JPH07176414A

JPH07176414A - 永久磁石の製造方法

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Publication number: JPH07176414A
Application number: JP6288840A
Authority: JP
Inventors: Shinya Fujito; 津哉藤戸; Katashi Takebuchi; 確竹渕; Koichi Yajima; 弘一矢島
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 1993-11-02
Filing date: 1994-10-28
Publication date: 1995-07-14
Anticipated expiration: 2020-12-07
Also published as: JP3724513B2

Abstract

(57)【要約】【目的】Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を向上させ
ると共に、このような焼結磁石を低コストで製造する。【構成】Ｒ（希土類元素）、Ｔ（Ｆｅ、またはＦｅお
よびＣｏ）およびＢを主成分とし、主相がＲ₂ Ｔ₁₄Ｂで
ある永久磁石を、主相用母合金の粉末と粒界相用母合金
の粉末との混合物を成形、焼結して製造するに際し、主
相用母合金として、平均径が３〜５０μm のＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ
柱状結晶粒とＲリッチ相（結晶粒界）とを有し、かつ、
Ｒを２６〜３２重量％を含むものを用い、粒界相用母合
金として、Ｒを３２〜６０重量％、残部が実質的にＣ
ｏ、またはＣｏおよびＦｅである結晶質合金を用いる。
粒界相用母合金の平均結晶粒径は、単ロール法等の急冷
法により０．１〜２０μm とすることが好ましい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、希土類永久磁石を製造
する方法に関する。

【０００２】

【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３２Ｍ
ＧＯｅのものが量産されている。しかし、このものは、
Ｓｍ、Ｃｏ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、ＣｅやＰ
ｒ、Ｎｄは、Ｓｍ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磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ磁石等のＲ−Ｔ−Ｂ系
磁石（ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＣｏ）が開発され、
特開昭５９−４６００８号公報には焼結磁石が開示され
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（溶解→母合金インゴット鋳造→イン
ゴット粗粉砕→微粉砕→成形→焼結→磁石）を適用で
き、また、高い磁気特性を得ることも容易である。

【０００３】鋳造により製造された母合金インゴット
は、一般に、結晶粒を構成する強磁性のＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ相
（以後、この相を主相という）を、非磁性でＲに富む相
（以後、粒界相という）が被覆している組織構造をもっ
ている。母合金インゴットは、その結晶粒径よりも小さ
な粒径まで粉砕されて磁石粉末とされる。

【０００４】粒界相は、液相化することにより焼結を促
進する作用を有し、また、焼結磁石の保磁力発生に重要
な働きを果たす。

【０００５】Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法として、
いわゆる２合金法が知られている。２合金法は、組成の
異なる２種の合金粉末を混合して焼結することにより、
磁気特性や耐食性を向上させる方法である。２合金法に
関して様々な提案がなされているが、いずれも主相とほ
ぼ同じ組成（Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ）の合金粉末に第二の合金の粉
末を添加するものである。第二の合金としては、主相よ
りもＲ比率が高く融点の低いＲリッチ合金（特開平４−
３３８６０７号公報、特開平５−１０５９１５号公報
等）、Ｒの種類が主相とは異なるＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ合金（特開
昭６１−８１６０３号公報等）、Ｒの金属間化合物を含
むもの（特開平５−２１２１９号公報等）などがある。

【０００６】これらの２合金法では、一方の合金の組成
をＲ₂ Ｔ₁₄Ｂとするが、これを溶解鋳造法で製造した場
合には、軟磁性のα−Ｆｅ相が析出して高磁気特性が得
られない。このため、溶体化処理が必要である。溶体化
処理は、一般に９００℃程度以上で１時間以上行なう必
要があり、例えば、特開平５−２１２１９号公報では、
高周波溶解法で製造したＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ合金に１０７０℃で
２０時間の溶体化処理を施している。このように高温・
長時間の溶体化処理が必要なため、溶解鋳造法を用いた
場合には低コストで製造することができない。

【０００７】特開平５−１０５９１５号公報では、Ｒ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ合金を直接還元拡散法で製造しているが、この
方法による合金は等軸晶であり、磁気特性が低い。ま
た、還元拡散に用いるＣａの含有率が高くなるためから
も、高特性の磁石が得られない。また、特開平４−３３
８６０７号公報では、単ロール法により１０μm 以下の
微細結晶粒を有する結晶質またはアモルファスのＲ₂ Ｔ
₁₄Ｂ合金粉末を用いている。しかし、柱状晶であった旨
の記載はなく、実質的にＲリッチ相の存在しないＲ₂ Ｔ
₁₄Ｂを用いており、等軸晶であると考えられ、磁気特性
が低い。同公報では、結晶粒径を１０μm 以下に制限す
るのはα−Ｆｅ等の軟磁性相の析出を防ぐためとしてい
る。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、Ｒ−
Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を向上させると共に、この
ような焼結磁石を低コストで製造できるようにすること
である。

