JPH0931608A - 耐食性のすぐれた高性能R−Fe−B−C系磁石材料 - Google Patents
耐食性のすぐれた高性能R−Fe−B−C系磁石材料Info
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Abstract
砕粉を用いて、プレス充填性にすぐれ、さらに各結晶粒
の磁化容易方向の配向度を高めて、(BH)maxが4
0MGOe以上の耐食性及び磁気特性並びに減磁曲線の
角型性のすぐれた高性能R−Fe−B−C系磁石材料の
提供。 【解決手段】 R−Fe−B−C系合金溶湯をストリッ
プキャスティングにて特定板厚の鋳片となし、この鋳片
を粗粉砕して得られた合金粉末に特定の潤滑剤を添加配
合してジェットミル微粉砕すると、合金塊を構成してい
る主相の結晶粒を細分化しR−C相を消失可能となり、
粒度分布が均一な粉末を作製でき、Rリッチ相が微細に
分散され、かつR2Fe14(B1-xCx)相も微細化され
た合金粉末に潤滑剤を添加配合後微粉砕した場合、微粉
砕能、製造効率が大幅に向上し、前記微粉末を型内にて
パルス磁界を用いて瞬間的に配向した後、プレス、焼結
する。
Description
つすぐれた磁気特性を有するR−Fe−B−C系磁石材
料に係り、特定組成のR、Fe、B、Cを主成分とする
合金溶湯を単ロール法あるいは双ロール法等のストリッ
プキャスティング法により、特定板厚でRリッチ相が微
細に分離した均質組織を有する鋳片を得、これをH2吸
蔵崩壊法により粗粉砕し、潤滑剤を添加配合後、微粉末
化することにより、効率のよい微粉砕を可能にし、微粉
末を磁場中で成形して焼結、時効処理することにより、
すぐれた耐食性及び配向性を有し、すぐれた磁気特性と
減磁曲線の角型性を有する耐食性のすぐれた高性能R−
Fe−B−C系磁石材料に関する。
−Fe−B系永久磁石(特開昭59−46008号)
は、三元系正方晶化合物の主相とRリッチ相を有する組
織にて高い磁石特性が得られ、一般家庭の各種電器製品
から大型コンピュータの周辺機器まで幅広い分野で使用
され、用途に応じた種々の磁石特性を発揮するよう種々
の組成のR−Fe−B系永久磁石が提案されている。
れた磁気特性を有するが、耐食性、温度特性の点で問題
があり、従来よりR−Fe−B系永久磁石の耐食性の改
善のため、磁石表面に耐食性金属膜や樹脂膜を被覆する
方法が提案され(特開昭60−54406号公報、特開
昭60−63901号公報)、また磁石の磁気特性の温
度特性の改善のため、磁石組成のFeの1部をCoにて
置換することが提案(特開昭59−64733号公報)
されているが、未だ十分でなく、且つ、磁石のコスト上
昇を招来する問題があった。
で置換して耐食性のすぐれた境界相を生成させて、耐食
性の改善向上、温度特性の向上を図ったR−Fe−B−
C系磁石が提案(特開平3−82744号公報)されて
いる。前記R−Fe−B−C系磁石は、B量は2at%
以下であることと多量のCを含有することを特徴として
いる。すなわち、Bの一部をCにて置換すると、主相の
R2Fe14B正方晶はBの一部がCにて置換されたR2F
e14(B1-xCx)正方晶になるが、結晶構造は同じであ
り、また粒界相はRリッチ相から耐食性の良好なるRリ
ッチ相(R−Fe−C相)に変化し、Feの一部をCo
で置換したR−Fe−Co−B−C系磁石では、主相は
R2Fe14B正方晶と同一結晶構造のR2(Fe1-xC
ox)14(B1-yCy)正方晶になり、また粒界相はRリ
ッチ相から耐食性の良好なるRリッチ相(R−Fe−C
o−C相)に変化するが、磁石中に多量のCを含有する
とCはR(希土類元素)と反応して、R−C(希土類炭
化物)が形成しやすく、原料合金中や焼結磁石中にR−
Cが生成される。
は、RがCと反応してR−Cとなり、Rが消費されるた
め所要の磁気特性を得るためにはR−Fe−B系磁石よ
りも多量のRを必要とする。そのため、磁気特性に寄与
しないR−Cが多いため主相の存在量が低下して、R−
Fe−B系磁石よりもBrが低下し、また高価なRを多
量に必要とするため、コストアップを招来すると共に、
