JP2691034B2 - 微構造を制御した希土類元素−鉄−窒素系磁性材料の製造方法 - Google Patents
微構造を制御した希土類元素−鉄−窒素系磁性材料の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は希土類元素−鉄−窒素系磁性材料の出発原料
合金（以下母合金と称する）の微構造に関するものであ
り、母合金の平均結晶粒子径を30μｍから150μｍの範
囲で制御することにより、最終的に得られるRe−Fe−Ｎ
系磁性材料の磁気特性を向上させたものである。
合金（以下母合金と称する）の微構造に関するものであ
り、母合金の平均結晶粒子径を30μｍから150μｍの範
囲で制御することにより、最終的に得られるRe−Fe−Ｎ
系磁性材料の磁気特性を向上させたものである。
［従来の技術］ 永久磁石及び磁気記録媒体は磁性材料の工業的応用分
野の中心的位置を占めている。これらに用いられる磁性
材料は顕著な特徴を有する。すなわち、Nd−Fe−Ｂ系や
Sm−Co系などの永久磁石材料は焼結もしくは焼鈍時に形
成される微構造にその特徴がある。Nd−Fe−Ｂ系では５
〜10μｍ程度の結晶粒子径を有する焼結体で最も高い磁
気特性が発現し、その粒子の粒界部分の組成、構造は磁
石の性能を左右する重要な因子である。Sm−Co系でもこ
の事情は大差なくあてはまり、特にSm2Co17系磁石で多
段時効処理と呼ばれる熱処理でSm2Co17相を取囲むよう
に析出するSm1Co5系の組成物が磁気特性の発現にとって
重要である。
野の中心的位置を占めている。これらに用いられる磁性
材料は顕著な特徴を有する。すなわち、Nd−Fe−Ｂ系や
Sm−Co系などの永久磁石材料は焼結もしくは焼鈍時に形
成される微構造にその特徴がある。Nd−Fe−Ｂ系では５
〜10μｍ程度の結晶粒子径を有する焼結体で最も高い磁
気特性が発現し、その粒子の粒界部分の組成、構造は磁
石の性能を左右する重要な因子である。Sm−Co系でもこ
の事情は大差なくあてはまり、特にSm2Co17系磁石で多
段時効処理と呼ばれる熱処理でSm2Co17相を取囲むよう
に析出するSm1Co5系の組成物が磁気特性の発現にとって
重要である。
一方、磁気記録媒体用の磁性材料、例えばγ−Fe
2O3、Fe−Ni−Co系合金、バリウム及びストロンチウム
フェライトでは、利用方法として数μｍ厚の塗布用バイ
ンダー中に分散して用いられる場合が多いため、サブミ
クロンから１〜２μｍ以下の微細粒子として用いられ
る。これらの粒子ではまず第一に微細粒子であって、な
おかつ比較的高い保磁力（Hc）及び残留磁化（Br）が要
求されることから、粒子の形状、配向方向などに技術的
工夫が必要である。
2O3、Fe−Ni−Co系合金、バリウム及びストロンチウム
フェライトでは、利用方法として数μｍ厚の塗布用バイ
ンダー中に分散して用いられる場合が多いため、サブミ
クロンから１〜２μｍ以下の微細粒子として用いられ
る。これらの粒子ではまず第一に微細粒子であって、な
おかつ比較的高い保磁力（Hc）及び残留磁化（Br）が要
求されることから、粒子の形状、配向方向などに技術的
工夫が必要である。
従って上記の磁性材料の特徴を概括すれば、永久磁石
材料では単磁区粒子径よりもはるかに大きな結晶粒子径
で粒子境界部分の組成や微構造の制御によって磁気特性
が発現し、磁気記録用の磁性粉体では粒子径、粒子の形
状磁気異方性など微細粒子であることを最大限生かすこ
とで磁気特性を引き出している。
材料では単磁区粒子径よりもはるかに大きな結晶粒子径
で粒子境界部分の組成や微構造の制御によって磁気特性
が発現し、磁気記録用の磁性粉体では粒子径、粒子の形
状磁気異方性など微細粒子であることを最大限生かすこ
とで磁気特性を引き出している。
一方、希土類元素−鉄−窒素系磁性材料については知
られているが、窒化前の出発合金の微構造、結晶粒子径
などの磁気特性に及ぼす影響については不明であった。
られているが、窒化前の出発合金の微構造、結晶粒子径
などの磁気特性に及ぼす影響については不明であった。
［発明が解決しようとする課題］ 本発明はRe−Fe−Ｎ系磁性材料の母合金の微構造を制
御することによって、従来のものに比較して磁性特性が
一層優れた希土類元素−鉄−窒素系磁性材料及びその製
造方法を提供しようとするものである。
御することによって、従来のものに比較して磁性特性が
