JPS609852A - 高エネルギ−積の稀土類−鉄磁石合金 - Google Patents
高エネルギ−積の稀土類−鉄磁石合金Info
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は稀土類元素、遷移金属元素、及びホウ素を含む
永久磁石合金に関する。本発明の譲受人に譲渡された米
国特許出願第２７４．０７０号（名称「高保磁力稀土類
−鉄磁石」）、は新規硬質磁性組成物及びその製法を開
示している。より具体的には、それは１種以上の遷移金
属と１種以上の稀土類元素の合金化混合物に関する。こ
れらの合金は溶融状態から、それらが粉末試料のＸ線回
折により決定可能なような極めて微細の微細粒子結晶の
ミクロ構造をもって固化するように、注意深く制御され
た速度で溶融状態から急冷（ｑｕｅｎｃｈ ）される。
永久磁石合金に関する。本発明の譲受人に譲渡された米
国特許出願第２７４．０７０号（名称「高保磁力稀土類
−鉄磁石」）、は新規硬質磁性組成物及びその製法を開
示している。より具体的には、それは１種以上の遷移金
属と１種以上の稀土類元素の合金化混合物に関する。こ
れらの合金は溶融状態から、それらが粉末試料のＸ線回
折により決定可能なような極めて微細の微細粒子結晶の
ミクロ構造をもって固化するように、注意深く制御され
た速度で溶融状態から急冷（ｑｕｅｎｃｈ ）される。
これらの合金は飽和磁化後に少くとも約１０００エルス
テツドの室温固有保磁力を有する。これらの磁石合金と
して好ましい遷移金属は鉄であり、好ましい稀土類元素
はプラセオジム及びネオジムである。これらの構成成分
が何故好まれるかという理由の中にはそれらの自然界に
おける比較的な豊富さ、低コスト及び本来のより高い磁
気モーメントがある。
テツドの室温固有保磁力を有する。これらの磁石合金と
して好ましい遷移金属は鉄であり、好ましい稀土類元素
はプラセオジム及びネオジムである。これらの構成成分
が何故好まれるかという理由の中にはそれらの自然界に
おける比較的な豊富さ、低コスト及び本来のより高い磁
気モーメントがある。
本発明者は今回、本発明者による上記初期（１５）
の発見に対比して、著しく改良された特性を有する新規
磁石群を発見した。本発明の目的は、極めて高い残留磁
気及びエネルギー積並びに室温より十分高いキューリ一
温度を有する、極めて微細な粒子結晶構造を有する、稀
土類元素及び鉄に基づく新規硬質磁性組成物を提供する
ことである。本発明のもう一つの目的は、強い永久磁石
が信頼性よく且つ経済的に製造されるように、溶融され
迅速に急冷（ｑｕｅｎｃｈ ） される合金中に、安定
な微細結晶状の硬質磁性の稀土類元素及び鉄含有相を形
成することである。
磁石群を発見した。本発明の目的は、極めて高い残留磁
気及びエネルギー積並びに室温より十分高いキューリ一
温度を有する、極めて微細な粒子結晶構造を有する、稀
土類元素及び鉄に基づく新規硬質磁性組成物を提供する
ことである。本発明のもう一つの目的は、強い永久磁石
が信頼性よく且つ経済的に製造されるように、溶融され
迅速に急冷（ｑｕｅｎｃｈ ） される合金中に、安定
な微細結晶状の硬質磁性の稀土類元素及び鉄含有相を形
成することである。
より具体的な目的は、１種板」二の稀土類元素、１種以
上の遷移金属元素及びホウ素元素の混合物を溶融し迅速
に急冷することにより硬質磁性合金を作ることである。
上の遷移金属元素及びホウ素元素の混合物を溶融し迅速
に急冷することにより硬質磁性合金を作ることである。
その様な合金は、ホウ素を含まない合金に比べてより高
い固有保磁力及びエネルギー積を示す。更に特別の目的
は、その様な高強度の磁石合金を鉄、ホウ素及び低原子
量稀土類元素特にネオ（１６） ジム及びプラセオジムから作ることである。
い固有保磁力及びエネルギー積を示す。更に特別の目的
は、その様な高強度の磁石合金を鉄、ホウ素及び低原子
量稀土類元素特にネオ（１６） ジム及びプラセオジムから作ることである。
もう一つの目的は、これらの硬質磁性合金を溶融スピニ
ング法或いは同様な迅速固化法により作ることである。
ング法或いは同様な迅速固化法により作ることである。
更に又本発明の目的は新規で、安定で、稀土類−鉄一ホ
ウ素の金属間の極めて微細結晶構造の極性相を提供する
ことである。更に特別の目的は、クリスタライト径が直
接急冷或いは過急冷（ｏｖｅｒ ｑｕｅｎｃｈ ）及び
引続く加熱処理により最適な単一磁性領域径に合致する
ように現われるようにその様な相の形成を制御すること
である。更に又別の目的は溶融スピニング法その他によ
って迅速に急冷されたＲ Ｅ −Ｆｎ −Ｂ合金特にネ
オジム又はプラセオジム−鉄−ホウ素合金中にその様な
最適領域径のグリスタライトを直接或いは間接的に形成
することである。
ウ素の金属間の極めて微細結晶構造の極性相を提供する
ことである。更に特別の目的は、クリスタライト径が直
接急冷或いは過急冷（ｏｖｅｒ ｑｕｅｎｃｈ ）及び
引続く加熱処理により最適な単一磁性領域径に合致する
ように現われるようにその様な相の形成を制御すること
である。更に又別の目的は溶融スピニング法その他によ
って迅速に急冷されたＲ Ｅ −Ｆｎ −Ｂ合金特にネ
オジム又はプラセオジム−鉄−ホウ素合金中にその様な
最適領域径のグリスタライトを直接或いは間接的に形成
することである。
更に本発明の目的は、低原子量稀土類元素と鉄の混合物
中冗適量のホウ素を加えて高い残留磁気及びエネルギー
積を有する安定で極めて微細な結晶の金属間相の形成を
促進することである。もう一つの特別な目的は構成金属
元素を適当な割合で提供し、これらの新らたな金属間相
を形成し、次いでこれらの合金を得られる硬質磁性特性
を最適化するように加工することである。
中冗適量のホウ素を加えて高い残留磁気及びエネルギー
積を有する安定で極めて微細な結晶の金属間相の形成を
促進することである。もう一つの特別な目的は構成金属
元素を適当な割合で提供し、これらの新らたな金属間相
を形成し、次いでこれらの合金を得られる硬質磁性特性
を最適化するように加工することである。
本発明の好ましい実施態様によれば、硬質磁性特性を有
する合金は基本式 ＲＥｌ−Ｘ（ＴＭｌ−ｙＢｙ）ｘを有するように形成さ
れる。
する合金は基本式 ＲＥｌ−Ｘ（ＴＭｌ−ｙＢｙ）ｘを有するように形成さ
れる。
この式においてＲｇは１種以上の稀土類元素を表わす。
稀土類元素は周期律表のＩｌ［Ａ族のスカンジウム及び
イツトリウム及び原子番号５７（ランタン）〜７１（ル
テチウム）の元素を含む。好ましい稀土類元素はランタ
ニド系列の低原子量元素であり、特にネオジム及びプラ
セオジムである。しかしながら、実質量の成る種のその
他の稀土類元素も永久磁石特性を破壊しないがあるいは
実質的に劣化することなしにこれらの好寸しい稀十類元
素と混合することができる。
イツトリウム及び原子番号５７（ランタン）〜７１（ル
テチウム）の元素を含む。好ましい稀土類元素はランタ
ニド系列の低原子量元素であり、特にネオジム及びプラ
セオジムである。しかしながら、実質量の成る種のその
他の稀土類元素も永久磁石特性を破壊しないがあるいは
実質的に劣化することなしにこれらの好寸しい稀十類元
素と混合することができる。
ここに、ＴＭは鉄、或いはコバルトと混合された鉄、或
いは鉄と少量のニッケル、クロム或いはマンガンなどの
金属よりなる群から選ばれた遷移金属を表わ曵 鉄はこの新規のホウ素含有磁性相の形成に必要であり、
まだその比較的高い残留磁気と低コストの理由により、
望ましい遷移金属である。かなりの量のコバルトが、磁
性に悪影響を及ぼすことなく鉄に混合され得る。ニッケ
ル、クロムおよびマンガンを約１０係以上含有させろと
一般に本発明のＮｄ−Ｆｉｂ−Ｂ合金類の永久磁性に悪
影響を及ぼすことがわかった。
いは鉄と少量のニッケル、クロム或いはマンガンなどの
金属よりなる群から選ばれた遷移金属を表わ曵 鉄はこの新規のホウ素含有磁性相の形成に必要であり、
まだその比較的高い残留磁気と低コストの理由により、
望ましい遷移金属である。かなりの量のコバルトが、磁
性に悪影響を及ぼすことなく鉄に混合され得る。ニッケ
ル、クロムおよびマンガンを約１０係以上含有させろと
一般に本発明のＮｄ−Ｆｉｂ−Ｂ合金類の永久磁性に悪
影響を及ぼすことがわかった。
最も好ましい合金は、稀土類元素Ｎｄ及び／又はＰｒ
、及び遷移金属元素りを含有する。
、及び遷移金属元素りを含有する。
これらの軽稀土類−鉄の組合わせのすぐれた特性は、少
くとも一部は軽稀土類元素と鉄量の強磁性結合によるも
のである。即ち、最適合金において、稀土類の軌道磁性
モーメント（Ｌ’）は鉄のスピンモーメント（Ｓ）と同
一の平（１９） 行方向へ並び、その結果全モーメント（Ｊ）はＬ＋Ｓに
等しくなろ。Ｅｒ、Ｔｂ及び■■ｏのような型棒土類元
素にたいして、磁性結合は反強磁性であり、稀土類元素
の軌道磁性モーメントは鉄スピンモーメントに対し逆平
行となり、その結果全モーメントＪ＝Ｌ−８となる。従
って、強磁性的に結合された軽稀土類−鉄合金の全磁性
モーメントは反強磁性的に結合された型棒土類元素／鉄
合金のそれよりも大きい。稀土類元素、サマリウムは鉄
と強磁性的に或いは反強磁性的に結合することができ、
従って、本発明に関１−で言えば、軽稀土類元素及び型
棒土類元素のいずれとしても挙動する。
くとも一部は軽稀土類元素と鉄量の強磁性結合によるも
のである。即ち、最適合金において、稀土類の軌道磁性
モーメント（Ｌ’）は鉄のスピンモーメント（Ｓ）と同
一の平（１９） 行方向へ並び、その結果全モーメント（Ｊ）はＬ＋Ｓに
等しくなろ。Ｅｒ、Ｔｂ及び■■ｏのような型棒土類元
素にたいして、磁性結合は反強磁性であり、稀土類元素
の軌道磁性モーメントは鉄スピンモーメントに対し逆平
行となり、その結果全モーメントＪ＝Ｌ−８となる。従
って、強磁性的に結合された軽稀土類−鉄合金の全磁性
モーメントは反強磁性的に結合された型棒土類元素／鉄
合金のそれよりも大きい。稀土類元素、サマリウムは鉄
と強磁性的に或いは反強磁性的に結合することができ、
従って、本発明に関１−で言えば、軽稀土類元素及び型
棒土類元素のいずれとしても挙動する。
Ｂはホウ素元素の原子記号である。Ｘは該組成物中に存
在する遷移金属とホウ素を合わせた原子分率であり、一
般的に０．５≦Ｘ≦０．９、好ましくは０．８≦Ｘ≦０
．９である。ｙは存在するホウ素及び遷移金属の量に基
づいた組成物中に存在するホウ素の原子分率である。ｙ
（２０） に対して許容可能な範囲は０．０５≦ｙ≦０．１０、好
脣しい範囲は０．０５≦ｙ≦０．０７である。
在する遷移金属とホウ素を合わせた原子分率であり、一
般的に０．５≦Ｘ≦０．９、好ましくは０．８≦Ｘ≦０
．９である。ｙは存在するホウ素及び遷移金属の量に基
づいた組成物中に存在するホウ素の原子分率である。ｙ
（２０） に対して許容可能な範囲は０．０５≦ｙ≦０．１０、好
脣しい範囲は０．０５≦ｙ≦０．０７である。
Ｂは全組成の約１０原子係を越えて存在すべきではなく
、好ましくは７係未満である。適当な微細結晶ミクロ構
造をもつ合金中へきわめて少量のホウ素を添加すれば２
００ｔ：’或いはそれ以上の温度におけるＲＥ−Ｆｇ金
合金特に高鉄濃度を有するＲ Ｅ−Ｆａ金合金保磁力を
実質的に増大させることが見出された。事実、合金Ｎｄ
Ｏ，２（ＦＡｏ、９５Ｂ０．０５）０．８ははるかに高
価なＳｍＣｏ５磁石の硬質磁性特性と実質的に匹敵する
約２０キロエルステツドを越える固有室温保磁力を示し
た。ホウ素の含有は又合金のエネルギー積を実質的に改
良し、そのキューリ一温度を上昇させた。
、好ましくは７係未満である。適当な微細結晶ミクロ構
造をもつ合金中へきわめて少量のホウ素を添加すれば２
００ｔ：’或いはそれ以上の温度におけるＲＥ−Ｆｇ金
合金特に高鉄濃度を有するＲ Ｅ−Ｆａ金合金保磁力を
実質的に増大させることが見出された。事実、合金Ｎｄ
Ｏ，２（ＦＡｏ、９５Ｂ０．０５）０．８ははるかに高
価なＳｍＣｏ５磁石の硬質磁性特性と実質的に匹敵する
約２０キロエルステツドを越える固有室温保磁力を示し
た。ホウ素の含有は又合金のエネルギー積を実質的に改
良し、そのキューリ一温度を上昇させた。
本発明による永久磁石合金は適当な重量割合の元素形態
の稀土類、遷移金属及びホウ素を混合することにより作
られる。この混合物をアーク炉熔解して合金インゴット
を形成する。この合金を次いで石英るつぼ内で再溶融し
、小さなノズルを通して、回転する冷表面上に絞り出す
。これにより合金の薄いリボンが生成する。この方法を
一般的にこの技術分野では「溶融スピニング法」と称し
、特願昭１０１５２１号にも説明されている。溶融スピ
ニング法において、溶融スピニングされた材料の急冷速
度は急冷表面の線速度を変化させることにより変えろこ
とができろ。適当な速度範囲を選択することにより、高
い固有保磁力及び残留磁気を示す急冷生成物が得られた
。更に、その様な性質を有する製品は溶融物から直接急
冷しても或いは後述の如く過急冷し焼な丑すことによっ
ても製造することができろことが見出された。
の稀土類、遷移金属及びホウ素を混合することにより作
られる。この混合物をアーク炉熔解して合金インゴット
を形成する。この合金を次いで石英るつぼ内で再溶融し
、小さなノズルを通して、回転する冷表面上に絞り出す
。これにより合金の薄いリボンが生成する。この方法を
一般的にこの技術分野では「溶融スピニング法」と称し
、特願昭１０１５２１号にも説明されている。溶融スピ
ニング法において、溶融スピニングされた材料の急冷速
度は急冷表面の線速度を変化させることにより変えろこ
とができろ。適当な速度範囲を選択することにより、高
い固有保磁力及び残留磁気を示す急冷生成物が得られた
。更に、その様な性質を有する製品は溶融物から直接急
冷しても或いは後述の如く過急冷し焼な丑すことによっ
ても製造することができろことが見出された。
いずれの場合にも良好な磁性特性が得られる場合には、
磁性材料は極めて小さな（平均直径約２０〜４００ナノ
メータ）最適単一磁性領域径付近またはそれ以下の大き
さにあるタライトの全く均一な形状は正方品系或いは立
方晶系構造のような全ての方向に全く均一な結晶構造を
示唆する。中性子回折データにもとづく数学的モデル計
算によれば、ａ＝８．８オングストロームでｃ ＝ １
２．２オングストロームの正方品系の結晶構造が示唆さ
れる。この磁性相の名目的な組成はＲＥ２Ｆｘ１４ Ｂ
ｌ （例えば近似的原子量分率ＲＥ、２□ｈ 、７□Ｂ
ｏ、ｏ＋ ’近似的原子量分率ＲＥ、１゜凡、８□Ｂ、
。６ ）であると考えられる。ただしＲＥはネオジムお
よび／またはプラセオジムである。以下で実証されろよ
うに、この好ましい成分元素のうちの限られた量を他の
稀土類および遷移金属で置換してもこの結晶相は破壊さ
れることはない。
磁性材料は極めて小さな（平均直径約２０〜４００ナノ
メータ）最適単一磁性領域径付近またはそれ以下の大き
さにあるタライトの全く均一な形状は正方品系或いは立
方晶系構造のような全ての方向に全く均一な結晶構造を
示唆する。中性子回折データにもとづく数学的モデル計
算によれば、ａ＝８．８オングストロームでｃ ＝ １
２．２オングストロームの正方品系の結晶構造が示唆さ
れる。この磁性相の名目的な組成はＲＥ２Ｆｘ１４ Ｂ
ｌ （例えば近似的原子量分率ＲＥ、２□ｈ 、７□Ｂ
ｏ、ｏ＋ ’近似的原子量分率ＲＥ、１゜凡、８□Ｂ、
。６ ）であると考えられる。ただしＲＥはネオジムお
よび／またはプラセオジムである。以下で実証されろよ
うに、この好ましい成分元素のうちの限られた量を他の
稀土類および遷移金属で置換してもこの結晶相は破壊さ
れることはない。
その様な構造の合金は従来知られていなかった磁性相を
構成する。
構成する。
稀土類元素及び鉄への混合物へ適量のホウ素の含有させ
ることにより十分に広い範囲の急冷速度にわたって安定
な硬質磁性相の形成を促進することが見出された。全て
の溶融ス（２３） ピニングされた硬質磁性のホウ素含有ＲＥ−鉄−合金の
残留磁気及びエネルギー積がホウ素を含まぬ組成物に比
べで改良された。合金のキューリ一温度も又実質的に上
昇した。以下本発明を更に詳細に説明する。
ることにより十分に広い範囲の急冷速度にわたって安定
な硬質磁性相の形成を促進することが見出された。全て
の溶融ス（２３） ピニングされた硬質磁性のホウ素含有ＲＥ−鉄−合金の
残留磁気及びエネルギー積がホウ素を含まぬ組成物に比
べで改良された。合金のキューリ一温度も又実質的に上
昇した。以下本発明を更に詳細に説明する。
本発明は、少量のホウ素元素を含ませろことにより改良
された硬質磁性の稀土類−遷移金属組成物を製造するこ
とに関する。本発明はまた構成元素の溶融混合物を、軟
質磁性無定形材料を生ずる速度と軟質磁性結晶性材料を
生ずる速度の間の速度で急冷することに関する。
された硬質磁性の稀土類−遷移金属組成物を製造するこ
とに関する。本発明はまた構成元素の溶融混合物を、軟
質磁性無定形材料を生ずる速度と軟質磁性結晶性材料を
生ずる速度の間の速度で急冷することに関する。
本明細書中でＨは印加された磁場の強度を指し、Ｉ（。
、は固有磁力即ち磁化Ｍを有する磁化試料をゼロ磁化に
戻すのに必要な逆磁場である。Ｍは電磁気単位で表わし
た試料の磁化である。Ｍ８ は飽和磁化即ち印加された
磁場に」：り試料中ｆ誘導されろことのできる最大磁化
である。Ｂは磁気誘導即ち試料の磁束密度でありＢ ＝
Ｈ＋４πＭ（ｅｍｕ）（ＢＳＭ及び（２４） Ｈはガウス或いはエルステッドの単位）、Ｂｒは残留磁
気誘導である。ＢＨがエネルギー積である。才たＴは特
に断りのない限り、ケルビン度の温度である。「硬質磁
石」及び「硬質磁性合金」とは少くとも約１０００エル
ステツドの固有保磁力を有する組成物を指す。
戻すのに必要な逆磁場である。Ｍは電磁気単位で表わし
た試料の磁化である。Ｍ８ は飽和磁化即ち印加された
磁場に」：り試料中ｆ誘導されろことのできる最大磁化
である。Ｂは磁気誘導即ち試料の磁束密度でありＢ ＝
Ｈ＋４πＭ（ｅｍｕ）（ＢＳＭ及び（２４） Ｈはガウス或いはエルステッドの単位）、Ｂｒは残留磁
気誘導である。ＢＨがエネルギー積である。才たＴは特
に断りのない限り、ケルビン度の温度である。「硬質磁
石」及び「硬質磁性合金」とは少くとも約１０００エル
ステツドの固有保磁力を有する組成物を指す。
溶融スピニング法
溶融スピニング法は高合金鋼から「溶融ガラス」を作る
ために用いられてきたよく知られた方法である。本発明
に関する限り、溶融スピニング法は適当な重量割合の構
成成分を混合し、それらを−緒に溶融して所望組成の合
金を形成することを含む。アーク溶融法は、合金の加熱
容器からの汚染を防止するので、実験目的のためには好
ましい技術である。
ために用いられてきたよく知られた方法である。本発明
に関する限り、溶融スピニング法は適当な重量割合の構
成成分を混合し、それらを−緒に溶融して所望組成の合
金を形成することを含む。アーク溶融法は、合金の加熱
容器からの汚染を防止するので、実験目的のためには好
ましい技術である。
以下の実施例においては、合金インゴットは石英製のス
ピン溶融管（るっぽ或いはタンプッシュ）の内側に嵌め
こまれるに十分に小さな塊に破壊された。セラミックそ
の他の適当々耐火材料を使用することが可能である。
ピン溶融管（るっぽ或いはタンプッシュ）の内側に嵌め
こまれるに十分に小さな塊に破壊された。セラミックそ
の他の適当々耐火材料を使用することが可能である。
各管はそれを通して合金が押し出されることのできる小
さ々オリフィスをその底に有した。
さ々オリフィスをその底に有した。
管の頂部は蜜月され、溶融合金」二の管内に加圧ガスを
含有させろ手段が設けられた。溶融スピニングされ合金
を含有する管の部分の周りには、加熱コイルが配置され
た。コイルを作動させたときに管内の合金の塊は溶融し
、流動物を形成した。
含有させろ手段が設けられた。溶融スピニングされ合金
を含有する管の部分の周りには、加熱コイルが配置され
た。コイルを作動させたときに管内の合金の塊は溶融し
、流動物を形成した。
不活性ガスを溶融合金上の空間に一定の正圧で導入し、
溶融合金を一定速度で小さなオリフィスを通して噴出さ
せる。このオリフィスは、溶融金属が迅速に冷却され固
化されてリボン形状にされろ冷表面から僅かに短い距離
を置いて設けられる。この表面はクロムメッキされた回
