JP3941418B2 - 異方性交換スプリング磁石用合金および異方性交換スプリング磁石の製造方法 - Google Patents
異方性交換スプリング磁石用合金および異方性交換スプリング磁石の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3941418B2 JP3941418B2 JP2001147832A JP2001147832A JP3941418B2 JP 3941418 B2 JP3941418 B2 JP 3941418B2 JP 2001147832 A JP2001147832 A JP 2001147832A JP 2001147832 A JP2001147832 A JP 2001147832A JP 3941418 B2 JP3941418 B2 JP 3941418B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- magnet
- alloy
- hydrogen
- exchange spring
- anisotropic
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B82—NANOTECHNOLOGY
- B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
- B82Y25/00—Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- H01F1/0579—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B with exchange spin coupling between hard and soft nanophases, e.g. nanocomposite spring magnets
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、異方性交換スプリング磁石の製造方法に関し、特に、異方性交換スプリング磁石の原料となる磁石合金の特性を改善する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
モータ等に用いられる磁石としては、高い磁気特性を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が広く用いられており、溶解法（Ｍ．Ｓａｇａｗａ ｅｔ ａｌ，Ｊａｐａｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ２６（１９８７）７８５参照）や急冷法（Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅ，Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒ４６（１９８５）７９０参照）を用いて製造されている。また、ＨＤＤＲ処理（Ｔ．Ｔａｋｅｓｈｉｔａ ｅｔ ａｌ，Ｐｒｏｃ．１０ｔｈ Ｉｎｔ．Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ ＲａｒｅＥａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｋｙｏｔｏ，（１９８９）５１１参照）が開発され、結晶粒の微粒化による保磁力向上が可能となっている。このとき、Ｃｏ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｈｆなどの添加元素を加えて、得られる粉末に異方性を付与することができる。これらの技術開発によって、優れた磁気特性を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の開発が可能になった。
【０００３】
しかしながら、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石は、磁石特性に関して理論上の限界値に近づきつつある。このため、さらなる高性能を有する次世代磁石の開発が所望されており、近年、交換スプリング磁石が注目を集めている（Ｅ．Ｆ．Ｋｎｅｌｌｅｒ ａｎｄ Ｒ．Ｈａｗｉｇ，ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ２７（１９９１）３５８８他）。交換スプリング磁石は、ハード磁性相（以下、ハード相とも記載）とソフト磁性相（以下、ソフト相とも記載）が数十ｎｍオーダーで微細分散した組織からなり、両相の磁化が交換相互作用で結び付くことによってソフト相の磁化が容易に反転せず、全体として単一ハード相のように振る舞う磁石であり、ナノコンポジット磁石とも称される。理論上はＳｍ2Ｃｏ17Ｎ3／Ｆｅ−Ｃｏにおいて、異方性化できれば（ＢＨ）max＝１３７ＭＧＯｅもの値を得られることが報告されている（Ｒ．Ｓｋｏｍｓｋｉ ａｎｄＪ．Ｍ．Ｄ．Ｃｏｅｙ，Ｐｈｙｓｉｃａｌ ＲｅｖｉｅｗＢ４８（１９９３）１５８１２）。
【０００４】
これまでのところ、Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎｅｔ ａｌ，Ｊｏｕｒｎａｌ ｄｅ Ｐｈｙｓｉｑｕｅ ４９（１９８８）Ｃ８−６６９にＮｄ２ Ｆｅ１４ Ｂ／Ｆｅ３ Ｂ系交換スプリング磁石の製造方法が開示されている。また、特開平７−１７３５０１号公報、特開平７−１７６４１７号公報、Ｌ．Ｗｉｔｈａｎａｗａｓａｍｅｔ ａｌ，Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｇｎｅｔｉｓｍ ａｎｄ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ ７６（１９９４） ７０６５には、Ｎｄ２ Ｆｅ１４ Ｂ／Ｆｅ系交換スプリング磁石の製造方法が開示されている。
【０００５】
しかしながら、上記文献において用いられているメルトスパン法やメカニカルアロイング（ＭＡ）法では結晶方位を揃えることができないため等方性交換スプリング磁石しか得られず、交換スプリング磁石の特性を十分に活かしきれていなかった。
【０００６】
異方性交換スプリング磁石の製造方法としては、特開平１１−８１０９号公報にはＮｄ−Ｆｅ−Ｂアモルファス合金を強磁場中で加熱結晶化する方法が、特開平１１−９７２２２号公報にはハード相とソフト相が微細分散析出するような急冷薄帯合金を熱間加工する方法が、特開２０００−２３５９０９号公報には急冷薄帯を急速昇温して直接温間一軸変形する方法がそれぞれ開示されている。
【０００７】
しかしながら、上記方法によって製造された異方性交換スプリング磁石は磁石特性が不充分であり、また、優れた生産性を有する異方性交換スプリング磁石の製造方法の開発が所望されていた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上記事項に鑑み、本発明は、異方性交換スプリング磁石の特性を改良し、製造される異方性交換スプリング磁石の磁気特性および生産性を向上させることを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、合金全体としては等方的であるが、ハード相とソフト相とが微細に分散して部分的にはハード相の磁化容易軸の方向が揃っている希土類磁石合金を用い、これをハード相の揃った領域より小さいサイズまで粉砕し、磁場成形することによって優れた磁気特性を有する異方性交換スプリング磁石が製造できることを見出した。このとき、原料である磁石合金を水素雰囲気中で処理することによって、磁石合金の特性を改善し、磁気特性・生産性の向上が図れることを見出し、本発明を完成させたものである。即ち本発明は、請求項毎に次のように構成される。
【００１０】
本発明は、異方性交換スプリング磁石用合金の製造方法であって、
結晶質サイズの最大径が８０ｎｍ以下のハード磁性相およびソフト磁性相が混在してなり、ハード磁性相の磁化容易軸の方向が揃っている部分異方化領域の大きさが０．１μｍ以上である下記式（１）：
【化２】
で表される合金を、０．１〜１気圧の水素気流中、７５０〜９００℃で３０分〜２時間保持し、
水素と不活性ガスとの混合気体を用いた場合の水素分圧または水素のみを用いた場合の全圧が１ｔｏｒｒ以下、７５０〜９００℃で３０分〜１時間保持し、
水素と不活性ガスとの混合気体を用いた場合の水素分圧または水素のみを用いた場合の全圧が１ｔｏｒｒ以下、３０分〜１時間かけて２０〜８０℃にまで冷却する
ことを特徴とする異方性交換スプリング磁石用合金の製造方法である。
【００１８】
また、本発明は、前記ハード磁性相および前記ソフト磁性相の結晶質サイズの最大径が６０ｎｍ以下であることを特徴とする上記記載の異方性交換スプリング磁石用合金の製造方法である。
また、本発明は、前記冷却の際には水素と不活性ガスとの混合気体を用いた場合の水素分圧または水素のみを用いた場合の全圧が１ｔｏｒｒ以下の圧力条件下、３０分かけて室温以下へ冷却することを特徴とする、上記記載の異方性交換スプリング磁石用合金の製造方法である。
【００１９】
また、本発明は、上記記載の方法により得られた異方性交換スプリング磁石用合金を部分異方化領域の大きさ以下に粉砕して磁石粉末を得る段階と、
前記磁石粉末を磁場中成形し、圧粉体を得る段階と、
前記圧粉体を放電プラズマ中で加圧焼結してバルク磁石を得る段階と、
からなる異方性交換スプリング磁石の製造方法である。
【００２０】
また、本発明は、上記製造方法によって得られた異方性交換スプリング磁石を備えてなるモータである。
【００２１】
【発明の効果】
以上のように構成された本発明によれば、請求項毎に次のような効果を奏する。
【００２２】
請求項１に記載の発明にあっては、優れた磁気特性を有する異方性交換スプリング磁石用合金を得ることができる。この磁石用合金を用いて製造された磁石は、異方性であるのでエネルギー積が大きく、使用する希土類金属量を低減することができる。従って、例えば本発明に係る磁石を自動車のモータに適用した場合、モータの小型・軽量化を達成でき、自動車の燃費向上および製造コスト削減に大きく寄与しうる。また、温度特性に優れた磁石を得ることができ、高温耐久性が要求される部位に適用した場合に特に有益な効果を示す。また、粉砕しやすい特性を有するため、製造プロセスの効率が上がり、コスト的にも有利な磁石を提供できる。
【００２３】
請求項２に記載の発明にあっては、組成を上記式（１）とすることにより、磁石の保磁力、生産性を高めることができる。
【００２４】
請求項３に記載の発明にあっては、Ｎｄの一部をＰｒで置換することによって、残留磁束密度の低下を生じることなく保磁力および角型性を向上させることができる。
【００２５】
請求項４に記載の発明にあっては、Ｎｄの一部をＤｙまたはＴｂで置換することによって、残留磁束密度の低下を生じることなく保磁力および温度特性を向上させることができる。
【００２６】
