JP4303937B2

JP4303937B2 - Permanent magnet alloy

Info

Publication number: JP4303937B2
Application number: JP2002316373A
Authority: JP
Inventors: 慎一紺野; 寛久大元
Original assignee: Dowa Holdings Co Ltd; Dowa Mining Co Ltd
Current assignee: Dowa Holdings Co Ltd
Priority date: 2002-10-30
Filing date: 2002-10-30
Publication date: 2009-07-29
Anticipated expiration: 2022-10-30
Also published as: JP2004149851A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は，Ｃｏ量が比較的低量であっても高いＢＨmax （最大エネルギー積）と iＨc(保磁力) を具備する希土類磁石合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
耐酸化性や耐熱性に優れた希土類磁石としてＳｍ−Ｃｏ磁石が知られているがこの磁石は高価である。より安価な希土類磁石として，Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ系の希土類焼結磁石合金が知られている。Ｒは希土類元素の１種または２種以上を表し，（Ｃｏ）はＣｏを含んでいてもよいことを表す。このものは，一般に表面が酸化し易いので磁石表面に対し，メッキ法，スパッタ法，蒸着法，有機物皮膜法等によって耐酸化性の保護被膜を形成することが行われたりしている。
【０００３】
より安価で且つ耐酸化性や耐熱性を改善した希土類磁石として，例えば特許第２７８９３６４号等に提案されたＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃ系の希土類焼結磁石合金がある。このものは，Ｃ（炭素）を合金元素の必須成分として含有し，磁性結晶粒の周囲にＣ濃度の高い非磁性相が存在することによって，高い最大エネルギー積を保持しながら優れた耐酸化性が得られると説明されている。この系統の永久磁石合金として，例えば特開平4-116144号公報, 特開平4-268045号公報および PCT/JP99/04048 号公報等に記載されたものが知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
Ｒ−Ｆｅ−（Ｃｏ）−Ｂ系の希土類焼結磁石合金の表面に耐酸化性の保護被膜を形成させる場合には，合金の外表面に数１０μｍ以上の強固且つ均質な膜層を形成させることが必要とされる。Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃ系の希土類焼結磁石合金の場合には，前者よりも耐酸化性に優れるが，十分な耐熱性や耐候性を得るには，特開平4-268045号公報や PCT/JP99/04048 号公報に記載されているようにＣｏやＤｙを比較的多量に含有させることが必要であり，また同公報に記載されているように，ＣｏやＤｙは磁気特性の改善にとって有益に機能することも知られている。
【０００５】
しかし，ＣｏやＤｙは高価な元素であるために，価格の面からは，できるだけ使用量を低減することが望まれる。
【０００６】
したがって本発明の課題は，従来のＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂ−Ｃ系の希土類磁石合金において，ＣｏやＤｙを低減しても，十分な磁気特性, 特に高いエネルギー積 (ＢＨmax)および保磁力 (iＨc)を同時に具備する希土類磁石合金を得ることにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは，前記課題を解決するために，種々の試験研究を重ねてきたが，この系統の希土類磁石合金においては iＨc とＢＨmax は添加元素によりトレードオフの関係にあり，両者を両立させることは困難であるが，適量のＣｕを添加すると，ＤｙおよびＣｏが少ないところでも，ＢｒおよびＢＨmax を低下させずに iＨc を向上させることができることを見い出した。またＣｕのほかに，ＡｌとＣｒは iＨc を向上させる効果があり，Ｃｕの一部をこれらの元素で置換できることがわかった。
【０００８】
本発明は，このような知見事実に基づいてなされたものであり，
原子百分率（at.%）で，
Ｒ：８〜20 at.% ( Ｒは, Ｎｄ，Ｐｒ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｙ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｈｏ，ＥｒおよびＴｍの群から選ばれた少なくとも１種の元素を表す),
Ｄｙ：2.0 at.%以下 (０％を含まず），
Ｃｏ：3.0 at.%未満 (０％を含む），
Ｂ： 1.0〜6.0 at.%，
Ｃ： 0.1〜5.0 at.%，
Ｃｕ：3.0 at.%以下 (０％を含まず），
ＡｌまたはＣｒ：2.0 at.%以下 (０％を含む），
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物，
からなる永久磁石合金を提供する。
【０００９】
ここで，Ｂ：2.0 at.%以上で，Ｃ＋Ｂ：4.0 〜8.0 at.%であるのが好ましく，ＣｏはＣｏ：3.0 at.%未満 (０％を含まず）であることができる。この永久磁石は，最大エネルギー積（ＢＨmax ）：４５ＭＧＯｅ以上，好ましくは４７ＭＧＯｅ以上で，且つ保磁力(iＨc)：１０ｋＯｅ以上，好ましくは１２ｋＯｅ以上を具備することができる。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明の磁石合金の成分組成は，前記した範囲に特定されるものであるが，各成分含有量を前記の範囲に特定する理由の概略と本発明に従う合金磁石の製造法について，以下に説明する。
【００１１】
〔Ｒ：８〜２０at.%〕
Ｄｙ以外の希土類元素として，Ｎｄ，Ｐｒ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｙ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍの一種または二種以上を８〜２０at.%含有することにより，Ｆｅ（Ｃｏ）およびＢとの共存のもとで，焼結体において磁性相と粒界相を形成し，高い iＨc とＢｒを維持することができる。Ｒ元素のうち，特に好ましい元素はＮｄであり，ＮｄとＰｒまたはＴｂの組合せである。Ｒが８at.%未満では十分なＢｒが得られず，２０at.%を超えても十分なＢｒが得られない。好ましいＲ元素の含有量は１３〜１８at.%である。
【００１２】
〔Ｄｙ：2.0 at.%以下〕
Ｄｙは保磁力の維持および耐熱性の向上に寄与し，とくに不可逆減磁率を低下させるのに寄与する。しかし，５at.%を超えても耐熱性向上効果は飽和し，かえって磁気特性を劣化させることがある。加えて，Ｄｙは高価であるために，できるだけ少量で必要な磁気特性が発現できることが好ましい。このため，本発明ではＤｙの上限を2.0 at.%とする。
【００１３】
〔Ｂ：１.５〜６.at.%〕
Ｂは磁性相形成のために必要であり，このためには少なくとも０.５at.%を必要とするが，高い iＨc とＢＨmax を得るには１.５at.%以上，好ましくは２.０at.%以上であることが望ましい。しかし，過剰の添加はかえって磁気特性を劣化させる。このため，１.５〜８at.%，好ましくは１.５〜６at.%，さらに好ましくは２.０〜６at.%のＢ量を含有させるが，好ましいＢ量は３.０〜５.０at.%の範囲である。
【００１４】
〔Ｃ：０.１〜５at.%〕
