JP2000114015A - ボンド磁石材料およびボンド磁石 - Google Patents
ボンド磁石材料およびボンド磁石Info
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- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
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- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 極めて熱的に安定なＴｂＣｕ7 型結晶構造を
もち、高保磁力、高飽和磁化（高残留磁化）で、さらに
保磁力の温度安定性（温度変化に対する保磁力の変動）
を改善した磁石材料を提供する。 【解決手段】 一般式 （Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃ
ｏv Ｔw ）x Ａy …（Ｉ）、式中のＲ，Ｍ，ＴおよびＡ
は、それぞれＲ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少な
くとも１つの元素、Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なく
とも１つの元素、Ａ：Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ば
れる少なくとも１つの元素、であり、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，
ｙは、それぞれ０．１≦ｕ≦０．７、０≦ｖ≦０．８、
０≦ｗ≦０．１、５≦ｘ≦１２、．１≦ｙ≦１．５、で
ある、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型結
晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍであることを
特徴とする。
もち、高保磁力、高飽和磁化（高残留磁化）で、さらに
保磁力の温度安定性（温度変化に対する保磁力の変動）
を改善した磁石材料を提供する。 【解決手段】 一般式 （Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃ
ｏv Ｔw ）x Ａy …（Ｉ）、式中のＲ，Ｍ，ＴおよびＡ
は、それぞれＲ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少な
くとも１つの元素、Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なく
とも１つの元素、Ａ：Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ば
れる少なくとも１つの元素、であり、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，
ｙは、それぞれ０．１≦ｕ≦０．７、０≦ｖ≦０．８、
０≦ｗ≦０．１、５≦ｘ≦１２、．１≦ｙ≦１．５、で
ある、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型結
晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍであることを
特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は新規な磁石材料およ
びボンド磁石に関する。
びボンド磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高性能永久磁石としてはＳｍ−Ｃ
ｏ磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石などが知られており、ＶＣ
Ｍ、スピンドルモータなどの各種モータ、計測器、スピ
ーカーまた医療用ＭＲＩ他、各種電気機器のキー部品と
して使用されている。
ｏ磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石などが知られており、ＶＣ
Ｍ、スピンドルモータなどの各種モータ、計測器、スピ
ーカーまた医療用ＭＲＩ他、各種電気機器のキー部品と
して使用されている。
【０００３】これらの磁石は、多量のＦｅまたはＣｏと
希土類元素が含まれている。Ｆｅ、Ｃｏは飽和磁束密度
の増大に寄与し、一方希土類元素は結晶場中の４ｆ電子
の挙動に由来する非常に大きな磁気異方性をもたらすた
め、保磁力の増大に寄与し、良好な磁石特性を実現して
いる。
希土類元素が含まれている。Ｆｅ、Ｃｏは飽和磁束密度
の増大に寄与し、一方希土類元素は結晶場中の４ｆ電子
の挙動に由来する非常に大きな磁気異方性をもたらすた
め、保磁力の増大に寄与し、良好な磁石特性を実現して
いる。
【０００４】近年、電気機器の小型化、省エネ化の要求
が高まってきており、これら機器のキー部品材料である
永久磁石にも一層の最大磁気エネルギー積の改善が望ま
れている。
が高まってきており、これら機器のキー部品材料である
永久磁石にも一層の最大磁気エネルギー積の改善が望ま
れている。
【０００５】これに対し、様々な観点から新しい磁石材
料の検討が進められている。特にＳｍＺｒＦｅＣｏを基
本とするＴｈ2 Ｎｉ17型結晶構造をもつ金属間化合物へ
のＮあるいはＣの導入はキュリー温度の上昇、磁気異方
性の改善などの効果を生じ、新規磁石材料として注目さ
れている。しかし、熱的安定性に課題があり、７００℃
付近で希土類窒化物、あるいは炭化物とＦｅに分解して
しまうため、焼結磁石の実現は不可能であり、ボンド磁
石用として検討されている。
料の検討が進められている。特にＳｍＺｒＦｅＣｏを基
本とするＴｈ2 Ｎｉ17型結晶構造をもつ金属間化合物へ
のＮあるいはＣの導入はキュリー温度の上昇、磁気異方
性の改善などの効果を生じ、新規磁石材料として注目さ
れている。しかし、熱的安定性に課題があり、７００℃
付近で希土類窒化物、あるいは炭化物とＦｅに分解して
しまうため、焼結磁石の実現は不可能であり、ボンド磁
石用として検討されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上記の通り、電気機
器、電子機器の小型化、高効率化に対しては、一層の高
保磁力、高飽和磁化（高残留磁化）をもつ磁石の出現が
望まれており、特に使用環境温度での高保磁力、高飽和
磁化（残留磁束密度）が要求されていた。これに対して
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石では保磁力の温度特性が悪く、使用
温度範囲が限られていた。またＴｂＣｕ７相は通常、液
体急冷法あるいはメカニカルアロイングといったいわゆ
る非平衡相を創出する方法で得られたものを活用するに
とどまっていた。従って、Ｎ、Ｃなどの元素を格子間位
置に導入した場合、比較的優れた磁気特性は得られても
熱安定性が十分ではなかった。
器、電子機器の小型化、高効率化に対しては、一層の高
保磁力、高飽和磁化（高残留磁化）をもつ磁石の出現が
望まれており、特に使用環境温度での高保磁力、高飽和
磁化（残留磁束密度）が要求されていた。これに対して
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石では保磁力の温度特性が悪く、使用
温度範囲が限られていた。またＴｂＣｕ７相は通常、液
体急冷法あるいはメカニカルアロイングといったいわゆ
る非平衡相を創出する方法で得られたものを活用するに
とどまっていた。従って、Ｎ、Ｃなどの元素を格子間位
置に導入した場合、比較的優れた磁気特性は得られても
熱安定性が十分ではなかった。
【０００７】本発明は、これらの点に鑑み鋭意研究を重
ねた結果、特定の元素を希土類元素に対して置換した場
合に極めて熱的に安定なＴｂＣｕ7 相を見出し、特に好
ましくは一部にＲ3 （Ｆｅ，Ｍ）29相の析出により、高
保磁力で高い残留磁化をもち、さらに保磁力の温度特性
を改善した磁石材料、ボンド磁石を見出し、本発明の完
成に至った。
ねた結果、特定の元素を希土類元素に対して置換した場
合に極めて熱的に安定なＴｂＣｕ7 相を見出し、特に好
ましくは一部にＲ3 （Ｆｅ，Ｍ）29相の析出により、高
保磁力で高い残留磁化をもち、さらに保磁力の温度特性
を改善した磁石材料、ボンド磁石を見出し、本発明の完
成に至った。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明に係わる磁石材料
は一般式、 （Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy …（Ｉ） 式中のＲ，Ｍ，ＴおよびＡは、それぞれ Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの
元素、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１つの元素、 Ａ：Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも１
つの元素、であり、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙは、それぞれ ０．１≦ｕ≦０．７、 ０≦ｖ≦０．８、 ０≦ｗ≦０．１、 ５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５、 である、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍであること
を特徴とするものである。
は一般式、 （Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy …（Ｉ） 式中のＲ，Ｍ，ＴおよびＡは、それぞれ Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの
元素、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１つの元素、 Ａ：Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも１