【０００９】

【課題を解決するための手段】このような目的は、下記
（１）〜（１８）の本発明により達成される。（１）Ｒ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の少なくとも１種
である）、Ｔ（Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏであ
る）およびＢを主成分とし、実質的にＲ₂ Ｔ₁₄Ｂから構
成される主相を有する永久磁石を、主相用母合金の粉末
と粒界相用母合金の粉末との混合物を成形した後、焼結
することにより製造する方法であって、前記主相用母合
金が、実質的にＲ₂ Ｔ₁₄Ｂから構成され平均径が３〜５
０μmである柱状結晶粒と、Ｒ₂ Ｔ₁₄ＢよりもＲの含有
率が高いＲリッチ相を主体とする結晶粒界とを有し、か
つ、Ｒを２６〜３２重量％、Ｂを０．９〜２重量％含
み、残部が実質的にＴであり、前記粒界相用母合金が、
Ｒを３２〜６０重量％含み、残部が実質的にＣｏ、また
はＣｏおよびＦｅである結晶質合金であり、前記混合物
中における主相用母合金の比率が６０〜９５重量％であ
る永久磁石の製造方法。（２）製造される永久磁石が、Ｒを２７〜３２重量％、
Ｃｏを１〜１０重量％、Ｂを０．９〜２重量％含み、残
部が実質的にＦｅである上記（１）の永久磁石の製造方
法。（３）合金溶湯を、一方向または対向する二方向から冷
却して前記主相用母合金を製造する上記（１）または
（２）の永久磁石の製造方法。（４）前記合金溶湯を、単ロール法、双ロール法または
回転ディスク法により冷却する上記（３）の永久磁石の
製造方法。（５）前記主相用母合金の冷却方向の厚さが０．１〜２
mmである上記（３）または（４）の永久磁石の製造方
法。（６）前記主相用母合金がα−Ｆｅ相を実質的に含まな
い上記（１）〜（５）のいずれかの永久磁石の製造方
法。（７）前記粒界相用母合金が、平均径０．１〜２０μm
の結晶粒を有する上記（１）〜（６）のいずれかの永久
磁石の製造方法。（８）合金溶湯を、一方向または対向する二方向から冷
却して前記粒界相用母合金を製造する上記（１）〜
（７）のいずれかの永久磁石の製造方法。（９）前記合金溶湯を、単ロール法、双ロール法または
回転ディスク法により冷却する上記（８）の永久磁石の
製造方法。（１０）前記粒界相用母合金の冷却方向の厚さが０．１
〜２mmである上記（８）または（９）の永久磁石の製造
方法。（１１）前記混合物中の主相用母合金の粉末の平均径と
粒界相用母合金の粉末の平均径とが１〜１０μm である
上記（１）〜（10）のいずれかの永久磁石の製造方法。（１２）水素を吸蔵させた後、前記主相用母合金をジェ
ットミルにより粉砕する粉砕工程を有する上記（１）〜
（11）のいずれかの永久磁石の製造方法。（１３）水素を吸蔵させた後、前記粒界相用母合金をジ
ェットミルにより粉砕する粉砕工程を有する上記（１）
〜（12）のいずれかの永久磁石の製造方法。（１４）前記粉砕工程において、母合金の温度を３００
〜６００℃の範囲に昇温した後、水素吸蔵処理を施し、
次いで、水素放出処理を施すことなく粉砕を行なう上記
（12）または（13）の永久磁石の製造方法。（１５）母合金に水素を吸蔵させた後、水素の放出を行
なう上記（12）または（13）の永久磁石の製造方法。（１６）主相用母合金と粒界相用母合金とを混合して同
時に粗粉砕した後、水素を吸蔵させ、次いで、ジェット
ミルにより微粉砕を行なう上記（12）〜（15）のいずれ
かの永久磁石の製造方法。（１７）粗粉砕した主相用母合金と粗粉砕した粒界相用
母合金とを混合した後、水素を吸蔵させ、次いで、ジェ
ットミルにより微粉砕を行なう上記（12）〜（15）のい
ずれかの永久磁石の製造方法。（１８）主相用母合金と粒界相用母合金とを、独立して
粗粉砕した後、それぞれに水素を吸蔵させ、次いで、そ
れぞれをジェットミルにより微粉砕した後、主相用母合
金と粒界相用母合金とを混合する上記（12）〜（15）の
いずれかの永久磁石の製造方法。

【００１０】

【作用および効果】本発明では、いわゆる２合金法と呼
ばれる方法により希土類焼結磁石を製造する。２合金法
では、主として主相成分となる主相用母合金の粉末と、
主として粒界相成分となる粒界相用母合金の粉末との混
合物を成形して焼結し、希土類焼結磁石を得る。

【００１１】本発明で用いる主相用母合金は柱状結晶粒
を有する。この柱状結晶粒の平均径は３〜５０μm と極
めて小さい。本発明では、高残留磁束密度を実現し、か
つ耐食性を向上させるために、主相用母合金のＲ含有量
を２６〜３２重量％と少なくするが、それにもかかわら
ずＲリッチ相の分散が良好であり、α−Ｆｅ相を実質的
に含まない。このため、主相用母合金を粉砕した磁石粉
末中において、Ｒリッチ相を有しない磁石粒子の割合が
極めて低く、しかも、各磁石粒子のＲリッチ相の含有量
が揃っている。このため、焼結性が良好であり、また、
焼結後の磁石中においてもＲリッチ相の分散が良好とな
るため高保磁力が得られる。また、粉砕が極めて容易と
なって鋭い粒度分布が得られるので、焼結後の結晶粒径
の揃いが良好となり、高保磁力が得られる。また、粉砕
時間が短くて済むため酸素混入量が低くなり、高い残留
磁束密度が得られる。特に、水素吸蔵により粉砕を行な
った場合、極めて鋭い粒度分布が得られる。また、α−
Ｆｅ相を消滅させるための溶体化処理を施す必要がな
い。

【００１２】本発明において、粒界相用母合金の結晶粒
径を上記範囲とすれば、得られる焼結磁石の特性はさら
に向上する。

【００１３】上記のような主相用母合金および粒界相用
母合金を、冷却方向の厚さが上記範囲となるように、単
ロール法や双ロール法など合金溶湯を一方向または対向
する二方向から冷却する方法により製造すれば、さらに
良好な磁気特性が得られる。

【００１４】なお、上記の特開平４−３３８６０７号公
報では、１０μm 以下の微細結晶粒を有する結晶質また
はアモルファスのＲＥ₂ ＴＭ₁₄Ｂ₁ 合金粉末とＲＥ−Ｔ
Ｍ合金とを単ロール法により製造しているが、上記のと
おり、柱状晶が得られた旨の開示はない。しかも合金の
冷却方向厚さの開示もなく、ＲＥ−ＴＭ合金の結晶粒径
に関する記載もない。このものでは、ＲＥ₂ ＴＭ₁₄Ｂ₁
と記載されているから、Ｒリッチ相を実質的に含まず、
後記実施例からわかるように等軸晶であると考えられ
る。

【００１５】また、特開昭６２−２１６２０２号公報に
は、鋳造時のインゴットのマクロ組織が柱状組織である
合金を使用してＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する方法が開示
されている。同公報には、短時間で粉砕が可能で、しか
も保磁力が向上するという効果が記載されている。同公
報には柱状組織の寸法は開示されていないが、表面チル
晶層、柱状晶、内部等軸晶の混在したものであり、本発
明よりずっと大きな粒径のものである。また、保磁力は
最大でも約１２kOe しか得られていない。しかも、同公
報には、いわゆる２合金法による焼結磁石の製造につい
ては開示されていない。

【００１６】さらに、特開平５−１０５９１５号公報に
は、急冷法による磁石の製造が開示されているが、これ
を母合金として、１合金法あるいは２合金法で磁石化す
る点については示唆すらしていない。また、ＵＳＰ５０
７６８６１号にはキャスト合金の磁石が開示されている
が、キャスト合金は本発明よりずっと大きな粒径であ
り、しかも母合金として使用する旨の開示はない。

【００１７】

【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。

【００１８】本発明では、主相用母合金の粉末と粒界相
用母合金の粉末との混合物を成形して焼結し、希土類焼
結磁石を製造する。

【００１９】＜主相用母合金＞主相用母合金は、Ｒ（Ｒ
は、Ｙを含む希土類元素の少なくとも１種である）、Ｔ
（Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏである）およびＢ
を主成分とし、実質的に正方晶のＲ₂ Ｔ₁₄Ｂから構成さ
れる柱状結晶粒と、Ｒ₂ Ｔ₁₄ＢよりもＲの含有率が高い
Ｒリッチ相を主体とする結晶粒界とを有する。

