JPH08250312A - 希土類−鉄系永久磁石およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】高性能で低コストな希土類−鉄系永久磁石を得
ること。 【解決手段】本発明の希土類−鉄系永久磁石は、Ｒ（た
だしＲはＹを含む希土類元素のうちの少なくとも１
種）：８〜３０原子％およびＢ：２〜２８原子％を含む
鉄系合金よりなるものであり、前記合金を溶解、鋳造し
て得られた鋳造インゴットを５００℃以上の温度で熱間
加工することにより結晶粒が微細化されかつ結晶軸が特
定の方向に配向した異方性の永久磁石である。そして、
磁石の保磁力は、２．０ｋＯｅ以上に達する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、希土類−鉄系永久
磁石およびその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、希土類−鉄系永久磁石（Ｒ−Ｆｅ
−Ｂ系永久磁石）の製造には、次の３通りの方法が報告
されている。

【０００３】 粉末治金法に基づく焼結法（参考文献
１） 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（参考文献２）。

【０００４】 前記の方法で使用した同じ薄片を、
２段階のホットプレス法で機械的配向処理を行う方法
（参考文献２） 参考文献１：M.Sagawa、S.Fujimura、N.Togawa、H.Yama
moto and Y.Matsuura ；J.Appl.Phys .Vol.55(6)、15 M
arch 1984 P2083 参考文献２：R.W.Lee ；Appl. Phys. Lett. Vol.46(8)
、15 April 1985 、P790 前記参考文献に基づいて従来技術を説明する。

【０００５】まず、前記の焼結法では、溶解、鋳造に
より合金インゴットを作製し、粉砕されて３μm 程度の
粒径を有する磁石粉にされる。磁石粉は成形助剤となる
バインダーと混練され、磁場中でプレス成形されて、成
形体ができあがる。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、６００℃前後の温度で熱処理すると保磁力
はさらに向上する。

【０００６】前記の方法は、まず、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。
得られた薄帯は厚さ３０μm のリボン状をなしており、
直径が１０００オングストローム以下の多結晶が集合し
ている。薄帯は脆くて割れやすく、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。この薄帯を適
度な粒度にして、樹脂と混練してプレス成形すれば７to
n/cm² 程度の圧力で、約８５体積％の充填が可能とな
る。

【０００７】前記の製造方法は、始めにリボン状の急
冷薄帯あるいは薄帯の片を、真空中あるいは不活性雰囲
気中で約７００℃で予備加熱したグラファイトあるいは
他の耐熱用のプレス型に入れる。該リボンが所望の温度
に到達したとき、一軸の圧力が加えられる。温度、時間
は特定しないが、充分な塑性が出る条件として、温度Ｔ
＝７２５±２５℃、圧力Ｐは、〜１．４ton/cm² 程度が
適している。この段階では、磁石はわずかにプレス方向
に配向しているとはいえ、全体的には等方性である。次
のホットプレスは、大面積を有する型で行われる。最も
一般的には７００℃で０．７ton で数秒間プレスする。
すると試料は最初の厚みの１／２になりプレス方向と平
行に磁化容易軸が配向してきて、合金は異方性化する。
これらの工程は、二段階ホットプレス法（two-stage ho
t - pressing procedure）と呼ばれている。

【０００８】この方法により緻密で異方性を有するＲ−
Ｆｅ−Ｂ磁石が製造できる。なお、最初のメルトスピニ
ング法で作られるリボン薄帯の結晶粒は、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、後にホ
ットプレス中に結晶粒の粗大化が生じて最適の粒径にな
るようにしておく。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】上述した従来技術で、
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石は一応作製できるのであるが、
これらの技術を利用した製造方法は、次のような欠点を
有している。

【００１０】前記の焼結法は、合金を粉末にすること
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。また、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
焼結工程で前もって取り除かれるのであるが、その数割
は磁石体の中に炭素の形で残ってしまう。この炭素の存
在は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の磁気性能を著しく低下
させる。

【００１１】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る。このグリーン体は大変脆
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、相当の手間がかかることも大きな
欠点である。

【００１２】これらの欠点があるので、一般的に言って
Ｒ−Ｆｅ−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、生産効率が悪く、磁石の製造費
が高くなってしまう。従って、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の原
料費の安さを充分に引き出せる製造法とは言い難い。

【００１３】前記との製造法は、真空メルトスピニ
ング装置を使う。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。の方法では、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。の方法は、ホットプレス
を２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、生産効率が低いことは否めないであろ
う。

【００１４】本発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石およびそ
の製造方法は、これら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で低コストな希土類−鉄系
永久磁石を得ることにある。

