JPH11273920A - Ｒ−ｔｍ−ｂ系永久磁石 - Google Patents
Ｒ−ｔｍ−ｂ系永久磁石Info
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- JPH11273920A JPH11273920A JP10095477A JP9547798A JPH11273920A JP H11273920 A JPH11273920 A JP H11273920A JP 10095477 A JP10095477 A JP 10095477A JP 9547798 A JP9547798 A JP 9547798A JP H11273920 A JPH11273920 A JP H11273920A
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-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】高磁気性能を有するR-TM-B系永久磁石を開発す
るための指針を提供すること。 【解決手段】R2TM14B磁性相とR3TM粒界相の界面近傍に
おける粒界相が斜方晶構造を有し、磁性相とR3TM粒界相
が整合しているR-TM-B系永久磁石。また、R2TM14B金属
間化合物において、R中のNdとPrの合計が50at%以上、TM
はFeまたはCoでTM中のFeが50at%以上であり、R3TM合金
において、Rが90at%以上である。また、R2TM14B金属間
化合物において、TM中のFeが50at%以上、TM中のCoが0.1
at%以上でありR3TM金属間化合物において、TM中のCoが9
0at%以上である。
るための指針を提供すること。 【解決手段】R2TM14B磁性相とR3TM粒界相の界面近傍に
おける粒界相が斜方晶構造を有し、磁性相とR3TM粒界相
が整合しているR-TM-B系永久磁石。また、R2TM14B金属
間化合物において、R中のNdとPrの合計が50at%以上、TM
はFeまたはCoでTM中のFeが50at%以上であり、R3TM合金
において、Rが90at%以上である。また、R2TM14B金属間
化合物において、TM中のFeが50at%以上、TM中のCoが0.1
at%以上でありR3TM金属間化合物において、TM中のCoが9
0at%以上である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、R-TM-B系永久磁石
(R:Yを含む希土類元素、TM:遷移金属)に関し、R-TM-B系
永久磁石原料、R-TM-B系永久磁石中間体及び最終製品で
あるR-TM-B系永久磁石に関する。
(R:Yを含む希土類元素、TM:遷移金属)に関し、R-TM-B系
永久磁石原料、R-TM-B系永久磁石中間体及び最終製品で
あるR-TM-B系永久磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】R-TM-B系永久磁石は優れた磁気特性を持
ち、様々な用途に使用されている。R-TM-B系永久磁石に
は種々の製造方法があるが、代表的な製造方法としては
焼結法と超急冷法がある。焼結法は、例えば特開昭59-4
6008号に開示されているように、特定組成を持つインゴ
ットを平均粒径数μmの単結晶微粉末に粉砕し、これを
磁界中で配向しながら任意の形状に成形した後、焼結し
てバルク状の磁石を得る方法である。超急冷法は、例え
ば特開昭60-9852号に開示されているように、特定組成
を持つ合金を、ロール急冷法などの方法で超急冷してア
モルファス状態にし、ついで熱処理を行うことで微細な
結晶粒を析出させる方法である。超急冷法で得られた磁
石合金は通常粉末状であり、一般的にこれを樹脂と混合
して成形することによりボンド磁石の形態で使用する。
さらに、急冷薄板を粉砕して焼結する方法も用いられて
いる。
ち、様々な用途に使用されている。R-TM-B系永久磁石に
は種々の製造方法があるが、代表的な製造方法としては
焼結法と超急冷法がある。焼結法は、例えば特開昭59-4
6008号に開示されているように、特定組成を持つインゴ
ットを平均粒径数μmの単結晶微粉末に粉砕し、これを
磁界中で配向しながら任意の形状に成形した後、焼結し
てバルク状の磁石を得る方法である。超急冷法は、例え
ば特開昭60-9852号に開示されているように、特定組成
を持つ合金を、ロール急冷法などの方法で超急冷してア
モルファス状態にし、ついで熱処理を行うことで微細な
結晶粒を析出させる方法である。超急冷法で得られた磁
石合金は通常粉末状であり、一般的にこれを樹脂と混合
して成形することによりボンド磁石の形態で使用する。
さらに、急冷薄板を粉砕して焼結する方法も用いられて
いる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】このような従来技術で
は、試料作成及び評価を繰り返し行うことにより、磁石
の製造工程の各種の条件を最適化し、経験的に磁石の磁
気特性を向上させている。しかし、このような経験的な
方法では、飛躍的な磁気特性向上を達成することが困難
である。また、永久磁石の組成が異なる場合、それぞれ
試料作成及び評価を繰り返し行う必要がある。
は、試料作成及び評価を繰り返し行うことにより、磁石
の製造工程の各種の条件を最適化し、経験的に磁石の磁
気特性を向上させている。しかし、このような経験的な
方法では、飛躍的な磁気特性向上を達成することが困難
である。また、永久磁石の組成が異なる場合、それぞれ
試料作成及び評価を繰り返し行う必要がある。
【０００４】本発明は、高い磁気性能を有するR-TM-B系
永久磁石を設計するための指針を提供することを課題と
する。
永久磁石を設計するための指針を提供することを課題と
する。
【０００５】
【課題を解決するための手段】従来、磁石の磁気特性、
なかでも保磁力を決定する主相（磁性相）、粒界相間の
界面の構造が未知であった。このため、従来技術では、
磁石の製造工程の各種の条件を最適化することで、経験
的に磁石の磁気特性を向上させている。このような経験
的な手法は、試料作成及び評価のための時間及び費用が
かかる上に、磁石特性の向上には限界がある。
なかでも保磁力を決定する主相（磁性相）、粒界相間の
界面の構造が未知であった。このため、従来技術では、
磁石の製造工程の各種の条件を最適化することで、経験
的に磁石の磁気特性を向上させている。このような経験
的な手法は、試料作成及び評価のための時間及び費用が
かかる上に、磁石特性の向上には限界がある。
【０００６】そこで、本発明者らは、経験的な手法に依
拠せず、理想的な界面の構造はどうあるべきかという根
本的な問題を探求した結果、核生成型の保磁力発生機構
を示す種々の磁石材料において、核生成の容易さが磁石
相の最外殻近傍における結晶磁気異方性の大きさに依存
しており、最外殻近傍の異方性定数K1の値を少なくとも
内部と同等、もしくはそれ以上に制御することにより核
生成が抑制され、磁石の保磁力を高めることができるこ
とを見出し、さらに鋭意研究を進めた結果、本発明を完
成するに至ったものである。
拠せず、理想的な界面の構造はどうあるべきかという根
本的な問題を探求した結果、核生成型の保磁力発生機構
を示す種々の磁石材料において、核生成の容易さが磁石
相の最外殻近傍における結晶磁気異方性の大きさに依存
しており、最外殻近傍の異方性定数K1の値を少なくとも
内部と同等、もしくはそれ以上に制御することにより核
生成が抑制され、磁石の保磁力を高めることができるこ
とを見出し、さらに鋭意研究を進めた結果、本発明を完
成するに至ったものである。
【０００７】本発明は第１の視点において次の要素を有
する。結晶構造が正方晶であるR2TM14B金属間化合物(R:
Yを含む希土類元素、TM:遷移金属)から主としてなる磁
性相。R3TM合金から主としてなる粒界相。磁性相と粒界
相の界面近傍における粒界相の結晶構造が斜方晶構造で
あること。磁性相と粒界相が整合していること。第２の
視点においては、R2TM14B金属間化合物において、R中の
NdとPrの合計が50at%以上。TMはFeまたはCoでTM中のFe
が50at%以上。 R3TM合金において、Rが90at%以上。第３
の視点においては、R2TM14B金属間化合物において、TM
中のFeが50at%以上。TM中のCoが0.1at%以上。R3TM金属
間化合物において、TM中のCoが90at%以上。第４の視点
においては、前記第１の視点に基づき磁性相と粒界相の
界面近傍における結晶学的方位関係が、下記の少なくと
も一組で表されること。方位関係のずれの角度が5°以
内であること。
する。結晶構造が正方晶であるR2TM14B金属間化合物(R:
Yを含む希土類元素、TM:遷移金属)から主としてなる磁
性相。R3TM合金から主としてなる粒界相。磁性相と粒界
相の界面近傍における粒界相の結晶構造が斜方晶構造で
あること。磁性相と粒界相が整合していること。第２の
視点においては、R2TM14B金属間化合物において、R中の
NdとPrの合計が50at%以上。TMはFeまたはCoでTM中のFe
が50at%以上。 R3TM合金において、Rが90at%以上。第３
の視点においては、R2TM14B金属間化合物において、TM
中のFeが50at%以上。TM中のCoが0.1at%以上。R3TM金属
間化合物において、TM中のCoが90at%以上。第４の視点
においては、前記第１の視点に基づき磁性相と粒界相の
界面近傍における結晶学的方位関係が、下記の少なくと
も一組で表されること。方位関係のずれの角度が5°以
内であること。
【０００８】
【化２】
【０００９】第５の視点においては、結晶構造が正方晶
である磁性相を含むこと。磁性相との界面近傍における
結晶構造が斜方晶である粒界相を含むこと。磁性相と粒
界相が界面を挟んで整合していること。第６の視点にお
いては、強磁性を発揮するR2TM14B金属間化合物(R:Yを
含む希土類元素、TM:遷移金属)源と、R3TM合金源を用い
ること。R2TM14B正方晶を析出すること。R2TM14B正方晶
相の周囲（周囲の一部又は全部）にR3TM斜方晶を析出す
ること。R2TM14B正方晶相とR3TM斜方晶相を整合させ、
整合した界面近傍のR2TM14B正方晶相の結晶磁気異方性
を高めること。
である磁性相を含むこと。磁性相との界面近傍における
結晶構造が斜方晶である粒界相を含むこと。磁性相と粒
界相が界面を挟んで整合していること。第６の視点にお
いては、強磁性を発揮するR2TM14B金属間化合物(R:Yを
含む希土類元素、TM:遷移金属)源と、R3TM合金源を用い
ること。R2TM14B正方晶を析出すること。R2TM14B正方晶
相の周囲（周囲の一部又は全部）にR3TM斜方晶を析出す
ること。R2TM14B正方晶相とR3TM斜方晶相を整合させ、
整合した界面近傍のR2TM14B正方晶相の結晶磁気異方性
を高めること。
【００１０】ここで、R2TM14B金属間化合物の（好まし
くは単結晶体）からなる主相（強磁性相）と、R3TM合金
からなる粒界相とから主として構成されるR-TM-B系永久
磁石を例として、本発明の原理を説明する。なお、R-TM
-B系永久磁石中には上述の主相、粒界相以外にもB-rich
相(R1+ αTM4B4)、R-TM準安定相、工程中で不可避的に形
成される酸化物、および炭化物などが存在することが知
られているが、これらの相が該永久磁石の磁気特性に及
ぼす影響は該主相、該粒界相の二相と比べて副次的であ
る。
くは単結晶体）からなる主相（強磁性相）と、R3TM合金
からなる粒界相とから主として構成されるR-TM-B系永久
磁石を例として、本発明の原理を説明する。なお、R-TM
-B系永久磁石中には上述の主相、粒界相以外にもB-rich
