JPH02202002A - Bonded magnet - Google Patents

Bonded magnet

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JPH02202002A
JPH02202002A JP1021815A JP2181589A JPH02202002A JP H02202002 A JPH02202002 A JP H02202002A JP 1021815 A JP1021815 A JP 1021815A JP 2181589 A JP2181589 A JP 2181589A JP H02202002 A JPH02202002 A JP H02202002A
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Japan
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powder
permanent magnet
subphase
magnet material
major axis
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JP1021815A
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Akiyuki Sendai
千代 喩之
Tsuneo Suzuki
鈴木 常雄
Osamu Akiyama
修 秋山
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TDK Corp
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    • H01ELECTRIC ELEMENTS
    • H01FMAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
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    • H01F1/0578Alloys 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 pressed, sintered or bonded together bonded together

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Abstract

PURPOSE:To contrive improvement in filling rate of permanent magnet material, and to obtain high magnetic characteristics by a method wherein the permanent magnet material having specific particle size is used. CONSTITUTION:When the powder of permanent magnet material has the composition of RxT100-x-y-zByMz, substantially it has only the main phase of tetragonal crystal structure, or both of the above-mentioned main phase and an amorphous and/or crystalline poor-R subphase, or it has subphase only, the value obtained by having the volume ratio (subphase/main phase) (v) divided by (11.76-x)/x is 2 or less, and the title magnet is formed by molding the mixture of the powder of magnet material, having the average major axis of 20 to 300mum, and a binder. As a result, the filling rate of the powder of permanent material can be improved, and the high characteristics of the permanent magnet material can also be utilized efficiently.

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 本発明は、バインダと永久磁石材料の粉末との混合物を
成形して得られるボンディッド磁石に関し、より詳細に
はプレス成形により得られるコンプレッションボンディ
ッド磁石および射出成形により得られるインジェクショ
ンボンディッド磁石に関し、特に希土類元素を含むFe
−R−B系(RはYを含む希土類元素である。 以下同
じ。)およびFe−Co−R−B系の合金系の急冷磁石
材料を用いたボンディッド磁石に関する。
Detailed Description of the Invention <Industrial Application Field> The present invention relates to a bonded magnet obtained by molding a mixture of a binder and a powder of a permanent magnet material, and more particularly to a compression bonded magnet obtained by press molding. Regarding magnets and injection bonded magnets obtained by injection molding, especially Fe containing rare earth elements.
The present invention relates to a bonded magnet using a quenched magnet material of -R-B system (R is a rare earth element containing Y. The same applies hereinafter) and Fe-Co-R-B system alloy.

〈従来の技術〉 高性能を有する希土類磁石としては、粉末冶金法による
Sm−Co系磁石でエネルギー積32MGOeのものが
量産されている。
<Prior Art> As rare earth magnets with high performance, Sm--Co magnets with an energy product of 32 MGOe are mass-produced using powder metallurgy.

しかし、このものは、Sm、Goの原料価格が高いとい
う欠点を有する。 希土類元素の中では原子量の小さい
元素、例えば、セリウムやプラセオジム、ネオジムは、
サマリウムよりも豊富にあり価格が安い。 また、Fe
はCOに比べ安価である。
However, this method has the disadvantage that the raw material costs of Sm and Go are high. Among the rare earth elements, elements with small atomic weights, such as cerium, praseodymium, and neodymium,
It is more abundant and cheaper than samarium. Also, Fe
is cheaper than CO.

そこで、近年Nd−Fe−B系磁石が開発され、特開昭
59−46008号公報では焼結磁石が、また特開昭6
0−9852号公報では高速急冷法によるものが開示さ
れている。
Therefore, Nd-Fe-B magnets have been developed in recent years, and sintered magnets have been developed in JP-A-59-46008, and
No. 0-9852 discloses a method using a high-speed quenching method.

焼結法による磁石では、従来のSm−Co系の粉末冶金
プロセスを適用できるものの、酸化しやすいNd−Fe
系合金インゴットを2〜10μm程度に微粉末化する工
程を有するため、取り扱いが難かしいこと、あるいは粉
末冶金プロセスは工程数が多い(溶解→鋳造→インゴッ
ト粗粉砕−微粉砕→ブレス→焼結−磁石)ため安価な原
料を用いるという特徴をいかせない面がある。
Although the conventional Sm-Co powder metallurgy process can be applied to magnets made by the sintering method, Nd-Fe, which is easily oxidized,
Because it involves the process of pulverizing the alloy ingot to a size of about 2 to 10 μm, it is difficult to handle, and the powder metallurgy process has a large number of steps (melting → casting → coarse ingot grinding - fine grinding → pressing → sintering). Since it is a magnet), it cannot take advantage of its characteristic of using inexpensive raw materials.

一方、高速急冷法では工程が簡素化され〔溶解−高速急
冷→粗粉砕→冷間プレス(温間ブレス)→磁石】、かつ
微粉末化工程を必要としないという利点がある。 しか
しながら、高速急冷法による磁石を工業材料とするため
には、層の高保磁力化、高エネルギー積化、低コスト化
、着磁特性の改良等が望まれている。
On the other hand, the high-speed quenching method has the advantage of simplifying the process [melting - high-speed quenching -> coarse pulverization -> cold press (warm press) -> magnet] and does not require a pulverization process. However, in order to use the magnet produced by the high-speed quenching method as an industrial material, it is desired that the layer has a higher coercive force, a higher energy product, a lower cost, and improved magnetization characteristics.

R−Fe−B永久磁石の諸特性のうち、保磁力は温度に
鋭敏であり、希土類コバルト永久磁石の保磁力(iHc
)の温度係数が0.15%/℃であるのに対して、R−
Fe−B永久磁石材料の保磁力(iHc)の温度係数は
0.6〜0.7%/℃と4倍以上高いという問題点があ
る。 したがって、R−Fe−B永久磁石材料は温度上
昇に伴って減磁する危険が大きく、磁気回路上での限定
された設計を余儀なくされている。 さらには、例えば
、熱帯で使用する自動車のエンジンルーム内の部品用永
久磁石としては使用不可能である。
Among the various properties of R-Fe-B permanent magnets, the coercive force is sensitive to temperature, and the coercive force (iHc
) is 0.15%/℃, while R-
There is a problem in that the temperature coefficient of coercive force (iHc) of Fe-B permanent magnet material is 0.6 to 0.7%/°C, which is more than four times higher. Therefore, the R-Fe-B permanent magnet material has a high risk of demagnetization as the temperature rises, forcing a limited design on the magnetic circuit. Furthermore, it cannot be used, for example, as a permanent magnet for parts in the engine room of a car used in the tropics.

このように、R−Fe−B永久磁石材料は保磁力の温度
係数が大きいところに実用上の問題があることは従来よ
り知られており、保磁力の絶対値が大きい磁石の出現が
望まれている〔日経ニューマテリアル、1986.4−
281L9)第80頁】。
As described above, it has long been known that R-Fe-B permanent magnet materials have practical problems due to the large temperature coefficient of coercive force, and it is hoped that a magnet with a large absolute value of coercive force will emerge. [Nikkei New Material, 1986.4-
281L9) page 80].

特開昭60−9852号公報には、R−B−Fe合金に
液体急冷法により高い保磁力iHcとエネルギー積を具
備させる旨の提案がなされている。 これに開示された
組成は、特許請求の範囲に記載されているように希土類
元素R(Nd 、 Pr) = 10%以上、B=0.
5〜10%、残部Feからなるものである。 従来R−
B−Fe合金が優れた磁石特性を有するのはNdJe+
J相化合物に汞化合物と説明されている。 そのため焼
結法および高速急冷法共に磁石特性を改良するための多
くの提案(特開昭59−89401号、同60−144
906号、同61−79749号、同57−14190
1号、同61−73861号公報)がなされており、対
象とする合金はこの化合物に該当する組成の近傍、すな
わち、R=12〜17%、B=5〜8%の範囲のもので
あり、このような合金の実験に基づいている。
Japanese Unexamined Patent Publication No. 60-9852 proposes that an R-B-Fe alloy be provided with a high coercive force iHc and an energy product by a liquid quenching method. The composition disclosed in this document contains rare earth elements R (Nd, Pr) = 10% or more, B = 0.
5 to 10%, the balance being Fe. Conventional R-
B-Fe alloy has excellent magnetic properties because of NdJe+
It is described as a 汞 compound in the J phase compound. Therefore, many proposals have been made to improve the magnetic properties of both the sintering method and the high-speed quenching method (Japanese Patent Application Laid-open Nos. 59-89401 and 60-144).
No. 906, No. 61-79749, No. 57-14190
No. 1, Publication No. 61-73861), and the target alloy is in the vicinity of the composition corresponding to this compound, that is, R = 12 to 17%, B = 5 to 8%. , based on experiments on such alloys.

希土類元素は高価であり、その含有量を低下させること
が望まれる。 しかし希土類元素の含有量が12%未満
になると、保磁力iHcが急激に劣化するという問題が
ある。 実際、特開昭60−9852号ではR=10%
となるとFcは6kOe以下になることが示されている
。 すなわち、R−B−Fe系合金において希土類元素
の含有量が12%未満になると、保磁力iHcが劣化す
ることが知られているが、このような組成範囲において
保磁力iHcの低下を防止するように組成ならびに組織
を設計する方法は従来知られていなかった。
Rare earth elements are expensive, and it is desirable to reduce their content. However, when the rare earth element content is less than 12%, there is a problem that the coercive force iHc rapidly deteriorates. In fact, in JP-A No. 60-9852, R=10%
It has been shown that in this case, Fc becomes 6 kOe or less. That is, it is known that coercive force iHc deteriorates when the content of rare earth elements in R-B-Fe-based alloys becomes less than 12%, but it is possible to prevent a decrease in coercive force iHc in such a composition range. A method for designing such a composition and structure was previously unknown.

焼結法と高速急冷法においては、基本的にNd*Fe、
B化合物を用いているが、応用物理第55巻、第2号(
1986)頁121に示されているように、これらの磁
石は単なる製法の違いだけではなく、合金組織と保磁力
発生機構の観点から全(異なったタイプの磁石である。
In the sintering method and high-speed quenching method, basically Nd*Fe,
B compound is used, but Applied Physics Vol. 55, No. 2 (
1986), page 121, these magnets are not only different in manufacturing method, but also completely different types from the viewpoint of alloy structure and coercive force generation mechanism.

すなわち焼結磁石は結晶粒径が約IOμmであり、従来
のSm−Co系磁石で言えば、逆磁区の核発生が保磁力
を決めるSmCo5型磁石のようなニュークリエーショ
ン型であり、一方、高速急冷磁石は、J、Appl、 
Phys、62(3)vol、1 (1987)P96
7〜971に示されるように、O,01〜1μmの微細
粒子をNct。
In other words, a sintered magnet has a crystal grain size of approximately IO μm, and in terms of conventional Sm-Co magnets, it is a nucleation type magnet such as SmCo5 type magnet where the nucleation of reverse magnetic domains determines the coercive force. The quenched magnet is J, Appl,
Phys, 62(3) vol, 1 (1987) P96
As shown in No. 7-971, fine particles of O, 01-1 μm are Nct.

