WO2005117035A1

WO2005117035A1 - 磁性合金およびボンド磁石

Info

Publication number: WO2005117035A1
Application number: PCT/JP2005/009573
Authority: WO
Inventors: Hiroshi Yamamoto
Original assignee: Meiji University Legal Person
Priority date: 2004-05-25
Filing date: 2005-05-25
Publication date: 2005-12-08
Also published as: JP4934787B2; JPWO2005117035A1

Abstract

【課題】　高保磁力で、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが大きく、且つ、１５０°Cにおける不可逆減磁率が小さいボンド磁石を提供する。【解決手段】　耐熱性樹脂でバインドされた磁性合金粉末を主成分とし、前記磁性合金粉末は、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｂ，Ｖ及びＢにＴｂを加えた組成成分を含み、その組成式を、ＲｘＦｅｚＣｏｙＮｂｏＶｐＴｂｑＢｒ（但し、Ｒは少なくともＮｄ及びＰｒを含む）とし、前記組成式のｘを１１～１３原子％、ｙを８～１１原子％、ｏを０．５～２原子％、ｐを０．５～２原子％、ｑを０．３～１原子％、ｒを６～１０原子％、ｚを１００－ｘ－ｙ－ｏ－ｐ－ｑ－ｒ原子％に設定した組成成分を含む急冷薄帯を粉砕したものである。

Description

磁性合金およびボンド磁石

技術分野

[0001] 本発明は、残留磁束密度が高ぐ温度特性の悪化が抑制され、かつ、着磁が容易であるボンド磁石、及び前記ボンド磁石に用いて最適な磁性合金に関する。

背景技術

[0002] Nd Fe B型結晶相を主相として含有する粉末状磁性合金が開発されており、この

2 14

粉末状磁性合金は液体急冷法により製造される。さらに、前記粉末状磁性合金をバインダー榭脂により成形し、そのバインドされた粉末状磁性合金群を着磁してボンド磁石を得ている。

[0003] 上述したボンド磁石は、高い磁気特性と成形の容易性を有しており、自動車のモーター、各種 OA機器類などのスピンドルモーター、ステッピングモーター等の部品として広く使用されている。そして、特に、モーターの高性能化に伴い、高保磁力で、残留磁束密度の高い且つ温度特性の良好なボンド磁石の需要が高まっている。

[0004] 特開平 9— 320824号公報には、残留磁束密度が高ぐ温度特性の悪化が抑制され、かつ、着磁が容易であるボンド磁石に適合する磁性合金として、 Nd, Fe, Co, N b, V及び Bを含有する合金が提案されている。

特許文献 1：特開平 9— 320824号公報

発明の開示

発明が解決しょうとする課題

[0005] し力しながら、特開平 9— 320824号公報に開示された磁性合金を原料として製造したボンド磁石は、着磁が容易であるが、保磁力が十分高いものとは言えず、且つ、 150°Cにおける不可逆減磁率が十分小さく温度特性の良好なものであるとは言えない。

[0006] 本発明の目的は、高保磁力及び高残留磁束密度、最大磁気エネルギー積 (BH) が大きぐ且つ、 150°Cにおける不可逆減磁率が小さいボンド磁石、及び前記ボン ax

ド磁石に最適な磁性合金を提供することにある。課題を解決するための手段

[0007] 本発明者は、種々検討を重ねた結果、次の様な知見を得た。すなわち、 Nd, Pr, F e, Co, Nd, V及び Bに Tbを加えた組成成分を含み、 a Fe型結晶相及び R Fe B

2 14 型結晶相のナノコンポジットとすることにより、高い保磁力及び高い残留磁束密度、最大エネルギー積を得ることができるとともに、 150°Cにおける不可逆減磁率を十分に小さくすることが可能であるという知見を得た。この知見に基づいて、本発明はなされたものである。

[0008] 前記目的を達成するために、本発明に係る磁性合金は、 Nd, Pr, Fe, Co, Nb, V 及び Bに Tbを加えた組成成分を含み、その組成式を、 R Fe Co Nb V Tb B (但し x Z y o p q r

