JPH113812A - 永久磁石材料およびボンド磁石 - Google Patents
永久磁石材料およびボンド磁石Info
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- JPH113812A JPH113812A JP10070805A JP7080598A JPH113812A JP H113812 A JPH113812 A JP H113812A JP 10070805 A JP10070805 A JP 10070805A JP 7080598 A JP7080598 A JP 7080598A JP H113812 A JPH113812 A JP H113812A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有し、磁気特
性が向上された永久磁石材料を提供する。 【解決手段】 メルトスパン法により作製され、主相が
ＴｂＣｕ7 型結晶構造を有すると共に平均厚さをｔ（μ
ｍ）、厚さの標準偏差をσ（μｍ）とした場合、５≦ｔ
≦５０、σ≦０．２０ｔの関係を満たす急冷した合金薄
帯を原料素材とし、かつ全体の組成が一般式Ｒ１x Ｒ２
y Ｂz Ｎu Ｍ100-x-y-z-u 、ただし、Ｒ１は少なくとも
一つの希土類元素（Ｙを含む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及び
Ｓｃから選ばれる少なくとも一つの元素、ＭはＦｅおよ
びＣｏの少なくとも１つの元素、ｘ、ｙ、ｚおよびｕは
原子％でそれぞれｘ≧２、ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦
２０、０≦ｚ≦１０、０＜ｕ≦２０を示す、にて表され
ることを特徴とする。
性が向上された永久磁石材料を提供する。 【解決手段】 メルトスパン法により作製され、主相が
ＴｂＣｕ7 型結晶構造を有すると共に平均厚さをｔ（μ
ｍ）、厚さの標準偏差をσ（μｍ）とした場合、５≦ｔ
≦５０、σ≦０．２０ｔの関係を満たす急冷した合金薄
帯を原料素材とし、かつ全体の組成が一般式Ｒ１x Ｒ２
y Ｂz Ｎu Ｍ100-x-y-z-u 、ただし、Ｒ１は少なくとも
一つの希土類元素（Ｙを含む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及び
Ｓｃから選ばれる少なくとも一つの元素、ＭはＦｅおよ
びＣｏの少なくとも１つの元素、ｘ、ｙ、ｚおよびｕは
原子％でそれぞれｘ≧２、ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦
２０、０≦ｚ≦１０、０＜ｕ≦２０を示す、にて表され
ることを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は永久磁石材料および
ボンド磁石に関する。
ボンド磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高性能希土類永久磁石の一種とし
てはＳｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知
られている。このような高性能磁石は主としてスピーカ
ー、モータ、計測器などの電気機器に使用されている。
近年、各種電気機器の小型化の要求が高まり、これに対
応してさらに高性能の永久磁石が要望されている。
てはＳｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などが知
られている。このような高性能磁石は主としてスピーカ
ー、モータ、計測器などの電気機器に使用されている。
近年、各種電気機器の小型化の要求が高まり、これに対
応してさらに高性能の永久磁石が要望されている。
【０００３】このような要求に対し、本発明者らは特開
平６−１７２９３６号公報および特開平９−７４００６
号公報に飽和磁化が高く磁石特性の優れたＴｂＣｕ7 型
化合物およびその窒化物等をを提案した。
平６−１７２９３６号公報および特開平９−７４００６
号公報に飽和磁化が高く磁石特性の優れたＴｂＣｕ7 型
化合物およびその窒化物等をを提案した。
【０００４】前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造を主相とする磁
石材料は、通常、メルトスパン法、メカニカルアロイイ
ング法などの急冷工程を経て製造される。しかしなが
ら、このような方法で得られた磁石材料はその製造条件
によって磁気特性が大きく変動する場合があり、高性能
の磁石材料を安定的に製造することが困難であった。
石材料は、通常、メルトスパン法、メカニカルアロイイ
ング法などの急冷工程を経て製造される。しかしなが
ら、このような方法で得られた磁石材料はその製造条件
によって磁気特性が大きく変動する場合があり、高性能
の磁石材料を安定的に製造することが困難であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、主相がＴｂ
Ｃｕ7 型結晶構造を有し、磁気特性が向上された永久磁
石材料を提供しようとするものである。また、本発明は
前記永久磁石材料とバインダを含む磁気特性が高く、か
つ安定したボンド磁石を提供しようとするものである。
Ｃｕ7 型結晶構造を有し、磁気特性が向上された永久磁
石材料を提供しようとするものである。また、本発明は
前記永久磁石材料とバインダを含む磁気特性が高く、か
つ安定したボンド磁石を提供しようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明に係わる永久磁石
材料は、メルトスパン法により作製され、主相がＴｂＣ
ｕ7 型結晶構造を有すると共に平均厚さをｔ（μｍ）、
厚さの標準偏差をσ（μｍ）とした場合、５≦ｔ≦５
０、σ≦０．２０ｔの関係を満たす急冷した合金薄帯を
原料素材とし、かつ全体の組成が一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｎu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１は少なくとも一つの希土類元素（Ｙを含
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一つの元素、ＭはＦｅおよびＣｏの少なくとも１つの
元素、ｘ、ｙ、ｚおよびｕは原子％でそれぞれｘ≧２、
ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦１０、０＜
ｕ≦２０を示す、にて表されることを特徴とするもので
ある。
材料は、メルトスパン法により作製され、主相がＴｂＣ
ｕ7 型結晶構造を有すると共に平均厚さをｔ（μｍ）、
厚さの標準偏差をσ（μｍ）とした場合、５≦ｔ≦５
０、σ≦０．２０ｔの関係を満たす急冷した合金薄帯を
原料素材とし、かつ全体の組成が一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｎu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１は少なくとも一つの希土類元素（Ｙを含
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一つの元素、ＭはＦｅおよびＣｏの少なくとも１つの
元素、ｘ、ｙ、ｚおよびｕは原子％でそれぞれｘ≧２、
ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦１０、０＜
ｕ≦２０を示す、にて表されることを特徴とするもので
ある。
【０００７】本発明に係わるボンド磁石は、前記永久磁
石材料とバインダとを含むことを特徴とするものであ
る。本発明に係わる別の永久磁石材料は、一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｎu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１は少なくとも一つの希土類元素（Ｙを含
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一つの元素、ＭはＦｅおよびＣｏの少なくとも１つの
元素、ｘ、ｙ、ｚおよびｕは原子％でそれぞれｘ≧２、
ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦１０、０＜
ｕ≦２０を示す、にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶
構造を有し、かつ前記主相の平均結晶粒径をｔ（ｎ
ｍ）、結晶粒径の標準偏差をσ（ｎｍ）とした場合、ｔ
≦６０、σ／ｔ≦０．７の関係を満たすことを特徴とす
るものである。本発明に係わる別のボンド磁石は、前記
永久磁石材料とバインダとを含むことを特徴とするもの
である。
石材料とバインダとを含むことを特徴とするものであ
る。本発明に係わる別の永久磁石材料は、一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｎu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１は少なくとも一つの希土類元素（Ｙを含
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一つの元素、ＭはＦｅおよびＣｏの少なくとも１つの
元素、ｘ、ｙ、ｚおよびｕは原子％でそれぞれｘ≧２、
ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦１０、０＜
ｕ≦２０を示す、にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶
構造を有し、かつ前記主相の平均結晶粒径をｔ（ｎ
ｍ）、結晶粒径の標準偏差をσ（ｎｍ）とした場合、ｔ
≦６０、σ／ｔ≦０．７の関係を満たすことを特徴とす
るものである。本発明に係わる別のボンド磁石は、前記
永久磁石材料とバインダとを含むことを特徴とするもの
である。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
本発明の永久磁石材料は、メルトスパン法により作製さ
れた急冷した合金薄帯を原料素材とする。前記合金薄帯
は、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する。前記合金薄
帯は、平均厚さをｔ（μｍ）、厚さの標準偏差をσ（μ
ｍ）とした場合、５≦ｔ≦５０、σ≦０．２０ｔの関係
を満たす。
本発明の永久磁石材料は、メルトスパン法により作製さ
れた急冷した合金薄帯を原料素材とする。前記合金薄帯
は、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する。前記合金薄
帯は、平均厚さをｔ（μｍ）、厚さの標準偏差をσ（μ
ｍ）とした場合、５≦ｔ≦５０、σ≦０．２０ｔの関係
を満たす。
【０００９】また、前記永久磁石材料の組成は一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｎu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１は少なくとも一つの希土類元素（Ｙを含
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一つの元素、ＭはＦｅおよびＣｏの少なくとも１つの
元素、ｘ、ｙ、ｚおよびｕは原子％でそれぞれｘ≧２、
ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦１０、０＜
ｕ≦２０を示す、にて表される。
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一つの元素、ＭはＦｅおよびＣｏの少なくとも１つの
元素、ｘ、ｙ、ｚおよびｕは原子％でそれぞれｘ≧２、
ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦１０、０＜
ｕ≦２０を示す、にて表される。
【００１０】前記合金薄帯の主相は、その合金薄帯中の
占有量が最大の相で、前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造を有す
る主相は磁気特性を担うものである。このため、本発明
の永久磁石材料中の主相の含有比率が低下すると、主相
の特性が反映されないため、少なくとも５０体積％以上
の含有比率を有することが望まれる。
占有量が最大の相で、前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造を有す
る主相は磁気特性を担うものである。このため、本発明
の永久磁石材料中の主相の含有比率が低下すると、主相
の特性が反映されないため、少なくとも５０体積％以上
の含有比率を有することが望まれる。
【００１１】前記合金薄帯において、ＴｂＣｕ7 型結晶
構造を有する相を主相とするが、ＴｂＣｕ7 相の格子定
数ａ、ｃの比ｃ／ａを０．８４７以上にすることによっ
て、飽和磁化が高められ、残留磁化を増大させることが
可能になる。前記ｃ／ａの値は、永久磁石材料を構成す
る成分の比率または製造方法により制御される。
構造を有する相を主相とするが、ＴｂＣｕ7 相の格子定
数ａ、ｃの比ｃ／ａを０．８４７以上にすることによっ
て、飽和磁化が高められ、残留磁化を増大させることが
可能になる。前記ｃ／ａの値は、永久磁石材料を構成す
る成分の比率または製造方法により制御される。
【００１２】前記合金薄帯の平均厚さｔを５μｍ未満に
すると、熱処理などの後工程時に永久磁石材料の主相に
α−Ｆｅが析出し易くなる。また、合金薄帯の厚さ自体
の制御も困難になる恐れがある。一方、前記合金薄帯の
平均厚さｔが５０μｍを越えると、この合金薄帯より得
られる永久磁石材料は大きな残留磁化を有することが困
難になる。より好ましいｔ（μｍ）は、１０≦ｔ≦２５
である。
すると、熱処理などの後工程時に永久磁石材料の主相に
α−Ｆｅが析出し易くなる。また、合金薄帯の厚さ自体
の制御も困難になる恐れがある。一方、前記合金薄帯の
平均厚さｔが５０μｍを越えると、この合金薄帯より得
られる永久磁石材料は大きな残留磁化を有することが困
難になる。より好ましいｔ（μｍ）は、１０≦ｔ≦２５
である。
【００１３】前記合金薄帯の厚さの標準偏差σが０．２
０ｔを越えると、磁石特性が著しく劣化する。より好ま
しいσは０．１５ｔ以下、さらに好ましいσは０．１０
ｔ以下である。
０ｔを越えると、磁石特性が著しく劣化する。より好ま
しいσは０．１５ｔ以下、さらに好ましいσは０．１０
ｔ以下である。
【００１４】本発明に係わる永久磁石材料は、単一の急
冷した合金薄帯のみならず、平均厚さ、厚さの標準偏差
が相異なる２種以上の急冷した合金薄帯を原料素材とす
るものからも得ることができる。この場合、２種以上の
合金薄帯は平均厚さｔ（μｍ）、厚さの標準偏差σ（μ
ｍ）が前述した条件を満たすことが必要である。
冷した合金薄帯のみならず、平均厚さ、厚さの標準偏差
が相異なる２種以上の急冷した合金薄帯を原料素材とす
るものからも得ることができる。この場合、２種以上の
合金薄帯は平均厚さｔ（μｍ）、厚さの標準偏差σ（μ
ｍ）が前述した条件を満たすことが必要である。
【００１５】次に、前記一般式で示される永久磁石材料
を構成する各成分の働きおよび各成分の配合量を規定し
た理由について詳細に説明する。 （１）Ｒ１元素 Ｒ１元素である希土類元素としては、Ｌａ、Ｃｅ，Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｙが挙げられ、これらは１種または２
種以上の混合物で使用される。Ｒ１元素は、前記永久磁
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。特に、Ｒ１元素は５０原子％以上がＳｍである
ことが好ましい。この場合、Ｓｍ以外の残部はＰｒ、Ｎ
ｄ、Ｃｅであることが好ましい。
を構成する各成分の働きおよび各成分の配合量を規定し
た理由について詳細に説明する。 （１）Ｒ１元素 Ｒ１元素である希土類元素としては、Ｌａ、Ｃｅ，Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｙが挙げられ、これらは１種または２
種以上の混合物で使用される。Ｒ１元素は、前記永久磁
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。特に、Ｒ１元素は５０原子％以上がＳｍである
ことが好ましい。この場合、Ｓｍ以外の残部はＰｒ、Ｎ
ｄ、Ｃｅであることが好ましい。
【００１６】前記Ｒ１元素を２原子％未満にすると、磁
気異方性の低下が著しく大きな保磁力を有する永久磁石
材料を得ることが困難になる。一方、前記Ｒ１元素が過
剰に配合されると、永久磁石材料の磁化が低下する恐れ
がある。したがって、Ｒ１元素含有量ｘは４≦ｘ≦１６
であることがより好ましい。さらに好ましいＲ１元素含
有量ｘは、６≦ｘ≦１２である。
気異方性の低下が著しく大きな保磁力を有する永久磁石
材料を得ることが困難になる。一方、前記Ｒ１元素が過
剰に配合されると、永久磁石材料の磁化が低下する恐れ
がある。したがって、Ｒ１元素含有量ｘは４≦ｘ≦１６
であることがより好ましい。さらに好ましいＲ１元素含
有量ｘは、６≦ｘ≦１２である。
【００１７】（２）Ｒ２元素 Ｒ２元素としては、Ｚｒ、Ｈｆ及びＳｃの群から選ばれ
る少なくとも１つの元素を用いることができる。このよ
うなＲ２元素は、主として主相の希土類サイトを占有
し、希土類サイトの平均原子半径を低減させるなどの作
用により、主相であるＴｂＣｕ7 型相中のＦｅおよびＣ
ｏ濃度を高めることが可能になる。また、これらの元素
はＴｂＣｕ7 相の結晶粒を微細化する働きを有し、保磁
力および残留磁化の向上に有用である。好ましいＲ２元
素の含有量ｙは、０．１≦ｙ、さらに好ましくは１≦ｙ
≦３である。
る少なくとも１つの元素を用いることができる。このよ
うなＲ２元素は、主として主相の希土類サイトを占有
し、希土類サイトの平均原子半径を低減させるなどの作
用により、主相であるＴｂＣｕ7 型相中のＦｅおよびＣ
ｏ濃度を高めることが可能になる。また、これらの元素
はＴｂＣｕ7 相の結晶粒を微細化する働きを有し、保磁
力および残留磁化の向上に有用である。好ましいＲ２元
素の含有量ｙは、０．１≦ｙ、さらに好ましくは１≦ｙ
≦３である。
【００１８】また、Ｒ１元素及びＲ２元素の合計量を４
原子％未満にするとα−Ｆｅ（Ｃｏ）の析出が著しくな
り、大きな保磁力を有する永久磁石材料を得ることが困
難になる。一方、Ｒ１元素及びＲ２元素の合計量が２０
原子％を超えると永久磁石材料の磁化が低下する。より
好ましいＲ１元素及びＲ２元素の合計含有量（ｘ＋ｙ）
は、４≦ｘ＋ｙ≦１６である。
原子％未満にするとα−Ｆｅ（Ｃｏ）の析出が著しくな
り、大きな保磁力を有する永久磁石材料を得ることが困
難になる。一方、Ｒ１元素及びＲ２元素の合計量が２０
原子％を超えると永久磁石材料の磁化が低下する。より
好ましいＲ１元素及びＲ２元素の合計含有量（ｘ＋ｙ）
は、４≦ｘ＋ｙ≦１６である。
【００１９】（３）Ｂ（硼素） 硼素は、永久磁石材料の残留磁束密度を向上するために
有効な元素であるが、磁石材料として必須な元素ではな
い。硼素の含有量が１０原子％を超えると熱処理工程等
においてＲ2 Ｆｅ14Ｂ相の生成が多くなって、永久磁石
材料の磁気特性が劣化する恐れがある。
有効な元素であるが、磁石材料として必須な元素ではな
い。硼素の含有量が１０原子％を超えると熱処理工程等
においてＲ2 Ｆｅ14Ｂ相の生成が多くなって、永久磁石
材料の磁気特性が劣化する恐れがある。
【００２０】磁石材料中に硼素が含有する場合には、そ
の量（ｚ）は０．０１≦ｚ≦４、さらに好ましくは１≦
ｚ≦３にすることが望ましい。 （４）Ｎ（窒素） 窒素は、主として主相の格子間位置に存在し、窒素を含
まない場合と比較して前記主相のキュリー温度、磁気異
方性を向上させる働きを有する。このうち、磁気異方性
の向上は、永久磁石材料に大きな保磁力を付与するため
に重要である。
の量（ｚ）は０．０１≦ｚ≦４、さらに好ましくは１≦
ｚ≦３にすることが望ましい。 （４）Ｎ（窒素） 窒素は、主として主相の格子間位置に存在し、窒素を含
まない場合と比較して前記主相のキュリー温度、磁気異
方性を向上させる働きを有する。このうち、磁気異方性
の向上は、永久磁石材料に大きな保磁力を付与するため
に重要である。
【００２１】窒素は、少量の配合でその効果が発揮され
るが、２０原子％を超えるとα−Ｆｅ（Ｃｏ）の析出が
多くなる。より好ましい窒素の含有量ｕは、２≦ｕ≦２
０、更に好ましくは１０≦ｕ≦２０である。
るが、２０原子％を超えるとα−Ｆｅ（Ｃｏ）の析出が
多くなる。より好ましい窒素の含有量ｕは、２≦ｕ≦２
０、更に好ましくは１０≦ｕ≦２０である。
【００２２】窒素の５０原子％以下をＨ、ＣおよびＰか
ら選ばれる少なくとも１つの元素で置換することによっ
て、保磁力等の磁石特性を改善することが可能である。 （５）Ｍ元素 Ｍ元素は、ＦｅおよびＣｏから選ばれた少なくとも１つ
の元素であり、永久磁石材料の飽和磁束密度を増大させ
る働きを有する。飽和磁束密度の増大は、残留磁束密度
の増大をもたらし、これに伴って最大エネルギー積も増
大する。前記Ｍ元素は、永久磁石材料中に７０原子％以
上含有されることにより効果的に飽和磁束密度が増大さ
れる。より一層飽和磁束密度を増大させるためには、前
記Ｍ元素の総量の５０％以上がＦｅで占めることが好ま
しい。
ら選ばれる少なくとも１つの元素で置換することによっ
て、保磁力等の磁石特性を改善することが可能である。 （５）Ｍ元素 Ｍ元素は、ＦｅおよびＣｏから選ばれた少なくとも１つ
の元素であり、永久磁石材料の飽和磁束密度を増大させ
る働きを有する。飽和磁束密度の増大は、残留磁束密度
の増大をもたらし、これに伴って最大エネルギー積も増
大する。前記Ｍ元素は、永久磁石材料中に７０原子％以
上含有されることにより効果的に飽和磁束密度が増大さ
れる。より一層飽和磁束密度を増大させるためには、前
記Ｍ元素の総量の５０％以上がＦｅで占めることが好ま
しい。
【００２３】前記Ｍは、前記主相中に９０原子％以上含
有されることが好ましい。前記主相中のＭ元素濃度を増
大させると、永久磁石材料の飽和磁束密度が増大され、
磁気特性がさらに向上される。特に、前記主相中のＭ元
素の濃度を９０原子％以上にすると、前記効果が顕著に
現れる。
有されることが好ましい。前記主相中のＭ元素濃度を増
大させると、永久磁石材料の飽和磁束密度が増大され、
磁気特性がさらに向上される。特に、前記主相中のＭ元
素の濃度を９０原子％以上にすると、前記効果が顕著に
現れる。
【００２４】前記Ｍ元素の２０原子％以下をＴｉ、Ｖ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｎ
ｂ、ＳｉおよびＮｉから選ばれる少なくとも１つの元素
（Ｔ元素）で置換することを許容する。このようなＴ元
素の置換により、耐食性、耐熱性、保磁力などの実用上
重要な諸特性を改善することが可能になる。ただし、前
記Ｔ元素の置換量がＭ元素の２０原子％を越えると、磁
気特性の劣化が顕著になる。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｎ
ｂ、ＳｉおよびＮｉから選ばれる少なくとも１つの元素
（Ｔ元素）で置換することを許容する。このようなＴ元
素の置換により、耐食性、耐熱性、保磁力などの実用上
重要な諸特性を改善することが可能になる。ただし、前
記Ｔ元素の置換量がＭ元素の２０原子％を越えると、磁
気特性の劣化が顕著になる。
【００２５】本発明に係わる永久磁石材料は、酸化物な
どの不可避的不純物を含有することを許容する。次に、
本発明の永久磁石材料の製造方法を詳細に説明する。
どの不可避的不純物を含有することを許容する。次に、
本発明の永久磁石材料の製造方法を詳細に説明する。
【００２６】まず、所定量の各元素および必要に応じて
前記Ｍ元素の一部を置換するＴ元素を含有するインゴッ
トをアーク溶解または高周波溶解にて調製する。このイ
ンゴットを小片に切り出し、高周波誘導加熱等により溶
融した後、ノズルから溶湯を高速で回転する金属製ロー
ル上に噴出させるメルトスパン法により急冷した合金薄
帯を作製する。この場合、ノズルの穴径、ロール周速、
射出圧力等を制御することによって前記合金薄帯の厚さ
を制御することが可能である。
前記Ｍ元素の一部を置換するＴ元素を含有するインゴッ
トをアーク溶解または高周波溶解にて調製する。このイ
ンゴットを小片に切り出し、高周波誘導加熱等により溶
融した後、ノズルから溶湯を高速で回転する金属製ロー
ル上に噴出させるメルトスパン法により急冷した合金薄
帯を作製する。この場合、ノズルの穴径、ロール周速、
射出圧力等を制御することによって前記合金薄帯の厚さ
を制御することが可能である。
【００２７】前記メルトスパン法としては、単ロール法
のほかに双ロール法、回転ディスク法、ガスアトマイズ
法などの手段を用いてもよい。前記メルトスパン工程
は、Ａｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気で行うことが望
ましい。このような雰囲気で急冷させることによって、
酸化による磁気特性の劣化を防止することが可能にな
る。
のほかに双ロール法、回転ディスク法、ガスアトマイズ
法などの手段を用いてもよい。前記メルトスパン工程
は、Ａｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気で行うことが望
ましい。このような雰囲気で急冷させることによって、
酸化による磁気特性の劣化を防止することが可能にな
る。
【００２８】前記メルトスパン法で得られた合金薄帯
は、必要に応じてＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気中
または真空中、３００〜１０００℃の熱処理が０．１〜
１０時間施されることを許容する。このような熱処理を
施すことにより、保磁力等の磁気特性を向上させること
が可能になる。
は、必要に応じてＡｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気中
または真空中、３００〜１０００℃の熱処理が０．１〜
１０時間施されることを許容する。このような熱処理を
施すことにより、保磁力等の磁気特性を向上させること
が可能になる。
【００２９】次いで、前記合金薄帯を必要に応じてボー
ルミル、ブラウンミル、スタンプミル、ジェットミル等
によって平均粒径数μｍ〜数１００μｍに粉砕し、この
合金粉末を窒素ガス雰囲気中で熱処理（窒化処理）する
ことにより永久磁石材料を製造する。
ルミル、ブラウンミル、スタンプミル、ジェットミル等
によって平均粒径数μｍ〜数１００μｍに粉砕し、この
合金粉末を窒素ガス雰囲気中で熱処理（窒化処理）する
ことにより永久磁石材料を製造する。
【００３０】前記窒化処理は、０．００１〜１００気圧
の窒素ガス雰囲気中、２００〜７００℃の温度下で行う
ことが好ましい。このような圧力および温度下での窒化
処理は、０．１〜３００時間行えばよい。
の窒素ガス雰囲気中、２００〜７００℃の温度下で行う
ことが好ましい。このような圧力および温度下での窒化
処理は、０．１〜３００時間行えばよい。
【００３１】前記窒化処理の雰囲気は、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。この
アンモニアの使用により、窒化反応速度を高めることが
可能になる。この場合、水素、アルゴン、窒素等のガス
を同時に用いることにより、窒化反応速度を制御するこ
とも可能である。
てアンモニア等の窒素化合物ガスを用いてもよい。この
アンモニアの使用により、窒化反応速度を高めることが
可能になる。この場合、水素、アルゴン、窒素等のガス
を同時に用いることにより、窒化反応速度を制御するこ
とも可能である。
【００３２】前記窒化処理の前工程として０．００１〜
１００気圧の水素ガス雰囲気中、１００〜７００℃の温
度下で熱処理を行うか、または窒素ガスに水素を混合し
たガスを用いることにより、高効率の窒化を行うことが
可能になる。
１００気圧の水素ガス雰囲気中、１００〜７００℃の温
度下で熱処理を行うか、または窒素ガスに水素を混合し
たガスを用いることにより、高効率の窒化を行うことが
可能になる。
【００３３】前述した永久磁石材料の製造において、合
金薄帯の厚さのばらつきを抑制するには、溶湯温度、ロ
ール周速、ロール表面状態、ノズル穴の形状および大き
さ、ノズルとロール間のギャップ等の条件を調節する方
法を採用できる。具体的には、例えばノズル穴の面積を
大きくした場合には、単位時間当たりの射出溶湯量が増
大するため、ロール周速を速くする等の制御を行う。
金薄帯の厚さのばらつきを抑制するには、溶湯温度、ロ
ール周速、ロール表面状態、ノズル穴の形状および大き
さ、ノズルとロール間のギャップ等の条件を調節する方
法を採用できる。具体的には、例えばノズル穴の面積を
大きくした場合には、単位時間当たりの射出溶湯量が増
大するため、ロール周速を速くする等の制御を行う。
【００３４】以上説明した本発明に係わる永久磁石材料
は、メルトスパン法により作製され、主相がＴｂＣｕ7