【００１５】

【課題を解決するための手段】このような目的は、下記
（１）〜（14）の本発明により達成される。

【００１６】（１） Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元
素のうちの少なくとも１種）：８〜３０原子％および
Ｂ：２〜２８原子％を含む鉄系合金よりなり、該合金を
溶解、鋳造して得られた鋳造インゴットを５００℃以上
の温度で熱間加工することにより結晶粒が微細化されか
つ結晶軸が特定の方向に配向した異方性の永久磁石であ
って、保磁力が２．０ｋＯｅ以上であることを特徴とす
る希土類−鉄系永久磁石。

【００１７】（２） Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元
素のうちの少なくとも１種）：８〜３０原子％、Ｂ：２
〜２８原子％およびＣｏ：５０原子％以下（ただし０を
除く）を含む鉄系合金よりなり、該合金を溶解、鋳造し
て得られた鋳造インゴットを５００℃以上の温度で熱間
加工することにより結晶粒が微細化されかつ結晶軸が特
定の方向に配向した異方性の永久磁石であって、保磁力
が２．０ｋＯｅ以上であることを特徴とする希土類−鉄
系永久磁石。

【００１８】（３） Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元
素のうちの少なくとも１種）：８〜３０原子％、Ｂ：２
〜２８原子％およびＡｌ：１５原子％以下（ただし０を
除く）を含む鉄系合金よりなり、該合金を溶解、鋳造し
て得られた鋳造インゴットを５００℃以上の温度で熱間
加工することにより結晶粒が微細化されかつ結晶軸が特
定の方向に配向した異方性の永久磁石であって、保磁力
が２．０ｋＯｅ以上であることを特徴とする希土類−鉄
系永久磁石。

【００１９】（４） Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元
素のうちの少なくとも１種）：８〜３０原子％、Ｂ：２
〜２８原子％、Ｃｏ：５０原子％以下（ただし０を除
く）およびＡｌ：１５原子％以下（ただし０を除く）を
含む鉄系合金よりなり、該合金を溶解、鋳造して得られ
た鋳造インゴットを５００℃以上の温度で熱間加工する
ことにより結晶粒が微細化されかつ結晶軸を特定の方向
に配向した異方性の永久磁石であって、保磁力が２．０
ｋＯｅ以上であることを特徴とする希土類−鉄系永久磁
石。

【００２０】（５） Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元
素のうちの少なくとも１種）：８〜２５原子％および
Ｂ：２〜８原子％を含む鉄系合金よりなり、該合金を溶
解、鋳造して得られた鋳造インゴットを５００℃以上の
温度で熱間加工することにより結晶粒が微細化されかつ
結晶軸が特定の方向に配向した異方性の永久磁石であっ
て、保磁力が２．０ｋＯｅ以上であることを特徴とする
希土類−鉄系永久磁石。

【００２１】（６） 前記合金は、２５０℃以上の温度
で熱処理することにより磁気的に硬化するものである上
記（５）に記載の希土類−鉄系永久磁石。

【００２２】（７） 磁気エネルギー積が４．３ＭＧＯ
ｅ以上である上記（１）ないし（６）のいずれかに記載
の希土類−鉄系永久磁石。

【００２３】（８） 前記特定の方向は、前記熱間加工
の加圧方向と平行な方向である上記（１）ないし（７）
のいずれかに記載の希土類−鉄系永久磁石。

【００２４】（９） 上記（１）ないし（８）のいずれ
かに記載の希土類−鉄系永久磁石の粉末を有機物バイン
ダーにより結合してなることを特徴とする希土類−鉄系
永久磁石。

【００２５】（10） 前記粉末は、水素粉砕により製造
されたものである上記（９）に記載の希土類−鉄系永久
磁石。

【００２６】（11） 前記粉末は、各粉末内に磁性相Ｒ
₂ Ｆｅ₁₄Ｂ粒子を複数個含むものである上記（９）また
は（10）に記載の希土類−鉄系永久磁石。

【００２７】（12） Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元
素のうちの少なくとも１種）：８〜３０原子％および
Ｂ：２〜２８原子％を含む鉄系合金よりなる合金を溶
解、鋳造して、磁性相であるＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ粒子を主相と
しその間にＲに富んだ非磁性相が存在するような鋳造イ
ンゴットを製造する工程と、得られた鋳造インゴットを
５００℃以上の温度で熱間加工することにより、前記Ｒ
₂ Ｆｅ₁₄Ｂ粒子を微細化するとともに、前記非磁性相の
溶融を伴って結晶軸を特定の方向に配向せしめ、磁気的
に硬化する工程とを有し、前記鋳造は、鋳型に注入され
た溶湯を急冷することにより所定の方向性をもって凝固
させ、鋳造インゴットのマクロ組織が面内異方性を有す
る柱状晶となるような条件で行われることを特徴とする
希土類−鉄系永久磁石の製造方法。

