JPH04114409A - ボンド磁石の製造方法 - Google Patents
ボンド磁石の製造方法Info
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- JPH04114409A JPH04114409A JP2232447A JP23244790A JPH04114409A JP H04114409 A JPH04114409 A JP H04114409A JP 2232447 A JP2232447 A JP 2232447A JP 23244790 A JP23244790 A JP 23244790A JP H04114409 A JPH04114409 A JP H04114409A
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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
(産業上の利用分野)
本発明は、希土類元素(R)、鉄及びボロンを基本成分
とする磁性材料粉体を合成樹脂により結合させたボンド
磁石の製造方法に関し、特に、焼結型及び高速急冷型R
−Fe−B系永久磁石バルク体を原料として高い磁気特
性を発揮するボンド磁石を製造する方法に関する。 (従来の技術) 従来、希土類磁石とし、て、R−F e−B系の磁石が
開発されている。 このR−Fe−B系磁石には、焼結型と高速急冷型とが
ある。 一力、ボンド磁石は、従来、例えば、次のような方法で
製造されていた。 すなわち、上記の高速急冷型又は焼結型のR−Fe−B
系永久磁石バルク体を原料と
とする磁性材料粉体を合成樹脂により結合させたボンド
磁石の製造方法に関し、特に、焼結型及び高速急冷型R
−Fe−B系永久磁石バルク体を原料として高い磁気特
性を発揮するボンド磁石を製造する方法に関する。 (従来の技術) 従来、希土類磁石とし、て、R−F e−B系の磁石が
開発されている。 このR−Fe−B系磁石には、焼結型と高速急冷型とが
ある。 一力、ボンド磁石は、従来、例えば、次のような方法で
製造されていた。 すなわち、上記の高速急冷型又は焼結型のR−Fe−B
系永久磁石バルク体を原料と
【2、これを粉砕し5、粒
径毎に分級する。分級された粉体に、この粉体の接着剤
である合成樹脂(例えば、エポキシ樹脂等)を添加混合
し、均一に混練する。混線物を磁場中で所定の形状に成
形した後、成形体をキュアーする。 なお、上記の磁場中成形は、一般に、圧縮成形法を採用
し、成形体の密度を高めて、良好な磁気特性を有するボ
ンド磁石を製造している。 (発明が解決しようとする課題) しかし、焼結型のR−Fe−B系永久磁石バルク体を原
料として、ボンド磁石を製造すると、保磁力の劣化が激
しく、充分な磁気特性を有する製品を得ることができな
い。 また、高速急冷型のR−Fe−B系永久磁石バルク体を
原料とするボンド磁石においては、保磁力の劣化はない
ものの、角型性の劣化があり、充分な高磁気特性を引き
出すことは困難である。 以上のような焼結型バルク体を原料とする場合の保磁力
の劣化、高速急冷型バルク体を原料とする場合の角型性
の劣化は、これらのバルク体を粉砕する際に発生する酸
化やストレスの影響と考えられる。 本発明は、以上の諸点に鑑みてなされたものであって、
その目的とするところは、上記の粉砕により劣化した磁
気特性を回復し、高い磁気特性を有するボンド磁石を製
造する方法を提案するにある。 (課題を解決するための手段) 上記目的を達成するために、本発明は、希土類元素、鉄
及びボロンを基本成分とする焼結型又は高速急冷型の永
久磁石バルク体を粉砕し、該粉体を、粒度分布が125
〜800μ口に第1のピーク、40〜125μlに第2
のピークという2つのピークをもち、かつ粒径100μ
m以上の粗粒側粉体の重量が金粉体重量の50重量%以
上を占めるように調整した後、磁場中成形し、次いで真
空又は不活性雰囲気中で熱処理し、樹脂を含浸させるこ
とを特徴とする。 また、前記真空又は不活性雰囲気中での熱処理を、温度
400〜900℃、3時間以内で行うことである。 (作 用) 本発明は、前述のようにボンド磁石の磁気特性が原料粉
末の酸化やストレスの影響を大きく受けることに着目し
たもので、この酸化や機械的歪みと言った上記原料粉末
(粒子)の欠陥を、樹脂の添加混合前に、磁場中成形と
熱処理とを行うことにより解消するものである。 すなわち、焼結型R−Fe−B系永久磁石バルク体は、
第3図(A)に示すように、例えば、Nd2 F 61
4Bを主相1とし、これをNdリッチ相2やBリッチ相
