JPH05299223A - Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石 - Google Patents
Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石Info
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- JPH05299223A JPH05299223A JP4124181A JP12418192A JPH05299223A JP H05299223 A JPH05299223 A JP H05299223A JP 4124181 A JP4124181 A JP 4124181A JP 12418192 A JP12418192 A JP 12418192A JP H05299223 A JPH05299223 A JP H05299223A
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- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
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- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
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- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｆｅ3Ｂ型Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系磁石（Ｒは希土類
元素）に着目して、ｉＨｃと（ＢＨ）ｍａｘを向上さ
せ、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有しハードフェラ
イト磁石の代替えとして安価に提供できるＦｅ3Ｂ型Ｒ
−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石。 【構成】 希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ
−Ｎｉ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系合金溶湯を超急冷後、熱処理し、
完全にアモルファス組織としなくても、体心正方晶Ｆｅ
3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相を
主相とする平均結晶粒径が１０〜１００ｎｍの微細結晶
集合体となり、該ホウ化物相のほか、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型
結晶構造を有する強磁性相が共存するボンド磁石用合金
粉末が得られ、樹脂との結合により、ｉＨｃ≧２ｋＯ
ｅ、Ｂｒ≧５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧３ＭＧＯｅの磁気
特性を有するボンド磁石を得る。
元素）に着目して、ｉＨｃと（ＢＨ）ｍａｘを向上さ
せ、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有しハードフェラ
イト磁石の代替えとして安価に提供できるＦｅ3Ｂ型Ｒ
−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石。 【構成】 希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ
−Ｎｉ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系合金溶湯を超急冷後、熱処理し、
完全にアモルファス組織としなくても、体心正方晶Ｆｅ
3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相を
主相とする平均結晶粒径が１０〜１００ｎｍの微細結晶
集合体となり、該ホウ化物相のほか、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型
結晶構造を有する強磁性相が共存するボンド磁石用合金
粉末が得られ、樹脂との結合により、ｉＨｃ≧２ｋＯ
ｅ、Ｂｒ≧５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧３ＭＧＯｅの磁気
特性を有するボンド磁石を得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、モーターやアクチュ
エーターなどに最適なＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石に係
り、希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ−Ｎｉ
−Ｂ−Ｒ系合金溶湯を超急冷法にて大部分をアモルファ
ス組織となし、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する
鉄を主成分とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造の構成相との微細結晶集合体からなる合金粉末を樹脂
にて結合することにより、ハードフェライト磁石では得
られなかった５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するＦ
ｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石に関する。
エーターなどに最適なＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石に係
り、希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ−Ｎｉ
−Ｂ−Ｒ系合金溶湯を超急冷法にて大部分をアモルファ
ス組織となし、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する
鉄を主成分とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造の構成相との微細結晶集合体からなる合金粉末を樹脂
