JPH02202002A - ボンディッド磁石 - 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、バインダと永久磁石材料の粉末との混合物を
成形して得られるボンディッド磁石に関し、より詳細に
はプレス成形により得られるコンプレッションボンディ
ッド磁石および射出成形により得られるインジェクショ
ンボンディッド磁石に関し、特に希土類元素を含むＦｅ
−Ｒ−Ｂ系（ＲはＹを含む希土類元素である。　以下同
じ。）およびＦｅ−Ｃｏ−Ｒ−Ｂ系の合金系の急冷磁石
材料を用いたボンディッド磁石に関する。

〈従来の技術〉 高性能を有する希土類磁石としては、粉末冶金法による
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石でエネルギー積３２ＭＧＯｅのものが
量産されている。

しかし、このものは、Ｓｍ、Ｇｏの原料価格が高いとい
う欠点を有する。　希土類元素の中では原子量の小さい
元素、例えば、セリウムやプラセオジム、ネオジムは、
サマリウムよりも豊富にあり価格が安い。　また、Ｆｅ
はＣＯに比べ安価である。

そこで、近年Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石が開発され、特開昭
５９−４６００８号公報では焼結磁石が、また特開昭６
０−９８５２号公報では高速急冷法によるものが開示さ
れている。

焼結法による磁石では、従来のＳｍ−Ｃｏ系の粉末冶金
プロセスを適用できるものの、酸化しやすいＮｄ−Ｆｅ
系合金インゴットを２〜１０μｍ程度に微粉末化する工
程を有するため、取り扱いが難かしいこと、あるいは粉
末冶金プロセスは工程数が多い（溶解→鋳造→インゴッ
ト粗粉砕−微粉砕→ブレス→焼結−磁石）ため安価な原
料を用いるという特徴をいかせない面がある。

一方、高速急冷法では工程が簡素化され〔溶解−高速急
冷→粗粉砕→冷間プレス（温間ブレス）→磁石】、かつ
微粉末化工程を必要としないという利点がある。　しか
しながら、高速急冷法による磁石を工業材料とするため
には、層の高保磁力化、高エネルギー積化、低コスト化
、着磁特性の改良等が望まれている。

Ｒ−Ｆｅ−Ｂ永久磁石の諸特性のうち、保磁力は温度に
鋭敏であり、希土類コバルト永久磁石の保磁力（ｉＨｃ
）の温度係数が０．１５％／℃であるのに対して、Ｒ−
Ｆｅ−Ｂ永久磁石材料の保磁力（ｉＨｃ）の温度係数は
０．６〜０．７％／℃と４倍以上高いという問題点があ
る。　したがって、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ永久磁石材料は温度上
昇に伴って減磁する危険が大きく、磁気回路上での限定
された設計を余儀なくされている。　さらには、例えば
、熱帯で使用する自動車のエンジンルーム内の部品用永
久磁石としては使用不可能である。

このように、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ永久磁石材料は保磁力の温度
係数が大きいところに実用上の問題があることは従来よ
り知られており、保磁力の絶対値が大きい磁石の出現が
望まれている〔日経ニューマテリアル、１９８６．４−
２８１Ｌ９）第８０頁】。

特開昭６０−９８５２号公報には、Ｒ−Ｂ−Ｆｅ合金に
液体急冷法により高い保磁力ｉＨｃとエネルギー積を具
備させる旨の提案がなされている。　これに開示された
組成は、特許請求の範囲に記載されているように希土類
元素Ｒ（Ｎｄ　、　Ｐｒ）　＝　１０％以上、Ｂ＝０．
５〜１０％、残部Ｆｅからなるものである。　従来Ｒ−
Ｂ−Ｆｅ合金が優れた磁石特性を有するのはＮｄＪｅ＋
Ｊ相化合物に汞化合物と説明されている。　そのため焼
結法および高速急冷法共に磁石特性を改良するための多
くの提案（特開昭５９−８９４０１号、同６０−１４４
９０６号、同６１−７９７４９号、同５７−１４１９０
１号、同６１−７３８６１号公報）がなされており、対
象とする合金はこの化合物に該当する組成の近傍、すな
わち、Ｒ＝１２〜１７％、Ｂ＝５〜８％の範囲のもので
あり、このような合金の実験に基づいている。

希土類元素は高価であり、その含有量を低下させること
が望まれる。　しかし希土類元素の含有量が１２％未満
になると、保磁力ｉＨｃが急激に劣化するという問題が
ある。　実際、特開昭６０−９８５２号ではＲ＝１０％
となるとＦｃは６ｋＯｅ以下になることが示されている
。　すなわち、Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系合金において希土類元素
の含有量が１２％未満になると、保磁力ｉＨｃが劣化す
ることが知られているが、このような組成範囲において
保磁力ｉＨｃの低下を防止するように組成ならびに組織
を設計する方法は従来知られていなかった。

焼結法と高速急冷法においては、基本的にＮｄ＊Ｆｅ、
Ｂ化合物を用いているが、応用物理第５５巻、第２号（
１９８６）頁１２１に示されているように、これらの磁
石は単なる製法の違いだけではなく、合金組織と保磁力
発生機構の観点から全（異なったタイプの磁石である。

すなわち焼結磁石は結晶粒径が約ＩＯμｍであり、従来
のＳｍ−Ｃｏ系磁石で言えば、逆磁区の核発生が保磁力
を決めるＳｍＣｏ５型磁石のようなニュークリエーショ
ン型であり、一方、高速急冷磁石は、Ｊ、Ａｐｐｌ、　
Ｐｈｙｓ、６２（３）ｖｏｌ、１　（１９８７）Ｐ９６
７〜９７１に示されるように、Ｏ，０１〜１μｍの微細
粒子をＮｃｔ。

Ｆｅ＋４Ｂ化合物よりもＮｄリッチなアモルファス相が
取り囲んだ極めて微細な組織を有し、磁壁のビン止めが
保磁力を決定するＳｍ＊ＣＯ＋ｙ型磁石のようなピンニ
ング型磁石である。　それゆえ、特性向上のための両磁
石へのアプローチの考え方としては保磁力発生機構が十
分具なることを考慮して検討する必要があった。

そこで、本発明者等は、ＲｘＴ＋ｏｏ−ｘ−ｙ−ｘＢｙ
Ｌ（但し、Ｒ％Ｔ％Ｘ％ｙ、ｚおよびＭは、本発明にお
けるものと同じである。）の組成を有し、実質的に正方
晶系の結晶構造の主相のみを有するか、あるいはこのよ
うな主相と非晶質および／または結晶質のＲプアな副相
とを有し、かつ副相を有する場合、主相と副相との体積
比（副相／主相）ｖの値が、 より小さい永久磁石材料からなる永久磁石を提案（特願
昭６２−２５９３７３号）している。