つの元素、であり、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙは、それぞれ ０．１≦ｕ≦０．７、 ０≦ｖ≦０．８、 ０≦ｗ≦０．１、 ５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５、 である、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍであること
を特徴とするものである。
【０００９】本発明に係る別の磁石材料は、一般式 （Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy Ｘz …(II ） 式中のＲ，Ｍ，Ｔ，ＡおよびＸは、それぞれ Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種以
上、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１種以上、 Ａ： Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも
１つの元素、 Ｔ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍ
ｎから選ばれる少なくとも１つの元素、 Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ばれる少なくとも１
種以上、であり、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙ，ｚは、それぞれ ０．１≦ｕ≦０．７、 ０≦ｖ≦０．８、 ０≦ｗ≦０．１、 ５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５、 ０＜ｚ≦３、 である、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍであること
を特徴とするものである。
上、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１種以上、 Ａ： Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも
１つの元素、 Ｔ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍ
ｎから選ばれる少なくとも１つの元素、 Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ばれる少なくとも１
種以上、であり、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙ，ｚは、それぞれ ０．１≦ｕ≦０．７、 ０≦ｖ≦０．８、 ０≦ｗ≦０．１、 ５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５、 ０＜ｚ≦３、 である、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍであること
を特徴とするものである。
【００１０】前記一般式（Ｉ）（II）で表わされる本発
明の磁石材料において、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法
により測定したＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ主相とＦｅ
Ｃｏを主体とするｂｃｃ相との主回折線の回折強度をそ
れぞれＩ(TbCu 7 ) 、Ｉ(bcc) とした時、それら回折強
度比［Ｉ(bcc) ／Ｉ(TbCu 7 ) ］が２以下であることが
好ましい。
明の磁石材料において、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法
により測定したＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ主相とＦｅ
Ｃｏを主体とするｂｃｃ相との主回折線の回折強度をそ
れぞれＩ(TbCu 7 ) 、Ｉ(bcc) とした時、それら回折強
度比［Ｉ(bcc) ／Ｉ(TbCu 7 ) ］が２以下であることが
好ましい。
【００１１】本発明に係るボンド磁石は、一般式 （Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy …（Ｉ） 式中のＲ，Ｍ，ＴおよびＡは、それぞれ Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの
元素、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１つの元素、 Ａ：Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも１
つの元素、であり、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙは、それぞれ ０．１≦ｕ≦０．７、 ０≦ｖ≦０．８、 ０≦ｗ≦０．１、 ５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５、 である、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍである合金
とバインダからなることを特徴とするものである。
元素、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１つの元素、 Ａ：Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも１
つの元素、であり、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙは、それぞれ ０．１≦ｕ≦０．７、 ０≦ｖ≦０．８、 ０≦ｗ≦０．１、 ５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５、 である、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍである合金
とバインダからなることを特徴とするものである。
【００１２】本発明に係る別のボンド磁石は、一般式 （Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy Ｘz …(II ） 式中のＲ，Ｍ，Ｔ，ＡおよびＸは、それぞれ Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種以
上、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１種以上、 Ａ： Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも
１つの元素、 Ｔ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍ
ｎから選ばれる少なくとも１つの元素、 Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ばれる少なくとも１
種以上、であり、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙ，ｚは、それぞれ ０．１≦ｕ≦０．７、 ０≦ｖ≦０．８、 ０≦ｗ≦０．１、 ５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５、 ０＜ｚ≦３、 である、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍである合金
とバインダからなることを特徴とするものである。
上、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１種以上、 Ａ： Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも
１つの元素、 Ｔ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍ
ｎから選ばれる少なくとも１つの元素、 Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ばれる少なくとも１
種以上、であり、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙ，ｚは、それぞれ ０．１≦ｕ≦０．７、 ０≦ｖ≦０．８、 ０≦ｗ≦０．１、 ５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５、 ０＜ｚ≦３、 である、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍである合金
とバインダからなることを特徴とするものである。
【００１３】本発明に係わるボンド磁石において、前記
一般式（Ｉ）、（II）で表わされる磁石合金はＣｕＫα
線を用いたＸ線回折法により測定したＴｂＣｕ7 型結晶
構造をもつ主相とＦｅＣｏを主体とするｂｃｃ相との主
回折線の回折強度をそれぞれＩ(TbCu 7 ) 、Ｉ(bcc) と
した時、それら回折強度比［Ｉ(bcc) ／Ｉ(TbCu 7 )］
が２以下であることが好ましい。
一般式（Ｉ）、（II）で表わされる磁石合金はＣｕＫα
線を用いたＸ線回折法により測定したＴｂＣｕ7 型結晶
構造をもつ主相とＦｅＣｏを主体とするｂｃｃ相との主
回折線の回折強度をそれぞれＩ(TbCu 7 ) 、Ｉ(bcc) と
した時、それら回折強度比［Ｉ(bcc) ／Ｉ(TbCu 7 )］
が２以下であることが好ましい。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、本発明に係る磁石材料およ
びボンド磁石を詳細に説明する。 （磁石材料１）この磁石材料は、一般式（Ｒ1-u Ｍu ）
（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy …（Ｉ）で表わされ、
