JP3519443B2 - 永久磁石合金粉末とその製造方法 - Google Patents
永久磁石合金粉末とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、各種モーターやアク
チュエーター並びに磁気センサー用磁気回路などに最適
なボンド磁石用永久磁石合金粉末とその製造方法に係
り、希土類元素の含有量が少ない特定組成の（Ｆｅ，
Ｍ）−Ｍｎ−Ｂ−Ｒまたは（Ｆｅ，Ｍ，Ｃｏ）−Ｍｎ−
Ｂ−Ｒ合金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラ
ット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらの併用法
にてアモルファス組織あるいは微細結晶とアモルファス
が混在する組織とし、特定の熱処理にてα−鉄及び鉄を
主成分とする強磁性の軟磁性相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造の硬磁性相との微細結晶集合体からなる合金粉末を
得、これを樹脂にて結合することにより、ハードフェラ
イト磁石では得られない５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒ
を有するＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石を得ることができる
永久磁石合金粉末とその製造方法に関する。
チュエーター並びに磁気センサー用磁気回路などに最適
なボンド磁石用永久磁石合金粉末とその製造方法に係
り、希土類元素の含有量が少ない特定組成の（Ｆｅ，
Ｍ）−Ｍｎ−Ｂ−Ｒまたは（Ｆｅ，Ｍ，Ｃｏ）−Ｍｎ−
Ｂ−Ｒ合金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラ
ット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらの併用法
にてアモルファス組織あるいは微細結晶とアモルファス
が混在する組織とし、特定の熱処理にてα−鉄及び鉄を
主成分とする強磁性の軟磁性相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造の硬磁性相との微細結晶集合体からなる合金粉末を
得、これを樹脂にて結合することにより、ハードフェラ
イト磁石では得られない５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒ
を有するＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石を得ることができる
永久磁石合金粉末とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】家電用機器や電装品用に用いられるステ
ッピングモーター、パワーモーター並びにアクチュエー
ターなどに使用される永久磁石は主にハードフェライト
磁石に限定されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低
温減磁特性が有ること、セラミックス材質のために機械
的強度が低くて割れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形
状が得難いことなどの問題があった。
ッピングモーター、パワーモーター並びにアクチュエー
ターなどに使用される永久磁石は主にハードフェライト
磁石に限定されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低
温減磁特性が有ること、セラミックス材質のために機械
的強度が低くて割れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形
状が得難いことなどの問題があった。
【０００３】今日、自動車は省資源のため車両の軽量化
による燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装
品はより一層の小型、軽量化が求められている。また、
自動車用電装品以外の家電用モーターなどの用途におい
ても、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、現在のモーター構造では磁石材料としてＢｒが
５〜７ｋＧ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。
による燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装
品はより一層の小型、軽量化が求められている。また、
自動車用電装品以外の家電用モーターなどの用途におい
ても、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、現在のモーター構造では磁石材料としてＢｒが
５〜７ｋＧ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。
【０００４】例えば、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石では
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などを
１０〜１５ａｔ％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である。また、多極着磁の際
の磁極間ピッチが最小１．６ｍｍ程度であるため、ステ
ッピングモーターの回転むらの改善並びにサーボモータ
ーに匹敵する位置決め精度を得るためのより一層の多極
着磁ができず、現在のところ、５ｋＧ以上のＢｒを有
し、安価で容易に多極着磁が可能な永久磁石材料は、見
出されていない。
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などを
１０〜１５ａｔ％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である。また、多極着磁の際
の磁極間ピッチが最小１．６ｍｍ程度であるため、ステ
ッピングモーターの回転むらの改善並びにサーボモータ
ーに匹敵する位置決め精度を得るためのより一層の多極
着磁ができず、現在のところ、５ｋＧ以上のＢｒを有
し、安価で容易に多極着磁が可能な永久磁石材料は、見
出されていない。
【０００５】
【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、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ．，Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この磁石材
料はアモルファスリボンを熱処理することにより、軟磁
性であるＦｅ3Ｂと硬磁性であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集
合組織を有する準安定構造の永久磁石であるが、ｉＨｃ
