JPH08264308A - 希土類磁石およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明は、特定の組成域にあり、かつ構成相
としてＲ−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相を持つ、高性能なＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ系希土類磁石と、鋳造インゴットを熱間圧延し、
さらに熱処理を施す工程からなる該希土類磁石の製造方
法を提供する。 【構成】 Ｐｒ，Ｆｅ，Ｂ，Ｇａ，Ａｌからなり、Ｐ
ｒ：１５．０〜１７．５原子％、Ｇａ；０．１〜０．８
原子％、Ｂ量が４．８原子％以上で、かつ残Ｆｅ量が正
の値であって、Ｐｒ−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相を有すること
を特徴とする希土類磁石と、Ｎｄ，Ｄｙで一部置換を行
った希土類磁石、さらに鋳造・熱間圧延法による該磁石
の製造方法からなる。 【効果】 本発明のような組成、および構成相を持つ磁
石においては、高い磁気特性、特に高保磁力を得ること
ができる。よって機械的強度に優れるという鋳造・熱間
圧延法による希土類磁石の利点がさらに助長される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】 本発明は希土類−Ｆｅ−Ｂ−Ｇ
ａ−Ａｌ系希土類磁石と、合金インゴットを熱間圧延後
熱処理する該希土類磁石の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系（ただしＲは希土類元素
を表す）に於てＧａを添加した高性能磁石としては、ま
ず特開平6-104108号公報の３頁３欄２行目〜３頁４欄３
９行目で記載されている組成範囲に於て保磁力iHcが２
０ｋＯｅ以上、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが
３０ＭＧＯｅ以上の焼結磁石が得られることが開示され
ている。また特開平6-231921号公報の２頁２欄３３〜４
１行目に記載されているような組成範囲に於て、保磁力
iHcが１２ｋＯｅ以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａ
ｘが４２ＭＧＯｅ以上の焼結磁石が開示されている。

【０００３】鋳造インゴットを熱間加工する方法（鋳造
・熱間加工法）によって製造される磁石に於いても、Ｇ
ａ添加による磁気特性の向上が図られている。特開平4-
105305号公報の３頁右下欄２〜１５行目に示されている
ように、Ｐｒ及びＮｄから選ばれる１種以上の希土類元
素：総量で２９〜３４重量％、Ｂ：０．８〜１．０重量
％、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｎからなる群から選択される１種以
上の元素：総量で０．２〜０．８重量％、残部：Ｆｅと
不可避不純物からなると共に、希土類−Ｆｅ−Ｂ系の第
１相と該第１相を包む希土類元素−（Ｇａ、Ｉｎ、Ｓ
ｎ）系の低融点相とからなる組織を有することを特徴と
する希土類磁石が開示されており、８頁左下第４表に示
されているように、iHcがほぼ１６ｋＯｅ、（ＢＨ）ｍ
ａｘがほぼ３２ＭＧＯｅの磁気特性が得られている。ま
た特開平6-251917号公報では３頁２７〜４０行目に示さ
れているように、合金組成が原子比でＲ_xＦｅ_yＢ_zＧａ
_100-x-y-zと表わされるとき、ｘ≧１５、ｙ−１４ｚ＞
０、ｚ≧４、１００−ｘ−ｙ−ｚ＜２なる組成域にあ
り、かつ磁石組織中にＲ₆Ｆｅ₁₁Ｇａ₃相を有することを
特徴とする希土類磁石が開示されている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】Ｇａを添加した焼結磁
石においては上述したように高い磁気特性を達成するこ
とができる。しかし焼結磁石は文献１（A.Arai et.al J
ournal of Applied Physics vol.75 No.10 p6631）に示
されているように一般的に機械的強度が低いという欠点
がある。特に主相である2-14-1相の体積率を極力増やし
て磁気特性を高くしている磁石においては低強度という
特徴が顕著となり、割れ欠けの発生が著しい。さらに焼
結法という製法上の制約から、大型磁石の製造が困難で
あるという欠点を有している。

【０００５】これに対し、鋳造インゴットを熱間圧延す
ることにより作製される希土類磁石においては、先の文
献１に記されているように、焼結磁石と比較して引っ張
り強度では約３倍の強度を持つ。また熱間圧延法で作製
されるため、特開平5-315118号公報の請求項１および２
に記載されているように大型磁石の製造に優れ、製造プ
ロセスも大幅に簡略化できる。鋳造・熱間加工法により
製造される磁石においては、鋳造インゴットを最終工程
まで粉末プロセスを経ることなく磁石を作製することが
出来るため、焼結磁石中に見られるような空孔を実質的
に含まない。また比較的延性に富むＲリッチ相の量が焼
結磁石よりも多いため高い強度が得られる。

【０００６】上述の特開平4-105305号公報のように、鋳
造・熱間圧延法により作製されてＧａを添加した組成に
おいては高い保磁力と最大エネルギー積を両立させるこ
とができる。しかし、我々がさらにＧａ添加合金の組成
について詳細な検討を行なった結果、該公報の明細書に
よって指定される組成範囲においても各元素の添加量お
よび組成のバランスによっては、保磁力が劣化してしま
うことが明らかとなった。またその場合、保磁力向上に
必要な組織として、特開平4-105305号公報では第１相の
存在とともに、第２相として希土類−Ｇａ系の低融点相
が存在する場合に得られるとしているが、このような第
２相が存在する場合でも磁気特性、特に保磁力に関して
は大幅に保磁力が低下してしまう場合があることが判明
した。

【０００７】特開平6-251917号公報で規定される組成域
においても、高い特性が得られない場合がある。まず第
一に希土類元素量が１５原子％以上となっているが、希
土類元素の量が多くなりすぎる場合には、主相量の低下
によるエネルギー積の劣化やＲリッチ相の増加による耐
食性の低下などの問題が生じる。またＢ量については、
規定されている組成範囲内（４原子％以上）においても
Ｂ量が少ない場合には粒界相として軟磁性相であるＲ₂
Ｆｅ₁₇相が出現することとなり、磁気特性の劣化を招
く。

【０００８】本発明は、このような従来の問題点を解決
し、機械的強度に優れ大型磁石も作製できるという長所
を有する鋳造・熱間圧延法によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類
磁石に於て、高い磁気特性、特に高保磁力を得ることを
第１の目的としている。また本発明は、Ｐｒの一部をＤ
ｙで置換することによりさらなる保磁力の増大を図るこ
とを第２の目的とするものである。さらに本発明は、熱
処理温度を最適化する事により、高特性磁石の製造方法
を提供することを第３の目的とするものである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明の希土類磁石は、Ｐｒ、Ｆｅ、Ｂ、Ｇａ、Ａ
ｌ及び製造上不可避な不純物からなり、Ｐｒが１５．０
〜１７．５原子％、Ｇａが０．１〜０．８原子％、Ｂ量
が４．８原子％以上で、かつ残Ｆｅ量（Ｆｅの原子％値
からＢの原子％値を１４倍した値を引いた数値）が正の
値であって、磁石組織中にＰｒ−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相を
有することを特徴とするものである。

【００１０】また本発明の希土類磁石は、前記Ｐｒの一
部をＮｄで置換し、磁石組織中に（Ｐｒ，Ｎｄ）−Ｆｅ
−Ｇａ−Ａｌ相を有することを特徴とするものである。

【００１１】また本発明の希土類磁石は、前記Ｐｒ量の
１０％以下をＤｙにより置換し、磁石組織中に（Ｐｒ，
Ｄｙ）−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相を有することを特徴とする
ものである。またより良くは、前記Ｄｙの置換量を、Ｐ
ｒ量の４〜１０％としたことを特徴とするものである。