【００２０】この場合の希土類元素とは、Ｙ、ランタニ
ドおよびアクチニドであり、Ｒとしては、Ｎｄ、Ｐｒ、
Ｔｂのうち少なくとも１種、特にＮｄが好ましく、さら
にＤｙを含むことが好ましい。また、Ｌａ、Ｃｅ、Ｇ
ｄ、Ｅｒ、Ｈｏ、Ｅｕ、Ｐｍ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｙのうち１
種以上を含んでもよい。希土類元素の原料としては、ミ
ッシュメタル等の混合物を用いることもできる。

【００２１】本発明では、高残留磁束密度を得るため
に、Ｒを２６〜３２重量％、Ｂを０．９〜２重量％含
み、残部が実質的にＴである主相用母合金を用いる。具
体的組成は、目的とする磁石組成に応じ、粒界相用母合
金の組成とその混合比率とを考慮して適宜決定すればよ
い。Ｒ含有量が少なくなるにつれて残留磁束密度は向上
するが、Ｒ含有量が少なくなるとα−Ｆｅ相等の鉄に富
む相が析出して粉砕に悪影響を与え、磁気特性も低下す
る。また、Ｒリッチ相の割合が減少するため、粒界相用
母合金と混合した場合でも焼結が困難となって焼結密度
が低くなってしまうので、残留磁束密度向上は頭打ちに
なってしまう。しかし本発明では上記のようにＲ含有量
が少ない場合でも焼結密度を高くすることができ、α−
Ｆｅ相の析出も実質的にない。ただし、Ｒが２６重量％
未満であると、磁石化が困難となる。Ｒ含有量が多すぎ
ると、高残留磁束密度が得られなくなる。Ｂ含有量が少
なすぎると高保磁力が得られなくなり、Ｂ含有量が多す
ぎると高残留磁束密度が得られなくなる。なお、保磁力
の低下を抑えるために、Ｔ中のＣｏ量は１０重量％以下
とすることが好ましい。

【００２２】これらの他、保磁力を改善するために、Ａ
ｌ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｃ、Ｎｂ、Ｓｎ、
Ｗ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｏなどの元素を添加してもよい
が、添加量が６重量％を超えると残留磁束密度が低下し
てくる。主相用母合金中には、これらの元素の他、不可
避的不純物あるいは微量添加物として、例えば炭素や酸
素が含有されていてもよい。

【００２３】主相用母合金の柱状結晶粒の平均径は、３
〜５０μm 、好ましくは５〜５０μm 、より好ましくは
５〜３０μm 、さらに好ましくは５〜１５μm とする。
平均径が小さすぎると、粉砕して得られる磁石粒子が多
結晶体となって高い配向度が得られず、平均径が大きす
ぎると、前述した本発明の効果が実現しない。

【００２４】柱状結晶粒の平均径は、下記のようにして
求める。まず、柱状結晶粒の長軸方向とほぼ平行な断面
が露出するように主相用母合金の切断や研磨を行なう。
この断面において、少なくとも１００個の柱状結晶粒の
幅を測定して平均値を求め、これを柱状結晶粒の平均径
とする。なお、柱状結晶粒の幅とは、長軸方向に垂直な
方向の長さを意味する。

【００２５】柱状結晶粒の軸比（長軸方向長さ／径）は
特に限定されないが、通常、２〜５０程度、特に５〜３
０程度であることが好ましい。

【００２６】このような主相用母合金ではＲリッチ相の
分散が良好であり、この様子は、例えば、電子顕微鏡写
真（反射電子像）により確認することができる。

【００２７】Ｒリッチ相を主体とする結晶粒界の幅は、
Ｒ含有量によっても異なるが、通常、０．５〜５μm 程
度である。Ｒリッチ相は１〜１０Vol%程度存在すること
が好ましい。

【００２８】このような組織構造を有する主相用母合金
は、Ｒ、ＴおよびＢを主成分とする合金溶湯を、一方向
または対向する二方向から冷却することにより製造する
ことが好ましい。これらの方法により製造された場合、
柱状結晶粒の長軸方向は冷却方向とほぼ一致する。

【００２９】なお、本明細書において冷却方向とは、冷
却ロール周面などの冷却基体表面に垂直な方向、すなわ
ち熱移動方向を意味する。

【００３０】一方向から冷却する方法としては、単ロー
ル法や回転ディスク法が好ましい。

【００３１】単ロール法は、ノズルから射出した合金溶
湯を冷却ロールの周面と接触させて冷却する方法であ
り、装置の構造が簡単で耐久性が高く、また、冷却速度
の制御が容易である。単ロール法により製造された主相
用母合金は、通常、薄帯状である。単ロール法における
各種条件に特に制限はなく、上記した組織構造を有する
主相用母合金が得られるように適宜設定すればよいが、
通常は以下に示すような条件とする。冷却ロールは、Ｃ
ｕ、Ｃｕ−Ｂｅ等のＣｕ合金など、通常の溶湯冷却法に
用いる各種材質から構成すればよい。また、前記材質か
ら構成されるロール状基材の周面に、基材と異なる金属
からなる表面層を有する冷却ロールを用いてもよい。前
記表面層は、通常、熱伝導率の調整や耐摩耗性向上のた
めに設けられる。例えば、基材をＣｕやＣｕ合金から構
成し、表面層をＣｒから構成した場合、主相用母合金の
冷却方向において冷却速度の差が小さくなり、均質な主
相用母合金が得られる。また、Ｃｒは耐摩耗性が良好で
あるため、多量の主相用母合金を連続的に製造する場合
に、特性の揃った主相用母合金が得られる。

【００３２】回転ディスク法は、ノズルから射出した合
金溶湯を回転するディスク状の冷却基体の主面に接触さ
せて冷却する方法である。回転ディスク法により製造さ
れた主相用母合金は、通常、鱗片状である。回転ディス
ク法では、鱗片状主相用母合金の周縁部の冷却速度が高
くなりやすいため、単ロール法に比べ均一な冷却速度が
得にくい。

【００３３】対向する二方向から合金溶湯を冷却する方
法としては、双ロール法が好ましい。双ロール法では、
前述した単ロール法と同様な冷却ロールを２個用い、両
ロールの周面を対向させて配置し、これらの周面間に合
金溶湯を射出する。双ロール法により製造された主相用
母合金は、通常、薄帯状ないし薄片状である。双ロール
法における各種条件は特に限定されず、上記した組織構
造が得られるように適宜設定すればよい。