が２〜３ｋＯｅ程度と低く、またこのｉＨｃを得るため
の熱処理条件が狭く限定され、工業生産上実用的でな
い。
系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ．，Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この磁石材
料はアモルファスリボンを熱処理することにより、軟磁
性であるＦｅ3Ｂと硬磁性であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集
合組織を有する準安定構造の永久磁石であるが、ｉＨｃ
が２〜３ｋＯｅ程度と低く、またこのｉＨｃを得るため
の熱処理条件が狭く限定され、工業生産上実用的でな
い。
【０００６】このＦｅ3Ｂ型化合物を主相とするＮｄ−
Ｆｅ−Ｂ磁石のＮｄの一部をＤｙとＴｂで置換してｉＨ
ｃを３〜５ｋＯｅに改善する研究が発表されているが、
高価な元素を添加するため原材料の価格が上がる問題の
ほか、添加希土類元素はその磁気モーメントがＮｄやＦ
ｅの磁気モーメントと反平行して結合するため磁化並び
に減磁曲線の角型性が劣化する問題がある（Ｒ．Ｃｏｅ
ｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８３
（１９９０）２２８〜２３０頁）。
Ｆｅ−Ｂ磁石のＮｄの一部をＤｙとＴｂで置換してｉＨ
ｃを３〜５ｋＯｅに改善する研究が発表されているが、
高価な元素を添加するため原材料の価格が上がる問題の
ほか、添加希土類元素はその磁気モーメントがＮｄやＦ
ｅの磁気モーメントと反平行して結合するため磁化並び
に減磁曲線の角型性が劣化する問題がある（Ｒ．Ｃｏｅ
ｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８３
（１９９０）２２８〜２３０頁）。
【０００７】他の研究（Ｓｈｅｎ Ｂａｏ−ｇｅｎら，
Ｊ．Ｍａｇｎ， Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８９（１９９
１）３３５〜３４０頁）として、Ｆｅの一部をＣｏにて
置換してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数を
改善するものであるが、Ｃｏの添加にともないＢｒを低
下させる問題がある。
Ｊ．Ｍａｇｎ， Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８９（１９９
１）３３５〜３４０頁）として、Ｆｅの一部をＣｏにて
置換してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数を
改善するものであるが、Ｃｏの添加にともないＢｒを低
下させる問題がある。
【０００８】いずれにしてもＦｅ3Ｂ型Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石は、超急冷法によりアモルファス化した後、熱処
理して硬磁性材料化できるが、ｉＨｃが低く、かつ前記
熱処理条件が狭く、安定した工業生産ができず、ハード
フェライト磁石の代替えとして安価に提供することがで
きない。
系磁石は、超急冷法によりアモルファス化した後、熱処
理して硬磁性材料化できるが、ｉＨｃが低く、かつ前記
熱処理条件が狭く、安定した工業生産ができず、ハード
フェライト磁石の代替えとして安価に提供することがで
きない。
【０００９】この発明は、含有する希土類が少ないＦｅ
−Ｂ−Ｒ系磁石（Ｒは希土類元素）のｉＨｃを向上さ
せ、安定した工業生産を可能にするため、５ｋＯｅ以上
の保磁力ｉＨｃと６ｋＧ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コストパフォーマンス
を有し、安価に提供できるＦｅ−Ｂ−Ｒ系磁石を得るた
めの永久磁石合金粉末とその製造方法の提供を目的とし
ている。
−Ｂ−Ｒ系磁石（Ｒは希土類元素）のｉＨｃを向上さ
せ、安定した工業生産を可能にするため、５ｋＯｅ以上
の保磁力ｉＨｃと６ｋＧ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コストパフォーマンス
を有し、安価に提供できるＦｅ−Ｂ−Ｒ系磁石を得るた
めの永久磁石合金粉末とその製造方法の提供を目的とし
ている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】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Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系磁石
のｉＨｃを向上させ、安定した工業生産を可能にする永
久磁石合金粉末を目的に種々検討した結果、希土類元素
の含有量が少なく、鉄基合金あるいは鉄の一部をＣｏで
置換した鉄基合金に、ＭｎとＡｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂの１種または
２種以上を添加した特定組成の合金溶湯を超急冷法等に
てアモルファス組織あるいは微細結晶とアモルファスが
混在する組織となし、特定の昇温速度による熱処理にて
微細結晶集合体を得ることにより、ハードフェライト磁
石では得られなかった５．５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂ
ｒを有するボンド磁石に最適の希土類永久磁石合金粉末
が得られることを知見し、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Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系磁石
のｉＨｃを向上させ、安定した工業生産を可能にする永
久磁石合金粉末を目的に種々検討した結果、希土類元素
の含有量が少なく、鉄基合金あるいは鉄の一部をＣｏで
置換した鉄基合金に、ＭｎとＡｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂの１種または
２種以上を添加した特定組成の合金溶湯を超急冷法等に
てアモルファス組織あるいは微細結晶とアモルファスが
混在する組織となし、特定の昇温速度による熱処理にて
微細結晶集合体を得ることにより、ハードフェライト磁
石では得られなかった５．５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂ
ｒを有するボンド磁石に最適の希土類永久磁石合金粉末
が得られることを知見し、この発明を完成した。
【００１１】この発明は、組成式を(Fe1-aMa)100-x-y-z
MnxByRz あるいは(Fe1-a-bMaCo)100-x-y-zMnxByRz
(但しRはPrまたはNdの1種または2種、MはAl、Si、S、N
i、Cu、Zn、Ga、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、a、bが下記値
を満足し、α-鉄及びFe 3B 相 (鉄を主成分とする強磁性の
