JPH10163014A - 希土類永久磁石の製造方法 - Google Patents
希土類永久磁石の製造方法Info
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- JPH10163014A JPH10163014A JP8319296A JP31929696A JPH10163014A JP H10163014 A JPH10163014 A JP H10163014A JP 8319296 A JP8319296 A JP 8319296A JP 31929696 A JP31929696 A JP 31929696A JP H10163014 A JPH10163014 A JP H10163014A
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- earth permanent
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- B82—NANOTECHNOLOGY
- B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
- B82Y25/00—Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
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- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- H01F1/0579—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B with exchange spin coupling between hard and soft nanophases, e.g. nanocomposite spring magnets
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 高い磁気特性を有する異方性希土類永久磁石
の製造方法を提供する。 【解決手段】 少なくとも希土類元素ＲＥ（ＲＥはＹを
含む希土類元素のうちの１種以上、３種以内であり、少
なくともNdを含む）、ＴＭ（ＴＭはFe、Co、Ni、Al、S
i、Ga、Ag、Au、Cu、Ｖ、Cr、Mn、Sc、Mo、Ti、Ｗ、H
f、Ta、Nb、Zr、Pd、Pt、Zn、Ge、Sb、Sn及びInのうち
の１種以上、５種以下であり、少なくともFeを含む）、
Ｂを含む３種以上の元素からなり、かつその主相である
Fe金属もしくはFeを含む合金または金属間化合物中にＲ
Ｅ2 ＴＭ14Ｂ相が微細に分散した組織を有する希土類永
久磁石の製造方法において、ＲＥを0.01〜1.5 at％固溶
したＴＭ相を原料とし、この相にＢ元素を拡散させるこ
とによって磁気的異方性及び上記微細に分散した組織を
有する主相を得ることを特徴とする希土類永久磁石の製
造方法。
の製造方法を提供する。 【解決手段】 少なくとも希土類元素ＲＥ（ＲＥはＹを
含む希土類元素のうちの１種以上、３種以内であり、少
なくともNdを含む）、ＴＭ（ＴＭはFe、Co、Ni、Al、S
i、Ga、Ag、Au、Cu、Ｖ、Cr、Mn、Sc、Mo、Ti、Ｗ、H
f、Ta、Nb、Zr、Pd、Pt、Zn、Ge、Sb、Sn及びInのうち
の１種以上、５種以下であり、少なくともFeを含む）、
Ｂを含む３種以上の元素からなり、かつその主相である
Fe金属もしくはFeを含む合金または金属間化合物中にＲ
Ｅ2 ＴＭ14Ｂ相が微細に分散した組織を有する希土類永
久磁石の製造方法において、ＲＥを0.01〜1.5 at％固溶
したＴＭ相を原料とし、この相にＢ元素を拡散させるこ
とによって磁気的異方性及び上記微細に分散した組織を
有する主相を得ることを特徴とする希土類永久磁石の製
造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、希土類永久磁石の
製造方法に関するものである。
製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】Nd-Fe-Ｂ系焼結希土類磁石は、高い磁気
特性を有し、またSm系磁石に比較して低原料コストであ
ることから需要が増大している。この磁石の組織はNd2F
e14 Ｂ化合物相を主相とし、さらにNdリッチ相、Ｂリッ
チ相を加えた三相からなる。この磁石の磁気的特性は主
相が担っている。低融点Ndリッチ相は液相焼結時の焼結
助剤としてはたらき、また主相表面のクリーニングのた
めに必要不可欠である。さらにより高性能な次世代磁石
の探索が行われている中で、近年、ナノコンポジット磁
石が注目を集めている（E.F.Kneller and R.Hawig,IEEE
Transactions onMagnetics,27(1991)3588 他）。これ
はハード磁性相とソフト磁性相とが数十nmオーダーで微
細分散した組織からなり、両相の磁化が交換相互作用で
結び付くことによってソフト相の磁化は容易に反転せ
ず、全体として単一相のように振る舞う。既存材料の組
み合わせでも、これによって保磁力を損なうことなく、
より高い飽和磁化を得られる可能性がある。計算では、
Sm2Co17N3 ／Fe-Co において BHmax＝137 MGOeの値が報
告されている（R.Skomski and J.M.D.Coey,Physical Re
view B 48(1993)15812）。これまで実際にNd2Fe14B／Fe
3B（R.Coehoon,D.B.de Mooij,J.P.W.B.Duchateauand K.
H.J.Bushow,Journal de Physique 49(1988)C8-669）
や、Sm2Co17N3 ／Fe（J.Ding,P.G.McCormick and R.Str
eet,J.Magn.Magn.Mater.124(1993)L 1）などの組み合わ
せが実験報告されてきた。これらの研究で行われている
微細分散組織の作製方法としては、メルトスパン法やメ
カニカルアロイング（ＭＡ）法により得られた合金薄帯
や粉末を熱処理して微結晶化する手段が取られている。
しかしこの方法では、熱処理条件により結晶粒径が制御
できる反面、磁気的に等方性のものしか得られず、異方
性Nd-Fe-Ｂ焼結磁石の磁気特性には及ばない。また高温
焼結すると、粒径が粗大化して磁気特性が劣化するため
に、現在のところ、ボンド磁石としての用途しか期待で
きないという問題点があった。
特性を有し、またSm系磁石に比較して低原料コストであ
ることから需要が増大している。この磁石の組織はNd2F
e14 Ｂ化合物相を主相とし、さらにNdリッチ相、Ｂリッ
チ相を加えた三相からなる。この磁石の磁気的特性は主
相が担っている。低融点Ndリッチ相は液相焼結時の焼結
助剤としてはたらき、また主相表面のクリーニングのた
めに必要不可欠である。さらにより高性能な次世代磁石
の探索が行われている中で、近年、ナノコンポジット磁
石が注目を集めている（E.F.Kneller and R.Hawig,IEEE
Transactions onMagnetics,27(1991)3588 他）。これ
はハード磁性相とソフト磁性相とが数十nmオーダーで微
細分散した組織からなり、両相の磁化が交換相互作用で
結び付くことによってソフト相の磁化は容易に反転せ
ず、全体として単一相のように振る舞う。既存材料の組
み合わせでも、これによって保磁力を損なうことなく、
より高い飽和磁化を得られる可能性がある。計算では、
Sm2Co17N3 ／Fe-Co において BHmax＝137 MGOeの値が報
告されている（R.Skomski and J.M.D.Coey,Physical Re
view B 48(1993)15812）。これまで実際にNd2Fe14B／Fe
3B（R.Coehoon,D.B.de Mooij,J.P.W.B.Duchateauand K.