【００１２】さらに、本発明の希土類磁石の製造方法
は、合金を溶解・鋳造してインゴットを作製し、該イン
ゴットを金属カプセル中に封入してから800〜1100℃の
温度で熱間圧延を施し、その後900〜1050℃の温度で熱
処理することを特徴とするものである。

【００１３】また本発明の希土類磁石の製造方法は、合
金を溶解・鋳造してインゴットを作製し、該インゴット
を金属カプセル中に封入してから800〜1100℃の温度で
熱間圧延を施し、その後900〜1050℃の温度で熱処理を
行い、さらに450から600℃の温度範囲で熱処理する事を
特徴とするものである。

【００１４】

【作用】先ず、本発明の合金組成域の限定理由について
述べる。主たる希土類元素としては、主相である2-14-1
相のポテンシャルから、ＰｒおよびＮｄが好ましいが、
鋳造・熱間圧延を行なう場合には、熱間加工性を確保し
つつ、高保磁力を得るためにＰｒを主として使用するこ
とが好ましい。このような希土類元素の最適組成領域と
しては１５原子％〜１７.５原子％の範囲がよい。これ
は１５原子％未満の組成域では熱間加工時に発生する割
れが激しく、磁石製品歩留りが劣化するため大幅なコス
トアップを招く。また１７．５原子％より添加量が多く
なると、主相体積率の減少や角型性の劣化による磁気特
性の大幅な低下を招くと共に、後述するＲ−Ｆｅ−Ｇａ
−Ａｌ相（ただしこの場合のＲは本発明中のＰｒ、Ｎ
ｄ、Ｄｙを便宜上総括して表すものである）を粒界相中
に安定して生成することが困難となる。

【００１５】Ｂ量については、まず４．８原子％未満の
添加量においては磁石組織中に軟磁性相であるＲ₂Ｆｅ
₁₇相の存在が顕著となり、保磁力および角型性の劣化を
招く。Ｂ量の上限については、その原子％の１４倍の数
値が磁石中のＦｅ原子％の数値よりも低いことが条件と
なる。ここで請求項１中に残Ｆｅ量という記述をした
が、この量は以下の式により表されるものである。

【００１６】［残Ｆｅ量］＝［合金中のＦｅの原子％
値］−１４×［合金中のＢの原子％値］ すなわち、Ｂ量が多くなり、上記の式で表される残Ｆｅ
量が負となるような磁石においては、磁石組織中にＲ−
Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相が存在しなくなり、結果的に低保磁
力となる。

【００１７】Ｇａ添加量に関しては、０．１原子％の添
加で３元系よりは明らかに高保磁力化の効果がみられ
る。しかし添加量が０．８原子％を越えた場合には、保
磁力は漸減するとともに、Ｇａ添加量の増大による磁性
ポテンシャルの低下が顕著となるため、Ｇａ添加による
効果はなくなる。

【００１８】ＡｌはＲ−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相を構成する
ために必須の元素である。Ａｌの添加量については本発
明の請求項中においては限定しないが、添加量が多くな
ると磁化の低下を招くため、０．５原子％以下とするこ
とが好ましい。また合金の原料としてＡｌを含むフェロ
ボロンを使用すると、フェロボロン中に含まれるＡｌが
合金元素として事実上添加されることになる。このよう
にして作製された合金中のＡｌ量は上述の０．５原子％
以下という好ましい範囲に入ることになる。

【００１９】次に、請求項１に記載の、磁石組織中のＲ
−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相とその効果について説明する。前
出の特開平6-251917号公報においては磁石組織中にＲ₆
Ｆｅ₁₁Ｇａ₃相を有する場合に高い磁石特性が得られる
と記述されているが、その後の詳細な組成最適化実験の
結果、必ずしもＲ₆Ｆｅ₁₁Ｇａ₃相を有する磁石組織では
なく、Ｒ−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌの４元系からなる相が主相
粒子間に存在する場合に高い特性が得られることが判明
した。この４元系の相の結晶構造および組成式は未だ明
らかではないが、実施例１中に示したように高保磁力が
得られる磁石中の組織をＥＰＭＡにより分析した例で
は、Ｐｒ：３４．５原子％、Ｆｅ：５９．８原子％、Ｇ
ａ：５．２原子％、Ａｌ：０．５原子％という組成から
なる相であった。Ｒ−Ｆｅ−Ｇａ３元系の相に関する状
態図的な研究としては文献２（F.Weitzer el al; J. Le
ss-Common Met. 167(1990) 135）があり、その中で正方
晶化合物のＲ₆Ｆｅ₁₁Ｇａ₃相が存在するとされている。
しかし、本発明中で発見された上述のような組成を持つ
相に関する記述は全く見られず、この相の結晶構造およ
び磁性などは未だ明らかではない。

【００２０】Ｒ−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相が存在することに
よる保磁力の向上は、この相が主相粒子間に存在し、主
相粒同士の磁性的なセパレーションを促進するためと考
えられる。また、本発明のＲ−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相が存
在するために必要なＧａ添加量は、Ｒ₆Ｆｅ₁₁Ｇａ₃相が
存在する場合よりも少なくてすむ。つまりＲ₆Ｆｅ₁₁Ｇ
ａ₃相中のＧａの原子比率は、本発明におけるＲ−Ｆｅ
−Ｇａ−Ａｌ相中のＧａの原子比率のほぼ３倍である。
このため合金組成としてはＧａの添加量が同じでも、Ｒ
₆Ｆｅ₁₁Ｇａ₃相よりも本発明のＲ−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相
の方が存在体積率が多くなり、主相粒同士のセパレーシ
ョンを促進し、保磁力向上の効果が増す。さらにＧａ添
加量を低く抑えることができるため、磁化の低下も少な
くて済み高いエネルギー積が得られる。また高価なＧａ
の添加量を低減することで低コスト化も可能となる。

【００２１】高温での磁石の使用を考えた場合には、Ｄ
ｙ置換による高保磁力化が有効な手段である。しかし、
Ｄｙの置換量をＰｒ量の１０％以上とした場合、鋳造組
織における主相結晶粒の粗大化が顕緒となる。このため
熱間圧延による主相粒の配向が不十分となり、磁石特性
は劣化してしまい、実際の使用に適さなくなってしま
う。また置換量をＰｒ量の４〜１０％とすれば、ｉＨｃ
≧２０ｋＯｅ以上となり、高温での使用に優れた磁石を
得ることが出来る。

【００２２】つぎに本発明のような磁石を得るための製
造方法について言及する。まず所望の組成からなる合金
を溶解・鋳造しインゴットを作製する。このインゴット
を特開平6-244012号公報３頁４欄２８〜３３行目などに
示されているように800〜1100℃の温度範囲に於て熱間
圧延を施す。その後熱処理は900〜1050℃の温度範囲で
行なうことにより、高い磁気特性、特に高保磁力が得ら
れる。900℃より低い温度で熱処理を行なった場合に
は、主相粒内に存在するα−Ｆｅが残存するため低保磁
力となると考えられる。また1050℃より高い温度で熱処
理を行なった場合は、主相結晶粒の粗大化が顕緒とな
り、これも低保磁力となってしまう。900〜1050℃で熱
処理を行ない、冷却した後では、磁石組織中には既にＲ
−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相が形成されており、主相粒同士の
セパレーションを促進し、高保磁力が得られる。さらに
上述の熱処理の後、450〜600℃の温度範囲での熱処理を
加えることにより、保磁力はさらに向上する。

【００２３】

【実施例】

（実施例１） 純度99.9％のＰｒ、Ｆｅ、Ｇａと、２０
重量％のＢと２重量％のＡｌとを含むフェロボロンを原
料として、所定の重量を秤量し、高周波溶解炉にてＡｒ
雰囲気中で溶解し、銅製金型中に鋳造して５ｋｇのイン
ゴットを得た。各合金について成分分析を行なった結果
を表１に示す。また不可避不純物元素の量は便宜上Ｆｅ
の原子％の値に入れて表した。また表中には残Ｆｅ量
（Ｆｅの原子％値からＢの原子％値を１４倍した値を引
いた数値）を併せて示した。

【００２４】

【表１】

【００２５】このうち番号２、３、５、６の合金につい
ては、前述した特開平4-105305号公報の請求項にて規定
される範囲内にある組成であるが、残Ｆｅ量が負の値と
なっているものである。

【００２６】表１の各合金インゴットを所定の大きさに
切断した後、ｓｓ４１製のカプセル中に封入し、975℃
において熱間圧延を行なった。圧延時の総加工度は75%
とした。圧延後冷却してから、カプセル中より磁石圧延
材を取り出し、Ａｒ雰囲気中にて1025℃×20h＋500℃×
2hの２段階の熱処理を行なった。熱処理後サンプルを切
り出し、直流自記磁束計により磁石特性の測定を行なっ
た。得られた保磁力（ｉＨｃ）と表１中に表した残Ｆｅ
量との関係を図１に示す。図１から明らかなように残Ｆ
ｅ量が負となる組成の磁石においては8kOe程度の低い保
磁力しか得られないのに対し、残Ｆｅ量が正となる磁石
においては16kOe以上の高い保磁力が得られる。

【００２７】残Ｆｅ量が正となり、高保磁力が得られる
サンプルの磁石組織の観察を行なった結果、粒界相中に
Ｐｒリッチ相の他に、Ｐｒ，Ｆｅ，Ｇａ，Ａｌからなる
相が存在しており、逆に残Ｆｅ量が負となる低保磁力の
磁石組織中にはこの相が存在しないことが確認された。
合金１０から作製された磁石組織をＥＰＭＡにより分析
した結果、この相の定量分析値はＰｒ：34.5at%、Ｆ
ｅ：59.8at%、Ｇａ：5.2at%、Ａｌ：0.5at%であった。

【００２８】（実施例２） Ｐｒ_16.0Ｆｅ_83.3-aＢ_aＧ
ａ_0.5Ａｌ_0.2（4.4≦ａ≦5.8）なる組成のインゴットを
高周波溶解炉にて溶解・鋳造し５ｋｇのインゴットを得
た。得られたインゴットを所定の大きさに切断し、ｓｓ
４１製カプセル中に封入後、975℃において総加工度７
５％の熱間圧延を施した。圧延後冷却してから、カプセ
ル中より磁石圧延材を取り出し、Ａｒ雰囲気中にて1025
℃×20h＋500℃×２ｈの２段熱処理を施した。得られた
ｉＨｃ、Ｈｋ（減磁曲線に於て磁化が０．９Ｂｒに相当
する時の磁界の強さ）、（ＢＨ）ｍａｘ（最大エネルギ
ー積）の値とＢ量（ａ）との関係を図２に示す。なお図
中には、この合金系において残Ｆｅ量が０となるＢ量の
値（5.55原子％）をＸ軸上に示した。図から明らかなよ
うに、Ｂ量が４．８原子%未満の場合は、軟磁性相であ
るＰｒ₂Ｆｅ₁₇相が現れるため角形性が劣化すると共
に、（ＢＨ）ｍａｘも低い値しか得られない。よって本
発明に示されているようにＢ量が４．８原子％以上で残
Ｆｅ量が正となる領域で高い磁気特性を得ることが出来
る。

【００２９】（実施例３） Ｐｒ_bＦｅ_94.1-bＢ_5.2Ｇａ
_0.5Ａｌ_0.2（13.5≦ｂ≦18.5）なる組成の合金を高周波
溶解炉にて溶解・鋳造し５ｋｇのインゴットを得た。得
られたインゴットを所定の大きさに切断し、ｓｓ４１製
カプセル中に封入後、975℃において総加工度７５％の
熱間圧延を施した。圧延後冷却してから、カプセル中よ
り磁石圧延材を取り出し、Ａｒ雰囲気中にて1025℃×20
h＋500℃×２ｈの２段熱処理を施した。得られたｉＨ
ｃ、Ｈｋ、（ＢＨ）ｍａｘの値とＰｒ量（ｂ）との関係
を図３に示す。なお、この組成域では残Ｆｅ量はすべて
正である。

【００３０】図から明らかなようにＰｒが１７．５原子
％以上の場合には、角型性（Ｈｋ）、（ＢＨ）ｍａｘが
劣化する。

【００３１】さらに、同様な組成からなる５０mm×１０
０mm×２００mmの圧延磁石ブロックから、４mm×１０mm
×２０mmの板状サンプルを切り出した。切りだした板状
磁石の中で割れ、クラックが発生しているものを目視に
より判断し不良とした際の、全製品中の不良率とＰｒ量
との関係を図４に示す。図から明らかなように、Ｐｒ量
が１５原子％未満の場合には、製品不良率が大幅に増大
する。

【００３２】以上のことから、機械的強度を損ねること
なく、かつ高い磁気特性を得るためには、Ｐｒ量を１５
原子％から１７．５原子％までの範囲とすることが好ま
しい。

【００３３】（実施例４） Ｐｒ₁₆Ｆｅ_78.6-cＢ_5.2Ｇ
ａ_cＡｌ_0.2（0≦ｃ≦1.5）なる組成の合金を高周波溶解
炉にて溶解・鋳造し５ｋｇのインゴットを得た。得られ
たインゴットを所定の大きさに切断し、ｓｓ４１製カプ
セル中に封入後、975℃において総加工度７５％の熱間
圧延を施した。圧延後冷却してから、カプセル中より磁
石圧延材を取り出し、Ａｒ雰囲気中にて1025℃×20h＋5
00℃×２ｈの２段熱処理を施した。得られたｉＨｃ、Ｈ
ｋ、（ＢＨ）ｍａｘの値とＧａ量（ｃ）との関係を図５
に示す。

【００３４】図から明らかなように、保磁力に関しては
Ｇａを０．１原子％以上添加することにより大幅な増大
が見られる。また０．８原子％以上の添加を行なっても
保磁力の伸びは飽和してしまい、逆に磁化の低下による
エネルギー積の低下が顕著となる。

【００３５】（実施例５） （Ｐｒ_0.8Ｎｄ_0.2）₁₆Ｆｅ
_83.3-dＢ_dＧａ_0.5Ａｌ_0.2（4.4≦ｄ≦5.8）なる組成の
合金を高周波溶解炉にて溶解、鋳造し５ｋｇのインゴッ
トを得た。得られたインゴットを所定の大きさに切断
し、ｓｓ４１製カプセル中に封入後、975℃において総
加工度７５％の熱間圧延を施した。圧延後冷却してか
ら、カプセル中より磁石圧延材を取り出し、Ａｒ雰囲気
中にて1025℃×20h＋500℃×２ｈの２段熱処理を施し
た。得られたｉＨｃ、Ｈｋ、（ＢＨ）ｍａｘの値とＢ量
（ｄ）との関係を図６に示す。

【００３６】Ｐｒのみの場合と同様、Ｎｄを一部置換し
た磁石についても本発明で規定される組成域において高
い磁気特性が得られる。またｄ＝５．２の磁石組織を観
察した結果、粒界相としてＰｒ，Ｎｄ，Ｆｅ，Ｇａ，Ａ
ｌからなる相が存在しており、この相をＥＰＭＡにより
分析した結果、Ｐｒ：２８．４原子％、Ｎｄ：７．１原
子％、Ｆｅ：５８．２原子％、Ｇａ：５．８原子％、Ａ
ｌ：０．５原子％であった。

【００３７】（実施例６） （Ｐｒ_1-xＤｙ_x）₁₆Ｆｅ
_78.1Ｂ_5.2Ｇａ_0.5Ａｌ_0.2（０≦ｘ≦０．１５）なる組
成の合金を高周波溶解炉にて溶解、鋳造し５ｋｇのイン
ゴットを得た。得られたインゴットを所定の大きさに切
断し、ｓｓ４１製カプセル中に封入後、975℃において
総加工度７５％の熱間圧延を施した。圧延後冷却してか
ら、カプセル中より磁石圧延材を取り出し、Ａｒ雰囲気
中にて1025℃×20h＋500℃×２ｈの２段熱処理を施し
た。得られたｉＨｃ、Ｈｋ、（ＢＨ）ｍａｘの値とＤｙ
置換量（ｘ）との関係を図７に示す。

【００３８】図から明らかなように、Ｄｙを添加するこ
とにより、さらなるｉＨｃの向上が達成される。しかし
ｘの値が０．１０を越えると、鋳造組織の粗大化が顕緒
となり、主相粒子の配向度の低下と角形性の低下が起き
るため（ＢＨ）ｍａｘおよびＨｋの劣化を招く。

【００３９】より良くは、ｘが０．０４〜０．１０の間
であればｉＨｃ＞２０ｋＯｅとなり、高温での優れる磁
石を得ることが出来る。またｘ＝０．０５の磁石組織を
観察した結果、粒界相としてＰｒ，Ｄｙ，Ｆｅ，Ｇａ，
Ａｌからなる相が存在しており、この相をＥＰＭＡによ
り分析した結果、Ｐｒ：３３．２原子％、Ｄｙ：１．８
原子％、Ｆｅ：５９．０原子％、Ｇａ：５．５原子％、
Ａｌ：０．５原子％であった。

【００４０】（実施例７） Ｐｒ₁₆Ｆｅ_78.1Ｂ_5.2Ｇａ
_0.5Ａｌ_0.2なる組成の合金を高周波溶解炉にて溶解、鋳
造し５ｋｇのインゴットを得た。得られたインゴットを
所定の大きさに切断し、ｓｓ４１製カプセル中に封入
後、975℃において総加工度７５％の熱間圧延を施し
た。徐冷後、カプセル中より磁石圧延材を取り出した。
この圧延材からサンプルを切り出し、磁気特性を測定し
た（as roll）。さらに圧延材に対して、Ａｒ雰囲気中
において800〜1150℃の各温度で２０ｈの熱処理を施
し、磁気特性を測定した。図８に得られたｉＨｃ、Ｈ
ｋ、（ＢＨ）ｍａｘの値と熱処理温度との関係を示す。

【００４１】図から明らかなように、圧延後900〜1050
℃の領域で熱処理を施すことにより、高い磁気特性を得
ることが出来る。

【００４２】（実施例８） 実施例８と同一の磁石圧延
材について1025℃で２０ｈの熱処理を行った後、さらに
350〜800℃の各温度で2hの熱処理を施した。この際に得
られた保磁力（ｉＨｃ）と２段目の熱処理温度の関係を
図９に示す。

【００４３】図から明らかなように高温の熱処理に加え
て450〜600℃の温度範囲で熱処理を加えた場合には、さ
らに保磁力向上の効果が顕緒となる。

【００４４】

【発明の効果】 本発明は、以上説明したように構成さ
れているので、以下に記載されるような効果を奏する。

【００４５】焼結磁石よりも機械的強度に優れ、かつ大
型の磁石を作製できるなどの利点を有する鋳造・熱間圧
延法によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に於て、各合金元素の組
成を規定し、また粒界相としてＲ−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相
を存在させることにより、従来よりも高い磁気特性を得
ることが出来る。

【００４６】またＤｙの置換量を適正な範囲とすること
により、さらなる高保磁力化を実現し、高温での使用に
適する磁石を提供することが出来る。

【００４７】また磁石の製造方法としては、圧延後の熱
処理を最適化することによって安定した磁気特性を確保
することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 残Ｆｅ量と保磁力（ｉＨｃ）の関係図。

【図２】 Ｐｒ_16.0Ｆｅ_83.3-aＢ_aＧａ_0.5Ａｌ_0.2にお
けるＢ量（ａ）と磁気特性の関係図。

【図３】 Ｐｒ_bＦｅ_94.1-bＢ_5.2Ｇａ_0.5Ａｌ_0.2におけ
るＰｒ量（ｂ）と磁気特性の関係図。

【図４】 Ｐｒ_bＦｅ_94.1-bＢ_5.2Ｇａ_0.5Ａｌ_0.2におけ
るＰｒ量（ｂ）と製品不良率との関係図。

【図５】 Ｐｒ₁₆Ｆｅ_78.6-cＢ_5.2Ｇａ_cＡｌ_0.2におけ
るＧａ量（ｃ）と磁気特性の関係図。

【図６】 （Ｐｒ_0.8Ｎｄ_0.2）₁₆Ｆｅ_83.3-dＢ_dＧａ_0.5
Ａｌ_0.2におけるＢ量（ｄ）と磁気特性の関係図。

【図７】 （Ｐｒ_1-xＤｙ_x）₁₆Ｆｅ_78.1Ｂ_5.2Ｇａ_0.5Ａ
ｌ_0.2におけるＤｙ置換量（ｘ）と磁気特性の関係図。

【図８】 Ｐｒ₁₆Ｆｅ_78.1Ｂ_5.2Ｇａ_0.5Ａｌ_0.2におけ
る熱処理温度と磁気特性の関係図。

【図９】 Ｐｒ₁₆Ｆｅ_78.1Ｂ_5.2Ｇａ_0.5Ａｌ_0.2におけ
る二段目熱処理温度と磁気特性の関係図。

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｐｒ、Ｆｅ、Ｂ、Ｇａ、Ａｌ及び製造上
   不可避な不純物からなり、Ｐｒが１５．０〜１７．５原
   子％、Ｇａが０．１〜０．８原子％、Ｂ量が４．８原子
   ％以上で、かつ残Ｆｅ量（Ｆｅの原子％値からＢの原子
   ％値を１４倍した値を引いた数値）が正の値であって、
   磁石組織中にＰｒ−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相を有することを
   特徴とする希土類磁石。
2. 【請求項２】 請求項１記載のＰｒの一部をＮｄで置換
   し、磁石組織中に（Ｐｒ，Ｎｄ）−Ｆｅ−Ｇａ−Ａｌ相
   を有することを特徴とする希土類磁石。
3. 【請求項３】 請求項１記載のＰｒ量の１０％以下をＤ
   ｙにより置換し、磁石組織中に（Ｐｒ，Ｄｙ）−Ｆｅ−
   Ｇａ−Ａｌ相を有することを特徴とする希土類磁石。
4. 【請求項４】 Ｐｒ量の４〜１０％をＤｙで置換したこ
   とを特徴とする請求項３記載の希土類磁石。
5. 【請求項５】 合金を溶解・鋳造してインゴットを作製
   し、該インゴットを金属カプセル中に封入してから800
   〜1100℃の温度で熱間圧延を施し、その後900〜1050℃
   の温度で熱処理することを特徴とする請求項１〜４記載
   の希土類磁石の製造方法。
6. 【請求項６】 合金を溶解・鋳造してインゴットを作製
   し、該インゴットを金属カプセル中に封入してから800
   〜1100℃の温度で熱間圧延を施し、その後900〜1050℃
   の温度で熱処理を行い、さらに450から600℃の温度範囲
   で熱処理する事を特徴とする請求項１〜４記載の希土類
   磁石の製造方法。