JP4687662B2 - Iron-based rare earth alloy magnet - Google Patents
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Description
本発明は、各種モータやアクチュエータに好適に使用される永久磁石の製造方法に関し、特に鉄基希土類合金磁石の製造方法に関している。 The present invention relates to a method for manufacturing a permanent magnet suitably used for various motors and actuators, and particularly to a method for manufacturing an iron-based rare earth alloy magnet.
近年、家電用機器、ＯＡ機器、および電装品等において、より一層の高性能化と小型軽量化が要求されている。そのため、これらの機器に使用される永久磁石については、磁気回路全体としての性能対重量比を最大にすることが求められており、例えば残留磁束密度Ｂｒが０．５Ｔ（テスラ）以上の永久磁石を用いることが要求されている。しかし、従来の安価なハードフェライト磁石によっては残留磁束密度Ｂｒを０．５Ｔ以上にすることはできない。 In recent years, further improvement in performance and reduction in size and weight have been required for home appliances, OA devices, electrical components, and the like. Therefore, for permanent magnets used in these devices, it is required to maximize the performance to weight ratio of the entire magnetic circuit. For example, permanent magnets having a residual magnetic flux density Br of 0.5 T (Tesla) or more. Is required. However, the residual magnetic flux density Br cannot be increased to 0.5 T or more with a conventional inexpensive hard ferrite magnet.
現在、０．５Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂｒを有する永久磁石としては、粉末冶金法によって作製されるＳｍ−Ｃｏ系磁石が知られている。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石以外では、粉末冶金法によって作製されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石や、液体急冷法によって作製されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石が高い残留磁束密度Ｂｒを発揮することができる。 At present, as a permanent magnet having a high residual magnetic flux density Br of 0.5 T or more, an Sm—Co magnet manufactured by a powder metallurgy method is known. Other than Sm—Co magnets, Nd—Fe—B magnets produced by powder metallurgy and Nd—Fe—B quench magnets produced by liquid quenching may exhibit a high residual magnetic flux density Br. it can.
しかしながら、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石は、原料となるＳｍおよびＣｏのいずれもが高価であるため、磁石価格が高いという欠点を有している。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の場合は、安価なＦｅを主成分として含むため（全体の６０重量％〜７０重量％程度）、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石に比べて安価ではあるが、その製造工程に要する費用が高いという問題がある。製造工程費用が高い理由のひとつは、含有量が全体の１０原子％〜１５原子％程度を占めるＮｄの分離精製や還元反応に、大規模な設備と多くの工程が必要になることである。また、粉末冶金法による場合は、どうしても製造工程数が多くなる。 However, Sm-Co magnets have the disadvantage of high magnet prices because both Sm and Co as raw materials are expensive. In the case of an Nd—Fe—B magnet, since it contains inexpensive Fe as a main component (about 60 wt% to 70 wt% of the whole), it is less expensive than an Sm—Co magnet, but in its manufacturing process. There is a problem that the cost required is high. One of the reasons for the high manufacturing process cost is that a large-scale facility and many processes are required for the separation and purification and reduction reaction of Nd, whose content is about 10 to 15 atomic% of the whole. In addition, in the case of the powder metallurgy method, the number of manufacturing steps is inevitably increased.
これに対し、液体急冷法によって製造されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石は、溶解工程→液体冷却工程→熱処理工程といった比較的簡単な工程で得られるため、粉末冶金法によるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に比べてその製造工程に要する費用が安いという利点がある。液体急冷法による場合、バルク状の永久磁石を得るには、急冷合金から作製した磁石粉末を樹脂と混ぜ、ボンド磁石を作製する必要がある。なお、液体急冷法によって作製した急冷合金は、磁気的に等方性である。 On the other hand, an Nd—Fe—B type quenching magnet manufactured by a liquid quenching method can be obtained by a relatively simple process such as a melting process → a liquid cooling process → a heat treatment process. There is an advantage that the cost required for the manufacturing process is lower than that of the system magnet. In the case of the liquid quenching method, in order to obtain a bulk permanent magnet, it is necessary to produce a bonded magnet by mixing a magnet powder produced from a quenched alloy with a resin. Note that the quenched alloy produced by the liquid quenching method is magnetically isotropic.
以上より、液体急冷法を用いてＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石を作製することにより、比較的安価に、かつ、ハードフェライト磁石より小型軽量な磁石が得られる。 As described above, by producing an Nd—Fe—B type quenching magnet using the liquid quenching method, a magnet that is relatively inexpensive and smaller than a hard ferrite magnet can be obtained.
しかしながら、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は高温環境下において熱によって減磁が起こってしまうという問題を有している。そのため使用される環境に応じた耐熱性を付与する必要がある。例えば自動車用の電装品等として使用する場合には、少なくとも１６０℃の環境における使用を考慮する必要があり、その場合の不可逆熱減磁率は１６０℃、パーミアンス係数Ｐｃ＝２にて３％未満であることが望ましい。 However, Nd—Fe—B magnets have a problem that demagnetization occurs due to heat in a high temperature environment. Therefore, it is necessary to provide heat resistance according to the environment used. For example, when it is used as an electrical component for automobiles, it is necessary to consider use in an environment of at least 160 ° C. In that case, the irreversible thermal demagnetization factor is less than 3% at 160 ° C and the permeance coefficient Pc = 2. It is desirable to be.
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の熱減磁率を抑制するためには、固有保磁力を向上すればよいため、様々な手法によって固有保磁力を高める努力が行われてきた。液体急冷法によって製造されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石では、母合金に遷移金属を添加することにより固有保磁力を向上させることが可能であることが知られている。中でも、特許文献１や特許文献２などに開示されているＴｉ含有ナノコンポジット磁石は、高い固有保磁力と残留磁束密度を有する極めて優れたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石であるが、不可逆熱減磁率が１６０℃、パーミアンス係数Ｐｃ＝２にて３％未満という高耐熱性を実現できていない。 In order to suppress the thermal demagnetization factor of the Nd—Fe—B based magnet, the intrinsic coercive force has only to be improved. Therefore, efforts have been made to increase the intrinsic coercive force by various methods. It is known that the Nd—Fe—B type quenching magnet manufactured by the liquid quenching method can improve the intrinsic coercive force by adding a transition metal to the master alloy. Among them, the Ti-containing nanocomposite magnets disclosed in Patent Document 1 and Patent Document 2 are extremely excellent Nd—Fe—B quenching magnets having a high intrinsic coercive force and a residual magnetic flux density. High heat resistance of less than 3% is not realized at a magnetic permeability of 160 ° C. and a permeance coefficient Pc = 2.
さらに、特許文献３〜６にも母合金に遷移金属を添加することにより固有保磁力を向上させた磁石が開示されている。 Furthermore, Patent Documents 3 to 6 also disclose magnets having an improved intrinsic coercive force by adding a transition metal to the master alloy.
特許文献３や特許文献４に記載されているＴｉ含有ナノコンポジット磁石においては、添加元素Ｖ、ＣｒはＲ2Ｆｅ14Ｂ型相のＦｅに置換せず粒界相に存在しその結果粒界相が安定化することにより保磁力が増加していると考えられる。しかしながらいずれも固有保磁力の増加に伴い残留磁束密度Ｂｒが低下し、着磁も困難になる。 In the Ti-containing nanocomposite magnets described in Patent Document 3 and Patent Document 4, the additive elements V and Cr are present in the grain boundary phase without being replaced by Fe in the R 2 Fe 14 B type phase, and as a result the grain boundary phase. It is considered that the coercive force increases due to stabilization of. However, in any case, as the intrinsic coercive force increases, the residual magnetic flux density Br decreases and magnetization becomes difficult.
特許文献５や特許文献６に記載のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石においては、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型相にＺｒなどの添加元素Ｍを過飽和状態で固溶させることにより保磁力が向上している。更に、特許文献５においては、ＴｉとＺｒの同時添加も示唆している。特許文献５や特許文献６に開示されているようにＲ2Ｆｅ14Ｂ型相にＺｒを過飽和状態で固溶させると、保磁力は向上するもののＲ2Ｆｅ14Ｂ型相のキュリー点が低下し、保磁力の温度変化率が大きくなるため不可逆熱減磁率を改善するのは困難である。
上述したように、現存するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石において、単に保磁力を増加することによって耐熱性を向上させようとすると、Ｂｒの低下が避けられない。また、希土類元素の組成比率ｙが１１．５原子％未満の領域では、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ≧１００ｋＪ／ｍ3を維持しながら、１６０℃、Ｐｃ＝２における不可逆熱減磁率が３％未満の性能を有する鉄基希土類合金磁石は、これまでに報告されていない。 As described above, in the existing Nd—Fe—B type quenching magnet, if an attempt is made to improve the heat resistance by simply increasing the coercive force, a decrease in Br is inevitable. In the region where the composition ratio y of the rare earth element is less than 11.5 atomic%, the irreversible thermal demagnetization factor at 160 ° C. and Pc = 2 is 3% while maintaining the maximum energy product (BH) max ≧ 100 kJ / m 3. No iron-based rare earth alloy magnet having a performance less than that has been reported so far.
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ≧１００ｋＪ／ｍ3を維持しながら、１６０℃、Ｐｃ＝２における不可逆熱減磁率が３％未満の優れた耐熱性を持つ鉄基合金磁石を提供することにある。 The present invention has been made in view of the above circumstances, and its object is to maintain the maximum energy product (BH) max ≧ 100 kJ / m 3 while maintaining the maximum irreversible heat demagnetization rate at 160 ° C. and Pc = 2. Is to provide an iron-based alloy magnet having excellent heat resistance of less than 3%.