【００２８】（13） Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元
素のうちの少なくとも１種）：８〜３０原子％および
Ｂ：２〜２８原子％を含む鉄系合金よりなる合金を溶
解、鋳造して、磁性相であるＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ粒子を主とし
その間にＲに富んだ非磁性相が存在するような鋳造イン
ゴットを製造する工程と、得られた鋳造インゴットを５
００℃以上の温度で熱間加工することにより、前記Ｒ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ粒子を微細化するとともに、前記非磁性相の溶
融を伴って結晶軸を特定の方向に配向せしめ、磁気的に
硬化する工程とを有し、前記各工程を順次行って、磁石
の保磁力を２．０ｋＯｅ以上とする希土類−鉄系永久磁
石を製造する方法であって、前記鋳造は、鋳型に注入さ
れた溶湯を急冷することにより所定の方向性をもって凝
固させ、鋳造インゴットのマクロ組織が面内異方性を有
する柱状晶となるような条件で行われることを特徴とす
る希土類−鉄系永久磁石の製造方法。

【００２９】（14） 前記特定の方向は、前記熱間加工
の加圧方向と平行な方向である上記（12）または（13）
に記載の希土類−鉄系永久磁石の製造方法。

【００３０】

【発明の実施の形態】前記のように、現存の希土類−鉄
系永久磁石の製造方法である焼結法、急冷法は、それぞ
れ粉砕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。本発明者らは、これらの欠点
を改良するため、バルクの状態での磁石化の研究に着手
し、まず、前記各請求項に示す所定の組成域で熱間加工
による結晶粒（主相）の微細化と配向化ができ、十分な
保磁力を持つ異方性磁石が得られること、さらに、この
インゴットを水素粉砕等により粉砕して粉末とし、有機
物バインダーと混合、混練し、成形することにより、高
性能の樹脂結合型磁石を得られることを発明した。

【００３１】この場合、熱間加工による異方性化は、参
考文献２に示した２段階のプレスではなく、１段階の加
工でよく、粒子の微細化により加工後の保磁力が大幅に
増加するという全く異った現象を呈する。熱間加工の際
の温度は５００℃以上であり、５００〜１０００℃が好
ましく、７００〜８００℃がより好ましい。この温度域
では、非磁性相が溶融し、結晶軸の配向を助ける。ま
た、熱間加工時の熱により磁石は磁気的に硬化するが、
さらにその後、熱処理、特に２５０℃以上の温度で熱処
理を施してもよい。

【００３２】また、本発明では、樹脂結合型磁石を製造
する場合を除き、鋳造インゴットを粉砕する必要がない
ので、バルク状態のままで磁石とすることができる。す
なわち、表面積の増大による粉末の酸化を考慮する必要
がなく、よって、焼結法のような厳密な雰囲気管理を行
う必要がなく、設備費が大きく低減される。

【００３３】さらに、樹脂結合磁石においても、急冷法
で製造される磁石のように、原理的に等方性であるとい
った問題点がなく、異方性の樹脂結合磁石が得られ、Ｒ
−Ｆｅ−Ｂ系磁石の高性能、低コストという特徴を生か
すことができる。

【００３４】従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の組成は、参考
文献１に代表されるようなＲ₁₅Ｆｅ₇₇Ｂ₈ が最適とされ
ていた。この組成は、主相Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ化合物を原子百
分率にした組成Ｒ_11.7Ｆｅ_82.4Ｂ_5.9 に比して、Ｒ・Ｂ
に富む側に移行している。このことは、高い保磁力を得
るためには、主相のみではなく、Ｒ・Ｂに富んだ非磁性
相（粒界相）が必要であるという点から説明されてい
る。

【００３５】本発明による組成では、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。しかし通常の鋳造法
では、本発明の組成範囲でのみ、高保磁力が得られ、逆
に焼結法の主流組成であるＢに富む側では十分な保磁力
は得られない。

【００３６】これらの点は以下のように考えられる。ま
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 のように急峻な立ち上が
りを示すことからわかる。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。すなわちこ
の場合、大きな結晶磁気異方性を有するＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ
（ただしＦｅを一部をＣｏに置換することができる）粒
子のサイズが大きすぎると、粒内に磁壁を有するように
なるため、磁壁の移動によって磁化の反転が容易に起き
てしまい、保磁力は小さい。

【００３７】一方、粒子サイズが小さくなって、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。つまり、適切な保磁力を得るには、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、例えば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
させることができる。

【００３８】ところが、鋳造法の場合、Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ粒
子の大きさは、溶融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。特に組成
の意味合いは大きく、Ｂが８原子％を超えると、鋳造上
がりのＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の大きさが１００μm を超えるこ
とがあり、参考文献２のような急冷装置を用いないと鋳
造状態では保磁力を得ることは困難である。これに対し
て、請求項５で示すような低ボロン領域では、鋳型・鋳
込温度等の条件設定により、容易に粒径を微細化するこ
とができる。