H.J.Bushow,Journal de Physique 49(1988)C8-669）
や、Sm2Co17N3 ／Fe（J.Ding,P.G.McCormick and R.Str
eet,J.Magn.Magn.Mater.124(1993)L 1）などの組み合わ
せが実験報告されてきた。これらの研究で行われている
微細分散組織の作製方法としては、メルトスパン法やメ
カニカルアロイング（ＭＡ）法により得られた合金薄帯
や粉末を熱処理して微結晶化する手段が取られている。
しかしこの方法では、熱処理条件により結晶粒径が制御
できる反面、磁気的に等方性のものしか得られず、異方
性Nd-Fe-Ｂ焼結磁石の磁気特性には及ばない。また高温
焼結すると、粒径が粗大化して磁気特性が劣化するため
に、現在のところ、ボンド磁石としての用途しか期待で
きないという問題点があった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】このように従来の製造
方法では、Nd-Fe-Ｂ系焼結磁石を超える磁気特性を得る
ことは難しい。本発明では従来と異なる方法を用い、磁
気的異方性を有するナノコンポジット組織を作製するこ
とにより、より磁気特性の高い希土類永久磁石を実現す
るものである。
方法では、Nd-Fe-Ｂ系焼結磁石を超える磁気特性を得る
ことは難しい。本発明では従来と異なる方法を用い、磁
気的異方性を有するナノコンポジット組織を作製するこ
とにより、より磁気特性の高い希土類永久磁石を実現す
るものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、かかる課
題を解決するために微細分散析出方法を種々検討した結
果、0.01〜1.5at ％のNdを固溶したFe単相を出発原料と
し、この相にＢ元素を拡散させ、さらにＲＥ2 ＴＭ14Ｂ
相（以下、2-14-1相と記述する）生成反応を行わせるこ
とによって微細分散組織が得られることを見出し、諸条
件を確立して本発明を完成させた。すなわち本発明は、
少なくとも希土類元素ＲＥ（ＲＥはＹを含む希土類元素
のうちの１種以上、３種以内であり、少なくともNdを含
む）、ＴＭ（ＴＭはFe、Co、Ni、Al、Si、Ga、Ag、Au、
Cu、Ｖ、Cr、Mn、Sc、Mo、Ti、Ｗ、Hf、Ta、Nb、Zr、P
d、Pt、Zn、Ge、Sb、Sn及びInのうちの１種以上、５種
以下の元素であり、少なくともFeを含む）、Ｂを含む３
種以上の元素からなり、かつその主相であるFe金属もし
くはFeを含む合金または金属間化合物中にＲＥ2 ＴＭ14
Ｂ相が微細に分散した組織を有する希土類永久磁石の製
造方法において、ＲＥを0.01〜1.5 at％固溶したＴＭ相
を原料とし、この相にＢ元素を拡散させることによって
磁気的異方性及び上記微細に分散した組織を有する主相
を得る希土類永久磁石の製造方法である。以下に、これ
をさらに詳述する。
題を解決するために微細分散析出方法を種々検討した結
果、0.01〜1.5at ％のNdを固溶したFe単相を出発原料と
し、この相にＢ元素を拡散させ、さらにＲＥ2 ＴＭ14Ｂ
相（以下、2-14-1相と記述する）生成反応を行わせるこ
とによって微細分散組織が得られることを見出し、諸条
件を確立して本発明を完成させた。すなわち本発明は、
少なくとも希土類元素ＲＥ（ＲＥはＹを含む希土類元素
のうちの１種以上、３種以内であり、少なくともNdを含
む）、ＴＭ（ＴＭはFe、Co、Ni、Al、Si、Ga、Ag、Au、
Cu、Ｖ、Cr、Mn、Sc、Mo、Ti、Ｗ、Hf、Ta、Nb、Zr、P
d、Pt、Zn、Ge、Sb、Sn及びInのうちの１種以上、５種
以下の元素であり、少なくともFeを含む）、Ｂを含む３
種以上の元素からなり、かつその主相であるFe金属もし
くはFeを含む合金または金属間化合物中にＲＥ2 ＴＭ14
Ｂ相が微細に分散した組織を有する希土類永久磁石の製
造方法において、ＲＥを0.01〜1.5 at％固溶したＴＭ相
を原料とし、この相にＢ元素を拡散させることによって
磁気的異方性及び上記微細に分散した組織を有する主相
を得る希土類永久磁石の製造方法である。以下に、これ
をさらに詳述する。
【０００５】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態を、詳細に説
明する。本発明において、その主相は、ソフト磁性相中
に、磁化容易軸が一方向に揃ったハード磁性相が極めて
微細に分散した複合組織からなっている。一般に、母相
中に析出物が微細分散した組織を得るためによく用いら
れるのは、過飽和固溶体の熱処理による析出である。ア
モルファス急冷薄帯やＭＡ粉体からの微結晶化もこの方
法の一種とみなせる。しかしこれらは磁化容易軸が特定
方向に向かないため、等方性のものしか得られない。も
しFeに2-14-1相の固溶域があるならば、Feの過飽和固溶
体から2-14-1相を析出させることも可能であるが、報告
されている状態図（M.Sagawa,S.Hirosawa,H.Yamamoto,
S.Fujimura,and Y.Matsuura,Japanese Journal of Appl
ied Physics,26(1987)785など）から明らかなように2-1
4-1相は殆ど固溶しない。そこで本発明では新たな作製
