(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成式をFe100-x-y-z-wCrxByRzMw  (但しRはPrまたはNdの1種または2種、MはAl,SiまたはPbの1種または2種以上)と表し、組成範囲を限定する記号x、y、z、wが下記値を満足し、体心正方晶Fe3P型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相と、Nd2Fe14B型結晶構造を有する構成相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が5nm〜100nmの範囲にあり、平均粒径が3μm〜500μmである粉末を樹脂にて結合したことを特徴とする希土類ボンド磁石。
0.01≦x≦5at%
16≦y≦22at%
3≦z≦5.5at%
0.1≦w≦3at%
【請求項２】
組成式をFe100-x-y-z-wCrxByRzMw  (但しRはPrまたはNdの1種または2種、MはAl、SiまたはPbの1種または2種以上)と表し、組成範囲を限定する記号x、y、z、wが下記値を満足する合金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組み合せて急冷し、90%以上をアモルファス組織となし、さらに熱処理の際に、Fe3P型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相が析出する温度からの昇温速度を1℃/分〜15℃/分で昇温して600℃〜750℃で10秒間〜6時間保持する熱処理を施し、Fe3P型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相と、Nd2Fe14B型結晶構造を有す構成相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が5nm〜100nmの範囲にある微結晶集合体からなる平均粒径3μm〜500μmの磁石合金粉末を樹脂にて結合したことを特徴とする希土類ボンド磁石の製造方法。
0.01≦x≦5at%
16≦y≦22at%
3≦z≦5.5at%
0.1≦w≦3at%
【発明の詳細な説明】
【0001】
【産業上の利用分野】
この発明は、マグネットロール、スピーカー、磁気センサー用磁気回路、各種メーターおよびフォーカス用マグネットならびにモーターやアクチュエーターなどに最適な希土類ボンド磁石とその製造方法に係り、希土類元素の含有量が少ない特定組成のFe-Cr-B-R-M(M=Al,Si,Pb)合金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらの併用法にてアモルファス組織とし、特定の熱処理にて体心正方晶Fe3P型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相とNd2Fe14B型結晶構造の構成相との微細結晶集合体からなる合金粉末を得、これを樹脂にて結合することにより、ハードフェライト磁石では得られなかった5kG以上の残留磁束密度Brを有するFe-B-R系ボンド磁石を得る希土類ボンド磁石とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
家電用ステッピングモーター、電装品用モーター、アクチュエーターなどに使用される永久磁石は主にハードフェライト磁石に限定されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低温減磁特性が有ること、セラミックス材質のために機械的強度が低くて割れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形状が得難いことなどの問題があった。
【０００３】
今日、自動車は省資源のため車両の軽量化による燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装品はより一層の小型、軽量化が求められている。
また、自動車用電装品以外の家電用モーターなどの用途においても、性能対重量比を最大にするための設計が検討されており、現在のモーター構造では磁石材料としてＢｒが５〜７ｋＧ程度のものが最適とされている。
すなわち、使用する磁石材料のＢｒが８ｋＧ以上の場合、現在のモーター構造では磁路となる回転子やステーターの鉄板の断面積を増大させる必要があり、重量の増大を招来するが、Ｂｒが５〜７ｋＧであれば性能対重量比を最大にすることができる。
【０００４】
従って、小型モーター用の磁石材料は磁気特性的には特に５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒが要求されているが、従来のハードフェライト磁石では得ることができない。
例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石ではかかる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元反応に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄ等を１０〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライト磁石に比較して著しく高価であり、現在のところ大量生産が可能で安価に提供できるＢｒが５〜７ｋＧ程度の磁石材料は、見出されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