【００３９】しかし、いずれの場合でも、本発明のよう
に熱間加工を施すことにより、主相であるＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ
粒子が微細化するので、加工前に比べ保磁力は増大す
る。

【００４０】鋳造状態で保磁力を得られる領域は、見方
を変えればＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂに比してＦｅに富んだ組成とも
言え、凝固段階ではまず初晶としてＦｅが出現し、続い
て包晶反応によってＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相が現れる。このと
き、冷却スピードは平衡反応に比してはるかに速いた
め、初晶ＦｅのまわりをＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相が取り囲むよう
な形で凝固する。初晶Ｆｅは、デンドライトを形成して
いるので、Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の成長方向はＦｅ相の方向に
依存し、隣接するＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶の方向は揃って
おり、従って、それらの結晶軸（ｃ軸）も平行となる部
分が多い。この状態で、ｃ軸が揃っている方向、すなわ
ち結晶の成長方向と直行する方向に加圧するような熱間
加工を施すことにより、配向度をさらに高め、異方性磁
石とすることができる。

【００４１】前記組成域は低Ｂな領域であるため、当然
のことながら、焼結タイプの代表組成Ｒ₁₅Ｆｅ₇₇Ｂ₈ の
磁石に見られるようなＢに富んだ相は、量的にほとんど
無視できる。

【００４２】熱処理は、初晶Ｆｅを拡散させ、平衡状態
に到達させるために行うことができ、保磁力はこのＦｅ
相の拡散に大きく依存している。

【００４３】本発明の製造方法において、鋳造は、鋳型
に注入された溶湯を急冷することにより、所定の方向性
をもって、すなわち鋳壁（冷却端）から内部へ向かうよ
うな方向で凝固させ、当該方向へ結晶を成長させること
により、鋳造インゴットのマクロ組織が面内異方性（結
晶の成長方向と直行する方向に磁化容易軸（ｃ軸）が存
在すること）を有する柱状晶となるように行われるのが
好ましい。

【００４４】このような鋳造法としては、例えばチル鋳
造のように、急冷組織が得られるような方法、条件であ
ればよい。鋳型としては、急冷に適したものが好まし
く、例えば特開昭５６−１０２５３３号公報の第６図に
記載されたような空冷、水冷の鋳型や、鋳鉄分野でチル
モールドと呼ばれる鉄製金型のような公知のものを用い
ることができる。また、急冷による結晶粒微細化効果の
大きな、Liquid dynamiccompaction 法（参考文献３，
T.S.Chin他 J.Appl.Phys.59(4),15 February 1986,P129
7 ）を採用することもできる。

【００４５】なお、請求項１〜８の本発明の希土類−鉄
系永久磁石は、請求項１２〜１４の本発明の製造方法に
より製造することができるが、製造方法や製造条件がこ
れに限定されないことは言うまでもない。

【００４６】以上のようにして製造される本発明の希土
類−鉄系永久磁石は、後述する各実施例で示されるよう
に、保磁力ｉＨｃが２．０ｋＯｅ以上、好ましくは４．
０ｋＯｅ以上、より好ましくは５．０ｋＯｅ以上とさ
れ、また、最大エネルギー積ＢＨ（ｍａｘ）が、好まし
くは４．３ＭＧＯｅ以上、より好ましくは５．０ＭＧＯ
ｅ以上、さらに好ましくは８．０ＭＧＯｅ以上とされ
る。

【００４７】次に、樹脂結合型磁石について説明する。
本発明による樹脂結合型磁石は、前記希土類−鉄系永久
磁石の粉末を有機物バインダーにより結合してなるもの
である。前記参考文献２の急冷法でも確かに樹脂結合磁
石は作成できる。しかし、急冷法で作成される磁石粉末
は、直径が１０００オングストローム以下の多結晶が等
方的に集合したものであるため、磁気的にも等方性であ
り、異方性磁石は作成できず、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系の低コス
ト、高性能という特徴が生かせない。

【００４８】本発明の場合、水素粉砕のような機械的な
ひずみの比較的小さい粉砕を行えば、保磁力がかなり維
持できるので、上記特徴を持つ樹脂結合型磁石が得られ
る。この方法の最大のメリットは、参考文献２と異な
り、異方性磁石の作製が可能な点にある。

【００４９】従来、通常の粉砕では磁気性能の維持がで
きない原因には、主に次の２つがある。まず、Ｒ₂ Ｆｅ
₁₄Ｂ相の単磁区臨界半径がＳｍＣｏ₅ 等に比して１桁小
さく、サブミクロンオーダである点に注目する必要があ
る。この粒度まで粉砕することは、通常の機械粉砕では
非常に困難であり、また粉末があまりに活性化してしま
うので酸化が著しく、発火しやすくなり、粒径のわりに
は保磁力がでない。

