JPH08222420A - 希土類鋳造磁石およびその製造方法 - Google Patents
希土類鋳造磁石およびその製造方法Info
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- JPH08222420A JPH08222420A JP7047835A JP4783595A JPH08222420A JP H08222420 A JPH08222420 A JP H08222420A JP 7047835 A JP7047835 A JP 7047835A JP 4783595 A JP4783595 A JP 4783595A JP H08222420 A JPH08222420 A JP H08222420A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 優れた磁気特性を有する希土類鋳造磁石を提
供する。 【構成】 Ｙまたはランタニド元素からなる希土類金属
（Ｒ）、Ｖ，Ｔi ，ＭoＺr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃr
，Ｗ，Ａl ，Ｍn のうちの少なくとも一種からなる金
属（Ｍ）、ＮまたはＣからなる元素（Ａ）およびＦe
が、組成式Ｒx Ｆe 10 0-(x+y+z) Ｍy Ａz の関係を満足
するように含まれ、ｘ，ｙ，ｚがそれぞれat％で、５≦
ｘ≦２０，３≦ｙ≦３０，５≦ｚ≦３０の範囲にあり、
Ｒ、Ｆe 、Ｍを含む鋳造母合金を均質化処理した後、該
母合金にＮまたはＣを侵入させるようにする。
供する。 【構成】 Ｙまたはランタニド元素からなる希土類金属
（Ｒ）、Ｖ，Ｔi ，ＭoＺr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃr
，Ｗ，Ａl ，Ｍn のうちの少なくとも一種からなる金
属（Ｍ）、ＮまたはＣからなる元素（Ａ）およびＦe
が、組成式Ｒx Ｆe 10 0-(x+y+z) Ｍy Ａz の関係を満足
するように含まれ、ｘ，ｙ，ｚがそれぞれat％で、５≦
ｘ≦２０，３≦ｙ≦３０，５≦ｚ≦３０の範囲にあり、
Ｒ、Ｆe 、Ｍを含む鋳造母合金を均質化処理した後、該
母合金にＮまたはＣを侵入させるようにする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、希土類元素を含む希土
類鋳造磁石およびその製造方法に関する。
類鋳造磁石およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、磁気特性に優れかつ比較的安価な
ことからＮd −Ｆe −Ｂ系永久磁石が工業的に広く利用
されている。また最近では、Ｔh2Ｚn17 型結晶構造の化
合物を主相とする母合金粉末（Ｓm −Ｆe 合金粉末）に
窒素を侵入させた希土類元素（Ｒ）−Ｆe −Ｎ系永久磁
石が、優れた磁気特性を持つことから注目され、その実
用化が図られている。そして、このＲ−Ｆe −Ｎ系合金
の中でも特に、組成式Ｓm2Ｆe17 Ｎx の合金から製造し
たボンド磁石が、最大エネルギー積（ＢＨmax ）１５Ｍ
ＧＯe 以上を有する高性能な磁石となることが知られて
いる。
ことからＮd −Ｆe −Ｂ系永久磁石が工業的に広く利用
されている。また最近では、Ｔh2Ｚn17 型結晶構造の化
合物を主相とする母合金粉末（Ｓm −Ｆe 合金粉末）に
窒素を侵入させた希土類元素（Ｒ）−Ｆe −Ｎ系永久磁
石が、優れた磁気特性を持つことから注目され、その実
用化が図られている。そして、このＲ−Ｆe −Ｎ系合金
の中でも特に、組成式Ｓm2Ｆe17 Ｎx の合金から製造し
たボンド磁石が、最大エネルギー積（ＢＨmax ）１５Ｍ
ＧＯe 以上を有する高性能な磁石となることが知られて
いる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上記Ｎd −Ｆ
e −Ｂ系永久磁石は、優れた磁気特性を有している反
面、キュリー温度が３００℃と低いため、１５０℃以上
となるような環境下での使用に適さないという問題があ
った。この対策として、Ｆe の一部をＣo で置換するこ
とも行われているが、保磁力の低下を引き起すなどの悪
影響を与え、本質的な解決には至らない。
e −Ｂ系永久磁石は、優れた磁気特性を有している反
面、キュリー温度が３００℃と低いため、１５０℃以上
となるような環境下での使用に適さないという問題があ
った。この対策として、Ｆe の一部をＣo で置換するこ
