化法に引き続いて選別処理を行ない、「焼入れ過多
１のフラクションと「焼入れ不足」のフラクションを分
離することによりパラメータ増大材料の「カット」を行
なう。選別分離されたパラメータ増大材料のフラクショ
ンは、形態分布およびパラメータ分布が非常に狭くなっ
ており、（ｉ）クリスタライト径が非常に小さく、低飽
和保持力、低エネルギー積の「焼入れ過多」材料および
／または（ｉｉ）クリスタライト径が非常に大きく、低
残留磁化、低エネルギー積の「焼入れ不足」材料を実質
的に含んでいない。

第８図は２段階の連続工程を示したものである。

最初の段階で本発明の低圧急速固化法を用いて、クリス
タライト径分布が平均クリスタライト径付近の狭い範囲
にあるフレーク状または板状の脆い磁性合金を合成する
。フレーク状合金を回収して、磁気選別法によりパラメ
ータ増大フラクションと低エネルギー積フラクションに
分離する。低エネルギー積フラクションは、再溶融した
り、熱処理しても良く、また直接使用することもできる
。

この２段階連続工程は、第９図に定量的に示したような
驚くべき観察結果に基くものである。第９図によると、
全ての性能フラクションのエネルギー積がそれらのフラ
クションの初期の（すなわら印加する磁化界が低い時の
）磁化の大きさと実質的に逆の関係となっている。

連続して選別段階を実施する本発明の選択的方法による
と、粒状固体またはその分級部分に磁界を印加する。磁
界の強さ（第９図トビ）はエネルギー積が高いフラクシ
ョンが実質的に磁化しない程度に低くすると同時に、低
エネルギー積ノラクションの誘導磁化を行なえる程度に
高くする。これによって低エネルギー積フラクシ３ンが
磁化されて磁気弁ＩＩ器に吸引される一方、高エネルギ
ー積フラクションは残されることになる。印加する磁界
を次第に高くしながら、全ての粒状固体をエネルギー積
により分級し終えるまでこの段階を反復して行なう。

本発明者らは、２−１４−１型の材料のエネルギー積の
相違に基いて分離を行うためには（ｉ＞！！ａ石と粒子
間の距離、および（１１）電磁石（磁気分離器）の磁化
を分離をできる程度にしなければならないという知見を
得て、それを前出の米国時ｒ［出願筒０６３，９３６号
に記載した。これは実際のどのようなシステムについて
も、経験的に容易に決定することができる。経験的に決
定した範囲より数値が大きくなると、パラメータの高い
フレークＪ３よび粒子を多く磁化し過ぎて、結果的に凝
集、アグロメレーション（ａａｇｌｏｍｅｒａｔｉｏｎ
）を生じ、分離を達成できなくなる。経験的に決定した
範囲より数値が小さい場合は低パラメータのフレークお
よび粒子が除去されない。

焼入れ不足の粗大粒状材料は、低エネルギー積製品とし
て利用したり、再利用、すなわち再溶融することができ
る。微細粒状の焼入れ過多材料は低エネルギー積製品と
して利用したり、再刊用（すなわら再溶融）したり、加
熱して粒径を人きくしたりすることができる。

このＪ：うな誘導磁化の相違によって、主として「パフ
メータ増大」粒子から成る第１部分の機械的分離と共に
、「焼入れ過多」の完全磁化磁気特性の低い粒子の磁気
的分離を行なうことができる。

ここで使用する「磁気的分離」という用語は、一般にｒ
ｒａ気吸引性」と呼ばれる磁気特性の相違に臭いで材料
の分離、すなわち選別を行なうことを意味する。「磁気
吸引性」については、Ｗａｒｒｅｎ　Ｌ、　ＭｃＣａｂ
ｅ並びにＪｕｌｉａｎＣ。

Ｓ　ｍ１ｔｈ、　　１−化学工学のユニット操作」、Ｍ
ｃ−Ｇｒａｗ　Ｈ１１１　Ｂｏｏｋ　Ｃｏｍｐａｎｙ、
　　Ｉ　ｎｃ、　、　ＮｅｗＹｏｒｋ　、　　（１９５
６）　、　　３８８〜３９１頁に定義、記載されている
通りであり、その内容を本明細書中に含むものとする。

本発明を実施する上で有効な磁気的分離方法として、電
磁石を粒状材料に近接して配置する。低誘導磁化材料が
電磁石に吸引されないのに対し、比較的高い誘導磁化材
料は電磁石面の上に捕集される。

■、磁性合金組成物 本発明の方法によって製造できる磁性材料には、Ｆｅ、
Ｇｏ、Ｎ　ｉ等の強磁性遷移金属と、希土類金属のよう
な他の金属との強磁性合金がある。−例として、鉄と任
意にコバルト等の他の遷移金属またはネオジム、プラセ
オジムのような希土類金属との合金に、任意にランタン
、ホウ素、また任意に改質剤を含む磁性合金材料がある
。別の例としては、鉄またはコバルト等の強磁性遷移金
属と、サマリウムのようなランタニドとの合金に任意に
改質剤を含む磁性合金材料がある。

改質剤としては、ケイ素、アルミニウムおよびその混合
物が挙げられる。改質剤を含む揚台、そのＭは焼入れパ
ラメータとの兼合いで上述のような等方性磁気パラメー
タの形態となる程度とする。

磁性合金は、［希七類金属］−Ｌ　ｉＱ移金金属１［改
質剤］の形式とすることができ、例えば、［Ｎｄ、Ｓｍ
］　−［Ｆｅ、Ｃｏ］　−［８ｉ−／’ｌ　］となる。

別の相互作用性合金は［希土類金属］−［遷移金属］−
ホウ素２−［改質剤Ｊの形式とすることができ、例えば
、［希土類金属］　−［Ｆｅ、Ｃ０Ｉ−・ホウ素−し改
質剤］および１：希土類金属１［Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｒｔコ
ーホウ素−［改質剤］となる。

