JP3157659B2 - 永久磁石粉末の製造方法 - Google Patents
永久磁石粉末の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、各種モーター、アク
チュエーターなどに用いることが可能な高保磁力を有す
る新規なＲ（希土類元素）−Ｔ（鉄族元素）−Ｍ−Ｎ系
のボンド磁石用および焼結磁石用永久磁石粉末の製造方
法に係り、所要組成に配合、混合した所要金属粉末また
は合金粉末を特定雰囲気にてメカニカルアロイングし、
拡散処理にてＴｈＭｎ12型結晶構造を有するＲＴ12-xＭ
x（但しｘ＝１〜２）を主相とする微細結晶組織の集合
粉体となし、さらに特定のＮ2とＨ2との混合ガス中で窒
化処理を行い、低コストで耐食性のすぐれ、かつ高保磁
力を有するＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁石粉末の製造方法に
関する。
チュエーターなどに用いることが可能な高保磁力を有す
る新規なＲ（希土類元素）−Ｔ（鉄族元素）−Ｍ−Ｎ系
のボンド磁石用および焼結磁石用永久磁石粉末の製造方
法に係り、所要組成に配合、混合した所要金属粉末また
は合金粉末を特定雰囲気にてメカニカルアロイングし、
拡散処理にてＴｈＭｎ12型結晶構造を有するＲＴ12-xＭ
x（但しｘ＝１〜２）を主相とする微細結晶組織の集合
粉体となし、さらに特定のＮ2とＨ2との混合ガス中で窒
化処理を行い、低コストで耐食性のすぐれ、かつ高保磁
力を有するＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁石粉末の製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石用粉末として
は、超急冷法などにより得られた超微細組織を有する磁
石用粉末が用いられてきた。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石
用粉末は、キューリ点（Ｔｃ）が３００℃前後と低くＢ
ｒ、ｉＨｃの温度係数が大きいため、磁石特性の温度係
数が大きいという問題があり、Ｃｏ等の添加によりＴｃ
を上昇させてＢｒの温度係数を改善することが可能であ
るが、Ｂｒの温度係数αはせいぜい−０．０８％／ｄｅ
ｇ程度が限度であった。
は、超急冷法などにより得られた超微細組織を有する磁
石用粉末が用いられてきた。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石
用粉末は、キューリ点（Ｔｃ）が３００℃前後と低くＢ
ｒ、ｉＨｃの温度係数が大きいため、磁石特性の温度係
数が大きいという問題があり、Ｃｏ等の添加によりＴｃ
を上昇させてＢｒの温度係数を改善することが可能であ
るが、Ｂｒの温度係数αはせいぜい−０．０８％／ｄｅ
ｇ程度が限度であった。
【０００３】最近、Ｒ2Ｆｅ17化合物はＮ2を吸蔵するこ
とにより、Ｔｃが絶対温度で２倍近く高くなり、Ｎｄ−
Ｆｅ−Ｂ系のＴｃよりも１６０℃も高く、さらにＳｍ2
Ｆｅ17窒化物ではＲ2Ｆｅ14Ｂの異方性を上回る異方性
磁界が得られることが報告されている。
とにより、Ｔｃが絶対温度で２倍近く高くなり、Ｎｄ−
Ｆｅ−Ｂ系のＴｃよりも１６０℃も高く、さらにＳｍ2
Ｆｅ17窒化物ではＲ2Ｆｅ14Ｂの異方性を上回る異方性
磁界が得られることが報告されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】Ｓｍ2Ｆｅ17窒化物に
は資源的に少ないＳｍを多く含有することから比較的高
価になる問題があり、資源的に豊富な他元素を含有する
永久磁石粉末が求められている。
は資源的に少ないＳｍを多く含有することから比較的高
価になる問題があり、資源的に豊富な他元素を含有する
永久磁石粉末が求められている。
【０００５】また、Ｎｄ−Ｔｉ−Ｆｅ窒化物系磁石も提
案されているが、Ｎｄ−Ｔｉ−Ｆｅ窒化物系はＮｄを約
１８ｗｔ％含有することで磁石化され、低融点の亜鉛結
合磁石の製造には使用できるが、樹脂結合磁石としては
十分な保磁力が得られなかった。すなわち、Ｎｄ−Ｔｉ
−Ｆｅ窒化物系はＴｈＭｎ12型結晶構造を有するが、こ
の構造は１１００℃以上の高温でのみ安定するため、メ
カニカルアロイング後にＴｈＭｎ12型結晶構造を晶出さ
せる熱処理を高温で行わねばならず、結晶が粗大化して
保磁力を発現しなくなる。
案されているが、Ｎｄ−Ｔｉ−Ｆｅ窒化物系はＮｄを約
