JPH0620813A - 希土類異方性永久磁石粉末及びその製造法 - Google Patents
希土類異方性永久磁石粉末及びその製造法Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 従来のＳｍ2 Ｆｅ17Ｎ系希土類窒素系磁石合
金は微粉砕しないと保磁力が向上しない。しかしこのよ
うに微粉砕した粉末では金型成形性が極めて悪く、実用
に耐えない。本発明はマトリックス中に析出物を生成さ
せ、磁壁の移動を妨げることにより、比較的粗い粉でも
保磁力を向上したものである。 【構成】 希土類元素（但しＹを含む）と遷移金属（Ｆ
e を必須とする）及び窒素、特に希土類−鉄−窒素を基
本成分とし、さらにＣu 、Ｚr 、Ｈf 、Ｔi 、Ｖ、Ｎb
、Ｍn のうち少なくとも１種を含み、これらの元素の
金属間化合物あるいは窒素を含む化合物を析出させるこ
とにより保磁力を高める。 【効果】 微粉砕しなくても、粉砕粒度に拘わらず高保
磁力を有する異方性磁石粉末が容易に得られるためプラ
マグに適した成形性の良好な磁性粉末が製造可能とな
る。
金は微粉砕しないと保磁力が向上しない。しかしこのよ
うに微粉砕した粉末では金型成形性が極めて悪く、実用
に耐えない。本発明はマトリックス中に析出物を生成さ
せ、磁壁の移動を妨げることにより、比較的粗い粉でも
保磁力を向上したものである。 【構成】 希土類元素（但しＹを含む）と遷移金属（Ｆ
e を必須とする）及び窒素、特に希土類−鉄−窒素を基
本成分とし、さらにＣu 、Ｚr 、Ｈf 、Ｔi 、Ｖ、Ｎb
、Ｍn のうち少なくとも１種を含み、これらの元素の
金属間化合物あるいは窒素を含む化合物を析出させるこ
とにより保磁力を高める。 【効果】 微粉砕しなくても、粉砕粒度に拘わらず高保
磁力を有する異方性磁石粉末が容易に得られるためプラ
マグに適した成形性の良好な磁性粉末が製造可能とな
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は希土類元素（但しＹを含
む）と遷移金属（Ｆe を必須とする）及び窒素、特に希
土類−鉄−窒素を基本成分とし、ボンド磁石に使用され
る異方性永久磁石粉末とその製造方法に関する。
む）と遷移金属（Ｆe を必須とする）及び窒素、特に希
土類−鉄−窒素を基本成分とし、ボンド磁石に使用され
る異方性永久磁石粉末とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】磁石粉末と樹脂とを混合し、押出成形、
圧縮成形あるいは射出成形により、樹脂ボンド永久磁石
（複合磁石）を得ることは周知のことである。特に最近
希土類合金系の優れた磁気特性を活かした希土類ボンド
永久磁石が注目されてきている。本発明は、かかる希土
類ボンド永久磁石に用いられる高磁気特性の磁石粉末及
びその製造方法に関するものである。希土類と遷移金属
を主成分とした既知の永久磁石材料は、Ｓm −Ｃo 系、
Ｎd−Ｆe −Ｂ系が知られており、その優れた特性から
広範囲で使用されている。近年、希土類と鉄からなる合
金を粉砕して、窒素またはアンモニアを含む雰囲気中で
加熱することにより生成される希土類−鉄−窒素系合金
が高い磁気特性を示し、希土類としてＳm を選択すると
最高の磁気特性が得られることが明らかとなった（特開
平２−５７６６３参照）。この希土類−鉄−窒素系合金
は、Ｎd −Ｆe −Ｂ系と比較してキュリー点が470 ℃と
高く、耐食性も良好である一方、飽和磁化は同等である
ため、従来Ｎd −Ｆe −Ｂ系では利用されていなかった
分野でも採用されるものと期待されている。
圧縮成形あるいは射出成形により、樹脂ボンド永久磁石
（複合磁石）を得ることは周知のことである。特に最近
希土類合金系の優れた磁気特性を活かした希土類ボンド
永久磁石が注目されてきている。本発明は、かかる希土
類ボンド永久磁石に用いられる高磁気特性の磁石粉末及
びその製造方法に関するものである。希土類と遷移金属
を主成分とした既知の永久磁石材料は、Ｓm −Ｃo 系、
Ｎd−Ｆe −Ｂ系が知られており、その優れた特性から
広範囲で使用されている。近年、希土類と鉄からなる合
金を粉砕して、窒素またはアンモニアを含む雰囲気中で
加熱することにより生成される希土類−鉄−窒素系合金
が高い磁気特性を示し、希土類としてＳm を選択すると
最高の磁気特性が得られることが明らかとなった（特開
平２−５７６６３参照）。この希土類−鉄−窒素系合金
は、Ｎd −Ｆe −Ｂ系と比較してキュリー点が470 ℃と
高く、耐食性も良好である一方、飽和磁化は同等である
ため、従来Ｎd −Ｆe −Ｂ系では利用されていなかった
分野でも採用されるものと期待されている。
【０００３】この希土類−鉄−窒素系合金での磁石化の
例として、現在まで以下の方法が知られている。 （ｌ）Ｓm2Ｆe17 合金を窒化処理後、数μｍ以下に微粉
砕し単磁区粒径に近づけ、粉末表面を適当に酸化させ非
磁性のアモルファス層を生成することにより安定した高
保磁力粉末を得て、磁界中で圧縮成形し、エポキシ樹脂
を含浸させることにより高エネルギー積の異方性ボンド
磁石を作成する方法（日本金属学会秋季大会一般講演概
要集（１９９１）１２８参照）。 （２）Ｓm2Ｆe17 合金を窒化処理後、数μｍ以下に微粉
砕し単磁区粒径に近づけ、Ｓn ，Ｂi ，Ｚn ，Ａl の低
融点金属をバインダーとして磁界中で圧縮成形後、液相
焼結を行いメタルボンド磁石を作成する方法（J.Appl.P
hys.69（1991）6735参照）。 （３）Ｓm2Ｆe17 合金のメカニカルアロイング粉末を窒
化処理し等方性の磁石粉を作成する方法（Appl.Phys.Le
tt.57 （1990）2853参照）。 （４）Ｓm2Ｆe17 合金を液体超急冷し、これを粉砕、窒
化処理し等方性の磁石粉を作成する方法（日本金属学会
春季大会講演概要集（1991）815 参照）。 （５）Ｓm2Ｆe17 合金を水素雰囲気中で加熱する吸水素
処理の後、真空中で加熱する脱水素処理を施し微細組織
を生成した後、窒化処理し等方性の磁石粉を作成する方
法（第15回日本応用磁気学会講演概要集（1991）374 参
照）。 （３）、（４）、（５）の磁石粉を利用すれば、等方性
のボンド磁石の作成が可能である。
例として、現在まで以下の方法が知られている。 （ｌ）Ｓm2Ｆe17 合金を窒化処理後、数μｍ以下に微粉
砕し単磁区粒径に近づけ、粉末表面を適当に酸化させ非
磁性のアモルファス層を生成することにより安定した高
保磁力粉末を得て、磁界中で圧縮成形し、エポキシ樹脂
を含浸させることにより高エネルギー積の異方性ボンド
磁石を作成する方法（日本金属学会秋季大会一般講演概
要集（１９９１）１２８参照）。 （２）Ｓm2Ｆe17 合金を窒化処理後、数μｍ以下に微粉
砕し単磁区粒径に近づけ、Ｓn ，Ｂi ，Ｚn ，Ａl の低
融点金属をバインダーとして磁界中で圧縮成形後、液相
焼結を行いメタルボンド磁石を作成する方法（J.Appl.P
hys.69（1991）6735参照）。 （３）Ｓm2Ｆe17 合金のメカニカルアロイング粉末を窒
化処理し等方性の磁石粉を作成する方法（Appl.Phys.Le
tt.57 （1990）2853参照）。 （４）Ｓm2Ｆe17 合金を液体超急冷し、これを粉砕、窒
化処理し等方性の磁石粉を作成する方法（日本金属学会
春季大会講演概要集（1991）815 参照）。 （５）Ｓm2Ｆe17 合金を水素雰囲気中で加熱する吸水素
処理の後、真空中で加熱する脱水素処理を施し微細組織
を生成した後、窒化処理し等方性の磁石粉を作成する方
法（第15回日本応用磁気学会講演概要集（1991）374 参
照）。 （３）、（４）、（５）の磁石粉を利用すれば、等方性
のボンド磁石の作成が可能である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】以上の従来技術によっ
て一応希土類−鉄−窒素を基本成分とする磁石粉とそれ
