JP2000235909A - 希土類・鉄・ボロン系磁石とその製造方法 - Google Patents
希土類・鉄・ボロン系磁石とその製造方法Info
- Publication number
- JP2000235909A JP2000235909A JP11357402A JP35740299A JP2000235909A JP 2000235909 A JP2000235909 A JP 2000235909A JP 11357402 A JP11357402 A JP 11357402A JP 35740299 A JP35740299 A JP 35740299A JP 2000235909 A JP2000235909 A JP 2000235909A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- iron
- magnet
- boron
- phase
- rare
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B82—NANOTECHNOLOGY
- B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
- B82Y25/00—Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—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
- 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
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- 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
- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—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
- 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
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- 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
- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- H01F1/0579—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B with exchange spin coupling between hard and soft nanophases, e.g. nanocomposite spring magnets
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Nanotechnology (AREA)
- Composite Materials (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
- Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】Ｒ2Ｆｅ14Ｂをハード相としたナノコンポジッ
ト磁石であって、異方性化かつバルク化した希土類・鉄
・ボロン系磁石及びその製造方法を提供する。 【解決手段】希土類・鉄・ボロン系合金の急冷薄帯から
温間一軸変形により、液相の存在下で、直接、異方性化
する。
ト磁石であって、異方性化かつバルク化した希土類・鉄
・ボロン系磁石及びその製造方法を提供する。 【解決手段】希土類・鉄・ボロン系合金の急冷薄帯から
温間一軸変形により、液相の存在下で、直接、異方性化
する。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電子機器、特にハ
ードディスクドライブのヘッド駆動用アクチュエータに
使用すると最適な希土類・鉄・ボロン系磁石及びその製
造方法に関する。
ードディスクドライブのヘッド駆動用アクチュエータに
使用すると最適な希土類・鉄・ボロン系磁石及びその製
造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、佐川、Ｃｒｏａｔらにより、Ｎｄ
2Ｆｅ14Ｂを主相とするネオジム・鉄・ボロン磁石が発
見されて以来、ネオジム・鉄・ボロン系磁石は、その組
成や添加物の最適化及び高い磁気特性を引き出す製造方
法の開発、改良等により、その磁気特性を改善させてき
た。各種製造方法のうち、粉末冶金法で作られるネオジ
ム・鉄・ボロン系焼結磁石は、化学量論比に近づける低
Ｎｄ高Ｆｅ組成化（なお、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ化合物の原子
百分比は、１１．８％Ｎｄ、５．９％Ｂ、８２．３％Ｆ
ｅ）、低酸化プロセス、高磁場配向、組織微細化等の組
合せにより、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの理論値
の約８８％に相当する（ＢＨ）ｍａｘが実現されてい
る。しかしながら、粉末冶金法のプロセスや組成の改良
等による磁気特性の改善も限界に達しつつある。具体的
には、粉末冶金法では、化学量論比組成を超えるＦｅ組
成（８２％Ｆｅ以上）をもつ高性能のネオジム・鉄・ボ
ロン系磁石を得ることができない。その理由は、高Ｆｅ
組成になると必然的にＦｅ相が生じ、ソフト磁性を有す
るこのＦｅ相が磁化反転の原因となって保磁力が得られ
なくなるからであり、また、化学量論比よりＮｄリッチ
な組成（つまりＦｅプアな組成）で存在する低融点Ｎｄ
リッチ相が焼結過程で液相となり、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ粒子
の表面をクリーニングすることにより、核発生成長型の
保磁力発生に寄与していると考えられているからであ
る。
2Ｆｅ14Ｂを主相とするネオジム・鉄・ボロン磁石が発
見されて以来、ネオジム・鉄・ボロン系磁石は、その組
成や添加物の最適化及び高い磁気特性を引き出す製造方
法の開発、改良等により、その磁気特性を改善させてき
た。各種製造方法のうち、粉末冶金法で作られるネオジ
ム・鉄・ボロン系焼結磁石は、化学量論比に近づける低
Ｎｄ高Ｆｅ組成化（なお、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ化合物の原子
百分比は、１１．８％Ｎｄ、５．９％Ｂ、８２．３％Ｆ
ｅ）、低酸化プロセス、高磁場配向、組織微細化等の組
