JPH03264653A - 焼結磁石合金及びその製造方法 - Google Patents
焼結磁石合金及びその製造方法Info
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- JPH03264653A JPH03264653A JP2061719A JP6171990A JPH03264653A JP H03264653 A JPH03264653 A JP H03264653A JP 2061719 A JP2061719 A JP 2061719A JP 6171990 A JP6171990 A JP 6171990A JP H03264653 A JPH03264653 A JP H03264653A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
- Hard Magnetic Materials (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、Ｆｅ５ＢもしくはＦｅ２Ｂを主相として、そ
の粒界にＲ−Ｆｅ及びＲ−Ｆ ｅ −Ｂ相を存在させ、
保磁力を発生せしめた新規な焼結磁石合金に関するもの
である。
の粒界にＲ−Ｆｅ及びＲ−Ｆ ｅ −Ｂ相を存在させ、
保磁力を発生せしめた新規な焼結磁石合金に関するもの
である。
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石はＳ ｍ −Ｃｏ系と比較して
磁石特性に優れ、高価なＳｍ、Ｃｏを必須成分としない
安価な工業材料である５ Ｒ−ＧＥ−Ｂ系焼結磁石に関しては特公昭６３６５７４
２号公報において、希土類元素Ｒ（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂ、
Ｄｙ、Ｈｏ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｇｄ、Ｙ）＝８−３０％、Ｂ
＝２−２８％、残部Ｆｅの組成でフェライト磁石を越え
る磁気特性が得られている。
磁石特性に優れ、高価なＳｍ、Ｃｏを必須成分としない
安価な工業材料である５ Ｒ−ＧＥ−Ｂ系焼結磁石に関しては特公昭６３６５７４
２号公報において、希土類元素Ｒ（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂ、
Ｄｙ、Ｈｏ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｇｄ、Ｙ）＝８−３０％、Ｂ
＝２−２８％、残部Ｆｅの組成でフェライト磁石を越え
る磁気特性が得られている。
また、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金の液体急冷法に関しては、特
開昭５９−６４７３９号公報において。
開昭５９−６４７３９号公報において。
希土類元素Ｒ（Ｎｄ 、 Ｐ ｒ） ＝ １０−５０％
、ＢＯ，５〜１０％、残部Ｆｅの組成から成り、高い固
有保磁力とエネルギー積が得られることが報告されてい
る。
、ＢＯ，５〜１０％、残部Ｆｅの組成から成り、高い固
有保磁力とエネルギー積が得られることが報告されてい
る。
上記Ｒ−Ｆ ｅ −Ｂ系永久磁石には、キュリー温度が
低く、熱安定性・耐食性が悪いという欠点を有している
。
低く、熱安定性・耐食性が悪いという欠点を有している
。
このキュリー温度を改善する試みとしては、特開昭５９
−６４７３３号公報において、Ｃｏを添加することによ
り５００℃を越えるキュリー温度が得られることが報告
されている。また、主相をＦｅ５Ｂ、第２相をＮｄ２Ｆ
ｅ１４Ｂとし、キュリー温度が工場した永久磁石が報告
されている。（Ｋ。
−６４７３３号公報において、Ｃｏを添加することによ
り５００℃を越えるキュリー温度が得られることが報告
されている。また、主相をＦｅ５Ｂ、第２相をＮｄ２Ｆ
ｅ１４Ｂとし、キュリー温度が工場した永久磁石が報告
されている。（Ｋ。
Ｈ，Ｊ、Ｂｕｓｃｈｏｗ、 ９ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔ
ｉｏｎａｌ １ｌｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｒａｒｅ Ｅ
ａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ ｔｈｅｉｒ Ａｐ
ｐｌｉｃａｔｉｏｎ、 ｐ、４５３、 （１９８７））
Ｎｄ３．８Ｆｅ７７．０Ｂ１９．２合金を液体急冷す
ることにより、約３ｋＯｅの固有保磁力が得られている
。また、特開昭６３−１６９３５７号公報において、Ｂ
２５−３５Ｎ ｄ ５Ｎ ｂ ２．５ （Ｆ ｅ ０
゜７Ｇ ｏ ０．３） ｂａｌの組成で１０ｋＯｅ以上
の固有保磁力が得られることが報告されている。この高
保磁力の原因は正方品（Ｆｅ、Ｃｏ）２Ｂ型相の存在に
よるものと考えられている。
ｉｏｎａｌ １ｌｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｒａｒｅ Ｅ
ａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ ｔｈｅｉｒ Ａｐ
ｐｌｉｃａｔｉｏｎ、 ｐ、４５３、 （１９８７））
Ｎｄ３．８Ｆｅ７７．０Ｂ１９．２合金を液体急冷す
ることにより、約３ｋＯｅの固有保磁力が得られている
。また、特開昭６３−１６９３５７号公報において、Ｂ
２５−３５Ｎ ｄ ５Ｎ ｂ ２．５ （Ｆ ｅ ０
゜７Ｇ ｏ ０．３） ｂａｌの組成で１０ｋＯｅ以上
の固有保磁力が得られることが報告されている。この高
保磁力の原因は正方品（Ｆｅ、Ｃｏ）２Ｂ型相の存在に
よるものと考えられている。
しかし、上記Ｆｅ５ＢもしくはＦｅ２Ｂを主相とする永
久磁石は、前記特開昭６３−１６９３５７号公報の実施
例に示される様に現実には液体急冷法により作成される
ため、等方的な磁気特性を有する。このため、磁気特性
が低く、着磁性が悪いという欠点を有していた。
久磁石は、前記特開昭６３−１６９３５７号公報の実施
例に示される様に現実には液体急冷法により作成される
ため、等方的な磁気特性を有する。このため、磁気特性
が低く、着磁性が悪いという欠点を有していた。
本発明者らはＴＭ−Ｂ−５ｉ（ここで、ＴＭはＭｎ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ）合金を微粉末とし、Ｒ−ＴＭ−Ｂ系合
金粉と混合し、焼結することにより高い磁石特性が得ら
れることを見出した。さらに、ＴＮ−Ｂ系合金にＳｉを
添加することにより、ＴＭ２Ｂ型相よりＴＭ量の多い組
成においても高い保磁力が得られることを見出したもの
である即ち、本発明は、ＴＭｘＢｙＳｉｚ （但し、Ｔ
ＭはＭｎ、Ｆｅ、Ｇｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種、０
．５≦ｘ≦０．９，０．１≦ｙ≦０．５．Ｏ≦Ｚ≦０．
２）から成る合金粉とＲａ Ｔ Ｍ ｂ Ｂ ｃ Ｍ
ｄ （但し、ＲはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｔｂ、Ｄｙのうち
少なくとも１種、ＴＭはＭｎ、Ｆｅ、Ｇｏ、Ｎｌのうち
少なくとも１種、ＭはＴ ｉ＋ Ｖｒ Ｃｕ ＋ Ｇａ
、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうち少なくとも
１種、０．１２≦ａ≦０．４，０．４≦ｂ≦０．８．Ｏ
≦ｃ≦０．２５，０≦ｄ≦０．０８から成る合金粉製重
量比でｉ：（ｏ、Ｑ３〜０．５）の割合で混合し、焼結
することにより得られる焼結磁石合金である。
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ）合金を微粉末とし、Ｒ−ＴＭ−Ｂ系合
金粉と混合し、焼結することにより高い磁石特性が得ら
れることを見出した。さらに、ＴＮ−Ｂ系合金にＳｉを
添加することにより、ＴＭ２Ｂ型相よりＴＭ量の多い組
成においても高い保磁力が得られることを見出したもの
である即ち、本発明は、ＴＭｘＢｙＳｉｚ （但し、Ｔ
ＭはＭｎ、Ｆｅ、Ｇｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種、０
．５≦ｘ≦０．９，０．１≦ｙ≦０．５．Ｏ≦Ｚ≦０．
２）から成る合金粉とＲａ Ｔ Ｍ ｂ Ｂ ｃ Ｍ
ｄ （但し、ＲはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｔｂ、Ｄｙのうち
少なくとも１種、ＴＭはＭｎ、Ｆｅ、Ｇｏ、Ｎｌのうち
少なくとも１種、ＭはＴ ｉ＋ Ｖｒ Ｃｕ ＋ Ｇａ
、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうち少なくとも
１種、０．１２≦ａ≦０．４，０．４≦ｂ≦０．８．Ｏ
≦ｃ≦０．２５，０≦ｄ≦０．０８から成る合金粉製重
量比でｉ：（ｏ、Ｑ３〜０．５）の割合で混合し、焼結
することにより得られる焼結磁石合金である。
ＴＭ−Ｂ−Ｓｉ系合金は水アトマイズもしくはガスアト
マイズした後、ボールミル・アトライターなどにより微
粉砕を行い、サブミクロンもしくは数ミクロンの粉末を
得る。Ｒ−ＴＭ−Ｂ−Ｍ系合金は、高周波溶解もしくは
アーク溶解などにより作成し、ショークラッシャー・デ
ィスクミルなどにより粗粉砕した後、ボールミルジェッ
トミルなどにより微粉砕し、２〜６μｍの粉砕を得る。
マイズした後、ボールミル・アトライターなどにより微
粉砕を行い、サブミクロンもしくは数ミクロンの粉末を
得る。Ｒ−ＴＭ−Ｂ−Ｍ系合金は、高周波溶解もしくは
アーク溶解などにより作成し、ショークラッシャー・デ
ィスクミルなどにより粗粉砕した後、ボールミルジェッ
トミルなどにより微粉砕し、２〜６μｍの粉砕を得る。
上記２種類の合金粉を重量比で１：（０，０３〜０．５
）の割合で混合し、焼結し、熱処理する。
）の割合で混合し、焼結し、熱処理する。
ＴＭｘＢｙＳｉｚ系合金において０．５≦ｘ≦０．９と
した理由は、０．５以下では飽和磁化しキュリー温度の
低下が著しく、０．９以上では固有保磁が小さい。０．
１≦ｙ≦０．５とした理由は、０．１以下では固有保磁
力と角型性が悪く、０．５以上では飽和路かの低下が著
しい。０≦Ｚ≦０．２とした理由は、０．２以上では飽
和磁化の低下が著しいためである。
した理由は、０．５以下では飽和磁化しキュリー温度の
低下が著しく、０．９以上では固有保磁が小さい。０．
１≦ｙ≦０．５とした理由は、０．１以下では固有保磁
力と角型性が悪く、０．５以上では飽和路かの低下が著
しい。０≦Ｚ≦０．２とした理由は、０．２以上では飽
和磁化の低下が著しいためである。
Ｒ−ＴＭ−Ｂ−Ｍ系合金は焼結助剤及び保磁力発生に必
要なピンニングサイトとして添加するものであり、添加
量が少ない方が飽和磁化は大きいが、少な過ぎると保磁
力発生に寄与しない。このため、Ｔ Ｍ −Ｂ −Ｓ
ｉ系とＲ−ＴＭ−Ｂ−Ｍ系合金粉の混合比は重量比で１
：（０，０３〜０．５）とした６ＲａＴＭｂＢｃＭｄ系
合金で０．１２≦ａ≦０．４とした理由は、ａが０．１
２以下では固有保磁力が小さく、０．４以上では微粉の
酸化が著しく、取り扱いが困難となる。０．４≦ｂ≦０
．８とした理由は、０．４以下ではＲ量が多くなり、微
粉が酸化し、０．８以上では固有保磁力が小さい。Ｏ≦
ｃ≦０．２５とした理由は、Ｃが０．２５以上ではＢリ
ッチ相（ＲＦ ｅ４Ｂ４）が多く生成し、固有保磁力が
低下する。Ｏ≦ｄ≦０．０８とした理由は、ｄが０．０
８以上では異相が生成し、固有保磁力を低下させる。
要なピンニングサイトとして添加するものであり、添加
量が少ない方が飽和磁化は大きいが、少な過ぎると保磁
力発生に寄与しない。このため、Ｔ Ｍ −Ｂ −Ｓ
ｉ系とＲ−ＴＭ−Ｂ−Ｍ系合金粉の混合比は重量比で１
：（０，０３〜０．５）とした６ＲａＴＭｂＢｃＭｄ系
合金で０．１２≦ａ≦０．４とした理由は、ａが０．１
２以下では固有保磁力が小さく、０．４以上では微粉の
酸化が著しく、取り扱いが困難となる。０．４≦ｂ≦０
．８とした理由は、０．４以下ではＲ量が多くなり、微
粉が酸化し、０．８以上では固有保磁力が小さい。Ｏ≦
ｃ≦０．２５とした理由は、Ｃが０．２５以上ではＢリ
ッチ相（ＲＦ ｅ４Ｂ４）が多く生成し、固有保磁力が
低下する。Ｏ≦ｄ≦０．０８とした理由は、ｄが０．０
８以上では異相が生成し、固有保磁力を低下させる。
以下、実施例により詳しく説明する。
［実施例１コ
第１表に示すＴＭ−Ｂ−３ｉ系とＲ−ＴＭ−ＢＭ系合金
を溶解法により作成した。ＴＭ−Ｂ−Ｓｉ系合金は水ア
トマイズ法により粉末化し、さらにアトライターにより
粉砕し、平均粒径約０゜８μｍの微粉末を得た。Ｒ−Ｔ
Ｍ−Ｂ−Ｍ系合金はディスクミルで粗粉砕した後、ジェ
ットミルにより微粉砕し、平均粒径約３μｍの微粉末を
得た。両会金粉を第１表に示す割合で混合し、横磁場第 １ ネ 成形した後、１０９０〜１１６０℃の範囲で焼結し、６
００〜８００℃の範囲で熱処理した。得られた結果を第
１表に示す。固有保磁力が５ ｋ Ｏｅ以上の試料につ
いて組織処理を行った結果、第１図に示す様な、（ＴＭ
Ｓ ｉ ） ３Ｂ 、 ＴＭ２Ｂ結晶粒の囲りにＲ２
ＴＭ１４Ｂ相が存在し、粒界相はＲＴＭ相であった。
を溶解法により作成した。ＴＭ−Ｂ−Ｓｉ系合金は水ア
トマイズ法により粉末化し、さらにアトライターにより
粉砕し、平均粒径約０゜８μｍの微粉末を得た。Ｒ−Ｔ
Ｍ−Ｂ−Ｍ系合金はディスクミルで粗粉砕した後、ジェ
ットミルにより微粉砕し、平均粒径約３μｍの微粉末を
得た。両会金粉を第１表に示す割合で混合し、横磁場第 １ ネ 成形した後、１０９０〜１１６０℃の範囲で焼結し、６
００〜８００℃の範囲で熱処理した。得られた結果を第
１表に示す。固有保磁力が５ ｋ Ｏｅ以上の試料につ
いて組織処理を行った結果、第１図に示す様な、（ＴＭ
Ｓ ｉ ） ３Ｂ 、 ＴＭ２Ｂ結晶粒の囲りにＲ２
ＴＭ１４Ｂ相が存在し、粒界相はＲＴＭ相であった。
［実施例２コ
実施例１と同様な方法により、焼結磁石製作成し、熱安
定性を測定した。得られた結果を第２表に示す。
定性を測定した。得られた結果を第２表に示す。
本発明によれば、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の欠点であった
キュリー点が低く、熱安定性が悪いことが改善される。
キュリー点が低く、熱安定性が悪いことが改善される。
また、希土類元素量が低減できるため、価格的に安く製
造できる。
造できる。
第１図は本発明の焼結磁石合金の金属組織の模式図であ
る。
る。
Claims (2)
- （１）ＴＭをＭｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうち少なくとも
１種、ＲをＣｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｔｂ，Ｄｙのうち少なく
とも１種とするとき、 （ＴＭ，Ｓｉ）＿３Ｂ，（ＴＭ，Ｓｉ）＿２Ｂ，ＴＭ−
Ｓｉ型相がＲ−ＴＭ，Ｒ−ＴＭ−Ｂ相により取り囲まれ
た組織を有することを特徴とする焼結磁石合金。 - （２）ＴＭｘＢｙＳｉｚ（但し、ＴＭはＭｎ，Ｆｅ，Ｃ
ｏ，Ｎｉのうち少なくとも１種、０．５≦ｘ≦０．９，
０．１≦ｙ≦０．５，０≦ｚ≦０．２）から成る合金粉
とＲａＴＭｂＢｃＭｄ（但し、ＲはＣｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，
Ｔｂ，Ｄｙのうち少なくとも１種、ＴＭはＭｎ，Ｆｅ，
Ｃｏ，Ｎｉのうち少なくとも１種、ＭはＴｉ，Ｖ，Ｃｕ
，Ｇａ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗのうち少な
くとも１種、０．１２≦ａ≦０．４，０．４≦ｂ≦０．
８，０≦ｃ≦０．２５，０≦ｄ≦０．０８）から成る合
金粉を重量比で１：（０．０３〜０．５）の割合で混合
し、焼結することを特徴とする焼結磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2061719A JPH03264653A (ja) | 1990-03-13 | 1990-03-13 | 焼結磁石合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2061719A JPH03264653A (ja) | 1990-03-13 | 1990-03-13 | 焼結磁石合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03264653A true JPH03264653A (ja) | 1991-11-25 |
Family
ID=13179315
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2061719A Pending JPH03264653A (ja) | 1990-03-13 | 1990-03-13 | 焼結磁石合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03264653A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7208097B2 (en) | 2001-05-15 | 2007-04-24 | Neomax Co., Ltd. | Iron-based rare earth alloy nanocomposite magnet and method for producing the same |
| US7217328B2 (en) | 2000-11-13 | 2007-05-15 | Neomax Co., Ltd. | Compound for rare-earth bonded magnet and bonded magnet using the compound |
| US7261781B2 (en) | 2001-11-22 | 2007-08-28 | Neomax Co., Ltd. | Nanocomposite magnet |
| US7297213B2 (en) | 2000-05-24 | 2007-11-20 | Neomax Co., Ltd. | Permanent magnet including multiple ferromagnetic phases and method for producing the magnet |
| US7507302B2 (en) | 2001-07-31 | 2009-03-24 | Hitachi Metals, Ltd. | Method for producing nanocomposite magnet using atomizing method |
-
1990
- 1990-03-13 JP JP2061719A patent/JPH03264653A/ja active Pending
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