JPH07263210A - 永久磁石並びに永久磁石合金粉末とその製造方法 - Google Patents
永久磁石並びに永久磁石合金粉末とその製造方法Info
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- JPH07263210A JPH07263210A JP6074465A JP7446594A JPH07263210A JP H07263210 A JPH07263210 A JP H07263210A JP 6074465 A JP6074465 A JP 6074465A JP 7446594 A JP7446594 A JP 7446594A JP H07263210 A JPH07263210 A JP H07263210A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 ＳｍやＣｏを含まず、高残留磁束密度Ｂｒを
有したＦｅ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系磁石の製造方法と高性能ボン
ド磁石用磁性粉を安価に提供する。 【構成】 希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ
−Ｂ−Ｒ−Ｍ（ＲはＰｒまたはＮｄ、ＭはＡｌ，Ｓｉ，
Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂ
の１種もしくは２種以上）系合金溶湯を超急冷法にてア
モルファス組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在
する組織となし、得られたリボン、フレーク、球状粉末
に結晶化が開始する温度付近から６００〜７００℃の処
理温度までの昇温速度がで１０℃／分〜５０℃／秒にな
る結晶化熱処理を施すことにより、Ｆｅ3Ｂ型化合物並
びにα−鉄と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合
物相とが同一粉末中に共存し、各構成相の平均結晶粒径
が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微結晶集合体組織を有
し、ｉＨｃ≧３ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧ、（ＢＨ）ｍａ
ｘ≧９ＭＧＯｅの磁気特性をもつ温度特性に優れた永久
磁石合金粉末を得る。
有したＦｅ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系磁石の製造方法と高性能ボン
ド磁石用磁性粉を安価に提供する。 【構成】 希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ
−Ｂ−Ｒ−Ｍ（ＲはＰｒまたはＮｄ、ＭはＡｌ，Ｓｉ，
Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂ
の１種もしくは２種以上）系合金溶湯を超急冷法にてア
モルファス組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在
する組織となし、得られたリボン、フレーク、球状粉末
に結晶化が開始する温度付近から６００〜７００℃の処
理温度までの昇温速度がで１０℃／分〜５０℃／秒にな
る結晶化熱処理を施すことにより、Ｆｅ3Ｂ型化合物並
びにα−鉄と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合
物相とが同一粉末中に共存し、各構成相の平均結晶粒径
が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微結晶集合体組織を有
し、ｉＨｃ≧３ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧ、（ＢＨ）ｍａ
ｘ≧９ＭＧＯｅの磁気特性をもつ温度特性に優れた永久
磁石合金粉末を得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、各種モーター、スピ
ーカー用並びにメーターおよびフォーカスコンバージェ
ンスリングなどに最適なボンド磁石用合金粉末とその製
造方法に係り、希土類元素を少量含有する特定組成のＦ
ｅ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚ
ｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂ）合金溶湯を回転ロ
ールを用いた超急冷法、スプラット急冷法、ガスアトマ
イズ法あるいはこれらの併用法にてアモルファス組織あ
るいは微細結晶とアモルファスが混在する組織とし、特
定の熱処理にてＦｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄とＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造の構成相との微細結晶集合体からなる
合金粉末を得、これを樹脂にて結合することにより、ハ
ードフェライト磁石では得られなかった８ｋＧ以上の残
留磁束密度Ｂｒを有し、温度特性にすぐれたＦｅ−Ｂ−
Ｒ系ボンド磁石を得ることができる永久磁石並びに永久
磁石合金粉末とその製造方法に関する。
ーカー用並びにメーターおよびフォーカスコンバージェ
ンスリングなどに最適なボンド磁石用合金粉末とその製
造方法に係り、希土類元素を少量含有する特定組成のＦ
ｅ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚ
ｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂ）合金溶湯を回転ロ
ールを用いた超急冷法、スプラット急冷法、ガスアトマ
イズ法あるいはこれらの併用法にてアモルファス組織あ
るいは微細結晶とアモルファスが混在する組織とし、特
定の熱処理にてＦｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄とＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造の構成相との微細結晶集合体からなる
合金粉末を得、これを樹脂にて結合することにより、ハ
ードフェライト磁石では得られなかった８ｋＧ以上の残
留磁束密度Ｂｒを有し、温度特性にすぐれたＦｅ−Ｂ−
Ｒ系ボンド磁石を得ることができる永久磁石並びに永久
磁石合金粉末とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】高い残留磁束密度Ｂｒを要求される分野
や高温並びに低温下での使用を要求される永久磁石に
は、主にＢｒが１０ｋＧ以上、固有保磁力ｉＨｃが０．
５ｋＯｅ〜２ｋＯｅの磁気特性を有するアルニコ磁石、
あるいはＢｒが８ｋＧ以上、ｉＨｃが６ｋＯｅ以上のＳ
ｍ−Ｃｏ磁石が使用されている。
や高温並びに低温下での使用を要求される永久磁石に
は、主にＢｒが１０ｋＧ以上、固有保磁力ｉＨｃが０．
５ｋＯｅ〜２ｋＯｅの磁気特性を有するアルニコ磁石、
あるいはＢｒが８ｋＧ以上、ｉＨｃが６ｋＯｅ以上のＳ
ｍ−Ｃｏ磁石が使用されている。
【０００３】これらの磁石は、原産国からの供給量が不
安定であり、安定的に入手し難いＣｏを主原料としてお
り、アルニコ磁石の場合で２０〜３０ｗｔ％、Ｓｍ−Ｃ
ｏ磁石で５０〜６５ｗｔ％も含有している。また、Ｓｍ
−Ｃｏ磁石に含有されるＳｍは希土類鉱物中に含まれる
量が少なく極めて高価で安定的に入手し難い問題があ
