JP2638995B2 - 永久磁石構造体 - Google Patents
永久磁石構造体Info
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Description
【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、永久磁石型モータに使用されるような永久
磁石構造体に関するものであり、更に詳しくはR2Fe14B
相と非晶質相とを共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系粒子
（但しＲはＹを含むCe,Pr,Nd,Gd,Tb,Dy,Ho等の希土類元
素，またFeの一部をCoで置換したＲ−Fe−Co−Ｂ系を含
み、更にはSi,Al,Nb,Zr,Hf,Mo,Ga,P,Cの１種または２種
以上の組み合わせを用いたＲ−Fe−Ｂ−Ｍ系,R−Fe−Co
−Ｂ−Ｍ系を包含する）と電気伝導性支持部材とから構
成される永久磁石構造体に関する。
磁石構造体に関するものであり、更に詳しくはR2Fe14B
相と非晶質相とを共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系粒子
（但しＲはＹを含むCe,Pr,Nd,Gd,Tb,Dy,Ho等の希土類元
素，またFeの一部をCoで置換したＲ−Fe−Co−Ｂ系を含
み、更にはSi,Al,Nb,Zr,Hf,Mo,Ga,P,Cの１種または２種
以上の組み合わせを用いたＲ−Fe−Ｂ−Ｍ系,R−Fe−Co
−Ｂ−Ｍ系を包含する）と電気伝導性支持部材とから構
成される永久磁石構造体に関する。
従来の技術 Ｒ（Co,Cu,Fe,M）ｎ（但しＲはSm,Ceなどの希土類元
素、Ｍは周期律表のIV族,V族,VI族,VII族に属する元素
の１種または２種以上の組み合わせ、ｎは一般に５〜９
のｐ整数）で例示されるSm−Co系焼結磁石は環状に形成
する場合、ラジアル方向へ磁気異方化することが極めて
難しい。その主な理由は焼結過程において異方性に基づ
く膨脹率に差が生じるためであり、特に薄肉環状磁石の
場合には等方性にて対応するほかない。このため本来な
らば、20〜30MGOe発現する高度な磁気性能も5MGOe程度
に低下してしまう。更に高度な寸法精度が要求される永
久磁石モータの永久磁石の場合には、研削加工が必要で
あるため歩留りが悪く、SmやCoを主成分とすることも加
えると経済性において性能とのバランスに乏しい。
素、Ｍは周期律表のIV族,V族,VI族,VII族に属する元素
の１種または２種以上の組み合わせ、ｎは一般に５〜９
のｐ整数）で例示されるSm−Co系焼結磁石は環状に形成
する場合、ラジアル方向へ磁気異方化することが極めて
難しい。その主な理由は焼結過程において異方性に基づ
く膨脹率に差が生じるためであり、特に薄肉環状磁石の
場合には等方性にて対応するほかない。このため本来な
らば、20〜30MGOe発現する高度な磁気性能も5MGOe程度
に低下してしまう。更に高度な寸法精度が要求される永
久磁石モータの永久磁石の場合には、研削加工が必要で
あるため歩留りが悪く、SmやCoを主成分とすることも加
えると経済性において性能とのバランスに乏しい。
一方Ｒ（Co,Cu,Fe,M）ｎで例示されるSm−Co系樹脂磁
石はマトリクスである樹脂がラジアル方向へ異方化した
Sm−Co系粒子の膨脹率の差を吸収してくれるためにラジ
アル磁気異方化した環状磁石を製造することができる。
例えば、アキシャル方向へ磁気異方化した場合には８〜
10MGOeの磁気性能を有する磁石が容易に得られる。該磁
気性能は磁気異方化した焼結磁石に比べて低いけれども
高度に寸法精度を確保し易い。
石はマトリクスである樹脂がラジアル方向へ異方化した
Sm−Co系粒子の膨脹率の差を吸収してくれるためにラジ
アル磁気異方化した環状磁石を製造することができる。
例えば、アキシャル方向へ磁気異方化した場合には８〜
10MGOeの磁気性能を有する磁石が容易に得られる。該磁
気性能は磁気異方化した焼結磁石に比べて低いけれども
高度に寸法精度を確保し易い。
発明が解決しようとする課題 しかし上記Sm−Co系樹脂磁石であっても環状磁石の小
形化、薄肉軽量化、或はまた永久磁石モータに使用され
るような一般に他の支持部材とのアッセンブル性などの
面で、なお十分対処できないという欠点があった。
形化、薄肉軽量化、或はまた永久磁石モータに使用され
るような一般に他の支持部材とのアッセンブル性などの
面で、なお十分対処できないという欠点があった。
以下その理由を説明する。
先ず、環状磁石の小形化・薄肉化などでは磁気性能の
制約を受け易い。一般にSm−Co系樹脂磁石をラジアル磁
気異方化する手段としては、例えば特開昭57−170501号
公報に記載されているようにキャビティを取り囲んで磁
性体ヨークと非磁性体ヨークとを組み合わせ、且つ外側
に磁化コイルを配置した金型を用いるか、或はまたキャ
ビティの外周に磁化コイルを埋設した金型を用いる。か
かる方法はキャビティ内に所定の磁界の強さを発生させ
るために高電圧低電流型の電源を用い、且つ起磁力を大
とすることが行われている。しかし、金型の外周からヨ
ークによって磁化コイルで励磁した磁束をキャビティ内
に有効に集束させるために磁路長を長くせざるを得ず、
特に小径の環状磁石の場合には起磁力のかなりの部分が
漏洩磁束として消費されてしまう。従ってラジアル磁気
異方化の程度に基づく磁気性能が、該磁石形状によって
重大な影響を受けざるを得ない。
制約を受け易い。一般にSm−Co系樹脂磁石をラジアル磁
気異方化する手段としては、例えば特開昭57−170501号
公報に記載されているようにキャビティを取り囲んで磁
性体ヨークと非磁性体ヨークとを組み合わせ、且つ外側
に磁化コイルを配置した金型を用いるか、或はまたキャ
ビティの外周に磁化コイルを埋設した金型を用いる。か
かる方法はキャビティ内に所定の磁界の強さを発生させ
るために高電圧低電流型の電源を用い、且つ起磁力を大
とすることが行われている。しかし、金型の外周からヨ
ークによって磁化コイルで励磁した磁束をキャビティ内
に有効に集束させるために磁路長を長くせざるを得ず、
特に小径の環状磁石の場合には起磁力のかなりの部分が
漏洩磁束として消費されてしまう。従ってラジアル磁気
異方化の程度に基づく磁気性能が、該磁石形状によって
重大な影響を受けざるを得ない。
次に上記のようなSm−Co系樹脂磁石を永久磁石モータ
の例えばロータ部材とする場合、環状磁石に直接軸を固
定するよりも支持部材を介在させて環状磁石と軸とを固
定する場合が一般である。ここで環状磁石と支持部材と
は機械的な嵌合によるか、或は外部から接着剤を流入せ
しめて固着する。何故ならラジアル磁気異方化した環状
磁石では金型構成上の制約によって非磁性或は磁性を有
する任意の支持部材と一体的に製造することが極めて困
難だからである。従って環状磁石と支持部材とを機械的
な嵌合とした場合には接着剤が流入する空隙が必要なこ
とから環状磁石と支持部材との接合強度や寸法精度、或
は作業性などアッセンブル性に難点がある。
の例えばロータ部材とする場合、環状磁石に直接軸を固
定するよりも支持部材を介在させて環状磁石と軸とを固
定する場合が一般である。ここで環状磁石と支持部材と
は機械的な嵌合によるか、或は外部から接着剤を流入せ
しめて固着する。何故ならラジアル磁気異方化した環状
磁石では金型構成上の制約によって非磁性或は磁性を有
する任意の支持部材と一体的に製造することが極めて困
難だからである。従って環状磁石と支持部材とを機械的
な嵌合とした場合には接着剤が流入する空隙が必要なこ
とから環状磁石と支持部材との接合強度や寸法精度、或
は作業性などアッセンブル性に難点がある。
以上のような問題は、本発明の利用分野として挙げる
永久磁石モータの性能や構造など、該設計思想に重大な
影響を及ぼすことは明白である。本発明は以上のような
形状任意性の乏しさに起因した永久磁石の磁気性能を改
善しつつ、同時にアッセンブル性の向上も果たし得る永
久磁石構造体を提供しようとするものである。
永久磁石モータの性能や構造など、該設計思想に重大な
影響を及ぼすことは明白である。本発明は以上のような
形状任意性の乏しさに起因した永久磁石の磁気性能を改
善しつつ、同時にアッセンブル性の向上も果たし得る永
久磁石構造体を提供しようとするものである。
課題を解決するための手段 本発明はR2Fe14B相と非晶質相とを共有する非平衡状
態Ｒ−Fe−Ｂ系粒子（但しＲはＹを含むCe,Pr,Nd,Gd,T
b,Dy,Ho等の希土類元素、またFeの一部をCoで置換した
Ｒ−Fe−Co−Ｂ系を含み、更にはSi,Al,Nb,Zr,Hf,Mo,G
a,P,Cの１種または２種以上の組み合わせを用いたＲ−F
e−Ｂ−Ｍ系,R−Fe−Co−Ｂ−Ｍ系を包含する。）の集
合体と電気伝導性支持部材とに直接圧力と電流とを附加
し、該集合した粒子接触界面、並びに該粒子と電気伝導
性支持部材との接触界面を原子的に結合しせめて永久磁
石構造体とするものである。
態Ｒ−Fe−Ｂ系粒子（但しＲはＹを含むCe,Pr,Nd,Gd,T
b,Dy,Ho等の希土類元素、またFeの一部をCoで置換した
Ｒ−Fe−Co−Ｂ系を含み、更にはSi,Al,Nb,Zr,Hf,Mo,G
a,P,Cの１種または２種以上の組み合わせを用いたＲ−F
e−Ｂ−Ｍ系,R−Fe−Co−Ｂ−Ｍ系を包含する。）の集
合体と電気伝導性支持部材とに直接圧力と電流とを附加
し、該集合した粒子接触界面、並びに該粒子と電気伝導
性支持部材との接触界面を原子的に結合しせめて永久磁
石構造体とするものである。
作用 抵抗焼結、或は放電焼結は難焼結材料を焼結す方法と
して知られている。本発明はR2Fe14B相と非晶質相とを
共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系粒子の集合体、並びに
該集合体と支持部材との一体化に採用することが極めて
有効であることを見い出したものである。この方法の原
理は粒子、並びに支持部材自体に直接電圧印加し、通電
することにより粒子相互、或は支持部材との接触界面の
原子的結合を行うものである。電圧印加により粒子相
互、或は支持部材との接触界面を絶縁破壊せしめ、放電
を行えば接触界面では陰極から飛び出した電子と陽極で
発生したイオン衝撃によって表面が浄化される。そし
て、放電衝撃圧力は粒子に歪を与えて原子の拡散速度を
助長しつつ、電流によるジュール熱は接触界面を中心に
拡がり、粒子が塑性変形し易くなる。とくに接触界面の
原子は活性化されて移動し易い状態にあるから原子的結
合が促進される。この方法における特徴は電気抵抗の大
きな膜の厚みが僅か10nm以下であること及び通電にあ
り、sec水準の通電によってR2Fe14B相と非晶質相とを共
有する非平衡状態が移行することなく、接触界面を一体
化することができることにある。尚、この通電時に粒子
集合体に圧力を加えて接触界面の一体化に伴う粒子の再
配列を促進させ、空孔を減少させることは本発明に係る
Ｒ−Fe−Ｂ系永久磁石の磁気性能を改善するうえで重要
であり、必要な条件である。
して知られている。本発明はR2Fe14B相と非晶質相とを
共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系粒子の集合体、並びに
該集合体と支持部材との一体化に採用することが極めて
有効であることを見い出したものである。この方法の原
理は粒子、並びに支持部材自体に直接電圧印加し、通電
することにより粒子相互、或は支持部材との接触界面の
原子的結合を行うものである。電圧印加により粒子相
互、或は支持部材との接触界面を絶縁破壊せしめ、放電
を行えば接触界面では陰極から飛び出した電子と陽極で
発生したイオン衝撃によって表面が浄化される。そし
て、放電衝撃圧力は粒子に歪を与えて原子の拡散速度を
助長しつつ、電流によるジュール熱は接触界面を中心に
拡がり、粒子が塑性変形し易くなる。とくに接触界面の
原子は活性化されて移動し易い状態にあるから原子的結
合が促進される。この方法における特徴は電気抵抗の大
きな膜の厚みが僅か10nm以下であること及び通電にあ
り、sec水準の通電によってR2Fe14B相と非晶質相とを共
有する非平衡状態が移行することなく、接触界面を一体
化することができることにある。尚、この通電時に粒子
集合体に圧力を加えて接触界面の一体化に伴う粒子の再
配列を促進させ、空孔を減少させることは本発明に係る
Ｒ−Fe−Ｂ系永久磁石の磁気性能を改善するうえで重要
であり、必要な条件である。
R2Fe14B相と非晶質相とを共有する非平衡状態Ｒ−Fe
−Ｂ系粒子（但しＲはＹを含むCe,Pr,Nd,Gd,Tb,Dy,Ho等
の希土類元素、またFeの一部をCoで置換したＲ−Fe−Ｂ
系を含み、更にはSi,Al,Nb,Zr,Hf,Mo,Ga,P,Cの１種また
は２種以上の組み合わせを用いたＲ−Fe−Ｂ−Ｍ系,R−
Fe−Co−Ｂ−Ｍ系を包含する）は好ましくはR11〜18原
子％,B4〜11原子％,Co30原子％以下、Si,Al,Nb,Zr,Hf,M
o,Ga,P,Cなどの添加元素３原子％以下、残部Feおよび不
可避不純物からなる組成としたものである。また、R2Fe
14B相は10〜500nmとして保磁力の水準を維持・確保する
ことが必要である。
−Ｂ系粒子（但しＲはＹを含むCe,Pr,Nd,Gd,Tb,Dy,Ho等
の希土類元素、またFeの一部をCoで置換したＲ−Fe−Ｂ
系を含み、更にはSi,Al,Nb,Zr,Hf,Mo,Ga,P,Cの１種また
は２種以上の組み合わせを用いたＲ−Fe−Ｂ−Ｍ系,R−
Fe−Co−Ｂ−Ｍ系を包含する）は好ましくはR11〜18原
子％,B4〜11原子％,Co30原子％以下、Si,Al,Nb,Zr,Hf,M
o,Ga,P,Cなどの添加元素３原子％以下、残部Feおよび不
可避不純物からなる組成としたものである。また、R2Fe
14B相は10〜500nmとして保磁力の水準を維持・確保する
ことが必要である。
R2Fe14B相と非晶質相を有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ
系粒子は所定の組成の母合金を高周波溶解、アーク溶解
等で作成し、高温融液状態から104℃/sec以上の冷却速
度で超急冷するることにより、少なくとも融液状態で凍
結した非晶質相を有する非平衡状態とする必要がある。
非平衡状態を得る超急冷方法は単ロール法、双ロール法
のいずれであっても差し支えない。尚、ロール材質はF
e,Cu等を用いるがCuの場合はCrメッキを施すことが望ま
しい。また、超急冷は酸化防止のためAr,He等の不活性
ガス雰囲気で行う。尚、超急冷方法によって得たR2Fe14
B相と非晶質相とを共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系粒
子はR2Fe14B相が等方的に集合した組織を有するフレー
ク状であるが、これを温間圧延して面に対して垂直方向
に磁気異方化した粒子であっても、或はまた特開昭60−
100402号公報記載のような２段階ホットプレス法により
磁気異方化した塊状物質を粉砕した粒子であっても差し
支えない。しかし、ここでより好ましは超急冷フレーク
を直接温間圧延して磁気異方化した粒子である。
系粒子は所定の組成の母合金を高周波溶解、アーク溶解
等で作成し、高温融液状態から104℃/sec以上の冷却速
度で超急冷するることにより、少なくとも融液状態で凍
結した非晶質相を有する非平衡状態とする必要がある。
非平衡状態を得る超急冷方法は単ロール法、双ロール法
のいずれであっても差し支えない。尚、ロール材質はF
e,Cu等を用いるがCuの場合はCrメッキを施すことが望ま
しい。また、超急冷は酸化防止のためAr,He等の不活性
ガス雰囲気で行う。尚、超急冷方法によって得たR2Fe14
B相と非晶質相とを共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系粒
子はR2Fe14B相が等方的に集合した組織を有するフレー
ク状であるが、これを温間圧延して面に対して垂直方向
に磁気異方化した粒子であっても、或はまた特開昭60−
100402号公報記載のような２段階ホットプレス法により
磁気異方化した塊状物質を粉砕した粒子であっても差し
支えない。しかし、ここでより好ましは超急冷フレーク
を直接温間圧延して磁気異方化した粒子である。
上記のような磁気異方化したR2Fe14B相と非晶質相と
を共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系粒子はフレーク状で
あれば、一体化する段階で高度な機械配向を施した異方
性磁石となるが、必要に応じて適宜予め磁場配向したグ
リーン体としてもよい。またR2Fe14B相と非晶質相とを
共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系粒子はR2Fe14B相が等
方的に集合した組織を有する状態のまま、該粒子を一体
化せしめ、または／および温間塑性変形することにより
磁気異方化しても差し支えない。
を共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系粒子はフレーク状で
あれば、一体化する段階で高度な機械配向を施した異方
性磁石となるが、必要に応じて適宜予め磁場配向したグ
リーン体としてもよい。またR2Fe14B相と非晶質相とを
共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系粒子はR2Fe14B相が等
方的に集合した組織を有する状態のまま、該粒子を一体
化せしめ、または／および温間塑性変形することにより
磁気異方化しても差し支えない。
次に電気伝導性支持部材は、例えば、永久磁石モータ
の設計思想に基づき非磁性、或は磁性支持部材を用いる
ことができる。また、該支持部材が粒子集合体であり同
時に永久磁石構造体とすることもできる。
の設計思想に基づき非磁性、或は磁性支持部材を用いる
ことができる。また、該支持部材が粒子集合体であり同
時に永久磁石構造体とすることもできる。
実施例 以下本発明を実施例により具体的に説明する。
実施例１ 純度97wt％のNd（残部はCe,Prを主体とする希土類元
素），フェロボロン（Ｂ純分約20wt％）および電解鉄を
使用し、Ndが29wt％,Bが1wt％，残部FeとなるようArガ
ス雰囲気中で高周波加熱により溶解し母合金を得た。次
に該母合金をArガス雰囲気中で高周波加熱により融解状
態としたのち、周速度約50m/secのCu製ロールに噴射し
単ロール法により厚さ40μｍのリボンとした。このリボ
ンは融液状態のまま凍結された非晶質相のリボンである
ことをＸ回折によって確認した。該非晶質リボンをArガ
ス雰囲気中700℃で熱処理し、等方的に集合した200nm以
下のR2Fe14B相と非晶質相とを共有する非平衡状態Ｒ−F
e−Ｂ粒子とした。この粒子を第１図のような電気絶縁
性金型部材と電気伝導性金型部材、並びに電気伝導性支
持部材とで構成した金型キャビティに充填した。但し第
１図において、１はR2Fe14B相と非晶質相とを共有する
非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系粒子の集合体、２はCu製電気伝
導性支持部材、３は電気絶縁性ダイ、4aは電気伝導性パ
ンチ、4bは電気絶縁性パンチ、5aは電気伝導性センタコ
ア、5bは電気絶縁性センタコアである。次に当該Ｒ−Fe
−Ｂ粒子集合体にパンチ4a,4bを介して300kgf/cm2の圧
力を加えつつ、電気伝導性金型部材に10sec,650A通電し
た。次に脱型することにより外径8mm,高さ4mmの永久磁
石部材と電気伝導性支持部材とが一体化した永久磁石構
造体を得た。該永久磁石構造体の永久磁石部分は相対密
度98.6％であり、電気伝導性支持部材と強固に接合した
ものであった。この永久磁石構造体の永久磁石部分を第
２図のように切り出しラジアル方向の45KOeパルス着磁
後の磁気性能を試料振動型磁力計により測定したところ
（BH）max12.3MGOe,Br7.96KG,Hcj13.2KOeであった。
尚、第２図中１は永久磁石、２は電気伝導性支持部材、
a,b,cは寸法、Ｈはパンチ着磁の方向を示し、反磁界係
数は1/3とした。
素），フェロボロン（Ｂ純分約20wt％）および電解鉄を
使用し、Ndが29wt％,Bが1wt％，残部FeとなるようArガ
ス雰囲気中で高周波加熱により溶解し母合金を得た。次
に該母合金をArガス雰囲気中で高周波加熱により融解状
態としたのち、周速度約50m/secのCu製ロールに噴射し
単ロール法により厚さ40μｍのリボンとした。このリボ
ンは融液状態のまま凍結された非晶質相のリボンである
ことをＸ回折によって確認した。該非晶質リボンをArガ
ス雰囲気中700℃で熱処理し、等方的に集合した200nm以
下のR2Fe14B相と非晶質相とを共有する非平衡状態Ｒ−F
e−Ｂ粒子とした。この粒子を第１図のような電気絶縁
性金型部材と電気伝導性金型部材、並びに電気伝導性支
持部材とで構成した金型キャビティに充填した。但し第
１図において、１はR2Fe14B相と非晶質相とを共有する
非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系粒子の集合体、２はCu製電気伝
導性支持部材、３は電気絶縁性ダイ、4aは電気伝導性パ
ンチ、4bは電気絶縁性パンチ、5aは電気伝導性センタコ
ア、5bは電気絶縁性センタコアである。次に当該Ｒ−Fe
−Ｂ粒子集合体にパンチ4a,4bを介して300kgf/cm2の圧
力を加えつつ、電気伝導性金型部材に10sec,650A通電し
た。次に脱型することにより外径8mm,高さ4mmの永久磁
石部材と電気伝導性支持部材とが一体化した永久磁石構
造体を得た。該永久磁石構造体の永久磁石部分は相対密
度98.6％であり、電気伝導性支持部材と強固に接合した
ものであった。この永久磁石構造体の永久磁石部分を第
２図のように切り出しラジアル方向の45KOeパルス着磁
後の磁気性能を試料振動型磁力計により測定したところ
（BH）max12.3MGOe,Br7.96KG,Hcj13.2KOeであった。
尚、第２図中１は永久磁石、２は電気伝導性支持部材、
a,b,cは寸法、Ｈはパンチ着磁の方向を示し、反磁界係
数は1/3とした。
尚、比較のため溶体化処理を経て得たHcj9.8KOeのSm
（Co0.688,Cu0.101,Fe0.214,Zr0.017）７粒子92wt％と
下記構造を有する相対粘度1.6（0.5％ ｍ−クレゾール
溶液を25℃でオストワルド粘度計により測定）の12−ポ
リアミド8wt％とを混練して得た射出成形グレードのSm
−Co計樹脂磁石を40000AT反発起磁力によるラジアル磁
界中で射出成形した外径8mm,高さ4mmの環状磁石を切り
出し、ラジアル方向45KOeパルス着磁後の磁気性能を測
定したところ（BH）max3.7MGOe,Br4.1KG,Hcj9.8KOeに過
ぎかった。
（Co0.688,Cu0.101,Fe0.214,Zr0.017）７粒子92wt％と
下記構造を有する相対粘度1.6（0.5％ ｍ−クレゾール
溶液を25℃でオストワルド粘度計により測定）の12−ポ
リアミド8wt％とを混練して得た射出成形グレードのSm
−Co計樹脂磁石を40000AT反発起磁力によるラジアル磁
界中で射出成形した外径8mm,高さ4mmの環状磁石を切り
出し、ラジアル方向45KOeパルス着磁後の磁気性能を測
定したところ（BH）max3.7MGOe,Br4.1KG,Hcj9.8KOeに過
ぎかった。
実施例２ 実施例１で用いた等方的に集合した200nm以下のR2Fe
14B相と非晶質相とを共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系
粒子を第１図と同様の構成を有するキャビティに充填し
た。但し電気伝導性支持部材は0.5mmの電磁鋼板を12枚
積層した外径47mmの電磁鋼板積層コアである。次に当該
Ｒ−Fe−Ｂ粒子集合体にパンチ4a,4bを介して300kgf/cm
2の圧力を加えつつ、電気伝導性金型部材に実施例１と
同様に通電した。次に脱型することにより外径50mm,高
さ6mmの永久磁石部材と電気伝導性支持部材とが一体化
した永久磁石構造体を得た。該永久磁石構造体の永久磁
石部分は相対密度98.6％であり、100℃,104rpmの回転に
耐える強固な接合力を確保したものであった。また、ラ
ジアル方向の磁気性能を実施例１と同様に測定したとこ
ろ（BH）max13.0MGOe,Br7.93KG,Hcj13.8KOeであった。
14B相と非晶質相とを共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ系
粒子を第１図と同様の構成を有するキャビティに充填し
た。但し電気伝導性支持部材は0.5mmの電磁鋼板を12枚
積層した外径47mmの電磁鋼板積層コアである。次に当該
Ｒ−Fe−Ｂ粒子集合体にパンチ4a,4bを介して300kgf/cm
2の圧力を加えつつ、電気伝導性金型部材に実施例１と
同様に通電した。次に脱型することにより外径50mm,高
さ6mmの永久磁石部材と電気伝導性支持部材とが一体化
した永久磁石構造体を得た。該永久磁石構造体の永久磁
石部分は相対密度98.6％であり、100℃,104rpmの回転に
耐える強固な接合力を確保したものであった。また、ラ
ジアル方向の磁気性能を実施例１と同様に測定したとこ
ろ（BH）max13.0MGOe,Br7.93KG,Hcj13.8KOeであった。
尚、比較のため実施例１で用いた射出成形グレードの
Sm−Co系樹脂磁石でラジアル磁界中にて積層電磁鋼板の
一体成形を試みたが、12−ポリアミドの溶融・固化に伴
う体積収縮が原因となって亀裂が生じてしまった。
Sm−Co系樹脂磁石でラジアル磁界中にて積層電磁鋼板の
一体成形を試みたが、12−ポリアミドの溶融・固化に伴
う体積収縮が原因となって亀裂が生じてしまった。
実施例３ 実施例１で用いた厚さ約40μｍの非晶質リボンをアル
ゴン雰囲気中700℃で温間圧延し、厚さ約20μｍとし
た。
ゴン雰囲気中700℃で温間圧延し、厚さ約20μｍとし
た。
これにより面に対して垂直方向にＣ軸が配列したR2Fe
14B相と非晶質相とを共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ粒
子を得た。一方、Fe60Ni40P14B6なる非晶質相薄帯を粉
砕し粒子とした。次に上記Ｒ−Fe−Ｂ粒子とFe−Ni−Ｐ
−Ｂ系粒子とをそれぞれ個別に6ton/cm2の成形圧力で第
３図a,bのようなＣ形状のグリーン体とした。但しａは
Ｒ−Fe−Ｂ粒子のグリーン体,bはFe−Ni−Ｐ−Ｂ系粒子
のグリーン体である。これを第４図のような電気絶縁性
金型部材と電気伝導性金型部材で構成した金型キャビテ
ィに装填した。但し第４図において、１は面に体して垂
直方向にＣ軸が配列したR2Fe14B相と非晶質相とを共有
する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ粒子のグリーン体,2は電気伝
導性支持部材に該当するFe−Ni−Ｐ−Ｂ系粒子のグリー
ン体、３は電気絶縁性ダイ、４は電気伝導性パンチであ
る。次にパンチ４を介して300kgf/cm2の圧力を加えつ
つ、電気伝導性金型部材に20sec,650A通電した。次に脱
型することにより第３図ＣのようなＣ形状永久磁石構造
体を得た。該永久磁石構造体の永久磁石部分の相対密度
は99.7％であり、Ｒ−Fe−Ｂ系粒子は第３図ｄのように
規則的に配列していた。この永久磁石構造体の永久磁石
部分を切り出し、半径方向の磁気性能を実施例１と同様
に測定したところ（BH）max31.0MGOe,Br11.8KG,Hcj14.7
KOeであった。また、電気伝導性支持部材として一体成
形したFe−Ni−Ｐ−Ｂ系部材は非晶質状態を維持してい
た。
14B相と非晶質相とを共有する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ粒
子を得た。一方、Fe60Ni40P14B6なる非晶質相薄帯を粉
砕し粒子とした。次に上記Ｒ−Fe−Ｂ粒子とFe−Ni−Ｐ
−Ｂ系粒子とをそれぞれ個別に6ton/cm2の成形圧力で第
３図a,bのようなＣ形状のグリーン体とした。但しａは
Ｒ−Fe−Ｂ粒子のグリーン体,bはFe−Ni−Ｐ−Ｂ系粒子
のグリーン体である。これを第４図のような電気絶縁性
金型部材と電気伝導性金型部材で構成した金型キャビテ
ィに装填した。但し第４図において、１は面に体して垂
直方向にＣ軸が配列したR2Fe14B相と非晶質相とを共有
する非平衡状態Ｒ−Fe−Ｂ粒子のグリーン体,2は電気伝
導性支持部材に該当するFe−Ni−Ｐ−Ｂ系粒子のグリー
ン体、３は電気絶縁性ダイ、４は電気伝導性パンチであ
る。次にパンチ４を介して300kgf/cm2の圧力を加えつ
つ、電気伝導性金型部材に20sec,650A通電した。次に脱
型することにより第３図ＣのようなＣ形状永久磁石構造
体を得た。該永久磁石構造体の永久磁石部分の相対密度
は99.7％であり、Ｒ−Fe−Ｂ系粒子は第３図ｄのように
規則的に配列していた。この永久磁石構造体の永久磁石
部分を切り出し、半径方向の磁気性能を実施例１と同様
に測定したところ（BH）max31.0MGOe,Br11.8KG,Hcj14.7
KOeであった。また、電気伝導性支持部材として一体成
形したFe−Ni−Ｐ−Ｂ系部材は非晶質状態を維持してい
た。
発明の効果 以上のように本発明は形状任意性の乏しさに起因した
永久磁石の磁気性能を改善しつつ、同時にアッセンブル
性の向上も果たし得る永久磁石構造体を提供することが
できるものである。
永久磁石の磁気性能を改善しつつ、同時にアッセンブル
性の向上も果たし得る永久磁石構造体を提供することが
できるものである。
第１図，第４図は永久磁石構造体の成形金型構成を示す
要部断面図、第２図は環状永久磁石構造体、第３図はＣ
形状永久磁石構造体の斜視図である。 １……R2Fe14B相と非晶質相とを共有する非平衡状態Ｒ
−Fe−Ｂ系粒子の集合体、２……電気伝導性支持部材。
要部断面図、第２図は環状永久磁石構造体、第３図はＣ
形状永久磁石構造体の斜視図である。 １……R2Fe14B相と非晶質相とを共有する非平衡状態Ｒ
−Fe−Ｂ系粒子の集合体、２……電気伝導性支持部材。
Claims (11)
- 【請求項１】R2Fe14B相と非晶質相とを共有する非平衡
状態Ｒ−Fe−Ｂ系粒子（但しＲはＹを含むCe,Pr,Nd,Gd,
Tb,Dy,Ho等の希土類元素、またFeの一部をCoで置換した
Ｒ−Fe−Co−Ｂ系を含み、更にはSi,Al,Nd,Zr,Hf,Mo,G
a,P,Cの１種または２種以上の組み合わせを用いたＲ−F
e−Ｂ−Ｍ系、Ｒ−Fe−Co−Ｂ−Ｍ系を包含する）の集
合体と電気伝導性指示部材とに直接圧力と電流とを附加
し、該集合した粒子接触界面並びに粒子と指示部材との
接触界面を原子的に結合せしめた永久磁石構造体。 - 【請求項２】Ｒ−Fe−Ｂ系粒子がR11〜18原子％,B4〜11
原子％,Co30原子％以下、残部Feおよび不可避不純物か
らなる請求項１記載の永久磁石構造体。 - 【請求項３】Ｒ−Fe−Ｂ系粒子が温間塑性変形により磁
気異方化したものである請求項１記載の永久磁石構造
体。 - 【請求項４】前記温間塑性変形がＲ−Fe−Ｂ系粒子の直
接温間圧延である請求項１記載の永久磁石構造体。 - 【請求項５】Ｒ−Fe−Ｂ系粒子の集合体がグリーン体で
ある請求項１記載の永久磁石構造体。 - 【請求項６】前記グリーン体が磁場中で配向したＲ−Fe
−Ｂ系粒子の集合体である請求項１記載の永久磁石構造
体。 - 【請求項７】Ｒ−Fe−Ｂ系粒子の集合体が焼結体である
請求項１記載の永久磁石構造体。 - 【請求項８】Ｒ−Fe−Ｂ系粒子の粒子接触界面の原子的
結合が温間塑性変形を伴う請求項１記載の永久磁石構造
体。 - 【請求項９】電気伝導性支持部材が非磁性粒子の集合体
である請求項１記載の永久磁石構造体。 - 【請求項１０】電気伝導性支持部材が軟磁性粒子の集合
体である請求項１記載の永久磁石構造体。 - 【請求項１１】電気伝導性支持部材が積層電磁鋼板であ
る請求項１記載の永久磁石構造体。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63237612A JP2638995B2 (ja) | 1988-09-22 | 1988-09-22 | 永久磁石構造体 |
| US07/465,190 US5100485A (en) | 1988-06-21 | 1989-06-21 | Method for manufacturing permanent magnets |
| PCT/JP1989/000618 WO1989012902A1 (en) | 1988-06-21 | 1989-06-21 | Method of producing permanent magnet |
| DE68911502T DE68911502T2 (de) | 1988-06-21 | 1989-06-21 | Verfahren zur herstellung eines dauermagnetes. |
| EP89907291A EP0378698B1 (en) | 1988-06-21 | 1989-06-21 | Method of producing permanent magnet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63237612A JP2638995B2 (ja) | 1988-09-22 | 1988-09-22 | 永久磁石構造体 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0286104A JPH0286104A (ja) | 1990-03-27 |
| JP2638995B2 true JP2638995B2 (ja) | 1997-08-06 |
Family
ID=17017895
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63237612A Expired - Lifetime JP2638995B2 (ja) | 1988-06-21 | 1988-09-22 | 永久磁石構造体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2638995B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111097904B (zh) * | 2019-12-31 | 2021-08-03 | 福达合金材料股份有限公司 | 保留镍粉各向异性的银镍电接触材料及其制备方法 |
-
1988
- 1988-09-22 JP JP63237612A patent/JP2638995B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0286104A (ja) | 1990-03-27 |
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