方法を種々検討した結果、Ndを固溶したFe相を出発材料
とし、この相にＢ元素を拡散させ、さらに2-14-1相生成
反応を行わせることによって上記微細分散組織が得られ
ることを見出した。
明する。本発明において、その主相は、ソフト磁性相中
に、磁化容易軸が一方向に揃ったハード磁性相が極めて
微細に分散した複合組織からなっている。一般に、母相
中に析出物が微細分散した組織を得るためによく用いら
れるのは、過飽和固溶体の熱処理による析出である。ア
モルファス急冷薄帯やＭＡ粉体からの微結晶化もこの方
法の一種とみなせる。しかしこれらは磁化容易軸が特定
方向に向かないため、等方性のものしか得られない。も
しFeに2-14-1相の固溶域があるならば、Feの過飽和固溶
体から2-14-1相を析出させることも可能であるが、報告
されている状態図（M.Sagawa,S.Hirosawa,H.Yamamoto,
S.Fujimura,and Y.Matsuura,Japanese Journal of Appl
ied Physics,26(1987)785など）から明らかなように2-1
4-1相は殆ど固溶しない。そこで本発明では新たな作製
方法を種々検討した結果、Ndを固溶したFe相を出発材料
とし、この相にＢ元素を拡散させ、さらに2-14-1相生成
反応を行わせることによって上記微細分散組織が得られ
ることを見出した。
【０００６】Fe−Ndの状態図より、Ndは室温でほとんど
Feに溶けないが、935 ℃付近（α−Fe）では 0.8at％程
度まで固溶し、γ−Feではさらに固溶度が拡がることが
分かっている。固溶限以下のNdを含むFe合金を所定温度
保持後に急冷する溶体化処理を行うことによって、過飽
和固溶体を作製することができる。得られた試料はNd原
子とFe原子が均質に存在しているので、Ｂを均一に拡散
させれば2-14-1相も相内で均一に反応生成する。しかし
2-14-1相とFeとの相互拡散は小さいために、これらの生
成相はほとんど成長することなく数十nm以下の微細なサ
イズで母相中に分散した組織とすることができる。2-14
-1相がハード磁性相、Feがソフト磁性相に対応する。こ
のとき、2-14-1相は母相であるFe相の特定方位に優先析
出する。
Feに溶けないが、935 ℃付近（α−Fe）では 0.8at％程
度まで固溶し、γ−Feではさらに固溶度が拡がることが
分かっている。固溶限以下のNdを含むFe合金を所定温度
保持後に急冷する溶体化処理を行うことによって、過飽
和固溶体を作製することができる。得られた試料はNd原
子とFe原子が均質に存在しているので、Ｂを均一に拡散
させれば2-14-1相も相内で均一に反応生成する。しかし
2-14-1相とFeとの相互拡散は小さいために、これらの生
成相はほとんど成長することなく数十nm以下の微細なサ
イズで母相中に分散した組織とすることができる。2-14
-1相がハード磁性相、Feがソフト磁性相に対応する。こ
のとき、2-14-1相は母相であるFe相の特定方位に優先析
出する。
【０００７】Fe−Nd合金は、磁気特性や相安定性をさら
に向上させたり、Ndの固溶限を広げたりするため、Ndの
一部を希土類元素ＲＥ、すなわちＹを含むLa、Ce、Pr、
Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及びLuから選
択される１種以上、２種以内、具体的にはPr、Pr-Dy 、
Ce-Dy 、Pr-Tb 、Ce-Tb などで置換してもよい。また、
Feの一部を、Co、Ni、Al、Si、Ga、Ag、Au、Cu、Ｖ、C
r、Mn、Sc、Mo、Ti、Ｗ、Hf、Ta、Nb、Zr、Pd、Pt、Z
n、Ge、Sb、Sn、及びInから選択される１種以上、４種
以下の元素で置換してもよい。具体的には、例えばFe−
Co、Fe−Ni、Fe−Ti、Fe−Mo、Fe−Co−Al、Fe−Co−S
i、Fe−Co−Ga、Fe−Co−Cu、Fe−Co−Ｖ、Fe−Co−C
r、Fe−Co−Mn、Fe−Co−Mo、Fe−Co−Ｗ、Fe−Co−T
i、Fe−Co−Hf、Fe−Co−Ta、Fe−Co−Nb、Fe−Co−Z
r、Fe−Co−Ni、Fe−Co−Ti−Al、Fe−Co−Ti−Ga、Fe
−Co−Ti−Si、Fe−Co−Ti−Zr、Fe−Co−Ti−Nb、Fe−
Co−Ti−Hf、Fe−Co−Ti−Ta、Fe−Co−Mo−Al、Fe−Co
−Mo−Ga、Fe−Co−Mo−Si、Fe−Co−Mo−Zr、Fe−Co−
Mo−Nb、Fe−Co−Mo−Hf、Fe−Co−Mo−Ta、Fe−Co−Ti
−Al−Ga、Fe−Co−Ti−Al−Zr、Fe−Co−Ti−Al−Nb、
Fe−Co−Ti−Al−Hf、Fe−Co−Ti−Al−Ta、Fe−Co−Mo
−Al−Ga、Fe−Co−Mo−Al−Zr、Fe−Co−Mo−Al−Nb、
Fe−Co−Mo−Al−Hf、Fe−Co−Mo−Al−Ta、Fe−Co−Ti
−Si−Ga、Fe−Co−Mo−Si−Zrなどの組み合わせが例示
される。このとき形成されるハード相は Nd2Fe14Ｂに限
定されず、(Nd,Pr)2(Fe,Co)14Ｂ、(Nd,Dy)2(Fe,Al)14
Ｂ、(Nd,Pr,Dy)2(Fe,Co,Si)14 ＢなどNd、Feの各々が他
元素で置換され得るし、ソフト相もFeに限らず、 Fe-
