JPH118109A - 希土類永久磁石材料及びその製造方法 - Google Patents
希土類永久磁石材料及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 磁化容易軸が一方向に揃った異方性の希土類
永久磁石材料を提供する。 【解決手段】 Nd-Fe-B アモルファス合金を不活性ガス
雰囲気もしくは真空中で熱処理し結晶化する際に、３Ｔ
以上の磁場中で熱処理を行ない、磁場方向またはその垂
直方向に磁気的異方性を有する希土類永久磁石材料を得
る。得られた稀土類永久磁石材料は、Nd2Fe14B 結晶相
とFe3-B 相とを有し、かつFe3B 相の粒径が５０nm以
下、または、Nd2Fe14B 結晶相とFe相とを有し、かつFe
相の粒径が５０nm以下である。
永久磁石材料を提供する。 【解決手段】 Nd-Fe-B アモルファス合金を不活性ガス
雰囲気もしくは真空中で熱処理し結晶化する際に、３Ｔ
以上の磁場中で熱処理を行ない、磁場方向またはその垂
直方向に磁気的異方性を有する希土類永久磁石材料を得
る。得られた稀土類永久磁石材料は、Nd2Fe14B 結晶相
とFe3-B 相とを有し、かつFe3B 相の粒径が５０nm以
下、または、Nd2Fe14B 結晶相とFe相とを有し、かつFe
相の粒径が５０nm以下である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、異方性を有する希
土類永久磁石材料及びその製造方法に関するものであ
る。
土類永久磁石材料及びその製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】Nd-Fe-B 磁石は高い磁気特性を有し、ま
たSm系磁石に比較して材料コストが低いことから需要が
増大している。この永久磁石は製法の観点から見れば、
大まかには溶解法と急冷法の二つに大別される。焼結磁
石で現在もっとも工業化の進んでいる方法は溶解法であ
る。Nd2Fe14Bよりも若干Nd、Ｂ過剰な組成で溶解した合
金を粉砕、磁場中成形した後、1100℃付近の温度で焼結
し、さらに低温で時効処理することにより焼結磁石とす
る。数μｍの微粉を磁場中配向させることにより磁化容
易軸を一方向に揃えて異方性を持たせることができる
（M.Sagawa et al,Japanese Journal of Applied Physi
cs 26(1987) 785 ）。他方、磁石組成の溶湯を回転ロー
ル上に吹き出して高速凝固させるメルトスパン法によっ
て急冷薄帯を作製し、これをもとに磁石を作製する方法
も開発されている（R.W.Lee,Physics Letter 46(1985)7
90など）。これには三つのタイプがあり、一つは急冷薄
帯を粉砕したものを樹脂と混合、成形してボンド磁石と
するもので、通常MQ１と呼ばれる。MQ１は工程が簡単で
あるものの、磁化容易軸が一方向に揃わず等方性で、か
つ充填密度が低いために、磁気特性は劣る。他の二つ
は、該急冷薄帯粉をそのままホットプレスして等方性バ
ルク磁石とするもの（MQ２）、MQ２にさらに熱間で塑性
加工を施し加圧方向に磁化容易軸を揃えるもの（MQ３）
である。MQ３を粉砕し樹脂と混合、磁場成形することに
より異方性ボンド磁石とする方法も報告されているが、
工程が極めて複雑で工程コストが高く、ほとんど工業化
に至っていない。以上のように、焼結磁石やMQ３のよう
な異方性バルク磁石に対し、ボンド磁石はMQ１の等方性
磁石がほとんどで異方性磁石の開発が遅れていた。これ
はNd-Fe-B 系では合金インゴットや焼結磁石を粉砕した
ときの保磁力劣化が著しいためである。
たSm系磁石に比較して材料コストが低いことから需要が
増大している。この永久磁石は製法の観点から見れば、
大まかには溶解法と急冷法の二つに大別される。焼結磁
石で現在もっとも工業化の進んでいる方法は溶解法であ
る。Nd2Fe14Bよりも若干Nd、Ｂ過剰な組成で溶解した合
金を粉砕、磁場中成形した後、1100℃付近の温度で焼結
し、さらに低温で時効処理することにより焼結磁石とす
る。数μｍの微粉を磁場中配向させることにより磁化容
易軸を一方向に揃えて異方性を持たせることができる
（M.Sagawa et al,Japanese Journal of Applied Physi
cs 26(1987) 785 ）。他方、磁石組成の溶湯を回転ロー
ル上に吹き出して高速凝固させるメルトスパン法によっ
て急冷薄帯を作製し、これをもとに磁石を作製する方法
も開発されている（R.W.Lee,Physics Letter 46(1985)7
90など）。これには三つのタイプがあり、一つは急冷薄
帯を粉砕したものを樹脂と混合、成形してボンド磁石と
するもので、通常MQ１と呼ばれる。MQ１は工程が簡単で
あるものの、磁化容易軸が一方向に揃わず等方性で、か
つ充填密度が低いために、磁気特性は劣る。他の二つ
は、該急冷薄帯粉をそのままホットプレスして等方性バ
ルク磁石とするもの（MQ２）、MQ２にさらに熱間で塑性
加工を施し加圧方向に磁化容易軸を揃えるもの（MQ３）
である。MQ３を粉砕し樹脂と混合、磁場成形することに
より異方性ボンド磁石とする方法も報告されているが、
工程が極めて複雑で工程コストが高く、ほとんど工業化
に至っていない。以上のように、焼結磁石やMQ３のよう
な異方性バルク磁石に対し、ボンド磁石はMQ１の等方性
磁石がほとんどで異方性磁石の開発が遅れていた。これ
はNd-Fe-B 系では合金インゴットや焼結磁石を粉砕した
ときの保磁力劣化が著しいためである。
【０００３】これに対し、合金を水素ガス中熱処理する
ことによりNd2Fe14B微結晶集合体を得る方法が開発され
た（T.Takesita et al,Proc.10th Int.Workshop on Rar
e Earth Magnets and Their Applications,Tokyo,(198
9)399）。この方法は水素化(Hydrogenation) 、相分解
(Disproportionation)、脱水素化(Desorption)、再結合
(Recombination) という過程が順次生じることから、HD
DRプロセスと呼ばれている。さらに、Co、Ga、Zr、Hfな
どを添加することにより、得られる粉末に異方性が生じ
る。これよりNd-Fe-B 系において異方性を有するボンド
磁石を開発することが可能になった。この方法は比較的
簡単なことから現在研究が盛んに行われているが、急冷
法に比べると結晶粒径が約一桁大きく、後述するナノコ
ンポジット材料には適用が難しい、水素雰囲気熱処理は
爆発など作業危険性が高い、また添加元素無しで異方化
できないなどのデメリットも有する。
ことによりNd2Fe14B微結晶集合体を得る方法が開発され
た（T.Takesita et al,Proc.10th Int.Workshop on Rar
e Earth Magnets and Their Applications,Tokyo,(198
9)399）。この方法は水素化(Hydrogenation) 、相分解
(Disproportionation)、脱水素化(Desorption)、再結合
(Recombination) という過程が順次生じることから、HD
DRプロセスと呼ばれている。さらに、Co、Ga、Zr、Hfな
どを添加することにより、得られる粉末に異方性が生じ
る。これよりNd-Fe-B 系において異方性を有するボンド
磁石を開発することが可能になった。この方法は比較的
簡単なことから現在研究が盛んに行われているが、急冷
法に比べると結晶粒径が約一桁大きく、後述するナノコ
ンポジット材料には適用が難しい、水素雰囲気熱処理は
爆発など作業危険性が高い、また添加元素無しで異方化
できないなどのデメリットも有する。
【０００４】一方、さらなる高性能の次世代磁石探索が
行われている中で、近年ナノコンポジット磁石が注目を
集めている（E.F.Kneller et al,IEEE Transaction Mag
netics 27(1991)3588 他）。これはハード磁性相とソフ
ト磁性相が数十nmオーダーで微細分散した組織からな
り、両相の磁化が交換相互作用で結び付くことによって
ソフト相の磁化は容易に反転せず、全体として単一ハー
ド相のように振る舞う。既存材料の組み合わせでも、こ
れによって保磁力を損なうことなく、より高い飽和磁化
を得られる可能性がある。計算では Sm2Co17N3／Fe-Co
において、異方性化できれば(BH)max ＝137 MGOeの値を
得られることが報告されている（R.Skomski et al,Phys
ical Review B 48(1993) 15812）。
行われている中で、近年ナノコンポジット磁石が注目を
集めている（E.F.Kneller et al,IEEE Transaction Mag
netics 27(1991)3588 他）。これはハード磁性相とソフ
ト磁性相が数十nmオーダーで微細分散した組織からな
り、両相の磁化が交換相互作用で結び付くことによって
ソフト相の磁化は容易に反転せず、全体として単一ハー
ド相のように振る舞う。既存材料の組み合わせでも、こ
れによって保磁力を損なうことなく、より高い飽和磁化
を得られる可能性がある。計算では Sm2Co17N3／Fe-Co
において、異方性化できれば(BH)max ＝137 MGOeの値を
得られることが報告されている（R.Skomski et al,Phys
ical Review B 48(1993) 15812）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】これまで実際にNd2Fe
14B／Fe3B（R.Coehoorn et al,Journal de Physique 49
(1988)C8-669 ）、Nd2Fe14B／Fe（特開平７−１７３５
０１号公報、特開平７−１７６４１７号公報や、L.With
anawasam et al,Journal of Applied Physics 76(1994)
7065など）や Sm2Co17N3／Fe（J.Ding et al,Journal o
f Magnetism and Magnetic Materials 124(1993)L1）な
どの組み合わせが実験報告されてきた。これらの研究で
行われている微細分散組織の作製方法としては、メルト
スパン法やメカニカルアロイング（MA）法により得られ
たアモルファス合金薄帯や粉末を熱処理して微結晶化す
る手段が取られている。しかしこの方法では、MQ１と同
じく結晶方位が揃わないため磁気的に等方性のものしか
得られず、異方性磁石の磁気特性には及ばない。このよ
うに急冷薄帯をもとに作製された磁石は、異方性磁石と
するのに複雑な工程を要し、またハード相／ソフト相が
交換結合するナノコンポジット磁石ではこれまで異方性
磁石の報告はない。
14B／Fe3B（R.Coehoorn et al,Journal de Physique 49
(1988)C8-669 ）、Nd2Fe14B／Fe（特開平７−１７３５
０１号公報、特開平７−１７６４１７号公報や、L.With
anawasam et al,Journal of Applied Physics 76(1994)
7065など）や Sm2Co17N3／Fe（J.Ding et al,Journal o
f Magnetism and Magnetic Materials 124(1993)L1）な
どの組み合わせが実験報告されてきた。これらの研究で
行われている微細分散組織の作製方法としては、メルト
スパン法やメカニカルアロイング（MA）法により得られ
たアモルファス合金薄帯や粉末を熱処理して微結晶化す
る手段が取られている。しかしこの方法では、MQ１と同
じく結晶方位が揃わないため磁気的に等方性のものしか
得られず、異方性磁石の磁気特性には及ばない。このよ
うに急冷薄帯をもとに作製された磁石は、異方性磁石と
するのに複雑な工程を要し、またハード相／ソフト相が
交換結合するナノコンポジット磁石ではこれまで異方性
磁石の報告はない。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らはかかる問題
を解決するために鋭意検討した結果、Nd-Fe-B アモルフ
ァス合金を３Ｔ以上の強磁場中で加熱結晶化することに
より、異方性を有する永久磁石材料が得られることをみ
いだし、諸条件を確立して本発明を完成させた。すなわ
ち本発明の要旨は、Nd-Fe-B アモルファス合金を不活性
ガス雰囲気もしくは真空中で熱処理し結晶化する際に、
３Ｔ以上の磁場中で熱処理を行ない、得られた永久磁石
材料が磁場方向またはその垂直方向に磁気的異方性を有
する希土類永久磁石材料、およびこの熱処理を３Ｔ以上
の磁場中で行う希土類永久磁石材料の製造方法にある。
また請求項２は、この希土類永久磁石材料がNd2Fe14B結
晶相とFe3B相とを有し、かつFe3B相の粒径が50nm以下で
ある希土類永久磁石材料である。請求項３は、この希土
類永久磁石材料がNd2Fe14B結晶相とFe相とを有し、かつ
Fe相の粒径が50nm以下である希土類永久磁石材料であ
る。
を解決するために鋭意検討した結果、Nd-Fe-B アモルフ
ァス合金を３Ｔ以上の強磁場中で加熱結晶化することに
より、異方性を有する永久磁石材料が得られることをみ
いだし、諸条件を確立して本発明を完成させた。すなわ
ち本発明の要旨は、Nd-Fe-B アモルファス合金を不活性
ガス雰囲気もしくは真空中で熱処理し結晶化する際に、
３Ｔ以上の磁場中で熱処理を行ない、得られた永久磁石
材料が磁場方向またはその垂直方向に磁気的異方性を有
する希土類永久磁石材料、およびこの熱処理を３Ｔ以上
の磁場中で行う希土類永久磁石材料の製造方法にある。
また請求項２は、この希土類永久磁石材料がNd2Fe14B結
晶相とFe3B相とを有し、かつFe3B相の粒径が50nm以下で
ある希土類永久磁石材料である。請求項３は、この希土
類永久磁石材料がNd2Fe14B結晶相とFe相とを有し、かつ
Fe相の粒径が50nm以下である希土類永久磁石材料であ
る。
【０００７】請求項５は、Nd-Fe-B アモルファス合金を
熱処理して得られるNd2Fe14B結晶相とNdリッチ相とを有
する希土類永久磁石材料の製造方法において、アモルフ
ァス合金の組成がNd 11〜15at％、Ｂ ２〜10at％、残
部がFeからなり、熱処理温度が 600〜 800℃であり、か
つ上記熱処理を３Ｔ以上の磁場中で行うものである。請
求項６は、Nd2Fe14B結晶相とFe3B相とを有する上記希土
類永久磁石材料の製造方法において、アモルファス合金
の組成がNd １〜10at％、Ｂ 10〜25at％、残部がFeか
らなり、熱処理温度が 550〜 800℃であり、かつ上記熱
処理を３Ｔ以上の磁場中で行うものである。請求項７
は、Nd2Fe14B結晶相とFe相とを有する上記希土類永久磁
石材料の製造方法において、アモルファス合金の組成が
Nd １〜10at％、Ｂ １〜５at％、残部がFeからなり、
熱処理温度が 550〜 800℃であり、かつ上記熱処理を３
Ｔ以上の磁場中で行うものである。以下に、これをさら
に詳述する。
熱処理して得られるNd2Fe14B結晶相とNdリッチ相とを有
する希土類永久磁石材料の製造方法において、アモルフ
ァス合金の組成がNd 11〜15at％、Ｂ ２〜10at％、残
部がFeからなり、熱処理温度が 600〜 800℃であり、か
つ上記熱処理を３Ｔ以上の磁場中で行うものである。請
求項６は、Nd2Fe14B結晶相とFe3B相とを有する上記希土
類永久磁石材料の製造方法において、アモルファス合金
の組成がNd １〜10at％、Ｂ 10〜25at％、残部がFeか
らなり、熱処理温度が 550〜 800℃であり、かつ上記熱
処理を３Ｔ以上の磁場中で行うものである。請求項７
は、Nd2Fe14B結晶相とFe相とを有する上記希土類永久磁
石材料の製造方法において、アモルファス合金の組成が
Nd １〜10at％、Ｂ １〜５at％、残部がFeからなり、
熱処理温度が 550〜 800℃であり、かつ上記熱処理を３
Ｔ以上の磁場中で行うものである。以下に、これをさら
に詳述する。
【０００８】
【発明の実施の形態】原材料となるNd-Fe-B 急冷薄帯は
従来から用いられるメルトスパン法によって作製され
る。ただしこのとき得られた材料は完全なアモルファス
状態で、結晶をほとんど含まないものとする。微結晶や
クラスターを多量に含んでいる場合は、後工程の熱処理
においてこれらが結晶核となり成長が進行するので、磁
場によって配向させることが難しい。少なくともＸ線回
折で結晶ピークが観察されない状態にする必要がある。
このためには回転ロール速度を 30m/sec以上にすればよ
い。
従来から用いられるメルトスパン法によって作製され
る。ただしこのとき得られた材料は完全なアモルファス
状態で、結晶をほとんど含まないものとする。微結晶や
クラスターを多量に含んでいる場合は、後工程の熱処理
においてこれらが結晶核となり成長が進行するので、磁
場によって配向させることが難しい。少なくともＸ線回
折で結晶ピークが観察されない状態にする必要がある。
このためには回転ロール速度を 30m/sec以上にすればよ
い。
【０００９】組成はNdが11〜15at％、Ｂが２〜10at％、
残部をFeとするのが望ましい。これらの範囲をはずれる
と良好な磁気特性が得にくい。この他、磁気特性を更に
高めるために、Ndの一部をＹや他の希土類元素で置換し
たり、Feの一部をCo、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Al、Si、S
c、Ti、Ｖ、Cr、Mn、Zr、Nb、Mo、Tc、Ru、Rh、Pd、A
g、Cd、In、Sn、Sb、Hf、Ta、Ｗ、Re、Os、Ir、Pt、A
u、Hg、Tl、Pb、Biなどの元素で置換したりしてもよ
い。またＢの一部をＣで置換してもよい。このとき添加
量が多すぎると飽和磁化の低下を招くため、Ndに対する
Dy、Tbの置換量は30at％以下、他の希土類元素の置換量
は５at％以下が望ましいが、Prは30at％を超えてもよ
い。Feに対する置換量は５at％以下、Ｂに対する置換量
は10at％以下が望ましい。
残部をFeとするのが望ましい。これらの範囲をはずれる
と良好な磁気特性が得にくい。この他、磁気特性を更に
高めるために、Ndの一部をＹや他の希土類元素で置換し
たり、Feの一部をCo、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Al、Si、S
c、Ti、Ｖ、Cr、Mn、Zr、Nb、Mo、Tc、Ru、Rh、Pd、A
g、Cd、In、Sn、Sb、Hf、Ta、Ｗ、Re、Os、Ir、Pt、A
u、Hg、Tl、Pb、Biなどの元素で置換したりしてもよ
い。またＢの一部をＣで置換してもよい。このとき添加
量が多すぎると飽和磁化の低下を招くため、Ndに対する
Dy、Tbの置換量は30at％以下、他の希土類元素の置換量
は５at％以下が望ましいが、Prは30at％を超えてもよ
い。Feに対する置換量は５at％以下、Ｂに対する置換量
は10at％以下が望ましい。
【００１０】次に、酸化しないよう不活性ガス雰囲気も
しくは真空中で熱処理することによって、このアモルフ
ァス合金を結晶化し、Nd2Fe14B相を析出させる。このと
きNd2Fe14B相の周囲には50at％以上のNdを含むNdリッチ
相が薄く粒界相を形成する。熱処理温度は 600〜 800℃
が好ましく、さらに好ましいのは 650〜750 ℃の範囲で
ある。温度がこれより低いとNd2Fe14B相が結晶化しなか
ったり、異相が析出したりして良好な磁気特性が得にく
く、また温度がこれより高いと結晶が肥大化しすぎて同
じく良好な特性が得にくい。
しくは真空中で熱処理することによって、このアモルフ
ァス合金を結晶化し、Nd2Fe14B相を析出させる。このと
きNd2Fe14B相の周囲には50at％以上のNdを含むNdリッチ
相が薄く粒界相を形成する。熱処理温度は 600〜 800℃
が好ましく、さらに好ましいのは 650〜750 ℃の範囲で
ある。温度がこれより低いとNd2Fe14B相が結晶化しなか
ったり、異相が析出したりして良好な磁気特性が得にく
く、また温度がこれより高いと結晶が肥大化しすぎて同
じく良好な特性が得にくい。
【００１１】本発明の最大の要点は、この熱処理を３Ｔ
以上の強磁場中で行うことにより、析出したNd2Fe14B相
の磁化容易軸を一方向に揃えて異方性の磁石材料を得る
ことにある。通常、磁場中熱処理による永久磁石の磁気
異方性の誘導は、アルニコ磁石などの析出型合金ですで
に行われている。アルニコ磁石は高温相αが強磁性α1
相と磁化の小さなα2 相とに分解するとき、磁場中冷却
によってα1 相を形状異方性の大きな細長い単磁区粒子
とするものであり、実際の製法としては、高温で溶体化
処理を施し単相とした後、γ相析出を抑えるため 950℃
まで急冷してから、 900〜 700℃の間を 0.1〜２℃ /se
c の冷却速度で0.15Ｔ以上の磁界中で冷却する。強磁性
α1 相の形状異方性を利用した磁石であり、分解温度が
キュリー点近傍であることが重要である。一方、本発明
においては、Nd2Fe14B相のキュリー点は 312℃と結晶化
温度に比べてかなり低いため、アルニコ磁石のような効
果を期待することはできない。この相は結晶核生成段階
では常磁性体である。しかしながら勾配を持った磁場中
ではこの常磁性体の極めて小さな磁化率が影響し、勾配
磁場によって磁気力が作用する（廣田他、電気学会マグ
ネティックス研究会 MAG-96-214(1996) ）。磁化率χを
持つ物質に対して作用する磁気力ｆM は下式（１）のよ
うに示される。 ｆM ＝（χ−χ0 ）・（Ｈ／μ0 ）・（∂Ｈ／∂Ｘ）‥‥ （１） ここでχ0 は物質周囲の磁化率、Ｈは物質にかかる印加
磁場、μ0 は真空透磁率、∂Ｈ／∂Ｘはその物質位置で
の磁場勾配を表す。この磁気力ｆM が格子振動に打ち勝
てば、生成核の結晶方位が一方向に揃い、磁化容易軸が
揃った材料を得ることができる。大きな磁気力ｆM を得
るには磁場勾配∂Ｈ／∂Ｘを大きくする必要があるが、
実際にはこの値を直接制御することは難しい。そのため
最大印加磁場Ｈを変化させることにより磁場勾配を制御
する方法が簡便である。本発明者らはＨの値を変えて実
験を行った結果、Ｈ＝３Ｔ以上の場合、生成したNd2Fe
14B相に配向の傾向が見られることをみいだした。
以上の強磁場中で行うことにより、析出したNd2Fe14B相
の磁化容易軸を一方向に揃えて異方性の磁石材料を得る
ことにある。通常、磁場中熱処理による永久磁石の磁気
異方性の誘導は、アルニコ磁石などの析出型合金ですで
に行われている。アルニコ磁石は高温相αが強磁性α1
相と磁化の小さなα2 相とに分解するとき、磁場中冷却
によってα1 相を形状異方性の大きな細長い単磁区粒子
とするものであり、実際の製法としては、高温で溶体化
処理を施し単相とした後、γ相析出を抑えるため 950℃
まで急冷してから、 900〜 700℃の間を 0.1〜２℃ /se
c の冷却速度で0.15Ｔ以上の磁界中で冷却する。強磁性
α1 相の形状異方性を利用した磁石であり、分解温度が
キュリー点近傍であることが重要である。一方、本発明
においては、Nd2Fe14B相のキュリー点は 312℃と結晶化
温度に比べてかなり低いため、アルニコ磁石のような効
果を期待することはできない。この相は結晶核生成段階
では常磁性体である。しかしながら勾配を持った磁場中
ではこの常磁性体の極めて小さな磁化率が影響し、勾配
磁場によって磁気力が作用する（廣田他、電気学会マグ
ネティックス研究会 MAG-96-214(1996) ）。磁化率χを
持つ物質に対して作用する磁気力ｆM は下式（１）のよ
うに示される。 ｆM ＝（χ−χ0 ）・（Ｈ／μ0 ）・（∂Ｈ／∂Ｘ）‥‥ （１） ここでχ0 は物質周囲の磁化率、Ｈは物質にかかる印加
磁場、μ0 は真空透磁率、∂Ｈ／∂Ｘはその物質位置で
の磁場勾配を表す。この磁気力ｆM が格子振動に打ち勝
てば、生成核の結晶方位が一方向に揃い、磁化容易軸が
揃った材料を得ることができる。大きな磁気力ｆM を得
るには磁場勾配∂Ｈ／∂Ｘを大きくする必要があるが、
実際にはこの値を直接制御することは難しい。そのため
最大印加磁場Ｈを変化させることにより磁場勾配を制御
する方法が簡便である。本発明者らはＨの値を変えて実
験を行った結果、Ｈ＝３Ｔ以上の場合、生成したNd2Fe
14B相に配向の傾向が見られることをみいだした。
【００１２】本発明は、Nd2Fe14B相と共に磁気的ソフト
相が析出するナノコンポジット材料にも同様に適用でき
る。具体的にはFe3B相もしくはFe相がNd2Fe14B相ととも
に微細分散し、かつFe3B相もしくはFe相の粒径が50nm以
下であるような材料である。Nd2Fe14B／Fe3Bナノコンポ
ジット材料を作製する場合は、材料組成をNdが１〜10at
％、Ｂが10〜25at％、残部をFeとするのが望ましい。ソ
フト相が析出しない場合に比べてNdが少なく、Ｂが多く
なっている。また、Nd2Fe14B／Feナノコンポジット材料
の場合は、材料組成をNdが１〜10at％、Ｂが１〜５at
％、残部をFeとするのが望ましい。この組成はＢ量が少
ないため、アモルファス状態にするには回転ロール速度
を更に上げる必要がある。これらの材料についても磁気
特性を更に高めるために、Ndの一部をＹや他の希土類元
素で置換したり、Feの一部をCo、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、
Al、Si、Sc、Ti、Ｖ、Cr、Mn、Zr、Nb、Mo、Tc、Ru、R
h、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Hf、Ta、Ｗ、Re、Os、I
r、Pt、Au、Hg、Tl、Pb、Biなどの元素で置換したりし
てもよい。またＢの一部をＣで置換してもよい。このと
き添加量が多すぎると飽和磁化の低下を招くため、置換
量は多くとも５at％以下が望ましい。
相が析出するナノコンポジット材料にも同様に適用でき
る。具体的にはFe3B相もしくはFe相がNd2Fe14B相ととも
に微細分散し、かつFe3B相もしくはFe相の粒径が50nm以
下であるような材料である。Nd2Fe14B／Fe3Bナノコンポ
ジット材料を作製する場合は、材料組成をNdが１〜10at
％、Ｂが10〜25at％、残部をFeとするのが望ましい。ソ
フト相が析出しない場合に比べてNdが少なく、Ｂが多く
なっている。また、Nd2Fe14B／Feナノコンポジット材料
の場合は、材料組成をNdが１〜10at％、Ｂが１〜５at
％、残部をFeとするのが望ましい。この組成はＢ量が少
ないため、アモルファス状態にするには回転ロール速度
を更に上げる必要がある。これらの材料についても磁気
特性を更に高めるために、Ndの一部をＹや他の希土類元
素で置換したり、Feの一部をCo、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、
Al、Si、Sc、Ti、Ｖ、Cr、Mn、Zr、Nb、Mo、Tc、Ru、R
h、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Hf、Ta、Ｗ、Re、Os、I
r、Pt、Au、Hg、Tl、Pb、Biなどの元素で置換したりし
てもよい。またＢの一部をＣで置換してもよい。このと
き添加量が多すぎると飽和磁化の低下を招くため、置換
量は多くとも５at％以下が望ましい。
【００１３】ナノコンポジット材料では、ハード相のNd
2Fe14Bとソフト相のFe3BもしくはFeとが良好な磁気的交
換結合するためには、ソフト相を50nm以下とすることが
望ましい。そのため熱処理温度は 550〜 800℃、より好
ましくは 600〜 700℃程度とするのが良い。これより温
度が低いとNd2Fe14B相が結晶化しなかったり、Nd2Fe23B
3 やNdFe12B6などの準安定相が析出したりして良好な磁
気特性が得にくく、またこれより温度が高いと結晶が肥
大化して交換結合力がソフト相全体に働かなくなってし
まう。また熱処理時間によっても結晶粒径は変化するの
で、熱処理時間は 102〜104secの範囲とし、昇降温速度
をできるだけ速やかに行うことが望ましい。これらの熱
処理も前述のようにＨ＝３Ｔ以上の強磁場中で行うこと
により、生成するNd2Fe14B相に配向の傾向を見出すこと
ができる。
2Fe14Bとソフト相のFe3BもしくはFeとが良好な磁気的交
換結合するためには、ソフト相を50nm以下とすることが
望ましい。そのため熱処理温度は 550〜 800℃、より好
ましくは 600〜 700℃程度とするのが良い。これより温
度が低いとNd2Fe14B相が結晶化しなかったり、Nd2Fe23B
3 やNdFe12B6などの準安定相が析出したりして良好な磁
気特性が得にくく、またこれより温度が高いと結晶が肥
大化して交換結合力がソフト相全体に働かなくなってし
まう。また熱処理時間によっても結晶粒径は変化するの
で、熱処理時間は 102〜104secの範囲とし、昇降温速度
をできるだけ速やかに行うことが望ましい。これらの熱
処理も前述のようにＨ＝３Ｔ以上の強磁場中で行うこと
により、生成するNd2Fe14B相に配向の傾向を見出すこと
ができる。
【００１４】
【実施例】次に、本発明について実施例を挙げて具体的
に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではな
い。 （実施例１）純度99％以上のNd、Fe、B 各金属を総量20
ｇとなるように表１に示す秤量組成で秤量し、アーク溶
解にて均一合金化したものを、径1.5mm オリフィスのあ
る石英管内で再溶解した後、管上部よりAr加圧してCu製
ロール上に噴出させた。このときのロール表面周速度は
47.5m/sec とした。得られた材料はCuＫα特性Ｘ線によ
りアモルファス状態であることを確認した。磁場中熱処
理は、超電導マグネットに管状炉を組み合わせた装置を
用いて行った。磁場中熱処理時の温度Ｔa は 680℃、印
加磁場Ｈa は５Ｔとした。所定温度に保持され、さらに
炉内に勾配を有する磁場が印加された管状炉中に、予め
石英管に 200Torr減圧Ar封入しておいた上記アモルファ
ス合金を投入し、試料がこの温度に到達後、さらに30分
間保持してから、水中にて急冷した。得られた試料につ
いてCuＫα特性Ｘ線回折を行ったところ、Nd2Fe14B相の
ピークが観察された。また粉砕した試料粉末を14ｋOe磁
場中にてパラフィンで固め、ＶＳＭで磁気特性の測定を
行った。パラフィンで固めたときの磁場に対して平行及
び垂直方向に20ｋOe磁場印加したときの磁化の大きさの
違いにより、試料の異方性を判定した。表１に、ＶＳＭ
測定による垂直方向磁化の大きさＩn を平行方向磁化の
大きさＩp で規格化した値Ｉn ／Ｉp を示す。Ｉn ／Ｉ
p の値は小さいほど試料の異方性が大きいことを表す。
に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではな
い。 （実施例１）純度99％以上のNd、Fe、B 各金属を総量20
ｇとなるように表１に示す秤量組成で秤量し、アーク溶
解にて均一合金化したものを、径1.5mm オリフィスのあ
る石英管内で再溶解した後、管上部よりAr加圧してCu製
ロール上に噴出させた。このときのロール表面周速度は
47.5m/sec とした。得られた材料はCuＫα特性Ｘ線によ
りアモルファス状態であることを確認した。磁場中熱処
理は、超電導マグネットに管状炉を組み合わせた装置を
用いて行った。磁場中熱処理時の温度Ｔa は 680℃、印
加磁場Ｈa は５Ｔとした。所定温度に保持され、さらに
炉内に勾配を有する磁場が印加された管状炉中に、予め
石英管に 200Torr減圧Ar封入しておいた上記アモルファ
ス合金を投入し、試料がこの温度に到達後、さらに30分
間保持してから、水中にて急冷した。得られた試料につ
いてCuＫα特性Ｘ線回折を行ったところ、Nd2Fe14B相の
ピークが観察された。また粉砕した試料粉末を14ｋOe磁
場中にてパラフィンで固め、ＶＳＭで磁気特性の測定を
行った。パラフィンで固めたときの磁場に対して平行及
び垂直方向に20ｋOe磁場印加したときの磁化の大きさの
違いにより、試料の異方性を判定した。表１に、ＶＳＭ
測定による垂直方向磁化の大きさＩn を平行方向磁化の
大きさＩp で規格化した値Ｉn ／Ｉp を示す。Ｉn ／Ｉ
p の値は小さいほど試料の異方性が大きいことを表す。
【００１５】
【表１】
【００１６】（実施例２〜４、比較例１〜４）表１に示
す秤量組成・磁場中熱処理条件とした以外は実施例１と
同様の方法で試料の作製を行った。表１にＶＳＭ測定結
果を併記する。
す秤量組成・磁場中熱処理条件とした以外は実施例１と
同様の方法で試料の作製を行った。表１にＶＳＭ測定結
果を併記する。
【００１７】（実施例５〜８、比較例５〜８）表２に示
す秤量組成・磁場中熱処理条件とし、磁場中熱処理の保
持時間は、試料がこの温度に到達後５分間とした以外は
実施例１と同様の方法で試料の作製を行った。ＴＥＭ観
察により、実施例５〜８の試料はいずれもNd2Fe14B相と
ともにFe3B結晶相を有し、かつFe3B相粒径は50nm以下で
あることを確認した。表２にＶＳＭ測定結果を示す。
す秤量組成・磁場中熱処理条件とし、磁場中熱処理の保
持時間は、試料がこの温度に到達後５分間とした以外は
実施例１と同様の方法で試料の作製を行った。ＴＥＭ観
察により、実施例５〜８の試料はいずれもNd2Fe14B相と
ともにFe3B結晶相を有し、かつFe3B相粒径は50nm以下で
あることを確認した。表２にＶＳＭ測定結果を示す。
【００１８】
【表２】
【００１９】（実施例９〜１２、比較例９〜１２）表３
に示す秤量組成・磁場中熱処理条件とし、磁場中熱処理
の保持時間は、試料がこの温度に到達後５分間とした以
外は実施例１と同様の方法で試料の作製を行った。ＴＥ
Ｍ観察により、実施例９〜１２の試料では、いずれもNd
2Fe14B相と共にFe相が析出し、かつFe相粒径は50nm以下
であることを確認した。表３にＶＳＭ測定結果を示す。
なお表１〜３より、比較例１〜１２ではいずれも試料の
異方性を確認することができなかった。
に示す秤量組成・磁場中熱処理条件とし、磁場中熱処理
の保持時間は、試料がこの温度に到達後５分間とした以
外は実施例１と同様の方法で試料の作製を行った。ＴＥ
Ｍ観察により、実施例９〜１２の試料では、いずれもNd
2Fe14B相と共にFe相が析出し、かつFe相粒径は50nm以下
であることを確認した。表３にＶＳＭ測定結果を示す。
なお表１〜３より、比較例１〜１２ではいずれも試料の
異方性を確認することができなかった。
【００２０】
【表３】
【００２１】
【発明の効果】本発明によれば、磁化容易軸を一方向に
揃えた異方性の希土類永久磁石材料を得ることができ
る。
揃えた異方性の希土類永久磁石材料を得ることができ
る。
Claims (7)
- 【請求項１】 Nd-Fe-B アモルファス合金を不活性ガス
雰囲気もしくは真空中で熱処理し結晶化する際に、３Ｔ
以上の磁場中で熱処理を行ない、得られた永久磁石材料
が磁場方向またはその垂直方向に磁気的異方性を有する
ことを特徴とする希土類永久磁石材料。 - 【請求項２】 Nd-Fe-B アモルファス合金を熱処理して
得られる希土類永久磁石材料がNd2Fe14B結晶相とFe3B相
とを有し、かつFe3B相の粒径が50nm以下である請求項１
に記載の希土類永久磁石材料。 - 【請求項３】 Nd-Fe-B アモルファス合金を熱処理して
得られる希土類永久磁石材料がNd2Fe14B結晶相とFe相と
を有し、かつFe相の粒径が50nm以下である請求項１に記
載の希土類永久磁石材料。 - 【請求項４】 Nd-Fe-B アモルファス合金を不活性ガス
雰囲気もしくは真空中で熱処理し結晶化することによっ
て希土類永久磁石材料を得る製造方法において、上記熱
処理を３Ｔ以上の磁場中で行うことを特徴とする希土類
永久磁石材料の製造方法。 - 【請求項５】 Nd-Fe-B アモルファス合金を熱処理して
得られるNd2Fe14B結晶相とNdリッチ相とを有する希土類
永久磁石材料の製造方法において、アモルファス合金の
組成がNd 11〜15at％、Ｂ ２〜10at％、残部がFeから
なり、熱処理温度が 600〜 800℃であり、かつ上記熱処
理を３Ｔ以上の磁場中で行うことを特徴とする希土類永
久磁石材料の製造方法。 - 【請求項６】 Nd-Fe-B アモルファス合金を熱処理して
得られるNd2Fe14B結晶相とFe3B相とを有する希土類永久
磁石材料の製造方法において、アモルファス合金の組成
がNd １〜10at％、Ｂ 10〜25at％、残部がFeからな
り、熱処理温度が 550〜 800℃であり、かつ上記熱処理
を３Ｔ以上の磁場中で行うことを特徴とする希土類永久
磁石材料の製造方法。 - 【請求項７】 Nd-Fe-B アモルファス合金を熱処理して
得られるNd2Fe14B結晶相とFe相とを有する希土類永久磁
石材料の製造方法において、アモルファス合金の組成が
Nd １〜10at％、Ｂ １〜５at％、残部がFeからなり、
熱処理温度が550〜 800℃であり、かつ上記熱処理を３
Ｔ以上の磁場中で行うことを特徴とする希土類永久磁石
材料の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10110659A JPH118109A (ja) | 1997-04-21 | 1998-04-21 | 希土類永久磁石材料及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10283897 | 1997-04-21 | ||
| JP9-102838 | 1997-04-21 | ||
| JP10110659A JPH118109A (ja) | 1997-04-21 | 1998-04-21 | 希土類永久磁石材料及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH118109A true JPH118109A (ja) | 1999-01-12 |
Family
ID=26443521
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10110659A Pending JPH118109A (ja) | 1997-04-21 | 1998-04-21 | 希土類永久磁石材料及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH118109A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4896691A (en) * | 1988-02-29 | 1990-01-30 | Greens Industries Limited | Pressure compensating device |
| JP2003031407A (ja) * | 2001-07-16 | 2003-01-31 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 異方性鉄基永久磁石およびその製造方法 |
| WO2003044812A1 (en) * | 2001-11-22 | 2003-05-30 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Nanocomposite magnet |
| US6800145B2 (en) | 2001-05-17 | 2004-10-05 | Nissan Motor Co., Ltd. | Rare earth magnet alloy, manufacturing method thereof and product applied with rare earth magnet alloy |
| US7208097B2 (en) | 2001-05-15 | 2007-04-24 | Neomax Co., Ltd. | Iron-based rare earth alloy nanocomposite magnet and method for producing the same |
| US7371292B2 (en) | 2002-11-12 | 2008-05-13 | Nissan Motor Co., Ltd. | Nd-Fe-B type anisotropic exchange spring magnet and method of producing the same |
| JPWO2006101117A1 (ja) * | 2005-03-24 | 2008-09-04 | 日立金属株式会社 | 鉄基希土類系ナノコンポジット磁石およびその製造方法 |
| WO2015068681A1 (ja) * | 2013-11-05 | 2015-05-14 | 株式会社Ihi | 希土類永久磁石および希土類永久磁石の製造方法 |
| CN104651757A (zh) * | 2013-11-20 | 2015-05-27 | 沈阳工业大学 | 一种各向异性铝基复相非晶合金及其制备方法 |
| JP2016157812A (ja) * | 2015-02-24 | 2016-09-01 | トヨタ自動車株式会社 | 異方性磁石薄帯の製造方法 |
-
1998
- 1998-04-21 JP JP10110659A patent/JPH118109A/ja active Pending
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4896691A (en) * | 1988-02-29 | 1990-01-30 | Greens Industries Limited | Pressure compensating device |
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| JP4766045B2 (ja) * | 2005-03-24 | 2011-09-07 | 日立金属株式会社 | 鉄基希土類系ナノコンポジット磁石およびその製造方法 |
| WO2015068681A1 (ja) * | 2013-11-05 | 2015-05-14 | 株式会社Ihi | 希土類永久磁石および希土類永久磁石の製造方法 |
| CN105706190A (zh) * | 2013-11-05 | 2016-06-22 | 株式会社Ihi | 稀土永磁材料以及稀土永磁材料的制造方法 |
| JPWO2015068681A1 (ja) * | 2013-11-05 | 2017-03-09 | 株式会社Ihi | 希土類永久磁石および希土類永久磁石の製造方法 |
| AU2014344917B2 (en) * | 2013-11-05 | 2018-03-22 | Ihi Corporation | Rare earth permanent magnet and method for manufacturing rare earth permanent magnet |
| CN109887697A (zh) * | 2013-11-05 | 2019-06-14 | 株式会社Ihi | 稀土永磁材料以及稀土永磁材料的制造方法 |
| US10629343B2 (en) | 2013-11-05 | 2020-04-21 | Ihi Corporation | Rare earth permanent magnet and rare earth permanent magnet manufacturing method |
| CN109887697B (zh) * | 2013-11-05 | 2021-07-20 | 株式会社Ihi | 稀土永磁材料以及稀土永磁材料的制造方法 |
| CN104651757A (zh) * | 2013-11-20 | 2015-05-27 | 沈阳工业大学 | 一种各向异性铝基复相非晶合金及其制备方法 |
| JP2016157812A (ja) * | 2015-02-24 | 2016-09-01 | トヨタ自動車株式会社 | 異方性磁石薄帯の製造方法 |
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