JPH06330252A - 希土類磁石材料および希土類ボンド磁石 - Google Patents
希土類磁石材料および希土類ボンド磁石Info
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- JPH06330252A JPH06330252A JP5177197A JP17719793A JPH06330252A JP H06330252 A JPH06330252 A JP H06330252A JP 5177197 A JP5177197 A JP 5177197A JP 17719793 A JP17719793 A JP 17719793A JP H06330252 A JPH06330252 A JP H06330252A
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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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- H01F1/04—Magnets 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
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/059—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2
Abstract
(57)【要約】
【目的】 少ない希土類金属を含みかつ等方性であるに
もかかわらず優れた磁気特性を確保できるようにする。 【構成】 原子％で、Ｙ，ランタニド元素の希土類金属
Ｒ２〜７、Ｎ１〜１５％，残部Ｆe からなり、少なくと
も硬磁性の希土類化合物相と軟磁性の鉄相との２相の金
属組織を有し、かつ前記相のそれぞれが５００ｎｍ以下
の結晶粒サイズを有し、硬磁性相と軟磁性相との交換相
互作用により保磁力が発生するようになっている。
もかかわらず優れた磁気特性を確保できるようにする。 【構成】 原子％で、Ｙ，ランタニド元素の希土類金属
Ｒ２〜７、Ｎ１〜１５％，残部Ｆe からなり、少なくと
も硬磁性の希土類化合物相と軟磁性の鉄相との２相の金
属組織を有し、かつ前記相のそれぞれが５００ｎｍ以下
の結晶粒サイズを有し、硬磁性相と軟磁性相との交換相
互作用により保磁力が発生するようになっている。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、粉末状の希土類磁石材
料およびその磁石材料を用いた希土類ボンド磁石に関す
る。
料およびその磁石材料を用いた希土類ボンド磁石に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、各種電子機器の小型化にともなっ
て、Ｎd −Ｆe −Ｂ系永久磁石が広く使用されている。
そして、この種の永久磁石の中でも、超急冷法により得
たＮd−Ｆe −Ｂ系合金粉末を樹脂バインダで結合し
た、いわゆるネオジボンド磁石の需要が拡大している
が、その磁気特性は、最大磁気エネルギー積ＢＨmax が
約10MGOe、残留磁束密度Ｂr が約７kGとなっており、今
日の市場の要求を満たすには不十分なものとなってい
る。
て、Ｎd −Ｆe −Ｂ系永久磁石が広く使用されている。
そして、この種の永久磁石の中でも、超急冷法により得
たＮd−Ｆe −Ｂ系合金粉末を樹脂バインダで結合し
た、いわゆるネオジボンド磁石の需要が拡大している
が、その磁気特性は、最大磁気エネルギー積ＢＨmax が
約10MGOe、残留磁束密度Ｂr が約７kGとなっており、今
日の市場の要求を満たすには不十分なものとなってい
る。
【０００３】一方、上記Ｎd −Ｆe −Ｂ系ボンド磁石よ
り優れた磁気特性を有するものとして、異方性のＳm −
Ｆe −Ｎ系ボンド磁石が知られている。このボンド磁石
は、Ｓm −Ｆe 母合金粉末を適当な温度で窒化ガスと接
触させることにより、窒素を結晶格子間に侵入させた磁
石材料を用いて得られるもので、Ｓm2Ｆe17 Ｎ3 化合物
相を主相として含み、最大磁気エネルギー積ＢＨmax が
約20MGOe、残留磁束密度Ｂr が約９kGの高値となってい
る。
り優れた磁気特性を有するものとして、異方性のＳm −
Ｆe −Ｎ系ボンド磁石が知られている。このボンド磁石
は、Ｓm −Ｆe 母合金粉末を適当な温度で窒化ガスと接
触させることにより、窒素を結晶格子間に侵入させた磁
石材料を用いて得られるもので、Ｓm2Ｆe17 Ｎ3 化合物
相を主相として含み、最大磁気エネルギー積ＢＨmax が
約20MGOe、残留磁束密度Ｂr が約９kGの高値となってい
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記Ｓ
m −Ｆe −Ｎ系ボンド磁石材料は、高価なＳm を多量に
含む（10原子％以上）ばかりか、異方性とするための磁
場成形が必要となって製造に多くの工数を要し、コスト