転銅円盤の外部周面であったが、その他の冷表面及び材
料例えば高熱伝導性を示すモリブデンなども又使用可能
なものである。
溶融合金を一定速度で小さなオリフィスを通して噴出さ
せる。このオリフィスは、溶融金属が迅速に冷却され固
化されてリボン形状にされろ冷表面から僅かに短い距離
を置いて設けられる。この表面はクロムメッキされた回
転銅円盤の外部周面であったが、その他の冷表面及び材
料例えば高熱伝導性を示すモリブデンなども又使用可能
なものである。
円盤は、噴出された合金と冷表面間の相対速度が実質的
に一定であろ」：うに一定の速度で回転された。しかし
ながら、急冷表面が動く速度は実験の間を通して急冷表
面の加熱、あるいは合金溶融温度の変化なども補償し、
リボン内に所望のミクロ構造を形成するように変え得ろ
。
に一定であろ」：うに一定の速度で回転された。しかし
ながら、急冷表面が動く速度は実験の間を通して急冷表
面の加熱、あるいは合金溶融温度の変化なども補償し、
リボン内に所望のミクロ構造を形成するように変え得ろ
。
ここで円盤速度（Ｖｓ ）は溶融スピナーの急冷円盤が
一定の回転速度で回転する際の冷表面上の一点のメート
ル７秒で表わされた速度である。冷円盤は合金リボンよ
りもはるかに質量があるのでそれはその上で固化する金
属に対して無限に厚い熱部り（ｈｅａｔ ５ｉｎｋ ）
として作用する。この円盤は長期間の運転に熱の蓄積を
防止するために任意の適当な手段で冷却スることができ
る。ここで用いられる「溶融スピニング」或いは「溶融
スピニングされた」という用語は上記の如き方法並びに
同様な結果を達成する同様な方法を指すものである。
一定の回転速度で回転する際の冷表面上の一点のメート
ル７秒で表わされた速度である。冷円盤は合金リボンよ
りもはるかに質量があるのでそれはその上で固化する金
属に対して無限に厚い熱部り（ｈｅａｔ ５ｉｎｋ ）
として作用する。この円盤は長期間の運転に熱の蓄積を
防止するために任意の適当な手段で冷却スることができ
る。ここで用いられる「溶融スピニング」或いは「溶融
スピニングされた」という用語は上記の如き方法並びに
同様な結果を達成する同様な方法を指すものである。
比較的より冷たい円盤上での合金のリボンの急冷速度の
主たる限定要因はその厚みであ（２７） ろ。リボンが余りに厚いと冷表面から最も離れた金属は
余りにもゆっくり冷却し、磁性的に軟質の状態で結晶化
する。若し、合金が極めて迅速に冷却するとリボンは殆
んど完全に無定形状ないし極めて微細の結晶状態の間の
どこかのミクロ構造をとるようになる。
主たる限定要因はその厚みであ（２７） ろ。リボンが余りに厚いと冷表面から最も離れた金属は
余りにもゆっくり冷却し、磁性的に軟質の状態で結晶化
する。若し、合金が極めて迅速に冷却するとリボンは殆
んど完全に無定形状ないし極めて微細の結晶状態の間の
どこかのミクロ構造をとるようになる。
過急冷（ｏｖｅｒ ｑｕｅｎｃｈ ） された溶融スピ
ンリボンは通常数百エルステッド未満の低い固有保磁力
を有する。若しそれらが無定形状即ち完全にガラス状で
あればそれらは最適速度で直接急冷された合金に匹敵す
る磁性特性を達Ｆｙ、するように後で焼な寸すことがで
きない。しかしながら、もし合金がガラスを生成する速
度よりは僅かに低い速度で冷却されるならば初期のミク
ロ構造が発生するようである。僅かに過急冷された合金
は形成されたま＼では低い保磁力を有するが、最適微細
硬質磁性相に近い相を発生する能力を有する。
ンリボンは通常数百エルステッド未満の低い固有保磁力
を有する。若しそれらが無定形状即ち完全にガラス状で
あればそれらは最適速度で直接急冷された合金に匹敵す
る磁性特性を達Ｆｙ、するように後で焼な寸すことがで
きない。しかしながら、もし合金がガラスを生成する速
度よりは僅かに低い速度で冷却されるならば初期のミク
ロ構造が発生するようである。僅かに過急冷された合金
は形成されたま＼では低い保磁力を有するが、最適微細
硬質磁性相に近い相を発生する能力を有する。
即ち、部分的に過急冷された合金をコントロールして迅
速に焼な寸すと微細結晶上の硬質（２８） 磁石相の成長を促進することが可能である。
速に焼な寸すと微細結晶上の硬質（２８） 磁石相の成長を促進することが可能である。
この相は最良の直接急冷されたホウ素含有合金リボンに
存在するものと同一のものと思われる。
存在するものと同一のものと思われる。
以下の実施例の全てにおいて、上記の型の溶融スピニン
グ装置を用いて新規磁性組成物のリボンを作成した。実
施例１．２．４〜９．１２〜２０及び２３〜２４に用い
た石英管は約１００て長及び１２．７ｗｎ直径であった
。各実験知約４７の合金塊を管に添加した。噴出オリフ
ィスは丸型で約５００ミクロン直径であり、約３４．４
７ ｋＰａ（５ｐｓｉ） のアルゴン噴出圧力を使用し
た。残りの実施例については、石英管は約１２７ｗｎ長
及び２５ｆｆｉ＋＋１直径であった。各実験には約２５
〜４ｏグの合金の塊を添加した。押し出しオリフィスは
丸型で直径は約６７５ミクロンであった。約２０．６８
ｋＰａ（３，０ｐｓ＋ ）のアルゴン噴出圧力を使用シ
ｆｒ。いずれの場合も、オリフィスは冷却円盤の冷表面
から約３．１咽〜６．３ ｍｍ （％〜％インチ）離し
て配置した。円盤は初めに室温であり外部的に冷却は行
わなかった。得られた溶融スピニングされたリボンは約
３５〜５０ミクロンの厚さであり、約１．５叫幅であっ
た。
グ装置を用いて新規磁性組成物のリボンを作成した。実
施例１．２．４〜９．１２〜２０及び２３〜２４に用い
た石英管は約１００て長及び１２．７ｗｎ直径であった
。各実験知約４７の合金塊を管に添加した。噴出オリフ
ィスは丸型で約５００ミクロン直径であり、約３４．４
７ ｋＰａ（５ｐｓｉ） のアルゴン噴出圧力を使用し
た。残りの実施例については、石英管は約１２７ｗｎ長
及び２５ｆｆｉ＋＋１直径であった。各実験には約２５
〜４ｏグの合金の塊を添加した。押し出しオリフィスは
丸型で直径は約６７５ミクロンであった。約２０．６８
ｋＰａ（３，０ｐｓ＋ ）のアルゴン噴出圧力を使用シ
ｆｒ。いずれの場合も、オリフィスは冷却円盤の冷表面
から約３．１咽〜６．３ ｍｍ （％〜％インチ）離し
て配置した。円盤は初めに室温であり外部的に冷却は行
わなかった。得られた溶融スピニングされたリボンは約
３５〜５０ミクロンの厚さであり、約１．５叫幅であっ
た。
溶融スピニング法の重要な要素は所望の極めて微細な結
晶構造を生成するだめの溶融合金の制御された急冷であ
る。溶融スピニング法は、本発明のホウ素増強ＲＥ−Ｔ
Ｍ磁性材料類の好ましい製造方法であるが、他のこれに
匹敵する方法を用いることもできる。
晶構造を生成するだめの溶融合金の制御された急冷であ
る。溶融スピニング法は、本発明のホウ素増強ＲＥ−Ｔ
Ｍ磁性材料類の好ましい製造方法であるが、他のこれに
匹敵する方法を用いることもできる。
Ｘ線データは硬質磁性相が事実極めて微細結晶性を有す
るとの仮定を裏付けている。走査電子顕微鏡の結果は、
最適平均結晶径が約２０〜４００ナノメータにあること
を示す。
るとの仮定を裏付けている。走査電子顕微鏡の結果は、
最適平均結晶径が約２０〜４００ナノメータにあること
を示す。
その様な小さなりリスタライトの径は本発明のＲＥ−Ｆ
ｎ−Ｂ合金の最適単一領域径にほぼ合致するものと思わ
れる。
ｎ−Ｂ合金の最適単一領域径にほぼ合致するものと思わ
れる。
組成物
本発明の磁性組成物は成る種の稀土類元素、遷移金属元
素及びホウ素の溶融された均一な混合物から形成されろ
。
素及びホウ素の溶融された均一な混合物から形成されろ
。
稀土類元素としては、周期律表の第１１１Ａ族のスカン
ジウム及びイツトリウム並びに、原子番号５７番（ラン
タン）乃至原子番号７１番（ルテチウム）のランタニド
系列元素が含寸れろ。本発明の磁石組成物について所望
の高保磁力を達成するためには、好捷しい稀土類構成元
素或いは合金のｆ−軌道は空、完全充填、或いは半充填
ではいけないと考えられる。即ち、合金化された稀土類
溝成成分のｆ〜軌道には電子が０であるべきでなく、７
又は１４の電子が存在すべきではない。
ジウム及びイツトリウム並びに、原子番号５７番（ラン
タン）乃至原子番号７１番（ルテチウム）のランタニド
系列元素が含寸れろ。本発明の磁石組成物について所望
の高保磁力を達成するためには、好捷しい稀土類構成元
素或いは合金のｆ−軌道は空、完全充填、或いは半充填
ではいけないと考えられる。即ち、合金化された稀土類
溝成成分のｆ〜軌道には電子が０であるべきでなく、７
又は１４の電子が存在すべきではない。
本発明【使用するのに好ましい稀土類元素れらは、一般
に軽稀土類元素と称されており、ネオジムとプラセオジ
ムは軽稀土類元素の中で最も豊富にあり、最も安価であ
り、最高の磁性モーメントを有するものである。元素Ｎ
ｄ 及びｐｒ は又鉄と強磁性的に結合する。
に軽稀土類元素と称されており、ネオジムとプラセオジ
ムは軽稀土類元素の中で最も豊富にあり、最も安価であ
り、最高の磁性モーメントを有するものである。元素Ｎ
ｄ 及びｐｒ は又鉄と強磁性的に結合する。
（３１）
（全モーメントＪ二Ｔ、 ＋８ ）。
合金の結晶格子中において稀土類元素を相互に置換する
ことは通常可能である。ｆｌＪえは、稀土類元素の原子
半径がそれが遷移金属と混合されている合金の反応およ
び微細構造に重要である場合には、適当な平均原子半径
を持った２種の別の稀土類元素（例えば一つしまより大
きた原子径火有し、一つはより小さな半径を有する）の
置換に」こつて元の合金と同様な結晶学的構造を有する
合金を生成する可能性がある。
ことは通常可能である。ｆｌＪえは、稀土類元素の原子
半径がそれが遷移金属と混合されている合金の反応およ
び微細構造に重要である場合には、適当な平均原子半径
を持った２種の別の稀土類元素（例えば一つしまより大
きた原子径火有し、一つはより小さな半径を有する）の
置換に」こつて元の合金と同様な結晶学的構造を有する
合金を生成する可能性がある。
従って、我々の合金においてもＰｒ及びＮｄ０代りに制
御された量の他の稀土類元素を置換することは可能であ
る。しかしながら、テルビウム、ホルミウム、ジスプロ
シウム、エルビウム及びツリウムなどの重い稀土類元素
は鉄とは反強磁性的に結合する。従って、これらの型棒
土類含有鉄合金はＮｄ ＦＡ及びＰｒ−几合金のように
強い永久磁石を製造することは期待することができない
であろう。
御された量の他の稀土類元素を置換することは可能であ
る。しかしながら、テルビウム、ホルミウム、ジスプロ
シウム、エルビウム及びツリウムなどの重い稀土類元素
は鉄とは反強磁性的に結合する。従って、これらの型棒
土類含有鉄合金はＮｄ ＦＡ及びＰｒ−几合金のように
強い永久磁石を製造することは期待することができない
であろう。
（３２）
鉄、ニッケル、コバルト、クロム、銅及びマンガンの各
元素は遷移金属である。本発明の実施において鉄は必要
且つ好ましい成分である。更に、鉄は天然に豊富に存在
し、安価であり、残留磁気が固有的に高い。コバルトは
鉄の一部の代りに用いることが出来ろ。その他の少量の
遷移金属は本発明の合金に永久磁性特性を余り激しく妨
害するものではないが、それらは又永久磁性特性を強化
するものでもない。
元素は遷移金属である。本発明の実施において鉄は必要
且つ好ましい成分である。更に、鉄は天然に豊富に存在
し、安価であり、残留磁気が固有的に高い。コバルトは
鉄の一部の代りに用いることが出来ろ。その他の少量の
遷移金属は本発明の合金に永久磁性特性を余り激しく妨
害するものではないが、それらは又永久磁性特性を強化
するものでもない。
ホウ素は全ての場合に稀土類及び遷移金属元素と同様に
元素形態で使用された。しかしながらホウ素とその他の
元素との合金化された形成物も又等しく適するものであ
る。少量のその他の元素も又それらが組成物の酸性特性
を余り劣化させられない限り存在し得る。
元素形態で使用された。しかしながらホウ素とその他の
元素との合金化された形成物も又等しく適するものであ
る。少量のその他の元素も又それらが組成物の酸性特性
を余り劣化させられない限り存在し得る。
−緒に合金化されるＲＥ、ＴＭ及びＢの相対量はここで
は、原子分率或いは原子係で表わされる。ここでは、原
子分率と原子重量分率とは区別される。例えば、Ｎｄ
Ｏ，４（Ｆ’Ｏ，’１５ Ｂｏ、０５１Ｇ、６の原子分
率式を有する組成物の１原子惜単位は重量で下記のもの
を含む： ０．４×原子量Ｎｄ ＝０．４Ｘ１４４．．２４＝５７
．６９６ｆＮｄＯ，６Ｘ０．９５Ｘ原子量Ｆｎ＝０．５
７Ｘ５５．８５＝３１．８３５ｆ ＦＡＯ，６Ｘ０．０
５Ｘ原子量Ｂ＝０．０３Ｘ１０．８１ ＝ ０．３２４
２ Ｂ計８９．８５５１ｉ’ これを成分の重量分率或いは重骨部で表わすと次の通り
になる： Ｎｄ ５７．６９６／８９．８５５＝０．６４２ ６４
．２Ｆａ ３１．８３５／８９．８５５＝０．３５４
３５．４Ｂ Ｏ，３２４／８９．８５５＝０．００４
０．４本発明の硬磁石合金の奸才しい組成範囲！・ま約
１０〜２０原子係の稀土類元素と残りが遷移金属及び少
量（全部で１０原子係未満、好ましくは７原子係未満）
のホウ素よりなるものである。これよりも高い割合の稀
土類元素の帯も可能であるが、磁気エネルギー積に悪影
響を及ぼす。少量のその他の元素も又本発明の実施に実
質的に悪影響を及ぼさない限り存在することが可能であ
る。以下本発明を実施例により更に説明する。
は、原子分率或いは原子係で表わされる。ここでは、原
子分率と原子重量分率とは区別される。例えば、Ｎｄ
Ｏ，４（Ｆ’Ｏ，’１５ Ｂｏ、０５１Ｇ、６の原子分
率式を有する組成物の１原子惜単位は重量で下記のもの
を含む： ０．４×原子量Ｎｄ ＝０．４Ｘ１４４．．２４＝５７
．６９６ｆＮｄＯ，６Ｘ０．９５Ｘ原子量Ｆｎ＝０．５
７Ｘ５５．８５＝３１．８３５ｆ ＦＡＯ，６Ｘ０．０
５Ｘ原子量Ｂ＝０．０３Ｘ１０．８１ ＝ ０．３２４
２ Ｂ計８９．８５５１ｉ’ これを成分の重量分率或いは重骨部で表わすと次の通り
になる： Ｎｄ ５７．６９６／８９．８５５＝０．６４２ ６４
．２Ｆａ ３１．８３５／８９．８５５＝０．３５４
３５．４Ｂ Ｏ，３２４／８９．８５５＝０．００４
０．４本発明の硬磁石合金の奸才しい組成範囲！・ま約
１０〜２０原子係の稀土類元素と残りが遷移金属及び少
量（全部で１０原子係未満、好ましくは７原子係未満）
のホウ素よりなるものである。これよりも高い割合の稀
土類元素の帯も可能であるが、磁気エネルギー積に悪影
響を及ぼす。少量のその他の元素も又本発明の実施に実
質的に悪影響を及ぼさない限り存在することが可能であ
る。以下本発明を実施例により更に説明する。
実施例１
第１図例おいて、ネオジムと鉄の合金をこれらの元素の
実質的に純粋な市販の入手可能な形態で適当な重量比で
混合することにより作成した。これらの混合物をアーク
炉熔解により合金インゴットを形成した。各合金中のネ
オジムの量は０．４の原子分率に維持した。
実質的に純粋な市販の入手可能な形態で適当な重量比で
混合することにより作成した。これらの混合物をアーク
炉熔解により合金インゴットを形成した。各合金中のネ
オジムの量は０．４の原子分率に維持した。
鉄及びホウ素構成成分暑合わせて０．６の原子分率にし
た。ホウ素の原子分率は存在する鉄の量（（基づき０．
０１〜０．０３に変化させた。
た。ホウ素の原子分率は存在する鉄の量（（基づき０．
０１〜０．０３に変化させた。
各合金を上記方法により溶融スピニングを行った。各合
金急冷速度は急冷ホイールの表面速度を変えることによ
り変化させた。各試料当り約４２のリボンを作成した。
金急冷速度は急冷ホイールの表面速度を変えることによ
り変化させた。各試料当り約４２のリボンを作成した。
本実施例及びその他の実施例の各々の合金の固有保磁力
は下記の方法によりめた。合金リボンを先ず硬表面上で
ローラーを用いて粉末化した。はぼ１００ｑの粉末を磁
力計用（３５） 標準円筒試料ホルダー中に充填した。試料を次いで約４
５キロエルスステツドのパルス化磁界内において磁化さ
せた。この磁界は対象合金の飽和磁化（Ｍｓ）に到達す
るに十分強いものではないと思うがこの実験で利用可能
なものでは最強のイ、のであった。固有保磁力の測定は
１９キロエルステツドの最大操作磁界を有するプリンス
トン応用研究所振動試料磁力計を用いて行った。磁化値
はアーク炉製錬された磁性材料の密度て対して規格化さ
れた。
は下記の方法によりめた。合金リボンを先ず硬表面上で
ローラーを用いて粉末化した。はぼ１００ｑの粉末を磁
力計用（３５） 標準円筒試料ホルダー中に充填した。試料を次いで約４
５キロエルスステツドのパルス化磁界内において磁化さ
せた。この磁界は対象合金の飽和磁化（Ｍｓ）に到達す
るに十分強いものではないと思うがこの実験で利用可能
なものでは最強のイ、のであった。固有保磁力の測定は
１９キロエルステツドの最大操作磁界を有するプリンス
トン応用研究所振動試料磁力計を用いて行った。磁化値
はアーク炉製錬された磁性材料の密度て対して規格化さ
れた。
第１図」二り固有保磁力（ＴＴｃｉｌは急冷速度（ｖ８
の函数）及びホウ素含量に依存することがわかる。最高
の総括固有保磁力は鉄にたいして最大のホウ素（３ヴ）
を含有するネオジム鉄合金について達成された。より少
ないホウ素割合のものもホウ素のない合金に比して組成
物の固有保磁力が改良された。最適の基材速度は５００
ミクロンの噴出オリフィス及び約３４．４．７ ｋＰａ
（５ｐｓｉ １の噴出圧力を（３Ｇ） 有する小さな石英管については約７．５ ｍ ７秒であ
った。ホイール速度が５ｍ／秒未満及び１５ｍ／秒を越
えるものについては固有保磁力はより低かった。
の函数）及びホウ素含量に依存することがわかる。最高
の総括固有保磁力は鉄にたいして最大のホウ素（３ヴ）
を含有するネオジム鉄合金について達成された。より少
ないホウ素割合のものもホウ素のない合金に比して組成
物の固有保磁力が改良された。最適の基材速度は５００
ミクロンの噴出オリフィス及び約３４．４．７ ｋＰａ
（５ｐｓｉ １の噴出圧力を（３Ｇ） 有する小さな石英管については約７．５ ｍ ７秒であ
った。ホイール速度が５ｍ／秒未満及び１５ｍ／秒を越
えるものについては固有保磁力はより低かった。
実施例２
第２図は、ネオジム合金の２５原子係を占める場合のネ
オジムと鉄の合金についての固有保磁力対基材急冷速度
のプロットである。
オジムと鉄の合金についての固有保磁力対基材急冷速度
のプロットである。
試料は実施例１と同様にして作成され、試験を行った。
明らかに、ホウ素を鉄含量に基づいて３及び５原子係の
量で含ませるとこれらの合金の固有室温保磁力は犬きく
改良された。
量で含ませるとこれらの合金の固有室温保磁力は犬きく
改良された。
ホウ素なしには、この高鉄含量合金は極めて高い固有保
磁力ｃ〜最大２．３ｋＯｅ）を示すことはない。少量の
ホウ素の含有によってさえ、ある種の合金においてホウ
素がなければ存在しない高い固有保磁力を形成できるよ
うに思われる。ＮｄＯ，２５”０．９５ Ｂｏ、０５）
０．７５ 合金（３，７５原子１Ｂ）は例えば稀土類元
素−コバルト磁石の固有保磁力に比肩し得ろ１９．７ｋ
Ｏｅ のＴ（（、ｉを達成した。
磁力ｃ〜最大２．３ｋＯｅ）を示すことはない。少量の
ホウ素の含有によってさえ、ある種の合金においてホウ
素がなければ存在しない高い固有保磁力を形成できるよ
うに思われる。ＮｄＯ，２５”０．９５ Ｂｏ、０５）
０．７５ 合金（３，７５原子１Ｂ）は例えば稀土類元
素−コバルト磁石の固有保磁力に比肩し得ろ１９．７ｋ
Ｏｅ のＴ（（、ｉを達成した。
実施例３
第３図は、鉄に対するホウ素の分率が
０．０３．０．０５．０．０７及び０．０９であるＮｄ
ｏ、、（凡、、Ｂｙ）。８１合金の溶融スピニングされ
たリボンの急冷速度の函数としての固有室温保磁力のプ
ロットである。本実施例においてはこの合金は約６７５
ミクロンのオリフィス直径を有するより大きな石英管か
ら約２０．６８ ｋＰａ （３ｐｓｉ）のアルゴンの噴
出圧力において溶融スピニングされた。最大保磁力は約
１７．５ ｍ ７秒の急冷表面速度においてｙ＝ｏ、ｏ
７に対して達成された。ｙ ＝ ０．０５及び０．０９
に対する最大固有保磁力はいずれもｙ＝０．０７よりも
低かった。０．０９のものは又高保磁力磁性相が形成さ
