JPH0418709A - 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】 ［産業上の利用分野コ 本発明は、機械的配向による磁気異方性を有する永久磁
石の製造方法、特にＲ（ただしＲはＹを含む希土類元素
のうち少なくとも１種）＋Ｆｅ＋Ｂを原料基本成分とす
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・電子材料の一つであり、最近の電気製品
の小型化、高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。

永久磁石は、外部から電気的エネルギーを供給しないで
磁界を発生するための材料であり、保磁力が大きく、ま
た残留磁束密度も高いものが適している。

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
ニコ系鋳造磁石、フェライト磁石及び希土類−遷移金属
系磁石であり、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、極めて高
い保磁力とエネルギ−積を持つ永久磁石として、従来か
ら多くの研究開発がなされている。

従来、これらＲ−Ｆｅ−Ｂ系の高性能異方性永久磁石の
製造方法には、欲のようなものがある。

（１）まず、特開昭５９−４６００８号公報や　Ｍ、Ｓ
ａｇａｗａ。

Ｓ、Ｆｕｊｉｍｕｒａ、Ｎ、Ｔｏｇａｗａ、Ｈ，Ｙａｍ
ａｍｏｔｏ　　ａｎｄ　　Ｙ、Ｍａｔｓｕｕｒａ；Ｊ、
Ａｐｐｌ、Ｐｈｙｓ、Ｖｏｌ、５５（６）、１５　Ｍａ
ｒｃｈ　１９８４．ｐ２０８３等には、原子百分比で８
〜３０％のＲ（ただしＲはＹを含む希土類元素の少なく
とも１種）、２〜２８％のＢ及び残部Ｆｅからなる磁気
異方性焼結体であることを特徴とする永久磁石が粉末冶
金法に基づく焼結によって製造されることが開示されて
いる。

この焼結法では、溶解・鋳造により合金インゴットを作
製し、粉砕して適当な粒度（数μｍ）の磁性粉を得る。

磁性粉は成形助剤のバインダーと混練され、磁場中でプ
レス成形されて成形体が出来上がる。成形体はアルゴン
中で１１００°Ｃ前後の温度１時間焼結され、その後室
温まで急冷される。

焼結後、６００°Ｃ前後の温度で熱処理する事により永
久磁石はさらに保磁力を向上させる。

また、この焼結磁石の熱処理に関しては特開昭６１−２
１７５４０号公報、特開昭６２−１６５３０５号公報等
に、多段熱処理の効果が開示されている。

（２）特開昭５９−２１１５４９　Ｓ公報やＲ，Ｗ、Ｌ
ｅｅ；　　Ａｐｐｌ。

Ｐｈｙｓ、Ｌｅｔｔ、Ｖｏｌ、４６（８）、１５　　Ａ
ｐｒｉｌ　　１９８５．ｐ７９０には、非常に微細な結
晶性の磁性相を持つ、メルトスピニングされた合金リボ
ンの微細片が樹脂によって接着されたＲ−Ｆｅ−Ｂ磁石
が開示されている。

この永久磁石は、アモルファス合金を製造するに用いる
急冷薄帯製造装置で、厚さ３０μｍ程度の急冷薄片を作
り、その薄片を樹脂と混練してプレス成形することによ
り製造される。

（３）特開昭６０−１００４０２号公報やＲ，Ｗ、Ｌｅ
ｅ；　Ａｐｐｌ。

Ｐｈｙｓ、Ｌｅｔｔ、Ｖｏｌ、４６（８）４５　　Ａｐ
ｒｉｌ　　１９８５．ｐ７９０には、前記（２）の方法
で使用した急冷薄片を、真空中あるいは不活性雰囲気中
で２段階ホットプレス法と呼ばれる方法で緻密で異方性
を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ磁石を得ることが開示されている
。

（４）特開昭６２−２７６℃３号公報には、Ｒ（ただし
ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも１種）８〜３
０原子％、Ｂ２〜２８原子％＋　　Ｃｏ　５０原子％以
下、Ａ１１５原子％以下、及び残部が鉄及びその他の製
造上不可避な不純物からなる合金を溶解・鋳造後、該鋳
造インゴットを５００°Ｃ以上の温度で熱間加工するこ
とにより結晶粒を微細化しまたその結晶軸を特定の方向
に配向せしめて、該鋳造合金を磁気的に異方性化するこ
とを特徴とする希土類−鉄系永久磁石が開示されている
。

また、この熱間加工における加工度が６０〜９０％であ
ることが熱間加工磁石の高性能化に効果があると特開昭
６３−２８６５１２号公報に開示されている。

［発明が解決しようとする課題］ 斜上の（１）〜（４）の従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石
の製造方法は、次のごとき欠点を有している。

（１）の永久磁石の製造方法は、合金を粉末にすること
を必須とするものであるが、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金はたい
へん酸素に対して活性を有するので、粉末化すると余計
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、例えばステアリン酸亜鉛の
様な成形助剤を使用しなければならず、これは焼結工程
で前もって取り除かれるのであるが、成形助剤中の数刻
は、磁石体の中に炭素の形で残ってしまい、この炭素は
著しくＲ−Ｆｅ−Ｂ磁石の磁気性能を低下させ好ましく
ない。

成形助剤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、これは大変脆く、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には、相当の手
間が掛かることも大きな欠点である。

これらの欠点があるので、−船釣に言ってＲＦｅ−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
でなく、その製造方法は生産効率が悪く、結局磁石の製
造コストが高くなってしまう。従って、比較的原料費の
安いＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の長所を活かすことが出来ない
。

次に（２）並びに（３）の永久磁石の製造方法は、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
では大変生産性が悪くしかも高価である。

（２）の永久磁石は、原理的に等方性であるので低エネ
ルギー積であり、ヒステリシスループの角形性も悪く、
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）の永久磁石を製造する方法は、ホットプレスを９
−段階に使うというユニークな方法であるが、実際に量
産を考えると非効率であることは否めないであろう。

更にこの方法では、高温例えば℃０°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ｉＨｃが極端に
低下し、実用的な永久磁石にはならない。

（４）の永久磁石を製造する方法は、粉末工程を含まず
、ホットプレスも一段階でよいために、最も製造二Ｉ−
程が簡略化され、量産コストの低減が図れる製造法であ
るが、磁気特性が焼結法に比べ低いという問題があった
。これらは鋳造インゴットのマクロ組織に最適な熱間加
工でないと、最終的な磁石の磁気性能が低下し易い為で
ある。

本発明は、以上の従来技術の欠点特に（４）の永久磁石
の性能面での欠点を解決するものであり、その目的とす
るところは、高性能かつ低コストの永久磁石の製造方法
を提供することにある。

［課題を解決するための手段］ 本発明の永久磁石の製造方法は、Ｒ（ただしＲはＹを含
む希土類元素のうち少なくとも１種）。

Ｆｅ、Ｂを原料基本成分とし、該基本成分とする合金を
溶解して、Ｒ２Ｆｅ＋４Ｂ　　の平均結晶粒径が１００
μｍ以下であるように鋳造し、次いで鋳造インゴットを
５００°Ｃ以上の温度において、高さの減少量が該平均
結晶粒径の１００倍以上となるように熱間加工し杖に２
５０〜１１００℃の温度において熱処理する事を特徴と
する。

また更なる高保磁力化、高性能化のためには、熱間加工
後７５０〜１１００°Ｃにおいて熱処理した後に２５０
〜７５０℃の温度において熱処理する事を特徴とする。

以下、本発明における永久磁石の好ましい組成範囲Ｑこ
ついて説明する。

希土類としては、Ｙ、　　Ｌａ、　　Ｃｅ、　　Ｐｒ、
　　Ｎｄ。

３ｍ、　　Ｅｕ、　　Ｇｄ、　　Ｔｂ、　　Ｄｙ、　　
　Ｈｏ、　　Ｅｒ、　　Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが候補として
挙げられ、これらのうちの１種あるいは２種以上を組み
合わせて用いる。最も高い磁気性能はＰｒで得られるの
で、実用的には　Ｐｒ、Ｐｒ−Ｎｄ合金、Ｃｅ−Ｐｒ−
Ｎｄ合金等が用いられる。少量の重希土元素、例えばｐ
ｙ、’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
。従ってＲが８原子％未満では、もはや上記化合物を形
成せず高磁気特性は得られない。一方Ｒが３０原子％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。しかし高い残留磁束密度のためには、好ましくは
Ｒ８〜２５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
に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
てくる。しかじ高保磁力を得るためには、好ましくはＢ
８８原子以下がよく、それ以上では微細なＲ２Ｆｅ＋４
Ｂ　相を得ることが困難で、保磁力は小さい。

熱間加工における温度は再結晶温度以上が望ましく、本
発明Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金においては好ましくは５００°
Ｃ以上である。

そして、熱処理温度は初品のＦｅを拡散するために２５
０°Ｃ以上が好ましく、Ｒ２ＦｅｚＢ　相が１１００°
Ｃ以上では急激に粒成長して保磁力を失うのでそれ以下
の温度が好ましい。

次に本発明の実施例について述べる。

［実施例コ ［実施例１］ アルゴン雰囲気中で誘導加熱炉を用いて、Ｐｒ＋７Ｆｅ
７ａＢｓ、ｓＣｕ＋、ｓなる組成の合金を溶解し、欣い
で鋳造した。この時、希土類、鉄及び銅の原料としては
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。

鋳造条件として鋳型の状況を変化させて２種類のインゴ
ットを得た。サンプル１ａは鉄錆型の内側に１　ｍｍの
アルミナ板を取り付けた鋳型を用い、１６００°Ｃの注
湯温度で鋳造した。こうして得られた鋳造インゴットの
組織は、Ｒ２Ｆｅ＋４Ｂ　　の結晶粒の平均粒径が１０
０μｍであった。

吹にサンプル１ｂは水冷銅鋳型にアルミナ粉末を０．１
ｍｍ塗布した物を用い、同様に１６００°Ｃの注湯温度
で鋳造した。こうして得られた鋳造インゴットの組織は
、Ｒ２Ｆｅ＋４Ｂ　　の結晶粒の平均粒径が５６μｍで
あった。

孜ぎに、これらの鋳造インゴットからサンプルを円柱状
に切り出しこれを鉄のリングにはめ込んで側面を拘束す
る形で、アルゴン雰囲気中、１０００℃において、加工
度６０％と８５％までホットプレスした。初期のサンプ
ル高さは１３ｍｍであったので加工度６０％のサンプル
の高さの減少量は７．８ｍｍとなり、加工度８５％のサ
ンプルの高さの減少量は１１ｍｍとなった。またこの時
のプレス圧力は０．２〜０．８ｔｏｎ／ｃｍ２であり、
歪速度は１０−３〜１０−’／ｓｅｃであった。

この熱間加工時においては、合金の押される方向に平行
になるように結晶の磁化容易軸が配向して磁気異方性が
形成された。

この後、１０００℃において１０時間の熱処理を施し、
軟ぎに　５００°Ｃにおいて４時間の熱処理を施した後
、切断、研磨されて磁気特性が測定された。

第１表にこれらのサンプルの磁気特性を示す。

なお磁気特性は最大印加磁場２５ｋＯｅにおいて直流自
記磁束計を用いて測定された。

第　　１　　表 この表のサンプル１ａの６０％加工の場合のように高さ
の減少量が平均粒径の　１００倍に達しない場合には、
Ｂｒが小さく　ｉＨｃも１０ｋＯｅを越えない。このた
めに、（ＢＨ）ｍａｘも　１５ＭＧＯｅ以下と等方性の
急冷粉圧密磁石（特開昭６０−１００４０２号公報）の
磁気性性を越えることができない。これに対して、サン
プル１ａの８５％加工の場合とサンプル１ｂの６０％、
８５％加工のサンプルは高さの減少量が平均粒径の１０
０倍を越えており、磁気特性としては１６８ＧＯｅ以」
二の　（ＢＨ）ｍａｘを得ることができた。

［実施例２］ 実施例１と同様に、アルゴン雰囲気中で誘導加熱炉を用
いて、Ｐｒ＋ｅＦｅｅｓ５ＣＯ＋１ＩＢｓＣｕｔ＋、ｓ
なる組成の合金を溶解し、次いで注湯温度１５５０°Ｃ
で銅鋳型に鋳造した。この時に鋳型のギャップを１５ｎ
ｉｎ、　　３０ｍｍ、　　５０ｍｍと変化させて２ａ、
２ｂ、２ｃの３種のインゴットを得た。

こうして得られた鋳造インゴット２ａ、２ｂ。

２ｃの組織は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ　　の結晶粒の平均粒径
ｄが各々１７μｍ、２５μｍ、４０μｍの柱状晶組織で
あった。

次にこれらのインゴットから高さが５ｍｍから４０ｍｍ
の板状サンプルを切り出し、鉄製のカプセルに入れ、脱
気し、密封した。これに９５０℃で各種の加工量の熱間
圧延を空気中で１回以上行い、トータルの高さの減少量
をΔｈとした。

そして圧延後サンプルには１０００°Ｃ×２０時間と５
５０°Ｃ×２時間の熱処理を施した。

第１図に熱間加工時のΔｈ／ｄに対して最大エネルギー
積（ＢＨ）ｍａｘの対応を示す。

この図かられかるようにΔｈ／ｄの値が１００を越える
と等方性の急冷粉圧密磁石（特開昭６０−１００４０２
号公報）の磁気特性を上回る１６ＭＧＯｅ以上の磁気特
性が得られることがわかる。

［実施例３コ Ｐｒ５Ｎｄ＋２Ｆｅ７７Ｂ５Ｃｕｓ、ｓＧａ＋！、ｓな
る組成の合金を、実施例１と同様に、アルゴン雰囲気中
で誘導加熱炉を用いて溶解し、次いで注湯温度１５００
°Ｃで鉄錆型に鋳造した。これがサンプル３ａの鋳造イ
ンゴットであり、その組織はＲ２Ｆｅ＋４Ｂ　の結晶粒
の平均粒径ｄが２１μｍの柱状晶組織であった。

この鋳造インゴットから、高さ４５ｍｍの角柱サンプル
を切り出し厚さ２０ｍｍの鉄製のカプセルによって覆っ
た。こうして大気と遮断されたサンプルは９００°Ｃに
於て大気中で、内部のサンプルの高さが１８ｍｍに減少
するまでポットプレスされた。この時のΔｈ／ｄの値は
１２８５であり、十分１００を越えている。

この様な角柱サンプルを３個ホットプレスして、サンプ
ル３ａ−１に対しては熱処理を施さず、サンプル３ａ−
２に対しては℃０°Ｃ×２０時間の熱処理を施し、サン
プル３ａ−３に対しては９５０°Ｃ×１０時間と６００
°Ｃ×２時間の２段の熱処理を施した。

第２表に３種類のサンプルの磁気特性を示す。

第　　２　　表 第２表に示すごとく１段の熱処理だけでも磁気特性、特
に保磁力と最大エネルギー積が向上することは明らかで
ある。更に、高温と低温の熱処理の組合せにより磁気特
性が更に向上することも解る。

［実施例４］ Ｐｒ＋ｏＮｄｓＤｙ３Ｆｅ７ｓＢｓＣｕ２なる組成の合
金を、実施例１と同様に、アルゴン雰囲気中で誘導加熱
炉を用いて溶解し、次いで注湯温度１６００°Ｃで水冷
銅鋳型に鋳造した。これがサンプル４ａである。　　ま
た鋳造条件を変え、鉄錆型の内側にマグネシア板を取り
（−１けてこれに鋳造した。この時の注湯温度は１４０
０°Ｃであり、ゆっくりと鋳造した。これがサンプル４
ｂである。

こうして得られた鋳造インゴット４ａ、４ｂの組織は、
Ｒ２Ｆｅ＋ｚＢ　の結晶粒の平均粒径ｄが各々２０μｍ
、　　１３０μｍ　の柱状晶組織であった。

吹にこれらのインゴットから高さが４０　ｍｍの板状サ
ンプルを切り出し、鉄製のカプセルに入れ、脱気し、密
封した。これに１０００°Ｃで３パスの熱間圧延を空気
中において行い、トータルの加工度が５゜％と７５％の
２種類の加工条件を各々のインゴットサンプルに実行し
た。

この後、これらの圧延サンプルに対して１０００°Ｃに
おいて５時間の熱処理を行ない、室温まで空冷後５７５
°Ｃにおいて２時間の熱処理を施した。こうして得られ
た圧延磁石の磁気特性を第３表に示す。

第　　３　　表 この結果から、本発明のサンプル４ａの圧延磁石は磁気
特性が２５８ＧＯｅを越えるものの、鋳造インゴットに
於て結晶の平均粒径が１００μｍを越えているサンプル
４ｂに於いては△ｈ／ｄの値が１００を越えていても等
方性の急冷粉圧密磁石（特開昭６０−１００４０２号公
報）の磁気特性を上回る１６８ＧＯｅ以上の磁気特性が
得られないことが解る。

以」二の実施例から、Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元
素のうち少なくとも１種）、Ｆｅ、Ｂを原料基本成分と
する永久磁石は、Ｒ２ＦｅｚＢ　　の結晶粒の平均粒径
ｄが１００μｍ以下であるように鋳造され、５００℃以
上でトータルの高さの減少量をΔｈとしたときの△ｈ／
ｄの値が１００を越える条件で熱間加工されれば異方性
化され、２５０〜７５０°Ｃの熱処理により高保磁力を
示し、最高の（ＢＨ）ｍａｘは３０８ＧＯｅを越えるこ
とは明らかである。

［発明の効果］ 斜上のごとく本発明の永久磁石の製造方法は、孜のごと
き効果を持つ。

（１）ｃ軸配向率を高めることができ、残留磁束密度Ｂ
ｒを著しく高めることができ、結晶粒を微細化すること
により保磁力ｉＨｃを高めることができ、最大エネルギ
ー積（ＢＨ）ｍａｘを格段に向上させることが出来た。

（２）製造プロセスが簡単なのでコストが安い。

（３）従来の焼結法と比較して、加工工数及び生産投資
額を著しく低減させることが出来る。

（４）従来のメルトスピニング法による磁石の製造方法
と比較して、高性能でしかも低コストの磁石を作ること
が出来る。

（５）従来の熱間加工磁石と比較して、磁気特性を向上
させることが出来る。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法に於け
る因子△ｈ／ｄ（）−タルの高さの減少量：　Δｈ、平
均結晶粒径：　ｄ）と磁石の磁気特性（ＢＨ）ｍａｘの
関係を示す図である。 以上 出願人　セイコーエプソン株式会社 代理人　弁理士　銘木喜三部　他１名

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元素のうち少なく
   とも１種），Ｆｅ，Ｂを原料基本成分とし、該基本成分
   とする合金を溶解して、Ｒ＿２Ｆｅ＿１＿４Ｂの平均結
   晶粒径が１００μｍ以下であるように鋳造し、次いで鋳
   造インゴットを５００℃以上の温度において、高さの減
   少量が該平均結晶粒径の１００倍以上となるように熱間
   加工し次に２５０〜１１００℃の温度において熱処理す
   る事を特徴とする永久磁石の製造方法。
2. （２）熱間加工後の熱処理において７５０〜１１００℃
   において熱処理した後に２５０〜７５０℃の温度におい
   て熱処理する事を特徴とする請求項１記載の永久磁石の
   製造方法。