JPH11297518A - 希土類磁石材料 - Google Patents
希土類磁石材料Info
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- JPH11297518A JPH11297518A JP10100717A JP10071798A JPH11297518A JP H11297518 A JPH11297518 A JP H11297518A JP 10100717 A JP10100717 A JP 10100717A JP 10071798 A JP10071798 A JP 10071798A JP H11297518 A JPH11297518 A JP H11297518A
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
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- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/059—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2
Abstract
(57)【要約】
【課題】 粉末の状態で良好な角型性とＢｒとを有し、
かつボンド磁石を成形した場合に高い磁気特性（密度）
を実現できる圧縮性の良好な超微細結晶体の希土類磁石
材料を提供する。 【解決手段】 原子％でＲ（ＲはＹを含めた希土類元素
の１種または２種以上でありＳｍを５０原子％以上含
む）を８〜１３％、Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍ
ｎ，Ｃｕ，Ｇａ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの
うちの１種または２種以上であり、Ｔｉを５０原子％以
上含む）を２．３％を越えて５％以下、Ｂを０．１〜３
％、Ｎを４〜３５％、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣ
ｏ）および不可避不純物からなる組成を有し、平均結晶
粒径が２ｎｍ以上５０ｎｍ未満のＴｈ2Ｚｎ17型および
／またはＴｈ2Ｎｉ17型の硬質磁性相から実質的になる
ことを特徴とする希土類磁石材料。
かつボンド磁石を成形した場合に高い磁気特性（密度）
を実現できる圧縮性の良好な超微細結晶体の希土類磁石
材料を提供する。 【解決手段】 原子％でＲ（ＲはＹを含めた希土類元素
の１種または２種以上でありＳｍを５０原子％以上含
む）を８〜１３％、Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍ
ｎ，Ｃｕ，Ｇａ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの
うちの１種または２種以上であり、Ｔｉを５０原子％以
上含む）を２．３％を越えて５％以下、Ｂを０．１〜３
％、Ｎを４〜３５％、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣ
ｏ）および不可避不純物からなる組成を有し、平均結晶
粒径が２ｎｍ以上５０ｎｍ未満のＴｈ2Ｚｎ17型および
／またはＴｈ2Ｎｉ17型の硬質磁性相から実質的になる
ことを特徴とする希土類磁石材料。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はＲ−Ｔ−Ｍ（Ｍはま
たはＶを必ず含む）−Ｂ−Ｎ系の合金組成を有し、従来
に比べて超微細な硬質磁性相または硬質磁性相と軟質磁
性相とから実質的になり、かつボンド磁石に好適な希土
類窒化磁石材料に関する。
たはＶを必ず含む）−Ｂ−Ｎ系の合金組成を有し、従来
に比べて超微細な硬質磁性相または硬質磁性相と軟質磁
性相とから実質的になり、かつボンド磁石に好適な希土
類窒化磁石材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｒ−Ｔ−Ｎ系希土類磁石材料（Ｒは希土
類元素の１種または２種以上、ＴはＦｅまたはＦｅとＣ
ｏ）において、高い磁気特性を実現するには、窒化処理
条件を最適化する必要がある他、ｉＨｃを高めるために
結晶粒を微細化する必要がある。微細化手段としては、
例えば(1)通常の溶解法によって得られたインゴットを
粗粉砕後、ジェットミル等を用いて２〜３μｍ程度に微
粉砕する方法、(2)溶湯急冷法または溶湯急冷して得ら
れた薄帯を再結晶化することにより平均結晶粒径をｎｍ
サイズにする方法、(3)ＨＤＤＲ法により結晶を微細化
する方法、などがある。(1)の方法では微粉を取り扱わ
ねばならず、含有する希土類元素が酸化して磁気特性が
劣化することや、樹脂バインダーで結着してボンド磁石
とした場合の充填密度が低下する問題を生じる。(2)の
方法は非常に速い溶湯急冷速度（例えば冷却ロールの回
転周速度が約４５ｍ／秒以上）を要し、設備コストが増
大する。さらに、冷却ロールの周速度を４５ｍ／秒以上
として急冷凝固された薄帯は先端が尖鋭形状となり、こ
の薄帯を粉砕して所定の熱処理を施した後適当な比率で
樹脂バインダーと混合してコンパウンドを作製しボンド
磁石を成形すると、前記尖鋭形状の形態が粉砕、熱処理
後の粉末においても保持される結果バインダー中への分
散が疎となり、ボンド磁石の成形体密度（磁気特性）が
低下する問題がある。(3)の方法は汎用性に富んだ製造
方法でありボンド磁石に好適な１０μｍ以上の粗粉とす
ることが容易である。しかし、従来のものは減磁曲線の
角型性が悪いことやＢｒ（残留磁束密度）が小さいとい
った問題を有する。
類元素の１種または２種以上、ＴはＦｅまたはＦｅとＣ
ｏ）において、高い磁気特性を実現するには、窒化処理
条件を最適化する必要がある他、ｉＨｃを高めるために
結晶粒を微細化する必要がある。微細化手段としては、
例えば(1)通常の溶解法によって得られたインゴットを
粗粉砕後、ジェットミル等を用いて２〜３μｍ程度に微
粉砕する方法、(2)溶湯急冷法または溶湯急冷して得ら
れた薄帯を再結晶化することにより平均結晶粒径をｎｍ
サイズにする方法、(3)ＨＤＤＲ法により結晶を微細化
する方法、などがある。(1)の方法では微粉を取り扱わ
ねばならず、含有する希土類元素が酸化して磁気特性が
劣化することや、樹脂バインダーで結着してボンド磁石
とした場合の充填密度が低下する問題を生じる。(2)の
方法は非常に速い溶湯急冷速度（例えば冷却ロールの回
転周速度が約４５ｍ／秒以上）を要し、設備コストが増
