JP3299887B2 - 硬質磁性材料 - Google Patents
硬質磁性材料Info
- Publication number
- JP3299887B2 JP3299887B2 JP16805096A JP16805096A JP3299887B2 JP 3299887 B2 JP3299887 B2 JP 3299887B2 JP 16805096 A JP16805096 A JP 16805096A JP 16805096 A JP16805096 A JP 16805096A JP 3299887 B2 JP3299887 B2 JP 3299887B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- composition
- sample
- hard magnetic
- magnetic material
- value
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B82—NANOTECHNOLOGY
- B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
- B82Y25/00—Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
-
- 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
- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- H01F1/0579—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B with exchange spin coupling between hard and soft nanophases, e.g. nanocomposite spring magnets
-
- 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
- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Nanotechnology (AREA)
- Composite Materials (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はＦｅを主成分とし、
広い組成範囲で良好な硬質磁気特性を発揮する硬質磁性
材料及びその製造方法に関する。
広い組成範囲で良好な硬質磁気特性を発揮する硬質磁性
材料及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に広く用いられているフェライト磁
石はコスト面では安価であるものの、磁気的な特性では
不十分であった。また、この種のフェライト磁石よりも
優れた性能を有する磁石材料として、Ｎｄ-Ｆｅ-Ｂ系の
急冷磁石などが知られており、また更に高い性能を目指
してＳｍ-Ｆｅ-Ｎ系磁石などの新しい合金磁石の研究も
数多くなされている。
石はコスト面では安価であるものの、磁気的な特性では
不十分であった。また、この種のフェライト磁石よりも
優れた性能を有する磁石材料として、Ｎｄ-Ｆｅ-Ｂ系の
急冷磁石などが知られており、また更に高い性能を目指
してＳｍ-Ｆｅ-Ｎ系磁石などの新しい合金磁石の研究も
数多くなされている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、例えば
前記のＮｄ-Ｆｅ-Ｂ系の急冷磁石にあっては、急冷によ
り非晶質相を有するものを製造後、これを熱処理するこ
とによって微細結晶相を析出させるものであり、磁気的
特性においてはフェライト磁石よりも優れているもの
の、急冷後、広い範囲で非晶質相を得ることは困難であ
り、微結晶相を析出させる熱処理後の結晶組織が不均一
になり易く、良好な磁気特性を有する硬質磁性材料を安
定して製造することは難しい問題があった。
前記のＮｄ-Ｆｅ-Ｂ系の急冷磁石にあっては、急冷によ
り非晶質相を有するものを製造後、これを熱処理するこ
とによって微細結晶相を析出させるものであり、磁気的
特性においてはフェライト磁石よりも優れているもの
の、急冷後、広い範囲で非晶質相を得ることは困難であ
り、微結晶相を析出させる熱処理後の結晶組織が不均一
になり易く、良好な磁気特性を有する硬質磁性材料を安
定して製造することは難しい問題があった。
【０００４】本発明は前記事情に鑑みてなされたもので
あり、広い組成範囲で良好な磁気特性を発揮し、フェラ
イト磁石よりも優れた磁気特性を発揮する硬質磁性材料
を提供することを目的とする。
あり、広い組成範囲で良好な磁気特性を発揮し、フェラ
イト磁石よりも優れた磁気特性を発揮する硬質磁性材料
を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は前記課題を解決
するために、Ｆｅと元素ＲとＡｌとＢを主体としてな
り、これら成分の組成比が下記の組成式で示され、組織
の６０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶
相であり、残部が非晶質相であり、前記微細結晶相がｂ
ｃｃのＦｅを主成分とし、少なくともＲ2Ｆｅ14Ｂ1を含
んでいることを特徴とするものである。 Ｆｅ
100-x-y-z Ｒ x Ａｌ y Ｂ z ただし、Ｒは希土類元素のうち１種または２種以上の元
素であり、組成比を示すx，y，zは、３≦x≦４０、３≦
y≦２０、２≦z≦８（ａｔ％）、y／z≧１.０なる関係
を満足するものとする。
するために、Ｆｅと元素ＲとＡｌとＢを主体としてな
り、これら成分の組成比が下記の組成式で示され、組織
の６０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶
相であり、残部が非晶質相であり、前記微細結晶相がｂ
ｃｃのＦｅを主成分とし、少なくともＲ2Ｆｅ14Ｂ1を含
んでいることを特徴とするものである。 Ｆｅ
100-x-y-z Ｒ x Ａｌ y Ｂ z ただし、Ｒは希土類元素のうち１種または２種以上の元
素であり、組成比を示すx，y，zは、３≦x≦４０、３≦
y≦２０、２≦z≦８（ａｔ％）、y／z≧１.０なる関係
を満足するものとする。
【０００６】本発明において、前記Ｆｅの３０％以下が
Ｃｏに置換されてなることを特徴とするものでも良い。
Ｃｏに置換されてなることを特徴とするものでも良い。
【０００７】本発明において、前記Ｂの８０％以下がＣ
に置換されてなることを特徴とするものでも良い。
に置換されてなることを特徴とするものでも良い。
【０００８】 本発明において、前記組成比を示すy，z
が、３≦y≦１０、２.５≦z≦４の関係を満足すること
がより好ましい。
が、３≦y≦１０、２.５≦z≦４の関係を満足すること
がより好ましい。
【０００９】
【００１０】
【発明の実施の形態】以下、図面を参照して本発明の実
施の形態について説明する。本発明に係る硬質磁性材料
は、Ｆｅを主成分として含み、更に希土類元素のうち１
種または２種以上からなる元素Ｒと、Ａｌ，Ｇａのうち
１種または２種以上からなる元素Ｌと、Ｂを含む組成系
で実現され、非晶質相と微細結晶相を主体とする組織を
有する。これら両相の割合は、微結晶相が多い方が、即
ち、６０％以上が微結晶相であることが好ましいが、微
結晶相が８０％以上であることがより好ましい。
施の形態について説明する。本発明に係る硬質磁性材料
は、Ｆｅを主成分として含み、更に希土類元素のうち１
種または２種以上からなる元素Ｒと、Ａｌ，Ｇａのうち
