JPH0766021A - Permanent magnet - Google Patents

Permanent magnet

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JPH0766021A
JPH0766021A JP5216285A JP21628593A JPH0766021A JP H0766021 A JPH0766021 A JP H0766021A JP 5216285 A JP5216285 A JP 5216285A JP 21628593 A JP21628593 A JP 21628593A JP H0766021 A JPH0766021 A JP H0766021A
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昭彦 津田井
Shinya Sakurada
新哉 桜田
Takatomo Hirai
隆大 平井
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Abstract

PURPOSE:To provide a permanent magnet, in which a maximum energy product is improved and which has high performance. CONSTITUTION:General formula R1xR2yCozFe100-x-y-z (1). (where R1 represents at least one kind of an element selected from rare earth elements and R2 at least one kind of an element selected from elements having atomic radii of 0.156-0.174nm, and (x), (y) and (z) are shown by 2<=x, 0<=y, 4<=x+y<=20 and 0.01<=y+z respectively at atomic %), Fe or Fe and Co occupying in main phase are contained at 90 atomic % or more, and the X-ray main-diffraction peak intensity of alpha-Fe phase or (FeCo) phase is 0.01-5 times as large as main phase.

Description

【発明の詳細な説明】Detailed Description of the Invention

【0001】[0001]

【産業上の利用分野】本発明は、永久磁石に関する。FIELD OF THE INVENTION The present invention relates to a permanent magnet.

【0002】[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(Rは希土類
元素)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(Bs )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、前記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(iHc )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。
2. Description of the Related Art Conventionally, as a high-performance rare earth permanent magnet,
Sm-Co type magnets and Nd-Fe-B type magnets (R is a rare earth element) are known. Mass production of these magnets is currently in progress. Each of the magnets is Fe or Co.
Is contained in a large amount and contributes to the increase of the saturation magnetic flux density (B s ). Further, since each of the magnets contains a rare earth element such as Sm and Nd, the rare earth element brings about an extremely large magnetic anisotropy derived from the behavior of 4f electrons in the crystal field. As a result, the coercive force (iH c ) is increased, and a high-performance magnet is realized. Such high-performance magnets are mainly used in electric devices such as speakers, motors and measuring instruments.

【0003】近年、各種電気機器の小形化の要求が高ま
り、それに応えるために前記永久磁石の最大磁気エネル
ギー積[(BH)max ]を向上し、より高性能の永久磁
石が求められている。
In recent years, there has been an increasing demand for miniaturization of various electric devices, and in order to meet the demand, a higher performance permanent magnet is required by improving the maximum magnetic energy product [(BH) max ] of the permanent magnet.

【0004】[0004]

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、最大
磁気エネルギー積が向上された高性能の永久磁石を提供
しようとするものである。本発明の別の目的は、最大磁
気エネルギー積の大きい永久磁石を提供しようとするも
のである。
SUMMARY OF THE INVENTION It is an object of the present invention to provide a high performance permanent magnet with improved maximum magnetic energy product. Another object of the present invention is to provide a permanent magnet having a large maximum magnetic energy product.

【0005】[0005]

【課題を解決するための手段】本発明によると、一般式 R1x R2y Coz Fe100-x-y-z (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は原子半径が0.156〜0.174n
mである元素から選ばれる少なくとも1種の元素を示
し、x、y、zは原子%でそれぞれ2≦x、0≦y、4
≦x+y≦20、0.01≦y+zを示す)にて表さ
れ、主相中に占めるFeまたはFeおよびCoが90原
子%以上であってα−Fe相または(FeCo)相のX
線主回折ピーク強度が主相のそれの0.01〜5倍であ
ることを特徴とする永久磁石が提供される。
According to the present invention, the general formula R1 x R2 y Co z Fe 100-xyz (I) (wherein R1 is at least 1 selected from rare earth elements)
The seed element, R2, has an atomic radius of 0.156-0.174n
m is at least one element selected from the elements, and x, y, and z are atomic% and 2 ≦ x, 0 ≦ y, and 4 respectively.
≦ x + y ≦ 20, 0.01 ≦ y + z), and Fe or Fe and Co in the main phase are 90 atomic% or more, and X of the α-Fe phase or the (FeCo) phase.
A permanent magnet is provided, characterized in that the line main diffraction peak intensity is 0.01 to 5 times that of the main phase.

【0006】ここで、前記主相とはα−Fe相または
(FeCo)相を除く化合物中の各結晶相および非晶質
相のうちで最大の体積占有率を有する相を意味するもの
である。
Here, the main phase means a phase having the largest volume occupancy among the crystalline phases and the amorphous phases in the compound excluding the α-Fe phase or the (FeCo) phase. .

【0007】前記主相は、六方晶または正方晶のような
一軸性の結晶構造を有することが望ましい。本発明に係
わる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に示すよ
うに、回折角2θが20゜〜55゜の範囲においては2
θが30゜付近、37゜付近、43゜付近、45゜付
近、49゜付近にそれぞれピークを有する。これらのピ
ークのうちで45゜付近に現れるピークは磁性材料中に
存在するα−Fe(またはα−Fe、Co)の反射によ
るものである。他のピークは、すべてTbCu7 型結晶
構造で指数付けられ、低角側から(101)、(11
0)、および(200)(111)(002)の重ね合
わせ、(201)なる面による回折ピークであるとの見
方ができる。
The main phase preferably has a uniaxial crystal structure such as a hexagonal crystal or a tetragonal crystal. A typical X-ray diffraction pattern of the magnetic material according to the present invention is shown in FIG. However, Cu-Kα was used as the X-ray. As shown in FIG. 1, when the diffraction angle 2θ is in the range of 20 ° to 55 °, 2
There are peaks at θ of around 30 °, 37 °, 43 °, 45 °, and 49 °. Among these peaks, the peak appearing around 45 ° is due to the reflection of α-Fe (or α-Fe, Co) existing in the magnetic material. All the other peaks are indexed by the TbCu 7 type crystal structure, and (101), (11
It can be seen that it is a diffraction peak due to the plane of (201), which is a superposition of (0) and (200) (111) (002).

【0008】以下、前記一般式(I)の永久磁石を構成
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
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、前記永久磁石に大きな磁気異方性をもたらし、高
い保磁力を付与する。
The function of each component constituting the permanent magnet of the general formula (I) and the reason for defining the blending amount of each component will be described in detail below. (1) R1 element As the rare earth element which is the R1 element, La, Ce, P
r, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, E
r, Tm, Yb, Lu, Y are mentioned, and these are used by 1 type, or 2 or more types of mixture. Such an R1 element brings a large magnetic anisotropy to the permanent magnet and imparts a high coercive force.

【0009】前記R1元素を2原子%未満にすると、大
きな保磁力が得られなくなる。一方、前記R1元素が2
0原子%を超えると、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、6〜16原子%の範囲で
ある。特に、前記R1元素中にPr、Nd、Sm、Er
が総量で50%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、前記永久磁石の磁
気異方性をより向上することが可能になる。
If the R1 element is less than 2 atomic%, a large coercive force cannot be obtained. On the other hand, if the R1 element is 2
When it exceeds 0 atom%, the saturation magnetic flux density is remarkably reduced.
A more preferable amount of the R1 element is in the range of 6 to 16 atomic%. In particular, Pr, Nd, Sm, Er in the R1 element
Is preferably 50% or more in total. By using such an amount of the R1 element, it becomes possible to further improve the magnetic anisotropy of the permanent magnet.

【0010】(2)R2元素 前記原子半径が0.156〜0.174nmであるR2
元素としては、例えば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
に占有して前記希土類サイトの平均原子半径を小さくす
る等の作用により前記主相中の前記M濃度を高め、高い
飽和磁束密度を得ることができる。また、前記R2元素
は主相、例えばTbCu7 型結晶構造を有する相の生成
を促進する働きを有する。
(2) R2 element R2 having the atomic radius of 0.156 to 0.174 nm
As the element, for example, at least one element selected from the group of Sc, Zr and Hf can be used. Such an R2 element can increase the M concentration in the main phase and obtain a high saturation magnetic flux density mainly by the action of occupying the rare earth site of R1 and reducing the average atomic radius of the rare earth site. it can. Further, the R2 element has a function of promoting generation of a main phase, for example, a phase having a TbCu 7 type crystal structure.

【0011】前記R2元素の原子半径を前述した範囲に
設定した理由を以下に述べる。希土類元素中、最も原子
半径の小さい元素はLuであり、原子半径の大きさは
0.174nmである。したがって、0.174nmよ
り原子半径の大きな元素は前述した希土類サイトの原子
半径低下効果が期待できないため、主相中の前記M濃度
が小さくなる。一方、前記原子半径が0.156nmよ
り小さいと、Feサイトへの置換が顕著になる。
The reason why the atomic radius of the R2 element is set in the above range will be described below. Among the rare earth elements, the element having the smallest atomic radius is Lu, and the atomic radius is 0.174 nm. Therefore, an element having an atomic radius larger than 0.174 nm cannot be expected to have the effect of reducing the atomic radius of the rare earth site described above, and thus the M concentration in the main phase becomes small. On the other hand, when the atomic radius is smaller than 0.156 nm, substitution with Fe sites becomes remarkable.

【0012】前記R2元素が20原子%を超えると、前
記FeまたはFeおよびCoの量が相対的に少なくな
り、飽和磁束密度が著しく低下する。より好ましいR2
元素の量は、0.5〜6原子%の範囲である。
If the R2 element exceeds 20 atomic%, the amount of Fe or Fe and Co becomes relatively small, and the saturation magnetic flux density is remarkably lowered. More preferred R2
The amount of element is in the range of 0.5 to 6 atom%.

【0013】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
磁気特性を有する永久磁石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。
The total amount of the R1 element and the R2 element is 4
By defining the content in the range of up to 20 atomic%, it becomes possible to obtain a permanent magnet having more excellent magnetic characteristics. More preferable total amount of the R1 element and the R2 element is 6
Is in the range of up to 16 atom%.

【0014】(3)FeおよびCo FeおよびCoは、前記永久磁石の飽和磁束密度を増大
させる働きを有する。前記FeおよびCoは、前記永久
磁石中に70原子%以上添加することによりその効果が
顕著になる。特に、前記FeおよびCoの総量のうちF
eが30%以上、より好ましくは50%以上占めること
が望ましい。
(3) Fe and Co Fe and Co have the function of increasing the saturation magnetic flux density of the permanent magnet. The effects of Fe and Co become remarkable by adding 70 atomic% or more to the permanent magnet. In particular, of the total amount of Fe and Co, F
It is desirable that e accounts for 30% or more, more preferably 50% or more.

【0015】前記R2元素とCoは、総量で0.01原
子%以上含有することが必要である。例えば、前記R2
元素は前記永久磁石にCoを含まない場合、0.01原
子%以上含有することにより主相中のFe、Coの濃度
を向上でき、TbCu7 相を生成することができる。ま
た、前記永久磁石に前記R2を含まない場合、Coを
0.01原子%含有させることによりTbCu7 相のF
eおよびCoの濃度を向上でき、高飽和磁束密度化を達
成することが可能になる。
It is necessary that the total amount of the R2 element and Co is 0.01 atomic% or more. For example, the R2
When the element does not contain Co in the permanent magnet, the content of 0.01 atom% or more can improve the concentration of Fe and Co in the main phase and can generate the TbCu 7 phase. Further, when the permanent magnet does not contain the R2, by adding 0.01 atomic% of Co, the F of the TbCu 7 phase can be obtained.
The concentrations of e and Co can be improved, and high saturation magnetic flux density can be achieved.

【0016】前記FeおよびCoの一部をT元素(Tは
Si、Ti、Cr、V、Mo、W、Mn、Ni、Ga、
Al、Nb、Ta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、前記永久磁石中の前記主相、例え
ばTbCu7 型結晶構造を有する相の割合を増大するこ
とが可能になる。また、前記T元素で前記FeおよびC
oの一部を置換することにより、主相中に占める前記F
eおよびCoの濃度を増大させることが可能になる。た
だし、前記T元素で前記FeおよびCoの大部分を置換
すると飽和磁束密度の低下を招く。このため、前記T元
素の置換量は前記FeおよびCoの総量中、20原子%
以下にすることが望ましい。
Part of Fe and Co is a T element (T is Si, Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, Ni, Ga,
Substitution with one or more elements selected from the group of Al, Nb, and Ta) makes it possible to increase the proportion of the main phase in the permanent magnet, for example, the phase having the TbCu 7 type crystal structure. . Further, the element T is Fe and C.
By substituting a part of o, the above-mentioned F in the main phase
It becomes possible to increase the concentrations of e and Co. However, when most of the Fe and Co are replaced with the T element, the saturation magnetic flux density is lowered. Therefore, the substitution amount of the T element is 20 atomic% in the total amount of Fe and Co.
The following is desirable.

【0017】前記一般式(I)の永久磁石中には、酸化
物等の不可避的不純物を含有することを許容する。前記
主相中に占める前記FeおよびCoの濃度は、その濃度
を90原子%以上にすることにより大きな飽和磁束密度
を有する永久磁石を得ることができる。
The permanent magnet of the general formula (I) is allowed to contain unavoidable impurities such as oxides. The concentration of the Fe and Co in the main phase can be 90 atomic% or more to obtain a permanent magnet having a large saturation magnetic flux density.

【0018】また、本発明に係わる永久磁石に含まれる
α−Fe相または(FeCo)相の比率を規定したの
は、次のような理由によるものである。本発明に係わる
永久磁石は、軟磁性相のα−Fe相または(FeCo)
相と主相とが交換結合されている。この永久磁石は、リ
コイル透磁率が大きく、逆磁場に対して不可逆的減磁率
が小さい。特に、等方性磁石の場合には飽和磁束密度
(4πMr)に対する残留磁束密度(4πMs)の比率
(4πMr/4πMs)が0.5を越えるという特徴を
有する。ただし、通常の等方性磁石は4πMr/4πM
s=0.5である。このため、逆磁場下での永久減磁の
心配がなく、かつ残留磁束密度が大きく、高いエネルギ
ー積を有する永久磁石を得ることが可能になる。
The ratio of the α-Fe phase or the (FeCo) phase contained in the permanent magnet according to the present invention is specified for the following reason. The permanent magnet according to the present invention is a soft magnetic phase α-Fe phase or (FeCo)
The phase and the main phase are exchange-coupled. This permanent magnet has a large recoil magnetic permeability and a small irreversible demagnetization rate with respect to a reverse magnetic field. In particular, in the case of an isotropic magnet, the ratio (4πMr / 4πMs) of the residual magnetic flux density (4πMs) to the saturation magnetic flux density (4πMr) has a feature of exceeding 0.5. However, a normal isotropic magnet has 4πMr / 4πM
s = 0.5. Therefore, there is no concern about permanent demagnetization under a reverse magnetic field, a large residual magnetic flux density, and a permanent magnet having a high energy product can be obtained.

【0019】このような特徴は、永久磁石に含まれるα
−Fe相または(FeCo)相のX線主回折ピーク強度
が主相のそれの0.01倍未満では顕著ではなく、一方
5倍を越えると逆に磁気特性劣化の要因になる。永久磁
石に含まれるα−Fe相または(FeCo)相のX線主
回折ピーク強度は、主相のそれの3倍以下、より好まし
くは1倍以下にすることが高保磁力化の観点から望まし
い。
This characteristic is due to α contained in the permanent magnet.
If the X-ray main diffraction peak intensity of the -Fe phase or (FeCo) phase is less than 0.01 times that of the main phase, it is not remarkable, while if it exceeds 5 times, it causes the deterioration of magnetic characteristics. The X-ray main diffraction peak intensity of the α-Fe phase or (FeCo) phase contained in the permanent magnet is preferably 3 times or less, and more preferably 1 time or less that of the main phase, from the viewpoint of increasing the coercive force.

【0020】また、前記特徴はα−Fe相または(Fe
Co)相の粒子寸法が500nm以下の時に顕著であ
る。前記粒子寸法を越えると、α−Fe相または(Fe
Co)相の存在がかえって磁気特性を劣化させることが
ある。より好ましい前記粒子寸法は100nm以下、最
も好ましい粒子寸法は20nm以下である。
Further, the above characteristics are characterized by the α-Fe phase or (Fe
This is remarkable when the particle size of the Co) phase is 500 nm or less. If the particle size is exceeded, the α-Fe phase or (Fe
The presence of the Co) phase may rather deteriorate the magnetic properties. The more preferable particle size is 100 nm or less, and the most preferable particle size is 20 nm or less.

【0021】前記一般式(I)の永久磁石は、例えば以
下に説明する(1)〜(5)の方法により製造される。 (1)所定量のR1、R2、Mの各元素および必要に応
じて前記M元素の一部を置換するT元素の粉末を混合
し、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磁性材料を製造する。
The permanent magnet of the general formula (I) is manufactured, for example, by the methods (1) to (5) described below. (1) A predetermined amount of each element of R1, R2, and M and a powder of T element that replaces a part of the M element as needed are mixed, and an alloy melt is prepared by arc melting or high frequency melting. Subsequently, a magnetic material is manufactured by a single roll method or a twin roll method in which the molten alloy is rapidly cooled by spraying it on a single roll or twin rolls rotating at high speed.

【0022】(2)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により磁性材料を製造す
る。 (3)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により磁性材料を製造す
る。
(2) A magnetic material is manufactured by a rotating disk method in which the molten alloy is jetted onto a rotating disk and rapidly cooled. (3) A magnetic material is manufactured by a gas atomizing method in which the molten alloy is injected into an inert gas such as He and rapidly cooled.

【0023】(4)前記合金溶湯鋳造することにより磁
性材料を製造する。 (5)所定量のR1、R2、Mの各元素および必要に応
じて前記M元素の一部を置換するT元素の各元素粉末の
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
グ法により磁性材料を製造する。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。
(4) A magnetic material is manufactured by casting the molten alloy. (5) A mechanical alloy that imparts mechanical energy to a mixture of a predetermined amount of each element of R1, R2 and M and, if necessary, a powder of each element of T element that replaces part of the M element to alloy them. The magnetic material is manufactured by the ing method or the mechanical grinding method. These methods are methods of alloying by causing a solid-phase reaction of the mixture. Specific methods for causing the solid phase reaction include:
For example, a method of introducing the mixture into a planetary ball mill, a rotary ball mill, an attritor, a vibrating ball mill, a screw type ball mill, or the like, and mechanically impacting each powder is adopted.

【0024】なお、前記(1)、(2)、(4)、
(5)の方法においては前記合金溶湯の急冷工程および
固相反応工程を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
急冷するか、または固相反応させ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永久磁石を製造するこ
とが可能になる。また、前記急冷速度が高い場合にはT
bCu7 相が生成し易く、前記急冷速度が低い場合には
ThMn12相が生成し易くなる。
The above (1), (2), (4),
In the method (5), it is desirable to carry out the quenching step and the solid phase reaction step of the molten alloy in an atmosphere of an inert gas such as Ar or He. By quenching the alloy melt in such an atmosphere or by causing a solid phase reaction, it becomes possible to manufacture a permanent magnet in which deterioration of magnetic properties due to oxidation is prevented. If the quenching rate is high, T
The bCu 7 phase is easily generated, and when the quenching rate is low, the ThMn 12 phase is easily generated.

【0025】前記(1)〜(5)の方法で得られた磁性
材料は、必要に応じてAr、Heなどの不活性ガス雰囲
気中または真空中、300〜1000℃で0.1〜10
時間の熱処理が施されることを許容する。このような熱
処理を施すことにより前記永久磁石中の主相の生成量を
増大させ、かつ保磁力を増加させることが可能になる。
The magnetic material obtained by the above methods (1) to (5) is, if necessary, 0.1 to 10 at 300 to 1000 ° C. in an atmosphere of an inert gas such as Ar or He or in vacuum.
Allow heat treatment for a period of time. By performing such a heat treatment, it is possible to increase the amount of main phase generated in the permanent magnet and increase the coercive force.

【0026】前記(1)〜(4)の方法で得られた磁性
材料を、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永久磁石粉末が製造される。
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(5)の方法で得られた磁
性材料は、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。
Permanent magnet powder is manufactured by crushing the magnetic material obtained by the above methods (1) to (4) by a ball mill, a brown mill, a stamp mill or the like.
However, since the magnetic material obtained by the method (5) by the mechanical alloying method or the mechanical grinding method is in a powder state, the pulverizing step can be omitted.

【0027】次に、前述した方法により製造された磁性
材料から本発明に係わる永久磁石、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。
Next, a method for producing the permanent magnet and the bonded magnet according to the present invention from the magnetic material produced by the above-mentioned method will be described. (A) A permanent magnet is manufactured by integrating the magnetic material powder as a high-density compact (compacted powder) by hot pressing or hot isostatic pressing (HIP). A permanent magnet having a high magnetic flux density can be manufactured by applying a magnetic field during the pressurization to align the crystal orientations. Further, by performing plastic deformation processing while applying pressure at a temperature of 300 to 700 ° C. after applying the pressure, it becomes possible to manufacture a permanent magnet magnetically oriented in the direction of the easy axis of magnetization.

【0028】(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。
(B) A permanent magnet is manufactured by sintering the magnetic material powder. (C) A mixed magnet is manufactured by mixing the magnetic material powder with an epoxy resin, a nylon-based resin, or the like, and molding the mixture. When an epoxy resin-based thermosetting resin is used as the resin, 100 to 200 is used after compression molding.
It is desirable to carry out the curing treatment at a temperature of ° C. When a nylon-based thermoplastic resin is used as the resin, it is desirable to adopt an injection molding method.

【0029】(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。
(D) A metal bond magnet is manufactured by mixing the magnetic material powder with a low melting point metal or a low melting point alloy and molding the mixture. As the low melting point metal, for example, Al, Pb, Sn, Zn, Mg or the like can be used, and as the low melting point alloy, an alloy made of the above metal or the like can be used.

【0030】また、本発明によると、一般式 R1x R2yz Cou Fe100-x-y-z-u (II) (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は原子半径が0.156〜0.174n
mである元素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、0≦
y、4≦x+y≦20、0≦z≦20、0.01≦y+
uを示す)にて表され、主相がTbCu7 型結晶構造を
有し、かつα−Fe相または(FeCo)相のX線主回
折ピーク強度が主相のそれの0.01〜5倍であること
を特徴とする永久磁石が提供される。
Further, according to the present invention, the general formula R1 x R2 y A z Co u Fe 100-xyzu (II) ( provided that at least 1 R1 is selected from rare earth elements
The seed element, R2, has an atomic radius of 0.156-0.174n
m is at least one element selected from the elements, A is at least one element selected from C, N and P, and x, y, z and u are atomic percentages of 2 ≦ x and 0 ≦, respectively.
y, 4 ≦ x + y ≦ 20, 0 ≦ z ≦ 20, 0.01 ≦ y +
u)), the main phase has a TbCu 7 type crystal structure, and the X-ray main diffraction peak intensity of the α-Fe phase or (FeCo) phase is 0.01 to 5 times that of the main phase. A permanent magnet is provided.

【0031】ここで、前記主相とはα−Fe相または
(FeCo)相を除く化合物中の各結晶相および非晶質
相のうちで最大の体積占有率を有する相を意味するもの
である。
Here, the main phase means the phase having the maximum volume occupancy among the crystalline phases and the amorphous phases in the compound excluding the α-Fe phase or the (FeCo) phase. .

【0032】また、主相中に占めるFeまたはFeおよ
びCoを90原子%以上にすることにより高い磁束密
度、ひいては高エネルギー積を有する永久磁石を得るこ
とができる。
Further, by setting Fe or Fe and Co in the main phase to 90 atomic% or more, it is possible to obtain a permanent magnet having a high magnetic flux density and eventually a high energy product.

【0033】以下、前記一般式(II)の永久磁石を構成
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
ついて詳細に説明する。前記R1元素、前記R2元素
は、前記一般式(I)の永久磁石で説明したのとと同様
である。さらに、前記R2元素は前記TbCu7 型結晶
構造を有する相中に占める前記FeおよびCoの濃度を
増大させる働きを持つ。また、前記R1元素中にPr、
Nd、Sm、Er、Tb、Dy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、前記永久磁石の保磁力をより向上する
ことが可能になる。
The function of each component constituting the permanent magnet of the general formula (II) and the reason for defining the blending amount of each component will be described in detail below. The R1 element and the R2 element are the same as those described for the permanent magnet of the general formula (I). Further, the R2 element has a function of increasing the concentrations of Fe and Co in the phase having the TbCu 7 type crystal structure. Further, Pr in the R1 element is
It is desirable that Nd, Sm, Er, Tb and Dy account for 50 atomic% or more in total. By using such an amount of the R1 element, it becomes possible to further improve the coercive force of the permanent magnet.

【0034】前記FeおよびCoは、前記一般式(I)
の永久磁石で説明したのと同様である。また、前記R2
元素とCoは総量で0.01原子%以上含有することに
より主相中のFeまたはFeおよびCoの濃度を高める
ことができ、高い磁束密度、ひいては高エネルギー積を
有する永久磁石を得ることができる。前記FeおよびC
oは、前記永久磁石中に70原子%以上添加することに
よりその効果が顕著になる。特に、FeおよびCoのう
ちFeが30%以上、より好ましくは50%以上占める
ことが望ましい。また、前記FeおよびCoの一部をT
元素(TはSi、Ti、Cr、V、Mo、W、Mn、N
i、Ga、Al、Nb、Taの群から選ばれる1種以上
の元素)で置換することを許容する。このようなT元素
による置換により前述した一般式(I)の永久磁石と同
様な効果を発揮できる。
The Fe and Co are the same as those represented by the general formula (I).
This is the same as that explained for the permanent magnet of. Also, the R2
By containing 0.01 atom% or more of the total amount of elements and Co, the concentration of Fe or Fe and Co in the main phase can be increased, and a permanent magnet having a high magnetic flux density and a high energy product can be obtained. . Fe and C
The effect of o becomes remarkable by adding 70 atomic% or more to the permanent magnet. In particular, it is desirable that Fe accounts for 30% or more, more preferably 50% or more, of Fe and Co. In addition, a part of the Fe and Co is T
Element (T is Si, Ti, Cr, V, Mo, W, Mn, N
Substitution with one or more elements selected from the group consisting of i, Ga, Al, Nb, and Ta) is allowed. By such substitution with the T element, the same effect as the permanent magnet of the general formula (I) described above can be exhibited.

【0035】前記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 型結晶構造またはThMn12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TbCu7 相の
生成が困難となる。なお、前記永久磁石を製造するため
の窒化工程においてアンモニアガス等の使用により水素
が不可避的に混入することがある。この場合、永久磁石
中の水素の量をA元素の総量の50%以下にすることに
より磁気特性の劣化を抑制することができる。
The element A is at least one element selected from the group consisting of C, N and P. The A element is mainly present at the interstitial position of the TbCu 7 type crystal structure or the ThMn 12 type crystal structure, and expands the crystal lattice or changes the electronic band structure as compared with the case where the A element is not contained. . As a result, it has a function of improving the Curie temperature, the saturation magnetic flux density, and the magnetic anisotropy of the main phase. If the A element exceeds 20 atomic%, it becomes difficult to form the TbCu 7 phase. Note that hydrogen may be inevitably mixed in by the use of ammonia gas or the like in the nitriding process for manufacturing the permanent magnet. In this case, the deterioration of the magnetic characteristics can be suppressed by setting the amount of hydrogen in the permanent magnet to 50% or less of the total amount of the element A.

【0036】前記一般式(II)の永久磁石中には、酸化
物等の不可避的不純物を含有することを許容する。前記
主相中に占める前記FeおよびCoの濃度を規定したの
は、その濃度を前記主相中のAを除く全ての元素の総量
の90原子%以上にすることにより大きな飽和磁束密度
を有する永久磁石を得ることができる。
The permanent magnet of the general formula (II) may contain inevitable impurities such as oxides. The concentration of the Fe and Co in the main phase is defined as a permanent saturation of a large saturation magnetic flux density by setting the concentration to 90 atomic% or more of the total amount of all elements except A in the main phase. You can get a magnet.

【0037】また、本発明に係わる永久磁石に含まれる
α−Fe相または(FeCo)相の比率を規定したの
は、次のような理由によるものである。本発明に係わる
永久磁石は、軟磁性相のα−Fe相または(FeCo)
相と主相とが交換結合されている。この永久磁石は、リ
コイル透磁率が大きく、逆磁場に対して不可逆的減磁率
が小さい。特に、等方性磁石の場合には飽和磁束密度
(4πMr)に対する残留磁束密度(4πMs)の比率
(4πMr/4πMs)が0.5を越えるという特徴を
有する。ただし、通常の等方性磁石は4πMr/4πM
s=0.5である。このため、逆磁場下での永久減磁の
心配がなく、かつ残留磁束密度が大きく、高いエネルギ
ー積を有する永久磁石を得ることが可能になる。
The reason for defining the ratio of the α-Fe phase or the (FeCo) phase contained in the permanent magnet according to the present invention is as follows. The permanent magnet according to the present invention is a soft magnetic phase α-Fe phase or (FeCo)
The phase and the main phase are exchange-coupled. This permanent magnet has a large recoil magnetic permeability and a small irreversible demagnetization rate with respect to a reverse magnetic field. In particular, in the case of an isotropic magnet, the ratio (4πMr / 4πMs) of the residual magnetic flux density (4πMs) to the saturation magnetic flux density (4πMr) has a feature of exceeding 0.5. However, a normal isotropic magnet has 4πMr / 4πM
s = 0.5. Therefore, there is no concern about permanent demagnetization under a reverse magnetic field, a large residual magnetic flux density, and a permanent magnet having a high energy product can be obtained.

【0038】このような特徴は、永久磁石に含まれるα
−Fe相または(FeCo)相のX線主回折ピーク強度
が主相のそれの0.01倍未満では顕著ではなく、一方
5倍を越えると逆に磁気特性劣化の要因になる。永久磁
石に含まれるα−Fe相または(FeCo)相のX線主
回折ピーク強度は、主相のそれの3倍以下、より好まし
くは1倍以下にすることが高保磁力化の観点から望まし
い。
This characteristic is due to α contained in the permanent magnet.
If the X-ray main diffraction peak intensity of the -Fe phase or (FeCo) phase is less than 0.01 times that of the main phase, it is not remarkable, while if it exceeds 5 times, it causes the deterioration of magnetic characteristics. The X-ray main diffraction peak intensity of the α-Fe phase or (FeCo) phase contained in the permanent magnet is preferably 3 times or less, and more preferably 1 time or less that of the main phase, from the viewpoint of increasing the coercive force.

【0039】また、前記特徴はα−Fe相または(Fe
Co)相の粒子寸法が500nm以下の時に顕著であ
る。前記粒子寸法を越えると、α−Fe相または(Fe
Co)相の存在がかえって磁気特性を劣化させることが
ある。より好ましい前記粒子寸法は100nm以下、最
も好ましい粒子寸法は20nm以下である。
Further, the above-mentioned characteristics are the α-Fe phase or (Fe
This is remarkable when the particle size of the Co) phase is 500 nm or less. If the particle size is exceeded, the α-Fe phase or (Fe
The presence of the Co) phase may rather deteriorate the magnetic properties. The more preferable particle size is 100 nm or less, and the most preferable particle size is 20 nm or less.

【0040】前記一般式(II)の永久磁石において、A
元素としてCおよびPの少なくとも1種を配合した永久
磁石の製造方法を以下に説明する。所定量のR1、R
2、A(CおよびPの少なくとも1種)、Fe、Coの
各元素および必要に応じて前記FeおよびCoの一部を
置換するT元素の各元素を含有する合金を前述した
(1)〜(5)の方法により磁性材料を製造する。この
際、得られた磁性材料を必要に応じてAr、Heなどの
不活性ガス雰囲気中または真空中、300〜1000℃
で0.1〜10時間の熱処理を施すことを許容する。こ
のような熱処理を施すことにより保磁力の増大が可能に
なる。また、300〜500℃で0.1〜10時間の熱
処理を行った後、それ以上の温度で0.1〜10時間熱
処理を施すことにより、高保磁力化等、優れた磁気特性
を得ることができる。
In the permanent magnet of the general formula (II), A
A method for producing a permanent magnet containing at least one of C and P as an element will be described below. Predetermined amount of R1, R
2, alloys containing each element of A (at least one of C and P), Fe and Co and, if necessary, each element of T element substituting a part of the Fe and Co (1) to A magnetic material is manufactured by the method (5). At this time, the obtained magnetic material is, if necessary, in an inert gas atmosphere such as Ar or He or in a vacuum at 300 to 1000 ° C.
It is allowed to perform heat treatment for 0.1 to 10 hours. By performing such heat treatment, the coercive force can be increased. Further, by performing heat treatment at 300 to 500 ° C. for 0.1 to 10 hours and then heat treatment at a temperature higher than that for 0.1 to 10 hours, excellent magnetic properties such as high coercive force can be obtained. it can.

【0041】前記一般式(II)の永久磁石において、A
元素としてNを配合した永久磁石の製造方法の一例を以
下に説明する。前記磁性材料をボールミル、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得られ
た磁性材料粉末(合金粉末)を0.001〜2気圧の窒
素ガス雰囲気中、300〜800℃の温度下で0.1〜
100時間熱処理することにより磁性材料を製造する。
ただし、前記(5)の方法で製造された磁性材料は粉末
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。
In the permanent magnet of the general formula (II), A
An example of a method of manufacturing a permanent magnet containing N as an element will be described below. The magnetic material powder (alloy powder) obtained by pulverizing the magnetic material with a ball mill, a brown mill, a stamp mill, or the like was used at a temperature of 300 to 800 ° C. in a nitrogen gas atmosphere of 0.001 to 2 atm. 1 to
A magnetic material is manufactured by heat treatment for 100 hours.
However, since the magnetic material manufactured by the method (5) is in a powder state, the crushing step can be omitted.

【0042】前記熱処理の雰囲気は、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。また、
その前工程として0.001〜2気圧の水素ガス雰囲気
中、300〜800℃の温度下での熱処理を行うか、ま
たは窒素ガスに水素を混合したガスもしくはアンモニア
ガスにより前記窒化処理を行うことにより高効率の窒化
を行うことが可能になる。
As the atmosphere for the heat treatment, a nitrogen compound gas such as ammonia may be used instead of nitrogen gas. Also,
As a pre-step, by performing heat treatment at a temperature of 300 to 800 ° C. in a hydrogen gas atmosphere of 0.001 to 2 atm, or by performing the nitriding treatment with a gas in which hydrogen is mixed with nitrogen gas or ammonia gas. It becomes possible to perform highly efficient nitriding.

【0043】前記窒素もしくは窒素化合物ガスまたはそ
の混合ガスの分圧は、0.001〜2気圧の範囲にする
ことが好ましい。前記窒化処理においては窒素もしくは
窒素化合物ガスの他に窒素を含まない別のガスを混合す
ることが可能である。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。
The partial pressure of the nitrogen or nitrogen compound gas or the mixed gas thereof is preferably in the range of 0.001 to 2 atm. In the nitriding treatment, it is possible to mix another gas containing no nitrogen in addition to nitrogen or a nitrogen compound gas. However, when oxygen is mixed, it is desirable to set the oxygen partial pressure to 0.02 atm or less in order to avoid deterioration of magnetic properties due to oxide formation during heat treatment.

【0044】なお、前記合金粉末の調製過程においてR
N(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元素として窒素が配
合された永久磁石を製造することも可能である。永久磁
石、ボンド磁石は、前記磁性材料粉末を前記一般式
(I)の永久磁石で説明したのと同様な方法で処理する
ことにより製造される。
In the process of preparing the alloy powder, R
It is also possible to produce a permanent magnet containing nitrogen as the A element by using a nitrogen compound such as N (R is at least one selected from R1 and R2 described above) as a raw material and preparing it by a solid-phase reaction. It is possible. The permanent magnet and the bonded magnet are produced by treating the magnetic material powder with the same method as described for the permanent magnet of the general formula (I).

【0045】[0045]

【作用】本発明によれば、一般式(I)[R1x R2y
Coz Fe100-x-y-z ]にて表され、α−Fe相または
(FeCo)相のX線主回折ピーク強度が主相のそれの
0.01〜5倍の範囲内にすることによって、不可逆減
磁率が小さく、特に等方性磁石の場合、飽和磁束密度に
比べて残留磁束密度の大きな高エネルギー積を有する永
久磁石を得ることができる。
According to the present invention, the general formula (I) [R1 x R2 y
Co z Fe 100-xyz ], and the intensity of the X-ray main diffraction peak of the α-Fe phase or the (FeCo) phase is set to be in the range of 0.01 to 5 times that of the main phase. In the case of an isotropic magnet, which has a small magnetic susceptibility, it is possible to obtain a permanent magnet having a high energy product in which the residual magnetic flux density is larger than the saturation magnetic flux density.

【0046】また、主相中に占めるFeまたはFeおよ
びCoが90原子%以上にすることによって、飽和磁束
密度の向上を図ることができる。さらに、前記一般式
(I)に示すようにR1として希土類元素を含有する組
成を有するため、大きな磁気異方性が付与される。その
結果、最大エネルギー積[(BH)max ]を向上した永
久磁石を得ることができる。
Further, when the content of Fe or Fe and Co in the main phase is 90 atomic% or more, the saturation magnetic flux density can be improved. Further, as shown in the general formula (I), since R1 has a composition containing a rare earth element, a large magnetic anisotropy is imparted. As a result, a permanent magnet having an improved maximum energy product [(BH) max ] can be obtained.

【0047】特に、前記主相がTbCu7 型結晶構造で
指数付けしたにも拘らず、前記主相中に前記Feおよび
Coが90原子%以上、つまり化学量論的組成以上含有
させることによって、より大きな飽和磁束密度を持ち、
最大エネルギー積[(BH)max ]が著しく向上された
永久磁石を得ることができる。
In particular, even if the main phase is indexed with a TbCu 7 type crystal structure, the main phase contains 90 atomic% or more of Fe and Co, that is, a stoichiometric composition or more, Has a larger saturation flux density,
It is possible to obtain a permanent magnet with a significantly improved maximum energy product [(BH) max ].

【0048】すなわち、主相をTbCu7 型結晶構造で
指数付けした場合、六方晶の格子定数a、cを評価する
ことができる。本発明に係わる磁性材料と類似の結晶構
造として例えばTh2 Zn17型結晶構造とThMn12
結晶構造があるが、前記Th2 Zn17型結晶構造、Th
Mn12型結晶構造の光子定数a、cは前記TbCu7
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。
That is, when the main phase is indexed with the TbCu 7 type crystal structure, the hexagonal lattice constants a and c can be evaluated. As the magnetic material and the like crystal structure according to the present invention for example, a Th 2 Zn 17 type crystal structure and ThMn 12 type crystal structure, the Th 2 Zn 17 type crystal structure, Th
The photon constants a and c of the Mn 12 type crystal structure can be converted into the lattice constants a and c of the TbCu 7 type crystal structure according to the following rules.

【0049】 a(TbCu7 )=c(ThMn12) c(TbCu7 )=a(ThMn12)/2 a(TbCu7 )=[a(Th2 Zn17)]/(31/2 ) 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。
A (TbCu 7 ) = c (ThMn 12 ) c (TbCu 7 ) = a (ThMn 12 ) / 2 a (TbCu 7 ) = [a (Th 2 Zn 17 )] / (3 1/2 ) c (TbCu 7 ) = c (Th 2 Zn 17 ) / 3 Therefore, the ratio of lattice constants in terms of the TbCu 7 type crystal structure is c (TbCu 7 ) / a (TbCu 7 ) [hereinafter, simply referred to as c / a]. The compound (magnetic material) represented by the formula (1) is shown below by using the ratio of the lattice constants.

【0050】 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M
(Fe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
w (ただし、Rは前記一般式のR1、R2の元素の総
量、MはFeおよびCoの少なくとも一種の元素の総
量)と表し、前記Th2 Zn17型結晶構造を下記(1)
に、前記ThMn12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。
Th 2 Zn 17 type crystal structure ... c / a = 0.84 ThMn 12 type crystal structure ... c / a = 0.88 The magnitude of the lattice constant ratio c / a is M in that phase.
(At least one element selected from Fe and Co)
It is closely related to the concentration of. The composition formula of the main phase is R 1
M w (where R is the total amount of elements of R1 and R2 in the above general formula, M is the total amount of at least one element of Fe and Co), and the Th 2 Zn 17 type crystal structure is represented by the following (1)
When the ThMn 12 type crystal structure is defined as in the following (2), the relationship between c / a and w can be generally expressed by the following expression (3).

【0051】 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。
C / a = 0.84 → w = 8.5 (1) c / a = 0.88 → w = 12 (2) w = (5 + 2d) / (1-d) (3) However, d in the formula (3) is d = (25/6) × (c
/ A)-(19/6).

【0052】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の濃度が大きくなる。
その結果、永久磁石の飽和磁束密度を向上させることが
可能になる。この場合、前記FeおよびCoを前記T
(TはSi、Ti、Al、Ga、V、Ta、Mo、N
b、Cr、W、MnおよびNiから選ばれる少なくとも
1種の元素)で大量に置換することにより、前記c/a
の大きな結晶構造を実現することが可能である。ただ
し、置換元素は飽和磁束密度を低下させる働きを有する
ため、前記c/aのみで飽和磁束密度の大小を定めるこ
とができない。
From the relationship between the composition formula of the main phase and the formula (3), generally, the larger the c / a, the larger the w, that is, the larger the concentrations of Fe and Co in the composition formula.
As a result, the saturation magnetic flux density of the permanent magnet can be improved. In this case, the Fe and Co are replaced by the T
(T is Si, Ti, Al, Ga, V, Ta, Mo, N
b, Cr, W, Mn, and Ni) to replace c / a
It is possible to realize a large crystal structure of. However, since the substituting element has a function of lowering the saturation magnetic flux density, the magnitude of the saturation magnetic flux density cannot be determined only by the above-mentioned c / a.

【0053】一方、例えば前記Th2 Zn17型結晶を有
する相を主相とする永久磁石においては前記c/aが約
0.84程度と小さい。このような結晶構造の主相中の
前記FeおよびCoの濃度は、約89原子%であり、十
分な飽和磁束密度が得られない。
On the other hand, for example, in a permanent magnet whose main phase is a phase having the above-mentioned Th 2 Zn 17 type crystal, the above c / a is as small as about 0.84. The concentration of Fe and Co in the main phase having such a crystal structure is about 89 atom%, and a sufficient saturation magnetic flux density cannot be obtained.

【0054】本発明に係わる永久磁石の大きな特徴は、
R1である希土類元素の一部をR2であるSc、Hf、
Hfにより置換して前記希土類サイトの原子の原子半径
を小さくすること等によって、前記c/aの値が大きな
相(c/a≧0.845)を実現できる。したがって、
前記相を主相とすることによって、前記主相中の前記F
eおよびCoの濃度を大きくできるため、大きな飽和磁
束密度を有する永久磁石を得ることができる。
The major characteristics of the permanent magnet according to the present invention are:
A part of the rare earth element which is R1 is Sc, Hf which is R2,
By substituting with Hf to reduce the atomic radius of the atom of the rare earth site, a phase with a large value of c / a (c / a ≧ 0.845) can be realized. Therefore,
By making the phase the main phase, the F in the main phase is
Since the concentrations of e and Co can be increased, a permanent magnet having a large saturation magnetic flux density can be obtained.

【0055】また、本発明によれば一般式(II)[R1x
R2yz Cou Fe100−x−y−z−u]にて表
わされ、侵入型元素としての前記Aを導入した組成を有
し、かつ主相がTbCu 型結晶構造を有し、さらに
α−Fe相または(FeCo)相のX線主回折ピーク強
度が主相のそれの0.01〜5倍の範囲内にすることに
よって、不可逆減磁率が小さく、特に等方性磁石の場
合、飽和磁束密度に比べて残留磁束密度の大きな高エネ
ルギー積を有する永久磁石を得ることができる。さら
に、主相中に占めるFeまたはFeおよびCoが90原
子%以上にすることによって、飽和磁束密度の向上を図
ることができる。
According to the present invention, the general formula (II) [R1 x
Represented by R2 y A z Co u Fe 100 -x-y-z-u], has a composition that is introducing the A as interstitial element, and the main phase has a the TbCu 7 crystal structure Furthermore, by setting the X-ray main diffraction peak intensity of the α-Fe phase or (FeCo) phase to be in the range of 0.01 to 5 times that of the main phase, the irreversible demagnetization rate is small, and particularly in the case of an isotropic magnet. In this case, it is possible to obtain a permanent magnet having a high energy product having a larger residual magnetic flux density than the saturated magnetic flux density. Further, when the content of Fe or Fe and Co in the main phase is 90 atomic% or more, the saturation magnetic flux density can be improved.

【0056】[0056]

【実施例】以下、本発明の実施例を詳細に説明する。 実施例1〜7 まず、高純度のNd、Sm、Pr、Zr、Hf、Si、
Ta、Nb、Cr、W、Ni、V、Ti、Mo、Al、
Ga、Fe、Coを下記表1に示す組成に調合し、Ar
雰囲気中でアーク溶解した後、鋳型に注入して7種のイ
ンゴットを作製した。つづいて、前記各インゴットを溶
融し、Ar雰囲気中、40m/secの速度で回転する
直径300mmの銅ロールに前記溶融物をそれぞれ噴射
する単ロール法によりリボン状合金を作製した。ひきつ
づき、前記各リボン状合金を400℃、1時間の熱処理
を施した後、下記表1に示す温度で15分間熱処理した
後、平均粒径60μmまで粉砕して合金粉末(磁性材料
粉末)とした。
EXAMPLES Examples of the present invention will be described in detail below. Examples 1 to 7 First, high purity Nd, Sm, Pr, Zr, Hf, Si,
Ta, Nb, Cr, W, Ni, V, Ti, Mo, Al,
Ga, Fe, and Co were mixed in the composition shown in Table 1 below, and Ar was added.
After arc melting in the atmosphere, it was poured into a mold to prepare 7 types of ingots. Subsequently, each of the ingots was melted, and a ribbon-shaped alloy was produced by a single roll method in which the melt was sprayed onto a copper roll having a diameter of 300 mm which was rotated at a speed of 40 m / sec in an Ar atmosphere. Subsequently, each of the ribbon-shaped alloys was heat-treated at 400 ° C. for 1 hour, then heat-treated at the temperature shown in Table 1 for 15 minutes, and then pulverized to an average particle diameter of 60 μm to obtain an alloy powder (magnetic material powder). .

【0057】次いで、前記各合金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7種のボンド磁石を製造した。
Then, 2% by weight of epoxy resin was added to each of the alloy powders and mixed, and then 8 ton / cm 2
7 kinds of bonded magnets were manufactured by compression-molding under the pressure condition of 1 and curing at a temperature of 150 ° C. for 2.5 hours.

【0058】得られた実施例1〜7のボンド磁石につい
て飽和磁束密度、残留磁束密度、保磁力および最大エネ
ルギー積を測定した。その結果を下記表1に示す。な
お、表1中には前記合金粉末のX線回折によるα−Fe
相または(FeCo)相の主反射強度I1 と主相の反射
強度I2 の比(I1 /I2 )を示す。
The saturated magnetic flux density, residual magnetic flux density, coercive force and maximum energy product of the obtained bonded magnets of Examples 1 to 7 were measured. The results are shown in Table 1 below. In Table 1, α-Fe by X-ray diffraction of the alloy powder was used.
The ratio (I 1 / I 2 ) between the main reflection intensity I 1 of the phase or the (FeCo) phase and the reflection intensity I 2 of the main phase is shown.

【0059】[0059]

【表1】 [Table 1]

【0060】比較例1〜3 高純度のNd、Sm、Zr、Hf、Ti、Fe、Coを
下記表2に示す組成に調合し、実施例1〜7と同様な方
法によりボンド磁石を製造した。
Comparative Examples 1 to 3 High-purity Nd, Sm, Zr, Hf, Ti, Fe, and Co were mixed in the compositions shown in Table 2 below, and bonded magnets were manufactured by the same method as in Examples 1 to 7. .

【0061】得られた比較例1〜3のボンド磁石につい
てX線回折の強度比(I1 /I2 )、飽和磁束密度、残
留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積を測定し
た。その結果を下記表2に示す。
The intensity ratio (I 1 / I 2 ) of X-ray diffraction, the saturation magnetic flux density, the residual magnetic flux density, the coercive force, and the maximum energy product were measured for the obtained bonded magnets of Comparative Examples 1 to 3. The results are shown in Table 2 below.

【0062】[0062]

【表2】 [Table 2]

【0063】実施例8〜16 まず、高純度のY、Pr、Nd、Sm、Tb、Dy、E
r、Tm、Yb、C、P、Si、Ei、Al、Ga、
V、Ta、Mo、Cr、W、Mn、Ni、FeおよびC
oを所定の組成(下記表3にNを含む分析組成を示す)
に調合した後、Ar雰囲気中にてアーク溶解し、溶湯を
40m/sで回転する直径300mmの銅ロールに噴射
して急速冷却することにより合金薄帯を作製した。
Examples 8 to 16 First, high-purity Y, Pr, Nd, Sm, Tb, Dy, and E.
r, Tm, Yb, C, P, Si, Ei, Al, Ga,
V, Ta, Mo, Cr, W, Mn, Ni, Fe and C
o is a prescribed composition (Table 3 below shows the analytical composition including N)
Then, the alloy was melted by arc in an Ar atmosphere, and the molten metal was sprayed onto a copper roll having a diameter of 300 mm rotating at 40 m / s to be rapidly cooled to prepare an alloy ribbon.

【0064】次いで、前記合金薄帯を400℃、1時間
熱処理した後、500〜800℃の温度で15分間熱処
理した。つづいて、前記合金薄帯を平均粒径50〜10
0μmに粉砕し、さらにエタノール中でボールミルを用
いて30分間粉砕した。その後、得られた合金粉末を1
気圧の窒素ガス雰囲気中、下記表3に示す温度で4時間
熱処理を施した。
Next, the alloy ribbon was heat-treated at 400 ° C. for 1 hour and then at 500-800 ° C. for 15 minutes. Subsequently, the alloy ribbon is made to have an average particle size of 50 to 10
It was ground to 0 μm and further ground in ethanol for 30 minutes using a ball mill. Then, the obtained alloy powder is added to 1
Heat treatment was performed for 4 hours at a temperature shown in Table 3 below in a nitrogen gas atmosphere at atmospheric pressure.

【0065】次いで、前記合金粉末ににエポキシ樹脂を
それぞれ2重量%添加して混合した後、圧力8ton/
cm2 の条件で圧縮成形し、150℃で2.5時間キュ
ア処理を施すことにより9種のボンド磁石を製造した。
Then, 2% by weight of epoxy resin was added to each of the alloy powders and mixed, and the pressure was adjusted to 8 ton /
9 kinds of bond magnets were manufactured by performing compression molding under the condition of cm 2 and curing at 150 ° C. for 2.5 hours.

【0066】得られた実施例8〜16のボンド磁石につ
いてX線回折の強度比(I1 /I2)、飽和磁束密度、
残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積を測定し
た。その結果を下記表3に示す。
Regarding the obtained bonded magnets of Examples 8 to 16, the intensity ratio of X-ray diffraction (I 1 / I 2 ), the saturation magnetic flux density,
The residual magnetic flux density, coercive force and maximum energy product were measured. The results are shown in Table 3 below.

【0067】[0067]

【表3】 [Table 3]

【0068】実施例17〜20 高純度のPr、Nd、Sm、FeおよびCoの各粉末を
所定の組成(下記表4に示すNを含む分析組成を示す)
に調合し、酸素濃度1ppm以下、水分濃度0.5pp
mの高純度Arガスが満たされたステンレス鋼製容器に
同材料のボールと共に充填し、前記容器を遊星ボールミ
ルに装着して200rpmの速度で40時間回転させて
メカニカルアロイイングを行った。この後、前記容器か
ら粉末を取り出し、600〜800℃の真空中で1時間
熱処理を施した。
Examples 17 to 20 High-purity powders of Pr, Nd, Sm, Fe, and Co were given compositions (analytical compositions containing N shown in Table 4 below).
, Oxygen concentration less than 1ppm, water concentration 0.5pp
A stainless steel container filled with m high purity Ar gas was filled with balls made of the same material, and the container was mounted on a planetary ball mill and rotated at 200 rpm for 40 hours for mechanical alloying. Then, the powder was taken out from the container and heat-treated in a vacuum at 600 to 800 ° C. for 1 hour.

【0069】次いで、1気圧の窒素雰囲気中、下記表4
に示す温度で2時間熱処理を行った。つづいて、得られ
た合金粉末ににエポキシ樹脂をそれぞれ2重量%添加し
て混合した後、圧力8ton/cm2 の条件で圧縮成形
し、150℃で2.5時間キュア処理を施すことにより
4種のボンド磁石を製造した。
Then, in a nitrogen atmosphere of 1 atm, the following Table 4
Heat treatment was performed for 2 hours at the temperature shown in. Subsequently, 2% by weight of epoxy resin was added to each of the obtained alloy powders and mixed, and then compression molding was performed under the condition of a pressure of 8 ton / cm 2 and curing treatment was performed at 150 ° C. for 2.5 hours. A variety of bonded magnets were manufactured.

【0070】得られた実施例17〜20のボンド磁石に
ついてX線回折の強度比(I1 /I2 )、飽和磁束密
度、残留磁束密度、保磁力および最大エネルギー積を測
定した。その結果を下記表4に示す。
The X-ray diffraction intensity ratio (I 1 / I 2 ), the saturation magnetic flux density, the residual magnetic flux density, the coercive force, and the maximum energy product of the obtained bonded magnets of Examples 17 to 20 were measured. The results are shown in Table 4 below.

【0071】[0071]

【表4】 [Table 4]

【0072】[0072]

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
最大エネルギー積が向上された高性能のボンド磁石等の
永久磁石を提供できる。
As described above, according to the present invention,
It is possible to provide a permanent magnet such as a high-performance bonded magnet having an improved maximum energy product.

【図面の簡単な説明】[Brief description of drawings]

【図1】本発明に係わるTbCu7 型結晶構造を主相と
する永久磁石の典型的なX線回折パターンを示す線図。
FIG. 1 is a diagram showing a typical X-ray diffraction pattern of a permanent magnet having a TbCu 7 type crystal structure as a main phase according to the present invention.

Claims (2)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項1】 一般式 R1x R2y Coz Fe100-x-y-z (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は原子半径が0.156〜0.174n
mである元素から選ばれる少なくとも1種の元素を示
し、x、y、zは原子%でそれぞれ2≦x、0≦y、4
≦x+y≦20、0.01≦y+zを示す)にて表さ
れ、主相中に占めるFeまたはFeおよびCoが90原
子%以上であってα−Fe相または(FeCo)相のX
線主回折ピーク強度が主相のそれの0.01〜5倍であ
ることを特徴とする永久磁石。
1. A general formula R1 x R2 y Co z Fe 100-xyz (I) (wherein R1 is at least 1 selected from rare earth elements).
The seed element, R2, has an atomic radius of 0.156-0.174n
m is at least one element selected from the elements, and x, y, and z are atomic% and 2 ≦ x, 0 ≦ y, and 4 respectively.
≦ x + y ≦ 20, 0.01 ≦ y + z), and Fe or Fe and Co in the main phase are 90 atomic% or more, and X of the α-Fe phase or the (FeCo) phase.
A permanent magnet having a line main diffraction peak intensity of 0.01 to 5 times that of the main phase.
【請求項2】 一般式 R1x R2yz Cou Fe100-x-y-z-u (II) (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は原子半径が0.156〜0.174n
mである元素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、0≦
y、4≦x+y≦20、0≦z≦20、0.01≦y+
uを示す)にて表され、主相がTbCu7 型結晶構造を
有し、かつα−Fe相または(FeCo)相のX線主回
折ピーク強度が主相のそれの0.01〜5倍であること
を特徴とする永久磁石。
2. A general formula R1 x R2 y A z Co u Fe 100-xyzu (II) ( provided that at least 1 R1 is selected from rare earth elements
The seed element, R2, has an atomic radius of 0.156-0.174n
m is at least one element selected from the elements, A is at least one element selected from C, N and P, and x, y, z and u are atomic percentages of 2 ≦ x and 0 ≦, respectively.
y, 4 ≦ x + y ≦ 20, 0 ≦ z ≦ 20, 0.01 ≦ y +
u)), the main phase has a TbCu 7 type crystal structure, and the X-ray main diffraction peak intensity of the α-Fe phase or (FeCo) phase is 0.01 to 5 times that of the main phase. A permanent magnet characterized in that
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