大する。さらに、冷却ロールの周速度を４５ｍ／秒以上
として急冷凝固された薄帯は先端が尖鋭形状となり、こ
の薄帯を粉砕して所定の熱処理を施した後適当な比率で
樹脂バインダーと混合してコンパウンドを作製しボンド
磁石を成形すると、前記尖鋭形状の形態が粉砕、熱処理
後の粉末においても保持される結果バインダー中への分
散が疎となり、ボンド磁石の成形体密度（磁気特性）が
低下する問題がある。(3)の方法は汎用性に富んだ製造
方法でありボンド磁石に好適な１０μｍ以上の粗粉とす
ることが容易である。しかし、従来のものは減磁曲線の
角型性が悪いことやＢｒ（残留磁束密度）が小さいとい
った問題を有する。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】したがって、本発明の
課題は、粉末の状態で良好な角型性とＢｒとを有し、か
つボンド磁石を成形した場合に高い磁気特性（密度）を
実現できる圧縮性の良好な超微細結晶体の希土類磁石材
料を提供することである。
課題は、粉末の状態で良好な角型性とＢｒとを有し、か
つボンド磁石を成形した場合に高い磁気特性（密度）を
実現できる圧縮性の良好な超微細結晶体の希土類磁石材
料を提供することである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決した本発
明は、原子％でＲ（ＲはＹを含めた希土類元素の１種ま
たは２種以上でありＳｍを５０原子％以上含む）を８〜
１３％、Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｕ，
Ｇａ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうちの１種
または２種以上であり、Ｔｉを５０原子％以上含む）を
２．３％を越えて５％以下、Ｂを０．１〜３％、Ｎを４
〜３５％、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および
不可避不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が２ｎ
ｍ以上５０ｎｍ未満のＴｈ2Ｚｎ17型および／またはＴ
ｈ2Ｎｉ17型の硬質磁性相から実質的になる希土類磁石
材料である。Ｒが８％未満では保磁力が低くなり、Ｒが
１３％を越えるとＢｒが低下する。また、Ｒに占めるＳ
ｍ比率が５０原子％未満では結晶磁気異方性が低下し保
磁力が低下する。高い保磁力を得るために、Ｒに占める
Ｓｍ比率をより好ましくは７０原子％以上、特に好まし
くは９０原子％以上とするのがよい。Ｍ元素のＴｉ含有
比率が５０原子％以上であり、かつＭ元素の含有量が
２．３原子％を越えて５原子％以下とすることが、磁気
特性発現相を前記硬質磁性相を主相（前記硬質磁性相の
比率が全体の５０体積％以上）とするために好ましい。
Ｍ元素が２．３原子％以下では磁気特性発現相を実質的
に前記硬質相から構成することが困難である。Ｍ元素が
５原子％を越えるとｉＨｃが低下する。Ｍ元素としてＴ
ｉとともに含有できるより好ましい元素はＶ、Ｍｎ、Ｃ
ｒのいずれか１種または２種以上、特に好ましい元素は
Ｖである。窒素（Ｎ）含有量は４〜３５原子％とするこ
とが好ましい。Ｎが４原子％未満および３５原子％を越
えるとＢｒ、保磁力がともに低下する。Ｂは０．１〜３
原子％が好ましい。Ｂが０．１原子％未満では添加効果
が認められず、３原子％を越えるとＢｒが低下する。
明は、原子％でＲ（ＲはＹを含めた希土類元素の１種ま
たは２種以上でありＳｍを５０原子％以上含む）を８〜
１３％、Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｕ，
Ｇａ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうちの１種
または２種以上であり、Ｔｉを５０原子％以上含む）を
２．３％を越えて５％以下、Ｂを０．１〜３％、Ｎを４
〜３５％、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および
不可避不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が２ｎ
ｍ以上５０ｎｍ未満のＴｈ2Ｚｎ17型および／またはＴ
ｈ2Ｎｉ17型の硬質磁性相から実質的になる希土類磁石
材料である。Ｒが８％未満では保磁力が低くなり、Ｒが
１３％を越えるとＢｒが低下する。また、Ｒに占めるＳ
ｍ比率が５０原子％未満では結晶磁気異方性が低下し保
磁力が低下する。高い保磁力を得るために、Ｒに占める
Ｓｍ比率をより好ましくは７０原子％以上、特に好まし
くは９０原子％以上とするのがよい。Ｍ元素のＴｉ含有
比率が５０原子％以上であり、かつＭ元素の含有量が
２．３原子％を越えて５原子％以下とすることが、磁気
特性発現相を前記硬質磁性相を主相（前記硬質磁性相の
比率が全体の５０体積％以上）とするために好ましい。
Ｍ元素が２．３原子％以下では磁気特性発現相を実質的
に前記硬質相から構成することが困難である。Ｍ元素が
５原子％を越えるとｉＨｃが低下する。Ｍ元素としてＴ
ｉとともに含有できるより好ましい元素はＶ、Ｍｎ、Ｃ
ｒのいずれか１種または２種以上、特に好ましい元素は
Ｖである。窒素（Ｎ）含有量は４〜３５原子％とするこ
とが好ましい。Ｎが４原子％未満および３５原子％を越
えるとＢｒ、保磁力がともに低下する。Ｂは０．１〜３
原子％が好ましい。Ｂが０．１原子％未満では添加効果
が認められず、３原子％を越えるとＢｒが低下する。
【０００５】また、本発明は、原子％でＲ（ＲはＹを含
めた希土類元素の１種または２種以上でありＳｍを５０
原子％以上含む）を６〜１０％、Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，
Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｇａ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗのうちの１種または２種以上であり、Ｔｉ
を５０原子％以上含む）を１〜２．３％、Ｂを０．１〜
３％、Ｎを４〜３５％、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅと
Ｃｏ）および不可避不純物からなる組成を有し、平均結
晶粒径が２ｎｍ以上５０ｎｍ未満のＴｈ2Ｚｎ17型およ
び／またはＴｈ2Ｎｉ17型の硬質磁性相と平均結晶粒径
が０．１〜５０ｎｍのＴを含む軟質磁性相とから実質的