含有酸素量の増加にともなって磁気特性の劣化、バラツ
キを招来する問題があった。また、前記R−Fe−B−
C系磁石は、合金溶湯を鋳型に鋳込んで鋳塊を作製後、
該鋳塊を粉砕、粉末化、成型、焼結、時効処理する粉末
冶金法により磁石化したり、あるいは前記鋳塊または鋳
塊の粉砕後の粗粉を溶体化処理後、粉砕して、前記の粉
末冶金法により磁石化して、耐食性及び温度特性の改善
向上を図ったが、R−Fe−B−C系磁石の磁気特性は
(BH)maxがたかだか38MGOe程度であった。
さらに前記R−Fe−B−C系磁石は減磁曲線の角型性
が極めて悪く、同一寸法形状のR−Fe−B系磁石に比
べて温度や逆磁界に対して減磁しやすい問題があった。
金粉末の欠点たる結晶粒の粗大化、α−Feの残留、偏
析を防止するために、R−Fe−B系合金溶湯を双ロー
ル法により、0.03mm〜10mm板厚の鋳片とな
し、前記鋳片を通常の粉末冶金法に従って、鋳片をスタ
ンプミル・ジョークラッシャーなどで粗粉砕後、さらに
ディスクミル、ボールミル、アトライター、ジェットミ
ルなどの粉砕法により平均粒径が3〜5μmの粉末に微
粉砕後、磁場中プレス、焼結、時効処理して、高性能化
を図ったR−Fe−B系磁石材料が提案(特開昭63−
317643号公報)されている。
e−B−C系永久磁石材料に対するコストダウンの要求
が強く、効率よく耐食性のすぐれた高性能永久磁石を製
造することが極めて重要になっている。このため、極限
に近い特性を引き出すための金属組織の改良が必要とな
っている。また、今日の電気、電子機器の小型・軽量化
ならびに(BH)max40MGOe以上の高機能化の
要求は強く、減磁曲線の角型性に優れ、かつ表面処理等
が不要な耐食性の改善向上も要求され、R−Fe−B系
永久磁石のより一層の高性能化とコストダウンが要求さ
れている。
可能にし、かつ耐酸化性に優れ、しかも磁石の結晶粒の
微細化により高いiHcを発現し、さらに各結晶粒の磁
化容易方向の配向度を高めて、高性能R−Fe−B系永
久磁石材料の製造方法の提供を目的に、ストリップキャ
スティング法により得られた特定板厚のR−Fe−B系
合金鋳片をH2吸蔵崩壊法により得られた粗粉砕粉を不
活性ガス気流中でジェットミル粉砕して得られた微粉末
を成型型内に特定の充填密度に充填後、瞬間的に特定方
向のパルス磁界を付加して、配向後、成型、焼結、時効
処理に高性能のR−Fe−B系永久磁石を得る製造方法
を提案(特願平5−192886号)した。
化を目的に、モールド内への充填性の向上、配向性の向
上等を考慮すると、例えば、前記方法で得られた微粉末
にプレス成型前に潤滑剤を添加配合しても、微粉末表面
に均一に潤滑剤を被覆することは極めて困難であり、ま
た、プレス成型時の単位当たりの重量バラツキや割れな
どの不良を発生する恐れがあった。
改善向上を図った従来のR−Fe−B−C系永久磁石に
おける問題点を解消し、前述のストリップキャスティン
グ法で得られた微粉砕粉を用いて、プレス充填性にすぐ
れ、さらに各結晶粒の磁化容易方向の配向度を高めて、
(BH)maxが40MGOe以上の耐食性ならびに減
磁曲線の角型性にすぐれた高性能R−Fe−B−C系磁
石材料の提供を目的としている。
B−C系磁石組織と焼結磁石の磁気特性の関係を種々検
討した結果、組成を特定範囲に調整し、かつ主相、粒界
相、R−C相の量を特定量に抑制し、また、平均結晶粒
径を微細にかつ結晶粒径分布幅を狭くし、さらに、R−
C相の粒径が耐食性ならびに磁石特性に与える影響に着
目して、R−C相の粒径を微細にしてR−Fe−C相を
有効に生成させることにより、耐食性が一段とすぐれ、
磁気特性、特に(BH)maxが40MGOe以上で減
磁曲線の角型性にすぐれた高性能R−Fe−B−C系磁
石材料が得られることを知見した。すなわち、R、F
e、B、Cを特定範囲に調整した合金溶湯をストリップ
キャスト法により特定板厚の鋳片を鋳造後、前記鋳片を
H2吸蔵崩壊法により粗粉砕後、該粗粉砕粉に潤滑剤を
添加配合後、微粉砕し、その後磁場中成形、時効処理す
ることにより、(BH)maxが40MGOe以上の高
性能R−Fe−B−C系磁石材料が得られることを知見
した。
