JPH06251919A - 希土類ボンド磁石とその製造方法 - Google Patents
希土類ボンド磁石とその製造方法Info
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- JPH06251919A JPH06251919A JP5059524A JP5952493A JPH06251919A JP H06251919 A JPH06251919 A JP H06251919A JP 5059524 A JP5059524 A JP 5059524A JP 5952493 A JP5952493 A JP 5952493A JP H06251919 A JPH06251919 A JP H06251919A
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- H01F1/0575—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 pressed, sintered or bonded together
- H01F1/0578—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 pressed, sintered or bonded together bonded together
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ｉＨｃと（ＢＨ）ｍａｘ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Ｆｅ3Ｐ型Ｆｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ系またはＦｅ−Ｖ−Ｂ−
Ｒ−Ｍ系磁石の製造方法の確立とハードフェライト磁石
に匹敵するコストパフォーマンスを有する高性能ボンド
磁石を安価に提供すること。 【構成】 希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ
−Ｖ−Ｂ−Ｒ（Ｎｄ，Ｐｒ）系あるいはＦｅ−Ｖ−Ｂ−
Ｒ（Ｎｄ，Ｐｒ）−Ｍ（Ａｌ，Ｓｉ）系合金溶湯を超急
冷法にて実質的に９０％以上をアモルファス組織とな
し、Ｆｅ3Ｂ相が析出する温度から１〜１５℃／分で昇
温した後、６２０〜７５０℃で１０秒〜６時間保持する
熱処理を施して、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造相を有するＦｅ3Ｂ
相を主相として特定量のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造相を
有する構成相が同一粉末粒子中に共存し、特定の結晶粒
径を有する平均粒径の粉末を樹脂にて結合する希土類ボ
ンド磁石を得る。
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Ｆｅ3Ｐ型Ｆｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ系またはＦｅ−Ｖ−Ｂ−
Ｒ−Ｍ系磁石の製造方法の確立とハードフェライト磁石
に匹敵するコストパフォーマンスを有する高性能ボンド
磁石を安価に提供すること。 【構成】 希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ
−Ｖ−Ｂ−Ｒ（Ｎｄ，Ｐｒ）系あるいはＦｅ−Ｖ−Ｂ−
Ｒ（Ｎｄ，Ｐｒ）−Ｍ（Ａｌ，Ｓｉ）系合金溶湯を超急
冷法にて実質的に９０％以上をアモルファス組織とな
し、Ｆｅ3Ｂ相が析出する温度から１〜１５℃／分で昇
温した後、６２０〜７５０℃で１０秒〜６時間保持する
熱処理を施して、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造相を有するＦｅ3Ｂ
相を主相として特定量のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造相を
有する構成相が同一粉末粒子中に共存し、特定の結晶粒
径を有する平均粒径の粉末を樹脂にて結合する希土類ボ
ンド磁石を得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、マグネットロール、
スピーカー、磁気センサー用磁気回路、各種メーターお
よびフォーカス用マグネットならびにモーターやアクチ
ュエーターなどに最適な希土類ボンド磁石とその製造方
法に係り、希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ
−Ｖ−Ｂ−Ｒ、Ｆｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓ
ｉ）合金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラッ
ト急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらの併用法に
てアモルファス組織とし、特定の熱処理にて体心正方晶
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
合体をからなる合金粉末を得、これ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Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系
ボンド磁石を得る希土類ボンド磁石とその製造方法に関
する。
スピーカー、磁気センサー用磁気回路、各種メーターお
よびフォーカス用マグネットならびにモーターやアクチ
ュエーターなどに最適な希土類ボンド磁石とその製造方
法に係り、希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ
−Ｖ−Ｂ−Ｒ、Ｆｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓ
ｉ）合金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラッ
ト急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらの併用法に
てアモルファス組織とし、特定の熱処理にて体心正方晶
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
合体をからなる合金粉末を得、これ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Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系
ボンド磁石を得る希土類ボンド磁石とその製造方法に関
する。
【０００２】
【従来の技術】静電現像用マグネットロール、電装品用