１種または２種以上からなる元素Ｌと、Ｂを含む組成系
で実現され、非晶質相と微細結晶相を主体とする組織を
有する。これら両相の割合は、微結晶相が多い方が、即
ち、６０％以上が微結晶相であることが好ましいが、微
結晶相が８０％以上であることがより好ましい。
【００１１】また、本発明に係る硬質磁性材料は、組成
式においては、Ｆｅ100-x-y-zＲxＬyＢzで表記すること
ができ、この組成式において、Ｒは、希土類元素のうち
１種または２種以上の元素であり、ＬはＡｌ，Ｇａのう
ち１種または２種からなる元素であり、組成比を示す
x，y，zは、３≦x≦４０、３≦y≦２０、０≦z≦８（ａ
ｔ％）、y／z≧１.０なる関係を満足することが好まし
い。また、前記組成範囲において、yの範囲は、後述す
る理由から３≦y≦１２であることがより好ましく、３
≦y≦１０の範囲が最も好ましいとともに、zの範囲は、
後述する理由から２≦y≦８であることがより好まし
く、２.５≦y≦４の範囲が最も好ましい。更に、１.０
≦y／z≦３.０の範囲であることがより好ましい。 更
に、前記の組成比において、Ｆｅの３０％以下がＣｏに
置換されることも可能であり、Ｂの８０％以下がＣに置
換されることも可能である。更に、本発明に係る硬質磁
性材料にあっては、組織の６０％以上、例えば、８０％
以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶相であ
り、残部が非晶質相であり、前記微細結晶相がｂｃｃの
Ｆｅを主成分とし、少なくともＲ2Ｆｅ14Ｂ1を含んでい
ることが好ましい。これは、ｂｃｃ-ＦｅとＲ2Ｆｅ14Ｂ
1をできる限り多く析出させるとともに、残存非晶質相
が孤立せず、網目状態で存在するためには少なくとも非
晶質相が２０％残存する必要があるためである。従っ
て、ｂｃｃ-Ｆｅ、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1等の結晶相が合計で８
０％、残存非晶質相が２０％の場合に、ｂｃｃ-Ｆｅ、
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1、残存非晶質相による交換磁気結合が最
良状態となる。また、Ｎｄ-Ｆｅ-Ｂ系の磁石では、材料
厚さが約２０μｍ以下でないと均質な非晶質相は得られ
ないが、ＡｌやＧａを含むと約５００μｍ厚においても
均質な非晶質相が得られる。
式においては、Ｆｅ100-x-y-zＲxＬyＢzで表記すること
ができ、この組成式において、Ｒは、希土類元素のうち
１種または２種以上の元素であり、ＬはＡｌ，Ｇａのう
ち１種または２種からなる元素であり、組成比を示す
x，y，zは、３≦x≦４０、３≦y≦２０、０≦z≦８（ａ
ｔ％）、y／z≧１.０なる関係を満足することが好まし
い。また、前記組成範囲において、yの範囲は、後述す
る理由から３≦y≦１２であることがより好ましく、３
≦y≦１０の範囲が最も好ましいとともに、zの範囲は、
後述する理由から２≦y≦８であることがより好まし
く、２.５≦y≦４の範囲が最も好ましい。更に、１.０
≦y／z≦３.０の範囲であることがより好ましい。 更
に、前記の組成比において、Ｆｅの３０％以下がＣｏに
置換されることも可能であり、Ｂの８０％以下がＣに置
換されることも可能である。更に、本発明に係る硬質磁
性材料にあっては、組織の６０％以上、例えば、８０％
以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶相であ
り、残部が非晶質相であり、前記微細結晶相がｂｃｃの
Ｆｅを主成分とし、少なくともＲ2Ｆｅ14Ｂ1を含んでい
ることが好ましい。これは、ｂｃｃ-ＦｅとＲ2Ｆｅ14Ｂ
1をできる限り多く析出させるとともに、残存非晶質相
が孤立せず、網目状態で存在するためには少なくとも非
晶質相が２０％残存する必要があるためである。従っ
て、ｂｃｃ-Ｆｅ、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1等の結晶相が合計で８
０％、残存非晶質相が２０％の場合に、ｂｃｃ-Ｆｅ、
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1、残存非晶質相による交換磁気結合が最
良状態となる。また、Ｎｄ-Ｆｅ-Ｂ系の磁石では、材料
厚さが約２０μｍ以下でないと均質な非晶質相は得られ
ないが、ＡｌやＧａを含むと約５００μｍ厚においても
均質な非晶質相が得られる。
【００１２】本発明に係る硬質磁性材料において含有す
る各元素の好ましい割合と限定理由を以下に説明する。 元素Ｒ（希土類元素）：希土類元素は、３〜４０ａｔ％
含有していることが好ましく、この元素はＦｅとＢとの
化合物を生成し、硬質磁性の発現に寄与する。３ａｔ％
以上の添加が必要なのは、非晶質相を得るとともに、Ｎ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ1を析出させるためである。また、４０ａｔ
％を超えて添加すると、磁化が大きく低下し、優れた磁
石特性が得られなくなる。
る各元素の好ましい割合と限定理由を以下に説明する。 元素Ｒ（希土類元素）：希土類元素は、３〜４０ａｔ％
含有していることが好ましく、この元素はＦｅとＢとの
化合物を生成し、硬質磁性の発現に寄与する。３ａｔ％
以上の添加が必要なのは、非晶質相を得るとともに、Ｎ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ1を析出させるためである。また、４０ａｔ
％を超えて添加すると、磁化が大きく低下し、優れた磁
石特性が得られなくなる。
【００１３】元素Ｌ（Ａｌ，Ｇａ）：元素Ｌはより厚い
材料でも、あるいは、より低い冷却速度においても非晶
質相を得やすくするための元素である。８００ｋＡ／ｍ
以上のｉＨｃ（保磁力）と実用上十分な残留磁化（Ｂ
ｒ）と最大エネルギー積｛（ＢＨ）max｝を得るために
は、３〜２０ａｔ％の範囲とすることが好ましい。ま
た、１２００ｋＡ／ｍ以上の更に高いｉＨｃと実用上十
分なＢｒと（ＢＨ）maxを得るためには、３〜１２ａｔ
％の範囲、更に好ましくは３〜１０ａｔ％の範囲とする
ことが良い。 Ｂ：Ｂは融点を下げ、結晶化温度を上げ、非晶質形成を
担う元素であり、更に熱処理後の結晶組織を均一化、微
細化する作用がある。このＢの添加により、硬質磁性の
発現に寄与するＲ2Ｆｅ14Ｂ1を生成させる作用を得るこ
とができる。また、高いｉＨｃとＢｒと（ＢＨ）maxを
得るためには、２〜８ａｔ％の範囲とすることが好まし
い。また、２０ｋＪ／ｍ3以上の（ＢＨ）max、０.３Ｔ
以上のＢｒと８００ｋＡ／ｍ以上のｉＨｃを得るために
は、２.５〜４ａｔ％とすることがより好ましい。更
に、このＢの一部をＣに置換することもできる。 Ｆｅ：Ｆｅは磁性を担う元素であるのでできるだけ多く
含むことが好ましい。更に本発明において、耐食性の向
上や磁歪の調整等を行うために、少量のＴｉ,Ｚｒ,Ｖ,
Ｎｂ,Ｔａ,Ｃｒ,Ｍｏ,Ｗ,Ｐｔ,Ｐｄ,Ｉｒ,Ｒｈ,Ｏｓ,Ｒ
ｕ,Ｓｉ,Ｐなどの元素を好ましくは５ａｔ％を超えない
範囲で添加しても良い。
材料でも、あるいは、より低い冷却速度においても非晶
質相を得やすくするための元素である。８００ｋＡ／ｍ
以上のｉＨｃ（保磁力）と実用上十分な残留磁化（Ｂ
ｒ）と最大エネルギー積｛（ＢＨ）max｝を得るために
は、３〜２０ａｔ％の範囲とすることが好ましい。ま
た、１２００ｋＡ／ｍ以上の更に高いｉＨｃと実用上十
分なＢｒと（ＢＨ）maxを得るためには、３〜１２ａｔ
％の範囲、更に好ましくは３〜１０ａｔ％の範囲とする
ことが良い。 Ｂ：Ｂは融点を下げ、結晶化温度を上げ、非晶質形成を
