JP3470032B2 - 希土類永久磁石材料およびその製造方法 - Google Patents
希土類永久磁石材料およびその製造方法Info
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Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は異方性希土類永久磁
石材料及びその製造方法に関する。
石材料及びその製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】現在、希土類永久磁石はSm−Co系、
Nd−Fe−B系などが量産化されているが、特にNd
−Fe−B磁石は高い磁気特性を有し、またSm−Co
系に比較して材料コストが低いことから需要が増大して
いる。このNd−Fe−B永久磁石には、いくつかの製
法が開発されている。もっとも工業化の進んでいる製造
方法は焼結法である。この焼結磁石は、硬磁気特性を有
するNd2 Fe14Bを主相とし、さらにNdリッチ相、
Nd1.1 Fe4 B4 相(Bリッチ相)を含んだ組織を有
するが、製法としてはNd2 Fe14B化学量論組成より
も若干Nd、B過剰な組成で溶解した合金を数μmの微
粉に粉砕し磁場中成形により磁化容易軸を一方向に揃え
た後、1,100 ℃付近の温度で焼結し、さらに低温時効処
理する〔M.Sagawa et al, Japanese Journal of Applie
d Physics 26(1987)785 〕。Nd2 Fe14B主相が周囲
を取り囲んだNdリッチ相により界面をクリーニングさ
れることで保磁力が発現し、異方性永久磁石となる。
Nd−Fe−B系などが量産化されているが、特にNd
−Fe−B磁石は高い磁気特性を有し、またSm−Co
系に比較して材料コストが低いことから需要が増大して
いる。このNd−Fe−B永久磁石には、いくつかの製
法が開発されている。もっとも工業化の進んでいる製造
方法は焼結法である。この焼結磁石は、硬磁気特性を有
するNd2 Fe14Bを主相とし、さらにNdリッチ相、
Nd1.1 Fe4 B4 相(Bリッチ相)を含んだ組織を有
するが、製法としてはNd2 Fe14B化学量論組成より
も若干Nd、B過剰な組成で溶解した合金を数μmの微
粉に粉砕し磁場中成形により磁化容易軸を一方向に揃え
た後、1,100 ℃付近の温度で焼結し、さらに低温時効処
理する〔M.Sagawa et al, Japanese Journal of Applie
d Physics 26(1987)785 〕。Nd2 Fe14B主相が周囲
を取り囲んだNdリッチ相により界面をクリーニングさ
れることで保磁力が発現し、異方性永久磁石となる。
【0003】他方、溶湯を回転ロール上に吹き出して高
速凝固させるメルトスパン法によって急冷薄帯合金を作
製し、これをもとに磁石を作製する方法も開発されてい
る[R.W.Lee, Physics Letter 46(1985)790 など]。こ
の磁石は同じくNd2 Fe14Bを主相とするものの結晶
粒径が20〜 100nmと焼結磁石に比べて小さく、単磁区
粒径であることが保磁力の起因となっている。
速凝固させるメルトスパン法によって急冷薄帯合金を作
製し、これをもとに磁石を作製する方法も開発されてい
る[R.W.Lee, Physics Letter 46(1985)790 など]。こ
の磁石は同じくNd2 Fe14Bを主相とするものの結晶
粒径が20〜 100nmと焼結磁石に比べて小さく、単磁区
粒径であることが保磁力の起因となっている。
【0004】一方、さらなる高性能の次世代磁石探索が
行われている中で、近年ナノコンポジット磁石が注目を
集めている[E.F.Kneller et al, IEEE Transaction Ma
gnetics 27,(1991)3588 他]。これは硬磁性相と軟磁性
相が数十nmオーダーで微細分散した組織からなり、両
相の磁化が交換相互作用で結び付くことによって軟磁性
相の磁化は容易に反転せず、全体として単一な硬磁性相
のように振る舞うものである。既存材料の組み合わせで
も、これによって保磁力を損なうことなく、より高い飽
和磁化が得られる可能性がある。計算では異方性化した
Sm2 Fe17N3 /Fe−Coにおいて(BH)max
= 137MGOeの値が報告されている[R.Skomski et a
l, Physical Review B 48,(1993)15812 ]。ナノコンポ
ジット磁石を実際に作製した実験例として、これまでN
d2 Fe14B/Fe3 B[R.Coehoorn et al, Journal
de Physique 49,(1988)C8-669 ]、Nd2 Fe14B/F
e[特開平7-173501号公報、特開平7-176417号公報やL.
Withanawasam et al, Journal of Applied Physics 76,
(1994)7065等]やSm2 Fe17N3 /Fe[J.Ding et
al, Journal of Magnetism and Maganetic Materials12
4,(1993) L1]などの組合せが報告されている。これら
の研究で行われている微細分散組織の作製方法は、ロー
ル急冷法やメカニカルアロイング(MA)法により非晶
質合金を作製し、これを熱処理して微結晶化するか、も
しくは急冷速度を若干落としてそのまま微結晶化する手
段がとられる。いずれも保磁力や残留磁化などの磁気特
性が最上となるよう条件が最適化される。しかし、これ
らの材料の結晶粒径は数十nmと微細であり、そのまま
粉砕して数μmの粉末にしても、各粉末内に多数の硬磁
性結晶粒(Nd2 Fe14B、Sm2 Fe17N3 など)と
軟磁性結晶粒(Fe、Fe3 Bなど)が存在し、かつそ
の結晶方位も任意であるため、磁気的に等方性の粉末し
か得られない。このため異方性焼結磁石のように磁化容
易軸を一方向に揃えることができず、磁気特性は劣る。
行われている中で、近年ナノコンポジット磁石が注目を
集めている[E.F.Kneller et al, IEEE Transaction Ma
gnetics 27,(1991)3588 他]。これは硬磁性相と軟磁性
相が数十nmオーダーで微細分散した組織からなり、両
相の磁化が交換相互作用で結び付くことによって軟磁性
相の磁化は容易に反転せず、全体として単一な硬磁性相
のように振る舞うものである。既存材料の組み合わせで
も、これによって保磁力を損なうことなく、より高い飽
和磁化が得られる可能性がある。計算では異方性化した
Sm2 Fe17N3 /Fe−Coにおいて(BH)max
= 137MGOeの値が報告されている[R.Skomski et a
l, Physical Review B 48,(1993)15812 ]。ナノコンポ
ジット磁石を実際に作製した実験例として、これまでN
d2 Fe14B/Fe3 B[R.Coehoorn et al, Journal
de Physique 49,(1988)C8-669 ]、Nd2 Fe14B/F
e[特開平7-173501号公報、特開平7-176417号公報やL.
Withanawasam et al, Journal of Applied Physics 76,
(1994)7065等]やSm2 Fe17N3 /Fe[J.Ding et
al, Journal of Magnetism and Maganetic Materials12
4,(1993) L1]などの組合せが報告されている。これら
の研究で行われている微細分散組織の作製方法は、ロー
ル急冷法やメカニカルアロイング(MA)法により非晶
質合金を作製し、これを熱処理して微結晶化するか、も
しくは急冷速度を若干落としてそのまま微結晶化する手
段がとられる。いずれも保磁力や残留磁化などの磁気特
性が最上となるよう条件が最適化される。しかし、これ
らの材料の結晶粒径は数十nmと微細であり、そのまま
粉砕して数μmの粉末にしても、各粉末内に多数の硬磁
性結晶粒(Nd2 Fe14B、Sm2 Fe17N3 など)と
軟磁性結晶粒(Fe、Fe3 Bなど)が存在し、かつそ
の結晶方位も任意であるため、磁気的に等方性の粉末し
か得られない。このため異方性焼結磁石のように磁化容
易軸を一方向に揃えることができず、磁気特性は劣る。
【0005】一方、Fe−Nd2 Fe14B間の反応は包
晶であることが知られており[M.Sagawa et al, Japane
se Journal of Applied Physics 26(1987)785 ]、通常
の焼結磁石における溶解と同じ方法でNd2 Fe14Bの
化学量論よりFeリッチな組成合金を溶湯から普通に冷
却すると、まず初晶Feを生じた後Nd2 Fe14Bが凝
固生成する。この初晶Feは数μm以上の樹枝状晶で、
上述の磁気的交換結合のサイズを超えておりナノコンポ
ジットとならないばかりか、これが最終的な磁石組織中
に残ると減磁曲線は零磁場付近でクニックを生じ、磁気
特性が低下してしまう。したがって現時点まで異方性ナ
ノコンポジット磁石を作製した報告はなく、その実現が
待たれている。
晶であることが知られており[M.Sagawa et al, Japane
se Journal of Applied Physics 26(1987)785 ]、通常
の焼結磁石における溶解と同じ方法でNd2 Fe14Bの
化学量論よりFeリッチな組成合金を溶湯から普通に冷
却すると、まず初晶Feを生じた後Nd2 Fe14Bが凝
固生成する。この初晶Feは数μm以上の樹枝状晶で、
上述の磁気的交換結合のサイズを超えておりナノコンポ
ジットとならないばかりか、これが最終的な磁石組織中
に残ると減磁曲線は零磁場付近でクニックを生じ、磁気
特性が低下してしまう。したがって現時点まで異方性ナ
ノコンポジット磁石を作製した報告はなく、その実現が
待たれている。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】磁気的異方性を有する
ナノコンポジット永久磁石は、計算や理論では報告され
ているものの、これまで実際に作製された報告はない。
本発明は従来の作製方法にさらなる改良を加えることに
より、従来のNd2 Fe14B単相よりも飽和磁化が大き
く、かつ十分な異方性を有する希土類永久磁石材料の実
現を課題とする。
ナノコンポジット永久磁石は、計算や理論では報告され
ているものの、これまで実際に作製された報告はない。
本発明は従来の作製方法にさらなる改良を加えることに
より、従来のNd2 Fe14B単相よりも飽和磁化が大き
く、かつ十分な異方性を有する希土類永久磁石材料の実
現を課題とする。
【0007】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、かかる課
題を解決するために種々検討した結果、1μm以上のR
E2Fe14B結晶粒内に針状もしくは板状に析出して
いる磁石材料を作製することにより、上記希土類永久磁
石材料を得られることを見いだし、諸条件を確立して本
発明を完成させた。その要旨は、少なくとも希土類元素
RE(REはYを含む希土類元素のうちの1種以上、以
下同じ)、Fe、Bを含む組成からなり、内部組織にR
E2Fe14B相及びFe相を有する磁石材料におい
て、前記Fe相が1μm以上のRE2Fe14B結晶粒
内に針状もしくは板状に析出していることを特徴とする
ものである。請求項2は上記RE2Fe14B相とFe
相が磁気的に交換結合していることを特徴とするもので
あり、請求項3、請求項4はその組成がNd、Fe、B
もしくはPr、Fe、Bを含む組成であることを特徴と
するものである。請求項5は少なくともRE、Fe、C
o、Bを含む組成からなり、内部組織にRE2(Fe,
Co)14B相及びFe−Co相を有する磁石材料にお
いて、上記Fe−Co相が1μm以上のRE2(Fe,
Co)14B結晶粒内に針状もしくは板状に析出してい
ることを特徴とするものである。請求項6は上記RE2
(Fe,Co)14B相とFe−Co相が磁気的に交換
結合していることを特徴とするものであり、請求項7、
請求項8はその組成がNd、Fe、Co、BもしくはP
r、Fe、Co、Bを含むことを特徴とするものであ
る。請求項9〜13は少なくともRE、Fe、Bを含む
組成からなり、内部組織にRE2Fe14B相及びFe
相を有し、1μm以上のRE2Fe14B結晶粒内にF
e相を針状もしくは板状に析出した組織を有する磁石材
料の製造において、RE2Fe17にBを拡散させる方
法、RE−Fe−B溶湯を急冷する方法、RE−Fe−
B非晶質を熱処理する方法を用いることを特徴とするも
のであり、具体的には、請求項9はRE2Fe17相を
主体とする合金粉末とB粉末もしくはB2O3粉末とを
混合、プレスした後RE2Fe14B相の融点より低い
温度で熱処理して、RE2Fe17相にBを拡散させる
方法であり、請求項10は、Fe−8.0〜11.8原
子%RE−3.0〜15.0原子%B組成の溶湯を、1
μm以上のRE2Fe14B結晶粒が形成され、かつ、
Fe相が初晶として形成されないような冷却速度で急冷
することにより上記組織を形成させる方法であり、この
場合、急冷することが、回転ロール法、スプラット法、
ガスアトマイズ法によるものであること、さらに、回転
ロール法によるものであって、ロール速度を5〜20m
/秒とすることが好ましい。請求項13はFe−10.
0〜11.8原子%RE−4.0〜15.0原子%B組
成範囲にある非晶質合金を、800℃以上1155℃未
満で熱処理する方法である。請求項14〜18は少なく
とも希土類元素RE、Fe、Co、Bを含む組成からな
り、内部組織にRE2(Fe,Co)14B相及びFe
−Co相を有を有し、1μm以上のRE2(Fe,C
o)14B結晶粒内にFe−Co相を針状もしくは板状
に析出した組織を有する磁石材料の製造において、RE
2(Fe,Co)17にBを拡散させる方法、RE−F
e−Co−B溶湯を急冷する方法、RE−Fe−Co−
B非晶質を熱処理する方法を用いることを特徴とするも
のである。具体的には、請求項14は、RE2(Fe,
Co)17相を主体とする合金粉末とB粉末もしくはB
2O3粉末とを混合、プレスした後RE2(Fe,C
o)14B相の融点より低い温度で熱処理して、RE2
(Fe,Co)17相にBを拡散させるであり、請求項
15は、Fe−0〜10.0原子%Co−8.0〜1
1.8原子%RE−3.0〜15.0原子%B組成の溶
湯を、1μm以上のRE2(Fe,Co)14B結晶粒
が形成され、かつ、Fe−Co相が初晶として形成され
ないような冷却速度で急冷することにより上記組織を形
成させる方法である。この場合、急冷することが、回転
ロール法、スプラット法、ガスアトマイズ法によるもの
であること、また、回転ロール法によるものであって、
ロール速度を5〜20m/秒とすることが好ましい。請
求項18は、Fe−0〜10.0原子%Co−10.0
〜11.8原子%RE−4.0〜15.0原子%B組成
範囲にある非晶質合金を、800℃以上1155℃未満
で熱処理する方法である。
題を解決するために種々検討した結果、1μm以上のR
E2Fe14B結晶粒内に針状もしくは板状に析出して
いる磁石材料を作製することにより、上記希土類永久磁
石材料を得られることを見いだし、諸条件を確立して本
発明を完成させた。その要旨は、少なくとも希土類元素
RE(REはYを含む希土類元素のうちの1種以上、以
下同じ)、Fe、Bを含む組成からなり、内部組織にR
E2Fe14B相及びFe相を有する磁石材料におい
て、前記Fe相が1μm以上のRE2Fe14B結晶粒
内に針状もしくは板状に析出していることを特徴とする
ものである。請求項2は上記RE2Fe14B相とFe
相が磁気的に交換結合していることを特徴とするもので
あり、請求項3、請求項4はその組成がNd、Fe、B
もしくはPr、Fe、Bを含む組成であることを特徴と
するものである。請求項5は少なくともRE、Fe、C
o、Bを含む組成からなり、内部組織にRE2(Fe,
Co)14B相及びFe−Co相を有する磁石材料にお
いて、上記Fe−Co相が1μm以上のRE2(Fe,
Co)14B結晶粒内に針状もしくは板状に析出してい
ることを特徴とするものである。請求項6は上記RE2
(Fe,Co)14B相とFe−Co相が磁気的に交換
結合していることを特徴とするものであり、請求項7、
請求項8はその組成がNd、Fe、Co、BもしくはP
r、Fe、Co、Bを含むことを特徴とするものであ
る。請求項9〜13は少なくともRE、Fe、Bを含む
組成からなり、内部組織にRE2Fe14B相及びFe
相を有し、1μm以上のRE2Fe14B結晶粒内にF
e相を針状もしくは板状に析出した組織を有する磁石材
料の製造において、RE2Fe17にBを拡散させる方
法、RE−Fe−B溶湯を急冷する方法、RE−Fe−
B非晶質を熱処理する方法を用いることを特徴とするも
のであり、具体的には、請求項9はRE2Fe17相を
主体とする合金粉末とB粉末もしくはB2O3粉末とを
混合、プレスした後RE2Fe14B相の融点より低い
温度で熱処理して、RE2Fe17相にBを拡散させる
方法であり、請求項10は、Fe−8.0〜11.8原
子%RE−3.0〜15.0原子%B組成の溶湯を、1
μm以上のRE2Fe14B結晶粒が形成され、かつ、
Fe相が初晶として形成されないような冷却速度で急冷
することにより上記組織を形成させる方法であり、この
場合、急冷することが、回転ロール法、スプラット法、
ガスアトマイズ法によるものであること、さらに、回転
ロール法によるものであって、ロール速度を5〜20m
/秒とすることが好ましい。請求項13はFe−10.
0〜11.8原子%RE−4.0〜15.0原子%B組
成範囲にある非晶質合金を、800℃以上1155℃未
満で熱処理する方法である。請求項14〜18は少なく
とも希土類元素RE、Fe、Co、Bを含む組成からな
り、内部組織にRE2(Fe,Co)14B相及びFe
−Co相を有を有し、1μm以上のRE2(Fe,C
o)14B結晶粒内にFe−Co相を針状もしくは板状
に析出した組織を有する磁石材料の製造において、RE
2(Fe,Co)17にBを拡散させる方法、RE−F
e−Co−B溶湯を急冷する方法、RE−Fe−Co−
B非晶質を熱処理する方法を用いることを特徴とするも
のである。具体的には、請求項14は、RE2(Fe,
Co)17相を主体とする合金粉末とB粉末もしくはB
2O3粉末とを混合、プレスした後RE2(Fe,C
o)14B相の融点より低い温度で熱処理して、RE2
(Fe,Co)17相にBを拡散させるであり、請求項
15は、Fe−0〜10.0原子%Co−8.0〜1
1.8原子%RE−3.0〜15.0原子%B組成の溶
湯を、1μm以上のRE2(Fe,Co)14B結晶粒
が形成され、かつ、Fe−Co相が初晶として形成され
ないような冷却速度で急冷することにより上記組織を形
成させる方法である。この場合、急冷することが、回転
ロール法、スプラット法、ガスアトマイズ法によるもの
であること、また、回転ロール法によるものであって、
ロール速度を5〜20m/秒とすることが好ましい。請
求項18は、Fe−0〜10.0原子%Co−10.0
〜11.8原子%RE−4.0〜15.0原子%B組成
範囲にある非晶質合金を、800℃以上1155℃未満
で熱処理する方法である。
【0008】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
本発明において得られた磁石材料の組織は、硬磁性相で
ある1μm以上のRE2Fe14BもしくはRE2(F
e,Co)14B結晶粒内に軟磁性相であるFe相もし
くはFe−Co相が針状もしくは板状に析出したもので
あり、かつ両相は磁気的に交換結合したものとなってい
る。以下では例としてNd2Fe14B/Feについて
述べるが、Pr2Fe14B/Fe、Nd2(Fe,C
o)14B/Fe−Co、Pr 2(Fe,Co)14B
/Fe−Co、などの組み合わせの場合も同様である。
また特性を向上させるためにAl,Si,Ti,V,C
r,Mn,Ni,Cu,Zn,Ga,Ge,Zr,N
b,Mo,Tc,Ru,Rh,Pd,Ag,Cd,I
n,Sn,Hf,Ta,W,Re,Os,Ir,Pt,
Au,Tl,Pb,Biなどから選ばれる元素を、Fe
を置換する形で何種類か添加してもよい。このとき添加
量が多すぎると飽和磁化の低下を招くため、置換量は多
くとも5原子%以下が望ましい。さらにNdやPrの一
部をTb、Dy、Yなどの希土類元素で一部置換しても
よい。
本発明において得られた磁石材料の組織は、硬磁性相で
ある1μm以上のRE2Fe14BもしくはRE2(F
e,Co)14B結晶粒内に軟磁性相であるFe相もし
くはFe−Co相が針状もしくは板状に析出したもので
あり、かつ両相は磁気的に交換結合したものとなってい
る。以下では例としてNd2Fe14B/Feについて
述べるが、Pr2Fe14B/Fe、Nd2(Fe,C
o)14B/Fe−Co、Pr 2(Fe,Co)14B
/Fe−Co、などの組み合わせの場合も同様である。
また特性を向上させるためにAl,Si,Ti,V,C
r,Mn,Ni,Cu,Zn,Ga,Ge,Zr,N
b,Mo,Tc,Ru,Rh,Pd,Ag,Cd,I
n,Sn,Hf,Ta,W,Re,Os,Ir,Pt,
Au,Tl,Pb,Biなどから選ばれる元素を、Fe
を置換する形で何種類か添加してもよい。このとき添加
量が多すぎると飽和磁化の低下を招くため、置換量は多
くとも5原子%以下が望ましい。さらにNdやPrの一
部をTb、Dy、Yなどの希土類元素で一部置換しても
よい。
【0009】この磁石材料は幾つかの方法により作製さ
れる。第1の方法はNd2 Fe17化合物を原料とし、こ
れにBを固相反応させる方法である(特願平08-246104
号、特願平08-317675 号)。各々の粉末を所定比で混合
プレスし、Nd2 Fe14B融点(=1,155 ℃)より低い
温度で固相反応させる。このとき次の反応が進行し、N
d2 Fe14BとFeが生成する。 Nd2 Fe17+B→Nd2 Fe14B+3Fe これにより数μmサイズに成長したNd2 Fe14B結晶
粒中にサブミクロンサイズの針状Feが何本も析出して
いる組織が得られる。Fe径は熱処理条件によって制御
可能だが、特に熱処理温度を下げるとFe径を細くする
ことができるため、Nd2 Fe14Bとの磁気的交換結合
が生じる。粉末混合時にCaなどを同時混合すると、熱
処理時にこのCaは液相となってB拡散を促進すること
ができるし、Bの代わりにB2 O3 粉末を用いることも
できる。Caは熱処理後に水洗で除去すればよい。この
他、B粉末と炭酸ナトリウムを混合した処理剤中で加熱
する硼化処理などを行ってもよいし、BCl3 、B2 H
6 などの気相を用いた反応でもよい。得られた反応物を
結晶サイズに粉砕することで、各々の粉末は単一のNd
2 Fe14B結晶からなり、かつその内部に針状のFeが
析出したものとなる。この粉末はNd2 Fe14B結晶方
位が揃い、磁場によって容易に配向するとともに、Fe
析出のない粉末に比べて飽和磁化が高いので、高特性異
方性磁石の材料として用いることができる。Nd2 Fe
14B結晶粒径が1μm未満のときは粉砕しても多結晶粉
となり、粉末自体の磁気異方性が著しく低下するので、
反応によって生成するNd2 Fe14B結晶粒径は1μm
以上とする。これらにおいては、Nd2 Fe17から固相
反応させることが肝心であり、溶融状態を経由しないた
めに初晶Feを生成することがなく、前述のような包晶
反応とはならずに共晶組織形態をとる。
れる。第1の方法はNd2 Fe17化合物を原料とし、こ
れにBを固相反応させる方法である(特願平08-246104
号、特願平08-317675 号)。各々の粉末を所定比で混合
プレスし、Nd2 Fe14B融点(=1,155 ℃)より低い
温度で固相反応させる。このとき次の反応が進行し、N
d2 Fe14BとFeが生成する。 Nd2 Fe17+B→Nd2 Fe14B+3Fe これにより数μmサイズに成長したNd2 Fe14B結晶
粒中にサブミクロンサイズの針状Feが何本も析出して
いる組織が得られる。Fe径は熱処理条件によって制御
可能だが、特に熱処理温度を下げるとFe径を細くする
ことができるため、Nd2 Fe14Bとの磁気的交換結合
が生じる。粉末混合時にCaなどを同時混合すると、熱
処理時にこのCaは液相となってB拡散を促進すること
ができるし、Bの代わりにB2 O3 粉末を用いることも
できる。Caは熱処理後に水洗で除去すればよい。この
他、B粉末と炭酸ナトリウムを混合した処理剤中で加熱
する硼化処理などを行ってもよいし、BCl3 、B2 H
6 などの気相を用いた反応でもよい。得られた反応物を
結晶サイズに粉砕することで、各々の粉末は単一のNd
2 Fe14B結晶からなり、かつその内部に針状のFeが
析出したものとなる。この粉末はNd2 Fe14B結晶方
位が揃い、磁場によって容易に配向するとともに、Fe
析出のない粉末に比べて飽和磁化が高いので、高特性異
方性磁石の材料として用いることができる。Nd2 Fe
14B結晶粒径が1μm未満のときは粉砕しても多結晶粉
となり、粉末自体の磁気異方性が著しく低下するので、
反応によって生成するNd2 Fe14B結晶粒径は1μm
以上とする。これらにおいては、Nd2 Fe17から固相
反応させることが肝心であり、溶融状態を経由しないた
めに初晶Feを生成することがなく、前述のような包晶
反応とはならずに共晶組織形態をとる。
【0010】第2の方法はNd2 Fe14B化学量論より
Feリッチの組成合金を溶湯から急冷する方法である。
急冷方法としては回転ロール法、スプラット法、ガスア
トマイズ法などを用いればよい。ただしこのとき、冷却
速度が速すぎると非晶質や微結晶になり、粉砕によって
Nd2 Fe14Bを単結晶粒とすることができなくなる。
また冷却速度が遅すぎるときは初晶Feが形成されてし
まう。従って1μm以上のNd2 Fe14B結晶粒が形成
され、かつ初晶Feが形成されないように冷却速度を調
整することが必要である。例えば単ロール法の場合、ロ
ール速度は5〜20m/秒、さらに好ましくは10〜17m/秒と
するのがよい。最適な冷却速度は組成によっても変化
し、Fe組成比が多いほど冷却を速くする必要があるの
で、組成範囲はFe- 8.0 〜11.8原子%Nd-3.0〜15.0
原子%Bとする。この方法により、溶湯からまずNd2
Fe14Bが凝固し、余剰Feが細長く伸びた形でNd2
Fe14B結晶内部に析出する組織が得られる。この場
合、包晶でなく共晶組織となるのは溶湯中に初晶Feが
晶出する過程が急冷によりパスされるためである。
Feリッチの組成合金を溶湯から急冷する方法である。
急冷方法としては回転ロール法、スプラット法、ガスア
トマイズ法などを用いればよい。ただしこのとき、冷却
速度が速すぎると非晶質や微結晶になり、粉砕によって
Nd2 Fe14Bを単結晶粒とすることができなくなる。
また冷却速度が遅すぎるときは初晶Feが形成されてし
まう。従って1μm以上のNd2 Fe14B結晶粒が形成
され、かつ初晶Feが形成されないように冷却速度を調
整することが必要である。例えば単ロール法の場合、ロ
ール速度は5〜20m/秒、さらに好ましくは10〜17m/秒と
するのがよい。最適な冷却速度は組成によっても変化
し、Fe組成比が多いほど冷却を速くする必要があるの
で、組成範囲はFe- 8.0 〜11.8原子%Nd-3.0〜15.0
原子%Bとする。この方法により、溶湯からまずNd2
Fe14Bが凝固し、余剰Feが細長く伸びた形でNd2
Fe14B結晶内部に析出する組織が得られる。この場
合、包晶でなく共晶組織となるのは溶湯中に初晶Feが
晶出する過程が急冷によりパスされるためである。
【0011】第3の方法は、上記材料を得るために非晶
質を熱処理するのである。このとき組成範囲はFe―1
0.0〜11.8原子%Nd―4.0〜15.0原子%
Bとし、さらに好ましくはFe―10.5〜11.5原
子%Nd―5.2〜7.0原子%Bとする。熱処理温度
は800℃以上1,155℃未満とし、さらに好ましく
は900℃以上1,100℃以下とし、所定温度まで急
速加熱する。Nd組成比が10原子%未満のときは、加
熱時にまずFe結晶化が生じ続いてNd2Fe14Bが
結晶化して、従来のナノコンポジット組織となる。しか
しながらNd組成比が10原子%以上で上記熱処理条件
を用いることにより、Nd2Fe14Bの方がFeより
先に結晶化し、結晶内部にFeが共晶状に析出した組織
を得ることができる。従来のナノコンポジット材はNd
2Fe14BとFeを交換結合させるために結晶粒径を
数十nmと小さくする必要があり、このため熱処理温度
は通常700℃付近で行われるのに対し、本発明ではF
e相はNd2Fe14B結晶粒内に微細に析出している
ため、800℃以上の高温熱処理を行ってNd2Fe
14B結晶を1μm以上に成長させても十分な交換結合
を得ることができる。これらの方法により得られた合金
はいずれもNd2Fe14B結晶粒内に針状もしくは板
状のFeが析出した共晶組織を有しており、従来報告さ
れてきたFe−Nd2Fe14B包晶組織とは異なるも
のである。上記合金はNd2Fe14B結晶粒サイズレ
ベルまで微粉砕した粉末として用いられる。Ndリッチ
やBリッチな相とともに磁場中成形、熱処理して異方性
焼結磁石としたり、バインダーとともに磁場中成形して
異方性ボンド磁石とすることが可能である。
質を熱処理するのである。このとき組成範囲はFe―1
0.0〜11.8原子%Nd―4.0〜15.0原子%
Bとし、さらに好ましくはFe―10.5〜11.5原
子%Nd―5.2〜7.0原子%Bとする。熱処理温度
は800℃以上1,155℃未満とし、さらに好ましく
は900℃以上1,100℃以下とし、所定温度まで急
速加熱する。Nd組成比が10原子%未満のときは、加
熱時にまずFe結晶化が生じ続いてNd2Fe14Bが
結晶化して、従来のナノコンポジット組織となる。しか
しながらNd組成比が10原子%以上で上記熱処理条件
を用いることにより、Nd2Fe14Bの方がFeより
先に結晶化し、結晶内部にFeが共晶状に析出した組織
を得ることができる。従来のナノコンポジット材はNd
2Fe14BとFeを交換結合させるために結晶粒径を
数十nmと小さくする必要があり、このため熱処理温度
は通常700℃付近で行われるのに対し、本発明ではF
e相はNd2Fe14B結晶粒内に微細に析出している
ため、800℃以上の高温熱処理を行ってNd2Fe
14B結晶を1μm以上に成長させても十分な交換結合
を得ることができる。これらの方法により得られた合金
はいずれもNd2Fe14B結晶粒内に針状もしくは板
状のFeが析出した共晶組織を有しており、従来報告さ
れてきたFe−Nd2Fe14B包晶組織とは異なるも
のである。上記合金はNd2Fe14B結晶粒サイズレ
ベルまで微粉砕した粉末として用いられる。Ndリッチ
やBリッチな相とともに磁場中成形、熱処理して異方性
焼結磁石としたり、バインダーとともに磁場中成形して
異方性ボンド磁石とすることが可能である。
【0012】
【実施例】以下、本発明の実施の形態を実施例を挙げて
具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるもの
ではない。 (実施例1)Nd金属及びFe金属を、原子比で10.6:
89.4(=2:17)となるように秤量し、アーク溶解し
た。得られた試料を1,100 ℃×10hr加熱して溶体化処理
を行った後粉砕して、粒径 100μm以下のNd2 Fe17
原料粉末を得た。上記原料粉を粒径50μm以下のBと分
子モル比1:1で混合した後、さらに金属Ca粒を加え
て混合プレスした。この試料をAr雰囲気下熱処理炉で
850℃×12hr熱処理し冷却した。炉から取り出した試料
は 100μm程度に粉砕した後、水洗し、Caを除去して
から真空乾燥した。この粉末のX線回折図形より、Nd
2 Fe14BとFeが形成されていることを確認した。断
面組織の偏光顕微鏡で観察したところNd2 Fe14B結
晶粒径は平均5μm程度の大きさであった。また同組織
をSEM反射電子組成像及びTEM像にて観察したとこ
ろ、 0.1μm径以下の針状FeがNd2 Fe14B粒内に
数多く析出していることを確認した。次にこの試料をボ
ールミルにて平均5μm以下にまで微粉砕し、14kOe
磁場中にてパラフィンで固め、このときの磁場に対して
平行方向に20kOe磁場印可したときの磁化の大きさI
p を測定したところ、Ip =16.3kOeであった。また
この粉末の磁気異方性を調べるために垂直方向に20kO
e磁場印可したときの磁化の大きさIa とIp の比Ia
/Ip を測定したところ、Ia /Ip =0.69であった。
また減磁曲線がクニックを生じないことで、Nd2 Fe
14B相とFe相が磁気的交換結合していることを確認し
た。
具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるもの
ではない。 (実施例1)Nd金属及びFe金属を、原子比で10.6:
89.4(=2:17)となるように秤量し、アーク溶解し
た。得られた試料を1,100 ℃×10hr加熱して溶体化処理
を行った後粉砕して、粒径 100μm以下のNd2 Fe17
原料粉末を得た。上記原料粉を粒径50μm以下のBと分
子モル比1:1で混合した後、さらに金属Ca粒を加え
て混合プレスした。この試料をAr雰囲気下熱処理炉で
850℃×12hr熱処理し冷却した。炉から取り出した試料
は 100μm程度に粉砕した後、水洗し、Caを除去して
から真空乾燥した。この粉末のX線回折図形より、Nd
2 Fe14BとFeが形成されていることを確認した。断
面組織の偏光顕微鏡で観察したところNd2 Fe14B結
晶粒径は平均5μm程度の大きさであった。また同組織
をSEM反射電子組成像及びTEM像にて観察したとこ
ろ、 0.1μm径以下の針状FeがNd2 Fe14B粒内に
数多く析出していることを確認した。次にこの試料をボ
ールミルにて平均5μm以下にまで微粉砕し、14kOe
磁場中にてパラフィンで固め、このときの磁場に対して
平行方向に20kOe磁場印可したときの磁化の大きさI
p を測定したところ、Ip =16.3kOeであった。また
この粉末の磁気異方性を調べるために垂直方向に20kO
e磁場印可したときの磁化の大きさIa とIp の比Ia
/Ip を測定したところ、Ia /Ip =0.69であった。
また減磁曲線がクニックを生じないことで、Nd2 Fe
14B相とFe相が磁気的交換結合していることを確認し
た。
【0013】(実施例2)Nd、Fe、B各金属を原子
比で 9.5:84.5:6.0 となるように秤量し、アーク溶解
して合金を得た。これを石英ノズル中に入れてAr雰囲
気中で高周波溶解し、14m/秒の周速度で回転している銅
ロール中に射出して急冷した。X線回折図形よりNd2
Fe14BとFeが形成されていることを確認した。薄帯
断面組織の偏光顕微鏡観察よりNd2 Fe14B結晶粒径
は10μm以上に成長していた。また同組織をSEM反射
電子組成像及びTEM観察より、 0.1μm径以下の針状
FeがNd2 Fe14B粒内に数多く析出していることを
確認した。次にこの薄帯試料をボールミルにて平均5μ
m以下にまで微粉砕し、同様に磁気特性を測定したとこ
ろ、Ip =16.6kOe、Ia /Ip =0.49であった。ま
た減磁曲線がクニックを生じなかったことで、Nd2 F
e14B相とFe相が磁気的交換結合していることを確認
した。
比で 9.5:84.5:6.0 となるように秤量し、アーク溶解
して合金を得た。これを石英ノズル中に入れてAr雰囲
気中で高周波溶解し、14m/秒の周速度で回転している銅
ロール中に射出して急冷した。X線回折図形よりNd2
Fe14BとFeが形成されていることを確認した。薄帯
断面組織の偏光顕微鏡観察よりNd2 Fe14B結晶粒径
は10μm以上に成長していた。また同組織をSEM反射
電子組成像及びTEM観察より、 0.1μm径以下の針状
FeがNd2 Fe14B粒内に数多く析出していることを
確認した。次にこの薄帯試料をボールミルにて平均5μ
m以下にまで微粉砕し、同様に磁気特性を測定したとこ
ろ、Ip =16.6kOe、Ia /Ip =0.49であった。ま
た減磁曲線がクニックを生じなかったことで、Nd2 F
e14B相とFe相が磁気的交換結合していることを確認
した。
【0014】(実施例3)Pr、Fe、B各金属を原子
比で11.0:83.5:5.5 となるように秤量し、アーク溶解
して合金を得た。これを石英ノズル中に入れてAr雰囲
気中で高周波溶解し、45m/秒の周速度で回転している銅
ロール中に射出して急冷し、非晶質合金を得た。次いで
この試料を石英管に真空封入し1,100 ℃炉中で 60 分保
持した後、冷却した。X線回折図形よりPr2 Fe14B
とFeの形成を確認した。薄帯断面組織の偏光顕微鏡観
察よりPr2 Fe14B結晶粒径は2μm以上であった。
またSEM反射電子組成像及びTEM観察で 0.1μm径
以下の針状FeがPr2 Fe14B粒内に析出していた。
次にこの薄帯試料をボールミルにて平均3μm以下にま
で微粉砕した。磁気特性はIp =15.8kOe、Ia /I
p =0.75であり、減磁曲線がクニックを生じなかったこ
とで、Pr2 Fe14B相とFe相が磁気的交換結合して
いることを確認した。
比で11.0:83.5:5.5 となるように秤量し、アーク溶解
して合金を得た。これを石英ノズル中に入れてAr雰囲
気中で高周波溶解し、45m/秒の周速度で回転している銅
ロール中に射出して急冷し、非晶質合金を得た。次いで
この試料を石英管に真空封入し1,100 ℃炉中で 60 分保
持した後、冷却した。X線回折図形よりPr2 Fe14B
とFeの形成を確認した。薄帯断面組織の偏光顕微鏡観
察よりPr2 Fe14B結晶粒径は2μm以上であった。
またSEM反射電子組成像及びTEM観察で 0.1μm径
以下の針状FeがPr2 Fe14B粒内に析出していた。
次にこの薄帯試料をボールミルにて平均3μm以下にま
で微粉砕した。磁気特性はIp =15.8kOe、Ia /I
p =0.75であり、減磁曲線がクニックを生じなかったこ
とで、Pr2 Fe14B相とFe相が磁気的交換結合して
いることを確認した。
【0015】(実施例4)
Pr、Fe、Co各金属を、原子比で10.6:80.
5:8.9(=Pr2(Fe0.9Co0.1)17)
となるように秤量し、アーク溶解した。得られた試料を
1100℃×10hr加熱して溶体化処理を行った後粉
砕して、粒径100μm以下のPr2(Fe,Co)
17原料粉末を得た。上記原料粉を粒径50μm以下の
Bと分子モル比1:1で混合した後、さらに金属Ca粒
を加えて混合プレスした。この試料をAr雰囲気下熱処
理炉で850℃×12hr熱処理し冷却した。炉から取
り出した試料は100μm程度に粉砕した後、水洗し、
Caを除去してから真空乾燥した。この粉末のX線回折
図形より、Pr2(Fe,Co)14BとFe−Co相
が形成されていることを確認した。断面組織を偏光顕微
鏡で観察したところPr2(Fe,Co)14B結晶粒
径は平均5μm程度の大きさであった。また同組織をS
EMの反射電子組成像及びTEM像観察したところ0.
1μm径以下の針状Fe−Co相がPr2(Fe,C
o)14B粒内に数多く析出していることを確認した。
次にこの試料をボールミルにて平均5μm以下にまで微
粉砕した。磁気特性はIp=16.6kOe、Ia/I
p=0.61であり、減磁曲線がクニックを生じなかっ
たことで、Pr2(Fe,Co)14B相とFe−Co
相が磁気的交換結合していることを確認した。
5:8.9(=Pr2(Fe0.9Co0.1)17)
となるように秤量し、アーク溶解した。得られた試料を
1100℃×10hr加熱して溶体化処理を行った後粉
砕して、粒径100μm以下のPr2(Fe,Co)
17原料粉末を得た。上記原料粉を粒径50μm以下の
Bと分子モル比1:1で混合した後、さらに金属Ca粒
を加えて混合プレスした。この試料をAr雰囲気下熱処
理炉で850℃×12hr熱処理し冷却した。炉から取
り出した試料は100μm程度に粉砕した後、水洗し、
Caを除去してから真空乾燥した。この粉末のX線回折
図形より、Pr2(Fe,Co)14BとFe−Co相
が形成されていることを確認した。断面組織を偏光顕微
鏡で観察したところPr2(Fe,Co)14B結晶粒
径は平均5μm程度の大きさであった。また同組織をS
EMの反射電子組成像及びTEM像観察したところ0.
1μm径以下の針状Fe−Co相がPr2(Fe,C
o)14B粒内に数多く析出していることを確認した。
次にこの試料をボールミルにて平均5μm以下にまで微
粉砕した。磁気特性はIp=16.6kOe、Ia/I
p=0.61であり、減磁曲線がクニックを生じなかっ
たことで、Pr2(Fe,Co)14B相とFe−Co
相が磁気的交換結合していることを確認した。
【0016】(実施例5)
Nd、Fe、Co、B各金属を原子比で9.0:78.
0:8.5:4.5となるように秤量し、アーク溶解し
て合金を得た。これを石英ノズル中に入れてAr雰囲気
中で高周波溶解し、14m/秒の周速度で回転している
銅ロール中に射出して急冷した。X線回折図形よりNd
2(Fe,Co)14BとFe−Co相が形成されてい
ることを確認した。薄帯断面組織の偏光顕微鏡観察より
Nd2(Fe,Co)14B結晶粒径は10μm以上に
成長していた。また同組織のSEM反射電子組成像観察
より、0.1μm径以下の板状Fe−Co相がNd
2(Fe,Co)14B粒内に数多く析出していること
を確認した。次にこの薄帯試料をボールミルにて平均5
μm以下にまで微粉砕した。磁気特性はIp=16.9
kOe、Ia/Ip=0.51であり、減磁曲線がクニ
ックを生じなかったことで、Nd2(Fe,Co)14
B相とFe−Co相が磁気的交換結合していることを確
認した。
0:8.5:4.5となるように秤量し、アーク溶解し
て合金を得た。これを石英ノズル中に入れてAr雰囲気
中で高周波溶解し、14m/秒の周速度で回転している
銅ロール中に射出して急冷した。X線回折図形よりNd
2(Fe,Co)14BとFe−Co相が形成されてい
ることを確認した。薄帯断面組織の偏光顕微鏡観察より
Nd2(Fe,Co)14B結晶粒径は10μm以上に
成長していた。また同組織のSEM反射電子組成像観察
より、0.1μm径以下の板状Fe−Co相がNd
2(Fe,Co)14B粒内に数多く析出していること
を確認した。次にこの薄帯試料をボールミルにて平均5
μm以下にまで微粉砕した。磁気特性はIp=16.9
kOe、Ia/Ip=0.51であり、減磁曲線がクニ
ックを生じなかったことで、Nd2(Fe,Co)14
B相とFe−Co相が磁気的交換結合していることを確
認した。
【0017】(実施例6)
Nd、Fe、Co、B各金属を原子比で11.0:7
7.5:5.0:6.5となるように秤量し、アーク溶
解して合金を得た。これを石英ノズル中に入れてAr雰
囲気中で高周波溶解し、45m/秒の周速度で回転して
いる銅ロール中に射出して急冷し、非晶質合金を得た。
次いでこの試料を石英管に真空封入し1,100℃炉中
で60分保持した後、冷却した。X線回折図形よりNd
2(Fe,Co)14BとFe−Co相の形成を確認し
た。薄帯断面組織の偏光顕微鏡観察よりNd2(Fe,
Co)14B結晶粒径は2μm以上であった。またSE
M反射電子組成像では0.1μm径以下の針状Fe−C
o相がNd2(Fe,Co)14B粒内に析出してい
た。次にこの薄帯試料をボールミルにて平均3μm以下
にまで微粉砕した。磁気特性はIp=16.3kOe、
Ia/Ip=0.72であり、減磁曲線がクニックを生
じなかったことで、Nd2(Fe,Co)14B相とF
e−Co相が磁気的交換結合していることを確認した。
7.5:5.0:6.5となるように秤量し、アーク溶
解して合金を得た。これを石英ノズル中に入れてAr雰
囲気中で高周波溶解し、45m/秒の周速度で回転して
いる銅ロール中に射出して急冷し、非晶質合金を得た。
次いでこの試料を石英管に真空封入し1,100℃炉中
で60分保持した後、冷却した。X線回折図形よりNd
2(Fe,Co)14BとFe−Co相の形成を確認し
た。薄帯断面組織の偏光顕微鏡観察よりNd2(Fe,
Co)14B結晶粒径は2μm以上であった。またSE
M反射電子組成像では0.1μm径以下の針状Fe−C
o相がNd2(Fe,Co)14B粒内に析出してい
た。次にこの薄帯試料をボールミルにて平均3μm以下
にまで微粉砕した。磁気特性はIp=16.3kOe、
Ia/Ip=0.72であり、減磁曲線がクニックを生
じなかったことで、Nd2(Fe,Co)14B相とF
e−Co相が磁気的交換結合していることを確認した。
【0018】(比較例1)Nd、Fe、B各金属を原子
比で 8.0:88.0:4.0 となるように秤量し、高周波溶解
した。組織観察したところ、得られた合金はNd2 Fe
14B相、Fe相及びNdリッチ相からなり、Feは実施
例のような 0.1μm径以下の共晶状組織ではなく幅5μ
m以上の樹枝状晶であった。この合金を5μm径以下に
微粉砕して同様に磁気特性を測定したところ、減磁曲線
はクニックを生じ段差のあるループとなった。
比で 8.0:88.0:4.0 となるように秤量し、高周波溶解
した。組織観察したところ、得られた合金はNd2 Fe
14B相、Fe相及びNdリッチ相からなり、Feは実施
例のような 0.1μm径以下の共晶状組織ではなく幅5μ
m以上の樹枝状晶であった。この合金を5μm径以下に
微粉砕して同様に磁気特性を測定したところ、減磁曲線
はクニックを生じ段差のあるループとなった。
【0019】(比較例2)Nd、Fe、B各金属を原子
比で 9.0:85.0:6.0 となるように秤量し、アーク溶解
して合金を得た。これを石英ノズル中に入れてAr雰囲
気中で高周波溶解し、45m/秒の周速度で回転している銅
ロール中に射出して急冷し、非晶質合金を得た。次いで
この試料を石英管に真空封入し 700℃炉中で5分保持し
た後、冷却した。X線回折およびTEM観察より、この
試料はNd2 Fe14B結晶粒とFe結晶粒が15〜25nm
でランダムに析出した組織であり、Fe相は針状や板状
でなく球状であった。この合金薄帯を5μm径以下に微
粉砕して磁気特性を測定したところ、Ia /Ip =0.98
であり磁気異方性がみられなかった。
比で 9.0:85.0:6.0 となるように秤量し、アーク溶解
して合金を得た。これを石英ノズル中に入れてAr雰囲
気中で高周波溶解し、45m/秒の周速度で回転している銅
ロール中に射出して急冷し、非晶質合金を得た。次いで
この試料を石英管に真空封入し 700℃炉中で5分保持し
た後、冷却した。X線回折およびTEM観察より、この
試料はNd2 Fe14B結晶粒とFe結晶粒が15〜25nm
でランダムに析出した組織であり、Fe相は針状や板状
でなく球状であった。この合金薄帯を5μm径以下に微
粉砕して磁気特性を測定したところ、Ia /Ip =0.98
であり磁気異方性がみられなかった。
【0020】
【発明の効果】本発明によると、従来のNd2 Fe14B
/Fe単相よりも飽和磁化が大きく、かつ十分な異方性
を有する希土類永久磁石材料が得られる。
/Fe単相よりも飽和磁化が大きく、かつ十分な異方性
を有する希土類永久磁石材料が得られる。
フロントページの続き
(72)発明者 俵 好夫
福井県武生市北府2丁目1番5号 信越
化学工業株式会社 磁性材料研究所内
(72)発明者 伊藤 卓
福井県武生市北府2丁目1番5号 信越
化学工業株式会社 磁性材料研究所内
(58)調査した分野(Int.Cl.7,DB名)
H01F 1/00 - 1/117
C22C 38/00
C22C 1/04 - 1/05
C22C 33/02
Claims (18)
- 【請求項1】 少なくとも希土類元素RE(REはYを
含む希土類元素のうちの1種以上)、Fe、Bを含む組
成からなり、内部組織にRE2Fe14B相及びFe相
を有する磁石材料において、前記Fe相が1μm以上の
RE2Fe14B結晶粒内に針状もしくは板状に析出し
ていることを特徴とする希土類永久磁石材料。 - 【請求項2】 RE2Fe14B相とFe相が磁気的に
交換結合していることを特徴とする請求項1に記載の希
土類永久磁石材料。 - 【請求項3】 Nd、Fe、Bを含む組成であることを
特徴とする請求項1に記載の希土類永久磁石材料。 - 【請求項4】 Pr、Fe、Bを含む組成であることを
特徴とする請求項1に記載の希土類永久磁石材料。 - 【請求項5】 少なくとも希土類元素RE(REはYを
含む希土類元素のうちの1種以上)、Fe、Co、Bを
含む組成からなり、内部組織にRE2(Fe,Co)
14B相及びFe−Co相を有する磁石材料において、
上記Fe−Co相が1μm以上のRE2(Fe,Co)
14B結晶粒内に針状もしくは板状に析出していること
を特徴とする希土類永久磁石材料。 - 【請求項6】 RE2(Fe,Co)14B相とFe−
Co相が磁気的に交換結合していることを特徴とする請
求項5に記載の希土類永久磁石材料。 - 【請求項7】 Nd、Fe、Co、Bを含む組成である
ことを特徴とする請求項5に記載の希土類永久磁石材
料。 - 【請求項8】 Pr、Fe、Co、Bを含む組成である
ことを特徴とする請求項5に記載の希土類永久磁石材
料。 - 【請求項9】 少なくとも希土類元素RE(REはYを
含む希土類元素のうちの1種以上)、Fe、Bを含む組
成からなり、内部組織にRE2Fe14B相及びFe相
を有し、1μm以上のRE2Fe14B結晶粒内にFe
相を針状もしくは板状に析出した組織を有する磁石材料
の製造において、RE2Fe17相を主体とする合金粉
末とB粉末もしくはB2O3粉末とを混合、プレスした
後RE2Fe14B相の融点より低い温度で熱処理し
て、RE2Fe17相にBを拡散させることにより上記
組織を形成させることを特徴とする希土類永久磁石材料
の製造方法。 - 【請求項10】 少なくとも希土類元素RE(REはY
を含む希土類元素のうちの1種以上)、Fe、Bを含む
組成からなり、内部組織にRE2Fe14B相及びFe
相を有し、1μm以上のRE2Fe14B結晶粒内にF
e相を針状もしくは板状に析出した組織を有する磁石材
料の製造において、Fe−8.0〜11.8原子%RE
−3.0〜15.0原子%B組成の溶湯を、1μm以上
のRE2Fe14B結晶粒が形成され、かつ、Fe相が
初晶として形成されないような冷却速度で急冷すること
により上記組織を形成させることを特徴とする希土類永
久磁石材料の製造方法。 - 【請求項11】 前記急冷することが、回転ロール法、
スプラット法、ガスアトマイズ法によるものである請求
項10に記載の希土類永久磁石材料の製造方法。 - 【請求項12】 前記急冷することが、回転ロール法に
よるものであって、ロール速度を5〜20m/秒とする
請求項10に記載の希土類永久磁石材料の製造方法。 - 【請求項13】 少なくとも希土類元素RE(REはY
を含む希土類元素のうちの1種以上)、Fe、Bを含む
組成からなり、内部組織にRE2Fe14B相及びFe
相を有し、1μm以上のRE2Fe14B結晶粒内にF
e相を針状もしくは板状に析出した組織を有する磁石材
料の製造において、Fe−10.0〜11.8原子%R
E−4.0〜15.0原子%B組成範囲にある非晶質合
金を、800℃以上1155℃未満で熱処理することを
特徴とする希土類永久磁石材料の製造方法。 - 【請求項14】 少なくとも希土類元素RE(REはY
を含む希土類元素のうちの1種以上)、Fe、Co、B
を含む組成からなり、内部組織にRE2(Fe,Co)
14B相及びFe−Co相を有し、1μm以上のRE2
(Fe,Co)14B結晶粒内にFe−Co相を針状も
しくは板状に析出した組織を有する磁石材料の製造にお
いて、RE2(Fe,Co)17相を主体とする合金粉
末とB粉末もしくはB2O3粉末とを混合、プレスした
後RE2(Fe,Co)14B相の融点より低い温度で
熱処理して、RE2(Fe,Co)17相にBを拡散さ
せることにより上記組織を形成させることを特徴とする
希土類永久磁石材料の製造方法。 - 【請求項15】 少なくとも希土類元素RE(REはY
を含む希土類元素のうちの1種以上)、Fe、Co、B
を含む組成からなり、内部組織にRE2(Fe,Co)
14B相及びFe−Co相を有し、1μm以上のRE2
(Fe,Co)14B結晶粒内にFe−Co相を針状も
しくは板状に析出した組織を有する磁石材料の製造にお
いて、Fe−0〜10.0原子%Co−8.0〜11.
8原子%RE−3.0〜15.0原子%B組成の溶湯
を、1μm以上のRE2(Fe,Co)14B結晶粒が
形成され、かつ、Fe−Co相が初晶として形成されな
いような冷却速度で急冷することにより上記組織を形成
させることを特徴とする希土類永久磁石材料の製造方
法。 - 【請求項16】 前記急冷することが、回転ロール法、
スプラット法、ガスアトマイズ法によるものである請求
項15に記載の希土類永久磁石材料の製造方法。 - 【請求項17】 前記急冷することが、回転ロール法に
よるものであって、ロール速度を5〜20m/秒とする
請求項15に記載の希土類永久磁石材料の製造方法。 - 【請求項18】 少なくとも希土類元素RE(REはY
を含む希土類元素のうちの1種以上)、Fe、Co、B
を含む組成からなり、内部組織にRE2(Fe,Co)
14B相及びFe−Co相を有し、1μm以上のRE2
(Fe,Co)14B結晶粒内にFe相を針状もしくは
板状に析出した組織を有する磁石材料の製造において、
Fe−0〜10.0原子%Co−10.0〜11.8原
子%RE−4.0〜15.0原子%B組成範囲にある非
晶質合金を、800℃以上1155℃未満で熱処理する
ことを特徴とする希土類永久磁石材料の製造方法。
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---|---|---|---|
JP35274397A JP3470032B2 (ja) | 1997-12-22 | 1997-12-22 | 希土類永久磁石材料およびその製造方法 |
DE69815479T DE69815479T2 (de) | 1997-12-22 | 1998-12-16 | Seltenerd-Dauermagnetmaterial und Herstellungsverfahren |
EP98310339A EP0924716B1 (en) | 1997-12-22 | 1998-12-16 | Rare earth-based permanent magnet material and method for the preparation thereof |
US09/218,005 US6078237A (en) | 1997-12-22 | 1998-12-22 | Rare earth-based permanent magnet material and method for the preparation thereof |
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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---|---|
JPH11186012A JPH11186012A (ja) | 1999-07-09 |
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---|---|---|---|---|
CN104319049A (zh) * | 2014-11-06 | 2015-01-28 | 钢铁研究总院 | 易面型双相纳米晶高频软磁材料及其制备方法 |
CN104319049B (zh) * | 2014-11-06 | 2017-01-04 | 钢铁研究总院 | 易面型双相纳米晶高频软磁材料及其制备方法 |
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US6994755B2 (en) * | 2002-04-29 | 2006-02-07 | University Of Dayton | Method of improving toughness of sintered RE-Fe-B-type, rare earth permanent magnets |
US20060054245A1 (en) * | 2003-12-31 | 2006-03-16 | Shiqiang Liu | Nanocomposite permanent magnets |
EP1766641A2 (en) * | 2004-06-30 | 2007-03-28 | University Of Dayton | Anisotropic nanocomposite rare earth permanent magnets and method of making |
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US9818520B2 (en) * | 2012-01-04 | 2017-11-14 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Rare-earth nanocomposite magnet |
US10468165B2 (en) * | 2013-06-05 | 2019-11-05 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Rare-earth magnet and method for manufacturing same |
DE102014217761A1 (de) * | 2014-09-05 | 2016-03-10 | Siemens Aktiengesellschaft | Anisotrop weichmagnetisches Material mit mittlerer Anisotropie und geringer Koerzitivfeldstärke sowie dessen Herstellungsverfahren |
US11189405B2 (en) * | 2019-02-07 | 2021-11-30 | Ford Global Technologies, Llc | Composite magnet with magnetically hard and soft phases |
US11349377B2 (en) * | 2020-01-27 | 2022-05-31 | Ford Global Technologies, Llc | Electric machine for a hybrid or electric vehicle |
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---|---|---|---|---|
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US5538565A (en) * | 1985-08-13 | 1996-07-23 | Seiko Epson Corporation | Rare earth cast alloy permanent magnets and methods of preparation |
DE3709138C2 (de) * | 1987-03-20 | 1996-09-05 | Siemens Ag | Verfahren zur Herstellung eines magnetischen Werkstoffes aus pulverförmigen Ausgangskomponenten |
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- 1997-12-22 JP JP35274397A patent/JP3470032B2/ja not_active Expired - Fee Related
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1998
- 1998-12-16 EP EP98310339A patent/EP0924716B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-12-16 DE DE69815479T patent/DE69815479T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1998-12-22 US US09/218,005 patent/US6078237A/en not_active Expired - Lifetime
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CN104319049A (zh) * | 2014-11-06 | 2015-01-28 | 钢铁研究总院 | 易面型双相纳米晶高频软磁材料及其制备方法 |
CN104319049B (zh) * | 2014-11-06 | 2017-01-04 | 钢铁研究总院 | 易面型双相纳米晶高频软磁材料及其制备方法 |
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US6078237A (en) | 2000-06-20 |
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