かつ主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型結晶構造で平均結晶
粒径が５〜２００ｎｍであることを特徴とするものであ
る。
びボンド磁石を詳細に説明する。 （磁石材料１）この磁石材料は、一般式（Ｒ1-u Ｍu ）
（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy …（Ｉ）で表わされ、
かつ主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型結晶構造で平均結晶
粒径が５〜２００ｎｍであることを特徴とするものであ
る。
【００１５】前記一般式（Ｉ）のＲ，Ｍ，Ａ，Ｔはそれ
ぞれ、Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも
１種以上、Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１種
以上、 Ａ： Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少
なくとも１つの元素、Ｔ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔ
ａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１つ
の元素、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙはそれぞれ、０．１≦ｕ≦
０．７、０≦ｖ≦０．８、０≦ｗ≦０．１、５≦ｘ≦１
２、０．１≦ｙ≦１．５を示す。
ぞれ、Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも
１種以上、Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１種
以上、 Ａ： Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少
なくとも１つの元素、Ｔ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔ
ａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１つ
の元素、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙはそれぞれ、０．１≦ｕ≦
０．７、０≦ｖ≦０．８、０≦ｗ≦０．１、５≦ｘ≦１
２、０．１≦ｙ≦１．５を示す。
【００１６】ここで「主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型結
晶構造」とはＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定
したＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ主相とＴｈ2 Ｎｉ
17相、ＴｈＭｎ12相、Ｔｈ2 Ｚｎ17相のそれぞれの特徴
ある回折線の主回折線に対する回折強度がその相単相に
おける回折強度比に比べ１／５以下であることを示す。
例えば、Ｔｈ2 Ｚｎ17相であれば（０２４）面、Ｔｈ2
Ｎｉ17相であれば（２０３）面の回折線である。
晶構造」とはＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定
したＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ主相とＴｈ2 Ｎｉ
17相、ＴｈＭｎ12相、Ｔｈ2 Ｚｎ17相のそれぞれの特徴
ある回折線の主回折線に対する回折強度がその相単相に
おける回折強度比に比べ１／５以下であることを示す。
例えば、Ｔｈ2 Ｚｎ17相であれば（０２４）面、Ｔｈ2
Ｎｉ17相であれば（２０３）面の回折線である。
【００１７】また、平均結晶粒径はＸ線回折から各回折
線の半値幅（あるいは半価幅）からシェラーの式を用い
て算出する、あるいはＴＥＭ観察を行い、観測された結
晶粒を平均して求めることができる。
線の半値幅（あるいは半価幅）からシェラーの式を用い
て算出する、あるいはＴＥＭ観察を行い、観測された結
晶粒を平均して求めることができる。
【００１８】次に前記一般式（Ｉ）の磁石材料を構成す
る各成分の働きおよび各成分の量を規定した理由につい
て詳細に説明する。 （１）Ｒ元素 Ｒ元素は磁石にとって必要な磁気異方性を発現する元素
であり、Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，
Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ，Ｙが挙げ
られる。特に磁気異方性を考慮するとＳｍを５０％以上
含有する希土類元素から選択されるが、高飽和磁化はＰ
ｒ，Ｎｄの一部置換が有効であり、保磁力の温度特性改
善にはＤｙ，Ｔｂ，Ｅｒ，Ｇｄの一部置換が好ましい。 （２）Ｍ元素 Ｍ元素は、ＴｂＣｕ7 型結晶構造を実現するのに最も有
効な元素であり、Ｍで希土類元素の一部を置換すること
により、はじめて熱的に安定なＴｂＣｕ７型結晶構造が
得られる。ｘは０．１から０．７の範囲であり、０．１
未満ではＴｈ2Ｚｎ17型に変わるとともに飽和磁束密度
が小さくなる。一方、０．７を超えると磁気異方性が十
分でなくなり、磁石としての特性が低下する。好ましく
は０．１５≦ｘ≦０．６である。 （３）Ｃｏ ＣｏはＦｅとの置換によりキュリー温度の改善、磁気異
方性の改善を達成できるものであるが、その置換量ｙが
０．８を超えると飽和磁束密度が低下してしまう。従っ
て、飽和磁化と磁気異方性の２つの磁気特性との兼ね合
いで発明の範囲で設定できる。好ましくは０．７５以下
であり、さらに好ましくは０．７以下である。
る各成分の働きおよび各成分の量を規定した理由につい
て詳細に説明する。 （１）Ｒ元素 Ｒ元素は磁石にとって必要な磁気異方性を発現する元素
であり、Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，
Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ，Ｙが挙げ
られる。特に磁気異方性を考慮するとＳｍを５０％以上
含有する希土類元素から選択されるが、高飽和磁化はＰ
ｒ，Ｎｄの一部置換が有効であり、保磁力の温度特性改
善にはＤｙ，Ｔｂ，Ｅｒ，Ｇｄの一部置換が好ましい。 （２）Ｍ元素 Ｍ元素は、ＴｂＣｕ7 型結晶構造を実現するのに最も有
効な元素であり、Ｍで希土類元素の一部を置換すること
により、はじめて熱的に安定なＴｂＣｕ７型結晶構造が
得られる。ｘは０．１から０．７の範囲であり、０．１
未満ではＴｈ2Ｚｎ17型に変わるとともに飽和磁束密度
が小さくなる。一方、０．７を超えると磁気異方性が十
分でなくなり、磁石としての特性が低下する。好ましく
は０．１５≦ｘ≦０．６である。 （３）Ｃｏ ＣｏはＦｅとの置換によりキュリー温度の改善、磁気異
方性の改善を達成できるものであるが、その置換量ｙが
０．８を超えると飽和磁束密度が低下してしまう。従っ
て、飽和磁化と磁気異方性の２つの磁気特性との兼ね合
いで発明の範囲で設定できる。好ましくは０．７５以下
であり、さらに好ましくは０．７以下である。
【００１９】ｚは、（Ｒ１−ｘＭｘ）（Ｆｅ１−ｙＣｏ
ｙ）の比であり、飽和磁束密度、磁気異方性などの全て
の磁石特性を左右する点で最も重要な値で、５〜１２の
範囲にすることが重要である。ｚを５未満にすると飽和
磁束密度の高いボンド磁石材料を得ることが困難にな
る。一方ｚが１２以上になるとＦｅＣｏの析出が多くな
り、磁石特性を阻害する要因になる。好ましい範囲は６
≦ｚ≦１１である。 （４）Ｔ元素 Ｔ元素はＮｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１つの元素であり、こ
れらの元素は保磁力の温度特性改善に有効である。その
範囲は０．１以下であり好ましくは０．０８以下であ
る。
ｙ）の比であり、飽和磁束密度、磁気異方性などの全て
の磁石特性を左右する点で最も重要な値で、５〜１２の
範囲にすることが重要である。ｚを５未満にすると飽和
磁束密度の高いボンド磁石材料を得ることが困難にな
る。一方ｚが１２以上になるとＦｅＣｏの析出が多くな
り、磁石特性を阻害する要因になる。好ましい範囲は６
≦ｚ≦１１である。 （４）Ｔ元素 Ｔ元素はＮｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１つの元素であり、こ
れらの元素は保磁力の温度特性改善に有効である。その
範囲は０．１以下であり好ましくは０．０８以下であ
る。
【００２０】前記一般式（Ｉ）で表わされる磁石材料に
おいて、合金結晶粒は残留磁束密度、保磁力および最大
エネルギー積に大きな影響を与える。特に、ボンド磁石
においては合金結晶粒の微細化は保磁力を向上させる効
果を発揮する。前記磁石材料の平均粒径が２００ｎｍを
超えると保磁力を向上させることが困難になる。より好
ましい前記磁石材料の平均結晶粒径は５〜１５０ｎｍで
あり、さらに好ましくは１０〜１００ｎｍである。
おいて、合金結晶粒は残留磁束密度、保磁力および最大
エネルギー積に大きな影響を与える。特に、ボンド磁石
においては合金結晶粒の微細化は保磁力を向上させる効
果を発揮する。前記磁石材料の平均粒径が２００ｎｍを
超えると保磁力を向上させることが困難になる。より好
ましい前記磁石材料の平均結晶粒径は５〜１５０ｎｍで
あり、さらに好ましくは１０〜１００ｎｍである。
【００２１】前記一般式（Ｉ）で表わされる磁石材料に
おいて、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定した
ＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ主相とＦｅＣｏを主体とす
るｂｃｃ相の主回折線の回折強度をそれぞれＩ(TbCu
7 ) 、Ｉ(bcc) とした時、それら回折強度比［Ｉ(bcc)
／Ｉ(TbCu 7 ) ］が２以下であることが好ましい。この