を利用したボンド磁石の製造は可能であるが、これらの
方法は次のごとき欠点を有している。（１）、（２）の
方法では、必要な高保磁力を発生させるのに、単磁区粒
径近くまで、具体的には数μｍ程度まで微粉砕しなけれ
ばならない。そのような微粉でのボンド磁石化は成形性
が悪く、高密度化が困難であり取扱いも面倒である。そ
のため生産規模への拡大には多くの課題があり、コスト
アップは避けられない。またこの合金の能力を十分発揮
できないと推定される。（３）、（４）、（５）の方法
によれば単磁区粒径以下、またはその程度の微細結晶粒
組織が生成されるため、微粉砕しなくても高保磁力が発
生できる。そのためボンド磁石への成形、高密度化のた
めの粒度調整への自由度が大きく、取扱いも容易であ
る。しかしこの方法では根本的に等方性の磁性粉しか作
成できず、磁気特性には限界がある。また生産性も悪く
コストアップは避けられない。本発明は以上従来法の欠
点を解決するものであり、粉砕粒度に関わらず高保磁力
の発生が可能な希土類−鉄−窒素系異方性磁石粉とその
製造方法を提供するものである。
て一応希土類−鉄−窒素を基本成分とする磁石粉とそれ
を利用したボンド磁石の製造は可能であるが、これらの
方法は次のごとき欠点を有している。（１）、（２）の
方法では、必要な高保磁力を発生させるのに、単磁区粒
径近くまで、具体的には数μｍ程度まで微粉砕しなけれ
ばならない。そのような微粉でのボンド磁石化は成形性
が悪く、高密度化が困難であり取扱いも面倒である。そ
のため生産規模への拡大には多くの課題があり、コスト
アップは避けられない。またこの合金の能力を十分発揮
できないと推定される。（３）、（４）、（５）の方法
によれば単磁区粒径以下、またはその程度の微細結晶粒
組織が生成されるため、微粉砕しなくても高保磁力が発
生できる。そのためボンド磁石への成形、高密度化のた
めの粒度調整への自由度が大きく、取扱いも容易であ
る。しかしこの方法では根本的に等方性の磁性粉しか作
成できず、磁気特性には限界がある。また生産性も悪く
コストアップは避けられない。本発明は以上従来法の欠
点を解決するものであり、粉砕粒度に関わらず高保磁力
の発生が可能な希土類−鉄−窒素系異方性磁石粉とその
製造方法を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者は、希土類−鉄
−窒素系合金において、単磁区粒径近くまで微粉砕せず
とも高保磁力を有する異方性磁石粉を開発するために鋭
意研究を重ねた結果、Ｒ2 Ｔ17相結晶粒内に適当な析出
物を微細に分散した組織、あるいはＲ2 Ｔ17相結晶粒内
に相分離による適当な微細組織を窒化すれば、微細析出
物が磁壁移動のピンニングサイトとして機能し、単磁区
粒径近くまで微粉砕せずとも粉砕粒度に関わらず高保磁
力の発生が可能である事実を見出した。本発明はこの知
見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明は
基本成分である希土類−鉄−窒素の他に特定のＭ元素を
添加し、Ｒ2 Ｔ17相粒内にＭ又はＭ化合物が微細析出し
た組織、あるいはＲ2 Ｔ17相結晶粒内にＭ濃度の異なる
２つ以上の相に分離した組織を生成させこれを窒化する
ことによって、またはＲ2 Ｔ17相にＭが固溶した組織を
窒化してＲ2 Ｔ17相の窒化とＭ又はＭ化合物の微細析出
物生成、あるいはＭ濃度の異なる２つ以上の相への分離
を同時に行なうことによって上記課題を解決したもので
ある。
−窒素系合金において、単磁区粒径近くまで微粉砕せず
とも高保磁力を有する異方性磁石粉を開発するために鋭
意研究を重ねた結果、Ｒ2 Ｔ17相結晶粒内に適当な析出
物を微細に分散した組織、あるいはＲ2 Ｔ17相結晶粒内
に相分離による適当な微細組織を窒化すれば、微細析出
物が磁壁移動のピンニングサイトとして機能し、単磁区
粒径近くまで微粉砕せずとも粉砕粒度に関わらず高保磁
力の発生が可能である事実を見出した。本発明はこの知
見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明は
基本成分である希土類−鉄−窒素の他に特定のＭ元素を
添加し、Ｒ2 Ｔ17相粒内にＭ又はＭ化合物が微細析出し
た組織、あるいはＲ2 Ｔ17相結晶粒内にＭ濃度の異なる
２つ以上の相に分離した組織を生成させこれを窒化する
ことによって、またはＲ2 Ｔ17相にＭが固溶した組織を
窒化してＲ2 Ｔ17相の窒化とＭ又はＭ化合物の微細析出
物生成、あるいはＭ濃度の異なる２つ以上の相への分離
を同時に行なうことによって上記課題を解決したもので
ある。
【０００６】すなわち本発明の構成は、Ｒ（Ｙを含む希
土類元素）とＴ（Ｆe を必須元素とする遷移金属）及び
窒素を基本成分とし、組成が下記、 ＲA Ｔ100-A-B-C ＮB ＭC （但し、5 ≦A ≦20、5 ≦B ≦30、0.01≦C ≦10、Ｍは
Ｃu 、Ｚr 、Ｈf 、Ｔi、Ｖ、Ｎb 、Ｍn のうち少なく
とも１種）であることを特徴とする希土類異方性永久磁
石粉末である。
土類元素）とＴ（Ｆe を必須元素とする遷移金属）及び
窒素を基本成分とし、組成が下記、 ＲA Ｔ100-A-B-C ＮB ＭC （但し、5 ≦A ≦20、5 ≦B ≦30、0.01≦C ≦10、Ｍは
Ｃu 、Ｚr 、Ｈf 、Ｔi、Ｖ、Ｎb 、Ｍn のうち少なく
とも１種）であることを特徴とする希土類異方性永久磁
石粉末である。
【０００７】また本発明の製法は、Ｒ（Ｙを含む希土類
元素）とＴ（Ｆe を必須元素とする遷移金属）及びＭ
（Ｃu 、Ｚr 、Ｈf 、Ｔi 、Ｖ、Ｎb 、Ｍn のうち少な
くとも１種）からなる合金を溶解及び鋳造後、900 ℃〜
1250℃の温度でＭが固溶したＲ2 Ｔ17相を生成する工
程、さらに300 ℃〜900 ℃の温度で１回以上の熱処理を
行い、Ｒ2 Ｔ17相結晶粒内にＭ又はＭ化合物が析出した
組織、あるいはＲ2 Ｔ17相結晶粒内にＭ濃度の異なる２
つ以上の相に分離した組織からなる合金を生成する工
程、さらにこれを粉砕し窒素またはアンモニアまたはそ
の両方を含む雰囲気中で300 ℃〜700 ℃の温度で窒化す
る工程から構成される。あるいはＲ（Ｙを含む希土類元
素）とＴ（Ｆe を必須元素とする遷移金属）及びＭ（Ｃ
u 、Ｚr 、Ｈf 、Ｔi 、Ｖ、Ｎb 、Ｍn のうち少なくと
も１種）からなる合金を溶解、及び鋳造後、900 ℃〜12
50℃の温度でＭが固溶したＲ2 Ｔ17相を生成する工程、
さらにこれを粉砕し、窒素またはアンモニアまたはその
両方を含む雰囲気中で300 ℃〜700 ℃の温度で熱処理す
ることにより、窒化と同時にＲ2Ｔ17相結晶粒内にＭ又
はＭ化合物を微細に析出させる、あるいはＲ2 Ｔ17相結
晶粒内にＭ濃度の異なる２つ以上の相に分離させる工程
から構成される。
元素）とＴ（Ｆe を必須元素とする遷移金属）及びＭ
（Ｃu 、Ｚr 、Ｈf 、Ｔi 、Ｖ、Ｎb 、Ｍn のうち少な
くとも１種）からなる合金を溶解及び鋳造後、900 ℃〜
1250℃の温度でＭが固溶したＲ2 Ｔ17相を生成する工
程、さらに300 ℃〜900 ℃の温度で１回以上の熱処理を
行い、Ｒ2 Ｔ17相結晶粒内にＭ又はＭ化合物が析出した
組織、あるいはＲ2 Ｔ17相結晶粒内にＭ濃度の異なる２
つ以上の相に分離した組織からなる合金を生成する工
程、さらにこれを粉砕し窒素またはアンモニアまたはそ
の両方を含む雰囲気中で300 ℃〜700 ℃の温度で窒化す
る工程から構成される。あるいはＲ（Ｙを含む希土類元
素）とＴ（Ｆe を必須元素とする遷移金属）及びＭ（Ｃ
u 、Ｚr 、Ｈf 、Ｔi 、Ｖ、Ｎb 、Ｍn のうち少なくと
も１種）からなる合金を溶解、及び鋳造後、900 ℃〜12
50℃の温度でＭが固溶したＲ2 Ｔ17相を生成する工程、
さらにこれを粉砕し、窒素またはアンモニアまたはその
両方を含む雰囲気中で300 ℃〜700 ℃の温度で熱処理す
ることにより、窒化と同時にＲ2Ｔ17相結晶粒内にＭ又
はＭ化合物を微細に析出させる、あるいはＲ2 Ｔ17相結
晶粒内にＭ濃度の異なる２つ以上の相に分離させる工程
から構成される。
【０００８】本発明の異方性磁石粉は粉砕粒度に関わら
ず高い磁気特性を示すと共に、従来の希土類−鉄−窒素
系磁石の特徴である良好な耐食性、熱磁気特性、高い飽
和磁化を有している。本発明における異方性磁石粉は、
以下の工程で製造できる。 （ｌ）溶解、鋳造 （２）溶体化熱処理 （３）時効処理 （４）粗粉砕 （５）窒化熱処理 この（３）時効処理は、添加元素Ｍの種類と添加量を含
む組成によっては、（５）の窒化熱処理と同時に行うこ
とも可能である。または時効処理を施した合金に対する
窒化熱処理で、析出物あるいは相分離の状態をさらに適
切にする１種の多段時効効果をもたらすことも可能であ
る。
ず高い磁気特性を示すと共に、従来の希土類−鉄−窒素
系磁石の特徴である良好な耐食性、熱磁気特性、高い飽
和磁化を有している。本発明における異方性磁石粉は、
以下の工程で製造できる。 （ｌ）溶解、鋳造 （２）溶体化熱処理 （３）時効処理 （４）粗粉砕 （５）窒化熱処理 この（３）時効処理は、添加元素Ｍの種類と添加量を含
む組成によっては、（５）の窒化熱処理と同時に行うこ
とも可能である。または時効処理を施した合金に対する
窒化熱処理で、析出物あるいは相分離の状態をさらに適
切にする１種の多段時効効果をもたらすことも可能であ
る。
【０００９】以下、これらの工程について説明する。 （ｌ）溶解、鋳造 原料合金を窒素を除く所望の配合量に調整し、溶解鋳造
する。溶解法は高周波誘導溶解、アーク溶解が一般的で
ある。これらの方法で得られた合金は初晶α−Ｆe が多
く存在するため次に述べる溶体化が必要となる。他の合
金作成法としてはメルトスピン、アトマイズ等の液体急
冷法があげられる。これらの方法によれば冷却速度が大
きいため、初晶α−Ｆe の析出が防止されるか、析出し
ても非常に微細であるため次の溶体化処理の時間を短縮
できる。しかし冷却速度が過大な場合はアモルファス相
を生成するので結晶化のための熱処理が必要になる。合
金の組成はＲが5 〜20at％、Ｃu 、Ｚr 、Ｈf 、Ｔi 、
Ｖ、Ｎb 、Ｍn の少なくとも１種であるＭが0.01〜10at
％、残部がＦe を必須とする遷移金属である。Ｒが５at
％以下であると合金中に軟磁性相であるα−Ｆe が多く
存在し、保磁力の低下をもたらす。また20at％以上であ
ると磁性相の体積率が減少し、磁化の低下をもたらす。
Ｍは0.01at％以下であると磁壁をピンニングするのに必
要な微細析出物の生成が困難となり、10at％以上である
と磁化の低下をもたらす。Ｍの好ましい範囲は0.5 〜5.
0at ％である。遷移金属ＴはＦe を必須とし、Ｃo 等と
の複合添加も可能である。
する。溶解法は高周波誘導溶解、アーク溶解が一般的で
ある。これらの方法で得られた合金は初晶α−Ｆe が多
く存在するため次に述べる溶体化が必要となる。他の合
金作成法としてはメルトスピン、アトマイズ等の液体急
冷法があげられる。これらの方法によれば冷却速度が大
きいため、初晶α−Ｆe の析出が防止されるか、析出し
ても非常に微細であるため次の溶体化処理の時間を短縮
できる。しかし冷却速度が過大な場合はアモルファス相
を生成するので結晶化のための熱処理が必要になる。合
金の組成はＲが5 〜20at％、Ｃu 、Ｚr 、Ｈf 、Ｔi 、
Ｖ、Ｎb 、Ｍn の少なくとも１種であるＭが0.01〜10at
％、残部がＦe を必須とする遷移金属である。Ｒが５at
％以下であると合金中に軟磁性相であるα−Ｆe が多く
存在し、保磁力の低下をもたらす。また20at％以上であ
ると磁性相の体積率が減少し、磁化の低下をもたらす。
Ｍは0.01at％以下であると磁壁をピンニングするのに必
要な微細析出物の生成が困難となり、10at％以上である
と磁化の低下をもたらす。Ｍの好ましい範囲は0.5 〜5.
0at ％である。遷移金属ＴはＦe を必須とし、Ｃo 等と
の複合添加も可能である。
【００１０】（２）溶体化処理 鋳造したままの合金は初晶α−Ｆe が多く存在するた
め、これを包晶温度以下の適当な温度で熱処理し、Ｒ2
Ｔ17相からなる組織とする必要がある。この際、ＭをＲ
2 Ｔ17相中に適当に固溶させておけば、次の時効処理で
ＭまたはＭ化合物を微細析出させることができる。よっ
て、この熱処理は均質化と溶体化という２つの意味があ
る。包晶温度以下で高温の方が均質化に要する時間が短
時間で済むが、その温度でのＭのＲ2 Ｔ17相への固溶量
が少ないと、時効処理での析出量が不足し十分な保磁力
を発生できない。よって、この溶体化処理温度としては
Ｒ2Ｔ17相の包晶反応温度以下で、ＭがＲ2 Ｔ17相へ適
当量固溶できる温度である900 ℃から1250℃の間が好ま
しく、最適温度はＭによって多少上下する。
め、これを包晶温度以下の適当な温度で熱処理し、Ｒ2
Ｔ17相からなる組織とする必要がある。この際、ＭをＲ
2 Ｔ17相中に適当に固溶させておけば、次の時効処理で
ＭまたはＭ化合物を微細析出させることができる。よっ
て、この熱処理は均質化と溶体化という２つの意味があ
る。包晶温度以下で高温の方が均質化に要する時間が短
時間で済むが、その温度でのＭのＲ2 Ｔ17相への固溶量
が少ないと、時効処理での析出量が不足し十分な保磁力
を発生できない。よって、この溶体化処理温度としては
Ｒ2Ｔ17相の包晶反応温度以下で、ＭがＲ2 Ｔ17相へ適
当量固溶できる温度である900 ℃から1250℃の間が好ま
しく、最適温度はＭによって多少上下する。
【００１１】（３）時効処理 溶体化処理した合金を、溶解度がその時の固溶量より小
さな温度で時効処理すれば過飽和状態となり、Ｒ2 Ｔ17
相中にＭまたはＭ化合物が析出する。ここでＭ化合物と
してはＲ−Ｍ系、Ｒ−Ｔ−Ｍ系、Ｍ−Ｔ系と多くの場合
がある。あるいは添加元素の種類、添加量によってはス
ピノーダル分解的にＭ濃度のゆらぎが連続的に変化進行
しＭ濃度の異なる２つ以上の相に分離する。析出状態は
時効温度、時間によって変化し、比較的高温では核成長
速度が核生成頻度に対し優勢となり、析出物は短時間で
光学顕微鏡で確認できる程度まで粗大化するが、比較的
低温では核生成頻度が核成長速度に対し優勢となり、ナ
ノメートル単位の微細析出物が高密度に分散した組織が
得られる。しかし、温度が低すぎると時効の効果は得ら
れない。一方、スピノーダル分解的な相分離を起こす場
合も温度が高過ぎると組織の粗大化が進行し、有効なピ
ンニングは成されないが、低過ぎると相分離が起こらな
い。有効な磁壁のピンニング効果は、ナノメートルから
サブミクロン単位の微細な析出物、あるいは相分離によ
ってもたらされる。従って時効温度は溶解度以下、比較
的低温が好ましく添加元素Ｍと添加量によって最適温度
は300℃〜900 ℃の間で変化する。また、300 ℃〜900
℃の間で段階的に温度を低下させる多段処理によってよ
り効果を高めることも可能である。さらに一度低温の予
備時効により高密度の核生成サイトを生成した後、温度
を上げて核を適度に成長させる処理も析出状態の制御、
保磁力の増加に効果がある。この場合予備時効温度はそ
の後の時効温度より100 ℃〜300 ℃程度低くするのが適
当である。
さな温度で時効処理すれば過飽和状態となり、Ｒ2 Ｔ17
相中にＭまたはＭ化合物が析出する。ここでＭ化合物と
してはＲ−Ｍ系、Ｒ−Ｔ−Ｍ系、Ｍ−Ｔ系と多くの場合
がある。あるいは添加元素の種類、添加量によってはス
ピノーダル分解的にＭ濃度のゆらぎが連続的に変化進行
しＭ濃度の異なる２つ以上の相に分離する。析出状態は
時効温度、時間によって変化し、比較的高温では核成長
速度が核生成頻度に対し優勢となり、析出物は短時間で
光学顕微鏡で確認できる程度まで粗大化するが、比較的
低温では核生成頻度が核成長速度に対し優勢となり、ナ
ノメートル単位の微細析出物が高密度に分散した組織が
得られる。しかし、温度が低すぎると時効の効果は得ら
れない。一方、スピノーダル分解的な相分離を起こす場