【００３４】これらの各種冷却法のうちでは、単ロール
法が最も好ましい。

【００３５】なお、合金溶湯の冷却は、窒素やＡｒ等の
非酸化性雰囲気中あるいは真空中で行なうことが好まし
い。

【００３６】一方向または対向する二方向から合金溶湯
を冷却して主相用母合金を製造する場合、主相用母合金
の冷却方向の厚さは、好ましくは０．１〜２mm、より好
ましくは０．２〜１．０mm、さらに好ましくは０．２〜
０．５mmとする。冷却方向の厚さが小さすぎると、等軸
晶が生成し、柱状晶となりにくく、柱状結晶粒の平均径
を３μm 以上とすることが難しくなる。一方、冷却方向
の厚さが大きすぎると、特に一方向から冷却する方法を
用いた場合、冷却方向で組織構造の不均一が大きくな
る。具体的には、冷却面側で結晶粒径が小さくなりすぎ
るので、粉砕したときに多結晶粒子となりやすく、この
ため、焼結密度の低下や配向性の悪化を招き、良好な磁
気特性が得られなくなる。また、冷却方向の厚さが大き
すぎると、柱状結晶粒の平均径を５０μm 以下とするこ
とが難しくなる。柱状晶の長さは、薄帯ないし薄片の厚
さとほぼ一致する。そして、薄帯ないし薄片中の組織は
実質的に柱状晶のみから形成され、等軸晶は存在したと
しても、冷却面に生じるチル晶のみであり、ＳＥＭ視野
下１０vol%以下、特に５vol%以下であることが好まし
い。

【００３７】このような冷却方法を用いた場合、比較的
Ｒ含有量が少ない組成、例えば、Ｒの含有量が２６〜３
２重量％程度であっても、α−Ｆｅ相を実質的に含有し
ない主相用母合金を製造することができる。具体的に
は、α−Ｆｅ相の含有率を５体積％以下、特に２体積％
以下とすることができる。従って、異相の比率を減少さ
せるための溶体化処理が不要となる。

【００３８】＜粒界相用母合金＞粒界相用母合金は、Ｒ
を３２〜６０重量％含み、残部が実質的にＣｏ、または
ＣｏおよびＦｅである結晶質合金である。Ｒ含有率が少
なすぎると焼結促進作用が不十分となり、Ｒ含有率が多
すぎるとＲ−Ｃｏ化合物の替わりにＲリッチ相、特にＮ
ｄリッチ相が生成し、この相の酸化により焼結後の保磁
力が低くなってしまう。

【００３９】Ｃｏは、磁石の耐食性を向上させるが、磁
石の主相中に存在すると保磁力を低下させるため、焼結
磁石中ではＣｏが主として粒界相中に存在することが好
ましい。このため、本発明では、粒界相用母合金にＣｏ
を含有させる。粒界相用母合金中において、Ｆｅ／（Ｃ
ｏ＋Ｆｅ）は、７１重量％以下であることが好ましい。
Ｆｅの含有量が多すぎると、保磁力向上効果が小さくな
る。

【００４０】粒界相用母合金には、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、
Ｓｎ、Ｇａ、Ｖ、Ｉｎなどの元素を添加してもよいが、
添加量が５重量％を超えると残留磁束密度の低下が問題
となる。

【００４１】粒界相用母合金中には、これらの元素の
他、不可避的不純物あるいは微量添加物として、例えば
炭素や酸素が含有されていてもよい。

【００４２】粒界相用母合金は、主としてＲ₃ （Ｃｏ，
Ｆｅ）、Ｒ（Ｃｏ，Ｆｅ）₅ 、Ｒ（Ｃｏ，Ｆｅ）₃ 、Ｒ
（Ｃｏ，Ｆｅ）₂ およびＲ₂ （Ｃｏ，Ｆｅ）₁₇の少なく
とも１種を含み、その他のＲ−（Ｃｏ，Ｆｅ）相も含ま
れることがある。粒界相用母合金の平均結晶粒径の上限
は、好ましくは２０μm 、より好ましくは１０μm であ
り、下限は、好ましくは０．１μm 、より好ましくは
０．５μm である。平均結晶粒径が大きすぎると、Ｒ₂
（Ｆｅ，Ｃｏ）₁₇相が大きくなるために粉砕しにくくな
り、混合し磁石化したときに、焼結体結晶粒径が大きく
なり、磁気特性、特に保磁力に悪影響を与える。一方、
平均粒径が小さすぎると強磁性体であるＲ₂ （Ｆｅ，Ｃ
ｏ）₁₇相が小さくなるために、微粉砕粉が単結晶になら
ず多結晶化し、成型時の配向性が劣化し、磁気特性、特
に残留磁束密度が低下する。

【００４３】なお、組織構造は、例えば、電子顕微鏡写
真（反射電子像）により確認することができる。

【００４４】粒界相用母合金の製造方法は特に限定され
ず、通常の鋳造法などにより製造すればよいが、好まし
くは、前述した主相用母合金の製造と同様に、合金溶湯
を一方向または対向する二方向から冷却する方法により
製造する。これらの冷却方法における各種条件は、前述
した主相用母合金の場合と同様とすることが好ましい。
また、粒界相用母合金の冷却方向の厚さも、前述した主
相用母合金と同範囲であることが好ましい。なお、この
ような冷却方法を用いた場合、柱状結晶粒の長軸方向は
冷却方向とほぼ一致する。

【００４５】＜粉砕工程および混合工程＞主相用母合金
の粉末と粒界相用母合金の粉末との混合物の製造方法
は、特に限定されない。例えば、両母合金を混合して同
時に粗粉砕し、さらに微粉砕することにより混合物を製
造してもよく、各母合金を粗粉砕した後、両母合金の粗
粉同士を混合し、次いで微粉砕して混合物を製造しても
よく、各母合金を粗粉砕した後、微粉砕し、両母合金の
微粉同士を混合してもよい。ただし、両母合金を別個に
微粉砕した後、混合する方法は、工程が複雑になり低コ
スト化が難しい。

【００４６】単ロール法などに製造した平均結晶粒径の
小さい粒界相用母合金を用いる場合には、両母合金を混
合して同時に粗粉砕し、さらに微粉砕する方法が好まし
い。この方法では、均質な混合物が容易に得られる。こ
れに対し、溶解法により製造した粒界相用母合金を用い
る場合には、各母合金を粗粉砕した後、両母合金の粗粉
同士を混合し、次いで微粉砕する方法、または、各母合
金を粗粉砕した後、微粉砕し、両母合金の微粉同士を混
合する方法を用いることが好ましい。溶解法により製造
した粒界相用母合金は結晶粒径が大きいため、主相用母
合金と同時に粗粉砕を行なうことが困難である。

【００４７】混合物中における主相用母合金の比率は、
６０〜９５重量％、好ましくは７０〜９０重量％とす
る。この比率が低すぎると磁気特性が不十分となり、こ
の比率が高すぎると粒界相用母合金を添加することによ
る効果が不十分となる。

【００４８】各母合金の粉砕方法は特に限定されず、機
械的粉砕法や水素吸蔵粉砕法などを適宜選択すればよ
く、これらを組み合わせて粉砕を行なってもよい。ただ
し、粒度分布の鋭い磁石粉末が得られることから、水素
吸蔵粉砕を行なうことが好ましい。

