JPH03249125A - 永久磁石の製造方法 - 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、希土類元素と遷移金属とボロン、および銀を
主成分とする永久磁石の製造方法に関するものである。

［従来の技術］ 永久磁石は、一般家庭の各種電気製品から大型コンピュ
ーターの周辺端末機器まで幅広い分野で使用されている
重要な電気、電子材料のひとつである。

最近の電気製品の小型化、効率化の要求にともない、永
久磁石も益々高性能化が求められている。

現在使用されている永久磁石のうち代表的なものはアル
ニコ・ハードフェライト及び希土類−遷移金属系磁石で
ある。特に希土類−遷移金属系磁石であるＲ−Ｃｏ系永
久磁石やＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石は、高い磁気性能が得
られるので従来から多くの研究開発が行なわれている。

従来、これらＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の製造方法に関し
ては、以下の文献に示すような方法かある。

（１）粉末冶金に基づく焼結による方法（文献１、文献
２） （２）非晶質合金を製造するのに用いる急冷薄体製造装
置で、厚さ３０μｍ程度の急冷薄片を作り、その薄片を
樹脂結合法で磁石にするメルトスピニング法による急冷
薄片を用いた樹脂結合法。

（文献３、文献４） （３）上記（２）の方法で使用した急冷薄片を２段階の
ホットプレスで機械的配向処理を行なう方法、　　　　
　（文献４、文献５） ここで、 文献１；特開昭５９−４６００８号公報文献２；　Ｍ、
Ｓａｇａｗａ、　Ｓ、Ｆｕｊｉｗａｒａ、　Ｎ、Ｔｏｇ
ａｗａ、　Ｈ，Ｙａｍａｍｏｔｏ　ａｎｄ　Ｙ、Ｍａｔ
ｕｕｒａ　；　Ｊ、Ａｐｐｌ、　　Ｐｈｙｓ、　Ｖｏｌ
、５５（６）１５　Ｍａｒｃｈ　１９８４　ｐ２０８３
文献４；　Ｒ，Ｗ、Ｌｅｅ　；　Ａｐｐｌ、Ｐｈｙｓ、
Ｌｅｔｔ、　Ｖｏｌ、４６（８）１５　Ａｐｒｉｌ　１
９８５　ｐ７９０ 文献５；特開昭６０−１００４０２号公報次に、上記従
来法の詳細に次いて説明する。

（１）の焼結法では、溶解、鋳造により合金インゴット
を作成し、粉砕することで適当な粒度の（数μｍ）磁石
分を得る。磁石粉は成形助材のバインダーと混練され、
磁場中プレス成形され成形体ができあがる、この成形体
はアルゴン中で１１００℃前後の温度で約１時間焼結さ
れ、室温まで急冷される。その後、６００°Ｃ前後の温
度で熱処理をすることにより保磁力が向上する。

（２）のメルトスピニング法による急冷薄片を用いた樹
脂結合方法では、まず、急冷薄帯製造装置の最適な回転
数でＲ−Ｔ　Ｍ−Ｂ合金の急冷薄帯を作る。得られた厚
さ約３０μｍの薄帯は直径が１０００オングストローム
以下の結晶の集まりであり、脆くて割れ易く、結晶粒は
等方向に分布している。このため、結晶的にも異方性は
得られず等方向になっている。

この薄片を適当な大きさに粉砕し、樹脂と混線、プレス
成形することでボンド磁石かえられる。このとき７　ｔ
／ａｍ２程度の圧力で約８５体積％の充填が可能である
。

（３）の方法は、　（２）で得られた急冷薄帯あるいは
薄帯の片を、真空中あるいは不活性雰囲気中で約７００
°Ｃで予備加熱したグラファイトあるいは他の耐熱用の
プレス型に入れる。該薄片が所望の温度に到達したとき
１軸の圧力が加えられる。

温度圧力は特定しないが、十分な塑性が得られる条件と
して７２５±２５℃、１　、４　ｔ／ｃｍ２程度が適し
ている。この段階では磁石の磁化容易軸は僅かにプレス
方向に配向しているとはいえ、全体的には等方向である
。２回目のホットプレスは大面積を有する型で行なわれ
る。一般的には７００℃、０　、７　ｔ／ｃｍ２で数秒
間プレスする。すると磁石は最初のほぼ１／２になり磁
化容易軸はプレス方向と平行に配向して、磁石は異方性
化する。この方力で異方性を有するＲ　−Ｔ　Ｍ−Ｂ系
永久磁石が得られる。

尚、最初のメルトスピニング法で作られる急冷薄体の結
晶粒は、それが最大の保磁力を示すときの粒径よりも小
さめにしておき、後のホットプレス中に結晶粒の粗大化
が生じて最適の粒径になるようにしておく。

しかし、この方法では高温、たとえば８００°Ｃ以上で
は結晶粒の粗大化が著しく、それによって保磁力が極端
に低下し、実用的な永久磁石にはならない。

［発明が解法しようとする課Ｍ］ 前述の従来技術を用いることにより一応Ｒ−ＴＭ−Ｂ系
永久磁石は製造できるが、これらの製造方法には次のよ
うな欠点を有している。

（１）の焼結法は、合金を粉末にすることが必須である
が、Ｒ−Ｔ　Ｍ−Ｂ系永久磁石は酸素に対して非常に活
性であり、そのため、粉末にするという工程を経ると表
面積が増え、酸化が激しくなり焼結体中の酸素温度はど
うしても高くなってしまう。また、粉末を成形するとき
に、たとえばステアリン酸亜鉛のような成形助材を使用
しなければならない、これは焼結工程で前もって取り除
かれるのではあるが、散開は磁石の中に炭素の形で残っ
てしまう、この炭素はＲ−Ｔ　Ｍ−Ｂ系永久磁石の磁気
性能を低下させてしまい好ましくない。

成形助材を加えてプレス成形した後の成形体はグリーン
体と言われる。これはたいへん脆く、ハンドリングが難
しい。従って、焼結炉にきれいに並べて入れるのは相当
の手間がかかることも大きな欠点である。

また、異方性の磁石を得るためには磁場中でプレス成形
しなければならず、磁場電源、コイルなどの大きな装置
が必要となる。

以上の欠点があるので、一般的に言ってＲ−ＴＭ−Ｂ系
の焼結磁石の製造には高価な設備が必要になるばかりで
はなく、生産効率も悪くなり、磁石の製造コストが高く
なってしまう、従って、比較的原料の安いＲ−ＴＭ−Ｂ
系磁石の長所を活かすことができるとは言い難い。

次に、　（２）並びに（３）の方法であるが、これらの
方法は真空メルトスピニング装置を使用するが、この装
置は現在ではたいへん生産性が悪くしかも高価である。

（２）の方法は原理的に等方性であるので、低いエネル
ギー積であり、ヒステリシスループの角形性も良くない
ので温度特性に対しても、使用する面においても不利で
ある。

（３）の方法では異方性の磁石が得られるが、ホットプ
レスを２段階に使うので、実際に量産を考えると大変に
非効率になることは否めないであろう。

また、この方法では高温、たとえば８００℃以上では結
晶粒の粗大化が著しく、それによって保磁力が極端に低
下し、実用的な永久磁石にはならない。

本発明は以上の従来技術の欠点を解決するものであり、
その目的とするところは、希土類、遷移金属、ボロンお
よび銀を基本成分とし、溶解鋳造工程を基本として、さ
らに熱処理後急冷を施すことにより高性能かつ低コスト
なＲ−ＴＭ−Ｂ−Ａｇ系永久磁石の製造方法を提供する
ところにある。

［課題を解決するための手段］ 本発明の永久磁石の製造方法の第一は、希土類元素（但
しイツトリウムを含む）と遷移金属とボロン、および銀
を基本成分とした永久磁石の製造法において、少なくと
も、前記基本成分からなる合金を溶解・鋳造する工程、
鋳造後８００°Ｃ以上の温度において熱処理後急冷する
工程とからなることを特徴とする永久磁石の製造工程で
あり、その第２は希土類元素（但しイツトリウムを含む
）と遷移金属、ボロン、および銀を基本成分とする永久
磁石の製造法において、少なくとも、前記基本成分から
なる合金を溶解・鋳造する工程、鋳造後例えば以上の温
度で熱処理後急冷する工程、次いで３００℃以上の温度
で熱処理後急冷する工程とから成ることを特徴とする永
久磁石の製造方法である。

