JP3713326B2

JP3713326B2 - Permanent magnet material

Info

Publication number: JP3713326B2
Application number: JP10535896A
Authority: JP
Inventors: 新哉桜田
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1996-04-25
Filing date: 1996-04-25
Publication date: 2005-11-09
Anticipated expiration: 2016-04-25
Also published as: JPH09293606A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、電気機器、特にモータ等に有用な永久磁石材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、高性能希土類永久磁石としては、ＳｍＣｏ₅ またはＳｍ₂ Ｃｏ₁₇のようなＳｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ₁ 金属間化合物をベースとしたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知られおり、量産化が進められている。これらの磁石には、Ｓｍ、Ｎｄのような希土類元素が用いられている。希土類元素は、これらの金属間化合物に大きな磁気異方性をもたらし、磁性材料に大きな保磁力を付与するのに有用である。しかしながら、希土類元素は高価な元素であり、永久磁石のコストを増大させる要因になっている。
【０００３】
一方、希土類元素を含まない磁石材料としては、Ｍｎ−Ｇａ系材料が知られている。Ｍｎ−Ｇａの二元系においては、ＭｎとＧａの原子比が３：１の近傍でＡｌ₃ Ｔｉ型結晶構造を持つ相が生成され、この相を主相とする材料において１０ｋＯｅを超える大きな保磁力が得られることが報告されている（Ｈ．Ｎｉｉｄａｅｔａｌ．，４０ｔｈＡｎｎｕａｌＣｏｎｆｅｒｅｎｃｅｏｆＭａｂｎｅｔｓｍａｎｄｍａｇｎｅｔｉｃＭａｔｅｌｉａｌｓａｂｓｔｒａｃｔ，ｐ．３４７）。しかしながら、この磁石材料はＭｎをベースとしているため飽和磁化が５０ｅｍｕ／ｇと小さく、良好な磁石特性が得られないという問題があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、Ａｌ₃ Ｔｉ相を主相とし、優れた磁石性能を有するＭｎ−Ｇａ系の永久磁石材料を提供しようとするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明に係わる永久磁石材料は、一般式
［（Ｍｎ_1-xＴ_x）_yＧａ_1-y］_1-zＡ_z （Ｉ）
（ただし、ＴはＦｅ，ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１つの元素、ＡはＮ，Ｃ，ＨおよびＢの群から選ばれる少なくとも１つの元素、
ｘ、ｙおよびｚは、
０．０９０９≦ｘ≦０．５、
０．６≦ｙ≦０．８、
０．０００１≦ｚ≦０．２
を示す）にて表されるＡｌ₃Ｔｉ型結晶構造を持つ相を主相とすることを特徴とするものである。ここで、主相とは化合物中の各結晶相および非結晶相のうちで最大の体積占有率を有する相を意味するものである。
【０００６】
前記Ｔ元素は、その２０原子％以下の範囲内でＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｃ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、ＡｌおよびＧｅの群から選ばれる少なくとも１つの元素で置換されることを許容する。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明に係わる永久磁石材料は、一般式［（Ｍｎ_1-xＴ_x）_yＧａ_1-y］_1-zＡ_z （Ｉ）にて表され、Ａｌ₃Ｔｉ型結晶構造を持つ相を主相とするものである。ただし、ＴはＦｅ，ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１つの元素、ＡはＮ，Ｃ，ＨおよびＢの群から選ばれる少なくとも１つの元素、ｘ、ｙおよびｚは０．０９０９≦ｘ≦０．５、０．６≦ｙ≦０．８、０．０００１≦ｚ≦０．２を示す。
【０００８】
以下、本発明の永久磁石材料を構成する各成分ついて詳細に説明する。
（１）Ｍｎ
Ｍｎは、Ａｌ₃ Ｔｉ型結晶構造を安定化させると共に、主相の飽和磁化を向上させる働きを有する。Ｍｎは、Ａ元素を含まない磁石材料系では大きな磁化を示さないが、磁石材料中にＡ元素を含ませることにより磁化を増大させることが可能になる。
