JPH07197102A - 希土類合金粉末およびそのボンド磁石 - Google Patents
希土類合金粉末およびそのボンド磁石Info
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- H—ELECTRICITY
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- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 粗粉末を用いても優れた磁気特性を確保でき
るようにする。 【構成】 Ｙまたはランタニド元素からなる希土類金属
Ｒ、Ｖ，Ｔi ，Ｍo ，Ｚr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃr ，
Ｗ，Ａl のうちの少なくとも一種からなる金属Ｍ、Ｎま
たはＣからなる元素ＡおよびＦe が、組成式Ｒx Ｆe
100-(x+y+z) Ｍy Ａz の関係を満足するように含まれ、
ｘ，ｙ，ｚがそれぞれat％で、５≦ｘ≦１５，１≦ｙ≦
２０，１≦ｚ≦３０の範囲にあり、かつ平均粉末粒径が
10〜200 μｍで、400 〜700 ℃で熱処理を施して仕上げ
る。
るようにする。 【構成】 Ｙまたはランタニド元素からなる希土類金属
Ｒ、Ｖ，Ｔi ，Ｍo ，Ｚr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃr ，
Ｗ，Ａl のうちの少なくとも一種からなる金属Ｍ、Ｎま
たはＣからなる元素ＡおよびＦe が、組成式Ｒx Ｆe
100-(x+y+z) Ｍy Ａz の関係を満足するように含まれ、
ｘ，ｙ，ｚがそれぞれat％で、５≦ｘ≦１５，１≦ｙ≦
２０，１≦ｚ≦３０の範囲にあり、かつ平均粉末粒径が
10〜200 μｍで、400 〜700 ℃で熱処理を施して仕上げ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は磁気特性の優れた希土類
合金粉末およびそのボンド磁石に関する。
合金粉末およびそのボンド磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、Ｔh2Ｚn17 型結晶構造の化合物を
主相として含む合金に窒素を侵入させた希土類（Ｒ）−
Ｆe −Ｎ合金が、優れた磁気特性を持つことから注目さ
れている。特に組成式Ｓm2Ｆe17 Ｎx で表される合金を
用いたボンド磁石は、最大エネルギー積ＢＨmax が15Ｍ
ＧＯe 以上の高性能となることが知られている。
主相として含む合金に窒素を侵入させた希土類（Ｒ）−
Ｆe −Ｎ合金が、優れた磁気特性を持つことから注目さ
れている。特に組成式Ｓm2Ｆe17 Ｎx で表される合金を
用いたボンド磁石は、最大エネルギー積ＢＨmax が15Ｍ
ＧＯe 以上の高性能となることが知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところで、ボンド磁石
は、一般に合金粉末にバインダーを加えて圧縮成形する
ことにより得られるが、上記した15ＭＧＯe 以上の最大
エネルギー積を有する高性能なボンド磁石を得るには、
合金粉末として数μm 程度の微粉末が必要となる。この
場合、圧縮成形に大きな圧力を要して大型のプレス機械
および金型が必要になり、コスト負担が著しく増大する
という問題があった。また微粉末であるが故に、その取
扱いが面倒になって製造性の悪化が避けられず、その
上、高温度、高湿度下では酸化しやすいため、永久磁石
としての長期信頼性に欠けるという問題もあった。
は、一般に合金粉末にバインダーを加えて圧縮成形する
ことにより得られるが、上記した15ＭＧＯe 以上の最大
エネルギー積を有する高性能なボンド磁石を得るには、
合金粉末として数μm 程度の微粉末が必要となる。この
場合、圧縮成形に大きな圧力を要して大型のプレス機械
および金型が必要になり、コスト負担が著しく増大する
という問題があった。また微粉末であるが故に、その取
扱いが面倒になって製造性の悪化が避けられず、その
上、高温度、高湿度下では酸化しやすいため、永久磁石
としての長期信頼性に欠けるという問題もあった。
【０００４】本発明は、上記従来の問題を解決するため
になされたもので、合金組成と熱処理条件とを工夫する
ことで、粗粉末形態でも優れた磁気特性を得ることを可
能にし、もって製造性の改善と耐久信頼性の向上とに大
きく寄与する希土類合金粉末およびそのボンド磁石を提
供することを目的とする。
になされたもので、合金組成と熱処理条件とを工夫する
ことで、粗粉末形態でも優れた磁気特性を得ることを可
能にし、もって製造性の改善と耐久信頼性の向上とに大
きく寄与する希土類合金粉末およびそのボンド磁石を提
供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明における希土類合
金粉末は、成分組成がＲx Ｆe100-(x+y+z)Ｍy Ａz で表
され、前記ＲはＹ、ランタニド元素の１種または２種以
上の希土類金属からなり、前記ＭはＶ、Ｔi 、Ｍo ，Ｚ
r ，Ｈf 、Ｎb 、Ｔa 、Ｃr 、Ｗ、Ａl の１種または２
種以上からなり、前記ＡはＮ、Ｃの１種または２種から
なり、前記ｘ，ｙ，ｚは原子百分率で下記の範囲にあ
り、 ５≦ｘ≦１５ １≦ｙ≦２０ １≦ｚ≦３０ かつ平均粒径が10〜200 μm で、 400〜700 ℃で熱処理
が施されていることを特徴とする。
金粉末は、成分組成がＲx Ｆe100-(x+y+z)Ｍy Ａz で表
され、前記ＲはＹ、ランタニド元素の１種または２種以
上の希土類金属からなり、前記ＭはＶ、Ｔi 、Ｍo ，Ｚ
r ，Ｈf 、Ｎb 、Ｔa 、Ｃr 、Ｗ、Ａl の１種または２
種以上からなり、前記ＡはＮ、Ｃの１種または２種から
なり、前記ｘ，ｙ，ｚは原子百分率で下記の範囲にあ
り、 ５≦ｘ≦１５ １≦ｙ≦２０ １≦ｚ≦３０ かつ平均粒径が10〜200 μm で、 400〜700 ℃で熱処理
が施されていることを特徴とする。
【０００６】本発明において、上記Ｆe は、その一部を
３０原子％以下のＣo および／またはＮi で置換するこ
とができる。
３０原子％以下のＣo および／またはＮi で置換するこ
とができる。
【０００７】本発明にかゝるボンド磁石は、上記希土類
合金粉末を有機物バインダーまたは金属バインダーによ
り結合してなるものである。
合金粉末を有機物バインダーまたは金属バインダーによ
り結合してなるものである。
【０００８】本発明にかゝる希土類合金粉末は、Ｒ−
（Ｆe 、Ｍ）合金、例えばＴｈ2 Ｚn1 7 、Ｔb Ｃｕ7 、
Ｔh Ｍn12 型等の結晶構造の化合物を有する母合金粉末
に窒素または炭素を侵入させ、さらに熱処理を行うこと
によって優れた磁気特性を有するものとすることができ
る。
（Ｆe 、Ｍ）合金、例えばＴｈ2 Ｚn1 7 、Ｔb Ｃｕ7 、
Ｔh Ｍn12 型等の結晶構造の化合物を有する母合金粉末
に窒素または炭素を侵入させ、さらに熱処理を行うこと
によって優れた磁気特性を有するものとすることができ
る。
【０００９】こゝで、希土類金属Ｒ量は５原子％未満に
なると軟磁性のα−Ｆe の析出が著しくなり、一方、１
５原子％を越えると非磁性のＲリッチ化合物が多くなっ
て飽和磁束密度を低下させてしまうため、これを５〜１
５原子％範囲とした。
なると軟磁性のα−Ｆe の析出が著しくなり、一方、１
５原子％を越えると非磁性のＲリッチ化合物が多くなっ
て飽和磁束密度を低下させてしまうため、これを５〜１
５原子％範囲とした。
【００１０】また、金属元素Ｍとして用いるＶ、Ｔi 、
Ｍo ，Ｚr ，Ｈf 、Ｎb 、Ｔa 、Ｃr 、Ｗ、Ａl 等は、
組織を微細化させ、かつ窒化による分解温度を向上させ
る効果を有するものであるが、２０原子％を越えると、
例えばＦe2Ｔi 化合物などの非磁性相が析出し、１％未
満では前記効果が認め難いので、これを１〜２０原子％
範囲とした。
Ｍo ，Ｚr ，Ｈf 、Ｎb 、Ｔa 、Ｃr 、Ｗ、Ａl 等は、
組織を微細化させ、かつ窒化による分解温度を向上させ
る効果を有するものであるが、２０原子％を越えると、
