JPH0661027A - 希土類磁石並びに希土類磁石合金粉末とその製造方法 - Google Patents
希土類磁石並びに希土類磁石合金粉末とその製造方法Info
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- JPH0661027A JPH0661027A JP5085291A JP8529193A JPH0661027A JP H0661027 A JPH0661027 A JP H0661027A JP 5085291 A JP5085291 A JP 5085291A JP 8529193 A JP8529193 A JP 8529193A JP H0661027 A JPH0661027 A JP H0661027A
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-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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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Ｆｅ3Ｂ型Ｆｅ−Ｃｏ−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の代替えとしての高性能
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
−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ（Ｎｄ，Ｐｒ）−Ｄｙ−Ｍ（Ａｇ，Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｇａ）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、５００℃以
上から１〜１５℃／分の昇温速度で昇温した後、５５０
〜７００℃で３０秒〜６時間保持する熱処理を施して、
Ｆｅ3Ｂ型結晶構造相を主相として特定量のＮｄ2Ｆｅ14
Ｂ型結晶構造相を有し、ｉＨｃ≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋ
Ｇ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性を有する磁
石合金粉末を得る。
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Ｆｅ3Ｂ型Ｆｅ−Ｃｏ−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の代替えとしての高性能
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
−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ（Ｎｄ，Ｐｒ）−Ｄｙ−Ｍ（Ａｇ，Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｇａ）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、５００℃以
上から１〜１５℃／分の昇温速度で昇温した後、５５０
〜７００℃で３０秒〜６時間保持する熱処理を施して、
Ｆｅ3Ｂ型結晶構造相を主相として特定量のＮｄ2Ｆｅ14
Ｂ型結晶構造相を有し、ｉＨｃ≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋ
Ｇ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性を有する磁
石合金粉末を得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、モーターやアクチュ
エーターなどに最適な希土類焼結磁石やボンド磁石に係
り、希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ−Ｃｏ
−Ｂ−（Ｒ，Ｄｙ）−Ｍ合金（ＲはＮｄ、Ｐｒの１種ま
たは２種）溶湯を超急冷法にてアモルファス組織とな
し、特定の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に最適の希土
類磁石合金粉末を得る製造方法に関する。
エーターなどに最適な希土類焼結磁石やボンド磁石に係
り、希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ−Ｃｏ
−Ｂ−（Ｒ，Ｄｙ）−Ｍ合金（ＲはＮｄ、Ｐｒの１種ま
たは２種）溶湯を超急冷法にてアモルファス組織とな
し、特定の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に最適の希土
類磁石合金粉末を得る製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】電装品用モーターやアクチュエーターな
どに使用される永久磁石は主にハードフェライト磁石に
限定されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低温減
磁、セラミックス材質のために機械的強度が低くて割
れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形状が得難いことな
どの問題があった。
どに使用される永久磁石は主にハードフェライト磁石に
限定されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低温減
磁、セラミックス材質のために機械的強度が低くて割
れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形状が得難いことな
どの問題があった。
【０００３】今日、自動車は省資源のため車両の軽量化
による燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装
品はより一層の小型、軽量化が求められている。また、
自動車用電装品以外の家電用モーターなどの用途におい
ても、性能対重量比を最大にするための設計が検討され
ており、現在のモーター構造では磁石材料としてＢｒが
５〜７ｋＧ程度のものが最適とされている。すなわち、
使用する磁石材料のＢｒが８ｋＧ以上の場合、現在のモ
ーター構造では磁路となる回転子やステーターの鉄板の
断面積を増大させる必要があり、重量の増大を招来する
が、Ｂｒが５〜７ｋＧであれば性能対重量比を最大にす
ることができる。
による燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装