［作用］ 前記のように従来のＲ−Ｔ　Ｍ−Ｂ系永久磁石の製造方
法である焼結法、急冷法はそれぞれ粉砕による粉末管理
の困難さ、生産性の悪さといった大きな欠点を有してい
る。

本発明者らはこれらの欠点を改良するために、バルク状
態での磁気硬化の研究に着目し、前記希土類元素と遷移
金属、及びボロンを基本成分とする磁石の組成域で、鋳
造後熱処理を施すだけで十分高い保磁力を有することを
知見した。以下この方法について説明する。

本発明の製造方法を用いた磁石も、従来技術における（
１）の焼結法を用いた磁石と同様に、その初磁化曲線は
ＳｍＣｏ５のように急峻な立ち上がりを示す、このこと
から、保磁力機構そのものはｎｕｃｌｅａｔｉｏｎタイ
プであることがわかる。このタイプの磁石の保磁力＃！
横は基本的には単磁区モデルによって説明付けられ、磁
石の保磁力はその結晶粒径に大きく依存する。すなわち
、Ｒ−ＴＭ−Ｂ系永久磁石の主相である、大きな結晶磁
気異方性を有するＲ　２　Ｔ　Ｍ　＋　ａ　Ｂ化合物相
の結晶粒が大きすぎると、その結晶粒内に磁壁を有する
ようになり、磁化の反転は磁壁の移動により容易に起き
て保磁力は小さくなる。一方、結晶粒がある臨界半径以
下になると結晶粒は磁壁を持たない単磁区粒子になり、
磁化の反転は回転のみによって進行することになる。こ
の磁化の反転は磁壁の移動に比べ大きなエネルギーを必
要とするので、大きな保磁力が得られることになる。す
なわち、十分大きな保磁力を得るためには主相であるＲ
　２　Ｔ　Ｍ　＋　ａ　Ｂ化合物相の結晶粒を適切な大
きさにすることが必要である。

この臨界半径はサブミクロンオーダーであるにもかかわ
らず、焼結法における粒径は１０μｍ程度である。これ
は、焼結法の場合鋳造インゴットを一旦粉砕するとし１
う工程を経るので、臨界半径に近い粉末を得ようとする
と表面積が著しく増大し、焼結体に残留する酸素濃度が
増加してしまうために、臨界半径に近い粒径を持つ焼結
体は作成不能と言うことになる。逆に、ｎｕｃｌｅａｔ
ｉｏｎタイプの磁石であるならば、わざわざ鋳造インゴ
ットの粉砕という工程を経ずとも、冷却速度の調整によ
り、粗大な柱状晶あるいは等軸晶の成長を抑制し、Ｒ２
Ｔ　Ｍ　＋　ａ　Ｂ化合物相の結晶粒を微細化できるな
らば、十分高い保磁力を得られることになる。

本発明では、従来のＲ−ＴＭ−Ｂ合金に銀を加えた組成
を基本成分とし、鋳造後の熱処理を最適化することによ
って以下の事実を知見した。

ＡｇはＲ−Ａｇ二元系に於てＲ−Ｆｅ二元系よりも低い
共晶温度を持つ、Ａｇ添加の実際の効果を説明する。Ａ
ｇｍ加により、インゴットを熱間加工を経ずに単に熱処
理するだけの鋳造磁石としても、また熱間加工を施した
後の異方性磁石としても、エネルギー積、保磁力が増加
している。Ａｇの効果は、他の保磁力を増すのに効果の
ある元素、たとえばＤｙなどとは大きく異なる。すなわ
ち、ＤＶはＲ２−ＸＤ　ｙＸＦｅ＋ａＢとして本系磁石
の主相の希土類元素を置換することにより、主相の異方
性磁場を増加させ、その結果として保磁力の増加をみる
わけである。ところが、Ａｇの場合は主相中のＦｅを置
換するというより、主として粒界の希土類リッチ相に希
土類とともに存在している。

