JPH11233322A - Magnet and bonded magnet - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide an inexpensive magnet having high coercive force and high aspect ratio. SOLUTION: A magnet contains 4-8 at.% R (one or more kinds of rare-earth elements containing Sm at a ratio of equal to or higher than 50 at.%), 10-20 at.% N, 2-10 at.% M (Zr or Zr partly replaced by at least one element selected from among Ti, V, Cr, Nb, Hf, Ta, Mo, W, Al, C, and P), 0.1-0.9 Ga, and the balance T (Fe or Fe and Co) and has a hard magnetic phase and a soft magnetic phase. The hard magnetic phase is composed mainly of the R, T, and N and contains a TbCu7 type crystal phase. The soft magnetic phase contains a T-phase of the bcc-structure, has an average crystal grain diameter of 5-60 nm, and occupies 10-60% in the entire volume of the magnet.

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明は、希土類窒化磁石
と、この希土類窒化磁石の粉末を用いたボンディッド磁
石とに関する。The present invention relates to a rare earth nitride magnet and a bonded magnet using the powder of the rare earth nitride magnet.

【０００２】[0002]

【従来の技術】高性能希土類磁石としては、Ｓｍ−Ｃｏ
系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石が実用化されているが、
近年、新規な希土類磁石の開発が盛んに行なわれてい
る。2. Description of the Related Art As high performance rare earth magnets, Sm-Co
System magnets and Nd-Fe-B system magnets have been put into practical use,
In recent years, new rare earth magnets have been actively developed.

【０００３】例えば、Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇結晶にＮが侵入型に
固溶したＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系の希土類窒化磁石が提案され
ており、Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇Ｎ_2.3付近の組成で、４πＩs＝１
５．４kG、Ｔc＝４７０℃、Ｈ_A＝１４Ｔの基本物性が得
られること、Ｚｎをバインダとするメタルボンディッド
磁石として１０．５MGOeの(BH)maxが得られること、ま
た、Ｓｍ₂Ｆｅ₁₇金属間化合物へのＮの導入により、キ
ュリー温度が大幅に向上して熱安定性が改良されたこと
が報告されている（Paper No.S1.3 at the Sixth Inter
national Symposium on Magnetic Anisotropy and Coer
civity in RareEarth-Transition Metal Alloys,Pittsb
urgh,PA,October 25,1990.(Proceedings Book:Carnegie
Mellon University,Mellon Institute,Pittsburgh,PA
15213,USA)）。For example, an Sm-Fe-N rare earth nitride magnet in which N is interstitially dissolved in Sm ₂ Fe ₁₇ crystal has been proposed. A composition near Sm ₂ Fe ₁₇ N _2.3 and 4πIs = 1
Basic properties of 5.4 kG, Tc = 470 ° C., H _A = 14 T are obtained, (BH) max of 10.5 MGOe is obtained as a metal bonded magnet using Zn as a binder, and Sm ₂ Fe ₁₇ It has been reported that the introduction of N into an intermetallic compound significantly improved the Curie temperature and improved thermal stability (Paper No. S1.3 at the Sixth Inter
national Symposium on Magnetic Anisotropy and Coer
civity in RareEarth-Transition Metal Alloys, Pittsb
urgh, PA, October 25, 1990. (Proceedings Book: Carnegie
Mellon University, Mellon Institute, Pittsburgh, PA
15213, USA)).

【０００４】希土類窒化磁石（以下、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系
磁石）は、理論的にはＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を超える特
性が期待されるため、様々な提案がなされている。Ｓｍ
−Ｆｅ−Ｎ系磁石の高性能化、特に高い磁化を得るため
には、磁石中のα−Ｆｅ相の比率を高くすることが有効
である。α−Ｆｅ相を増加させるためには、磁石全体の
希土類元素量を減らせばよく、希土類元素の使用量を減
らせばコスト的にも有利である。しかし、希土類元素量
を減らしてα−Ｆｅ相を単に増加させただけでは、保磁
力の低下を招き、磁石特性はかえって低くなってしま
う。このため、以下に示すような提案がなされている。[0004] Various proposals have been made for rare earth nitride magnets (hereinafter, Sm-Fe-N based magnets) because theoretically properties exceeding those of Nd-Fe-B based magnets are expected. Sm
In order to improve the performance of the -Fe-N-based magnet, particularly to obtain high magnetization, it is effective to increase the ratio of the α-Fe phase in the magnet. In order to increase the α-Fe phase, the amount of the rare earth element in the entire magnet may be reduced, and reducing the amount of the rare earth element is advantageous in terms of cost. However, simply increasing the amount of the α-Fe phase by reducing the amount of the rare earth element causes a decrease in coercive force and rather lowers the magnet characteristics. For this reason, the following proposals have been made.

【０００５】例えば本出願人による特開平８−３１６０
１８号公報では、Ｒ（Ｓｍを主体とする希土類元素）を
４〜８原子％、Ｎを１０〜２０原子％、Ｍ（Ｚｒを必須
とする添加元素）を２〜１０原子％含有し、残部が実質
的にＴ（Ｆｅ等の遷移元素）であって、ＴｂＣｕ₇型硬
質磁性相と、α−Ｆｅ相等のｂｃｃ構造Ｔ相からなる軟
質磁性相とを有し、軟質磁性相の平均結晶粒径が５〜６
０nmであり、軟質磁性相の割合が１０〜６０体積％であ
るＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石を提案している。この磁石は、
Ｚｒを必須とし、かつ軟質磁性相の平均結晶粒径および
磁石中における軟質磁性相の割合を限定したことを特徴
とするものである。これらの限定により、希土類元素の
比率を８原子％以下と少なくして高磁化を達成したにも
かかわらず、比較的高い保磁力が得られている。[0005] For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. H8-3160 by the present applicant.
In Japanese Patent Publication No. 18, R (rare earth element mainly composed of Sm) is contained in 4 to 8 atomic%, N is contained in 10 to 20 atomic%, M (addition element in which Zr is essential) is contained in 2 to 10 atomic%, and the balance Is substantially T (transition element such as Fe), has a TbCu ₇ type hard magnetic phase, and a soft magnetic phase having a bcc structure T phase such as an α-Fe phase, and the average crystal grain of the soft magnetic phase Diameter 5-6
An Sm-Fe-N based magnet having a thickness of 0 nm and a soft magnetic phase ratio of 10 to 60% by volume has been proposed. This magnet
Zr is essential, and the average crystal grain size of the soft magnetic phase and the ratio of the soft magnetic phase in the magnet are limited. Due to these limitations, a relatively high coercive force is obtained despite achieving high magnetization by reducing the ratio of the rare earth element to 8 atomic% or less.

【０００６】また、特開平８−８１７４１号公報には、
Ｒ¹ _xＲ² _yＴ_100-x-y-z-vＭ_zＮ_v（Ｒ¹は希土類元素の１種
以上、Ｒ²はＺｒ、ＨｆおよびＳｃの１種以上、ＴはＦ
ｅおよびＣｏの１種以上、ＭはＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｃ
ｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｇ
ｅ、ＳｎおよびＳｂの１種以上。ｘ、ｙ、ｚ、ｖは原子
％でそれぞれ２≦ｘ≦２０、０≦ｙ≦１５、２≦ｘ＋ｙ
≦２０、０≦ｚ≦２０、０．０１≦ｖ≦２０を示す）で
表される組成であって、ＴｂＣｕ₇型結晶構造を有する
相を主相とし、この主相中に前記Ｔ元素が９０原子％以
上含まれる磁石材料が記載されている。同公報では、主
相中にＴ元素を９０％以上含ませることにより、主相の
飽和磁束密度を向上させることができるとしている。そ
して、α−Ｆｅ相については、その析出を防止すること
を目的としている。Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-81741 discloses that
_{^{R 1 x R 2 y T 100}} -xyzv M z N v (R 1 is one or more rare earth elements, R ² is Zr, one or more Hf and Sc, T is F
one or more of e and Co, M is Ti, V, Nb, Ta,
Cr, Mo, W, Mn, Ni, Ru, Rh, Pd, C
u, Ag, Zn, Cd, Al, Ga, In, Si, G
one or more of e, Sn and Sb. x, y, z, and v are atomic%, respectively, 2 ≦ x ≦ 20, 0 ≦ y ≦ 15, 2 ≦ x + y
≦ 20, 0 ≦ z ≦ 20, 0.01 ≦ v ≦ 20), and a phase having a TbCu ₇ type crystal structure as a main phase, wherein the T element is contained in the main phase. A magnet material containing 90 atomic% or more is described. According to the publication, the saturation magnetic flux density of the main phase can be improved by including the T element in the main phase in an amount of 90% or more. The purpose is to prevent the precipitation of the α-Fe phase.

【０００７】上記特開平８−３１６０１８号公報では、
工業材料となっているＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石より高い特
性も得られているが、保磁力および後述する角形比につ
いては、さらに高いことが望ましい。一方、上記特開平
８−８１７４１号公報では、コンピュータのハードディ
スク駆動装置用のスピンドルモータに用いるには不十分
な特性しか得られていない。In the above-mentioned Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-316018,
Although higher characteristics are obtained than Nd-Fe-B-based magnets that are industrial materials, it is desirable that the coercive force and the squareness ratio described later be higher. On the other hand, in the above-mentioned Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-81741, only characteristics insufficient for use in a spindle motor for a hard disk drive of a computer are obtained.

【０００８】[0008]

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、安価
で、しかも高保磁力、高角形比の磁石を提供することで
ある。SUMMARY OF THE INVENTION It is an object of the present invention to provide an inexpensive magnet having a high coercive force and a high squareness ratio.

【０００９】[0009]

【課題を解決するための手段】このような目的は、下記
（１）〜（４）のいずれかの構成により達成される。 （１） Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、Ｒ中の
Ｓｍ比率は５０原子％以上である）、Ｔ（ＴはＦｅ、ま
たはＦｅおよびＣｏである）、Ｎ、Ｍ（Ｍは、Ｚｒであ
るか、Ｚｒの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＣおよびＰから選択される少なく
とも１種の元素で置換したものである）およびＧａを含
有し、各元素の含有量が、Ｒ：４〜８原子％、Ｎ：１０
〜２０原子％、Ｍ：２〜１０原子％、Ｇａ：０．１〜
０．９原子％、Ｔ：残部であり、硬質磁性相と軟質磁性
相とを有し、硬質磁性相が、Ｒ、ＴおよびＮを主体と
し、ＴｂＣｕ₇型結晶相を含み、軟質磁性相が、ｂｃｃ
構造のＴ相を含み、軟質磁性相の平均結晶粒径が５〜６
０nmであり、軟質磁性相の比率が１０〜６０体積％であ
る磁石。 （２） Ｇａの含有量が０．８原子％以下である上記
（１）の磁石。 （３） 速度が４５m/s以上である冷却基体表面に溶湯
状合金を衝突させて得た急冷合金に、熱処理を施した
後、窒化処理を施すことにより製造されたものである上
記（１）または（２）の磁石。 （４） 上記（１）〜（３）のいずれかの磁石の粉末と
バインダとを含有するボンディッド磁石。This and other objects are achieved by any one of the following constitutions (1) to (4). (1) R (R is one or more rare earth elements, and the Sm ratio in R is 50 atomic% or more), T (T is Fe, or Fe and Co), N, M (M is , Zr, or a part of Zr as Ti, V, Cr, Nb, Hf, T
a, Mo, W, Al, C, and P) and Ga), and the content of each element is R: 4 to 8 atomic%, N: 10
-20 atomic%, M: 2-10 atomic%, Ga: 0.1-
0.9 at%, T: balance, having a hard magnetic phase and a soft magnetic phase, wherein the hard magnetic phase is mainly composed of R, T and N, contains a TbCu ₇ type crystal phase, and the soft magnetic phase is , Bcc
Including a T phase having a structure, the soft magnetic phase has an average crystal grain size of 5 to 6
A magnet having a thickness of 0 nm and a soft magnetic phase ratio of 10 to 60% by volume. (2) The magnet according to (1), wherein the content of Ga is 0.8 atomic% or less. (3) The above-mentioned (1), which is produced by subjecting a quenched alloy obtained by colliding a molten metal alloy to a surface of a cooling substrate having a velocity of 45 m / s or more with a heat treatment and then subjecting the alloy to a nitriding treatment. Or the magnet of (2). (4) A bonded magnet containing the powder of the magnet of any of the above (1) to (3) and a binder.

【００１０】[0010]

【作用および効果】本発明では、ＴｂＣｕ₇型結晶相を
硬質磁性相として有し、ｂｃｃ構造Ｔ相等の軟質磁性相
が分散されたＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系の交換スプリング磁石に
おいて、希土類元素Ｒの含有量を８原子％以下と少なく
した上で、上記元素ＭとＧａとを複合添加し、さらに、
軟質磁性相の平均結晶粒径およびその比率が所定範囲内
となるように制御する。これにより、保磁力および角形
比が向上し、最大エネルギー積も高くなる。According to the present invention, an exchange spring magnet of the Sm—Fe—N type having a TbCu ₇ type crystal phase as a hard magnetic phase and a soft magnetic phase such as a bcc structure T phase dispersed therein is used for the rare earth element R. After reducing the content to 8 atomic% or less, the above-mentioned elements M and Ga are added in combination,
The average crystal grain size of the soft magnetic phase and its ratio are controlled so as to be within a predetermined range. Thereby, the coercive force and the squareness ratio are improved, and the maximum energy product is also increased.

【００１１】なお、上記した角形比とは、Ｈｋ／ＨcJを
意味する。ＨcJは保磁力であり、Ｈｋは、磁気ヒステリ
シスループの第２象限において磁束密度が残留磁束密度
の９０％になるときの外部磁界強度である。Ｈｋが低い
と高い最大エネルギー積が得られない。Ｈｋ／ＨcJは、
磁石性能の指標となるものであり、磁気ヒステリシスル
ープの第２象限における角張りの度合いを表わす。ＨcJ
が同等であってもＨｋ／ＨcJが大きいほど磁石中のミク
ロ的な保磁力の分布がシャープとなるため、着磁が容易
となり、かつ着磁ばらつきも少なくなり、また、最大エ
ネルギー積が高くなる。そして、磁石使用時の外部から
の減磁界や自己減磁界の変化に対する磁化の安定性が良
好となり、磁石を含む磁気回路の性能が安定したものと
なる。なお、ボンディッド磁石とした場合には粉体の状
態よりも磁石粒子間の距離が小さくなるので、ボンディ
ッド磁石では磁石粉末よりも高いＨｋ／ＨcJを得ること
が可能である。The above-mentioned squareness ratio means Hk / HcJ. HcJ is the coercive force, and Hk is the external magnetic field strength when the magnetic flux density becomes 90% of the residual magnetic flux density in the second quadrant of the magnetic hysteresis loop. If Hk is low, a high maximum energy product cannot be obtained. Hk / HcJ is
It is an index of magnet performance, and indicates the degree of squareness in the second quadrant of the magnetic hysteresis loop. HcJ
Even if the Hk / HcJ is larger, the distribution of the microscopic coercive force in the magnet becomes sharper as the Hk / HcJ becomes larger, so that the magnetization becomes easier, the magnetization variation becomes smaller, and the maximum energy product becomes higher. . Further, the stability of the magnetization against changes in the external demagnetizing field and the self-demagnetizing field when the magnet is used is improved, and the performance of the magnetic circuit including the magnet is stabilized. In the case of a bonded magnet, the distance between the magnet particles is smaller than that in the powder state, so that Hk / HcJ higher than that of the magnet powder can be obtained with the bonded magnet.

【００１２】このように本発明では、高価な希土類元素
の使用量を減らした上で高保磁力、および高角形比を得
ることができるので、低価格で高性能な磁石が実現す
る。As described above, according to the present invention, since a high coercive force and a high squareness ratio can be obtained while reducing the amount of expensive rare earth elements used, a low-cost and high-performance magnet is realized.

【００１３】また、Ｒ−Ｔ−Ｍ系合金にＧａを含有させ
れば、融点が低下する。このため、合金製造時に用いる
溶解用るつぼや溶湯状合金射出用ノズルなどの耐火物が
傷みにくくなり、使用可能回数が増えるので、量産コス
トの低減が可能である。Further, if Ga is contained in the RTM-based alloy, the melting point is lowered. For this reason, refractories, such as a melting crucible and a molten metal injection nozzle, used in the production of an alloy are less likely to be damaged, and the number of usable times increases, so that mass production costs can be reduced.

【００１４】ところで、前記特開平８−８１７４１号公
報に記載された磁石材料は、ＴｂＣｕ₇型結晶構造を有
する主相とα−Ｆｅとを含む希土類窒化磁石であり、そ
の特許請求の範囲によれば、ＺｒおよびＧａを同時に含
み得るものである。しかし、同公報には、ＺｒとＧａと
の複合添加による効果は全く記載されておらず、実施例
にもこれらを複合添加した例は記載されていない。The magnet material described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-81741 is a rare earth nitride magnet containing a main phase having a TbCu ₇ type crystal structure and α-Fe. For example, Zr and Ga can be simultaneously contained. However, the publication does not describe at all the effect of the composite addition of Zr and Ga, and does not disclose any example of the composite addition of Zr and Ga.

【００１５】ただし、同公報にはＧａを添加した実施例
が３例記載されている。具体的には、同公報の実施例１
１のボンディッド磁石に使用されている磁石粉末は、Ｓ
ｍ₉Ｆｅ₈₅Ｃｒ₂Ｎｉ₁Ｖ₁Ａｌ₁Ｇａ₁合金を、液体冷却法
の１種である単ロール法において冷却ロールの周速度を
４０m/sとして製造し、さらに、アンモニアガスにより
窒化処理して、Ｎを６〜１５原子％、Ｈを１〜４原子％
含有させたものである。しかし、この磁石粉末にはＺｒ
は含まれておらず、また、この磁石粉末が含有するα−
Ｆｅ粗粒子の平均粒径は０．３３μmと大きい。このボ
ンディッド磁石の保磁力は４８５kA/m（６．１kOe）、
最大エネルギー積は４９kJ/m³（６．２MGOe）にすぎ
ず、本発明のボンディッド磁石に比べ低い。また、同公
報の実施例２０および実施例２１のボンディッド磁石
は、メカニカルアロイング法により製造した合金を窒素
ガスを用いて窒化した磁石粉末を使用したものである。
これらの磁石粉末は、組成がそれぞれＮｄ₂Ｓｍ₁₃Ｔｉ₂
Ｇａ₁Ｆｅ₆₁Ｃｏ₉Ｎ₁₂およびＳｍ₁₂Ｚｒ₂Ｍｏ₃Ｎｉ₅Ｆ
ｅ₅₄Ｃｏ₁₀Ｎ₁₄である。すなわち、Ｇａ含有量が多す
ぎ、また、Ｚｒが含有されておらず、また、希土類元素
含有量が１４〜１５原子％と本発明に比べ著しく多い。
これらのボンディッド磁石の保磁力はそれぞれ５４０kA
/m（６．８kOe）および５８０kA/m（７．３kOe）、最大
エネルギー積はそれぞれ７８kJ/m³（９．８MGOe）およ
び７６kJ/m³（９．５MGOe）にすぎず、本発明のボンデ
ィッド磁石に比べ低い。なお、これら実施例２０および
実施例２２では、α−Ｆｅ粗粒子の平均粒径は記載され
ていない。However, this publication describes three examples in which Ga is added. Specifically, Example 1 of the publication
The magnet powder used for the bonded magnet of No. 1 is S
An m ₉ Fe ₈₅ Cr ₂ Ni ₁ V ₁ Al ₁ Ga ₁ alloy is produced by a single roll method, which is one type of liquid cooling method, with a peripheral speed of a cooling roll of 40 m / s, and then nitriding treatment with ammonia gas. And N is 6 to 15 atomic% and H is 1 to 4 atomic%.
It was included. However, this magnet powder contains Zr
Is not included, and the α-
The average particle size of the coarse Fe particles is as large as 0.33 μm. The coercive force of this bonded magnet is 485 kA / m (6.1 kOe),
The maximum energy product is only 49 kJ / m ³ (6.2 MGOe), which is lower than that of the bonded magnet of the present invention. Further, the bonded magnets of Examples 20 and 21 of the publication use magnet powder obtained by nitriding an alloy manufactured by a mechanical alloying method using nitrogen gas.
These magnet powders each have a composition of Nd ₂ Sm ₁₃ Ti ₂
Ga ₁ Fe ₆₁ Co ₉ N ₁₂ and Sm ₁₂ Zr ₂ Mo ₃ Ni ₅ F
e ₅₄ Co ₁₀ N ₁₄ . That is, the Ga content is too large, Zr is not contained, and the rare earth element content is 14 to 15 atomic%, which is significantly higher than that of the present invention.
The coercive force of each of these bonded magnets is 540 kA
/ m (6.8 kOe) and 580 kA / m (7.3 kOe), and the maximum energy products are only 78 kJ / m ³ (9.8 MGOe) and 76 kJ / m ³ (9.5 MGOe), respectively. Lower than In Examples 20 and 22, the average particle size of the α-Fe coarse particles is not described.

【００１６】同公報に記載されたＧａ添加ボンディッド
磁石の磁気特性が低いのは、ＺｒとＧａとを複合添加し
ていないことや、α−Ｆｅ相の平均粒径が大きすぎるこ
となどに起因すると考えられる。The low magnetic properties of the Ga-added bonded magnet described in the publication are attributed to the fact that Zr and Ga are not added in a composite manner and the average grain size of the α-Fe phase is too large. Conceivable.

【００１７】[0017]

【発明の実施の形態】磁石の組織構造 本発明の磁石は、Ｒ、Ｔ、Ｎ、ＭおよびＧａを含み、主
相である硬質磁性相と微細な軟質磁性相とを含む複合組
織を有する。DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Tissue Structure of Magnet The magnet of the present invention contains R, T, N, M and Ga, and has a composite structure containing a hard magnetic phase as a main phase and a fine soft magnetic phase.

【００１８】硬質磁性相はＲ、ＴおよびＮを主体とし、
六方晶系のＴｂＣｕ₇型結晶構造をもち、この結晶に窒
素が侵入した構造である。ＴｂＣｕ₇型結晶構造では、
Ｒは主としてＴｂサイトに、Ｔは主としてＣｕサイトに
存在する。Ｍは、元素によっても異なるが、主としてＴ
ｂサイトに存在し、Ｃｕサイトに存在する場合もある。
また、Ｍは、軟質磁性相であるｂｃｃ構造Ｔ相に固溶す
ることもあるが、Ｔと別の化合物を形成することもあ
る。Ｇａは、主としてＣｕサイトに存在すると考えられ
る。The hard magnetic phase is mainly composed of R, T and N,
It has a hexagonal TbCu ₇ type crystal structure, in which nitrogen has penetrated this crystal. In the TbCu ₇ type crystal structure,
R mainly exists at the Tb site, and T mainly exists at the Cu site. M depends on the element, but mainly T
It may be present at the b site and may be present at the Cu site.
M may form a solid solution with the T phase of the bcc structure, which is a soft magnetic phase, but may form another compound with T. Ga is considered to exist mainly at the Cu site.

【００１９】軟質磁性相はｂｃｃ構造のＴ相および／ま
たはＮを含有するＴ相である。ｂｃｃ構造Ｔ相は、実質
的にα−Ｆｅ相であるか、α−Ｆｅ相のＦｅの一部がＣ
ｏ、Ｍ、Ｒ等で置換されたものであるか、これらの混相
であると考えられる。また、Ｎを含有するＴ相は、窒素
の固溶体および／またはＴの窒化物などから構成される
と考えられる。The soft magnetic phase is a T phase having a bcc structure and / or a T phase containing N. The bcc structure T phase is substantially an α-Fe phase, or a part of Fe in the α-Fe phase is C
It is considered that the compound is substituted with o, M, R, or the like, or a mixed phase thereof. Further, it is considered that the T phase containing N is composed of a solid solution of nitrogen and / or a nitride of T.

【００２０】高保磁力を得るために、軟質磁性相の平均
結晶粒径は５〜６０nmとする。磁石中には結晶磁気異方
性が高い硬質磁性相と飽和磁化が高い軟質磁性相とが存
在し、軟質磁性相が微細であるため両相の界面が多くな
って交換相互作用の効果が大きくなり、高保磁力が得ら
れると考えられる。軟質磁性相の平均結晶粒径が小さす
ぎると飽和磁化が低くなってしまい、大きすぎると保磁
力および角形性が低くなってしまう。なお、軟質磁性相
の平均結晶粒径は、好ましくは５〜４０nmである。In order to obtain a high coercive force, the soft magnetic phase has an average crystal grain size of 5 to 60 nm. The magnet has a hard magnetic phase with high crystal magnetic anisotropy and a soft magnetic phase with high saturation magnetization.Since the soft magnetic phase is fine, the interface between both phases increases and the effect of exchange interaction is large. It is considered that a high coercive force can be obtained. If the average crystal grain size of the soft magnetic phase is too small, the saturation magnetization decreases, and if it is too large, the coercive force and the squareness decrease. The average crystal grain size of the soft magnetic phase is preferably 5 to 40 nm.

【００２１】軟質磁性相は一般に不定形であり、このこ
とは透過型電子顕微鏡により確認することができる。軟
質磁性相の平均結晶粒径は、磁石断面の画像解析により
算出する。まず、磁石断面の測定対象領域中に含まれて
いる軟質磁性相について、結晶粒の数ｎおよび各結晶粒
の断面積の合計Ｓを、画像解析により算出する。そし
て、軟質磁性相の結晶粒１個あたりの平均断面積Ｓ／ｎ
を算出し、面積がＳ／ｎである円の直径Ｄを平均結晶粒
径とする。すなわち、平均結晶粒径Ｄは、 式 π（Ｄ／２）²＝Ｓ／ｎ から求める。なお、測定対象領域は、ｎが５０以上とな
るように設定することが好ましい。The soft magnetic phase is generally amorphous and can be confirmed by a transmission electron microscope. The average crystal grain size of the soft magnetic phase is calculated by image analysis of a magnet cross section. First, for the soft magnetic phase included in the measurement target region of the magnet cross section, the number n of crystal grains and the sum S of the cross-sectional area of each crystal grain are calculated by image analysis. The average sectional area S / n per crystal grain of the soft magnetic phase
Is calculated, and the diameter D of a circle having an area of S / n is defined as an average crystal grain size. That is, the average crystal grain size D is obtained from the formula π (D / 2) ² = S / n. It is preferable that the measurement target region is set so that n is 50 or more.

【００２２】硬質磁性相の平均結晶粒径は、好ましくは
５〜５００nm、より好ましくは５〜１００nmである。硬
質磁性相の平均結晶粒径が小さすぎる場合には結晶性が
不十分であり、高保磁力が得られにくい。一方、硬質磁
性相の平均結晶粒径が大きすぎると、窒化処理に要する
時間が長くなる傾向がある。硬質磁性相の平均結晶粒径
は、軟質磁性相の平均結晶粒径と同様にして算出する。The average crystal grain size of the hard magnetic phase is preferably 5 to 500 nm, more preferably 5 to 100 nm. If the average crystal grain size of the hard magnetic phase is too small, the crystallinity is insufficient, and it is difficult to obtain a high coercive force. On the other hand, if the average crystal grain size of the hard magnetic phase is too large, the time required for nitriding tends to be long. The average crystal grain size of the hard magnetic phase is calculated in the same manner as the average crystal grain size of the soft magnetic phase.

【００２３】磁石中における軟質磁性相の割合は、１０
〜６０体積％、好ましくは１０〜３６体積％である。軟
質磁性相の割合が低すぎても高すぎても良好な磁石特性
が得られなくなり、特に最大エネルギー積が低くなる。
軟質磁性相の割合は、磁石断面の透過型電子顕微鏡写真
を用いて、いわゆる面積分析法により求める。この場
合、断面積比が体積比となる。The ratio of the soft magnetic phase in the magnet is 10%.
-60% by volume, preferably 10-36% by volume. If the ratio of the soft magnetic phase is too low or too high, good magnet properties cannot be obtained, and particularly the maximum energy product becomes low.
The ratio of the soft magnetic phase is determined by a so-called area analysis method using a transmission electron micrograph of a cross section of the magnet. In this case, the sectional area ratio becomes the volume ratio.

【００２４】なお、磁石中には、上記した硬質磁性相お
よび軟質磁性相以外の相が含まれていてもよい。Ｚｒ
は、硬質磁性相であるＴｂＣｕ₇型相のＴｂサイトに存
在するが、Ｆｅ₃Ｚｒ等の別の化合物を生成することも
可能である。しかし、Ｆｅ₃Ｚｒ相等の異相は永久磁石
として好ましくないので、Ｚｒを含む異相は磁石中の５
体積％以下であることが好ましい。The magnet may contain a phase other than the above-described hard magnetic phase and soft magnetic phase. Zr
Is present at the Tb site of the TbCu ₇ type phase, which is a hard magnetic phase, but can also generate another compound such as Fe ₃ Zr. However, since a different phase such as the Fe ₃ Zr phase is not preferable as a permanent magnet, the different phase containing Zr is 5% in the magnet.
It is preferable that the content is not more than% by volume.

【００２５】磁石の組成限定理由 次に、本発明における磁石の組成限定理由を説明する。The composition reasons for limiting the magnet will now be described composition reasons for limiting the magnets in the present invention.

【００２６】Ｒの含有量は４〜８原子％、好ましくは４
〜７原子％である。Ｎの含有量は１０〜２０原子％、好
ましくは１２〜１８原子％、より好ましくは１３〜１８
原子％、さらに好ましくは１３．５〜１８原子％であ
る。Ｍの含有量は２〜１０原子％、好ましくは２．５〜
５原子％である。Ｇａの含有量は、０．１〜０．９原子
％、好ましくは０．８原子％以下、より好ましくは０．
２〜０．８原子％である。そして、残部が実質的にＴで
ある。The R content is 4 to 8 atomic%, preferably 4 to 8 atomic%.
７7 atomic%. The content of N is 10 to 20 atomic%, preferably 12 to 18 atomic%, more preferably 13 to 18 atomic%.
Atomic%, more preferably 13.5 to 18 atomic%. The content of M is 2 to 10 atomic%, preferably 2.5 to
5 atomic%. The content of Ga is 0.1 to 0.9 atomic%, preferably 0.8 atomic% or less, more preferably 0.1 atomic% or less.
2 to 0.8 atomic%. The balance is substantially T.

【００２７】Ｒの含有量が少なすぎると、保磁力が低く
なる。一方、Ｒの含有量が多すぎると軟質磁性相の量が
少なくなって磁石特性が低くなり、また、高価なＲを多
量に使用することになるため、安価な磁石が得られなく
なる。Ｓｍ以外のＲとしては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、
Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙ
ｂ、Ｌｕ等の１種以上を用いることができる。ただし、
本発明の磁石の硬質磁性相では、ＲがＳｍであるときに
最も高い結晶磁気異方性を示す。Ｓｍの比率が低いと結
晶磁気異方性が低下し保磁力も低下するため、Ｒ中のＳ
ｍ比率は５０原子％以上、好ましくは７０原子％以上と
する。If the content of R is too small, the coercive force will be low. On the other hand, if the content of R is too large, the amount of the soft magnetic phase is reduced and the magnet properties are lowered, and a large amount of expensive R is used, so that an inexpensive magnet cannot be obtained. R other than Sm is Y, La, Ce, Pr,
Nd, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Y
One or more of b and Lu can be used. However,
The hard magnetic phase of the magnet of the present invention exhibits the highest crystal magnetic anisotropy when R is Sm. If the ratio of Sm is low, the crystal magnetic anisotropy decreases and the coercive force also decreases.
The m ratio is at least 50 at%, preferably at least 70 at%.

【００２８】Ｎ含有量が少なすぎると、キュリー温度の
上昇、保磁力の向上、角形比の向上、飽和磁化の向上お
よび最大エネルギー積の向上が不十分となり、Ｎ含有量
が多すぎると、残留磁束密度が低下する傾向を示すと共
に角形比が低くなって最大エネルギー積も低くなる。Ｎ
含有量はガス分析法などにより測定することができる。If the N content is too small, the Curie temperature rise, the coercive force, the squareness ratio, the saturation magnetization, and the maximum energy product will not be sufficiently improved. The magnetic flux density tends to decrease, and the squareness ratio decreases, so that the maximum energy product also decreases. N
The content can be measured by a gas analysis method or the like.

【００２９】元素Ｍが含まれないと、合金製造時や結晶
化のための熱処理時に軟質磁性相の粗大な結晶粒が析出
しやすくなる。これを均質で微細な組織構造とするため
には、適当な条件で熱処理を施せばよいが、このときに
許容される条件の幅が狭いため、元素Ｍは必須とする。
また、元素Ｍを添加することにより保磁力も向上する。
Ｍの含有量が少なすぎると、軟質磁性相の平均結晶粒径
が小さい磁石が得られにくくなる。一方、Ｍの含有量が
多すぎると、飽和磁化が低くなってしまう。Ｍは、Ｚｒ
であるか、Ｚｒの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、
Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＣおよびＰから選択される少な
くとも１種の元素で置換したものである。Ｚｒを置換す
る元素としては、Ａｌ、ＣおよびＰの少なくとも１種が
好ましく、特にＡｌが好ましい。本発明においてＺｒを
必須とするのは、組織構造制御に特に有効であり、ま
た、角形比向上に有効だからである。また、Ａｌは、急
冷合金の窒化を容易にする効果も示すため、Ａｌ添加に
より、窒化処理に要する時間を短縮することができる。
なお、磁石中のＺｒ含有量は、好ましくは２〜４．５原
子％、より好ましくは３〜４．５原子％である。これ
は、ＭとしてＺｒだけを用いる場合でも他の元素と併用
する場合でも同様である。Ｚｒ含有量が少ないと高保磁
力と高角形比とが共には得られず、また、Ｚｒ含有量が
多すぎると飽和磁化および残留磁束密度が低くなってし
まう。When the element M is not contained, coarse crystal grains of the soft magnetic phase tend to precipitate during the production of an alloy or the heat treatment for crystallization. In order to obtain a homogeneous and fine structure, heat treatment may be performed under appropriate conditions. However, since the range of conditions allowed at this time is narrow, the element M is essential.
The coercive force is also improved by adding the element M.
If the content of M is too small, it becomes difficult to obtain a magnet having a small average crystal grain size of the soft magnetic phase. On the other hand, if the content of M is too large, the saturation magnetization will be low. M is Zr
Or a part of Zr is Ti, V, Cr, Nb, Hf,
It is substituted with at least one element selected from Ta, Mo, W, Al, C and P. As an element for substituting Zr, at least one of Al, C and P is preferable, and Al is particularly preferable. In the present invention, Zr is essential because it is particularly effective for controlling the tissue structure and is also effective for improving the squareness ratio. In addition, since Al also has an effect of facilitating nitriding of the quenched alloy, the time required for nitriding can be reduced by adding Al.
The Zr content in the magnet is preferably from 2 to 4.5 at%, more preferably from 3 to 4.5 at%. This applies to the case where only Zr is used as M and the case where it is used in combination with another element. If the Zr content is small, both high coercive force and high squareness ratio cannot be obtained, and if the Zr content is too large, the saturation magnetization and the residual magnetic flux density decrease.

【００３０】Ｇａ含有量が少なすぎると、Ｇａ添加によ
る保磁力および角形比の向上が不十分となる。また、Ｇ
ａ含有量が多すぎると、磁気特性が低くなってしまう。If the Ga content is too small, the improvement of the coercive force and the squareness ratio by the addition of Ga becomes insufficient. G
If the a content is too large, the magnetic properties will be reduced.

【００３１】上記各元素を除いた残部が実質的にＴであ
る。Ｔは、Ｆｅであるか、あるいはＦｅおよびＣｏであ
る。Ｃｏの添加によりキュリー温度が高くなるため、熱
安定性が良好となる。また、Ｃｏ添加により残留磁束密
度が向上して、最大エネルギー積が向上する。ただし、
Ｔ中のＣｏの比率は５０原子％以下であることが好まし
い。Ｃｏの比率が５０原子％を超えると残留磁束密度が
かえって低くなってしまう。The balance excluding the above elements is substantially T. T is Fe or Fe and Co. Since the Curie temperature is increased by the addition of Co, the thermal stability is improved. Further, the addition of Co increases the residual magnetic flux density, thereby improving the maximum energy product. However,
The ratio of Co in T is preferably 50 atomic% or less. When the ratio of Co exceeds 50 atomic%, the residual magnetic flux density is rather lowered.

【００３２】なお、磁石中には、不可避的不純物として
酸素が含まれていてもよい。磁石は希土類−遷移金属間
化合物を基本とすることから、取り扱いの際や各工程に
おける処理の際に不可避的に酸化が生じ得る。例えば、
急冷や粉砕、後述する組織構造制御のための熱処理など
をＡｒ雰囲気中で行った場合、雰囲気Ａｒ中の１ppm程
度の酸素は不可避であり、その結果、磁石中には酸素が
６０００ppm程度以下含まれる。また、不可避的不純物
として、有機物由来の炭素が５００ppm程度以下含まれ
る。また、空気中の水分と磁石との反応により生成する
水酸化物に由来するＨが１００ppm程度以下含まれる。
また、坩堝材質からのＡｌ、Ｓｉ、Ｍｇなどが５０００
ppm程度以下含まれる。The magnet may contain oxygen as an unavoidable impurity. Since the magnet is based on a rare earth-transition metal intermetallic compound, oxidation may inevitably occur during handling or processing in each step. For example,
When quenching, pulverization, heat treatment for controlling the structure described below, etc. are performed in an Ar atmosphere, about 1 ppm of oxygen in the atmosphere Ar is inevitable, and as a result, about 6000 ppm or less of oxygen is contained in the magnet. . In addition, as an unavoidable impurity, about 500 ppm or less of organic matter-derived carbon is contained. Also, about 100 ppm or less of H derived from hydroxide generated by the reaction between the moisture in the air and the magnet is contained.
Also, 5000, Al, Si, Mg, etc. from crucible material
Less than about ppm is included.

【００３３】製造方法 次に、本発明の磁石の好ましい製造方法を説明する。 Manufacturing Method Next, a preferred method of manufacturing the magnet of the present invention will be described.

【００３４】この方法では、Ｒ、Ｔ、ＭおよびＧａを含
む合金に、組織構造制御のための熱処理を施した後、窒
化処理を施して磁石化する。In this method, an alloy containing R, T, M and Ga is subjected to a heat treatment for controlling the structure of the structure, and then subjected to a nitriding treatment to form a magnet.

【００３５】熱処理は、鋳造やメカニカルアロイング等
により製造した合金インゴットに対して施してもよい
が、好ましくは液体急冷法により製造した急冷合金に対
して施す。液体急冷法は、溶湯状合金を冷却基体に衝突
させて急速に冷却する方法である。液体急冷法として
は、単ロール法を用いることが好ましい。The heat treatment may be applied to an alloy ingot manufactured by casting or mechanical alloying, but is preferably applied to a quenched alloy manufactured by a liquid quenching method. The liquid quenching method is a method in which a molten alloy is caused to collide with a cooling base to rapidly cool the alloy. As the liquid quenching method, it is preferable to use a single roll method.

【００３６】単ロール法では、合金溶湯をノズルから吐
出して冷却ロール周面に衝突させることにより、合金溶
湯を急速に冷却し、薄帯状の急冷合金を得る。単ロール
法は、他の液体急冷法に比べ、量産性が高く、急冷条件
の再現性が良好である。冷却ロールの材質は特に限定さ
れないが、通常、ＣｕまたはＣｕ合金を用いることが好
ましい。In the single roll method, the molten alloy is discharged from a nozzle and collides with the peripheral surface of a cooling roll to rapidly cool the molten alloy to obtain a strip-shaped quenched alloy. The single-roll method has higher mass productivity and better reproducibility of quenching conditions than other liquid quenching methods. The material of the cooling roll is not particularly limited, but usually, Cu or a Cu alloy is preferably used.

【００３７】本発明では、冷却ロールの周速度を、好ま
しくは４５m/s以上、より好ましくは５０m/s以上、さら
に好ましくは６０m/s以上とする。ロール周速をこのよ
うに高くすることにより、急冷合金がアモルファス相を
含む微結晶状態となるため、その後の熱処理により任意
の結晶粒径が実現可能となり、窒化も容易となる。ま
た、薄帯状急冷合金が薄くなるため、より均質な急冷合
金が得られる。したがって、高保磁力、高残留磁束密
度、高角形比、高最大エネルギー積の磁石が得られる。
なお、ロール周速は、通常、１２０m/s以下とすること
が好ましい。ロール周速が速すぎると、合金溶湯とロー
ル周面との密着性が悪くなって熱移動が効果的に行なわ
れなくなる。このため、実効冷却速度が遅くなってしま
う。In the present invention, the peripheral speed of the cooling roll is preferably 45 m / s or more, more preferably 50 m / s or more, and further preferably 60 m / s or more. By increasing the roll peripheral speed in this manner, the quenched alloy is in a microcrystalline state including an amorphous phase, so that an optional crystal grain size can be realized by a subsequent heat treatment, and nitriding becomes easy. Further, since the ribbon-shaped quenched alloy becomes thin, a more uniform quenched alloy can be obtained. Therefore, a magnet having a high coercive force, a high residual magnetic flux density, a high squareness ratio, and a high maximum energy product can be obtained.
The roll peripheral speed is usually preferably 120 m / s or less. If the roll peripheral speed is too high, the adhesion between the molten alloy and the roll peripheral surface becomes poor, and heat transfer cannot be performed effectively. For this reason, the effective cooling rate is reduced.

【００３８】急冷合金の組織構造は、ＴｂＣｕ₇型の微
細結晶およびアモルファス相を含む複合組織であり、ｂ
ｃｃ構造Ｔ相を含んでいてもよい。ｂｃｃ構造Ｔ相は、
Ｘ線回折による同相のピークの存在や、熱分析において
α−Ｆｅ相のキュリー点に相当する温度で生じる磁化の
消滅により、その存在を確認できる。The structure of the quenched alloy is a composite structure including a TbCu ₇ type fine crystal and an amorphous phase.
It may include a cc structure T phase. The bcc structure T phase is
The presence can be confirmed by the presence of a peak of the same phase by X-ray diffraction and the disappearance of magnetization generated at a temperature corresponding to the Curie point of the α-Fe phase in thermal analysis.

【００３９】急冷合金には、組織構造制御のための熱処
理を施す。この熱処理は、所定の平均結晶粒径を有する
ｂｃｃ構造Ｔ相を析出させるためのものである。この熱
処理における処理温度は、好ましくは６００〜８００
℃、より好ましくは６５０〜７７５℃であり、処理時間
は処理温度にもよるが、通常、１０分間〜４時間程度と
する。この熱処理は、Ａｒ、Ｈｅ等の不活性雰囲気中や
真空中で行なうことが好ましい。この熱処理により、微
細なｂｃｃ構造Ｔ相が析出し、また、ＴｂＣｕ₇型結晶
相がさらに析出することもある。熱処理温度が低すぎる
とｂｃｃ構造Ｔ相の析出量が不十分となり、熱処理温度
が高すぎると、ＭとＴとが例えばＦｅ₃Ｚｒのような化
合物を生成し、特性低下の原因となる。The quenched alloy is subjected to a heat treatment for controlling the structure. This heat treatment is for precipitating a bcc structure T phase having a predetermined average crystal grain size. The processing temperature in this heat treatment is preferably 600 to 800.
° C, more preferably 650 to 775 ° C, and the processing time is usually about 10 minutes to 4 hours, depending on the processing temperature. This heat treatment is preferably performed in an inert atmosphere such as Ar or He or in a vacuum. By this heat treatment, a fine bcc structure T phase may precipitate, and a TbCu ₇ type crystal phase may further precipitate. If the heat treatment temperature is too low, the precipitation amount of the bcc structure T phase will be insufficient, and if the heat treatment temperature is too high, M and T will form a compound such as Fe ₃ Zr, for example, which will cause deterioration of the characteristics.

【００４０】組織構造制御のための熱処理後、急冷合金
に窒化処理を施す。窒化処理は、窒素ガス雰囲気中で急
冷合金に熱処理を施すことにより行う。この処理によ
り、ＴｂＣｕ₇型結晶に窒素原子が侵入して侵入型の固
溶体が形成され、硬質磁性相となる。窒化処理の際の処
理温度は、好ましくは３５０〜７００℃、より好ましく
は３５０〜６００℃であり、処理時間は、好ましくは
０．１〜３００時間である。窒素ガスの圧力は、０．１
気圧程度以上とすることが好ましい。なお、窒化処理に
高圧窒素ガスを用いたり、窒素ガス＋水素ガスを用いた
り、アンモニアガスを用いたりすることもできる。After the heat treatment for controlling the structure of the structure, the quenched alloy is subjected to a nitriding treatment. The nitriding treatment is performed by subjecting the quenched alloy to a heat treatment in a nitrogen gas atmosphere. By this treatment, nitrogen atoms enter the TbCu ₇ type crystal to form an interstitial solid solution, which becomes a hard magnetic phase. The processing temperature at the time of nitriding is preferably 350 to 700 ° C, more preferably 350 to 600 ° C, and the processing time is preferably 0.1 to 300 hours. The pressure of nitrogen gas is 0.1
It is preferable that the pressure be about atmospheric pressure or more. Note that high-pressure nitrogen gas, nitrogen gas + hydrogen gas, or ammonia gas can be used for the nitriding treatment.

【００４１】磁石の形状に特に制限はなく、薄帯状や粒
状等のいずれであってもよい。ボンディッド磁石等の磁
石製品に適用する場合には、所定の粒径にまで粉砕して
磁石粒子とする。粉砕工程は、急冷後、組織構造制御の
ための熱処理後、窒化処理後のいずれに設けてもよく、
粉砕工程を複数段に分けて設けてもよい。The shape of the magnet is not particularly limited, and may be any of a ribbon shape, a granular shape, and the like. When it is applied to a magnet product such as a bonded magnet, it is pulverized to a predetermined particle size to obtain magnet particles. The crushing step may be provided after quenching, after heat treatment for controlling the structure of the structure, or after nitriding.
The pulverizing step may be provided in a plurality of stages.

【００４２】ボンディッド磁石に適用する場合、磁石粒
子の平均粒径は、通常、１０μm以上とすることが好ま
しいが、十分な耐酸化性を得るためには、平均粒径を好
ましくは３０μm以上、より好ましくは５０μm以上、さ
らに好ましくは７０μm以上とすることがよい。また、
この程度の粒径とすることにより、高密度のボンディッ
ド磁石とすることができる。平均粒径の上限は特にない
が、通常、１０００μm程度以下であり、好ましくは２
５０μm以下である。なお、この場合の平均粒径とは、
篩別により求められた重量平均粒径Ｄ₅₀を意味する。重
量平均粒径Ｄ₅₀は、径の小さな粒子から重量を加算して
いって、その合計重量が全粒子の合計重量の５０％とな
ったときの粒径である。When applied to a bonded magnet, the average particle size of the magnet particles is usually preferably at least 10 μm, but in order to obtain sufficient oxidation resistance, the average particle size is preferably at least 30 μm. It is preferably at least 50 μm, more preferably at least 70 μm. Also,
With such a particle size, a high-density bonded magnet can be obtained. There is no particular upper limit on the average particle size, but it is usually about 1000 μm or less, preferably 2 μm or less.
It is 50 μm or less. The average particle size in this case is
Means the weight average particle diameter D ₅₀ determined by sieving. The weight average particle diameter D ₅₀ is went by adding the weight of small particle diameter is the particle size at which the total weight became 50% of the total weight of all the particles.

【００４３】ボンディッド磁石は、磁石粒子をバインダ
で結合して作製される。本発明の磁石粉末は、プレス成
形を用いるコンプレッションボンディッド磁石、あるい
は射出成形を用いるインジェクションボンディッド磁石
のいずれにも適用することができる。バインダとして
は、各種樹脂を用いることが好ましいが、金属バインダ
を用いてメタルボンディッド磁石とすることもできる。
樹脂バインダの種類は特に限定されず、エポキシ樹脂や
ナイロン等の各種熱硬化性樹脂や各種熱可塑性樹脂から
目的に応じて適宜選択すればよい。金属バインダの種類
も特に限定されない。また、磁石粒子に対するバインダ
の含有比率や成形時の圧力等の各種条件にも特に制限は
なく、通常の範囲から適当に選択すればよい。ただし、
結晶粒の粗大化を防ぐために、高温の熱処理が必要な方
法は避けることが好ましい。なお、本発明の磁石粉末
は、圧粉磁石にも適用可能である。The bonded magnet is manufactured by combining magnet particles with a binder. The magnet powder of the present invention can be applied to either a compression bonded magnet using press molding or an injection bonded magnet using injection molding. As the binder, various resins are preferably used, but a metal bonded magnet can also be used by using a metal binder.
The type of the resin binder is not particularly limited, and may be appropriately selected from various thermosetting resins such as epoxy resin and nylon and various thermoplastic resins according to the purpose. The type of the metal binder is not particularly limited. Further, there are no particular restrictions on various conditions such as the content ratio of the binder to the magnet particles and the pressure at the time of molding, and it may be appropriately selected from a normal range. However,
In order to prevent the crystal grains from becoming coarse, it is preferable to avoid a method that requires a high-temperature heat treatment. The magnet powder of the present invention can be applied to a dust magnet.

【００４４】[0044]

【実施例】以下、本発明の具体的実施例を示し、本発明
をさらに詳細に説明する。EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described in more detail by showing specific examples of the present invention.

【００４５】実施例１：組成による比較（磁石粉末） 下記表１、表２にそれぞれ示される磁石粉末を作製し
た。 Example 1: Comparison by composition (magnet powder) Magnet powders shown in Tables 1 and 2 below were prepared.

【００４６】まず、合金インゴットを溶解により製造
し、各インゴットを小片に砕いた。得られた小片を石英
ノズルに入れて高周波誘導加熱により溶解して合金溶湯
とし、単ロール法により急冷して、厚さ約３０μm、幅
約５mmの薄帯状急冷合金を得た。冷却ロールにはＢｅ−
Ｃｕロールを用い、冷却ロールの周速度は５０m/s、合
金溶湯の吐出圧力は、０．６kgf/cm² とした。Ｘ線回折
および透過型電子顕微鏡による観察の結果、急冷合金
は、ＴｂＣｕ₇型結晶相とｂｃｃ構造α−Ｆｅ相とを含
む多結晶複合組織であり、さらにアモルファス相も含む
ものであることが確認された。First, alloy ingots were produced by melting, and each ingot was broken into small pieces. The obtained small piece was put into a quartz nozzle and melted by high-frequency induction heating to form a molten alloy, which was quenched by a single roll method to obtain a strip-shaped quenched alloy having a thickness of about 30 μm and a width of about 5 mm. Be-
Using a Cu roll, the peripheral speed of the cooling roll was 50 m / s, and the discharge pressure of the molten alloy was 0.6 kgf / cm ² . As a result of observation by X-ray diffraction and transmission electron microscopy, it was confirmed that the quenched alloy was a polycrystalline composite structure including a TbCu ₇ type crystal phase and a bcc structure α-Fe phase, and further included an amorphous phase. .

【００４７】次に、Ａｒガス雰囲気中で、急冷合金に組
織構造制御のための熱処理を施した。熱処理は、７７５
℃にて１時間行なった。熱処理後にＸ線（Ｃｕ−Ｋα
線）回折および透過型電子顕微鏡による観察を行なった
ところ、ＴｂＣｕ₇型結晶相とｂｃｃ構造α−Ｆｅ相と
を含む多結晶複合組織となっており、アモルファス相は
実質的に消失していた。Next, the quenched alloy was subjected to a heat treatment for controlling the structure in an Ar gas atmosphere. Heat treatment is 775
C. for 1 hour. X-ray (Cu-Kα) after heat treatment
Line) Diffraction and observation with a transmission electron microscope revealed a polycrystalline composite structure containing a TbCu ₇ type crystal phase and a bcc structure α-Fe phase, and the amorphous phase had substantially disappeared.

【００４８】次に、結晶化した合金を粉砕し、１５０μ
mの開きの篩を通過したものを回収した。次いで、１気
圧の窒素ガス雰囲気中において４５０℃で２０時間加熱
して窒化処理を施し、磁石粉末とした。Next, the crystallized alloy is pulverized to 150 μm.
What passed through a sieve having an opening of m was collected. Next, the powder was heated at 450 ° C. for 20 hours in a nitrogen gas atmosphere at 1 atm for nitriding treatment to obtain magnet powder.

【００４９】これらの磁石粉末の組成、Ｈｋ、保磁力
（ＨcJ）、最大エネルギー積［(BH)max］を測定し、角
形比（Ｈｋ／ＨcJ）を求めた。なお、組成は蛍光Ｘ線分
析により求めた。ただし、Ｎ量はガス分析により求め
た。また、磁気特性は、５０kOeでパルス着磁した後、
ＶＳＭにより印加磁界強度２０kOeで測定した。結果を
各表に示す。The composition, Hk, coercive force (HcJ), and maximum energy product [(BH) max] of these magnet powders were measured to determine the squareness ratio (Hk / HcJ). The composition was determined by fluorescent X-ray analysis. However, the N amount was determined by gas analysis. In addition, the magnetic characteristics are as follows: after pulse magnetization at 50 kOe,
The measurement was performed by VSM at an applied magnetic field strength of 20 kOe. The results are shown in each table.

【００５０】[0050]

【表１】 [Table 1]

【００５１】[0051]

【表２】 [Table 2]

【００５２】上記各表に示される結果から、本発明の効
果が明らかである。すなわち、元素Ｍ（Ｚｒ）に加え、
所定量のＧａを添加することにより、ＨcJおよびＨｋ／
ＨcJが向上することがわかる。これに対し、元素Ｍ含有
量が本発明範囲を外れる磁石粉末No.１０７およびNo.１
０８（表１参照）では、磁気特性が低い。また、Ｇａ含
有量が本発明範囲を上回る磁石粉末No.１０６（表１参
照）および磁石粉末No.２０７（表２参照）では、Ｇａ
を添加しない場合よりも磁気特性が低くなってしまって
いる。From the results shown in the above tables, the effect of the present invention is clear. That is, in addition to the element M (Zr),
By adding a predetermined amount of Ga, HcJ and Hk /
It can be seen that HcJ is improved. On the other hand, magnet powders No. 107 and No. 1 in which the content of element M is out of the range of the present invention.
08 (see Table 1), the magnetic properties are low. Further, in magnet powder No. 106 (see Table 1) and magnet powder No. 207 (see Table 2) whose Ga content exceeds the range of the present invention, Ga
Magnetic properties are lower than in the case where no is added.

【００５３】なお、透過型電子顕微鏡による部分組成分
析（ＴＥＭ−ＥＤＸ）を行った結果、No.１０７およびN
o.１０８を除く各磁石粉末の軟質磁性相（α−Ｆｅ相）
の平均結晶粒径は１０〜５０nm、軟質磁性相の比率は２
０〜３５体積％であり、硬質磁性相の平均結晶粒径は約
１０〜１００nmであった。一方、磁石粉末No.１０７お
よびNo.１０８では、軟質磁性相の平均結晶粒径が６０n
mを超えていた。The results of partial composition analysis (TEM-EDX) performed by a transmission electron microscope showed that No. 107 and N
o.Soft magnetic phase (α-Fe phase) of each magnet powder except 108
Has an average crystal grain size of 10 to 50 nm and a soft magnetic phase ratio of 2
The hard magnetic phase had an average crystal grain size of about 10 to 100 nm. On the other hand, in the magnet powders No. 107 and No. 108, the average crystal grain size of the soft magnetic phase was 60 n.
m was exceeded.

【００５４】上記各磁石粉末についてＧａ添加による融
点の低下を調べたところ、Ｇａ含有量が０．２〜０．８
原子％のときに５０〜１００℃程度の融点低下が認めら
れた。この結果、１ロットを１５kgとしたとき、Ｇａ添
加によって、合金インゴット製造に用いたるつぼ（アル
ミナ製）の耐用回数が１０ロット分から３０ロット分に
増加し、また、単ロール法に用いたノズル（ＢＮ製）の
耐用回数が２ロット分から４ロット分に増加した。When the decrease in the melting point due to the addition of Ga was examined for each of the above magnet powders, the Ga content was 0.2 to 0.8.
At atomic%, a decrease in melting point of about 50 to 100 ° C. was observed. As a result, when 1 lot was set to 15 kg, the service life of the crucible (made of alumina) used for manufacturing the alloy ingot was increased from 10 lots to 30 lots by adding Ga, and the nozzle ( BN) from 2 lots to 4 lots.

【００５５】なお、Ｓｍの５０原子％以下をＮｄまたは
Ｃｅで置換したほかは上記と同様にして製造した磁石粉
末でも、Ｇａ添加によりＨcJ、Ｈｋ／ＨcJおよび(BH)ma
xの向上が認められた。具体的には、原子比での組成を
（５．０Ｓｍ−１．５Ｎｄ）−（０．５Ｚｒ−２．５Ｎ
ｂ）−０．５Ｇａ−１５Ｎ−残部Ｆｅとしたとき、Ｈｋ
／ＨcJは２３％であり、Ｇａを添加しなかった場合のＨ
ｋ／ＨcJ（２０％）に対し向上が認められた。It should be noted that magnet powder produced in the same manner as described above except that 50 atom% or less of Sm was replaced with Nd or Ce also contained HcJ, Hk / HcJ and (BH) ma by adding Ga.
x was improved. Specifically, the composition at the atomic ratio is (5.0Sm-1.5Nd)-(0.5Zr-2.5Nd).
b) Assuming that -0.5Ga-15N- balance Fe, Hk
/ HcJ is 23%, and H when no Ga is added.
An improvement was observed for k / HcJ (20%).

【００５６】実施例２：冷却ロール周速度による比較
（磁石粉末） 冷却ロールの周速度を表３に示す値としたほかは実施例
１と同様にして、表３に示す磁石粉末を製造した。ただ
し、磁石粉末No.３０１は、単ロール法を用いず、合金
インゴットを粉砕したものに熱処理および窒化処理を施
したものである。また、磁石粉末No.３０８は、急冷
後、熱処理を施さずに窒化したものである。 Example 2: Comparison by peripheral speed of cooling roll
(Magnetic powder) Magnet powder shown in Table 3 was produced in the same manner as in Example 1 except that the peripheral speed of the cooling roll was set to the value shown in Table 3. However, magnet powder No. 301 was obtained by subjecting a pulverized alloy ingot to heat treatment and nitriding without using the single roll method. Magnet powder No. 308 was nitrided without being subjected to heat treatment after quenching.

【００５７】これらの磁石粉末について、実施例１と同
様に磁気特性の測定と、軟質磁性相（α−Ｆｅ相）の平
均結晶粒径およびその比率を測定した。結果を表３に示
す。The magnetic properties of these magnet powders were measured in the same manner as in Example 1, and the average crystal grain size of the soft magnetic phase (α-Fe phase) and the ratio thereof were measured. Table 3 shows the results.

【００５８】[0058]

【表３】 [Table 3]

【００５９】表３から、軟質磁性相の平均結晶粒径が本
発明範囲から外れる磁石粉末は、磁気特性が著しく低い
ことがわかる。From Table 3, it can be seen that the magnet powder having an average crystal grain size of the soft magnetic phase outside the range of the present invention has remarkably low magnetic properties.

【００６０】なお、表３に示す磁石粉末において、硬質
磁性相の平均結晶粒径は約１０〜１００nmであった。In the magnetic powders shown in Table 3, the average crystal grain size of the hard magnetic phase was about 10 to 100 nm.

【００６１】実施例３（ボンディッド磁石） 実施例１で製造した磁石粉末のうち表４に示すものを用
い、磁石粉末１００重量部とエポキシ樹脂３重量部とを
混合して１０t/cm²の圧力でプレス成形し、さらに樹脂
硬化のために１５０℃で１時間熱処理を施して、コンプ
レッションボンディッド磁石とした。 Example 3 (bonded magnet) Of the magnet powders produced in Example 1, one shown in Table 4 was used, and 100 parts by weight of magnet powder and 3 parts by weight of epoxy resin were mixed and a pressure of 10 t / cm ² was applied. And heat-treated at 150 ° C. for 1 hour to cure the resin to obtain a compression-bonded magnet.

【００６２】これらのボンディッド磁石について、Ｂ−
Ｈトレーサーにより磁気特性を測定した。結果を表４に
示す。For these bonded magnets, B-
Magnetic properties were measured with an H tracer. Table 4 shows the results.

【００６３】[0063]

【表４】 [Table 4]

【００６４】表４から、ボンディッド磁石の磁気特性
は、使用した磁石粉末の磁気特性に応じたものとなって
いることがわかる。Table 4 shows that the magnetic properties of the bonded magnet correspond to the magnetic properties of the used magnet powder.

【００６５】以上の実施例から、本発明の効果が明らか
である。The effects of the present invention are clear from the above examples.

Claims (4)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、
Ｒ中のＳｍ比率は５０原子％以上である）、Ｔ（ＴはＦ
ｅ、またはＦｅおよびＣｏである）、Ｎ、Ｍ（Ｍは、Ｚ
ｒであるか、Ｚｒの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＣおよびＰから選択される
少なくとも１種の元素で置換したものである）およびＧ
ａを含有し、各元素の含有量が、 Ｒ：４〜８原子％、 Ｎ：１０〜２０原子％、 Ｍ：２〜１０原子％、 Ｇａ：０．１〜０．９原子％、 Ｔ：残部 であり、 硬質磁性相と軟質磁性相とを有し、硬質磁性相が、Ｒ、
ＴおよびＮを主体とし、ＴｂＣｕ₇型結晶相を含み、軟
質磁性相が、ｂｃｃ構造のＴ相を含み、軟質磁性相の平
均結晶粒径が５〜６０nmであり、軟質磁性相の比率が１
０〜６０体積％である磁石。1. R (R is one or more rare earth elements,
The Sm ratio in R is 50 atomic% or more), T (T is F
e, or Fe and Co), N, M (M is Z
r or a part of Zr is Ti, V, Cr, Nb, H
f, Ta, Mo, W, Al, C and P) and G
a: R: 4 to 8 at%, N: 10 to 20 at%, M: 2 to 10 at%, Ga: 0.1 to 0.9 at%, T: A hard magnetic phase having a hard magnetic phase and a soft magnetic phase,
Mainly composed of T and N, including a TbCu ₇ type crystal phase, a soft magnetic phase including a T phase having a bcc structure, an average crystal grain size of the soft magnetic phase is 5 to 60 nm, and a ratio of the soft magnetic phase is 1
A magnet having 0 to 60% by volume. 【請求項２】 Ｇａの含有量が０．８原子％以下である
請求項１の磁石。2. The magnet according to claim 1, wherein the content of Ga is 0.8 atomic% or less. 【請求項３】 速度が４５m/s以上である冷却基体表面
に溶湯状合金を衝突させて得た急冷合金に、熱処理を施
した後、窒化処理を施すことにより製造されたものであ
る請求項１または２の磁石。3. A quenched alloy obtained by impinging a molten alloy on a surface of a cooling substrate having a velocity of 45 m / s or more, and then subjecting the quenched alloy to heat treatment and then nitriding. One or two magnets. 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかの磁石の粉末と
バインダとを含有するボンディッド磁石。4. A bonded magnet containing the powder of the magnet according to claim 1 and a binder.