磁性合金材料はＲＥ２ＴＭ１４Ｂの形式とすることがで
きる。この形式は当該技術分野においてＮｄ２Ｆ６１４
Ｂ−系、２−１４−１型、お、Ｊ：　ヒ／　マタハ正方
晶Ｐ４゜／　ｍｎｍ型とも称されるものである。

この種類の材料を化学量論的に表すと、（Ｆｅ、　　Ｃ
ｏ、　　Ｎ　　Ｉ　　）　　　　　（Ｎｄ、　　Ｐｒ、
　　Ｌｎ）　ｂＢ　　（Ａ１１．５ｉ）ｄｌ例えばＦｅ
ａ　（Ｎｄ。

Ｐｒ　、Ｌｎ）ｂＢｃ　　（ＡＮ　、Ｓ　＋　）ｄとな
る。この時のａ、ｂ、ｃ、ｄはそれぞれ鉄、希土類金属
。

ホウ素、ケイ素および／またはアルミニウムのような改
質剤の原子パーセントを表す数値であり、ａ＋ｂ＋ｃ＋
ｄ　＝　１００： ａは７５から８５： ｂは１０から２０、特に１１から１３．５：Ｃは５から
１０； ｄは特定の固化技術または固化熱処理技術と組合せた時
に磁気パラメータの相互作用強化が可能なりリスタライ
ト径および形態の分布とするのに有効な檄、例えば極微
社から５．０までである。

しｎはＬａのようなランタニドであり、ＮｄまたはＰｒ
、あるいはその両方に加えて含ませることができる。

本発明の低圧急速固化法を用いて達成できる−・定の焼
入れ条件下では、２−１４−１型構造において遷移金属
の濃度を８５原子％以上とすることができる。

遷移金属は２−１４−１型相のｌ”ｅおよび／またはＣ
Ｏの通常の化学量論的限度および溶解限度以上の濃度で
２−１４−１型相の中に含ませることができる。すなわ
ち過剰鉄の場合の溶離立方鉄相のように過剰のＦｅおよ
び／またはＣＯが溶離遷移金属相で存在することはない
。これによって平衡固化および熱力学的考察からこれま
でに期待された数より多数の遷移金属電子（強磁性スピ
ン配列が可能）が１ｑられる。Ｆｅおよび／またはＣｏ
＠静富に含み、希土類金属を微少吊金む正方晶Ｐ４２／
Ｉ！１ｎＩＩｌ材料を超急速固化することによって、遷
移金属の当に係数ａを８５以上、例えば８８．５または
それ以上にすると共に、希土類金属の当量係数すを１０
以１：１例えば８程度にすることができる。このような
材料は、下記のような低圧急速固化法によってＦｅおよ
び／また１↓ＣＯを磁気的に有意な第２相に溶離させて
しまうことなく合成することができる。

希土類金属は好適にはネオジムとプラセオジムから選択
されるランタニドであり、任意に他のランタニド類（Ｌ
ａ、Ｃｃ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ。

Ｔｂ、ＤＶ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの１種類ま
たはそれ以上）、Ｓｃ、Ｙおよびそれらの混合物と共に
使用される。本発明の概念を逸脱することなく各種の組
合せで希土類金属を使用できるが、特に好適な希土類金
属は、下記の特性のうち１つまたはそれ以上を示すもの
である：（ｉ）ｆ殻電子の数がＯ（Ｌａのｆ軌道を多数
はピロ）、７　（Ｑａのｆ軌道電子数は７）、１４（Ｌ
ｕ（１）ｆ軌道電子数は１４）の何れでもないこと、（
ｉｉ）ｌａ。

Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ（７）Ｊ：うな低分子リラ’、
ｙタニドであること、（ｉｉｉ　）　Ｎ　ｄおよびｐｒ
のように鉄と強磁性結合（ｃｏｕｐｌｅ　ｆｅｒｒｏｌ
！Ｉａｇｎｅｔｉｃａｌｌｙ）するランタニドであるこ
と、（ｉＶ）ｌａ、Ｃ６゜Ｐｒ、Ｎｄのように比較的廉
価なランタニドであること。特に好適とされるランタニ
ドはＮｄとｐｒである。各種の工業用ミツシュメタルお
よび／または副産品としてのミツシュメタルを用いても
良い。特に好適とされるミツシュメタルはＮｄおよび／
またはｐｒを豊富に含み、任意に少量のランタンを含む
ものである。

Ｖｌ　、五坪二及１ 強化ラネーニッケル触媒等、多くの触媒は二分散構造、
マク［］・ミクロ分布とも呼ばれる双峰性孔径分布を示
す。ラネーニッケル触媒をベレット化、押出し成形、堆
積、凝集または焼結したものはほとんどがこれに当たる
。ラネーニッケルの各々の元の粒子の中に「微細な」気
孔構造が見られると共に、元の粒子の周囲に「粗大な」
気孔構造が見られる。粒子間および粒子付近での拡散の
メカニズムがバルク拡散であるのに対し、粒子内部での
拡散のメカニズムはバルク拡散またはクヌーセン拡散の
何れでも良い。

工業的に重要な多くの化学反応において、平均孔径付近
での狭域孔径分布によって特徴づけられるが、触媒の内
部孔径が実質的に均一になった時に全体的な反応速度が
向上する。内部気孔の中でクヌーセン流れが生じる孔径
においては、特にこのことが言える。本発明の一態様で
は、平均孔径付近の狭い範囲に実質的に均一な微小孔径
が分布している多孔質触媒を得ることができる。

本発明のこの他の態様によると、例えば遷移金属のクリ
スタライト径および浸出可能な（Ｉｅａｃｈａｂｌｅ）
金属のクリスタライト径のように形態分布が狭域である
と共に、多孔質触媒を構成するのに適当なように相が連
係した微粒子状の触媒を先駆物質が、以上に記載した本
発明の準大気圧等の調節された圧力下での急速固化法に
よって高収率で得られる。ラネー合金の場合、この方法
によって均一で微細な遷移金属に富むＺｒ４域と均一で
微細な浸出可能領域を含む粒状多相生成物が得られる。

