(57)【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Ｒ2Ｔ14Ｂから構成される主相を有する永久磁石を、主相用母合金を粉砕して得られた主相用母合金の粉末と粒界相用母合金を粉砕して得られた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、
前記主相用母合金を、合金溶湯を、一方向または二方向から冷却して製造し、
前記主相用母合金の冷却方向の厚さが０．１〜２ｍｍであり、
前記主相用母合金が、実質的にＲ2Ｔ14Ｂから構成され平均径が５〜３０μｍである前記冷却方向に伸びる柱状結晶粒と、Ｒ2Ｔ14Ｂ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α−Ｆｅ相の含有率が５体積％以下であり、
かつ前記主相中の合金の等軸晶の含有率が１０体積％以下であり、
かつ前記柱状結晶粒の長軸／短軸比が５〜３０であり、
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前記主相用母合金の粉末の比率が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】
前記粒界相用母合金を、前記合金溶湯を、一方向または対向する二方向から冷却して製造し、前記粒界相用母合金が、平均径０．１〜２５μｍの結晶粒を有する請求項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１〜３のいずれかの永久磁石の製造方法。
【請求項５】
前記混合物中の前記主相用母合金の粉末の平均径と前記粒界相用母合金の粉末の平均径とが１〜１０μｍである請求項１〜４のいずれかの永久磁石の製造方法。
【請求項６】
前記主相用母合金および／または前記粒界相用母合金に水素吸蔵処理を施した後、前記主相用母合金および／または前記粒界相用母合金をジェットミルにより粉砕することにより前記主相用母合金の粉末および／または前記粒界相用母合金の粉末を得る請求項１〜５のいずれかの永久磁石の製造方法。
【請求項７】
前記主相用母合金および／または前記粒界相用母合金の温度を３００〜６００℃の範囲に昇温した後、前記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前記ジェットミルにより粉砕を行なう請求項６の永久磁石の製造方法。
【請求項８】
前記主相用母合金および／または前記粒界相用母合金に前記水素吸蔵処理を施した後、水素の放出を行なう請求項６の永久磁石の製造方法。
【請求項９】
前記主相用母合金と前記粒界相用母合金とを混合して同時に粗粉砕した後、前記水素吸蔵処理を施し、次いで、ジェットミルにより微粉砕して前記主相用母合金の粉末および前記粒界相用母合金の粉末を得る請求項６〜８のいずれかの永久磁石の製造方法。
【請求項１０】
粗粉砕した前記主相用母合金と粗粉砕した前記粒界相用母合金とを混合した後、前記水素吸蔵処理を施し、次いで、ジェットミルにより粉砕して前記主相用母合金の粉末および前記粒界相用母合金の粉末を得る請求項６〜８のいずれかの永久磁石の製造方法。
【請求項１１】
前記主相用母合金と前記粒界相用母合金とを、独立して粗粉砕した後、それぞれに水素吸蔵処理を施し、次いで、それぞれをジェットミルにより粉砕して前記主相用母合金の粉末および前記粒界相用母合金の粉末を得た後、前記主相用母合金の粉末と前記粒界相用母合金の粉末とを混合する請求項６〜８のいずれかの永久磁石の製造方法。
【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３２ＭＧＯｅ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Ｐｒ、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４−３３８６０７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 Ｔ14Ｂ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 Ｔ14Ｂ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）〜（１１）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Ｒ2Ｔ14Ｂから構成される主相を有する永久磁石を、主相用母合金を粉砕して得られた主相用母合金の粉末と粒界相用母合金を粉砕して得られた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、
前記主相用母合金を、合金溶湯を、一方向または二方向から冷却して製造し、
前記主相用母合金の冷却方向の厚さが０．１〜２ｍｍであり、
前記主相用母合金が、実質的にＲ2Ｔ14Ｂから構成され平均径が５〜３０μｍである前記冷却方向に伸びる柱状結晶粒と、Ｒ2Ｔ14Ｂ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α−Ｆｅ相の含有率が５体積％以下であり、
かつ前記主相中の合金の等軸晶の含有率が１０体積％以下であり、
かつ前記柱状結晶粒の長軸／短軸比が５〜３０であり、
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前記主相用母合金の粉末の比率が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）  前記粒界相用母合金を、前記合金溶湯を、一方向または対向する二方向から冷却して製造し、前記粒界相用母合金が、平均径０．１〜２５μｍの結晶粒を有する上記（１）または（２）のいずれか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（１）〜（３）のいずれかの永久磁石の製造方法。
（５）  前記混合物中の前記主相用母合金の粉末の平均径と前記粒界相用母合金の粉末の平均径とが１〜１０μｍである上記（１）〜（４）のいずれかの永久磁石の製造方法。
（６）  前記主相用母合金および／または前記粒界相用母合金に水素吸蔵処理を施した後、前記主相用母合金および／または前記粒界相用母合金をジェットミルにより粉砕することにより前記主相用母合金の粉末および／または前記粒界相用母合金の粉末を得る上記（１）〜（５）のいずれかの永久磁石の製造方法。
（７）  前記主相用母合金および／または前記粒界相用母合金の温度を３００〜６００℃の範囲に昇温した後、前記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前記ジェットミルにより粉砕を行なう上記（６）の永久磁石の製造方法。
（８）  前記主相用母合金および／または前記粒界相用母合金に前記水素吸蔵処理を施した後、水素の放出を行なう上記（６）の永久磁石の製造方法。
（９）  前記主相用母合金と前記粒界相用母合金とを混合して同時に粗粉砕した後、前記水素吸蔵処理を施し、次いで、ジェットミルにより微粉砕して前記主相用母合金の粉末および前記粒界相用母合金の粉末を得る上記（６）〜（８）のいずれかの永久磁石の製造方法。
（１０）  粗粉砕した前記主相用母合金と粗粉砕した前記粒界相用母合金とを混合した後、前記水素吸蔵処理を施し、次いで、ジェットミルにより粉砕して前記主相用母合金の粉末および前記粒界相用母合金の粉末を得る上記（６）〜（８）のいずれかの永久磁石の製造方法。
（１１）  前記主相用母合金と前記粒界相用母合金とを、独立して粗粉砕した後、それぞれに水素吸蔵処理を施し、次いで、それぞれをジェットミルにより粉砕して前記主相用母合金の粉末および前記粒界相用母合金の粉末を得た後、前記主相用母合金の粉末と前記粒界相用母合金の粉末とを混合する上記（６）〜（８）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−ＴＭ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、ＵＳＰ５０７６８６１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、Ｇｄ、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、Ａｌ、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、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５〜３０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、Ｃｕ、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２６〜３２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Ｎｄ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／（Ｃｏ＋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２５μm 、好ましくは２１μm 、特に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，Ｃｏ）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２３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２１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３１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４２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、Ａｒ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％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. １−１〜１−７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】
0003724513.tif 000002
【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３〜５０μm 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１５μm 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１０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９μm 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１５μm 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Ａｒ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Ｎｄ、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No. 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】
0003724513.tif 000003
【０１０１】
【表３】
0003724513.tif 000004
【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No. 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Ｎｄ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、No. 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
【図１】
0003724513.tif 000005
【図２】
0003724513.tif 000006
【図３】
0003724513.tif 000007
【図４】
0003724513.tif 000008