１８ｗｔ％含有することで磁石化され、低融点の亜鉛結
合磁石の製造には使用できるが、樹脂結合磁石としては
十分な保磁力が得られなかった。すなわち、Ｎｄ−Ｔｉ
−Ｆｅ窒化物系はＴｈＭｎ12型結晶構造を有するが、こ
の構造は１１００℃以上の高温でのみ安定するため、メ
カニカルアロイング後にＴｈＭｎ12型結晶構造を晶出さ
せる熱処理を高温で行わねばならず、結晶が粗大化して
保磁力を発現しなくなる。
【０００６】出願人の一人は、先に３ｋＯｅ以上の保磁
力が得られかつボンド磁石としても使用できる超微細結
晶組織を有する粉末を容易に得られかつその後の粉末の
取り扱いが容易なＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁石粉末の製造
方法として、特定組成のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系合金になるご
とく、配合の所要の金属粉末または合金粉末を混合後、
メカニカルアロイングし、その後加熱拡散処理して、Ｔ
ｈＭｎ12型結晶構造を有するＲＴ12-xＭｘ（但しｘ＝１
〜２）を主相とする特定の結晶粒径の微細結晶組織を有
する粉末を特定条件のＮ2ガス中で窒化処理する方法を
提案（特願平４−７２３３４号）した。しかし、前記窒
化方法では窒化速度が遅く、また窒化反応が起こる温度
域と生成した窒化物が熱力学的に不安定となって、分解
する温度が近いため、合成時に軟磁性のα−Ｆｅ相が随
伴して生成し、磁気特性を劣化する問題があった。
力が得られかつボンド磁石としても使用できる超微細結
晶組織を有する粉末を容易に得られかつその後の粉末の
取り扱いが容易なＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁石粉末の製造
方法として、特定組成のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系合金になるご
とく、配合の所要の金属粉末または合金粉末を混合後、
メカニカルアロイングし、その後加熱拡散処理して、Ｔ
ｈＭｎ12型結晶構造を有するＲＴ12-xＭｘ（但しｘ＝１
〜２）を主相とする特定の結晶粒径の微細結晶組織を有
する粉末を特定条件のＮ2ガス中で窒化処理する方法を
提案（特願平４−７２３３４号）した。しかし、前記窒
化方法では窒化速度が遅く、また窒化反応が起こる温度
域と生成した窒化物が熱力学的に不安定となって、分解
する温度が近いため、合成時に軟磁性のα−Ｆｅ相が随
伴して生成し、磁気特性を劣化する問題があった。
【０００７】この発明は、Ｎｄ−Ｔｉ−Ｆｅ窒化物系磁
石に代わるＴｈＭｎ12型結晶構造を有するＲ−Ｔ−Ｍ−
Ｎ系組成磁石を得るため、先に提案した特定組成の合金
粉末をメカニカルアロイングし、その後加熱拡散処理し
て得た特定の結晶粒径の微細結晶組織を有する粉末を特
定条件のＮ2ガス中で窒化処理する方法の問題を解消
し、窒化温度を低下させ、分解を進行させることなしに
窒化反応を行い、α−Ｆｅの生成を抑制して、磁気特性
を改善向上させることが可能なＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁
石粉末の製造方法の提供を目的としている。
石に代わるＴｈＭｎ12型結晶構造を有するＲ−Ｔ−Ｍ−
Ｎ系組成磁石を得るため、先に提案した特定組成の合金
粉末をメカニカルアロイングし、その後加熱拡散処理し
て得た特定の結晶粒径の微細結晶組織を有する粉末を特
定条件のＮ2ガス中で窒化処理する方法の問題を解消
し、窒化温度を低下させ、分解を進行させることなしに
窒化反応を行い、α−Ｆｅの生成を抑制して、磁気特性
を改善向上させることが可能なＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁
石粉末の製造方法の提供を目的としている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】発明者らは、前記方法の
欠点を除去し、窒化温度を低下させ、分解を進行させる
ことなしに窒化反応を行い、α−Ｆｅの生成を抑制し
て、磁気特性を改善向上させる方法について、種々検討
した結果、特定条件のＮ2とＨ2との混合ガス中にて窒化
処理することにより、前記微細結晶組織を有する粉末中
に、まずＨ原子が拡散して結晶格子を拡大し、しかる後
にＮ原子がＨ原子を置換しながら拡散するために、窒化
速度が向上し、窒化処理温度を低下できることを知見
