JPH11340020A - Magnet material, its manufacture, and bonded magnet using the same - Google Patents
Magnet material, its manufacture, and bonded magnet using the sameInfo
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、高性能永久磁石と
して用いられる磁石材料とその製造方法、およびそれを
用いたボンド磁石に関する。The present invention relates to a magnet material used as a high-performance permanent magnet, a method for producing the same, and a bonded magnet using the same.
【０００２】[0002]
【従来の技術】従来から、高性能永久磁石の一種とし
て、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などの希
土類系磁石が知られている。これらの磁石にはＦｅやＣ
ｏが多量に含まれ、飽和磁束密度の増大に寄与してい
る。また、ＮｄやＳｍなどの希土類元素は、結晶場中に
おける4f電子の挙動に由来して、非常に大きな磁気異方
性をもたらす。これにより保磁力の増大が図られてい
る。2. Description of the Related Art Rare earth magnets such as Sm-Co magnets and Nd-Fe-B magnets have been known as high performance permanent magnets. These magnets include Fe and C
o is contained in a large amount and contributes to an increase in the saturation magnetic flux density. In addition, rare earth elements such as Nd and Sm cause very large magnetic anisotropy due to the behavior of 4f electrons in a crystal field. Thereby, the coercive force is increased.
【０００３】このような希土類系の高性能磁石は、主と
してスピーカ、モータ、計測器などの電気機器に使用さ
れている。近年、各種電気機器への小形化の要求が高ま
り、それに対応するためにより高性能な永久磁石が求め
られている。このような要求に対して、Ｆｅ−Ｒ−Ｎ系
磁石（ＲはＹ、Ｔｈおよびランタノイド元素から選ばれ
る元素）（特公平 5-82041号公報など参照）が提案され
ているが、必ずしも満足な特性は得られていない。[0003] Such rare earth-based high-performance magnets are mainly used for electrical equipment such as speakers, motors and measuring instruments. In recent years, there has been an increasing demand for miniaturization of various types of electric equipment, and in order to meet the demand, higher-performance permanent magnets have been required. To meet such demands, Fe-RN magnets (R is an element selected from Y, Th and lanthanoid elements) (see Japanese Patent Publication No. 5-82041) have been proposed, but are not always satisfactory. No properties have been obtained.
【０００４】さらに、特開平8-191006号公報には、Ｔｈ
2 Ｎｉ17型結晶構造を有する相（以下、Ｔｈ2 Ｎｉ17型
結晶相と記す）を主相とするＲ−Ｚｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−
Ｎ系磁石材料（Ｒ：希土類元素）が記載されている。Ｔ
ｈ2 Ｎｉ17型結晶相はＴｈ2Ｚｎ17型結晶構造を有する
相（Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相）に比べて、ＦｅやＣｏを多
量に含むことができる。このようなことから、Ｔｈ2 Ｎ
ｉ17型結晶相を主相とする磁石材料は飽和磁束密度など
をより一層向上させた永久磁石の形成材料として期待さ
れている。Further, Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-191006 discloses that Th
R—Zr—Fe (Co) — having a phase having a 2 Ni 17 type crystal structure (hereinafter referred to as “Th 2 Ni 17 type crystal phase”) as a main phase
An N-based magnet material (R: rare earth element) is described. T
The h 2 Ni 17 type crystal phase can contain a larger amount of Fe and Co than a phase having a Th 2 Zn 17 type crystal structure (Th 2 Zn 17 type crystal phase). Therefore, Th 2 N
magnetic material i 17 type crystal phase as a main phase is expected as a material for forming the permanent magnets more to further improve such saturation magnetic flux density.
【０００５】[0005]
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来の
製造方法に基づくＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とする磁
石材料は、結晶組織が比較的粗大であるというような欠
点を有する。結晶組織を微細化する方法としては、特開
平8-191006号公報に記載されているように、急冷法、メ
カニカルアロイング法がある。しかし、これらの製造方
法は生産効率の向上および製造コストの低減という観点
から不利である。However, the magnet material based on the conventional manufacturing method and having a Th 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase has a disadvantage that the crystal structure is relatively coarse. As a method for refining the crystal structure, there are a quenching method and a mechanical alloying method as described in JP-A-8-191006. However, these manufacturing methods are disadvantageous in terms of improving production efficiency and reducing manufacturing costs.
【０００６】一方、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系の磁石材料において
は、微細な結晶組織を得るための手法としてＨＤＤＲ(H
ydrogenation-Disproportionation-Desorption-Recombi
nation）法が知られている（特開平1-132106号公報参
照）。ＨＤＤＲ法とは以下に示す方法である。例えばＲ
−Ｆｅ−Ｂ系の磁石材料の場合、まずＲ2 Ｆｅ14Ｂ相を
主相とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系母合金を水素雰囲気中で熱処
理し、ＲＨx 、Ｆｅ2 Ｂ、Ｆｅの各相に相変態させる。
次いで、脱水素工程でＨ2 を材料から取り去り、再びＲ
2 Ｆｅ14Ｂ相を生成する。得られる合金は平均結晶粒径
が0.05〜 3μm 程度の微細なＲ2 Ｆｅ14Ｂ相を主相とし
た再結晶組織を有する。このように、ＨＤＤＲ法は、電
気炉を用いた雰囲気処理のみで組織の微細化が可能であ
り、製造コストの面で優れている。On the other hand, in R-Fe-B based magnet materials, HDDR (H
ydrogenation-Disproportionation-Desorption-Recombi
nation) method is known (see JP-A-1-132106). The HDDR method is a method described below. For example, R
For -fe-B based magnet material, heat treatment the R-Fe-B mother alloy to first main phase of R 2 Fe 14 B phase in a hydrogen atmosphere, RH x, Fe 2 B, phases of Fe Transform into phase.
Next, H 2 is removed from the material in a dehydrogenation step, and
Produces 2 Fe 14 B phase. The resulting alloy has a recrystallized structure in which the main phase is a fine R 2 Fe 14 B phase having an average crystal grain size of about 0.05 to 3 μm. As described above, the HDDR method can make the structure finer only by the atmosphere treatment using an electric furnace, and is excellent in terms of manufacturing cost.
【０００７】ＨＤＤＲ法をＲ−Ｆｅ−Ｂ系以外の磁石材
料に適用した例がいくつか報告されている。例えば、Ma
t.Chem.Phys.32, 280-285(1992) には、Ｔｈ2 Ｚｎ17型
結晶相を主相とするＳｍ2 Ｆｅ17Ｎx 系磁石材料をＨＤ
ＤＲ法を適用して作製したことが記載されている。Several examples have been reported in which the HDDR method is applied to magnet materials other than R-Fe-B. For example, Ma
T.Chem.Phys.32, the 280-285 (1992), HD and Sm 2 Fe 17 N x based magnet material as a main phase of Th 2 Zn 17 crystal phase
It is described that it was produced by applying the DR method.
【０００８】さらに、特開平 8-37122号公報には、Ｔｈ
2 Ｚｎ17型結晶相を主相とするＲ−Ｍ−Ｔ系合金（Ｒ：
希土類元素、Ｍ：Ａｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒなどの金属元
素，Ｔ：Ｆｅ，Ｆｅ−Ｃｏ）にＨＤＤＲ処理を施した
後、窒化処理を行うことによって、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶
相やＴｂＣｕ7 型結晶相を主相とするＲ−Ｍ−Ｔ−Ｎ系
磁石材料を製造する方法が記載されている。また、特開
平4-260302号公報には、Ｒ2 （Ｔ，Ｍ）17系の結晶構造
（Ｒ：希土類元素、Ｔ：Ｆｅ，Ｆｅ−Ｃｏ、Ｍ：Ｚｒ，
Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａなどの金属元素）を有する合金にＨＤ
ＤＲ処理を施すことが記載されている。Further, Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-37122 discloses that Th
RMT alloy having a main phase of 2 Zn 17 type crystal phase (R:
Rare earth elements, metal elements such as M: Al, Ti, V, and Cr, and T: Fe, Fe—Co) are subjected to HDDR processing, and then subjected to nitriding processing to obtain a Th 2 Zn 17 type crystal phase or TbCu 7. A method for producing an RMTN-based magnet material having a type crystal phase as a main phase is described. Japanese Patent Application Laid-Open No. 4-260302 discloses a crystal structure of the R 2 (T, M) 17 system (R: rare earth element, T: Fe, Fe—Co, M: Zr,
Hf, Nb, Ta, etc.)
It describes that DR processing is performed.
【０００９】これらの公報に記載されているＨＤＤＲ処
理は、いずれもＴｈ2 Ｚｎ17型結晶相を主相とする合金
に施されている。さらに、特開平 8-37122号公報では異
方性磁石粉末を得ている。なお、特開平4-260302号公報
では磁石材料に異方性を付与するためにＭ元素を添加し
ており、磁石材料の結晶構造はＲ2 （Ｔ，Ｍ）17型と記
載されている。Ｍを含まない場合の結晶構造はＴｈ2 Ｚ
ｎ17型であり、Ｍ元素を添加した場合も同様にＴｈ2 Ｚ
ｎ17型である。The HDDR processes described in these publications are all applied to alloys having a Th 2 Zn 17 type crystal phase as a main phase. Further, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-37122, an anisotropic magnet powder is obtained. In Japanese Patent Application Laid-Open No. Hei 4-260302, M element is added to impart anisotropy to the magnet material, and the crystal structure of the magnet material is described as R 2 (T, M) 17 type. The crystal structure without M is Th 2 Z
n 17 type, and Th 2 Z
n 17 type.
【００１０】このように、磁石材料の結晶組織の微細化
技術としてＨＤＤＲ法が知られているが、必須成分とし
てＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を含む磁石材料にＨＤＤＲ法を
適用した例はない。As described above, the HDDR method is known as a technique for refining the crystal structure of a magnet material. However, there is no example of applying the HDDR method to a magnet material containing a Th 2 Ni 17 type crystal phase as an essential component.
【００１１】本発明はこのような課題に対処するために
なされたもので、必須成分としてＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相
を有する磁石材料の結晶組織を微細化することによっ
て、磁気特性の向上を図った磁石材料およびその製造方
法を提供することを目的としている。さらには、そのよ
うな磁石材料を用いた高性能のボンド磁石を提供するこ
とを目的としている。SUMMARY OF THE INVENTION The present invention has been made to address such a problem, and has been made to improve magnetic properties by reducing the crystal structure of a magnet material having a Th 2 Ni 17 type crystal phase as an essential component. It is an object of the present invention to provide a magnet material and a manufacturing method thereof. It is another object of the present invention to provide a high-performance bonded magnet using such a magnet material.
【００１２】[0012]
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
目的を達成するために鋭意研究を重ねた結果、Ｔｈ2Ｎ
ｉ17型結晶相（Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶構造を有する相）を
主相とする母合金に対してもＨＤＤＲ処理が有効である
ことを見出した。そして、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相
とする母合金にＨＤＤＲ処理を施すことによって、必須
成分としてＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を含み、かつ微細な再
結晶組織を有する磁石材料を得ることができる。Means for Solving the Problems The inventors of the present invention have made intensive studies to achieve the above-mentioned object, and as a result, have found that Th 2 N
It has been found that HDDR treatment is also effective for a master alloy having an i 17 type crystal phase (a phase having a Th 2 Ni 17 type crystal structure) as a main phase. Then, by subjecting a master alloy having a Th 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase to an HDDR process, a magnet material containing a Th 2 Ni 17 type crystal phase as an essential component and having a fine recrystallized structure is obtained. Can be.
【００１３】本発明はこのような知見に基いてなされた
ものである。本発明の磁石材料は請求項１に記載したよ
うに、 一般式：｛（Ｒ1 X Ｒ2 1-X ）Y ＢZ Ｔ1-Y-Z ｝1-Q Ｎ
Q （式中、Ｒ1 は希土類元素から選ばれる少なくとも 1種
の元素を、Ｒ2 はＺｒ、Ｈｆ、ＴｉおよびＳｃから選ば
れる少なくとも 1種の元素を、ＴはＦｅおよびＣｏから
選ばれる少なくとも 1種の元素を示し、 X、 Y、 Zおよ
び Qは 0.5≦ X＜1 、0.05≦ Y≦0.2 、 0≦ Z≦0.1 、
0.1≦ Q≦0.2 を満足する数である）で表される組成を
有し、かつＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を 5体積% 以上含む磁
石材料であって、平均結晶粒径が0.02〜50μm の範囲で
あることを特徴としている。本発明の磁石材料は、請求
項２に記載したように、水素の吸収および脱離による再
結晶組織を有するものである。より具体的には、請求項
３に記載したように、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とす
る母合金に水素を吸収および脱離させて再結晶化させた
再結晶組織を有する。The present invention has been made based on such findings. Magnet materials of the present invention as described in claim 1, the general formula: {(R 1 X R 2 1-X) Y B Z T 1-YZ} 1-Q N
Q (wherein, R 1 is at least one element selected from rare earth elements, R 2 is at least one element selected from Zr, Hf, Ti and Sc, and T is at least one element selected from Fe and Co. X, Y, Z and Q represent 0.5 ≦ X <1, 0.05 ≦ Y ≦ 0.2, 0 ≦ Z ≦ 0.1,
A magnetic material having a composition represented by the formula: 0.1 ≦ Q ≦ 0.2) and containing at least 5% by volume of a Th 2 Ni 17 type crystal phase, and having an average crystal grain size of 0.02 to 50 μm. It is characterized by a range. The magnetic material of the present invention has a recrystallized structure due to absorption and desorption of hydrogen as described in claim 2. More specifically, as described in claim 3, the master alloy having a Th 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase has a recrystallized structure in which hydrogen is absorbed and desorbed and recrystallized.
【００１４】本発明の磁石材料は、特にＴｈ2 Ｎｉ17型
結晶相を主相とすることが好ましいが、製造条件によっ
てはＴｈ2 Ｚｎ17型結晶相、ＴｂＣｕ7 型結晶相、Ｔｈ
Ｍｎ12型結晶相などを主相とする磁石材料を得ることも
できる。本発明の磁石材料は、さらに微量の硼素を含む
ことが好ましい。硼素の含有量は Zの値として 0＜ Z≦
0.1 の範囲とすることが好ましい。The magnetic material of the present invention preferably has a Th 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase, but depending on manufacturing conditions, a Th 2 Zn 17 type crystal phase, a TbCu 7 type crystal phase, a Th
A magnet material having a Mn 12 type crystal phase as a main phase can also be obtained. The magnet material of the present invention preferably further contains a trace amount of boron. The boron content is defined as the value of Z: 0 <Z ≦
It is preferred to be in the range of 0.1.
【００１５】本発明の磁石材料の製造方法は、請求項１
３に記載したように、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とす
る母合金を作製する工程と、前記母合金に水素を吸収お
よび脱離させることによって、前記母合金を再結晶化さ
せる工程と、前記再結晶化させた母合金に窒素を吸収さ
せ、磁石材料を作製する工程とを有することを特徴とし
ている。[0015] The method for producing a magnetic material according to the present invention is defined in claim 1.
As described in 3, a step of preparing a master alloy having a Th 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase, and a step of recrystallizing the master alloy by absorbing and desorbing hydrogen in the master alloy. And a step of producing a magnetic material by absorbing nitrogen into the recrystallized mother alloy.
【００１６】本発明の磁石材料の製造方法において、母
合金は請求項１４に記載したように 一般式：（Ｒ1 X Ｒ2 1-X ）Y ＢZ Ｔ1-Y-Z （式中、Ｒ1 は希土類元素から選ばれる少なくとも 1種
の元素を、Ｒ2 はＺｒ、Ｈｆ、ＴｉおよびＳｃから選ば
れる少なくとも 1種の元素を、ＴはＦｅおよびＣｏから
選ばれる少なくとも 1種の元素を示し、 X、 Yおよび Z
は 0.5≦ X＜1 、0.05≦ Y≦0.2 、 0≦ Z≦0.1 満足す
る数である）で表される組成を有することが好ましい。[0016] In the manufacturing method of the magnetic material of the present invention, as the mother alloy as set forth in claim 14 the general formula: (R 1 X R 2 1 -X) Y B Z T 1-YZ ( In the formula, R 1 X represents at least one element selected from rare earth elements; R 2 represents at least one element selected from Zr, Hf, Ti and Sc; T represents at least one element selected from Fe and Co; , Y and Z
Is a number that satisfies 0.5 ≦ X <1, 0.05 ≦ Y ≦ 0.2, and 0 ≦ Z ≦ 0.1).
【００１７】本発明のボンド磁石は、請求項２０に記載
したように、上記した本発明の磁石材料とバインダとの
混合物を具備し、前記混合物は磁石形状の成形体を有す
ることを特徴としている。According to a twentieth aspect of the present invention, there is provided a bonded magnet comprising a mixture of the above-described magnet material of the present invention and a binder, wherein the mixture has a magnet-shaped compact. .
【００１８】[0018]
【発明の実施の形態】以下、本発明を実施するための形
態について説明する。Embodiments of the present invention will be described below.
【００１９】本発明の磁石材料は、 一般式：｛（Ｒ1 X Ｒ2 1-X ）Y ＢZ Ｔ1-Y-Z ｝1-Q ＮQ …(1) （式中、Ｒ1 は希土類元素から選ばれる少なくとも 1種
の元素を、Ｒ2 はＺｒ、Ｈｆ、ＴｉおよびＳｃから選ば
れる少なくとも 1種の元素を、ＴはＦｅおよびＣｏから
選ばれる少なくとも 1種の元素を示し、 X、 Y、 Zおよ
び Qは 0.5≦ X＜1 、0.05≦ Y≦0.2 、 0≦ Z≦0.1 、
0.1≦ Q≦0.2 を満足する数である）で表される組成を
有し、かつＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相（Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶
構造を有する相）を 5体積% 以上含むものであり、さら
に0.02〜50μm の範囲の平均結晶粒径を有する。The magnet material of the present invention have the general formula: {(R 1 X R 2 1-X) Y B Z T 1-YZ} 1-Q N Q ... (1) ( In the formula, R 1 is a rare earth element R 2 represents at least one element selected from Zr, Hf, Ti and Sc, T represents at least one element selected from Fe and Co, X, Y, Z and Q are 0.5 ≦ X <1, 0.05 ≦ Y ≦ 0.2, 0 ≦ Z ≦ 0.1,
0.1 ≦ Q ≦ 0.2) and contains at least 5% by volume of a Th 2 Ni 17 type crystal phase (a phase having a Th 2 Ni 17 type crystal structure). And an average crystal grain size in the range of 0.02 to 50 μm.
【００２０】まず、本発明の磁石材料を構成する各成分
の配合理由および配合量の規定理由について述べる。First, the reasons for blending the components constituting the magnet material of the present invention and the reasons for defining the blending amounts will be described.
【００２１】Ｒ1 元素としての希土類元素は、磁石材料
に大きな磁気異方性をもたらし、ひいては高い保磁力を
付与する成分である。このようなＲ1 元素としては、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｙなどの希土類元素が挙
げられる。これらのうち、特にＲ1 元素の50原子% 以上
がＳｍであることが好ましい。これによって、主相の磁
気異方性を高めて、保磁力を増大させることができる。The rare earth element as the R 1 element is a component that brings a large magnetic anisotropy to the magnet material and thus imparts a high coercive force. As such R 1 element, L
a, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, D
Rare earth elements such as y, Ho, Er, Tm, Lu, and Y are listed. Among them, it is particularly preferable that 50 atom% or more of the R 1 element is Sm. Thereby, the magnetic anisotropy of the main phase can be increased, and the coercive force can be increased.
【００２２】Ｒ2 元素はＺｒ、Ｈｆ、ＴｉおよびＳｃか
ら選ばれる少なくとも 1種の元素である。このようなＲ
2 元素は、主相の希土類サイトを占有して希土類サイト
の平均原子半径を小さくするなどの作用により、Ｔｈ2
Ｎｉ17型結晶構造を得るために重要な働きを示す。The R 2 element is at least one element selected from Zr, Hf, Ti and Sc. Such R
2 elements, by the action such as reducing the average atomic radius of the rare earth site occupies a rare earth site of the main phase, Th 2
It plays an important role in obtaining a Ni 17 type crystal structure.
【００２３】通常、Ｒ−Ｔ（ＴはＦｅまたはＣｏ）の二
元系合金において、ＲとしてＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、
Ｇｄを用いた場合にはＴｈ2 Ｚｎ17型結晶相が得られ、
ＲとしてＴｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｅｕ、Ｔｍ、Ｙｂ、
Ｌｕ、Ｙを用いた場合にはＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相が得ら
れることが知られている。このような系に対して、Ｒ2
元素を配合することによって、Ｒ元素（Ｒ1 元素）とし
てＳｍやＮｄを用いた場合においても、Ｔｈ2 Ｎｉ17型
結晶相が得られるようになる。さらに、Ｒ2 元素は磁石
材料の製造工程中におけるα−Ｆｅ相の析出を抑制し
て、磁気特性を高める効果も有している。Usually, in a binary alloy of RT (T is Fe or Co), R is Ce, Pr, Nd, Sm,
When Gd is used, a Th 2 Zn 17 type crystal phase is obtained,
R is Tb, Dy, Ho, Er, Eu, Tm, Yb,
It is known that when Lu and Y are used, a Th 2 Ni 17 type crystal phase is obtained. For such a system, R 2
By blending the element, a Th 2 Ni 17 type crystal phase can be obtained even when Sm or Nd is used as the R element (R 1 element). Further, the R 2 element also has an effect of suppressing the precipitation of the α-Fe phase during the manufacturing process of the magnet material and improving the magnetic properties.
【００２４】上記した (1)式において、Ｒ1 元素とＲ2
元素の合計量Y は0.05≦ Y≦0.2 の範囲とする。これ
は、Ｒ1 元素とＲ2 元素の合計量Y を大きくすることに
よって、大きな磁気異方性が得られ、高い保磁力を付与
することができるためである。ただし、あまり過剰にＲ
1 元素とＲ2 元素を配合すると磁化の低下を招く。 Yの
値は0.09≦ Y≦0.15の範囲とすることがより好ましい。In the above formula (1), R 1 element and R 2
The total amount Y of the elements is in the range of 0.05 ≦ Y ≦ 0.2. This is because a large magnetic anisotropy can be obtained and a high coercive force can be provided by increasing the total amount Y of the R 1 element and the R 2 element. However, too much R
Mixing 1 element and R 2 element causes a decrease in magnetization. More preferably, the value of Y is in the range of 0.09 ≦ Y ≦ 0.15.
【００２５】さらに、Ｒ1 元素とＲ2 元素の合計量に対
するＲ1 元素の割合X を大きくすると、高い保磁力を得
る上で有利である。従って、 Xの値は 0.5≦ X＜ 1の範
囲とする。しかし、Ｒ1 元素の割合をあまり大きくしす
ぎると、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相が得られにくくなる。Ｔ
ｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とする磁石材料を得る場合に
は、 Xの値は 0.5≦ X≦0.85の範囲とすることが好まし
い。 Xの値は0.65≦ X≦0.85の範囲とすることがより好
ましい。Further, increasing the ratio X of the R 1 element to the total amount of the R 1 element and the R 2 element is advantageous in obtaining a high coercive force. Therefore, the value of X is in the range of 0.5 ≦ X <1. However, if the ratio of the R 1 element is too large, it becomes difficult to obtain a Th 2 Ni 17 type crystal phase. T
When a magnetic material having a h 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase is obtained, the value of X is preferably in the range of 0.5 ≦ X ≦ 0.85. The value of X is more preferably in the range of 0.65 ≦ X ≦ 0.85.
【００２６】Ｔ元素はＦｅおよびＣｏから選ばれる少な
くとも 1種の元素であり、磁石材料の飽和磁化を増大さ
せる働きを有する。飽和磁化の増大は残留磁化の増加を
もたらし、これに伴って最大磁気エネルギー積も増大す
る。このようなＴ元素は磁石材料中に70原子% 以上含有
させることが好ましく、これにより効果的に飽和磁化を
増大させることができる。さらに、磁石材料の飽和磁化
をより一層増大させる上で、Ｔ元素の50原子% 以上をＦ
ｅとすることが好ましい。The T element is at least one element selected from Fe and Co, and has a function of increasing the saturation magnetization of the magnet material. An increase in the saturation magnetization leads to an increase in the remanent magnetization, and the maximum magnetic energy product increases accordingly. Such a T element is preferably contained in the magnet material in an amount of 70 atomic% or more, whereby the saturation magnetization can be effectively increased. Further, in order to further increase the saturation magnetization of the magnet material, 50 atomic% or more of the T element
e is preferable.
【００２７】Ｔ元素の一部は、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍ
ｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｎｂ、ＳｉおよびＮｉか
ら選ばれる少なくとも 1種の元素（Ｍ元素）で置換して
もよい。このようなＭ元素でＴ元素の一部を置換するこ
とによって、磁気特性の改善が可能であると共に、耐食
性や耐熱性などの実用上重要な諸特性を改善することが
できる。ただし、Ｔ元素をあまり多量のＭ元素で置換す
ると逆に磁気特性の低下が顕著となるため、Ｍ元素によ
るＴ元素の置換量は20原子% 以下とすることが望まし
い。Part of the T element is V, Cr, Mo, W, M
It may be replaced with at least one element (M element) selected from n, Ga, Al, Sn, Ta, Nb, Si and Ni. By substituting a part of the T element with such an M element, it is possible to improve the magnetic properties and also to improve various practically important properties such as corrosion resistance and heat resistance. However, if the T element is replaced with an excessively large amount of the M element, the magnetic properties will be significantly reduced. Therefore, the replacement amount of the T element by the M element is desirably 20 atom% or less.
【００２８】本発明の磁石材料において、Ｂ（硼素）は
必ずしも配合しなければならない元素ではないが、Ｂを
配合することにより後に詳述するＨＤＤＲ処理を施す際
の処理条件が拡大し、合金組織（再結晶組織）をより均
一に微細化することができる。さらに、Ｂはα−Ｆｅ相
などの析出を抑制する作用を示す。これらによって、磁
石材料の残留磁化や最大エネルギー積を向上させること
ができる。In the magnet material of the present invention, B (boron) is not necessarily an element to be blended. However, by blending B, the processing conditions when performing the HDDR processing described later in detail are expanded, and the alloy structure is increased. (Recrystallized structure) can be more uniformly refined. Further, B has an action of suppressing the precipitation of the α-Fe phase and the like. With these, the residual magnetization and the maximum energy product of the magnet material can be improved.
【００２９】このようなことから、Ｂの含有量は (1)式
の Zの値として 0＜ Z≦0.1 の範囲とすることが好まし
い。Ｂの含有量を示す Zの値が 0.1を超えると、熱処理
工程においてＲ2 Ｆｅ14Ｂ相などの生成量が増大し、磁
気特性が劣化する。 Zの値は0.05以下とすることがさら
に好ましい。また、Ｂの配合効果をより効果的に得る上
で、 Zの値は 0.005以上とすることがさらに好ましい。In view of the above, it is preferable that the B content be in the range of 0 <Z ≦ 0.1 as the value of Z in the equation (1). If the value of Z indicating the B content exceeds 0.1, the amount of the R 2 Fe 14 B phase and the like generated in the heat treatment step increases, and the magnetic characteristics deteriorate. More preferably, the value of Z is 0.05 or less. In order to more effectively obtain the effect of blending B, the value of Z is more preferably 0.005 or more.
【００３０】Ｎ（窒素）は、主として主相の格子間位置
に存在し、Ｎを含まない場合と比較して主相のキュリー
温度や磁気異方性を向上させる働きを有する。このう
ち、磁気異方性の向上は磁石材料に大きな保磁力を付与
する上で重要である。Ｎは少量の配合でその効果を発揮
するが、あまり過剰に含有させるとアモルファス相やα
−Ｆｅ相が生成しやすくなり、磁石材料の磁気特性を劣
化させる。よって、Ｎの含有量を示す Qの値は 0.1≦ Q
≦0.2 の範囲とする。 Qの値は0.14≦ Z≦0.18の範囲と
することがさらに好ましい。N (nitrogen) mainly exists at the interstitial position of the main phase, and has a function of improving the Curie temperature and magnetic anisotropy of the main phase as compared with the case where N is not contained. Among them, improvement of the magnetic anisotropy is important for giving a large coercive force to the magnet material. N exerts its effect with a small amount of compounding, but if it is contained too much, the amorphous phase or α
-Fe phase is easily generated, and deteriorates magnetic properties of the magnet material. Therefore, the value of Q indicating the N content is 0.1 ≦ Q
≦ 0.2. More preferably, the value of Q is in the range of 0.14 ≦ Z ≦ 0.18.
【００３１】Ｎの一部は水素（Ｈ）で置換されていても
よい。Ｈは後に詳述するＨＤＤＲ法に基づく熱処理によ
り磁石材料中に導入される場合があり、Ｎと同様に主と
して主相の格子間位置に存在する。Ｈは保磁力などの磁
石特性の改善に寄与する。ただし、Ｈの置換量があまり
多いと主相のキュリー温度や磁気異方性の向上効果が低
下するため、ＨによるＮの置換量は50原子% 以下とする
ことが好ましい。さらに、Ｎの一部はＣやＰで置換して
もよい。この場合の置換量は、Ｈによる置換量を含めて
Ｎの50原子% 以下とする。Ｎの一部（50原子% 以下）
は、Ｈ、ＣおよびＰから選ばれる少なくとも 1種の元素
（Ｘ元素）で置換することができる。A part of N may be replaced by hydrogen (H). H may be introduced into the magnet material by a heat treatment based on the HDDR method described later in detail, and exists mainly at the interstitial position of the main phase like N. H contributes to improvement of magnet properties such as coercive force. However, if the substitution amount of H is too large, the effect of improving the Curie temperature and magnetic anisotropy of the main phase decreases, and therefore the substitution amount of N by H is preferably set to 50 atomic% or less. Further, a part of N may be replaced with C or P. In this case, the substitution amount is 50 atomic% or less of N including the substitution amount by H. Part of N (50 atom% or less)
Can be replaced by at least one element selected from H, C and P (element X).
【００３２】なお、上記した (1)式で表される磁石材料
は、酸化物などの不可避的不純物を含有することを許容
する。The magnet material represented by the above formula (1) is allowed to contain unavoidable impurities such as oxides.
【００３３】上述した組成を有する本発明の磁石材料
は、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を 5体積%以上含み、かつ平
均結晶粒径が0.02〜50μm の範囲の微細な結晶組織を有
するものである。特に、本発明の磁石材料はＴｈ2 Ｎｉ
17型結晶相を主相とすることが好ましい。なお、ここで
言う主相とは合金中の構成相のうち体積比が最大のもの
を指す。このような磁石材料は後に詳述するように、Ｔ
ｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とする母合金にＨＤＤＲ処理
を施すことにより得られるものである。The magnetic material of the present invention having the above-mentioned composition has a fine crystal structure containing not less than 5% by volume of a Th 2 Ni 17 type crystal phase and an average crystal grain size in the range of 0.02 to 50 μm. . In particular, the magnetic material of the present invention is Th 2 Ni
It is preferable that the 17- type crystal phase be the main phase. Here, the main phase refers to a phase having the largest volume ratio among constituent phases in the alloy. Such a magnet material is, as will be described in detail later, T
It is obtained by subjecting a mother alloy having a h 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase to HDDR treatment.
【００３４】Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相は、例えばＴｂＣｕ
7 型結晶相に比べて高保磁力を有する。さらに、Ｔｈ2
Ｎｉ17型結晶相はＴｈ2 Ｚｎ17型結晶相に比べてＦｅや
Ｃｏ（Ｔ元素）を多量に含むことができる。例えば、Ｒ
1 元素としてＳｍ、Ｔ元素としてＦｅを用いた場合、Ｔ
ｈ2 Ｚｎ17型結晶相は固溶域が狭く、2:17という量論比
（Ｓｍ2 Ｆｅ17相）を超えるＦｅはα−Ｆｅ相などとし
て析出する。これが磁石特性を劣化させる。The Th 2 Ni 17 type crystal phase is, for example, TbCu.
It has a higher coercive force than the type 7 crystal phase. In addition, Th 2
The Ni 17 type crystal phase can contain a larger amount of Fe and Co (T element) than the Th 2 Zn 17 type crystal phase. For example, R
When Sm is used as one element and Fe is used as T element, T
The h 2 Zn 17 type crystal phase has a narrow solid solution region, and Fe exceeding a stoichiometric ratio of 2:17 (Sm 2 Fe 17 phase) precipitates as an α-Fe phase or the like. This degrades the magnet properties.
【００３５】一方、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相はＦｅリッチ
側に固溶域が広く、2:17という量論比よりＦｅが多少多
くてもＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相が形成される。具体的には
Ｓｍ2 Ｆｅ17〜19程度の組成比であっても、Ｔｈ2 Ｎｉ
17型結晶相を形成する。これによって、磁束密度を高め
ることができると共に、α−Ｆｅ相などの磁石特性を劣
化させる相の析出を抑制することができる。On the other hand, the Th 2 Ni 17 type crystal phase has a wide solid solution region on the Fe-rich side, and a Th 2 Ni 17 type crystal phase is formed even if Fe is slightly larger than the stoichiometric ratio of 2:17. Specifically, even if the composition ratio is about Sm 2 Fe 17 to 19 , Th 2 Ni
Form a 17- type crystal phase. As a result, the magnetic flux density can be increased, and the precipitation of a phase that deteriorates the magnet properties such as the α-Fe phase can be suppressed.
【００３６】Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相は磁石材料の高性能
化に大きく寄与する。このようなことから、本発明の磁
石材料はＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を少なくとも 5体積% 以
上含むものである。磁石材料の構成相のうちＴｈ2 Ｎｉ
17型結晶相の体積比が5%未満であると、良好な磁石特性
を得ることができない。さらに、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相
が有する特性を十分に生かし、磁石材料の高性能化を図
る上で、本発明の磁石材料はＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主
相とする、より具体的にはＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を50体
積% 以上含むことが好ましい。Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相は
体積比で 80%以上含むことがより一層好ましい。なお、
磁石材料の構成相はＸ線回折などにより確認することが
できる。The Th 2 Ni 17 type crystal phase greatly contributes to improving the performance of the magnet material. For this reason, the magnetic material of the present invention contains at least 5% by volume or more of the Th 2 Ni 17 type crystal phase. Th 2 Ni among the constituent phases of the magnet material
If the volume ratio of the 17- type crystal phase is less than 5%, good magnet properties cannot be obtained. Further, in order to make full use of the properties of the Th 2 Ni 17 type crystal phase and improve the performance of the magnet material, the magnet material of the present invention has a Th 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase. Preferably contains at least 50% by volume of a Th 2 Ni 17 type crystal phase. More preferably, the Th 2 Ni 17 type crystal phase contains at least 80% by volume. In addition,
The constituent phases of the magnet material can be confirmed by X-ray diffraction or the like.
【００３７】本発明の磁石材料は、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶
相を少なくとも 5体積% 以上含み、その上でＨＤＤＲ処
理に基づく微細な再結晶組織、すなわち水素の吸収およ
び脱離による再結晶組織を有する。水素の吸収および脱
離による再結晶組織は微細でかつ均一性に優れ、0.02〜
50μm の範囲の平均結晶粒径が得られる。磁石材料の平
均結晶粒径を50μm 以下とすることによって、保磁力や
残留磁化を高めることができる。本発明の磁石材料の平
均結晶粒径は10μm 以下であることがさらに好ましい。
ただし、平均結晶粒径が0.02μm 未満になると着磁が困
難になるなどの不利が生じる。再結晶組織の平均結晶粒
径は、特に0.02〜 1μm の範囲とすることが好ましい。The magnet material of the present invention contains at least 5% by volume or more of a Th 2 Ni 17 type crystal phase, and further has a fine recrystallized structure based on HDDR treatment, that is, a recrystallized structure due to absorption and desorption of hydrogen. Have. The recrystallized structure by absorption and desorption of hydrogen is fine and excellent in uniformity,
An average grain size in the range of 50 μm is obtained. By setting the average crystal grain size of the magnet material to 50 μm or less, the coercive force and the residual magnetization can be increased. More preferably, the average crystal grain size of the magnet material of the present invention is 10 μm or less.
However, when the average crystal grain size is less than 0.02 μm, disadvantages such as difficulty in magnetizing occur. The average crystal grain size of the recrystallized structure is particularly preferably in the range of 0.02 to 1 μm.
【００３８】なお、本発明において、磁石材料の平均結
晶粒径ｔ（μm)の測定方法は以下に示す通りである。磁
石材料の透過型電子顕微鏡を用いた金属組織写真から観
察される結晶粒の断面積をＳn （μm 2 ）としたとき、
結晶粒径ｒn （μm)を次の式で定義する。In the present invention, the method for measuring the average crystal grain size t (μm) of the magnet material is as follows. When the cross-sectional area of a crystal grain observed from a metallographic photograph of a magnet material using a transmission electron microscope is defined as S n (μm 2 ),
The crystal grain size r n (μm) is defined by the following equation.
【００３９】[0039]
【数１】 平均結晶粒径ｔは、各結晶粒径ｒn の平均値、つまり次
式で定義する。(Equation 1) The average crystal grain size t is the average value of each crystal grain size r n, i.e. is defined by the following equation.
【００４０】[0040]
【数２】 Ｎは結晶粒径を測定した数であり、60以上とすることが
好ましい。(Equation 2) N is the number obtained by measuring the crystal grain size, and is preferably 60 or more.
【００４１】Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を少なくとも 5体積
% 以上含む磁石材料、さらにはＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を
主相とする磁石材料は、上述したように高飽和磁束密度
などの優れた磁気特性を有し、その上で平均結晶粒径が
0.02〜50μm の範囲の微細な結晶組織（再結晶組織）と
することで、保磁力や残留磁化などを高めることができ
る。このように、本発明の磁石材料はより一層の高性能
化を図ったものであり、種々の電気部品の小型・高性能
化に対応するものである。At least 5 volumes of Th 2 Ni 17 type crystal phase
% Or more, and a magnet material having a main phase of a Th 2 Ni 17 type crystal phase have excellent magnetic properties such as a high saturation magnetic flux density as described above, and further, the average crystal grain size is large.
With a fine crystal structure (recrystallized structure) in the range of 0.02 to 50 μm, the coercive force, residual magnetization, and the like can be increased. As described above, the magnet material of the present invention is intended to further improve the performance, and corresponds to the miniaturization and higher performance of various electric components.
【００４２】ここで、本発明の磁石材料の主相は、Ｔｈ
2 Ｎｉ17型結晶相に限られるものではない。ＨＤＤＲ処
理を施す母合金の組成、ＨＤＤＲ処理条件、窒化処理条
件などによっては、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相、ＴｂＣｕ7
型結晶相、ＴｈＭｎ12型結晶相などを主相とすることも
できる。いずれにしてもＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相は少なく
とも 5体積% 以上含むものである。母合金中のＲ2 元素
量を比較的少なくした場合には、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相
が出現しやすい。また、Ｒ2 元素中のＴｉの量が多い場
合やＴ元素の一部を置換するＭ元素の量を多くした場合
には、ＴｂＣｕ7 型結晶相やＴｈＭｎ12型結晶相が出現
しやすい。Here, the main phase of the magnetic material of the present invention is Th
It is not limited to 2 Ni 17 type crystal phase. Depending on the composition of the mother alloy to be subjected to HDDR treatment, HDDR treatment conditions, nitriding treatment conditions, etc., the Th 2 Zn 17 type crystal phase, TbCu 7
A type crystal phase, a ThMn 12 type crystal phase, or the like may be used as a main phase. In any case, the Th 2 Ni 17 type crystal phase contains at least 5% by volume or more. When the amount of the R 2 element in the master alloy is relatively small, a Th 2 Zn 17 type crystal phase is likely to appear. In addition, when the amount of Ti in the R 2 element is large or the amount of the M element that partially replaces the T element is increased, a TbCu 7 type crystal phase or a ThMn 12 type crystal phase is likely to appear.
【００４３】本発明の磁石材料の主相は、用途に応じて
選択することができる。例えば、高い残留磁化および最
大エネルギー積が求められる場合には、Ｔｈ2 Ｎｉ17型
結晶相を主相とすることが好ましい。高い保磁力が求め
られるような磁石材料では、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相を主
相とすることが好ましい。高い熱安定性が求められるよ
うな磁石材料では、ＴｂＣｕ7 型結晶相やＴｈＭｎ12型
結晶相を主相とすることもできる。ここで言う主相とは
合金中の構成相のうち体積比が最大のものであり、具体
的には体積比が 50%以上であることが好ましい。The main phase of the magnetic material of the present invention can be selected according to the application. For example, when a high remanent magnetization and a maximum energy product are required, it is preferable to use a Th 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase. For a magnet material requiring a high coercive force, it is preferable that the main phase be a Th 2 Zn 17 type crystal phase. In a magnetic material requiring high thermal stability, a TbCu 7 type crystal phase or a ThMn 12 type crystal phase can be used as a main phase. The main phase referred to here is the one having the largest volume ratio among the constituent phases in the alloy, and specifically, preferably has a volume ratio of 50% or more.
【００４４】本発明において、磁石材料中に生成する各
相の体積占有率は、磁石材料の断面の透過型電子顕微鏡
写真から面積分析法で求めることができる。面積分析法
による断面積比で体積比を近似的に表すことができる。
本発明における体積占有率は、10点を測定した平均値と
する。In the present invention, the volume occupancy of each phase formed in the magnet material can be determined by an area analysis method from a transmission electron micrograph of a cross section of the magnet material. The volume ratio can be approximately expressed by the cross-sectional area ratio by the area analysis method.
The volume occupancy in the present invention is an average value obtained by measuring 10 points.
【００４５】本発明の磁石材料は、例えば以下のように
して製造される。The magnet material of the present invention is manufactured, for example, as follows.
【００４６】まず、所定量のＲ1 、Ｒ2 、Ｔの各元素、
さらに必要に応じてＢやＭ元素などを含有するインゴッ
トを、アーク溶解や高周波溶解などで調製する。この母
合金は、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相するものである。
このような合金インゴットに対して、必要に応じてＡ
ｒ、Ｈｅなどの不活性ガス雰囲気中または真空中にて、
300〜1200℃程度の温度で 0.1〜 200時間の熱処理を施
す。このような熱処理を施すことによって、α−Ｆｅ相
などの析出が少ない母合金が得られる。First, a predetermined amount of each element of R 1 , R 2 , T,
Further, an ingot containing B or M element is prepared by arc melting or high frequency melting as required. This master alloy has a main phase of a Th 2 Ni 17 type crystal phase.
For such alloy ingots, A
In an atmosphere of an inert gas such as r or He or in vacuum,
Heat treatment at a temperature of about 300 to 1200 ° C for 0.1 to 200 hours. By performing such a heat treatment, a mother alloy with less precipitation of the α-Fe phase or the like can be obtained.
【００４７】本発明の磁石材料の製造に用いられる母合
金は、 一般式：（Ｒ1 X Ｒ2 1-X ）Y ＢZ Ｔ1-Y-Z …(2) （式中、Ｒ1 は希土類元素から選ばれる少なくとも 1種
の元素を、Ｒ2 はＺｒ、Ｈｆ、ＴｉおよびＳｃから選ば
れる少なくとも 1種の元素を、ＴはＦｅおよびＣｏから
選ばれる少なくとも 1種の元素を示し、 X、 Yおよび Z
は 0.5≦ X＜1、0.05≦ Y≦0.2 、 0≦ Z≦0.1 満足す
る数である）で表される組成を有することが好ましい。The mother alloy used in the manufacture of the magnetic material of the present invention have the general formula: (R 1 X R 2 1 -X) Y B Z T 1-YZ ... (2) ( In the formula, R 1 is a rare earth element R 2 represents at least one element selected from Zr, Hf, Ti and Sc, T represents at least one element selected from Fe and Co, X, Y and Z
Is a number that satisfies 0.5 ≦ X <1, 0.05 ≦ Y ≦ 0.2, and 0 ≦ Z ≦ 0.1).
【００４８】このような合金組成を満足させることによ
って、母合金の主相を容易にＴｈ2Ｎｉ17型結晶相とす
ることができる。ただし、合金組成が同一であっても、
製造条件によっては結晶相が異なるため、母合金を溶解
鋳造後に熱処理を施す際の条件などを制御することによ
り母合金の主相をＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相とする。By satisfying such an alloy composition, the main phase of the master alloy can be easily changed to a Th 2 Ni 17 type crystal phase. However, even if the alloy composition is the same,
Since the crystal phase differs depending on the manufacturing conditions, the main phase of the mother alloy is made to be a Th 2 Ni 17 type crystal phase by controlling the conditions when heat treatment is performed after melting and casting the mother alloy.
【００４９】次に、得られた母合金をボールミル、ブラ
ウンミル、スタンプミルなどによって、平均粒度が数10
μm 〜数 100μm 程度となるように粉砕する。このよう
な母合金粉末に対して水素の吸収および脱離による再結
晶化工程を実施する。すなわちＨＤＤＲ(Hydrogenation
-Disproportionation-Desorption-Recombination）処理
を施す。Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相は、前述したようにＦｅ
リッチ側に固溶域が広く、α−Ｆｅ相などの磁石特性を
劣化させる相の析出を抑制することができるため、ＨＤ
ＤＲ処理後にα−Ｆｅ相などの少ない、特性に優れる磁
石材料が再現性よく得られる。Next, the obtained master alloy was subjected to ball milling, brown milling, stamp milling or the like to obtain an average particle size of several tens.
Pulverize to a size of μm to several hundred μm. A recrystallization step by absorbing and desorbing hydrogen is performed on such a master alloy powder. That is, HDDR (Hydrogenation
-Disproportionation-Desorption-Recombination) process. As described above, the Th 2 Ni 17 type crystal phase is Fe
Since the solid solution region is wide on the rich side and the precipitation of a phase that degrades the magnet properties such as the α-Fe phase can be suppressed, the HD
After the DR treatment, a magnet material having less α-Fe phase and excellent characteristics can be obtained with good reproducibility.
【００５０】ＨＤＤＲ処理においては、まず母合金粉末
を水素ガス雰囲気中にて 650〜 800℃程度の温度で30分
〜 1時間程度熱処理し、母合金に水素を吸収させる。こ
の水素の吸収工程によって、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相はＲ
Ｈx 相やα−Ｆｅ相などに分解すると同時に、結晶組織
が微細化される。In the HDDR treatment, first, the mother alloy powder is heat-treated in a hydrogen gas atmosphere at a temperature of about 650 to 800 ° C. for about 30 minutes to 1 hour, so that the mother alloy absorbs hydrogen. By this hydrogen absorption step, the Th 2 Ni 17 type crystal phase becomes R
The crystal structure is refined at the same time as being decomposed into the H x phase and the α-Fe phase.
【００５１】次いで、同温度に保ったまま、もしくは数
10〜 100℃程度昇温しながら真空排気することにより脱
水素する。この後、室温まで冷却する。この脱水素工程
によって、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を少なくとも 5体積%
以上含む結晶相が再結晶化する。この再結晶組織による
結晶相は、水素の吸収に伴う微細組織を維持している。
従って、平均結晶粒径が0.02〜50μm の範囲、さらには
0.02〜 1μm の範囲の微細な結晶組織（再結晶組織）が
得られる。Next, while maintaining the same temperature,
Dehydrogenation is performed by evacuation while raising the temperature by about 10 to 100 ° C. Thereafter, it is cooled to room temperature. By this dehydrogenation step, the Th 2 Ni 17 type crystal phase is reduced to at least 5% by volume.
The crystal phase containing the above recrystallizes. The crystal phase due to this recrystallized structure maintains a fine structure accompanying the absorption of hydrogen.
Therefore, the average crystal grain size is in the range of 0.02 to 50 μm, and furthermore,
A fine crystal structure (recrystallized structure) in the range of 0.02 to 1 μm is obtained.
【００５２】再結晶組織の構成相は、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結
晶相、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相、ＴｂＣｕ7 型結晶相、Ｔ
ｈＭｎ12型結晶相などとなる。Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相は
少なくとも 5体積% 以上含まれる。再結晶組織の主相は
上記した 4種類の結晶相のうちいずれかとすることがで
きるが、前述したように本発明では磁石材料の高飽和磁
束密度化や高性能化を図る上で、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相
を主相とすることが好ましい。The constituent phases of the recrystallization structure include a Th 2 Ni 17 type crystal phase, a Th 2 Zn 17 type crystal phase, a TbCu 7 type crystal phase, and a T 2 Cu 17 type crystal phase.
An hMn 12 type crystal phase or the like is obtained. At least 5% by volume or more of the Th 2 Ni 17 type crystal phase is contained. The main phase of the recrystallized structure can be any of the four types of crystal phases described above. However, as described above, in the present invention, Th 2 is used to increase the magnetic flux density and the performance of the magnet material. It is preferred that the Ni 17 type crystal phase be the main phase.
【００５３】この後、水素の吸収、脱離による再結晶化
工程を経た合金粉末を、窒素含有雰囲気中で熱処理（窒
化処理）することによって、目的とする粉末状の磁石材
料が得られる。得られる磁石材料は等方性磁石粒子であ
る。窒化処理は0.01〜10気圧の窒素ガス雰囲気中にて、
400〜 500℃の温度下で実施することが好ましい。この
ような条件下での窒化処理時間は 0.1〜 300時間とする
ことが好ましい。Thereafter, the alloy powder having undergone the recrystallization step by absorbing and desorbing hydrogen is heat-treated (nitrided) in a nitrogen-containing atmosphere to obtain a desired powdery magnet material. The resulting magnet material is isotropic magnet particles. Nitriding treatment is performed in a nitrogen gas atmosphere of 0.01 to 10 atm.
It is preferably carried out at a temperature of 400 to 500 ° C. The nitriding time under such conditions is preferably 0.1 to 300 hours.
【００５４】窒化処理時の雰囲気は窒素ガスに代えて、
アンモニアガスなどの窒素化合物ガスを用いてもよい。
アンモニアガスを用いた場合、窒化反応速度を高めるこ
とができる。この際、水素、窒素、アルゴンなどのガス
を同時に用いることによって、窒化反応速度を制御する
こともできる。The atmosphere during the nitriding treatment was replaced with nitrogen gas.
A nitrogen compound gas such as ammonia gas may be used.
When ammonia gas is used, the nitridation reaction rate can be increased. At this time, the rate of the nitriding reaction can be controlled by simultaneously using gases such as hydrogen, nitrogen, and argon.
【００５５】上述したような本発明の製造方法では、Ｔ
ｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相する母合金にＨＤＤＲ処理を
施しているため、α−Ｆｅ相などが少なくかつ微細な再
結晶組織を有する高性能な磁石材料が得られる。微細な
組織は急冷法などによっても実現できるが、急冷工程を
省略することで磁石材料の生産効率の向上および製造コ
ストの低減を図ることができる。再結晶組織は均一微細
組織が得られやすいという利点も有している。さらに、
微細なＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とする磁石材料を再
現性よく得ることができる。In the manufacturing method of the present invention as described above, T
Since the mother alloy having the h 2 Ni 17 type crystal phase as the main phase is subjected to HDDR treatment, a high-performance magnet material having a small amount of α-Fe phase and a fine recrystallized structure can be obtained. Although a fine structure can be realized by a quenching method or the like, omitting the quenching step can improve the production efficiency of the magnet material and reduce the manufacturing cost. The recrystallized structure also has an advantage that a uniform fine structure is easily obtained. further,
A magnet material having a fine Th 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase can be obtained with good reproducibility.
【００５６】本発明の磁石材料は、例えばボンド磁石の
構成材料として好適である。以下に本発明の磁石材料か
らボンド磁石を製造する方法について説明する。なお、
ボンド磁石を製造する場合、通常、磁石材料を粉砕して
用いる。ただし、前述した磁石材料の製造工程におい
て、既に粉砕が行われている場合にはこれを省略するこ
とが可能である。The magnet material of the present invention is suitable, for example, as a constituent material of a bonded magnet. Hereinafter, a method for producing a bonded magnet from the magnet material of the present invention will be described. In addition,
When manufacturing a bonded magnet, usually, a magnet material is pulverized and used. However, if grinding has already been performed in the above-described magnet material manufacturing process, this can be omitted.
【００５７】(a) 本発明の磁石材料の粉末を有機系のバ
インダと混合し、これを所望の形状に圧縮成形または射
出成形することによりボンド磁石を製造する。バインダ
としては、例えばエポキシ系、ナイロン系などの樹脂を
使用することができる。バインダとしてエポキシ系樹脂
のような熱硬化性樹脂を用いる場合には、所望形状に成
形した後に、 100〜 200℃の温度でキュア処理を施すこ
とが好ましい。なお、圧縮成形でボンド磁石を製造する
場合、加圧時に磁場を印加して結晶方位を揃えることに
より、高磁束密度を有する永久磁石を製造することがで
きる。(A) A powder of the magnetic material of the present invention is mixed with an organic binder, and the mixture is compression-molded or injection-molded into a desired shape to produce a bonded magnet. As the binder, for example, an epoxy-based or nylon-based resin can be used. When a thermosetting resin such as an epoxy resin is used as the binder, it is preferable to perform a curing treatment at a temperature of 100 to 200 ° C. after molding into a desired shape. When a bonded magnet is manufactured by compression molding, a permanent magnet having a high magnetic flux density can be manufactured by applying a magnetic field at the time of pressurization and aligning crystal orientations.
【００５８】(b) 本発明の磁石材料の粉末を低融点金属
または低融点合金と混合した後、圧縮成形することによ
りメタルボンド磁石を製造する。この場合、低融点金属
や低融点合金がバインダとして機能する。低融点金属と
しては、例えばＡｌ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｍｇな
どを、また低融点合金としては上記低融点金属を含む合
金などを用いることができる。この場合も、磁場を印加
して結晶方位を揃えることにより、高磁束密度を有する
永久磁石を製造することができる。(B) The powder of the magnetic material of the present invention is mixed with a low melting point metal or a low melting point alloy and then compression molded to produce a metal bonded magnet. In this case, a low melting point metal or a low melting point alloy functions as a binder. As the low melting point metal, for example, Al, Pb, Sn, Zn, Cu, Mg or the like can be used. As the low melting point alloy, an alloy containing the above low melting point metal can be used. Also in this case, a permanent magnet having a high magnetic flux density can be manufactured by applying a magnetic field and aligning the crystal orientations.
【００５９】[0059]
【実施例】次に、本発明の具体的な実施例について説明
する。Next, specific examples of the present invention will be described.
【００６０】実施例１〜８ まず、高純度の各原料を所定の割合で調合し、Ａｒ雰囲
気中で高周波溶解して母合金インゴットをそれぞれ作製
した。次いで、これら各母合金インゴットを真空中で11
00℃×48時間の条件で熱処理した後、Ａｒ雰囲気中でボ
ールミルにより平均粒度が 4〜 5μm 程度となるように
それぞれ粉砕した。各母合金のＸ線回折を行ったとこ
ろ、いずれもＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相としているこ
とが確認された。Examples 1 to 8 First, high-purity raw materials were prepared at a predetermined ratio, and were melted by high frequency in an Ar atmosphere to produce mother alloy ingots. Then, each of these master alloy ingots was placed in a vacuum for 11 hours.
After heat treatment under the conditions of 00 ° C. × 48 hours, each was pulverized in an Ar atmosphere by a ball mill such that the average particle size became about 4 to 5 μm. X-ray diffraction of each mother alloy confirmed that the main phase was a Th 2 Ni 17 type crystal phase.
【００６１】次に、各合金粉末を熱処理炉に入れ、炉内
を 1.5×10-5Torrの真空に排気した後、 1気圧のＨ2 ガ
スを炉内に流しながら 730℃に昇温し、その温度で30分
間保持した。次いで、再度排気を行い、真空度が 1.5×
10-5Torrに到達してから再び800℃まで昇温した。その
後、炉内に 1気圧のＡｒガスを流して各粉末を急冷し
た。得られた各合金粉末のＸ線回折を行った結果、各粉
末はＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相としていることが確認
された。Next, each alloy powder was placed in a heat treatment furnace, and the inside of the furnace was evacuated to a vacuum of 1.5 × 10 −5 Torr. Then, the temperature was raised to 730 ° C. while flowing 1 atm of H 2 gas into the furnace. Hold at that temperature for 30 minutes. Next, exhaust was performed again, and the
After reaching 10 -5 Torr, the temperature was raised again to 800 ° C. Then, each powder was quenched by flowing 1 atm of Ar gas into the furnace. X-ray diffraction of each of the obtained alloy powders confirmed that each powder had a Th 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase.
【００６２】次に、上記各合金粉末に窒素を含有させる
ために、各合金粉末を 1気圧の窒素ガス中で 450℃×25
時間の条件で熱処理した。この窒化処理により各材料の
重量が 3.0〜3.9%増加した。得られた磁石材料の組成、
主相および平均結晶粒径を表１に示す。Next, in order to make each of the above alloy powders contain nitrogen, each alloy powder was placed at 450 ° C. × 25 in 1 atmosphere of nitrogen gas.
Heat treatment was performed under the condition of time. This nitriding increased the weight of each material by 3.0-3.9%. Composition of the obtained magnet material,
Table 1 shows the main phase and the average crystal grain size.
【００６３】このようにして得た各磁石材料にエポキシ
樹脂を 2.5重量% 添加、混合した後、1200MPa の圧力条
件で圧縮成形し、さらに 150℃の温度で 2.5時間キュア
処理することにより、それぞれボンド磁石を作製した。
得られた各ボンド磁石の保磁力、残留磁束密度、最大磁
気エネルギー積を表１に併せて示す。After adding and mixing 2.5% by weight of an epoxy resin to each of the magnetic materials thus obtained, compression molding was performed under a pressure condition of 1200 MPa, and a curing treatment was further performed at a temperature of 150 ° C. for 2.5 hours to obtain a bond. A magnet was made.
Table 1 also shows the coercive force, residual magnetic flux density, and maximum magnetic energy product of each of the obtained bond magnets.
【００６４】比較例１ 上記した実施例と同様な方法で作製した合金インゴット
を、平均粒度が 4〜 5μm 程度となるように粉砕した。
得られた合金粉末のＸ線回折を行ったところ、Ｔｈ2 Ｎ
ｉ17型結晶相を主相とすることを確認した。Comparative Example 1 An alloy ingot produced in the same manner as in the above example was pulverized so as to have an average particle size of about 4 to 5 μm.
When X-ray diffraction of the obtained alloy powder was performed, Th 2 N
It was confirmed that the i 17 type crystal phase was the main phase.
【００６５】次に、上記合金粉末に対して、水素を用い
た熱処理を行うことなく、実施例と同一条件で窒化処理
を行った。得られた磁石材料を用いて、実施例と同様に
ボンド磁石を作製した。磁石材料の組成、主相および平
均結晶粒径、ボンド磁石の保磁力、残留磁束密度、最大
磁気エネルギー積を表１に併記する。Next, the above alloy powder was subjected to a nitriding treatment under the same conditions as in the example without performing a heat treatment using hydrogen. Using the obtained magnet material, a bonded magnet was produced in the same manner as in the example. Table 1 also shows the composition of the magnet material, the main phase and the average crystal grain size, the coercive force of the bonded magnet, the residual magnetic flux density, and the maximum magnetic energy product.
【００６６】比較例２ 上記実施例と同様な方法で作製した合金インゴットを、
Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、ノズ
ルから周速40m/s で回転する金属ロール上に溶湯を噴射
して急冷薄帯を作製した。この急冷薄帯をＡｒ雰囲気中
で 750℃×30分の条件で熱処理した後、平均粒度が 4〜
5μm 程度となるように粉砕した。得られた合金粉末の
Ｘ線回折を行った結果、ＴｂＣｕ7 型結晶相を主相とし
ていることが確認された。Comparative Example 2 An alloy ingot produced in the same manner as in the above example was used
After being melted by high frequency induction heating in an Ar atmosphere, a molten metal was sprayed from a nozzle onto a metal roll rotating at a peripheral speed of 40 m / s to produce a quenched ribbon. After the quenched ribbon is heat-treated in an Ar atmosphere at 750 ° C. for 30 minutes, the average particle size is 4 to
It was pulverized to a size of about 5 μm. As a result of X-ray diffraction of the obtained alloy powder, it was confirmed that the main phase was a TbCu 7 type crystal phase.
【００６７】次に、上記合金粉末に実施例と同一条件で
窒化処理を行った。そして、得られた磁石材料を用い
て、実施例と同様にボンド磁石を作製した。磁石材料の
組成、主相および平均結晶粒径、ボンド磁石の保磁力、
残留磁束密度、最大磁気エネルギー積を表１に併記す
る。Next, the above alloy powder was subjected to a nitriding treatment under the same conditions as in the example. Then, using the obtained magnet material, a bonded magnet was produced in the same manner as in the example. Composition of magnet material, main phase and average grain size, coercive force of bonded magnet,
Table 1 also shows the residual magnetic flux density and the maximum magnetic energy product.
【００６８】比較例３ 上記した実施例と同様な方法で作製した合金インゴット
を、平均粒度が 4〜 5μm 程度となるように粉砕した。
得られた合金粉末のＸ線回折を行ったところ、Ｔｈ2 Ｚ
ｎ17型結晶相を主相としていることを確認した。Comparative Example 3 An alloy ingot produced in the same manner as in the above-mentioned example was pulverized so that the average particle size was about 4 to 5 μm.
When the obtained alloy powder was subjected to X-ray diffraction, Th 2 Z
n 17 type crystal phase was confirmed that as the main phase.
【００６９】次に、上記合金粉末に対して、実施例と同
一条件で水素を用いた熱処理および窒化処理を行った。
得られた磁石材料を用いて、実施例と同様にボンド磁石
を作製した。この比較例３の磁石材料の主相はＴｈ2 Ｚ
ｎ17型結晶相であり、Ｔｈ2Ｎｉ17型結晶相の体積占有
率は3%であった。磁石材料の組成、主相および平均結晶
粒径、ボンド磁石の保磁力、残留磁束密度、最大磁気エ
ネルギー積を表１に併記する。Next, the above alloy powder was subjected to a heat treatment using hydrogen and a nitriding treatment under the same conditions as in the example.
Using the obtained magnet material, a bonded magnet was produced in the same manner as in the example. The main phase of the magnet material of Comparative Example 3 is Th 2 Z
It was an n 17 type crystal phase, and the volume occupancy of the Th 2 Ni 17 type crystal phase was 3%. Table 1 also shows the composition of the magnet material, the main phase and the average crystal grain size, the coercive force of the bonded magnet, the residual magnetic flux density, and the maximum magnetic energy product.
【００７０】[0070]
【表１】 表１から明らかなように、各実施例によるボンド磁石
は、水素を用いた熱処理を施していない比較例１のボン
ド磁石、さらにＴｈ2 Ｚｎ17型結晶相を主相とする合金
にＨＤＤＲ処理を施した比較例３のボンド磁石に比べ
て、保磁力および残留磁束密度が共に優れていることが
分かる。特に、保磁力は 2〜 3倍程度と上昇している。
さらに、微量のＢを含む実施例６〜８によるボンド磁石
は、組織の均一性などに優れることから、残留磁化が大
きく、より大きな最大エネルギー積が得られている。超
急冷法により作製したＴｂＣｕ7 型結晶相を主相とする
比較例２のボンド磁石は、最大磁気エネルギー積の観点
からは実施例１〜５とおおよそ同等であるが、保磁力が
実施例１〜５の30〜 40%程度と小さいことが分かる。[Table 1] As is clear from Table 1, the bonded magnets of the respective examples were subjected to HDDR treatment for the bonded magnet of Comparative Example 1 not subjected to the heat treatment using hydrogen and for the alloy having the main phase of the Th 2 Zn 17 type crystal phase. It can be seen that both the coercive force and the residual magnetic flux density are superior to the bonded magnet of Comparative Example 3 which was applied. In particular, the coercive force has increased to about two to three times.
Further, the bond magnets according to Examples 6 to 8 containing a small amount of B have excellent resilience and large maximum energy products because of excellent tissue uniformity and the like. The bonded magnet of Comparative Example 2 having a TbCu 7 type crystal phase as a main phase produced by a super-quenching method is almost equivalent to Examples 1 to 5 from the viewpoint of the maximum magnetic energy product, but has a coercive force of Example 1. It can be seen that it is as small as about 30 to 40% of ５5.
【００７１】実施例９〜１３ 高純度の各原料を所定の割合で調合し、Ａｒ雰囲気中で
高周波溶解して母合金インゴットをそれぞれ作製した。
次いで、これら各母合金インゴットを真空中で1100℃×
48時間の条件で熱処理した後、Ａｒ雰囲気中でボールミ
ルにより平均粒度が 4〜 5μm 程度となるようにそれぞ
れ粉砕した。各母合金のＸ線回折を行ったところ、いず
れもＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相としていることを確認
した。Examples 9 to 13 High-purity raw materials were mixed at a predetermined ratio, and were melted by high frequency in an Ar atmosphere to produce mother alloy ingots.
Then, each of these master alloy ingots was vacuumed at 1100 ° C ×
After heat treatment for 48 hours, each was pulverized in an Ar atmosphere by a ball mill so that the average particle size became about 4 to 5 μm. X-ray diffraction of each mother alloy confirmed that all had a Th 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase.
【００７２】次に、各合金粉末を熱処理炉に入れ、炉内
を 1.5×10-5Torrの真空に排気した後、 1気圧のＨ2 ガ
スを炉内に流しながら 730℃に昇温し、その温度で30分
間保持した。次いで、再度排気を行い、真空度が 1.5×
10-5Torrに到達してから再び800℃まで昇温した。その
後、炉内に 1気圧のＡｒガスを流して各粉末を急冷し
た。得られた各合金粉末のＸ線回折を行い、主相とＴｈ
2 Ｎｉ17型結晶相の体積占有率を求めた。Next, each alloy powder was placed in a heat treatment furnace, and the inside of the furnace was evacuated to a vacuum of 1.5 × 10 −5 Torr. Then, the temperature was raised to 730 ° C. while flowing 1 atm of H 2 gas into the furnace. Hold at that temperature for 30 minutes. Next, exhaust was performed again, and the
After reaching 10 -5 Torr, the temperature was raised again to 800 ° C. Then, each powder was quenched by flowing 1 atm of Ar gas into the furnace. X-ray diffraction was performed on each of the obtained alloy powders, and the main phase and Th
The volume occupancy of the 2 Ni 17 type crystal phase was determined.
【００７３】次いで、上記した各合金粉末に窒素を含有
させるために、各合金粉末を 1気圧の窒素ガス中で 450
℃×25時間の条件で熱処理した。この窒化処理により各
材料の重量が 3.0〜3.9%増加した。得られた磁石材料の
組成、主相、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相の体積占有率および
平均結晶粒径を表２に示す。Next, in order to make each of the above alloy powders contain nitrogen, each of the alloy powders was placed in a nitrogen gas at 1 atm.
Heat treatment was performed at 25 ° C. × 25 hours. This nitriding increased the weight of each material by 3.0-3.9%. Table 2 shows the composition of the obtained magnet material, the main phase, the volume occupancy of the Th 2 Ni 17 type crystal phase, and the average crystal grain size.
【００７４】このようにして得た各磁石材料にエポキシ
樹脂を 2.5重量% 添加、混合した後、1200MPa の圧力条
件で圧縮成形し、さらに 150℃の温度で 2.5時間キュア
処理することにより、それぞれボンド磁石を作製した。
得られた各ボンド磁石の保磁力、残留磁束密度、最大磁
気エネルギー積を表２に併せて示す。After adding and mixing 2.5% by weight of epoxy resin to each magnetic material obtained in this way, compression molding was performed under a pressure condition of 1200 MPa, and further, a curing process was performed at a temperature of 150 ° C. for 2.5 hours to obtain a bond. A magnet was made.
Table 2 also shows the obtained coercive force, residual magnetic flux density, and maximum magnetic energy product of each bonded magnet.
【００７５】[0075]
【表２】 表２から明らかなように、母合金の組成を調整すること
によって、各種の結晶相を主相とする磁石材料を得るこ
とができる。さらに、いずれの結晶相を主相とする磁石
材料も優れた磁石特性を有していることが分かる。[Table 2] As is clear from Table 2, by adjusting the composition of the mother alloy, it is possible to obtain a magnet material having various crystal phases as main phases. Further, it can be seen that the magnet material having any of the crystal phases as the main phase has excellent magnet properties.
【００７６】[0076]
【発明の効果】以上説明したように、本発明によればＴ
ｈ2 Ｎｉ17型結晶相を主相とする母合金にＨＤＤＲ処理
を施し、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を必須成分して含む磁石
材料の金属組織を微細な再結晶組織としているため、優
れた磁気特性を有する磁石材料を提供することが可能と
なる。このような磁石材料を用いることによって、高性
能なボンド磁石を提供することが可能となる。As described above, according to the present invention, T
An HDDR treatment is applied to the mother alloy having the h 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase, and the metal structure of the magnet material containing the Th 2 Ni 17 type crystal phase as an essential component has a fine recrystallized structure. It is possible to provide a magnet material having magnetic properties. By using such a magnet material, a high-performance bonded magnet can be provided.
【００７７】[0077]
フロントページの続き (72)発明者 橋本 啓介 神奈川県横浜市磯子区新杉田町８番地 株 式会社東芝横浜事業所内 (72)発明者 平井 隆大 神奈川県横浜市磯子区新杉田町８番地 株 式会社東芝横浜事業所内 (72)発明者 山宮 秀樹 神奈川県横浜市磯子区新杉田町８番地 株 式会社東芝横浜事業所内Continued on the front page (72) Inventor Keisuke Hashimoto 8th Shinsugita-cho, Isogo-ku, Yokohama-shi, Kanagawa Prefecture Inside the Toshiba Yokohama Office (72) Inventor Takahiro Hirai 8-8 Shinsugita-cho, Isogo-ku, Yokohama-shi, Kanagawa Toshiba Corporation Inside Yokohama Works (72) Inventor Hideki Yamamiya 8 Toshinba Corporation, Shinsugita-cho, Isogo-ku, Yokohama-shi, Kanagawa Japan
Claims (20)
1-Y-Z ｝1-Q ＮQ （式中、Ｒ1 は希土類元素から選ばれる少なくとも 1種
の元素を、Ｒ2 はＺｒ、Ｈｆ、ＴｉおよびＳｃから選ば
れる少なくとも 1種の元素を、ＴはＦｅおよびＣｏから
選ばれる少なくとも 1種の元素を示し、 X、 Y、 Zおよ
び Qは 0.5≦ X＜1 、0.05≦ Y≦0.2 、 0≦ Z≦0.1 、
0.1≦ Q≦0.2 を満足する数である）で表される組成を
有し、かつＴｈ2 Ｎｉ17型結晶相を 5体積% 以上含む磁
石材料であって、平均結晶粒径が0.02〜50μm の範囲で
あることを特徴とする磁石材料。[Claim 1] A general formula: {(R 1 X R 21 1-X ) Y B Z T
1-YZ} in 1-Q N Q (wherein, at least one element R 1 is selected from rare earth elements, R 2 is Zr, Hf, at least one element selected from Ti and Sc, T is X, Y, Z and Q represent at least one element selected from Fe and Co, where 0.5 ≦ X <1, 0.05 ≦ Y ≦ 0.2, 0 ≦ Z ≦ 0.1,
A magnetic material having a composition represented by the formula: 0.1 ≦ Q ≦ 0.2) and containing at least 5% by volume of a Th 2 Ni 17 type crystal phase, and having an average crystal grain size of 0.02 to 50 μm. Magnet material characterized by being in the range.
特徴とする磁石材料。2. The magnetic material according to claim 1, wherein the magnetic material has a recrystallized structure due to absorption and desorption of hydrogen.
および脱離させて再結晶化させた再結晶組織を有するこ
とを特徴とする磁石材料。3. The magnetic material according to claim 1, wherein the mother alloy having a Th 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase has a recrystallized structure in which hydrogen is absorbed and desorbed and recrystallized. And the magnet material.
記載の磁石材料において、 平均結晶粒径が0.02〜 1μm の範囲の再結晶組織を有す
ることを特徴とする磁石材料。4. The magnet material according to claim 1, wherein the magnet material has a recrystallized structure having an average crystal grain size in a range of 0.02 to 1 μm.
記載の磁石材料において、 前記Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を50体積% 以上含むことを特
徴とする磁石材料。5. The magnetic material according to claim 1, wherein the magnetic material contains the Th 2 Ni 17 type crystal phase in an amount of 50% by volume or more.
記載の磁石材料において、 前記Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相、Ｔｈ2 Ｚｎ17型結晶相、Ｔ
ｂＣｕ7 型結晶相またはＴｈＭｎ12型結晶相を主相とす
ることを特徴とする磁石材料。6. The magnetic material according to claim 1, wherein the Th 2 Ni 17 type crystal phase, the Th 2 Zn 17 type crystal phase,
A magnet material comprising a bCu 7 type crystal phase or a ThMn 12 type crystal phase as a main phase.
記載の磁石材料において、 前記硼素の含有比を示す Zは 0＜ Z≦0.1 を満足するこ
とを特徴とする磁石材料。7. The magnet material according to claim 1, wherein Z indicating the boron content ratio satisfies 0 <Z ≦ 0.1.
記載の磁石材料において、 前記硼素の含有比を示す Zは 0.005≦ Z≦0.05を満足す
ることを特徴とする磁石材料。8. The magnetic material according to claim 1, wherein Z representing the boron content ratio satisfies 0.005 ≦ Z ≦ 0.05.
記載の磁石材料において、 前記Ｒ1 元素の50原子% 以上がＳｍであることを特徴と
する磁石材料。9. The magnet material according to claim 1, wherein 50 atom% or more of the R 1 element is Sm.
項記載の磁石材料において、 前記Ｔ元素の50原子% 以上がＦｅであることを特徴とす
る磁石材料。10. The method according to claim 1, wherein:
3. The magnetic material according to claim 1, wherein 50 atomic% or more of the T element is Fe.
１項記載の磁石材料において、 さらに、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓ
ｎ、Ｔａ、Ｎｂ、ＳｉおよびＮｉから選ばれる少なくと
も 1種のＭ元素を含有し、前記Ｔ元素の20原子%以下が
前記Ｍ元素で置換されていることを特徴とする磁石材
料。11. The magnet material according to claim 1, further comprising: V, Cr, Mo, W, Mn, Ga, Al, S
A magnetic material comprising at least one M element selected from n, Ta, Nb, Si and Ni, wherein not more than 20 atomic% of the T element is replaced by the M element.
１項記載の磁石材料において、 さらにＨ、ＣおよびＰから選ばれる少なくとも 1種のＸ
元素を含有し、前記Ｎ元素の50原子% 以下が前記Ｘ元素
で置換されていることを特徴とする磁石材料。12. The magnetic material according to claim 1, further comprising at least one kind of X selected from H, C and P.
A magnetic material containing an element, wherein 50 atomic% or less of the N element is replaced with the X element.
合金を作製する工程と、 前記母合金に水素を吸収および脱離させることによっ
て、前記母合金を再結晶化させる工程と、 前記再結晶化させた母合金に窒素を吸収させ、磁石材料
を作製する工程とを有することを特徴とする磁石材料の
製造方法。13. A step of producing a mother alloy having a Th 2 Ni 17 type crystal phase as a main phase; a step of recrystallizing the mother alloy by absorbing and desorbing hydrogen in the mother alloy; Producing a magnet material by absorbing nitrogen into the recrystallized mother alloy.
において、 前記母合金は、 一般式：（Ｒ1 X Ｒ2 1-X ）Y ＢZ Ｔ1-Y-Z （式中、Ｒ1 は希土類元素から選ばれる少なくとも 1種
の元素を、Ｒ2 はＺｒ、Ｈｆ、ＴｉおよびＳｃから選ば
れる少なくとも 1種の元素を、ＴはＦｅおよびＣｏから
選ばれる少なくとも 1種の元素を示し、 X、 Yおよび Z
は 0.5≦ X＜1 、0.05≦ Y≦0.2 、 0≦ Z≦0.1 満足す
る数である）で表される組成を有することを特徴とする
磁石材料の製造方法。14. A method for manufacturing a magnet material according to claim 13, wherein the master alloy has the general formula: (R 1 X R 2 1 -X) Y B Z T 1-YZ ( In the formula, R 1 is a rare earth X and Y represent at least one element selected from elements, R 2 represents at least one element selected from Zr, Hf, Ti and Sc, and T represents at least one element selected from Fe and Co. And Z
Is a number that satisfies 0.5 ≦ X <1, 0.05 ≦ Y ≦ 0.2, and 0 ≦ Z ≦ 0.1).
において、 前記母合金は、前記Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を50体積% 以
上含むことを特徴とする磁石材料の製造方法。15. The method of manufacturing a magnetic material according to claim 13, wherein the master alloy contains the Th 2 Ni 17 type crystal phase in an amount of 50% by volume or more.
において、 前記硼素の含有比を示す Zは 0＜ Z≦0.1 を満足するこ
とを特徴とする磁石材料の製造方法。16. The method for producing a magnetic material according to claim 14, wherein Z representing the boron content ratio satisfies 0 <Z ≦ 0.1.
か１項記載の磁石材料の製造方法において、 前記磁石材料は、 一般式：｛（Ｒ1 X Ｒ2 1-X ）Y ＢZ Ｔ1-Y-Z ｝1-Q Ｎ
Q （式中、Ｒ1 は希土類元素から選ばれる少なくとも 1種
の元素を、Ｒ2 はＺｒ、Ｈｆ、ＴｉおよびＳｃから選ば
れる少なくとも 1種の元素を、ＴはＦｅおよびＣｏから
選ばれる少なくとも 1種の元素を示し、 X、 Y、 Zおよ
び Qは 0.5≦ X＜1 、0.05≦ Y≦0.2 、 0≦ Z≦0.1 、
0.1≦ Q≦0.2 を満足する数である）で表される組成を
有し、かつ前記Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相を 5体積% 以上含
むことを特徴とする磁石材料の製造方法。17. The method for manufacturing a magnet material according to any one of claims 13 to 16, wherein the magnetic material has the general formula: {(R 1 X R 2 1-X) Y B Z T 1 -YZ ｝ 1-Q N
Q (wherein, R 1 is at least one element selected from rare earth elements, R 2 is at least one element selected from Zr, Hf, Ti and Sc, and T is at least one element selected from Fe and Co. X, Y, Z and Q represent 0.5 ≦ X <1, 0.05 ≦ Y ≦ 0.2, 0 ≦ Z ≦ 0.1,
Wherein the composition satisfies 0.1 ≦ Q ≦ 0.2) and contains the Th 2 Ni 17 type crystal phase in an amount of 5% by volume or more.
か１項記載の磁石材料の製造方法において、 前記磁石材料は、Ｔｈ2 Ｎｉ17型結晶相、Ｔｈ2 Ｚｎ17
型結晶相、ＴｂＣｕ7型結晶相またはＴｈＭｎ12型結晶
相を主相とすることを特徴とする磁石材料の製造方法。18. The method of manufacturing a magnetic material according to claim 13, wherein the magnetic material is a Th 2 Ni 17 type crystal phase, a Th 2 Zn 17
A method for producing a magnet material, characterized in that a crystal phase, a TbCu 7 crystal phase or a ThMn 12 crystal phase is a main phase.
か１項記載の磁石材料の製造方法において、 前記磁石材料は、平均結晶粒径が0.02〜50μm の範囲の
再結晶組織を有することを特徴とする磁石材料の製造方
法。19. The method for manufacturing a magnetic material according to claim 13, wherein the magnetic material has a recrystallized structure having an average crystal grain size in a range of 0.02 to 50 μm. Manufacturing method of a magnet material.
１項記載の磁石材料とバインダとの混合物を具備し、前
記混合物は磁石形状の成形体を有することを特徴とする
ボンド磁石。20. A bonded magnet, comprising a mixture of the magnet material according to claim 1 and a binder, wherein the mixture has a magnet-shaped compact.
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|---|---|---|---|---|
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| JPWO2016162990A1 (en) * | 2015-04-08 | 2017-08-17 | 株式会社日立製作所 | Rare earth permanent magnet and manufacturing method thereof |
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1999
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| US10490325B2 (en) | 2016-08-24 | 2019-11-26 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Magnetic material, permanent magnet, rotary electrical machine, and vehicle |
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