にて結合することにより、ハードフェライト磁石では得
られなかった５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するＦ
ｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】電装品用モーターやアクチュエーターな
どに使用される永久磁石は主にハードフェライト磁石に
限定されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低温減
磁、セラミックス材質のために機械的強度が低くて割
れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形状が得難いことな
どの問題があった。
どに使用される永久磁石は主にハードフェライト磁石に
限定されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低温減
磁、セラミックス材質のために機械的強度が低くて割
れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形状が得難いことな
どの問題があった。
【０００３】今日、自動車は省資源のため車両の軽量化
による燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装
品はより一層の小型、軽量化が求められている。また、
自動車用電装品以外の家電用モーターなどの用途におい
ても、性能対重量比を最大にするための設計が検討され
ており、現在のモーター構造では磁石材料としてＢｒが
５〜７ｋＧ程度のものが最適とされている。すなわち、
使用する磁石材料のＢｒが８ｋＧ以上の場合、現在のモ
ーター構造では磁路となる回転子やステーターの鉄板の
断面積を増大させる必要があり、重量の増大を招来する
が、Ｂｒが５〜７ｋＧであれば性能対重量比を最大にす
ることができる。
による燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装
品はより一層の小型、軽量化が求められている。また、
自動車用電装品以外の家電用モーターなどの用途におい
ても、性能対重量比を最大にするための設計が検討され
ており、現在のモーター構造では磁石材料としてＢｒが
５〜７ｋＧ程度のものが最適とされている。すなわち、
使用する磁石材料のＢｒが８ｋＧ以上の場合、現在のモ
ーター構造では磁路となる回転子やステーターの鉄板の
断面積を増大させる必要があり、重量の増大を招来する
が、Ｂｒが５〜７ｋＧであれば性能対重量比を最大にす
ることができる。
【０００４】従って、小型モーター用の磁石材料は磁気
特性的には特に５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒが要求さ
れているが、従来のハードフェライト磁石では得ること
ができない。例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石ではか
かる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元反応
に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄ等を１０
〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライト磁石
に比較して著しく高価であり、現在のところ大量生産が
可能で安価に提供できるＢｒが５〜７ｋＧ程度の磁石材
料は、見出されていない。
特性的には特に５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒが要求さ
れているが、従来のハードフェライト磁石では得ること
ができない。例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石ではか
かる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元反応
に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄ等を１０
〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライト磁石
に比較して著しく高価であり、現在のところ大量生産が
可能で安価に提供できるＢｒが５〜７ｋＧ程度の磁石材
料は、見出されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】一方、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ．、Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この磁石材
料はアモルファスリボンを熱処理することにより、Ｆｅ
3ＢとＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集合組織を有する準安定構造
であるが、ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ程度と高くなく、また
このｉＨｃを得るための熱処理条件が狭く限定され、工
業生産上実用的でない。
系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ．、Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この磁石材
料はアモルファスリボンを熱処理することにより、Ｆｅ
3ＢとＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集合組織を有する準安定構造
であるが、ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ程度と高くなく、また
このｉＨｃを得るための熱処理条件が狭く限定され、工
業生産上実用的でない。
【０００６】このＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材
料に添加元素を加えて多成分化し、性能向上を図った研
究が発表されている。その１つは希土類元素にＮｄのほ
かにＤｙとＴｂを用いてｉＨｃの向上を図るものである
が、高価な元素を添加する問題のほか、添加希土類元素
はその磁気モーメントがＮｄやＦｅの磁気モーメントと
反平行して結合するため磁化が減少する問題がある
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍ
ａｔ．、８３（１９９０）２２８〜２３０頁）。
料に添加元素を加えて多成分化し、性能向上を図った研
究が発表されている。その１つは希土類元素にＮｄのほ
かにＤｙとＴｂを用いてｉＨｃの向上を図るものである
が、高価な元素を添加する問題のほか、添加希土類元素
はその磁気モーメントがＮｄやＦｅの磁気モーメントと
反平行して結合するため磁化が減少する問題がある
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍ
ａｔ．、８３（１９９０）２２８〜２３０頁）。
【０００７】他の研究（Ｓｈｅｎ Ｂａｏ−ｇｅｎら、
Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８９（１９９１）
３３５〜３４０頁）として、 Ｆｅの一部をＣｏにて置
換してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数を改
善するものがあるが、Ｃｏの添加にともないＢｒを低下
させる問題がある。
Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８９（１９９１）
３３５〜３４０頁）として、 Ｆｅの一部をＣｏにて置
換してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数を改
善するものがあるが、Ｃｏの添加にともないＢｒを低下
させる問題がある。
【０００８】いずれにしてもＦｅ3Ｂ型Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石は、超急冷法によりアモルファス化した後、熱処
理してハード磁石材料化できるが、ｉＨｃが低く、かつ
前記熱処理条件が狭く、添加元素にて高ｉＨｃ化を図る
と磁気エネルギー積が低下するなど、安定した工業生産
ができず、ハードフェライト磁石の代替えとして安価に
提供することができない。
系磁石は、超急冷法によりアモルファス化した後、熱処
理してハード磁石材料化できるが、ｉＨｃが低く、かつ
前記熱処理条件が狭く、添加元素にて高ｉＨｃ化を図る
と磁気エネルギー積が低下するなど、安定した工業生産
ができず、ハードフェライト磁石の代替えとして安価に
提供することができない。
【０００９】また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金をアモルファ
ス化するためには、超急冷時のロール周速度を著しく速
くする必要があり、製品の回収率や歩留りが低下する問
題があり、さらにＦｅ基合金であることから、保存時の
腐食が進行し易く、長期間の保存により初期の磁気特性
が維持できずに劣化する問題があった。
ス化するためには、超急冷時のロール周速度を著しく速
くする必要があり、製品の回収率や歩留りが低下する問
題があり、さらにＦｅ基合金であることから、保存時の
腐食が進行し易く、長期間の保存により初期の磁気特性
が維持できずに劣化する問題があった。
【００１０】この発明は、Ｆｅ3Ｂ型Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系磁
石（Ｒは希土類元素）に着目して、ｉＨｃと（ＢＨ）ｍ
ａｘを向上させ、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有し
安定した工業生産が可能なハードフェライト磁石の代替
えとして安価に提供できるＦｅ3Ｂ型Ｂ−Ｆｅ−Ｒ系ボ
ンド磁石を目的としている。
石（Ｒは希土類元素）に着目して、ｉＨｃと（ＢＨ）ｍ
ａｘを向上させ、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有し
安定した工業生産が可能なハードフェライト磁石の代替
えとして安価に提供できるＦｅ3Ｂ型Ｂ−Ｆｅ−Ｒ系ボ
ンド磁石を目的としている。
【００１１】
【課題を解決するための手段】この発明は、Ｆｅ3Ｂ型
系Ｆｅ−Ｂ−Ｒ磁石のｉＨｃと（ＢＨ）ｍａｘを向上さ
せ、安定した工業生産が可能な製造方法を目的に種々検
討した結果、以下の知見を得て完成したものである。希
土類元素の含有量が少ない特定組成の合金溶湯を超急冷
法後、熱処理にてＦｅ3Ｂ相を折出させる際に、少量の
添加Ｎｉにより、Ｆｅ3Ｂ相中のＦｅの一部がＮｉで置
換されて、その結果、完全にアモルファス相を得なくて
も、Ｆｅ3Ｂと同じ結晶構造、すなわち、体心正方晶Ｆ
ｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相
が折出し、さらに急冷後、適当な熱処理を施すことによ
り、前記ホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の化合
物相が同一粉末粒子中に共存し、しかもその平均結晶粒
径が１０〜１００ｎｍの範囲内のとき、実用的に必要な
２ｋＯｅ以上の固有保磁力を発揮し、この合金粉末を樹
脂にて所要形状に成型固化することにより、室温付近で
準安定な結晶構造相が分解することなく、永久磁石とし
て利用可能な形態として提供できる。
系Ｆｅ−Ｂ−Ｒ磁石のｉＨｃと（ＢＨ）ｍａｘを向上さ
せ、安定した工業生産が可能な製造方法を目的に種々検
討した結果、以下の知見を得て完成したものである。希
土類元素の含有量が少ない特定組成の合金溶湯を超急冷
法後、熱処理にてＦｅ3Ｂ相を折出させる際に、少量の
添加Ｎｉにより、Ｆｅ3Ｂ相中のＦｅの一部がＮｉで置
換されて、その結果、完全にアモルファス相を得なくて
も、Ｆｅ3Ｂと同じ結晶構造、すなわち、体心正方晶Ｆ
ｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相
が折出し、さらに急冷後、適当な熱処理を施すことによ
り、前記ホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の化合
物相が同一粉末粒子中に共存し、しかもその平均結晶粒
径が１０〜１００ｎｍの範囲内のとき、実用的に必要な
２ｋＯｅ以上の固有保磁力を発揮し、この合金粉末を樹
脂にて所要形状に成型固化することにより、室温付近で
準安定な結晶構造相が分解することなく、永久磁石とし
て利用可能な形態として提供できる。
【００１２】この発明は、組成式をＦｅ100-x-y-zＮｉx
ＢyＲz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）
と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚが下記値を
満足し、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主
成分とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の構
成相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶
粒径が１０ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にあり、平均粒径が
３μｍ〜５００μｍである粉末を樹脂にて結合したこと
を特徴とするＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石である。 ０．０１≦ｘ≦２ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％
ＢyＲz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）
と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚが下記値を
満足し、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主
成分とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の構
成相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶
粒径が１０ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にあり、平均粒径が
３μｍ〜５００μｍである粉末を樹脂にて結合したこと
を特徴とするＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石である。 ０．０１≦ｘ≦２ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％
【００１３】また、この発明は、組成式をＦｅ
100-x-y-z ＮｉxＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮ
ｄの１種または２種、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａ
ｇ、Ａｕの１種または２種以上）と表し、組成範囲を限
定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足し、体心正方
晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化
物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の構成相とが同一粉末
粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜
１００ｎｍの範囲にあり、平均粒径が３μｍ〜５００μ
ｍである粉末を樹脂にて結合したことを特徴とするＦｅ
−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石である。 ０．０１≦ｘ≦２ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ｗ≦３ａｔ％
100-x-y-z ＮｉxＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮ
ｄの１種または２種、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａ
ｇ、Ａｕの１種または２種以上）と表し、組成範囲を限
定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足し、体心正方
晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化
物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の構成相とが同一粉末
粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜
１００ｎｍの範囲にあり、平均粒径が３μｍ〜５００μ
ｍである粉末を樹脂にて結合したことを特徴とするＦｅ
−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石である。 ０．０１≦ｘ≦２ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ｗ≦３ａｔ％
【００１４】この発明によるＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石
を得るには、以下の製法による。 （１）組成式をＦｅ100-x-y-zＮｉxＢyＲz （但しＲは
ＰｒまたはＮｄの１種または２種）、あるいは組成式を
Ｆｅ100-x-y-zＮｉxＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたは
Ｎｄの１種または２種、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ、
Ａｇ、Ａｕの１種または２種以上）と表し、組成範囲を
限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが上述の値を満足する合金
溶湯を超急冷法にて実質的に９０％以上をアモルファス
組織となし、（２）さらに熱処理に際し５００℃からの
昇温速度を１〜１５℃／分で昇温して５５０〜７００℃
で５分〜６時間保持する熱処理を施し、（３）Ｆｅ3Ｂ
型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る強磁性相を有し、平均結晶粒径が１０〜１００ｎｍの
微細結晶集合体を得たのち、（４）これを粉砕して得ら
れた平均粒径が３〜５００μｍの粉末を樹脂にて所要形
状に成型固化する。
を得るには、以下の製法による。 （１）組成式をＦｅ100-x-y-zＮｉxＢyＲz （但しＲは