れる急冷速度の枠（ｗｉｎｄｏｗ ） がより狭いもの
であった。
ｏ、、（凡、、Ｂｙ）。８１合金の溶融スピニングされ
たリボンの急冷速度の函数としての固有室温保磁力のプ
ロットである。本実施例においてはこの合金は約６７５
ミクロンのオリフィス直径を有するより大きな石英管か
ら約２０．６８ ｋＰａ （３ｐｓｉ）のアルゴンの噴
出圧力において溶融スピニングされた。最大保磁力は約
１７．５ ｍ ７秒の急冷表面速度においてｙ＝ｏ、ｏ
７に対して達成された。ｙ ＝ ０．０５及び０．０９
に対する最大固有保磁力はいずれもｙ＝０．０７よりも
低かった。０．０９のものは又高保磁力磁性相が形成さ
れる急冷速度の枠（ｗｉｎｄｏｗ ） がより狭いもの
であった。
０．０３のホウ素を含有することにより、ホウ素を有し
ないものに比べて、合金の固有保磁力を増大させたが、
しかし、固有保磁力の最大仏はより高いホウ素含量合金
のそれよりも実質的に低いものであった。
ないものに比べて、合金の固有保磁力を増大させたが、
しかし、固有保磁力の最大仏はより高いホウ素含量合金
のそれよりも実質的に低いものであった。
実施例４
第４図はＮｄ含量が１０〜３０原子係と変化せしめ、鉄
対ホウ素の比が０９５：０．０５に一定に保たれたネオ
ジム、鉄及びホウ素の溶融スピニングされた合金リボン
の急冷速度の函数としての固有室温保磁力のプロットで
ある。１０原子量係のネオジムに対して達成された最大
保磁力は僅かに約６キロエルステツドであった。１５原
子係のネオジムについては、達成された最大保磁力は約
１７キロエルステツドであった。しかしながら、その他
の全てのネオジム含量について、最大固有保磁力は少く
とも約２０キロエルステツドであった。これらの合金に
対する最適急冷速度は１０〜１５ｍ／秒の範囲であるよ
うに思われた。
対ホウ素の比が０９５：０．０５に一定に保たれたネオ
ジム、鉄及びホウ素の溶融スピニングされた合金リボン
の急冷速度の函数としての固有室温保磁力のプロットで
ある。１０原子量係のネオジムに対して達成された最大
保磁力は僅かに約６キロエルステツドであった。１５原
子係のネオジムについては、達成された最大保磁力は約
１７キロエルステツドであった。しかしながら、その他
の全てのネオジム含量について、最大固有保磁力は少く
とも約２０キロエルステツドであった。これらの合金に
対する最適急冷速度は１０〜１５ｍ／秒の範囲であるよ
うに思われた。
実施例５
第５図は、溶融スピニングされたネオジム（３９）
鉄合金の室温において４１１１定された残留磁気の基材
急冷速度の函数としてのプロットである。
急冷速度の函数としてのプロットである。
高鉄含量合金については材料の残留磁気がそれを越えろ
と迅速に低下する明確な臨界基材急冷速度がある。２０
ｍ／秒未満の基材急冷速度においてはネオジム合金は少
くとも４キロガウスの残留磁気を示した。鉄の濃度な増
加させると、残留磁気がＸ＝０．６７におけろ最大４．
６に、ＧからＸ ＝ ０．９に対する８、０ｋＧまで相
当に増大する。過急冷されたリボン（例えばｖ ｓ ＞
２０ ｍ／ ｓ ）を注意深く制御して迅速に焼なま
すと、以下に説明されろ如く最適に急冷された合金に対
応する保磁力及び残留磁気を誘導することができる。
と迅速に低下する明確な臨界基材急冷速度がある。２０
ｍ／秒未満の基材急冷速度においてはネオジム合金は少
くとも４キロガウスの残留磁気を示した。鉄の濃度な増
加させると、残留磁気がＸ＝０．６７におけろ最大４．
６に、ＧからＸ ＝ ０．９に対する８、０ｋＧまで相
当に増大する。過急冷されたリボン（例えばｖ ｓ ＞
２０ ｍ／ ｓ ）を注意深く制御して迅速に焼なま
すと、以下に説明されろ如く最適に急冷された合金に対
応する保磁力及び残留磁気を誘導することができる。
実施例６
第６図シまいくつかの異った基材冷却速度に対する溶融
スピニングされたＮｄ ｏ、２ ｓ （１’ｌＬｏ、＋
ｌ ｒ、Ｂ ｏ、ｏ ５ ） ｏ、ｙ、に対する減磁曲
線である。Ｖ ｓ ” ７−５及び■ｓ＝１０ｍ／秒に
対する第２象限における比較的平らな減磁曲線により特
徴付けられろ比（４０） 較的角ばったヒステリシスループはより高いエネルギー
積が得られるために多くの硬質磁石用途に望ましいもの
である。
スピニングされたＮｄ ｏ、２ ｓ （１’ｌＬｏ、＋
ｌ ｒ、Ｂ ｏ、ｏ ５ ） ｏ、ｙ、に対する減磁曲
線である。Ｖ ｓ ” ７−５及び■ｓ＝１０ｍ／秒に
対する第２象限における比較的平らな減磁曲線により特
徴付けられろ比（４０） 較的角ばったヒステリシスループはより高いエネルギー
積が得られるために多くの硬質磁石用途に望ましいもの
である。
実施例７
第７図は、溶融スピニングされた
Ｎｄ０．２（”０．９６ Ｂ ０．０４）０．８ 合金
についての初期磁化磁界の函数としての減磁曲線を示す
。
についての初期磁化磁界の函数としての減磁曲線を示す
。
この曲線は１９キロエルステツドの磁化磁界について４
５キロエルステツドの磁界よりも実質的に低い。実施例
１で述べた如く、磁気飽和を誘導するに十分なより強い
磁化磁界を与えればこのＲＥ−ｕｎＢ組成物についても
より高い残留磁気及びＨｃｉを達成すると考える。
５キロエルステツドの磁界よりも実質的に低い。実施例
１で述べた如く、磁気飽和を誘導するに十分なより強い
磁化磁界を与えればこのＲＥ−ｕｎＢ組成物についても
より高い残留磁気及びＨｃｉを達成すると考える。
実施例８
第８図は、溶融スピニングされた２５原子係ネオジムの
鉄合金に対する減磁曲線である。
鉄合金に対する減磁曲線である。
０．０３及び０．０５の原子分率のホウ素（鉄含量に基
づく）ヲ添加すると、この合金に対する減磁曲線を実質
的に平らにし、ひろがらせ、より高いエネルギー積を示
している。第７図に示したよりもより高いホウ素含量、
例えばｙ ＝ ０．０７では保磁力のこれ以上の増大量
が少く、残留磁気が低下し、エネルギー積の低下が生ず
る。
づく）ヲ添加すると、この合金に対する減磁曲線を実質
的に平らにし、ひろがらせ、より高いエネルギー積を示
している。第７図に示したよりもより高いホウ素含量、
例えばｙ ＝ ０．０７では保磁力のこれ以上の増大量
が少く、残留磁気が低下し、エネルギー積の低下が生ず
る。
一般的に、溶融スピニングされた稀土類元素−鉄合金に
余りに多量のホウ素（全組成物に基づき）を添加しても
固有保磁力におけるたいした利益は得られず、エネルギ
ー積の損失が生ずることがある。過剰のホウ素は又望寸
しい磁性相が直接形成されろ急冷速度の範囲を狭はめる
ようである。（例えば第３図を参照）。実験的証拠の示
すところによれば約５〜６の総原子係を越えるホウ素の
濃度はこれらの材料の硬質磁性・特性が基づく磁性ＲＥ
−凡−Ｂ金属間相の平衡のホウ素濃度を越えろものであ
る。過剰のホウ素は１０原子係寸で或いはそれを越えろ
濃度寸で磁性相を破壊するものではないが約６原子係を
越えろホウ素濃度は合金の磁性７１’：ｒ性を実際に稀
釈するものである。しかしながら、約５〜６係以下の量
でホウ素を含有せしめると、急冷に際し極めて微細な結
晶性の硬質磁性のミクロ構造を形成する結晶性金属間磁
性相の形成を安定化させる。５〜６原子係を越える過剰
のホウ素は軟質磁性のｋ −Ｂガラスの形成を促進する
ようである。
余りに多量のホウ素（全組成物に基づき）を添加しても
固有保磁力におけるたいした利益は得られず、エネルギ
ー積の損失が生ずることがある。過剰のホウ素は又望寸
しい磁性相が直接形成されろ急冷速度の範囲を狭はめる
ようである。（例えば第３図を参照）。実験的証拠の示
すところによれば約５〜６の総原子係を越えるホウ素の
濃度はこれらの材料の硬質磁性・特性が基づく磁性ＲＥ
−凡−Ｂ金属間相の平衡のホウ素濃度を越えろものであ
る。過剰のホウ素は１０原子係寸で或いはそれを越えろ
濃度寸で磁性相を破壊するものではないが約６原子係を
越えろホウ素濃度は合金の磁性７１’：ｒ性を実際に稀
釈するものである。しかしながら、約５〜６係以下の量
でホウ素を含有せしめると、急冷に際し極めて微細な結
晶性の硬質磁性のミクロ構造を形成する結晶性金属間磁
性相の形成を安定化させる。５〜６原子係を越える過剰
のホウ素は軟質磁性のｋ −Ｂガラスの形成を促進する
ようである。
実施例９
第９図はｐｒ ０．４ ’ ０．６及びＰｒＯ，４”０
．９５Ｂ０．０５） ０．６に対する固有室温保磁力を
示す。少量のホウ素、ここにおいては全組成物の３％、
の添加は約７．５ ｍ ７秒の急冷速度においてプラセ
オジム−鉄化合物の固有保磁力をおよそ６．０から１６
ｋｏｅを越える値まで改良することがわかった。ネオ
ジム−鉄系については、広範に検討を行ったが、ホウ素
を含有し、本発明に従って作成されたその他の稀土類及
び遷移金属合金は以下の実施例てより例示されるような
永久磁石特性を示す。
．９５Ｂ０．０５） ０．６に対する固有室温保磁力を
示す。少量のホウ素、ここにおいては全組成物の３％、
の添加は約７．５ ｍ ７秒の急冷速度においてプラセ
オジム−鉄化合物の固有保磁力をおよそ６．０から１６
ｋｏｅを越える値まで改良することがわかった。ネオ
ジム−鉄系については、広範に検討を行ったが、ホウ素
を含有し、本発明に従って作成されたその他の稀土類及
び遷移金属合金は以下の実施例てより例示されるような
永久磁石特性を示す。
（４３）
実施例１０
第１１図及び第１２図ばＮｄ ］ −ｘ（Ｆｊｌｏ９５
Ｂｏｏ、）ｘ合金の特注を示す。これらの試料はＶｓ
＝１．５ｒｎ／ １１ の最適に近い速度で動いている
急冷ホイール」二に６７５ミクロンの毛細管から噴出さ
れた。第１１図はいくつかのネオジム含量についてのエ
ネルギー積（ＢＴ（）、残留磁気（Ｂｒ）及び誘導保磁
力（Ｈｃ ）を示す。残留磁気、保磁力及び磁気エネル
ギー積は全てほぼ０．８６に等しいＸ （Ｆｔｂ及びＢ
の全原子分率）にピークを有する。はぼ配向サマリウム
−コバルト磁石のエネルギー積に対応する１４．１ＭＧ
Ｏｅのエネルギー積が達成された。第１２図は固有保磁
力Ｈｃ１を示す。最大’−■ｃｉは約Ｘ＝ ０．７５に
おいて達成された。
Ｂｏｏ、）ｘ合金の特注を示す。これらの試料はＶｓ
＝１．５ｒｎ／ １１ の最適に近い速度で動いている
急冷ホイール」二に６７５ミクロンの毛細管から噴出さ
れた。第１１図はいくつかのネオジム含量についてのエ
ネルギー積（ＢＴ（）、残留磁気（Ｂｒ）及び誘導保磁
力（Ｈｃ ）を示す。残留磁気、保磁力及び磁気エネル
ギー積は全てほぼ０．８６に等しいＸ （Ｆｔｂ及びＢ
の全原子分率）にピークを有する。はぼ配向サマリウム
−コバルト磁石のエネルギー積に対応する１４．１ＭＧ
Ｏｅのエネルギー積が達成された。第１２図は固有保磁
力Ｈｃ１を示す。最大’−■ｃｉは約Ｘ＝ ０．７５に
おいて達成された。
第１３図は、１４．１メガガウス工ルステツド直接急冷
合金のリボン試料の横断破断表面の走査電子顕微鏡写真
である。これらの写真は急冷表面近く、即ち溶融スピニ
ング法において急冷ホイールに衝突する表面の近く、す
（４４） ポン断面の中心、及び自由表面即ち急冷ホイールから最
も遠い表面においてとられたものである。
合金のリボン試料の横断破断表面の走査電子顕微鏡写真
である。これらの写真は急冷表面近く、即ち溶融スピニ
ング法において急冷ホイールに衝突する表面の近く、す
（４４） ポン断面の中心、及び自由表面即ち急冷ホイールから最
も遠い表面においてとられたものである。
リボンの厚み方法に実質的に均一なりリスタリットを示
す磁性材料は厚み方向に実質的に変化したクリスタリッ
ト径を示すものよりもより良い永久磁力特性を示す傾向
を有することがわかった。第１３図の直接急冷材料はほ
ぼ２０〜５０ナノメータの範囲の大きさの微細クリスタ
リットよりなるように思われる。
す磁性材料は厚み方向に実質的に変化したクリスタリッ
ト径を示すものよりもより良い永久磁力特性を示す傾向
を有することがわかった。第１３図の直接急冷材料はほ
ぼ２０〜５０ナノメータの範囲の大きさの微細クリスタ
リットよりなるように思われる。
このクリスタリットの径はおそらく最適単一磁区の大き
さに近いものである。
さに近いものである。
第１４図は、１４．１メガガウスエルステツド直接急冷
磁性材料の減磁挙動を示すものである。約８．２に’Ｇ
の比較的高い残留磁気が高いエネルギー積（ＢＸＩ（）
に実質的に寄与する。
磁性材料の減磁挙動を示すものである。約８．２に’Ｇ
の比較的高い残留磁気が高いエネルギー積（ＢＸＩ（）
に実質的に寄与する。
実施例１１
第１５図はＮｄ １−ｘ（Ｆｊｌ Ｏ，９５Ｂ Ｏ，０
５）ｘ合金中のネオジム含量の変化の第２象限減磁曲線
に及ぼす影響を示すものである。これらの試料はＶｇ”
＝１５ｍ／ｓの最適急冷ホイール速度近傍において６７
５ミクロン毛細管から噴出された。
５）ｘ合金中のネオジム含量の変化の第２象限減磁曲線
に及ぼす影響を示すものである。これらの試料はＶｇ”
＝１５ｍ／ｓの最適急冷ホイール速度近傍において６７
５ミクロン毛細管から噴出された。
約１０係未満のネオジム合計に、対しては誘導保磁力■
は約７キロエルステツド未満である。
は約７キロエルステツド未満である。
最高残留磁気はほぼ１５〜１３．４原子係のネオジム含
量について達成されている。Ｘ二０．８及びＸ＝０．７
５のより高いネオジム含量は残留磁気を減少させる傾向
を有するが、しかし、直接急冷合金の固有保磁力を増大
させる。この知見よりネオジム−鉄−ホウ素合金の最適
に近い組成はほぼ１４．１のネオジムを含有するものと
仮定された。しかしながら、最終的磁石特性において達
成を希望するものに応じて、これらの組成については実
質的な許容度が存在し得る。更に、以下に示すようにネ
オジムの代りに所定量のその他の稀土類金属を用いろこ
とが出来る。
量について達成されている。Ｘ二０．８及びＸ＝０．７
５のより高いネオジム含量は残留磁気を減少させる傾向
を有するが、しかし、直接急冷合金の固有保磁力を増大
させる。この知見よりネオジム−鉄−ホウ素合金の最適
に近い組成はほぼ１４．１のネオジムを含有するものと
仮定された。しかしながら、最終的磁石特性において達
成を希望するものに応じて、これらの組成については実
質的な許容度が存在し得る。更に、以下に示すようにネ
オジムの代りに所定量のその他の稀土類金属を用いろこ
とが出来る。
実施例１２
第１６図は、溶融スピニングされた
Ｎ ｄ６．３３ （ｐｇ。、５Ｂ、。５）。６□の温度
の函数としての減磁曲線を示す。これらの試料は温度変
化の間知パルス化された４ ５ ｋｏｅ磁界中において
再磁化されたものである。高温はこれらの材料の残留磁
気に何等かの悪い影響を及ぼす。
の函数としての減磁曲線を示す。これらの試料は温度変
化の間知パルス化された４ ５ ｋｏｅ磁界中において
再磁化されたものである。高温はこれらの材料の残留磁
気に何等かの悪い影響を及ぼす。
実験証拠によると、はぼ４０チのＨｃｉが４００〜５０
０′ｃの温度間において失われ得る。これは一般的に同
様な温度においてミツシュメタル−サマリウム−コバル
ト及びＳｍＣｏ５磁石により経験される損失に匹敵する
ものである。
０′ｃの温度間において失われ得る。これは一般的に同
様な温度においてミツシュメタル−サマリウム−コバル
ト及びＳｍＣｏ５磁石により経験される損失に匹敵する
ものである。
しかしながら、本合金に高い初期Ｈｃｉを与えれば多く
の用途においてその様な損失は許容可能なものである・ 実施例１３ 第１７図は、溶融スピニングされた ＮｄＯ，１５”０．９５Ｂ（１，０５）Ｏ，Ｂ５ につ
いての温度の函数としての減磁曲線゛を示す。第１０図
と対比して鉄の原子係がより高くなると、高温における
この合金の残留磁気従ってエネルギー積を改良する傾向
を示すことが明らかである。
の用途においてその様な損失は許容可能なものである・ 実施例１３ 第１７図は、溶融スピニングされた ＮｄＯ，１５”０．９５Ｂ（１，０５）Ｏ，Ｂ５ につ
いての温度の函数としての減磁曲線゛を示す。第１０図
と対比して鉄の原子係がより高くなると、高温における
この合金の残留磁気従ってエネルギー積を改良する傾向
を示すことが明らかである。
（４７）
実施例１４
第１８図は、３種の異ったネオジム−鉄−ホウ素合金に
ついて固有保磁力の対数の基準化されたプロットを温度
の函数として示すものである。より高い鉄含量の合金に
おいては、より高いネオジム分率な含有する化合物より
も、固有保磁率の温度函数としての減少が遅い。
ついて固有保磁力の対数の基準化されたプロットを温度
の函数として示すものである。より高い鉄含量の合金に
おいては、より高いネオジム分率な含有する化合物より
も、固有保磁率の温度函数としての減少が遅い。
実施例１５
第１９図は、Ｘ＝０．８５．０．８０．０．６７である
Ｎｄ １ｘ （Ｆｎ ｏ、９５ Ｂ （＞ ｎ ５）
ｘ及びＮｄＯ，４”０．９７Ｂ０．０５） ０．６に対
する残留磁気の値をケルビン度におけろ温度の函数とし
て示すものである。ここでも又より高い鉄含量の合金（
・ま高温におけるより高い残留磁気を示している。
Ｎｄ １ｘ （Ｆｎ ｏ、９５ Ｂ （＞ ｎ ５）
ｘ及びＮｄＯ，４”０．９７Ｂ０．０５） ０．６に対
する残留磁気の値をケルビン度におけろ温度の函数とし
て示すものである。ここでも又より高い鉄含量の合金（
・ま高温におけるより高い残留磁気を示している。
実施例１６
第２０図は、溶融スピニングされた
Ｎｄｏ、２ Ｓ （ｐｇ 、−７Ｂア）。７５の磁化の
温度依存性を示す。より高いホウ素含量の合金は約１０
０〜３００度ケルビンの温度において凹みを示しく４８
） た。この見かけ上の変態は現在のところ理解されていな
い。キューり温度（Ｔｃ）はホウ素の添加により実質的
に上昇した：即ちホウ素のない場合にはＴｃ””４５３
°Ｋ及び３．７５原子係ホウ素（ｙ＝０．０５）の場合
は５３３°にである。第２０図は各種ネオジム−鉄−ホ
ウ素合金に対するキューり温度に及ぼすホウ素添加の影
響を示すものである。
温度依存性を示す。より高いホウ素含量の合金は約１０
０〜３００度ケルビンの温度において凹みを示しく４８
） た。この見かけ上の変態は現在のところ理解されていな
い。キューり温度（Ｔｃ）はホウ素の添加により実質的
に上昇した：即ちホウ素のない場合にはＴｃ””４５３
°Ｋ及び３．７５原子係ホウ素（ｙ＝０．０５）の場合
は５３３°にである。第２０図は各種ネオジム−鉄−ホ
ウ素合金に対するキューり温度に及ぼすホウ素添加の影
響を示すものである。
実施例１７
第２１図は、ネオジム−鉄−ホウ素合金においてネオジ
ム量の変化が００〜６００°にの温度範囲において溶融
スピニングされた試料の磁化に及ぼす影響を示す。全て
の曲線において１００°〜３００°ケルビンの間に凹み
がみられるが、高鉄含量合金の磁化曲線はより高いネオ
ジム含量合金に比べてその温度範囲において実質的によ
り平らである。
ム量の変化が００〜６００°にの温度範囲において溶融
スピニングされた試料の磁化に及ぼす影響を示す。全て
の曲線において１００°〜３００°ケルビンの間に凹み
がみられるが、高鉄含量合金の磁化曲線はより高いネオ
ジム含量合金に比べてその温度範囲において実質的によ
り平らである。
実施例１８
第２２図はＶｓ＝１５ｍ／ｓで動く冷ホイール上に６７
５ミクロンのオリフィスから噴出されたＮｄ ｏ、 １
ｓ （Ｆｎｌ、Ｂｙ Ｉ ６．Ｂ ５ （ｙ＝ｏ、
ＯＯｌｏ、０３．０．０５．０．０７．０．０９）のＸ
ｍスペクトル（ＣｕＫアルファ）を示す。選ばれた試料
は各ホウ素量に対して最大固有保磁力を示した。このＸ
線のデータは数時間に亘って微細に粉末化された試料か
らとられたものである。Ｘ線強度単位は任意スケールに
よる。
５ミクロンのオリフィスから噴出されたＮｄ ｏ、 １
ｓ （Ｆｎｌ、Ｂｙ Ｉ ６．Ｂ ５ （ｙ＝ｏ、
ＯＯｌｏ、０３．０．０５．０．０７．０．０９）のＸ
ｍスペクトル（ＣｕＫアルファ）を示す。選ばれた試料
は各ホウ素量に対して最大固有保磁力を示した。このＸ
線のデータは数時間に亘って微細に粉末化された試料か
らとられたものである。Ｘ線強度単位は任意スケールに
よる。
ホウ素のない合金のＸ線スペクトルはネオジム及びＮｄ
２ Ｆｎｌ７の相に対応するブラッグ（Ｂｒａｇｇ
）反射を含んでいろが、そのいずれの組成もが、Ｎｄ
或いは（Ｎｄ２ ／’ｘｌ ７ ）の最高キューリ一温
度が僅かに３３１贅であるので、これらの合金における