一方、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近傍でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ  Ｐｈｙｓ．，Ｃ８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この磁石材料はアモルファスリボンを熱処理することにより、準安定なＦｅ3Ｂと準安定相のＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集合組織を有する磁石材料が得られるが、ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ程度と低く、またこのｉＨｃを得るための熱処理条件が狭く限定され、工業生産上実用的でない。
【０００６】
このＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料に添加元素を加えて多成分化し、性能向上を図った研究が発表されている。その１つは希土類元素にＮｄのほかにＤｙとＴｂを用いてｉＨｃの向上を図るものであるが、高価な元素を添加する問題のほか、添加希土類元素はその磁気モーメントがＮｄやＦｅの磁気モーメントと反平行して結合するため磁化が減少する問題がある（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８３（１９９０）２２８〜２３０頁）。
【０００７】
他の研究（Ｓｈｅｎ  Ｂａｏ−ｇｅｎら，Ｊ．Ｍａｇｎ，  Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８９（１９９１）３３５〜３４０頁）として、  Ｆｅの一部をＣｏにて置換してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数を改善するものであるが、Ｃｏの添加にともないＢｒを低下させる問題がある。
【０００８】
いずれにしてもＦｅ3Ｂ型Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、超急冷法によりアモルファス化した後、熱処理してハード磁石材料化できるが、ｉＨｃが低く、かつ前記熱処理条件が狭く、安定した工業生産ができず、ハードフェライト磁石の代替えとして安価に提供することができない。
【０００９】
この発明は、Ｆｅ3Ｂ型Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系磁石（Ｒは希土類元素）に着目して、ｉＨｃを向上させ、安定した工業生産が可能な製造方法の確立と、６ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有しハードフェライト磁石に匹敵するコストパフォーマンスを有し、安価に提供できるＦｅ3Ｂ型Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石とその製造方法の提供を目的としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
この発明は、Ｆｅ3Ｂ型系Ｆｅ−Ｂ−Ｒ磁石のｉＨｃを向上させ、安定した工業生産が可能な製造方法を目的に種々検討した結果、希土類元素の含有量が少なく、ＣｒあるいはさらにＡｌ、Ｓｉ、Ｐｂの少なくとも１種を少量添加した鉄基の特定組成の合金溶湯を超急冷法等にてアモルファス組織となし、特定の昇温速度による熱処理にて微細結晶集合体を得ることにより、ハードフェライト磁石では得られなかった５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石が得られることを知見し、この発明を完成した。
【００１１】
この発明は、
組成式をFe100-x-y-z-w CrxByRzMw  (但しRはPrまたはNdの1種または2種、MはAl、SiまたはPbの1種または2種以上)と表し、組成範囲を限定する記号x、y、z、wが下記値を満足し、体心正方晶Fe3P型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相とNd2Fe14B型結晶構造を有する構成相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が5nm〜100nmの範囲内のとき、実用的に必要な4kOe以上の固有保持力を発現し、平均粒径が3μm〜500μmである粉末を樹脂にて結合して所要形状に成型固化することにより、室温付近で準安定な結晶構造相が分解することなく、ボンド磁石として利用可能な形態として提供できる。
0.01≦x≦5at%
16≦y≦22at%
3≦z≦5.5at%
0.1≦w≦3at%
【００１２】
また、この発明は、
(1)組成式をFe100-x-y-z-wCrxByRzMw  (但しRはPrまたはNdの1種または2種、MはAl、SiまたPbの1種または2種以上)と表し、組成範囲を限定する記号x、y、z、wが上述の値を満足する合金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組み合せて急冷し、90%以上をアモルファス組織となし、
(2)さらに熱処理の際に、Fe3P型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相が析出する温度からの昇温速度を1℃/分〜15℃/分で昇温して600℃〜750℃で10秒間〜6時間保持する熱処理を施し、