3が取り囲んでいるニュークリエーション型磁石である
。 ニュークリエーション型磁石は、上記の主相1を取り囲
むNdリッチ相2との界面が保磁力を発生させる重要な
働きをしており、さらに主相内に逆磁区の芽となる欠陥
(例えばクラック、転位)の少ないものが高保磁力を得
ることができる。 そのため主相1の周囲にNdリッチ相2が欠けていたり
、主相1内に欠陥があると、たちまち保磁力は激減して
しまう。 このような構成の焼結型R−Fe−B系永久磁石バルク
体を粉砕すると、第3図(B)に示すように、上記の主
相1が例えば1aと1bとに2つに割れ、これらNd2
Fe14Bからなる主相1g。 1bは保磁力発生に重要なNdリッチ相を失う。 また粉砕の際に粉体内部に機械的歪みが発生し、主相1
内に第3図(B)に示すような、クラック4を生じさせ
る。 一方、上記の粉砕による主相1a、lbの割れ面、及び
上記の機械的歪みにより発生するクラック4部や粉砕粉
体表面に露出したNdリッチ相2部は、化学的に極めて
活性であり、雰囲気中の酸素により容易に酸化される。 この酸化及び上記のNdリッチ相2の欠けや機械的歪み
が主相1a、lbの磁気特性(特に保磁力)を失わせ、
これら主相から構成される粉砕粉体5,6の磁気特性を
激減させると考えられている。 本発明では、このように割れたものを所望の形状に磁場
中成形し、続いて熱処理する。 この磁場中成形と熱処理により、2つに割れた主相1a
と1bとが略割れ面同士で結合すると共に、クラック4
が消失して、元の第3図(A・)に近い状態になり、上
記のような割れ面及びクラック4による化学的活性の悪
影響が減少する。 従って、磁気特性も良好な状態を示すようになる。 また、高速急冷型永久磁石バルク体は、第4図(A−1
)に示すよ−)に、N d 2 F 814Bからなる
約0.50J7a以)゛の結晶粒11がNdリッチ相1
2によって囲まれている。そして第4図(A−2)に示
ずような良好な4πl−Hループの角型性を示し、でい
る。 このような永久磁石バルク体が粉砕されると、第4図(
B−1)・に示ずように、結晶粒】]がそれぞれ11.
8とllbのように複数個に割れ、この割れ面が化学的
に大きな活性を示す。 本発明では、このように割れたものを所望の形状に磁場
中成型し2、続いて熱処理する。 この磁場中成型と熱処理により、第4図(C−1)に示
すように、2つの割れた結晶粒11aと1、1. bと
が略割れ面同士で結合し、元の第4図(A −1,)に
近い状態になり、J9記し、た割れ面による化学的活性
の悪影響がなくなる。 従って、4πI −Hループの角型性も、第4図(C−
1)に示jように、良好な状態を示すようになる。 これに対し、前述した従来のボンド磁石の製造方法では
、第3図(B)第4図(ト1)に示す状態のものに、樹
脂が添加混合ざ才じC混練されcL2まうため、上記の
割れ而及びクラック4による化学的活性の悪影響が解消
されず、製品ボンド磁石の磁気特性か署しく劣化してし
まう。 以」−のように、保磁力、角型性の回復は粉体同士の接
触面積が強く影響する。つまり、保磁力、角型性の回復
には、粉体間に隙間かなく充填されていることが重要と
なる。 一力、ボンド磁石に使用される粉体は、一般に、磁石バ
ルク体をショークラッシャー ボールミル、振動ミル、
ジェットミル等により適当な粒径に粉砕したもので、こ
のような粉砕により得られる粉体の粒度分布は、通常粒
径節回の中央部分に1つのピークを有する〜山分布とな
っている。このような−・山分布の粉体を使用すると、
成形体の充填密度が上がらず、成形体を構成している粉
体間に多数の隙間が牛してし、よい粉体同士の接触面積
が小さくなり、磁気特性、特に保磁力、角型性が充分に
回復されない。 そこで本発明では、粒度分布を125〜・800II
IHに第1のピーク、40−125μlに第2のピーク
という2つのピークを持ち、かつ粒径100μ口以上の
粗粒側粉体の重量が金粉体重量の50%以上を占めるよ
うに調整しまた粉体を用いて成形体の充填密度をトげ、
成形体を構成している粉体間の隙間をなくし、粉体同士
の接触面積を大きくして、上述した成形後の熱処理によ
る磁気特性、特に保磁力、角型性を充分に回復させる。 この時、第1のピークP1を125〜・800μ蒔の範
囲としたのは、粒径がそれより大きくなりすぎると成形
性が悪化するし、粒径が小さくなると微粒側粉体との粒
径の兼ね合いで密度が上がらず高い磁気特性が得られな
いからである。 また第2のピークP2を40〜125μ諺としたのは、
この微粒側粉体が第1のピークを形成する粗粒側粉体の
隙間に入り込まなければならないからて、大きすぎ“C
は所期の目的が達成されないし、粒径が小さくなりすぎ
ると酸化し、易くなるなど製法上また特性」好ましくな
いからである。 更に、100μm以上の粉体重量が金粉体重量の50%
以上を占めていなければならない理由は、粗粒側粉体が
少なく微粒側粉体;が増大すると粗粒側粉体単独の場合
よりも逆に成形体の密度が低くなり回復か減少するから
である。 また、本発明において、上記の作用を得る上で、上記の
熱処理の温度は400〜・900’Cで、特に600〜
800℃とするのが良い。すなゎぢ400℃より低温で
あると、主相1a、lb間及び結晶粒界面での原子拡散
が不充分で、上記のような作用が生じない。一方900
”Cより高温であると、結晶粒径が粗大化したり、酸化
が伎じて、磁気特性かかえって劣化するばかりでなく、
成形体の形状変化が生じる等の不都合が生じる。 また、上記の熱処理の時間は、上記の熱処理温度に応じ
て適宜選択されるが、3時間を超えると、結晶粒径の粗
大化及び酸化により磁気特性を劣化させるため、本発明
では3時間以内とするのである。 なお、0.2時間より短時間であると、上記粒子間及び
結晶粒界面での原子拡散が不充分となることかあるため
、熱処理時間の下限は0.2時間とすることが好ましい
。 更に、上記の熱処理を真空又は不活性雰囲気中で行うの
は、上記の割れ面及びクラック4や界面破壊5の酸化が
熱により促進されるため、この酸化を防止するためであ
る。 また、上記の熱処理は、第2図(A)に示すように連続
的な熱処理に限られることなく、第2図(B)に示すよ
うにA十B十C十D・・・−3時間以内となるように不
連続的な熱処理であっても上記の作用を得ることができ
る。 本発明では、以上の熱処理の後に、樹脂含浸を行う。 これにより、成形後の粒子に樹脂が侵入し粒子と粒子と
をロックさせ、成形後の形状を強固に保つことが可能と
なる。 以上の作用を発現させるための原料である焼結型及び高
速急冷型のR−Fe−B系永久磁石バルク体として、本
発明では、R(Rは、Nd5Pr。 Dy5HoSTbのうちの少な(とも1種又は更にLa
、Ce、Sm5Gd、E r、、Eu、TmxYb、L
u、、Yのうちの少なくとも1種からなる)8〜30原
子%、B2〜28原子%、Fe42〜92原子%の組成
からなるものが好ましく使用される。更に、キューリー
点の向上等を目的として、Feに対してCoを50%ま
で置換しても良い。 (実施例) 実施例1 本例で用いる焼結型および高速急冷型永久磁石バルク体
及びそれらの粉砕粉体は以下に従って得られたものであ
る。 (焼結型永久磁石バルク体) 組成Nd Dy Fe B (at%
)14.3 0.6 78.4 6.7を有する合
金をアーク溶解により作製した。この合金をスタンプミ
ルにより 0.5+am以下の粗粉体とし、更にジェッ
トミルを用いて2〜3μ−の微粉体とした。この微粉体
を10 kOeの磁場中で1ton/cdの圧力で成形
後、A「雰囲気中11H″C’X3hrの焼結を行なっ
た後、600℃×1h「の熱処理を行ない製造する。こ
のようにして得られた磁石特性を表1に示す。 (高速急冷型永久磁石バルク体) 組成Nd Fe Co B13.3 7
g、5 2.8 5.4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
m1secで回転するロール表面に石英ノズルを通して
アルゴンガス圧をが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メツシユ以下に粉砕しホットプレスを用
いて温度700℃、圧力2ton/c−で成形した。こ
の成形体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10−3
/sec、温度は700”Cであった。塑性加工後の磁
石特性を表1に示す。 表 1 (焼結型及び高速急冷型永久磁石バルク体の粉砕粉体) 以上の2Nの試料をショークラッシャーで粉砕した。こ
の粉砕品を表2に示すようなJIS標準篩いて篩別した
。 表 2 このよ・うに篩別し、た粉体を、第5図に小ずよつな割
合で混合し、たものを用いた。なお、この混合粉体の実
際の粒度分布は第6図に示すように清らかなカーブを描
く。そして、第1図に小j゛ノロによる本発明に係る方
法を実施[、た。すなわち、15kOeの磁場中ご配向
させながら成形圧3ton/cdC圧縮成形し2、成形
体をI X 10 6Torrの真空中、700℃、1
時間で熱処理し、た。 この熱処理後の成形体を粘度10epsのエポキシ樹脂
中に浸;fitL、デシウーターに移し2、約3分間真
空状態にして成形体中にエポキシ樹脂を充分含浸さゼた
。 次いで、100℃、1時間のアフターキュアーを行った
。 以」−のようにして製造し5た試料の密度及び磁気特性
を表″うに示す。 比較例1 実施例1て調整した粉体粉砕を、第7図に示すような一
山分A1の粒度分布となるように調整し7た粉体を用い
、実施例1と同様の方法で試料を製造し、 た 。 その試料の密度及び磁気特性を表3に併せて示す。 表3から明らかなよ・)に、比較例1の一山分布よりも
、実施例1の二山分布に調整した粉体を用いた方が、密
度たけてなく、13rS iHc、角型性共に向上して
いることかわかる。 比較例2 実施例1と同様に粒度分布を調整した粉体を用い、第8
図(A)のフローに従って試料を製造した。 すなわち、この粉体を1.5 k、oeの磁場中で配向
させながら成形圧3 ton / cdで圧縮成形し1
、この成形体を粘度10epsのエポキシ樹脂中に浸漬
し、デシケータ−に移し、約3分間真空状態にして成形
体中にエポキシ樹脂を充分含浸させた。 次いで、100℃、1時間のアフターキュアーを行った
。 以上のようにして製造(、た試料の密度及び磁気特性を
表4に示す。 比較例3 比較例2と同じ粉体を用い、第8図(B)のフローに従
って試料を製造した。 すなわち、この混合した粉体を1 x 10−8Tor
rの真空中、700℃、1時間で熱処理し、この熱処理
後の粉体を15kOeの磁場中で配向させながら成形圧
3ton/cシで圧縮成形した。この成形体を粘度10
cpsのエポキシ樹脂中に浸漬し、デシケータ−に移し
、約3分間真空状態にして成形体中にエポキシ樹脂を充
分含浸させた。 次いで、100℃、1時間のアフターキュアーを行った
。 以上のようにして製造した試料の密度及び磁気特性を表
4に示す。 表4から明らかなように、粒度分布を本発明に従って2
つのピークをもつように調整した粉体を用いても、比較
例2,3のようなボンド磁石の製法では特性向上が見ら
れない。 実施例2 実施例1で調整した粉砕粉体を、第9図(A) 、 (
B)に示すように粗粒側と微粒側で粒度調整し、その2
種類の粉体を比率を変えて混合し、15kOeの磁場中
、成形圧3 ton/cシで成形し、lXl0−8To
rrの真空中、700℃、1時間で熱処理した。 この熱処理後の成形体を粘度10cpsのエポキシ樹脂
中に浸漬し、デシケータ−に移し、約3分間真空状態と
して成形体中にエポキシ樹脂を充分含浸させた。 次いで、100℃、1時間のアフターキュアーを行った
。 得られた試料の密度及び磁気特性を測定した。 測定結果を第10図に示す。焼結型、高速急冷型いずれ
の場合も、第10図に示すような傾向であったが、第1
0図には焼結型のものを示した。 第10図から判るように、粒径100μ■以下の微粉体
が重量%で約50%を超えると、全体の密度は粗粒側の
分布を持つ粉体のみを成形した場合よりも逆に低くなり
、また磁気特性の回復が減少してしまう。特に好ましい
領域は、粗粒側粉体の重量%が全粉体重量に対して70
〜90%程度とする領域である。 実施例3 熱処理温度を種々変えた以外は実施例1と同様にして本
発明に係る方法を実施し、得られたボンド磁石の磁気特
性を測定した。 この結果を第11図に示す。焼結型、高速急冷型いずれ
の場合も第11図に示すような傾向であったが、W、1
1図には焼結型のものを示した。 同図から明らかなように、400℃より低温及び900
℃より高温では、磁気特性の低下が見られ、700℃で
磁気特性がピークとなることがわかる。 実施例4 熱処理温度を種々変えた以外は実施例1と全く同様に(
2て本発明に係る方法を実施し7、得られたボンド磁石
の磁気特性を測定した。 この結果4第12図に示す。焼結型、高速急冷型いすわ
の場合も第12図に示すような傾向であ・ったか、第1
2図には焼結型のものを示し、た。 同図から明らかなように、3時間より長時間であると磁
気特性の低)゛が見られ、また0、2時間より短時間で
あるとやはり磁気特性の低重が見られる。 (発明の効果) 以上詳述した本発明に係る方法によれば、原料である焼
結型及び高速急冷型の永久磁石バルク体の粉砕により仕
じる粉体(粒−f)の化学的活性に起因する欠陥を、 (1)この粉砕粉体の粒度分布を125〜800μmに
第1のピーク、40〜125μ家に第2のピークという
2つのピークをもち、かつ粒径H)0μm以上の粗粒側
粉体の重量が金粉体重量の50重2%以上を占めるよう
に調整したものを使用し5て成形体の充填密度を高める
こと、及び(2)この充填密度の高い成形体を熱処理す
ることにより粒子の相互作用で解消することかでき、こ
の後で樹脂の含浸を行うため、優れた磁気特性を有する
ボンド磁石を得ることができる。
径毎に分級する。分級された粉体に、この粉体の接着剤
である合成樹脂(例えば、エポキシ樹脂等)を添加混合
し、均一に混練する。混線物を磁場中で所定の形状に成
形した後、成形体をキュアーする。 なお、上記の磁場中成形は、一般に、圧縮成形法を採用
し、成形体の密度を高めて、良好な磁気特性を有するボ
ンド磁石を製造している。 (発明が解決しようとする課題) しかし、焼結型のR−Fe−B系永久磁石バルク体を原
料として、ボンド磁石を製造すると、保磁力の劣化が激
しく、充分な磁気特性を有する製品を得ることができな
い。 また、高速急冷型のR−Fe−B系永久磁石バルク体を
原料とするボンド磁石においては、保磁力の劣化はない
ものの、角型性の劣化があり、充分な高磁気特性を引き
出すことは困難である。 以上のような焼結型バルク体を原料とする場合の保磁力
の劣化、高速急冷型バルク体を原料とする場合の角型性
の劣化は、これらのバルク体を粉砕する際に発生する酸
化やストレスの影響と考えられる。 本発明は、以上の諸点に鑑みてなされたものであって、
その目的とするところは、上記の粉砕により劣化した磁
気特性を回復し、高い磁気特性を有するボンド磁石を製
造する方法を提案するにある。 (課題を解決するための手段) 上記目的を達成するために、本発明は、希土類元素、鉄
及びボロンを基本成分とする焼結型又は高速急冷型の永
久磁石バルク体を粉砕し、該粉体を、粒度分布が125
〜800μ口に第1のピーク、40〜125μlに第2
のピークという2つのピークをもち、かつ粒径100μ
m以上の粗粒側粉体の重量が金粉体重量の50重量%以
上を占めるように調整した後、磁場中成形し、次いで真
空又は不活性雰囲気中で熱処理し、樹脂を含浸させるこ
とを特徴とする。 また、前記真空又は不活性雰囲気中での熱処理を、温度
400〜900℃、3時間以内で行うことである。 (作 用) 本発明は、前述のようにボンド磁石の磁気特性が原料粉
末の酸化やストレスの影響を大きく受けることに着目し
たもので、この酸化や機械的歪みと言った上記原料粉末
(粒子)の欠陥を、樹脂の添加混合前に、磁場中成形と
熱処理とを行うことにより解消するものである。 すなわち、焼結型R−Fe−B系永久磁石バルク体は、
第3図(A)に示すように、例えば、Nd2 F 61
4Bを主相1とし、これをNdリッチ相2やBリッチ相
3が取り囲んでいるニュークリエーション型磁石である
。 ニュークリエーション型磁石は、上記の主相1を取り囲
むNdリッチ相2との界面が保磁力を発生させる重要な
働きをしており、さらに主相内に逆磁区の芽となる欠陥
(例えばクラック、転位)の少ないものが高保磁力を得
ることができる。 そのため主相1の周囲にNdリッチ相2が欠けていたり
、主相1内に欠陥があると、たちまち保磁力は激減して
しまう。 このような構成の焼結型R−Fe−B系永久磁石バルク
体を粉砕すると、第3図(B)に示すように、上記の主
相1が例えば1aと1bとに2つに割れ、これらNd2
Fe14Bからなる主相1g。 1bは保磁力発生に重要なNdリッチ相を失う。 また粉砕の際に粉体内部に機械的歪みが発生し、主相1
内に第3図(B)に示すような、クラック4を生じさせ
る。 一方、上記の粉砕による主相1a、lbの割れ面、及び
上記の機械的歪みにより発生するクラック4部や粉砕粉
体表面に露出したNdリッチ相2部は、化学的に極めて
活性であり、雰囲気中の酸素により容易に酸化される。 この酸化及び上記のNdリッチ相2の欠けや機械的歪み
が主相1a、lbの磁気特性(特に保磁力)を失わせ、
これら主相から構成される粉砕粉体5,6の磁気特性を
激減させると考えられている。 本発明では、このように割れたものを所望の形状に磁場
中成形し、続いて熱処理する。 この磁場中成形と熱処理により、2つに割れた主相1a
と1bとが略割れ面同士で結合すると共に、クラック4
が消失して、元の第3図(A・)に近い状態になり、上
記のような割れ面及びクラック4による化学的活性の悪
影響が減少する。 従って、磁気特性も良好な状態を示すようになる。 また、高速急冷型永久磁石バルク体は、第4図(A−1
)に示すよ−)に、N d 2 F 814Bからなる
約0.50J7a以)゛の結晶粒11がNdリッチ相1
2によって囲まれている。そして第4図(A−2)に示
ずような良好な4πl−Hループの角型性を示し、でい
る。 このような永久磁石バルク体が粉砕されると、第4図(
B−1)・に示ずように、結晶粒】]がそれぞれ11.
8とllbのように複数個に割れ、この割れ面が化学的
に大きな活性を示す。 本発明では、このように割れたものを所望の形状に磁場
中成型し2、続いて熱処理する。 この磁場中成型と熱処理により、第4図(C−1)に示
すように、2つの割れた結晶粒11aと1、1. bと
が略割れ面同士で結合し、元の第4図(A −1,)に
近い状態になり、J9記し、た割れ面による化学的活性
の悪影響がなくなる。 従って、4πI −Hループの角型性も、第4図(C−
1)に示jように、良好な状態を示すようになる。 これに対し、前述した従来のボンド磁石の製造方法では
、第3図(B)第4図(ト1)に示す状態のものに、樹
脂が添加混合ざ才じC混練されcL2まうため、上記の
割れ而及びクラック4による化学的活性の悪影響が解消
されず、製品ボンド磁石の磁気特性か署しく劣化してし
まう。 以」−のように、保磁力、角型性の回復は粉体同士の接
触面積が強く影響する。つまり、保磁力、角型性の回復
には、粉体間に隙間かなく充填されていることが重要と
なる。 一力、ボンド磁石に使用される粉体は、一般に、磁石バ
ルク体をショークラッシャー ボールミル、振動ミル、
ジェットミル等により適当な粒径に粉砕したもので、こ
のような粉砕により得られる粉体の粒度分布は、通常粒
径節回の中央部分に1つのピークを有する〜山分布とな
っている。このような−・山分布の粉体を使用すると、
成形体の充填密度が上がらず、成形体を構成している粉
体間に多数の隙間が牛してし、よい粉体同士の接触面積
が小さくなり、磁気特性、特に保磁力、角型性が充分に
回復されない。 そこで本発明では、粒度分布を125〜・800II
IHに第1のピーク、40−125μlに第2のピーク
という2つのピークを持ち、かつ粒径100μ口以上の
粗粒側粉体の重量が金粉体重量の50%以上を占めるよ
うに調整しまた粉体を用いて成形体の充填密度をトげ、
成形体を構成している粉体間の隙間をなくし、粉体同士
の接触面積を大きくして、上述した成形後の熱処理によ
る磁気特性、特に保磁力、角型性を充分に回復させる。 この時、第1のピークP1を125〜・800μ蒔の範
囲としたのは、粒径がそれより大きくなりすぎると成形
性が悪化するし、粒径が小さくなると微粒側粉体との粒
径の兼ね合いで密度が上がらず高い磁気特性が得られな
いからである。 また第2のピークP2を40〜125μ諺としたのは、
この微粒側粉体が第1のピークを形成する粗粒側粉体の
隙間に入り込まなければならないからて、大きすぎ“C
は所期の目的が達成されないし、粒径が小さくなりすぎ
ると酸化し、易くなるなど製法上また特性」好ましくな
いからである。 更に、100μm以上の粉体重量が金粉体重量の50%
以上を占めていなければならない理由は、粗粒側粉体が
少なく微粒側粉体;が増大すると粗粒側粉体単独の場合
よりも逆に成形体の密度が低くなり回復か減少するから
である。 また、本発明において、上記の作用を得る上で、上記の
熱処理の温度は400〜・900’Cで、特に600〜
800℃とするのが良い。すなゎぢ400℃より低温で
あると、主相1a、lb間及び結晶粒界面での原子拡散
が不充分で、上記のような作用が生じない。一方900
”Cより高温であると、結晶粒径が粗大化したり、酸化
が伎じて、磁気特性かかえって劣化するばかりでなく、
成形体の形状変化が生じる等の不都合が生じる。 また、上記の熱処理の時間は、上記の熱処理温度に応じ
て適宜選択されるが、3時間を超えると、結晶粒径の粗
大化及び酸化により磁気特性を劣化させるため、本発明
では3時間以内とするのである。 なお、0.2時間より短時間であると、上記粒子間及び
結晶粒界面での原子拡散が不充分となることかあるため
、熱処理時間の下限は0.2時間とすることが好ましい
。 更に、上記の熱処理を真空又は不活性雰囲気中で行うの
は、上記の割れ面及びクラック4や界面破壊5の酸化が
熱により促進されるため、この酸化を防止するためであ
る。 また、上記の熱処理は、第2図(A)に示すように連続
的な熱処理に限られることなく、第2図(B)に示すよ
うにA十B十C十D・・・−3時間以内となるように不
連続的な熱処理であっても上記の作用を得ることができ
る。 本発明では、以上の熱処理の後に、樹脂含浸を行う。 これにより、成形後の粒子に樹脂が侵入し粒子と粒子と
をロックさせ、成形後の形状を強固に保つことが可能と
なる。 以上の作用を発現させるための原料である焼結型及び高
速急冷型のR−Fe−B系永久磁石バルク体として、本
発明では、R(Rは、Nd5Pr。 Dy5HoSTbのうちの少な(とも1種又は更にLa
、Ce、Sm5Gd、E r、、Eu、TmxYb、L
u、、Yのうちの少なくとも1種からなる)8〜30原
子%、B2〜28原子%、Fe42〜92原子%の組成
からなるものが好ましく使用される。更に、キューリー
点の向上等を目的として、Feに対してCoを50%ま
で置換しても良い。 (実施例) 実施例1 本例で用いる焼結型および高速急冷型永久磁石バルク体
及びそれらの粉砕粉体は以下に従って得られたものであ
る。 (焼結型永久磁石バルク体) 組成Nd Dy Fe B (at%
)14.3 0.6 78.4 6.7を有する合
金をアーク溶解により作製した。この合金をスタンプミ
ルにより 0.5+am以下の粗粉体とし、更にジェッ
トミルを用いて2〜3μ−の微粉体とした。この微粉体
を10 kOeの磁場中で1ton/cdの圧力で成形
後、A「雰囲気中11H″C’X3hrの焼結を行なっ
た後、600℃×1h「の熱処理を行ない製造する。こ
のようにして得られた磁石特性を表1に示す。 (高速急冷型永久磁石バルク体) 組成Nd Fe Co B13.3 7
g、5 2.8 5.4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
m1secで回転するロール表面に石英ノズルを通して
アルゴンガス圧をが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メツシユ以下に粉砕しホットプレスを用
いて温度700℃、圧力2ton/c−で成形した。こ
の成形体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10−3
/sec、温度は700”Cであった。塑性加工後の磁
石特性を表1に示す。 表 1 (焼結型及び高速急冷型永久磁石バルク体の粉砕粉体) 以上の2Nの試料をショークラッシャーで粉砕した。こ
の粉砕品を表2に示すようなJIS標準篩いて篩別した
。 表 2 このよ・うに篩別し、た粉体を、第5図に小ずよつな割
合で混合し、たものを用いた。なお、この混合粉体の実
際の粒度分布は第6図に示すように清らかなカーブを描
く。そして、第1図に小j゛ノロによる本発明に係る方
法を実施[、た。すなわち、15kOeの磁場中ご配向
させながら成形圧3ton/cdC圧縮成形し2、成形
体をI X 10 6Torrの真空中、700℃、1
時間で熱処理し、た。 この熱処理後の成形体を粘度10epsのエポキシ樹脂
中に浸;fitL、デシウーターに移し2、約3分間真
空状態にして成形体中にエポキシ樹脂を充分含浸さゼた
。 次いで、100℃、1時間のアフターキュアーを行った
。 以」−のようにして製造し5た試料の密度及び磁気特性
を表″うに示す。 比較例1 実施例1て調整した粉体粉砕を、第7図に示すような一
山分A1の粒度分布となるように調整し7た粉体を用い
、実施例1と同様の方法で試料を製造し、 た 。 その試料の密度及び磁気特性を表3に併せて示す。 表3から明らかなよ・)に、比較例1の一山分布よりも
、実施例1の二山分布に調整した粉体を用いた方が、密
度たけてなく、13rS iHc、角型性共に向上して
いることかわかる。 比較例2 実施例1と同様に粒度分布を調整した粉体を用い、第8
図(A)のフローに従って試料を製造した。 すなわち、この粉体を1.5 k、oeの磁場中で配向
させながら成形圧3 ton / cdで圧縮成形し1
、この成形体を粘度10epsのエポキシ樹脂中に浸漬
し、デシケータ−に移し、約3分間真空状態にして成形
体中にエポキシ樹脂を充分含浸させた。 次いで、100℃、1時間のアフターキュアーを行った
。 以上のようにして製造(、た試料の密度及び磁気特性を
表4に示す。 比較例3 比較例2と同じ粉体を用い、第8図(B)のフローに従
って試料を製造した。 すなわち、この混合した粉体を1 x 10−8Tor
rの真空中、700℃、1時間で熱処理し、この熱処理
後の粉体を15kOeの磁場中で配向させながら成形圧
3ton/cシで圧縮成形した。この成形体を粘度10
cpsのエポキシ樹脂中に浸漬し、デシケータ−に移し
、約3分間真空状態にして成形体中にエポキシ樹脂を充
分含浸させた。 次いで、100℃、1時間のアフターキュアーを行った
。 以上のようにして製造した試料の密度及び磁気特性を表
4に示す。 表4から明らかなように、粒度分布を本発明に従って2
つのピークをもつように調整した粉体を用いても、比較
例2,3のようなボンド磁石の製法では特性向上が見ら
れない。 実施例2 実施例1で調整した粉砕粉体を、第9図(A) 、 (
B)に示すように粗粒側と微粒側で粒度調整し、その2
種類の粉体を比率を変えて混合し、15kOeの磁場中
、成形圧3 ton/cシで成形し、lXl0−8To
rrの真空中、700℃、1時間で熱処理した。 この熱処理後の成形体を粘度10cpsのエポキシ樹脂
中に浸漬し、デシケータ−に移し、約3分間真空状態と
して成形体中にエポキシ樹脂を充分含浸させた。 次いで、100℃、1時間のアフターキュアーを行った
。 得られた試料の密度及び磁気特性を測定した。 測定結果を第10図に示す。焼結型、高速急冷型いずれ
の場合も、第10図に示すような傾向であったが、第1
0図には焼結型のものを示した。 第10図から判るように、粒径100μ■以下の微粉体
が重量%で約50%を超えると、全体の密度は粗粒側の
分布を持つ粉体のみを成形した場合よりも逆に低くなり
、また磁気特性の回復が減少してしまう。特に好ましい
領域は、粗粒側粉体の重量%が全粉体重量に対して70
〜90%程度とする領域である。 実施例3 熱処理温度を種々変えた以外は実施例1と同様にして本
発明に係る方法を実施し、得られたボンド磁石の磁気特
性を測定した。 この結果を第11図に示す。焼結型、高速急冷型いずれ
の場合も第11図に示すような傾向であったが、W、1
1図には焼結型のものを示した。 同図から明らかなように、400℃より低温及び900
℃より高温では、磁気特性の低下が見られ、700℃で
磁気特性がピークとなることがわかる。 実施例4 熱処理温度を種々変えた以外は実施例1と全く同様に(
2て本発明に係る方法を実施し7、得られたボンド磁石
の磁気特性を測定した。 この結果4第12図に示す。焼結型、高速急冷型いすわ
の場合も第12図に示すような傾向であ・ったか、第1
2図には焼結型のものを示し、た。 同図から明らかなように、3時間より長時間であると磁
気特性の低)゛が見られ、また0、2時間より短時間で
あるとやはり磁気特性の低重が見られる。 (発明の効果) 以上詳述した本発明に係る方法によれば、原料である焼
結型及び高速急冷型の永久磁石バルク体の粉砕により仕
じる粉体(粒−f)の化学的活性に起因する欠陥を、 (1)この粉砕粉体の粒度分布を125〜800μmに
第1のピーク、40〜125μ家に第2のピークという
2つのピークをもち、かつ粒径H)0μm以上の粗粒側
粉体の重量が金粉体重量の50重2%以上を占めるよう
に調整したものを使用し5て成形体の充填密度を高める
こと、及び(2)この充填密度の高い成形体を熱処理す
ることにより粒子の相互作用で解消することかでき、こ
の後で樹脂の含浸を行うため、優れた磁気特性を有する
ボンド磁石を得ることができる。
第1図は本発明に係る方法を工程順に示す図、第2図(
A)、、(B)は本発明における熱処理時の加熱パター
ンを示す図、第3図5第4図は本発明に係る方法の作用
を説明する図、第5図、第6図は実施例で調整した粒度
分布を示す図、第7図は比較例で調整した粒度分布を示
す図、第8図は従来の工程を示す図、第9図(A) 、
(B)は実施例で調整した粗粒側粉体と微粒側粉体の
夫々の粒度分布を示す図、第10図〜第12図は各々実
施例で得られた結果を示すグラフである。 特許出願人 富士電気化学株式会社代 理
人 弁理士 −色 健 補間
弁理士 松 本 雅 利第1図 第2図 (A) 第3図 (A) (B) アフターキュア− 第 図 第 (A) 焼結体 番 約石多 ↓ 分級 ↓ A型 ↓ 樹脂含浸 ↓ アフターキュア 図 (B) 縫糸63本 ↓ 約I袢 分級 ↓ 輔処理 ↓ A″型 番 #寸脂宮涜 アフターキュア− (A) LKJIH 第 図 +8) 第10図 fiJ1m休傾′1体會1%
A)、、(B)は本発明における熱処理時の加熱パター
ンを示す図、第3図5第4図は本発明に係る方法の作用
を説明する図、第5図、第6図は実施例で調整した粒度
分布を示す図、第7図は比較例で調整した粒度分布を示
す図、第8図は従来の工程を示す図、第9図(A) 、
(B)は実施例で調整した粗粒側粉体と微粒側粉体の
夫々の粒度分布を示す図、第10図〜第12図は各々実
施例で得られた結果を示すグラフである。 特許出願人 富士電気化学株式会社代 理
人 弁理士 −色 健 補間
弁理士 松 本 雅 利第1図 第2図 (A) 第3図 (A) (B) アフターキュア− 第 図 第 (A) 焼結体 番 約石多 ↓ 分級 ↓ A型 ↓ 樹脂含浸 ↓ アフターキュア 図 (B) 縫糸63本 ↓ 約I袢 分級 ↓ 輔処理 ↓ A″型 番 #寸脂宮涜 アフターキュア− (A) LKJIH 第 図 +8) 第10図 fiJ1m休傾′1体會1%
Claims (2)
- (1)希土類元素、鉄及びボロンを基本成分とする焼結
型又は高速急冷型の永久磁石バルク体を粉砕し、得られ
た粉体を、粒度分布が125〜800μmに第1のピー
ク、40〜125μmに第2のピークという2つのピー
クをもち、かつ粒径100μm以上の粗粒側粉体の重量
が全粉体重量の50重量%以上を占めるように調整した
後、磁場中成形し、次いで真空又は不活性雰囲気中で熱
処理し、樹脂を含浸させることを特徴とするボンド磁石
の製造方法。 - (2)前記真空又は不活性雰囲気中での熱処理を、温度
400〜900℃、3時間以内で行うことを特徴とする
請求項1記載のボンド磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2232447A JPH04114409A (ja) | 1990-09-04 | 1990-09-04 | ボンド磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2232447A JPH04114409A (ja) | 1990-09-04 | 1990-09-04 | ボンド磁石の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04114409A true JPH04114409A (ja) | 1992-04-15 |
Family
ID=16939425
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2232447A Pending JPH04114409A (ja) | 1990-09-04 | 1990-09-04 | ボンド磁石の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04114409A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002033206A (ja) * | 2000-05-09 | 2002-01-31 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 希土類磁石およびその製造方法 |
US6648984B2 (en) | 2000-09-28 | 2003-11-18 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for manufacturing the same |
US6676773B2 (en) | 2000-11-08 | 2004-01-13 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for producing the magnet |
-
1990
- 1990-09-04 JP JP2232447A patent/JPH04114409A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002033206A (ja) * | 2000-05-09 | 2002-01-31 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 希土類磁石およびその製造方法 |
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US6648984B2 (en) | 2000-09-28 | 2003-11-18 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for manufacturing the same |
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