ところで、高速急冷法により得られた薄帯あるいはフレ
ーク状の永久磁石材料は、通常、粉砕されて、ホットプ
レス等によりバルク体磁石とされるかあるいは樹脂等の
バインダによって結合されたボンディッド磁石として用
いられる。

バルク体磁石は一般に硬（て脆いという欠点を有するが
、ボンディッド磁石は軽く弾性があり、欠けや割れがな
く、複雑形状の成形が容易であり量産性に優れるため、
用途は拡大の傾向にある。

ボンディッド磁石は、永久磁石材料の粉末とバインダと
に、必要に応じカップリング剤、可塑剤、酸化防止剤等
を加えて、混合ないし混練したものを成形して得られる
。　より詳細には、バインダとして熱硬化性樹脂を、成
形方法としてプレス成形を用いるコンプレッションボン
ディッド磁石と、バインダとして熱可塑性樹脂を、成形
方法として射出成形を用いるインジェクションボンディ
ッド磁石がある。

〈発明が解決しようとする課題〉 しかし、従来、これらのボンディッド磁石に用いる永久
磁石材料の粉末について、高充填率、高磁気特性等を得
るための最適な粒径あるいば粒度分布に関する提案はな
されていない。　そのため、高特性の永久磁石材料の粉
末を用いても、その特性を十分に発揮させることは難し
かった。

本発明は、高保磁力、高エネルギー積を示し、高性能で
実用的であり、着磁特性および耐食性が良好で性能の安
定性がよい永久磁石材料の粉末を用いて製造されたボン
ディッド磁石であって、この永久磁石材料の粉末のこの
ような特性が十分に発揮されたボンディッド磁石を提供
することを目的とする。

く課題を解決するための手段〉 このような目的は、下記（１）〜（９）の本発明により
達成される。

（１）　Ｒ，Ｔ、ｏ、、−、−、ＢｙＭ、　（但し、Ｒ
はＹを含む希土類元素の１種以上であり、ＴはＦｅであ
るかまたはＦｅおよびＣｏである。　また、５．５≦ｘ
＜１１．７６．２≦ｙ〈１５．２≦１５であり、ＭはＴ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ。

Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、・ＴａおよびＷの１種以上である。

）の組成を有し、実質的に正方晶系の結晶構造の主相の
みを有するか、あるいはこのような主相と非晶質および
／または結晶質のＲプアな副相とを有し、かつ副相を有
する場合、主相と副相との体積比（副相／主相）ｖの値
を（１１，７６−Ｘ）／Ｘ で除した値が２以下であり、平均長径が２０〜３００μ
ｍである永久磁石材料の粉末と、バインダとの混合物を
成形して形成されたことを特徴とするボンディッド磁石
。

（２）前記永久磁石材料の粉末が、平均長径の４倍を超
える長径を有する粉末および長径が４００μｍを超える
粉末のいずれも実質的に含まないものである請求項１に
記載のボンディッド磁石。

（３）前記永久磁石材料の粉末が扁平状であり、その厚
さが２０〜８０μｍである上記（１）または２に記載の
ボンディッド磁石・ （４）前記Ｖの値を で除した値が１より小さい上記（１）ないしく３）のい
ずれかに記載のボンディッド磁石。

（５）主相と副相とを有し、原子比で副相の（６）前記
バインダが熱硬化性樹脂であり、成形がプレス成形によ
って行なわれる上記（１）ないしく５）のいずれかに記
載のボンディッド磁石。

（７）前記バインダが熱可塑性樹脂であり、磁石。

（８）永久磁石材料が高速急冷により得られた薄帯であ
る上記（１）ないしく７）のいずれかに記載のボンディ
ッド磁石。

（９）少なくともＲ，ＴおよびＢ（但し、ＲはＹを含む
希土類元素の１種以上であり、ＴはＦｅであるかまたは
ＦｅおよびＣｏである。）を含有する永久磁石材料の粉
末とバインダとの混合物を成形して形成されたボンディ
ッド磁石であって。

前記永久磁石材料の粉末の平均長径が２０〜３００μｍ
であり、かつ、この永久磁石材料の粉末が、平均長径の
４倍を超える長径を有する粉末および長径が４００μｍ
を超える粉末のいずれも実質的に含まないことを特徴と
するボンディッド磁石。

〈作用〉 本発明では、永久磁石材料の粉末とバインダとをプレス
成形あるいは射出成形してボンディッド磁石を得る。

本発明では、所定の粒度を有する永久磁石材料の粉末を
用いるため、永久磁石材料の粉末の充填率が向上する。

　このため、本発明で用いる永久磁石材料の高い磁気特
性が有効に発揮されたボンディッド磁石が得られる。

く具体的構成〉 以下、本発明の具体的構成について詳細に説明する。

本発明のボンディッド磁石は、永久磁石材料の粉末をバ
インダで結合して構成されており、永久磁石材料の粉末
が所定の粒度を有するものである。

本発明のボンディッド磁石の製造に用いられる永久磁石
材料の粉末の平均長径は、２０〜３００μｍである。

より詳細には、本発明のボンディッド磁石がプレス成形
により製造されるコンプレッションボンディッド磁石で
ある場合、用いる永久磁石材料の粉末の平均長径は６０
〜２８０μｍであることが好ましく、より好ましくは８
０〜２４０μｍである。

また、本発明のボンディッド磁石が射出成形により製造
されるインジェクションボンディッド磁石である場合、
平均長径は５０〜２２０μｍであることが好ましく、よ
り好ましくは６０〜２００μｍである。

平均長径がこの範囲未満であると、粉末の充填率が低下
し、成形密度が低下する。　また、この範囲を超えると
、コンプレッションボンディッド磁石では顆粒化した粉
末の流動性が低下し、成形密度が低下する。　インジェ
クションボンディッド磁石では粉末射出材料の流動性が
低下し、成形不良および成形密度低下の原因となる。

なお、この場合の平均長径とは、永久磁石材料の粉末の
走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写。

真を測定することにより求められたものである。　さら
に詳述すると、例えば永久磁石材料の粉末が扁平状であ
る場合、粉末の長径とは粉末の主面径、特に主面の長径
である。　そして、このようにして測定された各粉末の
長径の合計を測定粉末数で除した値、すなわち数平均を
本発明では平均長径とする。　なお、測定粉末数は、４
００個以上とすることが好ましい。

