JP2003193208A - 磁石材料及びその製造方法 - Google Patents
磁石材料及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 結晶粒が超微細で、残留磁束密度が大きく、
充分な最大磁気エネルギー積を有する磁石を実現する。 【解決手段】 本発明の磁石材料は、一般式Ｒｘ（Ｔ
１−ｕ−ｖ−ｗＣｕｕＭ１ ｖＭ２ｗ）１−ｘ−ｙＡｙ （式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくと
も１種の元素、ＴはＦｅまたはＣｏ、Ｍ１はＺｒ，Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｗ，Ｈｆの少なくとも１種の元
素、Ｍ２はＣｒ，Ｖ，Ｍｎ，Ｎｉの少なくとも１種の元
素、ＡはＮまたはＢの少なくとも１種の元素、ｘ，ｙ，
ｕ，ｖ，及びｗはそれぞれ原子比で０．０４≦ｘ≦０．
２、００１≦ｙ≦０．２、００２≦ｕ≦０．２、０≦ｖ
≦０．２、０≦ｗ≦０．２）で実質的に表され、２０原
子％以上のＣｕを含む非磁性相０．２〜１０体積％と硬
磁性主相を含み、かつ前記硬磁性主相の平均結晶粒径が
１００ｎｍ以下であることを特徴とする。
充分な最大磁気エネルギー積を有する磁石を実現する。 【解決手段】 本発明の磁石材料は、一般式Ｒｘ（Ｔ
１−ｕ−ｖ−ｗＣｕｕＭ１ ｖＭ２ｗ）１−ｘ−ｙＡｙ （式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくと
も１種の元素、ＴはＦｅまたはＣｏ、Ｍ１はＺｒ，Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｗ，Ｈｆの少なくとも１種の元
素、Ｍ２はＣｒ，Ｖ，Ｍｎ，Ｎｉの少なくとも１種の元
素、ＡはＮまたはＢの少なくとも１種の元素、ｘ，ｙ，
ｕ，ｖ，及びｗはそれぞれ原子比で０．０４≦ｘ≦０．
２、００１≦ｙ≦０．２、００２≦ｕ≦０．２、０≦ｖ
≦０．２、０≦ｗ≦０．２）で実質的に表され、２０原
子％以上のＣｕを含む非磁性相０．２〜１０体積％と硬
磁性主相を含み、かつ前記硬磁性主相の平均結晶粒径が
１００ｎｍ以下であることを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は磁石材料及びその製
造方法に関する。
造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】高性能希土類磁石としてはＳｍ−Ｃｏ磁
石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石などが知られており、現在量産
されている。このような高性能磁石は主としてモータ、
スピーカ、計測器等の電気機器に使用されている。近
年、各種電気機器の小型軽量化、低消費電力化の要求が
高まり、これに対応するために永久磁石の最大磁気エネ
ルギー積（ＢＨｍａｘ）を向上させた、より高性能の永
久磁石が求められている。新しい高性能磁石材料の候補
としては１９９０年にＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系材料がＣｏｅｙ
らによって発表され注目を集めている。Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ
はＮｄ−Ｆｅ−Ｂに匹敵する高い飽和磁化とＮｄ−Ｆｅ
−Ｂを凌駕する大きな磁気異方性を有するため、高性能
磁石としての応用が期待されている。
石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石などが知られており、現在量産
されている。このような高性能磁石は主としてモータ、
スピーカ、計測器等の電気機器に使用されている。近
年、各種電気機器の小型軽量化、低消費電力化の要求が
高まり、これに対応するために永久磁石の最大磁気エネ
ルギー積（ＢＨｍａｘ）を向上させた、より高性能の永
久磁石が求められている。新しい高性能磁石材料の候補
としては１９９０年にＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系材料がＣｏｅｙ
らによって発表され注目を集めている。Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ
はＮｄ−Ｆｅ−Ｂに匹敵する高い飽和磁化とＮｄ−Ｆｅ
−Ｂを凌駕する大きな磁気異方性を有するため、高性能
磁石としての応用が期待されている。
【０００３】Ｒ−Ｔ−Ｎ系永久磁石材料（Ｒは希土類元
素の１種または２種以上、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）
において、高い磁気特性を実現するには、窒化処理条件
を最適化する必要がある他、結晶粒を微細化することが
重要である。結晶の微細化により保磁力（ｉＨｃ）を高
められる他、微粒子の間に交換結合が働き、残留磁束密
度（Ｂｒ）、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが向
上する。微細化手段としては、溶湯急冷法や、水素化・
分解反応・脱水素・再結合反応処理（ＨＤＤＲ法）によ
り結晶を微細化する方法、などがある。溶湯急冷法は微
細、かつ均一な合金組織を得るため、速い溶湯急冷速度
と高精度の急冷制御技術を要し、設備コスト増大など、
生産上の課題を残している。これに対して、ＨＤＤＲ法
は汎用性に富んだ低コストの製造方法である。
素の１種または２種以上、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）
において、高い磁気特性を実現するには、窒化処理条件
を最適化する必要がある他、結晶粒を微細化することが
重要である。結晶の微細化により保磁力（ｉＨｃ）を高
められる他、微粒子の間に交換結合が働き、残留磁束密
度（Ｂｒ）、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが向
上する。微細化手段としては、溶湯急冷法や、水素化・
分解反応・脱水素・再結合反応処理（ＨＤＤＲ法）によ
り結晶を微細化する方法、などがある。溶湯急冷法は微
細、かつ均一な合金組織を得るため、速い溶湯急冷速度
と高精度の急冷制御技術を要し、設備コスト増大など、
生産上の課題を残している。これに対して、ＨＤＤＲ法
は汎用性に富んだ低コストの製造方法である。
【０００４】ＨＤＤＲ法によって高性能ＳｍＦｅＮを開
発しようとする試みはＣｏｅｙらの発表後いくつかの研
究グループによってなされており、例えばＸ．Ｃｈｅｎ
とＺ．ＡｌｔｏｕｎｉａｎはＳｍ２Ｆｅ１７におけるＦ
ｅの一部を各種元素（Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ）で置換してＨＤＤＲ反応挙動を詳
しく調べ、ＴｉまたはＮｂで置換した場合には高い磁気
特性が得られることを見出した（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ
Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ，７５（１０）（１
９９１）ｐ６０１２）。また、飛世らはＳｍ２Ｆｅ１７
にＴｉ，Ｂを添加し、結晶粒の平均粒径が２００ｎｍま
で微細化できることを報告した（Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇ
ｓ ｏｆ １６ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｗ
ｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ ＲＥ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ
Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ（２０００）
ｐ７９３）。しかしながら、この方法によっても結晶粒
の微細化が十分とは言えず、溶湯急冷法により得られた
ものと比較すると、残留磁束密度（Ｂｒ）が小さいこと
や保磁力（ｉＨｃ）、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘが足りないといった課題を有する。また、ＨＤＤＲ
法によって高性能ＮｄＦｅＢの開発も進められており、
合金組成の調整または処理プロセスの適切化によって異
方性の合金粉末が得られることを見出したが（Ｊｏｕｒ
ｎａｌ ｏｆ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏ
ｆ Ｊａｐａｎ，２３（１９９９）ｐ３００）、結晶粒
の平均粒径が３００ｎｍであり、更なる微細な組織と高
特性化が求められている。
発しようとする試みはＣｏｅｙらの発表後いくつかの研
究グループによってなされており、例えばＸ．Ｃｈｅｎ
とＺ．ＡｌｔｏｕｎｉａｎはＳｍ２Ｆｅ１７におけるＦ
ｅの一部を各種元素（Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ）で置換してＨＤＤＲ反応挙動を詳
しく調べ、ＴｉまたはＮｂで置換した場合には高い磁気
特性が得られることを見出した（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ
Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ，７５（１０）（１
９９１）ｐ６０１２）。また、飛世らはＳｍ２Ｆｅ１７
にＴｉ，Ｂを添加し、結晶粒の平均粒径が２００ｎｍま
で微細化できることを報告した（Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇ
ｓ ｏｆ １６ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｗ
ｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ ＲＥ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ
Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ（２０００）
ｐ７９３）。しかしながら、この方法によっても結晶粒
の微細化が十分とは言えず、溶湯急冷法により得られた
ものと比較すると、残留磁束密度（Ｂｒ）が小さいこと
や保磁力（ｉＨｃ）、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘが足りないといった課題を有する。また、ＨＤＤＲ
法によって高性能ＮｄＦｅＢの開発も進められており、
合金組成の調整または処理プロセスの適切化によって異
方性の合金粉末が得られることを見出したが（Ｊｏｕｒ
ｎａｌ ｏｆ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏ
ｆ Ｊａｐａｎ，２３（１９９９）ｐ３００）、結晶粒
の平均粒径が３００ｎｍであり、更なる微細な組織と高
特性化が求められている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上述したように、従来
の磁石においては、結晶粒の微細化がまだ不十分である
ことに起因して、残留磁束密度（Ｂｒ）が不十分で、充
分な最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが得られてい
ないという課題があった。本発明はこのような課題に対
処するためになされたもので、高い磁気特性を実現でき
る１００ｎｍ以下の超微細結晶体を有する磁石材料及び
製造方法を提供することを目的としている。
の磁石においては、結晶粒の微細化がまだ不十分である
ことに起因して、残留磁束密度（Ｂｒ）が不十分で、充
分な最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが得られてい
ないという課題があった。本発明はこのような課題に対
処するためになされたもので、高い磁気特性を実現でき
る１００ｎｍ以下の超微細結晶体を有する磁石材料及び
製造方法を提供することを目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は上記した目的を
達成するために、磁石材料の結晶粒を超微細化すること
について鋭意研究を重ねた結果成されたものである。す
なわち、第１の本発明は、一般式Ｒｘ（Ｔ
１−ｕ−ｖ−ｗＣｕｕＭ１ｖＭ２ ｗ）１−ｘ−ｙＡｙ
（式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくと
も１種の元素、ＴはＦｅまたはＣｏから選ばれる少なく
とも１種の元素、Ｍ１はＺｒ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔ
ａ，Ｗ，Ｈｆから選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ２
はＣｒ，Ｖ，Ｍｎ，Ｎｉから選ばれる少なくとも１種の
元素、ＡはＮまたはＢから選ばれる少なくとも１種の元
素、ｘ，ｙ，ｕ，ｖはそれぞれ原子比で０．０４≦ｘ≦
０．２、０．００１≦ｙ≦０．２、０．００２≦ｕ≦
０．２、０≦ｖ≦０．２、０≦ｗ≦０．２）で実質的に
表され、２０原子％以上のＣｕを含む非磁性相０．２〜
１０体積％と硬磁性主相を含み、かつ前記硬磁性主相の
平均結晶粒径が１００ｎｍ以下であることを特徴とする
磁石材料である。
達成するために、磁石材料の結晶粒を超微細化すること
について鋭意研究を重ねた結果成されたものである。す
なわち、第１の本発明は、一般式Ｒｘ（Ｔ
１−ｕ−ｖ−ｗＣｕｕＭ１ｖＭ２ ｗ）１−ｘ−ｙＡｙ
（式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくと
も１種の元素、ＴはＦｅまたはＣｏから選ばれる少なく
とも１種の元素、Ｍ１はＺｒ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔ
ａ，Ｗ，Ｈｆから選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ２
はＣｒ，Ｖ，Ｍｎ，Ｎｉから選ばれる少なくとも１種の
元素、ＡはＮまたはＢから選ばれる少なくとも１種の元
素、ｘ，ｙ，ｕ，ｖはそれぞれ原子比で０．０４≦ｘ≦
０．２、０．００１≦ｙ≦０．２、０．００２≦ｕ≦
０．２、０≦ｖ≦０．２、０≦ｗ≦０．２）で実質的に
表され、２０原子％以上のＣｕを含む非磁性相０．２〜
１０体積％と硬磁性主相を含み、かつ前記硬磁性主相の
平均結晶粒径が１００ｎｍ以下であることを特徴とする
磁石材料である。
【０００７】上記第１の本発明において、前記硬磁性主
相の結晶構造は、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｎｉ１７型、Ｔ
ｈ２Ｚｎ１７型、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型であることが望ま
しい。また、これらの相にＴｈＭｎ１２型，ＲＥ３Ｔ
２９型の相が混在していても差し支えない。また、前記
Ｍ１は、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＨｆまたはＭｏから選ばれ
る少なくとも１種の元素を必ず含むことが望ましく、さ
らに、前記Ｍ２は、ＣｒまたはＶから選ばれる少なくと
も１種の元素を必ず含むことが望ましい。
相の結晶構造は、ＴｂＣｕ７型、Ｔｈ２Ｎｉ１７型、Ｔ
ｈ２Ｚｎ１７型、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型であることが望ま
しい。また、これらの相にＴｈＭｎ１２型，ＲＥ３Ｔ
２９型の相が混在していても差し支えない。また、前記
Ｍ１は、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＨｆまたはＭｏから選ばれ
る少なくとも１種の元素を必ず含むことが望ましく、さ
らに、前記Ｍ２は、ＣｒまたはＶから選ばれる少なくと
も１種の元素を必ず含むことが望ましい。
【０００８】さらに、第２の本発明は、原料粉末を、平
均粉末粒径３〜５００μｍに粉砕し、続いて０．１〜１
０ａｔｍの水素ガス中または水素ガス分圧を有した窒素
ガス以外の不活性ガス中で４５０〜８５０℃で１〜８時
間保持して水素化及び分解反応処理を行ない、次に１
３．３Ｐａ以下の真空中に６００℃〜９５０℃で０．１
〜３時間保持して脱水素及び再結合反応処理を行なう工
程を含むことを特徴とする磁石材料の製造方法である。
均粉末粒径３〜５００μｍに粉砕し、続いて０．１〜１
０ａｔｍの水素ガス中または水素ガス分圧を有した窒素
ガス以外の不活性ガス中で４５０〜８５０℃で１〜８時
間保持して水素化及び分解反応処理を行ない、次に１
３．３Ｐａ以下の真空中に６００℃〜９５０℃で０．１
〜３時間保持して脱水素及び再結合反応処理を行なう工
程を含むことを特徴とする磁石材料の製造方法である。
【０００９】（作用）本発明者らは、Ｒ−Ｔ−Ｍ−Ｃｕ
合金系を研究した結果、Ｒ−Ｔ―Ｍ―Ｃｕ系に高Ｔ濃度
のＲ−Ｔ相と非磁性Ｃｕリッチ相との共存関係を見出
し、すでに特許出願を行っているが（特開２００１−１
９８２０６参照）、本発明は、これらの研究過程から発
明をするに至ったもので、非磁性相Ｃｕリッチ相の導入
によって、ＨＤＤＲ法を用いて超微細化した結晶を形成
することの可能性、更にＲ−Ｔ−Ａ合金系の結晶構造安
定性の観点からＭ１とＭ２の２種類の内の少なくとも１
種の元素を更に複合添加する際の効果を検討した結果、
本願発明を完成したものである。
合金系を研究した結果、Ｒ−Ｔ―Ｍ―Ｃｕ系に高Ｔ濃度
のＲ−Ｔ相と非磁性Ｃｕリッチ相との共存関係を見出
し、すでに特許出願を行っているが（特開２００１−１
９８２０６参照）、本発明は、これらの研究過程から発
明をするに至ったもので、非磁性相Ｃｕリッチ相の導入
によって、ＨＤＤＲ法を用いて超微細化した結晶を形成
することの可能性、更にＲ−Ｔ−Ａ合金系の結晶構造安
定性の観点からＭ１とＭ２の２種類の内の少なくとも１
種の元素を更に複合添加する際の効果を検討した結果、
本願発明を完成したものである。
【００１０】すなわち、本発明の磁石材料は、Ｒ−Ｔ−
Ａ系を基本としてＣｕ元素を添加し、Ｃｕリッチ相を導
入することを特徴としている。これまでに、上記Ｔの一
部にＣｕなどの原子を置換することによって磁気特性を
改善する技術に関する幾つかの報告がある。例えば、特
開平１１−２９３４１８号公報、及び特開平１１−２９
７５１８号公報には、ＳｍＦｅＭＮ磁石材料のＭ元素群
にＣｕを添加することが開示されているが、この技術に
おいて、合金組織については主相或いは主相＋軟磁性相
の組織が理想であるとの記載があるのみで、２０原子％
以上のＣｕを含む非磁性相（Ｃｕリッチ相）の存在に関
して何ら開示されていない。すなわち、Ｃｕリッチ相を
形成することについては何ら着想されていなかったので
ある。本発明では上記Ｃｕリッチ相の導入によって、そ
れが存在していない場合と比較して結晶粒を超微細化す
ることが可能となることに着想し発明を完成したもので
ある。更に，本発明は上述したＣｕリッチ相の存在に加
えてＲ−Ｆｅ−Ａ系合金の結晶構造に強い影響を持つ２
種類の元素（Ｆｅと固溶しにくいＭ１元素とＦｅと固溶
しやすいＭ２元素）の少なくとも一方を添加することに
よってさらに特性を改善することができるものであり、
これは、Ｃｕリッチ相の存在とこれら２種類の元素の内
の少なくとも一種を添加することによって、ＨＤＤＲ処
理中の各反応の核生成率を向上させ、粒成長を抑制し、
更なる超微細な合金組織と高磁気特性が可能となったも
のである。Ｃｕリッチ相とＭ１元素とＭ２元素との少な
くとも三種類複合添加が特に望ましい。
Ａ系を基本としてＣｕ元素を添加し、Ｃｕリッチ相を導
入することを特徴としている。これまでに、上記Ｔの一
部にＣｕなどの原子を置換することによって磁気特性を
改善する技術に関する幾つかの報告がある。例えば、特
開平１１−２９３４１８号公報、及び特開平１１−２９
７５１８号公報には、ＳｍＦｅＭＮ磁石材料のＭ元素群
にＣｕを添加することが開示されているが、この技術に
おいて、合金組織については主相或いは主相＋軟磁性相
の組織が理想であるとの記載があるのみで、２０原子％
以上のＣｕを含む非磁性相（Ｃｕリッチ相）の存在に関
して何ら開示されていない。すなわち、Ｃｕリッチ相を
形成することについては何ら着想されていなかったので
ある。本発明では上記Ｃｕリッチ相の導入によって、そ
れが存在していない場合と比較して結晶粒を超微細化す
ることが可能となることに着想し発明を完成したもので
ある。更に，本発明は上述したＣｕリッチ相の存在に加
えてＲ−Ｆｅ−Ａ系合金の結晶構造に強い影響を持つ２
種類の元素（Ｆｅと固溶しにくいＭ１元素とＦｅと固溶
しやすいＭ２元素）の少なくとも一方を添加することに
よってさらに特性を改善することができるものであり、
これは、Ｃｕリッチ相の存在とこれら２種類の元素の内
の少なくとも一種を添加することによって、ＨＤＤＲ処
理中の各反応の核生成率を向上させ、粒成長を抑制し、
更なる超微細な合金組織と高磁気特性が可能となったも
のである。Ｃｕリッチ相とＭ１元素とＭ２元素との少な
くとも三種類複合添加が特に望ましい。
【００１１】さらに、本製造方法の発明においては、Ｈ
ＤＤＲ処理には主として水素化・分解反応（ＨＤ反応：
粗大な主相―＞Ｔ相＋Ｒ水素化物）と脱水素・再結合反
応（ＤＲ反応：Ｔ相＋Ｒ水素化物―＞微細な主相）とい
う複雑な反応が発生しており、超微細かつ均一な結晶粒
を得るため、ＨＤ反応とＤＲ反応の制御が極めて重要で
ある。本発明ではＨＤＤＲ処理中の雰囲気種類・分圧、
処理温度・時間の制御によって結晶粒を超微細化するこ
とが可能となるものである。
ＤＤＲ処理には主として水素化・分解反応（ＨＤ反応：
粗大な主相―＞Ｔ相＋Ｒ水素化物）と脱水素・再結合反
応（ＤＲ反応：Ｔ相＋Ｒ水素化物―＞微細な主相）とい
う複雑な反応が発生しており、超微細かつ均一な結晶粒
を得るため、ＨＤ反応とＤＲ反応の制御が極めて重要で
ある。本発明ではＨＤＤＲ処理中の雰囲気種類・分圧、
処理温度・時間の制御によって結晶粒を超微細化するこ
とが可能となるものである。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下、本発明を実施するための形
態について説明する。本発明の磁石材料は、上述したよ
うに 一般式 Ｒｘ（Ｔ１−ｕ−ｖ−ｗＣｕｕＭ１ｖＭ２ｗ）
１−ｘ−ｙＡｙ （式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくと
も１種の元素、ＴはＦｅまたはＣｏから選ばれる少なく
とも１種の元素、Ｍ１はＺｒ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔ
ａ，Ｗ，Ｈｆから選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ２
はＣｒ，Ｖ，Ｍｎ，Ｎｉから選ばれる少なくとも１種の
元素、ＡはＮまたはＢから選ばれる少なくとも１種の元
素、ｘ，ｙ，ｕ，ｖはそれぞれ原子比で０．０４≦ｘ≦
０．２、０．００１≦ｙ≦０．２、０．００２≦ｕ≦
０．２、０≦ｖ≦０．２、０≦ｗ≦０．２）で実質的に
表され、２０原子％以上のＣｕを含む非磁性相０．２〜
１０体積％と硬磁性主相を含み、かつ前記硬磁性主相の
平均結晶粒径が１００ｎｍ以下であることを特徴とする
ものである。
態について説明する。本発明の磁石材料は、上述したよ
うに 一般式 Ｒｘ（Ｔ１−ｕ−ｖ−ｗＣｕｕＭ１ｖＭ２ｗ）
１−ｘ−ｙＡｙ （式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくと
も１種の元素、ＴはＦｅまたはＣｏから選ばれる少なく
とも１種の元素、Ｍ１はＺｒ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔ
ａ，Ｗ，Ｈｆから選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ２
はＣｒ，Ｖ，Ｍｎ，Ｎｉから選ばれる少なくとも１種の
元素、ＡはＮまたはＢから選ばれる少なくとも１種の元
素、ｘ，ｙ，ｕ，ｖはそれぞれ原子比で０．０４≦ｘ≦
０．２、０．００１≦ｙ≦０．２、０．００２≦ｕ≦
０．２、０≦ｖ≦０．２、０≦ｗ≦０．２）で実質的に
表され、２０原子％以上のＣｕを含む非磁性相０．２〜
１０体積％と硬磁性主相を含み、かつ前記硬磁性主相の
平均結晶粒径が１００ｎｍ以下であることを特徴とする
ものである。
【００１３】以下、本発明の磁石材料を構成する各成分
について詳細に説明する。 （１）Ｒ元素 Ｒ元素としてはＹを含む希土類元素から選ばれる少なく
とも１種の元素が使用される。Ｒ元素はいずれも磁石材
料に大きな磁気異方性をもたらし、高い保磁力を付与す
るために４〜２０原子％の範囲で配合される。Ｒ元素の
総量を４原子％未満にすると多量のα−Ｆｅが析出して
大きな保磁力が得られず、一方２０原子％を超えると多
量のＲリッチ相が形成し、飽和磁化の低下が著しい。よ
り好ましいＲ元素の配合量は、Ａ元素は主にＮを用いる
場合、８〜１２原子％であり、さらに好ましくは８．５
〜１１原子％であり、Ａ元素は主にＢを用いる場合、８
〜１４原子％であり、さらに好ましくは１１〜１２．５
原子％である。Ｒ元素としては、Ｓｍ，Ｎｄ，Ｐｒを用
いることが好ましく、Ｓｍ，Ｎｄは特に好ましい。Ａ元
素は主にＮを用いる場合、Ｒの総量の５０原子％以上、
さらに好ましくは７０原子％以上をＳｍとすることによ
り、磁石材料の性能、とりわけ保磁力を高めるのに有効
である。
について詳細に説明する。 （１）Ｒ元素 Ｒ元素としてはＹを含む希土類元素から選ばれる少なく
とも１種の元素が使用される。Ｒ元素はいずれも磁石材
料に大きな磁気異方性をもたらし、高い保磁力を付与す
るために４〜２０原子％の範囲で配合される。Ｒ元素の
総量を４原子％未満にすると多量のα−Ｆｅが析出して
大きな保磁力が得られず、一方２０原子％を超えると多
量のＲリッチ相が形成し、飽和磁化の低下が著しい。よ
り好ましいＲ元素の配合量は、Ａ元素は主にＮを用いる
場合、８〜１２原子％であり、さらに好ましくは８．５
〜１１原子％であり、Ａ元素は主にＢを用いる場合、８
〜１４原子％であり、さらに好ましくは１１〜１２．５
原子％である。Ｒ元素としては、Ｓｍ，Ｎｄ，Ｐｒを用
いることが好ましく、Ｓｍ，Ｎｄは特に好ましい。Ａ元
素は主にＮを用いる場合、Ｒの総量の５０原子％以上、
さらに好ましくは７０原子％以上をＳｍとすることによ
り、磁石材料の性能、とりわけ保磁力を高めるのに有効
である。
【００１４】（２）Ｔ元素
Ｔ元素はＦｅまたはＣｏから選ばれる少なくとも１種の
元素であるが、主として磁石材料の磁化を担うものであ
る。Ｔを多量に配合することにより磁石材料の飽和磁化
を高めることができるが、過剰に配合するとα−Ｆｅ相
の析出により保磁力を低下させる恐れがある。
元素であるが、主として磁石材料の磁化を担うものであ
る。Ｔを多量に配合することにより磁石材料の飽和磁化
を高めることができるが、過剰に配合するとα−Ｆｅ相
の析出により保磁力を低下させる恐れがある。
【００１５】（３）Ｃｕ
Ｃｕは合金組織微細化のために有効な元素である。適量
なＣｕ添加はＨＤＤＲ反応中の核生成率の向上をもたら
す他、合金中にＣｕリッチ合金相（Ｃｕ量が２０原子％
以上）を形成し、粒成長阻止のピンニングサイトとして
ＨＤＤＲ処理中の粒成長の抑制には極めて有効であり、
組織を超微細させる効果を有する。合金中のＣｕリッチ
相の主要構成元素はＣｕとＲであるため、Ｃｕリッチ相
を形成するには、主相でのＣｕ固溶域以上のＣｕ元素を
添加する他、導入するＣｕリッチ相の量によってＲ元素
の添加量を増やすことが重要である。合金組成中のＲ元
素量を調整せず、単なる組成中のＴをＣｕに置換する
と、母合金に粗大な軟磁性Ｔ相が形成され、保磁力が著
しく低下する場合がある。Ｃｕリッチ合金相がピンニン
グサイトとして働くほか、Ｒ−Ｔ−Ａ合金のＨＤＤＲ温
度の低減にも極めて有効である。特に、Ｍ１，Ｍ２元素
を添加し、合金のＨＤＤＲ反応温度が高まる場合は、Ｃ
ｕとの複合添加により、ＨＤＤＲ反応がより低い温度お
よび／または短時間で完成でき、結晶粒の微細化に有効
である。Ｃｕの配合量をＴ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量の
０．２原子％未満にするとその配合効果を十分に達成で
きず、一方Ｔ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量の２０原子％を
超えると飽和磁化の低下を招く。より好ましいＣｕ元素
の配合量はＴ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量の０．５〜１０
原子％であり、さらに好ましくは１〜７原子％である。
前記Ｃｕの５０原子％以下を、Ｓｉ，Ｇａ，Ｚｎ，Ａ
ｌ，Ｇｅから選ばれる少なくとも１種の元素で置換する
ことができる。このような組成にすることによって減磁
曲線の角型性が向上するなどして、磁石特性特性が改善
される場合がある。
なＣｕ添加はＨＤＤＲ反応中の核生成率の向上をもたら
す他、合金中にＣｕリッチ合金相（Ｃｕ量が２０原子％
以上）を形成し、粒成長阻止のピンニングサイトとして
ＨＤＤＲ処理中の粒成長の抑制には極めて有効であり、
組織を超微細させる効果を有する。合金中のＣｕリッチ
相の主要構成元素はＣｕとＲであるため、Ｃｕリッチ相
を形成するには、主相でのＣｕ固溶域以上のＣｕ元素を
添加する他、導入するＣｕリッチ相の量によってＲ元素
の添加量を増やすことが重要である。合金組成中のＲ元
素量を調整せず、単なる組成中のＴをＣｕに置換する
と、母合金に粗大な軟磁性Ｔ相が形成され、保磁力が著
しく低下する場合がある。Ｃｕリッチ合金相がピンニン
グサイトとして働くほか、Ｒ−Ｔ−Ａ合金のＨＤＤＲ温
度の低減にも極めて有効である。特に、Ｍ１，Ｍ２元素
を添加し、合金のＨＤＤＲ反応温度が高まる場合は、Ｃ
ｕとの複合添加により、ＨＤＤＲ反応がより低い温度お
よび／または短時間で完成でき、結晶粒の微細化に有効
である。Ｃｕの配合量をＴ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量の
０．２原子％未満にするとその配合効果を十分に達成で
きず、一方Ｔ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量の２０原子％を
超えると飽和磁化の低下を招く。より好ましいＣｕ元素
の配合量はＴ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量の０．５〜１０
原子％であり、さらに好ましくは１〜７原子％である。
前記Ｃｕの５０原子％以下を、Ｓｉ，Ｇａ，Ｚｎ，Ａ
ｌ，Ｇｅから選ばれる少なくとも１種の元素で置換する
ことができる。このような組成にすることによって減磁
曲線の角型性が向上するなどして、磁石特性特性が改善
される場合がある。
【００１６】（４）Ｍ１元素
Ｍ１元素はＺｒ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｗ，Ｈｆか
ら選ばれる少なくとも１種の元素であるが、Ｒ−Ｆｅ−
Ａ系合金の結晶構造に強い影響を及ぼし、ＤＲ再結合反
応時の主相の粒成長を抑制させ、合金組織の微細化に有
効である。この他、母合金中のα−Ｆｅ相の析出の抑制
にも有効である。ただ、Ｍ１元素の置換は合金のＨＤ反
応温度を高める場合があり、Ｍ１元素のみの微細化効果
が不十分である。Ｃｕリッチ相とＭ１元素の複合添加
は、Ｃｕリッチ相のみの添加或いはＭ１元素のみの添加
に比べ、微細化の効果が高い。Ｍ１元素は主として主相
中のＴ元素が占めるサイトを置換するが、Ｍ１の配合量
を、Ｔ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量の２０原子％を超える
と飽和磁化の低下が著しい。より好ましいＭ１元素の配
合量はＴ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量の１〜１０原子％で
あり、さらに好ましくは１．５〜８原子％である。Ｍ１
元素としてはＴｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｍｏを用いるこ
とが好ましく、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂが特に好ましく、さら
にＴｉ＋Ｚｒの組み合わせが特に好ましい。
ら選ばれる少なくとも１種の元素であるが、Ｒ−Ｆｅ−
Ａ系合金の結晶構造に強い影響を及ぼし、ＤＲ再結合反
応時の主相の粒成長を抑制させ、合金組織の微細化に有
効である。この他、母合金中のα−Ｆｅ相の析出の抑制
にも有効である。ただ、Ｍ１元素の置換は合金のＨＤ反
応温度を高める場合があり、Ｍ１元素のみの微細化効果
が不十分である。Ｃｕリッチ相とＭ１元素の複合添加
は、Ｃｕリッチ相のみの添加或いはＭ１元素のみの添加
に比べ、微細化の効果が高い。Ｍ１元素は主として主相
中のＴ元素が占めるサイトを置換するが、Ｍ１の配合量
を、Ｔ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量の２０原子％を超える
と飽和磁化の低下が著しい。より好ましいＭ１元素の配
合量はＴ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量の１〜１０原子％で
あり、さらに好ましくは１．５〜８原子％である。Ｍ１
元素としてはＴｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｍｏを用いるこ
とが好ましく、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂが特に好ましく、さら
にＴｉ＋Ｚｒの組み合わせが特に好ましい。
【００１７】（５）Ｍ２元素
Ｍ２元素はＣｒ，Ｖ，Ｍｎ，Ｎｉから選ばれる少なくと
も１種の元素であるが、Ｒ−Ｆｅ−Ａ系合金の結晶構造
を決定付ける他、合金組織の微細化に有効である。特
に、Ｍ２元素はＣｕやＭ１元素と違って、Ｆｅと固溶し
やすいため、ＨＤ分解反応後のα―Ｆｅ相中にも多量存
在し、ＤＲ再結合反応（Ｔ相＋Ｒ水素化物―＞微細な主
相）時の主相の核生成を促進させ、組織の超微細化に重
要である。ただ、Ｍ２元素のみの微細化効果が不十分で
あり、Ｃｕ相との複合添加、特にＣｕ相とＭ１元素との
三元複合添加が組織の超微細化に極めて有効である。Ｍ
２元素は主として主相中のＴ元素が占めるサイトを置換
するが、Ｍ２の配合量を、Ｔ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量
の２０原子％を超えると飽和磁化の低下が著しい。より
好ましいＤ元素の配合量はＴ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量
の１〜１０原子％であり、さらに好ましくは１．５〜８
原子％である。Ｍ２元素としてはＣｒ，Ｖを用いること
が好ましい。
も１種の元素であるが、Ｒ−Ｆｅ−Ａ系合金の結晶構造
を決定付ける他、合金組織の微細化に有効である。特
に、Ｍ２元素はＣｕやＭ１元素と違って、Ｆｅと固溶し
やすいため、ＨＤ分解反応後のα―Ｆｅ相中にも多量存
在し、ＤＲ再結合反応（Ｔ相＋Ｒ水素化物―＞微細な主
相）時の主相の核生成を促進させ、組織の超微細化に重
要である。ただ、Ｍ２元素のみの微細化効果が不十分で
あり、Ｃｕ相との複合添加、特にＣｕ相とＭ１元素との
三元複合添加が組織の超微細化に極めて有効である。Ｍ
２元素は主として主相中のＴ元素が占めるサイトを置換
するが、Ｍ２の配合量を、Ｔ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量
の２０原子％を超えると飽和磁化の低下が著しい。より
好ましいＤ元素の配合量はＴ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕの総量
の１〜１０原子％であり、さらに好ましくは１．５〜８
原子％である。Ｍ２元素としてはＣｒ，Ｖを用いること
が好ましい。
【００１８】（６）Ａ元素
Ａ元素は主として主相のインタースティシャル位置に存
在し、Ａ元素を含まない場合と比較して結晶格子を拡大
させたり、電子構造を変化させることにより、キュリー
温度、磁気異方性、飽和磁化を向上させる働きを有す
る。Ａ元素は主にＢを用いる場合は主相の結晶構造はＮ
ｄ２Ｆｅ１４Ｂ型であり、Ａ元素は主にＮを用いる場合
は主相の結晶構造はＴｂＣｕ７型，Ｔｈ２Ｎｉ１７型，
Ｔｈ２Ｚｎ １７型のいずれかである。Ａ元素の配合量を
０．１原子％未満にするとその配合効果を十分に達成で
きず、一方２０原子％を超えると飽和磁化の低下を招
く。より好ましいＡ元素の配合量は主にＢを用いる場合
４〜１０原子％であり、主にＮを用いる場合３〜１８原
子％である。前記Ａ元素の５０原子％以下をＨ，Ｃ，
Ｓ，Ｐ，Ｏから選ばれる少なくとも１種の元素で置換す
ることができる。この場合において、Ｈ，Ｃ，Ｓ，Ｐ，
Ｏの置換またはＮとＢの複合添加により母合金またＨＤ
ＤＲ処理途中の合金中には微細な水素化合物相、Ｂリッ
チ相，Ｃリッチ相などを形成し、組織を更に微細させる
などの効果を有する。Ａ元素は主にＮを用いる場合でも
Ｂを用いることが好ましい。各元素の配合量や製造プロ
セスによっては、ＴｂＣｕ７型、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型，
Ｔｈ２Ｎｉ１７型，Ｔｈ２Ｚｎ１７型、ＴｈＭｎ
１２相，Ｒ３Ｆｅ２９相などを主相とすることがある
が、ＴｂＣｕ７型，Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型のいずれかを主
相とする場合に、特に高い磁石特性が得られる。ここ
で、前記主相とは磁石材料を構成する各結晶相および非
晶質相のうちで最大の体積占有率を有する相を意味する
ものである。本発明の磁石材料は５０原子％以上のＴを
含む軟磁性相を体積率で０．５〜４０％含むことができ
る。この場合は、保磁力がある程度低下するが、高いＢ
ｒが得られる。平均結晶粒径および合金相の体積比率は
電子顕微鏡や光学顕微鏡による観察、Ｘ線回折等を併用
して総合的に判断されるが、磁石材料断面を撮影した透
過型電子顕微鏡写真の面積分析法により求めることがで
きる。本発明の磁石材料は酸化物などの不可避的不純物
を含有することを許容する。
在し、Ａ元素を含まない場合と比較して結晶格子を拡大
させたり、電子構造を変化させることにより、キュリー
温度、磁気異方性、飽和磁化を向上させる働きを有す
る。Ａ元素は主にＢを用いる場合は主相の結晶構造はＮ
ｄ２Ｆｅ１４Ｂ型であり、Ａ元素は主にＮを用いる場合
は主相の結晶構造はＴｂＣｕ７型，Ｔｈ２Ｎｉ１７型，
Ｔｈ２Ｚｎ １７型のいずれかである。Ａ元素の配合量を
０．１原子％未満にするとその配合効果を十分に達成で
きず、一方２０原子％を超えると飽和磁化の低下を招
く。より好ましいＡ元素の配合量は主にＢを用いる場合
４〜１０原子％であり、主にＮを用いる場合３〜１８原
子％である。前記Ａ元素の５０原子％以下をＨ，Ｃ，
Ｓ，Ｐ，Ｏから選ばれる少なくとも１種の元素で置換す
ることができる。この場合において、Ｈ，Ｃ，Ｓ，Ｐ，
Ｏの置換またはＮとＢの複合添加により母合金またＨＤ
ＤＲ処理途中の合金中には微細な水素化合物相、Ｂリッ
チ相，Ｃリッチ相などを形成し、組織を更に微細させる
などの効果を有する。Ａ元素は主にＮを用いる場合でも
Ｂを用いることが好ましい。各元素の配合量や製造プロ
セスによっては、ＴｂＣｕ７型、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型，
Ｔｈ２Ｎｉ１７型，Ｔｈ２Ｚｎ１７型、ＴｈＭｎ
１２相，Ｒ３Ｆｅ２９相などを主相とすることがある
が、ＴｂＣｕ７型，Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型のいずれかを主
相とする場合に、特に高い磁石特性が得られる。ここ
で、前記主相とは磁石材料を構成する各結晶相および非
晶質相のうちで最大の体積占有率を有する相を意味する
ものである。本発明の磁石材料は５０原子％以上のＴを
含む軟磁性相を体積率で０．５〜４０％含むことができ
る。この場合は、保磁力がある程度低下するが、高いＢ
ｒが得られる。平均結晶粒径および合金相の体積比率は
電子顕微鏡や光学顕微鏡による観察、Ｘ線回折等を併用
して総合的に判断されるが、磁石材料断面を撮影した透
過型電子顕微鏡写真の面積分析法により求めることがで
きる。本発明の磁石材料は酸化物などの不可避的不純物
を含有することを許容する。
【００１９】（製造方法）次に、本発明に係わる磁石材
料の製造方法の例について説明する。まず所定量のＲ，
Ｔ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕ，Ａ元素を含む合金粗粉末を作製
する。Ａ元素を主にＮにする場合には、ＨＤＤＲ処理の
後ガス処理を用いて窒素含有させる。合金粗粉末はアー
ク溶解や高周波溶解などによって得られた母合金を平均
粉末粒径３〜５００μｍに粉砕して得ることが出来る。
この母合金の平均粉末粒径を、この範囲に設定すること
により、ＨＤＤＲ後均一な微細組織と良い角型性を得る
効果が発揮される。ストリップキャスト法で作製した合
金薄帯を粉砕して得ることも出来る。このようにして得
られた合金粉末または粉砕前の合金に対して必要に応じ
て熱処理を施して均質化することが可能である。合金粉
末の調整法や熱処理の条件によって主相の種類や体積占
有率を制御することも可能である。好ましい母合金の組
織はＲ−Ｔ−Ｍ−Ｄ−Ｃｕ−Ａ硬質磁性相と体積率で
０．１〜１０％Ｃｕリッチ相（Ｒ−Ｃｕ相）を含む。ま
た、ストリップキャスト法によって作製した合金薄帯の
使用は粉末のシャープな粒度分布に繋がるため、ＨＤＤ
Ｒ処理を通じてより均一な超微細組織が得られ、更によ
り均一な窒素処理とより高い磁気特性が得られる。
料の製造方法の例について説明する。まず所定量のＲ，
Ｔ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕ，Ａ元素を含む合金粗粉末を作製
する。Ａ元素を主にＮにする場合には、ＨＤＤＲ処理の
後ガス処理を用いて窒素含有させる。合金粗粉末はアー
ク溶解や高周波溶解などによって得られた母合金を平均
粉末粒径３〜５００μｍに粉砕して得ることが出来る。
この母合金の平均粉末粒径を、この範囲に設定すること
により、ＨＤＤＲ後均一な微細組織と良い角型性を得る
効果が発揮される。ストリップキャスト法で作製した合
金薄帯を粉砕して得ることも出来る。このようにして得
られた合金粉末または粉砕前の合金に対して必要に応じ
て熱処理を施して均質化することが可能である。合金粉
末の調整法や熱処理の条件によって主相の種類や体積占
有率を制御することも可能である。好ましい母合金の組
織はＲ−Ｔ−Ｍ−Ｄ−Ｃｕ−Ａ硬質磁性相と体積率で
０．１〜１０％Ｃｕリッチ相（Ｒ−Ｃｕ相）を含む。ま
た、ストリップキャスト法によって作製した合金薄帯の
使用は粉末のシャープな粒度分布に繋がるため、ＨＤＤ
Ｒ処理を通じてより均一な超微細組織が得られ、更によ
り均一な窒素処理とより高い磁気特性が得られる。
【００２０】次に、本発明に好適なＨＤＤＲ条件を説明
する。水素化・分解反応処理（ＨＤ処理）は０．１〜１
０ａｔｍの水素ガス中または水素ガス分圧を有した不活
性ガス（窒素ガスを除く）中で４５０〜９５０℃，１〜
８時間保持して行なう。ＨＤ過程では、水素化・分解反
応により母合金中の主相である硬質磁性相がＲ水素化物
とＴ，Ｔ−Ｍ１−Ｍ２，Ｔ−Ｍ１−Ｍ２−Ｃｕ，Ｃｕへ
分解し、Ｒ水素化物が粗大化する前にＨＤ処理を終える
ことが微細な組織と良好な磁気特性を得るために好まし
い。ＨＤ過程がより低温側および／または短時間側では
分解反応が全く起こらないか、あるいは母合金の一部だ
けしか分解反応が起こらない。この場合、分解反応が起
こらなかった部分は結晶粒が微細化しないため、後処理
のＤＲ過程、窒化処理（Ａ元素は主にＮとする場合の
み）を経て得られた窒化磁石粉末のＢｒ，Ｈｃ，（Ｂ
Ｈ）ｍａｘが低い。他方、ＨＤ過程がより高温側および
／または長時間側ではＨＤ処理後の組織が粗大粒化し、
このためＤＲ処理、窒化処理（Ａ元素は主にＮとする場
合のみ）後の硬質磁性相が粗大化するため磁気特性が劣
化する。好ましいＨＤ処理条件は合金主相の結晶構造に
依存するが、Ｎｄ２Ｆｅ １４Ｂ構造の場合には６００〜
８５０℃、２〜４時間であり、その以外には５００〜７
５０℃、２〜４時間である。なお、ＨＤ処理を多段化す
ることも組織の超微細化に有効である。この温度範囲及
び加熱時間をこの範囲にすることによって、水素化・分
解反応中に十分な核を生成させ、異常粒成長を抑制し、
処理後超微細な（Ｒ水化物＋Ｔ相）組織が得られる。
する。水素化・分解反応処理（ＨＤ処理）は０．１〜１
０ａｔｍの水素ガス中または水素ガス分圧を有した不活
性ガス（窒素ガスを除く）中で４５０〜９５０℃，１〜
８時間保持して行なう。ＨＤ過程では、水素化・分解反
応により母合金中の主相である硬質磁性相がＲ水素化物
とＴ，Ｔ−Ｍ１−Ｍ２，Ｔ−Ｍ１−Ｍ２−Ｃｕ，Ｃｕへ
分解し、Ｒ水素化物が粗大化する前にＨＤ処理を終える
ことが微細な組織と良好な磁気特性を得るために好まし
い。ＨＤ過程がより低温側および／または短時間側では
分解反応が全く起こらないか、あるいは母合金の一部だ
けしか分解反応が起こらない。この場合、分解反応が起
こらなかった部分は結晶粒が微細化しないため、後処理
のＤＲ過程、窒化処理（Ａ元素は主にＮとする場合の
み）を経て得られた窒化磁石粉末のＢｒ，Ｈｃ，（Ｂ
Ｈ）ｍａｘが低い。他方、ＨＤ過程がより高温側および
／または長時間側ではＨＤ処理後の組織が粗大粒化し、
このためＤＲ処理、窒化処理（Ａ元素は主にＮとする場
合のみ）後の硬質磁性相が粗大化するため磁気特性が劣
化する。好ましいＨＤ処理条件は合金主相の結晶構造に
依存するが、Ｎｄ２Ｆｅ １４Ｂ構造の場合には６００〜
８５０℃、２〜４時間であり、その以外には５００〜７
５０℃、２〜４時間である。なお、ＨＤ処理を多段化す
ることも組織の超微細化に有効である。この温度範囲及
び加熱時間をこの範囲にすることによって、水素化・分
解反応中に十分な核を生成させ、異常粒成長を抑制し、
処理後超微細な（Ｒ水化物＋Ｔ相）組織が得られる。
【００２１】脱水素・再結合反応処理（ＤＲ処理）は１
３．３Ｐａ以下の真空中に６５０℃〜９５０℃で０．１
〜２時間保持して行なう。ＤＲ過程では、脱水素・再結
合反応によりＲ水素化物が消失し、ＴｂＣｕ７型、Ｎｄ
２Ｆｅ１４Ｂ型，Ｔｈ２Ｎｉ １７型，Ｔｈ２Ｚｎ
１７型，ＴｈＭｎ１２相，Ｒ３Ｆｅ２９相のいずれか結
晶構造を有する相に再結晶するが、再結晶粒が粗大化す
る前にＤＲ処理を終えることが良好な磁気特性を得るた
めに好ましい。ＤＲ過程がより低温側および／または短
時間側では再結合反応が全く起こらないか、あるいは一
部だけしか再結合反応が起こらない。この場合、再結合
反応が起こらなかった部分は軟磁性相であるＴ相が残っ
ているため、窒化処理（Ａ元素は主にＮとする場合の
み）を経て得られた磁石粉末のｉＨｃが低い。他方、Ｄ
Ｒ過程がより高温側および／または長時間側ではＤＲ処
理後の組織が粗大粒化し、このためＤＲ処理、窒化処理
（Ａ元素は主にＮとする場合のみ）後の硬質磁性相が粗
大化するため磁気特性が劣化する。好ましいＨＤ処理条
件は合金主相の結晶構造に依存するが、Ｎｄ２Ｆｅ１４
Ｂ構造の場合には１３．３Ｐａ以下の真空中、７００〜
９５０℃、０．２〜１時間であり、その以外には１３．
３Ｐａ以下の真空中、６５０℃〜９００℃、０．２〜１
時間である。この温度範囲及び加熱時間をこの範囲にす
ることによって、脱水素・再結合反応中に十分な主相核
を生成させ、かつ異常粒成長を抑制し、処理後超微細な
組織が得られる。
３．３Ｐａ以下の真空中に６５０℃〜９５０℃で０．１
〜２時間保持して行なう。ＤＲ過程では、脱水素・再結
合反応によりＲ水素化物が消失し、ＴｂＣｕ７型、Ｎｄ
２Ｆｅ１４Ｂ型，Ｔｈ２Ｎｉ １７型，Ｔｈ２Ｚｎ
１７型，ＴｈＭｎ１２相，Ｒ３Ｆｅ２９相のいずれか結
晶構造を有する相に再結晶するが、再結晶粒が粗大化す
る前にＤＲ処理を終えることが良好な磁気特性を得るた
めに好ましい。ＤＲ過程がより低温側および／または短
時間側では再結合反応が全く起こらないか、あるいは一
部だけしか再結合反応が起こらない。この場合、再結合
反応が起こらなかった部分は軟磁性相であるＴ相が残っ
ているため、窒化処理（Ａ元素は主にＮとする場合の
み）を経て得られた磁石粉末のｉＨｃが低い。他方、Ｄ
Ｒ過程がより高温側および／または長時間側ではＤＲ処
理後の組織が粗大粒化し、このためＤＲ処理、窒化処理
（Ａ元素は主にＮとする場合のみ）後の硬質磁性相が粗
大化するため磁気特性が劣化する。好ましいＨＤ処理条
件は合金主相の結晶構造に依存するが、Ｎｄ２Ｆｅ１４
Ｂ構造の場合には１３．３Ｐａ以下の真空中、７００〜
９５０℃、０．２〜１時間であり、その以外には１３．
３Ｐａ以下の真空中、６５０℃〜９００℃、０．２〜１
時間である。この温度範囲及び加熱時間をこの範囲にす
ることによって、脱水素・再結合反応中に十分な主相核
を生成させ、かつ異常粒成長を抑制し、処理後超微細な
組織が得られる。
【００２２】Ａ元素を主にＮにする場合には、次に、前
記合金粉末に対してＮを含有させる。この場合、０．１
〜１００ａｔｍの窒素ガス雰囲気中で０．１〜１００時
間、３００〜９００℃の温度下で熱処理することが望ま
しい。前記熱処理の雰囲気は、窒素ガスに代えてアンモ
ニア等の窒素化合物ガスを用いても良い。窒素ガスある
いは窒素化合物ガスと水素ガスとを混合して用いること
で窒化反応を制御することも可能である。アンモニア等
の窒素化合物ガスを用いたり、水素ガスを混合したりす
ることによりＮの一部をＨで置換することが可能とな
る。本発明の磁石材料はボンド磁石として利用すること
が可能である。バインダーとしては通常エポキシ系ある
いはナイロン系などの樹脂が用いわれているが、低融点
金属または低融点合金をバインダーとしてメタルボンド
磁石を製造することも可能である。また、本発明の磁石
材料をホットプレス、熱間静水圧プレス、放電プラズマ
焼結などにより高密度の成形体として一体化することに
より磁石を製造することも可能である。また、本発明の
磁石材料を用いた磁石の製造においては、８００℃以上
の温度にまで昇温しないことが望ましい。
記合金粉末に対してＮを含有させる。この場合、０．１
〜１００ａｔｍの窒素ガス雰囲気中で０．１〜１００時
間、３００〜９００℃の温度下で熱処理することが望ま
しい。前記熱処理の雰囲気は、窒素ガスに代えてアンモ
ニア等の窒素化合物ガスを用いても良い。窒素ガスある
いは窒素化合物ガスと水素ガスとを混合して用いること
で窒化反応を制御することも可能である。アンモニア等
の窒素化合物ガスを用いたり、水素ガスを混合したりす
ることによりＮの一部をＨで置換することが可能とな
る。本発明の磁石材料はボンド磁石として利用すること
が可能である。バインダーとしては通常エポキシ系ある
いはナイロン系などの樹脂が用いわれているが、低融点
金属または低融点合金をバインダーとしてメタルボンド
磁石を製造することも可能である。また、本発明の磁石
材料をホットプレス、熱間静水圧プレス、放電プラズマ
焼結などにより高密度の成形体として一体化することに
より磁石を製造することも可能である。また、本発明の
磁石材料を用いた磁石の製造においては、８００℃以上
の温度にまで昇温しないことが望ましい。
【００２３】
【実施例】次に、本発明の具体的な実施例について説明
する。 （実施例１〜３６）まず、高純度の各原料を表１に示す
所定の割合で調合し、Ａｒ雰囲気中で高周波溶解して母
合金インゴットを作製し、乳鉢を用いて平均粉末粒径３
００μｍ以下に粉砕した。ひきつづきこの合金粉末を１
ａｔｍ以上の水素ガス中で５００〜８００℃で１〜８時
間保持する水素化及び分解反応処理を行ない、次に１
３．３Ｐａ以下の真空中に６５０℃〜９００℃で０．１
〜２時間保持する脱水素・再結合反応処理を行なった
後、１ａｔｍの窒素ガス雰囲気中、４５０℃温度で１０
時間熱処理を施して磁石粉末を作製した。各処理段階の
各合金粉末の生成相をＸ線回折分析とＴＥＭ／ＥＤＳで
調べたところ、ＨＤ処理後は主にＳｍ水素化物とα−Ｆ
ｅ相となり、ＤＲ処理後は主に均一かつ超微細な主相と
Ｃｕリッチ相となった。主相はＴｂＣｕ７型，Ｔｈ２Ｎ
ｉ １７型，Ｔｈ２Ｚｎ１７型のいずれの結晶構造からな
る単相、或はＴｂＣｕ７型，Ｔｈ２Ｎｉ１７型，Ｔｈ２
Ｚｎ１７型,ＴｈＭｎ１２型，ＲＥ３Ｔ２９型からなあ
る混在相であることが確認された。また、各合金にある
Ｃｕリッチ相の組成は主にＣｕ量が２０原子％以上であ
ることが分析された。次に各合金粉末から等方性ボンド
磁石を作製してＢ−Ｈトレーサで磁気測定を行った。Ｈ
ＤＤＲ処理後主相はＴｂＣｕ７型の場合はより高い磁気
特性が得られ、実施例２０の合金の場合、Ｂｒ＝０．７
５Ｔという高いＢｒが測定された。実施例１〜３６の各
合金組成、ＨＤＤＲ処理温度、平均結晶粒径、および等
方性ボンド磁石の磁気特性測定結果を表１に示す。
する。 （実施例１〜３６）まず、高純度の各原料を表１に示す
所定の割合で調合し、Ａｒ雰囲気中で高周波溶解して母
合金インゴットを作製し、乳鉢を用いて平均粉末粒径３
００μｍ以下に粉砕した。ひきつづきこの合金粉末を１
ａｔｍ以上の水素ガス中で５００〜８００℃で１〜８時
間保持する水素化及び分解反応処理を行ない、次に１
３．３Ｐａ以下の真空中に６５０℃〜９００℃で０．１
〜２時間保持する脱水素・再結合反応処理を行なった
後、１ａｔｍの窒素ガス雰囲気中、４５０℃温度で１０
時間熱処理を施して磁石粉末を作製した。各処理段階の
各合金粉末の生成相をＸ線回折分析とＴＥＭ／ＥＤＳで
調べたところ、ＨＤ処理後は主にＳｍ水素化物とα−Ｆ
ｅ相となり、ＤＲ処理後は主に均一かつ超微細な主相と
Ｃｕリッチ相となった。主相はＴｂＣｕ７型，Ｔｈ２Ｎ
ｉ １７型，Ｔｈ２Ｚｎ１７型のいずれの結晶構造からな
る単相、或はＴｂＣｕ７型，Ｔｈ２Ｎｉ１７型，Ｔｈ２
Ｚｎ１７型,ＴｈＭｎ１２型，ＲＥ３Ｔ２９型からなあ
る混在相であることが確認された。また、各合金にある
Ｃｕリッチ相の組成は主にＣｕ量が２０原子％以上であ
ることが分析された。次に各合金粉末から等方性ボンド
磁石を作製してＢ−Ｈトレーサで磁気測定を行った。Ｈ
ＤＤＲ処理後主相はＴｂＣｕ７型の場合はより高い磁気
特性が得られ、実施例２０の合金の場合、Ｂｒ＝０．７
５Ｔという高いＢｒが測定された。実施例１〜３６の各
合金組成、ＨＤＤＲ処理温度、平均結晶粒径、および等
方性ボンド磁石の磁気特性測定結果を表１に示す。
【００２４】（比較例１〜１０）実施例１〜３１と同様
にして合金粉末、等方性ボンド磁石を作製し、同様のＢ
−Ｈ測定を行った。比較例１〜１０の各合金組成、ＨＤ
ＤＲ処理温度およびＢ−Ｈ測定結果を表２に示す。実施
例の合金がＣｕリッチ相を含むのに対し、比較例の合金
は比較例１〜３がＣｕを含まない場合、比較例４〜６が
Ｃｕを含み、Ｃｕリッチ相を含まない場合ある。Ｃｕリ
ッチ相を含むことにより合金結晶粒径はこれが全く無い
場合より微細であり、磁気特性が優れることがわかっ
た。また、比較例７，８合金のＲ元素含有量、９，１０
合金のＡ元素含有量がいずれも合金組成の限定範囲外で
あり、磁気特性が極めて低い、合金のＲ，Ａ含有量が限
定範囲内であることが良好な磁気特性には必須であるこ
とがわかった。
にして合金粉末、等方性ボンド磁石を作製し、同様のＢ
−Ｈ測定を行った。比較例１〜１０の各合金組成、ＨＤ
ＤＲ処理温度およびＢ−Ｈ測定結果を表２に示す。実施
例の合金がＣｕリッチ相を含むのに対し、比較例の合金
は比較例１〜３がＣｕを含まない場合、比較例４〜６が
Ｃｕを含み、Ｃｕリッチ相を含まない場合ある。Ｃｕリ
ッチ相を含むことにより合金結晶粒径はこれが全く無い
場合より微細であり、磁気特性が優れることがわかっ
た。また、比較例７，８合金のＲ元素含有量、９，１０
合金のＡ元素含有量がいずれも合金組成の限定範囲外で
あり、磁気特性が極めて低い、合金のＲ，Ａ含有量が限
定範囲内であることが良好な磁気特性には必須であるこ
とがわかった。
【００２５】（実施例３７〜４１）まず、高純度の各原
料を表２に示す所定の割合で調合し、Ａｒ雰囲気中で高
周波溶解して母合金インゴットを作製し、乳鉢を用いて
平均粉末粒径１０６μｍ以下に粉砕した。ひきつづきこ
の合金粉末を１ａｔｍの水素ガス中で６００〜８５０℃
×１〜８時間保持する水素化・分解反応処理を行ない、
次に１３．３３Ｐａ（０．１Ｔｏｒｒ）以下の真空中に
７００℃〜９５０℃×０．１〜２時間保持する脱水素・
再結合反応処理を施して磁石粉末を作製した。各処理段
階の各合金粉末の生成相をＸ線回折分析とＴＥＭ／ＥＤ
Ｓで調べたところ、ＨＤ処理後は主にＮｄ水化物とα―
Ｆｅ相となり、ＤＲ処理後は主に均一かつ超微細な主相
とＣｕリッチ相となった。主相の結晶構造はＮｄ２Ｆｅ
１４Ｂ型であることが確認された。各合金にあるＣｕリ
ッチ相の組成は主にＣｕ量が２０原子％以上であること
が分析された。次に各合金粉末、同方性ボンド磁石を作
製してＢ−Ｈトレーサで磁気測定を行った。実施例３９
の合金の場合、Ｂｒ＝０．６８Ｔという高いＢｒが測定
された。実施例３７〜４１の各合金組成、ＨＤＤＲ処理
温度、平均結晶粒径、および等方性ボンド磁石の磁気特
性測定結果を表３に示す。
料を表２に示す所定の割合で調合し、Ａｒ雰囲気中で高
周波溶解して母合金インゴットを作製し、乳鉢を用いて
平均粉末粒径１０６μｍ以下に粉砕した。ひきつづきこ
の合金粉末を１ａｔｍの水素ガス中で６００〜８５０℃
×１〜８時間保持する水素化・分解反応処理を行ない、
次に１３．３３Ｐａ（０．１Ｔｏｒｒ）以下の真空中に
７００℃〜９５０℃×０．１〜２時間保持する脱水素・
再結合反応処理を施して磁石粉末を作製した。各処理段
階の各合金粉末の生成相をＸ線回折分析とＴＥＭ／ＥＤ
Ｓで調べたところ、ＨＤ処理後は主にＮｄ水化物とα―
Ｆｅ相となり、ＤＲ処理後は主に均一かつ超微細な主相
とＣｕリッチ相となった。主相の結晶構造はＮｄ２Ｆｅ
１４Ｂ型であることが確認された。各合金にあるＣｕリ
ッチ相の組成は主にＣｕ量が２０原子％以上であること
が分析された。次に各合金粉末、同方性ボンド磁石を作
製してＢ−Ｈトレーサで磁気測定を行った。実施例３９
の合金の場合、Ｂｒ＝０．６８Ｔという高いＢｒが測定
された。実施例３７〜４１の各合金組成、ＨＤＤＲ処理
温度、平均結晶粒径、および等方性ボンド磁石の磁気特
性測定結果を表３に示す。
【００２６】（比較例１１〜１３）実施例３７〜４１と
同様にして合金粉末、等方性ボンド磁石を作製し、同様
のＢ−Ｈ測定を行った。比較例１１〜１３の各合金組
成、ＨＤＤＲ処理温度およびＢ−Ｈ測定結果を表４に示
す。実施例の合金がＣｕリッチ相を含むのに対し、比較
例の合金は比較例１１〜１２がＣｕを含まない場合、比
較例１３がＣｕを含み、Ｃｕリッチ相を含まない場合で
ある。Ｃｕリッチ相を含むことにより合金結晶粒径はこ
れが全く無い場合より微細であることがわかった。
同様にして合金粉末、等方性ボンド磁石を作製し、同様
のＢ−Ｈ測定を行った。比較例１１〜１３の各合金組
成、ＨＤＤＲ処理温度およびＢ−Ｈ測定結果を表４に示
す。実施例の合金がＣｕリッチ相を含むのに対し、比較
例の合金は比較例１１〜１２がＣｕを含まない場合、比
較例１３がＣｕを含み、Ｃｕリッチ相を含まない場合で
ある。Ｃｕリッチ相を含むことにより合金結晶粒径はこ
れが全く無い場合より微細であることがわかった。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】なお、表１，表２，表３及び表４におい
て、Ｒ，Ｔ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕ，Ａのいろいろ組み合わ
せ組成について記述したが、Ｒ，Ｔ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃ
ｕ，Ａの他の組み合わせ組成であっても同様な結果が得
られており、さらに、Ｃｕの５０％以下の置換をＳｉ，
Ｇａ，Ｚｎなどで行なってもよい。
て、Ｒ，Ｔ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃｕ，Ａのいろいろ組み合わ
せ組成について記述したが、Ｒ，Ｔ，Ｍ１，Ｍ２，Ｃ
ｕ，Ａの他の組み合わせ組成であっても同様な結果が得
られており、さらに、Ｃｕの５０％以下の置換をＳｉ，
Ｇａ，Ｚｎなどで行なってもよい。
【００３２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の磁石材料
によれば、高い磁気特性を実現できる超微細結晶体の磁
石材料を提供することができる。
によれば、高い磁気特性を実現できる超微細結晶体の磁
石材料を提供することができる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
Ｆターム(参考） 4K018 AA27 BB04 BC01 BC03 BC08
BC09 KA45
5E040 AA04 CA01 HB15 HB17 NN01
NN18
Claims (5)
- 【請求項１】一般式 Ｒｘ（Ｔ１−ｕ−ｖ−ｗＣｕｕＭ
１ｖＭ２ｗ）１−ｘ−ｙＡｙ （式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくと
も１種の元素、ＴはＦｅまたはＣｏから選ばれる少なく
とも１種の元素、Ｍ１はＺｒ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔ
ａ，Ｗ，Ｈｆから選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ２
はＣｒ，Ｖ，Ｍｎ，Ｎｉから選ばれる少なくとも１種の
元素、ＡはＮまたはＢから選ばれる少なくとも１種の元
素、ｘ，ｙ，ｕ，ｖ，及びｗはそれぞれ原子比で０．０
４≦ｘ≦０．２、０．００１≦ｙ≦０．２、０．００２
≦ｕ≦０．２、０≦ｖ≦０．２、０≦ｗ≦０．２）で実
質的に表され、２０原子％以上のＣｕを含む非磁性相
０．２〜１０体積％と硬磁性主相を含み、かつ前記硬磁
性主相の平均結晶粒径が１００ｎｍ以下であることを特
徴とする磁石材料。 - 【請求項２】前記硬磁性主相の結晶構造は、ＴｂＣｕ７
型、またはＴｈ２Ｎｉ１７型，Ｔｈ ２Ｚｎ１７型、Ｎｄ
２Ｆｅ１４Ｂ型のいずれかであることを特徴とする請求
項１記載の磁石材料。 - 【請求項３】前記Ｍ１は、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｈｆまた
はＭｏから選ばれる少なくとも１種の元素を必ず含むこ
とを特徴とする請求項１または請求項２に記載の磁石材
料。 - 【請求項４】前記Ｍ２は、ＣｒまたはＶから選ばれる少
なくとも１種の元素を必ず含むことを特徴とする請求項
１ないし請求項３のいずれかに記載の磁石材料。 - 【請求項５】原料粉末を、平均粉末粒径３〜５００μｍ
に粉砕し、続いて０．１〜１０ａｔｍの水素ガス中また
は水素ガス分圧を有した窒素ガス以外の不活性ガス中で
４５０〜８５０℃で１〜８時間保持して水素化及び分解
反応処理を行ない、次に１３．３Ｐａ以下の真空中に６
００℃〜９５０℃で０．１〜３時間保持して脱水素及び
再結合反応処理を行なう工程を含むことを特徴とする磁
石材料の製造方法。
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| JP2001400599A JP3715573B2 (ja) | 2001-12-28 | 2001-12-28 | 磁石材料及びその製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2005243884A (ja) * | 2004-02-26 | 2005-09-08 | Shin Etsu Chem Co Ltd | 希土類永久磁石 |
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| WO2005098071A1 (ja) * | 2004-04-08 | 2005-10-20 | Tohoku Techno Arch Co., Ltd. | 水素処理により合金の結晶粒を微細化する方法 |
| JP2008305835A (ja) * | 2007-06-05 | 2008-12-18 | Yaskawa Electric Corp | 磁石粉とその製造方法およびこの磁石粉を用いたボンド磁石 |
| US7713360B2 (en) | 2004-02-26 | 2010-05-11 | Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. | Rare earth permanent magnet |
| WO2011121647A1 (ja) * | 2010-03-30 | 2011-10-06 | 株式会社 東芝 | 永久磁石とその製造方法、およびそれを用いたモータおよび発電機 |
| JP2015005550A (ja) * | 2013-06-19 | 2015-01-08 | 株式会社村田製作所 | 希土類磁石粉末 |
| WO2016162990A1 (ja) * | 2015-04-08 | 2016-10-13 | 株式会社日立製作所 | 希土類永久磁石およびその製造方法 |
| JP2017098412A (ja) * | 2015-11-24 | 2017-06-01 | 住友電気工業株式会社 | 希土類磁石、及び希土類磁石の製造方法 |
| WO2017130712A1 (ja) * | 2016-01-28 | 2017-08-03 | 株式会社村田製作所 | Ｓｍ－Ｆｅ二元系合金を主成分とする磁石用原料およびその製造方法、ならびに磁石 |
| JP2018041777A (ja) * | 2016-09-06 | 2018-03-15 | 株式会社豊田中央研究所 | メタルボンド磁石およびその製造方法 |
| JP2018125512A (ja) * | 2016-08-24 | 2018-08-09 | 株式会社東芝 | 磁石材料、永久磁石、回転電機、及び車両 |
| JP2020502776A (ja) * | 2017-09-20 | 2020-01-23 | 株式会社東芝 | 磁石材料、永久磁石、回転電機、及び車両 |
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2001
- 2001-12-28 JP JP2001400599A patent/JP3715573B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| US7632360B2 (en) | 2003-08-27 | 2009-12-15 | Nissan Motor Co., Ltd. | Rare earth magnet powder and method of producing the same |
| WO2005023462A1 (ja) * | 2003-08-27 | 2005-03-17 | Mitsubishi Materials Corporation | 希土類磁石粉末およびその製造方法 |
| JP2005243884A (ja) * | 2004-02-26 | 2005-09-08 | Shin Etsu Chem Co Ltd | 希土類永久磁石 |
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| EP1749896A4 (en) * | 2004-04-08 | 2009-06-24 | Tohoku Techno Arch Co Ltd | METHOD OF SPRAYING ALLOY OF CRYSTAL GRAINS BY HYDROGEN TREATMENT |
| JPWO2005098071A1 (ja) * | 2004-04-08 | 2008-02-28 | 株式会社 東北テクノアーチ | 水素処理により合金の結晶粒を微細化する方法 |
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| CN102821891A (zh) * | 2010-03-30 | 2012-12-12 | 株式会社东芝 | 永久磁石及其制造方法、以及使用该磁石的发动机和发电机 |
| JPWO2011121647A1 (ja) * | 2010-03-30 | 2013-07-04 | 株式会社東芝 | 永久磁石とその製造方法、およびそれを用いたモータおよび発電機 |
| CN102821891B (zh) * | 2010-03-30 | 2015-05-20 | 株式会社东芝 | 永久磁石及其制造方法、以及使用该磁石的发动机和发电机 |
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| JP2017098412A (ja) * | 2015-11-24 | 2017-06-01 | 住友電気工業株式会社 | 希土類磁石、及び希土類磁石の製造方法 |
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| US10632533B2 (en) | 2016-01-28 | 2020-04-28 | Murata Manufacturing Co., Ltd. | Raw material for magnet, which comprises Sm—Fe binary alloy as main component, method for producing the same, and magnet |
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