になる希土類磁石材料である。Ｒが６％未満では保磁力
が低くなり、Ｒが１０％を越えるとＢｒが低下する。ま
た、Ｒに占めるＳｍ比率が５０原子％未満では結晶磁気
異方性が低下し保磁力が低下する。高い保磁力を得るた
めに、Ｒに占めるＳｍ比率をより好ましくは７０原子％
以上、特に好ましくは９０原子％以上とするのがよい。
Ｍ元素のＴｉ含有比率が５０原子％以上であり、かつＭ
元素の含有量が１〜２．３原子％とすることが、磁気特
性発現相を前記硬質磁性相と軟質磁性相とをを主相（前
記硬質磁性相と前記軟質磁性相との合計の比率が全体の
５０体積％以上）とするために好ましい。Ｍ元素を２．
３原子％を越えて含有すると前記硬質磁性相と前記軟質
磁性相との共存組織が不安定となる。Ｍ元素が１原子％
未満では粗大なαＦｅ等が生成しｉＨｃが低下する。Ｍ
元素としてＴｉともに含有できるより好ましい元素は
Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒのいずれか１種または２種以上、特に好
ましい元素はＶである。窒素（Ｎ）含有量は４〜３５原
子％とすることが好ましい。Ｎが４原子％未満および３
５原子％を越えるとＢｒ、保磁力がともに低下する。Ｂ
は０．１〜３原子％が好ましい。Ｂが０．１原子％未満
では添加効果が認められず、３原子％を越えるとＢｒが
低下する。
めた希土類元素の１種または２種以上でありＳｍを５０
原子％以上含む）を６〜１０％、Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，
Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｇａ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗのうちの１種または２種以上であり、Ｔｉ
を５０原子％以上含む）を１〜２．３％、Ｂを０．１〜
３％、Ｎを４〜３５％、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅと
Ｃｏ）および不可避不純物からなる組成を有し、平均結
晶粒径が２ｎｍ以上５０ｎｍ未満のＴｈ2Ｚｎ17型およ
び／またはＴｈ2Ｎｉ17型の硬質磁性相と平均結晶粒径
が０．１〜５０ｎｍのＴを含む軟質磁性相とから実質的
になる希土類磁石材料である。Ｒが６％未満では保磁力
が低くなり、Ｒが１０％を越えるとＢｒが低下する。ま
た、Ｒに占めるＳｍ比率が５０原子％未満では結晶磁気
異方性が低下し保磁力が低下する。高い保磁力を得るた
めに、Ｒに占めるＳｍ比率をより好ましくは７０原子％
以上、特に好ましくは９０原子％以上とするのがよい。
Ｍ元素のＴｉ含有比率が５０原子％以上であり、かつＭ
元素の含有量が１〜２．３原子％とすることが、磁気特
性発現相を前記硬質磁性相と軟質磁性相とをを主相（前
記硬質磁性相と前記軟質磁性相との合計の比率が全体の
５０体積％以上）とするために好ましい。Ｍ元素を２．
３原子％を越えて含有すると前記硬質磁性相と前記軟質
磁性相との共存組織が不安定となる。Ｍ元素が１原子％
未満では粗大なαＦｅ等が生成しｉＨｃが低下する。Ｍ
元素としてＴｉともに含有できるより好ましい元素は
Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒのいずれか１種または２種以上、特に好
ましい元素はＶである。窒素（Ｎ）含有量は４〜３５原
子％とすることが好ましい。Ｎが４原子％未満および３
５原子％を越えるとＢｒ、保磁力がともに低下する。Ｂ
は０．１〜３原子％が好ましい。Ｂが０．１原子％未満
では添加効果が認められず、３原子％を越えるとＢｒが
低下する。
【０００６】また、本発明は、原子％でＲ（ＲはＹを含
めた希土類元素の１種または２種以上でありＳｍを５０
原子％以上含む）を６〜１０％、Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，
Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｇａ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗのうちの１種または２種以上であり、Ｖを
５０原子％以上含む）を４〜９％、Ｂを０．１〜３％、
Ｎを４〜３５％、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）
および不可避不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径
が２ｎｍ以上５０ｎｍ未満のＴｂＣｕ7型の硬質磁性相
と平均結晶粒径が０．１〜５０ｎｍのＴを含む軟質磁性
相とから実質的になる希土類磁石材料である。Ｒが６原
子％未満では保磁力が低くなり、Ｒが１０原子％を越え
るとＢｒが低下する。また、Ｒに占めるＳｍ比率が５０
原子％未満では結晶磁気異方性が低下し保磁力が低下す
る。高い保磁力を得るために、Ｒに占めるＳｍ比率をよ
り好ましくは７０原子％以上、特に好ましくは９０原子
％以上とするのがよい。Ｍ元素のＶ含有比率が５０原子
％以上であり、かつＭ元素の含有量が４〜９原子％とす
ることが、磁気特性発現相を前記硬質磁性相と軟質磁性
相とをを主相（前記硬質磁性相と前記軟質磁性相との合
計の比率が全体の５０体積％以上）とするために好まし
い。Ｍ元素を９原子％を越えて含有するとＴｈＭｎ12型
の結晶構造のＲ（Ｆｅ，Ｍ）12Ｎz相が生成してｉＨｃ
が低下する。Ｍ元素が４原子％未満では粗大なαＦｅ等
が生成しｉＨｃが低下する。Ｍ元素としてＶとともに含
有できるより好ましい元素はＴｉ、Ｍｎ、Ｃｒのいずれ
か１種または２種以上、特に好ましい元素はＴｉであ
る。窒素（Ｎ）含有量は４〜３５原子％とすることが好
ましい。Ｎが４原子％未満および３５原子％を越えると
Ｂｒ、保磁力がともに低下する。Ｂは０．１〜３原子％
が好ましい。Ｂが０．１原子％未満では添加効果が認め
られず、３原子％を越えるとＢｒが低下する。
めた希土類元素の１種または２種以上でありＳｍを５０
原子％以上含む）を６〜１０％、Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，
Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｇａ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗのうちの１種または２種以上であり、Ｖを
５０原子％以上含む）を４〜９％、Ｂを０．１〜３％、
Ｎを４〜３５％、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）
および不可避不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径
が２ｎｍ以上５０ｎｍ未満のＴｂＣｕ7型の硬質磁性相
と平均結晶粒径が０．１〜５０ｎｍのＴを含む軟質磁性
相とから実質的になる希土類磁石材料である。Ｒが６原
子％未満では保磁力が低くなり、Ｒが１０原子％を越え
るとＢｒが低下する。また、Ｒに占めるＳｍ比率が５０
原子％未満では結晶磁気異方性が低下し保磁力が低下す
る。高い保磁力を得るために、Ｒに占めるＳｍ比率をよ
り好ましくは７０原子％以上、特に好ましくは９０原子
％以上とするのがよい。Ｍ元素のＶ含有比率が５０原子
％以上であり、かつＭ元素の含有量が４〜９原子％とす
ることが、磁気特性発現相を前記硬質磁性相と軟質磁性
相とをを主相（前記硬質磁性相と前記軟質磁性相との合
計の比率が全体の５０体積％以上）とするために好まし
い。Ｍ元素を９原子％を越えて含有するとＴｈＭｎ12型
の結晶構造のＲ（Ｆｅ，Ｍ）12Ｎz相が生成してｉＨｃ
が低下する。Ｍ元素が４原子％未満では粗大なαＦｅ等
が生成しｉＨｃが低下する。Ｍ元素としてＶとともに含
有できるより好ましい元素はＴｉ、Ｍｎ、Ｃｒのいずれ
か１種または２種以上、特に好ましい元素はＴｉであ
る。窒素（Ｎ）含有量は４〜３５原子％とすることが好
ましい。Ｎが４原子％未満および３５原子％を越えると
Ｂｒ、保磁力がともに低下する。Ｂは０．１〜３原子％
が好ましい。Ｂが０．１原子％未満では添加効果が認め
られず、３原子％を越えるとＢｒが低下する。
【０００７】上記本発明の希土類磁石材料ににおいて、
Ｆｅの０.０１〜３０原子％をＣｏで置換することが好
ましい。Ｃｏの導入によりキュリー温度、ｉＨｃの温度
係数を向上する効果がある。しかし、３０原子％を越え
ると残留磁化およびｉＨｃの顕著な低下を招来し、０．
０１原子％未満ではＣｏの添加効果が認められない。
Ｆｅの０.０１〜３０原子％をＣｏで置換することが好
ましい。Ｃｏの導入によりキュリー温度、ｉＨｃの温度
係数を向上する効果がある。しかし、３０原子％を越え
ると残留磁化およびｉＨｃの顕著な低下を招来し、０．
０１原子％未満ではＣｏの添加効果が認められない。
【０００８】本発明の希土類磁石材料は特定のストリッ
プキャスト条件とＨＤＤＲ条件との最適な組み合わせで
作製できる。本発明に好適なストリップキャスト合金
は、前記希土類窒化磁石材料に対応した組成のＲ−Ｔ−
Ｍ−Ｂ系母合金の溶湯を例えば冷却用ロールの周速２〜
１０ｍ／秒で急冷凝固した板厚が５０〜３００μｍの薄
帯である。この薄帯に後述の適当なＨＤＤＲ処理を施し
た後、粉砕し、窒化し、必要に応じて熱処理した窒化粉
末は超微細な結晶組織を有し、同時に良好な粉末の磁気
特性とボンド磁石にしたときの良好な圧縮性を示す。
プキャスト条件とＨＤＤＲ条件との最適な組み合わせで
作製できる。本発明に好適なストリップキャスト合金
は、前記希土類窒化磁石材料に対応した組成のＲ−Ｔ−
Ｍ−Ｂ系母合金の溶湯を例えば冷却用ロールの周速２〜
１０ｍ／秒で急冷凝固した板厚が５０〜３００μｍの薄
帯である。この薄帯に後述の適当なＨＤＤＲ処理を施し
た後、粉砕し、窒化し、必要に応じて熱処理した窒化粉
末は超微細な結晶組織を有し、同時に良好な粉末の磁気
特性とボンド磁石にしたときの良好な圧縮性を示す。
【０００９】次に、本発明に好適なＨＤＤＲ条件を説明
する。ＨＤ温度は前記母合金の水素分解温度直上温度か
ら約１００℃高い温度までがよく、ＨＤ保持時間は０．
５〜６時間がよい。Ｒ−Ｔ−Ｍ（ＭはＴｉを５０原子％
以上含む）−Ｂ系の組成の母合金では図１のハッチした
領域でのＨＤの加熱処理がよく、かつ図２のハッチした
領域でのＤＲの加熱処理がよい。なお、ＨＤ処理を多段
化することも有効である。すなわち、第１回目のＨＤ過
程を図１のハッチ領域で行い、引き続いて第２、第３、
・・・、第ｎ回目のＨＤ処理を前記図１のハッチ領域の
条件かまたはその加熱条件よりも０．１〜５０℃高い温
度で行うことも本発明の磁気特性発現相の超微細化に有
効である。ｎは工程を簡略化するためにはｎ＝１で行っ
てもよい。ＨＤ過程が図１のハッチ領域よりも低温側お
よび／または短時間側ではＲ水素化物とＴ、Ｔ−Ｍへの
分解反応が全く起こらないか、あるいは母合金の一部だ
けしか分解反応が起こらない。この場合、分解反応が起
こらなかった部分は結晶粒が微細化しないため、後処理
のＤＲ過程、窒化処理を経て得られた窒化磁石粉末の減
磁曲線は角型性が悪くかつＨｃが低い。他方、ＨＤ過程
が図２に示すハッチ領域よりも高温側および／または長
時間側ではＨＤ処理後の組織が粗大粒化し、このためＤ
Ｒ処理、窒化処理後の磁気特性発現相が粗大化するため
減磁曲線の角型性が劣化する。
する。ＨＤ温度は前記母合金の水素分解温度直上温度か
ら約１００℃高い温度までがよく、ＨＤ保持時間は０．
５〜６時間がよい。Ｒ−Ｔ−Ｍ（ＭはＴｉを５０原子％
以上含む）−Ｂ系の組成の母合金では図１のハッチした
領域でのＨＤの加熱処理がよく、かつ図２のハッチした
領域でのＤＲの加熱処理がよい。なお、ＨＤ処理を多段
化することも有効である。すなわち、第１回目のＨＤ過
程を図１のハッチ領域で行い、引き続いて第２、第３、
・・・、第ｎ回目のＨＤ処理を前記図１のハッチ領域の
条件かまたはその加熱条件よりも０．１〜５０℃高い温
度で行うことも本発明の磁気特性発現相の超微細化に有
効である。ｎは工程を簡略化するためにはｎ＝１で行っ
てもよい。ＨＤ過程が図１のハッチ領域よりも低温側お
よび／または短時間側ではＲ水素化物とＴ、Ｔ−Ｍへの
分解反応が全く起こらないか、あるいは母合金の一部だ
けしか分解反応が起こらない。この場合、分解反応が起
こらなかった部分は結晶粒が微細化しないため、後処理
のＤＲ過程、窒化処理を経て得られた窒化磁石粉末の減
磁曲線は角型性が悪くかつＨｃが低い。他方、ＨＤ過程
が図２に示すハッチ領域よりも高温側および／または長
時間側ではＨＤ処理後の組織が粗大粒化し、このためＤ
Ｒ処理、窒化処理後の磁気特性発現相が粗大化するため
減磁曲線の角型性が劣化する。
【００１０】ＤＲ過程では、脱水素反応によりＲ水素化
物が消失し、窒化後に硬質磁性相になる相に再結晶する
が、再結晶粒が粗大化する前にＤＲ処理を終えることが
良好な磁気特性を得るために好ましい。
物が消失し、窒化後に硬質磁性相になる相に再結晶する
が、再結晶粒が粗大化する前にＤＲ処理を終えることが
良好な磁気特性を得るために好ましい。
【００１１】本発明の希土類磁石材料を構成する硬質磁
性相はＴｈ2Ｚｎ17型および／またはＴｈ2Ｎｉ17型で構
成される。具体的には例えばＲ2（Ｔ，Ｍ）17Ｎx相（ｘ
＝２．７〜３．５）からなる。また、硬質磁性相はＴｂ
Ｃｕ7型で構成される。具体的には例えばＲ（Ｔ，Ｍ）7
Ｎy相（ｙ＝１．２〜１．８）からなる。本発明の希土
類磁石材料の磁気特性発現相が前記硬質磁性相からなる
場合、全体に占める前記硬質磁性相の体積比率は５０％
以上が好ましく、７０〜９０％がより好ましい。よっ
て、不可避の不純物相を除いて前記硬質磁性相のみから
なるのが理想的である。また、本発明の希土類磁石材料
の磁気特性発現相が前記硬質磁性相と前記軟質磁性相と
からなる場合、全体に占める前記硬質磁性相の体積比率
は５０％以上が好ましく、７０〜９０％がより好まし
い。よって、不可避の不純物相を除いて前記軟質磁性相
の体積比率は５０％未満が好ましく、３０〜１０％がよ
り好ましい。この体積比率の範囲を外れると良好な磁気
特性を得ることが困難であり、特に最大エネルギー積が
低下する。体積比率は電子顕微鏡や光学顕微鏡による観
察、Ｘ線回折等を併用して総合的に判断されるが、希土
類磁石材料断面を撮影した透過型電子顕微鏡写真の面積
分析法により求めることができる。よって断面積比が体
積比率である。
性相はＴｈ2Ｚｎ17型および／またはＴｈ2Ｎｉ17型で構
成される。具体的には例えばＲ2（Ｔ，Ｍ）17Ｎx相（ｘ
＝２．７〜３．５）からなる。また、硬質磁性相はＴｂ
Ｃｕ7型で構成される。具体的には例えばＲ（Ｔ，Ｍ）7
Ｎy相（ｙ＝１．２〜１．８）からなる。本発明の希土
類磁石材料の磁気特性発現相が前記硬質磁性相からなる
場合、全体に占める前記硬質磁性相の体積比率は５０％
以上が好ましく、７０〜９０％がより好ましい。よっ
て、不可避の不純物相を除いて前記硬質磁性相のみから
なるのが理想的である。また、本発明の希土類磁石材料
の磁気特性発現相が前記硬質磁性相と前記軟質磁性相と
からなる場合、全体に占める前記硬質磁性相の体積比率
は５０％以上が好ましく、７０〜９０％がより好まし
い。よって、不可避の不純物相を除いて前記軟質磁性相
の体積比率は５０％未満が好ましく、３０〜１０％がよ
り好ましい。この体積比率の範囲を外れると良好な磁気
特性を得ることが困難であり、特に最大エネルギー積が
低下する。体積比率は電子顕微鏡や光学顕微鏡による観
察、Ｘ線回折等を併用して総合的に判断されるが、希土
類磁石材料断面を撮影した透過型電子顕微鏡写真の面積
分析法により求めることができる。よって断面積比が体
積比率である。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下、実施例により本発明を説明
する。 （実施例５〜８、比較例５〜８）溶湯急冷法により冷却
用ロール周速が２ｍ／秒の急冷凝固条件で、（Ｂ）Ｓｍ
9.4ＦｅbalＶ7.3Ｂ2.0の組成を有した厚み５０〜３００
μｍの薄片状合金を作製した。得られた薄片状合金を、
表１に示すＨＤの加熱条件で水素中で熱処理することに
よりＨＤ処理を行った。さらに表１に示すＤＲの加熱条
件で真空中で熱処理することによりＤＲ処理を行った。
次に、このＨＤＤＲ処理した母合金を７５μｍアンダー
に粉砕し、０．５ＭＰａの窒素ガス雰囲気中で４５０℃
×１０時間の窒化処理を行った。得られた窒化磁石粉末
の室温（23℃）での磁気特性をＶＳＭで測定した。ま
た、得られた窒化磁石粉末の断面を研磨後エッチングし
て電子顕微鏡および光学顕微鏡観察により硬質磁性相の
平均結晶粒径（Ｄｈ）、軟質磁性相の平均結晶粒径（Ｄ
ｓ）を求めた。これらの結果を表１に示す。表１より、
実施例５〜８の場合は、表１のＨＤＤＲ処理後、前記の
窒化処理を経て最終的に得られたものには、平均結晶粒
径が２ｎｍ以上５０ｎｍ未満の微細なＴｂＣｕ7型のＳ
ｍ（Ｆｅ，Ｖ）7Ｎy相（ｙ＝１．２〜１．６）と平均結
晶粒径が０．１〜５０ｎｍの微細なＦｅ−Ｖ軟質磁性相
とが混在していた。比較例５〜７では、最終的に得られ
たものは、粗大なＴｂＣｕ7型の硬質磁性相と粗大なＦ
ｅ−Ｖ軟質磁性相が混在したものだった。比較例８で
は、最終的に得られたものには、平均結晶粒径４０ｎｍ
のＴｂＣｕ7型の硬質磁性相とともに粗大なＦｅ−Ｖ軟
質磁性相が混在していた。
する。 （実施例５〜８、比較例５〜８）溶湯急冷法により冷却
用ロール周速が２ｍ／秒の急冷凝固条件で、（Ｂ）Ｓｍ
9.4ＦｅbalＶ7.3Ｂ2.0の組成を有した厚み５０〜３００
μｍの薄片状合金を作製した。得られた薄片状合金を、
表１に示すＨＤの加熱条件で水素中で熱処理することに
よりＨＤ処理を行った。さらに表１に示すＤＲの加熱条
件で真空中で熱処理することによりＤＲ処理を行った。
次に、このＨＤＤＲ処理した母合金を７５μｍアンダー
に粉砕し、０．５ＭＰａの窒素ガス雰囲気中で４５０℃
×１０時間の窒化処理を行った。得られた窒化磁石粉末
の室温（23℃）での磁気特性をＶＳＭで測定した。ま
た、得られた窒化磁石粉末の断面を研磨後エッチングし
て電子顕微鏡および光学顕微鏡観察により硬質磁性相の
平均結晶粒径（Ｄｈ）、軟質磁性相の平均結晶粒径（Ｄ
ｓ）を求めた。これらの結果を表１に示す。表１より、
実施例５〜８の場合は、表１のＨＤＤＲ処理後、前記の
窒化処理を経て最終的に得られたものには、平均結晶粒
径が２ｎｍ以上５０ｎｍ未満の微細なＴｂＣｕ7型のＳ
ｍ（Ｆｅ，Ｖ）7Ｎy相（ｙ＝１．２〜１．６）と平均結
晶粒径が０．１〜５０ｎｍの微細なＦｅ−Ｖ軟質磁性相
とが混在していた。比較例５〜７では、最終的に得られ
たものは、粗大なＴｂＣｕ7型の硬質磁性相と粗大なＦ
ｅ−Ｖ軟質磁性相が混在したものだった。比較例８で
は、最終的に得られたものには、平均結晶粒径４０ｎｍ
のＴｂＣｕ7型の硬質磁性相とともに粗大なＦｅ−Ｖ軟
質磁性相が混在していた。
【００１３】
【表１】
【００１４】（実施例１３〜１６、比較例１３〜１６）
冷却用ロールの周速が３ｍ／秒の条件で急冷凝固して、
母合金組成が（Ｄ）Ｓｍ9.4ＦｅbalＴｉ2.7Ｂ2.0であ
り、平均厚みが２５０μｍの薄帯母合金を作製した。次
に、得られた母合金を表２に示すＨＤの加熱条件で水素
中で熱処理することによりＨＤ処理を行った。続いて、
表２に示すＤＲの加熱条件で真空中で熱処理することに
よりＤＲ処理を行った。このＨＤＤＲ処理した母合金を
７５μｍアンダーに粉砕し、０．５ＭＰａの窒素ガス雰
囲気中で４５０℃×１０時間の窒化処理を行った。得ら
れた窒化粉末の室温（２３℃）での磁気特性、Ｄｈ、Ｄ
ｓを前記と同様にして測定した。結果を表２に示す。表
２より、表１の６５０〜７５０℃×１〜６時間の加熱条
件のＨＤ処理に続いて７２５〜８２５℃×１〜４時間の
加熱条件のＤｒ処理を行うことによって、実施例１３〜
１６のものは不可避不純物相を除いて実質的にＴｈ2Ｚ
ｎ17型およびＴｈ2Ｎｉ17型のＳｍ2（Ｆｅ，Ｔｉ）17Ｎ
x相（ｘ＝２．７〜３）の単相からなることが確認され
た。この硬質磁性相の平均結晶粒径（Ｄｈ）は２ｎｍ以
上５０ｎｍ未満にあり、優れた粉末の磁気特性を示し
た。これに対し、最適なＨＤＤＲ処理条件を外れた比較
例１３〜１５では粗大な硬質磁性相が生成し、磁気特性
が劣化した。また、比較例１６の場合は再結合反応が不
十分となりＳｍ水素化物やＦｅ−Ｔｉ相が存在し、磁気
特性が低下した。
冷却用ロールの周速が３ｍ／秒の条件で急冷凝固して、
母合金組成が（Ｄ）Ｓｍ9.4ＦｅbalＴｉ2.7Ｂ2.0であ
り、平均厚みが２５０μｍの薄帯母合金を作製した。次
に、得られた母合金を表２に示すＨＤの加熱条件で水素
中で熱処理することによりＨＤ処理を行った。続いて、
表２に示すＤＲの加熱条件で真空中で熱処理することに
よりＤＲ処理を行った。このＨＤＤＲ処理した母合金を
７５μｍアンダーに粉砕し、０．５ＭＰａの窒素ガス雰
囲気中で４５０℃×１０時間の窒化処理を行った。得ら
れた窒化粉末の室温（２３℃）での磁気特性、Ｄｈ、Ｄ
ｓを前記と同様にして測定した。結果を表２に示す。表
２より、表１の６５０〜７５０℃×１〜６時間の加熱条
件のＨＤ処理に続いて７２５〜８２５℃×１〜４時間の
加熱条件のＤｒ処理を行うことによって、実施例１３〜
１６のものは不可避不純物相を除いて実質的にＴｈ2Ｚ
ｎ17型およびＴｈ2Ｎｉ17型のＳｍ2（Ｆｅ，Ｔｉ）17Ｎ
x相（ｘ＝２．７〜３）の単相からなることが確認され
た。この硬質磁性相の平均結晶粒径（Ｄｈ）は２ｎｍ以
上５０ｎｍ未満にあり、優れた粉末の磁気特性を示し
た。これに対し、最適なＨＤＤＲ処理条件を外れた比較
例１３〜１５では粗大な硬質磁性相が生成し、磁気特性
が劣化した。また、比較例１６の場合は再結合反応が不
十分となりＳｍ水素化物やＦｅ−Ｔｉ相が存在し、磁気
特性が低下した。
【００１５】
【表２】
【００１６】次に、Ｒ含有量と磁気特性の相関について
の検討結果を説明する。 （実施例１７〜１９、比較例１７〜２０）冷却用ロール
の周速が３ｍ／秒の条件で急冷凝固して、母合金組成が
ＳｍpＦｅbalＴｉ2.2Ｂ2.0（ｐ＝４．２〜１５．０原子
％）の組成を有した平均厚み２５０μｍの母合金薄帯を
作製した。次に、７００℃×３時間、水素中で熱処理す
るＨＤ処理を行った。続いて、８２５℃×1時間、真空
中で熱処理するＤＲ処理を行った。このＨＤＤＲ処理し
た母合金を７５μｍアンダーに粉砕し、０．５ＭＰａの
窒素ガス雰囲気中で４５０℃×１０時間の窒化処理を行
った。得られた窒化磁石粉末の室温（２３℃）での磁気
特性、Ｄｈ、Ｄｓを前記と同様にして評価した。結果を
表３に示す。表３より、Ｓｍ含有量が６〜１０原子％の
範囲にある実施例１７〜１９では、不可避不純物相を除
いて実質的に平均結晶粒径が２ｎｍ以上５０ｎｍ未満の
Ｔｈ2Ｚｎ17型およびＴｈ2Ｎｉ17型のＳｍ2（Ｆｅ，Ｔ
ｉ）17Ｎx（ｘ＝２．７〜３）硬質磁性相と、平均結晶
粒径が０．１〜５０ｎｍのＦｅ−Ｔｉ軟質磁性相が磁気
特性発現相であることが確認され、良好な粉末磁気特性
が得られた。これに対し、Ｓｍ含有量が少なすぎる比較
例１７、１８およびＳｍ含有量過多の比較例１９、２０
では粉末の磁気特性が低下した。
の検討結果を説明する。 （実施例１７〜１９、比較例１７〜２０）冷却用ロール
の周速が３ｍ／秒の条件で急冷凝固して、母合金組成が
ＳｍpＦｅbalＴｉ2.2Ｂ2.0（ｐ＝４．２〜１５．０原子
％）の組成を有した平均厚み２５０μｍの母合金薄帯を
作製した。次に、７００℃×３時間、水素中で熱処理す
るＨＤ処理を行った。続いて、８２５℃×1時間、真空
中で熱処理するＤＲ処理を行った。このＨＤＤＲ処理し
た母合金を７５μｍアンダーに粉砕し、０．５ＭＰａの
窒素ガス雰囲気中で４５０℃×１０時間の窒化処理を行
った。得られた窒化磁石粉末の室温（２３℃）での磁気
特性、Ｄｈ、Ｄｓを前記と同様にして評価した。結果を
表３に示す。表３より、Ｓｍ含有量が６〜１０原子％の
範囲にある実施例１７〜１９では、不可避不純物相を除
いて実質的に平均結晶粒径が２ｎｍ以上５０ｎｍ未満の
Ｔｈ2Ｚｎ17型およびＴｈ2Ｎｉ17型のＳｍ2（Ｆｅ，Ｔ
ｉ）17Ｎx（ｘ＝２．７〜３）硬質磁性相と、平均結晶
粒径が０．１〜５０ｎｍのＦｅ−Ｔｉ軟質磁性相が磁気
特性発現相であることが確認され、良好な粉末磁気特性
が得られた。これに対し、Ｓｍ含有量が少なすぎる比較
例１７、１８およびＳｍ含有量過多の比較例１９、２０
では粉末の磁気特性が低下した。
【００１７】
【表３】
【００１８】次に、Ｃｏ添加量と磁気特性の相関の検討
結果を説明する。 （実施例２５〜２９）冷却用ロールの周速が３ｍ／秒の
条件で急冷凝固して、母合金組成がＳｍ9.4Ｆｅ85.9-q
ＣｏqＴｉ2.7Ｂ2.0（ｑ＝０〜８．０原子％）であり、
平均厚みが２５０μｍの薄帯母合金を作製した。この母
合金を７００℃×３時間、水素中で熱処理するＨＤ処理
を行った。続いて８２５℃×１時間、真空中で熱処理す
るＤＲ処理を行った。このＨＤＤＲ処理した母合金を７
５μｍアンダーに粉砕し、０．５ＭＰａの窒素ガス雰囲
気中で４５０℃×１０時間の窒化処理を行った。得られ
た窒化磁石粉末の室温（２３℃）での磁気特性、Ｄｈ，
Ｄｓを前記と同様にして測定した。結果を表４に示す。
表４より、実施例２５〜２９のものは良好な粉末の磁気
特性を示し、かつｉＨｃの温度係数も良好だった。
結果を説明する。 （実施例２５〜２９）冷却用ロールの周速が３ｍ／秒の
条件で急冷凝固して、母合金組成がＳｍ9.4Ｆｅ85.9-q
ＣｏqＴｉ2.7Ｂ2.0（ｑ＝０〜８．０原子％）であり、
平均厚みが２５０μｍの薄帯母合金を作製した。この母
合金を７００℃×３時間、水素中で熱処理するＨＤ処理
を行った。続いて８２５℃×１時間、真空中で熱処理す
るＤＲ処理を行った。このＨＤＤＲ処理した母合金を７
５μｍアンダーに粉砕し、０．５ＭＰａの窒素ガス雰囲
気中で４５０℃×１０時間の窒化処理を行った。得られ
た窒化磁石粉末の室温（２３℃）での磁気特性、Ｄｈ，
Ｄｓを前記と同様にして測定した。結果を表４に示す。
表４より、実施例２５〜２９のものは良好な粉末の磁気
特性を示し、かつｉＨｃの温度係数も良好だった。
【００１９】
【表４】
【００２０】（実施例３５、３６、比較例３１）冷却用
ロールの周速が３ｍ／秒の条件で急冷凝固して、母合金
組成がＳｍ9.4Ｆｅ85.9Ｔｉ2.7Ｂ2.0であり、平均厚み
が２５０μｍの薄帯母合金を作製した。次に、この母合
金を用いて、表５の実施例３５の場合は水素中で(1)６
７５℃×３時間の熱処理に続いて(2)７５０℃×２時間
の熱処理を行う２段ＨＤ処理後に、８２５℃×1時間、
真空中で熱処理するＤＲ処理を行った。実施例３６の場
合は水素中での(1)６７５℃×３時間(2)７２５℃×１時
間(3)８００℃×１時間の合計３段の熱処理（ＨＤ処
理）後に、８２５℃×1時間、真空中で熱処理するＤＲ
処理を行った。比較例３１の場合は水素中での(1)６７
５℃×３時間(2)７２５℃×１時間(3)８５０℃×１時間
の合計３段の熱処理（ＨＤ処理）後に、８２５℃×1時
間、真空中で熱処理するＤＲ処理を行った。次に、前記
３種のＨＤＤＲ処理した母合金を各々７５μｍアンダー
に粉砕後、０．５ＭＰａの窒素ガス雰囲気中で４５０℃
×１０時間の窒化処理を行った。得られた各窒化磁石粉
末の室温（２３℃）での磁気特性、Ｄｈ、Ｄｓを前記と
同様にして測定した。結果を表５に示す。表５より、図
１のハッチ領域内の条件で２段のＨＤ処理を行った実施
例３５の場合、図１のハッチ領域内の条件で２段のＨＤ
処理までを行い３断目のＨＤ処理を図１のハッチ領域内
の条件の最高温度よりも０．１〜５０℃高温で処理した
実施例３６では、いずれも不可避不純物相を除いて実質
的に平均結晶粒径が２ｎｍ以上５０ｎｍ未満のＴｈ2Ｚ
ｎ17型およびＴｈ2Ｎｉ17型のＳｍ2（Ｆｅ，Ｔｉ）17Ｎ
x（ｘ＝２．７〜３）硬質磁性相の単相からなることが
確認され、優れた粉末の磁気特性を示した。これに対
し、比較例３１では硬質磁性相が粗大化して粉末の磁気
特性が低下した。
ロールの周速が３ｍ／秒の条件で急冷凝固して、母合金
組成がＳｍ9.4Ｆｅ85.9Ｔｉ2.7Ｂ2.0であり、平均厚み
が２５０μｍの薄帯母合金を作製した。次に、この母合
金を用いて、表５の実施例３５の場合は水素中で(1)６
７５℃×３時間の熱処理に続いて(2)７５０℃×２時間
の熱処理を行う２段ＨＤ処理後に、８２５℃×1時間、
真空中で熱処理するＤＲ処理を行った。実施例３６の場
合は水素中での(1)６７５℃×３時間(2)７２５℃×１時
間(3)８００℃×１時間の合計３段の熱処理（ＨＤ処
理）後に、８２５℃×1時間、真空中で熱処理するＤＲ
処理を行った。比較例３１の場合は水素中での(1)６７
５℃×３時間(2)７２５℃×１時間(3)８５０℃×１時間
の合計３段の熱処理（ＨＤ処理）後に、８２５℃×1時
間、真空中で熱処理するＤＲ処理を行った。次に、前記
３種のＨＤＤＲ処理した母合金を各々７５μｍアンダー
に粉砕後、０．５ＭＰａの窒素ガス雰囲気中で４５０℃
×１０時間の窒化処理を行った。得られた各窒化磁石粉
末の室温（２３℃）での磁気特性、Ｄｈ、Ｄｓを前記と
同様にして測定した。結果を表５に示す。表５より、図
１のハッチ領域内の条件で２段のＨＤ処理を行った実施
例３５の場合、図１のハッチ領域内の条件で２段のＨＤ
処理までを行い３断目のＨＤ処理を図１のハッチ領域内
の条件の最高温度よりも０．１〜５０℃高温で処理した
実施例３６では、いずれも不可避不純物相を除いて実質
的に平均結晶粒径が２ｎｍ以上５０ｎｍ未満のＴｈ2Ｚ
ｎ17型およびＴｈ2Ｎｉ17型のＳｍ2（Ｆｅ，Ｔｉ）17Ｎ
x（ｘ＝２．７〜３）硬質磁性相の単相からなることが
確認され、優れた粉末の磁気特性を示した。これに対
し、比較例３１では硬質磁性相が粗大化して粉末の磁気
特性が低下した。
【００２１】
【表５】
【００２２】（実施例４０〜４２）次に、本発明の希土
類磁石材料粉末のボンド磁石特性の評価結果について説
明する。実施例５、１４、２６の窒化磁石粉末を各々２
ｗｔ％のエポキシ樹脂と混合した後、１０ｋＯｅの磁場
中でプレス圧１０ｔｏｎ／ｃｍ2で圧縮成形し、続いて
硬化のため１４０℃×１時間の熱処理を施して等方性ボ
ンド磁石を作製した。得られた等方性ボンド磁石の密度
（ρ）および磁気特性を表６に示す。表６より、本発明
によれば、密度が６ｇ／ｃｍ3以上で高い磁気特性のボ
ンド磁石を提供することができる。なお、これらボンド
磁石の成形性は平均粉末粒径（ｄｐ）が１０μｍを越え
ており、良好な成形性を示した。本発明の希土類磁石材
料の平均粉末粒径は耐酸化性、磁粉充填密度の低下しな
い２０μｍ以上でかつ肉厚２ｍｍ以下の薄肉品の成形に
好適な５００μｍ以下が好ましい。
類磁石材料粉末のボンド磁石特性の評価結果について説
明する。実施例５、１４、２６の窒化磁石粉末を各々２
ｗｔ％のエポキシ樹脂と混合した後、１０ｋＯｅの磁場
中でプレス圧１０ｔｏｎ／ｃｍ2で圧縮成形し、続いて
硬化のため１４０℃×１時間の熱処理を施して等方性ボ
ンド磁石を作製した。得られた等方性ボンド磁石の密度
（ρ）および磁気特性を表６に示す。表６より、本発明
によれば、密度が６ｇ／ｃｍ3以上で高い磁気特性のボ
ンド磁石を提供することができる。なお、これらボンド
磁石の成形性は平均粉末粒径（ｄｐ）が１０μｍを越え
ており、良好な成形性を示した。本発明の希土類磁石材
料の平均粉末粒径は耐酸化性、磁粉充填密度の低下しな
い２０μｍ以上でかつ肉厚２ｍｍ以下の薄肉品の成形に
好適な５００μｍ以下が好ましい。
【００２３】
【表６】
【００２４】不明確な点があるが、本発明の希土類磁石
材料において、磁気特性発現相が前記硬質磁性相からな
る場合は、その硬質磁性相にＢが含まれるようである。
また、磁気特性発現相が前記硬質磁性相と前記軟質磁性
相とからなる場合には前記硬質磁性相および／または前
記軟質磁性相にＢが含まれるようである。
材料において、磁気特性発現相が前記硬質磁性相からな
る場合は、その硬質磁性相にＢが含まれるようである。
また、磁気特性発現相が前記硬質磁性相と前記軟質磁性
相とからなる場合には前記硬質磁性相および／または前
記軟質磁性相にＢが含まれるようである。
【００２５】
【発明の効果】本発明によれば、ボンド磁石にした場合
の圧縮性が良好であり、かつ超微細な硬質磁性相単相型
または硬質磁性相と軟質磁性相とが共存したＲ−Ｔ−Ｍ
（ＭはＴＩまたはＶを必ず含む）−Ｂ−Ｎ系希土類磁石
材料を提供することができる。
の圧縮性が良好であり、かつ超微細な硬質磁性相単相型
または硬質磁性相と軟質磁性相とが共存したＲ−Ｔ−Ｍ
（ＭはＴＩまたはＶを必ず含む）−Ｂ−Ｎ系希土類磁石
材料を提供することができる。
【図１】本発明の希土類磁石材料の製造に好適なＨＤ条
件の一例を示す図である。
件の一例を示す図である。
【図２】本発明の希土類磁石材料の製造に好適なＤＲ条
件の一例を示す図である。