型結晶構造を有すると共に、平均厚さをｔ（μｍ）、厚
さの標準偏差をσ（μｍ）とした場合、５≦ｔ≦５０、
σ≦０．２０ｔの関係を満たす急冷した合金薄帯を原料
素材とし、かつ組成が一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｎu Ｍ
100-x-y-z-u で表わされる。このように厚さのばらつき
を抑制した合金薄帯を原料素材として例えば粉砕し、窒
素を含む雰囲気で熱処理することによって、良好かつ安
定した磁気特性を有する永久磁石材料を得ることができ
る。
は、メルトスパン法により作製され、主相がＴｂＣｕ7
型結晶構造を有すると共に、平均厚さをｔ（μｍ）、厚
さの標準偏差をσ（μｍ）とした場合、５≦ｔ≦５０、
σ≦０．２０ｔの関係を満たす急冷した合金薄帯を原料
素材とし、かつ組成が一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｎu Ｍ
100-x-y-z-u で表わされる。このように厚さのばらつき
を抑制した合金薄帯を原料素材として例えば粉砕し、窒
素を含む雰囲気で熱処理することによって、良好かつ安
定した磁気特性を有する永久磁石材料を得ることができ
る。
【００３５】すなわち、メルトスパン法により得られた
急冷した合金薄帯の厚さのばらつきと磁石材料の特性の
間には際立った相関性を有する。この理由は、合金薄帯
の厚さがその金属組織、特に結晶粒径を代表しているこ
とに起因するものと考えられる。つまり、合金薄帯に対
する後処理、特に窒素を合金中に導入するための窒素ガ
ス雰囲気中での熱処理の最適条件が金属組織毎、結晶粒
径毎に異なることを考慮すれば、金属組織または合金薄
帯の厚さがばらついている場合には、適正な窒化処理が
なされている部分と不適切な窒化処理がなされている部
分が生じ、材料全体として高い磁石特性が得られない原
因になると考えられる。
急冷した合金薄帯の厚さのばらつきと磁石材料の特性の
間には際立った相関性を有する。この理由は、合金薄帯
の厚さがその金属組織、特に結晶粒径を代表しているこ
とに起因するものと考えられる。つまり、合金薄帯に対
する後処理、特に窒素を合金中に導入するための窒素ガ
ス雰囲気中での熱処理の最適条件が金属組織毎、結晶粒
径毎に異なることを考慮すれば、金属組織または合金薄
帯の厚さがばらついている場合には、適正な窒化処理が
なされている部分と不適切な窒化処理がなされている部
分が生じ、材料全体として高い磁石特性が得られない原
因になると考えられる。
【００３６】このようなことから、本発明のように急冷
した合金薄帯の厚さのばらつきを小さくすることによっ
て、後処理の条件さえ適切にすればその組成本来の高い
磁石性能を引き出すことができるため、良好かつ安定し
た磁石特性を有する永久磁石材料を得ることができる。
した合金薄帯の厚さのばらつきを小さくすることによっ
て、後処理の条件さえ適切にすればその組成本来の高い
磁石性能を引き出すことができるため、良好かつ安定し
た磁石特性を有する永久磁石材料を得ることができる。
【００３７】次に、本発明に係わるボンド磁石を説明す
る。ボンド磁石は、前記永久磁石材料の粉末とバインダ
と混合し、圧縮成形または射出成形することにより得ら
れる。
る。ボンド磁石は、前記永久磁石材料の粉末とバインダ
と混合し、圧縮成形または射出成形することにより得ら
れる。
【００３８】前記バインダは、例えばエポキシ樹脂、ナ
イロン等の合成樹脂を用いることができる。前記合成樹
脂としてエポキシ樹脂のような熱硬化性樹脂を用いる場
合には、圧縮成形後、１００〜２００℃の温度でキュア
処理を施すことが好ましい。前記合成樹脂としてナイロ
ンのような熱可塑性樹脂を用いる場合には、射出成形法
を用いることが望ましい。
イロン等の合成樹脂を用いることができる。前記合成樹
脂としてエポキシ樹脂のような熱硬化性樹脂を用いる場
合には、圧縮成形後、１００〜２００℃の温度でキュア
処理を施すことが好ましい。前記合成樹脂としてナイロ
ンのような熱可塑性樹脂を用いる場合には、射出成形法
を用いることが望ましい。
【００３９】前記圧縮成形工程において、磁場を印加し
て合金粉末の結晶方位を揃えることにより、高磁束密度
を有するボンド磁石を得ることが可能になる。前記バイ
ンダとして低融点金属または低融点合金を用いてメタル
ボンド磁石を製造することも可能である。前記低融点金
属としては、例えばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｍ
ｇなどの金属を挙げることができ、前記合金は前記金属
の合金を用いることができる。
て合金粉末の結晶方位を揃えることにより、高磁束密度
を有するボンド磁石を得ることが可能になる。前記バイ
ンダとして低融点金属または低融点合金を用いてメタル
ボンド磁石を製造することも可能である。前記低融点金
属としては、例えばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｍ
ｇなどの金属を挙げることができ、前記合金は前記金属
の合金を用いることができる。
【００４０】以上説明した本発明に係わるボンド磁石
は、前述したように高い磁気特性を有し、そのばらつき
が極めて小さい永久磁石材料を含むため、安定した高い
磁気特性を有する。
は、前述したように高い磁気特性を有し、そのばらつき
が極めて小さい永久磁石材料を含むため、安定した高い
磁気特性を有する。
【００４１】次に、本発明に係わる別の永久磁石材料を
詳細に説明する。この永久磁石材料は、一般式Ｒ１x Ｒ
２y Ｂz Ｎu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１は少なくとも一つの希土類元素（Ｙを含
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一つの元素、ＭはＦｅおよびＣｏの少なくとも１つの
元素、ｘ、ｙ、ｚおよびｕは原子％でそれぞれｘ≧２、
ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦１０、０＜
ｕ≦２０を示す、にて表される。前記永久磁石材料、主
相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有し、かつ主相の平均結晶
粒径をｔ（ｎｍ）、結晶粒径の標準偏差をσ（ｎｍ）と
した場合、ｔ≦６０、σ／ｔ≦０．７の関係を満たす。
詳細に説明する。この永久磁石材料は、一般式Ｒ１x Ｒ
２y Ｂz Ｎu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１は少なくとも一つの希土類元素（Ｙを含
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一つの元素、ＭはＦｅおよびＣｏの少なくとも１つの
元素、ｘ、ｙ、ｚおよびｕは原子％でそれぞれｘ≧２、
ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦１０、０＜
ｕ≦２０を示す、にて表される。前記永久磁石材料、主
相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有し、かつ主相の平均結晶
粒径をｔ（ｎｍ）、結晶粒径の標準偏差をσ（ｎｍ）と
した場合、ｔ≦６０、σ／ｔ≦０．７の関係を満たす。
【００４２】前記主相は、永久磁石材料中の占有量が最
大の相で、前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する主相は磁
気特性を担うものである。このため、本発明の永久磁石
材料中の主相の含有比率が低下すると、主相の特性が反
映されないため、少なくとも５０体積％以上の含有比率
を有することが望まれる。
大の相で、前記ＴｂＣｕ7 型結晶構造を有する主相は磁
気特性を担うものである。このため、本発明の永久磁石
材料中の主相の含有比率が低下すると、主相の特性が反
映されないため、少なくとも５０体積％以上の含有比率
を有することが望まれる。
【００４３】次に、前記一般式の永久磁石材料を構成す
る各成分の働きおよび各成分の配合量を規定した理由
は、前記永久磁石材料で説明した（１）〜（５）と同様
である。また、前記Ｍ元素は、その２０原子％以下をＴ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、ＳｉおよびＮｉから選ばれる少なくとも１つ
の元素（Ｔ元素）で置換されることを許容する。このよ
うなＴ元素の置換により、耐食性、耐熱性、保磁力など
の実用上重要な諸特性を改善することが可能になる。た
だし、前記Ｔ元素でＭ元素を２０原子％を越えて置換す
ると、磁気特性の劣化が顕著になる。
る各成分の働きおよび各成分の配合量を規定した理由
は、前記永久磁石材料で説明した（１）〜（５）と同様
である。また、前記Ｍ元素は、その２０原子％以下をＴ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、ＳｉおよびＮｉから選ばれる少なくとも１つ
の元素（Ｔ元素）で置換されることを許容する。このよ
うなＴ元素の置換により、耐食性、耐熱性、保磁力など
の実用上重要な諸特性を改善することが可能になる。た
だし、前記Ｔ元素でＭ元素を２０原子％を越えて置換す
ると、磁気特性の劣化が顕著になる。
【００４４】本発明に係わる永久磁石材料は、酸化物な
どの不可避的不純物を含有することを許容する。本発明
に係わる永久磁石材料において、ＴｂＣｕ7 型結晶構造
を有する相を主相とするが、ＴｂＣｕ7 相の格子定数
ａ、ｃの比ｃ／ａは０．８４７以上にすることによって
飽和磁化が高められ、残留磁化を増大させることが可能
になる。前記ｃ／ａの値は、永久磁石材料を構成する成
分の比率または製造方法により制御される。
どの不可避的不純物を含有することを許容する。本発明
に係わる永久磁石材料において、ＴｂＣｕ7 型結晶構造
を有する相を主相とするが、ＴｂＣｕ7 相の格子定数
ａ、ｃの比ｃ／ａは０．８４７以上にすることによって
飽和磁化が高められ、残留磁化を増大させることが可能
になる。前記ｃ／ａの値は、永久磁石材料を構成する成
分の比率または製造方法により制御される。
【００４５】前記主相の平均結晶粒径ｔ（ｎｍ）、結晶
粒径の標準偏差σ（ｎｍ）の測定方法の一例を以下に説
明する。透過型電子顕微鏡を用いて永久磁石材料の金属
組織写真を撮影し、その写真からＴｂＣｕ7 相の結晶粒
を観察し、その断面積をＳn （ｎｍ3 ）とした場合、結
晶粒径ｒn （ｎｍ）は次式（１）で定義する。
粒径の標準偏差σ（ｎｍ）の測定方法の一例を以下に説
明する。透過型電子顕微鏡を用いて永久磁石材料の金属
組織写真を撮影し、その写真からＴｂＣｕ7 相の結晶粒
を観察し、その断面積をＳn （ｎｍ3 ）とした場合、結
晶粒径ｒn （ｎｍ）は次式（１）で定義する。
【００４６】ｒn ＝２×（√Ｓn ）／π…（１） 平均結晶粒径ｔ（ｎｍ）は、各結晶粒径ｒn の平均値、
つまり次式（２）にて定義する。
つまり次式（２）にて定義する。
【００４７】ｔ＝（１／Ｎ）×Σｒn …（２） ここで、Ｎは結晶粒径を測定した数である。一方、結晶
粒径の標準偏差σ（ｎｍ）は、次式（３）にて定義す
る。
粒径の標準偏差σ（ｎｍ）は、次式（３）にて定義す
る。
【００４８】 σ＝√｛［ＮΣｒn 2 −（Σｒn ）2 ］／Ｎ｝…（３） このような方法によりｔおよびσを測定する場合、測定
数Ｎは６０以上にすることが好ましい。
数Ｎは６０以上にすることが好ましい。
【００４９】前記主相の平均結晶粒径ｔが６０ｎｍを越
えると、大きな残留磁化を有する磁石材料を得ることが
困難になる。より好ましいｔは、ｔ≦３０ｎｍである。
前記結晶粒径の標準偏差σを平均結晶粒径ｔで割った値
σ／ｔが０．７を越えると磁石特性が著しく劣化する。
より好ましいσ／ｔは０．５以下、さらに好ましいσ／
ｔは０．３以下である。
えると、大きな残留磁化を有する磁石材料を得ることが
困難になる。より好ましいｔは、ｔ≦３０ｎｍである。
前記結晶粒径の標準偏差σを平均結晶粒径ｔで割った値
σ／ｔが０．７を越えると磁石特性が著しく劣化する。
より好ましいσ／ｔは０．５以下、さらに好ましいσ／
ｔは０．３以下である。
【００５０】本発明に係わる永久磁石材料は、前述した
永久磁石材料の製造方法と同様な方法により製造され
る。ただし、前記永久磁石材料の製造において、結晶粒
径のばらつきを抑制するには前記急冷工程におけるプロ
セス条件を制御することによって急冷時に結晶粒径を均
一化する方法や、熱処理工程において熱処理条件等を工
夫することにより結晶粒径を均一化する方法が採用され
る。急冷工程で結晶粒径を均一化するには、射出圧力、
ロール周速、ロール表面状態、ノズル穴の形状および大
きさ等の条件を制御し、合金薄帯の厚さを均一にするこ
とが有効である。例えば、射出圧力が高く、ノズル穴の
面積が大きい場合には、単位時間当たりの射出溶湯量が
増大するため、ロール周速を大きくする必要がある。た
だし、ロール周速を過度に大きくすると得られた合金薄
帯の厚さが薄くなり過ぎて厚さの均一性が損なわれる恐
れがある。
永久磁石材料の製造方法と同様な方法により製造され
る。ただし、前記永久磁石材料の製造において、結晶粒
径のばらつきを抑制するには前記急冷工程におけるプロ
セス条件を制御することによって急冷時に結晶粒径を均
一化する方法や、熱処理工程において熱処理条件等を工
夫することにより結晶粒径を均一化する方法が採用され
る。急冷工程で結晶粒径を均一化するには、射出圧力、
ロール周速、ロール表面状態、ノズル穴の形状および大
きさ等の条件を制御し、合金薄帯の厚さを均一にするこ
とが有効である。例えば、射出圧力が高く、ノズル穴の
面積が大きい場合には、単位時間当たりの射出溶湯量が
増大するため、ロール周速を大きくする必要がある。た
だし、ロール周速を過度に大きくすると得られた合金薄
帯の厚さが薄くなり過ぎて厚さの均一性が損なわれる恐
れがある。
【００５１】このように急冷した合金薄帯の厚さを均一
化することによって、合金薄帯の各部分において生成す
る主相の結晶粒径を均一化することが可能になる。具体
的には前記平均結晶粒径をｔ（ｎｍ）、結晶粒径の標準
偏差をσ（ｎｍ）とした時の前記σ／ｔを０．７以下に
するためには、急冷した合金薄帯の厚さの標準偏差をσ
r 、その厚さをｔr とした時にσr ／ｔr を０．１以下
にすることが好ましい。
化することによって、合金薄帯の各部分において生成す
る主相の結晶粒径を均一化することが可能になる。具体
的には前記平均結晶粒径をｔ（ｎｍ）、結晶粒径の標準
偏差をσ（ｎｍ）とした時の前記σ／ｔを０．７以下に
するためには、急冷した合金薄帯の厚さの標準偏差をσ
r 、その厚さをｔr とした時にσr ／ｔr を０．１以下
にすることが好ましい。
【００５２】以上説明した本発明に係わる別の永久磁石
材料は、前記一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｎu Ｍ
100-x-y-z-u で表わされ、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造
を有すると共に、主相の平均結晶粒径をｔ（ｎｍ）、結
晶粒径の標準偏差をσ（ｎｍ）とした場合、ｔ≦６０、
σ／ｔ≦０．７の関係を満たす。このような特定の組
成、主相を有する永久磁石材料において、その結晶粒径
のばらつきを抑制することによって、磁気特性の優れた
永久磁石材料を得ることができる。
材料は、前記一般式Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｎu Ｍ
100-x-y-z-u で表わされ、主相がＴｂＣｕ7 型結晶構造
を有すると共に、主相の平均結晶粒径をｔ（ｎｍ）、結
晶粒径の標準偏差をσ（ｎｍ）とした場合、ｔ≦６０、
σ／ｔ≦０．７の関係を満たす。このような特定の組
成、主相を有する永久磁石材料において、その結晶粒径
のばらつきを抑制することによって、磁気特性の優れた
永久磁石材料を得ることができる。
【００５３】すなわち、本発明に係わる別の永久磁石材
料は前述したように窒化処理工程を経て製造される。こ
の窒化処理工程においては、通常、窒素ガスもしくは窒
素化合物ガスを含む雰囲気中で前記一般式中のＮを除く
組成の材料粉末を熱処理することによって窒素を吸収さ
せて粉末（合金）中に窒素を導入する。この場合、窒素
は最初に結晶粒界に侵入し、その後結晶粒内に侵入（拡
散）していくものと考えられる。結晶粒径に大きなばら
つきがあると、ある大きさの結晶粒が十分に窒素を吸収
する条件で窒化処理を行っても、それより大きな結晶粒
内にはまだ十分に窒素が吸収されない領域が存在する。
一方、小さな結晶粒内には過剰の窒素が存在するか、も
しくは不均化反応によってα−Ｆｅが析出するという事
象が起こるものと推定される。窒素の吸収が不十分な部
分や過剰な部分は磁気異方性が小さく、磁石特性を劣化
させる要因になる。また、α−Ｆｅの析出も保磁力や角
型性に悪影響を及ぼす。
料は前述したように窒化処理工程を経て製造される。こ
の窒化処理工程においては、通常、窒素ガスもしくは窒
素化合物ガスを含む雰囲気中で前記一般式中のＮを除く
組成の材料粉末を熱処理することによって窒素を吸収さ
せて粉末（合金）中に窒素を導入する。この場合、窒素
は最初に結晶粒界に侵入し、その後結晶粒内に侵入（拡
散）していくものと考えられる。結晶粒径に大きなばら
つきがあると、ある大きさの結晶粒が十分に窒素を吸収
する条件で窒化処理を行っても、それより大きな結晶粒
内にはまだ十分に窒素が吸収されない領域が存在する。
一方、小さな結晶粒内には過剰の窒素が存在するか、も
しくは不均化反応によってα−Ｆｅが析出するという事
象が起こるものと推定される。窒素の吸収が不十分な部
分や過剰な部分は磁気異方性が小さく、磁石特性を劣化
させる要因になる。また、α−Ｆｅの析出も保磁力や角
型性に悪影響を及ぼす。
【００５４】このようなことから、本発明のように結晶
粒径のばらつきを小さくすることによって、窒化処理の
条件さえ適切にすればほぼ全ての結晶粒に対して必要か
つ十分な窒素を吸収させることができる。その結果、良
好な磁石特性を有する永久磁石材料を得ることができ
る。
粒径のばらつきを小さくすることによって、窒化処理の
条件さえ適切にすればほぼ全ての結晶粒に対して必要か
つ十分な窒素を吸収させることができる。その結果、良
好な磁石特性を有する永久磁石材料を得ることができ
る。
【００５５】次に、本発明に係わる別のボンド磁石を説
明する。ボンド磁石は、前記永久磁石材料の粉末とバイ
ンダと混合し、圧縮成形または射出成形することにより
得られる。
明する。ボンド磁石は、前記永久磁石材料の粉末とバイ
ンダと混合し、圧縮成形または射出成形することにより
得られる。
【００５６】前記バインダは、例えばエポキシ樹脂、ナ
イロン等の合成樹脂を用いることができる。前記合成樹
脂としてエポキシ樹脂のような熱硬化性樹脂を用いる場
合には、圧縮成形後、１００〜２００℃の温度でキュア
処理を施すことが好ましい。前記合成樹脂としてナイロ
ンのような熱可塑性樹脂を用いる場合には、射出成形法
を用いることが望ましい。
イロン等の合成樹脂を用いることができる。前記合成樹
脂としてエポキシ樹脂のような熱硬化性樹脂を用いる場
合には、圧縮成形後、１００〜２００℃の温度でキュア
処理を施すことが好ましい。前記合成樹脂としてナイロ
ンのような熱可塑性樹脂を用いる場合には、射出成形法
を用いることが望ましい。
【００５７】前記圧縮成形工程において、磁場を印加し
て合金粉末の結晶方位を揃えることにより、高磁束密度
を有するボンド磁石を得ることが可能になる。前記バイ
ンダとして低融点金属または低融点合金を用いてメタル
ボンド磁石を製造することも可能である。前記低融点金
属としては、例えばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｍ
ｇなどの金属を挙げることができ、前記合金は前記金属
の合金を用いることができる。
て合金粉末の結晶方位を揃えることにより、高磁束密度
を有するボンド磁石を得ることが可能になる。前記バイ
ンダとして低融点金属または低融点合金を用いてメタル
ボンド磁石を製造することも可能である。前記低融点金
属としては、例えばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｍ
ｇなどの金属を挙げることができ、前記合金は前記金属
の合金を用いることができる。
【００５８】以上説明した本発明に係わる別のボンド磁
石は、前述したように高い磁気特性を有し、そのばらつ
きが極めて小さい永久磁石材料を含むため、安定した高
い磁気特性を有する。
石は、前述したように高い磁気特性を有し、そのばらつ
きが極めて小さい永久磁石材料を含むため、安定した高
い磁気特性を有する。
【００５９】
【実施例】以下、本発明の好ましい実施例を詳細に説明
する。 （実施例１〜３）まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｃ
ｏおよびＢの各原料を所定の割合で調合し、アルゴン雰
囲気中で高周波溶解して３種の原料インゴットを調製し
た。つづいて、これらのインゴットをアルゴンガス雰囲
気中のチャンバ内で溶融した後、これらの溶湯を射出圧
１５ｋＰａで周速３０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍ
の銅製ロール上に噴出して急冷した合金薄帯をそれぞれ
作製した。これら合金薄帯における生成相をＣｕＫα線
を用いた粉末Ｘ線回折にて調べた。その結果、回折パタ
ーン上、微小なα−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回
折ピークがＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けされ、そ
の格子定数ａ、ｃの比（ｃ／ａ）は０．８５６〜０．８
６８であることがわかった。
する。 （実施例１〜３）まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｃ
ｏおよびＢの各原料を所定の割合で調合し、アルゴン雰
囲気中で高周波溶解して３種の原料インゴットを調製し
た。つづいて、これらのインゴットをアルゴンガス雰囲
気中のチャンバ内で溶融した後、これらの溶湯を射出圧
１５ｋＰａで周速３０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍ
の銅製ロール上に噴出して急冷した合金薄帯をそれぞれ
作製した。これら合金薄帯における生成相をＣｕＫα線
を用いた粉末Ｘ線回折にて調べた。その結果、回折パタ
ーン上、微小なα−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回
折ピークがＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けされ、そ
の格子定数ａ、ｃの比（ｃ／ａ）は０．８５６〜０．８
６８であることがわかった。
【００６０】前記各合金薄帯の幅方向に沿う部分をマイ
クロメータで６０回測定した。この測定から、厚さの平
均値と標準偏差を求めた。その結果を下記表１に示す。
次いで、前記各合金薄帯をアルゴン雰囲気中、７２０℃
で１５分間熱処理した後、ボールミルを用いて粉砕し、
平均粒径３０μｍの合金粉末を作製した。これらの合金
粉末を１気圧の窒素ガス雰囲気中、４４０℃で６０時間
熱処理（窒化処理）することにより下記表１に示す３種
の永久磁石材料を製造した。
クロメータで６０回測定した。この測定から、厚さの平
均値と標準偏差を求めた。その結果を下記表１に示す。
次いで、前記各合金薄帯をアルゴン雰囲気中、７２０℃
で１５分間熱処理した後、ボールミルを用いて粉砕し、
平均粒径３０μｍの合金粉末を作製した。これらの合金
粉末を１気圧の窒素ガス雰囲気中、４４０℃で６０時間
熱処理（窒化処理）することにより下記表１に示す３種
の永久磁石材料を製造した。
【００６１】次いで、前記各永久磁石材料にエポキシ樹
脂を２重量％それぞれ添加し、混合した後、１０００Ｍ
Ｐａの圧力で圧縮成形し、さらに１５０℃で２．５時間
のキュアを施すことにより３種のボンド磁石を製造し
た。
脂を２重量％それぞれ添加し、混合した後、１０００Ｍ
Ｐａの圧力で圧縮成形し、さらに１５０℃で２．５時間
のキュアを施すことにより３種のボンド磁石を製造し
た。
【００６２】得られた各ボンド磁石の磁気特性を調べ
た。その結果を下記表１に併記する。 （比較例１）まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｃｏお
よびＢの各原料を所定の割合で調合し、アルゴン雰囲気
中で高周波溶解して原料インゴットを調製した。つづい
て、このインゴットを実施例１〜３と同様な方法により
合金薄帯を作製した。ただし、合金薄帯の作製におい
て、溶湯の射出圧を７０ｋＰａ、銅ロールの周速を６０
ｍ／ｓ設定した。次いで、実施例１〜３と同様な方法に
よりアルゴン雰囲気中での熱処理、粉砕、窒素中での熱
処理を施して下記表１に示す組成を有する磁石材料を作
製し、さらにこの磁石材料を用いて実施例１〜３と同様
な方法によりボンド磁石を製造した。
た。その結果を下記表１に併記する。 （比較例１）まず、高純度のＳｍ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｃｏお
よびＢの各原料を所定の割合で調合し、アルゴン雰囲気
中で高周波溶解して原料インゴットを調製した。つづい
て、このインゴットを実施例１〜３と同様な方法により
合金薄帯を作製した。ただし、合金薄帯の作製におい
て、溶湯の射出圧を７０ｋＰａ、銅ロールの周速を６０
ｍ／ｓ設定した。次いで、実施例１〜３と同様な方法に
よりアルゴン雰囲気中での熱処理、粉砕、窒素中での熱
処理を施して下記表１に示す組成を有する磁石材料を作
製し、さらにこの磁石材料を用いて実施例１〜３と同様
な方法によりボンド磁石を製造した。
【００６３】得られたボンド磁石の磁気特性を下記表１
に併記する。なお、前記合金薄帯の幅方向に沿う部分を
マイクロメータで６０回測定した。この測定から、厚さ
の平均値値と標準偏差を求めた結果を下記表１に併記す
る。
に併記する。なお、前記合金薄帯の幅方向に沿う部分を
マイクロメータで６０回測定した。この測定から、厚さ
の平均値値と標準偏差を求めた結果を下記表１に併記す
る。
【００６４】
【表１】
【００６５】前記表１から明らかなように厚さの標準偏
差が小さい、つまり厚さのばらつきが少ない急冷した合
金薄帯から得られた磁石材料を含む実施例１〜３のボン
ド磁石は、比較例１のボンド磁石に比べて優れた磁気特
性、特に最大エネルギー積が大きくなることがわかる。
差が小さい、つまり厚さのばらつきが少ない急冷した合
金薄帯から得られた磁石材料を含む実施例１〜３のボン
ド磁石は、比較例１のボンド磁石に比べて優れた磁気特
性、特に最大エネルギー積が大きくなることがわかる。
【００６６】（実施例４〜１７）まず、高純度のＳｍ、
Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｓｉ、
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂ、ＣおよびＰの各原料を所定の割
合で調合し、アルゴン雰囲気中で高周波溶解して原料イ
ンゴットを調製した。つづいて、これらのインゴットを
アルゴンガス雰囲気中のチャンバ内で溶融した後、これ
らの溶湯を射出圧１５ｋＰａの速度で周速３０ｍ／ｓ〜
５０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製ロール上に
噴出して１４種の急冷した合金薄帯をそれぞれ作製し
た。これら合金薄帯における生成相をＣｕＫα線を用い
た粉末Ｘ線回折にて調べた。その結果、回折パターン
上、微小なα−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回折ピ
ークがＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けされ、その格
子定数ａ、ｃの比（ｃ／ａ）は０．８５６〜０．８６８
であることがわかった。
Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｓｉ、
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂ、ＣおよびＰの各原料を所定の割
合で調合し、アルゴン雰囲気中で高周波溶解して原料イ
ンゴットを調製した。つづいて、これらのインゴットを
アルゴンガス雰囲気中のチャンバ内で溶融した後、これ
らの溶湯を射出圧１５ｋＰａの速度で周速３０ｍ／ｓ〜
５０ｍ／ｓで回転する直径３００ｍｍの銅製ロール上に
噴出して１４種の急冷した合金薄帯をそれぞれ作製し
た。これら合金薄帯における生成相をＣｕＫα線を用い
た粉末Ｘ線回折にて調べた。その結果、回折パターン
上、微小なα−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回折ピ
ークがＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けされ、その格
子定数ａ、ｃの比（ｃ／ａ）は０．８５６〜０．８６８
であることがわかった。
【００６７】次いで、前記各合金薄帯をアルゴン雰囲気
中、７５０℃で３０分間熱処理した後、ボールミルを用
いて粉砕し、平均粒径６０μｍの合金粉末を作製した。
これらの合金粉末を５気圧の窒素ガス雰囲気中、４４０
℃で４０時間熱処理（窒化処理）することにより下記表
２に示す組成の１４種の永久磁石材料を製造した。
中、７５０℃で３０分間熱処理した後、ボールミルを用
いて粉砕し、平均粒径６０μｍの合金粉末を作製した。
これらの合金粉末を５気圧の窒素ガス雰囲気中、４４０
℃で４０時間熱処理（窒化処理）することにより下記表
２に示す組成の１４種の永久磁石材料を製造した。
【００６８】次いで、前記各永久磁石材料にエポキシ樹
脂を２重量％それぞれ添加し、混合した後、１０００Ｍ
Ｐａの圧力で圧縮成形し、さらに１５０℃で２．５時間
のキュアを施すことにより１４種のボンド磁石を製造し
た。
脂を２重量％それぞれ添加し、混合した後、１０００Ｍ
Ｐａの圧力で圧縮成形し、さらに１５０℃で２．５時間
のキュアを施すことにより１４種のボンド磁石を製造し
た。
【００６９】得られた各ボンド磁石の磁気特性を調べ
た。その結果を下記表３に示す。なお、前記各合金薄帯
の幅方向に沿う部分をマイクロメータで６０回測定し
た。この測定から、厚さの平均値値と標準偏差を求めた
結果を下記表３に併記する。
た。その結果を下記表３に示す。なお、前記各合金薄帯
の幅方向に沿う部分をマイクロメータで６０回測定し
た。この測定から、厚さの平均値値と標準偏差を求めた
結果を下記表３に併記する。
【００７０】
【表２】
【００７１】
【表３】
【００７２】前記表２、表３から明らかなように厚さの
標準偏差が小さい、つまり厚さのばらつきが少ない急冷
した合金薄帯から得られた磁石材料を含む実施例４〜１
７のボンド磁石は、優れた磁気特性、特に最大エネルギ
ー積が大きくなることがわかる。
標準偏差が小さい、つまり厚さのばらつきが少ない急冷
した合金薄帯から得られた磁石材料を含む実施例４〜１
７のボンド磁石は、優れた磁気特性、特に最大エネルギ
ー積が大きくなることがわかる。
【００７３】（実施例１８〜２７）まず、高純度の原料
を所定の割合で調合し、アルゴン雰囲気中で高周波溶解
して１０種の原料インゴットを調製した。つづいて、こ
れらのインゴットをアルゴンガス雰囲気中で高周波誘導
加熱により溶融した後、０．５ｍｍの厚さのスリットノ
ズルから溶湯を周速３５ｍ／ｓで回転する金属製ロール
上に噴出して急冷した合金薄帯を作製した。ひきつづ
き、これらの合金薄帯をアルゴン雰囲気中、７５０℃で
１５分間熱処理した。
を所定の割合で調合し、アルゴン雰囲気中で高周波溶解
して１０種の原料インゴットを調製した。つづいて、こ
れらのインゴットをアルゴンガス雰囲気中で高周波誘導
加熱により溶融した後、０．５ｍｍの厚さのスリットノ
ズルから溶湯を周速３５ｍ／ｓで回転する金属製ロール
上に噴出して急冷した合金薄帯を作製した。ひきつづ
き、これらの合金薄帯をアルゴン雰囲気中、７５０℃で
１５分間熱処理した。
【００７４】次いで、前記各合金薄帯をボールミルを用
いて粉砕し、平均粒径３０〜６０μｍの合金粉末を作製
した。これらの合金粉末を１気圧の窒素ガス雰囲気中、
４４０℃で８０時間熱処理することにより下記表４に示
す組成を有する１０種の永久磁石材料を製造した。得ら
れた各永久磁石材料における生成相をＣｕＫα線を用い
た粉末Ｘ線回折にて調べた。その結果、回折パターン
上、微小なα−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回折ピ
ークがＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けされ、その格
子定数ａ、ｃの比（ｃ／ａ）は０．８５６〜０．８６８
であることがわかった。
いて粉砕し、平均粒径３０〜６０μｍの合金粉末を作製
した。これらの合金粉末を１気圧の窒素ガス雰囲気中、
４４０℃で８０時間熱処理することにより下記表４に示
す組成を有する１０種の永久磁石材料を製造した。得ら
れた各永久磁石材料における生成相をＣｕＫα線を用い
た粉末Ｘ線回折にて調べた。その結果、回折パターン
上、微小なα−Ｆｅの回折ピークの他はすべての回折ピ
ークがＴｂＣｕ7 型結晶構造にて指数付けされ、その格
子定数ａ、ｃの比（ｃ／ａ）は０．８５６〜０．８６８
であることがわかった。
【００７５】また、各永久磁石材料について透過型電子
顕微鏡により金属組織写真を撮影し、その写真からＴｂ
Ｃｕ7 相の結晶粒径の平均値（ｔ）、標準偏差（σ）を
求めた。その結果を下記表５に示す。
顕微鏡により金属組織写真を撮影し、その写真からＴｂ
Ｃｕ7 相の結晶粒径の平均値（ｔ）、標準偏差（σ）を
求めた。その結果を下記表５に示す。
【００７６】次いで、前記各永久磁石材料にエポキシ樹
脂を２重量％それぞれ添加し、混合した後、１０００Ｍ
Ｐａの圧力で圧縮成形し、さらに１５０℃で２．５時間
のキュアを施すことにより１０種のボンド磁石を製造し
た。
脂を２重量％それぞれ添加し、混合した後、１０００Ｍ
Ｐａの圧力で圧縮成形し、さらに１５０℃で２．５時間
のキュアを施すことにより１０種のボンド磁石を製造し
た。
【００７７】得られた各ボンド磁石の磁気特性を調べ
た。その結果を下記表５に併記する。 （比較例２）まず、高純度のＳｍ、Ｎｄ、Ｚｒ、Ｂ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ、Ｆｅの原料を所定の割合で調合し、アルゴン
雰囲気中で高周波溶解して原料インゴットを調製した。
つづいて、このインゴットをアルゴンガス雰囲気中で高
周波誘導加熱により溶融した後、１ｍｍの厚さのスリッ
トノズルから溶湯を周速２５ｍ／ｓで回転する金属製ロ
ール上に噴出して合金薄帯を作製した。次いで、実施例
１８〜２７と同様な方法によりアルゴン雰囲気中での熱
処理、粉砕、窒素中での熱処理を施して下記表４に示す
組成を有する磁石材料を作製し、さらにこの磁石材料を
用いて実施例１８〜２７と同様な方法によりボンド磁石
を製造した。
た。その結果を下記表５に併記する。 （比較例２）まず、高純度のＳｍ、Ｎｄ、Ｚｒ、Ｂ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ、Ｆｅの原料を所定の割合で調合し、アルゴン
雰囲気中で高周波溶解して原料インゴットを調製した。
つづいて、このインゴットをアルゴンガス雰囲気中で高
周波誘導加熱により溶融した後、１ｍｍの厚さのスリッ
トノズルから溶湯を周速２５ｍ／ｓで回転する金属製ロ
ール上に噴出して合金薄帯を作製した。次いで、実施例
１８〜２７と同様な方法によりアルゴン雰囲気中での熱
処理、粉砕、窒素中での熱処理を施して下記表４に示す
組成を有する磁石材料を作製し、さらにこの磁石材料を
用いて実施例１８〜２７と同様な方法によりボンド磁石
を製造した。
【００７８】得られた磁石材料のＴｂＣｕ7 相の結晶粒
径の平均値（ｔ）、標準偏差（σ）およびボンド磁石の
磁気特性を下記表５に併記する。 （比較例３）まず、高純度のＳｍ、Ｎｄ、Ｚｒ、Ｂ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ、Ｆｅの原料を所定の割合で調合し、アルゴン
雰囲気中で高周波溶解して原料インゴットを調製した。
つづいて、このインゴットをアルゴンガス雰囲気中で高
周波誘導加熱により溶融した後、０．５ｍｍの厚さのス
リットノズルから溶湯を周速７０ｍ／ｓで回転する金属
製ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。次いで、実
施例１８〜２７と同様な方法によりアルゴン雰囲気中で
の熱処理、粉砕、窒素中での熱処理を施して下記表４に
示す組成を有する磁石材料を作製し、さらにこの磁石材
料を用いて実施例１８〜２７と同様な方法によりボンド
磁石を製造した。得られた磁石材料のＴｂＣｕ7 相の結
晶粒径の平均値（ｔ）、標準偏差（σ）およびボンド磁
石の磁気特性を下記表５に併記する。
径の平均値（ｔ）、標準偏差（σ）およびボンド磁石の
磁気特性を下記表５に併記する。 （比較例３）まず、高純度のＳｍ、Ｎｄ、Ｚｒ、Ｂ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ、Ｆｅの原料を所定の割合で調合し、アルゴン
雰囲気中で高周波溶解して原料インゴットを調製した。
つづいて、このインゴットをアルゴンガス雰囲気中で高
周波誘導加熱により溶融した後、０．５ｍｍの厚さのス
リットノズルから溶湯を周速７０ｍ／ｓで回転する金属
製ロール上に噴出して合金薄帯を作製した。次いで、実
施例１８〜２７と同様な方法によりアルゴン雰囲気中で
の熱処理、粉砕、窒素中での熱処理を施して下記表４に
示す組成を有する磁石材料を作製し、さらにこの磁石材
料を用いて実施例１８〜２７と同様な方法によりボンド
磁石を製造した。得られた磁石材料のＴｂＣｕ7 相の結
晶粒径の平均値（ｔ）、標準偏差（σ）およびボンド磁
石の磁気特性を下記表５に併記する。
【００７９】
【表４】
【００８０】
【表５】
【００８１】前記表４、表５から明らかなようにＴｂＣ
ｕ7 相の結晶粒径のばらつき、つまりσ／ｔの値が０．
７以下の磁石材料を用いた実施例１８〜２７のボンド磁
石は、比較例２、３のボンド磁石に比べて優れた磁気特
性、特に最大エネルギー積が大きくなることがわかる。
ｕ7 相の結晶粒径のばらつき、つまりσ／ｔの値が０．
７以下の磁石材料を用いた実施例１８〜２７のボンド磁
石は、比較例２、３のボンド磁石に比べて優れた磁気特
性、特に最大エネルギー積が大きくなることがわかる。
【００８２】また、σ／ｔの値が０．５以下の磁石材料
を用いた実施例１８〜２２、２４、２５、２７のボンド
磁石は、より優れた磁気特性を有し、さらにσ／ｔの値
が０．３以下の磁石材料を用いた実施例１８、２２、２
７のボンド磁石は、より一層優れた磁気特性を有するこ
とがわかる。
を用いた実施例１８〜２２、２４、２５、２７のボンド
磁石は、より優れた磁気特性を有し、さらにσ／ｔの値
が０．３以下の磁石材料を用いた実施例１８、２２、２
７のボンド磁石は、より一層優れた磁気特性を有するこ
とがわかる。
【００８３】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、主
相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有し、磁気特性が向上され
た永久磁石材料を提供できる。また、本発明によれば前
記永久磁石材料とバインダを含み、安定した高い磁気特
性を有し、スピーカー、モータ、計測器などの小型の電
気機器の駆動源等として有用なボンド磁石を提供でき
る。
相がＴｂＣｕ7 型結晶構造を有し、磁気特性が向上され
た永久磁石材料を提供できる。また、本発明によれば前
記永久磁石材料とバインダを含み、安定した高い磁気特
性を有し、スピーカー、モータ、計測器などの小型の電
気機器の駆動源等として有用なボンド磁石を提供でき
る。
フロントページの続き (72)発明者 新井 智久 神奈川県横浜市磯子区新杉田町８番地 株 式会社東芝横浜事業所内
Claims (22)
- 【請求項１】 メルトスパン法により作製され、主相が
ＴｂＣｕ7 型結晶構造を有すると共に平均厚さをｔ（μ
ｍ）、厚さの標準偏差をσ（μｍ）とした場合、５≦ｔ
≦５０、σ≦０．２０ｔの関係を満たす急冷した合金薄
帯を原料素材とし、かつ全体の組成が一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｎu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１は少なくとも一つの希土類元素（Ｙを含
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一つの元素、ＭはＦｅおよびＣｏの少なくとも１つの
元素、ｘ、ｙ、ｚおよびｕは原子％でそれぞれｘ≧２、
ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦１０、０＜
ｕ≦２０を示す、にて表されることを特徴とする永久磁
石材料。 - 【請求項２】 前記合金薄帯の厚さの標準偏差σは、σ
≦０．１５ｔであることを特徴とする請求項１記載の永
久磁石材料。 - 【請求項３】 前記合金薄帯の厚さの標準偏差σは、σ
≦０．１０ｔであることを特徴とする請求項１記載の永
久磁石材料。 - 【請求項４】 前記一般式中のＮは、その５０原子％以
下をＨ、ＣおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素
で置換されることを特徴とする請求項１記載の永久磁石
材料。 - 【請求項５】 前記主相の格子定数をａ、ｃとした時、
ａ、ｃの比ｃ／ａが０．８４７以上であることを特徴と
する請求項１記載の永久磁石材料。 - 【請求項６】 前記一般式中のＲ１は、その総量の５０
原子％以上がＳｍであることを特徴とする請求項１記載
の永久磁石材料。 - 【請求項７】 前記一般式中のｚは、０．０１≦ｚ≦４
であることを特徴とする請求項１記載の永久磁石材料。 - 【請求項８】 前記一般式中のｚは、０．０１≦ｚ≦２
であることを特徴とする請求項１記載の永久磁石材料。 - 【請求項９】 前記一般式中のＭは、Ｔ元素でＭの総量
の２０原子％以下の範囲で置換され、ここでＴはＴｉ、
Ｖ、Ｃ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｎ
ｂ、ＳｉおよびＮｉから選ばれる少なくとも１つの元素
であることを特徴とする請求項１記載の永久磁石材料。 - 【請求項１０】 請求項１記載の永久磁石材料とバイン
ダとを含むボンド磁石。 - 【請求項１１】 前記バインダはエポキシ系樹脂または
ナイロン系樹脂であることを特徴とする請求項１０記載
のボンド磁石。 - 【請求項１２】 一般式 Ｒ１x Ｒ２y Ｂz Ｎu Ｍ100-x-y-z-u ただし、Ｒ１は少なくとも一つの希土類元素（Ｙを含
む）、Ｒ２はＺｒ、Ｈｆ及びＳｃから選ばれる少なくと
も一つの元素、ＭはＦｅおよびＣｏの少なくとも１つの
元素、ｘ、ｙ、ｚおよびｕは原子％でそれぞれｘ≧２、
ｙ≧０．０１、４≦ｘ＋ｙ≦２０、０≦ｚ≦１０、０＜
ｕ≦２０を示す、にて表され、主相がＴｂＣｕ7 型結晶
構造を有し、かつ前記主相の平均結晶粒径をｔ（ｎ
ｍ）、結晶粒径の標準偏差をσ（ｎｍ）とした場合、ｔ
≦６０、σ／ｔ≦０．７の関係を満たすことを特徴とす
る永久磁石材料。 - 【請求項１３】 σ／ｔは、０．５以下であることを特
徴とする請求項１２記載の永久磁石材料。 - 【請求項１４】 σ／ｔは、０．３以下であることを特
徴とする請求項１２記載の永久磁石材料。 - 【請求項１５】 前記一般式中のＮは、その５０原子％
以下をＨ、ＣおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元
素で置換されることを特徴とする請求項１２記載の永久
磁石材料。 - 【請求項１６】 前記主相の格子定数をａ、ｃとした
時、ａ、ｃの比ｃ／ａが０．８４７以上であることを特
徴とする請求項１２記載の永久磁石材料。 - 【請求項１７】 前記一般式中のＲ１は、その総量の５
０原子％以上がＳｍであることを特徴とする請求項１２
記載の永久磁石材料。 - 【請求項１８】 前記一般式中のｚは、０．０１≦ｚ≦
４であることを特徴とする請求項１２記載の永久磁石材
料。 - 【請求項１９】 前記一般式中のｚは、１≦ｚ≦３であ
ることを特徴とする請求項１２記載の永久磁石材料。 - 【請求項２０】 前記一般式中のＭは、Ｔ元素でＭの総
量の２０原子％以下の範囲で置換され、ここでＴはＴ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、ＳｉおよびＮｉから選ばれる少なくとも１つ
の元素であることを特徴とする請求項１２記載の永久磁
石材料。 - 【請求項２１】 請求項１２記載の永久磁石材料とバイ
ンダとを含むことを特徴とするボンド磁石。 - 【請求項２２】 前記バインダは、エポキシ系樹脂また
はナイロン系樹脂であることを特徴とする請求項２１記
載のボンド磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10070805A JPH113812A (ja) | 1997-04-03 | 1998-03-19 | 永久磁石材料およびボンド磁石 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8524197 | 1997-04-03 | ||
| JP9-85241 | 1997-04-15 | ||
| JP9723797 | 1997-04-15 | ||
| JP9-97237 | 1997-04-15 | ||
| JP10070805A JPH113812A (ja) | 1997-04-03 | 1998-03-19 | 永久磁石材料およびボンド磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH113812A true JPH113812A (ja) | 1999-01-06 |
Family
ID=27300445
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10070805A Pending JPH113812A (ja) | 1997-04-03 | 1998-03-19 | 永久磁石材料およびボンド磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH113812A (ja) |
Cited By (7)
| 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 |
| JP2008264875A (ja) * | 2007-04-16 | 2008-11-06 | Grirem Advanced Materials Co Ltd | 希土類合金鋳造板及びその製造方法 |
| JPWO2011030387A1 (ja) * | 2009-09-11 | 2013-02-04 | 株式会社東芝 | 磁石材料、永久磁石、およびそれを用いたモータと発電機 |
| KR20140131983A (ko) * | 2012-07-02 | 2014-11-14 | 그리렘 어드밴스드 머티리얼스 캄파니 리미티드 | 희토류 영구자석 분말, 본드 자석 및 그 본드 자석을 응용한 부품 |
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| JP2018046222A (ja) * | 2016-09-16 | 2018-03-22 | 大同特殊鋼株式会社 | Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料及びＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系ボンド磁石 |
| JP2020155774A (ja) * | 2019-03-14 | 2020-09-24 | 株式会社東芝 | 磁石材料、永久磁石、回転電機、及び車両 |
-
1998
- 1998-03-19 JP JP10070805A patent/JPH113812A/ja active Pending
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