この好適な態様によると、Ｎｉおよび／またはＦＯ１好
適にはＮｉのような遷移金属と、Ｚｒおよび／またはＡ
ｈ好適には八１のような浸出可能な金属と、必要に応じ
その他の材料から成る先駆合金を準大気圧下で固化する
ことによって所望の形態およびパラメータに富む粒状、
すなわちフレーク状の生成物が製造される。その理由と
しては、この説明に拘束されるものではないが、低い圧
力によって金属から気体への対流熱伝達が促進されるこ
とにより、熱伝達速度の均一性をより精密に制御できる
こと、および／または気体圧が低いことによって固化金
属と冷却面との間に断熱性気体膜が形成されにくくなる
こと、および／または低圧によって溶解気体の溶離が可
能になることが考えられる。

本発明の方法によると、冷却面に近接して設けた槽の中
で溶融された遷移金属の浸出可能な材料の先駆物質の供
給源を形成し、溶融先駆物質を通常は非反応性ガスを含
む準大気圧の雰囲気を通して槽から高速移動式冷却面上
に放出する。溶融物質の流れが準大気圧の雰囲気中で冷
却面に衝突して、例えば合金の粒子およびフレークの不
連続的な流れなどの焼入れ材料を高速移動式冷却面から
飛散させる。これらの粒子が準大気圧の雰囲気を通過し
て、結晶径分布が平均径イ１近に密に分布【ノている材
料を高フラクションに含む微小クリスタライト径合金と
して回収される。

準大気圧下の急速固化処理での粒状生成物は均一な遷移
金属微粒子領域と均一な浸出可能材料微粒子領域を含ん
でおり、水酸化カリウム水溶液、水酸化ナトリ・クム水
溶液のような水性アルカリ性媒体の中で浸出して浸出可
能な材料を除去し、実質的に均一な直径の気孔から成る
多孔質触媒の固体網状組織を残す。

害」Ｌ倒 本発明の方法を用いてパラメータ増大材料の合成に関す
る下記の実施例を参照することにより、本発明をより良
く理解することができよう。

以Ｆに報告する実施例は２種類の実施例から成る。最初
の実施例はパラメータ増大材料の質量パーセントおよび
最高エネルギー積フラクションの最大磁気エネルギー積
の両面で高収率であることを示すものであり、この実施
例では磁気分離、すなわち磁気選別を用いてフラクショ
ンの分離を行なった。第２の実施例では、本発明の方法
によってパラメータ増大磁性材料を合成できる組成範囲
が広い（２−１４−１型材料についての平衡安定範囲よ
り広い）ことを示すものである。この組成範囲は先行技
術の予測を超えており、本方法の利点である。

Ａ、茎監旦１１ 下記の実施例の結果を得るに際して、鉄とネオジムとプ
ラセオジムとその他の希土類とホウ素とケイ素とアルミ
ニウムとを適当に混合したものを溶融して巨視的に均質
のインゴットを最初に作成した。その後各インゴットの
各部を溶融した後、メルトスピニング法を用いて急速に
焼入れしてリボン片を形成した。次に磁気分離法によっ
てリボンセグメントを高パラメータフラクシ」ンと低パ
ラメータフラクションに分離した。分離したセグメント
を試験用にベレット化した。

下記の実施例では、個々の試料を３桁の数字と２つの文
字と１つの番号の他、任意にかっこに入れた番号とから
成るコードで規定している。最初の３桁の数字は元のイ
ンゴットの合金番号である。

２つの文字はそのインゴットからの個々のメルトスピン
操作の番号を示すものである。かっこに入れた番号は個
々のフレーク番号゛Ｃあり、フレーク状試料のみに使用
され、ペレット状試料には使用されない。

Ｂ。バルクインゴットの製゛ 一般的方法として鉄（９９，９９％の純粋電解鉄フレー
ク）と、フ１０ボロンホウ素（９９，７％の結晶質ホウ
素）と、ＮｄおよびＰｒの純ロッド（９９，９％の希土
類金属）と、ケイ素（９９，９９％のＳｉ結晶）とから
成る元素成分から先駆合金を製造した。

場合によってはそれより純度の高い材料を使用した。ま
た場合によっては１５重量％までの鉄とＮｄおよびｐｒ
以外の希土類を数重量％まで含む市販グレードの希土類
製品を用いた。元素ホウ素の他に、１８重漬％のホウ素
と残部の鉄とを含むフェロボロン材料もホウ素源として
使用した。

各成分を適当な比率で配合した後、真空誘導溶融法によ
り溶融して均質バルクインゴットを形成した。各試料を
石英またはマグネシア製のるつぼの中でアルゴン分圧下
で溶融した。温度を１４００℃以上まで上げ、攪拌しな
がら３０分間保持して均質インゴットを得た。固化冷却
した後に、インゴットをるつぼから回収し、反応生成物
の外皮を除去した後、メルトスピニングに適する粒子状
にインゴットを破砕した。インゴット材料の各試料につ
いて組成試験を行なって、均質性を調べた。

Ｃ０焼　れリボンの　゛ インゴットからの焼入れ材料の製造を準大気圧下メルト
スピンシステムの中で行なった。このシステムは直径２
０インチ、幅４インチ、厚さ３インチの銅ホイールを備
えた真空槽を含むものである。

真空チャンバー内を減圧にした後、不活性媒体で所定の
準大気圧まで補任した。

使用したるつぼは内径４４Ｍ、外径５２ｍ、　良さ約２
６　ｃ、のムライト製シリンダであり、これを取囲むよ
うに内径５４履、外径６６ａｍ、長さ１１（：Ｉｌｌの
グラフフィト製レセプターをるつぼと誘導コイルとの間
に設けた。るつぼのオリフィスは通常はるつぼの底部に
設けた直径０．５〜１．５　ｍの円形孔とし、オリフィ
スがホイール面から１５〜３０ｍの距離に来るようにる
つぼを配置した。