担う元素であり、更に熱処理後の結晶組織を均一化、微
細化する作用がある。このＢの添加により、硬質磁性の
発現に寄与するＲ2Ｆｅ14Ｂ1を生成させる作用を得るこ
とができる。また、高いｉＨｃとＢｒと（ＢＨ）maxを
得るためには、２〜８ａｔ％の範囲とすることが好まし
い。また、２０ｋＪ／ｍ3以上の（ＢＨ）max、０.３Ｔ
以上のＢｒと８００ｋＡ／ｍ以上のｉＨｃを得るために
は、２.５〜４ａｔ％とすることがより好ましい。更
に、このＢの一部をＣに置換することもできる。 Ｆｅ：Ｆｅは磁性を担う元素であるのでできるだけ多く
含むことが好ましい。更に本発明において、耐食性の向
上や磁歪の調整等を行うために、少量のＴｉ,Ｚｒ,Ｖ,
Ｎｂ,Ｔａ,Ｃｒ,Ｍｏ,Ｗ,Ｐｔ,Ｐｄ,Ｉｒ,Ｒｈ,Ｏｓ,Ｒ
ｕ,Ｓｉ,Ｐなどの元素を好ましくは５ａｔ％を超えない
範囲で添加しても良い。
【００１４】本発明に係る硬質磁性材料は、前記組成の
非晶質合金あるいは非晶質相を含む結晶質合金を溶湯か
ら急冷することにより得る工程、あるいは、スパッタ法
または蒸着法等の気相急冷法により得る工程、更には、
合金溶湯から鋳造法により鋳造材として製造する工程
と、これらの工程で得られたものを加熱後冷却し微細な
結晶粒を析出させる熱処理工程（アニール工程）を実施
することによって通常得ることができる。
非晶質合金あるいは非晶質相を含む結晶質合金を溶湯か
ら急冷することにより得る工程、あるいは、スパッタ法
または蒸着法等の気相急冷法により得る工程、更には、
合金溶湯から鋳造法により鋳造材として製造する工程
と、これらの工程で得られたものを加熱後冷却し微細な
結晶粒を析出させる熱処理工程（アニール工程）を実施
することによって通常得ることができる。
【００１５】急冷法により前記硬質磁性材料を製造する
には、例えば、図１に示すように回転している鋼製ある
いは銅製などの金属ロール１上に置かれたノズル２より
溶融金属３をアルゴンガスなどの不活性ガスの圧力によ
り金属ロール１上に噴出させて急冷して薄帯４を得るこ
とができる。以上のように前記組成系の合金溶湯から作
成した薄帯は、非晶質相を主体とする組織を有する。
には、例えば、図１に示すように回転している鋼製ある
いは銅製などの金属ロール１上に置かれたノズル２より
溶融金属３をアルゴンガスなどの不活性ガスの圧力によ
り金属ロール１上に噴出させて急冷して薄帯４を得るこ
とができる。以上のように前記組成系の合金溶湯から作
成した薄帯は、非晶質相を主体とする組織を有する。
【００１６】鋳造法により前記の硬質磁性材料を製造す
るには、例えば、図２に示すようにるつぼ５の内部に合
金溶湯６を収納し、るつぼ５の下部に鋳型７を設け、こ
の鋳型７の鋳込み空所８に合金溶湯６を図３に示すよう
に鋳込んで製造すれば良い。また、るつぼ６の上部に不
活性ガスの供給装置を接続し、るつぼの内部を不活性ガ
ス雰囲気に維持し、必要に応じてるつぼの内部圧力を高
めてるつぼの噴射孔から合金溶湯を鋳型の鋳込み空所８
に噴射することで合金溶湯を冷却して薄肉鋳造材を得る
こともできる。また、図４に示すように合金溶湯１０を
収納した容器１１を用意し、容器底部に設けた鋳込み筒
１２にピストン１３で溶湯を引き込んで冷却し、非晶質
合金ロッドを製造することもできる。
るには、例えば、図２に示すようにるつぼ５の内部に合
金溶湯６を収納し、るつぼ５の下部に鋳型７を設け、こ
の鋳型７の鋳込み空所８に合金溶湯６を図３に示すよう
に鋳込んで製造すれば良い。また、るつぼ６の上部に不
活性ガスの供給装置を接続し、るつぼの内部を不活性ガ
ス雰囲気に維持し、必要に応じてるつぼの内部圧力を高
めてるつぼの噴射孔から合金溶湯を鋳型の鋳込み空所８
に噴射することで合金溶湯を冷却して薄肉鋳造材を得る
こともできる。また、図４に示すように合金溶湯１０を
収納した容器１１を用意し、容器底部に設けた鋳込み筒
１２にピストン１３で溶湯を引き込んで冷却し、非晶質
合金ロッドを製造することもできる。
【００１７】以上のように製造された硬質磁性材料は、
非晶質相を主体とし、熱処理により高保磁力を有する硬
質磁性鋳造材となる。また、前記組成の材料にあって
は、Ｒ-Ｆｅ系の材料の非晶質相形成能が優れているこ
とは知られているが、これに更にＡｌ等の元素Ｌを添加
することでより一層非晶質形成能を向上させており、こ
れにより冷却方法を急冷法から鋳造法に切り換えても非
晶質相を主体とする組織の鋳造材を得ることができる。
なお、先の例の説明においては、るつぼと鋳型を用いた
鋳造方法について説明したが、るつぼと鋳型の形状は特
に問わないことは勿論であり、公知の連続鋳造装置等を
用いて製造しても良いのは勿論である。
非晶質相を主体とし、熱処理により高保磁力を有する硬
質磁性鋳造材となる。また、前記組成の材料にあって
は、Ｒ-Ｆｅ系の材料の非晶質相形成能が優れているこ
とは知られているが、これに更にＡｌ等の元素Ｌを添加
することでより一層非晶質形成能を向上させており、こ
れにより冷却方法を急冷法から鋳造法に切り換えても非
晶質相を主体とする組織の鋳造材を得ることができる。
なお、先の例の説明においては、るつぼと鋳型を用いた
鋳造方法について説明したが、るつぼと鋳型の形状は特
に問わないことは勿論であり、公知の連続鋳造装置等を
用いて製造しても良いのは勿論である。
【００１８】前記種々の方法を用いて得られた非晶質相
を主体とする薄帯あるいは鋳造材に対し、結晶化温度以
上の温度に加熱後に冷却する熱処理を施し、非晶質相の
一部を結晶化して微細結晶相を析出させることで目的の
硬質磁性材料を得ることができる。この結晶化の際に析
出するＲ2Ｆｅ14Ｂ1の組成で示される化合物の微細結晶
相の析出により硬質磁性が発揮されて高保磁力を有する
ものが得られる。また、前記組成系において、希土類元
素ＲとＦｅを主体とする成分系に対してＡｌ，Ｇａのう
ち１種または２種以上からなる元素Ｌを添加すること
で、Ｆｅ-Ｒ系の非晶質形成能を元素Ｌが著しく増大さ
せるので、急冷法により得られる薄帯では勿論のこと、
急冷法よりも冷却速度の小さい鋳造法でも広い組成範囲
において非晶質相を得ることができ、これによれば、薄
帯よりも厚さの大きなバルク状の非晶質体を得ることが
できるようになる。従って本発明に係る成分系の合金溶
湯を鋳造法で冷却してバルク状の鋳造体を得、これを熱
処理して微細結晶相を析出させることでバルク状の硬質
磁性材料を得ることができる。一方、前記の方法により
製造した薄帯あるは鋳造材を粉砕して粉末化した後に成
形し、熱処理を施すことでバルク状の硬質磁性体を得る
こともできる。
を主体とする薄帯あるいは鋳造材に対し、結晶化温度以
上の温度に加熱後に冷却する熱処理を施し、非晶質相の
一部を結晶化して微細結晶相を析出させることで目的の
硬質磁性材料を得ることができる。この結晶化の際に析
出するＲ2Ｆｅ14Ｂ1の組成で示される化合物の微細結晶
相の析出により硬質磁性が発揮されて高保磁力を有する
ものが得られる。また、前記組成系において、希土類元
素ＲとＦｅを主体とする成分系に対してＡｌ，Ｇａのう
ち１種または２種以上からなる元素Ｌを添加すること
で、Ｆｅ-Ｒ系の非晶質形成能を元素Ｌが著しく増大さ
せるので、急冷法により得られる薄帯では勿論のこと、
急冷法よりも冷却速度の小さい鋳造法でも広い組成範囲
において非晶質相を得ることができ、これによれば、薄
帯よりも厚さの大きなバルク状の非晶質体を得ることが
できるようになる。従って本発明に係る成分系の合金溶
湯を鋳造法で冷却してバルク状の鋳造体を得、これを熱
処理して微細結晶相を析出させることでバルク状の硬質
磁性材料を得ることができる。一方、前記の方法により
製造した薄帯あるは鋳造材を粉砕して粉末化した後に成
形し、熱処理を施すことでバルク状の硬質磁性体を得る
こともできる。