とも行われているが、保磁力の低下を引き起すなどの悪
影響を与え、本質的な解決には至らない。
【０００４】一方、上記Ｓm −Ｆe −Ｎ系永久磁石は、
母合金粉末として２０〜３０μｍ程度の粒径のものを用
いないと、均一な窒化物が形成されず、その上、永久磁
石として必要な保磁力を得るには、この母合金粉末をさ
らに微粉砕しなければならず、取扱いが面倒になって製
造性の悪化が避けられないという問題があった。また、
窒化物は分解温度が著しく低いため、Ｎd −Ｆe −Ｂ系
永久磁石のように粉末冶金的手法により製造することは
困難で、ボンド磁石として製造せざるを得ないこととな
り、この場合は、成形に際して９８０ＭＰa （１０ton
／cm2 ）以上の大きな圧力を要して、大型のプレス機械
および金型が必要になり、コスト負担が著しく増大する
という問題があった。
母合金粉末として２０〜３０μｍ程度の粒径のものを用
いないと、均一な窒化物が形成されず、その上、永久磁
石として必要な保磁力を得るには、この母合金粉末をさ
らに微粉砕しなければならず、取扱いが面倒になって製
造性の悪化が避けられないという問題があった。また、
窒化物は分解温度が著しく低いため、Ｎd −Ｆe −Ｂ系
永久磁石のように粉末冶金的手法により製造することは
困難で、ボンド磁石として製造せざるを得ないこととな
り、この場合は、成形に際して９８０ＭＰa （１０ton
／cm2 ）以上の大きな圧力を要して、大型のプレス機械
および金型が必要になり、コスト負担が著しく増大する
という問題があった。
【０００５】本発明は、上記の従来の問題点に鑑みてな
されたもので、鋳造により製造しても優れた磁気特性を
確保できる希土類鋳造磁石を提供し、併せてその製造方
法を提供することを目的とする。
されたもので、鋳造により製造しても優れた磁気特性を
確保できる希土類鋳造磁石を提供し、併せてその製造方
法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明にかゝる希土類鋳造磁石は、成分組成がＲx
Ｆe100-(x+y+z)Ｍy Ａz で表され、前記ＲはＹ、ランタ
ニド元素の１種または２種以上の希土類金属からなり、
前記ＭはＶ，Ｔi ，Ｍo ，Ｚr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃ
r ，Ｗ，Ａl ，Ｍn の１種または２種以上からなり、前
記ＡはＮ，Ｃの１種または２種からなり、前記ｘ，ｙ，
ｚは原子百分率で下記の範囲にある、 ５≦ｘ≦２０ ３≦ｙ≦３０ ５≦ｚ≦３０ ようにしたことを特徴とする。本希土類鋳造磁石におい
て、上記Ｆe は、その一部を３０原子％未満の範囲内で
Ｃo またはＮi で置換しても良いものである。
め、本発明にかゝる希土類鋳造磁石は、成分組成がＲx
Ｆe100-(x+y+z)Ｍy Ａz で表され、前記ＲはＹ、ランタ
ニド元素の１種または２種以上の希土類金属からなり、
前記ＭはＶ，Ｔi ，Ｍo ，Ｚr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃ
r ，Ｗ，Ａl ，Ｍn の１種または２種以上からなり、前
記ＡはＮ，Ｃの１種または２種からなり、前記ｘ，ｙ，
ｚは原子百分率で下記の範囲にある、 ５≦ｘ≦２０ ３≦ｙ≦３０ ５≦ｚ≦３０ ようにしたことを特徴とする。本希土類鋳造磁石におい
て、上記Ｆe は、その一部を３０原子％未満の範囲内で
Ｃo またはＮi で置換しても良いものである。
【０００７】また、本発明にかゝる希土類鋳造磁石の製
造方法は、Ｒ，Ｆe ，Ｍを含む母合金を鋳造した後、こ
の母合金を１０００〜１２００℃で均質化処理し、しか
る後に、該母合金にＮまたはＣを侵入させるようにした
ことを特徴とする。本発明にかゝる希土類鋳造磁石の製
造方法は、上記のごとく母合金にＮまたはＣを侵入させ
た後、４００〜７００℃で熱処理をするようにしても良
いものである。
造方法は、Ｒ，Ｆe ，Ｍを含む母合金を鋳造した後、こ
の母合金を１０００〜１２００℃で均質化処理し、しか
る後に、該母合金にＮまたはＣを侵入させるようにした
ことを特徴とする。本発明にかゝる希土類鋳造磁石の製
造方法は、上記のごとく母合金にＮまたはＣを侵入させ
た後、４００〜７００℃で熱処理をするようにしても良
いものである。
【０００８】本発明は、Ｒ−（Ｆe ，Ｍ）合金、例えば
Ｔh2Ｚn17 型、Ｔb Ｃu7型、Ｒ3(Ｆe ，Ｍ)29 型、Ｔh
Ｍn12 型等の結晶構造を有する化合物を主相とする鋳造
母合金にＮまたはＣを侵入させることによって優れた磁
気特性を有する鋳造磁石としたものである。
Ｔh2Ｚn17 型、Ｔb Ｃu7型、Ｒ3(Ｆe ，Ｍ)29 型、Ｔh
Ｍn12 型等の結晶構造を有する化合物を主相とする鋳造
母合金にＮまたはＣを侵入させることによって優れた磁
気特性を有する鋳造磁石としたものである。
【０００９】こゝで、希土類元素Ｒは、５原子％未満に
なると軟磁性のα−Ｆe の析出を促進し、２０原子％を
越えると非磁性のＲリッチ化合物が多くなって飽和磁束
密度を低下させてしまうため、これを５〜２０原子％範
囲とした。
なると軟磁性のα−Ｆe の析出を促進し、２０原子％を
越えると非磁性のＲリッチ化合物が多くなって飽和磁束
密度を低下させてしまうため、これを５〜２０原子％範
囲とした。
【００１０】また、上記金属Ｍとして用いるＶ，Ｔi ，
Ｍo ，Ｚr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃr ，Ｗ，Ａl ，Ｍn
等は、組織を微細化し、窒化物の分解温度を上昇させ、
Ｒ3(Ｆe ，Ｍ)29 型化合物やＴh Ｍn12 型化合物を安定
させる効果を有する。ただし、この金属Ｍの量が３０原
子％を越えると、各種のＦe −Ｍ非磁性化合物が析出
し、また３原子％未満では前記効果を認め難いので、こ
のＭを３〜３０原子％範囲とした。
Ｍo ，Ｚr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃr ，Ｗ，Ａl ，Ｍn
等は、組織を微細化し、窒化物の分解温度を上昇させ、
Ｒ3(Ｆe ，Ｍ)29 型化合物やＴh Ｍn12 型化合物を安定
させる効果を有する。ただし、この金属Ｍの量が３０原
子％を越えると、各種のＦe −Ｍ非磁性化合物が析出
し、また３原子％未満では前記効果を認め難いので、こ
のＭを３〜３０原子％範囲とした。
【００１１】元素ＡとしてのＮまたはＣは、Ｔh2Ｚn17
型、Ｔb Ｃu7型、Ｒ3(Ｆe ，Ｍ)29型、Ｔh Ｍn12 型等
の結晶格子内に侵入して磁気特性を向上させる重要な役
割をなすものであるが、３０原子％を越えると過剰なＮ
またはＣが不規則に結晶格子内に侵入してアモルファス
化してしまうため好ましくなく、また５原子％未満では
磁気特性の向上に効果を有しないので、これを５〜３０
原子％範囲とした。
型、Ｔb Ｃu7型、Ｒ3(Ｆe ，Ｍ)29型、Ｔh Ｍn12 型等
の結晶格子内に侵入して磁気特性を向上させる重要な役
割をなすものであるが、３０原子％を越えると過剰なＮ
またはＣが不規則に結晶格子内に侵入してアモルファス
化してしまうため好ましくなく、また５原子％未満では
磁気特性の向上に効果を有しないので、これを５〜３０
原子％範囲とした。
【００１２】本発明は、上記したようにＦe の一部をＣ
o で置換することができるもので、これにより飽和磁束
密度とキュリー温度を高めることができる。ただし、Ｆ
e に対するＣo の置換率が３０％原子を越えると結晶磁
気異方性が大きく低下するため、この置換率は３０原子
％以下とすることが好ましい。
o で置換することができるもので、これにより飽和磁束
密度とキュリー温度を高めることができる。ただし、Ｆ
e に対するＣo の置換率が３０％原子を越えると結晶磁
気異方性が大きく低下するため、この置換率は３０原子
％以下とすることが好ましい。
【００１３】本発明にかゝる希土類鋳造磁石の製造方法
は、上記したようにＲ，Ｆe ，Ｍを含む母合金を鋳造し
た後、均質化処理することを特徴するが、この均質化処
理は、鋳造組織中における成分を拡散均一化すると共
に、ねらいとする結晶構造を得るために必要な処理であ
り、１０００〜１２００℃で処理することにより前記し
た要求を満たすことができる。
は、上記したようにＲ，Ｆe ，Ｍを含む母合金を鋳造し
た後、均質化処理することを特徴するが、この均質化処
理は、鋳造組織中における成分を拡散均一化すると共
に、ねらいとする結晶構造を得るために必要な処理であ
り、１０００〜１２００℃で処理することにより前記し
た要求を満たすことができる。
【００１４】鋳造母合金へＮを侵入させるには、該母合
金を高温で窒化性ガスと接触させる、ガス窒化処理を行
うのが望ましい。この場合は、窒化性ガスとして窒素、
アンモニアガスあるいは窒素−水素の混合ガスを用い
て、２００〜６００℃で行うことができる。一方、鋳造
母合金へＣを侵入させるには、メタンガスなどの浸炭性
ガスと接触させる、ガス浸炭処理を行うのが好ましい。
なお、このＣについては、母合金中に添加しても良い。
金を高温で窒化性ガスと接触させる、ガス窒化処理を行
うのが望ましい。この場合は、窒化性ガスとして窒素、
アンモニアガスあるいは窒素−水素の混合ガスを用い
て、２００〜６００℃で行うことができる。一方、鋳造
母合金へＣを侵入させるには、メタンガスなどの浸炭性
ガスと接触させる、ガス浸炭処理を行うのが好ましい。
なお、このＣについては、母合金中に添加しても良い。
【００１５】本製造方法では、上記したように鋳造母合
金にＮまたはＣを侵入させた後、４００〜７００℃で熱
処理をするようにしても良いものであるが、この熱処理
は、アルゴンガスなどの不活性ガス雰囲気中、あるいは
真空中で行うのが好ましい。この熱処理により、合金主
相（化合物）内に微細析出物が生成し、数センチメート
ル角のブロック形態でも大きな保磁力が得られる。この
微細析出物は、正確には同定されていないが、上記置換
金属Ｍを含有していることは確かである。ただし、この
熱処理温度は、７００℃を越えると主相が分解して保磁
力が大きく低下し、一方、４００℃未満では保磁力の増
大があまり期待できないので、これを４００〜７００℃
とした。なお、この熱処理により、ＮまたはＣの侵入時
に生じた亀裂が固相反応により修復され、機械的強度も
高まるようになる。
金にＮまたはＣを侵入させた後、４００〜７００℃で熱
処理をするようにしても良いものであるが、この熱処理
は、アルゴンガスなどの不活性ガス雰囲気中、あるいは
真空中で行うのが好ましい。この熱処理により、合金主
相（化合物）内に微細析出物が生成し、数センチメート
ル角のブロック形態でも大きな保磁力が得られる。この
微細析出物は、正確には同定されていないが、上記置換
金属Ｍを含有していることは確かである。ただし、この
熱処理温度は、７００℃を越えると主相が分解して保磁
力が大きく低下し、一方、４００℃未満では保磁力の増
大があまり期待できないので、これを４００〜７００℃
とした。なお、この熱処理により、ＮまたはＣの侵入時
に生じた亀裂が固相反応により修復され、機械的強度も
高まるようになる。
【００１６】
【作用】上記のように構成した希土類鋳造磁石において
は、特有の組成を有する母合金にＮまたはＣを含有させ
ることで、主相内に微細な析出物が形成され、鋳造磁石
としての磁気特性が高まる。
は、特有の組成を有する母合金にＮまたはＣを含有させ
ることで、主相内に微細な析出物が形成され、鋳造磁石
としての磁気特性が高まる。
【００１７】また、上記希土類鋳造磁石の製造方法にお
いては、均質化処理した母合金にＮまたはＣを侵入させ
ることで、ブロック形態でも均質な鋳造磁石が得られ
る。また、最終的に熱処理を行うことで、磁気特性およ
び強度がより一層向上する。
いては、均質化処理した母合金にＮまたはＣを侵入させ
ることで、ブロック形態でも均質な鋳造磁石が得られ
る。また、最終的に熱処理を行うことで、磁気特性およ
び強度がより一層向上する。
【００１８】
【実施例】以下、本発明の実施例を説明する。
【００１９】実施例１ 金属サマリウム、電解鉄、フェロクロムを種々の比率で
配合して、高周波炉にて種々の組成を有するＳm −Ｆe
−Ｃr 系母合金を溶解し、金型に鋳込んで所定の形状大
きさの鋳造体（鋳造母合金）を製造した。次に、この鋳
造体をＡr ガス中で１１５０℃に１２時間保持する均質
化処理を行い、その後、ダイヤモンドカッターで切断し
て１０mm角のブロックを得た。次に、このブロックを７
気圧の窒素ガス中で５５０℃に４時間保持する窒化処理
を行って窒素を侵入させ、続いて真空中で５５０℃に１
６時間保持する熱処理を行って、表１に示すように種々
の組成を有する鋳造磁石試料（希土類鋳造磁石）１〜８
を得た。そして、得られた鋳造磁石試料について、Ｂ−
Ｈカーブトレーサーにより磁気特性を測定した。また、
比較のため、前記と同様の方法により本発明の範囲を外
れる試料９〜１２を得、これらについても同様に磁気特
性を測定した。なお、含有窒素量の測定は、ＬＥＣＯ社
製分析装置のＴＣ−４３６および電子天秤によった。表
１はその測定結果を示したものである。
配合して、高周波炉にて種々の組成を有するＳm −Ｆe
−Ｃr 系母合金を溶解し、金型に鋳込んで所定の形状大
きさの鋳造体（鋳造母合金）を製造した。次に、この鋳
造体をＡr ガス中で１１５０℃に１２時間保持する均質
化処理を行い、その後、ダイヤモンドカッターで切断し
て１０mm角のブロックを得た。次に、このブロックを７
気圧の窒素ガス中で５５０℃に４時間保持する窒化処理
を行って窒素を侵入させ、続いて真空中で５５０℃に１
６時間保持する熱処理を行って、表１に示すように種々
の組成を有する鋳造磁石試料（希土類鋳造磁石）１〜８
を得た。そして、得られた鋳造磁石試料について、Ｂ−
Ｈカーブトレーサーにより磁気特性を測定した。また、
比較のため、前記と同様の方法により本発明の範囲を外
れる試料９〜１２を得、これらについても同様に磁気特
性を測定した。なお、含有窒素量の測定は、ＬＥＣＯ社
製分析装置のＴＣ−４３６および電子天秤によった。表
１はその測定結果を示したものである。
【００２０】
【表１】
【００２１】表１に示す結果より、本発明にかゝる鋳造
磁石試料１〜８は、残留磁束密度Ｂr 、保磁力ｉＨc 、
最大エネルギー積ＢＨmax ともに高い値が得られてい
る。ただし、残留磁束密度Ｂr についてはＳm 、Ｃr 量
の増加に伴い低下する傾向にあるが、これはＳm 、Ｃr
の増加に伴い、サマリウムリッチの非磁性化合物やＦe
−Ｃr 系の非磁性化合物の生成量が増加して飽和磁束密
度が低下したためである。一方、比較例としての鋳造磁
石試料９〜１２は、何れも本発明にかゝる鋳造磁石より
も磁気特性特に残留磁束密度Ｂr が低く、永久磁石とし
て不適であることが確認できた。
磁石試料１〜８は、残留磁束密度Ｂr 、保磁力ｉＨc 、
最大エネルギー積ＢＨmax ともに高い値が得られてい
る。ただし、残留磁束密度Ｂr についてはＳm 、Ｃr 量
の増加に伴い低下する傾向にあるが、これはＳm 、Ｃr
の増加に伴い、サマリウムリッチの非磁性化合物やＦe
−Ｃr 系の非磁性化合物の生成量が増加して飽和磁束密
度が低下したためである。一方、比較例としての鋳造磁
石試料９〜１２は、何れも本発明にかゝる鋳造磁石より
も磁気特性特に残留磁束密度Ｂr が低く、永久磁石とし
て不適であることが確認できた。
【００２２】実施例２ 金属サマリウム、電解鉄、フェロバナジウムを所定の比
率で配合して、高周波炉にてＳm9.5−Ｆe82.5 −Ｖ8.0
の組成を有する母合金を溶解し、金型に鋳込んで鋳造体
を製造した。次に、この鋳造体をＡr ガス中で１１５０
℃に２４時間保持する均質化処理を行い、その後、ダイ
ヤモンドカッターで切断して１０mm角のブロックを得
た。次に、このブロックを７気圧の窒素ガス中で４００
〜６００℃に２〜９６時間保持する窒化処理を行って、
窒素を侵入させた窒化ブロックを得、続いてその一部を
真空中で５５０℃に１６時間保持する熱処理を行って鋳
造磁石試料（熱処理ブロック）を得た。そして、前記窒
化ブロックおよび熱処理ブロックについて、ＬＥＣＯ社
製分析装置のＴＣ−４３６および電子天秤によって含有
窒素量を測定すると共に、Ｂ−Ｈカーブトレーサーによ
り磁気特性を測定した。表２および表３はその結果を示
したものである。
率で配合して、高周波炉にてＳm9.5−Ｆe82.5 −Ｖ8.0
の組成を有する母合金を溶解し、金型に鋳込んで鋳造体
を製造した。次に、この鋳造体をＡr ガス中で１１５０
℃に２４時間保持する均質化処理を行い、その後、ダイ
ヤモンドカッターで切断して１０mm角のブロックを得
た。次に、このブロックを７気圧の窒素ガス中で４００
〜６００℃に２〜９６時間保持する窒化処理を行って、
窒素を侵入させた窒化ブロックを得、続いてその一部を
真空中で５５０℃に１６時間保持する熱処理を行って鋳
造磁石試料（熱処理ブロック）を得た。そして、前記窒
化ブロックおよび熱処理ブロックについて、ＬＥＣＯ社
製分析装置のＴＣ−４３６および電子天秤によって含有
窒素量を測定すると共に、Ｂ−Ｈカーブトレーサーによ
り磁気特性を測定した。表２および表３はその結果を示
したものである。
【００２３】
【表２】
【表３】
【００２４】表２および表３に示す結果より、窒化温度
の上昇に伴って窒化が進み、窒素量約５〜３０原子％特
に窒素量約１５〜２０原子％で大きな保磁力が得られる
ことが明らかとなった。このように比較的大きなブロッ
ク形態で保磁力が生じるのは、Ｎの侵入により組織が脆
化して生じる微細化効果によると推察される。ただし、
窒化温度が６００℃を越えると、主相が分解して保磁力
が大きく低下してまうため、窒化温度としては６００℃
以下に抑えるのが望ましい。一方、窒化ブロックと熱処
理ブロックとを比較すると、窒素量が３０原子％以下の
場合は、何れも熱処理ブロックの方が窒化ブロックより
も保磁力が増大している。これは、熱処理により主相内
に微細析出物が生成したためと推察される。
の上昇に伴って窒化が進み、窒素量約５〜３０原子％特
に窒素量約１５〜２０原子％で大きな保磁力が得られる
ことが明らかとなった。このように比較的大きなブロッ
ク形態で保磁力が生じるのは、Ｎの侵入により組織が脆
化して生じる微細化効果によると推察される。ただし、
窒化温度が６００℃を越えると、主相が分解して保磁力
が大きく低下してまうため、窒化温度としては６００℃
以下に抑えるのが望ましい。一方、窒化ブロックと熱処
理ブロックとを比較すると、窒素量が３０原子％以下の
場合は、何れも熱処理ブロックの方が窒化ブロックより
も保磁力が増大している。これは、熱処理により主相内
に微細析出物が生成したためと推察される。
【００２５】実施例３ 実施例２で製造した鋳造体から寸法８０×１０×４mmの
ブロックを切り出し、５５０℃に４時間保持する窒化処
理を行って、窒化ブロックを製作した。そして、この窒
化ブロックを３００〜８００℃に１６時間保持する熱処
理を行い、これを３点曲げ試験法による曲げ試験に供し
た。試験結果を図１に示す。
ブロックを切り出し、５５０℃に４時間保持する窒化処
理を行って、窒化ブロックを製作した。そして、この窒
化ブロックを３００〜８００℃に１６時間保持する熱処
理を行い、これを３点曲げ試験法による曲げ試験に供し
た。試験結果を図１に示す。
【００２６】図１に示す結果より、曲げ強度は、熱処理
温度４００℃未満では小さいものの、４００℃以上では
熱処理温度が上昇するほど増加する傾向にある。これ
は、窒化処理により生じたマイクロクラックが熱処理に
よる固相反応で再固化したためである。なお、７００℃
を越えるような熱処理温度では高い曲げ強度を示すが、
生成相の分解を引き起こすため好ましくなく、５００〜
６００℃で長時間熱処理するのが望ましい。
温度４００℃未満では小さいものの、４００℃以上では
熱処理温度が上昇するほど増加する傾向にある。これ
は、窒化処理により生じたマイクロクラックが熱処理に
よる固相反応で再固化したためである。なお、７００℃
を越えるような熱処理温度では高い曲げ強度を示すが、
生成相の分解を引き起こすため好ましくなく、５００〜
６００℃で長時間熱処理するのが望ましい。
【００２７】実施例４ 金属サマリウム、電解鉄、フェロチタンを所定の比率で
配合して、高周波溶解にてＳm9.5−Ｆe84.5 −Ｔi6.0の
組成を有する母合金を溶解し、金型に鋳込んで鋳造体を
製造した。次に、この鋳造体をＡr ガス中で１１００℃
に１２時間保持する均質化処理を行い、その後、ダイヤ
モンドカッターで切断して１０mm角のブロックを得た。
次に、前記ブロックを７気圧の窒素ガス中で５５０℃に
４時間保持する窒化処理を行って窒素を侵入させ、続い
て真空中で３００〜８００℃に１６時間保持する熱処理
を行って鋳造磁石試料を得た。そして、これらの試料に
ついてＢ−Ｈカーブトレーサーにより磁気特性を測定し
た。図２はその結果を示したものである。
配合して、高周波溶解にてＳm9.5−Ｆe84.5 −Ｔi6.0の
組成を有する母合金を溶解し、金型に鋳込んで鋳造体を
製造した。次に、この鋳造体をＡr ガス中で１１００℃
に１２時間保持する均質化処理を行い、その後、ダイヤ
モンドカッターで切断して１０mm角のブロックを得た。
次に、前記ブロックを７気圧の窒素ガス中で５５０℃に
４時間保持する窒化処理を行って窒素を侵入させ、続い
て真空中で３００〜８００℃に１６時間保持する熱処理
を行って鋳造磁石試料を得た。そして、これらの試料に
ついてＢ−Ｈカーブトレーサーにより磁気特性を測定し
た。図２はその結果を示したものである。
【００２８】図２に示す結果より、保磁力は、熱処理温
度５５０℃付近をピークとして、それより低温側では熱
処理温度が低下するほど保磁力が直線的に低下し、それ
より高温側では熱処理温度が上昇するほど保磁力が直線
的に低下している。ピーク温度より低温側で保磁力が低
下するのは、結晶粒内における微細析出物が不足するた
め、それより高温側で保磁力が低下するのは、主相であ
るＳm 3(Ｆe ，Ｔi )2 9 窒化化合物の分解を引き起こす
ためと推察される。ただし、４００〜７００℃の熱処理
により保磁力は十分に大きくなっているので、熱処理温
度としては４００〜７００℃好ましくは５００〜６００
℃を選択するのが望ましいといえる。
度５５０℃付近をピークとして、それより低温側では熱
処理温度が低下するほど保磁力が直線的に低下し、それ
より高温側では熱処理温度が上昇するほど保磁力が直線
的に低下している。ピーク温度より低温側で保磁力が低
下するのは、結晶粒内における微細析出物が不足するた
め、それより高温側で保磁力が低下するのは、主相であ
るＳm 3(Ｆe ，Ｔi )2 9 窒化化合物の分解を引き起こす
ためと推察される。ただし、４００〜７００℃の熱処理
により保磁力は十分に大きくなっているので、熱処理温
度としては４００〜７００℃好ましくは５００〜６００
℃を選択するのが望ましいといえる。
【００２９】実施例５ 実施例４で製造した鋳造体をＡr ガス中で１１００℃に
１２時間保持する均質化処理を行った後、ダイヤモンド
カッターで切断して５〜３０mm角のブロックを得た。ま
た、鋳造体の一部は、ジョークラッシャー、ピンミルに
より粉砕して、２０〜２００μｍの粉末も得た。次に、
前記ブロックを７気圧の窒素ガス中で５５０℃に２〜８
時間保持する窒化処理を行って窒素を侵入させ、続いて
真空中で５５０℃に１６時間保持する熱処理を行って鋳
造磁石試料を得た。一方、前記粉末については、前記と
同様の窒化処理および熱処理を行った後、これに２重量
％のエポキシ樹脂を混練し、印加磁界１５ｋＯe の磁界
中で９８０ＭＰa （１０ton ／cm2 ）の圧力で圧縮成形
し、さらに１５０℃で２時間のキュア処理をしてボンド
磁石を得た。そして、これら鋳造磁石試料およびボンド
磁石について、Ｂ−Ｈカーブトレーサーにより磁気特性
を測定した。表４はその結果を示したものである。
１２時間保持する均質化処理を行った後、ダイヤモンド
カッターで切断して５〜３０mm角のブロックを得た。ま
た、鋳造体の一部は、ジョークラッシャー、ピンミルに
より粉砕して、２０〜２００μｍの粉末も得た。次に、
前記ブロックを７気圧の窒素ガス中で５５０℃に２〜８
時間保持する窒化処理を行って窒素を侵入させ、続いて
真空中で５５０℃に１６時間保持する熱処理を行って鋳
造磁石試料を得た。一方、前記粉末については、前記と
同様の窒化処理および熱処理を行った後、これに２重量
％のエポキシ樹脂を混練し、印加磁界１５ｋＯe の磁界
中で９８０ＭＰa （１０ton ／cm2 ）の圧力で圧縮成形
し、さらに１５０℃で２時間のキュア処理をしてボンド
磁石を得た。そして、これら鋳造磁石試料およびボンド
磁石について、Ｂ−Ｈカーブトレーサーにより磁気特性
を測定した。表４はその結果を示したものである。
【００３０】
【表４】
【００３１】表４に示す結果より、本発明にかゝる鋳造
磁石試料は、ブロックの大きさに合せた窒化条件を選択
することで、ボンド磁石に匹敵する磁気特性を有するも
のとなることが明らかである。
磁石試料は、ブロックの大きさに合せた窒化条件を選択
することで、ボンド磁石に匹敵する磁気特性を有するも
のとなることが明らかである。
【００３２】実施例６ 金属サマリウム、電解鉄、コバルト、フェロクロムを所
定の比率で配合して、高周波炉にてＮd9.5−Ｆe71.0 −
Ｃo6.0−Ｃr13.5 組成の母合金を溶解し、金型に鋳込ん
で鋳造体を製造した。次に、この鋳造体をＡr ガス中で
１１５０℃に２４時間保持する均質化処理を行い、その
後、ダイヤモンドカッターで切断して１０mm角のブロッ
クを得た。次に、このブロックを７気圧のメタンガス中
で５００℃に種々の時間保持する炭化処理（浸炭処理）
を行って炭素を侵入させ、続いてＡr ガス中で５５０℃
に１６時間保持する熱処理を行って、鋳造磁石試料２１
〜２４を得た。そして、得られた鋳造磁石試料につい
て、Ｂ−Ｈカーブトレーサーにより磁気特性を測定し
た。また、比較のため、窒素ガス中で５００℃に種々の
時間保持した窒化ブロックに同様の熱処理を施した試料
２５〜２７についても同様に磁気特性を測定した。表５
は、上記した炭・窒化条件と磁気特性との関係を示した
ものである。
定の比率で配合して、高周波炉にてＮd9.5−Ｆe71.0 −
Ｃo6.0−Ｃr13.5 組成の母合金を溶解し、金型に鋳込ん
で鋳造体を製造した。次に、この鋳造体をＡr ガス中で
１１５０℃に２４時間保持する均質化処理を行い、その
後、ダイヤモンドカッターで切断して１０mm角のブロッ
クを得た。次に、このブロックを７気圧のメタンガス中
で５００℃に種々の時間保持する炭化処理（浸炭処理）
を行って炭素を侵入させ、続いてＡr ガス中で５５０℃
に１６時間保持する熱処理を行って、鋳造磁石試料２１
〜２４を得た。そして、得られた鋳造磁石試料につい
て、Ｂ−Ｈカーブトレーサーにより磁気特性を測定し
た。また、比較のため、窒素ガス中で５００℃に種々の
時間保持した窒化ブロックに同様の熱処理を施した試料
２５〜２７についても同様に磁気特性を測定した。表５
は、上記した炭・窒化条件と磁気特性との関係を示した
ものである。
【００３３】
【表５】
【００３４】表５に示す結果より、炭化処理により炭素
を侵入させた鋳造磁石であっても、窒化処理により窒素
を侵入させた鋳造合金と同様に優れた磁気特性を有する
ことが確認できた。
を侵入させた鋳造磁石であっても、窒化処理により窒素
を侵入させた鋳造合金と同様に優れた磁気特性を有する
ことが確認できた。
【００３５】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明に
かゝる希土類鋳造磁石によれば、その特有の組成により
鋳造により製造しても十分満足する磁気特性が得られ、
粉末を用いない分、その製造工程は簡単となり、また製
造コストも大きく低減する。また。また、鋳型の選択や
切断により種々の形状で提供できるので、その適用範囲
は拡大する。また、本発明にかゝる希土類鋳造磁石の製
造方法によれば、ブロック形態でも均質な鋳造磁石が得
られ、磁気特性に優れた鋳造磁石を安定して提供でき
る。また、最終的に熱処理をした場合は、磁気特性およ
び強度がより向上する。
かゝる希土類鋳造磁石によれば、その特有の組成により
鋳造により製造しても十分満足する磁気特性が得られ、
粉末を用いない分、その製造工程は簡単となり、また製
造コストも大きく低減する。また。また、鋳型の選択や
切断により種々の形状で提供できるので、その適用範囲
は拡大する。また、本発明にかゝる希土類鋳造磁石の製
造方法によれば、ブロック形態でも均質な鋳造磁石が得
られ、磁気特性に優れた鋳造磁石を安定して提供でき
る。また、最終的に熱処理をした場合は、磁気特性およ
び強度がより向上する。
【図１】本発明にかゝる希土類鋳造磁石の曲げ強度に及
ぼす熱処理温度の影響を示すグラフである。
ぼす熱処理温度の影響を示すグラフである。
【図２】本発明にかゝる希土類鋳造磁石の保磁力に及ぼ
す熱処理温度の影響を示すグラフである。
す熱処理温度の影響を示すグラフである。
Claims (4)
- 【請求項１】 成分組成がＲx Ｆe100-(x+y+z)Ｍy Ａz
で表され、前記ＲはＹ、ランタニド元素の１種または２
種以上の希土類元素からなり、前記ＭはＶ，Ｔi ，Ｍo
，Ｚr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃr ，Ｗ，Ａl ，Ｍn の
１種または２種以上からなり、前記ＡはＮ，Ｃの１種ま
たは２種からなり、前記ｘ，ｙ，ｚは原子百分率で下記
の範囲にある、 ５≦ｘ≦２０ ３≦ｙ≦３０ ５≦ｚ≦３０ ことを特徴とする希土類鋳造磁石。 - 【請求項２】 Ｆe の一部を３０原子％以下の範囲内で
Ｃo またはＮi で置換したことを特徴とする請求項１に
記載の希土類鋳造磁石。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の希土類鋳造磁
石を製造する方法でって、Ｒ，Ｆe ，Ｍを含む母合金を
鋳造した後、この母合金を１０００〜１２００℃で均質
化処理し、しかる後に、該母合金にＮまたはＣを侵入さ
せることを特徴とする希土類鋳造磁石の製造方法。 - 【請求項４】 母合金にＮまたはＣを侵入させた後、４
００〜７００℃で熱処理することを特徴とする請求項３
に記載の希土類鋳造磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7047835A JPH08222420A (ja) | 1995-02-13 | 1995-02-13 | 希土類鋳造磁石およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7047835A JPH08222420A (ja) | 1995-02-13 | 1995-02-13 | 希土類鋳造磁石およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08222420A true JPH08222420A (ja) | 1996-08-30 |
Family
ID=12786429
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7047835A Pending JPH08222420A (ja) | 1995-02-13 | 1995-02-13 | 希土類鋳造磁石およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08222420A (ja) |
-
1995
- 1995-02-13 JP JP7047835A patent/JPH08222420A/ja active Pending
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