回折強度比が２を超えるとｂｃｃ相が本来持つ軟磁気特
性によって磁石特性が劣化する恐れがある。より好まし
い前記回折強度比は１以下である。
おいて、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定した
ＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ主相とＦｅＣｏを主体とす
るｂｃｃ相の主回折線の回折強度をそれぞれＩ(TbCu
7 ) 、Ｉ(bcc) とした時、それら回折強度比［Ｉ(bcc)
／Ｉ(TbCu 7 ) ］が２以下であることが好ましい。この
回折強度比が２を超えるとｂｃｃ相が本来持つ軟磁気特
性によって磁石特性が劣化する恐れがある。より好まし
い前記回折強度比は１以下である。
【００２２】前記一般式（Ｉ）の磁石材料中には、酸化
物、窒化物、炭化物などの前記Ｘ元素に基づく化合物を
含有することを許容する。 （磁石材料２）この磁石材料は、一般式（Ｒ1-u Ｍu ）
（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy Ｘｚ…（ＩＩ ）で表
わされ主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7型結晶構造で、平均
結晶粒径が５〜２００ｎｍである。
物、窒化物、炭化物などの前記Ｘ元素に基づく化合物を
含有することを許容する。 （磁石材料２）この磁石材料は、一般式（Ｒ1-u Ｍu ）
（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy Ｘｚ…（ＩＩ ）で表
わされ主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7型結晶構造で、平均
結晶粒径が５〜２００ｎｍである。
【００２３】前記一般式（II）の中のＲ，Ｍ，Ｔ，Ａ，
ＸはそれぞれＲ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少な
くとも１種以上、Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくと
も１種以上、 Ｔ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１つの元
素、Ａ： Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なく
とも１つの元素、Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ば
れる少なくとも１種以上であり、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙ，
ｚはそれぞれ０．１≦ｕ≦０．７、０≦ｖ≦０．８、０
≦ｗ≦０．１、５≦ｘ≦１２、０．１≦ｙ≦１．５，０
＜ｚ≦３で表わされる。
ＸはそれぞれＲ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少な
くとも１種以上、Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくと
も１種以上、 Ｔ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１つの元
素、Ａ： Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なく
とも１つの元素、Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ば
れる少なくとも１種以上であり、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙ，
ｚはそれぞれ０．１≦ｕ≦０．７、０≦ｖ≦０．８、０
≦ｗ≦０．１、５≦ｘ≦１２、０．１≦ｙ≦１．５，０
＜ｚ≦３で表わされる。
【００２４】ここで「主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型結
晶構造」とはＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定
したＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ主相とＴｈ2 Ｎｉ
17相、Ｔｈ2 Ｚｎ17相のそれぞれの特徴ある回折線の主
回折線に対する回折強度がその相単相における回折強度
比に比べ１／５以下であることを示す。例えば、Ｔｈ2
Ｚｎ17相であれば（０２４）面、Ｔｈ2 Ｎｉ17相であれ
ば（２０３）面の回折線である。
晶構造」とはＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定
したＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ主相とＴｈ2 Ｎｉ
17相、Ｔｈ2 Ｚｎ17相のそれぞれの特徴ある回折線の主
回折線に対する回折強度がその相単相における回折強度
比に比べ１／５以下であることを示す。例えば、Ｔｈ2
Ｚｎ17相であれば（０２４）面、Ｔｈ2 Ｎｉ17相であれ
ば（２０３）面の回折線である。
【００２５】また、平均結晶粒径はＸ線回折から各回折
線の半値幅（あるいは半価幅）からシェラーの式を用い
て算出する、あるいはＴＥＭ観察を行い、観測された結
晶粒を平均して求めることができる。
線の半値幅（あるいは半価幅）からシェラーの式を用い
て算出する、あるいはＴＥＭ観察を行い、観測された結
晶粒を平均して求めることができる。
【００２６】また、平均結晶粒径はＸ線回折法により測
定した各回折線の半値幅（または半価幅）からシェラー
の式を用いて算出した、またはＴＥＭ観察を行って観察
された結晶粒を平均する方法により求めることができ
る。
定した各回折線の半値幅（または半価幅）からシェラー
の式を用いて算出した、またはＴＥＭ観察を行って観察
された結晶粒を平均する方法により求めることができ
る。
【００２７】前記一般式（II）の磁石材料を構成する各
成分の働きおよび各成分の量を規定した理由について詳
細に説明する。ただし、Ｒ元素、Ｍ元素、Ｃｏ、Ｔ元
素、Ａ元素の作用およびそれらの元素量規定は前述した
磁石材料１と同様である。
成分の働きおよび各成分の量を規定した理由について詳
細に説明する。ただし、Ｒ元素、Ｍ元素、Ｃｏ、Ｔ元
素、Ａ元素の作用およびそれらの元素量規定は前述した
磁石材料１と同様である。
【００２８】Ｘ元素はＣ，Ｎ，Ｏ，Ｂ，ＳおよびＰであ
り、これらのＸ元素は主としてＴｂＣｕ７型結晶構造の
格子間位置に存在し、硬磁性相のキュリー温度および磁
気異方性を改善するのに有効な元素である。
り、これらのＸ元素は主としてＴｂＣｕ７型結晶構造の
格子間位置に存在し、硬磁性相のキュリー温度および磁
気異方性を改善するのに有効な元素である。
【００２９】Ｘ元素の量が３を超えると磁石がＸ元素過
剰になって分解を起こしやすくなる。より好ましいＸ元
素の量は０．２≦ｚ≦２．５である。前記一般式（II）
で表わされる磁石材料において、前記磁石材料１で説明
したのと同様な理由により、前記磁石材料の平均結晶粒
径を２００ｎｍ以下にすることが必要である。より好ま
しい磁石材料の平均結晶粒径は５〜１５０ｎｍ、さらに
好ましくは１０〜１００ｎｍである。
剰になって分解を起こしやすくなる。より好ましいＸ元
素の量は０．２≦ｚ≦２．５である。前記一般式（II）
で表わされる磁石材料において、前記磁石材料１で説明
したのと同様な理由により、前記磁石材料の平均結晶粒
径を２００ｎｍ以下にすることが必要である。より好ま
しい磁石材料の平均結晶粒径は５〜１５０ｎｍ、さらに
好ましくは１０〜１００ｎｍである。
【００３０】前記一般式（II）で表わされる磁石材料に
おいて、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定した
ＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ主相とＦｅＣｏを主体とす
るｂｃｃ相の主回折線の回折強度をそれぞれＩ(TbCu
7 ) 、Ｉ(bcc) とした時、それら回折強度比［Ｉ(bcc)
／Ｉ(TbCu 7 ) ］が２以下であることが好ましい。この
回折強度比が２を超えるとｂｃｃ相が本来持つ軟磁気特
性によって磁石特性が劣化する恐れがある。より好まし
い前記回折強度比は１以下である。
おいて、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定した
ＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ主相とＦｅＣｏを主体とす
るｂｃｃ相の主回折線の回折強度をそれぞれＩ(TbCu
7 ) 、Ｉ(bcc) とした時、それら回折強度比［Ｉ(bcc)
／Ｉ(TbCu 7 ) ］が２以下であることが好ましい。この
回折強度比が２を超えるとｂｃｃ相が本来持つ軟磁気特
性によって磁石特性が劣化する恐れがある。より好まし
い前記回折強度比は１以下である。
【００３１】前記一般式（II）の磁石材料中には、酸化
物、窒化物、炭化物などの前記Ｘ元素に基づく化合物を
含有することを許容する。次に、本発明に係る磁石材料
の製造方法を説明する。
物、窒化物、炭化物などの前記Ｘ元素に基づく化合物を
含有することを許容する。次に、本発明に係る磁石材料
の製造方法を説明する。
【００３２】まず、所定の組成になるように、Ｒ、Ｍ、
Ｆｅ，Ｃｏ、Ｔ，Ａ、Ｘの各元素を調製し、高周波溶解
炉、あるいはアーク溶解炉で母合金を作製する。なお、
ＸとしてＣ、Ｐ，Ｓ、Ｂを選択した場合には、素材その
ものあるいはＦｅＣ，ＦｅＰ、ＦｅＢ、ＦｅＳなどの化
合物を用いて同時に溶解することができる。
Ｆｅ，Ｃｏ、Ｔ，Ａ、Ｘの各元素を調製し、高周波溶解
炉、あるいはアーク溶解炉で母合金を作製する。なお、
ＸとしてＣ、Ｐ，Ｓ、Ｂを選択した場合には、素材その
ものあるいはＦｅＣ，ＦｅＰ、ＦｅＢ、ＦｅＳなどの化
合物を用いて同時に溶解することができる。
【００３３】得られた合金を、９００℃から１１５０℃
の範囲で０．１〜１００時間、不活性雰囲気中あるいは