【００４９】水素は、薄帯状等の母合金に直接吸蔵させ
てもよく、スタンプミル等の機械的粉砕手段により母合
金を粗粉砕した後に吸蔵させてもよい。粗粉砕は、通
常、平均粒子径１０〜５００μm 程度となるまで行な
う。

【００５０】水素吸蔵粉砕の際の各種条件は特に限定さ
れず、通常の水素吸蔵粉砕法、例えば、水素吸蔵処理お
よび水素放出処理を少なくとも各１回行ない、さらに、
水素放出後、必要に応じて機械的粉砕を行なう方法を用
いることができる。

【００５１】ただし、母合金の温度を３００〜６００℃
の範囲、好ましくは３５０〜４５０℃の範囲に昇温して
から水素吸蔵処理を施し、水素放出処理を施すことなく
機械的粉砕を行なってもよい。この方法では、水素放出
処理を施す必要がないため、製造時間が短縮できる。ま
た、主相用母合金においてこのような水素吸蔵処理を施
せば、粒度分布の鋭い粉末が得られる。

【００５２】主相用母合金に水素吸蔵処理を施すと、水
素は結晶粒界を構成するＲリッチ相に選択的に吸蔵され
てＲリッチ相の体積が増大するため、主相に圧力が加わ
り、Ｒリッチ相と接する領域が起点となって主相にクラ
ックが生じる。前記クラックは、柱状結晶粒の長軸方向
にほぼ垂直な面内に層状に発生する傾向を示す。一方、
主相には殆ど水素が吸蔵されていないため、主相内部に
不規則なクラックは発生しにくい。このため、続く機械
的粉砕の際に微粉および粗粉の発生が防止され、径の揃
った磁石粒子が得られる。等軸晶ではこのような粉砕が
行われないので、磁気特性が劣化する。

【００５３】また、上記温度範囲で吸蔵された水素は、
主相用母合金のＲリッチ相においてＲの二水素化物を形
成するが、Ｒの二水素化物は極めて破断し易いため、粗
粉の発生が防止される。

【００５４】水素吸蔵時の主相用母合金の温度が前記範
囲未満であると、水素が主相中にも多量に吸蔵されてし
まう他、Ｒリッチ相のＲが三水素化物となってＨ₂ Ｏと
反応するため、磁石中の酸素量が増加する傾向にある。
また、主相用母合金の温度が前記範囲を超えると、Ｒ二
水素化物が生成しなくなってしまう。

【００５５】従来の水素吸蔵粉砕では微粉が多量に発生
しており、微粉を除去した後に焼結していたため、粉砕
前の組成と粉砕後の組成との間のＲ含有率のずれが問題
となっていたが、この方法では微粉の発生が防がれるた
め、Ｒの組成ずれは殆どなくなる。また、水素は主相用
母合金の結晶粒界に選択的に吸蔵され、主相には殆ど吸
蔵されないため、水素使用量が約１／６にまで著減す
る。

【００５６】なお、水素は、焼結の際に放出される。

【００５７】この方法において、水素吸蔵工程は水素雰
囲気中で行なうことが好ましいが、Ｈｅ、Ａｒ等の不活
性ガスおよびその他の非酸化性ガスを含んだ混合雰囲気
でもよい。水素分圧は、通常、０．０５〜２０気圧程度
であるが、一般に１気圧以下とすることが好ましい。ま
た、吸蔵時間は０．５〜５時間程度とすることが好まし
い。

【００５８】水素吸蔵後の機械的粉砕には、ジェットミ
ル等の気流式粉砕機を用いることが好ましい。気流式粉
砕機を用いることにより、粒子径の揃った磁石粉末が得
られる。

【００５９】ジェットミルは一般的に、流動層を利用す
るジェットミル、渦流を利用するジェットミル、衝突板
を用いるジェットミルなどに分類される。流動層を利用
するジェットミルの概略構成図を図１に、渦流を利用す
るジェットミルの主要部の概略構成端面図を図２に、衝
突板を用いるジェットミルの主要部の概略構成断面図を
図３に示す。

【００６０】図１に示される構成を有するジェットミル
では、筒状の容器２１の周側面に複数個設けられたガス
導入管２２および容器の底面に設けられたガス導入管２
３から、容器２１内に気流が導入される構成となってい
る。一方、原料（水素吸蔵後の母合金）は、原料投入管
２４から容器２１内に投入される。投入された原料は、
容器２１内に導入された気流により流動層２５を形成
し、この流動層２５内で衝突を繰り返し、また、容器２
１の壁面とも衝突して、微粉砕される。粉砕により得ら
れた微粉は、容器２１上部に設けられた分級機２６によ
り分級され、容器２１外へ排出される。一方、十分に微
粉化されていない粉は、再び流動層２５に戻り、粉砕が
続けられる。

【００６１】図２の（ａ）は平面端面図、（ｂ）は側面
端面図である。図２に示される構成を有するジェットミ
ルでは、容器３１の壁面に原料導入管３２と、複数のガ
ス導入管３３とが配設されている。原料導入管３２から
は、キャリアガスと共に原料が容器３１内に導入され、
ガス導入管３３からは容器３１内にガスが噴射される。
原料導入管３２およびガス導入管３３はそれぞれ容器３
１の内壁面に対して傾斜して配設されており、噴射され
たガスは、容器３１内において水平面内における渦流を
形成すると共に垂直方向の運動成分により流動層を形成
する構成となっている。原料は、容器３１内の渦流およ
び流動層中において衝突を繰り返し、また、容器３１の
壁面とも衝突して、微粉砕される。粉砕により得られた
微粉は容器３１上部から排出される。また、粉砕が不十
分な粉末は容器３１内で分級され、ガス導入管３３側面
の孔から吸入されて、さらにガスと共に再び容器３１内
に噴射され、粉砕が繰り返される。

【００６２】図３に示される構成を有するジェットミル
では、原料投入口４１から投入された原料が、ノズル４
２から導入された気流により加速されて衝突板４３に衝
突し、粉砕される。粉砕された原料は分級されて、微粉
はジェットミルの外に排出され、微粉化が不足している
ものは再び原料投入口４１に戻り、上記と同様にして粉
砕が繰り返される。

【００６３】なお、気流式粉砕機中の気流は、Ｎ₂ ガス
やＡｒガス等の非酸化性ガスにより構成することが好ま
しい。

【００６４】粉砕により得られる粉末の平均径は、１〜
１０μm 程度であることが好ましい。

【００６５】粉砕の際の条件は、母合金の寸法、組成等
や、用いる気流式粉砕機の構成などにより異なるので適
宜設定すればよい。

【００６６】なお、水素吸蔵により、クラック発生だけ
でなく母合金の少なくとも一部が崩れることがある。水
素吸蔵後の母合金の寸法が大きすぎる場合には、気流式
粉砕機による粉砕の前に、他の機械的手段により予備粉
砕を行なってもよい。