【００５０】次に問題となるのは、機械加工による歪で
ある。例えば、焼結状態で、１０ｋＯｅの保磁力を有す
る磁石を機械粉砕すると、粒径２０〜３０μm の粉末で
は１ｋＯｅ以下の保磁力しか有しなくなる。同様な保磁
力機構（nucleation model）に従うとされるＳｍＣｏ₅
磁石では、この様な保磁力の激減は起こらず、容易に保
磁力を有する粉末を製造できる。このような現象の原因
としては、粉砕時の加工歪等の影響がＲ−Ｆｅ−Ｂ系の
場合、かなり大きいことが予想できる。このことは、ウ
ォッチ用ステップモータのロータ磁石のような小物磁石
を焼結ブロックから切り出し加工するときには大きな問
題となる。

【００５１】水素粉砕は、以上の２つの理由、すなわち
臨界半径の小さいこと、加工歪の影響が大きいことの原
因を解消するので、通常粉砕に比べ、優れた磁気特性の
樹脂結合型磁石を得ることができる。

【００５２】また、より高い保磁力を有する粉末を得る
ためには、１つの粒内にＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ粒子を複数有する
粉末を作ればよい。しかし、参考文献２の急冷法では、
このような粉末を作る上で、生産性が低いという欠点が
ある。

【００５３】また、焼結後の粉砕によりこのような粉末
を作ることは事実上不可能である。何故なら、焼結中に
も粒子はある程度成長して大きくなるので、焼結前の粒
度はその分を見込んでさらに小さくしておかなければな
らない。しかし、このような粒度では、粉末の酸化によ
り酸素濃度が著しく高くなり、期待するような性能は得
られない。そのため現状では、焼結上がりのＲ₂ Ｆｅ₁₄
Ｂ相の粒度を１０μm程度とするのが限界であるが、そ
の程度の粒度では、粉砕後はほとんど保磁力を有しなく
なる。

【００５４】そこで、本発明者らは、熱間加工によるＲ
₂ Ｆｅ₁₄Ｂ粒子（結晶）の微細化を利用することに着目
し、本発明に至った。鋳造上がりでＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ粒子の
粒径を焼結Ｒ−Ｆｅ−Ｂ磁石と同程度にすることは、比
較的容易にできる。そして、このような粒度のＲ₂ Ｆｅ
₁₄Ｂ粒子を有する鋳造インゴットを熱間加工して、粒子
を微細化しかつ配向させた後に粉砕するのである。この
方法によれば、樹脂結合磁石用粉末の粒度は、例えば２
０〜３０μm 程度と大きくすることができるから、酸化
を抑制することができ、その上で、粉末中に多数のＲ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ粒子を含ませることができるので、十分な保磁
力を有する粉末が製造できる。さらにこの粉末は、参考
文献２の急冷法のような等方性ではなく、磁場配向が可
能な粉末であるため、異方性磁石とすることができる。
もちろん、このとき粉砕に水素粉砕を適用すれば、保磁
力はよりよく維持される。

【００５５】本願発明の永久磁石としては、Ｒ、Ｆｅ、
Ｂを必須の元素とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金で構成される
もの（後記表１中のNo. １〜５、表３中のNo. １〜７、
１１、１８、１９参照）、Ｒ、Ｆｅ、Ｂと、さらにＣｏ
とを必須の元素とするＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系合金で構成
されるもの（後記表１中のNo. ６、表３中のNo. ８〜１
０参照）、Ｒ、Ｆｅ、Ｂと、さらにＡｌとを必須の元素
とするＲ−Ｆｅ−Ａｌ−Ｂ系合金で構成されるもの（後
記表３中のNo. １３〜１６、２０参照）、Ｒ、Ｆｅ、Ｂ
と、さらにＣｏ、Ａｌとを必須の元素とするＲ−Ｆｅ−
Ｃｏ−Ａｌ−Ｂ系合金で構成されるもの（後記表１中の
No. ８参照）、または、これらにさらに他の元素（例え
ば、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｒ、Ｓｉ）
が含まれているもの（後記表１中のNo. ７、９〜１４、
表３中のNo. １２、１７参照）が挙げられる。

【００５６】以下、本発明の永久磁石の組成限定理由を
説明する。希土類元素としては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられ、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られる。最も高い
磁気性能はＰｒで得られる。従って実用的にはＰｒ、Ｐ
ｒ−Ｎｄ合金、Ｃｅ−Ｐｒ−Ｎｄ合金等が用いられる。
また少量の添加元素、例えば重希土類元素のＤｙ、Ｔｂ
等や、Ａｌ、Ｍｏ、Ｓｉ等は、保磁力の向上に有効であ
る。

【００５７】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の主相はＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ
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。一方、Ｒが３０原子％を超
えるとＲに富む非磁性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、鋳造磁石とするため、Ｒは８〜２５原子％
であるのがより好ましい。

【００５８】Ｂは、Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ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％を超える
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。しかし、鋳造磁石としては、Ｂ量の上限
は８原子％が好ましい。それを超えると、鋳造時に冷却
速度を上げる等の対策を講じないと結晶の微細化が不十
分となり、大きな保磁力が得にくくなる。

【００５９】Ｃｏは、磁石のキューリー点を上昇させる
のに有効な元素であり、基本的には、Ｆｅのサイトを置
換しＲ₂ Ｃｏ₁₄Ｂを形成するのだが、この化合物は結晶
異方性磁界が小さく、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、１ｋＯｅ以上、
特に２ｋＯｅ以上の保磁力を得るには、５０原子％以内
がよい。

【００６０】Ａｌは、参考文献４：Zhang Maocai他Proc
eeding softhe 8th InternationalWorkshop on Rare-Ea
rth Magnets、1985、P541に示されるよう保磁力の増大効
果を有している。同文献は焼結磁石に対する効果を示し
たものであるが、その効果は鋳造磁石でも同様に存在す
る。しかし、Ａｌ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％を超えると
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し得ない。よって、Ａ
ｌの添加量は１５原子％以下がよい。

【００６１】なお、前記Ｃｏ、Ａｌのいずれか一方また
は双方が無添加であってもよい。

【００６２】

【実施例】以下、本発明の具体的実施例について説明す
る。

【００６３】［実施例１］本発明における製造工程の例
を図１に示す。まず、下記表１に示す組成の合金を誘導
炉で溶解し、鋳型に鋳造（チル鋳造）した。

【００６４】次に、表１中に併記されている各種の熱間
加工を施した（図１中左列参照）。本実施例では、熱間
加工として押し出し加工（図２参照）、圧延加工
（図３参照）、スタンプ加工（図４参照）のいずれか
を７００〜８００℃で施した。押し出し加工について
は、等方的に力が加えられるように、ダイ２側からも力
が加わるよう工夫した。圧延およびスタンプ加工につい
ては、極力ひずみ速度が小さくなるようにロール１１お
よびスタンプ２１の速度を調整した。いずれの方法で
も、合金の押される方向（加圧方向）に平行になるよう
に結晶の磁化容易軸は配向した。

【００６５】熱間加工後、各々６００℃×２時間熱処理
を行った。さらに、切断・切削加工を施して、所望形状
の永久磁石を得た。

【００６６】各永久磁石についての磁気性能の測定結果
を下記表２に示す。参考データとして熱間加工を行なわ
ない試料の残留磁束密度を表２中に示した。

【００６７】

【表１】

【００６８】

【表２】

【００６９】表２より、押し出し、圧延、スタンプのす
べての熱間加工法で残留磁束密度が増加し、磁気的に異
方化されたことがわかる。

【００７０】なお、熱間加工を温度１０００℃で行い、
その後１０００℃×２４時間のアニール処理を行った以
外は前記と同様の条件で磁石を作製し、同様の測定を行
った結果、表２と同様の結果が得られた。

【００７１】［実施例２］まず、下記表３に示す組成の
合金を誘導炉で溶解し、鉄鋳型に鋳造し、柱状晶を形成
せしめた。

【００７２】加工率約５０％以上の熱間加工（本実施例
ではプレス加工）を５００℃以上の温度で行った後、１
０００℃×２４時間のアニール処理を施した（図１中左
列参照）。このとき、アニール後の結晶粒（主相）の平
均粒径は、約１５μm であった。

【００７３】また、同様の熱間加工後のインゴットを粉
砕し、その粉末を用いて樹脂結合型磁石を製造した（図
１中右列参照）。

【００７４】なお、鋳造タイプの場合、熱間加工を行な
わない同様の例を挙げ、比較例とした。熱間加工を行な
わない場合、所望形状に加工すれば、柱状晶の異方性を
利用した面内異方性磁石となる。

【００７５】また、樹脂結合タイプの場合、室温におい
て１８−８ステンレス鋼製容器中、１０気圧程度の水素
ガス雰囲気下での水素吸蔵と１０^-5torrでの脱水素とを
繰り返し行いつつ粉砕した後、エポキシ樹脂４重量％と
混合し、混練した。その後、配向磁場１０ｋＯｅで磁場
中成形を行った。

【００７６】得られた各永久磁石についての磁気性能の
測定結果を下記表４および表５に示す。

【００７７】

【表３】

【００７８】

【表４】

【００７９】

【表５】

【００８０】ここで、鋳造タイプの場合、熱間加工によ
って最大エネルギー積ＢＨ（ｍａｘ）、保磁力ｉＨｃと
もに大幅な増加を示している。特に、ｉＨｃは、いずれ
も２．０ｋＯｅ以上（特に４．０ｋＯｅ以上）を達成し
ている。また、ＢＨ（ｍａｘ）は、いずれも４．３ＭＧ
Ｏｅ（特に５．０ＭＧＯｅ以上）を達成している。これ
は、熱間加工により粒子が配向し、ＢＨカーブの角形性
が大幅に改善されたためである。参考文献２の急冷法で
は、加工によりむしろｉＨｃは減少する傾向にあり、ｉ
Ｈｃの大幅な向上は、本発明の大きな特徴となってい
る。

【００８１】［実施例３］ここでは、熱間加工後に粉砕
し、その粉末を樹脂結合した実施例を紹介する。

【００８２】実施例２の表３のＮｏ．２とＮｏ．８の試
料を、それぞれ、スタンプミル、ディスクミルにて平均
粒径約３０μm （フィッシャーサブシーブサイザーにて
測定）にまで粉砕した。このとき、粒内のＰｒ₂ Ｆｅ₁₄
Ｂ結晶またはＰｒ₂ （ＦｅＣｏ）₁₄Ｂ結晶の粒径は、２
〜３μm であった。

【００８３】このようにして得られた２種類の粉末のう
ち、Ｎｏ．２の粉末は、そのままエポキシ樹脂２重量％
と混練後、磁場中成形し、樹脂硬化させた。一方、Ｎ
ｏ．８の粉末は、シランカップリング剤処理を行った
後、磁粉に対し体積比で６：４の割合でポリアミド（ナ
イロン１２）を混合し、約２５０℃で混練した後、射出
成形した。

【００８４】それぞれについて磁気性能を測定した結果
を下記表６に示す。

【００８５】

【表６】

【００８６】ｉＨｃは、水素粉砕を行った実施例２と同
じ程度になっていることがわかる。

【００８７】

【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、従
来の焼結法のようにインゴットを粉砕することなく、簡
単な方法で、高性能、特に高い保磁力を有する永久磁石
が得られる。特に、熱間加工により、結晶の微細化と異
方性化が生じ、保磁力および磁気エネルギー積の増大を
図ることができる。

【００８８】また、熱間加工は、急冷法のような２段階
でなく、１段階の加工でよいため、製造も容易である。

【００８９】このようなことから、従来の焼結法、急冷
法に比し、高性能な永久磁石を製造する上で、製造工程
の大幅な簡素化ができ、製造コストも安価である。

【００９０】さらに、熱間加工後の粉砕、特に水素粉砕
により、異方性の樹脂結合磁石も容易に製造することが
できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の希土類−鉄系永久磁石の製造工程の例
を示す図である。

【図２】熱間押出しによる磁石合金の配向処理図であ
る。

【図３】熱間圧延による磁石合金の配向処理図である。

【図４】熱間スタンプ加工による磁石合金の配向処理図
である。

【符号の説明】 １ 油圧プレス ２ ダイ（型） ３ 磁石合金 ４ 圧力を示す矢印 ５ 磁石合金の磁化容易方向を示す矢印 １１ ロール １２ 磁石合金 １３ ロールの回軸方向を示す矢印 １４ 磁石合金の進行方向を示す矢印 １５ 磁化容易方向を示す矢印 ２１ スタンプ ２２ 磁石合金 ２３ 基板 ２４ 磁化容易方向を示す矢印 ２５ スタンプの上下動を示す矢印 ２６ 基板の移動方向を示す矢印

Claims (14)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元素のう
   ちの少なくとも１種）：８〜３０原子％およびＢ：２〜
   ２８原子％を含む鉄系合金よりなり、該合金を溶解、鋳
   造して得られた鋳造インゴットを５００℃以上の温度で
   熱間加工することにより結晶粒が微細化されかつ結晶軸
   が特定の方向に配向した異方性の永久磁石であって、 保磁力が２．０ｋＯｅ以上であることを特徴とする希土
   類−鉄系永久磁石。
2. 【請求項２】 Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元素のう
   ちの少なくとも１種）：８〜３０原子％、Ｂ：２〜２８
   原子％およびＣｏ：５０原子％以下（ただし０を除く）
   を含む鉄系合金よりなり、該合金を溶解、鋳造して得ら
   れた鋳造インゴットを５００℃以上の温度で熱間加工す
   ることにより結晶粒が微細化されかつ結晶軸が特定の方
   向に配向した異方性の永久磁石であって、 保磁力が２．０ｋＯｅ以上であることを特徴とする希土
   類−鉄系永久磁石。
3. 【請求項３】 Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元素のう
   ちの少なくとも１種）：８〜３０原子％、Ｂ：２〜２８
   原子％およびＡｌ：１５原子％以下（ただし０を除く）
   を含む鉄系合金よりなり、該合金を溶解、鋳造して得ら
   れた鋳造インゴットを５００℃以上の温度で熱間加工す
   ることにより結晶粒が微細化されかつ結晶軸が特定の方
   向に配向した異方性の永久磁石であって、 保磁力が２．０ｋＯｅ以上であることを特徴とする希土
   類−鉄系永久磁石。
4. 【請求項４】 Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元素のう
   ちの少なくとも１種）：８〜３０原子％、Ｂ：２〜２８
   原子％、Ｃｏ：５０原子％以下（ただし０を除く）およ
   びＡｌ：１５原子％以下（ただし０を除く）を含む鉄系
   合金よりなり、該合金を溶解、鋳造して得られた鋳造イ
   ンゴットを５００℃以上の温度で熱間加工することによ
   り結晶粒が微細化されかつ結晶軸を特定の方向に配向し
   た異方性の永久磁石であって、 保磁力が２．０ｋＯｅ以上であることを特徴とする希土
   類−鉄系永久磁石。
5. 【請求項５】 Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元素のう
   ちの少なくとも１種）：８〜２５原子％およびＢ：２〜
   ８原子％を含む鉄系合金よりなり、該合金を溶解、鋳造
   して得られた鋳造インゴットを５００℃以上の温度で熱
   間加工することにより結晶粒が微細化されかつ結晶軸が
   特定の方向に配向した異方性の永久磁石であって、 保磁力が２．０ｋＯｅ以上であることを特徴とする希土
   類−鉄系永久磁石。
6. 【請求項６】 前記合金は、２５０℃以上の温度で熱処
   理することにより磁気的に硬化するものである請求項５
   に記載の希土類−鉄系永久磁石。
7. 【請求項７】 磁気エネルギー積が４．３ＭＧＯｅ以上
   である請求項１ないし６のいずれかに記載の希土類−鉄
   系永久磁石。
8. 【請求項８】 前記特定の方向は、前記熱間加工の加圧
   方向と平行な方向である請求項１ないし７のいずれかに
   記載の希土類−鉄系永久磁石。
9. 【請求項９】 請求項１ないし８のいずれかに記載の希
   土類−鉄系永久磁石の粉末を有機物バインダーにより結
   合してなることを特徴とする希土類−鉄系永久磁石。
10. 【請求項１０】 前記粉末は、水素粉砕により製造され
    たものである請求項９に記載の希土類−鉄系永久磁石。
11. 【請求項１１】 前記粉末は、各粉末内に磁性相Ｒ₂ Ｆ
    ｅ₁₄Ｂ粒子を複数個含むものである請求項９または１０
    に記載の希土類−鉄系永久磁石。
12. 【請求項１２】 Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元素の
    うちの少なくとも１種）：８〜３０原子％およびＢ：２
    〜２８原子％を含む鉄系合金よりなる合金を溶解、鋳造
    して、磁性相であるＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ粒子を主相としその間
    にＲに富んだ非磁性相が存在するような鋳造インゴット
    を製造する工程と、 得られた鋳造インゴットを５００℃以上の温度で熱間加
    工することにより、前記Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ粒子を微細化する
    とともに、前記非磁性相の溶融を伴って結晶軸を特定の
    方向に配向せしめ、磁気的に硬化する工程とを有し、 前記鋳造は、鋳型に注入された溶湯を急冷することによ
    り所定の方向性をもって凝固させ、鋳造インゴットのマ
    クロ組織が面内異方性を有する柱状晶となるような条件
    で行われることを特徴とする希土類−鉄系永久磁石の製
    造方法。
13. 【請求項１３】 Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元素の
    うちの少なくとも１種）：８〜３０原子％およびＢ：２
    〜２８原子％を含む鉄系合金よりなる合金を溶解、鋳造
    して、磁性相であるＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ粒子を主としその間に
    Ｒに富んだ非磁性相が存在するような鋳造インゴットを
    製造する工程と、 得られた鋳造インゴットを５００℃以上の温度で熱間加
    工することにより、前記Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ粒子を微細化する
    とともに、前記非磁性相の溶融を伴って結晶軸を特定の
    方向に配向せしめ、磁気的に硬化する工程とを有し、 前記各工程を順次行って、磁石の保磁力を２．０ｋＯｅ
    以上とする希土類−鉄系永久磁石を製造する方法であっ
    て、 前記鋳造は、鋳型に注入された溶湯を急冷することによ
    り所定の方向性をもって凝固させ、鋳造インゴットのマ
    クロ組織が面内異方性を有する柱状晶となるような条件
    で行われることを特徴とする希土類−鉄系永久磁石の製
    造方法。
14. 【請求項１４】 前記特定の方向は、前記熱間加工の加
    圧方向と平行な方向である請求項１２または１３に記載
    の希土類−鉄系永久磁石の製造方法。