【０００９】
（２）Ｔ元素
Ｔ元素は、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１つの元素であり、種としてＡｌ₃ Ｔｉ型結晶構造におけるＭｎのサイトを置換し、磁石材料の磁化を増大させる働きを有する。ただし、Ｍｎに対する置換量が５０原子％を超えると磁化を低下させる恐れがある。
【００１０】
前記ｙの値が０．６≦ｙ≦０．８の範囲でＡｌ₃ Ｔｉ型結晶構造を安定化させる。より好ましいｙの値は、０．６７≦ｙ≦０．７４である。
前記Ｔ元素は、その２０原子％以下の範囲内でＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｃ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、ＡｌおよびＧｅの群から選ばれる少なくとも１つの元素（以下、Ｍ元素と称す）で置換されること許容する。Ｔ元素の一部を前記Ｍ元素で置換することにより永久磁石材料の保磁力を増大させることが可能になる。ただし、前記Ｍ元素の置換量が２０原子％を超えると飽和磁化の低下を招く恐れがある。より好ましい前記Ｍ元素の置換量は５原子％以下、さらに好ましいくは前記Ｍ元素の置換量は２原子％以下である。
【００１１】
（３）Ｇａ
Ｇａは、Ａｌ₃Ｔｉ型結晶構造を安定化させる働きを有する。
（４）Ａ元素
Ａ元素は、Ｎ，Ｃ，ＨおよびＢの群から選ばれる少なくとも１つの元素であり、主としてＡｌ₃Ｔｉ型結晶構造のインタースティシャル位置に依存し、Ａ元素を含まない場合と比較して結晶格子を拡大させたり、電子構造を変化させたりして、諸相の飽和磁化を向上させる働きを有する。前記Ａ元素の配合量であるｚを０．０００１原子％未満にするとその配合効果を十分に達成できず、一方前記ｚが０．２原子％を越えると、Ａｌ₃Ｔｉ相の生成が困難になる。より好ましいｚの値は０．０００１≦ｚ≦０．１である。
【００１２】
本発明に係わる永久磁石材料は、酸化物等の不可避的不純物を含有することを許容する。
本発明に係わる永久磁石材料は、例えば以下の（ａ）〜（ｃ）の方法により製造される。
【００１３】
（ａ）所定量のＭｎ、Ｔ元素、Ｇａ、、Ａ元素（Ｈ、Ｎを除く）および必要に応じて前記Ｔ元素の一部を置換するＭ元素を含む原料をアーク溶解または高周波溶解を行った後、必要に応じて８００〜１２００℃の温度で０．１〜３００時間、不活性ガス雰囲気中や真空中で均質化熱処理を施すことにより永久磁石材料を製造する。ここで、均質化熱処理は必ずしも必要な処理ではないが、前記Ａｌ₃ Ｔｉ相を安定化する上で実施することが好ましい。
【００１４】
（ｂ）所定量のＭｎ、Ｔ元素、Ｇａ、、Ａ元素（Ｈ、Ｎを除く）および必要に応じて前記Ｔ元素の一部を置換するＭ元素を含む原料をアーク溶解または高周波溶解により合金溶湯を調製した後、超急冷法により永久磁石材料を製造する。超急冷法としては、例えば前記合金溶湯を高速で回転する単ロールまたは双ロールに噴射することにより急冷する単ロール法または双ロール法が一般的に採用される。前記超急冷法は、その他に前記合金溶湯を回転ディスク上に噴射して急冷する回転ディスク法、前記合金溶湯をＨｅのような不活性ガス中に噴射して急冷するガスアトマイズ法等が採用される。このような超急冷法は、金属組織を微細化するなどにより永久磁石材料の磁石特性、特に保磁力等を向上させるのに有用である。ただし、超急冷法において急冷速度を速くし過ぎると、非平衡状態、例えばアモルファス相の生成が著しくなり、前述したＡｌ₃ Ｔｉ相の割合が低下して磁石特性を劣化させるため、所定の相が得られるように急冷速度を設定することが望ましい。
【００１５】
（ｃ）所定量のＭｎ、Ｔ元素、Ｇａ、、Ａ元素（Ｈ、Ｎを除く）および必要に応じて前記Ｔ元素の一部を置換するＭ元素の各元素粉末を含む混合体に機械的エネルギーを付与して合金化させるメカニカルアロイイング法またはメカニカルグラインディング法により永久磁石材料を製造する。これらの方法は、前記混合体を固相反応させることにより合金化する方法である。前記固相反応を起こさせる具体的な方法としては、例えば遊星ボールミル、回転式ボールミル、アトライタ、振動ボールミル、スクリュー式ボールミル等に前記混合体を投入し、前記各粉末に機械的な衝撃を与える方法が採用される。
【００１６】
なお、前記（ｂ）の急冷工程、前記（ｃ）の固相反応工程はＡｒ、Ｈｅ等の不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。このような雰囲気で急冷または固相反応を行うことによって、酸化による磁気特性の劣化を防止することができる。また、前記（ｂ）、（ｃ）の方法で得られた永久磁石材料に必要に応じて不活性ガス雰囲気中や真空中で、３００〜１０００℃の温度で０．１〜１０時間熱処理を施してもよい。このような熱処理を施すことによりＡｌ₃ Ｔｉ相の割合を増大させたり、また保磁力等の磁気特性を向上させることが可能になる。