真空中で熱処理したのち、急冷あるいは徐冷し、一般式
（Ｉ）、（II）で表わされるボンド磁石母合金を製造す
る。その冷却速度は特に限定しないが、好ましくは２０
〜５００℃／時間である。
の範囲で０．１〜１００時間、不活性雰囲気中あるいは
真空中で熱処理したのち、急冷あるいは徐冷し、一般式
（Ｉ）、（II）で表わされるボンド磁石母合金を製造す
る。その冷却速度は特に限定しないが、好ましくは２０
〜５００℃／時間である。
【００３４】得られた合金を再度溶解し、溶融状態の合
金を高速回転する冷却体上に射出する、すなわち液体急
冷法によりＴｂＣｕ7 型結晶構造を得ることができる。
液体急冷法は単ロール法、双ロール法、アトマイズ法な
ど特に限定されないが、量産性を考慮すると単ロールが
もっとも好ましい。この場合、作製条件は特に限定しな
いが、特にボンド磁石用には１０〜５０ｍ／ｓが好まし
い。ロール材質もＣｕ基、Ｆｅ基合金のいずれでもよい
が、特に冷却能を考慮すると高硬度のＣｕ基合金（例え
ばＴｉＣｕ、ＣｒＣｕなど）が好ましい。得られる試料
はフレーク状、あるいは薄帯状であるが、その板厚は５
〜１００μｍであり、好ましくは１０〜８０μｍ、さら
に好ましくは１２〜６０μｍである。なお、量産を考慮
すると母合金を作製せず、調製した合金をノズル付きる
つぼで溶解し、そのまま急冷する方法でもよい。急冷状
態は出来るだけアモルファス化されているのが好ましい
が、一部結晶質が混在しても問題ない。
金を高速回転する冷却体上に射出する、すなわち液体急
冷法によりＴｂＣｕ7 型結晶構造を得ることができる。
液体急冷法は単ロール法、双ロール法、アトマイズ法な
ど特に限定されないが、量産性を考慮すると単ロールが
もっとも好ましい。この場合、作製条件は特に限定しな
いが、特にボンド磁石用には１０〜５０ｍ／ｓが好まし
い。ロール材質もＣｕ基、Ｆｅ基合金のいずれでもよい
が、特に冷却能を考慮すると高硬度のＣｕ基合金（例え
ばＴｉＣｕ、ＣｒＣｕなど）が好ましい。得られる試料
はフレーク状、あるいは薄帯状であるが、その板厚は５
〜１００μｍであり、好ましくは１０〜８０μｍ、さら
に好ましくは１２〜６０μｍである。なお、量産を考慮
すると母合金を作製せず、調製した合金をノズル付きる
つぼで溶解し、そのまま急冷する方法でもよい。急冷状
態は出来るだけアモルファス化されているのが好ましい
が、一部結晶質が混在しても問題ない。
【００３５】この場合結晶粒が微細になるため、特にボ
ンド磁石用として適している。また、本発明の合金には
少量のα―Ｆｅ（Ｃｏ）を含むが、急冷すると主相中に
取り込まれるか、あるいは極めて微細な結晶粒径とな
り、ボンド磁石用として重要な特性を担う。α―Ｆｅ
（Ｃｏ）の微細な結晶粒は急冷後の４００〜９００℃で
０．１〜１０時間の熱処理によっても得ることができ
る。
ンド磁石用として適している。また、本発明の合金には
少量のα―Ｆｅ（Ｃｏ）を含むが、急冷すると主相中に
取り込まれるか、あるいは極めて微細な結晶粒径とな
り、ボンド磁石用として重要な特性を担う。α―Ｆｅ
（Ｃｏ）の微細な結晶粒は急冷後の４００〜９００℃で
０．１〜１０時間の熱処理によっても得ることができ
る。
【００３６】本発明では急冷によりアモルファス化、あ
るいは一部結晶質混在状態の試料を作製し、その後の熱
処理でＴｂＣｕ7 相が得られるが、この際高めの熱処理
温度に設定することにより、Ｒ3 （Ｆｅ，Ｍ）29相が混
在してもよい。特に温度特性の改善には有効である。
るいは一部結晶質混在状態の試料を作製し、その後の熱
処理でＴｂＣｕ7 相が得られるが、この際高めの熱処理
温度に設定することにより、Ｒ3 （Ｆｅ，Ｍ）29相が混
在してもよい。特に温度特性の改善には有効である。
【００３７】一方、粉砕した試料をガスを用いて窒化、
炭化などＸ元素を格子間位置に導入することにより、磁
気異方性の改善、キュリー温度の向上を達成できる。こ
の方法を詳細に述べると下記の通りである。
炭化などＸ元素を格子間位置に導入することにより、磁
気異方性の改善、キュリー温度の向上を達成できる。こ
の方法を詳細に述べると下記の通りである。
【００３８】導入させるＸ元素を含むガス、例えば窒化
の場合は窒素、炭化の場合はメタンガスを０．００１〜
１００気圧の範囲の圧力下とし、２００℃から１０００
℃の範囲で０．１〜３００時間行えばよい。また、キャ
リアーガスとしてアンモニアガスを用いて窒素ガス、メ
タンガスなどと混合したガスとして使用してもＸ元素の
導入を図ることができる。
の場合は窒素、炭化の場合はメタンガスを０．００１〜
１００気圧の範囲の圧力下とし、２００℃から１０００
℃の範囲で０．１〜３００時間行えばよい。また、キャ
リアーガスとしてアンモニアガスを用いて窒素ガス、メ
タンガスなどと混合したガスとして使用してもＸ元素の
導入を図ることができる。
【００３９】また、この急冷した材料に水素の吸脱蔵を
行わせることにより、異方性ボンド磁石用材料に適した
試料にすることができる。これは、３００〜１０００℃
の範囲で０．１〜１０時間水素加圧状態（０．１〜１０
ａｔｍ）で試料に水素を吸蔵させると希土類金属水素化
物と遷移金属合金に分解する。この際、水素ガスはこれ
単独でも、不活性ガスとの混合ガスでもよい。不活性ガ
スはＨｅ，Ａｒが好ましい。次に、減圧状態として３０
０〜１０００℃で１分から１０時間熱処理を行うと、吸
蔵した水素を放出し、ＴｂＣｕ7 型を主とする結晶相と
ＦｅＣｏ相が生成される。Ｘ元素は予め合金中に入れた
状態で水素を吸蔵放出させてもよく、また水素吸蔵放出
後にガスを用いて導入してもよい。
行わせることにより、異方性ボンド磁石用材料に適した
試料にすることができる。これは、３００〜１０００℃
の範囲で０．１〜１０時間水素加圧状態（０．１〜１０
ａｔｍ）で試料に水素を吸蔵させると希土類金属水素化
物と遷移金属合金に分解する。この際、水素ガスはこれ
単独でも、不活性ガスとの混合ガスでもよい。不活性ガ
スはＨｅ，Ａｒが好ましい。次に、減圧状態として３０
０〜１０００℃で１分から１０時間熱処理を行うと、吸
蔵した水素を放出し、ＴｂＣｕ7 型を主とする結晶相と
ＦｅＣｏ相が生成される。Ｘ元素は予め合金中に入れた
状態で水素を吸蔵放出させてもよく、また水素吸蔵放出
後にガスを用いて導入してもよい。
【００４０】次に、本発明に係るボンド磁石について説
明する。このボンド磁石は、一般式（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆ
ｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy （Ｉ）で表わされ、かつ主
たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型結晶構造で平均結晶粒径が
５〜２００ｎｍである合金とバインダーを含有する。
明する。このボンド磁石は、一般式（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆ
ｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy （Ｉ）で表わされ、かつ主
たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型結晶構造で平均結晶粒径が
５〜２００ｎｍである合金とバインダーを含有する。
【００４１】ここで、Ｒ，Ｍ，Ｔ, Ａはそれぞれ、Ｒ：
Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種以上、
Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１種以上、Ｔ：
Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎか
ら選ばれる少なくとも１つの元素、 Ａ： Ｓｉ，Ａ
ｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも１つの元素であ
り、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙはそれぞれ、０．１≦ｕ≦０．
７、０≦ｖ≦０．８、０≦ｗ≦０．１、５≦ｘ≦１２、
０．１≦ｙ≦１．５で表わされる。
Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種以上、
Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１種以上、Ｔ：
Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎか
ら選ばれる少なくとも１つの元素、 Ａ： Ｓｉ，Ａ
ｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも１つの元素であ
り、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙはそれぞれ、０．１≦ｕ≦０．
７、０≦ｖ≦０．８、０≦ｗ≦０．１、５≦ｘ≦１２、
０．１≦ｙ≦１．５で表わされる。
【００４２】本発明に係る別のボンド磁石は、一般式
（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy Ｘz …
（II）で表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型結晶
構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍである合金とバ
インダーを含有する。
（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy Ｘz …
（II）で表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型結晶
構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍである合金とバ
インダーを含有する。
【００４３】ここで、Ｒ，Ｍ，Ｔ，Ａ，Ｘはそれぞれ
Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種以