一層優れた希土類元素−鉄−窒素系磁性材料及びその製
造方法を提供しようとするものである。
［課題を解決するための手段］ 上記課題を解決するための本発明の構造は、 （１）２−17組成の結晶構造を有する希土類（Re）−鉄
（Fe）系合金を合成する際、焼鈍時の温度を800〜1250
℃の範囲で変化させ、母合金の平均結晶粒子径を30μｍ
から150μｍの範囲に調整し、これを粉砕後窒化する２
−17組成の結晶構造を有する希土類元素（Re）−鉄（F
e）−窒素（Ｎ）系磁性材料の製造方法である。
（Fe）系合金を合成する際、焼鈍時の温度を800〜1250
℃の範囲で変化させ、母合金の平均結晶粒子径を30μｍ
から150μｍの範囲に調整し、これを粉砕後窒化する２
−17組成の結晶構造を有する希土類元素（Re）−鉄（F
e）−窒素（Ｎ）系磁性材料の製造方法である。
上記製造方法を少し具体的に説明すると製法では溶湯
の冷却速度を制御すること、及び焼鈍温度を800〜1250
℃の範囲で変化させ、焼鈍時間は鉄を主成分とする相が
磁性材料として許容できる量まで減少する時間とするこ
とを特徴とする。また、平均結晶粒子径の制御の効果を
明瞭にするために、Re−Fe−Ｎ系磁性材料の原料である
希土類元素−鉄系母合金の平均結晶粒子径を30μｍから
150μｍの範囲で制御する。
の冷却速度を制御すること、及び焼鈍温度を800〜1250
℃の範囲で変化させ、焼鈍時間は鉄を主成分とする相が
磁性材料として許容できる量まで減少する時間とするこ
とを特徴とする。また、平均結晶粒子径の制御の効果を
明瞭にするために、Re−Fe−Ｎ系磁性材料の原料である
希土類元素−鉄系母合金の平均結晶粒子径を30μｍから
150μｍの範囲で制御する。
先願の磁性材料（特開平２−57663号）は、微粉の状
態で高い磁気特性を発現しうることが特徴であったが、
本発明では母合金の結晶粒子径を焼鈍条件を変えること
により制御し、先願のもつ特性をさらに明瞭にひき出す
ことを可能にしたものである。
態で高い磁気特性を発現しうることが特徴であったが、
本発明では母合金の結晶粒子径を焼鈍条件を変えること
により制御し、先願のもつ特性をさらに明瞭にひき出す
ことを可能にしたものである。
また本発明ではRe−Fe−Ｎ系磁性材料、前記先願のRe
−Fe−Ｎ−Ｈ系磁性材料及び希土類元素−鉄−窒素−水
素−酸素（以下“Re−Fe−Ｎ−Ｈ−O"という）（特願平
１−235822号）系磁性材料において、はじめに合成する
Re−Fe合金の母合金の平均結晶粒子径を焼鈍条件を変え
ることで制御し、窒素、水素あるいは酸素を含有させた
後、粉砕することで、磁性特性を大きく向上させること
を特徴とする磁性材料の製造方法である。なお、ここで
いう磁気特性とは磁化、保磁力、磁気異方性、角型比を
いう。
−Fe−Ｎ−Ｈ系磁性材料及び希土類元素−鉄−窒素−水
素−酸素（以下“Re−Fe−Ｎ−Ｈ−O"という）（特願平
１−235822号）系磁性材料において、はじめに合成する
Re−Fe合金の母合金の平均結晶粒子径を焼鈍条件を変え
ることで制御し、窒素、水素あるいは酸素を含有させた
後、粉砕することで、磁性特性を大きく向上させること
を特徴とする磁性材料の製造方法である。なお、ここで
いう磁気特性とは磁化、保磁力、磁気異方性、角型比を
いう。
結局、本発明は上記特許請求の範囲の請求項に述べた
ように、Re−Fe−Ｎ系磁性材料、Re−Fe−Ｎ−Ｈ系磁性
材料またはRe−Fe−Ｎ−Ｈ−Ｏ系材料の製造工程で、は
じめに合成する母合金の結晶粒子径を制御することによ
り、磁気特性を向上させる製法に関する。
ように、Re−Fe−Ｎ系磁性材料、Re−Fe−Ｎ−Ｈ系磁性
材料またはRe−Fe−Ｎ−Ｈ−Ｏ系材料の製造工程で、は
じめに合成する母合金の結晶粒子径を制御することによ
り、磁気特性を向上させる製法に関する。
（製造方法の詳細） ここではRe−Fe合金としてRe2Fe17合金を用い、その
母合金に窒素、水素及び酸素を含有させた磁性材料の作
製方法を例としてのべる。
母合金に窒素、水素及び酸素を含有させた磁性材料の作
製方法を例としてのべる。
前記先願のRe−Fe−Ｎ−Ｈ系及びRe−Fe−Ｎ−Ｈ−Ｏ
系磁性材料の製造工程は以下のとおりである。
系磁性材料の製造工程は以下のとおりである。
（１）Re−Fe系合金の合成 （２）粗粉砕 （３）窒化、水素化 （４）微粉砕 母合金の微構造は（１）の合金の合成後の焼鈍条件に
