JP5274781B2 - R−t−b系合金及びr−t−b系合金の製造方法、r−t−b系希土類永久磁石用微粉、r−t−b系希土類永久磁石 - Google Patents
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Description
1)融点が低く、焼結時に液相となり、磁石の高密度化、従って磁化の向上に寄与する。
2)粒界の凹凸を無くし、逆磁区のニュークリエーションサイトを減少させ、保磁力を高める。
3)主相を磁気的に絶縁し保磁力を増加する。
従って、成形した磁石中のRリッチ相の分散状態が悪いと局部的な焼結不良、磁性の低下をまねく。このため、Rリッチ相は、成形した磁石中に均一に分散していることが重要である。R−T−B系焼結磁石のRリッチ相の分布は、原料であるR−T−B系合金の組織に大きく影響される。
以上のように、SC法で鋳造したR−T−B系合金は、Rリッチ相が微細に分散し、α−Feの生成も抑制されているため、焼結磁石を作製するための優れた組織を有している。
同様にSiについても一定の濃度を超えると融点が変化して特性に悪影響を及ぼす可能性がある。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、優れた角形性および保磁力を有するR−T−B系希土類永久磁石の原料となるR−T−B系合金およびR−T−B系合金の製造方法を提供することを目的とする。
また、上記R−T−B系合金から作製されたR−T−B系希土類永久磁石用微粉およびR−T−B系希土類永久磁石を提供することを目的とする。
(1)希土類系永久磁石に用いられる原料であるR−T−B系(但し、RはSc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Ho、Er、Tm、Yb、Luのうち少なくとも1種であり、TはFeを80質量%以上含む遷移金属であり、BはBを50質量%以上含み、C、Nのうち少なくとも1種を0質量%以上50質量%未満含むものである。)合金であって、前記合金の組成は、Rが31wt%、Bが1.0wt%、残部がTであり、
さらに前記合金中のMn濃度が0.02wt%以上、0.05wt%以下であることを特徴とするR−T−B系合金。
(2)ストリップキャスト法で製造された平均厚さ0.1〜1mmの薄片であることを特徴とする(1)に記載のR−T−B系合金。
ストリップキャスト法により、平均厚さ0.1〜1mmの薄片とするとともに、冷却ロールへの平均溶湯供給速度を幅1cmあたり毎秒10g以上とすることを特徴とするR−T−B系合金の製造方法。
(4)(1)または(2)に記載のR−T−B系合金または(3)に記載のR−T−B系合金の製造方法により作製されたR−T−B系合金から作製したR−T−B系希土類永久磁石用微粉。
(5)(4)に記載のR−T−B系希土類永久磁石用微粉から作製されたR−T−B系希土類永久磁石。
また、本発明のR−T−B系希土類永久磁石用微粉およびR−T−B系希土類永久磁石は、本発明のR−T−B系合金または本発明のR−T−B系合金の製造方法により作製されたR−T−B系合金から作製したものであるので、角形性および保磁力が高く、磁気特性に優れたものとなる。
図1に示すR−T−B系合金は、SC法で製造されたものである。このR−T−B系合金の組成は、質量比でNd25%、Pr6%、B1.0%、Co0.3%、Al0.2%、Si0.05%、Mn0.03%、残部Feである。
図2(a)に示す元素分布分析の結果より、FeおよびAlはR2T14B相に多いことが分かる。また、図2(a)より、所定位置である0から0.01mmの手前の位置、0.02mm付近の位置、0.04mm付近の位置を比較すると、Nd、Mn、Cuは、Fe、Alの少ない領域であるRリッチ相に多いことが分かる。
本発明のR−T−B系希土類永久磁石を作製するには、まず、図1に示す本発明のR−T−B系合金からR−T−B系希土類永久磁石用微粉を作製する。本発明のR−T−B系合金は、例えば、図3に示す鋳造装置を用いてSC法で製造される。