品はより一層の小型、軽量化が求められている。また、
自動車用電装品以外の家電用モーターなどの用途におい
ても、性能対重量比を最大にするための設計が検討され
ており、現在のモーター構造では磁石材料としてＢｒが
５〜７ｋＧ程度のものが最適とされている。すなわち、
使用する磁石材料のＢｒが８ｋＧ以上の場合、現在のモ
ーター構造では磁路となる回転子やステーターの鉄板の
断面積を増大させる必要があり、重量の増大を招来する
が、Ｂｒが５〜７ｋＧであれば性能対重量比を最大にす
ることができる。
【０００４】従って、小型モーター用の磁石材料は磁気
特性的には特に５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒが要求さ
れているが、従来のハードフェライト磁石では得ること
ができない。例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石ではか
かる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元反応
に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄ等を１０
〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライト磁石
に比較して著しく高価であり、現在のところ大量生産が
可能で安価に提供できるＢｒが５〜７ｋＧ程度の磁石材
料は、見出されていない。
特性的には特に５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒが要求さ
れているが、従来のハードフェライト磁石では得ること
ができない。例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石ではか
かる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元反応
に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄ等を１０
〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライト磁石
に比較して著しく高価であり、現在のところ大量生産が
可能で安価に提供できるＢｒが５〜７ｋＧ程度の磁石材
料は、見出されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】一方、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ．、Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この磁石材
料はアモルファスリボンを熱処理することにより、Ｆｅ
3ＢとＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集合組織を有する準安定構造
であるが、ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ程度と高くなく、また
このｉＨｃを得るための熱処理条件が狭く限定され、工
業生産上実用的でない。
系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ．、Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この磁石材
料はアモルファスリボンを熱処理することにより、Ｆｅ
3ＢとＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集合組織を有する準安定構造
であるが、ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ程度と高くなく、また
このｉＨｃを得るための熱処理条件が狭く限定され、工
業生産上実用的でない。
【０００６】このＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材
料に添加元素を加えて多成分化し、性能向上を図った研
究が発表されている。その１つは希土類元素にＮｄのほ
かにＤｙとＴｂを用いてｉＨｃの向上を図るものである
が、高価な元素を添加する問題のほか、添加希土類元素
はその磁気モーメントがＮｄやＦｅの磁気モーメントと
反平行して結合するため磁化が減少する問題がある
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍ
ａｔ．、８３（１９９０）２２８〜２３０頁）。
料に添加元素を加えて多成分化し、性能向上を図った研
究が発表されている。その１つは希土類元素にＮｄのほ
かにＤｙとＴｂを用いてｉＨｃの向上を図るものである
が、高価な元素を添加する問題のほか、添加希土類元素
はその磁気モーメントがＮｄやＦｅの磁気モーメントと
反平行して結合するため磁化が減少する問題がある
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍ
ａｔ．、８３（１９９０）２２８〜２３０頁）。
【０００７】他の研究（Ｓｈｅｎ Ｂａｏ−ｇｅｎら、
Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８９（１９９１）
３３５〜３４０頁）として、 Ｆｅの一部をＣｏにて置
換してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数を改
善するものであるが、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（１９９１）
３３５〜３４０頁）として、 Ｆｅの一部をＣｏにて置
換してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数を改
善するものであるが、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】また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金をアモルファ
ス化するためには、超急冷時のロール周速度を著しく速
くする必要があり、製品の回収率や歩留りが低下する問
題があり、さらにＦｅ基合金であることから、保存時の
腐食が進行し易く、長期間の保存により初期の磁気特性
が維持できずに劣化する問題があった。
ス化するためには、超急冷時のロール周速度を著しく速
くする必要があり、製品の回収率や歩留りが低下する問
題があり、さらにＦｅ基合金であることから、保存時の
腐食が進行し易く、長期間の保存により初期の磁気特性
が維持できずに劣化する問題があった。
