JP2002161302A - 永久磁石用磁性合金粉末およびその製造方法 - Google Patents
永久磁石用磁性合金粉末およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ガスアトマイズ法を用いて保磁力の高い希土
類合金磁粉を量産する。 【解決手段】 ２０質量％以上４０質量％以下のＲ（Ｒ
はＹを含む希土類元素の少なくとも１種類の元素）、６
０質量％以上７９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを主成分と
する遷移金属）、および０．５質量％以上２．０質量％
以下のＱ（Ｑは、Ｂ（ホウ素）およびＣ（炭素）を含む
元素）を含有する合金の溶湯を非酸化性雰囲気中に噴霧
し、それによって球状粉末を形成する。その後、この球
状粉末に対し、５００℃以上８００℃以下の熱処理を施
す。
類合金磁粉を量産する。 【解決手段】 ２０質量％以上４０質量％以下のＲ（Ｒ
はＹを含む希土類元素の少なくとも１種類の元素）、６
０質量％以上７９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを主成分と
する遷移金属）、および０．５質量％以上２．０質量％
以下のＱ（Ｑは、Ｂ（ホウ素）およびＣ（炭素）を含む
元素）を含有する合金の溶湯を非酸化性雰囲気中に噴霧
し、それによって球状粉末を形成する。その後、この球
状粉末に対し、５００℃以上８００℃以下の熱処理を施
す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、各種モータ、アク
チュエータに使用可能な希土類系ボンド磁石および焼結
磁石等に用いられる希土類磁性合金粉末、および当該磁
性合金粉末を用いて作製した永久磁石に関している。
チュエータに使用可能な希土類系ボンド磁石および焼結
磁石等に用いられる希土類磁性合金粉末、および当該磁
性合金粉末を用いて作製した永久磁石に関している。
【０００２】
【従来の技術】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁性合金は、原
料合金の溶湯をインゴット法やストリップキャスト法に
よって冷却凝固し、それによってＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型正方
晶相を主相として含む組織を形成する技術を用いて量産
化されている。
料合金の溶湯をインゴット法やストリップキャスト法に
よって冷却凝固し、それによってＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型正方
晶相を主相として含む組織を形成する技術を用いて量産
化されている。
【０００３】このような量産化技術とは別に、Ｎｄ−Ｆ
ｅ−Ｂ系希土類磁性合金の粉末をガスアトマイズ法によ
って製造する技術が特公平５−１８２４２号公報、特公
平５−５３８５３号公報、特公平５−５９１６５号公
報、および特公平７−１１０９６６号公報などに開示さ
れている。
ｅ−Ｂ系希土類磁性合金の粉末をガスアトマイズ法によ
って製造する技術が特公平５−１８２４２号公報、特公
平５−５３８５３号公報、特公平５−５９１６５号公
報、および特公平７−１１０９６６号公報などに開示さ
れている。
【０００４】ガスアトマイズ法は、不活性な雰囲気ガス
中に原料合金溶湯を噴霧することにより、その溶融金属
の液滴から粉末粒子を作製する方法である。ガスアトマ
イズ法では、溶融金属の液滴が自由落下中に凝固するた
め、ほぼ球形の粉末粒子が得られる。
中に原料合金溶湯を噴霧することにより、その溶融金属
の液滴から粉末粒子を作製する方法である。ガスアトマ
イズ法では、溶融金属の液滴が自由落下中に凝固するた
め、ほぼ球形の粉末粒子が得られる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
従来技術による場合、ガスアトマイズ法によって得られ
る粉末をそのまま磁粉として用いることができなかっ
た。その理由は、ガスアトマイズ法によって作製された
磁粉が不充分な保磁力しか発揮できなかったためであ
る。ガスアトマイズ法で作製された磁粉の保磁力が低く
なる原因は、通常組成の原料合金を微細に結晶化するた
めに必要な急冷速度が従来のガスアトマイズ法では充分
に達成されなかったためであると考えられる。
従来技術による場合、ガスアトマイズ法によって得られ
る粉末をそのまま磁粉として用いることができなかっ
た。その理由は、ガスアトマイズ法によって作製された
磁粉が不充分な保磁力しか発揮できなかったためであ
る。ガスアトマイズ法で作製された磁粉の保磁力が低く
なる原因は、通常組成の原料合金を微細に結晶化するた
めに必要な急冷速度が従来のガスアトマイズ法では充分
に達成されなかったためであると考えられる。
【０００６】ガスアトマイズ法を用いて実用レベルの保
磁力を獲得するためには、アトマイズ処理後に粉末を更
に微細に粉砕する工程や焼結工程を行なうか、歩留まり
の悪化を承知で磁粉の粒径を特定レベル以下に分級する
ことが必要である。このような工程を付加すれば、粉砕
工程なしに粉末を得ることができるというアトマイズ法
の利点が失われ、また、分級のために歩留まりが低下し
てしまうという問題がある。
磁力を獲得するためには、アトマイズ処理後に粉末を更
に微細に粉砕する工程や焼結工程を行なうか、歩留まり
の悪化を承知で磁粉の粒径を特定レベル以下に分級する
ことが必要である。このような工程を付加すれば、粉砕
工程なしに粉末を得ることができるというアトマイズ法
の利点が失われ、また、分級のために歩留まりが低下し
てしまうという問題がある。
【０００７】以上の理由から、ガスアトマイズ法はＮｄ
−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁性合金粉末の量産化技術として実
用化が達成されておらず、現在は、メルトスピニング法
を用いてＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁性合金を作製した
後、その合金を粉砕することにより粉末を作製すること
が行なわれている。
−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁性合金粉末の量産化技術として実
用化が達成されておらず、現在は、メルトスピニング法
を用いてＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁性合金を作製した
後、その合金を粉砕することにより粉末を作製すること
が行なわれている。
【０００８】なお、急冷速度が不充分であるというガス
アトマイズ法の欠点を解消するため、ガスアトマイズ処
理により微粉化した溶融金属の液滴を別途用意した冷却
板に吹き付け、その冷却板で更に冷却を促進するという
２次アトマイズ法が提案されている（特開平１−８２０
５号公報）。このようなガスアトマイズ法によれば、磁
気的異方性を持った磁粉を得ることが可能であり、ま
た、急冷速度が充分に大きくなるため、合金組織が微細
化され、保磁力が増加する。しかし、この方法では、完
全に冷却されていない状態の溶融金属粒子が冷却板に強
く吹き付けられため、磁粉の形状が扁平化してしまうと
いう問題がある。磁粉の扁平化は、粉末流動性を悪化さ
せ、成形能率を低下させてしまうため、プレス工程や射
出工程での歩留まりを低下させる原因になる。
アトマイズ法の欠点を解消するため、ガスアトマイズ処
理により微粉化した溶融金属の液滴を別途用意した冷却
板に吹き付け、その冷却板で更に冷却を促進するという
２次アトマイズ法が提案されている（特開平１−８２０
５号公報）。このようなガスアトマイズ法によれば、磁