【００１７】
また、一般式（Ｉ）で著され永久磁石材料において、Ａ元素として特にＮを配合する場合の製造方法の一例を以下に説明する。
前記（ａ）〜（ｃ）の方法で得られた永久磁石性材料（Ｎを含まず）をボールミル、ブラウンミル、スタンプミル等によって平均粒径が数μｍ〜数１００μｍに粉砕し、この合金粉末を０．１ｋＰａ〜１０ＭＰａの窒素ガス雰囲気中、２００〜７００℃の温度下で０．１〜１００時間熱処理（窒化処理）することにより目的の永久磁石材料を製造する。ただし、前記（ｃ）の方法で得られた材料は粉末状態であるため、前記ボールミル等による粉末工程を省力することができる。
【００１８】
前記窒化処理時の雰囲気は、窒素ガスに代えてアンモニア等の窒素化合物ガスを用いてもよい。
前記窒化処理の前工程として０．１ｋＰａ〜１０ＭＰａの水素ガス雰囲気中にて１００〜７００℃の温度下で熱処理を行うか、または窒素ガスに水素を混合したガスを用いることにより高効率の窒化を行うことが可能になる。また、前記窒化処理において窒素以外の他のガスを混合することを許容する。ただし、酸素を混合する場合には熱処理中の酸化物生成による磁気特性の劣化を避けるために、酸素分圧を２ｋＰａ以下にすることが望ましい。
【００１９】
本発明に係わる永久磁石材料は、永久磁石の素材として好適である。以下に、本発明に係わる永久磁石材料から永久磁石を製造する方法を説明する。なお、永久磁石を製造する場合、通常、永久磁石材料を平均粒径が数μｍ〜数１００μｍに粉砕した合金粉末を使用する。ただし、前述した永久磁石材料の製造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。
【００２０】
（１）本発明の永久磁石材料の粉末をエポキシ樹脂、ナイロン系などの樹脂と混合した後、成形することによりボンド磁石を製造する。前記樹脂としてエポキシ樹脂系の熱硬化性樹脂を用いる場合には、圧縮成形の後に１００〜２００℃の温度でキュア処理を施すことが望ましい。前記樹脂としてナイロン系の熱可塑性樹脂を用いる場合には、射出成形法を採用することが望ましい。また、圧縮成形ボンド磁石を製造する場合には、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可能になる。
【００２１】
（２）本発明の永久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、成形することによりメタルボンド磁石を製造する。前記低融点金属としては、例えばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇなどを、前記低融点合金としては前記金属からなる合金等を用いることができる。このメタルボンドの製造においても、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可能になる。
【００２２】
（３）本発明の永久磁石材料の粉末をホットプレスまたは熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）により高密度の成形体（圧粉体）として一体化することにより永久磁石を製造する。前記加圧時に磁場を印加して結晶方位を揃えることにより高磁束密度を有する永久磁石を製造できる。また、前記加圧後に５７３〜９７３Ｋの温度下で加圧しながら塑性変形加工を施すことにより磁化容易軸方向にに磁気的な配向がなされた永久磁石を製造することが可能になる。
【００２３】
以上説明したように、本発明は大きな保磁力が得られるＭｎ₃ Ｇａ近傍組成の材料に前記Ａ元素（Ｎ、Ｃ、ＨおよびＢから選ばれる少なくとも１つの元素）を添加することにより保磁力を損なうことなく、Ｍｎの磁化を向上させ、ひいては飽和磁化を向上させた永久磁石材料を得ることができる。前記Ａ元素の添加による飽和磁化の増大の主たる原因は、結晶格子の拡大である。結晶格子間にＡ元素を侵入させると、Ｍｎ原子間の距離が増大し、これに起因してＭｎ１原子当たりの磁気モーメントが増大することが確認された。したがって、Ａ元素を含まない永久磁石材料に比較して残留磁化、最大エネルギー積が改善され、実用的な永久磁石材料を提供することができる。
【００２４】
【実施例】
以下、本発明の実施例を詳細に説明する。
（実施例１）
