JPH07130514A - 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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- JPH07130514A JPH07130514A JP5294770A JP29477093A JPH07130514A JP H07130514 A JPH07130514 A JP H07130514A JP 5294770 A JP5294770 A JP 5294770A JP 29477093 A JP29477093 A JP 29477093A JP H07130514 A JPH07130514 A JP H07130514A
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-
- H—ELECTRICITY
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ｉＨｃ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
−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ系またはＦｅ−Ｃｒ−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
−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ（Ｎｄ，Ｐｒ）系あるいはＦｅ−Ｃｒ−
Ｂ−Ｒ（Ｎｄ，Ｐｒ）−Ｍ（Ａｌ，Ｓｉ，Ｐｂ）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、６００〜７５０℃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。
度Ｂｒを有し安定した工業生産が可能なＦｅ3Ｐ型Ｆｅ
−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ系またはＦｅ−Ｃｒ−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
−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ（Ｎｄ，Ｐｒ）系あるいはＦｅ−Ｃｒ−
Ｂ−Ｒ（Ｎｄ，Ｐｒ）−Ｍ（Ａｌ，Ｓｉ，Ｐｂ）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、６００〜７５０℃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
−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，
Ｓｉ，Ｐｂ）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
−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，
Ｓｉ，Ｐｂ）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】家電用ステッピングモーター、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、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、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、６ｋＧ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、６ｋＧ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、ＣｒあるいはさらにＡｌ、Ｓ
ｉ、Ｐｂ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、ＣｒあるいはさらにＡｌ、Ｓ
ｉ、Ｐｂ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-zＣｒx
ＢyＲz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種以
上）と表し、あるいはさらに、組成式をＦｅ100-x-y-z
ＣｒxＢyＲzＭw（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種また
は２種以上、ＭはＡｌ、ＳｉまたはＰｂ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、
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≦５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
ＢyＲz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種以
上）と表し、あるいはさらに、組成式をＦｅ100-x-y-z
ＣｒxＢyＲzＭw（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種また
は２種以上、ＭはＡｌ、ＳｉまたはＰｂ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、
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≦５ａｔ％ 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-zＣｒxＢyＲz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１
種または２種以上）と表し、あるいはさらに、組成式を
Ｆｅ100-x-y-zＣｒxＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたは
Ｎｄの１種または２種以上、ＭはＡｌ、ＳｉまたＰｂ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、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９
０％以上をアモルファス組織となし、（２）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速度を１℃
／分〜１５℃／分で昇温して６００℃〜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、Ｎｄ
2Ｆｅ14Ｂ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〜１００ｎ
ｍの範囲にある微結晶集合体を得たのち、（４）平均粒
径３μｍ〜５００μｍ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-zＣｒxＢyＲz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１
種または２種以上）と表し、あるいはさらに、組成式を
Ｆｅ100-x-y-zＣｒxＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたは
Ｎｄの１種または２種以上、ＭはＡｌ、ＳｉまたＰｂ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、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９
０％以上をアモルファス組織となし、（２）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速度を１℃
／分〜１５℃／分で昇温して６００℃〜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、Ｎｄ
2Ｆｅ14Ｂ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〜１００ｎ
ｍの範囲にある微結晶集合体を得たのち、（４）平均粒
径３μｍ〜５００μｍ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種以上を特
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４ｋＯ
ｅ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。
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４ｋＯ
ｅ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。
【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】Ｃｒ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、５ａｔ
％を超えるとＢｒが低下し、６ｋＧ以上のＢｒが得られ
ないため、０．０１〜５ａｔ％の範囲とする。
０．０１ａｔ％未満ではかかる効果が得られず、５ａｔ
％を超えるとＢｒが低下し、６ｋＧ以上のＢｒが得られ
ないため、０．０１〜５ａｔ％の範囲とする。
【００１６】Ａｌ、Ｓｉ、Ｐｂは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、０．１〜３ａｔ％の範囲とする。
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、０．１〜３ａｔ％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ｉＨ
ｃ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製法に起因して、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、各相の結晶粒径
が数μｍから数十μｍと大きいため、ｉＨｃは１ｋＯｅ
以下に劣化して磁石として使用できなくなり、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ｉＨ
ｃ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製法に起因して、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、各相の結晶粒径
が数μｍから数十μｍと大きいため、ｉＨｃは１ｋＯｅ
以下に劣化して磁石として使用できなくなり、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、滑剤等を添加混練したのち、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、滑剤等を添加混練したのち、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、滑剤等を添加混練したのち、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、滑剤等を添加混練したのち、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
の昇温速度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６００℃
〜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、少量
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
の昇温速度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６００℃
〜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、少量
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６００℃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６００〜７５０℃以下に限定す
る。熱処理雰囲気はＡｒガスなどの不活性ガス雰囲気も
しくは１０-3Ｔｏｒｒ以上の真空中が好ましい。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４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得
られないので、熱処理保持時間を１０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６００℃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６００〜７５０℃以下に限定す
る。熱処理雰囲気はＡｒガスなどの不活性ガス雰囲気も
しくは１０-3Ｔｏｒｒ以上の真空中が好ましい。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４ｋＯｅ以上のｉＨｃが得
られないので、熱処理保持時間を１０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であり、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、６００℃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、少量
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であり、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、６００℃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、少量
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≧
６ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧７ＭＧＯｅ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≧
６ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧７ＭＧＯｅ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−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（ＲはＮｄまたはＰ
ｒ）あるいはＦｅ−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ合金溶湯（ＭはＡ
ｌ、Ｓｉ、Ｐｂの１種もしくは２種以上）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、６００〜７５０℃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Ｆｅ
3Ｐ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〜１００ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得
る。この際、Ｃｒを加えることでＣｒの一部が硬磁性相
であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相のＦｅ原子と置換することでＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ相の異方性定数が向上すること、残部のＣ
ｒがｉＨｃを低減する軟磁性相であるα−Ｆｅとの間に
非磁性の金属間化合物を作ることにより、Ｃｒを含有し
ない組成より高いｉＨｃが発現する。さらにＣｒと同時
にＡｌ、Ｓｉ、Ｐｂを１種あるいは２種以上含有するこ
とにより、Ｃｒ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≧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。
組成のＦｅ−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（ＲはＮｄまたはＰ
ｒ）あるいはＦｅ−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ合金溶湯（ＭはＡ
ｌ、Ｓｉ、Ｐｂの１種もしくは２種以上）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、６００〜７５０℃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Ｆｅ
3Ｐ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〜１００ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得
る。この際、Ｃｒを加えることでＣｒの一部が硬磁性相
であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相のＦｅ原子と置換することでＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ相の異方性定数が向上すること、残部のＣ
ｒがｉＨｃを低減する軟磁性相であるα−Ｆｅとの間に
非磁性の金属間化合物を作ることにより、Ｃｒを含有し
ない組成より高いｉＨｃが発現する。さらにＣｒと同時
にＡｌ、Ｓｉ、Ｐｂを１種あるいは２種以上含有するこ
とにより、Ｃｒ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≧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。
【００２７】
【実施例】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、Ｃｒ、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１４００℃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、Ｃｒ、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１４００℃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。
【００２８】この超急冷薄帯をＡｒガス中で５９０℃ま
で急速加熱した後、５９０℃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７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、Ｖ
ＳＭ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１０
０ｎｍ以下であった。なお、Ｃｒはこれらの各相でＦｅ
の一部を置換するが、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐｂ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、１
５０℃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、５９０℃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７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、Ｖ
ＳＭ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１０
０ｎｍ以下であった。なお、Ｃｒはこれらの各相でＦｅ
の一部を置換するが、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐｂ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、１
５０℃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．６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−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（ＲはＮｄま
たはＰｒ）あるいはＦｅ−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ合金溶湯
（ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｐｂの１種もしくは２種以上）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、Ｃｒを加えることで
Ｃｒの一部が硬磁性相であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相のＦｅ原
子と置換することでＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の異方性定数が向
上すること、残部のＣｒがｉＨｃを低減する軟磁性相で
あるα−Ｆｅとの間に非磁性の金属間化合物を作ること
により、Ｃｒを含有しない組成より高いｉＨｃが発現す
る。さらにＣｒと同時にＡｌ、Ｓｉ、Ｐｂを１種あるい
は２種以上含有することにより、Ｃｒ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−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（ＲはＮｄま
たはＰｒ）あるいはＦｅ−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ合金溶湯
（ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｐｂの１種もしくは２種以上）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、Ｃｒを加えることで
Ｃｒの一部が硬磁性相であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相のＦｅ原
子と置換することでＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の異方性定数が向
上すること、残部のＣｒがｉＨｃを低減する軟磁性相で
あるα−Ｆｅとの間に非磁性の金属間化合物を作ること
により、Ｃｒを含有しない組成より高いｉＨｃが発現す
る。さらにＣｒと同時にＡｌ、Ｓｉ、Ｐｂを１種あるい
は２種以上含有することにより、Ｃｒ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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/08 7/02 Ａ
Claims (4)
- 【請求項１】 組成式をＦｅ100-x-y-zＣｒxＢyＲz
（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３
μｍ〜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≦５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ - 【請求項２】 組成式をＦｅ100-x-y-z ＣｒxＢyＲzＭ
w （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、Ｍは
Ａｌ，ＳｉまたはＰｂ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、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≦５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％ - 【請求項３】 組成式をＦｅ100-x-y-zＣｒxＢyＲz
（但しＲはＰｒまたはＮｄ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
昇温速度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６００℃〜
７５０℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施し、Ｆ
ｅ3Ｐ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≦５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ - 【請求項４】 組成式をＦｅ100-x-y-z ＣｒxＢyＲzＭ
w （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種以上、
ＭはＡｌ、ＳｉまたはＰｂ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、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
らの昇温速度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６００
℃〜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、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５
ｎｍ〜１００ｎｍ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≦５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29477093A JP3547016B2 (ja) | 1993-10-28 | 1993-10-28 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP29477093A JP3547016B2 (ja) | 1993-10-28 | 1993-10-28 | 希土類ボンド磁石とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07130514A true JPH07130514A (ja) | 1995-05-19 |
| JP3547016B2 JP3547016B2 (ja) | 2004-07-28 |
Family
ID=17812075
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29477093A Expired - Lifetime JP3547016B2 (ja) | 1993-10-28 | 1993-10-28 | 希土類ボンド磁石とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3547016B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109988976B (zh) * | 2018-06-08 | 2022-04-01 | 中南大学 | 一种Al增韧高硬度合金及其铸造与热处理方法 |
| CN110004378A (zh) * | 2018-06-08 | 2019-07-12 | 中南大学 | 一种饵变质增韧高硬度合金及其铸造方法 |
-
1993
- 1993-10-28 JP JP29477093A patent/JP3547016B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3547016B2 (ja) | 2004-07-28 |
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