軟磁性相)と、Nd2Fe14B型結晶構造を有する硬磁性相と
が同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が
1nm〜50nmの範囲にあり、平均粒径が3μm〜500μm、磁
気特性がiHc≧5kOe、Br≧6kG、(BH)max≧7MGOeであるこ
とを特徴とする永久磁石合金粉末である。 0.01≦x≦7at% 10≦y≦30at% 3≦z≦6at% 0.005≦a≦0.3 0.005≦b≦0.5
MnxByRz あるいは(Fe1-a-bMaCo)100-x-y-zMnxByRz
(但しRはPrまたはNdの1種または2種、MはAl、Si、S、N
i、Cu、Zn、Ga、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、a、bが下記値
を満足し、α-鉄及びFe 3B 相 (鉄を主成分とする強磁性の
軟磁性相)と、Nd2Fe14B型結晶構造を有する硬磁性相と
が同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が
1nm〜50nmの範囲にあり、平均粒径が3μm〜500μm、磁
気特性がiHc≧5kOe、Br≧6kG、(BH)max≧7MGOeであるこ
とを特徴とする永久磁石合金粉末である。 0.01≦x≦7at% 10≦y≦30at% 3≦z≦6at% 0.005≦a≦0.3 0.005≦b≦0.5
【００１２】また、この発明は、
(1)組成式を(Fe1-aMa)100-x-y-zMnxByRz あるいは(Fe
1-a-bMaCob)100-x-y-zMnxByRz (但しRはPrまたはNdの1
種または2種、MはAl、Si、S、Ni、Cu、Zn、Ga、Ag、P
t、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、a、bが上記値を満足する合金溶湯を
回転ロールを用いた超急冷法、スプラット急冷法、ガス
アトマイズ法あるいはこれらを組み合せて急冷し、アモ
ルファス組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在す
る組織となし、 (2)さらに結晶化が開始する温度から600℃〜750℃の処
理温度までの昇温速度が10℃/分〜50℃/秒になる結晶化
熱処理を施し、 (3)α-鉄及びFe 3B 相 (鉄を主成分とする強磁性の軟磁性
相)と、Nd2Fe14B型結晶構造を有する硬磁性相とが同一
粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が1nm〜5
0nmの範囲にある微結晶集合体を得たのち、 (4)次いでこれを、平均粒径3μm〜500μmに粉砕して磁
石合金粉末を得ることを特徴とする永久磁石合金粉末の
製造方法である。
1-a-bMaCob)100-x-y-zMnxByRz (但しRはPrまたはNdの1
種または2種、MはAl、Si、S、Ni、Cu、Zn、Ga、Ag、P
t、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、a、bが上記値を満足する合金溶湯を
回転ロールを用いた超急冷法、スプラット急冷法、ガス
アトマイズ法あるいはこれらを組み合せて急冷し、アモ
ルファス組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在す
る組織となし、 (2)さらに結晶化が開始する温度から600℃〜750℃の処
理温度までの昇温速度が10℃/分〜50℃/秒になる結晶化
熱処理を施し、 (3)α-鉄及びFe 3B 相 (鉄を主成分とする強磁性の軟磁性
相)と、Nd2Fe14B型結晶構造を有する硬磁性相とが同一
粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が1nm〜5
0nmの範囲にある微結晶集合体を得たのち、 (4)次いでこれを、平均粒径3μm〜500μmに粉砕して磁
石合金粉末を得ることを特徴とする永久磁石合金粉末の
製造方法である。
【００１３】組成の限定理由
希土類元素ＲはＰｒまたはＮｄの１種また２種を特定量
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２ｋＯｅ以上の特性が得
られず、また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とともに磁石を高価格にする
ため好ましくない。Ｒは、３ａｔ％未満では５．０ｋＯ
ｅ以上のｉＨｃが得られず、また６ａｔ％を超えると６
ｋＧ以上のＢｒが得られないため、３〜６ａｔ％の範囲
とする。好ましいＲの範囲は４〜５．５ａｔ％である。
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２ｋＯｅ以上の特性が得
られず、また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とともに磁石を高価格にする
ため好ましくない。Ｒは、３ａｔ％未満では５．０ｋＯ
ｅ以上のｉＨｃが得られず、また６ａｔ％を超えると６
ｋＧ以上のＢｒが得られないため、３〜６ａｔ％の範囲
とする。好ましいＲの範囲は４〜５．５ａｔ％である。
【００１４】Ｂは、１０ａｔ％未満では超急冷法を用い
てもアモルファス組織が得られず、熱処理を施しても３
ｋＯｅ未満のｉＨｃしか得られない。また３０ａｔ％を
越えると５ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１０
〜３０ａｔ％の範囲とする。好ましいＢの範囲は１５〜
２０ａｔ％である。
てもアモルファス組織が得られず、熱処理を施しても３
ｋＯｅ未満のｉＨｃしか得られない。また３０ａｔ％を
越えると５ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１０
〜３０ａｔ％の範囲とする。好ましいＢの範囲は１５〜
２０ａｔ％である。
【００１５】Ｍｎは、ｉＨｃの向上に有効であるが、
０．０１ａｔ％未満ではかかる効果が得られず、また、
７ａｔ％を超えるとＢｒが大きく低下し、６ｋＧ以上の
Ｂｒが得られないため、０．０１〜７ａｔ％の範囲とす
る。好ましいＭｎの範囲は１〜５ａｔ％である。
０．０１ａｔ％未満ではかかる効果が得られず、また、
７ａｔ％を超えるとＢｒが大きく低下し、６ｋＧ以上の
Ｂｒが得られないため、０．０１〜７ａｔ％の範囲とす
る。好ましいＭｎの範囲は１〜５ａｔ％である。
【００１６】添加元素ＭのＡｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂは、減磁曲線
の角型性を改善し、Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大さ
せる効果を有するためにＦｅと置換するが、Ｆｅに対す
る置換量が０．５％未満ではかかる効果が得られず、３
０％を越えると５．５ｋＧ以上のＢｒが得られないた
め、Ｆｅに対する置換量はＦｅ＋Ｃｏ＋Ｍの０．５％〜