合も温度が高過ぎると組織の粗大化が進行し、有効なピ
ンニングは成されないが、低過ぎると相分離が起こらな
い。有効な磁壁のピンニング効果は、ナノメートルから
サブミクロン単位の微細な析出物、あるいは相分離によ
ってもたらされる。従って時効温度は溶解度以下、比較
的低温が好ましく添加元素Ｍと添加量によって最適温度
は300℃〜900 ℃の間で変化する。また、300 ℃〜900
℃の間で段階的に温度を低下させる多段処理によってよ
り効果を高めることも可能である。さらに一度低温の予
備時効により高密度の核生成サイトを生成した後、温度
を上げて核を適度に成長させる処理も析出状態の制御、
保磁力の増加に効果がある。この場合予備時効温度はそ
の後の時効温度より100 ℃〜300 ℃程度低くするのが適
当である。
【００１２】（４）粗粉砕 窒化処理の際、試料が大きすぎると試料表面と中心部で
の窒素固溶量に差が生じ、試料全体を最適窒素固溶量に
制御するのが困難になる。また必要な窒素量を吸収する
ための処理時間が非常に長くなる。そこで窒化の前処理
として試料を粗粉砕する。方法はジョークラッシャー、
スタンプミルが一般的である。粉砕した試料の表面酸化
が著しいと窒化の妨げとなるので、粉砕中、粉砕後の試
料は、酸化させない工夫をするのが好ましい。粉砕粒度
は、効果的な窒化処理が行える範囲内で出来るだけ大き
い方が、取扱いが容易であり、酸化防止の面からも有利
である。一般的には20〜300 μｍ程度が適当である。
の窒素固溶量に差が生じ、試料全体を最適窒素固溶量に
制御するのが困難になる。また必要な窒素量を吸収する
ための処理時間が非常に長くなる。そこで窒化の前処理
として試料を粗粉砕する。方法はジョークラッシャー、
スタンプミルが一般的である。粉砕した試料の表面酸化
が著しいと窒化の妨げとなるので、粉砕中、粉砕後の試
料は、酸化させない工夫をするのが好ましい。粉砕粒度
は、効果的な窒化処理が行える範囲内で出来るだけ大き
い方が、取扱いが容易であり、酸化防止の面からも有利
である。一般的には20〜300 μｍ程度が適当である。
【００１３】（５）窒化熱処理 （４）で粗粉砕した試料の窒化は、試料を窒素或いはア
ンモニア又はその両方を含む雰囲気中で熱処理すること
によりなされる。窒素含有量は雰囲気ガス中の窒素、ア
ンモニアの分圧、ガスの全圧、処理温度、時間によって
制御でき、試料の粒径によっても変化する。一般に純窒
素ガスを用いた窒化は反応が緩慢であるため、圧力を１
気圧以上にして行なう。窒素水素混合ガスを使用すれば
純窒素よりも反応を容易に進められるため、高圧容器は
不要で全圧を１気圧程度、窒素分圧を0.5 気圧程度にし
て行なう。純窒素で窒化する場合でも水素ガス中で200
℃〜300 ℃で加熱する前処理を施せば、窒化速度を増加
できる。一方アンモニアを用いた窒化は反応が急激であ
るため、アンモニア分圧を0.5 気圧以下に低くして急激
な反応による温度上昇を防ぐことができる。窒素含有量
は5at ％以下では窒化による磁気特性向上効果に乏し
く、30at％以上ではＲ2 Ｔ17相結晶構造が不安定となる
ため、５〜30at％が好ましい。処理温度は700 ℃以下と
する必要がある。700 ℃以上では表面から希土類の窒化
物を生成しＲ2 Ｔ17相が分解するため、高磁気特性は望
めない。反対に処理温度が低すぎると反応速度が著しく
低下し、現実的に窒化は不可能であるため、300 ℃以上
とすることが好ましい。添加元素の種類、添加量によっ
て分解温度が変化するが、最適処理温度は400 ℃〜600
℃の間に存在する。処理時間は短すぎると窒化が不完全
であり、長すぎると温度によっては表面からＲ2 Ｔ17相
が分解するため、最適処理時間は組成、温度、ガス成
分、圧力、粉砕粒度によって変化する。
ンモニア又はその両方を含む雰囲気中で熱処理すること
によりなされる。窒素含有量は雰囲気ガス中の窒素、ア
ンモニアの分圧、ガスの全圧、処理温度、時間によって
制御でき、試料の粒径によっても変化する。一般に純窒
素ガスを用いた窒化は反応が緩慢であるため、圧力を１
気圧以上にして行なう。窒素水素混合ガスを使用すれば
純窒素よりも反応を容易に進められるため、高圧容器は
不要で全圧を１気圧程度、窒素分圧を0.5 気圧程度にし
て行なう。純窒素で窒化する場合でも水素ガス中で200
℃〜300 ℃で加熱する前処理を施せば、窒化速度を増加
できる。一方アンモニアを用いた窒化は反応が急激であ
るため、アンモニア分圧を0.5 気圧以下に低くして急激
な反応による温度上昇を防ぐことができる。窒素含有量
は5at ％以下では窒化による磁気特性向上効果に乏し
く、30at％以上ではＲ2 Ｔ17相結晶構造が不安定となる
ため、５〜30at％が好ましい。処理温度は700 ℃以下と
する必要がある。700 ℃以上では表面から希土類の窒化
物を生成しＲ2 Ｔ17相が分解するため、高磁気特性は望
めない。反対に処理温度が低すぎると反応速度が著しく
低下し、現実的に窒化は不可能であるため、300 ℃以上
とすることが好ましい。添加元素の種類、添加量によっ
て分解温度が変化するが、最適処理温度は400 ℃〜600
℃の間に存在する。処理時間は短すぎると窒化が不完全
であり、長すぎると温度によっては表面からＲ2 Ｔ17相
が分解するため、最適処理時間は組成、温度、ガス成
分、圧力、粉砕粒度によって変化する。
【００１４】
【作用】本発明はＲとＴ及び窒素を基本成分とする永久
磁石合金のＲ2 Ｔ17Ｎx 相中に微細なＭ又はＭ化合物が
存在させるか、あるいはＭ濃度の異なる２つ以上の相に
微細に分離させ、これが磁壁移動のピンニングサイトと
して機能することにより、粉砕粒度、結晶粒径に拘わら
ず高保磁力を達成されるようにした。このようなピンニ
ングサイトの生成方法としては、ＲとＴとＭを所望の配
合量に溶解鋳造し、溶体化処理しＲ2 Ｔ17相中にＭを固
溶させ、これを適当な条件で時効処理してＭを微細析
出、あるいはＭ濃度の異なる２つ以上の相に分離させた
後粉砕して窒化させる方法、または溶体化処理しＲ2 Ｔ
17相中にＭを固溶させた後、粉砕し窒化させる方法を採
用した。後者の方法では窒素中熱処理時にＲ2 Ｔ17相の
窒化とＭまたはＭ化合物の微細析出を同時に起こさせ
る。この際生成するＭ化合物はＲ−Ｍ系、Ｒ−Ｔ−Ｍ
系、Ｍ−Ｔ系があり、窒化中に析出する場合はそれらの
窒化物を生成する場合もある。また、既に析出していた
Ｍ化合物が窒化処理中に窒化されることもある。一方、
Ｍ濃度の異なる２つ以上の相に分離する場合も相によっ
て窒素濃度が変化することがある。
磁石合金のＲ2 Ｔ17Ｎx 相中に微細なＭ又はＭ化合物が
存在させるか、あるいはＭ濃度の異なる２つ以上の相に
微細に分離させ、これが磁壁移動のピンニングサイトと
して機能することにより、粉砕粒度、結晶粒径に拘わら
ず高保磁力を達成されるようにした。このようなピンニ
ングサイトの生成方法としては、ＲとＴとＭを所望の配
合量に溶解鋳造し、溶体化処理しＲ2 Ｔ17相中にＭを固
溶させ、これを適当な条件で時効処理してＭを微細析
出、あるいはＭ濃度の異なる２つ以上の相に分離させた
後粉砕して窒化させる方法、または溶体化処理しＲ2 Ｔ
17相中にＭを固溶させた後、粉砕し窒化させる方法を採
用した。後者の方法では窒素中熱処理時にＲ2 Ｔ17相の
窒化とＭまたはＭ化合物の微細析出を同時に起こさせ
る。この際生成するＭ化合物はＲ−Ｍ系、Ｒ−Ｔ−Ｍ
系、Ｍ−Ｔ系があり、窒化中に析出する場合はそれらの
窒化物を生成する場合もある。また、既に析出していた
Ｍ化合物が窒化処理中に窒化されることもある。一方、
Ｍ濃度の異なる２つ以上の相に分離する場合も相によっ
て窒素濃度が変化することがある。
【００１５】以上の方法で従来単磁区程度にまで微粉砕
するか、微細結晶粒組織としなければ永久磁石に必要な
高保磁力が発生できなかったＲ−Ｔ−Ｎ系において、磁
壁のピンニング機構で高保磁力の発生を可能とし、粉砕
粒度によらず高保磁力の発生を可能とした。さらに粉砕
粒度を１結晶粒程度より小さくすれば、粉砕粉一つ一つ
