JP2003257764A - 希土類系永久磁石の製造方法 - Google Patents
希土類系永久磁石の製造方法Info
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Abstract
抗を示す高密度化R−Fe−B系ナノコンポジットバル
ク磁石の製造方法を提供すること。 【解決手段】 硬磁性相と軟磁性相とで構成されるR−
Fe−B系ナノコンポジット磁石を製造するための急冷
合金粉末を構成する個々の粒子が30体積%以上非晶質
状態にある粉末と、体積抵抗率が1×10−1Ω・cm
以上の絶縁成分とからなる出発材料を使用し、第1の製
造方法では、出発材料を圧力が10MPa以上、温度が
急冷合金粉末の結晶化温度〜850℃の条件下で熱間成
形することで、第2の製造方法では、出発材料を圧力が
10MPa以上、温度が400℃〜急冷合金粉末の結晶
化温度の条件下で熱間成形して、高密度化バルク体を
得、圧力が1MPa以下、温度が急冷合金粉末の結晶化
温度〜850℃の条件下で結晶化熱処理することで、密
度が6.5g/cm3以上の高密度化バルク磁石とす
る。
Description
の製造方法に関する。より詳細には、優れた磁石特性を
有するとともに高い電気抵抗を示す高密度化R−Fe−
B系ナノコンポジットバルク磁石の温和な条件下での簡
便な製造方法に関する。
基硼化物相やα−Fe相などの軟磁性相とで構成される
Nd−Fe−B系ナノコンポジット磁石に代表されるR
(希土類元素)−Fe−B系ナノコンポジット磁石は、
硬磁性相と軟磁性相とがナノメートルスケールの微結晶
相として混在して磁気的に結合した組織を有する磁石で
あり、優れた磁石特性を有することで注目を集めてい
る。ナノコンポジット磁石粉末の代表的な製造方法とし
ては、単ロール法などのメルトスピニング技術により、
溶融した原料合金から非晶質急冷合金薄帯を得、得られ
た非晶質急冷合金薄帯を粉砕して非晶質急冷合金粉末と
した後、これを結晶化熱処理して当該粉末を構成する個
々の粒子に対して微結晶を析出させるという方法があ
る。従来、このようにして得られた磁石粉末は樹脂バイ
ンダと混練され、ボンド磁石とされていた。ナノコンポ
ジット磁石粉末から高密度化バルク磁石を製造すること
ができれば、その優れた磁石特性を有効に発揮させるこ
とができるので望ましいことであるが、ナノコンポジッ
ト磁石粉末を構成する個々の粒子が持つ微細な結晶粒
(磁性相)は熱的安定性が低い。従って、ナノコンポジ
ット磁石粉末に対して常圧で1000℃以上に加熱する
といったような一般的な焼結条件を適用した場合、磁石
中の微細な結晶粒が粗大化してしまい、磁石特性が大き
く劣化してしまうという問題が発生する。この問題を解
消するため、ナノコンポジット磁石粉末から高密度化バ
ルク磁石を製造するための技術として、圧力を加えなが
ら加熱して成形する熱間成形が提案され、実用化に向け
て鋭意検討がなされている。熱間成形によれば、高密度
化バルク磁石とするために必要な焼結条件、特に焼結温
度を緩和することができるため、磁石中の微細な結晶粒
の粗大化が抑制されることで、優れた磁石特性を劣化さ
せることなく、高密度化バルク磁石を製造することが可
能になる。
ポジットバルク磁石が工業的に大量生産されるようにな
れば、当該磁石は、各種の技術分野において様々な利用
がなされるであろうと予想される。希土類系永久磁石モ
ータへの利用も、期待される利用方法の一つである。し
かしながら、R−Fe−B系永久磁石は本質的に電気抵
抗が低いという性質を有する。従って、優れた磁石特性
を有する高密度化ナノコンポジットバルク磁石であって
も、モータに組み込んで使用した場合には、渦電流損失
が大きくなり、モータ効率の低下を招くという問題があ
る。この問題を解決するためには磁石の電気抵抗を高め
る措置を講じなければならない。
気抵抗を高める幾つかの方法が既に提案されている。例
えば、特開平9−186010号公報には、ナノコンポ
ジット磁石粉末にLi,Na,Mg,Ca,Ba,Sr
から選ばれる少なくとも一つの元素を含むフッ化物およ
び/または酸化物からなる化合物を絶縁成分として混合
して熱間成形することで、高密度化バルク磁石中の磁石
部分をこれらの化合物で分散させ、電気抵抗を高める方
法が記載されている。また、特開平9−232122号
公報には、ナノコンポジット磁石粉末にGe粉末を絶縁
成分として混合して熱間成形し、磁石粉末を構成する個
々の粒子をGe粉末で分離した状態でバルク化すること
により、電気抵抗を高める方法が記載されている。この
ように、絶縁成分を利用して磁石粉末を構成する粒子同
士を分離して熱間成形することで高密度化バルク磁石の
電気抵抗を高める方法は、ナノコンポジット磁石に限ら
ず、磁性相がR2Fe14B相などだけで構成される急
冷磁石(多くの場合Rリッチ相を非磁性相として含む)
においても提案されており、例えば、特開平5−121
220号公報には、急冷磁石粉末と絶縁成分であるホウ
ケイ酸ガラスなどの無機バインダとの混練物を熱間成形
する方法が記載されており、特開平6−69009号公
報には、急冷磁石粉末を構成する個々の粒子の表面を絶
縁成分である金属アルコキシドの加水分解化合物で被覆
した被覆粉末を熱間成形する方法が記載されている。
ットバルク磁石中の磁石部分が絶縁成分の存在によって
分離されていれば、磁石の電気抵抗を高めることが理論
上は可能である。しかしながら、ナノコンポジット磁石
の高密度化の過程においては、急冷磁石のようにRリッ
チ相の一部が液相となって収縮することで緻密化が進行
するといったようなことがなく、磁石粉末を構成する粒
子の変形抵抗が大きいことから、緻密化が円滑に進行し
ない場合がある。そして、この傾向は、絶縁成分の存在
によってさらに助長される。勿論、より高温で熱間成形
すれば緻密化を進行させることが可能となるが、こうし
た場合、磁石粉末を構成する粒子と絶縁成分が反応して
しまったり、磁石中の微細な結晶粒が粗大化してしまう
ことで磁石特性が大きく劣化してしまったりする。一
方、低温で緻密化を進行させようとすれば、より高圧で
熱間成形しなければならない。こうした場合、磁石粉末
を構成する粒子が破壊されることで粒子の表面積が大き
くなる恐れがある。粒子の表面積が大きくなれば絶縁成
分との反応性が高まるので、磁石特性の劣化を招きかね
ない。また、熱間成形するための装置に特別な仕様など
が必要となることがある。そこで本発明は、優れた磁石
特性を有するとともに高い電気抵抗を示す高密度化R−
Fe−B系ナノコンポジットバルク磁石の温和な条件下
での簡便な製造方法を提供することを目的とする。
鑑みて種々の検討を行った結果、熱間成形するための出
発材料として結晶化熱処理された磁石粉末を使用するの
ではなく、個々の粒子が所定割合以上非晶質状態にある
急冷合金粉末を使用すれば、絶縁成分の存在下において
もナノコンポジット磁石の高密度化の過程における緻密
化が円滑に進行することから、過酷な熱間成形条件によ
らずとも、優れた磁石特性を有するとともに高い電気抵
抗を示す高密度化R−Fe−B系ナノコンポジットバル
ク磁石を簡便に製造することが可能となることを見出し
た。
のであり、本発明の第1の希土類系永久磁石の製造方法
は、請求項1記載の通り、硬磁性相と軟磁性相とで構成
されるR−Fe−B系ナノコンポジット磁石を製造する
ための急冷合金粉末であって、急冷合金粉末を構成する
個々の粒子が30体積%以上非晶質状態にある粉末と、
体積抵抗率が1×10−1Ω・cm以上の絶縁成分とか
らなる出発材料を使用し、これを圧力が10MPa以
上、温度が急冷合金粉末の結晶化温度〜850℃の条件
下で熱間成形して、密度が6.5g/cm3以上の、少
なくとも磁石部分と絶縁成分とからなる高密度化バルク
磁石とすることを特徴とする。また、本発明の第2の希
土類系永久磁石の製造方法は、請求項2記載の通り、硬
磁性相と軟磁性相とで構成されるR−Fe−B系ナノコ
ンポジット磁石を製造するための急冷合金粉末であっ
て、急冷合金粉末を構成する個々の粒子が30体積%以
上非晶質状態にある粉末と、体積抵抗率が1×10−1
Ω・cm以上の絶縁成分とからなる出発材料を使用し、
これを圧力が10MPa以上、温度が400℃〜急冷合
金粉末の結晶化温度の条件下で熱間成形して、高密度化
バルク体を得、この高密度化バルク体に対し、圧力が1
MPa以下、温度が急冷合金粉末の結晶化温度〜850
℃の条件下で結晶化熱処理して、密度が6.5g/cm
3以上の、少なくとも磁石部分と絶縁成分とからなる高
密度化バルク磁石とすることを特徴とする。また、請求
項3記載の製造方法は、請求項1または2記載の製造方
法において、高密度化バルク磁石中の磁石部分の90体
積%以上が結晶質状態になるまで結晶化させることを特
徴とする。また、請求項4記載の製造方法は、請求項1
乃至3のいずれかに記載の製造方法において、軟磁性相
が鉄基硼化物相で構成されることを特徴とする。また、
請求項5記載の製造方法は、請求項1乃至4のいずれか
に記載の製造方法において、絶縁成分が希土類酸化物、
窒化硼素、窒化アルミニウム、窒化珪素から選ばれる少
なくとも一つであることを特徴とする。また、請求項6
記載の製造方法は、請求項1乃至5のいずれかに記載の
製造方法において、急冷合金粉末を構成する個々の粒子
の表面に絶縁成分からなる絶縁層を形成した絶縁成分被
覆粉末を出発材料として使用することを特徴とする。ま
た、請求項7記載の製造方法は、請求項6記載の製造方
法において、絶縁層の形成を不活性ガス雰囲気中または
真空中で乾式法により行うことを特徴とする。また、請
求項8記載の製造方法は、請求項7記載の製造方法にお
いて、不活性ガス雰囲気中または真空中で行う乾式法が
気相成膜法であることを特徴とする。また、請求項9記
載の製造方法は、請求項6乃至8のいずれかに記載の製
造方法において、絶縁層の厚みを5μm以下とすること
を特徴とする。また、本発明の高密度化R−Fe−B系
ナノコンポジットバルク磁石は、請求項10記載の通
り、請求項1乃至9のいずれかに記載の製造方法で製造
されたことを特徴とする。
方法は、硬磁性相と軟磁性相とで構成されるR−Fe−
B系ナノコンポジット磁石を製造するための急冷合金粉
末であって、急冷合金粉末を構成する個々の粒子が30
体積%以上非晶質状態にある粉末と、体積抵抗率が1×
10−1Ω・cm以上の絶縁成分とからなる出発材料を
使用し、第1の製造方法では、出発材料を圧力が10M
Pa以上、温度が急冷合金粉末の結晶化温度〜850℃
の条件下で熱間成形することで、第2の製造方法では、
出発材料を圧力が10MPa以上、温度が400℃〜急
冷合金粉末の結晶化温度の条件下で熱間成形して、高密
度化バルク体を得、この高密度化バルク体に対し、圧力
が1MPa以下、温度が急冷合金粉末の結晶化温度〜8
50℃の条件下で結晶化熱処理することで、密度が6.
5g/cm3以上の、少なくとも磁石部分と絶縁成分と
からなる高密度化バルク磁石とすることを特徴とするも
のである。本発明の希土類系永久磁石の製造方法によれ
ば、絶縁成分が存在していてもナノコンポジット磁石の
高密度化の過程における緻密化が円滑に進行することか
ら、過酷な熱間成形条件によらずとも、優れた磁石特性
を有するとともに高い電気抵抗を示す高密度化R−Fe
−B系ナノコンポジットバルク磁石を簡便に製造するこ
とが可能となる。
成は、硬磁性相と軟磁性相とで構成されるR−Fe−B
系ナノコンポジット磁石を製造することができるもので
あればどのようなものであってもよいが、一般的には、
Rが、R2Fe14Bの化学量論組成よりも小さい10
原子%以下のもので、最終的に、磁石を構成する硬磁性
相がR2Fe14B相で、軟磁性相がFe3B相やFe
23B6相などの鉄基硼化物相やα−Fe相となるもの
が用いられる。磁石特性の向上を図るため、Co、A
l、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Ga、
Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、A
u、Cなどの種々の元素を添加してもよい。このうち、
鉄基硼化物相は塑性変形しにくい結晶相であるので、軟
磁性相が鉄基硼化物相で構成されるR−Fe−B系ナノ
コンポジット磁石を製造するための急冷合金粉末は、当
該粉末を構成する粒子の結晶化が進行するにつれて、熱
間成形の際に変形抵抗が大きくなり、高密度化の過程に
おける緻密化が困難になる。そして、この傾向は、絶縁
成分の存在によってさらに助長される。従って、本発明
の希土類系永久磁石の製造方法は、とりわけ、軟磁性相
が鉄基硼化物相で構成されるR−Fe−B系ナノコンポ
ジット磁石を製造するに際して効果を発揮する。
メルトスピニング技術により、溶融した原料合金から作
成される非晶質急冷合金薄帯を粉砕することにより取得
されるものである。当該粉末を構成する個々の粒子は、
その後の結晶化熱処理により、平均結晶粒径が500n
m以下の範囲にある硬磁性相と軟磁性相とが混在して磁
気的に結合した組織を有する粒子とされる。粉末の平均
粒度は、300μmを超えると高密度化の過程における
緻密化が円滑に進行しない恐れがあるので、300μm
以下が望ましく、10μm〜200μmがより望まし
い。
いては、急冷合金粉末を構成する個々の粒子が30体積
%以上非晶質状態にある粉末を出発材料として使用す
る。個々の粒子における非晶質状態の体積比率が30体
積%未満、即ち、個々の粒子における結晶質状態の体積
比率が70体積%を超えると、熱間成形の際に変形抵抗
が大きくなり、高密度化の過程における緻密化が困難に
なる。そして、この傾向は、絶縁成分の存在によってさ
らに助長される。出発材料として使用される急冷合金粉
末は、当該粉末を構成する個々の粒子が非晶質状態のみ
からなる粉末であってもよいので、非晶質急冷合金薄帯
を粉砕することにより取得される非晶質急冷合金粉末自
体を出発材料として使用してもよい。非晶質状態と結晶
質状態が混在した粒子から構成される急冷合金粉末は、
非晶質急冷合金薄帯を粉砕することにより取得される非
晶質急冷合金粉末をその結晶化温度以上でごく短時間熱
処理した後、アルゴンガスや窒素ガスなどの不活性ガス
を用いて冷却することにより得ることができる。急冷合
金粉末の結晶化温度は、その組成や熱処理条件によって
異なるが、概ね550℃〜800℃である。当該粉末の
結晶化反応は発熱を伴うので、当該粉末の結晶化温度や
当該粉末を構成する個々の粒子における非晶質状態の体
積比率は、示差熱分析などの熱分析による測定や透過電
子顕微鏡を用いた評価を行うことにより知ることができ
る。従って、これらのデータに基づけば、非晶質状態の
体積比率が所望する数値である粒子から構成される急冷
合金粉末を取得するための熱処理条件は容易に導き出さ
れる。また、非晶質状態と結晶質状態が混在した粒子か
ら構成される急冷合金粉末は、溶融した原料合金から急
冷合金薄帯を得る際、急冷速度を遅らせることで一部が
結晶化した急冷合金薄帯を得、これを粉砕することによ
り取得することもできる。
10−1Ω・cm以上の絶縁成分としては、酸化イット
リウム(Y2O3)などの希土類酸化物、窒化硼素、窒
化アルミニウム、窒化珪素などが望ましい。これらは体
積抵抗率が1×10−1Ω・cm以上であることから、
高密度化ナノコンポジットバルク磁石中において、十分
な絶縁性を発揮するとともに、後述する熱間成形条件に
おいては、急冷合金粉末との反応性が低いので、磁石特
性(特に保磁力:HcJ)の劣化を引き起こすようなこ
とがない。
使用態様としては、粉末の絶縁成分を使用して、急冷合
金粉末と絶縁成分粉末を、乾式法または湿式法により混
合し、両者の混合物を熱間成形する態様が挙げられる。
この場合、絶縁成分粉末の平均粒度は、混合物中におけ
る均一分散性や磁石の有効体積確保などの観点から、
0.01μm〜5μm(六方晶窒化硼素のような扁平形
状粉末を使用する場合はその平均厚みの値)であること
が望ましい。また、急冷合金粉末を構成する個々の粒子
の表面に絶縁成分からなる絶縁層を形成した絶縁成分被
覆粉末を、予め乾式法または湿式法により作成し、当該
粉末を熱間成形する態様であってもよい。高密度化ナノ
コンポジットバルク磁石とした際に当該磁石がより高い
電気抵抗を示すようにするためには、急冷合金粉末を構
成する個々の粒子の表面に絶縁成分からなる絶縁層を形
成した絶縁成分被覆粉末を熱間成形する態様が望まし
い。なお、絶縁成分の使用量についてであるが、高密度
化ナノコンポジットバルク磁石に求められる磁石特性
(特に残留磁束密度:Br)を考慮すると、当該バルク
磁石中の磁石部分の体積比率は少なくとも85体積%以
上である必要があり、その比率は高ければ高いほど望ま
しい。従って、絶縁成分の使用量は、その下限は作用を
十分に発揮させる観点から、高密度化ナノコンポジット
バルク磁石中の体積比率として1体積%以上となるよう
に使用することが望ましいが、その上限は15体積%と
なるように使用することが望ましく、10体積%となる
ように使用することがより望ましく、5体積%となるよ
うに使用することがさらに望ましい。
場合、急冷合金粉末を構成する個々の粒子の表面への絶
縁層の形成は、アルゴンガスや窒素ガスなどの不活性ガ
ス雰囲気中または真空中で行い、急冷合金粉末が極力酸
化されないように配慮することが望ましい。プラズマC
VD(化学気相蒸着)法、イオンプレーティング法、ス
パッタリング法などの気相成膜法は、その方法上、不活
性ガス雰囲気中や真空中で行われるものであるので、絶
縁層を形成する工程中において、急冷合金粉末が酸化す
ることがない。従って、気相成膜法による絶縁層の形成
は好適な態様であるといえる。また、急冷合金粉末と粉
末の絶縁成分を用い、両者に機械的エネルギーを付与し
て絶縁層を形成する方法、例えば、高速気流中衝撃法や
メカノフュージョン法などを採用してもよい。
方法としては、粉末の絶縁成分を適当な溶剤に分散させ
て調製した分散液を急冷合金粉末にスプレー法にて噴き
かけたり、当該分散液に急冷合金粉末を分散させたりし
た後、加熱乾燥して溶剤を揮散させる方法、急冷合金粉
末と粉末の絶縁成分と添加物とから作成されたスラリー
を加熱乾燥して溶剤を揮散させる方法、ゾル−ゲル化反
応を利用して絶縁成分の原料を含むゾル液に急冷合金粉
末を分散させた後、加熱乾燥して溶剤を揮散させる方法
などが挙げられる。
に形成される絶縁層の厚みは、5μmを超えると、磁石
としての有効体積が小さくなり、ボンド磁石よりも磁石
特性が低くなる恐れや、高密度化の過程において絶縁成
分被覆粉末を構成する粒子と粒子の間に無視できない空
隙が残存してしまい、当該空隙が緻密化の進行を阻害す
る恐れがある。従って、絶縁層の厚みは、5μm以下で
あることが望ましく、0.1μm〜3μmであることが
より望ましい。
いては、溶剤を使用しないので、熱間成形時において、
溶剤が残存することで高密度化の過程における緻密化の
進行が阻害されたり、残存した溶剤が急冷合金粉末と反
応することで磁石特性の劣化を招いたりすることがな
い。従って、これらの点においては乾式法が湿式法より
も有利である。
使用し、本発明の第1の製造方法では、これを圧力が1
0MPa以上、温度が急冷合金粉末の結晶化温度〜85
0℃の条件下で熱間成形して、密度が6.5g/cm3
以上の、少なくとも磁石部分と絶縁成分とからなる高密
度化バルク磁石とする。急冷合金粉末を構成する個々の
粒子が30体積%以上非晶質状態にある粉末を使用して
いるので、このような温和な条件下であっても、高密度
化の過程における緻密化が円滑に進行するとともに、当
該粒子の結晶化も進行する。従って、密度が6.5g/
cm3以上の高密度化バルク磁石を製造することができ
る。最適な熱間成形条件は、急冷合金粉末の組成や使用
する絶縁成分の種類によって適宜設定されるべきもので
あるが、一般に、圧力は、得られるバルク磁石の密度を
所望する数値とするためや金型強度の観点から、50M
Pa〜500MPaとすることが望ましい。高密度化バ
ルク磁石中の磁石部分の90体積%以上が結晶質状態に
なるまで結晶化させることで、より優れた磁石特性を有
する高密度化バルク磁石とすることができる。
いるが、本発明においてはそのいずれをも採用すること
ができ、バルク磁石の形状などに基づいて、圧縮成形、
押し出し成形、圧延成形などを適宜採用すればよい。例
えば、圧縮成形を行う場合、ホットプレス焼結(HP)
装置や放電プラズマ焼結(SPS)装置など公知の装置
を使用して行えばよい。
際、ともすれば、結晶化反応に伴う発熱により、装置内
部の急冷合金粉末の温度制御をうまく行えなくなること
で、磁石中の微細な結晶粒が粗大化してしまい、磁石特
性が大きく劣化してしまうことがあるので注意を払うべ
きである。この点、本発明の第2の製造方法において
は、圧力が10MPa以上、温度が400℃〜急冷合金
粉末の結晶化温度の条件下で熱間成形して、高密度化の
過程における緻密化のみを進行させて高密度化バルク体
を得、この高密度化バルク体に対する結晶化熱処理を、
1MPa以下の圧力下(例えば、アルゴンガスや窒素ガ
スなどの不活性ガス雰囲気中または真空中)で、温度を
急冷合金粉末の結晶化温度〜850℃に制御して行うこ
とにより、本発明の第1の製造方法において起こりうる
ような事態を回避することができる。
は、その組成や熱処理条件によって異なるが、概ね55
0℃〜800℃である。組成によっては硬磁性相と軟磁
性相とで結晶化温度が異なることに依存して2段階以上
の結晶化過程を経るために、示差熱分析などの熱分析を
行うと、2段階以上の発熱ピークが観察されるものがあ
る。このような組成の急冷合金粉末の場合、最も高い温
度で結晶化する結晶相の結晶化温度を基準として温度を
設定することに留意すべきである。従って、本発明の第
2の製造方法における熱間成形を行うための温度も、4
00℃〜最も高い温度で結晶化する結晶相の結晶化温度
である。しかしながら、熱間成形の際に結晶化反応に伴
う発熱をできるだけ引き起こさないようにするために
は、当該温度は、400℃〜最も低い温度で結晶化する
結晶相の結晶化温度であることが望ましい。
ける緻密化の進行促進や磁石強度の向上を目的として、
出発材料に結合剤を添加してもよい。結合剤としては、
上記の熱間成形条件において容易に変形し、かつ、すぐ
れた絶縁性を示すガラス質材料や耐熱性樹脂(シリコー
ン樹脂やポリイミド樹脂など)などが挙げられる。結合
剤は、例えば、急冷合金粉末と絶縁成分粉末の混合物に
混合したり、絶縁成分被覆粉末に混合したりして使用す
ればよいが、絶縁成分被覆粉末に混合する態様を採用し
た場合、急冷合金粉末と結合剤との反応(特に急冷合金
粉末を構成する粒子に含まれるRと結合剤との反応)が
絶縁成分の存在により確実に抑制される点において望ま
しい。中でも、前述の希土類酸化物、窒化硼素、窒化ア
ルミニウム、窒化珪素などは、急冷合金粉末と結合剤と
の反応を効果的に抑制する絶縁成分である。結合剤の使
用量は、絶縁成分の使用量との合計量として、高密度化
ナノコンポジットバルク磁石中の体積比率が15体積%
以下となるように使用することが望ましく、10体積%
以下となるように使用することがより望ましく、5体積
%以下となるように使用することがさらに望ましい。
説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。
30kPaのアルゴンガス雰囲気中で、厚み5μm〜1
5μmのクロムめっき層を形成した直径350mmの銅
合金製冷却ロールを15m/minの周速度で回転さ
せ、単ロール法によって、Nd2Fe14B(硬磁性
相)とFe3B(軟磁性相)とで構成されるナノコンポ
ジット磁石を製造するためのNd 5.5Fe66B
18.5Co5Cr5の組成を有する急冷合金薄帯を作
成した。得られた急冷合金薄帯を透過電子顕微鏡で観察
したところ、ほぼ100%が非晶質であった。また、こ
の急冷合金薄体の結晶化温度を示差走査熱分析装置(D
SC)を用いて測定したところ、570℃であった。
スクミルを用いて粉砕した後、JIS8801準拠の標
準ふるいを用いて分級し、表1のように粒度調整を行っ
て非晶質急冷合金粉末を得、当該粉末を粉末Aとした。
化硼素(体積抵抗率:約1014Ω・cm)からなる厚
みが約2μmの絶縁層を形成して窒化硼素被覆粉末を
得、当該粉末を粉末Bとした。なお、窒化硼素被覆粉末
の作成は、アルゴンガス雰囲気中での高周波プラズマC
VD法により、平均厚みが約0.4μmの六方晶窒化硼
素粉末を使用して行った。得られた窒化硼素被覆粉末を
粉砕して当該粉末中の窒化硼素量を蛍光X線装置で測定
したところ、約10体積%であった。
末Aを充填した石英管を管状炉内で570℃×30秒間
加熱した後、石英管ごと水冷して室温にまで冷却した。
以上の熱処理を行った粉末Aを透過電子顕微鏡で観察し
たところ、粉末を構成する個々の粒子は約50体積%が
非晶質状態にあった。この粉末を構成する個々の粒子の
表面に、粉末Bを作成する方法と同様の方法で、絶縁成
分である窒化硼素からなる厚みが約2μmの絶縁層を形
成して窒化硼素被覆粉末を得、当該粉末を粉末Cとし
た。
末Aを充填した石英管を管状炉内で680℃×5分間加
熱した後、石英管ごと水冷して室温にまで冷却した。以
上の熱処理を行った粉末Aを透過電子顕微鏡で観察した
ところ、この粉末を構成する個々の粒子はほぼ100%
結晶質状態にあった。この粉末を構成する個々の粒子の
表面に、粉末Bを作成する方法と同様の方法で、絶縁成
分である窒化硼素からなる厚みが約2μmの絶縁層を形
成して窒化硼素被覆粉末を得、当該粉末を粉末Dとし
た。
〜5〉上記の4種類の粉末A〜粉末Dを使用し、各々の
粉末35gから直径20mmの円柱状ナノコンポジット
バルク磁石を製造した。熱間成形は放電プラズマ焼結装
置を使用した圧縮成形により行った。具体的には、図1
に示すような、内側にスリーブを設けた超硬合金製のダ
イと超硬合金製のパンチからなる金型を用い、この金型
に急冷合金粉末を充填してから放電プラズマ焼結装置に
セットし、装置内を1Pa以下に減圧した後、196M
Paの加圧下でパルス通電焼結を行った。パルス通電焼
結における昇温速度は40℃/minとし、表2に示す
温度×時間で保持した後、通電を停止してから放冷して
バルク磁石を得た。なお、放電プラズマ焼結時の温度
は、スリーブに接する部分にまでダイに孔を開け、当該
孔に熱電対を挿入して測定した。
6〉上記の粉末B35gから直径20mmの円柱状ナノ
コンポジットバルク磁石を製造した。熱間成形は放電プ
ラズマ焼結装置を使用した圧縮成形により行った。具体
的には、図1に示すような、内側にスリーブを設けた超
硬合金製のダイと超硬合金製のパンチからなる金型を用
い、この金型に急冷合金粉末を充填してから放電プラズ
マ焼結装置にセットし、装置内を1Pa以下に減圧した
後、196MPaの加圧下でパルス通電焼結を行った。
パルス通電焼結における昇温速度は40℃/minと
し、530℃×5分間保持した後、通電を停止してから
放冷した。得られたバルク体を金型から取り出し、1P
a以下の減圧雰囲気中で620℃×5分間加熱した後、
アルゴンガスを導入することにより冷却してバルク磁石
を得た。なお、放電プラズマ焼結時の温度は、スリーブ
に接する部分にまでダイに孔を開け、当該孔に熱電対を
挿入して測定した。
記の製造例1〜6で得られた6種類のバルク磁石を切断
・研磨し、各々のバルク磁石から5mm×5mm×5m
mの立方体状試験片を作成し、その寸法と重量から密度
を求めた。また、この試験片について3.2MA/mの
パルス磁界を用いて着磁を行い、BHトレーサーを使用
してその磁石特性を測定した。さらに、6種類のバルク
磁石を切断・研磨し、各々のバルク磁石から5mm×5
mm×15mmの直方体状試験片を作成し、この試験片
について四端子法にて比抵抗を測定した。結果を表3に
示す。
6で得られたバルク磁石は、粉末Bまたは粉末Cを出発
材料として使用して製造されたものであるが、優れた磁
石特性を有するとともに高い電気抵抗を示し、密度が
6.5g/cm3以上の高密度化されたバルク磁石であ
った。なお、製造例2で得られたバルク磁石を透過電子
顕微鏡で観察した結果、バルク磁石中の磁石部分の95
体積%以上が結晶質状態であった。一方、製造例1で得
られたバルク磁石は、粉末Aを出発材料として使用して
製造されたものであるが、絶縁成分を使用していないこ
とから、磁石特性と高密度化の点では優れるものの、電
気抵抗が低いという欠点を有していた。製造例4で得ら
れたバルク磁石は、粉末Dを出発材料として使用して製
造されたものであるが、この粉末を構成する個々の粒子
はほぼ100%結晶質状態にあることから、緻密化の進
行が阻害され、高密度化の点で劣るという欠点を有して
いた。製造例5で得られたバルク磁石は、製造例4で得
られたバルク磁石と同様に、粉末Dを出発材料として使
用して製造されたものであるが、放電プラズマ焼結時に
おける保持温度を製造例4の保持温度よりも高く設定し
たことで、高密度化の点で改善が見られたが、温度が高
すぎたためにHcJが大きく劣化してしまい、磁石特性
に問題があった。
るとともに高い電気抵抗を示す高密度化R−Fe−B系
ナノコンポジットバルク磁石の温和な条件下での簡便な
製造方法が提供される。
を製造するために使用した金型の模式図(一部透視
図)。
Claims (10)
- 【請求項1】 硬磁性相と軟磁性相とで構成されるR−
Fe−B系ナノコンポジット磁石を製造するための急冷
合金粉末であって、急冷合金粉末を構成する個々の粒子
が30体積%以上非晶質状態にある粉末と、体積抵抗率
が1×10−1Ω・cm以上の絶縁成分とからなる出発
材料を使用し、これを圧力が10MPa以上、温度が急
冷合金粉末の結晶化温度〜850℃の条件下で熱間成形
して、密度が6.5g/cm3以上の、少なくとも磁石
部分と絶縁成分とからなる高密度化バルク磁石とするこ
とを特徴とする希土類系永久磁石の製造方法。 - 【請求項2】 硬磁性相と軟磁性相とで構成されるR−
Fe−B系ナノコンポジット磁石を製造するための急冷
合金粉末であって、急冷合金粉末を構成する個々の粒子
が30体積%以上非晶質状態にある粉末と、体積抵抗率
が1×10−1Ω・cm以上の絶縁成分とからなる出発
材料を使用し、これを圧力が10MPa以上、温度が4
00℃〜急冷合金粉末の結晶化温度の条件下で熱間成形
して、高密度化バルク体を得、この高密度化バルク体に
対し、圧力が1MPa以下、温度が急冷合金粉末の結晶
化温度〜850℃の条件下で結晶化熱処理して、密度が
6.5g/cm3以上の、少なくとも磁石部分と絶縁成
分とからなる高密度化バルク磁石とすることを特徴とす
る希土類系永久磁石の製造方法。 - 【請求項3】 高密度化バルク磁石中の磁石部分の90
体積%以上が結晶質状態になるまで結晶化させることを
特徴とする請求項1または2記載の製造方法。 - 【請求項4】 軟磁性相が鉄基硼化物相で構成されるこ
とを特徴とする請求項1乃至3のいずれかに記載の製造
方法。 - 【請求項5】 絶縁成分が希土類酸化物、窒化硼素、窒
化アルミニウム、窒化珪素から選ばれる少なくとも一つ
であることを特徴とする請求項1乃至4のいずれかに記
載の製造方法。 - 【請求項6】 急冷合金粉末を構成する個々の粒子の表
面に絶縁成分からなる絶縁層を形成した絶縁成分被覆粉
末を出発材料として使用することを特徴とする請求項1
乃至5のいずれかに記載の製造方法。 - 【請求項7】 絶縁層の形成を不活性ガス雰囲気中また
は真空中で乾式法により行うことを特徴とする請求項6
記載の製造方法。 - 【請求項8】 不活性ガス雰囲気中または真空中で行う
乾式法が気相成膜法であることを特徴とする請求項7記
載の製造方法。 - 【請求項9】 絶縁層の厚みを5μm以下とすることを
特徴とする請求項6乃至8のいずれかに記載の製造方
法。 - 【請求項10】 請求項1乃至9のいずれかに記載の製
造方法で製造されたことを特徴とする高密度化R−Fe
−B系ナノコンポジットバルク磁石。
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