ＰｒまたはＮｄの１種または２種）、あるいは組成式を
Ｆｅ100-x-y-zＮｉxＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたは
Ｎｄの１種または２種、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ、
Ａｇ、Ａｕの１種または２種以上）と表し、組成範囲を
限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが上述の値を満足する合金
溶湯を超急冷法にて実質的に９０％以上をアモルファス
組織となし、（２）さらに熱処理に際し５００℃からの
昇温速度を１〜１５℃／分で昇温して５５０〜７００℃
で５分〜６時間保持する熱処理を施し、（３）Ｆｅ3Ｂ
型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る強磁性相を有し、平均結晶粒径が１０〜１００ｎｍの
微細結晶集合体を得たのち、（４）これを粉砕して得ら
れた平均粒径が３〜５００μｍの粉末を樹脂にて所要形
状に成型固化する。
【００１５】粉末の構成相の限定理由 この発明によるボンド磁石を構成する合金粉末は、１．
６Ｔという高い飽和磁化を持つ体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結
晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相を主相とす
ることを特徴としている。このホウ化物相はＦｅ3Ｂま
たはその中のＦｅの一部がＣｏで置換されている。この
ホウ化物相は特定の範囲で準安定的に空間群Ｐ4／ｎｍ
ｎのＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有するＮｄ2(Ｆｅ，Ｎ
ｉ）14Ｂ強磁性相と共存できる。これらのホウ化物相と
強磁性相が共存することが高い磁束密度と十分なｉＨｃ
を得るためには必須であり、同一組成であっても、例え
ば鋳造法などではその製法に起因して、Ｃ１６型結晶構
造を有するＦｅ2Ｂ相と体心立方晶のα−Ｆｅ相とが主
相となると、高い磁化が得られるが、ｉＨｃは１ｋＯｅ
以下に劣化して磁石として使用できなくなるため好まし
くない。
６Ｔという高い飽和磁化を持つ体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結
晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相を主相とす
ることを特徴としている。このホウ化物相はＦｅ3Ｂま
たはその中のＦｅの一部がＣｏで置換されている。この
ホウ化物相は特定の範囲で準安定的に空間群Ｐ4／ｎｍ
ｎのＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有するＮｄ2(Ｆｅ，Ｎ
ｉ）14Ｂ強磁性相と共存できる。これらのホウ化物相と
強磁性相が共存することが高い磁束密度と十分なｉＨｃ
を得るためには必須であり、同一組成であっても、例え
ば鋳造法などではその製法に起因して、Ｃ１６型結晶構
造を有するＦｅ2Ｂ相と体心立方晶のα−Ｆｅ相とが主
相となると、高い磁化が得られるが、ｉＨｃは１ｋＯｅ
以下に劣化して磁石として使用できなくなるため好まし
くない。
【００１６】組成の限定理由 希土類元素ＲはＰｒまたはＮｄの１種また２種を特定量
含有のときのみ、高い磁気特性が得られ、他の希土類、
例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２ｋＯｅ以上の特性が得
られず、またＳｍ以降の中希土類元素、重希土類元素は
磁束密度の劣化を招来するとともに磁石を高価格にする
ため好ましくない。Ｒは、３ａｔ％未満では２ｋＯｅ以
上のｉＨｃが得られず、また５．５ａｔ％を超えるとＦ
ｅ3Ｂ相が生成せず、硬磁性を示さない準安定相のＲ2Ｆ
ｅ23Ｂ3相が折出しｉＨｃは著しく低下するので好まし
くないため、３〜５．５ａｔ％の範囲とする。
含有のときのみ、高い磁気特性が得られ、他の希土類、
例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２ｋＯｅ以上の特性が得
られず、またＳｍ以降の中希土類元素、重希土類元素は
磁束密度の劣化を招来するとともに磁石を高価格にする
ため好ましくない。Ｒは、３ａｔ％未満では２ｋＯｅ以
上のｉＨｃが得られず、また５．５ａｔ％を超えるとＦ
ｅ3Ｂ相が生成せず、硬磁性を示さない準安定相のＲ2Ｆ
ｅ23Ｂ3相が折出しｉＨｃは著しく低下するので好まし
くないため、３〜５．５ａｔ％の範囲とする。
【００１７】Ｂは、１６ａｔ％未満および２２ａｔ％を
超えると２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１６
〜２２ａｔ％の範囲とする。
超えると２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１６
〜２２ａｔ％の範囲とする。
【００１８】Ｎｉは、ｉＨｃ及び減磁曲線の角形性の向
上改善に有効であるが、０．０１ａｔ％未満ではかかる
効果が得られず、２ａｔ％を超えるとｉＨｃは著しく低
下し、２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、０．０
１〜２ａｔ％の範囲とする。
上改善に有効であるが、０．０１ａｔ％未満ではかかる
効果が得られず、２ａｔ％を超えるとｉＨｃは著しく低
下し、２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、０．０
１〜２ａｔ％の範囲とする。
【００１９】Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ、Ａｕは熱
処理温度範囲を拡大して減磁曲線の角形性を改善し、磁
気特性のＢｒ、（ＢＨ）ｍａｘを増大させる効果を有す
るが、３ａｔ％を超えるとかえって角形性を劣化させ、
（ＢＨ）ｍａｘも低下するため、３ａｔ％以下の範囲と
する。
処理温度範囲を拡大して減磁曲線の角形性を改善し、磁
気特性のＢｒ、（ＢＨ）ｍａｘを増大させる効果を有す
るが、３ａｔ％を超えるとかえって角形性を劣化させ、
（ＢＨ）ｍａｘも低下するため、３ａｔ％以下の範囲と
する。
【００２０】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占める。