気的異方性を持った磁粉を得ることが可能であり、ま
た、急冷速度が充分に大きくなるため、合金組織が微細
化され、保磁力が増加する。しかし、この方法では、完
全に冷却されていない状態の溶融金属粒子が冷却板に強
く吹き付けられため、磁粉の形状が扁平化してしまうと
いう問題がある。磁粉の扁平化は、粉末流動性を悪化さ
せ、成形能率を低下させてしまうため、プレス工程や射
出工程での歩留まりを低下させる原因になる。
【０００９】本発明は上記事情に鑑みてなされたもので
あり、その目的とするところは、粉末の粒子形状を球形
に維持したまま、保磁力を実用レベルに高めた永久磁石
用磁性合金粉末、およびその製造方法、ならびに、該永
久磁石用磁性合金粉末から作製した永久磁石を提供する
ことにある。
あり、その目的とするところは、粉末の粒子形状を球形
に維持したまま、保磁力を実用レベルに高めた永久磁石
用磁性合金粉末、およびその製造方法、ならびに、該永
久磁石用磁性合金粉末から作製した永久磁石を提供する
ことにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明の永久磁石用磁性
合金粉末は、２０質量％以上４０質量％以下のＲ（Ｒは
Ｙを含む希土類元素の少なくとも１種類の元素）、６０
質量％以上７９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを主成分とす
る遷移金属）、および０．５質量％以上２．０質量％以
下のＱ（Ｑは、Ｂ（ホウ素）およびＣ（炭素）を含む元
素）を含有する磁石用磁性合金粉末であって、アトマイ
ズ法で形成され、粒子の形状が球形であり、Ｎｄ2Ｆｅ
14Ｂ型正方晶構造を有する化合物相を主たる構成相とし
て含み、ＢおよびＣの合計含有量に対するＣの含有量の
比率が０．０５以上０．９０以下である。
合金粉末は、２０質量％以上４０質量％以下のＲ（Ｒは
Ｙを含む希土類元素の少なくとも１種類の元素）、６０
質量％以上７９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを主成分とす
る遷移金属）、および０．５質量％以上２．０質量％以
下のＱ（Ｑは、Ｂ（ホウ素）およびＣ（炭素）を含む元
素）を含有する磁石用磁性合金粉末であって、アトマイ
ズ法で形成され、粒子の形状が球形であり、Ｎｄ2Ｆｅ
14Ｂ型正方晶構造を有する化合物相を主たる構成相とし
て含み、ＢおよびＣの合計含有量に対するＣの含有量の
比率が０．０５以上０．９０以下である。
【００１１】好ましい実施形態においては、Ｔに含まれ
るＦｅの一部がＣｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌから
なる群から選択された１種以上の元素によって置換され
ている。
るＦｅの一部がＣｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌから
なる群から選択された１種以上の元素によって置換され
ている。
【００１２】好ましい実施形態において、Ｓｉ、Ｐ、Ｃ
ｕ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、およびＧａか
らなる群から選択された１種以上の元素が添加されてい
る。
ｕ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、およびＧａか
らなる群から選択された１種以上の元素が添加されてい
る。
【００１３】好ましい実施形態において、固有保磁力Ｈ
cJは４００ｋＡ／ｍ以上になる。
cJは４００ｋＡ／ｍ以上になる。
【００１４】本発明による永久磁石用磁性合金粉末の製
造方法は、２０質量％以上４０質量％以下のＲ（ＲはＹ
を含む希土類元素の少なくとも１種類の元素）、６０質
量％以上７９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを主成分とする
遷移金属）、および０．５質量％以上２．０質量％以下
のＱ（Ｑは、Ｂ（ホウ素）およびＣ（炭素）を含む元
素）を含有する合金の溶湯を非酸化性雰囲気中に噴霧
し、それによって粉末を形成する。
造方法は、２０質量％以上４０質量％以下のＲ（ＲはＹ
を含む希土類元素の少なくとも１種類の元素）、６０質
量％以上７９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを主成分とする
遷移金属）、および０．５質量％以上２．０質量％以下
のＱ（Ｑは、Ｂ（ホウ素）およびＣ（炭素）を含む元
素）を含有する合金の溶湯を非酸化性雰囲気中に噴霧
し、それによって粉末を形成する。
【００１５】好ましい実施形態において、ＢおよびＣの
合計含有量に対するＣの含有量の比率は０．０５以上
０．９０以下である。
合計含有量に対するＣの含有量の比率は０．０５以上
０．９０以下である。
【００１６】前記粉末は実質的に球形であることが好ま
しい。
しい。
【００１７】好ましい実施形態においては、前記粉末に
対して、５００℃以上８００℃以下の熱処理を施しても
よい。
対して、５００℃以上８００℃以下の熱処理を施しても
よい。
【００１８】本発明の永久磁石は、上記いずれかの永久
磁石用磁性合金粉末から作製されたことを特徴とする。
磁石用磁性合金粉末から作製されたことを特徴とする。
【００１９】永久磁石の製造方法は、上記何れかの永久
磁石用磁性合金粉末の製造方法によって作製された永久
磁石用磁性合金粉末を用意する工程と、前記永久磁石用
磁性合金粉末から永久磁石を作製する工程とを包含す
る。
磁石用磁性合金粉末の製造方法によって作製された永久
磁石用磁性合金粉末を用意する工程と、前記永久磁石用
磁性合金粉末から永久磁石を作製する工程とを包含す
る。
【００２０】好ましい実施形態においては、前記Ｎｄ2
Ｆｅ14Ｂ型正方晶構造を有する化合物相以外に、格子面
間隔ｄが０．２９５ｎｍ以上０．３００ｎｍ以下の位置
に回折ピークを持つ第２化合物相を含有しており、前記
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型正方晶構造を有する化合物相の（４１
０）面に関する回折ピーク（格子面間隔０．２１４ｎ
ｍ）に対する前記第２化合物相の前記回折ピークの強度
比は１０％以上である。
Ｆｅ14Ｂ型正方晶構造を有する化合物相以外に、格子面
間隔ｄが０．２９５ｎｍ以上０．３００ｎｍ以下の位置
に回折ピークを持つ第２化合物相を含有しており、前記
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型正方晶構造を有する化合物相の（４１
０）面に関する回折ピーク（格子面間隔０．２１４ｎ
ｍ）に対する前記第２化合物相の前記回折ピークの強度
比は１０％以上である。
【００２１】本発明による永久磁石用磁性合金粉末は、
２０質量％以上４０質量％以下のＲ（ＲはＹを含む希土
類元素の少なくとも１種類の元素）、６０質量％以上７
９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを主成分とする遷移金
属）、および０．５質量％以上２．０質量％以下のＱ
（Ｑは、Ｂ（ホウ素）、Ｃ（炭素）、Ｓ（硫黄）、Ｐ
（リン）、および／またはＳｉ（ケイ素）を含む元素）
を含有する磁石用磁性合金粉末であって、アトマイズ法
で形成され、粒子の形状が球形であり、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ
型正方晶構造を有する化合物相を主たる構成相として含
み、Ｑの合計含有量に対する含有量の比率が０．１０以
上０．９５未満のＢを必ず含有する。
２０質量％以上４０質量％以下のＲ（ＲはＹを含む希土
類元素の少なくとも１種類の元素）、６０質量％以上７
９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを主成分とする遷移金
属）、および０．５質量％以上２．０質量％以下のＱ
（Ｑは、Ｂ（ホウ素）、Ｃ（炭素）、Ｓ（硫黄）、Ｐ
（リン）、および／またはＳｉ（ケイ素）を含む元素）
を含有する磁石用磁性合金粉末であって、アトマイズ法
で形成され、粒子の形状が球形であり、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ
型正方晶構造を有する化合物相を主たる構成相として含
み、Ｑの合計含有量に対する含有量の比率が０．１０以
上０．９５未満のＢを必ず含有する。
【００２２】本発明による永久磁石用磁性合金粉末の製
造方法は、２０質量％以上４０質量％以下のＲ（ＲはＹ
を含む希土類元素の少なくとも１種類の元素）、６０質
量％以上７９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを主成分とする
遷移金属）、および、０．５質量％以上２．０質量％以
下のＱ（Ｑは、Ｂ（ホウ素）、Ｃ（炭素）、Ｓ（硫
黄）、Ｐ（リン）、および／またはＳｉ（ケイ素）を含
む元素）を含有し、Ｑの合計含有量に対する含有量の比
率が０．１０以上０．９５未満のＢを必ず含有する合金
の溶湯を非酸化性雰囲気中に噴霧し、それによって粉末
を形成する。
造方法は、２０質量％以上４０質量％以下のＲ（ＲはＹ
を含む希土類元素の少なくとも１種類の元素）、６０質
量％以上７９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを主成分とする
遷移金属）、および、０．５質量％以上２．０質量％以
下のＱ（Ｑは、Ｂ（ホウ素）、Ｃ（炭素）、Ｓ（硫
黄）、Ｐ（リン）、および／またはＳｉ（ケイ素）を含
む元素）を含有し、Ｑの合計含有量に対する含有量の比
率が０．１０以上０．９５未満のＢを必ず含有する合金
の溶湯を非酸化性雰囲気中に噴霧し、それによって粉末
を形成する。
【００２３】
【発明の実施の形態】本発明者は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系希
土類磁石合金の磁粉をアトマイズ法によって作製する場
合において、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石合金のホウ素
（Ｂ）の一部を炭素（Ｃ）で置換すれば、広い粒度範囲
で高い保磁力を安定して得ることができることを見出
し、本発明を想到するに至った。
土類磁石合金の磁粉をアトマイズ法によって作製する場
合において、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石合金のホウ素
（Ｂ）の一部を炭素（Ｃ）で置換すれば、広い粒度範囲
で高い保磁力を安定して得ることができることを見出
し、本発明を想到するに至った。
【００２４】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石合金のホウ素
の一部を炭素で置換することにより保磁力が向上する理
由は、炭素の導入により、合金の非晶質生成能が増加す
るため、同じ急冷条件のもとでも結晶組織の粗大化が生
じにくくなり、より微細化されるためと考えられる。
の一部を炭素で置換することにより保磁力が向上する理
由は、炭素の導入により、合金の非晶質生成能が増加す
るため、同じ急冷条件のもとでも結晶組織の粗大化が生
じにくくなり、より微細化されるためと考えられる。
【００２５】なお、本発明によれば、特別の冷却板に磁
粉を叩きつけることなく、通常のアトマイズ処理だけで
磁粉の充分な冷却を達成するため、磁粉の形状がほぼ球
形となる。そのため、流動性に優れ、かつ高い保磁力を
有する粉末を得ることができる。
粉を叩きつけることなく、通常のアトマイズ処理だけで
磁粉の充分な冷却を達成するため、磁粉の形状がほぼ球
形となる。そのため、流動性に優れ、かつ高い保磁力を
有する粉末を得ることができる。
【００２６】このように本発明では、ホウ素の一部を炭
素に置換することにより、急冷時の結晶化過程を変化さ
せ、それによって磁粉組織の微細化を達成できるため、
ガスアトマイズの処理条件や処理装置を従来のものから
大きく変更する必要はない。
素に置換することにより、急冷時の結晶化過程を変化さ
せ、それによって磁粉組織の微細化を達成できるため、
ガスアトマイズの処理条件や処理装置を従来のものから
大きく変更する必要はない。
【００２７】なお、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石において、ホ
ウ素の一部を炭素に置換し得ること自体は知られてい
る。炭素を含有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金の粉末がガス
アトマイズ法によって製造され得ることも、例えば特開
平１−８２０５号公報や特開平２−７００１１号公報に
記載されている。しかしながら、ガスアトマイズ法によ
る場合、ホウ素の炭素置換が保磁力を増大させる効果を
有していることは全く知られておらず、本発明者によっ
て初めて見出されたものである。
ウ素の一部を炭素に置換し得ること自体は知られてい
る。炭素を含有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金の粉末がガス
アトマイズ法によって製造され得ることも、例えば特開
平１−８２０５号公報や特開平２−７００１１号公報に
記載されている。しかしながら、ガスアトマイズ法によ
る場合、ホウ素の炭素置換が保磁力を増大させる効果を
有していることは全く知られておらず、本発明者によっ
て初めて見出されたものである。
【００２８】なお、ストリップキャスト法などによって
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石用原料合金の溶湯から高い
保磁力を持った磁性合金を作製する場合、ホウ素の一部
を炭素で置換する必要性は全くないが、ガスアトマイズ
法によってＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石合金の粉末を作
製する場合、炭素を添加することなく、実用レベルの保
磁力を持つものを作製することはできなかった。
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石用原料合金の溶湯から高い
保磁力を持った磁性合金を作製する場合、ホウ素の一部
を炭素で置換する必要性は全くないが、ガスアトマイズ
法によってＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石合金の粉末を作
製する場合、炭素を添加することなく、実用レベルの保
磁力を持つものを作製することはできなかった。
【００２９】また、炭素を添加しないＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系
合金では、その溶湯の粘性が高いため、ガスアトマイズ
法を実施しようとすると、ガスアトマイズ装置の溶湯供
給経路で目詰まりが生じやすく、その経路を清浄化する
ためのメインテナンスを行なうためにガスアトマイズ処
理を度々中断する必要性がある。これに対し、本発明に
よる組成を有する合金の溶湯は、炭素の添加により粘性
が低下するため、ガスアトマイズ装置を使って円滑にア
トマイズ処理が続けられ、生産効率が大きく上昇する。
合金では、その溶湯の粘性が高いため、ガスアトマイズ
法を実施しようとすると、ガスアトマイズ装置の溶湯供
給経路で目詰まりが生じやすく、その経路を清浄化する
ためのメインテナンスを行なうためにガスアトマイズ処
理を度々中断する必要性がある。これに対し、本発明に
よる組成を有する合金の溶湯は、炭素の添加により粘性
が低下するため、ガスアトマイズ装置を使って円滑にア
トマイズ処理が続けられ、生産効率が大きく上昇する。
【００３０】このような炭素置換による効果を得るた
め、本発明ではホウ素および炭素の合計含有量（Ｂ＋
Ｃ）を０．５質量％以上２．０質量％以下とし、しか
も、炭素の比率（Ｃ／（Ｂ＋Ｃ））を０．０５以上０．
９０以下の範囲内に設定している。
め、本発明ではホウ素および炭素の合計含有量（Ｂ＋
Ｃ）を０．５質量％以上２．０質量％以下とし、しか
も、炭素の比率（Ｃ／（Ｂ＋Ｃ））を０．０５以上０．
９０以下の範囲内に設定している。
【００３１】なお、本発明におけるＦｅの一部をＣｏ、
Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、およびＡｌからなる群から選択され
た１種以上の元素によって置換してもよいし、Ｓ、Ｐ、
Ｓｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、およ
びＧａからなる群から選択された１種以上の元素を添加
してもよい。特に、Ｓ、Ｐ、および／またはＳｉの添加
は、溶湯の粘度を低下させるため、アトマイズ粉を細か
くし、かつ、粒度分布をシャープにすることができるの
で好ましい。アトマイズ粉の粒径が小さくなると、粉末
粒子の中心部分でも充分な速さで冷却が進行するため、
粉末粒子の組織構造が微細化し、保磁力が向上する。ま
た、粒径が小さくなると、粉末流動性が良くなるため、
射出成形に好適に用いられる。他方、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、
Ｎｂ、および／またはＭｏは、ＢやＣと結合して急冷時
の凝固核となるため、組織の微細化に寄与する。
Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、およびＡｌからなる群から選択され
た１種以上の元素によって置換してもよいし、Ｓ、Ｐ、
Ｓｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、およ
びＧａからなる群から選択された１種以上の元素を添加
してもよい。特に、Ｓ、Ｐ、および／またはＳｉの添加
は、溶湯の粘度を低下させるため、アトマイズ粉を細か
くし、かつ、粒度分布をシャープにすることができるの
で好ましい。アトマイズ粉の粒径が小さくなると、粉末
粒子の中心部分でも充分な速さで冷却が進行するため、
粉末粒子の組織構造が微細化し、保磁力が向上する。ま
た、粒径が小さくなると、粉末流動性が良くなるため、
射出成形に好適に用いられる。他方、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、
Ｎｂ、および／またはＭｏは、ＢやＣと結合して急冷時
の凝固核となるため、組織の微細化に寄与する。
【００３２】以下、本発明の実施形態を説明する。
【００３３】［ガスアトマイズ装置］図１は、本実施形
態で好適に使用され得るガスアトマイズ装置の構成例を
示している。図示されている装置は、傾動可能な溶解炉
１、およびタンディッシュなどの貯湯容器２を備えた溶
解室３、ならびに、ガスアトマイズによって磁粉４が形
成される急冷室５を備えている。溶解室３および急冷室
５の内部は、いずれも、好適には不活性ガス雰囲気（ア
ルゴンまたはヘリウム）で満たされている。
態で好適に使用され得るガスアトマイズ装置の構成例を
示している。図示されている装置は、傾動可能な溶解炉
１、およびタンディッシュなどの貯湯容器２を備えた溶
解室３、ならびに、ガスアトマイズによって磁粉４が形
成される急冷室５を備えている。溶解室３および急冷室
５の内部は、いずれも、好適には不活性ガス雰囲気（ア
ルゴンまたはヘリウム）で満たされている。
【００３４】溶解炉１では、上記の組成を有する合金の
溶湯６が作製され、貯湯容器２へ注湯される。貯湯容器
２の底部にはノズル７があり、ノズル７を介して合金溶
湯６の溶融金属流８が急冷室５の内部に噴射される。急
冷室５では、溶融金属流８に対してジェット９が吹き付
けられ、それによって形成された溶融金属の小滴が自由
落下中に雰囲気ガスによって熱を奪われつつ急冷され
る。急冷により凝固した金属の小滴は、ガスアトマイズ
装置内の底部において磁粉４として集められる。
溶湯６が作製され、貯湯容器２へ注湯される。貯湯容器
２の底部にはノズル７があり、ノズル７を介して合金溶
湯６の溶融金属流８が急冷室５の内部に噴射される。急
冷室５では、溶融金属流８に対してジェット９が吹き付
けられ、それによって形成された溶融金属の小滴が自由
落下中に雰囲気ガスによって熱を奪われつつ急冷され
る。急冷により凝固した金属の小滴は、ガスアトマイズ
装置内の底部において磁粉４として集められる。
【００３５】［熱処理］本実施形態では、上述のガスア
トマイズ装置によって作製された磁粉に対する熱処理を
アルゴン（Ａｒ）ガス雰囲気中で実行する。好ましく
は、昇温速度を０．０８℃／秒以上１５℃／秒以下とし
て、５００℃以上８００℃以下の温度で３０秒以上６０
分以下の時間保持した後、室温まで冷却する。この熱処
理によって、ガスアトマイズによって完全には結晶化さ
れず、ほぼ非晶質となっていた相を結晶化し、Ｒ2Ｆｅ
14Ｂ結晶相を成長させることが可能である。
トマイズ装置によって作製された磁粉に対する熱処理を
アルゴン（Ａｒ）ガス雰囲気中で実行する。好ましく
は、昇温速度を０．０８℃／秒以上１５℃／秒以下とし
て、５００℃以上８００℃以下の温度で３０秒以上６０
分以下の時間保持した後、室温まで冷却する。この熱処
理によって、ガスアトマイズによって完全には結晶化さ
れず、ほぼ非晶質となっていた相を結晶化し、Ｒ2Ｆｅ
14Ｂ結晶相を成長させることが可能である。
【００３６】熱処理雰囲気は、合金の酸化を防止するた
め、５０ｋＰａ以下のＡｒガスやＮ 2ガスなどの不活性
ガスが好ましい。０．１ｋＰａ以下の真空中で熱処理を
行っても良い。
め、５０ｋＰａ以下のＡｒガスやＮ 2ガスなどの不活性
ガスが好ましい。０．１ｋＰａ以下の真空中で熱処理を
行っても良い。
【００３７】なお、本実施形態の磁粉は、炭素添加によ
って耐酸化性が向上しているため、大気雰囲気下で熱処
理を行なっても良い。また、本実施形態の磁粉は、アト
マイズによって結晶化した段階で既に球形の形状を有し
ており、その後に機械的な粉砕処理を受けていないた
め、単位質量あたりの表面積が粉砕粉に比較して非常に
小さい。そのため、熱処理工程時や、他の工程時に大気
と接触しても酸化しにくいという利点もある。
って耐酸化性が向上しているため、大気雰囲気下で熱処
理を行なっても良い。また、本実施形態の磁粉は、アト
マイズによって結晶化した段階で既に球形の形状を有し
ており、その後に機械的な粉砕処理を受けていないた
め、単位質量あたりの表面積が粉砕粉に比較して非常に
小さい。そのため、熱処理工程時や、他の工程時に大気
と接触しても酸化しにくいという利点もある。
【００３８】ボンド磁石を作製する場合、本発明による
磁粉はエポキシ樹脂やナイロン樹脂と混合され、所望の
形状に成形される。このとき、本発明の磁粉に他の種類
の磁粉、例えばＳｍ−Ｔ−Ｎ系磁粉やハードフェライト
磁粉を混合してもよい。
磁粉はエポキシ樹脂やナイロン樹脂と混合され、所望の
形状に成形される。このとき、本発明の磁粉に他の種類
の磁粉、例えばＳｍ−Ｔ−Ｎ系磁粉やハードフェライト
磁粉を混合してもよい。
【００３９】上述のボンド磁石を用いてモータやアクチ
ュエータなどの各種の回転機を製造することができる。
ュエータなどの各種の回転機を製造することができる。
【００４０】磁粉を射出成形ボンド磁石用に用いる場合
は、中粒径Ｄ50（本明細書では、簡単に「粒径」と称す
ることとする。）が１５０μｍ以下になるように分級す
ることが好ましく、より好ましい粉末の平均粒径は１μ
ｍ以上１００μｍ以下である。更に好ましい平均粒径の
範囲は、５μｍ以上５０μｍ以下である。また、圧縮成
形ボンド磁石用に用いる場合は、粒径が３００μｍ以下
であればよく、特に分級は不要である。より好ましい粉
末の平均粒径は５μｍ以上２００μｍ以下である。さら
に好ましい範囲は、５μｍ以上１５０μｍ以下である。
は、中粒径Ｄ50（本明細書では、簡単に「粒径」と称す
ることとする。）が１５０μｍ以下になるように分級す
ることが好ましく、より好ましい粉末の平均粒径は１μ
ｍ以上１００μｍ以下である。更に好ましい平均粒径の
範囲は、５μｍ以上５０μｍ以下である。また、圧縮成
形ボンド磁石用に用いる場合は、粒径が３００μｍ以下
であればよく、特に分級は不要である。より好ましい粉
末の平均粒径は５μｍ以上２００μｍ以下である。さら
に好ましい範囲は、５μｍ以上１５０μｍ以下である。
【００４１】また、本発明の磁粉を用いて焼結磁石を作
製することもできる。その場合、例えば、公知のプレス
装置を用いて、磁粉の成形体を作製した後、その成形体
を焼結すればよい。
製することもできる。その場合、例えば、公知のプレス
装置を用いて、磁粉の成形体を作製した後、その成形体
を焼結すればよい。
【００４２】なお、炭素を添加しないＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系
希土類磁石用原料合金の溶湯をガスアトマイズ処理によ
って粉末化した場合、後述するように、粉末粒子の大き
さに強く依存して保磁力が変化する。より詳細に説明す
れば、粒径の大きい粉末粒子ほど、その固有保磁力ＨcJ
が小さくなってしまう。これは、大きな粉末粒子ほど、
アトマイズ処理中に不充分にしか冷却されず、その結晶
組織が粗大になってしまったためと考えられる。このた
め、炭素を添加しない従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金から
ガスアトマイズ法によって作製した粉末は、篩などによ
って分級し、大きな粒子を含まないように粒径分布の調
整作業を行なう必要があった。
希土類磁石用原料合金の溶湯をガスアトマイズ処理によ
って粉末化した場合、後述するように、粉末粒子の大き
さに強く依存して保磁力が変化する。より詳細に説明す
れば、粒径の大きい粉末粒子ほど、その固有保磁力ＨcJ
が小さくなってしまう。これは、大きな粉末粒子ほど、
アトマイズ処理中に不充分にしか冷却されず、その結晶
組織が粗大になってしまったためと考えられる。このた
め、炭素を添加しない従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金から
ガスアトマイズ法によって作製した粉末は、篩などによ
って分級し、大きな粒子を含まないように粒径分布の調
整作業を行なう必要があった。
【００４３】これに対し、本発明では、炭素の添加によ
って合金の非晶質形成能が向上するため、粒径の大きな
粒子であっても充分に急冷され、その結果、高い保磁力
が発現する。このため、ガスアトマイズ処理によって得
た粉末を分級することなく、そのままボンド磁石や焼結
磁石の作製に利用することが可能になる。
って合金の非晶質形成能が向上するため、粒径の大きな
粒子であっても充分に急冷され、その結果、高い保磁力
が発現する。このため、ガスアトマイズ処理によって得
た粉末を分級することなく、そのままボンド磁石や焼結
磁石の作製に利用することが可能になる。
【００４４】
【実施例】以下、本発明の実施例を説明する。
【００４５】（実施例１）本実施例では、下記の表１に
示す種々の組成を有する母合金を用い、Ａｒガス雰囲気
中で合金溶湯を噴霧し、球状粒子からなる粉末を作製し
た。噴霧時の合金溶湯の温度は１４００〜１５００℃程
度であり、Ａｒガス雰囲気の温度は、３０℃程度であ
る。
示す種々の組成を有する母合金を用い、Ａｒガス雰囲気
中で合金溶湯を噴霧し、球状粒子からなる粉末を作製し
た。噴霧時の合金溶湯の温度は１４００〜１５００℃程
度であり、Ａｒガス雰囲気の温度は、３０℃程度であ
る。
【００４６】次に、こうして作製した粉末を篩によって
分級し、粒径３８μｍ〜６３μｍの粉末を得た後、この
粉末の磁気特性（残留磁束密度Ｂrおよび保磁力ＨcJ）
を評価した。試料Ｎｏ．１〜２０について、評価結果を
表１に示す。表１に示す値は、振動試料型磁力計で測定
した値である。
分級し、粒径３８μｍ〜６３μｍの粉末を得た後、この
粉末の磁気特性（残留磁束密度Ｂrおよび保磁力ＨcJ）
を評価した。試料Ｎｏ．１〜２０について、評価結果を
表１に示す。表１に示す値は、振動試料型磁力計で測定
した値である。
【００４７】
【表１】
【００４８】上記試料のうち、試料Ｎｏ．１〜１６は本
発明の実施例であり、試料Ｎｏ．１７〜２０は比較例で
ある。試料Ｎｏ．１（実施例）および試料Ｎｏ．１７
（比較例）については、Ａｒ雰囲気中において６００℃
で５分間の熱処理を施した後、粒径毎に分けて磁気特性
を測定した。図２（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、試
料Ｎｏ．１（実施例）および試料Ｎｏ．１７(比較例)に
ついて、上記熱処理の前後における磁気特性（残留磁化
Ｊr及び固有保磁力ＨcJ）の粉末粒径依存性を示してい
る。グラフ中、「●」および「○」のデータは、それぞ
れ、試料Ｎｏ．１の熱処理前における磁気特性および熱
処理後における磁気特性を示している。一方、「▲」お
よび「△」のデータ、それぞれ、試料Ｎｏ．１７の熱処
理前における磁気特性および熱処理後における磁気特性
を示している。
発明の実施例であり、試料Ｎｏ．１７〜２０は比較例で
ある。試料Ｎｏ．１（実施例）および試料Ｎｏ．１７
（比較例）については、Ａｒ雰囲気中において６００℃
で５分間の熱処理を施した後、粒径毎に分けて磁気特性
を測定した。図２（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、試
料Ｎｏ．１（実施例）および試料Ｎｏ．１７(比較例)に
ついて、上記熱処理の前後における磁気特性（残留磁化
Ｊr及び固有保磁力ＨcJ）の粉末粒径依存性を示してい
る。グラフ中、「●」および「○」のデータは、それぞ
れ、試料Ｎｏ．１の熱処理前における磁気特性および熱
処理後における磁気特性を示している。一方、「▲」お
よび「△」のデータ、それぞれ、試料Ｎｏ．１７の熱処
理前における磁気特性および熱処理後における磁気特性
を示している。
【００４９】図２（ａ）および（ｂ）からわかるよう
に、実施例の磁粉（試料Ｎｏ．１）の場合、粒径が２１
０μｍ以下の広い範囲で高い保磁力が達成されている。
これに対し、比較例（試料Ｎｏ．１７）の場合は、粒径
が１０６μｍ以下でないと高い保磁力は得られていな
い。
に、実施例の磁粉（試料Ｎｏ．１）の場合、粒径が２１
０μｍ以下の広い範囲で高い保磁力が達成されている。
これに対し、比較例（試料Ｎｏ．１７）の場合は、粒径
が１０６μｍ以下でないと高い保磁力は得られていな
い。
【００５０】ガスアトマイズ法によって粒径１００μｍ
以下の小粒径粉末粒子を量産することは非常に難しい。
このため、比較例の粉末を用いて保磁力の高い永久磁石
を製造しようとすれば、ガスアトマイズ法によって形成
された粉末を分級することによって、保磁力が相対的に
低い粗大な磁粉を除去する必要がある。このような分級
は歩留まりを大きく低下させてしまう。
以下の小粒径粉末粒子を量産することは非常に難しい。
このため、比較例の粉末を用いて保磁力の高い永久磁石
を製造しようとすれば、ガスアトマイズ法によって形成
された粉末を分級することによって、保磁力が相対的に
低い粗大な磁粉を除去する必要がある。このような分級
