JPH02501101A - 希土類金属‐遷移金属‐ホウ素系異方性焼結磁石の製造方法 - 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】 超急冷希土類−鉄一硼素合金リボン状薄片から希土類−鉄一硼素異方性焼結磁石 を製造する方法［産業上の利用分野］ 本発明は高エネルギー積を有する希土類金属−遷移金属−ホウ素（Ｒ−Ｔ−Ｂ） 永久磁石に関し、特に、急冷Ｒ−Ｔ−Ｂ合金粉末の成形体の焼結により異方性永 久磁石を製造する方法に関する。

［従来の技術］ Ｒ−Ｔ−Ｂ永久磁石合金として、Ｎ、Ｃ，にｏｏｎとＢ、Ｎ、Ｄａｓが、（Ｆｅ ０．８２＝　０．１８　０．９　０．０５’　Ｌａ０．０５”’晶質及Ｂ　’） 　Ｔｂ び結晶合金の磁気特性について＾ｐｐ１．Ｐｈｙｓ、Ｌｅｔｔ、　３９　（１０ ）（１９８１）、８４０　（参考文献１）に開示している。彼等は、合金の結晶 化が９００にという比較的高温で起り、固有保磁力の劇的な増加の始まりを示す ことを述べている。

彼等は、この結晶化した状態の合金が低コバルト永久磁石として、潜在的に有用 であることを見い出した。

Ｊ、Ｊ、Ｃｒｏａｔは、永久磁石用の磁気特性を有する非晶質Ｒ−Ｆｅ−Ｂ　（ Ｎｄ及び／又はＰｒはＲとして特に使用される）合金を特開昭５９−０６４７３ ９号公報（参考文献２゜米国特許出願第４１４９３６号及び第５０８２６６号に 対応）および特開昭６０−００９８５２号（参考文献３．これは、米国特許出願 番号第５０８２６６号と第５４４７２８号に相当する）において提案した。参考 文献２と３は、Ｆｅの代わり、またはＦｅの一部として他の遷移金属を使用する ことを開示している。これらの磁石特性は、２０〜４００ｎＩＩ　Ｎｄ　Ｆｅ１ ４Ｂ磁性結晶粒子が非晶質鉄相中に分散されている微細構造に起因するものと考 えられていた。更にＲ，に、Ｈｉｓｈｒａ著の磁気及び磁性材料５４−５７（１ ９８６）４５０（参考文献４）を参照。

急冷合金薄帯は、例えば、Ｅｇａｉ　ｉの論文″Ｌｏｗ　−ＦｉｅｌｄＨａｇｎ ｅｔｉｃ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　Ａｎｏｒｐｈｏｕｓ　Ａ１１ｏｙｓ　 （非晶質合金の低磁場磁気特性）　”　、Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｔｈｅ　Ａｎ ｅｒｉｃａｎ　ＣｅｒａｌｃＳｏｃｉｅｔｙ　、　Ｖｏｌ　、　６０　、　Ｎｄ ３〜４　、３月〜４月、１９７７゜１）、１）、１２８−１３３　（参考文献５ ）、に開示された片ロール法により準備される。

同様な片ロール法は参考文献２及び３に、“メルトスピニング法”として開示さ れている。すなわち、Ｒ−Ｔ−Ｂ合金溶湯は、小さなオリフィスを通り、高速で 回転する銅ロールの外周面上へ射出される。その合金溶湯は、ロールにより急速 冷却され急冷合金薄帯を形成する。そして、比較的速い冷却速度では、非晶質合 金が生成され、比較的低速度では金属は結晶化する。

参考文献２及び３によると、比較的低温のロール表面上での合金薄帯の冷却速度 を制限する主たる要素は厚さである。もし急冷合金薄帯が厚すぎると、冷却表面 から最も離れた金属部分は非常にゆっくりと冷却され、軟磁性状態で結晶化する 。もし、合金が非常に急速に冷却される。ならば、合金は非晶質状態と非常に緻 密な結晶状態の間の微細構造を持つ、すなわち、薄帯の冷却表面から離れた冷却 速度が比較的ゆっくりである面は、より結晶化するが、冷却表面に衝突した急速 に冷却されている他方の面は、はとんど結晶化しない、そのため、結晶の大きさ は、急冷合金薄帯の厚み方向で異なる。

参考文献２と３は、厚さを横切る方向での結晶粒径が、実質的に均一なものは、 厚さ方向での結晶粒径が異なるものより、すぐれた永久磁石特性を示す傾向があ るということを述べている。

実用的な磁石を製造するために、非晶質合金は粉砕され、ボンド磁石に成形され る。これについての参考文献としては、ミネソタ州のｓｔ、　Ｐａｕｌで、１９ ８５年４月２９日に開催された国際磁気会でＲ，Ｗ、Ｌｅｅにより発表されＩ　 ＢＥＥＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ　ｏｆ　Ｈａｇｎｅｔｉｃｓ　、　ＨＡＧ−２ ２、８［１５、１９８５年の１９５８ページに掲載された“ＰＲＯＣＥＳＳＩＮ Ｇ　０ＦＮＥＯＤＹＨＩＵＨ−ＩＲＯＮ−ＢＯＲＯＮ　ＭＥＬＴ−８ＰＵＮ　Ｒ ＩＢＢＯＮＳ　Ｔｏ　ＦＵＬＬＹＤＥＮＳＥ　ＨＡＧＮＥＴＳ　（ネオジム−鉄 −ホウ素溶融紡績薄帯の高密度磁石への処理）”なる論文（参考文献６）がある 。

［発明が解決すべき課題］ 一般的に、非晶質合金はその結晶学上の等方性の故に等方性磁石のみを与える。

これは、高性能異方性磁石は非晶質合金から得られないことを意味する。

しかしながら、参考文献６はまた、粉砕された非晶質合金の高密度にホットプレ スした試料を据え込み加工することにより磁気的配向性が非常に高められたとい うことを開示している。しかしこの技術は、依然、充分高いエネルギー積を有す る異方性永久磁石を与えることはできない０例えば、ホットプレスした磁石は、 ７　、９　ｋ　Ｇａｕｓｓの残留磁束密度を、１６ｋＯｅの固有の保磁力ＩＨＣ と１３８ＧＯｅのエネルギー積（Ｂ　Ｈ）　ｍａｘを有する。

特開昭６０−０８９５４６号公報（参考文献７）は高い保磁力を有する急冷Ｒ− Ｆｅ−Ｂ永久磁石合金を開示している。この合金は主に正方晶の５μｍより小さ な非常に緻密な複合構造を含んでいて、そして−１００タイラーメツシユ（３０ ０μｍより小）の粒度を有する粉末に粉砕され、ボンド磁石とされている。参考 文献７は、粉砕された粉末の焼結磁石への適用の可能性を示唆しており、合金表 面へのＸ線回折顕微鏡によりＣ軸異方性が確認されたことを述べているが、異方 性焼結磁石は開示していない、実際に、その粉砕された粉末は、磁気的に整列さ れず、それゆえ、高磁気異方性を有する焼結磁石は得られなかった。

佐用らは、特開昭５９−０４６００８号公報（参考文献８）でＲ（特にＮｄ）、 Ｆｅ、Ｂよりなる合金インゴットから通常の粉末冶金法により製造した異方性Ｒ −Ｆｅ−Ｂ焼結磁石を提案した。この焼結磁石は公知のＳｍ−Ｃｏ磁石より永久 磁石としては、より優れた磁石特性を示した。

しかしながら、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ合金は、磁石の製造工程で酸化され易い、というの は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ合金インゴットは、金属間化合物Ｒ２Ｆｅ１４Ｂの磁性結晶相 と、Ｒ富裕（Ｒ−ｒｉｃｈ）の固溶体相よりなり、そして、この固溶体相は、非 常に酸素に活性であるからである。さらに、この固溶体相は、一様な粒子に粉砕 することは難しい、それゆえ、高エネルギー積を有する耐腐食性異方性焼結磁石 を製造することは難しい。

従来技術において、急冷Ｒ−Ｔ−Ｂ合金薄帯は、小さな粒度分布を有する粉末に 、容易に粉砕され、合金インゴットに比べて優れた耐腐食性を有することが公知 である。

それゆえ、本発明の目的は、急冷合金薄帯から、異方性焼結磁石を製造する方法 を提供することにある。

本発明のもう一つの目的は、例えば、（ＢＨ）ｎａｘが１３８ＧＯｅ以上の優れ た磁石特性を有する異方性焼結磁石を提供することにある。

本発明のさらにもう１つの目的は、各粒子が高い均一の結晶配向を有する急冷合 金粉末を得る方法を提供することにある。

［課題を解決するための手段］ 本発明は、希土類−遷移金属−ホウ素（Ｒ−Ｔ−Ｂ）焼結磁石を、Ｒ２Ｔ１４Ｂ 結晶粒子を含む合金粉末を準備して、磁界中にこの粉末を挿入し、そして所要の 形状に成形して、焼結温度で焼結することによって製造する方法に関するもので ある。