Ｃは，特開平４−１１６１４４号公報に記載のとおり，本磁石合金の磁気特性を良好に維持しながら希土類磁石の欠点である酸化し易い性質を改質し，耐酸化性を向上させる作用を供する。また不可逆減磁率の低下にも寄与する。Ｃの耐酸化性および耐熱性向上効果は０.１at.%未満では十分ではない。しかし５at.%を超えると磁気特性が低下する場合がある。このため，０.１〜５at.%のＣ量を含有させるが，好ましいＣ量は０.１〜３.５at.%の範囲，さらに好ましいＣ量は０.１〜３at.%の範囲である。
【００１５】
〔Ｂ：2.0 at.%以上で，Ｃ＋Ｂ：4.0 〜8.0 at.%〕
Ｂを2.0 at.%以上としたうえで，Ｃ＋Ｂを４at.%以上含有させるのが iＨc とＢＨmax の両者を高めるうえで好ましい。しかし，Ｃ＋Ｂが８at.%を超えると磁気特性を劣化させることがあるので，Ｃ＋Ｂを４〜８at.%とするのがよい。
【００１６】
〔Ｃｏ：３at.%以下〕
Ｃｏは高い磁気特性を維持しながらキューリー点を高める作用がある。また耐熱性および耐候性を高めるのにも有効に寄与する。しかしＣｏは高価な元素であるのでその添加量を低減することが望ましい。本発明においては，他の元素の含有量の規制およびＣｕ（さらにはＡｌまたはＣｒ）の添加によって，Ｃｏを低減しても高い iＨc とＢＨmax を確保できることを見い出したものであり，Ｃｏの含有量は３at.%までであればよい。
【００１７】
〔Ｃｕ：3.0 at.%以下〕
Ｃｕは一般に保磁力を高める作用を供するが，反面，Ｂｒを低下させる。ところが，Ｃｏ含有量が低い領域では，ＣｕはＢｒやＢＨmax の低下を招くことなく iＨc を高めることができることがわかった。このためには，Ｃｕは少なくとも０.０１at.%以上，好ましくは０.０５at.%以上を必要とする。しかし，多量にＣｕを添加すると磁力が低下するので，３at.%以下とするのがよい。好ましいＣｕの含有量は０.０５〜１.５at.%である。
【００１８】
〔ＡｌまたはＣｒ：２at.%以下〕
ＡｌまたはＣｒは，一般に保磁力を高めるのに寄与するが，ＢｒやＢＨmax を低下させる。この点でＣｕと類似の作用を供するが，Ｃｏの低い領域でも，ＢｒやＢＨmax を低下させることがある。このために，ＡｌまたはＣｒは，添加する場合には，２at.%以下，好ましくは１.５at.%以下とするのがよい。
【００１９】
〔残部：Ｆｅおよび不可避的不純物〕
ＦｅはＲ−Ｂ（Ｃ）と共に磁性相を形成するために必須の元素であり，前記の成分の含有量の残りは実質的にＦｅ量とするが，製造上不可避的に含有してくる不純物はある程度許容できる。不純物としての総量は１.０at.%以下であるのが望ましい。
【００２０】
以上の理由により，原子百分率（at.%）で，
Ｒ：８〜20 at.% ( Ｒは, Ｎｄ，Ｐｒ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｙ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｈｏ，ＥｒおよびＴｍの群から選ばれた少なくとも１種の元素を表す),
Ｄｙ：2.0 at.%以下 (０％を含まず），
Ｃｏ：3.0 at.%未満 (０％を含む），
Ｂ：1.0 〜6.0 at.%，
Ｃ：0.1 〜5.0 at.%，
好ましくはＢ：2.0 at.%以上で，Ｃ＋Ｂ：4.0 〜8.0 at.%，
Ｃｕ：3.0 at.%以下 (０％を含まず），
ＡｌまたはＣｒ：２at.%以下（０％を含む），
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物，
からなる本発明の永久磁石合金は，高価なＣｏを３at.%以下，Ｄｙを２at.%以下に低減しながら，保磁力とＢＨmax を同時に高く維持することができる。例えば最大エネルギー積（ＢＨmax ）：４５ＭＧＯｅ以上，好ましくは４７ＭＧＯｅ以上で，保磁力(iＨc)：１０ｋＯｅ以上，好ましくは１２ｋＯｅを示すことができる。
【００２１】
本発明の永久磁石合金を製造するには，溶解，鋳造，粉砕，成形，焼結という一連の工程で焼結磁石合金とすることができる。溶解鋳造法としては，真空溶解・鋳造法，不活性ガス雰囲気溶解・鋳造法，急冷ロール法，アトマイズ法等が採用できる。磁気特性と耐熱性に優れた焼結磁石とするには，鋳造工程と粉砕工程の間に熱処理工程を挿入し，粉砕前のものを不活性ガス雰囲気中で６００℃以上の温度で熱処理するのが好ましく，これにより一層磁気特性を向上させることができる。また，焼結工程では不活性ガス中で１０００〜１２００℃の温度で焼結し，この焼結温度から６００〜９００℃まで徐冷し，次いでその温度から急冷するのが好ましい。この焼結後の急冷によっても磁気特性を向上させることができる。
【００２２】
本発明の磁石合金の製造法の概要を説明すると次のとおりである。
【００２３】
まず，合金組成となるように秤量した各成分の原料を真空溶解炉で１５００℃以上で溶解し，水冷鋳型に急冷鋳造する。得られた鋳塊を前記のように６００℃以上でＡｒ雰囲気中で熱処理したあと，ロールクラッシャーで粗粉砕する。得られた粗粉をディスクミルで１００μｍ程度に破砕し，さらに振動ボールミルで微粉砕し，平均粒径１〜５μｍの粉末にする。これらの粉砕工程もＡｒ雰囲気中で行う。この粉砕工程において，Ｃ原料の一部を添加することができる。すなわちＣ原料の一部は真空溶解炉に投入するが，残部はこの微粉砕工程で添加する。このＣ原料としてはカーボンブラックが適切であるが，脂肪族炭化水素，高級脂肪酸系アルコール，高級脂肪酸，脂肪酸アマイド，金属石けん，脂肪酸エステル等のＣを含有する有機物質も使用可能である。好ましい添加剤は，ステアリン酸系の粉砕助剤（潤滑剤）である。
【００２４】
次いで該粉体を外部磁場中で成形する。成形圧としては０.３〜５ｔ／ｃｍ²の範囲，外部磁場としては１５ＫＯe 以上が適切である。この成形工程も望ましくはＡｒ雰囲気中で行う。この成形品をＡｒ雰囲気中１０００〜１２００℃で約２時間の焼結を行う。そして，前記のように焼結温度から６００〜９００℃まで徐冷し，次いでその温度から急冷する。６００〜９００℃から急冷を開始させるには，その温度から低温の不活性ガスを吹付ける方法，水または油またはこれに類する液中に浸漬する方法で行うことができるが，この急冷開始温度６００〜９００℃から４００℃まで，またはそれ以下まで−５０℃／min 以上, 好ましくは−１００℃／min 以上の冷却速度で急冷するのがよい。
【００２５】
以下に実施例を挙げて本発明をさらに説明する。
【００２６】
【実施例】
〔例１〕
原料として純度99.9％の電解鉄，ボロン含有量19.6％のフェロボロン合金，純度 99.3%のネオジム金属, 純度99.1％のジスプロシウム, 純度99.6％のコバルト金属を使用し，原子百分率（at.%）で，
Ｎｄ：11.8at.%,
Ｄｙ：2.4 at.%,
Ｃｏ：9.0 at.%,
Ｂ：3.0 at.%，
残部：Ｆｅ,
となるように計量，配合した。
【００２７】
前記の配合に対し, 純度99.9％の金属銅（銅フレーク）を無添加の場合（Ｎo.１）と０.１at.%添加した場合 (Ｎo.２）について，いずれも高周波誘導炉で真空中で１６００℃で溶解した後，ブックモールド型鋳型に鋳込み，合金塊を得た。これらの合金塊の分析値を表１に示した。
【００２８】
各合金塊を横型真空炉からなる熱処理炉に入れ，８００℃×１４時間の熱処理のあと，アルゴン気流中で冷却した。ついで，ロールクラッシャーにて１ｍｍ程度に粉砕し，ディスクミルにて１００μｍ程度に粉砕し，さらに振動ボールミルにて２.５μｍ程度まで微粉砕した。
【００２９】
この粉砕処理にあたっては，ステアリン酸系粉砕助剤（潤滑剤）を予め添加して粉砕処理した。その添加量は，ステアリン酸中のＣ量が，合金中のＣとして３at.%に相当するように調整した。ステアリン酸中のＣ量は最終磁石合金にほとんど残存する。
【００３０】
得られた合金微粉末を２０ｔ横磁場（垂直磁場）成形機にて成形した。形成圧力は５００kg/cm²である。次いで，この成形品を焼結炉に装入し，ほぼ１０５０℃で１２０分のアルゴン雰囲気中で焼結のあと，アルゴン気流中で焼結温度から冷却した。得られた焼結体の組成比を表２に示した。また，焼結体から試験片を切り出し，その試験片を用いてＶＳＭで磁気特性を測定した。その測定結果を表３に示した。
【００３１】
【表１】