量的に制限された保磁力の説明になるものとは思われな
い。
２ Ｆｎｌ７の相に対応するブラッグ（Ｂｒａｇｇ
）反射を含んでいろが、そのいずれの組成もが、Ｎｄ
或いは（Ｎｄ２ ／’ｘｌ ７ ）の最高キューリ一温
度が僅かに３３１贅であるので、これらの合金における
量的に制限された保磁力の説明になるものとは思われな
い。
［Ｎｄ ｏ、＋ ５（Ｆｎｌ、 Ｂ、 ） ｏ、ｓｓ）
（ここでｏ、ｏ３＜ｙ≦０．０５ ）中にホウ素を含
有させると、Ｎｄ−Ｆｙ −Ｂ金属同相が安定されろこ
とがＸ線データにより示されている。この相は、永久磁
石特性の役割を任うものである。そのキューリ一温度は
その他の如何なる知られたＮｄ−化合物のそれよりも十
分に高いものである。
（ここでｏ、ｏ３＜ｙ≦０．０５ ）中にホウ素を含
有させると、Ｎｄ−Ｆｙ −Ｂ金属同相が安定されろこ
とがＸ線データにより示されている。この相は、永久磁
石特性の役割を任うものである。そのキューリ一温度は
その他の如何なる知られたＮｄ−化合物のそれよりも十
分に高いものである。
実施例１９
第２３図は、Ｎｄ０．２５（ＦＪＺｏ、９５ＢＯ，［＋
５）０．７５合金リボンの急冷された表面のＸ線スペク
トルを自由表面と対比するものである。急冷表面は冷却
基村上に衝突するリボンの表面と定義される。自由表面
は冷却表面に接触し々いリボンの反対側の平坦部である
。明らかに、自由表面試料は急冷表面よりもより大きな
結晶性を示す。これは自由表面が急冷表面よりも比較的
ゆっくり冷却し、元素の結晶学的配列化のためにより多
くの時間を許容するという事実により説明される。
５）０．７５合金リボンの急冷された表面のＸ線スペク
トルを自由表面と対比するものである。急冷表面は冷却
基村上に衝突するリボンの表面と定義される。自由表面
は冷却表面に接触し々いリボンの反対側の平坦部である
。明らかに、自由表面試料は急冷表面よりもより大きな
結晶性を示す。これは自由表面が急冷表面よりも比較的
ゆっくり冷却し、元素の結晶学的配列化のためにより多
くの時間を許容するという事実により説明される。
実施例２０
第２４図は、第２図から最大保磁力を示す最適な直接急
冷されたＮｄｏ２．（ＦＡ、−ｙＢｙ） ０．７５につ
いての示差熱走査熱量測定結果を示す。このデータは８
０°に７分の加熱速度でとられたものである。ホウ素の
添加シま明らかに結晶特性を増大させ、これらの最適で
溶融スピニン（５１〕 グされた合金の 無 定 形 或いはガラス状特性を減
少させる。このことは、ホウ素は成る種の他の組成物例
えば（／’（ｌｌｌＢ２）においてはガラス形成を促進
ずろことが知られているので予測されなかったことで゛
ある。Ｙ＝０．０５の合金は１０００°に一土でに何等
の増大した見かけ上の比熱（Ａ Ｓ ＴＴ ）放出がな
いことに示されろように、特に結晶性を有するものと思
われる。９４０°ＫにおけるＡＳＨの鋭い上昇は合金の
部分的溶融に伴うものと思われろ。
冷されたＮｄｏ２．（ＦＡ、−ｙＢｙ） ０．７５につ
いての示差熱走査熱量測定結果を示す。このデータは８
０°に７分の加熱速度でとられたものである。ホウ素の
添加シま明らかに結晶特性を増大させ、これらの最適で
溶融スピニン（５１〕 グされた合金の 無 定 形 或いはガラス状特性を減
少させる。このことは、ホウ素は成る種の他の組成物例
えば（／’（ｌｌｌＢ２）においてはガラス形成を促進
ずろことが知られているので予測されなかったことで゛
ある。Ｙ＝０．０５の合金は１０００°に一土でに何等
の増大した見かけ上の比熱（Ａ Ｓ ＴＴ ）放出がな
いことに示されろように、特に結晶性を有するものと思
われる。９４０°ＫにおけるＡＳＨの鋭い上昇は合金の
部分的溶融に伴うものと思われろ。
実施例２１
第２５図は、ｖｓ：１５ｍ／ｓ及び３０ｍ／ｓにおいて
急冷されたＮｄｏｌ、（ＦＡｌＢ）。８９合金ｙ ｙ （ｙ ＝ Ｏ，Ｏｌｏ、０５及び０．０９）についての
示差熱走査熱量測定のデータを示す１５ｍ／ｓの合金に
だいするＸ線データは第１６図に示されている。最適急
冷に近い全てのＶ ｓ ”” １５ｍ ／ ｓ合金のＤ
ＳＣ記録線図は比較的平らであり、Ｘｉデータにより示
された主として結晶性である特性を確語するものである
。これ（５２） に対して、ｙ＝０．０５及び０．０９に対するＶｓ＝３
０ｍ／ｓ合金の全ては、８５０〜９００°にの近辺にお
いて見かけ比熱の増大を示し、合金中にランダムに配列
された原子がこの温度範囲において結晶化を行うことを
示している。加熱前の合金のＸ線パ少−ンは又ガラス機
成いは無定形様の性質を示し、２０〜４０°に単一の幅
広いピークを示している。
急冷されたＮｄｏｌ、（ＦＡｌＢ）。８９合金ｙ ｙ （ｙ ＝ Ｏ，Ｏｌｏ、０５及び０．０９）についての
示差熱走査熱量測定のデータを示す１５ｍ／ｓの合金に
だいするＸ線データは第１６図に示されている。最適急
冷に近い全てのＶ ｓ ”” １５ｍ ／ ｓ合金のＤ
ＳＣ記録線図は比較的平らであり、Ｘｉデータにより示
された主として結晶性である特性を確語するものである
。これ（５２） に対して、ｙ＝０．０５及び０．０９に対するＶｓ＝３
０ｍ／ｓ合金の全ては、８５０〜９００°にの近辺にお
いて見かけ比熱の増大を示し、合金中にランダムに配列
された原子がこの温度範囲において結晶化を行うことを
示している。加熱前の合金のＸ線パ少−ンは又ガラス機
成いは無定形様の性質を示し、２０〜４０°に単一の幅
広いピークを示している。
これに対して、ｙ＝ｏ、ｏｃホウ素なし）の合金に対す
るＤＳＣ及びＸ線データばＶ８＝１５及び３０ｍ／ｓ間
において殆んど変化しなかった。更に９００°により高
温において見かけ比熱の何等の大きな増大も生じ得ない
。ホウ素はその後に硬質磁性状態に焼なまずことのでき
る過急冷合金における微細構造を達成するために必要で
ある。ホウ素なしには過急冷合金７硬質磁性状態に焼な
まずことは不可能である。これはＮ ｄ −Ｆｉ −Ｂ
相が存在しないからである。
るＤＳＣ及びＸ線データばＶ８＝１５及び３０ｍ／ｓ間
において殆んど変化しなかった。更に９００°により高
温において見かけ比熱の何等の大きな増大も生じ得ない
。ホウ素はその後に硬質磁性状態に焼なまずことのでき
る過急冷合金における微細構造を達成するために必要で
ある。ホウ素なしには過急冷合金７硬質磁性状態に焼な
まずことは不可能である。これはＮ ｄ −Ｆｉ −Ｂ
相が存在しないからである。
実施例２２
第２６図は、各種永久磁石材料の典型的減磁曲線を示す
ととイ、に、それらの最大エネルギー積の値を示すイ、
のである。明らかにＳｍＣｏ５ のみが本発明のネオジ
ム−鉄−ホウ素組成物より僅かに良好な室温磁性特性を
示している。接着された（ ｂｏｎｄｅｄ） ＳｍＣｏ
５ 粉末磁石は実質的にこれより弱いものである。
ととイ、に、それらの最大エネルギー積の値を示すイ、
のである。明らかにＳｍＣｏ５ のみが本発明のネオジ
ム−鉄−ホウ素組成物より僅かに良好な室温磁性特性を
示している。接着された（ ｂｏｎｄｅｄ） ＳｍＣｏ
５ 粉末磁石は実質的にこれより弱いものである。
本発明のＲＥ−ＴＭ−４組成物は、構成元素及びより容
易な製造方法によるより低いコストのために、配向Ｓｍ
Ｃｏ５磁石よりも実質的に低いコストで高品質、高保磁
力の硬質磁石用途に使用することができると考えられる
。
易な製造方法によるより低いコストのために、配向Ｓｍ
Ｃｏ５磁石よりも実質的に低いコストで高品質、高保磁
力の硬質磁石用途に使用することができると考えられる
。
本発明の硬質磁性組成物は慣用のマンガン−アルミニウ
ムー炭素、アルニコ、及びフェライト磁石よりもはるか
に良好な特性を有するものである。
ムー炭素、アルニコ、及びフェライト磁石よりもはるか
に良好な特性を有するものである。
実施例２３
第２７図は、Ｎｄ□−Ｘ（几１−アＢア）エ 合金への
ホウ素の添加が合金の見かけキューリ一温度を実質的に
」二昇させることを示している。本発明の実用性に関す
る限り、上昇したキューリ一温度はこれらの改良された
硬質磁石材料の使用可能性を拡大するものである。例え
ば約５００°Ｋ（２３７ｔｌｌより高いキューリ一温度
を有する磁石は１５０ｔ：の温度が生じ得る自動車のボ
ンネット下の用途に使用することができろ。
ホウ素の添加が合金の見かけキューリ一温度を実質的に
」二昇させることを示している。本発明の実用性に関す
る限り、上昇したキューリ一温度はこれらの改良された
硬質磁石材料の使用可能性を拡大するものである。例え
ば約５００°Ｋ（２３７ｔｌｌより高いキューリ一温度
を有する磁石は１５０ｔ：の温度が生じ得る自動車のボ
ンネット下の用途に使用することができろ。
第２７図において黒丸で示した点は、特に４０原子係未
満のネオジムを含有するネオジム−鉄の溶融スピニング
された合金の鉄含量に基づいて５Ｌ：Ｉ）のホウ素を添
加した場合に与えられろ実質的なキューリ一温度の上昇
を示すものである。ホウ素ケ添加しない合金と同様に、
著しい見かけキューリ一温度の低下への傾向が示された
。即ち、ホウ素の含有はキューリ一温度を上昇させるの
みならず、相対的に低い稀土類元素濃度においてもキュ
ーリ一温度７上昇させる。即ち、ホウ素を適当なＲＥ−
ＴＭ金合金添加することは比較的高い（５５） 鉄濃度において固イ１保磁力及びキューリ一温度を上昇
させろ。これらの結果は極めて望せしいものである。
満のネオジムを含有するネオジム−鉄の溶融スピニング
された合金の鉄含量に基づいて５Ｌ：Ｉ）のホウ素を添
加した場合に与えられろ実質的なキューリ一温度の上昇
を示すものである。ホウ素ケ添加しない合金と同様に、
著しい見かけキューリ一温度の低下への傾向が示された
。即ち、ホウ素の含有はキューリ一温度を上昇させるの
みならず、相対的に低い稀土類元素濃度においてもキュ
ーリ一温度７上昇させる。即ち、ホウ素を適当なＲＥ−
ＴＭ金合金添加することは比較的高い（５５） 鉄濃度において固イ１保磁力及びキューリ一温度を上昇
させろ。これらの結果は極めて望せしいものである。
実施例２４
本発明のＲＥ −’Ｉ’ Ｍ −Ｂ組成物中において、
軟質磁性の実質的に無定形の合金を焼々ますことにより
、比較的硬い磁性特性を誘導することができるかを決定
するために鉄に富んだ合金について実験を行った。第２
８図においてＮｄＯ，１５”０．９５Ｂ０．０５）０．
８．の代表的な合金を３０ｍ／ｓの表面速度■８を有す
る冷却円盤」二に溶融スピニングした。その様にして製
造されたリボンは無定形であり、その減磁曲線の色々傾
斜（第２８図において、焼なましなし、Ｖｓ＝３０ｍ／
ｓの曲線）により示されるように、軟質磁性特性を有し
ていた。このリボンＹ 約８５ ＱｏＫにおいて約１５
分間焼な寸したところ、燈火保磁力は約１０．５ ｋｏ
ｅに増大し、合金は硬質磁性特性を示した。
軟質磁性の実質的に無定形の合金を焼々ますことにより
、比較的硬い磁性特性を誘導することができるかを決定
するために鉄に富んだ合金について実験を行った。第２
８図においてＮｄＯ，１５”０．９５Ｂ０．０５）０．
８．の代表的な合金を３０ｍ／ｓの表面速度■８を有す
る冷却円盤」二に溶融スピニングした。その様にして製
造されたリボンは無定形であり、その減磁曲線の色々傾
斜（第２８図において、焼なましなし、Ｖｓ＝３０ｍ／
ｓの曲線）により示されるように、軟質磁性特性を有し
ていた。このリボンＹ 約８５ ＱｏＫにおいて約１５
分間焼な寸したところ、燈火保磁力は約１０．５ ｋｏ
ｅに増大し、合金は硬質磁性特性を示した。
Ｎｄ−Ｆｎ−Ｂ様の合金を同様の方法で溶融ス（５６）
ピニングし、Ｖ８＝１５ｍ／ｓの表面速度を有する冷円
盤上で急冷したところ、約１７ ｋｏｅの固有室温保持
力を有する無定形乃至微細結晶状の合金が生成した。（
第２８図の焼な寸し無し、Ｖ Ｂ−１５ｍ ／ ｓの曲
線）。これは焼々捷しの前または後においてＶ８＝３０
で急冷された合金よりもはるかに高い保磁力である。
盤上で急冷したところ、約１７ ｋｏｅの固有室温保持
力を有する無定形乃至微細結晶状の合金が生成した。（
第２８図の焼な寸し無し、Ｖ Ｂ−１５ｍ ／ ｓの曲
線）。これは焼々捷しの前または後においてＶ８＝３０
で急冷された合金よりもはるかに高い保磁力である。
Ｖ Ｂ ”” １５ ｍ ／ ８で溶融スピニングされ
た合金を約８５０°にで焼なましたところ、その固有保
磁率は焼なまされたＶｓ ”” ３０の試料のそれとほ
ぼ匹敵する水準まで落ちた。
た合金を約８５０°にで焼なましたところ、その固有保
磁率は焼なまされたＶｓ ”” ３０の試料のそれとほ
ぼ匹敵する水準まで落ちた。
実施例２５
Ｎｄ Ｏ，１４” ０．＋１５ Ｂ ０．０５） ０．
８６の合金を２５１の溶融合金を水晶るつぼから、Ｖ８
＝３０ｍ／ｓの速度で回転するクロムめっき銅円盤の周
辺上に噴出して調製した。オリフィス径はほぼ６７０ミ
クロンメートルであり、噴出圧力はほぼ２０．６８ ｋ
Ｐａ（３，０ｐｓｉ）アルゴンであった。これにより実
質的に全く硬質磁性特性を有しない過急冷合金が生成し
た。第２９図で「焼なましなし」と印された線は溶融ス
ピニングした状態の合金の保磁力及び残留磁気を示す。
８６の合金を２５１の溶融合金を水晶るつぼから、Ｖ８
＝３０ｍ／ｓの速度で回転するクロムめっき銅円盤の周
辺上に噴出して調製した。オリフィス径はほぼ６７０ミ
クロンメートルであり、噴出圧力はほぼ２０．６８ ｋ
Ｐａ（３，０ｐｓｉ）アルゴンであった。これにより実
質的に全く硬質磁性特性を有しない過急冷合金が生成し
た。第２９図で「焼なましなし」と印された線は溶融ス
ピニングした状態の合金の保磁力及び残留磁気を示す。
この溶融スピニングしたリボンを粗粉砕し、はぼ各々６
０ｍｇの試料を秤量した。引続き加熱及び焼な寸しを１
気圧のアルゴン気流中においてパーキン−エルマー（Ｐ
ｅｒｋｉｎ−Ｅｌｍｅｒ）（ＤＳＣ−ｉ＋）示差熱熱量
計において行った。この熱量計ははじめ室温にし、温度
を１６０°に７分の速度で９５０°にのピーク温ｅ脣で
上昇させた。試料を室温外で同じ速度で冷却した。減磁
性データは最初試料な約４０キロガウスのパルス化磁界
中において磁化した彼処磁力計」−でとられた。
０ｍｇの試料を秤量した。引続き加熱及び焼な寸しを１
気圧のアルゴン気流中においてパーキン−エルマー（Ｐ
ｅｒｋｉｎ−Ｅｌｍｅｒ）（ＤＳＣ−ｉ＋）示差熱熱量
計において行った。この熱量計ははじめ室温にし、温度
を１６０°に７分の速度で９５０°にのピーク温ｅ脣で
上昇させた。試料を室温外で同じ速度で冷却した。減磁
性データは最初試料な約４０キロガウスのパルス化磁界
中において磁化した彼処磁力計」−でとられた。
第２９図は、試料の第２象限減磁曲線をそれらが９５０
°Ｋ のピーク焼な１し温度において如何に長く維持さ
れるかの函数として示している。０分で示された線は９
５０°Ｋまでに傾斜速度１６０°に７分で−に昇され、
次いで直ちに同一の１６０°に７分の速度で冷却された
試料の磁性特性を示す。５．１０及び３０分で示される
曲線は、それぞれ加熱及び冷却傾斜速度を１６０°に７
分として試料を９５０°にのピーク温度に５．１０及び
３０分間維持したことを示す。
°Ｋ のピーク焼な１し温度において如何に長く維持さ
れるかの函数として示している。０分で示された線は９
５０°Ｋまでに傾斜速度１６０°に７分で−に昇され、
次いで直ちに同一の１６０°に７分の速度で冷却された
試料の磁性特性を示す。５．１０及び３０分で示される
曲線は、それぞれ加熱及び冷却傾斜速度を１６０°に７
分として試料を９５０°にのピーク温度に５．１０及び
３０分間維持したことを示す。
このデータより試料を９５０Ｃの高温度に任意の実質的
時間保持することは焼なまし合金の磁気強度に悪影響を
及ぼすことが明らかである。最良の磁気特性は迅速に焼
なまし、次いで迅速に冷却された試料について得られた
ので、合金における望ましい新質磁性特性の形成のため
に焼なまし工程の速度が重要であるように思われる。稀
土類−鉄−ホウ素合金において永久磁石相を形成するの
に迅速な対流加熱が有効であるが、その他の過急冷合金
を機械的に加工し、或いは熱加熱をするような方法も又
極めて微細な結晶永久磁石相の形成を促進する。
時間保持することは焼なまし合金の磁気強度に悪影響を
及ぼすことが明らかである。最良の磁気特性は迅速に焼
なまし、次いで迅速に冷却された試料について得られた
ので、合金における望ましい新質磁性特性の形成のため
に焼なまし工程の速度が重要であるように思われる。稀
土類−鉄−ホウ素合金において永久磁石相を形成するの
に迅速な対流加熱が有効であるが、その他の過急冷合金
を機械的に加工し、或いは熱加熱をするような方法も又
極めて微細な結晶永久磁石相の形成を促進する。
実施例２６
Ｎｄ０．１４ （Ｆｘｏ、ｓ Ｂｏ、ｏｓ）ｏ、ｓ６
合金をＶ８＝２７．５Ｃ５９） 及び３０ ｍ ／ ｓの急冷ホイール速度で溶融スピニ
ングした。試料ゲ４０及び１６０°に７分の加熱及び冷
却傾↑’ｔ ；＃ｊ度で示差熱熱量計中においてＪ填な
寸した。Ｖ８＝２７．５ｍ／ｓ で急冷した合金ばＶ８
＝３０．０ｍ／ｓ合金よりもより高い残留磁気を示１７
た。いずｆｔの■８値に対してもより高い１６０°に７
分の傾斜速度で焼な外した試料は４０°に７分の傾斜速
度で焼なましだものよりもより高い第２象限残留磁気及
び保磁力を示した。この様に迅速な加熱及び最大温度で
の短い時間が約２０〜２００ナノメータの重重しい径の
範囲のクリスタライトの形成を促進するように思われろ
。過剰焼なましく ０ｖｅｒ ａｎｎｅａＨｎｇ ）は
、おそらく過剰の結晶成長を引き起こし、最適単一磁区
径粒子よりも大きい粒子を形成するものと思われる。延
長された焼な寸しＣ例えば第２９図参照）などによりも
たらされた過剰の結晶生成は磁気強度を劣化させろ傾向
を示す。
合金をＶ８＝２７．５Ｃ５９） 及び３０ ｍ ／ ｓの急冷ホイール速度で溶融スピニ
ングした。試料ゲ４０及び１６０°に７分の加熱及び冷
却傾↑’ｔ ；＃ｊ度で示差熱熱量計中においてＪ填な
寸した。Ｖ８＝２７．５ｍ／ｓ で急冷した合金ばＶ８
＝３０．０ｍ／ｓ合金よりもより高い残留磁気を示１７
た。いずｆｔの■８値に対してもより高い１６０°に７
分の傾斜速度で焼な外した試料は４０°に７分の傾斜速
度で焼なましだものよりもより高い第２象限残留磁気及
び保磁力を示した。この様に迅速な加熱及び最大温度で
の短い時間が約２０〜２００ナノメータの重重しい径の
範囲のクリスタライトの形成を促進するように思われろ
。過剰焼なましく ０ｖｅｒ ａｎｎｅａＨｎｇ ）は
、おそらく過剰の結晶成長を引き起こし、最適単一磁区
径粒子よりも大きい粒子を形成するものと思われる。延
長された焼な寸しＣ例えば第２９図参照）などによりも
たらされた過剰の結晶生成は磁気強度を劣化させろ傾向
を示す。
（６０）
実施例２７
第３１図は、Ｎｄ０．１４ ”０．９５Ｂ０．０５）０
．８６合金の最大エネルギー積のプロットを示す。白丸
のデータ点はＸ軸上に示される急冷ホイール速度ｖ８に
おいて直接急冷された合金のエネルギー積を示す。その
他のデータ点はＸ軸上尾示されるＶ８で急冷され次いで
それぞれ１０００．９７５及び９５０°にの最大温度に
１６０°に７分の加熱及び冷却傾斜速度で示差走査熱量
計中で焼なまされた合金の最大エネルギー積乞示す。
．８６合金の最大エネルギー積のプロットを示す。白丸
のデータ点はＸ軸上に示される急冷ホイール速度ｖ８に
おいて直接急冷された合金のエネルギー積を示す。その
他のデータ点はＸ軸上尾示されるＶ８で急冷され次いで
それぞれ１０００．９７５及び９５０°にの最大温度に
１６０°に７分の加熱及び冷却傾斜速度で示差走査熱量
計中で焼なまされた合金の最大エネルギー積乞示す。
はぼ１９ ｍ ／ ｓのホイール速度で直接急冷された
合金については１４．１メガガウスエルステツドの最大
エネルギー積に到達した。約２０、５ ｍ ／ｓよりも
大きいホイール速度で直接急冷された合金は急冷ホイー
ル速度と共に迅速に減少するエネルギー積乞示す。約ｖ
８＝ ３０ ｍ ／ ｓにおいては、急冷されたままの
合金は実質的にエネルギー積を有しない。黒丸、三角形
及び四角形のデータ点は各々１０００．９７５及び９５
０°にの最大温度に焼なまされた後に対応するＸ軸上の
■８において急冷された合金に対する測定された最大エ
ネルギー積を示す。焼なオし工程は、１６０°に７分の
加熱及び冷却傾斜速度において、示差走査熱量計中にお
