JPH11121215A - 希土類磁石粉末の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 Ｒ₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉Ｎ_y相またはＲ₃（Ｆ
ｅ，Ｍ）₂₉Ｎ_y相の含有率を高め、かつ窒化に供する母
合金粉末の粒径分布をシャープなものとした希土類磁石
粉末の製造方法を提供する。 【解決手段】 成分組成がＲαＦｅ100-(α+β+γ)Ｍβ
Ｂγの合金溶湯をストリップキャスト法により板厚0.03
〜10mmの鋳造体に鋳造後、粉砕して粉体となした後窒化
することにより、Ｒ₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉Ｎ_yを主相とし
て含み、成分組成がＲαＦｅ100-(α+β+γ＋δ)ＭβＢ
γＮδ（α、β、γ、δは原子百分率で下記の範囲にあ
る。）である等方性の磁石材料粉末を得ることを特徴と
する希土類磁石粉末の製造方法。 ５≦α≦１８、１≦β≦５０、０.１≦γ≦５、４≦δ
≦３０

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明はストリップキャスト
法を用いたＲ−Ｆｅ−Ｍ−Ｎ系、Ｒ−Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｎ
系磁石粉末の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来より、等方性希土類ボンド磁石用磁
粉として超急冷したＮｄ-Ｆｅ-Ｂ系磁粉が多用されてい
るが、キュリー温度が３００℃前後と低く、固有保磁力
（以後ｉＨｃと記す。）の温度係数（η）が大きいため
に高温での使用が制限されてきた。最近、Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇
化合物が窒素を吸蔵することによりＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合
物よりも160℃も高い470℃というキュリー温度を示すと
ともに、その異方性磁界もＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物の異方
性磁界（75kOe）を大きく上回る260kOeになることが報
告されてボンド磁石用磁粉として工業化が検討されてい
る。Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇の窒化物Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ_xはガス窒化法
等で作製されるが、Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ_x磁粉は粒径を数μｍ
にしないと5kOe以上の高いｉＨｃが得られないととも
に、この粒径の磁粉は容易に酸化して磁石特性を劣化さ
せ、かつ発火の危険性を伴うので現在のところ実用化が
困難である。この数μｍのＳｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ_x磁粉はボンド
磁石に成形する際、成形体密度を上げることができず高
エネルギー積の希土類ボンド磁石を得られないことや、
成形性が非常に悪く作業効率を著しく低下させるという
問題を有している。また、メカニカルアロイング法など
の特殊な製造方法で高いｉＨｃが得られることが報告さ
れているが、この方法は実験室規模の少量生産に適する
ものの、コストパーフォーマンスが劣り量産に至ってい
ない。さらに、Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ_x窒化物以外にもＴｂＣｕ
₇型の結晶構造を有したＳｍＦｅ₇合金を超急冷法で作製
し、その後窒化することによってＳｍ₂Ｆｅ₇Ｎ_xなる等
方性の超急冷磁石粉末を作製することが特開平８−３１
６０１８に開示されているが、この合金は平衡状態では
存在しない準安定相であるために高精度の急冷速度制御
技術を要し、生産上の課題を残している。

【０００３】最近報告されたＲ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉合金も
その窒化物Ｒ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉Ｎ_yが一軸磁気異方性を示
すことから永久磁石材料として有望であることが示唆さ
れている。この合金系のＳｍ₃（Ｆｅ，Ｔｉ）₂₉Ｎ_y合金
をボールミルで平均粒径１５μｍまで微粉砕することに
よって保磁力を高められることがBo-Ping Hu et al.
(J.Phys.:Condens.Matter 6(1994)L197-L200)によって
報告されている。しかし、このものも平均粒径が１５μ
ｍと小さいため成形体密度の不足や成形性が悪い等の理
由でボンド磁石用磁粉として実用化することは難しい。