の増大が避けられないという問題があった。また、前記
磁場成形を行う都合上、成形形状にも制約を受けるとい
う問題もあった。
m −Ｆe −Ｎ系ボンド磁石材料は、高価なＳm を多量に
含む（10原子％以上）ばかりか、異方性とするための磁
場成形が必要となって製造に多くの工数を要し、コスト
の増大が避けられないという問題があった。また、前記
磁場成形を行う都合上、成形形状にも制約を受けるとい
う問題もあった。
【０００５】本発明は、上記従来の問題点に鑑みてなさ
れたもので、少ない希土類金属を含みかつ等方性である
にもかかわらず優れた磁気特性を確保できる粉末状の希
土類磁石材料およびその磁石材料を用いた希土類ボンド
磁石を提供することを目的とする。
れたもので、少ない希土類金属を含みかつ等方性である
にもかかわらず優れた磁気特性を確保できる粉末状の希
土類磁石材料およびその磁石材料を用いた希土類ボンド
磁石を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】磁石材料が硬磁性相と軟
磁性相とを含む場合に、両相が交換相互作用により結合
することで保磁力が発生するという、交換スプリング磁
石（Exchange SpringMagnet）と呼ばれる新しい概念の
磁石が提案され（E.F.Kneller and R.Hawing:IEEE Tran
s. Magn.,27,3588(1991)）、その実用化が図られてい
る。この磁石において、保磁力は軟磁性相の結晶粒サイ
ズが軟磁性相中に存在できる磁壁の幅よりも十分に小さ
くなると発現する。また、硬磁性相は保磁力を担うため
に高い異方性磁界を持つことが望まれ、一方、軟磁性相
は高い残留磁束密度を与えるために高い飽和磁束密度を
持つこと要求される。代表的なものとして、Ｎd2Ｆe14
Ｂ化合物相とＦe3Ｂ化合物相との混合相を有する磁石材
料が知られているが、本発明者等は、Ｓm2Ｆe17 Ｎ3 の
方がＮd2Ｆe14 Ｂよりも異方性磁界が大きく、かつＦe
またはＦe 合金の方がＦe3Ｂよりも飽和磁束密度が高い
ことに着目し、従来のＳm −Ｆe −Ｎ系磁石材料におい
て、Ｆe またはＦe 合金を過剰とすることにより上記目
的を達成したものである。
磁性相とを含む場合に、両相が交換相互作用により結合
することで保磁力が発生するという、交換スプリング磁
石（Exchange SpringMagnet）と呼ばれる新しい概念の
磁石が提案され（E.F.Kneller and R.Hawing:IEEE Tran
s. Magn.,27,3588(1991)）、その実用化が図られてい
る。この磁石において、保磁力は軟磁性相の結晶粒サイ
ズが軟磁性相中に存在できる磁壁の幅よりも十分に小さ
くなると発現する。また、硬磁性相は保磁力を担うため
に高い異方性磁界を持つことが望まれ、一方、軟磁性相
は高い残留磁束密度を与えるために高い飽和磁束密度を
持つこと要求される。代表的なものとして、Ｎd2Ｆe14
Ｂ化合物相とＦe3Ｂ化合物相との混合相を有する磁石材
料が知られているが、本発明者等は、Ｓm2Ｆe17 Ｎ3 の
方がＮd2Ｆe14 Ｂよりも異方性磁界が大きく、かつＦe
またはＦe 合金の方がＦe3Ｂよりも飽和磁束密度が高い
ことに着目し、従来のＳm −Ｆe −Ｎ系磁石材料におい
て、Ｆe またはＦe 合金を過剰とすることにより上記目
的を達成したものである。
【０００７】その希土類磁石材料の具体的構成は、原子
％で、Ｙ，ランタニド元素の１種または２種以上の希土
類金属（Ｒ）２〜７％、Ｎ１〜15％、残部Ｆe からな
り、少なくとも硬磁性の希土類化合物相と軟磁性の鉄相
との２相の金属組織を有し、かつ前記それぞれの相が50
0 nm以下の結晶粒サイズを有することを特徴としてい
る。
％で、Ｙ，ランタニド元素の１種または２種以上の希土
類金属（Ｒ）２〜７％、Ｎ１〜15％、残部Ｆe からな
り、少なくとも硬磁性の希土類化合物相と軟磁性の鉄相
との２相の金属組織を有し、かつ前記それぞれの相が50
0 nm以下の結晶粒サイズを有することを特徴としてい
る。
【０００８】本発明において、上記ランタニド元素とし
ては、Ｃe ，Ｓm , Ｐr , Ｎd , Ｄy を選択するのが望
ましく、これらランタニド元素またはＹの選択により優
れた磁気特性を得ることができる。また、これら希土類
金属Ｒの含有量としては２〜７原子％とする必要があ
る。これは、２原子％未満では軟磁性相の結晶粒サイズ
が磁壁の幅よりも大きくなりすぎて所望の保磁力が得ら
れず、一方、７原子％を越えると、従来のＲ−Ｆe −Ｎ
系磁石材料と同じになって、希土類金属の含有量を少な
くしようとする本発明の目的からはずれるためである。
また、上記希土類化合物相はＴh2Ｚn17 型、Ｔh Ｍn12
型またはＴh Ｃu7型の結晶構造をもつことを特徴とす
る。
ては、Ｃe ，Ｓm , Ｐr , Ｎd , Ｄy を選択するのが望
ましく、これらランタニド元素またはＹの選択により優
れた磁気特性を得ることができる。また、これら希土類
金属Ｒの含有量としては２〜７原子％とする必要があ
