JPH08335506A - 高保磁力鉄基永久磁石及びボンド磁石 - Google Patents
高保磁力鉄基永久磁石及びボンド磁石Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 鉄を主成分とし原料コストが低く、ハードフ
ェライトや既存のナノコンポジット磁石では達成できな
い７００ｋＡ／ｍ以上の固有保磁力（ｉＨｃ）を有し、
かつ耐酸化性に優れた高保磁力鉄基永久磁石及びボンド
磁石の提供。 【構成】 ＦｅとＢを主成分とし、少量の希土類元素の
Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ、Ｃｒを７原子％を越えて含有する合
金を急速凝固法により非晶質化した後、結晶化熱処理を
施し、軟磁性相、硬磁性相および非磁性相が数十ｎｍの
スケールで混在した金属ナノコンポジットを生成させ、
これを粉砕することにより、高保磁力で耐酸化性に優れ
たボンド磁石用磁石粉末を得る。 【効果】 ＰＰＳやナイロン６６などの高融点熱可塑性
樹脂と混練し、高耐熱性の射出成形ボンド磁石を実現で
きる。
ェライトや既存のナノコンポジット磁石では達成できな
い７００ｋＡ／ｍ以上の固有保磁力（ｉＨｃ）を有し、
かつ耐酸化性に優れた高保磁力鉄基永久磁石及びボンド
磁石の提供。 【構成】 ＦｅとＢを主成分とし、少量の希土類元素の
Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ、Ｃｒを７原子％を越えて含有する合
金を急速凝固法により非晶質化した後、結晶化熱処理を
施し、軟磁性相、硬磁性相および非磁性相が数十ｎｍの
スケールで混在した金属ナノコンポジットを生成させ、
これを粉砕することにより、高保磁力で耐酸化性に優れ
たボンド磁石用磁石粉末を得る。 【効果】 ＰＰＳやナイロン６６などの高融点熱可塑性
樹脂と混練し、高耐熱性の射出成形ボンド磁石を実現で
きる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、使用環境において高
い耐食性並びに耐熱性が要求され、しかも高保磁力が必
要な自動車、家庭用電化製品等に使用可能な磁石材料
で、ボンド磁石として利用可能な高保磁力鉄基永久磁石
及びボンド磁石に関する。
い耐食性並びに耐熱性が要求され、しかも高保磁力が必
要な自動車、家庭用電化製品等に使用可能な磁石材料
で、ボンド磁石として利用可能な高保磁力鉄基永久磁石
及びボンド磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】現在、家庭用電化製品あるいは自動車等
に使用されている永久磁石は、特殊な用途を除き、酸化
鉄を原料とするハードフェライト磁石が圧倒的な占有率
を占めている。ハードフェライト磁石の価格的利点、お
よび昇温時の減磁耐力への信頼性が、その主たる理由で
あると考えられる。しかし、ハードフェライトはセラミ
ックス材料であるため、複雑な形状に加工することが困
難であり、この点を改善するためハードフェライトの樹
脂ボンド磁石化すると、磁気特性が不十分となる難点が
あった。
に使用されている永久磁石は、特殊な用途を除き、酸化
鉄を原料とするハードフェライト磁石が圧倒的な占有率
を占めている。ハードフェライト磁石の価格的利点、お
よび昇温時の減磁耐力への信頼性が、その主たる理由で
あると考えられる。しかし、ハードフェライトはセラミ
ックス材料であるため、複雑な形状に加工することが困
難であり、この点を改善するためハードフェライトの樹
脂ボンド磁石化すると、磁気特性が不十分となる難点が
あった。
【０００３】また、ハードフェライト磁石の昇温時の減
磁耐力の良さの理由は、保磁力の温度係数が正であり、
室温では４００ｋＡ／ｍ程度の真の保磁力（ｉＨｃ）で
も、昇温時に不可逆熱減磁を起こしにくいことによる。
他の永久磁石材料はＨｃｊの温度係数が負であるため、
低パーミアンス係数での使用に耐え、機器の小型軽量化
にも寄与できる材料としては、昇温時の減磁耐力を確保
するために、およそ７００ｋＡ／ｍ程度以上のｉＨｃを
有することが望まれる。
磁耐力の良さの理由は、保磁力の温度係数が正であり、
室温では４００ｋＡ／ｍ程度の真の保磁力（ｉＨｃ）で
も、昇温時に不可逆熱減磁を起こしにくいことによる。
他の永久磁石材料はＨｃｊの温度係数が負であるため、
低パーミアンス係数での使用に耐え、機器の小型軽量化
にも寄与できる材料としては、昇温時の減磁耐力を確保
するために、およそ７００ｋＡ／ｍ程度以上のｉＨｃを
有することが望まれる。
【０００４】７００ｋＡ／ｍ以上の高保磁力を有する磁
石材料は、工業的には希土類元素を含有するいわゆる
「希土類磁石」に限られている。例えば、ＳｍＣｏ5は
５μｍ程度の微粉末にして樹脂と混合し磁界中で成形す
ることにより異方性ボンド磁石とすることができ、ま
た、Ｓｍ（Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｕ，Ｚｒ）ｚ （ｚ〜７）は
更に粒度の粗い１００μｍ程度の粉末にして同様に異方
性ボンド磁石として使用できる。しかし、原料のＳｍお
よびＣｏは資源的に緊迫しており国際情勢等により価格
が大きく変動するため、工業製品としては安定供給に不
安がある上、単価も高い。
石材料は、工業的には希土類元素を含有するいわゆる
「希土類磁石」に限られている。例えば、ＳｍＣｏ5は
５μｍ程度の微粉末にして樹脂と混合し磁界中で成形す
ることにより異方性ボンド磁石とすることができ、ま
た、Ｓｍ（Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｕ，Ｚｒ）ｚ （ｚ〜７）は
更に粒度の粗い１００μｍ程度の粉末にして同様に異方
性ボンド磁石として使用できる。しかし、原料のＳｍお
よびＣｏは資源的に緊迫しており国際情勢等により価格
が大きく変動するため、工業製品としては安定供給に不
安がある上、単価も高い。
【０００５】これに対し、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を
有する化合物相を主相とする鉄基の磁石材料が開発さ
れ、超急冷法により直接結晶質に急速凝固させた結晶粒
径３００ｎｍ程度の等方性の永久磁石材料を４００μｍ
以下程度に粉砕したものが工業化され、樹脂ボンド磁石
として広く用いられている（ＵＳＰ．４８０２９３１
号）。
有する化合物相を主相とする鉄基の磁石材料が開発さ
れ、超急冷法により直接結晶質に急速凝固させた結晶粒
径３００ｎｍ程度の等方性の永久磁石材料を４００μｍ
以下程度に粉砕したものが工業化され、樹脂ボンド磁石
として広く用いられている（ＵＳＰ．４８０２９３１
号）。
【０００６】上記Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ基永久磁石材料は、資
源的に豊富なＦｅとＮｄとを主成分とするため価格が安
くしかも安定している。また、最近は、水素処理により
異方性の再結合集合組織にしたＮｄ2Ｆｅ14Ｂ系の磁粉
の製造方法も提案されている（特開平２−４９０１号公
報）。
源的に豊富なＦｅとＮｄとを主成分とするため価格が安
くしかも安定している。また、最近は、水素処理により
異方性の再結合集合組織にしたＮｄ2Ｆｅ14Ｂ系の磁粉
の製造方法も提案されている（特開平２−４９０１号公
報）。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらＮｄ2
Ｆｅ14Ｂ基材料は鉄系の化合物を主相とするため高湿度
環境下では錆びやすく、しかも酸化傾向がＳｍよりも格
段に激しいＮｄを１２〜１３原子％も含有しているため
酸化しやすく、微粉状態での着火性が問題になることも
多く、また、樹脂と混合する際の粉末の酸化による特性
劣化も無視できない。
Ｆｅ14Ｂ基材料は鉄系の化合物を主相とするため高湿度
環境下では錆びやすく、しかも酸化傾向がＳｍよりも格
段に激しいＮｄを１２〜１３原子％も含有しているため
酸化しやすく、微粉状態での着火性が問題になることも
多く、また、樹脂と混合する際の粉末の酸化による特性
劣化も無視できない。
【０００８】さらに、ソフト磁性相を大量に含有するナ
ノコンポジット磁石が提案されている（特開昭６３−１
００１５５号公報）。この材料は、希土類化合物の硬磁
性金属相の超微細結晶が、より高磁化、高キューリー温
度、高耐食性の軟磁性金属相の超微細結晶マトリックス
中に均一に分散された、ナノコンポジット組織を有し、
高い磁化、良好な温度特性、高耐食性を有するが、保磁
力が低く、７００ｋＡ／ｍを越えるものは見い出されて
いない。
ノコンポジット磁石が提案されている（特開昭６３−１
００１５５号公報）。この材料は、希土類化合物の硬磁
性金属相の超微細結晶が、より高磁化、高キューリー温
度、高耐食性の軟磁性金属相の超微細結晶マトリックス
中に均一に分散された、ナノコンポジット組織を有し、
高い磁化、良好な温度特性、高耐食性を有するが、保磁
力が低く、７００ｋＡ／ｍを越えるものは見い出されて
いない。
【０００９】ごく最近、Ｆｅを主成分とし、ＳｍとＮと
を含有するＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料が開発され（特開
