JP3135665B2 - 磁性材料およびボンド磁石 - Google Patents
磁性材料およびボンド磁石Info
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- JP3135665B2 JP3135665B2 JP04054717A JP5471792A JP3135665B2 JP 3135665 B2 JP3135665 B2 JP 3135665B2 JP 04054717 A JP04054717 A JP 04054717A JP 5471792 A JP5471792 A JP 5471792A JP 3135665 B2 JP3135665 B2 JP 3135665B2
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- 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
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- Inorganic Chemistry (AREA)
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- Power Engineering (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、永久磁石、ボンド磁石
の素材等に有用な磁性材料に関する。
の素材等に有用な磁性材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高性能希土類永久磁石としては、
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知られ
おり、量産化が進められている。これらの磁石には、Ｆ
ｅまたはＣｏが多量に含まれ、飽和磁束密度の増大に寄
与している。また、これらの磁石にはＮｄ、Ｓｍなどの
希土類元素が含まれており、希土類元素は結晶場中にお
ける４ｆ電子の挙動に由来する非常に大きな磁気異方性
をもたらす。これにより保磁力の増大化が図られ、高性
能の磁石が実現されている。このような高性能磁石は、
主としてスピーカ、モータ、計測器などの電気機器に使
用されている。
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知られ
おり、量産化が進められている。これらの磁石には、Ｆ
ｅまたはＣｏが多量に含まれ、飽和磁束密度の増大に寄
与している。また、これらの磁石にはＮｄ、Ｓｍなどの
希土類元素が含まれており、希土類元素は結晶場中にお
ける４ｆ電子の挙動に由来する非常に大きな磁気異方性
をもたらす。これにより保磁力の増大化が図られ、高性
能の磁石が実現されている。このような高性能磁石は、
主としてスピーカ、モータ、計測器などの電気機器に使
用されている。
【０００３】一方、最近、ＴｈＭｎ12構造結晶構造を有
する希土類鉄金属間化合物が注目されている。前記化合
物は、希土類元素の鉄に対する化学量論的組成量が前記
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に属するＳｍ
2 Ｃｏ17、Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂなどの金属間化合物に比べて
小さく、鉄を多量に含有する。このため、大きな飽和磁
束密度と高い最大エネルギー積を実現できる可能性があ
る。また、前記化合物は高価な希土類元素の組成比が小
さいため安価に製造できる利点を有する。
する希土類鉄金属間化合物が注目されている。前記化合
物は、希土類元素の鉄に対する化学量論的組成量が前記
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に属するＳｍ
2 Ｃｏ17、Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂなどの金属間化合物に比べて
小さく、鉄を多量に含有する。このため、大きな飽和磁
束密度と高い最大エネルギー積を実現できる可能性があ
る。また、前記化合物は高価な希土類元素の組成比が小
さいため安価に製造できる利点を有する。
【０００４】しかしながら、前記ＴｈＭｎ12構造結晶構
造を主相とする希土類鉄金属間化合物からなる永久磁石
材料は主にα−Ｆｅの不純物相の生成が見られ、これに
より磁気特性が劣化するという問題があった。
造を主相とする希土類鉄金属間化合物からなる永久磁石
材料は主にα−Ｆｅの不純物相の生成が見られ、これに
より磁気特性が劣化するという問題があった。
【０００５】また、主相の結晶格子間にＮ、Ｃ、Ｐ等の
侵入型元素を導入した組成を有する磁性材料が開発され
ている。前記磁性材料は、主相のキュリー温度、飽和磁
束密度、磁気異方性が大きく改善される。
侵入型元素を導入した組成を有する磁性材料が開発され
ている。前記磁性材料は、主相のキュリー温度、飽和磁
束密度、磁気異方性が大きく改善される。
【０００６】しかしながら、これまでのような主相中に
侵入型元素を取り入れた磁性材料においては、主相の温
度安定性が低く、例えばＲ2 Ｆｅ17窒素化合物は６００
℃によりα−Ｆｅと希土類窒化物（ＲＮ）との分解が開
始する。また、ＴｈＭｎ12構造をもつＲＦｅ11Ｔｉ1 窒
化物においては４５０℃で分解が開始される。その結
果、分解を抑制しながら侵入型元素含有化合物を構成す
ることは非常に困難である。また、前記磁性材料の分解
温度以上に昇温するホットプレス、焼結等により緻密な
磁石を形成できないという問題があった。
侵入型元素を取り入れた磁性材料においては、主相の温
度安定性が低く、例えばＲ2 Ｆｅ17窒素化合物は６００
℃によりα−Ｆｅと希土類窒化物（ＲＮ）との分解が開
始する。また、ＴｈＭｎ12構造をもつＲＦｅ11Ｔｉ1 窒
化物においては４５０℃で分解が開始される。その結
果、分解を抑制しながら侵入型元素含有化合物を構成す
ることは非常に困難である。また、前記磁性材料の分解
温度以上に昇温するホットプレス、焼結等により緻密な
磁石を形成できないという問題があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、Ｆ
ｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を抑制
すると共に安定したＴｈＭｎ12型結晶構造が主相として
存在し、優れた磁気特性を有し、さらに低コスト化が図
られた磁性材料を提供しようとするものである。
ｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を抑制
すると共に安定したＴｈＭｎ12型結晶構造が主相として
存在し、優れた磁気特性を有し、さらに低コスト化が図
られた磁性材料を提供しようとするものである。
【０００８】本発明の別の目的は、Ｆｅ、ＣｏまたはＦ
ｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を抑制すると共に侵入型
元素が導入されたＴｈＭｎ12型結晶構造が主相として存
在して優れた磁気特性を有し、かつ前記ＴｈＭｎ12型結
晶構造の温度安定性が向上され、キュリ−温度が向上さ
れ、さらに低コスト化が図られた磁性材料を提供しよう
とするものである。
ｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を抑制すると共に侵入型
元素が導入されたＴｈＭｎ12型結晶構造が主相として存
在して優れた磁気特性を有し、かつ前記ＴｈＭｎ12型結
晶構造の温度安定性が向上され、キュリ−温度が向上さ
れ、さらに低コスト化が図られた磁性材料を提供しよう
とするものである。
【０００９】本発明のさらに別の目的は、Ｆｅ、Ｃｏま
たはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を抑制すると共に
安定したＴｂＣｕ7 型型結晶構造が主相として存在し、
優れた磁気特性を有し、さらに低コスト化が図られた磁
性材料を提供しようとするものである。
たはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を抑制すると共に
安定したＴｂＣｕ7 型型結晶構造が主相として存在し、
優れた磁気特性を有し、さらに低コスト化が図られた磁
性材料を提供しようとするものである。
【００１０】本発明のさらに別の目的は、Ｆｅ、Ｃｏま
たはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を抑制すると共に
侵入型元素が導入されたＴｂＣｕ7 型結晶構造が主相と
して存在して優れた磁気特性を有し、かつ前記ＴｂＣｕ
7 型結晶構造の温度安定性が向上され、キュリ−温度が
向上され、さらに低コスト化が図られた磁性材料を提供
しようとするものである。
たはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を抑制すると共に
侵入型元素が導入されたＴｂＣｕ7 型結晶構造が主相と
して存在して優れた磁気特性を有し、かつ前記ＴｂＣｕ
7 型結晶構造の温度安定性が向上され、キュリ−温度が
向上され、さらに低コスト化が図られた磁性材料を提供
しようとするものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明に係わる磁性材料
は、一般式 Ｒ１ x Ｒ２ y Ｓｉ z Ｍ u Ｔ 1-x-y-z （ただし、Ｒ１はＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくと
も１種の元素、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素、Ｍ
はＣ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素、
ＴはＦｅもしくはＦｅおよびＣｏ、ｘ，ｙ，ｚ，ｕは原
子比でそれぞれ０．００５≦ｘ≦０．２、０．０２≦ｙ
≦０．２、０．０２＜ｚ≦０．２、０≦ｕ≦０．２を示
す）にて表され、主相がＴｈＭｎ 12 型結晶構造を有す
る。
は、一般式 Ｒ１ x Ｒ２ y Ｓｉ z Ｍ u Ｔ 1-x-y-z （ただし、Ｒ１はＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくと
も１種の元素、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素、Ｍ
はＣ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素、
ＴはＦｅもしくはＦｅおよびＣｏ、ｘ，ｙ，ｚ，ｕは原
子比でそれぞれ０．００５≦ｘ≦０．２、０．０２≦ｙ
≦０．２、０．０２＜ｚ≦０．２、０≦ｕ≦０．２を示
す）にて表され、主相がＴｈＭｎ 12 型結晶構造を有す
る。
【００１２】より具体的には、一般式Ｒ１ x Ｒ２ y Ｓｉ z Ｔ 1-x-y-z （ただし、Ｒ１はＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくと
も１種の元素、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素、Ｔ
はＦｅもしくはＦｅおよびＣｏ、ｘ，ｙ，ｚは原子比で
それぞれ０．００５≦ｘ≦０．２、０．０２≦ｙ≦０．
２、０．０２＜ｚ≦０．２を示す）にて表され、主相が
ＴｈＭｎ 12 型結晶構造を有する 磁性材料、並びに一般式Ｒ１ x Ｒ２ y Ｓｉ z Ｍ u Ｔ 1-x-y-z （ただし、Ｒ１はＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくと
も１種の元素、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素、Ｍ
はＣ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素、
ＴはＦｅもしくはＦｅおよびＣｏ、ｘ，ｙ，ｚ，ｕは原
子比でそれぞれ０．００５≦ｘ≦０．２、０．０２≦ｙ
≦０．２、０．０２＜ｚ≦０．２、ｕ≦０．２を示す）
にて表され、主相がＴｈＭｎ 12 型結晶構造を有する 磁性
材料が提供される。ここで、前記主相とは化合物中の各
結晶相および非結晶相のうちで最大の体積占有率を有す
る相を意味するものである。以下、本発明の磁性材料を
構成する各成分ついて詳細に説明する。
も１種の元素、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素、Ｔ
はＦｅもしくはＦｅおよびＣｏ、ｘ，ｙ，ｚは原子比で
それぞれ０．００５≦ｘ≦０．２、０．０２≦ｙ≦０．
２、０．０２＜ｚ≦０．２を示す）にて表され、主相が
ＴｈＭｎ 12 型結晶構造を有する 磁性材料、並びに一般式Ｒ１ x Ｒ２ y Ｓｉ z Ｍ u Ｔ 1-x-y-z （ただし、Ｒ１はＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくと
も１種の元素、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素、Ｍ
はＣ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素、
ＴはＦｅもしくはＦｅおよびＣｏ、ｘ，ｙ，ｚ，ｕは原
子比でそれぞれ０．００５≦ｘ≦０．２、０．０２≦ｙ
≦０．２、０．０２＜ｚ≦０．２、ｕ≦０．２を示す）
にて表され、主相がＴｈＭｎ 12 型結晶構造を有する 磁性
材料が提供される。ここで、前記主相とは化合物中の各
結晶相および非結晶相のうちで最大の体積占有率を有す
る相を意味するものである。以下、本発明の磁性材料を
構成する各成分ついて詳細に説明する。
【００１３】（１）Ｒ１元素 Ｒ１元素としては、Ｚｒ、ＨｆまたはＺｒとＨｆの混合
物が使用される。このようなＲ１元素は、前記Ｒ２の希
土類サイトに占有して温度安定性に優れたＴｈＭｎ12型
結晶構造の生成に寄与する。また、Ｒ１は前記Ｍ元素
（侵入型元素）を必須成分として用いた場合には化合物
の温度安定性に寄与するものである。
物が使用される。このようなＲ１元素は、前記Ｒ２の希
土類サイトに占有して温度安定性に優れたＴｈＭｎ12型
結晶構造の生成に寄与する。また、Ｒ１は前記Ｍ元素
（侵入型元素）を必須成分として用いた場合には化合物
の温度安定性に寄与するものである。
【００１４】前記Ｒ１元素を０．５原子％未満にすると
（すなわち原子比で０．００５未満、以降原子割合は原
子％で論ずる）、多量のα−Ｆｅが生成して大きな保磁
力が得られなくなる。一方、前記Ｒ１元素が２０原子％
を越えると、前記Ｔ元素（Ｆｅ、Ｃｏ）の量が相対的に
少なくなり、飽和磁束密度が著しく低下する。より好ま
しいＲ１元素の量は、０．５〜６原子％の範囲である。
（すなわち原子比で０．００５未満、以降原子割合は原
子％で論ずる）、多量のα−Ｆｅが生成して大きな保磁
力が得られなくなる。一方、前記Ｒ１元素が２０原子％
を越えると、前記Ｔ元素（Ｆｅ、Ｃｏ）の量が相対的に
少なくなり、飽和磁束密度が著しく低下する。より好ま
しいＲ１元素の量は、０．５〜６原子％の範囲である。
【００１５】（２）Ｒ２元素 Ｒ２元素である希土類元素としては、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｙが挙げられ、これらは１種または２
種以上の混合物て使用される。このようなＲ２元素は、
ＴｈＭｎ12型結晶構造の生成に必要な成分であると共
に、磁気異方性の改善に寄与する。
ｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｙが挙げられ、これらは１種または２
種以上の混合物て使用される。このようなＲ２元素は、
ＴｈＭｎ12型結晶構造の生成に必要な成分であると共
に、磁気異方性の改善に寄与する。
【００１６】特に、前記希土類元素の中でＳｍが磁気特
性を向上する上で有用である。ただし、前記Ｍ元素（侵
入型元素）を必須成分として添加した場合には、前記希
土類元素の中でＰｒおよびＮｄの少なくとも１種を用い
ることが磁気特性を向上する上で有用である。
性を向上する上で有用である。ただし、前記Ｍ元素（侵
入型元素）を必須成分として添加した場合には、前記希
土類元素の中でＰｒおよびＮｄの少なくとも１種を用い
ることが磁気特性を向上する上で有用である。
【００１７】前記Ｒ２元素を２原子％未満にすると、Ｔ
ｈＭｎ12型結晶構造の生成が困難になる。一方、前記Ｒ
２元素が２０原子％を越えると、前記Ｔ元素（Ｆｅ、Ｃ
ｏ）の量が相対的に少なくなり、飽和磁束密度が著しく
低下する。より好ましいＲ２元素の量は、２〜１６原子
％の範囲である。
ｈＭｎ12型結晶構造の生成が困難になる。一方、前記Ｒ
２元素が２０原子％を越えると、前記Ｔ元素（Ｆｅ、Ｃ
ｏ）の量が相対的に少なくなり、飽和磁束密度が著しく
低下する。より好ましいＲ２元素の量は、２〜１６原子
％の範囲である。
【００１８】なお、前記Ｒ１元素およびＲ２元素の合計
量は、４〜２０原子％の範囲にすることが好ましい。こ
のようにＲ１元素およびＲ２元素の合計量を規定するこ
とにより、優れた磁気異方性と高い保磁力が付与されれ
た磁性材料を得ることが可能になる。より好ましい前記
Ｒ１元素およびＲ２元素の合計量は、６〜１６原子％の
範囲である。
量は、４〜２０原子％の範囲にすることが好ましい。こ
のようにＲ１元素およびＲ２元素の合計量を規定するこ
とにより、優れた磁気異方性と高い保磁力が付与されれ
た磁性材料を得ることが可能になる。より好ましい前記
Ｒ１元素およびＲ２元素の合計量は、６〜１６原子％の
範囲である。
【００１９】また、前記Ｒ２元素の一部をＴｉで置換す
ることを許容する。前記Ｔｉの置換量は、磁性材料の磁
気特性に悪影響を及ぼさない量、例えば前記Ｒ１元素の
量の９０％以内にすることが望ましい。
ることを許容する。前記Ｔｉの置換量は、磁性材料の磁
気特性に悪影響を及ぼさない量、例えば前記Ｒ１元素の
量の９０％以内にすることが望ましい。
【００２０】（３）Ｓｉ Ｓｉは、安定したＴｈＭｎ12相を生成のするために有効
な成分元素である。また、Ｓｉは前記Ｍ元素（侵入型元
素）を含有するＴｈＭｎ12相の温度安定性を向上する上
でも極めて有効である。
な成分元素である。また、Ｓｉは前記Ｍ元素（侵入型元
素）を含有するＴｈＭｎ12相の温度安定性を向上する上
でも極めて有効である。
【００２１】前記Ｓｉによる効果は、０．５原子％以上
添加することにより達成されるが、２０原子％を越える
と飽和磁束密度が著しく低下する。より好ましいＳｉの
量は、０．５〜１５原子％の範囲である。
添加することにより達成されるが、２０原子％を越える
と飽和磁束密度が著しく低下する。より好ましいＳｉの
量は、０．５〜１５原子％の範囲である。
【００２２】（４）Ｔ元素 Ｔ元素は、Ｆｅ、Ｃｏから選ばれる少なくとも１種から
なるものである。前記Ｔ元素は、５０原子％以上添加す
ることによりその効果を達成することが可能になる。
なるものである。前記Ｔ元素は、５０原子％以上添加す
ることによりその効果を達成することが可能になる。
【００２３】前記Ｔ元素の一部をＣｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｇａ、Ａｌから選ばれる１種以上で置換す
ることにより化合物全体に対するＴｈＭｎ12相の割合を
増加させることが可能である。ただし、前記元素で前記
Ｔ元素を多量に置換すると、磁束密度の低下を招くた
め、その置換量は原子％でＴ元素の２０％以下にするこ
とが望ましい。
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｇａ、Ａｌから選ばれる１種以上で置換す
ることにより化合物全体に対するＴｈＭｎ12相の割合を
増加させることが可能である。ただし、前記元素で前記
Ｔ元素を多量に置換すると、磁束密度の低下を招くた
め、その置換量は原子％でＴ元素の２０％以下にするこ
とが望ましい。
【００２４】（５）Ｍ元素 Ｍ元素は、Ｃ、ＮおよびＰが挙げられ、これらは１種ま
たは２種以上の混合物て使用される。このようなＭ元素
を添加すると、主としてＴｈＭｎ12型結晶構造のインタ
ースティシャル位置に存在し、Ｍ元素を含まない場合と
比較して結晶格子を拡大させたり、電子帯構造変化をさ
せることによりキュリー温度、飽和磁束密度、磁気異方
性を向上させる働きを有する。
たは２種以上の混合物て使用される。このようなＭ元素
を添加すると、主としてＴｈＭｎ12型結晶構造のインタ
ースティシャル位置に存在し、Ｍ元素を含まない場合と
比較して結晶格子を拡大させたり、電子帯構造変化をさ
せることによりキュリー温度、飽和磁束密度、磁気異方
性を向上させる働きを有する。
【００２５】前記Ｍ元素の量が２０原子％を越えるとＴ
ｈＭｎ12相の生成が困難となる。前記Ｍ元素の添加によ
る効果を達成するためには、その下限値を０．５原子％
にすることが好ましい。
ｈＭｎ12相の生成が困難となる。前記Ｍ元素の添加によ
る効果を達成するためには、その下限値を０．５原子％
にすることが好ましい。
【００２６】また、本発明に係わる別の磁性材料は、一
般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｓｉz Ｍu Ｔv （ただし、Ｒ１はＺｒおよびＨｆからなる選ばれる少な
くとも１種を示し、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素
（Ｙを含む）を示し、ＭはＣ、ＮおよびＰから選ばれる
少なくとも１種を示し、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれ
る少なくとも１種を示し、ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｕ＋ｖ＝１０
０、ｘ、ｙ、ｚ、ｕ、ｖは原子％でそれぞれ０．１≦ｘ
≦２０、２≦ｙ≦２０、０．５≦ｚ≦２０、０≦ｕ≦２
０、ｖ≧５０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造を有するものである。本発明に係わる別のボン
ド磁石は、前記磁性材料とバインダとを混合し、この混
合物を所望形状に成形してなるものである。
般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｓｉz Ｍu Ｔv （ただし、Ｒ１はＺｒおよびＨｆからなる選ばれる少な
くとも１種を示し、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素
（Ｙを含む）を示し、ＭはＣ、ＮおよびＰから選ばれる
少なくとも１種を示し、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれ
る少なくとも１種を示し、ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｕ＋ｖ＝１０
０、ｘ、ｙ、ｚ、ｕ、ｖは原子％でそれぞれ０．１≦ｘ
≦２０、２≦ｙ≦２０、０．５≦ｚ≦２０、０≦ｕ≦２
０、ｖ≧５０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造を有するものである。本発明に係わる別のボン
ド磁石は、前記磁性材料とバインダとを混合し、この混
合物を所望形状に成形してなるものである。
【００２７】より具体的には、一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｓｉz Ｔv （ただし、Ｒ１はＺｒおよびＨｆからなる選ばれる少な
くとも１種を示し、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素
（Ｙを含む）を示し、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれる
少なくとも１種を示し、ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｖ＝１００、ｘ、
ｙ、ｚ、ｖは原子％でそれぞれ０．１≦ｘ≦２０、２≦
ｙ≦２０、０．５≦ｚ≦２０、ｖ≧５０を示す）にて表
され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する磁性材料、
並びに一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｓｉz Ｍu Ｔv （ただし、Ｒ１はＺｒおよびＨｆからなる選ばれる少な
くとも１種を示し、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素
（Ｙを含む）を示し、ＭはＣ、ＮおよびＰから選ばれる
少なくとも１種を示し、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれ
る少なくとも１種を示し、ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｕ＋ｖ＝１０
０、ｘ、ｙ、ｚ、ｕ、ｖは原子％でそれぞれ０．１≦ｘ
≦２０、２≦ｙ≦２０、０．５≦ｚ≦２０、０＜ｕ、ｖ
≧５０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構
造を有する磁性材料が提供される。ここで、前記主相と
は化合物中の各結晶相および非結晶相のうちて最大の体
積占有率を有する相を意味するものである。以下、本発
明に係わる主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する磁性材
料を構成する各成分ついて詳細に説明する。
くとも１種を示し、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素
（Ｙを含む）を示し、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれる
少なくとも１種を示し、ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｖ＝１００、ｘ、
ｙ、ｚ、ｖは原子％でそれぞれ０．１≦ｘ≦２０、２≦
ｙ≦２０、０．５≦ｚ≦２０、ｖ≧５０を示す）にて表
され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する磁性材料、
並びに一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｓｉz Ｍu Ｔv （ただし、Ｒ１はＺｒおよびＨｆからなる選ばれる少な
くとも１種を示し、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素
（Ｙを含む）を示し、ＭはＣ、ＮおよびＰから選ばれる
少なくとも１種を示し、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれ
る少なくとも１種を示し、ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｕ＋ｖ＝１０
０、ｘ、ｙ、ｚ、ｕ、ｖは原子％でそれぞれ０．１≦ｘ
≦２０、２≦ｙ≦２０、０．５≦ｚ≦２０、０＜ｕ、ｖ
≧５０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構
造を有する磁性材料が提供される。ここで、前記主相と
は化合物中の各結晶相および非結晶相のうちて最大の体
積占有率を有する相を意味するものである。以下、本発
明に係わる主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する磁性材
料を構成する各成分ついて詳細に説明する。
【００２８】Ｒ１元素、Ｒ２元素については、前述した
のと同様な作用により添加される。前記Ｒ２元素につい
ては、Ｓｍを選択することが磁気特性を向上する上で有
用である。ただし、前記Ｍ元素（侵入型元素）を必須成
分として添加した場合には、前記Ｒ２元素の中でＰｒ、
ＮｄおよびＳｍの少なくとも１種を用いることが磁気特
性を向上する上で有用である。
のと同様な作用により添加される。前記Ｒ２元素につい
ては、Ｓｍを選択することが磁気特性を向上する上で有
用である。ただし、前記Ｍ元素（侵入型元素）を必須成
分として添加した場合には、前記Ｒ２元素の中でＰｒ、
ＮｄおよびＳｍの少なくとも１種を用いることが磁気特
性を向上する上で有用である。
【００２９】Ｓｉは、安定したＴｂＣｕ7 相を生成のす
るために有効な成分元素である。また、Ｓｉは前記Ｍ元
素（侵入型元素）を含有するＴｂＣｕ7 相の温度安定性
を向上する上でも極めて有効である。このようなＳｉの
添加量を限定したのは前述したのと同様な理由によるも
のである。
るために有効な成分元素である。また、Ｓｉは前記Ｍ元
素（侵入型元素）を含有するＴｂＣｕ7 相の温度安定性
を向上する上でも極めて有効である。このようなＳｉの
添加量を限定したのは前述したのと同様な理由によるも
のである。
【００３０】Ｔ元素は、Ｆｅ、Ｃｏから選ばれる１種以
上のものであるが、Ｔ元素の一部をＣｒ、Ｖ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｇａ、Ａｌから選ばれる１種以上で置
換することが可能である。Ｍ元素は、主としてＴｂＣｕ
7 型結晶構造のインタースティシャル位置に存在し、そ
の添加量を限定したのは前述したのと同様な理由による
ものである。次に、本発明に係わる磁性材料の製造方法
について説明する。まず、次のような方法により合金粉
末を調製する。
上のものであるが、Ｔ元素の一部をＣｒ、Ｖ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｇａ、Ａｌから選ばれる１種以上で置
換することが可能である。Ｍ元素は、主としてＴｂＣｕ
7 型結晶構造のインタースティシャル位置に存在し、そ
の添加量を限定したのは前述したのと同様な理由による
ものである。次に、本発明に係わる磁性材料の製造方法
について説明する。まず、次のような方法により合金粉
末を調製する。
【００３１】（１）所定量のＲ１、Ｒ２、Ｓｉ、Ｔの各
元素および必要に応じてＭ元素を含む合金粉末を調製す
る。この場合、原料粉末をアーク溶解または高周波溶解
により溶解後、鋳造して所定組成の合金を調製し、得ら
れた合金を粉砕する。
元素および必要に応じてＭ元素を含む合金粉末を調製す
る。この場合、原料粉末をアーク溶解または高周波溶解
により溶解後、鋳造して所定組成の合金を調製し、得ら
れた合金を粉砕する。
【００３２】（２）前記Ｒ１、Ｒ２、Ｓｉ、Ｔの各元素
および必要に応じてＭ元素を含む混合体に機械的エネル
ギーを付加して合金化させるメカニカルアロイイング法
またはメカニカルグラインティング法を採用することが
できる。これらの方法は、Ｒ１、Ｒ２、Ｓｉ、Ｔの各元
素を含有する粉末の混合体を固相反応させて合金化する
方法である。前記固相反応を起こす具体的な方法として
は、遊星ボールミル、回転式ボールミル、アトライタ、
振動ボールミル、スクリュー式ボールミル等に原料混合
体を投入し、粉末粒子に機械的な衝撃を与える方法が採
用される。これらの方法によれば、原料粉末が薄片状に
粉砕され、その薄片が相互に面接触した部位で異種原子
が相互に拡散することにより、原料混合体が均質に一体
化される。 （３）液体急冷法によって所定組成の合金粉末を調製す
る。 本発明者らの実験結果よると、前記アーク溶解または高
周波溶解により溶解して得られた前記合金においては、
ＴｈＭｎ12相が主相となり易い。また、前記メカニカル
アロイイング法またはメカニカルグラインティング法の
後に熱処理を施して調製された合金粉末はＴｂＣｕ7 相
が主相となり易い。
および必要に応じてＭ元素を含む混合体に機械的エネル
ギーを付加して合金化させるメカニカルアロイイング法
またはメカニカルグラインティング法を採用することが
できる。これらの方法は、Ｒ１、Ｒ２、Ｓｉ、Ｔの各元
素を含有する粉末の混合体を固相反応させて合金化する
方法である。前記固相反応を起こす具体的な方法として
は、遊星ボールミル、回転式ボールミル、アトライタ、
振動ボールミル、スクリュー式ボールミル等に原料混合
体を投入し、粉末粒子に機械的な衝撃を与える方法が採
用される。これらの方法によれば、原料粉末が薄片状に
粉砕され、その薄片が相互に面接触した部位で異種原子
が相互に拡散することにより、原料混合体が均質に一体
化される。 （３）液体急冷法によって所定組成の合金粉末を調製す
る。 本発明者らの実験結果よると、前記アーク溶解または高
周波溶解により溶解して得られた前記合金においては、
ＴｈＭｎ12相が主相となり易い。また、前記メカニカル
アロイイング法またはメカニカルグラインティング法の
後に熱処理を施して調製された合金粉末はＴｂＣｕ7 相
が主相となり易い。
【００３３】さらに、前記液体急冷法により調製された
合金粉末は、その冷却速度や組成によってＴｈＭｎ12相
が主相となる場合とＴｂＣｕ7 相が主相となる場合があ
る。例えば、合金中にＳｉを１５原子％含有させた場
合、冷却速度が小さい時にはＴｈＭｎ12相が主相とな
り、大きい時にはＴｂＣｕ7 相が主相となる化合物が存
在する。また、冷却速度を一定とした場合、Ｓｉを１５
原子％含有させた合金ではＴｈＭｎ12相が主相となり、
８原子％含有させた合金ではＴｂＣｕ7 相が主相となる
化合物が存在する。
合金粉末は、その冷却速度や組成によってＴｈＭｎ12相
が主相となる場合とＴｂＣｕ7 相が主相となる場合があ
る。例えば、合金中にＳｉを１５原子％含有させた場
合、冷却速度が小さい時にはＴｈＭｎ12相が主相とな
り、大きい時にはＴｂＣｕ7 相が主相となる化合物が存
在する。また、冷却速度を一定とした場合、Ｓｉを１５
原子％含有させた合金ではＴｈＭｎ12相が主相となり、
８原子％含有させた合金ではＴｂＣｕ7 相が主相となる
化合物が存在する。
【００３４】得られた合金粉末は、３００〜１０００℃
の不活性ガス雰囲気また真空中で０．１〜１００時間熱
処理することにより保磁力が大幅に改善される。ただ
し、後述するＭ元素として窒素を含有する磁性材料の製
造のように窒化処理を別途施す場合には前記熱処理を省
略することが可能である。また、後述する永久磁石を得
るためのホットプレス、熱間塑性変形加工を行う場合に
も前記熱処理を省略することが可能である。次に、Ｍ元
素として窒素を含有する磁性材料の製造方法を説明す
る。
の不活性ガス雰囲気また真空中で０．１〜１００時間熱
処理することにより保磁力が大幅に改善される。ただ
し、後述するＭ元素として窒素を含有する磁性材料の製
造のように窒化処理を別途施す場合には前記熱処理を省
略することが可能である。また、後述する永久磁石を得
るためのホットプレス、熱間塑性変形加工を行う場合に
も前記熱処理を省略することが可能である。次に、Ｍ元
素として窒素を含有する磁性材料の製造方法を説明す
る。
【００３５】１番目の方法は、前記合金粉末を０．００
１〜２気圧の窒素ガス雰囲気中で０．１〜１００時間、
３００〜８００℃の温度下で熱処理（窒化処理）を施す
ことによりＭ元素として窒素を含有させる方法である。
１〜２気圧の窒素ガス雰囲気中で０．１〜１００時間、
３００〜８００℃の温度下で熱処理（窒化処理）を施す
ことによりＭ元素として窒素を含有させる方法である。
【００３６】前記窒化処理の雰囲気は、窒素ガスに代え
てアンモニア等の窒素化合物ガスを用いてもよい。前記
窒素もしくは窒素化合物ガスまたはその混合ガスの分圧
は、０．００１〜２気圧の範囲にすることが好ましい。
てアンモニア等の窒素化合物ガスを用いてもよい。前記
窒素もしくは窒素化合物ガスまたはその混合ガスの分圧
は、０．００１〜２気圧の範囲にすることが好ましい。
【００３７】前記窒化処理においては、窒素もしくは窒
素化合物ガスの他に窒素を含まない別のガスを混合する
ことが可能である。ただし、酸素を混合する場合には熱
処理中の酸化物生成による磁気特性の劣化を避けるため
に、酸素分圧を０．０２気圧以下にすることが望まし
い。前記窒化処理は、前記保磁力の改善ために採用され
る熱処理の後に行うことも可能である。
素化合物ガスの他に窒素を含まない別のガスを混合する
ことが可能である。ただし、酸素を混合する場合には熱
処理中の酸化物生成による磁気特性の劣化を避けるため
に、酸素分圧を０．０２気圧以下にすることが望まし
い。前記窒化処理は、前記保磁力の改善ために採用され
る熱処理の後に行うことも可能である。
【００３８】２番目の方法は、前記合金粉末の調製過程
においてＳｉＮ、ＲＮ等の窒素化合物を原料として用
い、固相反応により調製することによってＭ元素として
窒素を含有させる方法である。前述した各方法より得ら
れた本発明に係わる合金粉末（磁性材料）から以下に説
明する永久磁石、ボンド磁石を製造することができる。
においてＳｉＮ、ＲＮ等の窒素化合物を原料として用
い、固相反応により調製することによってＭ元素として
窒素を含有させる方法である。前述した各方法より得ら
れた本発明に係わる合金粉末（磁性材料）から以下に説
明する永久磁石、ボンド磁石を製造することができる。
【００３９】（ａ）前記合金粉末をホットプレスまたは
熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）により高密度の成型体（圧
粉体）として一体化することにより永久磁石を製造す
る。ここで、前記成型体に磁場を印加し、結晶方位を揃
えることにより、高磁束密度を有する磁石体を得ること
が可能となる。また、ホットプレス、ＨＩＰの後、３０
０〜７００℃の温度下で加圧しながら塑性変形加工を行
うことにより磁化容易軸への磁気的配向を得ることがで
きる。 （ｂ）前記合金粉末をＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇな
どの金属または合金からなる金属系バインダにより結合
して永久磁石を製造する。 （ｃ）前記合金粉末を焼結することにより永久磁石を製
造する。
熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）により高密度の成型体（圧
粉体）として一体化することにより永久磁石を製造す
る。ここで、前記成型体に磁場を印加し、結晶方位を揃
えることにより、高磁束密度を有する磁石体を得ること
が可能となる。また、ホットプレス、ＨＩＰの後、３０
０〜７００℃の温度下で加圧しながら塑性変形加工を行
うことにより磁化容易軸への磁気的配向を得ることがで
きる。 （ｂ）前記合金粉末をＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇな
どの金属または合金からなる金属系バインダにより結合
して永久磁石を製造する。 （ｃ）前記合金粉末を焼結することにより永久磁石を製
造する。
【００４０】（ｄ）前記合金粉末をエポキシ樹脂、ナイ
ロン系などの樹脂と混合した後、成形することによりボ
ンド磁石を製造する。前記エポキシ樹脂系熱硬化性樹脂
を用いる場合には、圧縮成形の後に１００〜２００℃の
温度でキュア処理を施すことが望ましい。前記ナイロン
系の熱可塑性樹脂を用いる場合には、射出成形法を採用
することが望ましい。
ロン系などの樹脂と混合した後、成形することによりボ
ンド磁石を製造する。前記エポキシ樹脂系熱硬化性樹脂
を用いる場合には、圧縮成形の後に１００〜２００℃の
温度でキュア処理を施すことが望ましい。前記ナイロン
系の熱可塑性樹脂を用いる場合には、射出成形法を採用
することが望ましい。
【００４１】
【作用】本発明に係わる磁性材料によれば、Ｆｅ、Ｃｏ
またはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を抑制すると共
に安定したＴｈＭｎ12型結晶構造を主相として生成で
き、優れた磁気特性を発揮でき、さらに低コスト化を達
成することができる。
またはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を抑制すると共
に安定したＴｈＭｎ12型結晶構造を主相として生成で
き、優れた磁気特性を発揮でき、さらに低コスト化を達
成することができる。
【００４２】すなわち、ＴｈＭｎ12型結晶構造の希土類
鉄系金属間化合物においては主相としてＴｈＭｎ12相の
安定的な生成が希土類サイトにおける元素の原子半径に
大きく依存する。具体的には、希土類サイトを占める元
素の原子半径を小さくすると、安定したＴｈＭｎ12相を
生成することができる。反対に、希土類サイトを占める
元素の原子半径が１．８４Ａを越えると安定したＴｈＭ
ｎ12相を生成することができなくなる。
鉄系金属間化合物においては主相としてＴｈＭｎ12相の
安定的な生成が希土類サイトにおける元素の原子半径に
大きく依存する。具体的には、希土類サイトを占める元
素の原子半径を小さくすると、安定したＴｈＭｎ12相を
生成することができる。反対に、希土類サイトを占める
元素の原子半径が１．８４Ａを越えると安定したＴｈＭ
ｎ12相を生成することができなくなる。
【００４３】希土類元素は、原子量が大きくなるほど、
ランタニド収縮により原子半径が小さくなる。例えば、
原子量の小さい、つまり原子半径の大きい軽希土類元素
を用いた希土類鉄系金属間化合物の場合にはＦｅを主と
する不純物相の生成が支配的になり、ＴｈＭｎ12相を主
相として存在する希土類鉄系金属間化合物を得ることが
できない。
ランタニド収縮により原子半径が小さくなる。例えば、
原子量の小さい、つまり原子半径の大きい軽希土類元素
を用いた希土類鉄系金属間化合物の場合にはＦｅを主と
する不純物相の生成が支配的になり、ＴｈＭｎ12相を主
相として存在する希土類鉄系金属間化合物を得ることが
できない。
【００４４】一方、原子半径の大きい軽希土類元素であ
っても、それより原子量の大きい軽希土類元素、つまり
原子半径の小さい軽希土類元素もしくは重希土類元素と
の混合により希土類サイトにある希土類元素全体の平均
原子半径を縮めることができる。その結果、安定したＴ
ｈＭｎ12相を生成することができる。しかしながら、こ
のようなＴｈＭｎ12型結晶構造の希土類鉄系金属間化合
物は、特定の希土類元素の組み合わせによる制約を受け
る。このため、前記希土類元素の組み合わせから磁気特
性が犠牲になる場合がある。
っても、それより原子量の大きい軽希土類元素、つまり
原子半径の小さい軽希土類元素もしくは重希土類元素と
の混合により希土類サイトにある希土類元素全体の平均
原子半径を縮めることができる。その結果、安定したＴ
ｈＭｎ12相を生成することができる。しかしながら、こ
のようなＴｈＭｎ12型結晶構造の希土類鉄系金属間化合
物は、特定の希土類元素の組み合わせによる制約を受け
る。このため、前記希土類元素の組み合わせから磁気特
性が犠牲になる場合がある。
【００４５】本発明は、前記一般式Ｒ１ x Ｒ２ y Ｓｉ z
Ｍ u Ｔ 1-x-y-z にて表される組成に示すようにＲ２であ
る希土類元素の一部をＲ１であるＺｒまたはＨｆで置き
換えることによって、Ｆｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金
の不純物相の生成を抑制でき、ＴｈＭｎ12結晶構造を主
相として安定的に生成した磁性材料を得ることができ
る。すなわち、前記ＺｒまたはＨｆは希土類元素に比べ
て原子半径が小さいために、前記ＺｒまたはＨｆを希土
類元素に混合することによって、希土類サイトを占める
元素の原子半径を広い範囲に亘って制御できる。その結
果、希土類元素の種類に制約されず、種々の希土類元素
との組み合わせによりＴｈＭｎ12結晶構造を主相として
安定的に生成できる。
Ｍ u Ｔ 1-x-y-z にて表される組成に示すようにＲ２であ
る希土類元素の一部をＲ１であるＺｒまたはＨｆで置き
換えることによって、Ｆｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金
の不純物相の生成を抑制でき、ＴｈＭｎ12結晶構造を主
相として安定的に生成した磁性材料を得ることができ
る。すなわち、前記ＺｒまたはＨｆは希土類元素に比べ
て原子半径が小さいために、前記ＺｒまたはＨｆを希土
類元素に混合することによって、希土類サイトを占める
元素の原子半径を広い範囲に亘って制御できる。その結
果、希土類元素の種類に制約されず、種々の希土類元素
との組み合わせによりＴｈＭｎ12結晶構造を主相として
安定的に生成できる。
【００４６】したがって、ＴｈＭｎ12結晶構造を主相と
し、磁気特性の優れた磁性材料を得ることができる。ま
た、組成の一部としてＴ元素（Ｆｅ、Ｃｏ）を用いると
ともに前記Ｒ１であるＺｒまたはＨｆにより希土類元素
の一部を代替することによって、高価な希土類元素の使
用量を大幅に低減できる。このため、低コストの磁性材
料を得ることができる。
し、磁気特性の優れた磁性材料を得ることができる。ま
た、組成の一部としてＴ元素（Ｆｅ、Ｃｏ）を用いると
ともに前記Ｒ１であるＺｒまたはＨｆにより希土類元素
の一部を代替することによって、高価な希土類元素の使
用量を大幅に低減できる。このため、低コストの磁性材
料を得ることができる。
【００４７】また、本発明に係わる別の磁性材料によれ
ばＦｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を
抑制すると共に侵入型元素が導入されたＴｈＭｎ12型結
晶構造を主相として生成して磁気特性を向上でき、かつ
前記ＴｈＭｎ12型結晶構造の温度安定性を向上でき、キ
ュリ−温度を向上でき、さらに低コスト化を図ることが
できる。
ばＦｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を
抑制すると共に侵入型元素が導入されたＴｈＭｎ12型結
晶構造を主相として生成して磁気特性を向上でき、かつ
前記ＴｈＭｎ12型結晶構造の温度安定性を向上でき、キ
ュリ−温度を向上でき、さらに低コスト化を図ることが
できる。
【００４８】希土類鉄系金属間化合物において、安定し
たＴｈＭｎ12型結晶構造を生成するには、Ｓｉ、Ｃｒ、
Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｇａ、Ａｌ等の元素を相当
量添加する必要がある。
たＴｈＭｎ12型結晶構造を生成するには、Ｓｉ、Ｃｒ、
Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｇａ、Ａｌ等の元素を相当
量添加する必要がある。
【００４９】一方、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶構造およびＴｈ
2 Ｎｉ17型結晶構造は希土類鉄系二元系化合物において
も生成される。これらのＴｈ2 Ｚｎ17相およびＴｈ2 Ｎ
ｉ17相の結晶格子間にＮ、Ｃ等の侵入型元素を導入する
ことにより磁気特性を向上させる効果があることが知ら
れている。また、前記ＴｈＭｎ12型結晶構造において、
安定化元素としてＴｉ、Ｖ、Ｍｏを用いた場合、上述の
侵入型元素による効果が認められることが知られてい
る。
2 Ｎｉ17型結晶構造は希土類鉄系二元系化合物において
も生成される。これらのＴｈ2 Ｚｎ17相およびＴｈ2 Ｎ
ｉ17相の結晶格子間にＮ、Ｃ等の侵入型元素を導入する
ことにより磁気特性を向上させる効果があることが知ら
れている。また、前記ＴｈＭｎ12型結晶構造において、
安定化元素としてＴｉ、Ｖ、Ｍｏを用いた場合、上述の
侵入型元素による効果が認められることが知られてい
る。
【００５０】本発明は、一般式Ｒ１ x Ｒ２ y Ｓｉ z Ｍ u
Ｔ 1-x-y-z で表される組成を有ることによって、前述し
たようにＦｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の
生成を抑制した磁性材料を得ることができる。
Ｔ 1-x-y-z で表される組成を有ることによって、前述し
たようにＦｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の
生成を抑制した磁性材料を得ることができる。
【００５１】また、前記一般式に示すように侵入型元素
Ｍを導入したＴｈＭｎ12結晶構造を主相とすることによ
って、キュリー温度が向上され、かつ優れた磁気特性を
有する磁性材料を得ることができる。さらに、Ｓｉを安
定化元素として添加することによって、前記侵入型元素
Ｍの導入に伴う前記ＴｈＭｎ12結晶構造の熱的な不安定
性を改善することができる。特に、本発明の磁性材料は
前述した侵入型元素が導入された所定の結晶構造相にＴ
ｉ、Ｍｏを含有させた場合に比べて温度安定性の面で極
めて優位である。このような温度安定性の改善により侵
入型元素を含有する化合物のを容易に合成することがで
きる。また、高温でのホットプレスを行うことができる
ため、より緻密な圧粉体によって磁気特性の優れた永久
磁石を得ることができる。さらに、前記Ｒ１元素も前記
侵入型元素Ｍが導入されたＴｈＭｎ12結晶構造の温度安
定性の向上に寄与する。
Ｍを導入したＴｈＭｎ12結晶構造を主相とすることによ
って、キュリー温度が向上され、かつ優れた磁気特性を
有する磁性材料を得ることができる。さらに、Ｓｉを安
定化元素として添加することによって、前記侵入型元素
Ｍの導入に伴う前記ＴｈＭｎ12結晶構造の熱的な不安定
性を改善することができる。特に、本発明の磁性材料は
前述した侵入型元素が導入された所定の結晶構造相にＴ
ｉ、Ｍｏを含有させた場合に比べて温度安定性の面で極
めて優位である。このような温度安定性の改善により侵
入型元素を含有する化合物のを容易に合成することがで
きる。また、高温でのホットプレスを行うことができる
ため、より緻密な圧粉体によって磁気特性の優れた永久
磁石を得ることができる。さらに、前記Ｒ１元素も前記
侵入型元素Ｍが導入されたＴｈＭｎ12結晶構造の温度安
定性の向上に寄与する。
【００５２】さらに、本発明に係わる別の磁性材料によ
れば一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｓｉz Ｔvにて表される組成を
有することによって、Ｆｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金
の不純物相の生成を抑制すると共に安定したＴｂＣｕ7
結晶構造を主相として生成でき、優れた磁気特性を発揮
でき、さらに低コスト化を達成することができる。
れば一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｓｉz Ｔvにて表される組成を
有することによって、Ｆｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金
の不純物相の生成を抑制すると共に安定したＴｂＣｕ7
結晶構造を主相として生成でき、優れた磁気特性を発揮
でき、さらに低コスト化を達成することができる。
【００５３】さらに、本発明に係わる別の磁性材料によ
れば一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｓｉz ＭuＴv にて表される組
成を有し、Ｆｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相
の生成を抑制すると共に侵入型元素が導入されたＴｂＣ
ｕ7 型結晶構造を主相として生成して磁気特性を向上で
き、かつ前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造の温度安定性を向上
でき、キュリ−温度を向上でき、さらに低コスト化を図
ることができる。その結果、前述したＴｈＭｎ12結晶構
造を有する磁性材料と同様、高温でのホットプレスを行
うことができるため、より緻密な圧粉体によって磁気特
性の優れた永久磁石を得ることができる。
れば一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｓｉz ＭuＴv にて表される組
成を有し、Ｆｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相
の生成を抑制すると共に侵入型元素が導入されたＴｂＣ
ｕ7 型結晶構造を主相として生成して磁気特性を向上で
き、かつ前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造の温度安定性を向上
でき、キュリ−温度を向上でき、さらに低コスト化を図
ることができる。その結果、前述したＴｈＭｎ12結晶構
造を有する磁性材料と同様、高温でのホットプレスを行
うことができるため、より緻密な圧粉体によって磁気特
性の優れた永久磁石を得ることができる。
【００５４】
【実施例】以下、本発明の好ましい実施例を詳細に説明
する。
する。
【００５５】実施例１ 高純度のＺｒ、Ｎｄ、ＳｉおよびＦｅを原子分率でＺｒ
が２ａｔｍ％、Ｎｄが６ａｔｍ％、Ｓｉが１６ａｔｍ
％、残部がＦｅとなるように調合した。この原料をＡｒ
雰囲気中でアーク溶解してインゴットを作製した。前記
インゴットを下端に内径０．８ｍｍの穴を有する縦置き
の石英管に装填し、Ａｒ雰囲気中で前記インゴットを高
周波誘導加熱して溶融した。その後、前記石英管の上部
側に約３００ｔｏｒｒの圧力でＡｒガスを供給し、前記
石英管内の溶融合金をその下端から１０ｍ／ｓの周速度
で高速回転する銅ロールに噴射して急速冷却することに
より合金薄帯試料を得た。
が２ａｔｍ％、Ｎｄが６ａｔｍ％、Ｓｉが１６ａｔｍ
％、残部がＦｅとなるように調合した。この原料をＡｒ
雰囲気中でアーク溶解してインゴットを作製した。前記
インゴットを下端に内径０．８ｍｍの穴を有する縦置き
の石英管に装填し、Ａｒ雰囲気中で前記インゴットを高
周波誘導加熱して溶融した。その後、前記石英管の上部
側に約３００ｔｏｒｒの圧力でＡｒガスを供給し、前記
石英管内の溶融合金をその下端から１０ｍ／ｓの周速度
で高速回転する銅ロールに噴射して急速冷却することに
より合金薄帯試料を得た。
【００５６】実施例２〜１１ 下記表１に示す組成の原料を前記実施例１と同様な処理
を施することにより１０種の合金薄帯試料を得た。
を施することにより１０種の合金薄帯試料を得た。
【００５７】比較例１ 高純度のＮｄ、ＳｉおよびＦｅの粉末を原子分率でＮｄ
が８ａｔｍ％、Ｓｉが１６ａｔｍ％、残部がＦｅとなる
ように調合した原料を前記実施例１と同様な処理を施す
ることにより合金薄帯試料を得た。得られた実施例１〜
１１の合金薄帯試料の結晶構造をＸ線回折法により測定
した。その結果、下記表１に併記した。
が８ａｔｍ％、Ｓｉが１６ａｔｍ％、残部がＦｅとなる
ように調合した原料を前記実施例１と同様な処理を施す
ることにより合金薄帯試料を得た。得られた実施例１〜
１１の合金薄帯試料の結晶構造をＸ線回折法により測定
した。その結果、下記表１に併記した。
【００５８】
【表１】 また、前記実施例１および比較例１により得られた試料
におけるＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターンを求め
た。その結果を図１、図２にそれぞれ示す。
におけるＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターンを求め
た。その結果を図１、図２にそれぞれ示す。
【００５９】前記表１および図１から明らかなように実
施例１〜１１の試料は、ＴｈＭｎ12相が主相として存在
するものであることがわかる。これに対し、実施例１と
Ｚｒが添加されていない以外、ほぼ同様な組成である比
較例１の試料は図２から明らかなようにα−Ｆｅの生成
が多く、ＴｈＭｎ12相が全く生成されないことがわか
る。
施例１〜１１の試料は、ＴｈＭｎ12相が主相として存在
するものであることがわかる。これに対し、実施例１と
Ｚｒが添加されていない以外、ほぼ同様な組成である比
較例１の試料は図２から明らかなようにα−Ｆｅの生成
が多く、ＴｈＭｎ12相が全く生成されないことがわか
る。
【００６０】実施例１２ 高純度のＺｒ、Ｓｍ、ＳｉおよびＦｅを原子分率でＺｒ
が０．５ａｔｍ％、Ｓｍが８ａｔｍ％、Ｓｉが１６ａｔ
ｍ％、残部がＦｅとなるように調合した。この原料をＡ
ｒ雰囲気中でアーク溶解してインゴットを作製した。前
記インゴットを下端に内径０．８ｍｍの穴を有する縦置
きの石英管に装填し、Ａｒ雰囲気中で前記インゴットを
高周波誘導加熱して溶融した。その後、前記石英管の上
部側に約３００ｔｏｒｒの圧力でＡｒガスを供給し、前
記石英管内の溶融合金をその下端から３０ｍ／ｓの周速
度で高速回転する銅ロールに噴射して急速冷却すること
により合金薄帯試料を得た。得られた試料の結晶構造を
Ｘ線回折法により測定した。その結果、主相がＴｈＭｎ
12相であった。
が０．５ａｔｍ％、Ｓｍが８ａｔｍ％、Ｓｉが１６ａｔ
ｍ％、残部がＦｅとなるように調合した。この原料をＡ
ｒ雰囲気中でアーク溶解してインゴットを作製した。前
記インゴットを下端に内径０．８ｍｍの穴を有する縦置
きの石英管に装填し、Ａｒ雰囲気中で前記インゴットを
高周波誘導加熱して溶融した。その後、前記石英管の上
部側に約３００ｔｏｒｒの圧力でＡｒガスを供給し、前
記石英管内の溶融合金をその下端から３０ｍ／ｓの周速
度で高速回転する銅ロールに噴射して急速冷却すること
により合金薄帯試料を得た。得られた試料の結晶構造を
Ｘ線回折法により測定した。その結果、主相がＴｈＭｎ
12相であった。
【００６１】また、前記試料を真空中で８００℃、１０
分間の熱処理を施した後、磁気特性を測定した。その結
果、残留磁束密度が５．６ｋＧ、保磁力が３．６ｋＯｅ
と極めて良好な磁気特性を有することが確認された。
分間の熱処理を施した後、磁気特性を測定した。その結
果、残留磁束密度が５．６ｋＧ、保磁力が３．６ｋＯｅ
と極めて良好な磁気特性を有することが確認された。
【００６２】実施例１３ 高純度のＺｒ、Ｎｄ、ＳｉおよびＦｅの粉末を原子分率
でＺｒが４ａｔｍ％、Ｎｄが４ａｔｍ％、Ｓｉが４ａｔ
ｍ％、残部がＦｅとなるように調合した。この原料をＡ
ｒ雰囲気中でアーク溶解してインゴットを作製した。前
記インゴットを下端に内径０．８ｍｍの穴を有する縦置
きの石英管に装填し、Ａｒ雰囲気中で前記インゴットを
高周波誘導加熱して溶融した。その後、前記石英管の上
部側に約３００ｔｏｒｒの圧力でＡｒガスを供給し、前
記石英管内の溶融合金をその下端から３０ｍ／ｓの周速
度で高速回転する銅ロールに噴射して急速冷却すること
により合金薄帯試料を得た。
でＺｒが４ａｔｍ％、Ｎｄが４ａｔｍ％、Ｓｉが４ａｔ
ｍ％、残部がＦｅとなるように調合した。この原料をＡ
ｒ雰囲気中でアーク溶解してインゴットを作製した。前
記インゴットを下端に内径０．８ｍｍの穴を有する縦置
きの石英管に装填し、Ａｒ雰囲気中で前記インゴットを
高周波誘導加熱して溶融した。その後、前記石英管の上
部側に約３００ｔｏｒｒの圧力でＡｒガスを供給し、前
記石英管内の溶融合金をその下端から３０ｍ／ｓの周速
度で高速回転する銅ロールに噴射して急速冷却すること
により合金薄帯試料を得た。
【００６３】実施例１４〜２２ 下記表２に示す組成の原料を前記実施例１３と同様な処
理を施することにより９種の合金薄帯試料を得た。得ら
れた実施例１３〜２２の合金薄帯試料の結晶構造をＸ線
回折法により測定した。その結果、下記表２に併記し
た。
理を施することにより９種の合金薄帯試料を得た。得ら
れた実施例１３〜２２の合金薄帯試料の結晶構造をＸ線
回折法により測定した。その結果、下記表２に併記し
た。
【００６４】
【表２】 また、実施例１３により得られた試料におけるＣｕＫα
線を用いたＸ線回折パターンを求めた。その結果を図３
に示す。前記表２および図３から明らかなように実施例
１３〜２２の試料は、ＴｂＣｕ7 相が主相として存在す
るものであることがわかる。
線を用いたＸ線回折パターンを求めた。その結果を図３
に示す。前記表２および図３から明らかなように実施例
１３〜２２の試料は、ＴｂＣｕ7 相が主相として存在す
るものであることがわかる。
【００６５】実施例２３〜２７ まず、高純度のＮｄ、Ｓｍ、Ｐｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ、
Ｍｏ、Ｓｉ、Ｗ、Ｇａ、Ｃ、Ｆｅ、Ｃｏの粉末を所定量
調合し、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注入
して５種のインゴットを調製した。つづいて、これらイ
ンゴットを乳鉢を用いて平均粒径５０〜１００μｍにそ
れぞれ粉砕し、１気圧の窒素ガス雰囲気中、５００〜７
００℃の温度下で２時間熱処理を施した。熱処理後の各
試料の組成を下記表３に示す。なお、表３には窒素雰囲
気中での熱処理温度を併記した。得られた実施例２３〜
２７の試料の結晶構造をＸ線回折法により測定した。そ
の結果、下記表３に併記した。
Ｍｏ、Ｓｉ、Ｗ、Ｇａ、Ｃ、Ｆｅ、Ｃｏの粉末を所定量
調合し、Ａｒ雰囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注入
して５種のインゴットを調製した。つづいて、これらイ
ンゴットを乳鉢を用いて平均粒径５０〜１００μｍにそ
れぞれ粉砕し、１気圧の窒素ガス雰囲気中、５００〜７
００℃の温度下で２時間熱処理を施した。熱処理後の各
試料の組成を下記表３に示す。なお、表３には窒素雰囲
気中での熱処理温度を併記した。得られた実施例２３〜
２７の試料の結晶構造をＸ線回折法により測定した。そ
の結果、下記表３に併記した。
【００６６】
【表３】 また、得られた実施例２３の試料におけるＣｕＫα線を
用いたＸ線回折パターンを求めた。その結果を図４に示
す。前記表３および図４から明らかなように実施例２３
〜２７の試料は、いずれもＴｈＭｎ12相を主相として存
在するがわかる。
用いたＸ線回折パターンを求めた。その結果を図４に示
す。前記表３および図４から明らかなように実施例２３
〜２７の試料は、いずれもＴｈＭｎ12相を主相として存
在するがわかる。
【００６７】さらに、実施例２３〜２７の試料をＺｎ粉
末をバインダとして磁場中で成形した後、Ａｒ雰囲気
中、３００〜６００℃で熱処理して永久磁石を作製し、
保磁力および飽和磁束密度を測定した。その結果、これ
らの永久磁石はいずれも飽和磁束密度が０．４〜０．５
Ｔ、保磁力が４０００〜６０００ Ｏｅと優れた磁気特
性を有することが確認された。
末をバインダとして磁場中で成形した後、Ａｒ雰囲気
中、３００〜６００℃で熱処理して永久磁石を作製し、
保磁力および飽和磁束密度を測定した。その結果、これ
らの永久磁石はいずれも飽和磁束密度が０．４〜０．５
Ｔ、保磁力が４０００〜６０００ Ｏｅと優れた磁気特
性を有することが確認された。
【００６８】実施例２８〜３２ まず、平均粒径が０．５ｍｍのＳｍ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｅ
ｒ、Ｚｒ、Ｈｆの粉末、平均粒径が３〜４０μｍのＦ
ｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｓｉ、Ｔｉの粉末を所定量調合し
て５種の混合粉末を調製した。つづいて、前記各混合粉
末をボールミルに投入し、Ａｒ雰囲気中で６５時間粉砕
混合処理した後、メカニカルアロイイングによってそれ
ぞれ合金化した。次いで、前記各合金粉末を成形金型に
充填し、１気圧の窒素ガス雰囲気中、５００〜７００℃
の温度下でそれぞれ２時間熱処理を施した。熱処理後の
各試料の組成を下記表４に示す。なお、表４には窒素雰
囲気中での熱処理温度を併記した。得られた実施例２８
〜３２の試料の結晶構造をＸ線回折法により測定した。
その結果、下記表４に併記した。
ｒ、Ｚｒ、Ｈｆの粉末、平均粒径が３〜４０μｍのＦ
ｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｓｉ、Ｔｉの粉末を所定量調合し
て５種の混合粉末を調製した。つづいて、前記各混合粉
末をボールミルに投入し、Ａｒ雰囲気中で６５時間粉砕
混合処理した後、メカニカルアロイイングによってそれ
ぞれ合金化した。次いで、前記各合金粉末を成形金型に
充填し、１気圧の窒素ガス雰囲気中、５００〜７００℃
の温度下でそれぞれ２時間熱処理を施した。熱処理後の
各試料の組成を下記表４に示す。なお、表４には窒素雰
囲気中での熱処理温度を併記した。得られた実施例２８
〜３２の試料の結晶構造をＸ線回折法により測定した。
その結果、下記表４に併記した。
【００６９】
【表４】 また、得られた実施例２８の試料におけるＣｕＫα線を
用いたＸ線回折パターンを求めた。その結果を図５に示
す。前記表４および図５から明らかなように実施例２８
〜３２の試料は、いずれもＴｂＣｕ7 相を主相として存
在するがわかる。
用いたＸ線回折パターンを求めた。その結果を図５に示
す。前記表４および図５から明らかなように実施例２８
〜３２の試料は、いずれもＴｂＣｕ7 相を主相として存
在するがわかる。
【００７０】さらに、実施例２８〜３２の試料を実施例
２３と同様な方法により永久磁石を作製し、保磁力およ
び飽和磁束密度を測定した。その結果、これらの永久磁
石いずれも飽和磁束密度が０．４〜０．５Ｔ、保磁力が
４０００〜６０００ Ｏｅと優れた磁気特性を有するこ
とが確認された。
２３と同様な方法により永久磁石を作製し、保磁力およ
び飽和磁束密度を測定した。その結果、これらの永久磁
石いずれも飽和磁束密度が０．４〜０．５Ｔ、保磁力が
４０００〜６０００ Ｏｅと優れた磁気特性を有するこ
とが確認された。
【００７１】比較例２〜４ まず、高純度のＮｄ、Ｓｍ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｆｅ、
Ｃｏの粉末を下記表５に示す組成に調合し、Ａｒ雰囲気
中でアーク溶解した後、鋳型に注入して３種のインゴッ
トを調製した。つづいて、これらのインゴットを実施例
２３と同様に平均粒径５０〜１００μｍに粉砕し、１気
圧の窒素ガス雰囲気中、５００〜７００℃の温度下でそ
れぞれ２時間熱処理を施した。なお、下記表５には窒素
雰囲気中での熱処理温度を併記した。
Ｃｏの粉末を下記表５に示す組成に調合し、Ａｒ雰囲気
中でアーク溶解した後、鋳型に注入して３種のインゴッ
トを調製した。つづいて、これらのインゴットを実施例
２３と同様に平均粒径５０〜１００μｍに粉砕し、１気
圧の窒素ガス雰囲気中、５００〜７００℃の温度下でそ
れぞれ２時間熱処理を施した。なお、下記表５には窒素
雰囲気中での熱処理温度を併記した。
【００７２】
【表５】 前記表５の試料におけるＣｕＫα線を用いたＸ線回折パ
ターンを求めた。その結果を図６に示す。
ターンを求めた。その結果を図６に示す。
【００７３】図６から明らかなように比較例２の試料
は、化合物中に大量のα−Ｆｅが析出することがわか
る。これは、組成中にＳｉが含まれていないために化合
物の温度安定性が低く、前記表６の熱処理温度で分解が
起こるためであると考えられる。なお、比較例３、４の
試料におけるＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターンを求
めた結果、図６（比較例２のＸ線回折パターン）と同様
なＸ線回折パターンを示した。
は、化合物中に大量のα−Ｆｅが析出することがわか
る。これは、組成中にＳｉが含まれていないために化合
物の温度安定性が低く、前記表６の熱処理温度で分解が
起こるためであると考えられる。なお、比較例３、４の
試料におけるＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターンを求
めた結果、図６（比較例２のＸ線回折パターン）と同様
なＸ線回折パターンを示した。
【００７４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によればＦ
ｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を抑制
すると共に安定したＴｈＭｎ12型結晶構造を主相とする
か、またはＴｂＣｕ7 型結晶構造を主相とし、優れた飽
和磁束密度、保磁力等の磁気特性を有し、ホットプレス
などの加工が施される永久磁石、ボンド磁石の素材等に
有効な低コストの磁性材料を提供できる。
ｅ、ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ合金の不純物相の生成を抑制
すると共に安定したＴｈＭｎ12型結晶構造を主相とする
か、またはＴｂＣｕ7 型結晶構造を主相とし、優れた飽
和磁束密度、保磁力等の磁気特性を有し、ホットプレス
などの加工が施される永久磁石、ボンド磁石の素材等に
有効な低コストの磁性材料を提供できる。
【図１】本発明の実施例１における磁性材料のＸ線回折
パターンを示す線図。
パターンを示す線図。
【図２】比較例１における磁性材料のＸ線回折パターン
を示す線図。
を示す線図。
【図３】本発明の実施例１３における磁性材料のＸ線回
折パターンを示す線図。
折パターンを示す線図。
【図４】本発明の実施例２３における磁性材料のＸ線回
折パターンを示す線図。
折パターンを示す線図。
【図５】本発明の実施例２８における磁性材料のＸ線回
折パターンを示す線図。
折パターンを示す線図。
【図６】比較例２における磁性材料のＸ線回折パターン
を示す線図。
を示す線図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 平井 隆大 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株式会社東芝総合研究所内 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01F 1/053 C22C 38/00 C22C 38/28
Claims (3)
- 【請求項１】 一般式 Ｒ１ x Ｒ２ y Ｓｉ z Ｍ u Ｔ 1-x-y-z （ただし、Ｒ１はＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくと
も１種の元素、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素、Ｍ
はＣ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素、
ＴはＦｅもしくはＦｅおよびＣｏ、ｘ，ｙ，ｚ，ｕは原
子比でそれぞれ０．００５≦ｘ≦０．２、０．０２≦ｙ
≦０．２、０．０２＜ｚ≦０．２、０≦ｕ≦０．２を示
す）にて表され、主相がＴｈＭｎ 12 型結晶構造を有する
磁性材料。 - 【請求項２】 一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｓｉz Ｍu Ｔv （ただし、Ｒ１はＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくと
も１種を示し、Ｒ２は少なくとも１種の希土類元素（Ｙ
を含む）を示し、ＭはＣ、ＮおよびＰから選ばれる少な
くとも１種を示し、ＴはＦｅおよびＣｏから選ばれる少
なくとも１種を示し、ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｕ＋ｖ＝１００、
ｘ、ｙ、ｚ、ｕ、ｖは原子％でそれぞれ０．１≦ｘ≦２
０、２≦ｙ≦２０、０．５≦ｚ≦２０、０≦ｕ≦２０、
ｖ≧５０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶
構造を有する磁性材料。 - 【請求項３】 請求項２記載の磁性材料とバインダとを
混合し、この混合物を所望形状に成形してなることを特
徴とするボンド磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04054717A JP3135665B2 (ja) | 1991-03-27 | 1992-03-13 | 磁性材料およびボンド磁石 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6328091 | 1991-03-27 | ||
| JP33496891 | 1991-12-18 | ||
| JP3-63280 | 1991-12-18 | ||
| JP3-334968 | 1991-12-18 | ||
| JP04054717A JP3135665B2 (ja) | 1991-03-27 | 1992-03-13 | 磁性材料およびボンド磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05226123A JPH05226123A (ja) | 1993-09-03 |
| JP3135665B2 true JP3135665B2 (ja) | 2001-02-19 |
Family
ID=27295389
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04054717A Expired - Fee Related JP3135665B2 (ja) | 1991-03-27 | 1992-03-13 | 磁性材料およびボンド磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3135665B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2001189206A (ja) | 1999-12-28 | 2001-07-10 | Toshiba Corp | 永久磁石 |
| JP2004300487A (ja) * | 2003-03-28 | 2004-10-28 | Tdk Corp | 硬質磁性組成物 |
| EP1589544A4 (en) * | 2003-01-28 | 2008-03-26 | Tdk Corp | HARD MAGNETIC COMPOSITION, PERMANENT MAGNET POWDER, PROCESS FOR PREPARING POWDER FOR PERMANENT MAGNET AND AGGLOMERIC MAGNET |
| JP2004260150A (ja) * | 2003-02-03 | 2004-09-16 | Tdk Corp | 硬質磁性組成物 |
| CN102208234B (zh) * | 2010-03-29 | 2016-11-09 | 有研稀土新材料股份有限公司 | 一种稀土永磁粉及粘结磁体 |
| WO2014005271A1 (zh) * | 2012-07-02 | 2014-01-09 | 有研稀土新材料股份有限公司 | 稀土永磁粉、粘结磁体，以及应用该粘结磁体的器件 |
| JP6862730B2 (ja) * | 2016-09-16 | 2021-04-21 | 大同特殊鋼株式会社 | Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料及びＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系ボンド磁石 |
| JP6995542B2 (ja) | 2017-09-19 | 2022-02-04 | 株式会社東芝 | 磁石材料、永久磁石、回転電機、及び車両 |
-
1992
- 1992-03-13 JP JP04054717A patent/JP3135665B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05226123A (ja) | 1993-09-03 |
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