る。これは、２原子％未満では軟磁性相の結晶粒サイズ
が磁壁の幅よりも大きくなりすぎて所望の保磁力が得ら
れず、一方、７原子％を越えると、従来のＲ−Ｆe −Ｎ
系磁石材料と同じになって、希土類金属の含有量を少な
くしようとする本発明の目的からはずれるためである。
また、上記希土類化合物相はＴh2Ｚn17 型、Ｔh Ｍn12
型またはＴh Ｃu7型の結晶構造をもつことを特徴とす
る。
【０００９】本発明において、Ｎは希土類化合物相の結
晶格子内に侵入して磁気特性を向上させるが、１原子％
未満では硬磁性相の結晶磁気異方性が小さいため保磁力
がほとんど得られず、一方15原子％を越えると硬磁性相
の分解を生じて保磁力が低下してまうので、これを１〜
15原子％とした。なお、Ｎは、その一部を0.2 〜10原子
％の範囲でＣと置換しても良いものである。
晶格子内に侵入して磁気特性を向上させるが、１原子％
未満では硬磁性相の結晶磁気異方性が小さいため保磁力
がほとんど得られず、一方15原子％を越えると硬磁性相
の分解を生じて保磁力が低下してまうので、これを１〜
15原子％とした。なお、Ｎは、その一部を0.2 〜10原子
％の範囲でＣと置換しても良いものである。
【００１０】また、本発明においては、合金中のＦe の
一部をＣo で置換することにより、さらに残留磁束密度
とキュリー温度を高めることができる。但し、合金組成
に占めるＣo の置換率が30原子％を越えると硬磁性相の
結晶磁気異方性が低下し、これにともない保磁力が低下
してしまうため、置換率は30原子％以下とするのよい。
さらに、Ｆe の一部をＮi ，Ｔi ，Ｖ，Ｃr ，Ｍn ，Ｃ
u ，Ｇa ，Ｚr ，Ｎb，Ｍo ，Ｓn ，Ｈf ，Ｔa ，Ｗ，
Ｂ，Ａl ，Ｓi ，Ｐの繊維元素などで置換したり、ある
いは、Ｎの一部をＢ，Ｃ，Ｏ，Ｈなどの軽元素で置換す
ることも磁気特性の改良調整のために有効である。
一部をＣo で置換することにより、さらに残留磁束密度
とキュリー温度を高めることができる。但し、合金組成
に占めるＣo の置換率が30原子％を越えると硬磁性相の
結晶磁気異方性が低下し、これにともない保磁力が低下
してしまうため、置換率は30原子％以下とするのよい。
さらに、Ｆe の一部をＮi ，Ｔi ，Ｖ，Ｃr ，Ｍn ，Ｃ
u ，Ｇa ，Ｚr ，Ｎb，Ｍo ，Ｓn ，Ｈf ，Ｔa ，Ｗ，
Ｂ，Ａl ，Ｓi ，Ｐの繊維元素などで置換したり、ある
いは、Ｎの一部をＢ，Ｃ，Ｏ，Ｈなどの軽元素で置換す
ることも磁気特性の改良調整のために有効である。
【００１１】本発明にかゝる磁石材料は、上記したよう
に各相の結晶粒サイズを500 nm以下としたことを特徴と
するが、各相の結晶粒サイズを500 nm以下とするには、
合金溶湯を回転するロール表面へ射出する単ロール法に
代表される超急冷法、合金各成分を機械的に攪拌、混練
粉砕するメカニカルアロイング法、あるいはメカニカル
グラインディング法等を用いることができる。この場
合、前記各法の条件を制御することにより直接微細結晶
粒を得るようにしても、あるいは一旦非晶質とした合金
粉末を400 〜800 ℃で熱処理して再結晶化するようにし
ても良い。
に各相の結晶粒サイズを500 nm以下としたことを特徴と
するが、各相の結晶粒サイズを500 nm以下とするには、
合金溶湯を回転するロール表面へ射出する単ロール法に
代表される超急冷法、合金各成分を機械的に攪拌、混練
粉砕するメカニカルアロイング法、あるいはメカニカル
グラインディング法等を用いることができる。この場
合、前記各法の条件を制御することにより直接微細結晶
粒を得るようにしても、あるいは一旦非晶質とした合金
粉末を400 〜800 ℃で熱処理して再結晶化するようにし
ても良い。
【００１２】また、Ｎを含有させるには、Ｒ−Ｆe 母合
金粉末を200 〜600 ℃で窒化ガスと接触させるようにす
るが、この場合、母合金粉末としては、数mm単位の粒子
径では窒素の侵入が充分に行われないため、200 μｍ以
下にするのが望ましい。また窒化ガスとしては、窒素ガ
スまたはアンモニアガス単独、あるいはこれらと不活性
ガスまたは水素ガスとの混合ガスを用いることができ
る。なお、この窒化処理は上記再結晶化処理と同時に行
っても良いものである。
金粉末を200 〜600 ℃で窒化ガスと接触させるようにす
るが、この場合、母合金粉末としては、数mm単位の粒子
径では窒素の侵入が充分に行われないため、200 μｍ以
下にするのが望ましい。また窒化ガスとしては、窒素ガ
スまたはアンモニアガス単独、あるいはこれらと不活性
ガスまたは水素ガスとの混合ガスを用いることができ
る。なお、この窒化処理は上記再結晶化処理と同時に行
っても良いものである。
【００１３】本発明にかゝる希土類ボンド磁石は、上記
希土類磁石材料を樹脂、純金属、合金等のバインダーで
結合してなるものである。この場合、樹脂バインダーと
してはエポキシやフェノールなどの熱硬化性樹脂、ある
いはナイロン等の熱可塑性樹脂を、金属または合金バイ
ンダーとしては亜鉛や錫などをそれぞれ用いることがで