【００６７】＜成形工程＞主相用母合金の粉末と粒界相
用母合金の粉末との混合物は、通常、磁場中で成形す
る。この場合、磁場強度は１５kOe 以上、成形圧力は
０．５〜３t/cm² 程度とすることが好ましい。

【００６８】＜焼結工程＞成形体の焼結条件は、通常、
１０００〜１２００℃で０．５〜５時間程度とし、焼結
後、急冷することが好ましい。なお、焼結雰囲気は、Ａ
ｒガス等の不活性ガス雰囲気あるいは真空中であること
が好ましい。そして、焼結後、非酸化性雰囲気中あるい
は真空中で時効処理を施すことが好ましい。この時効処
理としては、２段時効処理が好ましい。１段目の時効処
理工程では、７００〜９００℃の範囲内に１〜３時間保
持する。次いで、室温〜２００℃の範囲内にまで急冷す
る第１急冷工程を設ける。２段目の時効処理工程では、
４００〜７００℃の範囲内に１〜３時間保持する。次い
で、室温まで急冷する第２急冷工程を設ける。第１急冷
工程および第２急冷工程における冷却速度は、それぞれ
１０℃/min以上、特に１０〜３０℃/minとすることが好
ましい。また、各時効処理工程における保持温度にまで
昇温する速度は特に限定されないが、通常、２〜１０℃
/min程度とすればよい。

【００６９】時効処理後、必要に応じて着磁する。

【００７０】＜磁石組成＞磁石組成は、主相用母合金の
組成、粒界相用母合金の組成、両母合金の混合比率によ
り決定される。本発明では、各母合金の組成と混合比率
とを前記範囲とすればよいが、好ましくは、焼結後の磁
石が、Ｒを２７〜３２重量％、Ｃｏを１〜１０重量％、
Ｂを０．９〜２重量％含み、残部がＦｅとなるようにす
る。Ｒ含有量をこのような範囲とすることにより、高残
留磁束密度が得られ、しかも十分な焼結密度が得られ
る。Ｂ含有量をこのような範囲とすることにより、高残
留磁束密度および高保磁力が得られる。Ｃｏをこのよう
な範囲とすることにより、良好な耐食性が得られ、しか
も保磁力の低下も抑えられる。

【００７１】

【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。

【００７２】＜実施例１＞２８重量％Ｎｄ、１．２重量
％Ｄｙ、１．２重量％Ｂ、残部Ｆｅの組成の合金溶湯を
Ａｒ雰囲気中で単ロール法により冷却し、表１に示す薄
帯状の主相用母合金を製造した。主相用母合金の冷却方
向の厚さおよび冷却ロールの周速度を、表１に示す。冷
却ロールには、Ｃｕロールを用いた（サンプルNo. １−
１〜１−７）。

【００７３】また、比較のため、２６．３重量％Ｎｄ、
１．２重量％Ｄｙ、１．２重量％Ｂ、残部Ｆｅの組成の
合金溶湯をＡｒ雰囲気中で単ロール法により冷却し、表
１に示す薄体帯の主相用母合金を製造した。主相用母合
金の冷却方向厚さおよび冷却ロールの厚さおよび冷却ロ
ールの周速を表１に示す。冷却ロールには、Ｃｕロール
を用いた（サンプルNo. １−８〜１−９）。

【００７４】各種主相用母合金を、冷却方向を含む面が
現れるように切断し、断面を研磨して電子顕微鏡により
反射電子像を撮影した。得られた写真には、冷却方向
（薄帯の厚さ）を長軸方向とする柱状結晶（および一部
には等軸晶）が認められた。各母合金について、柱状結
晶粒１００個の平均径を求めた。また、各母合金につい
て、ＳＥＭ−ＥＤＸによりα−Ｆｅおよび等軸晶の存在
を調べた。これらの結果を表１に示す。なお、図４は母
合金No. １−３のＳＥＭ写真である。これらの主相用母
合金を粗粉砕し、平均粒子径１５μm の主相用合金粉末
（サンプルNo. １−１〜１−７）とした。これら母合金
No. １−２〜１−４では、１〜１０Vol%のＲリッチ相の
存在が確認された。また、合金No. １−８〜１−９では
Ｒリッチ相は実質的に存在していなかった。

【００７５】次に、３８重量％Ｎｄ、１．２重量％Ｄ
ｙ、１５重量％Ｃｏ、残部Ｆｅの組成の合金を、Ａｒ雰
囲気中で高周波溶解した後、冷却し、合金インゴットと
した。この合金インゴットは、Ｒ₃ （Ｃｏ，Ｆｅ）、Ｒ
（Ｃｏ，Ｆｅ）₅ 、Ｒ（Ｃｏ，Ｆｅ）₃ 、Ｒ（Ｃｏ，Ｆ
ｅ）₂ 、Ｒ₂ （Ｃｏ，Ｆｅ）₁₇の各相を含むものであ
り、平均結晶粒径は２５μm であった。この合金インゴ
ットを粗粉砕して、平均粒子径１５μm のサンプルNo.
１−１〜１−７用の粒界相用合金粉末を得た。

【００７６】また、４３．８重量％Ｎｄ、１．２重量％
Ｄｙ、１５重量％Ｃｏ、残部Ｆｅの組成の合金を、Ａｒ
雰囲気中で高周波溶解した後、冷却し、合金インゴット
とした。この合金インゴットは、Ｒ₃ （Ｃｏ，Ｆｅ）、
Ｒ（Ｃｏ，Ｆｅ）₅ 、Ｒ（Ｃｏ，Ｆｅ）₃ 、Ｒ（Ｃｏ，
Ｆｅ）₂ 、Ｒ₂ （Ｃｏ，Ｆｅ）₁₇の各相を含むものであ
り、平均結晶粒径は２５μm であった。この合金インゴ
ットを粗粉砕して、平均粒子径１５μm のサンプルNo.
１−８〜１−９用の粒界相用合金粉末を得た。

【００７７】主相用合金粉末８０重量部と粒界相用合金
粉末２０重量部とを混合し、２９．８重量％Ｎｄ、１．
２重量％Ｄｙ、１重量％Ｂ、３重量％Ｃｏ、残部Ｆｅの
組成の混合物を得た。この混合物に下記の条件で水素吸
蔵処理を施し、水素放出処理を施すことなく機械的粉砕
を行なった。