Ｂ、Fe-Co、 Fe-Ni、Fe-Al、Fe-Si、Fe-Ga、 Fe-Ag、Fe-A
u、 Fe-Cu 、 Fe-Ｖ、Fe-Cr、 Fe-Mo 、 Fe-Ｗ、Fe-Tiその
他の組み合わせからなるFe基合金や化合物であってよ
い。ただしソフト相の条件として、飽和磁化がハード相
よりも大きいこととする。ソフト相の飽和磁化は大きい
ほど好ましいので、より望ましくは Fe、 Fe-Ｃ 、 Fe-Ｂ
、 Fe-Ｎ、 Fe-Co、 Fe-Al、 Fe-Si などの金属、合金や化
合物である。
に向上させたり、Ndの固溶限を広げたりするため、Ndの
一部を希土類元素ＲＥ、すなわちＹを含むLa、Ce、Pr、
Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及びLuから選
択される１種以上、２種以内、具体的にはPr、Pr-Dy 、
Ce-Dy 、Pr-Tb 、Ce-Tb などで置換してもよい。また、
Feの一部を、Co、Ni、Al、Si、Ga、Ag、Au、Cu、Ｖ、C
r、Mn、Sc、Mo、Ti、Ｗ、Hf、Ta、Nb、Zr、Pd、Pt、Z
n、Ge、Sb、Sn、及びInから選択される１種以上、４種
以下の元素で置換してもよい。具体的には、例えばFe−
Co、Fe−Ni、Fe−Ti、Fe−Mo、Fe−Co−Al、Fe−Co−S
i、Fe−Co−Ga、Fe−Co−Cu、Fe−Co−Ｖ、Fe−Co−C
r、Fe−Co−Mn、Fe−Co−Mo、Fe−Co−Ｗ、Fe−Co−T
i、Fe−Co−Hf、Fe−Co−Ta、Fe−Co−Nb、Fe−Co−Z
r、Fe−Co−Ni、Fe−Co−Ti−Al、Fe−Co−Ti−Ga、Fe
−Co−Ti−Si、Fe−Co−Ti−Zr、Fe−Co−Ti−Nb、Fe−
Co−Ti−Hf、Fe−Co−Ti−Ta、Fe−Co−Mo−Al、Fe−Co
−Mo−Ga、Fe−Co−Mo−Si、Fe−Co−Mo−Zr、Fe−Co−
Mo−Nb、Fe−Co−Mo−Hf、Fe−Co−Mo−Ta、Fe−Co−Ti
−Al−Ga、Fe−Co−Ti−Al−Zr、Fe−Co−Ti−Al−Nb、
Fe−Co−Ti−Al−Hf、Fe−Co−Ti−Al−Ta、Fe−Co−Mo
−Al−Ga、Fe−Co−Mo−Al−Zr、Fe−Co−Mo−Al−Nb、
Fe−Co−Mo−Al−Hf、Fe−Co−Mo−Al−Ta、Fe−Co−Ti
−Si−Ga、Fe−Co−Mo−Si−Zrなどの組み合わせが例示
される。このとき形成されるハード相は Nd2Fe14Ｂに限
定されず、(Nd,Pr)2(Fe,Co)14Ｂ、(Nd,Dy)2(Fe,Al)14
Ｂ、(Nd,Pr,Dy)2(Fe,Co,Si)14 ＢなどNd、Feの各々が他
元素で置換され得るし、ソフト相もFeに限らず、 Fe-
Ｂ、Fe-Co、 Fe-Ni、Fe-Al、Fe-Si、Fe-Ga、 Fe-Ag、Fe-A
u、 Fe-Cu 、 Fe-Ｖ、Fe-Cr、 Fe-Mo 、 Fe-Ｗ、Fe-Tiその
他の組み合わせからなるFe基合金や化合物であってよ
い。ただしソフト相の条件として、飽和磁化がハード相
よりも大きいこととする。ソフト相の飽和磁化は大きい
ほど好ましいので、より望ましくは Fe、 Fe-Ｃ 、 Fe-Ｂ
、 Fe-Ｎ、 Fe-Co、 Fe-Al、 Fe-Si などの金属、合金や化
合物である。
【０００８】Fe−Nd合金のNd組成、もしくはＴＭ−ＲＥ
合金のＲＥ組成は、0.01at％〜1.5at ％、より好ましく
は0.5at ％〜1.0at ％である。これらの範囲よりNd組成
比やＲＥ組成比が低いと、飽和磁化の値は大きくなるも
のの、形成される2-14-1相の体積割合が小さすぎて良好
な交換結合力を示さず、ソフト相が独自のふるまいを示
す。逆にNd組成比やＲＥ組成比が高すぎると、溶体化を
行っても均質な相ができにくくNd2 Fe17金属間化合物相
などの異相を析出したり、飽和磁化の十分な向上が得ら
れなかったりする。仮に出発材料のNdが１at％とし、こ
れがすべて2-14-1相を形成するとしたときの2-14-1相体
積割合は約10％である。
合金のＲＥ組成は、0.01at％〜1.5at ％、より好ましく
は0.5at ％〜1.0at ％である。これらの範囲よりNd組成
比やＲＥ組成比が低いと、飽和磁化の値は大きくなるも
のの、形成される2-14-1相の体積割合が小さすぎて良好
な交換結合力を示さず、ソフト相が独自のふるまいを示
す。逆にNd組成比やＲＥ組成比が高すぎると、溶体化を
行っても均質な相ができにくくNd2 Fe17金属間化合物相
などの異相を析出したり、飽和磁化の十分な向上が得ら
れなかったりする。仮に出発材料のNdが１at％とし、こ
れがすべて2-14-1相を形成するとしたときの2-14-1相体
積割合は約10％である。
【０００９】またＢを拡散させたとき、同時にTiＢ2 、
MoＢ、CrＢ2 などの非磁性第３相が析出する場合もあ
る。これは単位体積あたり磁化を減少させるものの、耐
食性を向上させるなどの効果も考えられ、少量ならば特
に問題ない。このように合金もしくは金属間化合物にＢ
元素を拡散、反応させることにより微細分散組織を有す
る主相を得る方法はこれまで前例がなく、本発明の特徴
である。
MoＢ、CrＢ2 などの非磁性第３相が析出する場合もあ
る。これは単位体積あたり磁化を減少させるものの、耐
食性を向上させるなどの効果も考えられ、少量ならば特
に問題ない。このように合金もしくは金属間化合物にＢ
元素を拡散、反応させることにより微細分散組織を有す
る主相を得る方法はこれまで前例がなく、本発明の特徴
である。
【００１０】以上のような反応を行わせるためには、ま
ずＴＭ−ＲＥ合金中にＢを均一に拡散させる工程が必要
である。拡散が不十分な場合は、局所的に未反応部分が
残ったり、Ｂ過剰な相が形成されたりして磁気特性が劣
化する。この拡散方法として、いくつかの方法が用いら
れる。ひとつはＴＭ−ＲＥ合金粉末とＢ粉末とを均一混
合した後、プレス成形して不活性雰囲気中で熱処理する
方法である。ＴＭ−ＲＥ合金粉末、Ｂ粉末の粒径は１〜
500 μｍ程度がよく、さらに望ましくは10〜100 μｍ程
度である。粒径がこれより大きい場合は、拡散に時間を
要し、未反応部分が残りやすい。また逆に粒径が小さす
ぎる場合は、拡散は速く進行するものの、プロセス中に
酸化しやすく、取り扱いも厄介になる。ＲＥ濃度が１at
％程度の合金は粉砕しにくく、通常の溶解品からはこの
ような粉末を得にくいが、例えばアトマイズ法などによ
り所望の粉末を得ることができる。ＴＭ−ＲＥ合金とＢ
の混合比は生成するソフト相の種類によって異なるが、
例としてFeを生成する場合は、ＴＭ−ＲＥ合金のＲＥが
全て2-14-1相を形成するのに必要なＢ当量、 Fe2Ｂを生
成する場合は、2-14-1相と Fe2Ｂ相を形成するのに必要
なＢ当量を供給するだけのＢ量とすればよい。プレス成
形することによって粉末間の空隙が減少し、熱処理によ
る拡散がスムーズに進行する。熱処理は酸化が生じない
ように不活性雰囲気中で行う。温度はＴＭ−ＲＥ合金や
2-14-1相の融点を超えないようにしなければならない。
融点以下であっても温度が高すぎる場合は、生成したFe
が微細に分散した状態を保ちにくく粗大化しやすい。一
方、温度が低いと分散の度合いは細かくなるが、低すぎ
るとＢ拡散が進行しにくい。したがって熱処理温度は 2
00〜1200℃程度がよく、より望ましくは600〜1100℃で
ある。
ずＴＭ−ＲＥ合金中にＢを均一に拡散させる工程が必要
である。拡散が不十分な場合は、局所的に未反応部分が
残ったり、Ｂ過剰な相が形成されたりして磁気特性が劣
化する。この拡散方法として、いくつかの方法が用いら
れる。ひとつはＴＭ−ＲＥ合金粉末とＢ粉末とを均一混
合した後、プレス成形して不活性雰囲気中で熱処理する
方法である。ＴＭ−ＲＥ合金粉末、Ｂ粉末の粒径は１〜
500 μｍ程度がよく、さらに望ましくは10〜100 μｍ程
度である。粒径がこれより大きい場合は、拡散に時間を
要し、未反応部分が残りやすい。また逆に粒径が小さす
ぎる場合は、拡散は速く進行するものの、プロセス中に
酸化しやすく、取り扱いも厄介になる。ＲＥ濃度が１at
％程度の合金は粉砕しにくく、通常の溶解品からはこの
ような粉末を得にくいが、例えばアトマイズ法などによ
り所望の粉末を得ることができる。ＴＭ−ＲＥ合金とＢ
の混合比は生成するソフト相の種類によって異なるが、
例としてFeを生成する場合は、ＴＭ−ＲＥ合金のＲＥが
全て2-14-1相を形成するのに必要なＢ当量、 Fe2Ｂを生
成する場合は、2-14-1相と Fe2Ｂ相を形成するのに必要
なＢ当量を供給するだけのＢ量とすればよい。プレス成
形することによって粉末間の空隙が減少し、熱処理によ
る拡散がスムーズに進行する。熱処理は酸化が生じない
ように不活性雰囲気中で行う。温度はＴＭ−ＲＥ合金や
2-14-1相の融点を超えないようにしなければならない。
融点以下であっても温度が高すぎる場合は、生成したFe
が微細に分散した状態を保ちにくく粗大化しやすい。一
方、温度が低いと分散の度合いは細かくなるが、低すぎ
るとＢ拡散が進行しにくい。したがって熱処理温度は 2
00〜1200℃程度がよく、より望ましくは600〜1100℃で
ある。
【００１１】もうひとつの拡散方法は、Ｂの拡散をより
促進するためにさらにCaを加える方法である。Caは 820
〜 830℃で液相となるため、これを媒介としてＢの拡散
を促進する。Caは金属粒の形態で用いられる。Ｂ源とし
ては前述のＢ粉末でもよいし、Ｂ2 Ｏ3 、硼酸などの粉
末を用いてもよい。後者の場合、Caが還元剤として作用
する。これらのＢ源は条件に応じて１種または２種以上
併用して用いることができる。このときの熱処理温度は
Ca融点以上がよいため、 800〜1200℃程度、より望まし
くは 850〜1100℃である。
促進するためにさらにCaを加える方法である。Caは 820
〜 830℃で液相となるため、これを媒介としてＢの拡散
を促進する。Caは金属粒の形態で用いられる。Ｂ源とし
ては前述のＢ粉末でもよいし、Ｂ2 Ｏ3 、硼酸などの粉
末を用いてもよい。後者の場合、Caが還元剤として作用
する。これらのＢ源は条件に応じて１種または２種以上
併用して用いることができる。このときの熱処理温度は
Ca融点以上がよいため、 800〜1200℃程度、より望まし
くは 850〜1100℃である。
【００１２】従来のNd-Fe-Ｂ焼結磁石は2-14-1主相、Nd
リッチ相、Ｂリッチ相の三相からなり、低融点Ndリッチ
相が液相焼結の焼結助剤として必要不可欠である。この
ため溶解時組成は三相共存域内とされる。本発明におい
ては，上記方法によって作製した微細分散組織粉体を2-
14-1単相の代わりに主相とするが、これだけではNdリッ
チ相、Ｂリッチ相が得られないため、これらの相に相当
する組成粉末を別途用意して、作製した粉体と混合す
る。後の二相に相当する合金は、希土類元素20〜40at
％、Ｂ ０〜10at％、残りがFeまたはＴＭなる組成範囲
からなり、鋳造法、液体急冷法、Ｒ＆Ｄ法などを用いて
製造する。その後の工程は従来のNd-Fe-Ｂ系焼結磁石と
同様である。すなわち混合粉を微粉砕した後、磁場中配
向プレス、焼結する。焼結工程においてNdリッチ相は液
化して主相表面をクリーニングするとともに、粒成長、
密度化を促進し、保磁力を増大させる。前述のように11
00℃程度の焼結温度においても分散したソフト相は2-14
-1相内を拡散し難いため、上記微細分散組織はその構造
を保持している。本発明の作用は、ＴＭ−ＲＥ合金粉末
とＢ粉末とを混合プレス、熱処理することによって、均
一な微細に分散した組織を発達させたことにある。
リッチ相、Ｂリッチ相の三相からなり、低融点Ndリッチ
相が液相焼結の焼結助剤として必要不可欠である。この
ため溶解時組成は三相共存域内とされる。本発明におい
ては，上記方法によって作製した微細分散組織粉体を2-
14-1単相の代わりに主相とするが、これだけではNdリッ
チ相、Ｂリッチ相が得られないため、これらの相に相当
する組成粉末を別途用意して、作製した粉体と混合す
る。後の二相に相当する合金は、希土類元素20〜40at
％、Ｂ ０〜10at％、残りがFeまたはＴＭなる組成範囲
からなり、鋳造法、液体急冷法、Ｒ＆Ｄ法などを用いて
製造する。その後の工程は従来のNd-Fe-Ｂ系焼結磁石と
同様である。すなわち混合粉を微粉砕した後、磁場中配
向プレス、焼結する。焼結工程においてNdリッチ相は液
化して主相表面をクリーニングするとともに、粒成長、
密度化を促進し、保磁力を増大させる。前述のように11
00℃程度の焼結温度においても分散したソフト相は2-14
-1相内を拡散し難いため、上記微細分散組織はその構造
を保持している。本発明の作用は、ＴＭ−ＲＥ合金粉末
とＢ粉末とを混合プレス、熱処理することによって、均
一な微細に分散した組織を発達させたことにある。
【００１３】
【実施例】次に、本発明を実施例、比較例を挙げて説明
するが、本発明はこれらに限定されるものではない。 実施例１ Feメタル及びNdメタルを、原子比でFe：Nd＝99：１とな
るように秤量し、高周波溶解炉にてAr雰囲気溶解した。
得られた試料を1200℃×10hr加熱して溶体化処理を行っ
た後粉砕して、Fe−Nd合金粉末を得た。上記原料粉末を
粒径50μｍ以下のＢとＶミキサーにて混合した後、プレ
ス成形した。秤量割合は、分子モル比でＢ／（Fe−Nd合
金＋Ｂ）＝0.005 とした。これはFe−Nd合金中のNd全て
を Nd2Fe14Ｂに変えるのに必要な量である。プレスした
試料をAr雰囲気熱処理炉内で 600℃×10hr熱処理し、炉
冷した。炉から取り出した試料を粒径 100μｍ程度に粉
砕した。以上の工程により目的とする Nd2Fe14Ｂ／Fe微
細分散組織を有する主相粉末が得られた。これとは別
に、Nd−10at% Fe−20at% Co−10at% Ｂなる平均組成を
持つ合金粉末を高周波溶解により作製した。これを上記
主相粉末と共にＶミキサーにて混合後、ジェットミルで
平均粒径３〜４μｍまで微粉砕した。さらにこの微粉末
を、磁場強度15ｋOeの磁場中で磁場方向に配向させなが
ら、圧力 0.7 t/cm2でプレス成形した。該成形体を、Ar
雰囲気中で1100℃×30min 焼結し、室温冷却してから引
き続き 500〜 650℃×１hrの時効処理を行って焼結磁石
を製造した。この焼結体磁石の磁気特性をBHトレーサー
で測定した結果を表１に示す。
するが、本発明はこれらに限定されるものではない。 実施例１ Feメタル及びNdメタルを、原子比でFe：Nd＝99：１とな
るように秤量し、高周波溶解炉にてAr雰囲気溶解した。
得られた試料を1200℃×10hr加熱して溶体化処理を行っ
た後粉砕して、Fe−Nd合金粉末を得た。上記原料粉末を
粒径50μｍ以下のＢとＶミキサーにて混合した後、プレ
ス成形した。秤量割合は、分子モル比でＢ／（Fe−Nd合
金＋Ｂ）＝0.005 とした。これはFe−Nd合金中のNd全て
を Nd2Fe14Ｂに変えるのに必要な量である。プレスした
試料をAr雰囲気熱処理炉内で 600℃×10hr熱処理し、炉
冷した。炉から取り出した試料を粒径 100μｍ程度に粉
砕した。以上の工程により目的とする Nd2Fe14Ｂ／Fe微
細分散組織を有する主相粉末が得られた。これとは別
に、Nd−10at% Fe−20at% Co−10at% Ｂなる平均組成を
持つ合金粉末を高周波溶解により作製した。これを上記
主相粉末と共にＶミキサーにて混合後、ジェットミルで
平均粒径３〜４μｍまで微粉砕した。さらにこの微粉末
を、磁場強度15ｋOeの磁場中で磁場方向に配向させなが
ら、圧力 0.7 t/cm2でプレス成形した。該成形体を、Ar
雰囲気中で1100℃×30min 焼結し、室温冷却してから引
き続き 500〜 650℃×１hrの時効処理を行って焼結磁石
を製造した。この焼結体磁石の磁気特性をBHトレーサー
で測定した結果を表１に示す。
【００１４】
【表１】
【００１５】実施例２ Fe、Nd、Ga各メタルを、原子比98.4：1.5 ：0.1 となる
ように秤量した以外は、実施例１と同様に、原料粉末を
得て焼結磁石を製造した。焼結磁石の磁気特性を表１に
併記する。
ように秤量した以外は、実施例１と同様に、原料粉末を
得て焼結磁石を製造した。焼結磁石の磁気特性を表１に
併記する。
【００１６】実施例３ Fe、Nd、Dy各メタルを、原子比99：0.8 ：0.2 となるよ
うに秤量した以外は、実施例１と同様に、原料粉末を得
て焼結磁石を製造した。焼結磁石の磁気特性を表１に併
記する。
うに秤量した以外は、実施例１と同様に、原料粉末を得
て焼結磁石を製造した。焼結磁石の磁気特性を表１に併
記する。
【００１７】実施例４ Fe、Nd、Dy、Ga各メタルを、原子比98.9：0.7 ：0.3 ：
0.1 となるように秤量した以外は、実施例１と同様に、
原料粉末を得て焼結磁石を製造した。焼結磁石の磁気特
性を表１に併記する。
0.1 となるように秤量した以外は、実施例１と同様に、
原料粉末を得て焼結磁石を製造した。焼結磁石の磁気特
性を表１に併記する。
【００１８】実施例５ Fe、Co、Nd各メタルを、原子比87：12：１となるように
秤量した以外は、実施例１と同様に、原料粉末を得て焼
結磁石を製造した。焼結磁石の磁気特性を表１に併記す
る。
秤量した以外は、実施例１と同様に、原料粉末を得て焼
結磁石を製造した。焼結磁石の磁気特性を表１に併記す
る。
【００１９】比較例１ Nd、Feメタル及びFe−Ｂ合金を、原子比Nd：Fe：Ｂ＝1
5：77：8 となるように秤量し、高周波溶解炉にてAr雰
囲気溶解した。得られた試料を1100℃×10hr加熱して溶
体化処理を行った後、ジェットミルで粒径３μｍ以下に
微粉砕した。この微粉末を用いて、実施例１と同様にプ
レス成形・焼結・時効処理を行って焼結磁石を製造し
た。焼結磁石の磁気特性を表１に併記する。
5：77：8 となるように秤量し、高周波溶解炉にてAr雰
囲気溶解した。得られた試料を1100℃×10hr加熱して溶
体化処理を行った後、ジェットミルで粒径３μｍ以下に
微粉砕した。この微粉末を用いて、実施例１と同様にプ
レス成形・焼結・時効処理を行って焼結磁石を製造し
た。焼結磁石の磁気特性を表１に併記する。
【００２０】
【発明の効果】本発明によれば、磁化容易軸の揃った、
最大エネルギー積の大きな希土類永久磁石が得られ、原
料コストの低減が図れる。
最大エネルギー積の大きな希土類永久磁石が得られ、原
料コストの低減が図れる。
Claims (6)
- 【請求項１】 少なくとも希土類元素ＲＥ（ＲＥはＹを
含む希土類元素のうちの１種以上、３種以内であり、少
なくともNdを含む）、ＴＭ（ＴＭはFe、Co、Ni、Al、S
i、Ga、Ag、Au、Cu、Ｖ、Cr、Mn、Sc、Mo、Ti、Ｗ、H
f、Ta、Nb、Zr、Pd、Pt、Zn、Ge、Sb、Sn及びInのうち
の１種以上、５種以下であり、少なくともFeを含む）、
Ｂを含む３種以上の元素からなり、かつその主相である
Fe金属もしくはFeを含む合金または金属間化合物中にＲ
Ｅ2 ＴＭ14Ｂ相が微細に分散した組織を有する希土類永
久磁石の製造方法において、ＲＥを0.01〜1.5 at％固溶
したＴＭ相を原料とし、この相にＢ元素を拡散させるこ
とによって磁気的異方性及び上記微細に分散した組織を
有する主相を得ることを特徴とする希土類永久磁石の製
造方法。 - 【請求項２】 Ｂ元素を拡散させる方法として、ＲＥを
固溶したＴＭ相の原料粉末とＢ粉末とを混合、プレス、
熱処理する請求項１記載の希土類永久磁石の製造方法。 - 【請求項３】 Ｂ元素を拡散させる方法として、ＲＥを
固溶したＴＭ相の原料粉末と、Ｂ、Ｂ2 Ｏ3 、硼酸のう
ち１種以上の粉末と、金属Ca粒とを混合、プレス、熱処
理する請求項１記載の希土類永久磁石の製造方法。 - 【請求項４】 Nd、Fe、Ｂの元素からなり、かつその主
相であるFe金属もしくはFeを含む合金または金属間化合
物中にNd2 Fe14Ｂ相が微細に分散した組織を有する希土
類永久磁石の製造方法において、Ndを0.01〜1.5at ％固
溶したFe相を原料とし、この相にＢ元素を拡散させるこ
とによって磁気的異方性及び上記微細に分散した組織を
有する主相を得ることを特徴とする希土類永久磁石の製
造方法。 - 【請求項５】 Ｂ元素を拡散させる方法として、Ndを固
溶したFe相の原料粉末とＢ粉末とを混合、プレス、熱処
理する請求項４記載の希土類永久磁石の製造方法。 - 【請求項６】 Ｂ元素を拡散させる方法として、Ndを固
溶したFe相の原料粉末と、Ｂ、Ｂ2 Ｏ3 、硼酸のうち１
種以上の粉末と、金属Ca粒とを混合、プレス、熱処理す
る請求項４記載の希土類永久磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31929696A JP3260087B2 (ja) | 1996-11-29 | 1996-11-29 | 希土類永久磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31929696A JP3260087B2 (ja) | 1996-11-29 | 1996-11-29 | 希土類永久磁石の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10163014A true JPH10163014A (ja) | 1998-06-19 |
| JP3260087B2 JP3260087B2 (ja) | 2002-02-25 |
Family
ID=18108619
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31929696A Expired - Fee Related JP3260087B2 (ja) | 1996-11-29 | 1996-11-29 | 希土類永久磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3260087B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6631956B2 (en) | 2001-07-26 | 2003-10-14 | Lear Corporation | Headrest support rod with plastic sleeves |
| WO2014148076A1 (ja) * | 2013-03-22 | 2014-09-25 | Tdk株式会社 | Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 |
| WO2014148146A1 (ja) * | 2013-03-22 | 2014-09-25 | Tdk株式会社 | Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 |
| WO2014148145A1 (ja) * | 2013-03-22 | 2014-09-25 | Tdk株式会社 | Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 |
| CN109576557A (zh) * | 2018-10-08 | 2019-04-05 | 柳州凯通新材料科技有限公司 | 一种高磁能积高速无刷电机电芯材料及其制备方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7228973B2 (ja) | 2018-08-01 | 2023-02-27 | 日本パーカライジング株式会社 | 皮膜付金属材料、及びその製造方法 |
-
1996
- 1996-11-29 JP JP31929696A patent/JP3260087B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6631956B2 (en) | 2001-07-26 | 2003-10-14 | Lear Corporation | Headrest support rod with plastic sleeves |
| WO2014148076A1 (ja) * | 2013-03-22 | 2014-09-25 | Tdk株式会社 | Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 |
| WO2014148146A1 (ja) * | 2013-03-22 | 2014-09-25 | Tdk株式会社 | Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 |
| WO2014148145A1 (ja) * | 2013-03-22 | 2014-09-25 | Tdk株式会社 | Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 |
| CN104254894A (zh) * | 2013-03-22 | 2014-12-31 | Tdk株式会社 | R-t-b系永久磁铁 |
| CN104272404A (zh) * | 2013-03-22 | 2015-01-07 | Tdk株式会社 | R-t-b系永久磁铁 |
| US9490053B2 (en) | 2013-03-22 | 2016-11-08 | Tdk Corporation | R-T-B based permanent magnet |
| US9947445B2 (en) | 2013-03-22 | 2018-04-17 | Tdk Corporation | R-T-B based permanent magnet |
| US9953751B2 (en) | 2013-03-22 | 2018-04-24 | Tdk Corporation | R-T-B based permanent magnet |
| CN104254894B (zh) * | 2013-03-22 | 2019-04-30 | Tdk株式会社 | R-t-b系永久磁铁 |
| CN109576557A (zh) * | 2018-10-08 | 2019-04-05 | 柳州凯通新材料科技有限公司 | 一种高磁能积高速无刷电机电芯材料及其制备方法 |
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|---|---|
| JP3260087B2 (ja) | 2002-02-25 |
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