いて行われ た。第３１図から合金を過急冷した後に焼々ますことに
より高磁気エネルギー積を有する合金の形態を形成する
ことができることが明らかである。これは、合金中の永
久磁石特性の役割を担うものが微細結晶であり、おそら
く最適単一磁区径と合致するという仮定を強く支持する
ものである。過急冷合金即ちこの場合においては約２０
ｍ ／ ａよりも大きいホイール速度で急冷された溶
融スピニングされたリボンは完全に無定形であるか、或
いはクリスタライトヶ持つか、或いは最適単一磁区の径
よりも小さい粒径のミクロ構造を有するものである。加
熱工程はクリスタライトあるいはミクロ構造中の粒子の
成長を促進させ、最適単一磁区径に近い径を達成するも
のと思われる。驚くへきことに、９５０°Ｋまでの迅速
加熱後のクリスタライトの大きさはリボンの厚さ全体に
亘って十分に均一である。
合金については１４．１メガガウスエルステツドの最大
エネルギー積に到達した。約２０、５ ｍ ／ｓよりも
大きいホイール速度で直接急冷された合金は急冷ホイー
ル速度と共に迅速に減少するエネルギー積乞示す。約ｖ
８＝ ３０ ｍ ／ ｓにおいては、急冷されたままの
合金は実質的にエネルギー積を有しない。黒丸、三角形
及び四角形のデータ点は各々１０００．９７５及び９５
０°にの最大温度に焼なまされた後に対応するＸ軸上の
■８において急冷された合金に対する測定された最大エ
ネルギー積を示す。焼なオし工程は、１６０°に７分の
加熱及び冷却傾斜速度において、示差走査熱量計中にお
いて行われ た。第３１図から合金を過急冷した後に焼々ますことに
より高磁気エネルギー積を有する合金の形態を形成する
ことができることが明らかである。これは、合金中の永
久磁石特性の役割を担うものが微細結晶であり、おそら
く最適単一磁区径と合致するという仮定を強く支持する
ものである。過急冷合金即ちこの場合においては約２０
ｍ ／ ａよりも大きいホイール速度で急冷された溶
融スピニングされたリボンは完全に無定形であるか、或
いはクリスタライトヶ持つか、或いは最適単一磁区の径
よりも小さい粒径のミクロ構造を有するものである。加
熱工程はクリスタライトあるいはミクロ構造中の粒子の
成長を促進させ、最適単一磁区径に近い径を達成するも
のと思われる。驚くへきことに、９５０°Ｋまでの迅速
加熱後のクリスタライトの大きさはリボンの厚さ全体に
亘って十分に均一である。
第３２図は、示されたホイール速度ておいて直接に急冷
された第３１図の合金の第２象限磁化曲線である。第３
３図しま、これらの合金のインゴットの、およびこれら
の合金が示されたホイール速度で急冷ホイールを離れた
時点での、Ｘ線回折パターンを示す。これらのＸ線スペ
クトルから、ホイール速度を増加すると特異ピークの発
生を減少させ、はるかに無定形の様相を示すパターンを
形成することが明らかである。Ｖ ｇ ＝ ３５ ｍ
、／ ｓに対するパターンは無定形、ガラス状物質の特
性に特徴的なものである。第３１図て関して説明した方
法に従って任意の合金を焼な寸すと、第３３図のＶ８＝
１９ｍ／ｓと同様なＸ線回折パターンを形成する。しか
しながら、よりよい磁気特性は第３３図のＶ ｓ＝ ２
１．７ ｍ／ ５（６３） のような初めに何等かの初期結晶化を示す適当に焼々才
された試料に見られる。ガラス状のＸ線パターン（例え
ばＶ、＝３５及び４．０ ｍ／ｓ ）有する無定形合金
を焼なますと永久磁力特性が形成されるが、残留磁気は
より低いものである。
された第３１図の合金の第２象限磁化曲線である。第３
３図しま、これらの合金のインゴットの、およびこれら
の合金が示されたホイール速度で急冷ホイールを離れた
時点での、Ｘ線回折パターンを示す。これらのＸ線スペ
クトルから、ホイール速度を増加すると特異ピークの発
生を減少させ、はるかに無定形の様相を示すパターンを
形成することが明らかである。Ｖ ｇ ＝ ３５ ｍ
、／ ｓに対するパターンは無定形、ガラス状物質の特
性に特徴的なものである。第３１図て関して説明した方
法に従って任意の合金を焼な寸すと、第３３図のＶ８＝
１９ｍ／ｓと同様なＸ線回折パターンを形成する。しか
しながら、よりよい磁気特性は第３３図のＶ ｓ＝ ２
１．７ ｍ／ ５（６３） のような初めに何等かの初期結晶化を示す適当に焼々才
された試料に見られる。ガラス状のＸ線パターン（例え
ばＶ、＝３５及び４．０ ｍ／ｓ ）有する無定形合金
を焼なますと永久磁力特性が形成されるが、残留磁気は
より低いものである。
Ｎｄ Ｏ，１４”０．９５ Ｂ ０．０５）ｏ、１１６
合金の第２象限磁気特性について初めに２０．５ ｍ
／ ｓのホイール速度で急冷したもの（第３５図）と、
３５ｍ ／ ｓのホイール速度で急冷したもの（第３６
図）を対比した。僅かに過急冷した材料（Ｖ８＝２０．
５ｍ／ｓ）は８キロガウスを越える残留磁気及び１２キ
ロエルステツドを越える保磁力及び１３．７メガガウス
エルステツドの最大エネルギー積を示した。他方、非常
に過急冷した合金（Ｖｓ＝３５ｍ／ｓ）は８メガガウス
未満の最大残留磁気を示した。非常に過急冷したＶＢ＝
３５ｍ／ｓ合金の最大エネルギー積は１１．９メガガウ
スエルステツドであった。
合金の第２象限磁気特性について初めに２０．５ ｍ
／ ｓのホイール速度で急冷したもの（第３５図）と、
３５ｍ ／ ｓのホイール速度で急冷したもの（第３６
図）を対比した。僅かに過急冷した材料（Ｖ８＝２０．
５ｍ／ｓ）は８キロガウスを越える残留磁気及び１２キ
ロエルステツドを越える保磁力及び１３．７メガガウス
エルステツドの最大エネルギー積を示した。他方、非常
に過急冷した合金（Ｖｓ＝３５ｍ／ｓ）は８メガガウス
未満の最大残留磁気を示した。非常に過急冷したＶＢ＝
３５ｍ／ｓ合金の最大エネルギー積は１１．９メガガウ
スエルステツドであった。
（６４）
第３４図はホイール速度Ｖｓ＝１９．２０．５及び３５
ｍ ／ ｓにおいて急冷された第３１図の合金につい
ての示差熱走査熱量計の記録を示す。最適直接急冷合金
を表わす１９ ｍ ／ ｓで急冷されたものは約５７５
°Ｋにおいて見かけ比熱（ＡＳＨ）の減少を示し、次い
でＤＳＣについて利用可能な最大走査温度（〜１０００
°Ｋ ）まで僅かなＡＳＨの増大を示す。Ｖ ｓ ＝２
０．５ ｍ ／ ｓにおいて僅かに過急冷された合金は
５７５°ＫにおいてＡＳＩ（の減少を示したが、それは
又約８７５°ＫにおいてＡＳＩ（の実質的な増大を示し
た。この８７５０Ｋにおけるピークは合金中の結晶化及
び磁性相の成長に伴うものと理論付けられた。実質的に
無定形の非常に過急冷されたＶ８＝３５ｍ ／ Ｓで溶
融スピニングされた合金は５７５ ’ｋにおいてＡＳＨ
の減少を示さず、約８７５°Ｋにおいて更に大きな増大
を示す。
ｍ ／ ｓにおいて急冷された第３１図の合金につい
ての示差熱走査熱量計の記録を示す。最適直接急冷合金
を表わす１９ ｍ ／ ｓで急冷されたものは約５７５
°Ｋにおいて見かけ比熱（ＡＳＨ）の減少を示し、次い
でＤＳＣについて利用可能な最大走査温度（〜１０００
°Ｋ ）まで僅かなＡＳＨの増大を示す。Ｖ ｓ ＝２
０．５ ｍ ／ ｓにおいて僅かに過急冷された合金は
５７５°ＫにおいてＡＳＩ（の減少を示したが、それは
又約８７５°ＫにおいてＡＳＩ（の実質的な増大を示し
た。この８７５０Ｋにおけるピークは合金中の結晶化及
び磁性相の成長に伴うものと理論付けられた。実質的に
無定形の非常に過急冷されたＶ８＝３５ｍ ／ Ｓで溶
融スピニングされた合金は５７５ ’ｋにおいてＡＳＨ
の減少を示さず、約８７５°Ｋにおいて更に大きな増大
を示す。
本実施例及びその他の実施例において、ＲＥ 、 、Ｃ
Ｐ？Ａ１．Ｂ、）、 （ただし０．８８≦Ｘ≦０．８６
及び０．０５≦ｙ≦０．０７である）は硬質磁性特性の
役割を主として担う相の名目上の組成であると思われろ
。好寸しいＲ’Ｆ元素は実質的て相互に交換可能なネオ
ジム及びプラセオジムである。この相はしかしながら、
Ｐｒ及びＮｄの４０′ｌ）程度才でをその他の稀土類に
置換しても比較的ＩＣ無感応でそれが破壊されることは
ない。同様にして、実質的量のその他の遷移金属が相を
破壊することなく鉄の代りに使用され得る。この相は、
硬質磁性特性を有する適当なミクロ構造のあらゆる組成
物中に存在するものと思われろ。しかしながら、構成成
分の量の変化は存在する磁性相の量を変化させ、従って
磁性特性特に残留磁気を変化させる。
Ｐ？Ａ１．Ｂ、）、 （ただし０．８８≦Ｘ≦０．８６
及び０．０５≦ｙ≦０．０７である）は硬質磁性特性の
役割を主として担う相の名目上の組成であると思われろ
。好寸しいＲ’Ｆ元素は実質的て相互に交換可能なネオ
ジム及びプラセオジムである。この相はしかしながら、
Ｐｒ及びＮｄの４０′ｌ）程度才でをその他の稀土類に
置換しても比較的ＩＣ無感応でそれが破壊されることは
ない。同様にして、実質的量のその他の遷移金属が相を
破壊することなく鉄の代りに使用され得る。この相は、
硬質磁性特性を有する適当なミクロ構造のあらゆる組成
物中に存在するものと思われろ。しかしながら、構成成
分の量の変化は存在する磁性相の量を変化させ、従って
磁性特性特に残留磁気を変化させる。
第３７図は、自由表面、中間表面及び急冷表面のそれぞ
れの近傍のミクロ構造を示す過急冷（Ｖ、３＝３０ ｍ
／ ｓ ）のＮｄＯ，＋４（”０．９５Ｂ０．０５）０
．８６の破断表面の走査電子顕微鏡写真である。より遅
い冷却が行われる自由表面は顕微鏡写真上に斑点状外観
として示されろ極めて低い程度の結晶化を示す。中段の
図の点は異物の無意味なＳＥＭ像である。リボンの中間
及び急冷表面は実質的に無定形であり、即ち個々のクリ
スタライトが明確には区別できない。
れの近傍のミクロ構造を示す過急冷（Ｖ、３＝３０ ｍ
／ ｓ ）のＮｄＯ，＋４（”０．９５Ｂ０．０５）０
．８６の破断表面の走査電子顕微鏡写真である。より遅
い冷却が行われる自由表面は顕微鏡写真上に斑点状外観
として示されろ極めて低い程度の結晶化を示す。中段の
図の点は異物の無意味なＳＥＭ像である。リボンの中間
及び急冷表面は実質的に無定形であり、即ち個々のクリ
スタライトが明確には区別できない。
第３８図は１６０°に７分の加熱及び冷却傾斜速度にお
ける９５０°にの最大温度へのＤＳＣ焼なまし後の過急
冷（Ｖ８＝３０ ｍ／ ｓ ）のＮｄ０．１４ （’０
．９５ Ｂｏ、０５）（１，８６の破断表面のＳＥＭで
ある。このＳＥＭより焼な寸し工程の結果、十分に規則
的な形状のクリスタライト或いは粒子がリボン中に形成
されていることが明らかである。これらのクリスタライ
トは２０〜４００ナノメータの平均ｌを有するが、１４
、、 Ｉ ＭＧＯｅの直接急冷合金のクリスタライト程
にはリボンの厚み中において均一な径を有しない。均一
結晶径は最大エネルギー積合金の特性のように思われろ
。これらのクリスタライトの好寸しい径の範囲は約２０
〜４００ナノメータ好壕しくは約４０〜５０ナノメー（
６７） 夕平均である。
ける９５０°にの最大温度へのＤＳＣ焼なまし後の過急
冷（Ｖ８＝３０ ｍ／ ｓ ）のＮｄ０．１４ （’０
．９５ Ｂｏ、０５）（１，８６の破断表面のＳＥＭで
ある。このＳＥＭより焼な寸し工程の結果、十分に規則
的な形状のクリスタライト或いは粒子がリボン中に形成
されていることが明らかである。これらのクリスタライ
トは２０〜４００ナノメータの平均ｌを有するが、１４
、、 Ｉ ＭＧＯｅの直接急冷合金のクリスタライト程
にはリボンの厚み中において均一な径を有しない。均一
結晶径は最大エネルギー積合金の特性のように思われろ
。これらのクリスタライトの好寸しい径の範囲は約２０
〜４００ナノメータ好壕しくは約４０〜５０ナノメー（
６７） 夕平均である。
第３９図は、本実施例の最適に直接急冷された合金の第
２象限磁ｆヒ曲線を、過急冷され焼なまされたＶ Ｂ
−２０，５及び３５ ｍ ／ ｓ試料と対比して示すも
のである。
２象限磁ｆヒ曲線を、過急冷され焼なまされたＶ Ｂ
−２０，５及び３５ ｍ ／ ｓ試料と対比して示すも
のである。
実施例２８
第１０図は、ホウ素のない及びｙ ＝ ０．０３．０．
０５．０．０７．０．０９に対するＮｄｏ、、（ＦＸｌ
−アＢア）。８９合金の残留磁気のプロットである。こ
れらの試料は、はぼ２７．５ｍ ／ ８の急冷速度にお
いてほぼ６７５ミクロン径のオリフィスからキャストさ
れたものである。後述する如く、これらの試料はほぼ１
６０°に７分の加熱及び冷却傾斜速度で示差熱走査熱量
計中においてほぼ９７５πのピーク温度に加熱された。
０５．０．０７．０．０９に対するＮｄｏ、、（ＦＸｌ
−アＢア）。８９合金の残留磁気のプロットである。こ
れらの試料は、はぼ２７．５ｍ ／ ８の急冷速度にお
いてほぼ６７５ミクロン径のオリフィスからキャストさ
れたものである。後述する如く、これらの試料はほぼ１
６０°に７分の加熱及び冷却傾斜速度で示差熱走査熱量
計中においてほぼ９７５πのピーク温度に加熱された。
ホウ素のない合金（ｙ−０，０）は焼なまし及び磁化後
に実質的に何等の保磁力を示さなかった。０．０３のホ
ウ素を含有するものはほぼ６キロエルステツドの保磁力
を示した。０．０５のホウ素含量において（６８） は、残留保磁力および残留磁気は共にそれぞれほぼ１７
．５キロエルステツド及び７．５キロガウスまで実質的
に増大した。０．０７のホウ素含量においては保磁力は
増大したが他方残留磁気は僅かに低下した。０．０９の
ホウ素含量においては、残留磁気及び保磁力は共に０．
０７のホウ素含量のものに比べて低下した。
に実質的に何等の保磁力を示さなかった。０．０３のホ
ウ素を含有するものはほぼ６キロエルステツドの保磁力
を示した。０．０５のホウ素含量において（６８） は、残留保磁力および残留磁気は共にそれぞれほぼ１７
．５キロエルステツド及び７．５キロガウスまで実質的
に増大した。０．０７のホウ素含量においては保磁力は
増大したが他方残留磁気は僅かに低下した。０．０９の
ホウ素含量においては、残留磁気及び保磁力は共に０．
０７のホウ素含量のものに比べて低下した。
実施例２９
第４０図ばＶ８−３０ｍ／ｓの急冷ホイール上に６７５
ミクロンのオリフィスを通して溶融スピニングされた”
ｒｏ、ｉ ３５ ＣＦｎ。’１３５Ｂ０．０６５）０．
８６５合金の減磁プロットである。得られた合金リボン
は過急冷され、実質的に保磁力を有し々かった。このリ
ボンの試料を１６００に７分の加熱及び冷却傾斜速度に
おいて示差熱走査熱量計中において、それぞれ９００１
９２５、及び９７５γの最大ピーク温度に焼なまされた
。９００°にの最大温度に加熱された合金が最も高い残
留磁気を有した。ピーク焼なまし温度の増加は残留磁気
を僅がて減少させる傾向を有したが保磁力を極めて増大
させた。
ミクロンのオリフィスを通して溶融スピニングされた”
ｒｏ、ｉ ３５ ＣＦｎ。’１３５Ｂ０．０６５）０．
８６５合金の減磁プロットである。得られた合金リボン
は過急冷され、実質的に保磁力を有し々かった。このリ
ボンの試料を１６００に７分の加熱及び冷却傾斜速度に
おいて示差熱走査熱量計中において、それぞれ９００１
９２５、及び９７５γの最大ピーク温度に焼なまされた
。９００°にの最大温度に加熱された合金が最も高い残
留磁気を有した。ピーク焼なまし温度の増加は残留磁気
を僅がて減少させる傾向を有したが保磁力を極めて増大
させた。
明らかに、プラセオジムも又稀土類−鉄−ホウ素硬磁性
相の稀土類の主成分として有用である。又、過急冷され
た元々永久磁石でない合金を焼なます時間および温度を
所望通り永久磁石特性を得るようにコントロールできる
ことが明らかであるように思われる。迅速なより高温の
焼な捷しは幾分残留磁気を減少するものの極めて高い保
磁力を達成するために使用することが出来ろようである
。他方、より低温の迅速焼なましを用いろと、１５キロ
エルステツドを越える保磁力においてもなお残留蒸気を
増大することによりエネルギー積を最大にする傾向を有
する可能性がある。
相の稀土類の主成分として有用である。又、過急冷され
た元々永久磁石でない合金を焼なます時間および温度を
所望通り永久磁石特性を得るようにコントロールできる
ことが明らかであるように思われる。迅速なより高温の
焼な捷しは幾分残留磁気を減少するものの極めて高い保
磁力を達成するために使用することが出来ろようである
。他方、より低温の迅速焼なましを用いろと、１５キロ
エルステツドを越える保磁力においてもなお残留蒸気を
増大することによりエネルギー積を最大にする傾向を有
する可能性がある。
実施例３０
第４１図は、ＲＥがプラセオジム、ネオジム、サマリウ
ム、ランタン、セリウム、テルビウム或いはジスプロシ
ウムである ＲＥｌｌ、１３５ ”０．９３５ Ｂｏ、０６！ｉ ）
０．８６５合金についての減磁曲線を示す。各合金中に
おいては、１種類の稀土類のみが使用された。即ち、こ
れらの稀土類元素は合金試料を形成するために互に混ぜ
合わされることはなかった。各合金はｖｓ＝３０ｍ／ｓ
で回転する急冷ホイール」二にほぼ６７５ミクロン径の
噴出オリフィスを通して溶融スピニングされた。形成さ
れたままの合金の各々は１キロ工ルステツド未満の保磁
力を有し、過急冷されていた。これらの合金試料を１６
０°に７分の加熱及び冷却傾斜速度において示差熱走査
熱量計中において９５０℃の最大温度で焼なましだ。
ム、ランタン、セリウム、テルビウム或いはジスプロシ
ウムである ＲＥｌｌ、１３５ ”０．９３５ Ｂｏ、０６！ｉ ）
０．８６５合金についての減磁曲線を示す。各合金中に
おいては、１種類の稀土類のみが使用された。即ち、こ
れらの稀土類元素は合金試料を形成するために互に混ぜ
合わされることはなかった。各合金はｖｓ＝３０ｍ／ｓ
で回転する急冷ホイール」二にほぼ６７５ミクロン径の
噴出オリフィスを通して溶融スピニングされた。形成さ
れたままの合金の各々は１キロ工ルステツド未満の保磁
力を有し、過急冷されていた。これらの合金試料を１６
０°に７分の加熱及び冷却傾斜速度において示差熱走査
熱量計中において９５０℃の最大温度で焼なましだ。
これらの試めされた稀土類元素の中で高い保磁力、残留
磁気及びエネルギー積を有する焼なまし合金を形成した
ものはプラセオジム及びネオジムのみであった。サマリ
ウム及びランタンはかなり傾斜の大きい残留磁気曲線と
共に極めて僅かな保磁力を示した。セリウムは幾らかの
保磁力及び残留磁気を示した。
磁気及びエネルギー積を有する焼なまし合金を形成した
ものはプラセオジム及びネオジムのみであった。サマリ
ウム及びランタンはかなり傾斜の大きい残留磁気曲線と
共に極めて僅かな保磁力を示した。セリウムは幾らかの
保磁力及び残留磁気を示した。
テルビウムは低い保磁力及び極めて低い残留磁気を示し
た。純粋なプラセオジム及びネオ（７１） ジム合金にノ、外のものは、いずれも極めて強力な永久
磁石を作成するに適した特性欠示さ々かったが、その他
の稀土類元素のヒステリシス特性は軟質磁性その他の磁
性用途に極めて有用であり得ろ磁性材料を提供する可能
性がある。
た。純粋なプラセオジム及びネオ（７１） ジム合金にノ、外のものは、いずれも極めて強力な永久
磁石を作成するに適した特性欠示さ々かったが、その他
の稀土類元素のヒステリシス特性は軟質磁性その他の磁
性用途に極めて有用であり得ろ磁性材料を提供する可能
性がある。
実施例３１
第４２図は、（ＮｄＯ，８”’ ０．２ ）０．１３
！’＋ ”０．９３５Ｂ０．０６ ｓ）ｏ、ｓ ６５合
金中の異った稀土類元素を、ネオジムとそのような稀土
類元素の合計量にたいして２０チ置換させた場合の影響
である。これらの８０％のネオジム及び２０係のその他
の稀土類元素の合金の各々は実施例３０と同様にして溶
融スピニングされ加工された。２０チのジスプロシウム
、プラセオジム及びランタンの！換し工良好な永久磁石
特性を有する合金を形成した。テルビウム含有合金は磁
力計で測定し得ろ以上の保磁力を有した。サマリウム含
有合金＆’；Ｉ’、 ８キロガウスを越えろ残留磁気及
び約６キロエルステツドの保磁力を示した。
！’＋ ”０．９３５Ｂ０．０６ ｓ）ｏ、ｓ ６５合
金中の異った稀土類元素を、ネオジムとそのような稀土
類元素の合計量にたいして２０チ置換させた場合の影響
である。これらの８０％のネオジム及び２０係のその他
の稀土類元素の合金の各々は実施例３０と同様にして溶
融スピニングされ加工された。２０チのジスプロシウム
、プラセオジム及びランタンの！換し工良好な永久磁石