３０％とする。好ましい範囲は１〜１５％である。
ｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂは、減磁曲線
の角型性を改善し、Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大さ
せる効果を有するためにＦｅと置換するが、Ｆｅに対す
る置換量が０．５％未満ではかかる効果が得られず、３
０％を越えると５．５ｋＧ以上のＢｒが得られないた
め、Ｆｅに対する置換量はＦｅ＋Ｃｏ＋Ｍの０．５％〜
３０％とする。好ましい範囲は１〜１５％である。
【００１７】Ｃｏは、Ｂｒ、減磁曲線の角型性及び温度
特性の向上に有効であるが、Ｆｅに対する置換量が０．
５％未満ではかかる効果が得られず、また、５０％を超
えると６ｋＧ以上のＢｒが得られないため、Ｆｅに対す
る置換量はＦｅ＋Ｃｏ＋Ｍの０．５〜５０％の範囲とす
る。好ましいＣｏの範囲は２〜１０％である。
特性の向上に有効であるが、Ｆｅに対する置換量が０．
５％未満ではかかる効果が得られず、また、５０％を超
えると６ｋＧ以上のＢｒが得られないため、Ｆｅに対す
る置換量はＦｅ＋Ｃｏ＋Ｍの０．５〜５０％の範囲とす
る。好ましいＣｏの範囲は２〜１０％である。
【００１８】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占める。
【００１９】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超急冷
法にてアモルファス組織あるいは微細結晶とアモルファ
スが混在する組織となし、結晶化が開始する温度付近か
ら６００℃〜７５０℃の処理温度までの昇温速度が１０
℃／分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理を施すことによ
り、α−鉄及び鉄を主成分とする強磁性の軟磁性相と、
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが同一粉
末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜
５０ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得ることが最も重
要であり、合金溶湯の超急冷処理には公知の回転ロール
を用いた超急冷法を採用できるが、実質的にアモルファ
ス組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在する組織
が得られれば、回転ロールを用いた超急冷法の他にもス
プラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組
み合せた急冷方法を採用してもよい。例えば、Ｃｕ製ロ
ールを用いる場合は、そのロール表面周速度が１０〜５
０ｍ／秒の範囲が好適な急冷組織が得られるため好まし
い。すなわち周速度が１０ｍ／秒未満ではアモルファス
となら好ましくなく、ロール表面周速度が５０ｍ／秒を
超えると、結晶化の際、良好な硬磁気特性の得られる微
細結晶集合体とならず好ましくない。ただし、超急冷後
の組織において、少量のα−Ｆｅ相や準安定Ｎｄ−Ｆｅ
−Ｂ化合物相が急冷薄帯中に存在しても特性を著しく低
下させるものでなく許容される。
法にてアモルファス組織あるいは微細結晶とアモルファ
スが混在する組織となし、結晶化が開始する温度付近か
ら６００℃〜７５０℃の処理温度までの昇温速度が１０
℃／分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理を施すことによ
り、α−鉄及び鉄を主成分とする強磁性の軟磁性相と、
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが同一粉
末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜
５０ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得ることが最も重
要であり、合金溶湯の超急冷処理には公知の回転ロール
を用いた超急冷法を採用できるが、実質的にアモルファ
ス組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在する組織
が得られれば、回転ロールを用いた超急冷法の他にもス
プラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組
み合せた急冷方法を採用してもよい。例えば、Ｃｕ製ロ
ールを用いる場合は、そのロール表面周速度が１０〜５
０ｍ／秒の範囲が好適な急冷組織が得られるため好まし
い。すなわち周速度が１０ｍ／秒未満ではアモルファス
となら好ましくなく、ロール表面周速度が５０ｍ／秒を
超えると、結晶化の際、良好な硬磁気特性の得られる微
細結晶集合体とならず好ましくない。ただし、超急冷後
の組織において、少量のα−Ｆｅ相や準安定Ｎｄ−Ｆｅ
−Ｂ化合物相が急冷薄帯中に存在しても特性を著しく低
下させるものでなく許容される。
【００２０】この発明において、上述の特定組成の合金
溶湯を超急冷法にて実質的にアモルファス組織あるいは
微細結晶とアモルファスが混在する組織となした後、磁
気特性が最高となる熱処理は組成に依存するが、熱処理
温度が６００℃未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が析出しない
ためｉＨｃが発現しない、また７５０℃を超えると粒成
長が著しく、ｉＨｃ、Ｂｒ及び減磁曲線の角型性が劣化
し、上述の磁気特性が得られないため、熱処理温度は６
００〜７５０℃に限定する。熱処理雰囲気は酸化を防止
するため、Ａｒ、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気もし
くは１０-2Ｔｏｒｒ以上の真空中が好ましい。得られる
合金粉末の磁気特性は熱処理時間には依存しないが、６
時間を超えると若干時間の経過とともにＢｒが低下する
傾向にあるため、熱処理時間は６時間未満が好ましい。
溶湯を超急冷法にて実質的にアモルファス組織あるいは
微細結晶とアモルファスが混在する組織となした後、磁
気特性が最高となる熱処理は組成に依存するが、熱処理
温度が６００℃未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が析出しない
ためｉＨｃが発現しない、また７５０℃を超えると粒成
長が著しく、ｉＨｃ、Ｂｒ及び減磁曲線の角型性が劣化
し、上述の磁気特性が得られないため、熱処理温度は６
００〜７５０℃に限定する。熱処理雰囲気は酸化を防止
するため、Ａｒ、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気もし
くは１０-2Ｔｏｒｒ以上の真空中が好ましい。得られる
合金粉末の磁気特性は熱処理時間には依存しないが、６
時間を超えると若干時間の経過とともにＢｒが低下する
傾向にあるため、熱処理時間は６時間未満が好ましい。
【００２１】この発明において重要な特徴として、熱処
