JPH03194906A - 希土類磁石の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、Ｒ，Ｆｅ、、Ｂ化合物（ただしＲはＮｄ又は
Ｐｒの少な（とも一種を含む希土類元素）を主相とする
異方性希土類磁石の製造方法に関するものである。本発
明により得られた磁石は、高性能で低価格になり得ると
いう可能性から、小型モータ等各種アクチュエーターに
広範に使用されることが期待される。

〔従来の技術〕

希土類元素Ｒと代表的遷移金属元素ＦｅとＢとを２：１
４：１に近い割合で含む合金溶湯を単ロール法等の液体
急冷法により超急冷することにより優れた磁石特性を有
する急冷薄帯を得ることができる（米国特許第４７５６
７７５号明細書、特開昭５９−６４７３９号公報、特開
昭６０−９８５２号公報）。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系の合金の
溶湯を、回転する銅製のロールの表面に噴射する、いわ
ゆる単ロール法による液体急冷により、厚さ約３Ｏｎの
フレーク状の薄帯が得られる。急冷の程度によって、薄
帯は非晶質になったり、結晶粒径が０．０１〜０．５　
ｎの微細な結晶粒組織になったりすることが知られてい
る。この急冷薄帯は、その結晶粒径が０．０５ｎ前後の
時に高い保磁力を示す。

Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金の急冷薄帯を粉砕して得た粉末を
、熱間で圧縮成形すること（ホットプレス）により合金
の真密度に近い状態で成形バルク化することができる。

これは、米国特許第４７９２３６７号明細書、特開昭６
０−１００４２号公報およびＲ，Ｗ、　Ｌｅｅによる発
表論文ｒｉｏｔ−ｐｒｅｓｓｅｄ　ｎｅｏｄｙｍｉｕｍ
−ｉｒｏｎ−ｂｏｒｏｎｍａｇｎｅｔｓ　Ｊ　（Ａｐｐ
ｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｌｅｔｔｅｒｓ、Ｖｏｌ、
　４６＋Ｎａ８．　ｐｐ？９０−７９１．　Ａｐｒｉｌ
　１５．１９８５）に報告されている。上記の熱間圧縮
成形体の残留磁束密度として約８ｋＧの値が得られるこ
とが従来の技術として知られている。

より高い残留磁束密度を得るには磁石に異方性を付与す
る必要がある。前記のＲ，Ｗ、Ｌｅｅは塑性変形による
異方性化法を提案している。この方法は、Ｎｄ−Ｆｅ−
Ｂ系の合金粉末の圧縮成形体の密度を、ホットプレスに
よって合金の真密度に近い密度まで高めたのち、その成
形体を再度据え込み加工（ＤｉｅＵｐｓｅｔ）によって
塑性変形するというものである。

この据え込み加工の程度或いは合金組成に応じて８〜１
３ｋＧの残留磁束密度が得られることが報告されている
（例えば、Ｙ、Ｎｏｚａｗａ他、Ｊ、Ａｐｐｌ、Ｐｈｙ
ｓ。

Ｖｏｌ、６４．　Ｎα１０．　ｐｐ　５２８５−５２８
９．　Ｎｏｖｅｍｂｅｒ　１５゜１９８８）。このよう
な塑性変形による磁石の異方性化の問題点は、加えるこ
との可能な塑性変形の量が磁石の製品形状によって制限
され、それによって必要な磁気特性が得られない場合が
多いということである。

塑性変形によって異方性化された磁石の残留磁束密度を
さらに向上させる方法としては、塑性変形後に熱処理を
加える方法が考えられる。Ｒ，Ｋ。

Ｍｉｓｈｒａらによる発表論文ｒＧｒａｉｎ　ｇｒｏｗ
ｔｈ　ａｎｄａｌｉｇｎｍｅｎｔ　ｉｎ　ｈｏｔ　ｄｅ
ｆｏｒｍｅｄ　Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ　Ｍａｇｎｅｔｓ　Ｊ（
Ｊ、八ｐｐ１．　　Ｐｈｙｓ、　　Ｖｏｌ、　　６３．
　　Ｎ（１８，ｐｐ３５２８−３５３０゜Ａｐｒｉｌ　
１５．１９８８）には、据え込み加工を行って異方性化
したＮｄ−Ｆｅ−８磁石を８００℃で熱処理することに
より残留磁束密度が約５００Ｇ向上することが報告され
ている。保磁力は長時間の熱処理によって減少すること
が前記論文に記載されている。

〔発明が解決しようとする課題〕

本発明者らの実験によれば、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ三元系にお
いては、８００　’Ｃ以上の高温において長時間の熱処
理を行うと、保磁力が極端に低下し、その磁石を実用に
供することができない。熱処理による異方性化の度合い
を十分に高め、かつ実用上十分な保磁力（ｉＨｃ　：　
８　ｋＯｅ以上）を確保するには磁石の組成および熱処
理条件を特定する必要がある。

本発明は、塑性変形とその後の熱処理により高い残留磁
束密度と高い保磁力をあわせ持つ磁石の製造方法を提供
することを目的とする。

〔課題を解決するための手段〕

本発明の希土類磁石の製造方法は、原子百分率で１２％
以上で２０％以下のＲ（ただしＲはＮｄ又はＰｒの少な
くとも一種を含む希土類元素）、２％以上で１０％以下
のＢ、０．０５％以上で５％以下のＣｕ及び残部がＴＭ
　（ただし、ＴＭ＝Ｆｅ＋−１１ＣＯＸ（０≦ｘ≦０．
４）ならびに不可避的不純物からなる希土類磁石の製造
方法において、液体急冷法で作製された前記組成範囲の
合金粉末から熱間圧縮成形により合金の真密度の９０％
以上にまで高密度化された成形体を得たのち、前記成形
体に変形率で５〜９０％の塑性変形を加え、更に前記塑
性変形後の成形体に７５０〜１１５０’Ｃの温度で再結
晶化熱処理を施し、必要に応じて４５０〜７５０℃の温
度で時効処理することを特徴とする。熱間圧縮成形およ
び塑性変形における加熱を通電加熱により行うことによ
り高い生産性をもって希土類磁石を製造することができ
る。

〔作　用〕

Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系の急冷合金粉末を固化してできた成形
体は磁気的にはほとんど等方性である。その成形体は、
前出の塑性変形を加える手段によって異方性化される。

本発明者らは、塑性変形された成形体の異方性化の度合
いをさらに高め得る熱処理条件（再結晶化熱処理と時効
処理）を見出し、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃｕ四元系において
高い残留磁束密度を持つ磁石が得られることを見出した
。ここで、Ｃｕの添加は熱処理された磁石の高保磁力化
に必須である。

以下本発明の詳細について説明する。

原子百分率で７８％Ｆｅ−１６％Ｎｄ−５％Ｂ１％Ｃｕ
の組成（以下Ｎｄ１ａＦｅｒＪｓＣｕ＋　と記す）の急
冷粉末は通電加熱による熱間圧縮成形により容易に成形
固化できる。この成形体は、熱間における据え込み加工
により磁気的に異方性化される。

第１図に、加工前の減磁曲線と高さ減少率で２５％の据
え込み加工を行った磁石の加圧方向の減磁曲線が示され
ている。この成形体を１０００℃まで加熱して再結晶を
起こさせることにより異方性化が促進され、高い残留磁
束密度が得られる。この熱処理に加えて６００℃で時効
処理を行うことにより保磁力（ｉＨｃ）を時効前の保磁
力の約１．４倍に高めることができる。第１図に上記熱
処理後の減磁曲線が示されているが、上記の二つの熱処
理により、据え込み加工直後のものと比較して残留磁束
密度が１．５ｋＧ　　（１７％）向上し、実用上十分な
保磁力（ｉＨｃ　＝　１０．０　ｋＯｅ）が得られてい
る。

上記の再結晶は、成分によっても異なるが、７５０℃以
上の温度に成形体を加熱するときに顕著である。第４図
（ａ）に、（Ｎｄｏ、　＊５ＤＬｏ、　ａｓ）　＋　ｈ
Ｐｅｒｑ、　５１５ｃｕ＋、ｓの成分の据え込み加工後
の組織写真を示し、第４図（ｂ）に再結晶化熱処理後の
組織写真を示す、第４図（ａ）では圧縮変形された薄片
状の粉末の境界が観察されるのみで、個々の結晶粒はそ
のサイズが０．５μｍ以下であるために観察されない。

第４図（ｂ）に示すように、再結晶化熱処理により５〜
５０μｍの大きな再結晶粒が生まれ、組織の大部分が再
結晶粒によって占められるようになる。

この再結晶粒は熱処理前に存在する微細結晶粒と同じ結
晶構造を有する正方晶ＲｚＦｅ＋Ｊ金属間化合物である
。この再結晶粒の磁化容易軸（Ｃ軸）の方向が優先的に
加圧方向に向くために異方性化の度合いが高められるの
である。

再結晶化熱処理によって保磁力が大きく低下するが、低
下した保磁力を再び上昇させるには引き続く時効処理が
有効である。本発明者らは、Ｃｕを添加した成分系にお
いて４５０〜７５０℃（好ましくは５００〜７００“Ｃ
）における時効処理により実用上十分な保磁力が得られ
ることを見出した。

第２図に示されているように、保磁力向上に有効なＣｕ
添加量は、原子百分率で０．０５〜５％（好ましくは０
．５〜３％）である。

本発明の成分の限定理由は以下の通りである。

希土類元素Ｒの構成は特に限定されないが、高特性の磁
石を得るには全Ｒ中の少なくとも６０％がＮｄ及び／又
はＰｒであることが望ましい０本発明は熱処理による異
方性化の促進を骨子とする。その異方性化促進により高
特性の磁石を得るには、Ｒの量としては原子百分率で１
２％以上で２０％以下である必要がある。Ｒの量が１２
％未満では十分な保磁力が得られず、Ｒの量が２０％を
越えると残留磁束密度の低下を無視できない。保磁力を
向上させるためには、前記のＲの一部を全Ｒ量の２０％
を越えない範囲で口ｙにするのが有効である。

Ｒ中のＤｙの占める割合が２０％を越えると残留磁束密
度の低下を無視できない。

本発明の熱処理による異方性化促進を受けた磁石におい
ては、保磁力の向上のためにＣｕを原子百分率で０．０
５〜５％の範囲で添加するのが有効である。Ｃｕの添加
量が０．０５％未満では保磁力向上に効果がなく、５％
を越えるとＣｕが非磁性元素であるために残留磁束密度
の低下が無視できないほど大きくなる。

Ｂの量が原子百分率で２％未満の場合にはＲ２Ｆｅ＋を
相が多量に出現し、１０％を越えるとＢ−ｒｉｃｈ相が
多量に出現する。いずれの相も熱間圧縮による粉体の緻
密化を阻害する。したがって、Ｂの量は２％以上で１０
％以下に限定される。

合金のキュリー温度をあげて使用温度における磁束密度
の温度変化を小さくするために、Ｆｅの一部をＣｏで置
換することがある。本発明磁石においても、全遷移金属
元素（ＴＭ）の４０％以下の割合をＣｏにする（すなわ
ち、ＴＭ　＝Ｆｅ　１−．１Ｃｏｘ　（０≦ｘ≦０．４
））ことが可能である。　Ｃｏの置換量が４０％を越え
ると保磁力が低下する。

上記限定成分の超急冷合金粉末は、通常の単ロール法に
よって最も安定して得られるが、他の双ロール法もしく
はガスアトマイズ法によっても得られる。単ロール法の
場合には、厚さ２０〜３０μ２幅１．５〜２１１１．長
さ１０〜２０ｍｍのフレーク状の薄帯が得られる。単ロ
ール法による急冷薄帯の磁気特性は、ロールの回転速度
によって制御される急冷度に依存して変化する。最適の
急冷条件では、大きさ０．０１〜０．１　ｔｒｍの微細
な結晶粒からなる薄帯が得られ、その薄帯は優れた磁石
特性を示す。一方、過急冷の条件では、非晶質に近い状
態の薄帯が得られるが、その薄帯は熱処理によって結晶
化し、高い磁石特性を示すようになる。いずれの薄帯も
粉砕して熱間圧縮成形に供することができる。粉末の粒
径としては、１０〜５００μｍが好適である。粉末粒径
が１０−以下のときには粉末が酸化されやすいばかりで
なく、熱処理による異方性化の度合いが少なくなる。ま
た、粒径が５００ｎを越えると熱間圧縮成形においてダ
イのキャビティーに粉末を充填するのが困難になる。

熱間圧縮成形は、５００〜９００　’Ｃの温度範囲にお
いて、０．１〜５　　ｔｏｎ／ｃ＋ｆｌの圧力下で行わ
れる。

これは高周波誘導加熱による通常のホットプレス機によ
って容易に行われる。また、生産性を高めるために、通
電焼結機を用いて加圧下で通電加熱により粉末を急速に
加熱し、短時間（１〜５分）で目的とする熱開成形を完
了させることができる。通電加熱は急速であるので生産
性に冨む。

成形体に塑性変形を加える手段としては、据え込み加工
、押し出し加工、熱間圧延などがある。

据え込み加工および押し出し加工については、上記のホ
ットプレス機または通電焼結機を用いて、５００〜９０
０℃の温度範囲において、成形体に０．１〜５　　ｔｏ
ｎ／ｃｎの圧力を加えることにより容易に行われる。

通常の塑性加工法で容易に達成しうる変形率は最大的９
０％である。例えば据え込み加工法の場合には変形率を
高さ減少率で表すが、通常高さ減少率として９０％が限
界である。熱間圧延法においても、容易に達成しうる変
形率は、それを圧延板の厚さ減少率で表した時に最大的
９０％である。

押し出し加工については、変形率は断面積減少率で表わ
される。実用上重要なものとして、後方押し出し加工に
よって円柱状成形体（直径Ｒｏ）からリング状磁石（内
径（Ｒｉ）、外形（Ｒｏ）　）を作る場合がある。その
場合の変形率は、内径と外形の比の二乗の百分率（（Ｒ
ｉ／Ｒｏ）　ｔＸｌｏｏ）で表される。この変形率の限
界最大値も通常９０％である。変形率の下限は特に規定
されないが、高特性を得るには５％以上の変形率が必要
である。したがって、本発明における変形率は５〜９０
％に限定される。

塑性変形を受けた成形体の異方性化の度合いをさらに高
めるために再結晶化熱処理を行う。この熱処理は７５０
〜１１５０℃の範囲の最適の温度で行われるが、その温
度までの加熱速度は通常０．１〜ｂ 時間は通常１〜１０００＋ｓｉｎである。ここで上記の
熱処理温度の上限１１５０℃はＲ，Ｆｅ、　、Ｂ化合物
の融点によって決められ、下限７５０℃は再結晶の開始
温度で決められる。

高保磁力化のために必要に応じて時効処理を行う。この
時効処理は４５０〜７５０℃の範囲の最適の温度で行わ
れ、その温度までの加熱速度は通常１〜１００℃／ｍｉ
ｎであり、その温度での保持時間は通常１〜１００ｍ１
ｎである。上記の時効処理温度の範囲は、本発明の特定
成分系Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃｕ四元系において時効処理によ
って保磁力が向上する範囲であり、その範囲以外の温度
での時効処理にっては保磁力は向上しない。

上記の二種の熱処理は、通常の熱処理炉で真空中または
Ａｒ等の不活性ガス雰囲気中で行うことができる。

〔実施例］ 実施例１ 原子百分率で７８％Ｆｅ−１６％Ｎｄ−５％Ｂ−１％Ｃ
ｕ（Ｎｄ＋１ＦｅｙｓＢｓＣｕ＋）の組成の合金を高周
波誘導加熱により溶解し、直径ｌｌｌｌ１１の穴を持つ
石英ノズルからその溶湯を回転する銅製ロールの表面上
に噴射した。この時のロールの表面速度は２５ｍ／ｓｅ
ｃで、微細な結晶粒の得られる最適の急冷条件である。

得られた薄帯の厚さは２０〜３０頗９幅は約１．５ｍｍ
、長さは１０〜２０ｍｍである。この薄帯を３５５Ｉｒ
ｍ以下に粉砕した。

上記の手順により得た粉末を通電焼結機を用いて熱間で
圧縮成形した。この実験においては、粉末をカーボン製
のダイのキャビティーに装填し、粉末に４００ｋｇ／Ｃ
１１ｌの圧力を加えた状態で５００Ａの通電により粉末
を加熱した。ここでキャビティーは、直径１０ｍｍの円
柱状である。上記の圧力下では試料の実測温度が約８０
０℃に到達した時点で粉末の密度は合金の真密度に近い
７．５　ｇ　／ｃｒＭに達した。加熱開始から焼結終了
までに要した時間は２〜３　ｍｉｎであった。得られた
成形体に高さ減少率で２５％の据え込み加工を行った。

据え込み加工は、通電焼結機を用いて成形体を通電加熱
し、４００）ｃｇ／Ｃ１１ｌの圧力を加えることにより
温度範囲７００〜８００’Ｃで２〜３ＩＩｌｉｎの時間
で終了した。

据え込み加工後の成形体に次の熱処理を施した。

成形体を６００″Ｃまで急速に加熱後に（ここの加熱速
度は特性にそれほど影響しない）６００″Ｃがら１００
０℃まで０．５°ｃ／ｌｌ１ｉｎテ昇温し、１０００”
Ｃで１０ｍ１ｎ保持する熱処理（再結晶化熱処理）を行
った。引き続き６００℃で１０ｍ１ｎ保持する熱処理（
時効処理）を行った。

各処理後の磁気特性を６０ｋＯｅのパルス着磁を行った
後に自記磁束計により測定した。第１図に、熱間圧縮成
形後、据え込み加工後、再結晶化熱処理後、及び時効処
理後の加圧方向の減磁曲線を示す。上記の熱処理により
、据え込み加工後の残留磁束密度が１．５ｋＧ（１７％
）高められているのがわかる。

実施例２ 磁気特性のＣｕ添加量による変化を測定した。合金組成
はＮｄ＋　６Ｆｅ７１１８６とＦｅのＸ％をＣｕで置換
したＮｄ＋　ｂＦｅｔｑ−ｘＢｓｃｕｗである。実施例
１に記述した製造方法に従い、上記組成からなる熱間圧
縮成形体を作製し、高さ減少率で２５％の据え込み加工
を行った。加工後に実施例１と同じ条件の熱処理（再結
晶化熱処理と時効処理）を行った。第２図に、据え込み
加工後と熱処理後の磁気特性を示す。

５％以下のＣｕ添加の範囲では、熱処理によって異方性
化が促進され、残留磁束密度（Ｂｒ）及び最大エネルギ
ー積（（ＢＨ）　ｍａｘ）が向上しているのがわかる。

また、熱処理後の保磁力（ｉＨｃ）はＣｕ添加によって
著しく向上し、実用レベル（約１０ｋＯｅ）に達するの
がわかる。

実施例３ 超急冷粉末の熱間圧縮成形体を据え込み加工する際の変
形率（高さ減少率）を変化させ、各変形率における熱処
理後の磁気特性を測定した。用いた合金の組成はＮｄの
５％をＤｙで置換した（Ｎｄｏ、＊５Ｄｙｏ、　ｏｓ）
　１６ＰＥ！７７、５ＢｓｃＬＩ＋、　ｓである。据え
込み加工の条件及び熱処理（再結晶化熱処理と時効処理
）の条件は、実施例１に記述したものと同一である。

第３図に据え込み加工後と熱処理後の磁気特性を示す。

本実施例の変形率が１０〜７０％の範囲では、熱処理に
よりＢｒ及び（ＢＨ）ｗａｘが向上しているのがわかる
。

第４図（ａ）に、７０％の据え込み加工を行ったときの
加工後のミクロ組織を示す。第４図（ロ）には熱処理後
のミクロ組織を示す。これらのミクロ組織は、１％ナイ
タールで腐食後に光学顕微鏡で観察したものである。こ
れらの写真から、熱処理により再結晶が起こり、５〜５
０即のＮｄＪｅ＋ａＢ化合物の再結晶粒によって組織の
ほとんどが占められるのがわかる。また、第４図ら）に
おいては、コロイド状の微小マグネタイトを付着させる
ことにより、磁区構造を観察している。再結晶粒中の磁
壁を示す黒い線が加圧方向を向いていることから、再結
晶粒の磁化容易軸（Ｃ軸）の方向が加圧方向に揃ってい
るのがわかる。

実施例４ 超急冷粉末の熱間圧縮成形体に後方押し出し加工を行い
、その加工成形体に熱処理を行った。用いた合金の成分
は、Ｎｄ１４Ｆ８ａｏＢｓＣ＋ｇとＮｄ＋Ｊｅ７ＪｓＣ
ｕ＋の二種類である。熱間圧縮成形体は直径２０ｍ＋ａ
の円柱状で、通電焼結により作製した。この円柱状成形
体から後方押し出し加工により内径１３ｍ１で外形２０
ｍａ＋のリング状磁石を作製した。この時の変形率（断
面積減少率）は４２％である。後方押し出し加工は、通
電焼結機を用いて７００〜８００℃の温度で４００　ｋ
ｇ／ｃ４の圧力を加えて行った。

このリング状磁石に実施例１と同一条件の熱処理（再結
晶化熱処理と時効処理）を施した。第１表に、後方押し
出し加工後と熱処理後の半径方向の磁気特性を示す。熱
処理により、Ｂｒ及び（Ｂ）Ｉ）ｍａｘが向上している
のがわかる。

〔発明の効果〕

以上の異方性化の促進のための熱処理を行うことにより
、塑性変形の程度が小さい場合でも高い残留磁束密度が
得られる。従来高特性を得るために高度の塑性変形を加
えていたが、本発明の適用により比較的軽度の塑性変形
の付与によって従来と同等の高特性が得られるようにな
った。これによって、製造できる異方性磁石の製品形状
の範囲が大きく広がった。

【図面の簡単な説明】

第１図は、熱間圧縮成形後、据え込み加工後、再結晶化
熱処理後、及び時効処理後の加圧方向の減磁曲線を示す
。第２図は、据え込み加工後及び熱処理後の磁気特性の
Ｃｕ添加量による変化を示す。 第３図は、据え込み加工後及び熱処理後の磁気特性の変
形率（高さ減少率）依存性を示す、第４図は、（ａ）据
え込み加工後及び（ｂ）熱処理後の光学顕微鏡によるミ
クロ組織を示す。 Ｈ（ｋＯｅ　） 第 ２ 図 第４図 −（す丁・ １） ２０　ｇ、ｔ＋ 第 図 夫形率（≠） 手 続 補 正 書 （方式） ％式％ 事件の表示 平成１年特許願第３３４ ４７６号 ２゜ 発明の名称 希土類磁石の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）原子百分率で１２％以上で２０％以下のＲ（ただ
   しＲはＮｄ又はＰｒの少なくとも一種を含む希土類元素
   ）、２％以上で１０％以下のＢ、０．０５％以上で５％
   以下のＣｕ及び残部がＴＭ（ただし、ＴＭ＝Ｆｅ＿１＿
   −＿ｘＣｏ＿ｘ（０≦ｘ≦０．４）ならびに不可避的不
   純物からなる希土類磁石の製造方法において、液体急冷
   法で作製された前記組成範囲の合金粉末から熱間圧縮成
   形により合金の真密度の９０％以上にまで高密度化され
   た成形体を得たのち、前記成形体に変形率で５〜９０％
   の塑性変形を加え、更に前記塑性変形後の成形体に７５
   ０〜１１５０℃の温度で再結晶化熱処理を施すことを特
   徴とする希土類磁石の製造方法。
2. （２）再結晶化熱処理後、４５０〜７５０℃の温度で時
   効処理することを特徴とする請求項１記載の希土類磁石
   の製造方法。
3. （３）熱間圧縮成形および塑性変形における加熱を通電
   加熱により行うことを特徴とする請求項１または２記載
   の希土類磁石の製造方法。