請求項５に記載の発明にあっては、Ｆｅの一部をＣｏで置換することによって、温度特性や磁束密度を向上させることができる。
【００２７】
請求項６に記載の発明にあっては、ＦｅまたはＣｏの一部をＡｌ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、ＧａまたはＮｂの１種以上で置換することによって、微粒化を図ることができ、ひいては保磁力増大を達成できる。
【００２８】
請求項７に記載の発明にあっては、ハード磁性相および前記ソフト磁性相の大きさを６０ｎｍ以下とすることによって、保磁力のさらなる増大を実現できる。
【００２９】
請求項８に記載の発明にあっては、異方性を有するバルク交換スプリング磁石が得られる。また、放電プラズマ加圧焼結を用いることによって、加熱時間の短縮および加熱温度の低減が図れ、交換スプリング磁石の微細粒が維持される。従って、得られる交換スプリング磁石の磁石特性がより優れたものとなる。
【００３０】
請求項９に記載の発明にあっては、優れた磁石特性を有する本発明に係る交換スプリング磁石を搭載したモータとすることによって、モータの小型・軽量化を達成でき、モータの燃費向上および製造コスト削減を達成できる。また、高温耐久性に優れるため、熱設計上優れた効果を有する。
【００３１】
【発明の実施の形態】
まず、本発明に係る磁石合金の製造方法に用いられる原料について説明する。
【００３２】
原料として用いられるＮｄＦｅＢ系磁石合金は、ハード磁性相および前記ソフト磁性相の大きさが８０ｎｍ以下のハード相およびソフト相が混在し、ハード相の磁化容易軸の方向が揃っている部分異方化領域の大きさが０．１μｍ以上であることを特徴とする。図１には本発明に係る磁石合金の概念図を示す。矢印は磁化容易軸の方向を示し、矢印が付された粒子がハード相を、矢印が付されていない粒子がソフト相を表す。実際の磁石合金においては、図１に示すようなハード相の磁化容易軸の方向が揃った小領域（本願において、「部分異方化領域」とも記載）が組み合わさった構造を有しており、さらに部分異方化領域も、やや拡大したマクロのスケールでみるとテクスチャーを持っている。即ち、略同一の異方化方向を有する複数の部分異方化領域からなる領域が形成されている。そして、合金全体としては等方性を有する。即ち、合金は異方性を有する部分異方化領域の集合体のような構成をなしている。なお、本発明において磁石合金とは、結晶質合金薄帯、これらを粗粉砕した中間体など種々の態様を指すものであり、特に限定的に用いられるものではない。
【００３３】
ハード相およびソフト相の大きさおよび混在状態はＳＥＭを用いて確認することができ、その際、ハード相およびソフト相の大きさ（以下、結晶質サイズとも記載）は最大径として定義される。結晶質サイズは、大きすぎると交換相互作用が低下するため８０ｎｍ以下であることが必要であり、６０ｎｍ以下であることが好ましい。結晶質サイズの下限値に関しては特に限定されるものではなく、小さいほど強い交換相互作用が得られるが、製造の困難性に伴う生産性低下などを考慮すると５ｎｍ以上が実際的である。
【００３４】
ハード相の磁化容易軸の方向はＴＥＭにより最終的には確認することができ、本願においては磁化容易軸の方向が±１５°な場合に「磁化容易軸の方向が揃っている」と判断するものとする。部分異方化領域の大きさの確認も最終的にはＴＥＭによって行うことができ、本願においては磁化容易軸の方向が±１５°以内になっている領域を部分異方化領域の大きさとして定義するものとする。ＴＥＭの代用方法を用いて磁石合金の優劣を判断してもよく、例えば、次段落で説明する演繹的な推論方法を用いてもよい。本発明は、磁石合金を部分異方化領域の大きさ以下の粒子に粉砕し、この粉末を用いることによって交換スプリング磁石に異方性を付与するものである。即ち、部分異方化領域の大きさ以下の粒子に磁石合金を粉砕した場合、粉砕によって生成した磁石粉末は、異方性を有する磁石となる。なお、粉砕に際しては、隣接する部分異方化領域との境界面において分離しやすいと思料される。異方性を有する磁石粉末に磁場をかけた場合、磁石粉末の整列により磁石の集合体（粉末の圧粉体）は、異方性を有するものとなる。部分異方化領域の大きさは０．１μｍ以上であることが必要である。磁石合金の粉砕は、部分異方化領域の大きさ以下にまで行う必要があるが、粉砕によって生じた磁石粉末の大きさが小さすぎると、磁場配向させることが困難となるからである。部分異方化領域の大きさの上限は特に限定されるものではなく、大きいほど好ましい。
【００３５】
次に、出発原料である希土類磁石合金の異方化の度合いを推論する方法について説明する。一つは、実際にバルク磁石を製造して、部分異方化領域の有無を推定する方法である。具体的には、ボールミルを用いて粉砕し、磁場中プレスにより圧粉体を作製し、８００℃以下の温度で放電プラズマ装置によりバルク化し磁石とする。このバルク磁石の磁場中プレスの磁場方向とそれに垂直な方向での磁化曲線を比較することにより、異方性の程度を調べ、異方性が有れば部分異方化領域を有していたと推定する方法である。もう一つは、より簡便な方法である。磁石合金（ストリップキャスト法で作製した希土類合金薄帯や、アモルファスリボンを熱処理して結晶質とした薄帯等）を２５μｍ以下に粉砕し、エポキシ樹脂（接着剤）に混ぜ、１０ｋＯｅの磁場中で固めて、振動型磁力計（ＶＳＭ）用サンプルを作製する。ＶＳＭにて磁場方向とそれに垂直な方向での磁化曲線を測定し、下記式（２）：
【００３６】
【数１】
【００３７】
で表される１６ｋＯｅにおける磁化の比（異方化度）から部分異方化の程度を推定する方法である。磁石合金をもっと細かく粉砕する方が好ましいが、固化させる際のハンドリングの容易性や、乳鉢を用いて手で粉砕し篩い分けできる大きさを考慮すると２５μｍ程度が好ましい。
【００３８】
後者の方法は希土類磁石材料開発において特に威力を発揮しうる。経験的には、Ｊｓ1が１．１以上の希土類磁石合金を出発材料とした場合に、優れた異方性交換スプリング磁石の作製が可能であった。Ｊｓ1は１．３以上がより好ましく、１．５以上がさらに好ましい。
【００３９】
原料として用いるＮｄＦｅＢ系希土類磁石合金の好ましい磁石組成としては、下記式（１）：
【００４０】
【化３】
【００４１】
が挙げられる。この組成でのハード相はＮｄ2Ｆｅ14Ｂであり、ソフト相はα−ＦｅであることがＸ線回折、磁化の温度依存性の測定等より推定できた。
【００４２】
Ｎｄの量が少なすぎると、交換スプリング磁石を製造した際の保磁力の確保が困難になる場合があるため４ａｔｏｍ％以上であることが好ましい。一方、多すぎると、ソフト相の占める割合が少なくなり、交換スプリング磁石を製造した場合の磁石特性が低下する恐れがある。このため、１０ａｔｏｍ％以下であることが好ましい。
【００４３】
Ｎｄの一部をＰｒで置換した組成としてもよく、その場合の置換量は０．０１〜８０ａｔｏｍ％であることが好ましく、２０〜６０ａｔｏｍ％であることがより好ましい。この範囲であると、残留磁束密度の低下をほとんど生じることなく、保磁力および角型性を向上させることができるためである。
【００４４】
また、Ｎｄの一部をＤｙまたはＴｂで置換した組成としてもよい。その場合の置換量は０．０１〜１０ａｔｏｍ％であることが好ましい。この範囲であると、残留磁束密度の著しい低下を生じることなく、保磁力を向上させることができると共に、温度特性の向上も可能となるからである。
【００４５】
Ｆｅの一部をＣｏで置換した組成としてもよく、その場合の置換量は０．０１〜３０ａｔｏｍ％であることが好ましく、５〜２０ａｔｏｍ％であることがより好ましい。この範囲であると、保磁力、磁束密度の低下を生じることなく、温度特性の向上に加え、磁束密度自体も向上させることができる。なお、Ｆｅの一部をＣｏで置換した場合におけるハード相はＮｄ2（Ｆｅ−Ｃｏ）14Ｂとなり、ソフト相はＦｅ−ＣｏであることがＸ線回折、磁化の温度依存性の測定等より推定できた。
【００４６】
また、ＦｅまたはＣｏ（Ｆｅ−Ｃｏとして存在するＣｏ）は、少量のＡｌ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、ＧａまたはＮｂの１種以上で置換してもよい。これらの元素を含有させることによって組織の微細化を図ることができ、保磁力増大が達成できるからである。しかしながら、含有しすぎると、磁気特性が逆に低下する原因となる。この観点からは、置換される元素量は、全組成に対して０．１〜３ａｔｏｍ％であることが好ましく、０．５〜２ａｔｏｍ％がより好ましい。
【００４７】
Ｂの量が少なすぎると、本発明に係る磁石合金の製造が困難となる恐れがあり、４ａｔｏｍ％以上であることが好ましい。一方、多すぎると、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ、Ｎｄ2（Ｆｅ−Ｃｏ）14Ｂ、α−Ｆｅ、α−（Ｆｅ−Ｃｏ）以外の磁石特性の低下を誘起する他の相ができる恐れがある。このため、７ａｔｏｍ％以下であることが好ましい。
【００４８】
Ｖの量は、結晶質の微細化、保磁力増大を図る観点から添加することができ、０．１ａｔｏｍ％以上であることが好ましく、０．５ａｔｏｍ％以上であることがより好ましい。一方、加えすぎると磁気特性が逆に低下する原因となるため、２ａｔｏｍ％以下であることが好ましい。ただし、添加は必須ではなく加えなくてもよい。
【００４９】
なお、本発明に係る磁石は合金材料であるため微量の不純物の混入は止むを得ないが、不純物量は少量であるほど好ましく、１質量％以下であることが好適である。
【００５０】
本発明に係る磁石合金の製造は、まず所望の組成になるように各金属元素を調整して配合し、真空中やアルゴン雰囲気下において高周波誘導溶解などの公知手段によって溶解インゴットを作製する。これにストリップキャスト法などの急冷法を施すことによって、本発明にかかる希土類磁石合金（合金薄帯）を得ることができる。ストリップキャスト法は公知の装置を用いて行うことができ、特に特別な改良を加えなくともよい。ただし、改良を排除するものではない。希土類合金薄帯は、超急冷法を用いて得ることもできる。この場合も公知手段を用いて調製することができ、具体的には超急冷してアモルファスリボンを作製し、それを８００℃以下の温度で結晶化することによって得ることができる。製造条件は使用する装置や合金の種類に応じて適宜設定する必要があり一義的に決められないが、本発明に係る磁石合金を調製する上では特に冷却速度に留意する必要がある。冷却速度が早すぎても（合金薄帯は薄くなる）遅すぎても（合金薄帯は厚くなる）結晶質サイズの粗大化や、合金薄帯の均一性が損なわれる恐れがある。冷却速度は、ストリップキャスト法によって得られる合金薄帯または超急冷法によって得られるアモルファスリボンの厚さと密接な関連があり、得られる合金薄帯の厚さが１０〜３００μｍになるように調製することが適切である。本発明にかかる微細な結晶質を有する希土類磁石合金の調整方法として、ストリップキャスト法と超急冷法とについて説明したが、本発明の希土類磁石合金の調製方法はこれらの限定されるものではなく、例えば、ガスアトマイズ等の方法によってアモルファス部を含有する粉末を作製し、それを熱処理することにより調製してもよいことは勿論である。