また、本発明では、このようにして求められた平均長径
の４倍を超える長径を有する粉末および長径が４００μ
ｍを超える粉末のいずれも実質的に含まない永久磁石材
料の粉末を用いることが好ましい。　なお、この場合、
実質的に含まないとは、このような粉末の数が全粉末数
に対し１０％以下、好ましくは５％以下であることを意
味する。

平均長径の４倍を超える長径を有する粉末および長径が
４００μｍを超える粉末の少なくとも一方が含まれる永
久磁石材料の粉末を用いた場合、充填率が低下し、また
、成形時に粉砕され易くなる。　さらに、金型との抵抗
が太き（なるため、金型の摩耗による成形コストの上昇
を招く。

本発明で用いる永久磁石材料の粉末の形状が扁平状であ
る場合、その厚さは２０〜８０μｍであることが好まし
い。　厚さがこの範囲未満である粉末は、原料である薄
帯の厚さも同程度とする必要があるため、製造が困難で
ある。

また、２０μｍ未満では特性が低下する。　この範囲を
超えると原料薄帯の厚さが大きくなりすぎろため、特性
の制御が困難となる。

上記のような永久磁石材料の粉末は、バインダと混合さ
れた後、成形されてボンディッド磁石とされる。　この
ボンディッド磁石を任意の面で切断したときに、断面に
現われる永久磁石材料の粉末の平均長径は、混合前の永
久磁石材料の粉末の平均長径がほぼ保存されているが、
通常、コンプレッションボンディッド磁石では全体にヒ
ビやワレが発生している。

なお、インジェクションボンディッド磁石では、射出成
形時に永久磁石材料の粉末の一部が粉砕され、平均長径
１０μｍ以下の微粉末が全体の５〜３０％〔面積比（個
数×粉末断面積）】程度生じることがある。　この場合
には、結果として永久磁石材料の粉末の充填率が向上す
る。　また、粉末の充填率を向上させる目的で、この程
度の平均長径を有する微粉末を予め含有する永久磁石材
料の粉末を用いてインジェクションボンディッド磁石を
形成することもできる。　このような場合も、粉末の平
均長径は上記範囲内であることが好ましい。

本発明において用いるバインダに特に制限はな（、公知
のボンディッド磁石に利用される各種樹脂を用いればよ
い、　例えば、コンプレッションボンディッド磁石の場
合は各種硬化剤を用いたエポキシ樹脂等の各種熱硬化性
樹脂を、また、インジェクションボンディッド磁石の場
合はポリアミド樹脂等の各種熱可塑性樹脂を用いればよ
い、　なお、混合時のバインダの状態には特に制限はな
い。

これらの混合方法に特に制限はなく、水平回転円筒型混
合機、正立方体型混合機、縦形二重円錐型混合機、Ｖ型
混合機、鋤板混合機、らせん混合機、リボン混合機、衝
撃回転混合機等のいずれを用いてもよい、　プレス成形
あるいは射出成形の条件に特に制限はなく、公知の条件
から適当に選択すればよい。

成形後、バインダを熱硬化するために熱処理が施される
。　この熱処理は、金型内において行なってもよく、あ
るいは金型から脱離した後に行なってもよい。

本発明のボンディッド磁石には、上記した永久磁石材料
の粉末およびバインダに加え、必要に応じて潤滑剤、カ
ップリング剤、可塑剤、酸化防止剤等が含有されていて
もよい。

本発明の永久磁石に含有される永久磁石材料の粉末は、
前記のような組成を有する。

Ｒについてさらに説明すれば、ＲはＹを含む希土類元素
の１種以上で、特に （Ｒ’ａ（ＣｅｂＬａ＋−ｂ）＋−ａ　）で表わされる
ものであることが好ましい。

この場合Ｒ１はＣｅ、Ｌａを除き、Ｙを含む希土類元素
の１種以上、０．８０≦ａ≦１．００．０≦ｂ≦１であ
る。　なお、低コスト化をはかるためには、Ｃｅ、Ｌａ
を含むことが好ましい。

前記組成の限定理由を説明する。

希土類元素の量を表わすＸの値は５．５以上１１．７６
未満であるが、Ｘが５．５未満では保磁力ｉＨｃが低下
する傾向があり、Ｘの値が１１．７６以上となると、残
留磁化Ｂｒが著しく減少するからである。

なお、Ｘが５．５〜１１となるとより一層好ましい結果
を得る。　また、低コストで耐食性が良好な磁石が得ら
れることから、Ｘが５．５〜８であるものも好ましい。

また１−ａが０．２を超えると最大エネルギー積が低下
する。　なお、Ｒ１中にＳｍを含有させることもできる
。　ただし、Ｓｍの量は、Ｘの２０％以下とする。　こ
れは異方性化定数を低下させるからである。

なお、ＲとしてはＮｄ、ＰｒおよびＤｙが好適である。

Ｂの量ｙの値は、２以上１５未満であるが。

ｙが２未満では保磁力ｉＨｃが小さ（，１５以上ではＢ
ｒが低下する。

この場合ｙは２〜１４であることが好ましい。

ＴはＦｅ単独であってもよいが、ＣｏでＦｅを置換する
ことで磁気性能が改善され、かつキュリー温度も改良さ
れる。　しかし、ＴをＦｅ＋−ｃ　Ｃｏｅとしたとき、
置換量Ｃは０．７を超えると保磁力の低下を招（。　こ
のためＣは０〜０．７であることが好ましい。

Ｍは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｔｉ、Ｖお
よびＣｒの１種以上である。　これらを添加することに
より結晶成長が抑制され、高温、長時間でも保磁力が劣
化せず高い保磁力が得られる。

さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｎおよびＡｇの１種以上を添加
することによって、磁気特性を劣化させることなく、塑
性加工時の加工性を改善することが可能となる。

しかし、Ｍの総計量２が１５を超えると、磁化の急激な
減少をまね（。

また保磁力ｉＨｃの増加のためにはＺが０．　１以上で
あることが好ましく、耐食性を上昇させるだめには０．
５以上、より好ましくは１以上が好ましい。　Ｍ元素を
２種以上複合添加すると、単独添加の場合よりも保磁力
ｉＨｃ向上効果が大きい。　なお複合添加の場合の添加
量上限は前記したとおり１５％であり、好ましくは１０
％である。