、 Rは少なくとも Nd及び Prを含む）とし、その組成比を、 Xを 1 1〜13原子％、 yを 8〜 1 1原子％、oを 0. 5〜2原子％、pを 0. 5〜2原子％、qを 0. 3〜1原子％、 rを 6〜10 原子％、zを 100— X— y— o— p— q— r原子％に設定したことを特徴とするものである。本発明の磁性合金は、前記組成式の基に前記組成成分を含む急冷薄帯を粉砕した磁性合金粉末であり、 a Fe型結晶相及び R Fe B型結晶相のナノコンポジットと

2 14

なっている。

[0009] 本発明によれば、 Nd, Pr, Fe, Co, Nb, V及び Bに Tbを加えた組成成分を含み、その組成式を、 R Fe Co Nb V Tb B (但し、 Rは少なくとも Nd及び Prを含む）とし、

Z y

その糸且成比を、 Xを 1 1〜13原子⁰ /₀、 yが 8〜： L 1原子⁰ /₀、 o力0. 5〜2原子⁰ /₀、 pが 0. 5〜2原子⁰ /₀、 q力 . 3〜1原子⁰ /₀、 rが 6〜10原子⁰ /₀、 zが 100— x—y—o— p— q— r原子％に設定することにより、ボンド磁石の保磁力と最大エネルギー積を向上させることができる磁性合金が得られる。

[0010] 前記組成式の基に前記組成成分を含む急冷薄帯を粉砕した磁性合金粉末は、 ex Fe型結晶相及び R Fe B型結晶相のナノコンポジットであることが透過型顕微鏡に

2 14

よって確認された。このナノコンポジットのうち、主に R Fe B型結晶相の存在によつ

2 14

て、ボンド磁石の保磁力が高められ、主に a Fe型結晶相の存在によってボンド磁石の残留磁束密度が高められ、さらに、前記組成物からなる a Fe型結晶相及び R Fe

2 1

B型結晶相によって、ボンド磁石の最大エネルギー積が高められるものと考えられる [0011] 前記組成式の Rとしてジジムを用いる。また、前記 a Fe型結晶相の体積割合を 8〜 14vol%、前記 R Fe B型結晶相の体積割合を 86〜92vol%に設定することが望ま

2 14

しい。また、前記結晶相の平均結晶粒径は、 20〜50nmの範囲であることが望ましい

[0012] 次に、上述した本発明に係る磁性合金を適用したボンド磁石について説明する。

本発明に係るボンド磁石は、耐熱性榭脂でバインドされた磁性合金粉末を主成分とし、

前記磁性合金粉末は、

Nd, Pr, Fe, Co, Nb, V及び Bに Tbを加えた組成成分を含み、その組成式を、 R Fe Co Nb V Tb B (但し、 Rは少なくとも Nd及び Prを含む）とし、前記組成式の xを z o p q r

11〜13原子⁰ /₀、yを 8〜： L I原子⁰ /₀、 oを 0. 5〜2原子⁰ /₀、 pを 0. 5〜2原子⁰ /₀、 qを 0 . 3〜1原子⁰ /₀、rを 6〜10原子⁰ /₀、 2を100— ーー0— ーー1：原子％に設定した組成成分を含む急冷薄帯を粉砕したものであることを特徴とする。

[0013] 前記磁性合金粉末は、 a Fe型結晶相及び R Fe B型結晶相のコンポジットである

2 14

ことが望ましい。そして、前記 a Fe型結晶相の体積割合が 8〜14vol%、前記 R Fe

2 1

B型結晶相の体積割合が 86〜92vol%であることが望ましい。また、前記磁性合金

4

粉末は、平均結晶粒径が 20〜50nmの前記結晶相を含有することが望ましい。

[0014] 上述した本発明に係る磁性合金の急冷薄帯を粉砕した磁性合金粉末を耐熱榭脂でバインドすることにより、 150°Cにおける不可逆減磁率が一 3%以下の特性をボンド磁石に付与する。また、保磁力が 1430〜1750kAZm、残留磁束密度が 0. 5〜0. 7T及び最大エネルギー積が 56〜72kj/m³である特性をボンド磁石に付与する。発明の効果

