JP3469496B2 - 磁石材料の製造方法 - Google Patents
磁石材料の製造方法Info
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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
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- 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
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高性能永久磁石と
して用いられる磁石材料の製造方法に関する。
して用いられる磁石材料の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来から、高性能永久磁石の一種とし
て、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などの希
土類系磁石が知られている。これらの磁石にはＦｅやＣ
ｏ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、ＮｄやＳｍなどの希土類元素は、結晶場中に
おける4f電子の挙動に由来して、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が図られてい
る。
て、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などの希
土類系磁石が知られている。これらの磁石にはＦｅやＣ
ｏ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、ＮｄやＳｍなどの希土類元素は、結晶場中に
おける4f電子の挙動に由来して、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が図られてい
る。
【０００３】このような希土類系の高性能磁石は、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。近年、各種電気機器への小形化の要求が高ま
り、それに対応するためにより高性能な永久磁石が求め
られている。このような要求に対して、Ｆｅ−Ｒ−Ｎ系
磁石（ＲはＹ、Ｔｈおよびランタノイド元素から選ばれ
る元素）（特公平 5-82041号公報など参照）が提案され
ているが、必ずしも満足な特性は得られていない。
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。近年、各種電気機器への小形化の要求が高ま
り、それに対応するためにより高性能な永久磁石が求め
られている。このような要求に対して、Ｆｅ−Ｒ−Ｎ系
磁石（ＲはＹ、Ｔｈおよびランタノイド元素から選ばれ
る元素）（特公平 5-82041号公報など参照）が提案され
ているが、必ずしも満足な特性は得られていない。
【０００４】さらに、特開平8-191006号公報には、Ｔｈ
2 Ｎｉ17型結晶構造を有する相（以下、Ｔｈ2 Ｎｉ17型
結晶相と記す）を主相とするＲ−Ｚｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−
Ｎ系磁石材料（Ｒ：希土類元素）が記載されている。Ｔ
ｈ2 Ｎｉ17型結晶相はＴｈ2Ｚｎ17型結晶構造を有する
相（Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相）に比べて、ＦｅやＣｏを多
量に含むことができる。このようなことから、Ｔｈ2 Ｎ
ｉ17型結晶相を主相とする磁石材料は飽和磁束密度など
をより一層向上させた永久磁石の形成材料として期待さ
れている。
2 Ｎｉ17型結晶構造を有する相（以下、Ｔｈ2 Ｎｉ17型
結晶相と記す）を主相とするＲ−Ｚｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−
Ｎ系磁石材料（Ｒ：希土類元素）が記載されている。Ｔ
ｈ2 Ｎｉ17型結晶相はＴｈ2Ｚｎ17型結晶構造を有する
相（Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相）に比べて、ＦｅやＣｏを多
量に含むことができる。このようなことから、Ｔｈ2 Ｎ
ｉ17型結晶相を主相とする磁石材料は飽和磁束密度など
をより一層向上させた永久磁石の形成材料として期待さ
れている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来の
製造方法に基づくＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とする磁
石材料は、結晶組織が比較的粗大であるというような欠
点を有する。結晶組織を微細化する方法としては、特開
平8-191006号公報に記載されているように、急冷法、メ
カニカルアロイング法がある。しかし、これらの製造方
法は生産効率の向上および製造コストの低減という観点
から不利である。
製造方法に基づくＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とする磁
石材料は、結晶組織が比較的粗大であるというような欠
点を有する。結晶組織を微細化する方法としては、特開
平8-191006号公報に記載されているように、急冷法、メ
カニカルアロイング法がある。しかし、これらの製造方
法は生産効率の向上および製造コストの低減という観点
から不利である。
【０００６】一方、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系の磁石材料において
は、微細な結晶組織を得るための手法としてＨＤＤＲ(H
ydrogenation-Disproportionation-Desorption-Recombi
nation）法が知られている（特開平1-132106号公報参
照）。ＨＤＤＲ法とは以下に示す方法である。例えばＲ
−Ｆｅ−Ｂ系の磁石材料の場合、まずＲ2 Ｆｅ14Ｂ相を
主相とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系母合金を水素雰囲気中で熱処
理し、ＲＨx 、Ｆｅ2 Ｂ、Ｆｅの各相に相変態させる。
次いで、脱水素工程でＨ2 を材料から取り去り、再びＲ
2 Ｆｅ14Ｂ相を生成する。得られる合金は平均結晶粒径
が0.05〜 3μm 程度の微細なＲ2 Ｆｅ14Ｂ相を主相とし
た再結晶組織を有する。このように、ＨＤＤＲ法は、電
気炉を用いた雰囲気処理のみで組織の微細化が可能であ
り、製造コストの面で優れている。
は、微細な結晶組織を得るための手法としてＨＤＤＲ(H
ydrogenation-Disproportionation-Desorption-Recombi
nation）法が知られている（特開平1-132106号公報参
照）。ＨＤＤＲ法とは以下に示す方法である。例えばＲ
−Ｆｅ−Ｂ系の磁石材料の場合、まずＲ2 Ｆｅ14Ｂ相を
主相とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系母合金を水素雰囲気中で熱処
理し、ＲＨx 、Ｆｅ2 Ｂ、Ｆｅの各相に相変態させる。
次いで、脱水素工程でＨ2 を材料から取り去り、再びＲ
2 Ｆｅ14Ｂ相を生成する。得られる合金は平均結晶粒径
が0.05〜 3μm 程度の微細なＲ2 Ｆｅ14Ｂ相を主相とし
た再結晶組織を有する。このように、ＨＤＤＲ法は、電
気炉を用いた雰囲気処理のみで組織の微細化が可能であ
り、製造コストの面で優れている。
【０００７】ＨＤＤＲ法をＲ−Ｆｅ−Ｂ系以外の磁石材
料に適用した例がいくつか報告されている。例えば、Ma
t.Chem.Phys.32, 280-285(1992) には、Ｔｈ2 Ｚｎ17型
結晶相を主相とするＳｍ2 Ｆｅ17Ｎx 系磁石材料をＨＤ
ＤＲ法を適用して作製したことが記載されている。
料に適用した例がいくつか報告されている。例えば、Ma
t.Chem.Phys.32, 280-285(1992) には、Ｔｈ2 Ｚｎ17型
結晶相を主相とするＳｍ2 Ｆｅ17Ｎx 系磁石材料をＨＤ
ＤＲ法を適用して作製したことが記載されている。
【０００８】さらに、特開平 8-37122号公報には、Ｔｈ
2 Ｚｎ17型結晶相を主相とするＲ−Ｍ−Ｔ系合金（Ｒ：
希土類元素、Ｍ：Ａｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒなどの金属元
素，Ｔ：Ｆｅ，Ｆｅ−Ｃｏ）にＨＤＤＲ処理を施した
後、窒化処理を行うことによって、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶
相やＴｂＣｕ7 型結晶相を主相とするＲ−Ｍ−Ｔ−Ｎ系
磁石材料を製造する方法が記載されている。また、特開
平4-260302号公報には、Ｒ2 （Ｔ，Ｍ）17系の結晶構造
（Ｒ：希土類元素、Ｔ：Ｆｅ，Ｆｅ−Ｃｏ、Ｍ：Ｚｒ，
Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａなどの金属元素）を有する合金にＨＤ
ＤＲ処理を施すことが記載されている。
2 Ｚｎ17型結晶相を主相とするＲ−Ｍ−Ｔ系合金（Ｒ：
希土類元素、Ｍ：Ａｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒなどの金属元
素，Ｔ：Ｆｅ，Ｆｅ−Ｃｏ）にＨＤＤＲ処理を施した
後、窒化処理を行うことによって、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶
相やＴｂＣｕ7 型結晶相を主相とするＲ−Ｍ−Ｔ−Ｎ系
磁石材料を製造する方法が記載されている。また、特開
平4-260302号公報には、Ｒ2 （Ｔ，Ｍ）17系の結晶構造
（Ｒ：希土類元素、Ｔ：Ｆｅ，Ｆｅ−Ｃｏ、Ｍ：Ｚｒ，
Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａなどの金属元素）を有する合金にＨＤ
ＤＲ処理を施すことが記載されている。
【０００９】これらの公報に記載されているＨＤＤＲ処
理は、いずれもＴｈ2 Ｚｎ17型結晶相を主相とする合金
に施されている。さらに、特開平 8-37122号公報では異
方性磁石粉末を得ている。なお、特開平4-260302号公報
では磁石材料に異方性を付与するためにＭ元素を添加し
ており、磁石材料の結晶構造はＲ2 （Ｔ，Ｍ）17型と記
載されている。Ｍを含まない場合の結晶構造はＴｈ2 Ｚ
ｎ17型であり、Ｍ元素を添加した場合も同様にＴｈ2 Ｚ
ｎ17型である。
理は、いずれもＴｈ2 Ｚｎ17型結晶相を主相とする合金
に施されている。さらに、特開平 8-37122号公報では異
方性磁石粉末を得ている。なお、特開平4-260302号公報
では磁石材料に異方性を付与するためにＭ元素を添加し
ており、磁石材料の結晶構造はＲ2 （Ｔ，Ｍ）17型と記
載されている。Ｍを含まない場合の結晶構造はＴｈ2 Ｚ
ｎ17型であり、Ｍ元素を添加した場合も同様にＴｈ2 Ｚ
ｎ17型である。
【００１０】このように、磁石材料の結晶組織の微細化
技術としてＨＤＤＲ法が知られているが、必須成分とし
てＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を含む磁石材料にＨＤＤＲ法を
適用した例はない。
技術としてＨＤＤＲ法が知られているが、必須成分とし
てＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を含む磁石材料にＨＤＤＲ法を
適用した例はない。
【００１１】本発明はこのような課題に対処するために
なされたもので、必須成分としてＴｈ2Ｎｉ17型結晶相
を有する磁石材料の結晶組織を微細化することによっ
て、磁気特性の向上を図った磁石材料の製造方法を提供
することを目的としている。
なされたもので、必須成分としてＴｈ2Ｎｉ17型結晶相
を有する磁石材料の結晶組織を微細化することによっ
て、磁気特性の向上を図った磁石材料の製造方法を提供
することを目的としている。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
目的を達成するために鋭意研究を重ねた結果、Ｔｈ2Ｎ
ｉ17型結晶相（Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶構造を有する相）を
主相とする母合金に対してもＨＤＤＲ処理が有効である
ことを見出した。そして、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相
とする母合金にＨＤＤＲ処理を施すことによって、必須
成分としてＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を含み、かつ微細な再
結晶組織を有する磁石材料を得ることができる。
目的を達成するために鋭意研究を重ねた結果、Ｔｈ2Ｎ
ｉ17型結晶相（Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶構造を有する相）を
主相とする母合金に対してもＨＤＤＲ処理が有効である
ことを見出した。そして、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相
とする母合金にＨＤＤＲ処理を施すことによって、必須
成分としてＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を含み、かつ微細な再
結晶組織を有する磁石材料を得ることができる。
【００１３】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものである。本発明の磁石材料の製造方法は請求項１
に記載したように、 一般式：（Ｒ1 XＲ2 1-X）YＢZＴ1-Y-Z （式中、Ｒ1は希土類元素から選ばれる少なくともＳｍ
を50原子％以上含む元素を、Ｒ2はＺｒ、Ｈｆ、Ｔｉお
よびＳｃから選ばれる少なくとも1種の元素を、ＴはＦ
ｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも1種の元素を示
し、X、YおよびZは0.5≦X＜1、0.05≦Y≦0.2、0＜Z≦0.
1を満足する数である）で表される組成を有し、かつＴ
ｈ2Ｎｉ17型結晶相を主相とする母合金を作製する工程
と、前記母合金に水素を吸収および脱離させることによ
って、前記母合金を再結晶化させる工程と、前記再結晶
化させた母合金に窒素を吸収させ、磁石材料を作製する
工程とを有することを特徴としている。本発明の製造方
法により得られる磁石材料は、水素の吸収および脱離に
よる再結晶組織を有するものである。より具体的には、
Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶相を主相とする母合金に水素を吸収
および脱離させて再結晶化させた再結晶組織を有する。
たものである。本発明の磁石材料の製造方法は請求項１
に記載したように、 一般式：（Ｒ1 XＲ2 1-X）YＢZＴ1-Y-Z （式中、Ｒ1は希土類元素から選ばれる少なくともＳｍ
を50原子％以上含む元素を、Ｒ2はＺｒ、Ｈｆ、Ｔｉお
よびＳｃから選ばれる少なくとも1種の元素を、ＴはＦ
ｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも1種の元素を示
し、X、YおよびZは0.5≦X＜1、0.05≦Y≦0.2、0＜Z≦0.
1を満足する数である）で表される組成を有し、かつＴ
ｈ2Ｎｉ17型結晶相を主相とする母合金を作製する工程
と、前記母合金に水素を吸収および脱離させることによ
って、前記母合金を再結晶化させる工程と、前記再結晶
化させた母合金に窒素を吸収させ、磁石材料を作製する
工程とを有することを特徴としている。本発明の製造方
法により得られる磁石材料は、水素の吸収および脱離に
よる再結晶組織を有するものである。より具体的には、
Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶相を主相とする母合金に水素を吸収
および脱離させて再結晶化させた再結晶組織を有する。
【００１４】本発明の磁石材料の製造方法は、Ｔｈ2Ｎ
ｉ17型結晶相を主相とする磁石材料を製造する際に好ま
しく用いられるが、製造条件によってはＴｈ2Ｚｎ17型
結晶相、ＴｂＣｕ7型結晶相、ＴｈＭｎ12型結晶相など
を主相とする磁石材料を得ることもできる。
ｉ17型結晶相を主相とする磁石材料を製造する際に好ま
しく用いられるが、製造条件によってはＴｈ2Ｚｎ17型
結晶相、ＴｂＣｕ7型結晶相、ＴｈＭｎ12型結晶相など
を主相とする磁石材料を得ることもできる。
【００１５】
【００１６】
【００１７】
【００１８】
【発明の実施の形態】以下、本発明を実施するための形
態について説明する。
態について説明する。
【００１９】本発明の磁石材料の製造方法は、
一般式：｛（Ｒ1 XＲ2 1-X）YＢZＴ1-Y-Z｝1-QＮQ …(1)
（式中、Ｒ1は希土類元素から選ばれる少なくとも1種の
元素を、Ｒ2はＺｒ、Ｈｆ、ＴｉおよびＳｃから選ばれ
る少なくとも1種の元素を、ＴはＦｅおよびＣｏから選
ばれる少なくとも1種の元素を示し、X、Y、ZおよびQは
0.5≦X＜1、0.05≦Y≦0.2、0＜Z≦0.1、0.1≦Q≦0.2を
満足する数である）で表される組成を有し、かつＴｈ2
Ｎｉ17型結晶相（Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶構造を有する相）
を5体積％以上含み、さらに0.02〜50μmの範囲の平均結
晶粒径を有する磁石材料の製造などに使用されるもので
ある。
元素を、Ｒ2はＺｒ、Ｈｆ、ＴｉおよびＳｃから選ばれ
る少なくとも1種の元素を、ＴはＦｅおよびＣｏから選
ばれる少なくとも1種の元素を示し、X、Y、ZおよびQは
0.5≦X＜1、0.05≦Y≦0.2、0＜Z≦0.1、0.1≦Q≦0.2を
満足する数である）で表される組成を有し、かつＴｈ2
Ｎｉ17型結晶相（Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶構造を有する相）
を5体積％以上含み、さらに0.02〜50μmの範囲の平均結
晶粒径を有する磁石材料の製造などに使用されるもので
ある。
【００２０】まず、上述した磁石材料を構成する各成分
の配合理由および配合量の規定理由について述べる。
の配合理由および配合量の規定理由について述べる。
【００２１】Ｒ1 元素としての希土類元素は、磁石材料
に大きな磁気異方性をもたらし、ひいては高い保磁力を
付与する成分である。このようなＲ1 元素としては、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｙなどの希土類元素が挙
げられる。これらのうち、特にＲ1 元素の50原子% 以上
がＳｍであることが好ましい。これによって、主相の磁
気異方性を高めて、保磁力を増大させることができる。
に大きな磁気異方性をもたらし、ひいては高い保磁力を
付与する成分である。このようなＲ1 元素としては、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｙなどの希土類元素が挙
げられる。これらのうち、特にＲ1 元素の50原子% 以上
がＳｍであることが好ましい。これによって、主相の磁
気異方性を高めて、保磁力を増大させることができる。
【００２２】Ｒ2 元素はＺｒ、Ｈｆ、ＴｉおよびＳｃか
ら選ばれる少なくとも 1種の元素である。このようなＲ
2 元素は、主相の希土類サイトを占有して希土類サイト
の平均原子半径を小さくするなどの作用により、Ｔｈ2
Ｎｉ17型結晶構造を得るために重要な働きを示す。
ら選ばれる少なくとも 1種の元素である。このようなＲ
2 元素は、主相の希土類サイトを占有して希土類サイト
の平均原子半径を小さくするなどの作用により、Ｔｈ2
Ｎｉ17型結晶構造を得るために重要な働きを示す。
【００２３】通常、Ｒ−Ｔ（ＴはＦｅまたはＣｏ）の二
元系合金において、ＲとしてＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、
Ｇｄを用いた場合にはＴｈ2 Ｚｎ17型結晶相が得られ、
ＲとしてＴｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｅｕ、Ｔｍ、Ｙｂ、
Ｌｕ、Ｙを用いた場合にはＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相が得ら
れることが知られている。このような系に対して、Ｒ2
元素を配合することによって、Ｒ元素（Ｒ1 元素）とし
てＳｍやＮｄを用いた場合においても、Ｔｈ2 Ｎｉ17型
結晶相が得られるようになる。さらに、Ｒ2 元素は磁石
材料の製造工程中におけるα−Ｆｅ相の析出を抑制し
て、磁気特性を高める効果も有している。
元系合金において、ＲとしてＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、
Ｇｄを用いた場合にはＴｈ2 Ｚｎ17型結晶相が得られ、
ＲとしてＴｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｅｕ、Ｔｍ、Ｙｂ、
Ｌｕ、Ｙを用いた場合にはＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相が得ら
れることが知られている。このような系に対して、Ｒ2
元素を配合することによって、Ｒ元素（Ｒ1 元素）とし
てＳｍやＮｄを用いた場合においても、Ｔｈ2 Ｎｉ17型
結晶相が得られるようになる。さらに、Ｒ2 元素は磁石
材料の製造工程中におけるα−Ｆｅ相の析出を抑制し
て、磁気特性を高める効果も有している。
【００２４】上記した (1)式において、Ｒ1 元素とＲ2
元素の合計量Y は0.05≦ Y≦0.2 の範囲とする。これ
は、Ｒ1 元素とＲ2 元素の合計量Y を大きくすることに
よって、大きな磁気異方性が得られ、高い保磁力を付与
することができるためである。ただし、あまり過剰にＲ
1 元素とＲ2 元素を配合すると磁化の低下を招く。 Yの
値は0.09≦ Y≦0.15の範囲とすることがより好ましい。
元素の合計量Y は0.05≦ Y≦0.2 の範囲とする。これ
は、Ｒ1 元素とＲ2 元素の合計量Y を大きくすることに
よって、大きな磁気異方性が得られ、高い保磁力を付与
することができるためである。ただし、あまり過剰にＲ
1 元素とＲ2 元素を配合すると磁化の低下を招く。 Yの
値は0.09≦ Y≦0.15の範囲とすることがより好ましい。
【００２５】さらに、Ｒ1 元素とＲ2 元素の合計量に対
するＲ1 元素の割合X を大きくすると、高い保磁力を得
る上で有利である。従って、 Xの値は 0.5≦ X＜ 1の範
囲とする。しかし、Ｒ1 元素の割合をあまり大きくしす
ぎると、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相が得られにくくなる。Ｔ
ｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とする磁石材料を得る場合に
は、 Xの値は 0.5≦ X≦0.85の範囲とすることが好まし
い。 Xの値は0.65≦ X≦0.85の範囲とすることがより好
ましい。
するＲ1 元素の割合X を大きくすると、高い保磁力を得
る上で有利である。従って、 Xの値は 0.5≦ X＜ 1の範
囲とする。しかし、Ｒ1 元素の割合をあまり大きくしす
ぎると、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相が得られにくくなる。Ｔ
ｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とする磁石材料を得る場合に
は、 Xの値は 0.5≦ X≦0.85の範囲とすることが好まし
い。 Xの値は0.65≦ X≦0.85の範囲とすることがより好
ましい。
【００２６】Ｔ元素はＦｅおよびＣｏから選ばれる少な
くとも 1種の元素であり、磁石材料の飽和磁化を増大さ
せる働きを有する。飽和磁化の増大は残留磁化の増加を
もたらし、これに伴って最大磁気エネルギー積も増大す
る。このようなＴ元素は磁石材料中に70原子% 以上含有
させることが好ましく、これにより効果的に飽和磁化を
増大させることができる。さらに、磁石材料の飽和磁化
をより一層増大させる上で、Ｔ元素の50原子% 以上をＦ
ｅとすることが好ましい。
くとも 1種の元素であり、磁石材料の飽和磁化を増大さ
せる働きを有する。飽和磁化の増大は残留磁化の増加を
もたらし、これに伴って最大磁気エネルギー積も増大す
る。このようなＴ元素は磁石材料中に70原子% 以上含有
させることが好ましく、これにより効果的に飽和磁化を
増大させることができる。さらに、磁石材料の飽和磁化
をより一層増大させる上で、Ｔ元素の50原子% 以上をＦ
ｅとすることが好ましい。
【００２７】Ｔ元素の一部は、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍ
ｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｎｂ、ＳｉおよびＮｉか
ら選ばれる少なくとも 1種の元素（Ｍ元素）で置換して
もよい。このようなＭ元素でＴ元素の一部を置換するこ
とによって、磁気特性の改善が可能であると共に、耐食
性や耐熱性などの実用上重要な諸特性を改善することが
できる。ただし、Ｔ元素をあまり多量のＭ元素で置換す
ると逆に磁気特性の低下が顕著となるため、Ｍ元素によ
るＴ元素の置換量は20原子% 以下とすることが望まし
い。
ｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｎｂ、ＳｉおよびＮｉか
ら選ばれる少なくとも 1種の元素（Ｍ元素）で置換して
もよい。このようなＭ元素でＴ元素の一部を置換するこ
とによって、磁気特性の改善が可能であると共に、耐食
性や耐熱性などの実用上重要な諸特性を改善することが
できる。ただし、Ｔ元素をあまり多量のＭ元素で置換す
ると逆に磁気特性の低下が顕著となるため、Ｍ元素によ
るＴ元素の置換量は20原子% 以下とすることが望まし
い。
【００２８】本発明の磁石材料の製造方法においては、
Ｂ（硼素）を配合することにより後に詳述するＨＤＤＲ
処理を施す際の処理条件が拡大し、合金組織（再結晶組
織）をより均一に微細化することができる。さらに、Ｂ
はα−Ｆｅ相などの析出を抑制する作用を示す。これら
によって、磁石材料の残留磁化や最大エネルギー積を向
上させることができる。
Ｂ（硼素）を配合することにより後に詳述するＨＤＤＲ
処理を施す際の処理条件が拡大し、合金組織（再結晶組
織）をより均一に微細化することができる。さらに、Ｂ
はα−Ｆｅ相などの析出を抑制する作用を示す。これら
によって、磁石材料の残留磁化や最大エネルギー積を向
上させることができる。
【００２９】このようなことから、Ｂの含有量は (1)式
の Zの値として 0＜ Z≦0.1 の範囲とすることが好まし
い。Ｂの含有量を示す Zの値が 0.1を超えると、熱処理
工程においてＲ2 Ｆｅ14Ｂ相などの生成量が増大し、磁
気特性が劣化する。 Zの値は0.05以下とすることがさら
に好ましい。また、Ｂの配合効果をより効果的に得る上
で、 Zの値は 0.005以上とすることがさらに好ましい。
の Zの値として 0＜ Z≦0.1 の範囲とすることが好まし
い。Ｂの含有量を示す Zの値が 0.1を超えると、熱処理
工程においてＲ2 Ｆｅ14Ｂ相などの生成量が増大し、磁
気特性が劣化する。 Zの値は0.05以下とすることがさら
に好ましい。また、Ｂの配合効果をより効果的に得る上
で、 Zの値は 0.005以上とすることがさらに好ましい。
【００３０】Ｎ（窒素）は、主として主相の格子間位置
に存在し、Ｎを含まない場合と比較して主相のキュリー
温度や磁気異方性を向上させる働きを有する。このう
ち、磁気異方性の向上は磁石材料に大きな保磁力を付与
する上で重要である。Ｎは少量の配合でその効果を発揮
するが、あまり過剰に含有させるとアモルファス相やα
−Ｆｅ相が生成しやすくなり、磁石材料の磁気特性を劣
化させる。よって、Ｎの含有量を示す Qの値は 0.1≦ Q
≦0.2 の範囲とする。 Qの値は0.14≦ Z≦0.18の範囲と
することがさらに好ましい。
に存在し、Ｎを含まない場合と比較して主相のキュリー
温度や磁気異方性を向上させる働きを有する。このう
ち、磁気異方性の向上は磁石材料に大きな保磁力を付与
する上で重要である。Ｎは少量の配合でその効果を発揮
するが、あまり過剰に含有させるとアモルファス相やα
−Ｆｅ相が生成しやすくなり、磁石材料の磁気特性を劣
化させる。よって、Ｎの含有量を示す Qの値は 0.1≦ Q
≦0.2 の範囲とする。 Qの値は0.14≦ Z≦0.18の範囲と
することがさらに好ましい。
【００３１】Ｎの一部は水素（Ｈ）で置換されていても
よい。Ｈは後に詳述するＨＤＤＲ法に基づく熱処理によ
り磁石材料中に導入される場合があり、Ｎと同様に主と
して主相の格子間位置に存在する。Ｈは保磁力などの磁
石特性の改善に寄与する。ただし、Ｈの置換量があまり
多いと主相のキュリー温度や磁気異方性の向上効果が低
下するため、ＨによるＮの置換量は50原子% 以下とする
ことが好ましい。さらに、Ｎの一部はＣやＰで置換して
もよい。この場合の置換量は、Ｈによる置換量を含めて
Ｎの50原子% 以下とする。Ｎの一部（50原子% 以下）
は、Ｈ、ＣおよびＰから選ばれる少なくとも 1種の元素
（Ｘ元素）で置換することができる。
よい。Ｈは後に詳述するＨＤＤＲ法に基づく熱処理によ
り磁石材料中に導入される場合があり、Ｎと同様に主と
して主相の格子間位置に存在する。Ｈは保磁力などの磁
石特性の改善に寄与する。ただし、Ｈの置換量があまり
多いと主相のキュリー温度や磁気異方性の向上効果が低
下するため、ＨによるＮの置換量は50原子% 以下とする
ことが好ましい。さらに、Ｎの一部はＣやＰで置換して
もよい。この場合の置換量は、Ｈによる置換量を含めて
Ｎの50原子% 以下とする。Ｎの一部（50原子% 以下）
は、Ｈ、ＣおよびＰから選ばれる少なくとも 1種の元素
（Ｘ元素）で置換することができる。
【００３２】なお、上記した (1)式で表される磁石材料
は、酸化物などの不可避的不純物を含有することを許容
する。
は、酸化物などの不可避的不純物を含有することを許容
する。
【００３３】上述した組成を有する磁石材料は、Ｔｈ2
Ｎｉ17型結晶相を5体積％以上含み、かつ平均結晶粒径
が0.02〜50μmの範囲の微細な結晶組織を有する。特
に、Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶相を主相とすることが好まし
い。なお、ここで言う主相とは合金中の構成相のうち体
積比が最大のものを指す。このような磁石材料は後に詳
述するように、Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶相を主相とする母合
金にＨＤＤＲ処理を施すことにより得られるものであ
る。
Ｎｉ17型結晶相を5体積％以上含み、かつ平均結晶粒径
が0.02〜50μmの範囲の微細な結晶組織を有する。特
に、Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶相を主相とすることが好まし
い。なお、ここで言う主相とは合金中の構成相のうち体
積比が最大のものを指す。このような磁石材料は後に詳
述するように、Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶相を主相とする母合
金にＨＤＤＲ処理を施すことにより得られるものであ
る。
【００３４】Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相は、例えばＴｂＣｕ
7 型結晶相に比べて高保磁力を有する。さらに、Ｔｈ2
Ｎｉ17型結晶相はＴｈ2 Ｚｎ17型結晶相に比べてＦｅや
Ｃｏ（Ｔ元素）を多量に含むことができる。例えば、Ｒ
1 元素としてＳｍ、Ｔ元素としてＦｅを用いた場合、Ｔ
ｈ2 Ｚｎ17型結晶相は固溶域が狭く、2:17という量論比
（Ｓｍ2 Ｆｅ17相）を超えるＦｅはα−Ｆｅ相などとし
て析出する。これが磁石特性を劣化させる。
7 型結晶相に比べて高保磁力を有する。さらに、Ｔｈ2
Ｎｉ17型結晶相はＴｈ2 Ｚｎ17型結晶相に比べてＦｅや
Ｃｏ（Ｔ元素）を多量に含むことができる。例えば、Ｒ
1 元素としてＳｍ、Ｔ元素としてＦｅを用いた場合、Ｔ
ｈ2 Ｚｎ17型結晶相は固溶域が狭く、2:17という量論比
（Ｓｍ2 Ｆｅ17相）を超えるＦｅはα−Ｆｅ相などとし
て析出する。これが磁石特性を劣化させる。
【００３５】一方、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相はＦｅリッチ
側に固溶域が広く、2:17という量論比よりＦｅが多少多
くてもＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相が形成される。具体的には
Ｓｍ2 Ｆｅ17〜19程度の組成比であっても、Ｔｈ2 Ｎｉ
17型結晶相を形成する。これによって、磁束密度を高め
ることができると共に、α−Ｆｅ相などの磁石特性を劣
化させる相の析出を抑制することができる。
側に固溶域が広く、2:17という量論比よりＦｅが多少多
くてもＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相が形成される。具体的には
Ｓｍ2 Ｆｅ17〜19程度の組成比であっても、Ｔｈ2 Ｎｉ
17型結晶相を形成する。これによって、磁束密度を高め
ることができると共に、α−Ｆｅ相などの磁石特性を劣
化させる相の析出を抑制することができる。
【００３６】Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相は磁石材料の高性能
化に大きく寄与する。このようなことから、本発明の磁
石材料はＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を少なくとも 5体積% 以
上含むものである。磁石材料の構成相のうちＴｈ2 Ｎｉ
17型結晶相の体積比が5%未満であると、良好な磁石特性
を得ることができない。さらに、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相
が有する特性を十分に生かし、磁石材料の高性能化を図
る上で、本発明の磁石材料はＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主
相とする、より具体的にはＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を50体
積% 以上含むことが好ましい。Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相は
体積比で 80%以上含むことがより一層好ましい。なお、
磁石材料の構成相はＸ線回折などにより確認することが
できる。
化に大きく寄与する。このようなことから、本発明の磁
石材料はＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を少なくとも 5体積% 以
上含むものである。磁石材料の構成相のうちＴｈ2 Ｎｉ
17型結晶相の体積比が5%未満であると、良好な磁石特性
を得ることができない。さらに、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相
が有する特性を十分に生かし、磁石材料の高性能化を図
る上で、本発明の磁石材料はＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主
相とする、より具体的にはＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を50体
積% 以上含むことが好ましい。Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相は
体積比で 80%以上含むことがより一層好ましい。なお、
磁石材料の構成相はＸ線回折などにより確認することが
できる。
【００３７】上述した磁石材料は、Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶
相を5体積％以上含み、その上でＨＤＤＲ処理に基づく
微細な再結晶組織、すなわち水素の吸収および脱離によ
る再結晶組織を有する。水素の吸収および脱離による再
結晶組織は微細でかつ均一性に優れ、0.02〜50μmの範
囲の平均結晶粒径が得られる。磁石材料の平均結晶粒径
を50μm以下とすることによって、保磁力や残留磁化を
高めることができる。本発明の磁石材料の平均結晶粒径
は10μm以下であることがさらに好ましい。ただし、平
均結晶粒径が0.02μm未満になると着磁が困難になるな
どの不利が生じる。再結晶組織の平均結晶粒径は、特に
0.02〜1μmの範囲とすることが好ましい。
相を5体積％以上含み、その上でＨＤＤＲ処理に基づく
微細な再結晶組織、すなわち水素の吸収および脱離によ
る再結晶組織を有する。水素の吸収および脱離による再
結晶組織は微細でかつ均一性に優れ、0.02〜50μmの範
囲の平均結晶粒径が得られる。磁石材料の平均結晶粒径
を50μm以下とすることによって、保磁力や残留磁化を
高めることができる。本発明の磁石材料の平均結晶粒径
は10μm以下であることがさらに好ましい。ただし、平
均結晶粒径が0.02μm未満になると着磁が困難になるな
どの不利が生じる。再結晶組織の平均結晶粒径は、特に
0.02〜1μmの範囲とすることが好ましい。
【００３８】なお、本発明において、磁石材料の平均結
晶粒径ｔ（μm)の測定方法は以下に示す通りである。磁
石材料の透過型電子顕微鏡を用いた金属組織写真から観
察される結晶粒の断面積をＳn （μm 2 ）としたとき、
結晶粒径ｒn （μm)を次の式で定義する。
晶粒径ｔ（μm)の測定方法は以下に示す通りである。磁
石材料の透過型電子顕微鏡を用いた金属組織写真から観
察される結晶粒の断面積をＳn （μm 2 ）としたとき、
結晶粒径ｒn （μm)を次の式で定義する。
【００３９】
【数１】
平均結晶粒径ｔは、各結晶粒径ｒn の平均値、つまり次
式で定義する。
式で定義する。
【００４０】
【数２】
Ｎは結晶粒径を測定した数であり、60以上とすることが
好ましい。
好ましい。
【００４１】Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を少なくとも 5体積
% 以上含む磁石材料、さらにはＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を
主相とする磁石材料は、上述したように高飽和磁束密度
などの優れた磁気特性を有し、その上で平均結晶粒径が
0.02〜50μm の範囲の微細な結晶組織（再結晶組織）と
することで、保磁力や残留磁化などを高めることができ
る。このように、本発明の磁石材料はより一層の高性能
化を図ったものであり、種々の電気部品の小型・高性能
化に対応するものである。
% 以上含む磁石材料、さらにはＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を
主相とする磁石材料は、上述したように高飽和磁束密度
などの優れた磁気特性を有し、その上で平均結晶粒径が
0.02〜50μm の範囲の微細な結晶組織（再結晶組織）と
することで、保磁力や残留磁化などを高めることができ
る。このように、本発明の磁石材料はより一層の高性能
化を図ったものであり、種々の電気部品の小型・高性能
化に対応するものである。
【００４２】ここで、本発明の磁石材料の主相は、Ｔｈ
2 Ｎｉ17型結晶相に限られるものではない。ＨＤＤＲ処
理を施す母合金の組成、ＨＤＤＲ処理条件、窒化処理条
件などによっては、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相、ＴｂＣｕ7
型結晶相、ＴｈＭｎ12型結晶相などを主相とすることも
できる。いずれにしてもＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相は少なく
とも 5体積% 以上含むものである。母合金中のＲ2 元素
量を比較的少なくした場合には、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相
が出現しやすい。また、Ｒ2 元素中のＴｉの量が多い場
合やＴ元素の一部を置換するＭ元素の量を多くした場合
には、ＴｂＣｕ7 型結晶相やＴｈＭｎ12型結晶相が出現
しやすい。
2 Ｎｉ17型結晶相に限られるものではない。ＨＤＤＲ処
理を施す母合金の組成、ＨＤＤＲ処理条件、窒化処理条
件などによっては、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相、ＴｂＣｕ7
型結晶相、ＴｈＭｎ12型結晶相などを主相とすることも
できる。いずれにしてもＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相は少なく
とも 5体積% 以上含むものである。母合金中のＲ2 元素
量を比較的少なくした場合には、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相
が出現しやすい。また、Ｒ2 元素中のＴｉの量が多い場
合やＴ元素の一部を置換するＭ元素の量を多くした場合
には、ＴｂＣｕ7 型結晶相やＴｈＭｎ12型結晶相が出現
しやすい。
【００４３】本発明の磁石材料の主相は、用途に応じて
選択することができる。例えば、高い残留磁化および最
大エネルギー積が求められる場合には、Ｔｈ2 Ｎｉ17型
結晶相を主相とすることが好ましい。高い保磁力が求め
られるような磁石材料では、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相を主
相とすることが好ましい。高い熱安定性が求められるよ
うな磁石材料では、ＴｂＣｕ7 型結晶相やＴｈＭｎ12型
結晶相を主相とすることもできる。ここで言う主相とは
合金中の構成相のうち体積比が最大のものであり、具体
的には体積比が 50%以上であることが好ましい。
選択することができる。例えば、高い残留磁化および最
大エネルギー積が求められる場合には、Ｔｈ2 Ｎｉ17型
結晶相を主相とすることが好ましい。高い保磁力が求め
られるような磁石材料では、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相を主
相とすることが好ましい。高い熱安定性が求められるよ
うな磁石材料では、ＴｂＣｕ7 型結晶相やＴｈＭｎ12型
結晶相を主相とすることもできる。ここで言う主相とは
合金中の構成相のうち体積比が最大のものであり、具体
的には体積比が 50%以上であることが好ましい。
【００４４】本発明において、磁石材料中に生成する各
相の体積占有率は、磁石材料の断面の透過型電子顕微鏡
写真から面積分析法で求めることができる。面積分析法
による断面積比で体積比を近似的に表すことができる。
本発明における体積占有率は、10点を測定した平均値と
する。
相の体積占有率は、磁石材料の断面の透過型電子顕微鏡
写真から面積分析法で求めることができる。面積分析法
による断面積比で体積比を近似的に表すことができる。
本発明における体積占有率は、10点を測定した平均値と
する。
【００４５】本発明の磁石材料の製造方法は、例えば以
下に示す通りである。
下に示す通りである。
【００４６】まず、所定量のＲ1 、Ｒ2 、Ｔの各元素、
さらに必要に応じてＢやＭ元素などを含有するインゴッ
トを、アーク溶解や高周波溶解などで調製する。この母
合金は、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相するものである。
このような合金インゴットに対して、必要に応じてＡ
ｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気中または真空中にて、
300〜1200℃程度の温度で 0.1〜 200時間の熱処理を施
す。このような熱処理を施すことによって、α−Ｆｅ相
などの析出が少ない母合金が得られる。
さらに必要に応じてＢやＭ元素などを含有するインゴッ
トを、アーク溶解や高周波溶解などで調製する。この母
合金は、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相するものである。
このような合金インゴットに対して、必要に応じてＡ
ｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気中または真空中にて、
300〜1200℃程度の温度で 0.1〜 200時間の熱処理を施
す。このような熱処理を施すことによって、α−Ｆｅ相
などの析出が少ない母合金が得られる。
【００４７】本発明の磁石材料の製造に用いられる母合
金は、 一般式：（Ｒ1 XＲ2 1-X）YＢZＴ1-Y-Z …(2) （式中、Ｒ1は希土類元素から選ばれる少なくともＳｍ
を50原子％以上含む元素を、Ｒ2はＺｒ、Ｈｆ、Ｔｉお
よびＳｃから選ばれる少なくとも1種の元素を、ＴはＦ
ｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも1種の元素を示
し、X、YおよびZは0.5≦X＜1、0.05≦Y≦0.2、0＜Z≦0.
1を満足する数である）で表される組成を有するもので
ある。
金は、 一般式：（Ｒ1 XＲ2 1-X）YＢZＴ1-Y-Z …(2) （式中、Ｒ1は希土類元素から選ばれる少なくともＳｍ
を50原子％以上含む元素を、Ｒ2はＺｒ、Ｈｆ、Ｔｉお
よびＳｃから選ばれる少なくとも1種の元素を、ＴはＦ
ｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも1種の元素を示
し、X、YおよびZは0.5≦X＜1、0.05≦Y≦0.2、0＜Z≦0.
1を満足する数である）で表される組成を有するもので
ある。
【００４８】このような合金組成を満足させることによ
って、母合金の主相を容易にＴｈ2Ｎｉ17型結晶相とす
ることができる。ただし、合金組成が同一であっても、
製造条件によっては結晶相が異なるため、母合金を溶解
鋳造後に熱処理を施す際の条件などを制御することによ
り母合金の主相をＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相とする。
って、母合金の主相を容易にＴｈ2Ｎｉ17型結晶相とす
ることができる。ただし、合金組成が同一であっても、
製造条件によっては結晶相が異なるため、母合金を溶解
鋳造後に熱処理を施す際の条件などを制御することによ
り母合金の主相をＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相とする。
【００４９】次に、得られた母合金をボールミル、ブラ
ウンミル、スタンプミルなどによって、平均粒度が数10
μm 〜数 100μm 程度となるように粉砕する。このよう
な母合金粉末に対して水素の吸収および脱離による再結
晶化工程を実施する。すなわちＨＤＤＲ(Hydrogenation
-Disproportionation-Desorption-Recombination）処理
を施す。Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相は、前述したようにＦｅ
リッチ側に固溶域が広く、α−Ｆｅ相などの磁石特性を
劣化させる相の析出を抑制することができるため、ＨＤ
ＤＲ処理後にα−Ｆｅ相などの少ない、特性に優れる磁
石材料が再現性よく得られる。
ウンミル、スタンプミルなどによって、平均粒度が数10
μm 〜数 100μm 程度となるように粉砕する。このよう
な母合金粉末に対して水素の吸収および脱離による再結
晶化工程を実施する。すなわちＨＤＤＲ(Hydrogenation
-Disproportionation-Desorption-Recombination）処理
を施す。Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相は、前述したようにＦｅ
リッチ側に固溶域が広く、α−Ｆｅ相などの磁石特性を
劣化させる相の析出を抑制することができるため、ＨＤ
ＤＲ処理後にα−Ｆｅ相などの少ない、特性に優れる磁
石材料が再現性よく得られる。
【００５０】ＨＤＤＲ処理においては、まず母合金粉末
を水素ガス雰囲気中にて 650〜 800℃程度の温度で30分
〜 1時間程度熱処理し、母合金に水素を吸収させる。こ
の水素の吸収工程によって、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相はＲ
Ｈx 相やα−Ｆｅ相などに分解すると同時に、結晶組織
が微細化される。
を水素ガス雰囲気中にて 650〜 800℃程度の温度で30分
〜 1時間程度熱処理し、母合金に水素を吸収させる。こ
の水素の吸収工程によって、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相はＲ
Ｈx 相やα−Ｆｅ相などに分解すると同時に、結晶組織
が微細化される。
【００５１】次いで、同温度に保ったまま、もしくは数
10〜 100℃程度昇温しながら真空排気することにより脱
水素する。この後、室温まで冷却する。この脱水素工程
によって、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を少なくとも 5体積%
以上含む結晶相が再結晶化する。この再結晶組織による
結晶相は、水素の吸収に伴う微細組織を維持している。
従って、平均結晶粒径が0.02〜50μm の範囲、さらには
0.02〜 1μm の範囲の微細な結晶組織（再結晶組織）が
得られる。
10〜 100℃程度昇温しながら真空排気することにより脱
水素する。この後、室温まで冷却する。この脱水素工程
によって、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を少なくとも 5体積%
以上含む結晶相が再結晶化する。この再結晶組織による
結晶相は、水素の吸収に伴う微細組織を維持している。
従って、平均結晶粒径が0.02〜50μm の範囲、さらには
0.02〜 1μm の範囲の微細な結晶組織（再結晶組織）が
得られる。
【００５２】再結晶組織の構成相は、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結
晶相、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相、ＴｂＣｕ7 型結晶相、Ｔ
ｈＭｎ12型結晶相などとなる。Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相は
少なくとも 5体積% 以上含まれる。再結晶組織の主相は
上記した 4種類の結晶相のうちいずれかとすることがで
きるが、前述したように本発明では磁石材料の高飽和磁
束密度化や高性能化を図る上で、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相
を主相とすることが好ましい。
晶相、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相、ＴｂＣｕ7 型結晶相、Ｔ
ｈＭｎ12型結晶相などとなる。Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相は
少なくとも 5体積% 以上含まれる。再結晶組織の主相は
上記した 4種類の結晶相のうちいずれかとすることがで
きるが、前述したように本発明では磁石材料の高飽和磁
束密度化や高性能化を図る上で、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相
を主相とすることが好ましい。
【００５３】この後、水素の吸収、脱離による再結晶化
工程を経た合金粉末を、窒素含有雰囲気中で熱処理（窒
化処理）することによって、目的とする粉末状の磁石材
料が得られる。得られる磁石材料は等方性磁石粒子であ
る。窒化処理は0.01〜10気圧の窒素ガス雰囲気中にて、
400〜 500℃の温度下で実施することが好ましい。この
ような条件下での窒化処理時間は 0.1〜 300時間とする
ことが好ましい。
工程を経た合金粉末を、窒素含有雰囲気中で熱処理（窒
化処理）することによって、目的とする粉末状の磁石材
料が得られる。得られる磁石材料は等方性磁石粒子であ
る。窒化処理は0.01〜10気圧の窒素ガス雰囲気中にて、
400〜 500℃の温度下で実施することが好ましい。この
ような条件下での窒化処理時間は 0.1〜 300時間とする
ことが好ましい。
【００５４】窒化処理時の雰囲気は窒素ガスに代えて、
アンモニアガスなどの窒素化合物ガスを用いてもよい。
アンモニアガスを用いた場合、窒化反応速度を高めるこ
とができる。この際、水素、窒素、アルゴンなどのガス
を同時に用いることによって、窒化反応速度を制御する
こともできる。
アンモニアガスなどの窒素化合物ガスを用いてもよい。
アンモニアガスを用いた場合、窒化反応速度を高めるこ
とができる。この際、水素、窒素、アルゴンなどのガス
を同時に用いることによって、窒化反応速度を制御する
こともできる。
【００５５】上述したような本発明の製造方法では、Ｔ
ｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相する母合金にＨＤＤＲ処理を
施しているため、α−Ｆｅ相などが少なくかつ微細な再
結晶組織を有する高性能な磁石材料が得られる。微細な
組織は急冷法などによっても実現できるが、急冷工程を
省略することで磁石材料の生産効率の向上および製造コ
ストの低減を図ることができる。再結晶組織は均一微細
組織が得られやすいという利点も有している。さらに、
微細なＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とする磁石材料を再
現性よく得ることができる。
ｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相する母合金にＨＤＤＲ処理を
施しているため、α−Ｆｅ相などが少なくかつ微細な再
結晶組織を有する高性能な磁石材料が得られる。微細な
組織は急冷法などによっても実現できるが、急冷工程を
省略することで磁石材料の生産効率の向上および製造コ
ストの低減を図ることができる。再結晶組織は均一微細
組織が得られやすいという利点も有している。さらに、
微細なＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とする磁石材料を再
現性よく得ることができる。
【００５６】本発明の磁石材料は、例えばボンド磁石の
構成材料として好適である。以下に本発明の磁石材料か
らボンド磁石を製造する方法について説明する。なお、
ボンド磁石を製造する場合、通常、磁石材料を粉砕して
用いる。ただし、前述した磁石材料の製造工程におい
て、既に粉砕が行われている場合にはこれを省略するこ
とが可能である。
構成材料として好適である。以下に本発明の磁石材料か
らボンド磁石を製造する方法について説明する。なお、
ボンド磁石を製造する場合、通常、磁石材料を粉砕して
用いる。ただし、前述した磁石材料の製造工程におい
て、既に粉砕が行われている場合にはこれを省略するこ
とが可能である。
【００５７】(a) 本発明の磁石材料の粉末を有機系のバ
インダと混合し、これを所望の形状に圧縮成形または射
出成形することによりボンド磁石を製造する。バインダ
としては、例えばエポキシ系、ナイロン系などの樹脂を
使用することができる。バインダとしてエポキシ系樹脂
のような熱硬化性樹脂を用いる場合には、所望形状に成
形した後に、 100〜 200℃の温度でキュア処理を施すこ
とが好ましい。なお、圧縮成形でボンド磁石を製造する
場合、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することがで
きる。
インダと混合し、これを所望の形状に圧縮成形または射
出成形することによりボンド磁石を製造する。バインダ
としては、例えばエポキシ系、ナイロン系などの樹脂を
使用することができる。バインダとしてエポキシ系樹脂
のような熱硬化性樹脂を用いる場合には、所望形状に成
形した後に、 100〜 200℃の温度でキュア処理を施すこ
とが好ましい。なお、圧縮成形でボンド磁石を製造する
場合、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することがで
きる。
【００５８】(b) 本発明の磁石材料の粉末を低融点金属
または低融点合金と混合した後、圧縮成形することによ
りメタルボンド磁石を製造する。この場合、低融点金属
や低融点合金がバインダとして機能する。低融点金属と
しては、例えばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｍｇな
どを、また低融点合金としては上記低融点金属を含む合
金などを用いることができる。この場合も、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
永久磁石を製造することができる。
または低融点合金と混合した後、圧縮成形することによ
りメタルボンド磁石を製造する。この場合、低融点金属
や低融点合金がバインダとして機能する。低融点金属と
しては、例えばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｍｇな
どを、また低融点合金としては上記低融点金属を含む合
金などを用いることができる。この場合も、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
永久磁石を製造することができる。
【００５９】
【実施例】次に、本発明の具体的な実施例について説明
する。
する。
【００６０】実施例１〜３、参考例１〜５
まず、高純度の各原料を所定の割合で調合し、Ａｒ雰囲
気中で高周波溶解して母合金インゴットをそれぞれ作製
した。次いで、これら各母合金インゴットを真空中で11
00℃×48時間の条件で熱処理した後、Ａｒ雰囲気中でボ
ールミルにより平均粒度が4〜5μm程度となるようにそ
れぞれ粉砕した。各母合金のＸ線回折を行ったところ、
いずれもＴｈ2Ｎｉ17型結晶相を主相としていることが
確認された。
気中で高周波溶解して母合金インゴットをそれぞれ作製
した。次いで、これら各母合金インゴットを真空中で11
00℃×48時間の条件で熱処理した後、Ａｒ雰囲気中でボ
ールミルにより平均粒度が4〜5μm程度となるようにそ
れぞれ粉砕した。各母合金のＸ線回折を行ったところ、
いずれもＴｈ2Ｎｉ17型結晶相を主相としていることが
確認された。
【００６１】次に、各合金粉末を熱処理炉に入れ、炉内
を 1.5×10-5Torrの真空に排気した後、 1気圧のＨ2 ガ
スを炉内に流しながら 730℃に昇温し、その温度で30分
間保持した。次いで、再度排気を行い、真空度が 1.5×
10-5Torrに到達してから再び800℃まで昇温した。その
後、炉内に 1気圧のＡｒガスを流して各粉末を急冷し
た。得られた各合金粉末のＸ線回折を行った結果、各粉
末はＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相としていることが確認
された。
を 1.5×10-5Torrの真空に排気した後、 1気圧のＨ2 ガ
スを炉内に流しながら 730℃に昇温し、その温度で30分
間保持した。次いで、再度排気を行い、真空度が 1.5×
10-5Torrに到達してから再び800℃まで昇温した。その
後、炉内に 1気圧のＡｒガスを流して各粉末を急冷し
た。得られた各合金粉末のＸ線回折を行った結果、各粉
末はＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相としていることが確認
された。
【００６２】次に、上記各合金粉末に窒素を含有させる
ために、各合金粉末を 1気圧の窒素ガス中で 450℃×25
時間の条件で熱処理した。この窒化処理により各材料の
重量が 3.0〜3.9%増加した。得られた磁石材料の組成、
主相および平均結晶粒径を表１に示す。
ために、各合金粉末を 1気圧の窒素ガス中で 450℃×25
時間の条件で熱処理した。この窒化処理により各材料の
重量が 3.0〜3.9%増加した。得られた磁石材料の組成、
主相および平均結晶粒径を表１に示す。
【００６３】このようにして得た各磁石材料にエポキシ
樹脂を 2.5重量% 添加、混合した後、1200MPa の圧力条
件で圧縮成形し、さらに 150℃の温度で 2.5時間キュア
処理することにより、それぞれボンド磁石を作製した。
得られた各ボンド磁石の保磁力、残留磁束密度、最大磁
気エネルギー積を表１に併せて示す。
樹脂を 2.5重量% 添加、混合した後、1200MPa の圧力条
件で圧縮成形し、さらに 150℃の温度で 2.5時間キュア
処理することにより、それぞれボンド磁石を作製した。
得られた各ボンド磁石の保磁力、残留磁束密度、最大磁
気エネルギー積を表１に併せて示す。
【００６４】比較例１
上記した実施例と同様な方法で作製した合金インゴット
を、平均粒度が 4〜 5μm 程度となるように粉砕した。
得られた合金粉末のＸ線回折を行ったところ、Ｔｈ2 Ｎ
ｉ17型結晶相を主相とすることを確認した。
を、平均粒度が 4〜 5μm 程度となるように粉砕した。
得られた合金粉末のＸ線回折を行ったところ、Ｔｈ2 Ｎ
ｉ17型結晶相を主相とすることを確認した。
【００６５】次に、上記合金粉末に対して、水素を用い
た熱処理を行うことなく、実施例と同一条件で窒化処理
を行った。得られた磁石材料を用いて、実施例と同様に
ボンド磁石を作製した。磁石材料の組成、主相および平
均結晶粒径、ボンド磁石の保磁力、残留磁束密度、最大
磁気エネルギー積を表１に併記する。
た熱処理を行うことなく、実施例と同一条件で窒化処理
を行った。得られた磁石材料を用いて、実施例と同様に
ボンド磁石を作製した。磁石材料の組成、主相および平
均結晶粒径、ボンド磁石の保磁力、残留磁束密度、最大
磁気エネルギー積を表１に併記する。
【００６６】比較例２
上記実施例と同様な方法で作製した合金インゴットを、
Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、ノズ
ルから周速40m/s で回転する金属ロール上に溶湯を噴射
して急冷薄帯を作製した。この急冷薄帯をＡｒ雰囲気中
で 750℃×30分の条件で熱処理した後、平均粒度が 4〜
5μm 程度となるように粉砕した。得られた合金粉末の
Ｘ線回折を行った結果、ＴｂＣｕ7 型結晶相を主相とし
ていることが確認された。
Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、ノズ
ルから周速40m/s で回転する金属ロール上に溶湯を噴射
して急冷薄帯を作製した。この急冷薄帯をＡｒ雰囲気中
で 750℃×30分の条件で熱処理した後、平均粒度が 4〜
5μm 程度となるように粉砕した。得られた合金粉末の
Ｘ線回折を行った結果、ＴｂＣｕ7 型結晶相を主相とし
ていることが確認された。
【００６７】次に、上記合金粉末に実施例と同一条件で
窒化処理を行った。そして、得られた磁石材料を用い
て、実施例と同様にボンド磁石を作製した。磁石材料の
組成、主相および平均結晶粒径、ボンド磁石の保磁力、
残留磁束密度、最大磁気エネルギー積を表１に併記す
る。
窒化処理を行った。そして、得られた磁石材料を用い
て、実施例と同様にボンド磁石を作製した。磁石材料の
組成、主相および平均結晶粒径、ボンド磁石の保磁力、
残留磁束密度、最大磁気エネルギー積を表１に併記す
る。
【００６８】比較例３
上記した実施例と同様な方法で作製した合金インゴット
を、平均粒度が 4〜 5μm 程度となるように粉砕した。
得られた合金粉末のＸ線回折を行ったところ、Ｔｈ2 Ｚ
ｎ17型結晶相を主相としていることを確認した。
を、平均粒度が 4〜 5μm 程度となるように粉砕した。
得られた合金粉末のＸ線回折を行ったところ、Ｔｈ2 Ｚ
ｎ17型結晶相を主相としていることを確認した。
【００６９】次に、上記合金粉末に対して、実施例と同
一条件で水素を用いた熱処理および窒化処理を行った。
得られた磁石材料を用いて、実施例と同様にボンド磁石
を作製した。この比較例３の磁石材料の主相はＴｈ2 Ｚ
ｎ17型結晶相であり、Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶相の体積占有
率は3%であった。磁石材料の組成、主相および平均結晶
粒径、ボンド磁石の保磁力、残留磁束密度、最大磁気エ
ネルギー積を表１に併記する。
一条件で水素を用いた熱処理および窒化処理を行った。
得られた磁石材料を用いて、実施例と同様にボンド磁石
を作製した。この比較例３の磁石材料の主相はＴｈ2 Ｚ
ｎ17型結晶相であり、Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶相の体積占有
率は3%であった。磁石材料の組成、主相および平均結晶
粒径、ボンド磁石の保磁力、残留磁束密度、最大磁気エ
ネルギー積を表１に併記する。
【００７０】
【表１】
表１から明らかなように、各参考例および実施例による
ボンド磁石は、水素を用いた熱処理を施していない比較
例１のボンド磁石、さらにＴｈ2Ｚｎ17型結晶相を主相
とする合金にＨＤＤＲ処理を施した比較例３のボンド磁
石に比べて、保磁力および残留磁束密度が共に優れてい
ることが分かる。特に、保磁力は2〜3倍程度と上昇して
いる。さらに、微量のＢを含む実施例１〜３によるボン
ド磁石は、組織の均一性などに優れることから、残留磁
化が大きく、より大きな最大エネルギー積が得られてい
る。超急冷法により作製したＴｂＣｕ7型結晶相を主相
とする比較例２のボンド磁石は、最大磁気エネルギー積
の観点からは参考例１〜５とおおよそ同等であるが、保
磁力が参考例１〜５の30〜40％程度と小さいことが分か
る。
ボンド磁石は、水素を用いた熱処理を施していない比較
例１のボンド磁石、さらにＴｈ2Ｚｎ17型結晶相を主相
とする合金にＨＤＤＲ処理を施した比較例３のボンド磁
石に比べて、保磁力および残留磁束密度が共に優れてい
ることが分かる。特に、保磁力は2〜3倍程度と上昇して
いる。さらに、微量のＢを含む実施例１〜３によるボン
ド磁石は、組織の均一性などに優れることから、残留磁
化が大きく、より大きな最大エネルギー積が得られてい
る。超急冷法により作製したＴｂＣｕ7型結晶相を主相
とする比較例２のボンド磁石は、最大磁気エネルギー積
の観点からは参考例１〜５とおおよそ同等であるが、保
磁力が参考例１〜５の30〜40％程度と小さいことが分か
る。
【００７１】実施例４〜８
高純度の各原料を所定の割合で調合し、Ａｒ雰囲気中で
高周波溶解して母合金インゴットをそれぞれ作製した。
次いで、これら各母合金インゴットを真空中で1100℃×
48時間の条件で熱処理した後、Ａｒ雰囲気中でボールミ
ルにより平均粒度が4〜5μm程度となるようにそれぞれ
粉砕した。各母合金のＸ線回折を行ったところ、いずれ
もＴｈ2Ｎｉ17型結晶相を主相としていることを確認し
た。
高周波溶解して母合金インゴットをそれぞれ作製した。
次いで、これら各母合金インゴットを真空中で1100℃×
48時間の条件で熱処理した後、Ａｒ雰囲気中でボールミ
ルにより平均粒度が4〜5μm程度となるようにそれぞれ
粉砕した。各母合金のＸ線回折を行ったところ、いずれ
もＴｈ2Ｎｉ17型結晶相を主相としていることを確認し
た。
【００７２】次に、各合金粉末を熱処理炉に入れ、炉内
を 1.5×10-5Torrの真空に排気した後、 1気圧のＨ2 ガ
スを炉内に流しながら 730℃に昇温し、その温度で30分
間保持した。次いで、再度排気を行い、真空度が 1.5×
10-5Torrに到達してから再び800℃まで昇温した。その
後、炉内に 1気圧のＡｒガスを流して各粉末を急冷し
た。得られた各合金粉末のＸ線回折を行い、主相とＴｈ
2 Ｎｉ17型結晶相の体積占有率を求めた。
を 1.5×10-5Torrの真空に排気した後、 1気圧のＨ2 ガ
スを炉内に流しながら 730℃に昇温し、その温度で30分
間保持した。次いで、再度排気を行い、真空度が 1.5×
10-5Torrに到達してから再び800℃まで昇温した。その
後、炉内に 1気圧のＡｒガスを流して各粉末を急冷し
た。得られた各合金粉末のＸ線回折を行い、主相とＴｈ
2 Ｎｉ17型結晶相の体積占有率を求めた。
【００７３】次いで、上記した各合金粉末に窒素を含有
させるために、各合金粉末を 1気圧の窒素ガス中で 450
℃×25時間の条件で熱処理した。この窒化処理により各
材料の重量が 3.0〜3.9%増加した。得られた磁石材料の
組成、主相、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相の体積占有率および
平均結晶粒径を表２に示す。
させるために、各合金粉末を 1気圧の窒素ガス中で 450
℃×25時間の条件で熱処理した。この窒化処理により各
材料の重量が 3.0〜3.9%増加した。得られた磁石材料の
組成、主相、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相の体積占有率および
平均結晶粒径を表２に示す。
【００７４】このようにして得た各磁石材料にエポキシ
樹脂を 2.5重量% 添加、混合した後、1200MPa の圧力条
件で圧縮成形し、さらに 150℃の温度で 2.5時間キュア
処理することにより、それぞれボンド磁石を作製した。
得られた各ボンド磁石の保磁力、残留磁束密度、最大磁
気エネルギー積を表２に併せて示す。
樹脂を 2.5重量% 添加、混合した後、1200MPa の圧力条
件で圧縮成形し、さらに 150℃の温度で 2.5時間キュア
処理することにより、それぞれボンド磁石を作製した。
得られた各ボンド磁石の保磁力、残留磁束密度、最大磁
気エネルギー積を表２に併せて示す。
【００７５】
【表２】
表２から明らかなように、母合金の組成を調整すること
によって、各種の結晶相を主相とする磁石材料を得るこ