本発明によれば、Ｒ−Ｔ−８合金粉末は、溶融状態のＲ−Ｔ−Ｂ合金を準備する 工程と、溶融状態から急冷して所定の粒子径の結晶粒子を有するとともに所定の 厚みを有する急冷合金薄帯及び／又は鱗片にする工程と、この急冷合金薄帯及び ／又は鱗片を粉砕して上記厚さより小さな値の平均粒径の粉末にする工程によっ て製造された急冷合金粉末であり、各々の粉末粒子は一定方向に伸びる結晶粒を 含みそれにより磁界中で磁気的に配列することができる。

各々の薄帯及び／又は鱗片は好ましくは、２０〜５００μｍ（より好ましくは（ ５０〜５００μｍ））厚さを有し、そして結晶粒子は１０μｍ以下（好ましくは １〜１０μｍ）の平均粒子径を有している。粉砕粉末は、平均粒径０．３〜１５ μｍ（好ましくは、１．５〜３μｍ）を有することが好ましい。

焼結は、上記結晶粒子が、粒径７〜３０μｍに成長するように行われることが望 ましい。

Ｒ−Ｔ−８合金粉末は、重量で、Ｒ２８，Ｏ〜６５．０％残部Ｔ及びＢよりなる ことが望ましい、Ｒ−Ｔ−Ｂ合金中の遷移金属成分子は、Ｆｅ　Ｃｏｘ　（ｘは ０．３５以１−× 下）で表わされるＦｅ及びＣｏであろう。

薄帯及び／又は鱗片は、片ロール法、すなわち、Ｒ−Ｔ−Ｂ合金溶湯を小さなオ リアイスを通過して、所定の速度で回転するロールの外周面上に射出され、そし て射出された合金溶湯は急冷され急冷合金薄帯及び／又は鱗片状急冷合金にする 方法により製造される。

本発明のもう１つの態様によると、合金溶湯は、冷却板上に噴霧されるか又はア トマイズされ、平らな鱗片状急冷合金となる。

粒径分布の小さな結晶粒を有する粒子よりなる粉末を製造するために合金溶湯は 、薄帯又は鱗片の両面で、互いにずれた冷却開始時間をもって急冷される。同様 の目的で、急冷粉末に、６５０〜９５０℃の温度で熱処理を施すことができる。

本発明は本発明者らによって観察された次の新事実に基づいている。即ち、本発 明者らは、Ｎｄ２Ｆｅ１４ＢのようなＲ２７１４Ｂの磁性結晶粒子は、優勢な結 晶成方向を結晶粒子のＣ−面方向にもっていることを見い出した。さらに、成長 した結晶粒子が５μｍ以下の粒子径のとき、急冷Ｒ−Ｔ−Ｂ合金薄帯中のＣ−面 は、この合金薄帯の表面に沿う方向に配向する傾向がある。結晶粒子が５μｍよ り大きく成長したときには、結晶は針状になり、結晶のＣ−面は急冷合金薄帯の 表面に垂直の方向に配向する。

これらの事実から、結晶が一般的に等しく比較的大きな粒子径を有するように均 一に成長したとき、急冷合金薄帯は、高い異方性を有することが判明した。この 異方性急冷合金薄帯を粉砕することによって得られる粉末は磁界中で磁気的に配 列することができ、それゆえ、磁場配向、成形。

焼結工程を経て異方性焼結磁石を製造することができるということがわかるであ ろう。

しかしながら、片ロール法において、急冷合金薄帯の厚さ方向において結晶粒子 径が異っている。というのは冷却ロール外周面と薄帯の自由面間で冷却速度が異 るからである。

従って、結晶粒子の方向はまた、厚さの方向で異っている。

これに関連して、本発明者は、仮に配向が、薄帯の厚さ方向において互いに離れ た結晶粒間で異っていても、隣接した結晶粒の配向は通常は等しいことを見出し た。

簡単に言えば、本発明は、急冷合金薄帯を、その厚さより小さな値の平均粒度を 有し、Ｃ−面が一方向に延在する結晶を含む粒子からなる粉末に粉砕することに より、高い異方性を有するＲ−Ｔ−８合金粉末を作製しようと試みるものである 。粉砕された粉末は、磁気的に配列されることができ、高エネルギー積を有する 異方性焼結磁石に焼結される所要の形状に成形されることができる。

以下、発明の実施例について説明する。

Ｋ臣■ユ Ｒ３５，０ｗｔ％、Ｂｏ、９ｗｔ％実質的に残部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により準備した。Ｒ，Ｆｅ、Ｂに使用された 原料は、９７％の純度を有するＮｄ（主としてＣｅ、Ｐｒ成分よりなるその他の 希土類成分を含む）と、２０ｗｔ％のＢを含むフェロボロンと、電解鉄である。

このインゴットを、再びアルゴンガス中で高周波加熱により溶解された０合金溶 湯は、幅５關、厚さ約１００μｍを有する急冷合金薄帯を製造するために、周速 度１５ｉ／ｓｅｃで回転する銅ロール外周表面へ小オリフィスを通して射出され た。

この急冷合金薄帯は、薄帯中に分散した平均粒子径０．１μｍの細かなＲ２Ｆｅ １４Ｂ結晶粒を有していた。急冷合金薄帯は、ボールミルにより平均粒径が０． ５μｍ、１．５μｍ、３．０ｔｔｍ、５．０μｍ、１０．０）ｔｍ、１５．０μ ｍ、３０．０μｍを有する７種の成形粉末に粉砕された。

７種の各々ノ粉末は、２０　ｋＯｅ　ノ磁界中で、１ｔｏｎ−ｆ／ｃＪの圧力の もとて圧縮成形された。この成形体は真空中で１時間、続いてアルゴンガス中で １時間１０５０℃に保持されて焼結され続いて急冷されて焼結体を得た。この焼 結体はアルゴンガス中で、６３０℃の温度で１時間時効処理された。その後、こ の焼結体は約３０　ｋＯｅの磁界中で着磁して磁石にされた。

この磁石は、磁石特性、すなわち、残留磁束密度Ｂｒ。

保磁力ＩＨＣ及び最大エネルギー積（Ｂ　Ｈ）　ｌａｘについて測定された。こ の測定された特性は、成形粉末の平均粒径と関係して第１図に示される。

第１図から、平均粒径が急冷合金薄帯の厚さよりもかなり小さな１５μｍより小 さなものにおいては、（Ｂ　Ｈ）ｌｌａＸが１６ＨＯｅより大であることがわか る。

第１図から、（Ｂ　Ｈ）　ｎａｘは、１０μｍより小さな平均粒径において増加 し、５μｍ以下の平均粒径においてはさらに増加することがわかる。

成形粉末の平均粒径には下限はないが、０．３μｍ以上のものが実用上型まれる 。

割隻■ユ Ｒ４０ｖｔ％、Ｂ１．０ｗｔ％、残部Ｆｅよりなる合金インゴットが、実施例１ と同様な方法にて製造された。Ｒの原料は、Ｃｅ５ｗｔ％、Ｐｒ１５ｗｔ％実質 的に残部がＮｄよりなるジジウムにＤｙ５ａｔ％を添加したものよりなる。

フェロホロンと電解鉄がＢとＦｅの原料として用いられた。

この合金インゴットから、実施例１と同様な方法で、周速度３０１１／ＳｅＣで 回転するロールを用いて急冷合金薄帯を製造した。この急冷合金薄帯は、約２關 幅で約５０μｍの厚さを有していた。この急冷合金薄帯に分散したＦ２［０１４ Ｂ結晶粒子は平均粒子径が約０．０１μｍを有していた。

この急冷合金薄帯は平均粒径が２．０μｍと２０．０μｍを有する２種の粉末に 粉砕された。

この２種の粉末から、実施例１と同様な方法で２種の焼結磁石が各々製造され、 磁石特性が測定された。

第１表に測定したデータを示す。

第　１　表 第１表から、平均粒径２．０μｍの粉末を使うことにより、他の大きな平均粒径 の粉末と比較して、高い磁石特性が得られることがわかる。

Ｘ１■ユ 純度９７％のＮｄ　（Ｐｒ、Ｃｅ及びその他の希土類金属を含む、）と、フェロ ボロンと、電解鉄と、電解コバルトと、純度９９．９％のアルミニウムとを用い て、実施例１と同様な方法にてインゴットを準備した。

このインゴットはＲ４０，０ｗｔ％、Ｂｏ、９ｗｔ％、残部Ｆ　ｅ　７７ＣＯ２ ０Ａ　Ｊ　３よりなる。

このインゴットから、５　ｎ／ｓｅｃの周速度で回転するロールを使用して、実 施例１と同様な片ロール法により、鱗片状急冷合金を得た。各々の鱗片状急冷合 金は約５量目の幅と約１５０μｍの厚さを有し、各々の鱗片状急冷合金中に分散 した結晶粒子の平均粒子径は約０．５μｍであった。

