JP2000294416A

JP2000294416A - 希土類ボンド磁石

Info

Publication number: JP2000294416A
Application number: JP11101270A
Authority: JP
Inventors: Masahiro Tobise; 飛世　　正博; Katsunori Iwasaki; 克典岩崎
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1999-04-08
Filing date: 1999-04-08
Publication date: 2000-10-20

Abstract

(57)【要約】【課題】従来の等方性希土類ボンド磁石に比べて、同
等以上の室温における最大エネルギー積（ＢＨ）maxお
よび改善された不可逆減磁率（耐熱性）を有する等方性
の希土類ボンド磁石を提供する。【解決手段】原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ＋δ)}
Ｍ_βＢ_γＮ_δ（ＲはＹを含む希土類元素の１種または２
種以上でありＳｍを必ず含む、ＴはＦｅまたはＦｅとＣ
ｏ、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの１種または２種以
上、５≦α≦１８，０≦β≦５０，０≦γ≦５，４≦δ
≦３０）で表される主成分組成を有する磁石粉末と結着
樹脂とからなり、室温における最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）maxが７．５ＭＧＯｅ以上であり、かつパーミアン
ス係数（Ｐｃ）＝２において大気中で２００℃×５００
時間の加熱後室温に戻したときの不可逆減磁率が６．５
％以下であることを特徴とする希土類ボンド磁石。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、従来の等方性希土
類ボンド磁石に比べて、同等以上の室温における最大エ
ネルギー積（ＢＨ）maxおよび改善された不可逆減磁率
（耐熱性）を有する等方性の希土類ボンド磁石に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】希土類ボンド磁石に最も多用されている
のは、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型金属間化合物を主相とする合
金組成に調整した溶湯を溶湯急冷法により超急冷し一端
非晶質合金を得、続いて必要に応じて粉砕後、熱処理を
施して結晶化したＮｄ_２Ｆｅ_１ _４Ｂ型金属間化合物を主
相とする等方性の磁石粉末である。その他、前記合金組
成に調整後、溶解、鋳造した合金を粉砕し、続いていわ
ゆる水素化、相分解、脱水素、再結合反応処理法（特許
第１９４７３３２号参照）を適用して異方性を有する微
細再結晶組織のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型金属間化合物を主相
とするボンド磁石用粉末としたものがある。あるいは前
記非晶質合金の薄片をホットプレス等により温間で加圧
成形し高密度化後、さらに温間で据込み加工等の塑性加
工を施すことにより異方性を有する微細結晶組織のＮｄ
_２Ｆｅ_１４Ｂ型金属間化合物を主相とするボンド磁石用
粉末としたものがある。

【０００３】昨今の希土類ボンド磁石には１５０℃を超
える高温環境下で高い磁気特性を具備することが求めら
れている。例えば移動体通信用の電子ブザーに組み込む
場合、希土類ボンド磁石を着磁後２３０℃付近のリフロ
ーはんだ槽内を通過させることが自動化ラインで行われ
る。本発明者らの調査の結果、リフローはんだ槽内を通
過時の加熱（約２３０℃×１５分間の加熱に相当）によ
る熱減磁と、この加熱の際に希土類ボンド磁石に内在す
る新生面（希土類ボンド磁石の圧縮成形時に薄片が割れ
て、露呈した活性な面）が酸化して磁気特性が劣化する
問題があることが確認された。この問題はＮｄ_２Ｆｅ
_１４Ｂ型金属間化合物を主相とする磁石粉末を配合した
希土類ボンド磁石で顕著である。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】したがって本発明の課
題は、従来の等方性希土類ボンド磁石に比べて、同等以
上の室温における最大エネルギー積（ＢＨ）maxおよび
改善された不可逆減磁率（耐熱性）を有する等方性の希
土類ボンド磁石を提供することである。