合せにより、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの理論値
の約８８％に相当する（ＢＨ）ｍａｘが実現されてい
る。しかしながら、粉末冶金法のプロセスや組成の改良
等による磁気特性の改善も限界に達しつつある。具体的
には、粉末冶金法では、化学量論比組成を超えるＦｅ組
成（８２％Ｆｅ以上）をもつ高性能のネオジム・鉄・ボ
ロン系磁石を得ることができない。その理由は、高Ｆｅ
組成になると必然的にＦｅ相が生じ、ソフト磁性を有す
るこのＦｅ相が磁化反転の原因となって保磁力が得られ
なくなるからであり、また、化学量論比よりＮｄリッチ
な組成（つまりＦｅプアな組成）で存在する低融点Ｎｄ
リッチ相が焼結過程で液相となり、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ粒子
の表面をクリーニングすることにより、核発生成長型の
保磁力発生に寄与していると考えられているからであ
る。
【０００３】異方性ネオジム・鉄・ボロン系磁石の製造
方法として、粉末冶金法以外には温間一軸変形法が知ら
れている。この方法は、アモルファス薄帯の熱処理ある
いは冷却速度の制御により得られたネオジム・鉄・ボロ
ンの微結晶薄帯である急冷薄帯（商品名ＭＱ１、ＭＱＩ
社製）をホットプレスでバルク化して、バルク等方性磁
石（商品名ＭＱ２、ＭＱＩ社製）とし、該バルク等方性
磁石を温間一軸変形することにより、加圧方向に容易磁
化軸が配向した異方性ネオジム・鉄・ボロン磁石（商品
名ＭＱ３、ＭＱＩ社製）を得る方法である。温間一軸変
形法により得られるネオジム・鉄・ボロン磁石の異方性
の程度は、温間加圧変形の程度と相関があり、変形度が
大きくなるほど異方性の度合も大きくなる。そして、こ
の方法により、（ＢＨ）ｍａｘの理論値の約７５％に相
当する（ＢＨ）ｍａｘが実現されている。しかしなが
ら、温間一軸変形法は、Ｎｄリッチな低融点相（温間一
軸変形過程では液相）が存在する組成でしか変形が起こ
らないため、低融点相が存在しない化学量論比組成や、
より高いＦｅ組成の場合は適用できない。したがって、
従来の温間一軸変形法では、粉末冶金法で得られるネオ
ジム・鉄・ボロン系磁石よりも磁気特性を向上させるこ
とは困難であった。
方法として、粉末冶金法以外には温間一軸変形法が知ら
れている。この方法は、アモルファス薄帯の熱処理ある
いは冷却速度の制御により得られたネオジム・鉄・ボロ
ンの微結晶薄帯である急冷薄帯（商品名ＭＱ１、ＭＱＩ
社製）をホットプレスでバルク化して、バルク等方性磁
石（商品名ＭＱ２、ＭＱＩ社製）とし、該バルク等方性
磁石を温間一軸変形することにより、加圧方向に容易磁
化軸が配向した異方性ネオジム・鉄・ボロン磁石（商品
名ＭＱ３、ＭＱＩ社製）を得る方法である。温間一軸変
形法により得られるネオジム・鉄・ボロン磁石の異方性
の程度は、温間加圧変形の程度と相関があり、変形度が
大きくなるほど異方性の度合も大きくなる。そして、こ
の方法により、（ＢＨ）ｍａｘの理論値の約７５％に相
当する（ＢＨ）ｍａｘが実現されている。しかしなが
ら、温間一軸変形法は、Ｎｄリッチな低融点相（温間一
軸変形過程では液相）が存在する組成でしか変形が起こ
らないため、低融点相が存在しない化学量論比組成や、
より高いＦｅ組成の場合は適用できない。したがって、
従来の温間一軸変形法では、粉末冶金法で得られるネオ
ジム・鉄・ボロン系磁石よりも磁気特性を向上させるこ
とは困難であった。
【０００４】ソフト相とハード相が微細組織（１０ｎｍ
オーダー）を形成するナノコンポジット磁石は、ソフト
相とハード相が交換結合により一体化されている。そし
て、このナノコンポジット磁石は、ソフト相が存在して
いるにもかかわらず永久磁石特性を示すことが、シミュ
レーションと実測の両方で実証されている。そのため、
上記ソフト相に飽和磁化の高い材料を使用すれば、高い
飽和磁化と十分な保磁力を備え、ハード相を超える高い
磁気特性を示す可能性がある。ナノコンポジット磁石で
は、ソフト相（Ｆｅ、ＦｅＣｏ、Ｆｅ3Ｂ・ＦｅＮ系化
合物等）とハード相（Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ、ＳｍＣｏ5 、Ｓ
ｍ2Ｃｏ17、Ｓｍ2Ｆｅ1 7Ｎｘ、ＮｄＴｉＦｅ11Ｎｘ、そ
の他の窒化物）は、特定の組合せに限定される必然性は
なく、括弧内のものを自由に組合せることが可能であ
り、また、ハード相の組成により常に限定されるわけで
はない。
オーダー）を形成するナノコンポジット磁石は、ソフト
相とハード相が交換結合により一体化されている。そし
て、このナノコンポジット磁石は、ソフト相が存在して
いるにもかかわらず永久磁石特性を示すことが、シミュ
レーションと実測の両方で実証されている。そのため、
上記ソフト相に飽和磁化の高い材料を使用すれば、高い
飽和磁化と十分な保磁力を備え、ハード相を超える高い
磁気特性を示す可能性がある。ナノコンポジット磁石で
は、ソフト相（Ｆｅ、ＦｅＣｏ、Ｆｅ3Ｂ・ＦｅＮ系化
合物等）とハード相（Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ、ＳｍＣｏ5 、Ｓ
ｍ2Ｃｏ17、Ｓｍ2Ｆｅ1 7Ｎｘ、ＮｄＴｉＦｅ11Ｎｘ、そ
の他の窒化物）は、特定の組合せに限定される必然性は
なく、括弧内のものを自由に組合せることが可能であ
り、また、ハード相の組成により常に限定されるわけで
はない。
【０００５】しかしながら、ナノコンポジット磁石は、
粒子間の交換結合が有効な１０ｎｍオーダーの微細組織
においてのみ存在できるものであるが、このような微細
組織を異方性化することは実現していない。ナノコンポ
ジット磁石の特徴は、等方性組織であっても、ソフト相
が存在することにより、比較的高いＢｒ（残留磁束密
度）を示す点にあるが、等方性組織では十分な保磁力、
高い（ＢＨ）ｍａｘを発現することができない。
粒子間の交換結合が有効な１０ｎｍオーダーの微細組織
においてのみ存在できるものであるが、このような微細
組織を異方性化することは実現していない。ナノコンポ
ジット磁石の特徴は、等方性組織であっても、ソフト相
が存在することにより、比較的高いＢｒ（残留磁束密
度）を示す点にあるが、等方性組織では十分な保磁力、
高い（ＢＨ）ｍａｘを発現することができない。
【０００６】また、ナノコンポジット磁石には、バルク
化できないという問題点もある。ナノコンポジット磁石
は、通常、液体急冷法やメカニカルアロイング法等によ
り作製され、粉末又は薄帯の形で得られるが、得られた
ナノコンポジット組織を肥大化させずに、バルク磁石と
する方法はまだ考案されていない。パルス超高圧力によ
り粉体をバルク化させる特殊な方法はあるものの、到底
実用化に適した方法ではない。以上のように、ナノコン
ポジット磁石において、異方性化とバルク化を同時に実