は単結晶となり良好な異方性を示す異方性磁石粉とする
ことができる。結晶粒径は溶解鋳造法、熱処理条件で変
化し、一般的な方法によれば100 μｍ程度にすることは
容易である。したがって数10μｍ程度の異方性磁粉が作
成できる。この程度の粒径の磁粉であれば取扱いも容易
で、さらにはボンド磁石化の際の高密度化も容易であ
る。この方法は従来の窒化処理に簡単な熱処理を付与し
ただけで、数μｍと言った極端な微粉砕も不要であるた
め、生産性は良好でありコストを上げることなく特性を
大きく改善できる。
するか、微細結晶粒組織としなければ永久磁石に必要な
高保磁力が発生できなかったＲ−Ｔ−Ｎ系において、磁
壁のピンニング機構で高保磁力の発生を可能とし、粉砕
粒度によらず高保磁力の発生を可能とした。さらに粉砕
粒度を１結晶粒程度より小さくすれば、粉砕粉一つ一つ
は単結晶となり良好な異方性を示す異方性磁石粉とする
ことができる。結晶粒径は溶解鋳造法、熱処理条件で変
化し、一般的な方法によれば100 μｍ程度にすることは
容易である。したがって数10μｍ程度の異方性磁粉が作
成できる。この程度の粒径の磁粉であれば取扱いも容易
で、さらにはボンド磁石化の際の高密度化も容易であ
る。この方法は従来の窒化処理に簡単な熱処理を付与し
ただけで、数μｍと言った極端な微粉砕も不要であるた
め、生産性は良好でありコストを上げることなく特性を
大きく改善できる。
【００１６】
【実施例】以下、実施例のより本発明を更に詳細に説明
する。 実施例１ 合金組成としてat％でＳm11.0 Ｆe87.0 Ｃu3.0の組成と
なるように高周波誘導炉を用いて溶解、鋳造し合金イン
ゴットを得た。該インゴットをＡr 雰囲気中で1100℃、
24時間の溶体化処理、続いて800 ℃１時間の時効処理を
行なった。ここで溶体化熱処理後は室温までガス急冷
し、時効熱処理後は炉冷とした。XRD より溶体化後はＳ
m2Ｆe17 相単相であることを確認した。また時効後の試
料をTEM 観察したところＳm2Ｆe17 相内に数十nm程度の
非常に微細なＣu 化合物の析出相の存在が認められた。
する。 実施例１ 合金組成としてat％でＳm11.0 Ｆe87.0 Ｃu3.0の組成と
なるように高周波誘導炉を用いて溶解、鋳造し合金イン
ゴットを得た。該インゴットをＡr 雰囲気中で1100℃、
24時間の溶体化処理、続いて800 ℃１時間の時効処理を
行なった。ここで溶体化熱処理後は室温までガス急冷
し、時効熱処理後は炉冷とした。XRD より溶体化後はＳ
m2Ｆe17 相単相であることを確認した。また時効後の試
料をTEM 観察したところＳm2Ｆe17 相内に数十nm程度の
非常に微細なＣu 化合物の析出相の存在が認められた。
【００１７】次いで熱処理した試料をＡr 雰囲気中でジ
ョークラッシャーとモルターグラインダーを用いて粉砕
し、45〜150 μｍに分級して得た合金粉をアルミナ坩堝
に入れ窒化処理炉内に保持した。窒化処理は１気圧の純
窒素ガス中で500 ℃、24時間行なった。窒化した合金は
窒化処理炉内で室温まで炉冷してから取りだし、窒素濃
度を測定したところ13at％であった。さらなる粉砕をせ
ずにＶＳＭ（振動試料型磁力計）で磁気特性を測定した
ところ、残留磁化123emu／g 、保磁力7.7kOeであった。
またこの磁石粉末に３wt％のエポキシ樹脂を混合し、15
kOe の磁場中で６ton ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成形後、ア
ルゴン雰囲気中150 ℃で樹脂を硬化させてボンド磁石を
作成した。得られたボンド磁石の磁気特性をＢＨカーブ
トレーサーで測定したところ最大磁気エネルギー積18.6
MGOeであった。
ョークラッシャーとモルターグラインダーを用いて粉砕
し、45〜150 μｍに分級して得た合金粉をアルミナ坩堝
に入れ窒化処理炉内に保持した。窒化処理は１気圧の純
窒素ガス中で500 ℃、24時間行なった。窒化した合金は
窒化処理炉内で室温まで炉冷してから取りだし、窒素濃
度を測定したところ13at％であった。さらなる粉砕をせ
ずにＶＳＭ（振動試料型磁力計）で磁気特性を測定した
ところ、残留磁化123emu／g 、保磁力7.7kOeであった。
またこの磁石粉末に３wt％のエポキシ樹脂を混合し、15
kOe の磁場中で６ton ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成形後、ア
ルゴン雰囲気中150 ℃で樹脂を硬化させてボンド磁石を
作成した。得られたボンド磁石の磁気特性をＢＨカーブ
トレーサーで測定したところ最大磁気エネルギー積18.6
MGOeであった。
【００１８】実施例２〜１２ 合金組成として表１の組成となるように高周波誘導炉を
用いて溶解鋳造し合金インゴットを得た。各インゴット
を実施例１と同様に処理し表１に示すような特性を有す
る磁石粉末を得た。またこれらの磁石粉末を用いて実施
例１と同様にボンド磁石を作成したのでそれらの最大磁
気エネルギー積も併せて記す。
用いて溶解鋳造し合金インゴットを得た。各インゴット
を実施例１と同様に処理し表１に示すような特性を有す
る磁石粉末を得た。またこれらの磁石粉末を用いて実施
例１と同様にボンド磁石を作成したのでそれらの最大磁
気エネルギー積も併せて記す。
【００１９】比較例１〜５ 添加元素Ｍを加えない組成（Ｓm2Ｆe17 ）と表１に示す
過剰に添加元素を加えた組成の合金インゴットに、実施
例１と同様の処理を施した試料を作成し、磁気特性を測
定した結果を表１に示す。なお比較例においてはボンド
磁石は作成していない。
過剰に添加元素を加えた組成の合金インゴットに、実施
例１と同様の処理を施した試料を作成し、磁気特性を測
定した結果を表１に示す。なお比較例においてはボンド
磁石は作成していない。
【００２０】実施例１３ 実施例１と同じ組成で溶解、鋳造、溶体化、時効、粉砕
までを同じ工程で得た合金粉末をアンモニア0.4atm、水
素0.6atmの混合ガス中で475 ℃、２時間の窒化処理を行
なった。窒化した合金を窒化処理炉内で室温まで炉冷し
てから取り出し、窒素濃度を測定したところ15at％であ
った。さらなる粉砕をせずにＶＳＭ（振動試料型磁力
計）で磁気特性を測定したところ、残留磁化125emu／g
、保磁力8.0kOeであった。またこの磁石粉末に３wt％
のエポキシ樹脂を混合し、15kOe の磁場中で６ton ／ｃ
ｍ2 の圧力で圧縮成形後、アルゴン雰囲気中150 ℃で樹
脂を硬化させてボンド磁石を作成した。得られたボンド
磁石の磁気特性をＢＨカーブトレーサーで測定したとこ
ろ最大磁気エネルギー積19.1MGOeであった。
までを同じ工程で得た合金粉末をアンモニア0.4atm、水
素0.6atmの混合ガス中で475 ℃、２時間の窒化処理を行
なった。窒化した合金を窒化処理炉内で室温まで炉冷し
てから取り出し、窒素濃度を測定したところ15at％であ
った。さらなる粉砕をせずにＶＳＭ（振動試料型磁力
計）で磁気特性を測定したところ、残留磁化125emu／g
、保磁力8.0kOeであった。またこの磁石粉末に３wt％
のエポキシ樹脂を混合し、15kOe の磁場中で６ton ／ｃ
ｍ2 の圧力で圧縮成形後、アルゴン雰囲気中150 ℃で樹
脂を硬化させてボンド磁石を作成した。得られたボンド
磁石の磁気特性をＢＨカーブトレーサーで測定したとこ
ろ最大磁気エネルギー積19.1MGOeであった。
【００２１】実施例１４ 実施例１と同じ組成で溶解、鋳造、溶体化、時効、粉砕
までを同じ工程で得た合金粉末を１気圧の水素ガス中で
250 ℃、１時間保持した後、雰囲気ガスを１気圧の純窒
素に切り換え、500 ℃、６時間の窒化処理を行なった。
窒化した合金を窒化処理炉内で室温まで炉冷してから取
り出し、窒素濃度を測定したところ13at％であった。さ
らなる粉砕をせずにＶＳＭ（振動試料型磁力計）で磁気
特性を測定したところ、残留磁化122emu／g 、保磁力8.
0kOeであった。またこの磁石粉末に３wt％のエポキシ樹
脂を混合し、15kOe の磁場中で６ton ／ｃｍ2 の圧力で
圧縮成形後、アルゴン雰囲気中150 ℃で樹脂を硬化させ
てボンド磁石を作成した。得られたボンド磁石の磁気特
性をＢＨカーブトレーサーで測定したところ最大磁気エ
ネルギー積18.5MGOeであった。
までを同じ工程で得た合金粉末を１気圧の水素ガス中で
250 ℃、１時間保持した後、雰囲気ガスを１気圧の純窒
素に切り換え、500 ℃、６時間の窒化処理を行なった。
窒化した合金を窒化処理炉内で室温まで炉冷してから取
り出し、窒素濃度を測定したところ13at％であった。さ
らなる粉砕をせずにＶＳＭ（振動試料型磁力計）で磁気
特性を測定したところ、残留磁化122emu／g 、保磁力8.
0kOeであった。またこの磁石粉末に３wt％のエポキシ樹
脂を混合し、15kOe の磁場中で６ton ／ｃｍ2 の圧力で
圧縮成形後、アルゴン雰囲気中150 ℃で樹脂を硬化させ
てボンド磁石を作成した。得られたボンド磁石の磁気特
性をＢＨカーブトレーサーで測定したところ最大磁気エ
ネルギー積18.5MGOeであった。
【００２２】実施例１５ 合金組成としてat％でＳm12.0 Ｆe85.0 Ｔi3.0の組成と
なるように高周波誘導炉を用いて溶解鋳造し合金インゴ
ットを得た。該インゴットをアルゴン雰囲気中で1000
℃、３日間の溶体化処理を施し、室温までガス急冷し
た。取り出した試料はXRD よりＳm2Ｆe17 単相であるこ
とを確認した。
なるように高周波誘導炉を用いて溶解鋳造し合金インゴ
ットを得た。該インゴットをアルゴン雰囲気中で1000
℃、３日間の溶体化処理を施し、室温までガス急冷し
た。取り出した試料はXRD よりＳm2Ｆe17 単相であるこ
とを確認した。
【００２３】次いでこの試料をアルゴン雰囲気中でジョ
ークラッシャーとモルターグラインダーを用いて粉砕
し、45〜150 μｍに分級して得た合金粉をアルミナ坩堝
に入れ窒化処理炉内に保持した。窒化処理は１気圧の純
窒素ガス中で500 ℃、24時間行なった。窒化した合金
は、窒化処理炉内で室温まで炉冷してから取りだし、窒
素濃度を測定したところ13at％であった。また窒化後の
試料をTEM 観察したところＳm2Ｆe17 相内に数十nm程度
の非常に微細なＴi 化合物の析出相の存在が認められ
た。さらなる粉砕をせずにＶＳＭ（振動試料型磁力計）
で磁気特性を測定したところ、残留磁化115emu／g 、保
磁力6.5kOeであった。またこの磁石粉末に３wt％のエポ
キシ樹脂を混合し、15kOe の磁場中で６ton ／ｃｍ2 の
圧力で圧縮成形後、アルゴン雰囲気中150 ℃で樹脂を硬
化させてボンド磁石を作成した。得られたボンド磁石の
磁気特性をＢＨカーブトレーサーで測定したところ最大
磁気エネルギー積15.5MGOeであった。
ークラッシャーとモルターグラインダーを用いて粉砕
し、45〜150 μｍに分級して得た合金粉をアルミナ坩堝
に入れ窒化処理炉内に保持した。窒化処理は１気圧の純
窒素ガス中で500 ℃、24時間行なった。窒化した合金
は、窒化処理炉内で室温まで炉冷してから取りだし、窒
素濃度を測定したところ13at％であった。また窒化後の
試料をTEM 観察したところＳm2Ｆe17 相内に数十nm程度
の非常に微細なＴi 化合物の析出相の存在が認められ
た。さらなる粉砕をせずにＶＳＭ（振動試料型磁力計）
で磁気特性を測定したところ、残留磁化115emu／g 、保
磁力6.5kOeであった。またこの磁石粉末に３wt％のエポ
キシ樹脂を混合し、15kOe の磁場中で６ton ／ｃｍ2 の
圧力で圧縮成形後、アルゴン雰囲気中150 ℃で樹脂を硬
化させてボンド磁石を作成した。得られたボンド磁石の
磁気特性をＢＨカーブトレーサーで測定したところ最大
磁気エネルギー積15.5MGOeであった。
【００２４】実施例１６ 合金組成としてat％でＳm10.0 Ｃe2.0Ｆe85.0 Ｃu1.5Ｔ
i1.5の組成となるように高周波誘導炉を用いて溶解鋳造
し合金インゴットを得た。該インゴットをアルゴン雰囲
気中で1000℃、３日間の溶体化処理を施し、室温までガ
ス急冷した。さらにこのインゴットを同じくアルゴン雰
囲気中で800 ℃、１時間、次いで650 ℃、１時間の２段
時効処理を施した。800 ℃から650 ℃の冷却速度は0.02
K/S とした。時効後の試料は室温までガス急冷して取り
出した。XRD より溶体化後はＳm2Ｆe17 相単相であるこ
とを確認した。また時効後の試料をTEM 観察したところ
Ｓm2Ｆe17 相内に数十nm程度の非常に微細な析出物の存
在が認められた。
i1.5の組成となるように高周波誘導炉を用いて溶解鋳造
し合金インゴットを得た。該インゴットをアルゴン雰囲
気中で1000℃、３日間の溶体化処理を施し、室温までガ
ス急冷した。さらにこのインゴットを同じくアルゴン雰
囲気中で800 ℃、１時間、次いで650 ℃、１時間の２段
時効処理を施した。800 ℃から650 ℃の冷却速度は0.02
K/S とした。時効後の試料は室温までガス急冷して取り
出した。XRD より溶体化後はＳm2Ｆe17 相単相であるこ
とを確認した。また時効後の試料をTEM 観察したところ
Ｓm2Ｆe17 相内に数十nm程度の非常に微細な析出物の存
在が認められた。
【００２５】次いで熱処理した試料をＡr 雰囲気中でジ
ョークラッシャーとモルターグラインダ−を用いて粉砕
し、45〜150 μｍに分級して得た合金粉をアルミナ坩堝
に入れ窒化処理炉内に保持した。窒化処理はアンモニア
0.4atm、水素0.6atmの混合ガス中で475 ℃、２時間行な
った。窒化した合金を窒化処理炉内で室温まで炉冷して
から取り出し、窒素濃度を測定したところ15at％であっ
た。さらなる粉砕をせずにＶＳＭ（振動試料型磁力計）
で磁気特性を測定したところ、残留磁化117emu／g 、保
磁力9.5kOeであった。またこの磁石粉末に３wt％のエポ
キシ樹脂を混合し、15kOe の磁場中で６ton ／ｃｍ2 の
圧力で圧縮成形後、アルゴン雰囲気中150 ℃で樹脂を硬
化させてボンド磁石を作成した。得られたボンド磁石の
磁気特性をＢＨカーブトレーサーで測定したところ最大
磁気エネルギー積16.9MGOeであった。
ョークラッシャーとモルターグラインダ−を用いて粉砕
し、45〜150 μｍに分級して得た合金粉をアルミナ坩堝
に入れ窒化処理炉内に保持した。窒化処理はアンモニア
0.4atm、水素0.6atmの混合ガス中で475 ℃、２時間行な
った。窒化した合金を窒化処理炉内で室温まで炉冷して
から取り出し、窒素濃度を測定したところ15at％であっ
た。さらなる粉砕をせずにＶＳＭ（振動試料型磁力計）
で磁気特性を測定したところ、残留磁化117emu／g 、保
磁力9.5kOeであった。またこの磁石粉末に３wt％のエポ
キシ樹脂を混合し、15kOe の磁場中で６ton ／ｃｍ2 の
圧力で圧縮成形後、アルゴン雰囲気中150 ℃で樹脂を硬
化させてボンド磁石を作成した。得られたボンド磁石の
磁気特性をＢＨカーブトレーサーで測定したところ最大
磁気エネルギー積16.9MGOeであった。
【００２６】比較例６ 実施例１６において窒化処理を行なわない状態でＶＳＭ
（振動試料型磁力計）で磁気特性を測定したところ、保
磁力は0.1kOe以下であった。
（振動試料型磁力計）で磁気特性を測定したところ、保
磁力は0.1kOe以下であった。
【００２７】比較例７ 実施例１６において窒化処理温度を750 ℃として他の条
件は同一として合金粉末を作成し、ＶＳＭ（振動試料型
磁力計）で磁気特性を測定したところ、保磁力は0.1kOe
以下であった。
件は同一として合金粉末を作成し、ＶＳＭ（振動試料型
磁力計）で磁気特性を測定したところ、保磁力は0.1kOe
以下であった。
【００２８】実施例１７ 合金組成としてat％でＳm12.0 Ｆe75.0 Ｃo10.0 Ｃu1.5
Ｔi1.5の組成となるように高周波誘導炉を用いて溶解鋳
造し合金インゴットを得た。該インゴットをアルゴン雰
囲気中で1000℃、３日間の溶体化処理を施し、室温まで
ガス急冷した。さらにこのインゴットを同じくアルゴン
雰囲気中で600 ℃、１時間の予備時効を施した後、800
℃、１時間の時効処理を施した。時効後の試料は室温ま
で炉冷して取り出した。XRD より溶体化後はＳm2Ｆe17
相単相であることを確認した。また時効後の試料をTEM
観察したところＳm2Ｆe17 相内に数十nm程度の非常に微
細なＣu 又はＴi あるいはその両方を含む化合物の析出
相の存在が認められた。
Ｔi1.5の組成となるように高周波誘導炉を用いて溶解鋳
造し合金インゴットを得た。該インゴットをアルゴン雰
囲気中で1000℃、３日間の溶体化処理を施し、室温まで
ガス急冷した。さらにこのインゴットを同じくアルゴン
雰囲気中で600 ℃、１時間の予備時効を施した後、800
℃、１時間の時効処理を施した。時効後の試料は室温ま
で炉冷して取り出した。XRD より溶体化後はＳm2Ｆe17
相単相であることを確認した。また時効後の試料をTEM
観察したところＳm2Ｆe17 相内に数十nm程度の非常に微
細なＣu 又はＴi あるいはその両方を含む化合物の析出
相の存在が認められた。
【００２９】次いで熱処理した試料をＡr 雰囲気中でジ
ョークラッシャーとモルターグラインダ−を用いて粉砕
し、45〜150 μｍに分級して得た合金粉をアルミナ坩堝
に入れ窒化処理炉内に保持した。窒化処理は１気圧の純
窒素ガス中で500 ℃、24時間行なった。窒化した合金を
窒化処理炉内で室温まで炉冷してから取り出し、窒素濃
度を測定したところ13at％であった。さらなる粉砕をせ
ずにＶＳＭ（振動試料型磁力計）で磁気特性を測定した
ところ、残留磁化120emu／g 、保磁力8.3kOeであった。
またこの磁石粉末に３wt％のエポキシ樹脂を混合し、15
kOe の磁場中で６ton ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成形後、ア
ルゴン雰囲気中150 ℃で樹脂を硬化させてボンド磁石を
作成した。得られたボンド磁石の磁気特性をＢＨカーブ
トレーサーで測定したところ最大磁気エネルギー積17.8
MGOeであった。
ョークラッシャーとモルターグラインダ−を用いて粉砕
し、45〜150 μｍに分級して得た合金粉をアルミナ坩堝
に入れ窒化処理炉内に保持した。窒化処理は１気圧の純
窒素ガス中で500 ℃、24時間行なった。窒化した合金を
窒化処理炉内で室温まで炉冷してから取り出し、窒素濃
度を測定したところ13at％であった。さらなる粉砕をせ
ずにＶＳＭ（振動試料型磁力計）で磁気特性を測定した
ところ、残留磁化120emu／g 、保磁力8.3kOeであった。
またこの磁石粉末に３wt％のエポキシ樹脂を混合し、15
kOe の磁場中で６ton ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成形後、ア
ルゴン雰囲気中150 ℃で樹脂を硬化させてボンド磁石を
作成した。得られたボンド磁石の磁気特性をＢＨカーブ
トレーサーで測定したところ最大磁気エネルギー積17.8
MGOeであった。
【００３０】実施例１８ 合金組成としてat％でＳm12.0 Ｆe85.0 Ｎb3.0の組成と
なるように高周波誘導炉を用いて溶解鋳造し合金インゴ
ットを得た。該インゴットをアルゴン雰囲気中で片ロー
ル法で液体超急冷し、厚さ50μｍ程度の薄帯を得た。こ
の薄帯はXRD より一部アモルファス相を含むＳm2Ｆe17
相であった。これを1000℃、12時間の結晶化処理を施し
室温までガス急冷した。さらにアルゴン雰囲気中で700
℃、１時間の時効処理を施した。時効後の試料は室温ま
で炉冷して取り出した。XRD より溶体化後はＳm2Ｆe17
相単相であることを確認した。また時効後の試料をTEM
観察したところＳm2Ｆe17 相内に数十nm程度の非常に微
細なＮb 化合物の析出相の存在が認められた。
なるように高周波誘導炉を用いて溶解鋳造し合金インゴ
ットを得た。該インゴットをアルゴン雰囲気中で片ロー
ル法で液体超急冷し、厚さ50μｍ程度の薄帯を得た。こ
の薄帯はXRD より一部アモルファス相を含むＳm2Ｆe17
相であった。これを1000℃、12時間の結晶化処理を施し
室温までガス急冷した。さらにアルゴン雰囲気中で700
℃、１時間の時効処理を施した。時効後の試料は室温ま
で炉冷して取り出した。XRD より溶体化後はＳm2Ｆe17
相単相であることを確認した。また時効後の試料をTEM
観察したところＳm2Ｆe17 相内に数十nm程度の非常に微
細なＮb 化合物の析出相の存在が認められた。
【００３１】次いで熱処理した試料をＡr 雰囲気中でジ
ョークラッシャーとモルターグラインダーを用いて粉砕
し、45〜150 μｍに分級して得た合金粉をアルミナ坩堝
に入れ窒化処理炉内に保持した。窒化処理は１気圧の純
窒素ガス中で500 ℃、24時間行なった。窒化した合金を
窒化処理炉内で室温まで炉冷してから取り出し、窒素濃
度を測定したところ13at％であった。さらなる粉砕をせ
ずにＶＳＭ（振動試料型磁力計）で磁気特性を測定した
ところ、残留磁化122emu／g 、保磁力8.6kOeであった。
またこの磁石粉末に３wt％のエポキシ樹脂を混合し、15
kOe の磁場中で６ton ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成形後、ア
ルゴン雰囲気中150 ℃で樹脂を硬化させてボンド磁石を
作成した。得られたボンド磁石の磁気特性をＢＨカーブ
トレーサーで測定したところ最大磁気エネルギー積18.5
MGOeであった。
ョークラッシャーとモルターグラインダーを用いて粉砕
し、45〜150 μｍに分級して得た合金粉をアルミナ坩堝
に入れ窒化処理炉内に保持した。窒化処理は１気圧の純
窒素ガス中で500 ℃、24時間行なった。窒化した合金を
窒化処理炉内で室温まで炉冷してから取り出し、窒素濃
度を測定したところ13at％であった。さらなる粉砕をせ
ずにＶＳＭ（振動試料型磁力計）で磁気特性を測定した
ところ、残留磁化122emu／g 、保磁力8.6kOeであった。
またこの磁石粉末に３wt％のエポキシ樹脂を混合し、15
kOe の磁場中で６ton ／ｃｍ2 の圧力で圧縮成形後、ア
ルゴン雰囲気中150 ℃で樹脂を硬化させてボンド磁石を
作成した。得られたボンド磁石の磁気特性をＢＨカーブ
トレーサーで測定したところ最大磁気エネルギー積18.5
MGOeであった。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【発明の効果】本発明によれば、単磁区粒径近くまで微
粉砕しなくても、粉砕粒度に拘わらず高保磁力を有する
異方性磁石粉末が容易に得られる。本発明の磁石粉末は
キュリー点が高く、耐食性に優れ、磁化も従来の希土類
系磁石と同等であるため、ボンド磁石用磁石粉として極
めて優れている。
粉砕しなくても、粉砕粒度に拘わらず高保磁力を有する
異方性磁石粉末が容易に得られる。本発明の磁石粉末は
キュリー点が高く、耐食性に優れ、磁化も従来の希土類
系磁石と同等であるため、ボンド磁石用磁石粉として極
めて優れている。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/053 (72)発明者 広瀬 洋一 埼玉県秩父市大字下影森1505番地 昭和電 工株式会社秩父研究所内 (72)発明者 佐々木 史郎 埼玉県秩父市大字下影森1505番地 昭和電 工株式会社秩父研究所内 (72)発明者 長谷川 寛 埼玉県秩父市大字下影森1505番地 昭和電 工株式会社秩父研究所内
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｒ（Ｙを含む希土類元素）とＴ（Ｆe を
必須元素とする遷移金属）及び窒素を基本成分とし、組
成が下記、 ＲA Ｔ100-A-B-C ＮB ＭC （但し、5 ≦A ≦20、5 ≦B ≦30、0.01≦C ≦10、Ｍは
Ｃu 、Ｚr 、Ｈf 、Ｔi、Ｖ、Ｎb 、Ｍn のうち少なく
とも１種）であることを特徴とする希土類異方性永久磁
石粉末。 - 【請求項２】 Ｒ2 Ｔ17相結晶粒内にＭ又はＭ化合物が
析出した組織を有することを特徴とする請求項１記載の
希土類異方性永久磁石粉末。 - 【請求項３】 Ｒ（Ｙを含む希土類元素）とＴ（Ｆe を
必須元素とする遷移金属）及びＭ（Ｃu 、Ｚr 、Ｈf 、
Ｔi 、Ｖ、Ｎb 、Ｍn のうち少なくとも１種）からなる
合金を溶解及び鋳造後、900 ℃〜1250℃の温度で熱処理
する工程、さらに300 ℃〜900 ℃の温度で１回以上の熱
処理を行う工程、さらにこれを粉砕し、窒素を含む雰囲
気中で300 ℃〜700 ℃の温度で窒化する工程からなるこ
とを特徴とする請求項１又は２記載の希土類異方性永久
磁石粉末の製造法。 - 【請求項４】 Ｒ（Ｙを含む希土類元素）とＴ（Ｆe を
必須元素とする遷移金属）及びＭ（Ｃu 、Ｚr 、Ｈf 、
Ｔi 、Ｖ、Ｎb 、Ｍn のうち少なくとも１種）からなる
合金を溶解及び鋳造後、900 ℃〜1250℃の温度で熱処理
する工程、さらに300 ℃〜900 ℃の温度で１回以上の熱
処理を行う工程、さらにこれを粉砕し、アンモニアを含
む雰囲気中で300 ℃〜700 ℃の温度で窒化する工程から
なることを特徴とする請求項１又は２記載の希土類異方
性永久磁石粉末の製造法。 - 【請求項５】 Ｒ（Ｙを含む希土類元素）とＴ（Ｆe を
必須元素とする遷移金属）及びＭ（Ｃu 、Ｚr 、Ｈf 、
Ｔi 、Ｖ、Ｎb 、Ｍn のうち少なくとも１種）からなる
合金を溶解及び鋳造後、900 ℃〜1250℃の温度で熱処理
する工程、さらにこれを粉砕し、窒素を含む雰囲気中で
300 ℃〜700 ℃の温度で窒化する工程からなることを特
徴とする請求項１又は２記載の希土類異方性永久磁石粉
末の製造法。 - 【請求項６】 Ｒ（Ｙを含む希土類元素）とＴ（Ｆe を
必須元素とする遷移金属）及びＭ（Ｃu 、Ｚr 、Ｈf 、
Ｔi 、Ｖ、Ｎb 、Ｍn のうち少なくとも１種）からなる
合金を溶解及び鋳造後、900 ℃〜1250℃の温度で熱処理
する工程、さらにこれを粉砕し、アンモニアを含む雰囲
気中で300 ℃〜700 ℃の温度で窒化する工程からなるこ
とを特徴とする請求項１又は２記載の希土類異方性永久
磁石粉末の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5018927A JPH0620813A (ja) | 1992-05-08 | 1993-02-05 | 希土類異方性永久磁石粉末及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11623792 | 1992-05-08 | ||
| JP4-116237 | 1992-05-08 | ||
| JP5018927A JPH0620813A (ja) | 1992-05-08 | 1993-02-05 | 希土類異方性永久磁石粉末及びその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0620813A true JPH0620813A (ja) | 1994-01-28 |
Family
ID=26355682
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5018927A Pending JPH0620813A (ja) | 1992-05-08 | 1993-02-05 | 希土類異方性永久磁石粉末及びその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0620813A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07235408A (ja) * | 1994-02-24 | 1995-09-05 | Mazda Motor Corp | 希土類一鉄系窒化物永久磁石材料及びその製造方法 |
| JPH08316018A (ja) * | 1994-07-12 | 1996-11-29 | Tdk Corp | 磁石およびボンディッド磁石 |
| WO2014204106A1 (ko) * | 2013-06-18 | 2014-12-24 | 고려대학교 산학협력단 | 영구 자석의 제조 방법 |
| KR101527324B1 (ko) * | 2013-06-18 | 2015-06-09 | 고려대학교 산학협력단 | 영구 자석의 제조 방법 |
| JP2016092378A (ja) * | 2014-11-11 | 2016-05-23 | 住友電気工業株式会社 | 磁石用成形体、磁性部材、磁石用成形体の製造方法、及び磁性部材の製造方法 |
| JP2017108110A (ja) * | 2015-09-28 | 2017-06-15 | ローベルト ボツシユ ゲゼルシヤフト ミツト ベシユレンクテル ハフツングＲｏｂｅｒｔ Ｂｏｓｃｈ Ｇｍｂｈ | 硬質磁性相、その製造方法および磁性材料 |
| JP2018046222A (ja) * | 2016-09-16 | 2018-03-22 | 大同特殊鋼株式会社 | Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料及びＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系ボンド磁石 |
-
1993
- 1993-02-05 JP JP5018927A patent/JPH0620813A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07235408A (ja) * | 1994-02-24 | 1995-09-05 | Mazda Motor Corp | 希土類一鉄系窒化物永久磁石材料及びその製造方法 |
| JPH08316018A (ja) * | 1994-07-12 | 1996-11-29 | Tdk Corp | 磁石およびボンディッド磁石 |
| WO2014204106A1 (ko) * | 2013-06-18 | 2014-12-24 | 고려대학교 산학협력단 | 영구 자석의 제조 방법 |
| KR101527324B1 (ko) * | 2013-06-18 | 2015-06-09 | 고려대학교 산학협력단 | 영구 자석의 제조 방법 |
| JP2016092378A (ja) * | 2014-11-11 | 2016-05-23 | 住友電気工業株式会社 | 磁石用成形体、磁性部材、磁石用成形体の製造方法、及び磁性部材の製造方法 |
| JP2017108110A (ja) * | 2015-09-28 | 2017-06-15 | ローベルト ボツシユ ゲゼルシヤフト ミツト ベシユレンクテル ハフツングＲｏｂｅｒｔ Ｂｏｓｃｈ Ｇｍｂｈ | 硬質磁性相、その製造方法および磁性材料 |
| JP2018046222A (ja) * | 2016-09-16 | 2018-03-22 | 大同特殊鋼株式会社 | Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料及びＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系ボンド磁石 |
| US10658095B2 (en) | 2016-09-16 | 2020-05-19 | Daido Steel Co., Ltd. | Sm-Fe-N magnet material and Sm-Fe-N bonded magnet |
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