JPH1053844A - 希土類−鉄−ボロン系磁石合金及びその製造法並びに該希土類−鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石 - Google Patents
希土類−鉄−ボロン系磁石合金及びその製造法並びに該希土類−鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石Info
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- JPH1053844A JPH1053844A JP8226021A JP22602196A JPH1053844A JP H1053844 A JPH1053844 A JP H1053844A JP 8226021 A JP8226021 A JP 8226021A JP 22602196 A JP22602196 A JP 22602196A JP H1053844 A JPH1053844 A JP H1053844A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高い残留磁束密度Brと大きな保磁力iHc
とを有し、その結果、最大エネルギー積(BH)max
が大きく、且つ、防錆性に優れている希土類−鉄−ボロ
ン系磁石合金を工業的に得る。 【解決手段】 式Rx Fe100-x-y-z-w Coy Mz Bw
で表される組成を有し、且つ、αFe、bccFe及び
これらとMとの固溶体を含む軟磁性結晶相とNd2 Fe
14B1 型正方晶系結晶からなる硬磁性結晶相とのそれぞ
れが、軟磁性非晶質相中に析出している合金組織を有し
ており、軟磁性非晶質相が全合金組織に対し10面積%
以下であって、残部が軟磁性結晶相と硬磁性結晶相であ
り、且つ、軟磁性結晶相が全結晶組織に対し少なくとも
50面積%であって、残部が硬磁性結晶相である希土類
−鉄−ボロン系磁石合金。
とを有し、その結果、最大エネルギー積(BH)max
が大きく、且つ、防錆性に優れている希土類−鉄−ボロ
ン系磁石合金を工業的に得る。 【解決手段】 式Rx Fe100-x-y-z-w Coy Mz Bw
で表される組成を有し、且つ、αFe、bccFe及び
これらとMとの固溶体を含む軟磁性結晶相とNd2 Fe
14B1 型正方晶系結晶からなる硬磁性結晶相とのそれぞ
れが、軟磁性非晶質相中に析出している合金組織を有し
ており、軟磁性非晶質相が全合金組織に対し10面積%
以下であって、残部が軟磁性結晶相と硬磁性結晶相であ
り、且つ、軟磁性結晶相が全結晶組織に対し少なくとも
50面積%であって、残部が硬磁性結晶相である希土類
−鉄−ボロン系磁石合金。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、高い残留磁束密度
Br、殊に、10kG以上と、大きな保磁力iHc、殊
に、3.5kOe以上とを有し、その結果、最大エネル
ギー積(BH)maxが大きく、且つ、防錆性に優れた
希土類−鉄−ボロン系磁石合金及びその製造法並びに希
土類−鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石に関す
るものである。
Br、殊に、10kG以上と、大きな保磁力iHc、殊
に、3.5kOe以上とを有し、その結果、最大エネル
ギー積(BH)maxが大きく、且つ、防錆性に優れた
希土類−鉄−ボロン系磁石合金及びその製造法並びに希
土類−鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石に関す
るものである。
【0002】
【従来の技術】ボンド磁石は、その形状自在性や高寸法
精度などの利点があるため、従来から電気製品や自動車
部品等の各種用途に広く使用されている。近年、電気製
品や自動車部品の小型・軽量化に伴って、これに使用さ
れるボンド磁石自身の小型化が強く要求されている。
精度などの利点があるため、従来から電気製品や自動車
部品等の各種用途に広く使用されている。近年、電気製
品や自動車部品の小型・軽量化に伴って、これに使用さ
れるボンド磁石自身の小型化が強く要求されている。
【0003】その為には、磁石の高性能化、即ち、高い
残留磁束密度Brと大きな保磁力iHcとを有し、その
結果、最大エネルギー積(BH)maxが大きいことが
強く要求されている。
残留磁束密度Brと大きな保磁力iHcとを有し、その
結果、最大エネルギー積(BH)maxが大きいことが
強く要求されている。
【0004】従来からボンド磁石として汎用されている
マグネトプランバイト型フェライトを用いたボンド磁石
(以下、フェライトボンド磁石という。)は、フェライ
ト粉末が酸化物であるため、耐食性に優れており、ま
た、バリウム、ストロンチウム等の酸化物や鉄酸化物等
の安価な原料を用いて製造されるので、経済的であり、
広く使用されている。
マグネトプランバイト型フェライトを用いたボンド磁石
(以下、フェライトボンド磁石という。)は、フェライ
ト粉末が酸化物であるため、耐食性に優れており、ま
た、バリウム、ストロンチウム等の酸化物や鉄酸化物等
の安価な原料を用いて製造されるので、経済的であり、
広く使用されている。
【0005】しかし、このフェライトボンド磁石の磁気
特性は、通常、残留磁束密度Brが2〜3kG程度、保
磁力iHcが2〜3kOe程度であって、最大磁気エネ
ルギー積(BH)maxが1.6〜2.3MGOe程度
である。
特性は、通常、残留磁束密度Brが2〜3kG程度、保
磁力iHcが2〜3kOe程度であって、最大磁気エネ
ルギー積(BH)maxが1.6〜2.3MGOe程度
である。
【0006】近時、磁石の高性能化と低価格化への要求
はとどまるところがなく、そのため希土類としてNdを
用いた希土類−鉄−ボロン系交換スプリング磁石合金の
開発がさかんであり、一部は既に実用化されている。
はとどまるところがなく、そのため希土類としてNdを
用いた希土類−鉄−ボロン系交換スプリング磁石合金の
開発がさかんであり、一部は既に実用化されている。
【0007】上記の交換スプリング磁石は、鉄もしくは
鉄化合物とNd2 Fe14B1 型正方晶化合物との交換相
互作用により、磁気的なスプリング現象を示すもので、
その特徴は、低希土類量と高い残留磁束密度Brを有す
ることであり、コストパフォーマンスに優れた磁石とな
る可能性が高い。
鉄化合物とNd2 Fe14B1 型正方晶化合物との交換相
互作用により、磁気的なスプリング現象を示すもので、
その特徴は、低希土類量と高い残留磁束密度Brを有す
ることであり、コストパフォーマンスに優れた磁石とな
る可能性が高い。
【0008】即ち、Nd等の希土類量が10原子%未満
の希土類−鉄−ボロン系交換スプリング磁石合金は、例
えば、ゼネラルモーターズが開発した市販の“MQP”
(商品名)のようにNd等の希土類量が化学量論組成に
近い10〜15原子%の希土類−鉄−ボロン系磁石合金
に比べ、磁気特性上のポテンシャルが高く、また、高価
な希土類を低減できるため経済的であるという特徴を有
する。
の希土類−鉄−ボロン系交換スプリング磁石合金は、例
えば、ゼネラルモーターズが開発した市販の“MQP”
(商品名)のようにNd等の希土類量が化学量論組成に
近い10〜15原子%の希土類−鉄−ボロン系磁石合金
に比べ、磁気特性上のポテンシャルが高く、また、高価
な希土類を低減できるため経済的であるという特徴を有
する。
【0009】このNd等の希土類量が10原子%未満の
希土類−鉄−ボロン系交換スプリング磁石合金には、軟
磁性相として上記のαFeやbccFeを含む系とFe
3 BやFe2 Bを含む系とがある。前者は、一般に残留
磁束密度Brが10〜13kGと高いが保磁力iHcは
高々3.5kOe未満と低いものであり、後者は、一般
に保磁力iHcが3.5〜7.7kOeと比較的高い
が、残留磁束密度Brが10kG程度以下であるため、
“MQP”と比べると残留磁束密度Brは高いがαFe
主体系に比べて低いものである。
希土類−鉄−ボロン系交換スプリング磁石合金には、軟
磁性相として上記のαFeやbccFeを含む系とFe
3 BやFe2 Bを含む系とがある。前者は、一般に残留
磁束密度Brが10〜13kGと高いが保磁力iHcは
高々3.5kOe未満と低いものであり、後者は、一般
に保磁力iHcが3.5〜7.7kOeと比較的高い
が、残留磁束密度Brが10kG程度以下であるため、
“MQP”と比べると残留磁束密度Brは高いがαFe
主体系に比べて低いものである。
【0010】ところで、希土類−鉄−ボロン系磁石合金
を用いたボンド磁石の主な用途である小型モーター等の
分野においては、モーターの小型化と使用磁石の磁気的
安定性の観点から、残留磁束密度Brと保磁力iHcの
バランスがとれた磁気特性であること、即ち、残留磁束
密度Brが10kG以上、保磁力iHcが3.5kOe
以上であることが強く要求されている。
を用いたボンド磁石の主な用途である小型モーター等の
分野においては、モーターの小型化と使用磁石の磁気的
安定性の観点から、残留磁束密度Brと保磁力iHcの
バランスがとれた磁気特性であること、即ち、残留磁束
密度Brが10kG以上、保磁力iHcが3.5kOe
以上であることが強く要求されている。
【0011】また、Nd系の希土類を含む合金は、空気
中で酸化されて次第に安定な酸化物を生成しやすく、防
錆性に劣るという欠点がある。そのため、Nd系の希土
類を含む合金を用いて製造されたボンド磁石は、耐食性
が劣るので、一般には樹脂系のディッピング、スプレー
コーティング、電着塗装あるいは金属メッキなどの防錆
コーティングが施されるのが普通である。
中で酸化されて次第に安定な酸化物を生成しやすく、防
錆性に劣るという欠点がある。そのため、Nd系の希土
類を含む合金を用いて製造されたボンド磁石は、耐食性
が劣るので、一般には樹脂系のディッピング、スプレー
コーティング、電着塗装あるいは金属メッキなどの防錆
コーティングが施されるのが普通である。
【0012】従って、Nd系の希土類を含む合金の防錆
性が向上すれば、上記のような用途においてもボンド磁
石表面の防錆コーティングを簡略化乃至省略化できるこ
とが期待される。また、例えば、汎用モーター等の用途
によっては、防錆コーティングを省略できる可能性もあ
るため、希土類−鉄−ボロン系磁石合金の防錆性の向上
が強く要求されている。
性が向上すれば、上記のような用途においてもボンド磁
石表面の防錆コーティングを簡略化乃至省略化できるこ
とが期待される。また、例えば、汎用モーター等の用途
によっては、防錆コーティングを省略できる可能性もあ
るため、希土類−鉄−ボロン系磁石合金の防錆性の向上
が強く要求されている。
【0013】そこで、高い残留磁束密度Brと比較的大
きな保磁力iHcとを有し、その結果、最大エネルギー
積(BH)maxが大きく、且つ、防錆性に優れた希土
類−鉄−ボロン系磁石合金が経済的に得られることが強
く要求されている。
きな保磁力iHcとを有し、その結果、最大エネルギー
積(BH)maxが大きく、且つ、防錆性に優れた希土
類−鉄−ボロン系磁石合金が経済的に得られることが強
く要求されている。
【0014】従来、Feを主成分(但し、91at%未
満である。)とし、1種又は2種以上の希土類元素
(R)とホウ素(B)を含有する急冷永久磁石材料にお
いて、10面積%以下の軟磁性残留非晶質相を含み、残
部が実質的に、熱処理により生成かつR−Fe−B系硬
質磁性化合物を含む結晶質相からなる永久磁石材料が知
られている(特開平8−162312号公報)。
満である。)とし、1種又は2種以上の希土類元素
(R)とホウ素(B)を含有する急冷永久磁石材料にお
いて、10面積%以下の軟磁性残留非晶質相を含み、残
部が実質的に、熱処理により生成かつR−Fe−B系硬
質磁性化合物を含む結晶質相からなる永久磁石材料が知
られている(特開平8−162312号公報)。
【0015】
【発明が解決しようとする課題】高い残留磁束密度Br
と比較的大きな保磁力iHcとを有し、その結果、最大
エネルギー積(BH)maxが大きく、且つ、防錆性に
優れた希土類−鉄−ボロン系磁石合金は、現在、最も要
求されているところであるが、このような特性を有する
磁石は未だ得られていない。
と比較的大きな保磁力iHcとを有し、その結果、最大
エネルギー積(BH)maxが大きく、且つ、防錆性に
優れた希土類−鉄−ボロン系磁石合金は、現在、最も要
求されているところであるが、このような特性を有する
磁石は未だ得られていない。
【0016】即ち、前出特開平8−162312号公報
記載の希土類−鉄−ボロン系磁石合金は、同公報の「表
5」に残留磁束密度Brが0.62〜0.97T(6.
2〜9.7kGに相当する。)程度、保磁力iHcが
0.16〜0.21MA/m(1.25〜2.6kOe
に相当する。)程度、最大磁気エネルギー積(BH)m
axが19.7〜72.0kJ/m3 (2.5〜9.0
MGOeに相当する。)程度と記載されている通り、保
磁力iHcが高々3kOe程度、残留磁束密度Brが高
々10kG程度と低いものであった。
記載の希土類−鉄−ボロン系磁石合金は、同公報の「表
5」に残留磁束密度Brが0.62〜0.97T(6.
2〜9.7kGに相当する。)程度、保磁力iHcが
0.16〜0.21MA/m(1.25〜2.6kOe
に相当する。)程度、最大磁気エネルギー積(BH)m
axが19.7〜72.0kJ/m3 (2.5〜9.0
MGOeに相当する。)程度と記載されている通り、保
磁力iHcが高々3kOe程度、残留磁束密度Brが高
々10kG程度と低いものであった。
【0017】尚、特開平8−162312号公報の実施
例2〜4に記載の希土類−鉄−ボロン系磁石合金は、急
冷薄帯を粉砕した後、真空中で押出加工して得られたバ
ルク体に関するものであり、本発明に係る希土類−鉄−
ボロン系磁石合金とは形態上相違する。
例2〜4に記載の希土類−鉄−ボロン系磁石合金は、急
冷薄帯を粉砕した後、真空中で押出加工して得られたバ
ルク体に関するものであり、本発明に係る希土類−鉄−
ボロン系磁石合金とは形態上相違する。
【0018】そこで、本発明は、高い残留磁束密度Br
と大きな保磁力iHcとを有し、その結果、最大磁気エ
ネルギー積(BH)maxが大きく、且つ、防錆性に優
れている希土類−鉄−ボロン系磁石合金を経済的に得る
ことを技術的課題とする。
と大きな保磁力iHcとを有し、その結果、最大磁気エ
ネルギー積(BH)maxが大きく、且つ、防錆性に優
れている希土類−鉄−ボロン系磁石合金を経済的に得る
ことを技術的課題とする。
【0019】
【課題を解決するための手段】前記技術的課題は、次の
通りの本発明によって達成できる。
通りの本発明によって達成できる。
【0020】即ち、本発明は、式Rx Fe100-x-y-z-w
Coy Mz Bw (但し、Rは、Nd、Pr、Dy、Tb
及びCeから選ばれた希土類元素の一種又は二種以上、
Mは、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、T
a、W、Mn、Cu、Ga、Ag及びSiから選ばれた
元素の一種又は二種以上、x、y、z及びwは、それぞ
れ原子比で5≦x≦10、1.0≦y≦9.0、0.1
≦z≦5、2≦w≦7、かつ、9≦(x+w)、5<
(y+z))で表わされる組成を有し、且つ、αFe、
bccFe及びこれらと上記Mとの固溶体を含む軟磁性
結晶相とNd2 Fe14B1 型正方晶系結晶からなる硬磁
性結晶相とのそれぞれが、軟磁性非晶質相中に析出して
いる合金組織を有しており、前記軟磁性非晶質相が全合
金組織に対し10面積%以下であって、残部が前記軟磁
性結晶相と前記硬磁性結晶相であり、且つ、前記軟磁性
結晶相が全結晶組織に対し少なくとも50面積%であっ
て、残部が前記硬磁性結晶相であることからなる希土類
−鉄−ボロン系磁石合金であり、保磁力iHcが3.5
kOe以上、残留磁束密度Brが10kG以上及び最大
磁気エネルギー積(BH)maxが13MGOe以上で
ある前記希土類−鉄−ボロン系磁石合金である。
Coy Mz Bw (但し、Rは、Nd、Pr、Dy、Tb
及びCeから選ばれた希土類元素の一種又は二種以上、
Mは、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、T
a、W、Mn、Cu、Ga、Ag及びSiから選ばれた
元素の一種又は二種以上、x、y、z及びwは、それぞ
れ原子比で5≦x≦10、1.0≦y≦9.0、0.1
≦z≦5、2≦w≦7、かつ、9≦(x+w)、5<
(y+z))で表わされる組成を有し、且つ、αFe、
bccFe及びこれらと上記Mとの固溶体を含む軟磁性
結晶相とNd2 Fe14B1 型正方晶系結晶からなる硬磁
性結晶相とのそれぞれが、軟磁性非晶質相中に析出して
いる合金組織を有しており、前記軟磁性非晶質相が全合
金組織に対し10面積%以下であって、残部が前記軟磁
性結晶相と前記硬磁性結晶相であり、且つ、前記軟磁性
結晶相が全結晶組織に対し少なくとも50面積%であっ
て、残部が前記硬磁性結晶相であることからなる希土類
−鉄−ボロン系磁石合金であり、保磁力iHcが3.5
kOe以上、残留磁束密度Brが10kG以上及び最大
磁気エネルギー積(BH)maxが13MGOe以上で
ある前記希土類−鉄−ボロン系磁石合金である。
【0021】また、本発明は、式Rx Fe100-x-y-z-w
Coy Mz Bw (但し、Rは、Nd、Pr、Dy、Tb
及びCeから選ばれた希土類元素の一種又は二種以上、
Mは、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、T
a、W、Mn、Cu、Ga、Ag及びSiから選ばれた
元素の一種又は二種以上、x、y、z及びwは、それぞ
れ原子比で5≦x≦10、1.0≦y≦9.0、0.1
≦z≦5、2≦w≦7、かつ、9≦(x+w)、5<
(y+z))で表わされる組成割合となる様に製造した
合金を、加熱溶解して溶湯とした後、急冷凝固し、次い
で、該急冷凝固物を600〜850℃の温度範囲で加熱
処理することからなる前記希土類−鉄−ボロン系磁石合
金の製造法である。
Coy Mz Bw (但し、Rは、Nd、Pr、Dy、Tb
及びCeから選ばれた希土類元素の一種又は二種以上、
Mは、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、T
a、W、Mn、Cu、Ga、Ag及びSiから選ばれた
元素の一種又は二種以上、x、y、z及びwは、それぞ
れ原子比で5≦x≦10、1.0≦y≦9.0、0.1
≦z≦5、2≦w≦7、かつ、9≦(x+w)、5<
(y+z))で表わされる組成割合となる様に製造した
合金を、加熱溶解して溶湯とした後、急冷凝固し、次い
で、該急冷凝固物を600〜850℃の温度範囲で加熱
処理することからなる前記希土類−鉄−ボロン系磁石合
金の製造法である。
【0022】また、本発明は、前記希土類−鉄−ボロン
系磁石合金を粉砕して得られる磁石合金粉末が結合剤で
ある樹脂を用いて成形されたボンド磁石であって、前記
磁石合金粉末が85〜99重量%の割合で混合配合され
ていることからなるボンド磁石である。
系磁石合金を粉砕して得られる磁石合金粉末が結合剤で
ある樹脂を用いて成形されたボンド磁石であって、前記
磁石合金粉末が85〜99重量%の割合で混合配合され
ていることからなるボンド磁石である。
【0023】本発明の構成をより詳しく説明すれば、次
の通りである。
の通りである。
【0024】先ず、本発明に係る希土類−鉄−ボロン系
磁石合金について述べる。
磁石合金について述べる。
【0025】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系磁石合
金の合金組成について述べる。
金の合金組成について述べる。
【0026】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系永久磁
石における組成は、式Rx Fe100-x-y-z-w Coy Mz
Bw で表される。式中、Rは、Nd、Pr、Dy、Tb
及びCeから選ばれた希土類元素の一種又は二種以上で
あり、その量は、原子比で5≦x≦10である。残留磁
束密度Brや保磁力iHcを考慮すれば、Nd、Pr、
Nd−Pr合金及びこれらに他の希土類元素が混合され
たものが好ましく、Nd、Prが最も好ましい。但し、
上記以外の希土類元素が全希土類量に対して10原子%
以下含まれていても差支えない。
石における組成は、式Rx Fe100-x-y-z-w Coy Mz
Bw で表される。式中、Rは、Nd、Pr、Dy、Tb
及びCeから選ばれた希土類元素の一種又は二種以上で
あり、その量は、原子比で5≦x≦10である。残留磁
束密度Brや保磁力iHcを考慮すれば、Nd、Pr、
Nd−Pr合金及びこれらに他の希土類元素が混合され
たものが好ましく、Nd、Prが最も好ましい。但し、
上記以外の希土類元素が全希土類量に対して10原子%
以下含まれていても差支えない。
【0027】R量は、5≦x≦10であり、好ましくは
5.5≦x≦9、より好ましくは6≦x≦8である。x
が5未満の場合には、Nd2 Fe14B1 型正方晶系結晶
からなる硬磁性結晶相の析出量が不充分で、保磁力が
3.5kOe以上にならず、10を越える場合には、α
Fe、bccFe及びこれらとMとの固溶体を含む軟磁
性結晶相の析出量が不充分で、Br≧10kG以上の高
残留磁束密度が得られない。
5.5≦x≦9、より好ましくは6≦x≦8である。x
が5未満の場合には、Nd2 Fe14B1 型正方晶系結晶
からなる硬磁性結晶相の析出量が不充分で、保磁力が
3.5kOe以上にならず、10を越える場合には、α
Fe、bccFe及びこれらとMとの固溶体を含む軟磁
性結晶相の析出量が不充分で、Br≧10kG以上の高
残留磁束密度が得られない。
【0028】Fe量は、原子比で69〜86の範囲であ
る。69未満の場合には、残留磁束密度Brが低下し、
本発明の目的とする10kG以上が得られない。86を
越える場合には、相対的にR量やCo量が減少すること
になり、本発明の目的とする保磁力iHcが3.5kO
e以上が得られない。
る。69未満の場合には、残留磁束密度Brが低下し、
本発明の目的とする10kG以上が得られない。86を
越える場合には、相対的にR量やCo量が減少すること
になり、本発明の目的とする保磁力iHcが3.5kO
e以上が得られない。
【0029】Coは、M元素とともに保磁力の向上、磁
化の増大、耐食性の向上、キュリー点の上昇をもたらす
ので、必須の元素である。
化の増大、耐食性の向上、キュリー点の上昇をもたらす
ので、必須の元素である。
【0030】Co量は、1.0≦y≦9.0であり、好
ましくは1.5≦y≦9.0、より好ましくは2.0≦
y≦9.0である。1.0未満の場合には、保磁力やキ
ュリー点の上昇が十分でなく熱安定性に劣る。9.0を
越える場合には、鉄系成分の減少による残留磁束密度B
rの低下が顕著となり、10kG以上が得られない。
ましくは1.5≦y≦9.0、より好ましくは2.0≦
y≦9.0である。1.0未満の場合には、保磁力やキ
ュリー点の上昇が十分でなく熱安定性に劣る。9.0を
越える場合には、鉄系成分の減少による残留磁束密度B
rの低下が顕著となり、10kG以上が得られない。
【0031】Mは、Ti、V、Cr、Zr、Nb、M
o、Hf、Ta、W、Mn、Cu、Ga、Ag及びSi
から選ばれた希土類元素の一種又は二種以上の元素であ
り、Nd2 Fe14B1 型正方晶系結晶からなる硬磁性結
晶相の結晶磁気異方性を高め、また、析出相の微細化効
果により大きな保磁力を得ることができる。また、αF
e、bccFe及びこれらとMとの固溶体を含む軟磁性
結晶相を安定化して永久磁石の耐食性や熱安定性を改善
をすることができる。
o、Hf、Ta、W、Mn、Cu、Ga、Ag及びSi
から選ばれた希土類元素の一種又は二種以上の元素であ
り、Nd2 Fe14B1 型正方晶系結晶からなる硬磁性結
晶相の結晶磁気異方性を高め、また、析出相の微細化効
果により大きな保磁力を得ることができる。また、αF
e、bccFe及びこれらとMとの固溶体を含む軟磁性
結晶相を安定化して永久磁石の耐食性や熱安定性を改善
をすることができる。
【0032】Mn、Cu、Ga、Ag及びSiは、他の
M元素とともに添加すると、その相乗効果により、より
大きな保磁力を得ることができる。
M元素とともに添加すると、その相乗効果により、より
大きな保磁力を得ることができる。
【0033】M元素の量は1≦z≦5であり、好ましく
は0.2≦z≦4、より好ましくは0.3≦z≦3.5
である。1未満の場合には、保磁力の向上効果に乏し
く、ひいては熱安定性に劣る。5を越える場合には、鉄
系成分の減少によるBrの低下を招く。
は0.2≦z≦4、より好ましくは0.3≦z≦3.5
である。1未満の場合には、保磁力の向上効果に乏し
く、ひいては熱安定性に劣る。5を越える場合には、鉄
系成分の減少によるBrの低下を招く。
【0034】上記M元素のうち、Ti、Zr、Nb、H
f、Ta、Si及びGaは、保磁力の向上に寄与すると
ともに、非晶質相を形成しやすく、合金中に非晶質相が
安定に残存し、耐食性が発揮され、防錆性に優れた磁石
材料が得られる。
f、Ta、Si及びGaは、保磁力の向上に寄与すると
ともに、非晶質相を形成しやすく、合金中に非晶質相が
安定に残存し、耐食性が発揮され、防錆性に優れた磁石
材料が得られる。
【0035】Bは、Nd2 Fe14B1 型正方晶系結晶か
らなる硬磁性結晶相を構成するために必須の元素であ
り、その量は、2≦w≦7であり、好ましくは2.5≦
w≦6.5、より好ましくは3≦w≦6である。2未満
の場合には、Nd2 Fe14B1型正方晶系結晶からなる
硬磁性結晶相の析出量が不充分となり、iHc≧3.5
kOeとならない。7を越える場合には、Bが過剰とな
り残留磁束密度Brの低下を招く。
らなる硬磁性結晶相を構成するために必須の元素であ
り、その量は、2≦w≦7であり、好ましくは2.5≦
w≦6.5、より好ましくは3≦w≦6である。2未満
の場合には、Nd2 Fe14B1型正方晶系結晶からなる
硬磁性結晶相の析出量が不充分となり、iHc≧3.5
kOeとならない。7を越える場合には、Bが過剰とな
り残留磁束密度Brの低下を招く。
【0036】R量及びB量の和は、9≦(x+w)であ
り、好ましくは10以上である。9未満の場合には、急
冷による十分な軟磁性非晶質相が形成されず、熱処理に
よってもiHc≧3.5kOeを実現できない。高い残
留磁束密度Brを保持することを考慮すれば、その上限
値は15が好ましく、より好ましくは14である。
り、好ましくは10以上である。9未満の場合には、急
冷による十分な軟磁性非晶質相が形成されず、熱処理に
よってもiHc≧3.5kOeを実現できない。高い残
留磁束密度Brを保持することを考慮すれば、その上限
値は15が好ましく、より好ましくは14である。
【0037】Co量及びM量の和は、5<(y+z)で
あり、好ましくは5.1以上、より好ましくは5.5以
上である。5以下の場合は、保磁力や熱安定性を向上さ
せる効果が得られにくくなる。高い残留磁束密度Brを
保持することを考慮すれば、その上限値は11が好まし
く、より好ましくは10である。
あり、好ましくは5.1以上、より好ましくは5.5以
上である。5以下の場合は、保磁力や熱安定性を向上さ
せる効果が得られにくくなる。高い残留磁束密度Brを
保持することを考慮すれば、その上限値は11が好まし
く、より好ましくは10である。
【0038】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系磁石合
金の合金組織について述べる。
金の合金組織について述べる。
【0039】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系磁石合
金は、全合金組織に対し10面積%以下の軟磁性非晶質
相を有している。
金は、全合金組織に対し10面積%以下の軟磁性非晶質
相を有している。
【0040】軟磁性非晶質相は、8〜20原子%の希土
類と70〜90原子%の鉄又は鉄と上記元素Mとの合金
と25原子%以下のボロンとからなる。この軟磁性非晶
質相は、軟磁性を有しているとともに、結晶化のための
加熱処理工程において、結晶粒の粗大成長を抑制し、微
細な結晶相を形成させることができるので、合金全体の
硬磁性を向上させることができる。
類と70〜90原子%の鉄又は鉄と上記元素Mとの合金
と25原子%以下のボロンとからなる。この軟磁性非晶
質相は、軟磁性を有しているとともに、結晶化のための
加熱処理工程において、結晶粒の粗大成長を抑制し、微
細な結晶相を形成させることができるので、合金全体の
硬磁性を向上させることができる。
【0041】また、軟磁性結晶相と硬磁性結晶相とのそ
れぞれが軟磁性非晶質相中に島状に分散析出しているた
め、この軟磁性非晶質相は、主として磁気的な役割を担
う軟磁性結晶相や硬磁性結晶相の周囲を取り囲んでいる
ので酸化の進行を抑制する、即ち、錆の進行を防げるバ
リヤーとしての効果を奏し、合金磁石の防錆性を向上さ
せることができる。
れぞれが軟磁性非晶質相中に島状に分散析出しているた
め、この軟磁性非晶質相は、主として磁気的な役割を担
う軟磁性結晶相や硬磁性結晶相の周囲を取り囲んでいる
ので酸化の進行を抑制する、即ち、錆の進行を防げるバ
リヤーとしての効果を奏し、合金磁石の防錆性を向上さ
せることができる。
【0042】軟磁性非晶質相が全合金組織の二次元的観
察視野において10面積%を越える場合には、軟磁性結
晶相や硬磁性結晶相との間における磁気的交換相互作用
の及ぶ距離が大きくなるので磁気的結合が弱められ、磁
石特性を向上させる効果が得られない。軟磁性非晶質相
の前記防錆効果を考慮すれば、その下限値は好ましくは
1面積%である。
察視野において10面積%を越える場合には、軟磁性結
晶相や硬磁性結晶相との間における磁気的交換相互作用
の及ぶ距離が大きくなるので磁気的結合が弱められ、磁
石特性を向上させる効果が得られない。軟磁性非晶質相
の前記防錆効果を考慮すれば、その下限値は好ましくは
1面積%である。
【0043】軟磁性非晶質相は、非晶質相が通常有する
機械的強度、化学的耐性等の効果も十分期待できる。
機械的強度、化学的耐性等の効果も十分期待できる。
【0044】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系磁石合
金における軟磁性結晶相は、αFe、bccFe及びこ
れらと上記Mとの固溶体を含んでおり、全結晶組織に対
し少なくとも50面積%含んでいる。軟磁性結晶相は、
残留磁束密度Brの向上に寄与している。50面積%未
満の場合には、本発明の目的とする高い残留磁束密度B
rを有する磁石合金を得ることができない。保磁力iH
cを向上させる役割を担う硬磁性結晶相の比率を考慮す
れば、その上限値は90面積%が好ましい。
金における軟磁性結晶相は、αFe、bccFe及びこ
れらと上記Mとの固溶体を含んでおり、全結晶組織に対
し少なくとも50面積%含んでいる。軟磁性結晶相は、
残留磁束密度Brの向上に寄与している。50面積%未
満の場合には、本発明の目的とする高い残留磁束密度B
rを有する磁石合金を得ることができない。保磁力iH
cを向上させる役割を担う硬磁性結晶相の比率を考慮す
れば、その上限値は90面積%が好ましい。
【0045】軟磁性結晶相の結晶粒径は、10〜100
nmが好ましく、より好ましくは15〜50nmの範囲
である。
nmが好ましく、より好ましくは15〜50nmの範囲
である。
【0046】軟磁性結晶相には、αFe、bccFe及
びこれらと上記Mとの固溶体以外にFe3 B、Fe
2 B、これらとMとの固溶体、更に、Fe2 Zrなどの
FeとMとの金属間化合物が状態図的にあるいは製造工
程上不可避的に含まれることがあるが、本発明の目的と
する諸特性を有する磁石合金を得る上では特に問題とは
ならない。
びこれらと上記Mとの固溶体以外にFe3 B、Fe
2 B、これらとMとの固溶体、更に、Fe2 Zrなどの
FeとMとの金属間化合物が状態図的にあるいは製造工
程上不可避的に含まれることがあるが、本発明の目的と
する諸特性を有する磁石合金を得る上では特に問題とは
ならない。
【0047】これら不可避的に含まれることがある軟磁
性結晶相の結晶粒径は、100nm以下が好ましく、よ
り好ましくは15〜35nmの範囲である。
性結晶相の結晶粒径は、100nm以下が好ましく、よ
り好ましくは15〜35nmの範囲である。
【0048】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系磁石合
金における硬磁性結晶相は、Nd2Fe14B1 型正方晶
系結晶からなり、全結晶組織に対し50面積%未満であ
る。
金における硬磁性結晶相は、Nd2Fe14B1 型正方晶
系結晶からなり、全結晶組織に対し50面積%未満であ
る。
【0049】この硬磁性結晶相は、保磁力Hcを発現さ
せる効果を奏する。また、M元素が一部この硬磁性結晶
相中に入り、異方性定数を向上させることがある。
せる効果を奏する。また、M元素が一部この硬磁性結晶
相中に入り、異方性定数を向上させることがある。
【0050】50面積%を越える場合は、軟磁性結晶相
が少なくなり、大きな残留磁束密度Brが得られない。
好ましくは40面積%以下である。また、本発明の目的
とする保磁力iHc値を考慮すれば、その下限値は10
面積%が好ましい。
が少なくなり、大きな残留磁束密度Brが得られない。
好ましくは40面積%以下である。また、本発明の目的
とする保磁力iHc値を考慮すれば、その下限値は10
面積%が好ましい。
【0051】硬磁性結晶相には、Nd2 Fe14B1 型化
合物の他に状態図的に不可避に析出する微小の化合物相
を含んでいてもよい。
合物の他に状態図的に不可避に析出する微小の化合物相
を含んでいてもよい。
【0052】硬磁性結晶相の結晶粒径は、100nm以
下が好ましく、より好ましくは10〜50nmの範囲で
ある。
下が好ましく、より好ましくは10〜50nmの範囲で
ある。
【0053】上記合金組成と上記合金組織を有する本発
明に係る希土類−鉄−ボロン系磁石合金は、残留磁束密
度Brが10kG以上、好ましくは10.5kG以上で
あり、保磁力iHcが3.5kOe以上、好ましくは
4.0kOe以上を有し、最大エネルギー積(BH)m
axが13MGOe以上、好ましくは15MGOe以上
を有する。その上限値は、残留磁束密度Brが13k
G、保磁力iHcが8kOe、最大エネルギー積(B
H)maxが25MGOeである。
明に係る希土類−鉄−ボロン系磁石合金は、残留磁束密
度Brが10kG以上、好ましくは10.5kG以上で
あり、保磁力iHcが3.5kOe以上、好ましくは
4.0kOe以上を有し、最大エネルギー積(BH)m
axが13MGOe以上、好ましくは15MGOe以上
を有する。その上限値は、残留磁束密度Brが13k
G、保磁力iHcが8kOe、最大エネルギー積(B
H)maxが25MGOeである。
【0054】また、防錆性は、例えば、JIS Z 2
371に基づく塩水噴霧試験法により、発錆が10面積
%を占めるまでの経過時間が少なくとも50時間以上、
好ましくは55時間以上、より好ましくは60時間以上
であって、従来のNd−Fe−B系合金に比べて後出実
施例に示すように明確に優れている。
371に基づく塩水噴霧試験法により、発錆が10面積
%を占めるまでの経過時間が少なくとも50時間以上、
好ましくは55時間以上、より好ましくは60時間以上
であって、従来のNd−Fe−B系合金に比べて後出実
施例に示すように明確に優れている。
【0055】次に、前記の通りの本発明に係る希土類−
鉄−ボロン系磁石合金の製造法について述べる。
鉄−ボロン系磁石合金の製造法について述べる。
【0056】式Rx Fe100-x-y-z-w Coy Mz B
w (但し、Rは、Nd、Pr、Dy、Tb及びCeから
選ばれた希土類元素の一種又は二種以上、Mは、Ti、
V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Mn、
Cu、Ga及びSiから選ばれた元素の一種又は二種以
上、x、y、z及びwは、それぞれ原子比で5≦x≦1
0、1≦y≦9、0.1≦z≦5、2≦w≦7、かつ、
9≦(x+w)、5<(y+z)で表される組成割合と
なる様に、金属状元素原料や合金状原料を用いて合金を
製造する。
w (但し、Rは、Nd、Pr、Dy、Tb及びCeから
選ばれた希土類元素の一種又は二種以上、Mは、Ti、
V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Mn、
Cu、Ga及びSiから選ばれた元素の一種又は二種以
上、x、y、z及びwは、それぞれ原子比で5≦x≦1
0、1≦y≦9、0.1≦z≦5、2≦w≦7、かつ、
9≦(x+w)、5<(y+z)で表される組成割合と
なる様に、金属状元素原料や合金状原料を用いて合金を
製造する。
【0057】金属状元素原料としては、市販のものを使
用すればよく、その形態は、粉末、塊状、片状、板状等
の各種形態のものがあり、そのいずれも使用することが
できる。
用すればよく、その形態は、粉末、塊状、片状、板状等
の各種形態のものがあり、そのいずれも使用することが
できる。
【0058】合金状原料としては、市販のものを使用す
ればよく、例えば、ボロン元素では、フェロボン、希土
類元素では、フェロネオジやミッシュメタルやジジムな
どがある。その形態は、粉末、塊状、片状、板状等の各
種形態のものがあり、そのいずれも使用することができ
る。
ればよく、例えば、ボロン元素では、フェロボン、希土
類元素では、フェロネオジやミッシュメタルやジジムな
どがある。その形態は、粉末、塊状、片状、板状等の各
種形態のものがあり、そのいずれも使用することができ
る。
【0059】上記組成割合となる様に配合された上記金
属状元素原料や合金状原料は、周知のアーク溶解法、高
周波溶解法などにより合金を製造する。これら溶解は、
真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で行うのが好
ましい。
属状元素原料や合金状原料は、周知のアーク溶解法、高
周波溶解法などにより合金を製造する。これら溶解は、
真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で行うのが好
ましい。
【0060】得られた合金を加熱溶解して合金溶湯を得
る。この時の加熱温度は、合金組成に応じて決めればよ
く、通常は、合金の融点より50℃以上高い温度で加熱
することが好ましい。
る。この時の加熱温度は、合金組成に応じて決めればよ
く、通常は、合金の融点より50℃以上高い温度で加熱
することが好ましい。
【0061】合金溶湯は、周知の回転ロール急冷法、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
み合わせた方法により急冷凝固させ、非晶質薄帯や非晶
質粗粒を含む非晶質合金組織を得る。
プラット急冷法、ガスアトマイズ法あるいはこれらを組
み合わせた方法により急冷凝固させ、非晶質薄帯や非晶
質粗粒を含む非晶質合金組織を得る。
【0062】本発明においては、必要により、合金の加
熱溶解と急冷凝固を同一装置内で連続して行ってもよ
い。
熱溶解と急冷凝固を同一装置内で連続して行ってもよ
い。
【0063】ここで、非晶質合金組織とは、X線回折に
よりブロードなピークを示し、透過型電子顕微鏡観察に
より確認される。急冷法や合金組成によっては、非晶質
の合金組織が100%得られない場合もあり得るが、本
発明の目的が達成できるために十分な量であればよい。
よりブロードなピークを示し、透過型電子顕微鏡観察に
より確認される。急冷法や合金組成によっては、非晶質
の合金組織が100%得られない場合もあり得るが、本
発明の目的が達成できるために十分な量であればよい。
【0064】この非晶質合金組織は軟磁性を有してお
り、その磁気的役割と共に、結晶化熱処理の過程におい
て、結晶粒の粗大成長を抑制し微細な結晶相の形成を可
能とするため合金全体の硬質磁性を向上させる重要な役
割を担っている。
り、その磁気的役割と共に、結晶化熱処理の過程におい
て、結晶粒の粗大成長を抑制し微細な結晶相の形成を可
能とするため合金全体の硬質磁性を向上させる重要な役
割を担っている。
【0065】得られた急冷凝固物の結晶化のための加熱
温度は、一般には、600〜800℃の温度範囲であ
る。600℃未満の場合は、Nd2 Fe14B1 型の正方
晶系結晶からなる硬磁性結晶相が十分析出せず、3.5
kOe以上の保磁力が得られない。850℃を越える場
合は、αFe、bccFeおよびこれらとMとの固溶体
を含む軟磁性結晶相の粗大成長が顕著になり保磁力が発
現しにくくなる。また、残存軟磁性非晶質相の比率が著
しく低下し、防錆性が発揮されにくくなる。急冷凝固物
の合金組成に応じて、良好な磁気特性を発現するための
最適な熱処理温度を適宜選択設定すればよい。
温度は、一般には、600〜800℃の温度範囲であ
る。600℃未満の場合は、Nd2 Fe14B1 型の正方
晶系結晶からなる硬磁性結晶相が十分析出せず、3.5
kOe以上の保磁力が得られない。850℃を越える場
合は、αFe、bccFeおよびこれらとMとの固溶体
を含む軟磁性結晶相の粗大成長が顕著になり保磁力が発
現しにくくなる。また、残存軟磁性非晶質相の比率が著
しく低下し、防錆性が発揮されにくくなる。急冷凝固物
の合金組成に応じて、良好な磁気特性を発現するための
最適な熱処理温度を適宜選択設定すればよい。
【0066】加熱処理工程中における雰囲気は、得られ
る磁石合金の磁気特性を損なわない範囲であれば特に問
題はないが、Arガスなどの不活性雰囲気もしくは10
-1Torr以下の真空中が好ましい。
る磁石合金の磁気特性を損なわない範囲であれば特に問
題はないが、Arガスなどの不活性雰囲気もしくは10
-1Torr以下の真空中が好ましい。
【0067】加熱処理工程における加熱時間は、10秒
未満では十分な軟磁性結晶相と硬磁性結晶相の析出がな
されず、1時間をこえると軟質磁性相が粗大成長するた
め、いずれも3.5kOe以上の保磁力は得られない。
未満では十分な軟磁性結晶相と硬磁性結晶相の析出がな
されず、1時間をこえると軟質磁性相が粗大成長するた
め、いずれも3.5kOe以上の保磁力は得られない。
【0068】加熱処理により、非晶質相から結晶質相が
生成される。この時、非晶質相を完全に結晶質相にする
ことなく、全合金組織に対し10面積%以下の非晶質相
を残留させるように加熱することが肝要である。
生成される。この時、非晶質相を完全に結晶質相にする
ことなく、全合金組織に対し10面積%以下の非晶質相
を残留させるように加熱することが肝要である。
【0069】非晶質を残すための条件としては、結晶相
の析出と成長が全面的に至らないように、前記加熱処理
の条件を設定する必要がある。また、添加元素Mの効果
により、非晶質相の安定化および析出相の成長抑制を図
ることもできるので、適切な合金組成の設定も重要であ
る。加熱処理法の例としては、フラッシュアニーリング
法や急速加熱急速冷却法があるが、合金組成によって
は、通常の熱処理法で十分である。
の析出と成長が全面的に至らないように、前記加熱処理
の条件を設定する必要がある。また、添加元素Mの効果
により、非晶質相の安定化および析出相の成長抑制を図
ることもできるので、適切な合金組成の設定も重要であ
る。加熱処理法の例としては、フラッシュアニーリング
法や急速加熱急速冷却法があるが、合金組成によって
は、通常の熱処理法で十分である。
【0070】この残留非晶質相の存在割合は好ましくは
1〜10面積%である。1面積%以下では前記の目的と
する効果が得られず、防錆性能の向上も期待できず、1
0面積%以上では非晶質相と結晶質相の間あるいは結晶
質相同志の間における磁気的結合が弱められるからであ
る。
1〜10面積%である。1面積%以下では前記の目的と
する効果が得られず、防錆性能の向上も期待できず、1
0面積%以上では非晶質相と結晶質相の間あるいは結晶
質相同志の間における磁気的結合が弱められるからであ
る。
【0071】次に、前記の通りの本発明に係る希土類−
鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石の製造法につ
いて述べる。
鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石の製造法につ
いて述べる。
【0072】ボンド磁石は、周知の方法により製造する
ことができる。
ことができる。
【0073】即ち、希土類−鉄−ボロン系磁石合金をボ
ールミル、スタンプミル等の市販の粉砕機を用いて粉体
化し、得られた希土類−鉄−ボロン系磁石合金粉体を結
合剤である樹脂と混合、混練し、該混練物を射出成形、
押出成形、圧縮成形、カレンダー成形等の周知の成形法
で成形加工することにより得ることができる。
ールミル、スタンプミル等の市販の粉砕機を用いて粉体
化し、得られた希土類−鉄−ボロン系磁石合金粉体を結
合剤である樹脂と混合、混練し、該混練物を射出成形、
押出成形、圧縮成形、カレンダー成形等の周知の成形法
で成形加工することにより得ることができる。
【0074】希土類−鉄−ボロン系磁石合金粉体の平均
粒径は、目的に応じた成形法により、種々変化させるこ
とができるが、一般的には、平均粒径が150μm以下
が好ましい。平均粒径が10μm以下の微粉が多量に混
在すると磁気特性の低下を招くので、その下限値は平均
粒径が10μm程度である。但し、全粉末の15重量%
以下であれば10nm以下の微粉の混在は差支えない。
粒径は、目的に応じた成形法により、種々変化させるこ
とができるが、一般的には、平均粒径が150μm以下
が好ましい。平均粒径が10μm以下の微粉が多量に混
在すると磁気特性の低下を招くので、その下限値は平均
粒径が10μm程度である。但し、全粉末の15重量%
以下であれば10nm以下の微粉の混在は差支えない。
【0075】ボンド磁石中の希土類−鉄−ボロン系磁石
合金粉体の混合割合は、一般に85〜99重量%であ
る。ボンド磁石中の希土類−鉄−ボロン系磁石合金粉体
の混合割合は、成形法により若干異なるが、一般に射出
成形用においては、88〜93重量%程度、押出成形用
では85〜92重量%程度、圧縮成形用では96〜9
8.5重量%程度、カレンダー成形では85〜90重量
%程度である。
合金粉体の混合割合は、一般に85〜99重量%であ
る。ボンド磁石中の希土類−鉄−ボロン系磁石合金粉体
の混合割合は、成形法により若干異なるが、一般に射出
成形用においては、88〜93重量%程度、押出成形用
では85〜92重量%程度、圧縮成形用では96〜9
8.5重量%程度、カレンダー成形では85〜90重量
%程度である。
【0076】85重量%未満場合には、磁石粉体の割合
が少なすぎて十分な磁気特性を有するボンド磁石となら
ない。但し、目的によっては、低い磁気特性における用
途もあるので、85重量%以下を設定する場合もある。
上記各成形法おける磁石粉体の混合割合の上限は、それ
ぞれの成形が可能な樹脂との混練物もしくは混合物の流
動性や成形物の機械的強度の要求に基づいて決定される
ものである。
が少なすぎて十分な磁気特性を有するボンド磁石となら
ない。但し、目的によっては、低い磁気特性における用
途もあるので、85重量%以下を設定する場合もある。
上記各成形法おける磁石粉体の混合割合の上限は、それ
ぞれの成形が可能な樹脂との混練物もしくは混合物の流
動性や成形物の機械的強度の要求に基づいて決定される
ものである。
【0077】ボンド磁石を製造するに際して、成形を容
易にしたり、磁気特性を十分に引き出すために、必要に
より、樹脂の他に、可塑剤、滑剤、カップリング剤など
周知の添加物を使用してもよい。
易にしたり、磁気特性を十分に引き出すために、必要に
より、樹脂の他に、可塑剤、滑剤、カップリング剤など
周知の添加物を使用してもよい。
【0078】これらの添加物は、目的に応じて適切なも
のを選択すればよく、可塑剤としては、それぞれの使用
樹脂に応じた市販品を使用することができ、使用樹脂に
対して一般に0.01〜5.0重量%程度が使用でき
る。
のを選択すればよく、可塑剤としては、それぞれの使用
樹脂に応じた市販品を使用することができ、使用樹脂に
対して一般に0.01〜5.0重量%程度が使用でき
る。
【0079】滑剤としては、ステアリン酸とその誘導
体、無機滑剤、オイル系等あり、ボンド磁石全体に対し
て一般に0.01〜1.0重量%程度が使用できる。
体、無機滑剤、オイル系等あり、ボンド磁石全体に対し
て一般に0.01〜1.0重量%程度が使用できる。
【0080】カップリング剤としては、使用樹脂とフィ
ラーに応じた市販品が使用でき、使用樹脂に対して一般
に0.01〜3.0重量%程度が使用できる。
ラーに応じた市販品が使用でき、使用樹脂に対して一般
に0.01〜3.0重量%程度が使用できる。
【0081】成形物は、本発明に係る希土類−鉄−ボロ
ン系磁石合金を磁性体として用いた場合は、電磁石着磁
やパルス着磁されることにより、ボンド磁石となる。
ン系磁石合金を磁性体として用いた場合は、電磁石着磁
やパルス着磁されることにより、ボンド磁石となる。
【0082】本発明に係るボンド磁石は、残留磁束密度
Brが6.0kG以上、好ましくは7.5kG以上であ
り、保磁力iHcが3.5kOe以上、好ましくは4.
0kOe以上を有し、最大エネルギー積(BH)max
が8MGOe以上、好ましくは9MGOe以上を有す
る。
Brが6.0kG以上、好ましくは7.5kG以上であ
り、保磁力iHcが3.5kOe以上、好ましくは4.
0kOe以上を有し、最大エネルギー積(BH)max
が8MGOe以上、好ましくは9MGOe以上を有す
る。
【0083】また、耐食性は、例えば、80℃、90%
相対湿度の環境下で、発錆が10面積%を占めるまでの
経過時間が少なくとも96時間以上、好ましくは120
時間以上である。
相対湿度の環境下で、発錆が10面積%を占めるまでの
経過時間が少なくとも96時間以上、好ましくは120
時間以上である。
【0084】
【作用】先ず、本発明において最も重要な点は、式Rx
Fe100-x-y-z-w Coy Mz Bw (但し、Rは、Nd、
Pr、Dy、Tb及びCeから選ばれた希土類元素の一
種又は二種以上、Mは、Ti、V、Cr、Zr、Nb、
Mo、Hf、Ta、W、Mn、Cu、Ga、Ag及びS
iから選ばれた元素の一種又は二種以上、x、y、z及
びwは、それぞれ原子比で5≦x≦10、1.0≦y≦
9.0、0.1≦z≦5、2≦w≦7、かつ、9≦(x
+w)、5<(y+z))で表わされる組成を有し、且
つ、αFe、bccFe及びこれらと上記Mとの固溶体
を含む軟磁性結晶相とNd2 Fe14B1 型正方晶系結晶
からなる硬磁性結晶相とのそれぞれが、軟磁性非晶質相
中に析出している合金組織を有しており、前記軟磁性非
晶質相が全合金組織に対し10面積%以下であって、残
部が前記軟磁性結晶相と前記硬磁性結晶相であり、且
つ、前記軟磁性結晶相が全結晶組織に対し少なくとも5
0面積%であって、残部が前記硬磁性結晶相である希土
類−鉄−ボロン系磁石合金は、殊に、10kG以上の高
い残留磁束密度Brと、殊に、3.5kOe以上の大き
な保磁力iHcとを有し、その結果、最大エネルギー積
(BH)maxが大きく、且つ、防錆性に優れていると
いう事実である。
Fe100-x-y-z-w Coy Mz Bw (但し、Rは、Nd、
Pr、Dy、Tb及びCeから選ばれた希土類元素の一
種又は二種以上、Mは、Ti、V、Cr、Zr、Nb、
Mo、Hf、Ta、W、Mn、Cu、Ga、Ag及びS
iから選ばれた元素の一種又は二種以上、x、y、z及
びwは、それぞれ原子比で5≦x≦10、1.0≦y≦
9.0、0.1≦z≦5、2≦w≦7、かつ、9≦(x
+w)、5<(y+z))で表わされる組成を有し、且
つ、αFe、bccFe及びこれらと上記Mとの固溶体
を含む軟磁性結晶相とNd2 Fe14B1 型正方晶系結晶
からなる硬磁性結晶相とのそれぞれが、軟磁性非晶質相
中に析出している合金組織を有しており、前記軟磁性非
晶質相が全合金組織に対し10面積%以下であって、残
部が前記軟磁性結晶相と前記硬磁性結晶相であり、且
つ、前記軟磁性結晶相が全結晶組織に対し少なくとも5
0面積%であって、残部が前記硬磁性結晶相である希土
類−鉄−ボロン系磁石合金は、殊に、10kG以上の高
い残留磁束密度Brと、殊に、3.5kOe以上の大き
な保磁力iHcとを有し、その結果、最大エネルギー積
(BH)maxが大きく、且つ、防錆性に優れていると
いう事実である。
【0085】保磁力iHcが大きい希土類−鉄−ボロン
系永久磁石が得られる理由について、本発明者は、後出
比較例に示す通り、特定の前記M元素を含ませることな
くCo元素のみを含ませた場合、Co元素を含ませるこ
となく特定の前記M元素のみを含ませた場合、Co元素
と特定の前記元素を含ませているにもかかわらず、その
総和が特定量の範囲外となった場合のいずれの場合に
も、本発明の目的とする特性を有する希土類−鉄−ボロ
ン系永久磁石が得られないことから、Co元素と特定の
前記M元素との相乗効果により、Nd2 Fe14B1 型正
方晶系結晶の結晶磁気異方性を高める効果や析出相の微
細化効果が発揮されたものと考えている。
系永久磁石が得られる理由について、本発明者は、後出
比較例に示す通り、特定の前記M元素を含ませることな
くCo元素のみを含ませた場合、Co元素を含ませるこ
となく特定の前記M元素のみを含ませた場合、Co元素
と特定の前記元素を含ませているにもかかわらず、その
総和が特定量の範囲外となった場合のいずれの場合に
も、本発明の目的とする特性を有する希土類−鉄−ボロ
ン系永久磁石が得られないことから、Co元素と特定の
前記M元素との相乗効果により、Nd2 Fe14B1 型正
方晶系結晶の結晶磁気異方性を高める効果や析出相の微
細化効果が発揮されたものと考えている。
【0086】防錆性に優れた希土類−鉄−ボロン系永久
磁石が得られる理由について、本発明者は、非晶質相が
主として磁気的な役割を担う軟磁性結晶相や硬磁性結晶
相の周囲を取り囲んで存在し、しかも、適度の量が安定
して存在していることによるものと考えている。
磁石が得られる理由について、本発明者は、非晶質相が
主として磁気的な役割を担う軟磁性結晶相や硬磁性結晶
相の周囲を取り囲んで存在し、しかも、適度の量が安定
して存在していることによるものと考えている。
【0087】
【本発明の実施の形態】本発明の代表的な実施の形態は
次の通りである。
次の通りである。
【0088】希土類−鉄−ボロン系磁石合金の合金組織
の相構造は、薄帯合金(厚み20μm)を高分解能透過
型電子顕微鏡HR−TEM(日本電子株式会社製)とナ
ノビーム電子線回折装置(日本電子株式会社製)及びエ
ネルギー分散型X線分析装置EDX(日本電子株式会社
製)を用いて観察及び測定した。
の相構造は、薄帯合金(厚み20μm)を高分解能透過
型電子顕微鏡HR−TEM(日本電子株式会社製)とナ
ノビーム電子線回折装置(日本電子株式会社製)及びエ
ネルギー分散型X線分析装置EDX(日本電子株式会社
製)を用いて観察及び測定した。
【0089】合金組織の磁性構造は、上記ナノビーム電
子線回折装置を用いた電子線回折によりαFe型結晶や
Fe3 B型結晶を同定することにより軟磁性であること
を確認した。
子線回折装置を用いた電子線回折によりαFe型結晶や
Fe3 B型結晶を同定することにより軟磁性であること
を確認した。
【0090】同様にして、Nd2 Fe14B1 型結晶を同
定することにより硬磁性であることを確認した。
定することにより硬磁性であることを確認した。
【0091】面積%とは、透過型電子顕微鏡(TEM)
などによる観察において、2次元的視野における存在割
合を言う。
などによる観察において、2次元的視野における存在割
合を言う。
【0092】合金組成は、化学分析により測定した値で
示した。
示した。
【0093】合金の磁気特性は、試料振動型磁力計VS
M(理研電子株式会社製)で測定した値で示した。
M(理研電子株式会社製)で測定した値で示した。
【0094】また、ボンド磁石の磁気特性は、予め、約
50kOeのパルス着磁を施した後、B−Hカーブトレ
ーサー(東英工業株式会社製)で測定した値で示した。
50kOeのパルス着磁を施した後、B−Hカーブトレ
ーサー(東英工業株式会社製)で測定した値で示した。
【0095】合金薄帯の防錆性能は、JIS Z 23
71に基づいた塩水噴霧試験方法で行った。即ち、一定
時間毎に取り出して、50倍の光学顕微鏡により発錆の
有無、発錆点の増加・拡大の様子を観察し、発錆が10
面積%を占めるまでの経過時間で示した。
71に基づいた塩水噴霧試験方法で行った。即ち、一定
時間毎に取り出して、50倍の光学顕微鏡により発錆の
有無、発錆点の増加・拡大の様子を観察し、発錆が10
面積%を占めるまでの経過時間で示した。
【0096】ボンド磁石の耐食性は、80℃、90%相
対湿度の環境下で、何時間で発錆するか、あるいは観察
面において発錆点がどのように増加・拡大するかにより
評価した。定量的には50倍の光学顕微鏡視野で、発錆
が10面積%を占めるまでの経過時間で示した。
対湿度の環境下で、何時間で発錆するか、あるいは観察
面において発錆点がどのように増加・拡大するかにより
評価した。定量的には50倍の光学顕微鏡視野で、発錆
が10面積%を占めるまでの経過時間で示した。
【0097】原子比でNd7 Fe83.5Co4 Nb1 Ga
0.5 B4 の組成となるように、金属ネオジウム片(純度
99.9%)(株式会社日本イットリウム製)5.08
g、金属鉄片(電解鉄、純度99.9%)(株式会社昭
和電工製)23.02g、金属コバルト片(純度99.
9%、住友金属鉱山株式会社製)1.164g、金属ニ
オビウム片0.458g、金属ガリウム片0.172g
及びクリスタルボロン片0.214gをそれぞれ秤量し
て、総重量を30grとした。これらをアルゴンガス減
圧雰囲気中でアーク溶解して合金ボタンを作製した。ア
ーク溶解は、均質化を図るため、合金ボタンの表と裏を
ひっくり返して計4回行った。
0.5 B4 の組成となるように、金属ネオジウム片(純度
99.9%)(株式会社日本イットリウム製)5.08
g、金属鉄片(電解鉄、純度99.9%)(株式会社昭
和電工製)23.02g、金属コバルト片(純度99.
9%、住友金属鉱山株式会社製)1.164g、金属ニ
オビウム片0.458g、金属ガリウム片0.172g
及びクリスタルボロン片0.214gをそれぞれ秤量し
て、総重量を30grとした。これらをアルゴンガス減
圧雰囲気中でアーク溶解して合金ボタンを作製した。ア
ーク溶解は、均質化を図るため、合金ボタンの表と裏を
ひっくり返して計4回行った。
【0098】この合金ボタンを小片にし、石英ノズル
(管直径10mm、長さ20cm、ノズル径0.4m
m)に5gr入れ、液体急冷装置にセットした。アルゴ
ンガス減圧雰囲気下で高周波溶解して溶湯とした後、加
圧アルゴンガスをノズルに吹き込みながら、周速度40
m/秒で回転する銅ロール(直径20cm)に上記溶湯
を噴出させて急冷凝固し、幅1〜2mm,厚さ10〜2
0μmの超急冷合金薄帯を作製した。
(管直径10mm、長さ20cm、ノズル径0.4m
m)に5gr入れ、液体急冷装置にセットした。アルゴ
ンガス減圧雰囲気下で高周波溶解して溶湯とした後、加
圧アルゴンガスをノズルに吹き込みながら、周速度40
m/秒で回転する銅ロール(直径20cm)に上記溶湯
を噴出させて急冷凝固し、幅1〜2mm,厚さ10〜2
0μmの超急冷合金薄帯を作製した。
【0099】得られた合金薄帯は、X線回折の結果、全
体的にブロードなピークを示していた。このX線回折結
果と高分解能透過型電子顕微鏡観察結果とを併せて解釈
すると、少なくとも大部分が非晶質相からなっているこ
とが確認できた。また、この合金薄帯の構成元素比を化
学分析により測定した結果、Nd7 Fe83.5Co4 Nb
1 Ga0.5 B4 であり、大略仕込み組成比に等しいこと
が確認された。
体的にブロードなピークを示していた。このX線回折結
果と高分解能透過型電子顕微鏡観察結果とを併せて解釈
すると、少なくとも大部分が非晶質相からなっているこ
とが確認できた。また、この合金薄帯の構成元素比を化
学分析により測定した結果、Nd7 Fe83.5Co4 Nb
1 Ga0.5 B4 であり、大略仕込み組成比に等しいこと
が確認された。
【0100】この合金薄帯を5×10-2Torrの真空
下で石英管に封入し、750℃の温度で3分間加熱処理
を行った。この熱処理後の合金薄帯は、X線回折の結
果、αFe型及びNd2 Fe14B1 型の2種類の結晶構
造に基づく明瞭なピークとFe3 B型と思われる低いピ
ークが検出された。そして、バックグランドはブロード
でゆるやかなピークを有していたので、非晶質相も幾分
か残存していることが推認された。
下で石英管に封入し、750℃の温度で3分間加熱処理
を行った。この熱処理後の合金薄帯は、X線回折の結
果、αFe型及びNd2 Fe14B1 型の2種類の結晶構
造に基づく明瞭なピークとFe3 B型と思われる低いピ
ークが検出された。そして、バックグランドはブロード
でゆるやかなピークを有していたので、非晶質相も幾分
か残存していることが推認された。
【0101】この熱処理後の合金薄帯について、高分解
能透過型電子顕微鏡とナノビーム電子線回折装置及びエ
ネルギー分散型X線分析装置を用いて、その微細構造を
観察した。その結果、合金組織は、αFeを含む軟磁性
結晶相が全結晶相に対し65面積%程度(軟磁性結晶相
のうち、不可避的に析出するFe3 B型を含む軟磁性結
晶相は、全結晶相に対し7面積%程度に相当する割合で
あった。)であって、Nd2 Fe14B1 を含む硬磁性結
晶相が全結晶相に対し28面積%程度であり、これら結
晶相の総和は、二次元的視野全体を100面積%とする
と全結晶組織に対し91面積%であった。従って、残り
の9面積%は、軟磁性非晶質相であった。
能透過型電子顕微鏡とナノビーム電子線回折装置及びエ
ネルギー分散型X線分析装置を用いて、その微細構造を
観察した。その結果、合金組織は、αFeを含む軟磁性
結晶相が全結晶相に対し65面積%程度(軟磁性結晶相
のうち、不可避的に析出するFe3 B型を含む軟磁性結
晶相は、全結晶相に対し7面積%程度に相当する割合で
あった。)であって、Nd2 Fe14B1 を含む硬磁性結
晶相が全結晶相に対し28面積%程度であり、これら結
晶相の総和は、二次元的視野全体を100面積%とする
と全結晶組織に対し91面積%であった。従って、残り
の9面積%は、軟磁性非晶質相であった。
【0102】また、αFeやbcc型Fe合金を含む軟
磁性結晶相の結晶粒径は、20〜45nmの範囲であっ
て、Fe3 B型を含む軟磁性結晶相の結晶粒径は、15
〜35nmの範囲であって、Nd2 Fe14B1 型を含む
硬磁性結晶相の結晶粒径は、15〜40nmの範囲であ
り、熱処理前の非晶質相から熱処理により各相が分散析
出し、結晶化していることが観察された。さらに、残存
非晶質相には、NdとBの各元素が濃縮され、それぞれ
11.3原子%、7.8原子%であることが分析結果か
ら確認できた。
磁性結晶相の結晶粒径は、20〜45nmの範囲であっ
て、Fe3 B型を含む軟磁性結晶相の結晶粒径は、15
〜35nmの範囲であって、Nd2 Fe14B1 型を含む
硬磁性結晶相の結晶粒径は、15〜40nmの範囲であ
り、熱処理前の非晶質相から熱処理により各相が分散析
出し、結晶化していることが観察された。さらに、残存
非晶質相には、NdとBの各元素が濃縮され、それぞれ
11.3原子%、7.8原子%であることが分析結果か
ら確認できた。
【0103】この熱処理後の合金薄帯の室温磁気特性を
試料振動型磁力計で測定した結果、保磁力iHcが4.
7kOe、残留磁束密度Brが11.2kG、最大エネ
ルギー積(BH)maxが17.4MGOeであった。
試料振動型磁力計で測定した結果、保磁力iHcが4.
7kOe、残留磁束密度Brが11.2kG、最大エネ
ルギー積(BH)maxが17.4MGOeであった。
【0104】また、上記希土類−鉄−ボロン系磁石合金
の防錆性能を調べるため、12時間毎に取り出して薄帯
表面に占める赤錆の面積比率を光学顕微鏡で観察した。
その結果、発錆が10面積%を占めるまでの経過時間は
72時間後であったので、本合金が耐食性にも優れてい
ることが判明した。
の防錆性能を調べるため、12時間毎に取り出して薄帯
表面に占める赤錆の面積比率を光学顕微鏡で観察した。
その結果、発錆が10面積%を占めるまでの経過時間は
72時間後であったので、本合金が耐食性にも優れてい
ることが判明した。
【0105】得られた上記熱処理済合金薄帯を振動式ボ
ールミルで粉砕した後、篩にかけ粒径150μm以下で
かつ20μm以上の合金磁粉を得た。
ールミルで粉砕した後、篩にかけ粒径150μm以下で
かつ20μm以上の合金磁粉を得た。
【0106】この合金磁粉98gとエポキシ樹脂XW−
2214(商品名、日本ペルノックス株式会社製)2g
とを適量のメチルエチルケトンで溶かして合金磁粉をよ
く混合した後、メチルエチルケトンを乾燥気化させ圧縮
成形用の混合物(合金磁粉98重量%、エポキシ樹脂2
重量%に相当する。)とした。
2214(商品名、日本ペルノックス株式会社製)2g
とを適量のメチルエチルケトンで溶かして合金磁粉をよ
く混合した後、メチルエチルケトンを乾燥気化させ圧縮
成形用の混合物(合金磁粉98重量%、エポキシ樹脂2
重量%に相当する。)とした。
【0107】この混合物3.3gを直径10mmの円柱
状試料用プレス治具に入れ、約7ton/cm2 の圧力
でプレスして直径10mm、長さ約7mmの円柱状圧粉
体を得た。
状試料用プレス治具に入れ、約7ton/cm2 の圧力
でプレスして直径10mm、長さ約7mmの円柱状圧粉
体を得た。
【0108】この圧粉体を150℃で1時間加熱処理し
てエポキシ樹脂を硬化させ、密度6.0g/cm3 の圧
縮成形ボンド磁石を得た。
てエポキシ樹脂を硬化させ、密度6.0g/cm3 の圧
縮成形ボンド磁石を得た。
【0109】この圧縮成形ボンド磁石にパルス着磁機で
約50kOeの着磁を施した後、B−Hトレーサーで室
温の磁石特性を測定した結果、残留磁束密度Brが9.
0kG、保磁力iHcが4.6kOe、最大エネルギー
積(BH)maxが10.2MGOeであった。
約50kOeの着磁を施した後、B−Hトレーサーで室
温の磁石特性を測定した結果、残留磁束密度Brが9.
0kG、保磁力iHcが4.6kOe、最大エネルギー
積(BH)maxが10.2MGOeであった。
【0110】また、このボンド磁石について、前記の8
0℃、90%相対湿度下で耐食性試験を行い、時間の経
過に伴う錆の発生状況を観察した。その結果、12時間
毎の光学顕微鏡(50倍)の結果、72時間を経過して
始めて最大0.1mm大の数点の発錆が視野の中で認め
られた。同一視野において、12時間毎に観察を続けた
結果、168時間経過しても、発錆が視野内で10面積
%を占めるに留まり、優れた耐食性を有するボンド磁石
であることが判明した。
0℃、90%相対湿度下で耐食性試験を行い、時間の経
過に伴う錆の発生状況を観察した。その結果、12時間
毎の光学顕微鏡(50倍)の結果、72時間を経過して
始めて最大0.1mm大の数点の発錆が視野の中で認め
られた。同一視野において、12時間毎に観察を続けた
結果、168時間経過しても、発錆が視野内で10面積
%を占めるに留まり、優れた耐食性を有するボンド磁石
であることが判明した。
【0111】
【実施例】次に、実施例並びに比較例を挙げる。
【0112】実施例1〜18、比較例1〜9 製造合金組成及び合金薄帯製造工程における熱処理温度
を種々変化させた以外は、前記発明の実施の形態と同様
にして、熱処理済合金薄帯を得た。
を種々変化させた以外は、前記発明の実施の形態と同様
にして、熱処理済合金薄帯を得た。
【0113】実施例1〜18で得られた熱処理済合金薄
帯は、前記発明の実施の形態と同様にして合金組織の相
構造を観察した。
帯は、前記発明の実施の形態と同様にして合金組織の相
構造を観察した。
【0114】その結果、αFeを含む軟磁性結晶相が全
結晶相に対し60〜75面積%(軟磁性結晶相のうち、
不可避的に析出するFe3 B型を含む軟磁性結晶相は、
全結晶相に対し7面積%程度に相当する割合であっ
た。)の範囲であって、Nd2 Fe14B1 を含む硬磁性
結晶相が全結晶相に対し40面積%未満、25面積%以
上の範囲であり、これら結晶相の総和は、二次元的視野
全体を100面積%とすると全結晶組織に対し90〜9
5面積%の範囲であった。従って、軟磁性非晶質相は、
5〜10面積%の範囲であった。
結晶相に対し60〜75面積%(軟磁性結晶相のうち、
不可避的に析出するFe3 B型を含む軟磁性結晶相は、
全結晶相に対し7面積%程度に相当する割合であっ
た。)の範囲であって、Nd2 Fe14B1 を含む硬磁性
結晶相が全結晶相に対し40面積%未満、25面積%以
上の範囲であり、これら結晶相の総和は、二次元的視野
全体を100面積%とすると全結晶組織に対し90〜9
5面積%の範囲であった。従って、軟磁性非晶質相は、
5〜10面積%の範囲であった。
【0115】また、αFeやbcc型Fe合金を含む軟
磁性結晶相の結晶粒径は、15〜50nmの範囲であっ
て、Fe3 B型を含む軟磁性結晶相の結晶粒径は、15
〜35nmの範囲であって、Nd2 Fe14B1 型を含む
硬磁性結晶相の結晶粒径は、15〜50nmの範囲であ
り、熱処理前の非晶質相から熱処理により各相が析出
し、結晶化していることが観察された。さらに、残存非
晶質相には、希土類とBの各元素が濃縮され、それぞれ
10〜15原子%の範囲、7〜9原子%の範囲であるこ
とが分析結果から確認できた。
磁性結晶相の結晶粒径は、15〜50nmの範囲であっ
て、Fe3 B型を含む軟磁性結晶相の結晶粒径は、15
〜35nmの範囲であって、Nd2 Fe14B1 型を含む
硬磁性結晶相の結晶粒径は、15〜50nmの範囲であ
り、熱処理前の非晶質相から熱処理により各相が析出
し、結晶化していることが観察された。さらに、残存非
晶質相には、希土類とBの各元素が濃縮され、それぞれ
10〜15原子%の範囲、7〜9原子%の範囲であるこ
とが分析結果から確認できた。
【0116】比較例1及び3はCo元素とM元素を含ま
ない合金、比較例2及び4はM元素を含まない合金、比
較例5及び6はCo元素を含ませることなく特定M元素
のみを含ませた合金、比較例7はCo量とM量との和が
5以下の合金、比較例8及び9はB元素を多量に含むF
e3 B主体型の交換スプリング磁石合金である。
ない合金、比較例2及び4はM元素を含まない合金、比
較例5及び6はCo元素を含ませることなく特定M元素
のみを含ませた合金、比較例7はCo量とM量との和が
5以下の合金、比較例8及び9はB元素を多量に含むF
e3 B主体型の交換スプリング磁石合金である。
【0117】比較例1乃至4における合金組織や微細構
造は、本発明と大略同様であり、比較例8及び9は、F
e3 B型軟磁性結晶相が60面積%以上を占め、しか
も、残存非晶質相は実質的に存在しないことが確認でき
た。
造は、本発明と大略同様であり、比較例8及び9は、F
e3 B型軟磁性結晶相が60面積%以上を占め、しか
も、残存非晶質相は実質的に存在しないことが確認でき
た。
【0118】この時の主要製造条件及び諸特性を表1に
示す。
示す。
【0119】
【表1】
【0120】以上の結果から、比較例に比べて、本発明
に係る合金は、磁気特性と防錆性能に優れていることが
分かる。
に係る合金は、磁気特性と防錆性能に優れていることが
分かる。
【0121】実施例19〜24、比較例10〜13 磁石合金粉体の種類を種々変化させた以外は、前記発明
の実施の形態と同様にして、ボンド磁石を得た。
の実施の形態と同様にして、ボンド磁石を得た。
【0122】この時の主要製造条件及び諸特性を表2に
示す。
示す。
【0123】
【表2】
【0124】本発明のボンド磁石は、比較例に比べて、
磁気特性と耐食性に優れていることが分かる。
磁気特性と耐食性に優れていることが分かる。
【0125】
【発明の効果】本発明に係る希土類−鉄−ボロン系永久
磁石合金は、高い残留磁束密度Brと大きな保磁力iH
cを有し、その結果、最大エネルギー積(BH)max
が大きく、且つ、防錆性に優れているので、高性能ボン
ド磁石用材料として好ましいものである。
磁石合金は、高い残留磁束密度Brと大きな保磁力iH
cを有し、その結果、最大エネルギー積(BH)max
が大きく、且つ、防錆性に優れているので、高性能ボン
ド磁石用材料として好ましいものである。
【0126】そして、本発明に係る希土類−鉄−ボロン
系永久磁石合金は、希土類の量が10原子%未満と少な
いものであるから、経済的、工業的に有利に得ることが
できる。
系永久磁石合金は、希土類の量が10原子%未満と少な
いものであるから、経済的、工業的に有利に得ることが
できる。
【0127】更に、本発明に係る希土類−鉄−ボロン系
永久磁石合金を用いて得られるボンド磁石は、用いる希
土類−鉄−ボロン系永久磁石合金が上記諸特性を有する
ことに起因して、高い残留磁束密度Brと大きな保磁力
iHcを有し、その結果、最大エネルギー積(BH)m
axが大きく、且つ、耐食性に優れているので高性能ボ
ンド磁石として好ましいものである。
永久磁石合金を用いて得られるボンド磁石は、用いる希
土類−鉄−ボロン系永久磁石合金が上記諸特性を有する
ことに起因して、高い残留磁束密度Brと大きな保磁力
iHcを有し、その結果、最大エネルギー積(BH)m
axが大きく、且つ、耐食性に優れているので高性能ボ
ンド磁石として好ましいものである。
Claims (4)
- 【請求項1】 式Rx Fe100-x-y-z-w Coy Mz Bw
(但し、Rは、Nd、Pr、Dy、Tb及びCeから選
ばれた希土類元素の一種又は二種以上、Mは、Ti、
V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Mn、
Cu、Ga、Ag及びSiから選ばれた元素の一種又は
二種以上、x、y、z及びwは、それぞれ原子比で5≦
x≦10、1.0≦y≦9.0、0.1≦z≦5、2≦
w≦7、かつ、9≦(x+w)、5<(y+z))で表
わされる組成を有し、且つ、αFe、bccFe及びこ
れらと上記Mとの固溶体を含む軟磁性結晶相とNd2 F
e14B1 型正方晶系結晶からなる硬磁性結晶相とのそれ
ぞれが、軟磁性非晶質相中に析出している合金組織を有
しており、前記軟磁性非晶質相が全合金組織に対し10
面積%以下であって、残部が前記軟磁性結晶相と前記硬
磁性結晶相であり、且つ、前記軟磁性結晶相が全結晶組
織に対し少なくとも50面積%であって、残部が前記硬
磁性結晶相であることを特徴とする希土類−鉄−ボロン
系磁石合金。 - 【請求項2】 保磁力iHcが3.5kOe以上、残留
磁束密度Brが10kG以上及び最大磁気エネルギー積
(BH)maxが13MGOe以上である請求項1記載
の希土類−鉄−ボロン系磁石合金。 - 【請求項3】 式Rx Fe100-x-y-z-w Coy Mz Bw
(但し、Rは、Nd、Pr、Dy、Tb及びCeから選
ばれた希土類元素の一種又は二種以上、Mは、Ti、
V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Mn、
Cu、Ga、Ag及びSiから選ばれた元素の一種又は
二種以上、x、y、z及びwは、それぞれ原子比で5≦
x≦10、1.0≦y≦9.0、0.1≦z≦5、2≦
w≦7、かつ、9≦(x+w)、5<(y+z))で表
わされる組成割合となる様に製造した合金を、加熱溶解
して溶湯とした後、急冷凝固し、次いで、該急冷凝固物
を600〜850℃の温度範囲で加熱処理することを特
徴とする請求項1記載の希土類−鉄−ボロン系磁石合金
の製造法。 - 【請求項4】 請求項1記載の希土類−鉄−ボロン系磁
石合金を粉砕して得られる磁石合金粉末が結合剤である
樹脂を用いて成形されたボンド磁石であって、前記磁石
合金粉末が85〜99重量%の割合で混合配合されてい
ることを特徴とするボンド磁石。
Priority Applications (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8226021A JPH1053844A (ja) | 1996-08-07 | 1996-08-07 | 希土類−鉄−ボロン系磁石合金及びその製造法並びに該希土類−鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石 |
DE69720341T DE69720341T2 (de) | 1996-08-07 | 1997-08-06 | Seltenerdverbundmagnet und Seltenerd-Eisen-Bor-Typ Magnetlegierung |
US08/906,810 US5872501A (en) | 1996-07-07 | 1997-08-06 | Rare earth bonded magnet and rare earth-iron-boron type magnet alloy |
EP97305966A EP0823713B1 (en) | 1996-08-07 | 1997-08-06 | Rare earth bonded magnet and rare earth-iron-boron type magnet alloy |
CN97120669.4A CN1186310A (zh) | 1996-08-07 | 1997-08-07 | 稀土粘结磁铁与稀土铁硼型磁铁合金 |
CN02121691.6A CN1411006A (zh) | 1996-08-07 | 2002-05-22 | 稀土粘结磁铁与稀土铁硼型磁铁合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP8226021A JPH1053844A (ja) | 1996-08-07 | 1996-08-07 | 希土類−鉄−ボロン系磁石合金及びその製造法並びに該希土類−鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH1053844A true JPH1053844A (ja) | 1998-02-24 |
Family
ID=16838551
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP8226021A Pending JPH1053844A (ja) | 1996-07-07 | 1996-08-07 | 希土類−鉄−ボロン系磁石合金及びその製造法並びに該希土類−鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH1053844A (ja) |
Cited By (15)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6503415B1 (en) | 1998-12-28 | 2003-01-07 | Seiko Epson Corporation | Magnet powders and isotropic rare-earth bonded magnets |
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WO2003044811A1 (fr) * | 2001-11-20 | 2003-05-30 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Compose pour aimant lie a base d'elements du groupe des terres rares et aimant lie comportant ce compose |
US6627102B2 (en) | 2000-05-22 | 2003-09-30 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder, manufacturing method of magnetic powder and bonded magnets |
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US7297213B2 (en) | 2000-05-24 | 2007-11-20 | Neomax Co., Ltd. | Permanent magnet including multiple ferromagnetic phases and method for producing the magnet |
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WO2021182591A1 (ja) | 2020-03-12 | 2021-09-16 | 株式会社村田製作所 | 鉄基希土類硼素系等方性磁石合金 |
-
1996
- 1996-08-07 JP JP8226021A patent/JPH1053844A/ja active Pending
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JP4576800B2 (ja) * | 2003-04-28 | 2010-11-10 | 日立金属株式会社 | 希土類磁石およびその製造方法 |
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