し、この発明を完成した。
欠点を除去し、窒化温度を低下させ、分解を進行させる
ことなしに窒化反応を行い、α−Ｆｅの生成を抑制し
て、磁気特性を改善向上させる方法について、種々検討
した結果、特定条件のＮ2とＨ2との混合ガス中にて窒化
処理することにより、前記微細結晶組織を有する粉末中
に、まずＨ原子が拡散して結晶格子を拡大し、しかる後
にＮ原子がＨ原子を置換しながら拡散するために、窒化
速度が向上し、窒化処理温度を低下できることを知見
し、この発明を完成した。
【０００９】すなわち、この発明は、Ｒ ８ａｔ％〜１
８ａｔ％（Ｒ：希土類元素の少なくとも１種でかつＰｒ
またはＮｄの１種または２種を８０％以上含有）、Ｔ
６６ａｔ％〜８９ａｔ％（Ｔ：ＦｅあるいはＦｅの一部
を５０％以下のＣｏにて置換）、Ｍ ３．５ａｔ％〜１
７ａｔ％（Ｍ：Ｖ，Ｍｏの少なくとも１種含有あるいは
さらにその一部を８０％以下のＴｉにて置換）の配合組
成になるように、所要金属粉末または合金粉末を配合、
混合後、真空中あるいはＡｒガス中にてメカニカルアロ
イングし、さらに６００℃〜８５０℃、１０分〜１２時
間の加熱拡散処理にて、ＴｈＭｎ12型結晶構造を有する
ＲＴ12-xＭx（但しｘ＝１〜２）を主相とする平均結晶
粒径０．０５μｍ〜０．５μｍの微細結晶組織を有する
平均粒度０．５μｍ〜５００μｍからなる粉末を得、こ
の粉末を常温換算で０．２ａｔｍ〜１０ａｔｍ、Ｈ2の
モル比は１〜９５％、残部Ｎ2からなるＮ2とＨ2との混
合ガス中で４００℃〜６００℃に１０分〜６時間保持す
る窒化処理を行い、Ｒ ７ａｔ％〜１８ａｔ％、Ｔ ５
４ａｔ％〜８９ａｔ％、Ｍ ３．５ａｔ％〜１７ａｔ
％、Ｎ ３ａｔ％〜１２ａｔ％を含有する合金粉末を得
ることを特徴とする永久磁石粉末の製造方法である。
８ａｔ％（Ｒ：希土類元素の少なくとも１種でかつＰｒ
またはＮｄの１種または２種を８０％以上含有）、Ｔ
６６ａｔ％〜８９ａｔ％（Ｔ：ＦｅあるいはＦｅの一部
を５０％以下のＣｏにて置換）、Ｍ ３．５ａｔ％〜１
７ａｔ％（Ｍ：Ｖ，Ｍｏの少なくとも１種含有あるいは
さらにその一部を８０％以下のＴｉにて置換）の配合組
成になるように、所要金属粉末または合金粉末を配合、
混合後、真空中あるいはＡｒガス中にてメカニカルアロ
イングし、さらに６００℃〜８５０℃、１０分〜１２時
間の加熱拡散処理にて、ＴｈＭｎ12型結晶構造を有する
ＲＴ12-xＭx（但しｘ＝１〜２）を主相とする平均結晶
粒径０．０５μｍ〜０．５μｍの微細結晶組織を有する
平均粒度０．５μｍ〜５００μｍからなる粉末を得、こ
の粉末を常温換算で０．２ａｔｍ〜１０ａｔｍ、Ｈ2の
モル比は１〜９５％、残部Ｎ2からなるＮ2とＨ2との混
合ガス中で４００℃〜６００℃に１０分〜６時間保持す
る窒化処理を行い、Ｒ ７ａｔ％〜１８ａｔ％、Ｔ ５
４ａｔ％〜８９ａｔ％、Ｍ ３．５ａｔ％〜１７ａｔ
％、Ｎ ３ａｔ％〜１２ａｔ％を含有する合金粉末を得
ることを特徴とする永久磁石粉末の製造方法である。
【００１０】粉末配合組成の限定理由 この発明において、希土類元素ＲはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｌｕが包含され、これらのうち少なくとも１種以上
でかつＰｒまたはＮｄの１種または２種をＲの５０％以
上含有し、さらにＲのすべてがＰｒまたはＮｄあるいは
ＰｒとＮｄの場合がある。Ｒの５０％以上をＰｒまたは
Ｎｄの１種または２種とするのは、ＰｒまたはＮｄの１
種または２種が５０％未満では十分な磁気異方性が得ら
れないためであり、またＰｒあるいはＮｄの使用により
Ｓｍに比較して原料コストの低減効果がある。
ｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｌｕが包含され、これらのうち少なくとも１種以上
でかつＰｒまたはＮｄの１種または２種をＲの５０％以
上含有し、さらにＲのすべてがＰｒまたはＮｄあるいは
ＰｒとＮｄの場合がある。Ｒの５０％以上をＰｒまたは
Ｎｄの１種または２種とするのは、ＰｒまたはＮｄの１
種または２種が５０％未満では十分な磁気異方性が得ら
れないためであり、またＰｒあるいはＮｄの使用により
Ｓｍに比較して原料コストの低減効果がある。
【００１１】Ｒはメカニカルアロイング中にミル内壁や
ボール表面などに付着したり、あるいは酸化などにより
減少する傾向にあるので、配合時にＴｈＭｎ12型化合物
の化学量論的組成のＲ量より過剰にする必要がある。従
ってＲは、８ａｔ％未満ではα−Ｆｅの析出により保磁
力が低下し、また１８ａｔ％を超えると非磁性相や軟磁
性相が析出して残留磁束密度が劣化するため、８〜１８
ａｔ％とする。
ボール表面などに付着したり、あるいは酸化などにより
減少する傾向にあるので、配合時にＴｈＭｎ12型化合物
の化学量論的組成のＲ量より過剰にする必要がある。従
ってＲは、８ａｔ％未満ではα−Ｆｅの析出により保磁
力が低下し、また１８ａｔ％を超えると非磁性相や軟磁
性相が析出して残留磁束密度が劣化するため、８〜１８
ａｔ％とする。
【００１２】鉄族元素ＴはＦｅ、Ｃｏの少なくとも１種
を包含し、ＦｅをＴの５０％以上含有することが重要で
ある。すなわち、Ｔ中のＦｅが５０％未満では十分な磁
化が得られず好ましくない。なお、ＣｏをＴの５０％未
満添加することはキュリー温度が上昇し特に好ましい。
Ｔは、６６ａｔ％未満では低保磁力の化合物が析出して
保磁力と残留磁束密度が低下し、８９ａｔ％を超えると
α−Ｆｅ析出により保磁力、角型性が低下するため、６
６〜８９ａｔ％とする。
を包含し、ＦｅをＴの５０％以上含有することが重要で
ある。すなわち、Ｔ中のＦｅが５０％未満では十分な磁
化が得られず好ましくない。なお、ＣｏをＴの５０％未
満添加することはキュリー温度が上昇し特に好ましい。
Ｔは、６６ａｔ％未満では低保磁力の化合物が析出して
保磁力と残留磁束密度が低下し、８９ａｔ％を超えると
α−Ｆｅ析出により保磁力、角型性が低下するため、６
６〜８９ａｔ％とする。
【００１３】Ｍ、すなわち、Ｖ，Ｍｏの少なくとも１種
含有あるいはさらにその一部を８０％以下のＴｉにて置
換でき、ＴｈＭｎ12型構造を有するＲＦｅ12-xＭx化合
物を生成させる必須元素であり、３．５ａｔ％未満（ｘ
が０．５未満）ではＲ2Ｆｅ17相やα−Ｆｅが析出して
目的とする上記化合物が得られず、また１６ａｔ％を超
える（ｘが２．０を超える）と磁化が著しく低下するた
め、３．５〜１７ａｔ％とする。Ｔｉは、ＴｈＭｎ12型
構造の安定化元素の１つであり、Ｍの一部として使用で
きるが、ＴｉがＭの８０％を超えるとＴｈＭｎ12型構造
の安定温度範囲が８５０℃以上となり、上述の微細結晶
組織が得られなくなるので、ＴｉはＭの８０％以下とす
る。
含有あるいはさらにその一部を８０％以下のＴｉにて置
換でき、ＴｈＭｎ12型構造を有するＲＦｅ12-xＭx化合
物を生成させる必須元素であり、３．５ａｔ％未満（ｘ
が０．５未満）ではＲ2Ｆｅ17相やα−Ｆｅが析出して
目的とする上記化合物が得られず、また１６ａｔ％を超
える（ｘが２．０を超える）と磁化が著しく低下するた
め、３．５〜１７ａｔ％とする。Ｔｉは、ＴｈＭｎ12型
構造の安定化元素の１つであり、Ｍの一部として使用で
きるが、ＴｉがＭの８０％を超えるとＴｈＭｎ12型構造
の安定温度範囲が８５０℃以上となり、上述の微細結晶
組織が得られなくなるので、ＴｉはＭの８０％以下とす
る。
【００１４】またＮは、３ａｔ％未満では十分大きな一
軸異方性が得られず、また１２ａｔ％を超えるとＴｈＭ
ｎ12型構造は不安定となり、母相がＲ2Ｆｅ17相やα−
Ｆｅに分解して好ましくないため、３〜１２ａｔ％とす
る。
軸異方性が得られず、また１２ａｔ％を超えるとＴｈＭ
ｎ12型構造は不安定となり、母相がＲ2Ｆｅ17相やα−
Ｆｅに分解して好ましくないため、３〜１２ａｔ％とす
る。
【００１５】製造条件の限定理由 この発明において、メカニカルアロイング法は所要組成
に配合した純金属粉末あるいは合金粉末を混合調整した
後、真空中またはＡｒガス中で鋼球などの微粉砕媒体を
収容した微粉砕装置により、機械的に合金化するもので
ある。メカニカルアロイングに使用する装置は、容器内
が不活性ガス置換が可能であれば、ボールミル、振動ミ
ル、遊星ボールミル等が使用できるが、その性能などに
より運転条件が異なるので、適宜選定される必要があ
る。メカニカルアロイング後はα−Ｆｅと元素Ｍ（Ｖ，
Ｍｏ）のピーク以外の回折線は、粉末Ｘ線回折パターン
には現れないのが通例であり、その状態に到達するまで
メカニカルアロイング処理を行うことが好ましい。
に配合した純金属粉末あるいは合金粉末を混合調整した
後、真空中またはＡｒガス中で鋼球などの微粉砕媒体を
収容した微粉砕装置により、機械的に合金化するもので
ある。メカニカルアロイングに使用する装置は、容器内
が不活性ガス置換が可能であれば、ボールミル、振動ミ
ル、遊星ボールミル等が使用できるが、その性能などに
より運転条件が異なるので、適宜選定される必要があ
る。メカニカルアロイング後はα−Ｆｅと元素Ｍ（Ｖ，
Ｍｏ）のピーク以外の回折線は、粉末Ｘ線回折パターン
には現れないのが通例であり、その状態に到達するまで
メカニカルアロイング処理を行うことが好ましい。
【００１６】メカニカルアロイング後の拡散処理条件を
６００〜８５０℃、１０分〜６時間に限定した理由は以
下のとおりである。拡散処理温度が６００℃未満では構
成元素の拡散速度が遅いため、メカニカルアロイング後
得られた構成元素が微視的オーダーで混合した組成物か
らＴｈＭｎ12型構造を有するＲＦｅ12-xＭx化合物が析
出する速度が極めて遅くなり反応に長時間を要するため
好ましくなく、また８５０℃を超えるとＴｈＭｎ12型Ｒ
Ｆｅ12-xＭx化合物は速やかに生成するが、粗大結晶と
なり保磁力が低下して好ましくない。拡散処理時間が１
０分未満では粉末全体を均一な組織にすることが困難と
なり、また６時間を超えると粗大粒成長による保磁力の
低下及び熱処理中の粉末酸化により、磁気特性の低下を
招来しまた処理費用が高騰するため好ましくない。より
好ましい拡散処理時間は３０〜１２０分である。
６００〜８５０℃、１０分〜６時間に限定した理由は以
下のとおりである。拡散処理温度が６００℃未満では構
成元素の拡散速度が遅いため、メカニカルアロイング後
得られた構成元素が微視的オーダーで混合した組成物か
らＴｈＭｎ12型構造を有するＲＦｅ12-xＭx化合物が析
出する速度が極めて遅くなり反応に長時間を要するため
好ましくなく、また８５０℃を超えるとＴｈＭｎ12型Ｒ
Ｆｅ12-xＭx化合物は速やかに生成するが、粗大結晶と
なり保磁力が低下して好ましくない。拡散処理時間が１
０分未満では粉末全体を均一な組織にすることが困難と
なり、また６時間を超えると粗大粒成長による保磁力の
低下及び熱処理中の粉末酸化により、磁気特性の低下を
招来しまた処理費用が高騰するため好ましくない。より
好ましい拡散処理時間は３０〜１２０分である。
【００１７】拡散処理後の粉末の平均結晶粒径を０．０
５μｍ〜０．５μｍに限定した理由は、０．０５μｍ未
満では事実上生成が困難であり、０．０５μｍ未満の結
晶が得られたとしても特性上の利点はなく、また０．５
μｍを超えると単磁区粒子臨界径より大きくなり、粉末
の保持力が減少して永久磁石用粉末として好ましくない
ためである。
５μｍ〜０．５μｍに限定した理由は、０．０５μｍ未
満では事実上生成が困難であり、０．０５μｍ未満の結
晶が得られたとしても特性上の利点はなく、また０．５
μｍを超えると単磁区粒子臨界径より大きくなり、粉末
の保持力が減少して永久磁石用粉末として好ましくない
ためである。
【００１８】この発明において、微細結晶組織を有する
微粉末の平均粒度を０．５〜５００μｍに限定したの
は、０．５μｍ未満では粉末の酸化による磁性劣化の恐
れがあり、また５００μｍを超えると窒化処理に長時間
を要して好ましくないためである。
微粉末の平均粒度を０．５〜５００μｍに限定したの
は、０．５μｍ未満では粉末の酸化による磁性劣化の恐
れがあり、また５００μｍを超えると窒化処理に長時間
を要して好ましくないためである。
【００１９】この発明において、窒化処理時、特定条件
のＮ2とＨ2の混合ガスを使用する理由は、粉体中にまず
Ｈ原子が拡散して結晶格子を拡大し、その後にＮ原子が
Ｈ原子と置換しながら拡散するために、窒化速度が向上
し、窒化処理温度を低下させ、主相の分解反応およびα
−Ｆｅ相の析出が抑制され、磁気特性が向上するためで
ある。Ｎ2とＨ2の混合ガスの圧力範囲を常温換算で０．
２〜１０ａｔｍに限定した理由は０．２ａｔｍ未満では
窒化反応速度が遅く、圧力を上げると反応に速やかに進
行するが１０ａｔｍを超えると処理設備が大きくなりす
ぎ、生産コスト的に好ましくなくまたＨ2のモル比は１
％未満では窒化速度の向上の効果が得られないので好ま
しくなく、９５％を超えると、Ｎ原子とＨ原子の置換が
起こらずＮ原子の拡散が進行しないため好ましくない。
好ましいＨ2のモル比は１〜９５％である。
のＮ2とＨ2の混合ガスを使用する理由は、粉体中にまず
Ｈ原子が拡散して結晶格子を拡大し、その後にＮ原子が
Ｈ原子と置換しながら拡散するために、窒化速度が向上
し、窒化処理温度を低下させ、主相の分解反応およびα
−Ｆｅ相の析出が抑制され、磁気特性が向上するためで
ある。Ｎ2とＨ2の混合ガスの圧力範囲を常温換算で０．
２〜１０ａｔｍに限定した理由は０．２ａｔｍ未満では
窒化反応速度が遅く、圧力を上げると反応に速やかに進
行するが１０ａｔｍを超えると処理設備が大きくなりす
ぎ、生産コスト的に好ましくなくまたＨ2のモル比は１
％未満では窒化速度の向上の効果が得られないので好ま
しくなく、９５％を超えると、Ｎ原子とＨ原子の置換が
起こらずＮ原子の拡散が進行しないため好ましくない。
好ましいＨ2のモル比は１〜９５％である。
【００２０】窒化処理時の温度を４００〜６００℃に限
定した理由は、４００℃未満では窒化が進行せず、６０
０℃を超えるとα−ＦｅとＲＮが生成してＲ−Ｔ−Ｍ化
合物（ＲＴ12-xＭx）が分解し、磁石特性の劣化を招来
するためである。また、窒化処理時の保持時間は１０分
未満では十分な窒化が進行せず、また６時間を超えると
分解が起こり磁石特性の劣化を招来するため、１０分〜
６時間とする。
定した理由は、４００℃未満では窒化が進行せず、６０
０℃を超えるとα−ＦｅとＲＮが生成してＲ−Ｔ−Ｍ化
合物（ＲＴ12-xＭx）が分解し、磁石特性の劣化を招来
するためである。また、窒化処理時の保持時間は１０分
未満では十分な窒化が進行せず、また６時間を超えると
分解が起こり磁石特性の劣化を招来するため、１０分〜
６時間とする。
【００２１】
【作用】この発明は、メカニカルアロイング後にＴｈＭ
ｎ12型結晶構造を晶出させる熱処理を８００℃程度にで
き、その結果、晶出した結晶粒径は単磁区粒子径と同等
となり、保磁力を発現することを期待できる組成につい
て、Ｔｉ以外のＴｈＭｎ12型結晶構造の安定化元素を目
的に種々検討した結果、Ｖ及びＭｏが特に有効であるこ
とを知見し、さらに製造方法を検討した結果、特定組成
のＮｄ−Ｍ−Ｆｅ系粉末（Ｍ：Ｖ，Ｍｏの少なくとも１
種含有あるいはさらにその一部を８０％以下のＴｉにて
置換できる）をメカニカルアロイングにて原子オーダー
での混合物を作製したのち、さらに６００〜８５０℃の
加熱拡散処理することにより、ＴｈＭｎ12型結晶構造を
有するＲＴ12-xＭx（但しｘ＝１〜２）を主相とする特
定平均結晶粒径を有する粉末を得ることができ、これを
特定条件でのＮ2とＨ2との混合ガス中窒化処理すること
により、窒化速度が向上し、窒化処理温度を低下させ、
主相の分解反応およびα−Ｆｅ相の析出が抑制され、３
ｋＯｅ以上の保磁力を有する所要のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系合
金粉末を製造でき、その後の粉末の取り扱いが容易にな
り、種々形態の永久磁石を製造できることを知見しこの
発明を完成した。
ｎ12型結晶構造を晶出させる熱処理を８００℃程度にで
き、その結果、晶出した結晶粒径は単磁区粒子径と同等
となり、保磁力を発現することを期待できる組成につい
て、Ｔｉ以外のＴｈＭｎ12型結晶構造の安定化元素を目
的に種々検討した結果、Ｖ及びＭｏが特に有効であるこ
とを知見し、さらに製造方法を検討した結果、特定組成
のＮｄ−Ｍ−Ｆｅ系粉末（Ｍ：Ｖ，Ｍｏの少なくとも１
種含有あるいはさらにその一部を８０％以下のＴｉにて
置換できる）をメカニカルアロイングにて原子オーダー
での混合物を作製したのち、さらに６００〜８５０℃の
加熱拡散処理することにより、ＴｈＭｎ12型結晶構造を
有するＲＴ12-xＭx（但しｘ＝１〜２）を主相とする特
定平均結晶粒径を有する粉末を得ることができ、これを
特定条件でのＮ2とＨ2との混合ガス中窒化処理すること
により、窒化速度が向上し、窒化処理温度を低下させ、
主相の分解反応およびα−Ｆｅ相の析出が抑制され、３
ｋＯｅ以上の保磁力を有する所要のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系合
金粉末を製造でき、その後の粉末の取り扱いが容易にな
り、種々形態の永久磁石を製造できることを知見しこの
発明を完成した。
【００２２】
【実施例】実施例 原料金属粉末として粒度２５０μｍ以下のＮｄ粉末、粒
度１５０μｍ以下のＦｅ粉末、Ｃｏ粉末、Ｍｏ粉末、Ｖ
粉末を表１に示す組成に配合後、この配合原料の３６ｇ
を直径１２８ｍｍ×長さ１３２ｍｍ寸法のボールミル内
に挿入し、さらに微粉砕媒体として直径９．８ｍｍのス
テンレス鋼球を装入し、このボールミル内をＡｒガスに
て置換後、回転数９５ｒｐｍ、回転時間１００時間の条
件にてメカニカルアロイング処理した。メカニカルアロ
イングの結果、実施例Ｎｏ．１〜５の原料は平均粒度
１．５μｍの微粉末となった。この粉末はＸ線回折によ
りアモルファス相と結晶質のα−ＦｅおよびＭ（Ｍ：
Ｖ，Ｍｏ）の混合物相であった。
度１５０μｍ以下のＦｅ粉末、Ｃｏ粉末、Ｍｏ粉末、Ｖ
粉末を表１に示す組成に配合後、この配合原料の３６ｇ
を直径１２８ｍｍ×長さ１３２ｍｍ寸法のボールミル内
に挿入し、さらに微粉砕媒体として直径９．８ｍｍのス
テンレス鋼球を装入し、このボールミル内をＡｒガスに
て置換後、回転数９５ｒｐｍ、回転時間１００時間の条
件にてメカニカルアロイング処理した。メカニカルアロ
イングの結果、実施例Ｎｏ．１〜５の原料は平均粒度
１．５μｍの微粉末となった。この粉末はＸ線回折によ
りアモルファス相と結晶質のα−ＦｅおよびＭ（Ｍ：
Ｖ，Ｍｏ）の混合物相であった。
【００２３】次に、Ａｒガス中にて８００℃、１時間の
拡散処理条件にて熱処理を行い、ＴｈＭｎ12型結晶構造
を有するＲＴ12-xＭx（但しｘ＝１〜２）を主相とする
粉末を得た。粉末の平均結晶粒径並びに平均粒度はそれ
ぞれ０．１μｍ及び１．５μｍであった。ＳＥＭ観察し
たところ粉末粒度分布が大きく、さらに各粉末は細かな
粒子が凝集したように見えた。さらに、各微粉砕粉を常
温換算にて１ａｔｍのＨ2モル比５０％のＮ2とＨ2との
混合ガス中で表２に示す条件にて窒化処理した後、冷却
し、得られた粉末の組成を表１に特性を測定し、その結
果を表２に示す。
拡散処理条件にて熱処理を行い、ＴｈＭｎ12型結晶構造
を有するＲＴ12-xＭx（但しｘ＝１〜２）を主相とする
粉末を得た。粉末の平均結晶粒径並びに平均粒度はそれ
ぞれ０．１μｍ及び１．５μｍであった。ＳＥＭ観察し
たところ粉末粒度分布が大きく、さらに各粉末は細かな
粒子が凝集したように見えた。さらに、各微粉砕粉を常
温換算にて１ａｔｍのＨ2モル比５０％のＮ2とＨ2との
混合ガス中で表２に示す条件にて窒化処理した後、冷却
し、得られた粉末の組成を表１に特性を測定し、その結
果を表２に示す。
【００２４】比較例 実施例と同一の原料粉末を用いて、表１に示す組成に配
合後、実施例と同一のメカニカルアロイング処理を施
し、得られた粉末を８００℃で１時間保持する拡散熱処
理を行い、さらに常温換算にて１ａｔｍの純Ｎ2ガス中
で表２に示す条件にて窒化処理を行い、磁石用粉末（比
較例Ｎｏ．６〜８）を得た。得られた粉末の組成を表１
に、特性を測定し表２に示す。
合後、実施例と同一のメカニカルアロイング処理を施
し、得られた粉末を８００℃で１時間保持する拡散熱処
理を行い、さらに常温換算にて１ａｔｍの純Ｎ2ガス中
で表２に示す条件にて窒化処理を行い、磁石用粉末（比
較例Ｎｏ．６〜８）を得た。得られた粉末の組成を表１
に、特性を測定し表２に示す。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【発明の効果】この発明は、ＴｈＭｎ12型結晶構造の安
定化元素のＭとしてＶ，Ｍｏの少なくとも１種含有ある
いはさらにその一部を８０％以下のＴｉにて置換した特
定組成のＲ−Ｍ−Ｆｅ系配合粉末とすることにより、メ
カニカルアロイング後の加熱拡散処理を６００〜８５０
℃と比較的低い温度とすることができ、この拡散処理に
より容易にＴｈＭｎ12型結晶構造を有するＲＴ12- ■Ｍ
■（但しα＝１〜２）を主相とする特定平均結晶粒径を
有する粉末を得ることができ、これを特定条件でのＮ2
とＨ2との混合ガス中窒化処理することにより、３ｋＯ
ｅ以上の保磁力を有する所要のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系合金粉
末を製造でき、その後の粉末の取り扱いが容易になり、
種々形態の永久磁石を製造できる。
定化元素のＭとしてＶ，Ｍｏの少なくとも１種含有ある
いはさらにその一部を８０％以下のＴｉにて置換した特
定組成のＲ−Ｍ−Ｆｅ系配合粉末とすることにより、メ
カニカルアロイング後の加熱拡散処理を６００〜８５０
℃と比較的低い温度とすることができ、この拡散処理に
より容易にＴｈＭｎ12型結晶構造を有するＲＴ12- ■Ｍ
■（但しα＝１〜２）を主相とする特定平均結晶粒径を
有する粉末を得ることができ、これを特定条件でのＮ2
とＨ2との混合ガス中窒化処理することにより、３ｋＯ
ｅ以上の保磁力を有する所要のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系合金粉
末を製造でき、その後の粉末の取り扱いが容易になり、
種々形態の永久磁石を製造できる。
フロントページの続き (72)発明者 梅本 実 愛知県豊橋市平川本町２丁目９番地14号 (56)参考文献 特開 平５−65603（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−121221（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01F 1/06 C22C 38/00
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｒ ８ａｔ％〜１８ａｔ％（Ｒ：希土類
元素の少なくとも１種でかつＰｒまたはＮｄの１種また
は２種を５０％以上含有）、Ｔ ６６ａｔ％〜８９ａｔ
％（Ｔ：ＦｅあるいはＦｅの一部を５０％以下のＣｏに
て置換）、Ｍ３．５ａｔ％〜１７ａｔ％（Ｍ：Ｖ，Ｍｏ
の少なくとも１種含有あるいはさらにその一部を８０％
以下のＴｉにて置換）の配合組成になるように、所要金
属粉末または合金粉末を配合、混合後、真空中あるいは
Ａｒガス中にてメカニカルアロイングし、さらに６００
℃〜８５０℃、１０分〜６時間の加熱拡散処理にて、Ｔ
ｈＭｎ12型結晶構造を有するＲＴ12-xＭx（但しｘ＝１
〜２）を主相とする平均結晶粒径０．０５μｍ〜０．５
μｍの微細結晶組織を有する平均粒度０．５μｍ〜５０
０μｍからなる粉末を得、この粉末を常温換算で０．２
ａｔｍ〜１０ａｔｍ、Ｈ2のモル比は１〜９５％、残部
Ｎ2からなるＮ2とＨ2との混合ガス中で４００℃〜６０
０℃に１０分〜６時間保持の窒化処理を行い、Ｒ ７ａ
ｔ％〜１８ａｔ％、Ｔ ５４ａｔ％〜８９ａｔ％、Ｍ
３．５ａｔ％〜１７ａｔ％、Ｎ ３ａｔ％〜１２ａｔ％
を含有する合金粉末を得ることを特徴とする永久磁石粉
末の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22525693A JP3157659B2 (ja) | 1993-08-17 | 1993-08-17 | 永久磁石粉末の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22525693A JP3157659B2 (ja) | 1993-08-17 | 1993-08-17 | 永久磁石粉末の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0757911A JPH0757911A (ja) | 1995-03-03 |
| JP3157659B2 true JP3157659B2 (ja) | 2001-04-16 |
Family
ID=16826465
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22525693A Expired - Fee Related JP3157659B2 (ja) | 1993-08-17 | 1993-08-17 | 永久磁石粉末の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3157659B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2596166C1 (ru) * | 2015-07-31 | 2016-08-27 | федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Санкт-Петербургский политехнический университет Петра Великого" (ФГАОУ ВО "СПбПУ") | СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ МАГНИТОТВЕРДОГО МАТЕРИАЛА Sm2M17Nx |
| WO2018123988A1 (ja) * | 2016-12-26 | 2018-07-05 | 日立金属株式会社 | 希土類－遷移金属系強磁性合金 |
| JP6541132B2 (ja) * | 2017-08-22 | 2019-07-10 | トヨタ自動車株式会社 | 磁性化合物及びその製造方法並びに磁性紛体 |
-
1993
- 1993-08-17 JP JP22525693A patent/JP3157659B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0757911A (ja) | 1995-03-03 |
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