【００２１】結晶粒径、粉末粒径の限定理由 この発明のボンド磁石を構成する合金粉末中に共存する
体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とす
るホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相は、いずれも強
磁性相であるが、前者相は単独では磁気的に軟質であ
り、後者相が共存することがｉＨｃを発現するのに不可
欠である。しかし、単に両相が共存するだけでは不十分
であり、両者の平均結晶粒径が１０〜１００ｎｍの範囲
にないと、減磁曲線の第２象限の角形性が悪化して、永
久磁石としては動作点が十分な磁束を取り出すことがで
きないため、平均結晶粒径は１０ｎｍ〜１００ｎｍに限
定する。複雑形状や薄肉形状の磁石が得られるボンド磁
石としての特徴を生かし、高精度の成形を行なうには、
粉末の粒径は十分小さいことが必要であるが、粉末粒径
を小さくしすぎると比表面積増大に伴い多量の樹脂をバ
インダーとして使用する必要があり、充填密度が低下し
て好ましくないため、粉末粒径を３μｍ〜５００μｍに
限定する。
体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とす
るホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相は、いずれも強
磁性相であるが、前者相は単独では磁気的に軟質であ
り、後者相が共存することがｉＨｃを発現するのに不可
欠である。しかし、単に両相が共存するだけでは不十分
であり、両者の平均結晶粒径が１０〜１００ｎｍの範囲
にないと、減磁曲線の第２象限の角形性が悪化して、永
久磁石としては動作点が十分な磁束を取り出すことがで
きないため、平均結晶粒径は１０ｎｍ〜１００ｎｍに限
定する。複雑形状や薄肉形状の磁石が得られるボンド磁
石としての特徴を生かし、高精度の成形を行なうには、
粉末の粒径は十分小さいことが必要であるが、粉末粒径
を小さくしすぎると比表面積増大に伴い多量の樹脂をバ
インダーとして使用する必要があり、充填密度が低下し
て好ましくないため、粉末粒径を３μｍ〜５００μｍに
限定する。
【００２２】この発明によるボンド磁石は等方性磁石で
あり、以下に示す圧縮成型、射出成型、押し出し成型、
圧延成型、樹脂含浸法など公知のいずれの製造方法であ
ってもよい。圧縮成型の場合は、磁性粉末に熱硬化性樹
脂、カップリング剤、滑剤等を添加混練したのち、圧縮
成型して加熱し樹脂を硬化して得られる。射出成型、押
し出し成型、圧延成型の場合は、磁性粉末に熱可塑性樹
脂、カップリング剤、滑剤等を添加混練したのち、射出
成型、押し出し成型、圧延成型のいずれかの方法にて成
型して得られる。樹脂含浸法においては、磁性粉末を圧
縮成型後、必要に応じて熱処理した後、熱硬化性樹脂を
含浸させ、加熱して樹脂を硬化させて得る。また、磁性
粉末を圧縮成型後、必要に応じて熱処理した後、熱可塑
性樹脂を含浸させて得る。
あり、以下に示す圧縮成型、射出成型、押し出し成型、
圧延成型、樹脂含浸法など公知のいずれの製造方法であ
ってもよい。圧縮成型の場合は、磁性粉末に熱硬化性樹
脂、カップリング剤、滑剤等を添加混練したのち、圧縮
成型して加熱し樹脂を硬化して得られる。射出成型、押
し出し成型、圧延成型の場合は、磁性粉末に熱可塑性樹
脂、カップリング剤、滑剤等を添加混練したのち、射出
成型、押し出し成型、圧延成型のいずれかの方法にて成
型して得られる。樹脂含浸法においては、磁性粉末を圧
縮成型後、必要に応じて熱処理した後、熱硬化性樹脂を
含浸させ、加熱して樹脂を硬化させて得る。また、磁性
粉末を圧縮成型後、必要に応じて熱処理した後、熱可塑
性樹脂を含浸させて得る。
【００２３】この発明において、ボンド磁石中の磁性粉
末の充填率は、前記製法により異なるが、７０〜９９．
５ｗｔ％であり、残部０．５〜３０ｗｔ％が樹脂その他
である。圧縮成型の場合、磁性粉末の充填率は９５〜９
９．５ｗｔ％、射出成型の場合、磁性粉末の充填率は９
０〜９５ｗｔ％、樹脂含浸法の場合、磁性粉末の充填率
は９６〜９９．５ｗｔ％が好ましい
末の充填率は、前記製法により異なるが、７０〜９９．
５ｗｔ％であり、残部０．５〜３０ｗｔ％が樹脂その他
である。圧縮成型の場合、磁性粉末の充填率は９５〜９
９．５ｗｔ％、射出成型の場合、磁性粉末の充填率は９
０〜９５ｗｔ％、樹脂含浸法の場合、磁性粉末の充填率
は９６〜９９．５ｗｔ％が好ましい
【００２４】バインダーとして用いる合成樹脂は、熱硬
化性、熱可塑性のいずれの性質を有するものも利用でき
るが、熱的に安定な樹脂が好ましく、例えば、ポリアミ
ド、ポリイミド、フェノール樹脂、弗素樹脂、けい素樹
脂、エポキシ樹脂などを適宜選定できる。
化性、熱可塑性のいずれの性質を有するものも利用でき
るが、熱的に安定な樹脂が好ましく、例えば、ポリアミ
ド、ポリイミド、フェノール樹脂、弗素樹脂、けい素樹
脂、エポキシ樹脂などを適宜選定できる。
【００２５】
【作用】この発明は、希土類元素の含有量が少ない特定
組成のＦｅ−Ｎｉ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系合金溶湯を超急冷法
後、熱処理して空間群Ｉ4の体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構
造を有する鉄を主成分とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14
Ｂ型結晶相の準安定混合組織となす際に、特定量のＮｉ
を含有するため、準安定相である空間群Ｉ4の体心正方
晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化
物相が安定化し、完全にアモルファス組織としなくて
も、空間群Ｉ4の該ホウ化物相を主相とする平均結晶粒
径が１０〜１００ｎｍの微細結晶集合体となり、主相の
体心正方晶Ｆｅ 3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とす
るホウ化物相のほか、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る強磁性相が共存するボンド磁石用合金粉末が得られ、
樹脂との結合により、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧５ｋ
Ｇ、（ＢＨ）ｍａｘ≧３ＭＧＯｅの磁気特性を有するボ
ンド磁石を得ることができる。
組成のＦｅ−Ｎｉ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系合金溶湯を超急冷法
後、熱処理して空間群Ｉ4の体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構
造を有する鉄を主成分とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14
Ｂ型結晶相の準安定混合組織となす際に、特定量のＮｉ
を含有するため、準安定相である空間群Ｉ4の体心正方
晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化
物相が安定化し、完全にアモルファス組織としなくて
も、空間群Ｉ4の該ホウ化物相を主相とする平均結晶粒
径が１０〜１００ｎｍの微細結晶集合体となり、主相の
体心正方晶Ｆｅ 3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とす
るホウ化物相のほか、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る強磁性相が共存するボンド磁石用合金粉末が得られ、
樹脂との結合により、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧５ｋ
Ｇ、（ＢＨ）ｍａｘ≧３ＭＧＯｅの磁気特性を有するボ
ンド磁石を得ることができる。
【００２６】
実施例 表１のＮｏ．１〜１１の組成となるように、純度９９．
５％以上のＦｅ、Ｎｉ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｕ、Ｇａ、
Ａｇ、Ａｕ、Ａｌ、Ｓｉの金属を用いて、総量が３０ｇ
ｒとなるように秤量し、底部に直径０．８ｍｍのオリフ
ィスを有する石英るつぼ内に投入し、圧力５６ｃｍＨｇ
のＡｒ雰囲気中で高周波加熱により溶解し、溶解温度を
１４００℃にした後、湯面をＡｒガスにより加圧して室
温にてロール周速度２０ｍ／秒にて高速回転するＣｕ製
ロールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を噴出させ
て、幅２〜３ｍｍ、厚み３０〜４０μｍの超急冷薄帯を
作製した。得られた超急冷薄帯をＣｕＫαの特性Ｘ線と
薄帯の断面のＳＥＭ写真により、大部分（約９０ｖｏｌ
％以上）がアモルファスであり、薄帯自由面近傍にα−
Ｆｅが晶出していることを確認した。
５％以上のＦｅ、Ｎｉ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｕ、Ｇａ、
Ａｇ、Ａｕ、Ａｌ、Ｓｉの金属を用いて、総量が３０ｇ
ｒとなるように秤量し、底部に直径０．８ｍｍのオリフ
ィスを有する石英るつぼ内に投入し、圧力５６ｃｍＨｇ
のＡｒ雰囲気中で高周波加熱により溶解し、溶解温度を
１４００℃にした後、湯面をＡｒガスにより加圧して室
温にてロール周速度２０ｍ／秒にて高速回転するＣｕ製
ロールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を噴出させ
て、幅２〜３ｍｍ、厚み３０〜４０μｍの超急冷薄帯を
作製した。得られた超急冷薄帯をＣｕＫαの特性Ｘ線と
薄帯の断面のＳＥＭ写真により、大部分（約９０ｖｏｌ
％以上）がアモルファスであり、薄帯自由面近傍にα−
Ｆｅが晶出していることを確認した。
【００２７】この超急冷薄帯をＡｒガス中で５００℃ま
で急速加熱した後、５００℃以上を表１に示す昇温速度
で昇温し、表１に示す熱処理温度で１０分間保持し、そ
の後室温まで冷却して薄帯を取り出した。試料の組織
は、正方晶のＦｅ3Ｂ相が主相で、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相とα
−Ｆｅ相が混在する多相組織であり、平均結晶粒径はい
ずれも０．１μｍ以下であった。なお、Ｎｉはこれらの
各相でＦｅの一部を置換する。
で急速加熱した後、５００℃以上を表１に示す昇温速度
で昇温し、表１に示す熱処理温度で１０分間保持し、そ
の後室温まで冷却して薄帯を取り出した。試料の組織
は、正方晶のＦｅ3Ｂ相が主相で、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相とα
−Ｆｅ相が混在する多相組織であり、平均結晶粒径はい
ずれも０．１μｍ以下であった。なお、Ｎｉはこれらの
各相でＦｅの一部を置換する。
【００２８】この薄帯を粉砕して、粒径が５〜１２０μ
ｍにわたって分布する平均粒径６０μｍの粉末を得たの
ち、粉末９８ｗｔ％に対してエポキシ樹脂を２ｗｔ％の
割合で混合したのち、６ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力で圧縮成
型し、１５０℃で硬化処理してボンド磁石を得た。この
ボンド磁石の密度は５．６ｇｒ／ｃｍ3であり、磁石特
性を表２に示す。
ｍにわたって分布する平均粒径６０μｍの粉末を得たの
ち、粉末９８ｗｔ％に対してエポキシ樹脂を２ｗｔ％の
割合で混合したのち、６ｔｏｎ／ｃｍ2の圧力で圧縮成
型し、１５０℃で硬化処理してボンド磁石を得た。この
ボンド磁石の密度は５．６ｇｒ／ｃｍ3であり、磁石特
性を表２に示す。
【００２９】比較例 実施例１と同条件で得られた実施例１の組成Ｎｏ．１，
３と同様でＮｉを含有しない超急冷薄帯をＡｒガス中で
５００℃まで急速加熱した後、５００℃以上を１０℃／
分で昇温し、６８０℃で１０分間保持する熱処理を施
し、冷却後に実施例１と同条件で試料化（比較例Ｎｏ．
１１，１２）して磁気特性を測定した。測定結果を表２
に示す。実施例１と同条件で得られた実施例１の組成Ｎ
ｏ．３と同様でＮｉを多量に含有するの超急冷薄帯をＡ
ｒガス中で５００℃まで急速加熱した後、比較例Ｎｏ．
１３は５００℃以上を１５℃／分で昇温し、６６０℃で
１０分間保持する熱処理を施し、比較例Ｎｏ．１４は５
００℃以上を１５℃／分で昇温し、６４０℃で１０分間
保持する熱処理を施し、冷却後に実施例１と同条件で試
料化して磁気特性を測定した。測定結果を表２に示す。
３と同様でＮｉを含有しない超急冷薄帯をＡｒガス中で
５００℃まで急速加熱した後、５００℃以上を１０℃／
分で昇温し、６８０℃で１０分間保持する熱処理を施
し、冷却後に実施例１と同条件で試料化（比較例Ｎｏ．
１１，１２）して磁気特性を測定した。測定結果を表２
に示す。実施例１と同条件で得られた実施例１の組成Ｎ
ｏ．３と同様でＮｉを多量に含有するの超急冷薄帯をＡ
ｒガス中で５００℃まで急速加熱した後、比較例Ｎｏ．
１３は５００℃以上を１５℃／分で昇温し、６６０℃で
１０分間保持する熱処理を施し、比較例Ｎｏ．１４は５
００℃以上を１５℃／分で昇温し、６４０℃で１０分間
保持する熱処理を施し、冷却後に実施例１と同条件で試
料化して磁気特性を測定した。測定結果を表２に示す。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【発明の効果】この発明は、希土類元素の含有量が少な
い特定組成のＦｅ−Ｎｉ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系合金溶湯を超急
冷後、熱処理し、完全にアモルファス組織としなくて
も、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分
とするホウ化物相を主相とする平均結晶粒径が１０〜１
００ｎｍの微細結晶集合体となり、該ホウ化物相のほ
か、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相が共存
するボンド磁石用合金粉末が得られ、樹脂との結合によ
り、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ
≧３ＭＧＯｅの磁気特性を有するボンド磁石を得ること
ができる。
い特定組成のＦｅ−Ｎｉ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系合金溶湯を超急
冷後、熱処理し、完全にアモルファス組織としなくて
も、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分
とするホウ化物相を主相とする平均結晶粒径が１０〜１
００ｎｍの微細結晶集合体となり、該ホウ化物相のほ
か、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相が共存
するボンド磁石用合金粉末が得られ、樹脂との結合によ
り、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ
≧３ＭＧＯｅの磁気特性を有するボンド磁石を得ること
ができる。
Claims (2)
- 【請求項１】 組成式をＦｅ100-x-y-zＮｉxＢyＲz
（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と表し、
組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚが下記値を満足し、
体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とす
るホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の構成相とが
同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１
０ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にあり、平均粒径が３μｍ〜
５００μｍである粉末を樹脂にて結合したことを特徴と
するＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石。 ０．０１≦ｘ≦２ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ - 【請求項２】 組成式をＦｅ100-x-y-z ＮｉxＢyＲzＭ
w （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、Ｍは
Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ、Ａｕの１種または２種
以上）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗ
が下記値を満足し、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有
する鉄を主成分とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結
晶構造の構成相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相
の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にあり、
平均粒径が３μｍ〜５００μｍである粉末を樹脂にて結
合したことを特徴とするＦｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石。 ０．０１≦ｘ≦２ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ｗ≦３ａｔ％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4124181A JPH05299223A (ja) | 1992-04-16 | 1992-04-16 | Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4124181A JPH05299223A (ja) | 1992-04-16 | 1992-04-16 | Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05299223A true JPH05299223A (ja) | 1993-11-12 |
Family
ID=14878986
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4124181A Pending JPH05299223A (ja) | 1992-04-16 | 1992-04-16 | Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系ボンド磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05299223A (ja) |
-
1992
- 1992-04-16 JP JP4124181A patent/JPH05299223A/ja active Pending
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