きる。また、成形方法としては圧縮、射出、押出し、ホ
ットプレスなどの各種方法を用いることができる。
希土類磁石材料を樹脂、純金属、合金等のバインダーで
結合してなるものである。この場合、樹脂バインダーと
してはエポキシやフェノールなどの熱硬化性樹脂、ある
いはナイロン等の熱可塑性樹脂を、金属または合金バイ
ンダーとしては亜鉛や錫などをそれぞれ用いることがで
きる。また、成形方法としては圧縮、射出、押出し、ホ
ットプレスなどの各種方法を用いることができる。
【００１４】
【作用】上記のように構成した希土類磁石材料において
は、硬磁性相と軟磁性相との交換相互作用が効果的に発
揮されて優れた磁気特性が得られるようになる。
は、硬磁性相と軟磁性相との交換相互作用が効果的に発
揮されて優れた磁気特性が得られるようになる。
【００１５】
【実施例】以下、本発明の実施例を説明する。
【００１６】実施例１ 金属サマリウムおよび電解鉄を所定の比率で配合し、高
周波溶解してＳm4.3Ｆe95.7 組成（各元素に付した数値
は原子％を表す）の母合金インゴットを製作した。次
に、このインゴットを石英射出管に充填して高周波溶解
し、アルゴンガス圧力によって石英管下部の内径0.5mm
の細孔から、周速度35m/sec で高速回転する、クロムメ
ッキされた直径400mm の水冷銅ロール表面に射出急冷
し、非晶質合金薄帯を得た。次に、この合金薄帯を100
μｍ以下に粉砕して母合金粉末を得、続いてこの母合金
粉末を電気炉に装入してアルゴンガス雰囲気中で700 ℃
に１時間保持して再結晶化させた。その後、前記母合金
粉末を窒素ガス雰囲気中で450℃に12時間保持して窒素
を侵入せしめ、Ｓm4.0Ｆe90.0 Ｎ6.0 組成の合金粉末
（磁石材料）を得た。なお、Ｎの含有量についてはLECO
社製分析装置のTC−436 により測定した。
周波溶解してＳm4.3Ｆe95.7 組成（各元素に付した数値
は原子％を表す）の母合金インゴットを製作した。次
に、このインゴットを石英射出管に充填して高周波溶解
し、アルゴンガス圧力によって石英管下部の内径0.5mm
の細孔から、周速度35m/sec で高速回転する、クロムメ
ッキされた直径400mm の水冷銅ロール表面に射出急冷
し、非晶質合金薄帯を得た。次に、この合金薄帯を100
μｍ以下に粉砕して母合金粉末を得、続いてこの母合金
粉末を電気炉に装入してアルゴンガス雰囲気中で700 ℃
に１時間保持して再結晶化させた。その後、前記母合金
粉末を窒素ガス雰囲気中で450℃に12時間保持して窒素
を侵入せしめ、Ｓm4.0Ｆe90.0 Ｎ6.0 組成の合金粉末
（磁石材料）を得た。なお、Ｎの含有量についてはLECO
社製分析装置のTC−436 により測定した。
【００１７】上記母合金粉末について、走査型電子顕微
鏡（SEM ）およびＸ線回折法によって組織の解析を行っ
た結果、それぞれが500nm 以下の微細結晶粒であるＴh2
Ｚn1 7 型結晶構造の希土類化合物相とα−Ｆe 相との混
合組織であることが分かった。また、上記磁石材料（合
金粉末）の磁気特性を振動試料型磁力計（VSM ）によっ
て測定した結果、残留磁束密度Ｂr は13.2kG、保磁力 i
Ｈc は7.3kOe、最大磁気エネルギー積ＢＨmax は18.8MG
Oeであり、優れた磁気特性が得られることが確認でき
た。
鏡（SEM ）およびＸ線回折法によって組織の解析を行っ
た結果、それぞれが500nm 以下の微細結晶粒であるＴh2
Ｚn1 7 型結晶構造の希土類化合物相とα−Ｆe 相との混
合組織であることが分かった。また、上記磁石材料（合
金粉末）の磁気特性を振動試料型磁力計（VSM ）によっ
て測定した結果、残留磁束密度Ｂr は13.2kG、保磁力 i
Ｈc は7.3kOe、最大磁気エネルギー積ＢＨmax は18.8MG
Oeであり、優れた磁気特性が得られることが確認でき
た。
【００１８】実施例２ 金属サマリウム、電解鉄およびフェロバナジウムを所定
の比率で配合し、実施例１と同様に溶解、再溶解、急冷
射出してＳm4.0Ｆe90.0 Ｖ6.0 組成の非晶質の母合金薄
帯を得た後、この薄帯を100 μｍ以下に粉砕して電気炉
に装入し、窒素ガス雰囲気中で570 ℃に６時間保持して
再結晶化処理と窒化処理とを同時に行い、Ｓm3.8Ｆe
84.8 Ｖ5.7 Ｎ5.7 組成の磁石材料を得た。
の比率で配合し、実施例１と同様に溶解、再溶解、急冷
射出してＳm4.0Ｆe90.0 Ｖ6.0 組成の非晶質の母合金薄
帯を得た後、この薄帯を100 μｍ以下に粉砕して電気炉
に装入し、窒素ガス雰囲気中で570 ℃に６時間保持して
再結晶化処理と窒化処理とを同時に行い、Ｓm3.8Ｆe
84.8 Ｖ5.7 Ｎ5.7 組成の磁石材料を得た。
【００１９】上記のようにして得た磁石材料について、
実施例１と同様の方法で組織の解析を行い、併せて磁気
特性を測定した。この結果、それぞれが500nm 以下の微
細結晶粒であるＴb Ｃu7型結晶構造の希土類化合物相
と、α−Ｆe 相とＶ相との混合組織であることが分かっ
た。また残留磁束密度Ｂr は11.9kG、保磁力 iＨc は5.
7kOe、最大磁気エネルギー積ＢＨmax は16.3MGOeであ
り、優れた磁気特性が得られることが確認できた。
実施例１と同様の方法で組織の解析を行い、併せて磁気
特性を測定した。この結果、それぞれが500nm 以下の微
細結晶粒であるＴb Ｃu7型結晶構造の希土類化合物相
と、α−Ｆe 相とＶ相との混合組織であることが分かっ
た。また残留磁束密度Ｂr は11.9kG、保磁力 iＨc は5.
7kOe、最大磁気エネルギー積ＢＨmax は16.3MGOeであ
り、優れた磁気特性が得られることが確認できた。
【００２０】実施例３ 金属ネオジウム、電解鉄およびフェロチタンを所定の比
率で配合し、実施例１と同様に溶解、再溶解、急冷射出
してＮd3.2Ｆe88.8 Ｔi8.0組成の母合金薄帯を得た。た
だし、銅ロールの周速度は18m/sec に制御した。次に、
得られた母合金薄帯を100 μｍ以下に粉砕して母合金粉
末とし、これを電気炉に装入して窒素ガス雰囲気中で40
0 ℃に８時間保持して母合金中に窒素を侵入せしめ、Ｎ
d3.1Ｆe8 6.0 Ｔi7.8Ｎ3.1 組成の磁石材料を得た。
率で配合し、実施例１と同様に溶解、再溶解、急冷射出
してＮd3.2Ｆe88.8 Ｔi8.0組成の母合金薄帯を得た。た
だし、銅ロールの周速度は18m/sec に制御した。次に、
得られた母合金薄帯を100 μｍ以下に粉砕して母合金粉
末とし、これを電気炉に装入して窒素ガス雰囲気中で40
0 ℃に８時間保持して母合金中に窒素を侵入せしめ、Ｎ
d3.1Ｆe8 6.0 Ｔi7.8Ｎ3.1 組成の磁石材料を得た。
【００２１】上記母合金粉末について、実施例１と同様
に組織の解析を行った結果、それぞれが10〜50nmの微細
結晶粒であるＴh2Ｍn12 型結晶構造の希土類化合物相
と、α−Ｆe 相とＦe2Ｔi 化合物相との混合組織である
ことが分かった。また上記のようにして得た磁石材料に
ついて、実施例１と同様の方法で磁気特性を測定した結
果、残留磁束密度Ｂr は12.3kG、保磁力 iＨc は5.2kO
e、最大磁気エネルギー積ＢＨmax は17.6MGOeであり、
優れた磁気特性が得られることが確認できた。
に組織の解析を行った結果、それぞれが10〜50nmの微細
結晶粒であるＴh2Ｍn12 型結晶構造の希土類化合物相
と、α−Ｆe 相とＦe2Ｔi 化合物相との混合組織である
ことが分かった。また上記のようにして得た磁石材料に
ついて、実施例１と同様の方法で磁気特性を測定した結
果、残留磁束密度Ｂr は12.3kG、保磁力 iＨc は5.2kO
e、最大磁気エネルギー積ＢＨmax は17.6MGOeであり、
優れた磁気特性が得られることが確認できた。
【００２２】実施例４ 金属サマリウムおよび電解鉄を所定の比率で配合し、高
周波溶解してＳm2Ｆe17化合物相からなる合金インゴッ
トを得、次に、このインゴットを150 μｍ以下に粉砕し
て、この合金粉末を−200 メッシュの鉄粉末に対して種
々の割合（ｘ重量％）で配合し、アルゴンガス雰囲気
下、振動ミル中で１２時間機械的に攪拌粉砕して非晶質
の母合金粉末を得た。次に、この母合金粉末を電気炉に
装入し、アルゴンガス雰囲気中で700 ℃に１時間保持し
て再結晶化させ、続いて窒素ガス雰囲気中で450 ℃に４
時間保持して窒素を侵入せしめてＳm2Ｆe17 Ｎ3 化合物
相を有する磁石材料を得、これを実施例１と同様の磁気
特性の測定試験に供した。
周波溶解してＳm2Ｆe17化合物相からなる合金インゴッ
トを得、次に、このインゴットを150 μｍ以下に粉砕し
て、この合金粉末を−200 メッシュの鉄粉末に対して種
々の割合（ｘ重量％）で配合し、アルゴンガス雰囲気
下、振動ミル中で１２時間機械的に攪拌粉砕して非晶質
の母合金粉末を得た。次に、この母合金粉末を電気炉に
装入し、アルゴンガス雰囲気中で700 ℃に１時間保持し
て再結晶化させ、続いて窒素ガス雰囲気中で450 ℃に４
時間保持して窒素を侵入せしめてＳm2Ｆe17 Ｎ3 化合物
相を有する磁石材料を得、これを実施例１と同様の磁気
特性の測定試験に供した。
【００２３】図１は、磁石材料中に占めるＳm2Ｆe17 Ｎ
3 化合物相（ｘ）の各種磁気特性に及ぼす影響をみたも
のである。なお、同図にはＳm2Ｆe17 Ｎ3 含有量に対応
するＳm 含有量（原子％）を併記している。これより、
最大磁気エネルギー積ＢＨmax および残留磁束密度Ｂr
は、Ｓm2Ｆe17 Ｎ3 含有量が40重量％付近（Ｓm 4.5原
子％付近）でピークを示すが、本発明の希土類金属の範
囲２〜７原子％では高値となっている。なお、Ｓm 含有
量が２原子％未満ではＢＨmax 、Ｂr 、 iＨc共に著し
く小さくなっているが、これは、軟磁性相の結晶粒サイ
ズが磁壁の幅よりも大きくなりすぎたためと推量され
る。
3 化合物相（ｘ）の各種磁気特性に及ぼす影響をみたも
のである。なお、同図にはＳm2Ｆe17 Ｎ3 含有量に対応
するＳm 含有量（原子％）を併記している。これより、
最大磁気エネルギー積ＢＨmax および残留磁束密度Ｂr
は、Ｓm2Ｆe17 Ｎ3 含有量が40重量％付近（Ｓm 4.5原
子％付近）でピークを示すが、本発明の希土類金属の範
囲２〜７原子％では高値となっている。なお、Ｓm 含有
量が２原子％未満ではＢＨmax 、Ｂr 、 iＨc共に著し
く小さくなっているが、これは、軟磁性相の結晶粒サイ
ズが磁壁の幅よりも大きくなりすぎたためと推量され
る。
【００２４】実施例５ 金属サマリウム、電解鉄および電解コバルトを所定の比
率で配合し、実施例１と同様に溶解、再溶解、急冷射
出、粉砕、再結晶化処理を行ってＳm4.3（Ｆe ，Ｃo ）
95.7組成の母合金粉末を得た。次に、この母合金粉末を
窒素ガス雰囲気中で500 ℃で 6〜12時間保持して母合金
中に窒素を侵入させ、Ｓm4.0（Ｆe ，Ｃo）90.0Ｎ6.0
組成の磁石材料を得、これを実施例１と同様の磁気特性
の測定試験に供した。
率で配合し、実施例１と同様に溶解、再溶解、急冷射
出、粉砕、再結晶化処理を行ってＳm4.3（Ｆe ，Ｃo ）
95.7組成の母合金粉末を得た。次に、この母合金粉末を
窒素ガス雰囲気中で500 ℃で 6〜12時間保持して母合金
中に窒素を侵入させ、Ｓm4.0（Ｆe ，Ｃo）90.0Ｎ6.0
組成の磁石材料を得、これを実施例１と同様の磁気特性
の測定試験に供した。
【００２５】図２は、種々の磁気特定に及ぼすＣo 含有
量の影響を示したものである。これより、Ｃo 含有量が
30原子％までは、残留磁束密度Ｂr が向上する効果が認
められ、これを越えると保磁力 iＨc が著しく低下する
ようになる。したがってＦeをＣo で置換する場合は、
Ｃo 含有量を総量の30原子％内に抑えるのが望ましいこ
とが分かる。
量の影響を示したものである。これより、Ｃo 含有量が
30原子％までは、残留磁束密度Ｂr が向上する効果が認
められ、これを越えると保磁力 iＨc が著しく低下する
ようになる。したがってＦeをＣo で置換する場合は、
Ｃo 含有量を総量の30原子％内に抑えるのが望ましいこ
とが分かる。
【００２６】実施例６ 希土類金属としてＣe ，Ｓm , Ｐr , Ｎd ，Ｄy のいず
れかと、電解鉄と、Ｃr ，Ｍn ，Ｃu ，Ｇa ，Ｍo ，
Ｂ，Ａl ，Ｓi ，Ｃのいずれかの純金属あるいはフェロ
アロイとを原料として、実施例１と同様に溶解、急冷射
出、粉砕、再結晶化処理を行って母合金粉末を得た。次
に、この母合金粉末を窒素ガス雰囲気中で470 ℃に６〜
24時間保持して窒素を侵入せしめ、表１に示す組成の磁
石材料１〜６を得、これらを実施例１と同様の磁気特性
の測定試験に供した。表１に、磁気特性の測定結果を示
す。これより本発明にかゝる磁石材料はいずれも、残留
磁束密度Ｂr 、保磁力 iＨc 、最大磁気エネルギー積Ｂ
Ｈmax 共に高値となり、Ｆeの一部をこれら金属で置換
しても優れた磁気特性が得られることが明らかとなっ
た。
れかと、電解鉄と、Ｃr ，Ｍn ，Ｃu ，Ｇa ，Ｍo ，
Ｂ，Ａl ，Ｓi ，Ｃのいずれかの純金属あるいはフェロ
アロイとを原料として、実施例１と同様に溶解、急冷射
出、粉砕、再結晶化処理を行って母合金粉末を得た。次
に、この母合金粉末を窒素ガス雰囲気中で470 ℃に６〜
24時間保持して窒素を侵入せしめ、表１に示す組成の磁
石材料１〜６を得、これらを実施例１と同様の磁気特性
の測定試験に供した。表１に、磁気特性の測定結果を示
す。これより本発明にかゝる磁石材料はいずれも、残留
磁束密度Ｂr 、保磁力 iＨc 、最大磁気エネルギー積Ｂ
Ｈmax 共に高値となり、Ｆeの一部をこれら金属で置換
しても優れた磁気特性が得られることが明らかとなっ
た。
【００２７】
【表１】
【００２８】実施例７ 実施例１と同様にして得たＳm4.0Ｆe90.0 Ｎ6.0 組成の
磁石材料に、バインダーとして一液性エポキシ樹脂２重
量％と、潤滑剤として機能するオレイン0.2 重量％とを
混合した。次に、この混合粉末を金型に充填して５ton/
cm2 の圧力で成形し、その後、窒素ガス雰囲気中で150
℃に１時間保持するキュア処理を行って磁石体を得、こ
の磁石体の磁気特性をＢ−Ｈカーブトレーサーによって
測定した。この結果、残留磁束密度Ｂr は10.2kG、保磁
力 iＨc は6.5kOe、最大磁気エネルギー積ＢＨmax は1
5.3MGOeであり、優れた磁気特性が得られることが確認
できた。
磁石材料に、バインダーとして一液性エポキシ樹脂２重
量％と、潤滑剤として機能するオレイン0.2 重量％とを
混合した。次に、この混合粉末を金型に充填して５ton/
cm2 の圧力で成形し、その後、窒素ガス雰囲気中で150
℃に１時間保持するキュア処理を行って磁石体を得、こ
の磁石体の磁気特性をＢ−Ｈカーブトレーサーによって
測定した。この結果、残留磁束密度Ｂr は10.2kG、保磁
力 iＨc は6.5kOe、最大磁気エネルギー積ＢＨmax は1