【０００５】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決した本発
明は、原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ＋δ)}Ｍ_βＢ _γ
Ｎ_δ（ＲはＹを含む希土類元素の１種または２種以上で
ありＳｍを必ず含む、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ、Ｍは
Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの１種または２種以上、５≦
α≦１８，０≦β≦５０，０≦γ≦５，４≦δ≦３０）
で表される主成分組成を有し、平均結晶粒径が０．０５
〜１．０μｍでありＴｈ_２Ｚｎ_１７型またはＴｈ_２Ｎｉ
_１７型の硬質磁性相を磁石主相とする平均粒径が１０〜
３００μｍのＲ−Ｔ−Ｎ系磁石粉末と結着樹脂とから実
質的になる希土類ボンド磁石であって、室温における最
大エネルギー積（ＢＨ）maxが７．５ＭＧＯｅ以上であ
り、かつパーミアンス係数（Ｐｃ）＝２において大気中
で２００℃×５００時間の加熱後室温に戻したときの不
可逆減磁率が６．５％以下である希土類ボンド磁石であ
る。また本発明は、原子％でＲ_αＴ
_{100−(α＋β＋γ＋δ)}Ｍ_βＢ_γＮ_δ（ＲはＹを含む希
土類元素の１種または２種以上でありＳｍを必ず含む、
ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｗの１種または２種以上、５≦α≦１８，０≦β≦
５０，０≦γ≦５，４≦δ≦３０）で表される主成分お
よび不可避不純物として重量％で０．１％以下のＣａ
（０を含まず）、２０００ｐｐｍ以下の酸素を含有し、
平均結晶粒径が０．０５〜１．０μｍでありＴｈ_２Ｚｎ
_１７型またはＴｈ_２Ｎｉ_１７型の硬質磁性相を磁石主相
とする平均粒径が１０〜３００μｍの還元・拡散法によ
るＲ−Ｔ−Ｎ系磁石粉末と結着樹脂とから実質的になる
希土類ボンド磁石であって、室温における最大エネルギ
ー積（ＢＨ）maxが６．５ＭＧＯｅ以上であり、かつパ
ーミアンス係数（Ｐｃ）＝２において大気中で２００℃
×５００時間の加熱後室温に戻したときの不可逆減磁率
が７．０％以下である希土類ボンド磁石である。前記希
土類ボンド磁石に占める結着樹脂分が０．５％未満およ
び２０％超では目標とする室温における（ＢＨ）maxお
よび耐熱性を具備することが困難である。圧縮成形法を
適用する場合、結着樹脂に熱硬化性樹脂を採用すること
が好ましい。結着樹脂が熱硬化性樹脂の場合、圧縮成形
体に加熱硬化処理を施す。加熱硬化処理の加熱条件は大
気中または不活性ガス雰囲気で１００〜２００℃×０．
５〜５時間が好ましい。１００℃×０．５時間未満では
加熱硬化の重合反応が不十分であり、２００℃×５時間
超では熱処理の効果が飽和する。特に、Ａｒガス雰囲気
中で加熱硬化処理を行うと（ＢＨ）maxを高められるの
で好ましい。

【０００６】本発明に有用なＲ−Ｔ−Ｎ系磁石粉末は、
原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ＋} _δ)Ｍ_βＢ_γＮ
_δ（ＲはＹを含む希土類元素の１種または２種以上であ
りＳｍを必ず含む、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ、ＭはＡ
ｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの１種または２種以上、５≦α≦
１８，１≦β≦５０，０．１≦γ≦５，４≦δ≦３０）
で表される主成分組成を有する。ＲにはＳｍを必ず含
み、Ｓｍ以外にＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇ
ｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの１種
または２種以上を含むことが許容される。Ｓｍ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。Ｒとして、より好ましくはＳｍとＹ、Ｃ
ｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｅｒの１種または２種以
上との組み合わせ、さらに好ましくはＳｍとＹ、Ｃｅ、
Ｐｒ、Ｎｄの１種または２種以上との組み合わせ、特に
好ましくは実質的にＳｍのみがよい。Ｓｍの純度でいえ
ば、ｉＨｃを高めるために、Ｒに占めるＳｍ比率を、好
ましくは５０原子％以上、さらに好ましくは７０原子％
以上とすることがよい。Ｒには、製造上混入が避けられ
ないＯ、Ｈ、Ｃ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｎａ、Ｍｇ、Ｃａ等の不
可避不純物の含有が許容される。Ｒ含有量（α）は５〜
１８原子％が好ましい。Ｒ含有量が５原子％未満ではｉ
Ｈｃが低下し、１８原子％超では（ＢＨ）maxが低下す
る。さらに好ましいＲ含有量は６〜１２原子％である。
適量のＭ元素とＢ元素とを含有することにより、Ｔｈ_２
Ｚｎ_１７型および／またはＴｈ_２Ｎｉ_１７型でかつ平均
結晶粒径が０．０５〜１．０μｍの微細な硬質磁性相が
得られる。Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、
Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの１種または２種以
上からなるＭ元素の含有量（β）は１〜５０原子％が好
ましく、１〜３０原子％がより好ましく、１〜１０原子
％が特に好ましい。Ｍ元素の含有量が５０原子％超では
ＴｈＭｎ_１２型のＳｍ（Ｆｅ，Ｍ）_１２Ｎ_ｚ相が生成し
てｉＨｃが大きく低下する。１原子％未満では添加効果
が認められない。Ｂの含有量（γ）は０．１〜５原子％
が好ましい。０．１原子％未満では添加効果が認められ
ず、５原子％超ではｉＨｃが大きく低下する。窒素の含
有量（δ）は４〜３０原子％が好ましい。４原子％未満
および３０原子％超ではｉＨｃ、飽和磁化が大きく低下
する。より好ましい窒素含有量は１０〜２０原子％であ
る。Ｆｅの０.０１〜３０原子％をＣｏで置換すること
が好ましい。Ｃｏの含有によりキュリー温度およびｉＨ
ｃの温度係数が向上する。しかし、Ｃｏ含有量が３０原
子％超では飽和磁化、ｉＨｃが顕著に低下し、０．０１
原子％未満では添加効果が認められない。より好ましい
Ｃｏ含有量は１〜２０原子％である。前記磁石粉末の硬
質磁性相の平均結晶粒径が０．０５〜１．０μｍのとき
に高い磁気特性が得られる。溶湯急冷法および後述の水
素化・分解反応処理、脱水素・再結合反応処理を行う場
合は、硬質磁性相の平均結晶粒径は溶湯急冷の冷却ロー
ルの周速、水素化・分解反応処理、脱水素・再結合反応
処理の条件および母合金の主成分組成にほぼ支配されて
決まる。Ｒ／Ｄ法（還元／拡散法）によりＲ−Ｔ−Ｎ系
磁石粉末の母合金を作製し、水素化・分解反応処理、脱
水素・再結合反応処理を行う場合は、硬質磁性相の平均
結晶粒径はＲ／Ｄ反応条件、水素化・分解反応処理、脱
水素・再結合反応処理の条件および母合金の主成分組成
にほぼ支配されて決まる。工業生産上、前記平均結晶粒
径が０．０５μｍ未満のものを安定して製造することは
困難を伴う。１．０μｍ超ではボンド磁石のｉＨｃが大
きく低下する。前記母合金に対し、窒素を含まない不活
性ガス雰囲気中で８００〜１２５０℃×０．５〜１０時
間加熱する均質化処理を施すと（ＢＨ）maxや減磁曲線
の角形が向上する場合がある。前記磁石粉末の平均粒径
は１０〜３００μｍが好ましい。１０μｍ未満では酸化
劣化および成形性劣化が顕著になる。３００μｍ超では
窒化処理に長時間を要し、かつ磁気特性がばらつくとい
う問題を生じる。平均粒径は２０〜１００μｍがより好
ましい。Ｎの一部をＣ、Ｓｉ、Ｓ、Ａｌの１種または２
種以上で置換可能である。その置換量はＮ含有量に対し
約１０原子％以下が好ましい。これより多い添加量では
ｉＨｃが逆に低下する。