上、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１種以
上、Ｔ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１つの元素、Ａ： Ｓ
ｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも１つの元
素、Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ばれる少なくと
も１種以上 である。また、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙ，ｚは
それぞれ０．１≦ｕ≦０．７、０≦ｖ≦０．８、０≦ｗ
≦０．１、５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５， ０
＜ｚ≦３である。
Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種以
上、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１種以
上、Ｔ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１つの元素、Ａ： Ｓ
ｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも１つの元
素、Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ばれる少なくと
も１種以上 である。また、ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙ，ｚは
それぞれ０．１≦ｕ≦０．７、０≦ｖ≦０．８、０≦ｗ
≦０．１、５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５， ０
＜ｚ≦３である。
【００４４】前記一般式（Ｉ），（II）における各元素
の効果、限定理由は、前述したのと同じである。また、
前記一般式（Ｉ）（II）で表わされる磁石合金におい
て、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定したＴｂ
Ｃｕ7 型結晶構造をもつ主相とＦｅＣｏを主体とするｂ
ｃｃ相の主回折線の回折強度をそれぞれＩ(TbCu 7 ) 、
Ｉ(bcc)とした時、それら回折強度比［Ｉ(bcc) ／Ｉ(Tb
Cu 7 ) ］が２以下であることが好ましい。この回折強
度比が２を超えるとｂｃｃ相が本来持つ軟磁気特性によ
って磁石特性が劣化する恐れがある。より好ましい前記
回折強度比は１以下である。
の効果、限定理由は、前述したのと同じである。また、
前記一般式（Ｉ）（II）で表わされる磁石合金におい
て、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法により測定したＴｂ
Ｃｕ7 型結晶構造をもつ主相とＦｅＣｏを主体とするｂ
ｃｃ相の主回折線の回折強度をそれぞれＩ(TbCu 7 ) 、
Ｉ(bcc)とした時、それら回折強度比［Ｉ(bcc) ／Ｉ(Tb
Cu 7 ) ］が２以下であることが好ましい。この回折強
度比が２を超えるとｂｃｃ相が本来持つ軟磁気特性によ
って磁石特性が劣化する恐れがある。より好ましい前記
回折強度比は１以下である。
【００４５】次に、ボンド磁石の製造方法を説明する。
前述した方法により得られたボンド磁石材料をハンマー
ミル、ジェットミルなどによって数μｍ〜数ｍｍにまで
粉砕する。場合によっては、急冷材料を粗粉砕する程度
でもよく、例えば窒素を含むと格子が膨張することによ
り微粉化する。
前述した方法により得られたボンド磁石材料をハンマー
ミル、ジェットミルなどによって数μｍ〜数ｍｍにまで
粉砕する。場合によっては、急冷材料を粗粉砕する程度
でもよく、例えば窒素を含むと格子が膨張することによ
り微粉化する。
【００４６】本発明の合金粉末をバインダーと混合し、
圧縮成形、または射出成形することによりボンド磁石を
製造する。前記合金粉末としては粒径２．８μｍ以下の
微細な粉末の含有量が５ｖｏｌ．％以下、より好ましく
は２ｖｏｌ．％以下である。このような微粉末の除去に
は、例えば気流分散機を用いて分散する方法、または前
記合金粉末を溶媒中に分散させ、浮遊粒子を除去する方
法等を採用することができる。
圧縮成形、または射出成形することによりボンド磁石を
製造する。前記合金粉末としては粒径２．８μｍ以下の
微細な粉末の含有量が５ｖｏｌ．％以下、より好ましく
は２ｖｏｌ．％以下である。このような微粉末の除去に
は、例えば気流分散機を用いて分散する方法、または前
記合金粉末を溶媒中に分散させ、浮遊粒子を除去する方
法等を採用することができる。
【００４７】前記バインダーは例えばエポキシ樹脂、ナ
イロンなどの合成樹脂を用いることができる。前記合成
樹脂エポキシ樹脂のような熱硬化性樹脂を用いる場合に
は圧縮成形後に１００〜２００℃の温度でキュア処理す
ることが好ましい。前記合成樹脂としてナイロンのよう
な熱可塑性樹脂を用いる場合には、射出成形法を用いる
ことが望ましい。
イロンなどの合成樹脂を用いることができる。前記合成
樹脂エポキシ樹脂のような熱硬化性樹脂を用いる場合に
は圧縮成形後に１００〜２００℃の温度でキュア処理す
ることが好ましい。前記合成樹脂としてナイロンのよう
な熱可塑性樹脂を用いる場合には、射出成形法を用いる
ことが望ましい。
【００４８】以上説明した本発明に係わる磁石材料は
（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy …
（Ｉ）または一般式（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv
Ｔw ）x Ａy Ｘz …(II ）で表わされ、主たる硬磁性相
が極めて熱的に安定なＴｂＣｕ7 型結晶構造を有し、か
つ平均結晶粒径が５〜２００ｎｍであるため、高保磁
力、高飽和磁化（高残留磁化）で、さらに保磁力の温度
依存性を改善することができる。
（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy …
（Ｉ）または一般式（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv
Ｔw ）x Ａy Ｘz …(II ）で表わされ、主たる硬磁性相
が極めて熱的に安定なＴｂＣｕ7 型結晶構造を有し、か
つ平均結晶粒径が５〜２００ｎｍであるため、高保磁
力、高飽和磁化（高残留磁化）で、さらに保磁力の温度
依存性を改善することができる。
【００４９】すなわち、一般式（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ
1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy …（Ｉ）または一般式（Ｒ
1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy Ｘz …(II
）で表わされるようにＲである希土類元素の一部をＭ
元素で置換し、かつその置換量を０．１０≦ｘ≦０．６
の範囲に特定することにより、主たる硬磁性相の熱的安
定性を極めて高めたＴｂＣｕ7型結晶構造を有するボン
ド磁石を実現できる。その結果、保磁力、飽和磁化（高
残留磁化）を向上でき、さらに保磁力の温度依存性を改
善することができる。特に、一般式（II）に示すように
Ｆｅの一部をＣｏの他にＴ元素で置換することにより、
保磁力の温度依存性をより一層効果的に改善することが
できる。
1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy …（Ｉ）または一般式（Ｒ
1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy Ｘz …(II
）で表わされるようにＲである希土類元素の一部をＭ
元素で置換し、かつその置換量を０．１０≦ｘ≦０．６
の範囲に特定することにより、主たる硬磁性相の熱的安
定性を極めて高めたＴｂＣｕ7型結晶構造を有するボン
ド磁石を実現できる。その結果、保磁力、飽和磁化（高
残留磁化）を向上でき、さらに保磁力の温度依存性を改
善することができる。特に、一般式（II）に示すように
Ｆｅの一部をＣｏの他にＴ元素で置換することにより、
保磁力の温度依存性をより一層効果的に改善することが
できる。
【００５０】また、前記一般式（Ｉ）、（II）で表わさ
れる磁石材料において、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法
により測定したＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ主相とＦｅ
Ｃｏを主体とするｂｃｃ相とのそれぞれの主回折線の回
折強度をＩ(TbCu 7 ) 、Ｉ(bcc) とした時、それら回折
強度比［Ｉ(bcc) ／Ｉ(TbCu 7 ) ］が２以下にすること
によって、磁石特性を一層向上することができる。
れる磁石材料において、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法
により測定したＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ主相とＦｅ
Ｃｏを主体とするｂｃｃ相とのそれぞれの主回折線の回
折強度をＩ(TbCu 7 ) 、Ｉ(bcc) とした時、それら回折
強度比［Ｉ(bcc) ／Ｉ(TbCu 7 ) ］が２以下にすること
によって、磁石特性を一層向上することができる。
【００５１】本発明に係わるボンド磁石は一般式（Ｒ
1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy …（Ｉ）ま
たは一般式（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x
Ａy Ｘz …(II ）で表わされ主たる硬磁性相がＴｂＣｕ
7 型結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍである
合金粉とバインダーと混合し、成形することによって、
高保磁力、高飽和磁化（高残留磁化）で、さらに保磁力
の温度依存性が改善され、高い環境温度下での使用が可
能になる。前記一般式（Ｉ）、（II）で表わされる磁石
合金を有するボンド磁石において、ＣｕＫα線を用いた
Ｘ線回折法により測定したＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ
主相とＦｅＣｏを主体とするｂｃｃ相とのそれぞれの主
回折線の回折強度をＩ(TbCu 7 ) 、Ｉ(bcc) とした時、
それら回折強度比［Ｉ(bcc) ／Ｉ(TbCu 7 ) ］が２以下
にすると磁石特性を一層向上することができる。
1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy …（Ｉ）ま
たは一般式（Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x
Ａy Ｘz …(II ）で表わされ主たる硬磁性相がＴｂＣｕ
7 型結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍである
合金粉とバインダーと混合し、成形することによって、
高保磁力、高飽和磁化（高残留磁化）で、さらに保磁力
の温度依存性が改善され、高い環境温度下での使用が可
能になる。前記一般式（Ｉ）、（II）で表わされる磁石
合金を有するボンド磁石において、ＣｕＫα線を用いた
Ｘ線回折法により測定したＴｂＣｕ7 型結晶構造をもつ
主相とＦｅＣｏを主体とするｂｃｃ相とのそれぞれの主
回折線の回折強度をＩ(TbCu 7 ) 、Ｉ(bcc) とした時、
それら回折強度比［Ｉ(bcc) ／Ｉ(TbCu 7 ) ］が２以下
にすると磁石特性を一層向上することができる。
【００５２】
【実施例】以下、本発明の実施例を詳細に説明する。 （実施例１〜１２および比較例１〜４）下記表１に示し
た実施例１〜１２、比較例１〜４の合金組成につき所定
量計り取り、Ａｒ雰囲気中の単ロール法によって板厚が
２０μｍの急冷合金を作製した。ここでは直径３００ｍ
ｍのＣｕＣｒ製ロールを使用し、ロール周速は３５ｍ/
ｓに設定し、射出圧は０. ８ｋｇ/ ｃｍ2 とした。得ら
れた粉末についてＸ線回折測定を行い、いずれの合金も
主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 相であることを確認した。
た実施例１〜１２、比較例１〜４の合金組成につき所定
量計り取り、Ａｒ雰囲気中の単ロール法によって板厚が
２０μｍの急冷合金を作製した。ここでは直径３００ｍ
ｍのＣｕＣｒ製ロールを使用し、ロール周速は３５ｍ/
ｓに設定し、射出圧は０. ８ｋｇ/ ｃｍ2 とした。得ら
れた粉末についてＸ線回折測定を行い、いずれの合金も
主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 相であることを確認した。
【００５３】下記表２にこの粉末をＶＳＭで１５０ｋＯ
ｅの磁場で磁気特性を評価した結果を示す。保磁力の温
度変化は、２５℃、１００℃での保磁力をそれぞれｉＨ
ｃ（２５℃）、ｉＨｃ（１００℃）とした時、{ ［（ｉ
Ｈｃ（１００℃）―ｉＨｃ（２５℃））／７５］／ｉＨ
ｃ（２５℃）} ×１００から求めた。
ｅの磁場で磁気特性を評価した結果を示す。保磁力の温
度変化は、２５℃、１００℃での保磁力をそれぞれｉＨ
ｃ（２５℃）、ｉＨｃ（１００℃）とした時、{ ［（ｉ
Ｈｃ（１００℃）―ｉＨｃ（２５℃））／７５］／ｉＨ
ｃ（２５℃）} ×１００から求めた。
【００５４】なお、結晶粒径はシェラーの式より回折線
の半価幅から求めた。さらに、Ｘ線回折法により測定し
た主たる硬磁性相とＦｅＣｏを主体とするｂｃｃ相の主
回折線の回折強度をそれぞれＩ(main)、Ｉ(bcc) とした
時、それらの回折強度比［ Ｉ(bcc) ／Ｉ(main)］を下
記表2 に併記する。
の半価幅から求めた。さらに、Ｘ線回折法により測定し
た主たる硬磁性相とＦｅＣｏを主体とするｂｃｃ相の主
回折線の回折強度をそれぞれＩ(main)、Ｉ(bcc) とした
時、それらの回折強度比［ Ｉ(bcc) ／Ｉ(main)］を下
記表2 に併記する。
【００５５】
【表１】
【００５６】
【表２】
【００５７】前記表１および表２から明らかなように実
施例１〜１２の磁石材料は、比較例１〜４の磁石材料に
比べて高残留磁束密度、高保磁力であり、かつ保磁力の
温度係数が小さいことが判る。比較例１の磁石材料にお
いて保磁力の温度係数が大きくなるのは、主たる硬磁性
相が正方晶のＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ1 型結晶構造を有すること
による。また、比較例２、３において残留磁束密度、保
磁力が低いのは希土類元素の置換元素であるＮｂ，Ｔｉ
の量がそれぞれ前記一般式（Ｉ），（II）で規定した範
囲を外れるためである。
施例１〜１２の磁石材料は、比較例１〜４の磁石材料に
比べて高残留磁束密度、高保磁力であり、かつ保磁力の
温度係数が小さいことが判る。比較例１の磁石材料にお
いて保磁力の温度係数が大きくなるのは、主たる硬磁性
相が正方晶のＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ1 型結晶構造を有すること
による。また、比較例２、３において残留磁束密度、保
磁力が低いのは希土類元素の置換元素であるＮｂ，Ｔｉ
の量がそれぞれ前記一般式（Ｉ），（II）で規定した範
囲を外れるためである。
【００５８】（実施例１３〜２２および比較例５〜７）
まず、高純度の元素を調製し、下記表３に示す合金を作
製した。これらの母合金インゴットをＡｒガス雰囲気中
で高周波誘導加熱により再溶解した後、溶湯を３５ｍ／
ｓで回転する直径３００ｍｍのＣｕＢｅ製ロール上に圧
力０．８ｋｇ／ｃｍ2 で射出することにより、厚さ２１
μｍの急冷合金薄帯を作製した。引き続き、これらの合
金薄帯を７５０℃で１時間熱処理したのち、窒化、ある
いは炭化を行った。
まず、高純度の元素を調製し、下記表３に示す合金を作
製した。これらの母合金インゴットをＡｒガス雰囲気中
で高周波誘導加熱により再溶解した後、溶湯を３５ｍ／
ｓで回転する直径３００ｍｍのＣｕＢｅ製ロール上に圧
力０．８ｋｇ／ｃｍ2 で射出することにより、厚さ２１
μｍの急冷合金薄帯を作製した。引き続き、これらの合
金薄帯を７５０℃で１時間熱処理したのち、窒化、ある
いは炭化を行った。
【００５９】得られた実施例１３〜２２および比較例５
〜７の粉末についてＸ線回折測定を行った。その結果、
全ての実施例と比較例６、７はいずれも主たる硬磁性相
がＴｂＣｕ7 型結晶構造であることが確認できた。これ
に対して比較例５は主たる硬磁性相が正方晶のＮｄ2 Ｆ
ｅ14Ｂ1 型結晶構造である。
〜７の粉末についてＸ線回折測定を行った。その結果、
全ての実施例と比較例６、７はいずれも主たる硬磁性相
がＴｂＣｕ7 型結晶構造であることが確認できた。これ
に対して比較例５は主たる硬磁性相が正方晶のＮｄ2 Ｆ
ｅ14Ｂ1 型結晶構造である。
【００６０】この粉末に２重量％の熱硬化性エポキシ樹
脂を混練し、８ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力により圧縮成形し
た。そして、１５０℃で２．５時間キュア処理してボン
ド磁石を製造した。
脂を混練し、８ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力により圧縮成形し
た。そして、１５０℃で２．５時間キュア処理してボン
ド磁石を製造した。
【００６１】下記表４に作製したボンド磁石の磁気特性
を評価した結果を示す。保磁力の温度変化は２５℃、１
００℃での保磁力をそれぞれｉＨｃ（２５℃）、ｉＨｃ
（１００℃）とした時、{ ［（ｉＨｃ（１００℃）―ｉ
Ｈｃ（２５℃））／７５］／ｉＨｃ（２５℃）} ×１０
０から求めた。
を評価した結果を示す。保磁力の温度変化は２５℃、１
００℃での保磁力をそれぞれｉＨｃ（２５℃）、ｉＨｃ
（１００℃）とした時、{ ［（ｉＨｃ（１００℃）―ｉ
Ｈｃ（２５℃））／７５］／ｉＨｃ（２５℃）} ×１０
０から求めた。
【００６２】結晶粒径は、シェラーの式より回折線の半
価幅から求めた。Ｘ線回折法により測定した主たる硬磁
性相とＦｅＣｏを主体とするｂｃｃ相の主回折線の回折
強度をそれぞれＩ(main)、Ｉ(bcc) とした時、それらの
回折強度比［Ｉ(bcc) ／Ｉ(main)］、および主相とＲ3
（Ｆｅ，Ｍ）29相の回折強度比を下記表４に併記する。
価幅から求めた。Ｘ線回折法により測定した主たる硬磁
性相とＦｅＣｏを主体とするｂｃｃ相の主回折線の回折
強度をそれぞれＩ(main)、Ｉ(bcc) とした時、それらの
回折強度比［Ｉ(bcc) ／Ｉ(main)］、および主相とＲ3
（Ｆｅ，Ｍ）29相の回折強度比を下記表４に併記する。
【００６３】
【表３】
【００６４】
【表４】
【００６５】前記表３、表４から明らかなように実施例
１３〜２２のボンド磁石は、比較例５〜７のボンド磁石
に比べて高残留磁束密度、高保磁力が得られており、さ
らに保磁力の温度係数が小さいことが判る。特に、Ｒ3
（Ｆｅ，Ｍ）29相が析出しているものは保磁力の温度特
性に優れる。
１３〜２２のボンド磁石は、比較例５〜７のボンド磁石
に比べて高残留磁束密度、高保磁力が得られており、さ
らに保磁力の温度係数が小さいことが判る。特に、Ｒ3
（Ｆｅ，Ｍ）29相が析出しているものは保磁力の温度特
性に優れる。
【００６６】比較例５のボンド磁石において、保磁力の
温度係数が大きくなるのは主たる硬磁性相がＮｄ2 Ｆｅ
14Ｂ1 型であるためである。また、比較例６、７におい
て残留磁束密度、保磁力が低いのは希土類元素の置換元
素であるＮｂ，Ｔｉ量がそれぞれ前記一般式（Ｉ）、
（II）で規定した範囲外である。
温度係数が大きくなるのは主たる硬磁性相がＮｄ2 Ｆｅ
14Ｂ1 型であるためである。また、比較例６、７におい
て残留磁束密度、保磁力が低いのは希土類元素の置換元
素であるＮｂ，Ｔｉ量がそれぞれ前記一般式（Ｉ）、
（II）で規定した範囲外である。