【００１９】
【実施例】アーク炉溶製により、Ｆｅ75-xＮｄ20Ａｌ5
Ｂx（０≦x≦８）なる組成と、Ｆｅ70-xＮｄ20Ａｌ10Ｂ
x（０≦x≦８）なる組成と、Ｆｅ74-xＮｄ20Ｂ6Ａｌ
x（０≦x≦１１）なる組成になるように種々の溶湯を溶
製し、これらの溶湯を単ロール液体急冷法に基づき、回
転している銅ロールの表面にるつぼのノズルから吹き出
して急冷し、前記組成の種々の薄帯試料を得た。得られ
た各試料に対し、ＤＳＣ曲線（示差走査熱量測定による
発熱曲線）を求めるとともに、Ｘ線回折法とＴＥＭ（透
過型電子顕微鏡）による分析を行った。また、前記試料
を真空雰囲気で熱処理して一部結晶化し、室温でＶＳＭ
（振動試料型磁力計）により磁気特性を測定した。
Ｂx（０≦x≦８）なる組成と、Ｆｅ70-xＮｄ20Ａｌ10Ｂ
x（０≦x≦８）なる組成と、Ｆｅ74-xＮｄ20Ｂ6Ａｌ
x（０≦x≦１１）なる組成になるように種々の溶湯を溶
製し、これらの溶湯を単ロール液体急冷法に基づき、回
転している銅ロールの表面にるつぼのノズルから吹き出
して急冷し、前記組成の種々の薄帯試料を得た。得られ
た各試料に対し、ＤＳＣ曲線（示差走査熱量測定による
発熱曲線）を求めるとともに、Ｘ線回折法とＴＥＭ（透
過型電子顕微鏡）による分析を行った。また、前記試料
を真空雰囲気で熱処理して一部結晶化し、室温でＶＳＭ
（振動試料型磁力計）により磁気特性を測定した。
【００２０】図５は、Ｆｅ75-xＮｄ20Ａｌ5Ｂxで示され
る組成系において、Ｂの原子比を示すxの値を５、３、
２、１の各値にそれぞれ設定して得た試料のそれぞれの
ＤＳＣ曲線を示すが、この成分系においてＢの添加量を
増加すると結晶化温度が低下することが明らかになっ
た。図６は、Ｆｅ70-xＮｄ20Ａｌ10Ｂxで示される組成
系において、Ｂの原子比を示すxの値を７、５、３、１
の各値にそれぞれ設定して得た試料のそれぞれのＤＳＣ
曲線を示すが、この成分系においてもＢの添加量を増加
すると結晶化温度が低下することが明らかになった。以
上のことから、この成分系において、Ｂを多く添加する
ことで結晶化温度を下げることができ、これにより熱処
理時に高い温度を加える必要性を少なくすることができ
るので、温度管理の条件を緩くすることができることが
判明した。
る組成系において、Ｂの原子比を示すxの値を５、３、
２、１の各値にそれぞれ設定して得た試料のそれぞれの
ＤＳＣ曲線を示すが、この成分系においてＢの添加量を
増加すると結晶化温度が低下することが明らかになっ
た。図６は、Ｆｅ70-xＮｄ20Ａｌ10Ｂxで示される組成
系において、Ｂの原子比を示すxの値を７、５、３、１
の各値にそれぞれ設定して得た試料のそれぞれのＤＳＣ
曲線を示すが、この成分系においてもＢの添加量を増加
すると結晶化温度が低下することが明らかになった。以
上のことから、この成分系において、Ｂを多く添加する
ことで結晶化温度を下げることができ、これにより熱処
理時に高い温度を加える必要性を少なくすることができ
るので、温度管理の条件を緩くすることができることが
判明した。
【００２１】図７はＦｅ72Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ3なる組成の試
料において、急冷のままの試料（as-Q）の磁化曲線と、
６１２℃に加熱後１.８Ｋｓの条件で徐冷してアニール
処理した試料の磁化曲線と、６５３℃に加熱後１.８Ｋ
ｓの条件で徐冷してアニール処理した試料の磁化曲線を
それぞれ比較して示す。図７に示す結果からＦｅ72Ｎｄ
20Ａｌ5Ｂ3なる組成の試料は、熱処理を施すことで硬質
磁性材料となることが明らかである。しかし、熱処理温
度を６５３℃と高くすると、後述するＮｄ2Ｆｅ15Ａｌ2
等の硬磁性に寄与しない化合物が析出し始め、硬磁性特
性、特に、残留磁束密度（Ｂｒ）が劣化する。
料において、急冷のままの試料（as-Q）の磁化曲線と、
６１２℃に加熱後１.８Ｋｓの条件で徐冷してアニール
処理した試料の磁化曲線と、６５３℃に加熱後１.８Ｋ
ｓの条件で徐冷してアニール処理した試料の磁化曲線を
それぞれ比較して示す。図７に示す結果からＦｅ72Ｎｄ
20Ａｌ5Ｂ3なる組成の試料は、熱処理を施すことで硬質
磁性材料となることが明らかである。しかし、熱処理温
度を６５３℃と高くすると、後述するＮｄ2Ｆｅ15Ａｌ2
等の硬磁性に寄与しない化合物が析出し始め、硬磁性特
性、特に、残留磁束密度（Ｂｒ）が劣化する。
【００２２】図８は、前記組成の各試料のＸ線回折図形
を示す。急冷のままの試料（as-Q）は、ブロードな波形
部分を有し、非晶質相に特有の波形を示した。これに対
して６１３℃あるいは６５３℃で熱処理した試料は、い
ずれも結晶相の存在による多数のピークが見られ、これ
らのピークにおいて、▽印はｂｃｃＦｅの存在を裏付け
るピークであり、○印はＮｄ2Ｆｅ15Ａｌ2の存在を裏付
けるピークであり、●印はＦｅ2Ｎｄの存在を裏付ける
ピーク、▼印はＮｄ2Ｆｅ14Ｂ1の化合物の存在を裏付け
るピークである。ここで６１３℃で熱処理した試料の図
７に示す磁化曲線から見ると、最も硬質磁気特性が優れ
ているので、図８に示す６１３℃熱処理の試料に最も多
く見られるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ1が硬質磁性の発現を支配して
いると思われる。逆に、６５３℃熱処理の試料では、Ｎ
ｄ2Ｆｅ15Ａｌ2が多く存在することにより硬質磁性が劣
化しているので、Ｎｄ2Ｆｅ15Ａｌ2の存在は硬質磁性の
特性向上に寄与しなものと思われる。
を示す。急冷のままの試料（as-Q）は、ブロードな波形
部分を有し、非晶質相に特有の波形を示した。これに対
して６１３℃あるいは６５３℃で熱処理した試料は、い
ずれも結晶相の存在による多数のピークが見られ、これ
らのピークにおいて、▽印はｂｃｃＦｅの存在を裏付け
るピークであり、○印はＮｄ2Ｆｅ15Ａｌ2の存在を裏付
けるピークであり、●印はＦｅ2Ｎｄの存在を裏付ける
ピーク、▼印はＮｄ2Ｆｅ14Ｂ1の化合物の存在を裏付け
るピークである。ここで６１３℃で熱処理した試料の図
７に示す磁化曲線から見ると、最も硬質磁気特性が優れ
ているので、図８に示す６１３℃熱処理の試料に最も多
く見られるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ1が硬質磁性の発現を支配して
いると思われる。逆に、６５３℃熱処理の試料では、Ｎ
ｄ2Ｆｅ15Ａｌ2が多く存在することにより硬質磁性が劣
化しているので、Ｎｄ2Ｆｅ15Ａｌ2の存在は硬質磁性の
特性向上に寄与しなものと思われる。
【００２３】図９は、Ｆｅ75-xＮｄ20Ａｌ5Ｂxなる組成
の試料においてＢの組成比を示すXの値を１、２、３、
５、８の各値とした場合の各試料の磁化曲線を測定した
結果の一部を示す。図９から各磁化曲線が右側の縦軸に
交わる部分が残留磁束密度Ｂｒを示し、各磁化曲線が横
軸に交わる部分が保磁力ｉＨｃを示すが、この図から、
Ｂの添加量を多くすると、残留磁束密度が向上すること
がわかる。
の試料においてＢの組成比を示すXの値を１、２、３、
５、８の各値とした場合の各試料の磁化曲線を測定した
結果の一部を示す。図９から各磁化曲線が右側の縦軸に
交わる部分が残留磁束密度Ｂｒを示し、各磁化曲線が横
軸に交わる部分が保磁力ｉＨｃを示すが、この図から、
Ｂの添加量を多くすると、残留磁束密度が向上すること
がわかる。
【００２４】図１０は、Ｆｅ75-xＮｄ20Ａｌ5Ｂxなる組
成の試料においてＢの組成比を示すXの値を種々の値と
した場合の各試料の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）max
の値と、残留磁束密度Ｂｒの値と、保磁力ｉＨｃの値を
示す。図１０からＢを２〜８ａｔ％の範囲で添加するこ
とで実用上十分な最大磁気エネルギー積と残留磁束密度
と保磁力が得られることが判明した。また、２０ｋＪ／
ｍ3以上の最大磁気エネルギー積と、０.３Ｔ以上の残留
磁束密度と、１２００ｋＡ／ｍ以上の保磁力を得るため
には、Ｂを２.５〜４.０ａｔ％の範囲で添加することが
より好ましいことがわかる。
成の試料においてＢの組成比を示すXの値を種々の値と
した場合の各試料の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）max
の値と、残留磁束密度Ｂｒの値と、保磁力ｉＨｃの値を
示す。図１０からＢを２〜８ａｔ％の範囲で添加するこ
とで実用上十分な最大磁気エネルギー積と残留磁束密度
と保磁力が得られることが判明した。また、２０ｋＪ／
ｍ3以上の最大磁気エネルギー積と、０.３Ｔ以上の残留
磁束密度と、１２００ｋＡ／ｍ以上の保磁力を得るため
には、Ｂを２.５〜４.０ａｔ％の範囲で添加することが
より好ましいことがわかる。
【００２５】図１１は、Ｆｅ70-xＮｄ20Ａｌ10Ｂxなる
組成の試料においてＢの組成比を示すXの値を１、２、
３、５、７の各値とした場合の各試料の磁化曲線を測定
した結果の一部を示す。この組成の場合であっても図９
に示す場合と同様に、Ｂの添加量を多くすると、残留磁
束密度が向上することがわかる。
組成の試料においてＢの組成比を示すXの値を１、２、
３、５、７の各値とした場合の各試料の磁化曲線を測定
した結果の一部を示す。この組成の場合であっても図９
に示す場合と同様に、Ｂの添加量を多くすると、残留磁
束密度が向上することがわかる。
【００２６】図１２は、Ｆｅ70-xＮｄ20Ａｌ10Ｂxなる
組成の試料においてＢの組成比を示すXの値を種々の値
とした場合の各試料の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ma
xの値と、残留磁束密度Ｂｒの値と、保磁力ｉＨｃの値
を示す。図１２からＢを２〜８ａｔ％の範囲で添加する
ことで実用上十分な最大磁気エネルギー積と残留磁束密
度と保磁力が得られることが判明した。
組成の試料においてＢの組成比を示すXの値を種々の値
とした場合の各試料の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ma
xの値と、残留磁束密度Ｂｒの値と、保磁力ｉＨｃの値
を示す。図１２からＢを２〜８ａｔ％の範囲で添加する
ことで実用上十分な最大磁気エネルギー積と残留磁束密
度と保磁力が得られることが判明した。
【００２７】図１３は、Ｆｅ70-xＮｄ20Ａｌ10Ｂxなる
組成の試料においてＢの組成比を示すXの値を種々の値
とするとともに、Ｂ量の増加に伴って熱処理温度を下げ
た場合のＸ線回折図形を示す。この図１３から、Ｂの添
加量を増加すると低い熱処理温度でＮｄ2Ｆｅ14Ｂ1とｂ
ｃｃＦｅが析出し、しかも、硬質磁性に寄与しないＮｄ
2Ｆｅ15Ａｌ2が析出していないことがわかる。従って本
発明に係る組成系において、Ｂが硬質磁性の向上に寄与
していることが明らかである。
組成の試料においてＢの組成比を示すXの値を種々の値
とするとともに、Ｂ量の増加に伴って熱処理温度を下げ
た場合のＸ線回折図形を示す。この図１３から、Ｂの添
加量を増加すると低い熱処理温度でＮｄ2Ｆｅ14Ｂ1とｂ
ｃｃＦｅが析出し、しかも、硬質磁性に寄与しないＮｄ
2Ｆｅ15Ａｌ2が析出していないことがわかる。従って本
発明に係る組成系において、Ｂが硬質磁性の向上に寄与
していることが明らかである。
【００２８】図１４は本発明に係る硬質磁性材料の金属
組織を示す明視野電子顕微鏡写真であり、図１４（ａ）
はＦｅ74.5Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ0.5なる組成の試料の急冷のま
まの金属組織写真、図１４（ｂ）はＦｅ74.5Ｎｄ20Ａｌ
5Ｂ0.5なる組成の試料の６１３℃熱処理後の金属組織写
真、図１４（ｃ）はＦｅ72Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ3なる組成の試
料の急冷のままの金属組織写真、図１４（ｄ）はＦｅ72
Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ3なる組成の試料の６５３℃熱処理後の金
属組織写真である。これらの図から熱処理を施した試料
は結晶相の存在を確認できるが、熱処理を施していない
試料においては非晶質相特有の粒界や境界のない無地の
均一組織であることが確認できた。
組織を示す明視野電子顕微鏡写真であり、図１４（ａ）
はＦｅ74.5Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ0.5なる組成の試料の急冷のま
まの金属組織写真、図１４（ｂ）はＦｅ74.5Ｎｄ20Ａｌ
5Ｂ0.5なる組成の試料の６１３℃熱処理後の金属組織写
真、図１４（ｃ）はＦｅ72Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ3なる組成の試
料の急冷のままの金属組織写真、図１４（ｄ）はＦｅ72
Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ3なる組成の試料の６５３℃熱処理後の金
属組織写真である。これらの図から熱処理を施した試料
は結晶相の存在を確認できるが、熱処理を施していない
試料においては非晶質相特有の粒界や境界のない無地の
均一組織であることが確認できた。
【００２９】図１５は、Ｆｅ74-xＮｄ20ＡｌxＢ6なる組
成の試料においてＡｌの組成比を示すXの値を種々の値
とした場合の各試料の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ma
xの値と、残留磁束密度Ｂｒの値と、保磁力ｉＨｃの値
を示す。図１５から、Ａｌは非晶質形成能に寄与する
が、逆に、添加量が多いと磁気特性を損なうことが判明
した。また、高い保磁力と実用上十分な最大磁気エネル
ギー積、飽和磁束密度を得るためには、Ａｌを５ａｔ％
以下の添加量に抑えた方が好ましいと思われる。また、
より好ましくは、Ａｌを１〜３ａｔ％の範囲とすること
がより好ましい。
成の試料においてＡｌの組成比を示すXの値を種々の値
とした場合の各試料の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ma
xの値と、残留磁束密度Ｂｒの値と、保磁力ｉＨｃの値
を示す。図１５から、Ａｌは非晶質形成能に寄与する
が、逆に、添加量が多いと磁気特性を損なうことが判明
した。また、高い保磁力と実用上十分な最大磁気エネル
ギー積、飽和磁束密度を得るためには、Ａｌを５ａｔ％
以下の添加量に抑えた方が好ましいと思われる。また、
より好ましくは、Ａｌを１〜３ａｔ％の範囲とすること
がより好ましい。
【００３０】図１６はＢを５ａｔ％に固定した場合のＡ
ｌとＢの比と（ＢＨ）maxとの関係を示したもので、Ａ
ｌ／Ｂ≧１.０の関係の場合にＡｌ＜１.０の試料よりも
高い（ＢＨ）maxが得られることがわかる。図１７はＢ
を２ａｔ％に固定した場合のＡｌとＢの比と（ＢＨ）
maxとの関係を示したもので、Ａｌ／Ｂ≧１.０の関係の
場合にＡｌ＜１.０の試料よりも高い（ＢＨ）maxが得ら
れることがわかる。図１８はＢを１ａｔ％に固定した場
合のＡｌとＢの比と（ＢＨ）maxとの関係を示したもの
で、Ａｌ／Ｂ≧１.０の関係の場合にＡｌ＜１.０の試料
よりも高い（ＢＨ）maxが得られることがわかる。特に
１.０≦Ａｌ／Ｂ≦３.０の場合に高い（ＢＨ）maxが得