【００５１】
これらの方法によって、８０ｎｍ以下の結晶質サイズを有する結晶質合金薄帯を得ることができる。また、マクロ的に観察すると等方性の薄帯であるが、０．１μｍ以上の部分異方化領域を形成することができる。
【００５２】
本発明に係る希土類磁石合金は、結晶質であることが発明の一側面となっている。示差熱分析（ＤＴＡ）も行ったが、明瞭な発熱ピークは見られなかった。
【００５３】
本発明においては、上記方法によって得られたＮｄＦｅＢ系希土類磁石材料を水素で処理することによって、磁気特性を改善し、また、生産性を向上させることを特徴とする。以下、水素処理の方法について説明する。
【００５４】
まず、磁石合金を水素気流中にて保持する。水素分圧は、低すぎると十分な効果が得られない恐れがあるため、０．１気圧以上とすることが必要である。一方、高すぎると装置を耐圧性のものとする必要がある等の問題があるため１気圧であることが好ましい。水素分圧の調整は、アルゴンなどの不活性ガスとの混合気体とすることによって実現してもよく、真空ポンプで減圧することによって実現してもよい。保持温度は、低すぎると水素処理が有効に機能しない恐れがあるため、７５０℃以上であることが必要であり、７７０℃以上であることが好ましい。一方、高すぎると結晶粒が粗大化する恐れがあるため、９００℃以下であることが必要であり、８８０℃以下であることが好ましい。保持温度の調節は、水素処理装置に設けられた加熱器または冷却器を用いて強制的に行う方法などを採用することができるが、特に限定されるものではない。保持時間は、保持温度や保持圧力によって適宜調節すればよく、３０分〜２時間であることが適切である。保持温度、水素分圧は上記の範囲であれば、特に限定されるものではなく、上記範囲内で変化させることを排除するものではない（以下同じ）。なお、本発明において「水素気流中」とは、水素が流れていることを意味し、流量は１〜１０ｍｌ／ｍｉｎ程度であることが適当である。また、保持温度は雰囲気ガスの温度を測定することによって測定できる。
【００５５】
次に、７５０〜９００℃の保持温度を保ったまま、好ましくは７７０〜８８０℃の温度にて、水素分圧を下げ、さらに一定時間保持する。水素分圧は、水素の磁石合金中への吸収・残留によって生じる磁気特性の劣化（異方性の低下等）を考慮すると、１ｔｏｒｒ以下であることが必要であり、０．１ｔｏｒｒ以下であることが好ましい。水素分圧は低いほど好ましく、下限値については特に限定されるものではない。水素分圧の調整は、上記同様にアルゴンなどの不活性ガスとの混合気体とすることによって実現してもよく、真空ポンプで減圧することによって実現してもよい。保持時間は、磁石合金からの脱水素時間を考慮すると、３０分〜１時間であることが適当である。
【００５６】
続いて、水素分圧を下げたままで、雰囲気温度を降下させる。水素分圧は同様の理由により、１ｔｏｒｒ以下であることが必要であり、０．１ｔｏｒｒ以下であることが好ましい。降下させる温度は８０〜２０℃が適切であり、作業の容易性を考慮すると室温にまで降下させることが好ましい。また、冷却速度が遅すぎると水素を吸収してしまい、磁気特性に悪影響（異方性の低下等）が及ぶ恐れがある。このため、３０分〜１時間で降下させる必要がある。
【００５７】
水素処理に用いることができる装置は、上記条件の下での処理を施しうる市販の装置を用いることができ、自作の装置を製造しても構わないことは勿論である。上記の水素処理により、得られる磁石の異方性を高めることができる。上述のＪｓ1で判断した場合少なくとも０．１、場合によっては０．２以上の向上が見られた。また、容易に粉砕できるように改質でき、粉砕作業の生産性を高めることができる。
【００５８】
続いて、上述した磁石合金を用いた異方性交換スプリング磁石の製造方法について説明する。
【００５９】
まず、本発明に係る希土類磁石合金を部分異方化領域の大きさ以下（１μｍ未満程度にまで粉砕することが一般的には好適である）に粉砕する。例えば、部分異方化領域の大きさが０．５μｍである場合には０．５μｍ未満の粒子に粉砕するとよい。粉砕する大きさの下限値については特に限定されるものではないが小さすぎると磁場配向させることが困難になり、また、微粉になるほど耐酸化性が劣るという弊害もある。このため微粒化の程度は０．１μｍ以上であることが好ましい。なお、ａｓ ｍｉｌｌｅｄ状態での粉末は一部アモルファス化しているようであることが、磁気測定、Ｘ線回折等から推定されている。本発明にかかる水素処理が施された磁石合金は、粉砕されやすくなっているため、粉砕処理に要する時間を短縮することができる。即ち、工業的に適応された場合にあっては、プロセスの生産性を高めることができる。
【００６０】
粉砕には各種粉砕機を用いることができ、ボールミル、サンドミル、振動ミル、ジェットミル、ピンミルなどが挙げられるが、サブミクロン粉砕の観点からはボールミルが好ましい。ボールミルは湿式でも乾式でもよいが、磁石粉末の酸化による磁気特性の劣化を防ぐために非酸化性の雰囲気下（アルゴン雰囲気下、窒素雰囲気下など）で行うことが好ましい。湿式ボールミルにはシクロヘキサンなどを用いることができる。また、粉砕された粉末の凝集を抑制するために分散剤を用いる必要がある。分散剤は磁場配向にも好適な効果を及ぼしうる。分散剤としては、湿式ではコハク酸を、乾式ではステアリン酸を用いることができる。
【００６１】
次に、得た磁石粉末を磁場配向することによって圧粉体を得る。磁場配向およびプレスに用いる装置は特に限定されるものではなく、各種公知の手段を用いることができる。例えば、磁場印加によって磁化容易軸方向を揃えた状態で加圧成形することができる。加圧力は１〜５トン／ｃｍ2、印加する磁場は１５〜２５ｋＯｅ程度が適当である。圧粉体は以下に説明する放電プラズマ焼結装置の型を用いて作製し、型に収まったままの状態で、型ごと装置に運ばれ、圧力をかけながら放電プラズマ焼結することが作業の容易性の点からは好適である。
【００６２】
得られた圧粉体を放電プラズマ中で加圧焼結することによって、バルク化した異方性交換スプリング磁石を得る。放電プラズマ加圧焼結を用いて、比較的低温で焼結することによって結晶質サイズの粗大化を抑制でき、得られる磁石の特性を優れたものとすることができる。放電プラズマ加圧焼結はイズミテック社製Ｍｏｄｅｌ ＳＰＳ−２０４０などの市販の装置を用いて行うことができ、製造する磁石や生産ラインに応じて適宜改良を施してもよい。
【００６３】
放電プラズマ加圧焼結の温度は、高すぎると結晶質サイズが粗大化し、磁石の保磁力が低下すると共に、交換結合が弱くなる恐れがある。このため、８００℃以下で行うことが好ましく、７００℃以下がより好ましい。一方、低すぎると緻密化が不充分となる恐れがあるため、６００℃以上であることが好ましい。なお、交換結合の大きさはスプリングバックの大きさで認知することができる。加圧焼結はロータリーポンプ等を用いて減圧下で行うことが好ましく、処理温度までの昇温速度は１５〜２５Ｋ／ｍｉｎ程度が適切である。処理保持時間は、使用する装置、温度、圧粉体の大きさなどに応じて適宜変更する必要があり一義的には定義できないが、０〜５ｍｉｎ程度が一般的である。処理温度にて焼結後、炉冷する。降温速度は１０〜３０Ｋ／ｍｉｎ程度が適切である。加圧力は１〜１０トン／ｃｍ2程度が適切である。だたし、放電プラズマ加圧焼結は、結晶質サイズが粗大化し、異方性交換スプリング磁石の特性が劣化しない程度においては上記条件から外れてもよい。なお、放電プラズマ加圧焼結を用いた場合、酸素濃度の低いバルク磁石を製造することができ、磁石特性の向上を図ることができる。
【００６４】
上記方法によって得られるバルク化磁石は、粉砕方法の如何を問わず磁化曲線の第２、第３象限においてスプリングバック現象を示すものとなる。これは原料としてハード相とソフト相がそれぞれ６０〜８０ｎｍ以下の大きさで微細に混在している希土類磁石合金を用いたためである。
【００６５】
得られるバルク磁石の密度は、エネルギー積を高める観点からは原料である希土類磁石合金の真密度に近いことが好ましく、具体的には９５％以上の真密度とすることが好ましい。
【００６６】
本発明の方法によって製造された交換スプリング磁石は、従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石に比べて磁石フラックスが大きいので小型化が図れる、温度特性が優れ減磁しにくい等の特性を有し、電気自動車用、ＨＥＶ用の駆動モータに適用した場合に特に優れた効果を示す。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石に比べて、磁石フラックスが大きい理由は、交換スプリング磁石がソフト相を多量に含んでいるためである。温度特性が優れる理由としては、保磁力機構が異なるためと考えられる。即ち、ハード相の結晶質サイズが小さく、ピンニング型に近い保磁力機構となっているため、温度安定性が増しているようである。
【００６７】
【実施例】
次に、本発明について実施例を挙げて具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００６８】
＜実施例１＞
１．合金薄帯の調製
超急冷装置を用いて、組成がＮｄ9Ｆｅ76Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1である合金インゴットから、ストリップキャスト法により合金薄帯を調製した。ストリップキャスト法の条件は、固化する温度である９００℃程度までの冷却速度を約２５００℃／ｓｅｃとした。得られた合金薄帯を８００℃の水素気流中で１時間保持した。その後、保持温度８００℃、水素分圧を１ｔｏｒｒ以下として、３０分間保持し、室温以下にまで３０分かけて冷却した。
【００６９】
得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が４０ｎｍ以下、ソフト相が４０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．３〜０．８μｍであった。未水素処理のものとの差はＳＥＭ観察からは認めることができなかった。
【００７０】
この合金薄帯の優劣の判断は、以下の方法にしたがってＶＳＭサンプルを調製し、Ｊｓ1が１．１以上である場合を「優れている」と判定した。これは、Ｊｓ1が１．１以上である材料を用いた場合に優れた異方性バルク交換スプリング磁石を調製できる点を考慮したものである。
【００７１】
２．ＶＳＭサンプルの調製およびＪｓ１評価方法乳鉢を用いて、水素処理前後の合金薄帯を直径２５μｍ以下の粒子に粉砕し、１０ｋＯｅの磁場中において粉末をエポキシ樹脂で固定することにより、ＶＳＭサンプルを得た。最大磁場１６ｋＯｅの振動型測定器（東英工業株式会社製ＶＳＭ−５−１５型）を用いて、磁場に平行な方向の磁化曲線と磁場に垂直な方向の磁化曲線とを測定し、上記式（２）で表されるＪｓ１を評価したところ、水素処理前のＪｓ１は１．７、水素処理後のＪｓ１は１．９と、水素処理により特性の向上が確認された。結果を表１に示す。