Ｍについて詳述すると、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ
、Ｗ％Ｔｉ、ＶおよびＣｒの１種以上をＭ、とし、Ｃｕ
、ＭｎおよびＡｇの１種以上をＭ２としたとき、Ｍ２が
含有される場合のＭ、とＭ、の原子比Ｍ、：Ｍ、は、２
：ｌ〜１０：１、より好ましくは３：１〜５：１である
ことが、残留磁化および保磁力を低下させずに塑性加工
時の加工性を向上させる点から好ましい。

また、耐食性を向上させるためにはＮｉが含有されるこ
とが好ましく、この場合におけるＮｉの含有量は、Ｍと
合計して３０ａｔ％以下であることが好ましい。

なお、Ｂの５０％以下をＳｉ、Ｃ％Ｇａ。

Ａｊ２、Ｐ、Ｎ、Ｓｅ、Ｓ、０等で置換してもＢ単独と
同様な効果を有する。

さらに、高保磁力を得るための好ましい領域として、Ｘ
は７〜１１．より好ましくは８〜１０、ｙは２〜１５未
満、より好ましくは４〜１２、さらに好ましくは４〜１
０．Ｃは０〜０．７、より好ましくはＯ〜０．６．２は
０．１−１０、より好ましくは２〜１０の範囲である。

等方性で高エネルギー積を得るための好ましい領域とし
て、Ｘは１１未満、より好ましくは、１０未満、ｙは２
〜１５未満、より好ましくは４〜１２、さらに好ましく
は４〜ｌＯの範囲、Ｃは０〜０．７、より好ましくはＯ
〜０．６．２は０を含まず１０まで、より好ましくは２
〜ＩＯの範囲である。

等方性で着磁特性が良く高エネルギー積を得るための好
ましい領域として、Ｘは６〜１１、より好ましくは、６
〜１０未満、ｙは２〜１５未満、より好ましくは４〜１
２、さらに好ましくは４〜１０の範囲、Ｃは０〜０．７
、より好ましくは０〜０．６．２はＯを含まず１０まで
、より好ましくは２〜１０の範囲である。

異方性で高エネルギー積を得るため好ましいい領域とし
て、Ｘは６〜１１．７６、より好ましくは６〜ＩＯ未満
、ｙは２〜１５未満、より好ましくは４〜１２、さらに
好ましくは４〜１０、ｃは０〜０．７、より好ましくは
Ｏ〜０．６、ＺはＯを含まず１０まで、より好ましくは
２〜ｌＯの範囲である。

このような組成は、原子吸光法、蛍光Ｘ線法、ガス分析
法等によって容易に測定できる。

このような永久磁石材料は、実質的に正方晶系の結晶構
造の主相のみを有するか、あるいはこのような主相と非
晶質および／または結晶質のＲプアな副相とを有し、か
つ、副相を有する場合の主相と副相との体積比（副相／
主相）ｖの値が、（１１，７６−ｘ）／ｘの２倍以下で
ある。

この値が２倍をこえると、Ｂｒが低下し、（ＢＨ）、、
、が低下する。

また、■は、 の１倍より小さいことが好ましい。

この場合（副相／主相）比Ｖは電子顕微鏡観察により求
めればよい。

より具体的には、走査型電子顕微鏡により１００００〜
２０００００倍程度の倍率にて、無作為に抽出した５〜
ｌＯ程度の視野を、例えば画像処理してその階調により
主相と副相を分離して面積比を算出し、それを体積比と
すればよい。

第２図に、本発明で用いる永久磁石材料の走査型電子顕
微鏡写真を示す。

ところで、Ｒ−Ｔ−Ｂ化合物として安定な正方晶化合物
はＲ＊　Ｔｌ４８　（Ｒ＝１１．７６ａｔ％、Ｔ＝８２
．３６ａｔ％、Ｂ＝５．８８ａｔ％）である、　そして
、本発明では主相が実質的に正方晶構造を有し、副相は
Ｒプアな組成である。

そこで、Ｒ−Ｔ−Ｂの３元図を第１図に示す。

第１図の３元図中には、Ｒヨ　Ｔ、、ＢをＲ（１１，７
６，８２，３６，５，８８）として示す。

また、第１図の３元図においては、ＡＢＣＤで囲まれる
部分が本発明におけるＭを除外したＲ−Ｔ−Ｂの組成範
囲である。

いま、Ｒ−Ｔ−Ｂの３元図において、本発明とする。　
点Ｑの組成を融点から準静的に冷却すると、Ｒ（Ｒ１Ｔ
１４Ｂ）とＰ　（Ｔ）との２相に分離することになる。

　この場合、化学量論的にはＴとＲ２Ｔｌ４Ｂとの原子
比（Ｔ／ＲｉＴ＋−８）はＱＲ／ＰＱとなる。　そこで
、このＱＲ／ＰＱを計算すると ＱＲ／ＰＱ　　＝　　Ｑ’　　Ｒ’　　／ＰＱ　　′＝
　　［０，１１７６（１００−ｚ）−ｘ　　］　　／　
ｘであり、上記の値が得られる。　また、ｚ＝０とすれ
ば、やはり前記の値が得られる。

（副相／主相）Ｖを［０，１１７６（１００−ｚ）−ｘ
　］　／Ｘで除した値Ａの範囲は上記したとおりである
が、好ましくは０．１５〜０．９５の範囲、より好まし
くは０．３〜０．８の範囲にあるのがよい。

このような範囲内であれば、保磁力ｉＨｃおよび残留磁
化が安定して高い値を示すばかりでなく、角形性ＨＪｉ
Ｈｃが高くなり、その結果として最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘがより一層向上するからである。

上記の値Ａを上記の範囲内に制御するには、第１に高速
急冷により行うことが好ましい。

高速急冷については、後に詳述するが、液体急冷法を適
用し、通常、片ロール法を用いる。

具体的には、回転冷却ロールの周速度を制御することに
よる。　この場合の周速度は２〜５０　ｍ　／　ｓ、よ
り好ましくは５〜２０ｍ／Ｓとする。

このような周速度とするのは２　ｍ　／　ｓ未満では、
得られた薄帯のほとんどが結晶化しており、平均結晶粒
径も３μｍ以上と大きくなりすぎ、５０　ｍ　／　ｓを
こえると、上記の値Ａが太き（なりすぎるからである。

そして、周速度を好ましい範囲にすることにより、さら
に高特性（高保磁力、高エネルギー積等）が得られる。

また、本発明においては、高速急冷により得られたＡ値
を、熱処理により上記範囲にまで小さくするように構成
することも出来る。　例えば、Ａ値を一旦０．２〜１．
２の範囲に制御した後、熱処理により０．１５〜０．９
５とすることができる。