[0015] 以上説明したように本発明によれば、高温での不可逆減磁率を小さく抑える、例えば 150°Cにおける不可逆減磁率が一 3%以下に抑えることができ、し力も、高保磁力をもつボンド磁石及び、そのボンド磁石に適用して最適な磁性合金を得ることができる。

発明を実施するための最良の形態

[0016] 以下、本発明の実施形態について説明する。 [0017] 本発明者は、種々検討を重ねた結果、次の様な知見を得た。すなわち、 Nd, Pr, F e, Co, Nd, V及び Bに Tbをカ卩えた組成成分を含むことにより、高い保磁力及び高い残留磁束密度と高い最大エネルギー積を得ることができるとともに、高温での不可逆減磁率を小さく抑える、例えば 150°Cにおける不可逆減磁率を十分に小さくすることが可能であると、う知見を得た。

[0018] 前記知見に基づいて、本発明の実施形態に係る磁性合金は、 Nd, Pr, Fe, Co,

Nb, V及び Bに Tbを加えた組成成分を含み、その組成式を、 R Fe Co Nb V Tb B x Z y o q

(但し、 Rは少なくとも Nd及び Prを含む）とし、その組成比の xを 1 1〜13原子％、 yを 8〜： L 1原子％、oを 0. 5〜2原子％、pを 0. 5〜2原子％、qを 0. 3〜1原子％、rを 6 〜10原子％、 zを 100— X— y— o— p— q— r原子％に設定したものである。本発明の実施形態に係る磁性合金は、前記組成式の基に前記組成成分を含む急冷薄帯を粉砕した磁性合金粉末であり、《Fe型結晶相及び R Fe B型結晶相のナノコンポジ

2 14

ットとなっている。前記 a Fe型結晶相及び R Fe B型結晶相のコンポジットについて

2 14

は、図 6に示す透過型顕微鏡により確認している。

[0019] また前記結晶相の平均結晶粒径は、図 6に示す透過型顕微鏡の写真に基づいて算出すると、製造方法の諸元の変化等を考慮すると、 20〜50nmの範囲であることが分力つた。また、 σ —Τ曲線による測定を行った結果、前記 a Fe型結晶相の体積割合は 8〜14vol%、前記 R Fe B型結晶相の体積割合は 86〜92vol%であること

2 14

を確認した。

[0020] 前記急冷薄帯の粉砕物である磁性合金粉末に含有する ex Fe型結晶相は図 2に示すように、 DTA曲線において例えば 399°C付近に発熱ピークを有し、 R Fe B型結

2 14 晶相は図 2に示すように、 DTA曲線において例えば 583°C付近に発熱ピークを有する。

[0021] 上述した組成式に基づいて、磁性合金の組成成分として、 Nd, Pr, Fe, Co, Nb, V, B, Tbを含ませるには、 Nd, Pr, Fe, Co, Nb, V, B, Tbの成分を単体で前記組成比に応じて含ませる。或いは、組成式の Rとしてジジムを用い、その他の組成成分である Fe, Co, Nb, V, B, Tbを単体で前記組成比に応じて含ませる。

[0022] このジジムには、 Fe成分を含む Didymium—Fe合金、或いは Fe成分を含まない Didymium合金のいずれを用いてもよい。ジジムとして、 Fe成分を含む Didymium — Fe合金を用いた場合には、この合金に Fe成分が含まれているため、単体で含ませる Fe成分の組成比は、合金に含まれる Fe成分の組成比を差引ヽたものに設定する。また、ジジムとしては、 Ndを 77〜79重量⁰ /₀、 Prを 21〜23重量％を含有するジジムを用いることが可能である。また、ジジムを用いる場合には、実施例で記述するような微量な成分を含むものであり、これらの微量成分が、前記組成成分を単体で含ませる場合と比較して、より高い保磁力を得るとともに、高温例えば 150°Cにおける不可逆減磁率を十分に小さくすることに寄与して、ることが考えられる。このことは実施例により追試する。

[0023] 次に、前記組成式における組成比について検討する。 Xは 11〜13原子％、好ましくは 12〜12. 5原子％とすることが望ましい。 Xが 11原子％未満の場合は、保磁力が低下することが分った。また、 Xが 13原子％を超える場合は、磁ィ匕値が低下する傾向を示すことが分った。

[0024] yは 8〜： L 1原子％、好ましくは 8〜10原子％とすることが望ましい。 yが 8原子％未満の場合は、不可逆減磁率が大きくなることが分った。また、 yが 11原子％を超える場合は、残留磁束密度が低下することが分った。

[0025] oは 0. 5〜2原子％、好ましくは 0. 5〜1. 5原子％とすることが望ましい。 o力 0. 5 原子％未満の場合は、保磁力が低下することが分った。

[0026] pは 0. 5〜2原子％、好ましくは 0. 5〜1. 0原子％とすることが望ましい。 p力 0. 5 原子％未満の場合は、保磁力および最大エネルギー積が低下することが分った。また、 pが 2原子％を超える場合は、磁気特性が悪ィ匕することが分った。

[0027] qは 0. 3〜1原子％、好ましくは 0. 3〜0. 7原子％とすることが望ましい。 qが 0. 3 原子％未満である場合は、保磁力が低下すると共に、 150°Cにおける不可逆減磁率が一 3%を超えることがわ力つた。また、 qが 1原子％を超える場合は、保磁力および最大エネルギー積が低下することが分った。

[0028] rは 6〜： L0原子％、好ましくは 6〜7原子％である。 rが 6原子％未満の場合は、保磁力が低下することが分った。また、 rが 10原子％を超える場合は、残留磁束密度が低下することが分った。 [0029] 2は100— ーー0— ーー1：原子％の組成比でぁり、好ましくは68〜69. 5原子 %とすることが望ましい。 zが少なすぎると、磁束密度が低下する恐れがあり、多すぎると、保磁力が低下することが分った。

[0030] 測定した結果、上述の組成式に示される磁性合金の保磁力（H )は 1270〜1750 kAZm (16〜22kOe)であり、残留磁束密度（Br)は 0. 7〜0. 9T (7〜9kG)であり、最大エネルギー積（BH) は95〜119kJZm³ (12〜15MGOe)でぁるとぃぅ値を max

示した。

[0031] 前記本発明の実施形態に係る磁性合金を適用したボンド磁石は、前記磁性合金を約 100 mの粒径を持つ磁性合金粉末に粉砕し、その磁性合金粉末を耐熱性榭脂でバインドしている。

[0032] すなわち、本発明の実施形態に係るボンド磁石は、耐熱性榭脂でバインドされた磁性合金粉末を主成分とし、

前記磁性合金粉末は、

[0033] 前記磁性合金粉末は、 a Fe型結晶相及び R Fe B型結晶相のナノコンポジットで

2 14

ある。前記 a Fe型結晶相の体積割合が 8〜14vol%、前記 R Fe B型結晶相の体

2 14

積割合が 86〜92vol%であることが望まし、。前記組成式の Rとしてジジムを用いてもよい。平均結晶粒径が 20〜50nmの前記結晶相を含有する。

[0034] 上述した組成式に示す磁性合金を用いたボンド磁石は、上述の磁性合金の粉末と耐熱性榭脂とからなる。ボンド磁石における磁性合金粉末の量は、通常 97〜98重量％である。また、耐熱性榭脂としては、特に制限されることはなぐ公知の榭脂、例えば、エポキシ榭脂，ナイロン榭脂などが使用できる。

[0035] 以上の構成の粒状磁性合金を用いたボンド磁石は図 5に示すように、 150°Cにおける不可逆減磁率が 3%以下、好ましくは 2%以下の特性を示すこととなる。また、前記着磁された磁性合金群は、その保磁力が 1430〜1750kAZm、残留磁束密度が 0. 5〜0. 7T及び最大エネルギー積が 56〜72kj/m³の特性を示すこととなる

[0036] 本発明の実施形態に係る前記急冷薄帯を粉砕した磁性合金粉末を用いてボンド磁石を整合した場合、その 150°Cにおける不可逆減磁率は、磁性合金 97. 5gとェポキシ榭脂 2. 5gを混合'撹拌し、 980MPaの圧力で圧縮成形し、温度 180°Cで 1時間キュア処理して得たボンド磁石として測定すると、 3%以下、好ましくは 2%以下を示した。ここに、不可逆減磁率は、ボンド磁石を 150°Cの温度で 1時間保持した後の磁束の減少率で示している。これにより、従来よりも高温の 150°Cまでの高温環境下で使用できるモーター用ボンド磁石を提供することができる。

[0037] ボンド磁石は、通常 1430〜175(¾八7111 (18〜221^06)の保磁カ010[)と、通常 0. 5〜0. 7T(5〜7kG)の残留磁束密度（Br)と、通常56〜72kJZm3 (7〜9MGO e)の最大エネルギー積 (BH) とを有する。

max

[0038] 本発明の実施形態に係るボンド磁石は、自動車搭載永久磁石型モーター、各種 O A機器類などのスピンドルモーターおよびステッピングモーター等に広く使用できる。

[0039] 自動車搭載永久磁石型モーターとしては、高温環境下で使用される自動車に搭載されている各種の永久磁石型モーターであり、具体的には、電動カーテン用リニアモ一ター，サンルーフ開閉用モーター，パワーウィンド用モーター，ワイパー用モータ一，電動ミラー格納用モーター，電動ミラー制御用モーター，ステアリングァクチユエータ等が挙げられる。

[0040] 次に、磁性合金およびボンド磁石の製造方法について説明する。組成式: R Fe C o Nb V Tb Bで示される磁性合金を適用したボンド磁石の場合は、先ず、組成式：

R Fe Co Nb V Tb Bの組成比 xは 11〜13原子⁰ /₀、 yは 8〜： L I原子⁰ /₀、 oは 0. 5〜

2原子％、 pは 0. 5〜2原子％、 qは 0. 3〜1原子％、 rは 6〜10原子％、 zは 100— x

-y-o-p- q— r原子％になるように各金属元素を調整して配合し、真空中またはアルゴン雰囲気下において高周波誘導溶解などの公知の手段によって、磁性合金を製造する。なお、各金属元素の調整に際し、 Nd及び Pr成分の原料としては、ジジム（Didymiun)が好ましぐ特に Di—Fe合金がより好ましい。 [0041] 得られた磁性合金に公知の液体急冷法を施し、急冷薄帯 (磁性合金)を作製する。なお、液体急冷法を施す装置としては、特に制限されることはなぐ公知の装置を使用できる。

[0042] 次、で、真空中またはアルゴン雰囲気下にお、て、得られた急冷薄帯を熱処理し、微粉砕して粉末状磁性合金を作製する。熱処理温度は、通常 575〜650°Cで、熱処理における保持時間は、通常 0〜15分である。なお、保持時間とは、熱処理温度での保持時間を意味し、保持時間が 0分とは、熱処理温度に到達したら、直ちに降温を開始することを意味する。微粉砕処理は、磁性合金を射出成形ボンド磁石の製造に使用する場合は、その平均粒子径が通常 100 m以下になる様に、または、磁性合金を圧縮成形ボンド磁石の製造に使用する場合は、その平均粒子径が通常 200 μ m以下になる様に行う。微粉砕する装置としては、特に制限されることはなぐ公知の装置を使用できる。

[0043] 得られた粉末状磁性合金をバインダー榭脂と混合し、射出成形，圧縮成形などの公知の方法によって種々のボンド磁石を製造する。なお、成形装置としては、特に制限されることはなく、公知の装置を使用できる。

実施例

[0044] 以下、本発明を実施例により更に詳細に説明するが、本発明は、その要旨を超えない限り、以下の実施例に限定されるものではない。なお、磁性合金およびボンド磁石の諸特性は、以下の方法で測定した。

[0045] 磁気特性は、 4. 8MAZmのパルス着磁した後、振動試料型磁力計 (VSM) (東英工業社製)を使用して常温で測定した。

[0046] 発熱ピーク温度は、示差熱分析計 (DTA) (リガク社製)を使用して測定した。

[0047] 磁性合金の σ—Τ曲線によるキュリー温度および温度特性は 4. 8MAZmのパルス着磁した後、振動試料型磁力計 (VSM) (東英工業社製)を使用して測定した。

[0048] 150°Cにおける不可逆減磁率は、以下の様に求めた。まず、デジタルフラックスメ一ター (東英工業社製)を使用して、 4. 8MAZmのパルス着磁した後のボンド磁石の磁束 (F1)を測定した。次に、恒温槽中にて 150°Cの温度で 1時間保持し、空気中で 1時間放冷した後のボンド磁石の磁束 (F2)を測定した。 150°Cにおける不可逆減磁率（％)は、（F1— F2) X 100ZF1で示す。

[0049] 実施例 1に係る磁性合金は、その組成成分として、 Nd, Pr, Fe, Co, Nb, V, B, T bを含ませるにあたって、組成式の Rとしてジジムを用い、その他の組成成分である F e, Co, Nb, V, B, Tbを単体で前記組成比に応じて含ませる方法を採用した。前記ジジムとして、 Di— Fe合金を用いた。 Diは、 Didymiumを意味する。

[0050] そして、 Diを 12. 5原子％、 Coを 10原子％、 Nbを 1原子％、 Vを 1原子％、 Tbを 0 . 5原子％、 Bを 7原子％ぉよび残部 Feの合金組成になる様に配合した。したがって、実施例 1の磁性合金の組成式は、 Nd Pr Fe Co Nb V Tb Bとなる。この

9. 7 2. 8 68 10 1 1 0. 5 7 調合した原料 lOOgを常圧のアルゴンガス雰囲気中で高周波誘導加熱により熔解し

、真空吸い上げ法により磁性合金を得た。

[0051] 前記 Di— Fe合金は、その組成成分として、 Nd: 66. 73重量⁰ /₀、 Pr: 19. 06重量 %、 Fe : 14. 14重量％、 Ce : 0. 06重量％、 La : 0. 01重量％、 Dy: < 0. 01重量％、 Mg : < 0. 01重量％、 A1: < 0. 01重量％、 Ca: < 0. 01重量％の合金）を含んでいる。したがって、実施例 1の磁性合金中には、 Nd, Pr, Fe, Co, Nb, V, B, Tbに加えて、微量な金属元素である、 Ce, La, Dy, Mg, Al, Caを含有することとなる。

[0052] アルゴンガス雰囲気中で、オリフィス径が 0. 5mmの石英製射出管に得られた前記磁性合金を約 10g入れ、高周波誘導溶解した後、クロムメツキした銅製回転ロールの表面に射出する片ロール液体急冷法により急冷薄帯 (磁性合金)を作製した。薄帯作製の条件は、ロール径が 300mm、ロール周速度が 17. 5mZ秒、射出アルゴンガス圧が 38kPaであった。

[0053] アルゴンガス雰囲気中で、得られた急冷薄帯を温度 600°Cで 5分間熱処理し、微粉砕して平均粒子径 100 /z mの磁性合金粉末を作製した。なお、 600°Cまでの昇温時間は 3分であった。

[0054] 実施例 1に係る磁性合金は、前記組成式の基に前記組成成分を含む急冷薄帯を粉砕した磁性合金粉末であり、《Fe型結晶相及び R Fe B型結晶相のナノコンポジ

2 14

は、図 6 (A)の透過型顕微鏡により確認した。

[0055] また前記結晶相の平均結晶粒径は、図 6 (A)の透過型顕微鏡の画像に基づ!/、て算出すると、製造方法の諸元の変化等を考慮すると、約 25nmであった。また図 6 (B )の電子線回折図形を観察すると、前記 a Fe型結晶相及び R Fe B型結晶相のコ

2 14

ンポジットが磁気的に等方性であることが証明できた。

[0056] 図 2に示すように、得られた実施例 1に係る粉末状磁性合金の DTA曲線における発熱ピークを測定したところ、 399°C付近と 583°C付近にピークを有していることが分つた。 σ— T曲線の測定により、 a Fe型結晶相の体積割合が大凡 l lvol%で、 R Fe

2

B型結晶相の体積割合が大凡 89vol%であった。また、得られた磁性合金粉末の

14

磁気特性は、図 1及び図 3に示す結果を示している。

[0057] 次いで、得られた磁性合金粉末 97. 5gとエポキシ榭脂 2. 5gを混合'撹拌し、 980 MPaの圧力で圧縮成形し、温度 180°Cで 1時間キュア処理してボンド磁石を作製した。得られたボンド磁石の磁気特性の結果を図 1及び図 4に示す。

[0058] 比較例 1 :

比較例 1として、磁性合金の組成が Dil2. 5原子⁰ /₀、 ColO原子⁰ /₀、 Nbl原子⁰ /₀、 VI原子％、 B6原子％ぉよび残部 Feになる様に配合した以外は、実施例 1と同様の方法により磁性合金 (組成: Nd Pr Fe Co Nb V B )及びボンド磁石を作製

9. 7 2. 8 69. 5 10 1 1 6

した。得られた磁性合金粉末及びボンド磁石の磁気特性の結果を図 1,図 3及び図 4 に示す。

[0059] 本発明の実施例 1に係る磁性合金、及び磁性合金を適用したボンド磁石と、比較例 1とを比較する。

[0060] 比較例 1に係る磁性合金の保磁力 H 力 S 1094. 2 (KAZm)、残留磁束密度 Br力 SO cj

. 861 (T)、最大エネルギー積 (BH) 力 127. 6 (Kj/m³)であるのに対し、実施例 max

1に係る磁性合金の保磁力 H 力 S1619. 4 (KAZm)、残留磁束密度 Brが 0. 766 ( T)、最大エネルギー積（BH) 力 1に改善されている。

max

[0061] 次に、比較例 1に係る磁性合金を適用したボンド磁石の保磁力 H 力 S 1070. 3 (KA cj

Zm)、残留磁束密度 Brが 0. 714 (T)、最大エネルギー積 (BH) 力 ¾8. 9 (Kj/m max

³)、 150°Cでの不可逆減磁率（％)が 3. 64であるのに対し、本発明の実施例 1に係る磁性合金を適用したボンド磁石の保磁力 H 力 S 1584. 4 (KAZm)、残留磁束密度 B cj

rが 0. 615 (T)、最大エネルギー積（BH) 力 5. 9、 150°Cでの不可逆減磁率（％ )がー 2. 36%に改善されている。

[0062] 実施例 1に係る磁性合金及びボンド磁石を製造するにあたっては、図 4に示すように、上述した製造方法によって得られた磁性合金となる急冷薄帯を任意に選択して、これらの磁性合金粉末及びボンド磁石を 1試料， 2試料及び 3試料とした。そして、各試料の磁気特性及びボンド磁石の不可逆減磁率を測定した。その結果を図 4に示す。上述した実施例 1は 1試料を用いて説明している。 2試料のボンド磁石の不可逆減磁率は—3. 15、 3試料のボンド磁石の不可逆減磁率は 2. 50にそれぞれ改善されている。このことからも、本発明の実施形態に係るボンド磁石は、 150°Cでの不可逆減磁率 (％)が 2%〜約 3%の範囲に改善されて、ることが分る。

[0063] 次に、マグネタエンチ社が市販している商品名 MQP— O粉末を用いて作製したボンド磁石 Cと、実施例 1の Di Fe Co Nb Tb Bの組成をもつボンド磁石 Dとの

12. 5 68 10 1 0. 5 7

不可逆減磁率を比較した。その結果を図 5に示す。

[0064] 図 5に示すように、実施例 1のボンド磁石 Dは、常温（25°C)から 200°Cに昇温させた場合、減磁率は徐々に低下する特性を示しており、 150ででは約ー2%でぁり、 20 0°Cでも約 5%に抑えられている。これに対して市販のボンド磁石 Cは、 125°C付近から減磁率が急激に低下してしまい、 150°Cでは約— 4%まで低下し、 200°Cでは— 7%以上に低下している。

[0065] この結果力もして、実施例 1のボンド磁石 Dは、 150°Cでの不可逆減磁率（％)を大幅に改善することが証明された。

産業上の利用可能性

[0066] 以上説明したように本発明によれば、高保磁力で、最大磁気エネルギー積 (BH) ma が大きぐ且つ、高温例えば 150°Cにおける不可逆減磁率が小さいボンド磁石、及び前記ボンド磁石に最適な磁性合金を提供することができる。

図面の簡単な説明

[0067] [図 1]図 1は、本発明の実施例 1と比較例 1との特性を比較して表示した図表である。

[図 2]DTA曲線を示す特性図である。

[図 3]実施例と比較例との磁性合金の磁気特性を示す図表である。

[図 4]実施例と比較例とのボンド磁石の磁気特性を示す図表である。 [図 5]実施例と比較例とのボンド磁石に係る磁性合金の不可逆減磁率を示す特性図である。

[図 6]実施例 1に係る磁性合金粉末を透過型顕微鏡で観察した写真である。

Claims

請求の範囲

[1] Nd, Pr, Fe, Co, Nb, V及び Bに Tbを加えた組成成分を含み、その組成式を、 R Fe Co Nb V Tb B (但し、 Rは少なくとも Nd及び Prを含む）とし、

z o p q r

前記糸且成式の xを 11〜13原子％、 yを 8〜11原子％、 oを 0. 5〜2原子％、 pを 0. 5〜2原子⁰ /₀、 qを 0. 3〜1原子⁰ /₀、 rを 6〜10原子⁰ /₀、 zを 100— x— y— o— p— q— r 原子％に設定したことを特徴とする磁性合金。

[2] 前記組成式の基に前記組成成分を含む急冷薄帯を粉砕した磁性合金粉末が、 oc Fe型結晶相及び R Fe B型結晶相のナノコンポジットであることを有することを特徴

2 14

とする請求項 1に記載の磁性合金。

[3] 前記 a Fe型結晶相の体積割合が 8〜14vol%、前記 R Fe B型結晶相の体積割

2 14

合が 86〜92vol%であることを特徴とする請求項 2に記載の磁性合金。

[4] 前記組成式の Rとしてジジムを用いたことを特徴とする請求項 1に記載の磁性合金

[5] 前記結晶相の平均結晶粒径は、 20〜50nmの範囲であることを特徴とする請求項

2に記載の磁性合金。

[6] 耐熱性榭脂でバインドされた磁性合金粉末を主成分とし、

前記磁性合金粉末は、

11〜13原子⁰ /₀、yを 8〜： L I原子⁰ /₀、 oを 0. 5〜2原子⁰ /₀、 pを 0. 5〜2原子⁰ /₀、 qを 0 . 3〜1原子⁰ /₀、rを 6〜10原子⁰ /₀、 2を100— ーー0— ーー1：原子％に設定した組成成分を含む急冷薄帯を粉砕したものであることを特徴とするボンド磁石。

[7] 前記磁性合金粉末は、 a Fe型結晶相及び R Fe B型結晶相のコンポジットである

2 14

ことを特徴とする請求項 6に記載のボンド磁石。

[8] 前記 a Fe型結晶相の体積割合が 8〜14vol%、前記 R Fe B型結晶相の体積割

2 14

合が 86〜92vol%であることを特徴とする請求項 7に記載のボンド磁石。

[9] 前記組成式の Rとしてジジムを用いたことを特徴とする請求項 6に記載のボンド磁石

[10] 平均結晶粒径が 20〜50nmの前記結晶相を含有することを特徴とする請求項 7に記載のボンド磁石。

[11] 150°Cにおける不可逆減磁率が 3%以下であることを特徴とする請求項 6に記載のボンド磁石。

[12] 保磁力が 1430〜1750kAZm、残留磁束密度が 0. 5〜0. 7T及び最大エネルギ一積が 56〜72kj/m³である特性を備えたことを特徴とする請求項 6に記載のボンド磁石。