相(R1+ αTM4B4)、R-TM準安定相、工程中で不可避的に形
成される酸化物、および炭化物などが存在することが知
られているが、これらの相が該永久磁石の磁気特性に及
ぼす影響は該主相、該粒界相の二相と比べて副次的であ
る。
【００１１】R-TM-B系永久磁石において、TM中にCoを含
有させるとキュリー温度が高まったり，耐食性が向上す
ることが知られており、これらの目的でR-TM-B系永久磁
石中に適当な量のCoを添加することは公知の技術であ
る。上述の方法以外にも、メカニカルアロイング法、ホ
ットプレス法、熱間圧延法、HDDR法など様々な公知の製
造方法がある。しかし、すべてのR-TM-B系永久磁石は、
その製造方法の如何に関わらず、R2TM14B金属間化合物
の単結晶体からなる主相と，R3TM金属間化合物からなる
粒界相の少なくとも二相で構成される。
有させるとキュリー温度が高まったり，耐食性が向上す
ることが知られており、これらの目的でR-TM-B系永久磁
石中に適当な量のCoを添加することは公知の技術であ
る。上述の方法以外にも、メカニカルアロイング法、ホ
ットプレス法、熱間圧延法、HDDR法など様々な公知の製
造方法がある。しかし、すべてのR-TM-B系永久磁石は、
その製造方法の如何に関わらず、R2TM14B金属間化合物
の単結晶体からなる主相と，R3TM金属間化合物からなる
粒界相の少なくとも二相で構成される。
【００１２】粒界相の存在は磁石の保磁力の発現に必要
であり、一般に磁石の組成中に粒界相の形成に必要なR
成分が不足してくると保磁力は低下する。これは、R成
分の不足によってR2TM14B相とR3TM相の二相が平衡状態
で共存できなくなり、かわりにR2TM17相などの強磁性相
がR2TM14B相の粒界に析出し、そこが逆磁区発生の起点
となり、容易に磁化反転して保磁力が低下するためと考
えられている。
であり、一般に磁石の組成中に粒界相の形成に必要なR
成分が不足してくると保磁力は低下する。これは、R成
分の不足によってR2TM14B相とR3TM相の二相が平衡状態
で共存できなくなり、かわりにR2TM17相などの強磁性相
がR2TM14B相の粒界に析出し、そこが逆磁区発生の起点
となり、容易に磁化反転して保磁力が低下するためと考
えられている。
【００１３】また、焼結法で作製したR-TM-B系永久磁石
に実用上十分な保磁力を与えるためには主相と粒界相と
が格子欠陥のないスムーズな界面で接していることが必
要であることが、透過電子顕微鏡による該界面のミクロ
な観察で明らかにされている。この理由は、界面に格子
欠陥などが存在すると、そこが逆磁区発生の起点とな
り、容易に磁化反転して保磁力が低下するためと説明さ
れている。
に実用上十分な保磁力を与えるためには主相と粒界相と
が格子欠陥のないスムーズな界面で接していることが必
要であることが、透過電子顕微鏡による該界面のミクロ
な観察で明らかにされている。この理由は、界面に格子
欠陥などが存在すると、そこが逆磁区発生の起点とな
り、容易に磁化反転して保磁力が低下するためと説明さ
れている。
【００１４】本発明者らは、上記の従来技術によるR-TM
-B系永久磁石の持つ優れた磁気特性を発現させる上で、
該永久磁石を構成する粒界相の好ましい形態について以
下の問題点があることを知見した。すなわち、従来の技
術ではR3TM粒界相が存在する組成領域や、主相と粒界相
との界面の欠陥の有無についての知見は得られていたも
のの、R3TM粒界相の結晶構造と、その主相との好ましい
方位関係については知られていなかった。このため、特
定の組成を持つR-TM-B系永久磁石のミクロな構造を制御
して優れた磁気特性を発現させることは不可能であっ
た。そのかわりに、従来技術では、磁石の製造工程の各
種の条件を最適化することで、経験的に磁石の磁気特性
を向上させていた。
-B系永久磁石の持つ優れた磁気特性を発現させる上で、
該永久磁石を構成する粒界相の好ましい形態について以
下の問題点があることを知見した。すなわち、従来の技
術ではR3TM粒界相が存在する組成領域や、主相と粒界相
との界面の欠陥の有無についての知見は得られていたも
のの、R3TM粒界相の結晶構造と、その主相との好ましい
方位関係については知られていなかった。このため、特
定の組成を持つR-TM-B系永久磁石のミクロな構造を制御
して優れた磁気特性を発現させることは不可能であっ
た。そのかわりに、従来技術では、磁石の製造工程の各
種の条件を最適化することで、経験的に磁石の磁気特性
を向上させていた。
【００１５】すなわち、磁石の磁気特性、なかでも保磁
力を決定する主相、粒界相間の界面の構造が未知であっ
たため、界面の構造を変化させると思われるさまざまな
処理(例えば熱処理など)を磁石に施して、界面の状態は
ブラックボックスのまま磁石特性を制御していたことに
なる。このようなやり方は、個々の組成の磁石の製造条
件を最適化する上では支障がなかったが、理想的な界面
の構造はどうあるべきかという材料開発上の指針がない
ままでは、磁石特性をさらに向上させるのは極めて困難
であった。
力を決定する主相、粒界相間の界面の構造が未知であっ
たため、界面の構造を変化させると思われるさまざまな
処理(例えば熱処理など)を磁石に施して、界面の状態は
ブラックボックスのまま磁石特性を制御していたことに
なる。このようなやり方は、個々の組成の磁石の製造条
件を最適化する上では支障がなかったが、理想的な界面
の構造はどうあるべきかという材料開発上の指針がない
ままでは、磁石特性をさらに向上させるのは極めて困難
であった。
【００１６】本発明者らは、透過電子顕微鏡(TEM)を用
いて、種々のR-TM-B系永久磁石の粒界相のミクロな解析
を行った結果、Coを含有するすべてのR-TM-B系永久磁石
の粒界に斜方晶の結晶構造を持つR3TM金属間化合物(TM
中のCoが90at%以上)からなる粒界相が存在し、主相と粒
界相が互いに界面で接しているときに優れた磁気特性が
得られることを知見した。
いて、種々のR-TM-B系永久磁石の粒界相のミクロな解析
を行った結果、Coを含有するすべてのR-TM-B系永久磁石
の粒界に斜方晶の結晶構造を持つR3TM金属間化合物(TM
中のCoが90at%以上)からなる粒界相が存在し、主相と粒
界相が互いに界面で接しているときに優れた磁気特性が
得られることを知見した。
【００１７】また、本発明者らは、上記の斜方晶構造を
もつR3TM粒界相が存在するR-TM-B系永久磁石の粒界相と
主相(R2TM14B相)との界面の構造について、高分解能透
過電子顕微鏡(HR-TEM)や走査トンネル顕微鏡などで詳細
に観察した結果、主相と粒界相とが界面近傍において特
定の結晶学的方位関係を持つようにミクロ組織が制御さ
れ、両相が整合しているつときに磁気特性が最も高くな
ることを見出したものである。
もつR3TM粒界相が存在するR-TM-B系永久磁石の粒界相と
主相(R2TM14B相)との界面の構造について、高分解能透
過電子顕微鏡(HR-TEM)や走査トンネル顕微鏡などで詳細
に観察した結果、主相と粒界相とが界面近傍において特
定の結晶学的方位関係を持つようにミクロ組織が制御さ
れ、両相が整合しているつときに磁気特性が最も高くな
ることを見出したものである。
【００１８】図１、図２（Ａ）及び（Ｂ）を参照して、
主相（強磁性相）と粒界相がその界面で整合している場
合と、整合していない場合とで、界面近傍における結晶
磁気異方性の分布の相違を説明する。図１又は図２
（Ａ）及び（Ｂ）において、横軸の"最外殻"とは主相の
最も外側の原子層の位置を示し、"第２層"、"第３層"と
はそれぞれ最外殻位置から内部に向かって数えて２番
目、３番目の原子層の位置を示す。第ｎ層とは最外殻か
らの距離が遠く、界面からの影響が無視できる位置を示
す。図１のグラフ中、縦軸は主相の一軸異方性定数K
1（結晶磁気異方性の強さを示す）の大きさを示し、K1
の値が大きいほど主相の自発磁化の向きは磁化容易軸
（ｃ軸）の方向で安定化する。また、図１中、実施例
（本発明）は図２（Ａ）に示すように主相と粒界相が界
面で整合している条件でのK1の計算値を示し、比較例は
図２（Ｂ）に示すように粒界相の欠落などによって界面
の不整合などがある場合のK1の計算値を示している。
主相（強磁性相）と粒界相がその界面で整合している場
合と、整合していない場合とで、界面近傍における結晶
磁気異方性の分布の相違を説明する。図１又は図２
（Ａ）及び（Ｂ）において、横軸の"最外殻"とは主相の
最も外側の原子層の位置を示し、"第２層"、"第３層"と
はそれぞれ最外殻位置から内部に向かって数えて２番
目、３番目の原子層の位置を示す。第ｎ層とは最外殻か
らの距離が遠く、界面からの影響が無視できる位置を示
す。図１のグラフ中、縦軸は主相の一軸異方性定数K
1（結晶磁気異方性の強さを示す）の大きさを示し、K1
の値が大きいほど主相の自発磁化の向きは磁化容易軸
（ｃ軸）の方向で安定化する。また、図１中、実施例
（本発明）は図２（Ａ）に示すように主相と粒界相が界
面で整合している条件でのK1の計算値を示し、比較例は
図２（Ｂ）に示すように粒界相の欠落などによって界面
の不整合などがある場合のK1の計算値を示している。
【００１９】図１を参照して、比較例においては、界面
からの距離によって異方性定数K1の大きさが大きく変化
し、最外殻におけるK1の値が内部に比べて著しく低下し
ている。一方、実施例においては、界面からの距離によ
って異方性定数K1の大きさがあまり変化せず、むしろ最
外殻相において異方性定数K1が上昇している。従って、
比較例によれば、最外殻において逆磁区の核生成に要す
るエネルギーが局所的に低下して核生成と磁化反転が容
易になるため、磁石の保磁力が低下する。一方、実施例
によれば、最外殻におけるK1がむしろ内部より高いた
め、界面における逆磁区の核生成が抑制され、その結果
磁石の保磁力が増加する。
からの距離によって異方性定数K1の大きさが大きく変化
し、最外殻におけるK1の値が内部に比べて著しく低下し
ている。一方、実施例においては、界面からの距離によ
って異方性定数K1の大きさがあまり変化せず、むしろ最
外殻相において異方性定数K1が上昇している。従って、
比較例によれば、最外殻において逆磁区の核生成に要す
るエネルギーが局所的に低下して核生成と磁化反転が容
易になるため、磁石の保磁力が低下する。一方、実施例
によれば、最外殻におけるK1がむしろ内部より高いた
め、界面における逆磁区の核生成が抑制され、その結果
磁石の保磁力が増加する。
【００２０】
【発明の実施の形態】本発明の好ましい実施の形態につ
いて、焼結法を例にとって説明する。他の公知のR-TM-B
系永久磁石の製造方法においても、好ましい界面の構造
を発現する具体的な方法については焼結法と同様であ
る。
いて、焼結法を例にとって説明する。他の公知のR-TM-B
系永久磁石の製造方法においても、好ましい界面の構造
を発現する具体的な方法については焼結法と同様であ
る。
【００２１】原料として、特開昭59-46008号に開示され
ているような公知の組成のR-TM-B合金を用いることがで
きる。R中のNdとPrの合計が50at%未満だと、得られる磁
石の保磁力と残留磁化が著しく低下するので、R中のNd
とPrの合計は50at%以上が好ましく、また、保磁力を向
上させるためにNdの一部をDyやTbで置換することも好ま
しい。TMはFe、またはCoであるが、TM中のFeが50at%未
満だと得られる磁石の保磁力と残留磁化が低下するの
で、TM中のFeは50at%以上が好ましい。また、キュリー
温度を高め、耐食性を向上する目的で、TM中のCoを0.1a
t%以上とすることが好ましい。この他、さまざまな目的
で上記以外の添加元素を添加することも可能である。
ているような公知の組成のR-TM-B合金を用いることがで
きる。R中のNdとPrの合計が50at%未満だと、得られる磁
石の保磁力と残留磁化が著しく低下するので、R中のNd
とPrの合計は50at%以上が好ましく、また、保磁力を向
上させるためにNdの一部をDyやTbで置換することも好ま
しい。TMはFe、またはCoであるが、TM中のFeが50at%未
満だと得られる磁石の保磁力と残留磁化が低下するの
で、TM中のFeは50at%以上が好ましい。また、キュリー
温度を高め、耐食性を向上する目的で、TM中のCoを0.1a
t%以上とすることが好ましい。この他、さまざまな目的
で上記以外の添加元素を添加することも可能である。
【００２２】さらに好ましい永久磁石は、結晶構造が正
方晶であるR2TM14B金属間化合物(R:Yを含む希土類元素
で、R中のNdとPrの合計が50at%以上、TM:FeおよびCo
で、TM中のFeが50at%以上，TM中のCoが0.1at%以上)の単
結晶体からなる主相と、結晶構造が斜方晶であるR3TM金
属間化合物(TM中のCoが90at%以上)を有する。
方晶であるR2TM14B金属間化合物(R:Yを含む希土類元素
で、R中のNdとPrの合計が50at%以上、TM:FeおよびCo
で、TM中のFeが50at%以上，TM中のCoが0.1at%以上)の単
結晶体からなる主相と、結晶構造が斜方晶であるR3TM金
属間化合物(TM中のCoが90at%以上)を有する。
【００２３】永久磁石の平均の組成はR2TM14B相とR3TM
相(TM中のCoが90at%以上)の少なくとも二相が共存でき
る組成範囲であることが必要である。これには、組成範
囲をR:8〜30at%、B:2〜40at%、残部主としてTMとすれば
よい。好ましくは、組成範囲をR:8〜30at%、B:2〜40at
%、Fe:40〜90at%、Co:50at%以下とする。さらに、好ま
しくは組成範囲をR:11〜50at%、B:5〜40at%、残部主と
してTMとすればよい。より好ましくは、組成範囲をR:12
〜16at%、B:6.5〜9at%、残部主としてTMとすればよい。
一層好ましくは、組成範囲をR:12〜14at%、B:7〜8at%、
残部主としてTMとすればよい。また、用いるR-TM-B合金
は必ずしも単一の所要組成からなる必要はなく、異なる
組成の合金を粉砕した後、混合し所要組成に調整して用
いることもできる。
相(TM中のCoが90at%以上)の少なくとも二相が共存でき
る組成範囲であることが必要である。これには、組成範
囲をR:8〜30at%、B:2〜40at%、残部主としてTMとすれば
よい。好ましくは、組成範囲をR:8〜30at%、B:2〜40at
%、Fe:40〜90at%、Co:50at%以下とする。さらに、好ま
しくは組成範囲をR:11〜50at%、B:5〜40at%、残部主と
してTMとすればよい。より好ましくは、組成範囲をR:12
〜16at%、B:6.5〜9at%、残部主としてTMとすればよい。
一層好ましくは、組成範囲をR:12〜14at%、B:7〜8at%、
残部主としてTMとすればよい。また、用いるR-TM-B合金
は必ずしも単一の所要組成からなる必要はなく、異なる
組成の合金を粉砕した後、混合し所要組成に調整して用
いることもできる。
【００２４】また、主相において、Bの一部ないし大部
分をC，Si，P，などのいわゆる半金族元素で置換しても
よい。例えば、BをCで置換する場合、B1-xCx、但し好ま
しくはxは少なくとも0.8まで可である。
分をC，Si，P，などのいわゆる半金族元素で置換しても
よい。例えば、BをCで置換する場合、B1-xCx、但し好ま
しくはxは少なくとも0.8まで可である。
【００２５】R-TM-B合金を粉末にする方法には、鋳造粉
砕法、急冷薄板粉砕法、超急冷法、直接還元拡散法、水
素含有崩壊法、アトマイズ法などの公知の方法を適宜選
択することができる。合金粉末の平均粒径を1μｍ以上
とすることにより、粉末が大気中の酸素などと反応しに
くく酸化しにくくなり、焼結後の磁気特性が向上する。
また、平均粒径を10μｍ以下とすることにより、焼結密
度が高くなり好ましい。より好ましい平均粒径の範囲は
1〜6μｍである。
砕法、急冷薄板粉砕法、超急冷法、直接還元拡散法、水
素含有崩壊法、アトマイズ法などの公知の方法を適宜選
択することができる。合金粉末の平均粒径を1μｍ以上
とすることにより、粉末が大気中の酸素などと反応しに
くく酸化しにくくなり、焼結後の磁気特性が向上する。
また、平均粒径を10μｍ以下とすることにより、焼結密
度が高くなり好ましい。より好ましい平均粒径の範囲は
1〜6μｍである。
【００２６】得られた合金粉末を金型中に給粉し、磁界
中で配向しながら圧縮成形する。この際に、例えば特開
平8-20801号に開示されているように、合金粉末の流動
成を高めて給粉を容易にする目的で合金粉末にバインダ
ーを添加してスプレー造粒を行うことも好ましい。ある
いは、特開平6-77028号に開示されているように、合金
粉末にバインダーを加えて金属射出成形法によって複雑
形状品の成形を行うことも可能である。これらバインダ
ーを用いた場合は、焼結前に成形体に含まれるバインダ
ーを熱分解によって除去することが好ましい。
中で配向しながら圧縮成形する。この際に、例えば特開
平8-20801号に開示されているように、合金粉末の流動
成を高めて給粉を容易にする目的で合金粉末にバインダ
ーを添加してスプレー造粒を行うことも好ましい。ある
いは、特開平6-77028号に開示されているように、合金
粉末にバインダーを加えて金属射出成形法によって複雑
形状品の成形を行うことも可能である。これらバインダ
ーを用いた場合は、焼結前に成形体に含まれるバインダ
ーを熱分解によって除去することが好ましい。
【００２７】得られた成形体は真空中、または窒素を除
く不活性ガス中で焼結する。焼結条件はR-TM-B合金粉末
の組成や粒径に応じて適宜選定されるが、例えば1000〜
1180℃で1〜4時間が好ましい。焼結後の冷却速度は粒界
相の結晶構造を制御する上で重要である。すなわち、焼
結温度では粒界相は液相になっており、焼結温度からの
冷却速度があまり早すぎると粒界相は格子欠陥を多く含
んだり、非晶質になったりして好ましくない。
く不活性ガス中で焼結する。焼結条件はR-TM-B合金粉末
の組成や粒径に応じて適宜選定されるが、例えば1000〜
1180℃で1〜4時間が好ましい。焼結後の冷却速度は粒界
相の結晶構造を制御する上で重要である。すなわち、焼
結温度では粒界相は液相になっており、焼結温度からの
冷却速度があまり早すぎると粒界相は格子欠陥を多く含
んだり、非晶質になったりして好ましくない。
【００２８】粒界相が斜方晶構造をとるためには、焼結
温度からの冷却速度は10〜200℃/minの範囲内であるこ
とが好ましい。このように冷却に十分時間をかけること
により、液状の粒界相が過冷却にならずに、冷却時に規
則正しい結晶構造をとることが可能になる。粒界相が非
晶質ではなく斜方晶構造をとることにより、主相と粒界
相の界面における原子同士の位置関係が規則正しくな
り、両者の整合性が保たれる結果、界面が逆磁区発生の
起点となる可能性が減少し、高保磁力が実現する。より
好ましい焼結後の冷却速度の範囲は20〜100℃/minであ
る。
温度からの冷却速度は10〜200℃/minの範囲内であるこ
とが好ましい。このように冷却に十分時間をかけること
により、液状の粒界相が過冷却にならずに、冷却時に規
則正しい結晶構造をとることが可能になる。粒界相が非
晶質ではなく斜方晶構造をとることにより、主相と粒界
相の界面における原子同士の位置関係が規則正しくな
り、両者の整合性が保たれる結果、界面が逆磁区発生の
起点となる可能性が減少し、高保磁力が実現する。より
好ましい焼結後の冷却速度の範囲は20〜100℃/minであ
る。
【００２９】界面の整合性の効果を得るには、主相と粒
界相の界面近傍のたかだか数原子層の範囲で粒界相の結
晶構造が面心立方構造になっていればよい。また、主相
は一般に粒界相よりも早く形成されており、主相を構成
する結晶粒は単結晶になっているため、主相と粒界相が
整合していることにより、結晶粒内部から外殻に至るま
で結晶粒内の結晶磁気異方性が高くなり、高保磁力が得
られる。
界相の界面近傍のたかだか数原子層の範囲で粒界相の結
晶構造が面心立方構造になっていればよい。また、主相
は一般に粒界相よりも早く形成されており、主相を構成
する結晶粒は単結晶になっているため、主相と粒界相が
整合していることにより、結晶粒内部から外殻に至るま
で結晶粒内の結晶磁気異方性が高くなり、高保磁力が得
られる。
【００３０】本発明において、強磁性結晶粒はその一部
又は全部が粒界相によって囲まれていることが好まし
い。主相の結晶粒径は10nm〜500μmの範囲にあることが
好ましい。より好ましい結晶粒径の範囲は、例えば焼結
法の場合は10〜30μm、超急冷法の場合は20〜100nmなど
と、それぞれの製法によって異なる。また、主相中に粒
界相を伴わない粒界や双晶粒界、あるいは析出物などが
存在すると磁石の保磁力が低下するため、主相は単結晶
であることが好ましい。
又は全部が粒界相によって囲まれていることが好まし
い。主相の結晶粒径は10nm〜500μmの範囲にあることが
好ましい。より好ましい結晶粒径の範囲は、例えば焼結
法の場合は10〜30μm、超急冷法の場合は20〜100nmなど
と、それぞれの製法によって異なる。また、主相中に粒
界相を伴わない粒界や双晶粒界、あるいは析出物などが
存在すると磁石の保磁力が低下するため、主相は単結晶
であることが好ましい。
【００３１】上記の主相と粒界相の界面における原子同
士の位置関係をさらに理想的に制御するには、主相と粒
界相の結晶学的方位関係を限定することが必要である。
ここで、結晶学的記号の意味を説明する。記号"[hkl]"
はミラー指数がh、k、lで表される結晶面に垂直な法線の
方向を表す。また、記号"[hkl]"の右下に小さな文字で
書かれた"主相"、"粒界相"とは、それぞれの方向が主
相、または粒界相のものであることを示す。例えば、記
号"[001]主相"は主相であるR2TM14B相のｃ軸の方向を表
している。一組の方向指数の間に記された記号"//"は、
これらの方向ベクトルが互いに平行であることを示す。
士の位置関係をさらに理想的に制御するには、主相と粒
界相の結晶学的方位関係を限定することが必要である。
ここで、結晶学的記号の意味を説明する。記号"[hkl]"
はミラー指数がh、k、lで表される結晶面に垂直な法線の
方向を表す。また、記号"[hkl]"の右下に小さな文字で
書かれた"主相"、"粒界相"とは、それぞれの方向が主
相、または粒界相のものであることを示す。例えば、記
号"[001]主相"は主相であるR2TM14B相のｃ軸の方向を表
している。一組の方向指数の間に記された記号"//"は、
これらの方向ベクトルが互いに平行であることを示す。
【００３２】次に、記号"(hkl)"はミラー指数がh、k、lで
表される結晶面を表し、小文字で記された"主相"、"粒
界相"と、記号"//"の意味するところは方向の場合と同
じである。ここで、同一の相についての方向と結晶面の
表記においては、用いられるミラー指数は一般化された
指数ではなく、特定の結晶方向、ないし結晶面を示して
いる。
表される結晶面を表し、小文字で記された"主相"、"粒
界相"と、記号"//"の意味するところは方向の場合と同
じである。ここで、同一の相についての方向と結晶面の
表記においては、用いられるミラー指数は一般化された
指数ではなく、特定の結晶方向、ないし結晶面を示して
いる。
【００３３】
【化３】
【００３４】界面における特定の結晶方位関係が磁石の
磁気特性を向上させる理由は以下の通りである。すなわ
ち、主相の界面近傍では、主相の結晶磁気異方性を決め
ているR原子の周囲の結晶場が、隣接する粒界相の原子
配列の影響を受けて変化する。R3TM粒界相の結晶方位が
下記の(Ａ)〜(Ｄ)の組み合わせのいずれかの方位になっ
ている場合は、R3TM粒界相のR原子と、主相中のR原子と
が上記の結晶磁気異方性を強める位置関係にあるため、
主相の界面近傍での結晶磁気異方性が高まる。その結
果、粒界近傍での逆磁区発生が困難となり、容易に磁化
反転することができないため保磁力が向上すると考えら
れる。
磁気特性を向上させる理由は以下の通りである。すなわ
ち、主相の界面近傍では、主相の結晶磁気異方性を決め
ているR原子の周囲の結晶場が、隣接する粒界相の原子
配列の影響を受けて変化する。R3TM粒界相の結晶方位が
下記の(Ａ)〜(Ｄ)の組み合わせのいずれかの方位になっ
ている場合は、R3TM粒界相のR原子と、主相中のR原子と
が上記の結晶磁気異方性を強める位置関係にあるため、
主相の界面近傍での結晶磁気異方性が高まる。その結
果、粒界近傍での逆磁区発生が困難となり、容易に磁化
反転することができないため保磁力が向上すると考えら
れる。
【００３５】
【化４】
【００３６】上記の説明において、主相中のR原子の結
晶場に影響を与える粒界相の原子は、主相に隣接する界
面の近傍の原子である。したがって、本発明において、
粒界相の結晶構造上記の主相と粒界相の方位関係は両相
の界面の近傍のたかだか数原子層の範囲で成立していれ
ばよい。
晶場に影響を与える粒界相の原子は、主相に隣接する界
面の近傍の原子である。したがって、本発明において、
粒界相の結晶構造上記の主相と粒界相の方位関係は両相
の界面の近傍のたかだか数原子層の範囲で成立していれ
ばよい。
【００３７】粒界相を特定の結晶方位関係で出現させる
方法としては、焼結後の冷却速度を制御する方法があ
る。すなわち、R3TM粒界相が液相状態である800℃以上
から、原子の拡散が極めて遅くなる300℃以下までの温
度範囲を、10〜200℃/minの冷却速度で冷却することに
より、主相と整合性のある特定の結晶方位関係を持った
粒界相を主相との界面近傍に析出させることができる。
これは、固体状態の主相の表面に、表面エネルギーが最
も低い結晶方位を持つ界面を形成するように斜方晶構造
の粒界相が成長するためである。より好ましい冷却速度
は20〜100℃/minである。
方法としては、焼結後の冷却速度を制御する方法があ
る。すなわち、R3TM粒界相が液相状態である800℃以上
から、原子の拡散が極めて遅くなる300℃以下までの温
度範囲を、10〜200℃/minの冷却速度で冷却することに
より、主相と整合性のある特定の結晶方位関係を持った
粒界相を主相との界面近傍に析出させることができる。
これは、固体状態の主相の表面に、表面エネルギーが最
も低い結晶方位を持つ界面を形成するように斜方晶構造
の粒界相が成長するためである。より好ましい冷却速度
は20〜100℃/minである。
【００３８】この際に、主相と粒界相の成分元素、ある
いは組成の違いによって両相の格子定数の比率が異なる
ために、結晶方位が若干ずれることもある。しかし、こ
のずれの角度はたかだか5°以内であるため、たとえず
れたとしても主相中のR原子の結晶場に与える影響は少
なく、所期の効果を発現することができる。
いは組成の違いによって両相の格子定数の比率が異なる
ために、結晶方位が若干ずれることもある。しかし、こ
のずれの角度はたかだか5°以内であるため、たとえず
れたとしても主相中のR原子の結晶場に与える影響は少
なく、所期の効果を発現することができる。
【００３９】高温からの冷却速度の制御の他に、焼結法
や超急冷法などで一旦得られた磁石を、粒界相中の原子
の拡散が容易な融点以下の300〜800℃の温度域で熱処理
を行うことも、界面構造の制御に有効である。この場合
も、界面のエネルギーが駆動力となり、主相との界面近
傍で粒界相の結晶構造の並び替えが起こり、整合性のあ
る界面が実現する。熱処理後の好ましい冷却速度は10〜
200℃/minである。
や超急冷法などで一旦得られた磁石を、粒界相中の原子
の拡散が容易な融点以下の300〜800℃の温度域で熱処理
を行うことも、界面構造の制御に有効である。この場合
も、界面のエネルギーが駆動力となり、主相との界面近
傍で粒界相の結晶構造の並び替えが起こり、整合性のあ
る界面が実現する。熱処理後の好ましい冷却速度は10〜
200℃/minである。
【００４０】以上、主として焼結法を例にとって実施の
形態を説明してきたが、他のR-TM-B系永久磁石の製造方
法においても、好ましい界面の構造の発現方法に関して
は焼結法と全く同様である。
形態を説明してきたが、他のR-TM-B系永久磁石の製造方
法においても、好ましい界面の構造の発現方法に関して
は焼結法と全く同様である。
【００４１】上記の方法で得られた優れた磁気特性をも
つ永久磁石材料は、焼結体なとのバルク磁石の場合に
は、研削加工等により所定の寸法精度を与えた後、必要
な表面処理を施し、着磁をして用いることができる。こ
の際に、加工歪みの影響を緩和するために、加工後に熱
処理を行うことも好ましい実施形態である。ボンド磁石
の場合は、得られた磁粉を樹脂と混合し、成形を行った
後、必要であれば表面処理を施し、着磁をして用いるこ
とができる。
つ永久磁石材料は、焼結体なとのバルク磁石の場合に
は、研削加工等により所定の寸法精度を与えた後、必要
な表面処理を施し、着磁をして用いることができる。こ
の際に、加工歪みの影響を緩和するために、加工後に熱
処理を行うことも好ましい実施形態である。ボンド磁石
の場合は、得られた磁粉を樹脂と混合し、成形を行った
後、必要であれば表面処理を施し、着磁をして用いるこ
とができる。
【００４２】［異方性定数］本発明に基づく永久磁石に
おいて、強磁性相の最外殻近傍の異方性定数K1の値は内
部と同等、もしくはそれ以上であることが好ましい。こ
の場合の同等とは、内部での値の少なくとも50%以上で
ある。強磁性粒子の最外殻部における結晶磁気異方性
が、粒界相が存在しない場合の該強磁性粒子の最外殻部
の結晶磁気異方性に比べて強められることが好ましい。
おいて、強磁性相の最外殻近傍の異方性定数K1の値は内
部と同等、もしくはそれ以上であることが好ましい。こ
の場合の同等とは、内部での値の少なくとも50%以上で
ある。強磁性粒子の最外殻部における結晶磁気異方性
が、粒界相が存在しない場合の該強磁性粒子の最外殻部
の結晶磁気異方性に比べて強められることが好ましい。
【００４３】［結晶磁気異方性の分布］また、非晶質で
ない特定の結晶構造を持ち、かつ室温において強磁性体
である金属、合金、または金属間化合物の少なくとも１
種の結晶粒からなる永久磁石において、該結晶粒の最外
殻位置での結晶磁気異方性が、結晶粒外部の影響が無視
できる結晶粒内部（中心部）と同等であるか、もしくは
向上し、内部に比べて大きく減少することのないことが
好ましい。実用的な保磁力を得るために、結晶粒の最外
殻位置での結晶磁気異方性は、結晶粒外部の影響が無視
できる内部の結晶磁気異方性の半分以上であることが好
ましい。
ない特定の結晶構造を持ち、かつ室温において強磁性体
である金属、合金、または金属間化合物の少なくとも１
種の結晶粒からなる永久磁石において、該結晶粒の最外
殻位置での結晶磁気異方性が、結晶粒外部の影響が無視
できる結晶粒内部（中心部）と同等であるか、もしくは
向上し、内部に比べて大きく減少することのないことが
好ましい。実用的な保磁力を得るために、結晶粒の最外
殻位置での結晶磁気異方性は、結晶粒外部の影響が無視
できる内部の結晶磁気異方性の半分以上であることが好
ましい。
【００４４】［囲まれた主相、離隔構造］非晶質でない
特定の結晶構造を持ち、かつ室温において強磁性体であ
る金属、合金、または金属間化合物からなる主相と，金
属、合金、または金属間化合物からなり、かつ主相の周
囲を取り囲む形で存在する粒界相の少なくとも２相で構
成されることが好ましい。粒界相は、主相を構成する強
磁性相（強磁性粒子）の一部ないし全部を囲むことによ
り保磁力向上が見られる。強磁性相（強磁性粒子）が粒
界相によって半分以上囲まれていることが好ましい。
特定の結晶構造を持ち、かつ室温において強磁性体であ
る金属、合金、または金属間化合物からなる主相と，金
属、合金、または金属間化合物からなり、かつ主相の周
囲を取り囲む形で存在する粒界相の少なくとも２相で構
成されることが好ましい。粒界相は、主相を構成する強
磁性相（強磁性粒子）の一部ないし全部を囲むことによ
り保磁力向上が見られる。強磁性相（強磁性粒子）が粒
界相によって半分以上囲まれていることが好ましい。
【００４５】［主相と粒界相の好ましい組み合わせ］本
発明において、主相として好ましい金属、合金または金
属間化合物は、永久磁石の主相として優れた性質を有す
るものがよく、具体的には、飽和磁化が高く、キュリー
温度が室温以上で十分に高いものがよい。
発明において、主相として好ましい金属、合金または金
属間化合物は、永久磁石の主相として優れた性質を有す
るものがよく、具体的には、飽和磁化が高く、キュリー
温度が室温以上で十分に高いものがよい。
【００４６】本発明において、粒界相として好ましい金
属、合金、または金属間化合物は、室温よりも高く、か
つ主相の融点、または分解速度よりも低い融点、または
分解速度を有し、熱処理によって主相の周りに拡散させ
ることが容易なものがよい。また、粒界相を構成する原
子は主相の最外殻原子に対して陽イオンとしてふるま
い、主相の結晶磁気異方性を高めるものが好ましい。特
に、少なくとも強磁性粒子に隣接する粒界相部分に陽イ
オン源を含む結晶を析出し、強磁性相に隣接する粒界相
の結晶構造において、強磁性粒子の最外殻に位置する希
土類元素イオンの4f電子雲が伸びている方向に陽イオン
を位置させることが好ましい。R3TM中のRの他、合金上
記の条件を満たす金属を例示すれば、Be、Mg、Ca、Sr、
Ba、すべての遷移金属元素（Zn、Cdを含む）、Al、Ga、
In、Ta、Sn、Pbなどの一種以上などである。また、Be、
Mg、Al、Si、P、Ca、Sc、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、
Cu、Zn、Ga、Sr、Zr、Nb、Mo、Cd、In、Sn、Ba、Hf、T
a、Ir、Pbの一種以上である。また、これらの金属同士
の合金、または金属間化合物も粒界相となり得るが、以
上に挙げた例は本発明の適用範囲を限定するものではな
い。
属、合金、または金属間化合物は、室温よりも高く、か
つ主相の融点、または分解速度よりも低い融点、または
分解速度を有し、熱処理によって主相の周りに拡散させ
ることが容易なものがよい。また、粒界相を構成する原
子は主相の最外殻原子に対して陽イオンとしてふるま
い、主相の結晶磁気異方性を高めるものが好ましい。特
に、少なくとも強磁性粒子に隣接する粒界相部分に陽イ
オン源を含む結晶を析出し、強磁性相に隣接する粒界相
の結晶構造において、強磁性粒子の最外殻に位置する希
土類元素イオンの4f電子雲が伸びている方向に陽イオン
を位置させることが好ましい。R3TM中のRの他、合金上
記の条件を満たす金属を例示すれば、Be、Mg、Ca、Sr、
Ba、すべての遷移金属元素（Zn、Cdを含む）、Al、Ga、
In、Ta、Sn、Pbなどの一種以上などである。また、Be、
Mg、Al、Si、P、Ca、Sc、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、
Cu、Zn、Ga、Sr、Zr、Nb、Mo、Cd、In、Sn、Ba、Hf、T
a、Ir、Pbの一種以上である。また、これらの金属同士
の合金、または金属間化合物も粒界相となり得るが、以
上に挙げた例は本発明の適用範囲を限定するものではな
い。