平２−５７６６３号公報）、５μｍ以下の微粉末とする
ことにより保磁力が７００ｋＡ／ｍ近くになることが知
られているが、微粉末であるため酸化の影響を受け易く
長期間にわたる特性安定性と、Ｓｍを含み窒化処理を必
要とすることによる原料並びに製造コストの上昇、とい
う問題点もあって現在は工業化されていない。また、価
格的に最も安いハードフェライト系では保磁力は高々４
００ｋＡ／ｍ未満である。
を含有するＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料が開発され（特開
平２−５７６６３号公報）、５μｍ以下の微粉末とする
ことにより保磁力が７００ｋＡ／ｍ近くになることが知
られているが、微粉末であるため酸化の影響を受け易く
長期間にわたる特性安定性と、Ｓｍを含み窒化処理を必
要とすることによる原料並びに製造コストの上昇、とい
う問題点もあって現在は工業化されていない。また、価
格的に最も安いハードフェライト系では保磁力は高々４
００ｋＡ／ｍ未満である。
【００１０】この発明は、鉄を主成分とし原料コストが
低く、ハードフェライトや従来のナノコンポジット磁石
では達成できない７００ｋＡ／ｍ以上、最も好適な実施
形態では８００ｋＡ／ｍ以上の固有保磁力（ｉＨｃ）を
有し、かつ耐酸化性に優れた高保磁力鉄基永久磁石及び
ボンド磁石の提供を目的とする。
低く、ハードフェライトや従来のナノコンポジット磁石
では達成できない７００ｋＡ／ｍ以上、最も好適な実施
形態では８００ｋＡ／ｍ以上の固有保磁力（ｉＨｃ）を
有し、かつ耐酸化性に優れた高保磁力鉄基永久磁石及び
ボンド磁石の提供を目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】発明者らは、７００ｋＡ
／ｍ以上の固有保磁力（ｉＨｃ）を有し、かつ耐酸化性
に優れた鉄基永久磁石を目的に組成、組織について種々
検討した結果、鉄とホウ素を主成分とし、Ｎｄに代表さ
れる負のスティーブンス因子を持つ軽希土類元素を７原
子％以下含有し、さらにクロムを７原子％を越えて含有
する合金を、急速凝固法により非晶質化した後、結晶化
熱処理を施すことにより、軟磁性相、硬磁性相および常
磁性相が数十ナノメートルのスケールで混在したナノコ
ンポジット組織を生成させ、これを粉砕することによ
り、高保磁力で耐酸化性に優れたボンド磁石用磁石粉末
が得られること、当該粉末を熱可塑樹脂または熱硬化性
樹脂と混合して射出成形または圧縮成形法により高保磁
力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。
／ｍ以上の固有保磁力（ｉＨｃ）を有し、かつ耐酸化性
に優れた鉄基永久磁石を目的に組成、組織について種々
検討した結果、鉄とホウ素を主成分とし、Ｎｄに代表さ
れる負のスティーブンス因子を持つ軽希土類元素を７原
子％以下含有し、さらにクロムを７原子％を越えて含有
する合金を、急速凝固法により非晶質化した後、結晶化
熱処理を施すことにより、軟磁性相、硬磁性相および常
磁性相が数十ナノメートルのスケールで混在したナノコ
ンポジット組織を生成させ、これを粉砕することによ
り、高保磁力で耐酸化性に優れたボンド磁石用磁石粉末
が得られること、当該粉末を熱可塑樹脂または熱硬化性
樹脂と混合して射出成形または圧縮成形法により高保磁
力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。
【００１２】すなわち、この発明は、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型
の結晶構造を有する硬磁性金属相、体心立方鉄、鉄ホウ
化物の軟磁性金属相、及び室温にて常磁性金属相からな
り、各相の大きさが直径が５０ｎｍ以下であるナノコン
ポジット組織を有する合金である高保磁力鉄基永久磁石
である。また、この発明は、上記の高保磁力鉄基永久磁
石において、常磁性金属相のキューリー温度が７８Ｋ未
満である高保磁力鉄基永久磁石、合金を溶融状態から急
冷することにより非晶質組織に凝固させた後、結晶化熱
処理して得られる高保磁力鉄基永久磁石を併せて提案す
る。
の結晶構造を有する硬磁性金属相、体心立方鉄、鉄ホウ
化物の軟磁性金属相、及び室温にて常磁性金属相からな
り、各相の大きさが直径が５０ｎｍ以下であるナノコン
ポジット組織を有する合金である高保磁力鉄基永久磁石
である。また、この発明は、上記の高保磁力鉄基永久磁
石において、常磁性金属相のキューリー温度が７８Ｋ未
満である高保磁力鉄基永久磁石、合金を溶融状態から急
冷することにより非晶質組織に凝固させた後、結晶化熱
処理して得られる高保磁力鉄基永久磁石を併せて提案す
る。
【００１３】この発明は、上記のナノコンポジット組織
を有する高保磁力鉄基永久磁石において、合金の組成が
ＲxＦｅ100-x-y-zＢyＣｒz （Ｒ：Ｐｒ，Ｎｄの１種ま
たは２種あるいはＰｒ，Ｎｄの１種または２種にＤｙを
Ｒの４０ａｔ％以下含有する希土類元素）で表され、組
成（ａｔ％）を限定するｘ、ｙ、ｚが以下の範囲である
高保磁力鉄基永久磁石を提案する。 ４≦ｘ≦７、１５≦ｙ≦２０、７＜ｚ≦３０
を有する高保磁力鉄基永久磁石において、合金の組成が
ＲxＦｅ100-x-y-zＢyＣｒz （Ｒ：Ｐｒ，Ｎｄの１種ま
たは２種あるいはＰｒ，Ｎｄの１種または２種にＤｙを
Ｒの４０ａｔ％以下含有する希土類元素）で表され、組
成（ａｔ％）を限定するｘ、ｙ、ｚが以下の範囲である
高保磁力鉄基永久磁石を提案する。 ４≦ｘ≦７、１５≦ｙ≦２０、７＜ｚ≦３０
【００１４】また、この発明は、上記のナノコンポジッ
ト組織を有する高保磁力鉄基永久磁石において、合金の
組成がＲx（Ｆｅ1−uＣｏu）100-x-y-zＢyＣｒz、（Ｒ：
Ｐｒ，Ｎｄの１種または２種あるいはＰｒ，Ｎｄの１種
または２種にＤｙをＲの４０ａｔ％以下含有する希土類
元素）で表され、組成を限定するｘ（ａｔ％）、ｙ（ａ
ｔ％）、ｚ（ａｔ％）及びｕが以下の範囲である高保磁
力鉄基永久磁石を提案する。 ４≦ｘ≦７、１５≦ｙ≦２０、７＜ｚ≦３０、０＜ｕ≦
０．５
ト組織を有する高保磁力鉄基永久磁石において、合金の
組成がＲx（Ｆｅ1−uＣｏu）100-x-y-zＢyＣｒz、（Ｒ：
Ｐｒ，Ｎｄの１種または２種あるいはＰｒ，Ｎｄの１種
または２種にＤｙをＲの４０ａｔ％以下含有する希土類
元素）で表され、組成を限定するｘ（ａｔ％）、ｙ（ａ
ｔ％）、ｚ（ａｔ％）及びｕが以下の範囲である高保磁
力鉄基永久磁石を提案する。 ４≦ｘ≦７、１５≦ｙ≦２０、７＜ｚ≦３０、０＜ｕ≦
０．５
【００１５】また、この発明は、上記組成の高保磁力鉄
基永久磁石おいて、Ｆｅの１部をＭ（Ｍ：Ａｌ，Ｓｉ，
Ｃｕ，Ｇａ，Ａｇ，Ａｕのうち１種または２種以上）に
て置換して、Ｍを０．０１〜３ａｔ％含有する高保磁力
鉄基永久磁石、ＣｒとＣｏの含有比率が原子濃度比で
０．５〜２．０である高保磁力鉄基永久磁石を併せて提
案する。
基永久磁石おいて、Ｆｅの１部をＭ（Ｍ：Ａｌ，Ｓｉ，
Ｃｕ，Ｇａ，Ａｇ，Ａｕのうち１種または２種以上）に
て置換して、Ｍを０．０１〜３ａｔ％含有する高保磁力
鉄基永久磁石、ＣｒとＣｏの含有比率が原子濃度比で
０．５〜２．０である高保磁力鉄基永久磁石を併せて提
案する。
【００１６】さらに、この発明は、上記の各高保磁力鉄
基永久磁石おいて、高保磁力鉄基永久磁石を粒径３００
μｍ以下に微粉砕して得た磁石粉末に、結合剤を６０ｖ
ｏｌ％以下添加混合して成形固化したボンド磁石を提案
する。また、この発明は、上記のボンド磁石において、
結合剤は熱硬化性樹脂または融点が２５０℃以上の熱可
塑性樹脂であるボンド磁石を併せて提案する。
基永久磁石おいて、高保磁力鉄基永久磁石を粒径３００
μｍ以下に微粉砕して得た磁石粉末に、結合剤を６０ｖ
ｏｌ％以下添加混合して成形固化したボンド磁石を提案
する。また、この発明は、上記のボンド磁石において、
結合剤は熱硬化性樹脂または融点が２５０℃以上の熱可
塑性樹脂であるボンド磁石を併せて提案する。
【００１７】
【作用】以下にこの発明の作用を組成などの限定理由、
製造方法とともに説明する。従来、希土類元素の含有量
が少ないナノコンポジット永久磁石材料は、原料コスト
が低く、従来にない高磁化が得られる可能性が指摘さ
れ、盛んに研究されている。例えば、Ｅ．Ｆ．Ｋｎｅｌ
ｌｅｒ等の論文（ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ． Ｍａｇｎ．
２７，３５８８（１９９１））、本発明者らによる論
文（ＩＥＥＥＴｒａｎｓ． Ｍａｇｎ． ２９，２６８
３（１９９３）、Ｊ． Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ． ７３，
６４８８（１９９３）等）がある。すなわち、軟磁性相
を多量に含みこれが硬磁性相と強固な交換相互作用によ
り結合することにより、系全体があたかも単一の硬磁性
相からなるかのごとく振る舞うという特徴を有するが、
保磁力は概して低く、実用化には至っておらず、この対
策が一つの焦点である。ｉＨｃが６００ｋＡ／ｍ程度の
ものは本発明者らにより既に見い出されたが、７００ｋ
Ａ／ｍを越えるものは提案されていなかった。
製造方法とともに説明する。従来、希土類元素の含有量
が少ないナノコンポジット永久磁石材料は、原料コスト
が低く、従来にない高磁化が得られる可能性が指摘さ
れ、盛んに研究されている。例えば、Ｅ．Ｆ．Ｋｎｅｌ
ｌｅｒ等の論文（ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ． Ｍａｇｎ．
２７，３５８８（１９９１））、本発明者らによる論
文（ＩＥＥＥＴｒａｎｓ． Ｍａｇｎ． ２９，２６８
３（１９９３）、Ｊ． Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ． ７３，
６４８８（１９９３）等）がある。すなわち、軟磁性相
を多量に含みこれが硬磁性相と強固な交換相互作用によ
り結合することにより、系全体があたかも単一の硬磁性
相からなるかのごとく振る舞うという特徴を有するが、
保磁力は概して低く、実用化には至っておらず、この対
策が一つの焦点である。ｉＨｃが６００ｋＡ／ｍ程度の
ものは本発明者らにより既に見い出されたが、７００ｋ
Ａ／ｍを越えるものは提案されていなかった。
【００１８】発明者らは保磁力向上に効果のある添加元
素を種々検討した結果、クロムにより鉄を置換すること
により、適当な製造条件の下で適量の常磁性相を分散さ
せ、保磁力を飛躍的に増大させることができることを知
見し、さらに、この常磁性相は磁気的秩序化温度（キュ
ーリー温度）が液体窒素温度（７８Ｋ）以下であること
を見いだした。
素を種々検討した結果、クロムにより鉄を置換すること
により、適当な製造条件の下で適量の常磁性相を分散さ
せ、保磁力を飛躍的に増大させることができることを知
見し、さらに、この常磁性相は磁気的秩序化温度（キュ
ーリー温度）が液体窒素温度（７８Ｋ）以下であること
を見いだした。
【００１９】適当な製造条件下で生成されるこの発明の
磁石材料は、軟磁性相として体心立方鉄と鉄のホウ化物
を含み、硬磁性相としてはＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を
有する希土類を含有した鉄系化合物相を含有し、これら
析出相の結晶粒径はおよそ２０ｎｍないし５０ｎｍの程
度である。結晶粒の大きさはＮｄ2Ｆｅ14Ｂの単磁区粒
子の臨界直径（約３００ｎｍ）と比較してたいへん小さ
い。
磁石材料は、軟磁性相として体心立方鉄と鉄のホウ化物
を含み、硬磁性相としてはＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を
有する希土類を含有した鉄系化合物相を含有し、これら
析出相の結晶粒径はおよそ２０ｎｍないし５０ｎｍの程
度である。結晶粒の大きさはＮｄ2Ｆｅ14Ｂの単磁区粒
子の臨界直径（約３００ｎｍ）と比較してたいへん小さ
い。
【００２０】このように小さな硬磁性相と軟磁性相とが
交換相互作用により結合していることは、硬磁性相と軟
磁性相の混成ナノコンポジット材料が高磁気特性を得る
必要条件の一つである。この発明では、更にこれらに常
磁性相を分散させることにより、前記強磁性相間の交換
結合の経路を適度に抑制し有効に遮断して、ナノコンポ
ジット磁石の特質を失うことなく、保磁力を大幅に高め
ることに成功したものである。すなわち、近接する軟磁
性相と硬磁性相の間には強固な交換結合を維持しつつ、
分散した常磁性相が交換結合の経路を適度に遮断して、
コンポジットの内部で局所的に生じた磁化回転が遠距離
に伝搬することを抑制する効果により、コンポジットの
保磁力が向上するものと考えられる。
交換相互作用により結合していることは、硬磁性相と軟
磁性相の混成ナノコンポジット材料が高磁気特性を得る
必要条件の一つである。この発明では、更にこれらに常
磁性相を分散させることにより、前記強磁性相間の交換
結合の経路を適度に抑制し有効に遮断して、ナノコンポ
ジット磁石の特質を失うことなく、保磁力を大幅に高め
ることに成功したものである。すなわち、近接する軟磁
性相と硬磁性相の間には強固な交換結合を維持しつつ、
分散した常磁性相が交換結合の経路を適度に遮断して、
コンポジットの内部で局所的に生じた磁化回転が遠距離
に伝搬することを抑制する効果により、コンポジットの
保磁力が向上するものと考えられる。
【００２１】軟磁性相と硬磁性相との少なくとも２相か
らなる多相組織の磁性体が、単に異なる保磁力を持った
強磁性体の混合物に特有な２段階の減磁挙動を示さず
に、あたかも単一の硬磁性相からなる磁性体のような滑
らかな減磁曲線を有するためには、原子磁気モーメント
の向きが揃った領域の大きさの指標である交換結合距離
（Ｌｅｘ）の程度に、それぞれの相の結晶粒径を小さく
する必要がある。Ｌｅｘの大きさは、体心立方鉄の場合
約２０ｎｍの程度であり、両側を硬磁性相で挟まれた体
心立方鉄は２０ｎｍ×２＝４０ｎｍ程度の大きさであれ
ば、硬磁性相の磁化の方向と同じ向きに磁化を保つこと
ができる。現実には平均粒径が５０ｎｍ程度であって
も、この発明の目的に適合した保磁力が得られるので、
平均結晶粒径を５０ｎｍ以下に限定する。
らなる多相組織の磁性体が、単に異なる保磁力を持った
強磁性体の混合物に特有な２段階の減磁挙動を示さず
に、あたかも単一の硬磁性相からなる磁性体のような滑
らかな減磁曲線を有するためには、原子磁気モーメント
の向きが揃った領域の大きさの指標である交換結合距離
（Ｌｅｘ）の程度に、それぞれの相の結晶粒径を小さく
する必要がある。Ｌｅｘの大きさは、体心立方鉄の場合
約２０ｎｍの程度であり、両側を硬磁性相で挟まれた体
心立方鉄は２０ｎｍ×２＝４０ｎｍ程度の大きさであれ
ば、硬磁性相の磁化の方向と同じ向きに磁化を保つこと
ができる。現実には平均粒径が５０ｎｍ程度であって
も、この発明の目的に適合した保磁力が得られるので、
平均結晶粒径を５０ｎｍ以下に限定する。
【００２２】常磁性相が磁気的に秩序化すれば交換相互
作用を遮断する効果が失われ、また、永久磁石は通常室
温以上で使用されるので、磁気秩序化温度（キューリー
温度）は室温よりも充分低くなくてはならない。特に、
超低温での使用が想定される場合は、冷媒として液体窒
素ないし液体空気が使用されることが多いので、常磁性
相のキューリー温度は前記冷媒温度である７８Ｋ以下で
あることが好ましい。
作用を遮断する効果が失われ、また、永久磁石は通常室
温以上で使用されるので、磁気秩序化温度（キューリー
温度）は室温よりも充分低くなくてはならない。特に、
超低温での使用が想定される場合は、冷媒として液体窒
素ないし液体空気が使用されることが多いので、常磁性
相のキューリー温度は前記冷媒温度である７８Ｋ以下で
あることが好ましい。
【００２３】この発明の磁石は、常磁性相のキューリー
温度をメスバウアー効果で測定すると、Ｃｒ２０％含有
の場合、液体窒素温度（７８Ｋ）でも常磁性であった。
この常磁性相はクロムの添加により生成され、その生成
量はクロム濃度が１０原子％を越えると顕著になる。鉄
の原子核をプローブとしたメスバウアー効果により内部
磁界のない常磁性相中にある鉄の原子核の比率を測定す
ると、Ｃｒ１０原子％の時はおよそ全体の２１％、２０
原子％の時はおよそ２９％である。
温度をメスバウアー効果で測定すると、Ｃｒ２０％含有
の場合、液体窒素温度（７８Ｋ）でも常磁性であった。
この常磁性相はクロムの添加により生成され、その生成
量はクロム濃度が１０原子％を越えると顕著になる。鉄
の原子核をプローブとしたメスバウアー効果により内部
磁界のない常磁性相中にある鉄の原子核の比率を測定す
ると、Ｃｒ１０原子％の時はおよそ全体の２１％、２０
原子％の時はおよそ２９％である。
【００２４】この発明の合金中に存在する常磁性相の結
晶構造は現在のところ不明であるが、鉄原子全体の２０
％以上もの常磁性相が含まれるにもかかわらず、粉末Ｘ
線回折では体心立方鉄とＦｅ2ＢおよびＮｄ2Ｆｅ14Ｂに
帰属できる正方晶相（以上はいずれも室温で強磁性相）
の回折ピーク以外に明確な回折ピークが観察されず、バ
ックグラウンドとしてハローパターンが観察されること
から、この常磁性相は非晶質の残存相ではないかと考え
られる。Ｃｒはこの非晶相中に濃縮して非晶質相を安定
化している可能性が高い。
晶構造は現在のところ不明であるが、鉄原子全体の２０
％以上もの常磁性相が含まれるにもかかわらず、粉末Ｘ
線回折では体心立方鉄とＦｅ2ＢおよびＮｄ2Ｆｅ14Ｂに
帰属できる正方晶相（以上はいずれも室温で強磁性相）
の回折ピーク以外に明確な回折ピークが観察されず、バ
ックグラウンドとしてハローパターンが観察されること
から、この常磁性相は非晶質の残存相ではないかと考え
られる。Ｃｒはこの非晶相中に濃縮して非晶質相を安定
化している可能性が高い。
【００２５】このような多量の常磁性相はクロム濃度が
７原子％未満の試料では観察されず、それらの試料では
保磁力（ＨｃＪ）の値は６００ｋＡ／ｍ程度である。ま
た、クロムの増加に伴って常磁性相が生成しその占める
比率が高まるが、Ｃｒ添加量が多すぎると合金の磁化の
値がどんどん低下してしまう。さらに、クロム添加によ
るＨcJ増強の効果は、２０原子％を越えると飽和に漸近
し、３０％以上添加すると磁化の値が非常に低下するの
で、Ｃｒの含有量は７原子％を越え３０原子％以下に限
定する。
７原子％未満の試料では観察されず、それらの試料では
保磁力（ＨｃＪ）の値は６００ｋＡ／ｍ程度である。ま
た、クロムの増加に伴って常磁性相が生成しその占める
比率が高まるが、Ｃｒ添加量が多すぎると合金の磁化の
値がどんどん低下してしまう。さらに、クロム添加によ
るＨcJ増強の効果は、２０原子％を越えると飽和に漸近
し、３０％以上添加すると磁化の値が非常に低下するの
で、Ｃｒの含有量は７原子％を越え３０原子％以下に限
定する。
【００２６】この発明の永久磁石の製造工程が、従来の
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系超急冷永久磁石材料の製造工程と異な
る特徴の１つは、この発明の組成領域では、合金は、非
晶質状態では磁化が低いが、熱処理により結晶化すると
磁化が増加し、同時に保磁力が増加するという現象であ
る。例えば、Ｎｄ4.5Ｆｅ57Ｂ18.5Ｃｒ20組成の非晶質
合金は、外部磁界８００ｋＡ／ｍの時の磁化の値が１０
０ｍＴ（ミリテスラ）程度であるが、９００Ｋで４２０
秒熱処理すると約８００ｋＡ／ｍのＨｃＪが発現し、磁
化は５００〜６００ｍＴに増加する。このような特徴
は、従来の直接結晶質状態の磁性薄帯を得るＮｄ−Ｆｅ
−Ｂ系超急冷磁石の場合には認められないものであっ
て、本発明合金の非晶質状態を経由する製造工程を特徴
づける重要な点である。
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系超急冷永久磁石材料の製造工程と異な
る特徴の１つは、この発明の組成領域では、合金は、非
晶質状態では磁化が低いが、熱処理により結晶化すると
磁化が増加し、同時に保磁力が増加するという現象であ
る。例えば、Ｎｄ4.5Ｆｅ57Ｂ18.5Ｃｒ20組成の非晶質
合金は、外部磁界８００ｋＡ／ｍの時の磁化の値が１０
０ｍＴ（ミリテスラ）程度であるが、９００Ｋで４２０
秒熱処理すると約８００ｋＡ／ｍのＨｃＪが発現し、磁
化は５００〜６００ｍＴに増加する。このような特徴
は、従来の直接結晶質状態の磁性薄帯を得るＮｄ−Ｆｅ
−Ｂ系超急冷磁石の場合には認められないものであっ
て、本発明合金の非晶質状態を経由する製造工程を特徴
づける重要な点である。
【００２７】この永久磁石は、非晶質化が極めて容易な
鉄＝ホウ素合金に若干の希土類を添加し、更に保磁力向
上のために上述のクロムを添加した合金を、溶融状態か
ら急冷凝固法により一旦非晶質組織に凝固させたのち、
これを加熱して結晶化させることにより製造される。こ
の時、急冷凝固法により得た非晶質合金中に非平衡結晶
相が含有されている場合もあるが、この非平衡相は結晶
化熱処理過程で消失し、結晶化後に得られる組織中には
含まれないので許容される。一方、溶融状態からの凝固
速度を適度に制御して最終結晶相を直接得る方法は、体
心立方鉄の粗大結晶粒を生成する傾向が強く、磁石特性
のうち保磁力、Ｈｋ、最大磁気エネルギー積などを低下
させるので、好ましくない。
鉄＝ホウ素合金に若干の希土類を添加し、更に保磁力向
上のために上述のクロムを添加した合金を、溶融状態か
ら急冷凝固法により一旦非晶質組織に凝固させたのち、
これを加熱して結晶化させることにより製造される。こ
の時、急冷凝固法により得た非晶質合金中に非平衡結晶
相が含有されている場合もあるが、この非平衡相は結晶
化熱処理過程で消失し、結晶化後に得られる組織中には
含まれないので許容される。一方、溶融状態からの凝固
速度を適度に制御して最終結晶相を直接得る方法は、体
心立方鉄の粗大結晶粒を生成する傾向が強く、磁石特性
のうち保磁力、Ｈｋ、最大磁気エネルギー積などを低下
させるので、好ましくない。
【００２８】Ｂの含有量は、１５原子％以上では非晶質
生成能が高く好ましく、１５原子％未満では体心立方鉄
が急冷凝固合金中に粗大結晶として結晶化する傾向が強
くなり、急冷条件が厳しくなるので好ましくない。一
方、含有量が２０原子％を越えるとＮｄ2Ｆｅ14Ｂが生
成せず、磁気異方性およびキューリー温度の低い立方晶
系の準安定相が結晶化する傾向があるため所期の磁気特
性が得られないので、Ｂ含有量は１５原子％〜２０原子
％に限定する。
生成能が高く好ましく、１５原子％未満では体心立方鉄
が急冷凝固合金中に粗大結晶として結晶化する傾向が強
くなり、急冷条件が厳しくなるので好ましくない。一
方、含有量が２０原子％を越えるとＮｄ2Ｆｅ14Ｂが生
成せず、磁気異方性およびキューリー温度の低い立方晶
系の準安定相が結晶化する傾向があるため所期の磁気特
性が得られないので、Ｂ含有量は１５原子％〜２０原子
％に限定する。
【００２９】希土類元素ＲはＮｄが最も好ましく、Ｎｄ
と同様に負のスティーブンス因子を持つ軽希土類元素、
すなわち、Ｐｒも使用でき、Ｒは全量がＮｄまたはＰｒ
の１種または２種とすることができる。重希土類ではＴ
ｂ，Ｄｙ，Ｈｏが負のスティーブンス因子を持つ希土類
元素であるが、磁気モーメントがＮｄと逆方向を向くた
め磁化が低下する。特にＴｂ、Ｈｏは生産量が少なく原
料コストが上がる原因となるのでそれらの使用は好まし
くない。
と同様に負のスティーブンス因子を持つ軽希土類元素、
すなわち、Ｐｒも使用でき、Ｒは全量がＮｄまたはＰｒ
の１種または２種とすることができる。重希土類ではＴ
ｂ，Ｄｙ，Ｈｏが負のスティーブンス因子を持つ希土類
元素であるが、磁気モーメントがＮｄと逆方向を向くた
め磁化が低下する。特にＴｂ、Ｈｏは生産量が少なく原
料コストが上がる原因となるのでそれらの使用は好まし
くない。
【００３０】負のスティーブンス因子をもつ重希土類元
素の中でＤｙは、比較的低価格でありＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系
の焼結磁石では添加元素として用いられているので大量
に生産されており、入手し安いので、ＲとしてＤｙをＮ
ｄまたはＰｒの１種または２種と組み合せることができ
るが、その場合Ｄｙの量は、Ｒ全量の４０原子％以上と
なると磁化の低下が著しいうえ、原料コストも上昇する
ので好ましくなく、よって、Ｄｙの量はＲ全量の４０原
子％以下とする。
素の中でＤｙは、比較的低価格でありＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系
の焼結磁石では添加元素として用いられているので大量
に生産されており、入手し安いので、ＲとしてＤｙをＮ
ｄまたはＰｒの１種または２種と組み合せることができ
るが、その場合Ｄｙの量は、Ｒ全量の４０原子％以上と
なると磁化の低下が著しいうえ、原料コストも上昇する
ので好ましくなく、よって、Ｄｙの量はＲ全量の４０原
子％以下とする。
【００３１】Ｒの濃度と硬磁性相であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ
型結晶構造の晶出量とは関係があり、希土類濃度が高い
ほど晶出量は多くなるが、７原子％を越えるとＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂが晶出しなくなり、磁気特性の好ましくない準安
定相が晶出する組成領域が存在する。従って、Ｎｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造の硬磁性相が非晶質からの熱処理によ
り結晶化する組成は、Ｂ２０原子％以下、希土類（Ｒ）
７原子％以下の領域に限られる。Ｒ量の下限値は実用材
料として求められる保磁力（ｉＨｃ）の大きさにより制
限される。この発明の目的とする高保磁力、具体的には
７００ｋＡ／ｍ以上のｉＨｃを発現させるためには、少
なくとも４原子％のＲ量が必要である。Ｃｒを添加する
ことにより最適なＲ濃度はやや高濃度側に移行する傾向
にあり、少なくとも４原子％、最も好ましくは５原子％
以上が必要である。
型結晶構造の晶出量とは関係があり、希土類濃度が高い
ほど晶出量は多くなるが、７原子％を越えるとＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂが晶出しなくなり、磁気特性の好ましくない準安
定相が晶出する組成領域が存在する。従って、Ｎｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造の硬磁性相が非晶質からの熱処理によ
り結晶化する組成は、Ｂ２０原子％以下、希土類（Ｒ）
７原子％以下の領域に限られる。Ｒ量の下限値は実用材
料として求められる保磁力（ｉＨｃ）の大きさにより制
限される。この発明の目的とする高保磁力、具体的には
７００ｋＡ／ｍ以上のｉＨｃを発現させるためには、少
なくとも４原子％のＲ量が必要である。Ｃｒを添加する
ことにより最適なＲ濃度はやや高濃度側に移行する傾向
にあり、少なくとも４原子％、最も好ましくは５原子％
以上が必要である。
【００３２】クロムの添加によりキューリー温度が低下
するが、この問題は、クロムと同時にコバルトを添加す
ることにより回避できる。ＣｏとＣｒの比率は、両者の
キューリー温度への寄与度は効果が（＋）と（−）で絶
対値がほぼ等しいので、キューリー温度の回復のために
は、原子比でほぼ等量用いることが望ましい。すなわ
ち、合金中のＣｏとＣｒの含有比率が０．５〜２であれ
ば、磁気特性の温度依存性が良好で、保磁力の大きい永
久磁石が得られるため、特に好ましい。クロム、コバル
トなどの添加元素は鉄を一部置換する形で添加される。
するが、この問題は、クロムと同時にコバルトを添加す
ることにより回避できる。ＣｏとＣｒの比率は、両者の
キューリー温度への寄与度は効果が（＋）と（−）で絶
対値がほぼ等しいので、キューリー温度の回復のために
は、原子比でほぼ等量用いることが望ましい。すなわ
ち、合金中のＣｏとＣｒの含有比率が０．５〜２であれ
ば、磁気特性の温度依存性が良好で、保磁力の大きい永
久磁石が得られるため、特に好ましい。クロム、コバル
トなどの添加元素は鉄を一部置換する形で添加される。
【００３３】コバルトを添加することのもう一つの利点
は、溶融状態における合金の流動性を改善することであ
り、非晶質合金を製造する上で重要な利点となる。すな
わち、非晶質合金製造工程としてメルトスピニング法を
選択する場合、溶湯温度を比較的低く選べ、ノズルの閉
塞を大幅に低減し、安定したリボンもしくはテープ状の
非晶質合金の製造を容易にする。これらの利点は製造コ
ストの低減に非常に有利である。
は、溶融状態における合金の流動性を改善することであ
り、非晶質合金を製造する上で重要な利点となる。すな
わち、非晶質合金製造工程としてメルトスピニング法を
選択する場合、溶湯温度を比較的低く選べ、ノズルの閉
塞を大幅に低減し、安定したリボンもしくはテープ状の
非晶質合金の製造を容易にする。これらの利点は製造コ
ストの低減に非常に有利である。
【００３４】ＣｏによるＦｅの置換量は５０％以下とす
ることが望ましい。この発明磁石の組成範囲では結晶化
後の合金の磁化は、ＦｅとＣｏの組成比に対しスレータ
ー＝ポーリング曲線のＦｅ−Ｃｏ合金のブランチと類似
の組成変化を示し、Ｃｏ置換量が５０％を越えると飽和
磁化の低下が著しくなると共に、合金の原料価格が上昇
して好ましくない。
ることが望ましい。この発明磁石の組成範囲では結晶化
後の合金の磁化は、ＦｅとＣｏの組成比に対しスレータ
ー＝ポーリング曲線のＦｅ−Ｃｏ合金のブランチと類似
の組成変化を示し、Ｃｏ置換量が５０％を越えると飽和
磁化の低下が著しくなると共に、合金の原料価格が上昇
して好ましくない。
【００３５】この発明において、Ｍと表記した元素、す
なわちＡｌ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｇａ，Ａｇ，Ａｕは、単独ま
たは複合添加して鉄基のナノコンポジット磁石において
磁気特性を向上させる効果を発揮し、ＣｒおよびＣｏと
同時に添加してもその効果が認められる。特に、減磁曲
線の角型性を改善し、磁気エネルギー積を改善すること
に有効であり、Ｍを単独又は複合して添加でき、少なく
とも０．０１原子％の添加が必要であるが、添加量は少
量で良く、３原子％を越えるとその効果が失われるばか
りか、かえって角型性の低下をもたらす。好ましくは、
０．５〜１．０原子％の添加が効果的である。
なわちＡｌ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｇａ，Ａｇ，Ａｕは、単独ま
たは複合添加して鉄基のナノコンポジット磁石において
磁気特性を向上させる効果を発揮し、ＣｒおよびＣｏと
同時に添加してもその効果が認められる。特に、減磁曲
線の角型性を改善し、磁気エネルギー積を改善すること
に有効であり、Ｍを単独又は複合して添加でき、少なく
とも０．０１原子％の添加が必要であるが、添加量は少
量で良く、３原子％を越えるとその効果が失われるばか
りか、かえって角型性の低下をもたらす。好ましくは、
０．５〜１．０原子％の添加が効果的である。
【００３６】この発明では合金溶湯より非晶質合金をま
ず作製し、これを熱処理により結晶化するわけである
が、クロムの添加により非晶質状態が安定化する傾向が
あるので、クロム濃度が高いこの発明の合金では熱処理
に関して特別の配慮が必要となり、この発明の重要な側
面を形成している。一般に、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系のＦｅ3
Ｂに近い組成領域では合金の非晶質の生成能が高く、Ｎ
ｄ濃度がおよそ７原子％付近以下では、非晶質状態を加
熱昇温していくと約８５０Ｋ近傍でまずホウ化鉄が結晶
化する。このホウ化物はクロム濃度が５原子％未満の場
合、主として体心正方晶構造のＦｅ3Ｂであるが、５原
子％以上では主としてＦｅ2Ｂとなる傾向がある。
ず作製し、これを熱処理により結晶化するわけである
が、クロムの添加により非晶質状態が安定化する傾向が
あるので、クロム濃度が高いこの発明の合金では熱処理
に関して特別の配慮が必要となり、この発明の重要な側
面を形成している。一般に、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系のＦｅ3
Ｂに近い組成領域では合金の非晶質の生成能が高く、Ｎ
ｄ濃度がおよそ７原子％付近以下では、非晶質状態を加
熱昇温していくと約８５０Ｋ近傍でまずホウ化鉄が結晶
化する。このホウ化物はクロム濃度が５原子％未満の場
合、主として体心正方晶構造のＦｅ3Ｂであるが、５原
子％以上では主としてＦｅ2Ｂとなる傾向がある。
【００３７】クロム濃度が０の場合は、Ｆｅ3Ｂの第１
の結晶化に引き続いておよそ２０Ｋ高い温度でＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂの第２の結晶化が起こるが、Ｆｅ3Ｂの結晶化に
伴う発熱により温度が上昇するので、第１の結晶化に続
いて自動的に第２の結晶化が起こる。しかし、クロム濃
度の増加と共に、この第２の結晶化温度が高温側に移動
する。クロム濃度が１０原子％になると、前述のように
既に構成相が室温で常磁性の相と体心立方鉄、Ｆｅ
2Ｂ、およびＮｄ2Ｆｅ14Ｂ構造を持った相の諸相となっ
ているが、これらの結晶化は、体心立方鉄とホウ化鉄の
結晶化がほぼ同時に進行し、次いでＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が
結晶化し、クロムは残存非晶質相中に濃縮され、更に高
温で残存非晶質相の一部がクロム濃度の高いＮｄ2Ｆｅ
14Ｂ構造に結晶化すると考えられる。常磁性相の生成が
どのクロム濃度以上で起こるかについては正確な判定は
困難であるが、およそ７原子％以上と考えられる。
の結晶化に引き続いておよそ２０Ｋ高い温度でＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂの第２の結晶化が起こるが、Ｆｅ3Ｂの結晶化に
伴う発熱により温度が上昇するので、第１の結晶化に続
いて自動的に第２の結晶化が起こる。しかし、クロム濃
度の増加と共に、この第２の結晶化温度が高温側に移動
する。クロム濃度が１０原子％になると、前述のように
既に構成相が室温で常磁性の相と体心立方鉄、Ｆｅ
2Ｂ、およびＮｄ2Ｆｅ14Ｂ構造を持った相の諸相となっ
ているが、これらの結晶化は、体心立方鉄とホウ化鉄の
結晶化がほぼ同時に進行し、次いでＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が
結晶化し、クロムは残存非晶質相中に濃縮され、更に高
温で残存非晶質相の一部がクロム濃度の高いＮｄ2Ｆｅ
14Ｂ構造に結晶化すると考えられる。常磁性相の生成が
どのクロム濃度以上で起こるかについては正確な判定は
困難であるが、およそ７原子％以上と考えられる。
【００３８】この発明の磁石合金では、上述のように結
晶化が２段階に分かれて進行するので、第２の結晶化過
程までに第１の結晶化過程で生じた軟磁性相が結晶粒成
長すると、所望のナノコンポジット組織とならず粗大な
軟磁性相の形成が磁石特性を低下させる要因となる。従
って、結晶化熱処理の際の昇温速度が極めて重要な製造
上の制御因子となっている。
晶化が２段階に分かれて進行するので、第２の結晶化過
程までに第１の結晶化過程で生じた軟磁性相が結晶粒成
長すると、所望のナノコンポジット組織とならず粗大な
軟磁性相の形成が磁石特性を低下させる要因となる。従
って、結晶化熱処理の際の昇温速度が極めて重要な製造
上の制御因子となっている。
【００３９】すなわち、原料となる非晶質合金薄帯の結
晶化熱処理における温度の昇温は、結晶化が充分完了す
るために一定の反応時間を与え得るよう充分緩やかに行
われねばならないと同時に、第２の結晶化過程までに第
１の結晶化相が粒成長できないよう充分速やかに行われ
ねばならない。この相反する要請を満足する結晶化熱処
理の昇温温度は、第１の結晶化温度以上第２の結晶化温
度直上まで、１０℃／分から５０℃／分の範囲であるこ
とが実験の結果分かった。より具体的には、５００℃か
ら定められた熱処理温度までを上記の範囲で昇温すれば
良い。
晶化熱処理における温度の昇温は、結晶化が充分完了す
るために一定の反応時間を与え得るよう充分緩やかに行
われねばならないと同時に、第２の結晶化過程までに第
１の結晶化相が粒成長できないよう充分速やかに行われ
ねばならない。この相反する要請を満足する結晶化熱処
理の昇温温度は、第１の結晶化温度以上第２の結晶化温
度直上まで、１０℃／分から５０℃／分の範囲であるこ
とが実験の結果分かった。より具体的には、５００℃か
ら定められた熱処理温度までを上記の範囲で昇温すれば
良い。
【００４０】既に述べたように、この発明においては非
晶質合金はある程度の準安定相の結晶相を含んでいても
良い。このことは非晶質作製時の凝固速度が、合金を完
全な非晶質にするのに必要な冷却速度よりも比較的遅く
ても良いことを示している。その結果、この発明の場
合、結晶化熱処理前の非晶質合金は充分に構造緩和が進
んだものになっており、第１の結晶化温度までの昇温速
度を任意に選ぶことが許される。
晶質合金はある程度の準安定相の結晶相を含んでいても
良い。このことは非晶質作製時の凝固速度が、合金を完
全な非晶質にするのに必要な冷却速度よりも比較的遅く
ても良いことを示している。その結果、この発明の場
合、結晶化熱処理前の非晶質合金は充分に構造緩和が進
んだものになっており、第１の結晶化温度までの昇温速
度を任意に選ぶことが許される。
【００４１】この発明は、これまで詳述した永久磁石合
金を実際に磁石部品として利用する方法をも提供する。
この発明の合金磁石は、その製造工程の特徴から薄いリ
ボンまたはフレークの形状で得られ、これらは容易に粉
砕ができて粉末として供給することができる。しかしな
がら、ナノコンポジット組織が準安定であるという特徴
のために、この粉末を圧縮成形して焼結することは通常
の圧力下では困難である。すなわち、結晶粒成長が進行
する傾向が７００℃程度の低温でも見られるが、このよ
うな低温で焼結を進行させるためには高圧装置が必要と
なり、安価な材料を提供することができない。この磁性
材料を最も有効にかつ有用に利用するための方法は、樹
脂などの結合剤と混合して成形固化し、ボンド磁石とし
て用いることである。
金を実際に磁石部品として利用する方法をも提供する。
この発明の合金磁石は、その製造工程の特徴から薄いリ
ボンまたはフレークの形状で得られ、これらは容易に粉
砕ができて粉末として供給することができる。しかしな
がら、ナノコンポジット組織が準安定であるという特徴
のために、この粉末を圧縮成形して焼結することは通常
の圧力下では困難である。すなわち、結晶粒成長が進行
する傾向が７００℃程度の低温でも見られるが、このよ
うな低温で焼結を進行させるためには高圧装置が必要と
なり、安価な材料を提供することができない。この磁性
材料を最も有効にかつ有用に利用するための方法は、樹
脂などの結合剤と混合して成形固化し、ボンド磁石とし
て用いることである。
【００４２】ボンド磁石の作製方法は公知の種々の方法
が選択できる。その際、磁石材料の粉砕粒径は３００μ
ｍ以下が、成形体の寸法精度、磁粉の充填密度、成形体
の機械的強度、粉体の流動性などを良好に保つために適
している。粉砕粒径が３００μｍを越えると、磁粉の粒
径が磁気部品の寸法と同程度になる場合が起こり、磁気
的、機械的に均質な磁気部品の形成が困難になり、好ま
しくない。成形後の製品の後加工を完全に無くすかある
いは大幅に軽減するためには、極めて細いゲートを通し
て射出成形することが必要であり、良好な流動性と寸法
精度を両立する必要から磁粉の直径は１００μｍ程度が
良く、さらには７５μｍ以下が好ましい。
が選択できる。その際、磁石材料の粉砕粒径は３００μ
ｍ以下が、成形体の寸法精度、磁粉の充填密度、成形体
の機械的強度、粉体の流動性などを良好に保つために適
している。粉砕粒径が３００μｍを越えると、磁粉の粒
径が磁気部品の寸法と同程度になる場合が起こり、磁気
的、機械的に均質な磁気部品の形成が困難になり、好ま
しくない。成形後の製品の後加工を完全に無くすかある
いは大幅に軽減するためには、極めて細いゲートを通し
て射出成形することが必要であり、良好な流動性と寸法
精度を両立する必要から磁粉の直径は１００μｍ程度が
良く、さらには７５μｍ以下が好ましい。
【００４３】ボンド磁石の成形方法は、公知の方法を任
意に用いることができる。すなわち、熱硬化性樹脂と混
合して圧縮成形する方法、熱可塑性樹脂を用いて射出成
形もしくは押し出し成形する方法、などが代表的な成形
方法として知られており、この発明の磁石材料に対して
はこれらの公知の方法を適用することができる。熱硬化
性樹脂としては、一般に希土類ボンド磁石に使用されて
いるエポキシ樹脂と硬化材を使用できる。具体的には、
耐熱性を有したグリシジルエーテル型ないしグリシジル
アミン型エポキシ樹脂が好ましく、前者の例としてはビ
スフェノールＡ、ビスフェノールＳ、フェノールノボラ
ック、オルソクレゾールノボラック型などのエポキシ樹
脂が、後者の例としてはテトラグリシジル・ジアミノフ
ェニルメタン、ｍ−アミノフェノール、ｐ−アミノフェ
ノールなどのエポキシ樹脂が知られている。また、熱可
塑性樹脂としてはポリアミド（ナイロン）が一般的であ
り、ナイロン６やナイロン１２が適している。
意に用いることができる。すなわち、熱硬化性樹脂と混
合して圧縮成形する方法、熱可塑性樹脂を用いて射出成
形もしくは押し出し成形する方法、などが代表的な成形
方法として知られており、この発明の磁石材料に対して
はこれらの公知の方法を適用することができる。熱硬化
性樹脂としては、一般に希土類ボンド磁石に使用されて
いるエポキシ樹脂と硬化材を使用できる。具体的には、
耐熱性を有したグリシジルエーテル型ないしグリシジル
アミン型エポキシ樹脂が好ましく、前者の例としてはビ
スフェノールＡ、ビスフェノールＳ、フェノールノボラ
ック、オルソクレゾールノボラック型などのエポキシ樹
脂が、後者の例としてはテトラグリシジル・ジアミノフ
ェニルメタン、ｍ−アミノフェノール、ｐ−アミノフェ
ノールなどのエポキシ樹脂が知られている。また、熱可
塑性樹脂としてはポリアミド（ナイロン）が一般的であ
り、ナイロン６やナイロン１２が適している。
【００４４】さらに、使用環境や製造工程の一部におい
て高い温度にさらされる、自動車用部品や家庭用電子機
器などへの適用を目的として、高融点の熱可塑性樹脂を
用いた高特性ボンド磁石を提供することができ、使用す
る樹脂としては高融点の熱可塑性樹脂が必要とされる。
従来用いられているナイロン６やナイロン１２の融点は
それぞれおよそ２２０℃、１８０℃であるが、これらよ
り融点が高いナイロン４６、ナイロン６６、ＰＰＳ（ポ
リフェニレンサルファイド）樹脂などを使用する。これ
らの高融点樹脂の融点はそれぞれ２９０℃、２６０℃、
２８０℃である。
て高い温度にさらされる、自動車用部品や家庭用電子機
器などへの適用を目的として、高融点の熱可塑性樹脂を
用いた高特性ボンド磁石を提供することができ、使用す
る樹脂としては高融点の熱可塑性樹脂が必要とされる。
従来用いられているナイロン６やナイロン１２の融点は
それぞれおよそ２２０℃、１８０℃であるが、これらよ
り融点が高いナイロン４６、ナイロン６６、ＰＰＳ（ポ
リフェニレンサルファイド）樹脂などを使用する。これ
らの高融点樹脂の融点はそれぞれ２９０℃、２６０℃、
２８０℃である。
【００４５】これらの耐熱性を荷重変形温度で表現する
ならば、荷重０．４５ＭＰａの時、ガラス繊維で強化さ
れないナイロン６は１７５℃、ナイロン１２は１４５℃
程度である。これに対し、ナイロン４６は２８５℃、ナ
イロン６６は２４０℃、ＰＰＳ樹脂は約２６０℃であ
る。そこで、この発明の高融点樹脂の融点を従来樹脂と
区別するため２５０℃以上に限定するが、樹脂の種類は
ここに例示したものに限定されるものではなく、強靭化
のためにより他の樹脂と混合、すなわちアロイ化するな
どの種々設計が可能である。
ならば、荷重０．４５ＭＰａの時、ガラス繊維で強化さ
れないナイロン６は１７５℃、ナイロン１２は１４５℃
程度である。これに対し、ナイロン４６は２８５℃、ナ
イロン６６は２４０℃、ＰＰＳ樹脂は約２６０℃であ
る。そこで、この発明の高融点樹脂の融点を従来樹脂と
区別するため２５０℃以上に限定するが、樹脂の種類は
ここに例示したものに限定されるものではなく、強靭化
のためにより他の樹脂と混合、すなわちアロイ化するな
どの種々設計が可能である。
【００４６】通常、樹脂と磁粉との混合は同程度の粒度
の樹脂粉末と磁粉とを予め混合した後、加熱して樹脂を
溶融され、充分な剪断応力を加えながら混練する。この
時の温度はナイロン６および１２の場合で約２００〜２
５０℃、ナイロン４６ないし６６やＰＰＳなどの高融点
樹脂の場合約３００℃以上である。従って、この発明に
よる磁石材料の極めて好ましい利用方法として、７５μ
ｍ程度以下に微粉砕してＰＰＳやナイロン６６などの高
融点熱可塑性樹脂と混練することにより、今までのＮｄ
−Ｆｅ−Ｂ系超急冷合金磁石粉末（ＭＱＰ−Ｂ粉、ＧＭ
製）では磁粉の易酸化傾向のために実現困難であった、
高耐熱性のボンド磁石を実現することができる。
の樹脂粉末と磁粉とを予め混合した後、加熱して樹脂を
溶融され、充分な剪断応力を加えながら混練する。この
時の温度はナイロン６および１２の場合で約２００〜２
５０℃、ナイロン４６ないし６６やＰＰＳなどの高融点
樹脂の場合約３００℃以上である。従って、この発明に
よる磁石材料の極めて好ましい利用方法として、７５μ
ｍ程度以下に微粉砕してＰＰＳやナイロン６６などの高
融点熱可塑性樹脂と混練することにより、今までのＮｄ
−Ｆｅ−Ｂ系超急冷合金磁石粉末（ＭＱＰ−Ｂ粉、ＧＭ
製）では磁粉の易酸化傾向のために実現困難であった、
高耐熱性のボンド磁石を実現することができる。