よく知られているように、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の保磁力
は主相のＲ２Ｆｅ＋４Ｂ相のみでは殆ど得られず、粒界
相である希土類リッチ相の共存により、初めて得られる
。Ａｇはその粒界相に影響を与える元素と考えられてい
る。

このように銀を添加した合金では鋳造インゴットを高温
で熱処理した後急冷することにより、良好な磁気性能が
得られた。

以上の点により前述のような粉砕、焼結といった工程を
経る必要がなくなり、粉末管理の困難さといった生産性
の問題から解放される。

以下、本発明による永久磁石の好ましい組成範囲につい
て説明する。

希土類金属としては、Ｙ、　　Ｌａ、　　Ｃｅ、Ｐｒ、
Ｎｄ、　　Ｓｍ、　　Ｅｕ、　　Ｇｄ、　　Ｔｂ、　　
Ｄｙ、　　Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが候補として
挙げられ、これらの内１種類、あるいは２種類以上を組
み合わせて用いられる。最も高い磁気性能は、Ｐｒ、Ｎ
ｄで得られる。従って実用的にはＰｒ、　　Ｎｄ、　　
Ｐｒ−Ｎｄ合金、Ｃｅ−Ｐｒ−Ｎｄ合金などが用いられ
る。また少量の添加元素、たとえば重希土類元素Ｄｙ、
’ｒｂ等は保磁力の向上に有効である。

Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の主相はＲ２Ｆｅ＋４Ｂである。

したがってＲが８原子％未満では、もはや上記化合物を
形成せずα−鉄と同一の立方晶構造となるため高磁気性
能は得られない、一方Ｒが３Ｃ４子％を越えると非磁性
のＲリッチ相が多くなり磁気特性は著しく低下する。よ
ってＲの範囲は８〜３０原子％が適当である。

Ｂは、Ｒ２Ｆｅ＋４Ｂ相を形成するための必須元素であ
り、２原子％未満では菱面体のＲ−Ｆｅ系になるため、
高保磁力は望めない。また２８原子％を越えるとＢに富
む非磁性相が多くなり、残留磁束密度は著しく低下して
来る。しかじ高保磁力を得るため、好ましくはＢｊ！子
％以下がよく、それ以上では特殊な冷却を施さない限り
、微細なＲ２Ｆｅ＋４Ｂ相を得ることができず、保磁力
が小さい。

Ａｇは前述したように柱状組織の微細化、熱間加工性の
向上により、エネルギー積、保磁力を増加させる元素で
ある。しかし、非磁性元素であるため、その添加量を極
端に増すと残留磁束密度が低下するので６原子％以下が
よい。

［実施例］ （実施例１） 本発明による製造法の工程図を第１図に示す。

本発明において使用した合金の組成は、Ｐｒ１７原子％
、Ｆｅ７６．５Ｗ子％、Ｂ５原子％、Ａｇ１．５原子％
である。この合金を高周波誘導溶解炉で溶解し、鋳型に
て鰐塊を鋳造した。この時、希土類、鉄及び銀の原料と
しては９９．９％の純度のものを用い、ボロンはフェロ
ボロンを用いた。

この鋳造インゴットから試料片を切り出し、アルゴン雰
囲気中において１０００℃２４時間のアニール処理を施
し、その後３種類の冷却方法で冷却した。冷却方法は、
水冷、炉端冷却、炉内冷却とした。冷却速度はそれぞれ
、水冷では１０００℃から室温までを５Ｘ１０’℃／Ｓ
、炉端冷却では１０００℃から２００℃までを１℃／Ｓ
、炉内冷却では１０００℃から２００℃までを１０刊’
Ｃ／Ｓで行なった。このようにして得られた磁気性能の
結果を第１表に示す。これによると冷却速度のもっとも
遅い炉内冷却材では残留磁化、保磁力、最大エネルギー
積いずれについても他の２つに比べ性能は低下している
。しかし、水冷及び炉端冷却では、それほど性能に違い
はみられず良好な磁気性能が得られている。

第１表 このことから、インゴットを熱処理後急冷する事により
、高い磁気性能が得られることが判明した。

（実施例２） 実施例１に示した合金と同一組成の合金を高周波誘導炉
により溶解鋳造後、インゴットから試料片を切り出し、
アルゴン雰囲気中に於て、６００℃、７００℃、８００
℃、９００℃の各温度に於て２４時間の熱処理を施した
。その後、炉端冷却により各熱処理温度から２００　”
Ｃまでの温度範囲を１℃／Ｓ程度の冷却速度で急冷した
。この様な工程によって得られた磁気性能を第２表に示
す。

第２表 このことから−段目の熱処理として８００’Ｃ以上の温
度で熱処理後急冷する事により優れた磁気性能が得られ
ることがわかった。

（実施例３） 実施例１に示した合金と同一組成の合金を溶解鋳造後、
インゴットから試料片を切り出し、アルゴン雰囲気中で
１０００℃で２４時間熱処理し、炉端冷却により急冷し
た後、２段目の熱処理として５００℃、６００℃、７０
０℃、８００℃の各温度で２時間の熱処理を行ない、そ
の後炉端冷却により各熱処理温度から２００℃までの温
度範囲を１℃／Ｓ程度の冷却速度において急冷した。こ
の様な工程により得られた磁気性能の結果を第２図に示
す０図から明らかなように２段目の熱処理を８００℃で
行なった場合は残留磁化、保磁力、最大エネルギー積い
ずれも良好な値が得られた。

これに対し、２段目の熱処理温度が低い場合はいずれの
磁気性能も低下している。このことから２段目の熱処理
を８００℃以上で行ない、その後急冷する処理によって
良好な磁気性能が得られることが解った。

（実施例４） 前例と同一組成の合金について鋳造インゴットから試料
片を切り出し、アルゴン雰囲気中で１０００℃２４時間
の熱処理後炉端冷却し、その後２段目熱処理としてアル
ゴン雰囲気中で８００°Ｃの熱処理を施した。その後の
冷却方法を、水冷、炉端冷却、炉内冷却の３種類とし、
得られる磁気性能と冷却速度の関係を検討した。第３表
にその結果を示す。

第３表 この結果炉冷した試料では磁気性能は低下したが、水冷
、炉端冷却した試料では良好な磁気性能が得られた。こ
のことから２段熱処理後においても、熱処理後の冷却は
１℃／Ｓ以上の急冷としたほうが、良好な磁気性能が得
られることが解った。

（実施例５） 第４表に示す各組成の合金を銹導炉で鋳造インゴットを
製造した。この様にして得られたインゴットについて一
段目の熱処理として１０００　”Ｃに於て２４時間の熱
処理を施して急冷した後、二段目の熱処理として８００
°Ｃで２時間の熱処理を加えた後、炉端に於て急冷した
。この様な試料について磁気特性を測定した。結果を第
５表に示す。

第５表より、銀を添加した試料においては磁気性能、特
に保磁力に優れた特性が得られた。

第４表 第５表 ［発明の効果］ 以上述べたように本発明によれば、銀を添加した合金に
適当な熱処理を施すことにより、従来の鋳造法の欠点で
あった磁気特性の改善がなされ、焼結による磁石と同等
、もしくはそれ以上の性能を得ることができる。そのた
め、製造工程の短縮、異方性樹脂結合磁石が可能といっ
た、鋳造法の長所がさらに助長される。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明による製造法を示す工程図。 第２図は、本発明による熱処理温度と磁気性能を示す図
。 以　　上

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １．希土類元素（ただしＹを含む）と遷移金属とボロン
   、および銀を基本成分とする永久磁石の製造方法におい
   て、少なくとも、前記基本成分からなる合金を溶解およ
   び鋳造する工程、鋳造後の熱処理工程において最終熱処
   理工程を８００℃以上の高温で行った後、２００℃まで
   の温度範囲を１℃／ｓ以上の冷却速度にて急冷する工程
   とから成ることを特徴とする永久磁石の製造方法。