この場合の片ロール法における回転冷却ロールの周速度
は１０〜７０　ｍ　／　ｓ　、より好ましくは２０〜５
０　ｍ　／　ｓとする。

このような周速度とするのは１０ｍ／ｓ未満では薄帯の
大部分が結晶化しており、後の熱処理により非晶質部分
の結晶化あるいは結晶成長が不要な組織となり、７０　
ｍ　／　ｓをこえると、Ａ値が大きくなりすぎるからで
ある。

熱処理は、不活性雰囲気もしくは真空中において４００
〜８５０℃の温度範囲にて０．０１〜１００時間程度焼
鈍する。

このような雰囲気とするのは、薄帯等の酸化防止のため
である。

また、このような温度範囲とするのは、４００℃未満で
は結晶化あるいは粒成長がおこらないからであり、８５
０℃を超えると、Ａ値が上記範囲外となることがあるか
らである。

０．０１時間未満では熱処理による効果が小さ（，１０
０時間を超えてもそれ以上特性は向上せず、経済的に不
利となるだけである。

このように、本発明においては、必ずしも熱処理を用い
る必要がな（工程が容易である。

本発明において実質的に正方晶系の結晶構造の主相は過
飽和にＭが固溶した準安定なＲ２Ｔ１４Ｂ相であり、そ
の平均結晶粒径は０．０１〜３μｍ、好ましくは０．０
１〜１μｍ、より好ましくは０．０１〜０．３μｍであ
る。　このような粒径とするのは、０゜０１μｍ未満で
は結晶の不完全性のために保磁力ｉＨｃがほとんど発生
しなくなり、３μｍをこえると、保磁力ｉＨｃが低下す
るからである。

また、本発明においては、このような主相のみならず、
さらに非晶質および／または結晶質のＲプアな副相を有
してもよく、副相を有する方が好ましい。

副相は主相の粒界層として存在する。

Ｒプアな副相としてはａ　Ｆ　ｅ　、　Ｆｅ−Ｍ−Ｂ、
Ｆｅ−Ｂ％Ｆｅ−ＭおよびＭ−Ｂ系の非晶質または結晶
質等が挙げられる。

これらのうち、原子比において、副相のＲ含有量が主相
のＲ含有量の９７１０以下、好ましくは２／３以下、特
に０〜２／３、より好ましくは１／２以下、特にＯより
大で１７２以下であるものが好ましい。

これが上記範囲を超えると保磁力は増加するが残留磁化
が低下し、その結果として最大エネルギー積が低下する
。

なお、これらの主相および副相の組成は透過型分析電子
顕微鏡で測定するが、副相の大きさが、電子線のビーム
径（５〜２０ｎｍ）よりも小さくなることがあり、その
場合には主相の成分の影響を考慮する必要がある。

副相中のＲ以外の各元素の好ましい含有量は、原子比で
、 ０≦Ｔ≦ｉｏｏ、特に０＜Ｔ＜１００．より好ましくは
２０≦Ｔ≦９０であり、 ０≦Ｂ≦６０．特にＯＲＢ≦６０、より好ましくは１０
≦Ｂ≦５０であり、 ０≦Ｍ≦５０、特にＯＨＭ≦５０、より好ましくは１０
≦Ｍ≦４０ である。

このような組成範囲とすることにより、保磁力（ｉＨｃ
）、残留磁化（Ｂｒ）等の磁気特性が向上し、最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｗａｘが向上する。

さらに詳述すると、保磁力を向上するためには、 ０≦Ｔ≦６０、特にＯ＜Ｔ≦６０、より好ましくは１０
≦Ｔ≦５０． １０≦Ｂ≦６０、より好ましくは２０≦Ｂ≦５０． １０≦Ｍ≦５０．より好ましくは２０≦Ｍ≦であること
が好ましい。

残留磁化を向上するためには、 ６０≦Ｔ＜１００、より好ましくは７０≦Ｔ≦９０． ０＜Ｂ≦３０．より好ましくはＯ＜Ｂ≦２０． ０＜Ｍ≦３０、より好ましくは０＜Ｍ≦２０であること
が好ましい。

また、この場合、主相は、ＲとＭの含有量の合計が１１
〜１２ａｔ％である組成であることが好ましい。

この範囲からはずれると正方晶構造を維持することが困
難となる。

さらに、これらの場合、主相のＲの含有量は、６〜１１
．７６ａｔ％、特に８〜１１．７６ａｔ％であることが
好ましい。

この値が６ａｔ％未満であると保磁力が著しく低下し、
１１．７６ａｔ％を超えると保磁力は増加するが残留磁
化が低下し、　最大エネルギー積も低下する。

また、主相中のＴおよびＢは ８０≦Ｔ≦８５、より好ましくは８２≦Ｔ≦８３． ４≦Ｂ≦７、より好ましくは５≦Ｂ≦６とすることが好
ましい、　このような範囲とすることにより、希土類元
素の含有量が少なくても高エネルギー積の磁石が得られ
る。

主相および副相の組成は、透過型分析電子顕微鏡により
調べることができる。

粒界層として存在する副相の平均中は０．３μｍ以下、
好ましくは０．００１　Ｎｏ　、　２　ｕ　ｍであると
よい。

、０．３μｍを超えると、保磁力ｉＨｃが低下するから
である。

本発明のボンディッド磁石に用いる永久磁石材料は、前
記組成のＦｅ−Ｒ−ＢおよびＦｅ−Ｃｏ−Ｒ−Ｂ系の合
金溶湯を、前記したようにいわゆる液体急冷法によって
高速で冷却凝固させて得られる。

この液体急冷法は、水冷等により冷却された金属製の回
転体の表面に、ノズルから溶湯を射出して高速で急冷凝
固させ、薄帯状の材料を得る方法であり、ディスク法、
単ロール法（片ロール法）、双ロール法等があるが、こ
の発明の場合には前記のように片ロール法、すなわち１
個の回転ロールの周面上に溶湯を射出する方法が最も適
当である。　このようにロール周速度を前述のようにす
ることにより、片ロール法で前記組成の合金溶湯を急冷
凝固させることによって、保磁力ｉＨｃが約２００００
　０ｅまで、磁化σが６５〜ｌ　５０　ｅ＋ｓｕ／ｇｒ
の磁石が得られる。　　なお、このようなロール法以外
にも・アトマイズ法、溶射等の各種高速急冷法、あるい
はメカニカル・アロイイング等も本発明に適用できる。

また、このようにして得られる磁石材料は、温度特性も
良好なものである。

すなわち、残留磁化をＢｒ、温度をＴとすると、例えば
２０℃≦Ｔ≦１２０℃にて、ｄ　Ｂ　ｒ　／　ｄ　Ｔ ＝−０，０９〜−〇、０６％／℃ ｄ　ｉ　Ｈｃ　／　ｄ　Ｔ ＝−０，４８〜−〇、２５％／℃ 程度の温度特性を有する。

このように溶湯から直接急冷凝固させれば、極めて微細
な結晶質の組織あるいはこのような主相と結晶質および
／または非晶質の副相とを有する組織が得られ、その結
果前述のように磁石特性が優れた永久磁石材料が得られ
るのである。

このようにして得られる薄帯は、一般に２０〜８０μｍ
程度の厚さのものであるが、特に３０〜６０μｍとする
と、膜厚方向の結晶粒径の分布が小さ（、粒径による磁
気特性のバラツキが減少し、平均特性値が上昇する点で
好ましい。

急冷後の組織は急冷条件により異なるが、通常、微結晶
またはこれと非晶質との混合組織からなる。　そして、
さらに適宜用いられる熱処理、すなわち焼鈍することに
より、その微結晶または非晶質と微結晶からなる組織お
よびサイズをさらにコントロールでき、より高い特性が
得られる。

液体急冷法によって急冷凝固された永久磁石材料は、場
合によっては前述のように熱処理、すなわち焼鈍が施さ
れる。　この発明で対象とする成分の急冷磁石では、焼
鈍を施すことによって前記したような条件を満足するよ
うにさせるばかりではなく、さらに安定した特性が容易
に得られる。

このようにして得られた薄帯状の磁石を前述したように
粉砕して粉末とし、この粉末をバインダと混合し、プレ
ス成形あるいは射出成形することにより本発明のボンデ
ィッド磁石が得られる。

従来の高速急冷法により得られた薄帯状の磁石あるいは
、それを粉砕後バルク体となした磁石およびボンディッ
ド磁石は、特開昭５９−２１１５４９号公報に開示され
ている。　しかし従来の磁石はＪ、Ａ、Ｐ　６０　（１
０）、　ｖｏｌ　１５（１９８６）　３６８５頁に示さ
れるように飽和磁化まで着磁させるためには、４０ｋＯ
ｅ以上１１０ｋｏｅにもおよぶ着磁磁場が必要であるが
、本発明におけるＺｒ、Ｔｉ等を含有させた磁石合金は
１５〜２０ｋＯｅで十分飽和磁化まで着磁可能であると
いう利点を有し、そのため１５〜２０ｋＯｅでの着磁後
の特性は大幅に改良される。

なお、液体急冷法により得られた薄帯状の磁石を、直接
もしくは粉砕した後に塑性加工等を施して高密度かつ異
方性化することにより約２〜３倍の磁石特性の向上が見
られろ。

この塑性加工時の温度・時間条件は、焼鈍の説明におい
て前述した微結晶相が得られ、粗粒化を妨げるように選
択する必要がある。　この点に関し、本発明におけるＮ
ｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ等の添加元素Ｍは結晶成長を抑制し
、高温、長時間でも保磁力を劣化させず高い保磁力が得
られるため温間塑性加工条件を改善するという利点を有
している。

塑性加工は、ダイアップセット等の公知の方法を用いて
行なえばよい。

なお、本発明では、前記した組成および組織構造を有す
る永久磁石材料の粉末に限らず、少なくともＲ，Ｔおよ
びＢ（但し、ＲおよびＴは前記と同様である。）を含有
する永久磁石材料の粉末を用いた場合でも効果が実現す
る。

この場合、永久磁石材料の粉末の平均長径は２０〜３０
０μｍであり、かつ、永久磁石材料の粉末が、平均長径
の４倍を超える長径を有する粉末および長径が４００μ
ｍを超える粉末のいずれも実質的に含まないものとされ
る。

〈実施例〉 以下、本発明の具体的実施例を示し、本発明をさらに詳
細に説明する。

〔永久磁石材料薄帯の作製］ １０．５Ｎｄ　−６Ｂ　−３Ｚｒ　−ＩＭｎ　−ｂａ＃
　Ｆｅの組成（数値は原子百分率を表わす、）を有する
合金をアーク溶解により作製した。　得られた合金の溶
湯を、１０〜３０ｍ／抄で回転するロール表面に石英ノ
ズルを介して加圧アルゴンガス（噴出圧カニ０．２〜２
　　ｋｇｌｏｆ）により射出して高速急冷し、表１に示
す薄帯サンプルを得た。　なお、薄帯サンプルの厚さは
３０〜６０μｍであった。

表１に示す薄帯サンプルの副相の体積は、上記の冷却条
件、すなわちロールの回転速度を変化させることにより
制御した。

これらの薄帯サンプルの磁気特性を表１に示す。

また、これらの薄帯サンプルのうち、サンプルＮ００３
の断面を電解研磨した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）
により観察した。　この写真を第２図に示す。

この写真には、副相の存在がはっきりと観測される。

同様に他のサンプルについてもＳＥＭ像を得、主相の平
均結晶粒径と副相である粒界の平均厚さを調べた。

この結果を表１に示す。

さらに、このサンプルについて、Ｘ線回折分析を行った
。　この結果を第３図に示す。

第３図から、主相がＲｘ　Ｆ　ｅ　１４Ｂであること、
副相が非晶質であることがわかる。

さらに、Ｓ　Ｅ’Ｍ像を画像処理して（副相／主相）比
Ｖを求めた。

また、各サンプルの副相のＲ含有量（Ｒ１）と主相のＲ
含有量（Ｒ禽）との比Ｒ＋　／　Ｒ２を求めた。

これらの結果を表１に示す。

また、サンプルＮ００２と４の主相および副相の組成を
表２に示す。

なお、これらは、透過型分析電子顕微鏡により測定した
。

表１に示す各サンプルを、振動式磁力計を用いてまず１
８ｋＯｅで着磁径測定し、次に４０ｋｏｅでパルス着磁
後測定し、それぞれについてｔｍ率を求めたところ、サ
ンプルＮｏ、１〜４では着磁が容易であることが判明し
た。

なお、下記の組成において、上記の組成の場合と同様に
副相の体積を変化させたサンプルをそれぞれ作製したと
ころ、上記と同等の結果が得られた。

組　　成（原子百分率） １０．５Ｎｄ−６Ｂ−３Ｎｂ−ＩＴｉ−ｂａｌ　Ｆｅ１
０　　Ｎｄ−０，５Ｐｒ−６Ｂ−２，５Ｚｒ−ＩＶ−ｂ
ａｔ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ−５Ｂ−１０Ｇｏ−３Ｎｂ−Ｉ
Ｔｉ−ｂａｌ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ−５８−ＩＴｉ−ＩＭ
ｏ−ｂａｌ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ−５８−ＩＴｉ−ＩＷ−
ｂａｌ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ−５８−ＩＴｉ−ＩＭｏ−７
Ｃｏ−ｂａｌＦｅｌｏ、５Ｎｄ−５８−ＩＴｉ−ＩＷ−
７Ｃｏ−ｂａｌ　Ｆｅ１１　　Ｎｄ−６Ｂ−２Ｎｂ−Ｉ
Ｎｉ−ｂａｌ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ−６Ｂ−３Ｚｒ−０，
５Ｃｒ−ｂａｔ　Ｆｅ１０．５Ｎｄ−６Ｂ−３２ｒ−Ｉ
Ｔｉ−１０Ｃｏ−ｂａｌ　Ｆｅ１１　　　Ｎｄ−ｌＰｒ
−５Ｂ−３Ｚｒ−ＩＴｉ−ｂａｔ　　Ｆｅ１０．５Ｎｄ
−６Ｂ−２，５Ｎｂ−１，５Ｖ−ｂａｌ　　Ｆｅ１０　
　　Ｎｄ−ｌＬａ−５８−１０（：ｏ−３Ｎｂ−ＩＴｆ
−ｂａｌ　　Ｆｇｌｌ　　　Ｎｄ−５，５Ｂ−２Ｔｉ−
ＩＮｉ−ｂａｌ　　Ｆｅ［コンプレッションボンディッ
ド磁石の作製］薄帯サンプルＮｏ、３を振動ボールミル
により粉砕し、表３に示す種々の平均長径を有する永久
磁石材料の粉末を得た。　表３に示すサンプルＮｏ、５
に用いた永久磁石材料の粉末のＳＥＭ写真を第４図に示
す。

これらの各粉末について、平均長径の４倍を超える長径
を有する粉末の数と、長径が４００μｍを超える粉末の
数との合計を求めた。　この合計の全測定粉末数に対す
る百分率を、表３に粗大粉末量として示す。　なお、こ
の場合の平均長径はＳＥＭ写真から求めた数平均値であ
り、測定粉末数は４００個とした。

次に、各粉末をエポキシ樹脂と混合した後、プレス成形
し、さらに熱処理を施してコンプレッションボンディッ
ド磁石サンプルを得た。　エポキシ樹脂は永久磁石材料
の粉末に対し２ｗｔ％とじた。

プレス成形の圧力保持時間は１秒間とし、印加圧力は４
０００　　ｋｇ／ｃｍ”　した。　また、熱処理は、１
５０℃にて１時間行なった。

得られたサンプルをダイヤモンドソーで切断して樹脂に
埋め込んだ後、研磨し、断面に現われた永久磁石材料の
粉末の長径を測定したところ、成形前の長径がほぼ保存
されていたが、粉末にヒビやワレが生じており、粉末１
個が３〜ｌＯ個程度に割れていた。　なお、測定は、Ｓ
ＥＭ写真により行なった。　表３に示すサンプルＮ０１
５の断面のＳＥＭ写真を第５図に示す。

これらのサンプルに４０ｋＯｅでパルス着磁を施した。

［インジェクションボンディッド磁石の作製］コンプレ
ッションボンディッド磁石の場合と同様にして、種々の
平均長径を有する永久磁石材料の粉末を得た。　各粉末
の平均長径および粗大粉末量を表４に示す、　これらの
測定は、コンブレッジ目ンボンデイツド磁石と同様にし
て行なった。　これらの粉末をポリアミド樹脂と混合し
た後、射出成形し、インジェクションボンディッド磁石
サンプルを得た。

ポリアミド樹脂は、永久磁石材料の粉末に対し７ｗｔ％
とじた。

射出成形は、下記の条件で行なった。

樹脂温度　　　　　　　　２５０℃ 射出圧力　　　　　　　　８００　　ｋｇ／ｃｍ”射出
時間　　　　　　　　　　５秒間 冷却時間　　　　　　　　　１０秒間 得られたサンプルをダイヤモンドソーで切断して樹脂に
埋め込んだ後、研磨し、断面に現われた永久磁石材料の
粉末の長径を測定した。

この結果、サンプル内の永久磁石材料の粉末の長径は、
成形前の長径とほぼ等しいものであったが、粉末のエツ
ジ部に欠けが生じていた。

第６図にサンプルＮｏ、５の断面のＳＥＭ写真を示す、
　第６図には、長径約１０μｍ以下の微粉末が前述した
面積比で２０％程度観察されるが、これは、射出成形時
に永久磁石材料の粉末が粉砕されて生じた微粉末と、粉
末の充填率を向上させるために予め混合しておいた微粉
末である。　なお、予め混合した量は、１０％（個数）
程度である。

これらのサンプルに４０ｋＯｅでパルス着磁を施した。

これらのサンプルについて（ＢＨ）ｗａｘを測定した。

　また、永久磁石材料の粉末の充填率も測定した。

コンプレッションボンディッド磁石の結果を表３に、イ
ンジェクションボンディッド磁石の結果を表４に示す。

なお、このようにボンディッド磁石としても、主相の平
均結晶粒径、粒界としての副相の平均厚さおよびＡ値に
ついては、薄帯サンプルＮｏ、３に対し変化を示さなか
った。

コンプレッション ボンディッド磁石 サンプルＮｏ。

インジェクション ボンディッド磁石 サンプルＮｏ。

表 （ＢＨ）ｗａｘ　　充填率 永久磁石材料の粉末 平均長径　　粗大粉末量 （μｍ）　　　　　（％）　　　　（ＭＧＯｅ）（％） Ｏ０ １２，６ １２，７ １３，０ １２，７ １２，０ １１，５ 表 永久磁石材料の粉末 平均長径　　粗大粉末量 （μｍ）　　　　　（％）　　　　ｆＭＧＯｅ）（ＢＩ
３順　充填率 （％） ７．８ ６．８ ８．０ ６．８ ７．９ ７．３ 以上の実施例の結果から、本発明の効果が明らかである
。

〈発明の効果〉 本発明によれば、高速急冷法を適用して永久磁石を製造
しているため、平衡相以外に非平衡相を用いることが可
能であり、Ｒ含有量が５．５以上１１．７６原子％未満
と少なくとも、また等方性であっても高保磁力、高エネ
ルギー積を示し、実用に適した高性能の永久磁石材料が
得られる。

Ｒを例えばＮｄとした場合、Ｍの添加は約１０原子％Ｎ
ｄ以上では特に高保磁力化に寄与し、また低コスト化が
可能な約１０原子％Ｎｄ未満では特に最大エネルギー積
（ＢＨ）Ｉｌａｘの向上に寄与する。

またＭは保磁力向上に対する寄与も大きい、　このよう
な傾向はＮｄのみならず、他の希土類元素を用いた場合
もほぼ同様な傾向を示す。

上述のような高保磁力化の原因としては、Ｒ含有量が本
発明の範囲、特に１０原子％未滴の場合は従来のＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ磁石に見られるような安定な正方晶ＲヨＦｅ＋Ｊ
化合物を使用する保磁力機構ではな（、高速急冷法によ
り過飽和にＭ元素が固溶した準安定なＲ＊Ｆｅ＋４Ｂ相
を主相とした微細組織が原因となると考えられる。　通
常Ｍは約２　　ａｔ％までは安定に高温に固溶しつるが
、２ａｔ％以上固溶するためには高速急冷法を用いなけ
れば不可能であり、準安定に存在すると考えられる。

それゆえ、添加元素Ｍは低Ｒ組成でも ＲｔＦ８＋Ｊ相を安定化するが、この作用は高速急冷法
においてのみ得られるものであり、焼結磁石ではこのよ
うな効果はない。

また、本発明においては上記の主相のみならずＲプア結
晶質および／または非晶質の副相を有する方が好ましい
。　このような副相を有することによってピンニングサ
イトのための境界相として働き、主相同士の結合を強化
する働きを有する。

また着磁も容易であり、耐食性も十分である。

従来のＲ−Ｔ−Ｂ磁石は、Ｒ，Ｔ、Ｂ相思外に腐食され
易いＢ−リッチ相および／またはＲ−リッチ相を含むた
め、厳重な錆対策が必要であった。

本発明に用いる永久磁石材料は、はぼＲ２Ｔ　、４Ｂか
らなる主相およびＲプアな副相より成るため、耐食性が
改善され、錆対策を殆んど必要としないか、あるいは簡
単な処理で使用することも可能である。

そして、本発明によれば、永久磁石材料の粉末の充填率
を向上させることができるので、このような永久磁石材
料の高い特性を有効に利用することができる。

また、充填率向上効果は、本発明における組成に限らず
、Ｒ−Ｔ−Ｂ系の一般のボンディッド磁石についても実
現する。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明に用いる永久磁石材料の組成を説明す
るための３元図である。 第２図は、結晶構造を示す図面代用写真であって、本発
明に用いる永久磁石材料の走査型電子顕微鏡写真である
。 第３図は、本発明に用いる永久磁石材料のＸ線回折図で
ある。 第４図は、粒子構造を示す図面代用写真であって、本発
明に用いる永久磁石材料の走査型電子顕微鏡写真である
。 第５図は、粒子構造を示す図面代用写真であって、コン
プレッションボンディッド磁石の断面の走査型電子顕微
鏡写真である。 第６図は、粒子構造を示す図面代用写真であって、イン
ジェクションボンディッド磁石の断面の走査型電子顕微
鏡写真である。 ＦＩＧ、１ Ｒ（ａｔシ・） ＦＩＧ。 ｅ （、’ｉ） ニ ■・′ ■ （＋。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）Ｒ＿ｘＴ＿１＿０＿０＿−＿ｘ＿−＿ｙ＿−＿ｚ
   Ｂ＿ｙＭ＿ｚ（但し、ＲはＹを含む希土類元素の１種以
   上であり、ＴはＦｅで あるかまたはＦｅおよびＣｏである。また、５．５≦ｘ
   ＜１１．７６、２≦ｙ＜１５、 ｚ≦１５であり、ＭはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍ
   ｏ、Ｈｆ、ＴａおよびＷの１種以上である。）の組成を
   有し、実質的に正方晶系の結晶構造の主相のみを有する
   か、あるいはこのような主相と非晶質および／または結
   晶質のＲプアな副相とを有し、かつ副相を有する場合、
   主相と副相との体積比（副相／主相）ｖの値を（１１．
   ７６−ｘ）／ｘ で除した値が２以下であり、平均長径が２０〜３００μ
   ｍである永久磁石材料の粉末と、バインダとの混合物を
   成形して形成されたことを特徴とするボンディッド磁石
   。 （２）前記永久磁石材料の粉末が、平均長径の４倍を超
   える長径を有する粉末および長径が４００μｍを超える
   粉末のいずれも実質的に含まないものである請求項１に
   記載のボンディッド磁石。 （３）前記永久磁石材料の粉末が扁平状であり、その厚
   さが２０〜８０μｍである請求項１または２に記載のボ
   ンディッド磁石。 （４）前記ｖの値を ０．１１７６（１００−ｚ）−ｘ／ｘ で除した値が１より小さい請求項１ないし３のいずれか
   に記載のボンディッド磁石。 （５）主相と副相とを有し、原子比で副相のＲ含有量が
   主相のＲ含有量の９／１０以下である請求項１ないし４
   のいずれかに記載のボンディッド磁石。 （６）前記バインダが熱硬化性樹脂であり、成形がプレ
   ス成形によって行なわれる請求項１ないし５のいずれか
   に記載のボンディッド磁石。 （７）前記バインダが熱可塑性樹脂であり、成形が射出
   成形によつて行なわれる請求項１ないし５のいずれかに
   記載のボンディッド磁石。 （８）永久磁石材料が高速急冷により得られた薄帯であ
   る請求項１ないし７のいずれかに記載のボンディッド磁
   石。 （９）少なくともＲ、ＴおよびＢ（但し、ＲはＹを含む
   希土類元素の１種以上であり、ＴはＦｅであるかまたは
   ＦｅおよびＣｏである。）を含有する永久磁石材料の粉
   末とバインダとの混合物を成形して形成されたボンディ
   ッド磁石であって、 前記永久磁石材料の粉末の平均長径が２０〜３００μｍ
   であり、かつ、この永久磁石材料の粉末が、平均長径の
   ４倍を超える長径を有する粉末および長径が４００μｍ
   を超える粉末のいずれも実質的に含まないことを特徴と
   するボンディッド磁石。