JP3247508B2 - 永久磁石 - Google Patents
永久磁石Info
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- JP3247508B2 JP3247508B2 JP21628593A JP21628593A JP3247508B2 JP 3247508 B2 JP3247508 B2 JP 3247508B2 JP 21628593 A JP21628593 A JP 21628593A JP 21628593 A JP21628593 A JP 21628593A JP 3247508 B2 JP3247508 B2 JP 3247508B2
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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
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、永久磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高性能希土類永久磁石としては、
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石（Ｒは希土類
元素）などが知られている。これらの磁石は、現在、量
産化が進められている。前記各磁石は、ＦｅまたはＣｏ
が多量に含まれ、飽和磁束密度（Ｂs ）の増大に寄与し
ている。また、前記各磁石はＳｍ、Ｎｄなどの希土類元
素が含まれているため、前記希土類元素により結晶場中
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。その結果、保磁力（ｉＨc ）の増大が
図られ、高性能な磁石が実現されている。このような前
記高性能磁石は、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系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石（Ｒは希土類
元素）などが知られている。これらの磁石は、現在、量
産化が進められている。前記各磁石は、ＦｅまたはＣｏ
が多量に含まれ、飽和磁束密度（Ｂs ）の増大に寄与し
ている。また、前記各磁石はＳｍ、Ｎｄなどの希土類元
素が含まれているため、前記希土類元素により結晶場中
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。その結果、保磁力（ｉＨc ）の増大が
図られ、高性能な磁石が実現されている。このような前
記高性能磁石は、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】近年、各種電気機器の小形化の要求が高ま
り、それに応えるために前記永久磁石の最大磁気エネル
ギー積［（ＢＨ）max ］を向上し、より高性能の永久磁
石が求められている。
り、それに応えるために前記永久磁石の最大磁気エネル
ギー積［（ＢＨ）max ］を向上し、より高性能の永久磁
石が求められている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、最大
磁気エネルギー積が向上された高性能の永久磁石を提供
しようとするものである。本発明の別の目的は、最大磁
気エネルギー積の大きい永久磁石を提供しようとするも
のである。
磁気エネルギー積が向上された高性能の永久磁石を提供
しようとするものである。本発明の別の目的は、最大磁
気エネルギー積の大きい永久磁石を提供しようとするも
のである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明によると、一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｃｏz Ｆｅ100-x-y-z （Ｉ） （ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎ
ｍである元素から選ばれる少なくとも１種の元素を示
し、ｘ、ｙ、ｚは原子％でそれぞれ２≦ｘ、０≦ｙ、４
≦ｘ＋ｙ≦２０、０．０１≦ｙ＋ｚを示す）にて表さ
れ、主相中に占めるＦｅまたはＦｅおよびＣｏが９０原
子％以上であってα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ
線主回折ピーク強度が主相のそれの０．０１〜５倍であ
ることを特徴とする永久磁石が提供される。
種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎ
ｍである元素から選ばれる少なくとも１種の元素を示
し、ｘ、ｙ、ｚは原子％でそれぞれ２≦ｘ、０≦ｙ、４
≦ｘ＋ｙ≦２０、０．０１≦ｙ＋ｚを示す）にて表さ
れ、主相中に占めるＦｅまたはＦｅおよびＣｏが９０原
子％以上であってα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ
線主回折ピーク強度が主相のそれの０．０１〜５倍であ
ることを特徴とする永久磁石が提供される。
【０００６】ここで、前記主相とはα−Ｆｅ相または
（ＦｅＣｏ）相を除く化合物中の各結晶相および非晶質
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。
（ＦｅＣｏ）相を除く化合物中の各結晶相および非晶質
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。
【０００７】前記主相は、六方晶または正方晶のような
一軸性の結晶構造を有することが望ましい。本発明に係
わる磁性材料の典型的なＸ線回折パターンを図１に示
す。ただし、Ｘ線はＣｕ−Ｋαを用いた。図１に示すよ
うに、回折角２θが２０゜〜５５゜の範囲においては２
θが３０゜付近、３７゜付近、４３゜付近、４５゜付
近、４９゜付近にそれぞれピークを有する。これらのピ
ークのうちで４５゜付近に現れるピークは磁性材料中に
存在するα−Ｆｅ（またはα−Ｆｅ、Ｃｏ）の反射によ
るものである。他のピークは、すべてＴｂＣｕ7 型結晶
構造で指数付けられ、低角側から（１０１）、（１１
０）、および（２００）（１１１）（００２）の重ね合
わせ、（２０１）なる面による回折ピークであるとの見
方ができる。
一軸性の結晶構造を有することが望ましい。本発明に係
わる磁性材料の典型的なＸ線回折パターンを図１に示
す。ただし、Ｘ線はＣｕ−Ｋαを用いた。図１に示すよ
うに、回折角２θが２０゜〜５５゜の範囲においては２
θが３０゜付近、３７゜付近、４３゜付近、４５゜付
近、４９゜付近にそれぞれピークを有する。これらのピ
ークのうちで４５゜付近に現れるピークは磁性材料中に
存在するα−Ｆｅ（またはα−Ｆｅ、Ｃｏ）の反射によ
るものである。他のピークは、すべてＴｂＣｕ7 型結晶
構造で指数付けられ、低角側から（１０１）、（１１
０）、および（２００）（１１１）（００２）の重ね合
わせ、（２０１）なる面による回折ピークであるとの見
方ができる。
【０００８】以下、前記一般式（Ｉ）の永久磁石を構成
する各成分の働きおよび各成分の配合量を規定した理由
ついて詳細に説明する。 （１）Ｒ１元素 Ｒ１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、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｙが挙げられ、これらは１種ま
たは２種以上の混合物で使用される。このようなＲ１元
素は、前記永久磁石に大きな磁気異方性をもたらし、高
い保磁力を付与する。
する各成分の働きおよび各成分の配合量を規定した理由
ついて詳細に説明する。 （１）Ｒ１元素 Ｒ１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、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｙが挙げられ、これらは１種ま
たは２種以上の混合物で使用される。このようなＲ１元
素は、前記永久磁石に大きな磁気異方性をもたらし、高
い保磁力を付与する。
【０００９】前記Ｒ１元素を２原子％未満にすると、大
きな保磁力が得られなくなる。一方、前記Ｒ１元素が２
０原子％を超えると、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、６〜１６原子％の範囲で
ある。特に、前記Ｒ１元素中にＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｒ
が総量で５０％以上占めることが望ましい。このような
量のＲ１元素を用いることによって、前記永久磁石の磁
気異方性をより向上することが可能になる。