【００７２】
＜実施例２＞
合金インゴットの組成をＮｄ10Ｆｅ75Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、ストリップキャストの条件を冷却速度約２２００℃／ｓｅｃとした以外は実施例１と同様にして合金薄帯を作製し、水素処理を施した。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が４０ｎｍ以下、ソフト相が４０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．３〜１．０μｍであった。未水素処理のものとの差はＳＥＭ観察からは認めることができなかった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、水素処理前のＪｓ1は１．８、水素処理後のＪｓ1は２．１と、水素処理により特性の向上が確認された。結果を表１に示す。
【００７３】
＜実施例３＞
合金インゴットの組成をＮｄ7Ｆｅ78Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、ストリップキャストの条件を冷却速度約３０００℃／ｓｅｃとした以外は実施例１と同様にして合金薄帯を作製し、水素処理を施した。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が５０ｎｍ以下、ソフト相が５０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．３〜０．６μｍであった。未水素処理のものとの差はＳＥＭ観察からは認めることができなかった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、水素処理前のＪｓ1は１．６、水素処理後のＪｓ1は１．８と、水素処理により特性の向上が確認された。結果を表１に示す。
【００７４】
＜実施例４＞
合金インゴットの組成をＮｄ6Ｆｅ79Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、ストリップキャストの条件を冷却速度約４０００℃／ｓｅｃとした以外は実施例１と同様にして合金薄帯を作製し、水素処理を施した。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が５０ｎｍ以下、ソフト相が５０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．１〜０．５μｍであった。未水素処理のものとの差はＳＥＭ観察からは認めることができなかった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、水素処理前のＪｓ1は１．５、水素処理後のＪｓ1は１．７と、水素処理により特性の向上が確認された。結果を表１に示す。
【００７５】
＜実施例５＞
合金インゴットの組成をＮｄ4Ｆｅ81Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、ストリップキャストの条件を冷却速度約５０００℃／ｓｅｃとした以外は実施例１と同様にして合金薄帯を作製し、水素処理を施した。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が６０ｎｍ以下、ソフト相が６０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．１〜０．５μｍであった。未水素処理のものとの差はＳＥＭ観察からは認めることができなかった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、水素処理前のＪｓ1は１．４５、水素処理後のＪｓ1は１．６５と、水素処理により特性の向上が確認された。結果を表１に示す。
【００７６】
【表１】
【００７７】
＜実施例６＞
実施例１に記載の方法で得られた合金薄帯を湿式ボールミル（Ａｒ雰囲気下、シクロヘキサン）で粉砕した。分散剤としてポリブテニルコハク酸イミドテトラエチレンペンタミン（分子量１３００）を使用した。この分散剤は若干の鉱油を含むものであった。粒子径を１μｍ未満とするのに１０時間を要した。この粉末を２０ｋＯｅの磁場中にて配向させ、２トン／ｃｍ2で加圧して圧粉体を得た。
【００７８】
この圧粉体を、放電プラズマ焼結装置（イズミテック株式会社製；ＭｏｄｅｌＳＰＳ−２０４０）を用いて、加圧力９トン／ｃｍ2、雰囲気温度６５０℃で、３分間放電プラズマ焼結してバルク交換スプリング磁石を得た。型には非磁性のＷＣ型を使用し、焼結はロータリーポンプによる減圧下で行った。また、昇温速度は２０Ｋ／ｍｉｎとした。得られたバルク交換スプリング磁石の形状は、１０ｍｍ×１０ｍｍ×７ｍｍであり、磁石の密度は真密度に到達していた。磁石をＴＥＭ観察したところ結晶質サイズは合金薄帯についてＳＥＭで観察した大きさと変化しておらず、電子線の回折パターンより、ハード相の向きが揃っていることが確認できた。
【００７９】
得られたバルク交換スプリング磁石の磁化曲線を最大印加磁場２０ｋＯｅの（直流）ＢＨトレーサにて測定した。下記式（３）：
【００８０】
【数２】
【００８１】
で表されるＪｓ2を評価したところ２．１であった。また、磁化曲線からエネルギー積を算出したところ３０ＭＧＯｅであった。結果を表２に示す。
【００８２】
＜比較例１＞
水素処理をしていない磁石合金を用いた以外は、実施例６と同様にして交換スプリング磁石を作製した。このとき、ボールミルで粒子径を１μｍ未満とするのに１６時間を要した。また、Ｊｓ2を評価したところ１．８であり、磁化曲線からエネルギー積を算出したところ２５ＭＧＯｅであった。結果を表２に示す。
【００８３】
このように、水素処理を施すことによって、１ミクロン未満までの粉砕時間を３割削減することができた。また、得られる磁石の特性も向上することが明らかとなった。
【００８４】
【表２】
【００８５】
＜実施例７＞
実施例６の交換スプリング磁石を表面磁石型モータ（ステータ１２極、ロータ８極）に適用した。図２は適用された集中巻の表面磁石型モータの１／４断面図である。外側はアルミケース１１、その内側がステータ１２であり、１−２がｕ相、３−４がｖ相、５−６がｗ相巻線である。また、ステータ１２は電磁鋼板の積層体とした。ロータ鉄１４上に図示するような形状の磁石１３を配置した。なお、１５は軸である。
【００８６】
モータの性能は、最大定格２ｋＷ、耐熱限界１６０℃であった。本磁石の保磁力は７．２ｋＯｅであった。一方、従来のＮｄＦｅＢ焼結磁石を用いた場合、同等の耐熱性を確保するには保磁力１９．８ｋＯｅ程度以上の磁石を使用する必要がある。即ち、本発明の磁石をモータに適用した場合、熱設計において優れた特性を発現することが示された。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明に係る磁石合金の概念図である。
【図２】 本発明の交換スプリング磁石が適用された集中巻の表面磁石型モータの１／４断面図である。
【符号の説明】
１１ アルミケース
１２ ステータ
１３ 磁石
１４ ロータ鉄
１５ 軸
【発明の属する技術分野】
本発明は、異方性交換スプリング磁石の製造方法に関し、特に、異方性交換スプリング磁石の原料となる磁石合金の特性を改善する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
モータ等に用いられる磁石としては、高い磁気特性を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が広く用いられており、溶解法（Ｍ．Ｓａｇａｗａ ｅｔ ａｌ，Ｊａｐａｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ２６（１９８７）７８５参照）や急冷法（Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅ，Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒ４６（１９８５）７９０参照）を用いて製造されている。また、ＨＤＤＲ処理（Ｔ．Ｔａｋｅｓｈｉｔａ ｅｔ ａｌ，Ｐｒｏｃ．１０ｔｈ Ｉｎｔ．Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ ＲａｒｅＥａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｋｙｏｔｏ，（１９８９）５１１参照）が開発され、結晶粒の微粒化による保磁力向上が可能となっている。このとき、Ｃｏ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｈｆなどの添加元素を加えて、得られる粉末に異方性を付与することができる。これらの技術開発によって、優れた磁気特性を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の開発が可能になった。
【０００３】
しかしながら、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石は、磁石特性に関して理論上の限界値に近づきつつある。このため、さらなる高性能を有する次世代磁石の開発が所望されており、近年、交換スプリング磁石が注目を集めている（Ｅ．Ｆ．Ｋｎｅｌｌｅｒ ａｎｄ Ｒ．Ｈａｗｉｇ，ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ２７（１９９１）３５８８他）。交換スプリング磁石は、ハード磁性相（以下、ハード相とも記載）とソフト磁性相（以下、ソフト相とも記載）が数十ｎｍオーダーで微細分散した組織からなり、両相の磁化が交換相互作用で結び付くことによってソフト相の磁化が容易に反転せず、全体として単一ハード相のように振る舞う磁石であり、ナノコンポジット磁石とも称される。理論上はＳｍ2Ｃｏ17Ｎ3／Ｆｅ−Ｃｏにおいて、異方性化できれば（ＢＨ）max＝１３７ＭＧＯｅもの値を得られることが報告されている（Ｒ．Ｓｋｏｍｓｋｉ ａｎｄＪ．Ｍ．Ｄ．Ｃｏｅｙ，Ｐｈｙｓｉｃａｌ ＲｅｖｉｅｗＢ４８（１９９３）１５８１２）。
【０００４】
これまでのところ、Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎｅｔ ａｌ，Ｊｏｕｒｎａｌ ｄｅ Ｐｈｙｓｉｑｕｅ ４９（１９８８）Ｃ８−６６９にＮｄ２ Ｆｅ１４ Ｂ／Ｆｅ３ Ｂ系交換スプリング磁石の製造方法が開示されている。また、特開平７−１７３５０１号公報、特開平７−１７６４１７号公報、Ｌ．Ｗｉｔｈａｎａｗａｓａｍｅｔ ａｌ，Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｇｎｅｔｉｓｍ ａｎｄ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ ７６（１９９４） ７０６５には、Ｎｄ２ Ｆｅ１４ Ｂ／Ｆｅ系交換スプリング磁石の製造方法が開示されている。
【０００５】
しかしながら、上記文献において用いられているメルトスパン法やメカニカルアロイング（ＭＡ）法では結晶方位を揃えることができないため等方性交換スプリング磁石しか得られず、交換スプリング磁石の特性を十分に活かしきれていなかった。
【０００６】
異方性交換スプリング磁石の製造方法としては、特開平１１−８１０９号公報にはＮｄ−Ｆｅ−Ｂアモルファス合金を強磁場中で加熱結晶化する方法が、特開平１１−９７２２２号公報にはハード相とソフト相が微細分散析出するような急冷薄帯合金を熱間加工する方法が、特開２０００−２３５９０９号公報には急冷薄帯を急速昇温して直接温間一軸変形する方法がそれぞれ開示されている。
【０００７】
しかしながら、上記方法によって製造された異方性交換スプリング磁石は磁石特性が不充分であり、また、優れた生産性を有する異方性交換スプリング磁石の製造方法の開発が所望されていた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上記事項に鑑み、本発明は、異方性交換スプリング磁石の特性を改良し、製造される異方性交換スプリング磁石の磁気特性および生産性を向上させることを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、合金全体としては等方的であるが、ハード相とソフト相とが微細に分散して部分的にはハード相の磁化容易軸の方向が揃っている希土類磁石合金を用い、これをハード相の揃った領域より小さいサイズまで粉砕し、磁場成形することによって優れた磁気特性を有する異方性交換スプリング磁石が製造できることを見出した。このとき、原料である磁石合金を水素雰囲気中で処理することによって、磁石合金の特性を改善し、磁気特性・生産性の向上が図れることを見出し、本発明を完成させたものである。即ち本発明は、請求項毎に次のように構成される。
【００１０】
本発明は、異方性交換スプリング磁石用合金の製造方法であって、
結晶質サイズの最大径が８０ｎｍ以下のハード磁性相およびソフト磁性相が混在してなり、ハード磁性相の磁化容易軸の方向が揃っている部分異方化領域の大きさが０．１μｍ以上である下記式（１）：
【化２】
水素と不活性ガスとの混合気体を用いた場合の水素分圧または水素のみを用いた場合の全圧が１ｔｏｒｒ以下、７５０〜９００℃で３０分〜１時間保持し、
水素と不活性ガスとの混合気体を用いた場合の水素分圧または水素のみを用いた場合の全圧が１ｔｏｒｒ以下、３０分〜１時間かけて２０〜８０℃にまで冷却する
ことを特徴とする異方性交換スプリング磁石用合金の製造方法である。
【００１８】
また、本発明は、前記ハード磁性相および前記ソフト磁性相の結晶質サイズの最大径が６０ｎｍ以下であることを特徴とする上記記載の異方性交換スプリング磁石用合金の製造方法である。
また、本発明は、前記冷却の際には水素と不活性ガスとの混合気体を用いた場合の水素分圧または水素のみを用いた場合の全圧が１ｔｏｒｒ以下の圧力条件下、３０分かけて室温以下へ冷却することを特徴とする、上記記載の異方性交換スプリング磁石用合金の製造方法である。
【００１９】
また、本発明は、上記記載の方法により得られた異方性交換スプリング磁石用合金を部分異方化領域の大きさ以下に粉砕して磁石粉末を得る段階と、
前記磁石粉末を磁場中成形し、圧粉体を得る段階と、
前記圧粉体を放電プラズマ中で加圧焼結してバルク磁石を得る段階と、
からなる異方性交換スプリング磁石の製造方法である。
【００２０】
また、本発明は、上記製造方法によって得られた異方性交換スプリング磁石を備えてなるモータである。
【００２１】
【発明の効果】
以上のように構成された本発明によれば、請求項毎に次のような効果を奏する。
【００２２】
請求項１に記載の発明にあっては、優れた磁気特性を有する異方性交換スプリング磁石用合金を得ることができる。この磁石用合金を用いて製造された磁石は、異方性であるのでエネルギー積が大きく、使用する希土類金属量を低減することができる。従って、例えば本発明に係る磁石を自動車のモータに適用した場合、モータの小型・軽量化を達成でき、自動車の燃費向上および製造コスト削減に大きく寄与しうる。また、温度特性に優れた磁石を得ることができ、高温耐久性が要求される部位に適用した場合に特に有益な効果を示す。また、粉砕しやすい特性を有するため、製造プロセスの効率が上がり、コスト的にも有利な磁石を提供できる。
【００２３】
請求項２に記載の発明にあっては、組成を上記式（１）とすることにより、磁石の保磁力、生産性を高めることができる。
【００２４】
請求項３に記載の発明にあっては、Ｎｄの一部をＰｒで置換することによって、残留磁束密度の低下を生じることなく保磁力および角型性を向上させることができる。
【００２５】
請求項４に記載の発明にあっては、Ｎｄの一部をＤｙまたはＴｂで置換することによって、残留磁束密度の低下を生じることなく保磁力および温度特性を向上させることができる。
【００２６】
請求項５に記載の発明にあっては、Ｆｅの一部をＣｏで置換することによって、温度特性や磁束密度を向上させることができる。
【００２７】
請求項６に記載の発明にあっては、ＦｅまたはＣｏの一部をＡｌ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、ＧａまたはＮｂの１種以上で置換することによって、微粒化を図ることができ、ひいては保磁力増大を達成できる。
【００２８】
請求項７に記載の発明にあっては、ハード磁性相および前記ソフト磁性相の大きさを６０ｎｍ以下とすることによって、保磁力のさらなる増大を実現できる。
【００２９】
請求項８に記載の発明にあっては、異方性を有するバルク交換スプリング磁石が得られる。また、放電プラズマ加圧焼結を用いることによって、加熱時間の短縮および加熱温度の低減が図れ、交換スプリング磁石の微細粒が維持される。従って、得られる交換スプリング磁石の磁石特性がより優れたものとなる。
【００３０】
請求項９に記載の発明にあっては、優れた磁石特性を有する本発明に係る交換スプリング磁石を搭載したモータとすることによって、モータの小型・軽量化を達成でき、モータの燃費向上および製造コスト削減を達成できる。また、高温耐久性に優れるため、熱設計上優れた効果を有する。
【００３１】
【発明の実施の形態】
まず、本発明に係る磁石合金の製造方法に用いられる原料について説明する。
【００３２】
原料として用いられるＮｄＦｅＢ系磁石合金は、ハード磁性相および前記ソフト磁性相の大きさが８０ｎｍ以下のハード相およびソフト相が混在し、ハード相の磁化容易軸の方向が揃っている部分異方化領域の大きさが０．１μｍ以上であることを特徴とする。図１には本発明に係る磁石合金の概念図を示す。矢印は磁化容易軸の方向を示し、矢印が付された粒子がハード相を、矢印が付されていない粒子がソフト相を表す。実際の磁石合金においては、図１に示すようなハード相の磁化容易軸の方向が揃った小領域（本願において、「部分異方化領域」とも記載）が組み合わさった構造を有しており、さらに部分異方化領域も、やや拡大したマクロのスケールでみるとテクスチャーを持っている。即ち、略同一の異方化方向を有する複数の部分異方化領域からなる領域が形成されている。そして、合金全体としては等方性を有する。即ち、合金は異方性を有する部分異方化領域の集合体のような構成をなしている。なお、本発明において磁石合金とは、結晶質合金薄帯、これらを粗粉砕した中間体など種々の態様を指すものであり、特に限定的に用いられるものではない。
【００３３】
ハード相およびソフト相の大きさおよび混在状態はＳＥＭを用いて確認することができ、その際、ハード相およびソフト相の大きさ（以下、結晶質サイズとも記載）は最大径として定義される。結晶質サイズは、大きすぎると交換相互作用が低下するため８０ｎｍ以下であることが必要であり、６０ｎｍ以下であることが好ましい。結晶質サイズの下限値に関しては特に限定されるものではなく、小さいほど強い交換相互作用が得られるが、製造の困難性に伴う生産性低下などを考慮すると５ｎｍ以上が実際的である。
【００３４】
ハード相の磁化容易軸の方向はＴＥＭにより最終的には確認することができ、本願においては磁化容易軸の方向が±１５°な場合に「磁化容易軸の方向が揃っている」と判断するものとする。部分異方化領域の大きさの確認も最終的にはＴＥＭによって行うことができ、本願においては磁化容易軸の方向が±１５°以内になっている領域を部分異方化領域の大きさとして定義するものとする。ＴＥＭの代用方法を用いて磁石合金の優劣を判断してもよく、例えば、次段落で説明する演繹的な推論方法を用いてもよい。本発明は、磁石合金を部分異方化領域の大きさ以下の粒子に粉砕し、この粉末を用いることによって交換スプリング磁石に異方性を付与するものである。即ち、部分異方化領域の大きさ以下の粒子に磁石合金を粉砕した場合、粉砕によって生成した磁石粉末は、異方性を有する磁石となる。なお、粉砕に際しては、隣接する部分異方化領域との境界面において分離しやすいと思料される。異方性を有する磁石粉末に磁場をかけた場合、磁石粉末の整列により磁石の集合体（粉末の圧粉体）は、異方性を有するものとなる。部分異方化領域の大きさは０．１μｍ以上であることが必要である。磁石合金の粉砕は、部分異方化領域の大きさ以下にまで行う必要があるが、粉砕によって生じた磁石粉末の大きさが小さすぎると、磁場配向させることが困難となるからである。部分異方化領域の大きさの上限は特に限定されるものではなく、大きいほど好ましい。
【００３５】
次に、出発原料である希土類磁石合金の異方化の度合いを推論する方法について説明する。一つは、実際にバルク磁石を製造して、部分異方化領域の有無を推定する方法である。具体的には、ボールミルを用いて粉砕し、磁場中プレスにより圧粉体を作製し、８００℃以下の温度で放電プラズマ装置によりバルク化し磁石とする。このバルク磁石の磁場中プレスの磁場方向とそれに垂直な方向での磁化曲線を比較することにより、異方性の程度を調べ、異方性が有れば部分異方化領域を有していたと推定する方法である。もう一つは、より簡便な方法である。磁石合金（ストリップキャスト法で作製した希土類合金薄帯や、アモルファスリボンを熱処理して結晶質とした薄帯等）を２５μｍ以下に粉砕し、エポキシ樹脂（接着剤）に混ぜ、１０ｋＯｅの磁場中で固めて、振動型磁力計（ＶＳＭ）用サンプルを作製する。ＶＳＭにて磁場方向とそれに垂直な方向での磁化曲線を測定し、下記式（２）：
【００３６】
【数１】
で表される１６ｋＯｅにおける磁化の比（異方化度）から部分異方化の程度を推定する方法である。磁石合金をもっと細かく粉砕する方が好ましいが、固化させる際のハンドリングの容易性や、乳鉢を用いて手で粉砕し篩い分けできる大きさを考慮すると２５μｍ程度が好ましい。
【００３８】
後者の方法は希土類磁石材料開発において特に威力を発揮しうる。経験的には、Ｊｓ1が１．１以上の希土類磁石合金を出発材料とした場合に、優れた異方性交換スプリング磁石の作製が可能であった。Ｊｓ1は１．３以上がより好ましく、１．５以上がさらに好ましい。
【００３９】
原料として用いるＮｄＦｅＢ系希土類磁石合金の好ましい磁石組成としては、下記式（１）：
【００４０】
【化３】
が挙げられる。この組成でのハード相はＮｄ2Ｆｅ14Ｂであり、ソフト相はα−ＦｅであることがＸ線回折、磁化の温度依存性の測定等より推定できた。
【００４２】
Ｎｄの量が少なすぎると、交換スプリング磁石を製造した際の保磁力の確保が困難になる場合があるため４ａｔｏｍ％以上であることが好ましい。一方、多すぎると、ソフト相の占める割合が少なくなり、交換スプリング磁石を製造した場合の磁石特性が低下する恐れがある。このため、１０ａｔｏｍ％以下であることが好ましい。
【００４３】
Ｎｄの一部をＰｒで置換した組成としてもよく、その場合の置換量は０．０１〜８０ａｔｏｍ％であることが好ましく、２０〜６０ａｔｏｍ％であることがより好ましい。この範囲であると、残留磁束密度の低下をほとんど生じることなく、保磁力および角型性を向上させることができるためである。
【００４４】
また、Ｎｄの一部をＤｙまたはＴｂで置換した組成としてもよい。その場合の置換量は０．０１〜１０ａｔｏｍ％であることが好ましい。この範囲であると、残留磁束密度の著しい低下を生じることなく、保磁力を向上させることができると共に、温度特性の向上も可能となるからである。
【００４５】
Ｆｅの一部をＣｏで置換した組成としてもよく、その場合の置換量は０．０１〜３０ａｔｏｍ％であることが好ましく、５〜２０ａｔｏｍ％であることがより好ましい。この範囲であると、保磁力、磁束密度の低下を生じることなく、温度特性の向上に加え、磁束密度自体も向上させることができる。なお、Ｆｅの一部をＣｏで置換した場合におけるハード相はＮｄ2（Ｆｅ−Ｃｏ）14Ｂとなり、ソフト相はＦｅ−ＣｏであることがＸ線回折、磁化の温度依存性の測定等より推定できた。
【００４６】
また、ＦｅまたはＣｏ（Ｆｅ−Ｃｏとして存在するＣｏ）は、少量のＡｌ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、ＧａまたはＮｂの１種以上で置換してもよい。これらの元素を含有させることによって組織の微細化を図ることができ、保磁力増大が達成できるからである。しかしながら、含有しすぎると、磁気特性が逆に低下する原因となる。この観点からは、置換される元素量は、全組成に対して０．１〜３ａｔｏｍ％であることが好ましく、０．５〜２ａｔｏｍ％がより好ましい。
【００４７】
Ｂの量が少なすぎると、本発明に係る磁石合金の製造が困難となる恐れがあり、４ａｔｏｍ％以上であることが好ましい。一方、多すぎると、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ、Ｎｄ2（Ｆｅ−Ｃｏ）14Ｂ、α−Ｆｅ、α−（Ｆｅ−Ｃｏ）以外の磁石特性の低下を誘起する他の相ができる恐れがある。このため、７ａｔｏｍ％以下であることが好ましい。
【００４８】
Ｖの量は、結晶質の微細化、保磁力増大を図る観点から添加することができ、０．１ａｔｏｍ％以上であることが好ましく、０．５ａｔｏｍ％以上であることがより好ましい。一方、加えすぎると磁気特性が逆に低下する原因となるため、２ａｔｏｍ％以下であることが好ましい。ただし、添加は必須ではなく加えなくてもよい。
【００４９】
なお、本発明に係る磁石は合金材料であるため微量の不純物の混入は止むを得ないが、不純物量は少量であるほど好ましく、１質量％以下であることが好適である。
【００５０】
本発明に係る磁石合金の製造は、まず所望の組成になるように各金属元素を調整して配合し、真空中やアルゴン雰囲気下において高周波誘導溶解などの公知手段によって溶解インゴットを作製する。これにストリップキャスト法などの急冷法を施すことによって、本発明にかかる希土類磁石合金（合金薄帯）を得ることができる。ストリップキャスト法は公知の装置を用いて行うことができ、特に特別な改良を加えなくともよい。ただし、改良を排除するものではない。希土類合金薄帯は、超急冷法を用いて得ることもできる。この場合も公知手段を用いて調製することができ、具体的には超急冷してアモルファスリボンを作製し、それを８００℃以下の温度で結晶化することによって得ることができる。製造条件は使用する装置や合金の種類に応じて適宜設定する必要があり一義的に決められないが、本発明に係る磁石合金を調製する上では特に冷却速度に留意する必要がある。冷却速度が早すぎても（合金薄帯は薄くなる）遅すぎても（合金薄帯は厚くなる）結晶質サイズの粗大化や、合金薄帯の均一性が損なわれる恐れがある。冷却速度は、ストリップキャスト法によって得られる合金薄帯または超急冷法によって得られるアモルファスリボンの厚さと密接な関連があり、得られる合金薄帯の厚さが１０〜３００μｍになるように調製することが適切である。本発明にかかる微細な結晶質を有する希土類磁石合金の調整方法として、ストリップキャスト法と超急冷法とについて説明したが、本発明の希土類磁石合金の調製方法はこれらの限定されるものではなく、例えば、ガスアトマイズ等の方法によってアモルファス部を含有する粉末を作製し、それを熱処理することにより調製してもよいことは勿論である。
【００５１】
これらの方法によって、８０ｎｍ以下の結晶質サイズを有する結晶質合金薄帯を得ることができる。また、マクロ的に観察すると等方性の薄帯であるが、０．１μｍ以上の部分異方化領域を形成することができる。
【００５２】
本発明に係る希土類磁石合金は、結晶質であることが発明の一側面となっている。示差熱分析（ＤＴＡ）も行ったが、明瞭な発熱ピークは見られなかった。
【００５３】
本発明においては、上記方法によって得られたＮｄＦｅＢ系希土類磁石材料を水素で処理することによって、磁気特性を改善し、また、生産性を向上させることを特徴とする。以下、水素処理の方法について説明する。
【００５４】
まず、磁石合金を水素気流中にて保持する。水素分圧は、低すぎると十分な効果が得られない恐れがあるため、０．１気圧以上とすることが必要である。一方、高すぎると装置を耐圧性のものとする必要がある等の問題があるため１気圧であることが好ましい。水素分圧の調整は、アルゴンなどの不活性ガスとの混合気体とすることによって実現してもよく、真空ポンプで減圧することによって実現してもよい。保持温度は、低すぎると水素処理が有効に機能しない恐れがあるため、７５０℃以上であることが必要であり、７７０℃以上であることが好ましい。一方、高すぎると結晶粒が粗大化する恐れがあるため、９００℃以下であることが必要であり、８８０℃以下であることが好ましい。保持温度の調節は、水素処理装置に設けられた加熱器または冷却器を用いて強制的に行う方法などを採用することができるが、特に限定されるものではない。保持時間は、保持温度や保持圧力によって適宜調節すればよく、３０分〜２時間であることが適切である。保持温度、水素分圧は上記の範囲であれば、特に限定されるものではなく、上記範囲内で変化させることを排除するものではない（以下同じ）。なお、本発明において「水素気流中」とは、水素が流れていることを意味し、流量は１〜１０ｍｌ／ｍｉｎ程度であることが適当である。また、保持温度は雰囲気ガスの温度を測定することによって測定できる。
【００５５】
次に、７５０〜９００℃の保持温度を保ったまま、好ましくは７７０〜８８０℃の温度にて、水素分圧を下げ、さらに一定時間保持する。水素分圧は、水素の磁石合金中への吸収・残留によって生じる磁気特性の劣化（異方性の低下等）を考慮すると、１ｔｏｒｒ以下であることが必要であり、０．１ｔｏｒｒ以下であることが好ましい。水素分圧は低いほど好ましく、下限値については特に限定されるものではない。水素分圧の調整は、上記同様にアルゴンなどの不活性ガスとの混合気体とすることによって実現してもよく、真空ポンプで減圧することによって実現してもよい。保持時間は、磁石合金からの脱水素時間を考慮すると、３０分〜１時間であることが適当である。
【００５６】
続いて、水素分圧を下げたままで、雰囲気温度を降下させる。水素分圧は同様の理由により、１ｔｏｒｒ以下であることが必要であり、０．１ｔｏｒｒ以下であることが好ましい。降下させる温度は８０〜２０℃が適切であり、作業の容易性を考慮すると室温にまで降下させることが好ましい。また、冷却速度が遅すぎると水素を吸収してしまい、磁気特性に悪影響（異方性の低下等）が及ぶ恐れがある。このため、３０分〜１時間で降下させる必要がある。
【００５７】
水素処理に用いることができる装置は、上記条件の下での処理を施しうる市販の装置を用いることができ、自作の装置を製造しても構わないことは勿論である。上記の水素処理により、得られる磁石の異方性を高めることができる。上述のＪｓ1で判断した場合少なくとも０．１、場合によっては０．２以上の向上が見られた。また、容易に粉砕できるように改質でき、粉砕作業の生産性を高めることができる。
【００５８】
続いて、上述した磁石合金を用いた異方性交換スプリング磁石の製造方法について説明する。
【００５９】
まず、本発明に係る希土類磁石合金を部分異方化領域の大きさ以下（１μｍ未満程度にまで粉砕することが一般的には好適である）に粉砕する。例えば、部分異方化領域の大きさが０．５μｍである場合には０．５μｍ未満の粒子に粉砕するとよい。粉砕する大きさの下限値については特に限定されるものではないが小さすぎると磁場配向させることが困難になり、また、微粉になるほど耐酸化性が劣るという弊害もある。このため微粒化の程度は０．１μｍ以上であることが好ましい。なお、ａｓ ｍｉｌｌｅｄ状態での粉末は一部アモルファス化しているようであることが、磁気測定、Ｘ線回折等から推定されている。本発明にかかる水素処理が施された磁石合金は、粉砕されやすくなっているため、粉砕処理に要する時間を短縮することができる。即ち、工業的に適応された場合にあっては、プロセスの生産性を高めることができる。
【００６０】
粉砕には各種粉砕機を用いることができ、ボールミル、サンドミル、振動ミル、ジェットミル、ピンミルなどが挙げられるが、サブミクロン粉砕の観点からはボールミルが好ましい。ボールミルは湿式でも乾式でもよいが、磁石粉末の酸化による磁気特性の劣化を防ぐために非酸化性の雰囲気下（アルゴン雰囲気下、窒素雰囲気下など）で行うことが好ましい。湿式ボールミルにはシクロヘキサンなどを用いることができる。また、粉砕された粉末の凝集を抑制するために分散剤を用いる必要がある。分散剤は磁場配向にも好適な効果を及ぼしうる。分散剤としては、湿式ではコハク酸を、乾式ではステアリン酸を用いることができる。
【００６１】
次に、得た磁石粉末を磁場配向することによって圧粉体を得る。磁場配向およびプレスに用いる装置は特に限定されるものではなく、各種公知の手段を用いることができる。例えば、磁場印加によって磁化容易軸方向を揃えた状態で加圧成形することができる。加圧力は１〜５トン／ｃｍ2、印加する磁場は１５〜２５ｋＯｅ程度が適当である。圧粉体は以下に説明する放電プラズマ焼結装置の型を用いて作製し、型に収まったままの状態で、型ごと装置に運ばれ、圧力をかけながら放電プラズマ焼結することが作業の容易性の点からは好適である。
【００６２】
得られた圧粉体を放電プラズマ中で加圧焼結することによって、バルク化した異方性交換スプリング磁石を得る。放電プラズマ加圧焼結を用いて、比較的低温で焼結することによって結晶質サイズの粗大化を抑制でき、得られる磁石の特性を優れたものとすることができる。放電プラズマ加圧焼結はイズミテック社製Ｍｏｄｅｌ ＳＰＳ−２０４０などの市販の装置を用いて行うことができ、製造する磁石や生産ラインに応じて適宜改良を施してもよい。
【００６３】
放電プラズマ加圧焼結の温度は、高すぎると結晶質サイズが粗大化し、磁石の保磁力が低下すると共に、交換結合が弱くなる恐れがある。このため、８００℃以下で行うことが好ましく、７００℃以下がより好ましい。一方、低すぎると緻密化が不充分となる恐れがあるため、６００℃以上であることが好ましい。なお、交換結合の大きさはスプリングバックの大きさで認知することができる。加圧焼結はロータリーポンプ等を用いて減圧下で行うことが好ましく、処理温度までの昇温速度は１５〜２５Ｋ／ｍｉｎ程度が適切である。処理保持時間は、使用する装置、温度、圧粉体の大きさなどに応じて適宜変更する必要があり一義的には定義できないが、０〜５ｍｉｎ程度が一般的である。処理温度にて焼結後、炉冷する。降温速度は１０〜３０Ｋ／ｍｉｎ程度が適切である。加圧力は１〜１０トン／ｃｍ2程度が適切である。だたし、放電プラズマ加圧焼結は、結晶質サイズが粗大化し、異方性交換スプリング磁石の特性が劣化しない程度においては上記条件から外れてもよい。なお、放電プラズマ加圧焼結を用いた場合、酸素濃度の低いバルク磁石を製造することができ、磁石特性の向上を図ることができる。
【００６４】
上記方法によって得られるバルク化磁石は、粉砕方法の如何を問わず磁化曲線の第２、第３象限においてスプリングバック現象を示すものとなる。これは原料としてハード相とソフト相がそれぞれ６０〜８０ｎｍ以下の大きさで微細に混在している希土類磁石合金を用いたためである。
【００６５】
得られるバルク磁石の密度は、エネルギー積を高める観点からは原料である希土類磁石合金の真密度に近いことが好ましく、具体的には９５％以上の真密度とすることが好ましい。
【００６６】
本発明の方法によって製造された交換スプリング磁石は、従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石に比べて磁石フラックスが大きいので小型化が図れる、温度特性が優れ減磁しにくい等の特性を有し、電気自動車用、ＨＥＶ用の駆動モータに適用した場合に特に優れた効果を示す。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石に比べて、磁石フラックスが大きい理由は、交換スプリング磁石がソフト相を多量に含んでいるためである。温度特性が優れる理由としては、保磁力機構が異なるためと考えられる。即ち、ハード相の結晶質サイズが小さく、ピンニング型に近い保磁力機構となっているため、温度安定性が増しているようである。
【００６７】
【実施例】
次に、本発明について実施例を挙げて具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００６８】
＜実施例１＞
１．合金薄帯の調製
超急冷装置を用いて、組成がＮｄ9Ｆｅ76Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1である合金インゴットから、ストリップキャスト法により合金薄帯を調製した。ストリップキャスト法の条件は、固化する温度である９００℃程度までの冷却速度を約２５００℃／ｓｅｃとした。得られた合金薄帯を８００℃の水素気流中で１時間保持した。その後、保持温度８００℃、水素分圧を１ｔｏｒｒ以下として、３０分間保持し、室温以下にまで３０分かけて冷却した。
【００６９】
得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が４０ｎｍ以下、ソフト相が４０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．３〜０．８μｍであった。未水素処理のものとの差はＳＥＭ観察からは認めることができなかった。
【００７０】
この合金薄帯の優劣の判断は、以下の方法にしたがってＶＳＭサンプルを調製し、Ｊｓ1が１．１以上である場合を「優れている」と判定した。これは、Ｊｓ1が１．１以上である材料を用いた場合に優れた異方性バルク交換スプリング磁石を調製できる点を考慮したものである。
【００７１】
２．ＶＳＭサンプルの調製およびＪｓ１評価方法乳鉢を用いて、水素処理前後の合金薄帯を直径２５μｍ以下の粒子に粉砕し、１０ｋＯｅの磁場中において粉末をエポキシ樹脂で固定することにより、ＶＳＭサンプルを得た。最大磁場１６ｋＯｅの振動型測定器（東英工業株式会社製ＶＳＭ−５−１５型）を用いて、磁場に平行な方向の磁化曲線と磁場に垂直な方向の磁化曲線とを測定し、上記式（２）で表されるＪｓ１を評価したところ、水素処理前のＪｓ１は１．７、水素処理後のＪｓ１は１．９と、水素処理により特性の向上が確認された。結果を表１に示す。
【００７２】
＜実施例２＞
合金インゴットの組成をＮｄ10Ｆｅ75Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、ストリップキャストの条件を冷却速度約２２００℃／ｓｅｃとした以外は実施例１と同様にして合金薄帯を作製し、水素処理を施した。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が４０ｎｍ以下、ソフト相が４０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．３〜１．０μｍであった。未水素処理のものとの差はＳＥＭ観察からは認めることができなかった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、水素処理前のＪｓ1は１．８、水素処理後のＪｓ1は２．１と、水素処理により特性の向上が確認された。結果を表１に示す。
【００７３】
＜実施例３＞
合金インゴットの組成をＮｄ7Ｆｅ78Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、ストリップキャストの条件を冷却速度約３０００℃／ｓｅｃとした以外は実施例１と同様にして合金薄帯を作製し、水素処理を施した。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が５０ｎｍ以下、ソフト相が５０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．３〜０．６μｍであった。未水素処理のものとの差はＳＥＭ観察からは認めることができなかった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、水素処理前のＪｓ1は１．６、水素処理後のＪｓ1は１．８と、水素処理により特性の向上が確認された。結果を表１に示す。
【００７４】
＜実施例４＞
合金インゴットの組成をＮｄ6Ｆｅ79Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、ストリップキャストの条件を冷却速度約４０００℃／ｓｅｃとした以外は実施例１と同様にして合金薄帯を作製し、水素処理を施した。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が５０ｎｍ以下、ソフト相が５０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．１〜０．５μｍであった。未水素処理のものとの差はＳＥＭ観察からは認めることができなかった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、水素処理前のＪｓ1は１．５、水素処理後のＪｓ1は１．７と、水素処理により特性の向上が確認された。結果を表１に示す。
【００７５】
＜実施例５＞
合金インゴットの組成をＮｄ4Ｆｅ81Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、ストリップキャストの条件を冷却速度約５０００℃／ｓｅｃとした以外は実施例１と同様にして合金薄帯を作製し、水素処理を施した。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が６０ｎｍ以下、ソフト相が６０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．１〜０．５μｍであった。未水素処理のものとの差はＳＥＭ観察からは認めることができなかった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、水素処理前のＪｓ1は１．４５、水素処理後のＪｓ1は１．６５と、水素処理により特性の向上が確認された。結果を表１に示す。
【００７６】
【表１】
＜実施例６＞
実施例１に記載の方法で得られた合金薄帯を湿式ボールミル（Ａｒ雰囲気下、シクロヘキサン）で粉砕した。分散剤としてポリブテニルコハク酸イミドテトラエチレンペンタミン（分子量１３００）を使用した。この分散剤は若干の鉱油を含むものであった。粒子径を１μｍ未満とするのに１０時間を要した。この粉末を２０ｋＯｅの磁場中にて配向させ、２トン／ｃｍ2で加圧して圧粉体を得た。
【００７８】
この圧粉体を、放電プラズマ焼結装置（イズミテック株式会社製；ＭｏｄｅｌＳＰＳ−２０４０）を用いて、加圧力９トン／ｃｍ2、雰囲気温度６５０℃で、３分間放電プラズマ焼結してバルク交換スプリング磁石を得た。型には非磁性のＷＣ型を使用し、焼結はロータリーポンプによる減圧下で行った。また、昇温速度は２０Ｋ／ｍｉｎとした。得られたバルク交換スプリング磁石の形状は、１０ｍｍ×１０ｍｍ×７ｍｍであり、磁石の密度は真密度に到達していた。磁石をＴＥＭ観察したところ結晶質サイズは合金薄帯についてＳＥＭで観察した大きさと変化しておらず、電子線の回折パターンより、ハード相の向きが揃っていることが確認できた。
【００７９】
得られたバルク交換スプリング磁石の磁化曲線を最大印加磁場２０ｋＯｅの（直流）ＢＨトレーサにて測定した。下記式（３）：
【００８０】
【数２】
で表されるＪｓ2を評価したところ２．１であった。また、磁化曲線からエネルギー積を算出したところ３０ＭＧＯｅであった。結果を表２に示す。
【００８２】
＜比較例１＞
水素処理をしていない磁石合金を用いた以外は、実施例６と同様にして交換スプリング磁石を作製した。このとき、ボールミルで粒子径を１μｍ未満とするのに１６時間を要した。また、Ｊｓ2を評価したところ１．８であり、磁化曲線からエネルギー積を算出したところ２５ＭＧＯｅであった。結果を表２に示す。
【００８３】
このように、水素処理を施すことによって、１ミクロン未満までの粉砕時間を３割削減することができた。また、得られる磁石の特性も向上することが明らかとなった。
【００８４】
【表２】
＜実施例７＞