発明者らは、所定の組成範囲、特に、所定量のＴｉ、Ｃ、Ｚｒを同時に含有した合金を元に磁石を作製することにより、結晶粒サイズが従来の磁石よりも微細かつ均一な金属組織を持つ磁石が得られることを知見した。また、得られた磁石はＢｒが低下することなく不可逆熱減磁率が小さいということがわかった。これは従来にはない知見である。 The inventors have prepared a magnet based on an alloy containing a predetermined composition range, in particular, a predetermined amount of Ti, C, and Zr at the same time, thereby producing a metal structure having a finer and more uniform grain size than conventional magnets. It was found that a magnet having Moreover, it turned out that the obtained magnet has a small irreversible thermal demagnetization rate, without Br falling. This is an unprecedented finding.
本発明の鉄基希土類合金磁石は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-n-w（Ｂ1-pＣp）xＲyＴｉzＺｒnＭwで表され、ＴがＣｏおよびＮｉから選択された１種類以上の元素、Ｒがイットリウムおよび希土類金属元素から選択された１種類以上の元素、ＭがＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、およびＳｎからなる群から選択された１種類以上の元素であり、５≦ｘ≦１４、１０＜ｙ＜１２、０．１≦ｚ≦５、０．２≦ｎ≦５、０≦ｗ≦１０、０≦ｍ≦０．３、および０．０２≦ｐ≦０．３の関係を満足し、硬磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相および軟磁性相を含む２種類以上の結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上８０ｎｍ以下、軟磁性相を含む硬磁性相以外の相の平均サイズが０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下、各結晶相の最大サイズが１００ｎｍ以下の範囲内にあり、Ｚｒは実質的に粒界相にのみ存在し、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が体積比率で全体の８０％以上存在する。 Iron-based rare earth alloy magnet of the present invention are represented by the composition formula (Fe 1-m T m) 100-xyznw (B 1-p C p) x R y Ti z Zr n M w, T is Co and Ni One or more elements selected from R, R is one or more elements selected from yttrium and rare earth metal elements, M is Al, Si, V, Mn, Cu, Zn, Ga, Cr, Nb, Mo, Ag , Hf, Ta, W, Pt, Au, Pb, Bi, and Sn, one or more elements selected from the group consisting of 5 ≦ x ≦ 14, 10 <y <12, 0.1 ≦ z ≦ 5,0.2 ≦ n ≦ 5,0 ≦ w ≦ 10,0 ≦ m ≦ 0.3, and satisfy 0.02 ≦ p ≦ 0.3 relationships, a hard magnetic phase R 2 Fe 14 B Containing two or more types of crystal phases including a compound compound phase and a soft magnetic phase, the average size of the hard magnetic phase is 1 nm to 80 nm, and the soft magnetic phase is included. Hardness The average size of a phase other than the magnetic phase is 0.1nm or 20nm or less, the maximum size of each crystal phase is in the range below 100 nm, Zr is substantially present only in the grain boundary phase, R 2 Fe 14 B The type compound phase is present in a volume ratio of 80% or more.
好ましい実施形態において、１６０℃、パーミアンス係数Ｐｃ＝２における不可逆熱減磁率が３％未満である。 In a preferred embodiment, the irreversible thermal demagnetization factor at 160 ° C. and the permeance coefficient Pc = 2 is less than 3%.
好ましい実施形態において、Ｚｒが添加されていない状態に比べて１６０℃、Ｐｃ＝２における不可逆熱減磁率が１０％以上低減されている。 In a preferred embodiment, the irreversible thermal demagnetization rate at 160 ° C. and Pc = 2 is reduced by 10% or more compared to a state where Zr is not added.
好ましい実施形態において、鉄基硼化物相およびα−Ｆｅ相の少なくとも一方とＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とが同一の金属組織内に混在している。 In a preferred embodiment, at least one of an iron-based boride phase and an α-Fe phase and an R 2 Fe 14 B type compound phase are mixed in the same metal structure.
好ましい実施形態において、前記鉄基硼化物相は、Ｆｅ3Ｂ相、Ｆｅ2Ｂ相、およびＦｅ23Ｂ6相からなる群から選択された１種以上を含んでいる。 In a preferred embodiment, the iron-based boride phase includes one or more selected from the group consisting of Fe 3 B phase, Fe 2 B phase, and Fe 23 B 6 phase.
好ましい実施形態において、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが１００ｋＪ／ｍ3以上である。 In a preferred embodiment, the maximum energy product (BH) max is 100 kJ / m 3 or more.
本発明の鉄基希土類合金磁石の製造方法は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-n-w（Ｂ1-pＣp）xＲyＴｉzＺｒnＭwで表され、ＴがＣｏおよびＮｉから選択された１種類以上の元素、Ｒがイットリウムおよび希土類金属元素から選択された１種類以上の元素、ＭがＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、およびＳｎからなる群から選択された１種類以上の元素であり、５≦ｘ≦１４、１０＜ｙ＜１２、０．１≦ｚ≦５、０．２≦ｎ≦５、０≦ｗ≦１０、０≦ｍ≦０．３、および０．０２≦ｐ≦０．３の関係を満足する合金の溶湯を作製する工程と、前記合金の溶湯を急冷することにより、体積比率で６０％以上のＲ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相を含む急冷合金を作製する冷却工程と、前記急冷合金を加熱することにより、硬磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相および軟磁性相をふくむ２種類以上の結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上８０ｎｍ以下、軟磁性相を含む硬磁性相以外の相の平均サイズが０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下、各結晶相の最大サイズが１００ｎｍ以下の範囲内にあり、Ｚｒは実質的に粒界相にのみ存在し、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が体積比率で全体の８０％以上存在する鉄基希土類合金磁石を製造する熱処理工程とを包含する。 Method for producing iron-based rare earth alloy magnet of the present invention are represented by the composition formula (Fe 1-m T m) 100-xyznw (B 1-p C p) x R y Ti z Zr n M w, T is One or more elements selected from Co and Ni, R is one or more elements selected from yttrium and rare earth metal elements, M is Al, Si, V, Mn, Cu, Zn, Ga, Cr, Nb, One or more elements selected from the group consisting of Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au, Pb, Bi, and Sn, 5 ≦ x ≦ 14, 10 <y <12, 0.1 ≦ z ≦ 5, 0.2 ≦ n ≦ 5, 0 ≦ w ≦ 10, 0 ≦ m ≦ 0.3, and a step of producing a molten alloy that satisfies the relationship of 0.02 ≦ p ≦ 0.3; , by quenching a melt of the alloy, cold to produce a rapidly solidified alloy including 60% of the R 2 Fe 14 B type crystalline phase in a volume ratio Process and, by heating the quenched alloy contains two or more crystalline phases including R 2 Fe 14 B type compound phase and soft magnetic phases is a hard magnetic phase, more than 1nm average size of the hard magnetic phase 80 nm or less, the average size of phases other than the hard magnetic phase including the soft magnetic phase is in the range of 0.1 nm to 20 nm, the maximum size of each crystal phase is 100 nm or less, and Zr is substantially only in the grain boundary phase. And a heat treatment step for producing an iron-based rare earth alloy magnet in which the R 2 Fe 14 B type compound phase is present in a volume ratio of 80% or more.
本発明によれば、結晶粒サイズが微細かつ均一な金属組織を持つ磁石が得られ、これによってＢｒを低下させることなく、不可逆熱減磁率の小さな耐熱性に優れた磁石が得られる。 According to the present invention, a magnet having a fine crystal grain size and a uniform metal structure can be obtained, and thereby a magnet having a small irreversible thermal demagnetization rate and excellent heat resistance can be obtained without reducing Br.
本発明による鉄基希土類合金磁石の組成式は、（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-n-w（Ｂ1-pＣp）xＲyＴｉzＺｒnＭwで表される。ここで、Ｔは、ＣｏおよびＮｉから選択された１種類以上の元素、Ｒは、イットリウムおよび希土類金属元素から選択された１種類以上の元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、およびＳｎからなる群から選択された１種類以上の元素である。また、組成比率は、５≦ｘ≦１４、１０＜ｙ＜１２、０．１≦ｚ≦５、０．２≦ｎ≦５、０≦ｗ≦１０、０≦ｍ≦０．３、０．０２≦ｐ≦０．３の関係を満足している。 Composition formula of the iron-based rare earth alloy magnet according to the present invention is represented by (Fe 1-m T m) 100-xyznw (B 1-p C p) x R y Ti z Zr n M w. Here, T is one or more elements selected from Co and Ni, R is one or more elements selected from yttrium and rare earth metal elements, and M is Al, Si, V, Mn, Cu, One or more elements selected from the group consisting of Zn, Ga, Cr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au, Pb, Bi, and Sn. The composition ratios are 5 ≦ x ≦ 14, 10 <y <12, 0.1 ≦ z ≦ 5, 0.2 ≦ n ≦ 5, 0 ≦ w ≦ 10, 0 ≦ m ≦ 0.3, 0. The relationship of 02 ≦ p ≦ 0.3 is satisfied.
この鉄基希土類合金磁石は、硬磁性相（Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相）および軟磁性相をふくむ２種類以上の結晶相を含有している。硬磁性相の平均サイズは１ｎｍ以上８０ｎｍ以下、硬磁性相以外の相（軟磁性相を含む種々相）の平均サイズは０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下にあり、各結晶相の最大サイズは１００ｎｍ以下である。 This iron-based rare earth alloy magnet contains two or more kinds of crystal phases including a hard magnetic phase (R 2 Fe 14 B type compound phase) and a soft magnetic phase. The average size of the hard magnetic phase is 1 nm to 80 nm, the average size of phases other than the hard magnetic phase (various phases including the soft magnetic phase) is 0.1 nm to 20 nm, and the maximum size of each crystal phase is 100 nm or less. .
本発明の鉄基希土類合金磁石に特徴的な点は、上述したように、構成相のサイズが微細であり、均一な金属組織を有するとともに、Ｚｒが実質的に粒界相のみに存在している点にある。また、硬磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相は、体積比率で全体の８０％以上存在している。このような構成を有するため、従来の磁石のようにＢｒが低下することなく、不可逆減磁率が小さくなり、耐熱性に優れた特性が実現する。 The characteristic features of the iron-based rare earth alloy magnet of the present invention are that, as described above, the constituent phases are fine in size, have a uniform metal structure, and Zr exists substantially only in the grain boundary phase. There is in point. Further, the R 2 Fe 14 B type compound phase, which is a hard magnetic phase, is present in a volume ratio of 80% or more. Since it has such a configuration, the irreversible demagnetization rate is reduced without lowering Br as in the conventional magnet, and the characteristics excellent in heat resistance are realized.
以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。 Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described.
本実施形態の鉄基希土類合金磁石は、上記の組成式を満足する合金の溶湯を急冷して凝固することにより作製した急冷合金から形成される。この急冷合金は、急冷直後の段階において既に結晶相を含むが、この急冷合金に対して更に熱処理を施すことにより、結晶化を進めることが好ましい。 The iron-based rare earth alloy magnet of the present embodiment is formed from a quenched alloy produced by quenching and solidifying a molten alloy that satisfies the above composition formula. Although this quenched alloy already contains a crystalline phase in the stage immediately after quenching, it is preferable to further crystallize the quenched alloy by further heat treatment.
本実施形態の鉄基希土類合金磁石は、軟磁性相のサイズが微細であるため、各構成相が交換相互作用によって結合している。このため、硬磁性相のＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相以外に鉄基硼化物やα−Ｆｅのような軟磁性相が存在していても、合金全体としては優れた減磁曲線の角形性を示すことが可能になる。本実施形態の鉄基希土類合金磁石は、好適には、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の飽和磁化と同等、または、それよりも高い飽和磁化を有する鉄基硼化物やα−Ｆｅを含有している。この鉄基硼化物は、例えば、Ｆｅ3Ｂ（飽和磁化１．５Ｔ）やＦｅ23Ｂ6（飽和磁化１．６Ｔ）である。ここで、Ｒ2Ｆｅ14Ｂの飽和磁化は約１．６Ｔであり、α−Ｆｅの飽和磁化は２．１Ｔである。 In the iron-based rare earth alloy magnet of the present embodiment, since the size of the soft magnetic phase is fine, each constituent phase is bonded by exchange interaction. Therefore, even if a soft magnetic phase such as an iron-based boride or α-Fe is present in addition to the R 2 Fe 14 B type compound phase of the hard magnetic phase, the squareness of the excellent demagnetization curve as the whole alloy Can be shown. The iron-based rare earth alloy magnet of the present embodiment preferably contains iron-based boride or α-Fe having a saturation magnetization equivalent to or higher than the saturation magnetization of the R 2 Fe 14 B type compound phase. ing. This iron-based boride is, for example, Fe 3 B (saturation magnetization 1.5T) or Fe 23 B 6 (saturation magnetization 1.6T). Here, the saturation magnetization of R 2 Fe 14 B is about 1.6 T, and the saturation magnetization of α-Fe is 2.1 T.
急冷合金の段階では、Ｚｒが均一に分散して存在しているため、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系の他の急冷磁石と同様に、ＺｒはＲ2Ｆｅ14Ｂ型相に固溶し、そのキュリー点を低下させる。しかし、急冷合金に熱処理を施すことによって得られる本実施形態の鉄基希土類合金磁石の段階では、ＺｒがＲ2Ｆｅ14Ｂ型相に固溶するのではなく、粒界相または鉄基酸化物相中に存在していると考えられる。ＺｒがＲ2Ｆｅ14Ｂ型相に固溶していると、キュリー点が大きく低下するのに対して、本実施形態の鉄基希土類合金磁石の段階では、そのようなキュリー点の低下が少なく、したがって、少なくとも熱処理後においては、ＺｒがＲ2Ｆｅ14Ｂ型相に固溶しておらず、粒界相または鉄基酸化物相中に存在していると考えられる。 Since Zr is present in a uniformly dispersed state at the quenching alloy stage, like other quenching magnets in the Nd—Fe—B system, Zr is solid-solved in the R 2 Fe 14 B type phase and its curie. Decrease points. However, at the stage of the iron-based rare earth alloy magnet of this embodiment obtained by subjecting the quenched alloy to heat treatment, Zr does not dissolve in the R 2 Fe 14 B type phase, but a grain boundary phase or iron-based oxide. It is thought to exist in the phase. When Zr is dissolved in the R 2 Fe 14 B type phase, the Curie point is greatly reduced, whereas at the stage of the iron-based rare earth alloy magnet of this embodiment, such a decrease in Curie point is small. Therefore, it is considered that at least after the heat treatment, Zr is not dissolved in the R 2 Fe 14 B type phase but exists in the grain boundary phase or the iron-based oxide phase.
本実施形態の磁石は、以下のような過程を経て形成されると推測される。 The magnet of this embodiment is presumed to be formed through the following process.
まず、急冷合金に対して熱処理を行うと、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相がＺｒを粒界相に排出しながら成長する。Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相に固溶したＺｒは、他の添加元素と比較して粒界に排出されにくくＺｒを粒界相に排出しながら結晶化・結晶成長するには高いエネルギーを要するため、Ｚｒを添加した合金では、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の結晶化温度が高くなる。したがって、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相は結晶化温度以上の温度で緩やかに成長するため、最終的に極めて微細な組織の磁石を得ることができる。 First, when the quenched alloy is heat-treated, the R 2 Fe 14 B type compound phase grows while discharging Zr to the grain boundary phase. Zr dissolved in the R 2 Fe 14 B-type compound phase is less likely to be discharged to the grain boundary than other additive elements, and requires high energy to crystallize and grow while discharging Zr to the grain boundary phase. Therefore, in the alloy to which Zr is added, the crystallization temperature of the R 2 Fe 14 B type compound phase becomes high. Therefore, since the R 2 Fe 14 B type compound phase grows gently at a temperature equal to or higher than the crystallization temperature, a magnet having an extremely fine structure can be finally obtained.
上述したようにＺｒは粒界相に排出されにくいが、ある程度の時間をかけて熱処理を行うことにより、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相から排出させることが可能である。本実施形態では、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相から粒界相にＺｒを排出させるために必要な熱処理を適切に行うことにより、Ｚｒによるキュリー点の低下を抑制できるため、保磁力の温度変化が大きくならず、熱減磁が抑制できる。 As described above, Zr is not easily discharged to the grain boundary phase, but can be discharged from the R 2 Fe 14 B type compound phase by performing heat treatment over a certain period of time. In this embodiment, since the decrease in the Curie point due to Zr can be suppressed by appropriately performing the heat treatment necessary for discharging Zr from the R 2 Fe 14 B type compound phase to the grain boundary phase, the temperature change of the coercive force Does not increase, and thermal demagnetization can be suppressed.
なお、特許文献５や特許文献６に記載されている磁石では、保磁力を向上させるため、最終的にＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相中にＺｒを過飽和状態で残存させている。そのような組織を形成するためには、急冷合金に対する熱処理を比較的短時間で終了させることが必要である。しかし、短時間の熱処理の場合、粒界に非晶質相が結晶化しないまま残存する可能性がある。粒界に非晶質相が結晶化しないまま残存していると、耐熱性に悪影響を及ぼすことが知られている。これを回避するため、相対的に高い温度で熱処理を行うと、今度は結晶粒サイズが不均一になってしまうという問題がある。組織の不均一性は耐熱性に悪影響を及ぼす。 In the magnets described in Patent Documents 5 and 6, Zr is finally left in a supersaturated state in the R 2 Fe 14 B type compound phase in order to improve the coercive force. In order to form such a structure, it is necessary to finish the heat treatment for the quenched alloy in a relatively short time. However, in the case of heat treatment for a short time, the amorphous phase may remain without crystallizing at the grain boundaries. It is known that if the amorphous phase remains at the grain boundaries without being crystallized, the heat resistance is adversely affected. In order to avoid this, if the heat treatment is performed at a relatively high temperature, there is a problem that the crystal grain size becomes non-uniform. Tissue heterogeneity adversely affects heat resistance.
さらに、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型相にＺｒを過飽和状態で固溶させると、前述のように、保磁力は向上するが、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型相のキュリー点が低下し、保磁力の温度変化率が大きくなる。このため、ＺｒがＲ2Ｆｅ14Ｂ型相に残存していると、不可逆熱減磁率を改善することができなくなる。 Further, when Zr is dissolved in a supersaturated state in the R 2 Fe 14 B type phase, as described above, the coercive force is improved, but the Curie point of the R 2 Fe 14 B type phase is lowered, and the temperature of the coercive force is reduced. The rate of change increases. For this reason, if Zr remains in the R 2 Fe 14 B type phase, the irreversible thermal demagnetization rate cannot be improved.
本実施形態では、比較的高温で、一定以上の時間をかけて熱処理することにより、Ｚｒを実質的に粒界相にのみ存在させている。 In the present embodiment, Zr is substantially present only in the grain boundary phase by performing heat treatment at a relatively high temperature over a certain period of time.
なお、本実施形態において、Ｚｒが実質的に粒界相にのみ存在しているか否かは、Ｚｒを添加していないことを除いて同じ組成の合金に対してＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相のキュリー点の低下が５度未満に抑えられているか否かで判定可能である。 In the present embodiment, whether or not Zr exists substantially only in the grain boundary phase is determined based on whether or not Zr is added to the R 2 Fe 14 B type compound phase for the alloy having the same composition. It is possible to determine whether or not the decrease in the Curie point is suppressed to less than 5 degrees.
Ｔｉはα−Ｆｅの生成を抑制する効果がある。本発明における希土類元素Ｒの組成比率は１２原子％未満であり、この組成比率はＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の化学量論組成よりも小さい。このため、Ｔｉを添加しないと、合金溶湯の急冷時に初晶としてα−Ｆｅが生成してしまう。α−Ｆｅは、その後の熱処理で成長させることはできても、消滅させることはできない。そのため、組織の微細化を実現するためには、急冷時には生成しないことが好ましく、生成したとしても数ｎｍのサイズに抑制する必要がある。Ｔｉの添加は、組織の微細化を実現する本発明にとって不可欠の元素の１つである。 Ti has an effect of suppressing the formation of α-Fe. The composition ratio of the rare earth element R in the present invention is less than 12 atomic%, and this composition ratio is smaller than the stoichiometric composition of the R 2 Fe 14 B type compound phase. For this reason, if Ti is not added, α-Fe is generated as the primary crystal when the molten alloy is rapidly cooled. Although α-Fe can be grown by subsequent heat treatment, it cannot be eliminated. For this reason, in order to realize a fine structure, it is preferable not to generate at the time of rapid cooling, and even if it is generated, it is necessary to suppress the size to several nm. The addition of Ti is one of the elements indispensable for the present invention that realizes the refinement of the structure.
Ｃを添加すると、Ｂを溶湯に均一に分散することができる。一方、ＺｒやＴｉは、Ｂに対する親和性が高いため、Ｂが均一に分散することにより、ＺｒやＴｉも均一に分散しやすくなる。このため、Ｃを添加することにより、ＺｒやＴｉを均一に分散させることができ、最終的な磁石組織をより均一微細なものにする効果がある。前述のように、Ｔｉは、α−Ｆｅの生成を抑制する効果があるため、Ｃの添加によって均一な分散が実現すると、Ｔｉの効果を合金全体に均一に与えることができる。また、Ｚｒを含む合金溶湯は粘度が高いため、急冷時の合金厚みを均一化しにくく最終的な組織が不均一になりやすいが、Ｃを添加することにより、溶湯の液相線温度を下げ、粘度を下げることができるため、急冷状態の均一性も向上し、最終的に均一な金属組織が得られる。このように、Ｃの添加は、ＴｉおよびＺｒによる効果を高める上で必須である。 When C is added, B can be uniformly dispersed in the molten metal. On the other hand, since Zr and Ti have high affinity for B, when B is uniformly dispersed, Zr and Ti are also easily dispersed uniformly. For this reason, by adding C, Zr and Ti can be uniformly dispersed, and there is an effect of making the final magnet structure more uniform and fine. As described above, since Ti has an effect of suppressing the formation of α-Fe, when uniform dispersion is realized by addition of C, the effect of Ti can be uniformly given to the entire alloy. Also, since the molten alloy containing Zr has a high viscosity, it is difficult to make the alloy thickness uniform at the time of rapid cooling, and the final structure tends to be non-uniform, but by adding C, the liquidus temperature of the molten metal is lowered, Since the viscosity can be lowered, the uniformity in the quenched state is also improved, and a uniform metal structure is finally obtained. Thus, the addition of C is essential for enhancing the effects of Ti and Zr.
本実施形態の磁石は、硬磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相および鉄基硼化物相やα―Ｆｅ相などの軟磁性相をふくむ２種類以上の結晶相を含有するナノコンポジット磁石である。硬磁性相の平均サイズは１ｎｍ以上８０ｎｍ以下であり、２０ｎｍ以上８０ｎｍ以下であることが好ましく、２０ｎｍ以上６０ｎｍ以下であることが更に好ましい。軟磁性相の平均サイズは０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下であり、１ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好ましく、１０ｎｍ以下であることが更に好ましい。さらに、本実施形態の磁石は、各結晶相の最大サイズが１００ｎｍ以下、好ましくは８０ｎｍ以下の範囲内という極めて微細かつ均一な金属組織を有しており、しかも、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が体積比率で全体の８０％以上存在している。 The magnet of the present embodiment is a nanocomposite magnet containing two or more types of crystal phases including an R 2 Fe 14 B type compound phase that is a hard magnetic phase and a soft magnetic phase such as an iron-based boride phase and an α-Fe phase. It is. The average size of the hard magnetic phase is 1 nm or more and 80 nm or less, preferably 20 nm or more and 80 nm or less, and more preferably 20 nm or more and 60 nm or less. The average size of the soft magnetic phase is 0.1 nm or more and 20 nm or less, preferably 1 nm or more and 20 nm or less, and more preferably 10 nm or less. Furthermore, the magnet of this embodiment has an extremely fine and uniform metal structure in which the maximum size of each crystal phase is 100 nm or less, preferably 80 nm or less, and the R 2 Fe 14 B type compound phase. Is present in a volume ratio of 80% or more.
従来、各結晶相の最大サイズが１００ｎｍ以下という均一微細な組織のナノコンポジット磁石は存在しなかった。本実施形態においては、磁石の組織をこのような均一微細なものにすることにより、１６０℃、Ｐｃ＝２における不可逆熱減磁率が３％未満であるという優れた耐熱性を実現している。 Conventionally, there was no nanocomposite magnet having a uniform fine structure in which the maximum size of each crystal phase was 100 nm or less. In this embodiment, by making the structure of the magnet such a uniform fine structure, excellent heat resistance is realized in which the irreversible thermal demagnetization rate at 160 ° C. and Pc = 2 is less than 3%.
また、このような微細な組織を実現したことにより、従来のナノコンポジット磁石と比較して、結晶粒同士の界面が増えるという効果が得られる。その結果、結晶粒界面での磁気的な交換結合が増加し、レマネンスエンハンスメントがより顕著に現れる結果、高いエネルギー積が得られることになる。 Further, by realizing such a fine structure, an effect of increasing the interface between crystal grains can be obtained as compared with the conventional nanocomposite magnet. As a result, the magnetic exchange coupling at the crystal grain interface increases, and the remanence enhancement appears more prominently, resulting in a high energy product.
以下、本発明の鉄基希土類合金磁石を更に詳細に説明する。 Hereinafter, the iron-based rare earth alloy magnet of the present invention will be described in more detail.
［組成限定理由］
（Ｂ1-pＣp）によって表現される組成の比率ｘが大きくなると、Ｆｅ−Ｂ相などの軟磁性相が析出しやすくなり、耐熱性が悪化する恐れがある。本発明における組成比率ｘの上限は１４原子％である。この組成比率ｘが５原子％よりも少なくなると、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の体積率が小さくなり良好な磁気特性が得られないため、組成比率ｘの下限は５原子％である。組成比率ｘの好ましい範囲は６．５≦ｘ≦１３原子％である。本発明では前述した理由により、Ｂ以外にＣが存在しており、ＢおよびＣの全体に占めるＣの割合ｐは０．０１〜０．３であり、０．０２〜０．２であることが好ましい。
[Reason for composition limitation]
When the composition ratio x expressed by (B 1-p C p ) is increased, a soft magnetic phase such as an Fe—B phase is likely to be precipitated, and heat resistance may be deteriorated. The upper limit of the composition ratio x in the present invention is 14 atomic%. When the composition ratio x is less than 5 atomic%, the volume ratio of the R 2 Fe 14 B-type compound phase becomes small and good magnetic properties cannot be obtained. Therefore, the lower limit of the composition ratio x is 5 atomic%. A preferable range of the composition ratio x is 6.5 ≦ x ≦ 13 atomic%. In the present invention, C is present in addition to B for the reasons described above, and the ratio p of C in the whole of B and C is 0.01 to 0.3, and is 0.02 to 0.2. Is preferred.
ＲはＹ（イットリウム）および希土類元素から選択された少なくとも１種の希土類元素である。Ｒは、ＰｒまたはＮｄを必須元素として含むことが望ましく、その必須元素の一部をＤｙおよび／またはＴｂで置換してもよい。Ｒの組成比率ｙが１０原子％よりも低くなると、保磁力が低下し熱減磁率が大きくなる恐れがある。逆にＲの組成比率ｙが１２原子％よりも高くなると、Ｒ−ｒｉｃｈ相が多く析出する。Ｒ−ｒｉｃｈ相の析出量が増加すると、酸化されやすく、熱減磁特性が低下する。よってＲの組成ｙの範囲は１０＜ｙ＜１２原子％であり、１０．５≦ｙ≦１１．８原子％であることが好ましい。 R is at least one rare earth element selected from Y (yttrium) and rare earth elements. R preferably contains Pr or Nd as an essential element, and a part of the essential element may be substituted with Dy and / or Tb. If the R composition ratio y is lower than 10 atomic%, the coercive force may be reduced and the thermal demagnetization rate may be increased. Conversely, when the composition ratio y of R is higher than 12 atomic%, a large amount of R-rich phase is precipitated. When the precipitation amount of the R-rich phase increases, it is likely to be oxidized and the thermal demagnetization characteristics are deteriorated. Therefore, the range of the composition y of R is 10 <y <12 atomic%, and preferably 10.5 ≦ y ≦ 11.8 atomic%.
Ｚｒは急冷合金中に均一分散し熱処理時にＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相からゆるやかに排出される現象を利用して均一微細な金属組織を得るために必須の元素である。Ｚｒの組成比率ｎが０．３原子％よりも小さくなると、Ｚｒ添加の効果が十分発揮されない。また、組成比率ｎが５原子％よりも大きくなると、過剰のＺｒ元素が主相に固溶するため、不可逆減磁率が大きくなってしまう。組成比率ｎの好ましい範囲は０．３≦ｎ≦３．５原子％である。 Zr is an essential element for obtaining a uniform and fine metal structure by utilizing the phenomenon that it is uniformly dispersed in the quenched alloy and slowly discharged from the R 2 Fe 14 B type compound phase during heat treatment. When the composition ratio n of Zr becomes smaller than 0.3 atomic%, the effect of adding Zr is not sufficiently exhibited. On the other hand, when the composition ratio n is larger than 5 atomic%, an excess of Zr element is dissolved in the main phase, so that the irreversible demagnetization factor is increased. A preferable range of the composition ratio n is 0.3 ≦ n ≦ 3.5 atomic%.
Ｔｉは前述した理由により本発明に必須の元素である。Ｔｉの組成比率ｚが０．１原子％よりも小さくなると、Ｔｉ添加の効果が十分発揮されない。また、組成比率ｚが５原子％よりも大きくなると、急冷合金内に非磁性硼化物が生じるため磁気特性が悪化する。組成比率ｚの好ましい範囲は０．５≦ｚ≦４原子％であり、より好ましい範囲は１≦ｚ≦３原子％である。 Ti is an essential element in the present invention for the reasons described above. When the Ti composition ratio z is smaller than 0.1 atomic%, the effect of adding Ti is not sufficiently exhibited. On the other hand, when the composition ratio z is larger than 5 atomic%, nonmagnetic borides are generated in the quenched alloy, and the magnetic properties are deteriorated. A preferable range of the composition ratio z is 0.5 ≦ z ≦ 4 atomic%, and a more preferable range is 1 ≦ z ≦ 3 atomic%.
合金には、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、およびＳｎからなる群から選択された少なくとも１種の元素Ｍを加えても良い。このような元素の添加により、磁気特性が向上するほか、最適熱処理温度域を拡大させる効果が得られるが、Ｍの組成比率ｗが１０原子％を越えると、磁化の低下を招く。よってＭの組成範囲は０≦ｗ≦１０原子％、好ましい組成範囲は０≦ｗ≦５原子％、より好ましい組成範囲は０≦ｗ≦３原子％である。 The alloy includes at least selected from the group consisting of Al, Si, V, Mn, Cu, Zn, Ga, Cr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au, Pb, Bi, and Sn. One kind of element M may be added. The addition of such an element improves the magnetic characteristics and has the effect of expanding the optimum heat treatment temperature range. However, if the M composition ratio w exceeds 10 atomic%, the magnetization is lowered. Therefore, the composition range of M is 0 ≦ w ≦ 10 atomic%, the preferred composition range is 0 ≦ w ≦ 5 atomic%, and the more preferred composition range is 0 ≦ w ≦ 3 atomic%.
Ｆｅは上述の元素の含有残余を占めるが、Ｆｅの一部をＣｏおよびＮｉの１種または二種の繊維金属元素Ｔで置換しても所望の硬磁気特性を得ることができる。Ｆｅに対するＴの置換量が５０％を越えると０．７Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂｒが得られない。このため、置換量ｎは０％以上５０％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、Ｆｅの一部をＣｏで置換することによって、減磁曲線の角形性が向上すると共に、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相のキュリー温度が上昇するため、耐熱性が向上する。ＣｏによるＦｅ置換量の好ましい範囲は０．５％以上４０％以下である。 Fe occupies the remainder of the above-mentioned elements, but desired hard magnetic properties can be obtained even if a part of Fe is replaced with one or two kinds of fiber metal elements T of Co and Ni. When the substitution amount of T for Fe exceeds 50%, a high residual magnetic flux density Br of 0.7 T or more cannot be obtained. For this reason, the substitution amount n is preferably limited to a range of 0% to 50%. Note that by replacing part of Fe with Co, the squareness of the demagnetization curve is improved and the Curie temperature of the R 2 Fe 14 B phase is increased, so that the heat resistance is improved. A preferable range of the amount of Fe substitution by Co is 0.5% or more and 40% or less.
［液体急冷装置］
本実施形態では、例えば図１に示す急冷装置を用いて原料合金を製造する。酸化しやすい希土類元素ＲやＦｅを含む原料合金の酸化を防ぐため、不活性ガス雰囲気中で合金製造工程を実行する。不活性ガスとしては、ヘリウムまたはアルゴン等の希ガスや窒素を用いることができる。なお、窒素は希土類元素Ｒと比較的に反応しやすいため、ヘリウムまたはアルゴンなどの希ガスを用いることが好ましい。
[Liquid quenching device]
In the present embodiment, the raw material alloy is manufactured using, for example, the rapid cooling apparatus shown in FIG. In order to prevent oxidation of the raw material alloy containing rare earth elements R and Fe which are easily oxidized, the alloy manufacturing process is performed in an inert gas atmosphere. As the inert gas, a rare gas such as helium or argon or nitrogen can be used. Note that since nitrogen is relatively easy to react with the rare earth element R, it is preferable to use a rare gas such as helium or argon.
図１の装置は、真空または不活性ガス雰囲気を保持し、その圧力を調整することが可能な原料合金の溶解室１および急冷室２を備えている。図１（ａ）は全体構成図であり、図１（ｂ）は、一部の拡大図である。 The apparatus shown in FIG. 1 includes a melting chamber 1 and a quenching chamber 2 for a raw material alloy that can maintain a vacuum or an inert gas atmosphere and adjust the pressure. FIG. 1A is an overall configuration diagram, and FIG. 1B is a partially enlarged view.
図１（ａ）に示されるように、溶解室１は、所望の磁石合金組成になるように配合された原料２０を高温にて溶解する溶解炉３と、底部に出湯ノズル５を有する貯湯容器４と、大気の進入を抑制しつつ配合原料を溶解炉３内に供給するための配合原料供給装置８とを備えている。貯湯容器４は原料合金の溶湯２１を貯え、その出湯温度を所定のレベルに維持できる加熱装置（不図示）を有している。 As shown in FIG. 1 (a), the melting chamber 1 includes a melting furnace 3 for melting a raw material 20 blended so as to have a desired magnet alloy composition at a high temperature, and a hot water storage container having a hot water discharge nozzle 5 at the bottom. 4 and a blended raw material supply device 8 for feeding the blended raw material into the melting furnace 3 while suppressing the entry of air. The hot water storage container 4 has a heating device (not shown) that stores the molten alloy 21 of the raw material alloy and can maintain the temperature of the hot water at a predetermined level.
急冷室２は、出湯ノズル５から出た溶湯２１を急冷凝固するための回転冷却ロール７を備えている。 The quenching chamber 2 includes a rotary cooling roll 7 for rapidly cooling and solidifying the molten metal 21 discharged from the hot water nozzle 5.
この装置においては、溶解室１および急冷室２内の雰囲気およびその圧力が所定の範囲に制御される。そのために、雰囲気ガス供給口１ｂ、２ｂ、および８ｂとガス排気口１ａ、２ａ、および８ａとが装置の適切な箇所に設けられている。特にガス排気口２ａは、急冷室２内の絶対圧を３０ｋＰａ〜常圧（大気圧）の範囲内に制御するため、ポンプに接続されている。 In this apparatus, the atmosphere in the melting chamber 1 and the quenching chamber 2 and the pressure thereof are controlled within a predetermined range. Therefore, atmospheric gas supply ports 1b, 2b, and 8b and gas exhaust ports 1a, 2a, and 8a are provided at appropriate locations in the apparatus. In particular, the gas exhaust port 2a is connected to a pump in order to control the absolute pressure in the quenching chamber 2 within a range of 30 kPa to normal pressure (atmospheric pressure).
溶解炉３は傾動可能であり、ロート６を介して溶湯２１を貯湯容器４内に適宜注ぎ込む。溶湯２１は貯湯容器４内において不図示の加熱装置によって加熱される。 The melting furnace 3 can be tilted, and the molten metal 21 is appropriately poured into the hot water storage container 4 through the funnel 6. The molten metal 21 is heated in the hot water storage container 4 by a heating device (not shown).
貯湯容器４の出湯ノズル５は、溶解室１と急冷室２との隔壁に配置され、貯湯容器４内の溶湯２１を下方に位置する冷却ロール７の表面に流下させる。出湯ノズル５のオリフィス径は、例えば０．５〜２．０ｍｍである。溶湯２１の粘性が大きい場合、溶湯２１は出湯ノズル５内を流れにくくなるが、本実施形態では急冷室２を溶解室１よりも低い圧力状態に保持するため、溶解室１と急冷室２との間に圧力差が形成され、溶湯２１の出湯がスムーズに実行される。 The hot water discharge nozzle 5 of the hot water storage container 4 is disposed in the partition wall between the melting chamber 1 and the quenching chamber 2 and causes the molten metal 21 in the hot water storage container 4 to flow down to the surface of the cooling roll 7 positioned below. The orifice diameter of the hot water nozzle 5 is, for example, 0.5 to 2.0 mm. When the viscosity of the molten metal 21 is large, the molten metal 21 is less likely to flow through the hot water nozzle 5, but in this embodiment, the quenching chamber 2 is held at a lower pressure than the melting chamber 1. During this time, a pressure difference is formed, and the molten metal 21 is smoothly discharged.
冷却ロール７は、熱伝導度の点からＡｌ合金、銅合金、炭素鋼、真鍮、Ｗ、Ｍｏ、青銅から形成され得る。ただし、機械的強度および経済性の観点から、Ｃｕ、Ｆｅ、またはＣｕやＦｅを含む合金から形成することが好ましい。ＣｕやＦｅ以外の材料で冷却ロールを作製すると、急冷合金の冷却ロールに対する剥離性が悪くなるため、急冷合金がロールに巻き付くおそれがあり好ましくない。冷却ロール７の直径は例えば３００〜５００ｍｍである。冷却ロール７内に設けた水冷装置の水冷能力は、単位時間あたりの凝固潜熱と出湯量とに応じて算出し、調節される。 The cooling roll 7 can be formed from Al alloy, copper alloy, carbon steel, brass, W, Mo, bronze in terms of thermal conductivity. However, from the viewpoint of mechanical strength and economy, it is preferable to form Cu, Fe, or an alloy containing Cu or Fe. If the cooling roll is made of a material other than Cu or Fe, the releasability of the quenched alloy from the cooling roll is deteriorated, and therefore the quenched alloy may be wound around the roll. The diameter of the cooling roll 7 is, for example, 300 to 500 mm. The water cooling capacity of the water cooling device provided in the cooling roll 7 is calculated and adjusted according to the solidification latent heat per unit time and the amount of hot water.
図１に示す装置によれば、例えば合計１０ｋｇの原料合金を１０〜２０分間で急冷凝固させることができる。こうして形成した急冷合金は、例えば、厚さ：１０〜３００μｍ、幅：２ｍｍ〜３ｍｍの合金薄帯（合金リボン）２２となる。 According to the apparatus shown in FIG. 1, for example, a total of 10 kg of raw material alloy can be rapidly solidified in 10 to 20 minutes. The quenched alloy thus formed becomes, for example, an alloy ribbon (alloy ribbon) 22 having a thickness of 10 to 300 μm and a width of 2 to 3 mm.
［液体急冷法］
まず、前述の組成式で表現される原料合金の溶湯２１を作製し、図１の溶解室１の貯湯容器４に貯える。この溶湯２１は、出湯ノズル５から減圧Ａｒ雰囲気中の水冷ロール７上に出湯された後、冷却ロール７との接触によって急冷され、凝固する。急冷凝固方法としては、冷却速度を高精度に制御できる方法を用いる必要がある。
[Liquid quenching method]
First, the raw material alloy melt 21 expressed by the above-described composition formula is prepared and stored in the hot water storage container 4 of the melting chamber 1 of FIG. The molten metal 21 is discharged from the hot water nozzle 5 onto the water-cooled roll 7 in the reduced-pressure Ar atmosphere, and then rapidly cooled and solidified by contact with the cooling roll 7. As the rapid solidification method, it is necessary to use a method capable of controlling the cooling rate with high accuracy.
本実施形態の場合、溶湯２１の冷却凝固に際して、冷却速度を１×１０2〜１×１０8℃／秒とすることが好ましく、１×１０4〜１×１０6℃／秒とすることが更に好ましい。 In the case of this embodiment, when the molten metal 21 is cooled and solidified, the cooling rate is preferably 1 × 10 2 to 1 × 10 8 ° C./second, and preferably 1 × 10 4 to 1 × 10 6 ° C./second. Further preferred.
合金の溶湯２１が冷却ロール７によって冷却される時間は、回転する冷却ロール７の外周表面に合金が接触してから離れるまでの時間に相当し、その間に、合金の温度は低下し、過冷却液体状態になる。その後、過冷却状態の合金は冷却ロール７から離れ、不活性雰囲気中を飛行する。合金は薄帯状で飛行している間に雰囲気ガスに熱を奪われる結果、その温度は更に低下する。本発明では、雰囲気ガスの圧力を３０ｋＰａ〜常圧の範囲内に設定しているため、雰囲気ガスによる抜熱効果が強まり、合金中にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物を均一微細に析出・成長させることができる。なお、適切な量のＴｉなどの元素を原料合金中に添加していない場合には、上述したような冷却過程を経た急冷合金中には、α−Ｆｅが優先的に析出・成長するため、最終的な磁石特性が劣化してしまうことになる。 The time during which the molten alloy 21 is cooled by the cooling roll 7 corresponds to the time from when the alloy comes into contact with the outer peripheral surface of the rotating cooling roll 7 until it leaves, during which time the temperature of the alloy decreases and supercooling occurs. Become liquid. Thereafter, the supercooled alloy leaves the cooling roll 7 and flies in an inert atmosphere. While the alloy is in the form of a ribbon, the temperature is further reduced as a result of the heat being taken away by the atmospheric gas. In the present invention, since the pressure of the atmospheric gas is set in the range of 30 kPa to normal pressure, the heat removal effect by the atmospheric gas is enhanced, and the Nd 2 Fe 14 B type compound is precipitated and grown uniformly and finely in the alloy. be able to. If an appropriate amount of element such as Ti is not added to the raw alloy, α-Fe is preferentially precipitated and grown in the quenched alloy that has undergone the cooling process as described above. The final magnet characteristics will deteriorate.
本実施形態では、ロール表面速度を７ｍ／秒以上２５ｍ／秒以下の範囲内に調節し、かつ、雰囲気ガスによる二次冷却効果を高めるために雰囲気ガス圧力を３０ｋＰａ以上にする。こうすることにより、平均粒径８０ｎｍ以下の微細なＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を６０体積％以上含む急冷合金を作製している。 In the present embodiment, the roll surface speed is adjusted within the range of 7 m / second or more and 25 m / second or less, and the atmospheric gas pressure is set to 30 kPa or higher in order to enhance the secondary cooling effect by the atmospheric gas. By doing so, a quenched alloy containing 60% by volume or more of a fine R 2 Fe 14 B type compound phase having an average particle size of 80 nm or less is produced.
なお、本発明で用いる合金溶湯の急冷法は、上述の片ロール法に限定されず、双ロール法、ガスアトマイズ法、ノズルやオリフィスによる流量制御を行なわない方法であるストリップキャスト法、更には、ロール法とガスアトマイズ法とを組み合わせた冷却法などであってもよい。 In addition, the rapid cooling method of the molten alloy used in the present invention is not limited to the above-described single roll method, but is a twin roll method, a gas atomizing method, a strip cast method that does not perform flow rate control by a nozzle or an orifice, A cooling method combining a method and a gas atomizing method may be used.
上記急冷法の中でも、ストリップキャスト法の冷却速度は比較的低く、１０2〜１０5℃／秒である。本実施形態では、適切な量のＴｉを合金に添加することにより、ストリップキャスト法による場合でもＦｅ初晶を含まない組織が大半を占める急冷合金を形成することができる。ストリップキャスト法は、工程費用が他の液体急冷法の半分程度以下であるため、片ロール法に比べて大量の急冷合金を作製する場合に有効であり、量産化に適した技術である。原料合金に対して元素Ｔｉを添加しない場合には、ストリップキャスト法を用いて急冷合金を形成しても、Ｆｅ初晶を多く含む金属組織が生成するため、所望の金属組織を形成することができない。 Among the above rapid cooling methods, the cooling rate of the strip cast method is relatively low and is 10 2 to 10 5 ° C / second. In this embodiment, by adding an appropriate amount of Ti to the alloy, it is possible to form a quenched alloy in which most of the structure containing no Fe primary crystal is formed even by the strip casting method. The strip casting method is effective when producing a large amount of quenched alloy as compared with the single roll method because the process cost is about half or less of other liquid quenching methods, and is a technique suitable for mass production. In the case where element Ti is not added to the raw material alloy, a metal structure containing a large amount of Fe primary crystals is generated even when a quenched alloy is formed using the strip cast method, so that a desired metal structure can be formed. Can not.
［熱処理］
本実施形態では、急冷合金に対する熱処理をアルゴン雰囲気中で実行する。好ましくは、昇温速度を５℃／秒〜２０℃／秒として、７００℃以上８５０℃以下の温度で３０秒以上２０分以下の時間保持した後、室温まで冷却する。この熱処理により、アモルファス相中に存在する準安定相の微細結晶が成長する。その際、急冷合金中に均一に分散していたＺｒがＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相から排出され、最終的な金属組織が形成される。本実施形態によれば、熱処理の開始時点で既に微細なＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相が全体の６０体積％以上存在しているため、α−Ｆｅ相や他の結晶相の粗大化が抑制され、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相以外の各構成相（軟磁性相）が均一に微細化される。
[Heat treatment]
In this embodiment, the heat treatment for the quenched alloy is performed in an argon atmosphere. Preferably, the rate of temperature increase is 5 ° C./second to 20 ° C./second, the temperature is maintained at 700 ° C. or higher and 850 ° C. or lower for 30 seconds or longer and 20 minutes or shorter, and then cooled to room temperature. By this heat treatment, fine crystals of the metastable phase existing in the amorphous phase grow. At that time, Zr uniformly dispersed in the quenched alloy is discharged from the R 2 Fe 14 B type compound phase, and a final metal structure is formed. According to the present embodiment, since the fine Nd 2 Fe 14 B type crystal phase is already present at 60% by volume or more of the whole at the start of the heat treatment, the coarsening of the α-Fe phase and other crystal phases is suppressed. Then, each constituent phase (soft magnetic phase) other than the Nd 2 Fe 14 B type crystal phase is uniformly refined.
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相はＺｒを排出しながら比較的緩やかに成長するため、３０秒以上の熱処理時間を確保する必要がある。熱処理時間の好ましい範囲は、３００秒〜１５分である。 Since the R 2 Fe 14 B type compound phase grows relatively slowly while discharging Zr, it is necessary to ensure a heat treatment time of 30 seconds or more. A preferable range of the heat treatment time is 300 seconds to 15 minutes.
熱処理温度が５５０℃を下回ると、熱処理後もアモルファス相が多く残存するため、十分な減磁曲線の角形性および保磁力が得られず、不可逆熱減磁率が大きくなる。また、熱処理温度が８２０℃を超えると、各構成相の粒成長が著しいため、残留磁束密度Ｂｒが低下し、減磁曲線の角形性が劣化する。加えて金属組織も不均一になり耐熱性も悪化する。発明者の実験によると、熱処理温度は７００℃以上８５０℃以下が好ましいことがわかった。より好ましい熱処理温度の範囲は７４０℃以上８２０℃以下である。 When the heat treatment temperature is lower than 550 ° C., a large amount of amorphous phase remains even after the heat treatment, so that sufficient squareness and coercivity of the demagnetization curve cannot be obtained, and the irreversible thermal demagnetization rate increases. On the other hand, when the heat treatment temperature exceeds 820 ° C., the grain growth of each constituent phase is remarkable, so that the residual magnetic flux density Br decreases and the squareness of the demagnetization curve deteriorates. In addition, the metal structure becomes non-uniform and the heat resistance deteriorates. According to the inventor's experiment, it was found that the heat treatment temperature is preferably 700 ° C. or higher and 850 ° C. or lower. A more preferable heat treatment temperature range is 740 ° C. or higher and 820 ° C. or lower.
本実施形態では、雰囲気ガスによる二次冷却効果のため、急冷合金中に充分な量のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が均一かつ微細に析出している。このため、急冷合金に対して敢えて結晶化熱処理を行なわない場合でも、急冷凝固合金自体が充分な磁石特性を発揮し得る。そのため、結晶化熱処理は本発明に必須の工程ではないが、これを行なうことが磁石特性向上のためには好ましい。なお、従来に比較して低い温度の熱処理でも充分に磁石特性を向上させることが可能である。 In this embodiment, a sufficient amount of Nd 2 Fe 14 B type compound phase is uniformly and finely precipitated in the quenched alloy due to the secondary cooling effect by the atmospheric gas. For this reason, even when the crystallization heat treatment is not performed on the quenched alloy, the rapidly solidified alloy itself can exhibit sufficient magnet characteristics. Therefore, the crystallization heat treatment is not an essential step in the present invention, but it is preferable to perform this for improving the magnet characteristics. It should be noted that the magnet characteristics can be sufficiently improved even by heat treatment at a lower temperature than in the past.
熱処理雰囲気は、合金の酸化を防止するため、不活性ガス雰囲気が好ましい。０．１ｋＰａ以下の真空中で熱処理を行っても良い。 The heat treatment atmosphere is preferably an inert gas atmosphere in order to prevent oxidation of the alloy. The heat treatment may be performed in a vacuum of 0.1 kPa or less.
熱処理前の急冷合金中には、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相およびアモルファス相以外に、Ｆｅ3Ｂ相、Ｆｅ23Ｂ6、およびＲ2Ｆｅ23Ｂ3相等の準安定相が含まれていても良い。その場合、熱処理によって、Ｒ2Ｆｅ23Ｂ3相は消失し、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相の飽和磁化と同等、または、それよりも高い飽和磁化を示す鉄基硼化物（例えばＦｅ23Ｂ6）やα−Ｆｅを結晶成長させることができる。 The quenched alloy before the heat treatment contains a metastable phase such as Fe 3 B phase, Fe 23 B 6 , and R 2 Fe 23 B 3 phase in addition to the R 2 Fe 14 B type compound phase and the amorphous phase. Also good. In this case, the R 2 Fe 23 B 3 phase disappears by heat treatment, and an iron-based boride (for example, Fe 23 B 6 ) exhibiting a saturation magnetization equivalent to or higher than the saturation magnetization of the R 2 Fe 14 B phase. And α-Fe can be grown.
本実施形態の場合、最終的にα−Ｆｅのような軟磁性相が存在していても、軟磁性相と硬磁性相とが交換相互作用によって磁気的に結合するため、優れた磁気特性が発揮される。 In the case of this embodiment, even if a soft magnetic phase such as α-Fe is finally present, the soft magnetic phase and the hard magnetic phase are magnetically coupled by the exchange interaction, so that excellent magnetic characteristics are obtained. Demonstrated.
熱処理後におけるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は、単磁区結晶粒径である１００ｎｍ以下となる。Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は、２０ｎｍ以上８０ｎｍ以下であることが好ましく、２０ｎｍ以上６０ｎｍ以下であることが更に好ましい。 The average crystal grain size of the R 2 Fe 14 B type compound phase after the heat treatment is 100 nm or less, which is the single domain crystal grain size. The average crystal grain size of the R 2 Fe 14 B-type compound phase is preferably 20 nm or more and 80 nm or less, and more preferably 20 nm or more and 60 nm or less.
硼化物相やα−Ｆｅ相の平均結晶粒径が５０ｎｍを超えると、各構成相間に働く交換相互作用が弱まり、減磁曲線の角形性が劣化するため、最大エネルギー積（ＢＨ）maxが低下してしまう。また、これらの平均結晶粒径が０．１ｎｍを下回ると、高い保磁力を得られなくなる。以上のことから、硼化物相やα−Ｆｅ相などの軟磁性相の平均結晶粒径は０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好ましく、１０ｎｍ以下であることが更に好ましい。 If the average crystal grain size of the boride phase or α-Fe phase exceeds 50 nm, the exchange interaction acting between the constituent phases weakens, and the squareness of the demagnetization curve deteriorates, so the maximum energy product (BH) max decreases. Resulting in. Moreover, when these average crystal grain sizes are less than 0.1 nm, a high coercive force cannot be obtained. From the above, the average crystal grain size of the soft magnetic phase such as boride phase or α-Fe phase is preferably 0.1 nm or more and 20 nm or less, and more preferably 10 nm or less.
熱処理後、得られた磁石を微粉砕し、磁石粉末（磁粉）を作製すれば、その磁粉から公知の工程によって種々のボンド磁石を製造することができる。なお、熱処理前に急冷合金の薄帯を粗く切断または粉砕しておいてもよい。ボンド磁石を作製する場合、鉄基希土類合金磁粉はエポキシ樹脂やナイロン樹脂と混合され、所望の形状に成形される。このとき、ナノコンポジット磁粉に他の種類の磁粉、例えばＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁粉やハードフェライト磁粉を混合してもよい。 If the obtained magnet is pulverized after heat treatment to produce magnet powder (magnetic powder), various bonded magnets can be produced from the magnetic powder by known processes. Note that the quenched alloy ribbon may be roughly cut or pulverized before the heat treatment. When producing a bonded magnet, the iron-based rare earth alloy magnetic powder is mixed with an epoxy resin or a nylon resin and formed into a desired shape. At this time, the nanocomposite magnetic powder may be mixed with other types of magnetic powder, for example, Sm—Fe—N magnetic powder or hard ferrite magnetic powder.
上述のボンド磁石を用いてモータやアクチュエータなどの各種の回転機を製造することができる。 Various rotary machines, such as a motor and an actuator, can be manufactured using the above-mentioned bond magnet.
本実施形態の磁石磁末を射出成形ボンド磁石用に用いる場合は、平均粒度が２００μｍ以下になるように粉砕することが好ましく、より好ましい粉末の平均粒径は３０μｍ以上１５０μｍ以下である。また、圧縮成形ボンド磁石用に用いる場合は、粒度が３００μｍ以下になるように粉砕することが好ましく、より好ましい粉末の平均粒径は３０μｍ以上２５０μｍ以下である。さらに好ましくは、粒径分布に２つのピークを持ち、平均粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下にある。 When the magnetic powder of this embodiment is used for an injection-molded bonded magnet, it is preferably pulverized so that the average particle size is 200 μm or less, and more preferably the average particle size of the powder is 30 μm or more and 150 μm or less. Moreover, when using for a compression-molded bond magnet, it is preferable to grind | pulverize so that a particle size may be 300 micrometers or less, and the average particle diameter of a more preferable powder is 30 micrometers or more and 250 micrometers or less. More preferably, the particle size distribution has two peaks and the average particle size is 50 μm or more and 200 μm or less.
なお、粉末の表面にカップリング処理や化成処理、鍍金などの表面処理を施すことにより、成形方法を問わずボンド磁石成形時の成形性や得られるボンド磁石の耐食性および耐熱性を改善できる。また、成形後のボンド磁石表面に樹脂塗装や化成処理、鍍金などの表面処理を施した場合も、粉末の表面処理と同様にボンド磁石の耐食性および耐熱性を改善できる。 In addition, by performing surface treatment such as coupling treatment, chemical conversion treatment, and plating on the surface of the powder, the formability at the time of forming the bonded magnet and the corrosion resistance and heat resistance of the obtained bonded magnet can be improved regardless of the forming method. Further, when the surface of the bonded magnet after molding is subjected to surface treatment such as resin coating, chemical conversion treatment or plating, the corrosion resistance and heat resistance of the bonded magnet can be improved in the same manner as the powder surface treatment.
実施形態について説明した方法により、表１に示す合金組成を有する試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１５の急冷凝固合金を作製した。急冷時のロール周速度Ｖｓは、表１の「作製条件」に示すとおりである。この急冷凝固合金を８５０μｍ以下の粉末に粗粉砕した後、表１の「作製条件」に示す温度Ｔ［℃］のアルゴン雰囲気中で熱処理を施した。試料Ｎｏ．４〜１２のサンプルは本発明の実施例であり、試料Ｎｏ．１〜３、および１３〜１５のサンプルは比較例である。熱処理後の磁石粉末について、ＶＳＭ（振動試料型磁力計）を用いて磁気特性を測定した。表２に、測定した磁気特性、不可逆減磁率、最大粒径を示す。なお、ここで示す最大粒径は、磁石粉末中任意の１μｍ四方の金属組織をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）によって観察した際の最大粒径である。 Sample No. having the alloy composition shown in Table 1 by the method described in the embodiment. 1-No. Fifteen rapidly solidified alloys were produced. The roll peripheral speed Vs during the rapid cooling is as shown in “Production conditions” in Table 1. The rapidly solidified alloy was coarsely pulverized to a powder of 850 μm or less, and then heat-treated in an argon atmosphere at a temperature T [° C.] shown in “Production conditions” in Table 1. Sample No. Samples 4 to 12 are examples of the present invention. Samples 1 to 3 and 13 to 15 are comparative examples. About the magnetic powder after heat processing, the magnetic characteristic was measured using VSM (vibration sample type magnetometer). Table 2 shows the measured magnetic properties, irreversible demagnetization rate, and maximum particle size. The maximum particle size shown here is the maximum particle size when an arbitrary 1 μm square metal structure in the magnet powder is observed with a TEM (transmission electron microscope).
図２（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、試料Ｎｏ．１〜３のサンプル（比較例）の組織写真であり、図２（ｄ）および（ｅ）は、それぞれ、試料Ｎｏ．５および７のサンプル（実施例）の組織写真である。これらの写真から明らかなように、実施例の結晶粒は比較例に比べて微細である。また表２に示されるように、実施例では最大粒径が１００ｎｍ以下であるのに対して、比較例の最大粒径は１００ｎｍを超え、中には３００ｎｍを超えるものも見受けられる。 2 (a) to 2 (c) show sample Nos. 1 is a structure photograph of samples 1 to 3 (comparative examples), and FIGS. It is a structure | tissue photograph of the sample (Example) of 5 and 7. FIG. As is apparent from these photographs, the crystal grains of the example are finer than those of the comparative example. Further, as shown in Table 2, the maximum particle size in the examples is 100 nm or less, whereas the maximum particle size in the comparative example exceeds 100 nm, and some of them exceed 300 nm.
なお、試料Ｎｏ．１１のサンプル（実施例）と試料Ｎｏ．１５のサンプル（比較例）との間にある相違点は、試料Ｎｏ．１１のサンプルには０．３ａｔ．％のＣ（炭素）が添加されていたのに対して、試料Ｎｏ．１５のサンプルにはＣ（炭素）が全く添加されていなかったことにある。この差異に起因して、最大粒径に大きな変化が生じた。すなわち、Ｃ添加無しの試料Ｎｏ．１５における最大粒径は３７０ｎｍにも達したのに、Ｃ（炭素）を添加した試料Ｎｏ．１１の最大粒径は８０ｎｍに抑えられた。このようにＣ添加の有無により、最大粒径に大きな違いが発生することが確認された。 Sample No. No. 11 sample (Example) and Sample No. The difference between the 15 samples (comparative example) is that the sample No. 11 samples had 0.3 at. % C (carbon) was added, whereas sample no. This is because C (carbon) was not added to 15 samples at all. Due to this difference, a large change in the maximum particle size occurred. That is, sample No. C without addition of C. Although the maximum particle size at 15 reached 370 nm, sample No. 1 to which C (carbon) was added was used. The maximum particle size of 11 was suppressed to 80 nm. Thus, it was confirmed that a large difference occurred in the maximum particle size depending on whether or not C was added.
上記の試料Ｎｏ．１、４、５、７のサンプルについて、熱処理の前後におけるキュリー温度Ｔｃを測定した。測定結果を以下の表３に示す。 In the above sample No. For the samples 1, 4, 5, and 7, the Curie temperature Tc before and after the heat treatment was measured. The measurement results are shown in Table 3 below.
表３からわかるように、試料Ｎｏ．１のサンプル（比較例）には、Ｚｒが添加されておらず、そのキュリー点Ｔｃは２９４℃である。一方、Ｚｒが添加されている試料Ｎｏ．４、５、７のサンプル（実施例）では、熱処理前のキュリー点Ｔｃが２９４℃よりも低い値を示しているが、熱処理後のキュリー点Ｔｃは、２９０℃を超えるレベルに上昇している。このことから、Ｔｉ、Ｃ、およびＺｒが同時添加された実施例では、熱処理前（急冷凝固直後）、Ｚｒによるキュリー点Ｔｃの低下が生じており、ＺｒはＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相に固溶していたと考えられる。一方、熱処理後は、Ｚｒによるキュリー点Ｔｃの低下が実質的に生じておらず、ＺｒはＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相に固溶していない。すなわち、急冷凝固合金の熱処理により、ＺｒはＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相から粒界相に移動したと考えられる。 As can be seen from Table 3, sample no. Zr is not added to Sample 1 (Comparative Example), and its Curie point Tc is 294 ° C. On the other hand, sample no. In samples 4, 5, and 7 (Examples), the Curie point Tc before the heat treatment shows a value lower than 294 ° C., but the Curie point Tc after the heat treatment rises to a level exceeding 290 ° C. . Therefore, in the example in which Ti, C, and Zr were added simultaneously, the Curie point Tc was lowered by Zr before heat treatment (immediately after rapid solidification), and Zr was in the R 2 Fe 14 B type compound phase. It is thought that it was dissolved. On the other hand, after the heat treatment, the Curie point Tc is not substantially lowered by Zr, and Zr is not dissolved in the R 2 Fe 14 B type compound phase. That is, it is considered that Zr moved from the R 2 Fe 14 B type compound phase to the grain boundary phase by the heat treatment of the rapidly solidified alloy.
熱処理時に生じるＺｒのＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相から粒界相への移動が、結晶組織の均一な微細化に寄与する詳細なメカニズムは必ずしも明らかにはなっていないが、Ｔｉ、Ｃ、およびＺｒの同時添加により、結晶組織が微細化され、それによって磁石特性の向上することが事実として確認された。 Although the detailed mechanism by which the movement of Zr from the R 2 Fe 14 B type compound phase generated during the heat treatment to the grain boundary phase contributes to uniform refinement of the crystal structure is not necessarily clarified, Ti, C, and It was confirmed as a fact that the simultaneous addition of Zr refines the crystal structure, thereby improving the magnetic properties.
本発明の鉄基希土類合金磁石は、耐熱性に優れているため、自動車用モータなどの各種用途に広く利用され得る。 Since the iron-based rare earth alloy magnet of the present invention is excellent in heat resistance, it can be widely used in various applications such as automobile motors.
１ｂ、２ｂ、８ｂ 雰囲気ガス供給口
１ａ、２ａ、８ａ ガス排気口
１ 溶解室
２ 急冷室
３ 溶解炉
４ 貯湯容器
５ 出湯ノズル
６ ロート
７ 回転冷却ロール
２１ 溶湯
２２ 合金薄帯
1b, 2b, 8b Atmospheric gas supply ports 1a, 2a, 8a Gas exhaust port 1 Melting chamber 2 Quenching chamber 3 Melting furnace 4 Hot water storage vessel 5 Hot water nozzle 6 Funnel 7 Rotating cooling roll 21 Molten metal 22 Alloy ribbon
Claims (7)
５≦ｘ≦１４、
１０＜ｙ＜１２、
０．１≦ｚ≦５、
０．２≦ｎ≦５、
０≦ｗ≦１０、
０≦ｍ≦０．３、および
０．０２≦ｐ≦０．３の関係を満足し、
硬磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相および軟磁性相を含む２種類以上の結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上８０ｎｍ以下、軟磁性相を含む硬磁性相以外の相の平均サイズが０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下、各結晶相の最大サイズが１００ｎｍ以下の範囲内にあり、
Ｚｒは実質的に粒界相にのみ存在し、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が体積比率で全体の８０％以上存在する、鉄基希土類合金磁石。 Composition formula (Fe 1-m T m) 100-xyznw (B 1-p C p) x R y Ti z Zr n is represented by M w, 1 or more elements T is selected from Co and Ni, R is one or more elements selected from yttrium and rare earth metal elements, M is Al, Si, V, Mn, Cu, Zn, Ga, Cr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au One or more elements selected from the group consisting of Pb, Bi, and Sn,
5 ≦ x ≦ 14,
10 <y <12,
0.1 ≦ z ≦ 5,
0.2 ≦ n ≦ 5,
0 ≦ w ≦ 10,
Satisfying the relationship of 0 ≦ m ≦ 0.3 and 0.02 ≦ p ≦ 0.3,
It contains two or more kinds of crystal phases including R 2 Fe 14 B type compound phase which is hard magnetic phase and soft magnetic phase, and the average size of hard magnetic phase is 1 nm to 80 nm, other than hard magnetic phase including soft magnetic phase The average size of the phases is in the range of 0.1 nm to 20 nm and the maximum size of each crystal phase is 100 nm or less,
An iron-based rare earth alloy magnet in which Zr is substantially present only in the grain boundary phase and the R 2 Fe 14 B type compound phase is present in a volume ratio of 80% or more.
５≦ｘ≦１４、
１０＜ｙ＜１２、
０．１≦ｚ≦５、
０．２≦ｎ≦５、
０≦ｗ≦１０、
０≦ｍ≦０．３、および
０．０２≦ｐ≦０．３の関係を満足する合金の溶湯を作製する工程と、
前記合金の溶湯を急冷することにより、体積比率で６０％以上のＲ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相を含む急冷合金を作製する冷却工程と、
前記急冷合金を加熱することにより、硬磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相および軟磁性相をふくむ２種類以上の結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上８０ｎｍ以下、軟磁性相を含む硬磁性相以外の相の平均サイズが０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下、各結晶相の最大サイズが１００ｎｍ以下の範囲内にあり、Ｚｒは実質的に粒界相にのみ存在し、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が体積比率で全体の８０％以上存在する鉄基希土類合金磁石を製造する熱処理工程と、
を包含する鉄基希土類合金磁石の製造方法。 Composition formula (Fe 1-m T m) 100-xyznw (B 1-p C p) x R y Ti z Zr n is represented by M w, 1 or more elements T is selected from Co and Ni, R is one or more elements selected from yttrium and rare earth metal elements, M is Al, Si, V, Mn, Cu, Zn, Ga, Cr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au One or more elements selected from the group consisting of Pb, Bi, and Sn,
5 ≦ x ≦ 14,
10 <y <12,
0.1 ≦ z ≦ 5,
0.2 ≦ n ≦ 5,
0 ≦ w ≦ 10,
Producing a molten alloy satisfying the relationship of 0 ≦ m ≦ 0.3 and 0.02 ≦ p ≦ 0.3;
A cooling step of quenching the molten alloy to produce a quenched alloy containing an R 2 Fe 14 B-type crystal phase of 60% or more by volume;
By heating the quenched alloy, it contains two or more kinds of crystal phases including a hard magnetic phase, R 2 Fe 14 B type compound phase and a soft magnetic phase, and the average size of the hard magnetic phase is 1 nm or more and 80 nm or less, The average size of phases other than the hard magnetic phase including the soft magnetic phase is in the range of 0.1 nm to 20 nm, the maximum size of each crystal phase is in the range of 100 nm or less, Zr is substantially present only in the grain boundary phase, A heat treatment step for producing an iron-based rare earth alloy magnet in which R 2 Fe 14 B-type compound phase is present in a volume ratio of 80% or more,
For producing an iron-based rare earth alloy magnet comprising:
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