JPH0881741A - 磁石材料およびそれを用いた永久磁石 - Google Patents
磁石材料およびそれを用いた永久磁石Info
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- JPH0881741A JPH0881741A JP6220711A JP22071194A JPH0881741A JP H0881741 A JPH0881741 A JP H0881741A JP 6220711 A JP6220711 A JP 6220711A JP 22071194 A JP22071194 A JP 22071194A JP H0881741 A JPH0881741 A JP H0881741A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 α-Fe 相の影響による磁気特性劣化を抑制し
た磁石材料を提供する。 【構成】 R1 x R2 y T100-x-y-z Mz （ R1 は Yを
含む希土類元素の少なくとも 1種、 R2 はZr、Hf、Scの
少なくとも 1種、 TはFe、Coの少なくとも 1種、MはT
i、 V、Nb、Ta、Cr、Mo、 W、Mn、Ni、Ru、Rh、Pd、C
u、Ag、Zn、Cd、Al、Ga、In、Si、Ge、Sn、Sbの少なく
とも 1種、 2≦ x≦20原子% 、 0≦ y≦15原子% 、 2≦
x+y≦20原子% 、 0≦ z≦20原子% ）で組成が実質的に
表される磁石材料であって、それに含まれるα-Fe 相は
塊状粒子の平均粒径が 1.0μm 以下で、かつ塊状粒子の
最大粒径が10μm 以下である。また、 Cを 0.001〜20原
子% の範囲で配合し、Fe3 C 型結晶構造を有する相を
0.001〜20体積% の範囲で存在させる。さらには、 Nを
0.01〜20原子% の範囲で配合した磁石材料において、粉
末表面から深さ 1μm 以下の外殻部分に存在する R1 元
素量を 2原子% 以上とする。
た磁石材料を提供する。 【構成】 R1 x R2 y T100-x-y-z Mz （ R1 は Yを
含む希土類元素の少なくとも 1種、 R2 はZr、Hf、Scの
少なくとも 1種、 TはFe、Coの少なくとも 1種、MはT
i、 V、Nb、Ta、Cr、Mo、 W、Mn、Ni、Ru、Rh、Pd、C
u、Ag、Zn、Cd、Al、Ga、In、Si、Ge、Sn、Sbの少なく
とも 1種、 2≦ x≦20原子% 、 0≦ y≦15原子% 、 2≦
x+y≦20原子% 、 0≦ z≦20原子% ）で組成が実質的に
表される磁石材料であって、それに含まれるα-Fe 相は
塊状粒子の平均粒径が 1.0μm 以下で、かつ塊状粒子の
最大粒径が10μm 以下である。また、 Cを 0.001〜20原
子% の範囲で配合し、Fe3 C 型結晶構造を有する相を
0.001〜20体積% の範囲で存在させる。さらには、 Nを
0.01〜20原子% の範囲で配合した磁石材料において、粉
末表面から深さ 1μm 以下の外殻部分に存在する R1 元
素量を 2原子% 以上とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、永久磁石を構成する磁
石材料とそれを用いた永久磁石に関する。
石材料とそれを用いた永久磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】高性能希土類永久磁石としては、従来か
ら Sm-Co系磁石や Nd-Fe-B系磁石等が知られており、現
在量産化が進められている。これらの磁石にはFeやCoが
多量に含まれ、飽和磁束密度の増大に寄与している。ま
た、これらの磁石にはNdやSm等の希土類元素が含まれて
おり、希土類元素は結晶場中における4f電子の挙動に由
来して、非常に大きな磁気異方性をもたらす。これによ
り保磁力の増大化が図られ、高性能な磁石が実現されて
いる。
ら Sm-Co系磁石や Nd-Fe-B系磁石等が知られており、現
在量産化が進められている。これらの磁石にはFeやCoが
多量に含まれ、飽和磁束密度の増大に寄与している。ま
た、これらの磁石にはNdやSm等の希土類元素が含まれて
おり、希土類元素は結晶場中における4f電子の挙動に由
来して、非常に大きな磁気異方性をもたらす。これによ
り保磁力の増大化が図られ、高性能な磁石が実現されて
いる。
【０００３】このような高性能磁石は、主としてスピー
カ、モータ、計測器等の電気機器に使用されている。近
年、各種電気機器への小形化の要求が高まり、それに対
応するために永久磁石の最大磁気エネルギー積（B
Hmax ）を向上させた、より高性能の永久磁石が求めら
れている。より高性能の永久磁石を得るための素材とし
ては、やはり希土類元素とFe等の遷移金属元素との組合
せが有力視されている。
カ、モータ、計測器等の電気機器に使用されている。近
年、各種電気機器への小形化の要求が高まり、それに対
応するために永久磁石の最大磁気エネルギー積（B
Hmax ）を向上させた、より高性能の永久磁石が求めら
れている。より高性能の永久磁石を得るための素材とし
ては、やはり希土類元素とFe等の遷移金属元素との組合
せが有力視されている。
【０００４】上述したような永久磁石への要望に対し
て、近年、高性能磁石としてExchange-Spring磁石が提
案されている。これは、永久磁石内に硬磁性相と軟磁性
相とを微細に分散させ、これらを互いに交換結合させた
ものであり、これによりリコイル透磁率が大きく、逆磁
場に対して磁化率が大きいという特徴を示すものであ
る。また、 Exchange-Spring磁石は、等方性磁石の場合
であっても、飽和磁束密度（Ｂs ）に対する残留磁束密
度（Ｂr ）の比率（Ｂr ／Ｂs ）が 0.5を超えるという
特徴を有する。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いために、高いエネル
ギー積をもつ永久磁石を得ることができる。上述した軟
磁性相としてα-Fe を用いた場合にも、 Exchange-Spri
ng磁石を構成することが可能であることが知られている
が、この場合磁石加工プロセスにおいて、ホットプレス
等の高温下での熱処理を行うと、α-Fe の析出量が増大
し、保磁力が著しく低下するという問題があった。この
ため、プロセス条件に大きな制約があった。
て、近年、高性能磁石としてExchange-Spring磁石が提
案されている。これは、永久磁石内に硬磁性相と軟磁性
相とを微細に分散させ、これらを互いに交換結合させた
ものであり、これによりリコイル透磁率が大きく、逆磁
場に対して磁化率が大きいという特徴を示すものであ
る。また、 Exchange-Spring磁石は、等方性磁石の場合
であっても、飽和磁束密度（Ｂs ）に対する残留磁束密
度（Ｂr ）の比率（Ｂr ／Ｂs ）が 0.5を超えるという
特徴を有する。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いために、高いエネル
ギー積をもつ永久磁石を得ることができる。上述した軟
磁性相としてα-Fe を用いた場合にも、 Exchange-Spri
ng磁石を構成することが可能であることが知られている
が、この場合磁石加工プロセスにおいて、ホットプレス
等の高温下での熱処理を行うと、α-Fe の析出量が増大
し、保磁力が著しく低下するという問題があった。この
ため、プロセス条件に大きな制約があった。
【０００５】またα-Fe 相は、上述した Exchange-Spri
ng磁石のように積極的に存在させる場合に限らず、余剰
のFeの未反応物や磁石加工プロセスにおける析出物等と
して永久磁石中に存在する。α-Fe 相自体は軟磁性相で
あるため、その量が多いと保磁力等の磁気特性を低下さ
せることになる。しかし、α-Fe 相の析出等を抑制しよ
うとすると、上述したようにプロセス条件が大きな制約
を受けるという問題があった。
ng磁石のように積極的に存在させる場合に限らず、余剰
のFeの未反応物や磁石加工プロセスにおける析出物等と
して永久磁石中に存在する。α-Fe 相自体は軟磁性相で
あるため、その量が多いと保磁力等の磁気特性を低下さ
せることになる。しかし、α-Fe 相の析出等を抑制しよ
うとすると、上述したようにプロセス条件が大きな制約
を受けるという問題があった。
【０００６】他に、永久磁石のさらなる高性能化のため
に、磁石素体中における主相の結晶格子間に窒素のよう
な侵入型元素を導入することが提案されており、これに
より主相のキュリー温度、飽和磁束密度、磁気異方性が
大きく改善される。これまで、上記した窒素の効果は、
Th2 Zn17型結晶構造、Th2 Ni17型結晶構造、ThMn12型結
晶構造およびTbCu7 型結晶構造を主相とする化合物で見
出されている。
に、磁石素体中における主相の結晶格子間に窒素のよう
な侵入型元素を導入することが提案されており、これに
より主相のキュリー温度、飽和磁束密度、磁気異方性が
大きく改善される。これまで、上記した窒素の効果は、
Th2 Zn17型結晶構造、Th2 Ni17型結晶構造、ThMn12型結
晶構造およびTbCu7 型結晶構造を主相とする化合物で見
出されている。
【０００７】上述したような窒素含有化合物は、通常以
下に示す方法で合成される。まず、窒素を含有しない母
合金を溶解等によって作製する。この母合金をボールミ
ル等を用いて数μm 〜数10μm に粉砕した後、窒素また
は窒素含有ガス中で熱処理することにより、窒素含有合
金粉末が合成される。そして、窒素含有合金粉末を用い
て、例えば樹脂結晶磁石、メタルボンド磁石等に加工す
ることによって、高性能永久磁石が作製されている。
下に示す方法で合成される。まず、窒素を含有しない母
合金を溶解等によって作製する。この母合金をボールミ
ル等を用いて数μm 〜数10μm に粉砕した後、窒素また
は窒素含有ガス中で熱処理することにより、窒素含有合
金粉末が合成される。そして、窒素含有合金粉末を用い
て、例えば樹脂結晶磁石、メタルボンド磁石等に加工す
ることによって、高性能永久磁石が作製されている。
【０００８】しかしながら、これまでに得られている窒
素含有化合物を用いた永久磁石は、その素材である窒素
含有合金粉末の作製工程で行う熱処理等によりα-Fe 相
析出等の分解が生じ、永久磁石の製造過程で磁気特性が
劣化してしまうという問題があった。
素含有化合物を用いた永久磁石は、その素材である窒素
含有合金粉末の作製工程で行う熱処理等によりα-Fe 相
析出等の分解が生じ、永久磁石の製造過程で磁気特性が
劣化してしまうという問題があった。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】上述したように、従来
の高性能化を図った永久磁石材料において、 Exchange-
Spring磁石では高温下での熱処理によりα-Fe 相の析出
量が増大し、保磁力が著しく低下するという問題が、ま
た窒素含有化合物を用いた永久磁石では、熱処理等によ
りα-Fe 相析出等の分解が生じ、磁気特性が劣化してし
まうという問題があった。また、α-Fe 相は軟磁性相で
あるため、上記 Exchange-Spring磁石や窒素含有化合物
を用いた永久磁石に限らず、通常の希土類−鉄系永久磁
石においても、その量が多いと保磁力等の磁気特性を低
下させ、さらにα-Fe 相の析出等を抑制しようとする
と、プロセス条件が大きな制約を受けるという問題があ
った。本発明は、このような課題に対処するためになさ
れたもので、本発明の主とする目的は、α-Fe 相の影響
による磁気特性の劣化等を抑制した磁石材料を提供する
ことにあり、具体的にはプロセス条件に制約を及すこと
なく、α-Fe 相の析出等に伴う磁気特性の劣化を抑制し
た磁石材料を提供することを目的としている。また、 E
xchange-Spring磁石等を構成する場合に、高温下での熱
処理に伴うα-Fe相の析出量の増大を抑制した磁石材料
を提供することを目的としており、さらには窒素含有化
合物を用いた磁石材料のα-Fe 相析出等の分解を抑制す
ることを可能にした磁石材料を提供することを目的とし
ている。
の高性能化を図った永久磁石材料において、 Exchange-
Spring磁石では高温下での熱処理によりα-Fe 相の析出
量が増大し、保磁力が著しく低下するという問題が、ま
た窒素含有化合物を用いた永久磁石では、熱処理等によ
りα-Fe 相析出等の分解が生じ、磁気特性が劣化してし
まうという問題があった。また、α-Fe 相は軟磁性相で
あるため、上記 Exchange-Spring磁石や窒素含有化合物
を用いた永久磁石に限らず、通常の希土類−鉄系永久磁
石においても、その量が多いと保磁力等の磁気特性を低
下させ、さらにα-Fe 相の析出等を抑制しようとする
と、プロセス条件が大きな制約を受けるという問題があ
った。本発明は、このような課題に対処するためになさ
れたもので、本発明の主とする目的は、α-Fe 相の影響
による磁気特性の劣化等を抑制した磁石材料を提供する
ことにあり、具体的にはプロセス条件に制約を及すこと
なく、α-Fe 相の析出等に伴う磁気特性の劣化を抑制し
た磁石材料を提供することを目的としている。また、 E
xchange-Spring磁石等を構成する場合に、高温下での熱
処理に伴うα-Fe相の析出量の増大を抑制した磁石材料
を提供することを目的としており、さらには窒素含有化
合物を用いた磁石材料のα-Fe 相析出等の分解を抑制す
ることを可能にした磁石材料を提供することを目的とし
ている。
【００１０】
【課題を解決するための手段と作用】本発明の磁石材料
において、請求項１記載の磁石材料は、 一般式： R1 x R2 y T100-x-y-z Mz ……(1) （式中、 R1 は Yを含む希土類元素から選ばれる少なく
とも 1種の元素を、 R2はZr、HfおよびScから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 TはFeおよびCoから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 MはTi、 V、Nb、Ta、Cr、M
o、 W、Mn、Ni、Ru、Rh、Pd、Cu、Ag、Zn、Cd、Al、G
a、In、Si、Ge、SnおよびSbから選ばれる少なくとも 1
種の元素を示し、 x、 y、 zはそれぞれ 2≦ x≦20原子
% 、 0≦ y≦15原子% 、 2≦ x+y≦20原子% 、 0≦ z≦
20原子% を満足する数である）で組成が実質的に表さ
れ、 0.1体積% 以上50体積% 未満のα-Fe 相を有する磁
石材料であって、前記α-Fe 相は、その塊状粒子の平均
粒径が 1.0μm 以下であり、かつ前記塊状粒子の最大粒
径が10μm 以下であることを特徴としている。
において、請求項１記載の磁石材料は、 一般式： R1 x R2 y T100-x-y-z Mz ……(1) （式中、 R1 は Yを含む希土類元素から選ばれる少なく
とも 1種の元素を、 R2はZr、HfおよびScから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 TはFeおよびCoから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 MはTi、 V、Nb、Ta、Cr、M
o、 W、Mn、Ni、Ru、Rh、Pd、Cu、Ag、Zn、Cd、Al、G
a、In、Si、Ge、SnおよびSbから選ばれる少なくとも 1
種の元素を示し、 x、 y、 zはそれぞれ 2≦ x≦20原子
% 、 0≦ y≦15原子% 、 2≦ x+y≦20原子% 、 0≦ z≦
20原子% を満足する数である）で組成が実質的に表さ
れ、 0.1体積% 以上50体積% 未満のα-Fe 相を有する磁
石材料であって、前記α-Fe 相は、その塊状粒子の平均
粒径が 1.0μm 以下であり、かつ前記塊状粒子の最大粒
径が10μm 以下であることを特徴としている。
【００１１】請求項２記載の磁石材料は、 一般式： R1 x R2 y T100-x-y-z-w Mz Cw …(2) （式中、 R1 は Yを含む希土類元素から選ばれる少なく
とも 1種の元素を、 R2はZr、HfおよびScから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 TはFeおよびCoから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 MはTi、 V、Nb、Ta、Cr、M
o、 W、Mn、Ni、Ru、Rh、Pd、Cu、Ag、Zn、Cd、Al、G
a、In、Si、Ge、SnおよびSbから選ばれる少なくとも 1
種の元素を示し、 x、 y、 z、 wはそれぞれ 2≦ x≦20
原子% 、 0≦ y≦15原子% 、 2≦ x+y≦20原子% 、 0≦
z≦20原子% 、 0.001≦ w≦20原子% を満足する数であ
る）で組成が実質的に表される磁石材料であって、Fe3
C 型結晶構造を有する相が0.001〜20体積% の範囲で存
在することを特徴としている。
とも 1種の元素を、 R2はZr、HfおよびScから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 TはFeおよびCoから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 MはTi、 V、Nb、Ta、Cr、M
o、 W、Mn、Ni、Ru、Rh、Pd、Cu、Ag、Zn、Cd、Al、G
a、In、Si、Ge、SnおよびSbから選ばれる少なくとも 1
種の元素を示し、 x、 y、 z、 wはそれぞれ 2≦ x≦20
原子% 、 0≦ y≦15原子% 、 2≦ x+y≦20原子% 、 0≦
z≦20原子% 、 0.001≦ w≦20原子% を満足する数であ
る）で組成が実質的に表される磁石材料であって、Fe3
C 型結晶構造を有する相が0.001〜20体積% の範囲で存
在することを特徴としている。
【００１２】請求項３記載の磁石材料は、 一般式： R1 x R2 y T100-x-y-z-v Mz Nv …(3) （式中、 R1 は Yを含む希土類元素から選ばれる少なく
とも 1種の元素を、 R2はZr、HfおよびScから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 TはFeおよびCoから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 MはTi、 V、Nb、Ta、Cr、M
o、 W、Mn、Ni、Ru、Rh、Pd、Cu、Ag、Zn、Cd、Al、G
a、In、Si、Ge、SnおよびSbから選ばれる少なくとも 1
種の元素を示し、 x、 y、 z、 vはそれぞれ 2≦ x≦20
原子% 、 0≦ y≦15原子% 、 2≦ x+y≦20原子% 、 0≦
z≦20原子% 、0.01≦ v≦20原子% を満足する数であ
る）で組成が実質的に表される磁石材料であって、前記
磁石材料粉末の表面から深さ 1μm 以下の外殻部分に存
在する前記 R1 元素の量が 2原子% 以上であることを特
徴としている。
とも 1種の元素を、 R2はZr、HfおよびScから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 TはFeおよびCoから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 MはTi、 V、Nb、Ta、Cr、M
o、 W、Mn、Ni、Ru、Rh、Pd、Cu、Ag、Zn、Cd、Al、G
a、In、Si、Ge、SnおよびSbから選ばれる少なくとも 1
種の元素を示し、 x、 y、 z、 vはそれぞれ 2≦ x≦20
原子% 、 0≦ y≦15原子% 、 2≦ x+y≦20原子% 、 0≦
z≦20原子% 、0.01≦ v≦20原子% を満足する数であ
る）で組成が実質的に表される磁石材料であって、前記
磁石材料粉末の表面から深さ 1μm 以下の外殻部分に存
在する前記 R1 元素の量が 2原子% 以上であることを特
徴としている。
【００１３】請求項４記載の磁石材料は、請求項１、請
求項２または請求項３記載の磁石材料において、TbCu7
型結晶構造を有する相を主相とすることを、また請求項
５記載の磁石材料は、請求項１、請求項２または請求項
３記載の磁石材料において、前記磁石材料の主相中に、
前記 T元素が90原子% 以上含まれることを特徴としてい
る。
求項２または請求項３記載の磁石材料において、TbCu7
型結晶構造を有する相を主相とすることを、また請求項
５記載の磁石材料は、請求項１、請求項２または請求項
３記載の磁石材料において、前記磁石材料の主相中に、
前記 T元素が90原子% 以上含まれることを特徴としてい
る。
【００１４】ここで、前記主相とは、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。
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。
【００１５】また、本発明の永久磁石は、請求項１、請
求項２、請求項３、請求項４または請求項５記載の磁石
材料を、結合剤により固着してなることを特徴としてい
る。本発明の磁石材料は、ThMn12型結晶構造、Th2 Zn17
型結晶構造、Th2 Ni17型結晶構造、TbCu7 型結晶構造等
のいわゆる化合物相からなる硬質磁性相（Hard相）を主
相とするものであり、この主相は少なくとも50体積% 含
まれることが望ましい。主相が50体積% 未満であると、
永久磁石としての磁気特性を十分に得ることができな
い。
求項２、請求項３、請求項４または請求項５記載の磁石
材料を、結合剤により固着してなることを特徴としてい
る。本発明の磁石材料は、ThMn12型結晶構造、Th2 Zn17
型結晶構造、Th2 Ni17型結晶構造、TbCu7 型結晶構造等
のいわゆる化合物相からなる硬質磁性相（Hard相）を主
相とするものであり、この主相は少なくとも50体積% 含
まれることが望ましい。主相が50体積% 未満であると、
永久磁石としての磁気特性を十分に得ることができな
い。
【００１６】また、本発明の磁石材料における主相は、
上記したような化合物相のうち、特にTbCu7 型結晶構造
から主としてなることが好ましく、これにより保磁力の
増大を図ることができる。特に、窒素等の侵入固溶型の
元素を導入する場合には、例えば窒化物の磁気異方性の
向上等により、保磁力を増大させることができる。さら
に、上述したような主相は、 T元素を90原子% 以上含む
ことが好ましい。これにより、主相の飽和磁束密度が向
上し、ひいては残留磁束密度や最大磁気エネルギー積等
の磁気特性が向上する。
上記したような化合物相のうち、特にTbCu7 型結晶構造
から主としてなることが好ましく、これにより保磁力の
増大を図ることができる。特に、窒素等の侵入固溶型の
元素を導入する場合には、例えば窒化物の磁気異方性の
向上等により、保磁力を増大させることができる。さら
に、上述したような主相は、 T元素を90原子% 以上含む
ことが好ましい。これにより、主相の飽和磁束密度が向
上し、ひいては残留磁束密度や最大磁気エネルギー積等
の磁気特性が向上する。
【００１７】次に、本発明の磁石材料の主構成元素（上
記 (1)式、 (2)式および (3)式中の共通元素）の配合理
由および配合量の規定理由について説明する。
記 (1)式、 (2)式および (3)式中の共通元素）の配合理
由および配合量の規定理由について説明する。
【００１８】R1 元素は、上述したような化合物相の希
土類元素が占めるサイト(Rサイト）に位置する元素であ
り、磁石材料に大きな磁気異方性をもたらし、高い保磁
力を付与する成分である。このような R1 元素として
は、 Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、E
r、Tm、Yb、Lu等の希土類元素が挙げられる。 R1 元素
の含有量が 2原子% 未満であると、保磁力の低下により
磁気特性が劣化する。一方、 R1 元素の含有量が20原子
% を超えると、 T元素量が相対的に減少するために、飽
和磁束密度が低下する。より好ましい R1 元素の配合量
は 2〜16原子% の範囲である。
土類元素が占めるサイト(Rサイト）に位置する元素であ
り、磁石材料に大きな磁気異方性をもたらし、高い保磁
力を付与する成分である。このような R1 元素として
は、 Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、E
r、Tm、Yb、Lu等の希土類元素が挙げられる。 R1 元素
の含有量が 2原子% 未満であると、保磁力の低下により
磁気特性が劣化する。一方、 R1 元素の含有量が20原子
% を超えると、 T元素量が相対的に減少するために、飽
和磁束密度が低下する。より好ましい R1 元素の配合量
は 2〜16原子% の範囲である。
【００１９】上述した R1 元素の一部は、Zr、Hfおよび
Scから選ばれる少なくとも 1種の元素である R2 元素で
置換することができる。 R2 元素は、磁気異方性の付与
に寄与すると共に、 Rサイトの原子半径を小さくする等
の作用を有することから、主相（硬質磁性相）中の T元
素の濃度を増加させる等して、飽和磁束密度の向上に寄
与する。ただし、 R2 元素による R1 元素の過剰の置換
は、磁気異方性の観点から不利となるため、 R2 元素の
含有量は15原子% 以下とする。また、 R2 元素は R1 元
素の置換成分であるため、上述した R1 元素の上限値の
規定理由と同様な理由から、 R1 元素と R2 元素の合計
量は20原子% 以下とする。
Scから選ばれる少なくとも 1種の元素である R2 元素で
置換することができる。 R2 元素は、磁気異方性の付与
に寄与すると共に、 Rサイトの原子半径を小さくする等
の作用を有することから、主相（硬質磁性相）中の T元
素の濃度を増加させる等して、飽和磁束密度の向上に寄
与する。ただし、 R2 元素による R1 元素の過剰の置換
は、磁気異方性の観点から不利となるため、 R2 元素の
含有量は15原子% 以下とする。また、 R2 元素は R1 元
素の置換成分であるため、上述した R1 元素の上限値の
規定理由と同様な理由から、 R1 元素と R2 元素の合計
量は20原子% 以下とする。
【００２０】R1 元素と R2 元素の合計量のより好まし
い範囲は 4〜16原子% である。 R1元素と R2 元素の合
計量が 4原子% 未満であると、多量のα-Fe(あるいはC
o）が生成して保磁力が低下する。 R1 元素および R2
元素は、特にその総量の50原子% 以上がSm、NdおよびPr
から選ばれる少なくとも 1種の元素（特にSm）であるこ
とが望ましい。これにより、より一層磁気異方性が向上
する。
い範囲は 4〜16原子% である。 R1元素と R2 元素の合
計量が 4原子% 未満であると、多量のα-Fe(あるいはC
o）が生成して保磁力が低下する。 R1 元素および R2
元素は、特にその総量の50原子% 以上がSm、NdおよびPr
から選ばれる少なくとも 1種の元素（特にSm）であるこ
とが望ましい。これにより、より一層磁気異方性が向上
する。
【００２１】T元素は、FeおよびCoから選ばれる少なく
とも 1種の元素であり、磁石材料に高い飽和磁束密度を
付与するものである。このような T元素は、磁石材料中
に70原子% 以上配合することによりその効果が顕著にな
る。特に、 T元素のうちFeが50原子% 以上、より好まし
くは65原子% 以上占めることが望ましく、これらにより
磁石材料の飽和磁束密度が向上する。また、Coは主相中
のFeおよびCoの濃度を増大させる効果を有し、Coを含ま
ない場合に比較して飽和磁束密度を向上することがで
き、かつ主相の熱安定性を向上させることができるた
め、適量のCoを含有させることが好ましい。
とも 1種の元素であり、磁石材料に高い飽和磁束密度を
付与するものである。このような T元素は、磁石材料中
に70原子% 以上配合することによりその効果が顕著にな
る。特に、 T元素のうちFeが50原子% 以上、より好まし
くは65原子% 以上占めることが望ましく、これらにより
磁石材料の飽和磁束密度が向上する。また、Coは主相中
のFeおよびCoの濃度を増大させる効果を有し、Coを含ま
ない場合に比較して飽和磁束密度を向上することがで
き、かつ主相の熱安定性を向上させることができるた
め、適量のCoを含有させることが好ましい。
【００２２】また、上述した T元素の一部は M元素、す
なわちTi、 V、Nb、Ta、Cr、Mo、 W、Mn、Ni、Ru、Rh、
Pd、Cu、Ag、Zn、Cd、Al、Ga、In、Si、Ge、SnおよびSb
から選ばれる少なくとも 1種の元素で置換してもよい。
T元素の一部を M元素で置換することにより、磁石材料
中の主相、例えばTbCu7 型結晶構造を有する相の割合を
増大させることができると共に、主相中に占める T元素
の濃度を増大させることが可能になる。ただし、 M元素
による T元素の置換量が過剰になると、 T元素の濃度が
減少すると共に、結晶のバンド構造に M元素が影響を与
え、飽和磁束密度が大幅に低下してしまうため、 M元素
量は20原子% 以下とする。特に、 M元素による置換量は
T元素の総量中の20原子% 以下とすることが望ましい。
なわちTi、 V、Nb、Ta、Cr、Mo、 W、Mn、Ni、Ru、Rh、
Pd、Cu、Ag、Zn、Cd、Al、Ga、In、Si、Ge、SnおよびSb
から選ばれる少なくとも 1種の元素で置換してもよい。
T元素の一部を M元素で置換することにより、磁石材料
中の主相、例えばTbCu7 型結晶構造を有する相の割合を
増大させることができると共に、主相中に占める T元素
の濃度を増大させることが可能になる。ただし、 M元素
による T元素の置換量が過剰になると、 T元素の濃度が
減少すると共に、結晶のバンド構造に M元素が影響を与
え、飽和磁束密度が大幅に低下してしまうため、 M元素
量は20原子% 以下とする。特に、 M元素による置換量は
T元素の総量中の20原子% 以下とすることが望ましい。
【００２３】請求項２記載の磁石材料は、上述したよう
な主構成元素以外に、 0.001〜20原子% の Cを含有する
ものである。 Cは、主相中のインタースティシャルサイ
トを占める場合には磁気異方性の向上、ひいては保磁力
の向上に寄与するほか、 T元素と結合してFe3 C 型結晶
構造を有する相（以下、Fe3 C 相と呼ぶ）を生成するも
のである。このFe3 C 相はFeに比べて磁気異方性が大き
く、α-Fe の析出による保磁力等の磁気特性の劣化抑制
に寄与する。
な主構成元素以外に、 0.001〜20原子% の Cを含有する
ものである。 Cは、主相中のインタースティシャルサイ
トを占める場合には磁気異方性の向上、ひいては保磁力
の向上に寄与するほか、 T元素と結合してFe3 C 型結晶
構造を有する相（以下、Fe3 C 相と呼ぶ）を生成するも
のである。このFe3 C 相はFeに比べて磁気異方性が大き
く、α-Fe の析出による保磁力等の磁気特性の劣化抑制
に寄与する。
【００２４】C量が 0.001原子% 未満であると、保磁力
等の劣化抑制効果を十分に得ることができない。一方、
C量が20原子% を超えると、磁石材料の主相（硬質磁性
相）が不安定化する等して磁気特性の劣化要因となる。
より好ましい C量は 0.001〜16原子% の範囲である。な
お、 Cの一部は P等により置換することができ、その量
は Cの総量の90原子% 以下とすることが好ましい。
等の劣化抑制効果を十分に得ることができない。一方、
C量が20原子% を超えると、磁石材料の主相（硬質磁性
相）が不安定化する等して磁気特性の劣化要因となる。
より好ましい C量は 0.001〜16原子% の範囲である。な
お、 Cの一部は P等により置換することができ、その量
は Cの総量の90原子% 以下とすることが好ましい。
【００２５】請求項３記載の磁石材料は、上述したよう
な主構成元素以外に、0.01〜20原子% の Nを含有するも
のである。 Nは主として主相のインタースティシャルサ
イトに存在し、 Nを含まない場合と比較して、主相の結
晶格子を拡大させたり、電子帯構造を変化させる。その
結果、主相のキュリー温度、飽和磁束密度、磁気異方性
を向上させることができる。
な主構成元素以外に、0.01〜20原子% の Nを含有するも
のである。 Nは主として主相のインタースティシャルサ
イトに存在し、 Nを含まない場合と比較して、主相の結
晶格子を拡大させたり、電子帯構造を変化させる。その
結果、主相のキュリー温度、飽和磁束密度、磁気異方性
を向上させることができる。
【００２６】N量が0.01原子% 未満であると、上述した
効果を十分に得ることができない。一方、 N量が20原子
% を超えると、α-Fe の析出が顕著になり、そのために
磁気特性の劣化を招く。 Nのより好ましい配合量は0.01
〜10原子% の範囲である。なお、 Nの一部は H、 C、 P
により置換することができる。
効果を十分に得ることができない。一方、 N量が20原子
% を超えると、α-Fe の析出が顕著になり、そのために
磁気特性の劣化を招く。 Nのより好ましい配合量は0.01
〜10原子% の範囲である。なお、 Nの一部は H、 C、 P
により置換することができる。
【００２７】請求項１および請求項２記載の磁石材料
も、請求項３記載の磁石材料と同様に、 Nや H、 C、 P
等を0.01〜20原子% の範囲で含有させることによって、
飽和磁束密度や保磁力を向上させたり、また主相のキュ
リー温度を上昇させることができる。
も、請求項３記載の磁石材料と同様に、 Nや H、 C、 P
等を0.01〜20原子% の範囲で含有させることによって、
飽和磁束密度や保磁力を向上させたり、また主相のキュ
リー温度を上昇させることができる。
【００２８】本発明の磁石材料は、いずれも酸素等の不
可避的不純物を微量含有していてもよいが、特に酸素は
主相である化合物相の生成を阻害するために 4.0原子%
以下とすることが好ましい。酸素量が 4.0原子% 以下で
あれば酸化物が問題にならない範囲で、所定の化合物相
（主相）を生成させることができる。
可避的不純物を微量含有していてもよいが、特に酸素は
主相である化合物相の生成を阻害するために 4.0原子%
以下とすることが好ましい。酸素量が 4.0原子% 以下で
あれば酸化物が問題にならない範囲で、所定の化合物相
（主相）を生成させることができる。
【００２９】請求項１記載の磁石材料は、α-Fe 相の塊
状粒子の平均粒径を 1.0μm 以下とすると共に、α-Fe
相の塊状粒子の粒径を最大でも10μm 以下としたもので
ある。すなわち、上述した (1)式で表される磁石材料を
作製する際、特にメカニカルアロイイングやメカニカル
グラインディング等の固相反応により作製する際、余剰
の T元素はα-Fe 相の塊状粒子となる。α-Fe 相自体は
軟磁性相であるため、その量が多いと保磁力等の磁気特
性が低下するため、α-Fe 相の量は少ないほどよいが、
Ｘ線回折測定による未反応のα-Fe 相や析出したα-Fe
相の量が同じであっても、α-Fe 相の塊状粒子の平均粒
径が 1μm 以下と小さく、かつα-Fe 相の塊状粒子の最
大粒径が10μm 以下である場合には、保磁力低下の度合
が大幅に小さくなる。
状粒子の平均粒径を 1.0μm 以下とすると共に、α-Fe
相の塊状粒子の粒径を最大でも10μm 以下としたもので
ある。すなわち、上述した (1)式で表される磁石材料を
作製する際、特にメカニカルアロイイングやメカニカル
グラインディング等の固相反応により作製する際、余剰
の T元素はα-Fe 相の塊状粒子となる。α-Fe 相自体は
軟磁性相であるため、その量が多いと保磁力等の磁気特
性が低下するため、α-Fe 相の量は少ないほどよいが、
Ｘ線回折測定による未反応のα-Fe 相や析出したα-Fe
相の量が同じであっても、α-Fe 相の塊状粒子の平均粒
径が 1μm 以下と小さく、かつα-Fe 相の塊状粒子の最
大粒径が10μm 以下である場合には、保磁力低下の度合
が大幅に小さくなる。
【００３０】また、α-Fe 相の粒子の大きさがさらに小
さい場合には、前述した Exchange-Spring磁石になり得
るので、等方性磁石としては磁気特性上問題を生じるこ
とはない。なお、α-Fe 相の量は、磁石材料の形態によ
っても異なるが、最大でも50体積% 未満とすることが好
ましい。α-Fe 相量が50体積% 以上となると、α-Fe塊
状粒子の粒径を上述したように規定したとしても、永久
磁石としての磁気特性を十分に得ることができない。
さい場合には、前述した Exchange-Spring磁石になり得
るので、等方性磁石としては磁気特性上問題を生じるこ
とはない。なお、α-Fe 相の量は、磁石材料の形態によ
っても異なるが、最大でも50体積% 未満とすることが好
ましい。α-Fe 相量が50体積% 以上となると、α-Fe塊
状粒子の粒径を上述したように規定したとしても、永久
磁石としての磁気特性を十分に得ることができない。
【００３１】請求項２記載の磁石材料は、Fe3 C 相が
0.001〜20体積% の範囲で存在することを特徴とするも
のであり、磁石材料中にFe3 C 相を存在させることによ
って、高温下で熱処理した場合の保磁力の劣化を抑制す
ることができる。Fe3 C 相が上記効果を示す理由は明ら
かではないが、以下に述べるようなことが推測される。
すなわち、α-Fe を軟磁性相として用いた Exchange-Sp
ring磁石の場合、磁石加工工程で必須の熱処理によりα
-Fe 相が粒成長する。このようなα-Fe の粗大化は、α
-Fe 中心部と硬磁性相との距離の増大を引き起こし、α
-Fe と硬磁性相との交換結合を低下させる。これに対し
て、磁石材料中に適量のFe3 C 相が存在すると、これを
含まない場合と比較して、α-Fe の粒成長が抑制される
と考えられる。α-Fe の粒成長の抑制は、交換結合の低
下を抑制し、ひいては保磁力等の磁気特性の劣化を抑制
する。
0.001〜20体積% の範囲で存在することを特徴とするも
のであり、磁石材料中にFe3 C 相を存在させることによ
って、高温下で熱処理した場合の保磁力の劣化を抑制す
ることができる。Fe3 C 相が上記効果を示す理由は明ら
かではないが、以下に述べるようなことが推測される。
すなわち、α-Fe を軟磁性相として用いた Exchange-Sp
ring磁石の場合、磁石加工工程で必須の熱処理によりα
-Fe 相が粒成長する。このようなα-Fe の粗大化は、α
-Fe 中心部と硬磁性相との距離の増大を引き起こし、α
-Fe と硬磁性相との交換結合を低下させる。これに対し
て、磁石材料中に適量のFe3 C 相が存在すると、これを
含まない場合と比較して、α-Fe の粒成長が抑制される
と考えられる。α-Fe の粒成長の抑制は、交換結合の低
下を抑制し、ひいては保磁力等の磁気特性の劣化を抑制
する。
【００３２】上述したようなFe3 C 相が 0.001体積% 以
下であると、上記保磁力等の劣化抑制効果を十分に得る
ことができず、また20体積% を超えると磁束密度の低下
が顕著になる。より好ましい範囲は 0.001〜10体積% で
あり、さらに好ましい範囲は0.01〜 3体積% である。
下であると、上記保磁力等の劣化抑制効果を十分に得る
ことができず、また20体積% を超えると磁束密度の低下
が顕著になる。より好ましい範囲は 0.001〜10体積% で
あり、さらに好ましい範囲は0.01〜 3体積% である。
【００３３】請求項３記載の磁石材料は、その粉末の表
面から深さ 1μm 以下の外殻部分に存在する R1 元素の
量が 2原子% 以上であることを特徴としている。前述し
たように、従来の窒素含有の希土類−鉄系磁石は、その
素材である窒素含有合金粉末の作製時に行う熱処理等に
よりα-Fe 相の析出等の分解が生じ、磁気特性が劣化す
る場合が見られた。本発明者らは、上記分解が主として
合金粉末表面で起っており、かつ上記分解が合金粉末表
面から希土類元素が飛散する等して表面の希土類元素が
欠乏することにより発生することを見出した。また、上
記分解が起こる部分は、合金粉末最表面から深さ 1μm
程度である。
面から深さ 1μm 以下の外殻部分に存在する R1 元素の
量が 2原子% 以上であることを特徴としている。前述し
たように、従来の窒素含有の希土類−鉄系磁石は、その
素材である窒素含有合金粉末の作製時に行う熱処理等に
よりα-Fe 相の析出等の分解が生じ、磁気特性が劣化す
る場合が見られた。本発明者らは、上記分解が主として
合金粉末表面で起っており、かつ上記分解が合金粉末表
面から希土類元素が飛散する等して表面の希土類元素が
欠乏することにより発生することを見出した。また、上
記分解が起こる部分は、合金粉末最表面から深さ 1μm
程度である。
【００３４】これに対して、磁石材料粉末の表面から深
さ 1μm 以下の外殻部分に存在するR1 元素量を 2原子%
以上であると、上述したα-Fe 相の析出等の分解を防
止することができ、従って磁気特性の劣化を抑制するこ
とができる。上記外殻部分のR1 元素量が 2原子% 未満
であると、上記分解が顕著となる。上記外殻部分の R1
元素量は 5原子% 以上であることがより好ましい。
さ 1μm 以下の外殻部分に存在するR1 元素量を 2原子%
以上であると、上述したα-Fe 相の析出等の分解を防
止することができ、従って磁気特性の劣化を抑制するこ
とができる。上記外殻部分のR1 元素量が 2原子% 未満
であると、上記分解が顕著となる。上記外殻部分の R1
元素量は 5原子% 以上であることがより好ましい。
【００３５】本発明の磁石材料は、例えば以下のように
して製造される。
して製造される。
【００３６】本発明の磁石材料の製造には、通常の合金
作製方法を適用することができるが、組織が微細でかつ
一様となるような製造方法を適用することが好ましい。
このようなことから、以下に示すような製造方法が好適
である。
作製方法を適用することができるが、組織が微細でかつ
一様となるような製造方法を適用することが好ましい。
このようなことから、以下に示すような製造方法が好適
である。
【００３７】すなわち、まず前述した (1)式、 (2)式ま
たは (3)式の組成（ただし、 (3)式においては Nを除く
組成）を満足する材料を、アーク溶解または高周波溶解
により作製する。続いて、得られた合金溶湯を高速で回
転する単ロールまたは双ロールにより急冷する。急冷プ
ロセスとしてはその他に、合金溶湯を高速で回転するデ
ィスク上に噴射して急冷する回転ディスク法、合金溶湯
をHeのような不活性ガス中に噴射して急冷するガスアト
マイズ法等を採用することができる。なお、上記した各
急冷は、酸化による磁気特性の劣化を防止する観点か
ら、Ar、He等の不活性ガス雰囲気中で行うことが望まし
い。
たは (3)式の組成（ただし、 (3)式においては Nを除く
組成）を満足する材料を、アーク溶解または高周波溶解
により作製する。続いて、得られた合金溶湯を高速で回
転する単ロールまたは双ロールにより急冷する。急冷プ
ロセスとしてはその他に、合金溶湯を高速で回転するデ
ィスク上に噴射して急冷する回転ディスク法、合金溶湯
をHeのような不活性ガス中に噴射して急冷するガスアト
マイズ法等を採用することができる。なお、上記した各
急冷は、酸化による磁気特性の劣化を防止する観点か
ら、Ar、He等の不活性ガス雰囲気中で行うことが望まし
い。
【００３８】また、上述した合金溶湯急冷法以外に、
(1)式、 (2)式または (3)式の組成（ただし、 (3)式に
おいては Nを除く組成）を満足する混合体に、機械的エ
ネルギーを付与して合金化させるメカニカルアロイイン
グ法やメカニカルグラインディング法等を適用してもよ
い。これらの方法は、上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。
(1)式、 (2)式または (3)式の組成（ただし、 (3)式に
おいては Nを除く組成）を満足する混合体に、機械的エ
ネルギーを付与して合金化させるメカニカルアロイイン
グ法やメカニカルグラインディング法等を適用してもよ
い。これらの方法は、上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。
【００３９】上記固相反応の具体的な手段としては、例
えば遊星ボールミル、回転式ボールミル、スクリュー式
ボールミル、アトライタ等に、所定量の R1 元素、 R2
元素、 T元素、 M元素、さらには Cを含む原料混合粉
末、あるいは所定組成の合金粉末例えば急冷粉末を投入
し、これらに容器とボールまたはボールとボールとの衝
突による機械的なエネルギーを与える方式が採用され
る。ここで、容器を密閉するときには、Ar等の不活性ガ
ス雰囲気で満たしたドライボックスのような装置内で行
うか、または容器に排気弁を設けて容器内を排気するこ
とが好ましい。しかし、上述したような装置は、密閉容
器といっても容器内で衝突を起こさせるため、容器の合
せ目等にも衝撃が及び、密閉性低下の一因となる。そこ
で、密閉性を確保するために容器を二重蓋にしたり、あ
るいはこの考えを延長して装置自体を不活性雰囲気で満
たしたり、さらには真空にした部屋に入れてしまう等の
工夫をすることが望ましい。また、不活性ガスの代り
に、 Nを侵入させるための窒素ガスないしアンモニアガ
スを用いることもできる。
えば遊星ボールミル、回転式ボールミル、スクリュー式
ボールミル、アトライタ等に、所定量の R1 元素、 R2
元素、 T元素、 M元素、さらには Cを含む原料混合粉
末、あるいは所定組成の合金粉末例えば急冷粉末を投入
し、これらに容器とボールまたはボールとボールとの衝
突による機械的なエネルギーを与える方式が採用され
る。ここで、容器を密閉するときには、Ar等の不活性ガ
ス雰囲気で満たしたドライボックスのような装置内で行
うか、または容器に排気弁を設けて容器内を排気するこ
とが好ましい。しかし、上述したような装置は、密閉容
器といっても容器内で衝突を起こさせるため、容器の合
せ目等にも衝撃が及び、密閉性低下の一因となる。そこ
で、密閉性を確保するために容器を二重蓋にしたり、あ
るいはこの考えを延長して装置自体を不活性雰囲気で満
たしたり、さらには真空にした部屋に入れてしまう等の
工夫をすることが望ましい。また、不活性ガスの代り
に、 Nを侵入させるための窒素ガスないしアンモニアガ
スを用いることもできる。
【００４０】不活性雰囲気にする場合には、不活性ガス
の純度も制御されていることが望ましい。例えば、酸素
濃度100ppm以下、水分濃度 50ppm以下に抑えることが望
ましい。このことは、窒素ガスないしアンモニアガスを
用いる場合でも同じであり、純度が制御されていること
が望ましい。
の純度も制御されていることが望ましい。例えば、酸素
濃度100ppm以下、水分濃度 50ppm以下に抑えることが望
ましい。このことは、窒素ガスないしアンモニアガスを
用いる場合でも同じであり、純度が制御されていること
が望ましい。
【００４１】他の固相反応としては、薄板の圧延、高圧
製造装置によるプレス等を挙げられ、本発明はこれらの
適用を除外するものではない。さらには、アーク溶解や
高周波溶解等により溶解した後、鋳造することによっ
て、磁石材料を作製する方法等を、本発明は除くもので
はない。
製造装置によるプレス等を挙げられ、本発明はこれらの
適用を除外するものではない。さらには、アーク溶解や
高周波溶解等により溶解した後、鋳造することによっ
て、磁石材料を作製する方法等を、本発明は除くもので
はない。
【００４２】請求項１記載の磁石材料は、上述した合金
溶湯急冷法における急冷速度を制御したり、あるいはメ
カニカルアロイイングやメカニカルグラインディングに
おける条件を制御することにより、磁石材料中のα-Fe
相の塊状粒子の平均粒径を1.0μm 以下とし、かつ塊状
粒子の最大粒径を10μm 以下とすることができる。α-F
e 相の塊状粒子を機械的に分散させ、小粒子とすること
ができることから、メカニカルアロイイングやメカニカ
ルグラインディング等を適用することが好ましい。
溶湯急冷法における急冷速度を制御したり、あるいはメ
カニカルアロイイングやメカニカルグラインディングに
おける条件を制御することにより、磁石材料中のα-Fe
相の塊状粒子の平均粒径を1.0μm 以下とし、かつ塊状
粒子の最大粒径を10μm 以下とすることができる。α-F
e 相の塊状粒子を機械的に分散させ、小粒子とすること
ができることから、メカニカルアロイイングやメカニカ
ルグラインディング等を適用することが好ましい。
【００４３】請求項２記載の磁石材料におけるFe3 C 相
は、主として上述した合金溶湯を急冷する際に析出す
る。また、固相反応を利用する場合には、固相反応によ
り生成することもできるが、混合体中に予め作製したFe
3 C 型結晶構造をもつ合金を加えることにより、磁石材
料中にFe3 C 相を容易に存在させることができる。
は、主として上述した合金溶湯を急冷する際に析出す
る。また、固相反応を利用する場合には、固相反応によ
り生成することもできるが、混合体中に予め作製したFe
3 C 型結晶構造をもつ合金を加えることにより、磁石材
料中にFe3 C 相を容易に存在させることができる。
【００４４】上述したような方法により得られた磁石材
料には、必要に応じてArやHe等の不活性ガス雰囲気また
は真空中にて、 573〜 1273Kの温度で 0.1〜10時間程度
の熱処理を施してもよい。このような熱処理により、磁
性材料の保磁力を増加させることができる。
料には、必要に応じてArやHe等の不活性ガス雰囲気また
は真空中にて、 573〜 1273Kの温度で 0.1〜10時間程度
の熱処理を施してもよい。このような熱処理により、磁
性材料の保磁力を増加させることができる。
【００４５】次に、上記磁石材料を粉末粒径数μm 〜数
100μm に粉砕する。紛砕には、通常、乳鉢、ボールミ
ル、ブラウンミル、スタンプミル、ディスクミル、ジェ
ットミル等が用いられる。ただし、メカニカルアロイイ
ング法やメカニカルグラインディング法により作製した
磁石材料は粉末状態であるため、粉砕工程を省略するこ
とができる。
100μm に粉砕する。紛砕には、通常、乳鉢、ボールミ
ル、ブラウンミル、スタンプミル、ディスクミル、ジェ
ットミル等が用いられる。ただし、メカニカルアロイイ
ング法やメカニカルグラインディング法により作製した
磁石材料は粉末状態であるため、粉砕工程を省略するこ
とができる。
【００４６】請求項３記載の磁石材料は、上述したよう
な磁石材料粉末を、 0.1〜1000kPa程度の窒素ガス雰囲
気中にて、 573〜 1073Kの温度下で 0.1〜 100時間程度
熱処理することにより、磁石材料を構成する主相中に窒
素を含有させることができる。この熱処理の際の雰囲気
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、この熱処理においては、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
気特性劣化を避けるため、酸素分圧を2kPa以下とするこ
とが望ましい。請求項３記載の磁石材料、すなわち粉末
の表面から深さ 1μm 以下の外殻部分に存在する前記 R
1 元素の量が 2原子% 以上である磁石材料を作製する上
で、上記した窒化処理工程において、磁石材料粉末表面
からの R1 元素の飛散を防止するために、予め磁石材料
粉末表面に R1 元素または R1 元素を含む化合物をコー
ティングすることが有効である。このようなコーティン
グは、例えば R1 元素または R1 元素を含む化合物の粉
末を磁石材料粉末と混合することにより実施することが
できる。
な磁石材料粉末を、 0.1〜1000kPa程度の窒素ガス雰囲
気中にて、 573〜 1073Kの温度下で 0.1〜 100時間程度
熱処理することにより、磁石材料を構成する主相中に窒
素を含有させることができる。この熱処理の際の雰囲気
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、この熱処理においては、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
気特性劣化を避けるため、酸素分圧を2kPa以下とするこ
とが望ましい。請求項３記載の磁石材料、すなわち粉末
の表面から深さ 1μm 以下の外殻部分に存在する前記 R
1 元素の量が 2原子% 以上である磁石材料を作製する上
で、上記した窒化処理工程において、磁石材料粉末表面
からの R1 元素の飛散を防止するために、予め磁石材料
粉末表面に R1 元素または R1 元素を含む化合物をコー
ティングすることが有効である。このようなコーティン
グは、例えば R1 元素または R1 元素を含む化合物の粉
末を磁石材料粉末と混合することにより実施することが
できる。
【００４７】また、窒化処理前または処理中に R1 元素
の蒸気を供給することによっても、上記コーティングと
同等な効果が得られる。さらに、磁石材料粉末作製時に
粉末表面層に R1 元素を多く含ませることによって、上
記コーティングと同等な効果をもたせることも可能であ
る。またさらに、上述したような粉末表面層の R1 元素
量を増大させる方法以外に、窒化処理後に塩酸や硝酸等
を用いて表面部分を除去することによって、外殻部分に
存在する R1 元素量を 2原子% 以上とすることもでき
る。
の蒸気を供給することによっても、上記コーティングと
同等な効果が得られる。さらに、磁石材料粉末作製時に
粉末表面層に R1 元素を多く含ませることによって、上
記コーティングと同等な効果をもたせることも可能であ
る。またさらに、上述したような粉末表面層の R1 元素
量を増大させる方法以外に、窒化処理後に塩酸や硝酸等
を用いて表面部分を除去することによって、外殻部分に
存在する R1 元素量を 2原子% 以上とすることもでき
る。
【００４８】なお、前述した粉末表面からの R1 元素の
飛散は、窒化処理工程以外にも、例えば真空中における
熱処理中等においても起こる。このような真空熱処理時
における R1 元素の飛散を防止するためには、真空封入
時に R1 元素を試料と一緒に熱処理することにより、常
に R1 元素の蒸気を試料表面に供給する方法が有用であ
る。
飛散は、窒化処理工程以外にも、例えば真空中における
熱処理中等においても起こる。このような真空熱処理時
における R1 元素の飛散を防止するためには、真空封入
時に R1 元素を試料と一緒に熱処理することにより、常
に R1 元素の蒸気を試料表面に供給する方法が有用であ
る。
【００４９】上述したような方法によって、磁石材料粉
末の表面部分におけるα-Fe 相析出等の分解を防止した
り、あるいは分解部分を除去することによって、請求項
３記載の磁石材料が得られ、磁気特性の劣化を抑制する
ことが可能となる。
末の表面部分におけるα-Fe 相析出等の分解を防止した
り、あるいは分解部分を除去することによって、請求項
３記載の磁石材料が得られ、磁気特性の劣化を抑制する
ことが可能となる。
【００５０】また、場合によっては、 Cもメタンガス等
の気体中で熱処理することで含有させる方が磁気特性上
好ましいことがある。一方、上記磁石材料粉末の調整過
程において、RN等の窒素化合物を原料として用い、固相
反応の際に調整することにより窒素を含有させることも
可能である。さらに、 Nに代えて P、 C、 H等のいわゆ
る侵入型元素を磁石材料中に導入させる場合に、 Pや C
は上記の手順において同時に溶解、急冷、あるいは固相
反応をさせることができるが、 Hの場合には水素ガスや
水素を含む混合気体中で熱処理させるこことにより、容
易に合金中に導入することができる。この際の最適な熱
処理温度は、合金組成によっても異なるが、 473〜 107
3K程度とすることが好ましい。
の気体中で熱処理することで含有させる方が磁気特性上
好ましいことがある。一方、上記磁石材料粉末の調整過
程において、RN等の窒素化合物を原料として用い、固相
反応の際に調整することにより窒素を含有させることも
可能である。さらに、 Nに代えて P、 C、 H等のいわゆ
る侵入型元素を磁石材料中に導入させる場合に、 Pや C
は上記の手順において同時に溶解、急冷、あるいは固相
反応をさせることができるが、 Hの場合には水素ガスや
水素を含む混合気体中で熱処理させるこことにより、容
易に合金中に導入することができる。この際の最適な熱
処理温度は、合金組成によっても異なるが、 473〜 107
3K程度とすることが好ましい。
【００５１】次に、上述した方法により製造された磁石
材料粉末から永久磁石を製造する方法について述べる。
材料粉末から永久磁石を製造する方法について述べる。
【００５２】上述した磁石材料粉末からボンド磁石を製
造するには、例えば磁石材料粉末をエポキシ樹脂やナイ
ロン系樹脂等の樹脂結合剤と混合した後に、所望の磁石
形状に成形して固着する。固化方法としては、結合剤が
エポキシ樹脂のような熱硬化性樹脂である場合には、圧
縮成形後に約 373〜473K程度の温度でキュア処理を施
す。また、結合剤がナイロン系樹脂のような熱可塑性樹
脂である場合には、例えば射出成形をてきようすればよ
い。結合剤としては、樹脂系材料以外に金属を用いるこ
ともできる。金属系結合剤としては、等が例示される。
造するには、例えば磁石材料粉末をエポキシ樹脂やナイ
ロン系樹脂等の樹脂結合剤と混合した後に、所望の磁石
形状に成形して固着する。固化方法としては、結合剤が
エポキシ樹脂のような熱硬化性樹脂である場合には、圧
縮成形後に約 373〜473K程度の温度でキュア処理を施
す。また、結合剤がナイロン系樹脂のような熱可塑性樹
脂である場合には、例えば射出成形をてきようすればよ
い。結合剤としては、樹脂系材料以外に金属を用いるこ
ともできる。金属系結合剤としては、等が例示される。
【００５３】また、磁石材料粉末をホットプレスや熱間
静水圧プレス(HIP) で高密度の成形体として一体化する
ことにより、永久磁石を作成することも可能である。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作製することができる。さ
らに、加圧後に 573〜 1073K程度の温度下で加圧しなが
ら塑性変形を施すことにより、磁化容易軸方向に磁気的
な配向が成された永久磁石を製造することが可能にな
る。なお、磁石材料粉末を焼結することにより永久磁石
を作製することもできる。
静水圧プレス(HIP) で高密度の成形体として一体化する
ことにより、永久磁石を作成することも可能である。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作製することができる。さ
らに、加圧後に 573〜 1073K程度の温度下で加圧しなが
ら塑性変形を施すことにより、磁化容易軸方向に磁気的
な配向が成された永久磁石を製造することが可能にな
る。なお、磁石材料粉末を焼結することにより永久磁石
を作製することもできる。
【００５４】本発明の磁石材料は、特に結合剤を用いた
ボンド磁石を作製する際の原料として有効である。ボン
ド磁石を作製する場合には、磁石材料の状態（特性）が
直接永久磁石の特性に影響を与えるため、本発明の磁石
材料が特に有効である。
ボンド磁石を作製する際の原料として有効である。ボン
ド磁石を作製する場合には、磁石材料の状態（特性）が
直接永久磁石の特性に影響を与えるため、本発明の磁石
材料が特に有効である。
【００５５】
【実施例】次に、本発明の実施例について説明する。
【００５６】実施例１、２ まず、粒径 0.8mm以下の高純度のSmおよびZrの各粉末
と、粒径 0.1mm以下の高純度のFeおよびCoの各粉末と
を、表１に示す組成となるように、所定の割合で調合し
て原料混合体をそれぞれ調整した。得られた各原料混合
体を中炭素鋼(S45C)製の二重蓋の容器に中炭素鋼製のボ
ールと共に入れ、酸素濃度 10ppm以下、水分濃度1ppm以
下に制御されたAr雰囲気で容器内を満たし、 Oリングで
密閉して回転数200rpmにてボールミルを60時間行った。
と、粒径 0.1mm以下の高純度のFeおよびCoの各粉末と
を、表１に示す組成となるように、所定の割合で調合し
て原料混合体をそれぞれ調整した。得られた各原料混合
体を中炭素鋼(S45C)製の二重蓋の容器に中炭素鋼製のボ
ールと共に入れ、酸素濃度 10ppm以下、水分濃度1ppm以
下に制御されたAr雰囲気で容器内を満たし、 Oリングで
密閉して回転数200rpmにてボールミルを60時間行った。
【００５７】上記メカニカルアロイイングにより作製し
た各粉末に、真空中にて 823〜1073K × 2時間の条件で
熱処理を施した。さらに、この真空熱処理に続いて、10
0kPaの窒素中で723Kの熱処理、いわゆる窒化処理を行っ
た。窒化後はいずれも Nを 6〜15原子% 含む組成となっ
た。これらの磁石材料粉末を Cu-Ｋα線を用いた粉末Ｘ
線回折で解析したところ、TbCu7 型結晶構造を主相と
し、α-Fe やCoの析出を示すピークも観察された。ま
た、上記各粉末の組成をＴＥＭ分析により調べたとこ
ろ、α-Fe 相の含有量は15体積% 、10体積% で、主相中
に含まれるFeおよびCoの総量は90.5原子% 、90.8原子%
であった。
た各粉末に、真空中にて 823〜1073K × 2時間の条件で
熱処理を施した。さらに、この真空熱処理に続いて、10
0kPaの窒素中で723Kの熱処理、いわゆる窒化処理を行っ
た。窒化後はいずれも Nを 6〜15原子% 含む組成となっ
た。これらの磁石材料粉末を Cu-Ｋα線を用いた粉末Ｘ
線回折で解析したところ、TbCu7 型結晶構造を主相と
し、α-Fe やCoの析出を示すピークも観察された。ま
た、上記各粉末の組成をＴＥＭ分析により調べたとこ
ろ、α-Fe 相の含有量は15体積% 、10体積% で、主相中
に含まれるFeおよびCoの総量は90.5原子% 、90.8原子%
であった。
【００５８】このようにして得た各磁石材料粉末の微細
組織をＳＥＭにより観察したところ、いずれも全体が一
様で、粒径10μm 以上の大きなα-Fe 相の塊状粒子は認
められなかった。このときのα-Fe 相の塊状粒子の平均
粒径を表１に示す。
組織をＳＥＭにより観察したところ、いずれも全体が一
様で、粒径10μm 以上の大きなα-Fe 相の塊状粒子は認
められなかった。このときのα-Fe 相の塊状粒子の平均
粒径を表１に示す。
【００５９】次に、上述した各磁石材料粉末にエポキシ
樹脂をそれぞれ 2質量% 添加して混合した後、圧力 8to
n/cm2 で圧縮成形し、さらに423Kの温度で 2.5時間キュ
ア処理を施して、ボンド磁石をそれぞれ製造した。各ボ
ンド磁石の保磁力、残留磁束密度および最大磁気エネル
ギー積（BHmax ）を併せて表１に示す。
樹脂をそれぞれ 2質量% 添加して混合した後、圧力 8to
n/cm2 で圧縮成形し、さらに423Kの温度で 2.5時間キュ
ア処理を施して、ボンド磁石をそれぞれ製造した。各ボ
ンド磁石の保磁力、残留磁束密度および最大磁気エネル
ギー積（BHmax ）を併せて表１に示す。
【００６０】
【表１】 実施例３〜１２ まず、高純度のSm、Nd、Pr、Gd、Zr、Hf、Fe、Co、Si、
Ti、Al、Ga、 V、Ta、Mo、Nb、Cr、 W、Mn、Ni、 C、 P
の各粉末を、表２に示す組成となるように所定の割合で
調合して原料混合体をそれぞれ調整した後、Ar雰囲気中
でアーク溶解してそれぞれ原料インゴットを作製した。
得られた各原料インゴットを溶解に至るまで加熱した
後、それら各合金溶湯をAr雰囲気中で単ロール法により
急冷して、リボン状合金をそれぞれ作製した。ここで
は、直径 300mmの銅ロールを用い、周速 40m/sで回転さ
せた。
Ti、Al、Ga、 V、Ta、Mo、Nb、Cr、 W、Mn、Ni、 C、 P
の各粉末を、表２に示す組成となるように所定の割合で
調合して原料混合体をそれぞれ調整した後、Ar雰囲気中
でアーク溶解してそれぞれ原料インゴットを作製した。
得られた各原料インゴットを溶解に至るまで加熱した
後、それら各合金溶湯をAr雰囲気中で単ロール法により
急冷して、リボン状合金をそれぞれ作製した。ここで
は、直径 300mmの銅ロールを用い、周速 40m/sで回転さ
せた。
【００６１】これら各リボン状合金を原料として、実施
例１と同様に、S45C製の容器およびボールを用いて、回
転数200rpmにてボールミルを60時間行った後、同様の真
空中熱処理を施した。続いて、実施例３〜９について
は、100kPaの窒素中で723Kの窒化処理を行った。窒化後
はいずれも Nを 6〜15原子% 含む組成となった。また、
実施例１０〜１２については、100kPaのアンモニアガス
中で733Kの熱処理を行った。熱処理後は、いずれも Nを
6〜15原子% 含み、かつ Hを 1〜 4原子% 含む組成とな
った。これら各磁石材料粉末のα-Fe 相粒子の平均粒径
を同様に表２に示す。
例１と同様に、S45C製の容器およびボールを用いて、回
転数200rpmにてボールミルを60時間行った後、同様の真
空中熱処理を施した。続いて、実施例３〜９について
は、100kPaの窒素中で723Kの窒化処理を行った。窒化後
はいずれも Nを 6〜15原子% 含む組成となった。また、
実施例１０〜１２については、100kPaのアンモニアガス
中で733Kの熱処理を行った。熱処理後は、いずれも Nを
6〜15原子% 含み、かつ Hを 1〜 4原子% 含む組成とな
った。これら各磁石材料粉末のα-Fe 相粒子の平均粒径
を同様に表２に示す。
【００６２】次に、実施例１と同様に、上記各磁石材料
粉末をボンド磁石に成形し、同様に各磁気特性を測定し
た。それらの結果を表２に併記する。
粉末をボンド磁石に成形し、同様に各磁気特性を測定し
た。それらの結果を表２に併記する。
【００６３】
【表２】 比較例１、２ 上記実施例と同様に、粒径 0.8mm以下の高純度のSmおよ
びZrの各粉末と、粒径0.1mm以下の高純度のFeおよびCo
の各粉末を、表３に示す組成となるように所定の割合で
調合し、得られた各原料混合体をS45C製の容器およびボ
ールを用いて、回転数200rpmにてボールミルを 3時間行
い、次いで同様の真空中熱処理を施した。続いて、100k
Paの窒素中で723Kの窒化処理を行った。窒化後はいずれ
も Nを 6〜15原子% 含む組成となった。
びZrの各粉末と、粒径0.1mm以下の高純度のFeおよびCo
の各粉末を、表３に示す組成となるように所定の割合で
調合し、得られた各原料混合体をS45C製の容器およびボ
ールを用いて、回転数200rpmにてボールミルを 3時間行
い、次いで同様の真空中熱処理を施した。続いて、100k
Paの窒素中で723Kの窒化処理を行った。窒化後はいずれ
も Nを 6〜15原子% 含む組成となった。
【００６４】得られた各磁石材料粉末の微細組織をＳＥ
Ｍにより観察したところ、いずれもSmとα-Fe が縞模様
をなしており、反応が十分でないことが確認された。ま
た、粒径が10μm を超える大きなα-Fe 相の塊状粒子も
認められた。また、これらの粉末を実施例と同様にして
ボンド磁石に成形し、得られた各磁石体の磁気特性を測
定した。それらの結果を表３に併記する。表３から明ら
かなように、実施例と比較して保磁力が小さく、磁石と
して良好な特性は得られなかった。
Ｍにより観察したところ、いずれもSmとα-Fe が縞模様
をなしており、反応が十分でないことが確認された。ま
た、粒径が10μm を超える大きなα-Fe 相の塊状粒子も
認められた。また、これらの粉末を実施例と同様にして
ボンド磁石に成形し、得られた各磁石体の磁気特性を測
定した。それらの結果を表３に併記する。表３から明ら
かなように、実施例と比較して保磁力が小さく、磁石と
して良好な特性は得られなかった。
【００６５】
【表３】 実施例１３〜１７、比較例３ まず、高純度のSm、Nd、Zr、Hf、Fe、Co、 Cの各粉末を
表４に示す組成にそれぞれ調合し、Ar雰囲気中でアーク
溶解して合金インゴットをそれぞれ作製した。次いで、
各インゴットを溶融した後、Ar雰囲気中で 40m/sの速度
で回転する直径300mmの銅ロールに溶融物をそれぞれ噴
射する単ロール法により急冷して、リボン状合金を作製
した。さらに、各リボン状合金を673K、 1時間の熱処理
を施し、さらに表４に示す温度で15分間熱処理をした
後、粉砕して磁石材料粉末とした。次に、上記各磁石材
料粉末にエポキシ樹脂をそれぞれ 2質量% 添加して混合
した後、 8ton/cm2 の圧力で圧縮成形し、423K× 2.5時
間の条件でキュア処理を行って、それぞれボンド磁石を
製造した。
表４に示す組成にそれぞれ調合し、Ar雰囲気中でアーク
溶解して合金インゴットをそれぞれ作製した。次いで、
各インゴットを溶融した後、Ar雰囲気中で 40m/sの速度
で回転する直径300mmの銅ロールに溶融物をそれぞれ噴
射する単ロール法により急冷して、リボン状合金を作製
した。さらに、各リボン状合金を673K、 1時間の熱処理
を施し、さらに表４に示す温度で15分間熱処理をした
後、粉砕して磁石材料粉末とした。次に、上記各磁石材
料粉末にエポキシ樹脂をそれぞれ 2質量% 添加して混合
した後、 8ton/cm2 の圧力で圧縮成形し、423K× 2.5時
間の条件でキュア処理を行って、それぞれボンド磁石を
製造した。
【００６６】得られた各ボンド磁石について、残留磁束
密度、保磁力および最大磁気エネルギー積を測定した。
また、上記合金粉末のＴＥＭ分析によるFe3 C 相の含有
量を表４に併記する。
密度、保磁力および最大磁気エネルギー積を測定した。
また、上記合金粉末のＴＥＭ分析によるFe3 C 相の含有
量を表４に併記する。
【００６７】なお、表４中の比較例３は、組成を本発明
の範囲外とする以外は実施例１３〜１７と同様にして作
製した磁石材料粉末、およびそれを用いて実施例１３〜
１７と同様な方法で製造したボンド磁石である。
の範囲外とする以外は実施例１３〜１７と同様にして作
製した磁石材料粉末、およびそれを用いて実施例１３〜
１７と同様な方法で製造したボンド磁石である。
【００６８】
【表４】 実施例１８、比較例４ まず、高純度のSm、Fe、Coの各粉末を、原子分率で Sm1
4%、 Co20%、残部が実質的にFeとなるように調合した
後、Ar雰囲気中でアーク溶解してインゴットを調整し
た。続いて、このインゴットを溶融し、Ar雰囲気中にて
40m/sの周速で回転する直径 300mmの銅ロールに噴出す
る液体急冷法により急冷して、リボン状合金を作製し
た。次に、このリボン状合金を 1023Kで15分間熱処理し
た後、乳鉢を用いて粉砕して、粒径10〜30μm の粉末を
作製した。
4%、 Co20%、残部が実質的にFeとなるように調合した
後、Ar雰囲気中でアーク溶解してインゴットを調整し
た。続いて、このインゴットを溶融し、Ar雰囲気中にて
40m/sの周速で回転する直径 300mmの銅ロールに噴出す
る液体急冷法により急冷して、リボン状合金を作製し
た。次に、このリボン状合金を 1023Kで15分間熱処理し
た後、乳鉢を用いて粉砕して、粒径10〜30μm の粉末を
作製した。
【００６９】さらに、この粉末を100kPaの窒素ガス雰囲
気中にて、753Kで 4時間熱処理を施すことにより、窒素
含有合金粉末を合成した。この粉末をCu-Kα線を用いた
粉末Ｘ線回折で解析したところ、TbCu7 型結晶構造を主
相とし、他にα-Fe 、Coの析出を示すピークが観察され
た。また、上記粉末の組成をＴＥＭ分析により調べたと
ころ、主相中に含まれるFeおよびCoの総量は91.5原子%
であった。
気中にて、753Kで 4時間熱処理を施すことにより、窒素
含有合金粉末を合成した。この粉末をCu-Kα線を用いた
粉末Ｘ線回折で解析したところ、TbCu7 型結晶構造を主
相とし、他にα-Fe 、Coの析出を示すピークが観察され
た。また、上記粉末の組成をＴＥＭ分析により調べたと
ころ、主相中に含まれるFeおよびCoの総量は91.5原子%
であった。
【００７０】次に、上記粉末を 1規定の塩酸中に15秒間
放置し、表面層を溶解した。この処理後の粉末にエポキ
シ樹脂を 2質量% 添加して混合した後、 8ton/cm2 の圧
力で圧縮成形し、さらに423K、 2.5時間の条件でキュア
処理を施すことにより、ボンド磁石を製造した。
放置し、表面層を溶解した。この処理後の粉末にエポキ
シ樹脂を 2質量% 添加して混合した後、 8ton/cm2 の圧
力で圧縮成形し、さらに423K、 2.5時間の条件でキュア
処理を施すことにより、ボンド磁石を製造した。
【００７１】得られたボンド磁石の室温における磁気特
性を調べた。その結果、残留磁束密度、保磁力および最
大エネルギー積は、それぞれ 0.64T、 420kA/m、70kJ/m
3 であった。
性を調べた。その結果、残留磁束密度、保磁力および最
大エネルギー積は、それぞれ 0.64T、 420kA/m、70kJ/m
3 であった。
【００７２】また、本発明との比較（比較例４）とし
て、実施例１８の窒素含有合金粉末に前述した塩酸処理
を施すことなく、実施例１８と同様にしてボンド磁石を
製造し、その磁気特性を調べた。その結果、残留磁束密
度、保磁力、最大エネルギー積はそれぞれ 0.51T、 380
kA/m、42kJ/m3 であり、実施例１８と比較して磁気特性
が劣ることが分かった。
て、実施例１８の窒素含有合金粉末に前述した塩酸処理
を施すことなく、実施例１８と同様にしてボンド磁石を
製造し、その磁気特性を調べた。その結果、残留磁束密
度、保磁力、最大エネルギー積はそれぞれ 0.51T、 380
kA/m、42kJ/m3 であり、実施例１８と比較して磁気特性
が劣ることが分かった。
【００７３】上述した塩酸処理前後の粉末表面につい
て、オージェ電子分光にて分析した結果、処理前すなわ
ち比較例４の粉末は表面より 0.5μm までSmが観測され
ず、FeおよびCoのみであり、また表面から深さ 1μm 以
下の外殻部分に含まれるSm量は1.4原子% であった。こ
れに対し、塩酸処理後すなわち実施例１８の粉末におい
ては、表面からSmが観測され、表面より深さ 1μm 以下
の外殻部分に含まれるSm量は 6.5原子% であった。この
ように、Smが少ない表面部分を除去することにより、著
しく磁気特性が改善される。
て、オージェ電子分光にて分析した結果、処理前すなわ
ち比較例４の粉末は表面より 0.5μm までSmが観測され
ず、FeおよびCoのみであり、また表面から深さ 1μm 以
下の外殻部分に含まれるSm量は1.4原子% であった。こ
れに対し、塩酸処理後すなわち実施例１８の粉末におい
ては、表面からSmが観測され、表面より深さ 1μm 以下
の外殻部分に含まれるSm量は 6.5原子% であった。この
ように、Smが少ない表面部分を除去することにより、著
しく磁気特性が改善される。
【００７４】実施例１９ まず、平均粒径が 0.5mmのSm粉末と、平均粒径が 5〜40
μm のFeおよびCoの各粉末を、Smが12原子% 、Coが13原
子% 、残部が実質的にFeとなるように調合し、この混合
物をボールミルに投入して、Ar雰囲気中で65時間粉砕混
合処理するというメカニカルアロイング法により合金化
した。続いて、この粉末を真空中にて1073Kで 1時間熱
処理した後、平均粒径 0.1mmのSm粉末と共にAr雰囲気中
で再度1時間ボールミルによる粉砕混合処理を施し、さ
らに100kPaの窒素ガス雰囲気中にて743Kで 4時間熱処理
を施した。ただし、真空中熱処理の際は、粉末表面から
のSmの飛散を防止する目的から、真空封入時にSmインゴ
ットを試料と共に封入した。この試料の表面組成につい
て、実施例１８と同様に測定したところ、表面より深さ
1μm 以下の外殻部分にSmが 7.2原子% 存在していた。
μm のFeおよびCoの各粉末を、Smが12原子% 、Coが13原
子% 、残部が実質的にFeとなるように調合し、この混合
物をボールミルに投入して、Ar雰囲気中で65時間粉砕混
合処理するというメカニカルアロイング法により合金化
した。続いて、この粉末を真空中にて1073Kで 1時間熱
処理した後、平均粒径 0.1mmのSm粉末と共にAr雰囲気中
で再度1時間ボールミルによる粉砕混合処理を施し、さ
らに100kPaの窒素ガス雰囲気中にて743Kで 4時間熱処理
を施した。ただし、真空中熱処理の際は、粉末表面から
のSmの飛散を防止する目的から、真空封入時にSmインゴ
ットを試料と共に封入した。この試料の表面組成につい
て、実施例１８と同様に測定したところ、表面より深さ
1μm 以下の外殻部分にSmが 7.2原子% 存在していた。
【００７５】上記熱処理後、実施例１８と同様にボンド
磁石を作製して、磁気特性を調べた。その結果、残留磁
束密度、保磁力、最大エネルギー積は、それぞれ 0.65
T、 580kA/m、75kJ/m3 であった。また、窒素ガス雰囲
気中で熱処理後のＸ線回折の結果、Th2 Zn17型結晶構造
を主相とすることが確認された。
磁石を作製して、磁気特性を調べた。その結果、残留磁
束密度、保磁力、最大エネルギー積は、それぞれ 0.65
T、 580kA/m、75kJ/m3 であった。また、窒素ガス雰囲
気中で熱処理後のＸ線回折の結果、Th2 Zn17型結晶構造
を主相とすることが確認された。
【００７６】実施例２０〜２４ 平均粒径が 0.5μm のNd、Pr、Sm、Dy、Zrの各粉末と、
平均粒径が 5〜40μmのFe、Co、Ni、Ti、Ga、Mo、Sn、C
r、 Wの各粉末を、表５に示す組成となるように調合
（ただし窒素は除く）し、実施例１９と同様にメカニカ
ルアロイング法にて合金化した。次いで、各粉末を真空
中にて 1023Kで 1時間熱処理した後、平均粒径 0.1mmの
Sm粉末と共にAr雰囲気中で再度 1時間ボールミルで粉砕
混合処理を施し、さらに100kPaの窒素ガス雰囲気中に
て、733Kで 6時間熱処理（窒化処理）を施した。ただ
し、真空中熱処理の際、粉末表面からのSmの飛散を防止
する目的で、Smインゴットと同時に真空封入して熱処理
した。なお、窒化処理後の試料表面組成について、それ
ぞれ実施例１８と同様に測定した。表面から深さ 1μm
以下の外郭部分における R量を表５に併記した。
平均粒径が 5〜40μmのFe、Co、Ni、Ti、Ga、Mo、Sn、C
r、 Wの各粉末を、表５に示す組成となるように調合
（ただし窒素は除く）し、実施例１９と同様にメカニカ
ルアロイング法にて合金化した。次いで、各粉末を真空
中にて 1023Kで 1時間熱処理した後、平均粒径 0.1mmの
Sm粉末と共にAr雰囲気中で再度 1時間ボールミルで粉砕
混合処理を施し、さらに100kPaの窒素ガス雰囲気中に
て、733Kで 6時間熱処理（窒化処理）を施した。ただ
し、真空中熱処理の際、粉末表面からのSmの飛散を防止
する目的で、Smインゴットと同時に真空封入して熱処理
した。なお、窒化処理後の試料表面組成について、それ
ぞれ実施例１８と同様に測定した。表面から深さ 1μm
以下の外郭部分における R量を表５に併記した。
【００７７】窒化処理後の各粉末を用いて、実施例１８
と同様にボンド磁石を作製し、磁気特性を調べた。残留
磁束密度、保磁力、最大エネルギー積を表５に示す。な
お、窒化処理後の各粉末のＸ線回折の結果、実施例２０
〜２２がTh2 Zn17相、実施例２３、２４がTbCu7 相を主
相とすることが確認された。
と同様にボンド磁石を作製し、磁気特性を調べた。残留
磁束密度、保磁力、最大エネルギー積を表５に示す。な
お、窒化処理後の各粉末のＸ線回折の結果、実施例２０
〜２２がTh2 Zn17相、実施例２３、２４がTbCu7 相を主
相とすることが確認された。
【００７８】
【表５】 比較例５ 平均粒径が 0.5mmのSmの粉末と、平均粒径が 5〜40μm
のFeおよびCoの各粉末を、Smが10原子% 、Coが 9原子%
、残部が実質的にFeとなるように調合し、実施例１９
と同様にメカニカルアロイング法にて合金化した。次い
で、この粉末を1023Kで 1時間真空中熱処理した後、100
kPaの窒素ガス雰囲気中にて733Kで 6時間熱処理（窒化
処理）を施した。すなわち、実施例１９と比較して、真
空中熱処理時にSmインゴットを同時に封入せず、また、
窒化処理前にSm粉末と試料とを再度ボールミルすること
を省いた。窒化処理後の粉末の表面組成について、実施
例１８と同様にして測定したところ、表面から深さ 1μ
m 以下の外郭部分の R量は0.5原子% であった。
のFeおよびCoの各粉末を、Smが10原子% 、Coが 9原子%
、残部が実質的にFeとなるように調合し、実施例１９
と同様にメカニカルアロイング法にて合金化した。次い
で、この粉末を1023Kで 1時間真空中熱処理した後、100
kPaの窒素ガス雰囲気中にて733Kで 6時間熱処理（窒化
処理）を施した。すなわち、実施例１９と比較して、真
空中熱処理時にSmインゴットを同時に封入せず、また、
窒化処理前にSm粉末と試料とを再度ボールミルすること
を省いた。窒化処理後の粉末の表面組成について、実施
例１８と同様にして測定したところ、表面から深さ 1μ
m 以下の外郭部分の R量は0.5原子% であった。
【００７９】上記熱処理後、実施例１８と同様にボンド
磁石を作製して磁気特性を調べたところ、残留磁束密
度、保磁力、最大エネルギー積はそれぞれ 0.52T、 380
kA/m、45kJ/m3 であり、実施例１９と比較して劣ってい
ることが分かった。
磁石を作製して磁気特性を調べたところ、残留磁束密
度、保磁力、最大エネルギー積はそれぞれ 0.52T、 380
kA/m、45kJ/m3 であり、実施例１９と比較して劣ってい
ることが分かった。
【００８０】
【発明の効果】以上説明したように、請求項１記載の磁
石材料によれば、軟磁性相であるα-Fe相の磁気特性に
対する影響を大幅に低下させることが可能となるため、
α- Fe相による磁気特性の劣化等を抑制することができ
る。
石材料によれば、軟磁性相であるα-Fe相の磁気特性に
対する影響を大幅に低下させることが可能となるため、
α- Fe相による磁気特性の劣化等を抑制することができ
る。
【００８１】請求項２記載の磁石材料によれば、製造プ
ロセス上必要な高温下での熱処理を行っても、Fe3 C 相
の存在によりα- Fe相の析出量の増大を抑制することが
可能となるため、保磁力等の磁気特性の劣化を抑制する
ことができる。
ロセス上必要な高温下での熱処理を行っても、Fe3 C 相
の存在によりα- Fe相の析出量の増大を抑制することが
可能となるため、保磁力等の磁気特性の劣化を抑制する
ことができる。
【００８２】請求項３記載の磁石材料によれば、窒素含
有化合物を用いた磁石材料表面のα-Fe 相析出等の分解
を抑制することが可能となるため、保磁力等の磁気特性
の劣化を抑制することができる。
有化合物を用いた磁石材料表面のα-Fe 相析出等の分解
を抑制することが可能となるため、保磁力等の磁気特性
の劣化を抑制することができる。
【００８３】このように、本発明の磁石材料を用いるこ
とによって、高性能の永久磁石例えばボンド磁石を提供
することが可能となる。
とによって、高性能の永久磁石例えばボンド磁石を提供
することが可能となる。
【００８４】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/08 (72)発明者 津田井 昭彦 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内
Claims (6)
- 【請求項１】 一般式： R1 x R2 y T100-x-y-z Mz （式中、 R1 は Yを含む希土類元素から選ばれる少なく
とも 1種の元素を、 R2はZr、HfおよびScから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 TはFeおよびCoから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 MはTi、 V、Nb、Ta、Cr、M
o、 W、Mn、Ni、Ru、Rh、Pd、Cu、Ag、Zn、Cd、Al、G
a、In、Si、Ge、SnおよびSbから選ばれる少なくとも 1
種の元素を示し、 x、 y、 zはそれぞれ 2≦ x≦20原子
% 、 0≦ y≦15原子% 、 2≦ x+y≦20原子% 、 0≦ z≦
20原子% を満足する数である）で組成が実質的に表さ
れ、 0.1体積% 以上50体積% 未満のα-Fe 相を有する磁
石材料であって、 前記α-Fe 相は、その塊状粒子の平均粒径が 1.0μm 以
下であり、かつ前記塊状粒子の最大粒径が10μm 以下で
あることを特徴とする磁石材料。 - 【請求項２】 一般式： R1 x R2 y T100-x-y-z-w M
z Cw （式中、 R1 は Yを含む希土類元素から選ばれる少なく
とも 1種の元素を、 R2はZr、HfおよびScから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 TはFeおよびCoから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 MはTi、 V、Nb、Ta、Cr、M
o、 W、Mn、Ni、Ru、Rh、Pd、Cu、Ag、Zn、Cd、Al、G
a、In、Si、Ge、SnおよびSbから選ばれる少なくとも 1
種の元素を示し、 x、 y、 z、 wはそれぞれ 2≦ x≦20
原子% 、 0≦ y≦15原子% 、 2≦ x+y≦20原子% 、 0≦
z≦20原子% 、 0.001≦ w≦20原子% を満足する数であ
る）で組成が実質的に表される磁石材料であって、 Fe3 C 型結晶構造を有する相が 0.001〜20体積% の範囲
で存在することを特徴とする磁石材料。 - 【請求項３】 一般式： R1 x R2 y T100-x-y-z-v M
z Nv （式中、 R1 は Yを含む希土類元素から選ばれる少なく
とも 1種の元素を、 R2はZr、HfおよびScから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 TはFeおよびCoから選ばれる
少なくとも 1種の元素を、 MはTi、 V、Nb、Ta、Cr、M
o、 W、Mn、Ni、Ru、Rh、Pd、Cu、Ag、Zn、Cd、Al、G
a、In、Si、Ge、SnおよびSbから選ばれる少なくとも 1
種の元素を示し、 x、 y、 z、 vはそれぞれ 2≦ x≦20
原子% 、 0≦ y≦15原子% 、 2≦ x+y≦20原子% 、 0≦
z≦20原子% 、0.01≦ v≦20原子% を満足する数であ
る）で組成が実質的に表される磁石材料であって、 前記磁石材料粉末の表面から深さ 1μm 以下の外殻部分
に存在する前記 R1 元素の量が 2原子% 以上であること
を特徴とする磁石材料。 - 【請求項４】 請求項１、請求項２または請求項３記載
の磁石材料において、TbCu7 型結晶構造を有する相を主
相とすることを特徴とする磁石材料。 - 【請求項５】 請求項１、請求項２または請求項３記載
の磁石材料において、前記磁石材料の主相中に、前記 T
元素が90原子% 以上含まれることを特徴とする磁石材
料。 - 【請求項６】 請求項１、請求項２、請求項３、請求項
４または請求項５記載の磁石材料を、結合剤により固着
してなることを特徴とする永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22071194A JP3792737B2 (ja) | 1994-09-16 | 1994-09-16 | 磁石材料およびそれを用いた永久磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22071194A JP3792737B2 (ja) | 1994-09-16 | 1994-09-16 | 磁石材料およびそれを用いた永久磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0881741A true JPH0881741A (ja) | 1996-03-26 |
| JP3792737B2 JP3792737B2 (ja) | 2006-07-05 |
Family
ID=16755313
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22071194A Expired - Lifetime JP3792737B2 (ja) | 1994-09-16 | 1994-09-16 | 磁石材料およびそれを用いた永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3792737B2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5916376A (en) * | 1996-12-04 | 1999-06-29 | Tdk Corporation | Preparation of magnet |
| JP2002057017A (ja) * | 2000-05-29 | 2002-02-22 | Daido Steel Co Ltd | 等方性の粉末磁石材料、その製造方法およびボンド磁石 |
| JP2008078610A (ja) * | 2006-09-19 | 2008-04-03 | Peking Univ | 希土類異方性永久磁石材料、その磁気粉末およびそれからなる磁石の製造方法 |
| JP2010123722A (ja) * | 2008-11-19 | 2010-06-03 | Toshiba Corp | 永久磁石とそれを用いた永久磁石モータおよび発電機 |
| JP2013531359A (ja) * | 2010-03-29 | 2013-08-01 | グリレム アドバンスド マテリアルズ カンパニー リミティッド | 希土類永久磁石粉、ボンド磁石およびボンド磁石で作られた装置 |
| CN104561756A (zh) * | 2014-12-31 | 2015-04-29 | 铜陵市经纬流体科技有限公司 | 一种加工性优良的软密封闸阀阀体及其制备方法 |
| JP2017108110A (ja) * | 2015-09-28 | 2017-06-15 | ローベルト ボツシユ ゲゼルシヤフト ミツト ベシユレンクテル ハフツングＲｏｂｅｒｔ Ｂｏｓｃｈ Ｇｍｂｈ | 硬質磁性相、その製造方法および磁性材料 |
| JP2019040927A (ja) * | 2017-08-22 | 2019-03-14 | トヨタ自動車株式会社 | 磁性化合物及びその製造方法並びに磁性紛体 |
| JP2021052052A (ja) * | 2019-09-24 | 2021-04-01 | 日立金属株式会社 | 希土類磁石用焼結体の製造方法 |
-
1994
- 1994-09-16 JP JP22071194A patent/JP3792737B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5916376A (en) * | 1996-12-04 | 1999-06-29 | Tdk Corporation | Preparation of magnet |
| JP2002057017A (ja) * | 2000-05-29 | 2002-02-22 | Daido Steel Co Ltd | 等方性の粉末磁石材料、その製造方法およびボンド磁石 |
| JP2008078610A (ja) * | 2006-09-19 | 2008-04-03 | Peking Univ | 希土類異方性永久磁石材料、その磁気粉末およびそれからなる磁石の製造方法 |
| JP2010123722A (ja) * | 2008-11-19 | 2010-06-03 | Toshiba Corp | 永久磁石とそれを用いた永久磁石モータおよび発電機 |
| JP2013531359A (ja) * | 2010-03-29 | 2013-08-01 | グリレム アドバンスド マテリアルズ カンパニー リミティッド | 希土類永久磁石粉、ボンド磁石およびボンド磁石で作られた装置 |
| CN104561756A (zh) * | 2014-12-31 | 2015-04-29 | 铜陵市经纬流体科技有限公司 | 一种加工性优良的软密封闸阀阀体及其制备方法 |
| JP2017108110A (ja) * | 2015-09-28 | 2017-06-15 | ローベルト ボツシユ ゲゼルシヤフト ミツト ベシユレンクテル ハフツングＲｏｂｅｒｔ Ｂｏｓｃｈ Ｇｍｂｈ | 硬質磁性相、その製造方法および磁性材料 |
| JP2019040927A (ja) * | 2017-08-22 | 2019-03-14 | トヨタ自動車株式会社 | 磁性化合物及びその製造方法並びに磁性紛体 |
| JP2021052052A (ja) * | 2019-09-24 | 2021-04-01 | 日立金属株式会社 | 希土類磁石用焼結体の製造方法 |
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|---|---|
| JP3792737B2 (ja) | 2006-07-05 |
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