インゴット合金チャンク（ｃｈｕｎｋ）数個をるつぼに
入れ、光学式高温計と液浸式Ｂ型熱雷対とにより測定し
つつ、所要温度（通常は１３００〜１５００℃）に達す
るまで１０ｋｌｌｚの誘導ヒータを用いて溶融した。る
つぼの加熱および合金の溶融を行なう間、るつぼは着脱
自在のシールで封止しておいた。所定の温度に達した時
点でアルゴン圧をメルトに加え、交流誘導作動式ソレノ
イドによりシールを除去し、オリフィスの封止を解除し
て溶融金属をオリフィスから回転ホイール上に噴射した
。るつぼが空になるまで、あるいはオリフィスが詰まる
まで噴射を継続した。

本発明の低圧急速固化法は、大気圧急速固化法に比較し
て（１）平均クリスタライト径を制御しやすいと同時に
、（２）平均値付近のより狭い範囲にクリスタライト径
が分布することが分かった。

Ｄ、ｉｉ気分離 実験用電磁石を磁気分離用に構成した。実験用電磁石と
しては、長さ３　ｃＩＩＩｓ直径３　ｃｍの鉄棒に２６
八ＷＧの銅線を２００回巻回したものを使用した。

電磁石への電源は、１０ボルト・１アンペアの直流電源
とした。

上述のように製造した粒子フラクションを、篩分けによ
り一６０メツシュ（２５０ミクロン）のフラクションと
、−１６０メツシユ〜＋６０メツシユ（１００〜７５０
ミクロン）のフラクションと＋　１５０メツシユ（１０
０ミクロン）のフラクションに分割した。１５０〜２５
０ミクロンのフラクションを次に高磁気パラメータフラ
クシコンと低磁気パラメータフラクションとに分割した
。電磁石にエネルギーを加えた後、１回めのバスで低磁
気パラメータフレークは゛電磁石に吸引されたが、高磁
気パラメータフレークは吸引されずに残った。残ったフ
レークのほぼ９０％が１５８ＧＯｅ以上のエネルギー積
を有していた。

１回のパス毎に磁界Ｈを大きくしながら磁気分離を連続
的に実施することができる。このようにして、実質的に
完全に磁化した際比較的高い磁気パラメータを有する（
分離に使用する弱い磁界では吸引されずに残る）材料と
、実質的に完全に磁化した際比較的低い磁気パラメータ
を有する（分離に使用する弱い磁界で除去される）材料
との間の区分が、磁界Ｈを大きくしながら連続してパス
を行なう毎に次第に明確になった。本川ｍ書中に参照す
べき特許出願として含ませたＪｏｈｎＥ。

Ｋ　ｅｅ１他の米国特許出願第０６３，９３６号にもこ
の結果が明確に示されている。

Ｅ、Ｓ二ヱ上１ ガラス製容器に入れたニッケルボールを用いて不活性（
アルゴン〉ガス雰囲気でフレークをボールミルした。結
果的に得た粉末を篩分けして粒径５０μｍ〜２５０μｍ
の粒子を選別した。次にこの粉末を、何組かの円筒状＆
Ｍ製パンチとダイの一方のダイに装填した。バンブーの
直径は１　ａｍから８　ｍｍの範囲とした。円筒状ベレ
ットにほぼ２５〜３００ｋｐｓの加圧を行なった結果、
密度５．８ｇ／ＣＣから６．２５７ｃｃのグリーンベレ
ットを得たく化学量論的２−１４−１相の密度である７
、６ｇ／ＣＣの１６％〜８１．５％）。

加圧侵のグリーンベレットを、０．１ｍｇの精度に較正
したメトラード１−８０自動電子天秤で秤聞した。

次にグリーンベレットを含浸接着剤（１−ｏｃｔ＋ｔｅ
６０９等）のバイアルに入れた。数分後にバイアルから
ベレットを取出して、余分の接着剤を除去した。次に圧
力１０ｘＨＣＩ以下、温度５０〜９０℃の真空炉の中で
ベレットを１０〜１５分間硬化させた。こうして作成さ
れた接着された磁石は約３重量％の接着剤を含み、直径
２．９５＃、長さ３，１２〜３．３０ｍ＋であった。

Ｆ、ｌａ気測測 定気特性の測定は、ＬＤＪ、Ｉｎｃ、！ｉｉ造の９５０
０型コンピユ一タ制御試料振動式磁力計（ＶＳＨ）（助
人印加磁界、２２ｋＯｅ　）を用いて行なった。磁界Ｈ
の値は較正ホールプローブによるフィードバック制御上
で決定した。測定用ソフトウェアを変更して、高保磁力
を有する永久磁石材料の大小両方のヒステリシスループ
の測定を行なえるようにした。それぞれの一連の測定を
行なう前に、測定重量の標準（軟磁性）ニツウ°ル球（
米国標準局提供）を用いて磁化Ｍの較正を点検した。磁
性材料の磁化を算出するためには、Ｃａｈｎ−２１型自
動電子天秤（精度１マイクログラム）を用いて典型的な
ベレットに関して０．１２〜０．１５ｇ程度の試料質量
値を測定することと、密度の評価が必要であった。

磁界をゼロから一般には２２ｋＯｅである最大磁界まで
漸増して行った後、再びゼロを通って負の最大値まで漸
減１ハ再び、正の最大値まで漸増して測定を行なう一方
、ヒステリシスループ全体、すなわち磁化Ｍ対印側磁界
Ｈの関係を記録した。