まず、図3に示す耐火物ルツボ1に本発明のR−T−B系合金となる原料を入れ、真空または不活性ガス雰囲気中で溶解して溶湯とする。次いで、合金の溶湯を、必要に応じて整流機構やスラグ除去機構の設けられたタンディッシュ2を介して、内部を水冷された鋳造ロール3(冷却ロール)に、幅1cmあたり毎秒10g以上の平均溶湯供給速度で供給し、鋳造ロール3上で凝固させて平均厚さ0.1〜1mmの薄片とする。凝固されたR−T−B系合金5の薄片は、タンディッシュ2の反対側で鋳造ロール3から離脱して、捕集コンテナ4に捕集されて回収される。このようにして得られたR−T−B系合金5のRリッチ相の組織状態は、捕集コンテナ4に捕集されたR−T−B系合金5の薄片の温度を適切に調整することにより制御できる。
「Mn濃度0.02wt%」
質量比で、Nd25%、Pr6%、B1.0%、Co0.2%、Al0.2%、Si0.05%、Mn0.02%、残部Feになるように配合した原料を秤量して、図3に示す製造装置のアルミナからなる耐火物ルツボ1に入れ、アルゴンガス1気圧の雰囲気中で高周波溶解炉を用いて溶解し、合金溶湯とした。次いで、この合金溶湯を、タンディッシュ2を介して鋳造ロール3(冷却ロール)に供給して、SC法にて鋳造し、R−T−B系合金の薄片を得た。
なお、鋳造時の鋳造ロール3への平均溶湯供給速度は、幅1cmあたり毎秒25gであり、得られたR−T−B系合金の薄片の平均厚さは0.3mmであった。また、鋳造用回転ロール3の周速度は1.0m/sであった。
次に、Mn濃度0.03〜0.14wt%にしたこと以外は、Mn濃度0.02wt%のR−T−B系希土類永久磁石と同様にして、Mn濃度0.03〜0.14wt%のR−T−B系希土類永久磁石を得た。
図4より、R−T−B系合金中に含まれるMn濃度が0.02〜0.05wt%の範囲では、Mn濃度が上昇するにつれて、R−T−B系希土類永久磁石の角形性が低くなっており、角形性が悪化していることがわかる。また、図4より、R−T−B系合金中に含まれるMn濃度が0.05wt%を超えるとR−T−B系希土類永久磁石の角形性が低いレベルで安定することがわかる。
この原因としてMn濃度が上昇するにつれて最適焼結温度がわずかに上昇し、焼結が十分に進行していないことが考えられる。一般的に焼結温度を上昇させるとHcjの低下が起こることを考慮しても、R−T−B系希土類永久磁石の保磁力は、R−T−B系合金中に含まれるMn濃度が低いほど好ましいと結論できる。
Claims (5)
- 希土類系永久磁石に用いられる原料であるR−T−B系(但し、RはSc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Ho、Er、Tm、Yb、Luのうち少なくとも1種であり、TはFeを80質量%以上含む遷移金属であり、BはBを50質量%以上含み、C、Nのうち少なくとも1種を0質量%以上50質量%未満含むものである。)合金であって、
前記合金の組成は、Rが31wt%、Bが1.0wt%、残部がTであり、
さらに前記合金中のMn濃度が0.02wt%以上、0.05wt%以下であることを特徴とするR−T−B系合金。
- ストリップキャスト法で製造された平均厚さ0.1〜1mmの薄片であることを特徴とする請求項1に記載のR−T−B系合金。
- 請求項1または請求項2に記載のR−T−B系合金の製造方法であって、
ストリップキャスト法により、平均厚さ0.1〜1mmの薄片とするとともに、冷却ロールへの平均溶湯供給速度を幅1cmあたり毎秒10g以上とすることを特徴とするR−T−B系合金の製造方法。 - 請求項1または請求項2記載のR−T−B系合金または請求項3に記載のR−T−B系合金の製造方法により作製されたR−T−B系合金から作製したR−T−B系希土類永久磁石用微粉。
- 請求項4に記載のR−T−B系希土類永久磁石用微粉から作製されたR−T−B系希土類永久磁石。
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