【０００７】溶湯急冷法により作製した母合金に対し、
水素化・分解反応処理、脱水素・再結合反応処理、窒化
処理および熱処理を行う場合の一例について、以下に説
明する。まず原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ＋δ)}
Ｍ_βＢ_γＮ_δ、５≦α≦１８，０≦β≦５０，０≦γ≦
５，４≦δ≦３０で表される主成分組成に対応した母
合金の溶湯を、冷却用ロールの周速を０．１〜１０ｍ／
秒とした条件で溶湯急冷し、αＦｅの析出を抑えた平均
厚み１０〜５００μｍの母合金薄帯（薄片）を得る。必
要に応じて粉砕後、０．１〜１０ａｔｍの水素ガス中ま
たは水素ガス分圧を有する不活性ガス（窒素を含まず）
中で７００〜９００℃×０．５〜８時間加熱する水素化
・分解反応処理と、続いて１×１０^−２〜９×１０^−６
Ｔｏｒｒの真空中で７００〜９００℃×０．５〜１０時
間加熱する脱水素・再結合反応処理を行う。その後、窒
化処理を施し、続いて真空中あるいは不活性ガス中（窒
素を含まず）で３００〜６００℃×０．５〜５０時間の
均質化熱処理を施して１山粒径分布の窒化磁石粉末が得
られる。通常、粒径分布の異なる２種の粉砕粉末を混合
しない限り、１山粒径分布の窒化磁石粉末が得られる。
溶湯急冷法による母合金薄帯の平均結晶粒径は０．０５
〜１０μｍが好ましい。０．０５μｍ未満では母合金薄
帯が尖鋭形状となり、ボンド磁石とした場合の密度が
６．１ｇ／ｃｍ^３以下に低下する。１０μｍ超ではαＦ
ｅ等の析出が起こり、溶体化処理が必要になる。より好
ましい母合金の平均結晶粒径は０．１〜８μｍである。
水素化・分解反応処理により、母合金を希土類元素Ｒの
水素化物ＲＨｘ、Ｔ−Ｍ相などに分解する。続いて脱水
素・再結合反応処理により、母合金相に再結合させて平
均再結晶粒径が０．０５〜１．０μｍの母合金を得る。
個々の再結晶粒子は通常ランダム方向に配向するが、前
記Ｍ元素の組み合わせによっては異方性が付与され得
る。水素化・分解反応処理の水素分圧が０．１ａｔｍ未
満では分解反応が十分に起こらず、１０ａｔｍ超では処
理設備が大型化し設備コストが増加する。よって水素分
圧は０．１〜１０ａｔｍが好ましく、０．５〜２．０ａ
ｔｍがより好ましい。また、水素化・分解反応処理の加
熱条件が、７００℃×０．５時間未満では母合金のＲＨ
x、Ｔ-Ｍ相などへの分解がほとんど起こらず、９００℃
×８時間超では脱水素後の母合金が粗大粒化してｉＨｃ
が低下する。よって、水素化・分解反応処理の加熱条件
は７００〜９００℃×０．５〜８時間が好ましく、７２
５〜８７５℃×０．５〜８時間がより好ましい。脱水素
・再結合反応処理の水素分圧が１×１０^−２Ｔｏｒｒよ
りも低真空では処理に長時間を要し、９×１０^−６Ｔｏ
ｒｒ超の高真空とすることは排気装置のコスト増を招
く。脱水素・再結合反応処理の加熱条件が７００℃×
０．５時間未満ではＲＨｘ等の分解がほとんど進行せ
ず、９００℃×１０時間を超えると再結晶粒が粗大化し
てｉＨｃが低下する。よって、平均再結晶粒径を０．０
５〜１．０μｍとするために、脱水素・再結合反応処理
の加熱条件は７００〜９００℃×０．５〜１０時間が好
ましく、７２５〜８７５℃×０．５〜１０時間がより好
ましい。窒化前に必要に応じて粉砕、分級を行い粒径分
布を調整する。窒化処理は、０．２〜１０ａｔｍの窒素
ガス、水素が１〜９５モル％で残部が窒素からなる（水
素＋窒素）の混合ガス、ＮＨ_３のモル％が１〜５０％で
残部水素からなる（ＮＨ_３＋水素）の混合ガスのいずれ
かの雰囲気中で３００〜６５０℃×０．１〜３０時間加
熱するガス窒化が実用性に富んでいる。ガス窒化の加熱
条件が、３００℃×０．１時間未満では窒化がほとんど
進行せず、６５０℃×３０時間を超えるとＲＮとＦｅ−
Ｍ相を生成しｉＨｃが顕著に低下する。ガス窒化の加熱
条件は４００〜５５０℃×０．５〜３０時間がより好ま
しく、４００〜５５０℃×１〜１０時間が特に好まし
い。窒化ガスの圧力は０．２〜１０ａｔｍが好ましい。
０．２ａｔｍ未満では窒化反応速度が遅く、１０ａｔｍ
超では高圧ガス設備によるコスト増を招く。より好まし
い窒化ガスの圧力は１〜１０ａｔｍである。窒化処理後
の磁石粉末には０．０１〜１０原子％の水素の含有が許
容される。

【０００８】結着樹脂として、熱硬化性樹脂、熱可塑性
樹脂またはゴム材料を用いることができる。圧縮成形法
による場合は熱硬化性樹脂がよく、特に熱硬化性液状樹
脂が適している。具体例を挙げれば、エポキシ樹脂、ポ
リイミド樹脂、ポリエステル樹脂、フェノール樹脂、フ
ッ素樹脂、ケイ素樹脂またはポリフェニレンサルファイ
ド樹脂（ＰＰＳ）の液状樹脂が利用できる。液状エポキ
シ樹脂は取り扱いが容易で良好な耐熱性を示し、安価で
あるため最もよい。

【０００９】

【発明の実施の形態】以下、実施例により本発明を説明
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。（実施例１）（溶湯急冷法によるＲ−Ｔ−Ｎ系磁石粉末の作製）純度
９９.９％以上のＳｍ、Ｆｅ、ＴｉおよびＢを用いて下
記の窒化磁石粉末に対応した母合金の主成分組成に調整
した溶湯を、直径３００ｍｍの銅製の冷却ロール２本を
設置した双ロール式ストッリップキャスターを用いて、
冷却用ロールの周速が１ｍ／秒の条件で急冷凝固し、板
厚が１５０〜３００μｍの不定形板状の母合金を得た。
次に、母合金を１ａｔｍの水素ガス中で８００℃×１時
間加熱する水素化・分解反応処理を施し、続いて水素分
圧（真空中）５〜８×１０⁻ ^２Ｔｏｒｒで８００℃×１
時間加熱する脱水素・再結合反応処理を行った。次に、
ハンマーミルを用いて窒素ガス雰囲気中で粉砕後７５μ
ｍアンダーに篩分した。次に、１ａｔｍの窒素ガス中で
４５０℃×５時間加熱する窒化処理を施し、冷却した。
その後、アルゴンガス気流中で４００℃×３０分間熱処
理して、主成分組成が原子％でＳｍ_８．１Ｆｅ_ｂａｌ
Ｔｉ_２．１Ｂ_１．０Ｎ_１２．１、平均粒径が５２．１
μｍ、粒径が２６〜７４μｍの１山粒径分布を有する窒
化磁石粉末を得た。平均粒径、粒径分布はSympatec社製
レーザー回折型粒径分布測定装置；ヘロス・ロードスを
用いて測定した。この窒化磁石粉末は実質的に平均結晶
粒径が０．３０μｍの硬質磁性相（Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型）
からなっていた。この窒化磁石粉末を走査型電子顕微鏡
で撮影した写真を図３（ａ）に示す。図３（ａ）より、
各窒化磁石粉末粒子が比較的丸みを帯びており、高い密
度の希土類ボンド磁石を得るために好ましいことがわか
る。次に、この窒化磁石粉末とパラフィンワックスとを
所定比率で配合し、混合後、試料振動型磁力計（ＶＳ
Ｍ）の容器に所定量を充填した。続いて、容器を加熱、
冷却することにより、パラフィンワックスで窒化磁石粉
末を固定した状態（等方性状態）にし、ＶＳＭにより２
０℃で測定した飽和磁化は１１１ｅｍｕ／ｇ、ｉＨｃは
１０．０１ｋＯｅだった。次に、前記Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁石
粉末を所定量ずつサンプリングし、１２０℃から２６０
℃まで２０℃間隔で１時間大気中に暴露した後室温まで
冷却した場合の含有酸素量（重量比）の変化を図１に、
ｉＨｃの変化を図２に示す。ｉＨｃはＶＳＭにより室温
の等方性状態で測定した。図１より、暴露試験前の室温
における酸素含有量は６２０ｐｐｍであり、低かった。
酸素含有量は、大気中で１２０℃×１時間暴露後では７
３０ｐｐｍになり、大気中で２６０℃×１時間暴露後で
は２１００ｐｐｍになった。次に、図２より、暴露試験
前および大気中で１４０℃×１時間暴露後まではｉＨｃ
は１０.０１ｋＯｅであり変化がなかった。大気中で１
６０℃×１時間の暴露後からｉＨｃは低下する傾向を示
し、大気中で２６０℃×１時間暴露後でｉＨｃは９.９
３ｋＯｅになったが、暴露試験前の対比でｉＨｃの低下
率は０.８％であり、小さかった。（希土類ボンド磁石の作製）前記Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁石粉末
１００重量部に対し、２.８重量部の液状エポキシ樹脂
および０.７重量部の硬化剤ＤＤＳ（ジアミノジフェニ
ルスルフォン）を添加し混合した。次に、混合したもの
を約９０℃に加熱した二軸混練機中に投入して混練し、
ペレットを得た。ペレットはやや粘性を帯びているため
１２０℃×１時間の加熱を加え、整粒した。次に、流動
性の向上のために、整粒したコンパウンド１００重量部
とステアリン酸カルシウム（潤滑剤）０.０５重量部と
をミキサーに投入し、混合して等方性の希土類ボンド磁
石用のコンパウンドとした。次に、前記コンパウンドを
用いて、圧縮成形圧力８トン／ｃｍ^２の条件で、パーミ
アンス係数（Ｐｃ）が２；（厚み）／（直径）＝０.７
の中実円筒形状に圧縮成形した。次に、成形体を大気中
で２００℃×２時間加熱硬化してＮｏ.１の希土類ボン
ド磁石を得た。このボンド磁石の密度は６．２０ｇ／ｃ
ｍ^３超だった。次に、Ｎｏ.１の希土類ボンド磁石（Ｐ
ｃ＝２）を、２０℃において３０ｋＯｅで着磁後、総磁
束量（φ）を測定した。続いて、自動ラインのリフロー
はんだ工程を想定し、着磁したＮｏ.１の希土類ボンド
磁石試料を、大気中で２３０℃×１５分間暴露した後室
温まで冷却して総磁束量（φ１）を測定した。また、着
磁したＮｏ.１の希土類ボンド磁石試料を、大気中で２
００℃×５００時間暴露した後室温まで冷却して総磁束
量（φ２）を測定した。次に、耐熱性の指標として、下
記式で定義した不可逆減磁率（総磁束量の変化率）を採
用し、評価した。結果を表１に示す。（不可逆減磁率：α）＝（φ−φ１）／（φ）×１００（％）（不可逆減磁率：β）＝（φ−φ２）／（φ）×１００（％）（実施例２）粉砕条件を変えた以外は実施例１と同様に
して、平均粒径が１０．０、９０．２、１７０．４、３
００．０μｍでありかつ１山粒径分布を有する４種の窒
化磁石粉末を得た。この４種の窒化磁石粉末はいずれも
実質的に平均結晶粒径が０．３０〜０．３５μｍの硬質
磁性相（Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型）からなっていた。以降は実
施例１と同様にして等方性の希土類ボンド磁石を作製
し、評価した。結果を表１のＮｏ．２〜５に示す。Ｎ
ｏ．２〜５のボンド磁石の密度はいずれも６．１０ｇ／
ｃｍ^３超６．３０ｇ／ｃｍ^３以下だった。（比較例１）粉砕条件を変えた以外は実施例１と同様に
して、平均粒径が２．５、３５０．３μｍの窒化磁石粉
末を得た。以降は実施例１と同様にして等方性の希土類
ボンド磁石を作製し、評価した。結果を表１のＮｏ．１
１、１２に示す。（比較例２）冷却用ロールの周速を４５ｍ／秒の条件で
急冷凝固した以外は、実施例１と同様にして窒化磁石粉
末を作製した。この窒化磁石粉末はＴｂＣｕ_７型の硬質
磁性相が主相であり、走査型電子顕微鏡で撮影した写真
を図３（ｂ）に示す。図３（ａ）との比較から、図３
（ｂ）の各窒化磁石粉末粒子が比表面積の大きい不定形
薄板形状を呈しており、高い密度のボンド磁石の実現に
は適していないことがわかる。以降は実施例１と同様に
して等方性の希土類ボンド磁石を作製し、評価した。結
果を表１のＮｏ．２１に示す。このボンド磁石の密度は
６．０ｇ／ｃｍ^３未満だった。（比較例３）磁石粉末として、マグネクエンチインター
ナショナル社製のＮｄＦｅＢ系磁石粉末（ＭＱＰ−Ｏ
材）を用いた以外は実施例１と同様にして等方性ボンド
磁石を作製し、評価した。結果を表１のＮｏ. ２２に示
す。このＮｄＦｅＢ系磁石粉末に対し、前記Ｒ−Ｔ−Ｎ
系磁石粉末と同様にして評価した大気中での加熱暴露に
よる含有酸素量の変化を図１に、ｉＨｃの変化を図２に
示す。図１より、ＮｄＦｅＢ系磁石粉末の室温における
酸素含有量は１０４０ｐｐｍであり、大気中で１２０℃
×１時間暴露後の含有酸素量は１１４０ｐｐｍに微増し
た。さらに、大気中で２６０℃×１時間暴露後の含有酸
素量は５４３０ｐｐｍになり、酸化の進行が顕著であ
る。また、図２より暴露試験前の室温のｉＨｃは１２.
９０ｋＯｅだったが、大気中で１２０℃×１時間暴露後
のｉＨｃは１２.８９ｋＯｅに低下した。さらに、大気
中で２６０℃×１時間暴露後のｉＨｃは１２.５６ｋＯ
ｅとなり大きく低下した。暴露試験前の対比でｉＨｃの
減少率は２.６％になり、前記Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁石粉末に
比べてｉＨｃの劣化が大きいことがわかる。

【００１０】

【表１】

【００１１】表１より、実施例１のＮｏ.１では室温に
おける（ＢＨ）maxは８ＭＧＯｅ以上であり高く、
（α）は４．２％、（β）は６．２％であり小さかっ
た。また、実施例１、２より、窒化磁石粉末の平均粒径
が１０〜３００μｍであり、かつ平均結晶粒径が１．０
μｍ未満のＴｈ_２Ｚｎ_１７型の硬質磁性相を磁石主相と
する場合に、目標とする７．５ＭＧＯｅ以上の室温にお
ける（ＢＨ）maxと５．０％以下の（α）と６．５％以
下の（β）とを有する本発明の希土類ボンド磁石を得ら
れることがわかる。次に、比較例１より、平均粒径が１
０μｍ未満、３００μｍ超では本発明の希土類ボンド磁
石を得られないことがわかる。次に、比較例２より、溶
湯急冷時の冷却ロールの周速を４５ｍ／秒として得られ
た母合金薄帯を用いて、窒化磁石粉末を作製し、ボンド
磁石を形成した場合では（α）、（β）が大きく、耐熱
性が悪かった。次に、ＮｄＦｅＢ系磁石粉末（ＭＱＰ−
Ｏ材）を配合した比較例３のものも室温における（Ｂ
Ｈ）maxは高かったが、（α）、（β）が大きく耐熱性
が悪かった。不可逆減磁率が大きい原因は、配合したＮ
ｄＦｅＢ系磁石粉末が超急冷法で作製された厚さ２０〜
４０μｍの薄片状であるために、圧縮成形時に薄片が割
れて新生面が形成され、図１、２と略同様の傾向で酸化
劣化が顕著に進行したものと判断する。

【００１２】（実施例３、比較例４）純度９９．９％以
上の酸化Ｓｍ、１００メッシュアンダーのＦｅ−Ｔｉ系
合金粉末およびＦｅ−Ｂ系合金粉末、さらに還元剤とし
て粒状金属Ｃａを重量比で化学量論的必要量の１．１倍
になるように配合して、下記の窒化磁石粉末に対応した
母合金組成に調整した混合原料を作製した。次に、混合
原料をＲ／Ｄ反応容器に充填後、Ｒ／Ｄ炉にセットし、
Ａｒガス雰囲気中で１１５０℃×４時間加熱後、室温ま
で冷却してＲ／Ｄ反応生成物を得た。次に、Ｒ／Ｄ反応
生成物を粗砕後、洗浄液中に投入してＣａＯ等のＲ／Ｄ
反応副生成物を洗い流した後、真空乾燥した。次に、１
ａｔｍの水素ガス中で８００℃×１時間加熱する水素化
・分解反応処理を施し、続いて水素分圧（真空中）５〜
８×１０^−２Ｔｏｒｒで８００℃×１時間加熱する脱水
素・再結合反応処理を行った。続いて不活性ガス雰囲気
中で粉砕後、１ａｔｍの窒素ガス中で４５０℃×５時間
加熱する窒化処理を施し、冷却した。その後、アルゴン
ガス気流中で４００℃×３０分間熱処理して、主成分組
成が原子％でＳｍ_８．０Ｆｅ_ｂａｌＴｉ_２．０Ｂ
_１．０Ｎ_１２．０であり、平均粒径が１０．０μｍ、
重量％で含有酸素量が１８６０ｐｐｍ、含有Ｃａ量が
０．０５％の窒化磁石粉末（表２のＮｏ．３１）を得
た。次に、前記粗砕および粉砕条件を変えた以外はＮ
ｏ．３１の場合と同様にして表２のＮｏ．３２、３３、
３４の窒化磁石粉末を作製した。各窒化磁石粉末はいず
れも実質的に硬質磁性相（Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型）からな
り、平均結晶粒径は０．３５〜０．４０μｍだった。次
に、Ｎｏ．３１〜３４の各窒化磁石粉末を各々用いて、
実施例１と同様にして等方性の希土類ボンド磁石を作製
し、評価した。結果を表２に示す。表２より、Ｃａ還元
法により作製したＲ−Ｔ−Ｎ系磁石粉末の平均粒径が１
０μｍ以上６０μｍ未満（含有酸素量が２０００ｐｐｍ
未満、Ｃａ含有量が０．１０％以下（０を含まず））の
ときに、目標とする６．５ＭＧｅ以上の室温における
（ＢＨ）maxと５．０％以下の（α）と７．０％以下の
（β）とを有する本発明の希土類ボンド磁石を得られ
た。なお、Ｎｏ．３１〜３３の窒化磁石粉末の含有炭素
量はいずれも０．１重量％以下だった。

【００１３】

【表２】

【００１４】上記実施例では、Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁石粉末と
して、溶湯急冷法による母合金またはＲ／Ｄ法による母
合金を用いて窒化磁石粉末を作製し、等方性ボンド磁石
を形成した場合を記載した。本発明は、これに限定され
ず、溶湯急冷法による母合金およびＲ／Ｄ法による母合
金を任意の比率で混合して窒化磁石粉末を作製し、本発
明の希土類ボンド磁石を形成することができる。

【００１５】

【発明の効果】以上記述の通り、本発明によれば、従来
に比べて、同等以上の室温における（ＢＨ）maxおよび
改善された耐熱性を有する等方性の希土類ボンド磁石を
提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の希土類ボンド磁石に用いるＲ−Ｔ−Ｎ
系磁石粉末における大気中での加熱温度と含有酸素量の
変化の一例を示す図である。

【図２】本発明の希土類ボンド磁石に用いるＲ−Ｔ−Ｎ
系磁石粉末における大気中での加熱温度とｉＨｃの変化
の一例を示す図である。

【図３】本発明の希土類ボンド磁石に用いるＲ−Ｔ−Ｎ
系磁石粉末（ａ）と、比較例の希土類ボンド磁石に配合
したＲ−Ｔ−Ｎ系磁石粉末（ｂ）とを、走査型電子顕微
鏡により撮影した写真を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ＋δ)}
Ｍ_βＢ_γＮ_δ（ＲはＹを含む希土類元素の１種または２
種以上でありＳｍを必ず含む、ＴはＦｅまたはＦｅとＣ
ｏ、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの１種または２種以
上、５≦α≦１８，０≦β≦５０，０≦γ≦５，４≦δ
≦３０）で表される主成分組成を有し、平均結晶粒径が
０．０５〜１．０μｍでありＴｈ_２Ｚｎ_１７型またはＴ
ｈ_２Ｎｉ_１７型の硬質磁性相を磁石主相とする平均粒径
が１０〜３００μｍのＲ−Ｔ−Ｎ系磁石粉末と結着樹脂
とから実質的になる希土類ボンド磁石であって、室温における最大エネルギー積（ＢＨ）maxが７．５Ｍ
ＧＯｅ以上であり、かつパーミアンス係数（Ｐｃ）＝２
において大気中で２００℃×５００時間の加熱後室温に
戻したときの不可逆減磁率が６．５％以下であることを
特徴とする希土類ボンド磁石。
【請求項２】前記Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁石粉末が１山の粒径
分布を有し、希土類ボンド磁石に占める結着樹脂の重量
比率が０.５％以上２０％未満であるとともに密度が
６．１ｇ／ｃｍ^３超である請求項１に記載の希土類ボン
ド磁石。
【請求項３】結着樹脂が熱硬化性樹脂であり、圧縮成
形法により成形後、加熱硬化処理を施したものである請
求項１または２に記載の希土類ボンド磁石。
【請求項４】原子％でＲ_αＴ_{100−(α＋β＋γ＋δ)}
Ｍ_βＢ_γＮ_δ（ＲはＹを含む希土類元素の１種または２
種以上でありＳｍを必ず含む、ＴはＦｅまたはＦｅとＣ
ｏ、ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの１種または２種以
上、５≦α≦１８，０≦β≦５０，０≦γ≦５，４≦δ
≦３０）で表される主成分および不可避不純物として重
量％で０．１％以下のＣａ（０を含まず）、２０００ｐ
ｐｍ以下の酸素を含有し、平均結晶粒径が０．０５〜
１．０μｍでありＴｈ_２Ｚｎ_１７型またはＴｈ_２Ｎｉ
_１７型の硬質磁性相を磁石主相とする平均粒径が１０〜
３００μｍの還元・拡散法によるＲ−Ｔ−Ｎ系磁石材料
粉末と結着樹脂とから実質的になる希土類ボンド磁石で
あって、室温における最大エネルギー積（ＢＨ）maxが６．５Ｍ
ＧＯｅ以上であり、かつパーミアンス係数（Ｐｃ）＝２
において大気中で２００℃×５００時間の加熱後室温に
戻したときの不可逆減磁率が７．０％以下であることを
特徴とする希土類ボンド磁石。
【請求項５】前記Ｒ−Ｔ−Ｎ系磁石粉末が１山の粒径
分布を有し、希土類ボンド磁石に占める結着樹脂の重量
比率が０.５％以上２０％未満であるとともに密度が
６．１ｇ／ｃｍ^３超である請求項４に記載の希土類ボン
ド磁石。
【請求項６】結着樹脂が熱硬化性樹脂であり、圧縮成
形法により成形後、加熱硬化処理を施したものである請
求項４または５に記載の希土類ボンド磁石。