JP4274448B2 - 磁石の製造方法 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として樹脂ボンディッド磁石としてモータ等に適用される希土類窒化磁石を製造する方法に関する。
【0002】
【従来の技術】
高性能希土類磁石としては、Sm−Co系磁石やNd−Fe−B系磁石が実用化されているが、近年、新規な希土類磁石の開発が盛んに行なわれている。
【0003】
例えば、Sm2 Fe17結晶にNが侵入型に固溶したSm−Fe−N系の希土類窒化磁石が提案されており、Sm2 Fe17N2.3 付近の組成で、4πIs =15.4kG、Tc =470℃、HA =14Tの基本物性が得られること、Znをバインダとするメタルボンディッド磁石として10.5MGOeの(BH)max が得られること、また、Sm2 Fe17金属間化合物へのNの導入により、キュリー温度が大幅に向上して熱安定性が改良されたことが報告されている(Paper No.S1.3 at the Sixth International Symposium on Magnetic Anisotropy and Coercivity in Rare Earth-Transition Metal Alloys,Pittsburgh,PA,October 25,1990.(Proceedings Book:Carnegie Mellon University,Mellon Institute,Pittsburgh,PA 15213,USA) )。
【0004】
希土類窒化磁石(以下、Sm−Fe−N系磁石)は、理論的にはNd−Fe−B系磁石を超える特性が期待されるため、様々な提案がなされている。Sm−Fe−N系磁石の高性能化、特に高い磁化を得るためには、磁石中のα−Fe相の比率を高くすることが有効である。α−Fe相を増加させるためには、磁石全体の希土類元素量を減らせばよく、希土類元素の使用量を減らせばコスト的にも有利である。しかし、希土類元素量を減らしてα−Fe相を単に増加させただけでは、保磁力の低下を招き、磁石特性はかえって低くなってしまう。このため、例えば以下に示すような提案がなされている。
【0005】
本出願人は、特開平8−316018号公報において、R(Smを主体とする希土類元素)を4〜8原子%、Nを10〜20原子%、M(Zrを必須とする添加元素)を2〜10原子%含有し、残部が実質的にT(Fe等の遷移元素)であって、TbCu7 型硬質磁性相と、α−Fe相等のbcc構造T相からなる軟質磁性相とを有し、軟質磁性相の平均結晶粒径が5〜60nmであり、軟質磁性相の割合が10〜60体積%であるSm−Fe−N系磁石を提案している。この磁石は、Zrを必須とし、かつ軟質磁性相の平均結晶粒径および磁石中における軟質磁性相の割合を限定したことを特徴とするものである。これらの限定により、希土類元素の比率を8原子%以下と少なくして高磁化を達成したにもかかわらず、比較的高い保磁力が得られている。
【0006】
また、本出願人は、特開平10−163056号公報において、上記特開平8−316018号公報に記載されている磁石を製造するに際し、合金急冷工程における条件を最適化することにより、角形比(Hk/HcJ)の向上をはかっている。なお、HcJは保磁力であり、Hkは、磁気ヒステリシスループの第2象限において磁束密度が残留磁束密度の90%になるときの外部磁界強度である。Hkが低いと高い最大エネルギー積が得られない。Hk/HcJは、磁石性能の指標となるものであり、磁気ヒステリシスループの第2象限における角張りの度合いを表わす。HcJが同等であってもHk/HcJが大きいほど磁石中のミクロ的な保磁力の分布がシャープとなるため、着磁が容易となり、かつ着磁ばらつきも少なくなり、また、最大エネルギー積が高くなる。そして、磁石使用時の外部からの減磁界や自己減磁界の変化に対する磁化の安定性が良好となり、磁石を含む磁気回路の性能が安定したものとなる。
【0007】
上記各公報に記載された希土類窒化磁石は、希土類−鉄系合金を溶解急冷凝固法により非晶質またはこれを含む相状態とし、さらに熱処理と窒化処理とを順次施すことにより製造される。この方法では、熱処理工程において、希土類−鉄の1−7相とα−Fe相との2相からなる結晶相を析出させ、さらに、窒化処理工程において、希土類−鉄−窒素の1−7−N硬質磁性相とα−Fe軟質磁性相との2相からなる磁石粉を得る。
【0008】
しかし、本発明者らのその後の検討によれば、磁石粉末の磁気特性のうち、保磁力は各粒子において安定した値が得られるものの、角形比Hk/HcJが粒子ごとにばらつきやすいことがわかった。
【0009】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、安価で、しかも、磁気特性の揃った磁石粉末を安定して提供することである。
【0010】
【課題を解決するための手段】
このような目的は、下記(1)および(2)の本発明により達成される。
(1) R(Rは希土類元素の1種以上であり、R中のSm比率は50原子%以上である)、T(TはFe、またはFeおよびCoである)、NおよびM(Mは、Zrであるか、Zrの一部をTi、V、Cr、Nb、Hf、Ta、Mo、W、Al、CおよびPから選択される少なくとも1種の元素で置換したものである)を含有し、Rを4〜8原子%、Nを10〜20原子%、Mを2〜10原子%含有し、残部が実質的にTであり、硬質磁性相と軟質磁性相とを有し、硬質磁性相が、R、TおよびNを主体とし、TbCu7型結晶相を含み、軟質磁性相が、bcc構造のT相からなり、軟質磁性相の平均結晶粒径が5〜60nmであり、軟質磁性相の割合が10〜60体積%である磁石を製造する方法であって、
ノズルから合金溶湯を吐出して冷却ロール周面に衝突させることにより急冷する単ロール法を用いて、TbCu7型結晶相とアモルファス相とを含む薄帯状の急冷合金を得る急冷工程と、真空中または不活性ガス雰囲気中、600〜800℃において前記急冷合金に結晶化のための熱処理を施す熱処理工程と、熱処理後の急冷合金に窒化処理を施す窒化工程とを有し、
前記熱処理工程において、熱処理終了後に前記急冷合金を冷却する際に、400℃以下の温度までの冷却速度を10℃/分以上とする磁石の製造方法。
(2) 前記熱処理工程において、熱処理終了後に前記急冷合金を冷却する際に、前記窒化処理工程における処理温度よりも50℃以上低い温度まで冷却する上記(1)の磁石の製造方法。
【0011】
【作用および効果】
本発明者らは、磁石粒子のHk/HcJがばらつきやすい原因を追究し、それが、窒化処理後の1−7−N硬質磁性相とα−Fe軟磁性相との存在比に大きく影響を受けることを見いだした。また、この存在比は、窒化前における希土類−鉄の1−7相とα−Fe相との存在比に依存することがわかった。したがって、合金中における希土類−鉄の1−7相とα−Fe相との存在比が安定するように熱処理を施せば、Hk/HcJの揃った磁石粒子からなる磁石粉末を、安定して得ることができる。
【0012】
本発明者らはこのような観点から生産工程の検討を行い、熱処理工程における降温速度を適切に制御することにより、合金中における希土類−鉄の1−7相とα−Fe相との存在比を安定させ得ることを見いだした。
【0013】
【発明の実施の形態】
磁石の組織構造
本発明により製造される磁石は、R、T、NおよびMを含み、主相である硬質磁性相と微細な軟質磁性相とを含む複合組織を有する。
【0014】
硬質磁性相はR、TおよびNを主体とし、六方晶系のTbCu7 型結晶構造をもち、この結晶構造に窒素が侵入した構造である。Rは主としてTbサイトに、Tは主としてCuサイトに存在する。Mは、元素によっても異なるが、主としてTbサイトに存在し、Cuサイトに存在する場合もある。また、Mは、軟質磁性相であるbcc構造T相に固溶することもあるが、MとTとで別の化合物を形成することもある。
【0015】
