JP3238779B2 - 希土類磁石合金粉末とその製造方法 - Google Patents
希土類磁石合金粉末とその製造方法Info
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- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
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- H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、マグネットロール、
スピーカー、磁気センサー用磁気回路、各種メーターお
よびフォーカス用マグネットならびにモーターやアクチ
ュエーターなどに最適な希土類ボンド磁石用合金粉末と
その製造方法に係り、希土類元素の含有量が少ない特定
組成のＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ、Ｆｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝
Ａｌ，Ｓｉ）合金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、
スプラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらの
併用法にてアモルファス組織とし、特定の熱処理にて体
心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とする
ホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の構成相との微
細結晶集合体をからなる合金粉末を得、これを樹脂にて
結合することにより、ハードフェライト磁石では得られ
なかった５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するＦｅ−
Ｂ−Ｒ系磁石を得ることができる希土類磁石合金粉末と
その製造方法に関する。
スピーカー、磁気センサー用磁気回路、各種メーターお
よびフォーカス用マグネットならびにモーターやアクチ
ュエーターなどに最適な希土類ボンド磁石用合金粉末と
その製造方法に係り、希土類元素の含有量が少ない特定
組成のＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ、Ｆｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ−Ｍ（Ｍ＝
Ａｌ，Ｓｉ）合金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、
スプラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらの
併用法にてアモルファス組織とし、特定の熱処理にて体
心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とする
ホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の構成相との微
細結晶集合体をからなる合金粉末を得、これを樹脂にて
結合することにより、ハードフェライト磁石では得られ
なかった５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するＦｅ−
Ｂ−Ｒ系磁石を得ることができる希土類磁石合金粉末と
その製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】静電現像用マグネットロール、電装品用
モーター、アクチュエーターなどに使用される永久磁石
は主にハードフェライト磁石に限定されていたが、低温
でのｉＨｃ低下に伴う低温減磁特性が有ること、セラミ
ックス材質のために機械的強度が低くて割れ、欠けが発
生し易いこと、複雑な形状が得難いことなどの問題があ
った。
モーター、アクチュエーターなどに使用される永久磁石
は主にハードフェライト磁石に限定されていたが、低温
でのｉＨｃ低下に伴う低温減磁特性が有ること、セラミ
ックス材質のために機械的強度が低くて割れ、欠けが発
生し易いこと、複雑な形状が得難いことなどの問題があ
った。
【０００３】今日、自動車は省資源のため車両の軽量化
による燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装
品はより一層の小型、軽量化が求められている。また、
自動車用電装品以外の家電用モーターなどの用途におい
ても、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、現在のモーター構造では磁石材料としてＢｒが
５〜７ｋＧ程度のものが最適とされている。すなわち、
使用する磁石材料のＢｒが８ｋＧ以上の場合、現在のモ
ーター構造では磁路となる回転子やステーターの鉄板の
断面積を増大させる必要があり、重量の増大を招来する
が、Ｂｒが５〜７ｋＧであれば性能対重量比を最大にす
ることができる。
による燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装
品はより一層の小型、軽量化が求められている。また、
自動車用電装品以外の家電用モーターなどの用途におい
ても、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、現在のモーター構造では磁石材料としてＢｒが
５〜７ｋＧ程度のものが最適とされている。すなわち、
使用する磁石材料のＢｒが８ｋＧ以上の場合、現在のモ
ーター構造では磁路となる回転子やステーターの鉄板の
断面積を増大させる必要があり、重量の増大を招来する
が、Ｂｒが５〜７ｋＧであれば性能対重量比を最大にす
ることができる。
【０００４】従って、小型モーター用の磁石材料は磁気
特性的には特に５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒが要求さ
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。例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石ではか
かる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元反応
に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄ等を１０
〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライト磁石
に比較して著しく高価であり、現在のところ大量生産が
可能で安価に提供できるＢｒが５〜７ｋＧ程度の磁石材
料は、見出されていない。
特性的には特に５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒが要求さ
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。例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石ではか
かる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元反応
に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄ等を１０
〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライト磁石
に比較して著しく高価であり、現在のところ大量生産が
可能で安価に提供できるＢｒが５〜７ｋＧ程度の磁石材