【０００４】また、特開平８-１１１３０５ではこのＲ₃
（Ｆｅ，Ｍ）₂₉合金を用いてＮまたはＣを導入すること
により10〜200μmの粉末で高い保磁力が得られることが
開示され、Ｒ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉母合金を作製した後にア
ンモニアガスあるいはメタンガスを用いて窒化処理を行
っているが、窒化処理に供する母合金は従来の鋳造法
（高周波溶解法）を用いて作製しており、その後1150℃
以下で均質化処理を行うことを提案している。しかし、
本発明者らの検討によれば、上記合金の従来の鋳造体に
はαＦｅ等の軟磁性相の析出が顕著に見られ、このもの
を用いて最終的に得られる窒化物磁石粉末粒子にαＦｅ
等が残存し、磁気特性を低下させていることがわかっ
た。さらに、従来の鋳造体に析出したαＦｅを母合金に
再固溶させるため上記の1150℃以下での均質化処理を行
うと母合金のＲ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉相の結晶粒径の粗大化
を招き、このものを窒化して得られたＲ₃（Ｆｅ，Ｍ）
₂₉Ｎ_y相の磁気特性が劣化するという問題がある。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】上記従来の問題を踏ま
えて、本発明の課題は、窒化に供する母合金において窒
化処理により磁石主相を構成し得ないαＦｅ等の磁気特
性阻害相の生成を抑制するとともにＲ₃（Ｆｅ，Ｍ，
Ｂ）₂₉相またはＲ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉相の結晶粒径の粗大
化を抑えることにより微細な結晶粒径を有したＲ₃（Ｆ
ｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉Ｎ_y相またはＲ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉Ｎ_y相の
含有率を高め、かつ窒化に供する母合金粉末の粒径分布
をシャープなものとして各粉末粒子に略均一な窒化物を
形成せしめ良好な磁気特性が得られるようにした希土類
磁石粉末の製造方法を提供することである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】すなわち、本発明は、成
分組成がＲαＦｅ100-(α+β+γ)ＭβＢγ（ＲはＹを含
めた希土類元素のいずれか１種または２種以上であり、
ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのいずれか１種または２種
以上、α、β、γは原子百分率で下記の範囲にある。）
の合金溶湯をストリップキャスト法により板厚0.03〜10
mmの鋳造体に鋳造後、粉砕して粉体となした後窒化する
ことにより、Ｒ₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉Ｎ_yを主相として含
み、成分組成がＲαＦｅ100-(α+β+γ＋δ)ＭβＢγＮ
δ（α、β、γ、δは原子百分率で下記の範囲にあ
る。）である等方性の磁石材料粉末を得ることを特徴と
する希土類磁石粉末の製造方法である。 ５≦α≦１８ １≦β≦５０ ０．１≦γ≦５ ４≦δ≦３０ 本発明により、得られたＲ−Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｎ系合金の
鋳造体においてαＦｅ等の軟磁性相の析出が抑えられ、
窒化に供する母合金粉末の粒径分布をシャープにするこ
とができる。

【０００７】また、本発明は、成分組成がＲαＦｅ100-
(α+β)Ｍβ（ＲはＹを含めた希土類元素のいずれか１
種または２種以上であり、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、
Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ
のいずれか１種または２種以上、α、βは原子百分率で
下記の範囲にある。）の合金溶湯をストリップキャスト
法により板厚0.03〜10mmの鋳造体に鋳造後、粉砕して粉
体となした後窒化することにより、Ｒ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉
Ｎ_yを主相として含み、成分組成がＲαＦｅ100-(α+β
＋δ)ＭβＮδ（α、β、δは原子百分率で下記の範囲
にある。）である等方性の磁石材料粉末を得ることを特
徴とする希土類磁石粉末の製造方法である。 ５≦α≦１８ １≦β≦５０ ４≦δ≦３０ 本発明により、得られたＲ−Ｆｅ−Ｍ−Ｎ系合金の鋳造
体においてαＦｅ等の軟磁性相の析出が抑えられるとと
もに、窒化に供する母合金粉末の粒径分布をシャープに
することができる。