Fe+4B化合物よりもNdリッチなアモルファス相が
取り囲んだ極めて微細な組織を有し、磁壁のビン止めが
保磁力を決定するSm*CO+y型磁石のようなピンニ
ング型磁石である。 それゆえ、特性向上のための両磁
石へのアプローチの考え方としては保磁力発生機構が十
分具なることを考慮して検討する必要があった。
It is a pinning type magnet like an Sm*CO+y type magnet, which has an extremely fine structure surrounded by an amorphous phase richer in Nd than the Fe+4B compound, and the coercive force is determined by the binding of the domain wall. Therefore, when approaching both magnets to improve their characteristics, it was necessary to consider that the coercive force generation mechanism is sufficient.

そこで、本発明者等は、RxT+oo−x−y−xBy
L(但し、R%T%X%y、zおよびMは、本発明にお
けるものと同じである。)の組成を有し、実質的に正方
晶系の結晶構造の主相のみを有するか、あるいはこのよ
うな主相と非晶質および/または結晶質のRプアな副相
とを有し、かつ副相を有する場合、主相と副相との体積
比(副相/主相)vの値が、 より小さい永久磁石材料からなる永久磁石を提案(特願
昭62−259373号)している。
Therefore, the present inventors proposed that RxT+oo-x-y-xBy
L (however, R%T%X%y, z and M are the same as those in the present invention) and has only a main phase with a substantially tetragonal crystal structure, or Alternatively, if it has such a main phase and an amorphous and/or crystalline R-poor subphase, and if it has a subphase, the volume ratio of the main phase to the subphase (subphase/main phase) v proposed a permanent magnet made of a permanent magnet material with a smaller value of .

ところで、高速急冷法により得られた薄帯あるいはフレ
ーク状の永久磁石材料は、通常、粉砕されて、ホットプ
レス等によりバルク体磁石とされるかあるいは樹脂等の
バインダによって結合されたボンディッド磁石として用
いられる。
By the way, permanent magnet materials in the form of ribbons or flakes obtained by the high-speed quenching method are usually crushed and made into bulk magnets by hot pressing or the like, or used as bonded magnets bonded with a binder such as resin. It will be done.

バルク体磁石は一般に硬(て脆いという欠点を有するが
、ボンディッド磁石は軽く弾性があり、欠けや割れがな
く、複雑形状の成形が容易であり量産性に優れるため、
用途は拡大の傾向にある。
Bulk magnets generally have the disadvantage of being hard (and brittle), but bonded magnets are light and elastic, do not chip or crack, can be easily molded into complex shapes, and are excellent for mass production.
Its uses are on the rise.

ボンディッド磁石は、永久磁石材料の粉末とバインダと
に、必要に応じカップリング剤、可塑剤、酸化防止剤等
を加えて、混合ないし混練したものを成形して得られる
。 より詳細には、バインダとして熱硬化性樹脂を、成
形方法としてプレス成形を用いるコンプレッションボン
ディッド磁石と、バインダとして熱可塑性樹脂を、成形
方法として射出成形を用いるインジェクションボンディ
ッド磁石がある。
A bonded magnet is obtained by mixing or kneading a powder of a permanent magnet material and a binder, adding a coupling agent, a plasticizer, an antioxidant, etc. as necessary, and then molding the mixture. More specifically, there are compression bonded magnets that use a thermosetting resin as a binder and press molding as a molding method, and injection bonded magnets that use a thermoplastic resin as a binder and injection molding as a molding method.

〈発明が解決しようとする課題〉 しかし、従来、これらのボンディッド磁石に用いる永久
磁石材料の粉末について、高充填率、高磁気特性等を得
るための最適な粒径あるいば粒度分布に関する提案はな
されていない。 そのため、高特性の永久磁石材料の粉
末を用いても、その特性を十分に発揮させることは難し
かった。
<Problems to be Solved by the Invention> However, there have been no proposals regarding the optimum particle size or particle size distribution for obtaining a high filling rate, high magnetic properties, etc. for the powder of the permanent magnet material used in these bonded magnets. Not done. Therefore, even if powder of a permanent magnet material with high characteristics is used, it is difficult to fully exhibit its characteristics.

本発明は、高保磁力、高エネルギー積を示し、高性能で
実用的であり、着磁特性および耐食性が良好で性能の安
定性がよい永久磁石材料の粉末を用いて製造されたボン
ディッド磁石であって、この永久磁石材料の粉末のこの
ような特性が十分に発揮されたボンディッド磁石を提供
することを目的とする。
The present invention is a bonded magnet manufactured using powder of a permanent magnet material that exhibits high coercive force and high energy product, is high performance and practical, has good magnetization characteristics and corrosion resistance, and has good performance stability. Therefore, it is an object of the present invention to provide a bonded magnet in which such characteristics of the powder of this permanent magnet material are fully exhibited.

く課題を解決するための手段〉 このような目的は、下記(1)〜(9)の本発明により
達成される。
Means for Solving the Problems> Such objects are achieved by the following inventions (1) to (9).

(1) R,T、o、、−、−、ByM、 (但し、R
はYを含む希土類元素の1種以上であり、TはFeであ
るかまたはFeおよびCoである。 また、5.5≦x
<11.76.2≦y〈15.2≦15であり、MはT
i、V、Cr、Zr。
(1) R,T,o,,-,-,ByM, (However, R
is one or more rare earth elements including Y, and T is Fe or Fe and Co. Also, 5.5≦x
<11.76.2≦y〈15.2≦15, and M is T
i, V, Cr, Zr.

Nb、Mo、Hf、・TaおよびWの1種以上である。One or more of Nb, Mo, Hf, .Ta and W.

)の組成を有し、実質的に正方晶系の結晶構造の主相の
みを有するか、あるいはこのような主相と非晶質および
/または結晶質のRプアな副相とを有し、かつ副相を有
する場合、主相と副相との体積比(副相/主相)vの値
を(11,76−X)/X で除した値が2以下であり、平均長径が20〜300μ
mである永久磁石材料の粉末と、バインダとの混合物を
成形して形成されたことを特徴とするボンディッド磁石
), and has only a main phase with a substantially tetragonal crystal structure, or has such a main phase and an amorphous and/or crystalline R-poor subphase, And when it has a subphase, the value obtained by dividing the volume ratio of the main phase to the subphase (subphase/main phase) v by (11,76-X)/X is 2 or less, and the average major axis is 20 ~300μ
1. A bonded magnet characterized in that it is formed by molding a mixture of a powder of a permanent magnet material and a binder.

(2)前記永久磁石材料の粉末が、平均長径の4倍を超
える長径を有する粉末および長径が400μmを超える
粉末のいずれも実質的に含まないものである請求項1に
記載のボンディッド磁石。
(2) The bonded magnet according to claim 1, wherein the powder of the permanent magnet material substantially does not contain any of powder having a major axis exceeding four times the average major axis and powder having a major axis exceeding 400 μm.

(3)前記永久磁石材料の粉末が扁平状であり、その厚
さが20〜80μmである上記(1)または2に記載の
ボンディッド磁石・ (4)前記Vの値を で除した値が1より小さい上記(1)ないしく3)のい
ずれかに記載のボンディッド磁石。
(3) The bonded magnet according to (1) or 2 above, wherein the powder of the permanent magnet material is flat and has a thickness of 20 to 80 μm. (4) The value obtained by dividing the value of V by 1 The bonded magnet according to any one of (1) to 3) above, which is smaller.

(5)主相と副相とを有し、原子比で副相の(6)前記
バインダが熱硬化性樹脂であり、成形がプレス成形によ
って行なわれる上記(1)ないしく5)のいずれかに記
載のボンディッド磁石。
(5) It has a main phase and a subphase, and the subphase is in atomic ratio. (6) The binder is a thermosetting resin, and the molding is performed by press molding. Any one of (1) to 5) above. Bonded magnet as described in .

(7)前記バインダが熱可塑性樹脂であり、磁石。(7) The binder is a thermoplastic resin, and the magnet is a magnet.

(8)永久磁石材料が高速急冷により得られた薄帯であ
る上記(1)ないしく7)のいずれかに記載のボンディ
ッド磁石。
(8) The bonded magnet according to any one of (1) to 7) above, wherein the permanent magnet material is a ribbon obtained by high-speed quenching.

(9)少なくともR,TおよびB(但し、RはYを含む
希土類元素の1種以上であり、TはFeであるかまたは
FeおよびCoである。)を含有する永久磁石材料の粉
末とバインダとの混合物を成形して形成されたボンディ
ッド磁石であって。
(9) Permanent magnetic material powder and binder containing at least R, T and B (wherein R is one or more rare earth elements including Y, and T is Fe or Fe and Co) A bonded magnet formed by molding a mixture of.

前記永久磁石材料の粉末の平均長径が20〜300μm
であり、かつ、この永久磁石材料の粉末が、平均長径の
4倍を超える長径を有する粉末および長径が400μm
を超える粉末のいずれも実質的に含まないことを特徴と
するボンディッド磁石。
The average major axis of the powder of the permanent magnet material is 20 to 300 μm.
and the powder of this permanent magnet material has a major axis more than four times the average major axis and the major axis is 400 μm.
A bonded magnet characterized in that it contains substantially no powder exceeding .

〈作用〉 本発明では、永久磁石材料の粉末とバインダとをプレス
成形あるいは射出成形してボンディッド磁石を得る。
<Function> In the present invention, a bonded magnet is obtained by press molding or injection molding a powder of a permanent magnet material and a binder.

本発明では、所定の粒度を有する永久磁石材料の粉末を
用いるため、永久磁石材料の粉末の充填率が向上する。
In the present invention, since the powder of the permanent magnet material having a predetermined particle size is used, the filling rate of the powder of the permanent magnet material is improved.

 このため、本発明で用いる永久磁石材料の高い磁気特
性が有効に発揮されたボンディッド磁石が得られる。
Therefore, a bonded magnet that effectively exhibits the high magnetic properties of the permanent magnet material used in the present invention can be obtained.

く具体的構成〉 以下、本発明の具体的構成について詳細に説明する。Specific composition> Hereinafter, a specific configuration of the present invention will be explained in detail.

本発明のボンディッド磁石は、永久磁石材料の粉末をバ
インダで結合して構成されており、永久磁石材料の粉末
が所定の粒度を有するものである。
The bonded magnet of the present invention is constructed by bonding powder of a permanent magnet material with a binder, and the powder of the permanent magnet material has a predetermined particle size.

本発明のボンディッド磁石の製造に用いられる永久磁石
材料の粉末の平均長径は、20〜300μmである。
The average major axis of the powder of the permanent magnet material used for manufacturing the bonded magnet of the present invention is 20 to 300 μm.

より詳細には、本発明のボンディッド磁石がプレス成形
により製造されるコンプレッションボンディッド磁石で
ある場合、用いる永久磁石材料の粉末の平均長径は60
〜280μmであることが好ましく、より好ましくは8
0〜240μmである。
More specifically, when the bonded magnet of the present invention is a compression bonded magnet manufactured by press molding, the average major axis of the powder of the permanent magnet material used is 60
It is preferably 280 μm, more preferably 8
It is 0 to 240 μm.

