JPH0463403A - 希土類―鉄系磁石 - 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 本発明はビレット化した超急冷希土類−鉄系合金粉を圧
縮圧力と直接通電とにより数十秒のオーダーで塑性変形
した熱安定性良好な磁気異方性希土類−鉄系磁石に関す
る。

従来の技術 超急冷法によるバルク状希土類−鉄系磁石は、特開昭６
０−１００４０２号公報に記載されているように例えば
メルトスピニング法により製造された薄片または薄帯な
どの希土類−鉄系合金粉を結晶化温度以上で塑性変形さ
せることによって得られる。この方法では、塑性変形時
の圧力軸方向と磁化容易方向とが一致し、圧力軸方向に
磁気異方化した磁石となるが、合金粉を直接モールド・
キャビティ中で塑性変形して高密度化した磁石は磁気異
方化の程度が不十分であり最大エネルギー積１２〜１５
ＭＧＯｅである。一方、合金粉をビレット化して十分な
塑性変形を施すと最大エネルギー積３０ＭＧＯｅ以上の
高性能磁気異方性磁石が得られる。

発明が解決しようとする課題 上記超急冷法による希土類−鉄系磁石の磁気的な熱安定
性は固有保磁力およびその温度係数に−よって影響を受
けるものであり、何れの場合も固有保磁力が大きくなる
に従って、また、固有保磁力の温度係数が小さくなるに
従って非可逆減磁に代表される熱安定性が向上する。し
かし、固有保磁力の温度係数は最大エネルギー積１３〜
１５Ｍ　Ｇ　Ｏｅの磁石で−０，５％／℃、最大工ネル
キー積３０　Ｍ　Ｇ　Ｏｅ以上の高性能磁気異方性磁石
で−〇、６％／℃程度である。従って室温で同じ固有保
磁力レベルとすれば固有保磁力の温度係数が大きな高性
能磁気異方性磁石の方が非可逆減磁に代表される熱安定
性が悪くなる。そこで、従来高性能磁気異方性磁石の場
合は、もっばら添加元素によって固有保磁力を２０ｋＯ
ｅ程度まで高（して磁気的な熱安定性を確保することが
行われていた。しかし、固有保磁力の増大、即ち熱安定
性の向上は逆に着磁磁界に対する４πＩの増加率を減少
させ、そのため着磁磁界一定で比較したときの磁気特性
は固有保磁力が大きくなる程低下するという欠点を有し
ていた。

本発明は超急冷法による希土類−鉄系磁石において、か
かる上記問題を解決し、良好な熱安定性を、１４ｋＯｅ
と比較的低い固有保磁力レベルで達成することにより、
比較的低い着磁磁界においても４πＩの増加率の高い　
最大エネルギー積３０ＭＧＯｅ以上の高性能磁気異方性
希土類−鉄系磁石を提供することを目的とする。

課題を解決するための手段 ビレット化した超急冷希土類−鉄系合金粉を圧縮圧力と
直接通電によるジュール熱とにより数十秒のオーダーで
塑性変形し、固有保磁力１４ｋＯｅ以上、最大エネルギ
ー積３０ＭＧＯｅ以上とすることにより本発明の磁気異
方性希土類−鉄系磁石を提供することができる。

作用 先ず、本発明の要点となるビレット化した超急冷希土類
−鉄系合金粉を圧縮圧力と直接通電によるジュール熱と
により数十秒のオーダーで塑性変形する動作を図面を用
いて説明する。

第１図（ａ）　、　（ｂ）　、　（ｃ）　、　（ｄ）は
ビレットの塑性変形段階を示す要部断面図である。

図中、１はビレット、２．２′は一対の電極、３はダイ
である。ここで電極２．２′はビレット１側に配置した
ビレット側電極９ａ、２ａ’と反ビレット側電極２ｂ、
２ｂ’とで構成したものである。なお、ビレット側電極
２　ａ　、　２　ａ’の先端面にはＢＮ／有機高分子複
合膜か形成しである。

また、図中、■は３０Ｖパルス電圧電源、■は６ｖ直流
定電流電源であり、それらは切り替えスイッチにより反
ビレット側電極２ｂ、２ｂ’と圧力軸ロッドを介して電
気的に接続することができる。

なお、このような系を必要に応じて真空雰囲気とするこ
とができるチャンバーを備えている。

第２図は第１図（ａ）　、　（ｂ）　、　（ｃ）　、　
（ｄ）に対応するビレットの塑性変形時の電極の圧力軸
方向移動距離Δｈ、およびその微分曲線Δｈ／Δｔ、各
部の温度変化を示す特性図である。ただし図中、Ｔ１は
ビレットの温度でダイ３を取り除きビレットに直接熱電
対を挿入して測定したものである。また図中Ａ、Ｂ、Ｃ
，Ｄ、Ｅは塑性変形時の状態変化を説明するために付し
た区間を示す記号である。

以下、第１図（ａ）　、　（ｂ）　、　（Ｃ）　、　（
ｄ）と第２図に基づいて塑性変形の動作を説明する。

先ず、電極２，２′を介してビレット１に一軸の圧縮圧
力を加える。この状態で電極２，２′間を３０Ｖパルス
電圧電源ｌの作動によりパルス放電しＢＮ／／有機高分
子複合膜を部分的に絶縁破壊せしめ、電極２．２′間の
導電性を確保する。

第２図中、Ａ−８間は第１図（ａ）に対応するもので電
極２，２′間の導電性を確保したのち、電極２．２′を
介してビレット１に一次圧力Ｐ、と一次電流Ｉ、による
ジュール熱とを付加して電極２．２’、ビレット１．ダ
イ３各部を加熱している区間である。温度の上昇はダイ
３よりもビレット１のほうが遥かに急速であることが解
る。なお第２図中Ｂ点はビレット１の温度がその結晶化
温度約５８０°Ｃ以上に達していることにより、粘性低
下に伴う塑性変形の開始点に相当する。

第２図中、Ｂ−Ｃ間は第１図（ｂ）に対応するものでビ
レット１の温度の上昇が熱の漏洩によって鈍り始めてい
る様子とビレット１の一部が塑性変形によってダイ３の
モールド・キャビテイ壁面に到達することによる温度上
昇の開始が見られるようになる。

第２図中、Ｃ−Ｄ間は第１図（ｃ）に対応するもので二
次圧力Ｐ２　（〉−次圧力Ｐ、及び＞２００ｋｇｆ／ａ
ｎ？　）によってビレット１の塑性変形が加速されてい
る様子が判る。

第２図中、Ｄ−Ｅ間は第１図（ｃｌ）に対応するもので
二次電流Ｉ２　　（＞Ｉ＋　）の付加により最終形状に
加工されたことが判る。

以上のように本発明の要点となるビレットの塑性変形は
数十秒という短時間で完了することが判る。

次に本発明のモールド・キャビティを形成する電極、お
よび非導電性ダイについて説明する。

本発明使用する一対の電極とは電気比抵抗［ρ（ΩｃＩ
１１）１と体積比熱［比重Ｓ×比熱ｃ（ｃａｌ／℃・ｇ
）］との比が１０（以上であることが必要である。更に
電極はビレット側に導電性セラミックス、反ビレット側
にグラファイトを配置した構成とすることが好ましい。

導電性セラミックスの具体的な材質としてはサイアロン
（Ｓ　１ｓ−２Ａ　Ｉ　ｚＯｚＮ６−２　　ｚ＝１〜４
．６０）とＶＴａ族の元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）の炭化
物、窒化物との複合セラミックスを挙げることができる
。しかし、ＴｉＣおよびＺｒ、Ｈｆの炭化物、窒化物を
含有するサイアロン焼結体は高温耐酸化性が低いので、
電極材質としてはＴ　ｉ　Ｎを含有するサイアロン焼結
体を使用することが好ましい。ＴｉＮの添加量はＴｉＮ
相が焼結体中で十分接触しだす約３０体積％以上とし、
高温強度の低下が著しくなる約７０体積９Ｑ以下とする
。このようなサイアロン焼結体は放電加工が可能である
ため高寸法精度の異形電極を加工することができ、しか
も耐熱衝撃性がよいことなど本発明に使用する電極材質
として適しているのである。

一方、反ビレット側にグラファイトを配置することは電
極を介してビレットに直接電流を流し、そのジュール熱
によって初期段階の温度上昇を促進するものである。電
極の温度上昇の初期段階での促進はビレットを結晶化温
度以上に急速昇温するのに効果的である。しかもビレッ
トの結晶化温度以上では発熱量の低下と熱の漏洩による
相乗効果で昇温を鈍らせる効果かあり、結果としてビレ
ットの塑性変形を結晶化温度以上７．５０℃以下で行な
う条件を整えることか容易となるからである。

なお、電極先端面にＢＮ／有機高分子複合膜を形成する
ことは電極と磁石との離型性を確保するのに有効である
。

また、非導電性ダイはサイアロン（Ｓｉｓ−ＡＩｚＯｚ
Ｎ６−２　　ｚ＝１〜４．６０　）を使用することが好
ましい。

次に本発明で対象とする希土類−鉄系合金およびそのビ
レットについて説明する。

希土類−鉄系合金はＮｄまたはＰｒを１３〜１５原子％
を含有し、且つ少な（とも５００ｎｍ以下のＲ２ＴＭＩ
４Ｂ（ＲはＮｄ／Ｐｒ、ＴＭはＦｅ／Ｃｏ）を主相とす
る超急冷粉末とすることが望ましい。ＮｄまたはＰｒが
１３原子％以下では本発明の要点となるビレットの塑性
変形技術を適用することが困難となるからであり、１５
原子％以上ではＮｄまたはＰｒの滲みが甚だしくなり作
業性に悪影響を及ぼすことや、４πＩｓの低下に伴う残
留磁束密度の低下を招（からである。また、少な（とも
５００ｎｍ以下のＲ２ＴＭ１４　Ｂ　（ＲはＮｄ／Ｐｒ
、ＴＭはＦ　ｅ　／　Ｃｏ　）を主相とする理由は、そ
の主相の単磁区臨界寸法が概ね３００ｎｍ程度であり、
これより結晶粒が粗大化すると固有保磁力が低下するか
らである。

希土類−鉄系合金のビレットは５３μｍ以上の粒子径を
有する合金粉末を直接固定化したものが好ましい。５３
μｍ以下の粒子径を有する合金粉末を直接固定化したも
のでは固有保磁力が低下するからである。

またビレットの相対密度が９５％以下とすることが好ま
しい。この理由も固有保磁力の低下を抑制するからであ
る。

更に本発明ではキャビティの圧力軸方向断面積Ｓとビレ
ットの圧力軸方向断面積Ｓ。との比３　、／Ｓｏを２〜
３とすることが好ましい。ｓ、、’ｓｏが２以下では十
分な磁気異方化ができないからであり、ｓ　、、’　ｓ
　、が３以上では塑性変形量か増加する割合に磁気異方
化の進展が少ないからである。

実施例 以下、本発明を実施例に基づき更に詳しく説明する。

Ｎｄ＋４Ｆｅ７６ｃ０４Ｂ６合金をアーク炉によって溶
解し、Ａｒ雰囲気中にてメルトスピニングしフレーク状
の薄片を得た。この薄片は厚さ約３０μｍの不定形状態
を呈し、Ｘ線回折の結果非晶質と結晶質の混合物である
ことが認められた。次に、この薄片を５３〜３５０μｍ
に粉砕・分級しキャビティ中へ１６ｇ充填した。しかる
のち、１０−１〜１０’Ｔｏｒｒの真空中で通電加熱し
、ビレットを作成した。このビレットは外径１４ｍｍの
円柱状であり、理論密度に対する相対密度は８５％であ
る。

次に、上記ビレットを第１図に示した構成の動的なアッ
プ・セットによる塑性変形装置にセットした。ただし、
外径１９．９６０＋ｎｍＸ５＋ｎｍの円柱状ビレット側
電極２ａ、２ａ’は室温の電気比抵抗ρが４Ｘ１０（Ω
ａｍのＴｉＮ／サイアロンである。また外径１９．９５
ｍｍＸ２０揶の円柱状反ビレット側電極２ｂ、２ｂ’は
室温の電気比抵抗ρが１　、６　ニー′、　１０　’Ω
ａｍのグラファイトである。なおビレット側電極２　ａ
　、　２　ａ′の先端面にはＢＮ／有機高分子複合膜が
形成しである。一方、非導電性ダイはサイアロンで、内
径２０．ＯＯ＋ｎｍＸ４０＋ｎｍの円柱状である。

先ず、１０’　〜１Ｏ−３Ｔｏ　ｒ　ｒの真空雰囲気と
した。次に電極２，２′を介してビレット１に軸の圧縮
圧力を加える。この状態で電極２，２′間を１５秒間放
電し、ＢＮ／有機高分子複合膜５を部分的に絶縁破壊せ
しめ、電極２，２′間の導電性を確保した。電極間の放
電電流は数ｍＡ以下であり、この段階でのジュール熱に
よる温度の上昇はほとんどない。

次に電極２，２′を介してビレット１に一次圧力Ｐ、（
ビレット圧力軸方面断面積当たり３００ｋｇ　ｆ　／　
ｃｎｆ　）と−次電流Ｉ、（ビレット圧力軸方面断面積
当たり３００　Ａ　／　ｃｒ＆　）によるジュール熱と
を付加して電極２．２’、ビレット１．ダイ３各部を加
熱する。温度の上昇はダイ３よりもビレット１のほうが
遥かに急速である。−次電流１１を流して早（も約２０
秒後にはビレット１の塑性変形が開始され、約４０秒後
には一次圧力Ｐ１のもとでの塑性変形速度のピーク値が
観測された。

次圧力Ｐ、のちとで変形速度のピーク値が過ぎた時点で
二次圧力Ｐ２に切り替えた。二次圧力Ｐ２はモールド・
キャビティの圧力軸方内断面積当たり２．５０　ｋｇ　
ｆ　／ｃＩ＋？である。最後に二次電流ｌ２（８００Ａ
を基準）として２０秒間流し最終形状に加工し、１２０
秒間冷却したのちモールド・キャビティ内の希土類−鉄
系磁石を取り出した。

この希土類−鉄系磁石の外径は１９．９９０〜２０、０
００＋ｎｍ高さ６．７４±０．０１５＋ａｍという優れ
た寸法精度を有している。しかし、最後の二次電流Ｉ２
のレベル設定によって固有保磁力水準が異なる。第１表
は、このような希土類−鉄系磁石の５０ｋＯｅパルス着
磁後の磁気特性を示す。

以下余白 一方、上記希土類−鉄系磁石と同じ合金組成Ｎｄ＋４Ｆ
ｅ７６ｃ０４Ｂ６薄片１６ｇをビレットとせず、そのま
ま直接第１図に示した構成の装置によりフル密度とした
希土類−鉄系磁石を得た。第２表は、このような希土類
−鉄系磁石の５０ｋＯｅパルス着磁後の磁気特性を示す
。

以　　下　　余　　白 次に、上記固有保磁力と最大エネルギー積とを異にする
希土類−鉄系焼結磁石を５０ｋＯｅパルス着磁し、一定
温度で各ＩＨ加熱処理し、室温まで冷却したときの加熱
前後の磁束量をサーチコイルで測定し、磁束量の低下率
を非可逆減磁率として求めた。

第３図は固有保磁力と最大エネルギー積とを異にする希
土類−鉄系磁石において固有保磁力と非可逆減磁率との
関係を示す。

図から明らかなように本発明に係る固有保磁力１４ｋＯ
ｅ以上、最大エネルギー積３０ＭＧＯｅ以上の希土類−
鉄系磁石は、同し合金組成、同じ固有保磁力レベルで最
大エネルギー積１２〜１５ＭＧＯｅの焼結磁石より、実
用的な常用温度６０〜１００℃での非可逆減磁率が少な
く熱安定性が良好であることが分かる。また最大エネル
ギー積３０　Ｍ　Ｇ　Ｏｅレベルの磁気異方性磁石で比
較すると本発明に係る固有保磁力１４ｋＯｅ以上の希土
類−鉄系磁石は固有保磁力がそれより小さい場合に比較
して６０〜１００℃での非可逆減磁率がとくに少なく、
やはり熱安定性が良好であることが分かる。

発明の効果 従来塑性変形による磁気異方性磁石の場合は、もっばら
添加元素によって固有保磁力を２０ｋＯｅ程度まで高（
して磁気的な熱安定性を確保することが行われていた。

しかし、固有保磁力の増大、即ち熱安定性の向上は逆に
着磁磁界に対する４πＩの増加率を減少させ、そのため
着磁磁界一定で比較したときの磁気特性は固有保磁力が
太き（なる程低下するという欠点を有していた。本発明
は超急冷法による希土類−鉄系磁石において、かかる上
記問題を迅速な塑性変形手段によって解決した。

これにより良好な熱安定性を、１４ｋＯｅと比較的低い
固有保磁カレベルて達成することができ、比較的低い着
磁磁界においても４πＩの増加率の高い、最大エネルギ
ー積３０　Ｍ　Ｇ　Ｏｅ以上の磁気異方性希土類−鉄系
磁石を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）、（ｂ）、（Ｃ）、（ｄ）はビレットの塑
性変形段階を示す要部断面図、 第２図は第１図（ａ）。 （ｂ）。 （Ｃ）。 第 ！ 図 （ｄ）に対応した塑性変形段階の変化を示す特性図、第
３図は固有保磁力と非可逆減磁率との関係を示す特性図
である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. ビレット化した超急冷希土類−鉄系合金粉を圧縮圧力と
   直接通電によるジュール熱とにより塑性変形した固有保
   磁力１４ｋＯｅ以上、最大エネルギー積３０ＭＧＯｅ以
   上の磁気異方性希土類−鉄系磁石。