次にプログラムによって主要磁気パラメータ、すなわち
単位キロガウスで測定した残留磁化Ｂｒ（ヒステリシス
曲線の正のｙ切片）、単位キロエルステッドで測定した
真性保磁力（ｉｎｔｒｉｎｓｉｃｃｏｃｒｃｉｖｃ　ｆ
ｏｒｃｅ）また飽和保磁力（ＣＯＯｒＣｉＶｉｔｌ／）
Ｈｃｉ（ヒステリシス曲線の負のＸ切片）、および単位
メガガウスエルステッドで測定した最大エネルギー積（
誘導Ｂ＝）ｌ＋Ｍと磁界Ｈの積の最大の負の値）を決定
した。

印加磁界は２２ｋＯｅでヒステリシスループを「閉じる
」のに十分であった。

ＶＳＨｉｉ力計において接着磁石の磁力を測定するため
に、印加磁界に対して反磁場に関する補正を行なって内
部磁界の関数としての磁力を得た。

このような補正については、Ｒ，Ｍ、　Ｂｏｚｏｒｔｈ
［強磁性１．：ツイＴＪ　ｐ、　　８４６（Ｖａｎ　　
ＮＯ３ｔｒａｎｄＮｅｗＹｏｒｋ　１９５１）およびＢ
、　Ｄ、　Ｃｕ１ｌｉｔｙ、　　ｌ’ｌａ性材料概論」
、第２章６項（Ａ　ｄｄｉｓｏｎ　−Ｗ　ｅｓｌｅｙＰ
ｕｂｌｉｓｈｉｎａ　Ｃｏ、、　Ｒｅａｄｉｎａ、　Ｍ
ａｓｓ、１９７２）に記載されており、これらの内容を
本明細書中に特定的に含むものとする。１−（ｉｎｔを
材料内部の磁界、ト＋ａｐｐを外部から印加される磁界
、Ｍを印加磁界で測定した材料の磁化、Ｎを材料それ自
身が生成する磁界の影響をシミュレートした減磁係数と
すると、補正に関する式は、 ［ｎｔ　＝）ｌａｐｐ　−ＮＭ となる。使用した減磁係数は、ベレットの寸法および印
加磁界に対するその配向に依存し、０．２５から０．３
７の間であった。

Ｈ，］工員工 １５．２６キロガウス（試料５５６静０２）から１６２
キロガウス（試料５６１ＡＡＯ２，５６１ＡＡＯ３）の
飽和磁化範囲を、（＋）残留磁化比（Ｍ　ｒ／Ｍ　５ａ
ｔ）と（ｉｔ）　エネルギー積対（Ｍ　ｓａｔ／４　）
　　の比の計算に使用した。Ｊ。

Ｅ、　Ｋｃｅｌ、Ｑ、　ｓ、　　Ｃｌｅｍｅｎｔｅ　、
　Ａ、　Ｍ、　　Ｋａｄｉｎ。

Ｒ，Ｗ、ＭｃＣａｌｌｕｍ　が１９８７年１０月１２日
に＾ＳＨＭａｔｅｒｉａｌＳ　　Ｗｅｅｋにおイテ発表
したｒＨｉＲｅｍ材料の磁性」　（その内容を本川ｍ書
中に特定的に含むものとする）に記載の方法を用いて、
７ランシス・ビター国立磁石研究所（Ｆ　ｒａｎｃｈｓ
Ｂ　１ｔｔｅｒ　Ｎａｔｉｏｎａｌ　Ｍａｇｎｅｔ　１
ａｂｏｒａｔｏｒｙ）で行なった測定から飽和磁化を決
定した。

実施例■ ５３９ＡＡ　　シリーズ この実施例の試料は、相互作用性材料を高質量収率で生
成する合成方法を表すものである。この実施例はホイー
ル速度とチャンバー圧が、（１）約１５８ＧＯｅ以上の
エネルギー積を有する生成物フラクション、 （２）約１５８ＧＯｅ以上のエネルギー積を有する部分
の平均エネルギー積、 に与える効果を示す。

本実施例に記載のメルトスピンを２０回行なう５３９Ａ
＾のインゴットを上記Ｂ項に記載の真空誘導溶融法によ
って１！４造した。このインゴットに関してバルク化学
分析を行なった結果、表Ｉ−１に示す組成であった。

ム二〇二 １ｇ（０１ ｖｅｌ　２＝−ｑ乏 と１吐 シ騙ニー３山ニー ムｌ６１１・（塾 Ｌμｍ　　ム　　■　　な　　− 見 上記の２０インチ径のメルトスピン装置において、ホイ
ール速度２２〜３０ｍ　／秒、チャンバー圧１０〜７６
０ｍｔ（ｇ（絶対圧力）でリボンを紡糸した。

−■＝」 ＩＩ・＋ｍ〜”ｍｔ −Ｗ１犯謡（４） シジーユ ご磁気した＝駐Ｑ１４１１町Ｊ　　園　　　　）鋤　　
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ｊＭ−九ＬＬ」ば＝ニジ！（Ｌ５１１コｊ１倉１噂１ｎ
＋、ａｌＮ、ＩＩＮ、４１ＭＪｍ、Ｉｔｅｌ、５ｌｋ１
．ｊＩＩＬＩｌｍ、４１１１ＨＩ＋ｖｈ１１１．１１回
の紡糸毎に得られるフレーク状生成物を上述の磁気分離
方法を用いて高パラメータフラクシ］ンと従来のパラメ
ータのフラクションに分離した。分離したフレークを上
述のようにベレット化した。次に各ベレットの磁気パラ
メータを測定した。これらの測定値を第２図と本実施例
の表エーニ配コニ −【へ−１ａｌ げう噂−１−「シ也噂Ｌ４％４＋ ３に示１゜測定値のトレンドラインを第３図と第４図に
示す。