(3)Fe3P型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相と、Nd2Fe14B型結晶構造を有す構成相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が5nm〜100nmの範囲にある微結晶集合体を得たのち、
(4)平均粒径3μm〜500μmに粉砕して得られた磁石合金粉末を樹脂にて結合したことを特徴とする希土類ボンド磁石の製造方法である。
【００１３】
組成の限定理由
希土類元素ＲはＰｒまたはＮｄの１種また２種以上を特定量含有のときのみ、高い磁気特性が得られ、他の希土類、例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２ｋＯｅ以上の特性が得られず、またＳｍ以降の中希土類元素、重希土類元素は磁気特性の劣化を招来するとともに磁石を高価格にするため好ましくない。
Ｒは、３ａｔ％未満では４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず、また５．５ａｔ％を超えるとＦｅ3Ｂ相が生成せず、硬磁性を示さない準安定相のＲ2Ｆｅ23Ｂ3相が折出しｉＨｃは著しく低下するので好ましくないため、３〜５．５ａｔ％の範囲とする。
【００１４】
Ｂは、１６ａｔ％未満および２２ａｔ％を超えると４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１６〜２２ａｔ％の範囲とする。
【００１５】
Ｃｒは、ｉＨｃの向上に有効であるが、０．０１ａｔ％未満ではかかる効果が得られず、５ａｔ％を超えるとＢｒが低下し、６ｋＧ以上のＢｒが得られないため、０．０１〜５ａｔ％の範囲とする。
【００１６】
Ａｌ、Ｓｉ、Ｐｂは減磁曲線の角型性を改善し、磁気特性のＢｒ、（ＢＨ）ｍａｘを増大させる効果を有し、かかる効果を得るには少なくとも０．１ａｔ％以上の添加が必要であるが、３ａｔ％を超えるとかえって角型性を劣化させ、（ＢＨ）ｍａｘも低下するため、０．１〜３ａｔ％の範囲とする。
【００１７】
Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占める。
【００１８】
粉末の構成相の限定理由
この発明によるボンド磁石構成する合金粉末は、１．６Ｔという高い飽和磁化を持つ体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相を主相とすることを特徴としている。このホウ化物相は特定の範囲で準安定的に空間群Ｐ4／ｎｍｎのＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相と共存できる。
これらのホウ化物相と強磁性相が共存することが高い磁束密度と十分なｉＨｃを得るためには必須であり、同一組成であっても、例えば鋳造法などではその製法に起因して、Ｃ１６型結晶構造を有するＦｅ2Ｂ相と体心正方晶のα−Ｆｅ相とが主相となると、高い磁化が得られるが、各相の結晶粒径が数μｍから数十μｍと大きいため、ｉＨｃは１ｋＯｅ以下に劣化して磁石として使用できなくなり、好ましくない。
【００１９】
結晶粒径、粉末粒径の限定理由
この発明のボンド磁石を構成する合金粉末中に共存する体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造は、いずれも強磁性相であるが、前者相は単独では磁気的に軟質であり、後者相が共存することがｉＨｃを発現するのに不可欠である。
しかし、単に両相が共存するだけでは不十分であり、両者の平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にないと、減磁曲線の第２象限の角形性が悪化して、永久磁石としては動作点において十分な磁束を取り出すことができないため、平均結晶粒径は５ｎｍ〜１００ｎｍに限定する。
複雑形状や薄肉形状の磁石が得られるボンド磁石としての特徴を生かし、高精度の成型を行うには、粉末の粒径は十分小さいことが必要であるが、アトマイズで得られる粒径が１００μｍを越える合金粉末は急冷時に十分粉末内部まで冷却されず大部分がα−Ｆｅ相となるため、熱処理を施してもＦｅ3Ｂ並びにＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が析出せずに、硬磁性材料となり得ない。
また、３μｍ未満の粒径では、比表面積増大に伴い多量の樹脂を使用する必要があり、充填密度が低下して好ましくないため、粉末粒径を３μｍ〜５００μｍに限定する。
【００２０】
この発明によるボンド磁石は等方性磁石であり、以下に示す圧縮成型、射出成型、押し出し成型、圧延成型、樹脂含浸法など公知のいずれの製造方法であってもよい。
圧縮成型の場合は、磁性粉末に熱硬化性樹脂、カップリング剤、滑剤等を添加混練したのち、圧縮成型して加熱樹脂を硬化して得られる。
射出成型、押し出し成型、圧延成型の場合は、磁性粉末に熱可塑性樹脂、カップリング剤、滑剤等を添加混練したのち、射出成型、押し出し成型、圧延成型のいずれかの方法にて成型して得られる。
樹脂含浸法においては、磁性粉末を圧縮成型後、必要に応じて熱処理した後、熱硬化性樹脂を含浸させ、加熱して樹脂を硬化させて得る。また、磁性粉末を圧縮成型後、必要に応じて熱処理した後、熱可塑性樹脂を含浸させて得る。
【００２１】
