JPH10125518A - 微細結晶組織を有する薄板磁石 - Google Patents
微細結晶組織を有する薄板磁石Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 １０ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒ有し、ハー
ドフェライト磁石に匹敵する性能対化価格比をもち、磁
気回路の小型薄肉化に貢献する厚み７０μｍ〜３００μ
ｍの薄板磁石の提供。 【解決手段】 希土類元素の含有量が少ない特定組織の
合金溶湯を、３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中
にて、冷却ロールを用いた連続鋳造処理を行うことによ
り、実質９０％以上をＦｅ3Ｂ型化合物、ならびにα−
ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共
存する結晶組織となり、永久磁石として実用に耐えるｉ
Ｈｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有する平
均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織からな
る厚みが７０μｍ〜３００μｍの連続した薄板磁石を安
価に得ることができる。
ドフェライト磁石に匹敵する性能対化価格比をもち、磁
気回路の小型薄肉化に貢献する厚み７０μｍ〜３００μ
ｍの薄板磁石の提供。 【解決手段】 希土類元素の含有量が少ない特定組織の
合金溶湯を、３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中
にて、冷却ロールを用いた連続鋳造処理を行うことによ
り、実質９０％以上をＦｅ3Ｂ型化合物、ならびにα−
ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共
存する結晶組織となり、永久磁石として実用に耐えるｉ
Ｈｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有する平
均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織からな
る厚みが７０μｍ〜３００μｍの連続した薄板磁石を安
価に得ることができる。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、各種小型モーター、
アクチュエーター、磁気センサー用磁気回路などに最適
な薄板磁石とその製造方法に係り、５ａｔ％以下の希土
類元素と１５ａｔ％〜３０ａｔ％のホウ素を含む特定組
成の溶湯を、特定の減圧不活性ガス雰囲気中、回転する
冷却ロール上に鋳込み、厚さ７０μｍ〜３００μｍの薄
板状の合金を連続的に鋳造することによって、直接、実
質９０％以上がＦｅＢ型化合物ならびにα−ＦｅとＮｄ
2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶
組織で、かつ各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０
ｎｍを有する微細結晶組織となし、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、
Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得られる薄板磁石とその製
造方法に関する。
アクチュエーター、磁気センサー用磁気回路などに最適
な薄板磁石とその製造方法に係り、５ａｔ％以下の希土
類元素と１５ａｔ％〜３０ａｔ％のホウ素を含む特定組
成の溶湯を、特定の減圧不活性ガス雰囲気中、回転する
冷却ロール上に鋳込み、厚さ７０μｍ〜３００μｍの薄
板状の合金を連続的に鋳造することによって、直接、実
質９０％以上がＦｅＢ型化合物ならびにα−ＦｅとＮｄ
2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶
組織で、かつ各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０
ｎｍを有する微細結晶組織となし、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、
Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得られる薄板磁石とその製
造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】現在、家電用機器、ＯＡ機器、電装品等
において、より一層高性能化と小型軽量化が要求されて
おり、永久磁石を用いた磁気回路全体として、性能対重
量比を最大にするための設計が検討されており、特に現
在の生産台数の大半を占めるブラシ付き直流モーターの
構造では永久磁石として残留磁束密度Ｂｒが５ｋＧ〜７
ｋＧ程度のものが最適とされているが、従来のハードフ
ェライト磁石では得ることができない。
において、より一層高性能化と小型軽量化が要求されて
おり、永久磁石を用いた磁気回路全体として、性能対重
量比を最大にするための設計が検討されており、特に現
在の生産台数の大半を占めるブラシ付き直流モーターの
構造では永久磁石として残留磁束密度Ｂｒが５ｋＧ〜７
ｋＧ程度のものが最適とされているが、従来のハードフ
ェライト磁石では得ることができない。
【０００３】例えば、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂを主相とする、Ｎ
ｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石や、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂボンド磁石で
はかかる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元
反応に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄを１
０ａｔ％〜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となり、性能対価格比の
点でハードフェライト磁石からの代替は一部の機種でし
か進んでおらず、現在のところ、５ｋＧ以上のＢｒを有
し、安価な永久磁石材料は見出されていない。
ｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石や、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂボンド磁石で
はかかる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元
反応に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄを１
０ａｔ％〜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となり、性能対価格比の
点でハードフェライト磁石からの代替は一部の機種でし
か進んでおらず、現在のところ、５ｋＧ以上のＢｒを有
し、安価な永久磁石材料は見出されていない。
【０００４】また、磁気回路の小型薄肉化を達成するた
めに、永久磁石自身の厚みが１００μｍ〜５００μｍ程
度の薄板状永久磁石が要求されているが、Ｎｄ−Ｆｅ−
Ｂ焼結磁石では５００μｍ以下のバルク材を得ることが
困難なため、価格高騰の原因となる研削によってしか作
製できず、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂボンド磁石は、厚み３０μ
ｍ、直径数１０μｍ〜５００μｍの粉末を樹脂にて結合
することによって得るため、厚み１００μｍ〜３００μ
ｍの磁石の成形は困難である。
めに、永久磁石自身の厚みが１００μｍ〜５００μｍ程
度の薄板状永久磁石が要求されているが、Ｎｄ−Ｆｅ−
Ｂ焼結磁石では５００μｍ以下のバルク材を得ることが
困難なため、価格高騰の原因となる研削によってしか作
製できず、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂボンド磁石は、厚み３０μ
ｍ、直径数１０μｍ〜５００μｍの粉末を樹脂にて結合
することによって得るため、厚み１００μｍ〜３００μ
ｍの磁石の成形は困難である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】一方、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石において、近年、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍組成でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ． Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ． ｄｅ Ｐｈｙｓ，
Ｃ８， １９８８， ６６９〜６７０頁）され、その
技術内容は米国特許４，９３５，０７４等に開示されて
いる。また、Ｋｏｏｎはそれよりも以前に、Ｌａを必須
元素として含むＬａ−Ｒ−Ｂ−Ｆｅアモルファス合金に
結晶化熱処理を施すことによる、微細結晶からなる永久
磁石の製造方法を米国特許４，４０２，７７０にて提案
している。
系磁石において、近年、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍組成でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ． Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ． ｄｅ Ｐｈｙｓ，
Ｃ８， １９８８， ６６９〜６７０頁）され、その
技術内容は米国特許４，９３５，０７４等に開示されて
いる。また、Ｋｏｏｎはそれよりも以前に、Ｌａを必須
元素として含むＬａ−Ｒ−Ｂ−Ｆｅアモルファス合金に
結晶化熱処理を施すことによる、微細結晶からなる永久
磁石の製造方法を米国特許４，４０２，７７０にて提案
している。
【０００６】最近ではＲｉｃｈｔｅｒらによって、ＥＰ
Ｐａｔｅｎｔ ５５８６９１Ｂ１に開示されているよ
うに、Ｎｄを３．８ａｔ％〜３．９ａｔ％含有するＮｄ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｖ−Ｓｉ合金溶湯を回転するＣｕロール上
に噴射して得られたアモルファスフレークを７００℃で
熱処理することにより、硬磁気特性を有す薄片が得られ
ることを報告している。これらの永久磁石材料は、厚み
２０μｍ〜６０μｍのアモルファスフレークに結晶化熱
処理を施すことによって得られる、軟磁性であるＦｅ3
Ｂ相と硬磁性であるＲ2Ｆｅ14Ｂ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。
Ｐａｔｅｎｔ ５５８６９１Ｂ１に開示されているよ
うに、Ｎｄを３．８ａｔ％〜３．９ａｔ％含有するＮｄ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｖ−Ｓｉ合金溶湯を回転するＣｕロール上
に噴射して得られたアモルファスフレークを７００℃で
熱処理することにより、硬磁気特性を有す薄片が得られ
ることを報告している。これらの永久磁石材料は、厚み
２０μｍ〜６０μｍのアモルファスフレークに結晶化熱
処理を施すことによって得られる、軟磁性であるＦｅ3
Ｂ相と硬磁性であるＲ2Ｆｅ14Ｂ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。
【０００７】かかる永久磁石材料は、１０ｋＧ程度のＢ
ｒと２ｋＯｅ〜３ｋＯｅのｉＨｃを有し、高価なＮｄの
含有濃度が４ａｔ％程度と低いため、配合原料価格はＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂを主相とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石より安価
ではあるが、配合原料のアモルファス合金化が必須条件
であるため液体急冷条件が限定され、また、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るため、工
業生産上実用的でなく、ハードフェライト磁石の代替と
して安価に提供できない問題があった。また、かかる永
久磁石材料は、厚み２０μｍ〜６０μｍのアモルファス
フレークに結晶化熱処理を施すことによって得られるた
め、薄板磁石として要求される７０μｍ〜３００μｍの
厚みを有する永久磁石を得ることはできない。
ｒと２ｋＯｅ〜３ｋＯｅのｉＨｃを有し、高価なＮｄの
含有濃度が４ａｔ％程度と低いため、配合原料価格はＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂを主相とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石より安価
ではあるが、配合原料のアモルファス合金化が必須条件
であるため液体急冷条件が限定され、また、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るため、工
業生産上実用的でなく、ハードフェライト磁石の代替と
して安価に提供できない問題があった。また、かかる永
久磁石材料は、厚み２０μｍ〜６０μｍのアモルファス
フレークに結晶化熱処理を施すことによって得られるた
め、薄板磁石として要求される７０μｍ〜３００μｍの
厚みを有する永久磁石を得ることはできない。
【０００８】他方、米国特許５０８，２６６等の超急冷
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石材料では、超急冷法により直接、
結晶質からなる組織を得るため、結晶化熱処理は特に必
要としないが、該公報に開示される最適なロール周速度
は２０ｍ／ｓ程度であり、この条件にて得られる急冷合
金のフレーク厚みはおよそ３０μｍと薄く、薄板磁石と
して利用できないため、これを直径数１０μｍ〜５００
μｍ程度に粉砕して上述のボンド磁石として利用され
る。
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石材料では、超急冷法により直接、
結晶質からなる組織を得るため、結晶化熱処理は特に必
要としないが、該公報に開示される最適なロール周速度
は２０ｍ／ｓ程度であり、この条件にて得られる急冷合
金のフレーク厚みはおよそ３０μｍと薄く、薄板磁石と
して利用できないため、これを直径数１０μｍ〜５００
μｍ程度に粉砕して上述のボンド磁石として利用され
る。
【０００９】この発明は、５ａｔ％以下の希土類元素を
含有して微細結晶組織を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に
おける上述した問題を解消し、１０ｋＧ以上の残留磁束
密度Ｂｒ有し、ハードフェライト磁石に匹敵する性能対
価格比をもち、磁石回路の小型薄肉化に貢献する厚み１
００μｍ〜３００μｍの微細結晶組織を有する薄板磁石
とその製造方法の提供を目的としている。
含有して微細結晶組織を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に
おける上述した問題を解消し、１０ｋＧ以上の残留磁束
密度Ｂｒ有し、ハードフェライト磁石に匹敵する性能対
価格比をもち、磁石回路の小型薄肉化に貢献する厚み１
００μｍ〜３００μｍの微細結晶組織を有する薄板磁石
とその製造方法の提供を目的としている。
【００１０】
【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Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系永
久磁石の薄板磁石化を目的に種々検討した結果、希土類
元素の含有量が少ない特定組成の合金溶湯を、３０ｋＰ
ａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、回転する冷却ロ
ール上に連続的に鋳込むことにより、Ｆｅ3Ｂ型化合物
並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化
合物相が共存する結晶組織が９０％以上を占め、各構成
相の平均結晶粒径５０ｎｍ以下の微細結晶組織を有する
鋳造合金の厚みが７０μｍ〜３００μｍの連続した薄板
磁石を直接得られること、また得られた連続鋳造合金を
構成する各相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍであ
る場合は、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特
性を得られること、さらに、平均結晶粒径が１０ｎｍに
満たない結晶質からなる金属組織が得られた場合、粒成
長を目的とする特定の熱処理を施すことにより、各構成
相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍとなり、ｉＨｃ
≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得られること
を知見し、この発明を完成した。
硬磁性相が混在する低希土類濃度のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系永
久磁石の薄板磁石化を目的に種々検討した結果、希土類
元素の含有量が少ない特定組成の合金溶湯を、３０ｋＰ
ａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、回転する冷却ロ
ール上に連続的に鋳込むことにより、Ｆｅ3Ｂ型化合物
並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化
合物相が共存する結晶組織が９０％以上を占め、各構成
相の平均結晶粒径５０ｎｍ以下の微細結晶組織を有する
鋳造合金の厚みが７０μｍ〜３００μｍの連続した薄板
磁石を直接得られること、また得られた連続鋳造合金を
構成する各相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍであ
る場合は、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特
性を得られること、さらに、平均結晶粒径が１０ｎｍに
満たない結晶質からなる金属組織が得られた場合、粒成
長を目的とする特定の熱処理を施すことにより、各構成
相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍとなり、ｉＨｃ
≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得られること
を知見し、この発明を完成した。
【００１１】すなわち、この発明は、組成式をＦｅ
100-x-yＢxＲy（但しＲはＰｒ、ＮｄまたはＤｙの１種
または２種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙが
下記値を満足し、Ｆｅ3Ｂ型化合物ならびにα−Ｆｅと
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する
結晶組織が９０％以上を占め、平均結晶粒径１０ｎｍ〜
５０ｎｍの微細結晶からなり、厚みが７０μｍ〜３００
μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧで
ある微細結晶組織を有する薄板磁石である。 １５≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ≦５ａｔ％
100-x-yＢxＲy（但しＲはＰｒ、ＮｄまたはＤｙの１種
または２種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙが
下記値を満足し、Ｆｅ3Ｂ型化合物ならびにα−Ｆｅと
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する
結晶組織が９０％以上を占め、平均結晶粒径１０ｎｍ〜
５０ｎｍの微細結晶からなり、厚みが７０μｍ〜３００
μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧで
ある微細結晶組織を有する薄板磁石である。 １５≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ≦５ａｔ％
【００１２】また、この発明は、組成式をＦｅ100-x-y
ＢxＲy（但しＲはＰｒ、ＮｄまたはＤｙの１種または２
種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙが上記値を
満足する溶湯を、３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス雰囲
気中にて、回転する冷却ロール上に鋳込み、直接、Ｆｅ
3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造
を有する化合物相が共存する結晶組織が９０％以上を占
め、平均結晶粒径５０ｎｍ以下の微細結晶からなり、厚
みが７０μｍ〜３００μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧２ｋＯ
ｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧである永久磁石を得る微細結晶組織
を有する薄板磁石の製造方法である。
ＢxＲy（但しＲはＰｒ、ＮｄまたはＤｙの１種または２
種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙが上記値を
満足する溶湯を、３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス雰囲
気中にて、回転する冷却ロール上に鋳込み、直接、Ｆｅ
3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造
を有する化合物相が共存する結晶組織が９０％以上を占
め、平均結晶粒径５０ｎｍ以下の微細結晶からなり、厚
みが７０μｍ〜３００μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧２ｋＯ
ｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧである永久磁石を得る微細結晶組織
を有する薄板磁石の製造方法である。
【００１３】また、この発明は、前述の製造方法におい
て、合金溶湯を平均結晶粒径１０ｎｍ以下の微細結晶と
なし、厚みが７０μｍ〜３００μｍの急冷鋳造合金とな
した後、５００℃〜７００℃の温度域にて結晶粒成長を
目的とする熱処理を施し、平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０
ｎｍの微細結晶合金となし、磁気特性がｉＨｃ≧２ｋＯ
ｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧである永久磁石を得る微細結晶組織
を有する薄板磁石の製造方法を併せて提案する。
て、合金溶湯を平均結晶粒径１０ｎｍ以下の微細結晶と
なし、厚みが７０μｍ〜３００μｍの急冷鋳造合金とな
した後、５００℃〜７００℃の温度域にて結晶粒成長を
目的とする熱処理を施し、平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０
ｎｍの微細結晶合金となし、磁気特性がｉＨｃ≧２ｋＯ
ｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧである永久磁石を得る微細結晶組織
を有する薄板磁石の製造方法を併せて提案する。
【００１４】また、発明者らは、上述のｉＨｃ≧２ｋＯ
ｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有す永久磁石の厚みが
７０μｍ〜３００μｍである薄板磁石において、薄板磁
石に打ち抜き加工を施すことにより、所定形状に加工さ
れた薄板磁石を得る製造方法を合わせて提案する。
ｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有す永久磁石の厚みが
７０μｍ〜３００μｍである薄板磁石において、薄板磁
石に打ち抜き加工を施すことにより、所定形状に加工さ
れた薄板磁石を得る製造方法を合わせて提案する。
【００１５】さらに、発明者らは、前述の所定形状の薄
板磁石を打ち抜いた後の薄板磁石の残部を、平均粉末粒
径３μｍ〜５００μｍになるよう粉砕することによって
作製する、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧの磁気特性
を有する等方性永久磁石粉末の製造方法も同時に提案す
る。
板磁石を打ち抜いた後の薄板磁石の残部を、平均粉末粒
径３μｍ〜５００μｍになるよう粉砕することによって
作製する、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧの磁気特性
を有する等方性永久磁石粉末の製造方法も同時に提案す
る。
【００１６】
組成の限定理由 希土類元素ＲはＰｒ、ＮｄまたはＤｙの１種または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、Ｔｂ、およびＤｙを除く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、１ａｔ％未満では２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られ
ず、また５ａｔ％を越えると１０ｋＧ以上のＢｒが得ら
れないため、１ａｔ％〜５ａｔ％の範囲とする。さらに
好ましくは、２ａｔ％〜５ａｔ％が良い。
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、Ｔｂ、およびＤｙを除く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、１ａｔ％未満では２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られ
ず、また５ａｔ％を越えると１０ｋＧ以上のＢｒが得ら
れないため、１ａｔ％〜５ａｔ％の範囲とする。さらに
好ましくは、２ａｔ％〜５ａｔ％が良い。
【００１７】Ｂは１５ａｔ％未満では液体急冷後の金属
組織において、α−Ｆｅの析出が著しく、保磁力の発現
に必須であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物
の析出が阻害されるため、１ｋＯｅ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、１０ｋＯｅ以上のＢｒが得られないた
め、１５ａｔ％〜３０ａｔ％の範囲とする。さらに好ま
しくは、１５ａｔ％〜２０ａｔ％が良い。
組織において、α−Ｆｅの析出が著しく、保磁力の発現
に必須であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物
の析出が阻害されるため、１ｋＯｅ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、１０ｋＯｅ以上のＢｒが得られないた
め、１５ａｔ％〜３０ａｔ％の範囲とする。さらに好ま
しくは、１５ａｔ％〜２０ａｔ％が良い。
【００１８】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占め、Ｆ
ｅの一部をＣｏ、およびＮｉで置換することにより減磁
曲線の角形性が改善され、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘ、および耐熱性の向上が得られ、また、Ｃｒで置換
することによりｉＨｃの向上が得られ、Ａ１、Ｓｉ、
Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ
の１種または２種で置換することにより減磁曲線の角形
性を改善し、Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大させる効
果が得られる。
ｅの一部をＣｏ、およびＮｉで置換することにより減磁
曲線の角形性が改善され、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘ、および耐熱性の向上が得られ、また、Ｃｒで置換
することによりｉＨｃの向上が得られ、Ａ１、Ｓｉ、
Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ
の１種または２種で置換することにより減磁曲線の角形
性を改善し、Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大させる効
果が得られる。
【００１９】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３０ｋ
Ｐａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、回転する冷却
ロール上に、例えばＣｕ製ロールの場合、ロール周速度
２ｍ／秒〜１０ｍ／秒にて連続的に鋳込むことにより、
実質９０％以上をＦｅ3Ｂ型化合物、並びにα−Ｆｅと
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する
結晶組織からなる厚みが７０μｍ〜１００μｍの連続し
た鋳造合金となし、かつ、各構成相の平均結晶粒径がｉ
Ｈｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得るに必
要な１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織を有する薄板磁
石とすることが最も重要である。
Ｐａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、回転する冷却
ロール上に、例えばＣｕ製ロールの場合、ロール周速度
２ｍ／秒〜１０ｍ／秒にて連続的に鋳込むことにより、
実質９０％以上をＦｅ3Ｂ型化合物、並びにα−Ｆｅと
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する
結晶組織からなる厚みが７０μｍ〜１００μｍの連続し
た鋳造合金となし、かつ、各構成相の平均結晶粒径がｉ
Ｈｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得るに必
要な１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織を有する薄板磁
石とすることが最も重要である。
【００２０】合金溶湯の連続鋳造の際の雰囲気圧力につ
いては、鋳造雰囲気が３０ｋＰａ以上の場合は、冷却ロ
ールと合金溶湯の間にガスが入り込み、鋳造合金の急冷
条件の均一性が失われるため、粗大なα−Ｆｅ含む金属
組織となり、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気
特性が得られないことから、合金急冷雰囲気を３０ｋＰ
ａ以下とする。好ましくは、１０ｋＰａ以下が良い。雰
囲気ガスは、合金溶湯の酸化防止のため、不活性ガスと
する。好ましくはＡｒが良い。
いては、鋳造雰囲気が３０ｋＰａ以上の場合は、冷却ロ
ールと合金溶湯の間にガスが入り込み、鋳造合金の急冷
条件の均一性が失われるため、粗大なα−Ｆｅ含む金属
組織となり、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気
特性が得られないことから、合金急冷雰囲気を３０ｋＰ
ａ以下とする。好ましくは、１０ｋＰａ以下が良い。雰
囲気ガスは、合金溶湯の酸化防止のため、不活性ガスと
する。好ましくはＡｒが良い。
【００２１】上述した連続鋳造法にて、鋳造した合金の
平均結晶粒径が、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの
磁気特性を得るに必要な平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎ
ｍに満たない場合は、粒成長を目的とした熱処理を行っ
てもよい。熱処理温度が５００℃未満では粒成長を起こ
さないため、１０ｎｍ以上の平均結晶粒径が得られな
い、また７００℃を越えると粒成長が著しくｉＨｃ、Ｂ
ｒ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５００℃〜７００℃に限
定する。なお、磁気特性が最高となる熱処理温度は組成
に依存する。
平均結晶粒径が、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの
磁気特性を得るに必要な平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎ
ｍに満たない場合は、粒成長を目的とした熱処理を行っ
てもよい。熱処理温度が５００℃未満では粒成長を起こ
さないため、１０ｎｍ以上の平均結晶粒径が得られな
い、また７００℃を越えると粒成長が著しくｉＨｃ、Ｂ
ｒ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５００℃〜７００℃に限
定する。なお、磁気特性が最高となる熱処理温度は組成
に依存する。
【００２２】熱処理において、雰囲気は酸化を防ぐため
Ａｒガス、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気中もしくは
１．３３Ｐａ以下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。
Ａｒガス、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気中もしくは
１．３３Ｐａ以下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。
【００２３】合金溶湯の鋳造処理には冷却ロールを用い
た連続鋳造法を採用できるが、鋳造合金の厚みが３００
μｍを越えると数１００ｎｍの粗大なα−ＦｅおよびＦ
ｅ2Ｂが析出するため、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０
ｋＧの磁気特性を得られず好ましくない、また、鋳造合
金の厚みが７０μｍ以下になると、鋳造合金中に含まれ
る組織結晶が減少し、アモルファス相が増加するため、
熱処理によるアモルファスの結晶化が必要となるが、ア
モルファスの結晶化に伴う発熱により、もたらされる合
金温度の上昇は急冷直後、すでに析出している結晶組織
の粒成長を引き起こすため、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧
１０ｋＧの磁気特性を得るに必要な平均結晶粒径１０ｎ
ｍ〜５０ｎｍより粗大な金属組織となり、１０ｋＧ以上
のＢｒが得られない。従って、厚み７０μｍ〜１００μ
ｍの鋳造合金となる鋳造条件に限定する。
た連続鋳造法を採用できるが、鋳造合金の厚みが３００
μｍを越えると数１００ｎｍの粗大なα−ＦｅおよびＦ
ｅ2Ｂが析出するため、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０
ｋＧの磁気特性を得られず好ましくない、また、鋳造合
金の厚みが７０μｍ以下になると、鋳造合金中に含まれ
る組織結晶が減少し、アモルファス相が増加するため、
熱処理によるアモルファスの結晶化が必要となるが、ア
モルファスの結晶化に伴う発熱により、もたらされる合
金温度の上昇は急冷直後、すでに析出している結晶組織
の粒成長を引き起こすため、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧
１０ｋＧの磁気特性を得るに必要な平均結晶粒径１０ｎ
ｍ〜５０ｎｍより粗大な金属組織となり、１０ｋＧ以上
のＢｒが得られない。従って、厚み７０μｍ〜１００μ
ｍの鋳造合金となる鋳造条件に限定する。
【００２４】連続鋳造処理に用いる冷却ロールの材質
は、熱伝導度の点からアルミニウム合金、Ｃｕ、Ｆｅ、
真鍮、Ｗ、青銅を採用できるが、機械的強度および経済
性の点から、ＣｕもしくはＦｅ（但しＣｕ、Ｆｅを含む
合金でもよい）が好ましい。上記以外の材質では熱伝導
が悪いため、合金溶湯を充分冷却できず、数１００ｎｍ
の粗大なα−ＦｅおよびＦｅ2Ｂが析出するため、ｉＨ
ｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得られず好
ましくない。
は、熱伝導度の点からアルミニウム合金、Ｃｕ、Ｆｅ、
真鍮、Ｗ、青銅を採用できるが、機械的強度および経済
性の点から、ＣｕもしくはＦｅ（但しＣｕ、Ｆｅを含む
合金でもよい）が好ましい。上記以外の材質では熱伝導
が悪いため、合金溶湯を充分冷却できず、数１００ｎｍ
の粗大なα−ＦｅおよびＦｅ2Ｂが析出するため、ｉＨ
ｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得られず好
ましくない。
【００２５】例えば、冷却ロールに中心線粗さＲａ≦
０．８μｍ、最大高さＲｍａｘ≦３．２μｍ、１０点の
平均粗さＲｚ≦３．２μｍの表面粗度を有するＣｕ製ロ
ールを採用した場合、ロール周速度が１０ｍ／ｓを越え
ると鋳造合金の厚みが７０μｍ以下になり鋳造合金中に
含まれる結晶組織が減少し、アモルファス相が増加す
る。また、ロール周速度が２ｍ／ｓ以下の場合、鋳造合
金の厚みが３００μｍを越える結果、数１００ｎｍの粗
大なα−ＦｅおよびＦｅ2Ｂが析出するため、ｉＨｃ≧
２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得られず好まし
くない。従って、ロール周速度は２ｍ／秒〜１０ｍ／秒
が好ましい。
０．８μｍ、最大高さＲｍａｘ≦３．２μｍ、１０点の
平均粗さＲｚ≦３．２μｍの表面粗度を有するＣｕ製ロ
ールを採用した場合、ロール周速度が１０ｍ／ｓを越え
ると鋳造合金の厚みが７０μｍ以下になり鋳造合金中に
含まれる結晶組織が減少し、アモルファス相が増加す
る。また、ロール周速度が２ｍ／ｓ以下の場合、鋳造合
金の厚みが３００μｍを越える結果、数１００ｎｍの粗
大なα−ＦｅおよびＦｅ2Ｂが析出するため、ｉＨｃ≧
２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得られず好まし
くない。従って、ロール周速度は２ｍ／秒〜１０ｍ／秒
が好ましい。
【００２６】連続鋳造処理にて得た連続した薄板磁石
を、所定形状に加工する方法としては、一般に圧延にて
製造される薄板状の金属材料を加工するエッチング、超
音波加工等の方法を用いて良く、特に超音波による打ち
抜き加工は、薄板磁石に割れを生じることなく所定形状
に加工できるため、好ましい。
を、所定形状に加工する方法としては、一般に圧延にて
製造される薄板状の金属材料を加工するエッチング、超
音波加工等の方法を用いて良く、特に超音波による打ち
抜き加工は、薄板磁石に割れを生じることなく所定形状
に加工できるため、好ましい。
【００２７】また、所定形状の薄板磁石を製造する際、
打ち抜き加工などによって生じた薄板磁石の残部は、粉
砕することにより、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧを
有する等方性永久磁石磁粉として再利用できる。粉砕粒
度は圧縮成形ボンド磁石用磁粉として利用する場合は２
０μｍ〜３００μｍが好ましく、射出成形ボンド磁石用
磁粉としては５０μｍ以下が好ましい。
打ち抜き加工などによって生じた薄板磁石の残部は、粉
砕することにより、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧを
有する等方性永久磁石磁粉として再利用できる。粉砕粒
度は圧縮成形ボンド磁石用磁粉として利用する場合は２
０μｍ〜３００μｍが好ましく、射出成形ボンド磁石用
磁粉としては５０μｍ以下が好ましい。
【００２８】この発明による薄板磁石の結晶相は、軟磁
性を有するＦｅ3Ｂ型化合物ならびにα−Ｆｅと、Ｎｄ2
Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する軟磁性化合物相とが同一組
織中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５
０ｎｍ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。薄板磁石を構成する平均結晶粒径が５０ｎｍを
越えると、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が劣化し、Ｂｒ
≧１０ｋＧ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、１０ｎｍ未満で
は、ｉＨｃの低下を引き起こすため、下限を１０ｎｍと
する。
性を有するＦｅ3Ｂ型化合物ならびにα−Ｆｅと、Ｎｄ2
Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する軟磁性化合物相とが同一組
織中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５
０ｎｍ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。薄板磁石を構成する平均結晶粒径が５０ｎｍを
越えると、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が劣化し、Ｂｒ
≧１０ｋＧ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、１０ｎｍ未満で
は、ｉＨｃの低下を引き起こすため、下限を１０ｎｍと
する。
【００２９】
実施例１ 表１のＮｏ．１〜１７の組成となるように、純度９９．
５％以上のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、
Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙの金属を用い、総量が３０ｇ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、表１の急冷雰囲気圧に保
持した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Ａｒガスにより加圧し
て室温にて、表１に示すロール周速度にて回転するＣｕ
製冷却ロールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を連
続して鋳込み、幅２ｍｍ〜３ｍｍ、厚み１００μｍ〜３
００μｍの連続した薄板磁石を作製した。
５％以上のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、
Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙの金属を用い、総量が３０ｇ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、表１の急冷雰囲気圧に保
持した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Ａｒガスにより加圧し
て室温にて、表１に示すロール周速度にて回転するＣｕ
製冷却ロールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を連
続して鋳込み、幅２ｍｍ〜３ｍｍ、厚み１００μｍ〜３
００μｍの連続した薄板磁石を作製した。
【００３０】図１にＣｕＫαの特性Ｘ線による実施例Ｎ
ｏ．２の場合のＸ線回折パターンを示すごとく、得られ
た薄板磁石は、Ｆｅ3Ｂ型化合物ならびにα−ＦｅとＦ
ｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する金属組織
であることを確認した。また、結晶粒径については、Ｎ
ｏ．４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７を除き、いずれの試料
も平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織で
あった。
ｏ．２の場合のＸ線回折パターンを示すごとく、得られ
た薄板磁石は、Ｆｅ3Ｂ型化合物ならびにα−ＦｅとＦ
ｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する金属組織
であることを確認した。また、結晶粒径については、Ｎ
ｏ．４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７を除き、いずれの試料
も平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織で
あった。
【００３１】得られた薄板磁石の磁気特性は、超音波加
工機を用いて直径５ｍｍの円盤状に打ち抜いた所定形状
の薄板磁石をＶＳＭにて測定した。表２に磁石特性を示
す。
工機を用いて直径５ｍｍの円盤状に打ち抜いた所定形状
の薄板磁石をＶＳＭにて測定した。表２に磁石特性を示
す。
【００３２】実施例２ 表１のＮｏ．４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７については、
平均結晶粒径が１０ｎｍ未満であったため、薄板磁石を
Ａｒガス中、６００℃にて１０分間保持し、平均結晶粒
径が１０ｎｍ以上になるよう熱処理を施した。磁気特性
は、実施例１と同様に所定形状に加工した薄板磁石をＶ
ＳＭにて測定した。測定結果を表２に示す。なお、Ｎ
ｏ．５〜Ｎｏ．１７においてＡｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａ
ｕ、Ｐｂは、各構成相のＦｅの一部を置換する。
平均結晶粒径が１０ｎｍ未満であったため、薄板磁石を
Ａｒガス中、６００℃にて１０分間保持し、平均結晶粒
径が１０ｎｍ以上になるよう熱処理を施した。磁気特性
は、実施例１と同様に所定形状に加工した薄板磁石をＶ
ＳＭにて測定した。測定結果を表２に示す。なお、Ｎ
ｏ．５〜Ｎｏ．１７においてＡｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａ
ｕ、Ｐｂは、各構成相のＦｅの一部を置換する。
【００３３】実施例３ 表１のＮｏ．２、Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．６、Ｎ
ｏ．１３については、ＶＳＭ測定用に打ち抜いた薄板磁
石の残部を、粉砕機を用いて粉砕粒度２５μｍ〜３００
μｍ、平均粉末粒径１５０μｍになるよう粉砕し、等方
性永久磁石粉末を作製した。表３にＶＳＭにて測定した
磁石粉末の磁気特性を示す。
ｏ．１３については、ＶＳＭ測定用に打ち抜いた薄板磁
石の残部を、粉砕機を用いて粉砕粒度２５μｍ〜３００
μｍ、平均粉末粒径１５０μｍになるよう粉砕し、等方
性永久磁石粉末を作製した。表３にＶＳＭにて測定した
磁石粉末の磁気特性を示す。
【００３４】比較例１ 実施例１と同様に表１のＮｏ．１８〜Ｎｏ．２１の組成
となるように純度９９．５％以上のＦｅ、Ｂ、Ｒを用い
て表１にある鋳造条件にて連続鋳造合金を作製した。得
られた試料のＣｕＫαの特性Ｘ線回折パターンを図１に
示す。Ｘ線回折パターンの結果から判るようにＮｏ．１
８の試料は、保磁力の発現しないアモルファス合金であ
った。また、Ｎｏ．１９の試料は、α−Ｆｅ相が主相と
なる金属組織であった。なお、Ｎｏ．２０の試料は、非
磁性相であるＮｄ2Ｆｅ23Ｂ3とα−Ｆｅからなる組織で
あり、Ｎｏ．２１の試料は、Ｎｏ．１９と同様、α−Ｆ
ｅを主相とする金属組織であった。Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．
２１のＶＳＭで測定した磁石特性を表２に示す。
となるように純度９９．５％以上のＦｅ、Ｂ、Ｒを用い
て表１にある鋳造条件にて連続鋳造合金を作製した。得
られた試料のＣｕＫαの特性Ｘ線回折パターンを図１に
示す。Ｘ線回折パターンの結果から判るようにＮｏ．１
８の試料は、保磁力の発現しないアモルファス合金であ
った。また、Ｎｏ．１９の試料は、α−Ｆｅ相が主相と
なる金属組織であった。なお、Ｎｏ．２０の試料は、非
磁性相であるＮｄ2Ｆｅ23Ｂ3とα−Ｆｅからなる組織で
あり、Ｎｏ．２１の試料は、Ｎｏ．１９と同様、α−Ｆ
ｅを主相とする金属組織であった。Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．
２１のＶＳＭで測定した磁石特性を表２に示す。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】
【発明の効果】この発明は、希土類元素の含有量が少な
い特定組成の合金溶湯を、３０ｋＰａ以下の減圧不活性
ガス雰囲気中にて、回転する冷却ロール上に連続的に鋳
込むことにより、Ｆｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する結
晶組織となり、永久磁石として実用に耐えるｉＨｃ≧２
ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有する平均結晶粒
径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織からなる厚みが
７０μｍ〜３００μｍの連続した薄板磁石が、直接得ら
れ、さらに、平均結晶粒径が１０ｎｍに満たない微細組
織が得られた場合、特定の粒成長を目的とする熱処理を
施すことにより、各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜
５０ｎｍとなり、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの
磁気特性を得られるもので、従来、工業生産上、安価で
大量に生産することができなかった、ハードフェライト
磁石に匹敵する性能対価格比をもち、磁気回路の小型薄
肉化に貢献する厚み７０μｍ〜３００μｍの薄板磁石を
安価で提供できる。
い特定組成の合金溶湯を、３０ｋＰａ以下の減圧不活性
ガス雰囲気中にて、回転する冷却ロール上に連続的に鋳
込むことにより、Ｆｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する結
晶組織となり、永久磁石として実用に耐えるｉＨｃ≧２
ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有する平均結晶粒
径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織からなる厚みが
７０μｍ〜３００μｍの連続した薄板磁石が、直接得ら
れ、さらに、平均結晶粒径が１０ｎｍに満たない微細組
織が得られた場合、特定の粒成長を目的とする熱処理を
施すことにより、各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜
５０ｎｍとなり、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの
磁気特性を得られるもので、従来、工業生産上、安価で
大量に生産することができなかった、ハードフェライト
磁石に匹敵する性能対価格比をもち、磁気回路の小型薄
肉化に貢献する厚み７０μｍ〜３００μｍの薄板磁石を
安価で提供できる。
【図１】実施例における試料のＣｕ−Ｋαの特性Ｘ線回
折パターンを示すグラフである。
折パターンを示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成８年１２月２０日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正内容】
【書類名】 明細書
【発明の名称】 微細結晶組織を有する薄板磁石
【特許請求の範囲】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、各種小型モーター、
アクチュエーター、磁気センサー用磁気回路などに最適
な薄板磁石とその製造方法に係り、５ａｔ％以下の希土
類元素と１５ａｔ％〜３０ａｔ％のホウ素を含む特定組
成の溶湯を、特定の減圧不活性ガス雰囲気中、回転する
冷却ロール上に鋳込み、厚さ７０μｍ〜３００μｍの薄
板状の合金を連続的に鋳造することによって、直接、実
質９０％以上がＦｅＢ型化合物ならびにα−ＦｅとＮｄ
2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶
組織で、かつ各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０
ｎｍを有する微細結晶組織となし、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、
Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有する薄板磁石に関する。
アクチュエーター、磁気センサー用磁気回路などに最適
な薄板磁石とその製造方法に係り、５ａｔ％以下の希土
類元素と１５ａｔ％〜３０ａｔ％のホウ素を含む特定組
成の溶湯を、特定の減圧不活性ガス雰囲気中、回転する
冷却ロール上に鋳込み、厚さ７０μｍ〜３００μｍの薄
板状の合金を連続的に鋳造することによって、直接、実
質９０％以上がＦｅＢ型化合物ならびにα−ＦｅとＮｄ
2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶
組織で、かつ各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０
ｎｍを有する微細結晶組織となし、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、
Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有する薄板磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】現在、家電用機器、ＯＡ機器、電装品等
において、より一層高性能化と小型軽量化が要求されて
おり、永久磁石を用いた磁気回路全体として、性能対重
量比を最大にするための設計が検討されており、特に現
在の生産台数の大半を占めるブラシ付き直流モーターの
構造では永久磁石として残留磁束密度Ｂｒが５ｋＧ〜７
ｋＧ程度のものが最適とされているが、従来のハードフ
ェライト磁石では得ることができない。
において、より一層高性能化と小型軽量化が要求されて
おり、永久磁石を用いた磁気回路全体として、性能対重
量比を最大にするための設計が検討されており、特に現
在の生産台数の大半を占めるブラシ付き直流モーターの
構造では永久磁石として残留磁束密度Ｂｒが５ｋＧ〜７
ｋＧ程度のものが最適とされているが、従来のハードフ
ェライト磁石では得ることができない。
【０００３】例えば、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂを主相とする、Ｎ
ｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石や、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂボンド磁石で
はかかる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元
反応に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄを１
０ａｔ％〜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となり、性能対価格比の
点でハードフェライト磁石からの代替は一部の機種でし
か進んでおらず、現在のところ、５ｋＧ以上のＢｒを有
し、安価な永久磁石材料は見出されていない。
ｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石や、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂボンド磁石で
はかかる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元
反応に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄを１
０ａｔ％〜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となり、性能対価格比の
点でハードフェライト磁石からの代替は一部の機種でし
か進んでおらず、現在のところ、５ｋＧ以上のＢｒを有
し、安価な永久磁石材料は見出されていない。
【０００４】また、磁気回路の小型薄肉化を達成するた
めに、永久磁石自身の厚みが１００μｍ〜５００μｍ程
度の薄板状永久磁石が要求されているが、Ｎｄ−Ｆｅ−
Ｂ焼結磁石では５００μｍ以下のバルク材を得ることが
困難なため、価格高騰の原因となる研削によってしか作
製できず、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂボンド磁石は、厚み３０μ
ｍ、直径数１０μｍ〜５００μｍの粉末を樹脂にて結合
することによって得るため、厚み１００μｍ〜３００μ
ｍの磁石の成形は困難である。
めに、永久磁石自身の厚みが１００μｍ〜５００μｍ程
度の薄板状永久磁石が要求されているが、Ｎｄ−Ｆｅ−
Ｂ焼結磁石では５００μｍ以下のバルク材を得ることが
困難なため、価格高騰の原因となる研削によってしか作
製できず、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂボンド磁石は、厚み３０μ
ｍ、直径数１０μｍ〜５００μｍの粉末を樹脂にて結合
することによって得るため、厚み１００μｍ〜３００μ
ｍの磁石の成形は困難である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】一方、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石において、近年、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍組成でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ． Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ． ｄｅ Ｐｈｙｓ，
Ｃ８， １９８８， ６６９〜６７０頁）され、その
技術内容は米国特許４，９３５，０７４等に開示されて
いる。また、Ｋｏｏｎはそれよりも以前に、Ｌａを必須
元素として含むＬａ−Ｒ−Ｂ−Ｆｅアモルファス合金に
結晶化熱処理を施すことによる、微細結晶からなる永久
磁石の製造方法を米国特許４，４０２，７７０にて提案
している。
系磁石において、近年、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍組成でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ． Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ． ｄｅ Ｐｈｙｓ，
Ｃ８， １９８８， ６６９〜６７０頁）され、その
技術内容は米国特許４，９３５，０７４等に開示されて
いる。また、Ｋｏｏｎはそれよりも以前に、Ｌａを必須
元素として含むＬａ−Ｒ−Ｂ−Ｆｅアモルファス合金に
結晶化熱処理を施すことによる、微細結晶からなる永久
磁石の製造方法を米国特許４，４０２，７７０にて提案
している。
【０００６】最近ではＲｉｃｈｔｅｒらによって、ＥＰ
Ｐａｔｅｎｔ ５５８６９１Ｂ１に開示されているよ
うに、Ｎｄを３．８ａｔ％〜３．９ａｔ％含有するＮｄ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｖ−Ｓｉ合金溶湯を回転するＣｕロール上
に噴射して得られたアモルファスフレークを７００℃で
熱処理することにより、硬磁気特性を有す薄片が得られ
ることを報告している。これらの永久磁石材料は、厚み
２０μｍ〜６０μｍのアモルファスフレークに結晶化熱
処理を施すことによって得られる、軟磁性であるＦｅ3
Ｂ相と硬磁性であるＲ2Ｆｅ14Ｂ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。
Ｐａｔｅｎｔ ５５８６９１Ｂ１に開示されているよ
うに、Ｎｄを３．８ａｔ％〜３．９ａｔ％含有するＮｄ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｖ−Ｓｉ合金溶湯を回転するＣｕロール上
に噴射して得られたアモルファスフレークを７００℃で
熱処理することにより、硬磁気特性を有す薄片が得られ
ることを報告している。これらの永久磁石材料は、厚み
２０μｍ〜６０μｍのアモルファスフレークに結晶化熱
処理を施すことによって得られる、軟磁性であるＦｅ3
Ｂ相と硬磁性であるＲ2Ｆｅ14Ｂ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。
【０００７】かかる永久磁石材料は、１０ｋＧ程度のＢ
ｒと２ｋＯｅ〜３ｋＯｅのｉＨｃを有し、高価なＮｄの
含有濃度が４ａｔ％程度と低いため、配合原料価格はＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂを主相とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石より安価
ではあるが、配合原料のアモルファス合金化が必須条件
であるため液体急冷条件が限定され、また、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るため、工
業生産上実用的でなく、ハードフェライト磁石の代替と
して安価に提供できない問題があった。また、かかる永
久磁石材料は、厚み２０μｍ〜６０μｍのアモルファス
フレークに結晶化熱処理を施すことによって得られるた
め、薄板磁石として要求される７０μｍ〜３００μｍの
厚みを有する永久磁石を得ることはできない。
ｒと２ｋＯｅ〜３ｋＯｅのｉＨｃを有し、高価なＮｄの
含有濃度が４ａｔ％程度と低いため、配合原料価格はＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂを主相とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石より安価
ではあるが、配合原料のアモルファス合金化が必須条件
であるため液体急冷条件が限定され、また、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るため、工
業生産上実用的でなく、ハードフェライト磁石の代替と
して安価に提供できない問題があった。また、かかる永
久磁石材料は、厚み２０μｍ〜６０μｍのアモルファス
フレークに結晶化熱処理を施すことによって得られるた
め、薄板磁石として要求される７０μｍ〜３００μｍの
厚みを有する永久磁石を得ることはできない。
【０００８】他方、米国特許５０８，２６６等の超急冷
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石材料では、超急冷法により直接、
結晶質からなる組織を得るため、結晶化熱処理は特に必
要としないが、該公報に開示される最適なロール周速度
は２０ｍ／ｓ程度であり、この条件にて得られる急冷合
金のフレーク厚みはおよそ３０μｍと薄く、薄板磁石と
して利用できないため、これを直径数１０μｍ〜５００
μｍ程度に粉砕して上述のボンド磁石として利用され
る。
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石材料では、超急冷法により直接、
結晶質からなる組織を得るため、結晶化熱処理は特に必
要としないが、該公報に開示される最適なロール周速度
は２０ｍ／ｓ程度であり、この条件にて得られる急冷合
金のフレーク厚みはおよそ３０μｍと薄く、薄板磁石と
して利用できないため、これを直径数１０μｍ〜５００
μｍ程度に粉砕して上述のボンド磁石として利用され
る。
【０００９】この発明は、５ａｔ％以下の希土類元素を
含有して微細結晶組織を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に
おける上述した問題を解消し、１０ｋＧ以上の残留磁束
密度Ｂｒ有し、ハードフェライト磁石に匹敵する性能対
価格比をもち、磁石回路の小型薄肉化に貢献する厚み１
００μｍ〜３００μｍの微細結晶組織を有する薄板磁石
の提供を目的としている。
含有して微細結晶組織を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に
おける上述した問題を解消し、１０ｋＧ以上の残留磁束
密度Ｂｒ有し、ハードフェライト磁石に匹敵する性能対
価格比をもち、磁石回路の小型薄肉化に貢献する厚み１
００μｍ〜３００μｍの微細結晶組織を有する薄板磁石
の提供を目的としている。
【００１０】
【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Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系永
久磁石の薄板磁石化を目的に種々検討した結果、希土類
元素の含有量が少ない特定組成の合金溶湯を、３０ｋＰ
ａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、回転する冷却ロ
ール上に連続的に鋳込むことにより、Ｆｅ3Ｂ型化合物
並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化
合物相が共存する結晶組織が９０％以上を占め、各構成
相の平均結晶粒径５０ｎｍ以下の微細結晶組織を有する
鋳造合金の厚みが７０μｍ〜３００μｍの連続した薄板
磁石を直接得られること、また得られた連続鋳造合金を
構成する各相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍであ
る場合は、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特
性を得られることを知見し、この発明を完成した。
硬磁性相が混在する低希土類濃度のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系永
久磁石の薄板磁石化を目的に種々検討した結果、希土類
元素の含有量が少ない特定組成の合金溶湯を、３０ｋＰ
ａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、回転する冷却ロ
ール上に連続的に鋳込むことにより、Ｆｅ3Ｂ型化合物
並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化
合物相が共存する結晶組織が９０％以上を占め、各構成
相の平均結晶粒径５０ｎｍ以下の微細結晶組織を有する
鋳造合金の厚みが７０μｍ〜３００μｍの連続した薄板
磁石を直接得られること、また得られた連続鋳造合金を
構成する各相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍであ
る場合は、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特
性を得られることを知見し、この発明を完成した。
【００１１】すなわち、この発明は、組成式をＦｅ
100-x-yＢxＲy（但しＲはＰｒ、ＮｄまたはＤｙの１種
または２種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙが
下記値を満足し、Ｆｅ3Ｂ型化合物ならびにα−Ｆｅと
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する
結晶組織が９０％以上を占め、平均結晶粒径１０ｎｍ〜
５０ｎｍの微細結晶からなり、厚みが７０μｍ〜３００
μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧで
ある微細結晶組織を有する薄板磁石である。 １５≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ≦５ａｔ％
100-x-yＢxＲy（但しＲはＰｒ、ＮｄまたはＤｙの１種
または２種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙが
下記値を満足し、Ｆｅ3Ｂ型化合物ならびにα−Ｆｅと
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する
結晶組織が９０％以上を占め、平均結晶粒径１０ｎｍ〜
５０ｎｍの微細結晶からなり、厚みが７０μｍ〜３００
μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧで
ある微細結晶組織を有する薄板磁石である。 １５≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ≦５ａｔ％
【００１２】また、発明者らは、上述のｉＨｃ≧２ｋＯ
ｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有す永久磁石の厚みが
７０μｍ〜３００μｍである薄板磁石に打ち抜き加工を
施すことにより、所定形状に加工された薄板磁石を合わ
せて提案する。
ｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有す永久磁石の厚みが
７０μｍ〜３００μｍである薄板磁石に打ち抜き加工を
施すことにより、所定形状に加工された薄板磁石を合わ
せて提案する。
【００１３】
【発明の実施の形態】 組成の限定理由 希土類元素ＲはＰｒ、ＮｄまたはＤｙの１種または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、Ｔｂ、およびＤｙを除く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、１ａｔ％未満では２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られ
ず、また５ａｔ％を越えると１０ｋＧ以上のＢｒが得ら
れないため、１ａｔ％〜５ａｔ％の範囲とする。さらに
好ましくは、２ａｔ％〜５ａｔ％が良い。
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、Ｔｂ、およびＤｙを除く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、１ａｔ％未満では２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られ
ず、また５ａｔ％を越えると１０ｋＧ以上のＢｒが得ら
れないため、１ａｔ％〜５ａｔ％の範囲とする。さらに
好ましくは、２ａｔ％〜５ａｔ％が良い。
【００１４】Ｂは１５ａｔ％未満では液体急冷後の金属
組織において、α−Ｆｅの析出が著しく、保磁力の発現
に必須であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物
の析出が阻害されるため、１ｋＯｅ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、１０ｋＯｅ以上のＢｒが得られないた
め、１５ａｔ％〜３０ａｔ％の範囲とする。さらに好ま
しくは、１５ａｔ％〜２０ａｔ％が良い。
組織において、α−Ｆｅの析出が著しく、保磁力の発現
に必須であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物
の析出が阻害されるため、１ｋＯｅ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、１０ｋＯｅ以上のＢｒが得られないた
め、１５ａｔ％〜３０ａｔ％の範囲とする。さらに好ま
しくは、１５ａｔ％〜２０ａｔ％が良い。
【００１５】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占め、Ｆ
ｅの一部をＣｏ、およびＮｉで置換することにより減磁
曲線の角形性が改善され、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘ、および耐熱性の向上が得られ、また、Ｃｒで置換
することによりｉＨｃの向上が得られ、Ａ１、Ｓｉ、
Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ
の１種または２種で置換することにより減磁曲線の角形
性を改善し、Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大させる効
果が得られる。
ｅの一部をＣｏ、およびＮｉで置換することにより減磁
曲線の角形性が改善され、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘ、および耐熱性の向上が得られ、また、Ｃｒで置換
することによりｉＨｃの向上が得られ、Ａ１、Ｓｉ、
Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ
の１種または２種で置換することにより減磁曲線の角形
性を改善し、Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大させる効
果が得られる。
【００１６】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３０ｋ
Ｐａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、回転する冷却
ロール上に、例えばＣｕ製ロールの場合、ロール周速度
２ｍ／秒〜１０ｍ／秒にて連続的に鋳込むことにより、
実質９０％以上をＦｅ3Ｂ型化合物、並びにα−Ｆｅと
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する
結晶組織からなる厚みが７０μｍ〜１００μｍの連続し
た鋳造合金となし、かつ、各構成相の平均結晶粒径がｉ
Ｈｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得るに必
要な１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織を有する薄板磁
石とすることが最も重要である。
Ｐａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、回転する冷却
ロール上に、例えばＣｕ製ロールの場合、ロール周速度
２ｍ／秒〜１０ｍ／秒にて連続的に鋳込むことにより、
実質９０％以上をＦｅ3Ｂ型化合物、並びにα−Ｆｅと
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する
結晶組織からなる厚みが７０μｍ〜１００μｍの連続し
た鋳造合金となし、かつ、各構成相の平均結晶粒径がｉ
Ｈｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得るに必
要な１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織を有する薄板磁
石とすることが最も重要である。
【００１７】合金溶湯の連続鋳造の際の雰囲気圧力につ
いては、鋳造雰囲気が３０ｋＰａ以上の場合は、冷却ロ
ールと合金溶湯の間にガスが入り込み、鋳造合金の急冷
条件の均一性が失われるため、粗大なα−Ｆｅ含む金属
組織となり、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気
特性が得られないことから、合金急冷雰囲気を３０ｋＰ
ａ以下とする。好ましくは、１０ｋＰａ以下が良い。雰
囲気ガスは、合金溶湯の酸化防止のため、不活性ガスと
する。好ましくはＡｒが良い。
いては、鋳造雰囲気が３０ｋＰａ以上の場合は、冷却ロ
ールと合金溶湯の間にガスが入り込み、鋳造合金の急冷
条件の均一性が失われるため、粗大なα−Ｆｅ含む金属
組織となり、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気
特性が得られないことから、合金急冷雰囲気を３０ｋＰ
ａ以下とする。好ましくは、１０ｋＰａ以下が良い。雰
囲気ガスは、合金溶湯の酸化防止のため、不活性ガスと
する。好ましくはＡｒが良い。
【００１８】上述した連続鋳造法にて、鋳造した合金の
平均結晶粒径が、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの
磁気特性を得るに必要な平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎ
ｍに満たない場合は、粒成長を目的とした熱処理を行っ
てもよい。熱処理温度が５００℃未満では粒成長を起こ
さないため、１０ｎｍ以上の平均結晶粒径が得られな
い、また７００℃を越えると粒成長が著しくｉＨｃ、Ｂ
ｒ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５００℃〜７００℃に限
定する。なお、磁気特性が最高となる熱処理温度は組成
に依存する。
平均結晶粒径が、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの
磁気特性を得るに必要な平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎ
ｍに満たない場合は、粒成長を目的とした熱処理を行っ
てもよい。熱処理温度が５００℃未満では粒成長を起こ
さないため、１０ｎｍ以上の平均結晶粒径が得られな
い、また７００℃を越えると粒成長が著しくｉＨｃ、Ｂ
ｒ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５００℃〜７００℃に限
定する。なお、磁気特性が最高となる熱処理温度は組成
に依存する。
【００１９】熱処理において、雰囲気は酸化を防ぐため
Ａｒガス、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気中もしくは
１．３３Ｐａ以下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。
Ａｒガス、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気中もしくは
１．３３Ｐａ以下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。
【００２０】合金溶湯の鋳造処理には冷却ロールを用い
た連続鋳造法を採用できるが、鋳造合金の厚みが３００
μｍを越えると数１００ｎｍの粗大なα−ＦｅおよびＦ
ｅ2Ｂが析出するため、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０
ｋＧの磁気特性を得られず好ましくない、また、鋳造合
金の厚みが７０μｍ以下になると、鋳造合金中に含まれ
る組織結晶が減少し、アモルファス相が増加するため、
熱処理によるアモルファスの結晶化が必要となるが、ア
モルファスの結晶化に伴う発熱により、もたらされる合
金温度の上昇は急冷直後、すでに析出している結晶組織
の粒成長を引き起こすため、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧
１０ｋＧの磁気特性を得るに必要な平均結晶粒径１０ｎ
ｍ〜５０ｎｍより粗大な金属組織となり、１０ｋＧ以上
のＢｒが得られない。従って、厚み７０μｍ〜３００μ
ｍの鋳造合金となる鋳造条件に限定する。
た連続鋳造法を採用できるが、鋳造合金の厚みが３００
μｍを越えると数１００ｎｍの粗大なα−ＦｅおよびＦ
ｅ2Ｂが析出するため、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０
ｋＧの磁気特性を得られず好ましくない、また、鋳造合
金の厚みが７０μｍ以下になると、鋳造合金中に含まれ
る組織結晶が減少し、アモルファス相が増加するため、
熱処理によるアモルファスの結晶化が必要となるが、ア
モルファスの結晶化に伴う発熱により、もたらされる合
金温度の上昇は急冷直後、すでに析出している結晶組織
の粒成長を引き起こすため、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧
１０ｋＧの磁気特性を得るに必要な平均結晶粒径１０ｎ
ｍ〜５０ｎｍより粗大な金属組織となり、１０ｋＧ以上
のＢｒが得られない。従って、厚み７０μｍ〜３００μ
ｍの鋳造合金となる鋳造条件に限定する。
【００２１】連続鋳造処理に用いる冷却ロールの材質
は、熱伝導度の点からアルミニウム合金、Ｃｕ、Ｆｅ、
真鍮、Ｗ、青銅を採用できるが、機械的強度およぴ経済
性の点から、ＣｕもしくはＦｅ（但しＣｕ、Ｆｅを含む
合金でもよい）が好ましい。上記以外の材質では熱伝導
が悪いため、合金溶湯を充分冷却できず、数１００ｎｍ
の粗大なα−ＦｅおよびＦｅ2Ｂが析出するため、ｉＨ
ｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得られず好
ましくない。
は、熱伝導度の点からアルミニウム合金、Ｃｕ、Ｆｅ、
真鍮、Ｗ、青銅を採用できるが、機械的強度およぴ経済
性の点から、ＣｕもしくはＦｅ（但しＣｕ、Ｆｅを含む
合金でもよい）が好ましい。上記以外の材質では熱伝導
が悪いため、合金溶湯を充分冷却できず、数１００ｎｍ
の粗大なα−ＦｅおよびＦｅ2Ｂが析出するため、ｉＨ
ｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得られず好
ましくない。
【００２２】例えば、冷却ロールに中心線粗さＲａ≦
０．８μｍ、最大高さＲｍａｘ≦３．２μｍ、１０点の
平均粗さＲｚ≦３．２μｍの表面粗度を有するＣｕ製ロ
ールを採用した場合、ロール周速度が１０ｍ／ｓを越え
ると鋳造合金の厚みが７０μｍ以下になり鋳造合金中に
含まれる結晶組織が減少し、アモルファス相が増加す
る。また、ロール周速度が２ｍ／ｓ以下の場合、鋳造合
金の厚みが３００μｍを越える結果、数１００ｎｍの粗
大なα−ＦｅおよびＦｅ2Ｂが析出するため、ｉＨｃ≧
２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得られず好まし
くない。従って、ロール周速度は２ｍ／秒〜１０ｍ／秒
が好ましい。
０．８μｍ、最大高さＲｍａｘ≦３．２μｍ、１０点の
平均粗さＲｚ≦３．２μｍの表面粗度を有するＣｕ製ロ
ールを採用した場合、ロール周速度が１０ｍ／ｓを越え
ると鋳造合金の厚みが７０μｍ以下になり鋳造合金中に
含まれる結晶組織が減少し、アモルファス相が増加す
る。また、ロール周速度が２ｍ／ｓ以下の場合、鋳造合
金の厚みが３００μｍを越える結果、数１００ｎｍの粗
大なα−ＦｅおよびＦｅ2Ｂが析出するため、ｉＨｃ≧
２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得られず好まし
くない。従って、ロール周速度は２ｍ／秒〜１０ｍ／秒
が好ましい。
【００２３】連続鋳造処理にて得た連続した薄板磁石
を、所定形状に加工する方法としては、一般に圧延にて
製造される薄板状の金属材料を加工するエッチング、超
音波加工等の方法を用いて良く、特に超音波による打ち
抜き加工は、薄板磁石に割れを生じることなく所定形状
に加工できるため、好ましい。
を、所定形状に加工する方法としては、一般に圧延にて
製造される薄板状の金属材料を加工するエッチング、超
音波加工等の方法を用いて良く、特に超音波による打ち
抜き加工は、薄板磁石に割れを生じることなく所定形状
に加工できるため、好ましい。
【００２４】また、所定形状の薄板磁石を製造する際、
打ち抜き加工などによって生じた薄板磁石の残部は、粉
砕することにより、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧを
有する等方性永久磁石磁粉として再利用できる。粉砕粒
度は圧縮成形ボンド磁石用磁粉として利用する場合は２
０μｍ〜３００μｍが好ましく、射出成形ボンド磁石用
磁粉としては５０μｍ以下が好ましい。
打ち抜き加工などによって生じた薄板磁石の残部は、粉
砕することにより、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧを
有する等方性永久磁石磁粉として再利用できる。粉砕粒
度は圧縮成形ボンド磁石用磁粉として利用する場合は２
０μｍ〜３００μｍが好ましく、射出成形ボンド磁石用
磁粉としては５０μｍ以下が好ましい。
【００２５】この発明による薄板磁石の結晶相は、軟磁
性を有するＦｅ3Ｂ型化合物ならびにα−Ｆｅと、Ｎｄ2
Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する軟磁性化合物相とが同一組
織中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５
０ｎｍ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。薄板磁石を構成する平均結晶粒径が５０ｎｍを
越えると、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が劣化し、Ｂｒ
≧１０ｋＧ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、１０ｎｍ未満で
は、ｉＨｃの低下を引き起こすため、下限を１０ｎｍと
する。
性を有するＦｅ3Ｂ型化合物ならびにα−Ｆｅと、Ｎｄ2
Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する軟磁性化合物相とが同一組
織中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５
０ｎｍ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。薄板磁石を構成する平均結晶粒径が５０ｎｍを
越えると、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が劣化し、Ｂｒ
≧１０ｋＧ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、１０ｎｍ未満で
は、ｉＨｃの低下を引き起こすため、下限を１０ｎｍと
する。
【００２６】
【実施例】 実施例１ 表１のＮｏ．１〜１７の組成となるように、純度９９．
５％以上のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、
Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙの金属を用い、総量が３０ｇ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、表１の急冷雰囲気圧に保
持した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Ａｒガスにより加圧し
て室温にて、表１に示すロール周速度にて回転するＣｕ
製冷却ロールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を連
続して鋳込み、幅２ｍｍ〜３ｍｍ、厚み１００μｍ〜３
００μｍの連続した薄板磁石を作製した。
５％以上のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、
Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙの金属を用い、総量が３０ｇ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、表１の急冷雰囲気圧に保
持した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Ａｒガスにより加圧し
て室温にて、表１に示すロール周速度にて回転するＣｕ
製冷却ロールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を連
続して鋳込み、幅２ｍｍ〜３ｍｍ、厚み１００μｍ〜３
００μｍの連続した薄板磁石を作製した。
【００２７】図１にＣｕＫαの特性Ｘ線による実施例Ｎ
ｏ．２の場合のＸ線回折パターンを示すごとく、得られ
た薄板磁石は、Ｆｅ3Ｂ型化合物ならびにα−ＦｅとＦ
ｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する金属組織
であることを確認した。また、結晶粒径については、Ｎ
ｏ．４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７を除き、いずれの試料
も平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織で
あった。
ｏ．２の場合のＸ線回折パターンを示すごとく、得られ
た薄板磁石は、Ｆｅ3Ｂ型化合物ならびにα−ＦｅとＦ
ｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する金属組織
であることを確認した。また、結晶粒径については、Ｎ
ｏ．４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７を除き、いずれの試料
も平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織で
あった。
【００２８】得られた薄板磁石の磁気特性は、超音波加
工機を用いて直径５ｍｍの円盤状に打ち抜いた所定形状
の薄板磁石をＶＳＭにて測定した。表２に磁石特性を示
す。
工機を用いて直径５ｍｍの円盤状に打ち抜いた所定形状
の薄板磁石をＶＳＭにて測定した。表２に磁石特性を示
す。
【００２９】実施例２ 表１のＮｏ．４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７については、
平均結晶粒径が１０ｎｍ未満であったため、薄板磁石を
Ａｒガス中、６００℃にて１０分間保持し、平均結晶粒
径が１０ｎｍ以上になるよう熱処理を施した。磁気特性
は、実施例１と同様に所定形状に加工した薄板磁石をＶ
ＳＭにて測定した。測定結果を表２に示す。なお、Ｎ
ｏ．５〜Ｎｏ．１７においてＡｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａ
ｕ、Ｐｂは、各構成相のＦｅの一部を置換する。
平均結晶粒径が１０ｎｍ未満であったため、薄板磁石を
Ａｒガス中、６００℃にて１０分間保持し、平均結晶粒
径が１０ｎｍ以上になるよう熱処理を施した。磁気特性
は、実施例１と同様に所定形状に加工した薄板磁石をＶ
ＳＭにて測定した。測定結果を表２に示す。なお、Ｎ
ｏ．５〜Ｎｏ．１７においてＡｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａ
ｕ、Ｐｂは、各構成相のＦｅの一部を置換する。
【００３０】実施例３ 表１のＮｏ．２、Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．６、Ｎ
ｏ．１３については、ＶＳＭ測定用に打ち抜いた薄板磁
石の残部を、粉砕機を用いて粉砕粒度２５μｍ〜３００
μｍ、平均粉末粒径１５０μｍになるよう粉砕し、等方
性永久磁石粉末を作製した。表３にＶＳＭにて測定した
磁石粉末の磁気特性を示す。
ｏ．１３については、ＶＳＭ測定用に打ち抜いた薄板磁
石の残部を、粉砕機を用いて粉砕粒度２５μｍ〜３００
μｍ、平均粉末粒径１５０μｍになるよう粉砕し、等方
性永久磁石粉末を作製した。表３にＶＳＭにて測定した
磁石粉末の磁気特性を示す。
【００３１】比較例１ 実施例１と同様に表１のＮｏ．１８〜Ｎｏ．２１の組成
となるように純度９９．５％以上のＦｅ、Ｂ、Ｒを用い
て表１にある鋳造条件にて連続鋳造合金を作製した。得
られた試料のＣｕＫαの特性Ｘ線回折パターンを図１に
示す。Ｘ線回折パターンの結果から判るようにＮｏ．１
８の試料は、保磁力の発現しないアモルファス合金であ
った。また、Ｎｏ．１９の試料は、α−Ｆｅ相が主相と
なる金属組織であった。なお、Ｎｏ．２０の試料は、非
磁性相であるＮｄ2Ｆｅ23Ｂ3とα−Ｆｅからなる組織で
あり、Ｎｏ．２１の試料は、Ｎｏ．１９と同様、α−Ｆ
ｅを主相とする金属組織であった。Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．
２１のＶＳＭで測定した磁石特性を表２に示す。
となるように純度９９．５％以上のＦｅ、Ｂ、Ｒを用い
て表１にある鋳造条件にて連続鋳造合金を作製した。得
られた試料のＣｕＫαの特性Ｘ線回折パターンを図１に
示す。Ｘ線回折パターンの結果から判るようにＮｏ．１
８の試料は、保磁力の発現しないアモルファス合金であ
った。また、Ｎｏ．１９の試料は、α−Ｆｅ相が主相と
なる金属組織であった。なお、Ｎｏ．２０の試料は、非
磁性相であるＮｄ2Ｆｅ23Ｂ3とα−Ｆｅからなる組織で
あり、Ｎｏ．２１の試料は、Ｎｏ．１９と同様、α−Ｆ
ｅを主相とする金属組織であった。Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．
２１のＶＳＭで測定した磁石特性を表２に示す。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【発明の効果】この発明は、希土類元素の含有量が少な
い特定組成の合金溶湯を、３０ｋＰａ以下の減圧不活性
ガス雰囲気中にて、回転する冷却ロール上に連続的に鋳
込むことにより、Ｆｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する結
晶組織となり、永久磁石として実用に耐えるｉＨｃ≧２
ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有する平均結晶粒
径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織からなる厚みが
７０μｍ〜３００μｍの連続した薄板磁石が、直接得ら
れ、従来、工業生産上、安価で大量に生産することがで
きなかった、ハードフェライト磁石に匹敵する性能対価
格比をもち、磁気回路の小型薄肉化に貢献する厚み７０
μｍ〜３００μｍの薄板磁石を安価で提供できる。
い特定組成の合金溶湯を、３０ｋＰａ以下の減圧不活性
ガス雰囲気中にて、回転する冷却ロール上に連続的に鋳
込むことにより、Ｆｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する結
晶組織となり、永久磁石として実用に耐えるｉＨｃ≧２
ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有する平均結晶粒
径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織からなる厚みが
７０μｍ〜３００μｍの連続した薄板磁石が、直接得ら
れ、従来、工業生産上、安価で大量に生産することがで
きなかった、ハードフェライト磁石に匹敵する性能対価
格比をもち、磁気回路の小型薄肉化に貢献する厚み７０
μｍ〜３００μｍの薄板磁石を安価で提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例における試料のＣｕ−Ｋαの特性Ｘ線回
折パターンを示すグラフである。
折パターンを示すグラフである。
Claims (5)
- 【請求項１】 組成式をＦｅ100-x-yＢxＲy（但しＲは
Ｐｒ、ＮｄまたはＤｙの１種または２種）と表し、組成
範囲を限定する記号ｘ、ｙが下記値を満足し、Ｆｅ3Ｂ
型化合物ならびにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造
を有する化合物相が共存する結晶組織が９０％以上を占
め、平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶からな
り、厚みが７０μｍ〜３００μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧
２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧである微細結晶組織を有する
薄板磁石。 １５≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ≦５ａｔ％ - 【請求項２】 組成式をＦｅ100-x-yＢxＲy（但しＲは
Ｐｒ、ＮｄまたはＤｙの１種または２種）と表し、組成
範囲を限定する記号ｘ、ｙが下記値を満足する溶湯を、
３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、回転す
る冷却ロール上に連続的に鋳込み、Ｆｅ3Ｂ型化合物並
びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合
物相が共存する結晶組織が９０％以上を占め、平均結晶
粒径５０ｎｍ以下の微細結晶からなり、厚みが７０μｍ
〜３００μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１
０ｋＧである永久磁石を直接得る微細結晶組織を有する
薄板磁石の製造方法。 １５≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ≦５ａｔ％ - 【請求項３】 請求項２において、合金溶湯を平均結晶
粒径１０ｎｍ以下の微細結晶となし、厚みが７０μｍ〜
３００μｍの急冷鋳造合金となした後、５００℃〜７０
０℃の温度域にて結晶粒成長を目的とする熱処理を施
し、平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶合金と
なし、磁気特性がｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧで
ある永久磁石を得る微細結晶組織を有する薄板磁石の製
造方法。 - 【請求項４】 請求項２または請求項３において、得ら
れた永久磁石に打ち抜き加工を施すことにより所定形状
に加工する微細結晶組織を有する薄板磁石の製造方法。 - 【請求項５】 組成式をＦｅ100-x-yＢxＲy（但しＲは
Ｐｒ、ＮｄまたはＤｙの１種または２種）と表し、組成
範囲を限定する記号ｘ、ｙが下記値を満足する溶湯を、
３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、回転す
る冷却ロール上に鋳込むことにより、Ｆｅ3Ｂ型化合物
並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化
合物相が共存する結晶組織が９０％以上を占め、平均結
晶粒径５０ｎｍ以下の微細結晶からなり、厚みが７０μ
ｍ〜３００μｍの薄板磁石に打ち抜き加工を行い、その
打ち抜き後の残部を平均粉末粒径３μｍ〜５００μｍに
粉砕して、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧの磁気特性
を有する等方性永久磁石粉末を得る微細結晶組織を有す
る等方性永久磁石粉末の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8297176A JPH10125518A (ja) | 1996-10-18 | 1996-10-18 | 微細結晶組織を有する薄板磁石 |
| DE69730250T DE69730250T2 (de) | 1996-10-18 | 1997-10-16 | Magnetfolie mit mikrokristallinen struktur, und herstellungsverfahren desselben, und herstellungsverfahren eines isotropen permanentmagnet-pulver |
| PCT/JP1997/003725 WO1998018141A1 (en) | 1996-10-18 | 1997-10-16 | Sheet magnet having microcrystalline structure and method of manufacturing the same, and method of manufacturing isotropic permanent magnet powder |
| CN97199785A CN1117382C (zh) | 1996-10-18 | 1997-10-16 | 制造具有微晶组织的薄带磁体和各向同性永久磁体粉末的方法 |
| EP97944129A EP1017065B1 (en) | 1996-10-18 | 1997-10-16 | Sheet magnet having microcrystalline structure and method of manufacturing the same, and method of manufacturing isotropic permanent magnet powder |
| US09/284,604 US6168673B1 (en) | 1996-10-18 | 1997-10-16 | Sheet magnet having microcrystalline structure and method of manufacturing the same, and method of manufacturing isotropic permanent magnet powder |
| KR1019997003391A KR100310647B1 (ko) | 1996-10-18 | 1999-04-17 | 미세 결정 조직을 갖는 박막 자석의 제조 방법 및 등방성 영구 자석 분말의 제조 방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8297176A JPH10125518A (ja) | 1996-10-18 | 1996-10-18 | 微細結晶組織を有する薄板磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10125518A true JPH10125518A (ja) | 1998-05-15 |
Family
ID=17843169
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8297176A Pending JPH10125518A (ja) | 1996-10-18 | 1996-10-18 | 微細結晶組織を有する薄板磁石 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6168673B1 (ja) |
| EP (1) | EP1017065B1 (ja) |
| JP (1) | JPH10125518A (ja) |
| KR (1) | KR100310647B1 (ja) |
| CN (1) | CN1117382C (ja) |
| DE (1) | DE69730250T2 (ja) |
| WO (1) | WO1998018141A1 (ja) |
Cited By (4)
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| KR19990014500A (ko) * | 1998-11-17 | 1999-02-25 | 신영주 | 열교환기의 브레이징 장치 |
| KR100414460B1 (ko) * | 2000-05-22 | 2004-01-07 | 세이코 엡슨 가부시키가이샤 | 자석 분말, 자석 분말의 제조방법 및 결합 자석 |
| JP2007536086A (ja) * | 2004-04-28 | 2007-12-13 | ザ・ナノスティール・カンパニー | ナノ結晶鉄鋼シート |
| JP2015023241A (ja) * | 2013-07-23 | 2015-02-02 | Tdk株式会社 | 希土類磁石、電動機、及び電動機を備える装置 |
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| JP3951525B2 (ja) * | 1999-11-25 | 2007-08-01 | セイコーエプソン株式会社 | 薄帯状磁石材料、薄帯状磁石材料の製造方法、磁石粉末および希土類ボンド磁石 |
| JP2002057016A (ja) * | 2000-05-30 | 2002-02-22 | Seiko Epson Corp | 磁石材料の製造方法、薄帯状磁石材料、粉末状磁石材料およびボンド磁石 |
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| AU2007310973B2 (en) * | 2006-10-18 | 2013-04-18 | The Nanosteel Company, Inc. | Improved processing method for the production of amorphous/nanoscale/near nanoscale steel sheet |
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| CN112201429B (zh) * | 2020-10-14 | 2021-12-21 | 燕山大学 | 一种纳米级梯度结构的永磁体及其制备方法 |
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| US5174362A (en) * | 1982-09-03 | 1992-12-29 | General Motors Corporation | High-energy product rare earth-iron magnet alloys |
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| WO1988004098A1 (en) * | 1986-11-26 | 1988-06-02 | Tokin Corporation | A method for producing a rare earth metal-iron-boron anisotropic sintered magnet from rapidly-quenched rare earth metal-iron-boron alloy ribbon-like flakes |
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1996
- 1996-10-18 JP JP8297176A patent/JPH10125518A/ja active Pending
-
1997
- 1997-10-16 US US09/284,604 patent/US6168673B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1997-10-16 DE DE69730250T patent/DE69730250T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1997-10-16 EP EP97944129A patent/EP1017065B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1997-10-16 CN CN97199785A patent/CN1117382C/zh not_active Expired - Lifetime
- 1997-10-16 WO PCT/JP1997/003725 patent/WO1998018141A1/ja not_active Ceased
-
1999
- 1999-04-17 KR KR1019997003391A patent/KR100310647B1/ko not_active Expired - Lifetime
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| EP1017065A4 (en) | 2000-07-05 |
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