JPH04280403A - 希土類磁石合金及び希土類永久磁石 - Google Patents
希土類磁石合金及び希土類永久磁石Info
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- JPH04280403A JPH04280403A JP3068069A JP6806991A JPH04280403A JP H04280403 A JPH04280403 A JP H04280403A JP 3068069 A JP3068069 A JP 3068069A JP 6806991 A JP6806991 A JP 6806991A JP H04280403 A JPH04280403 A JP H04280403A
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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- Hard Magnetic Materials (AREA)
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】
【産業上の利用分野】本発明は、ＴｈＭｎ１２構造をも
つ新規でかつ高い磁気特性を有する希土類磁石合金およ
び希土類磁石に関するものである。
つ新規でかつ高い磁気特性を有する希土類磁石合金およ
び希土類磁石に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】体心正方晶ＴｈＭｎ１２型の希土類−遷
移金属化合物において、高Ｆｅ量の３元化合物が本発明
者らによって以前に発明された。ＴｈＭｎ１２型のＲＦ
ｅ１２化合物は存在せず、第３元素の導入により初めて
高Ｆｅ領域の化合物が安定化したものである。典型的な
化学量論比としてはＳｍＴｉＦｅ１１、ＳｍＶ２Ｆｅ１
０，ＳｍＣｒ２Ｆｅ１０，ＳｍＭｏ２Ｆｅ１０，ＳｍＷ
Ｆｅ１１，ＳｍＳｉ２Ｆｅ１０，ＳｍＲｅＦｅ１１など
が知られている。もちろんＳｍに限定されるものではな
く、殆どすべての希土類元素（Ｒ）について同じ化学量
論比を有する化合物が存在する。このような高Ｆｅ領域
のＴｈＭｎ１２構造を有する化合物を、Ｒ（ ＭＦｅ）
１２ と表わすとき、これらの化合物はほとんどのもの
が ３００℃以上のキュリー温度（Ｔｃ）を有し、しか
も高Ｆｅ量であるため高い飽和磁束密度（Ｍｓ）を有し
ている。また、中でもＳｍ系化合物は著しく高い異方性
磁場を有しており、永久磁石材料として最適であり、実
際に液体超急冷磁石では１０ＫＯｅ 以上の高い保磁力
が得られている。このような高Ｆｅ領域での３元化合物
としては、他にＮｄ２Ｆｅ１４Ｂが知られているのみで
ある。
移金属化合物において、高Ｆｅ量の３元化合物が本発明
者らによって以前に発明された。ＴｈＭｎ１２型のＲＦ
ｅ１２化合物は存在せず、第３元素の導入により初めて
高Ｆｅ領域の化合物が安定化したものである。典型的な
化学量論比としてはＳｍＴｉＦｅ１１、ＳｍＶ２Ｆｅ１
０，ＳｍＣｒ２Ｆｅ１０，ＳｍＭｏ２Ｆｅ１０，ＳｍＷ
Ｆｅ１１，ＳｍＳｉ２Ｆｅ１０，ＳｍＲｅＦｅ１１など
が知られている。もちろんＳｍに限定されるものではな
く、殆どすべての希土類元素（Ｒ）について同じ化学量
論比を有する化合物が存在する。このような高Ｆｅ領域
のＴｈＭｎ１２構造を有する化合物を、Ｒ（ ＭＦｅ）
１２ と表わすとき、これらの化合物はほとんどのもの
が ３００℃以上のキュリー温度（Ｔｃ）を有し、しか