この発明において、ボンド磁石中の磁性粉末の重量比は、前記製法により異なるが、７０〜９９．５ｗｔ％であり、残部０．５〜３０ｗｔ％が樹脂その他である。圧縮成型の場合、磁性粉末の重量比は９５〜９９．５ｗｔ％、射出成型の場合、磁性粉末の充填率は９０〜９５ｗｔ％、樹脂含浸法の場合、磁性粉末の重量比は９６〜９９．５ｗｔ％が好ましい。
この発明における合成樹脂は、熱硬化性、熱可塑性のいずれの性質を有するものも利用できるが、熱的に安定な樹脂が好ましく、例えば、ポリアミド、ポリイミド、フェノール樹脂、弗素樹脂、けい素樹脂、エポキシ樹脂などを適宜選定できる。
【００２２】
製造条件の限定理由
この発明において、上述の特定組成の合金溶湯を超急冷法にてアモルファスとなし、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相が析出する温度付近からの昇温速度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６００℃〜７５０℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施すことにより、熱力学的には準安定相であるＦｅ3Ｐ型結晶構造を持つＦｅ3Ｂ相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相が共存し、各構成相の平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にある  微結晶集合体を得ることが最も重要であり、合金溶湯の超急冷処理には公知の回転ロールを用いた超急冷法を採用できるが、実質的に９０％以上のアモルファスが得られれば、回転ロールを用いた超急冷法の他にもスプラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組み合わせた急冷方法を採用してもよい。
例えば、Ｃｕ製ロールを用いる場合は、そのロール表面周速度が１０〜５０ｍ／秒の範囲が好適な組織が得られるため好ましい。すなわち周速度が１０ｍ／秒未満ではアモルファスとならずα−Ｆｅ相の析出量が増大して好ましくなく、ロール表面周速度が５０ｍ／秒を超えると、急冷された合金が連続的なリボンとして生成せず、合金片が飛散し、装置から合金を回収する際の回収率や回収能率が低下して好ましくない。ただし、少量のα−Ｆｅ相が急冷薄帯中に存在しても特性を著しく低下させるものでなく許容される。
【００２３】
この発明において、上述の特定組成の合金溶湯を超急冷法にて実質的に９０％以上をアモルファスとなした後、磁気特性が最高となる熱処理は組成に依存するが、熱処理温度が６００℃未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が析出せず、４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず、また７５０℃を超えると熱平衡相であるα−Ｆｅ相とＦｅ2ＢまたはＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4相が生成してｉＨｃが発現しないため、熱処理温度は６００〜７５０℃以下に限定する。
熱処理雰囲気はＡｒガスなどの不活性ガス雰囲気もしくは１０-3Ｔｏｒｒ以上の真空中が好ましい。
熱処理時間は短くてもよいが、１０秒未満では十分なミクロ組織の生成が行われず、ｉＨｃ及び減磁曲線の角型性が劣化し、また６時間を超えると４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないので、熱処理保持時間を１０秒〜６時間に限定する。
【００２４】
この発明において重要な特徴として、熱処理に際してＦｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相が析出する温度からの昇温速度であり、１℃／分未満の昇温速度では、昇温中にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相とＦｅ3Ｂ相の結晶粒径が大きく成長しすぎてｉＨｃが劣化し、４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られない。
また、１５℃／分を超える昇温速度では、６００℃を通過してから生成するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出が十分に行われず、α−Ｆｅ相の析出量が増大して、磁化曲線の第２象限にＢｒ点近傍に磁化の低下のある減磁曲線となり、（ＢＨ）ｍａｘが劣化するため好ましくない。ただし、少量のα−Ｆｅ相の存在は許容できる。
なお、熱処理に際してＦｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相が析出する温度未満まではその昇温速度は任意であり、急速加熱などを適用して処理能率を高めることができる。
【００２５】
結晶構造
この発明による希土類磁石並びに希土類磁石合金粉末の結晶相は、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの微細結晶集合体からなることを特徴としている。
この発明において、磁石合金の平均結晶粒径が１００ｎｍを超えると、減磁曲線の角型性が著しく劣化し、Ｂｒ≧６ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧７ＭＧＯｅの磁気特性を得ることができない。また、平均結晶粒径は細かいほど好ましいが、５ｎｍ未満の平均結晶粒径を得ることは工業生産上困難であるため、下限を５ｎｍとする。