=4〜8at%(但し、B:2〜6at%、C:4at
%以下)、O2 3at%以下、残部Fe(但し、Fe
の1部をCo、Niの1種または2種にて置換できる)
を主成分とし、全組織に占める相の割合は、主相のR2
(Fe1-yTMy)14(B1-xCx)正方晶(但し、TM:
Co,Niの1種または2種)が85%以上、粒界相が
0.5%〜10%、R−C化合物相が3%以下からな
り、主相の結晶粒径分布が0.05μm〜30μm、平
均結晶粒径が2.0μm〜10μm、R−C化合物相の
結晶粒径分布が10μm以下である耐食性ならびに減磁
曲線の角型性にすぐれた高性能R−Fe−B−C系磁石
材料である。
系永久磁石の磁気特性は、組成、製造条件等を適宜選択
することにより所要の磁気特性を得ることができる。以
下に詳述する。この発明の特定組成のRリッチ相が微細
に分離した組織を有する磁石材料の鋳片は、特定組成の
合金溶湯を単ロール法、あるいは双ロール法によるスト
リップキャスティング法にて製造される。得られた鋳片
は板厚が0.03mm〜10mmの薄板材である。
定した理由は、0.03mm未満では急冷効果が大とな
り、結晶粒径が3μmより小となり、粉末化した際に酸
化しやすくなるため、磁気特性の劣化を招来するので好
ましくなく、また10mmを超えると、冷却速度が遅く
なり、α−Feが晶出しやすく、結晶粒径が大となり、
Ndリッチ相の偏在も生じるため、磁気特性、特に保磁
力ならびに減磁曲線の角型性が低下するので好ましくな
いことによる。
より得られた特定組成のR−Fe−B−C系合金の断面
組織は主相のR2Fe14(B1-xCx)結晶が従来の鋳型
に鋳造して得られた鋳塊のものに比べて、約1/10以
下も微細であり、例えば、その短軸方向の寸法は0.1
μm〜50μm、長軸方向は5μm〜200μmの微細
結晶であり、かつその主相結晶粒を取り囲むようにRリ
ッチ相が微細に分散されている。また、鋳型に鋳造して
得られた鋳塊にみられるR−C相がない。
ることによって、H2吸蔵処理時にRリッチ相が水素化
物を生成した際の体積膨張が均一に発生して細分化され
るため、微粉砕にて主相の結晶粒が細分化されて粒度分
布の均一な微粉末が得られる。
破断した0.03mm〜10mm厚みの鋳片を原料ケー
ス内に挿入し、上記原料ケースを蓋を締めて密閉できる
容器内に装入して密閉したのち、容器内を十分に真空引
きした後、200Torr〜50kg/cm2の圧力、
好ましくは2kg/cm2〜10kg/cm2の圧力のH
2ガスを供給して、該鋳片にH2を吸蔵させる。このH2
吸蔵反応は、発熱反応であるため、容器の外周には冷却
水を供給する冷却配管が周設して容器内の昇温を防止し
ながら、所定圧力のH2ガスを一定時間供給することに
より、H2ガスが吸収されて該鋳片は自然崩壊して粉化
する。
中で1次の脱H2ガス処理する。さらに、真空中または
アルゴンガス中において、粉化合金を100℃〜750
℃に加熱し、0.5時間以上の2次脱H2ガス処理する
と、長期保存に伴う粉末あるいはプレス成形体の酸化を
防止して、得られる永久磁石の磁気特性の低下を防止で
きる。前記処理の合金粉末は粒内に微細亀裂が内在する
ので、ボール・ミル、ジェットミル等で短時間で微粉砕
され、1μm〜10μmの所要粒度の合金粉末を得るこ
とができる。
得られた合金粉末に、液状潤滑剤または固状潤滑剤を
0.02〜5wt%添加混合後、特に不活性気流中にて
ジェットミル粉砕して、平均粒径1〜10μmの微粉末
を得ることにある。この発明における液状潤滑剤として
は、飽和あるいは不飽和脂肪酸エステル、ならびに酸性
塩としてほう酸エステルなどを用いることが可能で、石
油系溶剤やアルコール系の溶剤に分散させたものであ
る。液状油滑剤中の脂肪酸エステル量は5wt%〜50
wt%が好ましい。
は、一般式 で示される。
亜鉛、ステアリン酸銅、ステアリン酸アルミニウム、エ
チレンビニアマイドなどの少なくとも1種であり、固状
潤滑剤の平均粒度は1μm未満では工業的に生産するこ
とが困難で、また、50μmを超えると粗粉砕粉と均一
に混合することが難しいので、平均粒度としては1μm
〜50μmが好ましい。
