JPH09143641A - 硬磁性材料およびその製造方法 - Google Patents
硬磁性材料およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH09143641A JPH09143641A JP8068822A JP6882296A JPH09143641A JP H09143641 A JPH09143641 A JP H09143641A JP 8068822 A JP8068822 A JP 8068822A JP 6882296 A JP6882296 A JP 6882296A JP H09143641 A JPH09143641 A JP H09143641A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hard magnetic
- magnetic material
- rare earth
- magnetization
- heat treatment
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、低コストで優れた硬磁性特性を備
えた硬磁性材料を提供できるようにすることを目的とす
る。 【解決手段】 本発明の硬磁性材料は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉのうち１種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｈｆのうち１種または２種以上からなる元素Ｍと、
希土類元素のうちの１種または２種以上からなる元素Ｒ
と、Ｂとを含み、組織のうちの７０％以上が平均結晶粒
径１００ｎｍ以下の微細結晶相であり、残部が非晶質相
であり、前記微細結晶相はｂｃｃのＦｅと、Ｆｅ−Ｂの
化合物および／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1を主体とすることを
特徴とする。
えた硬磁性材料を提供できるようにすることを目的とす
る。 【解決手段】 本発明の硬磁性材料は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉのうち１種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｈｆのうち１種または２種以上からなる元素Ｍと、
希土類元素のうちの１種または２種以上からなる元素Ｒ
と、Ｂとを含み、組織のうちの７０％以上が平均結晶粒
径１００ｎｍ以下の微細結晶相であり、残部が非晶質相
であり、前記微細結晶相はｂｃｃのＦｅと、Ｆｅ−Ｂの
化合物および／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1を主体とすることを
特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はモーター、アクチュ
エータ、スピーカーなどに使用できる磁気性能に優れた
硬磁性材料およびその製造方法に関する。
エータ、スピーカーなどに使用できる磁気性能に優れた
硬磁性材料およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、フェライト磁石よりも優れた性
能を有する磁石材料としては、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁
石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ急冷磁石などが知られており、また
さらに高い性能を目指してＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石などの
新しい合金磁石の研究も数多くなされている。
能を有する磁石材料としては、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁
石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ急冷磁石などが知られており、また
さらに高い性能を目指してＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石などの
新しい合金磁石の研究も数多くなされている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
の磁石材料においては、１０ａｔ％以上のＮｄ、または
８ａｔ％以上のＳｍが必要であり、高価な希土類元素の
使用量が多いことからフェライト磁石よりも製造コスト
が高くなってしまうという欠点があった。またフェライ
ト磁石は、これらの希土類磁石に比べてコストは低い
が、磁気的特性が不十分であった。このため、低コスト
でフェライト磁石以上の硬磁性特性を示すような磁石材
料の出現が望まれていた。
の磁石材料においては、１０ａｔ％以上のＮｄ、または
８ａｔ％以上のＳｍが必要であり、高価な希土類元素の
使用量が多いことからフェライト磁石よりも製造コスト
が高くなってしまうという欠点があった。またフェライ
ト磁石は、これらの希土類磁石に比べてコストは低い
が、磁気的特性が不十分であった。このため、低コスト
でフェライト磁石以上の硬磁性特性を示すような磁石材
料の出現が望まれていた。
【０００４】本発明は前記事情に鑑みてなされたもの
で、低コストで優れた硬磁性特性を備えた硬磁性材料を
提供できるようにすることを目的とする。
で、低コストで優れた硬磁性特性を備えた硬磁性材料を
提供できるようにすることを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決するため
に、請求項１記載の発明は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１
種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの
うち１種または２種以上からなる元素Ｍと、希土類元素
のうちの１種または２種以上からなる元素Ｒと、Ｂとを
含み、組織のうちの７０％以上が平均結晶粒径１００ｎ
ｍ以下の微細結晶相であり、残部が非晶質相であり、前
記微細結晶相はｂｃｃのＦｅと、Ｆｅ−Ｂの化合物およ
び／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1を主体とすることを特徴とする
硬磁性材料である。
に、請求項１記載の発明は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１
種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの
うち１種または２種以上からなる元素Ｍと、希土類元素
のうちの１種または２種以上からなる元素Ｒと、Ｂとを
含み、組織のうちの７０％以上が平均結晶粒径１００ｎ
ｍ以下の微細結晶相であり、残部が非晶質相であり、前
記微細結晶相はｂｃｃのＦｅと、Ｆｅ−Ｂの化合物およ
び／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1を主体とすることを特徴とする
硬磁性材料である。
【０００６】請求項２記載の発明は、急冷直後において
非晶質を主体とする組織からなり、６００〜９００℃の
熱処理によって前記微細結晶相が析出されてなることを
特徴とする請求項１記載の硬磁性材料である。
非晶質を主体とする組織からなり、６００〜９００℃の
熱処理によって前記微細結晶相が析出されてなることを
特徴とする請求項１記載の硬磁性材料である。
【０００７】請求項３記載の発明は、下記組成式を有す
ることを特徴とする請求項１または２記載の硬磁性材料
である。 ＴxＭyＲzＢw ただし、ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうち１種以上の
元素を表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上を表わす
とともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子％で、８
６≦ｘ、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦７であ
る。
ることを特徴とする請求項１または２記載の硬磁性材料
である。 ＴxＭyＲzＢw ただし、ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうち１種以上の
元素を表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上を表わす
とともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子％で、８
６≦ｘ、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦７であ
る。
【０００８】請求項４記載の発明は、下記組成式を有
し、かつ、残留磁化Ｉｒが１２０ｅｍｕ／ｇ以上である
ことを特徴とする請求項１または２記載の硬磁性材料で
ある。 ＴxＭyＲzＢw ただし、ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうち１種以上の
元素を表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上を表わす
とともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子％で、８
６≦ｘ、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦７であ
る。
し、かつ、残留磁化Ｉｒが１２０ｅｍｕ／ｇ以上である
ことを特徴とする請求項１または２記載の硬磁性材料で
ある。 ＴxＭyＲzＢw ただし、ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうち１種以上の
元素を表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上を表わす
とともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子％で、８
６≦ｘ、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦７であ
る。
【０００９】請求項５記載の発明は、飽和磁化Ｉｓと残
留磁化Ｉｒとの比率 Ｉｒ／Ｉｓが０．７以上であるこ
とを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の硬磁性
材料である。請求項６記載の発明は、前記希土類元素Ｒ
の一部または全部が、Ｎｄおよび／またはＰｒであるこ
とを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の硬磁性
材料である。請求項７記載の発明は、前記希土類元素Ｒ
の濃度が４〜５原子％であることを特徴とする請求項３
〜６のいずれかに記載の硬磁性材料である。
留磁化Ｉｒとの比率 Ｉｒ／Ｉｓが０．７以上であるこ
とを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の硬磁性
材料である。請求項６記載の発明は、前記希土類元素Ｒ
の一部または全部が、Ｎｄおよび／またはＰｒであるこ
とを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の硬磁性
材料である。請求項７記載の発明は、前記希土類元素Ｒ
の濃度が４〜５原子％であることを特徴とする請求項３
〜６のいずれかに記載の硬磁性材料である。
【００１０】請求項８記載の発明は、液体急冷法を用い
て、Ｆｅを主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうち
１種または２種以上からなる元素Ｍと、希土類元素のう
ちの１種または２種以上からなる元素Ｒと、Ｂとを含む
非晶質合金を作製した後、該非晶質合金を６００〜９０
０℃で熱処理して、ｂｃｃのＦｅと、Ｆｅ−Ｂの化合物
および／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1を主体とする平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細結晶相を析出させることを特徴と
する硬磁性材料の製造方法である。
て、Ｆｅを主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうち
１種または２種以上からなる元素Ｍと、希土類元素のう
ちの１種または２種以上からなる元素Ｒと、Ｂとを含む
非晶質合金を作製した後、該非晶質合金を６００〜９０
０℃で熱処理して、ｂｃｃのＦｅと、Ｆｅ−Ｂの化合物
および／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1を主体とする平均結晶粒径
１００ｎｍ以下の微細結晶相を析出させることを特徴と
する硬磁性材料の製造方法である。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳しく説明する。
本発明に係る硬磁性材料は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１
種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの
うち１種または２種以上からなる元素Ｍと、希土類元素
のうちの１種または２種以上からなる元素Ｒと、Ｂとを
含み、組織のうちの７０％以上が平均結晶粒径１００ｎ
ｍ以下の微細結晶相であり、残部が非晶質相であり、前
記微細結晶相はｂｃｃ（体心立方構造）のＦｅと、Ｆｅ
−Ｂの化合物および／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1を主体とする
ものである。
本発明に係る硬磁性材料は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１
種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆの
うち１種または２種以上からなる元素Ｍと、希土類元素
のうちの１種または２種以上からなる元素Ｒと、Ｂとを
含み、組織のうちの７０％以上が平均結晶粒径１００ｎ
ｍ以下の微細結晶相であり、残部が非晶質相であり、前
記微細結晶相はｂｃｃ（体心立方構造）のＦｅと、Ｆｅ
−Ｂの化合物および／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1を主体とする
ものである。
【００１２】本発明に係る硬磁性材料は、後述するＴx
ＭyＲzＢwなる組成の非晶質を主体とする非晶質合金を
形成する工程と、その非晶質合金に対して６００〜９０
０℃の範囲の適切な温度で加熱処理を施して、ｂｃｃの
Ｆｅと、Ｆｅ−Ｂの化合物および／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1
が析出した平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶相を
形成する工程を経ることにより得られる。
ＭyＲzＢwなる組成の非晶質を主体とする非晶質合金を
形成する工程と、その非晶質合金に対して６００〜９０
０℃の範囲の適切な温度で加熱処理を施して、ｂｃｃの
Ｆｅと、Ｆｅ−Ｂの化合物および／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1
が析出した平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶相を
形成する工程を経ることにより得られる。
【００１３】前記非晶質合金を得る方法は、回転ドラム
に溶湯を吹き付けて急冷して薄帯状に形成する方法、溶
湯を冷却用気体中に噴出して液滴状態で急冷して粉末状
に形成する方法、あるいはスパッタリングやＣＶＤ法に
よる方法等を用いることができる。また前記非晶質合金
に対する加熱処理は、任意の加熱手段を用いて行なうこ
とができる。例えば本発明の硬磁性材料からなる圧密体
を得る場合には、まず非晶質合金を粉末状にし、その合
金粉末をホットプレスにより加圧成形すると同時に所定
の温度で加熱処理する方法を好ましく用いることができ
る。
に溶湯を吹き付けて急冷して薄帯状に形成する方法、溶
湯を冷却用気体中に噴出して液滴状態で急冷して粉末状
に形成する方法、あるいはスパッタリングやＣＶＤ法に
よる方法等を用いることができる。また前記非晶質合金
に対する加熱処理は、任意の加熱手段を用いて行なうこ
とができる。例えば本発明の硬磁性材料からなる圧密体
を得る場合には、まず非晶質合金を粉末状にし、その合
金粉末をホットプレスにより加圧成形すると同時に所定
の温度で加熱処理する方法を好ましく用いることができ
る。
【００１４】以下、本発明に係る硬磁性材料の好ましい
組成について述べる。本発明の硬磁性材料は、ＴxＭyＲ
zＢwで表わすことができる。ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのう
ち１種以上の元素を表わす。これらの元素は、本発明に
係る硬磁性材料の主成分であり、磁性を担う元素であ
る。Ｔの組成比ｘを増加させると、それに伴って飽和磁
化Ｉｓが増加する。１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁
化（Ｉｒ）を実現するためには、飽和磁化（Ｉｓ）が少
なくとも１３０ｅｍｕ／ｇは必要であり、これを満たす
にはＴの濃度は８６ａｔ％以上であることが必要であ
る。
組成について述べる。本発明の硬磁性材料は、ＴxＭyＲ
zＢwで表わすことができる。ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのう
ち１種以上の元素を表わす。これらの元素は、本発明に
係る硬磁性材料の主成分であり、磁性を担う元素であ
る。Ｔの組成比ｘを増加させると、それに伴って飽和磁
化Ｉｓが増加する。１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁
化（Ｉｒ）を実現するためには、飽和磁化（Ｉｓ）が少
なくとも１３０ｅｍｕ／ｇは必要であり、これを満たす
にはＴの濃度は８６ａｔ％以上であることが必要であ
る。
【００１５】ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうち１種以
上の元素を表わし、これらの元素は非晶質形成能が高い
ものである。本発明に係る硬磁性材料において、Ｍを添
加することにより、希土類元素（Ｒ）が低濃度の場合も
非晶質相を形成することができる。希土類元素（Ｒ）置
換でＭの組成比ｙを増加させると、それに伴って残留磁
化（Ｉｒ）は増加するが、保磁力（ｉＨｃ）が低下し、
硬磁性特性から軟磁性特性へと変化する。またＴ元素置
換でＭを増加させると、飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化
（Ｉｒ）の減少が生じる。良好な硬磁性特性を得るため
に、Ｍの濃度は０．５〜３ａｔ％の範囲とするのが好ま
しい。
上の元素を表わし、これらの元素は非晶質形成能が高い
ものである。本発明に係る硬磁性材料において、Ｍを添
加することにより、希土類元素（Ｒ）が低濃度の場合も
非晶質相を形成することができる。希土類元素（Ｒ）置
換でＭの組成比ｙを増加させると、それに伴って残留磁
化（Ｉｒ）は増加するが、保磁力（ｉＨｃ）が低下し、
硬磁性特性から軟磁性特性へと変化する。またＴ元素置
換でＭを増加させると、飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化
（Ｉｒ）の減少が生じる。良好な硬磁性特性を得るため
に、Ｍの濃度は０．５〜３ａｔ％の範囲とするのが好ま
しい。
【００１６】Ｒは希土類金属（Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、
Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬｕ）のうちの１種以上
の元素を表わす。ＲとＦｅとＢとを含む非晶質合金を６
００〜９００℃の範囲の適切な温度で加熱したときに析
出する金属間化合物Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1は、本発明の材料に優
れた硬磁性特性を付与するものである。Ｒの組成比ｚを
増加させると、それに伴って飽和磁化（Ｉｒ）が減少す
る。１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を得
るためには、飽和磁化（Ｉｓ）が少なくとも１３０ｅｍ
ｕ／ｇは必要であり、これを満たすにはＲの濃度（ｚ）
は７ａｔ％以下であることが望ましい。またＲは非晶質
を形成し易い元素であり、非晶質相または微細結晶相を
得るためには、Ｒの濃度を３ａｔ％以上とするのが望ま
しい。さらにＲの一部または全部をＮｄおよび／または
Ｐｒで構成すると、さらに高い硬磁気特性が得られる。
Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬｕ）のうちの１種以上
の元素を表わす。ＲとＦｅとＢとを含む非晶質合金を６
００〜９００℃の範囲の適切な温度で加熱したときに析
出する金属間化合物Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1は、本発明の材料に優
れた硬磁性特性を付与するものである。Ｒの組成比ｚを
増加させると、それに伴って飽和磁化（Ｉｒ）が減少す
る。１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化（Ｉｒ）を得
るためには、飽和磁化（Ｉｓ）が少なくとも１３０ｅｍ
ｕ／ｇは必要であり、これを満たすにはＲの濃度（ｚ）
は７ａｔ％以下であることが望ましい。またＲは非晶質
を形成し易い元素であり、非晶質相または微細結晶相を
得るためには、Ｒの濃度を３ａｔ％以上とするのが望ま
しい。さらにＲの一部または全部をＮｄおよび／または
Ｐｒで構成すると、さらに高い硬磁気特性が得られる。
【００１７】本発明の硬磁性材料にはＢが添加されてい
る。Ｂも非晶質を形成し易い元素である。またＦｅとＢ
とを含む非晶質相を６００〜９００℃の範囲の適切な温
度で加熱したときに析出する化合物Ｒ2Ｆｅ14Ｂは、本
発明の材料に硬磁性特性を付与するものである。非晶質
相または微細結晶相を得るためには、Ｂの濃度を３ａｔ
％以上とするのが望ましいが、Ｂの組成比（ｗ）の増加
に伴って飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、および
保磁力（ｉＨｃ）が減少するので、良好な硬磁性特性を
得るためには、Ｂの濃度は７ａｔ％以下であることが好
ましい。
る。Ｂも非晶質を形成し易い元素である。またＦｅとＢ
とを含む非晶質相を６００〜９００℃の範囲の適切な温
度で加熱したときに析出する化合物Ｒ2Ｆｅ14Ｂは、本
発明の材料に硬磁性特性を付与するものである。非晶質
相または微細結晶相を得るためには、Ｂの濃度を３ａｔ
％以上とするのが望ましいが、Ｂの組成比（ｗ）の増加
に伴って飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、および
保磁力（ｉＨｃ）が減少するので、良好な硬磁性特性を
得るためには、Ｂの濃度は７ａｔ％以下であることが好
ましい。
【００１８】本発明に係る硬磁性材料は、希土類元素の
含有量が７ａｔ％以下であるので、比較的低い製造コス
トで製造することができる。また希土類元素の含有量を
５ａｔ％以下に低くしても、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高
い残留磁化（Ｉｒ）を達成することができる。この硬磁
性材料は、微細組織を実現することにより得られる微細
なソフト磁性相とハード磁性相とを結合させた交換結合
磁石特性を示すものであり、かつＦｅ濃度が従来の希土
類磁石より高いため、より高い飽和磁化（Ｉｓ）、およ
び残留磁化（Ｉｒ）が得られる。またこの硬磁性材料の
角型比は大きく、各元素の組成比、および加熱温度によ
ってＩｒ／Ｉｓ≧０．７のものを得ることができる。
含有量が７ａｔ％以下であるので、比較的低い製造コス
トで製造することができる。また希土類元素の含有量を
５ａｔ％以下に低くしても、１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高
い残留磁化（Ｉｒ）を達成することができる。この硬磁
性材料は、微細組織を実現することにより得られる微細
なソフト磁性相とハード磁性相とを結合させた交換結合
磁石特性を示すものであり、かつＦｅ濃度が従来の希土
類磁石より高いため、より高い飽和磁化（Ｉｓ）、およ
び残留磁化（Ｉｒ）が得られる。またこの硬磁性材料の
角型比は大きく、各元素の組成比、および加熱温度によ
ってＩｒ／Ｉｓ≧０．７のものを得ることができる。
【００１９】
【実施例】以下のようにして、各種組成の合金薄帯をそ
れぞれ約２０μｍの板厚で形成した。まず、アーク溶解
法によりインゴットを作製し、Ａｒ雰囲気中において回
転しているＣｕロール上へ溶解した金属を吹出すことに
より約２０μｍの厚さの急冷薄帯を作製した。次いで、
得られた急冷薄帯を１×１０-2Ｐａ以下の雰囲気中にお
いて、所定の温度で約１８０秒間加熱処理した。得られ
た合金薄帯試料の磁気特性はＶＳＭ（振動試料型磁力
計）を用い、１４３０ｋＡ／ｍの印加磁場中で室温にて
測定した。試料によっては、１４３０ｋＡ／ｍの印加磁
場では磁化が飽和していない場合もあるが、本説明の中
では飽和磁化として取り扱った。また組織の構造は、Ｃ
ｕ−Ｋα線を用いたＸ線ディフラクトメーターおよび高
分解能透過電子顕微鏡観察により行なった。
れぞれ約２０μｍの板厚で形成した。まず、アーク溶解
法によりインゴットを作製し、Ａｒ雰囲気中において回
転しているＣｕロール上へ溶解した金属を吹出すことに
より約２０μｍの厚さの急冷薄帯を作製した。次いで、
得られた急冷薄帯を１×１０-2Ｐａ以下の雰囲気中にお
いて、所定の温度で約１８０秒間加熱処理した。得られ
た合金薄帯試料の磁気特性はＶＳＭ（振動試料型磁力
計）を用い、１４３０ｋＡ／ｍの印加磁場中で室温にて
測定した。試料によっては、１４３０ｋＡ／ｍの印加磁
場では磁化が飽和していない場合もあるが、本説明の中
では飽和磁化として取り扱った。また組織の構造は、Ｃ
ｕ−Ｋα線を用いたＸ線ディフラクトメーターおよび高
分解能透過電子顕微鏡観察により行なった。
【００２０】図１は急冷直後の薄帯試料のＸ線回折結果
を示すものである。この図に示されるように、本発明の
組成の範囲内にあるＦｅ91Ｚｒ2Ｎｄ4Ｂ3、Ｆｅ89Ｚｒ2
Ｎｄ4Ｂ5、Ｆｅ91Ｚｒ2Ｐｒ4Ｂ3、Ｆｅ89Ｚｒ2Ｐｒ4Ｂ5
はいずれも、希土類元素Ｒ（Ｎｄ，Ｐｒ）が４ａｔ％と
低濃度にも拘らず、急冷直後は非晶質相を形成している
ことが認められる。ＺｒをＮｂ，Ｔａ，Ｈｆと変化させ
ても同様な結果が得られた。図２は、比較例として元素
Ｍ（Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ）を含まない組成、すなわ
ちＦｅ−Ｒ−Ｂ（ＲはＰｒ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ）の薄帯
試料の急冷直後のＸ線回折結果を示すものである。この
図より、元素Ｍを含まない場合は、希土類元素Ｒの濃度
を７ａｔ％としても、ＲがＧｄ，Ｔｂ，Ｄｙの場合、Ｂ
濃度が３ａｔ％または５ａｔ％においてＦｅ3Ｂと思わ
れる回折ピークが観察され、結晶相を形成していること
が認められる。また図示していないが、Ｆｅ91Ｐｒ6Ｂ3
およびＦｅ91Ｎｄ6Ｂ3の急冷直後の薄帯試料において
は、結晶相が形成されていることが認められた。図１お
よび図２の結果から、本発明の硬磁性材料において、非
晶質形成元素であるＭ（Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ）を添
加することにより、希土類元素の濃度を低くしても非晶
質相が得られることが認められる。
を示すものである。この図に示されるように、本発明の
組成の範囲内にあるＦｅ91Ｚｒ2Ｎｄ4Ｂ3、Ｆｅ89Ｚｒ2
Ｎｄ4Ｂ5、Ｆｅ91Ｚｒ2Ｐｒ4Ｂ3、Ｆｅ89Ｚｒ2Ｐｒ4Ｂ5
はいずれも、希土類元素Ｒ（Ｎｄ，Ｐｒ）が４ａｔ％と
低濃度にも拘らず、急冷直後は非晶質相を形成している
ことが認められる。ＺｒをＮｂ，Ｔａ，Ｈｆと変化させ
ても同様な結果が得られた。図２は、比較例として元素
Ｍ（Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ）を含まない組成、すなわ
ちＦｅ−Ｒ−Ｂ（ＲはＰｒ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ）の薄帯
試料の急冷直後のＸ線回折結果を示すものである。この
図より、元素Ｍを含まない場合は、希土類元素Ｒの濃度
を７ａｔ％としても、ＲがＧｄ，Ｔｂ，Ｄｙの場合、Ｂ
濃度が３ａｔ％または５ａｔ％においてＦｅ3Ｂと思わ
れる回折ピークが観察され、結晶相を形成していること
が認められる。また図示していないが、Ｆｅ91Ｐｒ6Ｂ3
およびＦｅ91Ｎｄ6Ｂ3の急冷直後の薄帯試料において
は、結晶相が形成されていることが認められた。図１お
よび図２の結果から、本発明の硬磁性材料において、非
晶質形成元素であるＭ（Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ）を添
加することにより、希土類元素の濃度を低くしても非晶
質相が得られることが認められる。
【００２１】図３は、本発明の組成の範囲内にあるＦｅ
86Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5、および比較例
としてのＦｅ88Ｐｒ7Ｂ5の薄帯試料について、熱処理後
の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、および保磁力
（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を調べた結果を示すもの
である。この結果より、本実施例の薄帯試料にあって
は、６００〜９００℃、より好ましくは６５０〜８５０
℃、さらに好ましくは７００〜８５０℃の範囲内の適切
な温度で熱処理した後に、比較例の希土類磁石よりも高
い保磁力（ｉＨｃ）が得られており、また保磁力（ｉＨ
ｃ）の最大値を示す温度が、比較例のものに比べてより
高温側にあることが認められる。また比較例（Ｆｅ88Ｐ
ｒ7Ｂ5）に対して、Ｆｅ置換でＮｂを添加したもの（Ｆ
ｅ86Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5）は、比較例のものより保磁力（ｉ
Ｈｃ）の最大値が大きく増加しており、またＰｒ置換で
Ｎｂを添加したもの（Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5）は、飽和
磁化（Ｉｓ）および残留磁化（Ｉｒ）が増加しているこ
とが認められる。
86Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5、Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5、および比較例
としてのＦｅ88Ｐｒ7Ｂ5の薄帯試料について、熱処理後
の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、および保磁力
（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を調べた結果を示すもの
である。この結果より、本実施例の薄帯試料にあって
は、６００〜９００℃、より好ましくは６５０〜８５０
℃、さらに好ましくは７００〜８５０℃の範囲内の適切
な温度で熱処理した後に、比較例の希土類磁石よりも高
い保磁力（ｉＨｃ）が得られており、また保磁力（ｉＨ
ｃ）の最大値を示す温度が、比較例のものに比べてより
高温側にあることが認められる。また比較例（Ｆｅ88Ｐ
ｒ7Ｂ5）に対して、Ｆｅ置換でＮｂを添加したもの（Ｆ
ｅ86Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5）は、比較例のものより保磁力（ｉ
Ｈｃ）の最大値が大きく増加しており、またＰｒ置換で
Ｎｂを添加したもの（Ｆｅ88Ｎｂ2Ｐｒ5Ｂ5）は、飽和
磁化（Ｉｓ）および残留磁化（Ｉｒ）が増加しているこ
とが認められる。
【００２２】図４は、本発明の組成の範囲内にあるＦｅ
86Ｚｒ2Ｎｄ7Ｂ5、Ｆｅ90Ｚｒ2Ｎｄ5Ｂ3、および比較例
としてのＦｅ88Ｎｄ7Ｂ5、Ｆｅ90Ｎｄ7Ｂ3の薄帯試料に
ついて、熱処理後の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉ
ｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を調
べた結果を示すものである。上記図３と同様に、保磁力
（ｉＨｃ）の最大値を示す温度が、本発明のものは比較
例のものに比べて、より高温側にあることが認められ
る。また比較例（Ｆｅ88Ｎｄ7Ｂ5）に対して、Ｆｅ置換
でＺｒを添加したもの（Ｆｅ86Ｚｒ2Ｎｄ7Ｂ5）は、比
較例のものより保磁力（ｉＨｃ）の最大値が増加してお
り、比較例（Ｆｅ90Ｎｄ7Ｂ3）に対してＮｄ置換でＺｒ
を添加したもの（Ｆｅ90Ｚｒ2Ｎｄ5Ｂ3）は、飽和磁化
（Ｉｓ）および残留磁化（Ｉｒ）が増加していることが
認められる。また図３、図４に示した結果から、本発明
の硬磁性材料においては保磁力（ｉＨｃ）の最大値を示
す温度が高温側にあることから、最大で９００℃もの高
温にさらされてもなお、高い磁気的特性を有しているこ
とが明らかになった。従って、従来のＦｅ−Ｒ−Ｂ系の
硬磁性材料よりも熱的安定性が高いことがわかる。
86Ｚｒ2Ｎｄ7Ｂ5、Ｆｅ90Ｚｒ2Ｎｄ5Ｂ3、および比較例
としてのＦｅ88Ｎｄ7Ｂ5、Ｆｅ90Ｎｄ7Ｂ3の薄帯試料に
ついて、熱処理後の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉ
ｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依存性を調
べた結果を示すものである。上記図３と同様に、保磁力
（ｉＨｃ）の最大値を示す温度が、本発明のものは比較
例のものに比べて、より高温側にあることが認められ
る。また比較例（Ｆｅ88Ｎｄ7Ｂ5）に対して、Ｆｅ置換
でＺｒを添加したもの（Ｆｅ86Ｚｒ2Ｎｄ7Ｂ5）は、比
較例のものより保磁力（ｉＨｃ）の最大値が増加してお
り、比較例（Ｆｅ90Ｎｄ7Ｂ3）に対してＮｄ置換でＺｒ
を添加したもの（Ｆｅ90Ｚｒ2Ｎｄ5Ｂ3）は、飽和磁化
（Ｉｓ）および残留磁化（Ｉｒ）が増加していることが
認められる。また図３、図４に示した結果から、本発明
の硬磁性材料においては保磁力（ｉＨｃ）の最大値を示
す温度が高温側にあることから、最大で９００℃もの高
温にさらされてもなお、高い磁気的特性を有しているこ
とが明らかになった。従って、従来のＦｅ−Ｒ−Ｂ系の
硬磁性材料よりも熱的安定性が高いことがわかる。
【００２３】図５〜１０は、本発明の範囲内にある各組
成のＦｅ98-z-wＭ2ＲzＢw（z＝５，７、w＝３，５）の
薄帯試料について、熱処理後の飽和磁化（Ｉｓ）、残留
磁化（Ｉｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依
存性を調べた結果を示すものである。図５は、Ｍ＝Ｎ
ｂ、Ｒ＝Ｐｒの場合について、図６は、Ｍ＝Ｎｂ、Ｒ＝
Ｎｄの場合について、図７は、Ｍ＝Ｚｒ、Ｒ＝Ｐｒの場
合について、図８は、Ｍ＝Ｚｒ、Ｒ＝Ｎｄの場合につい
て、図９は、Ｍ＝Ｈｆ、Ｒ＝Ｐｒの場合について、図１
０は、Ｍ＝Ｈｆ、Ｒ＝Ｎｄの場合についてのものであ
る。これらの結果から、いずれの組成についても、適切
な温度で熱処理を施すことによって保磁力（ｉＨｃ）が
増加しており、３０００ Ｏｅ以上のｉＨｃを得ている
ものもある。また飽和磁化（Ｉｓ）は熱処理温度によっ
て大きな変化は見られず、特にＦｅ濃度が高い試料、あ
るいはＲ（Ｎｄ、Ｐｒ）濃度が低い試料において、比較
的高い飽和磁化（Ｉｓ）が得られていることが認められ
る。飽和磁化（Ｉｓ）が高いものは残留磁化（Ｉｒ）も
高く、この材料の角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）が比較的大きい
ことが認められる。そして、組成を適切に設定すること
によって０．８以上の大きな角型比が得られ、また１２
０ｅｍｕ／ｇ以上の大きな残留磁化が得られることが認
められる。
成のＦｅ98-z-wＭ2ＲzＢw（z＝５，７、w＝３，５）の
薄帯試料について、熱処理後の飽和磁化（Ｉｓ）、残留
磁化（Ｉｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）の熱処理温度依
存性を調べた結果を示すものである。図５は、Ｍ＝Ｎ
ｂ、Ｒ＝Ｐｒの場合について、図６は、Ｍ＝Ｎｂ、Ｒ＝
Ｎｄの場合について、図７は、Ｍ＝Ｚｒ、Ｒ＝Ｐｒの場
合について、図８は、Ｍ＝Ｚｒ、Ｒ＝Ｎｄの場合につい
て、図９は、Ｍ＝Ｈｆ、Ｒ＝Ｐｒの場合について、図１
０は、Ｍ＝Ｈｆ、Ｒ＝Ｎｄの場合についてのものであ
る。これらの結果から、いずれの組成についても、適切
な温度で熱処理を施すことによって保磁力（ｉＨｃ）が
増加しており、３０００ Ｏｅ以上のｉＨｃを得ている
ものもある。また飽和磁化（Ｉｓ）は熱処理温度によっ
て大きな変化は見られず、特にＦｅ濃度が高い試料、あ
るいはＲ（Ｎｄ、Ｐｒ）濃度が低い試料において、比較
的高い飽和磁化（Ｉｓ）が得られていることが認められ
る。飽和磁化（Ｉｓ）が高いものは残留磁化（Ｉｒ）も
高く、この材料の角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）が比較的大きい
ことが認められる。そして、組成を適切に設定すること
によって０．８以上の大きな角型比が得られ、また１２
０ｅｍｕ／ｇ以上の大きな残留磁化が得られることが認
められる。
【００２４】図１１は、本発明の組成の範囲にあるＦｅ
93-zＭ2ＲzＢ5（Ｍ＝Ｎｂ，Ｚｒ、Ｒ＝Ｐｒ，Ｎｄ）の
薄帯試料について、最適温度（７５０〜８００℃）で熱
処理した後の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、お
よび保磁力（ｉＨｃ）のＲ濃度（ｚ）依存性を調べた結
果を示すものである。この結果より、Ｒ濃度（ｚ）が増
加しＦｅ濃度が減少するにしたがって、飽和磁化（Ｉ
ｓ）は減少し、ｚ＝７ａｔ％（Ｆｅ＝８６ａｔ％）で飽
和磁化（Ｉｓ）が１３０〜１４０ｅｍｕ／ｇとなること
が認められる。またＲ濃度（ｚ）が７ａｔ％と高い組成
では３０００ Ｏｅ以上の高い保磁力（ｉＨｃ）が得ら
れているが、Ｒ濃度（ｚ）が低くなるにしたがって保磁
力（ｉＨｃ）も低下している。しかしながら、Ｒ濃度
（ｚ）が低い組成では、飽和磁化（Ｉｓ）および残留磁
化（Ｉｒ）が高くなる傾向が見られるので、保磁力（ｉ
Ｈｃ）が低い組成でも、大きな最大エネルギー積（Ｂ-
Ｈ）maxが得られる。この図に示されるように、Ｒ濃度
（ｚ）が低い組成において飽和磁化（Ｉｓ）および残留
磁化（Ｉｒ）が高くなる傾向が見られるのは、Ｒ濃度が
低下し、Ｆｅ濃度が増加することによって飽和磁化（Ｉ
ｓ）が上昇することに起因するだけでなく、この材料の
角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）が０．７以上の大きなものになる
ことにも起因している。本実施例では、Ｒ濃度が４ａｔ
％と低い組成においても１４０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残
留磁化が得られている。
93-zＭ2ＲzＢ5（Ｍ＝Ｎｂ，Ｚｒ、Ｒ＝Ｐｒ，Ｎｄ）の
薄帯試料について、最適温度（７５０〜８００℃）で熱
処理した後の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、お
よび保磁力（ｉＨｃ）のＲ濃度（ｚ）依存性を調べた結
果を示すものである。この結果より、Ｒ濃度（ｚ）が増
加しＦｅ濃度が減少するにしたがって、飽和磁化（Ｉ
ｓ）は減少し、ｚ＝７ａｔ％（Ｆｅ＝８６ａｔ％）で飽
和磁化（Ｉｓ）が１３０〜１４０ｅｍｕ／ｇとなること
が認められる。またＲ濃度（ｚ）が７ａｔ％と高い組成
では３０００ Ｏｅ以上の高い保磁力（ｉＨｃ）が得ら
れているが、Ｒ濃度（ｚ）が低くなるにしたがって保磁
力（ｉＨｃ）も低下している。しかしながら、Ｒ濃度
（ｚ）が低い組成では、飽和磁化（Ｉｓ）および残留磁
化（Ｉｒ）が高くなる傾向が見られるので、保磁力（ｉ
Ｈｃ）が低い組成でも、大きな最大エネルギー積（Ｂ-
Ｈ）maxが得られる。この図に示されるように、Ｒ濃度
（ｚ）が低い組成において飽和磁化（Ｉｓ）および残留
磁化（Ｉｒ）が高くなる傾向が見られるのは、Ｒ濃度が
低下し、Ｆｅ濃度が増加することによって飽和磁化（Ｉ
ｓ）が上昇することに起因するだけでなく、この材料の
角型比（Ｉｒ／Ｉｓ）が０．７以上の大きなものになる
ことにも起因している。本実施例では、Ｒ濃度が４ａｔ
％と低い組成においても１４０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残
留磁化が得られている。
【００２５】図１２は、本発明の組成の範囲にあるＦｅ
96-wＺｒ2Ｐｒ4Ｂwの薄帯試料について、７００℃およ
び８００℃でそれぞれ熱処理した後の飽和磁化（Ｉ
ｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）のＢ
濃度（ｗ）依存性を調べた結果を示すものである。この
結果より、Ｂ濃度の増加に伴って飽和磁化（Ｉｓ）、残
留磁化（Ｉｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）はいずれも減
少する傾向が見られる。１００ｅｍｕ／ｇ以上のＩｒと
約１ｋＯｅ以上の保磁力の良好な硬磁性特性を得るため
には、Ｂ濃度が約７ａｔ％以下であることが好ましい。
96-wＺｒ2Ｐｒ4Ｂwの薄帯試料について、７００℃およ
び８００℃でそれぞれ熱処理した後の飽和磁化（Ｉ
ｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）のＢ
濃度（ｗ）依存性を調べた結果を示すものである。この
結果より、Ｂ濃度の増加に伴って飽和磁化（Ｉｓ）、残
留磁化（Ｉｒ）、および保磁力（ｉＨｃ）はいずれも減
少する傾向が見られる。１００ｅｍｕ／ｇ以上のＩｒと
約１ｋＯｅ以上の保磁力の良好な硬磁性特性を得るため
には、Ｂ濃度が約７ａｔ％以下であることが好ましい。
【００２６】図１３は、本発明の組成の範囲にあるＦｅ
98-z-wＺｒ2ＰｒzＢw（ｚ＝４，５，７ａｔ％）の薄帯
試料について、最適温度（７５０〜８００℃）で熱処理
した後の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、および
保磁力（ｉＨｃ）のＢ濃度（ｗ）依存性を調べた結果を
示すものである。この結果、Ｐｒ濃度（ｚ）が７ａｔ％
と高い試料においては、Ｂ濃度（ｗ）が高い組成で高い
保磁力（ｉＨｃ）が得られるが、同時に残留磁化（Ｉ
ｒ）が大きく減少している。つまり、Ｐｒ濃度（ｚ）お
よびＢ濃度（ｗ）をともに高くすることによって、大き
い保磁力（ｉＨｃ）を得ることができるが、同時に残留
磁化（Ｉｒ）が低下するので、最大エネルギー積（Ｂ-
Ｈ）maxはあまり大きい値にはならず、Ｐｒ濃度（ｚ）
およびＢ濃度（ｗ）が比較的低い組成、言換えればＦｅ
濃度が高い組成において、最大エネルギー積が約１００
ｋＪ／ｍ3以上の優れた硬磁性特性が得られることが認
められる。
98-z-wＺｒ2ＰｒzＢw（ｚ＝４，５，７ａｔ％）の薄帯
試料について、最適温度（７５０〜８００℃）で熱処理
した後の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、および
保磁力（ｉＨｃ）のＢ濃度（ｗ）依存性を調べた結果を
示すものである。この結果、Ｐｒ濃度（ｚ）が７ａｔ％
と高い試料においては、Ｂ濃度（ｗ）が高い組成で高い
保磁力（ｉＨｃ）が得られるが、同時に残留磁化（Ｉ
ｒ）が大きく減少している。つまり、Ｐｒ濃度（ｚ）お
よびＢ濃度（ｗ）をともに高くすることによって、大き
い保磁力（ｉＨｃ）を得ることができるが、同時に残留
磁化（Ｉｒ）が低下するので、最大エネルギー積（Ｂ-
Ｈ）maxはあまり大きい値にはならず、Ｐｒ濃度（ｚ）
およびＢ濃度（ｗ）が比較的低い組成、言換えればＦｅ
濃度が高い組成において、最大エネルギー積が約１００
ｋＪ／ｍ3以上の優れた硬磁性特性が得られることが認
められる。
【００２７】図１４は、本発明の組成の範囲にあるＦｅ
90ＺｒyＮｄ7-yＢ3の薄帯試料について、所定の温度で
熱処理した後の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、
保磁力（ｉＨｃ）、および透磁率（μｅ；周波数１ｋＨ
z）のＺｒ濃度（ｙ）依存性を調べた結果を示すもので
ある。この結果より、Ｚｒ濃度（ｙ）が増加するに従っ
て、飽和磁化（Ｉｓ）および残留磁化（Ｉｒ）は増加す
るが、Ｚｒ濃度（ｙ）が４ａｔ％以上になると保磁力
（ｉＨｃ）が減少し、硬磁性特性から軟磁性特性へと変
化していることが認められる。また透磁率はＺｒ濃度
（ｙ）が３ａｔ％より大きくなると急激に増大してお
り、したがって、本実施例において好ましい硬磁性特性
を得るには、Ｚｒ濃度（ｙ）を３ａｔ％以下とするのが
好ましい。
90ＺｒyＮｄ7-yＢ3の薄帯試料について、所定の温度で
熱処理した後の飽和磁化（Ｉｓ）、残留磁化（Ｉｒ）、
保磁力（ｉＨｃ）、および透磁率（μｅ；周波数１ｋＨ
z）のＺｒ濃度（ｙ）依存性を調べた結果を示すもので
ある。この結果より、Ｚｒ濃度（ｙ）が増加するに従っ
て、飽和磁化（Ｉｓ）および残留磁化（Ｉｒ）は増加す
るが、Ｚｒ濃度（ｙ）が４ａｔ％以上になると保磁力
（ｉＨｃ）が減少し、硬磁性特性から軟磁性特性へと変
化していることが認められる。また透磁率はＺｒ濃度
（ｙ）が３ａｔ％より大きくなると急激に増大してお
り、したがって、本実施例において好ましい硬磁性特性
を得るには、Ｚｒ濃度（ｙ）を３ａｔ％以下とするのが
好ましい。
【００２８】図１５は、本発明の組成の範囲内にあるＦ
ｅ86Ｚｒ2Ｐｒ7Ｂ5の急冷直後の薄帯試料、および急冷
後に６５０℃、７００℃、７５０℃、８００℃でそれぞ
れ加熱処理して得られた薄帯試料のＸ線回折結果を示し
たものである。この図において、急冷直後は化合物の析
出は見られず、６５０℃以上の加熱処理後にＦｅ3Ｂと
思われるピークが見られ、７５０℃以上の加熱処理後に
ｂｃｃ−Ｆｅ、およびＲ2Ｆｅ14Ｂ1と思われる回折ピー
クが見られる。また図１６はＦｅ86Ｚｒ2Ｐｒ7Ｂ5およ
びＦｅ86Ｚｒ2Ｎｄ7Ｂ5なる組成の非晶質合金薄帯を１
０℃／分で昇温したときのＤＳＣ曲線（Differential S
canningCaloriemeter:示差熱分析計による測定値）を示
すものである。このＤＳＣ曲線において、３段階の結晶
化反応に相当するピークが見られ、これらのピークと図
１５のＸ線回折のグラフとを対応させると、最も低い温
度で得られる最初の反応ピークがＦｅ3Ｂ、２番目の反
応ピークがｂｃｃ−Ｆｅ、そして３番目の反応ピークが
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1の結晶化に相当するものと推察される。こ
れらの結果より、上記図７，８で高い保磁力を示した７
５０〜８００℃での加熱処理後は、非晶質相と、ｂｃｃ
−Ｆｅと、Ｆｅ3Ｂと、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1の混合組織となっ
ていることが推察される。
ｅ86Ｚｒ2Ｐｒ7Ｂ5の急冷直後の薄帯試料、および急冷
後に６５０℃、７００℃、７５０℃、８００℃でそれぞ
れ加熱処理して得られた薄帯試料のＸ線回折結果を示し
たものである。この図において、急冷直後は化合物の析
出は見られず、６５０℃以上の加熱処理後にＦｅ3Ｂと
思われるピークが見られ、７５０℃以上の加熱処理後に
ｂｃｃ−Ｆｅ、およびＲ2Ｆｅ14Ｂ1と思われる回折ピー
クが見られる。また図１６はＦｅ86Ｚｒ2Ｐｒ7Ｂ5およ
びＦｅ86Ｚｒ2Ｎｄ7Ｂ5なる組成の非晶質合金薄帯を１
０℃／分で昇温したときのＤＳＣ曲線（Differential S
canningCaloriemeter:示差熱分析計による測定値）を示
すものである。このＤＳＣ曲線において、３段階の結晶
化反応に相当するピークが見られ、これらのピークと図
１５のＸ線回折のグラフとを対応させると、最も低い温
度で得られる最初の反応ピークがＦｅ3Ｂ、２番目の反
応ピークがｂｃｃ−Ｆｅ、そして３番目の反応ピークが
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1の結晶化に相当するものと推察される。こ
れらの結果より、上記図７，８で高い保磁力を示した７
５０〜８００℃での加熱処理後は、非晶質相と、ｂｃｃ
−Ｆｅと、Ｆｅ3Ｂと、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1の混合組織となっ
ていることが推察される。
【００２９】図１７は、図７において高い保磁力を示し
た７５０℃加熱処理後のＦｅ86Ｚｒ2Ｐｒ7Ｂ5薄帯試料
の透過電子顕微鏡写真による組織状態を示すものであ
る。ここには、約５０ｎｍの結晶粒が多く見られる。ま
た図１８〜２３は、図１７中の点１〜６におけるナノビ
ームによるＥＤＳ分析（エネルギー分散型分光分析）の
結果をそれぞれ示すものである。これらに示されるよう
に、Ｆｅ86Ｚｒ2Ｐｒ7Ｂ5の薄帯試料には、ｂｃｃ−Ｆ
ｅと思われるＦｅリッチの相と、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1と思われ
るＰｒリッチの相が見られる。図２５〜２８にＦｅ−
（Ｎｂ，Ｚｒ）−（Ｐｒ，Ｎｄ）−Ｂ合金のＩｒ、ｉＨ
ｃ、（ＢＨ）maxの三角組成図を示す。Ｐｒ，Ｎｄが４
〜５ａｔ％の低濃度で高い（ＢＨ）maxが得られること
がわかる。
た７５０℃加熱処理後のＦｅ86Ｚｒ2Ｐｒ7Ｂ5薄帯試料
の透過電子顕微鏡写真による組織状態を示すものであ
る。ここには、約５０ｎｍの結晶粒が多く見られる。ま
た図１８〜２３は、図１７中の点１〜６におけるナノビ
ームによるＥＤＳ分析（エネルギー分散型分光分析）の
結果をそれぞれ示すものである。これらに示されるよう
に、Ｆｅ86Ｚｒ2Ｐｒ7Ｂ5の薄帯試料には、ｂｃｃ−Ｆ
ｅと思われるＦｅリッチの相と、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ1と思われ
るＰｒリッチの相が見られる。図２５〜２８にＦｅ−
（Ｎｂ，Ｚｒ）−（Ｐｒ，Ｎｄ）−Ｂ合金のＩｒ、ｉＨ
ｃ、（ＢＨ）maxの三角組成図を示す。Ｐｒ，Ｎｄが４
〜５ａｔ％の低濃度で高い（ＢＨ）maxが得られること
がわかる。
【００３０】下記表１は、本発明の組成の範囲にあるＦ
ｅaＣｏbＮｂ2Ｐｒ7Ｂ5（ａ＋ｂ＝８６、０≦ｂ≦５
０）の薄帯試料について、最適温度（７５０〜８５０
℃）で熱処理した後の飽和磁束密度（Ｉｓ）、残留磁束
密度（Ｉｒ）、保磁力（ｉＨｃ）、最大エネルギー積
（（ＢＨ）max）を、ＦｅとＣｏの組成比を変化させな
がら測定した結果を示すものである。
ｅaＣｏbＮｂ2Ｐｒ7Ｂ5（ａ＋ｂ＝８６、０≦ｂ≦５
０）の薄帯試料について、最適温度（７５０〜８５０
℃）で熱処理した後の飽和磁束密度（Ｉｓ）、残留磁束
密度（Ｉｒ）、保磁力（ｉＨｃ）、最大エネルギー積
（（ＢＨ）max）を、ＦｅとＣｏの組成比を変化させな
がら測定した結果を示すものである。
【００３１】
【表１】
【００３２】この表に示されるように、Ｃｏを含まない
Ｆｅ86Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5は、保磁力（iＨc）が３０００
Ｏｅ以上と高いが、飽和磁束密度（Ｉｓ）および残留磁
束密度（Ｉｒ）の値が比較的低い。これに対してＦｅ置
換でＣｏを添加することによって、飽和磁束密度（Ｉ
ｓ）および残留磁束密度（Ｉｒ）の値が増加している。
またＣｏを添加したことによって保磁力（iＨc）は減少
する傾向が見られるが、Ｃｏ濃度を２０ａｔ％としたＦ
ｅ66Ｃｏ20Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5は、３０００ Ｏｅ以上の高
い保磁力（iＨc）と、１．１６Ｔの高い残留磁束密度
（Ｉｒ）が同時に得られ、９５ｋＪ／ｍ3という最大エ
ネルギー積（(ＢＨ)max）の高い値を示した。図２４は
これらの合金のＩ−Ｈカーブを示す磁化曲線である。Ｃ
ｏ添加により磁化の立ち上がりが急になり、(ＢＨ)max
が大きくなることがわかる。これらの結果から、Ｆｅ86
Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5に対してＦｅ置換でＣｏを２ａｔ％以
上、より好ましくは２〜２０ａｔ％添加することによっ
て、保磁力（iＨc）を下げることなく、残留磁束密度
（Ｉｒ）および最大エネルギー積（(ＢＨ)max）を向上
できることが認められた。このような保磁力（iＨc）、
残留磁束密度（Ｉｒ）および最大エネルギー積（(ＢＨ)
max）がいずれも高い値を示す硬磁性材料は、特にモー
ター用磁石として好適である。
Ｆｅ86Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5は、保磁力（iＨc）が３０００
Ｏｅ以上と高いが、飽和磁束密度（Ｉｓ）および残留磁
束密度（Ｉｒ）の値が比較的低い。これに対してＦｅ置
換でＣｏを添加することによって、飽和磁束密度（Ｉ
ｓ）および残留磁束密度（Ｉｒ）の値が増加している。
またＣｏを添加したことによって保磁力（iＨc）は減少
する傾向が見られるが、Ｃｏ濃度を２０ａｔ％としたＦ
ｅ66Ｃｏ20Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5は、３０００ Ｏｅ以上の高
い保磁力（iＨc）と、１．１６Ｔの高い残留磁束密度
（Ｉｒ）が同時に得られ、９５ｋＪ／ｍ3という最大エ
ネルギー積（(ＢＨ)max）の高い値を示した。図２４は
これらの合金のＩ−Ｈカーブを示す磁化曲線である。Ｃ
ｏ添加により磁化の立ち上がりが急になり、(ＢＨ)max
が大きくなることがわかる。これらの結果から、Ｆｅ86
Ｎｂ2Ｐｒ7Ｂ5に対してＦｅ置換でＣｏを２ａｔ％以
上、より好ましくは２〜２０ａｔ％添加することによっ
て、保磁力（iＨc）を下げることなく、残留磁束密度
（Ｉｒ）および最大エネルギー積（(ＢＨ)max）を向上
できることが認められた。このような保磁力（iＨc）、
残留磁束密度（Ｉｒ）および最大エネルギー積（(ＢＨ)
max）がいずれも高い値を示す硬磁性材料は、特にモー
ター用磁石として好適である。
【００３３】
【発明の効果】請求項１記載の発明は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉのうち１種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｈｆのうち１種または２種以上からなる元素Ｍと、
希土類元素のうちの１種または２種以上からなる元素Ｒ
と、Ｂとを含み、組織のうちの７０％以上が平均結晶粒
径１００ｎｍ以下の微細結晶相であり、残部が非晶質相
であり、前記微細結晶相はｂｃｃのＦｅと、Ｆｅ−Ｂの
化合物および／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1を主体とすることを
特徴とする硬磁性材料である。本発明の硬磁性材料は、
微細組織を実現することにより得られる微細なソフト磁
性相とハード磁性相とを結合させた交換結合磁石特性を
示すものであり、残留磁化が高く、硬磁性特性に優れて
いる。
ｉのうち１種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｈｆのうち１種または２種以上からなる元素Ｍと、
希土類元素のうちの１種または２種以上からなる元素Ｒ
と、Ｂとを含み、組織のうちの７０％以上が平均結晶粒
径１００ｎｍ以下の微細結晶相であり、残部が非晶質相
であり、前記微細結晶相はｂｃｃのＦｅと、Ｆｅ−Ｂの
化合物および／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1を主体とすることを
特徴とする硬磁性材料である。本発明の硬磁性材料は、
微細組織を実現することにより得られる微細なソフト磁
性相とハード磁性相とを結合させた交換結合磁石特性を
示すものであり、残留磁化が高く、硬磁性特性に優れて
いる。
【００３４】請求項２記載の発明は、急冷直後において
非晶質を主体とする組織からなり、６００〜９００℃の
熱処理によって前記微細結晶相が析出されてなることを
特徴とする請求項１記載の硬磁性材料である。したがっ
て、確実に微細組織を実現して、良好な交換結合磁石特
性を得ることができる。
非晶質を主体とする組織からなり、６００〜９００℃の
熱処理によって前記微細結晶相が析出されてなることを
特徴とする請求項１記載の硬磁性材料である。したがっ
て、確実に微細組織を実現して、良好な交換結合磁石特
性を得ることができる。
【００３５】特に請求項３記載の組成とすれば、希土類
元素の濃度が低くても急冷状態で良好な非晶質相が得ら
れ、その後の加熱処理により硬磁性特性を付与する化合
物が析出されるので、低コストで優れた硬磁性特性を有
する硬磁性材料が得られる。またＦｅ濃度が従来の希土
類磁石より高いため、より高い飽和磁化（Ｉｓ）、およ
び残留磁化（Ｉｒ）が得られる。請求項４記載の組成は
さらに好ましく、希土類元素の濃度が低いにも拘らず、
１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化を実現できる。
元素の濃度が低くても急冷状態で良好な非晶質相が得ら
れ、その後の加熱処理により硬磁性特性を付与する化合
物が析出されるので、低コストで優れた硬磁性特性を有
する硬磁性材料が得られる。またＦｅ濃度が従来の希土
類磁石より高いため、より高い飽和磁化（Ｉｓ）、およ
び残留磁化（Ｉｒ）が得られる。請求項４記載の組成は
さらに好ましく、希土類元素の濃度が低いにも拘らず、
１２０ｅｍｕ／ｇ以上の高い残留磁化を実現できる。
【００３６】さらに本発明によれば飽和磁化Ｉｓと残留
磁化Ｉｒとの比率 Ｉｒ／Ｉｓ が０．７以上の硬磁性
材料を得ることができる。したがって高いＩｒを実現す
ることができ、高いエネルギー積をもつ硬磁性材料を得
ることができる。また希土類元素Ｒの一部または全部
を、Ｎｄおよび／またはＰｒで構成すれば、特に高い保
磁力と残留磁化が得られる。
磁化Ｉｒとの比率 Ｉｒ／Ｉｓ が０．７以上の硬磁性
材料を得ることができる。したがって高いＩｒを実現す
ることができ、高いエネルギー積をもつ硬磁性材料を得
ることができる。また希土類元素Ｒの一部または全部
を、Ｎｄおよび／またはＰｒで構成すれば、特に高い保
磁力と残留磁化が得られる。
【００３７】本発明の硬磁性材料の製造方法は、液体急
冷法を用いて、Ｆｅを主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，
Ｈｆのうち１種または２種以上からなる元素Ｍと、希土
類元素のうちの１種または２種以上からなる元素Ｒと、
Ｂとを含む非晶質合金を作製した後、該非晶質合金を６
００〜９００℃で熱処理して、ｂｃｃのＦｅと、Ｆｅ−
Ｂの化合物および／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1を主体とする平
均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶相を析出させるこ
とを特徴とするものである。したがって、微細組織を実
現して交換結合磁石特性を示す硬磁性材料が得られる。
しかも希土類元素の含有量を、従来の希土類磁石よりも
少なくしても優れた硬磁性特性が得られるので、比較的
低い製造コストで高性能の硬磁性材料を製造することが
できる。このような硬磁性材料は、モーター、アクチュ
エータ、スピーカーなど各種の装置に使用される磁石材
料として有用であり、製造コストの低減を図ることがで
きる。
冷法を用いて、Ｆｅを主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，
Ｈｆのうち１種または２種以上からなる元素Ｍと、希土
類元素のうちの１種または２種以上からなる元素Ｒと、
Ｂとを含む非晶質合金を作製した後、該非晶質合金を６
００〜９００℃で熱処理して、ｂｃｃのＦｅと、Ｆｅ−
Ｂの化合物および／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1を主体とする平
均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細結晶相を析出させるこ
とを特徴とするものである。したがって、微細組織を実
現して交換結合磁石特性を示す硬磁性材料が得られる。
しかも希土類元素の含有量を、従来の希土類磁石よりも
少なくしても優れた硬磁性特性が得られるので、比較的
低い製造コストで高性能の硬磁性材料を製造することが
できる。このような硬磁性材料は、モーター、アクチュ
エータ、スピーカーなど各種の装置に使用される磁石材
料として有用であり、製造コストの低減を図ることがで
きる。
【図１】本発明に係る硬磁性材料の急冷直後のＸ線回折
結果を示す図である。
結果を示す図である。
【図２】比較例の材料の急冷直後のＸ線回折結果を示す
図である。
図である。
【図３】本発明に係る硬磁性材料および比較例の材料の
熱処理後の飽和磁化、残留磁化、および保磁力の熱処理
温度依存性を示す図である。
熱処理後の飽和磁化、残留磁化、および保磁力の熱処理
温度依存性を示す図である。
【図４】本発明に係る硬磁性材料および比較例の材料の
熱処理後の飽和磁化、残留磁化、および保磁力の熱処理
温度依存性を示す図である。
熱処理後の飽和磁化、残留磁化、および保磁力の熱処理
温度依存性を示す図である。
【図５】本発明に係る硬磁性材料の熱処理後の飽和磁
化、残留磁化、および保磁力の熱処理温度依存性を示す
図である。
化、残留磁化、および保磁力の熱処理温度依存性を示す
図である。
【図６】本発明に係る硬磁性材料の熱処理後の飽和磁
化、残留磁化、および保磁力の熱処理温度依存性を示す
図である。
化、残留磁化、および保磁力の熱処理温度依存性を示す
図である。
【図７】本発明に係る硬磁性材料の熱処理後の飽和磁
化、残留磁化、および保磁力の熱処理温度依存性を示す
図である。
化、残留磁化、および保磁力の熱処理温度依存性を示す
図である。
【図８】本発明に係る硬磁性材料の熱処理後の飽和磁
化、残留磁化、および保磁力の熱処理温度依存性を示す
図である。
化、残留磁化、および保磁力の熱処理温度依存性を示す
図である。
【図９】本発明に係る硬磁性材料の熱処理後の飽和磁
化、残留磁化、および保磁力の熱処理温度依存性を示す
図である。
化、残留磁化、および保磁力の熱処理温度依存性を示す
図である。
【図１０】本発明に係る硬磁性材料の熱処理後の飽和磁
化、残留磁化、および保磁力の熱処理温度依存性を示す
図である。
化、残留磁化、および保磁力の熱処理温度依存性を示す
図である。
【図１１】本発明に係る硬磁性材料の熱処理後の飽和磁
化、残留磁化、および保磁力のＲ濃度（ｚ）依存性を示
す図である。
化、残留磁化、および保磁力のＲ濃度（ｚ）依存性を示
す図である。
【図１２】本発明に係る硬磁性材料の熱処理後の飽和磁
化、残留磁化、および保磁力のＢ濃度（ｗ）依存性を示
す図である。
化、残留磁化、および保磁力のＢ濃度（ｗ）依存性を示
す図である。
【図１３】本発明に係る硬磁性材料の熱処理後の飽和磁
化、残留磁化、および保磁力のＢ濃度（ｗ）依存性を示
す図である。
化、残留磁化、および保磁力のＢ濃度（ｗ）依存性を示
す図である。
【図１４】本発明に係る硬磁性材料の熱処理後の飽和磁
化、残留磁化、保磁力、および透磁率のＺｒ濃度（ｙ）
依存性を示す図である。
化、残留磁化、保磁力、および透磁率のＺｒ濃度（ｙ）
依存性を示す図である。
【図１５】本発明に係る硬磁性材料の急冷直後、および
加熱処理後のＸ線回折結果を示す図である。
加熱処理後のＸ線回折結果を示す図である。
【図１６】本発明に係る硬磁性材料のＤＳＣ曲線を示す
図である。
図である。
【図１７】本発明に係る硬磁性材料の例の金属組織を示
す透過電子顕微鏡写真である。
す透過電子顕微鏡写真である。
【図１８】図１７中の点１におけるナノビームによるＥ
ＤＳ分析の結果を示す図である。
ＤＳ分析の結果を示す図である。
【図１９】図１７中の点２におけるナノビームによるＥ
ＤＳ分析の結果を示す図である。
ＤＳ分析の結果を示す図である。
【図２０】図１７中の点３におけるナノビームによるＥ
ＤＳ分析の結果を示す図である。
ＤＳ分析の結果を示す図である。
【図２１】図１７中の点４におけるナノビームによるＥ
ＤＳ分析の結果を示す図である。
ＤＳ分析の結果を示す図である。
【図２２】図１７中の点５におけるナノビームによるＥ
ＤＳ分析の結果を示す図である。
ＤＳ分析の結果を示す図である。
【図２３】図１７中の点６におけるナノビームによるＥ
ＤＳ分析の結果を示す図である。
ＤＳ分析の結果を示す図である。
【図２４】本発明に係る硬磁性材料のＩ−Ｈカーブを示
す磁化曲線である。
す磁化曲線である。
【図２５】 Ｆｅ−（Ｎｂ，Ｚｒ）−（Ｐｒ，Ｎｄ）−
Ｂ合金のＩｒ、ｉＨｃ、（ＢＨ）maxの三角組成図であ
る。
Ｂ合金のＩｒ、ｉＨｃ、（ＢＨ）maxの三角組成図であ
る。
【図２６】 Ｆｅ−（Ｎｂ，Ｚｒ）−（Ｐｒ，Ｎｄ）−
Ｂ合金のＩｒ、ｉＨｃ、（ＢＨ）maxの三角組成図であ
る。
Ｂ合金のＩｒ、ｉＨｃ、（ＢＨ）maxの三角組成図であ
る。
【図２７】 Ｆｅ−（Ｎｂ，Ｚｒ）−（Ｐｒ，Ｎｄ）−
Ｂ合金のＩｒ、ｉＨｃ、（ＢＨ）maxの三角組成図であ
る。
Ｂ合金のＩｒ、ｉＨｃ、（ＢＨ）maxの三角組成図であ
る。
【図２８】 Ｆｅ−（Ｎｂ，Ｚｒ）−（Ｐｒ，Ｎｄ）−
Ｂ合金のＩｒ、ｉＨｃ、（ＢＨ）maxの三角組成図であ
る。
Ｂ合金のＩｒ、ｉＨｃ、（ＢＨ）maxの三角組成図であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小島 章伸 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 荻原 富士弥 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 牧野 彰宏 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地 川内住宅 内11−806 (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市青葉区上杉３丁目８番22号
Claims (8)
- 【請求項１】 Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素
を主成分とし、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうち１種また
は２種以上からなる元素Ｍと、希土類元素のうちの１種
または２種以上からなる元素Ｒと、Ｂとを含み、 組織のうちの７０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下
の微細結晶相であり、残部が非晶質相であり、 前記微細結晶相はｂｃｃのＦｅと、Ｆｅ−Ｂの化合物お
よび／またはＲ2Ｆｅ14Ｂ1を主体とすることを特徴とす
る硬磁性材料。 - 【請求項２】 急冷直後において非晶質を主体とする組
織からなり、６００〜９００℃の熱処理によって前記微
細結晶相が析出されてなることを特徴とする請求項１記
載の硬磁性材料。 - 【請求項３】 下記組成式を有することを特徴とする請
求項１または２記載の硬磁性材料。 ＴxＭyＲzＢw ただし、ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうち１種以上の
元素を表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上を表わす
とともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子％で、 ８６≦ｘ、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦７で
ある。 - 【請求項４】 下記組成式を有し、かつ、残留磁化Ｉｒ
が１２０ｅｍｕ／ｇ以上であることを特徴とする請求項
１または２記載の硬磁性材料。 ＴxＭyＲzＢw ただし、ＴはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち１種以上の元素を
表わし、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうち１種以上の
元素を表わし、Ｒは希土類元素のうち１種以上を表わす
とともに、組成比を示すｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子％で、 ８６≦ｘ、０．５≦ｙ≦３、３≦ｚ≦７、３≦ｗ≦７で
ある。 - 【請求項５】 飽和磁化Ｉｓと残留磁化Ｉｒとの比率
Ｉｒ／Ｉｓ が０．７以上であることを特徴とする請求
項１〜４のいずれかに記載の硬磁性材料。 - 【請求項６】 前記希土類元素Ｒの一部または全部が、
Ｎｄおよび／またはＰｒであることを特徴とする請求項
１〜４のいずれかに記載の硬磁性材料。 - 【請求項７】 前記希土類元素Ｒの濃度が４〜５原子％
であることを特徴とする請求項３〜６のいずれかに記載
の硬磁性材料。 - 【請求項８】 液体急冷法を用いて、Ｆｅを主成分と
し、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆのうち１種または２種以上
からなる元素Ｍと、希土類元素のうちの１種または２種
以上からなる元素Ｒと、Ｂとを含む非晶質合金を作製し
た後、該非晶質合金を６００〜９００℃で熱処理して、
ｂｃｃのＦｅと、Ｆｅ−Ｂの化合物および／またはＲ2
Ｆｅ14Ｂ1を主体とする平均結晶粒径１００ｎｍ以下の
微細結晶相を析出させることを特徴とする硬磁性材料の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8068822A JPH09143641A (ja) | 1995-09-22 | 1996-03-25 | 硬磁性材料およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7-244982 | 1995-09-22 | ||
| JP24498295 | 1995-09-22 | ||
| JP8068822A JPH09143641A (ja) | 1995-09-22 | 1996-03-25 | 硬磁性材料およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09143641A true JPH09143641A (ja) | 1997-06-03 |
Family
ID=26410013
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8068822A Pending JPH09143641A (ja) | 1995-09-22 | 1996-03-25 | 硬磁性材料およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09143641A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6425961B1 (en) | 1998-05-15 | 2002-07-30 | Alps Electric Co., Ltd. | Composite hard magnetic material and method for producing the same |
| JP2010056418A (ja) * | 2008-08-29 | 2010-03-11 | Meiji Univ | 半硬質ボンド磁石 |
| JP2011100881A (ja) * | 2009-11-06 | 2011-05-19 | Toyota Motor Corp | ナノコンポジット磁石の製造方法 |
-
1996
- 1996-03-25 JP JP8068822A patent/JPH09143641A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6425961B1 (en) | 1998-05-15 | 2002-07-30 | Alps Electric Co., Ltd. | Composite hard magnetic material and method for producing the same |
| JP2010056418A (ja) * | 2008-08-29 | 2010-03-11 | Meiji Univ | 半硬質ボンド磁石 |
| JP2011100881A (ja) * | 2009-11-06 | 2011-05-19 | Toyota Motor Corp | ナノコンポジット磁石の製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100241796B1 (ko) | 미세 결정 구조를 갖는 철-니켈 기초 연질 자성합금 및 자성합금 제조방법 | |
| US5750044A (en) | Magnet and bonded magnet | |
| JP2001189206A (ja) | 永久磁石 | |
| JP3311907B2 (ja) | 永久磁石材料、永久磁石及び永久磁石の製造方法 | |
| JPS62192566A (ja) | 永久磁石材料及びその製造方法 | |
| JP2001323343A (ja) | 高性能希土類永久磁石用合金及びその製造方法 | |
| JP2000114017A (ja) | 永久磁石材料および永久磁石 | |
| JP3488358B2 (ja) | 微細結晶永久磁石合金及び永久磁石粉末の製造方法 | |
| JPH1088294A (ja) | 硬磁性材料 | |
| JP2024020341A (ja) | 異方性希土類焼結磁石及びその製造方法 | |
| JP4170468B2 (ja) | 永久磁石 | |
| JP2898229B2 (ja) | 磁石、その製造方法およびボンディッド磁石 | |
| JPH0616445B2 (ja) | 永久磁石材料及びその製造方法 | |
| JPH06207203A (ja) | 希土類永久磁石の製造方法 | |
| JP2000003808A (ja) | 硬磁性材料 | |
| US6004407A (en) | Hard magnetic materials and method of producing the same | |
| JPH07263210A (ja) | 永久磁石並びに永久磁石合金粉末とその製造方法 | |
| JP4320701B2 (ja) | 永久磁石合金及びボンド磁石 | |
| JPH09143641A (ja) | 硬磁性材料およびその製造方法 | |
| JP3469496B2 (ja) | 磁石材料の製造方法 | |
| KR0168495B1 (ko) | 알파-Fe기 RE-Fe-B 초미세 결정립 합금 자성체, 그의 제조방법 및 그의 이용 | |
| JPH10312918A (ja) | 磁石およびボンディッド磁石 | |
| JP4043613B2 (ja) | 過冷却液体領域を有するＦｅ基硬磁性合金 | |
| JPH10130796A (ja) | 微細結晶永久磁石合金及び等方性永久磁石粉末の製造方法 | |
| JP2001313206A (ja) | Ｒ−ｔ−ｎ系異方性磁粉およびその製造方法ならびにｒ−ｔ−ｎ系異方性ボンド磁石 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20030722 |