JP2925840B2 - Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石 - Google Patents
Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石Info
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-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、モーターやアクチュ
エーターなどに最適なＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石に係
り、希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ−Ｃｏ
−Ｂ−（Ｒ，Ｄｙ）−Ｍ系合金溶湯（但しＲはＰｒまた
はＮｄの１種または２種）を超急冷法にて大部分をアモ
ルファス組織となし、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を
有する鉄を主成分とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型
結晶構造の構成相との微細結晶集合体からなる合金粉末
を樹脂にて結合することにより、ハードフェライト磁石
では得られなかった５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有
するＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石に関する。
エーターなどに最適なＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石に係
り、希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ−Ｃｏ
−Ｂ−（Ｒ，Ｄｙ）−Ｍ系合金溶湯（但しＲはＰｒまた
はＮｄの１種または２種）を超急冷法にて大部分をアモ
ルファス組織となし、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を
有する鉄を主成分とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型
結晶構造の構成相との微細結晶集合体からなる合金粉末
を樹脂にて結合することにより、ハードフェライト磁石
では得られなかった５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有
するＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】電装品用モーターやアクチュエーターな
どに使用される永久磁石は主にハードフェライト磁石に
限定されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低温減
磁、セラミックス材質のために機械的強度が低くて割
れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形状が得難いことな
どの問題があった。
どに使用される永久磁石は主にハードフェライト磁石に
限定されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低温減
磁、セラミックス材質のために機械的強度が低くて割
れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形状が得難いことな
どの問題があった。
【０００３】今日、自動車は省資源のため車両の軽量化
による燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装
品はより一層の小型、軽量化が求められている。また、
自動車用電装品以外の家電用モーターなどの用途におい
ても、性能対重量比を最大にするための設計が検討され
ており、現在のモーター構造では磁石材料としてＢｒが
５〜７ｋＧ程度のものが最適とされている。すなわち、
使用する磁石材料のＢｒが８ｋＧ以上の場合、現在のモ
ーター構造では磁路となる回転子やステーターの鉄板の
断面積を増大させる必要があり、重量の増大を招来する
が、Ｂｒが５〜７ｋＧであれば性能対重量比を最大にす
ることができる。
による燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装
品はより一層の小型、軽量化が求められている。また、
自動車用電装品以外の家電用モーターなどの用途におい
ても、性能対重量比を最大にするための設計が検討され
ており、現在のモーター構造では磁石材料としてＢｒが
５〜７ｋＧ程度のものが最適とされている。すなわち、
使用する磁石材料のＢｒが８ｋＧ以上の場合、現在のモ
ーター構造では磁路となる回転子やステーターの鉄板の
断面積を増大させる必要があり、重量の増大を招来する
が、Ｂｒが５〜７ｋＧであれば性能対重量比を最大にす
ることができる。
【０００４】従って、小型モーター用の磁石材料は磁気
特性的には特に５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒが要求さ
れているが、従来のハードフェライト磁石では得ること
ができない。例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石ではか
かる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元反応
に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄ等を１０
〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライト磁石
に比較して著しく高価であり、現在のところ大量生産が
可能で安価に提供できるＢｒが５〜７ｋＧ程度の磁石材
料は、見出されていない。
特性的には特に５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒが要求さ
れているが、従来のハードフェライト磁石では得ること
ができない。例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石ではか
かる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元反応
に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄ等を１０
〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライト磁石
に比較して著しく高価であり、現在のところ大量生産が
可能で安価に提供できるＢｒが５〜７ｋＧ程度の磁石材
料は、見出されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】一方、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ．、Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この磁石材
料はアモルファスリボンを熱処理することにより、Ｆｅ
3ＢとＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集合組織を有する準安定構造
であるが、ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ程度と低く、またこの
ｉＨｃを得るための熱処理条件が狭く限定され、工業生
産上実用的でない。
系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ．、Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この磁石材
料はアモルファスリボンを熱処理することにより、Ｆｅ
3ＢとＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集合組織を有する準安定構造
であるが、ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ程度と低く、またこの
ｉＨｃを得るための熱処理条件が狭く限定され、工業生
産上実用的でない。
【０００６】このＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材
料に添加元素を加えて多成分化し、性能向上を図った研
究が発表されている。その１つは希土類元素にＮｄのほ
かにＤｙとＴｂを用いてｉＨｃの向上を図るものである
が、高価な元素を添加する問題のほか、添加希土類元素
はその磁気モーメントがＮｄやＦｅの磁気モーメントと
反平行して結合するため磁化が減少する問題がある
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍ
ａｔ．、８３（１９９０）２２８〜２３０頁）。
料に添加元素を加えて多成分化し、性能向上を図った研
究が発表されている。その１つは希土類元素にＮｄのほ
かにＤｙとＴｂを用いてｉＨｃの向上を図るものである
が、高価な元素を添加する問題のほか、添加希土類元素
はその磁気モーメントがＮｄやＦｅの磁気モーメントと
反平行して結合するため磁化が減少する問題がある
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍ
ａｔ．、８３（１９９０）２２８〜２３０頁）。
【０００７】他の研究（Ｓｈｅｎ Ｂａｏ−ｇｅｎら、
Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８９（１９９１）
３３５〜３４０頁）として、Ｆｅの一部をＣｏにて置換
してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数を改善
するものがあるが、Ｃｏの添加にともないＢｒを低下さ
せる問題がある。
Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８９（１９９１）
３３５〜３４０頁）として、Ｆｅの一部をＣｏにて置換
してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数を改善
するものがあるが、Ｃｏの添加にともないＢｒを低下さ
せる問題がある。
【０００８】いずれにしてもＦｅ3Ｂ型Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石は、超急冷法によりアモルファス化した後、熱処
理してハード磁石材料化できるが、ｉＨｃが低く、かつ
前記熱処理条件が狭く、添加元素にて高ｉＨｃ化を図る
と磁気エネルギー積が低下するなど、安定した工業生産
ができず、ハードフェライト磁石の代替えとして安価に
提供することができない。
系磁石は、超急冷法によりアモルファス化した後、熱処
理してハード磁石材料化できるが、ｉＨｃが低く、かつ
前記熱処理条件が狭く、添加元素にて高ｉＨｃ化を図る
と磁気エネルギー積が低下するなど、安定した工業生産
ができず、ハードフェライト磁石の代替えとして安価に
提供することができない。
【０００９】また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金をアモルファ
ス化するためには、超急冷時のロール周速度を著しく速
くする必要があり、製品の回収率や歩留りが低下する問
題があり、さらにＦｅ基合金であることから、保存時の
腐食が進行し易く、長期間の保存により初期の磁気特性
が維持できずに劣化する問題があった。
ス化するためには、超急冷時のロール周速度を著しく速
くする必要があり、製品の回収率や歩留りが低下する問
題があり、さらにＦｅ基合金であることから、保存時の
腐食が進行し易く、長期間の保存により初期の磁気特性
が維持できずに劣化する問題があった。
【００１０】この発明は、Ｆｅ3Ｂ型Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系磁
石（Ｒは希土類元素）に着目して、ｉＨｃと（ＢＨ）ｍ
ａｘを向上させ、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有し
安定した工業生産が可能なハードフェライト磁石の代替
えとして安価に提供できるＦｅ3Ｂ型Ｂ−Ｆｅ−Ｒ系ボ
ンド磁石を目的としている。
石（Ｒは希土類元素）に着目して、ｉＨｃと（ＢＨ）ｍ
ａｘを向上させ、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有し
安定した工業生産が可能なハードフェライト磁石の代替
えとして安価に提供できるＦｅ3Ｂ型Ｂ−Ｆｅ−Ｒ系ボ
ンド磁石を目的としている。
【００１１】
【課題を解決するための手段】この発明は、Ｆｅ3Ｂ型
系Ｆｅ−Ｂ−Ｒ磁石のｉＨｃと（ＢＨ）ｍａｘを向上さ
せ、安定した工業生産が可能な製造方法を目的に種々検
討した結果、以下の知見を得て完成したものである。希
土類元素Ｒ（Ｒ：Ｐｒ、Ｎｄの１種または２種）の１部
をＤｙにて置換することにより、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相の異
方性磁界を向上させ、高保磁力を図ると共に、少量の添
加Ｃｏにより、Ｆｅ3Ｂ相中のＦｅの一部がＣｏで置換
されて、その結果、完全にアモルファス相を得なくて
も、Ｆｅ3Ｂと同じ結晶構造、すなわち、体心正方晶Ｆ
ｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相
が折出し、さらに急冷後、適当な熱処理によって、前記
ホウ化物とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の化合物を結晶化
させる際に結晶粒径を微細化する添加元素Ｍ（ＭはＡ
ｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ、Ａｕの１種または２種）
を添加することにより、Ｄｙ添加に伴う減磁曲線の角形
性の劣化と残留磁化の低下の問題を解決することがで
き、前記ホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の化合
物相が同一粉末粒子中に共存し、しかもその平均結晶粒
径が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲内のとき、実用的に必要
な２ｋＯｅ以上の固有保磁力を発揮し、この合金粉末を
樹脂にて所要形状に成型固化することにより、室温付近
で準安定な結晶構造相が分解することなく、永久磁石と
して利用可能な形態として提供できる。
系Ｆｅ−Ｂ−Ｒ磁石のｉＨｃと（ＢＨ）ｍａｘを向上さ
せ、安定した工業生産が可能な製造方法を目的に種々検
討した結果、以下の知見を得て完成したものである。希
土類元素Ｒ（Ｒ：Ｐｒ、Ｎｄの１種または２種）の１部
をＤｙにて置換することにより、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相の異
方性磁界を向上させ、高保磁力を図ると共に、少量の添
加Ｃｏにより、Ｆｅ3Ｂ相中のＦｅの一部がＣｏで置換
されて、その結果、完全にアモルファス相を得なくて
も、Ｆｅ3Ｂと同じ結晶構造、すなわち、体心正方晶Ｆ
ｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相
が折出し、さらに急冷後、適当な熱処理によって、前記
ホウ化物とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の化合物を結晶化
させる際に結晶粒径を微細化する添加元素Ｍ（ＭはＡ
ｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ、Ａｕの１種または２種）
を添加することにより、Ｄｙ添加に伴う減磁曲線の角形
性の劣化と残留磁化の低下の問題を解決することがで
き、前記ホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の化合
物相が同一粉末粒子中に共存し、しかもその平均結晶粒
径が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲内のとき、実用的に必要
な２ｋＯｅ以上の固有保磁力を発揮し、この合金粉末を
樹脂にて所要形状に成型固化することにより、室温付近
で準安定な結晶構造相が分解することなく、永久磁石と
して利用可能な形態として提供できる。
【００１２】この発明は、合金粉末の組成式をＦｅ
100-x-y-zＣｏxＢy(Ｒ1-aＤｙa）zＭw （但しＲはＰｒ
またはＮｄの１種または２種、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、
Ｇａ、Ａｇ、Ａｕの１種または２種以上）と表し、組成
範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ａ、ｗが下記値を満足
し、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分
とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の構成相
とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径
が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にあり、平均粒径が３μｍ
〜５００μｍである粉末を樹脂にて結合したことを特徴
とするＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石である。 ０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．０２≦ａ≦０．９ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
100-x-y-zＣｏxＢy(Ｒ1-aＤｙa）zＭw （但しＲはＰｒ
またはＮｄの１種または２種、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、
Ｇａ、Ａｇ、Ａｕの１種または２種以上）と表し、組成
範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ａ、ｗが下記値を満足
し、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分
とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の構成相
とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径
が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にあり、平均粒径が３μｍ
〜５００μｍである粉末を樹脂にて結合したことを特徴
とするＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石である。 ０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．０２≦ａ≦０．９ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
【００１３】この発明によるＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石
を得るには、以下の製法による。 （１）組成式をＦｅ100-x-y-zＣｏxＢy(Ｒ1-aＤｙa）z
Ｍw （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、Ｍ
はＡｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ、Ａｕの１種または２
種以上）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、
ａ、ｗが上述の値を満足する合金溶湯を超急冷法にて実
質的に９０％以上をアモルファス組織となし、（２）さ
らに熱処理に際し５００℃からの昇温速度を１〜１５℃
／分で昇温して５５０〜７００℃で５分〜６時間保持す
る熱処理を施し、（３）Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相を有し、平
均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの微細結晶集合体を得
たのち、（４）これを粉砕して得られた平均粒径が３〜
５００μｍの粉末を樹脂にて所要形状に成型固化する。
を得るには、以下の製法による。 （１）組成式をＦｅ100-x-y-zＣｏxＢy(Ｒ1-aＤｙa）z
Ｍw （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、Ｍ
はＡｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ、Ａｕの１種または２
種以上）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、
ａ、ｗが上述の値を満足する合金溶湯を超急冷法にて実
質的に９０％以上をアモルファス組織となし、（２）さ
らに熱処理に際し５００℃からの昇温速度を１〜１５℃
／分で昇温して５５０〜７００℃で５分〜６時間保持す
る熱処理を施し、（３）Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相を有し、平
均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの微細結晶集合体を得
たのち、（４）これを粉砕して得られた平均粒径が３〜
５００μｍの粉末を樹脂にて所要形状に成型固化する。
【００１４】粉末の構成相の限定理由 この発明によるボンド磁石を構成する合金粉末は、１．
６Ｔという高い飽和磁化を持つ体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結
晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相を主相とす
ることを特徴としている。このホウ化物はＦｅ3Ｂまた
はそのＦｅの一部がＣｏで置換された化合物であって、
このホウ化物相はＦｅ3Ｂまたはその中のＦｅの一部が
Ｃｏで置換されている。このホウ化物相は特定の範囲で
準安定的に空間群Ｐ4／ｎｍｎのＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造を有するＮｄ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ強磁性相と共存で
きる。これらのホウ化物相と強磁性相が共存することが
高い磁束密度と十分なｉＨｃを得るためには必須であ
り、同一組成であっても、例えば鋳造法などではその製
法に起因して、Ｃ１６型結晶構造を有するＦｅ2Ｂ相と
体心立方晶のα−Ｆｅ相とが主相となると、高い磁化が
得られるが、ｉＨｃは１ｋＯｅ以下に劣化して磁石とし
て使用できなくなるため好ましくない。
６Ｔという高い飽和磁化を持つ体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結
晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相を主相とす
ることを特徴としている。このホウ化物はＦｅ3Ｂまた
はそのＦｅの一部がＣｏで置換された化合物であって、
このホウ化物相はＦｅ3Ｂまたはその中のＦｅの一部が
Ｃｏで置換されている。このホウ化物相は特定の範囲で
準安定的に空間群Ｐ4／ｎｍｎのＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造を有するＮｄ2 （Ｆｅ，Ｃｏ）14Ｂ強磁性相と共存で
きる。これらのホウ化物相と強磁性相が共存することが
高い磁束密度と十分なｉＨｃを得るためには必須であ
り、同一組成であっても、例えば鋳造法などではその製
法に起因して、Ｃ１６型結晶構造を有するＦｅ2Ｂ相と
体心立方晶のα−Ｆｅ相とが主相となると、高い磁化が
得られるが、ｉＨｃは１ｋＯｅ以下に劣化して磁石とし
て使用できなくなるため好ましくない。
【００１５】組成の限定理由 希土類元素Ｒは特定量のＰｒまたはＮｄの１種また２種
に加えて、Ｄｙを含有するときのみ、高い磁気特性が得
られ、他の希土類、例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２ｋ
Ｏｅ以上の特性が得られず、またＳｍ以降の中希土類元
素、重希土類元素は磁気特性の劣化を招来するとともに
磁石を高価格にするため好ましくない。Ｒは、３ａｔ％
未満では２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず、また５．５
ａｔ％を超えるとＦｅ3Ｂ相が生成せず、硬磁性を示さ
ない準安定相のＲ2Ｆｅ23Ｂ3相が折出しｉＨｃは著しく
低下するので好ましくないため、３〜５．５ａｔ％の範
囲とする。Ｒ中のＤｙ量を０．０２〜０．９に限定した
理由は、０．０２未満では４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得ら
れず、また、０．９を超えるとＢｒの低下が著しく好ま
しくないことによる。
に加えて、Ｄｙを含有するときのみ、高い磁気特性が得
られ、他の希土類、例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２ｋ
Ｏｅ以上の特性が得られず、またＳｍ以降の中希土類元
素、重希土類元素は磁気特性の劣化を招来するとともに
磁石を高価格にするため好ましくない。Ｒは、３ａｔ％
未満では２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず、また５．５
ａｔ％を超えるとＦｅ3Ｂ相が生成せず、硬磁性を示さ
ない準安定相のＲ2Ｆｅ23Ｂ3相が折出しｉＨｃは著しく
低下するので好ましくないため、３〜５．５ａｔ％の範
囲とする。Ｒ中のＤｙ量を０．０２〜０．９に限定した
理由は、０．０２未満では４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得ら
れず、また、０．９を超えるとＢｒの低下が著しく好ま
しくないことによる。
【００１６】Ｂは、１６ａｔ％未満および２２ａｔ％を
超えると２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１６
〜２２ａｔ％の範囲とする。
超えると２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１６
〜２２ａｔ％の範囲とする。
【００１７】Ｃｏは、ｉＨｃ及び減磁曲線の角形性の向
上改善に有効であるが、０．０５ａｔ％未満ではかかる
効果が得られず、１５ａｔ％を超えるとｉＨｃは著しく
低下し、２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、０．
０５〜１５ａｔ％の範囲とする。
上改善に有効であるが、０．０５ａｔ％未満ではかかる
効果が得られず、１５ａｔ％を超えるとｉＨｃは著しく
低下し、２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、０．
０５〜１５ａｔ％の範囲とする。
【００１８】Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ、Ａｕは微
結晶組織の制御に寄与し、熱処理温度範囲を拡大して減
磁曲線の角形性を改善し、磁気特性のＢｒ、（ＢＨ）ｍ
ａｘを増大させる効果を有するが、かかる効果を得るに
は少なくとも０．１ａｔ％以上の添加が必要であるが、
３ａｔ％を超えるとかえって角形性を劣化させ、（Ｂ
Ｈ）ｍａｘも低下するため、０．１〜３ａｔ％の範囲と
する。
結晶組織の制御に寄与し、熱処理温度範囲を拡大して減
磁曲線の角形性を改善し、磁気特性のＢｒ、（ＢＨ）ｍ
ａｘを増大させる効果を有するが、かかる効果を得るに
は少なくとも０．１ａｔ％以上の添加が必要であるが、
３ａｔ％を超えるとかえって角形性を劣化させ、（Ｂ
Ｈ）ｍａｘも低下するため、０．１〜３ａｔ％の範囲と
する。
【００１９】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占める。
【００２０】結晶粒径、粉末粒径の限定理由 この発明のボンド磁石を構成する合金粉末中に共存する
体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とす
るホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相は、いずれも強
磁性相であるが、前者相は単独では磁気的に軟質であ
り、後者相が共存することがｉＨｃを発現するのに不可
欠である。しかし、単に両相が共存するだけでは不十分
であり、両者の平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの範
囲にないと、減磁曲線の第２象限の角形性が悪化して、
永久磁石としては動作点において十分な磁束を取り出す
ことができないため、平均結晶粒径は５ｎｍ〜１００ｎ
ｍに限定する。複雑形状や薄肉形状の磁石が得られるボ
ンド磁石としての特徴を生かし、高精度の成形を行なう
には、粉末の粒径は十分小さいことが必要であるが、粉
末粒径を小さくしすぎると比表面積増大に伴い多量の樹
脂をバインダーとして使用する必要があり、充填密度が
低下して好ましくないため、粉末粒径を３μｍ〜５００
μｍに限定する。
体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とす
るホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相は、いずれも強
磁性相であるが、前者相は単独では磁気的に軟質であ
り、後者相が共存することがｉＨｃを発現するのに不可
欠である。しかし、単に両相が共存するだけでは不十分
であり、両者の平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの範
囲にないと、減磁曲線の第２象限の角形性が悪化して、
永久磁石としては動作点において十分な磁束を取り出す
ことができないため、平均結晶粒径は５ｎｍ〜１００ｎ
ｍに限定する。複雑形状や薄肉形状の磁石が得られるボ
ンド磁石としての特徴を生かし、高精度の成形を行なう
には、粉末の粒径は十分小さいことが必要であるが、粉
末粒径を小さくしすぎると比表面積増大に伴い多量の樹
脂をバインダーとして使用する必要があり、充填密度が
低下して好ましくないため、粉末粒径を３μｍ〜５００
μｍに限定する。
【００２１】この発明によるボンド磁石は等方性磁石で
あり、以下に示す圧縮成型、射出成型、押し出し成型、
圧延成型、樹脂含浸法など公知のいずれの製造方法であ
ってもよい。圧縮成型の場合は、磁性粉末に熱硬化性樹
脂、カップリング剤、滑剤等を添加混練したのち、圧縮
成型して加熱し樹脂を硬化して得られる。射出成型、押
し出し成型、圧延成型の場合は、磁性粉末に熱可塑性樹
脂、カップリング剤、滑剤等を添加混練したのち、射出
成型、押し出し成型、圧延成型のいずれかの方法にて成
型して得られる。樹脂含浸法においては、磁性粉末を圧
縮成型後、必要に応じて熱処理した後、熱硬化性樹脂を
含浸させ、加熱して樹脂を硬化させて得る。また、磁性
粉末を圧縮成型後、必要に応じて熱処理した後、熱可塑
性樹脂を含浸させて得る。
あり、以下に示す圧縮成型、射出成型、押し出し成型、
圧延成型、樹脂含浸法など公知のいずれの製造方法であ
ってもよい。圧縮成型の場合は、磁性粉末に熱硬化性樹
脂、カップリング剤、滑剤等を添加混練したのち、圧縮
成型して加熱し樹脂を硬化して得られる。射出成型、押
し出し成型、圧延成型の場合は、磁性粉末に熱可塑性樹
脂、カップリング剤、滑剤等を添加混練したのち、射出
成型、押し出し成型、圧延成型のいずれかの方法にて成
型して得られる。樹脂含浸法においては、磁性粉末を圧
縮成型後、必要に応じて熱処理した後、熱硬化性樹脂を
含浸させ、加熱して樹脂を硬化させて得る。また、磁性
粉末を圧縮成型後、必要に応じて熱処理した後、熱可塑
性樹脂を含浸させて得る。
【００２２】この発明において、ボンド磁石中の磁性粉
末の充填率は、前記製法により異なるが、７０〜９９．
５ｗｔ％であり、残部０．５〜３０ｗｔ％が樹脂その他
である。圧縮成型の場合、磁性粉末の充填率は９５〜９
９．５ｗｔ％、射出成型の場合、磁性粉末の充填率は９
０〜９５ｗｔ％、樹脂含浸法の場合、磁性粉末の充填率
は９６〜９９．５ｗｔ％が好ましい
末の充填率は、前記製法により異なるが、７０〜９９．
５ｗｔ％であり、残部０．５〜３０ｗｔ％が樹脂その他
である。圧縮成型の場合、磁性粉末の充填率は９５〜９
９．５ｗｔ％、射出成型の場合、磁性粉末の充填率は９
０〜９５ｗｔ％、樹脂含浸法の場合、磁性粉末の充填率
は９６〜９９．５ｗｔ％が好ましい
【００２３】バインダーとして用いる合成樹脂は、熱硬
化性、熱可塑性のいずれの性質を有するものも利用でき
るが、熱的に安定な樹脂が好ましく、例えば、ポリアミ
ド、ポリイミド、フェノール樹脂、弗素樹脂、けい素樹
脂、エポキシ樹脂などを適宜選定できる。
化性、熱可塑性のいずれの性質を有するものも利用でき
るが、熱的に安定な樹脂が好ましく、例えば、ポリアミ
ド、ポリイミド、フェノール樹脂、弗素樹脂、けい素樹
脂、エポキシ樹脂などを適宜選定できる。
【００２４】
【作用】この発明は、希土類元素Ｒ（ＲはＰｒ、Ｎｄの
１種または２種）の１部をＤｙにて置換することによ
り、特定組成のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系合金溶湯を超
急冷法後、熱処理して空間群Ｉ4の体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型
結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相とＮｄ2
Ｆｅ14Ｂ型結晶相の準安定混合組織となす際に、特定量
のＣｏを含有するため、準安定相である空間群Ｉ4の体
心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とする
ホウ化物相が安定化し、完全にアモルファス組織としな
くても、空間群Ｉ4の該ホウ化物相を主相とする平均結
晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの微細結晶集合体となり、
主相の体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成
分とするホウ化物相のほか、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造
を有する強磁性相が共存するボンド磁石用合金粉末が得
られ、樹脂との結合により、ｉＨｃ≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧
５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧３ＭＧＯｅの磁気特性を有す
るボンド磁石を得ることができる。
１種または２種）の１部をＤｙにて置換することによ
り、特定組成のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系合金溶湯を超
急冷法後、熱処理して空間群Ｉ4の体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型
結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相とＮｄ2
Ｆｅ14Ｂ型結晶相の準安定混合組織となす際に、特定量
のＣｏを含有するため、準安定相である空間群Ｉ4の体
心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とする
ホウ化物相が安定化し、完全にアモルファス組織としな
くても、空間群Ｉ4の該ホウ化物相を主相とする平均結
晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの微細結晶集合体となり、
主相の体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成
分とするホウ化物相のほか、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造
を有する強磁性相が共存するボンド磁石用合金粉末が得
られ、樹脂との結合により、ｉＨｃ≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧
５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧３ＭＧＯｅの磁気特性を有す
るボンド磁石を得ることができる。
【００２５】
実施例 表１のＮｏ．１〜６の組成となるように、純度９９．５
％以上のＦｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｃｕ、Ｇ
ａ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌ、Ｓｉの金属を用いて、総量が３
０ｇｒとなるように秤量し、底部に直径０．８ｍｍのオ
リフィスを有する石英るつぼ内に投入し、圧力５６ｃｍ
ＨｇのＡｒ雰囲気中で高周波加熱により溶解し、溶解温
度を１４００℃にした後、湯面をＡｒガスにより加圧し
て室温にてロール周速度２０ｍ／秒にて高速回転するＣ
ｕ製ロールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を噴出
させて、幅２〜３ｍｍ、厚み３０〜４０μｍの超急冷薄
帯を作製した。得られた超急冷薄帯をＣｕＫαの特性Ｘ
線と薄帯の断面のＳＥＭ写真により、大部分（約９０ｖ
ｏｌ％以上）がアモルファスであることを確認した。
％以上のＦｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｃｕ、Ｇ
ａ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌ、Ｓｉの金属を用いて、総量が３
０ｇｒとなるように秤量し、底部に直径０．８ｍｍのオ
リフィスを有する石英るつぼ内に投入し、圧力５６ｃｍ
ＨｇのＡｒ雰囲気中で高周波加熱により溶解し、溶解温
度を１４００℃にした後、湯面をＡｒガスにより加圧し
て室温にてロール周速度２０ｍ／秒にて高速回転するＣ
ｕ製ロールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を噴出
させて、幅２〜３ｍｍ、厚み３０〜４０μｍの超急冷薄
帯を作製した。得られた超急冷薄帯をＣｕＫαの特性Ｘ
線と薄帯の断面のＳＥＭ写真により、大部分（約９０ｖ
ｏｌ％以上）がアモルファスであることを確認した。
【００２６】この超急冷薄帯をＡｒガス中で５００℃ま
で急速加熱した後、５００℃以上を表１に示す昇温速度
で昇温し、表１に示す熱処理温度で１０分間保持し、そ
の後室温まで冷却して薄帯を取り出した。試料の組織
は、正方晶のＦｅ3Ｂ相が主相で、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相とα
−Ｆｅ相が混在する多相組織であり、平均結晶粒径はい
ずれも０．１μｍ以下であった。なお、Ｃｏはこれらの
各相でＦｅの一部を置換する。
で急速加熱した後、５００℃以上を表１に示す昇温速度
で昇温し、表１に示す熱処理温度で１０分間保持し、そ
の後室温まで冷却して薄帯を取り出した。試料の組織
は、正方晶のＦｅ3Ｂ相が主相で、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相とα
−Ｆｅ相が混在する多相組織であり、平均結晶粒径はい
ずれも０．１μｍ以下であった。なお、Ｃｏはこれらの
各相でＦｅの一部を置換する。
【００２７】この薄帯を粉砕して、粒径が５〜１２０μ
ｍにわたって分布する平均粒径６０μｍの粉末を得たの
ち、粉末９８ｗｔ％に対してエポキシ樹脂を２ｗｔ％の
割合で混合したのち、６ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力で圧縮成
型し、１５０℃で硬化処理してボンド磁石を得た。この
ボンド磁石の密度は５．６ｇｒ／ｃｍ3であり、磁石特
性を表２に示す。
ｍにわたって分布する平均粒径６０μｍの粉末を得たの
ち、粉末９８ｗｔ％に対してエポキシ樹脂を２ｗｔ％の
割合で混合したのち、６ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力で圧縮成
型し、１５０℃で硬化処理してボンド磁石を得た。この
ボンド磁石の密度は５．６ｇｒ／ｃｍ3であり、磁石特
性を表２に示す。
【００２８】比較例 表１のＮｏ７〜９の組成となるように純度９９．５％以
上のＦｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｎｄ、Ｇａを用いて、実施例１と
同一条件で、超急冷薄帯を作製した。得られた超急冷薄
帯をＡｒガス中で５００℃まで急速加熱した後、５００
℃以上を表１に示す昇温速度で昇温し、表１に示す熱処
理温度で１０分間保持する熱処理を施し、冷却後に実施
例１と同条件で試料化して磁気特性を測定した。測定結
果を表２に示す。
上のＦｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｎｄ、Ｇａを用いて、実施例１と
同一条件で、超急冷薄帯を作製した。得られた超急冷薄
帯をＡｒガス中で５００℃まで急速加熱した後、５００
℃以上を表１に示す昇温速度で昇温し、表１に示す熱処
理温度で１０分間保持する熱処理を施し、冷却後に実施
例１と同条件で試料化して磁気特性を測定した。測定結
果を表２に示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【発明の効果】この発明は、希土類元素のＲ（ＲはＮ
ｄ、Ｐｒの１種または２種）の１部をＤｙにて置換した
特定組成のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−（Ｒ，Ｄｙ）−Ｍ系合金溶
湯を超急冷後、熱処理し、完全にアモルファス組織とし
なくても、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を
主成分とするホウ化物相を主相とする平均結晶粒径が５
ｎｍ〜１００ｎｍの微細結晶集合体となり、該ホウ化物
相のほか、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相
が共存するボンド磁石用合金粉末が得られ、樹脂との結
合により、ｉＨｃ≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧５ｋＧ、（ＢＨ）
ｍａｘ≧３ＭＧＯｅの磁気特性を有するボンド磁石を得
ることができる。
ｄ、Ｐｒの１種または２種）の１部をＤｙにて置換した
特定組成のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−（Ｒ，Ｄｙ）−Ｍ系合金溶
湯を超急冷後、熱処理し、完全にアモルファス組織とし
なくても、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を
主成分とするホウ化物相を主相とする平均結晶粒径が５
ｎｍ〜１００ｎｍの微細結晶集合体となり、該ホウ化物
相のほか、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相
が共存するボンド磁石用合金粉末が得られ、樹脂との結
合により、ｉＨｃ≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧５ｋＧ、（ＢＨ）
ｍａｘ≧３ＭＧＯｅの磁気特性を有するボンド磁石を得
ることができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) H01F 1/08 B22F 1/00 B22F 3/00 C22C 38/00 303
Claims (1)
- 【請求項１】 合金粉末の組成式をＦｅ100-x-y-zＣｏx
Ｂy(Ｒ1-aＤｙa）zＭw （但しＲはＰｒまたはＮｄの１
種または２種、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ、Ａ
ｕの１種または２種以上）と表し、組成範囲を限定する
記号ｘ、ｙ、ｚ、ａ、ｗが下記値を満足し、体心正方晶
Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物
相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の構成相とが同一粉末粒
子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が５ｎｍ〜１０
０ｎｍの範囲にあり、平均粒径が３μｍ〜５００μｍで
ある粉末を樹脂にて結合したことを特徴とするＦｅ−Ｂ
−Ｒ系ボンド磁石。 ０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．０２≦ａ≦０．９ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4130140A JP2925840B2 (ja) | 1992-04-22 | 1992-04-22 | Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4130140A JP2925840B2 (ja) | 1992-04-22 | 1992-04-22 | Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05299224A JPH05299224A (ja) | 1993-11-12 |
| JP2925840B2 true JP2925840B2 (ja) | 1999-07-28 |
Family
ID=15026924
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4130140A Expired - Fee Related JP2925840B2 (ja) | 1992-04-22 | 1992-04-22 | Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2925840B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2783964A1 (fr) * | 1998-09-28 | 2000-03-31 | Rhodia Chimie Sa | Materiau magnetique a base de fer, de cobalt, de terres rares et de bore et aimant a base de ce materiau |
-
1992
- 1992-04-22 JP JP4130140A patent/JP2925840B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
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| JPH05299224A (ja) | 1993-11-12 |
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