まず、高純度のＭｎ、Ｆｅ、Ｇａの原料をＡｒ雰囲気中で高周波溶解してインゴットを調製した。得られたインゴットの組成は、Ｆｅ７原子し％、Ｇａ２８原子％、残部がＭｎであった。つづいて、インゴットをボールミルを用いて平均粒径２５μｍに粉砕した後、１０気圧の窒素ガス雰囲気中、４５０℃の温度下で８０時間熱処理を施して永久磁石材料を作った。この永久磁石材料の組成は、Ｆｅ₆ Ｇａ₂₆Ｎ₈ Ｍｎ_bal であった。また、前記永久磁石材料はＸ回折にて主相がＡｌ₃ Ｔｉ型構造であることが確認された。
【００２５】
次いで、前記永久磁石材料を平均粒径５μｍまで微粉砕し、エポキシ樹脂を２重量％添加、混合した後、１６００ｋＡ／ｍの磁場中にて配向させながら、１２００ＭＰａの圧力で圧縮成形した。この後、１５０℃で２．５時間キュア処理を施すことによりボンド磁石を製造した。
【００２６】
得られたボンド磁石の室温における磁石特性を測定した。その結果、残留磁束密度は６．２ｋＧ、保磁力は８．５ｋＯｅ、最大エネルギー積は７．５ＭＧＯｅであった。
【００２７】
（実施例２）
まず、高純度のＭｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｇａ、Ｃの原料をＡｒ雰囲気中で高周波溶解して合金溶湯とし、この合金溶湯を周速が３０ｍ／ｓで回転する銅製の単ロールの表面を噴射する超急冷法により急冷薄帯を作製した。この急冷薄帯の組成は、Ｆｅ５原子％、Ｃｏ２原子％、Ｚｒ２原子％、Ｔｉ１原子％、Ｇａ２９原子％、Ｃ０．１原子％、残部がＭｎであった。つづいて、前記急冷薄帯を石英管に真空封入し、６５０℃で１５分間熱処理を施した。ひきつづき、熱処理材をボールミルを用いて平均粒径２０μｍに粉砕した後、１０気圧の窒素ガス雰囲気中、４３０℃の温度下で１５時間熱処理を施して永久磁石材料を作った。この永久磁石材料の組成は、Ｆｅ_4.6 Ｃｏ_1.8 Ｚｒ_1.8 Ｔｉ_0.9 Ｇａ_26.7Ｃ_0.1 Ｎ₈ Ｍｎ_bal であった。また、前記永久磁石材料はＸ回折にて主相がＡｌ₃ Ｔｉ型構造であることが確認された。
【００２８】
次いで、前記永久磁石材料の粉末にエポキシ樹脂を２重量％添加、混合した後、１２００ＭＰａの圧力で圧縮成形した。この後、１５０℃で２．５時間キュア処理を施すことによりボンド磁石を製造した。
【００２９】
得られたボンド磁石の室温における磁石特性を測定した。その結果、残留磁束密度は５．１ｋＧ、保磁力は８．８ｋＯｅ、最大エネルギー積は５．３ＭＧＯｅであった。
【００３０】
（比較例１）
実施例１で作製したインゴットを窒化処理せずにそのまま平均粒径５μｍまで微粉砕し、この後、実施例１と同様な方法によりボンド磁石を製造した。
【００３１】
得られたボンド磁石の室温における磁石特性を測定した。その結果、残留磁束密度は１．８ｋＧ、保磁力は７．３ｋＯｅ、最大エネルギー積は０．６ＭＧＯｅであった。
【００３２】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば優れた磁気特性を有すると共に希土類元素を含まない安価な永久磁石材料を提供できる。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a permanent magnet material useful for electrical equipment, particularly motors and the like.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, as high performance rare earth permanent magnets, Sm-Co magnets such as SmCo ₅ or Sm ₂ Co ₁₇ , Nd—Fe—B magnets based on Nd ₂ Fe ₁₄ B ₁ intermetallic compounds, and the like are known. Therefore, mass production is being promoted. These magnets use rare earth elements such as Sm and Nd. Rare earth elements are useful for providing a large magnetic anisotropy to these intermetallic compounds and imparting a large coercive force to the magnetic material. However, rare earth elements are expensive elements and are a factor that increases the cost of permanent magnets.
[0003]
On the other hand, a Mn—Ga-based material is known as a magnet material that does not contain a rare earth element. In the binary system of Mn—Ga, a phase having an Al ₃ Ti type crystal structure is generated in the vicinity of an atomic ratio of Mn to Ga of 3: 1, and a material having this phase as a main phase has a large retention exceeding 10 kOe. It has been reported that magnetic force can be obtained (H. Niida et al., 40th Annual Conference of Mabnetsm and magnetic Materials abstract, p. 347). However, since this magnet material is based on Mn, the saturation magnetization is as small as 50 emu / g, and there is a problem that good magnet characteristics cannot be obtained.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention intends to provide a Mn—Ga based permanent magnet material having an Al ₃ Ti phase as a main phase and having excellent magnet performance.
[0005]
[Means for Solving the Problems]
Permanent magnet material of the present invention have the general formula _{_{[(Mn 1-x T x}} ) y Ga 1-y] 1-z A z (I)
(Wherein T is at least one element selected from Fe, Co and Ni, A is at least one element selected from the group of N, C, H and B,
x, y and z are
0.0909 ≦ x ≦ 0.5,
0.6 ≦ y ≦ 0.8,
0.0001 ≦ z ≦ 0.2
The main phase is a phase having an Al ₃ Ti type crystal structure represented by Here, the main phase means a phase having the largest volume occupancy among each crystalline phase and non-crystalline phase in the compound.
[0006]
The T element is replaced with at least one element selected from the group consisting of Ti, V, Cr, Cu, Zr, Hf, Sc, Nb, Mo, W, Si, Al, and Ge within the range of 20 atomic% or less. Allow to be done.
[0007]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Permanent magnet material of the present invention are represented by the general formula _{_{[(Mn 1-x T x}} ) y Ga 1-y] 1-z A z (I), a main phase having Al ₃ Ti-type crystal structure It is something to be phased. Where T is at least one element selected from Fe, Co and Ni, A is at least one element selected from the group of N, C, H and B, and x, y and z are 0.0909 ≦ x ≦ 0. 5, 0.6 ≦ y ≦ 0.8, 0.0001 ≦ z ≦ 0.2.
[0008]
Hereafter, each component which comprises the permanent magnet material of this invention is demonstrated in detail.
(1) Mn
Mn has a function of stabilizing the Al ₃ Ti crystal structure and improving the saturation magnetization of the main phase. Mn does not exhibit large magnetization in a magnet material system that does not contain an A element, but it is possible to increase magnetization by including the A element in the magnet material.
[0009]
(2) T element T element is at least one element selected from Fe, Co, and Ni, and serves as a seed to replace the Mn site in the Al ₃ Ti crystal structure and increase the magnetization of the magnet material. . However, if the substitution amount with respect to Mn exceeds 50 atomic%, the magnetization may be lowered.
[0010]
The Al ₃ Ti type crystal structure is stabilized when the value of y is in the range of 0.6 ≦ y ≦ 0.8. A more preferable value of y is 0.67 ≦ y ≦ 0.74.
The T element is at least one element selected from the group consisting of Ti, V, Cr, Cu, Zr, Hf, Sc, Nb, Mo, W, Si, Al, and Ge within the range of 20 atomic% or less (hereinafter referred to as “T element”). , Referred to as M element). By replacing a part of the T element with the M element, it becomes possible to increase the coercive force of the permanent magnet material. However, if the substitution amount of the M element exceeds 20 atomic%, the saturation magnetization may be lowered. More preferably, the substitution amount of the M element is 5 atomic% or less, more preferably, the substitution amount of the M element is 2 atomic% or less.
[0011]
(3) Ga
Ga has a function of stabilizing the Al ₃ Ti crystal structure.
(4) A element A element is at least one element selected from the group of N, C, H, and B, and depends mainly on the interstitial position of the Al ₃ Ti type crystal structure, and does not contain the A element Compared with, the crystal lattice is expanded or the electronic structure is changed to improve the saturation magnetization of various phases. If z, which is the blending amount of the element A, is less than 0.0001 atomic% , the blending effect cannot be sufficiently achieved. On the other hand, if z exceeds 0.2 atomic%, it is difficult to produce an Al ₃ Ti phase. Become. A more preferable value of z is 0.0001 ≦ z ≦ 0.1.
[0012]
The permanent magnet material according to the present invention is allowed to contain inevitable impurities such as oxides.
The permanent magnet material according to the present invention is manufactured, for example, by the following methods (a) to (c).
[0013]
(A) Arc melting or high-frequency melting is performed on a raw material containing a predetermined amount of Mn, T element, Ga, A element (excluding H and N) and M element that replaces part of the T element as necessary. Then, a permanent magnet material is manufactured by performing a homogenization heat treatment in an inert gas atmosphere or in a vacuum at a temperature of 800 to 1200 ° C. for 0.1 to 300 hours as necessary. Here, the homogenization heat treatment is not necessarily a necessary treatment, but is preferably carried out for stabilizing the Al ₃ Ti phase.
[0014]
(B) Alloying a raw material containing a predetermined amount of Mn, T element, Ga, A element (excluding H and N) and M element replacing part of the T element as required by arc melting or high frequency melting After preparing the molten metal, a permanent magnet material is manufactured by a rapid quenching method. As the ultra rapid cooling method, for example, a single roll method or a twin roll method in which the molten alloy is rapidly cooled by spraying the molten alloy onto a single roll or a twin roll rotating at high speed is generally employed. In addition to the ultra-rapid cooling method, a rotating disk method in which the molten alloy is jetted onto a rotating disk and rapidly cooled, a gas atomizing method in which the molten alloy is injected into an inert gas such as He, and the like are employed. . Such a rapid quenching method is useful for improving the magnetic properties of the permanent magnet material, particularly the coercive force, etc. by refining the metal structure. However, if the quenching rate is too high in the ultra-quenching method, the non-equilibrium state, for example, the formation of an amorphous phase becomes remarkable, and the ratio of the Al ₃ Ti phase described above decreases to deteriorate the magnet characteristics. It is desirable to set the quenching rate so that it can be obtained.
[0015]
(C) Mechanically mixed into a mixture containing a predetermined amount of Mn, T element, Ga, A element (excluding H and N) and, if necessary, each elemental powder of M element replacing part of the T element A permanent magnet material is manufactured by a mechanical alloying method or a mechanical grinding method in which energy is applied and alloyed. These methods are methods of alloying by subjecting the mixture to a solid phase reaction. As a specific method for causing the solid phase reaction, for example, a method in which the mixture is put into a planetary ball mill, a rotary ball mill, an attritor, a vibration ball mill, a screw ball mill, or the like, and mechanical impact is applied to each powder. Is adopted.
[0016]
The rapid cooling step (b) and the solid phase reaction step (c) are preferably performed in an inert gas atmosphere such as Ar or He. By performing rapid cooling or solid phase reaction in such an atmosphere, it is possible to prevent deterioration of magnetic properties due to oxidation. In addition, the permanent magnet material obtained by the methods (b) and (c) is subjected to heat treatment at a temperature of 300 to 1000 ° C. for 0.1 to 10 hours in an inert gas atmosphere or in a vacuum as necessary. May be. By performing such a heat treatment, it becomes possible to increase the proportion of the Al ₃ Ti phase and improve the magnetic properties such as coercive force.