とができる。さらに、いずれの結晶相を主相とする磁石
材料も優れた磁石特性を有していることが分かる。
によって、各種の結晶相を主相とする磁石材料を得るこ
とができる。さらに、いずれの結晶相を主相とする磁石
材料も優れた磁石特性を有していることが分かる。
【００７６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によればＴ
ｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とする母合金にＨＤＤＲ処理
を施し、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を必須成分して含む磁石
材料の金属組織を微細な再結晶組織としているため、優
れた磁気特性を有する磁石材料を提供することが可能と
なる。このような磁石材料を用いることによって、高性
能なボンド磁石を提供することが可能となる。
ｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とする母合金にＨＤＤＲ処理
を施し、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を必須成分して含む磁石
材料の金属組織を微細な再結晶組織としているため、優
れた磁気特性を有する磁石材料を提供することが可能と
なる。このような磁石材料を用いることによって、高性
能なボンド磁石を提供することが可能となる。
【００７７】
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 橋本 啓介
神奈川県横浜市磯子区新杉田町８番地
株式会社東芝 横浜事業所内
(72)発明者 平井 隆大
神奈川県横浜市磯子区新杉田町８番地
株式会社東芝 横浜事業所内
(72)発明者 山宮 秀樹
神奈川県横浜市磯子区新杉田町８番地
株式会社東芝 横浜事業所内
(56)参考文献 特開2000−49006（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−289811（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−191006（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−37122（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−260302（ＪＰ，Ａ)
特表 平８−500939（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
H01F 1/00 - 1/117
B22F 1/00 - 9/00
C22C 38/00 303
C22C 1/04 - 1/05
C22C 33/02
Claims (7)
- 【請求項１】 一般式：（Ｒ1 XＲ2 1-X）YＢZＴ1-Y-Z （式中、Ｒ1は希土類元素から選ばれる少なくともＳｍ
を50原子％以上含む元素を、Ｒ2はＺｒ、Ｈｆ、Ｔｉお
よびＳｃから選ばれる少なくとも1種の元素を、ＴはＦ
ｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも1種の元素を示
し、X、YおよびZは0.5≦X＜1、0.05≦Y≦0.2、0＜Z≦0.
1を満足する数である） で表される組成を有し、かつＴｈ2Ｎｉ17型結晶相を主
相とする母合金を作製する工程と、 前記母合金に水素を吸収および脱離させることによっ
て、前記母合金を再結晶化させる工程と、 前記再結晶化させた母合金に窒素を吸収させ、磁石材料
を作製する工程とを有することを特徴とする磁石材料の
製造方法。 - 【請求項２】 請求項１記載の磁石材料の製造方法にお
いて、 前記母合金は、前記Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶相を50体積％以
上含むことを特徴とする磁石材料の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２記載の磁石材料
の製造方法において、 前記磁石材料は、 一般式：｛（Ｒ1 XＲ2 1-X）YＢZＴ1-Y-Z｝1-QＮQ （式中、Ｒ1は希土類元素から選ばれる少なくともＳｍ
を50原子％以上含む元素を、Ｒ2はＺｒ、Ｈｆ、Ｔｉお
よびＳｃから選ばれる少なくとも1種の元素を、ＴはＦ
ｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも1種の元素を示
し、X、Y、ZおよびQは0.5≦X＜1、0.05≦Y≦0.2、0＜Z
≦0.1、0.1≦Q≦0.2を満足する数である） で表される組成を有し、かつ前記Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶相
を5体積％以上含むことを特徴とする磁石材料の製造方
法。 - 【請求項４】 請求項１ないし請求項３のいずれか１項
記載の磁石材料の製造方法において、 前記磁石材料は、Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶相、Ｔｈ2Ｚｎ17型
結晶相、ＴｂＣｕ7型結晶相またはＴｈＭｎ12型結晶相
を主相とすることを特徴とする磁石材料の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１ないし請求項４のいずれか１項
記載の磁石材料の製造方法において、 前記磁石材料は、平均結晶粒径が0.02〜50μmの範囲の
再結晶組織を有することを特徴とする磁石材料の製造方
法。 - 【請求項６】 請求項３記載の磁石材料の製造方法にお
いて、 前記磁石材料は、さらにＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｇ
ａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｎｂ、ＳｉおよびＮｉから選ば
れる少なくとも1種のＭ元素を含有し、前記Ｔ元素の20
原子％以下が前記Ｍ元素で置換されていることを特徴と
する磁石材料の製造方法。 - 【請求項７】 請求項３記載の磁石材料の製造方法にお
いて、 前記磁石材料は、さらにＨ、ＣおよびＰから選ばれる少
なくとも1種のＸ元素を含有し、前記Ｎ元素の50原子％
以下が前記Ｘ元素で置換されていることを特徴とする磁
石材料の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06336699A JP3469496B2 (ja) | 1998-03-27 | 1999-03-10 | 磁石材料の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10-81726 | 1998-03-27 | ||
| JP8172698 | 1998-03-27 | ||
| JP06336699A JP3469496B2 (ja) | 1998-03-27 | 1999-03-10 | 磁石材料の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001245317A Division JP2002118010A (ja) | 1998-03-27 | 2001-08-13 | 磁石材料とそれを用いたボンド磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11340020A JPH11340020A (ja) | 1999-12-10 |
| JP3469496B2 true JP3469496B2 (ja) | 2003-11-25 |
Family
ID=26404479
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06336699A Expired - Lifetime JP3469496B2 (ja) | 1998-03-27 | 1999-03-10 | 磁石材料の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3469496B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100437841C (zh) * | 2006-09-19 | 2008-11-26 | 北京大学 | 各向异性稀土永磁材料及其磁粉和磁体的制造方法 |
| WO2016162990A1 (ja) * | 2015-04-08 | 2016-10-13 | 株式会社日立製作所 | 希土類永久磁石およびその製造方法 |
| US10490325B2 (en) | 2016-08-24 | 2019-11-26 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Magnetic material, permanent magnet, rotary electrical machine, and vehicle |
| US10250085B2 (en) | 2016-08-24 | 2019-04-02 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Magnet material, permanent magnet, rotary electrical machine, and vehicle |
| CN114008728A (zh) * | 2019-05-31 | 2022-02-01 | 株式会社村田制作所 | 钐铁氮系磁性材料 |
-
1999
- 1999-03-10 JP JP06336699A patent/JP3469496B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11340020A (ja) | 1999-12-10 |
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