現することは不可能であった。
化できないという問題点もある。ナノコンポジット磁石
は、通常、液体急冷法やメカニカルアロイング法等によ
り作製され、粉末又は薄帯の形で得られるが、得られた
ナノコンポジット組織を肥大化させずに、バルク磁石と
する方法はまだ考案されていない。パルス超高圧力によ
り粉体をバルク化させる特殊な方法はあるものの、到底
実用化に適した方法ではない。以上のように、ナノコン
ポジット磁石において、異方性化とバルク化を同時に実
現することは不可能であった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は、Ｒ
2Ｆｅ14Ｂをハード相としたナノコンポジット磁石であ
って、異方性化かつバルク化した希土類・鉄・ボロン系
磁石及びその製造方法を提供することを目的とする。
2Ｆｅ14Ｂをハード相としたナノコンポジット磁石であ
って、異方性化かつバルク化した希土類・鉄・ボロン系
磁石及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｒ（Ｙを含む
希土類元素の１種以上）、Ｆｅ（又は所定量のＣｏで置
換したＦｅ）、Ｂ、さらには必要によりＭ（Ａｌ、Ｖ、
Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｇａの１種以上、原子
百分比で４％以内）よりなり、Ｆｅの比率が８２原子％
以上で、ハード相がＲ2Ｆｅ14Ｂ、ソフト相がＦｅ又は
Ｆｅ3Ｂであるナノコンポジット磁石であって、希土類
・鉄・ボロン系合金の急冷薄帯から温間一軸変形によ
り、液相の存在下で、直接、異方性化して得られること
を特徴とする希土類・鉄・ボロン系磁石である。別の本
発明は、希土類・鉄・ボロン系合金の急冷薄帯を、液相
の存在下で、温間一軸変形して、直接、異方性化するこ
とを特徴とする上記希土類・鉄・ボロン系磁石の製造方
法である。この場合、液相は、ハード相に対して濡れ性
のあるＬａ−Ｆｅ系又はＲ−Ｃｕ系の低融点合金からな
るのが好ましい。本発明では、温間一軸変形後に磁石合
金周縁部に濃縮される液相を除去し、また、温間一軸変
形過程において、保持温度までの昇温は２秒以上５分以
内に行い、かつ、保持温度から３００℃以下までの降温
は５秒以上１０分以内に行うのがよい。
希土類元素の１種以上）、Ｆｅ（又は所定量のＣｏで置
換したＦｅ）、Ｂ、さらには必要によりＭ（Ａｌ、Ｖ、
Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｇａの１種以上、原子
百分比で４％以内）よりなり、Ｆｅの比率が８２原子％
以上で、ハード相がＲ2Ｆｅ14Ｂ、ソフト相がＦｅ又は
Ｆｅ3Ｂであるナノコンポジット磁石であって、希土類
・鉄・ボロン系合金の急冷薄帯から温間一軸変形によ
り、液相の存在下で、直接、異方性化して得られること
を特徴とする希土類・鉄・ボロン系磁石である。別の本
発明は、希土類・鉄・ボロン系合金の急冷薄帯を、液相
の存在下で、温間一軸変形して、直接、異方性化するこ
とを特徴とする上記希土類・鉄・ボロン系磁石の製造方
法である。この場合、液相は、ハード相に対して濡れ性
のあるＬａ−Ｆｅ系又はＲ−Ｃｕ系の低融点合金からな
るのが好ましい。本発明では、温間一軸変形後に磁石合
金周縁部に濃縮される液相を除去し、また、温間一軸変
形過程において、保持温度までの昇温は２秒以上５分以
内に行い、かつ、保持温度から３００℃以下までの降温
は５秒以上１０分以内に行うのがよい。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明の希土類・鉄・ボロン系磁
石は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂをハード相とし、該ハード相より飽
和磁化の高いソフト相との間で交換結合させ、異方性化
かつバルク化したナノコンポジット磁石であり、温間一
軸変形過程において、液相が存在する組成で急冷薄帯か
らの直接温間一軸変形、急速昇温・急速冷却のプロセス
により得られるものである。
石は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂをハード相とし、該ハード相より飽
和磁化の高いソフト相との間で交換結合させ、異方性化
かつバルク化したナノコンポジット磁石であり、温間一
軸変形過程において、液相が存在する組成で急冷薄帯か
らの直接温間一軸変形、急速昇温・急速冷却のプロセス
により得られるものである。
【００１０】本発明の希土類・鉄・ボロン系磁石は、Ｒ
（Ｙを含む希土類元素の１種以上）、Ｆｅ（又はＦｅ−
Ｃｏ）、Ｂ、さらには必要によりＭ（Ａｌ、Ｖ、Ｍｏ、
Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｇａの１種以上）よりなり、
かつＦｅ（又はＦｅ−Ｃｏ）の比率は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂの
化学量論比よりＦｅリッチな８２原子％以上の組成をも
つナノコンポジット磁石であり、そのハード相はＲ2Ｆ
ｅ14Ｂ（又はＲ2(Ｆｅ−Ｃｏ)14 Ｂ）、ソフト相はＦｅ
（又はＦｅ−Ｃｏ）又はＦｅ3 Ｂ（又は (Ｆｅ−Ｃｏ)3
Ｂ）からなる。ＲはＹを含む希土類元素であるが、Ｎ
ｄ、Ｐｒを主体とし、保磁力を増大させるため、Ｒの一
部にＴｂやＤｙを使用すると効果的である。また、上記
ＦｅはＣｏで置換可能であるが、Ｃｏ置換によりハード
相の磁気特性が低下するので、その置換比率は原子百分
比でＦｅとＣｏの合計の２０％を上限とするのが望まし
い。さらに、Ｆｅ又はＦｅ−Ｃｏは添加元素Ｍ（Ａｌ、
Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｇａの１種以上）
で少量、置換してもよい。Ｍは組織の微細化に効果があ
り、保磁力増大に寄与するものの、Ｍによる置換の程度
が原子百分比で全組成に対し４％以上になると磁気特性
が低下しすぎることになるので、４％以内とするのが望
ましい。ただし、Ｍの添加量が少なすぎると微細化の効
果が現れなくなるので、好ましくは０．１％以上添加し
た方がよい。なお、希土類・鉄・ボロン系合金の作製や
磁石製造の工程で混入する、Ｃ、Ｎ、Ｏその他の不純物
の量については少ないほど望ましいが、１％以内とする
ことは不可避である。
（Ｙを含む希土類元素の１種以上）、Ｆｅ（又はＦｅ−
Ｃｏ）、Ｂ、さらには必要によりＭ（Ａｌ、Ｖ、Ｍｏ、
Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｇａの１種以上）よりなり、
かつＦｅ（又はＦｅ−Ｃｏ）の比率は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂの
化学量論比よりＦｅリッチな８２原子％以上の組成をも
つナノコンポジット磁石であり、そのハード相はＲ2Ｆ
ｅ14Ｂ（又はＲ2(Ｆｅ−Ｃｏ)14 Ｂ）、ソフト相はＦｅ
（又はＦｅ−Ｃｏ）又はＦｅ3 Ｂ（又は (Ｆｅ−Ｃｏ)3
Ｂ）からなる。ＲはＹを含む希土類元素であるが、Ｎ
ｄ、Ｐｒを主体とし、保磁力を増大させるため、Ｒの一
部にＴｂやＤｙを使用すると効果的である。また、上記
ＦｅはＣｏで置換可能であるが、Ｃｏ置換によりハード
相の磁気特性が低下するので、その置換比率は原子百分
比でＦｅとＣｏの合計の２０％を上限とするのが望まし
い。さらに、Ｆｅ又はＦｅ−Ｃｏは添加元素Ｍ（Ａｌ、
Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｇａの１種以上）
で少量、置換してもよい。Ｍは組織の微細化に効果があ
り、保磁力増大に寄与するものの、Ｍによる置換の程度
が原子百分比で全組成に対し４％以上になると磁気特性
が低下しすぎることになるので、４％以内とするのが望
ましい。ただし、Ｍの添加量が少なすぎると微細化の効
果が現れなくなるので、好ましくは０．１％以上添加し
た方がよい。なお、希土類・鉄・ボロン系合金の作製や
磁石製造の工程で混入する、Ｃ、Ｎ、Ｏその他の不純物
の量については少ないほど望ましいが、１％以内とする
ことは不可避である。
【００１１】本発明の希土類・鉄・ボロン系磁石は、液
体急冷法又はメカニカルアロイング法で得られる、薄帯
あるいは粉末（以下、これらを急冷薄帯と言う）から製
造される。急冷薄帯は粒子間に交換結合が生じた１０ｎ
ｍオーダーの微細組織状態又はアモルファス状態のどち
らでもよいが、温間一軸変形の過程で磁石合金微粒子の
粒径の肥大を極力抑制するためにはアモルファス状態の
方が望ましい。
体急冷法又はメカニカルアロイング法で得られる、薄帯
あるいは粉末（以下、これらを急冷薄帯と言う）から製
造される。急冷薄帯は粒子間に交換結合が生じた１０ｎ
ｍオーダーの微細組織状態又はアモルファス状態のどち
らでもよいが、温間一軸変形の過程で磁石合金微粒子の
粒径の肥大を極力抑制するためにはアモルファス状態の
方が望ましい。
【００１２】急冷薄帯を温間一軸変形して直接、異方性
化することにより、本発明の希土類・鉄・ボロン系磁石
が得られる。従来方法においては、急冷薄帯を温間一軸
変形して異方性化する場合、一度ホットプレスにより急
冷薄帯をバルク化し、得られた等方性磁石ブロックを、
もう一度昇温した後、温間一軸変形して異方性化してい
た。しかしながら、本発明では、急冷薄帯を急速昇温し
て、直接、温間一軸変形する。そのため、異方性化過程
では急冷薄帯に対して必要最小限の熱処理しか行われな
いので、温間一軸変形過程における微細組織の肥大化が
抑制され、その結果、粒子間の交換結合が十分に行われ
ることになる。
化することにより、本発明の希土類・鉄・ボロン系磁石
が得られる。従来方法においては、急冷薄帯を温間一軸
変形して異方性化する場合、一度ホットプレスにより急
冷薄帯をバルク化し、得られた等方性磁石ブロックを、
もう一度昇温した後、温間一軸変形して異方性化してい
た。しかしながら、本発明では、急冷薄帯を急速昇温し
て、直接、温間一軸変形する。そのため、異方性化過程
では急冷薄帯に対して必要最小限の熱処理しか行われな
いので、温間一軸変形過程における微細組織の肥大化が
抑制され、その結果、粒子間の交換結合が十分に行われ
ることになる。
【００１３】［従来の技術］で述べたように、Ｆｅの比
率が８２原子％以上で、ハード相がＲ2Ｆｅ14Ｂである
希土類・鉄・ボロン系合金は、温間で一軸加圧を行って
も、ほとんど変形が起こらず異方性化しない。そこで、
この問題を解決するため、本発明では、希土類・鉄・ボ
ロン系磁石合金を、Ｆｅの比率が８２原子％以上で、か
つ、温間一軸変形の過程で液相が存在するように調製す
る。この液相は希土類・鉄・ボロン系磁石合金と全く関
連性のないもの（例えば、低融点半田合金）では、希土
類・鉄・ボロン系磁石合金との濡れ性が悪く、温間一軸
変形に寄与しないので、温間一軸変形過程で液相とな
り、かつ、希土類・鉄・ボロン系磁石合金と濡れ性を有
するものが必要となる。本発明者らは、このような条件
を満たす合金について種々検討した結果、Ｌａ−Ｆｅ系
合金あるいはＲ−Ｃｕ系合金が好ましいことを見出し
た。このような組織を得るには、組織中にＬａ、Ｃｕを
直接添加するか、Ｌａ−Ｆｅ系合金、Ｒ−Ｃｕ系合金を
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金に配合させる。この場合、Ｌａ、Ｃ
ｕの添加量は、当初の組成に対し２ｗｔ％以下にするこ
とが好ましい。なお、Ｌａ−Ｆｅ系の二元合金は金属間
化合物を作らず、また、Ｌａ−Ｆｅ−Ｂ系の三元合金
は、Ｌａ2Ｆｅ14Ｂを非常に生成しにくい。Ｌａ−Ｆｅ
系の二元合金は、Ｌａリッチ側で共晶反応により８００
℃以下で液相となる。この液相は、元の希土類・鉄・ボ
ロン系磁石合金と類似性がありＲ2 Ｆｅ14Ｂ相との濡れ
性が良好であるので、温間一軸変形に寄与する。一方の
Ｒ−Ｃｕ系合金も、ＣｕはＲ2Ｆｅ14ＢのＦｅを置換せ
ず、かつＲ−Ｃｕ系で生成される化合物は融点が低いた
め、本発明の液相として適当である。本発明では、この
ような低融点相が温間一軸変形過程で液相となり、該液
相を介して再配向を行うことにより、従来技術では困難
であった異方性化が達成される。
率が８２原子％以上で、ハード相がＲ2Ｆｅ14Ｂである
希土類・鉄・ボロン系合金は、温間で一軸加圧を行って
も、ほとんど変形が起こらず異方性化しない。そこで、
この問題を解決するため、本発明では、希土類・鉄・ボ
ロン系磁石合金を、Ｆｅの比率が８２原子％以上で、か
つ、温間一軸変形の過程で液相が存在するように調製す
る。この液相は希土類・鉄・ボロン系磁石合金と全く関
連性のないもの（例えば、低融点半田合金）では、希土
類・鉄・ボロン系磁石合金との濡れ性が悪く、温間一軸
変形に寄与しないので、温間一軸変形過程で液相とな
り、かつ、希土類・鉄・ボロン系磁石合金と濡れ性を有
するものが必要となる。本発明者らは、このような条件
を満たす合金について種々検討した結果、Ｌａ−Ｆｅ系
合金あるいはＲ−Ｃｕ系合金が好ましいことを見出し
た。このような組織を得るには、組織中にＬａ、Ｃｕを
直接添加するか、Ｌａ−Ｆｅ系合金、Ｒ−Ｃｕ系合金を
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金に配合させる。この場合、Ｌａ、Ｃ
ｕの添加量は、当初の組成に対し２ｗｔ％以下にするこ
とが好ましい。なお、Ｌａ−Ｆｅ系の二元合金は金属間
化合物を作らず、また、Ｌａ−Ｆｅ−Ｂ系の三元合金
は、Ｌａ2Ｆｅ14Ｂを非常に生成しにくい。Ｌａ−Ｆｅ
系の二元合金は、Ｌａリッチ側で共晶反応により８００
℃以下で液相となる。この液相は、元の希土類・鉄・ボ
ロン系磁石合金と類似性がありＲ2 Ｆｅ14Ｂ相との濡れ
性が良好であるので、温間一軸変形に寄与する。一方の
Ｒ−Ｃｕ系合金も、ＣｕはＲ2Ｆｅ14ＢのＦｅを置換せ
ず、かつＲ−Ｃｕ系で生成される化合物は融点が低いた
め、本発明の液相として適当である。本発明では、この
ような低融点相が温間一軸変形過程で液相となり、該液
相を介して再配向を行うことにより、従来技術では困難
であった異方性化が達成される。
【００１４】液相を媒介とした温間一軸変形により、急
冷薄帯を十分に加圧変形して直接、異方性化した後は、
Ｌａ−Ｆｅ系（又はＲ−Ｃｕ系）の低融点合金からなる
液相は、圧力がフリーとなる磁石合金周縁部に絞り出さ
れて濃縮される。その際、磁石合金中心部には液相成分
はほとんど存在しない状態となる。従来方法のように、
磁石合金を等方性バルク磁石にした後に異方性化する方
法では、低融点液相成分は磁石合金周縁部で濃縮され
ず、内部に均一に分散する。すなわち、低融点液相が磁
石合金周縁部で濃縮される現象は、本発明のように、急
冷薄帯を直接、温間一軸変形した場合にのみ見られる。
低融点液相は非磁性であるため永久磁石の磁気特性には
寄与せず、温間一軸変形が終了した後は磁気特性を低下
させるのみである。したがって、低融点液相が濃縮され
た磁石合金周縁部を除去して、ほとんど磁性相よりなる
中心部を使用することにより、高い磁気特性を有する異
方性ナノコンポジット磁石が得られる。
冷薄帯を十分に加圧変形して直接、異方性化した後は、
Ｌａ−Ｆｅ系（又はＲ−Ｃｕ系）の低融点合金からなる
液相は、圧力がフリーとなる磁石合金周縁部に絞り出さ
れて濃縮される。その際、磁石合金中心部には液相成分
はほとんど存在しない状態となる。従来方法のように、
磁石合金を等方性バルク磁石にした後に異方性化する方
法では、低融点液相成分は磁石合金周縁部で濃縮され
ず、内部に均一に分散する。すなわち、低融点液相が磁
石合金周縁部で濃縮される現象は、本発明のように、急
冷薄帯を直接、温間一軸変形した場合にのみ見られる。
低融点液相は非磁性であるため永久磁石の磁気特性には
寄与せず、温間一軸変形が終了した後は磁気特性を低下
させるのみである。したがって、低融点液相が濃縮され
た磁石合金周縁部を除去して、ほとんど磁性相よりなる
中心部を使用することにより、高い磁気特性を有する異
方性ナノコンポジット磁石が得られる。
【００１５】急冷薄帯の温間一軸変形は、短時間で行わ
ないと微細粒子の肥大化が起こるので、これを避けるた
めに、温間一軸変形過程において、温間一軸変形させる
保持温度までの昇温を２秒以上５分以内に行い、かつ、
保持温度から３００℃以下までの降温は５秒以上１０分
以内に行うことが好ましい。この場合、保持温度は５０
０〜１０００℃である。このような短時間の高速昇温と
降温が可能な具体的方法の一例として、通電粉末圧延法
がある。この方法は、図１に示したように機械粉砕によ
る急冷薄帯の粉末１をホッパー２上部よりロール３内に
投入し、被圧延粉末を介して大電流を通電するとロール
出口が最高温度となるので、このロール３で粉末１を加
圧することによりシート４に成形し、一軸温間変形を行
う方法である。この方法によれば加圧する場合、ロール
３の軸に平行な方向は圧力が逃げるため一軸圧縮とな
る。また、ロール３による圧縮が始まるまでは、急冷薄
帯は粉末状であるため、通電しても電源５からは電流が
流れず、したがって、ほとんど昇温が起こらない。すな
わち、ロール３内において、ある程度圧縮されることに
よって初めて通電し、また、圧延材がロール３を出た時
点で通電しなくなって降温フェーズに入るため、急冷薄
帯が加熱されている時間は極めて短時間である。
ないと微細粒子の肥大化が起こるので、これを避けるた
めに、温間一軸変形過程において、温間一軸変形させる
保持温度までの昇温を２秒以上５分以内に行い、かつ、
保持温度から３００℃以下までの降温は５秒以上１０分
以内に行うことが好ましい。この場合、保持温度は５０
０〜１０００℃である。このような短時間の高速昇温と
降温が可能な具体的方法の一例として、通電粉末圧延法
がある。この方法は、図１に示したように機械粉砕によ
る急冷薄帯の粉末１をホッパー２上部よりロール３内に
投入し、被圧延粉末を介して大電流を通電するとロール
出口が最高温度となるので、このロール３で粉末１を加
圧することによりシート４に成形し、一軸温間変形を行
う方法である。この方法によれば加圧する場合、ロール
３の軸に平行な方向は圧力が逃げるため一軸圧縮とな
る。また、ロール３による圧縮が始まるまでは、急冷薄
帯は粉末状であるため、通電しても電源５からは電流が
流れず、したがって、ほとんど昇温が起こらない。すな
わち、ロール３内において、ある程度圧縮されることに
よって初めて通電し、また、圧延材がロール３を出た時
点で通電しなくなって降温フェーズに入るため、急冷薄
帯が加熱されている時間は極めて短時間である。
【００１６】この通電粉末圧延法によれば、アモルファ
ス状態（又は微細結晶状態）から結晶化した組織になる
までに、磁石合金の粒径はあまり肥大せず、１０ｎｍオ
ーダーの微細組織のままの異方性バルク化ナノコンポジ
ット磁石が得られる。温間一軸変形を行う最高温度と昇
温・降温の速度は、ロール３間に通電する電流値とロー
ル３回転数を調節し、加圧変形度合は、ロール間の圧力
と間隔を調節することで最適化することができる。通電
圧延部は圧延体の酸化劣化を防止するため、不活性ガス
雰囲気又は真空雰囲気であることが望ましい。ロール３
は１段でも多段でもよい。なお、温間一軸変形を行う方
法は、上記方法に限定されるものではなく、加圧放電焼
結法等の同様な機能を有する方法であれば、いずれでも
よい。
ス状態（又は微細結晶状態）から結晶化した組織になる
までに、磁石合金の粒径はあまり肥大せず、１０ｎｍオ
ーダーの微細組織のままの異方性バルク化ナノコンポジ
ット磁石が得られる。温間一軸変形を行う最高温度と昇
温・降温の速度は、ロール３間に通電する電流値とロー
ル３回転数を調節し、加圧変形度合は、ロール間の圧力
と間隔を調節することで最適化することができる。通電
圧延部は圧延体の酸化劣化を防止するため、不活性ガス
雰囲気又は真空雰囲気であることが望ましい。ロール３
は１段でも多段でもよい。なお、温間一軸変形を行う方
法は、上記方法に限定されるものではなく、加圧放電焼
結法等の同様な機能を有する方法であれば、いずれでも
よい。
【００１７】
【実施例】以下、本発明の実施例を示すが、本発明はこ
れに限定されるものではない。 （実施例１）原子百分比で８％Ｎｄ、１％Ｌａ、７６％
Ｆｅ、１０％Ｃｏ、５％Ｂ及び不可避の不純物よりなる
溶解合金を、減圧Ａｒガス雰囲気下で液体急冷を行い、
周速６０ｍ／ｓｅｃの単ロール装置でアモルファス急冷
薄帯とした。次に、該アモルファス急冷薄帯を機械で粉
砕して、１００メッシュ以下の粉末とし、Ａｒガス雰囲
気内で、通電粉末圧延法により、得られた粉末の異方性
