JPH1064710A - 高磁束密度を有する等方性永久磁石とその製造方法 - Google Patents
高磁束密度を有する等方性永久磁石とその製造方法Info
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- JPH1064710A JPH1064710A JP8237345A JP23734596A JPH1064710A JP H1064710 A JPH1064710 A JP H1064710A JP 8237345 A JP8237345 A JP 8237345A JP 23734596 A JP23734596 A JP 23734596A JP H1064710 A JPH1064710 A JP H1064710A
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-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B82—NANOTECHNOLOGY
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- B82Y25/00—Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
-
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 Ｆｅ−Ｂ−Ｒ−Ｃｏ系磁石の製造方法の確立
と、高磁束密度の等方性永久磁石の提供。 【解決手段】 Ｂを１５ａｔ％以上含む鉄基合金に３ａ
ｔ％以下のごく少量の希土類と５ａｔ％以下のＣｏを添
加した特定組成のＦｅ−Ｂ−Ｒ−Ｃｏ（ＲはＰｒまたは
Ｎｄの１種または２種）の合金溶湯を回転ロール用いた
特定条件の液体急冷法を採用して９０％以上アモルファ
ス組織からなる均一な急冷組織を得、結晶化が開始する
温度付近から５００℃〜７００℃の処理温度までの昇温
速度が１０℃／分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理を施
し、Ｆｅ3Ｂ型化合物及びＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する化合物相を析出し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎ
ｍ〜５０ｎｍの均一微細結晶集合体からなり、減磁曲線
の角形比がＢｒ／4■Ｉｓ≧０．８５、磁気特性がｉＨ
ｃ≧ｌｋＯｅ、Ｂｒ≧１３ｋＧである高い磁束密度を特
徴とする等方性永久磁石を得る。
と、高磁束密度の等方性永久磁石の提供。 【解決手段】 Ｂを１５ａｔ％以上含む鉄基合金に３ａ
ｔ％以下のごく少量の希土類と５ａｔ％以下のＣｏを添
加した特定組成のＦｅ−Ｂ−Ｒ−Ｃｏ（ＲはＰｒまたは
Ｎｄの１種または２種）の合金溶湯を回転ロール用いた
特定条件の液体急冷法を採用して９０％以上アモルファ
ス組織からなる均一な急冷組織を得、結晶化が開始する
温度付近から５００℃〜７００℃の処理温度までの昇温
速度が１０℃／分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理を施
し、Ｆｅ3Ｂ型化合物及びＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する化合物相を析出し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎ
ｍ〜５０ｎｍの均一微細結晶集合体からなり、減磁曲線
の角形比がＢｒ／4■Ｉｓ≧０．８５、磁気特性がｉＨ
ｃ≧ｌｋＯｅ、Ｂｒ≧１３ｋＧである高い磁束密度を特
徴とする等方性永久磁石を得る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、各種モーター、
スピーカー用ならびにメーターやフォーカスコンバージ
ェンスリングなどに最適な高い残留磁束密度Ｂｒをもつ
等方性永久磁石とその製造方法に係り、少量の希土類元
素を含有するＦｅ−Ｂ−Ｒ−Ｃｏ系（旦し、ＲはＮｄの
１種または２種）合金溶湯を回転ロールを用いた特定条
件の液体急冷法により、９０％以上アモルファス組織か
らなる均一急冷組織を有する急冷薄帯とし、特定の熱処
理にてＦｅ3Ｂ型化合物とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する化合物相とが共存する微細結晶集合体とし、Ｂｒ／
４πＩｓの値が０．８５〜０．９の範囲にあり、１３ｋ
Ｇ以上のＢｒを有する等方性永久磁石とその製造方法に
関する。
スピーカー用ならびにメーターやフォーカスコンバージ
ェンスリングなどに最適な高い残留磁束密度Ｂｒをもつ
等方性永久磁石とその製造方法に係り、少量の希土類元
素を含有するＦｅ−Ｂ−Ｒ−Ｃｏ系（旦し、ＲはＮｄの
１種または２種）合金溶湯を回転ロールを用いた特定条
件の液体急冷法により、９０％以上アモルファス組織か
らなる均一急冷組織を有する急冷薄帯とし、特定の熱処
理にてＦｅ3Ｂ型化合物とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する化合物相とが共存する微細結晶集合体とし、Ｂｒ／
４πＩｓの値が０．８５〜０．９の範囲にあり、１３ｋ
Ｇ以上のＢｒを有する等方性永久磁石とその製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】高い残留磁束密度Ｂｒを要求される分野
に使用される永久磁石には、主にＢｒ≧１０ｋＧ、固有
保磁力ｉＨｃ＝０．５ｋＯｅ〜２ｋＯｅの磁気特性を有
するアルニコ磁石、Ｂｒ≧８ｋＧ、ｉＨｃ≧６ｋＯｅの
磁気特性を有すＳｍ−Ｃｏ焼結磁石、およびＢｒ≧１０
ｋＧ、ｉＨｃ≧１２ｋＯｅの磁気特性を有するＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造をもつ化合物を主相とするＮｄ−Ｆｅ
−Ｂ焼結磁石が使用されている。
に使用される永久磁石には、主にＢｒ≧１０ｋＧ、固有
保磁力ｉＨｃ＝０．５ｋＯｅ〜２ｋＯｅの磁気特性を有
するアルニコ磁石、Ｂｒ≧８ｋＧ、ｉＨｃ≧６ｋＯｅの
磁気特性を有すＳｍ−Ｃｏ焼結磁石、およびＢｒ≧１０
ｋＧ、ｉＨｃ≧１２ｋＯｅの磁気特性を有するＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造をもつ化合物を主相とするＮｄ−Ｆｅ
−Ｂ焼結磁石が使用されている。
【０００３】前述のアルニコ磁石はＣｏを２０ｗｔ％〜
３０ｗｔ％含有、Ｓｍ−Ｃｏ磁石はＣｏを５０ｗｔ％〜
６５ｗｔ％含有するもので、主原料のＣｏは原産国から
の供給量が不安定であり、安定な価格で入手できない問
題があり、また、Ｓｍ−Ｃｏ磁石に使用されるＳｍ、お
よびＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石に使用されるＮｄも比較的高価
な希土類元素である等、原料の安定供給や価格変動など
の問題がある。
３０ｗｔ％含有、Ｓｍ−Ｃｏ磁石はＣｏを５０ｗｔ％〜
６５ｗｔ％含有するもので、主原料のＣｏは原産国から
の供給量が不安定であり、安定な価格で入手できない問
題があり、また、Ｓｍ−Ｃｏ磁石に使用されるＳｍ、お
よびＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石に使用されるＮｄも比較的高価
な希土類元素である等、原料の安定供給や価格変動など
の問題がある。
【０００４】ＣｏやＳｍ、Ｎｄを含まない、もしくは含
んでいても含有量が、原料価格に大きな影響を与えない
ほど低含有量であり、かつ高い残留磁束密度を有する永
久磁石が要求されているが、現在のところこれらの要求
を満たす永久磁石は提案されていない。
んでいても含有量が、原料価格に大きな影響を与えない
ほど低含有量であり、かつ高い残留磁束密度を有する永
久磁石が要求されているが、現在のところこれらの要求
を満たす永久磁石は提案されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】近年、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石において希土類濃度が低いＮｄ3.8Ｆｅ77.2Ｂ19
（ａｔ％）近傍組成で、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とする
磁石材料が提案（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅＰ
ｈｙｓ， Ｃ８， １９８８， ６６９〜６７０頁）さ
れた。この永久磁石材料は液体急冷法にて得られたアモ
ルファス合金に結晶化熱処理することにより、軟磁性で
あるＦｅ3Ｂ相と硬磁性であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混在す
る結晶集合組織を有する準安定構造の永久磁石材料であ
る。
系磁石において希土類濃度が低いＮｄ3.8Ｆｅ77.2Ｂ19
（ａｔ％）近傍組成で、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とする
磁石材料が提案（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅＰ
ｈｙｓ， Ｃ８， １９８８， ６６９〜６７０頁）さ
れた。この永久磁石材料は液体急冷法にて得られたアモ
ルファス合金に結晶化熱処理することにより、軟磁性で
あるＦｅ3Ｂ相と硬磁性であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混在す
る結晶集合組織を有する準安定構造の永久磁石材料であ
る。
【０００６】この永久磁石材料は、１０ｋＧ程度のＢｒ
と２ｋＯｅ〜３ｋＯｅのｉＨｃを有するが、希土類濃度
が３ａｔ％以上であるため飽和磁化が低く、液体急冷条
件及び結晶化熱処理条件が特定されていないため、均一
な微細金属組織を安定して得られず不均一な金属組織に
なることから、各粒子間の交換結合が弱まり減磁曲線の
角形比Ｂｒ／４πＩｓが低下するため、アルニコ磁石や
希土類焼結磁石を凌ぐ残留磁束密度Ｂｒが得られない。
と２ｋＯｅ〜３ｋＯｅのｉＨｃを有するが、希土類濃度
が３ａｔ％以上であるため飽和磁化が低く、液体急冷条
件及び結晶化熱処理条件が特定されていないため、均一
な微細金属組織を安定して得られず不均一な金属組織に
なることから、各粒子間の交換結合が弱まり減磁曲線の
角形比Ｂｒ／４πＩｓが低下するため、アルニコ磁石や
希土類焼結磁石を凌ぐ残留磁束密度Ｂｒが得られない。
【０００７】また、希土類濃度が３ａｔ％以下の場合、
保磁力の発現に必要なＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相化合物の結晶化
熱処理による析出は、９０％以上のアモルファスからな
る均一急冷組織を必要とするため、従来の常圧の不活性
ガス雰囲気での液体急冷法及び結晶化熱処理方法では、
保磁力を発現するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相化合物が析出せず１
ｋＯｅ以下の保磁力しか得られず、実用材料としては問
題がある。
保磁力の発現に必要なＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相化合物の結晶化
熱処理による析出は、９０％以上のアモルファスからな
る均一急冷組織を必要とするため、従来の常圧の不活性
ガス雰囲気での液体急冷法及び結晶化熱処理方法では、
保磁力を発現するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相化合物が析出せず１
ｋＯｅ以下の保磁力しか得られず、実用材料としては問
題がある。
【０００８】いずれにしてもＦｅ3Ｂ型化合物を主相と
するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、液体急冷法によりアモル
ファス化した後、熱処理して硬磁性材料化できるが、金
属組織の不均一に起因する残留磁束密度の低下並びに保
磁力の発現が困難であるため、アルニコ磁石あるいは従
来からある希土類磁石の代替として安価に提供できな
い。
するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、液体急冷法によりアモル
ファス化した後、熱処理して硬磁性材料化できるが、金
属組織の不均一に起因する残留磁束密度の低下並びに保
磁力の発現が困難であるため、アルニコ磁石あるいは従
来からある希土類磁石の代替として安価に提供できな
い。
【０００９】この発明は、軟磁性相と硬磁性相が同一組
織内に混在するＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする永久磁石
材料において、希土類濃度が３ａｔ％以下と低いことを
特徴とし、均一微細組織により１３ｋＧ以上の残留磁束
密度Ｂｒを発現させ、かつｉＨｃを向上させ、安定した
工業生産が可能な組成からなる等方性永久磁石とその製
造方法の提供を目的としている。
織内に混在するＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする永久磁石
材料において、希土類濃度が３ａｔ％以下と低いことを
特徴とし、均一微細組織により１３ｋＧ以上の残留磁束
密度Ｂｒを発現させ、かつｉＨｃを向上させ、安定した
工業生産が可能な組成からなる等方性永久磁石とその製
造方法の提供を目的としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】この発明は、軟磁性相と
硬磁性相が混在する低希土類濃度の永久磁石のＢｒ、お
よびｉＨｃを向上させ、安定した工業生産が可能な製造
方法を目的に種々検討した結果、希土類元素の含有量が
３ａｔ％以下と少なく、ホウ素を１５ａｔ％以上含む鉄
基合金にＣｏを添加した特定組成の合金溶湯を、回転ロ
ールを用いた特定条件の液体急冷法により、９０％以上
アモルファスとする均一な急冷組織となし、さらに特定
条件の結晶化熱処理を施すことにより、熱処理後の金属
組織がＦｅ3Ｂ型化合物とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する化合物相が共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎ
ｍ〜５０ｎｍの範囲にある均一な粒径を有する微細結晶
集合体となるため、微細組織を構成する各粒子間の交換
結合が強くなることに起因して、減磁曲線の角形比（Ｂ
ｒ／４πＩｓ）が、Ｓｔｏｎｅｒ−Ｗｏｈｌｆａｒｔｈ
のモデルに示された等方性磁石の減磁曲線の角形比Ｂｒ
／４πＩｓ＝０．５よりも高い、Ｂｒ／４πＩｓ＝０．
８５〜０．９まで向上することに伴い、等方性磁石なが
ら１３ｋＧ以上の高い残留磁束密度Ｂｒを有する永久磁
石を得られることを知見し、この発明を完成した。
硬磁性相が混在する低希土類濃度の永久磁石のＢｒ、お
よびｉＨｃを向上させ、安定した工業生産が可能な製造
方法を目的に種々検討した結果、希土類元素の含有量が
３ａｔ％以下と少なく、ホウ素を１５ａｔ％以上含む鉄
基合金にＣｏを添加した特定組成の合金溶湯を、回転ロ
ールを用いた特定条件の液体急冷法により、９０％以上
アモルファスとする均一な急冷組織となし、さらに特定
条件の結晶化熱処理を施すことにより、熱処理後の金属
組織がＦｅ3Ｂ型化合物とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する化合物相が共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎ
ｍ〜５０ｎｍの範囲にある均一な粒径を有する微細結晶
集合体となるため、微細組織を構成する各粒子間の交換
結合が強くなることに起因して、減磁曲線の角形比（Ｂ
ｒ／４πＩｓ）が、Ｓｔｏｎｅｒ−Ｗｏｈｌｆａｒｔｈ
のモデルに示された等方性磁石の減磁曲線の角形比Ｂｒ
／４πＩｓ＝０．５よりも高い、Ｂｒ／４πＩｓ＝０．
８５〜０．９まで向上することに伴い、等方性磁石なが
ら１３ｋＧ以上の高い残留磁束密度Ｂｒを有する永久磁
石を得られることを知見し、この発明を完成した。
【００１１】この発明は、組成式をＦｅ100-x-y-zＢxＲ
yＣｏz（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と
表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚが下記値を満
足し、Ｆｅ3Ｂ型化合物とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する化合物相とが共存し、各構成相の平均結晶粒径が１
ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微細結晶集合体であること
を特徴とし、図１に示す滅磁界を加えた後、減磁界を取
り除いた時の磁束密度をリコイルＢｒとし、保磁力と同
程度の減磁界を加えたときのリコイルＢｒ（ｉＨｃ）と
すると、リコイルＢｒ（ｉＨｃ）／Ｂｒ≦０．６であ
り、また、残留磁束密度Ｂｒの９０％のリコイルＢｒと
なる減磁界Ｈ1とし、リコイルＢｒが０ｋＧになる減磁
界Ｈ2とした場合、Ｈ1／Ｈ2≧０．７であり、さらに、
減磁曲線の角形比がＢｒ／４πＩｓ≧０．８５、磁気特
性がｉＨｃ≧ｌｋＯｅ、Ｂｒ≧１３ｋＧ、である高磁束
密度を有する等方性永久磁石である。 １５≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ＜３ａｔ％ ０．１≦ｚ≦５ａｔ％
yＣｏz（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と
表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚが下記値を満
足し、Ｆｅ3Ｂ型化合物とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する化合物相とが共存し、各構成相の平均結晶粒径が１
ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある微細結晶集合体であること
を特徴とし、図１に示す滅磁界を加えた後、減磁界を取
り除いた時の磁束密度をリコイルＢｒとし、保磁力と同
程度の減磁界を加えたときのリコイルＢｒ（ｉＨｃ）と
すると、リコイルＢｒ（ｉＨｃ）／Ｂｒ≦０．６であ
り、また、残留磁束密度Ｂｒの９０％のリコイルＢｒと
なる減磁界Ｈ1とし、リコイルＢｒが０ｋＧになる減磁
界Ｈ2とした場合、Ｈ1／Ｈ2≧０．７であり、さらに、
減磁曲線の角形比がＢｒ／４πＩｓ≧０．８５、磁気特
性がｉＨｃ≧ｌｋＯｅ、Ｂｒ≧１３ｋＧ、である高磁束
密度を有する等方性永久磁石である。 １５≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ＜３ａｔ％ ０．１≦ｚ≦５ａｔ％
【００１２】また、この発明は、組成式をＦｅ
100-x-y-zＢxＲyＣｏz（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種
または２種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、
ｚが上記値を満足する合金溶湯を、２０ｋＰａ以下の不
活性ガス雰囲気または０．１ｋＰａ以下の真空雰囲気中
で、回転ロールのロール表面速度を５ｍ／ｓ〜４０ｍ／
ｓにする液体急冷条件により、平均厚みが１０μｍ〜１
５０μｍ、厚み方向の組織が回転ロールに接する急冷面
から、回転ロールに接しない自由面にかけて９０％以上
アモルファス組織からなる均一急冷組織を有する急冷薄
帯を作成し、これに結晶化熱処理を施すことを特徴とす
る高磁束密度を有する等方性永久磁石の製造方法であ
る。
100-x-y-zＢxＲyＣｏz（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種
または２種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、
ｚが上記値を満足する合金溶湯を、２０ｋＰａ以下の不
活性ガス雰囲気または０．１ｋＰａ以下の真空雰囲気中
で、回転ロールのロール表面速度を５ｍ／ｓ〜４０ｍ／
ｓにする液体急冷条件により、平均厚みが１０μｍ〜１
５０μｍ、厚み方向の組織が回転ロールに接する急冷面
から、回転ロールに接しない自由面にかけて９０％以上
アモルファス組織からなる均一急冷組織を有する急冷薄
帯を作成し、これに結晶化熱処理を施すことを特徴とす
る高磁束密度を有する等方性永久磁石の製造方法であ
る。
【００１３】また、この発明は、上記の製造方法におい
て、得られた急冷薄帯に結晶化が開始する温度付近から
５００℃〜７００℃の処理温度までの昇温速度が１０℃
／分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理を施し、Ｆｅ3Ｂ
型化合物及びＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物
相を析出させ、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０
ｎｍの均一微細結晶集合体からなる粉末となすことを特
徴とする高磁束密度を有する等方性永久磁石の製造方法
である。
て、得られた急冷薄帯に結晶化が開始する温度付近から
５００℃〜７００℃の処理温度までの昇温速度が１０℃
／分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理を施し、Ｆｅ3Ｂ
型化合物及びＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物
相を析出させ、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０
ｎｍの均一微細結晶集合体からなる粉末となすことを特
徴とする高磁束密度を有する等方性永久磁石の製造方法
である。
【００１４】
【発明の実施の形態】この発明において、リコイルＢｒ
（ｉＨｃ）／Ｂｒ、減磁界Ｈ1／Ｈ2の各磁気特性の評価
は以下の定義による。リコイルＢｒ（ｉＨｃ）／Ｂｒ比
は、図１に示す滅磁界を加えた後、減磁界を取り除いた
時の磁束密度をリコイルＢｒとし、保磁力と同程度の減
磁界を加えたときのリコイルＢｒ（ｉＨｃ）とする場合
の、Ｂｒ（ｉＨｃ）／Ｂｒ比であり、この発明の等方性
永久磁石のリコイルＢｒ（ｉＨｃ）／Ｂｒ≦０．６であ
る。また、減磁界Ｈ1／Ｈ2比は、図１において、残留磁
束密度Ｂｒの９０％のリコイルＢｒとなる減磁界Ｈ1と
し、リコイルＢｒが０ｋＧになる減磁界Ｈ2とした場合
の減磁界Ｈ1／Ｈ2比であり、この発明の等方性永久磁石
の減磁界Ｈ1／Ｈ2≧０．７である。
（ｉＨｃ）／Ｂｒ、減磁界Ｈ1／Ｈ2の各磁気特性の評価
は以下の定義による。リコイルＢｒ（ｉＨｃ）／Ｂｒ比
は、図１に示す滅磁界を加えた後、減磁界を取り除いた
時の磁束密度をリコイルＢｒとし、保磁力と同程度の減
磁界を加えたときのリコイルＢｒ（ｉＨｃ）とする場合
の、Ｂｒ（ｉＨｃ）／Ｂｒ比であり、この発明の等方性
永久磁石のリコイルＢｒ（ｉＨｃ）／Ｂｒ≦０．６であ
る。また、減磁界Ｈ1／Ｈ2比は、図１において、残留磁
束密度Ｂｒの９０％のリコイルＢｒとなる減磁界Ｈ1と
し、リコイルＢｒが０ｋＧになる減磁界Ｈ2とした場合
の減磁界Ｈ1／Ｈ2比であり、この発明の等方性永久磁石
の減磁界Ｈ1／Ｈ2≧０．７である。
【００１５】さらに、この発明において、減磁曲線の角
形比Ｂｒ／４πＩｓは、Ｓｔｏｎｅｒ−Ｗｏｈｌｆａｒ
ｔｈのモデル（Ｅ．Ｃ．Ｓｔｏｎｅｒ ａｎｄ Ｅ．
Ｐ．Ｗｏｈｌｆａｒｔｈ， Ｐｈｌｌｏｎｓ． Ｔｒａ
ｎｓ． Ｒ． Ｓｏｃ． Ｌｏｎｄｏｎ， Ｓｅｒ．
Ａ２４０，５９９（１９４８））に示された等方性磁石
の減磁曲線の角形比Ｂｒ／４πＩｓであって、この発明
の等方性永久磁石は、先のモデルの減磁曲線の角形比Ｂ
ｒ／４πＩｓ＝０．５よりも高い、Ｂｒ／４πＩｓ＝
０．８５〜０．９まで向上する。
形比Ｂｒ／４πＩｓは、Ｓｔｏｎｅｒ−Ｗｏｈｌｆａｒ
ｔｈのモデル（Ｅ．Ｃ．Ｓｔｏｎｅｒ ａｎｄ Ｅ．
Ｐ．Ｗｏｈｌｆａｒｔｈ， Ｐｈｌｌｏｎｓ． Ｔｒａ
ｎｓ． Ｒ． Ｓｏｃ． Ｌｏｎｄｏｎ， Ｓｅｒ．
Ａ２４０，５９９（１９４８））に示された等方性磁石
の減磁曲線の角形比Ｂｒ／４πＩｓであって、この発明
の等方性永久磁石は、先のモデルの減磁曲線の角形比Ｂ
ｒ／４πＩｓ＝０．５よりも高い、Ｂｒ／４πＩｓ＝
０．８５〜０．９まで向上する。
【００１６】組成の限定理由 希土類元素ＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種とし、
Ｒが１ａｔ％未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る化合物相を析出せず、１ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られ
ず、また３ａｔ％を越えると結晶化した際、均一微細組
織が得られないため、角形比（Ｂｒ／４πＩｓ）の低下
を招来し、１３ｋＧ以上のＢｒが得られないため、１ａ
ｔ％〜３ａｔ％の範囲とする。実用材料としては、２ｋ
Ｏｅ以上のｉＨｃを得られる２ａｔ％〜３ａｔ％が好ま
しい。
Ｒが１ａｔ％未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る化合物相を析出せず、１ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られ
ず、また３ａｔ％を越えると結晶化した際、均一微細組
織が得られないため、角形比（Ｂｒ／４πＩｓ）の低下
を招来し、１３ｋＧ以上のＢｒが得られないため、１ａ
ｔ％〜３ａｔ％の範囲とする。実用材料としては、２ｋ
Ｏｅ以上のｉＨｃを得られる２ａｔ％〜３ａｔ％が好ま
しい。
【００１７】Ｂは、１５ａｔ％未満では液体急冷法を用
いてもアモルファス組織が得られず、熱処理を施しても
１ｋＯｅ未満のｉＨｃしか得られず、また３０ａｔ％を
越えると滅磁曲線の角形性が著しく低下し、１３ｋＯｅ
以上のＢｒが得られないため、１５ａｔ％〜３０ａｔ％
の範囲とする。好ましくは、１５ａｔ％〜２０ａｔ％が
良い。
いてもアモルファス組織が得られず、熱処理を施しても
１ｋＯｅ未満のｉＨｃしか得られず、また３０ａｔ％を
越えると滅磁曲線の角形性が著しく低下し、１３ｋＯｅ
以上のＢｒが得られないため、１５ａｔ％〜３０ａｔ％
の範囲とする。好ましくは、１５ａｔ％〜２０ａｔ％が
良い。
【００１８】Ｃｏは、角形比を改善し、Ｂｒおよび（Ｂ
Ｈ）ｍａｘを増大させる効果を有するが、０．１ａｔ％
未満ではかかる効果が得られず、５ａｔ％を越えると１
３ｋＧ以上のＢｒが得られないため、０．１ａｔ％〜５
ａｔ％の範囲とする。好ましくは、０．２ａｔ％〜１．
０ａｔ％が良い。
Ｈ）ｍａｘを増大させる効果を有するが、０．１ａｔ％
未満ではかかる効果が得られず、５ａｔ％を越えると１
３ｋＧ以上のＢｒが得られないため、０．１ａｔ％〜５
ａｔ％の範囲とする。好ましくは、０．２ａｔ％〜１．
０ａｔ％が良い。
【００１９】Ｆｅは、本系組成において上述の元素の含
有残余を占める。
有残余を占める。
【００２０】製造条件の限定理由 この発明において、上述の特定組成の合金溶湯を液体急
冷法にて９０％以上アモルファスからなる均一急冷組織
となし、アモルファス組織の結晶化が開始する温度付近
から５００℃〜７００℃の熱処理温度までの昇温速度が
１０℃／分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理を施すこと
により、Ｆｅ3Ｂ型化合物、およびＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造を有する化合物相を析出し、各構成相の平均結晶粒
径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある均一微細結晶集合体
を得ることが最も重要である。
冷法にて９０％以上アモルファスからなる均一急冷組織
となし、アモルファス組織の結晶化が開始する温度付近
から５００℃〜７００℃の熱処理温度までの昇温速度が
１０℃／分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理を施すこと
により、Ｆｅ3Ｂ型化合物、およびＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造を有する化合物相を析出し、各構成相の平均結晶粒
径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲にある均一微細結晶集合体
を得ることが最も重要である。
【００２１】合金溶湯の液体急冷処理には、公知の回転
ロールを用いた液体急冷法を採用できるが、回転ロール
を用いた液体急冷法にて急冷合金薄帯を作成する際の急
冷雰囲気としては、２０ｋＰａ以下の不活性ガス雰囲
気、もしくは０．１ｋＰａ以下の真空雰囲気中が好まし
く、２０ｋＰａを越える不活性ガス雰囲気では、回転ロ
ールと合金溶湯の間に巻き込まれるガスの影響が顕著に
なるため、９０％以上アモルファスからなる均一急冷組
織とならず好ましくない。また０．１ｋＰａを越える大
気中では、溶湯が酸化するため好ましくない。
ロールを用いた液体急冷法を採用できるが、回転ロール
を用いた液体急冷法にて急冷合金薄帯を作成する際の急
冷雰囲気としては、２０ｋＰａ以下の不活性ガス雰囲
気、もしくは０．１ｋＰａ以下の真空雰囲気中が好まし
く、２０ｋＰａを越える不活性ガス雰囲気では、回転ロ
ールと合金溶湯の間に巻き込まれるガスの影響が顕著に
なるため、９０％以上アモルファスからなる均一急冷組
織とならず好ましくない。また０．１ｋＰａを越える大
気中では、溶湯が酸化するため好ましくない。
【００２２】液体急冷に用いる単ロールの材質は、熱伝
導度の点からＣｕ、Ｆｅ、真鍮、Ｗ、青銅、Ａｌを採用
できるが、機械的強度、経済性かの点からＣｕもしくは
Ｆｅ（但しＣｕ、Ｆｅを含む合金でもよい）が好まし
く、上記以外の材質では熱伝導が悪いため、充分溶湯を
急冷できず、９０％以上アモルファス組織からなる均一
急冷組織とならないため好ましくない。
導度の点からＣｕ、Ｆｅ、真鍮、Ｗ、青銅、Ａｌを採用
できるが、機械的強度、経済性かの点からＣｕもしくは
Ｆｅ（但しＣｕ、Ｆｅを含む合金でもよい）が好まし
く、上記以外の材質では熱伝導が悪いため、充分溶湯を
急冷できず、９０％以上アモルファス組織からなる均一
急冷組織とならないため好ましくない。
【００２３】液体急冷に用いる単ロールの好ましい表面
粗度は、中心線平均粗さＲａ≦０．８μｍ、最大高さＲ
ｍａｘ≦３．２μｍ、１０点の平均粗さＲｚ≦３．２μ
ｍが好ましく、回転ロールの表面が粗れている場合は、
急冷薄帯が回転ロールに張り付くため、合金溶湯を連続
して急冷できず、９０％以上アモルファスからなる均一
急冷組織とならないため好ましくない。
粗度は、中心線平均粗さＲａ≦０．８μｍ、最大高さＲ
ｍａｘ≦３．２μｍ、１０点の平均粗さＲｚ≦３．２μ
ｍが好ましく、回転ロールの表面が粗れている場合は、
急冷薄帯が回転ロールに張り付くため、合金溶湯を連続
して急冷できず、９０％以上アモルファスからなる均一
急冷組織とならないため好ましくない。
【００２４】回転ロールのロール表面周速度は、１０ｍ
／秒〜５０ｍ／秒の範囲が好適な急冷組織が得られるた
め好ましい。すなわち、ロール周速度が１０ｍ／秒未満
ではアモルファス組織とならず好ましくない、また５０
ｍ／秒を越えると、結晶化の際、良好な硬磁気特性の得
られる均一微細結晶集合体とならず、好ましくない。
／秒〜５０ｍ／秒の範囲が好適な急冷組織が得られるた
め好ましい。すなわち、ロール周速度が１０ｍ／秒未満
ではアモルファス組織とならず好ましくない、また５０
ｍ／秒を越えると、結晶化の際、良好な硬磁気特性の得
られる均一微細結晶集合体とならず、好ましくない。
【００２５】この発明において、上述の特定組成の合金
溶湯を液体急冷法にて９０％以上アモルファスからなる
均一急冷組織となした後、結晶化熱処理を施すが、磁気
特性が最高となる熱処理条件は組成に依存する。ここ
で、熱処理温度が５００℃未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が
析出しないためｉＨｃが発現しない、また７００℃を越
えると粒成長が著しくｉＨｃ、Ｂｒおよび減滋曲線の角
形性が劣化し、上述の磁気特性が得られないため、熱処
理温度は５００℃〜７００℃に限定する。
溶湯を液体急冷法にて９０％以上アモルファスからなる
均一急冷組織となした後、結晶化熱処理を施すが、磁気
特性が最高となる熱処理条件は組成に依存する。ここ
で、熱処理温度が５００℃未満ではＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が
析出しないためｉＨｃが発現しない、また７００℃を越
えると粒成長が著しくｉＨｃ、Ｂｒおよび減滋曲線の角
形性が劣化し、上述の磁気特性が得られないため、熱処
理温度は５００℃〜７００℃に限定する。
【００２６】また、熱処理雰囲気は酸化を防ぐためＡｒ
ガス、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気中もしくは１０
-2Ｔｏｒｒ以下の真空中が好ましい。磁気特性は熱処理
時間には依存しないが、６時間を越えるような場合、若
干時間の経過とともにＢｒが低下する傾向があるため、
好ましくは６時間未満が良い。
ガス、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気中もしくは１０
-2Ｔｏｒｒ以下の真空中が好ましい。磁気特性は熱処理
時間には依存しないが、６時間を越えるような場合、若
干時間の経過とともにＢｒが低下する傾向があるため、
好ましくは６時間未満が良い。
【００２７】この発明において重要な特徴として、熱処
理に際して結晶化が開始する温度付近以上からの昇温速
度があり、１０℃／分未満の昇温速度では昇温中に粒成
長が起こり、良好な硬磁気特性の得られる微細結晶集合
体とならず、１ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず好ましく
ない。また、５０℃／秒を越える昇温速度では５００℃
を通過してから生成するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出が十分
に行われず、ｉＨｃが低下するだけでなく、Ｂｒ点近傍
の減滋曲線の第２象限に磁化の低下のある減磁曲線とな
るため好ましくない。
理に際して結晶化が開始する温度付近以上からの昇温速
度があり、１０℃／分未満の昇温速度では昇温中に粒成
長が起こり、良好な硬磁気特性の得られる微細結晶集合
体とならず、１ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られず好ましく
ない。また、５０℃／秒を越える昇温速度では５００℃
を通過してから生成するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出が十分
に行われず、ｉＨｃが低下するだけでなく、Ｂｒ点近傍
の減滋曲線の第２象限に磁化の低下のある減磁曲線とな
るため好ましくない。
【００２８】なお、当該熱処理に際して結晶化開始温度
までの昇温速度は任意であり、急速加熱などを適用して
処理能率を高めることができる。結晶化開始温度は、液
体急冷法によりアモルファス化した当該試料に熱処理を
施し、Ｆｅ3Ｂ型化合物が結晶化する温度であり、発熱
を伴う反応であるので、ＤＴＡ、ＤＳＣなどの手段を用
い明確に測定できる。
までの昇温速度は任意であり、急速加熱などを適用して
処理能率を高めることができる。結晶化開始温度は、液
体急冷法によりアモルファス化した当該試料に熱処理を
施し、Ｆｅ3Ｂ型化合物が結晶化する温度であり、発熱
を伴う反応であるので、ＤＴＡ、ＤＳＣなどの手段を用
い明確に測定できる。
【００２９】結晶構造 この発明による等方性永久磁石の結晶相は、軟磁性を有
するＦｅ3Ｂ型化合物と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する硬磁性化合物相とが同一粉末中に共存し、各構成相
の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲の微細結晶集
合体からなることを特徴としている。磁石合金の平均結
晶粒径が５０ｎｍを越えると、Ｂｒおよび減磁曲線の角
形比Ｂｒ／４πＩｓが０．８５以下となるため、Ｂｒ≧
１３ｋＧの磁気特性を得ることができない。また、平均
結晶粒径は細かいほど好ましいが、１ｎｍ未満の平均結
晶粒径を得ることは工業生産上困難であるため、下限を
１ｎｍとする。
するＦｅ3Ｂ型化合物と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する硬磁性化合物相とが同一粉末中に共存し、各構成相
の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの範囲の微細結晶集
合体からなることを特徴としている。磁石合金の平均結
晶粒径が５０ｎｍを越えると、Ｂｒおよび減磁曲線の角
形比Ｂｒ／４πＩｓが０．８５以下となるため、Ｂｒ≧
１３ｋＧの磁気特性を得ることができない。また、平均
結晶粒径は細かいほど好ましいが、１ｎｍ未満の平均結
晶粒径を得ることは工業生産上困難であるため、下限を
１ｎｍとする。
【００３０】以上を要するに、この発明は、ホウ素を１
５ａｔ％以上含む鉄基合金に、３ａｔ％以下のごく少量
の希土類類と５ａｔ％以下のＣｏを添加した特定組成の
Ｆｅ−Ｂ−Ｒ−Ｃｏ（ＲはＰｒまたはＮｄの１種または
２種）の合金溶湯を回転ロール用いた特定条件の液体急
冷法を採用することにより、９０％以上アモルファス組
織からなる均一な急冷組織を得て、さらに結晶化が開始
する温度付近から５００℃〜７００℃の処理温度までの
昇温速度が１０℃／分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理
を施すことにより、Ｆｅ3Ｂ型化合物及びＮｄ2Ｆｅ14Ｂ
型結晶構造を有する化合物相を析出し、各構成相の平均
結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの均一微細結晶集合体から
なる等方性永久磁石を得るものである。この際、組成中
のホウ素は液体急冷時のアモルファス生成能を高め、１
ｋＯｅ以上のｉＨｃ及び１３ｋＧ以上のＢｒを有するに
必要な均一微細組織の生成に欠かせない、また、希土類
元素は１ｋＯｅ以上のｉＨｃの発現に不可欠のＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性化合物相の析出に必須
であり、Ｃｏは減磁曲線の角形比を向上して１３ｋＧ以
上のＢｒに寄与する。
５ａｔ％以上含む鉄基合金に、３ａｔ％以下のごく少量
の希土類類と５ａｔ％以下のＣｏを添加した特定組成の
Ｆｅ−Ｂ−Ｒ−Ｃｏ（ＲはＰｒまたはＮｄの１種または
２種）の合金溶湯を回転ロール用いた特定条件の液体急
冷法を採用することにより、９０％以上アモルファス組
織からなる均一な急冷組織を得て、さらに結晶化が開始
する温度付近から５００℃〜７００℃の処理温度までの
昇温速度が１０℃／分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理
を施すことにより、Ｆｅ3Ｂ型化合物及びＮｄ2Ｆｅ14Ｂ
型結晶構造を有する化合物相を析出し、各構成相の平均
結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの均一微細結晶集合体から
なる等方性永久磁石を得るものである。この際、組成中
のホウ素は液体急冷時のアモルファス生成能を高め、１
ｋＯｅ以上のｉＨｃ及び１３ｋＧ以上のＢｒを有するに
必要な均一微細組織の生成に欠かせない、また、希土類
元素は１ｋＯｅ以上のｉＨｃの発現に不可欠のＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性化合物相の析出に必須
であり、Ｃｏは減磁曲線の角形比を向上して１３ｋＧ以
上のＢｒに寄与する。
【００３１】
【実施例】 実施例１ 表１のＮｏ．１〜６の組成となるように、純度９９．５
％以上のＦｅ、Ｂ、Ｃｏ、Ｎｄ、Ｐｒの金属を用いて、
総量が３０ｇｒとなるように秤量し、底部に直径０．８
ｍｍのオリフィスを有する石英るつぼ内に投入し、圧力
１．３３ｋＰａのＡｒ雰囲気中で高周波加熱により溶解
し、溶解温度を１３００℃にした後、急冷雰囲気を１６
ｋＰａの不活性ガス中にて湯面を２６．７ｋＰａで加圧
して室温にてロール周速度２０ｍ／秒にて回転するＣｕ
製ロールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を噴出さ
せて幅２ｍｍ〜３ｍｍ、厚み２０μｍ〜４０μｍの液体
急冷薄帯を作製した。得られた超急冷薄帯をＣｕＫαの
特性Ｘ線によりアモルファスであることを確認した。
％以上のＦｅ、Ｂ、Ｃｏ、Ｎｄ、Ｐｒの金属を用いて、
総量が３０ｇｒとなるように秤量し、底部に直径０．８
ｍｍのオリフィスを有する石英るつぼ内に投入し、圧力
１．３３ｋＰａのＡｒ雰囲気中で高周波加熱により溶解
し、溶解温度を１３００℃にした後、急冷雰囲気を１６
ｋＰａの不活性ガス中にて湯面を２６．７ｋＰａで加圧
して室温にてロール周速度２０ｍ／秒にて回転するＣｕ
製ロールの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を噴出さ
せて幅２ｍｍ〜３ｍｍ、厚み２０μｍ〜４０μｍの液体
急冷薄帯を作製した。得られた超急冷薄帯をＣｕＫαの
特性Ｘ線によりアモルファスであることを確認した。
【００３２】この超急冷薄帯をＡｒガス中で、結晶化が
始まる５００℃〜６００℃以上を表１に示す昇温速度で
昇温し、表１に示す熱処理温度で１０分間保持し、その
後室温まで冷却して薄帯を取り出し、幅２ｍｍ〜３ｍ
ｍ、厚み２０μｍ〜４０μｍ、長さ３ｍｍ〜５ｍｍの試
料を作製し、ＶＳＭを用いて磁気特性を測定した。測定
結果を表２に示す。なお、試料の構成相をＣｕＫαの特
性Ｘ線で調査した結果、α−ｆｅ相、Ｆｅ3Ｂ相、Ｎｄ2
Ｆｅ14Ｂ相が混在する多相組織であった。なお、Ｃｏは
これらの各相でＦｅの一部を置換する。平均結晶粒径は
いずれも３０ｎｍ以下であった。
始まる５００℃〜６００℃以上を表１に示す昇温速度で
昇温し、表１に示す熱処理温度で１０分間保持し、その
後室温まで冷却して薄帯を取り出し、幅２ｍｍ〜３ｍ
ｍ、厚み２０μｍ〜４０μｍ、長さ３ｍｍ〜５ｍｍの試
料を作製し、ＶＳＭを用いて磁気特性を測定した。測定
結果を表２に示す。なお、試料の構成相をＣｕＫαの特
性Ｘ線で調査した結果、α−ｆｅ相、Ｆｅ3Ｂ相、Ｎｄ2
Ｆｅ14Ｂ相が混在する多相組織であった。なお、Ｃｏは
これらの各相でＦｅの一部を置換する。平均結晶粒径は
いずれも３０ｎｍ以下であった。
【００３３】比較例 表１のＮｏ．７〜１０の組成となるように純度９９．５
％のＦｅ、Ｂ、Ｒを用いて実施例１と同条件で超急冷簿
帯を作製した。得られた薄帯を実施例１と同一条件の熱
処理を施し、冷却後に実施例１と同条件で試料化してＶ
ＳＭを磁気特性を測定した。測定結果を表２に示す。
％のＦｅ、Ｂ、Ｒを用いて実施例１と同条件で超急冷簿
帯を作製した。得られた薄帯を実施例１と同一条件の熱
処理を施し、冷却後に実施例１と同条件で試料化してＶ
ＳＭを磁気特性を測定した。測定結果を表２に示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【発明の効果】この発明は、ホウ素を１５ａｔ％以上含
む鉄基合金に、３ａｔ％以下のごく少量の希土類類と５
ａｔ％以下のＣｏを添加した特定組成のＦｅ−Ｂ−Ｒ−
Ｃｏ（ＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）の合金滋
湯を回転ロール用いた特定条件の液体急冷法を採用する
ことにより、９０％以上アモルファス組織からなる均一
な急冷組織を得、さらに結晶化が開始する温度付近から
５００℃〜７００℃の処理温度までの昇温速度が１０℃
／分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理を施すことで、Ｆ
ｅ3Ｂ型化合物、およびＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る化合物相を析出し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ
〜５０ｎｍの均一微細結晶集合体からなる等方性永久磁
石を得るもので、ホウ素が液体急冷時のアモルファス生
成能を高め、１ｋＯｅ以上のｉＨｃ、および１３ｋＧ以
上のＢｒを有するに必要な均一微細組織の生成に寄与
し、希土類元素はｉＨｃの発現に不可欠のＮｄ2Ｆｅ14
Ｂ型結晶構造を有する硬磁性化合物相の析出に寄与し、
Ｃｏは減磁曲線の角形比を改善しＢｒを向上することに
より、減滋曲線の角形比がＢｒ／４πＩｓ≧０．８５、
磁気特性がｉＨｃ≧ｌｋｏｅ、Ｂｒ≧１３ｋＧ、である
高い磁束密度を特徴とする等方性永久磁石を得ることが
できる。
む鉄基合金に、３ａｔ％以下のごく少量の希土類類と５
ａｔ％以下のＣｏを添加した特定組成のＦｅ−Ｂ−Ｒ−
Ｃｏ（ＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）の合金滋
湯を回転ロール用いた特定条件の液体急冷法を採用する
ことにより、９０％以上アモルファス組織からなる均一
な急冷組織を得、さらに結晶化が開始する温度付近から
５００℃〜７００℃の処理温度までの昇温速度が１０℃
／分〜５０℃／秒になる結晶化熱処理を施すことで、Ｆ
ｅ3Ｂ型化合物、およびＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る化合物相を析出し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ
〜５０ｎｍの均一微細結晶集合体からなる等方性永久磁
石を得るもので、ホウ素が液体急冷時のアモルファス生
成能を高め、１ｋＯｅ以上のｉＨｃ、および１３ｋＧ以
上のＢｒを有するに必要な均一微細組織の生成に寄与
し、希土類元素はｉＨｃの発現に不可欠のＮｄ2Ｆｅ14
Ｂ型結晶構造を有する硬磁性化合物相の析出に寄与し、
Ｃｏは減磁曲線の角形比を改善しＢｒを向上することに
より、減滋曲線の角形比がＢｒ／４πＩｓ≧０．８５、
磁気特性がｉＨｃ≧ｌｋｏｅ、Ｂｒ≧１３ｋＧ、である
高い磁束密度を特徴とする等方性永久磁石を得ることが
できる。
【００３７】また、この発明は、高価な希土類元素及び
Ｃｏの含有濃度が少なく、製造方法が簡単で大量生産に
適しているため、アルニコ磁石や従来の希土類磁石より
高い残留磁束密度Ｂｒをが要求される用途に対し、高磁
束密度の等方性永久磁石を安価に安定して提供できる。
Ｃｏの含有濃度が少なく、製造方法が簡単で大量生産に
適しているため、アルニコ磁石や従来の希土類磁石より
高い残留磁束密度Ｂｒをが要求される用途に対し、高磁
束密度の等方性永久磁石を安価に安定して提供できる。
【図１】この発明の等方性永久磁石の磁気特性を評価す
るための滅磁界のモデルを示すもので、リコイルＢｒ
（ｉＨｃ）／Ｂｒ比、減磁界Ｈ1／Ｈ2比を定義するため
の磁界Ｈと磁束密度Ｂｒとの関係を示すグラフである。
るための滅磁界のモデルを示すもので、リコイルＢｒ
（ｉＨｃ）／Ｂｒ比、減磁界Ｈ1／Ｈ2比を定義するため
の磁界Ｈと磁束密度Ｂｒとの関係を示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】 組成式をＦｅ100-x-y-zＢxＲyＣｏz（但
しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と表し、組成
範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚが下記値を満足し、Ｆｅ
3Ｂ型化合物とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物
相とが共存し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０
ｎｍの範囲にある微細結晶集合体であることを特徴と
し、リコイルＢｒ（ｉＨｃ）／Ｂｒ≦０．６、減磁界Ｈ
1／Ｈ2≧０．７であり、減磁曲線の角形比がＢｒ／４π
Ｉｓ≧０．８５、磁気特性がｉＨｃ≧ｌｋＯｅ、Ｂｒ≧
１３ｋＧ、である高磁束密度を有する等方性永久磁石。 １５≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ＜３ａｔ％ ０．１≦ｚ≦５ａｔ％ - 【請求項２】 組成式をＦｅ100-x-y-zＢxＲyＣｏz（但
しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）と表し、組成
範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚが下記値を満足する合金
溶湯を、２０ｋＰａ以下の不活性ガス雰囲気または０．
１ｋＰａ以下の真空雰囲気中で、回転ロールのロール表
面速度を５ｍ／ｓ〜４０ｍ／ｓにする液体急冷条件によ
り、平均厚みが１０μｍ〜１５０μｍ、厚み方向の組織
が回転ロールに接する急冷面から、回転ロールに接しな
い自由面にかけて９０％以上アモルファス組織からなる
均一急冷組織を有する急冷薄帯を作成し、これに結晶化
熱処理を施すことを特徴とする高磁束密度を有する等方
性永久磁石の製造方法。 １５≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ＜３ａｔ％ ０．１≦ｚ≦５ａｔ％ - 【請求項３】 請求項２において、得られた急冷薄帯に
結晶化が開始する温度付近から５００℃〜７００℃の処
理温度までの昇温速度が１０℃／分〜５０℃／秒になる
結晶化熱処理を施し、Ｆｅ3Ｂ型化合物及びＮｄ2Ｆｅ14
Ｂ型結晶構造を有する化合物相を析出させ、各構成相の
平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍの均一微細結晶集合体
からなる粉末となすことを特徴とする高磁束密度を有す
る等方性永久磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23734596A JP3777225B2 (ja) | 1996-08-19 | 1996-08-19 | 高磁束密度を有する等方性永久磁石粉末とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23734596A JP3777225B2 (ja) | 1996-08-19 | 1996-08-19 | 高磁束密度を有する等方性永久磁石粉末とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1064710A true JPH1064710A (ja) | 1998-03-06 |
| JP3777225B2 JP3777225B2 (ja) | 2006-05-24 |
Family
ID=17014019
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23734596A Expired - Lifetime JP3777225B2 (ja) | 1996-08-19 | 1996-08-19 | 高磁束密度を有する等方性永久磁石粉末とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3777225B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4529198B2 (ja) * | 1999-03-19 | 2010-08-25 | 日立金属株式会社 | 微量の希土類金属を含む鉄基永久磁石およびその製造方法 |
| WO2012090765A1 (ja) * | 2010-12-27 | 2012-07-05 | Tdk株式会社 | 磁性体 |
| WO2012102379A1 (ja) * | 2011-01-28 | 2012-08-02 | 日立金属株式会社 | 急冷Fe基軟磁性合金薄帯及びその製造方法、並びに鉄心 |
| JP5686213B1 (ja) * | 2014-03-28 | 2015-03-18 | Tdk株式会社 | Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石 |
| JP5686212B1 (ja) * | 2014-03-28 | 2015-03-18 | Tdk株式会社 | Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石 |
-
1996
- 1996-08-19 JP JP23734596A patent/JP3777225B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4529198B2 (ja) * | 1999-03-19 | 2010-08-25 | 日立金属株式会社 | 微量の希土類金属を含む鉄基永久磁石およびその製造方法 |
| US8981888B2 (en) | 2010-12-27 | 2015-03-17 | Tdk Corporation | Magnetic body |
| WO2012090765A1 (ja) * | 2010-12-27 | 2012-07-05 | Tdk株式会社 | 磁性体 |
| EP2660829A4 (en) * | 2010-12-27 | 2017-11-29 | TDK Corporation | Magnetic body |
| CN103282976A (zh) * | 2010-12-27 | 2013-09-04 | Tdk株式会社 | 磁性体 |
| CN103282976B (zh) * | 2010-12-27 | 2017-02-08 | Tdk株式会社 | 磁性体 |
| JP5527434B2 (ja) * | 2010-12-27 | 2014-06-18 | Ｔｄｋ株式会社 | 磁性体 |
| JPWO2012102379A1 (ja) * | 2011-01-28 | 2014-07-03 | 日立金属株式会社 | 急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯及びその製造方法、並びに鉄心 |
| CN103348420B (zh) * | 2011-01-28 | 2016-06-15 | 日立金属株式会社 | 急冷Fe基软磁性合金薄带及其制造方法、以及铁心 |
| CN103348420A (zh) * | 2011-01-28 | 2013-10-09 | 日立金属株式会社 | 急冷Fe基软磁性合金薄带及其制造方法、以及铁心 |
| JP6107140B2 (ja) * | 2011-01-28 | 2017-04-05 | 日立金属株式会社 | Ｆｅ基アモルファスの製造方法及び鉄心の製造方法 |
| WO2012102379A1 (ja) * | 2011-01-28 | 2012-08-02 | 日立金属株式会社 | 急冷Fe基軟磁性合金薄帯及びその製造方法、並びに鉄心 |
| US10468182B2 (en) | 2011-01-28 | 2019-11-05 | Hitachi Metals, Ltd. | Rapidly quenched Fe-based soft-magnetic alloy ribbon and its production method and core |
| JP5686213B1 (ja) * | 2014-03-28 | 2015-03-18 | Tdk株式会社 | Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石 |
| JP5686212B1 (ja) * | 2014-03-28 | 2015-03-18 | Tdk株式会社 | Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石 |
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|---|---|
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