【００７８】水素吸蔵処理混合物温度４００℃処理時間１時間処理雰囲気０．５気圧の水素雰囲気

【００７９】機械的粉砕には、図２に示される構成を有
するジェットミルを用いた。粉砕は各磁石粉末の平均粒
子径が３．５μm となるまで行なった。

【００８０】得られた微粉末を１５kOe の磁場中におい
て１．５t/cm² の圧力で成形した。得られた成形体を、
真空中において１０７５℃で４時間焼結した後、急冷し
た。得られた焼結体に、Ａｒ雰囲気中で２段時効処理を
施し、磁石とした。１段目の時効処理は、８５０℃で１
時間、２段目の時効処理は５２０℃で１時間行なった。

【００８１】得られた磁石の磁気特性を、表１に示す。

【００８２】

【表１】

【００８３】表１に示される結果から、主相用母合金が
柱状結晶粒を有し、この柱状結晶粒の平均径が３〜５０
μm であるときに、高特性の磁石が得られることがわか
る。また、Ｒリッチ相を実質的に含まない主相用母合金
（サンプルNo. １−８〜１−９）では特性が低い。

【００８４】＜実施例２＞表２に示す磁石サンプルを、
以下に示すようにして製造した。

【００８５】サンプルNo. ２−１（本発明例）表２に示す組成の合金溶湯を実施例１と同様にして単ロ
ール法により冷却し、主相用母合金を製造した。冷却ロ
ールの周速度は４m/s とした。主相用母合金は、厚さ
０．３mm、幅１５mmの薄帯状であり、冷却方向に延びる
平均径５μm の柱状結晶粒が認められ、α−Ｆｅ相の存
在は認められなかった。この主相用母合金を粗粉砕し、
平均粒子径１５μm の主相用合金粉末を得た。

【００８６】次に、表２に示す組成の合金を用い、実施
例１と同様にして高周波溶解により合金インゴットを得
た。この合金インゴットは、実施例１で用いた粒界相用
母合金と同様な相を含み、平均結晶粒径は２５μm であ
った。この合金インゴットを粗粉砕して、平均粒子径１
５μm の粒界相用合金粉末を得た。

【００８７】主相用合金粉末と粒界相用合金粉末とを、
表２に示す重量比率で混合した。得られた混合物の組成
（磁石組成）を表２に示す。この混合物を、実施例１と
同様にして微粉砕した。次いで、実施例１と同様にして
成形、焼結、時効処理を行ない、磁石サンプルNo. ２−
１を得た。

【００８８】サンプルNo. ２−２（比較例）主相用母合金を高周波溶解法により製造した以外は、サ
ンプルNo. ２−１（本発明例）と同様にして製造した。
この主相用母合金は、Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相、Ｎｄリッチ相お
よびα−Ｆｅ相を含んでおり、α−Ｆｅ相の含有率は１
０体積％であった。

【００８９】サンプルNo. ２−３（比較例）主相用母合金をサンプルNo. ２−２（比較例）と同様に
高周波溶解法により製造した後、Ａｒ雰囲気中において
９００℃で２４時間熱処理を施し、溶体化した。これ以
外はサンプルNo. ２−２（比較例）と同様にして製造し
た。溶体化後の主相用母合金には、α−Ｆｅ相は認めら
れなかった。

【００９０】サンプルNo. ２−４（本発明例）粒界相用母合金を、サンプルNo. ２−１（本発明例）の
主相用母合金の場合と同様に単ロール法で製造した以外
は、サンプルNo. ２−１（本発明例）と同様にして製造
した。粒界相用母合金製造の際の冷却ロールの周速度
は、２m/s とした。粒界相用母合金は、厚さ０．２mm、
幅１５mmの薄帯状であり、サンプルNo. ２−１（本発明
例）で用いた粒界相用母合金と同様な相を含んでいた
が、平均結晶粒径は３μm であった。

【００９１】サンプルNo. ２−５（本発明例）冷却ロールの周速度を１０m/s と高速にすることによ
り、アモルファス状態の粒界相用母合金を得た。これ以
外は、サンプルNo. ２−４（本発明例）と同様にして製
造した。

【００９２】サンプルNo. ２−６（比較例）冷却ロールの周速度を１０m/s と高速にすることによ
り、アモルファス状態の主相用母合金を得た。これ以外
は、サンプルNo. ２−４（本発明例）と同様にして製造
した。

【００９３】サンプルNo. ２−７（比較例）サンプルNo. ２−１（本発明例）の主相用母合金と同組
成の合金溶湯を単ロール法で冷却し、厚さ０．３mm、幅
１５mmの合金薄帯を得た。冷却ロールの周速度は２m/s
とした。この合金薄帯には、冷却方向に延びる平均径９
μm の柱状結晶粒が認められ、α−Ｆｅ相の存在は認め
られなかった。この合金薄帯を粗粉砕し、平均粒子径１
５μm の合金粉末とした。この合金粉末を微粉砕し、さ
らに、成形、焼結、時効処理を行なって磁石とした。微
粉砕以降の工程は、サンプルNo.２−１（本発明例）製
造の際と同様とした。

【００９４】サンプルNo. ２−８（比較例）主相用母合金と粒界相用母合金とを表２に示す組成とし
た以外は、サンプルNo. ２−１（本発明例）と同様にし
て製造した。

【００９５】サンプルNo. ２−９（比較例）主相用母合金を、サンプルNo. ２−２（比較例）と同様
に高周波溶解法により製造した以外は、サンプルNo. ２
−８（比較例）と同様にして製造した。なお、主相用母
合金に溶体化処理は施さなかった。

【００９６】サンプルNo. ２−１０（本発明例）主相用母合金と粒界相用母合金とを表２に示す組成とし
た以外は、サンプルNo. ２−４（本発明例）と同様にし
て製造した。

【００９７】サンプルNo. ２−１１（比較例）サンプルNo. ２−１（本発明例）の主相用母合金と同等
の組成の合金を直接還元拡散法（Ｒ．Ｄ）法にて得た。
これ以外は、サンプルNo. ２−１と同様にして製造し
た。

【００９８】サンプルNo. ２−１１〜１８（本発明例）それぞれ純度９９．９％のＮｄ、Ｄｙ、Ｆｅ、Ｆｅ−
Ｂ、Ａｌ、Ｆｅ−Ｎｂ、Ｆｅ−Ｖ、Ｆｅ−Ｗを用いてＡ
ｒ雰囲気中で単ロール法により冷却し薄帯状の主相用母
合金を製造した。次に、それぞれ純度９９．９％のＮ
ｄ、Ｄｙ、Ｆｅ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｇａを用いて、Ａｒ雰囲
気中で高周波溶解した後、冷却し合金インゴットした。
各母合金の組成を表２に示す。組成以外は、サンプルN
o. ２−１（本発明）と同様にして製造した。

【００９９】各磁石サンプルについて、磁気特性および
耐食性を測定した。結果を表２、表３に示す。耐食性
は、１２０℃、１００％ＲＨ、２気圧の雰囲気中にサン
プルを１００時間保存した後、サンプル表面の酸化物を
除去し、保存前に対して減少した重量で評価した。表
２、表３に示す数値は、サンプルの単位表面積あたりの
減少重量である。

【０１００】

【表２】

【０１０１】

【表３】

【０１０２】これらの実施例の結果から本発明の効果が
明らかである。

【０１０３】すなわち、サンプルNo. ２−１（本発明
例）では、主相用母合金を溶解法により製造したサンプ
ルNo. ２−２（比較例）に比べ著しく高い特性が得られ
ており、サンプルNo. ２−２の主相用母合金に溶体化処
理を施したサンプルNo. ２−３（比較例）よりも高特性
である。そして、小径の結晶粒を有する粒界相用母合金
を用いたサンプルNo. ２−４（本発明例）では、粒界相
用母合金粒子の組成ばらつきが少ないため、サンプルN
o. ２−１（粒界相用母合金の平均結晶粒径２５μm ）
およびサンプルNo. ２−５（粒界相用母合金がアモルフ
ァス状態）に対し保磁力が約８％も向上している。な
お、アモルファス状態の粒界相母合金を用いたサンプル
No. ２−５では、粗粉の混合物では２９．８重量％のＮ
ｄを含んでいたが、微粉砕後にはＮｄ含有量が２９．０
重量％まで減少してしまっていた。

【０１０４】また、本発明による各サンプルでは、２合
金法を用いなかったサンプル No.２−７、主相用母合金
のＲ含有量が本発明範囲より多いサンプルNo. ２−８、
No.２−９に比べ、磁気特性がより良好であると共に耐
食性もより良好である。

【０１０５】なお、ＲＤ法によるサンプルNo. ２−１１
はNo. ２−１と比較して磁気特性が劣化する。また、N
o. ２−１２〜２−１８の結果から、添加元素により所
望の磁気特性にすることができることがわかる。

【図面の簡単な説明】

【図１】流動層を利用するジェットミルの一部を切り欠
いて示す側面図である。

【図２】渦流を利用するジェットミルの主要部を示す端
面図であり、（ａ）は平面端面図、（ｂ）は側面端面図
である。

【図３】衝突板を用いるジェットミルの主要部を示す断
面図である。

【図４】柱状晶の断面ＳＥＭ写真である。

【符号の説明】

２１容器２２，２３ガス導入管２４原料投入管２５流動層２６分級機３１容器３２原料導入管３３ガス導入管４１原料投入口４２ノズル４３衝突板

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所Ｈ０１Ｆ 1/08 7/02 Ｅ 41/02 Ｇ

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｒ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の少なく
とも１種である）、Ｔ（Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅおよび
Ｃｏである）およびＢを主成分とし、実質的にＲ₂ Ｔ₁₄
Ｂから構成される主相を有する永久磁石を、主相用母合
金の粉末と粒界相用母合金の粉末との混合物を成形した
後、焼結することにより製造する方法であって、前記主相用母合金が、実質的にＲ₂ Ｔ₁₄Ｂから構成され
平均径が３〜５０μmである柱状結晶粒と、Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ
よりもＲの含有率が高いＲリッチ相を主体とする結晶粒
界とを有し、かつ、Ｒを２６〜３２重量％、Ｂを０．９〜２重量％含み、残部が実質的にＴであり、前記粒界相用母合金が、Ｒを３２〜６０重量％含み、残
部が実質的にＣｏ、またはＣｏおよびＦｅである結晶質
合金であり、前記混合物中における主相用母合金の比率が６０〜９５
重量％である永久磁石の製造方法。
【請求項２】製造される永久磁石が、Ｒを２７〜３２重量％、Ｃｏを１〜１０重量％、Ｂを０．９〜２重量％含み、残部が実質的にＦｅである請求項１の永久磁石の製造方
法。
【請求項３】合金溶湯を、一方向または対向する二方
向から冷却して前記主相用母合金を製造する請求項１ま
たは２の永久磁石の製造方法。
【請求項４】前記合金溶湯を、単ロール法、双ロール
法または回転ディスク法により冷却する請求項３の永久
磁石の製造方法。
【請求項５】前記主相用母合金の冷却方向の厚さが
０．１〜２mmである請求項３または４の永久磁石の製造
方法。
【請求項６】前記主相用母合金がα−Ｆｅ相を実質的
に含まない請求項１〜５のいずれかの永久磁石の製造方
法。
【請求項７】前記粒界相用母合金が、平均径０．１〜
２０μm の結晶粒を有する請求項１〜６のいずれかの永
久磁石の製造方法。
【請求項８】合金溶湯を、一方向または対向する二方
向から冷却して前記粒界相用母合金を製造する請求項１
〜７のいずれかの永久磁石の製造方法。
【請求項９】前記合金溶湯を、単ロール法、双ロール
法または回転ディスク法により冷却する請求項８の永久
磁石の製造方法。
【請求項１０】前記粒界相用母合金の冷却方向の厚さ
が０．１〜２mmである請求項８または９の永久磁石の製
造方法。
【請求項１１】前記混合物中の主相用母合金の粉末の
平均径と粒界相用母合金の粉末の平均径とが１〜１０μ
m である請求項１〜１０のいずれかの永久磁石の製造方
法。
【請求項１２】水素を吸蔵させた後、前記主相用母合
金をジェットミルにより粉砕する粉砕工程を有する請求
項１〜１１のいずれかの永久磁石の製造方法。
【請求項１３】水素を吸蔵させた後、前記粒界相用母
合金をジェットミルにより粉砕する粉砕工程を有する請
求項１〜１２のいずれかの永久磁石の製造方法。
【請求項１４】前記粉砕工程において、母合金の温度
を３００〜６００℃の範囲に昇温した後、水素吸蔵処理
を施し、次いで、水素放出処理を施すことなく粉砕を行
なう請求項１２または１３の永久磁石の製造方法。
【請求項１５】母合金に水素を吸蔵させた後、水素の
放出を行なう請求項１２または１３の永久磁石の製造方
法。
【請求項１６】主相用母合金と粒界相用母合金とを混
合して同時に粗粉砕した後、水素を吸蔵させ、次いで、
ジェットミルにより微粉砕を行なう請求項１２〜１５の
いずれかの永久磁石の製造方法。
【請求項１７】粗粉砕した主相用母合金と粗粉砕した
粒界相用母合金とを混合した後、水素を吸蔵させ、次い
で、ジェットミルにより微粉砕を行なう請求項１２〜１
５のいずれかの永久磁石の製造方法。
【請求項１８】主相用母合金と粒界相用母合金とを、
独立して粗粉砕した後、それぞれに水素を吸蔵させ、次
いで、それぞれをジェットミルにより微粉砕した後、主
相用母合金と粒界相用母合金とを混合する請求項１２〜
１５のいずれかの永久磁石の製造方法。