JP3726888B2 - 希土類合金及びその製造方法並びに希土類焼結磁石の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、希土類金属及びその製造方法並びにＳｍ2Ｃｏ17系焼結磁石の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
従来、Ｓｍ2Ｃｏ17系永久磁石における焼結磁石の製造方法は、組成調整した合金鋳塊を１〜１０μｍに微粉砕し、磁場中において加圧成形した後、アルゴン雰囲気中で１１００〜１３００℃、通常１２００℃程度において、１時間〜５時間の条件で焼結、溶体化する。次いで、７００〜９００℃、通常８００℃程度の温度において約１０時間程度保持し、−１．０℃／分の降温速度で４００℃以下まで徐冷する時効処理を施すのが一般的である。通常工程において、焼結、溶体化処理は、設定温度に対し±３℃という最適温度範囲があり、厳密な制御が必要となる。これは、焼結、溶体化処理の際、多種の構成相が存在することで、部分による結晶粒の成長、相変化の熱処理温度によるばらつきが生じるためであり、そして、高特性Ｓｍ2Ｃｏ17系焼結磁石になればなるほど、焼結、溶体化処理の温度制御は厳密となる傾向にある。その最適温度範囲を維持し、良好な磁気特性を得るためには、できるだけ偏析のない均一な合金組織が不可欠となる。
【０００３】
均一な組織をもつＳｍ2Ｃｏ17系磁石用合金を得るための鋳造法としては、そのマクロ組織が柱状結晶となるように、箱形等の鋳型に合金溶湯を鋳造する方法が採用されている。ここで、柱状結晶を得るためには、合金溶湯の冷却速度をある程度速めなければならないが、箱形の鋳型を用いた鋳造法では、インゴット中央部分において、柱状結晶が生成する冷却速度より遅くなる傾向にあり、組織の粗大化そして等軸晶が発生することとなる。インゴットの厚みを薄くすること等の方法によりこの問題は解消できるが、効率的な生産性が低下する。このことから、ある程度の厚みのインゴットを製造することになり、組織の粗大化そして等軸晶が生じる場合が多い。組織の粗大化そして等軸晶の発生が、インゴット中の偏析となり、焼結、溶体化の後の磁石組織にも悪影響を及ぼし、良好な磁気特性が得られない原因となる。
【０００４】
この問題を解決する方法として、単ロールによる鋳造法（ストリップキャスティング法）が提案されている（特開平８−２６００８３号公報）。この鋳造方法により作製されたインゴットは、微細結晶構造を有し、偏析のない均一な合金組織が得られる。しかし、微細な結晶構造をもつインゴットを原料として用いて焼結磁石を製造したところ、箱型鋳型で鋳造されたインゴットを原料として用いた焼結磁石に比べ、保磁力は向上するものの、残留磁束密度、最大エネルギー積は、むしろ低下することが確認されている（特開平９−１１１３８３号公報）。微細な結晶構造を有するインゴットは、箱型鋳型で鋳造されたインゴットに比べ、平均結晶粒径が非常に小さい。そのため、それぞれのインゴットを焼結磁石を製造する工程上、平均微粉末粒径５μｍに微粉砕すると、微細な結晶構造を有するインゴットは、平均結晶粒径と平均微粉末粒径の値が近くなってしまい、微粉砕粒子が単結晶でなくなり、多結晶の微粉砕粒子の割合が増えることとなり、磁場中成形した際の配向度も低くなる。結果的に、熱処理後の焼結磁石の配向度が低くなり、残留磁束密度、最大エネルギー積の低下につながると考えられている。このことより、Ｓｍ2Ｃｏ17系焼結磁石において、ストリップキャスティング法により鋳造されたインゴットは、原料インゴットとして用いられていない。
【０００５】
本発明は、上記問題を解決したもので、薄帯インゴットの熱処理の際、短時間で均一な処理ができる希土類合金及びその製造方法、並びに優れた磁気特性を有する希土類焼結磁石の製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段及び発明の実施の形態】
本発明者は、上記目的を達成するため、Ｓｍ2Ｃｏ17系合金において、合金組織と熱処理による組織変化の関係を検討したところ、結晶粒径１〜２００μｍの等軸晶を２０容量％以上含有し、板厚０．０５〜３ｍｍであるＳｍ2Ｃｏ17系合金を用いることで、熱処理が短時間で済み、容易に均質な組織が得られることを知見した。
【０００７】
そして、この合金をこのように非酸化性雰囲気中で熱処理し、平均結晶粒径を成長させることで、従来の鋳造インゴットを用いて焼結磁石を製造した場合より、優れた磁気特性が得られることを見出したものである。
【０００８】
従って、本発明は、
（１）Ｒ（但し、ＲはＳｍ又はＳｍを５０重量％以上含む２種以上の希土類元素）２０〜３０重量％、Ｆｅ１０〜４５重量％、Ｃｕ１〜１０重量％、Ｚｒ０．５〜５重量％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物からなる合金を溶融後、ストリップキャスティング法により急冷することによって得られ、粒径１〜２００μｍの等軸晶を２０容量％以上含有し、板厚０．０５〜３ｍｍであることを特徴とする希土類合金、
（２）Ｒ（但し、ＲはＳｍ又はＳｍを５０重量％以上含む２種以上の希土類元素）２０〜３０重量％、Ｆｅ１０〜４５重量％、Ｃｕ１〜１０重量％、Ｚｒ０．５〜５重量％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物からなる合金を溶融後、１２５０〜１６００℃の湯温でストリップキャスティングを行うことを特徴とする上記希土類合金の製造方法、
（３）Ｒ（但し、ＲはＳｍ又はＳｍを５０重量％以上含む２種以上の希土類元素）２０〜３０重量％、Ｆｅ１０〜４５重量％、Ｃｕ１〜１０重量％、Ｚｒ０．５〜５重量％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物からなる合金を溶融後、ストリップキャスティング法により急冷することによって得られ、粒径１〜２００μｍの等軸晶を２０容量％以上含有し、板厚０．０５〜３ｍｍである希土類合金を、非酸化性雰囲気中において１０００〜１３００℃、０．５〜２０時間の熱処理を施し、該希土類合金を微粉砕した後、磁場中で圧縮成形し、焼結、溶体化し、次いで、時効処理することを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法
を提供する。
【０００９】
Ｓｍ2Ｃｏ17系合金において、Ｓｍは非常に蒸気圧が高く、高温、長時間の熱処理中に蒸発してしまい、組成ずれを生じて得られた磁石において、保磁力ばらつき等の磁気特性劣化を引き起すおそれがある一方、Ｓｍの蒸発を避けるために熱処理を低温、短時間とすると、熱処理の効果が不充分となり、残留磁束密度、最大エネルギーの低下につながるが、上記合金を使用することにより、短時間で最適な熱処理を施すことができ、これによって組成ずれを起こすことなく、結晶粒径を大きくし得ると共に、このＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金を用いてこれを微粉砕し、磁場中で成形し、焼結、溶体化、時効処理することで、優れた磁気特性を有するＳｍ2Ｃｏ17系焼結磁石を得ることができる。
【００１０】
以下、本発明につき更に詳しく説明する。
本発明における希土類合金（Ｓｍ2Ｃｏ17系永久磁石合金）組成の主成分は、Ｓｍ又はＳｍを５０重量％以上含む２種以上の希土類元素２０〜３０重量％、Ｆｅ１０〜４５重量％、Ｃｕ１〜１０重量％、Ｚｒ０．５〜５重量％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物からなる。前記Ｓｍ以外の希土類金属としては、特に限定されるものではなく、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｇｄなどを挙げることができる。希土類元素中のＳｍの含有量が５０重量％未満の場合や、希土類元素量が２０重量％未満、３０重量％を超える場合は、有効な磁気特性をもつことはできない。
【００１１】
本発明のＳｍ2Ｃｏ17系永久磁石合金は、上記組成範囲の原料を非酸化性雰囲気中において、高周波溶解により溶融し、更に、その合金溶湯を１２５０〜１６００℃にストリップキャスティング法により急冷する。急冷前の溶湯温度が１２５０℃より低いと急冷温度巾がせまく、結晶粒径２００μｍ以上の非常に大きな結晶が形成され組成の不均一を招く。加えて、溶湯温度が低いと粘性が低く、厚さ３ｍｍ以下の薄帯が形成されにくく、そればかりか途中凝固してしまい、健全な鋳造が行えない。好ましくは１３００℃以上の温度がよい。１６００℃より高い温度では溶解中Ｓｍの蒸発が甚だしく、組成ずれが発生し、安定した生産が行えない。好ましくは１５００℃以下がよい。
【００１２】
このようにして得られる薄帯の結晶粒径が細かいと熱処理時に粒形成長速度が速く、熱処理により小さい粒は大きな粒に食われながら次第に大きな粒へと成長して行く。このため粒径が細かいと粒成長は速やかに進行する。しかし、粒があまりに細かいと場所による粒成長にばらつきが生じてしまい、熱処理後粒径が均一にならない。このような理由で結晶粒径１〜２００μｍが好ましい。更に好ましくは５〜１００μｍがよい。
【００１３】
該合金系における結晶粒径１〜２００μｍの等軸晶（ここで等軸晶とは比較的長軸と短軸の長さの差が少なく結晶軸方向がランダムであるものであり、ロール面よりフリー面に向かって１方向に凝固した柱状晶とは区別されるものである。）は、凝固前結晶の芽である核が数多く形成され、これがロール面で熱を奪われた際、一斉に結晶化することにより形成される。このため等軸晶を形成するには、核がより多く存在する凝固温度直上より冷却を行うのが好ましい。この際、等軸晶は多数の核が一斉に結晶化することにより均質な組織が得られやすい。このため、ブックモールド法による鋳造の際に生じる数百μｍ以上の大きな等軸晶のように偏析が生じることもない。更に該等軸品は熱処理後の結晶とアスペクト比（長軸、短軸の長さ比）が近く、長軸方向と短軸方向の差が大きい柱状晶のみより短時間で熱処理を行うことができる。等軸晶が２０容量％以上含まれていると等軸品が容易に粗大化し、粗大化した粒は小さい粒を取り込みながら更に成長するため、短時間での熱処理が可能となる。このように粒径の均質な粗大化を誘発する等軸晶が多いとより短時間での処理が可能であり、等軸晶を３０容量％以上含むことが好ましく、更に好ましくは４０容量％以上である。
【００１４】
また、薄帯の板厚が薄いとロール上にて過剰に冷却されるため、結晶粒が小さくなってしまうので、好ましい粒径を得るためには０．０５ｍｍ以上の厚さが必要である。一方、板厚が厚いと冷却が遅く、粒径が大きくなるので３ｍｍ以下とする。
【００１５】
なお、上記薄帯厚を形成する場合、ロール急冷時のロールの周速は０．５〜１０ｍ／ｓが好ましい。ストリップキャスティング法では、単ロール又は双ロールに合金溶湯を流し込み急冷して合金化させることができるが、該ロールに流し込む合金溶湯の温度としては１２５０〜１６００℃とすることが好ましい。
【００１６】
上記Ｓｍ2Ｃｏ17系永久磁石合金を用いてＳｍ2Ｃｏ17系焼結磁石を製造する場合は、まず、上記鋳造した薄帯インゴットをアルゴン、ヘリウム等の非酸化性雰囲気中において、１０００〜１３００℃、０．５〜２０時間、熱処理を施すもので、これにより平均結晶粒径２０〜３００μｍ、より好ましくは３０〜２００μｍとすることが好ましい。前記熱処理温度は、１０００℃未満では、インゴットの結晶粒の成長が十分に得られず、１３００℃を超える温度では、結晶粒は十分に成長するものの、インゴットが融点に達してしまい、均一な組織が得られない。前記熱処理時間は０．５時間未満の場合、結晶粒の成長にばらつきがあり、更に、結晶粒の成長が十分に得られにくく、また、２０時間を超えて熱処理を施すと、熱処理炉のリークによるインゴットの劣化、更に、インゴット中のＳｍが蒸発する等のことで良好な磁気特性が得られなくなる傾向にある。また、前記平均結晶粒径が、２０μｍ未満の場合、先に述べたように、インゴット中の平均結晶粒径と焼結磁石製造工程における微粉砕粒径とが近い値になるため、微粉粒子が、多結晶となり磁石の配向度を乱し、残留磁束密度、最大エネルギー積の劣化を招くこととなり、３００μｍを超える平均結晶粒径を得るには、長時間、或いは、高温での熱処理が必要となり、合金組織の劣化、或いは、組織の均一性が損なわれる等の原因が、焼結磁石の磁気特性に悪影響を与えるおそれがある。
【００１７】
次に、前記Ｓｍ2Ｃｏ17系永久磁石合金を、粗粉砕し、平均粒径１〜１０μｍ、好ましくは、約５μｍに微粉砕する。この粗粉砕は、例えば、不活性ガス雰囲気中で、ジョークラッシャー、ブラウンミル、ピンミル及び水素吸蔵等により行うことができる。また、前記微粉砕は、アルコール、ヘキサン等を溶媒に用いた湿式ボールミル、窒素、アルゴン等の不活性ガス雰囲気中による乾式ボールミル、不活性ガス気流によるジェットミル等により行うことができる。
【００１８】
更に、前記微粉砕を、好ましくは、１０ｋＯｅ以上の磁場を印加することが可能な磁場中プレス機等により、好ましくは、５００ｋｇ／ｃｍ2以上２０００ｋｇ／ｃｍ2未満の圧力により圧縮成形する。続いて、得られた圧縮成形体を、熱処理炉により、アルゴンなどの非酸化性雰囲気ガス中で、１１００〜１３００℃、好ましくは、１１５０〜１２５０℃において０．５〜５時間、焼結、溶体化し、終了後、急冷を行う。続いて７００〜９００℃、好ましくは、７５０〜８５０℃の温度で、５〜４０時間保持し、−１．０℃／分の降温速度で４００℃以下まで徐冷する時効処理を施す。これにより、本発明のＳｍ2Ｃｏ17系焼結磁石を得ることができる。
【００１９】
【実施例】
次に、本発明の実施例と比較例を挙げて、本発明を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００２０】
［実施例１］
Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石インゴットは、Ｓｍ：２５．５重量％、Ｆｅ：１６．０重量％、Ｃｕ：５．０重量％、Ｚｒ：３．０重量％、残部Ｃｏの組成になるように配合し、アルゴンガス雰囲気中でアルミナルツボを使用して高周波溶解炉で溶解し、ストリップキャスティング法（水冷単ロールを使用し、１ｍ／ｓのロール周速度）で１３５０℃の溶湯温度にて鋳造することにより板厚０．３ｍｍの合金を作製した。このときの偏光顕微鏡組織写真を図１に示す。この合金の平均結晶粒径は１０μｍで結晶粒径１〜２００μｍの等軸晶９５容量％、残部が柱状晶からなる結晶であった。ここで、平均結晶粒径とは体積を球に換算したときの粒径を示したものである。（以後、平均結晶粒径はこの方法により得たものとする。）
次に、前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石インゴットを、熱処理炉を用い、アルゴン雰囲気中で１２００℃、１時間の熱処理を行い、終了後、急冷した。ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金のＳｍ量をイオン交換分離法により定量し、更に、平均結晶粒径の測定を行った。
【００２１】
更に、前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石合金をジョークラッシャーで約５００μｍ以下に粗粉砕後、窒素気流によるジェットミルにより平均粒径約５μｍに微粉砕を行った。得られた微粉砕を磁場中プレス機により１５ｋＯｅの磁場中にて１．５ｔ／ｃｍ2の圧力で成形した。得られた成形体を熱処理炉を用い、アルゴン雰囲気中で、１２１０℃、２時間焼結した後、アルゴン雰囲気中、１１９０℃、１時間溶体化処理を行った。溶体化処理終了後、急冷し、得られたそれぞれの焼結体を、アルゴン雰囲気中、８００℃、１０時間保持し、４００℃まで−１．０℃／分の降温速度で徐冷を行い、焼結磁石を作製した。得られたそれぞれの焼結磁石につき、Ｂ−Ｈトレーサーにより磁気特性の測定を行った。
【００２２】
［比較例１］
実施例１と同じ組成の合金を、アルゴンガス雰囲気中で、アルミナルツボを使用して高周波溶解炉で溶解し、ストリップキャスティング法（水冷単ロールを使用し、１ｍ／ｓのロール周速度）で１６５０℃の溶湯温度にて鋳造することにより板厚０．３ｍｍの合金を作製した。このときの偏光顕微鏡組織写真を図２に示す。この合金の平均結晶粒径は２０μｍで結晶粒径１〜２００μｍの等軸晶５容量％、残部が柱状晶からなる結晶構造であった。
【００２３】
ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金に対し実施例１と同様に熱処理を行い、ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金のＳｍ量をイオン交換分離法により定量し、更に、平均結晶粒径の測定を行った。
【００２４】
得られた前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石合金を、実施例１と同様な製造方法で、粗粉砕、微粉砕、磁場中成形、焼結、溶体化、次いで、時効処理を行い、焼結磁石を作製した。得られた焼結磁石につき、実施例１と同様に磁気特性の測定を行った。
【００２５】
表１に実施例１及び比較例１におけるＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金のＳｍ量、平均結晶粒径、及び、前記磁石合金より得られた焼結磁石の磁気特性を示す。このことより、実施例は、比較例に比べ、残留磁束密度、保磁力、最大エネルギー積において優れていることは明らかである。
【００２６】
【表１】
【００２７】
［実施例２］
Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石インゴットは、Ｓｍ：２０．０重量％、Ｃｅ：５．５重量％、Ｆｅ：１４．０重量％、Ｃｕ：５．０重量％、Ｚｒ：３．０重量％、残部Ｃｏの組成になるように配合し、アルゴンガス雰囲気中で、アルミナルツボを使用して、高周波溶解炉で溶解し、ストリップキャスティング法（水冷単ロールを使用し、２．５ｍ／ｓのロール周速度）で１４００℃の溶湯温度にて鋳造することにより板厚０．２ｍｍの合金を作製した。この合金の平均結晶粒径は３０μｍで結晶粒径１〜２００μｍの等軸晶８０容量％、残部が柱状晶からなる結晶であった。次に、前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石インゴットを、熱処理炉を用い、アルゴン雰囲気中で、１１００℃、２時間の熱処理を行い、終了後、急冷した。ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金の結晶粒径の測定を行い、分布を調べた。これを図３に示す。
【００２８】
次に、前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石合金を、ジョークラッシャーで約５００μｍ以下に粗粉砕後、窒素気流によるジェットミルにより平均粒径約５μｍに微粉砕を行った。得られた微粉砕を、磁場中プレス機により１５ｋＯｅの磁場中にて１．５ｔ／ｃｍ2の圧力で成形した。得られた成形体を熱処理炉を用い、アルゴン雰囲気中で、１１９０℃、２時間焼結した後、アルゴン雰囲気中、１１７０℃、１時間溶体化処理を行った。溶体化処理終了後、急冷し、得られたそれぞれの焼結体を、アルゴン雰囲気中、８００℃、１０時間保持し、４００℃まで−１．０℃／分の降温速度で徐冷を行い、焼結磁石を作製した。得られたそれぞれの焼結磁石につき、Ｂ−Ｈトレーサーにより磁気特性の測定を行った。
【００２９】
［比較例２］
実施例２と同じ組成の合金を、アルゴンガス雰囲気中で、アルミナルツボを使用して高周波溶解炉で溶解し、ストリップキャスティング法（水冷単ロールを使用し、５０ｍ／ｓのロール周速度）で１２４０℃の温度にて鋳造することにより板厚０．１ｍｍの合金を作製した。この合金の平均結晶粒径は０．５μｍで結晶粒径１〜２００μｍの等軸晶５容量％、結晶粒径１μｍ未満の等軸晶９０容量％、残部が柱状晶からなる結晶であった。ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金を、実施例２と同様に熱処理を行い、ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金の結晶粒径の測定を行い、分布を調べた。これを図４に示す。
【００３０】
得られた前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石合金を、実施例２と同様な製造方法で、粗粉砕、微粉砕、磁場中成形、焼結、溶体化、次いで、時効処理を行い、焼結磁石を作製した。得られた焼結磁石につき、実施例２と同様に磁気特性の測定を行った。
【００３１】
［比較例３］
実施例２と同じ組成となるように、アルゴンガス雰囲気中で、アルミナルツボを使用して高周波溶解炉で溶解し、得られるＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金の厚さが１５ｍｍとなるように銅製箱型鋳型に鋳造した。ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金を、実施例２と同じように結晶粒径の測定を行い、分布を調べた。これを図５に示す。
【００３２】
得られた前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石合金を、実施例２と同様な製造方法で、粗粉砕、微粉砕、磁場中成形、焼結、溶体化、次いで、時効処理を行い、焼結磁石を作製した。得られた焼結磁石につき、実施例２と同様に磁気特性の測定を行った。
【００３３】
表２に実施例２及び比較例２，３におけるＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金の磁気特性を示す。図３、図４、図５を比較すると実施例２は５０μｍ付近に均一分布するのに対し、比較例２は分布幅が大きく小さい粒がたくさん存在する。また、比較例３は粒径が非常に大きい。これを反映し、実施例２は、比較例２，３に比べ、残留磁束密度、保磁力、最大エネルギー積において優れていることがわかる。
【００３４】
【表２】
【００３５】
【発明の効果】
本発明によれば、優れた磁気特性を得ることが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１における合金薄帯の偏光顕微鏡による偏光像写真である。
【図２】比較例１における合金薄帯の偏光顕微鏡による偏光像写真である。
【図３】実施例２における合金薄帯の熱処理後の粒度分布図である。
【図４】比較例２における合金薄帯の熱処理後の粒度分布図である。
【図５】比較例３における合金薄帯の熱処理後の粒度分布図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、希土類金属及びその製造方法並びにＳｍ2Ｃｏ17系焼結磁石の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
従来、Ｓｍ2Ｃｏ17系永久磁石における焼結磁石の製造方法は、組成調整した合金鋳塊を１〜１０μｍに微粉砕し、磁場中において加圧成形した後、アルゴン雰囲気中で１１００〜１３００℃、通常１２００℃程度において、１時間〜５時間の条件で焼結、溶体化する。次いで、７００〜９００℃、通常８００℃程度の温度において約１０時間程度保持し、−１．０℃／分の降温速度で４００℃以下まで徐冷する時効処理を施すのが一般的である。通常工程において、焼結、溶体化処理は、設定温度に対し±３℃という最適温度範囲があり、厳密な制御が必要となる。これは、焼結、溶体化処理の際、多種の構成相が存在することで、部分による結晶粒の成長、相変化の熱処理温度によるばらつきが生じるためであり、そして、高特性Ｓｍ2Ｃｏ17系焼結磁石になればなるほど、焼結、溶体化処理の温度制御は厳密となる傾向にある。その最適温度範囲を維持し、良好な磁気特性を得るためには、できるだけ偏析のない均一な合金組織が不可欠となる。
【０００３】
均一な組織をもつＳｍ2Ｃｏ17系磁石用合金を得るための鋳造法としては、そのマクロ組織が柱状結晶となるように、箱形等の鋳型に合金溶湯を鋳造する方法が採用されている。ここで、柱状結晶を得るためには、合金溶湯の冷却速度をある程度速めなければならないが、箱形の鋳型を用いた鋳造法では、インゴット中央部分において、柱状結晶が生成する冷却速度より遅くなる傾向にあり、組織の粗大化そして等軸晶が発生することとなる。インゴットの厚みを薄くすること等の方法によりこの問題は解消できるが、効率的な生産性が低下する。このことから、ある程度の厚みのインゴットを製造することになり、組織の粗大化そして等軸晶が生じる場合が多い。組織の粗大化そして等軸晶の発生が、インゴット中の偏析となり、焼結、溶体化の後の磁石組織にも悪影響を及ぼし、良好な磁気特性が得られない原因となる。
【０００４】
この問題を解決する方法として、単ロールによる鋳造法（ストリップキャスティング法）が提案されている（特開平８−２６００８３号公報）。この鋳造方法により作製されたインゴットは、微細結晶構造を有し、偏析のない均一な合金組織が得られる。しかし、微細な結晶構造をもつインゴットを原料として用いて焼結磁石を製造したところ、箱型鋳型で鋳造されたインゴットを原料として用いた焼結磁石に比べ、保磁力は向上するものの、残留磁束密度、最大エネルギー積は、むしろ低下することが確認されている（特開平９−１１１３８３号公報）。微細な結晶構造を有するインゴットは、箱型鋳型で鋳造されたインゴットに比べ、平均結晶粒径が非常に小さい。そのため、それぞれのインゴットを焼結磁石を製造する工程上、平均微粉末粒径５μｍに微粉砕すると、微細な結晶構造を有するインゴットは、平均結晶粒径と平均微粉末粒径の値が近くなってしまい、微粉砕粒子が単結晶でなくなり、多結晶の微粉砕粒子の割合が増えることとなり、磁場中成形した際の配向度も低くなる。結果的に、熱処理後の焼結磁石の配向度が低くなり、残留磁束密度、最大エネルギー積の低下につながると考えられている。このことより、Ｓｍ2Ｃｏ17系焼結磁石において、ストリップキャスティング法により鋳造されたインゴットは、原料インゴットとして用いられていない。
【０００５】
本発明は、上記問題を解決したもので、薄帯インゴットの熱処理の際、短時間で均一な処理ができる希土類合金及びその製造方法、並びに優れた磁気特性を有する希土類焼結磁石の製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段及び発明の実施の形態】
本発明者は、上記目的を達成するため、Ｓｍ2Ｃｏ17系合金において、合金組織と熱処理による組織変化の関係を検討したところ、結晶粒径１〜２００μｍの等軸晶を２０容量％以上含有し、板厚０．０５〜３ｍｍであるＳｍ2Ｃｏ17系合金を用いることで、熱処理が短時間で済み、容易に均質な組織が得られることを知見した。
【０００７】
そして、この合金をこのように非酸化性雰囲気中で熱処理し、平均結晶粒径を成長させることで、従来の鋳造インゴットを用いて焼結磁石を製造した場合より、優れた磁気特性が得られることを見出したものである。
【０００８】
従って、本発明は、
（１）Ｒ（但し、ＲはＳｍ又はＳｍを５０重量％以上含む２種以上の希土類元素）２０〜３０重量％、Ｆｅ１０〜４５重量％、Ｃｕ１〜１０重量％、Ｚｒ０．５〜５重量％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物からなる合金を溶融後、ストリップキャスティング法により急冷することによって得られ、粒径１〜２００μｍの等軸晶を２０容量％以上含有し、板厚０．０５〜３ｍｍであることを特徴とする希土類合金、
（２）Ｒ（但し、ＲはＳｍ又はＳｍを５０重量％以上含む２種以上の希土類元素）２０〜３０重量％、Ｆｅ１０〜４５重量％、Ｃｕ１〜１０重量％、Ｚｒ０．５〜５重量％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物からなる合金を溶融後、１２５０〜１６００℃の湯温でストリップキャスティングを行うことを特徴とする上記希土類合金の製造方法、
（３）Ｒ（但し、ＲはＳｍ又はＳｍを５０重量％以上含む２種以上の希土類元素）２０〜３０重量％、Ｆｅ１０〜４５重量％、Ｃｕ１〜１０重量％、Ｚｒ０．５〜５重量％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物からなる合金を溶融後、ストリップキャスティング法により急冷することによって得られ、粒径１〜２００μｍの等軸晶を２０容量％以上含有し、板厚０．０５〜３ｍｍである希土類合金を、非酸化性雰囲気中において１０００〜１３００℃、０．５〜２０時間の熱処理を施し、該希土類合金を微粉砕した後、磁場中で圧縮成形し、焼結、溶体化し、次いで、時効処理することを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法
を提供する。
【０００９】
Ｓｍ2Ｃｏ17系合金において、Ｓｍは非常に蒸気圧が高く、高温、長時間の熱処理中に蒸発してしまい、組成ずれを生じて得られた磁石において、保磁力ばらつき等の磁気特性劣化を引き起すおそれがある一方、Ｓｍの蒸発を避けるために熱処理を低温、短時間とすると、熱処理の効果が不充分となり、残留磁束密度、最大エネルギーの低下につながるが、上記合金を使用することにより、短時間で最適な熱処理を施すことができ、これによって組成ずれを起こすことなく、結晶粒径を大きくし得ると共に、このＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金を用いてこれを微粉砕し、磁場中で成形し、焼結、溶体化、時効処理することで、優れた磁気特性を有するＳｍ2Ｃｏ17系焼結磁石を得ることができる。
【００１０】
以下、本発明につき更に詳しく説明する。
本発明における希土類合金（Ｓｍ2Ｃｏ17系永久磁石合金）組成の主成分は、Ｓｍ又はＳｍを５０重量％以上含む２種以上の希土類元素２０〜３０重量％、Ｆｅ１０〜４５重量％、Ｃｕ１〜１０重量％、Ｚｒ０．５〜５重量％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物からなる。前記Ｓｍ以外の希土類金属としては、特に限定されるものではなく、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｇｄなどを挙げることができる。希土類元素中のＳｍの含有量が５０重量％未満の場合や、希土類元素量が２０重量％未満、３０重量％を超える場合は、有効な磁気特性をもつことはできない。
【００１１】
本発明のＳｍ2Ｃｏ17系永久磁石合金は、上記組成範囲の原料を非酸化性雰囲気中において、高周波溶解により溶融し、更に、その合金溶湯を１２５０〜１６００℃にストリップキャスティング法により急冷する。急冷前の溶湯温度が１２５０℃より低いと急冷温度巾がせまく、結晶粒径２００μｍ以上の非常に大きな結晶が形成され組成の不均一を招く。加えて、溶湯温度が低いと粘性が低く、厚さ３ｍｍ以下の薄帯が形成されにくく、そればかりか途中凝固してしまい、健全な鋳造が行えない。好ましくは１３００℃以上の温度がよい。１６００℃より高い温度では溶解中Ｓｍの蒸発が甚だしく、組成ずれが発生し、安定した生産が行えない。好ましくは１５００℃以下がよい。
【００１２】
このようにして得られる薄帯の結晶粒径が細かいと熱処理時に粒形成長速度が速く、熱処理により小さい粒は大きな粒に食われながら次第に大きな粒へと成長して行く。このため粒径が細かいと粒成長は速やかに進行する。しかし、粒があまりに細かいと場所による粒成長にばらつきが生じてしまい、熱処理後粒径が均一にならない。このような理由で結晶粒径１〜２００μｍが好ましい。更に好ましくは５〜１００μｍがよい。
【００１３】
該合金系における結晶粒径１〜２００μｍの等軸晶（ここで等軸晶とは比較的長軸と短軸の長さの差が少なく結晶軸方向がランダムであるものであり、ロール面よりフリー面に向かって１方向に凝固した柱状晶とは区別されるものである。）は、凝固前結晶の芽である核が数多く形成され、これがロール面で熱を奪われた際、一斉に結晶化することにより形成される。このため等軸晶を形成するには、核がより多く存在する凝固温度直上より冷却を行うのが好ましい。この際、等軸晶は多数の核が一斉に結晶化することにより均質な組織が得られやすい。このため、ブックモールド法による鋳造の際に生じる数百μｍ以上の大きな等軸晶のように偏析が生じることもない。更に該等軸品は熱処理後の結晶とアスペクト比（長軸、短軸の長さ比）が近く、長軸方向と短軸方向の差が大きい柱状晶のみより短時間で熱処理を行うことができる。等軸晶が２０容量％以上含まれていると等軸品が容易に粗大化し、粗大化した粒は小さい粒を取り込みながら更に成長するため、短時間での熱処理が可能となる。このように粒径の均質な粗大化を誘発する等軸晶が多いとより短時間での処理が可能であり、等軸晶を３０容量％以上含むことが好ましく、更に好ましくは４０容量％以上である。
【００１４】
また、薄帯の板厚が薄いとロール上にて過剰に冷却されるため、結晶粒が小さくなってしまうので、好ましい粒径を得るためには０．０５ｍｍ以上の厚さが必要である。一方、板厚が厚いと冷却が遅く、粒径が大きくなるので３ｍｍ以下とする。
【００１５】
なお、上記薄帯厚を形成する場合、ロール急冷時のロールの周速は０．５〜１０ｍ／ｓが好ましい。ストリップキャスティング法では、単ロール又は双ロールに合金溶湯を流し込み急冷して合金化させることができるが、該ロールに流し込む合金溶湯の温度としては１２５０〜１６００℃とすることが好ましい。
【００１６】
上記Ｓｍ2Ｃｏ17系永久磁石合金を用いてＳｍ2Ｃｏ17系焼結磁石を製造する場合は、まず、上記鋳造した薄帯インゴットをアルゴン、ヘリウム等の非酸化性雰囲気中において、１０００〜１３００℃、０．５〜２０時間、熱処理を施すもので、これにより平均結晶粒径２０〜３００μｍ、より好ましくは３０〜２００μｍとすることが好ましい。前記熱処理温度は、１０００℃未満では、インゴットの結晶粒の成長が十分に得られず、１３００℃を超える温度では、結晶粒は十分に成長するものの、インゴットが融点に達してしまい、均一な組織が得られない。前記熱処理時間は０．５時間未満の場合、結晶粒の成長にばらつきがあり、更に、結晶粒の成長が十分に得られにくく、また、２０時間を超えて熱処理を施すと、熱処理炉のリークによるインゴットの劣化、更に、インゴット中のＳｍが蒸発する等のことで良好な磁気特性が得られなくなる傾向にある。また、前記平均結晶粒径が、２０μｍ未満の場合、先に述べたように、インゴット中の平均結晶粒径と焼結磁石製造工程における微粉砕粒径とが近い値になるため、微粉粒子が、多結晶となり磁石の配向度を乱し、残留磁束密度、最大エネルギー積の劣化を招くこととなり、３００μｍを超える平均結晶粒径を得るには、長時間、或いは、高温での熱処理が必要となり、合金組織の劣化、或いは、組織の均一性が損なわれる等の原因が、焼結磁石の磁気特性に悪影響を与えるおそれがある。
【００１７】
次に、前記Ｓｍ2Ｃｏ17系永久磁石合金を、粗粉砕し、平均粒径１〜１０μｍ、好ましくは、約５μｍに微粉砕する。この粗粉砕は、例えば、不活性ガス雰囲気中で、ジョークラッシャー、ブラウンミル、ピンミル及び水素吸蔵等により行うことができる。また、前記微粉砕は、アルコール、ヘキサン等を溶媒に用いた湿式ボールミル、窒素、アルゴン等の不活性ガス雰囲気中による乾式ボールミル、不活性ガス気流によるジェットミル等により行うことができる。
【００１８】
更に、前記微粉砕を、好ましくは、１０ｋＯｅ以上の磁場を印加することが可能な磁場中プレス機等により、好ましくは、５００ｋｇ／ｃｍ2以上２０００ｋｇ／ｃｍ2未満の圧力により圧縮成形する。続いて、得られた圧縮成形体を、熱処理炉により、アルゴンなどの非酸化性雰囲気ガス中で、１１００〜１３００℃、好ましくは、１１５０〜１２５０℃において０．５〜５時間、焼結、溶体化し、終了後、急冷を行う。続いて７００〜９００℃、好ましくは、７５０〜８５０℃の温度で、５〜４０時間保持し、−１．０℃／分の降温速度で４００℃以下まで徐冷する時効処理を施す。これにより、本発明のＳｍ2Ｃｏ17系焼結磁石を得ることができる。
【００１９】
【実施例】
次に、本発明の実施例と比較例を挙げて、本発明を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００２０】
［実施例１］
Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石インゴットは、Ｓｍ：２５．５重量％、Ｆｅ：１６．０重量％、Ｃｕ：５．０重量％、Ｚｒ：３．０重量％、残部Ｃｏの組成になるように配合し、アルゴンガス雰囲気中でアルミナルツボを使用して高周波溶解炉で溶解し、ストリップキャスティング法（水冷単ロールを使用し、１ｍ／ｓのロール周速度）で１３５０℃の溶湯温度にて鋳造することにより板厚０．３ｍｍの合金を作製した。このときの偏光顕微鏡組織写真を図１に示す。この合金の平均結晶粒径は１０μｍで結晶粒径１〜２００μｍの等軸晶９５容量％、残部が柱状晶からなる結晶であった。ここで、平均結晶粒径とは体積を球に換算したときの粒径を示したものである。（以後、平均結晶粒径はこの方法により得たものとする。）
次に、前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石インゴットを、熱処理炉を用い、アルゴン雰囲気中で１２００℃、１時間の熱処理を行い、終了後、急冷した。ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金のＳｍ量をイオン交換分離法により定量し、更に、平均結晶粒径の測定を行った。
【００２１】
更に、前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石合金をジョークラッシャーで約５００μｍ以下に粗粉砕後、窒素気流によるジェットミルにより平均粒径約５μｍに微粉砕を行った。得られた微粉砕を磁場中プレス機により１５ｋＯｅの磁場中にて１．５ｔ／ｃｍ2の圧力で成形した。得られた成形体を熱処理炉を用い、アルゴン雰囲気中で、１２１０℃、２時間焼結した後、アルゴン雰囲気中、１１９０℃、１時間溶体化処理を行った。溶体化処理終了後、急冷し、得られたそれぞれの焼結体を、アルゴン雰囲気中、８００℃、１０時間保持し、４００℃まで−１．０℃／分の降温速度で徐冷を行い、焼結磁石を作製した。得られたそれぞれの焼結磁石につき、Ｂ−Ｈトレーサーにより磁気特性の測定を行った。
【００２２】
［比較例１］
実施例１と同じ組成の合金を、アルゴンガス雰囲気中で、アルミナルツボを使用して高周波溶解炉で溶解し、ストリップキャスティング法（水冷単ロールを使用し、１ｍ／ｓのロール周速度）で１６５０℃の溶湯温度にて鋳造することにより板厚０．３ｍｍの合金を作製した。このときの偏光顕微鏡組織写真を図２に示す。この合金の平均結晶粒径は２０μｍで結晶粒径１〜２００μｍの等軸晶５容量％、残部が柱状晶からなる結晶構造であった。
【００２３】
ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金に対し実施例１と同様に熱処理を行い、ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金のＳｍ量をイオン交換分離法により定量し、更に、平均結晶粒径の測定を行った。
【００２４】
得られた前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石合金を、実施例１と同様な製造方法で、粗粉砕、微粉砕、磁場中成形、焼結、溶体化、次いで、時効処理を行い、焼結磁石を作製した。得られた焼結磁石につき、実施例１と同様に磁気特性の測定を行った。
【００２５】
表１に実施例１及び比較例１におけるＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金のＳｍ量、平均結晶粒径、及び、前記磁石合金より得られた焼結磁石の磁気特性を示す。このことより、実施例は、比較例に比べ、残留磁束密度、保磁力、最大エネルギー積において優れていることは明らかである。
【００２６】
【表１】
［実施例２］
Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石インゴットは、Ｓｍ：２０．０重量％、Ｃｅ：５．５重量％、Ｆｅ：１４．０重量％、Ｃｕ：５．０重量％、Ｚｒ：３．０重量％、残部Ｃｏの組成になるように配合し、アルゴンガス雰囲気中で、アルミナルツボを使用して、高周波溶解炉で溶解し、ストリップキャスティング法（水冷単ロールを使用し、２．５ｍ／ｓのロール周速度）で１４００℃の溶湯温度にて鋳造することにより板厚０．２ｍｍの合金を作製した。この合金の平均結晶粒径は３０μｍで結晶粒径１〜２００μｍの等軸晶８０容量％、残部が柱状晶からなる結晶であった。次に、前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石インゴットを、熱処理炉を用い、アルゴン雰囲気中で、１１００℃、２時間の熱処理を行い、終了後、急冷した。ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金の結晶粒径の測定を行い、分布を調べた。これを図３に示す。
【００２８】
次に、前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石合金を、ジョークラッシャーで約５００μｍ以下に粗粉砕後、窒素気流によるジェットミルにより平均粒径約５μｍに微粉砕を行った。得られた微粉砕を、磁場中プレス機により１５ｋＯｅの磁場中にて１．５ｔ／ｃｍ2の圧力で成形した。得られた成形体を熱処理炉を用い、アルゴン雰囲気中で、１１９０℃、２時間焼結した後、アルゴン雰囲気中、１１７０℃、１時間溶体化処理を行った。溶体化処理終了後、急冷し、得られたそれぞれの焼結体を、アルゴン雰囲気中、８００℃、１０時間保持し、４００℃まで−１．０℃／分の降温速度で徐冷を行い、焼結磁石を作製した。得られたそれぞれの焼結磁石につき、Ｂ−Ｈトレーサーにより磁気特性の測定を行った。
【００２９】
［比較例２］
実施例２と同じ組成の合金を、アルゴンガス雰囲気中で、アルミナルツボを使用して高周波溶解炉で溶解し、ストリップキャスティング法（水冷単ロールを使用し、５０ｍ／ｓのロール周速度）で１２４０℃の温度にて鋳造することにより板厚０．１ｍｍの合金を作製した。この合金の平均結晶粒径は０．５μｍで結晶粒径１〜２００μｍの等軸晶５容量％、結晶粒径１μｍ未満の等軸晶９０容量％、残部が柱状晶からなる結晶であった。ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金を、実施例２と同様に熱処理を行い、ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金の結晶粒径の測定を行い、分布を調べた。これを図４に示す。
【００３０】
得られた前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石合金を、実施例２と同様な製造方法で、粗粉砕、微粉砕、磁場中成形、焼結、溶体化、次いで、時効処理を行い、焼結磁石を作製した。得られた焼結磁石につき、実施例２と同様に磁気特性の測定を行った。
【００３１】
［比較例３］
実施例２と同じ組成となるように、アルゴンガス雰囲気中で、アルミナルツボを使用して高周波溶解炉で溶解し、得られるＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金の厚さが１５ｍｍとなるように銅製箱型鋳型に鋳造した。ここで得られたＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金を、実施例２と同じように結晶粒径の測定を行い、分布を調べた。これを図５に示す。
【００３２】
得られた前記Ｓｍ2Ｃｏ17系磁石合金を、実施例２と同様な製造方法で、粗粉砕、微粉砕、磁場中成形、焼結、溶体化、次いで、時効処理を行い、焼結磁石を作製した。得られた焼結磁石につき、実施例２と同様に磁気特性の測定を行った。
【００３３】
表２に実施例２及び比較例２，３におけるＳｍ2Ｃｏ17系磁石合金の磁気特性を示す。図３、図４、図５を比較すると実施例２は５０μｍ付近に均一分布するのに対し、比較例２は分布幅が大きく小さい粒がたくさん存在する。また、比較例３は粒径が非常に大きい。これを反映し、実施例２は、比較例２，３に比べ、残留磁束密度、保磁力、最大エネルギー積において優れていることがわかる。
【００３４】
【表２】
【発明の効果】
本発明によれば、優れた磁気特性を得ることが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１における合金薄帯の偏光顕微鏡による偏光像写真である。
【図２】比較例１における合金薄帯の偏光顕微鏡による偏光像写真である。
【図３】実施例２における合金薄帯の熱処理後の粒度分布図である。
【図４】比較例２における合金薄帯の熱処理後の粒度分布図である。
【図５】比較例３における合金薄帯の熱処理後の粒度分布図である。
Claims (3)
- Ｒ（但し、ＲはＳｍ又はＳｍを５０重量％以上含む２種以上の希土類元素）２０〜３０重量％、Ｆｅ１０〜４５重量％、Ｃｕ１〜１０重量％、Ｚｒ０．５〜５重量％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物からなる合金を溶融後、ストリップキャスティング法により急冷することによって得られ、粒径１〜２００μｍの等軸晶を２０容量％以上含有し、板厚０．０５〜３ｍｍであることを特徴とする希土類合金。
- Ｒ（但し、ＲはＳｍ又はＳｍを５０重量％以上含む２種以上の希土類元素）２０〜３０重量％、Ｆｅ１０〜４５重量％、Ｃｕ１〜１０重量％、Ｚｒ０．５〜５重量％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物からなる合金を溶融後、１２５０〜１６００℃の湯温でストリップキャスティングを行うことを特徴とする請求項１記載の希土類合金の製造方法。
- Ｒ（但し、ＲはＳｍ又はＳｍを５０重量％以上含む２種以上の希土類元素）２０〜３０重量％、Ｆｅ１０〜４５重量％、Ｃｕ１〜１０重量％、Ｚｒ０．５〜５重量％、残部Ｃｏ及び不可避的不純物からなる合金を溶融後、ストリップキャスティング法により急冷することによって得られ、粒径１〜２００μｍの等軸晶を２０容量％以上含有し、板厚０．０５〜３ｍｍである希土類合金を、非酸化性雰囲気中において１０００〜１３００℃、０．５〜２０時間の熱処理を施し、該希土類合金を微粉砕した後、磁場中で圧縮成形し、焼結、溶体化し、次いで、時効処理することを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法。
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