モーター、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特性が有ること、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。
モーター、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特性が有ること、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、準安
定なＦｅ3Ｂと準安定相のＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集合組織
を有する磁石材料が得られるが、ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ
程度と低く、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、準安
定なＦｅ3Ｂと準安定相のＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集合組織
を有する磁石材料が得られるが、ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ
程度と低く、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（１９９
１）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
を改善するものであるが、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（１９９
１）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
を改善するものであるが、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】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、安定した工業生産が可能な製造方法の
確立と、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有しハードフ
ェライト磁石に匹敵するコストパフォーマンスを有し、
安価に提供できるＦｅ3Ｂ型Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁
石とその製造方法の提供を目的としている。
石（Ｒは希土類元素）に着目して、ｉＨｃと（ＢＨ）ｍ
ａｘを向上させ、安定した工業生産が可能な製造方法の
確立と、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有しハードフ
ェライト磁石に匹敵するコストパフォーマンスを有し、
安価に提供できるＦｅ3Ｂ型Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁
石とその製造方法の提供を目的としている。
【００１０】
【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、希土類元素の含有量が少なく、Ｖあるいは
さらにＡｌ、Ｓｉの少なくとも１種を少量添加した鉄基
の特定組成の合金溶湯を超急冷法等にてアモルファス組
織となし、特定の昇温速度による熱処理にて微細結晶集
合体を得ることにより、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を有するボン
ド磁石が得られることを知見し、この発明を完成した。
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、希土類元素の含有量が少なく、Ｖあるいは
さらにＡｌ、Ｓｉの少なくとも１種を少量添加した鉄基
の特定組成の合金溶湯を超急冷法等にてアモルファス組
織となし、特定の昇温速度による熱処理にて微細結晶集
合体を得ることにより、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を有するボン
ド磁石が得られることを知見し、この発明を完成した。
【００１１】この発明は、組成式をＦｅ100-x-y-zＶxＢ
yＲz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と
表し、あるいはさらに、組成式をＦｅ100-x-y-z ＶxＢ
yＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２
種、ＭはＡｌまたはＳｉ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、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型結晶構造を有する
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５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲内のとき、実用的に
必要な４ｋＯｅ以上の固有保持力を発現し、平均粒径が
３μｍ〜５００μｍである粉末を樹脂にて結合して所要
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、ボンド磁石として利用可
能な形態として提供できる。 ０．０１≦ｘ≦２ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
yＲz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と
表し、あるいはさらに、組成式をＦｅ100-x-y-z ＶxＢ
yＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２
種、ＭはＡｌまたはＳｉ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、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型結晶構造を有する
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５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲内のとき、実用的に
必要な４ｋＯｅ以上の固有保持力を発現し、平均粒径が
３μｍ〜５００μｍである粉末を樹脂にて結合して所要
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、ボンド磁石として利用可