【００４７】上記の主相と粒界相の組み合わせは、例え
ばSmCo5主相とY粒界相のように、両相がある温度域で平
衡に共存するものが好ましい。また、例えばSm2Fe17N３
主相とZn相の反応で金属間化合物相（Γ-FeZn）が形成
されるように、主相と第２相とが反応することにより粒
界に好ましい第３相を形成してもよい。後者の場合に
は、第３相が本発明でいうところの粒界相となる。
ばSmCo5主相とY粒界相のように、両相がある温度域で平
衡に共存するものが好ましい。また、例えばSm2Fe17N３
主相とZn相の反応で金属間化合物相（Γ-FeZn）が形成
されるように、主相と第２相とが反応することにより粒
界に好ましい第３相を形成してもよい。後者の場合に
は、第３相が本発明でいうところの粒界相となる。
【００４８】［微量添加元素の範囲］本発明において、
主相と粒界相との整合性を高めるためにないし磁気特性
を高めるために、主として金属元素又は半金属元素を微
量に添加することは好ましい実施形態である。上記の微
量添加元素は、粒界相に濃縮偏在して界面の濡れ性を高
めたり、あるいは界面の不整合な位置に拡散して粒界相
の格子定数を調整して界面エネルギーを下げ、界面の整
合性を高める効果があり、その結果として磁石の保磁力
が向上する。
主相と粒界相との整合性を高めるためにないし磁気特性
を高めるために、主として金属元素又は半金属元素を微
量に添加することは好ましい実施形態である。上記の微
量添加元素は、粒界相に濃縮偏在して界面の濡れ性を高
めたり、あるいは界面の不整合な位置に拡散して粒界相
の格子定数を調整して界面エネルギーを下げ、界面の整
合性を高める効果があり、その結果として磁石の保磁力
が向上する。
【００４９】上記の働きをする微量添加元素としては、
粒界相中に固溶しうる元素が好ましく、例えば、C、N、
Al、Si、P、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zn、Ga、
Zr、Nb、Mo、これら以外の上述の金属元素などがある
が、以上に挙げた例は本発明の適用範囲を限定するもの
ではない。上記の目的で添加する元素の添加量は、磁石
全体に対する割合で1.0wt%以下で良好な磁石の残留磁束
密度が得られ、0.05wt%以上で所定の効果が得られるの
で、添加量の範囲は0.05〜1.0wt%が好ましい。より好ま
しい範囲は0.1〜0.5wt%である。微量添加元素の添加方
法は、母合金に初めから含有させる、粉末冶金的手法で
後から添加するなど、磁石の製造方法に応じて適宜選択
できる。
粒界相中に固溶しうる元素が好ましく、例えば、C、N、
Al、Si、P、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zn、Ga、
Zr、Nb、Mo、これら以外の上述の金属元素などがある
が、以上に挙げた例は本発明の適用範囲を限定するもの
ではない。上記の目的で添加する元素の添加量は、磁石
全体に対する割合で1.0wt%以下で良好な磁石の残留磁束
密度が得られ、0.05wt%以上で所定の効果が得られるの
で、添加量の範囲は0.05〜1.0wt%が好ましい。より好ま
しい範囲は0.1〜0.5wt%である。微量添加元素の添加方
法は、母合金に初めから含有させる、粉末冶金的手法で
後から添加するなど、磁石の製造方法に応じて適宜選択
できる。
【００５０】［磁性相と粒界相の結晶構造］粒界相の結
晶構造は、磁性相の結晶構造と似ていることが好まし
い。さらに、粒界相の結晶構造と磁性相の結晶構造とが
特定の方位関係にあることが好ましい。これによって、
粒界相側の特定原子と主相側の特定原子の整合性が高ま
る。正方晶R2TM14B金属間化合物(R:Yを含む希土類元
素、TM:FeまたはCo）からなる主相と、特にR3TM合金か
らなる粒界相から構成される永久磁石においては、該主
相と該粒界相の界面近傍における該粒界相の結晶構造が
斜方晶構造であることが好ましい。さらに、面指数と方
位指数に関して、該主相と該粒界相との界面近傍におけ
る結晶学的方位関係が上記(A)〜(D)の組み合わせのいず
れかであることが好ましい。
晶構造は、磁性相の結晶構造と似ていることが好まし
い。さらに、粒界相の結晶構造と磁性相の結晶構造とが
特定の方位関係にあることが好ましい。これによって、
粒界相側の特定原子と主相側の特定原子の整合性が高ま
る。正方晶R2TM14B金属間化合物(R:Yを含む希土類元
素、TM:FeまたはCo）からなる主相と、特にR3TM合金か
らなる粒界相から構成される永久磁石においては、該主
相と該粒界相の界面近傍における該粒界相の結晶構造が
斜方晶構造であることが好ましい。さらに、面指数と方
位指数に関して、該主相と該粒界相との界面近傍におけ
る結晶学的方位関係が上記(A)〜(D)の組み合わせのいず
れかであることが好ましい。
【００５１】また、正方晶R2TM14B金属間化合物(R:Yを
含む希土類元素、TM:FeまたはCo）からなる主相と、R-T
M合金からなる粒界相から構成される永久磁石において
は、該主相と該粒界相の界面近傍における該粒界相の結
晶構造が面心立方構造であることが好ましい。さらに、
方向ベクトルと面指数に関して、該主相と該粒界相との
界面近傍における結晶学的方位関係が下記(Ｅ)〜(Ｇ)の
組み合わせのいずれかであることが好ましい。
含む希土類元素、TM:FeまたはCo）からなる主相と、R-T
M合金からなる粒界相から構成される永久磁石において
は、該主相と該粒界相の界面近傍における該粒界相の結
晶構造が面心立方構造であることが好ましい。さらに、
方向ベクトルと面指数に関して、該主相と該粒界相との
界面近傍における結晶学的方位関係が下記(Ｅ)〜(Ｇ)の
組み合わせのいずれかであることが好ましい。
【００５２】
【化５】
【００５３】R3TM合金からなる粒界相とR-TM合金からな
る粒界相とが共存する場合、それぞれの結晶学的方位関
係は、上記(A)〜(D)の組み合わせのいずれか、上記(Ｅ)
〜(Ｇ)の組み合わせのいずれかであることが好ましい。
る粒界相とが共存する場合、それぞれの結晶学的方位関
係は、上記(A)〜(D)の組み合わせのいずれか、上記(Ｅ)
〜(Ｇ)の組み合わせのいずれかであることが好ましい。
【００５４】粒界相は、その主相との界面近傍（高々数
原子層）の原子が主相側と整合であればよく、非晶質、
部分的に非晶質、ほとんどが非晶質であってもよい。主
相も同様である。また、界面の一部が整合であることに
よって効果が得られるが、界面の半分以上が整合である
ことが好ましい。また、主相と粒界相は、その界面近傍
に格子欠陥がなく連続性が維持され規則的であることが
好ましいが、一部格子欠陥があってもよい。なお、界面
において、主相と粒界相が50%以上整合していることが
好ましい。
原子層）の原子が主相側と整合であればよく、非晶質、
部分的に非晶質、ほとんどが非晶質であってもよい。主
相も同様である。また、界面の一部が整合であることに
よって効果が得られるが、界面の半分以上が整合である
ことが好ましい。また、主相と粒界相は、その界面近傍
に格子欠陥がなく連続性が維持され規則的であることが
好ましいが、一部格子欠陥があってもよい。なお、界面
において、主相と粒界相が50%以上整合していることが
好ましい。
【００５５】本発明に基づく永久磁石において、強磁性
相はある条件下で実用的な保磁力を示すものであればよ
く、金属、合金、金属間化合物、半金属、その他の化合
物の一種以上から構成することが可能である。また、本
発明の原理は、永久磁石原料から中間体さらに最終製品
としての永久磁石及びそれらの製造方法まで適用され
る。例えば、永久磁石原料としては、鋳造粉砕法、急冷
薄板粉砕法、超急冷法、直接還元法、水素含有崩壊法、
アトマイズ法によって得られる粉末がある。中間体とし
ては、粉砕されて粉末冶金法の原料とする急冷薄板、熱
処理されて一部又は全部が結晶化する非晶質体（一部又
は全部）がある。最終製品である永久磁石としては、そ
れらの粉末を焼結又はボンド等によってバルク化した磁
石、鋳造磁石、圧延磁石、さらに、スパッタリング法、
イオンプレーティング法、ＰＶＤ法又はＣＶＤ法などに
よる薄膜磁石などがある。さらに、永久磁石原料又は最
終製品として永久磁石の製造方法として、メカニカルア
ロイング法、ホットプレス法、ホットフォーミング法、
熱間・冷間圧延法、HDDR法、押出法、ダイアップセット
法などがあり、特に限定されない。本発明に基づくR-TM
-B系永久磁石は、モーター、医療用MRI装置、スピーカ
ーなどに用いられる。
相はある条件下で実用的な保磁力を示すものであればよ
く、金属、合金、金属間化合物、半金属、その他の化合
物の一種以上から構成することが可能である。また、本
発明の原理は、永久磁石原料から中間体さらに最終製品
としての永久磁石及びそれらの製造方法まで適用され
る。例えば、永久磁石原料としては、鋳造粉砕法、急冷
薄板粉砕法、超急冷法、直接還元法、水素含有崩壊法、
アトマイズ法によって得られる粉末がある。中間体とし
ては、粉砕されて粉末冶金法の原料とする急冷薄板、熱
処理されて一部又は全部が結晶化する非晶質体（一部又
は全部）がある。最終製品である永久磁石としては、そ
れらの粉末を焼結又はボンド等によってバルク化した磁
石、鋳造磁石、圧延磁石、さらに、スパッタリング法、
イオンプレーティング法、ＰＶＤ法又はＣＶＤ法などに
よる薄膜磁石などがある。さらに、永久磁石原料又は最
終製品として永久磁石の製造方法として、メカニカルア
ロイング法、ホットプレス法、ホットフォーミング法、
熱間・冷間圧延法、HDDR法、押出法、ダイアップセット
法などがあり、特に限定されない。本発明に基づくR-TM
-B系永久磁石は、モーター、医療用MRI装置、スピーカ
ーなどに用いられる。
【００５６】
【実施例】［実施例１］Nd13.0at%、Co3.0at%、B6.5at
%、残部Fe、および不可避的不純物からなる原料を、φ
0.3mmのオリフィス径を持つ石英管中に装填し、Arガス
雰囲気中で高周波溶解して、溶湯をロール周速度20m/s
で回転する銅製ロールの表面に噴射して急冷し、超急冷
薄帯を得た。これを目の開き300μmのメッシュを全量通
るまで粗く粉砕した後、Ar雰囲気中で600℃、30minの熱
処理を行い、100℃/minの冷却速度で室温まで冷却し
た。得られた磁石粉末の小片をサンプリングし、Ar中の
イオンミリングによって透過電子顕微鏡用の試料を作製
し、観察した結果、平均の結晶粒径は78nm、粒界相は厚
み4nmの斜方晶構造のNd3Co合金であった。得られた磁石
粉末の着磁後の磁気特性を表1に示す。
%、残部Fe、および不可避的不純物からなる原料を、φ
0.3mmのオリフィス径を持つ石英管中に装填し、Arガス
雰囲気中で高周波溶解して、溶湯をロール周速度20m/s
で回転する銅製ロールの表面に噴射して急冷し、超急冷
薄帯を得た。これを目の開き300μmのメッシュを全量通
るまで粗く粉砕した後、Ar雰囲気中で600℃、30minの熱
処理を行い、100℃/minの冷却速度で室温まで冷却し
た。得られた磁石粉末の小片をサンプリングし、Ar中の
イオンミリングによって透過電子顕微鏡用の試料を作製
し、観察した結果、平均の結晶粒径は78nm、粒界相は厚
み4nmの斜方晶構造のNd3Co合金であった。得られた磁石
粉末の着磁後の磁気特性を表1に示す。
【００５７】［比較例1］実施例1で得られた超急冷薄帯
の粗粉砕粉の小片をそのままサンプリングし、透過電子
顕微鏡で観察した結果、平均の結晶粒径は74nm、粒界相
は厚み3nmの非晶質Nd-Fe-Co合金であった。得られた磁
石粉末の着磁後の磁気特性を表1に示す。
の粗粉砕粉の小片をそのままサンプリングし、透過電子
顕微鏡で観察した結果、平均の結晶粒径は74nm、粒界相
は厚み3nmの非晶質Nd-Fe-Co合金であった。得られた磁
石粉末の着磁後の磁気特性を表1に示す。
【００５８】
【表１】
【００５９】表1の結果から明らかなように、結晶粒径
がほぼ同一で粒界相の結晶構造が非晶質、または斜方晶
構造のR-TM-B系永久磁石の磁気特性を比較すると、斜方
晶構造のものが保磁力の面で特に優れた磁気特性を発現
することがわかる。
がほぼ同一で粒界相の結晶構造が非晶質、または斜方晶
構造のR-TM-B系永久磁石の磁気特性を比較すると、斜方
晶構造のものが保磁力の面で特に優れた磁気特性を発現
することがわかる。
【００６０】［実施例2］Nd14.0at%、Co3.0at%、B7.0at
%、残部Fe、および不可避的不純物からなる原料を、Ar
ガス雰囲気中で高周波溶解して、合金を溶製した。次
に、該合金を粗粉砕した後、ジョークラッシャー、およ
び、ディスクミルにより420μm以下に粉砕し、さらに、
ジェットミル粉砕して平均粒径3μmの粉末を得た。得ら
れた微粉末を縦15mm、横20mmのダイス中に給粉し、11kO
eの磁界中で配向しながら、深さ方向に1.5Ton/cm2の圧
力を加えて成形した。成形体を取り出した後、真空中で
1100℃まで昇温し、2時間保持する焼結を行い、さら
に、焼結完了後、200℃/minの速度で800℃まで冷却し、
その後、100℃/minの速度で300℃まで冷却し、ついでAr
を導入して室温まで冷却して焼結磁石を得た。得られた
焼結体の寸法は収縮によって成形体よりも減少したが、
ワレ、ヒビ、変形などは全く見られなかった。次に、焼
結後の磁石を真空中、500℃で2h保持した後、20℃/min
の速度で室温まで冷却した。得られた焼結磁石の着磁後
の磁気特性を表2に示す。
%、残部Fe、および不可避的不純物からなる原料を、Ar
ガス雰囲気中で高周波溶解して、合金を溶製した。次
に、該合金を粗粉砕した後、ジョークラッシャー、およ
び、ディスクミルにより420μm以下に粉砕し、さらに、
ジェットミル粉砕して平均粒径3μmの粉末を得た。得ら
れた微粉末を縦15mm、横20mmのダイス中に給粉し、11kO
eの磁界中で配向しながら、深さ方向に1.5Ton/cm2の圧
力を加えて成形した。成形体を取り出した後、真空中で
1100℃まで昇温し、2時間保持する焼結を行い、さら
に、焼結完了後、200℃/minの速度で800℃まで冷却し、
その後、100℃/minの速度で300℃まで冷却し、ついでAr
を導入して室温まで冷却して焼結磁石を得た。得られた
焼結体の寸法は収縮によって成形体よりも減少したが、
ワレ、ヒビ、変形などは全く見られなかった。次に、焼
結後の磁石を真空中、500℃で2h保持した後、20℃/min
の速度で室温まで冷却した。得られた焼結磁石の着磁後
の磁気特性を表2に示す。
【００６１】また、得られた磁石の小片をサンプリング
し、Ar中のイオンミリングによって透過電子顕微鏡用の
試料を作製し、観察した結果、平均の結晶粒径は12μ
m、粒界相は厚み120nmの斜方晶構造のNd3Co金属間化合
物であった。また、主相との界面付近の粒界相の結晶方
位を制限視野電子線回折像で解析した結果、ほとんどの
観察部位で、上記(A)〜(D)のいずれかの方位関係を持っ
ていることがわかった。
し、Ar中のイオンミリングによって透過電子顕微鏡用の
試料を作製し、観察した結果、平均の結晶粒径は12μ
m、粒界相は厚み120nmの斜方晶構造のNd3Co金属間化合
物であった。また、主相との界面付近の粒界相の結晶方
位を制限視野電子線回折像で解析した結果、ほとんどの
観察部位で、上記(A)〜(D)のいずれかの方位関係を持っ
ていることがわかった。
【００６２】［比較例2］実施例2で得られた焼結後の磁
石を、熱処理せずにサンプリングし、透過電子顕微鏡用
で観察した結果、平均の結晶粒径は12μm、粒界相は厚
み120nmの斜方晶構造のNd3Co金属間化合物であった。し
かし、主相との界面付近の粒界相の結晶方位を制限視野
電子線回折像で解析した結果、特定の方位関係は見いだ
せなかった。得られた焼結磁石の着磁後の磁気特性を表
2に示す。
石を、熱処理せずにサンプリングし、透過電子顕微鏡用
で観察した結果、平均の結晶粒径は12μm、粒界相は厚
み120nmの斜方晶構造のNd3Co金属間化合物であった。し
かし、主相との界面付近の粒界相の結晶方位を制限視野
電子線回折像で解析した結果、特定の方位関係は見いだ
せなかった。得られた焼結磁石の着磁後の磁気特性を表
2に示す。
【００６３】
【表２】
【００６４】表２の結果から明らかなように、結晶粒径
がほぼ同一で粒界相の結晶構造が同じ斜方晶構造のR-TM
-B系永久磁石の磁気特性を比較すると、主相とその近傍
の粒界相とに特定の方位関係がある場合、保磁力の面で
特に優れた磁気特性を発現することがわかる。
がほぼ同一で粒界相の結晶構造が同じ斜方晶構造のR-TM
-B系永久磁石の磁気特性を比較すると、主相とその近傍
の粒界相とに特定の方位関係がある場合、保磁力の面で
特に優れた磁気特性を発現することがわかる。
【００６５】
【発明の効果】本発明によれば、高磁気性能（特に保磁
力）を有するR-TM-B系永久磁石を設計するため指針が提
供される。従来、保磁力を決定する主相と粒界相間の界
面の構造が未知であったが、本発明によって、保磁力を
向上させるための理想的な界面の構造が明らかにされた
ことにより、新たなR-TM-B系永久磁石の開発の指針が提
供されると共に、既存のR-TM-B系永久磁石の保磁力のさ
らなる向上が可能となる。この結果、新規な磁石材料の
発見が容易となり、今まで保磁力が低いため実用されて
いないR-TM-B系永久磁石の実用化も可能となる。
力）を有するR-TM-B系永久磁石を設計するため指針が提
供される。従来、保磁力を決定する主相と粒界相間の界
面の構造が未知であったが、本発明によって、保磁力を
向上させるための理想的な界面の構造が明らかにされた
ことにより、新たなR-TM-B系永久磁石の開発の指針が提
供されると共に、既存のR-TM-B系永久磁石の保磁力のさ
らなる向上が可能となる。この結果、新規な磁石材料の
発見が容易となり、今まで保磁力が低いため実用されて
いないR-TM-B系永久磁石の実用化も可能となる。
【００６６】本発明によるR-TM-B系永久磁石は、主相と
粒界相の界面における原子同士の位置関係が規則正しく
なり、両者の整合性が保たれる結果、界面が逆磁区発生
の起点となる可能性が減少し、高保磁力を得ることがで
きる。また、本発明によるR-TM-B系永久磁石は、強磁性
相と粒界相とに特定の結晶方位関係を持たせ、界面近傍
の主相中のR原子の結晶場を強めることにより主相の界
面近傍での結晶磁気異方性を高め、その結果、粒界近傍
での逆磁区発生を困難ならしめ、容易に磁化反転するこ
とができないため保磁力が向上した、優れた磁気特性を
持つ磁石材料である。
粒界相の界面における原子同士の位置関係が規則正しく
なり、両者の整合性が保たれる結果、界面が逆磁区発生
の起点となる可能性が減少し、高保磁力を得ることがで
きる。また、本発明によるR-TM-B系永久磁石は、強磁性
相と粒界相とに特定の結晶方位関係を持たせ、界面近傍
の主相中のR原子の結晶場を強めることにより主相の界
面近傍での結晶磁気異方性を高め、その結果、粒界近傍
での逆磁区発生を困難ならしめ、容易に磁化反転するこ
とができないため保磁力が向上した、優れた磁気特性を
持つ磁石材料である。
【図面の簡単な説明】
【図１】界面からの距離と結晶磁気異方性の関係を説明
するための図であって、白丸が実施例の一軸異方性定数
K1、黒丸が比較例の一軸異方性定数K1を示す。
するための図であって、白丸が実施例の一軸異方性定数
K1、黒丸が比較例の一軸異方性定数K1を示す。
【図２】（Ａ）は主相と粒界相が整合している様子を示
すモデル図、（Ｂ）主相と粒界相が整合していない様子
を示すモデル図である。
すモデル図、（Ｂ）主相と粒界相が整合していない様子
を示すモデル図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１０年５月１３日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１０】ここで、Ｒ２ＴＭ１４Ｂ金属間化合物の
（好ましくは単結晶体）からなる主相（強磁性相）と、
Ｒ３ＴＭ合金からなる粒界相とから主として構成される
Ｒ−ＴＭ−Ｂ系永久磁石を例として、本発明の原理を説
明する。なお、Ｒ−ＴＭ−Ｂ系永久磁石中には上述の主
相、粒界相以外にもＢ−ｒｉｃｈ相（Ｒ１＋αＴＭ４Ｂ
４）、Ｒ−ＴＭ準安定相、工程中で不可避的に形成され
る酸化物、および炭化物などが存在することが知られて
いるが、これらの相が該永久磁石の磁気特性に及ぼす影
響は該主相、該粒界相の二相と比べて副次的である。
（好ましくは単結晶体）からなる主相（強磁性相）と、
Ｒ３ＴＭ合金からなる粒界相とから主として構成される
Ｒ−ＴＭ−Ｂ系永久磁石を例として、本発明の原理を説
明する。なお、Ｒ−ＴＭ−Ｂ系永久磁石中には上述の主
相、粒界相以外にもＢ−ｒｉｃｈ相（Ｒ１＋αＴＭ４Ｂ
４）、Ｒ−ＴＭ準安定相、工程中で不可避的に形成され
る酸化物、および炭化物などが存在することが知られて
いるが、これらの相が該永久磁石の磁気特性に及ぼす影
響は該主相、該粒界相の二相と比べて副次的である。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１８】図１、図２（Ａ）及び（Ｂ）を参照して、
主相（強磁性相）と粒界相がその界面で整合している場
合と、整合していない場合とで、界面近傍における結晶
磁気異方性の分布の相違を説明する。図１又は図２
（Ａ）及び（Ｂ）において、横軸の”最外殻”とは主相
の最も外側の原子層の位置を示し、”第２層”、”第３
層”とはそれぞれ最外殻位置から内部に向かって数えて
２番目、３番目の原子層の位置を示す。第ｎ層とは最外
殻からの距離が遠く、界面からの影響が無視できる位置
を示す。図１のグラフ中、縦軸は主相の一軸異方性定数
Ｋ１（結晶磁気異方性の強さを示す）の大きさを示し、
Ｋ１の値が大きいほど主相の自発磁化の向きは磁化容易
軸（ｃ軸）の方向で安定化する。また、図１中、実施例
（本発明）は図２（Ａ）に示すように主相と粒界相が界
面で整合している条件でのＫ１の計算値を示し、比較例
は図２（Ｂ）に示すように粒界相の欠落などによって界
面の不整合などがある場合のＫ１の計算値を示してい
る。
主相（強磁性相）と粒界相がその界面で整合している場
合と、整合していない場合とで、界面近傍における結晶
磁気異方性の分布の相違を説明する。図１又は図２
（Ａ）及び（Ｂ）において、横軸の”最外殻”とは主相
の最も外側の原子層の位置を示し、”第２層”、”第３
層”とはそれぞれ最外殻位置から内部に向かって数えて
２番目、３番目の原子層の位置を示す。第ｎ層とは最外
殻からの距離が遠く、界面からの影響が無視できる位置
を示す。図１のグラフ中、縦軸は主相の一軸異方性定数
Ｋ１（結晶磁気異方性の強さを示す）の大きさを示し、
Ｋ１の値が大きいほど主相の自発磁化の向きは磁化容易
軸（ｃ軸）の方向で安定化する。また、図１中、実施例
（本発明）は図２（Ａ）に示すように主相と粒界相が界
面で整合している条件でのＫ１の計算値を示し、比較例
は図２（Ｂ）に示すように粒界相の欠落などによって界
面の不整合などがある場合のＫ１の計算値を示してい
る。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１９
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１９】図１を参照して、比較例においては、界面
からの距離によって異方性定数Ｋ１の大きさが大きく変
化し、最外殻におけるＫ１の値が内部に比べて著しく低
下している。一方、実施例においては、界面からの距離
によって異方性定数Ｋ１の大きさがあまり変化せず、む
しろ最外殻相において異方性定数Ｋ１が上昇している。
従って、比較例によれば、最外殻において逆磁区の核生
成に要するエネルギーが局所的に低下して核生成と磁化
反転が容易になるため、磁石の保磁力が低下する。一
方、実施例によれば、最外殻におけるＫ１がむしろ内部
より高いため、界面における逆磁区の核生成が抑制さ
れ、その結果磁石の保磁力が増加する。
からの距離によって異方性定数Ｋ１の大きさが大きく変
化し、最外殻におけるＫ１の値が内部に比べて著しく低
下している。一方、実施例においては、界面からの距離
によって異方性定数Ｋ１の大きさがあまり変化せず、む
しろ最外殻相において異方性定数Ｋ１が上昇している。
従って、比較例によれば、最外殻において逆磁区の核生
成に要するエネルギーが局所的に低下して核生成と磁化
反転が容易になるため、磁石の保磁力が低下する。一
方、実施例によれば、最外殻におけるＫ１がむしろ内部
より高いため、界面における逆磁区の核生成が抑制さ
れ、その結果磁石の保磁力が増加する。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４２】［異方性定数］本発明に基づく永久磁石に
おいて、強磁性相の最外殻近傍の異方性定数Ｋ１の値は
内部と同等、もしくはそれ以上であることが好ましい。
この場合の同等とは、内部での値の少なくとも５０％以
上である。強磁性粒子の最外殻部における結晶磁気異方
性が、粒界相が存在しない場合の該強磁性粒子の最外殻
部の結晶磁気異方性に比べて強められることが好まし
い。
おいて、強磁性相の最外殻近傍の異方性定数Ｋ１の値は
内部と同等、もしくはそれ以上であることが好ましい。
この場合の同等とは、内部での値の少なくとも５０％以
上である。強磁性粒子の最外殻部における結晶磁気異方
性が、粒界相が存在しない場合の該強磁性粒子の最外殻
部の結晶磁気異方性に比べて強められることが好まし
い。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４７】上記の主相と粒界相の組み合わせは、例え
ばＳｍＣｏ５主相とＹ粒界相のように、両相がある温度
域で平衡に共存するものが好ましい。また、例えばＳｍ
２Ｆｅ１７Ｎ３主相とＺｎ相の反応で金属間化合物相
（Γ−ＦｅＺｎ）が形成されるように、主相と第２相と
が反応することにより粒界に好ましい第３相を形成して
もよい。後者の場合には、第３相が本発明でいうところ
の粒界相となる。
ばＳｍＣｏ５主相とＹ粒界相のように、両相がある温度
域で平衡に共存するものが好ましい。また、例えばＳｍ
２Ｆｅ１７Ｎ３主相とＺｎ相の反応で金属間化合物相
（Γ−ＦｅＺｎ）が形成されるように、主相と第２相と
が反応することにより粒界に好ましい第３相を形成して
もよい。後者の場合には、第３相が本発明でいうところ
の粒界相となる。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００５６】
【実施例】［実施例１］Ｎｄ１３．０ａｔ％、Ｃｏ３．
０ａｔ％、Ｂ６．５ａｔ％、残部Ｆｅ、および不可避的
不純物からなる原料を、φ０．３ｍｍのオリフィス径を
持つ石英管中に装填し、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解
して、溶湯をロール周速度２０ｍ／ｓで回転する銅製ロ
ールの表面に噴射して急冷し、超急冷薄帯を得た。これ
を目の開き３００μｍのメッシュを全量通るまで粗く粉
砕した後、Ａｒ雰囲気中で６００℃、３０ｍｉｎの熱処
理を行い、１００℃／ｍｉｎの冷却速度で室温まで冷却
した。得られたＲ２ＴＭ１４Ｂ系磁石粉末の小片をサン
プリングし、Ａｒ中のイオンミリングによって透過電子
顕微鏡用の試料を作製し、観察した結果、平均の結晶粒
径は７８ｎｍ、粒界相は厚み４ｎｍの斜方晶構造のＮｄ
３Ｃｏ合金であった。得られた磁石粉末の着磁後の磁気
特性を表１に示す。
０ａｔ％、Ｂ６．５ａｔ％、残部Ｆｅ、および不可避的
不純物からなる原料を、φ０．３ｍｍのオリフィス径を
持つ石英管中に装填し、Ａｒガス雰囲気中で高周波溶解
して、溶湯をロール周速度２０ｍ／ｓで回転する銅製ロ
ールの表面に噴射して急冷し、超急冷薄帯を得た。これ
を目の開き３００μｍのメッシュを全量通るまで粗く粉
砕した後、Ａｒ雰囲気中で６００℃、３０ｍｉｎの熱処
理を行い、１００℃／ｍｉｎの冷却速度で室温まで冷却
した。得られたＲ２ＴＭ１４Ｂ系磁石粉末の小片をサン
プリングし、Ａｒ中のイオンミリングによって透過電子
顕微鏡用の試料を作製し、観察した結果、平均の結晶粒
径は７８ｎｍ、粒界相は厚み４ｎｍの斜方晶構造のＮｄ
３Ｃｏ合金であった。得られた磁石粉末の着磁後の磁気
特性を表１に示す。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００６０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００６０】［実施例２］Ｎｄ１４．０ａｔ％、Ｃｏ
３．０ａｔ％、Ｂ７．０ａｔ％、残部Ｆｅ、および不可
避的不純物からなる原料を、Ａｒガス雰囲気中で高周波
溶解して、合金を溶製した。次に、該合金を粗粉砕した
後、ジヨークラッシャー、および、ディスクミルにより
４２０μｍ以下に粉砕し、さらに、ジェットミル粉砕し
て平均粒径３μｍの粉末を得た。得られた微粉末を縦１
５ｍｍ、横２０ｍｍのダイス中に給粉し、１１ｋＯｅの
磁界中で配向しながら、深さ方向に１．５ｔｏｎ／ｃｍ
２の圧力を加えて成形した。成形体を取り出した後、真
空中で１１００℃まで昇温し、２時間保持する焼結を行
い、さらに、焼結完了後、２００℃／ｍｉｎの速度で８
００℃まで冷却し、その後、１００℃／ｍｉｎの速度で
３００℃まで冷却し、ついでＡｒを導入して室温まで冷
却してＲ２ＴＭ１４Ｂ系焼結磁石を得た。得られた焼結
体の寸法は収縮によって成形体よりも減少したが、ワ
レ、ヒビ、変形などは全く見られなかった。次に、焼結
後の磁石を真空中、５００℃で２ｈ保持した後、２０℃
／ｍｉｎの速度で室温まで冷却した。得られた焼結磁石
の着磁後の磁気特性を表２に示す。 ─────────────────────────────────────────────────────
３．０ａｔ％、Ｂ７．０ａｔ％、残部Ｆｅ、および不可
避的不純物からなる原料を、Ａｒガス雰囲気中で高周波
溶解して、合金を溶製した。次に、該合金を粗粉砕した
後、ジヨークラッシャー、および、ディスクミルにより
４２０μｍ以下に粉砕し、さらに、ジェットミル粉砕し
て平均粒径３μｍの粉末を得た。得られた微粉末を縦１
５ｍｍ、横２０ｍｍのダイス中に給粉し、１１ｋＯｅの
磁界中で配向しながら、深さ方向に１．５ｔｏｎ／ｃｍ
２の圧力を加えて成形した。成形体を取り出した後、真
空中で１１００℃まで昇温し、２時間保持する焼結を行
い、さらに、焼結完了後、２００℃／ｍｉｎの速度で８
００℃まで冷却し、その後、１００℃／ｍｉｎの速度で
３００℃まで冷却し、ついでＡｒを導入して室温まで冷
却してＲ２ＴＭ１４Ｂ系焼結磁石を得た。得られた焼結
体の寸法は収縮によって成形体よりも減少したが、ワ
レ、ヒビ、変形などは全く見られなかった。次に、焼結
後の磁石を真空中、５００℃で２ｈ保持した後、２０℃
／ｍｉｎの速度で室温まで冷却した。得られた焼結磁石
の着磁後の磁気特性を表２に示す。 ─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１０年１２月２２日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２４】また、主相において、Ｂの一部ないし大部
分をＣ，Ｓｉ，Ｐ，などのいわゆる半金族元素で置換し
てもよい。例えば、ＢをＣで置換する場合、Ｂ １−ｘ Ｃ
ｘ 、但し好ましくはｘは少なくとも０．８まで可であ
る。
分をＣ，Ｓｉ，Ｐ，などのいわゆる半金族元素で置換し
てもよい。例えば、ＢをＣで置換する場合、Ｂ １−ｘ Ｃ
ｘ 、但し好ましくはｘは少なくとも０．８まで可であ
る。
【手続補正２】
【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】上記の主相と粒界相の界面における原子同
士の位置関係をさらに理想的に制御するには、主相と粒
界相の結晶学的方位関係を限定することが必要である。
ここで、結晶学的記号の意味を説明する。記号”［ｈｋ
ｌ］”はミラー指数がｈ、ｋ、ｌで表される結晶面に垂
直な法線の方向を表す。また、記号”［ｈｋｌ］”の添
字”主相”、”粒界相”とは、それぞれの方向が主相、
または粒界相のものであることを示す。例えば、記号”
［００１］主相”は主相であるＲ２ＴＭ１４Ｂ相のＣ軸
の方向を表している。一組の方向指数の間に記された記
号”／／”は、これらの方向ベクトルが互いに平行であ
ることを示す。
士の位置関係をさらに理想的に制御するには、主相と粒
界相の結晶学的方位関係を限定することが必要である。
ここで、結晶学的記号の意味を説明する。記号”［ｈｋ
ｌ］”はミラー指数がｈ、ｋ、ｌで表される結晶面に垂
直な法線の方向を表す。また、記号”［ｈｋｌ］”の添
字”主相”、”粒界相”とは、それぞれの方向が主相、
または粒界相のものであることを示す。例えば、記号”
［００１］主相”は主相であるＲ２ＴＭ１４Ｂ相のＣ軸
の方向を表している。一組の方向指数の間に記された記
号”／／”は、これらの方向ベクトルが互いに平行であ
ることを示す。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３２】次に、記号”（ｈｋｌ）”はミラー指数が
ｈ、ｋ、ｌで表される結晶面を表し、添字”主相”、”
粒界相”と、記号”／／”の意味するところは方向の場
合と同じである。ここで、同一の相についての方向と結
晶面の表記においては、用いられるミラー指数は一般化
された指数ではなく、特定の結晶方向、ないし結晶面を
示している。 ─────────────────────────────────────────────────────
ｈ、ｋ、ｌで表される結晶面を表し、添字”主相”、”
粒界相”と、記号”／／”の意味するところは方向の場
合と同じである。ここで、同一の相についての方向と結
晶面の表記においては、用いられるミラー指数は一般化
された指数ではなく、特定の結晶方向、ないし結晶面を
示している。 ─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１０年１２月２４日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項２
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００７
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００７】本発明は第１の視点において次の要素を有
する。結晶構造が正方晶であるＲ２ＴＭ１４Ｂ金属間化
合物（Ｒ：Ｙを含む希土類元素、ＴＭ：遷移金属）から
主としてなる磁性相。Ｒ３ＴＭ合金から主としてなる粒
界相。磁性相と粒界相の界面近傍における粒界相の結晶
構造が斜方晶構造であること。磁性相と粒界相が整合し
ていること。第２の視点においては、Ｒ２ＴＭ１４Ｂ金
属間化合物において、Ｒ中のＮｄとＰｒの合計が５０ａ
ｔ％以上。ＴＭはＦｅまたはＣｏでＴＭ中のＦｅが５０
ａｔ％以上。第３の視点においては、Ｒ２ＴＭ１４Ｂ金
属間化合物において、ＴＭ中のＦｅが５０ａｔ％以上。
ＴＭ中のＣｏが０．１ａｔ％以上。Ｒ３ＴＭ金属間化合
物において、ＴＭ中のＣｏが９０ａｔ％以上。第４の視
点においては、前記第１の視点に基づき磁性相と粒界相
の界面近傍における結晶学的方位関係が、下記の少なく
とも一組で表されること。方位関係のずれの角度が５°
以内であること。
する。結晶構造が正方晶であるＲ２ＴＭ１４Ｂ金属間化
合物（Ｒ：Ｙを含む希土類元素、ＴＭ：遷移金属）から
主としてなる磁性相。Ｒ３ＴＭ合金から主としてなる粒
界相。磁性相と粒界相の界面近傍における粒界相の結晶
構造が斜方晶構造であること。磁性相と粒界相が整合し
ていること。第２の視点においては、Ｒ２ＴＭ１４Ｂ金
属間化合物において、Ｒ中のＮｄとＰｒの合計が５０ａ
ｔ％以上。ＴＭはＦｅまたはＣｏでＴＭ中のＦｅが５０
ａｔ％以上。第３の視点においては、Ｒ２ＴＭ１４Ｂ金
属間化合物において、ＴＭ中のＦｅが５０ａｔ％以上。
ＴＭ中のＣｏが０．１ａｔ％以上。Ｒ３ＴＭ金属間化合
物において、ＴＭ中のＣｏが９０ａｔ％以上。第４の視
点においては、前記第１の視点に基づき磁性相と粒界相
の界面近傍における結晶学的方位関係が、下記の少なく
とも一組で表されること。方位関係のずれの角度が５°
以内であること。
【手続補正書】
【提出日】平成１０年１２月２５日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００６１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００６１】また、得られた磁石の小片をサンプリング
し、Ａｒ中のイオンミリングによって透過電子顕微鏡用
の試料を作製し、観察した結果、平均の結晶粒径は１２
μｍ、粒界相は厚み１２ｎｍの斜方晶構造のＮｄ３Ｃｏ
金属間化合物であった。また、主相との界面付近の粒界
相の結晶方位を制限視野電子線回折像で解析した結果、
ほとんどの観察部位で、上記（Ａ）〜（Ｄ）のいずれか
の方位関係を持っていることがわかった。
し、Ａｒ中のイオンミリングによって透過電子顕微鏡用
の試料を作製し、観察した結果、平均の結晶粒径は１２
μｍ、粒界相は厚み１２ｎｍの斜方晶構造のＮｄ３Ｃｏ
金属間化合物であった。また、主相との界面付近の粒界
相の結晶方位を制限視野電子線回折像で解析した結果、
ほとんどの観察部位で、上記（Ａ）〜（Ｄ）のいずれか
の方位関係を持っていることがわかった。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００６２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００６２】［比較例２］実施例２で得られた焼結後の
磁石を、熱処理せずにサンプリングし、透過電子顕微鏡
用で観察した結果、平均の結晶粒径は１２μｍ、粒界相
は厚み１２ｎｍの斜方晶構造のＮｄ３Ｃｏ金属間化合物
であった。しかし、主相との界面付近の粒界相の結晶方
位を制限視野電子線回折像で解析した結果、特定の方位
関係は見いだせなかった。得られた焼結磁石の着磁後の
磁気特性を表２に示す。
磁石を、熱処理せずにサンプリングし、透過電子顕微鏡
用で観察した結果、平均の結晶粒径は１２μｍ、粒界相
は厚み１２ｎｍの斜方晶構造のＮｄ３Ｃｏ金属間化合物
であった。しかし、主相との界面付近の粒界相の結晶方
位を制限視野電子線回折像で解析した結果、特定の方位
関係は見いだせなかった。得られた焼結磁石の着磁後の
磁気特性を表２に示す。
Claims (6)
- 【請求項１】結晶構造が正方晶であるR2TM14B金属間化
合物(R:Yを含む希土類元素、TM:遷移金属)からなる主と
して磁性相と、R3TM合金からなる主として粒界相を含む
R-TM-B系永久磁石であって、 前記磁性相と該粒界相の界面近傍における該粒界相の結
晶構造が斜方晶構造であって、該磁性相と該粒界相が整
合しているR-TM-B系永久磁石。 - 【請求項２】前記R2TM14B金属間化合物において、R中の
NdとPrの合計が50at%以上、前記TMはFeまたはCoでTM中
のFeが50at%以上であり、 前記R3TM合金において、Rが90at%以上であることを特徴
とする請求項１記載のR-TM-B系永久磁石。 - 【請求項３】前記R2TM14B金属間化合物において、TM中
のFeが50at%以上、TM中のCoが0.1at%以上であり前記R3T
M金属間化合物において、TM中のCoが90at%以上であるこ
とを特徴とする請求項１記載のR-TM-B系永久磁石。 - 【請求項４】前記磁性相と前記粒界相の界面近傍におけ
る結晶学的方位関係が、 【化１】 の少なくとも一組で表され、かつ該方位関係のずれの角
度が5°以内であることを特徴とする請求項１〜３のい
ずれか一に記載のR-TM-B系永久磁石。 - 【請求項５】結晶構造が正方晶である磁性相と、前記磁
性層との界面近傍における結晶構造が斜方晶である粒界
相と、を含み、前記磁性相と前記粒界相が前記界面を挟
んで整合しているR-TM-B系永久磁石。 - 【請求項６】強磁性を発揮するR2TM14B金属間化合物(R:
Yを含む希土類元素、TM:遷移金属)源と、R3TM合金源を
原料として用い、 R2TM14B正方晶を析出し、さらに該R2TM14B正方晶相の周
囲にR3TM斜方晶相を析出して該R2TM14B正方晶相と該R3T
M斜方晶相を整合させ、整合した界面近傍の前記R2TM14B
正方晶相の結晶磁気異方性を高めたR-TM-B系永久磁石の
製造方法。
Priority Applications (9)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10095477A JPH11273920A (ja) | 1998-03-23 | 1998-03-23 | Ｒ−ｔｍ−ｂ系永久磁石 |
| US09/265,669 US6511552B1 (en) | 1998-03-23 | 1999-03-10 | Permanent magnets and R-TM-B based permanent magnets |
| CNB991073118A CN1242426C (zh) | 1998-03-23 | 1999-03-23 | 永久磁体和r－tm－b系永久磁体 |
| EP06006902A EP1737001A3 (en) | 1998-03-23 | 1999-03-23 | Permanent magnets and methods for their production |
| KR1019990009794A KR100606156B1 (ko) | 1998-03-23 | 1999-03-23 | 영구 자석 및 ｒ-ｔｍ-ｂ계 영구 자석 |
| CNB031016642A CN1242424C (zh) | 1998-03-23 | 1999-03-23 | 永久磁体和r－tm－b系永久磁体 |
| EP99105857A EP0945878A1 (en) | 1998-03-23 | 1999-03-23 | Permanent magnets and methods for their production |
| US10/256,193 US6821357B2 (en) | 1998-03-23 | 2002-09-27 | Permanent magnets and R-TM-B based permanent magnets |
| US10/256,166 US7025837B2 (en) | 1998-03-23 | 2002-09-27 | Permanent magnets and R-TM-B based permanent magnets |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10095477A JPH11273920A (ja) | 1998-03-23 | 1998-03-23 | Ｒ−ｔｍ−ｂ系永久磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11273920A true JPH11273920A (ja) | 1999-10-08 |
Family
ID=14138713
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10095477A Pending JPH11273920A (ja) | 1998-03-23 | 1998-03-23 | Ｒ−ｔｍ−ｂ系永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11273920A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005091315A1 (ja) * | 2004-03-23 | 2005-09-29 | Japan Science And Technology Agency | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜磁石及びその製造方法 |
| US7087185B2 (en) | 1999-07-22 | 2006-08-08 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
| JP2015135935A (ja) * | 2013-03-28 | 2015-07-27 | Tdk株式会社 | 希土類磁石 |
| JP2021034711A (ja) * | 2019-08-16 | 2021-03-01 | 包頭天和磁気材料科技股▲ふん▼有限公司 | 焼結体、焼結永久磁石およびそれらの製造方法 |
-
1998
- 1998-03-23 JP JP10095477A patent/JPH11273920A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7087185B2 (en) | 1999-07-22 | 2006-08-08 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
| WO2005091315A1 (ja) * | 2004-03-23 | 2005-09-29 | Japan Science And Technology Agency | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜磁石及びその製造方法 |
| JPWO2005091315A1 (ja) * | 2004-03-23 | 2008-05-22 | 独立行政法人科学技術振興機構 | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜磁石及びその製造方法 |
| US7790300B2 (en) | 2004-03-23 | 2010-09-07 | Japan Science And Technology Agency | R-Fe-B based thin film magnet and method for preparation thereof |
| JP4698581B2 (ja) * | 2004-03-23 | 2011-06-08 | 独立行政法人科学技術振興機構 | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜磁石及びその製造方法 |
| JP2015135935A (ja) * | 2013-03-28 | 2015-07-27 | Tdk株式会社 | 希土類磁石 |
| JP2021034711A (ja) * | 2019-08-16 | 2021-03-01 | 包頭天和磁気材料科技股▲ふん▼有限公司 | 焼結体、焼結永久磁石およびそれらの製造方法 |
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