JPS63196014A - 磁気異方性磁石及びその製造方法 - Google Patents
磁気異方性磁石及びその製造方法Info
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- JPS63196014A JPS63196014A JP62028460A JP2846087A JPS63196014A JP S63196014 A JPS63196014 A JP S63196014A JP 62028460 A JP62028460 A JP 62028460A JP 2846087 A JP2846087 A JP 2846087A JP S63196014 A JPS63196014 A JP S63196014A
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Classifications
-
- 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
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、R−Fe−B−M系合金(RはYを含む1種
又は2種以上の希土類元素又Feの1部をC0で置換し
たR −Fe−Co −B −M合金を含み、Mととし
てT5 Zr+ Hfの1種又は2種以上の組み合せを
用いた異方性磁石に関するものである。
又は2種以上の希土類元素又Feの1部をC0で置換し
たR −Fe−Co −B −M合金を含み、Mととし
てT5 Zr+ Hfの1種又は2種以上の組み合せを
用いた異方性磁石に関するものである。
近年、高エネルギー積を有するR−Fe−B系合金又は
Feの1部をCoで置換したR−Fe−Co−B系合金
による永久磁石の研究開発が盛んである。これらの永久
磁石はSm −Co1石と、はぼ同程度の保磁力とエネ
ルギー積を有するが、S+w −Co磁石より経済的で
あるため最近注目されている永久磁石である。ここにR
−Fe−B又はR−Fe−Co−B永久磁石の製造プロ
セスは大別して下記の4種類がある。
Feの1部をCoで置換したR−Fe−Co−B系合金
による永久磁石の研究開発が盛んである。これらの永久
磁石はSm −Co1石と、はぼ同程度の保磁力とエネ
ルギー積を有するが、S+w −Co磁石より経済的で
あるため最近注目されている永久磁石である。ここにR
−Fe−B又はR−Fe−Co−B永久磁石の製造プロ
セスは大別して下記の4種類がある。
まず第1のプロセスは特開昭59−46008号公報お
よび同59−64733号公報に記載されているように
、R−Fe−B又はR−Fe−CoB系合金を粉砕した
後、粉末冶金プロセスにより成形し焼結処理を経て焼結
磁石とする方法である。
よび同59−64733号公報に記載されているように
、R−Fe−B又はR−Fe−CoB系合金を粉砕した
後、粉末冶金プロセスにより成形し焼結処理を経て焼結
磁石とする方法である。
第2の製造プロセスは例えば特開昭59−64739号
公報に記載されているように急冷法で得られた合金をそ
のまま、あるいは熱処理することによりフレーク状の永
久磁石を作成し、その後特開昭59−211549号公
報に記載されるように樹脂と共に固化成形し等方性ボン
ド磁石とするものである。
公報に記載されているように急冷法で得られた合金をそ
のまま、あるいは熱処理することによりフレーク状の永
久磁石を作成し、その後特開昭59−211549号公
報に記載されるように樹脂と共に固化成形し等方性ボン
ド磁石とするものである。
第3の製造プロセスは例えば特開昭60−100402
号公報に記載されているように急冷法により製造された
合金粉を700℃以上でホットプレスもしくは旧Pでち
密化した等方性バルク磁石を得る方法である。
号公報に記載されているように急冷法により製造された
合金粉を700℃以上でホットプレスもしくは旧Pでち
密化した等方性バルク磁石を得る方法である。
第4の製造方法は特開昭60−100402号公報に記
載されているように第3の方法で作成された等方性バル
ク磁石を更に700℃以上で、すえ込み加工を行い圧縮
方向に磁気異方性を付与した異方性バルク磁石を得る方
法である。
載されているように第3の方法で作成された等方性バル
ク磁石を更に700℃以上で、すえ込み加工を行い圧縮
方向に磁気異方性を付与した異方性バルク磁石を得る方
法である。
第1の方法によれば磁嶽異方性化が可能であり得られる
磁気特性は30〜45MGOeにも到達するのであるが
、焼結体中の平均結晶粒径が1μmを越えるため保磁力
が本合金系の固有の異方性定数から期待される値と比較
して低いため熱安定性が悪いという欠点を有する。
磁気特性は30〜45MGOeにも到達するのであるが
、焼結体中の平均結晶粒径が1μmを越えるため保磁力
が本合金系の固有の異方性定数から期待される値と比較
して低いため熱安定性が悪いという欠点を有する。
又、第2の方法によれば比較的容易に圧縮成形等の成形
が可能であるが、磁気的に等方性であるため得られる磁
気特性が低い。例えば射出成形で得られる磁気特性は(
BH)、 : 3〜5 MGOe、圧縮成形で(BH
)、 : 8〜10MGOeであり更に着磁磁場強度
に対する依存性が大きいという欠点も有する。
が可能であるが、磁気的に等方性であるため得られる磁
気特性が低い。例えば射出成形で得られる磁気特性は(
BH)、 : 3〜5 MGOe、圧縮成形で(BH
)、 : 8〜10MGOeであり更に着磁磁場強度
に対する依存性が大きいという欠点も有する。
すなわち、(BH)、 : 8MGOeを得るために
は、通常50KOe程度の着磁磁場強度が必要で、本磁
石をモータ等に組み込んだ後着磁することは実質的に不
可能である。
は、通常50KOe程度の着磁磁場強度が必要で、本磁
石をモータ等に組み込んだ後着磁することは実質的に不
可能である。
又、第3の方法によれば密度上昇の結果、空孔が無く耐
候性は向上するが、等方性であるため第2の方法と同様
、組み込み着磁が出来ない、得られる(BH)、は密度
上昇分だけ上昇し12MGOe程度得られる。
候性は向上するが、等方性であるため第2の方法と同様
、組み込み着磁が出来ない、得られる(BH)、は密度
上昇分だけ上昇し12MGOe程度得られる。
第4の方法によれば、第1の方法と同様異方性化は可能
となり30〜45MGOeの(BH)、が得られるが、
すえ込み加工温度が700〜750℃においては、加工
時にクランクが発生する。又、上記温度範囲において、
すえ込み加工された磁石は、焼結磁石と比較して機械的
強度が脆弱であるという欠点を有する。このような欠点
を解消するために、すえ込み加工温度を750℃以上と
し、加工速度を遅くすることによりクラックの発生を防
止し、かつ機械的強度を改善することは可能である。
となり30〜45MGOeの(BH)、が得られるが、
すえ込み加工温度が700〜750℃においては、加工
時にクランクが発生する。又、上記温度範囲において、
すえ込み加工された磁石は、焼結磁石と比較して機械的
強度が脆弱であるという欠点を有する。このような欠点
を解消するために、すえ込み加工温度を750℃以上と
し、加工速度を遅くすることによりクラックの発生を防
止し、かつ機械的強度を改善することは可能である。
しかしながら、R−Fe−B又はR−Fe−Co−B系
合金においては、すえ込み加工温度を750℃以上とす
ると、結晶粒成長が著しく保磁力が大幅に低下する。特
に加工温度800℃以上においては、保磁力は2 KO
e以下に低下し、実用的な永久磁石特性を得ることが出
来ない。本発明は上記従来技術の欠点を解消し熱安定性
良好で着磁の容易で機械的強度に優れた異方性磁石を提
供するものである。
合金においては、すえ込み加工温度を750℃以上とす
ると、結晶粒成長が著しく保磁力が大幅に低下する。特
に加工温度800℃以上においては、保磁力は2 KO
e以下に低下し、実用的な永久磁石特性を得ることが出
来ない。本発明は上記従来技術の欠点を解消し熱安定性
良好で着磁の容易で機械的強度に優れた異方性磁石を提
供するものである。
本発明は上記目的達成のために下記のような技術的手段
を用いた。すなわち、平均結晶粒径が、0.01〜0.
5μmに制御されたR−Fe−B−M(MはTi+ Z
r、 Hfのうち少くとも1種又は2種以上)又はR−
Fe−Co −B −M系合金(RはYを含む1種又は
2種以上の希土類元素、又Feの1部をCoで置換した
。)を原料とした。
を用いた。すなわち、平均結晶粒径が、0.01〜0.
5μmに制御されたR−Fe−B−M(MはTi+ Z
r、 Hfのうち少くとも1種又は2種以上)又はR−
Fe−Co −B −M系合金(RはYを含む1種又は
2種以上の希土類元素、又Feの1部をCoで置換した
。)を原料とした。
上記合金は好ましくはR:11〜18at%、B:4〜
1lat%、Co:30at%以下、M (Ti、 Z
r。
1lat%、Co:30at%以下、M (Ti、 Z
r。
Hfのうち少くとも1種又は2種以上の組み合せ):
0.25〜3at%、残部Feおよび不可避不純物から
なる組成としたものである。
0.25〜3at%、残部Feおよび不可避不純物から
なる組成としたものである。
本発明において、R−Fe−B−M合金の平均粒径が0
.5μmを越えると保磁力が低下し、160℃における
不可逆減磁率が20%以上となって1しく熱安定性を低
下させるので不都合である。又平均粒径が0.01μm
未満であると保磁力が低(、永久磁石として実用的な特
性を得ることが出来ない。よって平均粒径を0.01〜
0.5μmと限定した。
.5μmを越えると保磁力が低下し、160℃における
不可逆減磁率が20%以上となって1しく熱安定性を低
下させるので不都合である。又平均粒径が0.01μm
未満であると保磁力が低(、永久磁石として実用的な特
性を得ることが出来ない。よって平均粒径を0.01〜
0.5μmと限定した。
塑性変形の温度が1000℃を越えると平均粒径が0.
5μmを越えるため磁気特性は劣化し、750℃以下で
は塑性変形時の変形抵抗が太き(、十分強い異方性を付
与することが出来ないばかりでなく、塑性変形時にクラ
ックが発生する。したがって、すえ込み加工の温度を7
50〜1000℃と限定した。
5μmを越えるため磁気特性は劣化し、750℃以下で
は塑性変形時の変形抵抗が太き(、十分強い異方性を付
与することが出来ないばかりでなく、塑性変形時にクラ
ックが発生する。したがって、すえ込み加工の温度を7
50〜1000℃と限定した。
又、塑性変形時の加工率が2以下では十分な異方性を付
与することが出来ない。(BH)、 : 20MGO
e以上の特性を得るためには、3以上の加工率が望まし
い。
与することが出来ない。(BH)、 : 20MGO
e以上の特性を得るためには、3以上の加工率が望まし
い。
又、添加物として用ルするTi、 Zr、 Ilfを0
.25〜3at%と限定する理由は以下の通りである。
.25〜3at%と限定する理由は以下の通りである。
0.25at%以下の添加ではTll Zr、 Hf添
加による結晶粒成長抑制の効果が認められず、750℃
以上のすえ込み加工温度でR−Fe−B系合金と同様、
保磁力が大巾に低下する。一方、3at%以上添加する
と非磁性介在物が結晶粒内に析出するため残留磁束密度
と保磁力の大巾な低下が避けられない。
加による結晶粒成長抑制の効果が認められず、750℃
以上のすえ込み加工温度でR−Fe−B系合金と同様、
保磁力が大巾に低下する。一方、3at%以上添加する
と非磁性介在物が結晶粒内に析出するため残留磁束密度
と保磁力の大巾な低下が避けられない。
0.25〜3at%の添加によりSs −Co磁石と同
・等以上の(811)、と、R−Fe−B系磁石より高
い保磁力を得ることが出来る。
・等以上の(811)、と、R−Fe−B系磁石より高
い保磁力を得ることが出来る。
又、塑性変形の速度は5 w / sec以上では、加
工時にクラックが発生し、0.05m/see以下では
、加工時間が長く粒成長による保磁力の低下がみられる
場合がある。
工時にクラックが発生し、0.05m/see以下では
、加工時間が長く粒成長による保磁力の低下がみられる
場合がある。
〔実施例〕
以下実施例により、本発明を更に詳細に説明する。
実施例l
Nd14FelJ@Mz (MはZr、 Ti、 1l
f)及び、参考のためNd+aFetsBsの4種類の
合金をアーク溶解により溶製し、本合金を非酸化雰囲気
中で再溶解し、単ロール上に溶湯急冷し、フレーク状の
原料を作成した。
f)及び、参考のためNd+aFetsBsの4種類の
合金をアーク溶解により溶製し、本合金を非酸化雰囲気
中で再溶解し、単ロール上に溶湯急冷し、フレーク状の
原料を作成した。
得られたフレークは約30μmの厚さを有する不定形で
、X線回折の結果、非晶質と結晶質混合であることが解
った。
、X線回折の結果、非晶質と結晶質混合であることが解
った。
このフレークを粉末状に破砕し、室温にて冷間プレスし
圧粉体とした。得られた圧粉体を650℃でホットプレ
スし、ち密化を行った。更に、高密度化された成形体を
、700,750,800゜850、 900.100
0℃で、各々加工速度0.6鶴/secで、すえ込み加
工を施した。すえ込み時の加工率は3.0に固定して行
った。すえ込み加工後、得られた試料のクランクの有無
を目視により検査を行ったところ、700℃で加工を行
った試料には、全て中央部にクラックが認められた。7
50℃で加工を行ったものは、1部端部にクラックが認
められた。800℃以上で加工を行った試料にはクラン
クは認められなかった。第1表に結果をまとめて示す。
圧粉体とした。得られた圧粉体を650℃でホットプレ
スし、ち密化を行った。更に、高密度化された成形体を
、700,750,800゜850、 900.100
0℃で、各々加工速度0.6鶴/secで、すえ込み加
工を施した。すえ込み時の加工率は3.0に固定して行
った。すえ込み加工後、得られた試料のクランクの有無
を目視により検査を行ったところ、700℃で加工を行
った試料には、全て中央部にクラックが認められた。7
50℃で加工を行ったものは、1部端部にクラックが認
められた。800℃以上で加工を行った試料にはクラン
クは認められなかった。第1表に結果をまとめて示す。
上記試料より、110X10X7tのテストピースを切
り出し磁気特性を測定した。第1図に各加工温度に対す
る保磁力の変化を示す。参考例として作成したNd、4
Fe□B、においては、750℃以上の加工温度におい
て保磁力は大巾に低下するが、Ti、 Zr、 Hfを
添加した本発明合金においては、750℃以上の加工温
度においても保磁力の大幅な低下は認められなかった。
り出し磁気特性を測定した。第1図に各加工温度に対す
る保磁力の変化を示す。参考例として作成したNd、4
Fe□B、においては、750℃以上の加工温度におい
て保磁力は大巾に低下するが、Ti、 Zr、 Hfを
添加した本発明合金においては、750℃以上の加工温
度においても保磁力の大幅な低下は認められなかった。
実施例2
Nd+5FerJsTjsなる組成の合金をアーク溶解
により溶製し、実施例1と同様単ロール法により溶湯急
冷し、フレークを得た。得られたフレークを実施例1と
同様破砕した後、650℃にてホットプレスし、ち密化
された成形体を得た。得られた成形体を950℃で、加
工率を1.5.2.0.2.5゜3.0.3.5. 4
.0と変化させて、すえ込み加工を行った後、1010
X10X5Lのテストピースを各々の試料より切り出し
磁気特性を測定した。第2図に加工率に対する、残留磁
束密度と(BH)、の変化を示す、加工率2以下におい
ては、(BH)、が15MGOe以下で異方性化度が低
いが、加工率を2以上とすることにより異方性化度が大
幅に改善されることがわかる。
により溶製し、実施例1と同様単ロール法により溶湯急
冷し、フレークを得た。得られたフレークを実施例1と
同様破砕した後、650℃にてホットプレスし、ち密化
された成形体を得た。得られた成形体を950℃で、加
工率を1.5.2.0.2.5゜3.0.3.5. 4
.0と変化させて、すえ込み加工を行った後、1010
X10X5Lのテストピースを各々の試料より切り出し
磁気特性を測定した。第2図に加工率に対する、残留磁
束密度と(BH)、の変化を示す、加工率2以下におい
ては、(BH)、が15MGOe以下で異方性化度が低
いが、加工率を2以上とすることにより異方性化度が大
幅に改善されることがわかる。
実施例3
NdrtFetm−xBsZrx(X”0.1. 0.
25.0.5゜1、 2. 3. 4)なる組成の合金
を実施例1と同様、単ロール法で溶湯急冷し、650℃
でホットプレスし、ち密化した成形体を得た。得られた
成形体を850℃で加工率3.5にて、すえ込み加工を
行い、実施例2と同様磁気特性を測定した。第3図は保
磁力(all)、を、Zri加量に対してまとめたちの
である。Zr添加量0.25〜3at%において一保磁
力15KOe以上、(BH)−20MGOe以上の磁気
特性が得られることが解る。
25.0.5゜1、 2. 3. 4)なる組成の合金
を実施例1と同様、単ロール法で溶湯急冷し、650℃
でホットプレスし、ち密化した成形体を得た。得られた
成形体を850℃で加工率3.5にて、すえ込み加工を
行い、実施例2と同様磁気特性を測定した。第3図は保
磁力(all)、を、Zri加量に対してまとめたちの
である。Zr添加量0.25〜3at%において一保磁
力15KOe以上、(BH)−20MGOe以上の磁気
特性が得られることが解る。
本発明により、熱安定性が良好で機械的性質に優れ着磁
性の良いR−Fe−B系磁石の製造が可能である。
性の良いR−Fe−B系磁石の製造が可能である。
第1図は、本発明に係る保磁力のすえ込加工温度依存性
を示す実施例、第2図は、(BH)、及びBrの加工率
依存性を示す実施例、第3図は、(Bll)。 及び保磁力のZr添加量依存性を示す実施例である。 (1) Nd14Fe78B8 (参考例)(2)
N(114Fe76BBTi2(3) Nd14Fe7
6BSZr2 (4) Nd14Fe7688Hf2 第1図 L5 2.0 2.5 3.0 3
5 4f12「添加量(at@/@) 第3図
を示す実施例、第2図は、(BH)、及びBrの加工率
依存性を示す実施例、第3図は、(Bll)。 及び保磁力のZr添加量依存性を示す実施例である。 (1) Nd14Fe78B8 (参考例)(2)
N(114Fe76BBTi2(3) Nd14Fe7
6BSZr2 (4) Nd14Fe7688Hf2 第1図 L5 2.0 2.5 3.0 3
5 4f12「添加量(at@/@) 第3図
Claims (6)
- (1)平均結晶粒径が0.01〜0.5μmであるR−
Fe−B−M合金粉又はR−Fe−Co−B−M合金粉
(RはYを含む1種又は2種以上の希土類元素、添加元
素MとしてTi、Zr、Hfの内1種又は2種以上)を
含むことを特徴とする磁気異方性磁石。 - (2)平均結晶粒径が0.01〜0.5μmであるR−
Fe−B−M合金粉又はR−Fe−Co−B−M合金粉
(RはYを含む希土類元素の1種又は2種以上の希土類
元素、添加元素MとしてTi、Zr、Hfのうち1種又
は2種以上であって、R=11〜18at%、B=4〜
8at%、Co=30a%以下、M=0.25〜3at
%、残部Feおよび不可避の不純物からなる)を塑性加
工することにより磁気異方性を付与した磁気異方性磁石
の製造方法。 - (3)R−Fe−B−M又はR−Fe−Co−B−M系
磁石が急冷法により得られたフレーク又は粉末をHIP
、ホットプレス等により、ち密化された後塑性変形によ
り磁気的異方性化されたことを特徴とする特許請求の範
囲第2項記載の磁気異方性磁石の製造方法。 - (4)前記塑性変形を与える手段として750〜100
0℃に加熱しすえ込み加工を施したことを特徴とする特
許請求の範囲第3項記載の磁気異方性磁石の製造方法。 - (5)前記塑性変形を与える手段として加工速度を0.
05〜5mm/secとすることを特徴とする特許請求
の範囲第3項記載の磁気異方性磁石の製造方法。 - (6)前記塑性変形を与える手段として加工率を2以上
(ち密化後の素材厚さを塑性変形後の素材厚さで除した
値)とすることを特徴とする特許請求の範囲第3項記載
の磁気異方性磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62028460A JPS63196014A (ja) | 1987-02-10 | 1987-02-10 | 磁気異方性磁石及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62028460A JPS63196014A (ja) | 1987-02-10 | 1987-02-10 | 磁気異方性磁石及びその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63196014A true JPS63196014A (ja) | 1988-08-15 |
Family
ID=12249279
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62028460A Pending JPS63196014A (ja) | 1987-02-10 | 1987-02-10 | 磁気異方性磁石及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63196014A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0336705A (ja) * | 1989-07-04 | 1991-02-18 | Daido Steel Co Ltd | 希土類磁石の製造方法 |
WO2010106964A1 (ja) | 2009-03-19 | 2010-09-23 | 本田技研工業株式会社 | 希土類永久磁石およびその製造方法 |
-
1987
- 1987-02-10 JP JP62028460A patent/JPS63196014A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0336705A (ja) * | 1989-07-04 | 1991-02-18 | Daido Steel Co Ltd | 希土類磁石の製造方法 |
WO2010106964A1 (ja) | 2009-03-19 | 2010-09-23 | 本田技研工業株式会社 | 希土類永久磁石およびその製造方法 |
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