能な形態として提供できる。 ０．０１≦ｘ≦２ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
【００１２】また、この発明は、（１）組成式をＦｅ
100-x-y-zＶxＢyＲz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種
または２種）と表し、あるいはさらに、組成式をＦｅ
100-x-y-zＶ xＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮｄ
の１種または２種、ＭはＡｌまたはＳｉ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、ｗが
上述の値を満足する合金溶湯を回転ロールを用いた超急
冷法、スプラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこ
れらを組み合せて急冷し、実質的に９０％以上をアモル
ファス組織となし、（２）さらに熱処理の際に、Ｆｅ3
Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相が析
出する温度付近からの昇温温度を１℃／分〜１５℃／分
で昇温して６２０℃〜７５０℃で１０秒間〜６時間保持
する熱処理を施し、（３）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
構造を有す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５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にある微
結晶集合体を得たのち、（４）平均粒径３μｍ〜５００
μｍに粉砕して得られた磁石合金粉末を樹脂にて結合し
たことを特徴とする希土類ボンド磁石の製造方法であ
る。
100-x-y-zＶxＢyＲz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種
または２種）と表し、あるいはさらに、組成式をＦｅ
100-x-y-zＶ xＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮｄ
の１種または２種、ＭはＡｌまたはＳｉ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、ｗが
上述の値を満足する合金溶湯を回転ロールを用いた超急
冷法、スプラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこ
れらを組み合せて急冷し、実質的に９０％以上をアモル
ファス組織となし、（２）さらに熱処理の際に、Ｆｅ3
Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相が析
出する温度付近からの昇温温度を１℃／分〜１５℃／分
で昇温して６２０℃〜７５０℃で１０秒間〜６時間保持
する熱処理を施し、（３）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
構造を有す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５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にある微
結晶集合体を得たのち、（４）平均粒径３μｍ〜５００
μｍに粉砕して得られた磁石合金粉末を樹脂にて結合し
たことを特徴とする希土類ボンド磁石の製造方法であ
る。
【００１３】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
磁気特性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４ｋＯｅ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
磁気特性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４ｋＯｅ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。
【００１４】Ｂは、１６ａｔ％未満および２２ａｔ％を
超えると４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１６
〜２２ａｔ％の範囲とする。
超えると４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１６
〜２２ａｔ％の範囲とする。
【００１５】Ｖは、ｉＨｃの向上に有効であるが、０．
０１ａｔ％未満ではかかる効果が得られず、１０ａｔ％
を超えるとＢｒおよび減磁曲線の角形性が著しく低下
し、６ｋＧ以上のＢｒが得られないため、０．０１〜１
０ａｔ％の範囲とする。
０１ａｔ％未満ではかかる効果が得られず、１０ａｔ％
を超えるとＢｒおよび減磁曲線の角形性が著しく低下
し、６ｋＧ以上のＢｒが得られないため、０．０１〜１
０ａｔ％の範囲とする。
【００１６】Ａｌ、Ｓｉは熱処理温度範囲を拡大してか
つ減磁曲線の角型性を改善し、磁気特性のＢｒ、（Ｂ
Ｈ）ｍａｘを増大させる効果を有し、かかる効果を得る
には少なくとも０．１ａｔ％以上の添加が必要である
が、３ａｔ％を超えるとかえって角型性を劣化させ、
（ＢＨ）ｍａｘも低下するため、０．１〜３ａｔ％の範
囲とする。
つ減磁曲線の角型性を改善し、磁気特性のＢｒ、（Ｂ
Ｈ）ｍａｘを増大させる効果を有し、かかる効果を得る
には少なくとも０．１ａｔ％以上の添加が必要である
が、３ａｔ％を超えるとかえって角型性を劣化させ、
（ＢＨ）ｍａｘも低下するため、０．１〜３ａｔ％の範
囲とする。
【００１７】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占める。
【００１８】粉末の構成相の限定理由 この発明によるボンド磁石構成する合金粉末は、１．６
Ｔ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の一分が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／ｎｍｎ
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正方に起因して、Ｃ１６型結晶構
造を有するＦｅ２Ｂ相と体心正方晶の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。
Ｔ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の一分が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／ｎｍｎ
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正方に起因して、Ｃ１６型結晶構
造を有するＦｅ２Ｂ相と体心正方晶の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。
【００１９】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型結晶構造は、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５ｎｍ〜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において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５ｎｍ〜１００ｎ
ｍ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、高精度の成型を行うに
は、粉末の粒径は十分小さいことが必要であるが、アト
マイズで得られる粒径が１００μｍを越える合金粉末は
急冷時に十分粉末内部まで冷却されず大部分がα−Ｆｅ
相となるため、熱処理を施してもＦｅ3Ｂ並びにＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ相が析出せずに、硬磁性材料となり得ない。ま
た、３μｍ未満の粒径では、比表面積増大に伴い多量の
樹脂を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型結晶構造は、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５ｎｍ〜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において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５ｎｍ〜１００ｎ
ｍ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、高精度の成型を行うに
は、粉末の粒径は十分小さいことが必要であるが、アト
マイズで得られる粒径が１００μｍを越える合金粉末は
急冷時に十分粉末内部まで冷却されず大部分がα−Ｆｅ
相となるため、熱処理を施してもＦｅ3Ｂ並びにＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ相が析出せずに、硬磁性材料となり得ない。ま
た、３μｍ未満の粒径では、比表面積増大に伴い多量の
樹脂を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。
【００２０】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、滑剤等を添加混連したのち、圧縮
成型して加熱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、滑剤等を添加混連したのち、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、滑剤等を添加混連したのち、圧縮
成型して加熱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、滑剤等を添加混連したのち、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。
【００２１】この発明において、ボンド磁石中の磁性粉
末の重量比は、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、磁性粉末の重量比は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、磁性粉末の重量比
は９６〜９９．５ｗｔ％が好ましい。この発明における
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。
末の重量比は、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、磁性粉末の重量比は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、磁性粉末の重量比
は９６〜９９．５ｗｔ％が好ましい。この発明における
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。
【００２２】製造条件の限定理由 この発明において、上述の特定組成の合金溶湯を超急冷
法にてアモルファスとなし、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有す
る鉄を主成分とするホウ化物相が析出する温度付近から
の昇温温度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６２０℃
〜７５０℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施すこ
とにより、熱力学的には準安定相であるＦｅ3Ｐ型結晶
構造を持つＦｅ3Ｂ相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する強磁性相が共存し、各構成相の平均結晶粒径が５ｎ
ｍ〜１００ｎｍの範囲にある 微結晶集合体を得ること
が最も重要であり、合金溶湯の超急冷処理には公知の回
転ロールを用いた超急冷法を採用できるが、実質的に９
０％以上のアモルファスが得られれば、回転ロールを用
いた超急冷法の他にもスプラット急冷法、ガスアトマイ
ズ法あるいはこれらを組み合わせた急冷方法を採用して
もよい。例えば、Ｃｕ製ロールを用いる場合は、そのロ
ール表面周速度が１０〜５０ｍ／秒の範囲が好適な組織
が得られるため好ましい。すなわち周速度が１０ｍ／秒
未満ではアモルファスとならずα−Ｆｅ相の析出量が増
大して好ましくなく、ロール表面周速度が５０ｍ／秒を
超えると、急冷された合金が連続的なリボンとして生成
せず、合金片が飛散し、装置から合金を回収する際の回
収率や回収能率が低下して好ましくない。ただし、微量
のα−Ｆｅ相が急冷薄帯中に存在しても特性を著しく低
下させるものでなく許容される。
法にてアモルファスとなし、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有す
る鉄を主成分とするホウ化物相が析出する温度付近から
の昇温温度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６２０℃
〜７５０℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施すこ
とにより、熱力学的には準安定相であるＦｅ3Ｐ型結晶