も高Ｆｅ量であるため高い飽和磁束密度（Ｍｓ）を有し
ている。また、中でもＳｍ系化合物は著しく高い異方性
磁場を有しており、永久磁石材料として最適であり、実
際に液体超急冷磁石では１０ＫＯｅ 以上の高い保磁力
が得られている。このような高Ｆｅ領域での３元化合物
としては、他にＮｄ２Ｆｅ１４Ｂが知られているのみで
ある。
【０００３】Ｒ（ ＭＦｅ）１２ 化合物は前述のごと
くたいへん高い磁気特性を有しているが、第３元素（Ｍ
）は非磁性元素であり、その量に比例して磁性を薄める
のみならず、Ｍ元素に由来する伝導電子がＦｅ原子の磁
気モーメントを薄めてしまうために、Ｆｅの平均磁気モ
ーメントが大幅に低下している。従って、例えばＮｄ２
Ｆｅ１４ＢとＳｍＴｉＦｅ１１化合物を比較すると、Ｆ
ｅ原子の原子百分比はほぼ同等であるのに飽和磁化の大
きさは後者の方がかなり低い。このためＲ（ ＭＦｅ）
１２ 系で第３元素Ｍの比率をできるだけ低下させ、で
きれば零に近づけて飽和磁化を高める努力が続けられて
いる。しかし、ＲＴｉＦｅ１１化合物等におけるＭ元素
の比率より更に下げることには成功していない。
くたいへん高い磁気特性を有しているが、第３元素（Ｍ
）は非磁性元素であり、その量に比例して磁性を薄める
のみならず、Ｍ元素に由来する伝導電子がＦｅ原子の磁
気モーメントを薄めてしまうために、Ｆｅの平均磁気モ
ーメントが大幅に低下している。従って、例えばＮｄ２
Ｆｅ１４ＢとＳｍＴｉＦｅ１１化合物を比較すると、Ｆ
ｅ原子の原子百分比はほぼ同等であるのに飽和磁化の大
きさは後者の方がかなり低い。このためＲ（ ＭＦｅ）
１２ 系で第３元素Ｍの比率をできるだけ低下させ、で
きれば零に近づけて飽和磁化を高める努力が続けられて
いる。しかし、ＲＴｉＦｅ１１化合物等におけるＭ元素
の比率より更に下げることには成功していない。
【０００４】一方、菱面体晶Ｔｈ２Ｚｎ１７ （または
六方晶Ｔｈ２Ｎｉ１７）構造のＲ２Ｆｅ１７ 化合物は
キュリー温度が低く、結晶磁気異方性定数も負であるた
め、永久磁石素材としては不適であった。しかし、最近
になり炭素Ｃまたは窒素Ｎを原子間位置に導入すること
が可能であることがわかった。侵入型で導入することに
より格子が広がるため、キュリー温度が大幅に上昇し、
しかも結晶磁気異方性もまた大幅な上昇を示すことがわ
かった。この結果、特に Ｓｍ２Ｆｅ１７Ａｘ（Ａ＝Ｃ
またはＮ）は磁石素材として、ＳｍＣｏ１７やＮｄ２Ｆ
ｅ１４Ｂに匹敵する非常に高い値を示すことがわかった
。しかしＳｍ２Ｆｅ１７ は良好な磁気特性を示すが、
錆び易く耐酸化性の面で問題があった。（Ｘ．Ｐ．ＺＨ
ＯＮＧ，ｅｔ ａｌ．，Ｊ．Ｍａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａ
ｔｅｒ．８６，３３３（１９９０）．， Ｊ．Ｍ．Ｄ．
Ｃｏｅｙ ａｎｄ ＨｏｎｇＳＵＮ，Ｊ．Ｍａｇｎ．Ｍ
ａｇｎ．Ｍａｔｅｒ．８７，Ｌ２５１（１９９０）．参
照）
六方晶Ｔｈ２Ｎｉ１７）構造のＲ２Ｆｅ１７ 化合物は
キュリー温度が低く、結晶磁気異方性定数も負であるた
め、永久磁石素材としては不適であった。しかし、最近
になり炭素Ｃまたは窒素Ｎを原子間位置に導入すること
が可能であることがわかった。侵入型で導入することに
より格子が広がるため、キュリー温度が大幅に上昇し、
しかも結晶磁気異方性もまた大幅な上昇を示すことがわ
かった。この結果、特に Ｓｍ２Ｆｅ１７Ａｘ（Ａ＝Ｃ
またはＮ）は磁石素材として、ＳｍＣｏ１７やＮｄ２Ｆ
ｅ１４Ｂに匹敵する非常に高い値を示すことがわかった