【００６７】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明に係る磁石
材料は従来の磁石材料に比べて飽和磁化（残留磁化）と
保磁力が向上され、さらに保磁力の温度特性が改善され
る。その結果、本発明に係わるボンド磁石は従来のボン
ド磁石の応用分野において機器の小型化、省エネルギー
化を図ることができるなど顕著な効果を奏する。また、
本発明に係わるボンド磁石は温度特性が改善された磁石
材料を用いるため、より高い温度環境下で使用が可能に
なる。
材料は従来の磁石材料に比べて飽和磁化（残留磁化）と
保磁力が向上され、さらに保磁力の温度特性が改善され
る。その結果、本発明に係わるボンド磁石は従来のボン
ド磁石の応用分野において機器の小型化、省エネルギー
化を図ることができるなど顕著な効果を奏する。また、
本発明に係わるボンド磁石は温度特性が改善された磁石
材料を用いるため、より高い温度環境下で使用が可能に
なる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 沢 孝雄 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 中川 勝利 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 津田井 昭彦 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 佐橋 政司 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式会 社東芝川崎事業所内 Ｆターム(参考） 5E040 AA03 AA19 CA01 NN01 NN06 NN17
Claims (6)
- 【請求項１】 一般式 （Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy …（Ｉ） 式中のＲ，Ｍ，ＴおよびＡは、それぞれ Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの
元素、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１つの元素、 Ａ：Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも１
つの元素、 であり、 ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙは、それぞれ ０．１≦ｕ≦０．７、 ０≦ｖ≦０．８、 ０≦ｗ≦０．１、 ５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５、 である、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍであること
を特徴とする磁石材料。 - 【請求項２】 一般式 （Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy Ｘz …(II ） 式中のＲ，Ｍ，Ｔ，ＡおよびＸは、それぞれ Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種以
上、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１種以上、 Ａ： Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも
１つの元素、 Ｔ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍ
ｎから選ばれる少なくとも１つの元素、 Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ばれる少なくとも１
種以上、 であり、 ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙ，ｚは、それぞれ ０．１≦ｕ≦０．７、 ０≦ｖ≦０．８、 ０≦ｗ≦０．１、 ５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５、 ０＜ｚ≦３、 である、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍであること
を特徴とする磁石材料。 - 【請求項３】 ＣｕＫα線を用いたＸ線回折において主
たる硬磁性相のＴｂＣｕ7 型結晶構造とＦｅＣｏを主体
とするｂｃｃ相の主回折線の回折強度をそれぞれＩ(TbC
u 7 ) 、Ｉ(bcc) とした時、それら回折強度比［Ｉ(bc
c) ／Ｉ(TbCu7 ) ］が２以下であること特徴とする請求
項２または３記載のボンド磁石。 - 【請求項４】 一般式 （Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy …（Ｉ） 式中のＲ，Ｍ，ＴおよびＡは、それぞれ Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１つの
元素、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１つの元素、 Ａ：Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも１
つの元素、 であり、 ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙは、それぞれ ０．１≦ｕ≦０．７、 ０≦ｖ≦０．８、 ０≦ｗ≦０．１、 ５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５、 である、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍである合金
とバインダからなることを特徴とするボンド磁石。 - 【請求項５】 一般式 （Ｒ1-u Ｍu ）（Ｆｅ1-v-w Ｃｏv Ｔw ）x Ａy Ｘz …(II ） 式中のＲ，Ｍ，Ｔ，ＡおよびＸは、それぞれ Ｒ：Ｙを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種以
上、 Ｍ：Ｔｉ、Ｎｂから選ばれる少なくとも１種以上、 Ａ： Ｓｉ，Ａｌ，Ｇａ，Ｇｅから選ばれる少なくとも
１つの元素、 Ｔ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍ
ｎから選ばれる少なくとも１つの元素、 Ｘ：Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐから選ばれる少なくとも１
種以上、 であり、 ｕ，ｖ，ｗ，ｘ，ｙ，ｚは、それぞれ ０．１≦ｕ≦０．７、 ０≦ｖ≦０．８、 ０≦ｗ≦０．１、 ５≦ｘ≦１２、 ０．１≦ｙ≦１．５、 ０＜ｚ≦３、 である、にて表わされ、主たる硬磁性相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造で、平均結晶粒径が５〜２００ｎｍである合金
とバインダからなることを特徴とするボンド磁石。 - 【請求項６】 前記合金は、ＣｕＫα線を用いたＸ線回
折において主たる硬磁性相のＴｂＣｕ7 型結晶構造とＦ
ｅＣｏを主体とするｂｃｃ相の主回折線の回折強度をそ
れぞれＩ(TbCu 7 ) 、Ｉ(bcc) とした時、それら回折強
度比［Ｉ(bcc) ／Ｉ(TbCu 7 ) ］が２以下であること特
徴とする請求項４または５記載のボンド磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10277846A JP2000114015A (ja) | 1998-09-30 | 1998-09-30 | ボンド磁石材料およびボンド磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10277846A JP2000114015A (ja) | 1998-09-30 | 1998-09-30 | ボンド磁石材料およびボンド磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000114015A true JP2000114015A (ja) | 2000-04-21 |
Family
ID=17589094
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10277846A Pending JP2000114015A (ja) | 1998-09-30 | 1998-09-30 | ボンド磁石材料およびボンド磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000114015A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112447387A (zh) * | 2020-10-12 | 2021-03-05 | 杭州智宇磁业科技有限公司 | 一种各向异性钐钴磁粉的制备方法 |
| JP7449538B2 (ja) | 2020-09-10 | 2024-03-14 | 国立大学法人東北大学 | 希土類鉄炭素系磁性粉末及びその製造方法 |
-
1998
- 1998-09-30 JP JP10277846A patent/JP2000114015A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7449538B2 (ja) | 2020-09-10 | 2024-03-14 | 国立大学法人東北大学 | 希土類鉄炭素系磁性粉末及びその製造方法 |
| CN112447387A (zh) * | 2020-10-12 | 2021-03-05 | 杭州智宇磁业科技有限公司 | 一种各向异性钐钴磁粉的制备方法 |
| CN112447387B (zh) * | 2020-10-12 | 2022-05-17 | 杭州智宇磁业科技有限公司 | 一种各向异性钐钴磁粉的制备方法 |
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