構造を持つＦｅ3Ｂ相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する強磁性相が共存し、各構成相の平均結晶粒径が５ｎ
ｍ〜１００ｎｍの範囲にある 微結晶集合体を得ること
が最も重要であり、合金溶湯の超急冷処理には公知の回
転ロールを用いた超急冷法を採用できるが、実質的に９
０％以上のアモルファスが得られれば、回転ロールを用
いた超急冷法の他にもスプラット急冷法、ガスアトマイ
ズ法あるいはこれらを組み合わせた急冷方法を採用して
もよい。例えば、Ｃｕ製ロールを用いる場合は、そのロ
ール表面周速度が１０〜５０ｍ／秒の範囲が好適な組織
が得られるため好ましい。すなわち周速度が１０ｍ／秒
未満ではアモルファスとならずα−Ｆｅ相の析出量が増
大して好ましくなく、ロール表面周速度が５０ｍ／秒を
超えると、急冷された合金が連続的なリボンとして生成
せず、合金片が飛散し、装置から合金を回収する際の回
収率や回収能率が低下して好ましくない。ただし、微量
のα−Ｆｅ相が急冷薄帯中に存在しても特性を著しく低
下させるものでなく許容される。
【００２３】この発明において、上述の特定組成の合金
溶湯を超急冷法にて実質的に９０％以上をアモルファス
となした後、磁気特性が最高となる熱処理は組成に依存
するが、熱処理温度が６２０℃未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ
相が析出せず、４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず、また
７５０℃を超えると熱平衡相であるα−Ｆｅ相とＦｅ2
ＢまたはＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4相が生成してｉＨｃが発現し
ないため、熱処理温度は６２０〜７５０℃以下に限定す
る。熱処理雰囲気はＡｒガス中などの不活性ガス雰囲気
が好ましい。熱処理時間は短くてもよいが、１０秒未満
では十分なミクロ組織の生成が行われず、ｉＨｃ及び減
磁曲線の角型性が劣化し、また６時間を超えると３ｋＯ
ｅ以上のｉＨｃが得られないので、熱処理保持時間を１
０秒〜６時間に限定する。
溶湯を超急冷法にて実質的に９０％以上をアモルファス
となした後、磁気特性が最高となる熱処理は組成に依存
するが、熱処理温度が６２０℃未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ
相が析出せず、４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず、また
７５０℃を超えると熱平衡相であるα−Ｆｅ相とＦｅ2
ＢまたはＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4相が生成してｉＨｃが発現し
ないため、熱処理温度は６２０〜７５０℃以下に限定す
る。熱処理雰囲気はＡｒガス中などの不活性ガス雰囲気
が好ましい。熱処理時間は短くてもよいが、１０秒未満
では十分なミクロ組織の生成が行われず、ｉＨｃ及び減
磁曲線の角型性が劣化し、また６時間を超えると３ｋＯ
ｅ以上のｉＨｃが得られないので、熱処理保持時間を１
０秒〜６時間に限定する。
【００２４】この発明において重要な特徴として、熱処
理に際してＦｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とす
るホウ化物相が析出する温度からの昇温速度があり、１
℃／分未満の昇温速度では、昇温中にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相
とＦｅ3Ｂ相の結晶粒径が大きく成長しすぎてｉＨｃが
劣化し、４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られない。また、１
５℃／分を超える昇温速度では、６２０℃を通過してか
ら生成するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出が十分に行われず、
α−Ｆｅ相の析出量が増大して、磁化曲線の第２象限に
Ｂｒ点近傍に磁化の低下のある減磁曲線となり、（Ｂ
Ｈ）ｍａｘが劣化するため好ましくない。ただし、微量
のα−Ｆｅ相の存在は許容できる。なお、熱処理に際し
てＦｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化
物相が析出する温度未満まではその昇温速度は任意であ
り、急速加熱などを適用して処理能率を高めることがで
きる。
理に際してＦｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とす
るホウ化物相が析出する温度からの昇温速度があり、１
℃／分未満の昇温速度では、昇温中にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相
とＦｅ3Ｂ相の結晶粒径が大きく成長しすぎてｉＨｃが
劣化し、４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られない。また、１
５℃／分を超える昇温速度では、６２０℃を通過してか
ら生成するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出が十分に行われず、
α−Ｆｅ相の析出量が増大して、磁化曲線の第２象限に
Ｂｒ点近傍に磁化の低下のある減磁曲線となり、（Ｂ
Ｈ）ｍａｘが劣化するため好ましくない。ただし、微量
のα−Ｆｅ相の存在は許容できる。なお、熱処理に際し
てＦｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化
物相が析出する温度未満まではその昇温速度は任意であ
り、急速加熱などを適用して処理能率を高めることがで
きる。
【００２５】結晶構造 この発明による希土類磁石並びに希土類磁石合金粉末の
結晶相は、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とす
るホウ化物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する強磁性相を有し、平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎ
ｍの微細結晶集合体からなることを特徴としている。こ
の発明において、磁石合金の平均結晶粒径が１００ｎｍ
を超えると、減磁曲線の角型性が著しく劣化し、Ｂｒ≧
５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧６ＭＧＯｅの磁気特性を得る
ことができない。また、平均結晶粒径は細かいほど好ま
しいが、５ｎｍ未満の平均結晶粒径を得ることは工業生
産上困難であるため、下限を５ｎｍとする。
結晶相は、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とす
るホウ化物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する強磁性相を有し、平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎ
ｍの微細結晶集合体からなることを特徴としている。こ
の発明において、磁石合金の平均結晶粒径が１００ｎｍ
を超えると、減磁曲線の角型性が著しく劣化し、Ｂｒ≧
５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧６ＭＧＯｅの磁気特性を得る
ことができない。また、平均結晶粒径は細かいほど好ま
しいが、５ｎｍ未満の平均結晶粒径を得ることは工業生
産上困難であるため、下限を５ｎｍとする。
【００２６】
【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−Ｖ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（ＲはＮｄまたはＰ
ｒ）あるいはＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ−Ｍ合金溶湯（ＭはＡ
ｌ、Ｓｉの１種もしくは２種）を前述の超急冷法にて実
質的に９０％以上をアモルファス組織となし、得られた
リボン、フレーク、球状粉末をＦｅ3Ｂ析出温度以上か
ら１〜１５℃／分の昇温速度で昇温した後、６２０〜７
５０℃で１０秒〜６時間保持する熱処理を施すことによ
り、熱力学的には、準安定相であるＦｅ3Ｐ型結晶構造
をもつＦｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強
磁性相が共存し、各構造相の平均結晶粒径が５ｎｍ〜１
００ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得る。この際、Ｖ
を含有しない組成では７００℃を越えると熱平衡相であ
るα−Ｆｅ相とＦｅ2Ｂ相またはＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4が生成
してｉＨｃが発現しないが、Ｖ含有組成ではＦｅ3Ｂ相
とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相がＶを添加しない組成に比べ熱的に
より安定となり、６２０℃〜７５０℃程度の広い温度範
囲でＶを含有しない組成より高い ｉＨｃが発現する。
さらにＶと同時にＡｌ、Ｓｉを１種あるいは２種含有す
ることにより、Ｖ含有時のＢｒ、減磁曲線の角形の劣化
を改善することができ、ｉＨｃ≧４ｋＧ、Ｂｒ≧６ｋ
Ｇ、（ＢＨ）ｍａｘ≧６ＭＧＯｅ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−Ｖ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（ＲはＮｄまたはＰ
ｒ）あるいはＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ−Ｍ合金溶湯（ＭはＡ
ｌ、Ｓｉの１種もしくは２種）を前述の超急冷法にて実
質的に９０％以上をアモルファス組織となし、得られた
リボン、フレーク、球状粉末をＦｅ3Ｂ析出温度以上か
ら１〜１５℃／分の昇温速度で昇温した後、６２０〜７
５０℃で１０秒〜６時間保持する熱処理を施すことによ
り、熱力学的には、準安定相であるＦｅ3Ｐ型結晶構造
をもつＦｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強
磁性相が共存し、各構造相の平均結晶粒径が５ｎｍ〜１
００ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得る。この際、Ｖ
を含有しない組成では７００℃を越えると熱平衡相であ
るα−Ｆｅ相とＦｅ2Ｂ相またはＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4が生成
してｉＨｃが発現しないが、Ｖ含有組成ではＦｅ3Ｂ相
とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相がＶを添加しない組成に比べ熱的に
より安定となり、６２０℃〜７５０℃程度の広い温度範
囲でＶを含有しない組成より高い ｉＨｃが発現する。
さらにＶと同時にＡｌ、Ｓｉを１種あるいは２種含有す
ることにより、Ｖ含有時のＢｒ、減磁曲線の角形の劣化
を改善することができ、ｉＨｃ≧４ｋＧ、Ｂｒ≧６ｋ
Ｇ、（ＢＨ）ｍａｘ≧６ＭＧＯｅの磁気特性を有するボ
ンド磁石を得ることができる。
【００２７】
実施例１ 表１のＮｏ．１〜４の組成となるように、純度９９．５
％以上のＦｅ、Ｖ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ａｌ、Ｓｉの金属
を用いて、総量が３０ｇｒ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１３００℃にした後、湯面をＡ
ｒ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線によりアモルファスであることを
確認した。
％以上のＦｅ、Ｖ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ａｌ、Ｓｉの金属
を用いて、総量が３０ｇｒ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１３００℃にした後、湯面をＡ
ｒ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線によりアモルファスであることを
確認した。
【００２８】この超急冷薄帯をＡｒガス中で５８０℃ま
で急速加熱した後、５８０℃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、幅２〜３ｍｍ、
厚み３０〜４０μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、
ＶＳＭを用いて磁気特性を測定した。測定結果を表２に
示す。なお、試料の測定結果は、正方晶と斜方晶が混在
する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１
００ｎｍ以下であった。なお、Ｖはこれらの各相でＦｅ
の一部を置換するが、Ａｌ、Ｓｉについては添加量が少
ない上、超微細結晶であるため分析不能であった。この
薄帯を粉砕して、粒径が５〜１２０μｍ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６．０ｇｒ／ｃｍ3であり、磁石特性を表２に示す。
で急速加熱した後、５８０℃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、幅２〜３ｍｍ、
厚み３０〜４０μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、
ＶＳＭを用いて磁気特性を測定した。測定結果を表２に
示す。なお、試料の測定結果は、正方晶と斜方晶が混在
する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１
００ｎｍ以下であった。なお、Ｖはこれらの各相でＦｅ
の一部を置換するが、Ａｌ、Ｓｉについては添加量が少
ない上、超微細結晶であるため分析不能であった。この
薄帯を粉砕して、粒径が５〜１２０μｍ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６．０ｇｒ／ｃｍ3であり、磁石特性を表２に示す。
【００２９】比較例 表１のＮｏ．５の組成となるように純度９９．５％以上
のＦｅ、Ｂ、Ｎｄを用いて実施例１と同条件で超急冷薄
帯を作製した。得られた薄帯を実施例１と同一条件の熱
処理を施し、冷却後に実施例１と同条件で粉砕して、平
均粒径６０μｍの粉末を得たのち、実施例１と同一条件
にてボンド磁石を作成した。得られたボンド磁石の磁石
特性を表２に示す
のＦｅ、Ｂ、Ｎｄを用いて実施例１と同条件で超急冷薄
帯を作製した。得られた薄帯を実施例１と同一条件の熱
処理を施し、冷却後に実施例１と同条件で粉砕して、平
均粒径６０μｍの粉末を得たのち、実施例１と同一条件
にてボンド磁石を作成した。得られたボンド磁石の磁石
特性を表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−Ｖ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（ＲはＮｄまた
はＰｒ）あるいはＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ−Ｍ合金溶湯（Ｍは
Ａｌ、Ｓｉの１種もしくは２種）を前述の超急冷法にて
実質的に９０％以上をアモルファス組織となし、得られ
たリボン、フレーク、球状粉末を得、これに特定条件の
熱処理を施すことにより、熱力学的には準安定相である
Ｆｅ3Ｐ型結晶構造をもつＦｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型
結晶構造を有する強磁性相が共存し、各構成相の平均結
晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にある微結晶集合体
を得る。この際、Ｖを含有しない組成では７００℃を越
えると熱平衡相であるα−Ｆｅ相とＦｅ2Ｂ相またはＮ
ｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4が生成してｉＨｃが発現しないが、Ｖ含
有組成ではＦｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相がＶを添加しな
い組成に比べ、熱的により安定となり６２０℃〜７５０
℃程度の広い温度範囲でＶを含有しない組成より高い
ｉＨｃが発現する。さらにＶと同時にＡｌ、Ｓｉを１種
あるいは２種含有することにより、Ｖ含有時のＢｒ、減
磁曲線の角形の劣化が改善されることにより、ｉＨｃ≧
４ｋＧ、Ｂｒ≧６ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧６ＭＧＯｅの
磁気特性を有するボンド磁石を得ることができる。ま
た、この発明は、希土類元素の含有量が少なく、製造方
法が簡単で大量生産に適しているため、５ｋＧ以上の残
留磁束密度Ｂｒを有し、ハードフェライト磁石を超える
磁気的性能を有するボンド磁石を提供できる。
い特定組成のＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（ＲはＮｄまた
はＰｒ）あるいはＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ−Ｍ合金溶湯（Ｍは
Ａｌ、Ｓｉの１種もしくは２種）を前述の超急冷法にて
実質的に９０％以上をアモルファス組織となし、得られ
たリボン、フレーク、球状粉末を得、これに特定条件の
熱処理を施すことにより、熱力学的には準安定相である
Ｆｅ3Ｐ型結晶構造をもつＦｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型
結晶構造を有する強磁性相が共存し、各構成相の平均結
晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にある微結晶集合体
を得る。この際、Ｖを含有しない組成では７００℃を越
えると熱平衡相であるα−Ｆｅ相とＦｅ2Ｂ相またはＮ
ｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4が生成してｉＨｃが発現しないが、Ｖ含
有組成ではＦｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相がＶを添加しな
い組成に比べ、熱的により安定となり６２０℃〜７５０
℃程度の広い温度範囲でＶを含有しない組成より高い
ｉＨｃが発現する。さらにＶと同時にＡｌ、Ｓｉを１種
あるいは２種含有することにより、Ｖ含有時のＢｒ、減
磁曲線の角形の劣化が改善されることにより、ｉＨｃ≧
４ｋＧ、Ｂｒ≧６ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧６ＭＧＯｅの
磁気特性を有するボンド磁石を得ることができる。ま
た、この発明は、希土類元素の含有量が少なく、製造方
法が簡単で大量生産に適しているため、５ｋＧ以上の残
留磁束密度Ｂｒを有し、ハードフェライト磁石を超える
磁気的性能を有するボンド磁石を提供できる。
Claims (4)
- 【請求項１】 組成式をＦｅ100-x-y-zＶxＢyＲz （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型結晶構造を有する構成相
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５ｎｍ〜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
とする希土類ボンド磁石。 ０．０１≦ｘ≦１０ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ - 【請求項２】 組成式をＦｅ100-x-y-z ＶxＢyＲzＭw
（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、ＭはＡ
ｌまたはＳｉ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、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型結晶構造を有する構成相とが