特性を有する合金を形成した。テルビウム含有合金は磁
力計で測定し得ろ以上の保磁力を有した。サマリウム含
有合金＆’；Ｉ’、 ８キロガウスを越えろ残留磁気及
び約６キロエルステツドの保磁力を示した。
（７２］ 、＜
表１は実施例３１及び３２で示された合金の組成、固有
保磁力、残留磁気及びエネルギー積を示す。
保磁力、残留磁気及びエネルギー積を示す。
このデータより、ネオジム及びプラセオジム以外の実質
的な量の稀土類元素を稀土類−鉄−ホウ素合金に含有せ
しめて極めて微細な結晶性永久磁石合金を形成すること
が可能であることが明らかである。ネオジム、及びプラ
セオジム金属を適当割合のその他の稀土類元素と混合し
て特別の用途の第２象限磁気特性を所望通りに設計する
ことができる。例えば極めて高い保磁力の永久磁石が所
望とされる場合には、テルビウムを組成物に添り口すれ
ばよい。
的な量の稀土類元素を稀土類−鉄−ホウ素合金に含有せ
しめて極めて微細な結晶性永久磁石合金を形成すること
が可能であることが明らかである。ネオジム、及びプラ
セオジム金属を適当割合のその他の稀土類元素と混合し
て特別の用途の第２象限磁気特性を所望通りに設計する
ことができる。例えば極めて高い保磁力の永久磁石が所
望とされる場合には、テルビウムを組成物に添り口すれ
ばよい。
他方、残留磁気が望ましい特性である場合には、サマリ
ウムを添Ｑｏすることが有利である。
ウムを添Ｑｏすることが有利である。
実施例３２
第４３図はＴＭが遷移金属、鉄、コバルト及びニッケル
であるＮｄＯ，１３５（ＴＭｏ、９３５Ｂ０．０６５）
０．８６５の減磁曲線を示す。この図において、遷移
金属は合金乞形成するために相互に混合されろことはな
かった。これらの合金は、実施例３０と同様に溶融スピ
ニングされ加工された。
であるＮｄＯ，１３５（ＴＭｏ、９３５Ｂ０．０６５）
０．８６５の減磁曲線を示す。この図において、遷移
金属は合金乞形成するために相互に混合されろことはな
かった。これらの合金は、実施例３０と同様に溶融スピ
ニングされ加工された。
これらの遷移金属元素のうち、鉄のみが極（７５）
めて良好な永久磁石特性を有する合金をもたらす。コバ
ルトは中程度の固有保磁力及び残留磁気を示すのに対し
、ニッケル含有合金は高い保磁力を示すが、実用的に全
く残留磁気を示さない。
ルトは中程度の固有保磁力及び残留磁気を示すのに対し
、ニッケル含有合金は高い保磁力を示すが、実用的に全
く残留磁気を示さない。
第４４図は、Ｎｄ０．１３５ ”ｆｌ１１４１ ＴＭｏ
、０９４Ｂ０．０６５）０．８６！ｉの合金中の鉄の量
に基づいて１０チの遷移金属を添加する場合の影響を示
す。第４５図は、Ｎｄ０．１３５ （’０．７４８ Ｔ
ＭＯ，＋８７Ｌ＋、０１ｉ５） ０．８６の合金につい
て鉄の原子係に基づいて２０ｑｌ）の添加を行う場合の
同様の曲線を示す。これらの合金は又実施例３１と同様
にして加工した。
、０９４Ｂ０．０６５）０．８６！ｉの合金中の鉄の量
に基づいて１０チの遷移金属を添加する場合の影響を示
す。第４５図は、Ｎｄ０．１３５ （’０．７４８ Ｔ
ＭＯ，＋８７Ｌ＋、０１ｉ５） ０．８６の合金につい
て鉄の原子係に基づいて２０ｑｌ）の添加を行う場合の
同様の曲線を示す。これらの合金は又実施例３１と同様
にして加工した。
１００％のコバルト含有合金は余り高い残留磁気及び保
磁力を示さないｒも拘らず、これらの合金中に鉄の代り
に２０係のコバルトを置換しても余り悪影響がないよう
に思われろ。ニッケル、クロム及びマンガンの導入は純
粋鉄合金の硬質磁性４シー性を実質的に稀釈するように
思われる。銅の添加は保磁力を極端に低下させ、残留磁
気火幾分低下させろ。鉄（７６） 含量に基づいて２０ヂ量の合金添加において、ニッケル
及びクロムは全鉄合金に比較して保磁力及び残留磁気を
著しく減少させた。マンガンは第２象限保磁力或いは残
留磁気を有さない合金を生成する。
磁力を示さないｒも拘らず、これらの合金中に鉄の代り
に２０係のコバルトを置換しても余り悪影響がないよう
に思われろ。ニッケル、クロム及びマンガンの導入は純
粋鉄合金の硬質磁性４シー性を実質的に稀釈するように
思われる。銅の添加は保磁力を極端に低下させ、残留磁
気火幾分低下させろ。鉄（７６） 含量に基づいて２０ヂ量の合金添加において、ニッケル
及びクロムは全鉄合金に比較して保磁力及び残留磁気を
著しく減少させた。マンガンは第２象限保磁力或いは残
留磁気を有さない合金を生成する。
表２は、ネオジム−遷移金属−ホウ素合金の固有保磁力
、残留磁気及びエネルギー積を示す。報告された値は目
的が永久磁石を製造する場合の保磁力、残留磁気及びエ
ネルギー積の最良の相互組合わせに対するものである。
、残留磁気及びエネルギー積を示す。報告された値は目
的が永久磁石を製造する場合の保磁力、残留磁気及びエ
ネルギー積の最良の相互組合わせに対するものである。
一般的にその様なデータは最も角ばった形状を有する第
２象限減磁曲線を表わす。
２象限減磁曲線を表わす。
これらのデータから、コバルトが本発明合金巾約４０係
の量寸で鉄と交換可能であることがわかる。クロム、マ
ンガン及びニッケルは合金の硬質磁性特性を劣化させる
。
の量寸で鉄と交換可能であることがわかる。クロム、マ
ンガン及びニッケルは合金の硬質磁性特性を劣化させる
。
表３に示す如く、ネオジム−鉄−ホウ素合金に少量の元
素ジルコニウム及びチタンを添加した。これらの合金組
成物は実施例３０と同様に溶融スピニング及び加工を行
った。少量（約１３Ａ原子％）のこれらの元素の含有は
更に良好な硬質磁性合金を形成した。ジルコニウムの添
加は、実質的に基体合金の固有保磁力を増大する傾向を
有した。
素ジルコニウム及びチタンを添加した。これらの合金組
成物は実施例３０と同様に溶融スピニング及び加工を行
った。少量（約１３Ａ原子％）のこれらの元素の含有は
更に良好な硬質磁性合金を形成した。ジルコニウムの添
加は、実質的に基体合金の固有保磁力を増大する傾向を
有した。
（７９）
実施例３３
Ｎｄ０．１３５ ”０．９３５Ｂ０．０６５）０．８６
５ 合金中のホウ素の置換を行った。置換元素としては
、表４に示す如く、炭素、アルミニウム、ケイ素、リン
及びゲルマニウムが含まれた。これらの合金は上記実施
例３０と同様に溶融スピニング及び加工が行われた。炭
素以外の全てについて、得られた合金は磁性エネルギー
積を有しなかった。炭素のみが０．９メガガウスエルス
テツドの僅かなエネルギー積を示したが、固有保磁力及
び残留磁気は低い値を有した。
５ 合金中のホウ素の置換を行った。置換元素としては
、表４に示す如く、炭素、アルミニウム、ケイ素、リン
及びゲルマニウムが含まれた。これらの合金は上記実施
例３０と同様に溶融スピニング及び加工が行われた。炭
素以外の全てについて、得られた合金は磁性エネルギー
積を有しなかった。炭素のみが０．９メガガウスエルス
テツドの僅かなエネルギー積を示したが、固有保磁力及
び残留磁気は低い値を有した。
（８０）
以上の実施例は本発明の好ましい実施態様を示したもの
である。本発明のＲＥ−凡−Ｂ合金の保磁力、残留磁気
及びエネルギー積の組合わされた永久磁石特性は配向Ｓ
ｍＣｏ５及びＳｍ２Ｃｏ１７磁石を用いてのみ従来達成
されてきた特性て匹敵−するものである。Ｐ ｒ 、
Ｎ ｄ及びｈはサマリウム及びコバルトよりもより安価
であるのみならず、本発明の磁性合金は永久磁石への加
工がより容易であり且つ安価である。
である。本発明のＲＥ−凡−Ｂ合金の保磁力、残留磁気
及びエネルギー積の組合わされた永久磁石特性は配向Ｓ
ｍＣｏ５及びＳｍ２Ｃｏ１７磁石を用いてのみ従来達成
されてきた特性て匹敵−するものである。Ｐ ｒ 、
Ｎ ｄ及びｈはサマリウム及びコバルトよりもより安価
であるのみならず、本発明の磁性合金は永久磁石への加
工がより容易であり且つ安価である。
幾つかの実施例からのデータを編集することにより、示
された磁性特性を有する主たる相が形成する組成範囲は
十分に広いことが示される。ＲＥｌ−Ｘ（凡５−ｙＢ）
’）ｘ 合金について、Ｘは好ましくは０．５〜０．９
の範囲であり、ｙは約０．００５〜０．１の範囲にある
。合金の残部は好ましくは鉄である。鉄の約４０係まで
は有意な磁性特性の損失なくコバルトと置換することが
できろ。ネオジム及びプラセオジムは稀土類元素主成分
として十分に交換可能（８３） であろように思われろ。その他の稀土類元素例えばサマ
リウム、ランタン、セリウム、テルビウム及びジスプロ
シウムはおそらく全稀土類元素の約４０係の殺剤で、磁
性相の結晶構造の破壊或いは永久磁石性の実質的損失な
しにネオジム及び７寸たはプラセオジムと混合すること
ができろ。その他の稀土類元素を添加することにまり減
磁曲線を意図約定変性することができろ。
された磁性特性を有する主たる相が形成する組成範囲は
十分に広いことが示される。ＲＥｌ−Ｘ（凡５−ｙＢ）
’）ｘ 合金について、Ｘは好ましくは０．５〜０．９
の範囲であり、ｙは約０．００５〜０．１の範囲にある
。合金の残部は好ましくは鉄である。鉄の約４０係まで
は有意な磁性特性の損失なくコバルトと置換することが
できろ。ネオジム及びプラセオジムは稀土類元素主成分
として十分に交換可能（８３） であろように思われろ。その他の稀土類元素例えばサマ
リウム、ランタン、セリウム、テルビウム及びジスプロ
シウムはおそらく全稀土類元素の約４０係の殺剤で、磁
性相の結晶構造の破壊或いは永久磁石性の実質的損失な
しにネオジム及び７寸たはプラセオジムと混合すること
ができろ。その他の稀土類元素を添加することにまり減
磁曲線を意図約定変性することができろ。
実験データから永久磁性１１斤性を最大化するだめのほ
ぼ最適のＮｄ−几−Ｂ及びＰｒ−几−Ｂ合金の名目組成
はほぼ”” ０．１３５ （’ｎ、’１３５Ｂ０．０６
５）０．８６５或いは三成分元素の原子分率で表現して
ＲＥＯ，１３５”ｆｌ、８０９ ＢＯ，［＋ ５６、ホ
ウ素にたいして規準化してＲＥＺ４’１４．４ＢＴ で
ある。本発明の試料は実際には酸化物や窒化物の」：つ
な成る種の微量不純物質を含有する市販の構成成分から
調製された。より純度の高い成分が使用されるならば、
組成、ｔｐ〒にＮｄ とｋ −Ｒとの組合わせとの比は
多分僅かに変わるであろう。
ぼ最適のＮｄ−几−Ｂ及びＰｒ−几−Ｂ合金の名目組成
はほぼ”” ０．１３５ （’ｎ、’１３５Ｂ０．０６
５）０．８６５或いは三成分元素の原子分率で表現して
ＲＥＯ，１３５”ｆｌ、８０９ ＢＯ，［＋ ５６、ホ
ウ素にたいして規準化してＲＥＺ４’１４．４ＢＴ で
ある。本発明の試料は実際には酸化物や窒化物の」：つ
な成る種の微量不純物質を含有する市販の構成成分から
調製された。より純度の高い成分が使用されるならば、
組成、ｔｐ〒にＮｄ とｋ −Ｒとの組合わせとの比は
多分僅かに変わるであろう。
（８４）
最高エネルギー積の直接急冷合金についての８ｇＭデー
タはミクロ構造中のクリスタライトいは粒子が十分に規
則正しい形状を有することを示している。磁性データは
また安定なＮｄ−Ｆｉｂ−Ｂ金属同相が高い対称性を有
することを示唆している。これに対する証拠は、残留磁
気対飽和磁化の高い比率である。電子顕微鏡分析及びＴ
ＥＭデータは更に磁性に寄与する可能性のある未同定の
第二相の少量の存在を示唆している。
タはミクロ構造中のクリスタライトいは粒子が十分に規
則正しい形状を有することを示している。磁性データは
また安定なＮｄ−Ｆｉｂ−Ｂ金属同相が高い対称性を有
することを示唆している。これに対する証拠は、残留磁
気対飽和磁化の高い比率である。電子顕微鏡分析及びＴ
ＥＭデータは更に磁性に寄与する可能性のある未同定の
第二相の少量の存在を示唆している。
直接冷却及び過急冷され焼なまされた合金リボンは生成
時には磁性的に等方性である。
時には磁性的に等方性である。
これは、リボンが任意の方向に同一の強度で磁化され及
び減磁化されることにより証拠付けられる。しかしなが
ら、もし単−最適磁区径粉末粒子或いはクリスタライト
そのものが結晶学的に好寸しい磁化軸て沿って配向され
るならば、ここに報告された磁性エネルギー積よりもず
っと高いエネルギー積を有する高度に磁性的に異方性の
合金を得ろ可能性がある。
び減磁化されることにより証拠付けられる。しかしなが
ら、もし単−最適磁区径粉末粒子或いはクリスタライト
そのものが結晶学的に好寸しい磁化軸て沿って配向され
るならば、ここに報告された磁性エネルギー積よりもず
っと高いエネルギー積を有する高度に磁性的に異方性の
合金を得ろ可能性がある。
安定外磁性相の特性を記述′ｆ乙だめに、はじめにＸ線
回折データについて研究され、さらｆ中性子回折データ
が得られた。第３３図に見られるよう例、最適磁性エネ
ルギー積を持った溶融スピニングされたリボンのＸ線回
折データは、広範囲の結晶学的配列性の単−相の原料イ
ンゴットのパターンの対応ピークよりも広がったピーク
を持っている。したがってインゴット合金にだいするＣ
ｕＫ−アルファールー間隔パターンが、主要磁性相の結
晶構造の決定に用いられた。Ｘ線パターンは、室温にお
ける格子定数がａ ＝ ８．７８オングストローム、ｃ
＝ ｌ ２．１８オングストロームである正方品系結
晶構造を強く示唆している。
回折データについて研究され、さらｆ中性子回折データ
が得られた。第３３図に見られるよう例、最適磁性エネ
ルギー積を持った溶融スピニングされたリボンのＸ線回
折データは、広範囲の結晶学的配列性の単−相の原料イ
ンゴットのパターンの対応ピークよりも広がったピーク
を持っている。したがってインゴット合金にだいするＣ
ｕＫ−アルファールー間隔パターンが、主要磁性相の結
晶構造の決定に用いられた。Ｘ線パターンは、室温にお
ける格子定数がａ ＝ ８．７８オングストローム、ｃ
＝ ｌ ２．１８オングストロームである正方品系結
晶構造を強く示唆している。
そこで、エヌ・ヘンリーおよびケー・ロンスプール（Ｎ
、Ｈｅｎｒｙ ａｎｄ Ｋ、Ｌｏｎｓｄａｌ、ｅ）編の
書籍［： Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ
ｆｏｒ Ｘ−ｒａｇＣｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ
、Ｖｏｌ １．Ｋｙｎｏｃｈ、Ｂｉｒｍｉｎｇｈａｍ１
９５２） 〕にしたがって磁性相の見掛は上の正方品系
のクリスタライトの空間群について検討する努力が々さ
れた。最も確がらしいものとして空間群Ｐ４＋／ｍｎｍ
［＋１３６）が選ばれた。その理由はそれが多くの原子
サイト（ａｔｏｍｉｃ ５ｉｔｅｓ ） ｆｇ持ってお
りそのうちのいくつかｊ・ま占有度が高い（ｈｉｇｈ
ｏｃｃｕｐａｎｃｙ）からである。
、Ｈｅｎｒｙ ａｎｄ Ｋ、Ｌｏｎｓｄａｌ、ｅ）編の
書籍［： Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔａｂｌｅｓ
ｆｏｒ Ｘ−ｒａｇＣｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ
、Ｖｏｌ １．Ｋｙｎｏｃｈ、Ｂｉｒｍｉｎｇｈａｍ１
９５２） 〕にしたがって磁性相の見掛は上の正方品系
のクリスタライトの空間群について検討する努力が々さ
れた。最も確がらしいものとして空間群Ｐ４＋／ｍｎｍ
［＋１３６）が選ばれた。その理由はそれが多くの原子
サイト（ａｔｏｍｉｃ ５ｉｔｅｓ ） ｆｇ持ってお
りそのうちのいくつかｊ・ま占有度が高い（ｈｉｇｈ
ｏｃｃｕｐａｎｃｙ）からである。
このＰ４２／ｍｎｍ構造におけるネオジムと大部分の鉄
の原子の位置を見出すために、６７３°にでＮｄ ｏ、
（ＦＡｏＢ ｏ、（，６５）の式を持１３５ ９３５ つた溶融スピニングされた合金リボンの粉について中性
子回折のデータがとられた。この散によるものでは外い
。Ｎｄ、凡およびＢの原子の種々の原子位置を仮定して
、合成的に中性子回折データな発生させるために、リー
トベルドＣＨ，Ｍ、Ｒｉｅｔｖｅｌｄ：Ｊｏｕｒｎａｌ
ｏｆ ＡｐｐｌｉｅｄＣｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈ
ｙ Ｖｏｌ ２．Ａ６５ （１９６９））の開発にもと
づくコンピュータプログラムが（８７） 用いられた。
の原子の位置を見出すために、６７３°にでＮｄ ｏ、
（ＦＡｏＢ ｏ、（，６５）の式を持１３５ ９３５ つた溶融スピニングされた合金リボンの粉について中性
子回折のデータがとられた。この散によるものでは外い
。Ｎｄ、凡およびＢの原子の種々の原子位置を仮定して
、合成的に中性子回折データな発生させるために、リー
トベルドＣＨ，Ｍ、Ｒｉｅｔｖｅｌｄ：Ｊｏｕｒｎａｌ
ｏｆ ＡｐｐｌｉｅｄＣｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈ
ｙ Ｖｏｌ ２．Ａ６５ （１９６９））の開発にもと
づくコンピュータプログラムが（８７） 用いられた。
第４６（ａ）図は実測さｆｔだ中性子回折データを示し
、第４６（ｂ）図は高温中性子データに最もよく対応す
る計算され、たスペクトルを示し、第４．６ （ｃ）図
は実測データと計算データの差を示している。これの適
合度指数は１１．７パーセントであり、一方統計学的不
確定性は８．８パーセントである。単位格子当りについ
て第４６ （ｂ）図と関連づけられろ式はＮｄ８凡、６
Ｂ４であり、また計算された密度は７．６グ／Ｃｒｎ３
であり、この密度は実測値とよく一致する。
、第４６（ｂ）図は高温中性子データに最もよく対応す
る計算され、たスペクトルを示し、第４．６ （ｃ）図
は実測データと計算データの差を示している。これの適
合度指数は１１．７パーセントであり、一方統計学的不
確定性は８．８パーセントである。単位格子当りについ
て第４６ （ｂ）図と関連づけられろ式はＮｄ８凡、６
Ｂ４であり、また計算された密度は７．６グ／Ｃｒｎ３
であり、この密度は実測値とよく一致する。
このことは、本発明の磁性合金の主要な相の原子組成式
がＮｄ２ Ｆｎｌ ４ Ｂ１ であることを意味するで
あろう。計算されたデータはホウ素原子の数と位置につ
いては感度はよかった。８個のＮｄ原子がｆとｇのサイ
ト（５ｉｔｅ ）７＜占め、５６個の鉄原子かに１・ｋ
２・ｊｔ、ｊ２・ｅおよびＣのサイトを占め、４個のホ
ウ素原子がｇのサイトを占めろことがわかった。第５表
て、計算されたパターンな発生させた対（８８） 称サイトと位置をまとめて示す。
がＮｄ２ Ｆｎｌ ４ Ｂ１ であることを意味するで
あろう。計算されたデータはホウ素原子の数と位置につ
いては感度はよかった。８個のＮｄ原子がｆとｇのサイ
ト（５ｉｔｅ ）７＜占め、５６個の鉄原子かに１・ｋ
２・ｊｔ、ｊ２・ｅおよびＣのサイトを占め、４個のホ
ウ素原子がｇのサイトを占めろことがわかった。第５表
て、計算されたパターンな発生させた対（８８） 称サイトと位置をまとめて示す。
第５表
座 標
Ｎｄ４ ｆＯ，２７３０，２７３０，ＯＮｄ ４ ｇ
０．１２８−０．１２８０．０Ｆｇ １６ ｋｌｏ、２
２７０．５６４０．８７０ｋ １６ ｋ２０．０３６０
．３５６０．１７５Ｆｓ ８ ｊｌＯ，０９９０，０９
９０，２０３Ｆａ ８ ｊ２０．６８６０．６８６０．
７５１Ｆｇ ４ ０．０ ０．０ ０．３９１ｋ ４
ｏ、ｏ Ｏ，５０，Ｏ Ｂ ４ ｇ ０．３６４−０．３６４０．０第４７図は
４個の単位格子（ｕｎｉｔ ｃｅｌｌｓ ）の底面、Ｚ
−０における原子の排列を示す。
０．１２８−０．１２８０．０Ｆｇ １６ ｋｌｏ、２
２７０．５６４０．８７０ｋ １６ ｋ２０．０３６０
．３５６０．１７５Ｆｓ ８ ｊｌＯ，０９９０，０９
９０，２０３Ｆａ ８ ｊ２０．６８６０．６８６０．
７５１Ｆｇ ４ ０．０ ０．０ ０．３９１ｋ ４
ｏ、ｏ Ｏ，５０，Ｏ Ｂ ４ ｇ ０．３６４−０．３６４０．０第４７図は
４個の単位格子（ｕｎｉｔ ｃｅｌｌｓ ）の底面、Ｚ
−０における原子の排列を示す。
面より上４７）Ｚ ＝ ０．１６および０．８／１．（
Ｃの単位）に鉄原子の六方晶系の１ゆがんだ（ｐｕｃｋ
ｅｒｅｄ ）配列が存在する（第４８図）。第４９図は
２−０．２５および０．７５の位置での鉄原子の層を示
す。第５０図けＺ ＝ ０．３ ／Ｉおよび０．６６の
平面へ投影された鉄の網を示す。第５１１図はＣ佃１の
中央、ｚ−０５にあるＮｄ、ＦｎおよびＢ原子を含んだ
平面を示す。第５２図は１個の単位格子全体を眺めた図
