JP3488358B2 - 微細結晶永久磁石合金及び永久磁石粉末の製造方法 - Google Patents
微細結晶永久磁石合金及び永久磁石粉末の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、各種小型モータ
ー、アクチュエーター、磁気センサー用磁気回路などに
最適な永久磁石合金および永久磁石粉末の製造方法に係
り、ＰｒとＮｄが大半を占めかつ６ａｔ％未満の希土類
元素と１５．５ａｔ％〜３０ａｔ％のホウ素を含む特定
組成の溶湯を、特定の減圧不活性ガス雰囲気中、回転す
る冷却ロール上に特定組成の合金溶湯を連続的に鋳込む
ことによって、平均結晶粒径１０ｎｍ以下のＦｅ3Ｂ型
化合物並びにα‐ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する化合物相が共存する結晶組織が５０％以上を占め、
残部が非晶質からなる微細結晶合金を作製し、その後、
５５０℃〜７５０℃の温度域にて熱処理を施すことで、
平均結晶粒径を１０ｎｍ〜５０ｎｍまで粒成長させるこ
とにより、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧８ｋＧの磁気特性
を有する永久磁石合金、あるいは永久磁石合金を粉砕す
ることによって、ボンド磁石用磁石粉末として実用に耐
えるｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧの磁気特性を有す
る永久磁石粉末を得ることが可能な微細結晶永久磁石合
金及び永久磁石粉末の製造方法に関する。
ー、アクチュエーター、磁気センサー用磁気回路などに
最適な永久磁石合金および永久磁石粉末の製造方法に係
り、ＰｒとＮｄが大半を占めかつ６ａｔ％未満の希土類
元素と１５．５ａｔ％〜３０ａｔ％のホウ素を含む特定
組成の溶湯を、特定の減圧不活性ガス雰囲気中、回転す
る冷却ロール上に特定組成の合金溶湯を連続的に鋳込む
ことによって、平均結晶粒径１０ｎｍ以下のＦｅ3Ｂ型
化合物並びにα‐ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する化合物相が共存する結晶組織が５０％以上を占め、
残部が非晶質からなる微細結晶合金を作製し、その後、
５５０℃〜７５０℃の温度域にて熱処理を施すことで、
平均結晶粒径を１０ｎｍ〜５０ｎｍまで粒成長させるこ
とにより、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧８ｋＧの磁気特性
を有する永久磁石合金、あるいは永久磁石合金を粉砕す
ることによって、ボンド磁石用磁石粉末として実用に耐
えるｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧの磁気特性を有す
る永久磁石粉末を得ることが可能な微細結晶永久磁石合
金及び永久磁石粉末の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】現在、家電用機器、ＯＡ機器、電装品等
において、より一層の高性能化と小型軽量化が要求され
ており、永久磁石を用いた磁気回路全体として、性能対
重量比を最大にするための設計が検討されており、特に
現在の生産台数の大半を占めるブラシ付き直流モーター
の構造では永久磁石として残留磁束密度Ｂｒが５ｋＧ〜
７ｋＧ程度のものが最適とされているが、従来のハード
フェライト磁石では得ることができない。
において、より一層の高性能化と小型軽量化が要求され
ており、永久磁石を用いた磁気回路全体として、性能対
重量比を最大にするための設計が検討されており、特に
現在の生産台数の大半を占めるブラシ付き直流モーター
の構造では永久磁石として残留磁束密度Ｂｒが５ｋＧ〜
７ｋＧ程度のものが最適とされているが、従来のハード
フェライト磁石では得ることができない。
【０００３】例えば、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂを主相とする、Ｎ
ｄ‐Ｆｅ‐Ｂ焼結磁石やＮｄ‐Ｆｅ‐Ｂボンド磁石では
かかる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元反
応に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄを１０
ａｔ％〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライ
ト磁石に比較して著しく高価となり、性能対価格比の点
でハードフェライト磁石からの代替は一部の機種でしか
進んでおらず、現在のところ、５ｋＧ以上のＢｒを有
し、安価な永久磁石材料は見出されていない。
ｄ‐Ｆｅ‐Ｂ焼結磁石やＮｄ‐Ｆｅ‐Ｂボンド磁石では
かかる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元反
応に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄを１０
ａｔ％〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライ
ト磁石に比較して著しく高価となり、性能対価格比の点
でハードフェライト磁石からの代替は一部の機種でしか
進んでおらず、現在のところ、５ｋＧ以上のＢｒを有
し、安価な永久磁石材料は見出されていない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】一方、Ｎｄ‐Ｆｅ‐Ｂ
系磁石において、近年、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍組成でＦｅ3Ｂ型化合物を主相する磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ， Ｃ
８， １９８８， ６６９〜６７０頁）され、その技術
内容は米国特許４，９３５，０７４等に開示されてい
る。
系磁石において、近年、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍組成でＦｅ3Ｂ型化合物を主相する磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ， Ｃ
８， １９８８， ６６９〜６７０頁）され、その技術
内容は米国特許４，９３５，０７４等に開示されてい
る。
【０００５】また、Ｋｏｏｎはそれよりも以前に、Ｌａ
を必須元素として含むＬａ‐Ｒ‐Ｂ‐Ｆｅアモルファス
合金に結晶化熱処理を施すことによる、微細結晶からな
る永久磁石の製造方法を米国特許４，４０２，７７０に
て提案している。
を必須元素として含むＬａ‐Ｒ‐Ｂ‐Ｆｅアモルファス
合金に結晶化熱処理を施すことによる、微細結晶からな
る永久磁石の製造方法を米国特許４，４０２，７７０に
て提案している。
【０００６】最近ではＲｉｃｈｔｅｒらによってＥＰ特
許５５８６９１Ｂ１に開示されているように、Ｎｄを
３．８ａｔ％〜３．９ａｔ％含有するＮｄ‐Ｆｅ‐Ｂ‐
Ｖ‐Ｓｉ合金溶湯を回転するＣｕロール上に噴射して得
られたアモルファスフレークを７００℃で熱処理するこ
とにより、硬磁気特性を有す薄片が得られることを報告
している。
許５５８６９１Ｂ１に開示されているように、Ｎｄを
３．８ａｔ％〜３．９ａｔ％含有するＮｄ‐Ｆｅ‐Ｂ‐
Ｖ‐Ｓｉ合金溶湯を回転するＣｕロール上に噴射して得
られたアモルファスフレークを７００℃で熱処理するこ
とにより、硬磁気特性を有す薄片が得られることを報告
している。
【０００７】これらの永久磁石材料は、厚み２０μｍ〜
６０μｍのアモルファスフレークに結晶化熱処理を施す
ことによって得られる、軟磁性であるＦｅ3Ｂ相と硬磁
性であるＲ2Ｆｅ14Ｂ相が混在する結晶集合組織を有す
る準安定構造の永久磁石材料である。
６０μｍのアモルファスフレークに結晶化熱処理を施す
ことによって得られる、軟磁性であるＦｅ3Ｂ相と硬磁
性であるＲ2Ｆｅ14Ｂ相が混在する結晶集合組織を有す
る準安定構造の永久磁石材料である。
【０００８】かかる永久磁石材料は、１０ｋＧ程度のＢ
ｒと２ｋＯｅ〜３ｋＯｅのｉＨｃを有し、高価なＮｄの
含有濃度が４ａｔ％程度と低いため、配合原料価格はＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂを主相とするＮｄ‐Ｆｅ‐Ｂ磁石より安価
ではあるが、配合原料を実質９０％以上非晶質合金化す
る必要があるため液体急冷条件が限定され、また、同時
に硬磁性材料になり得るための熱処理条件が狭く限定さ
れ、工業生産上実用的でなく、ハードフェライト磁石の
代替として安価に提供できない。
ｒと２ｋＯｅ〜３ｋＯｅのｉＨｃを有し、高価なＮｄの
含有濃度が４ａｔ％程度と低いため、配合原料価格はＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂを主相とするＮｄ‐Ｆｅ‐Ｂ磁石より安価
ではあるが、配合原料を実質９０％以上非晶質合金化す
る必要があるため液体急冷条件が限定され、また、同時
に硬磁性材料になり得るための熱処理条件が狭く限定さ
れ、工業生産上実用的でなく、ハードフェライト磁石の
代替として安価に提供できない。
【０００９】他方、米国特許５０８，２６６等の超急冷
Ｎｄ‐Ｆｅ‐Ｂ系磁石材料では、合金溶湯をロール周速
度２０ｍ／ｓ程度で急冷することにより直接、硬磁気特
性を有する結晶質からなる組織を得られるが、合金に含
有される高価なＮｄ含有量が１３ａｔ％程度と高いた
め、ハードフェライト磁石の代替として安価に提供でき
ない。
Ｎｄ‐Ｆｅ‐Ｂ系磁石材料では、合金溶湯をロール周速
度２０ｍ／ｓ程度で急冷することにより直接、硬磁気特
性を有する結晶質からなる組織を得られるが、合金に含
有される高価なＮｄ含有量が１３ａｔ％程度と高いた
め、ハードフェライト磁石の代替として安価に提供でき
ない。
【００１０】この発明は、希土類濃度が６ａｔ％以下と
低いことを特徴とする軟磁性のＦｅ3Ｂ相と硬磁性のＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混在する結晶集合組織を有する準安定
構造の永久磁石材料において、その製造条件、特に熱処
理条件を緩和して安定した工業生産を可能にすることを
目的とし、特に８ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有し、
ハードフェライト磁石に匹敵する性能対価格比を有する
微細結晶永久磁石合金を量産可能にする微細結晶永久磁
石合金の製造方法の提供を目的としている。
低いことを特徴とする軟磁性のＦｅ3Ｂ相と硬磁性のＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混在する結晶集合組織を有する準安定
構造の永久磁石材料において、その製造条件、特に熱処
理条件を緩和して安定した工業生産を可能にすることを
目的とし、特に８ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有し、
ハードフェライト磁石に匹敵する性能対価格比を有する
微細結晶永久磁石合金を量産可能にする微細結晶永久磁
石合金の製造方法の提供を目的としている。
【００１１】
【課題を解決するための手段】発明者らは、軟磁性相と
硬磁性相が混在する低希土類濃度のＮｄ‐Ｆｅ‐Ｂ系微
細結晶永久磁石の製造方法を種々検討した結果、Ｐｒと
Ｎｄが大半を占る希土類元素の含有量が６ａｔ％未満と
少なく、１５．５ａｔ％〜３０ａｔ％のＢを含有する特
定組成の合金溶湯を、冷却ロールを用いた液体急冷法に
より急冷合金化するに際し、３１ｋＰａ〜１０１ｋＰａ
の不活性ガス雰囲気中にて、急冷することにより、従
来、実質９０％以上に非晶質化する必要があった液体急
冷条件が緩和され、急冷合金の結晶組織が５０％以上を
占める液体急冷条件でも、磁気特性の劣化を誘因する結
晶粒径数１００ｎｍ以上のα−Ｆｅの析出が抑制される
と共に、その後、５５０℃〜７５０℃の温度域にて熱処
理を施す際、平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍのＦｅ3
Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造
を有する化合物相が共存し、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧
８ｋＧの磁気特性を有する磁石合金を得る微細結晶永久
磁石合金を得られる熱処理温度範囲が拡大することを知
見し、この発明を完成した。
硬磁性相が混在する低希土類濃度のＮｄ‐Ｆｅ‐Ｂ系微
細結晶永久磁石の製造方法を種々検討した結果、Ｐｒと
Ｎｄが大半を占る希土類元素の含有量が６ａｔ％未満と
少なく、１５．５ａｔ％〜３０ａｔ％のＢを含有する特
定組成の合金溶湯を、冷却ロールを用いた液体急冷法に
より急冷合金化するに際し、３１ｋＰａ〜１０１ｋＰａ
の不活性ガス雰囲気中にて、急冷することにより、従
来、実質９０％以上に非晶質化する必要があった液体急
冷条件が緩和され、急冷合金の結晶組織が５０％以上を
占める液体急冷条件でも、磁気特性の劣化を誘因する結
晶粒径数１００ｎｍ以上のα−Ｆｅの析出が抑制される
と共に、その後、５５０℃〜７５０℃の温度域にて熱処
理を施す際、平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍのＦｅ3
Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造
を有する化合物相が共存し、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧
８ｋＧの磁気特性を有する磁石合金を得る微細結晶永久
磁石合金を得られる熱処理温度範囲が拡大することを知
見し、この発明を完成した。
【００１２】すなわち、この発明は、組成式を
Ｆｅ100-x-yＢxＲy、
（Ｆｅ1-mＣｏm）100-x-yＢxＲy、
Ｆｅ100-x-y-zＢxＲyＭz、
（Ｆｅ1-mＣｏm）100-x-y-zＢxＲyＭz
（但しＲはＰｒ、Ｎｄ、ＤｙまたはＴｂの１種または２
種以上であり、ＤｙはＲの２２％以下、Ｔｂは１０％以
下、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ
の１種または２種以上）のいずれかで表し、組成範囲を
限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｍが下記値を満足する溶湯
を、３１ｋＰａ〜１０１ｋＰａの不活性ガス雰囲気中に
て、回転する冷却ロール上に連続的に鋳込み、平均結晶
粒径１０ｎｍ以下のＦｅ3Ｂ型化合物並びにα−Ｆｅと
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する
結晶組織が５０％以上を占め、残部が非晶質からなる微
細結晶合金を作製し、その後、５５０℃〜７５０℃の温
度域にて熱処理を施すことで、平均結晶粒径１０ｎｍ〜
５０ｎｍの微細結晶合金となし、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂ
ｒ≧８ｋＧの磁気特性を有する磁石合金を得る微細結晶
永久磁石合金の製造方法を提案するものである。１５．５ ≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ＜６ａｔ％ ０．０１≦ｚ≦７ａｔ％ ０．００１≦ｍ≦０．５
種以上であり、ＤｙはＲの２２％以下、Ｔｂは１０％以
下、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ
の１種または２種以上）のいずれかで表し、組成範囲を
限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｍが下記値を満足する溶湯
を、３１ｋＰａ〜１０１ｋＰａの不活性ガス雰囲気中に
て、回転する冷却ロール上に連続的に鋳込み、平均結晶
粒径１０ｎｍ以下のＦｅ3Ｂ型化合物並びにα−Ｆｅと
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する
結晶組織が５０％以上を占め、残部が非晶質からなる微
細結晶合金を作製し、その後、５５０℃〜７５０℃の温
度域にて熱処理を施すことで、平均結晶粒径１０ｎｍ〜
５０ｎｍの微細結晶合金となし、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂ
ｒ≧８ｋＧの磁気特性を有する磁石合金を得る微細結晶
永久磁石合金の製造方法を提案するものである。１５．５ ≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ＜６ａｔ％ ０．０１≦ｚ≦７ａｔ％ ０．００１≦ｍ≦０．５
【００１３】さらに、この発明は、前述の製造方法にて
得られる微細結晶永久磁石合金を平均粉末粒径３μｍ〜
５００μｍに粉砕して、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋ
Ｇの磁気特性を有する磁石粉末を得る微細結晶組織を有
する等方性永久磁石粉末の製造方法を併せて提案する。
得られる微細結晶永久磁石合金を平均粉末粒径３μｍ〜
５００μｍに粉砕して、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋ
Ｇの磁気特性を有する磁石粉末を得る微細結晶組織を有
する等方性永久磁石粉末の製造方法を併せて提案する。
【００１４】
【発明の実施の形態】組成の限定理由
希土類元素Ｒは、Ｐｒ、Ｎｄ、ＤｙまたはＴｂの１種ま
たは２種以上を特定量含有のときのみ、高い磁気特性が
得られ、他の希土類、例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２
ｋＯｅ以上の特性が得られず、また、Ｔｂ、およびＤｙ
を除くＳｍ以降の中希土類元素、重希土類元素は磁気特
性の劣化を招来するため好ましくない。Ｒは、１ａｔ％
未満では２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず、また６ａｔ
％以上では８ｋＧ以上のＢｒが得られないため、１ａｔ
％以上６ａｔ％未満の範囲とする。好ましくは、２ａｔ
％〜５．５ａｔ％が良い。さらに、ＤｙとＴｂは、実施
例に示すごとくＤｙはＲの２２％以下、Ｔｂは１０％以
下であることが好ましい。
たは２種以上を特定量含有のときのみ、高い磁気特性が
得られ、他の希土類、例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２
ｋＯｅ以上の特性が得られず、また、Ｔｂ、およびＤｙ
を除くＳｍ以降の中希土類元素、重希土類元素は磁気特
性の劣化を招来するため好ましくない。Ｒは、１ａｔ％
未満では２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず、また６ａｔ
％以上では８ｋＧ以上のＢｒが得られないため、１ａｔ
％以上６ａｔ％未満の範囲とする。好ましくは、２ａｔ
％〜５．５ａｔ％が良い。さらに、ＤｙとＴｂは、実施
例に示すごとくＤｙはＲの２２％以下、Ｔｂは１０％以
下であることが好ましい。
【００１５】Ｂは、１５．５ａｔ％未満では液体急冷後
の金属組織において、α‐Ｆｅの析出が著しく、保磁力
の発現に必須であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する
化合物の析出が阻害されるため、１ｋＯｅ未満のｉＨｃ
しか得られない、また３０ａｔ％を越えると減磁曲線の
角形性が著しく低下し、８ｋＧ以上のＢｒが得られない
ため、１５ａｔ％〜３０ａｔ％の範囲とする。好ましく
は、実施例に示すごとく１５．５ａｔ％〜２０ａｔ％が
良い。
の金属組織において、α‐Ｆｅの析出が著しく、保磁力
の発現に必須であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する
化合物の析出が阻害されるため、１ｋＯｅ未満のｉＨｃ
しか得られない、また３０ａｔ％を越えると減磁曲線の
角形性が著しく低下し、８ｋＧ以上のＢｒが得られない
ため、１５ａｔ％〜３０ａｔ％の範囲とする。好ましく
は、実施例に示すごとく１５．５ａｔ％〜２０ａｔ％が
良い。
【００１６】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占め、Ｆ
ｅの一部をＣｏで置換することにより金属組織が微細化
され、減磁曲線の角形性が改善、及び最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘの向上、並びに耐熱性の向上が得られる
が、Ｆｅに対する置換量が０．１％未満ではかかる効果
が得られず、また、５０％を越えると８ｋＧ以上のＢｒ
が得られないため、ＣｏのＦｅに対する置換量は０．１
％〜５０％の範囲とする。好ましくは、０．５％〜１０
％が良い。
ｅの一部をＣｏで置換することにより金属組織が微細化
され、減磁曲線の角形性が改善、及び最大エネルギー積
（ＢＨ）ｍａｘの向上、並びに耐熱性の向上が得られる
が、Ｆｅに対する置換量が０．１％未満ではかかる効果
が得られず、また、５０％を越えると８ｋＧ以上のＢｒ
が得られないため、ＣｏのＦｅに対する置換量は０．１
％〜５０％の範囲とする。好ましくは、０．５％〜１０
％が良い。
【００１７】添加元素ＭのＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａ
ｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂは、微細結晶永久磁石の微細組織
化に寄与し、保磁力を改善すると共に、減磁曲線の角形
性を改善し、Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大する効果
が得られるが、０．０１ａｔ％未満ではかかる効果が得
られず、７ａｔ％以上ではＢｒ≧８ｋＧの磁気特性を得
られないため、０．０１ａｔ％〜７ａｔ％の範囲とす
る。好ましくは、０．０５ａｔ％〜５ａｔ％である。
ｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａ
ｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂは、微細結晶永久磁石の微細組織
化に寄与し、保磁力を改善すると共に、減磁曲線の角形
性を改善し、Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大する効果
が得られるが、０．０１ａｔ％未満ではかかる効果が得
られず、７ａｔ％以上ではＢｒ≧８ｋＧの磁気特性を得
られないため、０．０１ａｔ％〜７ａｔ％の範囲とす
る。好ましくは、０．０５ａｔ％〜５ａｔ％である。
【００１８】製造条件の限定理由
この発明において、上述の特定組成の合金溶湯を３１ｋ
Ｐａ〜１０１ｋＰａの範囲の不活性ガス雰囲気中にて、
回転する冷却ロール上に連続的に鋳込み、平均結晶粒径
１０ｎｍ以下のＦｅ3Ｂ型化合物並びにα‐ＦｅとＮｄ2
Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組
織が５０％以上を占め、残部が非晶質からなる微細結晶
合金を作製し、その後、５５０℃〜７５０℃の温度域に
て熱処理を施すことで、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧８ｋ
Ｇの磁気特性を有する磁石合金を得るに必要な平均結晶
粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織となすことが最
も重要である。
Ｐａ〜１０１ｋＰａの範囲の不活性ガス雰囲気中にて、
回転する冷却ロール上に連続的に鋳込み、平均結晶粒径
１０ｎｍ以下のＦｅ3Ｂ型化合物並びにα‐ＦｅとＮｄ2
Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組
織が５０％以上を占め、残部が非晶質からなる微細結晶
合金を作製し、その後、５５０℃〜７５０℃の温度域に
て熱処理を施すことで、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧８ｋ
Ｇの磁気特性を有する磁石合金を得るに必要な平均結晶
粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織となすことが最
も重要である。
【００１９】すなわち、合金溶湯の連続鋳造の際、鋳造
雰囲気が１０１ｋＰａを越える場合は、ロールと溶湯間
のガス巻き込み、およびロール周辺の風による溶湯流の
乱れなどにより、冷却条件が安定しない結晶粒径数１０
０ｎｍの粗大なα‐Ｆｅを含む急冷合金組織となり、ｉ
Ｈｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧８ｋＧの磁気特性が得られず、
３１ｋＰａ未満の場合は、合金組成に依存して変化する
アモルファス形成能が増大して過急冷となりやすく、熱
処理後の磁気特性が安定しないことから、溶湯急冷雰囲
気を３１ｋＰａ〜１０１ｋＰａとする。好ましくは、３
１ｋＰａ〜８０ｋＰａが良い。雰囲気ガスは、合金溶湯
の酸化防止のため、不活性ガス雰囲気とする。好ましく
は、Ｎ2、Ａｒ雰囲気中が良い。
雰囲気が１０１ｋＰａを越える場合は、ロールと溶湯間
のガス巻き込み、およびロール周辺の風による溶湯流の
乱れなどにより、冷却条件が安定しない結晶粒径数１０
０ｎｍの粗大なα‐Ｆｅを含む急冷合金組織となり、ｉ
Ｈｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧８ｋＧの磁気特性が得られず、
３１ｋＰａ未満の場合は、合金組成に依存して変化する
アモルファス形成能が増大して過急冷となりやすく、熱
処理後の磁気特性が安定しないことから、溶湯急冷雰囲
気を３１ｋＰａ〜１０１ｋＰａとする。好ましくは、３
１ｋＰａ〜８０ｋＰａが良い。雰囲気ガスは、合金溶湯
の酸化防止のため、不活性ガス雰囲気とする。好ましく
は、Ｎ2、Ａｒ雰囲気中が良い。
【００２０】前述の急冷合金は、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂ
ｒ≧８ｋＧの磁気特性を有する永久磁石合金を得るのに
必要な平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶から
なる金属組織になるよう、結晶粒成長を目的とした熱処
理を行う必要があるが、熱処理温度が５５０℃未満では
粒成長を起こさないため、１０ｎｍ以上の平均結晶粒径
が得られない、また７５０℃を越えると粒成長が著しく
ｉＨｃ、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が劣化し、上述の
磁気特性が得られないため、熱処理温度は５５０℃〜７
５０℃に限定する。
ｒ≧８ｋＧの磁気特性を有する永久磁石合金を得るのに
必要な平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶から
なる金属組織になるよう、結晶粒成長を目的とした熱処
理を行う必要があるが、熱処理温度が５５０℃未満では
粒成長を起こさないため、１０ｎｍ以上の平均結晶粒径
が得られない、また７５０℃を越えると粒成長が著しく
ｉＨｃ、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が劣化し、上述の
磁気特性が得られないため、熱処理温度は５５０℃〜７
５０℃に限定する。
【００２１】熱処理において、雰囲気は酸化を防ぐため
Ａｒガス、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気中もしくは
１．３３Ｐａ以下の真空中が好ましい。磁気特性は熱処
理時間には依存しないが、６時間を越えるような場合、
若干時間の経過とともにＢｒが低下する傾向があるた
め、好ましくは６時間未満が良い。
Ａｒガス、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気中もしくは
１．３３Ｐａ以下の真空中が好ましい。磁気特性は熱処
理時間には依存しないが、６時間を越えるような場合、
若干時間の経過とともにＢｒが低下する傾向があるた
め、好ましくは６時間未満が良い。
【００２２】合金溶湯の液体急冷連続鋳造処理に用いる
冷却ロールの材質は、熱伝導度の点からアルミニウム合
金、純銅および銅合金、鉄、真鍮、タングステン、青銅
を採用できるが、機械的強度および経済性の点から、Ｃ
ｕもしくはＦｅ（但しＣｕ、Ｆｅを含む合金でもよい）
が好ましく、上記以外の材質では熱伝導が悪いため、充
分合金溶湯を冷却できず、数１００ｎｍの粗大なα‐Ｆ
ｅおよびＦｅ2Ｂが析出するため、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、
Ｂｒ≧８ｋＧの磁気特性を得られず好ましくない。
冷却ロールの材質は、熱伝導度の点からアルミニウム合
金、純銅および銅合金、鉄、真鍮、タングステン、青銅
を採用できるが、機械的強度および経済性の点から、Ｃ
ｕもしくはＦｅ（但しＣｕ、Ｆｅを含む合金でもよい）
が好ましく、上記以外の材質では熱伝導が悪いため、充
分合金溶湯を冷却できず、数１００ｎｍの粗大なα‐Ｆ
ｅおよびＦｅ2Ｂが析出するため、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、
Ｂｒ≧８ｋＧの磁気特性を得られず好ましくない。
【００２３】例えば、冷却ロールに中心線粗さＲａ≦
０．８μｍ、最大高さＲｍａｘ≦３．２μｍ、１０点の
平均粗さＲｚ≦３．２μｍの表面粗度を有するＣｕ製ロ
ールを採用した場合、ロール周速度が１５ｍ／ｓを越え
ると急冷合金中に含まれる結晶組織が５０％以下とな
り、非晶質相が増加するため好ましくなく、また、ロー
ル周速度が４ｍ／ｓ以下の場合、急冷合金の金属組織が
不均一となり、熱処理後の磁気特性が安定せず好ましく
ないため、ロール周速度は、４ｍ／ｓ〜１５ｍ／ｓが良
い。
０．８μｍ、最大高さＲｍａｘ≦３．２μｍ、１０点の
平均粗さＲｚ≦３．２μｍの表面粗度を有するＣｕ製ロ
ールを採用した場合、ロール周速度が１５ｍ／ｓを越え
ると急冷合金中に含まれる結晶組織が５０％以下とな
り、非晶質相が増加するため好ましくなく、また、ロー
ル周速度が４ｍ／ｓ以下の場合、急冷合金の金属組織が
不均一となり、熱処理後の磁気特性が安定せず好ましく
ないため、ロール周速度は、４ｍ／ｓ〜１５ｍ／ｓが良
い。
【００２４】また、この発明による微細結晶永久磁石合
金を３μｍ〜５００μｍの粒度になるよう粉砕すること
により、ｉＨｃ≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧを有する等方
性永久磁石磁粉末を得ることができる。粉末粒径が３μ
ｍ未満では磁気特性、特にＢｒが低下し好ましくなく、
また、５００μｍを越えると成形が困難なため、粉砕後
の磁粉粒度を３μｍ〜５００μｍに限定する。圧縮成形
ボンド磁石用磁粉として利用する場合は１０μｍ〜３０
０μｍが好ましく、射出成形ボンド磁石用磁粉としては
５０μｍ以下が好ましい。
金を３μｍ〜５００μｍの粒度になるよう粉砕すること
により、ｉＨｃ≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧを有する等方
性永久磁石磁粉末を得ることができる。粉末粒径が３μ
ｍ未満では磁気特性、特にＢｒが低下し好ましくなく、
また、５００μｍを越えると成形が困難なため、粉砕後
の磁粉粒度を３μｍ〜５００μｍに限定する。圧縮成形
ボンド磁石用磁粉として利用する場合は１０μｍ〜３０
０μｍが好ましく、射出成形ボンド磁石用磁粉としては
５０μｍ以下が好ましい。
【００２５】この発明による微細結晶永久磁石合金の結
晶相は、軟磁性を有するＦｅ3Ｂ型化合物ならびにα‐
Ｆｅと、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性化合
物相とが同一組織中に共存し、各構成相の平均結晶粒径
が１０ｎｍ〜５０ｎｍの範囲の微細結晶集合体からなる
ことを特徴としている。微細結晶永久磁石合金を構成す
る平均結晶粒径が５０ｎｍを越えると、Ｂｒおよび減磁
曲線の角形性が劣化し、Ｂｒ≧８ｋＧの磁気特性を得る
ことができない。また、平均結晶粒径は細かいほど好ま
しいが、１０ｎｍ未満ではｉＨｃの低下を引き起こすた
め、下限を１０ｎｍとする。
晶相は、軟磁性を有するＦｅ3Ｂ型化合物ならびにα‐
Ｆｅと、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性化合
物相とが同一組織中に共存し、各構成相の平均結晶粒径
が１０ｎｍ〜５０ｎｍの範囲の微細結晶集合体からなる
ことを特徴としている。微細結晶永久磁石合金を構成す
る平均結晶粒径が５０ｎｍを越えると、Ｂｒおよび減磁
曲線の角形性が劣化し、Ｂｒ≧８ｋＧの磁気特性を得る
ことができない。また、平均結晶粒径は細かいほど好ま
しいが、１０ｎｍ未満ではｉＨｃの低下を引き起こすた
め、下限を１０ｎｍとする。
【００２６】
【実施例】実施例１
表１のＮｏ．１〜１７の組成となるように、純度９９．
５％以上のＦｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂの金属を
用い、総量が３０ｇとなるように秤量し、底部に直径
０．８ｍｍのオリフィスを有する石英るつぼ内に投入
し、表１の急冷雰囲気圧に保持したＡｒ雰囲気中で高周
波加熱により溶解し、溶解温度を１３００℃にした後、
湯面をＡｒガスにより加圧して室温にて、表１に示す急
冷雰囲気およびロール周速度にて回転するＣｕ製冷却ロ
ールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を連続して鋳
込み幅２ｍｍ〜３ｍｍ、厚み１００μｍ〜３００μｍの
連続した薄板状の急冷合金を作製した。なお、実施例の
Ｎｏ．１２は、希土類元素のＤｙ量が多い参考実施例で
ある。
５％以上のＦｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂの金属を
用い、総量が３０ｇとなるように秤量し、底部に直径
０．８ｍｍのオリフィスを有する石英るつぼ内に投入
し、表１の急冷雰囲気圧に保持したＡｒ雰囲気中で高周
波加熱により溶解し、溶解温度を１３００℃にした後、
湯面をＡｒガスにより加圧して室温にて、表１に示す急
冷雰囲気およびロール周速度にて回転するＣｕ製冷却ロ
ールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を連続して鋳
込み幅２ｍｍ〜３ｍｍ、厚み１００μｍ〜３００μｍの
連続した薄板状の急冷合金を作製した。なお、実施例の
Ｎｏ．１２は、希土類元素のＤｙ量が多い参考実施例で
ある。
【００２７】この急冷合金をＡｒガス中で、表１に示す
熱処理温度で１０分間保持し、その後室温まで冷却して
合金を取り出し、幅２〜３ｍｍ、厚み５０μｍ〜２００
μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、ＶＳＭにて測定
した。表２に磁石特性を示す。Ｎｏ．３〜Ｎｏ．１７に
おいてＣｏ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａ
ｕ、Ｐｂは各構成相のＦｅの一部を置換する。
熱処理温度で１０分間保持し、その後室温まで冷却して
合金を取り出し、幅２〜３ｍｍ、厚み５０μｍ〜２００
μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、ＶＳＭにて測定
した。表２に磁石特性を示す。Ｎｏ．３〜Ｎｏ．１７に
おいてＣｏ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａ
ｕ、Ｐｂは各構成相のＦｅの一部を置換する。
【００２８】図１の実施例Ｎｏ．８における熱処理温度
に対する保磁力依存性が示す如く、この発明により得ら
れる急冷合金の保磁力は、熱処理温度に依存する。表３
に実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１７の急冷合金において、２
ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られる熱処理温度域を示す。
に対する保磁力依存性が示す如く、この発明により得ら
れる急冷合金の保磁力は、熱処理温度に依存する。表３
に実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１７の急冷合金において、２
ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られる熱処理温度域を示す。
【００２９】実施例２
表１のＮｏ．６、Ｎｏ．７、Ｎｏ．８、Ｎｏ．１３の急
冷合金については、粉砕機を用いて粉砕粒度２５μｍ〜
３００μｍ、平均粉末粒径１５０μｍになるよう粉砕
し、等方性永久磁石粉末を作製した。表４にＶＳＭにて
測定した磁石粉末の磁気特性を示す。
冷合金については、粉砕機を用いて粉砕粒度２５μｍ〜
３００μｍ、平均粉末粒径１５０μｍになるよう粉砕
し、等方性永久磁石粉末を作製した。表４にＶＳＭにて
測定した磁石粉末の磁気特性を示す。
【００３０】比較例１
表１のＮｏ．１８〜Ｎｏ．２１の組成となるように純度
９９．５％のＦｅ、Ｂ、Ｒ、Ｓｉを用いて表１に示す急
冷条件で急冷合金を作製した。得られた急冷合金に熱処
理を施し、冷却後に実施例１と同一条件で試料を作製し
てＶＳＭを用いて磁気特性を評価した。評価結果を表２
に示す。
９９．５％のＦｅ、Ｂ、Ｒ、Ｓｉを用いて表１に示す急
冷条件で急冷合金を作製した。得られた急冷合金に熱処
理を施し、冷却後に実施例１と同一条件で試料を作製し
てＶＳＭを用いて磁気特性を評価した。評価結果を表２
に示す。
【００３１】比較例Ｎｏ．１９の磁気特性は、図１の熱
処理温度に対する保磁力依存性が示す如く、熱処理温度
に依存するが、保磁力の発現する熱処理温度域は、急冷
雰囲気圧６０ｋＰａにて得られた実施例Ｎｏ．８に比べ
狭い。表３に比較例Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２１の急冷合金
において、２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られる熱処理温度
域を示す。
処理温度に対する保磁力依存性が示す如く、熱処理温度
に依存するが、保磁力の発現する熱処理温度域は、急冷
雰囲気圧６０ｋＰａにて得られた実施例Ｎｏ．８に比べ
狭い。表３に比較例Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２１の急冷合金
において、２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られる熱処理温度
域を示す。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【発明の効果】この発明は、軟磁性相と硬磁性相が混在
する低希土類濃度のＮｄ‐Ｆｅ‐Ｂ系微細結晶永久磁石
の製造方法における製造条件の緩和を図ったもので、Ｐ
ｒとＮｄが大半を占る希土類元素の含有量が６ａｔ％未
満と少なく、１５．５ａｔ％〜３０ａｔのＢを含有する
特定組成の合金溶湯を、冷却ロールを用いた液体急冷法
により急冷合金化するに際し、３１ｋＰａ〜１０１ｋＰ
ａの不活性ガス雰囲気中にて、急冷することにより、従
来、実質９０％以上を非晶質化する必要があった液体急
冷条件が緩和され、急冷合金の結晶組織が５０％以上を
占めることが可能な液体急冷条件でも、熱処理後にＦｅ
3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造
を有する化合物相が共存してｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧
８ｋＧの磁気特性を有する磁石合金が容易に得られる。
する低希土類濃度のＮｄ‐Ｆｅ‐Ｂ系微細結晶永久磁石
の製造方法における製造条件の緩和を図ったもので、Ｐ
ｒとＮｄが大半を占る希土類元素の含有量が６ａｔ％未
満と少なく、１５．５ａｔ％〜３０ａｔのＢを含有する
特定組成の合金溶湯を、冷却ロールを用いた液体急冷法
により急冷合金化するに際し、３１ｋＰａ〜１０１ｋＰ
ａの不活性ガス雰囲気中にて、急冷することにより、従
来、実質９０％以上を非晶質化する必要があった液体急
冷条件が緩和され、急冷合金の結晶組織が５０％以上を
占めることが可能な液体急冷条件でも、熱処理後にＦｅ
3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造
を有する化合物相が共存してｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧
８ｋＧの磁気特性を有する磁石合金が容易に得られる。
【００３７】すなわち、急冷合金の結晶組織が５０％以
上を占める液体急冷条件でも、磁気特性の劣化を誘因す
る結晶粒径数１００ｎｍ以上のα−Ｆｅの析出が抑制さ
れると共に、その後、５５０℃〜７５０℃の温度域にて
熱処理を施す際、平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍのＦ
ｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造を有する化合物相が共存し、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ
≧８ｋＧの磁気特性を有する磁石合金を得る微細結晶永
久磁石合金を得られる熱処理温度範囲が拡大することに
よって、微細結晶永久磁石の製造条件の緩和して安価で
安定した工業生産を可能にできるもので、従来、工業生
産上、安価で大量に生産することができなかった、ハー
ドフェライト磁石に匹敵する性能対価格比をもつ微細結
晶永久磁石を安価で提供できる。
上を占める液体急冷条件でも、磁気特性の劣化を誘因す
る結晶粒径数１００ｎｍ以上のα−Ｆｅの析出が抑制さ
れると共に、その後、５５０℃〜７５０℃の温度域にて
熱処理を施す際、平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍのＦ
ｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造を有する化合物相が共存し、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ
≧８ｋＧの磁気特性を有する磁石合金を得る微細結晶永
久磁石合金を得られる熱処理温度範囲が拡大することに
よって、微細結晶永久磁石の製造条件の緩和して安価で
安定した工業生産を可能にできるもので、従来、工業生
産上、安価で大量に生産することができなかった、ハー
ドフェライト磁石に匹敵する性能対価格比をもつ微細結
晶永久磁石を安価で提供できる。
【図１】実施例及び比較例における急冷合金の熱処理温
度に対する保磁力の依存性を示すグラフである。
度に対する保磁力の依存性を示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平７−157804（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−229641（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−62813（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−135929（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
C22C 1/00
B22D 11/06
H01F 1/00 - 1/117
Claims (5)
- 【請求項１】 組成式をＦｅ100-x-yＢxＲy （但しＲ
はＰｒ、Ｎｄ、ＤｙまたはＴｂの１種または２種以上で
あり、ＤｙはＲの２２％以下、Ｔｂは１０％以下）と表
し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙが下記値を満足する
溶湯を、３１ｋＰａ〜１０１ｋＰａの不活性ガス雰囲気
中にて、回転する冷却ロール上に連続的に鋳込み、平均
結晶粒径１０ｎｍ以下のＦｅ3Ｂ型化合物並びにα−Ｆ
ｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存
する結晶組織が５０％以上を占め、残部が非晶質からな
る微細結晶合金を作製し、その後、５５０℃〜７５０℃
の温度域にて熱処理を施すことで、平均結晶粒径１０ｎ
ｍ〜５０ｎｍの微細結晶合金となし、ｉＨｃ≧２ｋＯ
ｅ、Ｂｒ≧８ｋＧの磁気特性を有する磁石合金を得る微
細結晶永久磁石合金の製造方法。１５．５ ≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ＜６ａｔ％ - 【請求項２】 組成式を（Ｆｅ1-mＣｏm）100-x-yＢxＲ
y （但しＲはＰｒ、Ｎｄ、ＤｙまたはＴｂの１種また
は２種以上であり、ＤｙはＲの２２％以下、Ｔｂは１０
％以下）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｍが
下記値を満足する溶湯を、３１ｋＰａ〜１０１ｋＰａの
不活性ガス雰囲気中にて、回転する冷却ロール上に連続
的に鋳込み、平均結晶粒径１０ｎｍ以下のＦｅ3Ｂ型化
合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る化合物相が共存する結晶組織が５０％以上を占め、残
部が非晶質からなる微細結晶合金を作製し、その後、５
５０℃〜７５０℃の温度域にて熱処理を施すことで、平
均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶合金となし、
ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧８ｋＧの磁気特性を有する磁
石合金を得る微細結晶永久磁石合金の製造方法。１５．５ ≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ＜６ａｔ％ ０．００１≦ｍ≦０．５ - 【請求項３】 組成式をＦｅ100-x-y-zＢxＲyＭz （但
しＲはＰｒ、Ｎｄ、ＤｙまたはＴｂの１種または２種以
上であり、ＤｙはＲの２２％以下、Ｔｂは１０％以下、
ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、
Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂの１
種または２種以上）と表し、組成範囲を限定する記号
ｘ、ｙ、ｚが下記値を満足する溶湯を、３１ｋＰａ〜１
０１ｋＰａの不活性ガス雰囲気中にて、回転する冷却ロ
ール上に連続的に鋳込み、平均結晶粒径１０ｎｍ以下の
Ｆｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造を有する化合物相が共存する結晶組織が５０％以上
を占め、残部が非晶質からなる微細結晶合金を作製し、
その後、５５０℃〜７５０℃の温度域にて熱処理を施す
ことで、平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶合
金となし、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧８ｋＧの磁気特性
を有する磁石合金を得る微細結晶永久磁石合金の製造方
法。１５．５ ≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ＜６ａｔ％ ０．０１≦ｚ≦７ａｔ％ - 【請求項４】 組成式を（Ｆｅ1-mＣｏm）100-x-y-zＢx
ＲyＭz （但しＲはＰｒ、Ｎｄ、ＤｙまたはＴｂの１種
または２種以上であり、ＤｙはＲの２２％以下、Ｔｂは
１０％以下、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａ
ｕ、Ｐｂの１種または２種以上）と表し、組成範囲を限
定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｍが下記値を満足する溶湯を、
３１ｋＰａ〜１０１ｋＰａの不活性ガス雰囲気中にて、
回転する冷却ロール上に連続的に鋳込み、平均結晶粒径
１０ｎｍ以下のＦｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2
Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組
織が５０％以上を占め、残部が非晶質からなる微細結晶
合金を作製し、その後、５５０℃〜７５０℃の温度域に
て熱処理を施すことで、平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎ
ｍの微細結晶合金となし、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧８
ｋＧの磁気特性を有する磁石合金を得る微細結晶永久磁
石合金の製造方法。１５．５ ≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ＜６ａｔ％ ０．０１≦ｚ≦７ａｔ％ ０．００１≦ｍ≦０．５ - 【請求項５】 請求項１、請求項２、請求項３または請
求項４において、得られた微細結晶永久磁石合金を平均
粉末粒径３μｍ〜５００μｍに粉砕して、ｉＨｃ≧２ｋ
Ｏｅ、Ｂｒ≧７ｋＧの磁気特性を有する磁石粉末を得る
微細結晶組織を有する等方性永久磁石粉末の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09495797A JP3488358B2 (ja) | 1997-03-27 | 1997-03-27 | 微細結晶永久磁石合金及び永久磁石粉末の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09495797A JP3488358B2 (ja) | 1997-03-27 | 1997-03-27 | 微細結晶永久磁石合金及び永久磁石粉末の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10265915A JPH10265915A (ja) | 1998-10-06 |
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Family
ID=14124420
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09495797A Expired - Lifetime JP3488358B2 (ja) | 1997-03-27 | 1997-03-27 | 微細結晶永久磁石合金及び永久磁石粉末の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3488358B2 (ja) |
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