JPH1174106A - 鋳造磁石とその製造方法 - Google Patents
鋳造磁石とその製造方法Info
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- JPH1174106A JPH1174106A JP9233068A JP23306897A JPH1174106A JP H1174106 A JPH1174106 A JP H1174106A JP 9233068 A JP9233068 A JP 9233068A JP 23306897 A JP23306897 A JP 23306897A JP H1174106 A JPH1174106 A JP H1174106A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 モーター、アクチュエータ、スピーカー、電
子部材等の永久磁石部材として使用できる形状自由度が
高く磁気性能に優れた鋳造磁石とその製造方法を得る。 【解決手段】 Ｆｅを基金属とし、希土類元素Ｒと、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃ
ｕの少なくとも１種の金属Ｍと、Ｂとを含み、結晶化開
始温度とガラス遷移温度との間の過冷却液体領域ΔＴｘ
が２０Ｋ以上である金属ガラス合金組成物が鋳造され、
その後の熱処理により軟磁性相と硬磁性相を析出させて
なる鋳造磁石。
子部材等の永久磁石部材として使用できる形状自由度が
高く磁気性能に優れた鋳造磁石とその製造方法を得る。 【解決手段】 Ｆｅを基金属とし、希土類元素Ｒと、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃ
ｕの少なくとも１種の金属Ｍと、Ｂとを含み、結晶化開
始温度とガラス遷移温度との間の過冷却液体領域ΔＴｘ
が２０Ｋ以上である金属ガラス合金組成物が鋳造され、
その後の熱処理により軟磁性相と硬磁性相を析出させて
なる鋳造磁石。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はモーター、アクチュ
エータ、スピーカー、電子部材等の永久磁石部材として
使用できる形状自由度が高く磁気性能に優れた鋳造磁石
とその製造方法に関する。
エータ、スピーカー、電子部材等の永久磁石部材として
使用できる形状自由度が高く磁気性能に優れた鋳造磁石
とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、フェライト磁石よりも優れた性
能を有する永久磁石材料としては、Ｓｍ-Ｃｏ焼結磁
石、Ｆｅ-Ｎｄ-Ｂ焼結磁石、Ｆｅ-Ｎｄ-Ｂ急冷磁石など
が知られており、またさらに高い性能を目指してＦｅ-
Ｓｍ-Ｎ磁石などの新しい合金磁石の研究も数多くなさ
れている。
能を有する永久磁石材料としては、Ｓｍ-Ｃｏ焼結磁
石、Ｆｅ-Ｎｄ-Ｂ焼結磁石、Ｆｅ-Ｎｄ-Ｂ急冷磁石など
が知られており、またさらに高い性能を目指してＦｅ-
Ｓｍ-Ｎ磁石などの新しい合金磁石の研究も数多くなさ
れている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの永久
磁石材料においては、１０原子％以上のＮｄ、または８
原子％以上のＳｍが必要であり、高価な希土類元素の使
用量が多いことからフェライト磁石よりも製造コストが
高くなるという欠点があった。またフェライト磁石は、
これらの希土類磁石に比べてコストは低いが、磁気的特
性が不十分であった。このため、低コストでフェライト
磁石以上の硬磁性を示す磁石材料の出現が望まれてい
た。
磁石材料においては、１０原子％以上のＮｄ、または８
原子％以上のＳｍが必要であり、高価な希土類元素の使
用量が多いことからフェライト磁石よりも製造コストが
高くなるという欠点があった。またフェライト磁石は、
これらの希土類磁石に比べてコストは低いが、磁気的特
性が不十分であった。このため、低コストでフェライト
磁石以上の硬磁性を示す磁石材料の出現が望まれてい
た。
【０００４】本発明者らは上記事情に鑑みて、低コスト
で優れた硬磁性の特性を備えた磁性材料について研究
し、特願平９−７２４７２号明細書に記載されているよ
うに、Ｆｅを主成分とし、希土類元素のうちから選択さ
れる１種以上の元素Ｒと、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択される
１種以上の元素Ｍと、Ｂとを含み、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ
（ただしＴｘは、結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温
度を示す）の式で表される過冷却液体領域の温度間隔Δ
Ｔｘが２０Ｋ以上である硬磁性金属ガラス合金を提供し
た。この硬磁性金属ガラス合金は、例えば５００〜８５
０℃で加熱処理することによって非晶質マトリックス中
に軟磁性及び硬磁性の微結晶が生成し、永久磁石とな
る。
で優れた硬磁性の特性を備えた磁性材料について研究
し、特願平９−７２４７２号明細書に記載されているよ
うに、Ｆｅを主成分とし、希土類元素のうちから選択さ
れる１種以上の元素Ｒと、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択される
１種以上の元素Ｍと、Ｂとを含み、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ
（ただしＴｘは、結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温
度を示す）の式で表される過冷却液体領域の温度間隔Δ
Ｔｘが２０Ｋ以上である硬磁性金属ガラス合金を提供し
た。この硬磁性金属ガラス合金は、例えば５００〜８５
０℃で加熱処理することによって非晶質マトリックス中
に軟磁性及び硬磁性の微結晶が生成し、永久磁石とな
る。
【０００５】しかし、上記の硬磁性金属ガラス合金の成
形に際しては、真空中又は不活性ガス雰囲気中で例えば
溶湯を回転する冷却ドラムに吹き付けて急冷し薄帯状に
形成する方法が採用されていたので、モーター、アクチ
ュエータ、スピーカー、電子部材等に使用し得る厚みの
ある任意形状の成形物を得ることが不可能であった。
形に際しては、真空中又は不活性ガス雰囲気中で例えば
溶湯を回転する冷却ドラムに吹き付けて急冷し薄帯状に
形成する方法が採用されていたので、モーター、アクチ
ュエータ、スピーカー、電子部材等に使用し得る厚みの
ある任意形状の成形物を得ることが不可能であった。
【０００６】一方、一般に「ボンド磁石」として知られ
ているように、粉末状の磁性体をゴムやプラスチックの
結合材と混合して圧縮成形または射出成形すると、形状
の自由度が高く厚みのある任意形状の成形物を得ること
はできるが、結合材が介在するために残留磁化（Ｉｒ）
が低下し磁気性能が劣り、また材料強度が弱いという問
題が生じる。本発明は、上記の課題を解決するためにな
されたものであって、従ってその目的は、材料強度及び
磁気性能に優れ、形状自由度が高い永久磁石部材として
使用できる鋳造磁石及びその製造方法を提供することに
ある。
ているように、粉末状の磁性体をゴムやプラスチックの
結合材と混合して圧縮成形または射出成形すると、形状
の自由度が高く厚みのある任意形状の成形物を得ること
はできるが、結合材が介在するために残留磁化（Ｉｒ）
が低下し磁気性能が劣り、また材料強度が弱いという問
題が生じる。本発明は、上記の課題を解決するためにな
されたものであって、従ってその目的は、材料強度及び
磁気性能に優れ、形状自由度が高い永久磁石部材として
使用できる鋳造磁石及びその製造方法を提供することに
ある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めに本発明は、Ｆｅを基金属とし、少なくとも１種の希
土類元素Ｒと、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択された少なくとも１
種の金属Ｍと、Ｂとを含み、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（式
中、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度を示
す）の式で表される過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが
２０Ｋ以上である金属ガラス合金組成物が鋳造され、そ
の後の熱処理により軟磁性相と硬磁性相を析出させてな
る鋳造磁石を提供する。 前記の金属ガラス合金組成物は、下記の組成式（１） Ｆｅ100-x-y-z-w-tＲxＭyＴzＢwＬt …式（１） （式中、Ｒは前記希土類元素Ｒ、Ｍは前記金属Ｍ、Ｔは
Ｃｏ、Ｎｉのうちから選択された少なくとも１種の金
属、ＬはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちから選択された
少なくとも１種の元素であり、ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔはそ
れぞれ原子％で、２≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦２０、０≦ｚ
≦２０、１０≦ｗ≦３０、０≦ｔ≦５である）で示され
る組成を有するものであることが好ましい。本発明はま
た、前記の金属ガラス合金組成物を溶融し、得られた溶
湯を型に鋳込み、金属ガラス合金の固化成形物を作製
し、その後の熱処理により軟磁性相と硬磁性相を析出さ
せてなる鋳造磁石の製造方法を提供する。前記の鋳込み
により得られた金属ガラス合金固化成形物の熱処理は、
５００℃〜８５０℃の範囲内の温度で行うことが好まし
い。
めに本発明は、Ｆｅを基金属とし、少なくとも１種の希
土類元素Ｒと、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択された少なくとも１
種の金属Ｍと、Ｂとを含み、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（式
中、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度を示
す）の式で表される過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが
２０Ｋ以上である金属ガラス合金組成物が鋳造され、そ
の後の熱処理により軟磁性相と硬磁性相を析出させてな
る鋳造磁石を提供する。 前記の金属ガラス合金組成物は、下記の組成式（１） Ｆｅ100-x-y-z-w-tＲxＭyＴzＢwＬt …式（１） （式中、Ｒは前記希土類元素Ｒ、Ｍは前記金属Ｍ、Ｔは
Ｃｏ、Ｎｉのうちから選択された少なくとも１種の金
属、ＬはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちから選択された
少なくとも１種の元素であり、ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔはそ
れぞれ原子％で、２≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦２０、０≦ｚ
≦２０、１０≦ｗ≦３０、０≦ｔ≦５である）で示され
る組成を有するものであることが好ましい。本発明はま
た、前記の金属ガラス合金組成物を溶融し、得られた溶
湯を型に鋳込み、金属ガラス合金の固化成形物を作製
し、その後の熱処理により軟磁性相と硬磁性相を析出さ
せてなる鋳造磁石の製造方法を提供する。前記の鋳込み
により得られた金属ガラス合金固化成形物の熱処理は、
５００℃〜８５０℃の範囲内の温度で行うことが好まし
い。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を実施
例により図面を用いて説明する。図１は、本発明の鋳造
磁石を製造する際に用いられる鋳造装置の一例を示して
いる。図１において、この鋳造装置は概略、ルツボ２と
型４とからなる。ルツボ２は、周囲に加熱用の高周波コ
イル１が配され、内部に収容された金属ガラス合金組成
物３をこの高周波コイル１に通電することで加熱し溶融
するようになっている。ルツボ２の下端部には噴射孔２
ａが形成され、その下方に銅製などの型４が配置されて
いる。型４には筒型の鋳込み用キャビティー５が形成さ
れている。また、図面には略されているが、ルツボ２の
上部には不活性ガスの供給装置が接続され、ルツボ２の
内部を不活性ガス雰囲気に維持できるとともに、必要に
応じてルツボ２の内部圧力を高めてルツボ２の噴射孔２
ａから組成物の溶湯３を型４の鋳込み用キャビティー５
内に注入できるように構成されている。
例により図面を用いて説明する。図１は、本発明の鋳造
磁石を製造する際に用いられる鋳造装置の一例を示して
いる。図１において、この鋳造装置は概略、ルツボ２と
型４とからなる。ルツボ２は、周囲に加熱用の高周波コ
イル１が配され、内部に収容された金属ガラス合金組成
物３をこの高周波コイル１に通電することで加熱し溶融
するようになっている。ルツボ２の下端部には噴射孔２
ａが形成され、その下方に銅製などの型４が配置されて
いる。型４には筒型の鋳込み用キャビティー５が形成さ
れている。また、図面には略されているが、ルツボ２の
上部には不活性ガスの供給装置が接続され、ルツボ２の
内部を不活性ガス雰囲気に維持できるとともに、必要に
応じてルツボ２の内部圧力を高めてルツボ２の噴射孔２
ａから組成物の溶湯３を型４の鋳込み用キャビティー５
内に注入できるように構成されている。
【０００９】図１に示す装置を用いて金属ガラス合金の
固化成形物を得るには、図２に示すようにルツボ２の内
部に不活性ガスで所定の圧力Ｐをかけてルツボ２の噴射
孔２ａから溶湯を型４の鋳込み用キャビティー５に射出
して鋳込み、鋳込まれた溶湯を冷却する。これによっ
て、金属ガラス合金の固化成形物を得ることができる。
固化成形物を得るには、図２に示すようにルツボ２の内
部に不活性ガスで所定の圧力Ｐをかけてルツボ２の噴射
孔２ａから溶湯を型４の鋳込み用キャビティー５に射出
して鋳込み、鋳込まれた溶湯を冷却する。これによっ
て、金属ガラス合金の固化成形物を得ることができる。
【００１０】ここに得られた固化成形物は、型から取り
出した後に、５００℃〜８５０℃の範囲内の温度で熱処
理した後冷却することによって、軟磁性相及び硬磁性相
を析出させることにより交換スプリング磁石特性を示
し、高いＩｒとｉＨｃを有する鋳造磁石が得られる。
出した後に、５００℃〜８５０℃の範囲内の温度で熱処
理した後冷却することによって、軟磁性相及び硬磁性相
を析出させることにより交換スプリング磁石特性を示
し、高いＩｒとｉＨｃを有する鋳造磁石が得られる。
【００１１】本発明に用いる金属ガラス合金組成物は、
結晶化開始温度Ｔｘとガラス遷移温度Ｔｇとの間に温度
間隔ΔＴｘを有し、このΔＴｘが２０Ｋ以上、組成によ
っては４０Ｋ以上、更には６０Ｋ以上と広く非晶質形成
能が高いため、より大きな金属ガラス合金の固化成形物
を作製することができる。この成形物は、鋳込んだ状態
においては非晶質であるため、硬磁性を発現させるため
には熱処理が必要である。この熱処理は５００℃（７７
３Ｋ）〜８５０℃（９２３Ｋ）の範囲内の温度で行うこ
とが好ましく、この温度範囲内で熱処理された組成物
は、軟磁性相であるα−ＦｅやＦｅ3Ｂと硬磁性相であ
るＮｄ2Ｆｅ14Ｂが析出し、交換スプリング磁石特性を
示し高い残留磁化（Ｉｒ）と保磁力（ｉＨｃ）が得られ
る。
結晶化開始温度Ｔｘとガラス遷移温度Ｔｇとの間に温度
間隔ΔＴｘを有し、このΔＴｘが２０Ｋ以上、組成によ
っては４０Ｋ以上、更には６０Ｋ以上と広く非晶質形成
能が高いため、より大きな金属ガラス合金の固化成形物
を作製することができる。この成形物は、鋳込んだ状態
においては非晶質であるため、硬磁性を発現させるため
には熱処理が必要である。この熱処理は５００℃（７７
３Ｋ）〜８５０℃（９２３Ｋ）の範囲内の温度で行うこ
とが好ましく、この温度範囲内で熱処理された組成物
は、軟磁性相であるα−ＦｅやＦｅ3Ｂと硬磁性相であ
るＮｄ2Ｆｅ14Ｂが析出し、交換スプリング磁石特性を
示し高い残留磁化（Ｉｒ）と保磁力（ｉＨｃ）が得られ
る。
【００１２】熱処理の加熱に際して、昇温速度は１０℃
／分以上、特に２０℃／分以上とすることが好ましい。
昇温速度が１０℃／分未満では、結晶粒が粗大化するた
め交換結合力が弱まり、硬磁気特性が低下する傾向があ
る。
／分以上、特に２０℃／分以上とすることが好ましい。
昇温速度が１０℃／分未満では、結晶粒が粗大化するた
め交換結合力が弱まり、硬磁気特性が低下する傾向があ
る。
【００１３】なお、前記の例では、ルツボ２と型４とを
備えた鋳造装置について説明したが、ルツボと型の形状
はこれに限定されるものではない。例えば、図３に示す
ように、ルツボと型として、底部にシリンダ６とピスト
ン７を備えたルツボ状溶解槽８を備え、ピストン７を下
方に引き下げることでシリンダ６内に溶湯３を引き込ん
で冷却するようにした鋳造装置を用いてもよい。その
他、鋳造装置として広く一般に用いられている種々の構
成のものも適用できることは勿論である。
備えた鋳造装置について説明したが、ルツボと型の形状
はこれに限定されるものではない。例えば、図３に示す
ように、ルツボと型として、底部にシリンダ６とピスト
ン７を備えたルツボ状溶解槽８を備え、ピストン７を下
方に引き下げることでシリンダ６内に溶湯３を引き込ん
で冷却するようにした鋳造装置を用いてもよい。その
他、鋳造装置として広く一般に用いられている種々の構
成のものも適用できることは勿論である。
【００１４】本発明で用いられる金属ガラス合金組成物
は、基本的に下記４群の元素を必須成分として含んでい
る。 基金属…Ｆｅ、 希土類元素Ｒ…Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、
Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒのうちの少なくとも１種、 金属Ｍ…Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちの少なくとも１種、及び ホウ素…Ｂ。 更に、任意的に下記群の元素を含むことができる。 金属Ｔ…Ｃｏ、Ｎｉのうちの少なくとも１種、 元素Ｌ…Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａ
ｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちの少なくと
も１種。
は、基本的に下記４群の元素を必須成分として含んでい
る。 基金属…Ｆｅ、 希土類元素Ｒ…Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、
Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒのうちの少なくとも１種、 金属Ｍ…Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちの少なくとも１種、及び ホウ素…Ｂ。 更に、任意的に下記群の元素を含むことができる。 金属Ｔ…Ｃｏ、Ｎｉのうちの少なくとも１種、 元素Ｌ…Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａ
ｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちの少なくと
も１種。
【００１５】これらの元素の配合割合は、好ましくは、
前記の組成式（１） Ｆｅ100-x-y-z-w-tＲxＭyＴzＢwＬt …式（１） において、それぞれ原子％で、２≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦
２０、０≦ｚ≦２０、１０≦ｗ≦３０、０≦ｔ≦５とさ
れる。
前記の組成式（１） Ｆｅ100-x-y-z-w-tＲxＭyＴzＢwＬt …式（１） において、それぞれ原子％で、２≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦
２０、０≦ｚ≦２０、１０≦ｗ≦３０、０≦ｔ≦５とさ
れる。
【００１６】本発明の鋳造磁石として用いることができ
る好ましい金属ガラス合金組成物の具体例としては、例
えば Ｆｅ63Ｃｏ7Ｎｄ8Ｃｒ2Ｂ20、 Ｆｅ63Ｃｏ7Ｎｄ6Ｃｒ4Ｂ20、 Ｆｅ63Ｃｏ7Ｎｄ4Ｃｒ6Ｂ20、 Ｆｅ58Ｃｏ7Ｎｄ4Ｚｒ6Ｂ20、 Ｆｅ58Ｃｏ7Ｎｄ6Ｚｒ4Ｂ20 等を挙げることができる。
る好ましい金属ガラス合金組成物の具体例としては、例
えば Ｆｅ63Ｃｏ7Ｎｄ8Ｃｒ2Ｂ20、 Ｆｅ63Ｃｏ7Ｎｄ6Ｃｒ4Ｂ20、 Ｆｅ63Ｃｏ7Ｎｄ4Ｃｒ6Ｂ20、 Ｆｅ58Ｃｏ7Ｎｄ4Ｚｒ6Ｂ20、 Ｆｅ58Ｃｏ7Ｎｄ6Ｚｒ4Ｂ20 等を挙げることができる。
【００１７】前記の金属ガラス合金組成物は、何れの組
成のものであっても、 ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ …式（２） （但しＴｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度を
示す）で表される過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが２
０Ｋ以上であることが必要であり、好ましくは４０Ｋ以
上、更に好ましくは６０Ｋ以上である。温度間隔ΔＴｘ
が２０Ｋ未満では、型に鋳込まれた溶湯が固化する際に
非晶質相が得られなくなる。
成のものであっても、 ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ …式（２） （但しＴｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度を
示す）で表される過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが２
０Ｋ以上であることが必要であり、好ましくは４０Ｋ以
上、更に好ましくは６０Ｋ以上である。温度間隔ΔＴｘ
が２０Ｋ未満では、型に鋳込まれた溶湯が固化する際に
非晶質相が得られなくなる。
【００１８】例えば図４は、組成Ｆｅ63Ｃｏ7Ｎｄ10-x
ＺｒxＢ20（ｘ＝０，２，４，６）の試料をそれぞれ昇
温速度０．６７Ｋ／秒で４００Ｋ〜１１００Ｋ（１２７
℃〜８２７℃）の範囲に加熱したときのＤＳＣ曲線であ
る。図４から、ｘ＝０すなわち金属Ｍ（Ｚｒ）を含まな
い組成Ｆｅ63Ｃｏ7Ｎd10Ｂ 20の組成物の場合は三つ以上
の発熱ピークが観察され、結晶化が３段階以上で起こっ
ていることが推測される。また結晶化開始温度Ｔｘより
下方にガラス遷移温度Ｔｇは観察されない。一方、Ｚｒ
を添加しその添加量を増加させると、特にＺｒの添加量
が４原子％以上においてＴｘの下方に、Ｔｇに相当する
吸熱反応が観察される。
ＺｒxＢ20（ｘ＝０，２，４，６）の試料をそれぞれ昇
温速度０．６７Ｋ／秒で４００Ｋ〜１１００Ｋ（１２７
℃〜８２７℃）の範囲に加熱したときのＤＳＣ曲線であ
る。図４から、ｘ＝０すなわち金属Ｍ（Ｚｒ）を含まな
い組成Ｆｅ63Ｃｏ7Ｎd10Ｂ 20の組成物の場合は三つ以上
の発熱ピークが観察され、結晶化が３段階以上で起こっ
ていることが推測される。また結晶化開始温度Ｔｘより
下方にガラス遷移温度Ｔｇは観察されない。一方、Ｚｒ
を添加しその添加量を増加させると、特にＺｒの添加量
が４原子％以上においてＴｘの下方に、Ｔｇに相当する
吸熱反応が観察される。
【００１９】前記の金属ガラス合金組成物において、
の基金属であるＦｅ、及びの金属ＴであるＣｏ又はＮ
ｉは磁性を担う元素であり、高い飽和磁束密度と優れた
硬磁気特性を得るために重要である。このうちＦｅは必
須であるが、Ｃｏ、Ｎｉは含んでも含まなくてもよい。
含む場合は特にＣｏが好ましい。Ｆｅを多く含む組成系
においてはΔＴｘが大きくなる傾向があり、Ｆｅを多く
含む組成系においてＣｏの含有量を適正な値とすること
で、磁気特性を劣化させずにΔＴｘの値を更に大きくす
ることができ、また、キュリー点を上げ、温度係数を下
げる効果がある。前記の効果を得るためには、金属Ｔの
組成比を示すｚの値を０≦ｚ≦２０の範囲内とすること
が好ましく、特に２０Ｋ以上のΔＴｘを確実に得るため
には、ｚの値を２≦ｚ≦１０の範囲内とすることがより
好ましい。
の基金属であるＦｅ、及びの金属ＴであるＣｏ又はＮ
ｉは磁性を担う元素であり、高い飽和磁束密度と優れた
硬磁気特性を得るために重要である。このうちＦｅは必
須であるが、Ｃｏ、Ｎｉは含んでも含まなくてもよい。
含む場合は特にＣｏが好ましい。Ｆｅを多く含む組成系
においてはΔＴｘが大きくなる傾向があり、Ｆｅを多く
含む組成系においてＣｏの含有量を適正な値とすること
で、磁気特性を劣化させずにΔＴｘの値を更に大きくす
ることができ、また、キュリー点を上げ、温度係数を下
げる効果がある。前記の効果を得るためには、金属Ｔの
組成比を示すｚの値を０≦ｚ≦２０の範囲内とすること
が好ましく、特に２０Ｋ以上のΔＴｘを確実に得るため
には、ｚの値を２≦ｚ≦１０の範囲内とすることがより
好ましい。
【００２０】の希土類元素Ｒは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒのうちから選
択される少なくとも１種である。これらは一軸磁気異方
性を生じさせ、保磁力（iＨc）を増大させるために有効
な元素であり、２原子％〜１５原子％の範囲内で含まれ
ていることが好ましい。特に、Ｆｅの含有量を減らさず
に高い磁化が保てるようにして保磁力（iＨc）との磁気
的なバランスをとるためには、２原子％〜１２原子％の
範囲内とすることが好ましく、２原子％〜８原子％の範
囲内とすると更に好ましい。
ｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒのうちから選
択される少なくとも１種である。これらは一軸磁気異方
性を生じさせ、保磁力（iＨc）を増大させるために有効
な元素であり、２原子％〜１５原子％の範囲内で含まれ
ていることが好ましい。特に、Ｆｅの含有量を減らさず
に高い磁化が保てるようにして保磁力（iＨc）との磁気
的なバランスをとるためには、２原子％〜１２原子％の
範囲内とすることが好ましく、２原子％〜８原子％の範
囲内とすると更に好ましい。
【００２１】金属Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択される少な
くとも１種である。これらは非晶質を生成させるために
有効な元素であり、２原子％〜２０原子％の範囲内とす
ることが好ましい。更に高い磁気特性を得るためには、
２原子％〜１５原子％、特に２原子％〜６原子％の範囲
内とすることがより好ましい。これら金属Ｍのうち、特
にＣｒが有効である。このＣｒは、その一部をＴｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから
選択される少なくとも１種の金属と置換することができ
るが、置換する場合の組成比（原子％）をａとすると
き、０≦ａ≦１の範囲であると高いΔＴｘを得ることが
できる。特に高いΔＴｘを確実に得るためには０≦ａ≦
０．５の範囲が好ましい。また、金属ＭのうちでＣｕ
は、結晶化させて硬磁性とする際に結晶の粗大化を防止
する効果があり、硬磁気特性を向上させる作用がある。
Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択される少な
くとも１種である。これらは非晶質を生成させるために
有効な元素であり、２原子％〜２０原子％の範囲内とす
ることが好ましい。更に高い磁気特性を得るためには、
２原子％〜１５原子％、特に２原子％〜６原子％の範囲
内とすることがより好ましい。これら金属Ｍのうち、特
にＣｒが有効である。このＣｒは、その一部をＴｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから
選択される少なくとも１種の金属と置換することができ
るが、置換する場合の組成比（原子％）をａとすると
き、０≦ａ≦１の範囲であると高いΔＴｘを得ることが
できる。特に高いΔＴｘを確実に得るためには０≦ａ≦
０．５の範囲が好ましい。また、金属ＭのうちでＣｕ
は、結晶化させて硬磁性とする際に結晶の粗大化を防止
する効果があり、硬磁気特性を向上させる作用がある。
【００２２】ホウ素Ｂは、高い非晶質生成能があり、本
発明では１０原子％〜３０原子％の範囲内で添加するこ
とが好ましい。Ｂの添加量が１０原子％未満ではΔＴｘ
が消滅するため好ましくなく、３０原子％を越えると非
晶質体が形成できなくなるために好ましくない。より高
い非晶質形成能と良好な磁気特性を得るためには、Ｂの
添加量は、１４原子％〜２０原子％とすることが好まし
い。
発明では１０原子％〜３０原子％の範囲内で添加するこ
とが好ましい。Ｂの添加量が１０原子％未満ではΔＴｘ
が消滅するため好ましくなく、３０原子％を越えると非
晶質体が形成できなくなるために好ましくない。より高
い非晶質形成能と良好な磁気特性を得るためには、Ｂの
添加量は、１４原子％〜２０原子％とすることが好まし
い。
【００２３】上記の組成系に更に、元素Ｌで示され
る、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちから選択される少
なくとも１種の元素を添加することもできる。これらの
元素を添加する場合には、０原子％〜５原子％の範囲内
で添加することが好ましい。これらの元素は主に耐食性
を向上させる目的で添加するものであるが、前記の範囲
を越えると硬磁気特性が低下する。また、この範囲を越
えるとガラス形成能も劣化するために好ましくない。
る、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちから選択される少
なくとも１種の元素を添加することもできる。これらの
元素を添加する場合には、０原子％〜５原子％の範囲内
で添加することが好ましい。これらの元素は主に耐食性
を向上させる目的で添加するものであるが、前記の範囲
を越えると硬磁気特性が低下する。また、この範囲を越
えるとガラス形成能も劣化するために好ましくない。
【００２４】
【実施例】以下、実施例により更に具体的に説明する。 （非晶質鋳型物の製造）Ｆｅと、Ｃｏと、Ｎｄと、Ｃｒ
の単体純金属と純ボロン結晶をＡｒガス雰囲気中におい
て混合しアーク溶解にて溶製し、下記の組成を有する母
合金を作製した。 Ｆｅ63Ｃｏ7Ｎｄ6Ｃｒ4Ｂ20
の単体純金属と純ボロン結晶をＡｒガス雰囲気中におい
て混合しアーク溶解にて溶製し、下記の組成を有する母
合金を作製した。 Ｆｅ63Ｃｏ7Ｎｄ6Ｃｒ4Ｂ20
【００２５】次にこの母合金を粉砕し、その５ｇを図１
に示す鋳造装置のルツボ２に投入し、高周波コイル１に
通電して不活性ガス雰囲気中で母合金融点より１００℃
〜２００℃高い温度に加熱し溶融した。得られた溶湯３
を、ルツボ底部の射出孔２ａに設けた孔径０．５〜０．
６ｍｍのノズルから射出圧力０．５〜１．５kgf/cm
2で、φ１ｍｍ×５０ｍｍの鋳込み用キャビティー５が
形成された鋳型４に注入し、φ１ｍｍ×５０ｍｍの固化
成形物を得た。得られた成形物について、Ｃｕ-Ｋａ線
を用いたＸ線ディフラクトメーター（ＸＲＤ）によるＸ
線回析分析を行った結果、そのパターンは典型的なブロ
ードパターンであり、非晶質相からなることが確認され
た。また図５のＤＳＣ測定の結果に示すように、 結晶化開始温度Ｔｘ＝９２８Ｋ ガラス遷移温度Ｔｇ＝８８７Ｋ であり、従って 過冷却液体領域ΔＴｘ＝４１Ｋ を示すことが確認された。
に示す鋳造装置のルツボ２に投入し、高周波コイル１に
通電して不活性ガス雰囲気中で母合金融点より１００℃
〜２００℃高い温度に加熱し溶融した。得られた溶湯３
を、ルツボ底部の射出孔２ａに設けた孔径０．５〜０．
６ｍｍのノズルから射出圧力０．５〜１．５kgf/cm
2で、φ１ｍｍ×５０ｍｍの鋳込み用キャビティー５が
形成された鋳型４に注入し、φ１ｍｍ×５０ｍｍの固化
成形物を得た。得られた成形物について、Ｃｕ-Ｋａ線
を用いたＸ線ディフラクトメーター（ＸＲＤ）によるＸ
線回析分析を行った結果、そのパターンは典型的なブロ
ードパターンであり、非晶質相からなることが確認され
た。また図５のＤＳＣ測定の結果に示すように、 結晶化開始温度Ｔｘ＝９２８Ｋ ガラス遷移温度Ｔｇ＝８８７Ｋ であり、従って 過冷却液体領域ΔＴｘ＝４１Ｋ を示すことが確認された。
【００２６】次に、この成形物を石英管に真空封入した
後、電気炉で下記の条件で熱処理した。 昇温速度 ：８０℃／分 熱処理温度：６２０℃〜７００℃（８９３Ｋ〜９７３
Ｋ） 保持時間 ：５分 冷却 ：水焼き入れ この熱処理によって成形物は結晶化し、非晶質マトリッ
クス中に軟磁性相であるＦｅ3Ｂ相と硬磁性相であるＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ相が析出してなる鋳造磁石が得られた。こ
の鋳造磁石の磁気特性を表１に示す。
後、電気炉で下記の条件で熱処理した。 昇温速度 ：８０℃／分 熱処理温度：６２０℃〜７００℃（８９３Ｋ〜９７３
Ｋ） 保持時間 ：５分 冷却 ：水焼き入れ この熱処理によって成形物は結晶化し、非晶質マトリッ
クス中に軟磁性相であるＦｅ3Ｂ相と硬磁性相であるＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ相が析出してなる鋳造磁石が得られた。こ
の鋳造磁石の磁気特性を表１に示す。
【００２７】
【表１】
【００２８】上記の実施例に示すように、前記の金属ガ
ラス合金組成物は鋳造により任意の形状の成形物を得る
ことができ、熱処理することにより非晶質マトリックス
中に軟磁性及び硬磁性の微結晶相が析出した高性能の鋳
造磁石とすることができる。
ラス合金組成物は鋳造により任意の形状の成形物を得る
ことができ、熱処理することにより非晶質マトリックス
中に軟磁性及び硬磁性の微結晶相が析出した高性能の鋳
造磁石とすることができる。
【００２９】
【発明の効果】以上説明したように本発明の鋳造磁石
は、Ｆｅを基金属とし、希土類元素Ｒと、Ｔｉ、Ｚｒ、
Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちか
ら選択された金属Ｍと、Ｂとを含み、ΔＴｘが２０Ｋ以
上である金属ガラス合金組成物が鋳造され、熱処理によ
り非晶質マトリックス中に軟磁性及び硬磁性の微結晶相
が析出してなる組織を有するものであるので、形状自由
度が高く、材料強度や磁気性能も優れた永久磁石とな
る。本発明で得られた鋳造磁石は前記の特性を有するの
で、モーター、アクチュエータ、スピーカー、電子部材
など各種の用途に使用できる永久磁石部材として有用で
あり、従来の希土類元素の使用量が多い高性能磁石より
安価に製造でき、またボンド磁石のように、成形のため
に磁気性能や材料強度が犠牲になることもない。
は、Ｆｅを基金属とし、希土類元素Ｒと、Ｔｉ、Ｚｒ、
Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちか
ら選択された金属Ｍと、Ｂとを含み、ΔＴｘが２０Ｋ以
上である金属ガラス合金組成物が鋳造され、熱処理によ
り非晶質マトリックス中に軟磁性及び硬磁性の微結晶相
が析出してなる組織を有するものであるので、形状自由
度が高く、材料強度や磁気性能も優れた永久磁石とな
る。本発明で得られた鋳造磁石は前記の特性を有するの
で、モーター、アクチュエータ、スピーカー、電子部材
など各種の用途に使用できる永久磁石部材として有用で
あり、従来の希土類元素の使用量が多い高性能磁石より
安価に製造でき、またボンド磁石のように、成形のため
に磁気性能や材料強度が犠牲になることもない。
【図１】 本発明の鋳造磁石を製造する際に用いる鋳造
装置の一例を示す概略図。
装置の一例を示す概略図。
【図２】 図１に示す鋳造装置の使用形態を示す概略
図。
図。
【図３】 他の鋳造装置の一例を示す概略図。
【図４】 金属ガラス合金のＤＳＣ曲線を示すグラフ。
【図５】 Ｆｅ63Ｃｏ7Ｎｄ6Ｃｒ4Ｂ20金属ガラス合金
固化成形物のＤＳＣ曲線を示すグラフ。
固化成形物のＤＳＣ曲線を示すグラフ。
１…高周波コイル ２…ルツボ ２ａ…噴射孔 ３…溶湯 ４…型 ５…鋳込み用キャビティー ６…シリンダ ７…ピストン ８…溶解槽
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 牧野 彰宏 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地 川 内住宅11−806
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｆｅを基金属とし、少なくとも１種の希
土類元素Ｒと、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕのうちから選択された少なくとも１
種の金属Ｍと、Ｂとを含み、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（式
中、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度を示
す）の式で表される過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが
２０Ｋ以上である金属ガラス合金組成物が鋳造され、そ
の後の熱処理により軟磁性相と硬磁性相を析出させてな
ることを特徴とする鋳造磁石。 - 【請求項２】 前記の金属ガラス合金組成物が、下記の
組成式 Ｆｅ100-x-y-z-w-tＲxＭyＴzＢwＬt （式中、Ｒは前記希土類元素Ｒ、Ｍは前記金属Ｍ、Ｔは
Ｃｏ、Ｎｉのうちから選択された少なくとも１種の金
属、ＬはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｃ、Ｐのうちから選択された
少なくとも１種の元素であり、ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔはそ
れぞれ原子％で、２≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦２０、０≦ｚ
≦２０、１０≦ｗ≦３０、０≦ｔ≦５である）で示され
る組成を有するものであることを特徴とする請求項１に
記載の鋳造磁石。 - 【請求項３】 前記請求項１又は請求項２に記載の金属
ガラス合金組成物を溶融し、得られた溶湯を型に鋳込む
ことにより金属ガラス合金の固化成形物を作製し、その
後熱処理することにより軟磁性相と硬磁性相を析出させ
ることを特徴とする鋳造磁石の製造方法。 - 【請求項４】 前記請求項３に記載の鋳込みにより得ら
れた固化成形物を５００℃〜８５０℃の範囲内の温度で
熱処理することを特徴とする鋳造磁石の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9233068A JPH1174106A (ja) | 1997-08-28 | 1997-08-28 | 鋳造磁石とその製造方法 |
| EP98306472A EP0898287B1 (en) | 1997-08-22 | 1998-08-13 | Hard magnetic alloy having supercooled liquid region, sintered product thereof and applications |
| DE69814762T DE69814762T2 (de) | 1997-08-22 | 1998-08-13 | Hartmagnetische Legierung mit supergekühlter Schmelzregion,gesintertes Produkt davon und Anwendungen |
| KR1019980033980A KR100320249B1 (ko) | 1997-08-22 | 1998-08-21 | 과냉각액체영역을가지는경자성합금및그소결체,주조물및그들을사용한스테핑모터및스피커 |
| US09/138,149 US6172589B1 (en) | 1997-08-22 | 1998-08-21 | Hard magnetic alloy having supercooled liquid region, sintered or cast product thereof or stepping motor and speaker using the alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9233068A JPH1174106A (ja) | 1997-08-28 | 1997-08-28 | 鋳造磁石とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1174106A true JPH1174106A (ja) | 1999-03-16 |
Family
ID=16949308
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9233068A Withdrawn JPH1174106A (ja) | 1997-08-22 | 1997-08-28 | 鋳造磁石とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1174106A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003031407A (ja) * | 2001-07-16 | 2003-01-31 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 異方性鉄基永久磁石およびその製造方法 |
-
1997
- 1997-08-28 JP JP9233068A patent/JPH1174106A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003031407A (ja) * | 2001-07-16 | 2003-01-31 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 異方性鉄基永久磁石およびその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20041102 |