硬質磁性相中において、原子比(R+M)/(R+T+M)は、好ましくは12.5%超であり、より好ましくは13.5%以上である。(R+M)/(R+T+M)が小さすぎると保磁力が低くなり、角形比Hk/HcJも低くなってしまう。(R+M)/(R+T+M)の上限は、好ましくは25%、より好ましくは20%である。(R+M)/(R+T+M)が大きすぎるとTbCu7 型結晶構造が生成しにくくなってTh2 Zn17型結晶構造が出現するようになり、高保磁力および高角形比は実現しない。
【0016】
軟質磁性相はbcc構造のT相であり、実質的にα−Fe相であるか、α−Fe相のFeの一部がCo、M、R等で置換されたものであると考えられる。
【0017】
高保磁力を得るために、軟質磁性相の平均結晶粒径は5〜60nmとする。磁石中には結晶磁気異方性が高い硬質磁性相と飽和磁化が高い軟質磁性相とが存在し、軟質磁性相が微細であるため両相の界面が多くなって交換相互作用の効果が大きくなり、高保磁力が得られると考えられる。軟質磁性相の平均結晶粒径が小さすぎると飽和磁化が低くなってしまい、大きすぎると保磁力および角形性が低くなってしまう。なお、軟質磁性相の平均結晶粒径は、好ましくは5〜40nmである。
【0018】
軟質磁性相は一般に不定形であり、このことは透過型電子顕微鏡により確認することができる。軟質磁性相の平均結晶粒径は、磁石断面の画像解析により算出する。まず、磁石断面の測定対象領域中に含まれている軟質磁性相について、結晶粒の数nおよび各結晶粒の断面積の合計Sを、画像解析により算出する。そして、軟質磁性相の結晶粒1個あたりの平均断面積S/nを算出し、面積がS/nである円の直径Dを平均結晶粒径とする。すなわち、平均結晶粒径Dは、
式 π(D/2)2 =S/n
から求める。なお、測定対象領域は、nが50以上となるように設定することが好ましい。
【0019】
硬質磁性相の平均結晶粒径は、好ましくは5〜500nm、より好ましくは5〜100nmである。硬質磁性相の平均結晶粒径が小さすぎる場合には結晶性が不十分であり、高保磁力が得られにくい。一方、硬質磁性相の平均結晶粒径が大きすぎると、窒化処理に要する時間が長くなる傾向がある。硬質磁性相の平均結晶粒径は、軟質磁性相の平均結晶粒径と同様にして算出する。
【0020】
磁石中における軟質磁性相の割合は、10〜60体積%、好ましくは10〜36体積%である。軟質磁性相の割合が低すぎても高すぎても良好な磁石特性が得られなくなり、特に最大エネルギー積が低くなる。軟質磁性相の割合は、磁石断面の透過型電子顕微鏡写真を用いて、いわゆる面積分析法により求める。この場合、断面積比が体積比となる。
【0021】
なお、磁石中には、上記した硬質磁性相および軟質磁性相以外の相が含まれていてもよい。Zrは、硬質磁性相であるTbCu7 型相のTbサイトに存在するが、Fe3 Zr等の別の化合物を生成することも可能である。しかし、Fe3 Zr相等の異相は永久磁石として好ましくないので、Zrを含む異相は磁石中の5体積%以下であることが好ましい。
【0022】
磁石の組成限定理由
次に、磁石の組成限定理由を説明する。
【0023】
Rの含有量は4〜8原子%、好ましくは4〜7原子%である。Nの含有量は10〜20原子%、好ましくは12〜18原子%、より好ましくは15原子%超18原子%以下、さらに好ましくは15.5〜18原子%である。Mの含有量は2〜10原子%、好ましくは2.5〜5原子%である。そして、残部が実質的にTである。
【0024】
Rの含有量が少なすぎると、保磁力が低くなる。一方、Rの含有量が多すぎるとbcc構造T相の量が少なくなって磁石特性が低くなり、また、高価なRを多量に使用することになるため、安価な磁石が得られなくなる。Sm以外のRとしては、Y、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu等の1種以上を用いることができる。本発明により製造される磁石の硬質磁性相はTbCu7 型の結晶構造に窒素が侵入した構成であり、このような硬質磁性相ではRがSmであるときに最も高い結晶磁気異方性を示す。Smの比率が低いと結晶磁気異方性が低下し保磁力も低下するため、R中のSm比率は50原子%以上、好ましくは70原子%以上とする。
【0025】
N含有量が少なすぎると、キュリー温度の上昇、保磁力の向上、角形比の向上、飽和磁化の向上および最大エネルギー積の向上が不十分となり、N含有量が多すぎると、残留磁束密度が低下する傾向を示すと共に角形比が低くなって最大エネルギー積も低くなる。N含有量はガス分析法などにより測定することができる。
【0026】
元素Mは、前述した微細な複合組織を実現するために添加される。元素Mが含まれないと、合金製造時に軟質磁性相の粗大な結晶粒が析出するため、最終的に軟質磁性相の平均結晶粒径が比較的小さくなったとしても、高保磁力が得られなくなる。Mの含有量が少なすぎると、軟質磁性相の平均結晶粒径が小さい磁石が得られにくくなる。一方、Mの含有量が多すぎると、飽和磁化が低くなってしまう。Mは、Zrであるか、Zrの一部をTi、V、Cr、Nb、Hf、Ta、Mo、W、Al、CおよびPから選択される少なくとも1種の元素で置換したものである。Zrを置換する元素としては、Al、CおよびPの少なくとも1種が好ましく、特にAlが好ましい。本発明においてZrを必須とするのは、組織構造制御に特に有効であり、また、角形比向上に有効だからである。また、Alは、急冷合金の窒化を容易にする効果も示すため、Al添加により、窒化処理に要する時間を短縮することができる。なお、磁石中のZr含有量は、好ましくは2〜4.5原子%、より好ましくは3〜4.5原子%である。これは、MとしてZrだけを用いる場合でも他の元素と併用する場合でも同様である。Zr含有量が少ないと高保磁力と高角形比とが共には得られず、また、Zr含有量が多すぎると飽和磁化および残留磁束密度が低くなってしまう。
【0027】
上記各元素を除いた残部が実質的にTである。Tは、Feであるか、あるいはFeおよびCoである。Coの添加は特性を向上させるが、T中のCoの比率は50原子%以下であることが好ましい。Coの比率が50原子%を超えると残留磁束密度が低くなってしまう。
【0028】
なお、磁石中には、不可避的不純物として酸素が含まれていてもよい。磁石は希土類−遷移金属間化合物を基本とすることから、取り扱いの際や各工程における処理の際に不可避的に酸化が生じ得る。例えば、急冷や粉砕、後述する組織構造制御のための熱処理などをAr雰囲気中で行った場合、雰囲気Ar中の1ppm程度の酸素は不可避であり、その結果、磁石中には酸素が2000ppm 程度以下含まれる。また、不可避的不純物として、有機物由来の炭素が500ppm 程度以下含まれる。また、空気中の水分と磁石との反応により生成する水酸化物に由来するHが100ppm 程度以下含まれる。また、坩堝材質からのAl、Si、Mgなどが5000ppm 程度以下含まれる。
【0029】
X線回折
Cu−Kα線を用いたX線回折において、硬質磁性相であるTbCu7 型結晶相の最大ピークの強度をIH 、軟質磁性相の最大ピークの強度をIS としたとき、IS /IH は、好ましくは0.4〜2.0、より好ましくは0.7〜1.8である。IS /IH が0.4〜2.0であれば高い角形比を示し、IS /IH が0.7〜1.8であればさらに高い角形比が得られる。IS /IH が小さすぎても大きすぎても、最大エネルギー積が低くなる傾向となる。
【0030】
製造方法
次に、本発明の製造方法を説明する。
【0031】
この方法では、R、TおよびMを含む急冷合金を単ロール法により製造し、この急冷合金に組織構造制御のための熱処理を施した後、窒化処理を施して磁石化する。
【0032】
急冷工程
単ロール法では、合金溶湯をノズルから吐出して冷却ロール周面に衝突させることにより、合金溶湯を急速に冷却し、薄帯状の急冷合金を得る。単ロール法は、他の液体急冷法に比べ、量産性が高く、急冷条件の再現性が良好である。冷却ロールの材質は特に限定されないが、通常、CuまたはCu合金を用いることが好ましい。
【0033】
冷却ロールの周速度は、好ましくは50m/s 以上、より好ましくは60m/s 以上である。ロール周速をこのように高くすることにより、(R+M)/(R+T+M)を上記のように大きくすることができる。また、急冷合金がアモルファス相を含む微結晶状態となるため、その後の熱処理により任意の結晶粒径が実現可能となり、窒化も容易となる。また、薄帯状急冷合金が薄くなるため、より均質な急冷合金が得られる。したがって、高保磁力、高残留磁束密度、高角形比、高最大エネルギー積の磁石が得られる。なお、ロール周速は、通常、120m/s 以下とすることが好ましい。ロール周速が速すぎると、合金溶湯とロール周面との密着性が悪くなって熱移動が効果的に行なわれなくなる。このため、実効冷却速度が遅くなってしまう。
【0034】
冷却ロールの周速度をVs(m/s )とし、薄帯状急冷合金の厚さをt(μm )としたとき、t×Vsは、好ましくは800〜1300、より好ましくは850〜1200である。t×Vsが小さすぎる場合、急冷合金を安定して製造することが困難であり、特性のばらつきが生じてしまう。一方、t×Vsが大きすぎる薄帯状急冷合金では、冷却ロールの周速度に見合った十分な冷却速度を得ることが困難であるため、保磁力および角形比の良好な磁石を製造することが困難となる。
【0035】
急冷合金の組織構造は、TbCu7 型の微細結晶およびアモルファス相を含む複合組織であり、bcc構造T相を含んでいてもよい。bcc構造T相は、X線回折による同相のピークの存在や、熱分析においてα−Fe相のキュリー点に相当する温度で生じる磁化の消滅により、その存在を確認できる。
【0036】
Cu−Kα線を用いたX線回折において、急冷合金のTbCu7 型結晶相の最大ピークの半値幅は、好ましくは0.95°以上、より好ましくは1.05°以上である。この半値幅が狭すぎると、硬質磁性相中におけるR+Mの比率が低くなりすぎ、本発明の効果が実現しない。この半値幅が広いことは結晶性の低さを意味するため、本発明にとっては好ましい。しかし、熱処理による結晶化の際には種結晶が必要であるため、半値幅があまりに広いと、すなわち、結晶性があまりに低いと好ましくない。このような理由から、上記半値幅は、好ましくは1.50°以下である。
【0037】
熱処理工程
急冷合金には、組織構造制御のための熱処理を施す。この熱処理は、所定の平均結晶粒径を有するbcc構造T相を析出させるためのものである。この熱処理における処理温度は、600〜800℃、好ましくは650〜775℃であり、処理時間は処理温度にもよるが、通常、10分間〜4時間程度とする。この熱処理は、Ar、He等の不活性雰囲気中や真空中で行なうことが好ましい。この熱処理により、微細なbcc構造T相が析出し、また、TbCu7型結晶相がさらに析出することもある。熱処理温度が低すぎるとbcc構造T相の析出量が不十分となり、熱処理温度が高すぎると、MとTとが例えばFe3Zrのような化合物を生成し、特性低下の原因となる。
【0038】
急冷合金のIS /IH は、好ましくは0.4以下、より好ましくは0.25以下、さらに好ましくは、0.15以下である。上記したように、IH はTbCu7 型結晶相の最大ピークの強度であり、IS は軟質磁性相の最大ピークの強度である。このように、急冷直後のIS /IH を小さくし、熱処理によりIS /IH を増大させる、すなわち熱処理によりbcc構造T相の析出を促す構成とすることにより、微細なbcc構造T相を組織中に分散させることが容易となり、高い磁石特性が容易に実現する。
【0039】
本発明では、前記した特開平7−118815号公報に記載されている歪み取りのための独立した熱処理工程を設ける必要はない。逆に、同公報に記載されているように400℃程度の歪み取り熱処理を施した場合には、上記したTbCu7 型結晶相の最大ピークの半値幅が小さくなって好ましくない。具体的には、このような歪み取り熱処理を施すことにより、硬質磁性相であるTbCu7 型結晶の(R+M)/(R+T+M)が12.5%以下となってしまう。このため、高保磁力および高角形比が得られなくなる。
【0040】
本発明では、熱処理終了後、窒化処理の前に、急冷合金をいったん冷却する。熱処理終了後の冷却過程では、降温速度を10℃/分以上、好ましくは20℃/分以上、さらに好ましくは30℃/分以上、最も好ましくは50℃/分以上として、急速に冷却する。この冷却は、合金の温度がその結晶化温度以下まで下がるまで行えばよいが、好ましくは合金温度が400℃以下となるまで上記速度で冷却する。このような速度で冷却することにより、合金中における希土類−鉄の1−7相とα−Fe相との存在比を安定させることができ、その結果、Hk/HcJの揃った磁石粒子からなる磁石粉末を得ることができる。
【0041】
なお、熱処理後、室温まで冷却してもよく、室温より高い温度までしか冷却せずに、続いて窒化処理を施してもよい。いずれの場合でも、合金の結晶化温度以下、好ましくは400℃以下までの冷却速度を、上記範囲内の値とすればよい。室温より高い温度までしか冷却しない場合に、冷却温度(冷却終了時の到達温度)を400℃超とすると、窒化が発熱反応であるために窒化処理温度が高くなりすぎてしまい、生成した窒化物が分解してしまうことがある。この点から、冷却温度は、窒化処理における処理温度(安定温度)よりも50℃以上低い温度とすることが好ましい。
【0042】
本発明では、合金を上記範囲内の冷却速度で一様に冷却することが重要である。そのための方法は特に限定されないが、例えば以下に説明する方法を利用することが好ましい。
【0043】
まず、熱処理はロータリーキルンで行う。一般的なロータリーキルンは、金属製の筒状体である炉芯管(レトルト)の周囲にヒータを配置した構造である。炉芯管の内部に合金粉末を入れ、炉芯管を回転させながらヒータで加熱すれば、均一に熱処理を施すことができる。そして、熱処理後、炉芯管を回転させながら、その内部に冷却ガスを吹き込めば、均一な冷却が可能である。この場合の冷却ガスとしては、非酸化性のガス、例えばArガスが好ましい。また、このほか、熱処理終了後にヒータを移動させて炉芯管表面を露出させ、炉芯管を回転させながらその表面に冷却ガスを吹き付けることによっても、均一な冷却が可能である。この場合の冷却ガスには、空気を利用することができる。また、この方法の変形例として、炉芯管に冷却用筒状体を連結しておき、熱処理終了後、両者を傾けるなどして合金粉末を冷却用筒状体の内部に移動させ、この冷却用筒状体を回転させながらその表面に冷却ガスを吹き付ける方法を利用してもよい。この方法では、ヒータを移動させる必要がない。
【0044】
窒化処理工程
組織構造制御のための熱処理後、急冷合金に窒化処理を施す。窒化処理では、窒素ガス雰囲気中で急冷合金に熱処理を施す。この処理により、TbCu7 型結晶中に窒素原子が侵入して侵入型の固溶体が形成され、硬質磁性相となる。窒化処理の際の処理温度は、好ましくは350〜700℃、より好ましくは350〜600℃であり、処理時間は、好ましくは0.1〜300時間である。窒素ガスの圧力は、0.1気圧程度以上とすることが好ましい。なお、窒化処理に高圧窒素ガスを用いたり、窒素ガス+水素ガスを用いたり、アンモニアガスを用いたりすることもできる。
【0045】
磁石の形状に特に制限はないが、ボンディッド磁石等の磁石製品に適用する場合には、所定の粒径にまで粉砕して磁石粒子とする。粉砕工程は、急冷後、組織構造制御のための熱処理後、窒化処理後のいずれに設けてもよく、粉砕工程を複数段に分けて設けてもよい。
【0046】
ボンディッド磁石に適用する場合、磁石粒子の平均粒子径は、通常、10μm 以上とすることが好ましいが、十分な耐酸化性を得るためには、平均粒子径を好ましくは30μm 以上、より好ましくは50μm 以上、さらに好ましくは70μm 以上とすることがよい。また、この程度の粒子径とすることにより、高密度のボンディッド磁石とすることができる。平均粒子径の上限は特にないが、通常、1000μm 程度以下であり、好ましくは250μm 以下である。なお、この場合の平均粒子径とは、篩別により求められた重量平均粒子径D50を意味する。重量平均粒子径D50は、径の小さな粒子から重量を加算していって、その合計重量が全粒子の合計重量の50%となったときの粒子径である。
【0047】
ボンディッド磁石
ボンディッド磁石は、磁石粒子をバインダで結合して作製される。本発明により製造される磁石は、プレス成形を用いるコンプレッションボンディッド磁石、射出成形を用いるインジェクションボンディッド磁石、押し出し成形により製造するボンディッド磁石、加圧ローラを利用して製造するボンディッド磁石など、各種ボンディッド磁石のいずれにも適用することができる。また、いわゆるゴム磁石にも適用できる。バインダとしては、各種樹脂を用いることが好ましいが、金属バインダを用いてメタルボンディッド磁石とすることもできる。樹脂バインダの種類は特に限定されず、エポキシ樹脂やナイロン等の各種熱硬化性樹脂や各種熱可塑性樹脂から目的に応じて適宜選択すればよい。金属バインダの種類も特に限定されない。また、磁石粒子に対するバインダの含有比率や成形時の圧力等の各種条件にも特に制限はなく、通常の範囲から適当に選択すればよい。ただし、結晶粒の粗大化を防ぐために、高温の熱処理が必要な方法は避けることが好ましい。
【0048】
【実施例】
下記表1に示される磁石粉末を作製した。
【0049】
まず、合金インゴットを溶解により製造し、各インゴットを小片に砕いた。合金の組成は、
Sm:7.6原子%、
Co:4.0原子%、
Zr:3.5原子%、
Fe:残部
とした。得られた小片を石英ノズルに入れて高周波誘導加熱により溶解して合金溶湯とし、単ロール法により急冷して、薄帯状の急冷合金とした。冷却ロールにはBe−Cuロールを用い、合金溶湯の吐出圧力を0.6kgf/cm2 とし、冷却ロールの周速度を75m/sとした。X線回折および透過型電子顕微鏡による観察の結果、急冷合金は、TbCu7 型結晶相とbcc構造α−Fe相とを含む多結晶複合組織であり、さらにアモルファス相も含むものであることが確認された。各急冷合金におけるTbCu7 型結晶の最大ピークの半値幅は、0.95〜1.20°であった。
【0050】
次に、Arガス雰囲気中で、急冷合金に組織構造制御のための熱処理を施した。熱処理は、Ar雰囲気中において725℃で1時間行ない、その後、300℃まで表1に示す速度で冷却した。熱処理後にX線(Cu−Kα線)回折および透過型電子顕微鏡による観察を行なったところ、TbCu7 型結晶相とbcc構造α−Fe相とを含む多結晶複合組織となっており、アモルファス相は実質的に消失していた。
【0051】
次に、結晶化した合金を粉砕して105μm径以下の粒子を選別し、1気圧の窒素ガス気流中で420℃にて20時間窒化処理を施し、磁石粉末とした。
【0052】
各磁石粉末について、透過型電子顕微鏡による部分組成分析(TEM−EDX)によりα−Fe相の平均結晶粒径および磁石粉末中のα−Fe相の比率を求めたところ、いずれの粉末においても平均結晶粒径は20〜35nmの範囲にあり、α−Fe相の比率は12〜20体積%の範囲にあった。また、各磁石粉末において、主相であるTbCu7 型結晶相の平均結晶粒径は、約10〜100nmであった。また、各磁石粉末の組成は、
Sm:6.5原子%、
Co:3.4原子%、
Zr:3.0原子%、
N :14原子%、
Fe:残部
であった。また、各磁石粉末の残留磁束密度(Br)は8.0〜8.3kG、、保磁力(HcJ)は8.0〜8.5kOe、角形比(Hk/HcJ)は20.0〜24.5%の範囲内にあった。
【0053】
次に、各磁石粉末を、特開平6−154647号公報に記載された磁気選別装置を用いて磁気分級し、各磁石粉末における磁石粒子の磁気特性ばらつきを調べた。
【0054】
上記特開平6−154647号公報に記載された磁気選別装置を、図1に示す。この磁気選別装置は、円筒状のスリーブ21を有し、スリーブ21内周面の内側に、磁界印加手段として円錐台状磁石31を有する。この円錐台状磁石31は円錐台状部分を有する基体の側面に2枚のゴム磁石311,312が巻回されたものである。これらのゴム磁石は細長い帯状であり、一方の主面がN極、他方の主面がS極となるように着磁されている。そして、ゴム磁石311ではN極が、ゴム磁石312ではS極がそれぞれ表側となるように基体側面に螺旋状に巻回されており、異極が隣接する構成となっている。円錐台状磁石31は、円錐台状部分がスリーブ21とほぼ同軸となるように設けられている。スリーブ21および円錐台状磁石31はそれぞれ図示しない駆動装置に連結されており、互いに逆方向に回転する構成となっている。
【0055】
図示される磁気選別装置では、磁気選別を下記のようにして行う。スリーブ21および円錐台状磁石31をそれぞれ回転させておき、スリーブ21表面の頂部付近に磁性粉末を適当量連続的に供給する。スリーブ表面に磁性粉末が供給される位置は、スリーブ表面において最も磁界強度の高い側の端部(図中左側の端部)付近とするのが一般的である。スリーブ21表面では、ゴム磁石311とゴム磁石312との境界に対応するところで磁界の極性が反転している。このため、円錐台状磁石31がスリーブ21に対し相対的に回転することにより、スリーブ表面に存在する磁性粒子に対し極性反転部が移動することになる。このときの移動方向は、ゴム磁石311とゴム磁石312との境界にほぼ垂直な方向である。極性反転部が移動するため、粉末中の磁性粒子は回転移動し、磁性粉末は薄層化される。スリーブ21表面の磁界強度は極性反転部の進行方向(図中左側)に向かって漸増しているため、磁性粒子の回転移動に伴なって磁性粒子に印加される磁界の強度は漸減する。
【0056】
磁性粒子はスリーブ21の軸方向に対し傾いた方向に移動し、また、スリーブ21は回転しているため、スリーブ21表面に磁着している磁性粒子はスリーブの下側表面を通過することになるが、磁性粒子の磁化率が高く磁着力が重力を上回っていれば磁性粒子は落下せず、非磁性粒子や磁化率の低い磁性粒子は落下する。磁性粒子が図中右側方向に移動するにしたがって磁界が減少するため磁着力が減少し、当初は落下しなかった磁性粒子も落下するようになる。すなわち、磁性粒子個々の初期磁化曲線に対応して落下する位置が決定される。したがって、図示のトレイ1〜6のように、スリーブ21の軸方向に粒子回収用のトレイなどを並べおけば、磁気特性の揃った粒子を選別して回収することができる。
【0057】
この磁気選別装置を用い、スリーブ21の左端から8cmの位置(磁界強度80G)までで回収された磁石粉末、すなわち、低特性粉末の、全体に対する重量比を求めた。結果を表1に示す。
【0058】
【表1】
【0059】
表1から、本発明の効果が明らかである。すなわち、熱処理終了後の冷却速度を本発明範囲内に設定して製造した磁石粉末では、低特性粉末の存在比率が低く、したがって、磁気特性のばらつきが少ないことがわかる。
【図面の簡単な説明】
【図1】磁気選別装置を示す断面図である。
【符号の説明】
21 スリーブ
31 円錐台状磁石
311、312 ゴム磁石
1、2、3、4、5、6 トレイ
Claims (2)
- R(Rは希土類元素の1種以上であり、R中のSm比率は50原子%以上である)、T(TはFe、またはFeおよびCoである)、NおよびM(Mは、Zrであるか、Zrの一部をTi、V、Cr、Nb、Hf、Ta、Mo、W、Al、CおよびPから選択される少なくとも1種の元素で置換したものである)を含有し、Rを4〜8原子%、Nを10〜20原子%、Mを2〜10原子%含有し、残部が実質的にTであり、硬質磁性相と軟質磁性相とを有し、硬質磁性相が、R、TおよびNを主体とし、TbCu7型結晶相を含み、軟質磁性相が、bcc構造のT相からなり、軟質磁性相の平均結晶粒径が5〜60nmであり、軟質磁性相の割合が10〜60体積%である磁石を製造する方法であって、
ノズルから合金溶湯を吐出して冷却ロール周面に衝突させることにより急冷する単ロール法を用いて、TbCu7型結晶相とアモルファス相とを含む薄帯状の急冷合金を得る急冷工程と、真空中または不活性ガス雰囲気中、600〜800℃において前記急冷合金に結晶化のための熱処理を施す熱処理工程と、熱処理後の急冷合金に窒化処理を施す窒化工程とを有し、
前記熱処理工程において、熱処理終了後に前記急冷合金を冷却する際に、400℃以下の温度までの冷却速度を10℃/分以上とする磁石の製造方法。 - 前記熱処理工程において、熱処理終了後に前記急冷合金を冷却する際に、前記窒化処理工程における処理温度よりも50℃以上低い温度まで冷却する請求項1の磁石の製造方法。
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