る。しかし、自動車の電装品用のモーターやスピードメ
ーターに用いられる磁石は、８０℃以上の環境で使用さ
れる可能性があるため、かかる用途にはアルニコ磁石並
びにＳｍ−Ｃｏ磁石が、はるかに安価で入手できるハー
ドフェライトをしのいで主流を占めている。
安定であり、安定的に入手し難いＣｏを主原料としてお
り、アルニコ磁石の場合で２０〜３０ｗｔ％、Ｓｍ−Ｃ
ｏ磁石で５０〜６５ｗｔ％も含有している。また、Ｓｍ
−Ｃｏ磁石に含有されるＳｍは希土類鉱物中に含まれる
量が少なく極めて高価で安定的に入手し難い問題があ
る。しかし、自動車の電装品用のモーターやスピードメ
ーターに用いられる磁石は、８０℃以上の環境で使用さ
れる可能性があるため、かかる用途にはアルニコ磁石並
びにＳｍ−Ｃｏ磁石が、はるかに安価で入手できるハー
ドフェライトをしのいで主流を占めている。
【０００４】特に、Ｓｍ−Ｃｏ磁石は今日の自動車の燃
費向上の要請から高価な磁石であるにもかかわらず、そ
の優れた磁気特性を有することから、小型高性能化が要
求される磁気回路に使用されている。そこで、ＣｏやＳ
ｍを含有せず、磁気特性と温度特性のすぐれた永久磁石
材料が要求されているが、現在のところ大量生産が可能
で安価に提供でき、Ｂｒが８ｋＧ以上の磁石材料は、見
出されていない。
費向上の要請から高価な磁石であるにもかかわらず、そ
の優れた磁気特性を有することから、小型高性能化が要
求される磁気回路に使用されている。そこで、ＣｏやＳ
ｍを含有せず、磁気特性と温度特性のすぐれた永久磁石
材料が要求されているが、現在のところ大量生産が可能
で安価に提供でき、Ｂｒが８ｋＧ以上の磁石材料は、見
出されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ＣｏやＳｍを含有しな
いＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77
Ｂ19（ａｔ％）近傍でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁
石材料が提案（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐ
ｈｙｓ．，Ｃ８，１９８８，６６９〜６７０頁）され
た。この磁石材料はアモルファスリボンを熱処理するこ
とにより、Ｆｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混在する結晶
集合組織を有する準安定構造の永久磁石材料であり、１
０ｋＧ程度のＢｒと２〜３ｋＯｅのｉＨｃを有するが、
硬磁性材料になり得るための熱処理条件が狭く限定さ
れ、工業生産上実用的でない。
いＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77
Ｂ19（ａｔ％）近傍でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁
石材料が提案（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐ
ｈｙｓ．，Ｃ８，１９８８，６６９〜６７０頁）され
た。この磁石材料はアモルファスリボンを熱処理するこ
とにより、Ｆｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混在する結晶
集合組織を有する準安定構造の永久磁石材料であり、１
０ｋＧ程度のＢｒと２〜３ｋＯｅのｉＨｃを有するが、
硬磁性材料になり得るための熱処理条件が狭く限定さ
れ、工業生産上実用的でない。
【０００６】また、このＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石のＮｄの一部をＤｙとＴｂで置換
してｉＨｃを３〜５ｋＯｅに改善する研究が発表されて
いるが、高価な元素を添加する問題のほか、添加希土類
元素はその磁気モーメントがＮｄやＦｅの磁気モーメン
トと反平行して結合するため磁化並びに減磁曲線の角形
性が減少する問題がある（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．
Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８３（１９９０）２２
８〜２３０頁）。
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石のＮｄの一部をＤｙとＴｂで置換
してｉＨｃを３〜５ｋＯｅに改善する研究が発表されて
いるが、高価な元素を添加する問題のほか、添加希土類
元素はその磁気モーメントがＮｄやＦｅの磁気モーメン
トと反平行して結合するため磁化並びに減磁曲線の角形
性が減少する問題がある（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．
Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８３（１９９０）２２
８〜２３０頁）。
【０００７】いずれにしてもＦｅ3Ｂ型Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石は、超急冷法によりアモルファス化した後、熱処
理して硬磁性材料化できるが、ｉＨｃが低く、かつ前記
熱処理条件が狭く、安定した工業生産ができず、アルニ
コ磁石やＳｍ−Ｃｏ磁石の代替えとして安価に提供する
ことができない。
系磁石は、超急冷法によりアモルファス化した後、熱処
理して硬磁性材料化できるが、ｉＨｃが低く、かつ前記
熱処理条件が狭く、安定した工業生産ができず、アルニ
コ磁石やＳｍ−Ｃｏ磁石の代替えとして安価に提供する
ことができない。
【０００８】この発明は、軟磁性相と硬磁性相が同一組
織内に混在し、希土類濃度が低い鉄系永久磁石材料に着
目し、この磁石のｉＨｃを向上させ、安定した工業生産
が可能な製造方法の確立と、１０ｋＧ以上の残留磁束密
度Ｂｒを有しハードフェライト磁石に匹敵するコストパ
フォーマンスを有し、安価に提供できる永久磁石並びに
永久磁石合金粉末とその製造方法の提供を目的としてい
る。
織内に混在し、希土類濃度が低い鉄系永久磁石材料に着
目し、この磁石のｉＨｃを向上させ、安定した工業生産
が可能な製造方法の確立と、１０ｋＧ以上の残留磁束密
度Ｂｒを有しハードフェライト磁石に匹敵するコストパ
フォーマンスを有し、安価に提供できる永久磁石並びに
永久磁石合金粉末とその製造方法の提供を目的としてい
る。
【０００９】
【課題を解決するための手段】この発明は、軟磁性相と
硬磁性相が同一組織内に混在し、希土類濃度が４ａｔ％
程度と低い鉄系永久磁石のｉＨｃを向上させ、安定した
工業生産が可能な製造方法を目的に種々検討した結果、
希土類元素の含有量が少なく、Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，
Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂの少なくと
も１種を少量添加した鉄基の特定組成の合金溶湯を超急
冷法等にてアモルファス組織あるいは微細結晶とアモル
ファスが混在する組織とし、特定の熱処理にてＦｅ3Ｂ
型化合物並びにα−鉄とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の構
成相との微細結晶集合体からなる合金粉末を得ることに
より、アルニコ磁石やＳｍ−Ｃｏ磁石に匹敵する１０ｋ
Ｇ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石に最適の
希土類磁石合金粉末が得られることを知見し、この発明