は歩留まりを大きく低下させてしまう。
【００５１】なお、図２（ｂ）からわかるように、本発
明の実施例の場合でも、粒径が小さいほど高い保磁力が
達成されている。このため、本発明においても、磁粉の
粒径は小さい方が好ましい。具体的には、粒径は２００
μｍ以下であることが好ましく、１５０μｍ以下である
ことが更に好ましい。
明の実施例の場合でも、粒径が小さいほど高い保磁力が
達成されている。このため、本発明においても、磁粉の
粒径は小さい方が好ましい。具体的には、粒径は２００
μｍ以下であることが好ましく、１５０μｍ以下である
ことが更に好ましい。
【００５２】次に、試料Ｎｏ．３（実施例）および試料
Ｎｏ．１８(比較例)の粉末を用いてボンド磁石を作製し
た。用いた磁粉の粒径は１０６μｍ以下であり、粒径分
布の調整は行っていない。
Ｎｏ．１８(比較例)の粉末を用いてボンド磁石を作製し
た。用いた磁粉の粒径は１０６μｍ以下であり、粒径分
布の調整は行っていない。
【００５３】ボンド磁石の磁気特性の評価はＢＨトレー
サを用いて行なった。図３は、試料Ｎｏ．３（実施例）
のボンド磁石について測定された磁気特性（減磁曲線）
を示し、図４は、試料Ｎｏ．１８（比較例）のボンド磁
石について測定された磁気特性（減磁曲線）を示してい
る。
サを用いて行なった。図３は、試料Ｎｏ．３（実施例）
のボンド磁石について測定された磁気特性（減磁曲線）
を示し、図４は、試料Ｎｏ．１８（比較例）のボンド磁
石について測定された磁気特性（減磁曲線）を示してい
る。
【００５４】図３および図４に示される各温度での減磁
曲線から、２０℃〜１００℃の範囲での残留磁化Ｊ
r（＝残留磁束密度Ｂr）および固有保磁力ＨcJの温度係
数を算出した。その結果を下記の表２に示す。
曲線から、２０℃〜１００℃の範囲での残留磁化Ｊ
r（＝残留磁束密度Ｂr）および固有保磁力ＨcJの温度係
数を算出した。その結果を下記の表２に示す。
【００５５】
【表２】
【００５６】表２からわかるように、炭素の添加によっ
て固有保磁力ＨcJの温度係数が小さくなっている。
て固有保磁力ＨcJの温度係数が小さくなっている。
【００５７】次に、実施例および比較例の磁粉について
Ｘ線回折データを得た。図５は、実施例に関して得られ
た結晶化熱処理前の粉末Ｘ線回折パターンを示すグラフ
であり、図６は、比較例に関して得られた結晶化熱処理
前における粉末Ｘ線回折パターンを示すグラフである。
グラフの横軸は回折角度（２θ）で、縦軸は回折ピーク
の強度である。
Ｘ線回折データを得た。図５は、実施例に関して得られ
た結晶化熱処理前の粉末Ｘ線回折パターンを示すグラフ
であり、図６は、比較例に関して得られた結晶化熱処理
前における粉末Ｘ線回折パターンを示すグラフである。
グラフの横軸は回折角度（２θ）で、縦軸は回折ピーク
の強度である。
【００５８】図５に示すＸ線回折データなどから、本件
発明の磁性合金粉末は格子面間隔ｄが０．２９５〜０．
３００ｎｍで強いＸ線回折ピークを示す第２の化合物相
を有していることがわかった。また、格子面間隔０．１
８ｎｍ付近にも第２化合物相に起因すると思われる回折
ピークが観察された。これらの回折ピークの位置は、Ｘ
線源がＣｕＫα線の場合、それぞれ２θ＝３０°付近、
および２θ＝５０°付近に対応する。このような第２化
合物相に起因する回折ピークは、磁粉に対して５００〜
８００℃の熱処理を行うと、より顕著に現れる。このこ
とは、熱処理前に存在していた非晶質相が結晶化するに
際し、主相だけではなく第２化合物相も成長しているこ
とを示している。
発明の磁性合金粉末は格子面間隔ｄが０．２９５〜０．
３００ｎｍで強いＸ線回折ピークを示す第２の化合物相
を有していることがわかった。また、格子面間隔０．１
８ｎｍ付近にも第２化合物相に起因すると思われる回折
ピークが観察された。これらの回折ピークの位置は、Ｘ
線源がＣｕＫα線の場合、それぞれ２θ＝３０°付近、
および２θ＝５０°付近に対応する。このような第２化
合物相に起因する回折ピークは、磁粉に対して５００〜
８００℃の熱処理を行うと、より顕著に現れる。このこ
とは、熱処理前に存在していた非晶質相が結晶化するに
際し、主相だけではなく第２化合物相も成長しているこ
とを示している。
【００５９】なお、第２化合物相の前記回折ピークは、
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型正方晶構造を有する化合物相の（４１
０）面に関する回折ピーク（格子面間隔０．２１４ｎ
ｍ）の強度に対して１０〜２００％の強度を有してい
る。
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型正方晶構造を有する化合物相の（４１
０）面に関する回折ピーク（格子面間隔０．２１４ｎ
ｍ）の強度に対して１０〜２００％の強度を有してい
る。
【００６０】以上、ガスアトマイズ法について本発明を
説明してきたが、他のアトマイズ法（例えば遠心アトマ
イズ法など）を用いて本発明の磁粉を製造しても良い。
説明してきたが、他のアトマイズ法（例えば遠心アトマ
イズ法など）を用いて本発明の磁粉を製造しても良い。
【００６１】なお、アトマイズ処理直後の粉末粒子形状
は球形であることが好ましいが、球形である必要はな
い。粉末粒子形状が球形でない場合は、粉末流動性が低
下するが、炭素添加による耐候性および耐酸化性が向上
するという効果は充分に得ることができる。
は球形であることが好ましいが、球形である必要はな
い。粉末粒子形状が球形でない場合は、粉末流動性が低
下するが、炭素添加による耐候性および耐酸化性が向上
するという効果は充分に得ることができる。
【００６２】（実施例２）本実施例では、下記の表３に
示す種々の組成を有する母合金を用い、実施例１と同様
の条件でアトマイズ粉を作製した。得られたアトマイズ
粉を篩によって分級し、粒径３８μｍ〜６３μｍの粉末
を得た後、この粉末の磁気特性（残留磁束密度Ｂrおよ
び保磁力ＨcJ）を評価した。試料Ｎｏ．２１〜２４につ
いて、評価結果を表３に示す。
示す種々の組成を有する母合金を用い、実施例１と同様
の条件でアトマイズ粉を作製した。得られたアトマイズ
粉を篩によって分級し、粒径３８μｍ〜６３μｍの粉末
を得た後、この粉末の磁気特性（残留磁束密度Ｂrおよ
び保磁力ＨcJ）を評価した。試料Ｎｏ．２１〜２４につ
いて、評価結果を表３に示す。
【００６３】
【表３】
【００６４】本実施例では、Ｂを必須とするとともに、
Ｂ以外にＣ、Ｓ、Ｐ、またはＳｉを添加した。本実施例
では、０．５質量％以上２．０質量％以下のＱ（Ｑは、
Ｂ、Ｃ、Ｓ、Ｐ、および／またはＳｉを含む元素）を含
有する合金の溶湯をアトマイズ法で急冷することによ
り、粉末化した。ＢのＱの合計含有量に対する含有比率
は０．１０以上０．９５未満である。
Ｂ以外にＣ、Ｓ、Ｐ、またはＳｉを添加した。本実施例
では、０．５質量％以上２．０質量％以下のＱ（Ｑは、
Ｂ、Ｃ、Ｓ、Ｐ、および／またはＳｉを含む元素）を含
有する合金の溶湯をアトマイズ法で急冷することによ
り、粉末化した。ＢのＱの合計含有量に対する含有比率
は０．１０以上０．９５未満である。
【００６５】表３から、本実施例によっても優れた磁気
特性が得られることがわかる。
特性が得られることがわかる。
【００６６】（実施例３）上記の表１および表３に示す
試料Ｎｏ．１、３、１７、１８、２１、２２、および２
４の合金をアトマイズ法によって急冷し、粉末化した。
アトマイズ時における合金溶湯の温度は１５００℃と
し、他の噴霧条件も各試料で共通にした。そして、得ら
れたアトマイズ粉末に含まれる微粉末（粒径：６３μｍ
以下）が全体に占める質量比率（回収率）を測定した。
結果、以下の表４に示す。
試料Ｎｏ．１、３、１７、１８、２１、２２、および２
４の合金をアトマイズ法によって急冷し、粉末化した。
アトマイズ時における合金溶湯の温度は１５００℃と
し、他の噴霧条件も各試料で共通にした。そして、得ら
れたアトマイズ粉末に含まれる微粉末（粒径：６３μｍ
以下）が全体に占める質量比率（回収率）を測定した。
結果、以下の表４に示す。
【００６７】
【表４】
【００６８】表４からわかるように、試料Ｎｏ．１、
３、２１、２２、および２４については、回収率が７０
％以上であり、比較例の試料Ｎｏ．１７および１８の回
収率よりも格段に高かった。このことは、Ｃ、Ｓ、Ｐ、
および／またはＳｉの添加が、アトマイズ粉の粒径を小
さくするのに寄与していることを示している。粒径が小
さくなった主な理由は、アトマイズ時の合金溶湯の粘度
が適量の添加元素により低くなったためである。
３、２１、２２、および２４については、回収率が７０
％以上であり、比較例の試料Ｎｏ．１７および１８の回
収率よりも格段に高かった。このことは、Ｃ、Ｓ、Ｐ、
および／またはＳｉの添加が、アトマイズ粉の粒径を小
さくするのに寄与していることを示している。粒径が小
さくなった主な理由は、アトマイズ時の合金溶湯の粘度
が適量の添加元素により低くなったためである。
【００６９】
【発明の効果】本発明によれば、ガスアトマイズ法の処
理条件を大きく変えることなく、広い粒径範囲で高い保
磁力が得られ、そのままボンド磁石用の原料に用いるこ
とができる。また、ホットプレス法などの低温焼結技術
と組み合わせれば、焼結磁石を得ることができる。さら
に熱間加工を用いれば、磁気異方性磁石を得ることがで
きる。
理条件を大きく変えることなく、広い粒径範囲で高い保
磁力が得られ、そのままボンド磁石用の原料に用いるこ
とができる。また、ホットプレス法などの低温焼結技術
と組み合わせれば、焼結磁石を得ることができる。さら
に熱間加工を用いれば、磁気異方性磁石を得ることがで
きる。
【００７０】本発明の第一の態様では、炭素を必須元素
としているため、合金内に炭素が混入することを排除す
る必要がない。このため、炭素除去のための特別の処理
を行うことなく、工程途中の不良品や、回収した磁石製
品をそのまま再溶解して再利用できる。また、炭素を含
むため、耐候性に優れるという利点をも有している。
としているため、合金内に炭素が混入することを排除す
る必要がない。このため、炭素除去のための特別の処理
を行うことなく、工程途中の不良品や、回収した磁石製
品をそのまま再溶解して再利用できる。また、炭素を含
むため、耐候性に優れるという利点をも有している。
【００７１】本発明によれば、保磁力の温度変化が小さ
く、不可逆熱減磁に対して耐性が高くなる。また、磁粉
形状が球形であるため、流動性に優れ、成型能率を向上
できる。そのため、原料充填速度を高め、充填時間を短
縮できるので、プレスサイクル時間を短縮することが可
能になる。また、成型時の充填精度を高めることがで
き、製品の寸法精度を向上できるため、成型以後の機械
加工を省略できる。
く、不可逆熱減磁に対して耐性が高くなる。また、磁粉
形状が球形であるため、流動性に優れ、成型能率を向上
できる。そのため、原料充填速度を高め、充填時間を短
縮できるので、プレスサイクル時間を短縮することが可
能になる。また、成型時の充填精度を高めることがで
き、製品の寸法精度を向上できるため、成型以後の機械
加工を省略できる。
【００７２】更に、添加した炭素が希土類磁石の酸化反
応性を低下させるため、製造プロセス中に発熱・発火に
よって磁石特性が劣化したり、工程の安全性が阻害され
ることもなくなる。更に、磁石表面に耐候性向上用の特
別な保護膜を設けなくとも、磁石の経時劣化を防止する
ことが可能になる。
応性を低下させるため、製造プロセス中に発熱・発火に
よって磁石特性が劣化したり、工程の安全性が阻害され
ることもなくなる。更に、磁石表面に耐候性向上用の特
別な保護膜を設けなくとも、磁石の経時劣化を防止する
ことが可能になる。
【図１】本発明の実施形態で用いられるガスアトマイズ
装置の構成を示す図である。
装置の構成を示す図である。
【図２】試料Ｎｏ．１（実施例）および試料Ｎｏ．１７
(比較例)について、熱処理前後における磁気特性の粉末
粒径依存性を示すグラフであり、（ａ）は残留磁化Ｊｒ
（＝残留磁束密度Ｂr）の粒径依存性を示し、（ｂ）は
固有保磁力ＨcJの粒径依存性を示している。
(比較例)について、熱処理前後における磁気特性の粉末
粒径依存性を示すグラフであり、（ａ）は残留磁化Ｊｒ
（＝残留磁束密度Ｂr）の粒径依存性を示し、（ｂ）は
固有保磁力ＨcJの粒径依存性を示している。
【図３】試料Ｎｏ．３（実施例）のボンド磁石について
測定された磁気特性（減磁曲線）を示すグラフである。
測定された磁気特性（減磁曲線）を示すグラフである。
【図４】試料Ｎｏ．１８（比較例）のボンド磁石につい
て測定された磁気特性（減磁曲線）を示すグラフであ
る。
て測定された磁気特性（減磁曲線）を示すグラフであ
る。
【図５】実施例に関して得られた結晶化熱処理前の粉末
Ｘ線回折パターンを示すグラフである。横軸は回折角度
（２θ）で、縦軸は回折ピークの強度である。
Ｘ線回折パターンを示すグラフである。横軸は回折角度
（２θ）で、縦軸は回折ピークの強度である。
【図６】比較例に関して得られた結晶化熱処理前におけ
る粉末Ｘ線回折パターンを示すグラフである。横軸は回
折角度（２θ）で、縦軸は回折ピークの強度である。
る粉末Ｘ線回折パターンを示すグラフである。横軸は回
折角度（２θ）で、縦軸は回折ピークの強度である。
１ 溶解炉 ２ 貯湯容器 ３ 溶解室 ４ 磁粉 ５ 急冷室 ６ 合金溶湯 ７ ノズル ８ 溶融金属流 ９ ジェット
Claims (13)
- 【請求項１】 ２０質量％以上４０質量％以下のＲ（Ｒ
はＹを含む希土類元素の少なくとも１種類の元素）、 ６０質量％以上７９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを主成分
とする遷移金属）、および ０．５質量％以上２．０質量％以下のＱ（Ｑは、Ｂ（ホ
ウ素）およびＣ（炭素）を含む元素）を含有する磁石用
磁性合金粉末であって、 アトマイズ法で形成され、粒子の形状が球形であり、 Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型正方晶構造を有する化合物相を主たる
構成相として含み、 ＢおよびＣの合計含有量に対するＣの含有量の比率が
０．０５以上０．９０以下である永久磁石用磁性合金粉
末。 - 【請求項２】 Ｔに含まれるＦｅの一部がＣｏ、Ｎｉ、
Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌからなる群から選択された１種以
上の元素によって置換されている請求項１に記載の永久
磁石用磁性合金粉末。 - 【請求項３】 Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、およびＧａからなる群から選択された
１種以上の元素が添加されている請求項１または２に記
載の永久磁石用磁性合金粉末。 - 【請求項４】 固有保磁力ＨcJが４００ｋＡ／ｍ以上で
ある請求項１から３のいずれかに記載の永久磁石用磁性
合金粉末。 - 【請求項５】 ２０質量％以上４０質量％以下のＲ（Ｒ
はＹを含む希土類元素の少なくとも１種類の元素）、６
０質量％以上７９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを主成分と
する遷移金属）、および０．５質量％以上２．０質量％
以下のＱ（Ｑは、Ｂ（ホウ素）およびＣ（炭素）を含む
元素）を含有する合金の溶湯を非酸化性雰囲気中に噴霧
し、それによって粉末を形成する永久磁石用磁性合金粉
末の製造方法。 - 【請求項６】 ＢおよびＣの合計含有量に対するＣの含
有量の比率が０．０５以上０．９０以下である請求項５
に記載の永久磁石用磁性合金粉末の製造方法。 - 【請求項７】 前記粉末は実質的に球形である請求項５
または６に記載の永久磁石用磁性合金粉末の製造方法。 - 【請求項８】 前記粉末に対し、５００℃以上８００℃
以下の熱処理を施すことを特徴とする請求項７に記載の
永久磁石用磁性合金粉末の製造方法。 - 【請求項９】 請求項１から４のいずれかに記載の永久
磁石用磁性合金粉末から作製された永久磁石。 - 【請求項１０】 請求項５から８のいずれかに記載の永
久磁石用磁性合金粉末の製造方法によって作製された永
久磁石用磁性合金粉末を用意する工程と、 前記永久磁石用磁性合金粉末から永久磁石を作製する工
程と、を包含する永久磁石の製造方法。 - 【請求項１１】 前記Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型正方晶構造を有
する化合物相以外に、格子面間隔ｄが０．２９５ｎｍ以
上０．３００ｎｍ以下の位置に回折ピークを持つ第２化
合物相を含有し、 前記Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型正方晶構造を有する化合物相の
（４１０）面に関する回折ピーク（格子面間隔０．２１
４ｎｍ）に対する前記第２化合物相の前記回折ピークの
強度比が１０％以上であることを特徴とする請求項１に
記載の永久磁石用磁性合金粉末。 - 【請求項１２】 ２０質量％以上４０質量％以下のＲ
（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも１種類の元
素）、 ６０質量％以上７９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを主成分
とする遷移金属）、および ０．５質量％以上２．０質量％以下のＱ（Ｑは、Ｂ（ホ
ウ素）、Ｃ（炭素）、Ｓ（硫黄）、Ｐ（リン）、および
／またはＳｉ（ケイ素）を含む元素）を含有する永久磁
石用磁性合金粉末であって、 アトマイズ法で形成され、粒子の形状が球形であり、 Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型正方晶構造を有する化合物相を主たる
構成相として含み、 Ｑの合計含有量に対する含有量の比率が０．１０以上
０．９５未満のＢを必ず含有することを特徴とする永久
磁石用磁性合金粉末。 - 【請求項１３】 ２０質量％以上４０質量％以下のＲ
（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも１種類の元
素）、６０質量％以上７９質量％以下のＴ（ＴはＦｅを
主成分とする遷移金属）、および、０．５質量％以上
２．０質量％以下のＱ（Ｑは、Ｂ（ホウ素）、Ｃ（炭
素）、Ｓ（硫黄）、Ｐ（リン）、および／またはＳｉ
（ケイ素）を含む元素）を含有し、Ｑの合計含有量に対
する含有量の比率が０．１０以上０．９５未満のＢを必
ず含有する合金の溶湯を非酸化性雰囲気中に噴霧し、そ
れによって粉末を形成する永久磁石用磁性合金粉末の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001277656A JP2002161302A (ja) | 2000-09-18 | 2001-09-13 | 永久磁石用磁性合金粉末およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000282412 | 2000-09-18 | ||
| JP2000-282412 | 2000-09-18 | ||
| JP2001277656A JP2002161302A (ja) | 2000-09-18 | 2001-09-13 | 永久磁石用磁性合金粉末およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002161302A true JP2002161302A (ja) | 2002-06-04 |
Family
ID=26600151
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001277656A Pending JP2002161302A (ja) | 2000-09-18 | 2001-09-13 | 永久磁石用磁性合金粉末およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002161302A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1554411A1 (en) | 2002-10-25 | 2005-07-20 | Showa Denko K.K. | Alloy containing rare earth element, production method thereof, magnetostrictive device, and magnetic refrigerant material |
| JP2006299402A (ja) * | 2005-03-24 | 2006-11-02 | Tdk Corp | Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石用原料合金、ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石及びその製造方法 |
| CN100457336C (zh) * | 2004-07-30 | 2009-02-04 | 昆明贵金属研究所 | 金属或合金粉末制备方法 |
| US7972448B2 (en) | 2002-11-28 | 2011-07-05 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Method for the production of an anisotropic magnetic powder and a bonded anisotropic magnet produced therefrom |
| KR101428672B1 (ko) * | 2012-12-10 | 2014-08-08 | 한국생산기술연구원 | 가스 분무 공정을 이용한 Nd-Fe-B 자성분말의 제조방법, 자성분말, 자성체 및 자성체의 제조방법 |
| JP2020132995A (ja) * | 2019-02-26 | 2020-08-31 | 山陽特殊製鋼株式会社 | スパッタリングターゲット材に適した合金 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03162546A (ja) * | 1989-11-22 | 1991-07-12 | Dowa Mining Co Ltd | 耐酸化性の優れた永久磁石合金の製造方法 |
| WO2000045397A1 (en) * | 1999-02-01 | 2000-08-03 | Magnequench International, Inc. | Rare earth permanent magnet and method for making same |
-
2001
- 2001-09-13 JP JP2001277656A patent/JP2002161302A/ja active Pending
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| JP7382142B2 (ja) | 2019-02-26 | 2023-11-16 | 山陽特殊製鋼株式会社 | スパッタリングターゲット材に適した合金 |
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