潤滑剤の添加量は、0.01wt%未満では粉末粒子へ
の均一な被覆が十分でなく、モールド充填性や結晶配向
性の改善向上が認められず、また、5wt%を超えると
潤滑剤中の不揮発残分が焼結体中に残存して、焼結密度
の低下を生じ、磁気特性の劣化を招来するので好ましく
なく、潤滑剤の添加量は0.01wt%〜5wt%とす
る。
平均粒度10μm〜500μmに粗粉砕した後、液状潤
滑剤または固状潤滑剤を混合添加して微粉砕することが
好ましい。粗粉砕粉の平均粒度を限定した理由は、平均
粒度が10μm未満では原料粉末を大気中で安全に取り
扱うことが困難であり、原料粉末の酸化により磁気特性
が劣化するので好ましくなく、また、500μmを超え
るとジェットミル粉砕機への原料粉末の供給が困難とな
り、粉砕能率を著しく低下するので好ましくないため、
粗粉砕粉の平均粒度は10μm〜500μmとする。
2、Ar)によるジェット・ミルにて微粉砕を行う。勿
論、有機溶媒(例えば、ベンゼンやトルエン等)を用い
たボールミルや、アトライター粉砕を用いることも可能
である。また、この発明による微粉砕粉の平均粒度は、
1μm未満では粉末は極めて活性となり、プレス成形な
どの工程において発火する危険性があり、磁気特性の劣
化を生じ好ましくなく、また、10μmを超えると焼結
により得られる永久磁石の結晶粒が大きくなり、容易に
磁化反転が起こり、保磁力の低下を招来し、好ましくな
いため、1μm〜10μmの平均粒度とする。好ましい
平均粒度は2.5μm〜4μmである。
on/cm2〜2.0ton/cm2の磁場中プレスで良
い。磁場の強さは10kOe〜20kOeが好ましい
が、磁石材料の磁気特性、結晶配向度を上げるために
は、パルス磁界印加後、冷間静水圧プレスすることが望
ましい。
提案する。微粉砕した粉末を不活性ガス雰囲気中でモー
ルドに充填する。モールドは非磁性の金属、酸化物、セ
ラミックスなどから作製したもののほか、プラスチック
やゴムなどの有機化合物でもよい。粉末の充填密度は、
その粉末の静止状態の嵩密度(充填密度1.4g/cm
3)から、タッピング後の嵩密度(充填密度3.5g/
cm3)の範囲が好ましい。従って充填密度1.4〜
3.5g/cm3に限定する。
ル、コンデンサー電源によるパルス磁界を加えて該粉末
の配向を行うが、配向の際、上下パンチを用いて圧縮を
行いながら、パルス磁界を加えて実施する。パルス磁界
の強度は大きければ大きいほど良く、最低10kOe以
上は必要とする。好ましいパルス磁界強度は20kOe
〜60kOeである。また、パルス磁界による配向とプ
レスとを連続的に行うためには、ダイス内部にパルス磁
界を発生させるコイルを埋め込み、パルス磁界を用いて
配向させた後、通常の磁界中プレス方法で成形すること
が可能である。
するほか、繰り返し印加することができる。繰り返し印
加する場合、磁界方向が所要方向のみのほか、磁界方向
を交互に反転させて印加することにより配向性を一層向
上させることが可能となり、さらには、同一の磁界強度
で繰り返し印加するほか、磁界強度を漸次減少させて印
加することができ、磁界方向を交互に反転させて印加す
る場合に強度を漸次減少させることにより、成形体を見
掛け上、脱滋することができ、成形体の取扱いが容易に
なる利点がある。パルス磁界の時間は、1μsec〜1
0secが好ましく、さらには5μsec〜100ms
ecが好ましく、パルス磁界の印加回数は1〜10回、
さらに、好ましくは1〜5回である。例えば、この発明
において、印加するパルス磁界が1回である場合、最大
エネルギー積(BH)maxが40MGOe以上の値を
示す高性能R−Fe−B−C系磁石材料を得ることが可
能であり、複数回交互に反転する場合は前記特性値は4
4MGOe以上、複数回交互に反転し、磁界強度が漸次
減少させる場合は前記特性値は42MGOe以上の値を
示す高性能R−Fe−B−C系磁石材料を得ることが可
能である。
プレスにて圧縮成形で行なうことが最も好ましく、この
際、可塑性のあるモールドの硬度や厚みを適宜選定する
必要があり、種々の形状品をはじめとして大型磁石材料
の製造も可能である。静水圧プレス条件としては、1.