実施例６の交換スプリング磁石を表面磁石型モータ（ステータ１２極、ロータ８極）に適用した。図２は適用された集中巻の表面磁石型モータの１／４断面図である。外側はアルミケース１１、その内側がステータ１２であり、１−２がｕ相、３−４がｖ相、５−６がｗ相巻線である。また、ステータ１２は電磁鋼板の積層体とした。ロータ鉄１４上に図示するような形状の磁石１３を配置した。なお、１５は軸である。
【００８６】
モータの性能は、最大定格２ｋＷ、耐熱限界１６０℃であった。本磁石の保磁力は７．２ｋＯｅであった。一方、従来のＮｄＦｅＢ焼結磁石を用いた場合、同等の耐熱性を確保するには保磁力１９．８ｋＯｅ程度以上の磁石を使用する必要がある。即ち、本発明の磁石をモータに適用した場合、熱設計において優れた特性を発現することが示された。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明に係る磁石合金の概念図である。
【図２】 本発明の交換スプリング磁石が適用された集中巻の表面磁石型モータの１／４断面図である。
【符号の説明】
１１ アルミケース
１２ ステータ
１３ 磁石
１４ ロータ鉄
１５ 軸
Claims (5)
- 異方性交換スプリング磁石用合金の製造方法であって、
結晶質サイズの最大径が８０ｎｍ以下のハード磁性相およびソフト磁性相が混在してなり、ハード磁性相の磁化容易軸の方向が揃っている部分異方化領域の大きさが０．１μｍ以上であり、組成が下記式（１）：
水素と不活性ガスとの混合気体を用いた場合の水素分圧または水素のみを用いた場合の全圧が１ｔｏｒｒ以下の圧力条件下、７５０〜９００℃で３０分〜１時間保持し、
水素と不活性ガスとの混合気体を用いた場合の水素分圧または水素のみを用いた場合の全圧が１ｔｏｒｒ以下の圧力条件下、３０分〜１時間かけて２０〜８０℃にまで冷却する
ことを特徴とする異方性交換スプリング磁石用合金の製造方法。 - 前記ハード磁性相および前記ソフト磁性相の結晶質サイズの最大径が６０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の異方性交換スプリング磁石用合金の製造方法。
- 前記冷却の際には水素と不活性ガスとの混合気体を用いた場合の水素分圧または水素のみを用いた場合の全圧が１ｔｏｒｒ以下の圧力条件下、３０分かけて室温以下へ冷却することを特徴とする、請求項１または２に記載の異方性交換スプリング磁石用合金の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の方法により得られた異方性交換スプリング磁石用合金を部分異方化領域の大きさ以下に粉砕して磁石粉末を得る段階と、
前記磁石粉末を磁場中成形し、圧粉体を得る段階と、
前記圧粉体を放電プラズマ中で加圧焼結してバルク磁石を得る段階と、
からなる異方性交換スプリング磁石の製造方法。 - 請求項４に記載の製造方法によって得られた異方性交換スプリング磁石を備えてなるモータ。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001147832A JP3941418B2 (ja) | 2001-05-17 | 2001-05-17 | 異方性交換スプリング磁石用合金および異方性交換スプリング磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001147832A JP3941418B2 (ja) | 2001-05-17 | 2001-05-17 | 異方性交換スプリング磁石用合金および異方性交換スプリング磁石の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002339018A JP2002339018A (ja) | 2002-11-27 |
| JP3941418B2 true JP3941418B2 (ja) | 2007-07-04 |
Family
ID=18993252
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001147832A Expired - Fee Related JP3941418B2 (ja) | 2001-05-17 | 2001-05-17 | 異方性交換スプリング磁石用合金および異方性交換スプリング磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3941418B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101798652A (zh) * | 2010-04-28 | 2010-08-11 | 天津天和磁材技术有限公司 | 锡钛复合添加改善钕铁硼的耐腐蚀和加工性的方法 |
| JP5879854B2 (ja) * | 2011-09-16 | 2016-03-08 | 株式会社豊田中央研究所 | ナノヘテロ構造磁気抵抗素子、その製造方法、および磁気センサ |
| US9754709B2 (en) | 2011-09-16 | 2017-09-05 | Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho | Nanoheterostructured permanent magnet and method for producing the same |
| KR101528070B1 (ko) * | 2013-12-24 | 2015-06-10 | 주식회사 포스코 | 희토류 소결자석 및 그 제조방법 |
-
2001
- 2001-05-17 JP JP2001147832A patent/JP3941418B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2002339018A (ja) | 2002-11-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5754232B2 (ja) | 高保磁力ＮｄＦｅＢ磁石の製法 | |
| JP3983999B2 (ja) | 異方性交換スプリング磁石の製造方法とこれを備えてなるモータ | |
| JP5258860B2 (ja) | 永久磁石、それを用いた永久磁石モータおよび発電機 | |
| EP1014393B1 (en) | Rare earth/iron/boron-based permanent magnet and method for the preparation thereof | |
| WO2012002060A1 (ja) | Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石、モーター、自動車、発電機、風力発電装置 | |
| JP6848735B2 (ja) | Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石 | |
| US20080199715A1 (en) | Nd-Fe-B type anisotropic exchange spring magnet and method of producing the same | |
| JP4805998B2 (ja) | 永久磁石とそれを用いた永久磁石モータおよび発電機 | |
| JP3549382B2 (ja) | 希土類元素・鉄・ボロン系永久磁石およびその製造方法 | |
| WO2010113371A1 (ja) | Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石用合金材料、ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石の製造方法およびモーター | |
| JP3560387B2 (ja) | 磁性材料とその製造法 | |
| JP3941418B2 (ja) | 異方性交換スプリング磁石用合金および異方性交換スプリング磁石の製造方法 | |
| JP4438371B2 (ja) | ＮｄＦｅＢ系異方性交換スプリング磁石およびその製造方法 | |
| JP3367726B2 (ja) | 永久磁石の製造方法 | |
| JPH07263210A (ja) | 永久磁石並びに永久磁石合金粉末とその製造方法 | |
| JP3645312B2 (ja) | 磁性材料と製造法 | |
| JP2002075715A (ja) | 異方性バルク交換スプリング磁石およびその製造方法 | |
| JP2966169B2 (ja) | 希土類磁石並びに希土類磁石用合金粉末とその製造方法 | |
| JP3784085B2 (ja) | 安定した保磁力を有する磁性材料およびその製法 | |
| JP2000235909A (ja) | 希土類・鉄・ボロン系磁石とその製造方法 | |
| JP5235264B2 (ja) | 希土類焼結磁石及びその製造方法 | |
| JP2999649B2 (ja) | 希土類磁石並びに希土類磁石合金粉末とその製造方法 | |
| JP3209291B2 (ja) | 磁性材料とその製造方法 | |
| JP3209292B2 (ja) | 磁性材料とその製造方法 | |
| JP4645336B2 (ja) | 希土類焼結磁石及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20060901 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20061010 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20061211 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20061213 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20070313 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20070326 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110413 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120413 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130413 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130413 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140413 Year of fee payment: 7 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |