JPH07118815A - 硬質磁性材料および永久磁石 - Google Patents
硬質磁性材料および永久磁石Info
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- JPH07118815A JPH07118815A JP6206624A JP20662494A JPH07118815A JP H07118815 A JPH07118815 A JP H07118815A JP 6206624 A JP6206624 A JP 6206624A JP 20662494 A JP20662494 A JP 20662494A JP H07118815 A JPH07118815 A JP H07118815A
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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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
- H01F1/032—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
- 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
Abstract
(57)【要約】
【目的】 高い飽和磁束密度と優れた磁気異方性を有
し、さらに熱安定性の優れた硬質磁性材料を提供しよう
とするものである。 【構成】 一般式Ｒ１x Ｒ２y Ａz Ｃｏu Ｆｅ
100-x-y-z-u （Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくと
も１種の元素、Ｒ２はＺｒ、ＨｆおよびＳｃから選ばれ
る少なくとも１種の元素、ＡはＣ、ＮおよびＰから選ば
れる少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原
子％で２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、０≦
ｕ≦７０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶
構造を有し、かつ前記主相のＦｅおよびＣｏの合計量が
前記主相中のＡを除く全ての元素の総量の９０原子％以
上を占め、かつＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターン
（角分解能０．０２゜以下）においてＴｂＣｕ7 相の主
反射強度の半値幅が０．８゜以下であることを特徴とし
ている。
し、さらに熱安定性の優れた硬質磁性材料を提供しよう
とするものである。 【構成】 一般式Ｒ１x Ｒ２y Ａz Ｃｏu Ｆｅ
100-x-y-z-u （Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくと
も１種の元素、Ｒ２はＺｒ、ＨｆおよびＳｃから選ばれ
る少なくとも１種の元素、ＡはＣ、ＮおよびＰから選ば
れる少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原
子％で２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、０≦
ｕ≦７０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶
構造を有し、かつ前記主相のＦｅおよびＣｏの合計量が
前記主相中のＡを除く全ての元素の総量の９０原子％以
上を占め、かつＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターン
（角分解能０．０２゜以下）においてＴｂＣｕ7 相の主
反射強度の半値幅が０．８゜以下であることを特徴とし
ている。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、永久磁石の素材等に有
用な硬質磁性材料およびこれを用いた永久磁石に関す
る。
用な硬質磁性材料およびこれを用いた永久磁石に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】従来、高性能希土類永久磁石としては、
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知られ
ている。これらの磁石は、現在、量産化が進められてい
る。前記各磁石は、ＦｅまたはＣｏが多量に含まれ、飽
和磁束密度の増大に寄与している。また、前記各磁石は
Ｓｍ、Ｎｄなどの希土類元素が含まれているため、希土
類元素により結晶場中における４ｆ電子の挙動に由来す
る非常に大きな磁気異方性をもたらす。その結果、保磁
力の増大が図られ、高性能な磁石が実現されている。こ
のような前記高性能磁石は、主としてスピーカ、モー
タ、計測器などの電気機器に使用されている。
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知られ
ている。これらの磁石は、現在、量産化が進められてい
る。前記各磁石は、ＦｅまたはＣｏが多量に含まれ、飽
和磁束密度の増大に寄与している。また、前記各磁石は
Ｓｍ、Ｎｄなどの希土類元素が含まれているため、希土
類元素により結晶場中における４ｆ電子の挙動に由来す
る非常に大きな磁気異方性をもたらす。その結果、保磁
力の増大が図られ、高性能な磁石が実現されている。こ
のような前記高性能磁石は、主としてスピーカ、モー
タ、計測器などの電気機器に使用されている。
【０００３】近年、各種電気機器の小形化の要求が高ま
り、それに対応して前記永久磁石の最大磁気エネルギー
積を向上し、より高性能化を図ることが求められてい
る。ところで、より高性能の永久磁石を得るための素材
として希土類元素とＦｅのような遷移金属元素との組み
合わせが有力視されている。特に、Ｆｅのような遷移金
属元素を多量に含有する結晶相を主相とする素材は、永
久磁石の高性能化に必須である高飽和磁束密度化に有用
である。
り、それに対応して前記永久磁石の最大磁気エネルギー
積を向上し、より高性能化を図ることが求められてい
る。ところで、より高性能の永久磁石を得るための素材
として希土類元素とＦｅのような遷移金属元素との組み
合わせが有力視されている。特に、Ｆｅのような遷移金
属元素を多量に含有する結晶相を主相とする素材は、永
久磁石の高性能化に必須である高飽和磁束密度化に有用
である。
【０００４】このようなことから、本発明者らはＦｅの
ような遷移金属元素を９０原子％以上含有する結晶相を
見出し、前記結晶相を含む磁性材料を既に出願した。し
かしながら、前記磁性材料は高保磁力化等に必要な熱処
理プロセス下で分解等による磁気特性の劣化が見られる
場合があり、高い歩留まりで高性能の永久磁石を製造す
ることが困難であった。
ような遷移金属元素を９０原子％以上含有する結晶相を
見出し、前記結晶相を含む磁性材料を既に出願した。し
かしながら、前記磁性材料は高保磁力化等に必要な熱処
理プロセス下で分解等による磁気特性の劣化が見られる
場合があり、高い歩留まりで高性能の永久磁石を製造す
ることが困難であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、高い
飽和磁束密度と優れた磁気異方性を有し、さらに熱安定
性の優れた硬質磁性材料およびこれを用いた永久磁石を
提供しようとするものである。
飽和磁束密度と優れた磁気異方性を有し、さらに熱安定
性の優れた硬質磁性材料およびこれを用いた永久磁石を
提供しようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明によると、一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ａz Ｃｏu Ｆｅ100-x-y-z-u （Ｉ） （ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｒ２はＺｒ、ＨｆおよびＳｃから選ばれる少
なくとも１種の元素、ＡはＣ、ＮおよびＰから選ばれる
少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％
でそれぞれ２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、
０≦ｕ≦７０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造を有し、かつＣｕＫα線を用いたＸ線回折パタ
ーン（角分解能０．０２゜以下）におけるＴｂＣｕ7 相
の主反射強度の半値幅が０．８゜以下であることを特徴
とする硬質磁性材料が提供される。
種の元素、Ｒ２はＺｒ、ＨｆおよびＳｃから選ばれる少
なくとも１種の元素、ＡはＣ、ＮおよびＰから選ばれる
少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％
でそれぞれ２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、
０≦ｕ≦７０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造を有し、かつＣｕＫα線を用いたＸ線回折パタ
ーン（角分解能０．０２゜以下）におけるＴｂＣｕ7 相
の主反射強度の半値幅が０．８゜以下であることを特徴
とする硬質磁性材料が提供される。
【０００７】また本発明によると、一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ａz Ｃｏu Ｆｅ100-x-y-z-u （Ｉ） （ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｒ２はＺｒ、ＨｆおよびＳｃから選ばれる少
なくとも１種の元素、ＡはＣ、ＮおよびＰから選ばれる
少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％
でそれぞれ２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、
０≦ｕ≦７０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造を有し、かつＣｕＫα線を用いたＸ線回折パタ
ーン（角分解能０．０２゜以下）におけるＴｂＣｕ7 相
の主反射強度をＩp とし、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折
パターン（角分解能０．０２゜以下）のα−Ｆｅ相の主
反射強度をＩFeとしたとき、ＴｂＣｕ7 相の主反射強度
の半値幅が０．８゜以下で、前記ＴｂＣｕ7 相と前記α
−Ｆｅ相の主反射強度の比率ＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）が
０．４以下である磁性合金を含むことを特徴とする永久
磁石が提供される。
種の元素、Ｒ２はＺｒ、ＨｆおよびＳｃから選ばれる少
なくとも１種の元素、ＡはＣ、ＮおよびＰから選ばれる
少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％
でそれぞれ２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、
０≦ｕ≦７０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造を有し、かつＣｕＫα線を用いたＸ線回折パタ
ーン（角分解能０．０２゜以下）におけるＴｂＣｕ7 相
の主反射強度をＩp とし、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折
パターン（角分解能０．０２゜以下）のα−Ｆｅ相の主
反射強度をＩFeとしたとき、ＴｂＣｕ7 相の主反射強度
の半値幅が０．８゜以下で、前記ＴｂＣｕ7 相と前記α
−Ｆｅ相の主反射強度の比率ＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）が
０．４以下である磁性合金を含むことを特徴とする永久
磁石が提供される。
【０００８】以下、前記一般式（Ｉ）の硬質磁性材料を
構成する各成分の働きおよび各成分の配合量を規定した
理由について詳細に説明する。 （１）Ｒ１元素 Ｒ１元素である希土類元素としては、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｙが挙げられ、これらは１種ま
たは２種以上の混合物で使用される。このようなＲ１元
素は、前記磁性材料に大きな磁気異方性をもたらし、高
い保磁力を付与する。
構成する各成分の働きおよび各成分の配合量を規定した
理由について詳細に説明する。 （１）Ｒ１元素 Ｒ１元素である希土類元素としては、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｙが挙げられ、これらは１種ま
たは２種以上の混合物で使用される。このようなＲ１元
素は、前記磁性材料に大きな磁気異方性をもたらし、高
い保磁力を付与する。
【０００９】前記Ｒ１元素を２原子％未満にすると、多
量のα−Ｆｅを生成して大きな保磁力が得られなくな
る。一方、前記Ｒ１元素が過剰に配合されると、飽和磁
束密度が著しく低下する。より好ましいＲ１元素の量
は、２〜１６原子％の範囲である。特に、前記Ｒ１元素
中にＮｄ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｒ、Ｄｙ、Ｔｂが総量で５０
原子％以上占めることが望ましい。このような量のＲ１
元素を用いることによって、前記磁性材料の磁気異方性
をより向上することが可能になる。
量のα−Ｆｅを生成して大きな保磁力が得られなくな
る。一方、前記Ｒ１元素が過剰に配合されると、飽和磁
束密度が著しく低下する。より好ましいＲ１元素の量
は、２〜１６原子％の範囲である。特に、前記Ｒ１元素
中にＮｄ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｒ、Ｄｙ、Ｔｂが総量で５０
原子％以上占めることが望ましい。このような量のＲ１
元素を用いることによって、前記磁性材料の磁気異方性
をより向上することが可能になる。
【００１０】（２）Ｒ２元素 Ｒ２元素としては、Ｓｃ、ＺｒおよびＨｆの群から選ば
れる少なくとも１種の元素を用いることができる。この
ようなＲ２元素は、主として前記Ｒ１の希土類サイトを
占有して前記希土類サイトの平均原子半径を小さくする
等の作用により主相中のＦｅおよびＣｏの濃度を高める
ことが可能になる。また、前記Ｒ２元素は主相であるＴ
ｂＣｕ7 型結晶構造を有する相の生成を促進する働きを
有する。
れる少なくとも１種の元素を用いることができる。この
ようなＲ２元素は、主として前記Ｒ１の希土類サイトを
占有して前記希土類サイトの平均原子半径を小さくする
等の作用により主相中のＦｅおよびＣｏの濃度を高める
ことが可能になる。また、前記Ｒ２元素は主相であるＴ
ｂＣｕ7 型結晶構造を有する相の生成を促進する働きを
有する。
【００１１】前記Ｒ２元素は、硬質磁性材料中に必ずし
も含有されなくてもよいが、前記一般式においてｕ＝
０、つまりＣｏを含有しない場合、前記Ｒ２元素を０．
０１〜１８原子％含有させることによりα−Ｆｅの生成
を抑制して大きな保磁力を得ることが可能になる。より
好ましいＲ２元素の量は、０．５〜６原子％の範囲であ
る。
も含有されなくてもよいが、前記一般式においてｕ＝
０、つまりＣｏを含有しない場合、前記Ｒ２元素を０．
０１〜１８原子％含有させることによりα−Ｆｅの生成
を抑制して大きな保磁力を得ることが可能になる。より
好ましいＲ２元素の量は、０．５〜６原子％の範囲であ
る。
【００１２】前記Ｒ１元素およびＲ２元素の合計量を４
〜２０原子％の範囲に規定することにより、より優れた
磁気特性を有する磁性材料を得ることが可能になる。よ
り好ましい前記Ｒ１元素およびＲ２元素の合計量は、６
〜１６原子％の範囲である。
〜２０原子％の範囲に規定することにより、より優れた
磁気特性を有する磁性材料を得ることが可能になる。よ
り好ましい前記Ｒ１元素およびＲ２元素の合計量は、６
〜１６原子％の範囲である。
【００１３】（３）Ａ元素 Ａ元素は、Ｃ、ＮおよびＰの群から選ばれる少なくとも
１種の元素である。前記Ａ元素は、主としてＴｂＣｕ7
型結晶構造のインタースティシャル位置に存在し、前記
Ａ元素を含まない場合と比較して結晶格子を拡大させた
り、電子帯構造変化をさせる。その結果、前記主相のキ
ュリー温度、飽和磁束密度、磁気異方性を向上させる働
きを有する。前記Ａ元素が２０原子％を越えるとＴｂＣ
ｕ7 相の生成が困難となる。前記Ａ元素のより好ましい
配合量は、１０原子％以下である。なお、Ａ元素の一部
は、Ｈで置換することが可能である。
１種の元素である。前記Ａ元素は、主としてＴｂＣｕ7
型結晶構造のインタースティシャル位置に存在し、前記
Ａ元素を含まない場合と比較して結晶格子を拡大させた
り、電子帯構造変化をさせる。その結果、前記主相のキ
ュリー温度、飽和磁束密度、磁気異方性を向上させる働
きを有する。前記Ａ元素が２０原子％を越えるとＴｂＣ
ｕ7 相の生成が困難となる。前記Ａ元素のより好ましい
配合量は、１０原子％以下である。なお、Ａ元素の一部
は、Ｈで置換することが可能である。
【００１４】（４）Ｃｏ Ｃｏは、特に前記Ｒ２元素を含まない場合において主相
のＦｅおよびＣｏの濃度を増加させる効果があり、これ
によってＣｏを含まない場合に比較して飽和磁束密度を
より向上することが可能になる。また、Ｃｏは主相の安
定性を向上させる働きを有する。Ｃｏの配合量が７０原
子％を越えると飽和磁束密度をかえって減少させる。よ
り好ましいＣｏの配合量は４〜５０原子％、最も好まし
い配合量は１０〜５０原子％である。
のＦｅおよびＣｏの濃度を増加させる効果があり、これ
によってＣｏを含まない場合に比較して飽和磁束密度を
より向上することが可能になる。また、Ｃｏは主相の安
定性を向上させる働きを有する。Ｃｏの配合量が７０原
子％を越えると飽和磁束密度をかえって減少させる。よ
り好ましいＣｏの配合量は４〜５０原子％、最も好まし
い配合量は１０〜５０原子％である。
【００１５】（５）Ｆｅ Ｆｅは、前記硬質磁性材料の飽和磁束密度を増大させる
働きを有する。特に、Ｆｅを前記硬質磁性材料中にＦｅ
およびＣｏの総量に対し７０原子％以上配合することに
よりその効果が顕著になる。
働きを有する。特に、Ｆｅを前記硬質磁性材料中にＦｅ
およびＣｏの総量に対し７０原子％以上配合することに
よりその効果が顕著になる。
【００１６】前記Ｆｅの一部をＭ元素（ＭはＳｉ、Ｔ
ｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｇａ、Ａｌの群
から選ばれる１種以上の元素）で置換することにより、
前記硬質磁性材料中の前記主相の割合を増大させたり、
主相中のＦｅ、Ｃｏの総濃度を増加させることが可能に
なる。ただし、前記Ｍ元素で前記Ｆｅを多量に置換する
と飽和磁束密度の低下を招く。このため、前記Ｍ元素の
置換量は前記Ｆｅの配合量中、２０原子％以下にするこ
とが望ましい。
ｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｇａ、Ａｌの群
から選ばれる１種以上の元素）で置換することにより、
前記硬質磁性材料中の前記主相の割合を増大させたり、
主相中のＦｅ、Ｃｏの総濃度を増加させることが可能に
なる。ただし、前記Ｍ元素で前記Ｆｅを多量に置換する
と飽和磁束密度の低下を招く。このため、前記Ｍ元素の
置換量は前記Ｆｅの配合量中、２０原子％以下にするこ
とが望ましい。
【００１７】前記主相中に占める前記ＣｏおよびＦｅの
合計量は、前記Ｒ１、Ｒ２、ＣｏおよびＦｅの総量に対
し９０原子％以上にすることが望ましい。この範囲にお
いて、大きな飽和磁束密度を有する硬質磁性材料を得る
ことができるために好ましい。これを実現するには、ｕ
＋ｙ≧０．０１にすることが好ましい。
合計量は、前記Ｒ１、Ｒ２、ＣｏおよびＦｅの総量に対
し９０原子％以上にすることが望ましい。この範囲にお
いて、大きな飽和磁束密度を有する硬質磁性材料を得る
ことができるために好ましい。これを実現するには、ｕ
＋ｙ≧０．０１にすることが好ましい。
【００１８】前記一般式（Ｉ）の硬質磁性材料中には、
酸化物等の不可避的不純物を含有することを許容する。
また、本発明に係わる硬質磁性材料においてＣｕＫα線
を用いたＸ線回折パターンにおけるＴｂＣｕ7 相の主反
射強度の半値幅を０．８゜以下に規定した理由を次に説
明する。ここで、Ｘ線回折パターンは角分解能が０．０
２゜以下の条件で測定することにより求めたものであ
る。
酸化物等の不可避的不純物を含有することを許容する。
また、本発明に係わる硬質磁性材料においてＣｕＫα線
を用いたＸ線回折パターンにおけるＴｂＣｕ7 相の主反
射強度の半値幅を０．８゜以下に規定した理由を次に説
明する。ここで、Ｘ線回折パターンは角分解能が０．０
２゜以下の条件で測定することにより求めたものであ
る。
【００１９】前述したようにＣｏ、Ｆｅを多量に含むＴ
ｂＣｕ7 相を主相とする磁性材料は高保磁力化等に必要
な熱処理プロセス下で分解等により磁気特性が劣化する
場合が見られ、永久磁石の製造時に歩留まりの低下を招
く。
ｂＣｕ7 相を主相とする磁性材料は高保磁力化等に必要
な熱処理プロセス下で分解等により磁気特性が劣化する
場合が見られ、永久磁石の製造時に歩留まりの低下を招
く。
【００２０】本発明者らは、前記磁気特性の劣化の主た
る原因が磁性材料の製造工程で導入される機械的歪みに
起因するものと推定し、例えば４８０℃以下の温度で１
分間以上歪み取り熱処理を行いＣｕＫα線を用いたＸ線
回折パターンにおけるＴｂＣｕ7 相の主反射強度の半値
幅を０．８゜以下にすることによって、後工程の高保磁
力化のための熱処理プロセス下での分解や磁気特性の劣
化を抑制して特性のばらつきがなく、歩留まりよく永久
磁石が得られることを見出した。
る原因が磁性材料の製造工程で導入される機械的歪みに
起因するものと推定し、例えば４８０℃以下の温度で１
分間以上歪み取り熱処理を行いＣｕＫα線を用いたＸ線
回折パターンにおけるＴｂＣｕ7 相の主反射強度の半値
幅を０．８゜以下にすることによって、後工程の高保磁
力化のための熱処理プロセス下での分解や磁気特性の劣
化を抑制して特性のばらつきがなく、歩留まりよく永久
磁石が得られることを見出した。
【００２１】なお、前記主反射強度の半値幅を０．８゜
以下にする方法は、４８０℃以下の低温熱処理に限定さ
れるものではなく、製造工程上、歪みが入らないような
手段、例えば液体急冷法により磁性材料を製造する場合
には急冷速度を最適化する等により達成することも可能
である。いずれの方法においても、ＴｂＣｕ7 相の主反
射強度の半値幅を０．８゜以下にすることによって高保
磁力化のための熱処理プロセス下での分解や磁気特性の
劣化を抑制して、特性のばらつきがなく、歩留まりよく
永久磁石を得ることができる。より好ましいＴｂＣｕ7
相の主反射強度の半値幅は、０．７゜以下である。
以下にする方法は、４８０℃以下の低温熱処理に限定さ
れるものではなく、製造工程上、歪みが入らないような
手段、例えば液体急冷法により磁性材料を製造する場合
には急冷速度を最適化する等により達成することも可能
である。いずれの方法においても、ＴｂＣｕ7 相の主反
射強度の半値幅を０．８゜以下にすることによって高保
磁力化のための熱処理プロセス下での分解や磁気特性の
劣化を抑制して、特性のばらつきがなく、歩留まりよく
永久磁石を得ることができる。より好ましいＴｂＣｕ7
相の主反射強度の半値幅は、０．７゜以下である。
【００２２】さらに、本発明に係わる硬質磁性材料にお
いてはα−Ｆｅ相が少ないことが好ましい。具体的に
は、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターン（角分解能
０．０２゜以下）のＴｂＣｕ7 相の主反射強度をＩp と
し、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターン（角分解能
０．０２゜以下）のα−Ｆｅ相の主反射強度をＩFeとし
たとき、前記ＴｂＣｕ7 相と前記α−Ｆｅ相の主反射強
度の比率ＩFe／（ＩFe＋Ｉp）が０．４以下であること
が好ましい。このようなＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）が０．４
以下である硬質磁性材料は、高い保磁力を有する。な
お、硬質磁性材料中にＣｏを含む場合にはα−Ｆｅ相は
Ｃｏを含むことがある。また、硬質磁性材料中に前述し
たＦｅの置換元素であるＭ元素を含む場合にはα−Ｆｅ
相はＭ元素を含むことがある。
いてはα−Ｆｅ相が少ないことが好ましい。具体的に
は、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターン（角分解能
０．０２゜以下）のＴｂＣｕ7 相の主反射強度をＩp と
し、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターン（角分解能
０．０２゜以下）のα−Ｆｅ相の主反射強度をＩFeとし
たとき、前記ＴｂＣｕ7 相と前記α−Ｆｅ相の主反射強
度の比率ＩFe／（ＩFe＋Ｉp）が０．４以下であること
が好ましい。このようなＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）が０．４
以下である硬質磁性材料は、高い保磁力を有する。な
お、硬質磁性材料中にＣｏを含む場合にはα−Ｆｅ相は
Ｃｏを含むことがある。また、硬質磁性材料中に前述し
たＦｅの置換元素であるＭ元素を含む場合にはα−Ｆｅ
相はＭ元素を含むことがある。
【００２３】さらに、本発明に係わる硬質磁性材料は高
保磁力を得る観点からＴｂＣｕ7 相（主相）の平均結晶
粒径が０．０２〜５μｍであることが好ましい。前記一
般式（Ｉ）の硬質磁性材料は、例えば以下に説明する方
法により製造される。
保磁力を得る観点からＴｂＣｕ7 相（主相）の平均結晶
粒径が０．０２〜５μｍであることが好ましい。前記一
般式（Ｉ）の硬質磁性材料は、例えば以下に説明する方
法により製造される。
【００２４】まず、所定量のＲ１、Ｒ２、Ａ（Ｎを除
く）、ＣｏおよびＦｅの各元素および必要に応じて前記
Ｆｅの一部を置換するＭ元素（ＭはＳｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、
Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｇａ、Ａｌの群から選ばれ
る１種以上の元素）を含む材料を、アーク溶解または高
周波溶解により合金溶湯を調製する。つづいて、前記合
金溶湯を高速で回転する単ロールまたは双ロールに噴射
することにより急冷する単ロール法または双ロール法に
より前記一般式（Ｉ）で表される組成を有する合金材料
を製造する。前記急冷プロセスとしては、その他に前記
合金溶湯を回転ディスク上に噴射して急冷する回転ディ
スク法、前記合金溶湯をＨｅのような不活性ガス中に噴
射して急冷するガスアトマイズ法等が採用される。な
お、前記各急冷法はＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気
で行うことが望ましい。このような雰囲気で前記合金溶
湯を急冷することによって、酸化による磁気特性の劣化
が防止された合金材料を製造することが可能になる。
く）、ＣｏおよびＦｅの各元素および必要に応じて前記
Ｆｅの一部を置換するＭ元素（ＭはＳｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、
Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｇａ、Ａｌの群から選ばれ
る１種以上の元素）を含む材料を、アーク溶解または高
周波溶解により合金溶湯を調製する。つづいて、前記合
金溶湯を高速で回転する単ロールまたは双ロールに噴射
することにより急冷する単ロール法または双ロール法に
より前記一般式（Ｉ）で表される組成を有する合金材料
を製造する。前記急冷プロセスとしては、その他に前記
合金溶湯を回転ディスク上に噴射して急冷する回転ディ
スク法、前記合金溶湯をＨｅのような不活性ガス中に噴
射して急冷するガスアトマイズ法等が採用される。な
お、前記各急冷法はＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気
で行うことが望ましい。このような雰囲気で前記合金溶
湯を急冷することによって、酸化による磁気特性の劣化
が防止された合金材料を製造することが可能になる。
【００２５】また、前記一般式（Ｉ）の合金材料の他の
製造方法としては、所定量のＲ１、Ｒ２、Ａ（Ｎを除
く）、ＣｏおよびＦｅの各元素および必要に応じて前記
Ｆｅの一部を置換するＭ元素の各元素粉末からなる混合
体に機械的エネルギーを付与して合金化させるメカニカ
ルアロイイング法またはメカニカルグラインディング法
が挙げられる。これらの方法は、前記混合体を固相反応
させることにより合金化する方法である。前記固相反応
を起こさせる具体的な方法としては、例えば遊星ボール
ミル、回転式ボールミル、アトライタ、振動ボールミ
ル、スクリュー式ボールミル等に前記混合体を投入し、
前記各粉末に機械的な衝撃を与える方法が採用される。
製造方法としては、所定量のＲ１、Ｒ２、Ａ（Ｎを除
く）、ＣｏおよびＦｅの各元素および必要に応じて前記
Ｆｅの一部を置換するＭ元素の各元素粉末からなる混合
体に機械的エネルギーを付与して合金化させるメカニカ
ルアロイイング法またはメカニカルグラインディング法
が挙げられる。これらの方法は、前記混合体を固相反応
させることにより合金化する方法である。前記固相反応
を起こさせる具体的な方法としては、例えば遊星ボール
ミル、回転式ボールミル、アトライタ、振動ボールミ
ル、スクリュー式ボールミル等に前記混合体を投入し、
前記各粉末に機械的な衝撃を与える方法が採用される。
【００２６】さらに、前記一般式（Ｉ）の合金材料はア
ーク溶解または高周波溶解等により溶解した後、鋳造す
ることによって作製することをも許容する。前記各方法
により得られた合金材料は、ボールミル、ブラウンミ
ル、スタンプミル等によって粉砕することにより合金材
料粉末が製造される。ただし、前記メカニカルアロイイ
ング法またはメカニカルグラインディング法による方法
で得られた合金材料は、粉末状態であるため、前記粉砕
工程を省略することが可能である。また、粉末化は４８
０℃以下、１分間以上程度の歪み取り熱処理プロセスの
後や、本発明の硬質磁性材料を用いた永久磁石の製造プ
ロセス中に行ってもよい。
ーク溶解または高周波溶解等により溶解した後、鋳造す
ることによって作製することをも許容する。前記各方法
により得られた合金材料は、ボールミル、ブラウンミ
ル、スタンプミル等によって粉砕することにより合金材
料粉末が製造される。ただし、前記メカニカルアロイイ
ング法またはメカニカルグラインディング法による方法
で得られた合金材料は、粉末状態であるため、前記粉砕
工程を省略することが可能である。また、粉末化は４８
０℃以下、１分間以上程度の歪み取り熱処理プロセスの
後や、本発明の硬質磁性材料を用いた永久磁石の製造プ
ロセス中に行ってもよい。
【００２７】さらに、得られた粉末は４８０℃以下の温
度で歪み取り熱処理がなされ、本発明の硬質磁性材料が
製造される。ただし、前記粉末を得るまでの工程、例え
ば液体急冷法により粉末を作製する場合、急冷速度の最
適化等により十分に歪みが除去されていれば、前記歪み
取り熱処理を省略しても差支えない。
度で歪み取り熱処理がなされ、本発明の硬質磁性材料が
製造される。ただし、前記粉末を得るまでの工程、例え
ば液体急冷法により粉末を作製する場合、急冷速度の最
適化等により十分に歪みが除去されていれば、前記歪み
取り熱処理を省略しても差支えない。
【００２８】本発明においては、このような歪み取り熱
処理等により十分に歪を除去することにより、得られた
磁性材料を用いて永久磁石を製造する際、通常の高保磁
力化のために必要な高温での熱処理を行ってもＣｕＫα
線を用いたＸ線回折パターン（角分解能０．０２゜以
下）のＴｂＣｕ7 相の主反射強度の半値幅が０．８゜以
下で、同時に前述したＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）が０．４以
下である永久磁石を製造することが可能になる。ここ
で、歪み取り熱処理温度を４８０℃以下に規定したの
は、４８０℃を越える温度で熱処理を行うと、この熱処
理プロセス下で分解等による磁気特性の劣化が生じるか
らである。また、前記歪み取り熱処理の温度が低く過ぎ
ると、十分に歪が除去されないため、前記歪み取り熱処
理の温度は１００℃以上、４８０℃以下の温度にするこ
とが好ましい。
処理等により十分に歪を除去することにより、得られた
磁性材料を用いて永久磁石を製造する際、通常の高保磁
力化のために必要な高温での熱処理を行ってもＣｕＫα
線を用いたＸ線回折パターン（角分解能０．０２゜以
下）のＴｂＣｕ7 相の主反射強度の半値幅が０．８゜以
下で、同時に前述したＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）が０．４以
下である永久磁石を製造することが可能になる。ここ
で、歪み取り熱処理温度を４８０℃以下に規定したの
は、４８０℃を越える温度で熱処理を行うと、この熱処
理プロセス下で分解等による磁気特性の劣化が生じるか
らである。また、前記歪み取り熱処理の温度が低く過ぎ
ると、十分に歪が除去されないため、前記歪み取り熱処
理の温度は１００℃以上、４８０℃以下の温度にするこ
とが好ましい。
【００２９】次に、前述した方法により製造された前記
一般式（Ｉ）の硬質磁性材料から永久磁石、ボンド磁石
を製造する方法を説明する。 （ａ）前記磁性材料粉末をホットプレスまたは熱間静水
圧プレス（ＨＩＰ）により高密度の成形体（圧粉体）と
して一体化することにより永久磁石を製造する。前記加
圧時に磁場を印加して結晶方位を揃えることにより高磁
束密度を有する永久磁石を製造できる。また、前記加圧
後に３００〜７００℃の温度下で加圧しながら塑性変形
加工を施すことにより磁化容易軸方向に磁気的な配向が
なされた永久磁石を製造することが可能になる。
一般式（Ｉ）の硬質磁性材料から永久磁石、ボンド磁石
を製造する方法を説明する。 （ａ）前記磁性材料粉末をホットプレスまたは熱間静水
圧プレス（ＨＩＰ）により高密度の成形体（圧粉体）と
して一体化することにより永久磁石を製造する。前記加
圧時に磁場を印加して結晶方位を揃えることにより高磁
束密度を有する永久磁石を製造できる。また、前記加圧
後に３００〜７００℃の温度下で加圧しながら塑性変形
加工を施すことにより磁化容易軸方向に磁気的な配向が
なされた永久磁石を製造することが可能になる。
【００３０】（ｂ）前記磁性材料粉末を焼結することに
よって永久磁石を製造する。 （ｃ）前記磁性材料粉末をエポキシ樹脂、ナイロン系な
どの樹脂と混合した後、成形することによりボンド磁石
を製造する。前記樹脂としてエポキシ樹脂系の熱硬化性
樹脂を用いる場合には、圧縮成形の後に１００〜２００
℃の温度でキュア処理を施すことが望ましい。前記樹脂
としてナイロン系の熱可塑性樹脂を用いる場合には、射
出成形法を採用することが望ましい。
よって永久磁石を製造する。 （ｃ）前記磁性材料粉末をエポキシ樹脂、ナイロン系な
どの樹脂と混合した後、成形することによりボンド磁石
を製造する。前記樹脂としてエポキシ樹脂系の熱硬化性
樹脂を用いる場合には、圧縮成形の後に１００〜２００
℃の温度でキュア処理を施すことが望ましい。前記樹脂
としてナイロン系の熱可塑性樹脂を用いる場合には、射
出成形法を採用することが望ましい。
【００３１】（ｄ）前記磁性材料粉末を低融点金属また
は低融点合金と混合した後、成形することによりメタル
ボンド磁石を製造する。前記低融点金属としては、例え
ばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇなどを、前記低融点合
金としては前記金属からなる合金等を用いることができ
る。
は低融点合金と混合した後、成形することによりメタル
ボンド磁石を製造する。前記低融点金属としては、例え
ばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇなどを、前記低融点合
金としては前記金属からなる合金等を用いることができ
る。
【００３２】なお、前記各工程中、歪み等の原因により
ＴｂＣｕ7 相の主反射ピークの半値幅が０．８゜を越え
る場合には前述した歪み取り熱処理を適宜行うことが望
ましい。
ＴｂＣｕ7 相の主反射ピークの半値幅が０．８゜を越え
る場合には前述した歪み取り熱処理を適宜行うことが望
ましい。
【００３３】前記一般式（Ｉ）の硬質磁性材料におい
て、Ａ元素としてＮを含む組成の場合は、例えば以下に
説明する方法により合金中にＮを配合すればよい。すな
わち、前記磁性材料粉末を０．００１〜１００気圧の窒
素ガス雰囲気中、３００〜８００℃の温度下で０．１〜
１００時間熱処理する。このような熱処理の雰囲気は、
窒素ガスに代えてアンモニア等の窒素化合物ガスを用い
てもよい。前記窒素もしくは窒素化合物ガスの分圧は、
０．００１〜１００気圧の範囲にすることが望ましい。
また、前記窒化処理を行うのは保磁力の改善のための熱
処理の前であっても、後であってもよい。さらに、前記
窒化処理において前記窒素もしくは窒素化合物ガスに窒
素を含まない他のガスを混合することを許容する。ただ
し、酸素を混合する場合には熱処理中の酸化物生成によ
る磁気特性の劣化を避けるために、酸素分圧を０．０２
気圧以下にすることが望ましい。
て、Ａ元素としてＮを含む組成の場合は、例えば以下に
説明する方法により合金中にＮを配合すればよい。すな
わち、前記磁性材料粉末を０．００１〜１００気圧の窒
素ガス雰囲気中、３００〜８００℃の温度下で０．１〜
１００時間熱処理する。このような熱処理の雰囲気は、
窒素ガスに代えてアンモニア等の窒素化合物ガスを用い
てもよい。前記窒素もしくは窒素化合物ガスの分圧は、
０．００１〜１００気圧の範囲にすることが望ましい。
また、前記窒化処理を行うのは保磁力の改善のための熱
処理の前であっても、後であってもよい。さらに、前記
窒化処理において前記窒素もしくは窒素化合物ガスに窒
素を含まない他のガスを混合することを許容する。ただ
し、酸素を混合する場合には熱処理中の酸化物生成によ
る磁気特性の劣化を避けるために、酸素分圧を０．０２
気圧以下にすることが望ましい。
【００３４】また、前記合金材料粉末の調製過程におい
てＲＮ（Ｒは前述したＲ１およびＲ２からの選ばれる少
なくとも１種）等の窒素化合物を原料として用い、固相
反応により調製することによって前記Ａ元素として窒素
が予め配合された磁性材料を製造することも可能であ
る。
てＲＮ（Ｒは前述したＲ１およびＲ２からの選ばれる少
なくとも１種）等の窒素化合物を原料として用い、固相
反応により調製することによって前記Ａ元素として窒素
が予め配合された磁性材料を製造することも可能であ
る。
【００３５】なお、このように一般式（Ｉ）中のＡ元素
としてＮを含む組成の場合についても、Ｎを含有しない
磁性材料粉末と同様な方法により永久磁石を製造するこ
とができる。
としてＮを含む組成の場合についても、Ｎを含有しない
磁性材料粉末と同様な方法により永久磁石を製造するこ
とができる。
【００３６】さらに、前記永久磁石の製造工程におい
て、Ａｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気中または真空
中、３００〜１０００℃、０．１〜１００時間の熱処理
を施すことにより保磁力を大幅に改善させることが可能
になる。ただし、前述したように磁性材料粉末を窒化す
るための熱処理を前もって行う場合には前記保磁力を改
善するための熱処理を省略してもよい。また、歪み取り
熱処理を前もって行った場合、このような熱処理は保磁
力の改善の観点から通常、歪み取り熱処理の温度よりも
高い温度、好ましくは１００℃以上の高い温度で施され
る。
て、Ａｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気中または真空
中、３００〜１０００℃、０．１〜１００時間の熱処理
を施すことにより保磁力を大幅に改善させることが可能
になる。ただし、前述したように磁性材料粉末を窒化す
るための熱処理を前もって行う場合には前記保磁力を改
善するための熱処理を省略してもよい。また、歪み取り
熱処理を前もって行った場合、このような熱処理は保磁
力の改善の観点から通常、歪み取り熱処理の温度よりも
高い温度、好ましくは１００℃以上の高い温度で施され
る。
【００３７】
【作用】本発明によれば、一般式（Ｉ）［Ｒ１x Ｒ２y
Ａz Ｃｏu Ｆｅ100-x-y-z-u ］にて表され、高い飽和磁
束密度と優れた磁気異方性を備え、さらに優れた熱安定
性を有し、磁気特性のばらつきを抑えた硬質磁性材料を
得ることができる。
Ａz Ｃｏu Ｆｅ100-x-y-z-u ］にて表され、高い飽和磁
束密度と優れた磁気異方性を備え、さらに優れた熱安定
性を有し、磁気特性のばらつきを抑えた硬質磁性材料を
得ることができる。
【００３８】すなわち、前記一般式（Ｉ）にて表される
硬質磁性材料の典型的なＸ線回折パターンを図１に示
す。ただし、Ｘ線はＣｕ−Ｋαを用いた。図１の指数
（ｈ，ｋ，ｌ）［ただしｈ，ｋ，ｌは整数を示す］はＴ
ｂＣｕ7 型結晶構造で指数付けした場合のものである。
図１におけるα−（Ｆｅ，Ｃｏ）を除くすべての回折ピ
ークはすべてＴｂＣｕ7 型結晶構造で指数付けられる。
ＴｂＣｕ7 相中のＦｅ、Ｃｏの含有量は、その格子定数
ａ、ｃの比、つまりｃ／ａと密接な関係がある。本発明
に係わる硬質磁性材料と類似の結晶構造として例えばＴ
ｈ2 Ｚｎ17型結晶構造とＴｈＭｎ12型結晶構造がある
が、前記Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶構造、ＴｈＭｎ12型結晶構
造の格子定数ａ、ｃは前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造の前記
格子定数ａ、ｃに下記の規則で変換することができる。
硬質磁性材料の典型的なＸ線回折パターンを図１に示
す。ただし、Ｘ線はＣｕ−Ｋαを用いた。図１の指数
（ｈ，ｋ，ｌ）［ただしｈ，ｋ，ｌは整数を示す］はＴ
ｂＣｕ7 型結晶構造で指数付けした場合のものである。
図１におけるα−（Ｆｅ，Ｃｏ）を除くすべての回折ピ
ークはすべてＴｂＣｕ7 型結晶構造で指数付けられる。
ＴｂＣｕ7 相中のＦｅ、Ｃｏの含有量は、その格子定数
ａ、ｃの比、つまりｃ／ａと密接な関係がある。本発明
に係わる硬質磁性材料と類似の結晶構造として例えばＴ
ｈ2 Ｚｎ17型結晶構造とＴｈＭｎ12型結晶構造がある
が、前記Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶構造、ＴｈＭｎ12型結晶構
造の格子定数ａ、ｃは前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造の前記
格子定数ａ、ｃに下記の規則で変換することができる。
【００３９】ａ（ＴｂＣｕ7 ）＝ｃ（ＴｈＭｎ12） ｃ（ＴｂＣｕ7 ）＝ａ（ＴｈＭｎ12）／２ ａ（ＴｂＣｕ7 ）＝［ａ（Ｔｈ2 Ｚｎ17）］／（３
1/2 ） ｃ（ＴｂＣｕ7 ）＝ｃ（Ｔｈ2 Ｚｎ17）／３ したがって、前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造換算の格子定数
の比はｃ（ＴｂＣｕ7）／ａ（ＴｂＣｕ7 ）［以下、単
にｃ／ａと記す］で表され、これまでに見出されている
化合物（磁性材料）を前記格子定数の比を用いて示す
と、下記のようになる。
1/2 ） ｃ（ＴｂＣｕ7 ）＝ｃ（Ｔｈ2 Ｚｎ17）／３ したがって、前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造換算の格子定数
の比はｃ（ＴｂＣｕ7）／ａ（ＴｂＣｕ7 ）［以下、単
にｃ／ａと記す］で表され、これまでに見出されている
化合物（磁性材料）を前記格子定数の比を用いて示す
と、下記のようになる。
【００４０】 Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶構造…ｃ／ａ＝０．８４ ＴｈＭｎ12型結晶構造 …ｃ／ａ＝０．８８ 前記格子定数の比ｃ／ａの大きさは、その相におけるＦ
ｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも１種の元素の濃度
と密接に関係している。前記主相の組成式をＲ1 Ｍｅw
（ただし、Ｒは前記Ｒ１、Ｒ２の少なくとも１種の元
素、ＭｅはＦｅおよびＣｏの少なくとも一種の元素）と
表し、前記Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶構造を下記(1) 、前記Ｔ
ｈＭｎ12型結晶構造を下記(2) のように定義すると、前
記ｃ／ａとｗの関係は概ね下記の式(3) のように表すこ
とができる。
ｅおよびＣｏから選ばれる少なくとも１種の元素の濃度
と密接に関係している。前記主相の組成式をＲ1 Ｍｅw
（ただし、Ｒは前記Ｒ１、Ｒ２の少なくとも１種の元
素、ＭｅはＦｅおよびＣｏの少なくとも一種の元素）と
表し、前記Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶構造を下記(1) 、前記Ｔ
ｈＭｎ12型結晶構造を下記(2) のように定義すると、前
記ｃ／ａとｗの関係は概ね下記の式(3) のように表すこ
とができる。
【００４１】 ｃ／ａ＝０．８４ → ｗ＝８．５ …(1) ｃ／ａ＝０．８８ → ｗ＝１２ …(2) ｗ＝（５＋２ｄ）／（１−ｄ） …(3) ただし、前記式(3) 中のｄは、ｄ＝（２５／６）×（ｃ
／ａ）−（１９／６）である。
／ａ）−（１９／６）である。
【００４２】前記主相の組成式と前記式(3) の関係か
ら、一般にｃ／ａが大きいほど前記ｗが大きくなる、つ
まり前記組成式のＦｅおよびＣｏの濃度が高くなって飽
和磁束密度が向上される。前記ｃ／ａが０．８５を越え
る場合、ＴｂＣｕ7 相中のＦｅ、Ｃｏ濃度は９０原子％
以上と考えられる。
ら、一般にｃ／ａが大きいほど前記ｗが大きくなる、つ
まり前記組成式のＦｅおよびＣｏの濃度が高くなって飽
和磁束密度が向上される。前記ｃ／ａが０．８５を越え
る場合、ＴｂＣｕ7 相中のＦｅ、Ｃｏ濃度は９０原子％
以上と考えられる。
【００４３】本発明者らは、既に一般式（Ｉ）［Ｒ１x
Ｒ２y Ｃｏz Ａu Ｆｅ100-x-y-z-u］にて表され、液体
急冷等のプロセスを経ることにより前記ｃ／ａが０．８
５を越えるＴｂＣｕ7 相が生成された磁性材料（特願平
４−２７７４７４号）を提案した。
Ｒ２y Ｃｏz Ａu Ｆｅ100-x-y-z-u］にて表され、液体
急冷等のプロセスを経ることにより前記ｃ／ａが０．８
５を越えるＴｂＣｕ7 相が生成された磁性材料（特願平
４−２７７４７４号）を提案した。
【００４４】前記磁性材料は、主相のＦｅおよびＣｏの
合計量が前記主相中のＡを除く全ての元素の総量の９０
原子％以上を占めるため、高い飽和磁束密度を有する
等、優れた磁気特性を示す。しかしながら、前記磁性材
料中には高保磁力化等に必要な熱処理プロセス下で分解
等により磁気特性が劣化する場合が見られ、歩留まりよ
く永久磁石を製造することが課題であった。
合計量が前記主相中のＡを除く全ての元素の総量の９０
原子％以上を占めるため、高い飽和磁束密度を有する
等、優れた磁気特性を示す。しかしながら、前記磁性材
料中には高保磁力化等に必要な熱処理プロセス下で分解
等により磁気特性が劣化する場合が見られ、歩留まりよ
く永久磁石を製造することが課題であった。
【００４５】本発明者らは、前記分解の原因を研究した
結果、磁性材料の製造工程で導入される機械的歪みに起
因することを究明した。このような歪みは、磁性材料の
ＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターンにおけるＴｂＣｕ
7 相の主反射強度の半値幅に反映される。
結果、磁性材料の製造工程で導入される機械的歪みに起
因することを究明した。このような歪みは、磁性材料の
ＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターンにおけるＴｂＣｕ
7 相の主反射強度の半値幅に反映される。
【００４６】本発明者らは、前記半値幅の異なる材料に
ついて前記分解の程度を測定した結果、前記半値幅が
０．８゜以下であれば前記分解を少量に抑えることがで
きることを確認した。このような半値幅の小さい材料を
製造するには、例えばもともと半値幅の大きい材料を４
８０℃以下の温度で１分間以上熱処理を行うか、または
液体急冷速度を最適化する等の方法を採用することがで
きる。前記方法で製造された前記半値幅が０．８゜以下
の硬質磁性材料は、磁石の製造工程での熱分解を抑制で
きるため、高歩留まりで永久磁石を製造することが可能
になる。
ついて前記分解の程度を測定した結果、前記半値幅が
０．８゜以下であれば前記分解を少量に抑えることがで
きることを確認した。このような半値幅の小さい材料を
製造するには、例えばもともと半値幅の大きい材料を４
８０℃以下の温度で１分間以上熱処理を行うか、または
液体急冷速度を最適化する等の方法を採用することがで
きる。前記方法で製造された前記半値幅が０．８゜以下
の硬質磁性材料は、磁石の製造工程での熱分解を抑制で
きるため、高歩留まりで永久磁石を製造することが可能
になる。
【００４７】また、ＴｂＣｕ7 相と前記α−Ｆｅ相の主
反射強度の比率ＩFe／（ＩFe＋Ｉp）を０．４以下にし
てα−Ｆｅ相の量を少なくすることによって、高い保磁
力を有する硬質磁性材料を得ることができる。
反射強度の比率ＩFe／（ＩFe＋Ｉp）を０．４以下にし
てα−Ｆｅ相の量を少なくすることによって、高い保磁
力を有する硬質磁性材料を得ることができる。
【００４８】
【実施例】以下、本発明の実施例を詳細に説明する。 （実施例１）まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｆｅの
粉末を、原子分率でＳｍ８％、Ｚｒ１．２％、Ｃｏ２７
％、残部が実質的にＦｅとなるように調合し、Ａｒ雰囲
気中でアーク溶解した後、鋳型に注入してインゴットを
調製した。つづいて、前記インゴットを溶融し、Ａｒ雰
囲気中、４０ｍ／ｓｅｃの速度で回転する直径３００ｍ
ｍの銅ロールに噴射する液体急冷法により急冷薄帯を作
製した。この急冷薄帯について、ＣｕＫα線を用いたＸ
線回折法により解析したところ、図１に示す回折パター
ンが得られた。この回折パターンにおいて、α−（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）を除くＴｂＣｕ7 型結晶構造で指数付けし、
同相の格子定数比（ｃ／ａ）を求めた。その結果、ｃ／
ａ＝０．８７２６であった。この値から、ＴｂＣｕ7 相
中のＦｅ、Ｃｏの合計量は９１．８原子％であることが
予想された。事実、前記急冷薄帯をＴＥＭ分析によりＴ
ｂＣｕ7 相中のＦｅ、Ｃｏの合計量を測定しところ、９
１．６原子％であった。
粉末を、原子分率でＳｍ８％、Ｚｒ１．２％、Ｃｏ２７
％、残部が実質的にＦｅとなるように調合し、Ａｒ雰囲
気中でアーク溶解した後、鋳型に注入してインゴットを
調製した。つづいて、前記インゴットを溶融し、Ａｒ雰
囲気中、４０ｍ／ｓｅｃの速度で回転する直径３００ｍ
ｍの銅ロールに噴射する液体急冷法により急冷薄帯を作
製した。この急冷薄帯について、ＣｕＫα線を用いたＸ
線回折法により解析したところ、図１に示す回折パター
ンが得られた。この回折パターンにおいて、α−（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）を除くＴｂＣｕ7 型結晶構造で指数付けし、
同相の格子定数比（ｃ／ａ）を求めた。その結果、ｃ／
ａ＝０．８７２６であった。この値から、ＴｂＣｕ7 相
中のＦｅ、Ｃｏの合計量は９１．８原子％であることが
予想された。事実、前記急冷薄帯をＴＥＭ分析によりＴ
ｂＣｕ7 相中のＦｅ、Ｃｏの合計量を測定しところ、９
１．６原子％であった。
【００４９】また、図１の回折パターンによりＴｂＣｕ
7 相の主反射強度の半値幅は０．８３゜であった。次い
で、前記急冷薄帯について４００℃、１時間熱処理を施
した後、同様なＸ線回折により解析を行った。その結
果、図２に示す回折パターンが得られた。この回折パタ
ーンから求めたｃ／ａは、０．８７３９であった。ま
た、α−Ｆｅピーク（図中の○）とＴｂＣｕ7 相メイン
ピーク（図中の△）の強度比も熱処理前の試料に比較し
て大きな変化がなかった。図２の回折パターンによりＴ
ｂＣｕ7相メインピークの半値幅は、０．６１゜であ
り、熱処理前の試料に比べて低下することがわかる。こ
れは、急冷薄帯中の歪みが熱処理によって緩和されたこ
とを反映したものである。
7 相の主反射強度の半値幅は０．８３゜であった。次い
で、前記急冷薄帯について４００℃、１時間熱処理を施
した後、同様なＸ線回折により解析を行った。その結
果、図２に示す回折パターンが得られた。この回折パタ
ーンから求めたｃ／ａは、０．８７３９であった。ま
た、α−Ｆｅピーク（図中の○）とＴｂＣｕ7 相メイン
ピーク（図中の△）の強度比も熱処理前の試料に比較し
て大きな変化がなかった。図２の回折パターンによりＴ
ｂＣｕ7相メインピークの半値幅は、０．６１゜であ
り、熱処理前の試料に比べて低下することがわかる。こ
れは、急冷薄帯中の歪みが熱処理によって緩和されたこ
とを反映したものである。
【００５０】次いで、前記急冷薄帯を４００℃で１時間
の熱処理を施した本発明の硬質磁性材料の試料につい
て、さらに真空中、７００℃で１５分間熱処理を施した
後、粉砕して平均粒径６０μｍの粉末を作製した。つづ
いて、４００℃、２０気圧の窒素雰囲気下で６時間熱処
理を施した。熱処理後の粉末の組成は、原子分率でＳｍ
７．４％、Ｚｒ１．１％、Ｃｏ２５．０％、Ｎ８．０％
残部Ｆｅであった。この後、前記磁性材料粉末にエポキ
シ樹脂をそれぞれ２重量％添加し、混合した後、８トン
／ｃｍ2 の圧力条件で圧縮成形し、１５０℃の温度で
２．５時間キュアすることによりボンド磁石を製造し
た。
の熱処理を施した本発明の硬質磁性材料の試料につい
て、さらに真空中、７００℃で１５分間熱処理を施した
後、粉砕して平均粒径６０μｍの粉末を作製した。つづ
いて、４００℃、２０気圧の窒素雰囲気下で６時間熱処
理を施した。熱処理後の粉末の組成は、原子分率でＳｍ
７．４％、Ｚｒ１．１％、Ｃｏ２５．０％、Ｎ８．０％
残部Ｆｅであった。この後、前記磁性材料粉末にエポキ
シ樹脂をそれぞれ２重量％添加し、混合した後、８トン
／ｃｍ2 の圧力条件で圧縮成形し、１５０℃の温度で
２．５時間キュアすることによりボンド磁石を製造し
た。
【００５１】得られたボンド磁石について磁気特性を調
べた。その結果、残留磁束密度は６．６ｋＧ、保磁力は
９，８ｋＯｅであった。また、前記液体急冷、４００℃
で１時間の熱処理、および真空中、７００℃で１５分間
の熱処理を行った後、窒化処理を施した試料について角
分解能０．０２゜以下の条件のＸ線回折法により解析を
行った。その結果、図３に示す回折パターンが得られ
た。この回折パターンにおいて、前述した図１、図２の
回折パターンに比較してα−Ｆｅのピークが増大してい
るが、α−Ｆｅピーク（図中の○）とＴｂＣｕ7 相メイ
ンピーク（図中の△）の強度比は３５：６５であった。
つまり、ＴｂＣｕ7 相の主反射強度をＩp とし、α−Ｆ
ｅ相の主反射強度をＩFeとしたとき、前記ＴｂＣｕ7 相
と前記α−Ｆｅ相の主反射強度の比率ＩFe／（ＩFe＋Ｉ
p ）が０．３５であった。
べた。その結果、残留磁束密度は６．６ｋＧ、保磁力は
９，８ｋＯｅであった。また、前記液体急冷、４００℃
で１時間の熱処理、および真空中、７００℃で１５分間
の熱処理を行った後、窒化処理を施した試料について角
分解能０．０２゜以下の条件のＸ線回折法により解析を
行った。その結果、図３に示す回折パターンが得られ
た。この回折パターンにおいて、前述した図１、図２の
回折パターンに比較してα−Ｆｅのピークが増大してい
るが、α−Ｆｅピーク（図中の○）とＴｂＣｕ7 相メイ
ンピーク（図中の△）の強度比は３５：６５であった。
つまり、ＴｂＣｕ7 相の主反射強度をＩp とし、α−Ｆ
ｅ相の主反射強度をＩFeとしたとき、前記ＴｂＣｕ7 相
と前記α−Ｆｅ相の主反射強度の比率ＩFe／（ＩFe＋Ｉ
p ）が０．３５であった。
【００５２】（比較例１）実施例１で作製した液体急冷
薄帯を、７００℃で１５分間熱処理した後、実施例１と
同様に窒化処理した試料について、実施例１と同様に角
分解能０．０２゜以下の条件のＸ線回折法で解析した。
Ｘ線回折パターンを図４に示す。
薄帯を、７００℃で１５分間熱処理した後、実施例１と
同様に窒化処理した試料について、実施例１と同様に角
分解能０．０２゜以下の条件のＸ線回折法で解析した。
Ｘ線回折パターンを図４に示す。
【００５３】図４のＸ線回折パターンと図３のＸ線回折
パターンを比較すると明らかなように、比較例１の試料
は図３に示す回折パターンを有する実施例１の試料より
もα−Ｆｅ析出が多く、つまり分解が大きいことがわか
る。また、図４におけるα−Ｆｅピーク（図中の○）と
ＴｂＣｕ7 相メインピーク（図中の△）の強度比は４
８：５２［ＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）＝０．４８］であっ
た。このように比較例１の試料において、α−Ｆｅ析出
（ＴｂＣｕ7 相分解）が図３に示す回折パターンの試料
よりも増大した原因は、７００℃での熱処理を施す前に
行う４００℃、１時間の熱処理を省略したことに起因す
る。すなわち、歪みが大きく、それによってＴｂＣｕ7
相メインピークの半値幅が大きな液体急冷薄帯（図１に
示すような半値幅が０．８３゜）を、半値幅を低下させ
る何等かの処理を施さないまま、７００℃で熱処理した
ことにより、ＴｂＣｕ7 相の大きな分解を引き起こした
ためである。
パターンを比較すると明らかなように、比較例１の試料
は図３に示す回折パターンを有する実施例１の試料より
もα−Ｆｅ析出が多く、つまり分解が大きいことがわか
る。また、図４におけるα−Ｆｅピーク（図中の○）と
ＴｂＣｕ7 相メインピーク（図中の△）の強度比は４
８：５２［ＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）＝０．４８］であっ
た。このように比較例１の試料において、α−Ｆｅ析出
（ＴｂＣｕ7 相分解）が図３に示す回折パターンの試料
よりも増大した原因は、７００℃での熱処理を施す前に
行う４００℃、１時間の熱処理を省略したことに起因す
る。すなわち、歪みが大きく、それによってＴｂＣｕ7
相メインピークの半値幅が大きな液体急冷薄帯（図１に
示すような半値幅が０．８３゜）を、半値幅を低下させ
る何等かの処理を施さないまま、７００℃で熱処理した
ことにより、ＴｂＣｕ7 相の大きな分解を引き起こした
ためである。
【００５４】次いで、前記７００℃で１５分間熱処理を
施した急冷薄帯について、以下実施例１と同様な処理を