0ton/cm2〜3.0ton/cm2の加圧力が好ま
しく、モールドの硬度はHs=20〜80が好ましい。
その場合の静磁場の磁場強度は、5〜20kOeが好ま
しい。また、静水圧プレスを静磁界中で行うこともで
き、例えば、配向に際して、同一の磁界強度で繰り返し
反転させて印加した後、配向後の粉体に静磁界中で静水
圧プレスを施すことにより、前記特性値は46MGOe
以上の値を示す高性能R−Fe−B−C系永久磁石材料
を得ることが可能である。
ど条件、方法は公知のいずれの粉末冶金的手段を採用す
ることができる。配向後の成形品の焼結並びに焼結後の
熱処理条件は、選定した合金組成に応じて適宜選定され
るが、焼結並びに焼結後の熱処理条件としては、100
0〜1180℃、1〜6時間保持する焼結工程、450
〜950℃、1〜8時間保持する時効処理工程などが好
ましい。
−C系磁石材料の組成限定理由を説明する。この発明の
磁石材料に含有される希土類元素Rはイットリウム
(Y)を包含し、軽希土類及び重希土類を包含する希土
類元素である。また通常Rのうち1種をもって足りる
が、実用上は2種以上の混合物(ミッシユメタル、ジジ
ム等)を入手上の便宜等の理由により用いることがで
き、Sm,Y,La,Ce,Gd等は他のR、特にN
d,Pr等との混合物として用いることができる。な
お、このRは純希土類元素でなくてもよく、工業上入手
可能な範囲で製造上不可避な不純物を含有するものでも
差し支えない。
元素であって、12原子%未満では高磁気特性、特に高
保磁力が得られず、18原子%を越えると残留磁束密度
(Br)が低下して、すぐれた特性の永久磁石が得られ
ない。よって、Rは12原子%〜18原子%の範囲とす
る。好ましくはRは13at%〜17at%である。
の必須元素であって、B+Cが4原子%未満では高い保
磁力(iHc)が得られず、8原子%を超えると残留磁
束密度(Br)が低下するため、すぐれた永久磁石が得
られず、また、Bが2at%未満では残留磁束密度が低
下するとともに減磁曲線の角型性が劣化し、Bが6at
%を越えると耐食性が低下するとともに減磁曲線の角型
性が劣化するので好ましくなく、また、Cが4at%を
越えるとR−C相が晶出して耐食性が低下し、かつ残留
磁束密度Brが低下するので好ましくない。よって、B
+Cは4原子%〜8原子%(但し、B2〜6at%、C
4at%以下)の範囲とする。好ましいB+Cの範囲は
5〜7at%である。
t%を越えると酸化物として消耗されるために希土類元
素が増加し、焼結性が低下し、焼結温度が低下するとと
もに残留密度Brと保磁力が低下するため好ましくな
く、O2は3at%以下とする。
須元素であって、72原子%未満では残留磁束密度(B
r)が低下し、82原子%を超えると高い保磁力が得ら
れないので、Feは72原子%〜82原子%に限定す
る。また、Feの一部をCo、Niの1種または2種で
置換する理由は、永久磁石の温度特性を向上させる効果
及び更に耐食性を向上させる効果が得られるためである
が、Co、Niの1種または2種はFeの50%を越え
ると高い保磁力が得られず、すぐれた永久磁石が得られ
ない。よって、Co、Niの1種または2種の置換はF
eの50%を上限とする。
束密度と高い保磁力並びにすぐれた減磁曲線の角型性、
高耐食性を共に有する高性能磁石材料を得るためには、
R13原子%〜17原子%、B+C=5〜7at%(但
しB2〜6at%、C4at%以下)、Fe72原子%
〜82原子%が好ましい。また、この発明による磁石材
料は、C、R、B、Feの他、工業的生産上不可避的不
純物の存在を許容できるが、B+Cの一部を3.5原子
%以下のP、2.5原子%以下のS、3.5原子%以下
のCuのうち少なくとも1種、合計量で4.0原子%以
下で置換することにより、磁石合金の製造性改善、低価
格化が可能である。
R−Fe−B−C合金に、9.5原子%以下のAl、
4.5原子%以下のTi、9.5原子%以下のV、8.
5原子%以下のCr、8.0原子%以下のMn、5原子
%以下のBi、12.5原子%以下のNb、10.5原
子%以下のTa、9.5原子%以下のMo、9.5原子
%以下のW、2.5原子%以下のSb、7原子%以下の
Ge、7at%以下のGa、3.5原子%以下のSn、
5.5原子%以下のZr、5.5原子%以下のHfのう
ち少なくとも1種添加含有させることにより、磁石材料
の高保磁力が可能になる。
物相の割合を限定したのは、主相のR2(Fe1-yT
My)14(B1-xCx)正方晶(但し、TM:Fe,C
o,Niの1種または2種以上)が全組織の85%未満
では、高い残留磁束密度が得られないためであり、好ま
しい主相量は90%以上である。粒界相量は、0.5%
未満では焼結性が悪く焼結密度が低下し、保磁力が低下
するため好ましくなく、また、10%を越えると残留磁
束密度及び耐食性が低下するため、0.5%〜10%に
限定する。また、R−C化合物相が3%を越えるとR−
C化合物として消費される磁性に寄与しないR量が多く
なり、残留磁束密度、保磁力が低下し、減磁曲線の角型
性が低下するとともに所要の磁気特性を得るためにR量
を増加させる必要があり、磁石コストを上昇させ、また
耐食性を向上させるためのR−Fe−C相の存在量を減
らすため好ましくなく、3%以下に限定する。
限定した理由は、結晶粒径が0.05μm未満では微粉
砕することが困難で、また、結晶粒の微細化により含有
酸素量が増加し、保磁力が低下するので好ましくなく、
30μmを越えると保磁力の低下とともに減磁曲線の角
型性が低下するため好ましくなく、結晶粒径分布を0.
05μm〜30μmに限定する。より好ましくは0.1
μm〜20μmである。また、平均結晶粒径が2.0μ
m未満では微粉砕することが困難で、含有酸素量が増加
して保磁力が低下するため好ましくなく、10μmを越
えると保磁力並びに減磁曲線の角型性が低下するため、
2.0μm〜10μmに限定する。さらに、R−C化合
物相の結晶粒径分布を限定したのは、結晶粒径分布が1
0μmを越えるとR−C相は局部的にR−Fe−C相の
生成を妨げ、局部的な腐食が発生して耐食性を低下させ
るためである。
C相の生成を抑制して耐食性の向上に有効なR−Fe−
C相の生成を促進し、ストリップキャスティングされた
特定板厚の特定組成を有するR−Fe−B−C系合金を
H2吸蔵崩壊法により粗粉砕後、得られた粗粉砕粉に特
定の潤滑剤を添加後、ジェットミル微粉砕することによ
り、合金塊を構成している主相の結晶粒を細分化しR−
C相を消失させることが可能となり、粒度分布が均一な
粉末を作製することができ、この際Rリッチ相が微細に
分散され、かつR2Fe14(B1-xCx)相も微細化され
た合金粉末に潤滑剤を添加配合後微粉砕した場合、微粉
砕能は従来の約2倍にも向上するため、製造効率が大幅
に向上するとともに、前記微粉末を型内にてパルス磁界
を用いて瞬間的に配向した後、プレス、焼結することに
より、モールド充填性及び結晶配向性が改善され、焼結
時のR−C相の生成を抑制しかつ微細に分散させること
によって、耐食性及び磁気特性ならびに減磁曲線の角型
性にすぐれた高性能R−Fe−B−C系磁石材料が得ら
れる。
解炉にて溶解して得られた合金溶湯を直径200mmの
銅製ロール2本を併設した双ロール式ストリップキャス
ターを用い、板厚約0.3mmの薄板状鋳片を得た。前
記鋳片内の結晶粒径は短軸方向の寸法0.5μm〜15
μm、長軸方向寸法は5μm〜80μmであり、Rリッ
チ相は主相を取り囲むように3μm程度に微細に分離し
て存在する。また、R−C相は観察されなかった。前記
鋳片を50mm角以下に破断後、前記破断片1000g
を吸排気可能な密閉容器内に収容し、前記容器内にN2
ガスを30分間流入して、空気と置換した後、該容器内
に3kg/cm2のH2ガスを2時間供給してH2吸蔵に
より鋳片を自然崩壊させて、その後真空中で500℃に
6時間保持して脱H2処理した後、室温まで冷却し、さ
らに100メッシュまで粗粉砕した。
gに液状潤滑剤として脂肪酸エステル(有効成分50%
シクロヘキサン50%)を1wt%添加後、ジェット
ミルで粉砕して平均粒度3.5μmの合金粉末を得た。
得られた粉末を金型内に充填後、10kOeの磁化中で
配向し、磁界に直角方向に1.0ton/cm2の圧力
で成形後、1040℃に3時間焼結後、900℃に1時
間の時効処理を行い永久磁石を得た。得られた永久磁石
の磁気特性と耐食性試験結果を表2に、また、主相量、
粒界相量、R−C化合物相量及び主相の結晶粒径分布、
平均結晶粒径、R−C相の結晶粒径分布を表3に示す。
なお、耐食性試験は80℃×90%RH×500時間の
条件で放置後、単位面積当たりの酸化増量で表す、また
表2において、Hkは減磁曲線上でIが0.9×Bにな
るときの減磁界の強さである。
3.5μmの合金微粉末を、硬度Hs=40のウレタン
製のゴム型(内径φ25×高さ20mm)に3.3g/
cm3の充填密度になるように充填後、パルス磁界の強
度40kOeで、1回、8/100秒間で印加して配向
させた後、配向後の試料をプレス圧1.2ton/cm
2にて冷間静水圧プレスして成型体を得た。型から取り
出した成形体を1040℃で3時間の条件にて焼結し、
900℃で1時間の時効処理を行って永久磁石を得た。
得られた永久磁石の磁気特性と耐食性試験結果を表2
に、また、主相量、粒界相量、R−C化合物相量及び主
相の結晶粒径分布、平均結晶粒径、R−C相の結晶粒径
分布を表3に示す。
実施例1と同一条件にてH2吸蔵処理して得られた崩壊
合金粉末を真空中で500℃に5時間加熱保持して、脱
H2処理した後、20μmの粗粉砕粉に固状潤滑剤とし
てステアリン酸亜鉛を0.1wt%添加配合後、7kg
/cm2のArガス中にてジェットミル微粉砕して、平
均粒度3.2μmの合金微粉末を得た。実施例2と同様
の条件でウレタン製のゴム型に充填後、パルス磁界とし
て強度50kOe、パルス磁界の反転繰り返し付加回数
4回、パルス磁界の1波形の時間8secの条件にて付
加後、プレス圧1.0ton/cm2にて冷間静水圧プ
レスした。モールドから取り出した成型体を1040℃
に3時間焼結後、900℃に1時間の時効処理を行い永
久磁石を得た。得られた永久磁石の磁気特性と耐食性試
験結果を表2に、また、主相量、粒界相量、R−C化合
物相量及び主相の結晶粒径分布、平均結晶粒径、R−C
相の結晶粒径分布を表3に示す。
ゴム質モールド内に充填後、実施例3と同一条件の反転
繰り返しパルス磁界を瞬間的に付加後、強度12kOe
の静磁場中にプレス圧1.0kg/cm2にて、冷間静
水圧プレスして成型体を得た後、実施例3と同一条件の
焼結、時効処理を行い永久磁石を得た。得られた永久磁
石の磁気特性と耐食性試験結果を表2に、また、主相
量、粒界相量、R−C化合物相量及び主相の結晶粒径分
布、平均結晶粒径、R−C相の結晶粒径分布を表3に示
す。
mm×200mmの鋳型に鋳込んで得られた鋳塊を50
mm角以下に破断した後(鋳塊には5〜20μmのR−
C相が見られた)、前記破断片を実施例1と同一条件の
H2吸蔵処理、脱H2処理を行った後、潤滑剤を添加する
ことなく、実施例1と同一条件にて微粉砕、磁界中プレ
ス、焼結、時効処理を行って、永久磁石を得た。鋳塊の
結晶粒径は短軸方向30μm、長軸方向300μmであ
り、Rリッチ相は局部的に60μm程度の大きさで点在
した。R−C相は3〜20μmであった。得られた永久
磁石の磁気特性と耐食性試験結果を表2に、また、主相
量、粒界相量、R−C化合物相量及び結晶粒径分布、平
均結晶粒径を表3に示す。
の溶体化処理を施して得た鋳塊には、4〜12μmのR
−C相が見られた。この鋳塊を比較例1と同一条件、方
法で永久磁石を得た。得られた永久磁石の磁気特性と耐
食性試験結果を表2に、また、主相量、粒界相量、R−