料は、見出されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】一方、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍でＦｅ3 Ｂ化合物を主相とする磁石材料が提案（Ｒ．
Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ．，Ｃ８，１
９８８，６６９〜６７０頁）された。この磁石材料はア
モルファスリボンを熱処理することにより、Ｆｅ3Ｂと
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集合組織を有する準安定構造であ
るが、ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ程度と低く、またこのｉＨ
ｃを得るための熱処理条件が狭く限定され、工業生産上
実用的でない。
系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍でＦｅ3 Ｂ化合物を主相とする磁石材料が提案（Ｒ．
Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ．，Ｃ８，１
９８８，６６９〜６７０頁）された。この磁石材料はア
モルファスリボンを熱処理することにより、Ｆｅ3Ｂと
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集合組織を有する準安定構造であ
るが、ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ程度と低く、またこのｉＨ
ｃを得るための熱処理条件が狭く限定され、工業生産上
実用的でない。
【０００６】このＦｅ3 Ｂ化合物を主相とする磁石材料
に添加元素を加えて多成分化し、性能向上を図った研究
が発表されている。その１つは希土類元素にＮｄのほか
にＤｙとＴｂを用いてｉＨｃの向上を図るものである
が、高価な元素を添加する問題のほか、添加希土類元素
はその磁気モーメントがＮｄやＦｅの磁気モーメントと
反平行して結合するため磁化が減少する問題がある
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍ
ａｔ．、８３（１９９０）２２８〜２３０頁）。
に添加元素を加えて多成分化し、性能向上を図った研究
が発表されている。その１つは希土類元素にＮｄのほか
にＤｙとＴｂを用いてｉＨｃの向上を図るものである
が、高価な元素を添加する問題のほか、添加希土類元素
はその磁気モーメントがＮｄやＦｅの磁気モーメントと
反平行して結合するため磁化が減少する問題がある
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍ
ａｔ．、８３（１９９０）２２８〜２３０頁）。
【０００７】他の研究（Ｓｈｅｎ Ｂａｏ−ｇｅｎら，
Ｊ．Ｍａｇｎ， Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８９（１９９
１）３３５〜３４０頁）として、 Ｆｅの一部をＣｏに
て置換してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数
を改善するものであるが、Ｃｏの添加にともないＢｒを
低下させる問題がある。
Ｊ．Ｍａｇｎ， Ｍａｇｎ，Ｍａｔ．、８９（１９９
１）３３５〜３４０頁）として、 Ｆｅの一部をＣｏに
て置換してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数
を改善するものであるが、Ｃｏの添加にともないＢｒを
低下させる問題がある。
【０００８】いずれにしてもＦｅ3Ｂ化合物を主相とす
るＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、超急冷法によりアモルファ
ス化した後、熱処理してハード磁石材料化できるが、ｉ
Ｈｃが低く、かつ前記熱処理条件が狭く、添加元素にて
高ｉＨｃ化を図ると磁気エネルギー積が低下するなど、
安定した工業生産ができず、ハードフェライト磁石の代
替えとして安価に提供することができない。
るＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、超急冷法によりアモルファ
ス化した後、熱処理してハード磁石材料化できるが、ｉ
Ｈｃが低く、かつ前記熱処理条件が狭く、添加元素にて
高ｉＨｃ化を図ると磁気エネルギー積が低下するなど、
安定した工業生産ができず、ハードフェライト磁石の代
替えとして安価に提供することができない。
【０００９】この発明は、Ｆｅ3Ｂ化合物を主相とする
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石（Ｒは希土類元素）に着目して、
ｉＨｃと（ＢＨ）ｍａｘを向上させ、安定した工業生産
が可能な製造方法の確立と、５ｋＧ以上の残留磁束密度
Ｂｒを有しハードフェライト磁石に匹敵するコストパフ
ォーマンスを有し、安価に提供できるＦｅ3Ｂ化合物を
主相とするＦｅ−Ｂ−Ｒ系磁石を得るための希土類磁石
合金粉末とその製造方法の提供を目的としている。
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石（Ｒは希土類元素）に着目して、
ｉＨｃと（ＢＨ）ｍａｘを向上させ、安定した工業生産
が可能な製造方法の確立と、５ｋＧ以上の残留磁束密度
Ｂｒを有しハードフェライト磁石に匹敵するコストパフ
ォーマンスを有し、安価に提供できるＦｅ3Ｂ化合物を
主相とするＦｅ−Ｂ−Ｒ系磁石を得るための希土類磁石
合金粉末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】この発明は、Ｆｅ3Ｂ化
合物を主相とするＦｅ−Ｂ−Ｒ磁石のｉＨｃと（ＢＨ）
ｍａｘを向上させ、安定した工業生産が可能な製造方法
を目的に種々検討した結果、希土類元素の含有量が少な
く、ＶあるいはさらにＡｌ、Ｓｉの少なくとも１種を少
量添加した鉄基の特定組成の合金溶湯を超急冷法等にて
アモルファス組織となし、特定の昇温速度による熱処理
にて微細結晶集合体を得ることにより、ハードフェライ
ト磁石では得られなかった５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂ
ｒを有するボンド磁石に最適の希土類磁石合金粉末が得
られることを知見し、この発明を完成した。
合物を主相とするＦｅ−Ｂ−Ｒ磁石のｉＨｃと（ＢＨ）
ｍａｘを向上させ、安定した工業生産が可能な製造方法
を目的に種々検討した結果、希土類元素の含有量が少な
く、ＶあるいはさらにＡｌ、Ｓｉの少なくとも１種を少
量添加した鉄基の特定組成の合金溶湯を超急冷法等にて
アモルファス組織となし、特定の昇温速度による熱処理
にて微細結晶集合体を得ることにより、ハードフェライ
ト磁石では得られなかった５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂ
ｒを有するボンド磁石に最適の希土類磁石合金粉末が得
られることを知見し、この発明を完成した。
【００１１】この発明は、組成式をＦｅ100-x-y-zＶxＢ
yＲz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と
表し、あるいはさらに、組成式をＦｅ100-x-y-z ＶxＢ
yＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２
種、ＭはＡｌまたはＳｉの１種または２種）と表し、組
成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足
し、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分
とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する
構成相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結
晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にあり、平均粒径が
３μｍ〜５００μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧３ｋＯｅ、Ｂ
ｒ≧６ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧７ＭＧＯｅであることを
特徴とする希土類合金粉末である。 ０．０１≦ｘ≦１０ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
yＲz （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と
表し、あるいはさらに、組成式をＦｅ100-x-y-z ＶxＢ
yＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２
種、ＭはＡｌまたはＳｉの１種または２種）と表し、組
成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足
し、体心正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分
とするホウ化物相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する
構成相とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結
晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にあり、平均粒径が
３μｍ〜５００μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧３ｋＯｅ、Ｂ
ｒ≧６ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧７ＭＧＯｅであることを
特徴とする希土類合金粉末である。 ０．０１≦ｘ≦１０ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
【００１２】また、この発明は、 （１）組成式をＦｅ100-x-y-zＶxＢyＲz （但しＲはＰ
ｒまたはＮｄの１種または２種）と表し、あるいはさら
に、組成式をＦｅ100-x-y-zＶxＢyＲzＭw （但しＲは
ＰｒまたはＮｄの１種または２種、ＭはＡｌまたはＳｉ
の１種または２種）と表し、組成範囲を限定する記号
ｘ、ｙ、ｚ、ｗが上述の値を満足する合金溶湯を回転ロ
ールを用いた超急冷法、スプラット急冷法、ガスアトマ
イズ法あるいはこれらを組み合せて急冷し、実質的に９
０％以上をアモルファス組織となし、 （２）さらに熱処理の際に、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有す
る鉄を主成分とするホウ化物相が析出する温度付近から
の昇温温度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６２０℃
〜７５０℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施し、 （３）Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホ
ウ化物相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する構成相
とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径
が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得た
のち、 （４）前記急冷によるアモルファス組織化条件にて生成
形態が異なるため、必要に応じてこれを、平均粒径３μ
ｍ〜５００μｍに粉砕して磁石合金粉末を得ることを特
徴とする希土類合金粉末の製造方法である。
ｒまたはＮｄの１種または２種）と表し、あるいはさら
に、組成式をＦｅ100-x-y-zＶxＢyＲzＭw （但しＲは
ＰｒまたはＮｄの１種または２種、ＭはＡｌまたはＳｉ
の１種または２種）と表し、組成範囲を限定する記号
ｘ、ｙ、ｚ、ｗが上述の値を満足する合金溶湯を回転ロ
ールを用いた超急冷法、スプラット急冷法、ガスアトマ
イズ法あるいはこれらを組み合せて急冷し、実質的に９
０％以上をアモルファス組織となし、 （２）さらに熱処理の際に、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有す
る鉄を主成分とするホウ化物相が析出する温度付近から
の昇温温度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６２０℃
〜７５０℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施し、 （３）Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホ
ウ化物相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する構成相
とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径
が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得た
のち、 （４）前記急冷によるアモルファス組織化条件にて生成
形態が異なるため、必要に応じてこれを、平均粒径３μ
ｍ〜５００μｍに粉砕して磁石合金粉末を得ることを特
徴とする希土類合金粉末の製造方法である。
【００１３】組成の限定理由 希土類元素ＲはＰｒまたはＮｄの１種また２種を特定量
含有のときのみ、高い磁気特性が得られ、他の希土類、
例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２ｋＯｅ以上の特性が得
られず、またＳｍ以降の中希土類元素、重希土類元素は
磁気特性の劣化を招来するとともに磁石を高価格にする
ため好ましくない。Ｒは、３ａｔ％未満では２ｋＯｅ以
上のｉＨｃが得られず、また５．５ａｔ％を超えるとＦ
ｅ3Ｂ相が生成せず、硬磁性を示さない準安定相のＲ2Ｆ
ｅ23Ｂ3相が折出しｉＨｃは著しく低下するので好まし
くないため、３〜５．５ａｔ％の範囲とする。
含有のときのみ、高い磁気特性が得られ、他の希土類、
例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２ｋＯｅ以上の特性が得
られず、またＳｍ以降の中希土類元素、重希土類元素は
磁気特性の劣化を招来するとともに磁石を高価格にする
ため好ましくない。Ｒは、３ａｔ％未満では２ｋＯｅ以
上のｉＨｃが得られず、また５．５ａｔ％を超えるとＦ
ｅ3Ｂ相が生成せず、硬磁性を示さない準安定相のＲ2Ｆ
ｅ23Ｂ3相が折出しｉＨｃは著しく低下するので好まし
くないため、３〜５．５ａｔ％の範囲とする。
【００１４】Ｂは、１６ａｔ％未満および２２ａｔ％を
超えると２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１６
〜２２ａｔ％の範囲とする。
超えると２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１６
〜２２ａｔ％の範囲とする。
【００１５】Ｖは、ｉＨｃの向上に有効であるが、０．
０１ａｔ％未満ではかかる効果が得られず、１０ａｔ％
を超えるとＢｒおよび減磁曲線の角形性が著しく低下
し、６ｋＧ以上のＢｒが得られないため、０．０１〜１
０ａｔ％の範囲とする。
０１ａｔ％未満ではかかる効果が得られず、１０ａｔ％
を超えるとＢｒおよび減磁曲線の角形性が著しく低下
し、６ｋＧ以上のＢｒが得られないため、０．０１〜１
０ａｔ％の範囲とする。
【００１６】Ａｌ、Ｓｉは熱処理温度範囲を拡大してか
つ減磁曲線の角型性を改善し、磁気特性のＢｒ、（Ｂ
Ｈ）ｍａｘを増大させる効果を有し、かかる効果を得る
には少なくとも０．１ａｔ％以上の添加が必要である
が、３ａｔ％を超えるとかえって角型性を劣化させ、
（ＢＨ）ｍａｘも低下するため、０．１〜３ａｔ％の範
囲とする。
つ減磁曲線の角型性を改善し、磁気特性のＢｒ、（Ｂ
Ｈ）ｍａｘを増大させる効果を有し、かかる効果を得る
には少なくとも０．１ａｔ％以上の添加が必要である
が、３ａｔ％を超えるとかえって角型性を劣化させ、
（ＢＨ）ｍａｘも低下するため、０．１〜３ａｔ％の範
囲とする。
【００１７】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占める。
【００１８】製造条件の限定理由 この発明において、上述の特定組成の合金溶湯を超急冷
法にてアモルファスとなし、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有す
る鉄を主成分とするホウ化物相が析出する温度付近から
の昇温温度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６２０℃
〜７５０℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施すこ
とにより、熱力学的には準安定相であるＦｅ3Ｐ型結晶
構造を持つＦｅ3Ｂ相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する強磁性相が共存し、各構成相の平均結晶粒径が５ｎ
ｍ〜１００ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得ることが
最も重要であり、合金溶湯の超急冷処理には公知の回転
ロールを用いた超急冷法を採用できるが、実質的に９０
％以上のアモルファスが得られれば、回転ロールを用い
た超急冷法の他にもスプラット急冷法、ガスアトマイズ
法あるいはこれらを組み合せた急冷方法を採用してもよ
い。例えば、Ｃｕ製ロールを用いる場合は、そのロール
表面周速度が１０〜５０ｍ／秒の範囲が好適な組織が得
られるため好ましい。すなわち周速度が１０ｍ／秒未満
ではアモルファスとならずα−Ｆｅ相の析出量が増大し
て好ましくなく、ロール表面周速度が５０ｍ／秒を超え
ると、急冷された合金が連続的なリボンとして生成せ
ず、合金片が飛散し、装置から合金を回収する際の回収
率や回収能率が低下して好ましくない。ただし、微量の
α−Ｆｅ相が急冷薄帯中に存在しても特性を著しく低下
させるものでなく許容される。
法にてアモルファスとなし、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有す
る鉄を主成分とするホウ化物相が析出する温度付近から
の昇温温度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６２０℃
〜７５０℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施すこ
とにより、熱力学的には準安定相であるＦｅ3Ｐ型結晶
構造を持つＦｅ3Ｂ相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する強磁性相が共存し、各構成相の平均結晶粒径が５ｎ
ｍ〜１００ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得ることが
最も重要であり、合金溶湯の超急冷処理には公知の回転
ロールを用いた超急冷法を採用できるが、実質的に９０
％以上のアモルファスが得られれば、回転ロールを用い
た超急冷法の他にもスプラット急冷法、ガスアトマイズ
法あるいはこれらを組み合せた急冷方法を採用してもよ
い。例えば、Ｃｕ製ロールを用いる場合は、そのロール
表面周速度が１０〜５０ｍ／秒の範囲が好適な組織が得
られるため好ましい。すなわち周速度が１０ｍ／秒未満
ではアモルファスとならずα−Ｆｅ相の析出量が増大し
て好ましくなく、ロール表面周速度が５０ｍ／秒を超え
ると、急冷された合金が連続的なリボンとして生成せ
ず、合金片が飛散し、装置から合金を回収する際の回収
率や回収能率が低下して好ましくない。ただし、微量の
α−Ｆｅ相が急冷薄帯中に存在しても特性を著しく低下
させるものでなく許容される。
【００１９】この発明において、上述の特定組成の合金
溶湯を超急冷法にて実質的に９０％以上をアモルファス
となした後、磁気特性が最高となる熱処理は組成に依存
するが、熱処理温度が６２０℃未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ
相が析出せず、３ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず、また
７５０℃を超えると熱平衡相であるα−Ｆｅ相とＦｅ2
ＢまたはＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4相が生成してｉＨｃが発源し
ないため、熱処理温度は６２０〜７５０℃以下に限定す
る。熱処理雰囲気はＡｒガスなどの不活性ガス雰囲気が
好ましい。熱処理時間は短くてもよいが、１０秒未満で
は十分なミクロ組織の生成が行われず、ｉＨｃ及び減磁
曲線の角型性が劣化し、また６時間を超えると３ｋＯｅ
以上のｉＨｃが得られないので、熱処理保持時間を１０
秒〜６時間に限定する。
溶湯を超急冷法にて実質的に９０％以上をアモルファス
となした後、磁気特性が最高となる熱処理は組成に依存
するが、熱処理温度が６２０℃未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ
相が析出せず、３ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず、また
７５０℃を超えると熱平衡相であるα−Ｆｅ相とＦｅ2
ＢまたはＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4相が生成してｉＨｃが発源し
ないため、熱処理温度は６２０〜７５０℃以下に限定す
る。熱処理雰囲気はＡｒガスなどの不活性ガス雰囲気が
好ましい。熱処理時間は短くてもよいが、１０秒未満で
は十分なミクロ組織の生成が行われず、ｉＨｃ及び減磁
曲線の角型性が劣化し、また６時間を超えると３ｋＯｅ
以上のｉＨｃが得られないので、熱処理保持時間を１０
秒〜６時間に限定する。
【００２０】この発明において重要な特徴として、熱処
理に際してＦｅ3Ｂ相が析出する温度５８０℃以上から
の昇温速度があり、１℃／分未満の昇温速度では、昇温
中にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相とＦｅ3Ｂ相の結晶粒径が大きく成
長しすぎてｉＨｃが劣化し、３ｋＯｅ以上のｉＨｃが得
られない。また、１５℃／分を超える昇温速度では、６
２０℃を通過してから生成するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出
が十分に行われず、α−Ｆｅ相の析出量が増大して、磁
化曲線の第２象限にＢｒ点近傍に磁化の低下のある減磁
曲線となり、（ＢＨ）ｍａｘが劣化するため好ましくな
い。ただし、微量のα−Ｆｅ相の存在は許容できる。な
お、熱処理に際してＦｅ3Ｂ相が析出する温度５８０℃
未満まではその昇温速度は任意であり、急速加熱などを
適用して処理能率を高めることができる。
理に際してＦｅ3Ｂ相が析出する温度５８０℃以上から
の昇温速度があり、１℃／分未満の昇温速度では、昇温
中にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相とＦｅ3Ｂ相の結晶粒径が大きく成
長しすぎてｉＨｃが劣化し、３ｋＯｅ以上のｉＨｃが得
られない。また、１５℃／分を超える昇温速度では、６
２０℃を通過してから生成するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出
が十分に行われず、α−Ｆｅ相の析出量が増大して、磁
化曲線の第２象限にＢｒ点近傍に磁化の低下のある減磁
曲線となり、（ＢＨ）ｍａｘが劣化するため好ましくな
い。ただし、微量のα−Ｆｅ相の存在は許容できる。な
お、熱処理に際してＦｅ3Ｂ相が析出する温度５８０℃
未満まではその昇温速度は任意であり、急速加熱などを
適用して処理能率を高めることができる。
【００２１】結晶構造 この発明による希土類磁石並びに希土類磁石合金粉末の
結晶相は、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とす
るホウ化物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する強磁性相を有し、平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎ
ｍの微細結晶集合体からなることを特徴としている。こ
の発明において、磁石合金の平均結晶粒径が１００ｎｍ
を超えると、減磁曲線の角型性が著しく劣化し、Ｂｒ≧
６ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧７ＭＧＯｅ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、５ｎｍ未満の平均結晶粒径を得ることは工業生
産上困難であるため、下限を５ｎｍとする。
結晶相は、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とす
るホウ化物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する強磁性相を有し、平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎ
ｍの微細結晶集合体からなることを特徴としている。こ
の発明において、磁石合金の平均結晶粒径が１００ｎｍ
を超えると、減磁曲線の角型性が著しく劣化し、Ｂｒ≧
６ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧７ＭＧＯｅ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、５ｎｍ未満の平均結晶粒径を得ることは工業生
産上困難であるため、下限を５ｎｍとする。
【００２２】磁石化方法 特定組成の合金溶湯を前述の超急冷法にてアモルファス
となし、Ｆｅ3Ｂ相が析出する温度５８０℃以上からの
昇温速度を１〜１５℃／分で昇温した後、６２０〜７５
０℃で１０秒〜６時間保持する熱処理を施すことによ
り、平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの微細結晶集合
体として得たこの発明による希土類磁石合金粉末を用い
て磁石化するには、７５０℃以下で固化、圧密化できる
公知の焼結磁石化方法並びにボンド磁石化方法の何れも
採用することができ、例えば回転ロールによるリボンや
スプラットによる粒片状など急冷法やそのアモルファス
組織化条件によって粉砕が必要な場合は、当該合金を平
均粒径が３〜５００μｍの合金粉末に粉砕したのち、公
知のバインダーと混合して所要のボンド磁石となすこと
により、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド
磁石を得ることができる。
となし、Ｆｅ3Ｂ相が析出する温度５８０℃以上からの
昇温速度を１〜１５℃／分で昇温した後、６２０〜７５
０℃で１０秒〜６時間保持する熱処理を施すことによ
り、平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの微細結晶集合
体として得たこの発明による希土類磁石合金粉末を用い
て磁石化するには、７５０℃以下で固化、圧密化できる
公知の焼結磁石化方法並びにボンド磁石化方法の何れも
採用することができ、例えば回転ロールによるリボンや
スプラットによる粒片状など急冷法やそのアモルファス
組織化条件によって粉砕が必要な場合は、当該合金を平
均粒径が３〜５００μｍの合金粉末に粉砕したのち、公
知のバインダーと混合して所要のボンド磁石となすこと
により、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド
磁石を得ることができる。
【００２３】
【作用】この発明は、希土類元素の含有量が少ない特定
組成のＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（ＲはＮｄまたはＰ
ｒ）あるいはＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ−Ｍ合金溶湯（ＭはＡ
ｌ、Ｓｉの１種もしくは２種）を前述の超急冷法にて実
質的に９０％以上をアモルファス組織となし、得られた
リボン、フレーク、球状粉末をＦｅ3Ｂ析出温度以上か
ら１〜１５℃／分の昇温速度で昇温した後、６２０〜７
５０℃で１０秒〜６時間保持する熱処理を施すことによ
り、熱力学的には、準安定相であるＦｅ3Ｐ型結晶構造
をもつＦｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強
磁性相が共存し、各構造相の平均結晶粒径が５ｎｍ〜１
００ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得る。この際、Ｖ
を含有しない組成では７００℃を越えると熱平衡相であ
るα−Ｆｅ相とＦｅ2Ｂ相またはＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4が生成
してｉＨｃが発現しないが、Ｖ含有組成ではＦｅ3Ｂ相
とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相がＶを添加しない組成に比べ熱的に
より安定となり、６２０℃〜７５０℃程度の広い温度範
囲でＶを含有しない組成より高い ｉＨｃが発現する。
さらにＶと同時にＡｌ、Ｓｉを１種あるいは２種含有す
ることにより、Ｖ含有時のＢｒ、減磁曲線の角形の劣化
を改善することができ、ｉＨｃ≧３ｋＧ、Ｂｒ≧７ｋ
Ｇ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性を有するボ
ンド磁石原料として、最適な磁石合金粉末を得ることが
できる。
組成のＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（ＲはＮｄまたはＰ
ｒ）あるいはＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ−Ｍ合金溶湯（ＭはＡ
ｌ、Ｓｉの１種もしくは２種）を前述の超急冷法にて実
質的に９０％以上をアモルファス組織となし、得られた
リボン、フレーク、球状粉末をＦｅ3Ｂ析出温度以上か
ら１〜１５℃／分の昇温速度で昇温した後、６２０〜７
５０℃で１０秒〜６時間保持する熱処理を施すことによ
り、熱力学的には、準安定相であるＦｅ3Ｐ型結晶構造
をもつＦｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強
磁性相が共存し、各構造相の平均結晶粒径が５ｎｍ〜１
００ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得る。この際、Ｖ
を含有しない組成では７００℃を越えると熱平衡相であ
るα−Ｆｅ相とＦｅ2Ｂ相またはＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4が生成
してｉＨｃが発現しないが、Ｖ含有組成ではＦｅ3Ｂ相
とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相がＶを添加しない組成に比べ熱的に
より安定となり、６２０℃〜７５０℃程度の広い温度範
囲でＶを含有しない組成より高い ｉＨｃが発現する。
さらにＶと同時にＡｌ、Ｓｉを１種あるいは２種含有す
ることにより、Ｖ含有時のＢｒ、減磁曲線の角形の劣化
を改善することができ、ｉＨｃ≧３ｋＧ、Ｂｒ≧７ｋ
Ｇ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性を有するボ
ンド磁石原料として、最適な磁石合金粉末を得ることが
できる。
【００２４】
実施例１ 表１のＮｏ．１〜４の組成となるように、純度９９．５
％以上のＦｅ、Ｖ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ａｌ、Ｓｉの金属
を用いて、総量が３０ｇｒとなるように秤量し、底部に
直径０．８ｍｍのオリフィスを有する石英るつぼ内に投
入し、圧力５６ｃｍＨｇのＡｒ雰囲気中で高周波加熱に
より溶解し、溶解温度を１３００℃にした後、湯面をＡ
ｒガスにより加圧して室温にてロール周速度２０ｍ／秒
にて高速回転するＣｕ製ロールの外周面に０．７ｍｍの
高さから溶湯を噴出させて、幅２〜３ｍｍ、厚み３０〜
４０μｍの超急冷薄帯を作製した。得られた超急冷薄帯
をＣｕＫαの特性Ｘ線によりアモルファスであることを
確認した。
％以上のＦｅ、Ｖ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ａｌ、Ｓｉの金属
を用いて、総量が３０ｇｒとなるように秤量し、底部に
直径０．８ｍｍのオリフィスを有する石英るつぼ内に投
入し、圧力５６ｃｍＨｇのＡｒ雰囲気中で高周波加熱に
より溶解し、溶解温度を１３００℃にした後、湯面をＡ
ｒガスにより加圧して室温にてロール周速度２０ｍ／秒
にて高速回転するＣｕ製ロールの外周面に０．７ｍｍの
高さから溶湯を噴出させて、幅２〜３ｍｍ、厚み３０〜
４０μｍの超急冷薄帯を作製した。得られた超急冷薄帯
をＣｕＫαの特性Ｘ線によりアモルファスであることを
確認した。
【００２５】この超急冷薄帯をＡｒガス中で５８０℃ま
で急速加熱した後、５８０℃以上を表１に示す昇温速度
で昇温し、表１に示す熱処理温度で１０分間保持し、そ
の後室温まで冷却して薄帯を取り出し、幅２〜３ｍｍ、
厚み３０〜４０μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、
ＶＳＭを用いて磁気特性、平均結晶粒径を測定した。測
定結果を表２に示す。なお、試料の測定結果は、正方晶
と斜方晶が混在するＦｅ3Ｂ相が主相で、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ
相とα−Ｆｅ相が混在する多相組織であり、平均結晶粒
径はいずれも１００ｎｍ以下であった。なお、Ｖはこれ
らの各相でＦｅの一部を置換するが、Ａｌ、Ｓｉについ
ては添加量が少ない上、超微細結晶であるため分析不能
であった。
で急速加熱した後、５８０℃以上を表１に示す昇温速度
で昇温し、表１に示す熱処理温度で１０分間保持し、そ
の後室温まで冷却して薄帯を取り出し、幅２〜３ｍｍ、
厚み３０〜４０μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、
ＶＳＭを用いて磁気特性、平均結晶粒径を測定した。測
定結果を表２に示す。なお、試料の測定結果は、正方晶
と斜方晶が混在するＦｅ3Ｂ相が主相で、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ
相とα−Ｆｅ相が混在する多相組織であり、平均結晶粒
径はいずれも１００ｎｍ以下であった。なお、Ｖはこれ
らの各相でＦｅの一部を置換するが、Ａｌ、Ｓｉについ
ては添加量が少ない上、超微細結晶であるため分析不能
であった。
【００２６】比較例 表１のＮｏ．５の組成となるように純度９９．５％以上
のＦｅ、Ｂ、Ｎｄを用いて実施例１と同条件で超急冷薄
帯を作製した。得られた薄帯を実施例１と同一条件の熱
処理を施し、冷却後に実施例１と同条件で試料化（比較
例Ｎｏ．５）してＶＳＭを用いて磁気特性、平均結晶粒
径を測定した。測定結果を表２に示す。比較例Ｎｏ．５
の組織は実施例１の組織と類似していたが、結晶粒が実
施例１に比較して粗大化していた。
のＦｅ、Ｂ、Ｎｄを用いて実施例１と同条件で超急冷薄
帯を作製した。得られた薄帯を実施例１と同一条件の熱
処理を施し、冷却後に実施例１と同条件で試料化（比較
例Ｎｏ．５）してＶＳＭを用いて磁気特性、平均結晶粒
径を測定した。測定結果を表２に示す。比較例Ｎｏ．５
の組織は実施例１の組織と類似していたが、結晶粒が実
施例１に比較して粗大化していた。
【００２７】実施例２ 実施例１で得られた表１の組成Ｎｏ．４の超急冷薄帯
を、表１の熱処理後に平均粒径は１５０μｍ以下に粉砕
し、エポキシ樹脂からなるバインダーを２ｗｔ％の割合
で混合したのち、１２ｍｍ×１２ｍｍ×８ｍｍ寸法のボ
ンド磁石を作成した。得られたボンド磁石の磁気特性
は、密度６．０ｇ／ｃｍ3、ｉＨｃ＝４．７ｋＯｅ、Ｂ
ｒ＝７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ＝８ＭＧＯｅであった。
を、表１の熱処理後に平均粒径は１５０μｍ以下に粉砕
し、エポキシ樹脂からなるバインダーを２ｗｔ％の割合
で混合したのち、１２ｍｍ×１２ｍｍ×８ｍｍ寸法のボ
ンド磁石を作成した。得られたボンド磁石の磁気特性
は、密度６．０ｇ／ｃｍ3、ｉＨｃ＝４．７ｋＯｅ、Ｂ
ｒ＝７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ＝８ＭＧＯｅであった。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【発明の効果】この発明は、希土類元素の含有量が少な
い特定組成のＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（Ｒは Ｎｄま
たはＰｒ）あるいはＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ−Ｍ合金溶湯（Ｍ
は Ａｌ、Ｓｉの１種もしくは２種）を前述の超急冷法
にて実質的に９０％以上をアモルファス組織となし、得
られたリボン、フレーク、球状粉末を得、これに特定条
件の熱処理を施すことにより、熱力学的には準安定相で
あるＦｅ3Ｐ型結晶構造をもつＦｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14
Ｂ型結晶構造を有する強磁性相が共存し、各構成相の平
均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にある微結晶集
合体を得る。この際、Ｖを含有しない組成では７００℃
を越えると熱平衡相であるα−Ｆｅ相とＦｅ2Ｂ相また
はＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4が生成してｉＨｃが発現しないが、
Ｖ含有組成ではＦｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相がＶを添加
しない組成に比べ、熱的により安定となり６２０℃〜７
５０℃程度の広い温度範囲でＶを含有しない組成より高
い ｉＨｃが発現する。さらにＶと同時にＡｌ、Ｓｉを
１種あるいは２種含有することにより、Ｖ含有時のＢ
ｒ、減磁曲線の角形の劣化が改善されることにより、ｉ
Ｈｃ≧３ｋＧ、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧ
Ｏｅの磁気特性を有するボンド磁石原料として、最適な
磁石合金粉末を得ることができる。また、この発明は、
希土類元素の含有量が少なく、製造方法が簡単で大量生
産に適しているため、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを
有し、ハードフェライト磁石を超える磁気的性能を有す
るボンド磁石を提供できる。
い特定組成のＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ合金溶湯（Ｒは Ｎｄま
たはＰｒ）あるいはＦｅ−Ｖ−Ｂ−Ｒ−Ｍ合金溶湯（Ｍ
は Ａｌ、Ｓｉの１種もしくは２種）を前述の超急冷法
にて実質的に９０％以上をアモルファス組織となし、得
られたリボン、フレーク、球状粉末を得、これに特定条
件の熱処理を施すことにより、熱力学的には準安定相で
あるＦｅ3Ｐ型結晶構造をもつＦｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14
Ｂ型結晶構造を有する強磁性相が共存し、各構成相の平
均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にある微結晶集
合体を得る。この際、Ｖを含有しない組成では７００℃
を越えると熱平衡相であるα−Ｆｅ相とＦｅ2Ｂ相また
はＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4が生成してｉＨｃが発現しないが、
Ｖ含有組成ではＦｅ3Ｂ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相がＶを添加
しない組成に比べ、熱的により安定となり６２０℃〜７
５０℃程度の広い温度範囲でＶを含有しない組成より高
い ｉＨｃが発現する。さらにＶと同時にＡｌ、Ｓｉを
１種あるいは２種含有することにより、Ｖ含有時のＢ
ｒ、減磁曲線の角形の劣化が改善されることにより、ｉ
Ｈｃ≧３ｋＧ、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧ
Ｏｅの磁気特性を有するボンド磁石原料として、最適な
磁石合金粉末を得ることができる。また、この発明は、
希土類元素の含有量が少なく、製造方法が簡単で大量生
産に適しているため、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを
有し、ハードフェライト磁石を超える磁気的性能を有す
るボンド磁石を提供できる。
フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B22F 1/00 B22F 9/04 C22C 38/00 H01F 1/053 H01F 1/06
Claims (6)
- 【請求項１】 組成式をＦｅ100-x-y-zＶxＢyＲz （但
しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と表し、組成
範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚが下記値を満足し、体心
正方晶Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホ
ウ化物相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する構成相
とが同一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径
が５ｎｍ〜１００ｎｍの範囲にあり、平均粒径が３μｍ
〜５００μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧３ｋＯｅ、Ｂｒ≧６
ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧７ＭＧＯｅであることを特徴と
する希土類合金粉末。 ０．０１≦ｘ≦１０ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ - 【請求項２】 組成式をＦｅ100-x-y-zＶxＢyＲzＭw
（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、ＭはＡｌ
またはＳｉの１種または２種）と表し、組成範囲を限定
する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足し、体心正方晶
Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物
相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する構成相とが同
一粉末粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が５ｎ
ｍ〜１００ｎｍの範囲にあり、平均粒径が３μｍ〜５０
０μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧３ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧ、
（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅであることを特徴とする希
土類合金粉末。 ０．０１≦ｘ≦１０ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％ - 【請求項３】 組成式をＦｅ100-x-y-zＶxＢyＲz （但
しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と表し、組成
範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚが下記値を満足する合金
溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラット急冷
法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組み合せて急冷
し、実質的に９０％以上をアモルファス組織となし、さ
らに熱処理の際に、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主
成分とするホウ化物相が析出する温度付近からの昇温温
度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６２０℃〜７５０
℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施し、Ｆｅ3Ｐ
型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相と、Ｎ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する構成相とが同一粉末粒
子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が５ｎｍ〜１０
０ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得たのち、これを平
均粒径３μｍ〜５００μｍに粉砕して磁石合金粉末を得