施してボンド磁石を製造した。得られたボンド磁石につ
いて磁気特性を調べた。その結果、残留磁束密度は３．
５ｋＧ、保磁力は２．７ｋＯｅであった。
施した急冷薄帯について、以下実施例１と同様な処理を
施してボンド磁石を製造した。得られたボンド磁石につ
いて磁気特性を調べた。その結果、残留磁束密度は３．
５ｋＧ、保磁力は２．７ｋＯｅであった。
【００５５】（歩留まり評価試験）前述した実施例１お
よび比較例１と同様な方法によりそれぞれボンド磁石を
２０ロット製造し、それぞれのボンド磁石について磁気
特性の測定を行った。その結果、実施例１においては２
０ロット中１８ロットのボンド磁石は残留磁束密度５．
０ｋＧ以上、保磁力６．０ｋＯｅ以上の磁気特性を示し
た。これに対し、比較例１においては２０ロット中１９
ロットのボンド磁石は残留磁束密度５．０ｋＧ未満、保
磁力６．０ｋＯｅ未満であり、歩留まりの低下が顕著で
あった。
よび比較例１と同様な方法によりそれぞれボンド磁石を
２０ロット製造し、それぞれのボンド磁石について磁気
特性の測定を行った。その結果、実施例１においては２
０ロット中１８ロットのボンド磁石は残留磁束密度５．
０ｋＧ以上、保磁力６．０ｋＯｅ以上の磁気特性を示し
た。これに対し、比較例１においては２０ロット中１９
ロットのボンド磁石は残留磁束密度５．０ｋＧ未満、保
磁力６．０ｋＯｅ未満であり、歩留まりの低下が顕著で
あった。
【００５６】（実施例２〜７）まず、高純度のＮｄ、Ｐ
ｒ、Ｓｍ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｃｒを所定
量調合し、実施例１と同様な方法により６種の急冷薄帯
を作製した。各薄帯について、組成分析、角分解能０．
０２゜以下の条件の粉末Ｘ線回折、ＴＥＭ分析を行っ
た。その結果、下記表１に示す組成を有し、かつＸ線回
折パターンはすべて前述した図１と同様であった。ま
た、主相中のＴ* の総量が下記表２に示す値であった。
ただし、Ｔ* はＦｅ、ＣｏおよびＦｅの一部を置換する
Ｍ元素を示す。また、Ｘ線回折から得た各急冷薄帯のＴ
ｂＣｕ7 相メインピークの半値幅および各急冷薄帯を４
００℃、１時間の熱処理を施した後の前記半値幅、ＩFe
／（ＩFe＋Ｉp ）を同表２に併記した。
ｒ、Ｓｍ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｃｒを所定
量調合し、実施例１と同様な方法により６種の急冷薄帯
を作製した。各薄帯について、組成分析、角分解能０．
０２゜以下の条件の粉末Ｘ線回折、ＴＥＭ分析を行っ
た。その結果、下記表１に示す組成を有し、かつＸ線回
折パターンはすべて前述した図１と同様であった。ま
た、主相中のＴ* の総量が下記表２に示す値であった。
ただし、Ｔ* はＦｅ、ＣｏおよびＦｅの一部を置換する
Ｍ元素を示す。また、Ｘ線回折から得た各急冷薄帯のＴ
ｂＣｕ7 相メインピークの半値幅および各急冷薄帯を４
００℃、１時間の熱処理を施した後の前記半値幅、ＩFe
／（ＩFe＋Ｉp ）を同表２に併記した。
【００５７】次いで、前記各急冷薄帯に４００℃、１時
間の熱処理を施した本発明の硬質磁性材料について、真
空中、７００℃で１５分間それぞれ熱処理を施した後、
粉砕して平均粒径６０μｍの粉末を作製した。つづい
て、窒化処理を行わずに前記粉末にエポキシ樹脂をそれ
ぞれ２重量％添加し、混合した後、８トン／ｃｍ2 の圧
力条件で圧縮成形し、１５０℃の温度で２．５時間キュ
アすることにより５種のボンド磁石を製造した。得られ
た各ボンド磁石について、室温における残留磁束密度お
よび保磁力を調べた。その結果を下記表２に併記した。
間の熱処理を施した本発明の硬質磁性材料について、真
空中、７００℃で１５分間それぞれ熱処理を施した後、
粉砕して平均粒径６０μｍの粉末を作製した。つづい
て、窒化処理を行わずに前記粉末にエポキシ樹脂をそれ
ぞれ２重量％添加し、混合した後、８トン／ｃｍ2 の圧
力条件で圧縮成形し、１５０℃の温度で２．５時間キュ
アすることにより５種のボンド磁石を製造した。得られ
た各ボンド磁石について、室温における残留磁束密度お
よび保磁力を調べた。その結果を下記表２に併記した。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】なお、前記実施例２〜７と同様な組成から
なり、４００℃、１時間の熱処理を省略した急冷薄帯か
ら得られたボンド磁石（比較例）は残留磁束密度、保磁
力がそれぞれ４ｋＧ以下、３ｋＯｅ以下で、前記表２に
示す実施例２〜７の急冷薄帯から得られたボンド磁石に
比べて著しく劣るものであった。
なり、４００℃、１時間の熱処理を省略した急冷薄帯か
ら得られたボンド磁石（比較例）は残留磁束密度、保磁
力がそれぞれ４ｋＧ以下、３ｋＯｅ以下で、前記表２に
示す実施例２〜７の急冷薄帯から得られたボンド磁石に
比べて著しく劣るものであった。
【００６１】また、前記表２より急冷薄帯を４００℃、
１時間の熱処理を施すことによりＴｂＣｕ7 相メインピ
ークの半値幅が０．８゜以下になることがわかる。 （実施例８）液体急冷にあたって周速３０ｍ／ｓの銅ロ
ールを用いた以外、実施例１と同様の急冷薄帯を作製し
た。この急冷薄帯について、ＣｕＫα線を用いた角分解
能０．０２゜以下の条件のＸ線回折法により解析したと
ころ、図５に示す回折パターンが得られた。この回折パ
ターンにおいて、α−（Ｆｅ，Ｃｏ）を除くＴｂＣｕ7
型結晶構造で指数付けし、同相の格子定数比（ｃ／ａ）
を求めた。その結果、ｃ／ａ＝０．８６９７であった。
この値から、ＴｂＣｕ7 相中のＦｅ、Ｃｏの合計量は９
１．６原子％であることが予想された。事実、前記急冷
薄帯をＴＥＭ分析によりＴｂＣｕ7 相中のＦｅ、Ｃｏの
合計量を測定しところ、９１．５原子％であった。
１時間の熱処理を施すことによりＴｂＣｕ7 相メインピ
ークの半値幅が０．８゜以下になることがわかる。 （実施例８）液体急冷にあたって周速３０ｍ／ｓの銅ロ
ールを用いた以外、実施例１と同様の急冷薄帯を作製し
た。この急冷薄帯について、ＣｕＫα線を用いた角分解
能０．０２゜以下の条件のＸ線回折法により解析したと
ころ、図５に示す回折パターンが得られた。この回折パ
ターンにおいて、α−（Ｆｅ，Ｃｏ）を除くＴｂＣｕ7
型結晶構造で指数付けし、同相の格子定数比（ｃ／ａ）
を求めた。その結果、ｃ／ａ＝０．８６９７であった。
この値から、ＴｂＣｕ7 相中のＦｅ、Ｃｏの合計量は９
１．６原子％であることが予想された。事実、前記急冷
薄帯をＴＥＭ分析によりＴｂＣｕ7 相中のＦｅ、Ｃｏの
合計量を測定しところ、９１．５原子％であった。
【００６２】また、図５の回折パターンによりＴｂＣｕ
7 相の主反射強度の半値幅は０．５２゜で、本発明の範
囲内であった。この値は、周速４０ｍ／ｓの銅ロールを
用いて作製した実施例１の急冷薄帯の場合（半値幅；
０．８３゜）に比較して小さい。すなわち、銅ロールの
周速を低速にすることにより急冷薄帯中の歪みを抑制す
ることが可能になったものである。
7 相の主反射強度の半値幅は０．５２゜で、本発明の範
囲内であった。この値は、周速４０ｍ／ｓの銅ロールを
用いて作製した実施例１の急冷薄帯の場合（半値幅；
０．８３゜）に比較して小さい。すなわち、銅ロールの
周速を低速にすることにより急冷薄帯中の歪みを抑制す
ることが可能になったものである。
【００６３】次いで、前記急冷薄帯に真空中、７００℃
で１５分間熱処理を施した後、実施例１と同様に粉末を
作製し、これを用いて実施例１と同様にボンド磁石を製
造した。
で１５分間熱処理を施した後、実施例１と同様に粉末を
作製し、これを用いて実施例１と同様にボンド磁石を製
造した。
【００６４】得られたボンド磁石について磁気特性を調
べた。その結果、残留磁束密度は５．７ｋＧ、保磁力は
５．５ｋＯｅであった。また、前記薄帯に窒化処理を施
した試料について角分解能０．０２゜以下の条件のＸ線
回折法により解析を行った。その結果、図６に示す回折
パターンが得られた。図６の回折パターンから、α−Ｆ
ｅピーク（図中の○）とＴｂＣｕ7 相メインピーク（図
中の△）の強度比は１６：８４［ＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）
＝０．１６］であり、かつ主相の半値幅は０．８以下で
あった。
べた。その結果、残留磁束密度は５．７ｋＧ、保磁力は
５．５ｋＯｅであった。また、前記薄帯に窒化処理を施
した試料について角分解能０．０２゜以下の条件のＸ線
回折法により解析を行った。その結果、図６に示す回折
パターンが得られた。図６の回折パターンから、α−Ｆ
ｅピーク（図中の○）とＴｂＣｕ7 相メインピーク（図
中の△）の強度比は１６：８４［ＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）
＝０．１６］であり、かつ主相の半値幅は０．８以下で
あった。
【００６５】（実施例９〜１７）まず、高純度のＮｄ、
Ｐｒ、Ｓｍ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏを所定
量調合し、実施例１と同様な方法により９種の急冷薄帯
を作製した。つづいて、前記各急冷薄帯に４００℃、４
時間の熱処理を施し、さらに真空中、７００℃で１５分
間熱処理した後、平均粒径２０μｍとなるように粉砕
し、ひきつづき前記１００気圧以下の窒素ガス雰囲気
中、４００℃で４時間窒化処理を施すことにより９種の
粉末を作製した。
Ｐｒ、Ｓｍ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏを所定
量調合し、実施例１と同様な方法により９種の急冷薄帯
を作製した。つづいて、前記各急冷薄帯に４００℃、４
時間の熱処理を施し、さらに真空中、７００℃で１５分
間熱処理した後、平均粒径２０μｍとなるように粉砕
し、ひきつづき前記１００気圧以下の窒素ガス雰囲気
中、４００℃で４時間窒化処理を施すことにより９種の
粉末を作製した。
【００６６】得られた各粉末は、下記表３に示す組成を
有し、かつ主相中のＴ* の総量が下記表４に示す値であ
った。また、前記各磁性材料粉末は前述した図３と同様
なＸ線回折パターンを有し、下記表４に示すＴｂＣｕ7
相メインピークの半値幅およびＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）を
有していた。
有し、かつ主相中のＴ* の総量が下記表４に示す値であ
った。また、前記各磁性材料粉末は前述した図３と同様
なＸ線回折パターンを有し、下記表４に示すＴｂＣｕ7
相メインピークの半値幅およびＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）を
有していた。
【００６７】次いで、前記各粉末を用いて実施例１と同
様な方法によりボンド磁石を製造した。得られた各ボン
ド磁石について、室温における残留磁束密度および保磁
力を調べた。その結果を下記表４に併記した。
様な方法によりボンド磁石を製造した。得られた各ボン
ド磁石について、室温における残留磁束密度および保磁
力を調べた。その結果を下記表４に併記した。
【００６８】
【表３】
【００６９】
【表４】
【００７０】前記表３および表４に示されるように、こ
の実施例では４００℃、４０時間の熱処理を施したこと
により、７００℃、１５分間の熱処理後でもα−Ｆｅの
析出が少なく、結果的に高い飽和磁束密度と保磁力を有
する永久磁石を製造することができた。
の実施例では４００℃、４０時間の熱処理を施したこと
により、７００℃、１５分間の熱処理後でもα−Ｆｅの
析出が少なく、結果的に高い飽和磁束密度と保磁力を有
する永久磁石を製造することができた。
【００７１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
高い飽和磁束密度と優れた磁気異方性を兼ね備え、さら
に熱安定性に優れた永久磁石の素材等に有効な硬質磁性
材料を提供でき、高性能の永久磁石を歩留りよく製造す
ることが可能になる。
高い飽和磁束密度と優れた磁気異方性を兼ね備え、さら
に熱安定性に優れた永久磁石の素材等に有効な硬質磁性
材料を提供でき、高性能の永久磁石を歩留りよく製造す
ることが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係わる実施例１における急冷薄帯のＸ
線回折パターンを示す線図。
線回折パターンを示す線図。
【図２】実施例１における４００℃の熱処理を施した後
の試料のＸ線回折パターンを示す線図。
の試料のＸ線回折パターンを示す線図。
【図３】実施例１における７００℃の熱処理を施した後
の試料のＸ線回折パターンを示す線図。
の試料のＸ線回折パターンを示す線図。
【図４】比較例１における７００℃の熱処理を施した後
の試料のＸ線回折パターンを示す線図。
の試料のＸ線回折パターンを示す線図。
【図５】本発明に係わる実施例８における急冷薄帯のＸ
線回折パターンを示す線図。
線回折パターンを示す線図。
【図６】本発明に係わる実施例８における窒化処理され
た試料のＸ線回折パターンを示す線図。
た試料のＸ線回折パターンを示す線図。
Claims (10)
- 【請求項１】 一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ａz Ｃｏu Ｆｅ100-x-y-z-u （Ｉ） （ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｒ２はＺｒ、ＨｆおよびＳｃから選ばれる少
なくとも１種の元素、ＡはＣ、ＮおよびＰから選ばれる
少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％
でそれぞれ２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、
０≦ｕ≦７０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造を有し、かつＣｕＫα線を用いたＸ線回折パタ
ーン（角分解能０．０２゜以下）におけるＴｂＣｕ7 相
の主反射強度の半値幅が０．８゜以下であることを特徴
とする硬質磁性材料。 - 【請求項２】 ＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターン
（角分解能０．０２゜以下）のＴｂＣｕ7 相の主反射強
度をＩp とし、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折パターン
（角分解能０．０２゜以下）のα−Ｆｅ相の主反射強度
をＩFeとしたとき、前記ＴｂＣｕ7 相と前記α−Ｆｅ相
の主反射強度の比率ＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）が０．４以下
であることを特徴とする請求項１記載の硬質磁性材料。 - 【請求項３】 前記主相は、平均結晶粒径が０．０２〜
５μｍであることを特徴とする請求項１記載の硬質磁性
材料。 - 【請求項４】 Ｆｅの一部をＭ元素（ただしＭはＳｉ、
Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＧａおよびＡ
ｌの群から選ばれる１種以上の元素）で置換されたこと
を特徴とする請求項１記載の硬質磁性材料。 - 【請求項５】 主相中に占めるＦｅおよびＣｏの合計量
がＲ１、Ｒ２、ＣｏおよびＦｅの総量に対し９０原子％
以上であることを特徴とする請求項１記載の硬質磁性材
料。 - 【請求項６】 一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ａz Ｃｏu Ｆｅ100-x-y-z-u （Ｉ） （ただし、Ｒ１は希土類元素から選ばれる少なくとも１
種の元素、Ｒ２はＺｒ、ＨｆおよびＳｃから選ばれる少
なくとも１種の元素、ＡはＣ、ＮおよびＰから選ばれる
少なくとも１種の元素を示し、ｘ、ｙ、ｚ、ｕは原子％
でそれぞれ２≦ｘ、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦２０、
０≦ｕ≦７０を示す）にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型
結晶構造を有し、かつＣｕＫα線を用いたＸ線回折パタ
ーン（角分解能０．０２゜以下）におけるＴｂＣｕ7 相
の主反射強度をＩp とし、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折
パターン（角分解能０．０２゜以下）のα−Ｆｅ相の主
反射強度をＩFeとしたとき、ＴｂＣｕ7 相の主反射強度
の半値幅が０．８゜以下で、前記ＴｂＣｕ7 相と前記α
−Ｆｅ相の主反射強度の比率ＩFe／（ＩFe＋Ｉp ）が
０．４以下である磁性合金を含むことを特徴とする永久
磁石。 - 【請求項７】 前記主相は、平均結晶粒径が０．０２〜
５μｍであることを特徴とする請求項６記載の永久磁
石。 - 【請求項８】 Ｆｅの一部をＭ元素（ただしＭはＳｉ、
Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＧａおよびＡ
ｌの群から選ばれる１種以上の元素）で置換されたこと
を特徴とする請求項６記載の永久磁石。 - 【請求項９】 主相中に占めるＦｅおよびＣｏの合計量
がＲ１、Ｒ２、ＣｏおよびＦｅの総量に対し９０原子％
以上であることを特徴とする請求項６記載の永久磁石。 - 【請求項１０】 前記磁性合金を結着する結着剤が配合
されたボント磁石であることを特徴とする請求項６ない
し９いずれか記載の永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20662494A JP3768553B2 (ja) | 1993-08-31 | 1994-08-31 | 硬質磁性材料および永久磁石 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5-216281 | 1993-08-31 | ||
| JP21628193 | 1993-08-31 | ||
| JP20662494A JP3768553B2 (ja) | 1993-08-31 | 1994-08-31 | 硬質磁性材料および永久磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07118815A true JPH07118815A (ja) | 1995-05-09 |
| JP3768553B2 JP3768553B2 (ja) | 2006-04-19 |
Family
ID=26515765
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20662494A Expired - Lifetime JP3768553B2 (ja) | 1993-08-31 | 1994-08-31 | 硬質磁性材料および永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3768553B2 (ja) |
Cited By (6)
| 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 |
| JPH1187118A (ja) * | 1997-09-01 | 1999-03-30 | Toshiba Corp | 磁石材料とその製造方法、およびそれを用いたボンド磁石 |
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-
1994
- 1994-08-31 JP JP20662494A patent/JP3768553B2/ja not_active Expired - Lifetime
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