である。六方晶系の鉄の慴１］のゆがみを強調するため
にＣ＠は拡大されている。好寸しい迅化軸、すなわち最
高の磁気異方性を示す排列の軸は結晶学的Ｃ軸であて、
。
Ｃの単位）に鉄原子の六方晶系の１ゆがんだ（ｐｕｃｋ
ｅｒｅｄ ）配列が存在する（第４８図）。第４９図は
２−０．２５および０．７５の位置での鉄原子の層を示
す。第５０図けＺ ＝ ０．３ ／Ｉおよび０．６６の
平面へ投影された鉄の網を示す。第５１１図はＣ佃１の
中央、ｚ−０５にあるＮｄ、ＦｎおよびＢ原子を含んだ
平面を示す。第５２図は１個の単位格子全体を眺めた図
である。六方晶系の鉄の慴１］のゆがみを強調するため
にＣ＠は拡大されている。好寸しい迅化軸、すなわち最
高の磁気異方性を示す排列の軸は結晶学的Ｃ軸であて、
。
合金を急速に固化させると、合金のミクロ構造中の個々
のクリスタライトまたは粒子が最適単一磁区の大きさと
ほぼ同じか寸たけそれより小さくなる条件が与えられる
ものと考えられる。最邊の磁しくの大きさは平均直径約
４０−５０ナノメータと信じられている。約２０−４．
ＯＯナノメータの範囲の大きさのクリスタライトを含
む合金が永久磁性を示す。
のクリスタライトまたは粒子が最適単一磁区の大きさと
ほぼ同じか寸たけそれより小さくなる条件が与えられる
ものと考えられる。最邊の磁しくの大きさは平均直径約
４０−５０ナノメータと信じられている。約２０−４．
ＯＯナノメータの範囲の大きさのクリスタライトを含
む合金が永久磁性を示す。
これよシ小さいクリスタライト（〈２０ナノメータ）は
加熱して、クリスタライトの最適磁区の犬へさまでの成
長を促進することができる。
加熱して、クリスタライトの最適磁区の犬へさまでの成
長を促進することができる。
最適のクリスタライトの大きさの合金を作り得る径路に
は、（１）溶融スピニングのような、急冷改変の制御さ
れた工程によって溶融物から直接に急冷による、（２）
最適単一磁区の大きさよりも小さいクリスタライトを持
ったミクロ構造を持つよって過急冷したのちに、加熱プ
ロセスにより最適単一磁区の大きさ付近までへのクリス
タライトの成罷を促進する、の方法がある。
は、（１）溶融スピニングのような、急冷改変の制御さ
れた工程によって溶融物から直接に急冷による、（２）
最適単一磁区の大きさよりも小さいクリスタライトを持
ったミクロ構造を持つよって過急冷したのちに、加熱プ
ロセスにより最適単一磁区の大きさ付近までへのクリス
タライトの成罷を促進する、の方法がある。
以上要約すると、本発明者は稀土類元素のネオジム及び
プラセオジム、遷移金属元素の鉄、及び少量のホウ素元
素に基づく新規且つ極めて強力な磁性合金を見出した。
プラセオジム、遷移金属元素の鉄、及び少量のホウ素元
素に基づく新規且つ極めて強力な磁性合金を見出した。
ＲＥ −Ｆｎ（９１）
系中へのホウ素の含有（ｄ１高い見かけキューリーｉａ
Ｉ（（を有する平衡相の安定化、より高価な稀土か元
素成分に対１−で許容される鉄のより高い比率、最適微
祁１結晶ミクロ構造磁性相の形成きれる広い急冷速度範
囲、及び過急冷合金を焼なオして最適微測結晶ミクロ構
造を形成する能力などを含む多くの明らかな利点がある
。形成される結晶相は又限られた量の多くのその他の成
分の置換を許容する。
Ｉ（（を有する平衡相の安定化、より高価な稀土か元
素成分に対１−で許容される鉄のより高い比率、最適微
祁１結晶ミクロ構造磁性相の形成きれる広い急冷速度範
囲、及び過急冷合金を焼なオして最適微測結晶ミクロ構
造を形成する能力などを含む多くの明らかな利点がある
。形成される結晶相は又限られた量の多くのその他の成
分の置換を許容する。
この磁性合金の主要相はａ輔の長さが約８．７８オング
ストロームであり、ｃｉｌｌの長さが約１．２．１．
Ｒオングストロームである正方品系結晶構造を持ってい
る」：うである。この相の組成は、中性子回ｊ斤分析で
決定されたとおりＲＥ２７’ｘ＋４Ｂ１である。本発明
者はまた新しい種切の永久磁石の製造に適した形の本発
明の合金を効率的に庶流的に作る手段をも発見した。こ
れらの磁石は多くの工業面に用途が見出されるであろう
と期待される。
ストロームであり、ｃｉｌｌの長さが約１．２．１．
Ｒオングストロームである正方品系結晶構造を持ってい
る」：うである。この相の組成は、中性子回ｊ斤分析で
決定されたとおりＲＥ２７’ｘ＋４Ｂ１である。本発明
者はまた新しい種切の永久磁石の製造に適した形の本発
明の合金を効率的に庶流的に作る手段をも発見した。こ
れらの磁石は多くの工業面に用途が見出されるであろう
と期待される。
以−ヒ、本発明の特別の実施態様に則して説（９２）
明したが、その他の形態も容易に当業者知より適応させ
ることが可１目である。従って、本発明の範囲は特許請
求の範囲例よってのみ制限されるものである。
ることが可１目である。従って、本発明の範囲は特許請
求の範囲例よってのみ制限されるものである。
第１図は、急冷表面の線速度（Ｖｓ）の函数としての磁
化された溶融スピニングされだＮｄＯ，４（ＦＡ Ｉ
、 Ｂｙ） 。、６ 合金の室幅固有保磁力のプロット
である。 第２図は急冷表面の線速度に対する、溶融スピニングさ
れ磁化されたＮｄｏ、２５（ｈｌ−ｙＢｙ）。、７５合
金の室幅固有保磁力のプロットである。 第３図は急冷表面の線速度（Ｖｓ ）の函数としての溶
融スピニングされ磁化きれたＮｄＯ，１５（ＦＬｌ−ｙ
Ｂｙ）。、８６合金の室幅固有保磁力のプロットである
。 第４図は急冷表面の線速度の函数としての溶融スピニン
グされ磁化されたＮｄ１−ｘ（ｈｏ、９５Ｂ。、。５）
ｘ合金の室幅固有保磁力のプロットである。 第５図は、＠、冷衣表面線速度の函数としての溶融スピ
ニングされだＮｄ （Ｆ、ａ Ｂ ）］ −ｘ Ｏ，９
５０，０５ｘ 合金の室幅（でおける残留磁束密度Ｂｒ のプロットで
ある。 第６図は、急冷表面の線速度の函数としての溶融スピニ
ングされたＮｄＣＦｎ Ｂ ）０．２５ ０．９５ ０
．０５ ゜、７５の減イａ曲線である。 第７図は１．９ ｋｏｅ及び４．５ ｋＯｅの初期磁化
磁場に対する溶融スピニングされたＮｄｏ、２（ＦＡＯ
，９６Ｂ０．０４’０．８合金の減磁曲線である。 第８図は溶融スピニングされだＮｄ （／’ＡＯ，２５
１−ｙ Ｂ） 合金の減磁曲線を示す。 ｙｏ、７５ 第９図は急冷表面の線速度の函数としての磁化されたＰ
ｒｏ、４Ｆ＝−ｏ６６及びＰｒＯ，４”０．９５Ｂ０．
０５’０．６合金の室幅固有保磁力のプロットである。 第１０図は溶融スピニングされたＮｄＯ，１５（几 Ｂ
） 合金の減磁曲線を示す。 １−ｙｙ６．８５ 第１１図はネオジム含量の函数としてのＮｄ （ＦｎＢ
）のエネルギー積、残留磁］ −ｚ Ｏ，９５０，０５
ｘ 気及び保磁力のプロットであり、第１２図はネオジム含
量の函数としてのＮｄ１−ｘ”０．９５Ｂ ）合金の保
磁力を示す。 ０．０５ ｘ 第１３図は、急冷時のＮｄ （Ｆｎ Ｏ，１３５０，９４６ Ｂ ） 合金の溶融スピニングされたり０．０５４ ０
．８６５ ボンの破；新表面の走査電子顕微鏡写真であり、これら
の写真は自由表面、内部及びリボンの急冷表面において
とられたものである。 第１４図は第１３図の溶融スピニングされたＮｄ （Ｆ
ＡＢ ） 合金に対する ０、１３５ ０，９４６ ０．０５４ ０．８６５減磁
曲線（Ｍ対Ｈ及びＢ対Ｈ）を示す。 第１５図は溶融スピニングされたＮｄ１−ｘ（ＦｎＢ
） 合金の減磁曲線を示す。 ０．９５ ０．Ｏ５ｚ 第１６図ｉｉ：２９５°ｋ 及ヒ４５０ ’Ｋ （７）
間（７）数個の異る温度における溶融スピニングされ
たＮｄ （Ｆｎ Ｂ ） についての減磁曲線０．３３
０．９５ ０．０５ ０．６７を示す。 第１７図は２９５°Ｋ及び４５０°にの間の数個の異る
温度における溶融スピニングされたＮｄ （Ｆｎ Ｂ
） についての減磁曲線０．１５ ０．９５ ０．０５
０．８５を示す。 （９５） 第１８図は温度の函数として３個のネオジム−鉄−ホウ
素合金についての固有保磁力の基準化された対数値をプ
ロットするものである。 第１９図は数個のネオジム−鉄−ホウ素合金に対する残
留磁気の温度依存性を示すプロットである。 第２０図は数個の異ったホウ素添加量における溶融スピ
ニングされたＮｄｏ、２．（ＦＡｌ−ｙＢｙ）。、７５
に対する磁化の温度依存性をプロットするものである。 第２１図は、温度函数として数個の溶融スピニングされ
たＮｄ ＣＦｎ Ｂ ｌ 合金の］ −ｘ Ｏ＋９５
０．０５ ｘ 磁化をプロットするものである。 第２２図は、約２０度及び６５度の間での２θの値に対
する溶融スピニングされたＮｄＯ，１５（Ｆ′ＡＩ−ｙ
Ｂｙ）０．８５合金に対する代表的Ｘ線スペクトルを示
す。 第２３図は合金のリボンの急冷表面に配置した材料及び
膚、冷表面からガ１れた自由表面か（９６） らの試料についてとられた溶融スピニングされたＮｄ
（Ｆｂ Ｂ ） についてのＸ線０．２５ ０．９５
０．０５ ０．７５スペクトルを示す。 第２４図は、８０°に７分の加熱速度においてとられた
Ｎｄ （Ｆｂ Ｂｙ） 合金に対す０．２５ １−ｙ
Ｏ，７５ る示差熱走査熱量測定記録を示す。 第２５図は、溶融スピニング急冷速度Ｖｓ＝３０及び１
５７７１ ／ ｓに対し、８０°に７分の加熱速度でと
られたＮｄ０．１５ （ＦＡＯ，８５）、ＮｄＯ，１５
”’０．９５ＢＯ，０５’ ０．８５及びＮｄＯ，１５
”０．９１Ｂ０．０９’０．８５の示差熱走査熱量測定
記録を示す。 第２６図は数個の永久磁石に対する典型的減磁曲線及び
それらの最高磁気エネルギー積の値を示す。 第２７図は、Ｎｄ１−ｘ（ｈｌ−ｙＢｙ）Ｘ合金にホウ
素を添加することキューリ一温度への影響を示す。 第２８図は、３０及び１５ ｍ ／ ｓの急冷ホイール
速度で溶融スピニングされその後約８５０°Ｋにおいて
３０分分間外まされたＮｄ （Ｅｘ Ｒ） 試料の相対
保磁力を０、ｉ５ ０＋！１５ ０． ０５ ０．８５
示すプロットである。 第２９図は、初めＶｓ＝３０ ｍ／ｓ において溶融ス
ピニングされ急冷され、次いで１６０°に７分の傾斜速
度でＴａ＝９５０°にの最大焼なまし温度に昇温され、
０．５．１０及び３０分間保持されたＮｄＯ，１４”Ｏ
０’１５Ｂ０．０５）０．８６に対する減磁曲線を示す
。 第３０図は、Ｖ ｓ ＝ ２７．５及び３０ｍ／ｓのホ
イール速度で溶融スピニニノグされ急冷され、１６０°
及び４０Ｘ／分の傾斜速度で焼なまされたＮｄ （Ｆｓ
Ｂ ） 合金に対する減０．１４ ０．９５ ０．０
５ ０．５６磁曲線の比較である。 第３１図はＮｄＯ，１４”０．９５Ｂ０．０５’ ０．
８６合金に対する急冷表面の線速度の函数としての最大
エネルギー積のプロットである。丸印は急冷時の合金の
曲線を形成するのに対し、四角印、三角印及び黒丸印は
示されたＶｇ値において溶融スピニングされ、その後１
６５°に７分の傾斜速度で１０００．９７５及び９５０
°にの最大温度に焼なまされた材料を示す。 第３２図は、数個の急冷表面線速度におけるＮｄ （Ｆ
ｎ Ｂ ） 合金の減磁的０．１３５ ０．９４６ ０
．０５４ ０．８６５線であシ、又特別のＶｓに対する
最大エネル（Ｖｓ）において溶融スピニングされ急冷さ
れた千モ玉≠去モ□Ｅ１．１、 ・ −・・ｄ合金のＸ
線粉末回折パターンを示す。 第３４図は、Ｖ ｓ ＝ １９．２０５及び３５ｍ ／
ｓにおいて急冷された合金について１６０°に７分の
加熱速度でとられたＮｄＯ，１３５（Ｆｂ Ｂ ） 合
金の示差熱走査熱量０．９４６ ０．０５４ ０，８６
５ 測定の記録を示す。 第３５図は先ずＶ ｓ ＝ ２０．５ ｍ ／ ｓの急
冷表面線速度で急冷され、次いで１６０°に７分の加熱
及び冷却傾斜速度で最大温度９５０．９７５及び１００
０°Ｋに焼なまされたＮｄ （Ｆｓ Ｂ ） 合金の減
磁曲線０．１３５ ０．９４６ ０．０５４ ０．８６
５であり、各々について最大エネルギー積を示すもので
ある。 第３６図はＶ Ｓ＝ ３５ ｍ ／ ｓである池は第３
５図と同様な曲線である。 第３７図は、急冷表向の＠速度Ｖｓ＝３０ｍ ／ ８の
場合の溶融スピニングされたＮｄ（凡 Ｂ ） 合金の
リボンの破断０．１４ ０．９５ ０．０５ ０．８６
表面に沿ってとられた３個の走査電子顕微鏡写真である
。これらのＳＥＭは自由表面近傍、中心部及びリボンの
急冷表面の微細構造を表わすものである。 第３８図は、初めＶｓ＝３０ｒｎ／ｓの急冷線速度で急
冷された後１６０°に７分の加熱及び冷却傾斜速度で９
５０°にの最大τＩ ｉｆにおいて焼なまされたＮｄＯ
，１４”０．９５Ｂ０．０５’０．８６合金の溶融スピ
ニングされたリボンの破断表面に沿ってとられた３個の
走査電子顕微鏡写真であり、これらのＳＥＭｉ’ｊ：自
由表向、中心部及びリボンの急冷表面の近傍でとられた
ものである。 第３９図は、初めＶｓ＝２９．２０．５及び３５ ｍ
／ ｓの急冷表面線速度において急冷され、１６０°に
７分の加熱及び冷却傾斜速度において９５０°に最大温
度において焼なまされたＮｄ （Ｆｎ Ｂ ） 合金に
対する０、１３５ ０．９４６ ０．０５４ ０．８６
５減磁曲線である。 第４０図は、Ｖｓ ＝ ３０ ｍ／ ｓの急冷表面線速
度で溶融スピニングされ、その後１６００に７分の傾斜
速度で９００．９２５及び９７５°にの最大温度に焼な
までれたＰｒＯ，１３５（几 Ｂ 。、９３５０．。６６）。、８６合金の減磁曲線である
。 第４１図は、Ｖｓ＝３０の急冷表面線速度で溶融スピニ
ングされ、急冷され次いで１６０°に７分のカロ熱及び
冷却傾斜速度において最高湯度９５０°にで焼なまされ
たＲＥｏ、 １３５（ＦＡ Ｂ ） のプロットであり
、式０式％ ム、ランタン、セリウム、テルビウム及びジスプロシウ
ムである。 第４２図は、Ｖ ｓ ＝ ３０ ｍ ／ Ｓの急冷線速
度において、溶融スピニング及び急冷され、次いで１６
０°に７分の加熱及び冷却傾斜速度で９５０°にの最高
温度に焼なまされた（Ｎｄ０．８””０．２’ ０．１
３、”０．９３５Ｂ０．０６５）０．８６５合金の減磁
曲線である。 第４３図は、Ｖｓ＝３０ｍ／ｓの急冷速度で溶融スピニ
ングされ、１６０°に７分の傾斜速度で９５０にの最高
温度に焼なまされたＮｄ（ＴＭ Ｂ ） 合金の減磁的 ０、 ＋３５ ０．９３５ ０．０６５ ０．８６５線
であり、ＴＭは鉄、コバルト及びニッケルである。 第４４図は初めＶ ｓ ＝ ３０ ｍ ／ ｓの急冷表
面速度で溶融スピニングされ、１．６０’に７分の加熱
及び冷却傾斜速度で９５０°にの最高温度に焼々まされ
たＮｄ （Ｆｎ Ｔ ＭＯ，１３５０，８４１０，０９
４ Ｂ ） 合金の減磁曲線であり、ＴＭは０．０６５ （
Ｌ８６５ コバルト、ニッケル、クロム、マンガン及び銅である。 第４５図は、初めＶｓ＝３０ｍ／ｓの急冷表面速度で溶
融スピニングされ、次いで１６０°に７分の加熱及び冷
却傾斜速度で９５０’にの最大温度に焼なまされたＮｄ
ｏ−□３５（凡 ＴＭ Ｂ ） 合金の減磁面 ０．７８４ ０．１８７ ０．０６５ ０．８６５線で
あり、式中ＴＭｆ１’；］：コバルト、ニッケル、クロ
ム及びマンガンである。 第４６図は溶融スピニングされだＮｄ０１］ ３５（ｈ
、 Ｂ ） の６７３°にでとられた０、９４５ ０．
０５５ ０．８６５ 中性子回折パターン、名目の原子組成式Ｎｄ２’ｔ ４
Ｂにだいする計算によるパターン、および測定値と計
算値の差のプロットである。 第４７図は中性子回折データからめられたＮｄ Ｆｔｂ
Ｂ の結晶構造の底面（２＝０ ）に １４ おける４個のセル中の原子の配列を示す。 第４８図はＺ ＝ ０．１６および０．８４（ｃ軸基準
）によって規定される平面に最も近い原子の投影図であ
る。 第４９図はＺ ＝ ０．２５および０．７５の面の原子
の排列である。 第５０図はＺ ＝ ０．３４オ、１：び０．６６によっ
て規定される平面に最も近い原子の投影図である。 第５１図はＺ ＝ ０．５の面での原子の排列を示す。 第５２図は四面体のＮｄ ｉｎ 、４Ｂ ｇ晶の完全な
ユニットセルを、六角形の鉄の網目のゆがんでいる状態
を示すためｃＩｉ！ｌＩＩの長さをひき伸ばして示して
いる。 出 １幀 人 ： ゼネラル モーターズコーポレーシ
ョン （ｉｏｘ）＋２＋ Ｈ（ｋｏｅｌ Ｈ（ｋｏｅｌ Ｈ（ｋｏｅｌ １ｉＩｌ昭ＧＯ−９８５２（２９） − 曵 ２０ ３０ ４０ ５０ ２θ
化された溶融スピニングされだＮｄＯ，４（ＦＡ Ｉ
、 Ｂｙ） 。、６ 合金の室幅固有保磁力のプロット
である。 第２図は急冷表面の線速度に対する、溶融スピニングさ
れ磁化されたＮｄｏ、２５（ｈｌ−ｙＢｙ）。、７５合
金の室幅固有保磁力のプロットである。 第３図は急冷表面の線速度（Ｖｓ ）の函数としての溶
融スピニングされ磁化きれたＮｄＯ，１５（ＦＬｌ−ｙ
Ｂｙ）。、８６合金の室幅固有保磁力のプロットである
。 第４図は急冷表面の線速度の函数としての溶融スピニン
グされ磁化されたＮｄ１−ｘ（ｈｏ、９５Ｂ。、。５）
ｘ合金の室幅固有保磁力のプロットである。 第５図は、＠、冷衣表面線速度の函数としての溶融スピ
ニングされだＮｄ （Ｆ、ａ Ｂ ）］ −ｘ Ｏ，９
５０，０５ｘ 合金の室幅（でおける残留磁束密度Ｂｒ のプロットで
ある。 第６図は、急冷表面の線速度の函数としての溶融スピニ
ングされたＮｄＣＦｎ Ｂ ）０．２５ ０．９５ ０
．０５ ゜、７５の減イａ曲線である。 第７図は１．９ ｋｏｅ及び４．５ ｋＯｅの初期磁化
磁場に対する溶融スピニングされたＮｄｏ、２（ＦＡＯ
，９６Ｂ０．０４’０．８合金の減磁曲線である。 第８図は溶融スピニングされだＮｄ （／’ＡＯ，２５
１−ｙ Ｂ） 合金の減磁曲線を示す。 ｙｏ、７５ 第９図は急冷表面の線速度の函数としての磁化されたＰ
ｒｏ、４Ｆ＝−ｏ６６及びＰｒＯ，４”０．９５Ｂ０．
０５’０．６合金の室幅固有保磁力のプロットである。 第１０図は溶融スピニングされたＮｄＯ，１５（几 Ｂ
） 合金の減磁曲線を示す。 １−ｙｙ６．８５ 第１１図はネオジム含量の函数としてのＮｄ （ＦｎＢ
）のエネルギー積、残留磁］ −ｚ Ｏ，９５０，０５
ｘ 気及び保磁力のプロットであり、第１２図はネオジム含
量の函数としてのＮｄ１−ｘ”０．９５Ｂ ）合金の保
磁力を示す。 ０．０５ ｘ 第１３図は、急冷時のＮｄ （Ｆｎ Ｏ，１３５０，９４６ Ｂ ） 合金の溶融スピニングされたり０．０５４ ０
．８６５ ボンの破；新表面の走査電子顕微鏡写真であり、これら
の写真は自由表面、内部及びリボンの急冷表面において
とられたものである。 第１４図は第１３図の溶融スピニングされたＮｄ （Ｆ
ＡＢ ） 合金に対する ０、１３５ ０，９４６ ０．０５４ ０．８６５減磁
曲線（Ｍ対Ｈ及びＢ対Ｈ）を示す。 第１５図は溶融スピニングされたＮｄ１−ｘ（ＦｎＢ
） 合金の減磁曲線を示す。 ０．９５ ０．Ｏ５ｚ 第１６図ｉｉ：２９５°ｋ 及ヒ４５０ ’Ｋ （７）
間（７）数個の異る温度における溶融スピニングされ
たＮｄ （Ｆｎ Ｂ ） についての減磁曲線０．３３
０．９５ ０．０５ ０．６７を示す。 第１７図は２９５°Ｋ及び４５０°にの間の数個の異る
温度における溶融スピニングされたＮｄ （Ｆｎ Ｂ
） についての減磁曲線０．１５ ０．９５ ０．０５
０．８５を示す。 （９５） 第１８図は温度の函数として３個のネオジム−鉄−ホウ
素合金についての固有保磁力の基準化された対数値をプ
ロットするものである。 第１９図は数個のネオジム−鉄−ホウ素合金に対する残
留磁気の温度依存性を示すプロットである。 第２０図は数個の異ったホウ素添加量における溶融スピ
ニングされたＮｄｏ、２．（ＦＡｌ−ｙＢｙ）。、７５
に対する磁化の温度依存性をプロットするものである。 第２１図は、温度函数として数個の溶融スピニングされ
たＮｄ ＣＦｎ Ｂ ｌ 合金の］ −ｘ Ｏ＋９５
０．０５ ｘ 磁化をプロットするものである。 第２２図は、約２０度及び６５度の間での２θの値に対
する溶融スピニングされたＮｄＯ，１５（Ｆ′ＡＩ−ｙ
Ｂｙ）０．８５合金に対する代表的Ｘ線スペクトルを示
す。 第２３図は合金のリボンの急冷表面に配置した材料及び
膚、冷表面からガ１れた自由表面か（９６） らの試料についてとられた溶融スピニングされたＮｄ
（Ｆｂ Ｂ ） についてのＸ線０．２５ ０．９５
０．０５ ０．７５スペクトルを示す。 第２４図は、８０°に７分の加熱速度においてとられた
Ｎｄ （Ｆｂ Ｂｙ） 合金に対す０．２５ １−ｙ
Ｏ，７５ る示差熱走査熱量測定記録を示す。 第２５図は、溶融スピニング急冷速度Ｖｓ＝３０及び１
５７７１ ／ ｓに対し、８０°に７分の加熱速度でと
られたＮｄ０．１５ （ＦＡＯ，８５）、ＮｄＯ，１５
”’０．９５ＢＯ，０５’ ０．８５及びＮｄＯ，１５
”０．９１Ｂ０．０９’０．８５の示差熱走査熱量測定
記録を示す。 第２６図は数個の永久磁石に対する典型的減磁曲線及び
それらの最高磁気エネルギー積の値を示す。 第２７図は、Ｎｄ１−ｘ（ｈｌ−ｙＢｙ）Ｘ合金にホウ
素を添加することキューリ一温度への影響を示す。 第２８図は、３０及び１５ ｍ ／ ｓの急冷ホイール
速度で溶融スピニングされその後約８５０°Ｋにおいて
３０分分間外まされたＮｄ （Ｅｘ Ｒ） 試料の相対
保磁力を０、ｉ５ ０＋！１５ ０． ０５ ０．８５
示すプロットである。 第２９図は、初めＶｓ＝３０ ｍ／ｓ において溶融ス
ピニングされ急冷され、次いで１６０°に７分の傾斜速
度でＴａ＝９５０°にの最大焼なまし温度に昇温され、
０．５．１０及び３０分間保持されたＮｄＯ，１４”Ｏ
０’１５Ｂ０．０５）０．８６に対する減磁曲線を示す
。 第３０図は、Ｖ ｓ ＝ ２７．５及び３０ｍ／ｓのホ
イール速度で溶融スピニニノグされ急冷され、１６０°
及び４０Ｘ／分の傾斜速度で焼なまされたＮｄ （Ｆｓ
Ｂ ） 合金に対する減０．１４ ０．９５ ０．０
５ ０．５６磁曲線の比較である。 第３１図はＮｄＯ，１４”０．９５Ｂ０．０５’ ０．
８６合金に対する急冷表面の線速度の函数としての最大
エネルギー積のプロットである。丸印は急冷時の合金の
曲線を形成するのに対し、四角印、三角印及び黒丸印は
示されたＶｇ値において溶融スピニングされ、その後１
６５°に７分の傾斜速度で１０００．９７５及び９５０
°にの最大温度に焼なまされた材料を示す。 第３２図は、数個の急冷表面線速度におけるＮｄ （Ｆ
ｎ Ｂ ） 合金の減磁的０．１３５ ０．９４６ ０
．０５４ ０．８６５線であシ、又特別のＶｓに対する
最大エネル（Ｖｓ）において溶融スピニングされ急冷さ
れた千モ玉≠去モ□Ｅ１．１、 ・ −・・ｄ合金のＸ
線粉末回折パターンを示す。 第３４図は、Ｖ ｓ ＝ １９．２０５及び３５ｍ ／
ｓにおいて急冷された合金について１６０°に７分の
加熱速度でとられたＮｄＯ，１３５（Ｆｂ Ｂ ） 合
金の示差熱走査熱量０．９４６ ０．０５４ ０，８６
５ 測定の記録を示す。 第３５図は先ずＶ ｓ ＝ ２０．５ ｍ ／ ｓの急
冷表面線速度で急冷され、次いで１６０°に７分の加熱
及び冷却傾斜速度で最大温度９５０．９７５及び１００
０°Ｋに焼なまされたＮｄ （Ｆｓ Ｂ ） 合金の減
磁曲線０．１３５ ０．９４６ ０．０５４ ０．８６
５であり、各々について最大エネルギー積を示すもので
ある。 第３６図はＶ Ｓ＝ ３５ ｍ ／ ｓである池は第３
５図と同様な曲線である。 第３７図は、急冷表向の＠速度Ｖｓ＝３０ｍ ／ ８の
場合の溶融スピニングされたＮｄ（凡 Ｂ ） 合金の
リボンの破断０．１４ ０．９５ ０．０５ ０．８６
表面に沿ってとられた３個の走査電子顕微鏡写真である
。これらのＳＥＭは自由表面近傍、中心部及びリボンの
急冷表面の微細構造を表わすものである。 第３８図は、初めＶｓ＝３０ｒｎ／ｓの急冷線速度で急
冷された後１６０°に７分の加熱及び冷却傾斜速度で９
５０°にの最大τＩ ｉｆにおいて焼なまされたＮｄＯ
，１４”０．９５Ｂ０．０５’０．８６合金の溶融スピ
ニングされたリボンの破断表面に沿ってとられた３個の
走査電子顕微鏡写真であり、これらのＳＥＭｉ’ｊ：自
由表向、中心部及びリボンの急冷表面の近傍でとられた
ものである。 第３９図は、初めＶｓ＝２９．２０．５及び３５ ｍ
／ ｓの急冷表面線速度において急冷され、１６０°に
７分の加熱及び冷却傾斜速度において９５０°に最大温
度において焼なまされたＮｄ （Ｆｎ Ｂ ） 合金に
対する０、１３５ ０．９４６ ０．０５４ ０．８６
５減磁曲線である。 第４０図は、Ｖｓ ＝ ３０ ｍ／ ｓの急冷表面線速
度で溶融スピニングされ、その後１６００に７分の傾斜
速度で９００．９２５及び９７５°にの最大温度に焼な
までれたＰｒＯ，１３５（几 Ｂ 。、９３５０．。６６）。、８６合金の減磁曲線である
。 第４１図は、Ｖｓ＝３０の急冷表面線速度で溶融スピニ
ングされ、急冷され次いで１６０°に７分のカロ熱及び
冷却傾斜速度において最高湯度９５０°にで焼なまされ
たＲＥｏ、 １３５（ＦＡ Ｂ ） のプロットであり
、式０式％ ム、ランタン、セリウム、テルビウム及びジスプロシウ
ムである。 第４２図は、Ｖ ｓ ＝ ３０ ｍ ／ Ｓの急冷線速
度において、溶融スピニング及び急冷され、次いで１６
０°に７分の加熱及び冷却傾斜速度で９５０°にの最高
温度に焼なまされた（Ｎｄ０．８””０．２’ ０．１
３、”０．９３５Ｂ０．０６５）０．８６５合金の減磁
曲線である。 第４３図は、Ｖｓ＝３０ｍ／ｓの急冷速度で溶融スピニ
ングされ、１６０°に７分の傾斜速度で９５０にの最高
温度に焼なまされたＮｄ（ＴＭ Ｂ ） 合金の減磁的 ０、 ＋３５ ０．９３５ ０．０６５ ０．８６５線
であり、ＴＭは鉄、コバルト及びニッケルである。 第４４図は初めＶ ｓ ＝ ３０ ｍ ／ ｓの急冷表
面速度で溶融スピニングされ、１．６０’に７分の加熱
及び冷却傾斜速度で９５０°にの最高温度に焼々まされ
たＮｄ （Ｆｎ Ｔ ＭＯ，１３５０，８４１０，０９
４ Ｂ ） 合金の減磁曲線であり、ＴＭは０．０６５ （
Ｌ８６５ コバルト、ニッケル、クロム、マンガン及び銅である。 第４５図は、初めＶｓ＝３０ｍ／ｓの急冷表面速度で溶
融スピニングされ、次いで１６０°に７分の加熱及び冷
却傾斜速度で９５０’にの最大温度に焼なまされたＮｄ
ｏ−□３５（凡 ＴＭ Ｂ ） 合金の減磁面 ０．７８４ ０．１８７ ０．０６５ ０．８６５線で
あり、式中ＴＭｆ１’；］：コバルト、ニッケル、クロ
ム及びマンガンである。 第４６図は溶融スピニングされだＮｄ０１］ ３５（ｈ
、 Ｂ ） の６７３°にでとられた０、９４５ ０．
０５５ ０．８６５ 中性子回折パターン、名目の原子組成式Ｎｄ２’ｔ ４
Ｂにだいする計算によるパターン、および測定値と計
算値の差のプロットである。 第４７図は中性子回折データからめられたＮｄ Ｆｔｂ
Ｂ の結晶構造の底面（２＝０ ）に １４ おける４個のセル中の原子の配列を示す。 第４８図はＺ ＝ ０．１６および０．８４（ｃ軸基準
）によって規定される平面に最も近い原子の投影図であ
る。 第４９図はＺ ＝ ０．２５および０．７５の面の原子
の排列である。 第５０図はＺ ＝ ０．３４オ、１：び０．６６によっ
て規定される平面に最も近い原子の投影図である。 第５１図はＺ ＝ ０．５の面での原子の排列を示す。 第５２図は四面体のＮｄ ｉｎ 、４Ｂ ｇ晶の完全な
ユニットセルを、六角形の鉄の網目のゆがんでいる状態
を示すためｃＩｉ！ｌＩＩの長さをひき伸ばして示して
いる。 出 １幀 人 ： ゼネラル モーターズコーポレーシ
ョン （ｉｏｘ）＋２＋ Ｈ（ｋｏｅｌ Ｈ（ｋｏｅｌ Ｈ（ｋｏｅｌ １ｉＩｌ昭ＧＯ−９８５２（２９） − 曵 ２０ ３０ ４０ ５０ ２θ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 硬質磁性合金組成物が、ネオジムおよびプラセオジ
ムから成る群から選ばれた１種以上の稀土類元素を少く
とも約１０原子係、ホウ素を約０．５ないし約１０原子
係、および鉄を含有し：該組成物は上記の成分の溶融混
合物を迅速に急冷することにより加工され；合金中のホ
ウ素の存在が合金の固有保磁力とエネルギー積とを、同
様の方法で生成した実質的にホウ素を含まない同様の合
金に比べて増加させることを特徴とする硬質磁性合金組
成物。 ２ 硬質磁性合金組成物が、ネオジムおよびプラセオジ
ムから成る群から選ばれた１種以上の稀土類元素を少く
とも約１０原子ヂ、ホウ素を約０．５ないし約１０原子
係、および残余が鉄または鉄とコバルトとの混合物（混
合物中でのコバルトの吐は鉄の約４０係未満である）か
ら実質的に成り：該組成物は上記加工成分の溶融混合物
を迅速急冷することにより加工され、合金中のホウ素の
存在が、ホウ素を実質的に含まない同様の合金に比べて
キュリ一温度を高めろことを特徴とする硬質磁性合金組
成物。 ３ 硬質磁性化された合金組成物が、１種以上の稀土類
元素を約１０原子ｑり（ただし全稀土類元素含有量の少
くとも８０悌はネオジムとプラセオジムから成る群から
選ばれる）、ホウ素を約０．５ないし約１０原子係、お
よび残余に鉄および鉄とコバルトの混合物（ただし該コ
バルトの量は鉄の約４０チまでである）から成る群から
選ばれた１種以上の遷移金属元素を含むことを特徴とす
る硬質磁性化された合金組成物。 ４ 硬質磁性微細結晶合金組成物が ＲＥｌ−Ｘ（ＴＭｌ−ｙＢｙ）Ｘ で表わされる組成式
を有し、式中ＲＥはネオジム及びプラセオジムよりなる
群から選ばれた１種以上の稀土類元素、ＴＭは鉄および
鉄とコバルトの混合物（ここに鉄対コバルトの比は少く
とも３対２である）よりなる群から選ばれた１種以上の
遷移金属元素、及びＢはホウ素元素であり；Ｘは該組成
物に存在する該遷移金属とホウ素の組合わせの原子分率
であり、０．５≦Ｘ≦０．９であり：ｙは該組成物中の
遷移金属とホウ素の合計量に基づくホウ素の原子分率で
あり、０．０５≦ｙ≦０．１０であることを特徴とする
硬質磁性微細結晶合金組成物。 ５ 永久磁石合金が、プラセオジムおよびネオジムから
成る群から選ばれた１種またはそれ以上の稀土類元素と
、鉄または鉄とコバルトの混合物（ただし鉄：コバルト
の比は３：２より大きい）とホウ素とを含む混合物を溶
融し迅速に急冷することてよって作られたものであるこ
とを特徴とする永久磁石合金。 （３） ６ 硬質磁性合金組成物が、プラセオジム、ネオジム、
サマリウム、テルビウム、ジスプロシウム、ホルミウム
、エルビウム、ツリウム、およびイッテルビウム」こり
なる群から選ばれた１種以上の稀土類元素（ここでプラ
セオジムおよびネオジムの他の稀土類元素の合計量にだ
いする割合ば５：１より大きい）：鉄寸たは鉄とコバル
トの混合物（ここで鉄とコバルトの比は３：２より大き
い）：および組成物にたいして０．５ないし１０．０原
子係の量のホウ素から成る混合物を溶融し迅速に冷却す
ることによって得られろことを特徴とする硬質磁性合金
組成物。 ７ 稀土類元素と遷移金属元素との混合物を溶融し、こ
の溶融混合物を溶融容器の小さなオリフィスから、該オ
リフィスにたいして移動している冷却表面に、混合物が
該表面上で速やかに冷却して磁化可能の固体を生成する
ように噴出することによる高保磁（４） 力磁性組成物の製造法において、稀土類元素と遷移金属
元素の該混合物にたいして約０．５ないし約１０原子係
のホウ素を加えろことを特徴とする高保磁力磁性組成物
の製造法。 ８ 永久磁石用の合金が、少くとも約５０原子係の鉄と
、該鉄の量の約４０％までの量のコバルトと、０．０５
ないし１０原子係のホウ素と、そして少くとも約１０原
子係の、ネオジムおよびプラセオジムから成る群から選
ばれた１種以上の稀土類元素より成り、該合金中にはＲ
Ｅ２ＴＭ１４Ｂ、のクリスタライトが主要な相として存
在することを特徴とする永久磁石用合金。 ９ クリスタライトの平均直径が４００ナノメ一タ未満
であることを特徴とする特許請求の範囲第８項に記載の
合金。 １０ 硬質磁性合金組成物が少くとも約１０原子係の１
種またはそれ以上の稀土類元素（ここで該稀土類元素全
体の少くとも６゜原子係はプラセオジムおよびネオジム
から成る群から選ばれる）、約０．５ないし１０係のホ
ウ素、および残余分として鉄および鉄とコバルトの混合
物から成る群から選ばれた１種以上の遷移金属（ここで
コバルトの量は合金中の遷移金属の約４０原子係未満で
ある）より成ることを特徴とする硬質磁性合金組成物。 １１ 組成物が少くとも５キロエルステツドの固有保磁
力、及び少くとも約１０メガガウスエルステツドの磁気
飽和におけろエネルギー積Ｋ、１：す４１？徴付けられ
ろことを特徴とする特許請求の範囲第１０項記載の硬質
磁性合金組成物。 １２ 組成物が少くとイ、約７キロガウスの飽和の残留
磁気により特徴付けられることを特徴とする特許請求の
範囲第１０項記載の硬質磁性合金組成物。 １３ 遷移金属が実質的に全て鉄であることを特徴とす
る特許請求の範囲第１０項記載の硬質磁性合金組成物。 １４ 遷移金属が実質的に全て鉄であり、稀土類元素が
実質的に全てネオジムであることを特徴とする特許請求
の範囲第１０項記載の硬質磁性合金組成物。 １５Ｎｄ （几 Ｂ 。１゜−６１４０，９３−０，９５０，０５−０，０７
）。８６−０．８８の合金より成ることを特徴とする永
久磁石。 。□２−０．１４ ０．９３−０．’Ｊ５ 。。５−０
．０７）。８６−０．８８１６ Ｐｒ （Ｆｘ Ｂ の合金より成ること’Ｙ％徴とする永久磁石。 １７ＲＥ （凡 Ｂ 。１２−０．１４ ０．９３−０．９５０．０５−０．
０７）。８６−０．８８ｃ式中ＲＥば１種以上の稀土類
元素を表わし、稀土類元素の全量の少くとも６０チはプ
ラセオジムおよびネオジムから成る群から選ばれる）か
ら成る永久磁石。 １８ ＲＥ （ＴＭ Ｂ ｏ、１２−０．１４ ０．９３−０．９５ 。。５−０
．０７）。＋１６−０．８８ｃ式中ＲＥは１種以上の稀
土類元素であり少くとも６０原子係はプラセオジムおよ
び／またはネオジムから成り；ＴＭは鉄または鉄とコバ
ルトの混合物であって該混合物中の鉄のコバルトに対す
る比は約３＝２より（７） 大きい；Ｂはホウ素である）の組成の合金より成る永久
磁石。 １９ 永久磁石製造用の合金が、少くとも約１０原子係
の１種以」二の稀土類元素にこで該稀土類元素全体の少
くとも約６０原子係はプラセオジムおよびネオジムから
成る群から選ばれる）：約０．５ないし１０原子係のホ
ウ素；および残余分の鉄または鉄とコハルトノ混合物（
ここでコバルトの量ハ合金中の該遷移金属元素の約４０
原子係未満である）から成る混合物を、急冷された合金
のクリスタライトの平均直径が約２０ナノメータ未満と
なるように急冷し、次に該合金を、合金クリスタライト
平均直径が約２０ナノメータをこえ約４００ナノメータ
未満に増加するような温度と時間に該合金を加熱するこ
とによって得られろことを特徴とする永久磁石製造用合
金。 ２〇 一般的に４００ナノメ一タ未満の大きさの小クリ
スタライトで形成された物体よ（８） り成り、該物体は実質的にネオジムおよび／またはプラ
セオジム、鉄、およびホウ素から成り、次の原子比（Ｎ
ｄ、Ｐｒ）１−Ｘ（ｈｌ−ｙＢｙ）ｘＣ式中０．５ ＜
ｘ≦０．９および０．０１≦ｙ＜０．１０である）よ
り成ることを特徴とする磁石。 ２１ 本質的に （ａ） 鉄、または鉄と少ない量の他の非稀土類金属、 （ｂ） ネオジム、プラセオジムおよびそれらと他の稀
土類との混合物から成る群 から選ばれた１種以上の稀土類元素、 および （ｃ）ホウ素 より成る溶融物を制御された速度で急速に冷却し、微細
結晶であり、熱処理なしに磁化され得る固体を生成させ
ることを特徴とする高エネルギー積磁石の製造方法。 ２２ 永久磁石を製造する方法において、原子割合で本
質的に約５０％ないし９０％の鉄；１０％ないし４０％
の、ネオジム、プラセオジムおよびそれらと少割合の他
の稀土類元素との混合物から成る群から選ばれた稀土類
元素：および０．５ ｔｌ）ないし１０係のホウ素から
成る溶融物を調製し、かかる溶融組成物は生成する固体
が有用な永久磁石に磁化され得ろようになる速度で冷却
されることができるものであり、該溶融物を過急冷して
、溶融組成物から到達可能な磁気的性質を得るように磁
化させろことができない固体を生成させ、該固体を加熱
して磁化によって過急冷された固体よりも良好な磁気的
性質を得ろことができる状態に変化させることを特徴と
する永久磁石の製造方法。 ２３ 永久磁石を製造する方法において、原子割合で本
質的に約５０係ないし９０％の鉄、１０係ないし４０係
の、ネオジム、プラセオジムおよびそれらと少割合の他
の稀土類元素との混合物から成る群から選ばれた稀土類
元素：および０．５係ないし１０％のホウ素から成る溶
融物を調製し、かかる溶融組成物を急速に冷却して、溶
融組成物から到達可能の磁気的性質を得るように磁化で
きろ微結 晶 ミクロ構造の欠如した固体を生成させ、
該固体を加熱して冷却したままの材料よりも良好な磁気
的性質を得るように磁化できる微結晶ミクロ構造を生成
させ、次に該固体を冷却してそれ以上の結晶成長を防止
することを特徴とする永久磁石製造方法。 ２４ 永久磁石を製造する方法において、原子割合で実
質的に約５０係ないし９０係の鉄：１０係ないし４０％
の、ネオジム、プラセオジムおよびそれらと少割合の他
の稀土類元素との混合物から成る群から選ばれた稀土類
元素；および０．５ ％ないし１０％のホウ素から成る
溶融物を調製し、かかる溶融組成物を過急冷して、溶融
組成物から到達可能の磁気的性質を得ろように磁化でき
る微結晶ミクロ構造の欠如した固体を生（１１） 成させ、該固体を最高温度約１１００°に才で加熱して
冷却したオー＝１の材料」二りも良好な磁気的性質を得
ろように磁化できる微結晶ミクロ構造を生成させ、次に
該固体を冷却してそれ以上の結晶成長を防止することを
特徴とする永久磁石の製造方法。 ２５ 永久磁石を製造する方法において、原子割合で実
質的に約５０係ないし９０係の鉄；１０係ないし４０係
の、ネオジム、プラセオジムおよびそれらと少割合の他
の稀土類元素との混合物から成る群からフＥばれた稀土
類元素；および０．５係ないし１０係のホウ素から成る
溶融物を調製し；かかる溶融組成物を過急冷して固体を
生成させその中に結晶が存在するときにはその大きさが
約２０ナノメータ未満であるようにし、該固体を加熱し
て最大寸法が約２０ないし４００ナノメータである結晶
を含む微結晶ミクロ構造を生成させ；次にこれ以−にの
結晶の成長を防止するために該固体を冷却す（１２） ることを特徴とする永久磁石の製造方法。 ２６ 式Ｎｄ２ｊ％１４Ｂｔで表わされる正方晶系結晶
相を含む永久磁石合金。 ２７ 式Ｐｒ２ Ｆｇ４４ Ｂｌで表わされる正方晶系
結晶相を含む永久磁石合金。 ２８ 弐ＲＥ２ ＦｉＨ４Ｂ１ （式中ＲＥはネオジム
および／あるいはプラセオジムである）で表わされる正
方晶系結晶相を含む永久磁石合金。 ２９ 結晶学的Ｃ軸の長さが約１２．１８オングストロ
ームでありａ軸の長さが８，７８オングストロームであ
ることを特徴とする特許請求の範囲第２８項に記載の永
久磁石合金。 ３０ 結晶学的Ｃ軸が好ましい磁化軸であることを特徴
とする特許請求の範囲第２８項に記載の永久磁石合金。 ３１ 原子組成式（ＲＥｌ−ａＲＥｌａ）２（ＦＡｌ−
ｂＴＭｂ）、４Ｂ１（ただし式中ＲＥはネオジムおよび
／あるいはプラセオジムであり；ＲＥ’はイツトリウム
、ランタン、セリウム、サマリウム、ユウロピウム、ガ
ドリニウム、テルビウム、ジスプロシウム、ホルミウム
、エルビウム、ツリウム、イッテルビウム、およびルテ
チウムから成る群から選ばれた１種以」二の稀土類元素
であり；ＴＭはコバルト、ニッケル、マンガン、クロム
および銅から成る群から選ばれた１種以」二の遷移金属
元素であり；０≦ａ≦０．４およびｏ ＜ ｂ≦０．４
である）を持つことを特徴とする正方品系結晶。 ３２ 原子組成式ＲＥ２ＴＭ１４Ｂｌ （式中ＲＥは１
種以上の稀土類元素であり、ネオジムおよび／またはプ
ラセオジムが全稀土類元素の少くとも約６０％を構成し
；ＴＭは１種以上の遷移金属であって、鉄が全遷移金属
の少くとも約６０係を構成する）を持つ正方品系結晶構
造を含む合金。
Applications Claiming Priority (3)
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| US50826683A | 1983-06-24 | 1983-06-24 | |
| US508266 | 1983-06-24 | ||
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| JP59018178A Pending JPS609852A (ja) | 1983-06-24 | 1984-02-03 | 高エネルギ−積の稀土類−鉄磁石合金 |
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