JPH04241402A - 永久磁石の製造方法 - Google Patents
永久磁石の製造方法Info
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- JPH04241402A JPH04241402A JP3002677A JP267791A JPH04241402A JP H04241402 A JPH04241402 A JP H04241402A JP 3002677 A JP3002677 A JP 3002677A JP 267791 A JP267791 A JP 267791A JP H04241402 A JPH04241402 A JP H04241402A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】〔発明の目的〕
【０００２】
【産業上の利用分野】本発明は永久磁石に係り、従来の
Ｓｍ−Ｃｏ系、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系の磁石と比較して磁気
特性を低下させることなくキュリー温度の改善を図った
永久磁石に関する。
Ｓｍ−Ｃｏ系、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系の磁石と比較して磁気
特性を低下させることなくキュリー温度の改善を図った
永久磁石に関する。
【０００３】
【従来の技術】従来から公知で量産化されている希土類
永久磁石としてＳｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁
石などがある。これらの磁石にはＳｍ，Ｎｄ等の希土類
元素が特性発現成分として含有されている。すなわち希
土類元素は結晶場中における４ｆ電子の挙動に由来する
非常に大きな磁気異方性をもたらし、これにより保磁力
の増大化が図られ、高性能な磁石が実現されている。こ
のような高特性磁石は、主としてスピーカー、モーター
、計測器等の電気機器に使用されている。
永久磁石としてＳｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁
石などがある。これらの磁石にはＳｍ，Ｎｄ等の希土類
元素が特性発現成分として含有されている。すなわち希
土類元素は結晶場中における４ｆ電子の挙動に由来する
非常に大きな磁気異方性をもたらし、これにより保磁力
の増大化が図られ、高性能な磁石が実現されている。こ
のような高特性磁石は、主としてスピーカー、モーター
、計測器等の電気機器に使用されている。
【０００４】しかしながら、希土類元素は一般に非常に
高価であり、上記のような高性能磁石の低コスト化を図
るためには、希土類元素の含有量を低減させることが必
要である。
高価であり、上記のような高性能磁石の低コスト化を図
るためには、希土類元素の含有量を低減させることが必
要である。
【０００５】このような希土類含有量を低減した高特性
の磁石材料として、最近ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有
する１−１２系希土類鉄系金属間化合物が注目されてい
る。この金属間化合物は、従来のＳｍ２ Ｃｏ１７磁石
やＮｄ２ Ｆｅ１４Ｂ１ 磁石を構成する金属間化合物
と比較して化学量論理希土類量が小さいため原料コスト
が安く、またＦｅの比率が相対的に高いため、大きな飽
和磁束密度Ｂｓと高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ
を有している。
の磁石材料として、最近ＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有
する１−１２系希土類鉄系金属間化合物が注目されてい
る。この金属間化合物は、従来のＳｍ２ Ｃｏ１７磁石
やＮｄ２ Ｆｅ１４Ｂ１ 磁石を構成する金属間化合物
と比較して化学量論理希土類量が小さいため原料コスト
が安く、またＦｅの比率が相対的に高いため、大きな飽
和磁束密度Ｂｓと高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ
を有している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
１−１２系希土類鉄系金属間化合物で形成した永久磁石
は、キュリー温度（Ｔｃ）が、一般に約３００℃と低く
高温条件下で使用される機器やモーターや計測器のよう
に温度に対する高い磁気安定性が要求される分野におい
て適用することは困難であるという問題点があった。
１−１２系希土類鉄系金属間化合物で形成した永久磁石
は、キュリー温度（Ｔｃ）が、一般に約３００℃と低く
高温条件下で使用される機器やモーターや計測器のよう
に温度に対する高い磁気安定性が要求される分野におい
て適用することは困難であるという問題点があった。
【０００７】本発明は上記の問題点を解決するためにな
されたものであり、磁気異方性を低下させることなくキ
ュリー温度の改善を図った永久磁石を提供することを目
的とする。〔発明の構成〕
されたものであり、磁気異方性を低下させることなくキ
ュリー温度の改善を図った永久磁石を提供することを目
的とする。〔発明の構成〕
【０００８】
【課題を解決するための手段と作用】本発明者らは、高
価な希土類元素の使用量を極力抑制し、１−１２系化合
物が有する磁気異方性を損うことなく、キュリー温度を
高めるべく鋭意研究を継続した結果、窒素および炭素の
少なくとも一方を所定量含有し、Ｔｈ−Ｍｎ１２型の結
晶構造を有する正方晶の希土類鉄系化合物を主相とする
永久磁石を形成したときに、キュリー温度を大幅に高め
ることが可能となるという知見を得て本願発明を完成し
た。
価な希土類元素の使用量を極力抑制し、１−１２系化合
物が有する磁気異方性を損うことなく、キュリー温度を
高めるべく鋭意研究を継続した結果、窒素および炭素の
少なくとも一方を所定量含有し、Ｔｈ−Ｍｎ１２型の結
晶構造を有する正方晶の希土類鉄系化合物を主相とする
永久磁石を形成したときに、キュリー温度を大幅に高め
ることが可能となるという知見を得て本願発明を完成し
た。
【０００９】すなわち本発明に係る永久磁石は組成式Ｒ
ｘＭｙＡｚＦｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ （式中ＲはＹを含
む希土類元素から選択された少なくとも１種の元素、Ｍ
はＳｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆおよび
Ａｌから選択された少なくとも１種の元素、ＡはＮおよ
びＣから選択された少なくとも１種の元素であり、原子
％でｘが４〜２０％、ｙが２０％以下、ｚが０．００１
〜１６％である）で示され、主相がＴｈ・Ｍｎ１２型結
晶構造を有することを特徴とする。
ｘＭｙＡｚＦｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ （式中ＲはＹを含
む希土類元素から選択された少なくとも１種の元素、Ｍ
はＳｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆおよび
Ａｌから選択された少なくとも１種の元素、ＡはＮおよ
びＣから選択された少なくとも１種の元素であり、原子
％でｘが４〜２０％、ｙが２０％以下、ｚが０．００１
〜１６％である）で示され、主相がＴｈ・Ｍｎ１２型結
晶構造を有することを特徴とする。
【００１０】本発明に係る永久磁石において、組成を上
記のように限定した理由は下記の通りである。
記のように限定した理由は下記の通りである。
【００１１】前記Ｒとしては、Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ
，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，
Ｙｂ，Ｌｕの希土類元素およびＹが挙げられ、これらの
１種または２種以上の混合物が使用される。Ｒはいずれ
も材料に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％の範囲で添加される。
，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｄ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，
Ｙｂ，Ｌｕの希土類元素およびＹが挙げられ、これらの
１種または２種以上の混合物が使用される。Ｒはいずれ
も材料に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％の範囲で添加される。
【００１２】Ｒの添加量が４原子％未満の場合にはα−
Ｆｅ等が大量に析出し保磁力（ｉＨｃ）が大幅に低下し
てしまう。一方、Ｒの添加量が２０原子％を超える場合
には、飽和磁束密度（Ｂｓ）が大幅に低下してしまうと
ともに、高価な希土類元素を多量に使用することになり
、製造コストの上昇を招来し、不利になってしまう。
Ｆｅ等が大量に析出し保磁力（ｉＨｃ）が大幅に低下し
てしまう。一方、Ｒの添加量が２０原子％を超える場合
には、飽和磁束密度（Ｂｓ）が大幅に低下してしまうと
ともに、高価な希土類元素を多量に使用することになり
、製造コストの上昇を招来し、不利になってしまう。
【００１３】Ｍ元素としてはＳｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗ
，Ｔｉ，Ｚｒ，ＨｆおよびＡｌから選択される１種また
は２種以上の混合物が使用される。本来希土類元素Ｒお
よびＦｅのみでは安定した結晶構造は形成し得ないが、
上記Ｍ元素を２０原子％以下の範囲で添加することによ
り、安定したＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有する希土類
鉄系の正方晶化合物を形成することができる。なお、Ｍ
元素は微量の添加で、上記の効果を現わすものであるが
、０．１原子％以上が好ましい。
，Ｔｉ，Ｚｒ，ＨｆおよびＡｌから選択される１種また
は２種以上の混合物が使用される。本来希土類元素Ｒお
よびＦｅのみでは安定した結晶構造は形成し得ないが、
上記Ｍ元素を２０原子％以下の範囲で添加することによ
り、安定したＴｈＭｎ１２型の結晶構造を有する希土類
鉄系の正方晶化合物を形成することができる。なお、Ｍ
元素は微量の添加で、上記の効果を現わすものであるが
、０．１原子％以上が好ましい。
【００１４】Ｍ元素の添加量が２０原子％を超えると、
飽和磁束密度（Ｂｓ）が大幅に低下してしまうため、Ｍ
元素の添加量は２０原子％以下に設定される。
飽和磁束密度（Ｂｓ）が大幅に低下してしまうため、Ｍ
元素の添加量は２０原子％以下に設定される。
【００１５】またＣおよびＮの少なくとも一方から成る
Ａ元素はキュリー温度（Ｔｃ）の向上に有効な元素であ
る。すなわちＣおよびＮはＦｅのバンド構造に変調を与
え、特にｄ電子の磁気分極の増加およびｄ電子スピン間
の交換相互作用をもたらし、究極的にキュリー温度（Ｔ
ｃ）の増加に有効である。しかしながら１６原子％を超
える固溶が困難であり、それ以上の過量の添加は結晶構
造の不安定化を招くため、１６原子％を超える添加は不
適である。一方、０．００１原子％以下では、キュリー
温度（Ｔｃ）の改善効果が顕著ではないため、Ａ元素の
添加量は０．００１〜１６原子％の範囲に設定される。
Ａ元素はキュリー温度（Ｔｃ）の向上に有効な元素であ
る。すなわちＣおよびＮはＦｅのバンド構造に変調を与
え、特にｄ電子の磁気分極の増加およびｄ電子スピン間
の交換相互作用をもたらし、究極的にキュリー温度（Ｔ
ｃ）の増加に有効である。しかしながら１６原子％を超
える固溶が困難であり、それ以上の過量の添加は結晶構
造の不安定化を招くため、１６原子％を超える添加は不
適である。一方、０．００１原子％以下では、キュリー
温度（Ｔｃ）の改善効果が顕著ではないため、Ａ元素の
添加量は０．００１〜１６原子％の範囲に設定される。
【００１６】またＦｅの一部をＦｅ以外のＣｏ−Ｎｉ等
の遷移金属で置換することにより、磁石のキュリー温度
をさらに改善し、また保磁力を増大させることができる
。しかしながら、５０原子％以上の鉄を置換すると、飽
和磁束密度等の磁気特性の低下が顕著となるため、その
置換量は原子分率でＦｅの５０％以下とすることが望ま
しい。また高価なＣｏの使用量を可及的に抑制するため
にも、置換量は上記範囲内とすることが好ましい。
の遷移金属で置換することにより、磁石のキュリー温度
をさらに改善し、また保磁力を増大させることができる
。しかしながら、５０原子％以上の鉄を置換すると、飽
和磁束密度等の磁気特性の低下が顕著となるため、その
置換量は原子分率でＦｅの５０％以下とすることが望ま
しい。また高価なＣｏの使用量を可及的に抑制するため
にも、置換量は上記範囲内とすることが好ましい。
【００１７】次に本発明に係る永久磁石の製造方法につ
いて説明する。
いて説明する。
【００１８】まず、Ａ元素としてＣを単独に添加する場
合、所定量のＦｅ，Ｒ，Ｍ，Ａ元素をアーク溶解等の方
法で溶解し、さらに鋳造して所定組成を有する合金を調
製する。
合、所定量のＦｅ，Ｒ，Ｍ，Ａ元素をアーク溶解等の方
法で溶解し、さらに鋳造して所定組成を有する合金を調
製する。
【００１９】一方Ａ元素としてＮを単独に添加する場合
またはＮおよびＣを複合的に添加する場合には、まずＮ
成分を除いた成分から成る合金を上記の方法により調製
した後に、調製した合金を、粒径１ｍｍ以下、好ましく
は０．５ｍｍ以下となるように粉砕する。その後、粉砕
物を２０〜１５００ＴｏｒｒのＮ２ 雰囲気下において
３００〜１０００℃で加熱処理して粉砕物にＮ２ を吸
蔵せしめて所定組成の合金を製造する。この場合、必要
に応じてＮ２ を吸蔵処理する前に、溶解合金を５００
〜１０００℃で熱処理し、溶体化しておいてもよい。
またはＮおよびＣを複合的に添加する場合には、まずＮ
成分を除いた成分から成る合金を上記の方法により調製
した後に、調製した合金を、粒径１ｍｍ以下、好ましく
は０．５ｍｍ以下となるように粉砕する。その後、粉砕
物を２０〜１５００ＴｏｒｒのＮ２ 雰囲気下において
３００〜１０００℃で加熱処理して粉砕物にＮ２ を吸
蔵せしめて所定組成の合金を製造する。この場合、必要
に応じてＮ２ を吸蔵処理する前に、溶解合金を５００
〜１０００℃で熱処理し、溶体化しておいてもよい。
【００２０】次にこうして得た合金を、平均粒径が１〜
５０μｍまで微粉砕した後に、得られた原料粉末を所定
の金型に充填し、４００〜１０００℃の温度条件下でホ
ットプレスを行ない、一体化焼結する。このとき原料粉
末を予め磁場配向させることにより、より異方性が高い
永久磁石が得られる。また、得られた焼結体を熱間加工
して異方性を発現させることも可能である。なお上記ホ
ットプレス処理は、一旦合金内に吸蔵されたＮ成分の散
逸を防止するために、Ｎ２ ガス雰囲気中で実施するこ
とが望ましいが、Ｎ成分を含有しない合金系においては
、Ａｒガスなどの不活性ガス中または真空中で実施して
も差支えない。
５０μｍまで微粉砕した後に、得られた原料粉末を所定
の金型に充填し、４００〜１０００℃の温度条件下でホ
ットプレスを行ない、一体化焼結する。このとき原料粉
末を予め磁場配向させることにより、より異方性が高い
永久磁石が得られる。また、得られた焼結体を熱間加工
して異方性を発現させることも可能である。なお上記ホ
ットプレス処理は、一旦合金内に吸蔵されたＮ成分の散
逸を防止するために、Ｎ２ ガス雰囲気中で実施するこ
とが望ましいが、Ｎ成分を含有しない合金系においては
、Ａｒガスなどの不活性ガス中または真空中で実施して
も差支えない。
【００２１】さらにホットプレス処理して得られた焼結
体を、温度３００〜９００℃で０．１〜５時間熱処理す
ることにより保磁力の増加を図ることができる。
体を、温度３００〜９００℃で０．１〜５時間熱処理す
ることにより保磁力の増加を図ることができる。
【００２２】本発明に係る永久磁石は上記のように所定
の組成物を溶解、鋳造、粉砕、焼結熱処理して製造され
る他に、原料の混合粉末を相互に固相反応させて合金化
する方法によっても製造することが可能であり、以下に
その製造方法について説明する。
の組成物を溶解、鋳造、粉砕、焼結熱処理して製造され
る他に、原料の混合粉末を相互に固相反応させて合金化
する方法によっても製造することが可能であり、以下に
その製造方法について説明する。
【００２３】まずＡ元素としてＣを単独に添加する場合
には、所定量のＲ，Ｆｅ，Ｍ，Ａ成分を含有する粉末の
混合体を固相反応させて合金化する。固相反応を起こす
方法としては、例えば遊星ボールミル、回転式ボールミ
ル、アトライタ、振動ボールミル、スクリュー式ボール
ミル等に原料混合体を投入し、粉末粒子を機械的に合金
化するメカニカルアロイング法などが採用できる。
には、所定量のＲ，Ｆｅ，Ｍ，Ａ成分を含有する粉末の
混合体を固相反応させて合金化する。固相反応を起こす
方法としては、例えば遊星ボールミル、回転式ボールミ
ル、アトライタ、振動ボールミル、スクリュー式ボール
ミル等に原料混合体を投入し、粉末粒子を機械的に合金
化するメカニカルアロイング法などが採用できる。
【００２４】このメカニカルアロイング法によれば原料
粉末粒子が薄片状に粉砕され、その薄片が相互に面接触
した部位で異種原子が相互に拡散することにより、原料
混合体が均質に一体化される。
粉末粒子が薄片状に粉砕され、その薄片が相互に面接触
した部位で異種原子が相互に拡散することにより、原料
混合体が均質に一体化される。
【００２５】またＡ成分としてＮを含有させる場合には
上記の固相反応を、Ｎ２ ガス雰囲気中で行ない、原料
混合体中にＮ２ ガスを吸蔵させることによって所定の
組成を有する合金粉末を調製することができる。
上記の固相反応を、Ｎ２ ガス雰囲気中で行ない、原料
混合体中にＮ２ ガスを吸蔵させることによって所定の
組成を有する合金粉末を調製することができる。
【００２６】上記の固相反応によって調製した合金粉末
は温度３００〜１０００℃で０．０２〜５時間熱処理を
施すことにより保磁力の大幅な増大を図ることができる
。この場合、吸蔵したＮ２ 成分の散逸を防止するため
に熱処理はＮ２ ガス雰囲気下で実施することが望まし
い。なお、Ｎを含有しない合金系については、他の不活
性ガス中または真空中で処理しても差支えない。
は温度３００〜１０００℃で０．０２〜５時間熱処理を
施すことにより保磁力の大幅な増大を図ることができる
。この場合、吸蔵したＮ２ 成分の散逸を防止するため
に熱処理はＮ２ ガス雰囲気下で実施することが望まし
い。なお、Ｎを含有しない合金系については、他の不活
性ガス中または真空中で処理しても差支えない。
【００２７】上記のような合金材を一体化するための熱
処理の代りにホットプレス処理を行なってもよい。この
ホットプレス処理を行なう場合においても、Ｎ２ 成分
の散逸を防止するためにＮ２ ガス雰囲気で行なうこと
が望ましい。同様にＮ成分を含有させない合金系につい
は、他の不活性ガス中または真空中で処理することが可
能である。
処理の代りにホットプレス処理を行なってもよい。この
ホットプレス処理を行なう場合においても、Ｎ２ 成分
の散逸を防止するためにＮ２ ガス雰囲気で行なうこと
が望ましい。同様にＮ成分を含有させない合金系につい
は、他の不活性ガス中または真空中で処理することが可
能である。
【００２８】このような熱処理の代りにホットプレス処
理を行なうことによって固相反応により得た合金をより
強固に一体化することができる。
理を行なうことによって固相反応により得た合金をより
強固に一体化することができる。
【００２９】さらに、永久磁石の磁気特性をさらに改善
するために、ホットプレス処理にて形成した焼結体をさ
らに前記温度で熱処理してもよい。また焼結体に圧力を
加えて塑性加工を施すことにより磁気的配向をより高め
ることができる。
するために、ホットプレス処理にて形成した焼結体をさ
らに前記温度で熱処理してもよい。また焼結体に圧力を
加えて塑性加工を施すことにより磁気的配向をより高め
ることができる。
【００３０】上記２種類の製造方法以外にも、液体急冷
法によって所定組成の合金粉末を調製し、得られた粉末
を焼結して一体化して永久磁石とすることも可能である
。この場合、液体急冷法により、特に高い保磁力を有す
る合金粉末が得られ、磁気特性が優れた永久磁石とする
ことが可能である。
法によって所定組成の合金粉末を調製し、得られた粉末
を焼結して一体化して永久磁石とすることも可能である
。この場合、液体急冷法により、特に高い保磁力を有す
る合金粉末が得られ、磁気特性が優れた永久磁石とする
ことが可能である。
【００３１】なお、上記熱処理後の合金からボンド磁石
を製造するには、粉末状の合金をエポキシ樹脂、ナイロ
ン系などの樹脂と混合した後、成型する方法が採用され
る。成型法としては、樹脂がエポキシ系の熱硬化性樹脂
である場合、圧縮成形後、１００〜２００℃の温度でキ
ュア処理を施し、ナイロン系の熱可塑性樹脂の場合、射
出成型を用いればよい。
を製造するには、粉末状の合金をエポキシ樹脂、ナイロ
ン系などの樹脂と混合した後、成型する方法が採用され
る。成型法としては、樹脂がエポキシ系の熱硬化性樹脂
である場合、圧縮成形後、１００〜２００℃の温度でキ
ュア処理を施し、ナイロン系の熱可塑性樹脂の場合、射
出成型を用いればよい。
【００３２】本発明に係る永久磁石は、正方晶の安定な
ＴｈＭｎ１２型結晶構造を有する化合物相を主体として
おり、特にＮおよびＣの少なくとも一方を添加している
ため、キュリー温度（Ｔｃ）が高く、従来の２元系また
は３元系の化合物と比べて、極めて優れた磁気特性を発
揮する。
ＴｈＭｎ１２型結晶構造を有する化合物相を主体として
おり、特にＮおよびＣの少なくとも一方を添加している
ため、キュリー温度（Ｔｃ）が高く、従来の２元系また
は３元系の化合物と比べて、極めて優れた磁気特性を発
揮する。
【００３３】
【実施例】次に本発明を以下の実施例に基づいてより具
体的に説明する。
体的に説明する。
【００３４】実施例１〜３、比較例１〜３実施例１〜３
として高純度のＳｍ，Ｔｉ，Ｓｉ，Ｆｅ粉末を表１に示
す組成に調合して高周波溶解炉で溶解後、鋳型に注入し
て各インゴットを調製した。次に各インゴットをジェッ
トミルによって平均粒径１５０〜２００μｍの大きさに
粉砕した。次に得られた各合金粉末について７５０Ｔｏ
ｒｒのＮ２ ガス雰囲気中で温度５００℃で１時間の熱
処理を行なった。さらに各合金粉末を平均粒径３μｍま
で微粉砕し、２０ＫＯｅの磁場において配向させて圧粉
体を形成し、さらに各圧粉体を温度８００℃、６００Ｔ
ｏｒｒのＮ２ ガス雰囲気中でホットプレス処理を行な
った。得られた各ホットプレス焼結体を温度６００℃で
１時間６００ＴｏｒｒＮ２ ガス雰囲気中で熱処理して
処理後の焼結体の残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力（ｉＨ
ｃ）、および最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ および
キュリー温度（Ｔｃ）を測定して、表１に示す結果を得
た。
として高純度のＳｍ，Ｔｉ，Ｓｉ，Ｆｅ粉末を表１に示
す組成に調合して高周波溶解炉で溶解後、鋳型に注入し
て各インゴットを調製した。次に各インゴットをジェッ
トミルによって平均粒径１５０〜２００μｍの大きさに
粉砕した。次に得られた各合金粉末について７５０Ｔｏ
ｒｒのＮ２ ガス雰囲気中で温度５００℃で１時間の熱
処理を行なった。さらに各合金粉末を平均粒径３μｍま
で微粉砕し、２０ＫＯｅの磁場において配向させて圧粉
体を形成し、さらに各圧粉体を温度８００℃、６００Ｔ
ｏｒｒのＮ２ ガス雰囲気中でホットプレス処理を行な
った。得られた各ホットプレス焼結体を温度６００℃で
１時間６００ＴｏｒｒＮ２ ガス雰囲気中で熱処理して
処理後の焼結体の残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力（ｉＨ
ｃ）、および最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ および
キュリー温度（Ｔｃ）を測定して、表１に示す結果を得
た。
【００３５】一方、比較例１〜３として、実施例１〜３
で調製したインゴットを使用しＮ成分を吸蔵させない状
態で同様に磁石素体を調製し、その磁気特性を測定した
。すなわち、実施例１〜３で使用した各インゴットを平
均粒径３μｍまで微粉砕し、得られた各粉末を２０ＫＯ
ｅの磁場で配向させて圧粉体とした後に、８００℃で４
００ＴｏｒｒのＡｒガス雰囲気下でホットプレス処理を
行なった。次に得られた各焼結体を６００℃で４００Ｔ
ｏｒｒＡｒガス雰囲気下で１時間熱処理を施した後に、
磁気特性を測定したところ下記表１に示す結果を得た。
で調製したインゴットを使用しＮ成分を吸蔵させない状
態で同様に磁石素体を調製し、その磁気特性を測定した
。すなわち、実施例１〜３で使用した各インゴットを平
均粒径３μｍまで微粉砕し、得られた各粉末を２０ＫＯ
ｅの磁場で配向させて圧粉体とした後に、８００℃で４
００ＴｏｒｒのＡｒガス雰囲気下でホットプレス処理を
行なった。次に得られた各焼結体を６００℃で４００Ｔ
ｏｒｒＡｒガス雰囲気下で１時間熱処理を施した後に、
磁気特性を測定したところ下記表１に示す結果を得た。
【００３６】〔以下余白〕
【００３７】
【表１】
【００３８】表１に示す結果から明らかなように実施例
１〜３によれば、磁石を構成する希土類鉄系正方晶化合
物がＮによって安定化されるため、比較例１〜３と比較
して磁気特性が優れ、特にキュリー温度（Ｔｃ）が大幅
に改善されることが判明した。
１〜３によれば、磁石を構成する希土類鉄系正方晶化合
物がＮによって安定化されるため、比較例１〜３と比較
して磁気特性が優れ、特にキュリー温度（Ｔｃ）が大幅
に改善されることが判明した。
【００３９】なお実施例１〜３および比較例１〜３で調
製した磁石素体の結晶構造をＸ線回析法により測定した
ところ、いずれもＴｈＭｎ１２型の結晶構造が存在して
いることが確認された。
製した磁石素体の結晶構造をＸ線回析法により測定した
ところ、いずれもＴｈＭｎ１２型の結晶構造が存在して
いることが確認された。
【００４０】実施例４〜９
実施例４〜６として、平均粒径が０．５ｍｍの希土類粉
末、平均粒径が５〜４０μｍの範囲にあるＦｅ，Ｍｏ，
Ｓｉ，Ｔｉ，Ｃ粉末をそれぞれ表２に示す組成に調合し
て原料混合体を調製し、得られた各原料混合体をボール
ミルに投入し、Ａｒガス雰囲気中で６０時間粉砕混合処
理して各原料粉末をメカニカルアロイによって合金化し
た。
末、平均粒径が５〜４０μｍの範囲にあるＦｅ，Ｍｏ，
Ｓｉ，Ｔｉ，Ｃ粉末をそれぞれ表２に示す組成に調合し
て原料混合体を調製し、得られた各原料混合体をボール
ミルに投入し、Ａｒガス雰囲気中で６０時間粉砕混合処
理して各原料粉末をメカニカルアロイによって合金化し
た。
【００４１】次に得られた各合金粉末を成型金型に充填
し、Ａｒガス雰囲気中で８００℃でホットプレス処理し
て磁石素体を形成した。得られた各磁石素体の磁気特性
を実施例１〜３と同様に測定して表２に示す結果を得た
。
し、Ａｒガス雰囲気中で８００℃でホットプレス処理し
て磁石素体を形成した。得られた各磁石素体の磁気特性
を実施例１〜３と同様に測定して表２に示す結果を得た
。
【００４２】また実施例７〜９として各元素粉末を表２
に示す組成に調合して原料混合体を調製し、得られた各
原料混合体をボールミルに投入し、７６０ＴｏｒｒのＮ
２ ガス雰囲気下で１８０時間粉砕混合処理して各原料
粉末にＮ２ ガスを吸蔵させながら、メカニカルアロイ
によって合金化した。
に示す組成に調合して原料混合体を調製し、得られた各
原料混合体をボールミルに投入し、７６０ＴｏｒｒのＮ
２ ガス雰囲気下で１８０時間粉砕混合処理して各原料
粉末にＮ２ ガスを吸蔵させながら、メカニカルアロイ
によって合金化した。
【００４３】次に得られた各合金粉末を成型金型に充填
し、６００ＴｏｒｒのＮ２ ガス雰囲気中で８００℃で
ホットプレス処理して磁石素体を形成した。そして得ら
れた各磁石素体の磁気特性を実施例４〜６と同様に測定
して下記表２に示す結果を得た。
し、６００ＴｏｒｒのＮ２ ガス雰囲気中で８００℃で
ホットプレス処理して磁石素体を形成した。そして得ら
れた各磁石素体の磁気特性を実施例４〜６と同様に測定
して下記表２に示す結果を得た。
【００４４】
【表２】
【００４５】表２に示す結果から明らかなように、実施
例４〜６においては結晶組成を安定化させキュリー温度
を高めるＣが添加され、また実施例７〜９においてはＣ
およびＮが複合的に添加されているため、いずれも磁気
特性が優れ、キュリー温度（Ｔｃ）が高い磁石が得られ
ている。
例４〜６においては結晶組成を安定化させキュリー温度
を高めるＣが添加され、また実施例７〜９においてはＣ
およびＮが複合的に添加されているため、いずれも磁気
特性が優れ、キュリー温度（Ｔｃ）が高い磁石が得られ
ている。
【００４６】
【発明の効果】以上説明の通り、本発明によれば、Ｎお
よびＣの少なくとも一方を含む安定したＴｈＭｎ１２型
結晶構造を有する希土類鉄系正方晶化合物を主相として
形成しているため、磁気特性を損うことなく、キュリー
温度が高い永久磁石を提供することができる。
よびＣの少なくとも一方を含む安定したＴｈＭｎ１２型
結晶構造を有する希土類鉄系正方晶化合物を主相として
形成しているため、磁気特性を損うことなく、キュリー
温度が高い永久磁石を提供することができる。
Claims (1)
- 【請求項１】 組成式ＲｘＭｙＡｚＦｅ１００−ｘ−
ｙ−ｚ （式中ＲはＹを含む希土類元素から選択された
少なくとも１種の元素、ＭはＳｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗ
，Ｔｉ，Ｚｒ，ＨｆおよびＡｌから選択された少なくと
も１種の元素、ＡはＮおよびＣから選択された少なくと
も１種の元素であり、原子％でｘが４〜２０％、ｙが２
０％以下、ｚが０．００１〜１６％である）で示され、
主相がＴｈ・Ｍｎ１２型結晶構造を有することを特徴と
する永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00267791A JP3222482B2 (ja) | 1991-01-14 | 1991-01-14 | 永久磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00267791A JP3222482B2 (ja) | 1991-01-14 | 1991-01-14 | 永久磁石の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04241402A true JPH04241402A (ja) | 1992-08-28 |
| JP3222482B2 JP3222482B2 (ja) | 2001-10-29 |
Family
ID=11535938
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP00267791A Expired - Lifetime JP3222482B2 (ja) | 1991-01-14 | 1991-01-14 | 永久磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3222482B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06100993A (ja) * | 1992-09-21 | 1994-04-12 | Fuji Elelctrochem Co Ltd | 永久磁石材料 |
| JPH06100994A (ja) * | 1992-09-21 | 1994-04-12 | Fuji Elelctrochem Co Ltd | 永久磁石材料 |
| US5403407A (en) * | 1993-04-08 | 1995-04-04 | University Of Delaware | Permanent magnets made from iron alloys |
| US5750044A (en) * | 1994-07-12 | 1998-05-12 | Tdk Corporation | Magnet and bonded magnet |
| JP2011003662A (ja) * | 2009-06-17 | 2011-01-06 | Toyota Motor Corp | 永久磁石およびその製造方法 |
| WO2013164202A1 (de) * | 2012-05-02 | 2013-11-07 | Robert Bosch Gmbh | Magnetisches material, seine verwendung und verfahren zu dessen herstellung |
| CN107785140A (zh) * | 2016-08-24 | 2018-03-09 | 株式会社东芝 | 磁铁材料、永久磁铁、旋转电机及车辆 |
| EP3534382A1 (en) * | 2018-02-28 | 2019-09-04 | Daido Steel Co.,Ltd. | Sm-fe-n magnet material and sm-fe-n bonded magnet |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10490325B2 (en) * | 2016-08-24 | 2019-11-26 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Magnetic material, permanent magnet, rotary electrical machine, and vehicle |
-
1991
- 1991-01-14 JP JP00267791A patent/JP3222482B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06100993A (ja) * | 1992-09-21 | 1994-04-12 | Fuji Elelctrochem Co Ltd | 永久磁石材料 |
| JPH06100994A (ja) * | 1992-09-21 | 1994-04-12 | Fuji Elelctrochem Co Ltd | 永久磁石材料 |
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| JP2011003662A (ja) * | 2009-06-17 | 2011-01-06 | Toyota Motor Corp | 永久磁石およびその製造方法 |
| WO2013164202A1 (de) * | 2012-05-02 | 2013-11-07 | Robert Bosch Gmbh | Magnetisches material, seine verwendung und verfahren zu dessen herstellung |
| CN104520945A (zh) * | 2012-05-02 | 2015-04-15 | 罗伯特·博世有限公司 | 磁性材料、其应用和其制造方法 |
| JP2015523462A (ja) * | 2012-05-02 | 2015-08-13 | ローベルト ボツシユ ゲゼルシヤフト ミツト ベシユレンクテル ハフツングＲｏｂｅｒｔ Ｂｏｓｃｈ Ｇｍｂｈ | 磁性材料、その使用および前記磁性材料の製造法 |
| CN107785140A (zh) * | 2016-08-24 | 2018-03-09 | 株式会社东芝 | 磁铁材料、永久磁铁、旋转电机及车辆 |
| EP3534382A1 (en) * | 2018-02-28 | 2019-09-04 | Daido Steel Co.,Ltd. | Sm-fe-n magnet material and sm-fe-n bonded magnet |
| US11742121B2 (en) | 2018-02-28 | 2023-08-29 | Daido Steel Co., Ltd. | Sm—Fe—N magnet material and Sm—Fe—N bonded magnet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3222482B2 (ja) | 2001-10-29 |
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