WO2006064794A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

Info

Publication number
WO2006064794A1
WO2006064794A1 PCT/JP2005/022857 JP2005022857W WO2006064794A1 WO 2006064794 A1 WO2006064794 A1 WO 2006064794A1 JP 2005022857 W JP2005022857 W JP 2005022857W WO 2006064794 A1 WO2006064794 A1 WO 2006064794A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
phase
rare earth
iron
atomic
type compound
Prior art date
Application number
PCT/JP2005/022857
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Hirokazu Kanekiyo
Toshio Miyoshi
Original Assignee
Neomax Co., Ltd.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Neomax Co., Ltd. filed Critical Neomax Co., Ltd.
Priority to EP05816736.2A priority Critical patent/EP1826782B1/en
Priority to US10/596,880 priority patent/US7842140B2/en
Priority to JP2006519681A priority patent/JP4169074B2/ja
Priority to KR1020067010044A priority patent/KR101311058B1/ko
Publication of WO2006064794A1 publication Critical patent/WO2006064794A1/ja

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0622—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two casting wheels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0611—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by a single casting wheel, e.g. for casting amorphous metal strips or wires
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B22F1/07—Metallic powder characterised by particles having a nanoscale microstructure
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B82—NANOTECHNOLOGY
    • B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
    • B82Y25/00—Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/003—Making ferrous alloys making amorphous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C45/00—Amorphous alloys
    • C22C45/02—Amorphous alloys with iron as the major constituent
    • H—ELECTRICITY
    • 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
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0579—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B with exchange spin coupling between hard and soft nanophases, e.g. nanocomposite spring magnets
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
    • B22F2009/045—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling by other means than ball or jet milling
    • B22F2009/046—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling by other means than ball or jet milling by cutting
    • H—ELECTRICITY
    • 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
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
    • H01F1/0575—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0578—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together bonded together
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • H01F41/0253—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets for manufacturing permanent magnets

Definitions

  • Iron-based rare earth nanocomposite magnet and manufacturing method thereof Iron-based rare earth nanocomposite magnet and manufacturing method thereof
  • the present invention relates to an iron-based rare earth nanocomposite magnet and a method for producing the same.
  • the present invention also relates to a rapidly solidified alloy for iron-based rare earth-based nanocomposite magnets and a bonded magnet containing powders of iron-based rare earth-based nanocomposite magnets.
  • a hard magnetic phase such as an Nd Fe B phase (hereinafter, sometimes referred to as "2-14-1 phase").
  • Nanocomposite permanent magnets have been developed that have a structure in which iron-based borides and soft magnetic phases such as ⁇ -Fe are magnetically coupled.
  • Nd in “2-14-1 phase” may be substituted with other rare earth elements, and a part of Fe may be substituted with Co and / or Ni.
  • part of B in the 2-14-1 phase may be substituted by C (carbon).
  • the coercivity of a Ti-containing nanocomposite magnet mainly composed of iron-based boride as the soft magnetic phase described in Patent Document 1 is about 500 kA / m to 1000 kA / m, which is very high as a nanocomposite magnet.
  • the residual magnetic flux density is about 0.9T at the highest.
  • Patent Document 2 and Patent Document 3 disclose a rare-earth nanocomposite magnets mainly composed of a Fe. According to this type of nanocomposite magnet, a high remanence of 0.9T or higher A bundle density can be expected.
  • Patent Document 1 Japanese Patent No. 3264664
  • Patent Document 2 JP-A-8-162312
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 10-53844
  • Patent Document 2 and Patent Document 3 have a low coercive force of 3 ⁇ 400 kA / m or less and cannot be put to practical use. There is.
  • the present invention has been made in order to solve the above-mentioned problems, and an object of the present invention is to provide an iron-based rare earth having magnetic properties of a coercive force of 400 kA / m or more and a residual magnetic flux density of 0.9 T or more. It is to provide a similar nanocomposite magnet.
  • Another object of the present invention is to provide a rapidly solidified alloy for the iron-based rare earth nanocomposite magnet, a powder of the iron-based rare earth nanocomposite magnet, and the like. Means for solving the problem
  • the iron-based rare earth nanocomposite magnet of the present invention has a composition formula T Q R Ti M HiFe
  • the particle diameter is 20 nm or more, and the ferro-Fe phase has a thickness of the R Fe B-type compound phase of 20 nm.
  • the R Fe B-type compound phase has an average crystal grain size of 30 nm or more. Above 300 nm and below, the average crystal grain size of the ⁇ -Fe phase is not less than 1 nm and not more than 20 nm.
  • the R Fe B type relative to the average crystal grain size of the a-Fe phase
  • the ratio of the average crystal grain size of the 2 14 compound phase is 2.0 or more.
  • the one Fe phase is a grain boundary of the R Fe B-type compound phase.
  • the volume ratio of the Fe phase is 5 as a whole. / 0 or more.
  • the rapidly solidified alloy for iron-based rare earth nanocomposite magnets of the present invention has a composition formula T
  • QR Ti M (T is Fe, or part of Fe is a group force consisting of Co and Ni. Transition metal element substituted with one or more selected elements.
  • Q is selected from the group consisting of B and C.
  • At least one element, R is essentially free of La and Ce, one or more rare earth elements, M is Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo , Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au, and Pb), and the composition ratios x, y, z, and n are 5 ⁇ ⁇ 10, respectively.
  • an R Fe B-type compound phase having an average thickness of 50 / im to 300 / im and an average crystal grain size of 80 nm or less is contained in an amount of 20% by volume or more.
  • the standard deviation ⁇ of thickness is 5 ⁇ or less.
  • the crystallized layer has at least a free cooling side surface.
  • the bonded magnet of the present invention includes the powder of the iron-based rare earth nanocomposite magnet.
  • the method for producing an iron-based rare earth nanocomposite magnet of the present invention comprises a composition formula T Q R
  • Ti M (T is Fe, or a transition metal element in which part of Fe is substituted with one or more elements selected from the group consisting of Co and Ni, Q is a minimum selected from the group consisting of B and C 1 element, R is one or more rare earth elements substantially free of La and Ce, M is Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag , Hf, Ta, W, Pt, Au, and Pb), and the composition ratios x, y, z, and n are 5 ⁇ ⁇ 10, respectively.
  • a molten alloy having a composition satisfying atomic%, 7 ⁇ 10 atomic%, 0.1 ⁇ 2 ⁇ 5 atomic%, and 0 ⁇ n ⁇ 10 atomic%; and R Fe B type compound with an average crystal grain size of 80 nm or less
  • the ⁇ -Fe phase is 20 nm or less in thickness of the R Fe B-type compound phase.
  • the R Fe B-type compound phase has an average crystal grain size of 30 nm or less.
  • the average grain size of the Fe-Fe phase is not less than 1 nm and not more than 20 nm.
  • the rapid cooling step cools and solidifies the molten metal of the alloy, and has a mean thickness of 50 ⁇ m to 300 ⁇ m and a standard deviation ⁇ of thickness of 5 ⁇ m or less. Forms a cold solidified alloy.
  • the method for producing an iron-based rare earth nanocomposite magnet powder according to the present invention comprises a step of preparing any one of the above rapidly solidified alloys for iron-based rare earth nanocomposite magnets, and powdering the rapidly solidified alloy. Producing a magnetic powder.
  • R Fe having an average crystal grain size of 30 nm or more and 300 nm or less is obtained.
  • It contains a B-type compound phase and an ⁇ -Fe phase with an average crystal grain size of 1 nm or more and 20 nm or less, and exhibits magnetic properties with a coercive force of 400 kA / m or more and a residual magnetic flux density of 0.9 T or more.
  • the molten alloy is rapidly cooled at a lower quenching rate than that of the prior art, while suppressing the precipitation and growth of a_Fe due to the effect of the Ti additive. For this reason, a fine R F with an average crystal grain size of 80 nm or less is obtained without amorphizing the entire rapidly solidified alloy immediately after quenching.
  • a rapidly solidified alloy containing 20 vol% or more of the 2 e B-type compound phase can be obtained. like this
  • the force that precipitates at the grain boundary (typically the grain boundary triple point) of the Fe B-type compound phase.
  • R Fe with a diameter between lnm and 20nm and an average crystal grain size between 30nm and 300nm
  • FIG. 1 (a) to (d) are diagrams schematically showing a structure of a nanocomposite magnet.
  • FIG. 2 (a) and (b) are diagrams showing a rapid cooling device (melt spinning device).
  • FIG. 3 is a cross-sectional TEM (transmission electron microscope) photograph showing the structure of an example of the present invention.
  • a molten alloy expressed by the composition formula T Q R Ti M is formed.
  • T is Fe, or a transition metal element in which part of Fe is substituted with one or more elements selected from the group consisting of Co and Ni, Q is selected from the group consisting of B and C at least One element, R is essentially free of La and Ce, one or more rare earth elements, M is Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, One or more metal elements selected from the group consisting of Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au, and Pb.
  • composition ratios x, y, z and n in the above composition formula are 5 ⁇ ⁇ 10 atomic%, 7 ⁇ ⁇ 10 atomic%, 0.1 ⁇ 2 ⁇ 5 atomic%, 0 ⁇ ⁇ 10 atomic%, respectively. Is satisfied.
  • the molten alloy having the above composition is cooled and solidified to produce a rapidly solidified alloy containing 20% by volume or more of an R Fe B type compound phase having an average crystal grain size of 80 nm or less (quenching process). ).
  • the molten alloy is as high as possible.
  • the molten alloy is cooled at a relatively low quenching rate, and R Fe B having an average crystal grain size of 80 nm or less is cooled at a rapid cooling rate.
  • the average grain size is larger than that of the R Fe B type compound phase.
  • Kinahi _Fe phase is dominant, and there is more _Fe phase in volume ratio than R Fe B type compound phase
  • the thickness deviation of the rapidly solidified alloy ⁇ is set to 5 ⁇ or less, and a rapidly cooled alloy having a small variation in thickness is obtained, whereby the R Fe B type compound phase and the amorphous phase are obtained.
  • a fine metal structure in which is uniformly mixed can be obtained.
  • the rapid cooling rate by the cooling roll varies depending on the thickness of the rapidly solidified alloy to be formed.
  • the standard deviation ⁇ of the thickness of the rapidly solidified alloy immediately after quenching is set to 5 It is necessary to prepare rapid cooling conditions so that it is less than ⁇ m.
  • the melt quenching method using a tundish having a tubular hole described in JP-A-2004-122230 can be suitably used.
  • a cooling roll having a smooth surface When performing these quenching methods, it is preferable to use a cooling roll having a smooth surface and to perform quenching in a reduced-pressure atmosphere in order to suppress entrainment of atmospheric gas into the roll.
  • the rapidly solidified alloy thus obtained is then subjected to a heat treatment to crystallize the amorphous phase in the rapidly solidified alloy, and finally a nanocomposite magnet having high magnetic properties can be obtained.
  • an R Fe B-type compound phase having an average crystal grain size of 30 nm to 300 nm and an average crystal grain size of 1 nm or less.
  • Fine one Fe phase exists at the grain boundary triple point of Fe B type compound phase.
  • FIGS. 1 (a) to (d) schematically shows the microstructure of the rapidly solidified alloy, and each of the rectangular regions located on the right side is heated. The microstructure of the nanocomposite magnet after processing is shown.
  • FIGS. L (a) to (d) are respectively a nanocomposite magnet according to the present invention, a conventional ⁇ -Fe / RFeB-based nanocomposite magnet, and a conventional a-Fe / RFeB-based nanocomposite magnet.
  • fine Hi-Fe may be formed. This is because the growth rate of the Fe-Fe phase is suppressed during the subsequent heat treatment due to the effect of the Ti addition force, and after the heat treatment, the grain boundary triple point of the preferentially grown R Fe B-type compound phase
  • the fine Hiichi Fe phase (in the figure,
  • the rapidly solidified alloy is in a substantially complete amorphous state. After heat treatment, approximately the same size
  • a refined tissue is produced.
  • the R Fe B-type compound phase is formed inside, but the final structure is the individual R Fe
  • the Hi-FeZR Fe B-based nanocomposite magnet the Hi-Fe phase is combined with the R Fe B-type compound.
  • the Fe-Fe phase and the R Fe B-type compound phase have approximately the same average grain size.
  • the nanocomposite magnet of the present invention has a unique structure in which minute ⁇ -Fe phases are discretely dispersed at the grain boundaries of a relatively large R Fe B-type compound phase.
  • the raw material alloy is manufactured using the quenching apparatus shown in FIG.
  • the alloy manufacturing process is performed in an inert gas atmosphere in order to prevent oxidation of the raw material alloy containing rare earth elements R and Fe, which are easily oxidized.
  • the inert gas a rare gas such as helium or argon or nitrogen can be used.
  • the apparatus shown in FIG. 2 includes a raw material alloy melting chamber 1 and a quenching chamber 2 that can maintain a vacuum or an inert gas atmosphere and adjust the pressure.
  • Fig. 2 (a) is an overall configuration diagram
  • Fig. 2 (b) is a partially enlarged view.
  • the melting chamber 1 includes a melting furnace 3 for melting the raw material 20 blended so as to have a desired magnet alloy composition at a high temperature, and a tapping nozzle 5 at the bottom.
  • a melting furnace 3 for melting the raw material 20 blended so as to have a desired magnet alloy composition at a high temperature
  • tapping nozzle 5 at the bottom.
  • the hot water storage container 4 stores a molten alloy 21 of the raw material alloy and has a heating device (not shown) that can maintain the temperature of the hot water at a predetermined level.
  • the quenching chamber 2 is provided with a rotary cooling roll 7 for rapidly cooling and solidifying the molten metal 21 discharged from the hot water nozzle 5.
  • the atmosphere in the melting chamber 1 and the quenching chamber 2 and its pressure are controlled within a predetermined range.
  • atmospheric gas supply ports lb, 2b, and 8b and gas exhaust ports la, 2a, and 8a are provided at appropriate locations in the apparatus.
  • the gas exhaust port 2a is connected to a pump in order to control the absolute pressure in the quenching chamber 2 within a range of 30 kPa to normal pressure (atmospheric pressure).
  • the melting furnace 3 is tiltable, and the molten metal 21 is appropriately poured into the hot water storage container 4 through the funnel 6.
  • the molten metal 21 is heated in the hot water storage container 4 by a heating device (not shown).
  • the hot water discharge nozzle 5 of the hot water storage container 4 is disposed in the partition wall between the melting chamber 1 and the quenching chamber 2, and causes the molten metal 21 in the hot water storage container 4 to flow down to the surface of the cooling roll 7 positioned below.
  • the orifice diameter of the hot water nozzle 5 is, for example, 0.5 to 2 Omm.
  • the cooling roll 7 may be formed of A1 alloy, copper alloy, carbon steel, brass, W, Mo, bronze in terms of thermal conductivity. However, from the viewpoint of mechanical strength and economy, it is preferable to form Cu, Fe, or an alloy containing Cu or Fe. If the chill roll is made of a material other than Cu or Fe, the peelability of the quenched alloy from the chill roll deteriorates, so the quenched alloy may be wound around the roll.
  • the diameter of the cooling roll 7 is, for example, 300 to 50 Omm.
  • the water cooling capacity of the water cooling device provided in the cooling roll 7 is calculated and adjusted according to the solidification latent heat per unit time and the amount of tapping water.
  • a total of 10 kg of raw material alloy can be rapidly cooled and solidified in 10 to 20 minutes.
  • the quenched alloy thus formed becomes, for example, an alloy ribbon (alloy ribbon) 22 having a thickness of 10 to 300 zm and a width of 2 to 3 mm.
  • a raw alloy melt 21 expressed by the following composition formula is prepared and stored in the hot water storage container 4 of the melting chamber 1 in FIG.
  • Alloy composition represented by the composition formula T Q R Ti M, and the composition ratios x, y, z and n are
  • T is Fe, or a transition metal element in which part of Fe is substituted with one or more elements selected from the group consisting of Co and Ni, and Q is at least selected from the group consisting of B and C
  • R is essentially free of La and Ce, one or more rare earth elements
  • M is Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, One or more metal elements selected from the group consisting of Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au, and Pb.
  • the molten metal 21 is discharged from the hot water discharge nozzle 5 onto the cooling roll 7 in a reduced pressure Ar atmosphere, rapidly cooled by contact with the cooling roll 7 and solidified.
  • the rapid solidification method it is necessary to use a method capable of controlling the cooling speed with high accuracy.
  • the cooling rate it is preferable to set the cooling rate to 1 ⁇ 10 4 to 1 ⁇ 10 6 ° C / sec when the molten metal 21 is cooled and solidified. 3 ⁇ 10 4 to 1 ⁇ 10 6 ° C 1 ⁇ 10 5 to 1 ⁇ 10 6 ° CZ seconds is more preferable.
  • the time during which the molten alloy 21 is cooled by the cooling roll 7 corresponds to the time from when the alloy comes into contact with the outer peripheral surface of the rotating cooling roll 7 until it leaves, during which the temperature of the alloy decreases. Then, it becomes a supercooled liquid state. Thereafter, the supercooled alloy leaves the cooling roll 7 and flies in an inert atmosphere.
  • the alloy While the alloy is in the form of a ribbon, its temperature is further reduced as a result of the heat deprived of the ambient gas.
  • the atmospheric gas pressure is set within a range from 30 kPa to normal pressure, so the heat removal effect by the atmospheric gas is strengthened, and Nd Fe B-type compounds are precipitated and grown uniformly and finely in the alloy. be able to.
  • Fe will preferentially precipitate and grow in the quenched alloy that has undergone the cooling process as described above. Since Fe_Fe in the obtained magnet is coarsened, the magnet characteristics are deteriorated.
  • the roll surface speed is adjusted within the range of 10 mZ seconds to 30 mZ seconds (preferably 14 to 25 m / sec, more preferably 18 to 22 m / sec) and By increasing the atmospheric gas pressure to 30 kPa or higher in order to enhance the secondary cooling effect, quenching containing 20% by volume or more of a fine R Fe B-type compound phase with an average particle size of 80 nm or less
  • An alloy is made. Such a crystal layer is formed substantially uniformly on the free cooling surface side of the rapidly solidified alloy ribbon to form a crystallized layer.
  • a thin crystallized layer can also be formed on the extreme surface layer on the cooling roll side of the rapidly solidified alloy ribbon.
  • the intermediate region sandwiched between these crystallized layers is in an amorphous state or nearly amorphous state.
  • the heat treatment is performed in an argon atmosphere.
  • the heating rate is 5 ° C / second to 20 ° C / second, and the temperature is maintained at 550 ° C or higher and 850 ° C or lower for 30 seconds or longer and 20 minutes or shorter, and then cooled to room temperature.
  • the fine Nd Fe B-type crystal phase is already 20% by volume or more of the whole at the start of the heat treatment.
  • the nanocomposite magnet obtained after heat treatment has a structural structure in which mainly Fe is present at the grain boundaries of the Nd Fe B-type crystal phase. Has a structure.
  • the existence ratio of a-Fe is considered to be 5% by volume or more of the whole, and the residual magnetic flux density of the whole magnet is improved.
  • the heat treatment temperature is lower than 550 ° C, a large amount of amorphous phase remains even after the heat treatment, and the coercive force may not reach a sufficient level depending on the rapid cooling conditions.
  • the heat treatment temperature exceeds 850 ° C, the residual magnetic flux density B, where the grain growth of each constituent phase is significant, decreases, and the squareness of the demagnetization curve deteriorates. Therefore, the heat treatment temperature is preferably 550 ° C. or higher and 850 ° C. or lower, but the more preferable heat treatment temperature range is 570 ° C. or higher and 820 ° C. or lower.
  • the heat treatment atmosphere is preferably an inert gas atmosphere in order to prevent oxidation of the alloy.
  • the heat treatment may be performed in a vacuum of 0. lkPa or less.
  • metastable phases such as Fe B phase, Fe B, and R Fe B phase are included, it is good. In that case
  • the R Fe B phase disappears and is equivalent to or saturated with the saturation magnetization of the R Fe B phase.
  • Iron-based borides that exhibit higher saturation magnetization eg Fe B
  • the average crystal grain size of the R Fe B-type compound phase after heat treatment is the single domain crystal grain size.
  • the viewpoint power for improving the coercive force and the squareness of the demagnetization curve is preferably 30 nm or more and 150 nm or less, more preferably 30 nm or more and lOOnm or less.
  • the average grain size of the a-Fe phase exceeds 20 nm, the exchange interaction between the constituent phases is weakened, and ⁇ having a multi-domain structure instead of a single domain
  • the a-Fe phase average crystal grain size is preferably 1 nm or more and 20 nm or less.
  • the average crystal grain size of the R Fe B type compound phase is the average crystal of the _Fe phase.
  • the ratio of the former to the latter, which is larger than the particle size, is 1.5 or more. This ratio is preferably 2.0 or more.
  • the ribbon of the quenched alloy may be roughly cut or pulverized. After heat treatment, the obtained magnet is pulverized to produce magnet powder (magnetic powder).
  • magnet powder magnetic powder
  • the iron-based rare earth alloy magnetic powder is mixed with an epoxy resin or a nylon resin and formed into a desired shape.
  • the nanocomposite magnetic powder may be mixed with other kinds of magnetic powder, for example, Sm—Fe—N-based magnetic powder or hard ferrite magnetic powder.
  • composition of the iron-based rare earth nanocomposite magnet according to the present invention is T Q
  • T is selected from the group force consisting of Fe or Co and Ni n
  • Transition metal element including at least one element selected from the group consisting of Fe, Q is at least one element selected from the group consisting of B and C, R is L that is substantially free of La and Ce, one or more elements
  • the rare earth element, M was selected from the group consisting of Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au, and Pb One or more metal elements.
  • the composition ratios x, y, z, and n are 5 ⁇ ⁇ 10 atomic%, 7 ⁇ y ⁇ 10 atomic% (preferably 8 ⁇ y ⁇ 10 atomic%), and 0 ⁇ l ⁇ z ⁇ 5 atoms, respectively. % (Preferably 0.5 ⁇ z ⁇ 4 atomic%) and 0 ⁇ n ⁇ 10 atomic%.
  • Q is composed entirely of B (boron) or a combination of B and C (carbon).
  • the atomic ratio of C to the total amount of Q is preferably 0.5 or less.
  • composition ratio X of Q When Ti is not added, when the composition ratio X of Q is less than 7 atomic%, the amorphous formation ability is greatly reduced, so a uniform fine metal structure is not obtained, and a residual magnetic flux density of 0.9 T or more is obtained. Br cannot be obtained.
  • the lower limit of the composition ratio X of Q is 5 atomic% because the amorphous forming ability is improved by the Ti additive.
  • the composition ratio X of Q exceeds 10 atomic%, the abundance ratio of _Fe having the highest saturation magnetization in the constituent phases decreases, and instead of Fe B, Fe B, and Fe B as the soft magnetic phase. A residual magnetic flux density B of 0.9 T or more was obtained.
  • the composition ratio X of Q is preferably set so as to be 5 atomic% or more and 10 atomic% or less.
  • a more preferable range of the composition ratio X is 5.5 atomic% or more and 9.5 atomic% or less, and a further preferable range of the composition ratio X is 5.5 atomic% or more and 9.0 atomic% or less.
  • a more preferable upper limit of the composition ratio X is 8 atomic%. Note that even if a part of B (at atomic ratio up to 50 / o) is replaced with carbon (C), it does not affect the magnetic properties and metal structure, so it is acceptable. Is done.
  • R is one or more elements selected from the group of rare earth elements (including Y).
  • La or Ce When La or Ce is present, the coercive force and the squareness deteriorate, so that it is preferable that La and Ce are not substantially contained.
  • a trace amount of La or Ce 0.5 atomic% or less exists as an unavoidable impurity, there is no problem in terms of magnetic properties. Therefore, when it contains 0.5 atomic% or less of La and Ce, it can be said that La and Ce are not substantially contained.
  • R preferably contains Pr or Nd as an essential element.
  • a part of the essential element may be substituted with Dy and / or Tb.
  • the R composition ratio y is less than 7 atomic% of the total, the compound phase having the R Fe B type crystal structure necessary for the expression of the coercive force is formed.
  • the composition ratio y of the rare earth element R is preferably adjusted to a range of 7 atomic% to 10 atomic%, for example, 7.5 atomic% to 9.8 atomic%.
  • a more preferable range of R is 8 atom% or more and 9.8 atom% or less, and a most preferable range of R is 8.2 atom% or more and 9.7 atom% or less.
  • Ti is an indispensable element for obtaining the above-described effect, and includes coercive force H and residual magnetic flux cj.
  • the Ti composition ratio z is preferably in the range of 0.1 atomic% to 5 atomic%. More preferably, the lower limit of the z range is 0.5 atomic percent, and even more preferably, the lower limit of the z range is 1 atomic percent. Also, more preferred, the upper limit of z range is 4 atomic%.
  • the transition metal T mainly composed of Fe occupies the residual content of the above-mentioned elements. However, even if a part of Fe is replaced with one or two transition metal elements of Co and Ni, the desired hard magnetism is obtained. The characteristics can be obtained. If the substitution amount of Co or Ni for Fe exceeds 50%, a high residual magnetic flux density B of 0.5T or more cannot be obtained. Therefore, the substitution amount is 0% or more and 50% or less It is preferable to limit to the range. Replacing part of Fe with Co improves the squareness of the demagnetization curve and increases the Curie temperature of the R Fe B phase.
  • Thermal properties are improved.
  • the addition of Co reduces the viscosity of the molten alloy when the molten alloy is rapidly cooled, so that a stable liquid quenching can be maintained.
  • a preferable range of the amount of Fe substitution by Co is 0.5% or more and 15% or less.
  • the addition of such elements can improve the magnetic properties and expand the optimum heat treatment temperature range.
  • the M composition ratio n is limited to the range of 0 atomic% to 10 atomic%.
  • a preferable range of the composition ratio n of M is 0.1 atomic% or more and 5 atomic% or less.
  • the raw material in the nozzle was melted by high-frequency heating in an Ar atmosphere, and the temperature of the resulting molten alloy was 1400. After reaching C, the inside of the nozzle was pressurized with 30 kPa of argon gas, and the molten alloy was ejected from the orifice at the bottom of the nozzle to the surface of the cooling roll.
  • the cooling roll rotates at high speed while the inside is cooled so that the temperature of the outer peripheral surface thereof is maintained at about room temperature. For this reason, the molten alloy ejected from the orifice comes into contact with the circumferential surface of the roll and is deprived of heat while being blown away in the circumferential speed direction.
  • the peripheral speed Vs of the cooling roll was set to 20 m / sec.
  • the obtained quenched alloy has a quenched alloy structure in which amorphous, Nd Fe B phase and crystal phase presumed to be ⁇ -Fe are mixed.
  • the obtained alloy ribbon was cut to a length of about 20 mm, and then in an Ar atmosphere, 630 to
  • a crystallization heat treatment was carried out at 700 ° C for 10 minutes.
  • FIG. 3 is a TEM (transmission electron microscope) photograph showing a cross section of the sample of Example 19. From this photo, it is observed that the Fe-Fe phase is present in an amount of 5% by volume or more.
  • Table 2 shows the magnetic properties of the quenched alloy ribbon after crystallization heat treatment at room temperature, measured using a vibrating magnetometer.
  • the obtained alloy ribbon was cut to a length of about 20 mm, and then subjected to a crystallization heat treatment for 10 minutes at a temperature of 630 to 700 ° C in an Ar atmosphere.
  • Example 1 1 0 9 bal. 8 5.5 0.5 2 0
  • Example 27 7 0 bal. 0 7 0 0 0
  • the fine metal was a mixture of Nd Fe B phase and a- Fe phase with an average crystal grain size of 30 nm to 100 nm.
  • Table 2 shows the magnetic properties of the quenched alloy ribbon after crystallization heat treatment at room temperature.
  • an iron-based rare earth nanocomposite magnet having a magnetic characteristic of a coercive force of 400 kAZm or more and a residual magnetic flux density of 0.9 T or more is provided, and the residual magnetic flux density is high as in a small motor or sensor. It is suitably used for electronic devices that require magnets.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Nanotechnology (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)

Abstract

　本発明の鉄基希土類ナノコンポジット磁石は、組成式Ｔ100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭnで表される。ここで、ＴはＦｅ、または、Ｆｅの一部がＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素で置換された遷移金属元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない１種以上の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、およびＰｂからなる群から選択された１種以上の金属元素である。組成比率ｘ、ｙ、ｚおよびｎが、それぞれ、５≦ｘ≦１０原子％、７≦ｙ≦１０原子％、０．１≦ｚ≦５原子％、０≦ｎ≦１０原子％を満足する。この磁石は、磁気的に結合したナノコンポジット磁石構造を形成するＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相およびα－Ｆｅ相が含有し、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下、前記α－Ｆｅ相の平均結晶粒径は１ｎｍ以上２０ｎｍ以下であり、保磁力が４００ｋＡ／ｍ以上、残留磁束密度０．９Ｔ以上の磁気特性を有する。

Description

明 細 書
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
技術分野
[0001] 本発明は、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に関している。
また、本発明は、鉄基希土類系ナノコンポジット磁石のための急冷凝固合金、鉄基希 土類系ナノコンポジット磁石の粉末を含むボンド磁石にも関している。
背景技術
[0002] 現在、 Nd Fe B相などの硬磁性相（以下、「2— 14— 1相」と称する場合がある。 )
2 14 1
と、鉄基硼化物や α— Feなとの軟磁性相とが磁気的に結合した組織構造を有する ナノコンポジット型永久磁石が開発されている。 「2— 14— 1相」における Ndは、他の 希土類元素に置換されていても良ぐまた、 Feの一部は Coおよび/または Niによつ て置換されていても良い。更には、 2— 14— 1相の Bの一部は C (炭素）によって置換 されていても良い。
[0003] 本出願人は、特定組成を有する合金に Tiを添加することにより、その合金溶湯の冷 却過程でひ—Fe相の析出 ·成長を抑制し、 2 _ 14 ：!相の結晶成長を優先的に進 行させることを見出した。そして、本出願人は、添加した Tiの効果として微細な鉄基 硼化物相やひ—Fe相中に 2 _ 14— 1相が均一に分散した組織を有するナノコンポ ジット磁石の構成と製造方法を特許文献 1に開示している。
[0004] 特許文献 1に記載の軟磁性相として鉄基硼化物を主体とする Ti含有ナノコンポジッ ト磁石の保磁力は、約 500kA/m〜1000kA/mとナノコンポジット磁石としては非 常に高いが、残留磁束密度は高くても 0. 9T程度である。
[0005] 昨今、小型モータ、センサといった電子工業製品の分野において、特許文献 1に記 載の磁石よりも残留磁束密度の高い磁石が要求されている。残留磁束密度を上げる には、 2— 14— 1相や Fe— B相より飽和残留磁束密度の高い a—Fe相の存在比率 を大きくすることが考えられる。
[0006] 特許文献 2や特許文献 3は、 a Fe主体の希土類系ナノコンポジット磁石を開示し ている。このようなタイプのナノコンポジット磁石によれば、 0. 9T以上の高い残留磁 束密度が期待できる。
特許文献 1：特許 3264664号公報
特許文献 2 :特開平 8— 162312号公報
特許文献 3：特開平 10— 53844号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0007] 特許文献 2および特許文献 3に記載されている従来の α— Fe系ナノコンポジット磁 石では、その保磁力力 ¾00kA/m以下と低いため、実用に供することができないと レ、う問題がある。
[0008] 本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的とするところは 、保磁力 400kA/m以上、残留磁束密度 0. 9T以上の磁気特性を有する鉄基希土 類系ナノコンポジット磁石を提供することにある。
[0009] 本発明の他の目的は、上記鉄基希土類系ナノコンポジット磁石のための急冷凝固 合金や、上記鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の粉末などを提供することにある。 課題を解決するための手段
[0010] 本発明の鉄基希土類ナノコンポジット磁石は、組成式 T Q R Ti M HiFe
100 n x
、または、 Feの一部が Coおよび Niからなる群から選択された 1種以上の元素で置換 された遷移金属元素、 Qは Bおよび Cからなる群から選択された少なくとも 1種の元素 、 Rは Laおよび Ceを実質的に含まない 1種以上の希土類元素、 Mは、 Al、 Si、 V、 C r、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W、 Pt、 Au、および Pb力らなる 群から選択された 1種以上の金属元素）で表現され、組成比率 x、 y、 zおよび nが、そ れぞれ、 5≤x≤10原子％、 7≤y≤10原子％、 0. l≤z≤5原子％、 0≤n≤10原子 %を満足する組成を有し、磁気的に結合したナノコンポジット磁石構造を形成する R
2
Fe B型化合物相およびひ— Fe相を含有し、前記 R Fe B型化合物相の平均結晶
14 2 14
粒径は 20nm以上であり、前記ひ— Fe相は前記 R Fe B型化合物相の厚さ 20nm
2 14
以下の粒界領域に存在し保磁力が 400kA/m以上、残留磁束密度 0. 9T以上の 磁気特性を有する。
[0011] 好ましい実施形態において、前記 R Fe B型化合物相の平均結晶粒径は 30nm以 上 300nm以下、前記 α— Fe相の平均結晶粒径は lnm以上 20nm以下である。
[0012] 好ましい実施形態において、前記 a—Fe相の平均結晶粒径に対する R Fe B型
2 14 化合物相の平均結晶粒径の比率が 2. 0以上である。
[0013] 好ましい実施形態において、前記ひ一 Fe相は、前記 R Fe B型化合物相の粒界
2 14
三重点に位置している。
[0014] 好ましい実施形態において、前記ひ _Fe相の体積比率は全体の 5。/0以上である。
[0015] 本発明の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石用急冷凝固合金は、組成式 T
ΙΟΟ
Q R Ti M (Tは Fe、または、 Feの一部が Coおよび Niからなる群力 選択された 1種 以上の元素で置換された遷移金属元素、 Qは Bおよび Cからなる群から選択された 少なくとも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実質的に含まなレ、 1種以上の希土類元素、 Mは、 Al、 Si、 V、 Cr、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W、 Pt、 Au、 および Pbからなる群から選択された 1種以上の金属元素）で表現され、組成比率 x、 y、 zおよび nが、それぞれ、 5≤ ≤10原子％、 7≤ ≤10原子％、 0. l≤z≤5原子 %、 。^ ^：^原子。/。を満足する組成を有し、平均厚さが 50 /i m以上 300 /i m以下 、平均結晶粒径 80nm以下の R Fe B型化合物相を 20体積％以上含む。
2 14
[0016] 好ましい実施形態において、厚さの標準偏差 σが 5 μ ΐη以下である。
[0017] 好ましい実施形態において、結晶化層を少なくとも自由冷却側表面に有している。
[0018] 本発明のボンド磁石は、上記の鉄基希土類ナノコンポジット磁石の粉末を含む。
[0019] 本発明の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の製造方法は、組成式 T Q R
100
Ti M (Tは Fe、または、 Feの一部が Coおよび Niからなる群から選択された 1種以上 の元素で置換された遷移金属元素、 Qは Bおよび Cからなる群から選択された少なく とも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実質的に含まない 1種以上の希土類元素、 Mは 、 Al、 Si、 V、 Cr、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf, Ta、 W、 Pt、 Au、およ び Pbからなる群から選択された 1種以上の金属元素）で表現され、組成比率 x、 y、 z および nが、それぞれ、 5≤ ≤10原子％、 7≤ ≤10原子％、 0. 1≤2≤5原子％、 0≤ n≤ 10原子％を満足する組成を有してレ、る合金の溶湯を用意する工程と、前記 合金の溶湯を冷却して凝固させ、平均結晶粒径が 80nm以下の R Fe B型化合物
2 14
相を 20体積％以上含む急冷凝固合金を作製する急冷工程と、前記急冷凝固合金 を加熱することにより、磁気的に結合したナノコンポジット磁石構造を形成する R Fe
2 14
B型化合物相および α— Fe相を含有し、前記 R Fe B型化合物相の平均結晶粒径
2 14
は 20nm以上であり、前記 α— Fe相は前記 R Fe B型化合物相の厚さ 20nm以下の
2 14
粒界領域に存在し、保磁力が 400kAZm以上、残留磁束密度 0. 9T以上の磁気特 性を有する鉄基希土類ナノコンポジット磁石を作製する工程とを含む。
[0020] 好ましい実施形態において、前記 R Fe B型化合物相の平均結晶粒径は 30nm以
2 14
上 300nm以下、前記ひ — Fe相の平均結晶粒径は lnm以上 20nm以下である。
[0021] 好ましい実施形態において、前記急冷工程は、前記合金の溶湯を冷却して凝固さ せ、平均厚さ 50 μ m以上 300 μ m以下、厚さの標準偏差 σが 5 μ m以下の急冷凝 固合金を形成する。
[0022] 本発明の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石粉末の製造方法は、上記いずれかの 鉄基希土類系ナノコンポジット磁石用急冷凝固合金を用意する工程と、前記急冷凝 固合金を粉碎して、磁石粉末を作製する工程とを包含する。
[0023] 好ましい実施形態において、前記急冷凝固合金の粉碎前または粉碎後に、前記急 冷凝固合金を加熱することにより、平均結晶粒径が 30nm以上 300nm以下の R Fe
2 14
B型化合物相、および平均結晶粒径は lnm以上 20nm以下の α— Fe相を含有し、 保磁力が 400kA/m以上、残留磁束密度 0. 9T以上の磁気特性を発現させる。 発明の効果
[0024] 本発明によれば、 Ti添カ卩の効果により、 a _ Feの析出 ·成長を抑制しつつ、従来よ りも低い溶湯急冷速度で合金溶湯を急冷する。このため、急冷直後における急冷凝 固合金の全体をアモルファス化することなぐ平均結晶粒径 80nm以下の微細な R F
2 e B型化合物相を 20体積％以上含む急冷凝固合金を得ることができる。このような
14
急冷凝固合金を加熱し結晶化させても、 Tiの働きにより、 a—Feの粗大化を抑制し 、 R Fe B型化合物相を優先的に成長させることができる。最終的に、 ひ _ Feは、 R
2 14 2
Fe B型化合物相の粒界 (典型的には粒界三重点）に析出する力 その平均結晶粒
14
径は lnm以上 20nm以下であり、平均結晶粒径が 30nm以上 300nm以下の R Fe
2 14
B型化合物相に比べて格段に小さい。この結果、保磁力が 400kA/m以上、残留 磁束密度 0. 9T以上の磁気特性を発現することが可能になる。 図面の簡単な説明
[0025] [図 1] (a)〜（d)は、ナノコンポジット磁石の組織構成を模式的に示す図である。
[図 2] (a) (b)は、急冷装置 (メルトスピニング装置）を示す図である。
[図 3]本願発明の実施例における組織構造を示す断面 TEM (透過型電子顕微鏡) 写真である。
符号の説明
lb、 2b、 8b、および 9b 雰囲気ガス供給口
la、 2a、 8a、および 9a ガス排気口
1 溶解室
2 急冷室
3 溶解炉
4 貯湯容器
5 出湯ノズル
6 ロート
7 回転冷却ロール
21 溶湯
発明を実施するための最良の形態
[0027] 本発明では、まず、組成式 T Q R Ti Mで表現される合金の溶湯を形成す る。ここで、 Tは Fe、または、 Feの一部が Coおよび Niからなる群から選択された 1種 以上の元素で置換された遷移金属元素、 Qは Bおよび Cからなる群から選択された 少なくとも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実質的に含まなレ、 1種以上の希土類元素、 Mは、 Al、 Si、 V、 Cr、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W、 Pt、 Au、 および Pbからなる群から選択された 1種以上の金属元素である。また、上記組成式 中の組成比率 x、 y、 zおよび nは、それぞれ、 5≤ ≤10原子％、 7≤ ≤10原子％、 0. 1≤2≤5原子％、 0≤ ≤10原子％を満足している。
[0028] 次に、上記組成を有する合金の溶湯を冷却して凝固させ、平均結晶粒径が 80nm 以下の R Fe B型化合物相を 20体積％以上含む急冷凝固合金を作製する（急冷ェ 程)。 [0029] 従来の a -Fe/R Fe B系ナノコンポジット磁石では、合金溶湯を可能な限り高い
2 14
急冷速度で冷却し、略アモルファスの急冷凝固合金を形成していた力 本発明では 比較的低い急冷速度で合金溶湯を冷却し、平均結晶粒径が 80nm以下の R Fe B
2 14 型化合物相を 20体積％以上含む急冷凝固合金を形成してレ、る。 Tiを添加すること なぐ急冷速度を低下させると、 R Fe B型化合物相よりもひ一 Feが優先的に析出し
2 14
、成長するため、急冷凝固合金では、平均結晶粒径が R Fe B型化合物相よりも大
2 14
きなひ _Fe相が支配的となり、 R Fe B型化合物相よりも体積比率でひ _Fe相が多
2 14
く含まれることになる。また、 a—Fe相のサイズが急冷速度によって大きく変動するた め、磁石特性に優れたナノコンポジット磁石を再現性良く得るためには、アモルファス の急冷凝固合金を作製した後、熱処理の条件を制御することによって、良好な硬磁 気特性が得られる所望の組織を形成する試みが行われてきた。
[0030] これに対し、本発明では、急冷直後に完全にアモルファス化した急冷凝固合金を 作製するのではなぐ平均結晶粒径が 80nm以下の R Fe B型化合物相を 20体積
2 14
%以上含む急冷凝固合金を作製している。 a Feの析出'成長は Ti添カ卩の効果に より抑制されており、急冷凝固合金中に含まれる α— Fe相の体積比率は R Fe B型
2 14 化合物相の体積比率よりも小さい。
[0031] 好ましい実施形態では、急冷凝固合金の厚さの標準偏差 σを 5 μ ΐη以下にし、厚さ の変動の少ない急冷合金を得ることにより、 R Fe B型化合物相とアモルファス相と
2 14
が均一に混在する微細金属組織が得られる。冷却ロールによって合金溶湯を急冷す る場合、冷却ロールによる急冷速度は、形成される急冷凝固合金の厚さに応じて変 化する。均一なナノコンポジット磁石組織を形成するためには、急冷直後における急 冷凝固合金の急冷速度を均一化する必要があり、そのためには、急冷直後における 急冷凝固合金の厚さの標準偏差 σを 5 μ m以下にするように急冷条件を整える必要 がある。このような急冷を行うためには、メノレトスピユング法ゃ特開 2004— 122230 号公報に記載の管状孔を有するタンディッシュを用いる溶湯急冷法を好適に用いる こと力 Sできる。これらの急冷法を実行する際、冷却ロールとして表面が平滑なものを使 用し、またロールへの雰囲気ガスの巻き込みを抑制するため、減圧雰囲気で急冷ェ 程を行うことが好ましい。 [0032] こうして得た急冷凝固合金に対しては、その後に熱処理を行うことにより、急冷凝固 合金中のアモルファス相を結晶化し、最終的に高い磁気特性を有するナノコンポジッ ト磁石を得ることができる。本発明では、急冷凝固合金を加熱することにより、平均結 晶粒径が 30nm以上 300nm以下の R Fe B型化合物相と、平均結晶粒径が lnm以
2 14
上 20nm以下のひ _Fe相とを含有するナノコンポジット磁石組織を完成する（熱処理 工程)。こうして、保磁力が 400kA/m以上、残留磁束密度 0. 9T以上の磁気特性 を発現する鉄基希土類系ナノコンポジット磁石を得ることができる。
[0033] このように本発明の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石では、 R Fe B型化合物相
2 14
の平均結晶粒径がひ一 Fe相の平均結晶粒径より大きぐ好ましい実施形態では、 R
2
Fe B型化合物相の粒界三重点に微細なひ一 Fe相が存在している。
14
[0034] 以下、図 1を参照しながら、本発明のナノコンポジット磁石と、従来のナノコンポジッ ト磁石との間に存在する組織構造の相違点を説明する。
[0035] 図 1 (a)〜（d)の左側に位置する矩形領域は、それぞれ、急冷凝固合金の微細組 織構造を模式的に示しており、右側に位置する矩形領域は、それぞれ、加熱処理後 のナノコンポジット磁石における微細組織構造を示している。
[0036] 図 l (a)〜（d)は、それぞれ、本発明によるナノコンポジット磁石、従来の α— Fe/ R Fe B系ナノコンポジット磁石、従来の a—Fe/R Fe B系ナノコンポジット磁石に
2 14 2 14
Tiを添加したもの、 Tiを添加した鉄基硼化物/ R Fe B系ナノコンポジット磁石を示
2 14
している。
[0037] 本発明では、図 1 (a)に示されるように、急冷凝固合金中には明確な a—Feの存在 は観察されず、微細な R Fe B型化合物相がアモルファス中に分散した組織が得ら
2 14
れる。この段階で、微細なひ一Feが形成されていてもよレ、。なぜならば、 Ti添力卩の効 果により、その後の熱処理の過程でひ- Fe相の成長速度が抑制され、加熱処理後は 、優先的に成長した R Fe B型化合物相の粒界三重点に微細なひ一 Fe相（図中、
2 14
黒レ、部分）が存在する組織が得られるからである。
[0038] 従来のひ -Fe/R Fe B系ナノコンポジット磁石では、図 1 (b)に示されるように、
2 14
急冷凝固合金は略完全なアモルファス状態にある。加熱処理後は、略同じ大きさの
R Fe B型化合物相およびひ _Fe相が混在する組織が得られる。 [0039] 従来、図 1 (b)に示すナノコンポジット磁石の組織を微細化する目的で、原料合金 の溶湯に Tiなどの金属元素を添カ卩することが報告されてレ、る。このような金属元素を 添加する場合、加熱処理の条件を制御することにより、図 1 (c)に示されるように、 a _Fe相（図中、黒い部分）および R Fe B型化合物相（図中、白い部分）の両方が微
2 14
細化された組織が作製される。
[0040] 上記のひ _Fe/R Fe B系ナノコンポジット磁石ではなぐ Tiを添加した鉄基硼化
2 14
物/ R Fe B系ナノコンポジット磁石では、図 1 (d)に示されるように、急冷凝固合金
2 14
中に R Fe B型化合物相が形成されるが、最終的に得られる組織は、個々の R Fe
2 14 2 14
B型化合物相の周囲を薄い鉄基硼化物（Fe— B)相が覆った構成を有している。
[0041] 従来、 ひ一FeZR Fe B系ナノコンポジット磁石では、 ひ _Fe相を R Fe B型化合
2 14 2 14 物相に比べて選択的に小さくすることができず、公知のひ -Fe/R Fe B系ナノコン
2 14
ポジット磁石では、 ひ— Fe相と R Fe B型化合物相とは略等しい平均結晶粒径を有
2 14
していた。また、ナノコンポジット磁石の特性を向上させるためには、 a—Fe相を微細 化する必要があつたため、合金用途の急冷条件や結晶化熱処理条件を制御すること により、 α— Fe相（図中、黒い部分）および R Fe B型化合物相（図中、白い部分）の
2 14
両方を均一に微細化したナノコンポジット磁石が報告されていた（図 1 (c) )。
[0042] これらのナノコンポジット磁石に対し、本発明のナノコンポジット磁石は、相対的に 大きな R Fe B型化合物相の粒界に微小な α— Fe相を離散的に分散させた特異な
2 14
組織構造を有しており、それによつて、優れたナノコンポジット磁石特性を得ることが 可能になった。このような組織構造が実現できた理由は、合金に Tiを添加するだけで なぐ急冷直後の急冷凝固合金中に意図的に微細な R Fe B型化合物相を分散さ
2 14
せたためである。この結果、優先的に R Fe B型化合物相が成長し、各 R Fe B型化
2 14 2 14 合物相が充分に成長した後、粒界三重点に微細なひ一 Fe相が析出するものと考え られる。
[0043] なお、図 1 (d)に示す鉄基硼化物 ZR Fe B系ナノコンポジット磁石では、鉄基硼
2 14
化物（Fe _B)相がフィルム状に存在しているのに対し、本発明では、図 1 (a)に示す ように、粒界三重点に微細なひ一 Fe相が分散している理由は不明である。
[0044] 以下、本発明による鉄基希土類系ナノコンポジット磁石を製造する方法の好ましい 実施形態を説明する。
[0045] まず、図 2を参照しながら、本実施形態で使用する急冷装置の構成を説明する。
[0046] [急冷装置]
本実施形態では、例えば、図 2に示す急冷装置を用いて原料合金を製造する。酸 化しやすい希土類元素 Rや Feを含む原料合金の酸化を防ぐため、不活性ガス雰囲 気中で合金製造工程を実行する。不活性ガスとしては、ヘリウムまたはアルゴン等の 希ガスや窒素を用いることができる。
[0047] 図 2の装置は、真空または不活性ガス雰囲気を保持し、その圧力を調整することが 可能な原料合金の溶解室 1および急冷室 2を備えている。図 2 (a)は全体構成図であ り、図 2 (b)は、一部の拡大図である。
[0048] 図 2 (a)に示されるように、溶解室 1は、所望の磁石合金組成になるように配合され た原料 20を高温にて溶解する溶解炉 3と、底部に出湯ノズル 5を有する貯湯容器 4と
、大気の進入を抑制しつつ配合原料を溶解炉 3内に供給するための配合原料供給 装置 8とを備えている。貯湯容器 4は原料合金の溶湯 21を貯え、その出湯温度を所 定のレベルに維持できる加熱装置（不図示）を有してレ、る。
[0049] 急冷室 2は、出湯ノズル 5から出た溶湯 21を急冷凝固するための回転冷却ロール 7 を備えている。
[0050] この装置においては、溶解室 1および急冷室 2内の雰囲気およびその圧力が所定 の範囲に制御される。そのために、雰囲気ガス供給口 lb、 2b、および 8bとガス排気 口 la、 2a、および 8aとが装置の適切な箇所に設けられている。特にガス排気口 2aは 、急冷室 2内の絶対圧を 30kPa〜常圧（大気圧）の範囲内に制御するため、ポンプ に接続されている。
[0051] 溶解炉 3は傾動可能であり、ロート 6を介して溶湯 21を貯湯容器 4内に適宜注ぎ込 む。溶湯 21は貯湯容器 4内において不図示の加熱装置によって加熱される。
[0052] 貯湯容器 4の出湯ノズル 5は、溶解室 1と急冷室 2との隔壁に配置され、貯湯容器 4 内の溶湯 21を下方に位置する冷却ロール 7の表面に流下させる。出湯ノズル 5のォ リフィス径は、例えば 0. 5〜2. Ommである。溶湯 21の粘性が大きい場合、溶湯 21 は出湯ノズル 5内を流れにくくなるが、本実施形態では急冷室 2を溶解室 1よりも低い 圧力状態に保持するため、溶解室 1と急冷室 2との間に圧力差が形成され、溶湯 21 の出湯がスムーズに実行される。
[0053] 冷却ロール 7は、熱伝導度の点から A1合金、銅合金、炭素鋼、真鍮、 W、 Mo、青 銅から形成され得る。ただし、機械的強度および経済性の観点から、 Cu、 Fe、または Cuや Feを含む合金から形成することが好ましい。 Cuや Fe以外の材料で冷却ロール を作製すると、急冷合金の冷却ロールに対する剥離性が悪くなるため、急冷合金が ロールに巻き付くおそれがあり好ましくなレ、。冷却ロール 7の直径は例えば 300〜50 Ommである。冷却ロール 7内に設けた水冷装置の水冷能力は、単位時間あたりの凝 固潜熱と出湯量とに応じて算出し、調節される。
[0054] 図 2に示す装置によれば、例えば合計 10kgの原料合金を 10〜20分間で急冷凝 固させることができる。こうして形成した急冷合金は、例えば、厚さ： 10〜300 z m、 幅： 2mm〜3mmの合金薄帯（合金リボン） 22となる。
[0055] [急冷方法]
まず、以下の組成式で表現される原料合金の溶湯 21を作製し、図 2の溶解室 1の 貯湯容器 4に貯える。
[0056] 合金組成：組成式 T Q R Ti Mで表現され、組成比率 x、 y、 zおよび nが、そ
100
れぞれ、 5≤ ≤10原子％、 7≤ ≤10原子％、 0. 1≤2≤5原子％、 0≤n≤10原子 %を満足する。なお、 Tは Fe、または、 Feの一部が Coおよび Niからなる群から選択 された 1種以上の元素で置換された遷移金属元素、 Qは Bおよび Cからなる群から選 択された少なくとも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実質的に含まなレ、 1種以上の希土 類元素、 Mは、 Al、 Si、 V、 Cr、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W、 Pt、 Au、および Pbからなる群から選択された 1種以上の金属元素である。
[0057] 次に、この溶湯 21は出湯ノズル 5から減圧 Ar雰囲気中の冷却ロール 7上に出湯さ れ、冷却ロール 7との接触によって急冷され、凝固する。急冷凝固方法としては、冷 却速度を高精度に制御できる方法を用いる必要がある。
[0058] 本実施形態の場合、溶湯 21の冷却凝固に際して、冷却速度を 1 X 104〜1 X 106°C /秒とすることが好ましぐ 3 X 104〜1 X 106°C/秒とすることがより好ましぐ 1 X 105 〜1 X 106°CZ秒とすることが更に好ましい。 [0059] 合金の溶湯 21が冷却ロール 7によって冷却される時間は、回転する冷却ロール 7 の外周表面に合金が接触してから離れるまでの時間に相当し、その間に、合金の温 度は低下し、過冷却液体状態になる。その後、過冷却状態の合金は冷却ロール 7か ら離れ、不活性雰囲気中を飛行する。合金は薄帯状で飛行している間に雰囲気ガス に熱を奪われる結果、その温度は更に低下する。本発明では、雰囲気ガスの圧力を 30kPaから常圧程度までの範囲内に設定しているため、雰囲気ガスによる抜熱効果 が強まり、合金中に Nd Fe B型化合物を均一微細に析出 '成長させることができる。
2 14
なお、適切な量の Tiを原料合金中に添加していない場合には、上述したような冷却 過程を経た急冷合金中には、 ひ一 Feが優先的に析出 ·成長するため、最終的に得 られる磁石中のひ _Feが粗大化してしまうため、磁石特性が劣化してしまうことにな る。
[0060] 本実施形態では、ロール表面速度を 10mZ秒以上 30mZ秒以下（好ましくは 14 〜25m/秒、さらに好ましくは 18〜22m/秒）の範囲内に調節し、かつ、雰囲気ガ スによる二次冷却効果を高めるために雰囲気ガス圧力を 30kPa以上にすることによ つて、平均粒径 80nm以下の微細な R Fe B型化合物相を 20体積％以上含む急冷
2 14
合金を作製している。このような結晶層は、急冷凝固合金薄帯の自由冷却面側に略 均一に形成され、結晶化した層を形成する。また、急冷凝固合金薄帯の冷却ロール 側における極表層にも薄い結晶化層が形成され得る。これらの結晶化層に挟まれた 中間領域は、アモルファスまたはアモルファスに近い状態にある。
[0061] ほ処理]
本実施形態では、熱処理をアルゴン雰囲気中で実行する。好ましくは、昇温速度を 5°C/秒〜 20°C/秒として、 550°C以上 850°C以下の温度で 30秒以上 20分以下の 時間保持した後、室温まで冷却する。この熱処理によって、アモルファス相中に準安 定相の微細結晶が析出'成長し、ナノコンポジット組織構造が形成される。本発明に よれば、熱処理の開始時点で既に微細な Nd Fe B型結晶相が全体の 20体積％以
2 14
上存在しているため、 ひ— Fe相や他の結晶相の粗大化が抑制され、 Nd Fe B型結
2 14 晶相以外の各構成相（軟磁性相）が均一に微細化される。熱処理後に得られるナノ コンポジット磁石は、 Nd Fe B型結晶相の粒界に主としてひ— Feが存在する組織構 造を有している。 a—Feの存在比率は、全体の 5体積％以上であると考えられ、磁石 全体の残留磁束密度が向上する。
[0062] なお、熱処理温度が 550°Cを下回ると、熱処理後もアモルファス相が多く残存し、 急冷条件によっては、保磁力が充分なレベルに達しない場合がある。また、熱処理 温度が 850°Cを超えると、各構成相の粒成長が著しぐ残留磁束密度 Bが低下し、 減磁曲線の角形性が劣化する。このため、熱処理温度は 550°C以上 850°C以下が 好ましいが、より好ましい熱処理温度の範囲は 570°C以上 820°C以下である。
[0063] 熱処理雰囲気は、合金の酸化を防止するため、不活性ガス雰囲気が好ましい。 0. lkPa以下の真空中で熱処理を行っても良い。
[0064] 熱処理前の急冷合金中には、 R Fe B型化合物相およびアモルファス相以外に、
2 14
Fe B相、 Fe B、および R Fe B相等の準安定相が含まれていても良レ、。その場合
3 23 6 2 23 3
、熱処理によって、 R Fe B相は消失し、 R Fe B相の飽和磁化と同等、または、そ
2 23 3 2 14
れよりも高い飽和磁化を示す鉄基硼化物（例えば Fe B )ゃ《— Feを結晶成長させ
23 6
ること力 sできる。
[0065] 熱処理後における R Fe B型化合物相の平均結晶粒径は、単磁区結晶粒径であ
2 14
る 300nm以下となる必要があり、保磁力と減磁曲線の角形性を向上させるという観 点力 30nm以上 150nm以下であることが好ましぐ 30nm以上 lOOnm以下である ことが更に好ましい。これに対し、 a— Fe相の平均結晶粒径が 20nmを超えると、各 構成相間に働く交換相互作用が弱まると共に、単磁区ではなく多磁区構造をもつ α
-Fe粒子が増すことから、減磁曲線の角形性および磁化が低下するため、 B、 (BH) が劣化してしまう。これらの平均結晶粒径力 Slnmを下回ると、高い保磁力を得られ max
なくなる。以上のことから、 a—Fe相平均結晶粒径は lnm以上 20nm以下であること が好ましい。
[0066] このように発明では、 R Fe B型化合物相の平均結晶粒径はひ _Fe相の平均結晶
2 14
粒径よりも大きぐ後者に対する前者の比率は 1. 5以上である。この比率は、 2. 0以 上であることが好ましい。
[0067] なお、熱処理前に急冷合金の薄帯を粗く切断または粉砕しておいてもよい。熱処 理後、得られた磁石を微粉砕し、磁石粉末 (磁粉)を作製すれば、その磁粉から公知 の工程によって種々のボンド磁石を製造することができる。ボンド磁石を作製する場 合、鉄基希土類合金磁粉はエポキシ樹脂やナイロン樹脂と混合され、所望の形状に 成形される。このとき、ナノコンポジット磁粉に他の種類の磁粉、例えば Sm— Fe— N 系磁粉ゃハードフェライト磁粉を混合してもよい。
[0068] [組成の限定理由]
前述のように、本発明による鉄基希土類ナノコンポジット磁石の組成は、 T Q
ΙΟΟ -n
R Ti Mの式で表される。ここで、 Tは Feまたは、 Coおよび Niからなる群力、ら選択さ n
れた 1種以上の元素と Feとを含む遷移金属元素、 Qは Bおよび Cからなる群から選択 された少なくとも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実質的に含まなレ、 1種以上の希土類 元素、 Mは、 Al、 Si、 V、 Cr、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W、 Pt 、 Au、および Pbからなる群から選択された 1種以上の金属元素である。また、組成比 率 x、 y、 zおよび nは、それぞれ、 5≤ ≤10原子％、 7≤y≤ 10原子％ (好ましくは 8 ≤y≤10原子％)、0· l≤z≤5原子％ (好ましくは 0. 5≤z≤4原子％)、 0≤n≤10 原子％の関係を満足している。
[0069] Qは、その全量が B (硼素）から構成されるか、または、 Bおよび C (炭素）の組み合 わせから構成される。 Qの総量に対する Cの原子比率割合は 0. 5以下であることが 好ましい。
[0070] Tiを添カ卩しない場合、 Qの組成比率 Xが 7原子％未満になると、アモルファス生成 能が大きく低下する為、均一な微細金属組織とならず、 0. 9T以上の残留磁束密度 Brが得られない。本発明では、 Ti添カ卩によりアモルファス生成能が向上するため、 Q の組成比率 Xの下限は 5原子％である。一方、 Qの組成比率 Xが 10原子％を超えると 、構成相中で最も高い飽和磁化を有するひ _Feの存在比率が減少し、その代わりに 軟磁性相として Fe B、 Fe B、 Fe Bが析出し、 0. 9T以上の残留磁束密度 Bが得
3 3.5 23 6 r られなくなる。このため、 Qの組成比率 Xは 5原子％以上 10原子％以下となるように設 定することが好ましい。より好ましい組成比率 Xの範囲は 5. 5原子％以上 9. 5原子％以 下であり、更に好ましい組成比率 Xの範囲は 5. 5原子％以上 9. 0原子％以下である。 更に好ましい組成比率 Xの上限は 8原子％である。なお、 Bの一部（原子比率で 50。/o まで）を炭素（C)で置換しても磁気特性および金属組織に影響を与えなレ、ため許容 される。
[0071] Rは、希土類元素 (Yを含む）の群から選択された 1種以上の元素である。 Laまたは Ceが存在すると、保磁力および角形性が劣化するため、 Laおよび Ceを実質的に含 まないことが好ましい。ただし、微量の Laや Ce (0. 5原子％以下）が不可避的に混入 する不純物として存在する場合は、磁気特性上、問題ない。したがって、 0. 5原子％ 以下の Laや Ceを含有する場合は、 Laや Ceを実質的に含まないといえる。
[0072] Rは、より具体的には、 Prまたは Ndを必須元素として含むことが好ましぐその必須 元素の一部を Dyおよび/または Tbで置換してもよレ、。 Rの組成比率 yが全体の 7原 子％未満になると、保磁力の発現に必要な R Fe B型結晶構造を有する化合物相が
2 14
充分に析出せず、 400kAZm以上の保磁力 H を得ることができなくなる。また、 の cj
組成比率 yが 10原子％を超えると、強磁性を有する鉄基硼化物やひ一 Feの存在量 が低下する。故に、希土類元素 Rの組成比率 yは 7原子％以上 10原子％以下の範 囲、例えば、 7. 5原子％以上 9. 8原子％以下に調節することが好ましい。より好ましい Rの範囲は 8原子％以上 9. 8原子％以下であり、最も好ましい Rの範囲は 8. 2原子 %以上 9. 7原子％以下である。
[0073] Tiは、前述した効果を得るためには必須の元素であり、保磁力 H および残留磁束 cj
密度 Bの向上および減磁曲線の角形性の改善に寄与し、最大エネルギー積 (BH) r ma を向上させる。
[0074] Tiの組成比率 zが全体の 0. 1原子％未満になると、 Ti添加の効果が充分に発現し なレ、。一方、 Tiの組成比率 zが 5原子％を超えると、結晶化熱処理後も残存するァモ ルファス相の体積比率が増すため、残留磁束密度 Bの低下を招来しやすい。以上の こと力ら、 Tiの組成比率 zは 0. 1原子％以上 5原子％以下の範囲とすることが好まし レ、。より好ましレ、 zの範囲の下限は 0. 5原子％であり、更に好ましレ、 zの範囲の下限は 1原子％である。また、より好ましレ、 zの範囲の上限は 4原子％である。
[0075] 主として Feから構成される遷移金属 Tは、上述の元素の含有残余を占めるが、 Fe の一部を Coおよび Niの一種または二種の遷移金属元素で置換しても所望の硬磁 気特性を得ることができる。 Feに対する Coや Niの置換量が 50%を超えると、 0. 5T 以上の高い残留磁束密度 Bが得られない。このため、置換量は 0%以上 50%以下 の範囲に限定することが好ましい。なお、 Feの一部を Coで置換することによって、減 磁曲線の角形性が向上するとともに、 R Fe B相のキュリー温度が上昇するため、耐
2 14
熱性が向上する。また、 Coを添加することにより、合金溶湯の急冷時において合金 溶湯の粘性が低下するため、安定した液体急冷が維持できるとレ、う効果も得られる。
Coによる Fe置換量の好ましい範囲は 0. 5%以上 15%以下である。
[0076] Al、 Si、 V、 Cr、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W、 Pt、 Au、 Pbの
1種または 2種以上の添加元素 Mを加えてもよレ、。このような元素の添加により、磁気 特性が向上する他、最適熱処理温度域を拡大する効果が得られる。ただし、 Mの添 加量が 10原子％を超えると磁化の低下を招くため、 Mの組成比率 nは 0原子％以上 10原子％以下の範囲に限定される。 Mの組成比率 nの好ましい範囲は、 0. 1原子％ 以上 5原子％以下である。
実施例
[0077] (実施例 1)
以下の表 1に示す組成を有する試料（No.：!〜 No. 21)の各々について、 Nd、 Pr 、 B、 C、 Ti、 Cu、 Ga、 Co、 Zr、 V、 Nbおよび Feの各材料を用いて総量が 30グラム） となるように秤量し、底部に 0. 8mm φのオリフィスを有する透明石英製のノズノレ内に 入れた。
[0078] その後、 Ar雰囲気中で高周波加熱によりノズル内の原料を溶解し、得られた合金 溶湯の温度が 1400。Cに到達した後、ノズノレ内を 30kPaのアルゴンガスで加圧し、ノ ズノレ底部のオリフィスより合金溶湯を冷却ロールの表面に噴出させた。
[0079] 冷却ロールは、その外周面の温度が室温程度に維持されるように内部が冷却され ながら高速で回転する。このため、オリフィスから噴出した合金溶湯はロール周面に 接触して熱を奪われつつ、周速度方向に飛ばされることになる。冷却ロールの周速 度 Vsは 20m/秒に設定した。
[0080] こうして、平均厚さ 40〜50 μ mの急冷合金薄帯（幅 0. 9〜2. Omm)を作製した。
得られた急冷合金は、粉末 XRD (粉末 X線回折装置）による調査の結果、ァモルファ スと、 Nd Fe B相および α— Feと推測される結晶相とが混在した急冷合金組織を有
2 14
していることを確認した。また、得られた急冷合金薄帯の厚みの標準偏差 σは全て 5 μ m以下であることを確認した。
[0081] 次いで、得られた合金薄帯を長さ 20mm程度に切断した後、 Ar雰囲気中、 630〜
700°Cの温度で 10分間保持する結晶化熱処理を施した。
[0082] 熱処理後の急冷合金薄帯の結晶相を粉末 XRDで調査したところ、試料 No.：!〜 2
1は、 Nd Fe B相とひ _Fe相（一部の試料には Fe B Fe Bといった Fe _ B相も見
2 14 3 23 6
られた)からなる金属組織であった。また、透過型電子顕微鏡を用いて微細金属組織 を調査したところ、平均結晶粒径 30nm〜： !OOnmの Nd Fe B相と、各 Nd Fe B結
2 14 2 14 晶粒の粒界域 (厚み:数 nm〜20nm)、特に粒界三重点付近に平均結晶粒径 lnm 〜20nmの微細なひ _Fe相が混在するナノコンポジット磁石構造であることを確認し た。図 3は、実施例 19の試料の断面を示す TEM (透過型電子顕微鏡）写真である。 この写真などより、 ひ -Fe相が全体の 5体積％以上存在することが観察される。表 2に 、振動式磁力計を用いて測定した室温での結晶化熱処理後の急冷合金薄帯の磁気 特性を示す。
[0083] なお、急冷工程における冷却ロールの周速度 Vsを 14〜： 18m/秒の範囲で変化さ せたときは、厚さが 52〜74 /i mの範囲にある急冷合金薄帯が得られた。このように、 冷却ロールの周速度 Vsが低下すると、急冷合金薄帯は厚く形成されるが、厚さの標 準偏差 σは 2. 2〜4. 2の範囲に収まっていることを確認した。
[0084] (比較例）
表 1の No. 22〜No. 30の合金組成になるよう Nd、 B、 Nb、 Cr、および Feの各元 素を配合した原料 30gを、底部に 0. 8mm φのオリフィスを有する透明石英製のノズ ル内に入れた。その後、 Ar雰囲気中で高周波加熱によりノズル内の原料を溶解し、 得られた合金溶湯の温度が 1400°Cに到達した後、ノズル内を 30kPaで加圧した。こ うして、ノズノレ底部のオリフィスより、合金溶湯を回転ロール表面 (Vs = 20mZ秒）に 噴射し、合金溶湯を急冷した。こうして、幅 0. 9〜： 1. 1mmで平均厚さ 40〜50 x mの 急冷合金薄帯を作製した。
[0085] 次いで、得られた合金薄帯を長さ 20mm程度に切断した後、 Ar雰囲気中、 630〜 700°Cの温度で 10分間保持する結晶化熱処理を施した。
[0086] [表 1] 合金組成（a«)
R τ Q Ti
Nd Pr Fe Co B C
1 10 0 bal. 0 6 1 3 0
2 9 0 bal. 8 5.5 0.5 1 0
3 9 0 bal. 8 6 0 1 0
4 8.25 0 bal. 8 5.5 0.5 1 0
5 9 0 bal. 0 5.5 0.5 1 Cu0.25
6 9 0 bal. 0 5.5 0.5 1 Ga0.5
7 9 0 bal. 0 5.5 0.5 1 Nb0.5
8 9 0 bal. 8 5.5 0.5 0.5 V0.5
実 9 9 0 bal. 8 5.5 0.5 0.5 Zr0.5
施 10 9 0 bal. 8 5 0.5 0.5 Nb0.5
例 1 1 0 9 bal. 8 5.5 0.5 2 0
12 4.12 4.13 bal. 8 5.5 0.5 3 0
13 0 8.25 bal. 8 5.5 0.5 1 0
14 7 0 bal. 0 7 0 1 0
15 7.5 0 bal. 0 9 0 3 0
16 8.5 0 bal. 0 7.5 0 1 0
17 9.8 0 bal. 0 7.5 0 2 0
18 9 0 bal. 3 8 0 2 0
19 9 0 bal. 0 5.5 0.5 1 0
20 9 0 bal. 8 6 0 0.5 0
21 9 0 bal. 8 6 0 0.3 0
22 9 0 bal. 0 5 0 0 0
23 8 0 bal. 0 5 0 0 0
24 7 0 bal. 0 5 0 0 0
比 25 8 0 bal. 0 6 0 0 0
較 26 8 0 bal. 0 9 0 0 0
例 27 7 0 bal. 0 7 0 0 0
28 8 0 bal. 0 10 0 0 0
29 7 0 bal. 0 7 0 0 Nb1
30 7 0 bal. 0 7 0 0 Cr1
[0087] 熱処理後の急冷合金薄帯の結晶相を粉末 XRDで調査したところ、試料 No. 22〜 30では、 Nd Fe B相とひ _Fe相からなる金属組織であった。また、透過型電子顕
2 14
微鏡を用いて微細金属組織を調査したところ、平均結晶粒径 30nm〜100nmの Nd Fe B相と a—Fe相が混在する微細金属であることを確認した。振動式磁力計を用
2 14
レ、て測定した室温での結晶化熱処理後の急冷合金薄帯の磁気特性を表 2に示す。
[0088] [表 2] 磁気特性
Br (BH)
(mT) (kA/m)
(kJ/m3)
1 864 871 1 18
2 1035 593 149
3 1013 579 144
4 1043 502 147
5 986 574 138
6 973 595 137
7 983 630 141
8 995 576 137
実 9 982 551 140
施 10 1023 569 147
例 1 1 997 613 146
12 1045 515 145
13 1060 541 151
14 1076 420 130
15 910 434 1 15
16 980 457 120
17 950 783 132
18 950 740 135
19 992 581 141
20 970 569 1 18
21 945 534 1 1 1
22 902 418 74
23 960 397 84
24 946 265 58
比 25 913 379 79
較 26 91 7 405 97
例 27 1035 353 99
28 874 417 91
29 1026 409 1 17
30 1046 395 1 12
[0089] 表 1および表 2から明らかなように、本発明の実施例によれば、保磁力が 400kAZ m以上でありながら、残留磁束密度が 0. 9T以上となる優れた磁気特性が得られるの に対し、比較例では、残留磁束密度が 0. 9Tより低い。
産業上の利用可能性
[0090] 本発明によれば、保磁力が 400kAZm以上、残留磁束密度 0. 9T以上の磁気特 性を有する鉄基希土類ナノコンポジット磁石が提供され、小型モータやセンサのよう に残留磁束密度の高い磁石が求められる電子機器に好適に利用される。

Claims

請求の範囲
[1] 組成式 T (Tは Fe、または、 Feの一部が Coおよび Niからなる群
Figure imgf000021_0001
力 選択された 1種以上の元素で置換された遷移金属元素、 Qは Bおよび Cからなる 群から選択された少なくとも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実質的に含まなレ、 1種以 上の希土類元素、 Mは、 Al、 Si、 V、 Cr、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf 、 Ta、 W、 Pt、 Au、および Pbからなる群から選択された 1種以上の金属元素）で表現 され、組成比率 x、 y、 zおよび nが、それぞれ、
5≤ ≤10原子％、
7≤ ≤10原子％、
0. 1≤2≤5原子％、
0≤11≤10原子％
を満足する組成を有し、
磁気的に結合したナノコンポジット磁石構造を形成する R Fe B型化合物相および
2 14
a— Fe相を含有し、
前記 R Fe B型化合物相の平均結晶粒径は 20nm以上であり、前記 α— Fe相は
2 14
前記 R Fe B型化合物相の厚さ 20nm以下の粒界領域に存在し
2 14
保磁力が 400kAZm以上、残留磁束密度 0. 9T以上の磁気特性を有する鉄基希 土類ナノコンポジット磁石。
[2] 前記 R Fe B型化合物相の平均結晶粒径は 30nm以上 300nm以下、前記ひ—F
2 14
e相の平均結晶粒径は lnm以上 20nm以下である請求項 1に記載の鉄基希土類ナ ノコンポジット磁石。
[3] 前記ひ一 Fe相の平均結晶粒径に対する R Fe B型化合物相の平均結晶粒径の
2 14
比率が 2. 0以上である、請求項 1に記載の鉄基希土類ナノコンポジット磁石。
[4] 前記ひ一 Fe相は、前記 R Fe B型化合物相の粒界三重点に位置している請求項
2 14
1に記載の鉄基希土類ナノコンポジット磁石。
[5] 前記 a—Fe相の体積比率は全体の 5%以上である、請求項 1に記載の鉄基希土 類ナノコンポジット磁石。
[6] 組成式 T Q R Ti M (Tは Fe、または、 Feの一部が Coおよび Niからなる群
1U0 y - z— n x y z n 力 選択された 1種以上の元素で置換された遷移金属元素、 Qは Bおよび Cからなる 群から選択された少なくとも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実質的に含まない 1種以 上の希土類元素、 Mは、 Al、 Si、 V、 Cr、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf 、 Ta、 W、 Pt、 Au、および Pbからなる群から選択された 1種以上の金属元素）で表現 され、組成比率 x、 y、 zおよび nが、それぞれ、
5≤ ≤10原子％、
7≤y≤10原子0 /0、
0. 1≤2≤5原子％、
0≤11≤10原子％
を満足する組成を有し、
平均厚さが 50 μ m以上 300 μ m以下、
平均結晶粒径 80nm以下の R Fe B型化合物相を 20体積％以上含む、
2 14
鉄基希土類系ナノコンポジット磁石用急冷凝固合金。
[7] 厚さの標準偏差 σが 5 β m以下である、請求項 6に記載の鉄基希土類系ナノコンポ ジット磁石用急冷凝固合金。
[8] 結晶化層を少なくとも自由冷却側表面に有している、請求項 7に記載の鉄基希土 類系ナノコンポジット磁石用急冷凝固合金。
[9] 請求項 1に記載の鉄基希土類ナノコンポジット磁石の粉末を含むボンド磁石。
[10] 組成式 T Q R Ti M (Tは Fe、または、 Feの一部が Coおよび Niからなる群
1U0
力 選択された 1種以上の元素で置換された遷移金属元素、 Qは Bおよび Cからなる 群から選択された少なくとも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実質的に含まない 1種以 上の希土類元素、 Mは、 Al、 Si、 V、 Cr、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf 、 Ta、 W、 Pt、 Au、および Pbからなる群から選択された 1種以上の金属元素）で表現 され、組成比率 x、 y、 zおよび nが、それぞれ、
5≤ ≤10原子％、
7≤y≤10原子0 /0、
0. 1≤2≤5原子％、
0≤11≤10原子％ を満足する組成を有している合金の溶湯を用意する工程と、
前記合金の溶湯を冷却して凝固させ、平均結晶粒径が 80nm以下の R Fe B型化
2 14 合物相を 20体積％以上含む急冷凝固合金を作製する急冷工程と、
前記急冷凝固合金を加熱することにより、磁気的に結合したナノコンポジット磁石構 造を形成する R Fe B型化合物相およびひ一 Fe相を含有し、前記 R Fe B型化合
2 14 2 14 物相の平均結晶粒径は 20nm以上であり、前記ひ—Fe相は前記 R Fe B型化合物
2 14
相の厚さ 20nm以下の粒界領域に存在し、保磁力が 400kAZm以上、残留磁束密 度 0. 9T以上の磁気特性を有する鉄基希土類ナノコンポジット磁石を作製する工程 と、
を含む鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の製造方法。
[11] 前記 R Fe B型化合物相の平均結晶粒径は 30nm以上 300nm以下、前記ひ—F
2 14
e相の平均結晶粒径は lnm以上 20nm以下である請求項 10に記載の鉄基希土類 系ナノコンポジット磁石の製造方法。
[12] 前記急冷工程は、前記合金の溶湯を冷却して凝固させ、平均厚さ 50 μ m以上 300
β m以下、厚さの標準偏差 σが 5 μ m以下の急冷凝固合金を形成する、請求項 10 に記載の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の製造方法。
[13] 請求項 6から 8のいずれかに記載の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石用急冷凝固 合金を用意する工程と、
前記急冷凝固合金を粉砕して、磁石粉末を作製する工程と、
を包含する、鉄基希土類系ナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
[14] 前記急冷凝固合金の粉碎前または粉碎後に、前記急冷凝固合金を加熱すること により、平均結晶粒径が 30nm以上 300nm以下の R Fe B型化合物相、および平
2 14
均結晶粒径は lnm以上 20nm以下のひ _Fe相を含有し、保磁力力 S400kA/m以 上、残留磁束密度 0. 9T以上の磁気特性を発現させる、請求項 13に記載の鉄基希 土類系ナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
PCT/JP2005/022857 2004-12-16 2005-12-13 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 WO2006064794A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP05816736.2A EP1826782B1 (en) 2004-12-16 2005-12-13 Iron base rare earth nano-composite magnet and method for production thereof
US10/596,880 US7842140B2 (en) 2004-12-16 2005-12-13 Iron-based rare-earth nanocomposite magnet and method for producing the magnet
JP2006519681A JP4169074B2 (ja) 2004-12-16 2005-12-13 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
KR1020067010044A KR101311058B1 (ko) 2004-12-16 2005-12-13 철기재의 희토류계 나노컴포지트 자석 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2004364544 2004-12-16
JP2004-364544 2004-12-16

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2006064794A1 true WO2006064794A1 (ja) 2006-06-22

Family

ID=36587849

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2005/022857 WO2006064794A1 (ja) 2004-12-16 2005-12-13 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

Country Status (6)

Country Link
US (1) US7842140B2 (ja)
EP (1) EP1826782B1 (ja)
JP (2) JP4169074B2 (ja)
KR (1) KR101311058B1 (ja)
CN (1) CN100590757C (ja)
WO (1) WO2006064794A1 (ja)

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008078614A (ja) * 2006-08-25 2008-04-03 Hitachi Metals Ltd 等方性鉄基希土類合金磁石の製造方法
JP2008192903A (ja) * 2007-02-06 2008-08-21 Hitachi Metals Ltd 鉄基希土類合金磁石
JP2010199230A (ja) * 2009-02-24 2010-09-09 Hitachi Metals Ltd 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
WO2013005097A1 (en) 2011-07-07 2013-01-10 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Rare-earth nanocomposite magnet, and method for production of rare-earth nanocomposite magnet
JP2013042004A (ja) * 2011-08-17 2013-02-28 Minebea Co Ltd α−Ｆｅ／Ｒ２ＴＭ１４Ｂ系ナノコンポジット磁石の製造方法
US20150093501A1 (en) * 2009-07-01 2015-04-02 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth magnet and its preparation
JP2017011283A (ja) * 2016-08-10 2017-01-12 ミネベア株式会社 α−Ｆｅ／Ｒ２ＴＭ１４Ｂ系ナノコンポジット磁石の製造方法
US10614952B2 (en) 2011-05-02 2020-04-07 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth permanent magnets and their preparation
CN112844537A (zh) * 2021-01-11 2021-05-28 杨利琴 磁性材料加工系统及方法

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102379013B (zh) * 2009-03-31 2014-12-17 日立金属株式会社 纳米复合材料块材磁体及其制造方法
JP5093215B2 (ja) 2009-11-26 2012-12-12 トヨタ自動車株式会社 焼結希土類磁石の製造方法
CN102205417B (zh) * 2010-03-29 2016-04-06 有研稀土新材料股份有限公司 一种快淬合金的制造方法及设备
WO2012118001A1 (ja) 2011-03-02 2012-09-07 日立金属株式会社 希土類系ボンド磁石の製造方法
JP6117706B2 (ja) * 2012-01-04 2017-04-19 トヨタ自動車株式会社 希土類ナノコンポジット磁石
CN102956339B (zh) * 2012-10-31 2016-01-20 中国计量学院 一种单向透明复合磁体的制备方法
BR112015031725A2 (pt) 2013-06-17 2017-07-25 Urban Mining Tech Company Llc método para fabricação de um imã permanente de nd-fe-b reciclado
JP6314380B2 (ja) * 2013-07-23 2018-04-25 Tdk株式会社 希土類磁石、電動機、及び電動機を備える装置
RO129566B1 (ro) 2013-12-03 2020-02-28 Institutul Naţional De Cercetare Dezvoltare Pentru Fizică Tehnică - Ift Iaşi Material magnetic metalic cu temperatură curie controlată şi procedee de obţinere a acestuia
JP6269279B2 (ja) * 2014-04-15 2018-01-31 Tdk株式会社 永久磁石およびモータ
US9336932B1 (en) 2014-08-15 2016-05-10 Urban Mining Company Grain boundary engineering
CN105543727B (zh) * 2015-12-11 2017-11-21 江西大有科技有限公司 应用于防盗传感的非晶合金磁条及其制备方法
CN106922111B (zh) * 2015-12-24 2023-08-18 无锡蓝沛新材料科技股份有限公司 无线充电用电磁屏蔽片的制备方法及电磁屏蔽片
CN106334798B (zh) * 2016-09-09 2019-11-15 电子科技大学 Fe基纳米晶合金片状微粉的制备方法
JP6981199B2 (ja) * 2017-11-21 2021-12-15 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
CN108315673B (zh) * 2018-03-02 2019-06-18 华中科技大学 一种不含非金属元素的金基非晶合金及其制备方法
CN110993232B (zh) * 2019-12-04 2021-03-26 厦门钨业股份有限公司 一种r-t-b系永磁材料、制备方法和应用
CN114574784B (zh) * 2020-11-30 2023-04-07 松山湖材料实验室 高Fe含量的铁基非晶合金及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001244105A (ja) * 2000-02-28 2001-09-07 Seiko Epson Corp 磁石粉末および等方性ボンド磁石
JP2002100507A (ja) * 2000-09-26 2002-04-05 Nissan Motor Co Ltd 交換スプリング磁石およびその製造方法
JP2002343659A (ja) * 2001-05-17 2002-11-29 Nissan Motor Co Ltd 希土類磁石合金およびこれを用いた異方性交換スプリング磁石
JP2003286548A (ja) * 2002-03-27 2003-10-10 Sumitomo Special Metals Co Ltd ナノコンポジット磁石用急冷合金およびその製造方法

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3311907B2 (ja) 1994-10-06 2002-08-05 増本 健 永久磁石材料、永久磁石及び永久磁石の製造方法
US5872501A (en) 1996-07-07 1999-02-16 Toda Kogyo Corporation Rare earth bonded magnet and rare earth-iron-boron type magnet alloy
JPH1053844A (ja) 1996-08-07 1998-02-24 Toda Kogyo Corp 希土類−鉄−ボロン系磁石合金及びその製造法並びに該希土類−鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石
JP4043613B2 (ja) * 1998-09-17 2008-02-06 明久 井上 過冷却液体領域を有するＦｅ基硬磁性合金
JP2000286114A (ja) 1999-01-27 2000-10-13 Seiko Epson Corp 薄帯状磁石材料、磁石粉末および希土類ボンド磁石
JP2001319821A (ja) 2000-05-10 2001-11-16 Sumitomo Special Metals Co Ltd 鉄基合金磁石の製造方法および製造装置
JP2001323343A (ja) * 2000-05-12 2001-11-22 Isuzu Motors Ltd 高性能希土類永久磁石用合金及びその製造方法
JP3264664B1 (ja) 2000-05-24 2002-03-11 住友特殊金属株式会社 複数の強磁性相を有する永久磁石およびその製造方法
KR100562681B1 (ko) * 2000-05-24 2006-03-23 가부시키가이샤 네오맥스 복수의 강자성상을 포함하는 영구자석 및 그 제조방법
JP3988644B2 (ja) * 2000-05-30 2007-10-10 セイコーエプソン株式会社 磁石粉末およびボンド磁石
US7217328B2 (en) * 2000-11-13 2007-05-15 Neomax Co., Ltd. Compound for rare-earth bonded magnet and bonded magnet using the compound
US6790296B2 (en) * 2000-11-13 2004-09-14 Neomax Co., Ltd. Nanocomposite magnet and method for producing same
DE60228198D1 (de) 2001-02-07 2008-09-25 Hitachi Metals Ltd Verfahren zur herstellung einer metalllegierung für einen seltenerdmagneten auf eisenbasis
JP3583105B2 (ja) * 2001-02-07 2004-10-27 株式会社Ｎｅｏｍａｘ 鉄基希土類磁石原料合金の製造方法
CN1212626C (zh) * 2001-05-15 2005-07-27 株式会社新王磁材 铁基稀土合金纳米复合磁体及其制造方法
JP4055709B2 (ja) * 2001-07-31 2008-03-05 日立金属株式会社 アトマイズ法によるナノコンポジット磁石の製造方法
JP3972980B2 (ja) 2001-11-21 2007-09-05 日立金属株式会社 希土類系ボンド磁石およびその製造方法
ATE335280T1 (de) * 2001-11-22 2006-08-15 Neomax Co Ltd Nanozusammensetzungsmagnet
JP4089304B2 (ja) 2002-06-10 2008-05-28 日立金属株式会社 ナノコンポジットバルク磁石およびその製造方法
JP3602120B2 (ja) 2002-08-08 2004-12-15 株式会社Ｎｅｏｍａｘ ナノコンポジット磁石用急冷合金の製造方法
JP2004235508A (ja) 2003-01-31 2004-08-19 Nec Tokin Corp 交換スプリング磁石粉末及びそれを用いたボンド磁石
JP2004306054A (ja) 2003-04-03 2004-11-04 Neomax Co Ltd 鉄基希土類磁石用合金の製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001244105A (ja) * 2000-02-28 2001-09-07 Seiko Epson Corp 磁石粉末および等方性ボンド磁石
JP2002100507A (ja) * 2000-09-26 2002-04-05 Nissan Motor Co Ltd 交換スプリング磁石およびその製造方法
JP2002343659A (ja) * 2001-05-17 2002-11-29 Nissan Motor Co Ltd 希土類磁石合金およびこれを用いた異方性交換スプリング磁石
JP2003286548A (ja) * 2002-03-27 2003-10-10 Sumitomo Special Metals Co Ltd ナノコンポジット磁石用急冷合金およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1826782A4 *

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008078614A (ja) * 2006-08-25 2008-04-03 Hitachi Metals Ltd 等方性鉄基希土類合金磁石の製造方法
JP2008192903A (ja) * 2007-02-06 2008-08-21 Hitachi Metals Ltd 鉄基希土類合金磁石
JP2010199230A (ja) * 2009-02-24 2010-09-09 Hitachi Metals Ltd 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
US20150093501A1 (en) * 2009-07-01 2015-04-02 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth magnet and its preparation
US10160037B2 (en) * 2009-07-01 2018-12-25 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth magnet and its preparation
US10614952B2 (en) 2011-05-02 2020-04-07 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth permanent magnets and their preparation
US11482377B2 (en) 2011-05-02 2022-10-25 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth permanent magnets and their preparation
US11791093B2 (en) 2011-05-02 2023-10-17 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rare earth permanent magnets and their preparation
WO2013005097A1 (en) 2011-07-07 2013-01-10 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Rare-earth nanocomposite magnet, and method for production of rare-earth nanocomposite magnet
JP2013042004A (ja) * 2011-08-17 2013-02-28 Minebea Co Ltd α−Ｆｅ／Ｒ２ＴＭ１４Ｂ系ナノコンポジット磁石の製造方法
JP2017011283A (ja) * 2016-08-10 2017-01-12 ミネベア株式会社 α−Ｆｅ／Ｒ２ＴＭ１４Ｂ系ナノコンポジット磁石の製造方法
CN112844537A (zh) * 2021-01-11 2021-05-28 杨利琴 磁性材料加工系统及方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20070100095A (ko) 2007-10-10
US20090223606A1 (en) 2009-09-10
EP1826782A1 (en) 2007-08-29
JP4858497B2 (ja) 2012-01-18
JP2009013498A (ja) 2009-01-22
EP1826782B1 (en) 2016-03-02
KR101311058B1 (ko) 2013-09-24
JPWO2006064794A1 (ja) 2008-06-12
CN1906713A (zh) 2007-01-31
JP4169074B2 (ja) 2008-10-22
US7842140B2 (en) 2010-11-30
EP1826782A4 (en) 2010-05-05
CN100590757C (zh) 2010-02-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4858497B2 (ja) 鉄基希土類系ナノコンポジット磁石粉末の製造方法
EP1446816B1 (en) Nanocomposite magnet
US7208097B2 (en) Iron-based rare earth alloy nanocomposite magnet and method for producing the same
EP1158545B1 (en) Permanent magnet including multiple ferromagnetic phases and method for producing the magnet
JP4766045B2 (ja) 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
JP4687662B2 (ja) 鉄基希土類合金磁石
JP3801456B2 (ja) 鉄基希土類系永久磁石合金およびその製造方法
WO2003003386A1 (en) R-t-b-c based rare earth magnetic powder and bonded magnet
JP3264664B1 (ja) 複数の強磁性相を有する永久磁石およびその製造方法
JP4788300B2 (ja) 鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石およびその製造方法
JP4715245B2 (ja) 鉄基希土類ナノコンポジット磁石およびその製造方法
JP2002064009A (ja) 鉄基希土類合金磁石およびその製造方法
JP3773484B2 (ja) ナノコンポジット磁石
JP2003286548A (ja) ナノコンポジット磁石用急冷合金およびその製造方法
JP3763774B2 (ja) 鉄基希土類合金磁石用急冷合金、及び鉄基希土類合金磁石の製造方法
JP2002343660A (ja) 複数の強磁性相を有する永久磁石およびその製造方法
JP3583116B2 (ja) 鉄基希土類合金磁石およびその製造方法
JP2007201102A (ja) 鉄基希土類永久磁石およびその製造方法
JP2001223103A (ja) 微細結晶型鉄基合金磁石およびその製造方法
JP2003286547A (ja) ナノコンポジット磁石用急冷合金

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200580001849.X

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2006519681

Country of ref document: JP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020067010044

Country of ref document: KR

AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BW BY BZ CA CH CN CO CR CU CZ DE DK DM DZ EC EE EG ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS JP KE KG KM KN KP KR KZ LC LK LR LS LT LU LV LY MA MD MG MK MN MW MX MZ NA NG NI NO NZ OM PG PH PL PT RO RU SC SD SE SG SK SL SM SY TJ TM TN TR TT TZ UA UG US UZ VC VN YU ZA ZM ZW

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): GM KE LS MW MZ NA SD SL SZ TZ UG ZM ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IS IT LT LU LV MC NL PL PT RO SE SI SK TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GQ GW ML MR NE SN TD TG

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2005816736

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 10596880

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12006501295

Country of ref document: PH

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2005816736

Country of ref document: EP