【0026】
【作用】
この発明は、希土類元素の含有量が少ない特定組成のFe-Cr-B-R-M合金溶湯(RはNd、Prの1種もしくは2種、MはAl、Si、Pbの1種もしくは2種以上)を前述の超急冷法にて90%以上をアモルファス組織となし、得られたリボン、フレーク、球状粉末をFe3B析出温度以上から1〜15℃/分の昇温速度で昇温した後、600〜750℃で10秒〜6時間保持する熱処理を施すことにより、熱力学的には、準安定相であるFe3P型結晶構造をもつFe3B相とNd2Fe14B型結晶構造を有する強磁性相が共存し、各構造相の平均結晶粒径が5nm〜100nmの範囲にある微結晶集合体を得る。この際、Crを加えることでCrの一部が硬磁性相であるNd2Fe14B相のFe原子と置換することでNd2Fe14B相の異方性定数が向上すること、残部のCrがiHcを低減する軟磁性相であるα-Feとの間に非磁性の金属間化合物を作ることにより、Crを含有しない組成より高いiHcが発現する。
さらにCrと同時にAl、Si、Pbを1種あるいは2種以上含有することにより、Cr含有時のBr、減磁曲線の角形の劣化を改善することができ、iHc≧4kG、Br≧6kG、(BH)max≧6MGOeの磁気特性を有するボンド磁石を得ることができる。
【００２７】
【実施例】
実施例１
表１のＮｏ．１〜５の組成となるように、純度９９．５％以上のＦｅ、Ｃｒ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ａｌ、Ｓｉの金属を用いて、総量が３０ｇｒとなるように秤量し、底部に直径０．８ｍｍのオリフィスを有する石英るつぼ内に投入し、圧力５６ｃｍＨｇのＡｒ雰囲気中で高周波加熱により溶解し、溶解温度を１４００℃にした後、湯面をＡｒガスにより加圧して室温にてロール周速度２０ｍ／秒にて高速回転するＣｕ製ロールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を噴出させて、幅２〜３ｍｍ、厚み３０〜４０μｍの超急冷薄帯を作製した。
得られた超急冷薄帯をＣｕＫαの特性Ｘ線によりアモルファスであることを確認した。
【００２８】
この超急冷薄帯をＡｒガス中で５９０℃まで急速加熱した後、５９０℃以上を表１に示す昇温速度で昇温し、表１に示す熱処理温度で７分間保持し、その後室温まで冷却して薄帯を取り出し、幅２〜３ｍｍ、厚み３０〜４０μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、ＶＳＭを用いて磁気特性を測定した。測定結果を表２に示す。
なお、試料の測定結果は、正方晶と斜方晶が混在するＦｅ3Ｂ相が主相で、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相とα−Ｆｅ相が混在する多相組織であり、平均結晶粒径はいずれも１００ｎｍ以下であった。なお、Ｃｒはこれらの各相でＦｅの一部を置換するが、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐｂについては添加量が少ない上、超微細結晶であるため分析不能であった。
この薄帯を粉砕して、粒径が５〜１２０μｍにわたって分布する平均粒径６０μｍの粉末を得たのち、粉末９８ｗｔ％に対してエポキシ樹脂を２ｗｔ％の割合で混合したのち、６ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力で圧縮成型し、１５０℃で硬化処理してボンド磁石を得た。
このボンド磁石の密度は６．０ｇｒ／ｃｍ3であり、磁石特性を表２に示す。
【００２９】
比較例
表１のＮｏ．６の組成となるように純度９９．５％以上のＦｅ、Ｂ、Ｎｄを用いて実施例１と同条件で超急冷薄帯を作製した。
得られた薄帯を実施例１と同一条件の熱処理を施し、冷却後に実施例１と同条件で粉砕して、平均粒径６０μｍの粉末を得たのち、実施例１と同一条件にてボンド磁石を作成した。
得られたボンド磁石の磁石特性を表２に示す
【００３０】
【表１】
0003547016.tif 000002
【００３１】
【表２】
0003547016.tif 000003
【0032】
【発明の効果】
この発明は、希土類元素の含有量が少ない特定組成のFe-Cr-B-R-M合金溶湯(RはNd、Prの1種もしくは2種、MはAl、Si、Pbの1種もしくは2種以上)を前述の超急冷法にて90%以上をアモルファス組織となし、得られたリボン、フレーク、球状粉末を得、これに特定条件の熱処理を施すことにより、熱力学的には準安定相であるFe3P型結晶構造をもつFe3B相とNd2Fe14B型結晶構造を有する強磁性相が共存し、各構成相の平均結晶粒径が5nm〜100nmの範囲にある微結晶集合体を得る。この際、Crを加えることでCrの一部が硬磁性相であるNd2Fe14B相のFe原子と置換することでNd2Fe14B相の異方性定数が向上すること、残部のCrがiHcを低減する軟磁性相であるα-Feとの間に非磁性の金属間化合物を作ることにより、Crを含有しない組成より高いiHcが発現する。
さらにCrと同時にAl、Si、Pbを1種あるいは2種以上含有することにより、Cr含有時のBr、減磁曲線の角形の劣化が改善されることにより、iHc≧4kG、Br≧6kG、(BH)max≧6MGOeの磁気特性を有するボンド磁石を得ることができる。
また、この発明は、希土類元素の含有量が少なく、製造方法が簡単で大量生産に適しているため、5kG以上の残留磁束密度Brを有し、ハードフェライト磁石を超える磁気的性能を有するボンド磁石を提供できる。