JPH02198104A - 希土類・鉄系永久磁石の製造方法 - Google Patents
希土類・鉄系永久磁石の製造方法Info
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- JPH02198104A JPH02198104A JP1017979A JP1797989A JPH02198104A JP H02198104 A JPH02198104 A JP H02198104A JP 1017979 A JP1017979 A JP 1017979A JP 1797989 A JP1797989 A JP 1797989A JP H02198104 A JPH02198104 A JP H02198104A
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Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
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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
本発明は超急冷法によって得られる特定の合金組成の希
土類・鉄系薄片を出発原料とし、直接任意形状の希土類
・鉄系永久磁石を得る製造方法に関するものである。
土類・鉄系薄片を出発原料とし、直接任意形状の希土類
・鉄系永久磁石を得る製造方法に関するものである。
従来の技術
超急冷法による希土類・鉄系薄片とはＲ２Ｆｅ（Ｃｏ）
１４Ｂ相と非晶質相とを共有する非平衡状態の希土類・
鉄系合金であり、例えば１０４°Ｃ／ｓｅｅ以上の冷却
速度によって高温融液状態から少なくともその一部を融
液状態で凍結することによって得られる。ここで必要に
応じてＡｒガス等の不活性ガス雰囲気中で適宜再結晶温
度以上に熱処理することにより４０〜４００ｎ＋＋＋の
Ｒ２Ｆｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相がランダムに集合した組織
とすれば、該薄片は残留磁束密度Ｂｒ８．ＯＫＧ、飼育
保磁力Ｈｃｊ１５ＫＯｅ程度の磁気特性が発現する。
１４Ｂ相と非晶質相とを共有する非平衡状態の希土類・
鉄系合金であり、例えば１０４°Ｃ／ｓｅｅ以上の冷却
速度によって高温融液状態から少なくともその一部を融
液状態で凍結することによって得られる。ここで必要に
応じてＡｒガス等の不活性ガス雰囲気中で適宜再結晶温
度以上に熱処理することにより４０〜４００ｎ＋＋＋の
Ｒ２Ｆｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相がランダムに集合した組織
とすれば、該薄片は残留磁束密度Ｂｒ８．ＯＫＧ、飼育
保磁力Ｈｃｊ１５ＫＯｅ程度の磁気特性が発現する。
しかし、薄片の厚さは概ね２０〜３０μ…程度であるた
め種々の形状が求められる実用的な永久磁石としては当
該薄片をそのまま直接用いることができない。従って何
等かの方法で薄片を任意の形状の集合体とし、該薄片相
互を固定化することが必要である。
め種々の形状が求められる実用的な永久磁石としては当
該薄片をそのまま直接用いることができない。従って何
等かの方法で薄片を任意の形状の集合体とし、該薄片相
互を固定化することが必要である。
上記のような超急冷法による希土類・鉄系薄片を任意の
形状の集合体とし、該薄片相互を固定化する従来技術と
しては樹脂磁石、或はホット・プレス磁石が知られてい
る。
形状の集合体とし、該薄片相互を固定化する従来技術と
しては樹脂磁石、或はホット・プレス磁石が知られてい
る。
発明が解決しようとする課題
超急冷法による希土類・鉄系薄片、例えばＮｄ＋５Ｆｅ
８３Ｂ４の相対密度８０％樹脂磁石の磁気特性は残留磁
束密度Ｂｒ６．ＩＫＧ、個有保磁力Ｈｃｊ１５．０ＫＯ
ｅ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ８．０ＭＧＯｅで
ある。この場合相対密度８０％以上の高密度化が困難で
あるから磁気特性の大幅な改善が難しい。一方、例えば
超急冷法による希土類・鉄系薄片Ｎｄ１３Ｆｅ８３Ｂ４
の相対密度９８〜９９％ホット・プレス磁石の磁気特性
は残留磁束密度Ｂ ｒ７．９ＫＧ、個有保磁力Ｈｃｊ１
６．０ＫＯｅ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ１４．
０ＭＧＯｅとなる。しかし、この場合６００〜９００℃
、圧力１〜３ｔｏｎ／ｃｉ程度の加熱・加圧条件を採用
する必要がある。とくに個有保磁力Ｈｃｊの水準に重大
な影響を与えるＲ２Ｆｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相の生成また
は／および成長温度領域であるため、該加熱並びに加熱
とを時間と関連させて正確に制御しなければならない。
８３Ｂ４の相対密度８０％樹脂磁石の磁気特性は残留磁
束密度Ｂｒ６．ＩＫＧ、個有保磁力Ｈｃｊ１５．０ＫＯ
ｅ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ８．０ＭＧＯｅで
ある。この場合相対密度８０％以上の高密度化が困難で
あるから磁気特性の大幅な改善が難しい。一方、例えば
超急冷法による希土類・鉄系薄片Ｎｄ１３Ｆｅ８３Ｂ４
の相対密度９８〜９９％ホット・プレス磁石の磁気特性
は残留磁束密度Ｂ ｒ７．９ＫＧ、個有保磁力Ｈｃｊ１
６．０ＫＯｅ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ１４．
０ＭＧＯｅとなる。しかし、この場合６００〜９００℃
、圧力１〜３ｔｏｎ／ｃｉ程度の加熱・加圧条件を採用
する必要がある。とくに個有保磁力Ｈｃｊの水準に重大
な影響を与えるＲ２Ｆｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相の生成また
は／および成長温度領域であるため、該加熱並びに加熱
とを時間と関連させて正確に制御しなければならない。
そのうえ一般１′″−１０−’Ｔｏｒｒ程度の真空中も
しくはＡｒガスなど、化学的に不活性な雰囲気を維持し
なければならない難点があり、樹脂磁石のように同一水
準の磁気特性を維持しながら任意の形状を有する種々の
実用的な永久磁石を得ることが難しい。また、同じ個有
保磁力Ｈｃｊ水準であっても、該温度係数が樹脂磁石の
−０．４２％／℃に対して−０，４７％／℃と低下する
ため熱安定性の確保が困難となり高温下での実使用を制
約するという欠点を有していた。
しくはＡｒガスなど、化学的に不活性な雰囲気を維持し
なければならない難点があり、樹脂磁石のように同一水
準の磁気特性を維持しながら任意の形状を有する種々の
実用的な永久磁石を得ることが難しい。また、同じ個有
保磁力Ｈｃｊ水準であっても、該温度係数が樹脂磁石の
−０．４２％／℃に対して−０，４７％／℃と低下する
ため熱安定性の確保が困難となり高温下での実使用を制
約するという欠点を有していた。
本発明は上記背景に鑑みてなされたもので超急冷法によ
る特定の合金組成を有する希土類・鉄系薄片を任意の形
状の集合体とし、該薄片相互を固定化する新しい方法の
提示によって樹脂磁石と同等の形状任意性と熱安定性と
を維持・確保しつつ同時にホット・プレス磁石の磁気安
定性を上回る性能を有する新しい希土類・鉄系永久磁石
の提供を目的とするものである。
る特定の合金組成を有する希土類・鉄系薄片を任意の形
状の集合体とし、該薄片相互を固定化する新しい方法の
提示によって樹脂磁石と同等の形状任意性と熱安定性と
を維持・確保しつつ同時にホット・プレス磁石の磁気安
定性を上回る性能を有する新しい希土類・鉄系永久磁石
の提供を目的とするものである。
課題を解決するための手段
本発明はＹを含む希土類元素Ｒ：１３〜１５原子％、Ｃ
ｏ：Ｏ〜２０原子％、Ｂ：４〜１１原子％、残部Ｆｅお
よび不可避不純物からなる超急冷希土類・鉄系薄片、或
はまたＹを含む希土類元素Ｒ：１１〜１３原子％、Ｃｏ
：１０〜２０原子％。
ｏ：Ｏ〜２０原子％、Ｂ：４〜１１原子％、残部Ｆｅお
よび不可避不純物からなる超急冷希土類・鉄系薄片、或
はまたＹを含む希土類元素Ｒ：１１〜１３原子％、Ｃｏ
：１０〜２０原子％。
Ｂ：４〜１１原子％、残部Ｆｅおよび不可避不純物から
なる超急冷希土類・鉄系薄片、更には３原子％以下のＳ
ｉ、ＡＩ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ。
なる超急冷希土類・鉄系薄片、更には３原子％以下のＳ
ｉ、ＡＩ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ。
Ｇａ、Ｐ、Ｃの１ｆｆ［または２種以上を添加元素Ｍと
して用いた超急冷希土類・鉄系薄片の集合体に直接放電
せしめ、然るのち一軸の圧力と電流とを附加し、当該薄
片の塑性変形と薄片接触界面の原子的結合を行うもので
ある。
して用いた超急冷希土類・鉄系薄片の集合体に直接放電
せしめ、然るのち一軸の圧力と電流とを附加し、当該薄
片の塑性変形と薄片接触界面の原子的結合を行うもので
ある。
作用
以下、本発明を更に詳しく説明する。
本発明で言う超急冷法による希土類・鉄系薄片とはＲ２
Ｆｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相と非晶質相とを共有する非平衡
状態の希土類・鉄系合金であり、例えば１０４℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度によって高温融液状態から少なくとも
その一部を融液状態で凍結することにより得られるもの
である。このような薄片は通常厚さが２０〜３０μｌで
あり、粉砕により粒度調整する。
Ｆｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相と非晶質相とを共有する非平衡
状態の希土類・鉄系合金であり、例えば１０４℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度によって高温融液状態から少なくとも
その一部を融液状態で凍結することにより得られるもの
である。このような薄片は通常厚さが２０〜３０μｌで
あり、粉砕により粒度調整する。
上記、超急冷法によって得た薄片は４０〜４００ｎｌｌ
ｌのＲ２Ｆｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相がランダムに集合した
組織に調整することにより個有保磁力Ｈｃｊの極大値が
得られる。但し、ここで言う調整上はＡｒガス等の不活
性ガス雰囲気中でＲ２Ｆｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相の結晶化
温度以上に加熱することを言う。
ｌのＲ２Ｆｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相がランダムに集合した
組織に調整することにより個有保磁力Ｈｃｊの極大値が
得られる。但し、ここで言う調整上はＡｒガス等の不活
性ガス雰囲気中でＲ２Ｆｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相の結晶化
温度以上に加熱することを言う。
尚、個有保磁力Ｈｃｊの水準は実用的な永久磁石として
の熱安定性に重大な影響を及ぼすものであるが、本発明
においては薄片の室温における個有保磁力の水準が極大
値か或はそれに近似することができるような水準である
ことが好ましい。
の熱安定性に重大な影響を及ぼすものであるが、本発明
においては薄片の室温における個有保磁力の水準が極大
値か或はそれに近似することができるような水準である
ことが好ましい。
上記の如（薄片の個有保磁力Ｈｃｊの水準は当該Ｒ２Ｆ
ｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相のサイズとともにＲおよびＲ量が
重要な影響を与える。本発明では希土類・鉄系永久磁石
の熱安定性を確保するうえからＲ２Ｆｅ （Ｃｏ）１４
Ｂ相は４００ｎｍ以下とし、個有保磁力Ｈｃｊの水準は
ＲおよびＲ量で決定することが好ましい。例えばＲをＮ
ｄとすれば１２原子％程度で個有保磁力の水準を７〜９
ＫＯｅ程度とすることができ、１４原子％程度で個有保
磁力の水準を容易に＞１５ＫＯｅとすることができるか
らである。本発明で、とくにＹを含む希土類元素Ｒ：１
３〜１５原子％、Ｃｏ：Ｏ〜２０原子％。
ｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相のサイズとともにＲおよびＲ量が
重要な影響を与える。本発明では希土類・鉄系永久磁石
の熱安定性を確保するうえからＲ２Ｆｅ （Ｃｏ）１４
Ｂ相は４００ｎｍ以下とし、個有保磁力Ｈｃｊの水準は
ＲおよびＲ量で決定することが好ましい。例えばＲをＮ
ｄとすれば１２原子％程度で個有保磁力の水準を７〜９
ＫＯｅ程度とすることができ、１４原子％程度で個有保
磁力の水準を容易に＞１５ＫＯｅとすることができるか
らである。本発明で、とくにＹを含む希土類元素Ｒ：１
３〜１５原子％、Ｃｏ：Ｏ〜２０原子％。
Ｂ、４〜１１原子％、残部Ｆｅおよび不可避不純物から
なる超急冷希土類・鉄系薄片とした理由はＲ２Ｆｅ （
Ｃｏ）１４Ｂ相を４００ｎＩ１１以下に維持し、且つ充
分な塑性変形を確保するためであり、一方でＹを含む希
土類元素Ｒ：１１〜１３原子％、Ｃ。
なる超急冷希土類・鉄系薄片とした理由はＲ２Ｆｅ （
Ｃｏ）１４Ｂ相を４００ｎＩ１１以下に維持し、且つ充
分な塑性変形を確保するためであり、一方でＹを含む希
土類元素Ｒ：１１〜１３原子％、Ｃ。
：１０〜２０原子％、Ｂ：４〜１１原子％、残部Ｆｅお
よび不可避不純物からなる超急冷希土類・鉄系薄片とし
た理由は個有保磁力Ｈｃｊの水準を低下させて着磁エネ
ルギーを低減ならしめる合金組成範囲であってもＲ２Ｆ
ｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相を４００ｎＩ１１以下に維持し、
且つ、一定量のＧｏの効果によって充分な塑性変形を維
持し、所定の磁気特性を確保するためである。尚、ここ
でＢを４〜１１原子％とした理由はＢが４原子％未膚の
ときＲ２Ｆｅ（Ｃｏ）１４Ｂ相の形成が不足するため残
留磁束密度Ｂｒ並びに個有保磁力Ｈｃｊが低下するから
である。また、Ｂが１１原子％を超えると磁気的に好ま
しくない相の出現により残留磁束密度Ｂｒが低下するか
らである。一方、３原子％以下のＳｌ。
よび不可避不純物からなる超急冷希土類・鉄系薄片とし
た理由は個有保磁力Ｈｃｊの水準を低下させて着磁エネ
ルギーを低減ならしめる合金組成範囲であってもＲ２Ｆ
ｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相を４００ｎＩ１１以下に維持し、
且つ、一定量のＧｏの効果によって充分な塑性変形を維
持し、所定の磁気特性を確保するためである。尚、ここ
でＢを４〜１１原子％とした理由はＢが４原子％未膚の
ときＲ２Ｆｅ（Ｃｏ）１４Ｂ相の形成が不足するため残
留磁束密度Ｂｒ並びに個有保磁力Ｈｃｊが低下するから
である。また、Ｂが１１原子％を超えると磁気的に好ま
しくない相の出現により残留磁束密度Ｂｒが低下するか
らである。一方、３原子％以下のＳｌ。
ＡＩ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｇａ、Ｐ、Ｃの１種ま
たは２種以上を添加元素Ｍとして用いた超急冷希土類・
鉄系薄片であっても差し支えない。
たは２種以上を添加元素Ｍとして用いた超急冷希土類・
鉄系薄片であっても差し支えない。
上記、超急冷法による希土類・鉄系薄片の集合体とは例
えば一対の電極パンチとグイとで構成した任意の形状の
キャビティ内にそのまま直接充填した状態を言う。
えば一対の電極パンチとグイとで構成した任意の形状の
キャビティ内にそのまま直接充填した状態を言う。
本発明で言う上記薄片の集合体への直接放電とは当該電
極パンチ間に直流電圧または／および低周波電圧（０く
ω（ωｐｉ、但しωは周波数、ωｐｉはイオンプラズマ
振動数）を印加することであり、キャビティ内に放電プ
ラズマを生成させることである。この放電の特徴は負電
極から一次電子が放出されることによりプラズマが維持
される点にある。プラズマからのイオン衝撃によってキ
ャビティ内で集合体を形成する超急冷法による希土類・
鉄系薄片の表面の付着ガス分子、或は酸化皮膜が廃除さ
れることにより薄片は活性状態に移行し、電界に助長さ
れた原子の拡散や塑性変形が起こり易（なる。尚、放電
プラズマの動作圧力からその雰囲気は真空度１０Ｔｏ
ｒ ｒ以下とすることが望ましい。と（に１０Ｔｏ ｒ
ｒを超える高い圧力雰囲気ではプラズマ粒子の拡散が
抑えられ放電電流の極部的集中が促進されるので集合体
を形成する超急冷法による希土類・鉄系薄片全体を均質
に活性化状態へ移行させることが困難となるばかりか、
部分的な酸化が進行し易（なるからである。
極パンチ間に直流電圧または／および低周波電圧（０く
ω（ωｐｉ、但しωは周波数、ωｐｉはイオンプラズマ
振動数）を印加することであり、キャビティ内に放電プ
ラズマを生成させることである。この放電の特徴は負電
極から一次電子が放出されることによりプラズマが維持
される点にある。プラズマからのイオン衝撃によってキ
ャビティ内で集合体を形成する超急冷法による希土類・
鉄系薄片の表面の付着ガス分子、或は酸化皮膜が廃除さ
れることにより薄片は活性状態に移行し、電界に助長さ
れた原子の拡散や塑性変形が起こり易（なる。尚、放電
プラズマの動作圧力からその雰囲気は真空度１０Ｔｏ
ｒ ｒ以下とすることが望ましい。と（に１０Ｔｏ ｒ
ｒを超える高い圧力雰囲気ではプラズマ粒子の拡散が
抑えられ放電電流の極部的集中が促進されるので集合体
を形成する超急冷法による希土類・鉄系薄片全体を均質
に活性化状態へ移行させることが困難となるばかりか、
部分的な酸化が進行し易（なるからである。
次に本発明で言う一軸の圧力と電流との附加とは上記の
如きキャビティ内で集合体を形成する超急冷法（こよっ
て得た希土類・鉄系薄片表面が放電プラズマによって活
性状態に移行した段階で行うものである。ここで薄片集
合体の単位体積当りのジュール熱はＱ Ｂ ＝ １２
・ＲＢ （ＲＢは薄片接触界面の電気抵抗）並びにＱｃ
＝ｉ２・Ｒ１！（Ｒｅは薄片内部の電気抵抗）となる。
如きキャビティ内で集合体を形成する超急冷法（こよっ
て得た希土類・鉄系薄片表面が放電プラズマによって活
性状態に移行した段階で行うものである。ここで薄片集
合体の単位体積当りのジュール熱はＱ Ｂ ＝ １２
・ＲＢ （ＲＢは薄片接触界面の電気抵抗）並びにＱｃ
＝ｉ２・Ｒ１！（Ｒｅは薄片内部の電気抵抗）となる。
ＲＢは一般にＲＣの１００倍以上の水準であるためＲＢ
、ＲＣの直列回路を構成すると仮定すれば単位体積当た
りのジュール熱もＱｏはＱｃの１００倍以上となり薄片
接触界面が優先的に加熱される。そして予め行った放電
プラズマの生成により活性状態にある薄片接触界面での
原子的結合が電界、熱、圧力に助長され集合体全体に急
速に拡がるとともに、当該薄片は塑性変形により空孔を
減少させつつ、当該部分の磁気異方化が進行するのであ
る。
、ＲＣの直列回路を構成すると仮定すれば単位体積当た
りのジュール熱もＱｏはＱｃの１００倍以上となり薄片
接触界面が優先的に加熱される。そして予め行った放電
プラズマの生成により活性状態にある薄片接触界面での
原子的結合が電界、熱、圧力に助長され集合体全体に急
速に拡がるとともに、当該薄片は塑性変形により空孔を
減少させつつ、当該部分の磁気異方化が進行するのであ
る。
上記製造方法の特徴は放電プラズマを生成させる方法と
して古くからよ（用いられている直流（２極）放電を利
用し、超急冷法による希土類・鉄系薄片の集合体を活性
化状態に移行させた段階で抵抗焼結することにある。従
って極めて迅速に任意の形状の希土類・鉄系永久磁石を
得ることができるばかりでなく、Ｒ２Ｆｅ （Ｃｏ）１
Ｂ相の生成または／および成長が抑制されるので、もと
の薄片の個有保磁力Ｈｃｊ或はその温度係数の大幅な低
下によって永久磁石の熱安定性を損なうことがない。更
には薄片の塑性変形が促進されるので、圧力軸方向への
部分磁気異方化が進展し、磁気的に等方性の磁石では発
現し得なかった高度な磁気特性を確保することができる
などの利点がある。
して古くからよ（用いられている直流（２極）放電を利
用し、超急冷法による希土類・鉄系薄片の集合体を活性
化状態に移行させた段階で抵抗焼結することにある。従
って極めて迅速に任意の形状の希土類・鉄系永久磁石を
得ることができるばかりでなく、Ｒ２Ｆｅ （Ｃｏ）１
Ｂ相の生成または／および成長が抑制されるので、もと
の薄片の個有保磁力Ｈｃｊ或はその温度係数の大幅な低
下によって永久磁石の熱安定性を損なうことがない。更
には薄片の塑性変形が促進されるので、圧力軸方向への
部分磁気異方化が進展し、磁気的に等方性の磁石では発
現し得なかった高度な磁気特性を確保することができる
などの利点がある。
実施例
以下、本発明を実施例により更に詳しく説明する。
実施例Ｉ
Ｎｄ含有量を異にするＮｄＸＢ８Ｆｅ ｂａｌの母合金
７種をＡｒガス雰囲気中にて高周波誘導加熱することに
より融液状態とし、周速度約５ Ｏｎｅ／ｓｅｅのＣｕ
製ロールに噴射する超急冷法により厚さ約２０μＩの薄
片を得た。該Ｎｄ含有量を異にする超急冷法による希土
類・鉄系薄片は融液状態のまま凍結された非晶質薄片で
あることをＸ線回折により確認した。次いで、該超急冷
法による希土類・鉄系薄片を適宜粉砕し、５３〜２５０
μ川が９０ｗｔ％以上きした。更にＡｒガス雰囲気中７
００℃にて熱処理した。これによりランダムに集合した
２００ｎｍ以下のＮｄ２ＦｅｌＢ相と非晶質相とを共有
する非平衡状態希土類・鉄系薄片とした。
７種をＡｒガス雰囲気中にて高周波誘導加熱することに
より融液状態とし、周速度約５ Ｏｎｅ／ｓｅｅのＣｕ
製ロールに噴射する超急冷法により厚さ約２０μＩの薄
片を得た。該Ｎｄ含有量を異にする超急冷法による希土
類・鉄系薄片は融液状態のまま凍結された非晶質薄片で
あることをＸ線回折により確認した。次いで、該超急冷
法による希土類・鉄系薄片を適宜粉砕し、５３〜２５０
μ川が９０ｗｔ％以上きした。更にＡｒガス雰囲気中７
００℃にて熱処理した。これによりランダムに集合した
２００ｎｍ以下のＮｄ２ＦｅｌＢ相と非晶質相とを共有
する非平衡状態希土類・鉄系薄片とした。
上記Ｎｄ含有量を異にする超急冷法による希土類・鉄系
薄片２３．５ｇをそれぞれ内径約２０ｍｍの円柱キャビ
ティに充填し、薄片の集合体とした。
薄片２３．５ｇをそれぞれ内径約２０ｍｍの円柱キャビ
ティに充填し、薄片の集合体とした。
ここでキャビティは一対の電極パンチとダイとによって
構成したもので、該キャビティ内は一対の電極パンチを
介して３００ｋｇｆ／ｃ−の圧力と１０−’Ｔｏｒｒの
真空を維持している。この電極パンチ間にパルス幅５０
ａ＋ｓｅｃで４０Ｖの直流電圧を３０ｓｅｃ印加するこ
とにより当該キャビティ内に放電プラズマを生成せしめ
た。然るのち一対の電極パンチを介した３００ｋｇｆ／
ｃｏｆの圧力を維持したまま、該電極パンチの圧力軸変
位が観測されな（なるまで約９０ｓｅｃ、２５００Ａ
（約７．５ＫＶＡ）の電流を附加した。このとき圧力軸
変位が観測されなくなる段階での温度は約６８０〜７２
０℃であった。次いで４００℃まで冷却したのち、キャ
ビティから内容物を脱型することにより外径約２０ｍ＋
ｅのＮｄ含有量を異にする希土類・鉄系永久磁石を得た
。
構成したもので、該キャビティ内は一対の電極パンチを
介して３００ｋｇｆ／ｃ−の圧力と１０−’Ｔｏｒｒの
真空を維持している。この電極パンチ間にパルス幅５０
ａ＋ｓｅｃで４０Ｖの直流電圧を３０ｓｅｃ印加するこ
とにより当該キャビティ内に放電プラズマを生成せしめ
た。然るのち一対の電極パンチを介した３００ｋｇｆ／
ｃｏｆの圧力を維持したまま、該電極パンチの圧力軸変
位が観測されな（なるまで約９０ｓｅｃ、２５００Ａ
（約７．５ＫＶＡ）の電流を附加した。このとき圧力軸
変位が観測されなくなる段階での温度は約６８０〜７２
０℃であった。次いで４００℃まで冷却したのち、キャ
ビティから内容物を脱型することにより外径約２０ｍ＋
ｅのＮｄ含有量を異にする希土類・鉄系永久磁石を得た
。
上記Ｎｄ含有量を異にする希土類・鉄系永久磁石の圧力
軸方向に５０ＫＯｅのパルス着磁を施しＲＦＭにより室
温の磁気特性を測定した。
軸方向に５０ＫＯｅのパルス着磁を施しＲＦＭにより室
温の磁気特性を測定した。
第１図は上記結果に基づきＮｄ量（原子％）と個有保磁
力Ｈｃｊ、並びに残留磁束密度Ｂｒの関係を示した特性
図である。図から明らかなように個有保磁力Ｈｃｊ、並
びに残留磁束密度Ｂｒの双方ともＮｄ１３原子％以上、
１５原子％未満で極大を示す。と（に当該原子％範囲で
の残留磁束密度Ｂ ｒ ９．５ＫＧ程度であり、薄片の
部分塑性変形に伴う磁気異方化が高度に進展した結果を
裏付けるものである。尚、上記Ｎｄ１３〜１５原子％の
希土類・鉄系永久磁石を外径５０に研削加工し、ＶＳＭ
にて個有保磁力の温度係数を求めたところ−０，３８〜
−０，４０％／℃であった。従って非可逆減磁に代表さ
れる熱安定性も良好である。
力Ｈｃｊ、並びに残留磁束密度Ｂｒの関係を示した特性
図である。図から明らかなように個有保磁力Ｈｃｊ、並
びに残留磁束密度Ｂｒの双方ともＮｄ１３原子％以上、
１５原子％未満で極大を示す。と（に当該原子％範囲で
の残留磁束密度Ｂ ｒ ９．５ＫＧ程度であり、薄片の
部分塑性変形に伴う磁気異方化が高度に進展した結果を
裏付けるものである。尚、上記Ｎｄ１３〜１５原子％の
希土類・鉄系永久磁石を外径５０に研削加工し、ＶＳＭ
にて個有保磁力の温度係数を求めたところ−０，３８〜
−０，４０％／℃であった。従って非可逆減磁に代表さ
れる熱安定性も良好である。
実施例２
Ｃｏ含有量を異にするＮ ｄ＋２ＣｏｙＢｓＦ ｅ ｂ
ａｌの母合金５種をＡｒガス雰囲気中にて高周波誘導加
熱することにより融液状態とし、周速度約５０Ｉｌ／ｓ
ｅｃのＣｕ製ロールに噴射する超急冷法により厚さ約２
０μｍの薄片を得た。該Ｃｏ含有量を異にする超急冷法
による希土類・鉄系薄片は融液状態のまま凍結された非
晶質薄片であることをＸ線回折により確認した。次いで
該超急冷法による希土類・鉄系薄片を適宜粉砕し５３〜
２５０μｍが９０ｗｔ％以上とした。
ａｌの母合金５種をＡｒガス雰囲気中にて高周波誘導加
熱することにより融液状態とし、周速度約５０Ｉｌ／ｓ
ｅｃのＣｕ製ロールに噴射する超急冷法により厚さ約２
０μｍの薄片を得た。該Ｃｏ含有量を異にする超急冷法
による希土類・鉄系薄片は融液状態のまま凍結された非
晶質薄片であることをＸ線回折により確認した。次いで
該超急冷法による希土類・鉄系薄片を適宜粉砕し５３〜
２５０μｍが９０ｗｔ％以上とした。
更にＡｒガス雰囲気中７００℃にて熱処理した。
これによりランダムに集合した２００ｎｍ以下のＮｄ２
Ｆｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相と非晶質相とを共有する非平衡
状態希土類・鉄系薄片とした。
Ｆｅ （Ｃｏ）１４Ｂ相と非晶質相とを共有する非平衡
状態希土類・鉄系薄片とした。
上記Ｃｏ含有量を異にする超急冷法による希土類・鉄糸
薄片約２３．５ｇをそれぞれ内径約２０１１ＩＩ１１の
円柱キャビティに充填し、薄片の集合体とした。
薄片約２３．５ｇをそれぞれ内径約２０１１ＩＩ１１の
円柱キャビティに充填し、薄片の集合体とした。
次に実施例１と同一の条件で当該薄片の集合体に放電し
、それに続く一軸の圧力と電流とを附加することにより
Ｃｏ含有量を異にする希土類・鉄系永久磁石とした。
、それに続く一軸の圧力と電流とを附加することにより
Ｃｏ含有量を異にする希土類・鉄系永久磁石とした。
上ＬａＣｏ含有量を異にする希土類・鉄系永久磁石の圧
力軸方向に５０ＫＯｅのパルス着磁を施し、ＲＦＭにて
室温の磁気特性を測定した。
力軸方向に５０ＫＯｅのパルス着磁を施し、ＲＦＭにて
室温の磁気特性を測定した。
第２図は上記結果に基づきＣｏ量（原子％）と個有保磁
力ＨＣＪ ｌ並びに残留磁束密度Ｂｒの関係を示した特
性図である。図から明らかなようにＮｄ１２原子％では
個有保磁力Ｈｃｊの水準は８Ｋ Ｏｅ程度であってＣｏ
含有量の影響を受けない。
力ＨＣＪ ｌ並びに残留磁束密度Ｂｒの関係を示した特
性図である。図から明らかなようにＮｄ１２原子％では
個有保磁力Ｈｃｊの水準は８Ｋ Ｏｅ程度であってＣｏ
含有量の影響を受けない。
しかし、残留磁束密度ＢｒはＣｏ１０原子％以上で９．
０ＫＧ以上の値が得られ、薄片の部分塑性変形に伴う磁
気異方化が高度に進展した結果を裏付けるものである。
０ＫＧ以上の値が得られ、薄片の部分塑性変形に伴う磁
気異方化が高度に進展した結果を裏付けるものである。
即ち、Ｎｄ１３〜１５原子％では残留磁束密度Ｂｒ並び
に個有保磁力Ｈｃｊの双方ともに極大を示し、例えば多
極着磁を施して実使用に供する希土類・鉄系永久磁石の
場合には着磁エネルギーが不足する危険もあるが、Ｃｏ
１０原子％以上とすることにより、着磁エネルギーの低
減に効果的である個有保磁力Ｈｃｊを低下させることが
できる。
に個有保磁力Ｈｃｊの双方ともに極大を示し、例えば多
極着磁を施して実使用に供する希土類・鉄系永久磁石の
場合には着磁エネルギーが不足する危険もあるが、Ｃｏ
１０原子％以上とすることにより、着磁エネルギーの低
減に効果的である個有保磁力Ｈｃｊを低下させることが
できる。
尚、個有保磁力Ｈｃｊの水準を低下させると希土類・鉄
系永久磁石の熱安定性が損なわれるという危惧に対して
はＦｅの一部をＣｏ置換によるキュノー温度の上昇で補
償できる利点がある。
系永久磁石の熱安定性が損なわれるという危惧に対して
はＦｅの一部をＣｏ置換によるキュノー温度の上昇で補
償できる利点がある。
尚、上記Ｎｄ１２Ｃｏ１８Ｂ６Ｆｅ ｂａｌの個有保
磁力Ｈｃｊの温度係数は−０，４０％／℃の水準を維持
しているので非可逆減磁に代表される熱安定性も良好で
ある。
磁力Ｈｃｊの温度係数は−０，４０％／℃の水準を維持
しているので非可逆減磁に代表される熱安定性も良好で
ある。
発明の効果
本発明は超急冷法による特定の合金組成を有する希土類
・鉄系薄片を任意の形状の集合体とし、該薄片相互を例
えば３００ｋｇｆ／ａｎｔ程度の低圧力のもとＳｅＣ水
準にて固定化する新しい方法を提示するものである。こ
れにより優れた形状任意性と生産性とを確保しながら残
留磁束密度Ｂ ｒ ９ Ｋ Ｇ以上で、且つ個有保磁力
Ｈｃｊ８ＫＯｅ、並びに１５ＫＯｅ以上の２系統の希土
類・鉄系永久磁石を提供することができる。
・鉄系薄片を任意の形状の集合体とし、該薄片相互を例
えば３００ｋｇｆ／ａｎｔ程度の低圧力のもとＳｅＣ水
準にて固定化する新しい方法を提示するものである。こ
れにより優れた形状任意性と生産性とを確保しながら残
留磁束密度Ｂ ｒ ９ Ｋ Ｇ以上で、且つ個有保磁力
Ｈｃｊ８ＫＯｅ、並びに１５ＫＯｅ以上の２系統の希土
類・鉄系永久磁石を提供することができる。
第１図はＮｄ量（原子％）とＨｃｊ並びにＢｒとの関係
を示す特性図、第２図ＣＯ量（原子％）とＨｃｊ並びに
Ｂｒとの関係を示す特性図である。 第１図 代理人の氏名 弁理士 粟野重孝 ほか１名Ｎｄ、息子
０１０
を示す特性図、第２図ＣＯ量（原子％）とＨｃｊ並びに
Ｂｒとの関係を示す特性図である。 第１図 代理人の氏名 弁理士 粟野重孝 ほか１名Ｎｄ、息子
０１０
Claims (3)
- （１）Ｙを含む希土類元素Ｒ：１３〜１５原子％，Ｃｏ
：０〜２０原子％，Ｂ：４〜１１原子％，残部Ｆｅおよ
び不可避不純物からなる超急冷希土類・鉄系薄片の集合
体に直接放電せしめ、然るのち一軸の圧力と電流とを附
加することにより当該薄片の塑性変形と薄片接触界面の
原子的結合とを行う希土類・鉄系永久磁石の製造方法。 - （２）薄片がＹを含む希土類元素Ｒ：１１〜１３原子％
，Ｃｏ：１０〜２０原子％，Ｂ：４〜１１原子％，残部
Ｆｅおよび不可避不純物からなる超急冷希土類・鉄系で
ある請求項１記載の希土類・鉄系永久磁石の製造方法。 - （３）薄片が３原子％以下のＳｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｚｒ，
Ｈｆ，Ｍｏ，Ｇａ，Ｐ，Ｃの１種または２種以上の組み
合わせを添加元素Ｍとして用いた希土類・鉄系薄片であ
る請求項１または２記載の永久磁石の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1017979A JPH02198104A (ja) | 1989-01-27 | 1989-01-27 | 希土類・鉄系永久磁石の製造方法 |
| PCT/JP1989/000618 WO1989012902A1 (en) | 1988-06-21 | 1989-06-21 | Method of producing permanent magnet |
| US07/465,190 US5100485A (en) | 1988-06-21 | 1989-06-21 | Method for manufacturing permanent magnets |
| DE68911502T DE68911502T2 (de) | 1988-06-21 | 1989-06-21 | Verfahren zur herstellung eines dauermagnetes. |
| EP89907291A EP0378698B1 (en) | 1988-06-21 | 1989-06-21 | Method of producing permanent magnet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1017979A JPH02198104A (ja) | 1989-01-27 | 1989-01-27 | 希土類・鉄系永久磁石の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02198104A true JPH02198104A (ja) | 1990-08-06 |
Family
ID=11958842
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1017979A Pending JPH02198104A (ja) | 1988-06-21 | 1989-01-27 | 希土類・鉄系永久磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02198104A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010113482A1 (ja) * | 2009-03-31 | 2010-10-07 | 日立金属株式会社 | ナノコンポジットバルク磁石およびその製造方法 |
| JP2011210879A (ja) * | 2010-03-29 | 2011-10-20 | Hitachi Metals Ltd | 希土類磁石の製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50133115A (ja) * | 1974-04-10 | 1975-10-22 | ||
| JPS60254708A (ja) * | 1984-05-31 | 1985-12-16 | Daido Steel Co Ltd | 永久磁石の製造方法 |
-
1989
- 1989-01-27 JP JP1017979A patent/JPH02198104A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50133115A (ja) * | 1974-04-10 | 1975-10-22 | ||
| JPS60254708A (ja) * | 1984-05-31 | 1985-12-16 | Daido Steel Co Ltd | 永久磁石の製造方法 |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010113482A1 (ja) * | 2009-03-31 | 2010-10-07 | 日立金属株式会社 | ナノコンポジットバルク磁石およびその製造方法 |
| JP4591633B2 (ja) * | 2009-03-31 | 2010-12-01 | 日立金属株式会社 | ナノコンポジットバルク磁石およびその製造方法 |
| JPWO2010113482A1 (ja) * | 2009-03-31 | 2012-10-04 | 日立金属株式会社 | ナノコンポジットバルク磁石およびその製造方法 |
| JP2011210879A (ja) * | 2010-03-29 | 2011-10-20 | Hitachi Metals Ltd | 希土類磁石の製造方法 |
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