5.3MGOeであり、優れた磁気特性が得られることが確認
できた。
【００２９】実施例８ 実施例１と同様にして得たＳm4.0Ｆe90.0 Ｎ6.0 組成の
磁石材料に、−200 メッシュの亜鉛粉末10重量％を混合
し、この混合粉末を金型に充填して５ton/cm2の圧力で
成形し、その後、アルゴンガス雰囲気中で450 ℃に４時
間保持する熱処理を行って磁石体を得、この磁石体の磁
気特性をＢ−Ｈカーブトトレーサーによって測定した。
この結果、残留磁束密度Ｂr は8.9kG 、保磁力 iＨc は
10.3kOe、最大磁気エネルギー積ＢＨmax は13.8MGOeで
あり、優れた磁気特性が得られることが確認できた。
磁石材料に、−200 メッシュの亜鉛粉末10重量％を混合
し、この混合粉末を金型に充填して５ton/cm2の圧力で
成形し、その後、アルゴンガス雰囲気中で450 ℃に４時
間保持する熱処理を行って磁石体を得、この磁石体の磁
気特性をＢ−Ｈカーブトトレーサーによって測定した。
この結果、残留磁束密度Ｂr は8.9kG 、保磁力 iＨc は
10.3kOe、最大磁気エネルギー積ＢＨmax は13.8MGOeで
あり、優れた磁気特性が得られることが確認できた。
【００３０】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明に
かかる希土類磁石材料および希土類ボンド磁石によれ
ば、希土類金属の含有量を低く抑え、かつ等方性とした
にもかかわらず優れた磁気特性を得ることができ、大幅
なコスト低減を達成できる効果がある。また、異方性と
する特別の処理が不要になって形状的な自由度が高まる
効果がある。
かかる希土類磁石材料および希土類ボンド磁石によれ
ば、希土類金属の含有量を低く抑え、かつ等方性とした
にもかかわらず優れた磁気特性を得ることができ、大幅
なコスト低減を達成できる効果がある。また、異方性と
する特別の処理が不要になって形状的な自由度が高まる
効果がある。
【図１】磁気特性に及ぼす希土類化合物相の含有量の影
響を示すグラフである。
響を示すグラフである。
【図２】磁気特性に及ぼすＦe 置換Ｃo 量の影響を示す
グラフである。
グラフである。
───────────────────────────────────────────────────── 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 1/08 Ａ
Claims (5)
- 【請求項１】 原子％で、Ｙ，ランタニド元素の１種ま
たは２種以上の希土類金属（Ｒ）２〜７％、Ｎ１〜15
％、残部Ｆe からなり、少なくとも硬磁性の希土類化合
物相と軟磁性の鉄相との２相の金属組織を有し、かつ前
記相のそれぞれが500 nm以下の結晶粒サイズを有するこ
とを特徴とする粉末状の希土類磁石材料。 - 【請求項２】 Ｎの一部を、総量の0.2 〜10原子％の範
囲内でＣと置換したことを特徴とする請求項１に記載の
希土類磁石材料。 - 【請求項３】 Ｆe の一部を、総量の0.2 〜30原子％の
範囲内でＣo ，Ｎi，Ｔi ，Ｖ，Ｃr ，Ｍn ，Ｃu ，Ｇa
，Ｚr ，Ｎb ，Ｍo ，Ｓn ，Ｈf ，Ｔa ，Ｗ，Ｂ，Ａl
，Ｓi ，Ｐの１種または２種以上と置換したことを特
徴とする請求項１または２に記載の希土類磁石材料。 - 【請求項４】 希土類化合物相がＴh2Ｚn17 型、Ｔh Ｍ
n12 またはＴh Ｃu7型の結晶構造をもち、Ｎがこれらの
格子間に侵入していることを特徴とする請求項１ないし
３のいずれか１つに記載の希土類磁石材料。 - 【請求項５】 請求項１ないし４のいずれか１つに記載
の希土類磁石材料を樹脂、純金属または合金のバインダ
ーにより結合してなる希土類ボンド磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05177197A JP3118740B2 (ja) | 1993-05-24 | 1993-05-24 | 希土類磁石材料および希土類ボンド磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05177197A JP3118740B2 (ja) | 1993-05-24 | 1993-05-24 | 希土類磁石材料および希土類ボンド磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06330252A true JPH06330252A (ja) | 1994-11-29 |
| JP3118740B2 JP3118740B2 (ja) | 2000-12-18 |
Family
ID=16026881
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05177197A Expired - Fee Related JP3118740B2 (ja) | 1993-05-24 | 1993-05-24 | 希土類磁石材料および希土類ボンド磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3118740B2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5750044A (en) * | 1994-07-12 | 1998-05-12 | Tdk Corporation | Magnet and bonded magnet |
| JP2002057017A (ja) * | 2000-05-29 | 2002-02-22 | Daido Steel Co Ltd | 等方性の粉末磁石材料、その製造方法およびボンド磁石 |
| US7344605B2 (en) | 2000-06-29 | 2008-03-18 | Nissan Motor Co., Ltd. | Exchange spring magnet powder and a method of producing the same |
| JP2008078610A (ja) * | 2006-09-19 | 2008-04-03 | Peking Univ | 希土類異方性永久磁石材料、その磁気粉末およびそれからなる磁石の製造方法 |
| JP2008258463A (ja) * | 2007-04-06 | 2008-10-23 | Nec Tokin Corp | 永久磁石材料とそれを用いた永久磁石およびその製造方法 |
| JP2009249682A (ja) * | 2008-04-04 | 2009-10-29 | Nec Tokin Corp | 硬磁性合金およびその製造方法 |
| JP2011159733A (ja) * | 2010-01-29 | 2011-08-18 | Toyota Motor Corp | ナノコンポジット磁石の製造方法 |
| JP2021052052A (ja) * | 2019-09-24 | 2021-04-01 | 日立金属株式会社 | 希土類磁石用焼結体の製造方法 |
| CN113667881A (zh) * | 2021-08-25 | 2021-11-19 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种高性能耐磨钢板nm500e的生产方法 |
-
1993
- 1993-05-24 JP JP05177197A patent/JP3118740B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5750044A (en) * | 1994-07-12 | 1998-05-12 | Tdk Corporation | Magnet and bonded magnet |
| JP2002057017A (ja) * | 2000-05-29 | 2002-02-22 | Daido Steel Co Ltd | 等方性の粉末磁石材料、その製造方法およびボンド磁石 |
| US7344605B2 (en) | 2000-06-29 | 2008-03-18 | Nissan Motor Co., Ltd. | Exchange spring magnet powder and a method of producing the same |
| JP2008078610A (ja) * | 2006-09-19 | 2008-04-03 | Peking Univ | 希土類異方性永久磁石材料、その磁気粉末およびそれからなる磁石の製造方法 |
| JP2008258463A (ja) * | 2007-04-06 | 2008-10-23 | Nec Tokin Corp | 永久磁石材料とそれを用いた永久磁石およびその製造方法 |
| JP2009249682A (ja) * | 2008-04-04 | 2009-10-29 | Nec Tokin Corp | 硬磁性合金およびその製造方法 |
| JP2011159733A (ja) * | 2010-01-29 | 2011-08-18 | Toyota Motor Corp | ナノコンポジット磁石の製造方法 |
| JP2021052052A (ja) * | 2019-09-24 | 2021-04-01 | 日立金属株式会社 | 希土類磁石用焼結体の製造方法 |
| CN113667881A (zh) * | 2021-08-25 | 2021-11-19 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种高性能耐磨钢板nm500e的生产方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3118740B2 (ja) | 2000-12-18 |
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