化及びバルク薄板化を同時に行った。その際、一軸圧は
平均で５００ｋｇ／ｃｍ2 で、電流は１０ｋＡ、ロール
周速は１ｍｍ／ｓｅｃであり、温間一軸変形させる保持
温度領域（８００℃）まで約２０秒で室温から昇温し、
約４０秒で３００℃以下まで降温した。作製された２０
ｍｍ幅で１ｍｍ厚の薄板のうち、Ｌａの大部分が縁部に
濃縮されており、該部分である両端２．５ｍｍを除去し
て、残り１５ｍｍ幅の薄板を加圧方向にＢｒ、ｉＨｃを
計測したところ、Ｂｒ＝１．６６Ｔ、ｉＨｃ＝８００ｋ
Ａ／ｍであり、異方性化した磁気特性が得られた。ま
た、得られた薄板の組成は、８．１％Ｎｄ、０．１％Ｌ
ａ、７６．５％Ｆｅ、１０．１％Ｃｏ、５．１％Ｂであ
り、Ｆｅ−ＣｏとＮｄ2（Ｆｅ−Ｃｏ）14Ｂよりなって
いた。
れに限定されるものではない。 （実施例１）原子百分比で８％Ｎｄ、１％Ｌａ、７６％
Ｆｅ、１０％Ｃｏ、５％Ｂ及び不可避の不純物よりなる
溶解合金を、減圧Ａｒガス雰囲気下で液体急冷を行い、
周速６０ｍ／ｓｅｃの単ロール装置でアモルファス急冷
薄帯とした。次に、該アモルファス急冷薄帯を機械で粉
砕して、１００メッシュ以下の粉末とし、Ａｒガス雰囲
気内で、通電粉末圧延法により、得られた粉末の異方性
化及びバルク薄板化を同時に行った。その際、一軸圧は
平均で５００ｋｇ／ｃｍ2 で、電流は１０ｋＡ、ロール
周速は１ｍｍ／ｓｅｃであり、温間一軸変形させる保持
温度領域（８００℃）まで約２０秒で室温から昇温し、
約４０秒で３００℃以下まで降温した。作製された２０
ｍｍ幅で１ｍｍ厚の薄板のうち、Ｌａの大部分が縁部に
濃縮されており、該部分である両端２．５ｍｍを除去し
て、残り１５ｍｍ幅の薄板を加圧方向にＢｒ、ｉＨｃを
計測したところ、Ｂｒ＝１．６６Ｔ、ｉＨｃ＝８００ｋ
Ａ／ｍであり、異方性化した磁気特性が得られた。ま
た、得られた薄板の組成は、８．１％Ｎｄ、０．１％Ｌ
ａ、７６．５％Ｆｅ、１０．１％Ｃｏ、５．１％Ｂであ
り、Ｆｅ−ＣｏとＮｄ2（Ｆｅ−Ｃｏ）14Ｂよりなって
いた。
【００１８】（実施例２）原子百分比で６％Ｐｒ、１．
５％Ｌａ、８７．５％Ｆｅ、５％Ｂ及び不可避の不純物
よりなる溶解合金を、実施例１と同じ条件で急冷してア
モルファス急冷薄帯を作製した。また、該条件と同じ条
件の通電粉末圧延法でバルク薄板とし、作製された２０
ｍｍ幅で１ｍｍ厚の薄板のうち、縁部に濃縮されていた
Ｌａの部分である両端２．５ｍｍを除去して、残り１５
ｍｍ幅の薄板を加圧方向（１ｍｍ厚方向）にＢｒ、ｉＨ
ｃを計測したところ、Ｂｒ＝１．５３Ｔ、ｉＨｃ＝９９
０ｋＡ／ｍであり、異方性化した磁気特性が得られた。
また、得られた薄板の組成は、６．５％Ｐｒ、０．１％
Ｌａ、８８％Ｆｅ、５．４％Ｂで、ＦｅとＰｒ2Ｆｅ1 4
Ｂよりなっていた。
５％Ｌａ、８７．５％Ｆｅ、５％Ｂ及び不可避の不純物
よりなる溶解合金を、実施例１と同じ条件で急冷してア
モルファス急冷薄帯を作製した。また、該条件と同じ条
件の通電粉末圧延法でバルク薄板とし、作製された２０
ｍｍ幅で１ｍｍ厚の薄板のうち、縁部に濃縮されていた
Ｌａの部分である両端２．５ｍｍを除去して、残り１５
ｍｍ幅の薄板を加圧方向（１ｍｍ厚方向）にＢｒ、ｉＨ
ｃを計測したところ、Ｂｒ＝１．５３Ｔ、ｉＨｃ＝９９
０ｋＡ／ｍであり、異方性化した磁気特性が得られた。
また、得られた薄板の組成は、６．５％Ｐｒ、０．１％
Ｌａ、８８％Ｆｅ、５．４％Ｂで、ＦｅとＰｒ2Ｆｅ1 4
Ｂよりなっていた。
【００１９】（実施例３）原子百分比で８％Ｎｄ、８
２．５％Ｆｅ、８％Ｂ、１％Ａｌ、０．５％Ｔｉ及び不
可避の不純物よりなる予め合金化したものを重量比で９
５％と、ＳｍＣｕ合金を重量比で５％を所定比に混合
し、該混合溶解合金を減圧Ａｒガス雰囲気下で液体急冷
を行い、周速６０ｍ／ｓｅｃの単ロール装置でアモルフ
ァス急冷薄帯とした。次に、通電粉末圧延の電流値を１
５ｋＡとした以外は、実施例１と同様にして縁部に濃縮
していたＣｕを除去して薄板を作製し、加圧方向にＢ
ｒ、ｉＨｃを計測したところ、Ｂｒ＝１．４５Ｔ、ｉＨ
ｃ＝１２５０ｋＡ／ｍであり、異方性化した磁気特性が
得られた。得られた薄板を手動粉砕した２０メッシュ以
下の粉末をＸ線回折で測定したところ、基本的にＮｄ2
Ｆｅ14ＢとＦｅ3Ｂからなることが確認できた。
２．５％Ｆｅ、８％Ｂ、１％Ａｌ、０．５％Ｔｉ及び不
可避の不純物よりなる予め合金化したものを重量比で９
５％と、ＳｍＣｕ合金を重量比で５％を所定比に混合
し、該混合溶解合金を減圧Ａｒガス雰囲気下で液体急冷
を行い、周速６０ｍ／ｓｅｃの単ロール装置でアモルフ
ァス急冷薄帯とした。次に、通電粉末圧延の電流値を１
５ｋＡとした以外は、実施例１と同様にして縁部に濃縮
していたＣｕを除去して薄板を作製し、加圧方向にＢ
ｒ、ｉＨｃを計測したところ、Ｂｒ＝１．４５Ｔ、ｉＨ
ｃ＝１２５０ｋＡ／ｍであり、異方性化した磁気特性が
得られた。得られた薄板を手動粉砕した２０メッシュ以
下の粉末をＸ線回折で測定したところ、基本的にＮｄ2
Ｆｅ14ＢとＦｅ3Ｂからなることが確認できた。
【００２０】（実施例４）原子百分比で８％Ｎｄ、１％
Ｌａ、８４．５％Ｆｅ、５％Ｂ、１％Ｃｕ、０．５％Ｍ
ｏ及び不可避の不純物よりなる溶解合金を減圧Ａｒガス
雰囲気下で液体急冷を行い、周速６０ｍ／ｓｅｃの単ロ
ール装置でアモルファス急冷薄帯とした。次に、通電粉
末圧延の電流値を１５ｋＡとした以外は、実施例１と同
様にして縁部に濃縮していたＣｕを除去して薄板を作製
し、加圧方向にＢｒ、ｉＨｃを計測したところ、Ｂｒ＝
１．５３Ｔ、ｉＨｃ＝１０４０ｋＡ／ｍであり、異方性
化した磁気特性が得られた。得られた薄板を手動粉砕し
た２０メッシュ以下の粉末をＸ線回折で測定したとこ
ろ、基本的にＮｄ2Ｆｅ14ＢとＦｅ3Ｂからなることが確
認できた。
Ｌａ、８４．５％Ｆｅ、５％Ｂ、１％Ｃｕ、０．５％Ｍ
ｏ及び不可避の不純物よりなる溶解合金を減圧Ａｒガス
雰囲気下で液体急冷を行い、周速６０ｍ／ｓｅｃの単ロ
ール装置でアモルファス急冷薄帯とした。次に、通電粉
末圧延の電流値を１５ｋＡとした以外は、実施例１と同
様にして縁部に濃縮していたＣｕを除去して薄板を作製
し、加圧方向にＢｒ、ｉＨｃを計測したところ、Ｂｒ＝
１．５３Ｔ、ｉＨｃ＝１０４０ｋＡ／ｍであり、異方性
化した磁気特性が得られた。得られた薄板を手動粉砕し
た２０メッシュ以下の粉末をＸ線回折で測定したとこ
ろ、基本的にＮｄ2Ｆｅ14ＢとＦｅ3Ｂからなることが確
認できた。
【００２１】
【発明の効果】本発明により、希土類・鉄・ボロン系磁
石合金を、液相の存在下、高速昇温、高速降温条件で直
接、温間一軸変形することにより、今までナノコンポジ
ット磁石で不可能であった異方性化とバルク化を同時に
実現することができる。これにより、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ組成