例えばＦe2Ｔi 化合物などの非磁性相が析出し、１％未
満では前記効果が認め難いので、これを１〜２０原子％
範囲とした。
【００１１】また、元素ＡとしてのＮまたはＣは、３０
原子％を越えると過剰なＮまたはＣ元素が不規則に結晶
格子に侵入し、アモルファス化してしまうため好ましく
ない。ただし１％未満では優れた磁気特性が得られない
ため、これを１〜３０原子％範囲とした。
原子％を越えると過剰なＮまたはＣ元素が不規則に結晶
格子に侵入し、アモルファス化してしまうため好ましく
ない。ただし１％未満では優れた磁気特性が得られない
ため、これを１〜３０原子％範囲とした。
【００１２】本発明は、上記したようにＦe の一部をＣ
o で置換できるもので、これにより飽和磁束密度とキュ
リー温度とを高めることができる。ただしＦe に対する
Ｃoの置換率が３０％を越えると結晶磁気異方性の低下
が大きいため、置換率は３０以下とすることが好まし
い。
o で置換できるもので、これにより飽和磁束密度とキュ
リー温度とを高めることができる。ただしＦe に対する
Ｃoの置換率が３０％を越えると結晶磁気異方性の低下
が大きいため、置換率は３０以下とすることが好まし
い。
【００１３】本発明において母合金を製造する方法は任
意である。例えば、希土類金属、鉄およびその他の金属
を所定比率で調合した原料を高周波溶解して母合金イン
ゴットを製造し、高温で均質化処理を行った後、ジョー
クラッシャー、ボールミル、ジェットミル等によって機
械的に粉砕する方法を採用することができる。
意である。例えば、希土類金属、鉄およびその他の金属
を所定比率で調合した原料を高周波溶解して母合金イン
ゴットを製造し、高温で均質化処理を行った後、ジョー
クラッシャー、ボールミル、ジェットミル等によって機
械的に粉砕する方法を採用することができる。
【００１４】また、母合金粉末への窒素の侵入について
は、該粉末を高温で窒化性ガスと接触させる、いわゆる
窒化処理を行うことが望ましい。窒化処理は、窒素、ア
ンモニアガスあるいは窒素−水素の混合ガスを用いて 2
00〜600 ℃で行う。一方、炭素の場合は、母合金溶解時
に添加するか、あるいはメタンガスなどを用いて、いわ
ゆる浸炭処理を行う。
は、該粉末を高温で窒化性ガスと接触させる、いわゆる
窒化処理を行うことが望ましい。窒化処理は、窒素、ア
ンモニアガスあるいは窒素−水素の混合ガスを用いて 2
00〜600 ℃で行う。一方、炭素の場合は、母合金溶解時
に添加するか、あるいはメタンガスなどを用いて、いわ
ゆる浸炭処理を行う。
【００１５】粉末の熱処理は、アルゴンガスなどの不活
性ガス雰囲気中、あるいは真空中で400〜700 ℃の温度
で行われる。この温度で熱処理することにより合金主相
内に微細析出物が形成され、数十μm の粗粉末において
も大きな保磁力が得られる。この微細析出物は置換元素
Ｍを含有していることは定かであるが、正確には同定さ
れていない。なお、 700℃を越えると主相が分解してし
まい、保磁力は大きく低下する。
性ガス雰囲気中、あるいは真空中で400〜700 ℃の温度
で行われる。この温度で熱処理することにより合金主相
内に微細析出物が形成され、数十μm の粗粉末において
も大きな保磁力が得られる。この微細析出物は置換元素
Ｍを含有していることは定かであるが、正確には同定さ
れていない。なお、 700℃を越えると主相が分解してし
まい、保磁力は大きく低下する。
【００１６】粉末粒径は、 200μm を越えるとボンド磁
石の外観が粗くなり実用的でない。一方、10μm 未満で
は細かすぎて、高性能なボンド磁石が得にくい。
石の外観が粗くなり実用的でない。一方、10μm 未満で
は細かすぎて、高性能なボンド磁石が得にくい。
【００１７】本発明による希土類合金粉末は、有機物系
バインダー、金属バインダーで固めてボンド磁石とする
ことができる。有機物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、金属バインダーとして
は、亜鉛や錫などを用いることができる。なお、合金粉
末粒径が大きいため低圧成形においても十分な成形密度
が得られ、かつ高圧力成形になればより高密度成形体が
得られ、高性能なボンド磁石が得られる。また成形方法
としては圧縮、射出、押し出し、ホットプレスなどの各
種方法が用いられる。
バインダー、金属バインダーで固めてボンド磁石とする
ことができる。有機物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、金属バインダーとして
は、亜鉛や錫などを用いることができる。なお、合金粉
末粒径が大きいため低圧成形においても十分な成形密度
が得られ、かつ高圧力成形になればより高密度成形体が
得られ、高性能なボンド磁石が得られる。また成形方法
としては圧縮、射出、押し出し、ホットプレスなどの各
種方法が用いられる。
【００１８】
【作用】本発明にかゝる希土類合金粉末は、Ｒ−Ｆe −
Ｍ系母合金粉末に窒素または炭素を侵入させた後、熱処
理することで、主相内に微細な析出物が形成され、従来
実用的な保磁力の得られなかった平均粉末粒径10〜200
μm の粉末で優れた保磁力を得ることができる。
Ｍ系母合金粉末に窒素または炭素を侵入させた後、熱処
理することで、主相内に微細な析出物が形成され、従来
実用的な保磁力の得られなかった平均粉末粒径10〜200
μm の粉末で優れた保磁力を得ることができる。
【００１９】
【実施例】以下、本発明の実施例を説明する。
【００２０】実施例１ 金属サマリウム、電解鉄、フェロバナジウムを所定の比
率で配合し、高周波溶解にてＳm10.5 Ｆe81.5 Ｖ8 組成
の母合金インゴットを製作した。これを1100℃、12時
間、Ａr ガス雰囲気下で均質化処理を行った後、ジョー
クラッシャー、ジェットミルによって平均粉末粒径50μ
m の粗粉末を得た。次に、合金粉末を７気圧の窒素ガス
中で 400〜600 ℃、２〜36時間保持して窒素を侵入させ
た後、真空中で 300〜800 ℃、４時間熱処理を行った。
そして得られた窒化粉末の含有窒素良はＬＥＣＯ社製分
析装置のＴＣ−４３６および電子天秤によって測定し、
合金の結晶構造についてはＸ線回折法によって測定し
た。また磁気特性とキュリー温度は振動試料型磁力計に
よって測定した。
率で配合し、高周波溶解にてＳm10.5 Ｆe81.5 Ｖ8 組成
の母合金インゴットを製作した。これを1100℃、12時
間、Ａr ガス雰囲気下で均質化処理を行った後、ジョー
クラッシャー、ジェットミルによって平均粉末粒径50μ
m の粗粉末を得た。次に、合金粉末を７気圧の窒素ガス
中で 400〜600 ℃、２〜36時間保持して窒素を侵入させ
た後、真空中で 300〜800 ℃、４時間熱処理を行った。
そして得られた窒化粉末の含有窒素良はＬＥＣＯ社製分
析装置のＴＣ−４３６および電子天秤によって測定し、
合金の結晶構造についてはＸ線回折法によって測定し
た。また磁気特性とキュリー温度は振動試料型磁力計に
よって測定した。
【００２１】表１は、550 ℃で４時間熱処理した合金粉
末の磁気特性と窒化条件との関係を示したものである。
これより、窒化温度 500〜550 ℃、窒化量約３〜５wt％
の粉末において大きな保磁力が得られた。そして熱処理
を行うことにより保磁力はさらに増大した。しかし、窒
化温度が 600℃を超えると主相が分解してしまい保磁力
は大きく低下した。なお、Ｓm10.5 Ｆe81.5 Ｖ8 化合物
の主相はＴb Ｃu7型の結晶構造を持つと推察される。
末の磁気特性と窒化条件との関係を示したものである。
これより、窒化温度 500〜550 ℃、窒化量約３〜５wt％
の粉末において大きな保磁力が得られた。そして熱処理
を行うことにより保磁力はさらに増大した。しかし、窒
化温度が 600℃を超えると主相が分解してしまい保磁力
は大きく低下した。なお、Ｓm10.5 Ｆe81.5 Ｖ8 化合物
の主相はＴb Ｃu7型の結晶構造を持つと推察される。
【００２２】
【表１】
【００２３】図１は、合金粉末の保持力ｉＨc に及ぼす
熱処理温度の影響をみたものである。これより、 400〜
700 ℃で熱処理することで優れた保磁力が得られ、特に
550℃、４時間の熱処理で最も優れた保磁力が得られる
ことが明らかになった。熱処理前の窒化粗粉末でも保磁
力が生じるのは窒素の侵入により合金粉末が脆化して生
じる微細化効果に起因し、熱処理後に保磁力が増大する
のはその粒内に微細析出相が形成されたことによると推
察される。また 700℃以上の熱処理で急激に保磁力が減
少するのは、主相であるＴb Ｃu7相が分解したためであ
る。一方、 300℃の熱処理では侵入窒素が拡散されにく
いため、保磁力の増加はあまり認められない。
熱処理温度の影響をみたものである。これより、 400〜
700 ℃で熱処理することで優れた保磁力が得られ、特に
550℃、４時間の熱処理で最も優れた保磁力が得られる
ことが明らかになった。熱処理前の窒化粗粉末でも保磁
力が生じるのは窒素の侵入により合金粉末が脆化して生
じる微細化効果に起因し、熱処理後に保磁力が増大する
のはその粒内に微細析出相が形成されたことによると推
察される。また 700℃以上の熱処理で急激に保磁力が減
少するのは、主相であるＴb Ｃu7相が分解したためであ
る。一方、 300℃の熱処理では侵入窒素が拡散されにく
いため、保磁力の増加はあまり認められない。
【００２４】実施例２ 実施例１において製作した同一組成の母合金を粉砕し、
平均粒径３〜250 μmの合金粉末を７気圧の窒素ガス中
で 500℃、24時間保持して窒素を侵入させた。そして真
空中で 550℃、４時間の熱処理を行い窒化粉末を得た。
この粉末の磁気特性は振動試料型磁力計により測定し、
合金の結晶構造についてはＸ線回折法により測定した。
平均粒径３〜250 μmの合金粉末を７気圧の窒素ガス中
で 500℃、24時間保持して窒素を侵入させた。そして真
空中で 550℃、４時間の熱処理を行い窒化粉末を得た。
この粉末の磁気特性は振動試料型磁力計により測定し、
合金の結晶構造についてはＸ線回折法により測定した。
【００２５】図２は、合金粉末の保持力ｉＨc に及ぼす
粉末粒径および熱処理の影響をみたものである。これよ
り、熱処理前のＳm8.4Ｆe 65.1Ｖ6.3 Ｎ20.2組成の合金
粉末の保磁力は粉末粒径が大きくなるに伴い低下する傾
向にあるが、熱処理粉末の保磁力は粉末粒径にあまり依
存していない。しかし、平均粒径 200μm を越えると保
磁力は低下し、実用的な保磁力は得られなかった。なお
比較粉末のＳm9.1Ｆe77.3Ｎ13.6（Ｓm2Ｆe 17Ｎ3 ）と
比べると、どちらの粗粉末でも保磁力低下は小さかっ
た。
粉末粒径および熱処理の影響をみたものである。これよ
り、熱処理前のＳm8.4Ｆe 65.1Ｖ6.3 Ｎ20.2組成の合金
粉末の保磁力は粉末粒径が大きくなるに伴い低下する傾
向にあるが、熱処理粉末の保磁力は粉末粒径にあまり依
存していない。しかし、平均粒径 200μm を越えると保
磁力は低下し、実用的な保磁力は得られなかった。なお
比較粉末のＳm9.1Ｆe77.3Ｎ13.6（Ｓm2Ｆe 17Ｎ3 ）と
比べると、どちらの粗粉末でも保磁力低下は小さかっ
た。
【００２６】実施例３ 実施例２において製作した窒化粉末から平均粉末粒径50
μm と３μm の粉末を得た。この粉末に２重量％のエポ
キシ樹脂を練合し、印加磁界１５ＫＯe の磁界中で４〜
10 Ton／cm2 の圧力により圧縮成形して成形体を得た。
そして 150℃で２時間キュア処理してボンド磁石を得
た。磁気特性はＢ−Ｈカーブトレーサーによって測定し
た。
μm と３μm の粉末を得た。この粉末に２重量％のエポ
キシ樹脂を練合し、印加磁界１５ＫＯe の磁界中で４〜
10 Ton／cm2 の圧力により圧縮成形して成形体を得た。
そして 150℃で２時間キュア処理してボンド磁石を得
た。磁気特性はＢ−Ｈカーブトレーサーによって測定し
た。
【００２７】図３は、成形体密度、保持力ｉＨc および
最大磁気エネルギー積ＢＨmax に及ぼす成形圧力の影響
をみたものである。これより、ボンド磁石の成形体密
度、最大磁気エネルギー積は成形圧力の増大に伴い増加
し、50μm 粉末では低圧力成形でも高性能なボンド磁石
が得られることが明らかとなった。
最大磁気エネルギー積ＢＨmax に及ぼす成形圧力の影響
をみたものである。これより、ボンド磁石の成形体密
度、最大磁気エネルギー積は成形圧力の増大に伴い増加
し、50μm 粉末では低圧力成形でも高性能なボンド磁石
が得られることが明らかとなった。
【００２８】実施例４ 金属サマリウム、電解鉄、フェロモリブデンを所定の比
率で配合し、高周波溶解にてＳm10.5 Ｆe81.5 Ｍo8組成
で大きさ５〜20mm角のインゴットを製作した。これに窒
素・水素混合ガス（Ｎ2 ：Ｈ2 ＝40：60）を用いて 550
℃、16時間の窒化処理と引き続いてアルゴンガス中 500
℃、24時間の熱処理を行った。次にジョークラッシャー
とジェットミルにより粉砕し、平均粉末粒径50μm と３
μm の粉末を得た。こゝで、長期安定性を知るために 1
25℃の恒温槽に 500時間保持して粉末の重量変化を測定
した。
率で配合し、高周波溶解にてＳm10.5 Ｆe81.5 Ｍo8組成
で大きさ５〜20mm角のインゴットを製作した。これに窒
素・水素混合ガス（Ｎ2 ：Ｈ2 ＝40：60）を用いて 550
℃、16時間の窒化処理と引き続いてアルゴンガス中 500
℃、24時間の熱処理を行った。次にジョークラッシャー
とジェットミルにより粉砕し、平均粉末粒径50μm と３
μm の粉末を得た。こゝで、長期安定性を知るために 1
25℃の恒温槽に 500時間保持して粉末の重量変化を測定
した。
【００２９】図４は、粉末の重量増加率（酸化増量）に
及ぼす保持時間、平均粉末粒径の影響をみたものであ
る。これより、50μm 粉末の重量増加率は３μm 粉末よ
り小さく、長期安定性に優れていることが明らかになっ
た。これは粉末粒径が大きくなるに伴い、酸化が抑制さ
れるためである。
及ぼす保持時間、平均粉末粒径の影響をみたものであ
る。これより、50μm 粉末の重量増加率は３μm 粉末よ
り小さく、長期安定性に優れていることが明らかになっ
た。これは粉末粒径が大きくなるに伴い、酸化が抑制さ
れるためである。
【００３０】実施例５ 金属サマリウム、電解鉄、フェロチタンを所定の比率で
配合し、高周波溶解にてＳm10.5 Ｆe81.5 Ｔi8組成のイ
ンゴットを製作した。これを1100℃、12時間、Ａr ガス
雰囲気中で均質化処理した後、ジョークラッシャー、ピ
ンミルおよびジェットミルによって平均粉末粒径50μm
の粉末を得た。次にこれらの粉末を７気圧のメタンガス
中で 500℃、所定時間保持した後、 550℃、６時間Ａr
雰囲気中で熱処理して試料No. １〜４の炭化粉末を得
た。また別途に、窒素ガス中 500℃で処理した窒化粉末
No. ５〜７を得た。磁気特性はＶＳＭにより測定した。
配合し、高周波溶解にてＳm10.5 Ｆe81.5 Ｔi8組成のイ
ンゴットを製作した。これを1100℃、12時間、Ａr ガス
雰囲気中で均質化処理した後、ジョークラッシャー、ピ
ンミルおよびジェットミルによって平均粉末粒径50μm
の粉末を得た。次にこれらの粉末を７気圧のメタンガス
中で 500℃、所定時間保持した後、 550℃、６時間Ａr
雰囲気中で熱処理して試料No. １〜４の炭化粉末を得
た。また別途に、窒素ガス中 500℃で処理した窒化粉末
No. ５〜７を得た。磁気特性はＶＳＭにより測定した。
【００３１】表２は、炭・窒化条件と保持力ｉＨc との
関係を示したものである。表２中、試料Ｎo.１〜４は浸
炭条件を、Ｎo.５〜７は窒化条件をそれぞれ表してお
り、窒化粉末と同様に炭化粉末においても優れた保磁力
が得られている。
関係を示したものである。表２中、試料Ｎo.１〜４は浸
炭条件を、Ｎo.５〜７は窒化条件をそれぞれ表してお
り、窒化粉末と同様に炭化粉末においても優れた保磁力
が得られている。
【００３２】
【表２】
【００３３】
【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−鉄−窒素系永久磁石粉末によれば、粉末粒
径10〜200 μm という粗粉末で磁気特性に優れた粉末が
得られ、結果として高圧成形を行う必要がなくなって設
備コストの低減を達成でき、また取扱いが容易になって
製造性が向上する。しかも、酸化が抑制されることによ
り磁石としての長期安定性が向上し、これを用いたボン
ド磁石は耐久信頼性が著しく高いものとなる。
かる希土類−鉄−窒素系永久磁石粉末によれば、粉末粒
径10〜200 μm という粗粉末で磁気特性に優れた粉末が
得られ、結果として高圧成形を行う必要がなくなって設
備コストの低減を達成でき、また取扱いが容易になって
製造性が向上する。しかも、酸化が抑制されることによ
り磁石としての長期安定性が向上し、これを用いたボン
ド磁石は耐久信頼性が著しく高いものとなる。
【図１】磁気特性特に保持力に及ぼす熱処理温度の影響
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図２】磁気特性特に保持力に及ぼす粉末粒径と熱処理
の影響を示すグラフである。
の影響を示すグラフである。
【図３】成形体密度と磁気特性に及ぼす成形圧力の影響
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図４】粉末の酸化増加率に及ぼす保持時間と粉末粒径
の影響を示すグラフである。
の影響を示すグラフである。
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 Ｃ２２Ｃ 38/32 Ｃ２３Ｃ 8/26 Ｈ０１Ｆ 1/06 1/08
Claims (3)
- 【請求項１】 成分組成がＲx Ｆe100-(x+y+z)Ｍy Ａz
で表され、前記ＲはＹ、ランタニド元素の１種または２
種以上の希土類金属からなり、前記ＭはＶ、Ｔi 、Ｍo
，Ｚr ，Ｈf 、Ｎb 、Ｔa 、Ｃr 、Ｗ、Ａl の１種ま
たは２種以上からなり、前記ＡはＮ、Ｃの１種または２
種からなり、前記ｘ，ｙ，ｚは原子百分率で下記の範囲
にあり、 ５≦ｘ≦１５ １≦ｙ≦２０ １≦ｚ≦３０ かつ平均粒径が10〜200 μm で、 400〜700 ℃で熱処理
が施されていることを特徴とする希土類合金粉末。 - 【請求項２】 Ｆe の一部を３０原子％以下のＣo およ
び／またはＮi で置換したことを特徴とする請求項１に
記載の希土類合金粉末。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の希土類合金粉
末を有機物バインダーまたは金属バインダーで結合して
なるボンド磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5354101A JPH07197102A (ja) | 1993-12-30 | 1993-12-30 | 希土類合金粉末およびそのボンド磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5354101A JPH07197102A (ja) | 1993-12-30 | 1993-12-30 | 希土類合金粉末およびそのボンド磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07197102A true JPH07197102A (ja) | 1995-08-01 |
Family
ID=18435305
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5354101A Pending JPH07197102A (ja) | 1993-12-30 | 1993-12-30 | 希土類合金粉末およびそのボンド磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07197102A (ja) |
-
1993
- 1993-12-30 JP JP5354101A patent/JPH07197102A/ja active Pending
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