【００１０】この発明は、Ｆｅ3Ｂ型Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系磁
石（Ｒは希土類元素）に着目して、ｉＨｃと（ＢＨ）ｍ
ａｘを向上させ、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
ェライト磁石の代替えとして安価に提供できるＦｅ3Ｂ
型Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を目的としている。
石（Ｒは希土類元素）に着目して、ｉＨｃと（ＢＨ）ｍ
ａｘを向上させ、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
ェライト磁石の代替えとして安価に提供できるＦｅ3Ｂ
型Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を目的としている。
【００１１】
【課題を解決するための手段】この発明は、Ｆｅ3Ｂ型
系Ｆｅ−Ｂ−Ｒ磁石のｉＨｃと（ＢＨ）ｍａｘを向上さ
せ、安定した工業生産が可能な製造方法を目的に種々検
討した結果、希土類元素のＮｄの一部をＤｙで置換する
ことによりＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の異方性磁界を向上させ、
高保磁力を図ると共に、Ｃｏの添加により超急冷法を用
いたアモルファス生成能力を高め、かつｉＨｃの温度係
数を改善し、さらに、Ａｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｃｕの
少なくとも１種を少量添加することにより結晶粒の微細
化を図り、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とともに保磁
力及び磁化の向上を図ったボンド磁石に最適の希土類磁
石合金粉末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Ｎｄの一部をＤｙで置換する
ことによりＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の異方性磁界を向上させ、
高保磁力を図ると共に、Ｃｏの添加により超急冷法を用
いたアモルファス生成能力を高め、かつｉＨｃの温度係
数を改善し、さらに、Ａｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｃｕの
少なくとも１種を少量添加することにより結晶粒の微細
化を図り、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とともに保磁
力及び磁化の向上を図ったボンド磁石に最適の希土類磁
石合金粉末が得られることを知見し、この発明を完成し
た。
【００１２】この発明は、組成式をＦｅ100-x-y-zＣｏx
Ｂy（Ｒ1-aＤｙa）zＭw （但し、ＲはＮｄ、Ｐｒの１
種または２種、ＭはＡｇ、Ａｌ、Ｓｉ、ＣｕまたはＧａ
の１種または２種以上）と表し、組成範囲を限定する記
号ｘ、ｙ、ｚ、ａ、ｗが下記値を満足し、Ｆｅ3Ｂ型化
合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強
磁性相を有し、平均結晶粒径が０．０１〜０．１μｍの
微細結晶集合体からなることを特徴とする希土類磁石で
ある。 ０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．０２≦ａ≦０．９ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
Ｂy（Ｒ1-aＤｙa）zＭw （但し、ＲはＮｄ、Ｐｒの１
種または２種、ＭはＡｇ、Ａｌ、Ｓｉ、ＣｕまたはＧａ
の１種または２種以上）と表し、組成範囲を限定する記
号ｘ、ｙ、ｚ、ａ、ｗが下記値を満足し、Ｆｅ3Ｂ型化
合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強
磁性相を有し、平均結晶粒径が０．０１〜０．１μｍの
微細結晶集合体からなることを特徴とする希土類磁石で
ある。 ０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．０２≦ａ≦０．９ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
【００１３】また、この発明は、組成式をＦｅ
100-x-y-zＣｏxＢy（Ｒ1-aＤｙa）zＭw （但し、Ｒは
Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種、ＭはＡｇ、Ａｌ、Ｓｉ、
ＣｕまたはＧａの１種または２種以上）と表し、組成範
囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ａ、ｗが上記値を満足
し、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が０．０１
〜０．１μｍの微細結晶集合体からなり、平均粒径が３
〜５００μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧７
ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅであることを特徴と
する希土類磁石合金粉末である。
100-x-y-zＣｏxＢy（Ｒ1-aＤｙa）zＭw （但し、Ｒは
Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種、ＭはＡｇ、Ａｌ、Ｓｉ、
ＣｕまたはＧａの１種または２種以上）と表し、組成範
囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ａ、ｗが上記値を満足
し、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が０．０１
〜０．１μｍの微細結晶集合体からなり、平均粒径が３
〜５００μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧７
ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅであることを特徴と
する希土類磁石合金粉末である。
【００１４】また、この発明は、（１）組成式をＦｅ
100-x-y-zＣｏxＢy（Ｒ1-aＤｙa）zＭw （但し、Ｒは
Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種、ＭはＡｇ、Ａｌ、Ｓｉ、
ＣｕまたはＧａの１種または２種以上）と表し、組成範
囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ａ、ｗが上述の値を満足