同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が５
ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にあり、平均粒径が３μｍ〜５
００μｍである粉末を樹脂にて結合したことを特徴とす
る希土類ボンド磁石。 ０．０１≦ｘ≦１０ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％ - 【請求項３】 組成式をＦｅ100-x-y-zＶxＢyＲz （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が下記値を満足する合金
溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラット急冷
法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組み合せて急冷
し、実質的に９０％以上をアモルファス組織となし、さ
らに熱処理の際に、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主
成分とするホウ化物相が析出する温度付近からの昇温温
度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６２０℃〜７５０
℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施し、Ｆｅ3Ｐ
型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相と、Ｎ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する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５ｎｍ〜１０
０ｎｍの微結晶集合体からなる平均粒径３μｍ〜５００
μｍの磁石合金粉末を樹脂にて結合したことを特徴とす
る希土類ボンド磁石の製造方法。 ０．０１≦ｘ≦１０ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ - 【請求項４】 組成式をＦｅ100-x-y-z ＶxＢyＲzＭw
（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、ＭはＡ
ｇ、ＡｌまたはＳｉ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、ｗが下記値を満足する合
金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラット急冷
法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組み合せて急冷
し、実質的に９０％以上をアモルファス組織となし、さ
らに熱処理の際に、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主
成分とするホウ化物相が析出する温度付近からの昇温温
度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６２０℃〜７５０
℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施し、Ｆｅ3Ｐ
型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相と、Ｎ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す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５ｎｍ〜１００
ｎｍの範囲にある微結晶集合体からなる平均粒径３μｍ
〜５００μｍの磁石合金粉末を樹脂にて結合したことを
特徴とする希土類ボンド磁石の製造方法。 ０．０１≦ｘ≦１０ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5059524A JP3040895B2 (ja) | 1993-02-23 | 1993-02-23 | 希土類ボンド磁石とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5059524A JP3040895B2 (ja) | 1993-02-23 | 1993-02-23 | 希土類ボンド磁石とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06251919A true JPH06251919A (ja) | 1994-09-09 |
| JP3040895B2 JP3040895B2 (ja) | 2000-05-15 |
Family
ID=13115748
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5059524A Expired - Fee Related JP3040895B2 (ja) | 1993-02-23 | 1993-02-23 | 希土類ボンド磁石とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3040895B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6386269B1 (en) * | 1997-02-06 | 2002-05-14 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Method of manufacturing thin plate magnet having microcrystalline structure |
-
1993
- 1993-02-23 JP JP5059524A patent/JP3040895B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6386269B1 (en) * | 1997-02-06 | 2002-05-14 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Method of manufacturing thin plate magnet having microcrystalline structure |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3040895B2 (ja) | 2000-05-15 |
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