JP2693601B2

JP2693601B2 - 永久磁石および永久磁石原料

Info

Publication number: JP2693601B2
Application number: JP1292889A
Authority: JP
Inventors: 康人野沢; 克典岩崎; 茂穂谷川
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 1989-11-10
Filing date: 1989-11-10
Publication date: 1997-12-24
Anticipated expiration: 2012-12-24
Also published as: JPH03153006A

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明はＲ−Fe−Ｂ系永久磁石（Ｒは希土類元素）に
関するものである。

〔従来の技術〕

希土類磁石の市場において、Ｒ−Fe−Ｂ系焼結磁石
（特開昭59−46008）は、高い磁気特性と従来のSm−Co
磁石よりも低い価格のため広く実用に供されている。一
方、超急冷プロセスまたは鋳造プロセスと熱間塑性加工
を利用したＲ−Fe−Ｂ系組成加工磁石（特開昭60−1004
02）も広く研究されており、熱安定性が焼結磁石よりも
良好であり、容易磁化方向の厚みが小さい磁石では、焼
結磁石よりも高い磁気特性を得られるという特徴を有し
ている。また、超急冷プロセスを利用した組成加工磁石
は、高い磁気特性を有する異方性ボンド磁石の原料とし
て使用可能であるという利点を有している。（特開昭63
−232301）このような、塑性加工を利用した永久磁石に
おいて、原料として急冷薄帯（粉、片状体）の保磁力を
3kOe以下に制御したＲ−Fe−Ｂ系合金を用いる事によ
り、高エネルギー積を有する磁石の製造方法が提案され
ている（特開昭63−152110）。

〔発明が解決しようとする課題〕

しかしながら、本発明者等が実験したところでは、保
磁力が3kOe以下の急冷薄片を用いた塑性加工磁石の残留
磁束密度は低かった。この理由としては、急冷薄片同士
の界面で異常結晶粒成長が起こり、0.7μｍを越える結
晶粒径を有する粗大結晶粒が塑性流動による異方性化を
阻害している事が明らかになった。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、上記問題点を解決するために下記のように
技術的手段を用いた。

すなわち、溶湯急冷により作成したＲ−Fe−Ｂ系合金
（ＲはＹを含む１種類以上の希土類元素）を塑性加工に
より磁気的に異方性化した永久磁石において、平均結晶
粒径が0.1μｍ以上0.5μｍ以下であり、結晶粒径が0.7
μｍを越える結晶粒の体積分率が20％未満である事を特
徴とする永久磁石を用いることにより、上記目的を達成
した。

上記合金の組成は、RvFewCoxByMz（ＲはＹを含む１種
類以上の希土類元素、ＭはGa,Zn,Si,Al,Nb,Zr,Hf,Mo,P,
C,Cu,Niよりなる元素の１種以上および不可避不純物）
の組成式で表され、11≦ｖ≦18、ｗ＝100−ｕ−ｘ−ｙ
−ｚ、０≦ｘ≦30、４≦ｙ≦11、０≦ｚ≦３であること
が好ましい。

また、塑性加工前の合金の、常温における保磁力が3k
Oeを超え、結晶粒径が0.7μｍを越える結晶粒の体積分
率が20％未満であることを特徴とする永久磁石原料であ
ることが好ましい。また、このＲ−Fe−Ｂ系合金の表面
粗さが３μｍ以下であることが好ましい。

さらに、Ｒ−Fe−Ｂ系合金の表面粗さを３μｍ以下に
するためには、溶湯急冷が双ロール法により行われる
か、溶湯急冷が真空または大気圧力よりも低い圧力下で
行われるか、溶湯急冷がHeガスまたはNeガス中で行われ
ることが望ましい。

本発明において、Ｒ−Fe−Ｂ系合金は主相としてR2Fe
14BあるいはR2（Fe,Co）14Bを有する合金を意味する。
単ロール法、双ロール法、超音波ガスアトマイズ法等の
溶湯急冷法を用いて、溶融金属を急速冷却する事によ
り、非晶質状態または微細な結晶よりなる合金を作成す
る事が可能である。この合金を600℃から850℃の範囲で
塑性加工する事により、磁気的に異方性化した永久磁石
を作成可能である。ここで磁気的な異方性化とは、残留
磁束密度が測定方向により異なる現象を言い、結晶軸方
向が塑性加工により一方向に揃う事と対応している。

本発明者等は、塑性加工による異方性化の度合が結晶
粒径により異なることを見いだした。特に、平均結晶粒
径を0.1〜0.5μｍとし、かつ結晶粒径が0.7μｍを越え
る結晶粒の体積分率を20％未満とすることにより、残留
磁束密度が飽和磁化の90％以上である異方性化度の良好
な永久磁石を作成することが可能であることを見いだし
た。

平均結晶粒径は、組成（とくに希土類量）や塑性加工
条件（昇温速度、加工温度、加工時間等）により、大き
く異なる。また、異方性化した結晶粒は正方晶のｃ軸方
向が短くｃ面方向に長い板状の結晶粒である。本発明に
おいては、破面の写真より測定した形状をｃ軸方向に中
心軸を有する円板として体積を求め、この円板と等しい
体積を有する球の直径をもって結晶粒径と定義した。ま
た、結晶粒径の平均が平均結晶粒径である。

塑性加工温度が低すぎる場合や希土類量が少なすぎる
場合には、結晶粒成長を促進する希土類リッチな低融点
液相（融点580〜690℃）が存在しないために結晶粒成長
が抑制され、平均結晶粒径は0.1μｍ以下になる。平均
結晶粒径が0.1μｍ未満の場合、合金の塑性変形能が不
十分で結晶粒の異方性化が充分に進行しないために、残
留磁束密度を飽和磁化の90％以上にすることが困難であ
る。

急冷状態の合金に多くの粗大結晶粒が含まれる場合、
塑性加工温度が高すぎる場合、希土類量が多すぎる場合
には、平均結晶粒径が大きくなる。平均結晶粒径が0.5
μｍを越える場合、塑性加工温度での結晶成長速度速度
が結晶粒の大きさに大きく依存するために、結晶粒径の
ばらつきが大きくなる。粗大結晶粒は塑性変形しにくく
異方性化しない。粗大結晶粒は周囲の塑性流動を乱し、
他の結晶粒の容易磁化方向をばらつかせる。このため残
留磁束密度を飽和磁化の90％以上にすることが困難であ
る。

平均結晶粒粒径が前記範囲内（0.1μｍ以上0.5μｍ以
下）に入っていても、結晶粒径が0.7μを越える結晶粒
（以下、粗大結晶粒と呼ぶ）は、塑性加工による異方性
化を妨害する。すなわち、粗大結晶粒そのものが異方性
化しない効果の他に、周囲の塑性流方向を乱す効果を有
する。このため、粗大結晶粒は、少なければ少ないほど
よい。しかし、昇温過程で急冷薄片（粉）界面に発生す
る粗大結晶粒を全くなくすることは、困難である。粗大
結晶粒の体積分率を20％未満にすることにより、残留磁
束密度が飽和磁化の90％以上である異方性化度の良好な
磁石を作成可能である。

粗大結晶粒の体積分率を20％未満にするためには、溶
湯急冷法により作成した急冷薄片（粉）中の粗大結晶
粒、昇温過程で、急冷薄片（粉）同志の界面に形成され
る粗大粒、昇温過程でアモルファス相が急激に結晶化し
た部分から生じる粗大結晶粒、の３者の和を20％未満に
することが要請される。このため、望ましい組成範囲、
望ましい急冷薄片（粉）、塑性加工のための望ましい熱
履歴、望ましい塑性加工条件が存在する。

永久磁石として望ましい組成範囲は以下の通りであ
る。Ｒ（Ｙを含む希土類元素の１種または２種以上の組
合せ）量が11at％未満の場合には希土類リッチな液相成
分が存在しないために塑性加工が困難であり、かつ十分
な保磁力を得られない。Ｒが18at％を越えると主相量が
減少し、0.7μｍを越える粗大結晶粒が発生し易いため
に残留磁束密度が低下する。よって、11≦Ｒ≦18とし
た。特に、13≦Ｒ≦15の時、高い残留磁束密度と保磁力
を同時に実現可能であり望ましい。

Ｂ量が4at％未満の場合は本系磁石の主相であるNd2Fe
14B相の形成が完全でなく、残留磁束密度，保磁力とも
に低い。また、Ｂ量が11at％を越えるときには、磁気特
性的に好ましくない相の出現により、残留磁束密度が低
下する。よって、Ｂ量は４≦ｙ≦11とした。残留磁束密
度と保磁力のために特に好ましい範囲としては、５≦ｙ
≦７である。

Coを添加することによりキュリー点は向上するが、主
相の異方性定数が低下し、高保磁力が得られない。よっ
て、Co量は30at％以下とした。また、Co量が20at％を超
えると、塑性加工が徐々に難かしくなる。このため、Co
を20at％以下とすることが更に望ましい。

添加元素として、Ga,Zn,Si,Al,Nb,Zr,Hf,Mo,P,C,Cu,
を選択した理由は以下の通りである。3at％以下のGa,Z
n,Si,Al,Nb,Zr,Hf,Mo,Pは保磁力向上に効果がある。3at
％を超える添加は保磁力を大きく減少させる。希土類や
ホウ素の還元過程で原料に混入するＣは、3at％以下で
あれば保磁力を減少させない。Cuは磁気特性をあまり変
化させずに耐食性を向上する。Gaもまた耐食性を向上さ
せる効果を有する。

望ましい急冷薄片（粉）は、以下の通りである。溶湯
急冷法により作成したＲ−Fe−Ｂ系合金の常温における
保磁力が3kOeを超え、結晶粒径が0.7μｍを超える結晶
粒の体積分率が20％未満であることが望ましい。急冷薄
片の冷却がニュートン冷却であると仮定すると、急冷薄
片（粉）の冷却速度は厚さ（直径）に反比例することが
知られている。（R.C.Ruhl Mat.Sci.Eng.,1（1967）,p3
13）常温における保磁力が3kOe以下の時は、薄片厚さが
薄いために圧縮高密度化状態での薄片同士の接触面積が
増加する。薄片厚さが薄いと急冷雰囲気ガスを巻き込み
やすく、表面粗さが大きくなる。これらの理由で圧縮高
密化状態での薄片界面の面積が大きくなり、薄片界面の
粗大結晶粒の量が多くなる。常温に於ける保磁力が3kOe
以下の時には、アモルファスが多く含まれており、昇温
過程で粗大結晶粒を発生しやすい。したがって、薄片保
磁力は3kOe以上であることが望ましい。一方、薄片内部
に含まれる粗大結晶粒は、20％未満である必要がある。
粗大結晶粒が10％以下であれば、より望ましい。

薄片界面での粗大結晶粒の発生を抑制するためには、
急冷薄片の表面粗さを３μｍ以下にすることが望まし
い。その理由は、表面粗さを３μｍ以下にすることによ
り、薄片界面の自由空間を減少させ、薄片界面に発生す
る粗大結晶粒の量を減少可能だからである。このような
表面粗さの改善のためには、急冷薄片表面へのガスの巻
き込みを減少させることが有効である。具体的な方法と
しては、双ロール法による急冷薄片作成、減圧下での急
冷薄片を作成、通常用いられるArよりも原子量が小さ
く、巻み込みが起こりにくい不活性ガスのHe,Ne等の中
で急冷薄片を作成する等の方法が有効である。双ロール
法による急冷薄片の場合、薄片の厚さが大きくなるた
め、圧縮高密度化状態での薄片界面の面積が減少し、薄
片界面に発生する粗大結晶粒が減少する長所もある。

望ましい熱履歴は、以下の通りである。良好な塑性加
工のための温度領域は600℃〜850℃であり、磁石原料は
この温度領域に速やかに加熱される必要がある。加熱さ
れる物体の大きさにより、温度が均質化するための必要
時間が異なるため、一義的に良好な昇温速度が存在する
わけではない。一般には、600℃未満の低温度領域で
は、10〜300℃／分、塑性加工温度付近では、１〜50℃
／分程度である。

粗大結晶粒を抑制するためには、塑性加工のための金
型の温度をできるだけ均質化することにより、試料温度
の均質性を向上させる必要がある。

また、温度の均質化が終了して所定の温度に到達して
からの保持時間が短いほど、粗大結晶粒が少なく好まし
い。

望ましい塑性加工条件は、以下の通りである。塑性加
工歪は、少なくとも50％必要である。60％以上の歪を与
えることにより、同形状の焼結磁石よりも明らかに高い
特性を有する塑性加工磁石を作成可能である。歪速度10
−４〜10−２ｓ−１の範囲で高い残留磁束密度を得ら
れるが、経済的側面からは、歪速度を大きくすることが
望ましい。

〔実施例〕

実施例１組成式Nd14Fe73Co6B6Ga1（表示は原子％、以下同様）
に秤量した原料0.2kgを、Ar雰囲気中でアーク溶解炉を
用いて溶解し母合金を作製した。母合金を下部に孔を有
する透明石英ノズルに入れ、Be−Cuロール上でセットし
た。ロールを組み込んだチャンバーを５×10−3Torrま
で真空引きした後、380TorrまでArガスを導入した。母
合金を高周波により再溶解後、250g/cm2のAr圧力によ
り、周速25m/secで回転するロール上に溶湯を噴出し
た。溶湯は急速に冷却されて薄片状に凝固した。平均厚
さ26μｍ、表面粗さ2.8μｍ、保磁力3.6kOeであった。
薄片破面の観察結果、0.7μｍを越える粗大結晶粒は観
察されなかった。

得られた薄片を冷間で成形し、直径28mmの円柱状の成
形体（150g）を作製した。この成形体を真空ホットプレ
スを用いて710℃で相対密度が98％以上になるまで圧
縮、高密度化し、圧密化磁石を作製した。ついで、高密
度化した試料を側面の拘束がない状態で、710℃で軸方
向に74％圧縮する事により、塑性加工磁石を作製した。
平均歪速度は、４×10−3s−１であった。得られた磁石
は、直径約60mm、厚さ約7.3mmで厚さ方向が容易磁化方
向であった。

70kOeパルス着磁した磁石の平均特性は、残留磁束密
度12.75kG、保磁力19.6kOe、エネルギー積｛（BH）ma
x｝39.3MGOeであった。磁石の破面を観察し、平均結晶
粒径と粗大結晶粒の割合を求めた。それぞれ、0.32μ
ｍ、8.2％であった。比較例として、急冷時のロール周
速を40m/secとする以外は、同様の方法で、磁石を作成
した。70kOeパルス着磁した磁石の平均特性は、残留磁
束密度11.1kG、保持力19.6kOe、（BH）max26MGOeであっ
た。磁石の破面を観察し、平均結晶粒径と粗大結晶粒の
割合を求めた。それぞれ、0.28μｍ、26％であった。

実施例２ロール周速を変化させる以外は実施例１と同様にし
て、磁石を作成した。薄片保磁力（kOe）と塑性加工後
の平均結晶粒径、粗大粒の割合、磁気特性を表１に示
す。薄片保磁力を3kOeよりも大きくすることにより、高
い（BH）maxを得られることが分かる。

実施例３塑性加工温度を変化させる以外は実施例１と同様にし
て、磁石を作成した。塑性加工後の平均結晶粒径、粗大
粒の割合、磁気特性を表２に示す。高い（BH）maxを得
るためには塑性加工温度は600℃〜850℃が望ましい。

実施例４組成式Nd12Fe75Co6B6Ga1の急冷薄片を実施例３と同様
にして、磁石を作成した。組成加工温度が600℃以下の
場合、組成変形できなかった。組成加工後の平均結晶粒
径、粗大粒の割合、磁気特性を表３に示す。組成加工温
度が850℃以下で、高い（BH）maxを示している。

実施例５組成を変化させる以外は実施例１と同様にして、磁石
を作成した。磁気特性を表４に示す。なお、平均結晶粒
径はいずれも0.1〜0.5μｍの範囲に入っていた。粗大結
晶粒も20％未満であった。空欄は塑性加工できなかった
ことを示す。

実施例６組成式９をNd14FebalCo6B6Mx（Ｍは添加元素）とし、
添加物元素を変化させる以外は実施例１と同様にして磁
石を作成した。磁気特性を表５に示す。なお、平均結晶
粒径はいずれも0.1〜0.5μｍの範囲に入っていた。粗大
結晶粒も20％未満であった。

実施例７急冷薄片の表面粗さを変化させるために、噴出圧力を
変化させる以外は実施例１と同様にして磁石を作成し
た。急冷薄片の表面粗さ、組成加工後の粗大粒の割合、
磁気特性を表６に示す。表面粗さが３μｍ以下の時に、
高い（BH）maxが得られる。

実施例８急冷する雰囲気ガスのAr圧力を変化させて急冷薄片を
作成し、実施例１と同様の方法で磁石を作成した。急冷
薄片の表面粗さ、塑性加工後の粗大粒の割合、磁気特性
を表７に示す。急冷雰囲気の圧力は760Torr以下が望ま
しい。

実施例９急冷する雰囲気ガスの種類を変化させて急冷薄片を作
成し、実施例１と同様の方法で磁石を作成した。急冷薄
片の表面粗さ、組成加工後の粗大粒の割合、磁気特性を
表８に示す。He,Ne中で作成した原料粉を用いる事によ
り、高い磁気特性が得られることがわかる。なお、窒素
雰囲気中ではノズルの初期閉塞のために急冷薄片を作成
できなかった。

〔発明の効果〕以上の記述のように本発明による永久磁石は高い磁気
特性を示し有用である。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】溶湯急冷により作成したＲ−Fe−Ｂ系合金
（ＲはＹを含む１種類以上の希土類元素）を塑性加工に
より磁気的に異方性化した永久磁石において、平均結晶
粒径が0.1μｍ以上0.5μｍ以下であり、結晶粒径が0.7
μｍを越える結晶粒の体積分率が20％未満である事を特
徴とする永久磁石。
【請求項２】Ｒ−Fe−Ｂ系合金が、RvFewCoxByMz（Ｒは
Ｙを含む１種類以上の希土類元素、ＭはGa,Zn,Si,Al,N
b,Zr,Hf,Mo,P,C、Cu,Niよりなる元素の１種以上および
不可避不純物）の組成式で表され、11≦ｖ≦18、ｗ＝10
0−ｕ−ｘ−ｙ−ｚ、０≦ｘ≦30、４≦ｙ≦11、０≦ｚ
≦３である事を特徴とする請求項１に記載の永久磁石。
【請求項３】溶湯急冷法により作成したＲ−Fe−Ｂ系合
金の常温における保磁力が3kOeを超え、結晶粒径が0.7
μｍを越える結晶粒の体積分率が20％未満であることを
特徴とする永久磁石原料。
【請求項４】Ｒ−Fe−Ｂ系合金の表面粗さが３μｍ以下
であることを特徴とする特許請求の範囲第３項に記載の
永久磁石原料。
【請求項５】溶湯急冷が双ロール法により行われた事を
特徴とする請求項３に記載の永久磁石原料。
【請求項６】溶湯急冷が真空または大気圧力よりも低い
圧力下の不活性ガス雰囲気で行われた事を特徴とする請
求項３に記載の永久磁石原料。
【請求項７】溶湯急冷がHeガスまたはNeガス中で行われ
たことを特徴とする請求項３に記載の永久磁石原料。