[0017]
Further, an example of a manufacturing method in the case where N is particularly blended as the A element in the permanent magnet material written by the general formula (I) will be described below.
The permanent magnetic material (not including N) obtained by the above methods (a) to (c) is pulverized to an average particle size of several μm to several hundred μm by a ball mill, brown mill, stamp mill, etc. Is subjected to heat treatment (nitriding treatment) at a temperature of 200 to 700 ° C. for 0.1 to 100 hours in a nitrogen gas atmosphere of 0.1 kPa to 10 MPa to produce a desired permanent magnet material. However, since the material obtained by the method (c) is in a powder state, the powder process by the ball mill or the like can be saved.
[0018]
The atmosphere during the nitriding treatment may use nitrogen compound gas such as ammonia instead of nitrogen gas.
As a pre-process of the nitriding treatment, heat treatment is performed at a temperature of 100 to 700 ° C. in a hydrogen gas atmosphere of 0.1 kPa to 10 MPa, or highly efficient nitriding is performed by using a gas in which hydrogen is mixed with nitrogen gas. It becomes possible to do. Further, it is allowed to mix other gases than nitrogen in the nitriding treatment. However, when oxygen is mixed, it is desirable to set the oxygen partial pressure to 2 kPa or less in order to avoid deterioration of magnetic characteristics due to oxide formation during heat treatment.
[0019]
The permanent magnet material according to the present invention is suitable as a material for the permanent magnet. Below, the method to manufacture a permanent magnet from the permanent magnet material concerning this invention is demonstrated. When producing a permanent magnet, an alloy powder obtained by pulverizing a permanent magnet material to an average particle size of several μm to several hundred μm is usually used. However, if the pulverization has already been performed in the production of the permanent magnet material described above, this can be omitted.
[0020]
(1) A permanent magnet material powder of the present invention is mixed with an epoxy resin, a nylon resin or the like, and then molded to produce a bonded magnet. When an epoxy resin-based thermosetting resin is used as the resin, it is desirable to perform a curing treatment at a temperature of 100 to 200 ° C. after the compression molding. When using a nylon-based thermoplastic resin as the resin, it is desirable to adopt an injection molding method. In the case of manufacturing a compression-molded bonded magnet, it is possible to manufacture a permanent magnet having a high magnetic flux density by applying a magnetic field during pressurization to align the crystal orientation.
[0021]
(2) A metal bond magnet is manufactured by mixing the powder of the permanent magnet material of the present invention with a low melting point metal or a low melting point alloy and then molding the mixture. As the low melting point metal, for example, Al, Pb, Sn, Zn, Mg or the like can be used, and as the low melting point alloy, an alloy made of the metal or the like can be used. Also in the manufacture of this metal bond, it is possible to manufacture a permanent magnet having a high magnetic flux density by applying a magnetic field to align the crystal orientation.
[0022]
(3) A permanent magnet is produced by integrating the permanent magnet material powder of the present invention as a high-density molded body (green compact) by hot pressing or hot isostatic pressing (HIP). A permanent magnet having a high magnetic flux density can be manufactured by applying a magnetic field during the pressurization to align the crystal orientation. Further, by performing plastic deformation while pressing at a temperature of 573 to 973 K after the pressurization, it becomes possible to manufacture a permanent magnet that is magnetically oriented in the direction of the easy magnetization axis.
[0023]
As described above, the present invention provides a coercive force by adding the element A (at least one element selected from N, C, H, and B) to a material having a composition near Mn ₃ Ga that provides a large coercive force. A permanent magnet material with improved Mn magnetization and thus improved saturation magnetization can be obtained without loss. The main cause of the increase in saturation magnetization due to the addition of the element A is expansion of the crystal lattice. It was confirmed that when the A element was intruded between the crystal lattices, the distance between Mn atoms increased, and as a result, the magnetic moment per Mn atom increased. Therefore, the remanent magnetization and the maximum energy product are improved as compared with the permanent magnet material containing no element A, and a practical permanent magnet material can be provided.
[0024]
【Example】
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail.