きな保磁力が得られなくなる。一方、前記Ｒ１元素が２
０原子％を超えると、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、６〜１６原子％の範囲で
ある。特に、前記Ｒ１元素中にＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｒ
が総量で５０％以上占めることが望ましい。このような
量のＲ１元素を用いることによって、前記永久磁石の磁
気異方性をより向上することが可能になる。
【００１０】（２）Ｒ２元素 前記原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎｍであるＲ２
元素としては、例えばＳｃ、ＺｒおよびＨｆの群から選
ばれる少なくとも１種の元素を用いることができる。こ
のようなＲ２元素は、主として前記Ｒ１の希土類サイト
に占有して前記希土類サイトの平均原子半径を小さくす
る等の作用により前記主相中の前記Ｍ濃度を高め、高い
飽和磁束密度を得ることができる。また、前記Ｒ２元素
は主相、例えばＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する相の生成
を促進する働きを有する。
元素としては、例えばＳｃ、ＺｒおよびＨｆの群から選
ばれる少なくとも１種の元素を用いることができる。こ
のようなＲ２元素は、主として前記Ｒ１の希土類サイト
に占有して前記希土類サイトの平均原子半径を小さくす
る等の作用により前記主相中の前記Ｍ濃度を高め、高い
飽和磁束密度を得ることができる。また、前記Ｒ２元素
は主相、例えばＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する相の生成
を促進する働きを有する。
【００１１】前記Ｒ２元素の原子半径を前述した範囲に
設定した理由を以下に述べる。希土類元素中、最も原子
半径の小さい元素はＬｕであり、原子半径の大きさは
０．１７４ｎｍである。したがって、０．１７４ｎｍよ
り原子半径の大きな元素は前述した希土類サイトの原子
半径低下効果が期待できないため、主相中の前記Ｍ濃度
が小さくなる。一方、前記原子半径が０．１５６ｎｍよ
り小さいと、Ｆｅサイトへの置換が顕著になる。
設定した理由を以下に述べる。希土類元素中、最も原子
半径の小さい元素はＬｕであり、原子半径の大きさは
０．１７４ｎｍである。したがって、０．１７４ｎｍよ
り原子半径の大きな元素は前述した希土類サイトの原子
半径低下効果が期待できないため、主相中の前記Ｍ濃度
が小さくなる。一方、前記原子半径が０．１５６ｎｍよ
り小さいと、Ｆｅサイトへの置換が顕著になる。
【００１２】前記Ｒ２元素が２０原子％を超えると、前
記ＦｅまたはＦｅおよび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Ｒ２
元素の量は、０．５〜６原子％の範囲である。
記ＦｅまたはＦｅおよび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Ｒ２
元素の量は、０．５〜６原子％の範囲である。
【００１３】前記Ｒ１元素およびＲ２元素の合計量を４
〜２０原子％の範囲に規定することにより、より優れた
磁気特性を有する永久磁石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。
〜２０原子％の範囲に規定することにより、より優れた
磁気特性を有する永久磁石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。
【００１４】（３）ＦｅおよびＣｏ ＦｅおよびＣｏは、前記永久磁石の飽和磁束密度を増大
させる働きを有する。前記ＦｅおよびＣｏは、前記永久
磁石中に７０原子％以上添加することによりその効果が
顕著になる。特に、前記ＦｅおよびＣｏの総量のうちＦ
ｅが３０％以上、より好ましくは５０％以上占めること
が望ましい。
させる働きを有する。前記ＦｅおよびＣｏは、前記永久
磁石中に７０原子％以上添加することによりその効果が
顕著になる。特に、前記ＦｅおよびＣｏの総量のうちＦ
ｅが３０％以上、より好ましくは５０％以上占めること
が望ましい。
【００１５】前記Ｒ２元素とＣｏは、総量で０．０１原
子％以上含有することが必要である。例えば、前記Ｒ２
元素は前記永久磁石にＣｏを含まない場合、０．０１原
子％以上含有することにより主相中のＦｅ、Ｃｏの濃度
を向上でき、ＴｂＣｕ7 相を生成することができる。ま
た、前記永久磁石に前記Ｒ２を含まない場合、Ｃｏを
０．０１原子％含有させることによりＴｂＣｕ7 相のＦ
ｅおよびＣｏの濃度を向上でき、高飽和磁束密度化を達
成することが可能になる。
子％以上含有することが必要である。例えば、前記Ｒ２
元素は前記永久磁石にＣｏを含まない場合、０．０１原
子％以上含有することにより主相中のＦｅ、Ｃｏの濃度
を向上でき、ＴｂＣｕ7 相を生成することができる。ま
た、前記永久磁石に前記Ｒ２を含まない場合、Ｃｏを
０．０１原子％含有させることによりＴｂＣｕ7 相のＦ
ｅおよびＣｏの濃度を向上でき、高飽和磁束密度化を達
成することが可能になる。
【００１６】前記ＦｅおよびＣｏの一部をＴ元素（Ｔは
Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｇａ、
Ａｌ、Ｎｂ、Ｔａの群から選ばれる１種以上の元素）で
置換することにより、前記永久磁石中の前記主相、例え
ばＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する相の割合を増大するこ
とが可能になる。また、前記Ｔ元素で前記ＦｅおよびＣ
ｏの一部を置換することにより、主相中に占める前記Ｆ
ｅおよびＣｏの濃度を増大させることが可能になる。た
だし、前記Ｔ元素で前記ＦｅおよびＣｏの大部分を置換
すると飽和磁束密度の低下を招く。このため、前記Ｔ元
素の置換量は前記ＦｅおよびＣｏの総量中、２０原子％
以下にすることが望ましい。
Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｇａ、
Ａｌ、Ｎｂ、Ｔａの群から選ばれる１種以上の元素）で
置換することにより、前記永久磁石中の前記主相、例え
ばＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する相の割合を増大するこ
とが可能になる。また、前記Ｔ元素で前記ＦｅおよびＣ
ｏの一部を置換することにより、主相中に占める前記Ｆ
ｅおよびＣｏの濃度を増大させることが可能になる。た
だし、前記Ｔ元素で前記ＦｅおよびＣｏの大部分を置換
すると飽和磁束密度の低下を招く。このため、前記Ｔ元
素の置換量は前記ＦｅおよびＣｏの総量中、２０原子％
以下にすることが望ましい。
【００１７】前記一般式（Ｉ）の永久磁石中には、酸化
物等の不可避的不純物を含有することを許容する。前記
主相中に占める前記ＦｅおよびＣｏの濃度は、その濃度
を９０原子％以上にすることにより大きな飽和磁束密度
を有する永久磁石を得ることができる。
物等の不可避的不純物を含有することを許容する。前記
主相中に占める前記ＦｅおよびＣｏの濃度は、その濃度
を９０原子％以上にすることにより大きな飽和磁束密度
を有する永久磁石を得ることができる。
【００１８】また、本発明に係わる永久磁石に含まれる
α−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相の比率を規定したの
は、次のような理由によるものである。本発明に係わる
永久磁石は、軟磁性相のα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）
相と主相とが交換結合されている。この永久磁石は、リ
コイル透磁率が大きく、逆磁場に対して不可逆的減磁率
が小さい。特に、等方性磁石の場合には飽和磁束密度
（４πＭｒ）に対する残留磁束密度（４πＭｓ）の比率
（４πＭｒ／４πＭｓ）が０．５を越えるという特徴を
有する。ただし、通常の等方性磁石は４πＭｒ／４πＭ
ｓ＝０．５である。このため、逆磁場下での永久減磁の
心配がなく、かつ残留磁束密度が大きく、高いエネルギ
ー積を有する永久磁石を得ることが可能になる。
α−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相の比率を規定したの
は、次のような理由によるものである。本発明に係わる
永久磁石は、軟磁性相のα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）
相と主相とが交換結合されている。この永久磁石は、リ
コイル透磁率が大きく、逆磁場に対して不可逆的減磁率
が小さい。特に、等方性磁石の場合には飽和磁束密度
（４πＭｒ）に対する残留磁束密度（４πＭｓ）の比率
（４πＭｒ／４πＭｓ）が０．５を越えるという特徴を
有する。ただし、通常の等方性磁石は４πＭｒ／４πＭ
ｓ＝０．５である。このため、逆磁場下での永久減磁の
心配がなく、かつ残留磁束密度が大きく、高いエネルギ
ー積を有する永久磁石を得ることが可能になる。
【００１９】このような特徴は、永久磁石に含まれるα
−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主回折ピーク強度
が主相のそれの０．０１倍未満では顕著ではなく、一方
５倍を越えると逆に磁気特性劣化の要因になる。永久磁
石に含まれるα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主
回折ピーク強度は、主相のそれの３倍以下、より好まし
くは１倍以下にすることが高保磁力化の観点から望まし
い。
−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主回折ピーク強度
が主相のそれの０．０１倍未満では顕著ではなく、一方
５倍を越えると逆に磁気特性劣化の要因になる。永久磁
石に含まれるα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主
回折ピーク強度は、主相のそれの３倍以下、より好まし
くは１倍以下にすることが高保磁力化の観点から望まし
い。
【００２０】また、前記特徴はα−Ｆｅ相または（Ｆｅ
Ｃｏ）相の粒子寸法が５００ｎｍ以下の時に顕著であ
る。前記粒子寸法を越えると、α−Ｆｅ相または（Ｆｅ
Ｃｏ）相の存在がかえって磁気特性を劣化させることが
ある。より好ましい前記粒子寸法は１００ｎｍ以下、最
も好ましい粒子寸法は２０ｎｍ以下である。
Ｃｏ）相の粒子寸法が５００ｎｍ以下の時に顕著であ
る。前記粒子寸法を越えると、α−Ｆｅ相または（Ｆｅ
Ｃｏ）相の存在がかえって磁気特性を劣化させることが
ある。より好ましい前記粒子寸法は１００ｎｍ以下、最
も好ましい粒子寸法は２０ｎｍ以下である。
【００２１】前記一般式（Ｉ）の永久磁石は、例えば以
下に説明する（１）〜（５）の方法により製造される。 （１）所定量のＲ１、Ｒ２、Ｍの各元素および必要に応
じて前記Ｍ元素の一部を置換するＴ元素の粉末を混合
し、アーク溶解または高周波溶解により合金溶湯を調製
する。つづいて、前記合金溶湯を高速で回転する単ロー
ルまたは双ロールに噴射することにより急冷する単ロー
ル法または双ロール法により磁性材料を製造する。
下に説明する（１）〜（５）の方法により製造される。 （１）所定量のＲ１、Ｒ２、Ｍの各元素および必要に応
じて前記Ｍ元素の一部を置換するＴ元素の粉末を混合
し、アーク溶解または高周波溶解により合金溶湯を調製
する。つづいて、前記合金溶湯を高速で回転する単ロー
ルまたは双ロールに噴射することにより急冷する単ロー
ル法または双ロール法により磁性材料を製造する。
【００２２】（２）前記合金溶湯を回転ディスク上に噴
射して急冷する回転ディスク法により磁性材料を製造す
る。 （３）前記合金溶湯をＨｅのような不活性ガス中に噴射
して急冷するガスアトマイズ法により磁性材料を製造す
る。
射して急冷する回転ディスク法により磁性材料を製造す
る。 （３）前記合金溶湯をＨｅのような不活性ガス中に噴射
して急冷するガスアトマイズ法により磁性材料を製造す
る。
【００２３】（４）前記合金溶湯鋳造することにより磁
性材料を製造する。 （５）所定量のＲ１、Ｒ２、Ｍの各元素および必要に応
じて前記Ｍ元素の一部を置換するＴ元素の各元素粉末の
混合体に機械的エネルギーを付与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ディン
グ法により磁性材料を製造する。これらの方法は、前記
混合体を固相反応させることにより合金化する方法であ
る。前記固相反応を起こさせる具体的な方法としては、
例えば遊星ボールミル、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前記
混合体を投入し、前記各粉末に機械的な衝撃を与える方
法が採用される。
性材料を製造する。 （５）所定量のＲ１、Ｒ２、Ｍの各元素および必要に応
じて前記Ｍ元素の一部を置換するＴ元素の各元素粉末の
混合体に機械的エネルギーを付与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ディン
グ法により磁性材料を製造する。これらの方法は、前記
混合体を固相反応させることにより合金化する方法であ
る。前記固相反応を起こさせる具体的な方法としては、
例えば遊星ボールミル、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前記
混合体を投入し、前記各粉末に機械的な衝撃を与える方
法が採用される。
【００２４】なお、前記（１）、（２）、（４）、
（５）の方法においては前記合金溶湯の急冷工程および
固相反応工程をＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気で行
うことが望ましい。このような雰囲気で前記合金溶湯を
急冷するか、または固相反応させることによって酸化に
よる磁気特性の劣化が防止された永久磁石を製造するこ
とが可能になる。また、前記急冷速度が高い場合にはＴ
ｂＣｕ7 相が生成し易く、前記急冷速度が低い場合には
ＴｈＭｎ12相が生成し易くなる。
（５）の方法においては前記合金溶湯の急冷工程および
固相反応工程をＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気で行
うことが望ましい。このような雰囲気で前記合金溶湯を
急冷するか、または固相反応させることによって酸化に
よる磁気特性の劣化が防止された永久磁石を製造するこ
とが可能になる。また、前記急冷速度が高い場合にはＴ
ｂＣｕ7 相が生成し易く、前記急冷速度が低い場合には
ＴｈＭｎ12相が生成し易くなる。
【００２５】前記（１）〜（５）の方法で得られた磁性
材料は、必要に応じてＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲
気中または真空中、３００〜１０００℃で０．１〜１０
時間の熱処理が施されることを許容する。このような熱
処理を施すことにより前記永久磁石中の主相の生成量を
増大させ、かつ保磁力を増加させることが可能になる。
材料は、必要に応じてＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲
気中または真空中、３００〜１０００℃で０．１〜１０
時間の熱処理が施されることを許容する。このような熱
処理を施すことにより前記永久磁石中の主相の生成量を
増大させ、かつ保磁力を増加させることが可能になる。
【００２６】前記（１）〜（４）の方法で得られた磁性
材料を、ボールミル、ブラウンミル、スタンプミル等に
よって粉砕することにより永久磁石粉末が製造される。
ただし、前記メカニカルアロイイング法またはメカニカ
ルグラインディング法による（５）の方法で得られた磁
性材料は、粉末状態であるため、前記粉砕工程を省略す
ることが可能である。
材料を、ボールミル、ブラウンミル、スタンプミル等に
よって粉砕することにより永久磁石粉末が製造される。
ただし、前記メカニカルアロイイング法またはメカニカ
ルグラインディング法による（５）の方法で得られた磁
性材料は、粉末状態であるため、前記粉砕工程を省略す
ることが可能である。
【００２７】次に、前述した方法により製造された磁性
材料から本発明に係わる永久磁石、ボンド磁石を製造す
る方法を説明する。 （ａ）前記磁性材料粉末をホットプレスまたは熱間静水
圧プレス（ＨＩＰ）により高密度の成形体（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。前記加
圧時に磁場を印加して結晶方位を揃えることにより高磁
束密度を有する永久磁石を製造できる。また、前記加圧
後に３００〜７００℃の温度下で加圧しながら塑性変形
加工を施すことにより磁化容易軸方向にに磁気的な配向
がなされた永久磁石を製造することが可能になる。
材料から本発明に係わる永久磁石、ボンド磁石を製造す
る方法を説明する。 （ａ）前記磁性材料粉末をホットプレスまたは熱間静水
圧プレス（ＨＩＰ）により高密度の成形体（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。前記加
圧時に磁場を印加して結晶方位を揃えることにより高磁
束密度を有する永久磁石を製造できる。また、前記加圧
後に３００〜７００℃の温度下で加圧しながら塑性変形
加工を施すことにより磁化容易軸方向にに磁気的な配向
がなされた永久磁石を製造することが可能になる。
【００２８】（ｂ）前記磁性材料粉末を焼結することに
よって永久磁石を製造する。 （ｃ）前記磁性材料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。前記樹脂としてエポキシ樹脂系の熱硬化性
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。前記樹脂
として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。
よって永久磁石を製造する。 （ｃ）前記磁性材料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。前記樹脂としてエポキシ樹脂系の熱硬化性
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。前記樹脂
として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。
【００２９】（ｄ）前記磁性材料粉末を低融点金属また
は低融点合金と混合した後、成形することによりメタル
ボンド磁石を製造する。前記低融点金属としては、例え
ばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇなどを、前記低融点合
金としては前記金属からなる合金等を用いることができ
る。
は低融点合金と混合した後、成形することによりメタル
ボンド磁石を製造する。前記低融点金属としては、例え
ばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇなどを、前記低融点合
金としては前記金属からなる合金等を用いることができ
る。
【００３０】また、本発明によると、一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ａz Ｃｏu Ｆｅ100-x-y-z-u （II） （ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎ
ｍである元素から選ばれる少なくとも１種の元素、Ａは
Ｃ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素を示
し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％でそれぞれ２≦ｘ、０≦
ｙ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、０．０１≦ｙ＋
ｕを示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を
有し、かつα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主回
折ピーク強度が主相のそれの０．０１〜５倍であること
を特徴とする永久磁石が提供される。
種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎ
ｍである元素から選ばれる少なくとも１種の元素、Ａは
Ｃ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素を示
し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％でそれぞれ２≦ｘ、０≦
ｙ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、０．０１≦ｙ＋
ｕを示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を
有し、かつα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主回
折ピーク強度が主相のそれの０．０１〜５倍であること
を特徴とする永久磁石が提供される。
【００３１】ここで、前記主相とはα−Ｆｅ相または
（ＦｅＣｏ）相を除く化合物中の各結晶相および非晶質
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。
（ＦｅＣｏ）相を除く化合物中の各結晶相および非晶質
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。
【００３２】また、主相中に占めるＦｅまたはＦｅおよ
びＣｏを９０原子％以上にすることにより高い磁束密
度、ひいては高エネルギー積を有する永久磁石を得るこ
とができる。
びＣｏを９０原子％以上にすることにより高い磁束密
度、ひいては高エネルギー積を有する永久磁石を得るこ
とができる。
【００３３】以下、前記一般式（II）の永久磁石を構成
する各成分の働きおよび各成分の配合量を規定した理由
ついて詳細に説明する。前記Ｒ１元素、前記Ｒ２元素
は、前記一般式（Ｉ）の永久磁石で説明したのとと同様
である。さらに、前記Ｒ２元素は前記ＴｂＣｕ7 型結晶
構造を有する相中に占める前記ＦｅおよびＣｏの濃度を
増大させる働きを持つ。また、前記Ｒ１元素中にＰｒ、
Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｒ、Ｔｂ、Ｄｙが総量で５０原子％以上
占めることが望ましい。このような量のＲ１元素を用い
ることによって、前記永久磁石の保磁力をより向上する
ことが可能になる。
する各成分の働きおよび各成分の配合量を規定した理由
ついて詳細に説明する。前記Ｒ１元素、前記Ｒ２元素
は、前記一般式（Ｉ）の永久磁石で説明したのとと同様
である。さらに、前記Ｒ２元素は前記ＴｂＣｕ7 型結晶
構造を有する相中に占める前記ＦｅおよびＣｏの濃度を
増大させる働きを持つ。また、前記Ｒ１元素中にＰｒ、
Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｒ、Ｔｂ、Ｄｙが総量で５０原子％以上
占めることが望ましい。このような量のＲ１元素を用い
ることによって、前記永久磁石の保磁力をより向上する
ことが可能になる。
【００３４】前記ＦｅおよびＣｏは、前記一般式（Ｉ）
の永久磁石で説明したのと同様である。また、前記Ｒ２
元素とＣｏは総量で０．０１原子％以上含有することに
より主相中のＦｅまたはＦｅおよびＣｏの濃度を高める
ことができ、高い磁束密度、ひいては高エネルギー積を
有する永久磁石を得ることができる。前記ＦｅおよびＣ
ｏは、前記永久磁石中に７０原子％以上添加することに
よりその効果が顕著になる。特に、ＦｅおよびＣｏのう
ちＦｅが３０％以上、より好ましくは５０％以上占める
ことが望ましい。また、前記ＦｅおよびＣｏの一部をＴ
元素（ＴはＳｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎ
ｉ、Ｇａ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔａの群から選ばれる１種以上
の元素）で置換することを許容する。このようなＴ元素
による置換により前述した一般式（Ｉ）の永久磁石と同
様な効果を発揮できる。
の永久磁石で説明したのと同様である。また、前記Ｒ２
元素とＣｏは総量で０．０１原子％以上含有することに
より主相中のＦｅまたはＦｅおよびＣｏの濃度を高める
ことができ、高い磁束密度、ひいては高エネルギー積を
有する永久磁石を得ることができる。前記ＦｅおよびＣ
ｏは、前記永久磁石中に７０原子％以上添加することに
よりその効果が顕著になる。特に、ＦｅおよびＣｏのう
ちＦｅが３０％以上、より好ましくは５０％以上占める
ことが望ましい。また、前記ＦｅおよびＣｏの一部をＴ
元素（ＴはＳｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎ
ｉ、Ｇａ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔａの群から選ばれる１種以上
の元素）で置換することを許容する。このようなＴ元素
による置換により前述した一般式（Ｉ）の永久磁石と同
様な効果を発揮できる。
【００３５】前記Ａ元素は、Ｃ、ＮおよびＰの群から選
ばれる少なくとも１種の元素である。前記Ａ元素は、主
としてＴｂＣｕ7 型結晶構造またはＴｈＭｎ12型結晶構
造のインタースティシャル位置に存在し、前記Ａ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。その結果、前記主相のキュリー温
度、飽和磁束密度、磁気異方性を向上させる働きを有す
る。前記Ａ元素が２０原子％を越えるとＴｂＣｕ7 相の
生成が困難となる。なお、前記永久磁石を製造するため
の窒化工程においてアンモニアガス等の使用により水素
が不可避的に混入することがある。この場合、永久磁石
中の水素の量をＡ元素の総量の５０％以下にすることに
より磁気特性の劣化を抑制することができる。
ばれる少なくとも１種の元素である。前記Ａ元素は、主
としてＴｂＣｕ7 型結晶構造またはＴｈＭｎ12型結晶構
造のインタースティシャル位置に存在し、前記Ａ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。その結果、前記主相のキュリー温
度、飽和磁束密度、磁気異方性を向上させる働きを有す
る。前記Ａ元素が２０原子％を越えるとＴｂＣｕ7 相の
生成が困難となる。なお、前記永久磁石を製造するため
の窒化工程においてアンモニアガス等の使用により水素
が不可避的に混入することがある。この場合、永久磁石
中の水素の量をＡ元素の総量の５０％以下にすることに
より磁気特性の劣化を抑制することができる。
【００３６】前記一般式（II）の永久磁石中には、酸化
物等の不可避的不純物を含有することを許容する。前記
主相中に占める前記ＦｅおよびＣｏの濃度を規定したの
は、その濃度を前記主相中のＡを除く全ての元素の総量
の９０原子％以上にすることにより大きな飽和磁束密度
を有する永久磁石を得ることができる。
物等の不可避的不純物を含有することを許容する。前記
主相中に占める前記ＦｅおよびＣｏの濃度を規定したの
は、その濃度を前記主相中のＡを除く全ての元素の総量
の９０原子％以上にすることにより大きな飽和磁束密度
を有する永久磁石を得ることができる。
【００３７】また、本発明に係わる永久磁石に含まれる
α−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相の比率を規定したの
は、次のような理由によるものである。本発明に係わる
永久磁石は、軟磁性相のα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）
相と主相とが交換結合されている。この永久磁石は、リ
コイル透磁率が大きく、逆磁場に対して不可逆的減磁率
が小さい。特に、等方性磁石の場合には飽和磁束密度
（４πＭｒ）に対する残留磁束密度（４πＭｓ）の比率
（４πＭｒ／４πＭｓ）が０．５を越えるという特徴を
有する。ただし、通常の等方性磁石は４πＭｒ／４πＭ
ｓ＝０．５である。このため、逆磁場下での永久減磁の
心配がなく、かつ残留磁束密度が大きく、高いエネルギ
ー積を有する永久磁石を得ることが可能になる。
α−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相の比率を規定したの
は、次のような理由によるものである。本発明に係わる
永久磁石は、軟磁性相のα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）
相と主相とが交換結合されている。この永久磁石は、リ
コイル透磁率が大きく、逆磁場に対して不可逆的減磁率
が小さい。特に、等方性磁石の場合には飽和磁束密度
（４πＭｒ）に対する残留磁束密度（４πＭｓ）の比率
（４πＭｒ／４πＭｓ）が０．５を越えるという特徴を
有する。ただし、通常の等方性磁石は４πＭｒ／４πＭ
ｓ＝０．５である。このため、逆磁場下での永久減磁の
心配がなく、かつ残留磁束密度が大きく、高いエネルギ
ー積を有する永久磁石を得ることが可能になる。
【００３８】このような特徴は、永久磁石に含まれるα
−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主回折ピーク強度
が主相のそれの０．０１倍未満では顕著ではなく、一方
５倍を越えると逆に磁気特性劣化の要因になる。永久磁
石に含まれるα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主
回折ピーク強度は、主相のそれの３倍以下、より好まし
くは１倍以下にすることが高保磁力化の観点から望まし
い。
−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主回折ピーク強度
が主相のそれの０．０１倍未満では顕著ではなく、一方
５倍を越えると逆に磁気特性劣化の要因になる。永久磁
石に含まれるα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主
回折ピーク強度は、主相のそれの３倍以下、より好まし
くは１倍以下にすることが高保磁力化の観点から望まし
い。
【００３９】また、前記特徴はα−Ｆｅ相または（Ｆｅ
Ｃｏ）相の粒子寸法が５００ｎｍ以下の時に顕著であ
る。前記粒子寸法を越えると、α−Ｆｅ相または（Ｆｅ
Ｃｏ）相の存在がかえって磁気特性を劣化させることが
ある。より好ましい前記粒子寸法は１００ｎｍ以下、最
も好ましい粒子寸法は２０ｎｍ以下である。
Ｃｏ）相の粒子寸法が５００ｎｍ以下の時に顕著であ
る。前記粒子寸法を越えると、α−Ｆｅ相または（Ｆｅ
Ｃｏ）相の存在がかえって磁気特性を劣化させることが
ある。より好ましい前記粒子寸法は１００ｎｍ以下、最
も好ましい粒子寸法は２０ｎｍ以下である。
【００４０】前記一般式（II）の永久磁石において、Ａ
元素としてＣおよびＰの少なくとも１種を配合した永久
磁石の製造方法を以下に説明する。所定量のＲ１、Ｒ
２、Ａ（ＣおよびＰの少なくとも１種）、Ｆｅ、Ｃｏの
各元素および必要に応じて前記ＦｅおよびＣｏの一部を
置換するＴ元素の各元素を含有する合金を前述した
（１）〜（５）の方法により磁性材料を製造する。この
際、得られた磁性材料を必要に応じてＡｒ、Ｈｅなどの
不活性ガス雰囲気中または真空中、３００〜１０００℃
で０．１〜１０時間の熱処理を施すことを許容する。こ
のような熱処理を施すことにより保磁力の増大が可能に
なる。また、３００〜５００℃で０．１〜１０時間の熱
処理を行った後、それ以上の温度で０．１〜１０時間熱
処理を施すことにより、高保磁力化等、優れた磁気特性
を得ることができる。
元素としてＣおよびＰの少なくとも１種を配合した永久
磁石の製造方法を以下に説明する。所定量のＲ１、Ｒ
２、Ａ（ＣおよびＰの少なくとも１種）、Ｆｅ、Ｃｏの
各元素および必要に応じて前記ＦｅおよびＣｏの一部を
置換するＴ元素の各元素を含有する合金を前述した
（１）〜（５）の方法により磁性材料を製造する。この
際、得られた磁性材料を必要に応じてＡｒ、Ｈｅなどの
不活性ガス雰囲気中または真空中、３００〜１０００℃
で０．１〜１０時間の熱処理を施すことを許容する。こ
のような熱処理を施すことにより保磁力の増大が可能に
なる。また、３００〜５００℃で０．１〜１０時間の熱
処理を行った後、それ以上の温度で０．１〜１０時間熱
処理を施すことにより、高保磁力化等、優れた磁気特性
を得ることができる。
【００４１】前記一般式（II）の永久磁石において、Ａ
元素としてＮを配合した永久磁石の製造方法の一例を以
下に説明する。前記磁性材料をボールミル、ブラウンミ
ル、スタンプミル等によって粉砕することにより得られ
た磁性材料粉末（合金粉末）を０．００１〜２気圧の窒
素ガス雰囲気中、３００〜８００℃の温度下で０．１〜
１００時間熱処理することにより磁性材料を製造する。
ただし、前記（５）の方法で製造された磁性材料は粉末
状態であるため、前記粉砕工程を省略することが可能で
ある。
元素としてＮを配合した永久磁石の製造方法の一例を以
下に説明する。前記磁性材料をボールミル、ブラウンミ
ル、スタンプミル等によって粉砕することにより得られ
た磁性材料粉末（合金粉末）を０．００１〜２気圧の窒
素ガス雰囲気中、３００〜８００℃の温度下で０．１〜
１００時間熱処理することにより磁性材料を製造する。
ただし、前記（５）の方法で製造された磁性材料は粉末
状態であるため、前記粉砕工程を省略することが可能で
ある。
【００４２】前記熱処理の雰囲気は、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。また、
その前工程として０．００１〜２気圧の水素ガス雰囲気
中、３００〜８００℃の温度下での熱処理を行うか、ま
たは窒素ガスに水素を混合したガスもしくはアンモニア
ガスにより前記窒化処理を行うことにより高効率の窒化
を行うことが可能になる。
アンモニア等の窒素化合物ガスを用いてもよい。また、
その前工程として０．００１〜２気圧の水素ガス雰囲気
中、３００〜８００℃の温度下での熱処理を行うか、ま
たは窒素ガスに水素を混合したガスもしくはアンモニア
ガスにより前記窒化処理を行うことにより高効率の窒化
を行うことが可能になる。
【００４３】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。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。
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。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。
【００４４】なお、前記合金粉末の調製過程においてＲ
Ｎ（Ｒは前述したＲ１およびＲ２からの選ばれる少なく
とも１種）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前記Ａ元素として窒素が配
合された永久磁石を製造することも可能である。永久磁
石、ボンド磁石は、前記磁性材料粉末を前記一般式
（Ｉ）の永久磁石で説明したのと同様な方法で処理する
ことにより製造される。
Ｎ（Ｒは前述したＲ１およびＲ２からの選ばれる少なく
とも１種）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前記Ａ元素として窒素が配
合された永久磁石を製造することも可能である。永久磁
石、ボンド磁石は、前記磁性材料粉末を前記一般式
（Ｉ）の永久磁石で説明したのと同様な方法で処理する
ことにより製造される。
【００４５】
【作用】本発明によれば、一般式（Ｉ）［Ｒ１x Ｒ２y
Ｃｏz Ｆｅ100-x-y-z ］にて表され、α−Ｆｅ相または
（ＦｅＣｏ）相のＸ線主回折ピーク強度が主相のそれの
０．０１〜５倍の範囲内にすることによって、不可逆減
磁率が小さく、特に等方性磁石の場合、飽和磁束密度に
比べて残留磁束密度の大きな高エネルギー積を有する永
久磁石を得ることができる。
Ｃｏz Ｆｅ100-x-y-z ］にて表され、α−Ｆｅ相または
（ＦｅＣｏ）相のＸ線主回折ピーク強度が主相のそれの
０．０１〜５倍の範囲内にすることによって、不可逆減
磁率が小さく、特に等方性磁石の場合、飽和磁束密度に
比べて残留磁束密度の大きな高エネルギー積を有する永
久磁石を得ることができる。
【００４６】また、主相中に占めるＦｅまたはＦｅおよ
びＣｏが９０原子％以上にすることによって、飽和磁束
密度の向上を図ることができる。さらに、前記一般式
（Ｉ）に示すようにＲ１として希土類元素を含有する組
成を有するため、大きな磁気異方性が付与される。その
結果、最大エネルギー積［（ＢＨ）max ］を向上した永
久磁石を得ることができる。
びＣｏが９０原子％以上にすることによって、飽和磁束
密度の向上を図ることができる。さらに、前記一般式
（Ｉ）に示すようにＲ１として希土類元素を含有する組
成を有するため、大きな磁気異方性が付与される。その
結果、最大エネルギー積［（ＢＨ）max ］を向上した永
久磁石を得ることができる。
【００４７】特に、前記主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造で
指数付けしたにも拘らず、前記主相中に前記Ｆｅおよび
Ｃｏが９０原子％以上、つまり化学量論的組成以上含有
させることによって、より大きな飽和磁束密度を持ち、
最大エネルギー積［（ＢＨ）max ］が著しく向上された
永久磁石を得ることができる。
指数付けしたにも拘らず、前記主相中に前記Ｆｅおよび
Ｃｏが９０原子％以上、つまり化学量論的組成以上含有
させることによって、より大きな飽和磁束密度を持ち、
最大エネルギー積［（ＢＨ）max ］が著しく向上された
永久磁石を得ることができる。
【００４８】すなわち、主相をＴｂＣｕ7 型結晶構造で
指数付けした場合、六方晶の格子定数ａ、ｃを評価する
ことができる。本発明に係わる磁性材料と類似の結晶構
造として例えばＴｈ2 Ｚｎ17型結晶構造とＴｈＭｎ12型
結晶構造があるが、前記Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶構造、Ｔｈ
Ｍｎ12型結晶構造の光子定数ａ、ｃは前記ＴｂＣｕ7型
結晶構造の前記格子定数ａ、ｃに下記の規則で変換する
ことができる。
指数付けした場合、六方晶の格子定数ａ、ｃを評価する
ことができる。本発明に係わる磁性材料と類似の結晶構
造として例えばＴｈ2 Ｚｎ17型結晶構造とＴｈＭｎ12型
結晶構造があるが、前記Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶構造、Ｔｈ
Ｍｎ12型結晶構造の光子定数ａ、ｃは前記ＴｂＣｕ7型
結晶構造の前記格子定数ａ、ｃに下記の規則で変換する
ことができる。
【００４９】 ａ（ＴｂＣｕ7 ）＝ｃ（ＴｈＭｎ12） ｃ（ＴｂＣｕ7 ）＝ａ（ＴｈＭｎ12）／２ ａ（ＴｂＣｕ7 ）＝［ａ（Ｔｈ2 Ｚｎ17）］／（３1/2 ） ｃ（ＴｂＣｕ7 ）＝ｃ（Ｔｈ2 Ｚｎ17）／３ したがって、前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造換算の格子定数
の比はｃ（ＴｂＣｕ7）／ａ（ＴｂＣｕ7 ）［以下、単
にｃ／ａと記す］で表され、これまでに見出されている
化合物（磁性材料）を前記格子定数の比を用いて示す
と、下記のようになる。
の比はｃ（ＴｂＣｕ7）／ａ（ＴｂＣｕ7 ）［以下、単
にｃ／ａと記す］で表され、これまでに見出されている
化合物（磁性材料）を前記格子定数の比を用いて示す
と、下記のようになる。
【００５０】 Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶構造…ｃ／ａ＝０．８４ ＴｈＭｎ12型結晶構造 …ｃ／ａ＝０．８８ 前記格子定数の比ｃ／ａの大きさは、その相におけるＭ
（ＦｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも１種の元素）
の濃度と密接に関係している。前記主相の組成式をＲ1
Ｍw （ただし、Ｒは前記一般式のＲ１、Ｒ２の元素の総
量、ＭはＦｅおよびＣｏの少なくとも一種の元素の総
量）と表し、前記Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶構造を下記(1)
に、前記ＴｈＭｎ12型結晶構造を下記(2) のように定義
すると、前記ｃ／ａとｗの関係は概ね下記の式(3) のよ
うに表すことができる。
（ＦｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも１種の元素）
の濃度と密接に関係している。前記主相の組成式をＲ1
Ｍw （ただし、Ｒは前記一般式のＲ１、Ｒ２の元素の総
量、ＭはＦｅおよびＣｏの少なくとも一種の元素の総
量）と表し、前記Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶構造を下記(1)
に、前記ＴｈＭｎ12型結晶構造を下記(2) のように定義
すると、前記ｃ／ａとｗの関係は概ね下記の式(3) のよ
うに表すことができる。
【００５１】 ｃ／ａ＝０．８４ → ｗ＝８．５ …(1) ｃ／ａ＝０．８８ → ｗ＝１２ …(2) ｗ＝（５＋２ｄ）／（１−ｄ） …(3) ただし、前記式(3) 中のｄは、ｄ＝（２５／６）×（ｃ
／ａ）−（１９／６）である。
／ａ）−（１９／６）である。
【００５２】前記主相の組成式と前記式(3) の関係か
ら、一般にｃ／ａが大きいほど前記ｗが大きくなる、つ
まり前記組成式のＦｅおよびＣｏの濃度が大きくなる。
その結果、永久磁石の飽和磁束密度を向上させることが
可能になる。この場合、前記ＦｅおよびＣｏを前記Ｔ
（ＴはＳｉ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｎ
ｂ、Ｃｒ、Ｗ、ＭｎおよびＮｉから選ばれる少なくとも
１種の元素）で大量に置換することにより、前記ｃ／ａ
の大きな結晶構造を実現することが可能である。ただ
し、置換元素は飽和磁束密度を低下させる働きを有する
ため、前記ｃ／ａのみで飽和磁束密度の大小を定めるこ
とができない。
ら、一般にｃ／ａが大きいほど前記ｗが大きくなる、つ
まり前記組成式のＦｅおよびＣｏの濃度が大きくなる。
その結果、永久磁石の飽和磁束密度を向上させることが
可能になる。この場合、前記ＦｅおよびＣｏを前記Ｔ
（ＴはＳｉ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｎ
ｂ、Ｃｒ、Ｗ、ＭｎおよびＮｉから選ばれる少なくとも
１種の元素）で大量に置換することにより、前記ｃ／ａ
の大きな結晶構造を実現することが可能である。ただ
し、置換元素は飽和磁束密度を低下させる働きを有する
ため、前記ｃ／ａのみで飽和磁束密度の大小を定めるこ
とができない。
【００５３】一方、例えば前記Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶を有
する相を主相とする永久磁石においては前記ｃ／ａが約
０．８４程度と小さい。このような結晶構造の主相中の
前記ＦｅおよびＣｏの濃度は、約８９原子％であり、十
分な飽和磁束密度が得られない。
する相を主相とする永久磁石においては前記ｃ／ａが約
０．８４程度と小さい。このような結晶構造の主相中の
前記ＦｅおよびＣｏの濃度は、約８９原子％であり、十
分な飽和磁束密度が得られない。
【００５４】本発明に係わる永久磁石の大きな特徴は、
Ｒ１である希土類元素の一部をＲ２であるＳｃ、Ｈｆ、
Ｈｆにより置換して前記希土類サイトの原子の原子半径
を小さくすること等によって、前記ｃ／ａの値が大きな
相（ｃ／ａ≧０．８４５）を実現できる。したがって、
前記相を主相とすることによって、前記主相中の前記Ｆ
ｅおよびＣｏの濃度を大きくできるため、大きな飽和磁
束密度を有する永久磁石を得ることができる。
Ｒ１である希土類元素の一部をＲ２であるＳｃ、Ｈｆ、
Ｈｆにより置換して前記希土類サイトの原子の原子半径
を小さくすること等によって、前記ｃ／ａの値が大きな
相（ｃ／ａ≧０．８４５）を実現できる。したがって、
前記相を主相とすることによって、前記主相中の前記Ｆ
ｅおよびＣｏの濃度を大きくできるため、大きな飽和磁
束密度を有する永久磁石を得ることができる。
【００５５】また、本発明によれば一般式(II)［Ｒ１x
Ｒ２y Ａz Ｃｏu Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ］にて表
わされ、侵入型元素としての前記Ａを導入した組成を有
し、かつ主相がＴｂＣｕ７ 型結晶構造を有し、さらに
α−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主回折ピーク強
度が主相のそれの０．０１〜５倍の範囲内にすることに
よって、不可逆減磁率が小さく、特に等方性磁石の場
合、飽和磁束密度に比べて残留磁束密度の大きな高エネ
ルギー積を有する永久磁石を得ることができる。さら
に、主相中に占めるＦｅまたはＦｅおよびＣｏが９０原
子％以上にすることによって、飽和磁束密度の向上を図
ることができる。
Ｒ２y Ａz Ｃｏu Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ］にて表
わされ、侵入型元素としての前記Ａを導入した組成を有
し、かつ主相がＴｂＣｕ７ 型結晶構造を有し、さらに
α−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主回折ピーク強
度が主相のそれの０．０１〜５倍の範囲内にすることに
よって、不可逆減磁率が小さく、特に等方性磁石の場
合、飽和磁束密度に比べて残留磁束密度の大きな高エネ
ルギー積を有する永久磁石を得ることができる。さら
に、主相中に占めるＦｅまたはＦｅおよびＣｏが９０原
子％以上にすることによって、飽和磁束密度の向上を図
ることができる。
【００５６】
【実施例】以下、本発明の実施例を詳細に説明する。 実施例１〜７ まず、高純度のＮｄ、Ｓｍ、Ｐｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｉ、
Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ａｌ、
Ｇａ、Ｆｅ、Ｃｏを下記表１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７種のイ
ンゴットを作製した。つづいて、前記各インゴットを溶
融し、Ａｒ雰囲気中、４０ｍ／ｓｅｃの速度で回転する
直径３００ｍｍの銅ロールに前記溶融物をそれぞれ噴射
する単ロール法によりリボン状合金を作製した。ひきつ
づき、前記各リボン状合金を４００℃、１時間の熱処理
を施した後、下記表１に示す温度で１５分間熱処理した
後、平均粒径６０μｍまで粉砕して合金粉末（磁性材料
粉末）とした。
Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ａｌ、
Ｇａ、Ｆｅ、Ｃｏを下記表１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７種のイ
ンゴットを作製した。つづいて、前記各インゴットを溶
融し、Ａｒ雰囲気中、４０ｍ／ｓｅｃの速度で回転する
直径３００ｍｍの銅ロールに前記溶融物をそれぞれ噴射
する単ロール法によりリボン状合金を作製した。ひきつ
づき、前記各リボン状合金を４００℃、１時間の熱処理
を施した後、下記表１に示す温度で１５分間熱処理した
後、平均粒径６０μｍまで粉砕して合金粉末（磁性材料
粉末）とした。
【００５７】次いで、前記各合金粉末にエポキシ樹脂を
それぞれ２重量％添加し、混合した後、８トン／ｃｍ2
の圧力条件で圧縮成形し、１５０℃の温度で２．５時間
キュアすることにより７種のボンド磁石を製造した。
それぞれ２重量％添加し、混合した後、８トン／ｃｍ2
の圧力条件で圧縮成形し、１５０℃の温度で２．５時間
キュアすることにより７種のボンド磁石を製造した。
【００５８】得られた実施例１〜７のボンド磁石につい
て飽和磁束密度、残留磁束密度、保磁力および最大エネ
ルギー積を測定した。その結果を下記表１に示す。な
お、表１中には前記合金粉末のＸ線回折によるα−Ｆｅ
相または（ＦｅＣｏ）相の主反射強度Ｉ1 と主相の反射
強度Ｉ2 の比（Ｉ1 ／Ｉ2 ）を示す。
て飽和磁束密度、残留磁束密度、保磁力および最大エネ
ルギー積を測定した。その結果を下記表１に示す。な
お、表１中には前記合金粉末のＸ線回折によるα−Ｆｅ
相または（ＦｅＣｏ）相の主反射強度Ｉ1 と主相の反射
強度Ｉ2 の比（Ｉ1 ／Ｉ2 ）を示す。
【００５９】
【表１】
【００６０】比較例１〜３ 高純度のＮｄ、Ｓｍ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｏを
下記表２に示す組成に調合し、実施例１〜７と同様な方
法によりボンド磁石を製造した。
下記表２に示す組成に調合し、実施例１〜７と同様な方
法によりボンド磁石を製造した。
【００６１】得られた比較例１〜３のボンド磁石につい
てＸ線回折の強度比（Ｉ1 ／Ｉ2 ）、飽和磁束密度、残
留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積を測定し
た。その結果を下記表２に示す。
てＸ線回折の強度比（Ｉ1 ／Ｉ2 ）、飽和磁束密度、残
留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積を測定し
た。その結果を下記表２に示す。
【００６２】
【表２】
【００６３】実施例８〜１６ まず、高純度のＹ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｃ、Ｐ、Ｓｉ、Ｅｉ、Ａｌ、Ｇａ、
Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＦｅおよびＣ
ｏを所定の組成（下記表３にＮを含む分析組成を示す）
に調合した後、Ａｒ雰囲気中にてアーク溶解し、溶湯を
４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅ロールに噴射
して急速冷却することにより合金薄帯を作製した。
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｃ、Ｐ、Ｓｉ、Ｅｉ、Ａｌ、Ｇａ、
Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＦｅおよびＣ
ｏを所定の組成（下記表３にＮを含む分析組成を示す）
に調合した後、Ａｒ雰囲気中にてアーク溶解し、溶湯を
４０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅ロールに噴射
して急速冷却することにより合金薄帯を作製した。
【００６４】次いで、前記合金薄帯を４００℃、１時間
熱処理した後、５００〜８００℃の温度で１５分間熱処
理した。つづいて、前記合金薄帯を平均粒径５０〜１０
０μｍに粉砕し、さらにエタノール中でボールミルを用
いて３０分間粉砕した。その後、得られた合金粉末を１
気圧の窒素ガス雰囲気中、下記表３に示す温度で４時間
熱処理を施した。
熱処理した後、５００〜８００℃の温度で１５分間熱処
理した。つづいて、前記合金薄帯を平均粒径５０〜１０
０μｍに粉砕し、さらにエタノール中でボールミルを用
いて３０分間粉砕した。その後、得られた合金粉末を１
気圧の窒素ガス雰囲気中、下記表３に示す温度で４時間
熱処理を施した。
【００６５】次いで、前記合金粉末ににエポキシ樹脂を
それぞれ２重量％添加して混合した後、圧力８ｔｏｎ／
ｃｍ2 の条件で圧縮成形し、１５０℃で２．５時間キュ
ア処理を施すことにより９種のボンド磁石を製造した。
それぞれ２重量％添加して混合した後、圧力８ｔｏｎ／
ｃｍ2 の条件で圧縮成形し、１５０℃で２．５時間キュ
ア処理を施すことにより９種のボンド磁石を製造した。
【００６６】得られた実施例８〜１６のボンド磁石につ
いてＸ線回折の強度比（Ｉ1 ／Ｉ2）、飽和磁束密度、
残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積を測定し
た。その結果を下記表３に示す。
いてＸ線回折の強度比（Ｉ1 ／Ｉ2）、飽和磁束密度、
残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積を測定し
た。その結果を下記表３に示す。
【００６７】
【表３】
【００６８】実施例１７〜２０ 高純度のＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、ＦｅおよびＣｏの各粉末を
所定の組成（下記表４に示すＮを含む分析組成を示す）
に調合し、酸素濃度１ｐｐｍ以下、水分濃度０．５ｐｐ
ｍの高純度Ａｒガスが満たされたステンレス鋼製容器に
同材料のボールと共に充填し、前記容器を遊星ボールミ
ルに装着して２００ｒｐｍの速度で４０時間回転させて
メカニカルアロイイングを行った。この後、前記容器か
ら粉末を取り出し、６００〜８００℃の真空中で１時間
熱処理を施した。
所定の組成（下記表４に示すＮを含む分析組成を示す）
に調合し、酸素濃度１ｐｐｍ以下、水分濃度０．５ｐｐ
ｍの高純度Ａｒガスが満たされたステンレス鋼製容器に
同材料のボールと共に充填し、前記容器を遊星ボールミ
ルに装着して２００ｒｐｍの速度で４０時間回転させて
メカニカルアロイイングを行った。この後、前記容器か
ら粉末を取り出し、６００〜８００℃の真空中で１時間
熱処理を施した。
【００６９】次いで、１気圧の窒素雰囲気中、下記表４
に示す温度で２時間熱処理を行った。つづいて、得られ
た合金粉末ににエポキシ樹脂をそれぞれ２重量％添加し
て混合した後、圧力８ｔｏｎ／ｃｍ2 の条件で圧縮成形
し、１５０℃で２．５時間キュア処理を施すことにより
４種のボンド磁石を製造した。
に示す温度で２時間熱処理を行った。つづいて、得られ
た合金粉末ににエポキシ樹脂をそれぞれ２重量％添加し
て混合した後、圧力８ｔｏｎ／ｃｍ2 の条件で圧縮成形
し、１５０℃で２．５時間キュア処理を施すことにより
４種のボンド磁石を製造した。
【００７０】得られた実施例１７〜２０のボンド磁石に
ついてＸ線回折の強度比（Ｉ1 ／Ｉ2 ）、飽和磁束密
度、残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積を測
定した。その結果を下記表４に示す。
ついてＸ線回折の強度比（Ｉ1 ／Ｉ2 ）、飽和磁束密
度、残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積を測
定した。その結果を下記表４に示す。
【００７１】
【表４】
【００７２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
最大エネルギー積が向上された高性能のボンド磁石等の
永久磁石を提供できる。
最大エネルギー積が向上された高性能のボンド磁石等の
永久磁石を提供できる。
【図１】本発明に係わるＴｂＣｕ7 型結晶構造を主相と
する永久磁石の典型的なＸ線回折パターンを示す線図。
する永久磁石の典型的なＸ線回折パターンを示す線図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭64−48406（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01F 1/032 - 1/08 C22C 38/00 303
Claims (2)
- 【請求項１】 一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｃｏz Ｆｅ100-x-y-z （Ｉ） （ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎ
ｍである元素から選ばれる少なくとも１種の元素を示
し、ｘ、ｙ、ｚは原子％でそれぞれ２≦ｘ、０≦ｙ、４
≦ｘ＋ｙ≦２０、０．０１≦ｙ＋ｚを示す）にて表さ
れ、主相中に占めるＦｅまたはＦｅおよびＣｏが９０原
子％以上であってα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ
線主回折ピーク強度が主相のそれの０．０１〜５倍であ
ることを特徴とする永久磁石。 - 【請求項２】 一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ａz Ｃｏu Ｆｅ100-x-y-z-u （II） （ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｒ２は原子半径が０．１５６〜０．１７４ｎ
ｍである元素から選ばれる少なくとも１種の元素、Ａは
Ｃ、ＮおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素を示
し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％でそれぞれ２≦ｘ、０≦
ｙ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、０．０１≦ｙ＋
ｕを示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を
有し、かつα−Ｆｅ相または（ＦｅＣｏ）相のＸ線主回
折ピーク強度が主相のそれの０．０１〜５倍であること
を特徴とする永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21628593A JP3247508B2 (ja) | 1993-08-31 | 1993-08-31 | 永久磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21628593A JP3247508B2 (ja) | 1993-08-31 | 1993-08-31 | 永久磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0766021A JPH0766021A (ja) | 1995-03-10 |
| JP3247508B2 true JP3247508B2 (ja) | 2002-01-15 |
Family
ID=16686143
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21628593A Expired - Lifetime JP3247508B2 (ja) | 1993-08-31 | 1993-08-31 | 永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3247508B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110040987B (zh) * | 2019-04-16 | 2021-10-26 | 大连地拓环境科技有限公司 | 一种菱镁矿浮选尾矿制备轻烧镁砂的方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5750044A (en) * | 1994-07-12 | 1998-05-12 | Tdk Corporation | Magnet and bonded magnet |
| US6468440B1 (en) | 1998-03-27 | 2002-10-22 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Magnet powder and method for producing the same, and bonded magnet using the same |
| JP5093215B2 (ja) | 2009-11-26 | 2012-12-12 | トヨタ自動車株式会社 | 焼結希土類磁石の製造方法 |
| 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 |
| DE102014215399A1 (de) * | 2014-08-05 | 2016-02-11 | Hochschule Aalen | Magnetische Materialien, ihre Verwendung, Verfahren zu deren Herstellung und elektrische Maschine enthaltend ein magnetisches Material |
| CN111696741B (zh) * | 2019-03-14 | 2023-08-08 | 株式会社东芝 | 磁铁材料、永磁铁、旋转电机及车辆 |
-
1993
- 1993-08-31 JP JP21628593A patent/JP3247508B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110040987B (zh) * | 2019-04-16 | 2021-10-26 | 大连地拓环境科技有限公司 | 一种菱镁矿浮选尾矿制备轻烧镁砂的方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0766021A (ja) | 1995-03-10 |
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