JPH03261104A - 異方性希土類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−鉄（コバルト）−ホウ素系（Ｒ−Ｆｅ
　　（Ｃｏ）−Ｂ系）の永久磁石合金に関する。更に詳
しく述べると、Ｔｉの他にＮｂＭｏ及びＡ１等をも含む
Ｒ−Ｆｅ　　（Ｃｏ）　−Ｂ系組威の急冷凝固合金を高
密度化し、塑性変形して異方化する希土類永久磁石の製
造方法に関するものである。

［従来の技術］ Ｒ−Ｆｅ　（Ｃｏ）−Ｂ系永久磁石の製法として、溶融
状態から急冷固化することにより微細構造にする急冷法
がある。急冷法は、熔解−高連急冷一粗粉砕一冷間ブレ
ス（温間ブレス）−・磁石という工程で行われ、焼結法
や鋳造法など他の方法に比べて工程が簡素化される利点
がある。

この系の急冷磁石合金については、磁石特性を改善する
ため様々な研究が進められており、例えばＴｉを含有さ
せ熱処理すると希土類含有量の少ない組成でも高保磁力
が生しることが分かっている。また特開昭６３−１９０
１３８にはＴｉを適量添加すると保磁力の温度特性を向
上させうることが記載されている。

［発明が解決しようとする課題］ 急冷法により得られる永久磁石も、基本的にはＲ１Ｆｅ
＋ｓＢ化合物を主相とする。０．０１〜１μｍ程度のＲ
ｘＦｅ＋ａＢ徽細粒子を非晶質相が取り囲んだ極めて微
細な組織により、磁壁のピン止めが保磁力を決定するピ
ンニング型磁石になっている。

保磁力発生機構が焼結磁石や鋳造磁石と異なるにもかか
わらず、実用化されている急冷磁石の希土類元素Ｒは１
３％であり主相のそれよりも若干多くなっている。Ｒが
１２％未満になると保磁力は急激に劣化する。特開昭５
９−６４７３９には、Ｒが１０％になると保磁力が６に
○ｅ以下になることが示されている。（なお本明細書で
「％」は全て「原子％」を意味している。） Ｒ−Ｆｅ　（Ｃｏ）−Ｂ系永久磁石では、前述のように
Ｔｉの添加によって保磁力は向上するが、Ｔｉ含有量の
増大に伴い残留磁束密度が低下し角型性も低下していく
欠点がある。

本発明の目的は、希土類元素の含有量が少ない（１２％
未満）　＆ｌｌ！ｆｃＳＪＩ域であっても、高保磁力、
高エネルギー積を示す永久磁石を製造しうる方法を提供
することにある。

［課題を解決するための手段］ 本発明は、ＲＸ　　（Ｆ　ｅ（−ｂｒ　ＣＯｈ　）　ｔ
ｏｏ−ｘ−ｙｔ−ｕ−ｗ　Ｂ、Ｔ　ｉ、　Ｔ、Ｍｖなる
一般式で表され、６≦Ｘ≦１６．０≦Ｗ≦１．２≦ｙ≦
２５，０＜ｚ、０＜ｕ、Ｏ＜ｕ＋ｚ≦１２．Ｑ＜ｖ≦５
からなる液体急冷合金を使用する。ここでＲはイツトリ
ウムを包含する希土類元素の少なくとも１種、ＴはＮｂ
及び／又はＭＯｌＭはＭｇＡｌ、Ｇａ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｇ
ｅ、Ｉｎの少なくとも１種である。上記組成の液体急冷
合金を高密度化した後、塑性変形により異方化する。こ
のように本発明の特徴は、Ｎｂ及び／又はＭ。

とＴ１とを適量複合添加する点、それにＡＩ。

Ｇａ等を適量添加した組成の材料を液体急冷する点、及
び液体急冷した合金について高密度化した後、塑性変形
により異方化する点である。

液体急冷法には種々の方法があり、その特徴を利用した
任意の手法を採用しつる。ガン法、ピストン・アンビル
法、トーシッンカタバルト法は冷却速度を大きくできる
。遠心法、単ロール法、双ロール法は薄帯を連続的に大
量に作製でき、工業生産に適している。これらは電気炉
あるいは高周波炉により合金を溶解し、その溶融合金を
ガス圧によりルツボ先端のノズルから噴出させ、回転す
る冷却用回転体の表面上で接触凝固させるものである。

量産性の面から、本発明の場合には単ロール法、即ち１
個の回転するロールの周面上に溶融合金を噴出する方法
が最も適当である。その他、スプレー法、キャビテーシ
ョン法、回転液中噴出法による粉末作製、水流中紡糸法
、回転液中紡糸法、ガラス被覆紡糸法による細線作製な
ども適用可能である。

このようにして得た液体り冷合金を４００〜１０００℃
、より好ましくは６００〜８５０℃でＨＩＰ　（熱間静
水圧プレス）またはホットプレスにより理論密度の７０
％以上、より好ましくは９０％以上に高密度化する。高
密度化の際の急冷合金は、成形体、薄帯、容器に詰めた
粉体など、いかなる形態でもよい。

その後、６００〜１ｏｏｏ℃、歪速度ｌＯ〜１／ｓｅｃ
、加工率３０％以上、より好ましくは５０％以上で温間
塑性加工を施す。これにより加工方向に磁化容易軸が整
列した異方性永久磁石が得られる。温間塑性加工法は、
ホソトプレス法、圧延法など任意の方法を用いてよい。

なお歪速度と加工率は、高密度化後の試料厚さをｈｏ、
塑性変形後の試料厚さをｈｌ、塑性変形に要した時間を
ｔとしたとき、それぞれ次のように表すものとする。

ｈ。

ｈ。

本発明における各成分の限定理由は次の通りである。な
お以下に示す磁気特性の数値は、いずれも等方性粉体で
の値である。Ｒの量Ｘは６％未満では保磁力ｉＨｃが５
ｋＯｅ未満になり、１６％を超えると最大エネルギー積
（ＢＨ）□、が５　Ｍ　Ｇ　Ｏｅになり、いずれも実用
上好ましくない。Ｂの量ｙは２％未満ではｉＨｃが５に
００未満と小さく、２５％を超えると（ＢＨ）、。

が低下する。Ｔｉの量２とＴの量Ｕは、ｉＨｃ増加のた
めに両者ともに０．１％以上であることが好ましく、共
に０．３％以上で効果は顕著となる。しかしｕ＋２が１
２％を超えると（ＢＨ）　ＩＩＩＩＸ　、　　ｌ　ＨＣ
共に低下する。ＭとしてＭｇＡ１．Ｇａ、Ｓｂ、Ｔｅ、
Ｇｅ、Ｉｎの少なくとも１種を添加するのは、これら全
ての元素が結晶粒成長を抑制し、保磁力の減少を抑制す
るからである。Ｍの量■は塑性変形可能温度を低下させ
るために、０．１％以上であることが好ましく、５％を
超えると（ＢＨ）　□、　、　　ｉ　Ｈｃ共に低下する
。

またＦｅをＣｏで置換することでキュリー温度が改良さ
れ温度特性が向上する。その置換量Ｗはその全域にわた
って高保磁力が得られる。

ｗ＝１．、ＨｒＩちＦｅを全てＣＯで置換しても８ｋＯ
ｅ以上の保磁力を有する磁石が得られる。

好ましい処理条件における数値は次の理由による。高密
度化の温度が４００℃未満では理論密度の７０％に満た
ず、１０００℃を超えると結晶粒成長によるｉＨｃの低
下が避けられない。

特に６００〜８５０℃の温度範囲にすると理論密度の９
０％以上となり、より好ましい。塑性変形は６００〜１
０００℃で行う。６００℃未満では本明細書に示した組
成範囲では塑性変形が不可能であり、１０００℃を超え
ると結晶粒成長によるｉＨｃの低下が避けられない。歪
速度は１　／ｓｅ（を超えると−様な塑性変形が妨げら
れ、１０−’／ｓｅｃより遅い場合には粒成長によるｉ
Ｈｃの低下が避けられない。加工率は大きい程、異方化
の割合が大きくなるが、８ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒ
を得るためには少なくとも３０％以上の加工率が必要と
なる。また加工率が５０％以上であると１０ｋＧ以上の
Ｂｒが得られ、より好ましい。

［作用］ 溶融合金を急冷凝固すると、合金組成や急冷条件により
異なるが、急冷後の組織は一般に非晶質あるいは微結晶
又はその混合組織となる。

これを高密度化処理することにより、その微結晶又は非
晶質と微結晶からなる組織およびサイズを更にコントロ
ールでき、ｏ、ｏｉ〜１μｍ程度の微細粒子を非晶質相
が取り囲んだ永久磁石にとって非常に好ましい組織が得
られる。

急冷法で得られるＲ−Ｆｅ　　（Ｃｏ）　−Ｂ系材料に
ついて種々の添加元素の影響を検討すると、特にＴｉを
添加した場合、Ｒ含有量が少ない組成（１２％未満）で
も高保磁力を示し、実用に適した高性能磁石を製作でき
る。またＲ含有量が１２％以上の場合でもＴｉの添加に
より保磁力が改善される。そして、Ｔｉと共にＮｂ及び
／又はＭｏを複合添加すると、Ｔｉ単独添加の場合より
も保磁力が更に向上する。

しかしＴｉの添加は、保磁力の向上に寄与するもののヒ
ステリシスループの角型性が悪いため最大エネルギー積
（ＢＨ）、、、が低い。これを温間塑性加工して異方化
することにより解決する。しかし、あまり高い温度で塑
性加工すると保磁力が低下してしまう、低希土類量のＲ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｔｉの４元系急冷磁石は約１０００℃以上
でないと塑性変形は困難であるので、主相の粗大化によ
って保磁力も激減する。この系に対してＭｇ、Ａ　１．
Ｇａ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｇｅｌｎを適量添加すると、塑性変
形が可能な温度が低下し、結晶粒成長が抑えられる。そ
のため保磁力の減少が抑制される。特にＡＩ、Ｃ，ａは
その効果が顕著である。

［実施例］ 第１表に示す＆１１戒を有する合金をアーク溶解により
作製した。この合金を、液体急冷法を用い、２０　ｍ／
ｓｅｃで回転するロール表面に石英ノズルを通してアル
ゴンガス圧をかけて射出して高速冷却し、非晶質あるい
は微結晶質からなる薄帯を得た。

この薄帯を６０メンシエ以下に粉砕しホントブレスを用
いて温度７００℃、圧力２　ｔｏｎ／ｃｍ”で底形した
。この成形棒を側面フリーの状態で再びホットプレスに
より加圧し温間塑性変形させた。このとき歪速度は１０
−”／ｓｅｃ、温度は７００℃であった。塑性加工後の
磁石特性を組成と共に第１表に示す。

第１表からＲ−Ｆｅ　（Ｃｏ）　−Ｂ−Ｔｉ　−Ｍ系に
対して、Ｎｂ及び／又はＭＯとＴｉとを複合添加するこ
とにより、Ｔ１単独添加の場合よりも保磁力が向上し、
最大エネルギー積も大きくなることが分かる。

第１表 ＊印は比較例） ［発明の効果１ 本発明はＲ−Ｆｅ　（Ｃｏ）−Ｂ系組成にＴｉと共にＮ
ｂ、Ｍｏ元素を適量複合添加した＆ｌｌ威だから、希土
類元素Ｒの含有量が少ない（１２％未満の）領域でも、
希土類元素の多い場合と遜色ない高い保磁力ｉＨｃが得
られ、低コスト化を図ることができる。特にＴｉ単独添
加に比べて、同し保磁力を達成するにも添加元素の量を
減らすことができるので、残留磁束密度や角型性の劣化
を抑制できる。

本発明では、高密度化した後、塑性変形により異方化し
ているため、最大エネルギー積（ＢＨ）、□が向上する
。また材料組成にＭ（ＡＩＧａ等）が含まれているため
、比較的低温度で温間塑性加工ができ、主相の粗大化も
生じず、保磁力の減少を防止できる。これらによって実
用上すぐれた特性の異方性永久磁石が得られる。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. １．Ｒ＿ｘＦｅ＿１＿０＿０＿−＿ｘ＿−＿ｙ＿−＿ｚ
   ＿−＿ｕ＿−＿ｖＢ＿ｙＴｉ＿ｚＴｉ＿ｚＴ＿ｕＭ＿ｖ
   （但し、Ｒはイットリウムを含む希土類元素の少なくと
   も１種、ＴはＮｂ，Ｍｏの少なくとも１種、ＭはＭｇ，
   Ａｌ，Ｇａ，Ｓｂ， Ｔｅ，Ｇｅ，Ｉｎの少なくとも１種）なる一般式で表さ
   れ、６≦ｘ≦１６，２≦ｙ≦２５，０＜ｚ，０＜ｕ，０
   ＜ｕ＋ｚ≦１２，０＜ｖ≦５からなる液体急冷合金を、
   高密度化した後、塑性変形により異方化することを特徴
   とする異方性希士類永久磁石の製造方法。
2. ２．Ｆｅの一部をＣｏで置換し、Ｒ＿ｘ（Ｆｅ＿１＿−
   ＿ｗＣｏ＿ｗ）＿１＿０＿０＿ｘ＿−＿ｙ＿−＿ｚ＿−
   ＿ｕ＿−＿ｖＢ＿ｙＴｉ＿ｚＴ＿ｕＭ＿ｖなる一般式で
   表され、０＜ｗ＜１である請求項１記載の製造方法。
3. ３．Ｆｅの全部をＣｏで置換し、Ｒ＿ｘＣｏ＿１＿０＿
   ０＿−＿ｘ＿−＿ｙ＿−＿ｚ＿−＿ｕ＿−＿ｖＢ＿ｙＴ
   ｉ＿ｚＴ＿ｕＭ＿ｖなる一般式で表される請求項１記載
   の製造方法。
4. ４．高密度化を４００〜１０００℃で加圧することによ
   り行い、理論密度の７０％以上にする請求項１、２又は
   ３記載の製造方法。
5. ５．塑性加工による異方化を６００〜１０００℃、歪速
   度１０＾−＾４〜１／ｓｅｃ、加工率３０％以上で温間
   塑性加工することにより行う請求項１、２又は３記載の
   製造方法。