JPH10340806A - 希土類−鉄系磁石材料およびその製造方法 - Google Patents
希土類−鉄系磁石材料およびその製造方法Info
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- JPH10340806A JPH10340806A JP10014690A JP1469098A JPH10340806A JP H10340806 A JPH10340806 A JP H10340806A JP 10014690 A JP10014690 A JP 10014690A JP 1469098 A JP1469098 A JP 1469098A JP H10340806 A JPH10340806 A JP H10340806A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｒ（ＴＭ，Ｍ）12ＮX相（ｘ＝０．５〜２．
０）なるハード磁性相と、Ｆｅおよび／またはＦｅＣｏ
からなる非常に微細なソフト磁性相とを含むことによ
り、実用化が期待されるナノコンポジット磁石およびそ
の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｒ（ＲはＹを含めた希土類元素のうちの
１種または２種以上）が２〜１０原子％、Ｍ（ＭはＶ、
Ｔｉ、Ｍｏのうちの１種または２種以上）が１〜１８原
子％、残部がＴＭ（ＴＭはＦｅまたはＦｅとＣｏ）およ
び不可避不純物からなる組成を有し、原子比率でＲ（Ｔ
Ｍ，Ｍ）12ＮX（ｘ＝０．５〜２．０）で表されるハー
ド磁性相と、平均結晶粒径が０．１〜７０ｎｍのＦｅお
よび／またはＦｅとＣｏからなるソフト磁性相とで構成
されることを特徴とする希土類−鉄系磁石材料。
０）なるハード磁性相と、Ｆｅおよび／またはＦｅＣｏ
からなる非常に微細なソフト磁性相とを含むことによ
り、実用化が期待されるナノコンポジット磁石およびそ
の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｒ（ＲはＹを含めた希土類元素のうちの
１種または２種以上）が２〜１０原子％、Ｍ（ＭはＶ、
Ｔｉ、Ｍｏのうちの１種または２種以上）が１〜１８原
子％、残部がＴＭ（ＴＭはＦｅまたはＦｅとＣｏ）およ
び不可避不純物からなる組成を有し、原子比率でＲ（Ｔ
Ｍ，Ｍ）12ＮX（ｘ＝０．５〜２．０）で表されるハー
ド磁性相と、平均結晶粒径が０．１〜７０ｎｍのＦｅお
よび／またはＦｅとＣｏからなるソフト磁性相とで構成
されることを特徴とする希土類−鉄系磁石材料。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、例えばボンド磁石
として有用な希土類−鉄系磁石材料およびその製造方法
に関する。
として有用な希土類−鉄系磁石材料およびその製造方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】エレクトロニクス機器の小型・軽量化に
対応して、ボンド磁石材料の高性能化が求められてい
る。現在、ボンド磁石に配合される磁石粉末の高性能材
としてハード磁性相とソフト磁性相を複合したナノコン
ポジット磁石が期待されている。ナノコンポジット磁石
の保磁力は、ハード磁性相の磁化が交換結合によりソフ
ト磁性相の磁化を固定し、ソフト磁性相の磁化反転を妨
げることによって発現する。このメカニズムを有効に作
用させ、磁石材料として十分な保磁力を得るためには、
磁石特性を担うそれぞれの相の大きさ（粒径）がナノレ
ベルサイズであることが必要と考えられる。ハード磁性
相がNd2Fe14B系のタイプでは特開平8-162312、J.Appl.P
hys. 73,6488 (1993)、J.Appl.Phys. 76, 7065 (1
994)等がある。Sm2Fe17Nx系では特開平6-251918、SmFe7
Nx系では特開平8-316018、特開平6-342706がある。
対応して、ボンド磁石材料の高性能化が求められてい
る。現在、ボンド磁石に配合される磁石粉末の高性能材
としてハード磁性相とソフト磁性相を複合したナノコン
ポジット磁石が期待されている。ナノコンポジット磁石
の保磁力は、ハード磁性相の磁化が交換結合によりソフ
ト磁性相の磁化を固定し、ソフト磁性相の磁化反転を妨
げることによって発現する。このメカニズムを有効に作
用させ、磁石材料として十分な保磁力を得るためには、
磁石特性を担うそれぞれの相の大きさ（粒径）がナノレ
ベルサイズであることが必要と考えられる。ハード磁性
相がNd2Fe14B系のタイプでは特開平8-162312、J.Appl.P
hys. 73,6488 (1993)、J.Appl.Phys. 76, 7065 (1
994)等がある。Sm2Fe17Nx系では特開平6-251918、SmFe7