する合金溶湯を超急冷法にて実質的に９０％以上をアモ
ルファス組織となし、（２）さらに熱処理に際し５００
℃からの昇温速度を１〜１５℃／分で昇温して５５０〜
７００℃で３０秒〜６時間保持する熱処理を施し、
（３）Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結
晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が０．０
１〜０．１μｍの微細結晶集合体を得たのち、（４）こ
れを粉砕して磁石合金粉末を得ることを特徴とする希土
類磁石合金粉末の製造方法である。
100-x-y-zＣｏxＢy（Ｒ1-aＤｙa）zＭw （但し、Ｒは
Ｎｄ、Ｐｒの１種または２種、ＭはＡｇ、Ａｌ、Ｓｉ、
ＣｕまたはＧａの１種または２種以上）と表し、組成範
囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ａ、ｗが上述の値を満足
する合金溶湯を超急冷法にて実質的に９０％以上をアモ
ルファス組織となし、（２）さらに熱処理に際し５００
℃からの昇温速度を１〜１５℃／分で昇温して５５０〜
７００℃で３０秒〜６時間保持する熱処理を施し、
（３）Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結
晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が０．０
１〜０．１μｍの微細結晶集合体を得たのち、（４）こ
れを粉砕して磁石合金粉末を得ることを特徴とする希土
類磁石合金粉末の製造方法である。
【００１５】組成の限定理由 希土類元素Ｒは特定量のＮｄ、Ｄｙの１種または２種に
Ｄｙを含有する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４ｋＯｅ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（Ｎｄ、Ｄｙの１種または
２種）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Ｆｅ3Ｂ相が生成
せず、硬磁性を示さない準安定相のＲ2Ｆｅ23Ｂ3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。Ｒ中のＤｙ量を０．０２
〜０．９に限定した理由は、ＤｙはｉＨｃを向上させる
のに特に有効に作用するが、０．０２未満では４ｋＯｅ
以上のｉＨｃが得られず、０．９を超えるとＢｒの低下
が著しく好ましくないためである。
Ｄｙを含有する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４ｋＯｅ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（Ｎｄ、Ｄｙの１種または
２種）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Ｆｅ3Ｂ相が生成
せず、硬磁性を示さない準安定相のＲ2Ｆｅ23Ｂ3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。Ｒ中のＤｙ量を０．０２
〜０．９に限定した理由は、ＤｙはｉＨｃを向上させる
のに特に有効に作用するが、０．０２未満では４ｋＯｅ
以上のｉＨｃが得られず、０．９を超えるとＢｒの低下
が著しく好ましくないためである。
【００１６】Ｂは、１６ａｔ％未満および２２ａｔ％を
超えると２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１６
〜２２ａｔ％の範囲とする。
超えると２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１６
〜２２ａｔ％の範囲とする。
【００１７】Ｃｏは、ｉＨｃ及び減磁曲線の角型性の向
上改善に有効であるが、０．０５ａｔ％未満ではかかる
効果が得られず、１５ａｔ％を超えるとｉＨｃは著しく
低下し、２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、０．
０５〜１５ａｔ％の範囲とする。
上改善に有効であるが、０．０５ａｔ％未満ではかかる
効果が得られず、１５ａｔ％を超えるとｉＨｃは著しく
低下し、２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、０．
０５〜１５ａｔ％の範囲とする。
【００１８】Ａｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｕ及びＧａは熱処理
温度範囲を拡大して減磁曲線の角型性を改善し、磁気特
性のＢｒ、（ＢＨ）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、０．１〜３
ａｔ％の範囲とする。
温度範囲を拡大して減磁曲線の角型性を改善し、磁気特
性のＢｒ、（ＢＨ）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、０．１〜３
ａｔ％の範囲とする。
【００１９】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占める。
【００２０】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、５００℃以上から１〜１５
℃／分の昇温速度で昇温した後、５５０〜７００℃で３
０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Ｆｅ3Ｂ型化合物とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ
型結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が
０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体として得ること
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することができるが、
実質的に９０％以上をアモルファスとなす必要がある。
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、５００℃以上から１〜１５
℃／分の昇温速度で昇温した後、５５０〜７００℃で３
０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Ｆｅ3Ｂ型化合物とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ
型結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が
０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体として得ること
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することができるが、
実質的に９０％以上をアモルファスとなす必要がある。
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。
【００２１】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
５５０℃未満ではアモルファス相のままで４ｋＯｅ以上
のｉＨｃが得られず、また７００℃を超えると熱平衡相
であるα−Ｆｅ相とＦｅ2ＢまたはＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4相が
生成してｉＨｃが発源しないため、熱処理温度は５５０
〜７００℃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。
溶湯を超急冷法にて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
５５０℃未満ではアモルファス相のままで４ｋＯｅ以上
のｉＨｃが得られず、また７００℃を超えると熱平衡相
であるα−Ｆｅ相とＦｅ2ＢまたはＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4相が
生成してｉＨｃが発源しないため、熱処理温度は５５０
〜７００℃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。
【００２２】熱処理時間は短くてもよいが、３０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４ｋＯ
ｅ以上のｉＨｃが得られないので、熱処理保持時間を３
０秒〜６時間に限定する。
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４ｋＯ
ｅ以上のｉＨｃが得られないので、熱処理保持時間を３
０秒〜６時間に限定する。
【００２３】この発明において重要な特徴として、熱処
理に際して５００℃以上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Ｆ
ｅ3Ｂ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、１５℃
／分を超える昇温速度では、５００℃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、（ＢＨ）ｍ
ａｘ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５０
０℃未満までは急速加熱などその昇温速度は任意であ
る。
理に際して５００℃以上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Ｆ
ｅ3Ｂ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、１５℃
／分を超える昇温速度では、５００℃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、（ＢＨ）ｍ
ａｘ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５０
０℃未満までは急速加熱などその昇温速度は任意であ
る。
【００２４】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、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ
型結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が
０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体からなることを
特徴としている。
結晶相は、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ
型結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が
０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体からなることを
特徴としている。
【００２５】この発明において、磁石合金の平均結晶粒
径が０．１μｍを超えると、減磁曲線の角型性が著しく
劣化し、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅ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、０．０１μｍ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０．
０１μｍとする。
径が０．１μｍを超えると、減磁曲線の角型性が著しく
劣化し、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅ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、０．０１μｍ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０．
０１μｍとする。
【００２６】磁石化方法 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、５００℃以上からの昇温速度を１〜１５℃／分で昇
温した後、５５０〜７００℃で３０秒〜６時間保持する
熱処理を施すことにより、平均結晶粒径が０．０１〜
０．１μｍの微細結晶集合体として得たこの発明による
希土類磁石合金粉末を用いて磁石化するには、７００℃
以下で固化、圧密化できる公知の焼結磁石化方法並びに
ボンド磁石化方法の何れも採用することができ、特に、
当該合金を平均粒径が３〜５００μｍの合金粉末に粉砕
したのち、公知のバインダーと混合して所要のボンド磁
石となすことにより、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを
有するボンド磁石を得ることができる。
し、５００℃以上からの昇温速度を１〜１５℃／分で昇
温した後、５５０〜７００℃で３０秒〜６時間保持する
熱処理を施すことにより、平均結晶粒径が０．０１〜
０．１μｍの微細結晶集合体として得たこの発明による
希土類磁石合金粉末を用いて磁石化するには、７００℃
以下で固化、圧密化できる公知の焼結磁石化方法並びに
ボンド磁石化方法の何れも採用することができ、特に、
当該合金を平均粒径が３〜５００μｍの合金粉末に粉砕
したのち、公知のバインダーと混合して所要のボンド磁
石となすことにより、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを
有するボンド磁石を得ることができる。
【００２７】
【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−Ｃｏ−Ｂ−（Ｎｄ，Ｄｙ）−Ｍ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
となすと、特定量のＣｏを含有するためアモルファス薄
帯の回収率が著しく向上し、さらに得られたフレーク、
リボンを５００℃以上から１〜１５℃／分の昇温速度で
昇温した後、５５０〜７００℃で３０秒〜６時間保持す
る熱処理を施すことにより、平均結晶粒径が０．０１〜
０．１μｍの微細結晶集合体となり、主相のＦｅ3Ｂ型
化合物相のほか、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造相を有する
強磁性相の量比が増大し、α−Ｆｅ相が減少し、Ａｇ、
Ａｌ、Ｓｉ、ＣｕまたはＧａを含有するためＣｏを含有
してもｉＨｃの低下がなく、さらに減磁曲線の角型性が
改善されることにより、ｉＨｃ≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋ
Ｇ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性が得られ、
さらにこれを粉砕して磁石合金粉末化することによっ
て、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石
に最適のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系磁石合金粉末を得る
ことができ、また焼結磁石化することにより従来のアル
ニコ系磁石と同等以上の磁気特性を得ることができる。
組成のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−（Ｎｄ，Ｄｙ）−Ｍ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
となすと、特定量のＣｏを含有するためアモルファス薄
帯の回収率が著しく向上し、さらに得られたフレーク、
リボンを５００℃以上から１〜１５℃／分の昇温速度で
昇温した後、５５０〜７００℃で３０秒〜６時間保持す
る熱処理を施すことにより、平均結晶粒径が０．０１〜
０．１μｍの微細結晶集合体となり、主相のＦｅ3Ｂ型
化合物相のほか、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造相を有する
強磁性相の量比が増大し、α−Ｆｅ相が減少し、Ａｇ、
Ａｌ、Ｓｉ、ＣｕまたはＧａを含有するためＣｏを含有
してもｉＨｃの低下がなく、さらに減磁曲線の角型性が
改善されることにより、ｉＨｃ≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋ
Ｇ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性が得られ、
さらにこれを粉砕して磁石合金粉末化することによっ
て、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石
に最適のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系磁石合金粉末を得る
ことができ、また焼結磁石化することにより従来のアル
ニコ系磁石と同等以上の磁気特性を得ることができる。
【００２８】
実施例１ 表１のＮｏ．１〜５の組成となるように、純度９９．５
％以上のＦｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ａｇ、Ａ
ｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ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１
４００℃にした後、湯面をＡｒガスにより加圧して室温
にてロール周速度２０ｍ／秒にて高速回転するＣｕ製ロ
ールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を噴出させ
て、幅２〜３ｍｍ、厚み３０〜４０μｍの超急冷薄帯を
作製した。得られた超急冷薄帯をＣｕＫαの特性Ｘ線に
よりアモルファスであることを確認した。
％以上のＦｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ａｇ、Ａ
ｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｇａ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１
４００℃にした後、湯面をＡｒガスにより加圧して室温
にてロール周速度２０ｍ／秒にて高速回転するＣｕ製ロ
ールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を噴出させ
て、幅２〜３ｍｍ、厚み３０〜４０μｍの超急冷薄帯を
作製した。得られた超急冷薄帯をＣｕＫαの特性Ｘ線に
よりアモルファスであることを確認した。
【００２９】この超急冷薄帯をＡｒガス中で５００℃ま
で急速加熱した後、５００℃以上を表１に示す昇温速度
で昇温し、表１に示す熱処理温度で１０分間保持し、そ
の後室温まで冷却して薄帯を取り出し、幅２〜３ｍｍ、
厚み３０〜４０μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、
ＶＳＨ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
０．１μｍ以下であった。なお、Ｃｏはこれらの各相で
Ｆｅの一部を置換するが、Ａｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｃ
ｕ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。また、Ｄｙは主相のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ
相のＮｄの一部と置換する
で急速加熱した後、５００℃以上を表１に示す昇温速度
で昇温し、表１に示す熱処理温度で１０分間保持し、そ
の後室温まで冷却して薄帯を取り出し、幅２〜３ｍｍ、
厚み３０〜４０μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、
ＶＳＨ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
０．１μｍ以下であった。なお、Ｃｏはこれらの各相で
Ｆｅの一部を置換するが、Ａｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｃ
ｕ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。また、Ｄｙは主相のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ
相のＮｄの一部と置換する
【００３０】比較例 表１のＮｏ．７．８の組成となるように純度９９．５％
以上のＦｅ、Ｃｏ、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と同条件で試
料化（比較例Ｎｏ．７．８）してＶＳＭを用いて磁気特
性を測定した。測定結果を表２に示す。比較例Ｎｏ．
７．８の組織は実施例１の組織と類似していたが、結晶
粒が実施例１に比較して粗大化していた。
以上のＦｅ、Ｃｏ、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と同条件で試
料化（比較例Ｎｏ．７．８）してＶＳＭを用いて磁気特
性を測定した。測定結果を表２に示す。比較例Ｎｏ．
７．８の組織は実施例１の組織と類似していたが、結晶
粒が実施例１に比較して粗大化していた。
【００３１】実施例２ 実施例１で得られた表１の組成Ｎｏ．２の超急冷薄帯
を、表１の熱処理後に平均粒径１５０μｍ以下に粉砕
し、エポキシ樹脂なるバインダーを２ｗｔ％の割合で混
合したのち、１５ｍｍ×１５ｍｍ×７ｍｍ寸法のボンド
磁石を作成した。得られたボンド磁石の磁気特性は、ｉ
Ｈｃ＝５ｋＯｅ、Ｂｒ＝６．４ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ＝
５ＭＧＯｅであった。
を、表１の熱処理後に平均粒径１５０μｍ以下に粉砕
し、エポキシ樹脂なるバインダーを２ｗｔ％の割合で混
合したのち、１５ｍｍ×１５ｍｍ×７ｍｍ寸法のボンド
磁石を作成した。得られたボンド磁石の磁気特性は、ｉ
Ｈｃ＝５ｋＯｅ、Ｂｒ＝６．４ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ＝
５ＭＧＯｅであった。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【発明の効果】この発明は、特定組成のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ
−（Ｎｄ，Ｄｙ）−Ｍ系合金溶湯を超急冷法にてアモル
ファス組織となし、これに特定条件の熱処理を施すこと
により、平均結晶粒径が０．０１〜０．１μｍの微細結
晶集合体となり、主相のＦｅ3Ｂ型化合物相のほか、Ｎ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造相の量比が増大し、α−Ｆｅ相
が減少することにより、永久磁石薄帯となり、さらにこ
れを粉砕して磁石合金粉末化することによって、ｉＨｃ
≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯ
ｅの磁気特性が得られ、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒ
を有するボンド磁石に最適のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−（Ｎｄ，
Ｄｙ）−Ｍ系磁石合金粉末を得ることができ、また焼結
磁石化することにより従来のアルニコ系磁石と同等以上
の磁気特性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し、
磁気部品と磁石体との一体成型を採用することによって
工程を短縮することができ、焼結ハードフェライトを凌
ぐ性能対コスト比を実現し得るボンド磁石を提供するこ
とができる。
−（Ｎｄ，Ｄｙ）−Ｍ系合金溶湯を超急冷法にてアモル
ファス組織となし、これに特定条件の熱処理を施すこと
により、平均結晶粒径が０．０１〜０．１μｍの微細結
晶集合体となり、主相のＦｅ3Ｂ型化合物相のほか、Ｎ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造相の量比が増大し、α−Ｆｅ相
が減少することにより、永久磁石薄帯となり、さらにこ
れを粉砕して磁石合金粉末化することによって、ｉＨｃ
≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯ
ｅの磁気特性が得られ、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒ
を有するボンド磁石に最適のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−（Ｎｄ，
Ｄｙ）−Ｍ系磁石合金粉末を得ることができ、また焼結
磁石化することにより従来のアルニコ系磁石と同等以上
の磁気特性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し、
磁気部品と磁石体との一体成型を採用することによって
工程を短縮することができ、焼結ハードフェライトを凌
ぐ性能対コスト比を実現し得るボンド磁石を提供するこ
とができる。
───────────────────────────────────────────────────── 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
Claims (3)
- 【請求項１】 組成式をＦｅ100-x-y-zＣｏxＢy（Ｒ1-a
Ｄｙa）zＭw （但し、ＲはＮｄ、Ｐｒの１種または２
種、ＭはＡｇ、Ａｌ、Ｓｉ、ＣｕまたはＧａの１種また
は２種以上）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、
ｚ、ａ、ｗが下記値を満足し、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相
とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相を有
し、平均結晶粒径が０．０１〜０．１μｍの微細結晶集
合体からなることを特徴とする希土類磁石。 ０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．０２≦ａ≦０．９ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％ - 【請求項２】 組成式をＦｅ100-x-y-zＣｏxＢy（Ｒ1-a
Ｄｙa）zＭw （但し、ＲはＮｄ、Ｐｒの１種または２
種、ＭはＡｇ、Ａｌ、Ｓｉ、ＣｕまたはＧａの１種また
は２種以上）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、
ｚ、ａ、ｗが下記値を満足し、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相
とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相を有
し、平均結晶粒径が０．０１〜０．１μｍの微細結晶集
合体からなり、平均粒径が３〜５００μｍ、磁気特性が
ｉＨｃ≧４ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８
ＭＧＯｅであることを特徴とする希土類磁石合金粉末。 ０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．０２≦ａ≦０．９ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％ - 【請求項３】 組成式をＦｅ100-x-y-zＣｏxＢy（Ｒ1-a
Ｄｙa）zＭw （但し、ＲはＮｄ、Ｐｒの１種または２
種、ＭはＡｇ、Ａｌ、Ｓｉ、ＣｕまたはＧａの１種また
は２種以上）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、
ｚ、ａ、ｗが下記値を満足する合金溶湯を超急冷法にて
実質的に９０％以上をアモルファス組織となし、さらに
熱処理に際し５００℃からの昇温速度を１〜１５℃／分
で昇温して５５０〜７００℃で３０秒〜６時間保持する
熱処理を施し、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ
14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径
が０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体を得たのち、
これを粉砕して磁石合金粉末を得ることを特徴とする希
土類磁石合金粉末の製造方法。 ０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．０２≦ａ≦０．９ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5085291A JP2999649B2 (ja) | 1992-03-19 | 1993-03-19 | 希土類磁石並びに希土類磁石合金粉末とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9378192 | 1992-03-19 | ||
| JP4-93781 | 1992-03-19 | ||
| JP5085291A JP2999649B2 (ja) | 1992-03-19 | 1993-03-19 | 希土類磁石並びに希土類磁石合金粉末とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0661027A true JPH0661027A (ja) | 1994-03-04 |
| JP2999649B2 JP2999649B2 (ja) | 2000-01-17 |
Family
ID=26426308
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5085291A Expired - Lifetime JP2999649B2 (ja) | 1992-03-19 | 1993-03-19 | 希土類磁石並びに希土類磁石合金粉末とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2999649B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000033325A1 (de) * | 1998-12-03 | 2000-06-08 | Institut für Festkörper- und Werkstofforschung Dresden e.V. | Hartmagnetische legierung und daraus hergestellte gusskörper |
| EP1158544A2 (en) * | 2000-05-22 | 2001-11-28 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder, manufacturing method of magnetic powder and bonded magnets |
-
1993
- 1993-03-19 JP JP5085291A patent/JP2999649B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000033325A1 (de) * | 1998-12-03 | 2000-06-08 | Institut für Festkörper- und Werkstofforschung Dresden e.V. | Hartmagnetische legierung und daraus hergestellte gusskörper |
| EP1158544A2 (en) * | 2000-05-22 | 2001-11-28 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder, manufacturing method of magnetic powder and bonded magnets |
| EP1158544A3 (en) * | 2000-05-22 | 2002-08-28 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder, manufacturing method of magnetic powder and bonded magnets |
| US6627102B2 (en) | 2000-05-22 | 2003-09-30 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder, manufacturing method of magnetic powder and bonded magnets |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2999649B2 (ja) | 2000-01-17 |
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