【００３２】
【表２】

【００３３】
【表３】

【００３４】
表３の結果から，Ｃｕの添加により iＨc が向上していることがわかる。
【００３５】
〔例２〕
例１と同じ原料配合のもの（銅粉無添加）を，例１と同じ条件で溶解し鋳造して合金塊を得た。得られた合金塊を分析したところ，原子百分率で，
Ｎｄ：11.8 at.%,
Ｄｙ： 2.4 at.%,
Ｃｏ： 9.0 at.%,
Ｂ： 3.0 at.% ，
Ｃ： 0.1 at.%,
Ａｌ： 0.7 at.%,
Ｓｉ： 0.1 at.%,
Ｃｕ： 0.0 at.%
残部：Ｆｅであった。
【００３６】
この合金塊を例１と同じ条件で熱処理したあと，例１と同じ条件で粉砕した。そして，最終の振動ボールミルで微粉砕したあと，その微粉体に，ステアリン酸系粉砕助剤（潤滑剤）と，粒径がほぼ１μｍの銅微粉を添加した。潤滑剤の添加量は，いずれも，ステアリン酸中のＣ量が，合金中のＣとして３at.%に相当するように調整した。銅粉の添加量については，合金中のＣｕ量が０at.%（Ｎo.３），０.１at.%（Ｎo.４）または１.０at.%（Ｎo.５）とした。
【００３７】
得られた合金微粉末を例１と同じ条件で磁場成形し，成形品を例１と同じ条件で焼結した。得られた焼結体の組成比を表４に示し，焼結体の磁気特性を表５に示した。
【００３８】
【表４】

【００３９】
【表５】

【００４０】
表５の結果から，粉砕後成形前にＣｕを添加した場合にも， iＨc が向上していることがわかる。
【００４１】
〔例３〕
本例は，例１〜２よりもＣｏ量を低減した領域において，Ｃｕ添加による磁気特性の影響を示すものである。
【００４２】
例１と同じ原料を用いて，原子百分率（at.%）で，
Ｎｄ：15 at.%,
Ｄｙ：0.5 at.%,
Ｃｏ：1.2 at.%,
Ｂ：3.0 at.%，
残部：Ｆｅ,
となるように計量，配合した。
【００４３】
この配合に対し, 例１と同じ金属銅を無添加の場合（Ｎo.６）， 0.1 at.% 添加した場合 (Ｎo.７）または 0.5 at.% 添加した場合（Ｎo.８）について，いずれも例１と同じ条件で溶解し鋳造して合金塊を得た。各合金塊の分析値を表６に示した。
【００４４】
各合金塊を例１と同じ条件で粉砕した。粉砕に当たっては，例１と同じステアリン酸系粉砕助剤（潤滑剤）を，ステアリン酸中のＣ量が，合金中のＣとして３at.%となるように，添加した。次いで，例１と同じ条件で磁場成形し，成形品を例１と同じ条件で焼結した。得られた焼結体の組成比を表７に示し，焼結体の磁気特性を表８に示した。
【００４５】
【表６】

【００４６】
【表７】

【００４７】
【表８】

【００４８】
表８の結果から，Ｃｏ含有量が低い場合に，少量のＣｕの添加で iＨc が向上することがわかる。そのさい，ＢｒおよびＢＨmax の低下は見られない。
【００４９】
〔例４〕
本例は，Ｃｕの代わりにＡｌを添加した以外は，例３と殆ど同じ条件とした例である。
【００５０】
例３と同じ原料配合のものに対し，純度９９.９％の金属Ａｌを，０.７at.%（Ｎo.９），１.４at.%（Ｎo.10）または２.２at.%（Ｎo.11）添加し，いずれも例１と同じ条件で溶解し鋳造して合金塊を得た。各合金塊の分析値を表９に示した。
【００５１】
各合金塊を例１と同じ条件で粉砕した。粉砕に当たっては，例１と同じステアリン酸系粉砕助剤（潤滑剤）を，ステアリン酸中のＣ量が，合金中のＣとして３at.%となるように，添加した。次いで，例１と同じ条件じ磁場成形し，成形品を例１と同じ条件で焼結した。得られた焼結体の組成比を表10に示し，焼結体の磁気特性を表11に示した。
【００５２】
【表９】

【００５３】
【表１０】

【００５４】
【表１１】

【００５５】
表１１の結果から，Ａｌを添加するとその添加量が多くなるほど iＨc が向上するが，あまり添加量が多いとその効果は飽和することがわかる。またＡｌ添加量が増加するにつれてＢｒおよびＢＨmax が減少するようになる。
【００５６】
〔例５〕
本例は，Ｃｕ添加量は一定にしてＣｏ添加量を変えた場合の磁気特性の変化を見たものである。
【００５７】
例１と同じ原料を用いて，原子百分率（at.%）で，
Ｎｄ：15 at.%,
Ｄｙ：0.5 at.%,
Ｂ：3.0 at.%，
Ｃｕ：0.1 at.%，
残部：Ｆｅ,
となるように計量，配合した。
【００５８】
この配合に対し, コバルト金属を， 1.2 at.% 添加した場合 (Ｎo.12），3.0 at.%添加した場合 (Ｎo.13）， 5.8 at.% 添加した場合 (Ｎo.14），について，いずれも例１と同じ条件で溶解し鋳造して合金塊を得た。各合金塊の分析値を表１２に示した。
【００５９】
各合金塊を例１と同じ条件で粉砕した。粉砕に当たっては，例１と同じステアリン酸系粉砕助剤（潤滑剤）を，ステアリン酸中のＣ量が，合金中のＣとして３at.%となるように，添加した。次いで，例１と同じ条件じ磁場成形し，成形品を例１と同じ条件で焼結した。得られた焼結体の組成比を表１３に示し，焼結体の磁気特性を表１４に示した。
【００６０】
【表１２】

【００６１】
【表１３】

【００６２】
【表１４】

【００６３】
表１４の結果から，Ｃｕ＝０.１at.%において，Ｃｏの添加量が増加するにつれてＢＨmax が大きくなる傾向が見られるが， iＨc は低下する傾向にあることがわかる。
【００６４】
〔例６〕
本例は，合金溶製時にＣｕ＝０.１at.%を添加したうえで，Ｂ量とＣ量は変化させたが「Ｂ＋Ｃ」の総量を３at.%の一定とした場合の磁気特性の変化を見たものである。
【００６５】
例１と同じ原料を用いて，原子百分率（at.%）で，
Ｎｄ：14.5 at.%,
Ｄｙ：0.5 at.%,
Ｃｏ：1.1 at.%，
Ｃｕ：0.1 at.%，
Ｂ＋Ｃ：3.0 at.%,
残部：Ｆｅ,
となるように計量，配合した。
【００６６】
この配合において，「Ｂ＋Ｃ」＝「1.1 ＋2.1 」at.%とした場合（Ｎo.15），＝「2.0 ＋1.0 」at.%（Ｎo.16），＝「3.1 ＋0.1 」とした場合（Ｎo.17）について，いずれも例１と同じ条件で溶解し鋳造して合金塊を得た。各合金塊の分析値を表１５に示した。
【００６７】
各合金塊を例１と同じ条件で粉砕した。粉砕に当たっては，例１と同じステアリン酸系粉砕助剤（潤滑剤）を，ステアリン酸中のＣ量が，合金中のＣとしてＮo.15では５at.%となるように，Ｎo.16では４at.%となるように，Ｎo.17では３at.%となるように，調整した。次いで，例１と同じ条件じ磁場成形し，成形品を例１と同じ条件で焼結した。得られた焼結体の組成比を表１６に示し，焼結体の磁気特性を表１７に示した。
【００６８】
【表１５】

【００６９】
【表１６】

【００７０】
【表１７】

【００７１】
表１７の結果から，Ｂ＋Ｃが同量でもＢ量が多い方が， iＨc およびＢＨmax が高くなることがわかる。
【００７２】
〔例７〕
本例は，Ｃｏ＝1.0 at.%において，Ｂ＝3.5 at.%，Ｎｄ＋Ｄｙ＝14.5at.%としたうえで，粉砕後成形前に銅粉を添加した例であり，焼結温度は１０３５℃としたものである。
【００７３】
例１と同じ原料を用いて，原子百分率（at.%）で，
Ｎｄ：14.0 at.%,
Ｄｙ：0.5 at.%,
Ｃｏ：1.0 at.%，
Ｂ：3.5 at.%,
残部：Ｆｅ,
となるように計量，配合した。
【００７４】
この配合のものを例１と同じ条件で溶解し鋳造して合金塊を得た。得られた合金塊を分析したところ，原子百分率で，
Ｎｄ：14.0 at.%,
Ｄｙ： 0.5 at.%,
Ｃｏ： 1.0 at.%,
Ｂ： 3.5 at.% ，
Ｃ： 0.1 at.%,
Ａｌ： 1.0 at.%,
Ｓｉ： 0.1 at.%,
Ｃｕ： 0.0 at.%
残部：Ｆｅであった。
【００７５】
この合金塊を例１と同じ条件で熱処理したあと，例１と同じ条件で粉砕した。そして，最終の振動ボールミルで微粉砕したあと，その微粉体に，ステアリン酸系粉砕助剤（潤滑剤）と，例１で用いたの同じ銅粉を添加した。潤滑剤の添加量は，いずれも，ステアリン酸中のＣ量が，合金中のＣとして2.5 at.%に相当するように調整した。銅粉の添加量については，合金中のＣｕ量が０at.%（Ｎo.18），０.０４at.%（Ｎo.19），０.１at.%（Ｎo.20）または０.２at.%（Ｎo.21）となるように調整した。
【００７６】
得られた合金微粉末を例１と同じ条件で磁場成形し，成形品を例１と同じように焼結したが，焼結温度は１０３５℃とした。得られた焼結体の組成比を表１８に示し，焼結体の磁気特性を表１９に示した。
【００７７】
【表１８】

【００７８】
【表１９】

【００７９】
表１９の結果から，Ｃｕの添加により iＨc が一層高くなること，Ｃｕを添加してもＢｒおよびＢＨmax の低下は殆ど起きないことがわかる。
【００８０】
〔例８〕
本例は，Ｃｏ＝1.0 at.%において，Ｂ＝3.5 at.%，Ｎｄ＋Ｄｙ＝14.5at.%としたうえで，粉砕後成形前に銅粉を添加した例であり，焼結温度は１０７０℃としたものである。
【００８１】
焼結温度を１０３５℃から１０７０℃に変更した以外は，例７を繰り返した。ＣとＣｕは例７と同じく粉砕後成形前に添加し，潤滑剤の添加量は，ステアリン酸中のＣ量が合金中のＣとして2.5 at.%に相当するように調整し，銅粉の添加量については合金中のＣｕ量が０at.%（Ｎo.22），０.０４at.%（Ｎo.23），０.１at.%（Ｎo.24）または０.２at.%（Ｎo.25）となるように調整した。得られた焼結体の組成比を表２０に示し，焼結体の磁気特性を表２１に示した。
【００８２】
【表２０】

【００８３】
【表２１】

【００８４】
表２１の結果から，Ｃｕの添加により iＨc が一層高くなること，Ｃｕを添加してもＢｒは同じレベルを維持し，ＢＨmax は若干向上し，Ｎo.25では iＨc ＝１２ｋＯｅ，ＢＨmax ＝４８ＭＧＯｅの磁気特性が得られている。
【００８５】
〔例９〕
本例は，Ｃｏ＝1.0 at.%において，Ｂ＝3.5 at.%，Ｎｄ＋Ｄｙ＝15.0at.%としたうえで，粉砕後成形前に銅粉を添加した例であり，焼結温度は１０３５℃としたものである。
【００８６】
例１と同じ原料を用いて，原子百分率（at.%）で，
Ｎｄ：14.5 at.%,
Ｄｙ：0.5 at.%,
Ｃｏ：1.0 at.%，
Ｂ：3.5 at.%,
残部：Ｆｅ,
となるように計量，配合した。
【００８７】
この配合のものを例１と同じ条件で溶解し鋳造して合金塊を得た。得られた合金塊を分析したところ，原子百分率で，
Ｎｄ：14.6 at.%,
Ｄｙ： 0.6 at.%,
Ｃｏ： 1.0 at.%,
Ｂ： 3.5 at.% ，
Ｃ： 0.1 at.%,
Ａｌ： 1.0 at.%,
Ｓｉ： 0.1 at.%,
Ｃｕ： 0.0 at.%
残部：Ｆｅであった。
【００８８】
この合金塊を例１と同じ条件で熱処理したあと，例１と同じ条件で粉砕した。そして，最終の振動ボールミルで微粉砕したあと，その微粉体に，ステアリン酸系粉砕助剤（潤滑剤）と，例１で用いたの同じ銅粉を添加した。潤滑剤の添加量は，いずれも，ステアリン酸中のＣ量が，合金中のＣとして2.5 at.%に相当するように調整した。銅粉の添加量については，合金中のＣｕ量が０at.%（Ｎo.26），０.０４at.%（Ｎo.27），０.１at.%（Ｎo.28）または０.２at.%（Ｎo.29）となるように調整した。
【００８９】
得られた合金微粉末を例１と同じ条件で磁場成形し，成形品を例１と同じように焼結したが，焼結温度は１０３５℃とした。得られた焼結体の組成比を表２２に示し，焼結体の磁気特性を表２３に示した。
【００９０】
【表２２】

【００９１】
【表２３】

【００９２】
表２３の結果から，Ｃｕの添加により iＨc が一層高くなること，Ｃｕを添加してもＢｒおよびＢＨmax の低下は起きないことがわかる。
【００９３】
〔例１０〕
本例は，Ｃｏ＝1.0 at.%において，Ｂ＝3.5 at.%，Ｎｄ＋Ｄｙ＝15.0at.%としたうえで，粉砕後成形前に銅粉を添加した例であり，焼結温度は１０７０℃としたものである。
【００９４】
焼結温度を１０３５℃から１０７０℃に変更した以外は，例９を繰り返した。ＣとＣｕは例９と同じく粉砕後成形前に添加し，潤滑剤の添加量は，ステアリン酸中のＣ量が合金中のＣとして2.5 at.%に相当するように調整し，銅粉の添加量については合金中のＣｕ量が０at.%（Ｎo.30），０.０４at.%（Ｎo.31），０.１at.%（Ｎo.32）または０.２at.%（Ｎo.33）となるように調整した。得られた焼結体の組成比を表２４に示し，焼結体の磁気特性を表２５に示した。
【００９５】
【表２４】

【００９６】
【表２５】

【００９７】
表２５の結果から，Ｃｕの添加により iＨc が一層高くなること，Ｃｕを添加してもＢｒは同じレベルを維持し，ＢＨmax は向上し，Ｎo.32〜Ｎo.33のものでは iＨc ＝１3 ｋＯｅ，ＢＨmax ＝47.4ＭＧＯｅレベルの磁気特性が得られている。
【００９８】
【発明の効果】
以上説明したように，本発明によると，Ｃｏを低域レベルに低下させても，高い保磁力と最大エネルギー積の希土類磁石合金が得られるので，安価な強力永久磁石を提供できる。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a rare earth magnet alloy having a high BHmax (maximum energy product) and iHc (coercive force) even when the amount of Co is relatively low.
[0002]
[Prior art]
An Sm—Co magnet is known as a rare earth magnet excellent in oxidation resistance and heat resistance, but this magnet is expensive. R-Fe (Co) -B rare earth sintered magnet alloys are known as cheaper rare earth magnets. R represents one or more rare earth elements, and (Co) represents that it may contain Co. In general, the surface is easily oxidized, so that an oxidation-resistant protective film is formed on the magnet surface by a plating method, a sputtering method, a vapor deposition method, an organic film method, or the like.
[0003]
As a rare earth magnet that is cheaper and has improved oxidation resistance and heat resistance, for example, there is an R—Fe (Co) —B—C rare earth sintered magnet alloy proposed in Japanese Patent No. 2789364. This material contains C (carbon) as an essential component of the alloying element, and has a high non-magnetic phase with a high C concentration around the magnetic crystal grains, so it has excellent oxidation resistance while maintaining a high maximum energy product. Is obtained. As permanent magnet alloys of this system, for example, those described in JP-A-4-116144, JP-A-4-68045, PCT / JP99 / 04048, and the like are known.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
When an oxidation-resistant protective film is formed on the surface of an R—Fe— (Co) —B rare earth sintered magnet alloy, a strong and homogeneous film layer of several tens μm or more is formed on the outer surface of the alloy. Is needed. In the case of an R—Fe (Co) —B—C rare earth sintered magnet alloy, the oxidation resistance is superior to that of the former, but in order to obtain sufficient heat resistance and weather resistance, JP-A-4-68045 It is necessary to contain a relatively large amount of Co and Dy as described in the gazette and PCT / JP99 / 04048, and Co and Dy have magnetic properties as described in the gazette. It is also known to function beneficially for improvement.
[0005]
However, since Co and Dy are expensive elements, it is desired to reduce the amount of use as much as possible from the viewpoint of price.
[0006]
Therefore, the object of the present invention is to achieve sufficient magnetic properties, particularly high energy product (BHmax) and coercive force, even if Co and Dy are reduced in conventional R—Fe (Co) —B—C rare earth magnet alloys. The object is to obtain a rare earth magnet alloy having (iHc) simultaneously.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above problems, the present inventors have made various tests and researches. In this series of rare earth magnet alloys, iHc and BHmax are in a trade-off relationship depending on the additive element, and both are compatible. Although it is difficult, it has been found that iHc can be improved without lowering Br and BHmax even when Dy and Co are small when an appropriate amount of Cu is added. In addition to Cu, Al and Cr have the effect of improving iHc, and it has been found that a part of Cu can be substituted with these elements.
[0008]
The present invention has been made based on such findings and facts,
Atomic percentage (at.%)
R: 8 to 20 at.% (R represents at least one element selected from the group consisting of Nd, Pr, Ce, La, Y, Gd, Tb, Ho, Er, and Tm),
Dy: 2.0 at.% Or less (excluding 0%),
Co: Less than 3.0 at.% (Including 0%),
B: 1.0-6.0 at.%,
C: 0.1-5.0 at.%,
Cu: 3.0 at.% Or less (excluding 0%),
Al or Cr: 2.0 at.% Or less (including 0%),
Balance: Fe and inevitable impurities,
A permanent magnet alloy is provided.
[0009]
Here, it is preferable that B is 2.0 at.% Or more and C + B is 4.0 to 8.0 at.%, And Co can be less than Co: 3.0 at.% (Not including 0%). The permanent magnet can have a maximum energy product (BHmax): 45 MGOe or more, preferably 47 MGOe or more, and a coercive force (iHc): 10 kOe or more, preferably 12 kOe or more.
[0010]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The component composition of the magnet alloy of the present invention is specified in the above-mentioned range, but the outline of the reason for specifying each component content in the above-mentioned range and the method for producing the alloy magnet according to the present invention will be described below. To do.
[0011]
[R: 8-20at.%]
As rare earth elements other than Dy, Fe (Co) and B are contained by containing 8 to 20 at.% Of one or more of Nd, Pr, Ce, La, Y, Gd, Tb, Ho, Er, and Tm. Under the coexistence of the above, a magnetic phase and a grain boundary phase can be formed in the sintered body, and high iHc and Br can be maintained. Among the R elements, a particularly preferable element is Nd, which is a combination of Nd and Pr or Tb. If R is less than 8 at.%, Sufficient Br cannot be obtained, and if it exceeds 20 at.%, Sufficient Br cannot be obtained. A preferable R element content is 13 to 18 at.%.
[0012]
[Dy: 2.0 at.% Or less]
Dy contributes to maintaining the coercive force and improving the heat resistance, and particularly contributes to reducing the irreversible demagnetization rate. However, even if it exceeds 5 at.%, The heat resistance improvement effect is saturated, and the magnetic properties may be deteriorated. In addition, since Dy is expensive, it is preferable that necessary magnetic characteristics can be expressed with as little amount as possible. For this reason, in the present invention, the upper limit of Dy is set to 2.0 at.%.
[0013]
[B: 1.5-6.at.%]
B is necessary for the formation of the magnetic phase. For this purpose, at least 0.5 at.% Is required, but in order to obtain high iHc and BHmax, it is 1.5 at.% Or more, preferably 2.0 at.%. The above is desirable. However, excessive addition deteriorates the magnetic properties. Therefore, a B amount of 1.5 to 8 at.%, Preferably 1.5 to 6 at.%, More preferably 2.0 to 6 at.% Is contained, but a preferable B amount is 3.0 to 5.0 at%. It is in the range of.%.
[0014]
[C: 0.1 to 5 at.%]
C, as described in JP-A-4-116144, has the effect of improving the oxidation resistance by modifying the oxidizable property, which is a defect of the rare earth magnet, while maintaining the magnetic properties of the present magnet alloy well. Provide. It also contributes to a decrease in irreversible demagnetization rate. The effect of improving the oxidation resistance and heat resistance of C is less than 0.1 at.%. However, if it exceeds 5 at.%, The magnetic properties may deteriorate. For this reason, a C amount of 0.1 to 5 at.% Is contained, but a preferable C amount is in the range of 0.1 to 3.5 at.%, And a more preferable C amount is in the range of 0.1 to 3 at.%. .
[0015]
[B: 2.0 at.% Or more, C + B: 4.0 to 8.0 at.%]
In order to increase both iHc and BHmax, it is preferable to contain B at 2.0 at.% And C + B at 4 at.% Or more. However, if C + B exceeds 8 at.%, The magnetic characteristics may be deteriorated, so it is preferable to set C + B to 4-8 at.%.
[0016]
[Co: 3at.% Or less]
Co has the effect of increasing the Curie point while maintaining high magnetic properties. Moreover, it contributes effectively to enhancing heat resistance and weather resistance. However, since Co is an expensive element, it is desirable to reduce its addition amount. In the present invention, it has been found that high iHc and BHmax can be secured even if Co is reduced by regulating the content of other elements and adding Cu (or Al or Cr). Can be up to 3at.%.
[0017]
[Cu: 3.0 at.% Or less]
Cu generally serves to increase the coercive force, but on the other hand reduces Br. However, in the region where the Co content is low, it has been found that Cu can increase iHc without causing a decrease in Br or BHmax. For this purpose, Cu needs to be at least 0.01 at.% Or more, preferably 0.05 at.% Or more. However, if a large amount of Cu is added, the magnetic force decreases, so it is better to make it 3 at.% Or less. A preferable Cu content is 0.05 to 1.5 at.%.
[0018]
[Al or Cr: 2 at.% Or less]
Al or Cr generally contributes to increasing the coercive force, but decreases Br and BHmax. In this respect, the same effect as Cu is provided, but Br and BHmax may be lowered even in a low Co region. Therefore, when Al or Cr is added, it should be 2 at.% Or less, preferably 1.5 at.% Or less.
[0019]
[Balance: Fe and inevitable impurities]
Fe is an essential element for forming a magnetic phase together with R—B (C), and the remainder of the content of the above components is substantially the amount of Fe, but impurities inevitably contained in production. Is acceptable to some extent. The total amount of impurities is preferably 1.0 at.% Or less.
[0020]
For the above reasons, atomic percentage (at.%)
R: 8 to 20 at.% (R represents at least one element selected from the group consisting of Nd, Pr, Ce, La, Y, Gd, Tb, Ho, Er, and Tm),
Dy: 2.0 at.% Or less (excluding 0%),
Co: Less than 3.0 at.% (Including 0%),
B: 1.0-6.0 at.%,
C: 0.1 to 5.0 at.%,
Preferably B: 2.0 at.% Or more, C + B: 4.0 to 8.0 at.%,
Cu: 3.0 at.% Or less (excluding 0%),
Al or Cr: 2 at.% Or less (including 0%),
Balance: Fe and inevitable impurities,
The permanent magnet alloy of the present invention can maintain high coercivity and BHmax at the same time while reducing expensive Co to 3 at.% Or less and Dy to 2 at.% Or less. For example, the maximum energy product (BHmax) is 45 MGOe or more, preferably 47 MGOe or more, and the coercive force (iHc) is 10 kOe or more, preferably 12 kOe.
[0021]
In order to produce the permanent magnet alloy of the present invention, a sintered magnet alloy can be formed by a series of steps of melting, casting, crushing, molding and sintering. As a melting casting method, a vacuum melting / casting method, an inert gas atmosphere melting / casting method, a rapid cooling roll method, an atomizing method, or the like can be adopted. In order to make a sintered magnet with excellent magnetic properties and heat resistance, a heat treatment step is inserted between the casting step and the crushing step, and the pre-crushed one is heat treated at a temperature of 600 ° C. or higher in an inert gas atmosphere. Is preferable, and this can further improve the magnetic characteristics. In the sintering step, it is preferable to sinter at a temperature of 1000 to 1200 ° C. in an inert gas, gradually cool from the sintering temperature to 600 to 900 ° C., and then rapidly cool from the temperature. The magnetic properties can also be improved by this rapid cooling after sintering.
[0022]
The outline of the method for producing the magnet alloy of the present invention will be described as follows.
[0023]
First, raw materials of each component weighed so as to have an alloy composition are melted at 1500 ° C. or higher in a vacuum melting furnace, and then rapidly cast into a water-cooled mold. The obtained ingot is heat-treated in an Ar atmosphere at 600 ° C. or higher as described above, and then coarsely pulverized with a roll crusher. The obtained coarse powder is crushed to about 100 μm with a disk mill and further pulverized with a vibration ball mill to obtain a powder having an average particle diameter of 1 to 5 μm. These pulverization steps are also performed in an Ar atmosphere. In this pulverization step, a part of the C raw material can be added. That is, a part of the C raw material is put into a vacuum melting furnace, and the rest is added in this pulverization step. Carbon black is suitable as the C raw material, but organic substances containing C such as aliphatic hydrocarbons, higher fatty acid alcohols, higher fatty acids, fatty acid amides, metal soaps, fatty acid esters and the like can also be used. A preferred additive is a stearic acid-based grinding aid (lubricant).
[0024]
The powder is then molded in an external magnetic field. A molding pressure in the range of 0.3 to 5 t / cm ² and an external magnetic field of 15 KOe or more are appropriate. This forming step is also preferably performed in an Ar atmosphere. The molded product is sintered in an Ar atmosphere at 1000 to 1200 ° C. for about 2 hours. Then, as described above, it is gradually cooled from the sintering temperature to 600 to 900 ° C., and then rapidly cooled from that temperature. In order to start the rapid cooling from 600 to 900 ° C., it is possible to carry out by a method of spraying a low-temperature inert gas from that temperature, a method of immersing in water or oil or a similar liquid. It is preferable to quench rapidly from ˜900 ° C. to 400 ° C. or less at a cooling rate of −50 ° C./min or more, preferably −100 ° C./min or more.
[0025]
The following examples further illustrate the present invention.
[0026]
【Example】
[Example 1]
Using 99.9% purity electrolytic iron, 19.6% boron ferroboron alloy, 99.3% purity neodymium metal, 99.1% purity dysprosium and 99.6% purity cobalt metal as raw materials, in atomic percentage (at.%),
Nd: 11.8at.%,
Dy: 2.4 at.%,
Co: 9.0 at.%,
B: 3.0 at.%,
The rest: Fe,
Weighed and blended so that
[0027]
In the case of no addition of 99.9% pure copper (copper flakes) to the above composition (No. 1) and 0.1 at. After melting at 1600 ° C., it was cast into a book mold mold to obtain an alloy lump. The analytical values of these alloy ingots are shown in Table 1.
[0028]
Each alloy lump was put in a heat treatment furnace comprising a horizontal vacuum furnace, and after heat treatment at 800 ° C. × 14 hours, it was cooled in an argon stream. Then, it was pulverized to about 1 mm with a roll crusher, pulverized to about 100 μm with a disk mill, and further pulverized to about 2.5 μm with a vibration ball mill.
[0029]
In this pulverization treatment, a stearic acid-based pulverization aid (lubricant) was added in advance and pulverization was performed. The amount added was adjusted so that the amount of C in stearic acid was equivalent to 3 at.% As C in the alloy. Most of the amount of C in stearic acid remains in the final magnet alloy.
[0030]
The obtained alloy fine powder was molded by a 20 t transverse magnetic field (vertical magnetic field) molding machine. The forming pressure is 500 kg / cm ² . Next, the molded product was placed in a sintering furnace, sintered in an argon atmosphere at approximately 1050 ° C. for 120 minutes, and then cooled from the sintering temperature in an argon stream. Table 2 shows the composition ratio of the obtained sintered body. Further, a test piece was cut out from the sintered body, and the magnetic properties were measured by VSM using the test piece. The measurement results are shown in Table 3.
[0031]
[Table 1]

[0032]
[Table 2]

[0033]
[Table 3]

[0034]
From the results in Table 3, it can be seen that iHc is improved by the addition of Cu.
[0035]
[Example 2]
An alloy lump was obtained by melting and casting the same raw material composition as in Example 1 (no addition of copper powder) under the same conditions as in Example 1. Analysis of the resulting alloy ingot shows atomic percentage,
Nd: 11.8 at.%,
Dy: 2.4 at.%,
Co: 9.0 at.%,
B: 3.0 at.%
C: 0.1 at.%,
Al: 0.7 at.%,
Si: 0.1 at.%,
Cu: 0.0 at.%
The remainder: Fe.
[0036]
The alloy lump was heat-treated under the same conditions as in Example 1 and then pulverized under the same conditions as in Example 1. Then, after finely pulverizing with a final vibration ball mill, stearic acid-based pulverization aid (lubricant) and copper fine powder having a particle size of about 1 μm were added to the fine powder. The amount of lubricant added was adjusted so that the amount of C in stearic acid was equivalent to 3 at.% As C in the alloy. Regarding the amount of copper powder added, the amount of Cu in the alloy was 0 at.% (No. 3), 0.1 at.% (No. 4) or 1.0 at.% (No. 5).
[0037]
The obtained alloy fine powder was magnetically molded under the same conditions as in Example 1, and the molded product was sintered under the same conditions as in Example 1. The composition ratio of the obtained sintered body is shown in Table 4, and the magnetic properties of the sintered body are shown in Table 5.
[0038]
[Table 4]

[0039]
[Table 5]

[0040]
From the results in Table 5, it can be seen that iHc is also improved when Cu is added after pulverization and before forming.
[0041]
[Example 3]
This example shows the influence of magnetic properties due to the addition of Cu in the region where the amount of Co is reduced as compared with Examples 1 and 2.
[0042]
Using the same raw materials as Example 1, at atomic percentage (at.%),
Nd: 15 at.%,
Dy: 0.5 at.%,
Co: 1.2 at.%,
B: 3.0 at.%,
The rest: Fe,
Weighed and blended so that
[0043]
For this formulation, the same metallic copper as in Example 1 (No. 6), 0.1 at.% Added (No. 7) or 0.5 at.% Added (No. 8) Was melted and cast under the same conditions as in Example 1 to obtain an alloy lump. The analysis value of each alloy lump is shown in Table 6.
[0044]
Each alloy lump was pulverized under the same conditions as in Example 1. In grinding, the same stearic acid-based grinding aid (lubricant) as in Example 1 was added so that the amount of C in stearic acid was 3 at.% As C in the alloy. Next, magnetic field molding was performed under the same conditions as in Example 1, and the molded product was sintered under the same conditions as in Example 1. The composition ratio of the obtained sintered body is shown in Table 7, and the magnetic properties of the sintered body are shown in Table 8.
[0045]
[Table 6]

[0046]
[Table 7]

[0047]
[Table 8]

[0048]
From the results in Table 8, it can be seen that when the Co content is low, iHc is improved by adding a small amount of Cu. At that time, there is no decrease in Br and BHmax.
[0049]
[Example 4]
In this example, almost the same conditions as in Example 3 were used except that Al was added instead of Cu.
[0050]
For the same raw material composition as in Example 3, 99.9% pure Al was added at 0.7 at.% (No.9), 1.4 at.% (No.10), or 2.2 at.% (No. .11) Addition, all were melted and cast under the same conditions as in Example 1 to obtain an alloy lump. The analytical values of each alloy lump are shown in Table 9.
[0051]
Each alloy lump was pulverized under the same conditions as in Example 1. In grinding, the same stearic acid-based grinding aid (lubricant) as in Example 1 was added so that the amount of C in stearic acid was 3 at.% As C in the alloy. Next, magnetic field molding was performed under the same conditions as in Example 1, and the molded product was sintered under the same conditions as in Example 1. Table 10 shows the composition ratio of the obtained sintered body, and Table 11 shows the magnetic properties of the sintered body.
[0052]
[Table 9]

[0053]
[Table 10]

[0054]
[Table 11]

[0055]
From the results in Table 11, it can be seen that when Al is added, iHc improves as the amount added increases, but the effect is saturated when the amount added is too large. In addition, Br and BHmax decrease as the Al content increases.
[0056]
[Example 5]
In this example, the change in magnetic characteristics is observed when the Cu addition amount is kept constant and the Co addition amount is changed.
[0057]
Using the same raw materials as Example 1, at atomic percentage (at.%),
Nd: 15 at.%,
Dy: 0.5 at.%,
B: 3.0 at.%,
Cu: 0.1 at.%,
The rest: Fe,
Weighed and blended so that
[0058]
For this formulation, cobalt metal was added at 1.2 at.% (No. 12), added at 3.0 at.% (No. 13), and added at 5.8 at.% (No. 14). All were melt | dissolved and cast on the same conditions as Example 1, and the alloy lump was obtained. The analysis values of each alloy lump are shown in Table 12.
[0059]
Each alloy lump was pulverized under the same conditions as in Example 1. In grinding, the same stearic acid-based grinding aid (lubricant) as in Example 1 was added so that the amount of C in stearic acid was 3 at.% As C in the alloy. Next, magnetic field molding was performed under the same conditions as in Example 1, and the molded product was sintered under the same conditions as in Example 1. The composition ratio of the obtained sintered body is shown in Table 13, and the magnetic properties of the sintered body are shown in Table 14.
[0060]
[Table 12]

[0061]
[Table 13]

[0062]
[Table 14]

[0063]
From the results shown in Table 14, it can be seen that at Cu = 0.1 at.%, BHmax tends to increase as the amount of Co increases, but iHc tends to decrease.
[0064]
[Example 6]
In this example, the addition of Cu = 0.1 at.% During the melting of the alloy, the B and C amounts were changed, but the change in magnetic properties when the total amount of "B + C" was kept constant at 3 at.% It is what saw.
[0065]
Using the same raw materials as Example 1, at atomic percentage (at.%),
Nd: 14.5 at.%,
Dy: 0.5 at.%,
Co: 1.1 at.%,
Cu: 0.1 at.%,
B + C: 3.0 at.%,
The rest: Fe,
Weighed and blended so that
[0066]
In this composition, when “B + C” = “1.1 + 2.1” at.% (No.15), = “2.0 + 1.0” at.% (No.16), = “3.1 + 0.1” In this case (No. 17), all were melted and cast under the same conditions as in Example 1 to obtain an alloy lump. The analysis values of each alloy lump are shown in Table 15.
[0067]
Each alloy lump was pulverized under the same conditions as in Example 1. In grinding, the same stearic acid-based grinding aid (lubricant) as in Example 1 was used, so that the amount of C in stearic acid was 5 at. It was adjusted so that it would be 3at.% In No.17 so that it would be.%. Next, magnetic field molding was performed under the same conditions as in Example 1, and the molded product was sintered under the same conditions as in Example 1. The composition ratio of the obtained sintered body is shown in Table 16, and the magnetic properties of the sintered body are shown in Table 17.
[0068]
[Table 15]

[0069]
[Table 16]

[0070]
[Table 17]

[0071]
From the results in Table 17, it can be seen that iHc and BHmax are higher when the amount of B is larger even if B + C is the same amount.
[0072]
[Example 7]
In this example, at Co = 1.0 at.%, B = 3.5 at.%, Nd + Dy = 14.5 at.%, And after pulverization, copper powder was added before forming, and the sintering temperature was 1035 ° C. It is what.
[0073]
Using the same raw materials as Example 1, at atomic percentage (at.%),
Nd: 14.0 at.%,
Dy: 0.5 at.%,
Co: 1.0 at.%,
B: 3.5 at.%,
The rest: Fe,
Weighed and blended so that
[0074]
This compound was melted and cast under the same conditions as in Example 1 to obtain an alloy lump. Analysis of the resulting alloy ingot shows atomic percentage,
Nd: 14.0 at.%,
Dy: 0.5 at.%,
Co: 1.0 at.%,
B: 3.5 at.%
C: 0.1 at.%,
Al: 1.0 at.%,
Si: 0.1 at.%,
Cu: 0.0 at.%
The remainder: Fe.
[0075]
The alloy lump was heat-treated under the same conditions as in Example 1 and then pulverized under the same conditions as in Example 1. And after finely pulverizing with the final vibration ball mill, the same copper powder used in Example 1 and the stearic acid type pulverization aid (lubricant) were added to the fine powder. The amount of lubricant added was adjusted so that the amount of C in stearic acid was 2.5 at.% As C in the alloy. Regarding the amount of copper powder added, the amount of Cu in the alloy is 0 at.% (No.18), 0.04 at.% (No.19), 0.1 at.% (No.20) or 0.2 at.%. (No. 21) was adjusted.
[0076]
The obtained alloy fine powder was magnetically molded under the same conditions as in Example 1, and the molded product was sintered in the same manner as in Example 1, but the sintering temperature was 1035 ° C. The composition ratio of the obtained sintered body is shown in Table 18, and the magnetic characteristics of the sintered body are shown in Table 19.
[0077]
[Table 18]

[0078]
[Table 19]

[0079]
From the results shown in Table 19, it can be seen that iHc is further increased by addition of Cu, and that Br and BHmax are hardly lowered even when Cu is added.
[0080]
[Example 8]
In this example, at Co = 1.0 at.%, B = 3.5 at.%, Nd + Dy = 14.5 at.%, And after pulverization, copper powder was added before forming, and the sintering temperature was 1070 ° C. It is what.
[0081]
Example 7 was repeated except that the sintering temperature was changed from 1035 ° C to 1070 ° C. C and Cu were added after pulverization and before molding as in Example 7. The amount of lubricant was adjusted so that the amount of C in stearic acid was 2.5 at.% As C in the alloy. Regarding the amount of addition, the amount of Cu in the alloy is 0 at.% (No. 22), 0.04 at.% (No. 23), 0.1 at.% (No. 24) or 0.2 at.% (No. 25). ). The composition ratio of the obtained sintered body is shown in Table 20, and the magnetic properties of the sintered body are shown in Table 21.
[0082]
[Table 20]

[0083]
[Table 21]

[0084]
From the results of Table 21, iHc is further increased by addition of Cu, Br remains at the same level even when Cu is added, and BHmax is slightly improved. Characteristics are obtained.
[0085]
[Example 9]
In this example, at Co = 1.0 at.%, B = 3.5 at.%, Nd + Dy = 15.0 at.%, And after pulverization, copper powder was added before forming, and the sintering temperature was 1035 ° C. It is what.
[0086]
Using the same raw materials as Example 1, at atomic percentage (at.%),
Nd: 14.5 at.%,
Dy: 0.5 at.%,
Co: 1.0 at.%,
B: 3.5 at.%,
The rest: Fe,
Weighed and blended so that
[0087]
This compound was melted and cast under the same conditions as in Example 1 to obtain an alloy lump. Analysis of the resulting alloy ingot shows atomic percentage,
Nd: 14.6 at.%,
Dy: 0.6 at.%,
Co: 1.0 at.%,
B: 3.5 at.%
C: 0.1 at.%,
Al: 1.0 at.%,
Si: 0.1 at.%,
Cu: 0.0 at.%
The remainder: Fe.
[0088]
The alloy lump was heat-treated under the same conditions as in Example 1 and then pulverized under the same conditions as in Example 1. And after finely pulverizing with the final vibration ball mill, the same copper powder used in Example 1 and the stearic acid type pulverization aid (lubricant) were added to the fine powder. The amount of lubricant added was adjusted so that the amount of C in stearic acid was 2.5 at.% As C in the alloy. Regarding the amount of copper powder added, the amount of Cu in the alloy is 0 at.% (No. 26), 0.04 at.% (No. 27), 0.1 at.% (No. 28), or 0.2 at.%. (No. 29) was adjusted.
[0089]
The obtained alloy fine powder was magnetically molded under the same conditions as in Example 1, and the molded product was sintered in the same manner as in Example 1, but the sintering temperature was 1035 ° C. The composition ratio of the obtained sintered body is shown in Table 22, and the magnetic properties of the sintered body are shown in Table 23.
[0090]
[Table 22]

[0091]
[Table 23]

[0092]
From the results of Table 23, it can be seen that iHc is further increased by addition of Cu, and that Br and BHmax are not lowered even when Cu is added.
[0093]
[Example 10]
In this example, when Co = 1.0 at.%, B = 3.5 at.%, Nd + Dy = 15.0 at.%, And after pulverization, copper powder was added before forming, and the sintering temperature was 1070 ° C. It is what.
[0094]
Example 9 was repeated except that the sintering temperature was changed from 1035 ° C. to 1070 ° C. C and Cu are added after pulverization and before molding as in Example 9, and the amount of lubricant added is adjusted so that the amount of C in stearic acid corresponds to 2.5 at.% As C in the alloy. Regarding the addition amount, the amount of Cu in the alloy is 0 at.% (No. 30), 0.04 at.% (No. 31), 0.1 at.% (No. 32), or 0.2 at.% (No. 33). ). The composition ratio of the obtained sintered body is shown in Table 24, and the magnetic characteristics of the sintered body are shown in Table 25.
[0095]
[Table 24]

[0096]
[Table 25]

[0097]
From the results of Table 25, it can be seen that iHc is further increased by addition of Cu, Br remains at the same level even when Cu is added, and BHmax is improved, iHc = 13 kOe for No.32 to No.33. , BHmax = 47.4 MGOe level magnetic characteristics are obtained.
[0098]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, a rare earth magnet alloy having a high coercive force and a maximum energy product can be obtained even when Co is lowered to a low level, so that an inexpensive strong permanent magnet can be provided.

Claims

Atomic percentage (at.%)
R: 8-20 at. % (R represents at least one element selected from the group consisting of Nd, Pr, Ce, La, Y, Gd, Tb, Ho, Er, and Tm),
Dy: 0.5 to 2.5 at. %,
Co: 1.0-9.2 at. %,
B: 1.0-6.0 at. %,
C: 0.1-5.0 at. %,
Cu: 3.0 at. % Or less (excluding 0%),
Al: 2.0 at. % Or less (excluding 0%),
Si: 0.1-0.2 at. %,
Balance: Fe and inevitable impurities,
A sintered permanent magnet alloy comprising:

Atomic percentage (at.%)
R: 8-20 at. % (R represents at least one element selected from the group consisting of Nd, Pr, Ce, La, Y, Gd, Tb, Ho, Er, and Tm),
Dy: 0.5 to 2.5 at. %,
Co: 1.0-9.2 at. %,
B: 1.1-3.4 at. %,
C: 0.1-5.0 at. %,
Cu: 3.0 at. % Or less (excluding 0%),
Al: 2.0 at. % Or less (excluding 0%),
Balance: Fe and inevitable impurities,
A sintered permanent magnet alloy comprising:

Atomic percentage (at.%)
R: 8-20 at. % (R represents at least one element selected from the group consisting of Nd, Pr, Ce, La, Y, Gd, Tb, Ho, Er, and Tm),
Dy: 0.5 to 2.5 at. %,
Co: 1.0-9.2 at. %,
B: 1.1-3.4 at. %,
C: 0.1-5.0 at. %,
Cu: 3.0 at. % Or less (excluding 0%),
Al: 2.0 at. % Or less (excluding 0%),
Si: 0.1-0.2 at. %,
Balance: Fe and inevitable impurities,
A sintered permanent magnet alloy comprising:

B: 2.0 at. % And C + B: 4.0 to 8.0 at. The sintered permanent magnet alloy according to any one of claims 1 to 3 .

Co: 3.0 at. The sintered permanent magnet alloy according to any one of claims 1 to 4, which is less than 0% (not including 0%).

The sintered permanent magnet alloy according to any one of claims 1 to 5, which exhibits a maximum energy product (BHmax) of 45 MGOe or more and a coercive force (iHc) of 10 kOe or more.