JPH09237708A - 希土類ＦｅＮ系焼結磁石およびその製造方法 - Google Patents
希土類ＦｅＮ系焼結磁石およびその製造方法Info
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- JPH09237708A JPH09237708A JP8041799A JP4179996A JPH09237708A JP H09237708 A JPH09237708 A JP H09237708A JP 8041799 A JP8041799 A JP 8041799A JP 4179996 A JP4179996 A JP 4179996A JP H09237708 A JPH09237708 A JP H09237708A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 優れた磁石特性を有する希土類ＦｅＮ系焼結
磁石を提供する。 【解決手段】 希土類ＦｅＮ系焼結磁石は、多数の粒状
強磁性相Ｐ1 と、その粒状強磁性相Ｐ1 の分解温度より
も低い温度で液相を生じて相隣る両粒状強磁性相Ｐ1 間
を接合するバインダ相Ｐ2 とよりなる液相焼結組織を有
する。粒状強磁性相Ｐ1 は希土類ＦｅＮ系化合物よりな
り、またバインダ相Ｐ2 は希土類元素ＲＥの含有量がＲ
Ｅ≧５０原子％であるＲＥ系合金よりなる。
磁石を提供する。 【解決手段】 希土類ＦｅＮ系焼結磁石は、多数の粒状
強磁性相Ｐ1 と、その粒状強磁性相Ｐ1 の分解温度より
も低い温度で液相を生じて相隣る両粒状強磁性相Ｐ1 間
を接合するバインダ相Ｐ2 とよりなる液相焼結組織を有
する。粒状強磁性相Ｐ1 は希土類ＦｅＮ系化合物よりな
り、またバインダ相Ｐ2 は希土類元素ＲＥの含有量がＲ
Ｅ≧５０原子％であるＲＥ系合金よりなる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は希土類ＦｅＮ系焼結
磁石およびその製造方法に関する。
磁石およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高性能永久磁石材料としては、高
いキュリー点と、高い異方性磁場を有する希土類ＦｅＮ
系化合物、例えばＳｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 化合物が知られてい
る。
いキュリー点と、高い異方性磁場を有する希土類ＦｅＮ
系化合物、例えばＳｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 化合物が知られてい
る。
【０００３】ところが、Ｓｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 化合物は、６
５０℃以上の高温に曝されると、Ｓｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 →２
ＳｍＮ＋１７Ｆｅ＋Ｎ2 ／２といった不可逆的な分解反
応を生じるため、Ｓｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 化合物よりなる焼結
磁石を得ることは非常に困難であった。
５０℃以上の高温に曝されると、Ｓｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 →２
ＳｍＮ＋１７Ｆｅ＋Ｎ2 ／２といった不可逆的な分解反
応を生じるため、Ｓｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 化合物よりなる焼結
磁石を得ることは非常に困難であった。
【０００４】そこで、現状では、Ｓｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 化合
物は、その粉末を合成樹脂バインダで結合した樹脂ボン
ド磁石に用いられている（特開平４−３４６２０３号公
報参照）。
物は、その粉末を合成樹脂バインダで結合した樹脂ボン
ド磁石に用いられている（特開平４−３４６２０３号公
報参照）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら樹脂ボン
ド磁石は圧縮成形によるものであるから、比較的密度が
低く、それに起因して、特に残留磁束密度Ｂｒが低い、
という問題があった。
ド磁石は圧縮成形によるものであるから、比較的密度が
低く、それに起因して、特に残留磁束密度Ｂｒが低い、
という問題があった。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は高密度化を達成
され、これにより優れた磁石特性を有する前記希土類Ｆ
ｅＮ系焼結磁石を提供することを目的とする。
され、これにより優れた磁石特性を有する前記希土類Ｆ
ｅＮ系焼結磁石を提供することを目的とする。
【０００７】前記目的を達成するため本発明によれば、
多数の粒状強磁性相と、その粒状強磁性相の分解温度よ
りも低い温度で液相を生じて相隣る両粒状強磁性相間を
接合するバインダ相とよりなる液相焼結組織を有し、前
記粒状強磁性相が希土類ＦｅＮ系化合物よりなり、前記
バインダ相は希土類元素ＲＥの含有量がＲＥ≧５０原子
％であるＲＥ系合金よりなる希土類ＦｅＮ系焼結磁石が
提供される。 希土類ＦｅＮ系焼結磁石は、前記のよう
に特定された液相焼結組織を有するので高密度化を達成
され、これにより優れた磁石特性、特に、高い残留磁束
密度Ｂｒを有する。
多数の粒状強磁性相と、その粒状強磁性相の分解温度よ
りも低い温度で液相を生じて相隣る両粒状強磁性相間を
接合するバインダ相とよりなる液相焼結組織を有し、前
記粒状強磁性相が希土類ＦｅＮ系化合物よりなり、前記
バインダ相は希土類元素ＲＥの含有量がＲＥ≧５０原子
％であるＲＥ系合金よりなる希土類ＦｅＮ系焼結磁石が
提供される。 希土類ＦｅＮ系焼結磁石は、前記のよう
に特定された液相焼結組織を有するので高密度化を達成
され、これにより優れた磁石特性、特に、高い残留磁束
密度Ｂｒを有する。
【０００８】また本発明は前記のような希土類ＦｅＮ系
焼結磁石を量産することが可能な前記製造方法を提供す
ることを目的とする。
焼結磁石を量産することが可能な前記製造方法を提供す
ることを目的とする。
【０００９】前記目的を達成するため本発明によれば、
希土類ＦｅＮ系化合物よりなる永久磁石用粉末と、希土
類元素ＲＥの含有量がＲＥ≧５０原子％であり、且つ前
記希土類ＦｅＮ系化合物の分解温度よりも低い液相発生
温度を持つＲＥ系合金よりなるバインダ粉末とを混合し
て混合粉末を得る工程と、前記混合粉末を用いて圧粉体
を得る工程と、前記圧粉体に、前記バインダ粉末より液
相を生じさせる液相焼結処理を施す工程とを用いる希土
類ＦｅＮ系焼結磁石の製造方法が提供される。
希土類ＦｅＮ系化合物よりなる永久磁石用粉末と、希土
類元素ＲＥの含有量がＲＥ≧５０原子％であり、且つ前
記希土類ＦｅＮ系化合物の分解温度よりも低い液相発生
温度を持つＲＥ系合金よりなるバインダ粉末とを混合し
て混合粉末を得る工程と、前記混合粉末を用いて圧粉体
を得る工程と、前記圧粉体に、前記バインダ粉末より液
相を生じさせる液相焼結処理を施す工程とを用いる希土
類ＦｅＮ系焼結磁石の製造方法が提供される。
【００１０】前記ＲＥ系合金より生じた液相は高活性で
あって、希土類元素ＲＥを含む永久磁石用粉末に対して
良好な濡れ性を発揮する。これにより高密度化を達成さ
れた希土類ＦｅＮ系焼結磁石を得ることができる。
あって、希土類元素ＲＥを含む永久磁石用粉末に対して
良好な濡れ性を発揮する。これにより高密度化を達成さ
れた希土類ＦｅＮ系焼結磁石を得ることができる。
【００１１】またＲＥ系合金の液相発生温度は希土類Ｆ
ｅＮ系化合物の分解温度よりも低いので、その化合物の
特性に何等影響を与えることがない。
ｅＮ系化合物の分解温度よりも低いので、その化合物の
特性に何等影響を与えることがない。
【００１２】さらに粉末冶金法の採用によって、均質で
あると共に形状自由度の高い希土類ＦｅＮ系焼結磁石を
量産することが可能である。
あると共に形状自由度の高い希土類ＦｅＮ系焼結磁石を
量産することが可能である。
【００１３】
【発明の実施の形態】図１は、希土類ＦｅＮ系焼結磁石
の液相焼結組織を示す概略図である。その液相焼結組織
は、多数の粒状強磁性相Ｐ1 と、その粒状強磁性相Ｐ1
の分解温度よりも低い温度で液相を生じて、相隣る両粒
状強磁性相Ｐ1 間を接合すべく、それら粒状強磁性相Ｐ
1 間の境界を埋めたバインダ相Ｐ2 とより構成される。
粒状強磁性相Ｐ1 は希土類ＦｅＮ系化合物よりなり、ま
たバインダ相Ｐ2 は希土類元素ＲＥの含有量がＲＥ≧５
０原子％であるＲＥ系合金よりなる。
の液相焼結組織を示す概略図である。その液相焼結組織
は、多数の粒状強磁性相Ｐ1 と、その粒状強磁性相Ｐ1
の分解温度よりも低い温度で液相を生じて、相隣る両粒
状強磁性相Ｐ1 間を接合すべく、それら粒状強磁性相Ｐ
1 間の境界を埋めたバインダ相Ｐ2 とより構成される。
粒状強磁性相Ｐ1 は希土類ＦｅＮ系化合物よりなり、ま
たバインダ相Ｐ2 は希土類元素ＲＥの含有量がＲＥ≧５
０原子％であるＲＥ系合金よりなる。
【００１４】希土類ＦｅＮ系化合物は、組成上、二種類
に分けられる。一種はＲＥＦｅＮ系であり、このＲＥに
は必須元素であるＳｍと、他の希土類元素から選択され
た少なくとも一種であって、必要に応じて添加されるも
のが含まれる。この系に該当する化合物例としては、強
磁性を示すＳｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 化合物を挙げることができ
る。他種はＲＥＦｅＴｉＮ系であり、このＲＥはＮｄま
たはＰｒである。この系に該当する化合物例としては、
それぞれ強磁性を示すＮｄＦｅ11ＴｉＮ1.5 化合物およ
びＰｒＦｅ11ＴｉＮ1.5 化合物を挙げることができる。
に分けられる。一種はＲＥＦｅＮ系であり、このＲＥに
は必須元素であるＳｍと、他の希土類元素から選択され
た少なくとも一種であって、必要に応じて添加されるも
のが含まれる。この系に該当する化合物例としては、強
磁性を示すＳｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 化合物を挙げることができ
る。他種はＲＥＦｅＴｉＮ系であり、このＲＥはＮｄま
たはＰｒである。この系に該当する化合物例としては、
それぞれ強磁性を示すＮｄＦｅ11ＴｉＮ1.5 化合物およ
びＰｒＦｅ11ＴｉＮ1.5 化合物を挙げることができる。
【００１５】これらの化合物の分解温度は、Ｓｍ2 Ｆｅ
17Ｎ3 化合物の場合６５０℃、ＮｄＦｅ11ＴｉＮ1.5 化
合物の場合５８０〜６００℃、ＰｒＦｅ11ＴｉＮ1.5 化
合物の場合５８０〜６００℃である。
17Ｎ3 化合物の場合６５０℃、ＮｄＦｅ11ＴｉＮ1.5 化
合物の場合５８０〜６００℃、ＰｒＦｅ11ＴｉＮ1.5 化
合物の場合５８０〜６００℃である。
【００１６】ＲＥ系合金には希土類元素ＲＥの含有量が
ＲＥ≧５０原子％である二元、三元合金等が該当する。
そのＲＥ系合金はその液相発生温度ＴL がＴL ≦６５０
℃であって、焼結磁石製造のための液相焼結処理工程で
は、液相状態または固相と液相とが共存する固液共存状
態となる。
ＲＥ≧５０原子％である二元、三元合金等が該当する。
そのＲＥ系合金はその液相発生温度ＴL がＴL ≦６５０
℃であって、焼結磁石製造のための液相焼結処理工程で
は、液相状態または固相と液相とが共存する固液共存状
態となる。
【００１７】希土類元素ＲＥはＳｃ、Ｙおよびランタノ
イド、つまり１７種の元素から選択される少なくとも一
種であり、それらは単体、または混合物であるＭｍ（ミ
ッシュメタル）若しくはＤｉ（ジジミウム）の形態で用
いられる。また合金元素ＡＥはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚ
ｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐ
ｂ、Ｐ、Ｓｂ、ＭｎおよびＢｉから選択される少なくと
も一種である。
イド、つまり１７種の元素から選択される少なくとも一
種であり、それらは単体、または混合物であるＭｍ（ミ
ッシュメタル）若しくはＤｉ（ジジミウム）の形態で用
いられる。また合金元素ＡＥはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚ
ｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐ
ｂ、Ｐ、Ｓｂ、ＭｎおよびＢｉから選択される少なくと
も一種である。
【００１８】この場合、希土類元素ＲＥの含有量がＲＥ
＜５０原子％ではＲＥ系合金より生じた液相の活性が損
われる。一方、希土類元素ＲＥ含有量の上限値はＲＥ＝
９５原子％が適当である。これは、ＲＥ＞９５原子％で
はＲＥ系合金の液相発生温度が上昇するため液相焼結処
理において液相量が減少し、その結果焼結が不十分とな
るからである。
＜５０原子％ではＲＥ系合金より生じた液相の活性が損
われる。一方、希土類元素ＲＥ含有量の上限値はＲＥ＝
９５原子％が適当である。これは、ＲＥ＞９５原子％で
はＲＥ系合金の液相発生温度が上昇するため液相焼結処
理において液相量が減少し、その結果焼結が不十分とな
るからである。
【００１９】二元合金としては、ＲＥ系共晶合金、ＲＥ
系亜共晶合金およびＲＥ系過共晶合金を挙げることがで
きる。
系亜共晶合金およびＲＥ系過共晶合金を挙げることがで
きる。
【００２０】ＲＥ系共晶合金を例示すれば表１の通りで
ある。
ある。
【００２１】
【表１】
【００２２】またＲＥ系亜共晶、過共晶合金を例示すれ
ば表２の通りである。表中、各化学式における数値の単
位は原子％である。
ば表２の通りである。表中、各化学式における数値の単
位は原子％である。
【００２３】
【表２】
【００２４】三元合金としては、例えば、ＲＥ−Ｃｕ−
ＡＥ系合金を挙げることができる。表３はＮｄ70Ｃｕ20
ＡＥ10合金（数値の単位は原子％）の例を示す。
ＡＥ系合金を挙げることができる。表３はＮｄ70Ｃｕ20
ＡＥ10合金（数値の単位は原子％）の例を示す。
【００２５】
【表３】
【００２６】表４はＮｄ−Ｃｕ−Ａｌ系合金の例を示
す。表中、溶融温度ＴM とは、各合金においてその８０
％以上が液相となる温度を意味し、これは以下同じであ
る。
す。表中、溶融温度ＴM とは、各合金においてその８０
％以上が液相となる温度を意味し、これは以下同じであ
る。
【００２７】
【表４】
【００２８】表５はＰｒ−Ｃｕ−Ａｌ系合金およびＭｍ
−Ｃｕ−Ａｌ系合金の例を示す。ここで、Ｍｍは、５８
原子％Ｃｅ、２４原子％Ｌａ、１３原子％Ｎｄおよび５
原子％Ｐｒよりなる。
−Ｃｕ−Ａｌ系合金の例を示す。ここで、Ｍｍは、５８
原子％Ｃｅ、２４原子％Ｌａ、１３原子％Ｎｄおよび５
原子％Ｐｒよりなる。
【００２９】
【表５】
【００３０】表６はＲＥ−Ｃｕ−Ａｌ系合金の例を示
す。表中、各化学式における数値の単位は原子％であ
る。
す。表中、各化学式における数値の単位は原子％であ
る。
【００３１】
【表６】
【００３２】その他の三元合金としては、Ｎｄ65Ｃｕ30
Ｆｅ5 合金（ＴL ＝５０１℃）、Ｎｄ80Ａｇ16Ａｌ4 合
金（ＴL ＝６３０℃）、Ｐｒ80Ｃｏ16Ａｌ4 合金（ＴL
＝５７０℃）等を挙げることができる。この場合、各化
学式における数値の単位は原子％である。
Ｆｅ5 合金（ＴL ＝５０１℃）、Ｎｄ80Ａｇ16Ａｌ4 合
金（ＴL ＝６３０℃）、Ｐｒ80Ｃｏ16Ａｌ4 合金（ＴL
＝５７０℃）等を挙げることができる。この場合、各化
学式における数値の単位は原子％である。
【００３３】希土類ＦｅＮ系永久磁石の製造に当って
は、希土類ＦｅＮ系化合物よりなる永久磁石用粉末と、
ＲＥ系合金よりなるバインダ粉末とを混合して混合粉末
を得る工程と、その混合粉末を用いて圧粉体を得る工程
と、その圧粉体に、バインダ粉末より液相を生じさせる
液相焼結処理を施す工程とが用いられる。
は、希土類ＦｅＮ系化合物よりなる永久磁石用粉末と、
ＲＥ系合金よりなるバインダ粉末とを混合して混合粉末
を得る工程と、その混合粉末を用いて圧粉体を得る工程
と、その圧粉体に、バインダ粉末より液相を生じさせる
液相焼結処理を施す工程とが用いられる。
【００３４】希土類ＦｅＮ系焼結磁石の液相焼結組織
は、図１に示したように、その磁石特性を高度に保持す
べく、多数の粒状強磁性相Ｐ1 が互に分離すると共に、
各粒状強磁性相Ｐ1 を薄いバインダ相Ｐ2 が包んでい
る、といった構造を有する場合が理想的である。
は、図１に示したように、その磁石特性を高度に保持す
べく、多数の粒状強磁性相Ｐ1 が互に分離すると共に、
各粒状強磁性相Ｐ1 を薄いバインダ相Ｐ2 が包んでい
る、といった構造を有する場合が理想的である。
【００３５】この点を勘案して、混合粉末における永久
磁石用粉末およびバインダ粉末の平均粒径ならびに配合
重量比が設定される。
磁石用粉末およびバインダ粉末の平均粒径ならびに配合
重量比が設定される。
【００３６】即ち、混合粉末における永久磁石用粉末お
よびバインダ粉末の平均粒径ｄは１μｍ≦ｄ≦５μｍに
設定される。この場合、平均粒径ｄがｄ＜１μｍでは磁
石特性である飽和磁化が減少する。これは、表面酸化に
よる非磁性相の増加に起因すると考えられる。一方、ｄ
＞５μｍでは保磁力が低下する。
よびバインダ粉末の平均粒径ｄは１μｍ≦ｄ≦５μｍに
設定される。この場合、平均粒径ｄがｄ＜１μｍでは磁
石特性である飽和磁化が減少する。これは、表面酸化に
よる非磁性相の増加に起因すると考えられる。一方、ｄ
＞５μｍでは保磁力が低下する。
【００３７】実施例においては、混合粉末の調製工程で
永久磁石用粉末およひバインダ粉末の微細化を行う、と
いった手段を採用しているので、特に、バインダ粉末の
微細化を容易にして、それと永久磁石用粉末とを均一に
混合しなければならない。
永久磁石用粉末およひバインダ粉末の微細化を行う、と
いった手段を採用しているので、特に、バインダ粉末の
微細化を容易にして、それと永久磁石用粉末とを均一に
混合しなければならない。
【００３８】そのため、バインダ粉末の製造に当って
は、非晶質単相構造を持つ薄帯の形成、その薄帯のナノ
オーダの微結晶化、その微結晶化薄帯の粉砕といった一
連の工程が順次実施される。
は、非晶質単相構造を持つ薄帯の形成、その薄帯のナノ
オーダの微結晶化、その微結晶化薄帯の粉砕といった一
連の工程が順次実施される。
【００３９】このようにして得られたバインダ粉末は混
合粉末調製工程で容易に微細化されて永久磁石用粉末と
の均一混合を実現する。
合粉末調製工程で容易に微細化されて永久磁石用粉末と
の均一混合を実現する。
【００４０】バインダ粉末の易融化を図り、また薄帯の
非晶質単相化を容易にすると共にその連続性および均質
性を良好にすべく、前記三元合金の組成は次のように特
定される。
非晶質単相化を容易にすると共にその連続性および均質
性を良好にすべく、前記三元合金の組成は次のように特
定される。
【００４１】ＲＥ−Ｃｕ−ＡＥ系合金においては、例え
ば、表３に示したＮｄ70Ｃｕ20ＡＥ 10合金のごとく、希
土類元素ＲＥの含有量はＲＥ≧５０原子％に、Ｃｕの含
有量は１８原子％≦Ｃｕ＜４０原子％に、合金元素ＡＥ
の含有量はＡＥ≦２０原子％にそれぞれ設定される。
ば、表３に示したＮｄ70Ｃｕ20ＡＥ 10合金のごとく、希
土類元素ＲＥの含有量はＲＥ≧５０原子％に、Ｃｕの含
有量は１８原子％≦Ｃｕ＜４０原子％に、合金元素ＡＥ
の含有量はＡＥ≦２０原子％にそれぞれ設定される。
【００４２】ただし、希土類元素ＲＥの含有量がＲＥ＜
５０原子％では液相発生温度ＴL が上昇傾向となり、ま
た粒状強磁性相Ｐ1 相互間の接合強度が低下する。Ｃｕ
の含有量がＣｕ＜１８原子％では薄帯の非晶質単相化を
達成することが困難となり、一方、Ｃｕ≧４０原子％で
は液相発生温度ＴL が上昇する。合金元素ＡＥの含有量
がＡＥ＞２０原子％では、非晶質単相構造を持つ薄帯の
連続性および均質性が悪化する。
５０原子％では液相発生温度ＴL が上昇傾向となり、ま
た粒状強磁性相Ｐ1 相互間の接合強度が低下する。Ｃｕ
の含有量がＣｕ＜１８原子％では薄帯の非晶質単相化を
達成することが困難となり、一方、Ｃｕ≧４０原子％で
は液相発生温度ＴL が上昇する。合金元素ＡＥの含有量
がＡＥ＞２０原子％では、非晶質単相構造を持つ薄帯の
連続性および均質性が悪化する。
【００４３】Ｎｄ−Ｃｕ−Ａｌ系合金においては、表４
に示すごとく、Ｎｄの含有量は６８原子％≦Ｎｄ≦７０
原子％に、Ｃｕの含有量は２２原子％≦Ｃｕ≦３０原子
％に、Ａｌの含有量は２原子％≦Ａｌ≦８原子％にそれ
ぞれ設定される。これは、表４において、Ｎｄ60Ｃｕ30
Ａｌ10合金およびＮｄ65Ｃｕ30Ａｌ5 合金は溶融温度Ｔ
M がやや高く、またＮｄ72Ｃｕ26Ａｌ2 合金およびＮｄ
72Ｃｕ24Ａｌ4 合金の場合は、薄帯に結晶質相が混在す
ることがあるからである。
に示すごとく、Ｎｄの含有量は６８原子％≦Ｎｄ≦７０
原子％に、Ｃｕの含有量は２２原子％≦Ｃｕ≦３０原子
％に、Ａｌの含有量は２原子％≦Ａｌ≦８原子％にそれ
ぞれ設定される。これは、表４において、Ｎｄ60Ｃｕ30
Ａｌ10合金およびＮｄ65Ｃｕ30Ａｌ5 合金は溶融温度Ｔ
M がやや高く、またＮｄ72Ｃｕ26Ａｌ2 合金およびＮｄ
72Ｃｕ24Ａｌ4 合金の場合は、薄帯に結晶質相が混在す
ることがあるからである。
【００４４】ＲＥ−Ｃｕ−Ａｌ系合金においては、表
５，６に示すごとく、希土類元素ＲＥの含有量は５７原
子％≦ＲＥ＜８０原子％に、Ｃｕの含有量は１８原子％
≦Ｃｕ＜４０原子％に、Ａｌの含有量はＡｌ≦２０原子
％にそれぞれ設定される。
５，６に示すごとく、希土類元素ＲＥの含有量は５７原
子％≦ＲＥ＜８０原子％に、Ｃｕの含有量は１８原子％
≦Ｃｕ＜４０原子％に、Ａｌの含有量はＡｌ≦２０原子
％にそれぞれ設定される。
【００４５】この場合、特に、Ｐｒ−Ｃｕ−Ａｌ系合金
においては、表５に明示するように、Ｐｒの含有量は６
０原子％≦Ｐｒ≦７０原子％に、Ｃｕの含有量は２０原
子％≦Ｃｕ≦３０原子％に、Ａｌの含有量は５原子％≦
Ａｌ≦２０原子％にそれぞれ設定される。
においては、表５に明示するように、Ｐｒの含有量は６
０原子％≦Ｐｒ≦７０原子％に、Ｃｕの含有量は２０原
子％≦Ｃｕ≦３０原子％に、Ａｌの含有量は５原子％≦
Ａｌ≦２０原子％にそれぞれ設定される。
【００４６】永久磁石用粉末とバインダ粉末との混合に
当っては、永久磁石用粉末の配合重量をａ、バインダ粉
末の配合重量をｂとしたとき、それらの配合重量比ａ／
ｂは８５／１５≦ａ／ｂ≦９５／５となるように設定さ
れる。この場合、ａ／ｂ＜８５／１５では、バインダ相
Ｐ2 の量が過多となるため磁石特性が低下し、一方、ａ
／ｂ＞９５／５ではバインダ相Ｐ2 の量が過少となるた
め粒状強磁性相Ｐ1 相互間の接合強度が低下する。
当っては、永久磁石用粉末の配合重量をａ、バインダ粉
末の配合重量をｂとしたとき、それらの配合重量比ａ／
ｂは８５／１５≦ａ／ｂ≦９５／５となるように設定さ
れる。この場合、ａ／ｂ＜８５／１５では、バインダ相
Ｐ2 の量が過多となるため磁石特性が低下し、一方、ａ
／ｂ＞９５／５ではバインダ相Ｐ2 の量が過少となるた
め粒状強磁性相Ｐ1 相互間の接合強度が低下する。
【００４７】圧粉体の圧縮成形に当っては、混合粉末に
上方から成形圧力を付与すると共に左右方向に磁場を作
用させる横磁場成形法が適用される。磁場は永久磁石用
粉末の磁化容易軸をそろえるために付与されるもので、
その磁場の強さＨは１５ｋＯｅ≦Ｈ≦２５ｋＯｅに設定
される。
上方から成形圧力を付与すると共に左右方向に磁場を作
用させる横磁場成形法が適用される。磁場は永久磁石用
粉末の磁化容易軸をそろえるために付与されるもので、
その磁場の強さＨは１５ｋＯｅ≦Ｈ≦２５ｋＯｅに設定
される。
【００４８】液相焼結処理において、焼結温度ＴS は、
希土類ＦｅＮ系化合物の分解温度をＴD としたとき、バ
インダ粉末の液相発生温度ＴL との関係において、ＴL
≦Ｔ S ＜ＴD に設定される。焼結時間ｔは１時間≦ｔ≦
１０時間、好ましくはｔ≦３時間である。焼結時間ｔが
ｔ＜１時間では十分な液相焼結を行うことができず、一
方、ｔ＞１０時間では粒状強磁性相の結晶粒が粗大化し
始め、保磁力の低下が生じるようになる。
希土類ＦｅＮ系化合物の分解温度をＴD としたとき、バ
インダ粉末の液相発生温度ＴL との関係において、ＴL
≦Ｔ S ＜ＴD に設定される。焼結時間ｔは１時間≦ｔ≦
１０時間、好ましくはｔ≦３時間である。焼結時間ｔが
ｔ＜１時間では十分な液相焼結を行うことができず、一
方、ｔ＞１０時間では粒状強磁性相の結晶粒が粗大化し
始め、保磁力の低下が生じるようになる。
【００４９】〔実施例１〕 Ａ．永久磁石用粉末の製造 （１） 純度がそれぞれ９９．９％であるＳｍおよび電
解鉄を、Ｓｍ2 Ｆｅ17化合物が得られるように秤量し、
次いでその秤量物を高周波溶解炉を用いて溶解し、その
後鋳造を行ってインゴットを得た。
解鉄を、Ｓｍ2 Ｆｅ17化合物が得られるように秤量し、
次いでその秤量物を高周波溶解炉を用いて溶解し、その
後鋳造を行ってインゴットを得た。
【００５０】（２） インゴットに、１１００℃、２時
間の条件で均質化処理を施した。
間の条件で均質化処理を施した。
【００５１】（３） インゴットをスタンプミルにより
粗粉砕し、次いで篩分けを行って、粒径５０〜７５μｍ
のＳｍ2 Ｆｅ17化合物粉末を得た。この粗粉砕は水素吸
蔵処理により行ってもよい。
粗粉砕し、次いで篩分けを行って、粒径５０〜７５μｍ
のＳｍ2 Ｆｅ17化合物粉末を得た。この粗粉砕は水素吸
蔵処理により行ってもよい。
【００５２】（４） Ｓｍ2 Ｆｅ17化合物粉末に、真空
中、３００℃、３時間の条件で活性化処理を施した。
中、３００℃、３時間の条件で活性化処理を施した。
【００５３】（５） Ｓｍ2 Ｆｅ17化合物粉末に、５０
ＭＰａの純度９９．９％Ｎ2 ガス中、５００℃、５時間
の条件で窒化処理を施し、次いで粉末を室温まで冷却し
た。
ＭＰａの純度９９．９％Ｎ2 ガス中、５００℃、５時間
の条件で窒化処理を施し、次いで粉末を室温まで冷却し
た。
【００５４】このような工程を経て得られた粉末は、Ｘ
線回折の結果、Ｓｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 化合物のみから構成さ
れていることが判明した。したがって、この粉末を永久
磁石用粉末とする。
線回折の結果、Ｓｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 化合物のみから構成さ
れていることが判明した。したがって、この粉末を永久
磁石用粉末とする。
【００５５】Ｂ．バインダ粉末の製造 （１） 純度がそれぞれ９９．９％であるＰｒ、Ｃｕお
よびＡｌを、表５に示したＰｒ68Ｃｕ27Ａｌ5 合金（数
値の単位は原子％）が得られるように秤量し、次いでそ
の秤量物を真空溶解炉を用いて溶解し、その後鋳造を行
ってインゴットを得た。
よびＡｌを、表５に示したＰｒ68Ｃｕ27Ａｌ5 合金（数
値の単位は原子％）が得られるように秤量し、次いでそ
の秤量物を真空溶解炉を用いて溶解し、その後鋳造を行
ってインゴットを得た。
【００５６】（２） インゴットから約５０ｇの原料を
採取し、これを石英ノズル内で高周波溶解して溶湯を調
製し、次いで溶湯を石英ノズルのスリットから、その下
方で高速回転するＣｕ製冷却ロール外周面にアルゴンガ
ス圧により噴出させて超急冷し、幅３０mm、厚さ１００
μｍのＰｒ68Ｃｕ27Ａｌ5 合金よりなる薄帯を得た。
採取し、これを石英ノズル内で高周波溶解して溶湯を調
製し、次いで溶湯を石英ノズルのスリットから、その下
方で高速回転するＣｕ製冷却ロール外周面にアルゴンガ
ス圧により噴出させて超急冷し、幅３０mm、厚さ１００
μｍのＰｒ68Ｃｕ27Ａｌ5 合金よりなる薄帯を得た。
【００５７】この場合の製造条件は次の通りである。即
ち、石英ノズルの内径 ４０mm、スリットの寸法 幅
０．２５mm、長さ ３０mm、アルゴンガス圧 １．０kg
ｆ／cm2 、溶湯温度 ５８０℃、スリットと冷却ロール
との距離 １．０mm、冷却ロールの周速 １３ｍ／sec
、溶湯の冷却速度 約１０5 Ｋ／sec である。
ち、石英ノズルの内径 ４０mm、スリットの寸法 幅
０．２５mm、長さ ３０mm、アルゴンガス圧 １．０kg
ｆ／cm2 、溶湯温度 ５８０℃、スリットと冷却ロール
との距離 １．０mm、冷却ロールの周速 １３ｍ／sec
、溶湯の冷却速度 約１０5 Ｋ／sec である。
【００５８】この薄帯においては、Ｘ線回折の結果、２
θ≒３２°に幅広のハローパターンが観察され、このこ
とから薄帯の金属組織は非晶質単相構造であることが判
明した。また薄帯は高い靱性を有し、１８０°密着曲げ
が可能であった。
θ≒３２°に幅広のハローパターンが観察され、このこ
とから薄帯の金属組織は非晶質単相構造であることが判
明した。また薄帯は高い靱性を有し、１８０°密着曲げ
が可能であった。
【００５９】さらにＰｒ68Ｃｕ27Ａｌ5 合金について示
差走査熱量測定（ＤＳＣ）を行ったところ、図２の結果
を得た。図２の示差熱分析曲線ＣL から、前記合金の結
晶化温度ＴX はＴX ＝１２７℃、溶融温度ＴM はＴM ＝
４２７．３℃であることが判った。
差走査熱量測定（ＤＳＣ）を行ったところ、図２の結果
を得た。図２の示差熱分析曲線ＣL から、前記合金の結
晶化温度ＴX はＴX ＝１２７℃、溶融温度ＴM はＴM ＝
４２７．３℃であることが判った。
【００６０】（３） 薄帯に、真空中、結晶化温度ＴX
未満の温度である１００℃、５時間の条件で熱処理を施
してナノオーダに微結晶化した薄帯を得た。
未満の温度である１００℃、５時間の条件で熱処理を施
してナノオーダに微結晶化した薄帯を得た。
【００６１】（４） 薄帯を、めのう製乳鉢により粗粉
砕し、次いで粗粉砕物をジェット粉砕機により微粉砕し
て、Ｐｒ68Ｃｕ27Ａｌ5 合金よりなる粒径５０μｍ以下
のバインダ粉末を得た。
砕し、次いで粗粉砕物をジェット粉砕機により微粉砕し
て、Ｐｒ68Ｃｕ27Ａｌ5 合金よりなる粒径５０μｍ以下
のバインダ粉末を得た。
【００６２】Ｃ．焼結磁石の製造 （１） 永久磁石用粉末（配合重量ａ）とバインダ粉末
（配合重量ｂ）とを、それらの配合重量比ａ／ｂがａ／
ｂ＝９０／１０となるように秤量した。次いで、その秤
量物および直径９．５mmのクロム鋼製ボールを、ボール
ミルにおける内径１２０mm、深さ１６０mm（約２リット
ル）のステンレス製ポットに投入した。この場合、ボー
ルの投入量はポットの容量に対して３０〜３３体積％に
設定された。また溶媒としての脱気したｎ−ヘキサン
を、両粉末の酸化を防止すべく、ポットに満たした。そ
の後、微粉砕処理を１時間行って、平均粒径ｄがｄ＝３
μｍの微細混合粉末を得た。
（配合重量ｂ）とを、それらの配合重量比ａ／ｂがａ／
ｂ＝９０／１０となるように秤量した。次いで、その秤
量物および直径９．５mmのクロム鋼製ボールを、ボール
ミルにおける内径１２０mm、深さ１６０mm（約２リット
ル）のステンレス製ポットに投入した。この場合、ボー
ルの投入量はポットの容量に対して３０〜３３体積％に
設定された。また溶媒としての脱気したｎ−ヘキサン
を、両粉末の酸化を防止すべく、ポットに満たした。そ
の後、微粉砕処理を１時間行って、平均粒径ｄがｄ＝３
μｍの微細混合粉末を得た。
【００６３】（２） 微細混合粉末を用い、２０ｋＯｅ
の磁場中、成形圧力３ｔ／cm2 の条件で横磁場成形を行
って、縦８mm、横８mm、厚さ５mmの圧粉体を得た。
の磁場中、成形圧力３ｔ／cm2 の条件で横磁場成形を行
って、縦８mm、横８mm、厚さ５mmの圧粉体を得た。
【００６４】（３） 圧粉体に、真空中、５８０℃、３
時間の条件で液相焼結処理を施して焼結体を得た。この
処理中において、バインダ粉末は、それを構成するＰｒ
68Ｃｕ27Ａｌ5 合金の溶融温度ＴM がＴM ＝４２７．３
℃であることから液相状態となり、また永久磁石用粉末
を構成するＳｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 化合物の分解温度ＴD はＴ
D ＝６５０℃であるからその化合物の分解が回避され
る。
時間の条件で液相焼結処理を施して焼結体を得た。この
処理中において、バインダ粉末は、それを構成するＰｒ
68Ｃｕ27Ａｌ5 合金の溶融温度ＴM がＴM ＝４２７．３
℃であることから液相状態となり、また永久磁石用粉末
を構成するＳｍ2 Ｆｅ17Ｎ3 化合物の分解温度ＴD はＴ
D ＝６５０℃であるからその化合物の分解が回避され
る。
【００６５】（４） 焼結体に、保磁力向上のために、
４２０℃、２時間の条件で熱処理を施した。
４２０℃、２時間の条件で熱処理を施した。
【００６６】（５） 焼結体に着磁処理を施してＳｍＦ
ｅＮ系焼結磁石を得た。
ｅＮ系焼結磁石を得た。
【００６７】このＳｍＦｅＮ系焼結磁石について、振動
試料型磁力計によりその磁石特性を調べたところ、残留
磁束密度Ｂｒ＝１１．０ｋＧ、保磁力 IＨc ＝１０．５
ｋＯｅ、最大磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘ＝２４ＭＧ
Ｏｅ、キュリー点Ｔc ＝４７０℃であって、永久磁石と
して優秀であることが判明した。
試料型磁力計によりその磁石特性を調べたところ、残留
磁束密度Ｂｒ＝１１．０ｋＧ、保磁力 IＨc ＝１０．５
ｋＯｅ、最大磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘ＝２４ＭＧ
Ｏｅ、キュリー点Ｔc ＝４７０℃であって、永久磁石と
して優秀であることが判明した。
【００６８】比較のため、次のような方法で異方性樹脂
ボンド磁石を製造した。
ボンド磁石を製造した。
【００６９】（１） 前記Ａ項で述べた、Ｓｍ2 Ｆｅ12
Ｎ3 化合物よりなる永久磁石用粉末をボールミルを用い
て微粉砕し、平均粒径３μｍの微細永久磁石用粉末を得
た。
Ｎ3 化合物よりなる永久磁石用粉末をボールミルを用い
て微粉砕し、平均粒径３μｍの微細永久磁石用粉末を得
た。
【００７０】（２） 微細永久磁石用粉末に３重量％の
エポキシ樹脂を混合し、次いでその混合物を用い、成形
圧力８ｔ／cm2 の条件で圧縮成形を行って圧粉体を得
た。
エポキシ樹脂を混合し、次いでその混合物を用い、成形
圧力８ｔ／cm2 の条件で圧縮成形を行って圧粉体を得
た。
【００７１】（３） 圧粉体に着磁処理を施して異方性
樹脂ボンド磁石を得た。
樹脂ボンド磁石を得た。
【００７２】この樹脂ボンド磁石について前記と同様の
方法でその磁石特性を調べたところ、残留磁束密度Ｂｒ
＝８．３ｋＧ、保磁力 IＨc ＝６．０ｋＯｅ、最大磁気
エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘ＝１３ＭＧＯｅ、キュリー点
Ｔc ＝４７０℃であることが判明した。
方法でその磁石特性を調べたところ、残留磁束密度Ｂｒ
＝８．３ｋＧ、保磁力 IＨc ＝６．０ｋＯｅ、最大磁気
エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘ＝１３ＭＧＯｅ、キュリー点
Ｔc ＝４７０℃であることが判明した。
【００７３】この樹脂ボンド磁石は前記焼結磁石に比べ
て磁石特性が低く、特に、圧縮成形による低密度化に起
因して残留磁束密度Ｂｒが低い。
て磁石特性が低く、特に、圧縮成形による低密度化に起
因して残留磁束密度Ｂｒが低い。
【００７４】〔実施例２〕実施例１と同様の方法で、表
５に示したＭｍ72Ｃｕ23Ａｌ5 合金よりなる粒径５０μ
ｍ以下のバインダ粉末を得た。
５に示したＭｍ72Ｃｕ23Ａｌ5 合金よりなる粒径５０μ
ｍ以下のバインダ粉末を得た。
【００７５】ただし、薄帯製造条件において、溶湯温度
は５６０℃に、また冷却ロールの周速は１５ｍ／sec に
それぞれ変更された。このＭｍ72Ｃｕ23Ａｌ5 合金の結
晶化温度ＴX はＴX ＝９０℃、溶融温度ＴM はＴM ＝３
８５．４℃であった。さらに非晶質薄帯の微結晶化のた
めの熱処理条件は８０℃、１時間に変更された。
は５６０℃に、また冷却ロールの周速は１５ｍ／sec に
それぞれ変更された。このＭｍ72Ｃｕ23Ａｌ5 合金の結
晶化温度ＴX はＴX ＝９０℃、溶融温度ＴM はＴM ＝３
８５．４℃であった。さらに非晶質薄帯の微結晶化のた
めの熱処理条件は８０℃、１時間に変更された。
【００７６】次いで、実施例１と同様のＳｍ2 Ｆｅ12Ｎ
3 化合物よりなる永久磁石用粉末と前記バインダ粉末と
を用い、実施例１と同様の方法でＳｍＦｅＮ系焼結磁石
を得た。
3 化合物よりなる永久磁石用粉末と前記バインダ粉末と
を用い、実施例１と同様の方法でＳｍＦｅＮ系焼結磁石
を得た。
【００７７】ただし、液相焼結処理条件は５６０℃、３
時間に変更され、また液相焼結処理後の熱処理条件は３
８０℃、２時間に変更された。
時間に変更され、また液相焼結処理後の熱処理条件は３
８０℃、２時間に変更された。
【００７８】この焼結磁石について、実施例１と同様の
方法でその磁石特性を調べたところ、残留磁束密度Ｂｒ
＝１０．６ｋＧ、保磁力 IＨc ＝９．０ｋＯｅ、最大磁
気エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘ＝２３ＭＧＯｅ、キュリー
点Ｔc ＝４７０℃であることが判明した。この磁石特性
は実施例１の焼結磁石のそれと略同等である。
方法でその磁石特性を調べたところ、残留磁束密度Ｂｒ
＝１０．６ｋＧ、保磁力 IＨc ＝９．０ｋＯｅ、最大磁
気エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘ＝２３ＭＧＯｅ、キュリー
点Ｔc ＝４７０℃であることが判明した。この磁石特性
は実施例１の焼結磁石のそれと略同等である。
【００７９】〔実施例３〕実施例１と同様の方法で、表
６に示したＳｍ71Ｃｕ25Ａｌ4 合金よりなる粒径５０μ
ｍ以下のバインダ粉末を得た。
６に示したＳｍ71Ｃｕ25Ａｌ4 合金よりなる粒径５０μ
ｍ以下のバインダ粉末を得た。
【００８０】ただし、薄帯製造条件において、溶湯温度
は７００℃に、また冷却ロールの周速は１８ｍ／sec に
それぞれ変更された。このＳｍ71Ｃｕ25Ａｌ4 合金の結
晶化温度ＴX はＴX ＝１４８℃、液相発生温度ＴL はＴ
L ＝５６３．５℃であった。さらに非晶質薄帯の微結晶
化のための熱処理条件は１３０℃、２時間に変更され
た。
は７００℃に、また冷却ロールの周速は１８ｍ／sec に
それぞれ変更された。このＳｍ71Ｃｕ25Ａｌ4 合金の結
晶化温度ＴX はＴX ＝１４８℃、液相発生温度ＴL はＴ
L ＝５６３．５℃であった。さらに非晶質薄帯の微結晶
化のための熱処理条件は１３０℃、２時間に変更され
た。
【００８１】次いで、実施例１と同様のＳｍ2 Ｆｅ12Ｎ
3 化合物よりなる永久磁石用粉末と前記バインダ粉末と
を用い、実施例１と同様の方法でＳｍＦｅＮ系焼結磁石
を得た。
3 化合物よりなる永久磁石用粉末と前記バインダ粉末と
を用い、実施例１と同様の方法でＳｍＦｅＮ系焼結磁石
を得た。
【００８２】ただし、液相焼結処理条件は６２０℃、３
時間に変更され、また液相焼結処理後の熱処理条件は５
８０℃、２時間に変更された。
時間に変更され、また液相焼結処理後の熱処理条件は５
８０℃、２時間に変更された。
【００８３】この焼結磁石について、実施例１と同様の
方法でその磁石特性を調べたところ、残留磁束密度Ｂｒ
＝１１．２ｋＧ、保磁力 IＨc ＝１０．０ｋＯｅ、最大
磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘ＝２５ＭＧＯｅ、キュリ
ー点Ｔc ＝４７０℃であることが判明した。この磁石特
性は実施例１の焼結磁石のそれと略同等である。
方法でその磁石特性を調べたところ、残留磁束密度Ｂｒ
＝１１．２ｋＧ、保磁力 IＨc ＝１０．０ｋＯｅ、最大
磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘ＝２５ＭＧＯｅ、キュリ
ー点Ｔc ＝４７０℃であることが判明した。この磁石特
性は実施例１の焼結磁石のそれと略同等である。
【００８４】
【発明の効果】本発明によれば、前記のような液相焼結
組織を備えることによって、優れた磁石特性を有する希
土類ＦｅＮ系焼結磁石を提供することができる。
組織を備えることによって、優れた磁石特性を有する希
土類ＦｅＮ系焼結磁石を提供することができる。
【００８５】また本発明によれば、前記のように特定さ
れた手段を採用することによって前記希土類ＦｅＮ系焼
結磁石を量産することが可能な製造方法を提供すること
ができる。
れた手段を採用することによって前記希土類ＦｅＮ系焼
結磁石を量産することが可能な製造方法を提供すること
ができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】希土類ＦｅＮ系焼結磁石の液相焼結組織を示す
概略図である。
概略図である。
【図２】Ｐｒ68Ｃｕ27Ａｌ5 合金の示差熱分析曲線であ
る。
る。
Ｐ1 粒状強磁性相 Ｐ2 バインダ相
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成８年４月１１日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１７】希土類元素ＲＥはＳｃ、Ｙおよびランタノ
イド、つまり１７種の元素から選択される少なくとも一
種であり、それらは単体、または混合物であるＭｍ（ミ
ッシュメタル）若しくはＤｉ（ジジミウム）の形態で用
いられる。また合金元素ＡＥは、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｇ、Ａ
ｕ、Ｚｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓ
ｎ、Ｐｂ、Ｐ、Ｓｂ、ＭｎおよびＢｉから選択される少
なくとも一種である。
イド、つまり１７種の元素から選択される少なくとも一
種であり、それらは単体、または混合物であるＭｍ（ミ
ッシュメタル）若しくはＤｉ（ジジミウム）の形態で用
いられる。また合金元素ＡＥは、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｇ、Ａ
ｕ、Ｚｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓ
ｎ、Ｐｂ、Ｐ、Ｓｂ、ＭｎおよびＢｉから選択される少
なくとも一種である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 野崎 勝敏 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内
Claims (3)
- 【請求項１】 多数の粒状強磁性相（Ｐ1 ）と、その粒
状強磁性相（Ｐ1 ）の分解温度よりも低い温度で液相を
生じて相隣る両粒状強磁性相（Ｐ1 ）間を接合するバイ
ンダ相（Ｐ2 ）とよりなる液相焼結組織を有し、前記粒
状強磁性相（Ｐ1 ）が希土類ＦｅＮ系化合物よりなり、
前記バインダ相（Ｐ2 ）は希土類元素ＲＥの含有量がＲ
Ｅ≧５０原子％であるＲＥ系合金よりなることを特徴と
する希土類ＦｅＮ系焼結磁石。 - 【請求項２】 希土類ＦｅＮ系化合物よりなる永久磁石
用粉末と、希土類元素ＲＥの含有量がＲＥ≧５０原子％
であり、且つ前記希土類ＦｅＮ系化合物の分解温度より
も低い液相発生温度を持つＲＥ系合金よりなるバインダ
粉末とを混合して混合粉末を得る工程と、前記混合粉末
を用いて圧粉体を得る工程と、前記圧粉体に、前記バイ
ンダ粉末より液相を生じさせる液相焼結処理を施す工程
とを用いることを特徴とする、希土類ＦｅＮ系焼結磁石
の製造方法。 - 【請求項３】 前記ＲＥ系合金の液相発生温度ＴL がＴ
L ≦６５０℃である、請求項２記載の希土類ＦｅＮ系焼
結磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8041799A JPH09237708A (ja) | 1996-02-28 | 1996-02-28 | 希土類ＦｅＮ系焼結磁石およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8041799A JPH09237708A (ja) | 1996-02-28 | 1996-02-28 | 希土類ＦｅＮ系焼結磁石およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09237708A true JPH09237708A (ja) | 1997-09-09 |
Family
ID=12618392
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8041799A Pending JPH09237708A (ja) | 1996-02-28 | 1996-02-28 | 希土類ＦｅＮ系焼結磁石およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09237708A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1102802C (zh) * | 1996-06-17 | 2003-03-05 | 松下电器产业株式会社 | 凸起粘合装置及方法 |
| JP2006330004A (ja) * | 2006-09-01 | 2006-12-07 | Ntn Corp | 磁気エンコーダおよびそれを備えた車輪用軸受 |
| US7470334B2 (en) | 2001-02-07 | 2008-12-30 | Tdk Corporation | Method for preparing sintered product, sintered product and magnetostriction material |
| JP2011091119A (ja) * | 2009-10-20 | 2011-05-06 | Honda Motor Co Ltd | 永久磁石の製造方法 |
| JP2020053435A (ja) * | 2018-09-21 | 2020-04-02 | トヨタ自動車株式会社 | Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石用バインダ |
| CN116487169A (zh) * | 2023-03-30 | 2023-07-25 | 广东省科学院资源利用与稀土开发研究所 | 一种低成本核壳结构的钕铁氮磁粉及其制备方法 |
-
1996
- 1996-02-28 JP JP8041799A patent/JPH09237708A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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