一鴫＋ｕＱａ／ｌ＊曝ｇｆａａＷｃａｒｔＣ−亀劃−響
亀＠ｔ＠ｉ−−９第３図は約１５メガガウスエルステツ
ド以上の材料の１１フラクシヨンをホイール速度と圧力
に対してブＬ］ットしたものである。この図において注
目すべきことは、約１５メガガウスエルステツド付近の
材料の収率について局部的な最大値を与えるホイール速
度および絶対圧力の範囲が存在するということである。

これを実験的関係で表すと、３０−　［，８／　３２０
１　Ｐ　ｃ対３０−　［８０／　１６０１　Ｐ　ｃとな
る。

第４図は高パラメータフラクションの磁気エネルギー積
をホイール速度およびヂャンバー圧の関数としてプロッ
トしたものである。この図は最高エネルギー積領域が狭
いことと、エネルギー積がホイール速度と共に増加する
ことを示している。

上記の試験およびデータは特定のオリフィス径とアルゴ
ンを用いて実施したものであるが、オリフィス径、ホイ
ール伝導率、ガスを変えても同様の挙動が得られること
が明らかであるのは言うまでもない。ホイール速度・圧
力のパラメータ空間の異なる領域でも同様の挙動が得ら
れるものと考えられる。このような異なるパラメータ空
間領域は、標準的無次元群および相関関係を用いて容易
に決定され、当業者であれば経験的に最適化することが
できる。

友亙■ユ 実施例■の試料は、ランタン含有２−１４−１型材料、
コバルト含有２−１４−１型材料、Ｓｉおよび／または
Ａρの改質剤を低濃度増含む２−１４−１型材料、およ
び超化学当量のＦＧおよび／または当量より少ないｆｆ
ｉ　（ｈｙｐｏｓｔｏｉｃｈｉｏｍｅｔｒｉｃ、以下並
化学当量という）の希土類を含む２−１４−１型材料に
おいて、磁気パラメータを増大するのに必要とされる形
態を得るために本発明の方法を適用できることを示すも
のである。低圧メルトスピニング法が超化学当間のＦ　
ｅ　Ｊｊよび／または亜化学当珊の希土類を含み、増大
したパラメータを有する２−１４−１型材料を生成でき
るということは、Ｍａｔｓｕｕｒａ　ｅｔ　ａｌ、、　
　ｒＮｄ−Ｆｅ−８三元系の状態図Ｊ　、　Ｊａｐｎ、
Ｊ、　Ａ１１ｌ）。

已肚し即」）、Ｌ　６３５〜Ｌ６３７　　（１９８５年
８月）において、このような化学当員外の合金はＦｅ９
３Ｂ７相および／またはＥ　８７Ｂ　１□相を大量に含
有することになると明示されていることと照らし合わせ
で、特に驚くべきことである。Ｍａｔｓｕｕｒａ　ｅｔ
　ａｌの言わんとしたことは、超化学当量のｌ”ｅおよ
び／または亜化学当量の希土類を含む材料は磁気的に多
相系になるということである。ｖａｔｓｕｕｒａ　ｅｔ
　ａの示唆する種類の磁気的多相系は、上述のような増
大した磁気パーラメータを有するとは考えられない。し
かしｖａｔｓｕｕｒａ　ｅｔ　ａｔの明示および示唆に
反して、また実施例■で証明するように、鉄を超化学当
量含み、Ｎｄを亜化学当量含む磁気材料でも本発明の方
法によって製造されたものは、相当に増大したパラメー
タを示す。

一連の試験を行なって、（ｉ）ランタンとネオジムおよ
び／またはプラセオジムの部分的置換による効果、（ｉ
ｉ）相互作用に必要なＡｆＪおよび／またはＳｔの閾値
濃度、（ｉｉｉ　）超化学量論的濃度の鉄、すなわち粒
間鉄のような鉄の沈澱が生じることを前提とする濃度よ
り高い鉄濃度の与える効果、（ｉｖ）鉄とコバルトを部
分的に置換することによる効果を、全ての本発明の方法
で製造した強磁性合金について測定した。

上記Ｂ項、［バルクインゴットの製造」に記載の方法に
従って、鉄とプラセオジムとネオジムとランタンとホウ
素とケイ素から成るインゴットを作成した。インゴット
の平均元素分析をＩＣＰと湿式化学法で実施した結果を
単位原子％で表■−１に示す。

インボッ１〜のフラクションを個々のムライト製るつぼ
に入れ、溶融、焼入れして上述のようなリボンを形成し
た。焼入れパラメータは下表Ｉｆ−２に示す通りである
。

３騒ＪＪｄ ：に、ａ＋ｌ＋−＃１Ｍ＋１ｍ１ｍｗ＠ｔ・Ｉｌｌ吻５
ｍ１１４＋１１１９１＝３Ｌｌ−４誌−一”””　　　
　”’　　　　　　”’　　　　　　”　　　　　　　
”ｔ＃１１１１１−−１も一；？ メルトスピン装置の生成物はフレークの形をとり、ラン
ダム配向の等軸グリスタライト（ｅｑｕｉａｘｅｄ　ｃ
ｒｙｓｔａｌｌｉｔｅｓ）から成るように見えた。

上記り項、［焼入れ粒子の磁気分離」に記載したように
フレークを磁気的に分離した。

分離したフレークの磁気パラメータの高い方を不活性（
アルゴン〉ガス雰囲気下でボールミルした後、上記Ｅ項
、「分離粒子のペレット化」に記載の方法でペレット化
した。

上記ト１．２項、［１ｉ気測定、ペレット化生成物］に
記載の方法で磁気特性を測定した。１９８７年１０月１
２日、＾ＳＨＭａｔｅｒｉａｌｓ　　Ｗｅｅｋに発表さ
れたＪ。

Ｅ、　ＫｅｅＩＩｌ、　Ｇ、　Ｂ、　Ｃｌｃｍｅｎｔｅ
　、△０Ｍ。

Ｋａｄｉｎ、　　Ｒ，Ｗ、　　Ｍｃ　Ｃａｌｌｕｍ　、
　　ｒ　Ｈｉ　Ｒｅｍ材料の磁性」　（その内容を本明
細書中に含むものとする）に記載の方法を用いて７ラン
シス・ビター国立磁石研究所において行なった測定値か
ら、（ｉ）残留磁気比（Ｍｒ〜Ｍｓａｔ）および（ｉｉ
）エネルギー積対（Ｍｓａｔ／４）　　の計算に使用す
る飽和磁化の値を決定した。

ネオジムおよび／またはプラセオジムを部分的にランタ
ンと置換した結果、ｐ４ｏｒｍａｎ　（：、、　Ｋｏｏ
ｎの米国特許第４．４０２．７７０号、「遷移金属とラ
ンタニドから成る硬質磁性合金」に記載の範囲内の、巨
視的に化学ｍ論的組成を有する実質的に単相の磁性材料
を得た。しかしながら、これらの材料は磁気的に単相で
相互作用性であり、（ｌｙｌｓａｔ／４）　　以上の最
大等方性エネルギー積と（Ｍｓａｔ／２＞以上の等方性
残留磁化を示した。

なわち、該試料の鉄の含量は、先行技術において、鉄に
富む第２相が沈澱するとされる濃度、すなわち約８５原
子％を超えており、希土類含量が約１０原子％以下であ
り、ｓｆ、Ａ！Ｊの何れについても検出回能な量を含ん
でいなかった。試料５６１ＡＡの材料は特性が強化され
ており、すなわち相互作用性であり、下表１１Ｆ−３に
示すように等方性エネルギ−積が（Ｍｓａｔ／４）　　
以上、等方性残留磁化が（Ｍｓａｔ／２）以上であった
。

１１．１６　　１ＪＩ　　　　Ｌ＆ｌ　　　ＩＬＪＪ　
　　ＩＪＩ　　　　ＩＪＩ試料５６１は超化学当１の鉄
を含有していた。すＣ０鉄のコバルトでの部　置 オジムを部分的にランタムと置換した時；（ｂ）改試料
５５６＾Ａにおいて鉄を部分的にコバルトと置換した。

試料５５６へＡの材料は相ｎ作用特性を示し、表Ｕ−３
に示ずように等方性エネルギー積が（Ｍｓａｔ／４）　
　以上、等方性残留磁化が（Ｍｓａｔ／２＞以上であっ
た。

上述の方法を用いて得た焼入れ、ベレット化材料の磁気
パラメータを同じく表■−３に示ず。

これらの測定値が示すように、本発明の低圧メルトスピ
ニング法により製造した合金にＪ５いて、（ｉ）ランタ
ンを含有する材料はストナー（Ｓ　ｔｏｎｅｒ）とウォ
ルフ７−ス（Ｗｏｈｌｆａｒｔｈ）の予測値を超える特
性を示し、（ｉｉ）相互作用性で、増大したパラメータ
を実現するのに必要な粒径、粒径分布および粒界状態を
下記の条件下で得ることができる＝（ａ）ネオジムおよ
び／またはブラセ質剤を含まない時＝（Ｃ）鉄の含量が
超化学当吊である合金において；（ｄ）コバルトを含有
する合金において。

以上、好適な実施例および実施態様について本発明の説
明を行なって来たが、これによって本発明を限定するこ
とを意図するものではなく、本発明は特許請求の範囲に
よってのみ限定されるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の一実論例に従って製造した強磁性合金
の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａＸと、平均クリス
タライト径および平均値付近でのクリスタライト径分布
の関係を示す分布曲線を表したものである。 第２図は、実施例工（試料５３９＾＾）の生データ図で
あり、収率と磁気パラメータをホイール速度およびチャ
ンバー圧の関数として示している。 第３図は実施例■の試料５３９ＡＡに関して、約１５メ
ガガウスエルステツド以上の収率とホイール速度および
圧力との関数をグラフで表したものである。 第４図は実施例■の試料５３９ＡＡに関して、最大磁気
エネルギー積とホイール速度および圧力の関係をグラフ
で表したものである。 第５図は本発明の実施に有効なメルトスピン装置の一部
切除側面図である。 第６図は第５図のメルトスピン装置の切除図である。 第７図はるつぼアセンブリの切断図である。 第８図は減圧メルトスピン段階と磁気選別段階を含む総
合的な磁性合金合成工程を表したフローチャートである
。 第９図は焼入れ過多の材料の磁化曲線の第１四分区の低
磁界域と高残留磁気材料の磁化曲線の同−第１四分区の
同じ低磁界域を重ねて表した図である。 １・・・メルトスピン装置、１１・・・槽、３５・・・
スピンホイール、１１１・・・るつぼ、１２１・・・オ
リフィス。

Claims (20)

【特許請求の範囲】
1. （１）高速移動式冷却面（３５）上で、溶融合金先駆物
   質を急速に固化することによって粒状固体強磁性合金を
   形成する方法であって、 （ I ）前記冷却面に近接して設けた槽（１１１）内で
   溶融先駆物質を形成する段階と、 （II）前記冷却面（３５）を取囲みかつ前記槽（１１１
   ）に近接して準大気圧の非反応性雰囲気を形成する段階
   と、 （III）前記槽（１１１）から準大気圧の非反応性雰囲
   気を通って、高速移動式冷却面（３５）上に溶融先駆物
   質の流れを放出する段階と、 （IV）準大気圧の非反応性雰囲気下で、溶融先駆物質の
   流れを冷却面上に衝突させ、固体合金粒子の不連続的な
   流れを高速移動式冷却面から準大気圧の非反応性雰囲気
   を通って飛散させることにより、結晶径分布の実質的に
   狭い粒状固体の微粒子合金を生成する段階と、 （Ｖ）その磁気特性に基いて合金粒子を分画する段階と
   を含んで成る方法。
2. （２）高磁気パラメータ粒子の磁化を防止しながら前記
   粒子を磁気パラメータ粒子に暴露して、低磁気パラメー
   タ粒子を磁気的に吸引することを含んで成る請求項１に
   記載の方法。
3. （３）前記強磁性合金がＰ４＿２／ｍｎｍ形正方晶構造
   を有している請求項１に記載の方法。
4. （４）前記強磁性合金がＲＥ＿２ＴＭ＿１＿４Ｂ＿１−
   系の合金である請求項３に記載の方法。
5. （５）前記強磁性合金の呼称上の組成が、 （ＲＥ）＿２（ＴＭ）＿４Ｂ＿１（Ｓｉ，Ａｌ）＿ｄ（
   式中、ＴＭはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉおよびそれらの組合せか
   ら成る群から選択される少なくとも１種類の遷移金属を
   表し、ＲＥはＮｄ，Ｐｒ，ＮｄとＰｒの組合せ、および
   これらと他の希土類との組合せから成る群から選択され
   る少なくとも１種類の希土類金属を表し、Ｂはホウ素、
   Ｓｉはケイ素、Ａｌはアルミニウムであり、ｄは狭い結
   晶径分布を有する微粒子合金を形成しうる有効量を示す
   ）で表わされる請求項４に記載の方法。
6. （６）前記合金を固化して、実質的に単一の相を有し、
   ある平均粒径を有する結晶粒から成る粒状固体とするこ
   とを含んで成り、この個々の粒子の大部分が平均粒径付
   近の狭い分布の粒径を有するものであり、前記個々の粒
   子の粒径分布および粒界が、増大した磁気パラメータを
   有する硬質磁性合金となり得るようなものである請求項
   １に記載の方法。
7. （７）前記非反応性雰囲気が、ヘリウム、アルゴン、水
   素、窒素およびそれらの混合物から成る群から選択され
   る非反応性ガスを含むものである請求項１に記載の方法
   。
8. （８）前記非反応性ガスがアルゴンである請求項７に記
   載の方法。
9. （９）前記準大気圧が絶対圧力約６００ｍｍＨｇ以下で
   ある請求項１に記載の方法。
10. （１０）前記溶融先駆物質を槽（１１１）内で静止状態
    に維持する段階を含む請求項１に記載の方法。
11. （１１）前記溶融先駆物質を間接的に加熱することを含
    む請求項１０に記載の方法。
12. （１２）前記溶融先駆物質を間接的に誘導加熱すること
    を含んで成る請求項１１に記載の方法。
13. （１３）前記溶融先駆物質を溶融静止状態に維持しつつ
    、この物質と電気的には相互作用しないが熱的には相互
    作用する電界を用いることにより、前記溶融先駆物質を
    加熱することを含む請求項１２に記載の方法。
14. （１４）濃縮された高磁気パラメータ強磁性合金を形成
    するための方法であって、 （Ｉ）冷却面（３５）に近接して設けられた槽（１１１
    ）の中で合金の溶融先駆物質を形成する段階と、 （II）前記冷却面（３５）を取囲みかつ前記槽（１１１
    ）に近接して、ある調節された圧力下の非反応性雰囲気
    を形成する段階と、 （III）前記槽（１１１）から調節された圧力下の非反
    応性雰囲気を通して冷却面（３５）上に溶融先駆物質の
    流れを放出する段階と、 （IV）調節された圧力下の非反応性雰囲気の存在下で溶
    融先駆物質の流れを冷却面（３５）上に衝突させて、合
    金固体粒子の不連続的な流れを冷却面から調節された圧
    力の非反応性雰囲気に飛散させることにより、粒状固体
    の微粒子合金を生成する段階と、 （Ｖ）初期磁化率の高い低磁気パラメータ粒子を磁化す
    ると共に、初期磁化率の低い高磁気パラメータ粒子の磁
    化を実質的に防止し得る程度に弱い磁界に粒子を暴露す
    る段階と、 （VI）初期磁化率の高い低磁気パラメータ粒子を磁気的
    に吸引して、初期磁化率の高い低磁気パラメータ粒子を
    初期磁化率の低い高磁気パラメータ粒子から分離するこ
    とにより、濃縮された高磁気パラメータ粒子を回収する
    段階とを含んで成る請求項１に記載の方法。
15. （１５）前記強磁性合金が、Ｐ４＿２／ｍｎｍ形の正方
    晶構造を有している請求項１４に記載の方法。
16. （１６）前記強磁性合金がＲＥ＿２ＴＭ＿１＿４Ｂ＿１
    −系である請求項１５に記載の方法。
17. （１７）前記強磁性合金の呼称上の組成が、（ＲＥ）＿
    ２（ＴＭ）＿４Ｂ＿１（Ｓｉ，Ａｌ）＿ｄ（式中、ＴＭ
    はＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉおよびそれらの組合せから成る群か
    ら選択される少なくとも１種類の遷移金属を表し、ＲＥ
    はＮｄ，Ｐｒ，ＮｄとＰｒの組合せ、およびこれらと他
    の希土類との組合せから成る群から選択される少なくと
    も１種類の希土類金属を表し、Ｂはホウ素、Ｓｉはケイ
    素、Ａｌはアルミニウムであり、ｄは狭い結晶径分布を
    有する微粒子合金を形成しうる有効量を示す）で表わさ
    れる請求項１６に記載の方法。
18. （１８）前記非反応性雰囲気が、ヘリウム、アルゴン、
    水素、窒素およびそれらの混合物から成る群から選択さ
    れる非反応性ガスを含むものである請求項１４に記載の
    方法。
19. （１９）前記準大気圧が絶対圧約６００ｍｍＨｇ以下で
    ある請求項１８に記載の方法。
20. （２０）溶融先駆物質と電気的に相互作用しないが熱的
    には相互作用する電界を用いて溶融先駆物質を間接的に
    誘導加熱することにより、前記先駆物質を溶融して静止
    した状態に維持することを含む請求項１４に記載の方法
    。