ることを特徴とする希土類合金粉末の製造方法。 ０．０１≦ｘ≦１０ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ - 【請求項４】 組成式をＦｅ100-x-y-zＶxＢyＲzＭw
（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、ＭはＡ
ｇ、ＡｌまたはＳｉの１種または２種）と表し、組成範
囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足する合
金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラット急冷
法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組み合せて急冷
し、実質的に９０％以上をアモルファス組織となし、さ
らに熱処理の際に、Ｆｅ3Ｐ型結晶構造を有する鉄を主
成分とするホウ化物相が析出する温度付近からの昇温温
度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６２０℃〜７５０
℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施し、Ｆｅ3Ｐ
型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相と、Ｎ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する構成相とが同一粉末粒
子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が５ｎｍ〜１０
０ｎｍの範囲にある微結晶集合体を得たのち、これを平
均粒径３μｍ〜５００μｍに粉砕して磁石合金粉末を得
ることを特徴とする希土類合金粉末の製造方法。 ０．０１≦ｘ≦１０ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％ - 【請求項５】 組成式をＦｅ 100-x-y-z Ｖ x Ｂ y Ｒ z （但
しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と表し、組成
範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚが下記値を満足する合金
溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラット急冷
法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組み合せて急冷
し（但し回転ロールを用いた超急冷法の みの場合を除
く）、実質的に９０％以上をアモルファス組織となし、
さらに熱処理の際に、Ｆｅ 3 Ｐ型結晶構造を有する鉄を
主成分とするホウ化物相が析出する温度付近からの昇温
温度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６２０℃〜７５
０℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施し、Ｆｅ 3
Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相と、
Ｎｄ 2 Ｆｅ 14 Ｂ型結晶構造を有する構成相とが同一粉末
粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が５ｎｍ〜１
００ｎｍの範囲にある微結晶集合体であり、かつ平均粒
径３μｍ〜５００μｍの磁石合金粉末を得ることを特徴
とする希土類合金粉末の製造方法。 ０．０１≦ｘ≦１０ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ - 【請求項６】 組成式をＦｅ 100-x-y-z Ｖ x Ｂ y Ｒ z Ｍ w
（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、ＭはＡ
ｇ、ＡｌまたはＳｉの１種または２種）と表し、組成範
囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足する合
金溶湯を回転ロールを用いた超急冷法、スプラット急冷
法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組み合せて急冷
し（但し回転ロールを用いた超急冷法のみの場合を除
く）、実質的に９０％以上をアモルファス組織となし、
さらに熱処理の際に、Ｆｅ 3 Ｐ型結晶構造を有する鉄を
主成分とするホウ化物相が析出する温度付近からの昇温
温度を１℃／分〜１５℃／分で昇温して６２０℃〜７５
０℃で１０秒間〜６時間保持する熱処理を施し、Ｆｅ 3
Ｐ型結晶構造を有する鉄を主成分とするホウ化物相と、
Ｎｄ 2 Ｆｅ 14 Ｂ型結晶構造を有する構成相とが同一粉末
粒子中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が５ｎｍ〜１
００ｎｍの範囲にある微結晶集合体であり、かつ平均粒
径３μｍ〜５００μｍの磁石合金粉末を得ることを特徴
とする希土類合金粉末の製造方法。 ０．０１≦ｘ≦１０ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦５．５ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03136293A JP3238779B2 (ja) | 1993-01-26 | 1993-01-26 | 希土類磁石合金粉末とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03136293A JP3238779B2 (ja) | 1993-01-26 | 1993-01-26 | 希土類磁石合金粉末とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06220501A JPH06220501A (ja) | 1994-08-09 |
| JP3238779B2 true JP3238779B2 (ja) | 2001-12-17 |
Family
ID=12329136
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03136293A Expired - Lifetime JP3238779B2 (ja) | 1993-01-26 | 1993-01-26 | 希土類磁石合金粉末とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
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| CN106024250A (zh) * | 2016-08-02 | 2016-10-12 | 广西南宁胜祺安科技开发有限公司 | 一种适用于高温环境的铁磁体及其制备方法 |
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1993
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| CN106024250A (zh) * | 2016-08-02 | 2016-10-12 | 广西南宁胜祺安科技开发有限公司 | 一种适用于高温环境的铁磁体及其制备方法 |
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| JPH06220501A (ja) | 1994-08-09 |
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