。しかしＳｍ２Ｆｅ１７ は良好な磁気特性を示すが、
錆び易く耐酸化性の面で問題があった。（Ｘ．Ｐ．ＺＨ
ＯＮＧ，ｅｔ ａｌ．，Ｊ．Ｍａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａ
ｔｅｒ．８６，３３３（１９９０）．， Ｊ．Ｍ．Ｄ．
Ｃｏｅｙ ａｎｄ ＨｏｎｇＳＵＮ，Ｊ．Ｍａｇｎ．Ｍ
ａｇｎ．Ｍａｔｅｒ．８７，Ｌ２５１（１９９０）．参
照）
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】以上の観点から本発明
は、Ｒ（ ＭＦｅ）１２ 化合物の第３元素Ｍを導入し
なくてもＴｈＭｎ１２構造を安定化できる高い磁気特性
を有する希土類磁石合金および希土類永久磁石を提供し
ようとするものである。
は、Ｒ（ ＭＦｅ）１２ 化合物の第３元素Ｍを導入し
なくてもＴｈＭｎ１２構造を安定化できる高い磁気特性
を有する希土類磁石合金および希土類永久磁石を提供し
ようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らはＲ（ ＭＦ
ｅ）１２ 化合物におけるＭ元素の役割について研究を
重ねた結果、本発明を完成させたもので、合金組成が式
Ｒ（Ｆｅ１−ＸＣｏＸ）Ｙ ＡＺ （但し、ＲはＳ
ｍを主体とした希土類元素の１種もしくは２種以上、Ａ
はＣまたはＮの１種以上、０≦Ｘ ≦０．５、１０≦Ｙ
≦１３、０．１≦Ｚ ≦２）からなり、その主相が体
心正方晶ＴｈＭｎ１２構造でかつ格子間侵入原子を持つ
ことを特徴とする希土類磁石合金及び希土類永久磁石を
要旨とするものである。
ｅ）１２ 化合物におけるＭ元素の役割について研究を
重ねた結果、本発明を完成させたもので、合金組成が式
Ｒ（Ｆｅ１−ＸＣｏＸ）Ｙ ＡＺ （但し、ＲはＳ
ｍを主体とした希土類元素の１種もしくは２種以上、Ａ
はＣまたはＮの１種以上、０≦Ｘ ≦０．５、１０≦Ｙ
≦１３、０．１≦Ｚ ≦２）からなり、その主相が体
心正方晶ＴｈＭｎ１２構造でかつ格子間侵入原子を持つ
ことを特徴とする希土類磁石合金及び希土類永久磁石を
要旨とするものである。
【０００７】以下、本発明を詳細に説明する。Ｍ元素は
その格子がＦｅより少し大きい場合には、Ｆｅを置換し
て格子を押し広げ、ＴｈＭｎ１２構造を安定化すると考
えられる。 Ｍ元素が広い固溶限をもっているバナジュウムＶ元素の
場合には、Ｖ量の減少とともに格子が縮小することがわ
かっている。つまり、Ｍ元素無しでは格子が小さくなり
、Ｆｅ原子が本来入るべき空間が小さくなり過ぎる。し
かしまた、Ｍ原子がＦｅ原子よりかなり大きい場合は、
格子を大幅に押し広げなければならないため、ＴｈＭｎ
１２構造を安定化できない。このような理由でＲ（ Ｍ
Ｆｅ）１２ 化合物を安定化する元素が限定され、しか
も置換量も狭い幅の中に制限されるものと考えられる。
その格子がＦｅより少し大きい場合には、Ｆｅを置換し
て格子を押し広げ、ＴｈＭｎ１２構造を安定化すると考
えられる。 Ｍ元素が広い固溶限をもっているバナジュウムＶ元素の
場合には、Ｖ量の減少とともに格子が縮小することがわ
かっている。つまり、Ｍ元素無しでは格子が小さくなり
、Ｆｅ原子が本来入るべき空間が小さくなり過ぎる。し
かしまた、Ｍ原子がＦｅ原子よりかなり大きい場合は、
格子を大幅に押し広げなければならないため、ＴｈＭｎ
１２構造を安定化できない。このような理由でＲ（ Ｍ
Ｆｅ）１２ 化合物を安定化する元素が限定され、しか
も置換量も狭い幅の中に制限されるものと考えられる。
【０００８】以上の考察から、原子間に侵入型で入り、
結晶格子を押し広げるような元素が存在すれば、Ｆｅ原
子の入るべき空間の制限が緩和され、Ｍ元素の置換量を
少なくもしくは無くしてしまうことが可能と考えられる
。 Ｒ２Ｆｅ１７ 化合物において、ＣやＮが侵入型で入る
ことがわかっているので、ＲＦｅ１２もしくは、Ｒ（
ＭＦｅ）１２ においてＣやＮによるＴｈＭｎ１２構造
の安定化を調べた結果、可能であることがわかった。
結晶格子を押し広げるような元素が存在すれば、Ｆｅ原
子の入るべき空間の制限が緩和され、Ｍ元素の置換量を
少なくもしくは無くしてしまうことが可能と考えられる
。 Ｒ２Ｆｅ１７ 化合物において、ＣやＮが侵入型で入る
ことがわかっているので、ＲＦｅ１２もしくは、Ｒ（
ＭＦｅ）１２ においてＣやＮによるＴｈＭｎ１２構造
の安定化を調べた結果、可能であることがわかった。
【０００９】ＣやＮは組成式（ ＲＦｅ１２Ａ３）で最
大３原子まで侵入可能であるが、実際には３原子侵入は
できず、高々２原子までである。侵入量が少なすぎると
格子の広がりが小さすぎてＴｈＭｎ１２構造が安定化で
きなくなるため、 ０．１原子以上の侵入が必要である
。Ｆｅ原子はＣｏ原子で置換することが可能で、Ｃｏ置
換によりキュリー温度が向上し、磁気特性の温度安定性
が改善される。また、Ｃｏ置換により飽和磁化も少し上
昇するが、逆に結晶磁気異方性は減少するのでＣｏ置換
量は Ｘ≦０．５ 以下がよい。遷移金属の量は Ｙ＜
１０ではＲ２Ｆｅ１７ Ａｘ が安定化され、 Ｙ＜１
３ではＦｅが主相となりＴｈＭｎ１２構造が安定化され
ないため、この範囲内であることが必要である。ここで
、ＲはＳｍを主体とする希土類元素で、好ましくはＳｍ
，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ からなる群から選択される１種ま
たは２種以上の元素に適用される。
大３原子まで侵入可能であるが、実際には３原子侵入は
できず、高々２原子までである。侵入量が少なすぎると
格子の広がりが小さすぎてＴｈＭｎ１２構造が安定化で
きなくなるため、 ０．１原子以上の侵入が必要である
。Ｆｅ原子はＣｏ原子で置換することが可能で、Ｃｏ置
換によりキュリー温度が向上し、磁気特性の温度安定性
が改善される。また、Ｃｏ置換により飽和磁化も少し上
昇するが、逆に結晶磁気異方性は減少するのでＣｏ置換
量は Ｘ≦０．５ 以下がよい。遷移金属の量は Ｙ＜
１０ではＲ２Ｆｅ１７ Ａｘ が安定化され、 Ｙ＜１
３ではＦｅが主相となりＴｈＭｎ１２構造が安定化され
ないため、この範囲内であることが必要である。ここで
、ＲはＳｍを主体とする希土類元素で、好ましくはＳｍ
，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ からなる群から選択される１種ま
たは２種以上の元素に適用される。
【００１０】本発明の磁石合金の作製において、 ＲＦ
ｅ１２Ｃｘ とＲＦｅ１２Ｎｘ 及びＲＦｅ１２Ｃｘ
ＮＹ の場合では作製方法が少し異なる。Ｃ系では、構
成金属とＣを所定比に秤量後、高周波炉やアーク炉等で
混合して溶解し合金を作製する。Ｃの形態としては、純
Ｃの粉末や塊もしくは Ｆｅ−ＣやＲ− Ｃのような炭
化物を用いても良い。一方、Ｎ系では構成金属を秤量・
溶解後に、合金を粉砕し、 １００℃以上の高温に保持
した状態で窒素ガス雰囲気もしくはアンモニアガス雰囲
気中で窒化処理して合金中に窒素を導入する。使用する
ガス圧は高ければ高いほどよいが、好ましくは１気圧以
上あればよく、またそのときの温度は ７００℃以下で
ないと侵入したＮが安定化しなくなる。 また、窒化処理はＣを導入したＣ系にさらに付加しても
よい。
ｅ１２Ｃｘ とＲＦｅ１２Ｎｘ 及びＲＦｅ１２Ｃｘ
ＮＹ の場合では作製方法が少し異なる。Ｃ系では、構
成金属とＣを所定比に秤量後、高周波炉やアーク炉等で
混合して溶解し合金を作製する。Ｃの形態としては、純
Ｃの粉末や塊もしくは Ｆｅ−ＣやＲ− Ｃのような炭
化物を用いても良い。一方、Ｎ系では構成金属を秤量・
溶解後に、合金を粉砕し、 １００℃以上の高温に保持
した状態で窒素ガス雰囲気もしくはアンモニアガス雰囲
気中で窒化処理して合金中に窒素を導入する。使用する
ガス圧は高ければ高いほどよいが、好ましくは１気圧以
上あればよく、またそのときの温度は ７００℃以下で
ないと侵入したＮが安定化しなくなる。 また、窒化処理はＣを導入したＣ系にさらに付加しても
よい。
【００１１】本発明の磁石合金の磁石化は種々の手段に
よって可能である。典型的な手段としては、焼結磁石ま
たはボンド磁石化が挙げられる。得られた合金はジェッ
トミル等で微粉砕して磁石合金粉末を作製する。この微
粉砕には液体超急冷法、メカニカルアロイング法やガス
アトマイズ法等を使用してもよい。焼結磁石については
磁石合金粉末を磁場中で配向させながら成形し、これを
１，０００ 〜 １，３００℃の温度範囲で焼結し、そ
の後５００ 〜９００ ℃で時効処理を行う。ボンド磁
石については磁石合金粉末を有機バインダーと混合し、
磁場中で配向させた後、有機バインダーを硬化させてボ
ンド磁石とすれば良い。
よって可能である。典型的な手段としては、焼結磁石ま
たはボンド磁石化が挙げられる。得られた合金はジェッ
トミル等で微粉砕して磁石合金粉末を作製する。この微
粉砕には液体超急冷法、メカニカルアロイング法やガス
アトマイズ法等を使用してもよい。焼結磁石については
磁石合金粉末を磁場中で配向させながら成形し、これを
１，０００ 〜 １，３００℃の温度範囲で焼結し、そ
の後５００ 〜９００ ℃で時効処理を行う。ボンド磁
石については磁石合金粉末を有機バインダーと混合し、
磁場中で配向させた後、有機バインダーを硬化させてボ
ンド磁石とすれば良い。
【００１２】
【実施例】以下、本発明の実施態様を実施例、比較例を
挙げて具体的に説明するが、本発明はこれらに限定され
るものではない。 （実施例１）純度９９％のＳｍメタル、純度９９．９％
のＦｅ、Ｃｏ及びＣを各々表１（合金Ｎｏ． ２、４、
６、８、１０ ）のように秤量し、不活性ガス中で高周
波溶解を行い、溶湯を銅鋳型で冷却した。該インゴット
を粗粉砕後、Ｎ２ガスによるジェットミルで３〜５μｍ
径に微粉砕を行なった。該微粉を１５ＫＯｅ の静磁場
中で配向させた状態で、１ｔｏｎ／ｃｍ２ の圧力でプ
レス成形を行なった後、該成形体を不活性ガス中１，０
５０ 〜１，２５０ ℃の温度で１〜２時間焼結を行い
、引続き ５００〜 ９００℃の温度範囲で１時間以上
熱処理を行なった後急冷した。該焼結体の磁気特性 ｉ
Ｈｃを自記磁束計で測定した結果を表１に示した。比較
例としてＣを添加しない合金を合金Ｎｏ． １、３、５
、７、９として作製し、表１に併記した。 表１に示
したように、Ｃを添加しないものはＴｈＭｎ１２構造を
とらずＴｈ２Ｚｎ１７ 構造の２−１７相とＦｅ及びＣ
ｏの相に分離してしまうため、良好な磁気特性を示して
いない。
挙げて具体的に説明するが、本発明はこれらに限定され
るものではない。 （実施例１）純度９９％のＳｍメタル、純度９９．９％
のＦｅ、Ｃｏ及びＣを各々表１（合金Ｎｏ． ２、４、
６、８、１０ ）のように秤量し、不活性ガス中で高周
波溶解を行い、溶湯を銅鋳型で冷却した。該インゴット
を粗粉砕後、Ｎ２ガスによるジェットミルで３〜５μｍ
径に微粉砕を行なった。該微粉を１５ＫＯｅ の静磁場
中で配向させた状態で、１ｔｏｎ／ｃｍ２ の圧力でプ
レス成形を行なった後、該成形体を不活性ガス中１，０
５０ 〜１，２５０ ℃の温度で１〜２時間焼結を行い
、引続き ５００〜 ９００℃の温度範囲で１時間以上
熱処理を行なった後急冷した。該焼結体の磁気特性 ｉ
Ｈｃを自記磁束計で測定した結果を表１に示した。比較
例としてＣを添加しない合金を合金Ｎｏ． １、３、５
、７、９として作製し、表１に併記した。 表１に示
したように、Ｃを添加しないものはＴｈＭｎ１２構造を
とらずＴｈ２Ｚｎ１７ 構造の２−１７相とＦｅ及びＣ
ｏの相に分離してしまうため、良好な磁気特性を示して
いない。
【００１３】
【表 １】
【００１４】（実施例２）純度９９％のＳｍメタル、純
度９９．９％のＦｅ、Ｃｏ及びＣを表２（合金Ｎｏ．
２、４、６、８、１０）のように秤量し、不活性ガス中
で高周波溶解を行い、溶融を銅鋳型で冷却した。該イン
ゴットを不活性ガス中 ５００〜 ９００℃の温度範囲
で１時間以上熱処理を行なった後、粉砕後、さらにＮ２
ガスによるジェットミルで３〜５μｍに微粉砕し、それ
をさらにＮ２ガス中 ４００〜 ５５０℃の温度範囲で
窒化処理を行なった。その粉末をエポキシ樹脂中に分散
させた後、１５ＫＯｅ の静磁場中で磁場配向させ樹脂
を硬化させてボンド磁石を作製し、その磁気特性 ｉＨ
ｃを測定して表２に示した。比較例（合金Ｎｏ． １、
３、５、７、９）として微粉砕後窒化処理を行なわずに
磁石化したものを表２に併記した。表２に示したように
窒化処理を行なったものは行なわなかったものに較べて
磁気特性が向上している。
度９９．９％のＦｅ、Ｃｏ及びＣを表２（合金Ｎｏ．
２、４、６、８、１０）のように秤量し、不活性ガス中
で高周波溶解を行い、溶融を銅鋳型で冷却した。該イン
ゴットを不活性ガス中 ５００〜 ９００℃の温度範囲
で１時間以上熱処理を行なった後、粉砕後、さらにＮ２
ガスによるジェットミルで３〜５μｍに微粉砕し、それ
をさらにＮ２ガス中 ４００〜 ５５０℃の温度範囲で
窒化処理を行なった。その粉末をエポキシ樹脂中に分散
させた後、１５ＫＯｅ の静磁場中で磁場配向させ樹脂
を硬化させてボンド磁石を作製し、その磁気特性 ｉＨ
ｃを測定して表２に示した。比較例（合金Ｎｏ． １、
３、５、７、９）として微粉砕後窒化処理を行なわずに
磁石化したものを表２に併記した。表２に示したように
窒化処理を行なったものは行なわなかったものに較べて
磁気特性が向上している。
【００１５】
【表２】
【００１６】
【発明の効果】本発明により、従来遷移金属側にＴｉ等
の金属を導入しなければ安定化できなかったＴｈＭｎ１
２構造のＲ（Ｆｅ，Ｃｏ）１２ 系磁性体がＣ及びＮの
導入により安定化できたのみならず、これを用いて従来
のＳｍＣｏ系磁石に較べＣｏ量を減らし、Ｆｅで置換す
ることによってより低コストの磁石合金を実現したこと
から、産業上その利用価値は極めて大きい。
の金属を導入しなければ安定化できなかったＴｈＭｎ１
２構造のＲ（Ｆｅ，Ｃｏ）１２ 系磁性体がＣ及びＮの
導入により安定化できたのみならず、これを用いて従来
のＳｍＣｏ系磁石に較べＣｏ量を減らし、Ｆｅで置換す
ることによってより低コストの磁石合金を実現したこと
から、産業上その利用価値は極めて大きい。
Claims (1)
- 【請求項１】合金組成が式 Ｒ（Ｆｅ１−ＸＣｏＸ）
Ｙ ＡＺ （但し、ＲはＳｍを主体とした希土類元素の
１種もしくは２種以上、ＡはＣまたはＮの１種以上、０
≦Ｘ ≦０．５、１０≦Ｙ ≦１３、０．１≦Ｚ ≦２
）からなり、その主相が体心正方晶ＴｈＭｎ１２構造で
かつ格子間侵入原子を持つことを特徴とする希土類磁石
合金及び希土類永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3068069A JPH04280403A (ja) | 1991-03-07 | 1991-03-07 | 希土類磁石合金及び希土類永久磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3068069A JPH04280403A (ja) | 1991-03-07 | 1991-03-07 | 希土類磁石合金及び希土類永久磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04280403A true JPH04280403A (ja) | 1992-10-06 |
Family
ID=13363120
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3068069A Pending JPH04280403A (ja) | 1991-03-07 | 1991-03-07 | 希土類磁石合金及び希土類永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04280403A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016042527A (ja) * | 2014-08-18 | 2016-03-31 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 希土類異方性磁石材料およびその製造方法、希土類磁石前駆体材料およびその製造方法 |
| JP2022176506A (ja) * | 2021-05-17 | 2022-11-30 | 信越化学工業株式会社 | 異方性希土類焼結磁石及びその製造方法 |
-
1991
- 1991-03-07 JP JP3068069A patent/JPH04280403A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016042527A (ja) * | 2014-08-18 | 2016-03-31 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 希土類異方性磁石材料およびその製造方法、希土類磁石前駆体材料およびその製造方法 |
| JP2022176506A (ja) * | 2021-05-17 | 2022-11-30 | 信越化学工業株式会社 | 異方性希土類焼結磁石及びその製造方法 |
| US12406785B2 (en) | 2021-05-17 | 2025-09-02 | Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. | Anisotropic rare earth sintered magnet and method for producing the same |
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