JP2746111B2 - 永久磁石用合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 【０００１】 【産業上の利用分野】本発明は、希土類元素と遷移金属
とボロンを主成分とする永久磁石用合金に関するもので
ある。 【０００２】 【従来の技術】永久磁石は、一般家庭の各種電気製品か
ら大型コンピューターの周辺端末機器まで幅広い分野で
使用されている重要な電気、電子材料の一つである。 【０００３】最近の電気製品の小型化、高効率化の要求
にともない、永久磁石も益々高性能化が求められてい
る。現在使用されている永久磁石のうち代表的なものは
アルニコ・ハードフェライト及び希土類−遷移金属系磁
石である。特に希土類−遷移金属系磁石であるＲ−Ｃｏ
系永久磁石やＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石は、高い磁気性能
が得られるので従来から多くの研究開発がなされてい
る。 【０００４】従来、これらＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の製
造方法に関しては以下の文献に示すような方法がある。 【０００５】 （１）粉末冶金法に基づく焼結による方法。（文献１，
文献２） （２）アモルファス合金を製造するに用いる急冷薄帯製
造装置で、厚さ３０μｍ程度の急冷薄片を作り、その薄
片を樹脂結合法で磁石にするメルトスピニング法による
急冷薄片を用いた樹脂結合方法。（文献３，文献４） （３）上述の（２）の方法で使用した急冷簿片を２段階
のホットプレス法で機械的配向処理を行う方法。（文献
４，文献５） （４）鋳造合金を熱間加工することにより、機械的に配
向させる方法。（文献６） ここで、 文献１：特開昭５９−４６００８号公報； 文献２：Ｍ．Ｓａｇａｗａ， Ｓ．Ｆｕｉｉｍｕｒａ，
Ｎ．Ｔｏｇａｗａ，Ｈ．Ｙａｍａｍｏｔｏ，ａｎｄ
Ｙ．Ｍａｔｓｕｕｒａ；Ｊ．Ａｐｐｌ，Ｐｈｙｓ，ｖｏ
ｌ，５５（６）１５ Ｍａｒｃｈ １９８４，ｐ２０８
３， 文献３：特開昭５９−２１１５４９号公報； 文献４：Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅ；Ａｐｐｌ，Ｐｈｙｓ，Ｌｅｔ
ｔ．ｖｏｌ，４６（８），１５ Ａｐｒｉｌ １９８
５，ｐ７９０； 文献５：特開昭６０−１００４０２号公報 文献６：特願昭６１−１４４５３２ 次に上記の従来方法について説明する。 【０００６】先ず、（１）の焼結では、溶解・鋳造によ
り合金インゴットを作成し、粉砕して適当な粒度（数μ
ｍ）の磁石粉を得る。磁石粉は成形助剤のバインダーと
混練され、磁場中でプレス成形されて成形体か出来上が
る。成形体はアルゴン中で１１００℃前後の温度で１時
間焼結され、その後室温まで急冷される。焼結後、６０
０℃前後の温度で熱処理することにより保磁力を向上さ
せる。 【０００７】（２）のメルトスピニング法による急冷薄
片を用いた樹脂結合方法では、先ず急冷薄帯製造装置の
最適な回転数でＲ−Ｆｅ−Ｂ合金の急冷薄帯を作る。得
られた厚さ３０μｍのリボン状薄帯は、直径が１０００
Å以下の結晶の集合体であり、脆くて割れ易く、結晶粒
は等方的に分布しているので、磁気的にも等方性であ
る。この薄帯を適当な粒度に粉砕して、樹脂と混練して
プレス成形する。 （３）の製造方法は、（２）におけるリボン状急冷薄帯
あるいは薄片を、真空中あるいは不活性雰囲気中で二段
階ホットプレス法と呼ばれる方法で緻密で異方性を有す
るＲ−Ｆｅ−Ｂ磁石を得るものである。 【０００８】このプレス過程では一軸性の圧力が加えら
れ、磁化容易軸がプレス方向と平行に配向して、合金は
異方性化する。 【０００９】尚、最初のメルトスピニング法で作られる
リボン状薄帯の結晶粒は、それが最大の保磁力を示すと
きの粒径よりも小さめにしておき、後のホットプレス中
に結晶粒の粗大化か生じて最適の粒径になるようにして
おく。 【００１０】（４）の製造方法は、溶解・鋳造によって
作成した合金インゴットを５００℃以上の温度で熱間加
工することにより結晶粒を微細化し、更に磁化容易軸を
加工方向と平行に配向させて、鋳造合金を磁気的に異方
性化させる。 【００１１】 【発明が解決しようとする課題】上述の従来技術で一応
希土類元素と鉄とボロンとを主成分とする永久磁石は製
造出来る。しかしこれらの製造方法のうち、特に（４）
においては合金組成の絞り込みや、加工方法の検討はな
されていたが、出発原料となる鋳造インゴットのマクロ
組成についての検討はほとんどされていなかった。 【００１２】すなわち（４）の方法は、従来技術のなか
で、製造工程が最も単純で粉末プロセスを経ないので含
有酸素濃度が低く、機械的強度が高く大型の磁石の製造
が可能である等の効果がある反面、初期のインゴットの
状態に熱間加工の難易度、最終製品の性能が大きく依存
するという問題点を有しており、その制御が大きな課題
であった。 【００１３】本発明は、この従来技術の課題を解決する
ものであり、その目的とするところは高性能且つ低コス
トな希土類−鉄系永久磁石用合金を提供することにあ
る。 【００１４】 【課題を解決するための手段】本発明の永久磁石用合金
は、希土類元素（但しＹを含む）８〜３０原子％と、ボ
ロン２〜８原子％と、残部が遷移金属と、を含有する永
久磁石用の鋳造合金であって、該鋳造合金のマクロ組織
が柱状晶であり、かつ該柱状晶の成長方向に垂直な面内
に磁化容易軸が配向していることを特徴とする。 【００１５】また、本発明の永久磁石用合金は、希土類
元素（但しＹを含む）８〜３０原子％と、ボロン２〜８
原子％と、Ａｌ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ｃｕ，または、Ｇａを１
５原子％以内と、残部が鉄またはコバルトのうち一種以
上と、を含有する永久磁石用の鋳造合金であって、該鋳
造合金のマクロ組織が柱状晶であり、かつ該柱状晶の成
長方向に垂直な面内に磁化容易軸が配向していることを
特徴とする。 【００１６】 【作用】前記したように従来技術（４）は出発原料であ
る合金インゴットのマクロ組織に熱間加工の難易度、最
終製品の性能が大きく依存するという課題を有してい
る。 【００１７】本発明者等は、これらの課題を解決するた
め、種々の鋳型を採用することにより、鋳込み時の冷却
速度を変化させ、様々なマクロ組織を得て、バルク状態
での磁石化および熱間加工の難易度、最終磁石の性能の
変化の研究に着手した。 【００１８】先ず、所定の組成の希土類元素、遷移金属
及びボロンで鋳造時のマクロ組織を微細な柱状晶とした
ものは、熱間加工が等軸晶や、柱状晶と等軸晶の混晶状
態のものに比して容易で、熱処理を施した後の保磁力も
大きいことを知見した。すなわち、 （ａ）鋳造時のマクロ組織を、微細な柱状晶でかつ該柱
状晶の成長方向に垂直な面内に磁化容易軸が配向してい
るもの（以下、面内異方性という）とすることにより、
鋳造状態のまま熱処理するだけで面内異方性（磁化容易
軸の配向度約７０％）の磁石が作製出来る。 【００１９】（ｂ）鋳造マクロ組織を、微細な柱状晶で
かつ該柱状晶の成長方向に垂直な面内に磁化容易軸が配
向しているものとすることにより、熱間加工による一軸
異方性化が促進され、磁化容易軸の配向度が前記よりさ
らに高くなる（配向度約７０％超）。 【００２０】（ｃ）前記（ａ）及び（ｂ）の結果、管理
上不利な粉末状態の経過の有無にかかわらず、高性能の
磁石が製造出来るので、熱処理も厳密な雰囲気管理が必
要なくなり、磁石の生産性が高まり、設備費も大きく低
減出来る。 【００２１】次に、柱状晶合金の組成をさらに限定する
ことにより、熱間加工性がより良好になり、高性能な磁
石用合金となる。 【００２２】従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の組成は、文献
２に代表されるようなＲ₁₅Ｆｅ₇₇Ｂ₈が最適とされてい
た。 【００２３】この組成は主相Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物を原子
百分率にした組成Ｒ_11.7Ｆｅ_82.4Ｂ_5.9に比してＲ，Ｂ
に富む側に移行している。このことは保磁力を得るため
には、主相のみでなくＲリッチ相，Ｂリッチ相という非
磁性相が必要であるという点から説明されている。 【００２４】ところが本発明による適切組成では逆にＢ
が少ない側に移行したところに保磁力のピーク値か存在
する。この組成域では、焼結法の場合、保磁力が激滅す
るので、これまであまり問題にされていなかった。 【００２５】しかし、従来例（４）の鋳造法を用いる
と、化学量論組成より低Ｂ側の方が保磁力が得られやす
く、高Ｂ側では得難い。これらの点は以下のように考え
られる。先ず焼結法を用いても鋳造法を用いても、保磁
力機構そのものは ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ ｍｏｄｅｌ
に従っている。これは、両者の初磁化曲線がＳｍＣｏ₅
のように急峻な立上がりを示すことからわかる。 【００２６】このタイプの磁石の保磁力は基本的には単
磁区モデルによっている。即ちこの場合、結晶磁気異方
性を有するＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物の粒径が大きすぎると粒
内に磁壁を有するようになるため、磁化の反転は磁壁の
移動によって容易に生じ、保磁力は小さい。 【００２７】一方、粒子が小さくなって、ある寸法以下
になると、粒子内に磁壁を有さなくなり、磁化の反転は
回転のみによって進行するため、保磁力は大きくなる。 【００２８】つまり適切な保持力を得るためにはＲ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ相が適切な粒径を有することが必要である。この
粒径としては１０μｍ前後が適当であり、焼結タイプの
場合は、焼結前の粉末粒度の調整によって粒径を適合さ
せることが出来る。 【００２９】ところが従来例（４）の鋳造法の場合、Ｒ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物の結晶粒の大きさは溶湯から凝固する
段階で決定されるため、組成と凝固過程に注意を払う必
要がある。 【００３０】特に組成の意味合いは大きく、Ｂの含有量
が多いと、鋳造あがりのＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が粗大化し易
く、冷却スピードを非常に速くしないと十分な保磁力を
得ることは困難である。 【００３１】これに対して、低ボロン領域では、鋳型・
鋳込温度等の工夫で容易に結晶を微細化できる。この領
域は、見方を変えれば、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂに比してＦｅリッ
チな相ともいえ、凝固段階では先ず初晶としてＦｅが出
現し、続いて包晶反応によってＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が現れ
る。このとき冷却スピードは平衡反応に比して遥かに速
いため、初晶ＦｅのまわりにＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が取り囲む
ような形で凝固する。この組成域ではＢがより少ない領
域であるため、当然のことなから焼結タイプの代表組成
Ｒ₁₅Ｆｅ₇₇Ｂ₈のようなＢリッチな相は量的にほとんど
無視出来る。熱処理は初晶Ｆｅを拡散させ平衡状態に到
達させるためのもので、保磁力はこのＦｅ相の拡散に大
きく依存している。 【００３２】次にマクロ組織に柱状晶を用いる意味につ
いて述べる。 【００３３】前述の如く、柱状晶を用いる効果は２つあ
り、その１つは鋳造時の面内異方性化、更にもう１つは
熱間加工時の高性能化である。 【００３４】先ず前者から説明すると、本系磁石の磁性
根源なる金属間化合物Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ（Ｒは希土類）は柱
状晶を発達させたときに、その磁化容易軸Ｃ軸が柱状晶
に垂直な面内に分布するという性質を有する。即ち、Ｃ
軸は柱状晶発達方向にはなく、それに垂直な面内にのみ
分布する面内異方性となるわけである。この磁石は当然
のことなから、等方性である等軸晶をマクロ組織として
用いたものより高性能となり、非常に有利となる。しか
し、柱状晶を用いても、保磁力の関係から粒径は微細で
なければならず、低Ｂ側かよいことは同様である。 【００３５】次に後者であるが、元材である永久磁石用
合金の磁化容易軸の配向度が高いと、熱間加工による異
方性化効果をより高めることができる。磁化容易軸の配
向度（Ｍ・Ａ）は、次式で定義される。 【００３６】 Ｍ・Ａ＝Ｂｘ／√（Ｂｘ² ＋Ｂｙ² ＋Ｂｚ² ）×１００（％） （但し、Ｂｘ，Ｂｙ，Ｂｚは、夫々ｘ，ｙ，ｚ（柱状晶
の成長方向）方向の残留磁束密度）等方性の場合は配向
度が約６０％、面内異方性の場合は配向度が７０％とな
る。そして、熱間加工を施すと、配向度はさらに上昇す
る。このような熱間加工による異方性化効果（配向度上
昇効果）は、元材の配向度にかかわらず存在するが、元
材の配向度が高いほど最終加工材（永久磁石）の配向度
も高くなる。よって、元材として、配向度の高い（７０
％以上）面内異方性の柱状晶による本発明の合金を用い
れば、最終的に高性能な異方性磁石を得る上で有利であ
る。 【００３７】以下、本発明による永久磁石用合金の好ま
しい組成範囲について説明する。 【００３８】希土類元素としては、Ｙを含む希土類元素
全体が候補として挙げられ、これらのうちの１種あるい
は２種以上を組み合わせて用いられる。 【００３９】このような希土類元素（Ｒ）のなかでも、
より良好な磁気特性を示すのはＰｒ，Ｎｄ，Ｃｅ，Ｄｙ
等であり、最も高い磁気性能はＰｒで得られる。 【００４０】従って実用的にはＰｒ，Ｐｒ−Ｎｄ合金，
Ｃｅ−Ｐｒ−Ｎｄ合金等が主に用いられる。また重希土
類元素のＤｙ，Ｔｂ等や、Ａｌ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｇ
ａ等は保磁力の向上に有効である。 【００４１】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の主相はＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
である。従ってＲが８原子％未満では、もはや上記化合
物を形成せずα−鉄と同一構造の立方晶組織となるため
高磁気特性は得られない。 【００４２】一方Ｒが３０原子％を越えると非磁性のＲ
リッチ相が多くなり磁気特性は著しく低下する。 【００４３】よって、Ｒの範囲は８〜３０原子％が適当
である。 【００４４】しかし鋳造磁石用合金とするため、好まし
くはＲ８〜２５原子％が適当である。 【００４５】Ｂは、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を形成するための必
須元素であり、２原子％未満では菱面体のＲ−Ｆｅ系に
なるため高保磁力は望めない。また２８原子％を越える
とＢに富む非磁性相か多くなり、残留磁束密度は著しく
低下してくる。しかし鋳造磁石用合金としては好ましく
はＢ８原子％以下がよく、それ以上では微細なＲ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ相を得ることが困難で、保磁力は小さくなる。 【００４６】Ｃｏは本系磁石のキュリー点を増加させ磁
石の温度特性を改善するのに有効な元素である。この元
素は基本的にＦｅのサイトを置換しＲ₂Ｃｏ₁₄Ｂを形成
するのだが、この化合物の結晶磁気異方性は小さく、そ
の量が増すにつれて磁石全体としての保磁力も小さくな
る。そのため永久磁石として考えられる１ｋＯｅ以上の
保磁力を与えるには遷移金属としてＦｅを主成分とする
ほうがよい。 【００４７】Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｇａは、保磁力
の増大効果を有する。しかしこれらの元素は非磁性元素
であるため、その添加量を増すと残留磁束密度が低下
し、特に１５原子％を越えるとハードフェライト以下の
残留磁束密度になってしまうので、希土類磁石としての
目的を果たし得ない。よって、これらの合計添加量は１
５原子％以下がよい。 【００４８】なお、本発明の永久磁石用合金は、種々の
加工が施されたものまたは種々の加工に供せられるもの
であってもよく、例えば、後述する実施例のように、熱
処理や熱間加工を施して永久磁石とされる場合の他、粉
砕され、その粉末から焼結磁石や樹脂結合磁石を製造す
ることもできる。 【００４９】次に本発明の実施例について述べる。 【００５０】 【実施例】本発明による永久磁石用合金の評価のための
磁石製造法の工程図を図１に示す。まずこの工程図に従
って、表１に示すような組成の合金を誘導炉で溶解し鉄
鋳型で鋳造し柱状晶を形成せしめる。 【００５１】次にインゴットを磁気的に硬化させるた
め、１０００℃×２４時間のアニール処理を施した。 【００５２】磁石としての評価は２種類で行なった。鋳
造タイプの場合は、この段階で切断・研削等の所望の加
工を施せば、柱状晶の異方性を利用した面内異方性磁石
となる。 【００５３】異方性の熱間加工タイプの場合は、アニー
ル処理前に先ず熱間加工を施し次いでアニールする。 【００５４】本実施例では、熱間加工法としてはホット
プレスを用いた。 【００５５】また、加工温度は１０００℃で行なった。 【００５６】表２より、全体として、鋳造タイプに比べ
熱間加工タイプの方が磁気特性が優れており、また、低
Ｂ側で高保磁力が得られること、Ｐｒの使用が高性能化
に有利であること、ＣｏによるＦｅ置換により保磁力が
低下すること、Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｇａの添加に
より保磁力が増大することがわかる。 【００５７】次にこの中で性能の高かったＰｒ₁₄Ｆｅ₈₂
Ｂ₄と文献２の焼結法の最適組成であるＮｄ₁₅Ｆｅ₇₇Ｂ₈
について、鉄鋳型を利用して柱状晶を形成せしめたもの
と、振動鋳型を用いて等軸晶を形成せしめたもの、更に
セラミック鋳型を用いて粗大粒を形成し、柱状晶と等軸
晶の混晶状態としたものの３者を比較した。その結果を
表３に示す。 【００５８】 【表１】 【００５９】 【表２】 【００６０】 【表３】【００６１】表３から、まず組成的には、一般に焼結法
で最適と言われている組成より低Ｂのもの（Ｐｒ₁₄Ｆｅ
₈₂Ｂ₄）がより高い磁気性能を示すことが判る。 【００６２】さらに本発明を利用して柱状晶を形成せし
めた合金を使用する方が、鋳造のままでも、熱間加工を
施しても、保磁力ｉＨＣ，最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘ、配向度等のすべての磁気特性が優れていることが
判る。 【００６３】 【発明の効果】上述の如く、本発明の永久磁石用合金を
使用すれば、例えば熱処理や熱間加工を施すことによ
り、磁化容易軸の配向度が高く、高性能な磁石を容易に
得ることが出来、生産性を高めることが出来るという効
果を奏するものである。

【図面の簡単な説明】 【図１】本発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造工程図。

Claims (1)

1. (57)【特許請求の範囲】 １．希土類元素（但しＹを含む）８〜３０原子％と、ボ
   ロン２〜８原子％と、残部が遷移金属と、を含有する永
   久磁石用の鋳造合金であって、 該鋳造合金のマクロ組織が柱状晶であり、かつ該柱状晶
   の成長方向に垂直な面内に磁化容易軸が配向しているこ
   とを特徴とする永久磁石用合金。 ２．前記磁化容易軸の配向度が７０％以上である請求項
   １に記載の永久磁石用合金。 ３．前記遷移金属は、ＦｅおよびＣｏのうち一種以上で
   あることを特徴とする請求項１または２に記載の永久磁
   石用合金。 ４．前記遷移金属のうち５０原子％以上がＦｅであり、
   残部がＣｏであることを特徴とする請求項１または２に
   記載の永久磁石用合金。 ５．希土類元素（但しＹを含む）８〜３０原子％と、ボ
   ロン２〜８原子％と、Ａｌ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ｃｕ，また
   は、Ｇａを１５原子％以内と、残部が鉄またはコバルト
   のうち一種以上と、を含有する永久磁石用の鋳造合金で
   あって、 該鋳造合金のマクロ組織が柱状晶であり、かつ該柱状晶
   の成長方向に垂直な面内に磁化容易軸が配向しているこ
   とを特徴とする永久磁石用合金。