【０００８】本発明においてはストリップキャスト法に
より鋳造した鋳造体を真空中または不活性ガス雰囲気中
に1000〜1200℃×0.5〜48時間加熱保持する均質化処理
を行った後、水素処理により母合金のＲ₃（Ｆｅ，Ｍ，
Ｂ）₂₉相またはＲ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉相を微細化し、窒化
することが好ましい。このように処理することにより、
αＦｅ等の生成を抑え、磁石特性に有効に寄与する均一
な窒化物を形成しているとともに微細結晶のＲ₃（Ｆ
ｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉Ｎ_y相またはＲ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉Ｎ_y相を
有した希土類磁石粉末を得ることができる。

【０００９】上記希土類元素ＲとしてはＹ、Ｌａ、Ｃ
ｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのいずれか１種または２種
以上を含めばよく、ミッシュメタルやジジム等の２種以
上の希土類元素の混合物を用いてもよい。好ましい希土
類元素ＲとしてはＹ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、
Ｄｙ、Ｅｒのいずれか１種または２種以上であり、さら
に好ましくはＹ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍのいずれか１
種または２種以上であり、特に好ましいのはＳｍであ
る。さらに、Ｒ成分の５０原子％以上好ましくは７０％
以上をＳｍとすることにより、際立って高いｉＨｃが得
られる。ここで、希土類元素Ｒは工業的生産により入手
可能な純度でよく、製造上混入が避けられないＯ、Ｈ、
Ｃ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｎａ、Ｍｇ、Ｃａ等の不純物元素が含
有されていてもよい。本発明による希土類磁石材料はＲ
成分を５〜１８原子％含有する。Ｒ成分が５原子％未満
になると鉄成分を多く含む軟磁性相の析出を促進してｉ
Ｈｃが低下し、１８原子％を越えると非磁性のＲリッチ
化合物が析出して飽和磁束密度を低下させる。さらに好
ましいＲ成分範囲は６〜１２原子％である。

【００１０】本発明による希土類磁石材料はＦｅを５０
原子％以上含有することが好ましい。Ｆｅが５０％未満
では磁化が小さくなり好ましくない。

【００１１】上記Ｍ元素はＲ₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉相ま
たはＲ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉相を安定させ、窒化処理後の磁
石主相の含有率を高める作用を有している。Ｍ元素の添
加量はＭ元素の種類毎に異なるが、Ｍ元素のいずれでも
５０原子％を越えて添加すると結晶構造がＴｈＭｎ₁₂型
に変化しｉＨｃが非常に小さくなり、１原子％未満では
Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型を有した軟磁性相の存在比率が増大し相
対的にＲ₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉Ｎ_y相またはＲ₃（Ｆｅ，
Ｍ）₂₉Ｎ_y相の含有率が低下する。よってＭ元素の好ま
しい添加量は１〜５０原子％である。好ましいＭ元素は
Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖのいずれか１種または２種
以上である。

【００１２】Ｒ₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉相またはＲ₃（Ｆ
ｅ，Ｍ）₂₉相に導入される窒素Ｎは４〜３０原子％とす
ることが好ましい。窒素Ｎが４原子％未満では磁化が低
くなるとともに、３０原子％を越えると保磁力を向上さ
せることが困難である。より好ましい窒素Ｎの含有量は
１０〜２０原子％である。

【００１３】本発明による希土類磁石材料は、Ｂを０．
１〜５原子％含有することが好ましい。Ｂが０．１原子
％未満または５原子％を超えると窒化処理時においてＲ
₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉Ｎ_y相の生成が不安定となる。

【００１４】本発明による希土類磁石材料において、Ｆ
ｅの０.０１〜３０原子％をＣｏおよび／またはＮｉで
置換することが好ましい。Ｃｏおよび／またはＮｉの導
入によりキュリー温度が上昇し、ｉＨｃの温度係数
（η）が向上する。Ｃｏおよび／またはＮｉによるＦｅ
置換量のより好ましい範囲は１〜２０原子％である。置
換量が３０原子％を越えると飽和磁束密度およびｉＨｃ
の低下を招来するとともに、１原子％未満ではＣｏ／お
よびまたはＮｉの添加効果が認められない。

【００１５】本発明による希土類磁石材料粉末の平均粒
径は２０〜５００μｍとすることが好ましい。２０μｍ
未満では酸化による品質劣化が顕著となり、５００μｍ
を超えると均一にＲ−Ｆｅ−Ｍ−Ｂ−Ｎ系窒化物、Ｒ−
Ｆｅ−Ｍ−Ｎ系窒化物が形成されない不具合を招来す
る。より好ましい粉末の平均粒径は３０〜４００μｍで
ある。本発明において、窒化物磁石主相の結晶粒径範囲
を０．０５〜１．０μｍとすることが好ましい。０．０
５μｍ未満のものの工業化は実質的に困難であり、１．
０μｍを越えるとｉＨｃが顕著に低下する。よい好まし
い結晶粒径範囲は０．１〜０．５μｍである。

【００１６】本発明によれば、希土類磁石材料における
Ｒ₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉Ｎ_y相の含有率を面積率で６０％
以上好ましくは７５％以上とすることができる。また、
本発明によれば、希土類磁石材料におけるＲ₃（Ｆｅ，
Ｍ）₂₉Ｎ_y相の含有率を面積率で５０％以上好ましくは
６０％以上とすることができる。上記面積率向上がｉＨ
ｃの向上に密接に関連している。

【００１７】本発明において、窒化処理を行う前に、必
要に応じて母合金粉末の粉砕、分級を行い粉末の粒径分
布を適宜調整することが均一な窒化処理を行うために好
ましい。また、本発明では公知の窒化手段（例えば、ガ
ス窒化法、プラズマ窒化法、イオン窒化法、塩浴窒化法
等。）を採用可能である。実用的なガス窒化法の適用例
を説明すると、2〜10atmのN₂ガスまたはH₂ガスが1〜95
モル％で残部がN₂ガスからなる混合ガスまたはNH₃ガス
が1〜50モル％で残部がH₂ガスからなる混合ガス中に本
発明による母合金の塊または粉末をおいて400〜600℃×
0.1〜30時間保持することにより、本発明による希土類
磁石粉末が得られる。

【００１８】

【発明の実施の形態】本発明によれば、単ロ−ルあるい
は双ロ−ル方式等のストリップキャスト法により、αＦ
ｅの析出が抑えられた状態の鋳造体が得られ、この鋳造
体を用いることにより後工程の均質化処理、水素処理を
経て粉砕を行ったときに母合金粉末の粒径分布が急峻で
かつ母合金結晶を微細化することができ、引き続き行う
窒化処理により磁気特性を発現する窒化物主相を非常に
高い含有率で粉末粒子内にほぼ均一に形成したものを得
ることができる。以下、本発明を実施例により説明する
がこれら実施例により本発明が限定されるものではな
い。

【００１９】（実施例１〜７）純度９９.９％のＳｍ、
Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂを用いて表１の窒化物磁石粉末に対応し
た母合金組成に配合後、アルゴンガス雰囲気下の高周波
溶解炉で溶解した合金溶湯を直径３００ｍｍの銅製ロー
ル２本を設置した双ロール式ストリップキャスターを用
いて、板厚２ｍｍの薄片状鋳造片を得た。この鋳造片の
Ｘ線回折をＣｕ−Ｋα線を用いて行ったところ回折ピー
クはＲ₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉相として指数付けができる
こと、すなわちαＦｅ等の軟磁性相の回折ピークは認め
られなかった。このＳｍ-Ｆｅ-Ｔｉ−Ｂ系磁性粉を１ａ
ｔｍの水素ガス中、８００℃で１時間加熱保持し、さら
に水素分圧５×１０^-2Ｔｏｒｒにて８００℃×１時間保
持し、脱水素処理を行い粉末化した。次に前記粉体を１
ａｔｍの窒素ガス中に４５０℃×５時間保持した後冷却
した。続いてＡｒガス気流中で４００℃×０．５時間の
アニールを行った。こうして得られた実施例１〜７のＳ
ｍ-Ｆｅ-Ｔｉ−Ｂ−Ｎ系窒化物磁石粉末について、組
成、粉末の平均粒径（ｄｐ）、磁石主相の平均結晶粒径
（ｄｃ）および面積率、２５℃における飽和磁化の強さ
（σ）とｉＨｃ、２５〜１００℃におけるｉＨｃの温度
係数（η）を測定した結果を表１に示す。ｄｐは日本電
子(株)製の粒度分布測定装置（ヘロス・ロードス）で測
定した。面積率は、各実施例の粉末を各々用いて光学顕
微鏡観察用試料を作成し、それら各試料について倍率１
０００倍の光学顕微鏡写真を撮影し、各々の写真をNIRE
CO社製画像処理装置（商品名LUZEX2）に設けてあるスキ
ャナーで読み込み画像処理して求めたものであり、観察
された各々の全視野の組織における磁石主相の面積率を
示している。ｄｃは上記観察用試料の任意断面を顕微鏡
観察して、Ｒ₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉相において任意に選
んだ４０個の結晶粒の各最大粒径を測定し、加算平均し
た値である。

【００２０】（比較例１〜７）純度９９.９％のＳｍ、
Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂを用いて表１の窒化物磁石粉末に対応し
た母合金組成に配合後、アルゴンガス雰囲気下の高周波
溶解炉で溶解した合金溶湯を、５０ｍｍｘ１００ｍｍｘ
１５０ｍｍの鋳型に鋳込んで作製した鋳造塊を約３０ｍ
ｍ角以下に破断し１１５０℃ｘ５０時間の均一化処理を
行った。次に実施例１と同じ条件で水素中加熱および脱
水素処理を行った後、窒化処理を行い比較例１〜７の窒
化物磁石粉末を得た。以後は実施例１〜７と同様にして
組成、粉末の平均粒径（ｄｐ）、磁石主相の平均結晶粒
径（ｄｃ）および面積率、２５℃における飽和磁化の強
さ（σ）およびｉＨｃ、２５〜１００℃におけるｉＨｃ
の温度係数（η）を測定した結果を表１に示す。

【００２１】

【表１】

【００２２】（実施例８〜１１）表２の窒化物磁石粉末
に対応した母合金組成とし、双ロール式ストリップキャ
スターを用いて板厚９ｍｍの薄片状鋳造片を得た以外は
実施例１と同様にして表２に示す実施例８〜１１の窒化
物磁石粉末を得た。この鋳造片のＸ線回折をＣｕ−Ｋα
線を用いて行ったところ回折ピークはＲ₃（Ｆｅ，Ｍ）
₂₉相として指数付けができること、すなわちαＦｅ等の
軟磁性相の回折ピークは認められなかった。こうして得
られた実施例８〜１１のＳｍ-Ｆｅ-Ｔｉ−Ｎ系窒化物磁
石粉末はいずれもｄｃ＝０．６μｍ、磁石主相の面積率
は６０％以上であり、組成、粉末粒径分布とｄｐ、２５
℃における角形比(Hk/iHc)と飽和磁化の強さ（σ）、ｉ
Ｈｃを測定した結果を表２に示す。ここでHkは磁化曲線
の第２象限において磁化が残留磁化（印加外部磁界＝０
のときの磁化の値）の９０％になるときの磁界の強さと
した。

【００２３】（比較例８〜１１）純度９９.９％のＳ
ｍ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂを用いて表２の窒化物磁石粉末に対
応した母合金組成に配合後、アルゴンガス雰囲気下の高
周波溶解炉で溶解した合金溶湯を、５０ｍｍｘ１００ｍ
ｍｘ１５０ｍｍの鋳型に鋳込んで作製した鋳造塊を約３
０ｍｍ角以下に破断し１１５０℃ｘ５０時間の均一化処
理を行った。次に実施例１と同じ条件で水素中加熱およ
び脱水素処理を行った後、窒化処理を行い、比較例８〜
１１の窒化物磁石粉末（いずれもｄｃは１μｍを越えて
おり、磁石主相の面積率は４９％である。）を得た。以
後は実施例８〜１１と同様にして評価した結果を表２に
示す。

【００２４】

【表２】

【００２５】表１、表２の結果から、ストリップキャス
ト材を用いることにより、磁石主相の面積率が高く、微
細結晶粒であるとともに、粒径分布が狭い窒化物磁石粉
末を得ることができ、ボンド゛磁石用粉末として実用に
耐える高い磁気特性を有していることがわかる。

【００２６】上記実施例に限定されず、本発明によれ
ば、ストリップキャスト法により得られた鋳造体の厚み
が0.03〜10mmの範囲にあるものを用いることによって、
上記比較例に比べて格段に良好な磁気特性を有した希土
類窒化物磁石粉末を得ることができる。

【００２７】

【発明の効果】本発明によれば、Ｒ₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）
₂₉Ｎ_y相またはＲ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉Ｎ_y相の含有率が高く
かつ微細結晶粒であり、粉末の粒径分布のシャープな希
土類磁石粉末を提供することができる。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 成分組成がＲαＦｅ100-(α+β+γ)Ｍβ
   Ｂγ（ＲはＹを含めた希土類元素のいずれか１種または
   ２種以上であり、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ
   ｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのいずれ
   か１種または２種以上、α、β、γは原子百分率で下記
   の範囲にある。）の合金溶湯をストリップキャスト法に
   より板厚0.03〜10mmの鋳造体に鋳造後、粉砕して粉体と
   なした後窒化することにより、Ｒ₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉
   Ｎ_yを主相として含み、成分組成がＲαＦｅ100-(α+β+
   γ+δ)ＭβＢγＮδ（α、β、γ、δは原子百分率で下
   記の範囲にある。）である等方性の磁石材料粉末を得る
   ことを特徴とする希土類磁石粉末の製造方法。 ５≦α≦１８ １≦β≦５０ ０．１≦γ≦５ ４≦δ≦３０
2. 【請求項２】 成分組成がＲαＦｅ100-(α+β)Ｍβ
   （ＲはＹを含めた希土類元素のいずれか１種または２種
   以上であり、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、
   Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのいずれか１
   種または２種以上、α、βは原子百分率で下記の範囲に
   ある。）の合金溶湯をストリップキャスト法により板厚
   0.03〜10mmの鋳造体に鋳造後、粉砕して粉体となした後
   窒化することにより、Ｒ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉Ｎ_yを主相とし
   て含み、成分組成がＲαＦｅ100-(α+β+δ)ＭβＮδ
   （α、β、δは原子百分率で下記の範囲にある。）であ
   る等方性の磁石材料粉末を得ることを特徴とする希土類
   磁石粉末の製造方法。 ５≦α≦１８ １≦β≦５０ ４≦δ≦３０
3. 【請求項３】 成分組成がＲαＦｅ100-(α+β+γ)Ｍβ
   Ｂγ（ＲはＹを含めた希土類元素のいずれか１種または
   ２種以上であり、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ
   ｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのいずれ
   か１種または２種以上、α、β、γは原子百分率で下記
   の範囲にある。）の合金溶湯をストリップキャッスト法
   により板厚0.03〜10mmの鋳造体に鋳造後、この鋳造体を
   真空中または不活性ガス雰囲気中で1000〜1200℃×0.5
   〜48時間加熱保持する均質化処理を行い、続いて水素処
   理により母合金のＲ₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉相またはＲ
   ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉相を微細化し、粉砕して粉体となした
   後窒化することにより、Ｒ₃（Ｆｅ，Ｍ，Ｂ）₂₉Ｎ_yまた
   はＲ₃（Ｆｅ，Ｍ）₂₉Ｎ_yを主相として含み、成分組成が
   ＲαＦｅ100-(α+β+γ+δ)ＭβＢγＮδ（α、β、
   γ、δは原子百分率で下記の範囲にある。）である等方
   性の磁石材料粉末を得ることを特徴とする希土類磁石粉
   末の製造方法。 ５≦α≦１８ １≦β≦５０ ０≦γ≦５ ４≦δ≦３０