また、本発明のボンディッド磁石が射出成形により製造
されるインジェクションボンディッド磁石である場合、
平均長径は50〜220μmであることが好ましく、よ
り好ましくは60〜200μmである。
Further, when the bonded magnet of the present invention is an injection bonded magnet manufactured by injection molding,
The average major axis is preferably 50 to 220 μm, more preferably 60 to 200 μm.

平均長径がこの範囲未満であると、粉末の充填率が低下
し、成形密度が低下する。 また、この範囲を超えると
、コンプレッションボンディッド磁石では顆粒化した粉
末の流動性が低下し、成形密度が低下する。 インジェ
クションボンディッド磁石では粉末射出材料の流動性が
低下し、成形不良および成形密度低下の原因となる。
When the average major axis is less than this range, the powder filling rate decreases and the compacting density decreases. Moreover, if it exceeds this range, the fluidity of the granulated powder in the compression bonded magnet will decrease, and the compacted density will decrease. In injection bonded magnets, the fluidity of the powder injection material decreases, causing molding defects and a decrease in molding density.

なお、この場合の平均長径とは、永久磁石材料の粉末の
走査型電子顕微鏡(SEM)写。
Note that the average major axis in this case refers to a scanning electron microscope (SEM) image of the powder of the permanent magnet material.

真を測定することにより求められたものである。 さら
に詳述すると、例えば永久磁石材料の粉末が扁平状であ
る場合、粉末の長径とは粉末の主面径、特に主面の長径
である。 そして、このようにして測定された各粉末の
長径の合計を測定粉末数で除した値、すなわち数平均を
本発明では平均長径とする。 なお、測定粉末数は、4
00個以上とすることが好ましい。
It was determined by measuring the true value. More specifically, when the powder of the permanent magnet material is flat, for example, the long axis of the powder is the diameter of the main surface of the powder, particularly the long axis of the main surface. In the present invention, the value obtained by dividing the total length of the long axis of each powder measured in this way by the number of measured powders, that is, the number average, is defined as the average length axis in the present invention. The number of powders measured was 4.
It is preferable that the number is 00 or more.

また、本発明では、このようにして求められた平均長径
の4倍を超える長径を有する粉末および長径が400μ
mを超える粉末のいずれも実質的に含まない永久磁石材
料の粉末を用いることが好ましい。 なお、この場合、
実質的に含まないとは、このような粉末の数が全粉末数
に対し10%以下、好ましくは5%以下であることを意
味する。
In addition, in the present invention, powder having a major axis more than four times the average major axis determined in this way and a major axis of 400μ
It is preferred to use a powder of permanent magnetic material that does not substantially contain any powder exceeding m. In this case,
Substantially free means that the number of such powders is 10% or less, preferably 5% or less of the total number of powders.

平均長径の4倍を超える長径を有する粉末および長径が
400μmを超える粉末の少なくとも一方が含まれる永
久磁石材料の粉末を用いた場合、充填率が低下し、また
、成形時に粉砕され易くなる。 さらに、金型との抵抗
が太き(なるため、金型の摩耗による成形コストの上昇
を招く。
When using a powder of a permanent magnet material containing at least one of a powder having a major axis exceeding 4 times the average major axis and a powder having a major axis exceeding 400 μm, the filling rate decreases and it becomes more likely to be crushed during molding. Furthermore, the resistance with the mold is large, leading to an increase in molding costs due to wear of the mold.

本発明で用いる永久磁石材料の粉末の形状が扁平状であ
る場合、その厚さは20〜80μmであることが好まし
い。 厚さがこの範囲未満である粉末は、原料である薄
帯の厚さも同程度とする必要があるため、製造が困難で
ある。
When the powder of the permanent magnet material used in the present invention has a flat shape, the thickness thereof is preferably 20 to 80 μm. Powder having a thickness less than this range is difficult to manufacture because the thickness of the raw material ribbon needs to be approximately the same.

また、20μm未満では特性が低下する。 この範囲を
超えると原料薄帯の厚さが大きくなりすぎろため、特性
の制御が困難となる。
Further, if the thickness is less than 20 μm, the characteristics deteriorate. If this range is exceeded, the thickness of the raw material ribbon becomes too large, making it difficult to control its properties.

上記のような永久磁石材料の粉末は、バインダと混合さ
れた後、成形されてボンディッド磁石とされる。 この
ボンディッド磁石を任意の面で切断したときに、断面に
現われる永久磁石材料の粉末の平均長径は、混合前の永
久磁石材料の粉末の平均長径がほぼ保存されているが、
通常、コンプレッションボンディッド磁石では全体にヒ
ビやワレが発生している。
The powder of the permanent magnet material as described above is mixed with a binder and then molded into a bonded magnet. When this bonded magnet is cut along an arbitrary plane, the average major axis of the powder of the permanent magnet material that appears in the cross section is almost the same as the average major axis of the powder of the permanent magnet material before mixing.
Compression bonded magnets usually have cracks and cracks throughout.

なお、インジェクションボンディッド磁石では、射出成
形時に永久磁石材料の粉末の一部が粉砕され、平均長径
10μm以下の微粉末が全体の5〜30%〔面積比(個
数×粉末断面積)】程度生じることがある。 この場合
には、結果として永久磁石材料の粉末の充填率が向上す
る。 また、粉末の充填率を向上させる目的で、この程
度の平均長径を有する微粉末を予め含有する永久磁石材
料の粉末を用いてインジェクションボンディッド磁石を
形成することもできる。 このような場合も、粉末の平
均長径は上記範囲内であることが好ましい。
In addition, in injection bonded magnets, a part of the powder of the permanent magnet material is crushed during injection molding, and fine powder with an average major axis of 10 μm or less forms about 5 to 30% of the total [area ratio (number of pieces x cross-sectional area of powder)]. Sometimes. In this case, the filling rate of the powder of the permanent magnet material is improved as a result. Furthermore, for the purpose of improving the filling rate of the powder, an injection bonded magnet can also be formed using a powder of a permanent magnet material that previously contains fine powder having an average major axis of this extent. Even in such a case, the average major axis of the powder is preferably within the above range.

本発明において用いるバインダに特に制限はな(、公知
のボンディッド磁石に利用される各種樹脂を用いればよ
い、 例えば、コンプレッションボンディッド磁石の場
合は各種硬化剤を用いたエポキシ樹脂等の各種熱硬化性
樹脂を、また、インジェクションボンディッド磁石の場
合はポリアミド樹脂等の各種熱可塑性樹脂を用いればよ
い、 なお、混合時のバインダの状態には特に制限はな
い。
There are no particular restrictions on the binder used in the present invention (any of the various resins used in known bonded magnets may be used; for example, in the case of compression bonded magnets, various thermosetting resins such as epoxy resins using various curing agents) may be used. In the case of injection bonded magnets, various thermoplastic resins such as polyamide resin may be used. Note that there are no particular restrictions on the state of the binder at the time of mixing.

これらの混合方法に特に制限はなく、水平回転円筒型混
合機、正立方体型混合機、縦形二重円錐型混合機、V型
混合機、鋤板混合機、らせん混合機、リボン混合機、衝
撃回転混合機等のいずれを用いてもよい、 プレス成形
あるいは射出成形の条件に特に制限はなく、公知の条件
から適当に選択すればよい。
There are no particular restrictions on these mixing methods, including horizontal rotating cylindrical mixers, regular cube mixers, vertical double cone mixers, V-type mixers, plow plate mixers, spiral mixers, ribbon mixers, and impact mixers. Any rotary mixer or the like may be used. There are no particular restrictions on the conditions for press molding or injection molding, and they may be appropriately selected from known conditions.

成形後、バインダを熱硬化するために熱処理が施される
。 この熱処理は、金型内において行なってもよく、あ
るいは金型から脱離した後に行なってもよい。
After molding, heat treatment is performed to thermoset the binder. This heat treatment may be performed within the mold or after being removed from the mold.

本発明のボンディッド磁石には、上記した永久磁石材料
の粉末およびバインダに加え、必要に応じて潤滑剤、カ
ップリング剤、可塑剤、酸化防止剤等が含有されていて
もよい。
The bonded magnet of the present invention may contain a lubricant, a coupling agent, a plasticizer, an antioxidant, etc., as necessary, in addition to the above-described powder of the permanent magnet material and binder.

本発明の永久磁石に含有される永久磁石材料の粉末は、
前記のような組成を有する。
The permanent magnet material powder contained in the permanent magnet of the present invention is
It has the composition as described above.

Rについてさらに説明すれば、RはYを含む希土類元素
の1種以上で、特に (R’a(CebLa+−b)+−a )で表わされる
ものであることが好ましい。
To further explain R, R is one or more rare earth elements including Y, and is particularly preferably represented by (R'a(CebLa+-b)+-a).

この場合R1はCe、Laを除き、Yを含む希土類元素
の1種以上、0.80≦a≦1.00.0≦b≦1であ
る。 なお、低コスト化をはかるためには、Ce、La
を含むことが好ましい。
In this case, R1 is one or more rare earth elements including Y, excluding Ce and La, and 0.80≦a≦1.00.0≦b≦1. In addition, in order to reduce costs, Ce, La
It is preferable to include.

前記組成の限定理由を説明する。The reason for the limitation on the composition will be explained.

希土類元素の量を表わすXの値は5.5以上11.76
未満であるが、Xが5.5未満では保磁力iHcが低下
する傾向があり、Xの値が11.76以上となると、残
留磁化Brが著しく減少するからである。
The value of X, which represents the amount of rare earth elements, is 5.5 or more and 11.76.
However, if X is less than 5.5, the coercive force iHc tends to decrease, and if the value of X is 11.76 or more, the residual magnetization Br decreases significantly.

なお、Xが5.5〜11となるとより一層好ましい結果
を得る。 また、低コストで耐食性が良好な磁石が得ら
れることから、Xが5.5〜8であるものも好ましい。
In addition, when X is 5.5 to 11, even more preferable results are obtained. Moreover, since a magnet with good corrosion resistance can be obtained at low cost, it is also preferable that X is 5.5 to 8.

また1−aが0.2を超えると最大エネルギー積が低下
する。 なお、R1中にSmを含有させることもできる
。 ただし、Smの量は、Xの20%以下とする。 こ
れは異方性化定数を低下させるからである。
Moreover, when 1-a exceeds 0.2, the maximum energy product decreases. In addition, Sm can also be contained in R1. However, the amount of Sm is 20% or less of X. This is because it lowers the anisotropy constant.

なお、RとしてはNd、PrおよびDyが好適である。In addition, as R, Nd, Pr, and Dy are suitable.

Bの量yの値は、2以上15未満であるが。The value of the amount y of B is 2 or more and less than 15.

yが2未満では保磁力iHcが小さ(,15以上ではB
rが低下する。
When y is less than 2, the coercive force iHc is small (, when y is 15 or more, B
r decreases.

この場合yは2〜14であることが好ましい。In this case, y is preferably 2 to 14.

TはFe単独であってもよいが、CoでFeを置換する
ことで磁気性能が改善され、かつキュリー温度も改良さ
れる。 しかし、TをFe+−c Coeとしたとき、
置換量Cは0.7を超えると保磁力の低下を招(。 こ
のためCは0〜0.7であることが好ましい。
Although T may be Fe alone, replacing Fe with Co improves the magnetic performance and also improves the Curie temperature. However, when T is Fe+-c Coe,
When the substitution amount C exceeds 0.7, the coercive force decreases (.For this reason, it is preferable that C is 0 to 0.7.

Mは、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Ti、Vお
よびCrの1種以上である。 これらを添加することに
より結晶成長が抑制され、高温、長時間でも保磁力が劣
化せず高い保磁力が得られる。
M is one or more of Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Ti, V and Cr. By adding these, crystal growth is suppressed, and a high coercive force can be obtained without deteriorating the coercive force even at high temperatures and for a long time.

さらに、Cu、Ni、MnおよびAgの1種以上を添加
することによって、磁気特性を劣化させることなく、塑
性加工時の加工性を改善することが可能となる。
Furthermore, by adding one or more of Cu, Ni, Mn, and Ag, it is possible to improve the workability during plastic working without deteriorating the magnetic properties.

しかし、Mの総計量2が15を超えると、磁化の急激な
減少をまね(。
However, when the total metric 2 of M exceeds 15, it mimics a rapid decrease in magnetization (.

また保磁力iHcの増加のためにはZが0. 1以上で
あることが好ましく、耐食性を上昇させるだめには0.
5以上、より好ましくは1以上が好ましい。 M元素を
2種以上複合添加すると、単独添加の場合よりも保磁力
iHc向上効果が大きい。 なお複合添加の場合の添加
量上限は前記したとおり15%であり、好ましくは10
%である。
Also, in order to increase the coercive force iHc, Z is 0. It is preferably 1 or more, and in order to increase corrosion resistance, it is 0.
It is preferably 5 or more, more preferably 1 or more. When two or more types of M elements are added in combination, the effect of improving coercive force iHc is greater than when added alone. In the case of composite addition, the upper limit of the amount added is 15% as described above, preferably 10%.
%.

Mについて詳述すると、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta
、W%Ti、VおよびCrの1種以上をM、とし、Cu
、MnおよびAgの1種以上をM2としたとき、M2が
含有される場合のM、とM、の原子比M、:M、は、2
:l〜10:1、より好ましくは3:1〜5:1である
ことが、残留磁化および保磁力を低下させずに塑性加工
時の加工性を向上させる点から好ましい。
To explain M in detail, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta
, W% One or more of Ti, V and Cr is M, and Cu
, when one or more of Mn and Ag is M2, the atomic ratio M, :M, of M and M when M2 is contained is 2
:l to 10:1, more preferably 3:1 to 5:1, from the viewpoint of improving workability during plastic working without reducing residual magnetization and coercive force.

また、耐食性を向上させるためにはNiが含有されるこ
とが好ましく、この場合におけるNiの含有量は、Mと
合計して30at%以下であることが好ましい。
Further, in order to improve corrosion resistance, it is preferable to contain Ni, and in this case, the total content of Ni and M is preferably 30 at % or less.

なお、Bの50%以下をSi、C%Ga。Note that 50% or less of B is Si, and C% is Ga.

Aj2、P、N、Se、S、0等で置換してもB単独と
同様な効果を有する。
Substitution with Aj2, P, N, Se, S, 0, etc. has the same effect as B alone.

さらに、高保磁力を得るための好ましい領域として、X
は7〜11.より好ましくは8〜10、yは2〜15未
満、より好ましくは4〜12、さらに好ましくは4〜1
0.Cは0〜0.7、より好ましくはO〜0.6.2は
0.1−10、より好ましくは2〜10の範囲である。
Furthermore, as a preferable region for obtaining a high coercive force,
is 7-11. More preferably 8 to 10, y is 2 to less than 15, more preferably 4 to 12, even more preferably 4 to 1
0. C is in the range of 0-0.7, more preferably O-0.6.2 is in the range of 0.1-10, more preferably 2-10.

等方性で高エネルギー積を得るための好ましい領域とし
て、Xは11未満、より好ましくは、10未満、yは2
〜15未満、より好ましくは4〜12、さらに好ましく
は4〜lOの範囲、Cは0〜0.7、より好ましくはO
〜0.6.2は0を含まず10まで、より好ましくは2
〜IOの範囲である。
A preferred region for isotropic and high energy products is where X is less than 11, more preferably less than 10, and y is 2
~ less than 15, more preferably 4 to 12, even more preferably 4 to lO, C is 0 to 0.7, more preferably O
~0.6.2 does not include 0 and is up to 10, more preferably 2
~IO.

等方性で着磁特性が良く高エネルギー積を得るための好
ましい領域として、Xは6〜11、より好ましくは、6
〜10未満、yは2〜15未満、より好ましくは4〜1
2、さらに好ましくは4〜10の範囲、Cは0〜0.7
、より好ましくは0〜0.6.2はOを含まず10まで
、より好ましくは2〜10の範囲である。
In order to obtain a high energy product with isotropic properties and good magnetization characteristics, X is preferably in the range of 6 to 11, more preferably 6.
- less than 10, y is 2 to less than 15, more preferably 4 to 1
2, more preferably in the range of 4 to 10, C is 0 to 0.7
, more preferably 0 to 0.6.2 does not include O and is up to 10, more preferably 2 to 10.

異方性で高エネルギー積を得るため好ましいい領域とし
て、Xは6〜11.76、より好ましくは6〜IO未満
、yは2〜15未満、より好ましくは4〜12、さらに
好ましくは4〜10、cは0〜0.7、より好ましくは
O〜0.6、ZはOを含まず10まで、より好ましくは
2〜lOの範囲である。
In order to obtain a high energy product with anisotropy, X is preferably 6 to 11.76, more preferably 6 to less than IO, and y is 2 to less than 15, more preferably 4 to 12, and even more preferably 4. ~10, c is from 0 to 0.7, more preferably from O to 0.6, and Z is up to 10 without O, more preferably from 2 to 1O.

このような組成は、原子吸光法、蛍光X線法、ガス分析
法等によって容易に測定できる。
Such composition can be easily measured by atomic absorption method, fluorescent X-ray method, gas analysis method, etc.

このような永久磁石材料は、実質的に正方晶系の結晶構
造の主相のみを有するか、あるいはこのような主相と非
晶質および/または結晶質のRプアな副相とを有し、か
つ、副相を有する場合の主相と副相との体積比(副相/
主相)vの値が、(11,76−x)/xの2倍以下で
ある。
Such a permanent magnet material has only a main phase with a substantially tetragonal crystal structure, or has such a main phase and an amorphous and/or crystalline R-poor subphase. , and the volume ratio of the main phase to the subphase (subphase/
Main phase) The value of v is less than or equal to twice (11,76-x)/x.

この値が2倍をこえると、Brが低下し、(BH)、、
、が低下する。
When this value exceeds twice, Br decreases, (BH),
, decreases.

また、■は、 の1倍より小さいことが好ましい。Also, ■ is It is preferable that it is smaller than 1 times.

この場合(副相/主相)比Vは電子顕微鏡観察により求
めればよい。
In this case, the (subphase/main phase) ratio V may be determined by electron microscopic observation.

より具体的には、走査型電子顕微鏡により10000〜
200000倍程度の倍率にて、無作為に抽出した5〜
lO程度の視野を、例えば画像処理してその階調により
主相と副相を分離して面積比を算出し、それを体積比と
すればよい。
More specifically, 10,000 ~
5 ~ randomly extracted at a magnification of about 200,000 times
For example, a field of view of about 1000 liters may be subjected to image processing to separate the main phase and subphase based on the gradation, calculate the area ratio, and use this as the volume ratio.

第2図に、本発明で用いる永久磁石材料の走査型電子顕
微鏡写真を示す。
FIG. 2 shows a scanning electron micrograph of the permanent magnet material used in the present invention.

ところで、R−T−B化合物として安定な正方晶化合物
はR* Tl48 (R=11.76at%、T=82
.36at%、B=5.88at%)である、 そして
、本発明では主相が実質的に正方晶構造を有し、副相は
Rプアな組成である。
By the way, a stable tetragonal compound as an R-T-B compound is R* Tl48 (R=11.76 at%, T=82
.. In the present invention, the main phase has a substantially tetragonal structure, and the subphase has an R-poor composition.

そこで、R−T−Bの3元図を第1図に示す。Therefore, a ternary diagram of RTB is shown in FIG.

第1図の3元図中には、Rヨ T、、BをR(11,7
6,82,36,5,88)として示す。
In the ternary diagram of Figure 1, R yo T,,B are R(11,7
6, 82, 36, 5, 88).

また、第1図の3元図においては、ABCDで囲まれる
部分が本発明におけるMを除外したR−T−Bの組成範
囲である。
Moreover, in the ternary diagram of FIG. 1, the part surrounded by ABCD is the composition range of RTB excluding M in the present invention.

いま、R−T−Bの3元図において、本発明とする。 
点Qの組成を融点から準静的に冷却すると、R(R1T
14B)とP (T)との2相に分離することになる。
Now, in the ternary diagram of RTB, the present invention will be described.
When the composition at point Q is cooled quasi-statically from the melting point, R(R1T
14B) and P (T).

 この場合、化学量論的にはTとR2Tl4Bとの原子
比(T/RiT+−8)はQR/PQとなる。 そこで
、このQR/PQを計算すると QR/PQ  =  Q’  R’  /PQ  ′=
  [0,1176(100−z)−x  ]  / 
xであり、上記の値が得られる。 また、z=0とすれ
ば、やはり前記の値が得られる。
In this case, stoichiometrically, the atomic ratio of T and R2Tl4B (T/RiT+-8) is QR/PQ. Therefore, when calculating this QR/PQ, QR/PQ = Q'R' /PQ '=
[0,1176(100-z)-x] /
x, and the above values are obtained. Further, if z=0, the above value is also obtained.

(副相/主相)Vを[0,1176(100−z)−x
 ] /Xで除した値Aの範囲は上記したとおりである
が、好ましくは0.15〜0.95の範囲、より好まし
くは0.3〜0.8の範囲にあるのがよい。
(Subphase/Main phase) V is [0,1176(100-z)-x
] The range of the value A divided by /X is as described above, but it is preferably in the range of 0.15 to 0.95, more preferably in the range of 0.3 to 0.8.

このような範囲内であれば、保磁力iHcおよび残留磁
化が安定して高い値を示すばかりでなく、角形性HJi
Hcが高くなり、その結果として最大エネルギー積(B
H)maxがより一層向上するからである。
Within this range, not only the coercive force iHc and residual magnetization exhibit stable high values, but also the squareness HJi
Hc becomes higher and as a result the maximum energy product (B
This is because H) max is further improved.

上記の値Aを上記の範囲内に制御するには、第1に高速
急冷により行うことが好ましい。
In order to control the value A within the above range, it is preferable to first perform high-speed quenching.

高速急冷については、後に詳述するが、液体急冷法を適
用し、通常、片ロール法を用いる。
As for high-speed quenching, which will be described in detail later, a liquid quenching method is applied, and a single roll method is usually used.

具体的には、回転冷却ロールの周速度を制御することに
よる。 この場合の周速度は2〜50 m / s、よ
り好ましくは5〜20m/Sとする。
Specifically, this is done by controlling the circumferential speed of the rotating cooling roll. The circumferential speed in this case is 2 to 50 m/s, more preferably 5 to 20 m/s.

このような周速度とするのは2 m / s未満では、
得られた薄帯のほとんどが結晶化しており、平均結晶粒
径も3μm以上と大きくなりすぎ、50 m / sを
こえると、上記の値Aが太き(なりすぎるからである。
Such a circumferential speed is less than 2 m/s,
Most of the obtained ribbon is crystallized, and the average crystal grain size is too large, 3 μm or more, and when the speed exceeds 50 m/s, the value A becomes too thick.

そして、周速度を好ましい範囲にすることにより、さら
に高特性(高保磁力、高エネルギー積等)が得られる。
Further, by setting the peripheral speed within a preferable range, even higher characteristics (high coercive force, high energy product, etc.) can be obtained.

また、本発明においては、高速急冷により得られたA値
を、熱処理により上記範囲にまで小さくするように構成
することも出来る。 例えば、A値を一旦0.2〜1.
2の範囲に制御した後、熱処理により0.15〜0.9
5とすることができる。
Further, in the present invention, the A value obtained by high-speed quenching can be reduced to the above range by heat treatment. For example, once the A value is set to 0.2 to 1.
After controlling it to a range of 2, it is 0.15 to 0.9 by heat treatment.
5.

この場合の片ロール法における回転冷却ロールの周速度
は10〜70 m / s 、より好ましくは20〜5
0 m / sとする。
In this case, the circumferential speed of the rotating cooling roll in the single roll method is 10 to 70 m/s, more preferably 20 to 5 m/s.
Let it be 0 m/s.

このような周速度とするのは10m/s未満では薄帯の
大部分が結晶化しており、後の熱処理により非晶質部分
の結晶化あるいは結晶成長が不要な組織となり、70 
m / sをこえると、A値が大きくなりすぎるからで
ある。
The reason why such a circumferential speed is less than 10 m/s is that most of the ribbon is crystallized, and the subsequent heat treatment creates a structure that does not require crystallization or crystal growth of the amorphous portion.
This is because if it exceeds m/s, the A value becomes too large.

熱処理は、不活性雰囲気もしくは真空中において400
〜850℃の温度範囲にて0.01〜100時間程度焼
鈍する。
Heat treatment is carried out at 400 °C in an inert atmosphere or vacuum.
Annealing is performed in a temperature range of ~850°C for approximately 0.01 to 100 hours.

このような雰囲気とするのは、薄帯等の酸化防止のため
である。
The reason for creating such an atmosphere is to prevent oxidation of the ribbon and the like.

また、このような温度範囲とするのは、400℃未満で
は結晶化あるいは粒成長がおこらないからであり、85
0℃を超えると、A値が上記範囲外となることがあるか
らである。
Moreover, this temperature range is selected because crystallization or grain growth does not occur below 400°C, and 85°C
This is because if the temperature exceeds 0°C, the A value may fall outside the above range.

0.01時間未満では熱処理による効果が小さ(,10
0時間を超えてもそれ以上特性は向上せず、経済的に不
利となるだけである。
If it is less than 0.01 hour, the effect of heat treatment is small (,10
Even if the time exceeds 0 hours, the characteristics will not be improved any further and it will only be economically disadvantageous.

このように、本発明においては、必ずしも熱処理を用い
る必要がな(工程が容易である。
As described above, in the present invention, it is not necessarily necessary to use heat treatment (the process is easy).

本発明において実質的に正方晶系の結晶構造の主相は過
飽和にMが固溶した準安定なR2T14B相であり、そ
の平均結晶粒径は0.01〜3μm、好ましくは0.0
1〜1μm、より好ましくは0.01〜0.3μmであ
る。 このような粒径とするのは、0゜01μm未満で
は結晶の不完全性のために保磁力iHcがほとんど発生
しなくなり、3μmをこえると、保磁力iHcが低下す
るからである。
In the present invention, the main phase of the substantially tetragonal crystal structure is a metastable R2T14B phase in which M is dissolved in supersaturated solid solution, and its average crystal grain size is 0.01 to 3 μm, preferably 0.0
It is 1 to 1 μm, more preferably 0.01 to 0.3 μm. The reason why such a grain size is used is that if the particle size is less than 0.01 μm, almost no coercive force iHc is generated due to the imperfection of the crystal, and if it exceeds 3 μm, the coercive force iHc decreases.

また、本発明においては、このような主相のみならず、
さらに非晶質および/または結晶質のRプアな副相を有
してもよく、副相を有する方が好ましい。
In addition, in the present invention, not only such a main phase but also
Furthermore, it may have an amorphous and/or crystalline R-poor subphase, and it is preferable to have a subphase.

副相は主相の粒界層として存在する。The subphase exists as a grain boundary layer of the main phase.

Rプアな副相としてはa F e 、 Fe−M−B、
Fe−B%Fe−MおよびM−B系の非晶質または結晶
質等が挙げられる。
R-poor subphases include a Fe, Fe-M-B,
Examples include Fe-B%Fe-M and M-B type amorphous or crystalline.

これらのうち、原子比において、副相のR含有量が主相
のR含有量の9710以下、好ましくは2/3以下、特
に0〜2/3、より好ましくは1/2以下、特にOより
大で172以下であるものが好ましい。
Among these, in terms of atomic ratio, the R content of the subphase is 9710 or less of the R content of the main phase, preferably 2/3 or less, particularly 0 to 2/3, more preferably 1/2 or less, especially O It is preferable that the number is 172 or less.

これが上記範囲を超えると保磁力は増加するが残留磁化
が低下し、その結果として最大エネルギー積が低下する
When this exceeds the above range, the coercive force increases but the residual magnetization decreases, resulting in a decrease in the maximum energy product.

なお、これらの主相および副相の組成は透過型分析電子
顕微鏡で測定するが、副相の大きさが、電子線のビーム
径(5〜20nm)よりも小さくなることがあり、その
場合には主相の成分の影響を考慮する必要がある。
The composition of these main and subphases is measured using a transmission analytical electron microscope, but the size of the subphase may be smaller than the beam diameter of the electron beam (5 to 20 nm), and in that case, It is necessary to consider the influence of the main phase components.

副相中のR以外の各元素の好ましい含有量は、原子比で
、 0≦T≦ioo、特に0<T<100.より好ましくは
20≦T≦90であり、 0≦B≦60.特にORB≦60、より好ましくは10
≦B≦50であり、 0≦M≦50、特にOHM≦50、より好ましくは10
≦M≦40 である。
The preferred content of each element other than R in the subphase is 0≦T≦ioo, particularly 0<T<100. More preferably, 20≦T≦90, and 0≦B≦60. Particularly ORB≦60, more preferably 10
≦B≦50, 0≦M≦50, especially OHM≦50, more preferably 10
≦M≦40.

このような組成範囲とすることにより、保磁力(iHc
)、残留磁化(Br)等の磁気特性が向上し、最大エネ
ルギー積(BH)waxが向上する。
By setting such a composition range, the coercive force (iHc
), magnetic properties such as residual magnetization (Br) are improved, and the maximum energy product (BH) wax is improved.

さらに詳述すると、保磁力を向上するためには、 0≦T≦60、特にO<T≦60、より好ましくは10
≦T≦50. 10≦B≦60、より好ましくは20≦B≦50. 10≦M≦50.より好ましくは20≦M≦であること
が好ましい。
More specifically, in order to improve the coercive force, 0≦T≦60, particularly O<T≦60, more preferably 10
≦T≦50. 10≦B≦60, more preferably 20≦B≦50. 10≦M≦50. More preferably, 20≦M≦.

残留磁化を向上するためには、 60≦T<100、より好ましくは70≦T≦90. 0<B≦30.より好ましくはO<B≦20. 0<M≦30、より好ましくは0<M≦20であること
が好ましい。
In order to improve residual magnetization, 60≦T<100, more preferably 70≦T≦90. 0<B≦30. More preferably O<B≦20. It is preferable that 0<M≦30, more preferably 0<M≦20.

また、この場合、主相は、RとMの含有量の合計が11
〜12at%である組成であることが好ましい。
In addition, in this case, the main phase has a total content of R and M of 11
It is preferable that the composition be 12 at%.

この範囲からはずれると正方晶構造を維持することが困
難となる。
Outside this range, it becomes difficult to maintain the tetragonal structure.

さらに、これらの場合、主相のRの含有量は、6〜11
.76at%、特に8〜11.76at%であることが
好ましい。
Furthermore, in these cases, the R content of the main phase is 6 to 11
.. It is preferably 76 at%, particularly 8 to 11.76 at%.

この値が6at%未満であると保磁力が著しく低下し、
11.76at%を超えると保磁力は増加するが残留磁
化が低下し、 最大エネルギー積も低下する。
If this value is less than 6 at%, the coercive force will decrease significantly,
When it exceeds 11.76 at%, the coercive force increases, but the residual magnetization decreases and the maximum energy product also decreases.

また、主相中のTおよびBは 80≦T≦85、より好ましくは82≦T≦83. 4≦B≦7、より好ましくは5≦B≦6とすることが好
ましい、 このような範囲とすることにより、希土類元
素の含有量が少なくても高エネルギー積の磁石が得られ
る。
Further, T and B in the main phase are 80≦T≦85, more preferably 82≦T≦83. It is preferable that 4≦B≦7, more preferably 5≦B≦6. By setting this range, a magnet with a high energy product can be obtained even if the rare earth element content is small.

主相および副相の組成は、透過型分析電子顕微鏡により
調べることができる。
The composition of the main phase and subphase can be investigated by transmission analytical electron microscopy.

粒界層として存在する副相の平均中は0.3μm以下、
好ましくは0.001 No 、 2 u mであると
よい。
The average size of the subphase existing as a grain boundary layer is 0.3 μm or less,
Preferably it is 0.001 No. 2 um.

、0.3μmを超えると、保磁力iHcが低下するから
である。
, 0.3 μm, the coercive force iHc decreases.

本発明のボンディッド磁石に用いる永久磁石材料は、前
記組成のFe−R−BおよびFe−Co−R−B系の合
金溶湯を、前記したようにいわゆる液体急冷法によって
高速で冷却凝固させて得られる。
The permanent magnet material used in the bonded magnet of the present invention is obtained by cooling and solidifying Fe-R-B and Fe-Co-R-B alloy melts having the above compositions at high speed by the so-called liquid quenching method as described above. It will be done.

この液体急冷法は、水冷等により冷却された金属製の回
転体の表面に、ノズルから溶湯を射出して高速で急冷凝
固させ、薄帯状の材料を得る方法であり、ディスク法、
単ロール法(片ロール法)、双ロール法等があるが、こ
の発明の場合には前記のように片ロール法、すなわち1
個の回転ロールの周面上に溶湯を射出する方法が最も適
当である。 このようにロール周速度を前述のようにす
ることにより、片ロール法で前記組成の合金溶湯を急冷
凝固させることによって、保磁力iHcが約20000
 0eまで、磁化σが65〜l 50 e+su/gr
の磁石が得られる。  なお、このようなロール法以外
にも・アトマイズ法、溶射等の各種高速急冷法、あるい
はメカニカル・アロイイング等も本発明に適用できる。
This liquid quenching method is a method in which molten metal is injected from a nozzle onto the surface of a metal rotating body cooled by water cooling, etc., and is rapidly solidified at high speed to obtain a thin strip-shaped material.
There are single roll method (single roll method), double roll method, etc., but in the case of this invention, as mentioned above, the single roll method, that is, one roll method is used.
The most suitable method is to inject the molten metal onto the circumferential surfaces of individual rotating rolls. By setting the roll circumferential speed as described above and rapidly solidifying the molten alloy having the above composition using the single roll method, the coercive force iHc is approximately 20,000.
up to 0e, magnetization σ is 65 to l 50 e+su/gr
magnet is obtained. In addition to such a roll method, various high-speed quenching methods such as an atomizing method, thermal spraying, mechanical alloying, etc. can also be applied to the present invention.

また、このようにして得られる磁石材料は、温度特性も
良好なものである。
Moreover, the magnetic material obtained in this way also has good temperature characteristics.

すなわち、残留磁化をBr、温度をTとすると、例えば
20℃≦T≦120℃にて、d B r / d T =−0,09〜−〇、06%/℃ d i Hc / d T =−0,48〜−〇、25%/℃ 程度の温度特性を有する。
That is, when residual magnetization is Br and temperature is T, for example, at 20°C≦T≦120°C, dBr / dT = -0,09 to -〇, 06%/°C d i Hc / dT = It has a temperature characteristic of about -0.48 to -〇, 25%/℃.

このように溶湯から直接急冷凝固させれば、極めて微細
な結晶質の組織あるいはこのような主相と結晶質および
/または非晶質の副相とを有する組織が得られ、その結
果前述のように磁石特性が優れた永久磁石材料が得られ
るのである。
If the molten metal is directly rapidly solidified in this way, an extremely fine crystalline structure or a structure having such a main phase and crystalline and/or amorphous subphases can be obtained, resulting in the above-mentioned structure. A permanent magnet material with excellent magnetic properties can be obtained.

このようにして得られる薄帯は、一般に20〜80μm
程度の厚さのものであるが、特に30〜60μmとする
と、膜厚方向の結晶粒径の分布が小さ(、粒径による磁
気特性のバラツキが減少し、平均特性値が上昇する点で
好ましい。
The ribbon thus obtained generally has a thickness of 20 to 80 μm.
Although the thickness is about 30 to 60 μm, it is preferable because the distribution of crystal grain size in the film thickness direction is small (the variation in magnetic properties due to grain size is reduced and the average characteristic value is increased). .

急冷後の組織は急冷条件により異なるが、通常、微結晶
またはこれと非晶質との混合組織からなる。 そして、
さらに適宜用いられる熱処理、すなわち焼鈍することに
より、その微結晶または非晶質と微結晶からなる組織お
よびサイズをさらにコントロールでき、より高い特性が
得られる。
The structure after quenching varies depending on the quenching conditions, but usually consists of microcrystals or a mixed structure of microcrystals and amorphous materials. and,
Further, by appropriately applying heat treatment, that is, annealing, the microcrystalline or amorphous and microcrystalline structure and size can be further controlled, and higher properties can be obtained.

液体急冷法によって急冷凝固された永久磁石材料は、場
合によっては前述のように熱処理、すなわち焼鈍が施さ
れる。 この発明で対象とする成分の急冷磁石では、焼
鈍を施すことによって前記したような条件を満足するよ
うにさせるばかりではなく、さらに安定した特性が容易
に得られる。
The permanent magnet material rapidly solidified by the liquid quenching method is optionally subjected to heat treatment, that is, annealing, as described above. By annealing the rapidly cooled magnet having the components targeted by the present invention, it is not only possible to satisfy the above-mentioned conditions, but also to easily obtain more stable characteristics.

このようにして得られた薄帯状の磁石を前述したように
粉砕して粉末とし、この粉末をバインダと混合し、プレ
ス成形あるいは射出成形することにより本発明のボンデ
ィッド磁石が得られる。
The bonded magnet of the present invention is obtained by pulverizing the ribbon-shaped magnet thus obtained into powder as described above, mixing this powder with a binder, and press-molding or injection-molding.

従来の高速急冷法により得られた薄帯状の磁石あるいは
、それを粉砕後バルク体となした磁石およびボンディッ
ド磁石は、特開昭59−211549号公報に開示され
ている。 しかし従来の磁石はJ、A、P 60 (1
0)、 vol 15(1986) 3685頁に示さ
れるように飽和磁化まで着磁させるためには、40kO
e以上110koeにもおよぶ着磁磁場が必要であるが
、本発明におけるZr、Ti等を含有させた磁石合金は
15〜20kOeで十分飽和磁化まで着磁可能であると
いう利点を有し、そのため15〜20kOeでの着磁後
の特性は大幅に改良される。
A ribbon-shaped magnet obtained by the conventional high-speed quenching method, a magnet obtained by crushing the same into a bulk body, and a bonded magnet are disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 59-211549. However, conventional magnets have J, A, P 60 (1
0), vol 15 (1986) page 3685, in order to magnetize to saturation magnetization, 40 kO
Although a magnetizing magnetic field of more than 110 koe is required, the magnet alloy containing Zr, Ti, etc. in the present invention has the advantage that it can be sufficiently magnetized to saturation magnetization at 15 to 20 kOe. The properties after magnetization at ~20 kOe are significantly improved.

なお、液体急冷法により得られた薄帯状の磁石を、直接
もしくは粉砕した後に塑性加工等を施して高密度かつ異
方性化することにより約2〜3倍の磁石特性の向上が見
られろ。
Furthermore, by applying plastic processing to the thin strip magnet obtained by the liquid quenching method, either directly or after crushing it, to make it denser and anisotropic, the magnetic properties can be improved by about 2 to 3 times. .

この塑性加工時の温度・時間条件は、焼鈍の説明におい
て前述した微結晶相が得られ、粗粒化を妨げるように選
択する必要がある。 この点に関し、本発明におけるN
b、Zr、Ti、V等の添加元素Mは結晶成長を抑制し
、高温、長時間でも保磁力を劣化させず高い保磁力が得
られるため温間塑性加工条件を改善するという利点を有
している。
The temperature and time conditions during this plastic working must be selected so that the microcrystalline phase described above in the description of annealing is obtained and grain coarsening is prevented. In this regard, N in the present invention
Additive elements M such as b, Zr, Ti, and V have the advantage of suppressing crystal growth and improving warm plastic working conditions because high coercive force can be obtained without deteriorating coercive force even at high temperatures and for long periods of time. ing.

塑性加工は、ダイアップセット等の公知の方法を用いて
行なえばよい。
The plastic working may be performed using a known method such as die-up setting.

なお、本発明では、前記した組成および組織構造を有す
る永久磁石材料の粉末に限らず、少なくともR,Tおよ
びB(但し、RおよびTは前記と同様である。)を含有
する永久磁石材料の粉末を用いた場合でも効果が実現す
る。
Note that the present invention is not limited to the powder of a permanent magnet material having the composition and structure described above, but also the powder of a permanent magnet material containing at least R, T, and B (where R and T are the same as above). The effect is achieved even when powder is used.

この場合、永久磁石材料の粉末の平均長径は20〜30
0μmであり、かつ、永久磁石材料の粉末が、平均長径
の4倍を超える長径を有する粉末および長径が400μ
mを超える粉末のいずれも実質的に含まないものとされ
る。
In this case, the average major axis of the powder of the permanent magnet material is 20 to 30
0 μm, and the powder of the permanent magnet material has a major axis that is more than 4 times the average major axis, and the major axis is 400 μm.
It shall be substantially free of any powder exceeding m.

〈実施例〉 以下、本発明の具体的実施例を示し、本発明をさらに詳
細に説明する。
<Examples> Hereinafter, specific examples of the present invention will be shown and the present invention will be explained in further detail.

〔永久磁石材料薄帯の作製] 10.5Nd −6B −3Zr −IMn −ba#
 Feの組成(数値は原子百分率を表わす、)を有する
合金をアーク溶解により作製した。 得られた合金の溶
湯を、10〜30m/抄で回転するロール表面に石英ノ
ズルを介して加圧アルゴンガス(噴出圧カニ0.2〜2
  kglof)により射出して高速急冷し、表1に示
す薄帯サンプルを得た。 なお、薄帯サンプルの厚さは
30〜60μmであった。
[Preparation of permanent magnet material ribbon] 10.5Nd -6B -3Zr -IMn -ba#
An alloy having a composition of Fe (numbers represent atomic percentages) was prepared by arc melting. The obtained molten alloy was passed through a quartz nozzle onto the surface of a roll rotating at a speed of 10 to 30 m/sheet using pressurized argon gas (a jet pressure of 0.2 to 2
kglof) and rapidly quenched to obtain the ribbon samples shown in Table 1. Note that the thickness of the ribbon sample was 30 to 60 μm.

表1に示す薄帯サンプルの副相の体積は、上記の冷却条
件、すなわちロールの回転速度を変化させることにより
制御した。
The volume of the subphase in the ribbon samples shown in Table 1 was controlled by changing the cooling conditions described above, that is, the rotational speed of the rolls.

これらの薄帯サンプルの磁気特性を表1に示す。Table 1 shows the magnetic properties of these ribbon samples.

また、これらの薄帯サンプルのうち、サンプルN003
の断面を電解研磨した後、走査型電子顕微鏡(SEM)
により観察した。 この写真を第2図に示す。
Also, among these ribbon samples, sample N003
After electrolytically polishing the cross section, scanning electron microscopy (SEM)
Observed by. This photograph is shown in Figure 2.

この写真には、副相の存在がはっきりと観測される。In this photo, the presence of subphases is clearly observed.

同様に他のサンプルについてもSEM像を得、主相の平
均結晶粒径と副相である粒界の平均厚さを調べた。
Similarly, SEM images were obtained for other samples, and the average crystal grain size of the main phase and the average thickness of grain boundaries, which are subphases, were investigated.

この結果を表1に示す。The results are shown in Table 1.

さらに、このサンプルについて、X線回折分析を行った
。 この結果を第3図に示す。
Furthermore, this sample was subjected to X-ray diffraction analysis. The results are shown in FIG.

第3図から、主相がRx F e 14Bであること、
副相が非晶質であることがわかる。
From FIG. 3, the main phase is Rx Fe 14B,
It can be seen that the subphase is amorphous.

さらに、S E’M像を画像処理して(副相/主相)比
Vを求めた。
Furthermore, the SE'M image was image-processed to determine the (subphase/main phase) ratio V.

また、各サンプルの副相のR含有量(R1)と主相のR
含有量(R禽)との比R+ / R2を求めた。
In addition, the R content (R1) of the subphase and the R content of the main phase of each sample
The ratio R+/R2 with the content (R chicken) was determined.

これらの結果を表1に示す。These results are shown in Table 1.

また、サンプルN002と4の主相および副相の組成を
表2に示す。
Further, Table 2 shows the compositions of the main phase and subphase of Samples No. 002 and No. 4.

なお、これらは、透過型分析電子顕微鏡により測定した
Note that these were measured using a transmission analytical electron microscope.

表1に示す各サンプルを、振動式磁力計を用いてまず1
8kOeで着磁径測定し、次に40koeでパルス着磁
後測定し、それぞれについてtm率を求めたところ、サ
ンプルNo、1〜4では着磁が容易であることが判明し
た。
Each sample shown in Table 1 was first measured using a vibrating magnetometer.
The magnetized diameter was measured at 8 kOe, then pulsed magnetized at 40 koe, and the tm rate was determined for each. It was found that samples Nos. 1 to 4 were easily magnetized.

なお、下記の組成において、上記の組成の場合と同様に
副相の体積を変化させたサンプルをそれぞれ作製したと
ころ、上記と同等の結果が得られた。
In addition, in the following composition, when samples were prepared in which the volume of the subphase was changed in the same manner as in the case of the above composition, the same results as above were obtained.

組  成(原子百分率) 10.5Nd−6B−3Nb−ITi−bal Fe1
0  Nd−0,5Pr−6B−2,5Zr−IV−b
at Fe10.5Nd−5B−10Go−3Nb−I
Ti−bal Fe10.5Nd−58−ITi−IM
o−bal Fe10.5Nd−58−ITi−IW−
bal Fe10.5Nd−58−ITi−IMo−7
Co−balFelo、5Nd−58−ITi−IW−
7Co−bal Fe11  Nd−6B−2Nb−I
Ni−bal Fe10.5Nd−6B−3Zr−0,
5Cr−bat Fe10.5Nd−6B−32r−I
Ti−10Co−bal Fe11   Nd−lPr
−5B−3Zr−ITi−bat  Fe10.5Nd
−6B−2,5Nb−1,5V−bal  Fe10 
  Nd−lLa−58−10(:o−3Nb−ITf
−bal  Fgll   Nd−5,5B−2Ti−
INi−bal  Fe[コンプレッションボンディッ
ド磁石の作製]薄帯サンプルNo、3を振動ボールミル
により粉砕し、表3に示す種々の平均長径を有する永久
磁石材料の粉末を得た。 表3に示すサンプルNo、5
に用いた永久磁石材料の粉末のSEM写真を第4図に示
す。
Composition (atomic percentage) 10.5Nd-6B-3Nb-ITi-bal Fe1
0 Nd-0,5Pr-6B-2,5Zr-IV-b
at Fe10.5Nd-5B-10Go-3Nb-I
Ti-bal Fe10.5Nd-58-ITi-IM
o-bal Fe10.5Nd-58-ITi-IW-
bal Fe10.5Nd-58-ITi-IMo-7
Co-balFelo, 5Nd-58-ITi-IW-
7Co-bal Fe11 Nd-6B-2Nb-I
Ni-bal Fe10.5Nd-6B-3Zr-0,
5Cr-bat Fe10.5Nd-6B-32r-I
Ti-10Co-bal Fe11 Nd-lPr
-5B-3Zr-ITi-bat Fe10.5Nd
-6B-2,5Nb-1,5V-bal Fe10
Nd-lLa-58-10(:o-3Nb-ITf
-bal Fgll Nd-5,5B-2Ti-
INi-bal Fe [Preparation of compression bonded magnet] Thin strip sample No. 3 was ground in a vibrating ball mill to obtain powders of permanent magnet materials having various average major diameters shown in Table 3. Sample No. 5 shown in Table 3
Figure 4 shows an SEM photograph of the powder of the permanent magnet material used.

これらの各粉末について、平均長径の4倍を超える長径
を有する粉末の数と、長径が400μmを超える粉末の
数との合計を求めた。 この合計の全測定粉末数に対す
る百分率を、表3に粗大粉末量として示す。 なお、こ
の場合の平均長径はSEM写真から求めた数平均値であ
り、測定粉末数は400個とした。
For each of these powders, the total number of powders having a major axis exceeding four times the average major axis and the number of powders having a major axis exceeding 400 μm was determined. The percentage of this total to the total number of measured powders is shown in Table 3 as the amount of coarse powder. Note that the average major axis in this case is a number average value determined from a SEM photograph, and the number of measured powders was 400.

次に、各粉末をエポキシ樹脂と混合した後、プレス成形
し、さらに熱処理を施してコンプレッションボンディッ
ド磁石サンプルを得た。 エポキシ樹脂は永久磁石材料
の粉末に対し2wt%とじた。
Next, each powder was mixed with an epoxy resin, press-molded, and further heat-treated to obtain a compression bonded magnet sample. The amount of epoxy resin was 2 wt % based on the powder of the permanent magnet material.

プレス成形の圧力保持時間は1秒間とし、印加圧力は4
000  kg/cm” した。 また、熱処理は、1
50℃にて1時間行なった。
The pressure holding time for press molding was 1 second, and the applied pressure was 4
000 kg/cm". Also, the heat treatment
The test was carried out at 50°C for 1 hour.

得られたサンプルをダイヤモンドソーで切断して樹脂に
埋め込んだ後、研磨し、断面に現われた永久磁石材料の
粉末の長径を測定したところ、成形前の長径がほぼ保存
されていたが、粉末にヒビやワレが生じており、粉末1
個が3〜lO個程度に割れていた。 なお、測定は、S
EM写真により行なった。 表3に示すサンプルN01
5の断面のSEM写真を第5図に示す。
After cutting the obtained sample with a diamond saw and embedding it in resin, it was polished and the long axis of the powder of the permanent magnetic material that appeared on the cross section was measured.The long axis before molding was almost preserved, but the powder There are cracks and cracks, and powder 1
It was divided into about 3 to 10 pieces. In addition, the measurement is S
This was done using EM photography. Sample No. 1 shown in Table 3
A SEM photograph of the cross section of No. 5 is shown in FIG.

これらのサンプルに40kOeでパルス着磁を施した。These samples were subjected to pulse magnetization at 40 kOe.

[インジェクションボンディッド磁石の作製]コンプレ
ッションボンディッド磁石の場合と同様にして、種々の
平均長径を有する永久磁石材料の粉末を得た。 各粉末
の平均長径および粗大粉末量を表4に示す、 これらの
測定は、コンブレッジ目ンボンデイツド磁石と同様にし
て行なった。 これらの粉末をポリアミド樹脂と混合し
た後、射出成形し、インジェクションボンディッド磁石
サンプルを得た。
[Preparation of injection bonded magnets] Powders of permanent magnet materials having various average major diameters were obtained in the same manner as in the case of compression bonded magnets. The average major axis and amount of coarse powder for each powder are shown in Table 4. These measurements were performed in the same manner as for the combined bonded magnet. These powders were mixed with polyamide resin and then injection molded to obtain injection bonded magnet samples.

ポリアミド樹脂は、永久磁石材料の粉末に対し7wt%
とじた。
Polyamide resin is 7wt% based on the powder of permanent magnet material.
Closed.

射出成形は、下記の条件で行なった。Injection molding was performed under the following conditions.

樹脂温度        250℃ 射出圧力        800  kg/cm”射出
時間          5秒間 冷却時間         10秒間 得られたサンプルをダイヤモンドソーで切断して樹脂に
埋め込んだ後、研磨し、断面に現われた永久磁石材料の
粉末の長径を測定した。
Resin temperature: 250°C Injection pressure: 800 kg/cm Injection time: 5 seconds Cooling time: 10 seconds The obtained sample was cut with a diamond saw, embedded in resin, and polished to determine the long axis of the permanent magnet material powder that appeared on the cross section. was measured.

この結果、サンプル内の永久磁石材料の粉末の長径は、
成形前の長径とほぼ等しいものであったが、粉末のエツ
ジ部に欠けが生じていた。
As a result, the major axis of the powder of permanent magnet material in the sample is
Although the major axis was almost equal to the long axis before molding, there were chips at the edges of the powder.

第6図にサンプルNo、5の断面のSEM写真を示す、
 第6図には、長径約10μm以下の微粉末が前述した
面積比で20%程度観察されるが、これは、射出成形時
に永久磁石材料の粉末が粉砕されて生じた微粉末と、粉
末の充填率を向上させるために予め混合しておいた微粉
末である。 なお、予め混合した量は、10%(個数)
程度である。
Figure 6 shows an SEM photograph of the cross section of sample No. 5.
In Figure 6, about 20% of the area ratio mentioned above is observed to be fine powder with a major axis of about 10 μm or less, but this is due to the fine powder produced when the permanent magnet material powder is crushed during injection molding, and the powder. It is a fine powder that has been mixed in advance to improve the filling rate. The pre-mixed amount is 10% (number)
That's about it.

これらのサンプルに40kOeでパルス着磁を施した。These samples were subjected to pulse magnetization at 40 kOe.

これらのサンプルについて(BH)waxを測定した。(BH)wax was measured for these samples.

 また、永久磁石材料の粉末の充填率も測定した。The filling rate of the powder of the permanent magnet material was also measured.

コンプレッションボンディッド磁石の結果を表3に、イ
ンジェクションボンディッド磁石の結果を表4に示す。
The results for the compression bonded magnet are shown in Table 3, and the results for the injection bonded magnet are shown in Table 4.

なお、このようにボンディッド磁石としても、主相の平
均結晶粒径、粒界としての副相の平均厚さおよびA値に
ついては、薄帯サンプルNo、3に対し変化を示さなか
った。
As described above, even as a bonded magnet, the average crystal grain size of the main phase, the average thickness of the subphase as a grain boundary, and the A value did not show any change compared to ribbon samples No. 3.

コンプレッション ボンディッド磁石 サンプルNo。compression bonded magnet Sample no.

インジェクション ボンディッド磁石 サンプルNo。injection bonded magnet Sample no.

表 (BH)wax  充填率 永久磁石材料の粉末 平均長径  粗大粉末量 (μm)     (%)    (MGOe)(%) O0 12,6 12,7 13,0 12,7 12,0 11,5 表 永久磁石材料の粉末 平均長径  粗大粉末量 (μm)     (%)    fMGOe)(BI
3順 充填率 (%) 7.8 6.8 8.0 6.8 7.9 7.3 以上の実施例の結果から、本発明の効果が明らかである
Table (BH) wax Filling rate Permanent magnet material powder average major axis Amount of coarse powder (μm) (%) (MGOe) (%) O0 12,6 12,7 13,0 12,7 12,0 11,5 Table permanent Powder average length axis of magnet material Coarse powder amount (μm) (%) fMGOe) (BI
3rd order Filling rate (%) 7.8 6.8 8.0 6.8 7.9 7.3 From the results of the above examples, the effects of the present invention are clear.

〈発明の効果〉 本発明によれば、高速急冷法を適用して永久磁石を製造
しているため、平衡相以外に非平衡相を用いることが可
能であり、R含有量が5.5以上11.76原子%未満
と少なくとも、また等方性であっても高保磁力、高エネ
ルギー積を示し、実用に適した高性能の永久磁石材料が
得られる。
<Effects of the Invention> According to the present invention, since a permanent magnet is manufactured by applying a high-speed quenching method, it is possible to use a non-equilibrium phase in addition to the equilibrium phase, and the R content is 5.5 or more. Even if it is less than 11.76 atomic % and isotropic, it exhibits high coercive force and high energy product, and a high-performance permanent magnet material suitable for practical use can be obtained.

Rを例えばNdとした場合、Mの添加は約10原子%N
d以上では特に高保磁力化に寄与し、また低コスト化が
可能な約10原子%Nd未満では特に最大エネルギー積
(BH)Ilaxの向上に寄与する。
For example, when R is Nd, the addition of M is about 10 atomic % N
If it is more than d, it particularly contributes to increasing the coercive force, and if it is less than about 10 atom % Nd, which allows cost reduction, it particularly contributes to improving the maximum energy product (BH) Ilax.

またMは保磁力向上に対する寄与も大きい、 このよう
な傾向はNdのみならず、他の希土類元素を用いた場合
もほぼ同様な傾向を示す。
Furthermore, M also makes a large contribution to improving the coercive force. This tendency is not limited to Nd, but is similar when other rare earth elements are used.

上述のような高保磁力化の原因としては、R含有量が本
発明の範囲、特に10原子%未滴の場合は従来のR−F
e−B磁石に見られるような安定な正方晶RヨFe+J
化合物を使用する保磁力機構ではな(、高速急冷法によ
り過飽和にM元素が固溶した準安定なR*Fe+4B相
を主相とした微細組織が原因となると考えられる。 通
常Mは約2  at%までは安定に高温に固溶しつるが
、2at%以上固溶するためには高速急冷法を用いなけ
れば不可能であり、準安定に存在すると考えられる。
The cause of the high coercive force as described above is that when the R content is within the range of the present invention, especially when it is less than 10 atomic %, the conventional R-F
Stable tetragonal RyoFe+J as seen in e-B magnets
It is thought that the cause is not a coercive force mechanism using a compound, but a microstructure with a metastable R*Fe+4B phase as a main phase in which the M element is dissolved in supersaturation by a high-speed quenching method. Normally, M is about 2 at %, it is stably dissolved as a solid solution at high temperatures, but it is impossible to form a solid solution of 2 at % or more without using a high-speed quenching method, and it is considered that it exists in a metastable state.

それゆえ、添加元素Mは低R組成でも RtF8+J相を安定化するが、この作用は高速急冷法
においてのみ得られるものであり、焼結磁石ではこのよ
うな効果はない。
Therefore, the additive element M stabilizes the RtF8+J phase even at a low R composition, but this effect can only be obtained by the high-speed quenching method, and sintered magnets do not have such an effect.

また、本発明においては上記の主相のみならずRプア結
晶質および/または非晶質の副相を有する方が好ましい
。 このような副相を有することによってピンニングサ
イトのための境界相として働き、主相同士の結合を強化
する働きを有する。
Further, in the present invention, it is preferable to have not only the above-mentioned main phase but also an R-poor crystalline and/or amorphous subphase. By having such a subphase, it acts as a boundary phase for the pinning site and has the function of strengthening the bond between the main phases.

また着磁も容易であり、耐食性も十分である。It is also easy to magnetize and has sufficient corrosion resistance.

従来のR−T−B磁石は、R,T、B相思外に腐食され
易いB−リッチ相および/またはR−リッチ相を含むた
め、厳重な錆対策が必要であった。
Conventional R-T-B magnets require strict rust countermeasures because the R, T, and B phases include a B-rich phase and/or an R-rich phase that are more easily corroded than expected.

本発明に用いる永久磁石材料は、はぼR2T 、4Bか
らなる主相およびRプアな副相より成るため、耐食性が
改善され、錆対策を殆んど必要としないか、あるいは簡
単な処理で使用することも可能である。
Since the permanent magnet material used in the present invention consists of a main phase consisting of R2T and 4B and a R-poor subphase, it has improved corrosion resistance and requires almost no rust countermeasures or can be used with simple treatment. It is also possible to do so.

そして、本発明によれば、永久磁石材料の粉末の充填率
を向上させることができるので、このような永久磁石材
料の高い特性を有効に利用することができる。
According to the present invention, the filling rate of the powder of the permanent magnet material can be improved, so that the high characteristics of the permanent magnet material can be effectively utilized.

また、充填率向上効果は、本発明における組成に限らず
、R−T−B系の一般のボンディッド磁石についても実
現する。
Furthermore, the effect of improving the filling rate is achieved not only with the composition of the present invention but also with general bonded magnets of the RTB system.

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of the drawing]

第1図は、本発明に用いる永久磁石材料の組成を説明す
るための3元図である。 第2図は、結晶構造を示す図面代用写真であって、本発
明に用いる永久磁石材料の走査型電子顕微鏡写真である
。 第3図は、本発明に用いる永久磁石材料のX線回折図で
ある。 第4図は、粒子構造を示す図面代用写真であって、本発
明に用いる永久磁石材料の走査型電子顕微鏡写真である
。 第5図は、粒子構造を示す図面代用写真であって、コン
プレッションボンディッド磁石の断面の走査型電子顕微
鏡写真である。 第6図は、粒子構造を示す図面代用写真であって、イン
ジェクションボンディッド磁石の断面の走査型電子顕微
鏡写真である。 FIG、1 R(atシ・) FIG。 e (、’i) ニ ■・′ ■ (+。
FIG. 1 is a ternary diagram for explaining the composition of the permanent magnet material used in the present invention. FIG. 2 is a photograph substituted for a drawing showing the crystal structure, and is a scanning electron micrograph of the permanent magnet material used in the present invention. FIG. 3 is an X-ray diffraction diagram of the permanent magnet material used in the present invention. FIG. 4 is a photograph substituted for a drawing showing the particle structure, and is a scanning electron micrograph of the permanent magnet material used in the present invention. FIG. 5 is a photograph substituted for a drawing showing the particle structure, and is a scanning electron micrograph of a cross section of a compression bonded magnet. FIG. 6 is a photograph substituted for a drawing showing the particle structure, and is a scanning electron micrograph of a cross section of an injection bonded magnet. FIG, 1 R(atshi・) FIG. e (,'i) ni■・'■ (+.

Claims (1)

【特許請求の範囲】 (1)R_xT_1_0_0_−_x_−_y_−_z
B_yM_z(但し、RはYを含む希土類元素の1種以
上であり、TはFeで あるかまたはFeおよびCoである。また、5.5≦x
<11.76、2≦y<15、 z≦15であり、MはTi、V、Cr、Zr、Nb、M
o、Hf、TaおよびWの1種以上である。)の組成を
有し、実質的に正方晶系の結晶構造の主相のみを有する
か、あるいはこのような主相と非晶質および/または結
晶質のRプアな副相とを有し、かつ副相を有する場合、
主相と副相との体積比(副相/主相)vの値を(11.
76−x)/x で除した値が2以下であり、平均長径が20〜300μ
mである永久磁石材料の粉末と、バインダとの混合物を
成形して形成されたことを特徴とするボンディッド磁石
。 (2)前記永久磁石材料の粉末が、平均長径の4倍を超
える長径を有する粉末および長径が400μmを超える
粉末のいずれも実質的に含まないものである請求項1に
記載のボンディッド磁石。 (3)前記永久磁石材料の粉末が扁平状であり、その厚
さが20〜80μmである請求項1または2に記載のボ
ンディッド磁石。 (4)前記vの値を 0.1176(100−z)−x/x で除した値が1より小さい請求項1ないし3のいずれか
に記載のボンディッド磁石。 (5)主相と副相とを有し、原子比で副相のR含有量が
主相のR含有量の9/10以下である請求項1ないし4
のいずれかに記載のボンディッド磁石。 (6)前記バインダが熱硬化性樹脂であり、成形がプレ
ス成形によって行なわれる請求項1ないし5のいずれか
に記載のボンディッド磁石。 (7)前記バインダが熱可塑性樹脂であり、成形が射出
成形によつて行なわれる請求項1ないし5のいずれかに
記載のボンディッド磁石。 (8)永久磁石材料が高速急冷により得られた薄帯であ
る請求項1ないし7のいずれかに記載のボンディッド磁
石。 (9)少なくともR、TおよびB(但し、RはYを含む
希土類元素の1種以上であり、TはFeであるかまたは
FeおよびCoである。)を含有する永久磁石材料の粉
末とバインダとの混合物を成形して形成されたボンディ
ッド磁石であって、 前記永久磁石材料の粉末の平均長径が20〜300μm
であり、かつ、この永久磁石材料の粉末が、平均長径の
4倍を超える長径を有する粉末および長径が400μm
を超える粉末のいずれも実質的に含まないことを特徴と
するボンディッド磁石。
[Claims] (1) R_xT_1_0_0_-_x_-_y_-_z
B_yM_z (However, R is one or more rare earth elements including Y, T is Fe or Fe and Co, and 5.5≦x
<11.76, 2≦y<15, z≦15, and M is Ti, V, Cr, Zr, Nb, M
o, Hf, Ta and W. ), and has only a main phase with a substantially tetragonal crystal structure, or has such a main phase and an amorphous and/or crystalline R-poor subphase, and has a subphase,
The value of the volume ratio of the main phase to the subphase (subphase/main phase) v is (11.
The value divided by 76-x)/x is 2 or less, and the average major axis is 20 to 300μ
1. A bonded magnet characterized in that it is formed by molding a mixture of a powder of a permanent magnet material and a binder. (2) The bonded magnet according to claim 1, wherein the powder of the permanent magnet material substantially does not contain any of powder having a major axis exceeding four times the average major axis and powder having a major axis exceeding 400 μm. (3) The bonded magnet according to claim 1 or 2, wherein the powder of the permanent magnet material is flat and has a thickness of 20 to 80 μm. (4) The bonded magnet according to any one of claims 1 to 3, wherein a value obtained by dividing the value of v by 0.1176(100-z)-x/x is smaller than 1. (5) Claims 1 to 4 comprising a main phase and a subphase, wherein the R content of the subphase is 9/10 or less of the R content of the main phase in terms of atomic ratio.
A bonded magnet as described in any of the above. (6) The bonded magnet according to any one of claims 1 to 5, wherein the binder is a thermosetting resin and the molding is performed by press molding. (7) The bonded magnet according to any one of claims 1 to 5, wherein the binder is a thermoplastic resin and the molding is performed by injection molding. (8) The bonded magnet according to any one of claims 1 to 7, wherein the permanent magnet material is a ribbon obtained by high-speed quenching. (9) Permanent magnetic material powder and binder containing at least R, T and B (wherein R is one or more rare earth elements including Y, and T is Fe or Fe and Co) A bonded magnet formed by molding a mixture of the permanent magnet material, wherein the average major axis of the powder of the permanent magnet material is 20 to 300 μm.
and the powder of this permanent magnet material has a major axis more than four times the average major axis and the major axis is 400 μm.
A bonded magnet characterized in that it contains substantially no powder exceeding .
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003224010A (en) * 2001-11-20 2003-08-08 Sumitomo Special Metals Co Ltd Compound for rare earth based bonded magnet and bonded magnet using the same

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