これらの鱗片状急冷合金は、平均粒径２，５μｍと２０．０μｍを有する２種の 粉末に各々粉砕された。この２種の粉末から、２種の磁石を実施例１と同様な方 法で製造し、その磁石特性を測定した。これを第２表に示す。

第　２　表 平均粒径２．５μｍの粉末より作製された磁石の磁石特性は、平均粒径２０．Ｏ ｘ１ｍの粉末から作製された磁石よりも優れていた。

割１区１ 実施例１と同様な原料を用いて、Ｒ−Ｔ−Ｂ合金インゴットを実施例１と同様な 方法で準備しな、原料は、インゴットがＲ３２，０ｗｔ％、Ｂ１．０ｗｔ％、残 部Ｆｅよりなるように秤量された。

この合金から、実施例１と同様な片ロール法で、各々が約２〜５０　ｎ／ｓｅｃ 範囲内の周速度をもって７種の急冷合金薄帯を作製した。

７種の急冷合金薄帯は、それぞれ１〜１５Ｉｌｆｆｉの範囲内の幅と、１０μｍ 、２０μｍ、５０μｍ、１００μｍ、２００μｍ、５００μｍ、１０００μｍの 異なる厚さを有していた。

これらの急冷合金薄帯のＸ線回折分析より次の事実が判明した。１）各々の急冷 合金薄帯は、その中に分散されたＲ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒子を含む。

２）結晶粒子は、２００μｍ以下の厚さを有する急冷合金薄帯に対しては、３μ ｍ以下の粒子径であり、５００μｍ以下の厚さを有する急冷合金薄帯に対しては 、１０μｍ以下の粒子径であり、１０００μｍ以下の厚さを有する急冷合金薄帯 に２０μｍ以上の粒径の結晶粒子を含んでいた。

そして３）各々の粒径が５μｍ以下に成長した結晶粒子は薄帯の主平面に平行に 配向した０面を有する。一方、各々の５μｍより大きく成長した結晶は針状の結 晶で、薄帯の主平面と直角方向に伸びた０面を有している。

各々の急冷合金薄帯は粉砕されて平均粒径３μｍを有する粉末とされ、そしてこ の粉末は２０　ｋｏｅの配向磁場中で２１Ｏｎ−ｆ／−の圧力で成形体に圧縮成 形された。この成形体は、１０８０℃の温度にて真空中で１時間、続いてアルゴ ンガス中で１時間保持されて焼結されて、そして急冷された。この焼結体は、６ ３０℃で２時間、アルゴンガス中で時効処理された。

その後、この焼結体に３０　ｋＯｅの磁界が印加され磁石とされた。この磁石の 特性が測定された。

第２図は磁石に用いられた粉末の急冷合金薄帯の厚さと、測定した磁石特性を示 している。

第２図より（Ｂ　Ｈ）　ｍａｘとＢｒは２０μｍ以上の厚さの急冷合金薄帯を使 用することによりかなり増加し、一方ＩＨＣは１０００μｍの厚さの急冷合金薄 帯を使用することによりかなり減少することがわかる。

以下余白 因Ｊ１烈ｊ。

同様な原料を用いてＲ，３０，０ｗｔ％、Ｂ１．１ａｔ％。

Ｆｅ残部よりなる合金インゴットを準備した。この合金インゴットから急冷合金 薄帯ないし鱗片状急冷合金を同様な鋼ロールを用いた片ロール法により製造した 。これら急冷合金薄帯ないし鱗片状急冷合金の幅と厚さをそれぞれ約１〜１０鴎 の範囲及び１０〜５００μｍの範囲に渡って周速度を約１〜６０１１ＳｅＣ約１ 〜６０Ｉｌ／ＳｅＣの範囲で変化させることにより制御した。

得られた薄帯のうち高周速度のものは、非晶質合金となり、残りの急冷合金薄帯 と鱗片状急冷合金は平均粒子径が０．０１〜１０μｍを有する結晶粒子を含み、 個々の急冷合金薄帯ないし鱗片状急冷合金中に含まれる結晶粒子は小さな粒径分 布を有する。

異なる周速度で得られた、これらの急冷合金薄帯又は鱗片状急冷合金は、別々に 粉砕されて約２．５μｍの平均粒径を有する個々の粉末に形成された。

各々の粉末は、２０　ｋｏｅの配向磁界中で、１　ｔｏｎ　−ｆ／ｃＪの圧力に よって成形されて成形体とされ、この成形体は真空中で１時間そして、続いてア ルゴンガス中で１時間、１０７０℃で焼結された後、急冷された。この焼結体は ６５０℃で２時間アルゴンガス中で時効処理されて、約３０ｋＯｅの磁界の印加 により着磁されて磁石とされた。

この磁石は、磁石特性を測定された。それぞれの、粉末から作製された磁石の測 定データを第３図に粉末中の平均粒径とともに示す。

第３図から結晶粒子を含む急冷合金を用いることにより、非晶質合金を用いる場 合と比較して、磁石特性を改善できることがわかる。しかしながら、もし、結晶 平均粒子径が約１０μｍより大きいならば、非晶質合金を使用する場合と比較し て高いＩＨＣを得ることはできない。

夫臣上玉 実施例２と同様な製造方法で、同様な原料から合金インゴットを製造した。この 合金インゴットは、Ｒ３５，０ｗｔ％。

Ｂｏ、９ｗｔ％、残部Ｆｅよりなっていた。

２つの急冷合金薄帯を、周速度以外は実施例４と同様な方法により、準備した。

これら２つの急冷合金薄帯は、それぞれ５０　ｍ／ｓｅｃ及び１０　Ｉｌ／ｓｅ ｃの周速度で作製され、幅約２ｍ＋と約１０關、厚さ１５μｍと１００μｍをそ れぞれ有していた。

１５μｍの厚さの急冷合金薄帯中の結晶粒子は、粒径がサブミクロンより小さい ことが測定され、結晶粒子のあるものの０面は、急冷合金薄帯の主面に平行に配 向していることがわずかに観察された。

一方、厚さ１００μｍを有する他の薄帯は、約２μｍ又はそれ以下の結晶粒子を 含み、この粒子の０面の大部分は急冷合金薄帯の主面に平行な方向に配向してい た。

実施例４と同様な工程で、この２つの合金から、２つの磁石を製造して、磁石特 性を測定した。測定されたデータを第３表に示す。

第　３　表 厚さ１００μｍの急冷合金薄帯から作製された磁石は厚さ１５μｍの急冷合金薄 帯から作製された他の磁石よりも優れた磁石特性を示すことが判明した。

Ｋ曳％Ｊ　７ Ｒ４０，０ｗｔ％、Ｂ１．０ｗｔ％、残部Ｆｅよりなる合金インゴットを実施例 ６と同様な方法にて準備した。そして、幅約３μｍと厚さ約６０μｍを有する急 冷合金薄帯を実施例５と同様な方法で、鋼ロールを用いた片ロール法で作製した 。この急冷合金薄帯から、焼結温度として１０５０℃及び時効温度として６５０ ℃を用いた以外は実施例５と同様な工程で、磁石を得た。この磁石の磁石特性を 第４表に示す。

第４表 Ｕ自肌旦 実施例３と同様な原料を使用して、同様な方法で合金インゴットを準備した。こ の合金インゴットは、Ｒ４０，０ｗｔ％、Ｂ１．１１ｔ％、そして残部Ｆ　ｅ　 ７７ＣＯ２０Ａ　Ｊ　ｓよりなっていた。このインゴットから、各々が約１５μ ｍと約１００μｍの厚さを有する２つの急冷合金薄帯を、実施例６と同様な方法 により作製した。これら合金薄帯から、焼結温度１０３０℃と時効温度６５０℃ １時間という以外には、実施例４と同様な工程で２つの磁石をそれぞれ製造した 。

個々の磁石の磁石特性は、第５表に示されている。

第　５　表 実施例８と同様な方法で、Ｒ４０，０ｗｔ％、Ｂｏ、９ＷＴ％。

残部Ｆ　ｅ　７７ＣＯ２０Ａ　ｊ　３よりなる合金インゴットを準備した。そし て、この合金インゴットから、実施例７と同様な方法により、幅約３ｍと厚さ約 ６０μｍの急冷合金薄帯を製造した。この急冷合金薄帯から、焼結温度１０５０ ℃及び時効処理温度６３０℃を使用した以外は実施例５と同様な方法で磁石を作 製した。

第　６　表 得られた磁石は、第６表に示すような磁石特性を有していた。

ｍ旦 実施例１と同様な原料を用いて、９つの合金インゴットが実施例１に述べられた 方法によって製造された。これら９つのインゴットは、Ｂ１．０ｗｔ％の量が同 じで、Ｒ２７，５〜６５．０ｗｔ％の範囲内の異なる量、そして残部Ｆｅよりな る。これらの９つのインゴットから、９つの急冷合金を、１０〜２０　ｎ／ｓｅ ｃの範囲の異なる周速度で回転する鋼製ロールを用いた片ロール法により、作製 した。これらの急冷合金は、厚さ周速度に応じて約５０〜１００μｍの範囲を有 し、約５ｆｌの幅を有しており、各々の合金は、平均粒子狂的０．２μｍのｆｌ ｊ、ｌｌ１ｌｌ結晶粒子を有していた。また合金のあるものは、長い薄帯で、残 りは鱗片状である。

これらの９つの急冷合金を粉砕し、約２．５μｍの平均粒径を有する９つの粉末 とした。これら９つの粉末から、２’Ｏｋｏｅ配向磁界で、ｌ　ｔｏｎ　−ｆ／ ａａの圧縮することにより９つの成形体を得た。これらの成形体を７００〜１５ ００℃の範囲内で互いに５０℃の差のある異なる焼結温度で、最初の１時間は真 空中で、続いて１時間はアルゴンガス中で、合わせて２時間焼結し、その後急冷 した。得られた焼結体を、アルゴンガス中で２時間時効処理した。これら焼結体 を約３０　ｋＯｅの磁界印加により着磁し、９つの磁石を得、これらの磁石の磁 石特性を測定した。測定された磁石特性は第４図に急冷合金中のＲ成分とともに 示されている。

第４図より、Ｒ成分を２８．０〜６５．０ｗｔ％の範囲内で選択することによっ て１５８ＧＯｅ以上の（Ｂ　Ｈ）　ｌ１ａＸが得られることがわかる。

Ｘ上皿１ユ Ｒ４０，０ｗｔ％、Ｂｏ、９ｗｔ％、残部が鉄よりなる合金インゴットを実施例 ２で述べたものと同様な方法により準備した。この合金インゴットより、周速度 ３０　ｎ／ｓｅｃで回転する鋼ロールを用いて実施例１０と同様な方法で、急冷 合金薄帯を製造した。この急冷合金薄帯は、幅約２ｍで厚さ約５０μｍを有して いる。この急冷合金薄帯中の結晶粒子は約０．０１μｍの平均粒子径を有するこ とが確認された。この急冷合金薄帯を、焼結温度１０２０℃を用いた以外に、実 施例１０と同様な方法により処理して磁石を製造した。

第７図はこの磁石特性を示している。

Ｘ負」［Ｌｌ 実施例３と同様な方法で、Ｒ４０，０ｗｔ％、Ｂ１．０ｗｔ％ぞして残部Ｆｅよ りなる合金インゴットを準備した。このインゴットを、５　ＩＩ／Ｓｅｃの周速 度を用いる以外は実施例１０で示されるものと同様な鋼ロールを用いた片ロール 法によって処理し、幅約５間、厚さ約１５０μｍを有する鱗片状急冷合金を得た 。各々の鱗片状急冷合金は、平均粒子狂的０．５μｍの結晶粒子を含むことが確 認された。

これらの鱗片状急冷合金を焼結温度が１０３０℃であること以外はは実施例１０ で述べたと同様な方法で処理し、第８表に示される磁石特性を有する磁石を得た 。

第　８　表 Ｘ遣ＰＩ　１旦 純度９７％のＮｄと、Ｎｄに５ａｔ％添加したＤＹとフェロボロンと、電解鉄と 電解コバルトとを原料として用いて、Ｒ３５，０ｗｔ％、ＢＯ，’ｌｔ％、残部 がＴ＝Ｆｅ１−、Ｃｏｘ（ｘ＝０．０．１．０．２．０．３．及び０．４．それ ぞれ）よりなる合金゛インゴットを実施例１で述べたような方法で、準備しな。

これらのインゴットを溶解し、実施例１で述べたような方法で周速度１０　Ｉｌ ／ｓｅｃで回転する銅ロールの周表面へ射出して幅約５ｆｌ、厚さ約１５０μｍ の急冷合金を形成した。

各々の急冷合金は、平均粒子径０．１μｍのｗ１細な結晶粒子を含んでいた。こ れらの急冷合金を粉砕し、２．５μｍの平均粒径を有する粉末とし、２０　ｋＯ ｅの磁界中で１ｔｏｎ　−ｆ／ｃＪの成形圧により成形体に成形した。

これらの成形体を、１０６０℃の焼結温度を用いる以外は、実施例５で述べられ たものと同様な方法で処理して磁石を製造しな、第５図に測定された磁石特性を 示す、第５図からＦｅの一部をＣｏで３５ａｔ％まで置換する。ことにより（Ｂ 　Ｈ）　ｎａｘが改善されるということが判明した。

寒脹皿１Ａ ２つの合金インゴットを、実施例１３で述べられたものと同様な方法で準備した 。一方のインゴットは、Ｒ４０，０ｗｔ％、Ｂ１．０ｗｔ％、Ｍ部Ｔ（遷移金属 ）としてＦｅを含み、他方のインゴットはＲ４０，０ｗｔ％、Ｂ１．ＯＩ％。

残部Ｔ（遷移金属）としてＦｅ９ｏＣｏ１ｏよりなっていた。

これらのインゴットから、各々が幅約３ｔｍで、厚さ約３０μｍを有する急冷合 金を同様な片ロール法で製造した。各各の急冷合金は、平均粒径の微細な結晶粒 子を含むことが確認された。焼結温度１０２０℃を用いた以外は実施例１３と同 じ方法で、これらの急冷合金から２つの磁石を、それぞれ作製して、１時間時効 処理された。

第９表にこれらの磁石特性を示す。

以下余白 第　９　表 第９表より、遷移金属ＴとしてＣｏを含有することによって、Ｂｒと（Ｂ　Ｈ） 　ｌ１ａｘが改善されることが明らかである。

天上」ＬＬ旦 実施例３で述べた方法と同様にして、２つの合金インゴットを作製した。１つは 、Ｒ４０，０ｗｔ％、ｓｔ、ｉｗｔ％。

残部がＦ　ｅ　９７Ａ　ｊ　ｓよりなり、他方は、Ｒ４０，０ｗｔ％。

Ｂ１．１ｗｔ％、残部がＦ　ｅ　７７ＣＯ２０Ａ　Ｊ　ｓよりなっていた。

これらの合金インゴットから実施例１３で述べられた同様の方法で、幅約５　ｒ ｍ、厚さ約１００μｍを有する２つの急冷合金を作製した。

各々の急冷合金は、平均粒子径が０．０５μｍの結晶粒子を含んでいた。これら の急冷合金から、２つの磁石が実施例１３で述べられた同様な方法で２つの磁石 を、それぞれ製造しな、これらの磁石の磁石特性を第１０表に示す。

以下余白 第　１０　表 第１０表から、コバルトの添加がＢｒと（Ｂ　Ｈ）　１１ａｘを改善するという ことがわかる。

１１皿１亙 Ｒ３２ｗｔ％、Ｂ１．１μｌ％、残部がＦｅよりなる合金インゴットを実施例１ と同様な方法で作製した。この合金インゴットから、周速度が１０　ｉ／ｓｅａ の銅ロールを用いて同様な片ロール法で急冷合金薄帯を準備した。この急冷合金 薄帯は約５〜１０鴎の幅で約５０〜１１００ＡＬの厚さを有し、平均粒子径が０ ．３μｍの結晶粒子を含んでいた。

この急冷合金薄帯を粉砕して２．５μｍの平均粒径の粉末にし、２０　ｋＯｅの 配向磁界中で２　ｔｏｎ　−ｆ／ｃＪの圧力で成形体に成形しな。

この成形体は、１０００〜１１２０”Ｃ温度で、真空中にて１時間、更にアルゴ ン雰囲気中で１時間焼結された。その焼結体は飽和焼結密度を有し、焼結温度に 依存した平均粒子径５〜３０μｍ径の結晶粒子を含んでいた。

この焼結体を、アルゴンガス中で２時間６５０’Ｃの温度で時効処理し、その後 、３０　ｋＯｅの磁界中で着磁した。この磁石の磁石特性を測定した。

その測定データを、焼結体の平均粒子径とともに第６図に示す、第６図から、焼 結体中の平均結晶粒子径が７−３０μｍにおいて、高い磁石特性が得られること がわかる。

Ｋ１皿１１ 実施例１１で作製された、合金インゴットから実施例１６と同様な片ロール法に より急冷合金薄帯を準備した。

周速度は約１５１１／ｓｅｃとし、得られた急冷合金薄帯は、幅約５關、厚さ約 ５０μｍを有していた。この急冷合金薄帯中の結晶粒子は平均粒子径が約０．１ μｍであった。

その粉末から、実施例１６と同様な方法で、２つの成形体を成形し、９８０℃及 び１０５０℃の異なる温度で各々焼結し、その後、実施例１６と同様な方法で時 効処理した。

これらの焼結体は、十分な焼結密度（真密度）を有し、焼結温度が９８０℃と１ ０５０℃に対して、それぞれ約６μｍ及び約１５μｍの平均粒子径の成長した結 晶粒子を有していた。

焼結及び時効後、実施例１６と同様な方法で着磁されて、磁石特性が測定された 。測定されたデータを第１１表に示す。

第　１１　表 Ｘ遣ｍ旦 実施例３で示された方法により、Ｒ３５，０ｗｔ％、Ｂ１．０ｗｔ％、残部がＦ 　ｅ　７７　Ｂ　２０Ａ　Ｊ　３よりなるインゴットを作製した。このインゴッ トから、５ｍ／ｓｅｃの同速度で回転するロールを用いて、合金薄帯を準備した 。この急冷合金薄帯の幅及び厚さは、それぞれが約１０龍と約２００μｍで、急 冷合金薄帯中の結晶粒子の平均粒子径は約０．５μｌであった。

２つの成形体は実施例１７と同様な方法で、２つの成形体を形成し、それぞれ、 １０００℃と１０８０℃の温度で焼結した。これらの焼結体は、それぞれ、平均 粒子径が６μｍと１５μｍの成長した結晶粒子をもっていた。これらの焼結体は 、実施例１７と同様に時効処理され、着磁された。その磁石特性を第１２表に示 す。

第１２表 次に、片ロール法で作製した急冷合金薄帯又は鱗片状急冷合金を、その結晶粒子 の配向性を改善するために、熱処理した３つの例を説明する。

以下余白 Ｘ遣、ＰＩ３旦 実施例１と同様な方法で、Ｒ３３，０ｗｔ％、Ｂ１．０ｗｔ％、残部Ｆｅよりな る合金インゴットを準備し、そして周速度Ｉｏｍ／ＳｅＣで回転する銅ロールを 使用した片ロール法により急冷合金薄帯を製造した。各々の急冷合金薄帯は、幅 ５關、厚さ５０μｌを有している。各急冷合金薄帯には、その薄帯表面に平行に 主として配向した０面を有する１μｍ以下の粒子径のＮ　ｄ　Ｆ　ｅ　１４Ｂ結 晶粒子が分散されていることが確認された。特に、ロール表面から離れた自由表 面は、ロール表面に衝突する急冷表面と比較して、高い結晶配向性を有する大き な粒子径の結晶を有している。

これらの急冷合金薄帯を、６００℃、７００℃、８００”Ｃ，９００℃、１ｏｏ ｏ℃でそれぞれ、１時間熱処理し、約３μｍの平均粒径を有する粉末に粉砕した 。

これらの粉末を、２５　ｋＯｅの配向磁界中で、２　ｔｏｎ　・５／ａＩＩｌの 圧力で各々成形体に成形しな、これらの成形体を、１０８０℃で、真空中で１時 間続いてアルゴンガス中で１時間焼結し、冷却して焼結体を得た。焼結体を６２ ０℃で２時間時効し、約３０　ｋＯｅの磁界を印加して着磁した。得られた磁石 の磁石特性を、熱処理温度とともに第７図に示す。

第７図から、６５０℃以上での熱処理によって、Ｂｒと（Ｂ　Ｈ）　ｎａｘが、 大きく改善されることがわかる。

し−下余白 笈苅」ＬＬ旦 Ｒ３５，０ｗｔ％、ＢＯ，，９ｗｔ％、残部Ｆｅよりなるインゴットを、実施例 ２で述べたものと同様な方法で準備しな。

このインゴットから、実施例１９と同様な方法で、２つの液体急冷合金薄帯を準 備した。これらの急冷合金薄帯は薄帯の主面に平行な方向に結晶配向した粒径が ２μｍ以下の結晶粒子を含んでいた。これらの急冷合金薄帯の１つをアルゴンガ ス中で１時間８００℃で熱処理した。

この熱処理した合金薄帯と、熱処理しなかった合金薄帯とを、それぞれ粉砕して 粉末とした後、これらの粉末から、焼結温度を１０５０℃を用いること以外は、 実施例１９で述べたものと同様な方法で、焼結磁石を製造した。こうして得た磁 石の磁石特性を第１３表に示す。

第１３表 第１３表から、この熱処理により磁石特性が改善されることがわかる。

艮族皿ｌユ Ｒ４０，０ｗｔ％、Ｂ１．１ｗｔ％、残部がＦｅ７７Ｃ０２ｏＡｊ３よりなる合 金インゴットを、実施例３で述べたものと同様な方法で、準備した。このインゴ ットから実施例１９で述べたものと同様な片ロール法により、２つの急冷合金薄 帯を準備した。これらの急冷合金薄帯は、その薄帯の主面に平行に配向した粒子 径３μｍ以下のＮｄ２　（ＦｅＣＯＡｊ）１４Ｂ結晶粒子を有していた。

これらの急冷合金薄帯の１つを、アルゴンガス中で、１時間８００℃で熱処理し た。この熱処理された急冷合金薄帯及び熱処理されない急冷合金薄帯のそれぞれ を、実施例１９と同様に、粉砕し、１０５０℃の焼結温度で焼結磁石とされた。

こうして得た磁石の磁石特性を、第１４表に示す、第１４表から、熱処理によっ て磁石特性が大きく向上することがわかる。

第１４表 次に、急冷中に磁界を印加した急冷合金の実施例について説明する。

そのような急冷合金粉末を用いることによって焼結磁石が改善される。

Ｋ１匠ｌユ 実施例１で述べたものと同様な方法で、Ｒ３４，０ｗｔ％、Ｂ１．０ｗｔ％、残 部Ｆｅよりなる合金インゴットを作製した。このインゴットから、周速度約１０ ｍ／ＳｅＣで回転する銅ロールを用いた片ロール法により幅約５鴎、厚さ約５０ μｌを有する２つの急冷合金薄帯を準備した。

これらの急冷合金薄帯の１つは、急冷中に磁界を印加された。第８図は磁界の印 加しながら急冷合金薄帯を準備するために使用した装置を示す、この装置は、合 金インゴットを溶融状態に溶融する例えば、石英よりなる溶融管２１を有してい る。この溶融管２１は、合金溶湯をロール２４上に射出する為の小さなオリフィ ス２２を有している。ロール２４の対向する側に、非磁性鋼よりなり、中心軸を 共有した回転軸２６及び２６′を有する２つの中空ディスク状ゲース２５及び２ ５′が配置されている。これらの容器２５．２５’は、厚み方向に着磁されたロ ール状の永久磁石２７及び２７′を有し、それぞれ、ロール２４の対向面に同磁 極面が配置されている。従って、両方の磁石２７及び２７′からの磁束は鉄ロー ル周面で半径方向に流れる。

この実施例では、各々の磁石２７と２７′には直径２０個、厚さ２．５ＱＩ、１ 　ｋＧａＵｓｓの表面磁束密度を有するディスク状のサマリウムコバルト磁石を 使用した。直径２１（２）、厚さ２．０■を有する鉄ロールを冷却ロール２４と して使用した。その外周面での磁界は約３　ｋＯｅであった。

ロール２４の周面が約Ｉｏｎ／ＳｅＣの周速度で移動するように、回転軸２６と ２６′をいっしょに回転させながら、合金溶湯′２３をオリフィス２２を通して ロール２４の周面へ射出し、急冷合金薄帯を製造した。従って、急冷合金薄帯は ロール２４上の半径方向の磁界中にさらされた。それゆえ磁界は、急冷合金薄帯 の急冷中に、その厚み方向に印加された。

一方、第８図の磁石２７及び２７′を非磁性ロールに置き代えた装置を用いて、 他の急冷合金薄帯を準備した。したがって、この急冷合金薄帯には、全く磁界が 印加されなかった。これらの急冷合金薄帯は、Ｘ線回折により数ミクロン以下の 結晶粒子を有することが判明した。磁界印加された急冷合金薄帯は、磁界を印加 されなかった他の急冷合金薄帯と比較して、この急冷合金薄帯の主面に平行に配 向した０面を有する多くの結晶粒子を有している。

これらの急冷合金薄帯を、それぞれ、粉砕して平均粒径２．５μｍを有する粉末 とし、２０　ｋＯｅの磁界中で１　ｔｏｎ・ｆ／−の成形圧でそれぞれ成形体に 成形した。

これらの成形体を、１０６０℃の温度で、真空中で１時間、アルゴンガス中で１ 時間焼結した後冷却した。得られた焼結体を６５０℃でアルゴンガス中で１時間 時効処理した後、３０　ｋＯｅの磁界の印加により着磁した。得られた磁石の磁 気特性を第１５表に示す。

以下余白 第１５表 第１５表から、磁界の印加により、磁石特性が大幅に向上されることが判る。

次に、急冷合金薄帯及び／又は鱗片状急冷合金を一様な結晶配向性をもって製造 することによって焼結磁石の磁石特性が改善される例について説明する。

第９図は、改善された一様な結晶配向性を有する急冷合金薄帯及び／又は鱗片状 急冷合金を準備するための装置を示Ｕている。

この装置は、小さなオリフィス３２を有する例えば、石英よりなる溶融管３１を 有する。この溶融管３１内で合金３３が溶解される。冷却ロール３４はオリフィ ス３２の下に配置されており、それゆえ合金溶湯は、オリフィス３２を通って、 予しめ定められた速度で回転するロール３４の周面に射出される。

ロール３４の周面には、第９図（ａ）の拡大断面図で示されるように、近接した ２つの突起物３５の間に渭３６を規定する多くの突起物３５を形成されている。

次の実施例においては、突起物３５は、１■間隔で、径方向高さ０．５＋ｍ＋に 形成されている。

回転軸３８を有する円形の冷却板２７が、その主面をロール３４の周面に対向さ せて、ロールの側方に配置されている。

合金溶湯をロール３４の周面に射出すると、突起物３５によって、冷却板３７の 主面に、アトマイズ顆粒として、飛散される。各顆粒は冷却板の主面に衝突して 偏平化し、冷却して鱗片状急冷合金となる。

Ｋ立且ｌユ 実施例１で述べたものと同様な方法で、Ｒ３２，０ｗｔ％、Ｂ１．０ｗｔ％、残 部Ｆｅよりなるインゴットを準備した。

このインゴットから、実施例１と同様な片ロール法で、急冷合金薄帯を準備した 。この場合、ロールの周速度を約２〜８０ｍ／ｓｅｃの範囲で変化させ、約０． ５〜１５關幅と、厚さ１０，２０，５０．ｉｏｏ、２００，５００゜１０００μ Ｉを各々有する急冷合金薄帯を得た。

一方、同じインゴットから、第９図で示された装置を用いて、鱗片状急冷合金を 準備した０周速度を約２〜１００ｍ　／　５ＣＩＣ範囲に渡って変えることによ り複数のロフトの鱗片状急冷合金を準備した。それゆえ得られた鱗片状急冷合金 は、異なる周速度に依存して０．５　１０＋ｍ＋幅と約７〜１０００μｍの異゛ なる厚さを有していた。

これらの急冷合金薄帯中の粒°径の分布と結晶粒子の配向性は、実施例４中の急 冷合金薄帯と同様であることが観察された。更に、均一な結晶配向性が、片ロー ル法と比較して、飛散により、厚さ５００μｍ以下特に７−５０μｍの鱗片状急 冷合金において、改善されることが確認された。

これらの急冷合金薄帯及び複数ロットの鱗片状急冷合金を、それぞれ粉砕して、 平均粒径３μｌの粉末とし、それぞれ２ｔｏｎ−ｆ／−の圧力により２０　ｋＯ ｅの配向磁界中で成形体に成形した。

これらの成形体を実施例４と同様な条件で焼結した後、１時間６５０℃の温度で 時効処理した。その後、これらの焼結体に、３　Ｑ　ｋｏｅの磁界を印加して磁 石とした。

得られた磁石の磁石特性を片ロール法により作製された急冷合金薄帯と飛散法で 作製された鱗片状急冷合金の厚さとともに、第１０図に示した。飛散法で作製さ れた鱗片状急冷合金を用いた磁石は、厚さ５００μｍ以下の片ロール法で作製さ れた急冷合金薄帯から作製された磁石に比べて、磁石特性が向上することが判る 。更に、７μｍ以上の鱗片状急冷合金を使用することにより、かなり高いＢｒと （Ｂ　Ｈ）　［Ｉａｘが得られることがわかる。

Ｋ１皿ｌユ 実施例６で準備したインゴットから、略円形の鱗片状急冷合金１０ツトを第９図 で示す装置を用いて準偏しな、各々の鱗片状急冷合金は、厚さ１５μｍ、直径１ ｆｉを有し、約１μｌ以下の粒子径を有する結晶粒子を含んでいた。この鱗片状 急冷合金から、実施例６で述べたものと同様な方法で磁石を製造した。

得られた磁石の磁石特性を、実施例６において厚さ１５μｍを有する急冷合金薄 帯から作製された磁石の磁石特性とともに第１６表中にボす。

第１６表 本実施例は、実施例６と比較してかなり磁石特性が改善されていることがわかる 。

尺１ユ２５ 実施例８で準備したインゴットを用いて、各々が１５μｍの厚さを有し、１關の 直径を有する１０ツト分の鱗片状急冷合金を実施例２４と同様な方法で準備した 。この鱗片状急冷合金から、実施例８で述べられたものと同様な方法で磁石を製 造した。

得られた磁石の磁石特性を、実施例８の１５μｍの急冷合金薄帯から作製した試 料の磁石特性とともに第１７表に示す。

本実施例のものは、明らかに改善された磁石特性を有することがわかる。

以下余白 第１７表 次に、改善された磁石特性を与えるために他の方法により′４−備した急冷合金 粉末を用いた４つの実施例について述べる。

その方法を、第１１図を参照して説明する。第１１図に示された装置は、石英の 溶融管４１とこの溶融管４１の下方に配置されたスプレーノズル４２とを有する ０合金は溶融管４１中で溶解される。圧縮されたアルゴンガスＡｒをスプレーノ ズル４２に印加することによって、合金溶湯４３は、スプレーノズル４２を通っ て噴霧されて、噴霧化粒子Ｐになる。この方法は非晶質合金を製造する噴霧法と して従来から知られており、噴霧化粒子は冷却されて円形ボール又は顆粒となる ０図示の装置２は、銅のようなものからなる冷却板４４が、ノズル４２の下に配 置され、回転されている。噴霧化粒子Ｐは冷却板４４の主面に衝突して変形し、 冷却して小さな平板状の鱗片状急冷合金Ｆになる。

Ｋ族皿ｌ玉 Ｒ３０，０ｗｔ％、Ｂが１．０ｗｔ％、残部がＦｅよりなる合金インゴットを実 施例１と同様な溶解法で同様な原料を用いて準備した。

合金インゴットは、水冷方式を有する鋳型を用いて、厚さ約１０關で形成された 。このインゴットから、公知の噴霧法を用いて、１０ツトの顆粒又は小球を準備 した。顆粒の各々は約０．２ｒａの粒径を有していた。

一方、鱗片状急冷合金１０ツト分を、第１１図に示した装置を用いて準備した。

各々の鱗片状急冷合金の直径は約０．３關で、約１００μｌの厚さを有する。

この合金インゴット、顆粒合金及び鱗片状急冷合金の微細構造は第１２図（ａ） 、第１２図（ｂ）、第１２図（Ｃ）にそれぞれ示されている。

第１２図（ａ）で示すように、インゴットは、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂの成長した大き な結晶粒子の主相（例えば、図中のＡで示される白いところ）と、この主相中に 沈殿する鉄粒予相（小さな白い領域例えば、図中Ｂで示される）と、この主相間 に分散されたＮｄ富裕結晶相（図中Ｃで例ば黒で示される）とよりなる。

第１２図（Ｊ））で示すように、顆粒は、粒子径的５μｔを有するＮｄ２Ｆｅ１ ４Ｂ結晶の主相（例えば、図中Ａで白い領域で示される）と、この主相中に分散 された小量の鉄相（例えば、図中゛Ｂで小さな白い領域で示される。）と、この 主相間に分散されたＮｄ富富裕上例えば図中Ｃで黒く示される）とよりなる。

第１２図（ｃ）に示すように、鱗片状急冷合金は、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂの針状結晶 粒子の主相と、結晶粒子の界面でのＮｄ富富裕上よりなる。結晶粒子の０面は、 概して鱗片状急冷合金の主面に垂直な方向に配向する。

この合金インゴット、１０ツトの顆粒、１０ツトの鱗片状急冷合金を、それぞれ 粉砕し平均粒径３．０μｍを有する粉末に形成した。

各々の粉末を、２５　ｋＯｅの配向磁界中で、２ｔｏｎ−ｆ／−の圧力により、 ６つの成形体に圧縮成形しな、これらの６つの成形体を、１０００℃、１０２０ ℃、１０４０℃、１０６０℃、１０８０℃、１１００℃で最初の１時間と次の１ 時間それぞれ真空中で焼結し、それからのち冷却した。

得られた６つの焼結体を、６５０℃で５時間、約３０ｋＯｅの磁界の印加により 着磁した。得られた磁石の磁石特性を、異なる合金粉末製造方法とともに第１３ 図に示す。

第１３図から明らかなように、顆粒粉末から作製された磁石は、インゴット粉末 から作製された磁石よりすぐれた磁石特性を有するけれども、鱗片状急冷合金粉 末から作製された磁石は、その他の粉末から作製された磁石よりも磁石特性が優 れているということがわかる。

火１叢ｌユ Ｒ３０，５ｗｔ％、Ｂ１．０ｗｔ％、残部がＦｅよりなるインゴットを、実施例 １で述べたものと同様な方法で準備した。このインゴットから、粒径５０μ■を 有する１０ツトの顆粒と、直径約５０μｍ、厚さ約３０μＩを有する鱗片状急冷 合金を公知のガスアトマイズ法と、第１１図に示された装置を用いた方法により 、それぞれ準備した。これらの顆粒と鱗片状急冷合金は、３μｍ以下のＮｅ２Ｆ ｅ１４Ｂ結晶粒と結晶間の界面のＮｄ富裕相とよりなるｙ＆１Ｉｌｌｌ構造を有 していた。更に、Ｘ線回折により各鱗片状急冷合金の結晶粒子の０面は、この鱗 片状急冷合金の主面に平行な方向に均一に配向されているということがわかった 。

これらの顆粒と鱗片状急冷合金をそれぞれ平均粒径４μｍの粉末に粉砕し、実施 例２６で述べたものと同様な方法で、それぞれ成形体に形成した。

得られた成形体を、１０８０℃で、真空中にて１時間、続いてアルゴンガス中で １時間焼結して冷却した。これらの焼結体を、６５０℃で５時間時効処理してか ら、２５ｋＯｅの磁界中で着磁しな。

これらの磁石の磁石特性を１．第１８表に示す、顆粒粉末から作製された磁石は 、優れた磁石特性を有するが、鱗片状急冷合金より作製されたその他の磁石の方 が、これらより優れている。

第１８表 犬１」（１旦 実施例２で述べられたような方法でインゴットを′４．備した。このインゴット はＲ３１，５ｗｔ％、Ｂｏ、９ｗｔ％、残部Ｆｅよりなる。

このインゴットから、直径約０．１＋ｍを有する１０ット分の顆粒と、各々が直 径０．３關で厚さ５０μｔを有する１０ット分の鱗片状急冷合金を実施例２７と 同様な方法で作製した。これら顆粒及び鱗片を、それぞれ、粉砕して千均粒狂的 ３．５μｍを有する粉末とし、実施例２６と同様な方法で、それぞれ成形体に成 形した。これらの成形体を１０６０℃で焼結した後、冷却した。

これらの成形体を６５０℃で３時間時効処理し、それから２５　ｋＯｅの磁界中 で着磁した。

得られた磁石の磁石特性を第１９表に示す。

第１９表 Ｒ３２，０ｗ１％、Ｂ１．１ｗｔ％、残部Ｆ　ｅ　７７ＣＯ２０Ａ　Ｊ　１３よ りなるインゴットを実施例３で述べた方法で準備した。

約０．１關の直径を有する１０ット分の顆粒と直径約０．３關及び厚さ約５０μ ｌを有する１０ット分の鱗片状急冷合金を実施例２８で述べられたと同様な方法 で準備した。

これら顆粒と鱗片状急冷合金の各々から実施例２８で述べられたものと同様な方 法で、磁石を製造しな、得られた磁石の磁石特性を第２０表に示す。

第２０表 次に、改善された均一配向性と粒径を有する結晶を有する急冷合金薄帯を準備し た、それゆえ、更に向上した磁石特性を有する焼結磁石を提供できる２〜３の実 施例について説明する。

このような改善された急冷合金薄帯を準備する為の装置は、第１４図を参照して 底部上に小さなオリフィス５２を有する例えば石英よりなる溶融管５１を有する ０合金は、溶融管５１中で、５３で示された溶融状態に溶融される。

オリフィス５２の下に、冷却ロール５４が配置されている０合金溶湯５３は、オ リフィス５２を通ってロール５４の外周面に射出される。もう１つのロール５５ が、この外周面から小さなギャップだけ離れた外周面を有するように外周面５４ に近接して配置されている。ロール５４と５５は、同じ回転速度で互いに逆方向 に回転する。

合金溶湯は、オリフィス５２からロール５４の外周面へ射出され、急冷合金薄帯 を形成する。この急冷合金薄帯５６の自由表面は、その後ロール５５の周面と接 触する。

従って、急冷合金薄帯５６の自由表面もロール５５で急冷されるがロール５４に 衝突する対向表面から遅れて冷却されることになる。

従来技術において、２つのロールを用いる方法はアモルファス合金薄帯を形成す る方法（それは“双ロール法”と呼ばれる）として公知である。その方法では、 第１４図を参照して、合金溶湯５３は、直接ロール５４及び５５の間の小さなギ ャップ中に射出される。そのため溶湯は同時に両側から急冷される。これに関連 して、参考文献２，３゜５で開示された単ロールを用いる片ロール法は“単ロー ル法”とも呼ばれる。

第１４図で示された装置は、双ロール法と同様の２つのロールを用いる。しかし 、合金溶湯は、２つのロールに同時ではなく異なる時間に接触する。それゆえ、 第１４図で示された装置を用いる方法を、“変形双ロール法”と呼ぶ。

Ｋ１皿ユ旦 Ｒ３２，０ｗ１％、Ｂ１．０ｗ１％、残部Ｆｅよりなる合金インゴットを実施例 １で述べたものと同様な方法で準備した。

このインゴットから、第１４図で示される装置を用い鋼ロール５４及び５５をｔ ｏｍ、’ｓｅｃの周速度で回転しながら、急冷合金薄帯を作製した。

この急冷合金薄帯を薄帯Ａと呼ぶ、薄帯Ａは、約１０關の幅で約１００μｍの厚 さを有する。

比較の為に、単ロール法及び双ロール法によって、同じ周速度を用いて、他の薄 帯ＢとＣを、それぞれ、作製した。

Ｘ線回折によって、これらの薄帯Ａ、Ｂ及びＣが、その中に分散されたＮｄ２Ｆ ｅ１４Ｂ結晶粒子を含むことで確認した。薄帯Ａの最初のロール５４で冷却され た表面は、サブミクロンオーダから３μｌまでの粒径を有する微細結晶を有し、 それは、はとんど配向していない、一方他のディスク５５によって冷却された表 面と、両表面内の中間領域は、１μｍから３μｍの粒径の結晶を有し、それはほ とんど均一に配向している。

急冷合金薄帯Ｂではロールによって冷却された表面は、サブミクロンオーダから ３μｌまでの、はとんど配向していない非常に微細な結晶粒子を示し、一方、そ の他の自由表面と両表面の中間範囲とでは、１〜５μｍの大きな、はとんど均一 に配向している針状結晶粒子を示した。

薄帯Ｃにおいては、対向する表面は、はとんど均一に配向していないサブミクロ ンから３μｔの粒径の微結晶を示し、一方両面の中間領域は、わずかに均一に配 向した結晶を有していた。

薄帯Ａ、Ｂ及びＣを粉砕して、平均粒径が約３μｍを有するそれぞれの粉末とし 、２０　ｋＯｅの配向磁界中で２　ｔｏｎ・ｆ／ｃｄの成形圧力でそれぞれ成形 した。

それらの成形体を、真空中で１０００℃で１時間、続く１時の間アルゴンガス中 で焼結した後、冷却した。

得られた焼結体を約３０　ｋＯｅの磁界の印加によって、着磁して、磁石とした 。これらの磁石の磁石特性を第２１表に示す。

第２１表 この表から、薄帯Ｂから作製された磁石は、薄帯Ｃから作製された磁石と比較し て向上した磁石特性を有するが、薄帯Ａから作製された磁石が薄帯Ｂ及びＣから 作製された磁石よりすぐれていることがわかる。

Ｋ１呵１１ 実施例３０で準備されたインゴットから、変形双ロール法及び、双ロール法によ って急冷合金薄帯Ａ及びＢを、それぞれ準備した。ロール表面の移動速度は約２ ｍ／ｓｅａでそれゆえ各々の急冷合金薄帯Ａ及びＢは、約１０關の幅と約５００ μｌの厚さを有していた。

これらの急冷合金薄帯Ａ及びＢから、それぞれ、焼結温度を１０５０℃として、 実施例３０と同様な方法で、磁石を作製した。得られた磁石の磁石特性を第２２ 表に示す。

第２２表 急冷合金薄帯Ｂ中で、結晶粒子はかなり大きく、そしてかなり均一である。それ ゆえ、得られた磁石の磁石特性は、実施例３０で示される双ロール法によって準 備された急冷合金薄帯Ｃから作製された磁石と比較して改善されている。

しかしながら、それよりも、薄帯Ａから作成された磁石の方が優れた特性を有し ている。

尺１匹１ユ Ｒ３５，０ｗｔ％、Ｂｏ、９ｗｔ％、残部Ｆｅよりなる合金インゴットを、実施 例２と同様な方法で準備した。

この合金から、変形双ロール法と双ロール法によって急冷合金薄帯ＡとＢを、そ れぞれ、準備した。これら急冷合金薄帯Ａ及びＢから実施例３１と同様な方法に て、それぞれ磁石を製造しな。

得られた磁石の磁石特性を第２３表に示す。

第２３表 幻Ｖリュ 実施例３で述べた方法と同様にして、Ｒ４０，０ｗｔ％、Ｂ１．１ｗｔ％、残部 Ｆｅ７７Ｃｏ２ｏＡ１３よりなる合金インゴットを準備した。このインゴットか ら、変形双ロール法及び双ロール法を用いて、薄帯ＡとＢを準備した。この急冷 合金薄帯Ａ及びＢから実施例３１で述べられたものと同様な方法で、それぞれ磁 石を製造した。

この磁石の磁石特性を、第２４表に示す。

第２４表 以上、本発明を希土類金属成分として主にＮｄを用いた実施例について説明した 。しかし本発明は、Ｒとして、その他の希土類金属を用いた磁石にも適用される ことはいうまでもな０゜ さらに、ＣｏやＮｉ以外の遷移金属もＦｅとともに用いられうる。

区１日χ１厘ｊ」１明 第１図は実施例１における焼結磁石の磁石特性を使用した粉末の平均粉砕粒径と 共に示す図、 第２図は実施例４における焼結磁石の磁石特性を急冷合金薄帯の厚さと共に示す 図、 第３図は実施例５における焼結磁石の磁石特性を、急冷合金薄帯中の結晶の平均 粒子径と共に示す図、第４図は実施例１０における焼結磁石の磁石特性を、急冷 合金中のＲ値とともに示す図、 第５図は実施例１３において焼結磁石の磁石特性を遷移金属成分中のコバルト含 有量とともに示す図、第６図は実施例１６における焼結磁石の磁石特性を、焼結 体中の結晶粒の平均粒子径とともに示す図、第７図は実施例１９における焼結磁 石の磁石特性を、急冷合金薄帯の熱処理温度とともに示す図、第８図は実施例２ ２で用いる急冷合金薄帯を準備するための、装置を示す断面図、 第９図は実施例２２で用いる鱗片状急冷合金を準備するための装置を示す側面図 、 第９図ａは第９図における円Ａ内の部分の拡大図、第１０図は実施例２３の焼結 磁石の磁石特性を急冷合金の厚さとともに示す図、 第１１図は実施例２６から実施例２９までに用いられる鱗片状急冷合金を準備す るための装置を示す断面図、第１２図（ａ）、第１２図（ｂ）、第１２図（ｃ） は、実施例２６における合金インゴット、顆粒、鱗片の微細構造を示す図、 第１３図は実施例２６において焼結磁石の磁石特性を焼結温度と共に示す図、 第１４図は実施例３０から３２で使用された急冷合金薄帯を準備するための装置 を示す断面図である。

図中２１は溶融管、２２はオリフィス、２３は合金溶湯、２４はロール、２５及 び２５′は保持用ロール状ケース、２６及び２６′は回転軸２７及び２７′はロ ール状の永久磁石、３１は溶融管、３２はオリフィス、３３は合金溶湯、３４は ロール、３５は突起物、３６は清、３７は冷却板、３８は回転軸、４１は溶融管 、４２はスプレーノズル、４３は合金溶湯、４４は冷却板、Ｐはアトマイズ粒子 、Ｆは小片、５１は溶融管、５２はオリフィス、５３は合金溶湯、５４及び５５ はロール、５６は急冷合金薄帯である。

以下余白 平均粉砕粒径（μｍ） ＦＩＧ、１ ＦＩＧ、２ 平均結晶粒子径（μｍ） 急冷合金のＲ値（ｗｔ％） Ｃ１ρ　ｌ （Ｆｅ　＋ｏｏ−工゛ＣＯ幻 ＦＩＧ、５ Ｆ　Ｉ　Ｇ、　６ ＦＩＧ、７ Ｆ　Ｉ　Ｇ、　８ 一〇−１噴務法による鱗片状急冷合金 急冷合金の厚さくμｍ） ＦＩＧ、１０ ＦＩＧ、１１ ＋鱗片の使用 一合一　顆粒の使用 焼結温度（Ｃ） ＦＩＧ、１３ ＦＩＧ、１４ 国際調査報告 国際調査報告 Ｊρ８７００９１７

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒子を含むＲ−Ｔ−Ｂ合金粉末を準備する準備工程と、該 粉末を磁界中に装入して所要の形状の成形体を成形する成形工程と、該成形体を 焼結温度で焼結する焼結工程とによって焼結磁石を製造する方法において、上記 Ｒ−Ｔ−Ｂ合金粉末は、 溶融状態のＲ−Ｔ−Ｂ合金を準備し、 該溶湯を急冷して、所定の平均粒子径を有する上記結晶粒子が均一に分散されて おりしかも所定の厚さを有する各々の急冷薄帯及び／又は鱗片状急冷合金は厚さ を形成し、上記急冷合金薄帯及び／又は鱗片状急冷合金を上記厚さより小さく上 記平均粒子径より大きな平均粒径を有する粉末に粉砕することによって製造され 、上記粉末の各々の粒子は一方向に伸びる結晶粒子を有し、それによって上記粉 末は上記磁界中で磁気的に配向することを可能としたことを特徴とする希土類金 属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法。 ２．第１の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法にお いて、上記鱗片状急冷合金の各々は２０〜５０μｍの厚さを有し、上記結晶粒子 は１０μｍ以下の平均粒径を有することを特徴とする希土類金属−鉄−ホウ素異 方性焼結磁石の製造方法。 ３．第２の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法にお いて、上記急冷合金薄帯及び／又は鱗片状急冷合金の各々は５０〜５００μｍの 厚さを有することを特徴とする希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方 法。 ４．第２の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法にお いて、上記結晶粒子は１〜１０μｍの平均粒子径を有することを特徴とする希土 類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法。 ５．第２の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法にお いて、上記粉砕粉末は、０．３〜１５μｍの平均粒径を有することを特徴とする 希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法。 ６．第５の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法にお いて、上記粉砕粉末は、１．５〜７μｍの平均粒径を有することを特徴とする希 土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法。 ７．第５の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法にお いて、上記焼結は上記結晶粒子が７〜３０μｍの粒子径に成長するように行なわ れることを特徴とする希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法。 ８．第１の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法にお いて、上記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金粉末は、重量でＲ２８．０〜６５．０％、残部Ｔ及び Ｂよりなることを特徴とする希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法 。 ９．第８の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法にお いて、上記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金粉末は、重量でＲ３０〜４０％、Ｂ０．８〜１．３％ 、残部Ｔよりなることを特徴とする希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製 造方法。 １０．第８の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法に おいて、上記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金中の上記遷移金属成分ＴはＦｅ１−ｘＣｏｘ（ｘは ０．３５以下）で表わされるＦｅとＣｏよりなることを特徴とする希土類金属− 鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法。 １１．第１の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法に おいて、上記急冷工程では、上記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金溶湯は、小さなオリフィスを通 り、予じめ定められた周速度で回転する急冷ロールの外周面に射出され、それに より上記射出された溶湯は急冷合金薄帯及び／又は鱗片状急冷合金に急冷される ことを特徴とする希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法。 １２．第１１の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法 において、磁界が上記ロールの半径方向へ印加され、それゆえ上記射出された合 金溶湯が上記磁界中で冷却されることを特徴とする希土類金属−鉄−ホウ素異方 性焼結磁石の製造方法。 １３．第１１の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法 において、上記急冷ロールは、その外表面に多数の突起が形成されており、冷却 板が上記急冷ロールの近接した位置に配置されており、上記急冷ロールの外周面 に射出された合金溶湯は上記冷却板上に飛散噴霧され偏平な鱗片状急冷合金を形 成することを特徴とする希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法。 １４．第１３の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法 において、各々の偏平な鱗片状急冷合金は厚さ７〜５００μｍを有することを特 徴とする希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法。 １５．第１の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法に おいて、上記Ｒ−Ｔ−Ｂ合金溶湯はノズルを通って上記冷却板上に噴霧され、該 冷却板上で急冷されて偏平な鱗片状急冷合金を形成することを特徴とする希土類 金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法。 １６．第１１の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法 において、上記合金溶湯が上記急冷ロールの外周面と接触して急冷され急冷合金 薄帯を形成した後、上記急冷合金薄帯の外側表面をもう１つの急冷ロールと接触 させることにより急冷合金薄帯を得ることを特徴とする希土類金属−鉄−ホウ素 異方性焼結磁石の製造方法。 １７．第１６の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法 において、上記急冷合金薄帯は厚さ２０〜１０００μｍを有することを特徴とす る希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法。 １８．第１の請求項記載の希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法に おいて、上記急冷合金薄帯及び／又は鱗片状急冷合金は６５０〜９５０℃の温度 で熱処理されることを特徴とする希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造 方法。