【００４７】この発明による永久磁石粉末が極めて優れ
た耐酸化性を有し、しかも高保磁力であり、保磁力の温
度係数が絶対値において小さいため不可逆熱減磁率が小
さい、すなわち、耐熱性に優れているので、硬化処理も
しくは混練・成形工程を高温下で行うことができる。ま
た、同じ理由により、比較的細かい粉末を用いても、発
火性が低く粉塵爆発を起こしにくい。従って、例えば射
出成形の際にゲート径が小さい、あるいは微小部品であ
って、磁粉の粒度に上限があるような場合に対しても、
従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系超急冷磁石材料より細かく微粉
砕ができ、安定なコンパウンドを製造することが可能で
ある。
た耐酸化性を有し、しかも高保磁力であり、保磁力の温
度係数が絶対値において小さいため不可逆熱減磁率が小
さい、すなわち、耐熱性に優れているので、硬化処理も
しくは混練・成形工程を高温下で行うことができる。ま
た、同じ理由により、比較的細かい粉末を用いても、発
火性が低く粉塵爆発を起こしにくい。従って、例えば射
出成形の際にゲート径が小さい、あるいは微小部品であ
って、磁粉の粒度に上限があるような場合に対しても、
従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系超急冷磁石材料より細かく微粉
砕ができ、安定なコンパウンドを製造することが可能で
ある。
【００４８】樹脂と磁粉との比率については、磁粉の比
率が高いほど高い磁気特性が得られることはいうまでも
ないが、成形方法によっても好ましい混合比率は異な
る。圧縮成形の場合、高い磁気特性が求められることが
多く、成形体の強度が低下しない範囲でできるだけ少量
の樹脂を混合することが望ましい。また、樹脂量を不必
要に多くすると、成形時に樹脂が金型から沁みだして、
バリなどの生成原因となったり成形体の表面の平滑性が
失われたりするので好ましくない。射出成形において
も、樹脂比率が高くなるに従い、磁化、残留磁束密度、
磁気エネルギー積など、磁粉比率に依存する磁気特性が
低下するのは明白であり、６０％を越えて混合すると、
ハードフェライトを原料とした高充填ボンド磁石の代表
的な特性にも満たなくなるので、本発明の意義が失われ
る。
率が高いほど高い磁気特性が得られることはいうまでも
ないが、成形方法によっても好ましい混合比率は異な
る。圧縮成形の場合、高い磁気特性が求められることが
多く、成形体の強度が低下しない範囲でできるだけ少量
の樹脂を混合することが望ましい。また、樹脂量を不必
要に多くすると、成形時に樹脂が金型から沁みだして、
バリなどの生成原因となったり成形体の表面の平滑性が
失われたりするので好ましくない。射出成形において
も、樹脂比率が高くなるに従い、磁化、残留磁束密度、
磁気エネルギー積など、磁粉比率に依存する磁気特性が
低下するのは明白であり、６０％を越えて混合すると、
ハードフェライトを原料とした高充填ボンド磁石の代表
的な特性にも満たなくなるので、本発明の意義が失われ
る。
【００４９】
実施例１ 表１および表２に示す組成の合金を溶製し、メルトスピ
ニング装置を用いて周速度２０ｍ／ｓで回転する銅製ロ
ール上に口径０．８ｍｍの石英ノズルより吹き付け、幅
約２．５ｍｍのテープ状非晶質合金を得、これを３０５
μｍ以下に粗粉砕した後、１５℃／分の昇温速度でアル
ゴン雰囲気中で加熱し、９００℃〜９１５℃に約５分間
保持して冷却した。このようにして得た結晶質の粉末の
磁気特性を試料振動型磁力計を用いて測定したところ、
表１および表２に示す数値を得た（反磁界補正無し）。
ニング装置を用いて周速度２０ｍ／ｓで回転する銅製ロ
ール上に口径０．８ｍｍの石英ノズルより吹き付け、幅
約２．５ｍｍのテープ状非晶質合金を得、これを３０５
μｍ以下に粗粉砕した後、１５℃／分の昇温速度でアル
ゴン雰囲気中で加熱し、９００℃〜９１５℃に約５分間
保持して冷却した。このようにして得た結晶質の粉末の
磁気特性を試料振動型磁力計を用いて測定したところ、
表１および表２に示す数値を得た（反磁界補正無し）。
【００５０】これらのうちＮｏ．１とＮｏ．２の試料を
さらに５０μｍ程度に粉砕してアルミニウムフォイル上
に接着剤と供に薄く塗布し、メスバウアー効果測定用試
料とした。57Ｃｏ核から放射されるガンマ線を用いて57
Ｆｅ核のメスバウアー効果を液体窒素温度（７７Ｋ）で
測定し、試料中の鉄原子核の内部磁界分布を解析し、内
部磁界によるスペクトルの分裂のない成分を非磁性相の
寄与として、試料中の非磁性相の存在比率を見積もっ
た。その数値も表１に示した。
さらに５０μｍ程度に粉砕してアルミニウムフォイル上
に接着剤と供に薄く塗布し、メスバウアー効果測定用試
料とした。57Ｃｏ核から放射されるガンマ線を用いて57
Ｆｅ核のメスバウアー効果を液体窒素温度（７７Ｋ）で
測定し、試料中の鉄原子核の内部磁界分布を解析し、内
部磁界によるスペクトルの分裂のない成分を非磁性相の
寄与として、試料中の非磁性相の存在比率を見積もっ
た。その数値も表１に示した。
【００５１】Ｎｏ．１の試料の熱処理前非晶質テープを
粉砕せずに９００℃で結晶化して結晶質の永久磁石フレ
ークを作製し、研磨とイオンミリングにより薄片試料と
して高分解能走査型電子顕微鏡で観察し、局所分析を行
った。その結果、試料は直径１０〜３０ｎｍの細かな領
域からなることが分かった。これらの領域は大部分がそ
のひとつひとつが結晶粒であり、ＣｒはＮｄ：Ｆｅ＝
１：７に近い領域の内のあるものには濃縮されて存在
し、同じ組成比の他のものには余り含まれないことが分
かった。Ｃｒの多い部分が非磁性化していると解釈でき
る。この部分は非晶質の可能性がある。
粉砕せずに９００℃で結晶化して結晶質の永久磁石フレ
ークを作製し、研磨とイオンミリングにより薄片試料と
して高分解能走査型電子顕微鏡で観察し、局所分析を行
った。その結果、試料は直径１０〜３０ｎｍの細かな領
域からなることが分かった。これらの領域は大部分がそ
のひとつひとつが結晶粒であり、ＣｒはＮｄ：Ｆｅ＝
１：７に近い領域の内のあるものには濃縮されて存在
し、同じ組成比の他のものには余り含まれないことが分
かった。Ｃｒの多い部分が非磁性化していると解釈でき
る。この部分は非晶質の可能性がある。
【００５２】実施例２ 表１の実施例の粉末をさらに粉砕して平均粒径６０μｍ
の永久磁石粉末を得た。これを表３に示す条件で融点２
８０℃のＰＰＳ樹脂と混合し、３３０℃で混練した後、
冷却して射出成形磁石用コンパウンドを得た。これらの
コンパウンドをシリンダー温度３１０℃、金型温度１２
０℃の射出成形機で成形しボンド磁石を作製した。これ
らのボンド磁石の磁気特性を表３に示す。
の永久磁石粉末を得た。これを表３に示す条件で融点２
８０℃のＰＰＳ樹脂と混合し、３３０℃で混練した後、
冷却して射出成形磁石用コンパウンドを得た。これらの
コンパウンドをシリンダー温度３１０℃、金型温度１２
０℃の射出成形機で成形しボンド磁石を作製した。これ
らのボンド磁石の磁気特性を表３に示す。
【００５３】実施例３ 表１の実施例の粉末を表４に示す条件にて、アルコール
で希釈したクレゾールノボラック型エポキシ樹脂と混合
し、アルコールを蒸発させて圧縮成形用コンパウンドと
したのち、直径１０ｍｍの金型を用いて圧縮成形し、１
７０℃で樹脂を加熱硬化させてボンド磁石を作製した。
このボンド磁石の磁気特性をＢ−Ｈ測定装置により測定
し、表４に示す磁気特性を得た。
で希釈したクレゾールノボラック型エポキシ樹脂と混合
し、アルコールを蒸発させて圧縮成形用コンパウンドと
したのち、直径１０ｍｍの金型を用いて圧縮成形し、１
７０℃で樹脂を加熱硬化させてボンド磁石を作製した。
このボンド磁石の磁気特性をＢ−Ｈ測定装置により測定
し、表４に示す磁気特性を得た。
【００５４】
【表１】
【００５５】
【表２】
【００５６】
【表３】
【００５７】
【表４】
【００５８】
【発明の効果】この発明は、ＦｅとＢを主成分とし、少
量の希土類元素のＮｄ，Ｐｒ，Ｄｙ、Ｃｒを７原子％を
越えて含有する合金を急速凝固法により非晶質化した
後、結晶化熱処理を施し、軟磁性相、硬磁性相および常
磁性相が数十ｎｍのスケールで混在した金属ナノコンポ
ジットを生成させ、これを粉砕することにより、高保磁
力で耐酸化性に優れたボンド磁石用磁石粉末を得るもの
で、希土類含有量が少なく耐酸化性が良好であり、微粉
砕しても発火性が低く粉塵爆発も起こし難く、樹脂との
混合を高温で行っても磁気特性の劣化が少ないことか
ら、今までのＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系超急冷合金磁石粉末では
困難であった、７５μｍ程度以下に微粉砕してＰＰＳや
ナイロン６６などの高融点熱可塑性樹脂と混練した、高
耐熱性のボンド磁石を実現できる。
量の希土類元素のＮｄ，Ｐｒ，Ｄｙ、Ｃｒを７原子％を
越えて含有する合金を急速凝固法により非晶質化した
後、結晶化熱処理を施し、軟磁性相、硬磁性相および常
磁性相が数十ｎｍのスケールで混在した金属ナノコンポ
ジットを生成させ、これを粉砕することにより、高保磁
力で耐酸化性に優れたボンド磁石用磁石粉末を得るもの
で、希土類含有量が少なく耐酸化性が良好であり、微粉
砕しても発火性が低く粉塵爆発も起こし難く、樹脂との
混合を高温で行っても磁気特性の劣化が少ないことか
ら、今までのＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系超急冷合金磁石粉末では
困難であった、７５μｍ程度以下に微粉砕してＰＰＳや
ナイロン６６などの高融点熱可塑性樹脂と混練した、高
耐熱性のボンド磁石を実現できる。
Claims (9)
- 【請求項１】 Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型の結晶構造を有する硬
磁性金属相、体心立方鉄、鉄ホウ化物の軟磁性金属相、
及び室温にて常磁性金属相からなり、各相の大きさが直
径が５０ｎｍ以下であるナノコンポジット組織を有する
合金である高保磁力鉄基永久磁石。 - 【請求項２】 請求項１において、常磁性金属相のキュ
ーリー温度が７８Ｋ未満である高保磁力鉄基永久磁石。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２において、合金
を溶融状態から急冷することにより非晶質組織に凝固さ
せた後、結晶化熱処理して得られる高保磁力鉄基永久磁
石。 - 【請求項４】 請求項１、請求項２または請求項３にお
いて、合金の組成がＲxＦｅ100-x-y-zＢyＣｒz （Ｒ：
Ｐｒ，Ｎｄの１種または２種あるいはＰｒ，Ｎｄの１種
または２種にＤｙをＲの４０ａｔ％以下含有する希土類
元素）で表され、組成（ａｔ％）を限定するｘ、ｙ、ｚ
が以下の範囲である高保磁力鉄基永久磁石。 ４≦ｘ≦７、１５≦ｙ≦２０、７＜ｚ≦３０ - 【請求項５】 請求項１、請求項２または請求項３にお
いて、合金の組成がＲx（Ｆｅ1−uＣｏu）100-x-y-zＢy
Ｃｒz、（Ｒ：Ｐｒ，Ｎｄの１種または２種あるいはＰ
ｒ，Ｎｄの１種または２種にＤｙをＲの４０ａｔ％以下
含有する希土類元素）で表され、組成を限定するｘ（ａ
ｔ％）、ｙ（ａｔ％）、ｚ（ａｔ％）及びｕが以下の範
囲である高保磁力鉄基永久磁石。 ４≦ｘ≦７、１５≦ｙ≦２０、７＜ｚ≦３０、０＜ｕ≦
０．５ - 【請求項６】 請求項４または請求項５において、Ｆｅ
の１部をＭ（Ｍ：Ａｌ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｇａ，Ａｇ，Ａｕ
のうち１種または２種以上）にて置換して、Ｍを０．０
１〜３ａｔ％含有する高保磁力鉄基永久磁石。 - 【請求項７】 請求項５または請求項６において、Ｃｒ
とＣｏの含有比率が原子濃度比で０．５〜２．０である
高保磁力鉄基永久磁石。 - 【請求項８】 請求項１、請求項２、請求項３、請求項
４、請求項５、請求項６、または請求項７において、高
保磁力鉄基永久磁石を粒径３００μｍ以下に微粉砕して
得た磁石粉末に、結合剤を６０ｖｏｌ％以下添加混合し
て成形固化したボンド磁石。 - 【請求項９】 請求項８において、結合剤は熱硬化性樹
脂または融点が２５０℃以上の熱可塑性樹脂であるボン
ド磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18841795A JP3641021B2 (ja) | 1995-04-01 | 1995-06-30 | 高保磁力鉄基永久磁石及びボンド磁石 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7-100786 | 1995-04-01 | ||
| JP10078695 | 1995-04-01 | ||
| JP18841795A JP3641021B2 (ja) | 1995-04-01 | 1995-06-30 | 高保磁力鉄基永久磁石及びボンド磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08335506A true JPH08335506A (ja) | 1996-12-17 |
| JP3641021B2 JP3641021B2 (ja) | 2005-04-20 |
Family
ID=26441742
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18841795A Expired - Lifetime JP3641021B2 (ja) | 1995-04-01 | 1995-06-30 | 高保磁力鉄基永久磁石及びボンド磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3641021B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1158544A2 (en) * | 2000-05-22 | 2001-11-28 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder, manufacturing method of magnetic powder and bonded magnets |
| WO2002030595A1 (fr) * | 2000-10-06 | 2002-04-18 | Santoku Corporation | Procede de fabrication par coulee de bandes d'un alliage brut pour aimant permanent nanocomposite |
| EP1160803A3 (en) * | 2000-05-31 | 2002-08-28 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder, manufacturing method of magnetic powder and bonded magnets |
| CN107369510A (zh) * | 2017-06-29 | 2017-11-21 | 河钢股份有限公司邯郸分公司 | 一种低成本高性能复合软磁材料的制备方法 |
| US11600417B2 (en) | 2017-11-24 | 2023-03-07 | Anhui Meizhi Precision Manufacturing Co., Ltd. | Permanent magnet for motor, rotor assembly having same, motor, and compressor |
-
1995
- 1995-06-30 JP JP18841795A patent/JP3641021B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US6979374B2 (en) | 2000-05-31 | 2005-12-27 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder, manufacturing method of magnetic powder and bonded magnets |
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| JPWO2002030595A1 (ja) * | 2000-10-06 | 2004-02-19 | 株式会社三徳 | ストリップキャスト法を用いたナノコンポジット型永久磁石用原料合金の製造方法 |
| US7004228B2 (en) | 2000-10-06 | 2006-02-28 | Santoku Corporation | Process for producing, through strip casting, raw alloy for nanocomposite type permanent magnet |
| US7547365B2 (en) | 2000-10-06 | 2009-06-16 | Hitachi Metals, Ltd. | Process for producing, through strip casting, raw alloy for nanocomposite type permanent magnet |
| JP4787459B2 (ja) * | 2000-10-06 | 2011-10-05 | 株式会社三徳 | ストリップキャスト法を用いたナノコンポジット型永久磁石用原料合金の製造方法 |
| CN107369510A (zh) * | 2017-06-29 | 2017-11-21 | 河钢股份有限公司邯郸分公司 | 一种低成本高性能复合软磁材料的制备方法 |
| US11600417B2 (en) | 2017-11-24 | 2023-03-07 | Anhui Meizhi Precision Manufacturing Co., Ltd. | Permanent magnet for motor, rotor assembly having same, motor, and compressor |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3641021B2 (ja) | 2005-04-20 |
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