(Example 1)
First, high purity Mn, Fe, and Ga raw materials were melted at high frequency in an Ar atmosphere to prepare an ingot. The composition of the obtained ingot was 7 atom% Fe, 28 atom% Ga, and the balance was Mn. Subsequently, the ingot was pulverized to an average particle size of 25 μm using a ball mill, and then subjected to heat treatment in a nitrogen gas atmosphere of 10 atm at a temperature of 450 ° C. for 80 hours to produce a permanent magnet material. The composition of this permanent magnet material was Fe ₆ Ga ₂₆ N ₈ Mn _bal . Further, it was confirmed by X diffraction that the main phase of the permanent magnet material had an Al ₃ Ti type structure.
[0025]
Next, the permanent magnet material was finely pulverized to an average particle size of 5 μm, and 2 wt% of epoxy resin was added and mixed, followed by compression molding at a pressure of 1200 MPa while being oriented in a magnetic field of 1600 kA / m. Then, the bonded magnet was manufactured by performing a curing process at 150 degreeC for 2.5 hours.
[0026]
The magnet properties at room temperature of the obtained bonded magnet were measured. As a result, the residual magnetic flux density was 6.2 kG, the coercive force was 8.5 kOe, and the maximum energy product was 7.5 MGOe.
[0027]
(Example 2)
First, high purity Mn, Fe, Co, Zr, Ga, and C raw materials are melted at a high frequency in an Ar atmosphere to form a molten alloy, and the surface of a copper single roll rotating at a peripheral speed of 30 m / s. Quenched ribbons were prepared by the ultra-quenching method of spraying water. The composition of the quenched ribbon was 5 atomic% Fe, 2 atomic% Co, 2 atomic% Zr, 1 atomic% Ti, 29 atomic% Ga, 0.1 atomic% C, and the balance was Mn. Subsequently, the quenched ribbon was sealed in a quartz tube and heat treated at 650 ° C. for 15 minutes. Subsequently, the heat-treated material was pulverized to an average particle size of 20 μm using a ball mill, and then subjected to heat treatment at a temperature of 430 ° C. for 15 hours in a nitrogen gas atmosphere of 10 atm to produce a permanent magnet material. The composition of this permanent magnet material was Fe _4.6 Co _1.8 Zr _1.8 Ti _0.9 Ga _26.7 C _0.1 N ₈ Mn _bal . Further, it was confirmed by X diffraction that the main phase of the permanent magnet material had an Al ₃ Ti type structure.
[0028]
Next, 2% by weight of an epoxy resin was added to and mixed with the powder of the permanent magnet material, followed by compression molding at a pressure of 1200 MPa. Then, the bonded magnet was manufactured by performing a curing process at 150 degreeC for 2.5 hours.
[0029]
The magnet properties at room temperature of the obtained bonded magnet were measured. As a result, the residual magnetic flux density was 5.1 kG, the coercive force was 8.8 kOe, and the maximum energy product was 5.3 MGOe.
[0030]
(Comparative Example 1)
The ingot produced in Example 1 was pulverized as it was to an average particle size of 5 μm without being subjected to nitriding treatment, and then a bonded magnet was produced by the same method as in Example 1.
[0031]
The magnet properties at room temperature of the obtained bonded magnet were measured. As a result, the residual magnetic flux density was 1.8 kG, the coercive force was 7.3 kOe, and the maximum energy product was 0.6 MGOe.
[0032]
【The invention's effect】
As described above in detail, according to the present invention, it is possible to provide an inexpensive permanent magnet material that has excellent magnetic properties and does not contain a rare earth element.

Claims

Formula _{_{[(Mn 1-x T x}} ) y Ga 1-y] 1-z A z (I)
(Wherein T is at least one element selected from Fe, Co and Ni, A is at least one element selected from the group of N, C, H and B,
x, y and z are
0.0909 ≦ x ≦ 0.5,
0.6 ≦ y ≦ 0.8,
0.0001 ≦ z ≦ 0.2
A permanent magnet material characterized in that the main phase is a phase having an Al ₃ Ti type crystal structure represented by:

The element T is replaced with at least one element selected from the group consisting of Ti, V, Cr, Cu, Zr, Hf, Sc, Nb, Mo, W, Si, Al, and Ge within the range of 20 atomic% or less. The permanent magnet material according to claim 1, wherein: