JPH06251918A - 磁石およびその製造方法ならびにボンディッド磁石 - Google Patents
磁石およびその製造方法ならびにボンディッド磁石Info
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- JPH06251918A JPH06251918A JP5056579A JP5657993A JPH06251918A JP H06251918 A JPH06251918 A JP H06251918A JP 5056579 A JP5056579 A JP 5056579A JP 5657993 A JP5657993 A JP 5657993A JP H06251918 A JPH06251918 A JP H06251918A
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- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- 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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- H01F1/059—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2
- H01F1/0596—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2 of rhombic or rhombohedral Th2Zn17 structure or hexagonal Th2Ni17 structure
Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｒ含有量の少ない組成（０．５〜８原子％）
で低コスト化をはかり、しかも保磁力を低下させない。 【構成】 Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、Ｓｍ
を必須として含む）、Ｔ（ＴはＦｅ、またはＦｅおよび
Ｃｏである）、ＮおよびＢを含有し、Ｒ2 Ｔ17Ｎx （ｘ
は１．５〜４である）相と、Ｔ2 Ｂ相および／またはＴ
3 Ｂ相とを含む磁石。
で低コスト化をはかり、しかも保磁力を低下させない。 【構成】 Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、Ｓｍ
を必須として含む）、Ｔ（ＴはＦｅ、またはＦｅおよび
Ｃｏである）、ＮおよびＢを含有し、Ｒ2 Ｔ17Ｎx （ｘ
は１．５〜４である）相と、Ｔ2 Ｂ相および／またはＴ
3 Ｂ相とを含む磁石。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、希土類磁石およびその
製造方法と、ボンディッド磁石とに関する。
製造方法と、ボンディッド磁石とに関する。
【０００２】
【従来の技術】高性能希土類磁石としては、Ｓｍ−Ｃｏ
系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石が実用化されているが、
近年、新規な希土類磁石の開発が盛んに行なわれてい
る。
系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石が実用化されているが、
近年、新規な希土類磁石の開発が盛んに行なわれてい
る。
【０００３】例えば、Ｓｍ2 Ｆｅ17とＮとの化合物であ
るＳｍ2 Ｆｅ17Ｎ2.3 付近の組成で、４πＩs ＝１５．
４kG、Ｔc ＝４７０℃、ＨA ＝１４Ｔの基本物性が得ら
れること、Ｚｎをバインダとするメタルボンディッド磁
石として１０．５MGOeの(BH)max が得られること、ま
た、Ｓｍ2 Ｆｅ17金属間化合物へのＮの導入により、キ
ュリー温度が大幅に向上して熱安定性が改良されたこと
が報告されている（Paper No.S1.3 at the Sixth Inter
national Symposium on Magnetic Anisotropy and Coer
civity in Rare Earth-Transition Metal Alloys,Pitts
burgh,PA,October25,1990.(Proceedings Book:Carnegie
Mellon University,Mellon Institute,Pittsburgh,PA
15213,USA) ）。
るＳｍ2 Ｆｅ17Ｎ2.3 付近の組成で、４πＩs ＝１５．
４kG、Ｔc ＝４７０℃、ＨA ＝１４Ｔの基本物性が得ら
れること、Ｚｎをバインダとするメタルボンディッド磁
石として１０．５MGOeの(BH)max が得られること、ま
た、Ｓｍ2 Ｆｅ17金属間化合物へのＮの導入により、キ
ュリー温度が大幅に向上して熱安定性が改良されたこと
が報告されている（Paper No.S1.3 at the Sixth Inter
national Symposium on Magnetic Anisotropy and Coer
civity in Rare Earth-Transition Metal Alloys,Pitts
burgh,PA,October25,1990.(Proceedings Book:Carnegie
Mellon University,Mellon Institute,Pittsburgh,PA
15213,USA) ）。
【０００４】上記報告のボンディッド磁石に用いられて
いる磁石粒子は、ほぼ単結晶粒子となる程度の粒径を有
するものであり、その保磁力発生機構はニュークリエー
ションタイプである。このため、磁気特性が粒子の表面
状態の影響を受け易い。すなわち、粉砕時の機械的衝撃
や粒子の酸化等により磁石粒子表面には欠陥が生じ、こ
の欠陥により磁壁が発生するが、ニュークリエーション
タイプの磁石では結晶粒内に磁壁のピンニングサイトが
ないため容易に磁壁移動が起こるので、保磁力が劣化し
易い。このため、上記提案に示される磁石は高い磁気特
性が得られにくい。また、加熱により磁石粒子表面が酸
化すると保磁力が著しく劣化するため、キュリー温度が
高いにもかかわらず、実際に使用する際には加熱に対す
る安定性が低い。しかも、粒子表面状態の悪化による磁
気特性劣化は不可逆的であるため、高温下で使用された
場合、回復不能なダメージを受ける恐れがある。
いる磁石粒子は、ほぼ単結晶粒子となる程度の粒径を有
するものであり、その保磁力発生機構はニュークリエー
ションタイプである。このため、磁気特性が粒子の表面
状態の影響を受け易い。すなわち、粉砕時の機械的衝撃
や粒子の酸化等により磁石粒子表面には欠陥が生じ、こ
の欠陥により磁壁が発生するが、ニュークリエーション
タイプの磁石では結晶粒内に磁壁のピンニングサイトが
ないため容易に磁壁移動が起こるので、保磁力が劣化し
易い。このため、上記提案に示される磁石は高い磁気特
性が得られにくい。また、加熱により磁石粒子表面が酸
化すると保磁力が著しく劣化するため、キュリー温度が
高いにもかかわらず、実際に使用する際には加熱に対す
る安定性が低い。しかも、粒子表面状態の悪化による磁
気特性劣化は不可逆的であるため、高温下で使用された
場合、回復不能なダメージを受ける恐れがある。
【０００５】なお、上記報告に示されるボンディッド磁
石は、Ｚｎをバインダとして用いたメタルボンディッド
磁石である。メタルボンディッド磁石の磁石粒子は、成
形時に高温の溶融金属と接することにより表面が溶融す
るため、粒子表面が平滑化されて磁壁の発生が抑えられ
ると考えられ、このため上記報告ではメタルボンディッ
ド磁石を用いていると推察される。しかし、メタルボン
ディッド磁石は樹脂ボンディッド磁石に比べ成形性に劣
り、比重が大きいため適用分野が狭い。また、バインダ
としてメタルを用いた場合でも、ボンディッド磁石とし
た後に生じた磁石粒子表面の欠陥、例えば酸化による表
面状態悪化は防止することができず、磁気特性劣化を抑
えることができない。
石は、Ｚｎをバインダとして用いたメタルボンディッド
磁石である。メタルボンディッド磁石の磁石粒子は、成
形時に高温の溶融金属と接することにより表面が溶融す
るため、粒子表面が平滑化されて磁壁の発生が抑えられ
ると考えられ、このため上記報告ではメタルボンディッ
ド磁石を用いていると推察される。しかし、メタルボン
ディッド磁石は樹脂ボンディッド磁石に比べ成形性に劣
り、比重が大きいため適用分野が狭い。また、バインダ
としてメタルを用いた場合でも、ボンディッド磁石とし
た後に生じた磁石粒子表面の欠陥、例えば酸化による表
面状態悪化は防止することができず、磁気特性劣化を抑
えることができない。
【０００６】一方、バインダとして樹脂を用いる樹脂結
合型ボンディッド磁石は、成形性に優れ、また、比重が
小さいため、各種用途に汎用されている。しかし、樹脂
結合型ボンディッド磁石では、成形時の温度が低いため
磁石粒子表面の平滑化を行なうことができず、粒子の表
面欠陥による保磁力の低下が避けられない。
合型ボンディッド磁石は、成形性に優れ、また、比重が
小さいため、各種用途に汎用されている。しかし、樹脂
結合型ボンディッド磁石では、成形時の温度が低いため
磁石粒子表面の平滑化を行なうことができず、粒子の表
面欠陥による保磁力の低下が避けられない。
【０００７】ニュークリエーションタイプの磁石には、
上記したように磁石表面状態の影響を受け易い問題があ
るが、急冷法により作製されたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石のよ
うに極めて微細な結晶粒をもつピンニングタイプの磁石
では、磁石粒子表面で発生した磁壁が結晶粒表面でピン
ニングされて移動が阻止されるため、磁石粒子の表面欠
陥の影響を受けない。そこで、Ｓｍ2 Ｆｅ17系合金を急
冷法により作製し、これを窒化させれば、磁石粒子の表
面欠陥の影響を受けず、しかも窒素添加により、飽和磁
化、キュリー温度、異方性エネルギーなどが改良された
磁石が得られると考えられる。しかし、急冷法により作
製されたＳｍ2 Ｆｅ17系合金は、組織が極めて緻密であ
り、合金中に空孔が少なく密度が高いので、十分に窒化
することは困難である。このため、本出願人は、急冷合
金に水素吸蔵熱処理を施した後に窒化熱処理を施すこと
により、窒化を容易にする方法を提案している（特願平
３−７８５４１号）。
上記したように磁石表面状態の影響を受け易い問題があ
るが、急冷法により作製されたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石のよ
うに極めて微細な結晶粒をもつピンニングタイプの磁石
では、磁石粒子表面で発生した磁壁が結晶粒表面でピン
ニングされて移動が阻止されるため、磁石粒子の表面欠
陥の影響を受けない。そこで、Ｓｍ2 Ｆｅ17系合金を急
冷法により作製し、これを窒化させれば、磁石粒子の表
面欠陥の影響を受けず、しかも窒素添加により、飽和磁
化、キュリー温度、異方性エネルギーなどが改良された
磁石が得られると考えられる。しかし、急冷法により作
製されたＳｍ2 Ｆｅ17系合金は、組織が極めて緻密であ
り、合金中に空孔が少なく密度が高いので、十分に窒化
することは困難である。このため、本出願人は、急冷合
金に水素吸蔵熱処理を施した後に窒化熱処理を施すこと
により、窒化を容易にする方法を提案している（特願平
３−７８５４１号）。
【０００８】ところで、Ｓｍ2 Ｆｅ17−Ｎ系磁石をさら
に低コストで製造するためには、高価な希土類元素の含
有率を低減することが有効である。しかし、希土類元素
量を減らすと、特に希土類元素量を１０原子％以下とし
た場合には保磁力が著しく低くなってしまうため、磁石
としての安定性が不十分となる。
に低コストで製造するためには、高価な希土類元素の含
有率を低減することが有効である。しかし、希土類元素
量を減らすと、特に希土類元素量を１０原子％以下とし
た場合には保磁力が著しく低くなってしまうため、磁石
としての安定性が不十分となる。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような事
情からなされたものであり、安価でしかも高保磁力の磁
石およびその製造方法と、この磁石の粉末を用いたボン
ディッド磁石とを提供することを目的とする。
情からなされたものであり、安価でしかも高保磁力の磁
石およびその製造方法と、この磁石の粉末を用いたボン
ディッド磁石とを提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】このような目的は、下記
（１）〜（13）の本発明により達成される。 （１）Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、Ｓｍを必
須として含む）、Ｔ（ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＣｏ
である）、ＮおよびＢを含有し、Ｒ2 Ｔ17Ｎx（ｘは
１．５〜４である）相と、Ｔ2 Ｂ相および／またはＴ3
Ｂ相とを含むことを特徴とする磁石。 （２）Ｒを０．５〜８原子％、Ｎを０．７〜２０原子
％、Ｂを３０原子％以下含有し、残部が実質的にＴであ
る上記（１）の磁石。 （３）Ｔの一部をＭ（ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｇ
ｅ、Ｎｉ、Ｗ、ＣｕおよびＡｇから選択される少なくと
も１種である）で置換した上記（１）または（２）の磁
石。 （４）Ｍを１０原子％以下含有する上記（３）の磁石。 （５）ＳｍがＲ全体の５０原子％以上を占める上記
（１）ないし（４）のいずれかの磁石。 （６）Ｒ2 Ｔ17Ｎx 相の平均径が５０〜５０００A であ
り、Ｔ2 Ｂ相およびＴ3 Ｂ相それぞれの平均径が５０〜
１０００A である上記（１）ないし（５）のいずれかの
磁石。 （７）Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、Ｓｍを必
須として含む）、Ｔ（ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＣｏ
である）およびＢを含有しＲ2 Ｔ17相とＴ2 Ｂ相および
／またはＴ3 Ｂ相とを有する結晶化合金に窒化処理を施
す工程を有することを特徴とする磁石の製造方法。 （８）Ｒ、ＴおよびＢを含有する原料合金に熱処理を施
すことによりＲ2 Ｔ17相とＴ2 Ｂ相および／またはＴ3
Ｂ相とを析出させて結晶化合金を製造する工程を有する
上記（７）の磁石の製造方法。 （９）前記熱処理が保持温度の相異なる２回の熱処理を
含む上記（８）の磁石の製造方法。 （１０）前記原料合金を液体急冷法またはメカニカルア
ロイ法により製造する上記（８）または（９）の磁石の
製造方法。 （１１）前記結晶化合金に水素吸蔵処理を施した後に前
記窒化処理を施す上記（７）ないし（10）のいずれかの
磁石の製造方法。 （１２）上記（１）ないし（６）のいずれかの磁石の製
造に用いられる上記（７）ないし（11）のいずれかの磁
石の製造方法。 （１３）上記（１）ないし（６）のいずれかの磁石の粉
末とバインダとを含有することを特徴とするボンディッ
ド磁石。
（１）〜（13）の本発明により達成される。 （１）Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、Ｓｍを必
須として含む）、Ｔ（ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＣｏ
である）、ＮおよびＢを含有し、Ｒ2 Ｔ17Ｎx（ｘは
１．５〜４である）相と、Ｔ2 Ｂ相および／またはＴ3
Ｂ相とを含むことを特徴とする磁石。 （２）Ｒを０．５〜８原子％、Ｎを０．７〜２０原子
％、Ｂを３０原子％以下含有し、残部が実質的にＴであ
る上記（１）の磁石。 （３）Ｔの一部をＭ（ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｇ
ｅ、Ｎｉ、Ｗ、ＣｕおよびＡｇから選択される少なくと
も１種である）で置換した上記（１）または（２）の磁
石。 （４）Ｍを１０原子％以下含有する上記（３）の磁石。 （５）ＳｍがＲ全体の５０原子％以上を占める上記
（１）ないし（４）のいずれかの磁石。 （６）Ｒ2 Ｔ17Ｎx 相の平均径が５０〜５０００A であ
り、Ｔ2 Ｂ相およびＴ3 Ｂ相それぞれの平均径が５０〜
１０００A である上記（１）ないし（５）のいずれかの
磁石。 （７）Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、Ｓｍを必
須として含む）、Ｔ（ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＣｏ
である）およびＢを含有しＲ2 Ｔ17相とＴ2 Ｂ相および
／またはＴ3 Ｂ相とを有する結晶化合金に窒化処理を施
す工程を有することを特徴とする磁石の製造方法。 （８）Ｒ、ＴおよびＢを含有する原料合金に熱処理を施
すことによりＲ2 Ｔ17相とＴ2 Ｂ相および／またはＴ3
Ｂ相とを析出させて結晶化合金を製造する工程を有する
上記（７）の磁石の製造方法。 （９）前記熱処理が保持温度の相異なる２回の熱処理を
含む上記（８）の磁石の製造方法。 （１０）前記原料合金を液体急冷法またはメカニカルア
ロイ法により製造する上記（８）または（９）の磁石の
製造方法。 （１１）前記結晶化合金に水素吸蔵処理を施した後に前
記窒化処理を施す上記（７）ないし（10）のいずれかの
磁石の製造方法。 （１２）上記（１）ないし（６）のいずれかの磁石の製
造に用いられる上記（７）ないし（11）のいずれかの磁
石の製造方法。 （１３）上記（１）ないし（６）のいずれかの磁石の粉
末とバインダとを含有することを特徴とするボンディッ
ド磁石。
【００１１】
【作用および効果】本発明の磁石は、Ｎを含有するため
キュリー温度が高く、熱安定性に優れる。また、Ｎを含
有することにより高い飽和磁化が得られ、Ｓｍ2 Ｃｏ17
磁石の３〜４倍にも及ぶ巨大な異方性磁場を有するた
め、高い保磁力が得られる。また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁
石に比べ耐食性が良好である。磁気特性の向上は、Ｎの
添加により侵入型の固溶体が形成され、Ｆｅ原子同士
や、Ｆｅ原子と希土類元素原子との距離が最適化される
ためであると考えられる。
キュリー温度が高く、熱安定性に優れる。また、Ｎを含
有することにより高い飽和磁化が得られ、Ｓｍ2 Ｃｏ17
磁石の３〜４倍にも及ぶ巨大な異方性磁場を有するた
め、高い保磁力が得られる。また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁
石に比べ耐食性が良好である。磁気特性の向上は、Ｎの
添加により侵入型の固溶体が形成され、Ｆｅ原子同士
や、Ｆｅ原子と希土類元素原子との距離が最適化される
ためであると考えられる。
【００１２】そして、本発明の磁石は、Ｒ2 Ｔ17Ｎx 相
とＴ2 Ｂ相および／またはＴ3 Ｂ相とを含むため、Ｒ含
有率を低くした場合でも高い保磁力が得られる。これは
下記の理由によると考えられる。
とＴ2 Ｂ相および／またはＴ3 Ｂ相とを含むため、Ｒ含
有率を低くした場合でも高い保磁力が得られる。これは
下記の理由によると考えられる。
【００１３】液体急冷法により製造されたＲ2 Ｔ17Ｎx
磁石は、ボンディッド磁石などに適用されるときには粒
子径数十マイクロメーター程度まで粉砕され、磁石粒子
とされる。この磁石粒子は、径が数百オングストローム
程度のＲ2 Ｔ17Ｎx 結晶粒を多数含む組織構造を有す
る。前記粉砕の際には、粒子表面に生じた欠陥が原因と
なって磁石粒子内に磁壁が発生するが、この磁壁は磁石
粒子内でピンニングされるので高保磁力が得られると考
えられる。しかし、Ｒ含有率が低い場合には、軟磁性の
Ｔ相（α−Ｆｅ相、Ｆｅ−Ｃｏ相）が多量に析出してし
まう。Ｔ相の体積が小さければ、隣接する硬磁性Ｒ2 Ｔ
17Ｎx 相がＴ相のスピン反転を抑えることができるが、
Ｔ相の析出を制御することは難しく、Ｔ相は偏析して体
積が大きくなるので、Ｔ相中に磁壁が発生してしまい、
角形性や保磁力の低下が生じる。
磁石は、ボンディッド磁石などに適用されるときには粒
子径数十マイクロメーター程度まで粉砕され、磁石粒子
とされる。この磁石粒子は、径が数百オングストローム
程度のＲ2 Ｔ17Ｎx 結晶粒を多数含む組織構造を有す
る。前記粉砕の際には、粒子表面に生じた欠陥が原因と
なって磁石粒子内に磁壁が発生するが、この磁壁は磁石
粒子内でピンニングされるので高保磁力が得られると考
えられる。しかし、Ｒ含有率が低い場合には、軟磁性の
Ｔ相（α−Ｆｅ相、Ｆｅ−Ｃｏ相）が多量に析出してし
まう。Ｔ相の体積が小さければ、隣接する硬磁性Ｒ2 Ｔ
17Ｎx 相がＴ相のスピン反転を抑えることができるが、
Ｔ相の析出を制御することは難しく、Ｔ相は偏析して体
積が大きくなるので、Ｔ相中に磁壁が発生してしまい、
角形性や保磁力の低下が生じる。
【００１４】一方、本発明の磁石では、Ｂを添加するこ
とによりＴ相の替わりにＴ2 Ｂ相および／またはＴ3 Ｂ
相を析出させる。Ｔ2 Ｂ相やＴ3 Ｂ相は、Ｃｏを所定量
含むときには硬磁性を示すが、通常、軟磁性である。し
かし、Ｔ2 Ｂ相やＴ3 Ｂ相は数百オングストローム程度
と非常に小さい結晶粒として析出するため、Ｔ2 Ｂ相や
Ｔ3 Ｂ相のスピン反転は、隣接する硬磁性Ｒ2 Ｔ17Ｎx
相との間の磁気的相互作用により抑えられる。このた
め、Ｒ含有率低減による保磁力低下は殆ど認められな
い。また、Ｔ2 Ｂ相やＴ3 Ｂ相を含むことにより、残留
磁束密度が向上する。
とによりＴ相の替わりにＴ2 Ｂ相および／またはＴ3 Ｂ
相を析出させる。Ｔ2 Ｂ相やＴ3 Ｂ相は、Ｃｏを所定量
含むときには硬磁性を示すが、通常、軟磁性である。し
かし、Ｔ2 Ｂ相やＴ3 Ｂ相は数百オングストローム程度
と非常に小さい結晶粒として析出するため、Ｔ2 Ｂ相や
Ｔ3 Ｂ相のスピン反転は、隣接する硬磁性Ｒ2 Ｔ17Ｎx
相との間の磁気的相互作用により抑えられる。このた
め、Ｒ含有率低減による保磁力低下は殆ど認められな
い。また、Ｔ2 Ｂ相やＴ3 Ｂ相を含むことにより、残留
磁束密度が向上する。
【００１５】
【具体的構成】以下、本発明の具体的構成を詳細に説明
する。
する。
【００１６】本発明の磁石は、Ｒ（Ｒは希土類元素の１
種以上であり、Ｓｍを必須として含む）、Ｔ（ＴはＦ
ｅ、またはＦｅおよびＣｏである）、ＮおよびＢを含有
する。
種以上であり、Ｓｍを必須として含む）、Ｔ（ＴはＦ
ｅ、またはＦｅおよびＣｏである）、ＮおよびＢを含有
する。
【００１７】Ｒの含有量は好ましくは０．５〜８原子
％、より好ましくは１〜６原子％である。
％、より好ましくは１〜６原子％である。
【００１８】Ｎの含有量は好ましくは０．７〜２０原子
％、より好ましくは２〜１４原子％である。
％、より好ましくは２〜１４原子％である。
【００１９】Ｂの含有量は好ましくは３０原子％、より
好ましくは１０〜２５原子％である。
好ましくは１０〜２５原子％である。
【００２０】そして、残部が実質的にＴである。Ｔ中に
おけるＣｏの含有率は好ましくは５０原子％以下であ
る。
おけるＣｏの含有率は好ましくは５０原子％以下であ
る。
【００２１】Ｒの含有率が前記範囲未満であると保磁力
が低下し、前記範囲を超えると残留磁束密度が低下して
しまう。Ｓｍ以外のＲとしては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等の１種以上を用いることができる。Ｓ
ｍの比率が低いと結晶磁気異方性が低下するため、Ｒ中
のＳｍ量は５０原子％以上であることが好ましい。
が低下し、前記範囲を超えると残留磁束密度が低下して
しまう。Ｓｍ以外のＲとしては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等の１種以上を用いることができる。Ｓ
ｍの比率が低いと結晶磁気異方性が低下するため、Ｒ中
のＳｍ量は５０原子％以上であることが好ましい。
【００２２】Ｎの含有率が前記範囲未満となると、キュ
リー温度の上昇、保磁力の向上および飽和磁化の向上が
不十分であり、前記範囲を超えると残留磁束密度が低下
する。
リー温度の上昇、保磁力の向上および飽和磁化の向上が
不十分であり、前記範囲を超えると残留磁束密度が低下
する。
【００２３】上記各元素を除いた残部が実質的にＦｅで
あるか、あるいはＦｅおよびＣｏであるが、残部中のＣ
ｏの含有率が前記範囲を超えると残留磁束密度が低下す
る。
あるか、あるいはＦｅおよびＣｏであるが、残部中のＣ
ｏの含有率が前記範囲を超えると残留磁束密度が低下す
る。
【００２４】なお、本発明の磁石中には、必要に応じて
元素Ｍ（ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｇｅ、Ｎｉ、Ｗ、
ＣｕおよびＡｇから選択される少なくとも１種である）
が含有されていてもよい。Ｍは、保磁力向上および結晶
成長抑制などの作用を示す。Ｍの含有量は、好ましくは
１０原子％以下、より好ましくは０．１〜１０原子％で
ある。なお、Ｃは、ＢやＮのサイトを置換して入る傾向
を示す。
元素Ｍ（ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｇｅ、Ｎｉ、Ｗ、
ＣｕおよびＡｇから選択される少なくとも１種である）
が含有されていてもよい。Ｍは、保磁力向上および結晶
成長抑制などの作用を示す。Ｍの含有量は、好ましくは
１０原子％以下、より好ましくは０．１〜１０原子％で
ある。なお、Ｃは、ＢやＮのサイトを置換して入る傾向
を示す。
【００２５】本発明の磁石は、Ｒ2 Ｔ17Ｎx 相と、Ｔ2
Ｂ相および／またはＴ3 Ｂ相とを含む。ｘは１．５〜４
であり、ｘが前記範囲未満であるとＮ含有による効果が
殆どなく、前記範囲を超えるＮを含有させることは比較
的困難であり、また、特性の低下を招く。
Ｂ相および／またはＴ3 Ｂ相とを含む。ｘは１．５〜４
であり、ｘが前記範囲未満であるとＮ含有による効果が
殆どなく、前記範囲を超えるＮを含有させることは比較
的困難であり、また、特性の低下を招く。
【００２６】Ｒ2 Ｔ17Ｎx 相の平均径は５０〜５０００
A 程度であることが好ましい。Ｒ2Ｔ17Ｎx 相の平均径
が前記範囲を外れると十分な磁気特性が得られなくなる
傾向にある。また、Ｔ2 Ｂ相やＴ3 Ｂ相の平均径は５０
〜１０００A 程度であることが好ましく、５０〜４００
A 程度であることがより好ましい。Ｔ2 Ｂ相やＴ3 Ｂ相
の平均径が前記範囲未満であるとアモルファス相が混在
する傾向にあり、前記範囲を超えていると高保磁力が得
られなくなる傾向にある。これら各相の存在およびその
寸法は、透過型電子顕微鏡などにより確認することがで
きる。
A 程度であることが好ましい。Ｒ2Ｔ17Ｎx 相の平均径
が前記範囲を外れると十分な磁気特性が得られなくなる
傾向にある。また、Ｔ2 Ｂ相やＴ3 Ｂ相の平均径は５０
〜１０００A 程度であることが好ましく、５０〜４００
A 程度であることがより好ましい。Ｔ2 Ｂ相やＴ3 Ｂ相
の平均径が前記範囲未満であるとアモルファス相が混在
する傾向にあり、前記範囲を超えていると高保磁力が得
られなくなる傾向にある。これら各相の存在およびその
寸法は、透過型電子顕微鏡などにより確認することがで
きる。
【００２７】なお、Ｔ2 Ｂ相とＴ3 Ｂ相との比率は特に
限定されないが、Ｔ3 Ｂ相は飽和磁束密度がより高いた
め好ましい。
限定されないが、Ｔ3 Ｂ相は飽和磁束密度がより高いた
め好ましい。
【００２８】本発明の磁石のキュリー温度は、組成によ
っても異なるがＲ2 Ｔ17Ｎx 相では４３０〜４７０℃程
度、Ｔ3 Ｂ相では５３０℃程度、Ｔ2 Ｂ相では８００℃
程度である。
っても異なるがＲ2 Ｔ17Ｎx 相では４３０〜４７０℃程
度、Ｔ3 Ｂ相では５３０℃程度、Ｔ2 Ｂ相では８００℃
程度である。
【００２９】以下、本発明の磁石の製造に好適な方法を
説明する。
説明する。
【００３０】本発明の製造方法では、Ｒ、ＴおよびＢを
含有しＲ2 Ｔ17相とＴ2 Ｂ相および／またはＴ3 Ｂ相と
を有する結晶化合金に、窒化処理を施して磁石化する。
含有しＲ2 Ｔ17相とＴ2 Ｂ相および／またはＴ3 Ｂ相と
を有する結晶化合金に、窒化処理を施して磁石化する。
【００３１】前記結晶化合金を製造する方法は特に限定
されないが、例えば液体急冷法を用いることが好まし
い。液体急冷法を用いる場合、Ｒ、ＴおよびＢを含有す
る溶湯状合金を、１０5 ℃／秒程度以上の速度で急速に
冷却することにより急冷合金を得る。用いる液体急冷法
は特に限定されず、単ロール法、双ロール法、アトマイ
ズ法等の各種方法から適宜選択すればよいが、量産性が
高く、急冷条件の再現性が良好であることから、通常、
単ロール法を用いることが好ましい。単ロール法を用い
る場合の急冷条件は特に限定されず、合金の組成などに
応じて適宜設定すればよいが、通常、ロール周速は１〜
５０m/s 程度とすることが好ましい。単ロール法により
得られる急冷合金は、通常、薄帯状である。薄帯の厚さ
は特に限定されないが、通常、１０〜２００μm である
ことが好ましい。厚さが前記範囲未満の薄帯は作製する
ことが困難であり、厚さが前記範囲を超える薄帯では、
十分な冷却速度を得ることが困難である。
されないが、例えば液体急冷法を用いることが好まし
い。液体急冷法を用いる場合、Ｒ、ＴおよびＢを含有す
る溶湯状合金を、１０5 ℃／秒程度以上の速度で急速に
冷却することにより急冷合金を得る。用いる液体急冷法
は特に限定されず、単ロール法、双ロール法、アトマイ
ズ法等の各種方法から適宜選択すればよいが、量産性が
高く、急冷条件の再現性が良好であることから、通常、
単ロール法を用いることが好ましい。単ロール法を用い
る場合の急冷条件は特に限定されず、合金の組成などに
応じて適宜設定すればよいが、通常、ロール周速は１〜
５０m/s 程度とすることが好ましい。単ロール法により
得られる急冷合金は、通常、薄帯状である。薄帯の厚さ
は特に限定されないが、通常、１０〜２００μm である
ことが好ましい。厚さが前記範囲未満の薄帯は作製する
ことが困難であり、厚さが前記範囲を超える薄帯では、
十分な冷却速度を得ることが困難である。
【００３２】液体急冷法を用いた場合、冷却条件を適宜
選択することによりＲ2 Ｔ17相とＴ2 Ｂ相および／また
はＴ3 Ｂ相とを共に有する結晶化合金を得ることが可能
であるが、冷却条件によってはアモルファス状態あるい
はこれに近い微結晶状態となっていることがある。これ
らの場合、急冷合金に熱処理を施すことにより、Ｒ2Ｔ
17相とＴ2 Ｂ相および／またはＴ3 Ｂ相とを析出させる
ことができる。この熱処理の条件は特に限定されず、上
記したような各相が出現するように適宜設定すればよい
が、例えば、５５０〜８５０℃にて０．００５〜２００
時間の熱処理を施すことが好ましい。また、Ｒ2 Ｔ17相
の析出する温度とＴ2 Ｂ相やＴ3 Ｂ相の析出する温度と
が同程度である組成の場合には一回の熱処理を施せばよ
いが、通常はこれらの析出温度が異なるので、保持温度
の異なる相異なる少なくとも２回の熱処理を施すことが
好ましい。また、熱処理により核発生させた後、温度を
変えて結晶を成長させる構成としてもよく、このような
場合、熱処理は３回以上となることがある。
選択することによりＲ2 Ｔ17相とＴ2 Ｂ相および／また
はＴ3 Ｂ相とを共に有する結晶化合金を得ることが可能
であるが、冷却条件によってはアモルファス状態あるい
はこれに近い微結晶状態となっていることがある。これ
らの場合、急冷合金に熱処理を施すことにより、Ｒ2Ｔ
17相とＴ2 Ｂ相および／またはＴ3 Ｂ相とを析出させる
ことができる。この熱処理の条件は特に限定されず、上
記したような各相が出現するように適宜設定すればよい
が、例えば、５５０〜８５０℃にて０．００５〜２００
時間の熱処理を施すことが好ましい。また、Ｒ2 Ｔ17相
の析出する温度とＴ2 Ｂ相やＴ3 Ｂ相の析出する温度と
が同程度である組成の場合には一回の熱処理を施せばよ
いが、通常はこれらの析出温度が異なるので、保持温度
の異なる相異なる少なくとも２回の熱処理を施すことが
好ましい。また、熱処理により核発生させた後、温度を
変えて結晶を成長させる構成としてもよく、このような
場合、熱処理は３回以上となることがある。
【００３３】なお、２回以上の熱処理を施す場合、一回
目の熱処理後に一旦常温付近まで降温する必要はなく、
続いて２回目以降の熱処理を行なうことができる。
目の熱処理後に一旦常温付近まで降温する必要はなく、
続いて２回目以降の熱処理を行なうことができる。
【００３４】この熱処理は、不活性ガス雰囲気等の非酸
化性雰囲気、還元性雰囲気、真空中等で行なうことが好
ましい。
化性雰囲気、還元性雰囲気、真空中等で行なうことが好
ましい。
【００３５】このような熱処理を施す場合には、アモル
ファス状の原料合金を用いることができるので、原料合
金の製造にメカニカルアロイ法を用いることができる。
メカニカルアロイ法では、Ｒ、Ｔ、Ｂ等の原料金属の粉
末や、Ｒ、Ｔ、Ｂを含む鋳造合金に機械的な歪力を加え
てアモルファス状の原料合金を製造する。このアモルフ
ァス状の原料合金に上記した熱処理を施せば、前記結晶
化合金を得ることができる。
ファス状の原料合金を用いることができるので、原料合
金の製造にメカニカルアロイ法を用いることができる。
メカニカルアロイ法では、Ｒ、Ｔ、Ｂ等の原料金属の粉
末や、Ｒ、Ｔ、Ｂを含む鋳造合金に機械的な歪力を加え
てアモルファス状の原料合金を製造する。このアモルフ
ァス状の原料合金に上記した熱処理を施せば、前記結晶
化合金を得ることができる。
【００３６】結晶化合金には窒化処理が施されるが、合
金中への窒素の侵入を容易にするためには、結晶化合金
に水素吸蔵処理を施した後に窒化処理を施すことが好ま
しい。水素吸蔵処理を施せば、単ロール法などにより得
られた薄帯状の合金を粉砕することなく均質に窒化する
ことができる。これは、水素吸蔵処理により合金中に微
細なガス通路が形成され、続く窒化処理の際に、このガ
ス通路を通って窒素が合金の深部まで侵入するためであ
ると考えられる。
金中への窒素の侵入を容易にするためには、結晶化合金
に水素吸蔵処理を施した後に窒化処理を施すことが好ま
しい。水素吸蔵処理を施せば、単ロール法などにより得
られた薄帯状の合金を粉砕することなく均質に窒化する
ことができる。これは、水素吸蔵処理により合金中に微
細なガス通路が形成され、続く窒化処理の際に、このガ
ス通路を通って窒素が合金の深部まで侵入するためであ
ると考えられる。
【００３７】水素吸蔵処理では、水素ガス雰囲気中で熱
処理することにより結晶化合金に水素を吸蔵させる。こ
の際の熱処理温度は３５０℃以下、特に１００〜３００
℃とすることが好ましく、温度保持時間は０．５〜２４
時間、特に１〜１０時間とすることが好ましい。また、
水素ガスの圧力は、０．１〜１０気圧、特に０．５〜２
気圧とすることが好ましい。水素吸蔵の際の雰囲気は、
水素ガスだけに限らず、水素ガスと不活性ガスとの混合
雰囲気であってもよい。この場合の不活性ガスとして
は、例えばＨｅまたはＡｒ、あるいはこれらの混合ガス
が好ましい。なお、薄帯状等の形状の結晶化合金に水素
吸蔵処理を施してもよく、結晶化合金を粉砕してから水
素吸蔵処理を施してもよい。
処理することにより結晶化合金に水素を吸蔵させる。こ
の際の熱処理温度は３５０℃以下、特に１００〜３００
℃とすることが好ましく、温度保持時間は０．５〜２４
時間、特に１〜１０時間とすることが好ましい。また、
水素ガスの圧力は、０．１〜１０気圧、特に０．５〜２
気圧とすることが好ましい。水素吸蔵の際の雰囲気は、
水素ガスだけに限らず、水素ガスと不活性ガスとの混合
雰囲気であってもよい。この場合の不活性ガスとして
は、例えばＨｅまたはＡｒ、あるいはこれらの混合ガス
が好ましい。なお、薄帯状等の形状の結晶化合金に水素
吸蔵処理を施してもよく、結晶化合金を粉砕してから水
素吸蔵処理を施してもよい。
【００３８】水素吸蔵処理後、結晶化合金に窒化処理を
施して本発明の磁石とする。窒化処理では、窒素ガス雰
囲気中で熱処理することにより、結晶化合金を窒化す
る。窒化処理の際の保持温度は３５０〜６５０℃、特に
４００〜５５０℃とすることが好ましい。ただし、この
際の温度は水素吸蔵処理の温度よりも高いことが好まし
い。また、温度保持時間は、０．５〜２００時間、特に
２〜１００時間程度とすることが好ましく、窒素ガスの
圧力は０．１気圧程度以上とすることが好ましい。磁石
中のＮ量は、ガス分析法により測定することができる。
施して本発明の磁石とする。窒化処理では、窒素ガス雰
囲気中で熱処理することにより、結晶化合金を窒化す
る。窒化処理の際の保持温度は３５０〜６５０℃、特に
４００〜５５０℃とすることが好ましい。ただし、この
際の温度は水素吸蔵処理の温度よりも高いことが好まし
い。また、温度保持時間は、０．５〜２００時間、特に
２〜１００時間程度とすることが好ましく、窒素ガスの
圧力は０．１気圧程度以上とすることが好ましい。磁石
中のＮ量は、ガス分析法により測定することができる。
【００３９】なお、生産性を高くするために、水素吸蔵
処理後、結晶化合金から水素を放出させずに続いて窒化
処理を施すことが好ましい。この場合、結晶化合金中の
水素は窒化処理の際の加熱により放出され、窒化後の磁
石中に水素は実質的に含まれない。
処理後、結晶化合金から水素を放出させずに続いて窒化
処理を施すことが好ましい。この場合、結晶化合金中の
水素は窒化処理の際の加熱により放出され、窒化後の磁
石中に水素は実質的に含まれない。
【００４０】ただし、水素吸蔵処理後、結晶化合金から
水素を放出させ、次いで窒化処理を施してもよい。この
場合、水素を吸蔵している結晶化合金に減圧雰囲気中で
熱処理を施すことにより水素を放出させることができ
る。この場合の熱処理温度は２００〜４００℃とするこ
とが好ましく、温度保持時間は０．５〜２時間とするこ
とが好ましい。また、圧力は１×１０-2Torr以下、特に
１×１０-3Torr以下とすることが好ましく、Ａｒガス雰
囲気中で熱処理することが好ましい。
水素を放出させ、次いで窒化処理を施してもよい。この
場合、水素を吸蔵している結晶化合金に減圧雰囲気中で
熱処理を施すことにより水素を放出させることができ
る。この場合の熱処理温度は２００〜４００℃とするこ
とが好ましく、温度保持時間は０．５〜２時間とするこ
とが好ましい。また、圧力は１×１０-2Torr以下、特に
１×１０-3Torr以下とすることが好ましく、Ａｒガス雰
囲気中で熱処理することが好ましい。
【００４１】なお、このような方法の他、アンモニアガ
ス中で熱処理する方法や高圧窒素ガス中で熱処理する方
法などを用いても、合金中へ窒素を容易に侵入させるこ
とができる。
ス中で熱処理する方法や高圧窒素ガス中で熱処理する方
法などを用いても、合金中へ窒素を容易に侵入させるこ
とができる。
【００４２】本発明の磁石の形状に特に制限はなく、薄
帯状や粒状等のいずれであってもよいが、ボンディッド
磁石等の磁石製品に適用される場合には、所定の粒径に
まで粉砕されて磁石粒子とされる。
帯状や粒状等のいずれであってもよいが、ボンディッド
磁石等の磁石製品に適用される場合には、所定の粒径に
まで粉砕されて磁石粒子とされる。
【００４３】ボンディッド磁石に適用する場合、磁石粒
子の平均粒子径は、通常、２μm 以上とすることが好ま
しいが、十分な耐酸化性を得るためには、平均粒子径を
好ましくは２０μm 以上、より好ましくは３０μm 超、
さらに好ましくは３５μm 以上とすることがよい。ま
た、この程度の粒子径とすることにより、高密度のボン
ディッド磁石とすることができる。平均粒子径の上限は
特にないが、通常、１０００μm 程度以下であり、好ま
しくは２００μm 以下である。なお、この場合の平均粒
子径とは、篩別により求められた重量平均粒子径Ｄ50を
意味する。重量平均粒子径Ｄ50は、径の小さな粒子から
重量を加算していって、その合計重量が全粒子の合計重
量の５０％となったときの粒子径である。
子の平均粒子径は、通常、２μm 以上とすることが好ま
しいが、十分な耐酸化性を得るためには、平均粒子径を
好ましくは２０μm 以上、より好ましくは３０μm 超、
さらに好ましくは３５μm 以上とすることがよい。ま
た、この程度の粒子径とすることにより、高密度のボン
ディッド磁石とすることができる。平均粒子径の上限は
特にないが、通常、１０００μm 程度以下であり、好ま
しくは２００μm 以下である。なお、この場合の平均粒
子径とは、篩別により求められた重量平均粒子径Ｄ50を
意味する。重量平均粒子径Ｄ50は、径の小さな粒子から
重量を加算していって、その合計重量が全粒子の合計重
量の５０％となったときの粒子径である。
【００４４】ボンディッド磁石は、磁石粒子をバインダ
で結合して作製される。本発明の磁石は、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、あるいは射
出成形を用いるインジェクションボンディッド磁石のい
ずれにも適用することができる。バインダとしては、各
種樹脂、各種金属等のいずれであってもよい。樹脂バイ
ンダの種類は特に限定されず、エポキシ樹脂やナイロン
等の各種熱硬化性樹脂や各種熱可塑性樹脂から目的に応
じて適宜選択すればよい。金属バインダの種類も特に限
定されないが、亜鉛を用いることが好ましい。また、磁
石粒子に対するバインダの含有比率や成形時の圧力等の
各種条件にも特に制限はなく、通常の範囲から適当に選
択すればよい。ただし、結晶粒の粗大化を防ぐために、
高温の熱処理が必要な方法は避けることが好ましい。
で結合して作製される。本発明の磁石は、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、あるいは射
出成形を用いるインジェクションボンディッド磁石のい
ずれにも適用することができる。バインダとしては、各
種樹脂、各種金属等のいずれであってもよい。樹脂バイ
ンダの種類は特に限定されず、エポキシ樹脂やナイロン
等の各種熱硬化性樹脂や各種熱可塑性樹脂から目的に応
じて適宜選択すればよい。金属バインダの種類も特に限
定されないが、亜鉛を用いることが好ましい。また、磁
石粒子に対するバインダの含有比率や成形時の圧力等の
各種条件にも特に制限はなく、通常の範囲から適当に選
択すればよい。ただし、結晶粒の粗大化を防ぐために、
高温の熱処理が必要な方法は避けることが好ましい。
【００４５】
【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。
をさらに詳細に説明する。
【００４６】下記表１に示される磁石サンプルNo. １〜
３を作製した。
３を作製した。
【００４７】まず、表１に示される組成の合金インゴッ
トを溶解により製造し、各インゴットを小片に砕いた。
得られた小片を石英ノズルに入れて高周波誘導加熱によ
り溶解して溶湯状とし、単ロール法により急冷して、厚
さ約３０μm 、幅５mmの薄帯状の急冷合金とした。な
お、冷却ロールの周速度は４５m/s とした。Ｘ線回折の
結果、得られた急冷合金はアモルファス状であることが
確認された。
トを溶解により製造し、各インゴットを小片に砕いた。
得られた小片を石英ノズルに入れて高周波誘導加熱によ
り溶解して溶湯状とし、単ロール法により急冷して、厚
さ約３０μm 、幅５mmの薄帯状の急冷合金とした。な
お、冷却ロールの周速度は４５m/s とした。Ｘ線回折の
結果、得られた急冷合金はアモルファス状であることが
確認された。
【００４８】次に、急冷合金にＡｒガス雰囲気中で熱処
理を施した。熱処理は保持温度を変更して２回行なっ
た。１回目の熱処理は保持温度６５０℃にて５分間行な
い、常温まで降温せずに、続いて２回目の熱処理を保持
温度７００℃にて５分間行なった。１回目の熱処理後に
Ｘ線回折を行なったところ、準安定相であるＴ3 Ｂ相が
析出していることが確認された。また、２回目の熱処理
後のＸ線回折により、さらにＳｍ2 Ｔ17相が析出してい
ることが確認された。
理を施した。熱処理は保持温度を変更して２回行なっ
た。１回目の熱処理は保持温度６５０℃にて５分間行な
い、常温まで降温せずに、続いて２回目の熱処理を保持
温度７００℃にて５分間行なった。１回目の熱処理後に
Ｘ線回折を行なったところ、準安定相であるＴ3 Ｂ相が
析出していることが確認された。また、２回目の熱処理
後のＸ線回折により、さらにＳｍ2 Ｔ17相が析出してい
ることが確認された。
【００４９】次に、結晶化した合金を約５０μm 径まで
粉砕し、水素ガス雰囲気中で２５０℃にて１時間熱処理
を施して水素を吸蔵させ、さらに、窒素ガス雰囲気中で
４５０℃にて６０時間熱処理を施して窒化させ、磁石サ
ンプルとした。
粉砕し、水素ガス雰囲気中で２５０℃にて１時間熱処理
を施して水素を吸蔵させ、さらに、窒素ガス雰囲気中で
４５０℃にて６０時間熱処理を施して窒化させ、磁石サ
ンプルとした。
【００５０】これらのサンプルの磁気特性を測定した。
結果を表１に示す。
結果を表１に示す。
【００５１】なお、比較のために、Ｓｍ含有量が多く、
かつＢを含有しないサンプル（No.４）と、Ｓｍ含有量
が少なく、かつＢを含有しないサンプル（No. ５）と、
窒化処理を施さなかったサンプル（No. ６）も作製し
た。これらについても同様な測定を行なった。
かつＢを含有しないサンプル（No.４）と、Ｓｍ含有量
が少なく、かつＢを含有しないサンプル（No. ５）と、
窒化処理を施さなかったサンプル（No. ６）も作製し
た。これらについても同様な測定を行なった。
【００５２】
【表１】
【００５３】表１に示される結果から、本発明の効果が
明らかである。すなわち、本発明のサンプルNo. １〜３
では、Ｓｍ含有量が２．５〜５原子％と著しく少ないに
も拘らず、Ｒ含有量が１０原子％であるNo. ４と同等の
保磁力 iＨc が得られており、しかも、No. ４に比べ残
留磁束密度Ｂr が著しく高い。一方、Ｓｍ含有量がNo.
１〜３と同様に少なく、かつＢを含有しないNo. ５で
は、 iＨc が著しく低くなってしまっている。
明らかである。すなわち、本発明のサンプルNo. １〜３
では、Ｓｍ含有量が２．５〜５原子％と著しく少ないに
も拘らず、Ｒ含有量が１０原子％であるNo. ４と同等の
保磁力 iＨc が得られており、しかも、No. ４に比べ残
留磁束密度Ｂr が著しく高い。一方、Ｓｍ含有量がNo.
１〜３と同様に少なく、かつＢを含有しないNo. ５で
は、 iＨc が著しく低くなってしまっている。
【００５４】サンプルNo. １〜３についてＸ線回折を行
なった結果、Ｓｍ2 Ｔ17Ｎ3 相、Ｔ3 Ｂ相および若干の
Ｔ相が存在していた。また、透過型電子顕微鏡により観
察した結果、Ｓｍ2 Ｔ17Ｎ3 相の平均結晶粒径は１００
〜２００A であり、Ｔ3 Ｂ相の平均結晶粒径は５０〜２
００A であった。一方、No. ４および５ではＴ3 Ｂ相お
よびＴ2 Ｂ相のいずれも認められなかった。
なった結果、Ｓｍ2 Ｔ17Ｎ3 相、Ｔ3 Ｂ相および若干の
Ｔ相が存在していた。また、透過型電子顕微鏡により観
察した結果、Ｓｍ2 Ｔ17Ｎ3 相の平均結晶粒径は１００
〜２００A であり、Ｔ3 Ｂ相の平均結晶粒径は５０〜２
００A であった。一方、No. ４および５ではＴ3 Ｂ相お
よびＴ2 Ｂ相のいずれも認められなかった。
【００５５】なお、上記した元素Ｍを添加したサンプル
を作製したところ、表１に示されるサンプルとほぼ同等
の磁気特性が得られた。
を作製したところ、表１に示されるサンプルとほぼ同等
の磁気特性が得られた。
【００５６】次に、これらのサンプルをそれぞれエポキ
シ樹脂と混合した後、プレス成形し、さらに硬化のため
の熱処理を施してコンプレッションボンディッド磁石と
した。エポキシ樹脂は磁石粒子１００重量部に対し２重
量部とした。プレス成形の圧力保持時間は１０秒間と
し、印加圧力は８０００kgf/cm2 とした。また、樹脂硬
化のための熱処理は、１５０℃にて１時間行なった。こ
れらのボンディッド磁石では、用いた磁石粒子に応じた
磁気特性が得られた。
シ樹脂と混合した後、プレス成形し、さらに硬化のため
の熱処理を施してコンプレッションボンディッド磁石と
した。エポキシ樹脂は磁石粒子１００重量部に対し２重
量部とした。プレス成形の圧力保持時間は１０秒間と
し、印加圧力は８０００kgf/cm2 とした。また、樹脂硬
化のための熱処理は、１５０℃にて１時間行なった。こ
れらのボンディッド磁石では、用いた磁石粒子に応じた
磁気特性が得られた。
Claims (13)
- 【請求項１】 Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、
Ｓｍを必須として含む）、Ｔ（ＴはＦｅ、またはＦｅお
よびＣｏである）、ＮおよびＢを含有し、Ｒ2 Ｔ17Ｎx
（ｘは１．５〜４である）相と、Ｔ2 Ｂ相および／また
はＴ3 Ｂ相とを含むことを特徴とする磁石。 - 【請求項２】 Ｒを０．５〜８原子％、Ｎを０．７〜２
０原子％、Ｂを３０原子％以下含有し、残部が実質的に
Ｔである請求項１の磁石。 - 【請求項３】 Ｔの一部をＭ（ＭはＡｌ、Ｔｉ、Ｃ、Ｓ
ｉ、Ｐ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｇｅ、Ｎｉ、Ｗ、ＣｕおよびＡｇから選択される少
なくとも１種である）で置換した請求項１または２の磁
石。 - 【請求項４】 Ｍを１０原子％以下含有する請求項３の
磁石。 - 【請求項５】 ＳｍがＲ全体の５０原子％以上を占める
請求項１ないし４のいずれかの磁石。 - 【請求項６】 Ｒ2 Ｔ17Ｎx 相の平均径が５０〜５００
０A であり、Ｔ2 Ｂ相およびＴ3 Ｂ相それぞれの平均径
が５０〜１０００A である請求項１ないし５のいずれか
の磁石。 - 【請求項７】 Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、
Ｓｍを必須として含む）、Ｔ（ＴはＦｅ、またはＦｅお
よびＣｏである）およびＢを含有しＲ2 Ｔ17相とＴ2 Ｂ
相および／またはＴ3 Ｂ相とを有する結晶化合金に窒化
処理を施す工程を有することを特徴とする磁石の製造方
法。 - 【請求項８】 Ｒ、ＴおよびＢを含有する原料合金に熱
処理を施すことによりＲ2 Ｔ17相とＴ2 Ｂ相および／ま
たはＴ3 Ｂ相とを析出させて結晶化合金を製造する工程
を有する請求項７の磁石の製造方法。 - 【請求項９】 前記熱処理が保持温度の相異なる２回の
熱処理を含む請求項８の磁石の製造方法。 - 【請求項１０】 前記原料合金を液体急冷法またはメカ
ニカルアロイ法により製造する請求項８または９の磁石
の製造方法。 - 【請求項１１】 前記結晶化合金に水素吸蔵処理を施し
た後に前記窒化処理を施す請求項７ないし１０のいずれ
かの磁石の製造方法。 - 【請求項１２】 請求項１ないし６のいずれかの磁石の
製造に用いられる請求項７ないし１１のいずれかの磁石
の製造方法。 - 【請求項１３】 請求項１ないし６のいずれかの磁石の
粉末とバインダとを含有することを特徴とするボンディ
ッド磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5056579A JPH06251918A (ja) | 1993-02-22 | 1993-02-22 | 磁石およびその製造方法ならびにボンディッド磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5056579A JPH06251918A (ja) | 1993-02-22 | 1993-02-22 | 磁石およびその製造方法ならびにボンディッド磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06251918A true JPH06251918A (ja) | 1994-09-09 |
Family
ID=13031076
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5056579A Withdrawn JPH06251918A (ja) | 1993-02-22 | 1993-02-22 | 磁石およびその製造方法ならびにボンディッド磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06251918A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH10261515A (ja) * | 1997-03-18 | 1998-09-29 | Seiko Epson Corp | 異方性ナノコンポジット磁石およびその製造方法 |
| JPWO2005040047A1 (ja) * | 2003-10-27 | 2007-11-22 | アクア・エナジー株式会社 | 還元水素水の製造方法とその製造装置 |
-
1993
- 1993-02-22 JP JP5056579A patent/JPH06251918A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH10261515A (ja) * | 1997-03-18 | 1998-09-29 | Seiko Epson Corp | 異方性ナノコンポジット磁石およびその製造方法 |
| JPWO2005040047A1 (ja) * | 2003-10-27 | 2007-11-22 | アクア・エナジー株式会社 | 還元水素水の製造方法とその製造装置 |
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