Nx系では特開平8-316018、特開平6-342706がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ナノコンポジット磁石
は高価な希土類元素の含有量が少ない組成域で磁石化が
可能であり、従来の希土類−鉄系磁石よりも材料コスト
を低く抑えられる利点を有する。しかし、Nd2Fe14B系、
Sm2Fe17Nx系またはSmFe7Nx系よりも希土類元素の含有量
が少なく原材料コストをより低廉可能なThMn12型の希土
類窒化物相をハード磁性相とするナノコンポジット磁石
において実用に供し得る優れた磁石特性のものは見出さ
れていない。従って、本発明の課題は、Ｒ（ＴＭ，Ｍ）
12Ｎx（ｘ＝０．５〜２．０）なるハード磁性相と、Ｆ
ｅおよび／またはＦｅＣｏからなる非常に微細なソフト
磁性相とを含むことにより、実用に供し得る優れた磁石
特性を有したナノコンポジット磁石およびその製造方法
を提供することである。
は高価な希土類元素の含有量が少ない組成域で磁石化が
可能であり、従来の希土類−鉄系磁石よりも材料コスト
を低く抑えられる利点を有する。しかし、Nd2Fe14B系、
Sm2Fe17Nx系またはSmFe7Nx系よりも希土類元素の含有量
が少なく原材料コストをより低廉可能なThMn12型の希土
類窒化物相をハード磁性相とするナノコンポジット磁石
において実用に供し得る優れた磁石特性のものは見出さ
れていない。従って、本発明の課題は、Ｒ（ＴＭ，Ｍ）
12Ｎx（ｘ＝０．５〜２．０）なるハード磁性相と、Ｆ
ｅおよび／またはＦｅＣｏからなる非常に微細なソフト
磁性相とを含むことにより、実用に供し得る優れた磁石
特性を有したナノコンポジット磁石およびその製造方法
を提供することである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、希土類−
鉄系磁石材料の製作に際し、例えば生産性に優れた後述
の超急冷法を採用するとともに、特長あるミクロ組織と
した場合に上記課題を達成できることを知見した。以下
にその詳細を記す。本発明の希土類−鉄系磁石材料は例
えば下記のようにして得られる。Ｒ（ＲはＹを含めた希
土類元素のうちの１種または２種以上）が２〜１０原子
％、Ｍ（ＭはＴｉ、Ｖ、Ｍｏのうちの１種または２種以
上）が１〜１８原子％（望ましくは２〜１４原子％）、
残部がＴＭ（ＴＭはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可
避不純物からなる配合組成としたものを例えばアーク溶
解等により溶解する。次いで、液体急冷法により超急冷
し、得られた薄帯を数十μｍの粉末に機械粉砕後、結晶
化のための熱処理を行い、続いて窒化処理を経て本発明
の希土類−鉄系磁石材料粉末が得られる。超急冷手段は
限定されないが、生産性、安定性の面で単ロール法が好
ましい。ロール周速度は後工程の窒化処理後において微
細結晶相を得るために30m/sec以上とするのが望まし
い。本発明において、アーク溶解で母合金のインゴット
を作製後、母合金インゴットをＡｒガス雰囲気中または
真空中において１０００〜１２００℃×０．５〜５０時
間保持する均質化処理を行い、続いて均質化した母合金
をの溶湯を超急冷後、機械粉砕、結晶化のための熱処
理、窒化処理を順次行うことが好ましい。この製造条件
により、目標組成の磁石粉末が精度良く得られるととも
に、既存の溶解設備と超急冷設備とを用いることができ
実用性に富んでいる。薄帯粉末の熱処理をＡｒガス、真
空等の非酸化性雰囲気において６００℃から１１００℃
の温度で行うことにより、ThMn12構造の微細結晶粒の集
合体が得られる。熱処理温度を６００℃未満にするとTh
Mn12型結晶相が生成されないため、その後窒化処理を施
しても保磁力が発現しない。１１００℃を越えると、後
工程の窒化処理後において結晶粒の粗大化が原因と推定
される減磁曲線上の角形性の劣化と保磁力の低下が顕著
になる。上記熱処理後、３００℃〜６５０℃の温度範囲
で例えばN2またはNH3＋H2の混合気体中で窒化処理する
ことによりThMn12構造の窒化物相を得る。この窒化物相
がハード磁性相となる。Feおよび／またはFeCo等のソフ
ト磁性相が混在している状態で高い保磁力を得るにはFe
および／またはFeCo相からなるソフト磁性相の平均結晶
粒径を０．１〜７０ｎｍ、望ましくは０．１〜３０ｎｍ
とするのがよい。平均結晶粒径が７０ｎｍを越えると角
形性、保磁力が顕著に低下する。平均結晶粒径が０．１
ｎｍ未満の場合は、上記熱処理や窒化処理後に実質的に
ソフト磁性相が消失してしまう場合が発生する。なお、
窒化処理後に、場合によってはアモルファス相が混在す
る場合があるが、本発明に含まれる。結晶粒径の制御は
超急冷速度（ロール周速度）の他に組成、結晶化のため
の熱処理条件等を適宜調整することにより対応できる。
窒化温度が３００℃未満では窒素が熱処理後の合金粒子
中にほとんど拡散しないため窒化物相の形成が不十分で
あり高い保磁力を発現しない。６５０℃を越えると保磁
力が顕著に減少する。本発明の希土類−鉄系合金磁石粉
末の磁化挙動はハード磁性相単相型であり、いわゆるナ
ノコンポジット磁石である。
鉄系磁石材料の製作に際し、例えば生産性に優れた後述
の超急冷法を採用するとともに、特長あるミクロ組織と
した場合に上記課題を達成できることを知見した。以下
にその詳細を記す。本発明の希土類−鉄系磁石材料は例
えば下記のようにして得られる。Ｒ（ＲはＹを含めた希
土類元素のうちの１種または２種以上）が２〜１０原子
％、Ｍ（ＭはＴｉ、Ｖ、Ｍｏのうちの１種または２種以
上）が１〜１８原子％（望ましくは２〜１４原子％）、
残部がＴＭ（ＴＭはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可
避不純物からなる配合組成としたものを例えばアーク溶
解等により溶解する。次いで、液体急冷法により超急冷
し、得られた薄帯を数十μｍの粉末に機械粉砕後、結晶
化のための熱処理を行い、続いて窒化処理を経て本発明
の希土類−鉄系磁石材料粉末が得られる。超急冷手段は
限定されないが、生産性、安定性の面で単ロール法が好
ましい。ロール周速度は後工程の窒化処理後において微
細結晶相を得るために30m/sec以上とするのが望まし
い。本発明において、アーク溶解で母合金のインゴット
を作製後、母合金インゴットをＡｒガス雰囲気中または
真空中において１０００〜１２００℃×０．５〜５０時
間保持する均質化処理を行い、続いて均質化した母合金
をの溶湯を超急冷後、機械粉砕、結晶化のための熱処
理、窒化処理を順次行うことが好ましい。この製造条件
により、目標組成の磁石粉末が精度良く得られるととも
に、既存の溶解設備と超急冷設備とを用いることができ
実用性に富んでいる。薄帯粉末の熱処理をＡｒガス、真
空等の非酸化性雰囲気において６００℃から１１００℃
の温度で行うことにより、ThMn12構造の微細結晶粒の集
合体が得られる。熱処理温度を６００℃未満にするとTh
Mn12型結晶相が生成されないため、その後窒化処理を施
しても保磁力が発現しない。１１００℃を越えると、後
工程の窒化処理後において結晶粒の粗大化が原因と推定
される減磁曲線上の角形性の劣化と保磁力の低下が顕著
になる。上記熱処理後、３００℃〜６５０℃の温度範囲
で例えばN2またはNH3＋H2の混合気体中で窒化処理する
ことによりThMn12構造の窒化物相を得る。この窒化物相
がハード磁性相となる。Feおよび／またはFeCo等のソフ
ト磁性相が混在している状態で高い保磁力を得るにはFe
および／またはFeCo相からなるソフト磁性相の平均結晶
粒径を０．１〜７０ｎｍ、望ましくは０．１〜３０ｎｍ
とするのがよい。平均結晶粒径が７０ｎｍを越えると角
形性、保磁力が顕著に低下する。平均結晶粒径が０．１
ｎｍ未満の場合は、上記熱処理や窒化処理後に実質的に
ソフト磁性相が消失してしまう場合が発生する。なお、
窒化処理後に、場合によってはアモルファス相が混在す
る場合があるが、本発明に含まれる。結晶粒径の制御は
超急冷速度（ロール周速度）の他に組成、結晶化のため
の熱処理条件等を適宜調整することにより対応できる。
窒化温度が３００℃未満では窒素が熱処理後の合金粒子
中にほとんど拡散しないため窒化物相の形成が不十分で
あり高い保磁力を発現しない。６５０℃を越えると保磁
力が顕著に減少する。本発明の希土類−鉄系合金磁石粉
末の磁化挙動はハード磁性相単相型であり、いわゆるナ
ノコンポジット磁石である。
【０００５】次に、本発明における平均結晶粒径の算出
法について説明する。透過型電子顕微鏡による本発明の
磁石材料の組織の断面像において、任意選択領域に含ま
れる結晶粒の数（ｎ）をｎ>40個とするとともに、その
任意選択領域に含まれる各結晶粒の断面積の合計をAと
したとき、結晶粒１個当たりの平均断面積(A/n)に相当
する断面積を有した円の直径を平均結晶粒径Dとする。
すなわち、π(D/2)2=A/nから、D=2(A/(nπ))1/2で定義
される。
法について説明する。透過型電子顕微鏡による本発明の
磁石材料の組織の断面像において、任意選択領域に含ま
れる結晶粒の数（ｎ）をｎ>40個とするとともに、その
任意選択領域に含まれる各結晶粒の断面積の合計をAと
したとき、結晶粒１個当たりの平均断面積(A/n)に相当
する断面積を有した円の直径を平均結晶粒径Dとする。
すなわち、π(D/2)2=A/nから、D=2(A/(nπ))1/2で定義
される。
【０００６】次に組成限定理由を説明する。Ｒが２〜１
０原子％の場合、ハード磁性相と非常に微細なFeおよび
／またはFeCoからなるソフト磁性相が混在した微細複合
組織が安定して得られるので好ましい。Ｒが２原子％未
満ではハード磁性相の体積比率が著しく少なくなり、十
分な角形と保磁力を得られない。Ｒが１０原子％を越え
るとソフト磁性相が生成しない場合があり、本発明を確
実に実現することが困難である。希土類元素Ｒとして、
Ｙ、Ｌａ，Ｃｅ、Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄ
ｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｌｕが包含される。さらに、Ｐ
ｒおよび／またはＮｄをＲの５０原子％以上含有するこ
とがより好ましく、Ｒの全てがＰｒおよび／またはＮｄ
の場合が特に好ましい。Ｒの５０原子％以上をＮｄおよ
び／またはＰｒとするのは、Ｎｄおよび／またはＰｒが
５０原子％未満では十分な残留磁化が得られないととも
に、Ｐｒおよび／またはＮｄの使用によりＳｍに比べて
原料コストを低減できるからである。実用に耐える残留
磁束密度（Ｂｒ）、角形、保磁力（Ｈｃ）を具備するた
めにＭ（Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏのうちの１種または２種以上）
の含有量は１〜１８原子％とするのがよい。１８原子％
を越えると飽和磁化、Ｂｒが顕著に低下する。Ｍが１原
子％未満では本発明の磁石構造が不安定となる。なお、
ハード磁性相とソフト磁性相とが混在する本発明磁石材
料の組成において、主にＦｅとＭ元素とからなるソフト
磁性相、および／または、主にＦｅとＣｏとＭ元素とか
らなるソフト磁性相が上記ハード磁性相、Ｆｅおよび／
またはＦｅＣｏからなるソフト磁性相とともに混在する
場合があるが、本発明に含まれることは勿論である。ま
た、本発明のハード磁性相の平均結晶粒径は２〜５００
ｎｍになっており、等方性磁石粉末として高い保磁力を
得るために好ましい。
０原子％の場合、ハード磁性相と非常に微細なFeおよび
／またはFeCoからなるソフト磁性相が混在した微細複合
組織が安定して得られるので好ましい。Ｒが２原子％未
満ではハード磁性相の体積比率が著しく少なくなり、十
分な角形と保磁力を得られない。Ｒが１０原子％を越え
るとソフト磁性相が生成しない場合があり、本発明を確
実に実現することが困難である。希土類元素Ｒとして、
Ｙ、Ｌａ，Ｃｅ、Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄ
ｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｌｕが包含される。さらに、Ｐ
ｒおよび／またはＮｄをＲの５０原子％以上含有するこ
とがより好ましく、Ｒの全てがＰｒおよび／またはＮｄ
の場合が特に好ましい。Ｒの５０原子％以上をＮｄおよ
び／またはＰｒとするのは、Ｎｄおよび／またはＰｒが
５０原子％未満では十分な残留磁化が得られないととも
に、Ｐｒおよび／またはＮｄの使用によりＳｍに比べて
原料コストを低減できるからである。実用に耐える残留
磁束密度（Ｂｒ）、角形、保磁力（Ｈｃ）を具備するた
めにＭ（Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏのうちの１種または２種以上）
の含有量は１〜１８原子％とするのがよい。１８原子％
を越えると飽和磁化、Ｂｒが顕著に低下する。Ｍが１原
子％未満では本発明の磁石構造が不安定となる。なお、
ハード磁性相とソフト磁性相とが混在する本発明磁石材
料の組成において、主にＦｅとＭ元素とからなるソフト
磁性相、および／または、主にＦｅとＣｏとＭ元素とか
らなるソフト磁性相が上記ハード磁性相、Ｆｅおよび／
またはＦｅＣｏからなるソフト磁性相とともに混在する
場合があるが、本発明に含まれることは勿論である。ま
た、本発明のハード磁性相の平均結晶粒径は２〜５００
ｎｍになっており、等方性磁石粉末として高い保磁力を
得るために好ましい。
【０００７】
【発明の実施の形態】以下、実施例により本発明を説明
するが、下記により本発明が限定されるものではない。 （実施例１〜５、比較例１〜４）アーク溶解法により、
原子％表示でNdyFebalV11.0なる組成の母合金インゴッ
ト（表１の実施例１〜５、比較例１〜４に対応）を作製
した後、均質化処理のためにＡｒガス雰囲気中で１０５
０℃×５時間保持し冷却した。次に、液体急冷単ロール
法によりロール周速度50m/secの条件で超急冷し、超急
冷薄帯を作製した。得られた各薄帯の組成は用いた母合
金と同様であった。次に、各薄帯を７５μｍ以下の粉末
に機械粉砕した後、Ａｒガス雰囲気中で８５０℃×１０
分間保持する熱処理を行い、微細な結晶体の粉末を得
た。この後、１気圧の窒素ガス中で５００℃×５時間の
窒化処理を行った。得られた各磁石粉末の結晶相、ソフ
ト磁性相（Ｆｅ）の平均結晶粒径（ＤFe）、磁気特性の
代表例を表１に示す。磁気特性は、各磁石粉末を適量銅
製カプセルに入れ、その上から固形パラフィンワックス
をかぶせた後、加熱することにより密封した。この試料
をＢ−Ｈトレーサーのポールピース間に置いて２５ｋＯ
ｅの磁場を印加することにより着磁した。これらをＶＳ
Ｍ（東英工業（株）製の振動試料型磁力計：ＶＳＭ−３
型）にセットし、２０℃で１４ｋＯｅの磁場を印加する
ことにより減磁曲線を描き、得られたＢｒに対応するデ
ータ(emu/g)から、そのデータ(emu/g)×（４π／１
０4）×（理論密度７．７ｇ／ｃｍ3）＝Ｂｒ（Ｔ）を求
め、また保磁力（Ｈｃ）、最大エネルギー積((ＢＨ）ma
x)を評価した。表１および関連した検討結果等より、希
土類−鉄系磁石粉末において、Ｎｄ含有量（ｙ）がｙ＝
２〜１０原子％のときに、実質的に原子比率でＮｄ（Ｆ
ｅ，Ｖ）12Ｎx（ｘ＝１．０〜１．５）なる組成のハー
ド磁性相と、平均結晶粒径（ＤFe）で０．１〜７０ｎｍ
のＦｅ（ソフト磁性相）とからなる磁石粉末が形成され
て、実用に供し得ることを示唆している。表１におい
て、ソフト磁性相のみの比較例１の磁気特性は非常に低
い。また、本発明の磁石粉末は、ハード磁性相のみの比
較例２〜４に比べて同等以上の磁気特性を有しており、
各磁化曲線はハード磁性相単相型であった。従って、本
発明の磁石粉末は、Nd(Fe、V)12NX(X=1.0〜1.5）とFeと
が交換結合し、ナノコンポジット磁石となっていること
を示唆した。
するが、下記により本発明が限定されるものではない。 （実施例１〜５、比較例１〜４）アーク溶解法により、
原子％表示でNdyFebalV11.0なる組成の母合金インゴッ
ト（表１の実施例１〜５、比較例１〜４に対応）を作製
した後、均質化処理のためにＡｒガス雰囲気中で１０５
０℃×５時間保持し冷却した。次に、液体急冷単ロール
法によりロール周速度50m/secの条件で超急冷し、超急
冷薄帯を作製した。得られた各薄帯の組成は用いた母合
金と同様であった。次に、各薄帯を７５μｍ以下の粉末
に機械粉砕した後、Ａｒガス雰囲気中で８５０℃×１０
分間保持する熱処理を行い、微細な結晶体の粉末を得
た。この後、１気圧の窒素ガス中で５００℃×５時間の
窒化処理を行った。得られた各磁石粉末の結晶相、ソフ
ト磁性相（Ｆｅ）の平均結晶粒径（ＤFe）、磁気特性の
代表例を表１に示す。磁気特性は、各磁石粉末を適量銅
製カプセルに入れ、その上から固形パラフィンワックス
をかぶせた後、加熱することにより密封した。この試料
をＢ−Ｈトレーサーのポールピース間に置いて２５ｋＯ
ｅの磁場を印加することにより着磁した。これらをＶＳ
Ｍ（東英工業（株）製の振動試料型磁力計：ＶＳＭ−３
型）にセットし、２０℃で１４ｋＯｅの磁場を印加する
ことにより減磁曲線を描き、得られたＢｒに対応するデ
ータ(emu/g)から、そのデータ(emu/g)×（４π／１
０4）×（理論密度７．７ｇ／ｃｍ3）＝Ｂｒ（Ｔ）を求
め、また保磁力（Ｈｃ）、最大エネルギー積((ＢＨ）ma
x)を評価した。表１および関連した検討結果等より、希
土類−鉄系磁石粉末において、Ｎｄ含有量（ｙ）がｙ＝
２〜１０原子％のときに、実質的に原子比率でＮｄ（Ｆ
ｅ，Ｖ）12Ｎx（ｘ＝１．０〜１．５）なる組成のハー
ド磁性相と、平均結晶粒径（ＤFe）で０．１〜７０ｎｍ
のＦｅ（ソフト磁性相）とからなる磁石粉末が形成され
て、実用に供し得ることを示唆している。表１におい
て、ソフト磁性相のみの比較例１の磁気特性は非常に低
い。また、本発明の磁石粉末は、ハード磁性相のみの比
較例２〜４に比べて同等以上の磁気特性を有しており、
各磁化曲線はハード磁性相単相型であった。従って、本
発明の磁石粉末は、Nd(Fe、V)12NX(X=1.0〜1.5）とFeと
が交換結合し、ナノコンポジット磁石となっていること
を示唆した。
【０００８】
【表１】
【０００９】（実施例６〜１１、比較例５）アーク溶解
により原子％表示でNd5.5FebalV11.0の組成を有する母
合金インゴットを作製した後、均質化処理のためＡｒガ
ス雰囲気中で１０５０℃×５時間保持する熱処理を行っ
た。次に、均質化した母合金を液体急冷単ロール法によ
りロール周速度50m/secの条件で超急冷し薄帯を得た。
得られた薄帯の組成は母合金組成と同様であった。次に
薄帯を７５μｍ以下の粉末に機械粉砕した後、薄帯の結
晶化の程度と最終の磁石粉末の磁気特性との相関を見る
ために、Ａｒガス雰囲気中で５００〜１１００℃×１０
分間の熱処理を行った。この後、１気圧の窒素ガス雰囲
気中で５００℃×５時間の条件で窒化処理を行った。得
られた各粉末の結晶相、ＤFeと、上記と同様にして評価
した磁気特性の代表例を表２に示す。表２等より、熱処
理温度が６００〜１１００℃において、Nd(Fe,V)12NX(X
=1.0〜1.5）なるハード磁性相と、平均結晶粒径が０．
１〜７０ｎｍにあるFeとが交換結合した高い磁気特性の
磁石粉末が得られることがわかる。しかし、比較例５の
場合は熱処理温度が低すぎてThMn12型結晶相がほとんど
生成しなかった。このため、その後窒化処理を施しても
保磁力が非常に小さかった。
により原子％表示でNd5.5FebalV11.0の組成を有する母
合金インゴットを作製した後、均質化処理のためＡｒガ
ス雰囲気中で１０５０℃×５時間保持する熱処理を行っ
た。次に、均質化した母合金を液体急冷単ロール法によ
りロール周速度50m/secの条件で超急冷し薄帯を得た。
得られた薄帯の組成は母合金組成と同様であった。次に
薄帯を７５μｍ以下の粉末に機械粉砕した後、薄帯の結
晶化の程度と最終の磁石粉末の磁気特性との相関を見る
ために、Ａｒガス雰囲気中で５００〜１１００℃×１０
分間の熱処理を行った。この後、１気圧の窒素ガス雰囲
気中で５００℃×５時間の条件で窒化処理を行った。得
られた各粉末の結晶相、ＤFeと、上記と同様にして評価
した磁気特性の代表例を表２に示す。表２等より、熱処
理温度が６００〜１１００℃において、Nd(Fe,V)12NX(X
=1.0〜1.5）なるハード磁性相と、平均結晶粒径が０．
１〜７０ｎｍにあるFeとが交換結合した高い磁気特性の
磁石粉末が得られることがわかる。しかし、比較例５の
場合は熱処理温度が低すぎてThMn12型結晶相がほとんど
生成しなかった。このため、その後窒化処理を施しても
保磁力が非常に小さかった。
【００１０】
【表２】
【００１１】（実施例１２、１３）アーク溶解により原
子％でNd5.5FebalM11.0（MはTiまたはMo）の組成とした
母合金インゴットをアーク溶解により作製した後、均質
化処理のため１０５０℃×５時間Ａｒガス雰囲気中で熱
処理した。次に、均質化した各母合金を液体急冷単ロー
ル法によりロール周速度50m/secの条件で超急冷し薄帯
を作製した。得られた２種の薄帯の組成は母合金組成と
同様であった。次に各薄帯を７５μｍ以下の粉末に粉砕
した後、Ａｒガス雰囲気中で８５０℃×１０分間熱処理
を行い結晶化した。この後、１気圧の窒素ガス中に５０
０℃×５時間保持する窒化処理を行った。得られた２種
の窒化物磁石粉末の結晶相、DFeと、上記と同様にして
評価した磁気特性を表３に示す。表３に示すように、窒
化後の結晶相が、平均結晶粒径が０．１〜７０ｎｍにあ
るFeとNd(Fe,Ti)12NX（x=1.0〜１.5）とからなる場合、
または、FeとNd(Fe,Mo)12NX（x=1.0〜1.5）とからなる
場合に、本発明の磁石粉末を形成することができる。ま
た、Ｍ元素としてＶ、Ｔｉ、Ｍｏに代えてＷ，Ｚｒ，Ｍ
ｎ，Ｇａ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｔａ，Ａｌのうちの１種
または２種以上を用いた場合も、本発明の磁石材料を形
成できることが期待される。すなわち、窒化後の結晶相
が、FeとNd(Fe,W)12NX（x=0.5〜2.0）とからなる場合、
または、FeとNd(Fe,Zr)12NX（x=0.5〜2.0）とからなる
場合、または、FeとNd(Fe,Mn)12NX（x=0.5〜2.0）とか
らなる場合、または、FeとNd(Fe,Ga)12NX（x=0.5〜2.
0）とからなる場合、または、FeとNd(Fe,Cr)12NX（x=0.
5〜2.0）とからなる場合、または、FeとNd(Fe,Nb)12NX
（x=0.5〜2.0）とからなる場合、または、FeとNd(Fe,H
f)12NX（x=0.5〜2.0）とからなる場合、または、FeとNd
(Fe,Ta)12NX（x=0.5〜2.0）とからなる場合、または、F
eとNd(Fe,Al)12NX（x=0.5〜2.0）とからなる場合であ
る。
子％でNd5.5FebalM11.0（MはTiまたはMo）の組成とした
母合金インゴットをアーク溶解により作製した後、均質
化処理のため１０５０℃×５時間Ａｒガス雰囲気中で熱
処理した。次に、均質化した各母合金を液体急冷単ロー
ル法によりロール周速度50m/secの条件で超急冷し薄帯
を作製した。得られた２種の薄帯の組成は母合金組成と
同様であった。次に各薄帯を７５μｍ以下の粉末に粉砕
した後、Ａｒガス雰囲気中で８５０℃×１０分間熱処理
を行い結晶化した。この後、１気圧の窒素ガス中に５０
０℃×５時間保持する窒化処理を行った。得られた２種
の窒化物磁石粉末の結晶相、DFeと、上記と同様にして
評価した磁気特性を表３に示す。表３に示すように、窒
化後の結晶相が、平均結晶粒径が０．１〜７０ｎｍにあ
るFeとNd(Fe,Ti)12NX（x=1.0〜１.5）とからなる場合、
または、FeとNd(Fe,Mo)12NX（x=1.0〜1.5）とからなる
場合に、本発明の磁石粉末を形成することができる。ま
た、Ｍ元素としてＶ、Ｔｉ、Ｍｏに代えてＷ，Ｚｒ，Ｍ
ｎ，Ｇａ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｔａ，Ａｌのうちの１種
または２種以上を用いた場合も、本発明の磁石材料を形
成できることが期待される。すなわち、窒化後の結晶相
が、FeとNd(Fe,W)12NX（x=0.5〜2.0）とからなる場合、
または、FeとNd(Fe,Zr)12NX（x=0.5〜2.0）とからなる
場合、または、FeとNd(Fe,Mn)12NX（x=0.5〜2.0）とか
らなる場合、または、FeとNd(Fe,Ga)12NX（x=0.5〜2.
0）とからなる場合、または、FeとNd(Fe,Cr)12NX（x=0.
5〜2.0）とからなる場合、または、FeとNd(Fe,Nb)12NX
（x=0.5〜2.0）とからなる場合、または、FeとNd(Fe,H
f)12NX（x=0.5〜2.0）とからなる場合、または、FeとNd
(Fe,Ta)12NX（x=0.5〜2.0）とからなる場合、または、F
eとNd(Fe,Al)12NX（x=0.5〜2.0）とからなる場合であ
る。
【００１２】
【表３】
【００１３】（実施例１４〜１７）材料コストを抑える
ためにＣｏの置換量を20原子%以下とした実施例を説明
する。まず、アーク溶解により原子％表示でNd5.5Febal
CoZV11.0（Z=2.0〜8.0％)なる組成の計４種類の母合金
を作製した。次に、均質化処理のために１０５０℃×５
時間の条件でＡｒガス雰囲気中に保持し冷却した。次
に、均質化処理した各母合金を液体急冷単ロール法によ
りロール周速度50m/secの条件で超急冷し薄帯化した。
得られた４種の各薄帯の組成は母合金組成と同様であっ
た。次に、得られた各薄帯を７５μｍ以下の粉末に粉砕
した後、Ａｒガス雰囲気中で８５０℃×１０分間の熱処
理を行った。この後、１気圧の窒素ガス中で５００℃×
５時間の窒化処理を行った。得られた各磁石粉末の結晶
相、ＦｅＣｏソフト磁性相の平均結晶粒径（ＤFeCo）、
上記と同様にして評価した磁気特性を表４に示す。表４
等より、Ｃｏ置換量が２０原子％以下において、窒化後
の結晶相は平均結晶粒径が０．１〜７０ｎｍにあるソフ
ト磁性相のFeCo相と、ハード磁性相のNd(Fe,Co,V)12N
X(x=1.0〜1.5）とからなる磁石粉末が得られ、良好な磁
石特性を示した。
ためにＣｏの置換量を20原子%以下とした実施例を説明
する。まず、アーク溶解により原子％表示でNd5.5Febal
CoZV11.0（Z=2.0〜8.0％)なる組成の計４種類の母合金
を作製した。次に、均質化処理のために１０５０℃×５
時間の条件でＡｒガス雰囲気中に保持し冷却した。次
に、均質化処理した各母合金を液体急冷単ロール法によ
りロール周速度50m/secの条件で超急冷し薄帯化した。
得られた４種の各薄帯の組成は母合金組成と同様であっ
た。次に、得られた各薄帯を７５μｍ以下の粉末に粉砕
した後、Ａｒガス雰囲気中で８５０℃×１０分間の熱処
理を行った。この後、１気圧の窒素ガス中で５００℃×
５時間の窒化処理を行った。得られた各磁石粉末の結晶
相、ＦｅＣｏソフト磁性相の平均結晶粒径（ＤFeCo）、
上記と同様にして評価した磁気特性を表４に示す。表４
等より、Ｃｏ置換量が２０原子％以下において、窒化後
の結晶相は平均結晶粒径が０．１〜７０ｎｍにあるソフ
ト磁性相のFeCo相と、ハード磁性相のNd(Fe,Co,V)12N
X(x=1.0〜1.5）とからなる磁石粉末が得られ、良好な磁
石特性を示した。
【００１４】
【表４】
【００１５】（実施例１８）原子％表示でNd5.0FebalV
11.0なる組成とした以外は実施例１と同様にして７５μ
ｍ以下の超急冷薄帯の粉末を作製した。次に、Ａｒガス
雰囲気中で８５０℃×１０分間保持する熱処理を行い結
晶化した。続いて、０．１〜１０気圧にされた窒素ガス
中またはアンモニアと水素の混合ガス中に５００℃×５
時間保持する窒化処理を行い、Nd(Fe,V)12NX(x=0.1〜2.
4）のハード磁性相と、平均結晶粒径が0.1〜70nmにある
Fe相（ソフト磁性相）とからなる磁石粉末を得た。図１
に、得られた磁石粉末のｘと、上記と同様にして評価し
たＨｃとの相関をプロットした。図１より、x=0.5〜2.0
において実用化が期待される高い保磁力（Ｈｃ）が得ら
れる。
11.0なる組成とした以外は実施例１と同様にして７５μ
ｍ以下の超急冷薄帯の粉末を作製した。次に、Ａｒガス
雰囲気中で８５０℃×１０分間保持する熱処理を行い結
晶化した。続いて、０．１〜１０気圧にされた窒素ガス
中またはアンモニアと水素の混合ガス中に５００℃×５
時間保持する窒化処理を行い、Nd(Fe,V)12NX(x=0.1〜2.
4）のハード磁性相と、平均結晶粒径が0.1〜70nmにある
Fe相（ソフト磁性相）とからなる磁石粉末を得た。図１
に、得られた磁石粉末のｘと、上記と同様にして評価し
たＨｃとの相関をプロットした。図１より、x=0.5〜2.0
において実用化が期待される高い保磁力（Ｈｃ）が得ら
れる。
【００１６】
【発明の効果】本発明によれば、コストパーフォーマン
スに優れた希土類−鉄系磁石材料およびその製造方法を
提供することができる。例えば超急冷法を適用すれば大
量生産が可能であり、等方性希土類ボンド磁石の原料磁
粉としての有用性が大いに期待される。
スに優れた希土類−鉄系磁石材料およびその製造方法を
提供することができる。例えば超急冷法を適用すれば大
量生産が可能であり、等方性希土類ボンド磁石の原料磁
粉としての有用性が大いに期待される。
【図１】本発明において、ｘとＨｃとの相関の一例を示
す図である。
す図である。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｈ０１Ｆ 1/053 Ｈ０１Ｆ 1/04 Ｈ
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｒ（ＲはＹを含めた希土類元素のうちの
１種または２種以上）が２〜１０原子％、Ｍ（ＭはＶ、
Ｔｉ、Ｍｏのうちの１種または２種以上）が１〜１８原
子％、残部がＴＭ（ＴＭはＦｅまたはＦｅとＣｏ）およ
び不可避不純物からなる組成を有し、 原子比率でＲ（ＴＭ，Ｍ）12Ｎx（ｘ＝０．５〜２．
０）で表されるハード磁性相と、平均結晶粒径が０．１
〜７０ｎｍのＦｅおよび／またはＦｅとＣｏからなるソ
フト磁性相とで実質的に構成されることを特徴とする希
土類−鉄系磁石材料。 - 【請求項２】 Ｒ（ＲはＹを含めた希土類元素のうちの
１種または２種以上）が２〜１０原子％、Ｍ（ＭはＶ、
Ｔｉ、Ｍｏのうちの１種または２種以上）が１〜１８原
子％、残部がＴＭ（ＴＭはＦｅまたはＦｅとＣｏ）およ
び不可避不純物からなる組成を有し、原子比率でＲ（Ｔ
Ｍ，Ｍ）12Ｎx（ｘ＝０．５〜２．０）で表されるハー
ド磁性相と、平均結晶粒径が０．１〜７０ｎｍのＦｅお
よび／またはＦｅとＣｏからなるソフト磁性相とで実質
的に構成される希土類−鉄系磁石材料の製造方法におい
て、 前記組成の超急冷合金薄帯を作製した後、粉砕、熱処
理、窒化処理を順次行うことを特徴とする希土類−鉄系
磁石材料の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10014690A JPH10340806A (ja) | 1997-04-08 | 1998-01-27 | 希土類−鉄系磁石材料およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9-89804 | 1997-04-08 | ||
| JP8980497 | 1997-04-08 | ||
| JP10014690A JPH10340806A (ja) | 1997-04-08 | 1998-01-27 | 希土類−鉄系磁石材料およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10340806A true JPH10340806A (ja) | 1998-12-22 |
Family
ID=26350703
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10014690A Pending JPH10340806A (ja) | 1997-04-08 | 1998-01-27 | 希土類−鉄系磁石材料およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10340806A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001039215A1 (en) * | 1999-11-25 | 2001-05-31 | Seiko Epson Corporation | Thin strip magnet material, magnet powder and rare earth bond magnet |
| JP2010074062A (ja) * | 2008-09-22 | 2010-04-02 | Toyota Motor Corp | ＮｄＦｅＢ／ＦｅＣｏナノコンポジット磁石 |
| JP2013069738A (ja) * | 2011-09-21 | 2013-04-18 | Hitachi Ltd | 焼結磁石 |
-
1998
- 1998-01-27 JP JP10014690A patent/JPH10340806A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001039215A1 (en) * | 1999-11-25 | 2001-05-31 | Seiko Epson Corporation | Thin strip magnet material, magnet powder and rare earth bond magnet |
| US6478891B1 (en) | 1999-11-25 | 2002-11-12 | Seiko Epson Corporation | Ribbon shaped magnet material magnetic powder and rare earth bonded magnet |
| KR100462694B1 (ko) * | 1999-11-25 | 2004-12-20 | 세이코 엡슨 가부시키가이샤 | 리본형 자석재료, 자석분말 및 희토류 본드자석 |
| JP2010074062A (ja) * | 2008-09-22 | 2010-04-02 | Toyota Motor Corp | ＮｄＦｅＢ／ＦｅＣｏナノコンポジット磁石 |
| JP2013069738A (ja) * | 2011-09-21 | 2013-04-18 | Hitachi Ltd | 焼結磁石 |
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|
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|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060622 |
|
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