【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
産業上の利用分野
この発明は、Ｒ（ＲはＹを含む希土類元素のう
ち少なくとも１種）、Ｂ、Feを主成分とする永久
磁石用合金粉末に係り、すぐれた磁気特性を有
し、例えば、ボンド磁石としても利用できる希土
類・鉄・ボロン系永久磁石用合金粉末に関する。
従来の技術
永久磁石材料は、一般家庭の各種電気製品か
ら、大型コンピユータの周辺端末機器まで、幅広
い分野で使用される極めて重要な電気・電子材料
の一つである。近年の電気・電子機器の小形化、
高効率化の要求にともない、永久磁石材料は益々
高性能化が求められるようになつた。
現在の代表的な永久磁石材料は、アルニコ、ハ
ードフエライトおよび希土類コバルト磁石であ
る。近年のコバルトの原料事情の不安定化に伴な
い、コバルトを20〜30wt％含むアルニコ磁石の
需要は減り、鉄の酸化物を主成分とする安価なハ
ードフエライトが磁石材料の主流を占めるように
なつた。
一方、Smを主成分とする希土類金属と、Coを
主成分とする遷移金属よりなる金属間化合物であ
り、六方晶構造を主相とするRCo5系、菱面体構
造の結晶組織を主相とするR2Co17系磁石はすぐ
れた磁石特性を有している。
かかる希土類コバルト磁石はコバルトを50〜
60wt％も含むうえ、希土類鉱石中にあまり含ま
れていないSmを使用するため大変高価であるが、
他の磁石に比べて磁気特性が格段に高いため、主
として小型で付加価値の高い磁気回路に多用され
るようになつた。
また、Fe−Ｒ系やFe−Ｂ−Ｒ系合金を永久磁
石化する試みもなされているが（特開昭57−
141901号、特開昭57−210934号）、いずれも超急
速冷却リボンやスパツタ薄膜により、非晶質化し
た合金を粉末化したりあるいは熱処理することに
よつて高保磁力を示すことが報告されている。
発明が解決しようとする課題
しかし、これら超急速冷却リボンやスパツタ薄
膜は、それ自体使用可能な実用永久磁石ではな
く、磁石特性としての角形性が悪く、本質的に等
方性であり、従来慣用されている磁石に対抗でき
る任意の形状、寸法を有する実用永久磁石材料と
は言えない。さらに、前記粉末を例えばボンド磁
石としても極めて低い磁気特性しか示さず実用的
なものではなかつた。
そこで、本発明者は先に、高価なSmやCoを必
ずしも含有しない新しい高性能永久磁石として
Fe−Ｂ−Ｒ系（ＲはＹを含む希土類元素のうち
少なくとも１種）永久磁石を提案した（特願昭57
−145072号）。
この永久磁石は、ＲとしてNdやPrを中心とす
る資源的に豊富な軽希土類を用い、Feを主成分
として25MGOe以上の極めて高いエネルギー積
を示すすぐれた永久磁石である。
この発明は、希土類・鉄・ボロンを主成分とす
る上記の新規な永久磁石材料をさらに発展させる
ことを目的としており、合金粉末のみですぐれた
磁気特性を有し、例えばボンド磁石用合金粉末に
適した微細で均質な組織の希土類・鉄・ボロンを
主成分とする永久磁石用合金粉末の提供を目的と
している。
また、この発明は、等方性あるいは異方性焼結
永久磁石用原料粉末として容易にすぐれた磁石特
性が得られる微細で均質な組織の希土類・鉄・ボ
ロンを主成分とする永久磁石用合金粉末の提供を
目的としている。
課題を解決するための手段
この発明は、
Ｒ（但しＲはＹを含む希土類元素のうち少なく
とも１種）８原子％〜30原子％、
B2原子％〜28原子％、
Fe42原子％〜90原子％を主成分とし、
実質的にFeとＲとの原子比が５以下のＲリツ
チ（rich）な相とFeとＲとの原子比が５を超える
Ｒプア（poor）な相からなり、50μｍ以下の微細
な複合組織を有し、主相が正方晶化合物であるこ
とを特徴とする永久磁石用合金粉末である。
作 用
この発明の永久磁石用合金粉末は、Ｒとして
NdやPrを中心とする資源的に豊富な軽希土類を
主に用い、Ｒ、Ｂ、Feを主成分とし、溶湯より
噴霧し急冷して微細な特定複合組織を有するもの
で、合金粉末のみですぐれた磁気特性を有し、そ
のままボンド磁石用粉末材料に適しており、ま
た、焼結磁石用粉末材料として微細で均質なた
め、25MGOe以上の極めて高いエネルギー積並
びに、高残留磁束密度、高保磁力を有し、かつす
ぐれた残留磁束密度の温度特性を示す永久磁石材
料を安価に得ることができる。
この発明の合金粉末の複合組織は、実施例１に
おける第１図から第３図にて明らかにする如く、
実質的にＲリツチな相とＲプアな相からなり、主
相が正方晶化合物であるが、Ｒリツチな相とし
て、FeとＲとの原子比が１以下の相と１を超え
て５以下の相とが存在し、Ｒプアな相として、
FeとＲの原子比が５を超えて８未満の相と８以
上の相が存在し、また複合組織にはＢリツチな相