理に際して結晶化が開始する温度付近からの昇温速度で
あり、１０℃／分未満の昇温速度では、昇温中に粒成長
が起こり、良好な硬磁気特性が得られる微細結晶集合体
とならず、５ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず好ましくな
い。また、５０℃／秒を超える昇温速度では、６００℃
を通過してから生成するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出が十分
に行われず、ｉＨｃが低下するだけでなく、磁化曲線の
第２象限にＢｒ点近傍に磁化の低下のある減磁曲線とな
り、（ＢＨ）ｍａｘが劣化するため好ましくない。な
お、熱処理に際して結晶化が開始する温度までの昇温速
度は任意であり、急速加熱などを適用して処理能率を高
めることができる。
理に際して結晶化が開始する温度付近からの昇温速度で
あり、１０℃／分未満の昇温速度では、昇温中に粒成長
が起こり、良好な硬磁気特性が得られる微細結晶集合体
とならず、５ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず好ましくな
い。また、５０℃／秒を超える昇温速度では、６００℃
を通過してから生成するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出が十分
に行われず、ｉＨｃが低下するだけでなく、磁化曲線の
第２象限にＢｒ点近傍に磁化の低下のある減磁曲線とな
り、（ＢＨ）ｍａｘが劣化するため好ましくない。な
お、熱処理に際して結晶化が開始する温度までの昇温速
度は任意であり、急速加熱などを適用して処理能率を高
めることができる。
【００２２】結晶構造
この発明による希土類永久磁石合金粉末の結晶相は、α
−鉄及び鉄を主成分とする強磁性の軟磁性相と、Ｎｄ2
Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが同一粉末粒子
中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎ
ｍの微細結晶集合体からなることを特徴としている。さ
らに好ましい平均結晶粒径は１ｎｍ〜２０ｎｍである。
この発明において、永久磁石合金の平均結晶粒径が５０
ｎｍを超えると、減磁曲線の角型性が著しく劣化し、Ｂ
ｒ≧６ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧７ＭＧＯｅ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、１ｎｍ未満の平均結晶粒径を得ることは工
業生産上困難であるため、下限を１ｎｍとする。
−鉄及び鉄を主成分とする強磁性の軟磁性相と、Ｎｄ2
Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが同一粉末粒子
中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎ
ｍの微細結晶集合体からなることを特徴としている。さ
らに好ましい平均結晶粒径は１ｎｍ〜２０ｎｍである。
この発明において、永久磁石合金の平均結晶粒径が５０
ｎｍを超えると、減磁曲線の角型性が著しく劣化し、Ｂ
ｒ≧６ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧７ＭＧＯｅ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、１ｎｍ未満の平均結晶粒径を得ることは工
業生産上困難であるため、下限を１ｎｍとする。
【００２３】磁石化方法
特定組成の合金溶湯を前述の超急冷法にてアモルファス
組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在する組織と
なし、結晶化が開始する温度付近から６００℃〜７５０
℃の処理温度までの昇温速度が１０℃／分〜５０℃／秒
になる結晶化熱処理を施すことにより、平均結晶粒径が
１ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶集合体として得たこの発明
による永久磁石合金粉末を用いて磁石化するには、７５
０℃以下で固化、圧密化できる公知の焼結磁石化方法並
びにボンド磁石化方法の何れも採用することができ、必
要な場合は、当該合金を平均粒径が３μｍ〜５００μｍ
の合金粉末に粉砕したのち、公知のバインダーと混合し
て所要のボンド磁石となすことにより、５ｋＧ以上の残
留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石を得ることができ
る。
組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在する組織と
なし、結晶化が開始する温度付近から６００℃〜７５０
℃の処理温度までの昇温速度が１０℃／分〜５０℃／秒
になる結晶化熱処理を施すことにより、平均結晶粒径が
１ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶集合体として得たこの発明
による永久磁石合金粉末を用いて磁石化するには、７５
０℃以下で固化、圧密化できる公知の焼結磁石化方法並
びにボンド磁石化方法の何れも採用することができ、必
要な場合は、当該合金を平均粒径が３μｍ〜５００μｍ
の合金粉末に粉砕したのち、公知のバインダーと混合し
て所要のボンド磁石となすことにより、５ｋＧ以上の残
留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石を得ることができ
る。
【００２４】
【作用】この発明は、希土類元素の含有量が少ない特定
組成の（Ｆｅ，Ｍ）−Ｍｎ−Ｂ−Ｒ合金溶湯あるいは
（Ｆｅ，Ｍ，Ｃｏ）−Ｍｎ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（ＲはＮｄ
またはＰｒ）を前述の超急冷法にて実質的にアモルファ
ス組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在する組織
となし、得られたリボン、フレーク、球状粉末を結晶化
が開始する温度付近から６００℃〜７５０℃の処理温度
までの昇温速度が１０℃／分〜５０℃／秒になる結晶化
熱処理を施すことにより、α−鉄及び鉄を主成分とする
強磁性の軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る硬磁性相とが同一粉末粒子中に共存し、各構造相の平
均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微結晶集合
体を得る。この際、Ｍｎを加えることで組織がＭｎを含
まない組成に比べ約１／２〜１／３に微細化されるこ
と、Ｍｎの一部が硬磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ相のＦｅ
原子と置換することでＲ2Ｆｅ14Ｂ相の異方性定数が向
上することにより、ｉＨｃは改善されるが、同時にＭｎ
