JPH01171217A - 円筒状希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法 - Google Patents
円筒状希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法Info
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Landscapes
- Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、円筒状希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法に
関し、特にモータ用の磁石の製造に有用である。
関し、特にモータ用の磁石の製造に有用である。
モータには円筒状の磁石が用いられるが、最近の電気製
品の小型化、高効率化の要求に伴い、その材料として高
い磁気的性能をもつ希土類元素と鉄とボロンとを基本的
成分とする合金を用いることが望まれている。すなわち
、希土％−Ｆｅ−Ｂ系磁石である。
品の小型化、高効率化の要求に伴い、その材料として高
い磁気的性能をもつ希土類元素と鉄とボロンとを基本的
成分とする合金を用いることが望まれている。すなわち
、希土％−Ｆｅ−Ｂ系磁石である。
希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法としては、いわゆる
焼結法と、いわゆる液体急冷法と、例えば特開昭６２−
２０３３０２号公報に開示の鋳造法などが知られている
。
焼結法と、いわゆる液体急冷法と、例えば特開昭６２−
２０３３０２号公報に開示の鋳造法などが知られている
。
しかし、いわゆる焼結法で円筒状磁石を製造しようとす
ると、収縮率の異方性のために割れを生じてしまう問題
点がある。また、同様に、いわゆる液体急冷法や前記鋳
造法でも、希土類元素と鉄とボロンとを基本成分とする
合金は加工性が悪いため、円筒状に成形しようとすると
多くの場合割れを生じる問題点がある。すなわち、かか
る従来技術は、必ずしも円筒状磁石を製造するのに適し
たものとは言えなかった。
ると、収縮率の異方性のために割れを生じてしまう問題
点がある。また、同様に、いわゆる液体急冷法や前記鋳
造法でも、希土類元素と鉄とボロンとを基本成分とする
合金は加工性が悪いため、円筒状に成形しようとすると
多くの場合割れを生じる問題点がある。すなわち、かか
る従来技術は、必ずしも円筒状磁石を製造するのに適し
たものとは言えなかった。
従って、本発明の目的とするところは、円筒状の希土類
−Ｆｅ−Ｂ系磁石を好適に製造する方法を提供すること
にある。
−Ｆｅ−Ｂ系磁石を好適に製造する方法を提供すること
にある。
本発明の円筒状希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法は、
希土類と鉄とボロンとを基本成分とする合金の溶湯を、
回転させた円筒状鋳型に流し込み、遠心力で加圧しつつ
冷却して円筒状の鋳塊とする工程を含むことを構成上の
特徴とするものである。
希土類と鉄とボロンとを基本成分とする合金の溶湯を、
回転させた円筒状鋳型に流し込み、遠心力で加圧しつつ
冷却して円筒状の鋳塊とする工程を含むことを構成上の
特徴とするものである。
希土類元素としては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ。
Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられ、これらのうちの１種あるい
は２種以上を組み合わせて用いる。最も高い磁気的性能
はＰｒで得られるから、実用的にはＰｒ、ＰｒとＮｄの
組み合わせ、ＣｅとＰｒとＮｄの組み合わせ等を用いる
のが好ましい。
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられ、これらのうちの１種あるい
は２種以上を組み合わせて用いる。最も高い磁気的性能
はＰｒで得られるから、実用的にはＰｒ、ＰｒとＮｄの
組み合わせ、ＣｅとＰｒとＮｄの組み合わせ等を用いる
のが好ましい。
希土類元素の比率は、８〜２５ｉ子％が適当である。希
土類元素と鉄とボロンとを基本成分とする永久磁石の主
相はＲ２Ｆｅｌ ４ Ｂ （Ｒは希土類元素）であるが
、希土類元素が８原子％未満では上記化合物を形成せず
α−鉄と同一構造の立方晶組織となるため良好な磁気的
特性が得られない。
土類元素と鉄とボロンとを基本成分とする永久磁石の主
相はＲ２Ｆｅｌ ４ Ｂ （Ｒは希土類元素）であるが
、希土類元素が８原子％未満では上記化合物を形成せず
α−鉄と同一構造の立方晶組織となるため良好な磁気的
特性が得られない。
他方、鋳造法によっても良好な磁気的特性を得るために
は、２５原子％以下とすることが適当であるからである
。
は、２５原子％以下とすることが適当であるからである
。
ボロンの比率は、２〜８原子％が適当である。
２原子％未満では菱面体のＲ−Ｆｅ系になるため高保磁
力を得られず、他方、鋳造法によっても良好な磁気的特
性を得るためには、８原子％以下とすることが適当であ
るからである。
力を得られず、他方、鋳造法によっても良好な磁気的特
性を得るためには、８原子％以下とすることが適当であ
るからである。
また少量の添加元素、例えば、Ｃｏ、 Ａｉｌ、 Ｍ。
、Ｓｉ等や、重希土元素のＤｙ、Ｔｂ等は、保磁力の向
上に有効である。
上に有効である。
ＣＯはキュリー点を高めるのに有効である。永久磁石と
して考えられる１ｋＯｅ以上の保磁力をｉｒＩるには５
０原子％以内がよい。Ｃｏは基本的にＦｅのサイトを置
換しＲ２Ｃｏ１＋Ｂを形成するのであるが、この化合物
は結晶異方性磁界が小さく、その最が増すにつれて磁石
全体としての保磁力が小さくなってしまうからである。
して考えられる１ｋＯｅ以上の保磁力をｉｒＩるには５
０原子％以内がよい。Ｃｏは基本的にＦｅのサイトを置
換しＲ２Ｃｏ１＋Ｂを形成するのであるが、この化合物
は結晶異方性磁界が小さく、その最が増すにつれて磁石
全体としての保磁力が小さくなってしまうからである。
Ａβは、保磁力の増大効果を有する。Ａｌｌの添加量は
Ｉ５５原子以下がよい。Ａ／は非磁性元素であるため、
その添加量を増すと残留磁束密度が低下し、１５原子％
を越えるとハードフェライト以下の残留磁束密度になっ
てしまうからである。
Ｉ５５原子以下がよい。Ａ／は非磁性元素であるため、
その添加量を増すと残留磁束密度が低下し、１５原子％
を越えるとハードフェライト以下の残留磁束密度になっ
てしまうからである。
Ｃ作用〕
本発明は、端的に言うならば、いわゆる遠心鋳造法を希
土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法に応用したもので、従
って、その遠心鋳造法の効果として割れを発生すること
なく円筒状に成形することが出来る。
土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法に応用したもので、従
って、その遠心鋳造法の効果として割れを発生すること
なく円筒状に成形することが出来る。
ところが、単に上記成形上の改良にとどまらず、遠心力
と温度とを適切に選択することによってラジアル方向に
柱状晶を発達させたり逆に１００％等軸品にするなど組
織を自由にコントロールすることが可能となるので、こ
れにより磁気的特性を自由に制御できるようになる。
と温度とを適切に選択することによってラジアル方向に
柱状晶を発達させたり逆に１００％等軸品にするなど組
織を自由にコントロールすることが可能となるので、こ
れにより磁気的特性を自由に制御できるようになる。
中空鋳型を用いても組織をコントロールすることが不可
能ではないが、容易ではなく、特に柱状晶を１００％ラ
ジアル方向に発達させるのは実用上困難である。
能ではないが、容易ではなく、特に柱状晶を１００％ラ
ジアル方向に発達させるのは実用上困難である。
従って、本発明は、成形上の改良と磁気的特性の制御性
の２つの観点から、円筒状希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製
造方法として著しく優れた利点を有するものである。
の２つの観点から、円筒状希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製
造方法として著しく優れた利点を有するものである。
なお、遠心鋳造法によれば、鋳造欠陥（空隙）が少なく
なるので強度的に向上する。また、結晶粒径も微細とな
り、これは磁気的性能とりわけ保磁力を向上させる効果
がある。
なるので強度的に向上する。また、結晶粒径も微細とな
り、これは磁気的性能とりわけ保磁力を向上させる効果
がある。
円筒状の鋳塊とした後、２００℃以上の温度で熱処理す
ことにより磁気的に硬化させるのが好ましい。初晶Ｆｅ
を拡散させ、平衡状態に推移させるためである。
ことにより磁気的に硬化させるのが好ましい。初晶Ｆｅ
を拡散させ、平衡状態に推移させるためである。
また、円筒状の鋳塊とした後、５００℃〜１゜００℃の
温度で熱間加工を行うのが好ましい、加工時の応力によ
って結晶粒が微細化され特に保磁力を向上できるように
なると共に、結晶軸を特定の方向に配向せしめて磁気的
に異方性化し特に最大エネルギー積を増大できるように
なるからである。温度を５００℃〜１０００℃とするの
は、５００℃未満では加工性が悪く、１０００℃を越え
ると結晶粒が大きく成長しすぎるからである。
温度で熱間加工を行うのが好ましい、加工時の応力によ
って結晶粒が微細化され特に保磁力を向上できるように
なると共に、結晶軸を特定の方向に配向せしめて磁気的
に異方性化し特に最大エネルギー積を増大できるように
なるからである。温度を５００℃〜１０００℃とするの
は、５００℃未満では加工性が悪く、１０００℃を越え
ると結晶粒が大きく成長しすぎるからである。
熱間加工後、熱処理を行えば更に好ましい。
以下、図面を参照しつつ、本発明の実施例について説明
する。ここに第１図は遠心鋳造工程を示す概念図、第２
図は円筒状の鋳塊の柱状晶の発達の説明図、第３図は円
筒状の鋳塊の等軸品組織の説明図、第４図は熱間プレス
工程の説明図、第５図は熱間押出工程の断面図である。
する。ここに第１図は遠心鋳造工程を示す概念図、第２
図は円筒状の鋳塊の柱状晶の発達の説明図、第３図は円
筒状の鋳塊の等軸品組織の説明図、第４図は熱間プレス
工程の説明図、第５図は熱間押出工程の断面図である。
なお、これにより本発明が限定されるものではない。
ス止側ユ
第１表に示す３種類の組成の各々の合金の溶湯を真空溶
解炉で得た。
解炉で得た。
第１表
次に、第１図に示すように、遠心鋳造装置ｌで鋳込み、
円筒状の鋳塊２を得た。鋳塊２の寸法は、外径８０龍、
内径４０ｍｍ、長さ２００ ｍｍである。
円筒状の鋳塊２を得た。鋳塊２の寸法は、外径８０龍、
内径４０ｍｍ、長さ２００ ｍｍである。
ここで、鋳込温度を１６００℃、鋳塊２の内面での遠心
力を２０００（Ｇ；加速度単位）とすると、第２図に示
す如き柱状晶３が１００％ラジアル方向に発達した鋳塊
２８を得た。
力を２０００（Ｇ；加速度単位）とすると、第２図に示
す如き柱状晶３が１００％ラジアル方向に発達した鋳塊
２８を得た。
また、鋳込温度を１２５０度、鋳塊２の内面での遠心力
を１００Ｇとすると、第３図に示す如き１００％等軸晶
組織の鋳塊２ｔ、を得た。
を１００Ｇとすると、第３図に示す如き１００％等軸晶
組織の鋳塊２ｔ、を得た。
次に、円筒状の鋳塊２．または２ｔ、を１０００℃ｘ
２４ ｈで熱処理した。
２４ ｈで熱処理した。
この各試料について円筒の軸方向の磁気的特性とラジア
ル方向（半径方向）の磁気的特性とを測定した。測定結
果を第２表の上段に示す。
ル方向（半径方向）の磁気的特性とを測定した。測定結
果を第２表の上段に示す。
なお、比較のために、第１表の組成■の合金を中空鋳型
を用いて普通に鋳込んで円筒状の鋳塊を得、その際、温
度コントロールによって柱状晶が１００％ラジアル方向
に発達したものと１００％等軸品組織のものとを作製し
た。その磁気的特性の測定結果を第２表の下段に示す。
を用いて普通に鋳込んで円筒状の鋳塊を得、その際、温
度コントロールによって柱状晶が１００％ラジアル方向
に発達したものと１００％等軸品組織のものとを作製し
た。その磁気的特性の測定結果を第２表の下段に示す。
第２表 柱：１００％柱状晶 等：１００％等軸晶ｍ址
Ｉ 次に、実施例１で得た円筒状の鋳塊２．または２しをス
ライスしてリング状とし、これをリングの軸方向に熱間
プレスした。
Ｉ 次に、実施例１で得た円筒状の鋳塊２．または２しをス
ライスしてリング状とし、これをリングの軸方向に熱間
プレスした。
第４図は、ラジアル方向に柱状晶３を発達させた鋳塊２
ａをスライスして得たリング２ｃに、矢印αのように熱
間プレスする状態を示している。
ａをスライスして得たリング２ｃに、矢印αのように熱
間プレスする状態を示している。
この場合のように、柱状晶３の発達方向に垂直に加工力
を与えると、その方向に良好に結晶軸が配向して磁気的
に異方性化される。矢印４は配向方向を示している。
を与えると、その方向に良好に結晶軸が配向して磁気的
に異方性化される。矢印４は配向方向を示している。
この理由は、第１に熱間加工による異方性化効果は元々
の配向度が高いほど高くなるため、柱状晶組織を発達さ
せて元々の配向度を高めておくことが有効だからと考え
られ、第２に加工による加圧変形が柱状晶に垂直に及ぶ
ことにより結晶粒微細化の効率を向上できることになる
からと考えられる。
の配向度が高いほど高くなるため、柱状晶組織を発達さ
せて元々の配向度を高めておくことが有効だからと考え
られ、第２に加工による加圧変形が柱状晶に垂直に及ぶ
ことにより結晶粒微細化の効率を向上できることになる
からと考えられる。
他方、第２図に示すように、円筒状の鋳塊２ａまたは２
ｂを軟ｍ製のカプセル５に密封し、ダイス６より熱間押
出を行った。７はマンドレル、８は押盤、９はコンテナ
である。この場合、円筒状の鋳塊２□または２トは、矢
印βのようにラジアル方向に加圧されることになる。
ｂを軟ｍ製のカプセル５に密封し、ダイス６より熱間押
出を行った。７はマンドレル、８は押盤、９はコンテナ
である。この場合、円筒状の鋳塊２□または２トは、矢
印βのようにラジアル方向に加圧されることになる。
以上の各試料について磁気的特性を測定した結果を第３
表の上段に示す。
表の上段に示す。
なお、比較のために、第１表の組成■の合金を中空鋳型
を用いて普通に鋳込んで円筒状の鋳塊を得、その際、温
度コントロールによって柱状晶が１００％ラジアル方向
に発達したものと１００％等軸品組織のものとを作製し
た。その磁気的特性の測定結果を第２表の下段に示す。
を用いて普通に鋳込んで円筒状の鋳塊を得、その際、温
度コントロールによって柱状晶が１００％ラジアル方向
に発達したものと１００％等軸品組織のものとを作製し
た。その磁気的特性の測定結果を第２表の下段に示す。
第３表 柱：１００％柱状晶 等：１００％等軸晶〔発
明の効果〕 本発明によれば、希土類と鉄とボロンとを基本成分とす
る合金の溶湯を、回転させた円筒状鋳型に流し込み、遠
心力で加圧しつつ冷却して円筒状の鋳塊とする工程を含
むことを特徴とする円筒状希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製
造方法が提供され、これにより割れ等を防止して能率よ
く円筒状に成形した希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石を得られる
ようになると共に、磁気的特性をも向上できる。特に、
軸方向に異方性をもつ強力なリング状永久磁石を得るこ
とが可能になる。
明の効果〕 本発明によれば、希土類と鉄とボロンとを基本成分とす
る合金の溶湯を、回転させた円筒状鋳型に流し込み、遠
心力で加圧しつつ冷却して円筒状の鋳塊とする工程を含
むことを特徴とする円筒状希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製
造方法が提供され、これにより割れ等を防止して能率よ
く円筒状に成形した希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石を得られる
ようになると共に、磁気的特性をも向上できる。特に、
軸方向に異方性をもつ強力なリング状永久磁石を得るこ
とが可能になる。
第１図は遠心鋳造工程を示す概念図、第２図は円筒状の
鋳塊の柱状晶の発達の説明図、第３図は円筒状の鋳塊の
等軸晶組織の説明図、第４図は熱間プレス工程の説明図
、第５図は熱間押出工程の断面図である。 〔符号の説明〕 １・・・遠心鋳造装置 ２・・・円管状の鋳塊 ２ａ・・・柱状晶の発達した鋳塊 ２ｔ、・・・等軸品組織の鋳塊 ３・・・柱状晶 ２ｃ・・・リング状の磁石 ４・・・配向方向 ５・・・カプセル ６・・・ダイス７・・・マン
ドレル ８・・・押盤９・・・コンテナ α・・・熱間プレス方向 β・・・加圧方向。 第４図 第５図 第１図
鋳塊の柱状晶の発達の説明図、第３図は円筒状の鋳塊の
等軸晶組織の説明図、第４図は熱間プレス工程の説明図
、第５図は熱間押出工程の断面図である。 〔符号の説明〕 １・・・遠心鋳造装置 ２・・・円管状の鋳塊 ２ａ・・・柱状晶の発達した鋳塊 ２ｔ、・・・等軸品組織の鋳塊 ３・・・柱状晶 ２ｃ・・・リング状の磁石 ４・・・配向方向 ５・・・カプセル ６・・・ダイス７・・・マン
ドレル ８・・・押盤９・・・コンテナ α・・・熱間プレス方向 β・・・加圧方向。 第４図 第５図 第１図
Claims (4)
- １．希土類と鉄とボロンとを基本成分とする合金の溶湯
を、回転させた円筒状鋳型に流し込み、遠心力で加圧し
つつ冷却して円筒状の鋳塊とする工程を含むことを特徴
とする円筒状希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法。 - ２．円筒状の鋳塊とした後、２００℃以上で熱処理する
ことを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の円筒状希
土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法。 - ３．円筒状の鋳塊とした後、５００℃以上で熱間加工す
ることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の円筒状
希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法。 - ４．熱間加工後、熱処理することを特徴とする特許請求
の範囲第３項記載の円筒状希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33125387A JPH01171217A (ja) | 1987-12-25 | 1987-12-25 | 円筒状希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33125387A JPH01171217A (ja) | 1987-12-25 | 1987-12-25 | 円筒状希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01171217A true JPH01171217A (ja) | 1989-07-06 |
Family
ID=18241616
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33125387A Pending JPH01171217A (ja) | 1987-12-25 | 1987-12-25 | 円筒状希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01171217A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19528291A1 (de) * | 1995-08-02 | 1997-02-06 | Ald Vacuum Techn Gmbh | Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen von Partikeln aus gerichtet erstarrten Gußkörpern |
-
1987
- 1987-12-25 JP JP33125387A patent/JPH01171217A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19528291A1 (de) * | 1995-08-02 | 1997-02-06 | Ald Vacuum Techn Gmbh | Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen von Partikeln aus gerichtet erstarrten Gußkörpern |
| EP0756911A3 (de) * | 1995-08-02 | 1997-05-21 | Ald Vacuum Techn Gmbh | Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen von Partikeln aus gerichtet erstarrten Gusskörpern |
| DE19528291C2 (de) * | 1995-08-02 | 1998-06-04 | Ald Vacuum Techn Gmbh | Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen von Partikeln aus gerichtet erstarrten Gußkörpern |
| US5826322A (en) * | 1995-08-02 | 1998-10-27 | Ald Vacuum Technologies Gmbh | Process and apparatus for the production of particles from castings which have solidified in an oriented manner |
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