や酸化物相も含まれる。
組成限定理由
以下に、この発明による永久磁石用合金粉末の
組成限定理由を説明する。
この発明の永久磁石用合金粉末に用いる希土類
元素Ｒは、イツトリウム（Ｙ）を包含し軽希土類
及び重希土類を包含する希土類元素であり、これ
らのうち少なくとも１種、好ましくはNd、Pr等
の軽希土類を主体として、あるいはNd、Pr等と
の混合物を用いる。
すなわち、Ｒとしては、
ネオジム（Nd）、プラセオジム（Pr）、ランタ
ン（La）、セリウム（Ce）、テルビウム（Tb）、
ジスプロシウム（Dy）、ホルミウム（Ho）、エル
ビウム（Er）、ユウロビウム（Eu）、サマリウム
（Sm）、カドリニウム（Gd）、プロメチウム
（Pm）、ツリウム（Tm）、イツテルビウム
（Yb）、ルテチウム（Lu）、イツトリウム(Y)が包
含される。
又、通例Ｒのうち１種をもつて足りるが、実用
上は２種以上の混合物（ミツシユメタル、ジジム
等）を入手上の便宜等の理由により用いることが
でき、Sm、Ｙ、La、Ce、Gd、等は他のＲ、特
にNd、Pr等との混合物として用いることができ
る。
なお、このＲは純希土類元素でなくてもよく、
工業上入手可能な範囲で製造上不可避な不純物を
含有するものでも差支えない。
Ｒは、新規なＲ−Fe−Ｂ系永久磁石用合金粉
末における必須元素であつて、８原子％未満では
結晶構造がα−鉄と同一構造の立方晶組織となる
ため、高磁気特性、特に高保磁力が得られず、30
原子％を越えるとＲリツチな非磁性相が多くな
り、残留磁束密度（Br）が低下して、すぐれた
特性の永久磁石が得られない。よつて、Ｒは８原
子％〜30原子％の範囲とする。
Ｂは、新規なＲ−Fe−Ｂ系永久磁石用合金粉
末における必須元素であつて、２原子％未満では
菱面体組織となり、高い保磁力（iHc）は得られ
ず、28原子％を越えるとＢリツチな非磁性相が多
くなり、残留磁束密度（Br）が低下するため、
すぐれた永久磁石が得られない。よつて、Ｂは２
原子％〜28原子％の範囲とする。
Feは、新規なＲ−Fe−Ｂ系系永久磁石用合金
粉末における必須元素であり、42原子％未満では
残留磁束密度（Br）が低下し、90原子％を越え
ると高い保磁力が得られないので、Feは42原子
％〜90原子％の含有とする。
また、この発明による永久磁石用合金粉末にお
いて、Feの一部をCoで置換することは、得られ
る磁石の磁気特性を損うことなく、温度特性を改
善することができるが、Co置換量がFeの50％を
越えると、逆に磁気特性が劣化するため、好まし
くない。
またさらに、下記添加元素の添加並びに原料や
製造工程から混入する不純物を含む合金粉末も、
Ｒ、Ｂ、Feを含む正方晶化合物を主相とし、す
ぐれた磁気特性を示す。
また、下記添加元素のうち少なくとも１種は、
Ｒ−Fe−Ｂ系永久磁石に対してその保磁力等を
改善あるいは製造性の改善、低価格化に効果があ
るため添加する。しかし、保磁力改善のための添
加に伴ない残留磁束密度（Br）の低下を招来す
るので、従来のハードフエライト磁石の残留磁束
密度と同等以上となる範囲での添加が望ましい。
Ti4.5原子％以下、Ni4.5原子％以下、
V9.5原子％以下、Nb12.5原子％以下、
Ta10.5原子％以下、Cr8.5原子％以下、
Mo9.5原子％以下、W9.5原子％以下、
Mn3.5原子％以下、Al9.5原子％以下、
Sb2.5原子％以下、Ge7原子％以下、
Sn3.5原子％以下、Zr5.5原子％以下、
Bi5原子％以下、Hf5.5原子％以下、
さらに、Cu3.5原子％以下、
S2.0原子％以下、C2原子％以下、
Ca8原子％以下、Mg8原子％以下、
Si8原子％以下、P3.5原子％以下、
O2原子％以下、
また、１原子％以下のＨ、Li、Na、Ｋ、Be、
Sr、Ba、Ag、Zn、Ｎ、Ｆ、Se、Te、Pb。
また、上記添加元素を２種以上含有する場合
は、残留磁束密度が4kG以上を有するためには、
当該元素の上限のうち最大値以下とする必要があ
る。
複合組織
この発明の磁石時借用合金粉末は、実質的にＲ
リツチな相とＲプアな相からなる50μｍ以下の微
細な複合組織を有し、主相が正方晶化合物である
ことを特徴とするもので、合金粉末がＲリツチな
相とＲプアな相からなる微細な複合組織より構成
されていること、主相が正方晶化合物であること
の相乗効果により、特にすぐれた磁気特性が得ら
れ、この場合、該複合組織が50μｍ以下の微細な
相に分れていることが必須である。
すなわち、複合組織が50μｍを越えると、保磁
力が低下して永久磁石用合金粉末として実用的で
なくなる。しかし、粉末の粒径が数百μｍであつ
ても、複合組織が50μｍ以下であればすぐれた磁
気特性が得られる。これは、この発明の合金粉末
が、単軸微粒子型磁石であることに基づくもの
で、複合組織が50μｍを越えると、単軸微粒子を
構成しなくなり、複合組織内の各相内に磁壁を有
するようになるため、磁化の反転が容易に起り、
保磁力が小さくなる。
また、上記組織内に少量の酸化物相およびＢリ
ツチな相が存在しても、良好な磁気特性を示す。
また、この発明による合金粉末を20μｍ以下に
微粉砕することにより、磁場中成形において、配
向度が向上して磁気異方性となり、すぐれた特性
の磁石が得られる。
製造方法
この発明による永久磁石用合金粉末は、従来の
インゴツトを粉砕して得られものではなく、溶湯
より急冷して作られる。例えば、水や液体N2、
液体Arなどの液体を用いた液体急冷アトマイズ
法や不活性ガスアトマイズ法、回転電極法等の公
知の方法によつて、溶湯より噴霧し急冷して目的
とする合金粉末を得ることができる。また、超音
速ガスアトマイズ法を用いることができる。
このような方法で粉末化した場合、粉末の形状
は自由落下中に凝固するため、球形の粉末が得ら
れることが多いが、必ずしも球形である必要はな
く、不規則な形状でもよい。
焼結永久磁石
この発明による合金粉末を使用した焼結永久磁
石は、保磁力iHc≧1kOe、残留磁束密度Br＞
4kGを示し、最大エネルギー積（BH）maxはハ
ードフエライトと同等以上となり、最も好ましい
組成範囲では、（BH）max≧10MGOeを示し、
最大値は25MGOe以上に達する。
また、この発明による永久磁石用合金粉末のＲ
の主成分がその50％以上を軽希土類金属が占める
場合で、R12原子％〜20原子％、B4原子％〜24
原子％、Fe65原子％〜82原子％を主成分とし、
焼結磁石の場合に最もすぐれた磁気特性を示し、
特に軽希土類金属がNdの場合には、（BH）max
はその最大値が30MGOe以上に達する。
実施例
以下、この発明による実施例を示しその効果を
明らかにする。
実施例 １
出発原料として、純度99.9％の電解鉄、B19.4
％を含有し残部はFe及びAl、Si、Ｃ等の不純物
からなるフエロボロン合金、純度99.7％以上の
Ndを使用し、16Nd−8B−76Feの組成に配合し
（ただし、出発原料の純度は重量で示す。以下同
様）、これらを真空及びアルゴン雰囲気中で高周
波溶解し、３mmΦのノズルより溶湯を落下させ、
音速以上の高速アルゴンガスでアトマイズして、
300μｍ以下の実質的に球形粉末を作製した。
得られた合金粉末に対して、ｘ線回折、ｘ線マ
イクロアナライザーによる解析並びに光学顕微鏡
（400倍）による組織検査を行なつた。
第１図の顕微鏡写真及び第２図のｘ線マイクロ
アナライザーの組成像（第２図において、１はＲ
プア相、２はＲリツチ相、３はＲリツチ相、４は
Ｒプア相である）に明らかなように、この発明の
合金粉末は微細な複合組織であり、第３図のｘ線
回折結果からは、明確な正方晶の構造を示してい
ることが明らかであり、各ピークの指数は格子定
数がａ＝8.8Å、ｃ＝12.2Åの正方晶の面指数を
示していることが分る。
さらに、成分解析からは上記複合組織は多相組
織で、Ｒリツチな相とＲプアな相からなり、Ｂリ
ツチな相や酸化物相も含まれるが、上記の如く、
ｘ線回折でのピークは主として正方晶であり、実
質的に正方晶化合物を主相としていることが明ら
かである。
また、得られた実質的に球状合金粉末を、50μ
ｍ以下にふるい分けした粉末の磁気特性は、飽和
磁化（σs）が85emu／ｇ、保磁力（iHc）は
5.2kOeであり、同粉末を真空中で600℃、30分の
熱処理を施したとき、飽和磁化（σs）が88emu／
ｇ、保磁力（iHc）は12kOeの磁気特性を示し
た。
なお、同様組成からなる従来のインゴツト粉砕
の保磁力は3kOe以下の値であり、本発明合金粉
末の磁気特性のすぐれていることが明らかであ
る。
実施例 ２
出発原料として、純度99.9％の電解鉄、B19.4
％を含有し残部はFe及びAl、Si、Ｃ等の不純物
からなるフエロボロン合金、純度99.7％以上の
Nd、Nbを使用し、16Nd−1Nb−7B−76Feの組
成に配合し、これらを真空及びアルゴン雰囲気中
で高周波溶解し、３mmΦのノズルより溶湯を落下
させ、音速以上の高速アルゴンガスでアトマイズ
して粉末を作製した。
その後合金粉末を、スタンプミルにより35メツ
シユスルーまでに粗粉砕し、次にボールミルによ
り３時間粉砕して平均粒度3μｍの微粉末を得た。
この微粉末を金型に挿入し、10kOeの磁界中あ
るいは無磁界中で、2ton／cm2の圧力で成形した。
得られた成形体を、1100℃、２時間、Ar中の
条件で焼結し、その後650℃、30分の時効処理し
てこの発明による永久磁石を作製した。
得られた焼結永久磁石の磁気特性を測定した。
結果は第１表に示すとおり、著しく高性能の異方
性磁石あるいは等方性磁石が得られた。
実施例 ３
出発原料として、純度99.9％の電解鉄、B19.4
％を含有し残部はFe及びAl、Si、Ｃ等の不純物
からなるフエロボロン合金、純度99.7％以上の
Nd、添加元素として、純度99.9％のAlを使用し、
17Nd−8B−1Al−74Feの組成に配合し、これら
を真空及びアルゴン雰囲気中で高周波溶解し、３
mmΦのノズルより溶湯を落下させ、音速以上の高
速アルゴンガスでアトマイズして粒度300μｍ以
下の実質的に球状粉末を作製した。
その後得られた粉末をそのまま600℃、30分の
真空中熱処理した。熱処理した粉末に重量比で５
％のエポキシ樹脂を加え、十分に混練したのち、
5ton／cm2の圧力で成型し、100℃、１時間の条件
で加熱固化させてボンド磁石を作製した。
得られた等方性ボンド磁石の磁気特性を第２表
に示す。
また、実施例２と同方法で得た平均粒度２〜
3μｍの微細粉を、金型に入れて10kOeの磁場中で
配向し、成形圧力5ton／cm2で圧縮成形し、この成
形体を600℃、30分の真空中熱処理を施したのち、
エポキシ樹脂を真空含浸させて得たボンド磁石の
磁気特性を測定し、第２表に合せて示す。
この発明による合金粉末がすぐれた磁気特性を
示すため、そのままボンド磁石用素材として使用
できることが分る。
Industrial Application Field The present invention relates to an alloy powder for permanent magnets whose main components are R (R is at least one rare earth element including Y), B, and Fe, which have excellent magnetic properties, such as , relates to rare earth/iron/boron alloy powder for permanent magnets that can also be used as bonded magnets. BACKGROUND ART Permanent magnetic materials are one of the extremely important electrical and electronic materials used in a wide range of fields, from various household appliances to peripheral terminal equipment for large computers. The miniaturization of electrical and electronic equipment in recent years,
With the demand for higher efficiency, permanent magnet materials are required to have increasingly higher performance. Current typical permanent magnet materials are alnico, hard ferrite and rare earth cobalt magnets. As the cobalt raw material situation has become unstable in recent years, the demand for alnico magnets containing 20 to 30 wt% cobalt has decreased, and inexpensive hard ferrite, whose main component is iron oxide, has become the mainstream magnet material. Summer. On the other hand, it is an intermetallic compound consisting of a rare earth metal whose main component is Sm and a transition metal whose main component is Co. The R 2 Co 17 magnet has excellent magnetic properties. Such rare earth cobalt magnets contain cobalt from 50 to
It is very expensive because it contains 60wt% and uses Sm, which is not included in rare earth ores.
Because it has much higher magnetic properties than other magnets, it has come to be used mainly in small, high-value-added magnetic circuits. In addition, attempts have been made to make Fe-R and Fe-BR alloys into permanent magnets (Japanese Patent Application Laid-Open No.
141901 and JP-A-57-210934), both of which have been reported to exhibit high coercive force by powdering or heat-treating an amorphous alloy using an ultra-rapidly cooled ribbon or sputtered thin film. . Problems to be Solved by the Invention However, these ultra-rapidly cooled ribbons and sputtered thin films are not practical permanent magnets that can be used in themselves, and their magnetic properties are poor in squareness and essentially isotropic. It cannot be said that it is a practical permanent magnet material that has arbitrary shapes and dimensions that can compete with the magnets currently used. Furthermore, when the powder is used as a bonded magnet, for example, it exhibits extremely low magnetic properties and is not practical. Therefore, the inventor first developed a new high-performance permanent magnet that does not necessarily contain expensive Sm or Co.
We proposed a Fe-B-R system (R is at least one rare earth element including Y) permanent magnet (patent application 1983).
−145072). This permanent magnet is an excellent permanent magnet that uses resource-rich light rare earths such as Nd and Pr as R, and has Fe as its main component and exhibits an extremely high energy product of 25 MGOe or more. The purpose of this invention is to further develop the above-mentioned novel permanent magnet material whose main components are rare earth elements, iron, and boron. The purpose is to provide an alloy powder for permanent magnets that has a suitable fine and homogeneous structure and is mainly composed of rare earth elements, iron, and boron. In addition, this invention provides an alloy for permanent magnets that is mainly composed of rare earth elements, iron, and boron and has a fine and homogeneous structure that can easily be used as a raw material powder for isotropic or anisotropic sintered permanent magnets and that provides excellent magnetic properties. The purpose is to provide powder. Means for Solving the Problems This invention comprises R (where R is at least one rare earth element including Y) 8 at% to 30 at%, B2 at% to 28 at%, Fe42 at% to 90 at% The main component is an R-rich phase in which the atomic ratio of Fe to R is 5 or less, and an R-poor phase in which the atomic ratio of Fe to R is more than 5, and the diameter is 50 μm or less. This is an alloy powder for permanent magnets, which has a fine composite structure, and whose main phase is a tetragonal compound. Function The alloy powder for permanent magnets of this invention is used as R.
It mainly uses resource-rich light rare earths such as Nd and Pr, and has R, B, and Fe as its main components, and is sprayed from molten metal and rapidly cooled to form a fine specific composite structure. It has excellent magnetic properties and is suitable as a powder material for bonded magnets, and is fine and homogeneous as a powder material for sintered magnets, so it has an extremely high energy product of 25 MGOe or more, high residual magnetic flux density, and high coercive force. It is possible to obtain at low cost a permanent magnet material which has the following characteristics and exhibits excellent temperature characteristics of residual magnetic flux density. As shown in FIGS. 1 to 3 in Example 1, the composite structure of the alloy powder of this invention is as follows:
Substantially consists of an R-rich phase and an R-poor phase, and the main phase is a tetragonal compound, but as an R-rich phase, there is a phase in which the atomic ratio of Fe to R is 1 or less, and a phase in which the atomic ratio of Fe to R is greater than 1 and 5 or less. There exists a phase of , and as an R-poor phase,
There are phases in which the atomic ratio of Fe and R is greater than 5 and less than 8, and phases in which it is greater than or equal to 8, and the composite structure also includes a B-rich phase and an oxide phase. Reasons for limiting the composition The reasons for limiting the composition of the alloy powder for permanent magnets according to the present invention will be explained below. The rare earth element R used in the alloy powder for permanent magnets of this invention is a rare earth element including yttrium (Y), light rare earths, and heavy rare earths, and at least one of these, preferably light rare earths such as Nd and Pr. Use mainly rare earth elements or a mixture with Nd, Pr, etc. That is, R includes neodymium (Nd), praseodymium (Pr), lanthanum (La), cerium (Ce), terbium (Tb),
Dysprosium (Dy), holmium (Ho), erbium (Er), eurobium (Eu), samarium (Sm), cadrinium (Gd), promethium (Pm), thulium (Tm), itterbium (Yb), lutetium (Lu) , yttrium (Y). In addition, it is usually sufficient to have one type of R, but in practice, a mixture of two or more types (Mitsushimetal, didymium, etc.) can be used for reasons such as availability, Sm, Y, La, Ce, Gd, etc. can be used as a mixture with other R, especially Nd, Pr, etc. Note that this R may not be a pure rare earth element,
It may contain impurities that are unavoidable during production within an industrially available range. R is an essential element in the new R-Fe-B alloy powder for permanent magnets, and if it is less than 8 atomic %, the crystal structure becomes cubic, which is the same structure as α-iron, so it has high magnetic properties, especially Unable to obtain high coercive force, 30
If it exceeds atomic %, the R-rich nonmagnetic phase increases, the residual magnetic flux density (Br) decreases, and a permanent magnet with excellent characteristics cannot be obtained. Therefore, R should be in the range of 8 atomic % to 30 atomic %. B is an essential element in the new R-Fe-B alloy powder for permanent magnets, and if it is less than 2 at%, it will form a rhombohedral structure and a high coercive force (iHc) will not be obtained, and if it exceeds 28 at%, Since the B-rich nonmagnetic phase increases and the residual magnetic flux density (Br) decreases,
An excellent permanent magnet cannot be obtained. Therefore, B is 2
The range is from atomic% to 28 atomic%. Fe is an essential element in the new R-Fe-B alloy powder for permanent magnets, and if it is less than 42 atom%, the residual magnetic flux density (Br) will decrease, and if it exceeds 90 atom%, a high coercive force will be obtained. Therefore, the Fe content is set to be 42 atomic % to 90 atomic %. In addition, in the alloy powder for permanent magnets according to the present invention, replacing a portion of Fe with Co can improve the temperature characteristics without impairing the magnetic properties of the resulting magnet, but the amount of Co substitution is If Fe exceeds 50%, the magnetic properties will deteriorate, which is not preferable. In addition, alloy powder containing the addition of the following additive elements and impurities mixed in from raw materials and manufacturing processes,
The main phase is a tetragonal compound containing R, B, and Fe, and exhibits excellent magnetic properties. In addition, at least one of the following additional elements is
It is added to R-Fe-B permanent magnets because it is effective in improving coercive force, etc., improving manufacturability, and reducing costs. However, addition to improve coercive force causes a decrease in residual magnetic flux density (Br), so it is desirable to add in a range that is equal to or higher than the residual magnetic flux density of conventional hard ferrite magnets. Ti4.5 at% or less, Ni4.5 at% or less, V9.5 at% or less, Nb12.5 at% or less, Ta10.5 at% or less, Cr8.5 at% or less, Mo9.5 at% or less, W9 .5 atom% or less, Mn3.5 atom% or less, Al9.5 atom% or less, Sb2.5 atom% or less, Ge7 atom% or less, Sn3.5 atom% or less, Zr5.5 atom% or less, Bi5 atom% or less , Hf5.5 atom% or less, Cu3.5 atom% or less, S2.0 atom% or less, C2 atom% or less, Ca8 atom% or less, Mg8 atom% or less, Si8 atom% or less, P3.5 atom% or less , O2 atomic% or less, H, Li, Na, K, Be, 1 atomic% or less
Sr, Ba, Ag, Zn, N, F, Se, Te, Pb. In addition, if two or more of the above additive elements are contained, in order to have a residual magnetic flux density of 4 kG or more,
It is necessary to keep it below the maximum value of the upper limit of the element concerned. Composite Structure The magnetic alloy powder of this invention has substantially R
It has a fine composite structure of 50 μm or less consisting of a rich phase and an R-poor phase, and is characterized by the main phase being a tetragonal compound, and the alloy powder consists of an R-rich phase and an R-poor phase. Particularly excellent magnetic properties are obtained due to the synergistic effect of the structure being composed of a fine composite structure and the main phase being a tetragonal compound. It is essential that the That is, if the composite structure exceeds 50 μm, the coercive force decreases and the alloy powder is no longer practical as an alloy powder for permanent magnets. However, even if the particle size of the powder is several hundred μm, excellent magnetic properties can be obtained if the composite structure is 50 μm or less. This is based on the fact that the alloy powder of this invention is a uniaxial fine particle type magnet, and when the composite structure exceeds 50 μm, it no longer constitutes uniaxial fine particles, and each phase in the composite structure has a domain wall. Therefore, reversal of magnetization easily occurs,
Coercive force becomes smaller. Furthermore, even if a small amount of oxide phase and B-rich phase are present in the above structure, good magnetic properties are exhibited. Further, by pulverizing the alloy powder according to the present invention to a size of 20 μm or less, the degree of orientation is improved and magnetic anisotropy is obtained during molding in a magnetic field, and a magnet with excellent characteristics can be obtained. Manufacturing method The alloy powder for permanent magnets according to the present invention is not obtained by crushing a conventional ingot, but is made by rapidly cooling a molten metal. For example, water or liquid N2 ,
The desired alloy powder can be obtained by spraying a molten metal and rapidly cooling it by a known method such as a liquid quenching atomization method using a liquid such as liquid Ar, an inert gas atomization method, or a rotating electrode method. Additionally, a supersonic gas atomization method can be used. When powdered by such a method, the shape of the powder solidifies during free fall, so a spherical powder is often obtained, but the powder does not necessarily have to be spherical and may have an irregular shape. Sintered permanent magnet The sintered permanent magnet using the alloy powder according to the present invention has a coercive force iHc≧1kOe and a residual magnetic flux density Br>
4kG, the maximum energy product (BH)max is equal to or higher than hard ferrite, and in the most preferable composition range, (BH)max≧10MGOe,
The maximum value reaches over 25MGOe. Moreover, the R of the alloy powder for permanent magnets according to the present invention is
When the main component is 50% or more of light rare earth metals, R12 atomic% ~ 20 atomic%, B4 atomic% ~ 24 atomic%
atomic%, Fe65 atomic% to 82 atomic% as the main component,
Sintered magnets exhibit the best magnetic properties,
Especially when the light rare earth metal is Nd, (BH)max
The maximum value reaches 30MGOe or more. Examples Examples according to the present invention will be shown below to clarify its effects. Example 1 As a starting material, electrolytic iron with a purity of 99.9%, B19.4
Feroboron alloy with a purity of 99.7% or more, with the remainder consisting of Fe and impurities such as Al, Si, and C.
Using Nd, blend it into a composition of 16Nd-8B-76Fe (however, the purity of the starting materials is indicated by weight. The same applies below), melt them at high frequency in a vacuum and argon atmosphere, and drop the molten metal from a 3 mmΦ nozzle. let me,
Atomize with high-speed argon gas faster than the speed of sound,
A substantially spherical powder of 300 μm or less was produced. The obtained alloy powder was subjected to x-ray diffraction, analysis using an x-ray microanalyzer, and structural examination using an optical microscope (400x magnification). The micrograph in Figure 1 and the composition image of the x-ray microanalyzer in Figure 2 (in Figure 2, 1 is R
2 is an R-rich phase, 3 is an R-rich phase, and 4 is an R-poor phase), the alloy powder of the present invention has a fine composite structure, and the x-ray diffraction results shown in Fig. 3 It is clear that it shows a clear tetragonal structure, and the index of each peak indicates the plane index of a tetragonal crystal with lattice constants of a = 8.8 Å and c = 12.2 Å. . Furthermore, from component analysis, the above composite structure is a multiphase structure, consisting of an R-rich phase and an R-poor phase, and also includes a B-rich phase and an oxide phase.
The peaks in x-ray diffraction are mainly tetragonal, and it is clear that the main phase is substantially a tetragonal compound. In addition, the obtained substantially spherical alloy powder was
The magnetic properties of the powder sieved to less than m are as follows: saturation magnetization (σs) is 85emu/g, coercive force (iHc) is
5.2kOe, and when the same powder was heat treated in vacuum at 600℃ for 30 minutes, the saturation magnetization (σs) was 88emu/
g, coercive force (iHc) showed magnetic properties of 12 kOe. Note that the coercive force of the conventional crushed ingot having the same composition was less than 3 kOe, which clearly shows that the alloy powder of the present invention has excellent magnetic properties. Example 2 As a starting material, electrolytic iron with a purity of 99.9%, B19.4
Feroboron alloy with a purity of 99.7% or more, with the remainder consisting of Fe and impurities such as Al, Si, and C.
Using Nd and Nb, they are blended into a composition of 16Nd-1Nb-7B-76Fe, melted at high frequency in a vacuum and argon atmosphere, the molten metal is dropped from a 3 mmΦ nozzle, and atomized with high-speed argon gas that exceeds the speed of sound. A powder was prepared. Thereafter, the alloy powder was coarsely ground to 35 mesh through using a stamp mill, and then ground for 3 hours using a ball mill to obtain a fine powder with an average particle size of 3 μm. This fine powder was inserted into a mold and molded at a pressure of 2 tons/cm 2 in a magnetic field of 10 kOe or in no magnetic field. The obtained compact was sintered in Ar at 1100°C for 2 hours, and then aged at 650°C for 30 minutes to produce a permanent magnet according to the present invention. The magnetic properties of the obtained sintered permanent magnet were measured.
As shown in Table 1, an anisotropic or isotropic magnet with extremely high performance was obtained. Example 3 As a starting material, electrolytic iron with a purity of 99.9%, B19.4
Feroboron alloy with a purity of 99.7% or more, with the remainder consisting of Fe and impurities such as Al, Si, and C.
Using 99.9% pure Al as Nd and additive elements,
17Nd-8B-1Al-74Fe and high frequency melting in vacuum and argon atmosphere.
The molten metal was dropped through a mmΦ nozzle and atomized with high-speed argon gas exceeding the speed of sound to produce substantially spherical powder with a particle size of 300 μm or less. Thereafter, the obtained powder was directly heat-treated in vacuum at 600°C for 30 minutes. 5 in weight ratio to heat-treated powder
After adding % of epoxy resin and thoroughly kneading,
A bonded magnet was produced by molding at a pressure of 5 ton/cm 2 and heating and solidifying at 100° C. for 1 hour. The magnetic properties of the obtained isotropic bonded magnet are shown in Table 2. In addition, the average particle size 2~ obtained by the same method as Example 2
Fine powder of 3 μm was placed in a mold, oriented in a 10 kOe magnetic field, compression molded at a molding pressure of 5 ton/cm 2 , and the molded product was heat treated in vacuum at 600°C for 30 minutes.
The magnetic properties of bonded magnets obtained by vacuum impregnation with epoxy resin were measured and are shown in Table 2. It can be seen that since the alloy powder according to the present invention exhibits excellent magnetic properties, it can be used as is as a material for bonded magnets.
【表】【table】
【表】
発明の効果
実施例に明らかな如く、この発明による永久磁
石用合金粉末は、Ｒ、Fe、Ｂを主成分とし、溶
湯より噴霧し急冷して実質的にＲリツチな相とＲ
プアな相からなる微細な複合組織を有するため、
すぐれた磁気特性を示しそのままボンド磁石用素
材として使用でき、また、この合金粉末を使用し
て焼結磁石化することにより、著しく高性能の異
方性磁石あるいは等方性磁石が得られる。[Table] Effects of the Invention As is clear from the examples, the alloy powder for permanent magnets according to the present invention has R, Fe, and B as main components, and is sprayed from a molten metal and rapidly cooled to form a substantially R-rich phase and an R-rich phase.
Because it has a fine composite structure consisting of poor phases,
It exhibits excellent magnetic properties and can be used as a raw material for bonded magnets, and by sintering this alloy powder into a sintered magnet, extremely high-performance anisotropic or isotropic magnets can be obtained.
【図面の簡単な説明】[Brief explanation of the drawing]
第１図はこの発明による合金粉末の組織の顕微
鏡写真であり、第２図は同合金粉末のｘ線マイク
ロアナライザーの組成像写真、第３図は同合金粉
末のｘ線マイクロアナライザーによる回折結果を
示す線図である。
Figure 1 is a microscopic photograph of the structure of the alloy powder according to the present invention, Figure 2 is a composition image photograph of the same alloy powder taken with an x-ray microanalyzer, and Figure 3 is a diffraction result of the same alloy powder taken with an x-ray microanalyzer. FIG.