件の一例を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 原子％でＲ（ＲはＹを含めた希土類元素
の１種または２種以上でありＳｍを５０原子％以上含
む）を８〜１３％、Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍ
ｎ，Ｃｕ，Ｇａ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの
うちの１種または２種以上であり、Ｔｉを５０原子％以
上含む）を２．３％を越えて５％以下、Ｂを０．１〜３
％、Ｎを４〜３５％、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣ
ｏ）および不可避不純物からなる組成を有し、平均結晶
粒径が２ｎｍ以上５０ｎｍ未満のＴｈ2Ｚｎ17型および
／またはＴｈ2Ｎｉ17型の硬質磁性相から実質的になる
ことを特徴とする希土類磁石材料。 - 【請求項２】 原子％でＲ（ＲはＹを含めた希土類元素
の１種または２種以上でありＳｍを５０原子％以上含
む）を６〜１０％、Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍ
ｎ，Ｃｕ，Ｇａ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの
うちの１種または２種以上であり、Ｔｉを５０原子％以
上含む）を１〜２．３％、Ｂを０．１〜３％、Ｎを４〜
３５％、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不
可避不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が２ｎｍ
以上５０ｎｍ未満のＴｈ2Ｚｎ17型および／またはＴｈ2
Ｎｉ17型の硬質磁性相と平均結晶粒径が０．１〜５０ｎ
ｍのＴを含む軟質磁性相とから実質的になることを特徴
とする希土類磁石材料。 - 【請求項３】 原子％でＲ（ＲはＹを含めた希土類元素
の１種または２種以上でありＳｍを５０原子％以上含
む）を６〜１０％、Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍ
ｎ，Ｃｕ，Ｇａ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの
うちの１種または２種以上であり、Ｖを５０原子％以上
含む）を４〜９％、Ｂを０．１〜３％、Ｎを４〜３５
％、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避
不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が２ｎｍ以上
５０ｎｍ未満のＴｂＣｕ7型の硬質磁性相と平均結晶粒
径が０．１〜５０ｎｍのＴを含む軟質磁性相とから実質
的になることを特徴とする希土類磁石材料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10100717A JPH11297518A (ja) | 1998-04-13 | 1998-04-13 | 希土類磁石材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10100717A JPH11297518A (ja) | 1998-04-13 | 1998-04-13 | 希土類磁石材料 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11297518A true JPH11297518A (ja) | 1999-10-29 |
Family
ID=14281408
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10100717A Pending JPH11297518A (ja) | 1998-04-13 | 1998-04-13 | 希土類磁石材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11297518A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001035714A (ja) * | 1999-05-19 | 2001-02-09 | Toshiba Corp | ボンド磁石とボンド磁石の製造方法、およびそれを用いたアクチュエータ |
| JP2009123968A (ja) * | 2007-11-15 | 2009-06-04 | Hitachi Metals Ltd | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石用多孔質材料およびその製造方法 |
| JP2017098412A (ja) * | 2015-11-24 | 2017-06-01 | 住友電気工業株式会社 | 希土類磁石、及び希土類磁石の製造方法 |
| JPWO2020241380A1 (ja) * | 2019-05-31 | 2020-12-03 |
-
1998
- 1998-04-13 JP JP10100717A patent/JPH11297518A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001035714A (ja) * | 1999-05-19 | 2001-02-09 | Toshiba Corp | ボンド磁石とボンド磁石の製造方法、およびそれを用いたアクチュエータ |
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| WO2017090635A1 (ja) * | 2015-11-24 | 2017-06-01 | 住友電気工業株式会社 | 希土類磁石、及び希土類磁石の製造方法 |
| CN108292547A (zh) * | 2015-11-24 | 2018-07-17 | 住友电气工业株式会社 | 稀土磁体及其制造方法 |
| JPWO2020241380A1 (ja) * | 2019-05-31 | 2020-12-03 | ||
| WO2020241380A1 (ja) * | 2019-05-31 | 2020-12-03 | 株式会社村田製作所 | サマリウム鉄窒素系磁性材料 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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