はＦｅとの磁気的結合が反強磁性的であるため磁化の大
幅な低下を招来する。しかしながら、添加元素Ｍ（Ａ
ｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、
Ａｕ、Ｐｂの１種または２種以上）の添加により、Ｆｅ
−Ｍ、Ｍｎ−Ｍ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｍの強磁性を有する金属
間化合物を作るため、磁化の大幅な低下を招くことなく
ｉＨｃを改善することができる。さらに、Ｆｅの一部が
Ｃｏの一部で置換されることで、一層磁化の低下が抑制
され、Ｂｒ及び減磁曲線の角型性を損なうことなくｉＨ
ｃを改善することができる。また、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相のＦ
ｅの一部がＣｏで置換されることにより、キュリー温度
が上昇し、ｉＨｃの温度係数が改善され、ｉＨｃ≧５ｋ
Ｏｅ、Ｂｒ≧６．５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅ
の磁気特性を有する温度特性の優れた永久磁石合金粉末
を得ることができる。
組成の（Ｆｅ，Ｍ）−Ｍｎ−Ｂ−Ｒ合金溶湯あるいは
（Ｆｅ，Ｍ，Ｃｏ）−Ｍｎ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（ＲはＮｄ
またはＰｒ）を前述の超急冷法にて実質的にアモルファ
ス組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在する組織
となし、得られたリボン、フレーク、球状粉末を結晶化
が開始する温度付近から６００℃〜７５０℃の処理温度
までの昇温速度が１０℃／分〜５０℃／秒になる結晶化
熱処理を施すことにより、α−鉄及び鉄を主成分とする
強磁性の軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る硬磁性相とが同一粉末粒子中に共存し、各構造相の平
均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微結晶集合
体を得る。この際、Ｍｎを加えることで組織がＭｎを含
まない組成に比べ約１／２〜１／３に微細化されるこ
と、Ｍｎの一部が硬磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ相のＦｅ
原子と置換することでＲ2Ｆｅ14Ｂ相の異方性定数が向
上することにより、ｉＨｃは改善されるが、同時にＭｎ
はＦｅとの磁気的結合が反強磁性的であるため磁化の大
幅な低下を招来する。しかしながら、添加元素Ｍ（Ａ
ｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、
Ａｕ、Ｐｂの１種または２種以上）の添加により、Ｆｅ
−Ｍ、Ｍｎ−Ｍ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｍの強磁性を有する金属
間化合物を作るため、磁化の大幅な低下を招くことなく
ｉＨｃを改善することができる。さらに、Ｆｅの一部が
Ｃｏの一部で置換されることで、一層磁化の低下が抑制
され、Ｂｒ及び減磁曲線の角型性を損なうことなくｉＨ
ｃを改善することができる。また、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相のＦ
ｅの一部がＣｏで置換されることにより、キュリー温度
が上昇し、ｉＨｃの温度係数が改善され、ｉＨｃ≧５ｋ
Ｏｅ、Ｂｒ≧６．５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅ
の磁気特性を有する温度特性の優れた永久磁石合金粉末
を得ることができる。
【００２５】
実施例１
表１のＮｏ．１〜１０の組成となるように、純度９９．
５％以上のＦｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、
Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂ、Ｎ
ｄ、Ｐｒの金属を用いて、総量が３０ｇｒ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、圧力５６ｃｍＨｇのＡｒ雰囲気中
で高周波加熱により溶解し、溶解温度を１４００℃にし
た後、湯面をＡｒガスにより加圧して室温にてロール周
速度２０ｍ／秒にて高速回転するＣｕ製ロールの外周面
に０．７ｍｍの高さから溶湯を噴出させて、幅２〜３ｍ
ｍ、厚み２０μｍ〜４０μｍの超急冷薄帯を作製した。
得られた超急冷薄帯をＣｕＫαの特性Ｘ線によりアモル
ファスであることを確認した。
５％以上のＦｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、
Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂ、Ｎ
ｄ、Ｐｒの金属を用いて、総量が３０ｇｒ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、圧力５６ｃｍＨｇのＡｒ雰囲気中
で高周波加熱により溶解し、溶解温度を１４００℃にし
た後、湯面をＡｒガスにより加圧して室温にてロール周
速度２０ｍ／秒にて高速回転するＣｕ製ロールの外周面
に０．７ｍｍの高さから溶湯を噴出させて、幅２〜３ｍ
ｍ、厚み２０μｍ〜４０μｍの超急冷薄帯を作製した。
得られた超急冷薄帯をＣｕＫαの特性Ｘ線によりアモル
ファスであることを確認した。
【００２６】この超急冷薄帯をＡｒガス中で結晶化が開
始する５８０℃〜６００℃まで急速加熱した後、５８０
℃以上を表１に示す昇温速度で昇温し、表１に示す熱処
理温度で７分間保持し、その後室温まで冷却して薄帯を
取り出し、幅２〜３ｍｍ、厚み２０μｍ〜４０μｍ、長
さ３ｍｍ〜５ｍｍの試料を作製し、ＶＳＭを用いて磁気
特性を測定した。測定結果を表２に示す。なお、試料の
構成相を、ＣｕＫαの特性Ｘ線で調査した結果、Ｍｎ量
が３ａｔ％未満のときは、α−Ｆｅ相、Ｆｅ3Ｂ相、Ｎ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混在する多相組織であったが、Ｍｎ量
が３ａｔ％以上のときは、α−Ｆｅ相、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ
相は確認できたものの鉄を主成分とするホウ化物相など
は存在量が少ないため確認できなかった。なお、Ｍｎと
Ｃｏはこれらの各相でＦｅの一部を置換する。平均結晶
粒径はいずれも３０ｎｍ以下であった。
始する５８０℃〜６００℃まで急速加熱した後、５８０
℃以上を表１に示す昇温速度で昇温し、表１に示す熱処
理温度で７分間保持し、その後室温まで冷却して薄帯を
取り出し、幅２〜３ｍｍ、厚み２０μｍ〜４０μｍ、長
さ３ｍｍ〜５ｍｍの試料を作製し、ＶＳＭを用いて磁気
特性を測定した。測定結果を表２に示す。なお、試料の
構成相を、ＣｕＫαの特性Ｘ線で調査した結果、Ｍｎ量
が３ａｔ％未満のときは、α−Ｆｅ相、Ｆｅ3Ｂ相、Ｎ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混在する多相組織であったが、Ｍｎ量
が３ａｔ％以上のときは、α−Ｆｅ相、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ
相は確認できたものの鉄を主成分とするホウ化物相など
は存在量が少ないため確認できなかった。なお、Ｍｎと
Ｃｏはこれらの各相でＦｅの一部を置換する。平均結晶
粒径はいずれも３０ｎｍ以下であった。
【００２７】比較例
表１のＮｏ．１１の組成となるように純度９９．５％以
上のＦｅ、Ｂ、Ｎｄを用いて実施例１と同条件で超急冷
薄帯を作製した。得られた薄帯を実施例１と同一条件の
熱処理を施し、冷却後に実施例１と同条件で試料化（比
較例Ｎｏ．１１）してＶＳＭを用いて磁気特性を測定し
た。測定結果を表２に示す。なお、試料の構成相は、Ｆ
ｅ3Ｂ相を主相とするα−Ｆｅ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混
在する多相組織であり、平均結晶粒径は５０ｎｍ前後と
実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０に比べて粗大であった。
上のＦｅ、Ｂ、Ｎｄを用いて実施例１と同条件で超急冷
薄帯を作製した。得られた薄帯を実施例１と同一条件の
熱処理を施し、冷却後に実施例１と同条件で試料化（比
較例Ｎｏ．１１）してＶＳＭを用いて磁気特性を測定し
た。測定結果を表２に示す。なお、試料の構成相は、Ｆ
ｅ3Ｂ相を主相とするα−Ｆｅ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混
在する多相組織であり、平均結晶粒径は５０ｎｍ前後と
実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０に比べて粗大であった。
【００２８】実施例２
実施例１で得られた表１の組成Ｎｏ．２，７の超急冷薄
帯を、表１の熱処理後に平均粒径は１５０μｍ以下に粉
砕し、エポキシ樹脂からなるバインダーを３ｗｔ％の割
合で混合したのち、１２ｍｍ×１２ｍｍ×８ｍｍ寸法の
ボンド磁石を作成した。得られたボンド磁石（組成Ｎ
ｏ．２）の磁気特性は、密度６．０ｇ／ｃｍ3、ｉＨｃ
＝６．４ｋＯｅ、Ｂｒ＝８．５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ＝
８．７ＭＧＯｅであった。得られたボンド磁石（組成Ｎ
ｏ．６）の磁気特性は、密度６．０ｇ／ｃｍ3、ｉＨｃ
＝６．０ｋＯｅ、Ｂｒ＝８．６ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ＝
９．０ＭＧＯｅであった。
帯を、表１の熱処理後に平均粒径は１５０μｍ以下に粉
砕し、エポキシ樹脂からなるバインダーを３ｗｔ％の割
合で混合したのち、１２ｍｍ×１２ｍｍ×８ｍｍ寸法の
ボンド磁石を作成した。得られたボンド磁石（組成Ｎ
ｏ．２）の磁気特性は、密度６．０ｇ／ｃｍ3、ｉＨｃ
＝６．４ｋＯｅ、Ｂｒ＝８．５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ＝
８．７ＭＧＯｅであった。得られたボンド磁石（組成Ｎ
ｏ．６）の磁気特性は、密度６．０ｇ／ｃｍ3、ｉＨｃ
＝６．０ｋＯｅ、Ｂｒ＝８．６ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ＝
９．０ＭＧＯｅであった。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【発明の効果】この発明は、希土類元素の含有量が少な
い特定組成の（Ｆｅ，Ｍ）−Ｍｎ−Ｂ−Ｒ合金溶湯ある
いは（Ｆｅ，Ｍ，Ｃｏ）−Ｍｎ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（Ｒは
ＮｄまたはＰｒ）を超急冷法にて実質的にアモルファス
組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在する組織と
なし、得られたリボン、フレーク、球状粉末に特定条件
の結晶化熱処理を施すことにより、α−鉄及び鉄を主成
分とする強磁性の軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造を有する硬磁性相とが同一粉末粒子中に共存し、各構
成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微
結晶集合体を得るもので、この際、Ｍｎを加えることで
組織がＭｎを含まない組成に比べ約１／２〜１／３に微
細化されること、Ｍｎの一部が硬磁性相であるＲ2Ｆｅ
14Ｂ相のＦｅ原子と置換することでＲ2Ｆｅ14Ｂ相の異
方性定数が向上することにより、ｉＨｃは改善され、ま
た、ＭｎはＦｅとの磁気的結合が反強磁性的であるため
磁化の低下を招来するが、添加元素Ｍ（Ａｌ、Ｓｉ、
Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ
の１種または２種以上）の添加により、Ｆｅ−Ｍ、Ｍｎ
−Ｍ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｍの強磁性を有する金属間化合物を
作るため、磁化の大幅な低下を招くことなくｉＨｃを改
善することができ、さらに、Ｆｅの一部がＣｏの一部で
置換されることで、一層磁化の低下が抑制され、Ｂｒ及
び減磁曲線の角型性を損なうことなくｉＨｃを改善する
ことができる。また、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相のＦｅの一部がＣ
ｏで置換されることにより、キュリー温度が上昇し、ｉ
Ｈｃの温度係数が改善され、ｉＨｃ≧５ｋＯｅ、Ｂｒ≧
６．５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性を
有する温度特性の優れた永久磁石合金粉末を得ることが
できる。また、この発明による永久磁石合金粉末は、希
土類元素の含有量が少なく、製造方法が簡単で大量生産
に適しているため、５ｋＯｅ以上のｉＨｃ、５ｋＧ以上
の残留磁束密度Ｂｒを有し、ハードフェライト磁石を超
える磁気的性能を有するボンド磁石を提供できる。
い特定組成の（Ｆｅ，Ｍ）−Ｍｎ−Ｂ−Ｒ合金溶湯ある
いは（Ｆｅ，Ｍ，Ｃｏ）−Ｍｎ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（Ｒは
ＮｄまたはＰｒ）を超急冷法にて実質的にアモルファス
組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在する組織と
なし、得られたリボン、フレーク、球状粉末に特定条件
の結晶化熱処理を施すことにより、α−鉄及び鉄を主成
分とする強磁性の軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造を有する硬磁性相とが同一粉末粒子中に共存し、各構
成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微
結晶集合体を得るもので、この際、Ｍｎを加えることで
組織がＭｎを含まない組成に比べ約１／２〜１／３に微
細化されること、Ｍｎの一部が硬磁性相であるＲ2Ｆｅ
14Ｂ相のＦｅ原子と置換することでＲ2Ｆｅ14Ｂ相の異
方性定数が向上することにより、ｉＨｃは改善され、ま
た、ＭｎはＦｅとの磁気的結合が反強磁性的であるため
磁化の低下を招来するが、添加元素Ｍ（Ａｌ、Ｓｉ、
Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ
の１種または２種以上）の添加により、Ｆｅ−Ｍ、Ｍｎ
−Ｍ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｍの強磁性を有する金属間化合物を
作るため、磁化の大幅な低下を招くことなくｉＨｃを改
善することができ、さらに、Ｆｅの一部がＣｏの一部で
置換されることで、一層磁化の低下が抑制され、Ｂｒ及
び減磁曲線の角型性を損なうことなくｉＨｃを改善する
ことができる。また、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相のＦｅの一部がＣ
ｏで置換されることにより、キュリー温度が上昇し、ｉ
Ｈｃの温度係数が改善され、ｉＨｃ≧５ｋＯｅ、Ｂｒ≧
６．５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性を
有する温度特性の優れた永久磁石合金粉末を得ることが
できる。また、この発明による永久磁石合金粉末は、希
土類元素の含有量が少なく、製造方法が簡単で大量生産
に適しているため、５ｋＯｅ以上のｉＨｃ、５ｋＧ以上
の残留磁束密度Ｂｒを有し、ハードフェライト磁石を超
える磁気的性能を有するボンド磁石を提供できる。
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平５−299224（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−297807（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−166206（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−161513（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B22F 1/00
C22C 38/00 303
H01F 1/00 - 1/117
Claims (4)
- 【請求項１】 組成式を(Fe1-aMa)100-x-y-zMnxByRz
(但しRはPrまたはNdの1種または2種、MはAl、Si、S、N
i、Cu、Zn、Ga、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、aが下記値を満
足し、α-鉄及びFe 3B 相と、Nd2Fe14B型結晶構造を有す
る硬磁性相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平
均結晶粒径が1nm〜50nmの範囲にあり、平均粒径が3μm
〜500μm、磁気特性がiHc≧5kOe、Br≧5.5kG、(BH)max
≧7MGOeであることを特徴とする永久磁石合金粉末。 0.01≦x≦7at% 10≦y≦30at% 3≦z≦6at% 0.005≦a≦0.3 - 【請求項２】 組成式を(Fe1-a-bMaCob)100-x-y-zMnxBy
Rz (但しRはPrまたはNdの1種または2種、MはAl、Si、
S、Ni、Cu、Zn、Ga、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、a、bが下
記値を満足し、α-鉄及びFe 3B 相と、Nd2Fe14B型結晶構
造を有する硬磁性相とが同一粉末粒子中に共存し、各構
成相の平均結晶粒径が1nm〜50nmの範囲にあり、平均粒
径が3μm〜500μm、磁気特性がiHc≧5kOe、Br≧6kG、(B
H)max≧7MGOeであることを特徴とする永久磁石合金粉
末。 0.01≦x≦7at% 10≦y≦30at% 3≦z≦6at% 0.005≦a≦0.3 0.005≦b≦0.5 - 【請求項３】 組成式を(Fe1-aMa)100-x-y-zMnxByRz
(但しRはPrまたはNdの1種または2種、MはAl、Si、S、N
i、Cu、Zn、Ga、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、aが下記値を満
足する合金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラ
ット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組み合
せて急冷し、アモルファス組織あるいは微細結晶とアモ
ルファスが混在する組織となし、さらに結晶化が開始す
る温度から600℃〜750℃の処理温度までの昇温速度が10
℃/分〜50℃/秒になる結晶化熱処理を施し、α-鉄及びF
e 3B 相と、Nd2Fe14B型結晶構造を有する硬磁性相とが同
一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が1nm
〜50nmの範囲にある微結晶集合体を得たのち、次いでこ
れを平均粒径3μm〜500μmに粉砕して永久磁石合金粉末
を得ることを特徴とする永久磁石合金粉末の製造方法。 0.01≦x≦7at% 10≦y≦30at% 3≦z≦6at% 0.005≦a≦0.3 - 【請求項４】 組成式を(Fe1-a-bMaCob)100-x-y-zMnxBy
Rz (但しRはPrまたはNdの1種または2種、MはAl、Si、
S、Ni、Cu、Zn、Ga、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、a、bが下
記値を満足する合金溶湯を回転ロールを用いた超急冷
法、スプラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれ
らを組み合せて急冷し、アモルファス組織あるいは微細
結晶とアモルファスが混在する組織となし、さらに結晶
化が開始する温度から600℃〜750℃の処理温度までの昇
温速度が10℃/分〜50℃/秒になる結晶化熱処理を施し、
α-鉄及びFe 3B 相と、Nd2Fe14B型結晶構造を有する硬磁
性相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶
粒径が1nm〜50nmの範囲にある微結晶集合体を得たの
ち、次いでこれを平均粒径3μm〜500μmに粉砕して永久
磁石合金粉末を得ることを特徴とする永久磁石合金粉末
の製造方法。 0.01≦x≦7at% 10≦y≦30at% 3≦z≦6at% 0.005≦a≦0.3 0.005≦b≦0.5
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