を完成した。
硬磁性相が同一組織内に混在し、希土類濃度が４ａｔ％
程度と低い鉄系永久磁石のｉＨｃを向上させ、安定した
工業生産が可能な製造方法を目的に種々検討した結果、
希土類元素の含有量が少なく、Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，
Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂの少なくと
も１種を少量添加した鉄基の特定組成の合金溶湯を超急
冷法等にてアモルファス組織あるいは微細結晶とアモル
ファスが混在する組織とし、特定の熱処理にてＦｅ3Ｂ
型化合物並びにα−鉄とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の構
成相との微細結晶集合体からなる合金粉末を得ることに
より、アルニコ磁石やＳｍ−Ｃｏ磁石に匹敵する１０ｋ
Ｇ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石に最適の
希土類磁石合金粉末が得られることを知見し、この発明
を完成した。
【００１０】この発明は、組成式をＦｅ100-x-y-zＢxＲ
yＭz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、Ｍ
はＡｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐ
ｔ，Ａｕ，Ｐｂの１種または２種以上）と表し、組成範
囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足し、Ｆ
ｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造を有する化合物とが同一粉末粒子中に共存し、各構成
相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微細
結晶集合体であることを特徴とする永久磁石である。 １０≦ｘ≦３０ａｔ％ ３≦ｙ≦５ａｔ％ ０．１≦ｚ≦３ａｔ％
yＭz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、Ｍ
はＡｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐ
ｔ，Ａｕ，Ｐｂの１種または２種以上）と表し、組成範
囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足し、Ｆ
ｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造を有する化合物とが同一粉末粒子中に共存し、各構成
相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微細
結晶集合体であることを特徴とする永久磁石である。 １０≦ｘ≦３０ａｔ％ ３≦ｙ≦５ａｔ％ ０．１≦ｚ≦３ａｔ％
【００１１】この発明は、組成式をＦｅ100-x-y-zＢxＲ
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ｔ，Ａｕ，Ｐｂの１種または２種以上）と表し、組成範
囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足し、Ｆ
ｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造
を有する構成相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相
の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微細結
晶集合体からなり、磁気特性がｉＨｃ≧３．０ｋＯｅ、
Ｂｒ≧１０ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧９ＭＧＯｅであるこ
とを特徴とする永久磁石合金粉末である。 １０≦ｘ≦３０ａｔ％ ３≦ｙ≦５ａｔ％ ０．１≦ｚ≦３ａｔ％
yＭz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、Ｍ
はＡｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐ
ｔ，Ａｕ，Ｐｂの１種または２種以上）と表し、組成範
囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足し、Ｆ
ｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造
を有する構成相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相
の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微細結
晶集合体からなり、磁気特性がｉＨｃ≧３．０ｋＯｅ、
Ｂｒ≧１０ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧９ＭＧＯｅであるこ
とを特徴とする永久磁石合金粉末である。 １０≦ｘ≦３０ａｔ％ ３≦ｙ≦５ａｔ％ ０．１≦ｚ≦３ａｔ％
【００１２】また、この発明は、（１）組成式をＦｅ
100-x-y-zＢxＲyＭz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種
または２種、ＭはＡｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，
Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂの１種または２種以上）
と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚが上述の値
を満足する合金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、ス
プラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組
み合せて急冷し、アモルファス組織あるいは微細結晶と
アモルファスが混在する組織となし、（２）さらに結晶
化が開始する温度付近から６００℃〜７００℃の処理温
度までの昇温速度が１０℃／分〜５０℃／秒になる結晶
化熱処理を施し、（３）Ｆｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄
と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物とが同一
粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ
〜５０ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得たのち、
（４）必要に応じてこれを、平均粒径３μｍ〜５００μ
ｍに粉砕して磁石合金粉末を得ることを特徴とする希土
類合金粉末の製造方法である。
100-x-y-zＢxＲyＭz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種
または２種、ＭはＡｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，
Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂの１種または２種以上）
と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚが上述の値
を満足する合金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、ス
プラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組
み合せて急冷し、アモルファス組織あるいは微細結晶と
アモルファスが混在する組織となし、（２）さらに結晶
化が開始する温度付近から６００℃〜７００℃の処理温
度までの昇温速度が１０℃／分〜５０℃／秒になる結晶
化熱処理を施し、（３）Ｆｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄
と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物とが同一
粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ
〜５０ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得たのち、
（４）必要に応じてこれを、平均粒径３μｍ〜５００μ
ｍに粉砕して磁石合金粉末を得ることを特徴とする希土
類合金粉末の製造方法である。
【００１３】組成の限定理由 希土類元素ＲはＰｒまたはＮｄの１種また２種を特定量
含有のときのみ、高い磁気特性が得られ、他の希土類、
例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２ｋＯｅ以上の特性が得
られず、またＳｍ以降の中希土類元素、重希土類元素は
磁気特性の劣化を招来するとともに磁石を高価格にする
ため好ましくない。Ｒは、３ａｔ％未満では３ｋＯｅ以
上のｉＨｃが得られず、また５ａｔ％を越えると１０ｋ
Ｇ以上のＢｒが得られないため、３〜５ａｔ％の範囲と
する。
含有のときのみ、高い磁気特性が得られ、他の希土類、
例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２ｋＯｅ以上の特性が得
られず、またＳｍ以降の中希土類元素、重希土類元素は
磁気特性の劣化を招来するとともに磁石を高価格にする
ため好ましくない。Ｒは、３ａｔ％未満では３ｋＯｅ以
上のｉＨｃが得られず、また５ａｔ％を越えると１０ｋ
Ｇ以上のＢｒが得られないため、３〜５ａｔ％の範囲と
する。
【００１４】Ｂは、１０ａｔ％未満では超急冷法を用い
てもアモルファス組織が得られず、熱処理を施しても３
ｋＯｅ未満のｉＨｃしか得られない。また、３０ａｔ％
を越えると減磁曲線の角形性が著しく低下し、１０ｋＧ
以上のＢｒが得られないため、１０〜３０ａｔ％の範囲
とする。好ましくは、１５〜２０ａｔ％が良い。
てもアモルファス組織が得られず、熱処理を施しても３
ｋＯｅ未満のｉＨｃしか得られない。また、３０ａｔ％
を越えると減磁曲線の角形性が著しく低下し、１０ｋＧ
以上のＢｒが得られないため、１０〜３０ａｔ％の範囲
とする。好ましくは、１５〜２０ａｔ％が良い。
【００１５】Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇ
ａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂは減磁曲線の角型性を改善
し、Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大させる効果を有す
るが、０．１ａｔ％未満ではかかる効果が得られず、３
ａｔ％を超えると１０ｋＧ以上のＢｒが得られないた
め、０．１〜３ａｔ％の範囲とする。好ましくは、０．
５〜１．５ａｔ％が良い。
ａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂは減磁曲線の角型性を改善
し、Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大させる効果を有す
るが、０．１ａｔ％未満ではかかる効果が得られず、３
ａｔ％を超えると１０ｋＧ以上のＢｒが得られないた
め、０．１〜３ａｔ％の範囲とする。好ましくは、０．
５〜１．５ａｔ％が良い。
【００１６】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占める。
【００１７】製造条件の限定理由 この発明において、上述の特定組成の合金溶湯を超急冷
法にてアモルファスあるいは微細結晶とアモルファスが
混在する組織となし、結晶化が開始する温度付近から６
００℃〜７００℃の処理温度までの昇温速度が１０℃／
分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理を施すことにより、
Ｆｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造を有する化合物相とが同一粉末中に共存し、各構成
相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微結
晶集合体を得ることが最も重要であり、合金溶湯の超急
冷処理には公知の回転ロールを用いた超急冷法を採用で
きるが、実質的にアモルファスもしくは微細結晶がアモ
ルファスの混在する組織が得られれば、回転ロールを用
いた超急冷法の他にもスプラット急冷法、ガスアトマイ
ズ法あるいはこれらを組み合せた急冷方法を採用しても
よい。例えば、Ｃｕ製ロールを用いる場合は、そのロー
ル表面周速度が１０〜５０ｍ／秒の範囲が好適な急冷組
織が得られるため好ましい。すなわちロール周速度が１
０ｍ／秒未満ではアモルファス組織とならず好ましくな
い。また５０ｍ／秒を超えると、結晶化の際、良好な硬
磁気特性の得られる微細結晶集合体とならず好ましくな
い。ただし、少量のα−Ｆｅ相が急冷組織中に存在して
いても磁気特性を著しく低下させるものでなく許容され
る。
法にてアモルファスあるいは微細結晶とアモルファスが
混在する組織となし、結晶化が開始する温度付近から６
００℃〜７００℃の処理温度までの昇温速度が１０℃／
分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理を施すことにより、
Ｆｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造を有する化合物相とが同一粉末中に共存し、各構成
相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微結
晶集合体を得ることが最も重要であり、合金溶湯の超急
冷処理には公知の回転ロールを用いた超急冷法を採用で
きるが、実質的にアモルファスもしくは微細結晶がアモ
ルファスの混在する組織が得られれば、回転ロールを用
いた超急冷法の他にもスプラット急冷法、ガスアトマイ
ズ法あるいはこれらを組み合せた急冷方法を採用しても
よい。例えば、Ｃｕ製ロールを用いる場合は、そのロー
ル表面周速度が１０〜５０ｍ／秒の範囲が好適な急冷組
織が得られるため好ましい。すなわちロール周速度が１
０ｍ／秒未満ではアモルファス組織とならず好ましくな
い。また５０ｍ／秒を超えると、結晶化の際、良好な硬
磁気特性の得られる微細結晶集合体とならず好ましくな
い。ただし、少量のα−Ｆｅ相が急冷組織中に存在して
いても磁気特性を著しく低下させるものでなく許容され
る。
【００１８】この発明において、上述の特定組成の合金
溶湯を超急冷法にてアモルファスあるいは微細結晶とア
モルファスが混在する組織となした後、磁気特性が最高
となる熱処理条件は組成に依存するが、熱処理温度が６
００℃未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が析出しないためｉＨ
ｃが発現しない。また７００℃を超えると粒成長が著し
く、ｉＨｃ、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が劣化し、上
述の磁気特性が得られないため、熱処理温度は６００〜
７００℃に限定する。熱処理雰囲気は酸化をふせぐた
め、Ａｒガス、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気中もし
くは１０-2Ｔｏｒｒ以上の真空中が好ましい。磁気特性
は熱処理時間には依存しないが、６時間を越えるような
場合、若干時間の経過とともにＢｒが低下する傾向があ
るため、好ましくは６時間未満が良い。
溶湯を超急冷法にてアモルファスあるいは微細結晶とア
モルファスが混在する組織となした後、磁気特性が最高
となる熱処理条件は組成に依存するが、熱処理温度が６
００℃未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が析出しないためｉＨ
ｃが発現しない。また７００℃を超えると粒成長が著し
く、ｉＨｃ、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が劣化し、上
述の磁気特性が得られないため、熱処理温度は６００〜
７００℃に限定する。熱処理雰囲気は酸化をふせぐた
め、Ａｒガス、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気中もし
くは１０-2Ｔｏｒｒ以上の真空中が好ましい。磁気特性
は熱処理時間には依存しないが、６時間を越えるような
場合、若干時間の経過とともにＢｒが低下する傾向があ
るため、好ましくは６時間未満が良い。
【００１９】この発明において重要な特徴として、熱処
理に際して結晶化が開始する温度付近以上からの昇温速
度であり、１０℃／分未満の昇温速度では、昇温中に粒
成長が起こり、良好な硬磁気特性の得られる微細結晶集
合体とならず、３ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず好まし
くない。また、５０℃／秒を越える昇温速度では、６０
０℃を通過してから生成するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出が
十分に行われず、ｉＨｃが低下するだけでなく、Ｂｒ点
近傍の減磁曲線の第２象限に磁化の低下のある減磁曲線
となり、（ＢＨ）ｍａｘが低下するため好ましくない。
結晶化が開始する温度は本磁石組成の非晶質合金中にお
いてＦｅ3ＢおよびＦｅが結晶化する温度であり、昇温
過程における発熱反応として、ＤＴＡ、ＤＳＣなどの手
法を用いて明瞭に測定できる。なお、熱処理に際して結
晶化開始温度までの昇温速度は任意であり、急速加熱な
どを適用して処理能率を高めることができる。
理に際して結晶化が開始する温度付近以上からの昇温速
度であり、１０℃／分未満の昇温速度では、昇温中に粒
成長が起こり、良好な硬磁気特性の得られる微細結晶集
合体とならず、３ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず好まし
くない。また、５０℃／秒を越える昇温速度では、６０
０℃を通過してから生成するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出が
十分に行われず、ｉＨｃが低下するだけでなく、Ｂｒ点
近傍の減磁曲線の第２象限に磁化の低下のある減磁曲線
となり、（ＢＨ）ｍａｘが低下するため好ましくない。
結晶化が開始する温度は本磁石組成の非晶質合金中にお
いてＦｅ3ＢおよびＦｅが結晶化する温度であり、昇温
過程における発熱反応として、ＤＴＡ、ＤＳＣなどの手
法を用いて明瞭に測定できる。なお、熱処理に際して結
晶化開始温度までの昇温速度は任意であり、急速加熱な
どを適用して処理能率を高めることができる。
【００２０】結晶構造 この発明による永久磁石合金粉末の結晶相は、強磁性を
有するＦｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄からなる軟磁性相
と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが同
一粉末中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜
５０ｎｍの範囲の微細結晶集合体からなることを特徴と
している。この発明において、磁石合金の平均結晶粒径
が５０ｎｍを超えると、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が
劣化し、Ｂｒ≧１０ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧９ＭＧＯｅ
の磁気特性を得ることができない。また、平均結晶粒径
は細かいほど好ましいが、１ｎｍ未満の平均結晶粒径を
得ることは工業生産上困難であるため、下限を１ｎｍと
する。
有するＦｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄からなる軟磁性相
と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが同
一粉末中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜
５０ｎｍの範囲の微細結晶集合体からなることを特徴と
している。この発明において、磁石合金の平均結晶粒径
が５０ｎｍを超えると、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が
劣化し、Ｂｒ≧１０ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧９ＭＧＯｅ
の磁気特性を得ることができない。また、平均結晶粒径
は細かいほど好ましいが、１ｎｍ未満の平均結晶粒径を
得ることは工業生産上困難であるため、下限を１ｎｍと
する。
【００２１】磁石化方法 特定組成の合金溶湯を前述の超急冷法にてアモルファス
組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在する組織と
なし、結晶化が開始する温度付近から６００℃〜７００
℃の処理温度までの昇温速度が１０℃／分〜５０℃／秒
になる結晶化熱処理を施すことにより、平均結晶粒径が
１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得たこの
発明による永久磁石合金粉末を用いて磁石化するには、
７００℃以下で固化、圧密化できる公知の焼結磁石化方
法ならびにボンド磁石化方法の何れも採用することがで
き、必要な場合は、当該合金を平均結晶粒径が３〜５０
０μｍに粉砕したのち、公知のバインダーと混合して所
要のボンド磁石となすことにより、８ｋＧ以上の残留磁
束密度Ｂｒを有するボンド磁石を得ることができる。
組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在する組織と
なし、結晶化が開始する温度付近から６００℃〜７００
℃の処理温度までの昇温速度が１０℃／分〜５０℃／秒
になる結晶化熱処理を施すことにより、平均結晶粒径が
１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得たこの
発明による永久磁石合金粉末を用いて磁石化するには、
７００℃以下で固化、圧密化できる公知の焼結磁石化方
法ならびにボンド磁石化方法の何れも採用することがで
き、必要な場合は、当該合金を平均結晶粒径が３〜５０
０μｍに粉砕したのち、公知のバインダーと混合して所
要のボンド磁石となすことにより、８ｋＧ以上の残留磁
束密度Ｂｒを有するボンド磁石を得ることができる。
【００２２】
【作用】この発明は、希土類元素の含有量が少ない特定
組成のＦｅ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（ＲはＰｒまたはＮｄ、ＭはＡ
ｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、
Ａｕ、Ｐｂの１種もしくは２種以上）の合金溶湯を超急
冷法にてアモルファス組織あるいは微細結晶とアモルフ
ァスが混在する組織となし、得られたリボン、フレー
ク、球状粉末を結晶化が開始する温度付近から６００〜
７００℃での温度処理までの昇温速度が１０℃／分〜５
０℃／秒になる結晶化熱処理を施すことにより、軟磁性
を有するＦｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄と、Ｎｄ2Ｆｅ14
Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが同一粉末中に共存
し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲
にある微結晶集合体を得る。この際、Ｍ（＝Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、
Ｐｂ）を加えると、Ｍを含まない組成に比べ約１／２〜
１／３に結晶粒が微細化する。この微細結晶化によりＢ
ｒおよび角形性の向上が得られ、ｉＨｃ≧３ｋＯｅ、Ｂ
ｒ≧１０ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧９ＭＧＯｅの磁気特性
を有する永久磁石合金粉末を得ることができる。
組成のＦｅ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（ＲはＰｒまたはＮｄ、ＭはＡ
ｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、
Ａｕ、Ｐｂの１種もしくは２種以上）の合金溶湯を超急
冷法にてアモルファス組織あるいは微細結晶とアモルフ
ァスが混在する組織となし、得られたリボン、フレー
ク、球状粉末を結晶化が開始する温度付近から６００〜
７００℃での温度処理までの昇温速度が１０℃／分〜５
０℃／秒になる結晶化熱処理を施すことにより、軟磁性
を有するＦｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄と、Ｎｄ2Ｆｅ14
Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが同一粉末中に共存
し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲
にある微結晶集合体を得る。この際、Ｍ（＝Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、
Ｐｂ）を加えると、Ｍを含まない組成に比べ約１／２〜
１／３に結晶粒が微細化する。この微細結晶化によりＢ
ｒおよび角形性の向上が得られ、ｉＨｃ≧３ｋＯｅ、Ｂ
ｒ≧１０ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧９ＭＧＯｅの磁気特性
を有する永久磁石合金粉末を得ることができる。
【００２３】
実施例１ 表１のＮｏ．１〜１３の組成となるように、純度９９．
５％以上のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、
Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒの金属
を用いて、総量が３０ｇｒとなるように秤量し、底部に
直径０．８ｍｍのオリフィスを有する石英るつぼ内に投
入し、圧力５６ｃｍＨｇのＡｒ雰囲気中で高周波加熱に
より溶解し、溶解温度を１３００℃にした後、湯面をＡ
ｒガスにより加圧してロール周速度２０ｍ／秒にて回転
する室温のＣｕ製ロールの外周面に０．７ｍｍの高さか
ら溶湯を噴出させて、幅２〜３ｍｍ、厚み２０〜４０μ
ｍの超急冷薄帯を作製した。得られた超急冷薄帯をＣｕ
Ｋαの特性Ｘ線によりアモルファスであることを確認し
た。
５％以上のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、
Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒの金属
を用いて、総量が３０ｇｒとなるように秤量し、底部に
直径０．８ｍｍのオリフィスを有する石英るつぼ内に投
入し、圧力５６ｃｍＨｇのＡｒ雰囲気中で高周波加熱に
より溶解し、溶解温度を１３００℃にした後、湯面をＡ
ｒガスにより加圧してロール周速度２０ｍ／秒にて回転
する室温のＣｕ製ロールの外周面に０．７ｍｍの高さか
ら溶湯を噴出させて、幅２〜３ｍｍ、厚み２０〜４０μ
ｍの超急冷薄帯を作製した。得られた超急冷薄帯をＣｕ
Ｋαの特性Ｘ線によりアモルファスであることを確認し
た。
【００２４】この超急冷薄帯をＡｒガス中で、結晶化が
始まる５８０℃〜６００℃以上を表１に示す昇温速度で
昇温し、表１に示す熱処理温度で７分間保持し、その後
室温まで冷却して薄帯を取り出し、幅２〜３ｍｍ、厚み
２０〜４０μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、ＶＳ
Ｍを用いて磁気特性並びに２５℃〜１４０℃におけるＢ
ｒ及びｉＨｃの温度係数を測定した。測定結果を表２に
示す。Ｎｏ．２の試料については、図１に減磁曲線（試
料形状；幅３ｍｍ、厚み３０μｍ、長さ３ｍｍ）を示
す。なお、試料の構成相をＣｕＫαの特性Ｘ線で調査し
た結果、α−Ｆｅ相、Ｆｅ3Ｂ相、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混
在する多相組織であった。なお、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂはこれ
らの各相でＦｅの一部を置換する。平均結晶粒径はいず
れも３０ｎｍ以下であった。
始まる５８０℃〜６００℃以上を表１に示す昇温速度で
昇温し、表１に示す熱処理温度で７分間保持し、その後
室温まで冷却して薄帯を取り出し、幅２〜３ｍｍ、厚み
２０〜４０μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、ＶＳ
Ｍを用いて磁気特性並びに２５℃〜１４０℃におけるＢ
ｒ及びｉＨｃの温度係数を測定した。測定結果を表２に
示す。Ｎｏ．２の試料については、図１に減磁曲線（試
料形状；幅３ｍｍ、厚み３０μｍ、長さ３ｍｍ）を示
す。なお、試料の構成相をＣｕＫαの特性Ｘ線で調査し
た結果、α−Ｆｅ相、Ｆｅ3Ｂ相、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混
在する多相組織であった。なお、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂはこれ
らの各相でＦｅの一部を置換する。平均結晶粒径はいず
れも３０ｎｍ以下であった。
【００２５】比較例 表１のＮｏ．１４〜１６の組成となるように純度９９．
５％以上のＦｅ、Ｂ、Ｒを用いて実施例１と同条件で超
急冷薄帯を作製した。得られた薄帯を実施例１と同一条
件の熱処理を施し、冷却後に実施例１と同条件で試料化
（比較例Ｎｏ．１４〜１６）してＶＳＭを用いて磁気特
性並びに２５℃〜１４０℃におけるＢｒ及びｉＨｃの温
度係数を測定した。測定結果を表２に示す。Ｎｏ．１５
の試料については、図１に減磁曲線（試料形状；幅３ｍ
ｍ、厚み３０μｍ、長さ３ｍｍ）を示す。なお、試料の
構成相はＦｅ3Ｂ相を主相とするα−Ｆｅ相とＮｄ2Ｆｅ
14Ｂ相の多相組織であり、平均結晶粒径は５０ｎｍ前後
とＮｏ．１〜Ｎｏ．１３の試料に比べ粗大であった。
５％以上のＦｅ、Ｂ、Ｒを用いて実施例１と同条件で超
急冷薄帯を作製した。得られた薄帯を実施例１と同一条
件の熱処理を施し、冷却後に実施例１と同条件で試料化
（比較例Ｎｏ．１４〜１６）してＶＳＭを用いて磁気特
性並びに２５℃〜１４０℃におけるＢｒ及びｉＨｃの温
度係数を測定した。測定結果を表２に示す。Ｎｏ．１５
の試料については、図１に減磁曲線（試料形状；幅３ｍ
ｍ、厚み３０μｍ、長さ３ｍｍ）を示す。なお、試料の
構成相はＦｅ3Ｂ相を主相とするα−Ｆｅ相とＮｄ2Ｆｅ
14Ｂ相の多相組織であり、平均結晶粒径は５０ｎｍ前後
とＮｏ．１〜Ｎｏ．１３の試料に比べ粗大であった。
【００２６】実施例２ 実施例１で得られた表１の組成Ｎｏ．２の超急冷薄帯
を、表１の熱処理後に平均粉末粒径を１５０μｍ以下に
粉砕し、エポキシ樹脂からなるバインダーを３ｗｔ％の
割合で混合したのち、１２ｍｍ×１２ｍｍ×８ｍｍ寸法
のボンド磁石を作成した。得られたボンド磁石の磁気特
性は、密度６．０ｇ／ｃｍ3、ｉＨｃ＝３．５ｋＯｅ、
Ｂｒ＝９．２ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ＝８．７ＭＧＯｅで
あった。
を、表１の熱処理後に平均粉末粒径を１５０μｍ以下に
粉砕し、エポキシ樹脂からなるバインダーを３ｗｔ％の
割合で混合したのち、１２ｍｍ×１２ｍｍ×８ｍｍ寸法
のボンド磁石を作成した。得られたボンド磁石の磁気特
性は、密度６．０ｇ／ｃｍ3、ｉＨｃ＝３．５ｋＯｅ、
Ｂｒ＝９．２ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ＝８．７ＭＧＯｅで
あった。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【発明の効果】この発明は、希土類元素の含有量が少な
い特定組成のＦｅ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（ＲはＰｒまたはＮｄ、
ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、
Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂの１種もしくは２種以上）の合金溶湯
を超急冷法にてアモルファス組織あるいは微細結晶とア
モルファスが混在する組織となし、得られたリボン、フ
レーク、球状粉末に特定条件の熱処理を施すことによ
り、Ｆｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型
結晶構造を有する化合物相とが同一粉末中に共存し、各
構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある
微結晶集合体を得る。この際、Ｍ（＝Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ）を
加えることで組織がＭを含まない組成に比べ１／２〜１
／３に微細化されることによりＢｒおよび減磁曲線の角
形性が向上し、ｉＨｃ≧３ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧ、
（ＢＨ）ｍａｘ≧９ＭＧＯｅの磁気特性を有する温度特
性に優れた永久磁石合金粉末を得ることができる。ま
た、この発明は、ＳｍやＣｏを含まず、製造方法が簡単
で大量生産に適しているため、８ｋＧ以上の残留磁束密
度Ｂｒを有し、ハードフェライト磁石を越える磁気的性
能を有する安価なボンド磁石を安定して提供できる。
い特定組成のＦｅ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（ＲはＰｒまたはＮｄ、
ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、
Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂの１種もしくは２種以上）の合金溶湯
を超急冷法にてアモルファス組織あるいは微細結晶とア
モルファスが混在する組織となし、得られたリボン、フ
レーク、球状粉末に特定条件の熱処理を施すことによ
り、Ｆｅ3Ｂ型化合物並びにα−鉄と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型
結晶構造を有する化合物相とが同一粉末中に共存し、各
構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある
微結晶集合体を得る。この際、Ｍ（＝Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ）を
加えることで組織がＭを含まない組成に比べ１／２〜１
／３に微細化されることによりＢｒおよび減磁曲線の角
形性が向上し、ｉＨｃ≧３ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧ、
（ＢＨ）ｍａｘ≧９ＭＧＯｅの磁気特性を有する温度特
性に優れた永久磁石合金粉末を得ることができる。ま
た、この発明は、ＳｍやＣｏを含まず、製造方法が簡単
で大量生産に適しているため、８ｋＧ以上の残留磁束密
度Ｂｒを有し、ハードフェライト磁石を越える磁気的性
能を有する安価なボンド磁石を安定して提供できる。
【図１】減磁曲線を示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】 組成式をＦｅ100-x-y-zＢxＲyＭz （但
しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、ＭはＡｌ，Ｓ
ｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，
Ｐｂの１種または２種以上）と表し、組成範囲を限定す
る記号ｘ、ｙ、ｚが下記値を満足し、Ｆｅ3Ｂ型化合物
並びにα−鉄と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化
合物相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結
晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微細結晶集合体
であることを特徴とする永久磁石。 １０≦ｘ≦３０ａｔ％ ３≦ｙ≦５ａｔ％ ０．１≦ｚ≦３ａｔ％ - 【請求項２】 組成式をＦｅ100-x-y-zＢxＲyＭz （但
しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、ＭはＡｌ，Ｓ
ｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，
Ｐｂの１種または２種以上）と表し、組成範囲を限定す
る記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足し、Ｆｅ3Ｂ型化
合物並びにα−鉄と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る化合物とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均
結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微細結晶集合
体からなり、磁気特性がｉＨｃ≧３．０ｋＯｅ、Ｂｒ≧
１０ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧９ＭＧＯｅであることを特
徴とする永久磁石合金粉末。 １０≦ｘ≦３０ａｔ％ ３≦ｙ≦５ａｔ％ ０．１≦ｚ≦３ａｔ％ - 【請求項３】 組成式をＦｅ100-x-y-zＢxＲyＭz （但
しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、ＭはＡｌ，Ｓ
ｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，
Ｐｂの１種または２種以上）と表し、組成範囲を限定す
る記号ｘ、ｙ、ｚが下記値を満足する合金溶湯を回転ロ
ールを用いた超急冷法、スプラット急冷法、ガスアトマ
イズ法あるいはこれらを組み合せて急冷し、アモルファ
ス組織あるいは微細結晶とアモルファスが混在する組織
となし、さらに結晶化が開始する温度付近から６００℃
〜７００℃の処理温度までの昇温速度が１０℃／分〜５
０℃／秒になる結晶化熱処理を施し、Ｆｅ3Ｂ型化合物
並びにα−鉄と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化
合物とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶
粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得
たのち、必要に応じてこれを平均粒径３μｍ〜５００μ
ｍに粉砕して磁石合金粉末を得ることを特徴とする永久
磁石合金粉末の製造方法。 １０≦ｘ≦３０ａｔ％ ３≦ｙ≦５ａｔ％ ０．１≦ｚ≦３ａｔ％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07446594A JP3411663B2 (ja) | 1994-03-18 | 1994-03-18 | 永久磁石合金並びに永久磁石合金粉末とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07446594A JP3411663B2 (ja) | 1994-03-18 | 1994-03-18 | 永久磁石合金並びに永久磁石合金粉末とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07263210A true JPH07263210A (ja) | 1995-10-13 |
| JP3411663B2 JP3411663B2 (ja) | 2003-06-03 |
Family
ID=13548039
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07446594A Expired - Lifetime JP3411663B2 (ja) | 1994-03-18 | 1994-03-18 | 永久磁石合金並びに永久磁石合金粉末とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3411663B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1116715A (ja) * | 1997-06-26 | 1999-01-22 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 積層永久磁石の製造方法 |
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| KR100345995B1 (ko) * | 1997-02-06 | 2002-07-24 | 스미토모 도큐슈 긴조쿠 가부시키가이샤 | 미세한 결정 조직을 갖는 박판 자석의 제조 방법 |
| JP2005036302A (ja) * | 2002-10-25 | 2005-02-10 | Showa Denko Kk | 希土類含有合金の製造方法、希土類含有合金、希土類含有合金粉末の製造方法、希土類含有合金粉末、希土類含有合金焼結体の製造方法、希土類含有合金焼結体、磁歪素子、及び磁気冷凍作業物質 |
| US7695574B2 (en) | 2002-10-25 | 2010-04-13 | Showda Denko K.K. | Alloy containing rare earth element, production method thereof, magnetostrictive device, and magnetic refrigerant material |
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| CN105702402A (zh) * | 2014-11-25 | 2016-06-22 | 有研稀土新材料股份有限公司 | 稀土永磁粉、其制备方法、粘结磁体及器件 |
-
1994
- 1994-03-18 JP JP07446594A patent/JP3411663B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100345995B1 (ko) * | 1997-02-06 | 2002-07-24 | 스미토모 도큐슈 긴조쿠 가부시키가이샤 | 미세한 결정 조직을 갖는 박판 자석의 제조 방법 |
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| US7695574B2 (en) | 2002-10-25 | 2010-04-13 | Showda Denko K.K. | Alloy containing rare earth element, production method thereof, magnetostrictive device, and magnetic refrigerant material |
| US8110049B2 (en) | 2002-10-25 | 2012-02-07 | Showa Denko K.K. | Alloy containing rare earth element, production method thereof, magnetostrictive device, and magnetic refrigerant material |
| JP2010212501A (ja) * | 2009-03-11 | 2010-09-24 | Tdk Corp | 交換スプリング磁性粉末 |
| CN105702402A (zh) * | 2014-11-25 | 2016-06-22 | 有研稀土新材料股份有限公司 | 稀土永磁粉、其制备方法、粘结磁体及器件 |
| CN105702402B (zh) * | 2014-11-25 | 2017-11-28 | 有研稀土新材料股份有限公司 | 稀土永磁粉、其制备方法、粘结磁体及器件 |
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|---|---|
| JP3411663B2 (ja) | 2003-06-03 |
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