C化合物相量及び結晶粒径分布、平均結晶粒径を表3に
示す。
材料は、特定組成を有するR−Fe−B−C系合金溶湯
をストリップキャスティングにて特定板厚の鋳片とな
し、R−C相の生成を抑制して耐食性の向上に有効なR
−Fe−C相の生成を促進し、この鋳片をH2吸蔵崩壊
法により粗粉砕後、得られた粗粉砕粉に特定の潤滑剤を
添加後、ジェットミル微粉砕することにより、合金塊を
構成している主相の結晶粒を細分化しR−C相を消失さ
せることが可能となり、粒度分布が均一な粉末を作製す
ることができ、この際Rリッチ相が微細に分散され、か
つR2Fe14(B1-xCx)相も微細化された合金粉末に
潤滑剤を添加配合後微粉砕した場合、微粉砕能は従来の
約2倍にも向上するため、製造効率が大幅に向上すると
ともに、前記微粉末を型内にてパルス磁界を用いて瞬間
的に配向した後、プレス、焼結することにより、モール
ド充填性及び結晶配向性が改善され、焼結時のR−C相
の生成を抑制しかつ微細に分散させることによって、耐
食性及び磁気特性ならびに減磁曲線の角型性のすぐれた
高性能R−Fe−B−C系磁石材料が得られる。
Claims (1)
- 【請求項1】 R12〜18at%、B+C=4〜8a
t%(但し、B:2〜6at%、C:4at%以下)、
O2 3at%以下、残部Fe(但し、Feの1部をC
o、Niの1種または2種にて置換できる)を主成分と
し、全組織に占める相の割合は、主相のR2(Fe1-yT
My)14(B1-xCx)正方晶(但し、TM:Co,Ni
の1種または2種)が85%以上、粒界相が0.5%〜
10%、R−C化合物相が3%以下からなり、主相の結
晶粒径分布が0.05μm〜30μm、平均結晶粒径が
2.0μm〜10μm、R−C化合物相の結晶粒径分布
が10μm以下である耐食性のすぐれた高性能R−Fe
−B−C系磁石材料。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20667995A JP3474684B2 (ja) | 1995-07-19 | 1995-07-19 | 耐食性のすぐれた高性能R−Fe−B−C系磁石材料 |
Applications Claiming Priority (1)
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JP3474684B2 JP3474684B2 (ja) | 2003-12-08 |
Family
ID=16527322
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Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2008062757A1 (fr) * | 2006-11-21 | 2008-05-29 | Ulvac, Inc. | Procédé de production d'un objet orienté, d'un objet moulé, et d'un objet fritté et procédé de production d'un aimant permanent |
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JPWO2021095630A1 (ja) * | 2019-11-11 | 2021-05-20 | ||
WO2021095633A1 (ja) * | 2019-11-11 | 2021-05-20 | 信越化学工業株式会社 | R-Fe-B系焼結磁石 |
-
1995
- 1995-07-19 JP JP20667995A patent/JP3474684B2/ja not_active Expired - Lifetime
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