られることがわかる。
ｌとＢの比と（ＢＨ）maxとの関係を示したもので、Ａ
ｌ／Ｂ≧１.０の関係の場合にＡｌ＜１.０の試料よりも
高い（ＢＨ）maxが得られることがわかる。図１７はＢ
を２ａｔ％に固定した場合のＡｌとＢの比と（ＢＨ）
maxとの関係を示したもので、Ａｌ／Ｂ≧１.０の関係の
場合にＡｌ＜１.０の試料よりも高い（ＢＨ）maxが得ら
れることがわかる。図１８はＢを１ａｔ％に固定した場
合のＡｌとＢの比と（ＢＨ）maxとの関係を示したもの
で、Ａｌ／Ｂ≧１.０の関係の場合にＡｌ＜１.０の試料
よりも高い（ＢＨ）maxが得られることがわかる。特に
１.０≦Ａｌ／Ｂ≦３.０の場合に高い（ＢＨ）maxが得
られることがわかる。
【００３１】
【発明の効果】以上説明したように本発明の硬質磁性材
料によれば、Ｆｅと元素ＲとＬとＢを含む系であってｂ
ｃｃのＦｅを主成分とする微細結晶相を析出させてな
り、少なくともＲ2Ｆｅ14Ｂ1を含んでいるので、広い組
成範囲で種々の冷却手段で非晶質相の一部を結晶化して
微細結晶相を有するようにすることができ、Ｒ2Ｆｅ14
Ｂ1なる組成の化合物の存在により優れた硬質磁気特性
を発揮させることができる。また、熱処理して非晶質相
の一部を結晶化したものにあっては、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1なる
組成の化合物が確実に析出し、高い硬質磁気特性を得る
ことができる。
料によれば、Ｆｅと元素ＲとＬとＢを含む系であってｂ
ｃｃのＦｅを主成分とする微細結晶相を析出させてな
り、少なくともＲ2Ｆｅ14Ｂ1を含んでいるので、広い組
成範囲で種々の冷却手段で非晶質相の一部を結晶化して
微細結晶相を有するようにすることができ、Ｒ2Ｆｅ14
Ｂ1なる組成の化合物の存在により優れた硬質磁気特性
を発揮させることができる。また、熱処理して非晶質相
の一部を結晶化したものにあっては、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1なる
組成の化合物が確実に析出し、高い硬質磁気特性を得る
ことができる。
【００３２】次に、前記の系においてＦｅと元素ＲとＡ
ｌとＢを主体としてなり、これら成分の組成比をＦｅ
100-x-y-zＲx Ａｌ yＢzで表した場合に、組成比を示す
x，y，zを３≦x≦４０、３≦y≦２０、２≦z≦８（ａｔ
％）、y／z≧１.０なる関係を満足するものとすること
で、高い保磁力と高い残留磁束密度と優れた最大磁気エ
ネルギー積を兼ね備えた硬質磁性材料を得ることができ
る。また、前記組成系においてＡｌを必須としてＡｌを
Ｂと等しいかそれ以上含有することで、低い冷却速度で
も非晶質を形成しやすくすることができ、鋳造法によっ
てバルク状の硬質磁性材料を作成することが可能とな
る。
ｌとＢを主体としてなり、これら成分の組成比をＦｅ
100-x-y-zＲx Ａｌ yＢzで表した場合に、組成比を示す
x，y，zを３≦x≦４０、３≦y≦２０、２≦z≦８（ａｔ
％）、y／z≧１.０なる関係を満足するものとすること
で、高い保磁力と高い残留磁束密度と優れた最大磁気エ
ネルギー積を兼ね備えた硬質磁性材料を得ることができ
る。また、前記組成系においてＡｌを必須としてＡｌを
Ｂと等しいかそれ以上含有することで、低い冷却速度で
も非晶質を形成しやすくすることができ、鋳造法によっ
てバルク状の硬質磁性材料を作成することが可能とな
る。
【００３３】一方、前記組成系の合金溶湯を冷却して合
金を得、これを熱処理することにより、合金の非晶質相
を結晶化することができ、これによりＲ2Ｆｅ14Ｂ1なる
組成の化合物を析出させて硬質磁気特性を発揮する硬質
磁性材料を製造することができる。また、合金溶湯を冷
却する場合に、急冷法により冷却して薄帯とすることで
確実に非晶質化することができ、この薄帯を熱処理する
ことで確実にＲ2Ｆｅ14Ｂ1なる組成の化合物を析出させ
て優れた硬質磁気特性を発揮する硬質磁性材料を製造す
ることができる。
金を得、これを熱処理することにより、合金の非晶質相
を結晶化することができ、これによりＲ2Ｆｅ14Ｂ1なる
組成の化合物を析出させて硬質磁気特性を発揮する硬質
磁性材料を製造することができる。また、合金溶湯を冷
却する場合に、急冷法により冷却して薄帯とすることで
確実に非晶質化することができ、この薄帯を熱処理する
ことで確実にＲ2Ｆｅ14Ｂ1なる組成の化合物を析出させ
て優れた硬質磁気特性を発揮する硬質磁性材料を製造す
ることができる。
【図１】非晶質合金薄帯を急冷法により製造する方法の
一例を示す図である。
一例を示す図である。
【図２】非晶質合金ロッドを鋳造法により製造する方法
の実施に用いるるつぼと金型の一例を示す図である。
の実施に用いるるつぼと金型の一例を示す図である。
【図３】非晶質合金ロッドを鋳造法により製造する方法
の一例を示す図である。
の一例を示す図である。
【図４】非晶質合金ロッドを鋳造法により製造する方法
の他の例を示す図である。
の他の例を示す図である。
【図５】Ｆｅ75-xＮｄ20Ａｌ5Ｂxで示される組成系にお
いて、Ｂの原子比を示すxの値を５、３、２、１の各値
にそれぞれ設定して得た試料のそれぞれのＤＳＣ曲線を
示す図である。
いて、Ｂの原子比を示すxの値を５、３、２、１の各値
にそれぞれ設定して得た試料のそれぞれのＤＳＣ曲線を
示す図である。
【図６】Ｆｅ70-xＮｄ20Ａｌ10Ｂxで示される組成系に
おいて、Ｂの原子比を示すxの値を７、５、３、１の各
値にそれぞれ設定して得た試料のそれぞれのＤＳＣ曲線
を示す図である。
おいて、Ｂの原子比を示すxの値を７、５、３、１の各
値にそれぞれ設定して得た試料のそれぞれのＤＳＣ曲線
を示す図である。
【図７】Ｆｅ72Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ3なる組成の試料におい
て、急冷のままの試料（as-Q）の磁化曲線と、６１２℃
に加熱後１.８Ｋｓの条件で徐冷してアニール処理した
試料の磁化曲線と、６５３℃に加熱後１.８Ｋｓの条件
で徐冷してアニール処理した試料の磁化曲線をそれぞれ
比較して示す図である。
て、急冷のままの試料（as-Q）の磁化曲線と、６１２℃
に加熱後１.８Ｋｓの条件で徐冷してアニール処理した
試料の磁化曲線と、６５３℃に加熱後１.８Ｋｓの条件
で徐冷してアニール処理した試料の磁化曲線をそれぞれ
比較して示す図である。
【図８】Ｆｅ72Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ3なる組成の各試料に対し
て熱処理温度を変更した場合のＸ線回折図形を示す図で
ある。
て熱処理温度を変更した場合のＸ線回折図形を示す図で
ある。
【図９】Ｆｅ75-xＮｄ20Ａｌ5Ｂxなる組成の試料におい
てＢの組成比を示すXの値を１、２、３、５、８の各値
とした場合の各試料の磁化曲線を測定した結果の一部を
示す図である。
てＢの組成比を示すXの値を１、２、３、５、８の各値
とした場合の各試料の磁化曲線を測定した結果の一部を
示す図である。
【図１０】Ｆｅ75-xＮｄ20Ａｌ5Ｂxなる組成の試料にお
いてＢの組成比を示すXの値を種々の値とした場合の各
試料の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxの値と、残留
磁束密度Ｂｒの値と、保磁力ｉＨｃの値を示す図であ
る。
いてＢの組成比を示すXの値を種々の値とした場合の各
試料の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxの値と、残留
磁束密度Ｂｒの値と、保磁力ｉＨｃの値を示す図であ
る。
【図１１】Ｆｅ70-xＮｄ20Ａｌ10Ｂxなる組成の試料に
おいてＢの組成比を示すXの値を１、２、３、５、７の
各値とした場合の各試料の磁化曲線を測定した結果の一
部を示す図である。
おいてＢの組成比を示すXの値を１、２、３、５、７の
各値とした場合の各試料の磁化曲線を測定した結果の一
部を示す図である。
【図１２】Ｆｅ70-xＮｄ20Ａｌ10Ｂxなる組成の試料に
おいてＢの組成比を示すXの値を種々の値とした場合の
各試料の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxの値と、残
留磁束密度Ｂｒの値と、保磁力ｉＨｃの値を示す図であ
る。
おいてＢの組成比を示すXの値を種々の値とした場合の
各試料の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxの値と、残
留磁束密度Ｂｒの値と、保磁力ｉＨｃの値を示す図であ
る。
【図１３】Ｆｅ70-xＮｄ20Ａｌ10Ｂxなる組成の試料に
おいてＢの組成比を示すXの値を７、５、３、０の各値
とした試料において、Ｂ量の増加とともに熱処理温度を
上げた場合の各試料のＸ線回折図形を示す。
おいてＢの組成比を示すXの値を７、５、３、０の各値
とした試料において、Ｂ量の増加とともに熱処理温度を
上げた場合の各試料のＸ線回折図形を示す。
【図１４】図１４（ａ）はＦｅ74.5Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ0.5な
る組成の試料の急冷のままの金属組織写真、図１４
（ｂ）はＦｅ74.5Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ0.5なる組成の試料の６
１３℃熱処理後の金属組織写真、図１４（ｃ）はＦｅ72
Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ3なる組成の試料の急冷のままの金属組織
写真、図１４（ｄ）はＦｅ72Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ3なる組成の
試料の６５３℃熱処理後の金属組織写真である。
る組成の試料の急冷のままの金属組織写真、図１４
（ｂ）はＦｅ74.5Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ0.5なる組成の試料の６
１３℃熱処理後の金属組織写真、図１４（ｃ）はＦｅ72
Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ3なる組成の試料の急冷のままの金属組織
写真、図１４（ｄ）はＦｅ72Ｎｄ20Ａｌ5Ｂ3なる組成の
試料の６５３℃熱処理後の金属組織写真である。
【図１５】Ｆｅ74-xＮｄ20ＡｌxＢ6なる組成の試料にお
いてＡｌの組成比を示すXの値を種々の値とした場合の
各試料の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxの値と、残
留磁束密度Ｂｒの値と、保磁力ｉＨｃの値を示す図であ
る。
いてＡｌの組成比を示すXの値を種々の値とした場合の
各試料の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxの値と、残
留磁束密度Ｂｒの値と、保磁力ｉＨｃの値を示す図であ
る。
【図１６】Ｂを５ａｔ％に固定した場合のＡｌとＢの比
と（ＢＨ）maxとの関係を示す図である。
と（ＢＨ）maxとの関係を示す図である。
【図１７】Ｂを２ａｔ％に固定した場合のＡｌとＢの比
と（ＢＨ）maxとの関係を示す図である。
と（ＢＨ）maxとの関係を示す図である。
【図１８】Ｂを１ａｔ％に固定した場合のＡｌとＢの比
と（ＢＨ）maxとの関係を示す図である。
と（ＢＨ）maxとの関係を示す図である。
１ 金属ロール ２ ノズル ３、６ 合金溶湯 ４ 薄帯 ５ るつぼ ７ 合金溶湯 ８ 鋳込み空所
フロントページの続き (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地 川内住宅11−806 (56)参考文献 特開 平８−162312（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−299222（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01F 1/032 - 1/08 C22C 38/00 303
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｆｅと元素ＲとＡｌとＢを主体としてな
り、これら成分の組成比が下記の組成式で示され、組織
の６０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶
相であり、残部が非晶質相であり、前記微細結晶相がｂ
ｃｃのＦｅを主成分とし、少なくともＲ2Ｆｅ14Ｂ1を含
んでいることを特徴とする硬質磁性材料。Ｆｅ 100-x-y-z Ｒ x Ａｌ y Ｂ z ただしＲは希土類元素のうち１種または２種以上の元素
であり、組成比を示すx，y，zは、３≦x≦４０、３≦y
≦２０、２≦z≦８（ａｔ％）、y／z≧１.０なる関係を
満足するものとする。 - 【請求項２】 前記Ｆｅの３０％以下がＣｏに置換され
てなることを特徴とする請求項１記載の硬質磁性材料。 - 【請求項３】 前記Ｂの８０％以下がＣに置換されてな
ることを特徴とする請求項１または２記載の硬質磁性材
料。 - 【請求項４】 前記組成比を示すy，zが、３≦y≦１
０、２.５≦z≦４の関係を満足することを特徴とする請
求項１〜３のいずれかに記載の硬質磁性材料。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16805096A JP3299887B2 (ja) | 1996-06-27 | 1996-06-27 | 硬質磁性材料 |
| US08/882,062 US5976273A (en) | 1996-06-27 | 1997-06-25 | Hard magnetic material |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16805096A JP3299887B2 (ja) | 1996-06-27 | 1996-06-27 | 硬質磁性材料 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1012423A JPH1012423A (ja) | 1998-01-16 |
| JP3299887B2 true JP3299887B2 (ja) | 2002-07-08 |
Family
ID=15860908
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16805096A Expired - Fee Related JP3299887B2 (ja) | 1996-06-27 | 1996-06-27 | 硬質磁性材料 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5976273A (ja) |
| JP (1) | JP3299887B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000003808A (ja) * | 1997-12-02 | 2000-01-07 | Alps Electric Co Ltd | 硬磁性材料 |
| DE60030912D1 (de) | 1999-06-11 | 2006-11-09 | Seiko Epson Corp | Magnetpulver und isotroper Verbundmagnet |
| JP3593940B2 (ja) | 2000-01-07 | 2004-11-24 | セイコーエプソン株式会社 | 磁石粉末および等方性ボンド磁石 |
| JP3593939B2 (ja) | 2000-01-07 | 2004-11-24 | セイコーエプソン株式会社 | 磁石粉末および等方性ボンド磁石 |
| US11732336B2 (en) * | 2017-09-25 | 2023-08-22 | National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology | Magnetic material and method for producing same |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4402770A (en) * | 1981-10-23 | 1983-09-06 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy | Hard magnetic alloys of a transition metal and lanthanide |
| JPH01103805A (ja) * | 1987-07-30 | 1989-04-20 | Tdk Corp | 永久磁石 |
| US5022939A (en) * | 1987-07-30 | 1991-06-11 | Tdk Corporation | Permanent magnets |
| JPH0257662A (ja) * | 1988-08-23 | 1990-02-27 | M G:Kk | ボンド磁石用急冷薄帯合金 |
| JP2843379B2 (ja) * | 1988-10-04 | 1999-01-06 | 日立金属株式会社 | 等方性耐熱ボンド磁石およびその製造方法ならびにそれを用いる磁粉、それを用いたｐｍ型モータ |
| JP2774372B2 (ja) * | 1990-09-20 | 1998-07-09 | 三菱製鋼株式会社 | 永久磁石粉末 |
-
1996
- 1996-06-27 JP JP16805096A patent/JP3299887B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1997
- 1997-06-25 US US08/882,062 patent/US5976273A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5976273A (en) | 1999-11-02 |
| JPH1012423A (ja) | 1998-01-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100241796B1 (ko) | 미세 결정 구조를 갖는 철-니켈 기초 연질 자성합금 및 자성합금 제조방법 | |
| US6280536B1 (en) | Fe based hard magnetic alloy having super-cooled liquid region | |
| CN109930080B (zh) | 一种无铜纳米晶软磁合金及其制备方法 | |
| JP3983207B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性バルク非晶質・ナノ結晶二相合金の製造方法 | |
| US20020003006A1 (en) | Alloy for high-performance rare earth permanent magnet and manufacturing method thereof | |
| JP2000073148A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| US6350323B1 (en) | High permeability metal glassy alloy for high frequencies | |
| JP2019123930A (ja) | 軟磁性合金および磁性部品 | |
| JP3655321B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金粉末の製造方法 | |
| JP3299887B2 (ja) | 硬質磁性材料 | |
| JP3720489B2 (ja) | 微細結晶永久磁石用鉄基合金の製造方法 | |
| JP4216918B2 (ja) | Ｃｏ基非晶質軟磁性合金 | |
| JP4320701B2 (ja) | 永久磁石合金及びボンド磁石 | |
| JP2718261B2 (ja) | 磁性合金およびその製造方法 | |
| JPH0768604B2 (ja) | Ｆｅ基磁性合金 | |
| JP2002175908A (ja) | 複数の強磁性相を有する永久磁石およびその製造方法 | |
| JP4043613B2 (ja) | 過冷却液体領域を有するＦｅ基硬磁性合金 | |
| JP4302198B2 (ja) | 過冷却液体領域を有するＦｅ基硬磁性合金 | |
| JP3058675B2 (ja) | 超微結晶磁性合金 | |
| JP3534218B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性金属ガラス焼結体の製造方法 | |
| JP4529198B2 (ja) | 微量の希土類金属を含む鉄基永久磁石およびその製造方法 | |
| JP2000144349A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| US4969961A (en) | Sm-Fe-V magnet alloy and method of making same | |
| JP3763774B2 (ja) | 鉄基希土類合金磁石用急冷合金、及び鉄基希土類合金磁石の製造方法 | |
| JP2000160241A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20020402 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090419 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100419 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100419 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110419 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110419 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120419 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120419 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130419 Year of fee payment: 11 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |