JPH08203714A - 鉄基永久磁石とその製造方法並びにボンド磁石用鉄基永久磁石合金粉末と鉄基ボンド磁石 - Google Patents
鉄基永久磁石とその製造方法並びにボンド磁石用鉄基永久磁石合金粉末と鉄基ボンド磁石Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 安価に提供できる（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ
−Ｒ系ボンド磁石あるいは（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−
Ｒ−Ｍ系ボンド磁石の製造方法の確立。 【構成】 （Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ（Ｐｒ，Ｎ
ｄ）系合金溶湯あるいは（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ
−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，
Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂ）系合金溶湯を超急冷法にて実
質的にアモルファス組織あるいは少量の微細結晶とアモ
ルファスが混在する組織となし、これに特定条件の結晶
化熱処理を施すことにより、α−鉄および鉄を主成分と
する強磁性合金からなる軟磁性相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結
晶構造を有する硬磁性相が相互に分散して共存し、各構
成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲にある微
細結晶集合体からなる鉄基永久磁石を得、これを平均粉
末粒径３μｍ〜５００μｍに粉砕した鉄基永久磁石合金
粉末を樹脂にて結合する。
−Ｒ系ボンド磁石あるいは（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−
Ｒ−Ｍ系ボンド磁石の製造方法の確立。 【構成】 （Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ（Ｐｒ，Ｎ
ｄ）系合金溶湯あるいは（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ
−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，
Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂ）系合金溶湯を超急冷法にて実
質的にアモルファス組織あるいは少量の微細結晶とアモ
ルファスが混在する組織となし、これに特定条件の結晶
化熱処理を施すことにより、α−鉄および鉄を主成分と
する強磁性合金からなる軟磁性相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結
晶構造を有する硬磁性相が相互に分散して共存し、各構
成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲にある微
細結晶集合体からなる鉄基永久磁石を得、これを平均粉
末粒径３μｍ〜５００μｍに粉砕した鉄基永久磁石合金
粉末を樹脂にて結合する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、各種モーター、アク
チュエーター、磁気センサー用磁気回路並びにマグネッ
トロールやスピーカーなどに最適な鉄基ボンド磁石を得
るための鉄基永久磁石及び鉄基ボンド磁石用合金粉末と
その製造方法に係り、希土類元素を少量加えた（Ｆｅ，
Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ合金溶湯、あるいは（Ｆｅ，Ｃ
ｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，
Ｃｕ，Ｚｎ，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を組み合わせて急冷し、
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
在する組織とし、特定の熱処理にてα−鉄及び鉄を主成
分とする強磁性合金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共存する微細結晶集合
体からなる鉄基永久磁石を得て、これを粉砕してボンド
磁石用合金粉末を得、さらに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い５ｋＧ以上の
残留磁束密度Ｂｒを有する等方性鉄基ボンド磁石が得ら
れる鉄基永久磁石とその製造方法に関する。
チュエーター、磁気センサー用磁気回路並びにマグネッ
トロールやスピーカーなどに最適な鉄基ボンド磁石を得
るための鉄基永久磁石及び鉄基ボンド磁石用合金粉末と
その製造方法に係り、希土類元素を少量加えた（Ｆｅ，
Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ合金溶湯、あるいは（Ｆｅ，Ｃ
ｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，
Ｃｕ，Ｚｎ，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を組み合わせて急冷し、
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
在する組織とし、特定の熱処理にてα−鉄及び鉄を主成
分とする強磁性合金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共存する微細結晶集合
体からなる鉄基永久磁石を得て、これを粉砕してボンド
磁石用合金粉末を得、さらに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い５ｋＧ以上の
残留磁束密度Ｂｒを有する等方性鉄基ボンド磁石が得ら
れる鉄基永久磁石とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】家電用品や電装品用に用いられるステッ
ピングモーター、パワーモーター並びにアクチュエータ
ーなどに使用される永久磁石は主にハードフェライトに
限定されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低温減磁
特性があること、セラミックス材質のため機械的強度が
低く、割れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形状が得難
いことなどの問題があった。
ピングモーター、パワーモーター並びにアクチュエータ
ーなどに使用される永久磁石は主にハードフェライトに
限定されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低温減磁
特性があること、セラミックス材質のため機械的強度が
低く、割れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形状が得難
いことなどの問題があった。
【０００３】今日、家電用品、ＯＡ機器の小型化が進
み、用いられる磁石材料も小型、軽量化が要求されてい
る。また自動車についても省資源のため車両の軽量化に
よる燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装品
のより一層の小型、軽量化が求められている。そこで磁
石材料の性能対重量比を最大にするための設計が進めら
れており、例えば現在のモーター構造では、永久磁石と
して残留磁束密度Ｂｒが５ｋＧ〜７ｋＧ程度のものが最
適とされている。
み、用いられる磁石材料も小型、軽量化が要求されてい
る。また自動車についても省資源のため車両の軽量化に
よる燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装品
のより一層の小型、軽量化が求められている。そこで磁
石材料の性能対重量比を最大にするための設計が進めら
れており、例えば現在のモーター構造では、永久磁石と
して残留磁束密度Ｂｒが５ｋＧ〜７ｋＧ程度のものが最
適とされている。
【０００４】現在のモーター構造では、Ｂｒが８ｋＧ以
上の場合、磁路となる回転子やステーターの鉄板の断面
積を増大する必要があり、かえって重量の増大を招来す
る。また、マグネットロール、スピーカー用磁石におい
ても小型化に伴う高Ｂｒ化が要求されているが、従来の
ハードフェライト磁石では、５ｋＧ以上のＢｒを得るこ
とができない。
上の場合、磁路となる回転子やステーターの鉄板の断面
積を増大する必要があり、かえって重量の増大を招来す
る。また、マグネットロール、スピーカー用磁石におい
ても小型化に伴う高Ｂｒ化が要求されているが、従来の
ハードフェライト磁石では、５ｋＧ以上のＢｒを得るこ
とができない。
【０００５】例えば、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石では
かかる磁気特性を満足するが、金属の分離生成や還元に
多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄなどを１０
ａｔ％〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライ
ト磁石に比較して著しく高価であるだけでなく、９０％
着磁には２０ｋＯｅ近い着磁磁界を必要とし、磁極間ピ
ッチが１．６ｍｍ以下になるような複雑な多極着磁がで
きないなど着磁特性に問題がある。現在のところ大量生
産が可能で安価に提供でき、５ｋＧ〜７ｋＧ程度のＢｒ
を有し、かつ着磁特性に優れた永久磁石材料は見出され
ていない。
かかる磁気特性を満足するが、金属の分離生成や還元に
多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄなどを１０
ａｔ％〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライ
ト磁石に比較して著しく高価であるだけでなく、９０％
着磁には２０ｋＯｅ近い着磁磁界を必要とし、磁極間ピ
ッチが１．６ｍｍ以下になるような複雑な多極着磁がで
きないなど着磁特性に問題がある。現在のところ大量生
産が可能で安価に提供でき、５ｋＧ〜７ｋＧ程度のＢｒ
を有し、かつ着磁特性に優れた永久磁石材料は見出され
ていない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年、Ｎｄ−Ｆ
ｅ−Ｂ系磁石において、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（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 Ｐｈｙｓ．，Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この永久磁
石材料はアモルファスリボンを熱処理することにより、
軟磁性であるＦｅ3Ｂ相と硬磁性である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
材料であるが、ｉＨｃが２ｋＯｅ〜３ｋＯｅ程度と低く
希土類磁石材料としては不十分であり、工業上実用的で
ない。
ｅ−Ｂ系磁石において、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（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 Ｐｈｙｓ．，Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この永久磁
石材料はアモルファスリボンを熱処理することにより、
軟磁性であるＦｅ3Ｂ相と硬磁性である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
材料であるが、ｉＨｃが２ｋＯｅ〜３ｋＯｅ程度と低く
希土類磁石材料としては不十分であり、工業上実用的で
ない。
【０００７】また、このＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする
磁石材料に添加元素を加えて多成分化し、性能向上を図
った研究が発表されている。その１つは希土類元素にＮ
ｄのほかにＤｙとＴｂを加え、ｉＨｃを改善するもので
あるが、高価な元素を添加するため原材料の価格が上が
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に結合するため磁
化並びに減磁曲線の角型性が劣化する問題がある（Ｒ．
Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａ
ｔ．、８３ （１９９０） ２２８〜２３０頁）。
磁石材料に添加元素を加えて多成分化し、性能向上を図
った研究が発表されている。その１つは希土類元素にＮ
ｄのほかにＤｙとＴｂを加え、ｉＨｃを改善するもので
あるが、高価な元素を添加するため原材料の価格が上が
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に結合するため磁
化並びに減磁曲線の角型性が劣化する問題がある（Ｒ．
Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａ
ｔ．、８３ （１９９０） ２２８〜２３０頁）。
【０００８】他の研究（Ｓｈｅｎ Ｂａｏ−ｇｅｎら，
Ｊ．Ｍａｇｎ， Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８９（１９９
１）３３５〜３４０頁）として、Ｆｅの一部をＣｏにて
置換してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数を
改善するが、Ｃｏの添加にともないＢｒを低下させる問
題がある。
Ｊ．Ｍａｇｎ， Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８９（１９９
１）３３５〜３４０頁）として、Ｆｅの一部をＣｏにて
置換してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数を
改善するが、Ｃｏの添加にともないＢｒを低下させる問
題がある。
【０００９】いずれにしてもＦｅ3Ｂ型化合物を主相と
する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、ｉＨ
ｃが低く、ハードフェライト磁石の代替として使用され
るにはコストパフォーマンスが低い問題がある。充分高
いｉＨｃを得ることがこのように不可能なのは、ソフト
磁性相の結晶粒径が大きく、５０ｎｍ程もあり、減磁界
中でのソフト磁性相の磁化反転を有効に阻止するために
は大きすぎるからである。
する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、ｉＨ
ｃが低く、ハードフェライト磁石の代替として使用され
るにはコストパフォーマンスが低い問題がある。充分高
いｉＨｃを得ることがこのように不可能なのは、ソフト
磁性相の結晶粒径が大きく、５０ｎｍ程もあり、減磁界
中でのソフト磁性相の磁化反転を有効に阻止するために
は大きすぎるからである。
【００１０】この発明は、含有する希土類が少なく、５
ｋＧ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、安定した工
業生産で安価に提供できる（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−
Ｒ系永久磁石、あるいは（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ
−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，
Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂ）系永久磁石、さらにこれらの
鉄基ボンド磁石の提供を目的としている。
ｋＧ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、安定した工
業生産で安価に提供できる（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−
Ｒ系永久磁石、あるいは（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ
−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，
Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂ）系永久磁石、さらにこれらの
鉄基ボンド磁石の提供を目的としている。
【００１１】また、この発明は、５ｋＧ以上の残留磁束
密度Ｂｒを有したボンド磁石を安定した工業生産で安価
に提供するため、ボンド磁石に最適な鉄基永久磁石なら
びに鉄基ボンド磁石用の鉄基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。
密度Ｂｒを有したボンド磁石を安定した工業生産で安価
に提供するため、ボンド磁石に最適な鉄基永久磁石なら
びに鉄基ボンド磁石用の鉄基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。
【００１２】
【課題を解決するための手段】発明者らは軟磁性相と硬
磁性相が混在する低希土類濃度の鉄基永久磁石材料のｉ
Ｈｃ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
一部をＣｏで置換した鉄基合金にＣｒあるいはＣｒとＭ
（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａ
ｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂ）を同時に添加した特定組成の合
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た方法
により急冷し、アモルファス組織あるいは少量の微細結
晶がアモルファスのマトリックス中に分散した組織とな
った後、特定の昇温速度による熱処理にて、α−鉄及び
鉄基の金属間化合物を主成分とする強磁性合金からなる
軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性
相とが共存する微細結晶集合体からなるリボンやフレー
ク状の鉄基永久磁石を得て、これを粉砕して合金粉末化
してボンド磁石化することにより、ハードフェライト磁
石では得られなかった５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを
有する鉄基ボンド磁石が得られることを知見し、この発
明を完成したのである。
磁性相が混在する低希土類濃度の鉄基永久磁石材料のｉ
Ｈｃ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
一部をＣｏで置換した鉄基合金にＣｒあるいはＣｒとＭ
（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａ
ｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂ）を同時に添加した特定組成の合
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た方法
により急冷し、アモルファス組織あるいは少量の微細結
晶がアモルファスのマトリックス中に分散した組織とな
った後、特定の昇温速度による熱処理にて、α−鉄及び
鉄基の金属間化合物を主成分とする強磁性合金からなる
軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性
相とが共存する微細結晶集合体からなるリボンやフレー
ク状の鉄基永久磁石を得て、これを粉砕して合金粉末化
してボンド磁石化することにより、ハードフェライト磁
石では得られなかった５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを
有する鉄基ボンド磁石が得られることを知見し、この発
明を完成したのである。
【００１３】すなわち、α−鉄及び鉄を主成分とする強
磁性合金からなる軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造を有する硬磁性相が相互に分散して共存し、しかも各
構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲内のと
き、実質的に必要な５ｋＯｅ以上の固有保磁力を発現す
ること、また、３μｍ〜５００μｍの粉末粒径をもつ磁
性粉を樹脂にて所要形状に成型固化することにより、永
久磁石として利用可能な形態として提供できることを知
見した。
磁性合金からなる軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造を有する硬磁性相が相互に分散して共存し、しかも各
構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲内のと
き、実質的に必要な５ｋＯｅ以上の固有保磁力を発現す
ること、また、３μｍ〜５００μｍの粉末粒径をもつ磁
性粉を樹脂にて所要形状に成型固化することにより、永
久磁石として利用可能な形態として提供できることを知
見した。
【００１４】この発明は、希土類元素の含有量が少ない
特定組成の（Ｆｅ−Ｃｏ）Ｃｒ−Ｂ−Ｒ系合金溶湯、あ
るいは（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，
Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａ
ｕ，Ｐｂ）系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
組み合せた方法により急冷し、アモルファス組織あるい
は少量の微細結晶がアモルファスのマトリックス中に分
散した組織となし、さらに熱処理による結晶化に際し、
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
ような結晶化熱処理を施すことにより、α−鉄及び鉄を
主成分とする強磁性合金からなる軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが相互に分散して
共存し、各構成相平均結晶粒径１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲
にある微細結晶集合体が得られることにより、各粒子の
交換相互作用が増し、従来のＲ2Ｆｅ14Ｂ相を主相とす
る永久磁石に比べ高いＢｒが得られ、（Ｆｅ−Ｃｏ）Ｃ
ｒ−Ｂ−Ｒ系の場合、ｉＨｃ≧５ｋＯｅ、Ｂｒ≧８．０
ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧１０ＭＧＯｅの磁気特性、（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系の場合、ｉＨｃ≧５ｋ
Ｏｅ、Ｂｒ≧８．２ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧１０．５Ｍ
ＧＯｅの磁気特性を有するリボンやフレーク状の鉄基永
久磁石が得られる。
特定組成の（Ｆｅ−Ｃｏ）Ｃｒ−Ｂ−Ｒ系合金溶湯、あ
るいは（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，
Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａ
ｕ，Ｐｂ）系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
組み合せた方法により急冷し、アモルファス組織あるい
は少量の微細結晶がアモルファスのマトリックス中に分
散した組織となし、さらに熱処理による結晶化に際し、
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
ような結晶化熱処理を施すことにより、α−鉄及び鉄を
主成分とする強磁性合金からなる軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが相互に分散して
共存し、各構成相平均結晶粒径１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲
にある微細結晶集合体が得られることにより、各粒子の
交換相互作用が増し、従来のＲ2Ｆｅ14Ｂ相を主相とす
る永久磁石に比べ高いＢｒが得られ、（Ｆｅ−Ｃｏ）Ｃ
ｒ−Ｂ−Ｒ系の場合、ｉＨｃ≧５ｋＯｅ、Ｂｒ≧８．０
ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧１０ＭＧＯｅの磁気特性、（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系の場合、ｉＨｃ≧５ｋ
Ｏｅ、Ｂｒ≧８．２ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧１０．５Ｍ
ＧＯｅの磁気特性を有するリボンやフレーク状の鉄基永
久磁石が得られる。
【００１５】さらに必要に応じてこれを、平均粉末粒径
３μｍ〜５００μｍに粉砕することによって、５ｋＧ以
上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石に最適の鉄基
永久磁石合金粉末、すなわち、（Ｆｅ−Ｃｏ）Ｃｒ−Ｂ
−Ｒ系の場合、ｉＨｃ≧５ｋＯｅ、Ｂｒ≧７．０ｋＧ、
（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性 （Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系の場合、ｉＨｃ≧
５ｋＯｅ、Ｂｒ≧７．２ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８．４
ＭＧＯｅの磁気特性を有する鉄基永久磁石合金粉末が得
られ、該粉末と樹脂との結合により、ｉＨｃ≧５ｋＯ
ｅ、Ｂｒ≧５．５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧６ＭＧＯｅの
磁気特性を有するボンド磁石を得ることができる。
３μｍ〜５００μｍに粉砕することによって、５ｋＧ以
上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石に最適の鉄基
永久磁石合金粉末、すなわち、（Ｆｅ−Ｃｏ）Ｃｒ−Ｂ
−Ｒ系の場合、ｉＨｃ≧５ｋＯｅ、Ｂｒ≧７．０ｋＧ、
（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性 （Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系の場合、ｉＨｃ≧
５ｋＯｅ、Ｂｒ≧７．２ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８．４
ＭＧＯｅの磁気特性を有する鉄基永久磁石合金粉末が得
られ、該粉末と樹脂との結合により、ｉＨｃ≧５ｋＯ
ｅ、Ｂｒ≧５．５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧６ＭＧＯｅの
磁気特性を有するボンド磁石を得ることができる。
【００１６】
【作用】この発明は、希土類元素の含有量が少なく一部
をＣｏで置換した鉄基合金にＣｒあるいはＣｒとＭ（Ｍ
＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐ
ｔ，Ａｕ，Ｐｂ）を同時に添加した特定組成の合金溶湯
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た方法により
急冷し、アモルファス組織あるいは少量の微細結晶がア
モルファスのマトリックス中に分散した組織が形成され
た後、特定の昇温速度による熱処理にて、α−鉄及び鉄
基の金属間化合物を主成分とする強磁性合金からなる軟
磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相
とが共存する微細結晶集合体を得ることにより、ハード
フェライト磁石では得られなかった５ｋＧ以上の残留磁
束密度Ｂｒを有する鉄基ボンド磁石が得ることを特徴と
している。
をＣｏで置換した鉄基合金にＣｒあるいはＣｒとＭ（Ｍ
＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐ
ｔ，Ａｕ，Ｐｂ）を同時に添加した特定組成の合金溶湯
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た方法により
急冷し、アモルファス組織あるいは少量の微細結晶がア
モルファスのマトリックス中に分散した組織が形成され
た後、特定の昇温速度による熱処理にて、α−鉄及び鉄
基の金属間化合物を主成分とする強磁性合金からなる軟
磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相
とが共存する微細結晶集合体を得ることにより、ハード
フェライト磁石では得られなかった５ｋＧ以上の残留磁
束密度Ｂｒを有する鉄基ボンド磁石が得ることを特徴と
している。
【００１７】以下に、この発明の特徴ならびに作用を詳
述する。この発明の一つの焦点はＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型ハー
ド磁性相と共に、微結晶集合体を形成すべきソフト磁性
相の結晶粒径である。その結晶粒径は５０ｎｍよりもは
るかに小さくてはならないが、例えば１９８８年のケー
ホールン（Ｃｏｅｈｏｏｒｎ）などの先行技術に見られ
る典型的な結晶粒径は５０ｎｍであった。充分微細な微
結晶集合体を得るというこの発明の目的のために、組成
及び製造方法を以下のように定める。
述する。この発明の一つの焦点はＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型ハー
ド磁性相と共に、微結晶集合体を形成すべきソフト磁性
相の結晶粒径である。その結晶粒径は５０ｎｍよりもは
るかに小さくてはならないが、例えば１９８８年のケー
ホールン（Ｃｏｅｈｏｏｒｎ）などの先行技術に見られ
る典型的な結晶粒径は５０ｎｍであった。充分微細な微
結晶集合体を得るというこの発明の目的のために、組成
及び製造方法を以下のように定める。
【００１８】組成の限定理由 この発明において、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２ｋ
Ｏｅ以上の特性が得られず、また、ＳｍおよびＳｍより
重い（原子量の大きい）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％未満では固有保磁力の発現に寄与す
るＲ2Ｆｅ14Ｂ相の晶出が少ないため、５．０ｋＯｅ以
上のｉＨｃが得られず、また６ａｔ％を超えると８ｋＧ
以上のＢｒが得られないため、３ａｔ％〜６ａｔ％の範
囲とする。好ましいＲの範囲は４ａｔ％〜５．５ａｔ％
である。
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２ｋ
Ｏｅ以上の特性が得られず、また、ＳｍおよびＳｍより
重い（原子量の大きい）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％未満では固有保磁力の発現に寄与す
るＲ2Ｆｅ14Ｂ相の晶出が少ないため、５．０ｋＯｅ以
上のｉＨｃが得られず、また６ａｔ％を超えると８ｋＧ
以上のＢｒが得られないため、３ａｔ％〜６ａｔ％の範
囲とする。好ましいＲの範囲は４ａｔ％〜５．５ａｔ％
である。
【００１９】Ｂは、１５ａｔ％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５ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１
５ａｔ％〜３０ａｔ％の範囲とする。好ましいＢの範囲
は１５ａｔ％〜２０ａｔ％である。
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５ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１
５ａｔ％〜３０ａｔ％の範囲とする。好ましいＢの範囲
は１５ａｔ％〜２０ａｔ％である。
【００２０】Ｃｒは、Ｃｒを加えることでＣｒを含まな
い組成に比べて結晶粒が約１／２〜１／３に微細化され
ることと、Ｃｒを添加することで保磁力発現に有効なＲ
2Ｆｅ14Ｂ相の磁石中における体積比率が向上すること
により、ｉＨｃの向上に有効であるが、０．０１ａｔ％
未満ではかかる効果が得らない。また、ＣｒはＦｅとの
磁気的結合が反強磁性的であるため、Ｂｒおよび減磁曲
線の角形性が大きく低下するので、Ｃｒが７ａｔ％を超
えると８ｋＧ以上のＢｒが得られない。よってＣｒ量は
０．０１ａｔ％〜７ａｔ％の範囲とする。なお、１０ｋ
Ｇ以上のＢｒを得る場合、Ｃｒは０．０１ａｔ％以上３
ａｔ％以下が好ましい。また、６．５ｋＯｅ以上のｉＨ
ｃを得る場合、Ｃｒは３ａｔ％を超えて７ａｔ％以下が
好ましい。
い組成に比べて結晶粒が約１／２〜１／３に微細化され
ることと、Ｃｒを添加することで保磁力発現に有効なＲ
2Ｆｅ14Ｂ相の磁石中における体積比率が向上すること
により、ｉＨｃの向上に有効であるが、０．０１ａｔ％
未満ではかかる効果が得らない。また、ＣｒはＦｅとの
磁気的結合が反強磁性的であるため、Ｂｒおよび減磁曲
線の角形性が大きく低下するので、Ｃｒが７ａｔ％を超
えると８ｋＧ以上のＢｒが得られない。よってＣｒ量は
０．０１ａｔ％〜７ａｔ％の範囲とする。なお、１０ｋ
Ｇ以上のＢｒを得る場合、Ｃｒは０．０１ａｔ％以上３
ａｔ％以下が好ましい。また、６．５ｋＯｅ以上のｉＨ
ｃを得る場合、Ｃｒは３ａｔ％を超えて７ａｔ％以下が
好ましい。
【００２１】Ｃｏは、Ｆｅの一部を置換することでＣｒ
を加えた際の磁化の低下が抑制され、Ｂｒ及び減磁曲線
の角形性の大幅な低下を防ぎ、同時に着磁特性も向上さ
せる。また、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相のＦｅの一部がＣｏで置換
されることでＲ2Ｆｅ14Ｂ相のキュリー温度が上昇し、
ｉＨｃの温度係数が改善されるが、０．０１ａｔ％未満
ではかかる効果が得られず、また、３０ａｔ％を越える
と８ｋＧ以上のＢｒが得られないため、０．０１ａｔ％
〜３０ａｔ％の範囲とする。好ましいＣｏの範囲は１ａ
ｔ％〜１０ａｔ％である。
を加えた際の磁化の低下が抑制され、Ｂｒ及び減磁曲線
の角形性の大幅な低下を防ぎ、同時に着磁特性も向上さ
せる。また、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相のＦｅの一部がＣｏで置換
されることでＲ2Ｆｅ14Ｂ相のキュリー温度が上昇し、
ｉＨｃの温度係数が改善されるが、０．０１ａｔ％未満
ではかかる効果が得られず、また、３０ａｔ％を越える
と８ｋＧ以上のＢｒが得られないため、０．０１ａｔ％
〜３０ａｔ％の範囲とする。好ましいＣｏの範囲は１ａ
ｔ％〜１０ａｔ％である。
【００２２】添加元素ＭのＡｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂは、Ｃｏ同
様、Ｃｒ添加時の減磁曲線の角形性の劣化を改善し、Ｂ
ｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大させる目的で添加する
が、０．０１ａｔ％未満ではかかる効果が得られず、ま
た、１０ａｔ％を越えるとかえって角形性を劣化させ
（ＢＨ）ｍａｘも低下するため、０．０１ａｔ％〜１０
ａｔ％の範囲とする。好ましいＭの範囲は０．５ａｔ％
〜３ａｔ％である。Ｆｅは上述の元素の含有残余を占め
る。
ｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂは、Ｃｏ同
様、Ｃｒ添加時の減磁曲線の角形性の劣化を改善し、Ｂ
ｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大させる目的で添加する
が、０．０１ａｔ％未満ではかかる効果が得られず、ま
た、１０ａｔ％を越えるとかえって角形性を劣化させ
（ＢＨ）ｍａｘも低下するため、０．０１ａｔ％〜１０
ａｔ％の範囲とする。好ましいＭの範囲は０．５ａｔ％
〜３ａｔ％である。Ｆｅは上述の元素の含有残余を占め
る。
【００２３】結晶粒径、粉末粒径の限定理由 この発明のボンド磁石を構成する磁性粉の結晶相は、α
−鉄及び鉄を主成分とする強磁性合金からなる軟磁性相
と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが同
一粉末中に共存しており、後者の硬磁性相の存在がｉＨ
ｃ発現には不可欠である。しかし、ｉＨｃの向上および
ヒステリシスループの良好な角型性を発現のためには、
軟磁性相と硬磁性相が共存するだけでは不十分であり、
両者が相互に分散し、両者の平均結晶粒径が１ｎｍ〜３
０ｎｍであることが必要である。両者の平均結晶粒径が
３０ｎｍを越えると、Ｂｒおよび減磁曲線の第２象限の
角形性が劣化して、永久磁石としては動作点において十
分な磁束を取り出すことができない。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、平均結晶粒径
を１ｎｍ〜３０ｎｍに限定する。
−鉄及び鉄を主成分とする強磁性合金からなる軟磁性相
と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが同
一粉末中に共存しており、後者の硬磁性相の存在がｉＨ
ｃ発現には不可欠である。しかし、ｉＨｃの向上および
ヒステリシスループの良好な角型性を発現のためには、
軟磁性相と硬磁性相が共存するだけでは不十分であり、
両者が相互に分散し、両者の平均結晶粒径が１ｎｍ〜３
０ｎｍであることが必要である。両者の平均結晶粒径が
３０ｎｍを越えると、Ｂｒおよび減磁曲線の第２象限の
角形性が劣化して、永久磁石としては動作点において十
分な磁束を取り出すことができない。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、平均結晶粒径
を１ｎｍ〜３０ｎｍに限定する。
【００２４】複雑形状や薄肉形状の磁石が得られるボン
ド磁石としての特徴を生かし、高精度の成型を行うに
は、粉末の平均粒径は十分小さいことが必要であるが、
５００μｍを越える粉末粒径では高精度の成型ができ
ず、また、３μｍ未満の粒径では、比表面積増大に伴い
多量の樹脂をバインダーとして使用する必要があり、充
填密度が低下して好ましくないため、粉末粒径を３μｍ
〜５００μｍに限定する。
ド磁石としての特徴を生かし、高精度の成型を行うに
は、粉末の平均粒径は十分小さいことが必要であるが、
５００μｍを越える粉末粒径では高精度の成型ができ
ず、また、３μｍ未満の粒径では、比表面積増大に伴い
多量の樹脂をバインダーとして使用する必要があり、充
填密度が低下して好ましくないため、粉末粒径を３μｍ
〜５００μｍに限定する。
【００２５】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組織あるいは少量の微細結晶とアモ
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℃〜７５０℃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、α−鉄及び鉄基の金属間化合物を主成分とす
る強磁性合金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相互に分散・共存し、各構
成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲にある微
結晶集合体を得ることが最も重要である。
法にてアモルファス組織あるいは少量の微細結晶とアモ
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℃〜７５０℃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、α−鉄及び鉄基の金属間化合物を主成分とす
る強磁性合金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相互に分散・共存し、各構
成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲にある微
結晶集合体を得ることが最も重要である。
【００２６】上記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
モルファス組織もしくは少量の微細結晶がアモルファス
のマトリックス中に分散した組織が得られれば、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。
転ロールを用いた超急冷法を採用できるが、実質的にア
モルファス組織もしくは少量の微細結晶がアモルファス
のマトリックス中に分散した組織が得られれば、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。
【００２７】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１０ｍ／秒〜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１０ｍ／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相や準安定
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ化合物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。
のロール表面周速度が１０ｍ／秒〜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１０ｍ／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相や準安定
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ化合物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。
【００２８】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実質的にアモルファスあるいは少量
の微細結晶とアモルファスが混在する組織となした後、
結晶化のための熱処理を行うが、磁気特性を最高にする
ための熱処理条件はその組成に依存する。熱処理温度が
６００℃未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が析出しないためｉ
Ｈｃが発現せず、また７５０℃を超えると粒成長が著し
くｉＨｃ、Ｂｒ及び減磁曲線の角型性が劣化し、上述の
磁気特性が得られないため、熱処理温度は６００℃〜７
５０℃に限定する。
溶湯を超急冷法にて実質的にアモルファスあるいは少量
の微細結晶とアモルファスが混在する組織となした後、
結晶化のための熱処理を行うが、磁気特性を最高にする
ための熱処理条件はその組成に依存する。熱処理温度が
６００℃未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が析出しないためｉ
Ｈｃが発現せず、また７５０℃を超えると粒成長が著し
くｉＨｃ、Ｂｒ及び減磁曲線の角型性が劣化し、上述の
磁気特性が得られないため、熱処理温度は６００℃〜７
５０℃に限定する。
【００２９】熱処理雰囲気は酸化を防止するため、Ａ
ｒ、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気もしくは１０-2Ｔ
ｏｒｒ以上の真空中が好ましい。得られる合金粉末の磁
気特性は熱処理時間にはほとんど依存しないが、しいて
言えば６時間を超えると時間の経過とともにＢｒが若干
低下する傾向にあるため、熱処理時間は６時間未満が好
ましい。
ｒ、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気もしくは１０-2Ｔ
ｏｒｒ以上の真空中が好ましい。得られる合金粉末の磁
気特性は熱処理時間にはほとんど依存しないが、しいて
言えば６時間を超えると時間の経過とともにＢｒが若干
低下する傾向にあるため、熱処理時間は６時間未満が好
ましい。
【００３０】また、本発明者らは微細結晶組織、ひいて
は磁気特性が、熱処理工程における昇温速度に敏感に依
存することを見出した。すなわち、この発明において重
要なプロセスパラメーターとして、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があり、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、
５ｋＯｅ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６００℃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、磁化曲線の第２象限のＢ
ｒ点近傍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。なお、熱処理に際
して結晶化開始温度（約５５０℃）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。
は磁気特性が、熱処理工程における昇温速度に敏感に依
存することを見出した。すなわち、この発明において重
要なプロセスパラメーターとして、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があり、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、
５ｋＯｅ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６００℃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、磁化曲線の第２象限のＢ
ｒ点近傍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。なお、熱処理に際
して結晶化開始温度（約５５０℃）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。
【００３１】磁石化方法 特定組成の合金溶湯を超急冷法にてアモルファス組織あ
るいは少量の微細結晶がアモルファスのマトリックス中
に分散した組織となし、結晶化が開始する温度付近から
６００℃〜７５０℃の処理温度までの昇温速度が１０℃
／分〜５０℃／秒の結晶化熱処理を施すことにより、平
均粉末粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの微細結晶集合体として
得た鉄基永久磁石合金粉末を３μｍ〜５００μｍの磁性
粉に粉砕した後、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、ボンド磁石中の磁粉充填率
を約８０％とし、５．５ｋＧ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。
るいは少量の微細結晶がアモルファスのマトリックス中
に分散した組織となし、結晶化が開始する温度付近から
６００℃〜７５０℃の処理温度までの昇温速度が１０℃
／分〜５０℃／秒の結晶化熱処理を施すことにより、平
均粉末粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの微細結晶集合体として
得た鉄基永久磁石合金粉末を３μｍ〜５００μｍの磁性
粉に粉砕した後、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、ボンド磁石中の磁粉充填率
を約８０％とし、５．５ｋＧ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。
【００３２】この発明によるボンド磁石は等方性磁石で
あり、以下に示す圧縮成型、射出成型、押出し成型、圧
延成型、樹脂含浸法など公知のいずれの製造方法であっ
てもよい。圧縮成型の場合は、磁性粉末に熱硬化性樹
脂、カップリング剤、潤滑剤等を添加混練したのち、圧
縮成型した後設定温度まで加熱し、加熱樹脂を硬化して
得られる。射出成型、押し出し成型、圧延成型の場合
は、磁性粉末に熱可塑性樹脂、カップリング剤、潤滑剤
等を添加混練したのち、射出成型、押し出し成型、圧延
成型のいずれかの方法にて成型して得られる。樹脂含浸
法においては、磁性粉を圧縮成型後、必要に応じて熱処
理した後、熱硬化性樹脂を含浸させ、加熱して樹脂を硬
化させて得る。また、磁性粉末を圧縮成型後、必要に応
じて熱処理した後、熱可塑性樹脂を含浸させて得る。
あり、以下に示す圧縮成型、射出成型、押出し成型、圧
延成型、樹脂含浸法など公知のいずれの製造方法であっ
てもよい。圧縮成型の場合は、磁性粉末に熱硬化性樹
脂、カップリング剤、潤滑剤等を添加混練したのち、圧
縮成型した後設定温度まで加熱し、加熱樹脂を硬化して
得られる。射出成型、押し出し成型、圧延成型の場合
は、磁性粉末に熱可塑性樹脂、カップリング剤、潤滑剤
等を添加混練したのち、射出成型、押し出し成型、圧延
成型のいずれかの方法にて成型して得られる。樹脂含浸
法においては、磁性粉を圧縮成型後、必要に応じて熱処
理した後、熱硬化性樹脂を含浸させ、加熱して樹脂を硬
化させて得る。また、磁性粉末を圧縮成型後、必要に応
じて熱処理した後、熱可塑性樹脂を含浸させて得る。
【００３３】この発明において、ボンド磁石中の磁性粉
の重量比は、前記製法により異なるが、７０ｗｔ％〜９
９．５ｗｔ％であり、残部０．５ｗｔ％〜３０ｗｔ％が
樹脂その他である。圧縮成型の場合、磁性粉の重量比は
９５ｗｔ％〜９９．５ｗｔ％、射出成型の場合、磁性粉
末の充填率は９０ｗｔ％〜９５ｗｔ％、樹脂含浸法の場
合、磁性粉末の重量比は９６ｗｔ％〜９９．５ｗｔ％が
好ましい。この発明における合成樹脂は、熱硬化性、熱
可塑性のいずれの性質を有するものも利用できるが、熱
的に安定な樹脂が好ましく、例えば、ポリアミド、ポリ
イミド、フェノール樹脂、弗素樹脂、けい素樹脂、エポ
キシ樹脂などを適宜選定できる。
の重量比は、前記製法により異なるが、７０ｗｔ％〜９
９．５ｗｔ％であり、残部０．５ｗｔ％〜３０ｗｔ％が
樹脂その他である。圧縮成型の場合、磁性粉の重量比は
９５ｗｔ％〜９９．５ｗｔ％、射出成型の場合、磁性粉
末の充填率は９０ｗｔ％〜９５ｗｔ％、樹脂含浸法の場
合、磁性粉末の重量比は９６ｗｔ％〜９９．５ｗｔ％が
好ましい。この発明における合成樹脂は、熱硬化性、熱
可塑性のいずれの性質を有するものも利用できるが、熱
的に安定な樹脂が好ましく、例えば、ポリアミド、ポリ
イミド、フェノール樹脂、弗素樹脂、けい素樹脂、エポ
キシ樹脂などを適宜選定できる。
【００３４】
実施例１ 表１のＮｏ．１〜１８の組成となるように、純度９９．
５％以上のＦｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａ
ｕ、Ｐｂ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１４００℃にし
た後、湯面をＡｒガスにより加圧して室温にてロール周
速度２０ｍ／秒にて高速回転する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２ｍｍ〜
４ｍｍ、厚み２０μｍ〜４０μｍの超急冷薄帯を作製し
た。得られた超急冷薄帯をＣｕＫα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、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａ
ｕ、Ｐｂ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１４００℃にし
た後、湯面をＡｒガスにより加圧して室温にてロール周
速度２０ｍ／秒にて高速回転する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２ｍｍ〜
４ｍｍ、厚み２０μｍ〜４０μｍの超急冷薄帯を作製し
た。得られた超急冷薄帯をＣｕＫαの特性Ｘ線によりア
モルファスであることを確認した。
【００３５】この超急冷薄帯をＡｒガス中で結晶化が開
始する５８０℃〜６００℃以上に表１で示す昇温速度で
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２ｍｍ〜４ｍｍ、
厚み２０μｍ〜４０μｍ、長さ３ｍｍ〜５ｍｍの試料を
作製し、ＶＳＭを用いて磁気特性を測定した。測定結果
を表２に示す。なお、試料の構成相をＣｕＫαの特性Ｘ
線で調査した結果、Ｃｒ量が０．０１ａｔ％〜３ａｔ％
のときは、α−Ｆｅ相、Ｆｅ3Ｂ相、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相が
混在する多相組織であったが、Ｃｒ量が３ａｔ％を越え
るときは、α−Ｆｅ相、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相は確認できた
ものの鉄を主成分とするホウ化物相などは存在量が少な
いため確認できなかった。なお、ＣｒとＣｏおよび（Ｍ
＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐ
ｔ，Ａｕ，Ｐｂ）はこれらの各相でＦｅの一部を置換す
る。また、各試料の透過型電子顕微鏡写真から平均結晶
粒径はいずれも３０ｎｍ以下であった。
始する５８０℃〜６００℃以上に表１で示す昇温速度で
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２ｍｍ〜４ｍｍ、
厚み２０μｍ〜４０μｍ、長さ３ｍｍ〜５ｍｍの試料を
作製し、ＶＳＭを用いて磁気特性を測定した。測定結果
を表２に示す。なお、試料の構成相をＣｕＫαの特性Ｘ
線で調査した結果、Ｃｒ量が０．０１ａｔ％〜３ａｔ％
のときは、α−Ｆｅ相、Ｆｅ3Ｂ相、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相が
混在する多相組織であったが、Ｃｒ量が３ａｔ％を越え
るときは、α−Ｆｅ相、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相は確認できた
ものの鉄を主成分とするホウ化物相などは存在量が少な
いため確認できなかった。なお、ＣｒとＣｏおよび（Ｍ
＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐ
ｔ，Ａｕ，Ｐｂ）はこれらの各相でＦｅの一部を置換す
る。また、各試料の透過型電子顕微鏡写真から平均結晶
粒径はいずれも３０ｎｍ以下であった。
【００３６】この薄帯を粉砕して、粒径が２５μｍ〜４
００μｍにわたって分布する平均粒径１５０μｍの磁性
粉を得たのち、粉末９８ｗｔ％に対してエポキシ樹脂を
２ｗｔ％の割合で混合したのち、６ｔｏｎ／ｃｍ2の圧
力で圧縮成型し、１５０℃で硬化処理してボンド磁石を
得た。このボンド磁石の密度は６．０ｇｒ／ｃｍ3であ
り、磁石特性を表３に示す。
００μｍにわたって分布する平均粒径１５０μｍの磁性
粉を得たのち、粉末９８ｗｔ％に対してエポキシ樹脂を
２ｗｔ％の割合で混合したのち、６ｔｏｎ／ｃｍ2の圧
力で圧縮成型し、１５０℃で硬化処理してボンド磁石を
得た。このボンド磁石の密度は６．０ｇｒ／ｃｍ3であ
り、磁石特性を表３に示す。
【００３７】比較例１ 表１のＮｏ．１９〜２４の組成となるように純度９９．
５％以上のＦｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｎｉを
用いて実施例１と同条件で超急冷薄帯を作製した。この
超急冷薄帯を実施例１と同様、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２ｍｍ〜４ｍｍ、
厚み２０μｍ〜４０μｍ、長さ３ｍｍ〜５ｍｍの試料を
作製し、ＶＳＭを用いて磁気特性を測定した。測定結果
を表２に示す。
５％以上のＦｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｎｉを
用いて実施例１と同条件で超急冷薄帯を作製した。この
超急冷薄帯を実施例１と同様、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２ｍｍ〜４ｍｍ、
厚み２０μｍ〜４０μｍ、長さ３ｍｍ〜５ｍｍの試料を
作製し、ＶＳＭを用いて磁気特性を測定した。測定結果
を表２に示す。
【００３８】透過型電子顕微鏡観察及びＸ線解析による
とＮｏ．１９の試料の構成相は、Ｆｅ3Ｂ相を主相とす
るα−Ｆｅ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の多相組織であり、平
均結晶粒径は５０ｎｍ前後とＮｏ．１〜１８の試料に比
べ粗大であり、先行技術における多相磁石の平均結晶粒
径と同等であった。Ｎｏ．２０の試料はα−Ｆｅ相、Ｎ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ相からなる多相組織を有し、実施例１の試
料同様、平均結晶粒径約２０ｎｍの微細組織であった
が、Ｃｏを含むＮｏ．３の試料に比べ、減磁極性の角形
性に劣っていた。Ｎｏ．２１試料は平均結晶粒径が５０
ｎｍと大きく、５ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られなかっ
た。Ｎｏ．２２試料は、α−Ｆｅ相、Ｆｅ3Ｂ相、Ｎｄ2
Ｆｅ14Ｂ相が混在する多相組織であるが、α−Ｆｅ相の
成長が著しく、磁化曲線の第２象限のＢｒ点近傍に磁化
の低下のある減磁曲線となり、１０ＭＧＯｅ以上の（Ｂ
Ｈ）ｍａｘが得られなかった。Ｎｏ．２３試料は、保磁
力の発現に不可欠なＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が晶出しておら
ず、硬磁性を持たなかった。Ｎｏ．２４試料は、平均結
晶粒径が７０ｎｍ程度と、同じ組成であるＮｏ．３の試
料に比べ、結晶が粗大化しており、Ｂｒ、ｉＨｃ、（Ｂ
Ｈ）ｍａｘともＮｏ．３の試料に比べ劣っていた。
とＮｏ．１９の試料の構成相は、Ｆｅ3Ｂ相を主相とす
るα−Ｆｅ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の多相組織であり、平
均結晶粒径は５０ｎｍ前後とＮｏ．１〜１８の試料に比
べ粗大であり、先行技術における多相磁石の平均結晶粒
径と同等であった。Ｎｏ．２０の試料はα−Ｆｅ相、Ｎ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ相からなる多相組織を有し、実施例１の試
料同様、平均結晶粒径約２０ｎｍの微細組織であった
が、Ｃｏを含むＮｏ．３の試料に比べ、減磁極性の角形
性に劣っていた。Ｎｏ．２１試料は平均結晶粒径が５０
ｎｍと大きく、５ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られなかっ
た。Ｎｏ．２２試料は、α−Ｆｅ相、Ｆｅ3Ｂ相、Ｎｄ2
Ｆｅ14Ｂ相が混在する多相組織であるが、α−Ｆｅ相の
成長が著しく、磁化曲線の第２象限のＢｒ点近傍に磁化
の低下のある減磁曲線となり、１０ＭＧＯｅ以上の（Ｂ
Ｈ）ｍａｘが得られなかった。Ｎｏ．２３試料は、保磁
力の発現に不可欠なＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が晶出しておら
ず、硬磁性を持たなかった。Ｎｏ．２４試料は、平均結
晶粒径が７０ｎｍ程度と、同じ組成であるＮｏ．３の試
料に比べ、結晶が粗大化しており、Ｂｒ、ｉＨｃ、（Ｂ
Ｈ）ｍａｘともＮｏ．３の試料に比べ劣っていた。
【００３９】Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２０の試料について
は、実施例１と同条件で粉砕して、平均粉末粒径１５０
μｍの粉末を得た後、実施例１と同一条件にてボンド磁
石を作製した。得られたボンド磁石の磁石特性を表３に
示す。
は、実施例１と同条件で粉砕して、平均粉末粒径１５０
μｍの粉末を得た後、実施例１と同一条件にてボンド磁
石を作製した。得られたボンド磁石の磁石特性を表３に
示す。
【００４０】実施例２ 表２の磁気特性を有する、Ｎｏ．３の試料のキュリー温
度を熱磁気天秤で測定したところ、８４９℃のキュリー
温度をもつ主たる強磁性相と、さらに３８８℃のキュリ
ー温度をもつ従たる強磁性相が存在することが判った。
Ｘ線解析結果と照合すると前者はＣｏを固溶したα−Ｆ
ｅ、後者はＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物（Ｆｅの一部をＣｏ
で置換したもの）と考えられる。
度を熱磁気天秤で測定したところ、８４９℃のキュリー
温度をもつ主たる強磁性相と、さらに３８８℃のキュリ
ー温度をもつ従たる強磁性相が存在することが判った。
Ｘ線解析結果と照合すると前者はＣｏを固溶したα−Ｆ
ｅ、後者はＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物（Ｆｅの一部をＣｏ
で置換したもの）と考えられる。
【００４１】比較例２ 表２の磁気特性を有するＮｏ．２０の試料のキュリー温
度を熱磁気天秤で測定したところ、主たる強磁性相は７
６２℃、従たる強磁性相は３０８℃であった。各相のキ
ュリー温度ともＣｏを加えたＮｏ．３の試料に比べ、８
０℃程低い値を示した。
度を熱磁気天秤で測定したところ、主たる強磁性相は７
６２℃、従たる強磁性相は３０８℃であった。各相のキ
ュリー温度ともＣｏを加えたＮｏ．３の試料に比べ、８
０℃程低い値を示した。
【００４２】実施例３ 表３の磁気特性を有する、Ｎｏ．３のボンド磁石をパー
ミアンス係数が１になるよう加工した後、２ｋＯｅ〜５
０ｋＯｅの範囲で低磁界からパルス着磁し、そのつど開
磁路で残留磁束密度を測定し、５０ｋＯｅでの残留磁束
密度を着磁率１００％として、各着磁磁界の着磁率を残
留磁束密度の相対比として評価した着磁特性曲線を図１
に示す。９０％着磁に要する磁界は約１３ｋＯｅであっ
た。
ミアンス係数が１になるよう加工した後、２ｋＯｅ〜５
０ｋＯｅの範囲で低磁界からパルス着磁し、そのつど開
磁路で残留磁束密度を測定し、５０ｋＯｅでの残留磁束
密度を着磁率１００％として、各着磁磁界の着磁率を残
留磁束密度の相対比として評価した着磁特性曲線を図１
に示す。９０％着磁に要する磁界は約１３ｋＯｅであっ
た。
【００４３】表３の磁気特性を有する、Ｎｏ．２０のボ
ンド磁石をパーミアンス係数が１になるよう加工した
後、実施例３と同様の方法で着磁特性を評価した着磁特
性曲線を図１に示す。９０％着磁に要する磁界は約１９
ｋＯｅと、Ｃｏを加えたＮｏ．３のボンド磁石に比べ、
６ｋＯｅほど高い着磁磁界を要した。
ンド磁石をパーミアンス係数が１になるよう加工した
後、実施例３と同様の方法で着磁特性を評価した着磁特
性曲線を図１に示す。９０％着磁に要する磁界は約１９
ｋＯｅと、Ｃｏを加えたＮｏ．３のボンド磁石に比べ、
６ｋＯｅほど高い着磁磁界を要した。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】
【表３】
【００４７】
【発明の効果】以上の実施例から明らかなように、この
発明は、希土類元素の含有量が少ない特定組成の（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ系合金溶湯あるいは（Ｆｅ，
Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎ
ｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂ）系合
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少量の微細結晶とアモル
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、α
−鉄及び鉄基の金属間化合物を主成分とする強磁性合金
からなる軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る硬磁性相とが相互に分散して共存し、各構成相の平均
結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲にある微結晶集合体
を得るもので、特定量のＣｒとＣｏもしくはＣｒとＣ
ｏ、Ｍが同時に添加されていることで、８ｋＧ以上のＢ
ｒと５ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られるだけでなく、減磁
曲線の第２象限の角型性に優れ、かつ温度特性と着磁性
に優れた、鉄基永久磁石が得られ、必要に応じてこれを
粉砕することにより、ｉＨｃ≧５ｋＧ、Ｂｒ≧７ｋＧ、
（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性をもち、５ｋＧ
以上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石に最適の磁
気特性を有するＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系磁石合
金粉末を安定して大量に供給できる。
発明は、希土類元素の含有量が少ない特定組成の（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ系合金溶湯あるいは（Ｆｅ，
Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎ
ｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｂ）系合
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少量の微細結晶とアモル
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、α
−鉄及び鉄基の金属間化合物を主成分とする強磁性合金
からなる軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る硬磁性相とが相互に分散して共存し、各構成相の平均
結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲にある微結晶集合体
を得るもので、特定量のＣｒとＣｏもしくはＣｒとＣ
ｏ、Ｍが同時に添加されていることで、８ｋＧ以上のＢ
ｒと５ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られるだけでなく、減磁
曲線の第２象限の角型性に優れ、かつ温度特性と着磁性
に優れた、鉄基永久磁石が得られ、必要に応じてこれを
粉砕することにより、ｉＨｃ≧５ｋＧ、Ｂｒ≧７ｋＧ、
（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性をもち、５ｋＧ
以上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石に最適の磁
気特性を有するＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系磁石合
金粉末を安定して大量に供給できる。
【００４８】また、この発明は、希土類元素の含有量が
少なく、製造方法が簡単で大量生産に適しているため、
５ｋＯｅ以上のｉＨｃ、５．５ｋＧ以上のＢｒを有し、
ハードフェライト磁石を超える磁気的性能をもち、磁気
部品と磁石体との一体成型を採用することによって工程
を短縮することができ、焼結ハードフェライトを凌ぐコ
ストパフォーマンスを実現し得るボンド磁石を提供でき
る。
少なく、製造方法が簡単で大量生産に適しているため、
５ｋＯｅ以上のｉＨｃ、５．５ｋＧ以上のＢｒを有し、
ハードフェライト磁石を超える磁気的性能をもち、磁気
部品と磁石体との一体成型を採用することによって工程
を短縮することができ、焼結ハードフェライトを凌ぐコ
ストパフォーマンスを実現し得るボンド磁石を提供でき
る。
【図１】実施例において得られたボンド磁石の着磁特性
曲線を示すグラフであり、磁石を２ｋＯｅ〜５０ｋＯｅ
の範囲で低磁界からパルス着磁し、そのつど開磁路で残
留磁束密度を測定し、５０ｋＯｅでの残留磁束密度を着
磁率１００％として、各着磁磁界の着磁率を残留磁束密
度の相対比として評価した着磁特性曲線を示す。
曲線を示すグラフであり、磁石を２ｋＯｅ〜５０ｋＯｅ
の範囲で低磁界からパルス着磁し、そのつど開磁路で残
留磁束密度を測定し、５０ｋＯｅでの残留磁束密度を着
磁率１００％として、各着磁磁界の着磁率を残留磁束密
度の相対比として評価した着磁特性曲線を示す。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成７年２月６日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１４】この発明は、希土類元素の含有量が少ない
特定組成の（Ｆｅ−Ｃｏ）Ｃｒ−Ｂ−Ｒ系合金溶湯、あ
るいは（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，
Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａ
ｕ，Ｐｂ）系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
組み合せた方法により急冷し、アモルファス組織あるい
は少量の微細結晶がアモルファスのマトリックス中に分
散した組織となし、さらに熱処理による結晶化に際し、
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℃／分になる
ような結晶化熱処理を施すことにより、α−鉄及び鉄を
主成分とする強磁性合金からなる軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが相互に分散して
共存し、各構成相平均結晶粒径１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲
にある微細結晶集合体が得られることにより、各粒子の
交換相互作用が増し、従来のＲ2Ｆｅ14Ｂ相を主相とす
る永久磁石に比べ高いＢｒが得られ、（Ｆｅ−Ｃｏ）Ｃ
ｒ−Ｂ−Ｒ系の場合、ｉＨｃ≧５ｋＯｅ、Ｂｒ≧８．０
ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧１０ＭＧＯｅの磁気特性、（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系の場合、ｉＨｃ≧５ｋ
Ｏｅ、Ｂｒ≧８．２ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧１０．５Ｍ
ＧＯｅの磁気特性を有するリボンやフレーク状の鉄基永
久磁石が得られる。
特定組成の（Ｆｅ−Ｃｏ）Ｃｒ−Ｂ−Ｒ系合金溶湯、あ
るいは（Ｆｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，
Ｓｉ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ａｇ，Ｐｔ，Ａ
ｕ，Ｐｂ）系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
組み合せた方法により急冷し、アモルファス組織あるい
は少量の微細結晶がアモルファスのマトリックス中に分
散した組織となし、さらに熱処理による結晶化に際し、
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℃／分になる
ような結晶化熱処理を施すことにより、α−鉄及び鉄を
主成分とする強磁性合金からなる軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが相互に分散して
共存し、各構成相平均結晶粒径１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲
にある微細結晶集合体が得られることにより、各粒子の
交換相互作用が増し、従来のＲ2Ｆｅ14Ｂ相を主相とす
る永久磁石に比べ高いＢｒが得られ、（Ｆｅ−Ｃｏ）Ｃ
ｒ−Ｂ−Ｒ系の場合、ｉＨｃ≧５ｋＯｅ、Ｂｒ≧８．０
ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧１０ＭＧＯｅの磁気特性、（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）−Ｃｒ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系の場合、ｉＨｃ≧５ｋ
Ｏｅ、Ｂｒ≧８．２ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧１０．５Ｍ
ＧＯｅの磁気特性を有するリボンやフレーク状の鉄基永
久磁石が得られる。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２５】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組織あるいは少量の微細結晶とアモ
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℃〜７５０℃の処理温度までの昇温速度
が１０℃／分〜５０℃／分になる結晶化熱処理を施すこ
とにより、α−鉄及び鉄基の金属間化合物を主成分とす
る強磁性合金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相互に分散・共存し、各構
成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲にある微
結晶集合体を得ることが最も重要である。
法にてアモルファス組織あるいは少量の微細結晶とアモ
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℃〜７５０℃の処理温度までの昇温速度
が１０℃／分〜５０℃／分になる結晶化熱処理を施すこ
とにより、α−鉄及び鉄基の金属間化合物を主成分とす
る強磁性合金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相互に分散・共存し、各構
成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲にある微
結晶集合体を得ることが最も重要である。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３０】また、本発明者らは微細結晶組織、ひいて
は磁気特性が、熱処理工程における昇温速度に敏感に依
存することを見出した。すなわち、この発明において重
要なプロセスパラメーターとして、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があり、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、
５ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず好ましくない。また、
５０℃／分を越える昇温速度では６００℃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、磁化曲線の第２象限のＢ
ｒ点近傍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。なお、熱処理に際
して結晶化開始温度（約５５０℃）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。
は磁気特性が、熱処理工程における昇温速度に敏感に依
存することを見出した。すなわち、この発明において重
要なプロセスパラメーターとして、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があり、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、
５ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず好ましくない。また、
５０℃／分を越える昇温速度では６００℃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、磁化曲線の第２象限のＢ
ｒ点近傍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。なお、熱処理に際
して結晶化開始温度（約５５０℃）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。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３１】磁石化方法特定組成の合金溶湯を超急冷法
にてアモルファス組織あるいは少量の微細結晶がアモル
ファスのマトリックス中に分散した組織となし、結晶化
が開始する温度付近から６００℃〜７５０℃の処理温度
までの昇温速度が１０℃／分〜５０℃／分の結晶化熱処
理を施すことにより、平均粉末粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍ
の微細結晶集合体として得た鉄基永久磁石合金粉末を３
μｍ〜５００μｍの磁性粉に粉砕した後、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、ボ
ンド磁石中の磁粉充填率を約８０％とし、５．５ｋＧ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。
にてアモルファス組織あるいは少量の微細結晶がアモル
ファスのマトリックス中に分散した組織となし、結晶化
が開始する温度付近から６００℃〜７５０℃の処理温度
までの昇温速度が１０℃／分〜５０℃／分の結晶化熱処
理を施すことにより、平均粉末粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍ
の微細結晶集合体として得た鉄基永久磁石合金粉末を３
μｍ〜５００μｍの磁性粉に粉砕した後、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、ボ
ンド磁石中の磁粉充填率を約８０％とし、５．５ｋＧ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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０３ Ｄ 45/02 Ａ Ｈ０１Ｆ 1/06 41/02 Ｇ (31)優先権主張番号 特願平5−341650 (32)優先日 平５(1993)12月10日 (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (31)優先権主張番号 特願平5−343575 (32)優先日 平５(1993)12月15日 (33)優先権主張国 日本（ＪＰ）
Claims (16)
- 【請求項１】 組成式をＦｅ100-x-y-z-aＣｒxＢyＲzＣ
ｏa （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と
表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ａが下記値
を満足し、 ０．０１≦ｘ≦７ａｔ％ １５≦ｙ≦３０ａｔ％ ３≦ｚ≦６ａｔ％ ０．０１≦ａ≦３０ａｔ％、 α−鉄及び鉄を主成分とする強磁性合金からなる軟磁性
相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが
相互に分散して共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎ
ｍ〜３０ｎｍの範囲にある微細結晶集合体からなる鉄基
永久磁石。 - 【請求項２】 請求項１の組成範囲を限定する記号ｘ、
ｙ、ｚ、ａが下記値を満足し、 ０．０１≦ｘ≦３ａｔ％ １５≦ｙ≦２０ａｔ％ ４≦ｚ≦５．５ａｔ％ １≦ａ≦１０ａｔ％、 α−鉄及び鉄を主成分とする強磁性合金からなる軟磁性
相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが
相互に分散して共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎ
ｍ〜３０ｎｍの範囲にあり、磁気特性が ５≦ｉＨｃ≦６．５ｋＯｅ、Ｂｒ＞１０ｋＧ、（ＢＨ）
ｍａｘ＞１２ＭＧＯｅ である鉄基永久磁石。 - 【請求項３】 請求項１の組成範囲を限定する記号ｘ、
ｙ、ｚ、ａが下記値を満足し、 ３＜ｘ≦７ａｔ％ １５≦ｙ≦２０ａｔ％ ４≦ｚ≦５．５ａｔ％ １≦ａ≦１０ａｔ％、 α−鉄及び鉄を主成分とする強磁性合金からなる軟磁性
相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが
相互に分散して共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎ
ｍ〜３０ｎｍの範囲にあり、磁気特性が ｉＨｃ＞６．５ｋＯｅ、８≦Ｂｒ≦１０ｋＧ、１０≦
（ＢＨ）ｍａｘ≦１２ＭＧＯｅ である鉄基永久磁石。 - 【請求項４】 組成式をＦｅ100-x-y-z-a-bＣｒxＢyＲz
ＣｏaＭb （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，Ａ
ｇ，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、ａ、ｂが下記値を
満足し、 ０．０１≦ｘ≦７ａｔ％ １５≦ｙ≦３０ａｔ％ ３≦ｚ≦６ａｔ％ ０．０１≦ａ≦３０ａｔ％ ０．０１≦ｂ≦１０ａｔ％、 α−鉄及び鉄を主成分とする強磁性合金からなる軟磁性
相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが
相互に分散して共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎ
ｍ〜３０ｎｍの範囲にある微細結晶集合体からなる鉄基
永久磁石。 - 【請求項５】 請求項４の組成範囲を限定する記号ｘ、
ｙ、ｚ、ａ、ｂが下記値を満足し、 ０．０１≦ｘ≦３ａｔ％ １５≦ｙ≦２０ａｔ％ ４≦ｚ≦５．５ａｔ％ １≦ａ≦１０ａｔ％ ０．５≦ｂ≦３ａｔ％、 α−鉄及び鉄を主成分とする強磁性合金からなる軟磁性
相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが
相互に分散して共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎ
ｍ〜３０ｎｍの範囲にあり、磁気特性が ５≦ｉＨｃ≦６．５ｋＯｅ、Ｂｒ＞１０．２ｋＧ、（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ＞１２．５ＭＧＯｅ である鉄基永久磁石。 - 【請求項６】 請求項４の組成範囲を限定する記号ｘ、
ｙ、ｚ、ａが下記値を満足し、 ３＜ｘ≦７ａｔ％ １５≦ｙ≦２０ａｔ％ ４≦ｚ≦５．５ａｔ％ １≦ａ≦１０ａｔ％ ０．５≦ｂ≦３ａｔ％、 α−鉄及び鉄を主成分とする強磁性合金からなる軟磁性
相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが
相互に分散して共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎ
ｍ〜３０ｎｍの範囲にあり、磁気特性が ｉＨｃ＞６．５ｋＯｅ、８．２≦Ｂｒ≦１０．２ｋＧ、
１０．５≦（ＢＨ）ｍａｘ≦１２．５ＭＧＯｅ である鉄基永久磁石。 - 【請求項７】 組成式をＦｅ100-x-y-z-aＣｒxＢyＲzＣ
ｏa （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と
表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ａが下記値
を満足する組成の合金溶湯を液体急冷法にてアモルファ
ス組織あるいは少量の微細結晶とアモルファスが混在す
る組織となし、さらにアモルファスを結晶化する熱処理
を施し、その際、結晶化開始温度近傍から等温熱処理温
度までの加熱速度を１０℃／分から５０℃／分の範囲で
行い、微細結晶集合体を形成せしめ、α−鉄及び鉄を主
成分とする強磁性合金からなる軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ
14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが相互に分散して共
存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範
囲にある微細結晶集合体からなる鉄基永久磁石の製造方
法。 ０．０１≦ｘ≦７ａｔ％ １５≦ｙ≦３０ａｔ％ ３≦ｚ≦６ａｔ％ ０．０１≦ａ≦３０ａｔ％ - 【請求項８】 請求項７における液体急冷法は、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わせた急冷方法である鉄
基永久磁石の製造方法。 - 【請求項９】 請求項７における結晶化熱処理が、不活
性ガス雰囲気または１０-2Ｔｏｒｒ以上の真空中で、温
度６００℃〜７５０℃の条件で実施される鉄基永久磁石
の製造方法。 - 【請求項１０】 組成式をＦｅ100-x-y-z-a-bＣｒxＢy
ＲzＣｏaＭb （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、ａ、ｂが下記
値を満足する組成の合金溶湯を液体急冷法にてアモルフ
ァス組織あるいは少量の微細結晶とアモルファスが混在
する組織となし、さらに、実質的にアモルファスとなっ
た合金の結晶化のための熱処理を施し、その際、結晶化
開始温度近傍から等温熱処理温度までの加熱速度１０℃
／分から５０℃／分の範囲で行い、微細結晶集合体を形
成させ、α−鉄及び鉄を主成分とする強磁性合金からな
る軟磁性相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁
性相とが相互に分散して共存し、各構成相の平均結晶粒
径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲にある微細結晶集合体から
なる鉄基永久磁石の製造方法。 ０．０１≦ｘ≦７ａｔ％ １５≦ｙ≦３０ａｔ％ ３≦ｚ≦６ａｔ％ ０．０１≦ａ≦３０ａｔ％ ０．０１≦ｂ≦１０ａｔ％ - 【請求項１１】 請求項１０における液体急冷法は、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わせた急冷方法であ
る鉄基永久磁石の製造方法。 - 【請求項１２】 請求項１０における結晶化熱処理が、
不活性ガス雰囲気または１０-2Ｔｏｒｒ以上の真空中
で、温度６００℃〜７５０℃の条件で実施される鉄基永
久磁石の製造方法。 - 【請求項１３】 組成式をＦｅ100-x-y-z-aＣｒxＢyＲz
Ｃｏa （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）
と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ａが下記
値を満足し、 ０．０１≦ｘ≦７ａｔ％ １５≦ｙ≦３０ａｔ％ ３≦ｚ≦６ａｔ％ ０．０１≦ａ≦３０ａｔ％、 α−鉄及び鉄を主成分とする強磁性合金からなる軟磁性
相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが
同一粉末粒子中に相互に分散して共存し、各構成相の平
均結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲にある微細結晶集
合体からなり、平均粒径が３μｍ〜５００μｍで、ｉＨ
ｃ≧５ｋＯｅ、Ｂｒ≧７．０ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８
ＭＧＯｅの磁気特性をもつ磁性粉であるボンド磁石用鉄
基永久磁石合金粉末。 - 【請求項１４】 組成式をＦｅ100-x-y-z-a-bＣｒxＢy
ＲzＣｏaＭb （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、ａ、ｂが下記
値を満足し、 ０．０１≦ｘ≦７ａｔ％ １５≦ｙ≦３０ａｔ％ ３≦ｚ≦６ａｔ％ ０．０１≦ａ≦３０ａｔ％ ０．０１≦ｂ≦１０ａｔ％、 α−鉄及び鉄を主成分とする強磁性合金からなる軟磁性
相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが
同一粉末粒子中に相互に分散して共存し、各構成相の平
均結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲にある微細結晶集
合体からなり、平均粒径が３μｍ〜５００μｍで、ｉＨ
ｃ≧５ｋＯｅ、Ｂｒ≧７．２ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧
８．４ＭＧＯｅの磁気特性をもつ磁性粉であるボンド磁
石用鉄基永久磁石合金粉末。 - 【請求項１５】 組成式をＦｅ100-x-y-z-aＣｒxＢyＲz
Ｃｏa （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）
と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ａが下記
値を満足し、 ０．０１≦ｘ≦７ａｔ％ １５≦ｙ≦３０ａｔ％ ３≦ｚ≦６ａｔ％ ０．０１≦ａ≦３０ａｔ％、 α−鉄及び鉄を主成分とする強磁性合金からなる軟磁性
相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが
同一粉末粒子中に相互に分散して共存し、各構成相の平
均結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲にある微細結晶集
合体からなり、平均粒径が３μｍ〜５００μｍである鉄
基永久磁石合金粉末を樹脂にて結合し、ｉＨｃ≧５ｋＯ
ｅ、Ｂｒ≧５．５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧６ＭＧＯｅの
磁気特性をもつ鉄基ボンド磁石。 - 【請求項１６】 組成式をＦｅ100-x-y-z-a-bＣｒxＢy
ＲzＣｏaＭb （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、ａ、ｂが下記
値を満足し、 ０．０１≦ｘ≦７ａｔ％ １５≦ｙ≦３０ａｔ％ ３≦ｚ≦６ａｔ％ ０．０１≦ａ≦３０ａｔ％ ０．０１≦ｂ≦１０ａｔ％、 α−鉄及び鉄を主成分とする強磁性合金からなる軟磁性
相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とが
同一粉末粒子中に相互に分散して共存し、各構成相の平
均結晶粒径が１ｎｍ〜３０ｎｍの範囲にある微細結晶集
合体からなり、平均粒径が３μｍ〜５００μｍである鉄
基永久磁石合金粉末を樹脂にて結合し、ｉＨｃ≧５ｋＯ
ｅ、Ｂｒ≧５．５ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧６ＭＧＯｅの
磁気特性をもつ鉄基ボンド磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33170094A JP3710154B2 (ja) | 1993-12-10 | 1994-12-09 | 鉄基永久磁石とその製造方法並びにボンド磁石用鉄基永久磁石合金粉末と鉄基ボンド磁石 |
Applications Claiming Priority (11)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34165093 | 1993-12-10 | ||
| JP5-341650 | 1993-12-10 | ||
| JP5-341646 | 1993-12-10 | ||
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| JP5-341648 | 1993-12-10 | ||
| JP08/299,105 | 1993-12-15 | ||
| JP5-343575 | 1993-12-15 | ||
| JP34357593 | 1993-12-15 | ||
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| JP33170094A JP3710154B2 (ja) | 1993-12-10 | 1994-12-09 | 鉄基永久磁石とその製造方法並びにボンド磁石用鉄基永久磁石合金粉末と鉄基ボンド磁石 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2005172734A Division JP3795056B2 (ja) | 1993-12-10 | 2005-06-13 | 鉄基ボンド磁石及びボンド磁石用鉄基永久磁石合金粉末 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08203714A true JPH08203714A (ja) | 1996-08-09 |
| JP3710154B2 JP3710154B2 (ja) | 2005-10-26 |
Family
ID=27554631
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33170094A Expired - Lifetime JP3710154B2 (ja) | 1993-12-10 | 1994-12-09 | 鉄基永久磁石とその製造方法並びにボンド磁石用鉄基永久磁石合金粉末と鉄基ボンド磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3710154B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002080921A (ja) * | 2000-09-07 | 2002-03-22 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 鉄基希土類合金磁石用原料合金およびその製造方法 |
| JP2005520351A (ja) * | 2001-02-28 | 2005-07-07 | マグネクエンチ・インコーポレーテッド | 噴霧された永久磁石粉末を用いて製造されたボンド磁石 |
-
1994
- 1994-12-09 JP JP33170094A patent/JP3710154B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP2002080921A (ja) * | 2000-09-07 | 2002-03-22 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 鉄基希土類合金磁石用原料合金およびその製造方法 |
| JP2005520351A (ja) * | 2001-02-28 | 2005-07-07 | マグネクエンチ・インコーポレーテッド | 噴霧された永久磁石粉末を用いて製造されたボンド磁石 |
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| JP3710154B2 (ja) | 2005-10-26 |
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