より制御することができる。
より制御することができる。
以下に本願のRe−Fe−Ｎ系磁性材料の母合金の微構造
の制御法を中心にして述べる。
の制御法を中心にして述べる。
（１）母合金の合成 原料合金は高周波炉、アーク溶解炉によっても、また
液体超急冷法によっても作製できる。その組成はReが５
〜25原子％、Feが75〜95原子％の範囲にあることが好ま
しい。Reが５原子％未満では合金中にα−Fe相が多く存
在し、高保磁力が得られない。また、Reが25原子％を越
えると高い飽和磁化が得られない。
液体超急冷法によっても作製できる。その組成はReが５
〜25原子％、Feが75〜95原子％の範囲にあることが好ま
しい。Reが５原子％未満では合金中にα−Fe相が多く存
在し、高保磁力が得られない。また、Reが25原子％を越
えると高い飽和磁化が得られない。
母合金の合成は一般的に溶解した希土類元素、鉄の混
合物を急冷して行うことになる。このことは上記のいず
れの方法でも同じである。第５図に例としてSm−Fe系母
合金の相図の一部を引用する（“Iron−Binary Phase D
iagrams"、Ortrud Kubaschewski、Springer−Verlag、1
982、P105から）。
合物を急冷して行うことになる。このことは上記のいず
れの方法でも同じである。第５図に例としてSm−Fe系母
合金の相図の一部を引用する（“Iron−Binary Phase D
iagrams"、Ortrud Kubaschewski、Springer−Verlag、1
982、P105から）。
この相図から明らかなように、例えばSm2Fe17合金を
作製する場合、1500〜1600℃で一度溶解した融解合金を
急冷する場合、1280〜1450℃付近ではα−Feが析出し、
1010〜1280℃の間ではSm2Fe17合金が析出し、1010℃以
下でSm1Fe3相が析出する。その結果、はじめに得られる
合金はα−Fe、Sm2Fe17、Sm1Fe3相の３相を主構成相と
している。この母合金を例えば800〜1250℃の間で焼鈍
すると、α−FeとSm1Fe3相は徐々に消失し、Ｘ線回折で
はSm2Fe17相を主相とした均一な２−17合金を作製でき
る。この焼鈍の間２−17主相の微構造、すなわち結晶粒
子径や粒界部分の相分離、析出の状態は変化し、焼鈍条
件により微構造は大きく異なる。
作製する場合、1500〜1600℃で一度溶解した融解合金を
急冷する場合、1280〜1450℃付近ではα−Feが析出し、
1010〜1280℃の間ではSm2Fe17合金が析出し、1010℃以
下でSm1Fe3相が析出する。その結果、はじめに得られる
合金はα−Fe、Sm2Fe17、Sm1Fe3相の３相を主構成相と
している。この母合金を例えば800〜1250℃の間で焼鈍
すると、α−FeとSm1Fe3相は徐々に消失し、Ｘ線回折で
はSm2Fe17相を主相とした均一な２−17合金を作製でき
る。この焼鈍の間２−17主相の微構造、すなわち結晶粒
子径や粒界部分の相分離、析出の状態は変化し、焼鈍条
件により微構造は大きく異なる。
例えば超急冷法などの急冷法を用いた場合は、焼鈍後
の母合金の平均結晶粒子径を５μｍ以下のSm2Fe17合金
を調製できる。一方、高周波炉で溶解後金属鋳型などに
流し込んだ場合はα−Fe、Sm1Fe3相の分相は大きく、Sm
2Fe17相単一を得るために比較的高温かつ長時間の焼鈍
を要するが、得られた２−17相は30μｍ以上の結晶粒子
径で、かつ高結晶化度のものである。
の母合金の平均結晶粒子径を５μｍ以下のSm2Fe17合金
を調製できる。一方、高周波炉で溶解後金属鋳型などに
流し込んだ場合はα−Fe、Sm1Fe3相の分相は大きく、Sm
2Fe17相単一を得るために比較的高温かつ長時間の焼鈍
を要するが、得られた２−17相は30μｍ以上の結晶粒子
径で、かつ高結晶化度のものである。
母合金の組成はこの例の場合Sm2Fe17単一相であるこ
とが好ましいが、微構造は５μｍ以下の平均結晶粒子径
から300μｍ程度の平均結晶粒子径まで変化させ得る。
更にこれらの微構造の相違は、母合金の機械的性質、す
なわち強度、硬軟などと深く相関していると同時に、結
晶化度や後の工程における気相との反応性などに関連
し、材料の磁気を含む種々の特性に影響する。
とが好ましいが、微構造は５μｍ以下の平均結晶粒子径
から300μｍ程度の平均結晶粒子径まで変化させ得る。
更にこれらの微構造の相違は、母合金の機械的性質、す
なわち強度、硬軟などと深く相関していると同時に、結
晶化度や後の工程における気相との反応性などに関連
し、材料の磁気を含む種々の特性に影響する。
（２）粗粉砕 この段階の粉砕はジョークラッシャー、スタンプミル
のような粗粉のみを調製するような方法でもよいし、ボ
ールミル、ジェットミルによっても条件次第で可能であ
る。しかし、この粉砕は次の段階における窒化、水素化
を均一に行わしめるためのものである。
のような粗粉のみを調製するような方法でもよいし、ボ
ールミル、ジェットミルによっても条件次第で可能であ
る。しかし、この粉砕は次の段階における窒化、水素化
を均一に行わしめるためのものである。
粗粉砕と（１）で述べた母合金の微構造には相関があ
る。例えば５〜30μｍ程度の比較的細かい平均結晶粒子
径を有する母合金は一般に硬く、粗粉砕時の応力、時間
に多くを要する。また粉砕後は粒子の形状も比較的球状
に近く、いわゆる粒界破断による粉砕が進行しているよ
うに見える。
る。例えば５〜30μｍ程度の比較的細かい平均結晶粒子
径を有する母合金は一般に硬く、粗粉砕時の応力、時間
に多くを要する。また粉砕後は粒子の形状も比較的球状
に近く、いわゆる粒界破断による粉砕が進行しているよ
うに見える。
一方150μｍ以上の平均結晶粒子径まで成長した母合
金では、粗粉砕により同様に微粉化できるが、粒内破断
による鋭い端部を有する粒子も多く見られる。
金では、粗粉砕により同様に微粉化できるが、粒内破断
による鋭い端部を有する粒子も多く見られる。
以上に述べた粗粉砕後は通常平均結晶粒子径が50〜10
0μｍの粒子の集合体が得られる。しかし母合金の微構
造及び粉砕方法により、得られた粒子の様子は大きくこ
となり、そのことが粗粉砕後の処理の効果に大きく影響
する。
0μｍの粒子の集合体が得られる。しかし母合金の微構
造及び粉砕方法により、得られた粒子の様子は大きくこ
となり、そのことが粗粉砕後の処理の効果に大きく影響
する。
（３）窒化、水素化 粉砕された原料母合金中に窒素及び水素を化合もしく
は含浸させる方法としては原料合金粉末をアンモニアガ
ス或いはアンモニアガスを含む還元性の混合ガス中で加
圧あるいは加熱処理する方法が有効である。合金中に含
まれる窒素及び水素量はアンモニアガス含有混合ガスの
混合成分比、及び加熱温度、加圧力、処理時間によって
制御し得る。
は含浸させる方法としては原料合金粉末をアンモニアガ
ス或いはアンモニアガスを含む還元性の混合ガス中で加
圧あるいは加熱処理する方法が有効である。合金中に含
まれる窒素及び水素量はアンモニアガス含有混合ガスの
混合成分比、及び加熱温度、加圧力、処理時間によって
制御し得る。
混合ガスとしては水素、ヘリウム、ネオン、窒素及び
アルゴンのいずれか、もしくは２種以上とアンモニアガ
スを混合したガスが有効である。混合比は処理条件との
関連で変化させ得るが、アンモニアガス分圧としては、
とくに0.02〜0.75atmが有効であり、処理温度は200〜65
0℃の範囲が好ましい。低温では侵入速度が小さく、650
℃以上の高温では鉄の窒化物が生成し、磁気特性は低下
する。加圧処理では10atm程度の加圧でも窒素、水素の
含有量を変化させ得る。
アルゴンのいずれか、もしくは２種以上とアンモニアガ
スを混合したガスが有効である。混合比は処理条件との
関連で変化させ得るが、アンモニアガス分圧としては、
とくに0.02〜0.75atmが有効であり、処理温度は200〜65
0℃の範囲が好ましい。低温では侵入速度が小さく、650
℃以上の高温では鉄の窒化物が生成し、磁気特性は低下
する。加圧処理では10atm程度の加圧でも窒素、水素の
含有量を変化させ得る。
アンモニアガス以外のガスを窒化、水素化雰囲気の主
成分とすると、反応効率は著しく低下する。しかし、た
とえば水素ガスと窒素ガスの混合ガスを用い長時間反応
を行うと窒素及び水素の導入は可能である。
成分とすると、反応効率は著しく低下する。しかし、た
とえば水素ガスと窒素ガスの混合ガスを用い長時間反応
を行うと窒素及び水素の導入は可能である。
（４）焼鈍 窒化、水素化により窒素、水素を化合もしくは含有し
た磁性体はその段階では組成の不均一性及び歪による結
晶内の欠陥などが存在し磁気特性は劣化している。従っ
て焼鈍により磁気特性は向上する。雰囲気としてはアル
ゴン、ヘリウムのように窒素あるいは水素を含有しない
ガス種が好ましい。
た磁性体はその段階では組成の不均一性及び歪による結
晶内の欠陥などが存在し磁気特性は劣化している。従っ
て焼鈍により磁気特性は向上する。雰囲気としてはアル
ゴン、ヘリウムのように窒素あるいは水素を含有しない
ガス種が好ましい。
（５）分級 （４）の焼鈍が終了した後、いわゆるガス吸蔵・粉砕
あるいは熱ショック粉砕により粒子径の分布は広がり粒
子径ごとに磁気物性にも相違が生じる。この磁気特性の
相違を明確にするために分級が有効である。分級は一般
的な機械的メッシュによる分級でも十分有効である。し
かしジェットミルなどを用いた分級でも有効である。
あるいは熱ショック粉砕により粒子径の分布は広がり粒
子径ごとに磁気物性にも相違が生じる。この磁気特性の
相違を明確にするために分級が有効である。分級は一般
的な機械的メッシュによる分級でも十分有効である。し
かしジェットミルなどを用いた分級でも有効である。
（６）微粉砕 窒化、水素化後の粗粉はそのままでも飽和磁化13KG、
保磁力500〜700Oeを有しているが、これを振動ボールミ
ル、遊星ボールミル、更に回転型の通常のポット型ボー
ルミルで粉砕することにより、保磁力を10KOe以上まで
向上させることが可能である。通常磁化は多少低下する
が、必要な磁化、保磁力を有する粉体をこの微粉砕条件
の設定で得ることができる。
保磁力500〜700Oeを有しているが、これを振動ボールミ
ル、遊星ボールミル、更に回転型の通常のポット型ボー
ルミルで粉砕することにより、保磁力を10KOe以上まで
向上させることが可能である。通常磁化は多少低下する
が、必要な磁化、保磁力を有する粉体をこの微粉砕条件
の設定で得ることができる。
この微粉砕工程において、グローブボックス中におけ
る操作、空気中における操作等雰囲気中の酸素分圧を制
御することで物質が含む酸素量は変化する。また粉砕に
用いる溶媒、例えばエタノール等の有機溶媒中の水分及
び酸素量によって、物質の含有する酸素量及びその存在
状態は変化する。この段階では酸素量を、例えば3500pp
m以上のレベルで制御できる。
る操作、空気中における操作等雰囲気中の酸素分圧を制
御することで物質が含む酸素量は変化する。また粉砕に
用いる溶媒、例えばエタノール等の有機溶媒中の水分及
び酸素量によって、物質の含有する酸素量及びその存在
状態は変化する。この段階では酸素量を、例えば3500pp
m以上のレベルで制御できる。
以上のようにして作製した磁性粉体を、焼結、ボンド
の永久磁石、磁気記録用の塗布膜などに形成できる。
の永久磁石、磁気記録用の塗布膜などに形成できる。
［実施例］ 以下に本発明を実施例によって詳細に説明する。
実施例１ 希土類元素としてSmを用いたSm−Fe−Ｎ−Ｈ−Ｏ系磁
性粉体の調製方法について述べる。はじめにSm−Feの組
成としてSm2Fe15.5となるようにそれぞれ3Nの純度のSm
及びFeインゴットを計量する。まずFe金属を高周波炉中
に設置したセラミックス製鋳型中へ入れ、10-4atm程度
の減圧下で溶解する。次いでアルゴンガスを導入して、
多少減圧下でSm金属をFe溶解物中へ混入させ、1600℃付
近で数分間高周波溶解する。この混合溶融体を1500〜16
00℃に保持したまま、鉄製約3mm幅の鋳型中へ流し込み
冷却する。鋳型を室温まで冷却した後、装置から取り出
し合金を数cm角程度に粗粉砕し、管状炉中へ移してから
850〜1250℃の温度範囲で２〜48時間の範囲で焼鈍す
る。ただしこの時管状炉には高純度アルゴンガスを流
す。
性粉体の調製方法について述べる。はじめにSm−Feの組
成としてSm2Fe15.5となるようにそれぞれ3Nの純度のSm
及びFeインゴットを計量する。まずFe金属を高周波炉中
に設置したセラミックス製鋳型中へ入れ、10-4atm程度
の減圧下で溶解する。次いでアルゴンガスを導入して、
多少減圧下でSm金属をFe溶解物中へ混入させ、1600℃付
近で数分間高周波溶解する。この混合溶融体を1500〜16
00℃に保持したまま、鉄製約3mm幅の鋳型中へ流し込み
冷却する。鋳型を室温まで冷却した後、装置から取り出
し合金を数cm角程度に粗粉砕し、管状炉中へ移してから
850〜1250℃の温度範囲で２〜48時間の範囲で焼鈍す
る。ただしこの時管状炉には高純度アルゴンガスを流
す。
第１図に示したのは、上記の焼鈍の結果の例である。
焼鈍温度は940℃、1095℃、1255℃の３温度で、焼鈍時
間は45分から32時間の範囲で変化させた。その場合、各
条件ごとに最終的に得られる母合金の平均結晶粒子径は
変化する。平均結晶粒子径は示差型電子顕微鏡写真を撮
影後、その写真からジェフリー（Jeffry）法により計測
した。また焼鈍後の合金からα−Fe相が消失し、Sm1Fe3
相とSm2Fe17相のみの混合相となる焼鈍条件は図中の破
線よりも右上の領域にある。第１図より明らかなよう
に、α−Fe相が消失した母合金はこの実施例の実験条件
の範囲内では約30μｍから150μｍまでの平均結晶粒子
径を有している。
焼鈍温度は940℃、1095℃、1255℃の３温度で、焼鈍時
間は45分から32時間の範囲で変化させた。その場合、各
条件ごとに最終的に得られる母合金の平均結晶粒子径は
変化する。平均結晶粒子径は示差型電子顕微鏡写真を撮
影後、その写真からジェフリー（Jeffry）法により計測
した。また焼鈍後の合金からα−Fe相が消失し、Sm1Fe3
相とSm2Fe17相のみの混合相となる焼鈍条件は図中の破
線よりも右上の領域にある。第１図より明らかなよう
に、α−Fe相が消失した母合金はこの実施例の実験条件
の範囲内では約30μｍから150μｍまでの平均結晶粒子
径を有している。
以上のようにして作製した母合金を50〜100μｍの平
均結晶粒子径を有するようにコーヒーミルを用いて粗粉
砕し、アンモニア−水素モル比0.35−0.65の混合ガス
中、465℃で２時間加熱し、その後アルゴンガス中で465
℃で2.5時間加熱処理する。更に処理後の粉体を20〜106
μｍのフルイを用いて８段階に分級し、各粒度ごとの物
性を振動型磁気測定機（VSM）を用いて、測定して第２
図及び第３図の結果を得た。
均結晶粒子径を有するようにコーヒーミルを用いて粗粉
砕し、アンモニア−水素モル比0.35−0.65の混合ガス
中、465℃で２時間加熱し、その後アルゴンガス中で465
℃で2.5時間加熱処理する。更に処理後の粉体を20〜106
μｍのフルイを用いて８段階に分級し、各粒度ごとの物
性を振動型磁気測定機（VSM）を用いて、測定して第２
図及び第３図の結果を得た。
なお、これらのRe−Fe−Ｎ−Ｈ−Ｏ系磁性材料は、平
均組成を組成式で表わすとSm2Fe17N3.7〜3.9Ｈ0.01Ｏ
0.5となる。組成の変動は磁気特性と相関するが、ここ
で論じている内容を覆えすほどの変化ではない。
均組成を組成式で表わすとSm2Fe17N3.7〜3.9Ｈ0.01Ｏ
0.5となる。組成の変動は磁気特性と相関するが、ここ
で論じている内容を覆えすほどの変化ではない。
第２図では、磁気異方性はσ⊥／σ（15KOe）で測
定したが、これは４πＩ−Ｈ曲線の磁場配向方向（σ
）と、それに90℃方向（σ⊥）の磁化の比を示し、数
値が小さいほど磁気異方性は良好である。これらの試料
では３つのグループが存在し、50〜150μｍ、27、31μ
ｍ及び６μｍは数値が大きく異なる。しかし、これらの
データで第一に注目すべきなのは、母合金の平均結晶粒
子径近くに粉砕された粒子がもっともよい磁気異方性を
示ししている。なお150μｍ母合金平均結晶粒子径の試
料ではこの粒子径領域ではほぼ同様の磁気異方性を示し
ている。
定したが、これは４πＩ−Ｈ曲線の磁場配向方向（σ
）と、それに90℃方向（σ⊥）の磁化の比を示し、数
値が小さいほど磁気異方性は良好である。これらの試料
では３つのグループが存在し、50〜150μｍ、27、31μ
ｍ及び６μｍは数値が大きく異なる。しかし、これらの
データで第一に注目すべきなのは、母合金の平均結晶粒
子径近くに粉砕された粒子がもっともよい磁気異方性を
示ししている。なお150μｍ母合金平均結晶粒子径の試
料ではこの粒子径領域ではほぼ同様の磁気異方性を示し
ている。
第３図では第２図の試料の母合金平均結晶粒子径ごと
に分級粒子径の平均と飽和磁化の相関を示した。ここで
は磁気異方性と同様に50、150μｍの試料がもっとも高
い磁化を示している。また、明瞭とは言えぬが母合金平
均結晶粒子径と粉砕結晶粒子径が近い値で飽和磁化も高
い傾向がある。
に分級粒子径の平均と飽和磁化の相関を示した。ここで
は磁気異方性と同様に50、150μｍの試料がもっとも高
い磁化を示している。また、明瞭とは言えぬが母合金平
均結晶粒子径と粉砕結晶粒子径が近い値で飽和磁化も高
い傾向がある。
以上のことは、合成された母合金の平均結晶粒子径が
磁気特性、すなわち飽和磁化、保磁力、磁気異方性、角
型比に関連することを示している。
磁気特性、すなわち飽和磁化、保磁力、磁気異方性、角
型比に関連することを示している。
次に各母合金粒子径ごとに分級して20〜38μｍの径の
部分のみを取り出し、通常の回転ボールミルで粉砕し
た。この粉体を一軸加圧のダイスで成形圧力約10ton/cm
2で成形し、10mm×5mm×2mmの圧粉体を得て、この磁気
特性を測定した結果を第４図に示す。第４図には30、5
0、80、150μｍの母合金平均結晶粒子径を出発試料とし
た場合を代表例として示した。なお、回転ボールミルで
粉砕した後の微粉体はいずれの試料でも５μｍ以下に粉
砕されている。
部分のみを取り出し、通常の回転ボールミルで粉砕し
た。この粉体を一軸加圧のダイスで成形圧力約10ton/cm
2で成形し、10mm×5mm×2mmの圧粉体を得て、この磁気
特性を測定した結果を第４図に示す。第４図には30、5
0、80、150μｍの母合金平均結晶粒子径を出発試料とし
た場合を代表例として示した。なお、回転ボールミルで
粉砕した後の微粉体はいずれの試料でも５μｍ以下に粉
砕されている。
第４図から最大磁気エネルギー積（BH）max値は30μ
ｍの母合金平均結晶粒子径の試料で最大になっているこ
とが明らかである。以上のことは、母合金の平均結晶粒
子径を制御することが微粉砕後の粉体の磁気特性にまで
影響することを示している。
ｍの母合金平均結晶粒子径の試料で最大になっているこ
とが明らかである。以上のことは、母合金の平均結晶粒
子径を制御することが微粉砕後の粉体の磁気特性にまで
影響することを示している。
比較例１ 実施例１と同様の検討において、Sm−Fe合金の溶湯を
流し込む金属製鋳型の幅を狭くし、約1mmとして、その
他の工程、手順は実施例１と同様に行い、焼鈍条件は95
0℃、約24時間としてα−Fe相は消失させ、平均結晶粒
子径として約６μｍの出発合金を得た。
流し込む金属製鋳型の幅を狭くし、約1mmとして、その
他の工程、手順は実施例１と同様に行い、焼鈍条件は95
0℃、約24時間としてα−Fe相は消失させ、平均結晶粒
子径として約６μｍの出発合金を得た。
同合金を実施例１に記載の手順に従って処理し、得た
粉体の磁気特性を図2,3に実施例１の結果と一緒に示
す。
粉体の磁気特性を図2,3に実施例１の結果と一緒に示
す。
平均結晶粒子径が６μｍの試料はもっとも低い磁気異
方性、磁化を示している。
方性、磁化を示している。
［発明の効果］ 以上述べたようにRe−Fe−Ｎ系磁性材料、Re−Fe−Ｎ
−Ｈ系磁性材料またはRe−Fe−Ｎ−Ｈ−Ｏ系磁性材料に
おいては、その合成時、はじめに作製するRe−Fe合金の
微構造、特に結晶粒子径及び各相の混合及び分相状態を
制御することが磁気特性を向上させるために有効であ
る。
−Ｈ系磁性材料またはRe−Fe−Ｎ−Ｈ−Ｏ系磁性材料に
おいては、その合成時、はじめに作製するRe−Fe合金の
微構造、特に結晶粒子径及び各相の混合及び分相状態を
制御することが磁気特性を向上させるために有効であ
る。
第１図は焼鈍条件と焼鈍後の平均結晶粒子径の相関を示
すグラフ、 第２図は母合金の平均結晶粒子径とそれを粉砕した後の
各粒子径ごとの磁気異方性の相関を示すグラフ。 第３図は母合金の平均結晶粒子径とそれを粉砕した後の
各粒子径ごとの飽和磁化の相関を示すグラフ、 第４図は微粉砕条件を同一にした場合のボンド磁石磁気
特性と母合金平均結晶粒子径の相互関係を示すグラフ、 第５図はSm−Fe系相図の一部を示す状態図である。
すグラフ、 第２図は母合金の平均結晶粒子径とそれを粉砕した後の
各粒子径ごとの磁気異方性の相関を示すグラフ。 第３図は母合金の平均結晶粒子径とそれを粉砕した後の
各粒子径ごとの飽和磁化の相関を示すグラフ、 第４図は微粉砕条件を同一にした場合のボンド磁石磁気
特性と母合金平均結晶粒子径の相互関係を示すグラフ、 第５図はSm−Fe系相図の一部を示す状態図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/047 Ｈ０１Ｆ 1/04 Ａ 1/053 1/06 Ｌ 1/04 Ｓ
Claims (1)
- 【請求項１】２−17組成の結晶構造を有する希土類（R
e）−鉄（Fe）系合金を合成する際、焼鈍時の温度を800
〜1250℃の範囲で変化させ、母合金の平均結晶粒子径を
30μｍから150μｍの範囲に調整し、これを粉砕後窒化
することを特徴とする２−17組成の結晶構造を有する希
土類元素（Re）−鉄（Fe）−窒素（Ｎ）系磁性材料の製
造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1278360A JP2691034B2 (ja) | 1989-10-27 | 1989-10-27 | 微構造を制御した希土類元素−鉄−窒素系磁性材料の製造方法 |
| DE69007720T DE69007720T2 (de) | 1989-09-13 | 1990-09-11 | Magnetmaterial, welches seltenes Erdelement, Eisen, Stickstoff, Wasserstoff und Sauerstoff enthält. |
| US07/580,556 US5164104A (en) | 1989-09-13 | 1990-09-11 | Magnetic material containing rare earth element, iron, nitrogen, hydrogen and oxygen and bonded magnet containing the same |
| EP90117488A EP0417733B1 (en) | 1989-09-13 | 1990-09-11 | Magnetic material containing rare earth element, iron, nitrogen, hydrogen and oxygen |
| AU62481/90A AU624995C (en) | 1989-09-13 | 1990-09-12 | Magnetic material containing rare earth element, iron, nitrogen, hydrogen and oxygen |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1278360A JP2691034B2 (ja) | 1989-10-27 | 1989-10-27 | 微構造を制御した希土類元素−鉄−窒素系磁性材料の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03141608A JPH03141608A (ja) | 1991-06-17 |
| JP2691034B2 true JP2691034B2 (ja) | 1997-12-17 |
Family
ID=17596255
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1278360A Expired - Lifetime JP2691034B2 (ja) | 1989-09-13 | 1989-10-27 | 微構造を制御した希土類元素−鉄−窒素系磁性材料の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2691034B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999050857A1 (fr) * | 1998-03-27 | 1999-10-07 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Poudre magnetique, son procede de preparation et aimant agglomere contenant cette poudre |
| JP5359383B2 (ja) * | 2009-03-05 | 2013-12-04 | 日産自動車株式会社 | 磁石成形体及びその製造方法 |
-
1989
- 1989-10-27 JP JP1278360A patent/JP2691034B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03141608A (ja) | 1991-06-17 |
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