より高Ｆｅ側で、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相のバルク磁気特性を超
える値を得ることが可能となった。
石合金を、液相の存在下、高速昇温、高速降温条件で直
接、温間一軸変形することにより、今までナノコンポジ
ット磁石で不可能であった異方性化とバルク化を同時に
実現することができる。これにより、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ組成
より高Ｆｅ側で、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相のバルク磁気特性を超
える値を得ることが可能となった。
【図１】通電粉末圧延法の概念図である。
１ 粉末 ４ シート ２ ホッパー ５ 電源 ３ ロール
Claims (7)
- 【請求項１】 Ｒ（Ｙを含む希土類元素の１種以上）、
Ｆｅ、Ｂよりなり、Ｆｅの比率が８２原子％以上で、ハ
ード相がＲ2Ｆｅ14Ｂ、ソフト相がＦｅ又はＦｅ3Ｂであ
るナノコンポジット磁石であって、希土類・鉄・ボロン
系合金の急冷薄帯から温間一軸変形により、液相の存在
下で、直接、異方性化して得られることを特徴とする希
土類・鉄・ボロン系磁石。 - 【請求項２】 Ｒ（Ｙを含む希土類元素の１種以上）、
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂよりなり、ＦｅとＣｏの合計した比率が
８２原子％以上、Ｃｏの比率がＦｅとＣｏの合計の２０
原子％以内で、ハード相がＲ2（Ｆｅ−Ｃｏ）14Ｂ、ソ
フト相がＦｅ−Ｃｏ又は（Ｆｅ−Ｃｏ）3Ｂであるナノ
コンポジット磁石であって、希土類・鉄・ボロン系合金
の急冷薄帯から温間一軸変形により、液相の存在下で、
直接、異方性化して得られることを特徴とする希土類・
鉄・ボロン系磁石。 - 【請求項３】 Ｒ（Ｙを含む希土類元素の１種以上）、
Ｆｅ、Ｍ（Ａｌ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、
Ｇａの１種以上、原子百分比で４％以内）、Ｂよりな
り、Ｆｅの比率が８２原子％以上、基本的にハード相が
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ、ソフト相がＦｅ又はＦｅ3Ｂであるナノコ
ンポジット磁石であって、希土類・鉄・ボロン系合金の
急冷薄帯から温間一軸変形により、液相の存在下で、直
接、異方性化して得られることを特徴とする希土類・鉄
・ボロン系磁石。 - 【請求項４】 Ｒ（Ｙを含む希土類元素の１種以上）、
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍ（Ａｌ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、
Ｃｕ、Ｇａの１種以上、原子百分比で４％以内）、Ｂよ
りなり、ＦｅとＣｏの合計した比率が８２原子％以上、
Ｃｏの比率がＦｅとＣｏの合計の２０原子％以内で、基
本的にハード相がＲ2（Ｆｅ−Ｃｏ）1 4Ｂ、ソフト相が
（Ｆｅ−Ｃｏ）又は（Ｆｅ−Ｃｏ）3Ｂであるナノコン
ポジット磁石であって、希土類・鉄・ボロン系合金の急
冷薄帯から温間一軸変形により、液相の存在下で、直
接、異方性化して得られることを特徴とする希土類・鉄
・ボロン系磁石。 - 【請求項５】 希土類・鉄・ボロン系合金の急冷薄帯
を、液相の存在下で、温間一軸変形して、直接、異方性
化することを特徴とする請求項１〜４記載の希土類・鉄
・ボロン系磁石の製造方法。 - 【請求項６】 温間一軸変形後に磁石合金周縁部に濃縮
される液相を除去することを特徴とする請求項５記載の
希土類・鉄・ボロン系磁石の製造方法。 - 【請求項７】 温間一軸変形過程において、保持温度ま
での昇温を２秒以上５分以内に行い、かつ、保持温度か
ら３００℃以下までの降温を５秒以上１０分以内に行う
ことを特徴とする請求項５記載の希土類・鉄・ボロン系
磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35740299A JP4071911B2 (ja) | 1998-12-17 | 1999-12-16 | 希土類・鉄・ボロン系磁石とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10-358573 | 1998-12-17 | ||
| JP35857398 | 1998-12-17 | ||
| JP35740299A JP4071911B2 (ja) | 1998-12-17 | 1999-12-16 | 希土類・鉄・ボロン系磁石とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000235909A true JP2000235909A (ja) | 2000-08-29 |
| JP4071911B2 JP4071911B2 (ja) | 2008-04-02 |
Family
ID=26580601
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35740299A Expired - Fee Related JP4071911B2 (ja) | 1998-12-17 | 1999-12-16 | 希土類・鉄・ボロン系磁石とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4071911B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003044812A1 (en) * | 2001-11-22 | 2003-05-30 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Nanocomposite magnet |
| US6800145B2 (en) | 2001-05-17 | 2004-10-05 | Nissan Motor Co., Ltd. | Rare earth magnet alloy, manufacturing method thereof and product applied with rare earth magnet alloy |
| JP2007123467A (ja) * | 2005-10-27 | 2007-05-17 | Honda Motor Co Ltd | 異方性磁石の製造方法 |
| JP2007524986A (ja) * | 2003-02-06 | 2007-08-30 | マグネクエンチ，インコーポレーテッド | フェライトと置き換えるための高度に急冷可能なＦｅ系希土材料 |
| US7371292B2 (en) | 2002-11-12 | 2008-05-13 | Nissan Motor Co., Ltd. | Nd-Fe-B type anisotropic exchange spring magnet and method of producing the same |
-
1999
- 1999-12-16 JP JP35740299A patent/JP4071911B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6800145B2 (en) | 2001-05-17 | 2004-10-05 | Nissan Motor Co., Ltd. | Rare earth magnet alloy, manufacturing method thereof and product applied with rare earth magnet alloy |
| WO2003044812A1 (en) * | 2001-11-22 | 2003-05-30 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Nanocomposite magnet |
| US7371292B2 (en) | 2002-11-12 | 2008-05-13 | Nissan Motor Co., Ltd. | Nd-Fe-B type anisotropic exchange spring magnet and method of producing the same |
| JP2007524986A (ja) * | 2003-02-06 | 2007-08-30 | マグネクエンチ，インコーポレーテッド | フェライトと置き換えるための高度に急冷可能なＦｅ系希土材料 |
| JP4755080B2 (ja) * | 2003-02-06 | 2011-08-24 | マグネクエンチ，インコーポレーテッド | フェライトと置き換えるための高度に急冷可能なＦｅ系希土材料 |
| JP2007123467A (ja) * | 2005-10-27 | 2007-05-17 | Honda Motor Co Ltd | 異方性磁石の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4071911B2 (ja) | 2008-04-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0101552B2 (en) | Magnetic materials, permanent magnets and methods of making those | |
| EP1014393B1 (en) | Rare earth/iron/boron-based permanent magnet and method for the preparation thereof | |
| JP3724513B2 (ja) | 永久磁石の製造方法 | |
| JP3983999B2 (ja) | 異方性交換スプリング磁石の製造方法とこれを備えてなるモータ | |
| JP2001035712A (ja) | 磁石粉末および等方性ボンド磁石 | |
| US5230751A (en) | Permanent magnet with good thermal stability | |
| JP2513994B2 (ja) | 永久磁石 | |
| JP3488358B2 (ja) | 微細結晶永久磁石合金及び永久磁石粉末の製造方法 | |
| JP2665590B2 (ja) | 希土類―鉄―ボロン系磁気異方性焼結永久磁石原料用合金薄板並びに磁気異方性焼結永久磁石原料用合金粉末，及び磁気異方性焼結永久磁石 | |
| JP3560387B2 (ja) | 磁性材料とその製造法 | |
| JP3622652B2 (ja) | 異方性バルク交換スプリング磁石およびその製造方法 | |
| JP3277932B2 (ja) | 磁石粉末、ボンド磁石の製造方法およびボンド磁石 | |
| JP4071911B2 (ja) | 希土類・鉄・ボロン系磁石とその製造方法 | |
| JP2001155911A (ja) | 薄帯状磁石材料、磁石粉末および希土類ボンド磁石 | |
| JPH08316018A (ja) | 磁石およびボンディッド磁石 | |
| JPH0682575B2 (ja) | 希土類−Ｆｅ−Ｂ系合金磁石粉末 | |
| JP3645312B2 (ja) | 磁性材料と製造法 | |
| JP3784085B2 (ja) | 安定した保磁力を有する磁性材料およびその製法 | |
| JP2745042B2 (ja) | 希土類−鉄−ボロン系合金薄板、合金粉末及び永久磁石の製造方法 | |
| JP3941418B2 (ja) | 異方性交換スプリング磁石用合金および異方性交換スプリング磁石の製造方法 | |
| JPH10312918A (ja) | 磁石およびボンディッド磁石 | |
| JPH045739B2 (ja) | ||
| JPH10163014A (ja) | 希土類永久磁石の製造方法 | |
| JP3643214B2 (ja) | 積層永久磁石の製造方法 | |
| JP3231000B2 (ja) | 希土類永久磁石の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20051117 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070718 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070914 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20071015 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20071214 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080115 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080118 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4071911 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110125 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110125 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140125 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |