JPH07166304A - 永久磁石用合金 - Google Patents
永久磁石用合金Info
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- JPH07166304A JPH07166304A JP6088382A JP8838294A JPH07166304A JP H07166304 A JPH07166304 A JP H07166304A JP 6088382 A JP6088382 A JP 6088382A JP 8838294 A JP8838294 A JP 8838294A JP H07166304 A JPH07166304 A JP H07166304A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高性能且つ低コストな希土類元素−Ｆｅ−ボ
ロン系永久磁石を得るための永久磁石用合金を提供す
る。 【構成】 希土類元素（Ｙを含む）とボロンと残部遷移
金属を主成分とする合金であり、該合金のマクロ組織が
柱状晶であることを特徴とする永久磁石用合金。
ロン系永久磁石を得るための永久磁石用合金を提供す
る。 【構成】 希土類元素（Ｙを含む）とボロンと残部遷移
金属を主成分とする合金であり、該合金のマクロ組織が
柱状晶であることを特徴とする永久磁石用合金。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、希土類元素と遷移金属
とボロンを主成分とする永久磁石及びその製造方法に関
するものである。
とボロンを主成分とする永久磁石及びその製造方法に関
するものである。
【０００２】
【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る。
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る。
【０００３】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。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・ハードフェライト及び希土類−遷移金属系磁
石である。特に希土類一選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、高い磁気性能
が得られるので従来から多くの研究開発が成されてい
る。
にともない、永久磁石も益々高性能化が求められてい
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・ハードフェライト及び希土類−遷移金属系磁
石である。特に希土類一選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、高い磁気性能
が得られるので従来から多くの研究開発が成されてい
る。
【０００４】従来、これらＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の製
造方法に関しては以下の文献に示すような方法がある。
造方法に関しては以下の文献に示すような方法がある。
【０００５】（１）粉末冶金法に基づく焼結による方
法。
法。
【０００６】（文献１，文献２） （２）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
片を樹脂結合法で磁石にするメルトスピニング法による
急冷薄片を用いた樹脂結合方法。（文献３，文献４） （３）上述の（２）の方法で使用した急冷簿片を２段階
のホットプレス法で機械的配向処理を行う方法。（文献
４，文献５） ここで、 文献１：特開昭59-46008号公報； 文献２：M.Sagawa, S.Fuiimura, N.Togawa,H.Yamamoto,
and Y.Matsuura; J.Appl, Phys, Vol,55(6) 15 March 1
984, p2083, 文献３：特開昭59-211549号公報； 文献４：R.W.Lee; Appl, Phys, Lett. Vol,46(8),15 Ap
ril 1985 ,p790 ; 文献５：持開昭60-100402号公報 次に上記の従来方法について説明する。
造装置で、厚さ３０μｍ程度の急冷薄片を作り、その薄
片を樹脂結合法で磁石にするメルトスピニング法による
急冷薄片を用いた樹脂結合方法。（文献３，文献４） （３）上述の（２）の方法で使用した急冷簿片を２段階
のホットプレス法で機械的配向処理を行う方法。（文献
４，文献５） ここで、 文献１：特開昭59-46008号公報； 文献２：M.Sagawa, S.Fuiimura, N.Togawa,H.Yamamoto,
and Y.Matsuura; J.Appl, Phys, Vol,55(6) 15 March 1
984, p2083, 文献３：特開昭59-211549号公報； 文献４：R.W.Lee; Appl, Phys, Lett. Vol,46(8),15 Ap
ril 1985 ,p790 ; 文献５：持開昭60-100402号公報 次に上記の従来方法について説明する。
【０００７】先ず（１）の焼結では、溶解・銭造により
合金インゴットを作製し、粉砕して適当な粒度（数μ
ｍ）の磁石粉を得る。磁石粉は成形助剤のバインダーと
混線され、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１１ＯＯ℃前後の温度で１時
間焼結され、その後室温まで急冷される。焼結後、６０
０℃前後の温度で熱処理することにより保磁力を向上さ
せる。
合金インゴットを作製し、粉砕して適当な粒度（数μ
ｍ）の磁石粉を得る。磁石粉は成形助剤のバインダーと
混線され、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１１ＯＯ℃前後の温度で１時
間焼結され、その後室温まで急冷される。焼結後、６０
０℃前後の温度で熱処理することにより保磁力を向上さ
せる。
【０００８】（２）のメルトスピニング法による急冷薄
片を用いた樹脂結合方法では、先ず急冷薄帯製造装置の
最適な回転数でＲ−Ｆｅ−Ｂ合金の急冷薄帯を作る。得
られた厚さ３０μｍのりボン状薄帯は、直径が１００Ｏ
Ａ以下の結晶の集合体であり、脆くて割れ易く、結晶粒
は等方的に分布しているので、磁気的にも等方性であ
る。この薄帯を道当な粒度に粉砕して、樹脂と混練して
プレス成形する。
片を用いた樹脂結合方法では、先ず急冷薄帯製造装置の
最適な回転数でＲ−Ｆｅ−Ｂ合金の急冷薄帯を作る。得
られた厚さ３０μｍのりボン状薄帯は、直径が１００Ｏ
Ａ以下の結晶の集合体であり、脆くて割れ易く、結晶粒
は等方的に分布しているので、磁気的にも等方性であ
る。この薄帯を道当な粒度に粉砕して、樹脂と混練して
プレス成形する。
【０００９】（３）の製造方法は、（２）におけるリボ
ン状急冷時帯あるいは薄片を、真空中あるいは不活性雰
囲気中で二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磁石を得るものである。
ン状急冷時帯あるいは薄片を、真空中あるいは不活性雰
囲気中で二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磁石を得るものである。
【００１０】このプレス過程では一軸性の圧力が加えら
れ、磁化容易軸がプレス方向と平行に配向して、合金は
異方性化する。
れ、磁化容易軸がプレス方向と平行に配向して、合金は
異方性化する。
【００１１】尚、最初のメルトスピニング法で作られる
リボン状簿帯の結晶粒は、それが最大の保磁力を示す時
の粒径よりも小さめにしておき、後のホットプレス中に
結晶位の粗大化が生じて最適の粒径になるようにしてお
く。
リボン状簿帯の結晶粒は、それが最大の保磁力を示す時
の粒径よりも小さめにしておき、後のホットプレス中に
結晶位の粗大化が生じて最適の粒径になるようにしてお
く。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】叙上の従来技術で一応
希土類元素と鉄とボロンを主成分とする永久磁石は製造
出来るが、これらの製造方法には次の如き欠点を有して
いる。
希土類元素と鉄とボロンを主成分とする永久磁石は製造
出来るが、これらの製造方法には次の如き欠点を有して
いる。
【００１３】（１）の焼結法は、合金を粉末にするのが
必須であるが、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金は大変酸素に対して
活性であるので、粉末化すると余計酸化が激しくなり、
焼結体中の酸素濃度はどうしても高くなってしまう。又
粉末を成形するときに、例えばステアリン酸亜鉛のよう
な成形助剤を使用しなければならず、これは暁結工程で
前もって取り除かれるのであるが、成形助剤中の数割
は、磁石体の中に炭素の形で残ってしまう。この炭素は
著しくＲ−Ｆｅ−Ｂ合金の磁気性能を低下させ好ましく
ない。
必須であるが、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金は大変酸素に対して
活性であるので、粉末化すると余計酸化が激しくなり、
焼結体中の酸素濃度はどうしても高くなってしまう。又
粉末を成形するときに、例えばステアリン酸亜鉛のよう
な成形助剤を使用しなければならず、これは暁結工程で
前もって取り除かれるのであるが、成形助剤中の数割
は、磁石体の中に炭素の形で残ってしまう。この炭素は
著しくＲ−Ｆｅ−Ｂ合金の磁気性能を低下させ好ましく
ない。
【００１４】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、一般的に言ってＲ−Ｆｅ−Ｂ系の
永久磁石の製造には、高価な設備が必要になるばかりで
なく、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る方法とは言い難い。
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、一般的に言ってＲ−Ｆｅ−Ｂ系の
永久磁石の製造には、高価な設備が必要になるばかりで
なく、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る方法とは言い難い。
【００１５】次に（２）並びに（３）の方法は、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。
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。
【００１６】（２）の樹脂結合による方法は、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
ループの角形性もよくないので温度特性に対しても、使
用する面においても不利である。
等方性であるので低エネルギー積であり、ヒステリシス
ループの角形性もよくないので温度特性に対しても、使
用する面においても不利である。
【００１７】（３）の方法は、ホットプレスを二段階に
使うというユニークな方法であるが、実際に量産を考え
ると大変非効率になることは否めないであろう。
使うというユニークな方法であるが、実際に量産を考え
ると大変非効率になることは否めないであろう。
【００１８】更にこの方法では、高温例えば８００℃以
上では結晶粒の粗大化が著しく、それによって保磁力ｉ
Ｈｃが極端に低下し、実用的な永久磁石にはならない。
上では結晶粒の粗大化が著しく、それによって保磁力ｉ
Ｈｃが極端に低下し、実用的な永久磁石にはならない。
【００１９】本発明は、以上の従来技術の欠点を解決す
るものであり、その目的とするところは高性能且つ低コ
ストな希土類−鉄系永久磁石及びその製造方法を提供す
ることにある。
るものであり、その目的とするところは高性能且つ低コ
ストな希土類−鉄系永久磁石及びその製造方法を提供す
ることにある。
【００２０】
【課題を解決するための手段】本発明の永久磁石は、希
土額元素（但しＹを含む）と遷移金属とボロンを主成分
とする磁石において、該磁石のマクロ組織が柱状晶であ
り、異方性化したことを特徴とする永久磁石である。
土額元素（但しＹを含む）と遷移金属とボロンを主成分
とする磁石において、該磁石のマクロ組織が柱状晶であ
り、異方性化したことを特徴とする永久磁石である。
【００２１】しかして、その永久磁石の製造方法の第１
は、希土類元素（但しＹを含む）と遷移金属とポロンを
主成分とする磁石の製造方法において、溶解・鋳造し
て、該磁石のマクロ組織を柱状晶とし、次いで２５０℃
以上の温度で熱処理し後、該磁石のマクロ組織を柱状晶
とし、磁気的に硬化せしめたことを特徴とする永久磁石
の製造方法、その永久磁石の製造方法の第２は、溶解・
発造後、５ＯＯ℃以上の温度で熱間加工することによ
り、結晶粒の結晶軸を特定の方向に配向せしめ次に５０
０℃以上の温度で熱間加工することにより該磁石を異方
性化することを特徴とする永久磁石の製造方法であり、
更にその永久磁石の製造方法の第３は、前記第２の製造
方法の熱間加工後、２５０℃以上の温度で熱処理するこ
とにより磁気的に硬化したことを特徴とする永久磁石の
製造方法である。
は、希土類元素（但しＹを含む）と遷移金属とポロンを
主成分とする磁石の製造方法において、溶解・鋳造し
て、該磁石のマクロ組織を柱状晶とし、次いで２５０℃
以上の温度で熱処理し後、該磁石のマクロ組織を柱状晶
とし、磁気的に硬化せしめたことを特徴とする永久磁石
の製造方法、その永久磁石の製造方法の第２は、溶解・
発造後、５ＯＯ℃以上の温度で熱間加工することによ
り、結晶粒の結晶軸を特定の方向に配向せしめ次に５０
０℃以上の温度で熱間加工することにより該磁石を異方
性化することを特徴とする永久磁石の製造方法であり、
更にその永久磁石の製造方法の第３は、前記第２の製造
方法の熱間加工後、２５０℃以上の温度で熱処理するこ
とにより磁気的に硬化したことを特徴とする永久磁石の
製造方法である。
【００２２】
【作用】前記のように希土類−鉄系磁石の製造方法であ
る焼結法・急冷法は夫々粉粋による粉末管理の困難さ、
生産性の悪さといった大きな欠点を有している。
る焼結法・急冷法は夫々粉粋による粉末管理の困難さ、
生産性の悪さといった大きな欠点を有している。
【００２３】本発明者等は、これらの欠点を改良するた
め、バルク状態での磁石化の研究に着手し、先ず前記希
土類元素、遷移金属及びボロンを基本成分とする磁石の
組成城で鋳造時のマクロ組織を微細な柱状品としたもの
を熱間加工することにより異万化し、次に熱処理を施せ
ば充分な保磁力が得られることを知見した。即ち、
（１）鏡造時のマクロ組職を微細な柱状晶とすることに
より、鋳造状態のまま熱処理するだけで面内裏方性（磁
化容易軸の配向度約７０％）の磁石が作製出来る。
め、バルク状態での磁石化の研究に着手し、先ず前記希
土類元素、遷移金属及びボロンを基本成分とする磁石の
組成城で鋳造時のマクロ組織を微細な柱状品としたもの
を熱間加工することにより異万化し、次に熱処理を施せ
ば充分な保磁力が得られることを知見した。即ち、
（１）鏡造時のマクロ組職を微細な柱状晶とすることに
より、鋳造状態のまま熱処理するだけで面内裏方性（磁
化容易軸の配向度約７０％）の磁石が作製出来る。
【００２４】（２）鋳造マクロ組織を微細な柱状晶とす
ることにより、熱間加工による一軸異方性化が促進さ
れ、磁化容易軸の配向度がかなり高くなる。
ることにより、熱間加工による一軸異方性化が促進さ
れ、磁化容易軸の配向度がかなり高くなる。
【００２５】（３）（１）及び（２）の結果、管理困難
な粉末状態を経過せずとも高性能の磁石が製造出来るの
で、熱処理も厳密な雰囲気管理が必要なくなり、磁石の
生産性が高まり、設備費も大きく低減出来る。
な粉末状態を経過せずとも高性能の磁石が製造出来るの
で、熱処理も厳密な雰囲気管理が必要なくなり、磁石の
生産性が高まり、設備費も大きく低減出来る。
【００２６】従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の組成は、文献
２に代表されるようなR15Fe77B8が最適とされていた。
２に代表されるようなR15Fe77B8が最適とされていた。
【００２７】この組成は主相 R2Fe14B 化合物を原子百
分率にした組成R11.7Fe82.4B5.9に比してＲ．Ｂに富む
側に移行している。このことは保磁力を得るためには、
主相のみでなくＲリッチ相．Ｂリッチ相という非磁性相
が必要であるという点から説明されている。
分率にした組成R11.7Fe82.4B5.9に比してＲ．Ｂに富む
側に移行している。このことは保磁力を得るためには、
主相のみでなくＲリッチ相．Ｂリッチ相という非磁性相
が必要であるという点から説明されている。
【００２８】ところが本発明による適切組成では逆にＢ
が少ない側に移行したところに保磁力のピーク値が存在
する。この組成域では、焼結法の場合、保磁力が激減す
るので、これまであまり問題にされていなかった。
が少ない側に移行したところに保磁力のピーク値が存在
する。この組成域では、焼結法の場合、保磁力が激減す
るので、これまであまり問題にされていなかった。
【００２９】しかし銭造法を用いると、化学量論細成よ
り低Ｂ側の方が保磁力が得られやすく、高Ｂ側では得難
い。
り低Ｂ側の方が保磁力が得られやすく、高Ｂ側では得難
い。
【００３０】これらの点は以下のように考えられる。先
ず焼結法を用いても鋳造法を用いても、保磁力機構その
ものは nucleation model に従っている。これは、両者
の初磁化曲線がＳｍＣｏ５のように急唆な立上がりを示
すことからわかる。
ず焼結法を用いても鋳造法を用いても、保磁力機構その
ものは nucleation model に従っている。これは、両者
の初磁化曲線がＳｍＣｏ５のように急唆な立上がりを示
すことからわかる。
【００３１】このタイプの磁石の保磁力は基本的には単
磁区モデルによっている。即ちこの場合、大きな結晶磁
気異方性を有する R2Fe14B 化合物が、大きすぎると粒
内に磁壁を有するようになるため、磁化の反転は磁壁の
移動によって容易に起きて、保磁力は小さい。
磁区モデルによっている。即ちこの場合、大きな結晶磁
気異方性を有する R2Fe14B 化合物が、大きすぎると粒
内に磁壁を有するようになるため、磁化の反転は磁壁の
移動によって容易に起きて、保磁力は小さい。
【００３２】一方、粒子が小さくなって、ある寸法以下
になると、粒子内に磁壁を有さなくなり、磁化の反転は
回転のみによって進行するため、保磁力は大きくなる。
になると、粒子内に磁壁を有さなくなり、磁化の反転は
回転のみによって進行するため、保磁力は大きくなる。
【００３３】つまり適切な保持力を得るためには R2Fe
14B 相が適切な粒径を有することが必要である。この粒
径としては１０μｍ前後が適当であり、焼結タイプの場
合は、焼結前の粉末粒度の調整によって粒径を適合させ
ることが出来る。
14B 相が適切な粒径を有することが必要である。この粒
径としては１０μｍ前後が適当であり、焼結タイプの場
合は、焼結前の粉末粒度の調整によって粒径を適合させ
ることが出来る。
【００３４】ところが鋳造法の場合、 R2Fe14B 化合物
の結晶粒の大きさは溶湯から凝固する段階で決定される
ため、組成と凝固過程に注意を払う必要がある。
の結晶粒の大きさは溶湯から凝固する段階で決定される
ため、組成と凝固過程に注意を払う必要がある。
【００３５】特に組成の意味合いは大きく、Ｂが８原子
％以上含むと、鋳造上がりの R2Fe1 4B 相の大きさが粗
大化とやすく冷却スピードを通常より早くしないと保磁
力を得ることは困難である。
％以上含むと、鋳造上がりの R2Fe1 4B 相の大きさが粗
大化とやすく冷却スピードを通常より早くしないと保磁
力を得ることは困難である。
【００３６】これに対して、低ボロン領域では、鋳型・
鏡込温度等の工夫で容易に結晶を微細化出来る。この領
域は、見方を変えれば、 R2Fe14B に比してＦｅリッチ
な相とも言え、凝固段階では先ず初晶としてＦｅが出現
し、続いて包晶反応によって、R2Fe14B 相が現れる。こ
のとき冷却スピードは平衡反応に比して遥かに速いた
め、初晶Ｆｅのまわりに R2Fe14B 相が取り囲むような
形で凝固する。この組成域ではＢがより少ない領域であ
るため、当然のことながら焼結タイプの代表組成R15Fe
77B8 のようなＢリッチな相は量的にほとんど無視出来
る。熱処理は初晶Ｆｅを拡散させ平衡状態に到達させる
ためのもので保磁力は、このＦｅ相の拡散に大きく依存
している。
鏡込温度等の工夫で容易に結晶を微細化出来る。この領
域は、見方を変えれば、 R2Fe14B に比してＦｅリッチ
な相とも言え、凝固段階では先ず初晶としてＦｅが出現
し、続いて包晶反応によって、R2Fe14B 相が現れる。こ
のとき冷却スピードは平衡反応に比して遥かに速いた
め、初晶Ｆｅのまわりに R2Fe14B 相が取り囲むような
形で凝固する。この組成域ではＢがより少ない領域であ
るため、当然のことながら焼結タイプの代表組成R15Fe
77B8 のようなＢリッチな相は量的にほとんど無視出来
る。熱処理は初晶Ｆｅを拡散させ平衡状態に到達させる
ためのもので保磁力は、このＦｅ相の拡散に大きく依存
している。
【００３７】次に本発明において、マクロ組織に柱状晶
を用いる意味について述べる。
を用いる意味について述べる。
【００３８】前述の如く、柱状晶を用いる効果は２つ有
り、その１つは鋳造時の面内異方性化、更にもう１つは
熱間加工時の高性能化である。
り、その１つは鋳造時の面内異方性化、更にもう１つは
熱間加工時の高性能化である。
【００３９】先ず前者から説明すると、本系磁石の磁性
の根源となる金属間化合物 R2Fe14B（Ｒは希土類）は柱
状晶を発達させたときに、その磁化容易軸Ｃ軸が柱状晶
に垂直な面内に分布するという性質を有する。即ち、Ｃ
軸は柱状晶発達方向にはなく、それに垂直な面内にのみ
分布する面内異方性となるわけである。この磁石は当然
のことながら、等方性である等軸晶をマクロ組織として
用いたものより高性能となり、非常に有利となる。しか
し、柱状晶を用いても、保磁力の関係から位径は微細で
なければならず、低Ｂ側がよいことは同様である。
の根源となる金属間化合物 R2Fe14B（Ｒは希土類）は柱
状晶を発達させたときに、その磁化容易軸Ｃ軸が柱状晶
に垂直な面内に分布するという性質を有する。即ち、Ｃ
軸は柱状晶発達方向にはなく、それに垂直な面内にのみ
分布する面内異方性となるわけである。この磁石は当然
のことながら、等方性である等軸晶をマクロ組織として
用いたものより高性能となり、非常に有利となる。しか
し、柱状晶を用いても、保磁力の関係から位径は微細で
なければならず、低Ｂ側がよいことは同様である。
【００４０】次に後者であるが、これは熱間加工の異方
性化効果をより高めるものである。異方性磁石の配向度
を、 Ｍ・Ａ＝Ｂｘ／√（Ｂｘ2十Ｂｙ2＋Ｂｚ2）ｘ１００（％） （Ｂｘ，Ｂｙ，Ｂｚは夫々ｘ，ｙ，ｚ方向の残留磁束密
度）で定義すると等方性は約６０％、面内異方性は７０
％となる。熱間加工による異方性化効果（配向度上昇効
果）は加工材の配向度に拘らず、存在するが、元材の配
向度が高いほど最終加工材の配向度も高くなる。よって
柱状晶を用いることににより元材の配向度を高めておく
ことは、最終的に高性能な異方性磁石を得る上で効果が
ある。
性化効果をより高めるものである。異方性磁石の配向度
を、 Ｍ・Ａ＝Ｂｘ／√（Ｂｘ2十Ｂｙ2＋Ｂｚ2）ｘ１００（％） （Ｂｘ，Ｂｙ，Ｂｚは夫々ｘ，ｙ，ｚ方向の残留磁束密
度）で定義すると等方性は約６０％、面内異方性は７０
％となる。熱間加工による異方性化効果（配向度上昇効
果）は加工材の配向度に拘らず、存在するが、元材の配
向度が高いほど最終加工材の配向度も高くなる。よって
柱状晶を用いることににより元材の配向度を高めておく
ことは、最終的に高性能な異方性磁石を得る上で効果が
ある。
【００４１】以下、本発明による永久磁石の好ましい組
成範囲について説明する。
成範囲について説明する。
【００４２】希土類としては、Ｙ．Ｌａ．Ｃｅ．Ｐｒ．
Ｎｄ．Ｓｍ．Ｅｕ．Ｇｄ．Ｔｂ．Ｄｙ．Ｈｏ．Ｅｒ．Ｔ
ｍ．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種以上を組合わせて用いられる。最も高
い磁気性能はＰｒで得られる。
Ｎｄ．Ｓｍ．Ｅｕ．Ｇｄ．Ｔｂ．Ｄｙ．Ｈｏ．Ｅｒ．Ｔ
ｍ．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種以上を組合わせて用いられる。最も高
い磁気性能はＰｒで得られる。
【００４３】従って実用的にはＰｒ．Ｐｒ−Ｎｄ合金，
Ｃｅ−Ｐｒ−Ｎｄ合金等が用いられる。また少量の添加
元素、例えば重希土元素のＤｙ，Ｔｂ等やＡ１，Ｍｏ．
Ｓｉ等は保磁力の向上に有効である。
Ｃｅ−Ｐｒ−Ｎｄ合金等が用いられる。また少量の添加
元素、例えば重希土元素のＤｙ，Ｔｂ等やＡ１，Ｍｏ．
Ｓｉ等は保磁力の向上に有効である。
【００４４】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の主相はＲ2Ｆｅ14Ｂ
である。従ってＲが８原子％未満では、もはや上記化。
物を形成せずα−鉄と同一構造の立方晶組織となるため
高磁気特性は得られない。
である。従ってＲが８原子％未満では、もはや上記化。
物を形成せずα−鉄と同一構造の立方晶組織となるため
高磁気特性は得られない。
【００４５】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。
リッチ相が多くなり磁気特性は著しく低下する。
【００４６】よってＲの範囲８〜３０原子％が適当であ
る。
る。
【００４７】しかし鋳造磁石とするため、好ましくはＲ
８〜２５原子％が適当である。
８〜２５原子％が適当である。
【００４８】Ｂは、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ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、残留磁密度は著しく低
下してくる。しかし鋳造磁石としては好ましくはＢ８原
子％以下がよく、それ以上で微細なR2Fe14B相を得るこ
とが困難で、磁力は小さくなる。
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、残留磁密度は著しく低
下してくる。しかし鋳造磁石としては好ましくはＢ８原
子％以下がよく、それ以上で微細なR2Fe14B相を得るこ
とが困難で、磁力は小さくなる。
【００４９】Ｃｏは本系磁石のキュリー点を増加させる
のに有効な元素であり、基本的にＦｅのサイトを置換し
R2Co14B を形成するのだが、この化合物は結晶異万性
磁界が小さく、その量が増すにつれて磁石全体としての
保磁力は小さくなる。そのため永久磁石として考えられ
る１Ｋ０ｅ以上の保磁力を与えるには５０原子％以内が
よい。
のに有効な元素であり、基本的にＦｅのサイトを置換し
R2Co14B を形成するのだが、この化合物は結晶異万性
磁界が小さく、その量が増すにつれて磁石全体としての
保磁力は小さくなる。そのため永久磁石として考えられ
る１Ｋ０ｅ以上の保磁力を与えるには５０原子％以内が
よい。
【００５０】ＡＩは、保磁力の増大効果を有する。（文
献７：Zhang Macocai Maocai他，Proceedingsof the
８th Internat ionai Workshop on Rare-Farth Magnet
s, 1985,p541) この文献７は焼結磁石に対する効果を示したものである
が、その効果は銭造磁石でも同様に存在する。しかしＡ
ｌは非磁性元素であるため、その添加量を増すと残留磁
束密度が低下し、１５原子％を越えるとハードフェライ
ト以下の残留磁束密度になってしまうので希土類磁石と
しての目的を果たし得ない。よってＡＩの添加量は１５
原子％以下がよい。
献７：Zhang Macocai Maocai他，Proceedingsof the
８th Internat ionai Workshop on Rare-Farth Magnet
s, 1985,p541) この文献７は焼結磁石に対する効果を示したものである
が、その効果は銭造磁石でも同様に存在する。しかしＡ
ｌは非磁性元素であるため、その添加量を増すと残留磁
束密度が低下し、１５原子％を越えるとハードフェライ
ト以下の残留磁束密度になってしまうので希土類磁石と
しての目的を果たし得ない。よってＡＩの添加量は１５
原子％以下がよい。
【００５１】次に本発明の実施例について述べる。
【００５２】
【実施例】本発明による製造法の工程図を図１に示す。
先ず図１の工程図に従って、表１に示すような組成の合
金を誘導炉で溶解し鉄鋳型に鋳造し、柱状晶を形成せし
める。
先ず図１の工程図に従って、表１に示すような組成の合
金を誘導炉で溶解し鉄鋳型に鋳造し、柱状晶を形成せし
める。
【００５３】次にインゴットを磁気的に硬化させるた
め、1000℃×24時間のアニール処理を施した。
め、1000℃×24時間のアニール処理を施した。
【００５４】鋳造タイプの場合は、この段階で切歯・研
削を施せば、柱状晶の異方性を利用した面内異方性磁石
となる。
削を施せば、柱状晶の異方性を利用した面内異方性磁石
となる。
【００５５】異方性タイプの場合は、アニール処理前に
先ず熱間加工を施し次いでアニールする。
先ず熱間加工を施し次いでアニールする。
【００５６】本実施例では、熱間加工法としてはホット
プレスを用いた。
プレスを用いた。
【００５７】加工温度は１０００℃で行なった。
【００５８】次にこの中で最も性能の高かったＰｒ14Ｆ
82Ｂ4と文献２の焼結法の最適組成であるＮｄ15Ｆｅ77
Ｂ8について、鉄鋳型を利用して柱状晶を形成せしめた
ものと、振動鋳型を用いて等軸晶を形成せしめたもの、
更にセラミック鋳型を用いて粗大粒を形成させたものの
３者を比較した。その結果を表３に示す。
82Ｂ4と文献２の焼結法の最適組成であるＮｄ15Ｆｅ77
Ｂ8について、鉄鋳型を利用して柱状晶を形成せしめた
ものと、振動鋳型を用いて等軸晶を形成せしめたもの、
更にセラミック鋳型を用いて粗大粒を形成させたものの
３者を比較した。その結果を表３に示す。
【００５９】
【表１】
【００６０】
【表２】
【００６１】
【表３】
【００６２】表３から低Ｂがより高い磁気性能を示すこ
とはは明らかである。
とはは明らかである。
【００６３】本発明を利用して柱状晶を形成せしめた方
が、鋳造のままでも、熱間加工を施しても、保磁力ｉＨ
ｃ，最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ、配向度等のすべ
ての磁気特性が優れていることが判る。
が、鋳造のままでも、熱間加工を施しても、保磁力ｉＨ
ｃ，最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ、配向度等のすべ
ての磁気特性が優れていることが判る。
【００６４】
【発明の効果】叙上の如く本発明の永久磁石及びその製
造方法によれば、鋳造インゴットを粉砕することなく熱
処理するだけで、高性能な磁石を得ることが出来、生産
性を高めることが出来るという効果を奏するものであ
る。
造方法によれば、鋳造インゴットを粉砕することなく熱
処理するだけで、高性能な磁石を得ることが出来、生産
性を高めることが出来るという効果を奏するものであ
る。
【図１】本発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造工程図。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成６年５月２５日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正内容】
【書類名】明細書
【発明の名称】永久磁石用合金
【特許請求の範囲】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、希土類元素と遷移金属
とボロンを主成分とする永久磁石用合金に関するもので
ある。
とボロンを主成分とする永久磁石用合金に関するもので
ある。
【０００２】
【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る。
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る。
【０００３】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。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・ハードフェライト及び希土類−遷移金属系磁
石である。特に希土類−選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、高い磁気性能
が得られるので従来から多くの研究開発が成されてい
る。
にともない、永久磁石も益々高性能化が求められてい
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・ハードフェライト及び希土類−遷移金属系磁
石である。特に希土類−選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、高い磁気性能
が得られるので従来から多くの研究開発が成されてい
る。
【０００４】従来、これらＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の製
造方法に関しては以下の文献に示すような方法がある。
造方法に関しては以下の文献に示すような方法がある。
【０００５】（１）粉末冶金法に基づく焼結による方
法。
法。
【０００６】（文献１，文献２） （２）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
片を樹脂結合法で磁石にするメルトスピニング法による
急冷薄片を用いた樹脂結合方法。（文献３，文献４） （３）上述の（２）の方法で使用した急冷簿片を２段階
のホットプレス法で機械的配向処理を行う方法。（文献
４，文献５）（４）鋳造合金を熱間加工することにより、機械的に配
向させる方法。（文献６） ここで、 文献１：特開昭５９−４６００８号公報； 文献２：Ｍ．Ｓａｇａｗａ，Ｓ．Ｆｕｉｉｍｕｒａ，
Ｎ．Ｔｏｇａｗａ，Ｈ．Ｙａｍａｍｏｔｏ，ａｎｄ
Ｙ．Ｍａｔｓｕｕｒａ；Ｊ．Ａｐｐｌ，Ｐｈｙｓ，Ｖｏ
ｌ，５５（６）１５ Ｍａｒｃｈ １９８４，ｐ２０８
３， 文献３：特開昭５９−２１１５４９号公報； 文献４：Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅ；Ａｐｐｌ，Ｐｈｙｓ，Ｌｅｔ
ｔ．Ｖｏｌ，４６（８），１５ Ａｐｒｉｌ １９８
５，ｐ７９０； 文献５：特開昭６０−１００４０２号公報文献６：特願昭６１−１４４５３２ 次に上記の従来方法について説明する。
造装置で、厚さ３０μｍ程度の急冷薄片を作り、その薄
片を樹脂結合法で磁石にするメルトスピニング法による
急冷薄片を用いた樹脂結合方法。（文献３，文献４） （３）上述の（２）の方法で使用した急冷簿片を２段階
のホットプレス法で機械的配向処理を行う方法。（文献
４，文献５）（４）鋳造合金を熱間加工することにより、機械的に配
向させる方法。（文献６） ここで、 文献１：特開昭５９−４６００８号公報； 文献２：Ｍ．Ｓａｇａｗａ，Ｓ．Ｆｕｉｉｍｕｒａ，
Ｎ．Ｔｏｇａｗａ，Ｈ．Ｙａｍａｍｏｔｏ，ａｎｄ
Ｙ．Ｍａｔｓｕｕｒａ；Ｊ．Ａｐｐｌ，Ｐｈｙｓ，Ｖｏ
ｌ，５５（６）１５ Ｍａｒｃｈ １９８４，ｐ２０８
３， 文献３：特開昭５９−２１１５４９号公報； 文献４：Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅ；Ａｐｐｌ，Ｐｈｙｓ，Ｌｅｔ
ｔ．Ｖｏｌ，４６（８），１５ Ａｐｒｉｌ １９８
５，ｐ７９０； 文献５：特開昭６０−１００４０２号公報文献６：特願昭６１−１４４５３２ 次に上記の従来方法について説明する。
【０００７】先ず（１）の焼結では、溶解・銭造により
合金インゴットを作成し、粉砕して適当な粒度（数μ
ｍ）の磁石粉を得る。磁石粉は成形助剤のバインダーと
混線され、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℃前後の温度で１時
間焼結され、その後室温まで急冷される。焼結後、６０
０℃前後の温度で熱処理することにより保磁力を向上さ
せる。
合金インゴットを作成し、粉砕して適当な粒度（数μ
ｍ）の磁石粉を得る。磁石粉は成形助剤のバインダーと
混線され、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℃前後の温度で１時
間焼結され、その後室温まで急冷される。焼結後、６０
０℃前後の温度で熱処理することにより保磁力を向上さ
せる。
【０００８】（２）のメルトスピニング法による急冷薄
片を用いた樹脂結合方法では、先ず急冷薄帯製造装置の
最適な回転数でＲ−Ｆｅ−Ｂ合金の急冷薄帯を作る。得
られた厚さ３０μｍのりボン状薄帯は、直径が１０００
Ａ以下の結晶の集合体であり、脆くて割れ易く、結晶粒
は等方的に分布しているので、磁気的にも等方性であ
る。この薄帯を道当な粒度に粉砕して、樹脂と混練して
プレス成形する。
片を用いた樹脂結合方法では、先ず急冷薄帯製造装置の
最適な回転数でＲ−Ｆｅ−Ｂ合金の急冷薄帯を作る。得
られた厚さ３０μｍのりボン状薄帯は、直径が１０００
Ａ以下の結晶の集合体であり、脆くて割れ易く、結晶粒
は等方的に分布しているので、磁気的にも等方性であ
る。この薄帯を道当な粒度に粉砕して、樹脂と混練して
プレス成形する。
【０００９】（３）の製造方法は、（２）におけるリボ
ン状急冷薄帯あるいは薄片を、真空中あるいは不活性雰
囲気中で二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磁石を得るものである。
ン状急冷薄帯あるいは薄片を、真空中あるいは不活性雰
囲気中で二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磁石を得るものである。
【００１０】このプレス過程では一軸性の圧力が加えら
れ、磁化容易軸がプレス方向と平行に配向して、合金は
異方性化する。
れ、磁化容易軸がプレス方向と平行に配向して、合金は
異方性化する。
【００１１】尚、最初のメルトスピニング法で作られる
リボン状簿帯の結晶粒は、それが最大の保磁力を示す時
の粒径よりも小さめにしておき、後のホットプレス中に
結晶位の粗大化が生じて最適の粒径になるようにしてお
く。
リボン状簿帯の結晶粒は、それが最大の保磁力を示す時
の粒径よりも小さめにしておき、後のホットプレス中に
結晶位の粗大化が生じて最適の粒径になるようにしてお
く。
【００１２】（４）の製造方法は、溶解・鋳造によって
作成した合金インゴットを５００℃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、更に磁化容易軸を
加工方向と平行に配向させて、鋳造合金を磁気的に異方
化させる。
作成した合金インゴットを５００℃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、更に磁化容易軸を
加工方向と平行に配向させて、鋳造合金を磁気的に異方
化させる。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】叙上の従来技術で一応
希土類元素と鉄とボロンを主成分とする永久磁石は製造
出来る。しかしこれらの製造方法のうち、特に（４）に
おいては合金組成の絞り込みや、加工方法の検討はなさ
れていたが、出発原料となる鋳造インゴットのマクロ組
織に付いての検討はほとんどされていなかった。
希土類元素と鉄とボロンを主成分とする永久磁石は製造
出来る。しかしこれらの製造方法のうち、特に（４）に
おいては合金組成の絞り込みや、加工方法の検討はなさ
れていたが、出発原料となる鋳造インゴットのマクロ組
織に付いての検討はほとんどされていなかった。
【００１４】すなわち（４）の方法は、従来技術のなか
で、製造工程が最も単純で粉末プロセスを経ないので含
有酸素濃度が低く、機械的強度が高く大型の磁石の製造
が可能である等の効果がある反面、初期のインゴットの
状態に熱間の難易度、最終製品の性能が大きく依存する
という欠点も有しており、その制御が大きな課題であっ
た。
で、製造工程が最も単純で粉末プロセスを経ないので含
有酸素濃度が低く、機械的強度が高く大型の磁石の製造
が可能である等の効果がある反面、初期のインゴットの
状態に熱間の難易度、最終製品の性能が大きく依存する
という欠点も有しており、その制御が大きな課題であっ
た。
【００１５】本発明は、この従来技術の欠点を解決する
ものであり、その目的とするところは高性能且つ低コス
トな希土類−鉄系永久磁石用合金を提供することにあ
る。
ものであり、その目的とするところは高性能且つ低コス
トな希土類−鉄系永久磁石用合金を提供することにあ
る。
【００１６】
【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は、
希土額元素（但しＹを含む）と遷移金属とボロンを主成
分とする合金において、該合金のマクロ組織が柱状晶で
あることを特徴とする永久磁石用合金である。
希土額元素（但しＹを含む）と遷移金属とボロンを主成
分とする合金において、該合金のマクロ組織が柱状晶で
あることを特徴とする永久磁石用合金である。
【００１７】請求項２記載の発明は、８〜３０原子％の
希土類元素（但しＹを含む）と２〜８原子％のボロンと
残部遷移金属を主成分とすることを特徴とする請求項１
記載の永久磁石合金である。
希土類元素（但しＹを含む）と２〜８原子％のボロンと
残部遷移金属を主成分とすることを特徴とする請求項１
記載の永久磁石合金である。
【００１８】請求項３記載の発明は希土類元素がＰｒ，
Ｎｄ，Ｃｅ，Ｄｙから選ばれた１種あるいは２種以上を
組み合わせたものを主成分とすることを特微とする請求
項１，２記載の永久磁石用合金である。
Ｎｄ，Ｃｅ，Ｄｙから選ばれた１種あるいは２種以上を
組み合わせたものを主成分とすることを特微とする請求
項１，２記載の永久磁石用合金である。
【００１９】請求項４記載の発明は遷移金属がＦｅを主
成分とし、残部Ｃｏからなることを特徴とする請求項
１，２，３記載の永久磁石用合金である。
成分とし、残部Ｃｏからなることを特徴とする請求項
１，２，３記載の永久磁石用合金である。
【００２０】請求項５記載の発明はＡｌ，Ｓｉ，Ｃｕ，
Ｇａから選ばれた１種あるいは２種以上を組み合わせた
ものを１５原子％以内の量で含有することを特徴とする
請求項１，２，３，４記載の永久磁石用合金である。
Ｇａから選ばれた１種あるいは２種以上を組み合わせた
ものを１５原子％以内の量で含有することを特徴とする
請求項１，２，３，４記載の永久磁石用合金である。
【００２１】
【作用】前記したように従来技術（４）は出発原料であ
る合金インゴットのマクロ組織に熱間加工の難易度、最
終製品の性能が大きく依存するという欠点を有してい
る。
る合金インゴットのマクロ組織に熱間加工の難易度、最
終製品の性能が大きく依存するという欠点を有してい
る。
【００２２】本発明者等は、これらの欠点を改良するた
め、種々の型を採用することにより、鋳込み時の冷却速
度を変化させ、様々なマクロ組織を得て、バルク状態で
の磁石化および熱間加工の難易度、最終磁石の性能の変
化の研究に着手した。
め、種々の型を採用することにより、鋳込み時の冷却速
度を変化させ、様々なマクロ組織を得て、バルク状態で
の磁石化および熱間加工の難易度、最終磁石の性能の変
化の研究に着手した。
【００２３】先ず請求項（１）の発明のように希土類元
素、遷移金属及びボロンを基本成分とする組成城で鋳造
時のマクロ組織を微細な柱状晶としたものは熱間加工が
等軸晶や柱状晶と等軸晶の混晶状態のものに比して容易
で、熱処理を施した後の保磁力も大きいことを知見し
た。すなわち、 （ａ）鏡造時のマクロ組職を微細な柱状晶とすることに
より、鋳造状態のまま熱処理するだけで面内異方性（磁
化容易軸の配向度約７０％）の磁石が作製出来る。
素、遷移金属及びボロンを基本成分とする組成城で鋳造
時のマクロ組織を微細な柱状晶としたものは熱間加工が
等軸晶や柱状晶と等軸晶の混晶状態のものに比して容易
で、熱処理を施した後の保磁力も大きいことを知見し
た。すなわち、 （ａ）鏡造時のマクロ組職を微細な柱状晶とすることに
より、鋳造状態のまま熱処理するだけで面内異方性（磁
化容易軸の配向度約７０％）の磁石が作製出来る。
【００２４】（ｂ）鋳造マクロ組織を微細な柱状晶とす
ることにより、熱間加工による一軸異方性化が促進さ
れ、磁化容易軸の配向度が高くなる。
ることにより、熱間加工による一軸異方性化が促進さ
れ、磁化容易軸の配向度が高くなる。
【００２５】（ｃ）（ａ）及び（ｂ）の結果、管理困難
な粉末状態を経過せずとも高性能の磁石が製造出来るの
で、熱処理も厳密な雰囲気管理が必要なくなり、磁石の
生産性が高まり、設備費も大きく低減出来る。
な粉末状態を経過せずとも高性能の磁石が製造出来るの
で、熱処理も厳密な雰囲気管理が必要なくなり、磁石の
生産性が高まり、設備費も大きく低減出来る。
【００２６】次に請求項２，３，４の発明のように柱状
晶合金の組成を限定することにより、熱間加工性がより
良好になり、高性能な磁石用合金となる。
晶合金の組成を限定することにより、熱間加工性がより
良好になり、高性能な磁石用合金となる。
【００２７】従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の組成は、文献
２に代表されるようなＲ１５Ｆｅ７７Ｂ８が最適とされ
ていた。
２に代表されるようなＲ１５Ｆｅ７７Ｂ８が最適とされ
ていた。
【００２８】この組成は主相Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ化合物を原
子百分率にした組成Ｒ１１．７Ｆｅ８２．４Ｂ５．９に
比してＲ，Ｂに富む側に移行している。このことは保磁
力を得るためには、主相のみでなくＲリッチ相，Ｂリッ
チ相という非磁性相が必要であるという点から説明され
ている。
子百分率にした組成Ｒ１１．７Ｆｅ８２．４Ｂ５．９に
比してＲ，Ｂに富む側に移行している。このことは保磁
力を得るためには、主相のみでなくＲリッチ相，Ｂリッ
チ相という非磁性相が必要であるという点から説明され
ている。
【００２９】ところが本発明による適切組成では逆にＢ
が少ない側に移行したところに保磁力のピーク値が存在
する。この組成域では、焼結法の場合、保磁力が激減す
るので、これまであまり問題にされていなかった。
が少ない側に移行したところに保磁力のピーク値が存在
する。この組成域では、焼結法の場合、保磁力が激減す
るので、これまであまり問題にされていなかった。
【００３０】しかし従来例（４）の銭造法を用いると、
化学量論細成より低Ｂ側の方が保磁力が得られやすく、
高Ｂ側では得難い。
化学量論細成より低Ｂ側の方が保磁力が得られやすく、
高Ｂ側では得難い。
【００３１】これらの点は以下のように考えられる。先
ず焼結法を用いても鋳造法を用いても、保磁力機構その
ものはｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ ｍｏｄｅｌに従ってい
る。これは、両者の初磁化曲線がＳｍＣｏ ５ のように急
唆な立上がりを示すことからわかる。
ず焼結法を用いても鋳造法を用いても、保磁力機構その
ものはｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ ｍｏｄｅｌに従ってい
る。これは、両者の初磁化曲線がＳｍＣｏ ５ のように急
唆な立上がりを示すことからわかる。
【００３２】このタイプの磁石の保磁力は基本的には単
磁区モデルによっている。即ちこの場合、大きな結晶磁
気異方性を有する Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ化合物が、大きすぎ
ると粒内に磁壁を有するようになるため、磁化の反転は
磁壁の移動によって容易に起きて、保磁力は小さい。
磁区モデルによっている。即ちこの場合、大きな結晶磁
気異方性を有する Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ化合物が、大きすぎ
ると粒内に磁壁を有するようになるため、磁化の反転は
磁壁の移動によって容易に起きて、保磁力は小さい。
【００３３】一方、粒子が小さくなって、ある寸法以下
になると、粒子内に磁壁を有さなくなり、磁化の反転は
回転のみによって進行するため、保磁力は大きくなる。
になると、粒子内に磁壁を有さなくなり、磁化の反転は
回転のみによって進行するため、保磁力は大きくなる。
【００３４】つまり適切な保持力を得るためには Ｒ２
Ｆｅ１４Ｂ相が適切な粒径を有することが必要である。
この粒径としては１０μｍ前後が適当であり、焼結タイ
プの場合は、焼結前の粉末粒度の調整によって粒径を適
合させることが出来る。
Ｆｅ１４Ｂ相が適切な粒径を有することが必要である。
この粒径としては１０μｍ前後が適当であり、焼結タイ
プの場合は、焼結前の粉末粒度の調整によって粒径を適
合させることが出来る。
【００３５】ところが従来例（４）の鋳造法の場合、Ｒ
２Ｆｅ１４Ｂ 化合物の結晶粒の大きさは溶湯から凝固
する段階で決定されるため、組成と凝固過程に注意を払
う必要がある。
２Ｆｅ１４Ｂ 化合物の結晶粒の大きさは溶湯から凝固
する段階で決定されるため、組成と凝固過程に注意を払
う必要がある。
【００３６】特に組成の意味合いは大きく、Ｂが８原子
％以上含むと、鋳造あがりのＲ２Ｆｅ１４Ｂ相が粗大化
しやすく冷却スピードを非常に早くしないと保磁力を得
ることは困難である。
％以上含むと、鋳造あがりのＲ２Ｆｅ１４Ｂ相が粗大化
しやすく冷却スピードを非常に早くしないと保磁力を得
ることは困難である。
【００３７】これに対して、低ボロン領域では、鋳型・
鏡込温度等の工夫で容易に結晶を微細化出来る。この領
域は、見方を変えれば、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ に比してＦｅ
リッチな相とも言え、凝固段階では先ず初晶としてＦｅ
が出現し、続いて包晶反応によって、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ相
が現れる。このとき冷却スピードは平衡反応に比して遥
かに速いため、初晶ＦｅのまわりにＲ２Ｆｅ１４Ｂ 相
が取り囲むような形で凝固する。この組成域ではＢがよ
り少ない領域であるため、当然のことながら焼結タイプ
の代表組成 Ｒ１５Ｆｅ７７Ｂ８のようなＢリッチ
な相は量的にほとんど無視出来る。熱処理は初晶 Ｆｅ
を拡散させ平衡状態に到達させるためのもので、保磁力
はこのＦｅ相の拡散に大きく依存している。
鏡込温度等の工夫で容易に結晶を微細化出来る。この領
域は、見方を変えれば、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ に比してＦｅ
リッチな相とも言え、凝固段階では先ず初晶としてＦｅ
が出現し、続いて包晶反応によって、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ相
が現れる。このとき冷却スピードは平衡反応に比して遥
かに速いため、初晶ＦｅのまわりにＲ２Ｆｅ１４Ｂ 相
が取り囲むような形で凝固する。この組成域ではＢがよ
り少ない領域であるため、当然のことながら焼結タイプ
の代表組成 Ｒ１５Ｆｅ７７Ｂ８のようなＢリッチ
な相は量的にほとんど無視出来る。熱処理は初晶 Ｆｅ
を拡散させ平衡状態に到達させるためのもので、保磁力
はこのＦｅ相の拡散に大きく依存している。
【００３８】次にマクロ組織に柱状晶を用いる意味につ
いて述べる。
いて述べる。
【００３９】前述の如く、柱状晶を用いる効果は２つ有
り、その１つは鋳造時の面内異方性化、更にもう１つは
熱間加工時の高性能化である。
り、その１つは鋳造時の面内異方性化、更にもう１つは
熱間加工時の高性能化である。
【００４０】先ず前者から説明すると、本系磁石の磁性
の根源となる金属間化合物Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ（Ｒは希土
類）は柱状晶を発達させたときに、その磁化容易軸Ｃ軸
が柱状晶に垂直な面内に分布するという性質を有する。
即ち、Ｃ軸は柱状晶発達方向にはなく、それに垂直な面
内にのみ分布する面内異方性となるわけである。この磁
石は当然のことながら、等方性である等軸晶をマクロ組
織として用いたものより高性能となり、非常に有利とな
る。しかし、柱状晶を用いても、保磁力の関係から粒径
は微細でなければならず、低Ｂ側がよいことは同様であ
る。
の根源となる金属間化合物Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ（Ｒは希土
類）は柱状晶を発達させたときに、その磁化容易軸Ｃ軸
が柱状晶に垂直な面内に分布するという性質を有する。
即ち、Ｃ軸は柱状晶発達方向にはなく、それに垂直な面
内にのみ分布する面内異方性となるわけである。この磁
石は当然のことながら、等方性である等軸晶をマクロ組
織として用いたものより高性能となり、非常に有利とな
る。しかし、柱状晶を用いても、保磁力の関係から粒径
は微細でなければならず、低Ｂ側がよいことは同様であ
る。
【００４１】次に後者であるが、これは熱間加工の異方
性化効果をより高めるものである。異方性磁石の配向度
を、 Ｍ・Ａ＝Ｂｘ／√（Ｂｘ２＋Ｂｙ２＋Ｂｚ２）ｘ１００（％） （Ｂｘ，Ｂｙ，Ｂｚは夫々ｘ，ｙ，ｚ方向の残留磁束密
度）で定義すると等方性は約６０％、面内異方性は７０
％となる。熱間加工による異方性化効果（配向度上昇効
果）は加工材の配向度に拘らず、存在するが、元材の配
向度が高いほど最終加工材の配向度も高くなる。よって
柱状晶を用いることににより元材の配向度を高めておく
ことは、最終的に高性能な異方性磁石を得る上で効果が
ある。
性化効果をより高めるものである。異方性磁石の配向度
を、 Ｍ・Ａ＝Ｂｘ／√（Ｂｘ２＋Ｂｙ２＋Ｂｚ２）ｘ１００（％） （Ｂｘ，Ｂｙ，Ｂｚは夫々ｘ，ｙ，ｚ方向の残留磁束密
度）で定義すると等方性は約６０％、面内異方性は７０
％となる。熱間加工による異方性化効果（配向度上昇効
果）は加工材の配向度に拘らず、存在するが、元材の配
向度が高いほど最終加工材の配向度も高くなる。よって
柱状晶を用いることににより元材の配向度を高めておく
ことは、最終的に高性能な異方性磁石を得る上で効果が
ある。
【００４２】以下、請求項１，請求項２，請求項３，請
求項４，請求項５よる永久磁石用合金の好ましい組成範
囲について説明する。
求項４，請求項５よる永久磁石用合金の好ましい組成範
囲について説明する。
【００４３】希土類としては、請求項１に示すようにＹ
を含む希土類元素全体が候補として挙げられ、これらの
うちの１種あるいは２種以上を組合わせて用いられる。
を含む希土類元素全体が候補として挙げられ、これらの
うちの１種あるいは２種以上を組合わせて用いられる。
【００４４】請求項２に示すように、なかでも良好な磁
気特性を示すのはＰｒ，Ｎｄ，Ｃｅ，Ｄｙ等であり、最
も高い磁気性能はＰｒで得られる。
気特性を示すのはＰｒ，Ｎｄ，Ｃｅ，Ｄｙ等であり、最
も高い磁気性能はＰｒで得られる。
【００４５】従って実用的にはＰｒ，Ｐｒ−Ｎｄ合金，
Ｃｅ−Ｐｒ−Ｎｄ合金等が主に用いられる。また重希土
元素のＤｙ，Ｔｂ等や請求項５に示すＡｌ，Ｍｏ，Ｓ
ｉ，Ｃｕ，Ｇａ等は保磁力の向上に有効である。
Ｃｅ−Ｐｒ−Ｎｄ合金等が主に用いられる。また重希土
元素のＤｙ，Ｔｂ等や請求項５に示すＡｌ，Ｍｏ，Ｓ
ｉ，Ｃｕ，Ｇａ等は保磁力の向上に有効である。
【００４６】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の主相はＲ２Ｆｅ１４
Ｂ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α−鉄と同一構造の立方晶組織となるた
め高磁気特性は得られない。
Ｂ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α−鉄と同一構造の立方晶組織となるた
め高磁気特性は得られない。
【００４７】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。
リッチ相が多くなり磁気特性は著しく低下する。
【００４８】よってＲの範囲は請求項１に示すように８
〜３０原子％が適当である。
〜３０原子％が適当である。
【００４９】しかし鋳造磁石用合金とするため、好まし
くはＲ８〜２５原子％が適当である。
くはＲ８〜２５原子％が適当である。
【００５０】Ｂは、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ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、残留磁密度は著しく
低下してくる。しかし鋳造磁石用合金としては好ましく
はＢ８原子％以下がよく、それ以上では微細なＲ２Ｆｅ
１４Ｂ相を得ることが困難で、保磁力は小さくなる。
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、残留磁密度は著しく
低下してくる。しかし鋳造磁石用合金としては好ましく
はＢ８原子％以下がよく、それ以上では微細なＲ２Ｆｅ
１４Ｂ相を得ることが困難で、保磁力は小さくなる。
【００５１】Ｃｏは本系磁石のキュリー点を増加させ磁
石の温度特性を改善するのに有効な元素である。この元
素は基本的にＦｅのサイトを置換しＲ２Ｃｏ１４Ｂ を
形成するのだが、この化合物の結晶磁気異方性は小さ
く、その量が増すにつれて磁石全体としての保磁力も小
さくなる。そのため永久磁石として考えられる１ｋ０ｅ
以上の保磁力を与えるには請求項４に示すように遷移金
属としてはＦｅを主成分とするほうがよい。
石の温度特性を改善するのに有効な元素である。この元
素は基本的にＦｅのサイトを置換しＲ２Ｃｏ１４Ｂ を
形成するのだが、この化合物の結晶磁気異方性は小さ
く、その量が増すにつれて磁石全体としての保磁力も小
さくなる。そのため永久磁石として考えられる１ｋ０ｅ
以上の保磁力を与えるには請求項４に示すように遷移金
属としてはＦｅを主成分とするほうがよい。
【００５２】Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｇａは、保磁力
の増大効果を有する。しかしこれらの元素は非磁性元素
であるため、その添加量を増すと残留磁束密度が低下
し、特に１５原子％を越えるとハードフェライト以下の
残留磁束密度になってしまうので希土類磁石としての目
的を果たし得ない。よって請求項５に示すようにの添加
量は１５原子％以下がよい。
の増大効果を有する。しかしこれらの元素は非磁性元素
であるため、その添加量を増すと残留磁束密度が低下
し、特に１５原子％を越えるとハードフェライト以下の
残留磁束密度になってしまうので希土類磁石としての目
的を果たし得ない。よって請求項５に示すようにの添加
量は１５原子％以下がよい。
【００５３】次に本発明の実施例について述べる。
【００５４】
【実施例】本発明による永久磁石用合金の評価のための
磁石製造法の工程図を図１に示す。まずこの工程図に従
って、表１に示すような組成の合金を誘導炉で溶解し鉄
鋳型に鋳造し、柱状晶を形成せしめる。
磁石製造法の工程図を図１に示す。まずこの工程図に従
って、表１に示すような組成の合金を誘導炉で溶解し鉄
鋳型に鋳造し、柱状晶を形成せしめる。
【００５５】次にインゴットを磁気的に硬化させるた
め、１０００℃×２４時間のアニール処理を施した。
め、１０００℃×２４時間のアニール処理を施した。
【００５６】磁石としての評価は２種類で行なった。鋳
造タイプの場合は、この段階で切歯・研削を施せば、柱
状晶の異方性を利用した面内異方性磁石となる。
造タイプの場合は、この段階で切歯・研削を施せば、柱
状晶の異方性を利用した面内異方性磁石となる。
【００５７】異方性の熱間加工タイプの場合は、アニー
ル処理前に先ず熱間加工を施し次いでアニールする。
ル処理前に先ず熱間加工を施し次いでアニールする。
【００５８】本実施例では、熱間加工法としてはホット
プレスを用いた。
プレスを用いた。
【００５９】また加工温度は１０００℃で行なった。
【００６０】表１より低Ｂ側で高保磁力が得られるこ
と、Ｐｒの使用が高性能につながること、ＣｏによるＦ
ｅ置換により保磁力が低下すること、Ａｌ，Ｓｉ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ，Ｇａの添加により保磁力が増大することは明
かである。
と、Ｐｒの使用が高性能につながること、ＣｏによるＦ
ｅ置換により保磁力が低下すること、Ａｌ，Ｓｉ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ，Ｇａの添加により保磁力が増大することは明
かである。
【００６１】次にこの中で性能の高かったＰｒ１４Ｆ
８２Ｂ４と文献２の焼結法の最適組成であるＮｄ１５Ｆ
ｅ７７Ｂ８について、鉄鋳型を利用して柱状晶を形成せ
しめたものと、振動鋳型を用いて等軸晶を形成せしめた
もの、更にセラミック鋳型を用いて粗大粒を形成し、柱
状晶と等軸晶の混晶状態としたものの３者を比較した。
その結果を表３に示す。
８２Ｂ４と文献２の焼結法の最適組成であるＮｄ１５Ｆ
ｅ７７Ｂ８について、鉄鋳型を利用して柱状晶を形成せ
しめたものと、振動鋳型を用いて等軸晶を形成せしめた
もの、更にセラミック鋳型を用いて粗大粒を形成し、柱
状晶と等軸晶の混晶状態としたものの３者を比較した。
その結果を表３に示す。
【００６２】
【表１】
【００６３】
【表２】
【００６４】表３からまず組成的には一般に焼結法で最
適と言われている組成より低Ｂがより高い磁気性能を示
すことは明らかである。
適と言われている組成より低Ｂがより高い磁気性能を示
すことは明らかである。
【００６５】さらに本発明を利用して柱状晶を形成せし
めた合金を使用する方が、鋳造のままでも、熱間加工を
施しても、保磁力ｉＨｃ，最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘ、配向度等のすべての磁気特性が優れていることが
判る。
めた合金を使用する方が、鋳造のままでも、熱間加工を
施しても、保磁力ｉＨｃ，最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘ、配向度等のすべての磁気特性が優れていることが
判る。
【００６６】
【発明の効果】叙上の如く本発明の永久磁石用合金によ
れば、粉砕することなく熱処理するだけで、もしくは熱
間加工することにより磁場成形することなく高性能な磁
石を得ることが出来、生産性を高めることが出来るとい
う効果を奏するものである。
れば、粉砕することなく熱処理するだけで、もしくは熱
間加工することにより磁場成形することなく高性能な磁
石を得ることが出来、生産性を高めることが出来るとい
う効果を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造工程図。
【手続補正２】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図１
【補正方法】変更
【補正内容】
【図１】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/053
Claims (1)
- 【請求項１】 希土類元素（但しＹを含む）と遷移金属
とボロンを主成分とする合金に於て、該合金のマクロ組
織が柱状晶であることを特徴とする永久磁石用合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6088382A JP2746111B2 (ja) | 1994-04-26 | 1994-04-26 | 永久磁石用合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6088382A JP2746111B2 (ja) | 1994-04-26 | 1994-04-26 | 永久磁石用合金 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62104622A Division JP2611221B2 (ja) | 1986-05-01 | 1987-04-30 | 永久磁石の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07166304A true JPH07166304A (ja) | 1995-06-27 |
| JP2746111B2 JP2746111B2 (ja) | 1998-04-28 |
Family
ID=13941251
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6088382A Expired - Lifetime JP2746111B2 (ja) | 1994-04-26 | 1994-04-26 | 永久磁石用合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2746111B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105070448A (zh) * | 2015-08-23 | 2015-11-18 | 宁德市星宇科技有限公司 | 一种高性能含铈铸片磁体及其制备方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60187662A (ja) * | 1984-11-21 | 1985-09-25 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 強磁性合金 |
| JPS6115944A (ja) * | 1984-07-03 | 1986-01-24 | Kawasaki Steel Corp | 希土類系磁石薄帯 |
-
1994
- 1994-04-26 JP JP6088382A patent/JP2746111B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6115944A (ja) * | 1984-07-03 | 1986-01-24 | Kawasaki Steel Corp | 希土類系磁石薄帯 |
| JPS60187662A (ja) * | 1984-11-21 | 1985-09-25 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 強磁性合金 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105070448A (zh) * | 2015-08-23 | 2015-11-18 | 宁德市星宇科技有限公司 | 一种高性能含铈铸片磁体及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2746111B2 (ja) | 1998-04-28 |
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