JPS63213324A - 樹脂結合型希土類磁石 - Google Patents
樹脂結合型希土類磁石Info
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- JPS63213324A JPS63213324A JP62047052A JP4705287A JPS63213324A JP S63213324 A JPS63213324 A JP S63213324A JP 62047052 A JP62047052 A JP 62047052A JP 4705287 A JP4705287 A JP 4705287A JP S63213324 A JPS63213324 A JP S63213324A
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- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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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〕
本発明は樹脂結合型希土類磁石に関する。
従来、報告されているＲ −’ ？ ｅ −Ｂ系の樹脂
結合製磁石の製造方法は以下のものである。
結合製磁石の製造方法は以下のものである。
アモルファス金属を製造するの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、その茫片を樹
脂結合法で磁石にする（参考文献１ ）。
置で厚さ３０μｍ程度の急冷薄片を作り、その茫片を樹
脂結合法で磁石にする（参考文献１ ）。
参考文献１． Ｒ，Ｗ、Ｌａｅ ： Ａｐｐｌ 、 Ｐ
ｈｙａ 、 Ｌｅｔｔ 。
ｈｙａ 、 Ｌｅｔｔ 。
’ＶｏＬ４６（８）、１５ Ａｐｒｉｌ １９８５
、Ｐ ７９０文献に添って上記の従来技術を説明す
ると、急冷薄帯製造装置を＠適なロール速度（約２０
ｍ／ｓ）にして、Ｒ−？ ｅ −Ｂ合金の急冷Ｎ帯を作
る。
、Ｐ ７９０文献に添って上記の従来技術を説明す
ると、急冷薄帯製造装置を＠適なロール速度（約２０
ｍ／ｓ）にして、Ｒ−？ ｅ −Ｂ合金の急冷Ｎ帯を作
る。
得られた薄帯は厚さ５０μｍのリボン状をしており、直
径が１ｏｏｏＸ以下の多結晶が集合している。薄帯は脆
くて割れやすく、結晶粒は等方向に分布しているのでＦ
ｉＢ気的にも等方性である。保磁力機構はいわゆるピニ
ング型で、微細なＲ２７ｅ１４Ｂ相のまわりをアモルフ
ァス状態の軟磁性相がとっかこんでおり、 Ｓｍ２０
０１７型のようなセル組織となっている。
径が１ｏｏｏＸ以下の多結晶が集合している。薄帯は脆
くて割れやすく、結晶粒は等方向に分布しているのでＦ
ｉＢ気的にも等方性である。保磁力機構はいわゆるピニ
ング型で、微細なＲ２７ｅ１４Ｂ相のまわりをアモルフ
ァス状態の軟磁性相がとっかこんでおり、 Ｓｍ２０
０１７型のようなセル組織となっている。
上述した従来技術で、樹脂結合型Ｒ−？ ｅ −Ｂ基磁
石は一応作製できるが、従来技術は次のような欠点を有
していた。
石は一応作製できるが、従来技術は次のような欠点を有
していた。
まず参考文献１．による方法は原理的に等方性であるた
め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。さらに現状では、急冷薄帯製造装置は生
産性が悪く高価であるという点があげられる。
め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。さらに現状では、急冷薄帯製造装置は生
産性が悪く高価であるという点があげられる。
本発明になる樹脂結合型Ｒ−ＩＦ ８− Ｂ基磁石の製
造方法はこれらの欠点を解決せんとするものであり、そ
の目的とするところは、高性能かつ低コストな樹脂結合
型Ｒ−ＩＦ ｅ −Ｂ系永久磁石を得ることにある。
造方法はこれらの欠点を解決せんとするものであり、そ
の目的とするところは、高性能かつ低コストな樹脂結合
型Ｒ−ＩＦ ｅ −Ｂ系永久磁石を得ることにある。
本発明の永久磁石は、樹脂結合型希土類−鉄系永久磁石
に関するものであり、具体的にはＲが８〜５０原子％、
Ｂが２〜２８原子％、０ｏ５０原子％以下、Ａｌ１５原
子％以下、及び残部が鉄及びその他の製造上不可避な不
純物からなる合金を溶解後急冷し、粉砕後、有機物樹脂
と混練、成形することを特徴とする。さらに磁気特性、
特に保磁力の向上のためには、前記組成中でもＲが８〜
−２５原子％、Ｂが２〜２８［子％、ｃｏｓｏ原子％以
下、Ａｌ１５原子％以下、及び残部が鉄及びその他の製
造上不可避な不純物からなることを特徴とする。ｔた本
発明による樹脂結合温布上類−鉄系永久磁石は、参考文
献１による磁石と異なり、初磁化曲線の立ち上がりの急
峻ないわゆるｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ タイプの初磁化
曲線であることを特徴とする。適切な保磁力を得るため
の粒径としては０．１μｍ以上１０μ風以下であること
を特徴とする。
に関するものであり、具体的にはＲが８〜５０原子％、
Ｂが２〜２８原子％、０ｏ５０原子％以下、Ａｌ１５原
子％以下、及び残部が鉄及びその他の製造上不可避な不
純物からなる合金を溶解後急冷し、粉砕後、有機物樹脂
と混練、成形することを特徴とする。さらに磁気特性、
特に保磁力の向上のためには、前記組成中でもＲが８〜
−２５原子％、Ｂが２〜２８［子％、ｃｏｓｏ原子％以
下、Ａｌ１５原子％以下、及び残部が鉄及びその他の製
造上不可避な不純物からなることを特徴とする。ｔた本
発明による樹脂結合温布上類−鉄系永久磁石は、参考文
献１による磁石と異なり、初磁化曲線の立ち上がりの急
峻ないわゆるｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ タイプの初磁化
曲線であることを特徴とする。適切な保磁力を得るため
の粒径としては０．１μｍ以上１０μ風以下であること
を特徴とする。
前記のように現存の樹脂結合型希土類−鉄系永久磁石は
、ｆｉｉ気特性の悪さ、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、これらの欠点を解決す
るため、Ｒ−？ ｅ −Ｂ基磁石の保磁力機構及び樹脂
結合化のための適切な粒径とその配向の可否等の研究に
着手した。その結果、参考文献２に示されているように
急冷法によっても粒径が１１μｍ以上であれば磁場配向
が可能であることを確認し、これと本発明者らが先に出
願した鋳造Ｒ−？ ｅ −Ｂ 磁石とを組み合わせるこ
とにより面内異方性樹脂結合型希土類−鉄系磁石を発明
した。
、ｆｉｉ気特性の悪さ、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、これらの欠点を解決す
るため、Ｒ−？ ｅ −Ｂ基磁石の保磁力機構及び樹脂
結合化のための適切な粒径とその配向の可否等の研究に
着手した。その結果、参考文献２に示されているように
急冷法によっても粒径が１１μｍ以上であれば磁場配向
が可能であることを確認し、これと本発明者らが先に出
願した鋳造Ｒ−？ ｅ −Ｂ 磁石とを組み合わせるこ
とにより面内異方性樹脂結合型希土類−鉄系磁石を発明
した。
参考文献ｚ、 Ｒ，Ｗ、Ｌ６５１ ａｔ ａｌ ；工
Ｒ１Ｅ Ｅ ＴｒａｎＴｏｌ、ＭＡＧ−２１、Ｆａ５
．５ｅｐｔ １９８５．Ｐ１９５Ｂこの方法は、参考
文献１のように作製される樹脂結合磁石に比して、面内
異方性であることから約１．５倍のエネルギー積な有し
、また急冷の度合もアモルファス相を形成するほど大き
い必（はないため、ストリップキャスティングのような
生産性の高い方法が使えるため、コストパフォーマンス
にはるかに優れた磁石を製造することができる以下、本
発明の内容を詳しく説明する。樹脂結合磁石を作るため
には、当然のことながら粉末状態で安定した保磁力が得
られなげればならない。
Ｒ１Ｅ Ｅ ＴｒａｎＴｏｌ、ＭＡＧ−２１、Ｆａ５
．５ｅｐｔ １９８５．Ｐ１９５Ｂこの方法は、参考
文献１のように作製される樹脂結合磁石に比して、面内
異方性であることから約１．５倍のエネルギー積な有し
、また急冷の度合もアモルファス相を形成するほど大き
い必（はないため、ストリップキャスティングのような
生産性の高い方法が使えるため、コストパフォーマンス
にはるかに優れた磁石を製造することができる以下、本
発明の内容を詳しく説明する。樹脂結合磁石を作るため
には、当然のことながら粉末状態で安定した保磁力が得
られなげればならない。
Ｒ−？ ｅ −Ｂ基磁石は、その保磁力の源をＲ２１Ｆ
９１４Ｂ という金属間化合物の結晶磁気異方性に依
存しており、その単磁区臨界半径はサブミクロンオーダ
である。現在、その保磁力４〜構には参考文献１，２の
急冷法に代表されるｐｉｎｎｉｎｇモデルと、参考文献
３に代表されるｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ モデルの２種
がある。
９１４Ｂ という金属間化合物の結晶磁気異方性に依
存しており、その単磁区臨界半径はサブミクロンオーダ
である。現在、その保磁力４〜構には参考文献１，２の
急冷法に代表されるｐｉｎｎｉｎｇモデルと、参考文献
３に代表されるｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ モデルの２種
がある。
参考文献五 Ｍ、 ＋３ａｇａｗａ 、 Ｓ 、 ？ｕ
ｊｉｍｕｒａ 、 Ｎ 、ＴＯｇａｖａ、Ｈ，Ｙａｍａ
ｍｏｔｏ ａｎｌ Ｙ 、Ｍａｔｓｕｕｒａ ： Ｊ
、Ａｐｐｌ 、Ｐｈｙａ、Ｔｏｌ、５５（Ｓ）、１５
Ｍａｒｃｈ １９８４．？２０８Ｂ両者とも保磁力
の出現には第２相あるいは第３相を必要とするが、主相
の粒径は著しく異なる。
ｊｉｍｕｒａ 、 Ｎ 、ＴＯｇａｖａ、Ｈ，Ｙａｍａ
ｍｏｔｏ ａｎｌ Ｙ 、Ｍａｔｓｕｕｒａ ： Ｊ
、Ａｐｐｌ 、Ｐｈｙａ、Ｔｏｌ、５５（Ｓ）、１５
Ｍａｒｃｈ １９８４．？２０８Ｂ両者とも保磁力
の出現には第２相あるいは第３相を必要とするが、主相
の粒径は著しく異なる。
すなわちｐｉｎｎｉｎｇモデルに依るものでは１１μｍ
以下、またｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ モデルによるもの
では１０μｍｎ程と１００倍以上異なっている。樹脂結
合化のために必要な粒径は数μｍ−ｍ−数１０受風り、
その範囲の大きさな粒の中で前記の保磁力機構が再現さ
れれば樹脂結合磁石が得られることになる０次に異方化
について言えば、磁場配向できるためには、粒子がすで
に異方性を持っていなければならず、その形態として、
各粒子がほぼ単結晶状態にあるか、すでに配向した微粒
子の集合体である必要がある０以上の２点、すなわち、
粉末状態での保磁力及び粒径と異方化という点から上記
２モデルを見ると以下のようになる。ｔずｐｉｎｎｉｎ
ｇモデルであるが、この場合はすでに樹脂結合磁石が実
現されていることからもわかるように、粉末状態での保
磁力は、得られているが異方化という点に問題がある。
以下、またｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ モデルによるもの
では１０μｍｎ程と１００倍以上異なっている。樹脂結
合化のために必要な粒径は数μｍ−ｍ−数１０受風り、
その範囲の大きさな粒の中で前記の保磁力機構が再現さ
れれば樹脂結合磁石が得られることになる０次に異方化
について言えば、磁場配向できるためには、粒子がすで
に異方性を持っていなければならず、その形態として、
各粒子がほぼ単結晶状態にあるか、すでに配向した微粒
子の集合体である必要がある０以上の２点、すなわち、
粉末状態での保磁力及び粒径と異方化という点から上記
２モデルを見ると以下のようになる。ｔずｐｉｎｎｉｎ
ｇモデルであるが、この場合はすでに樹脂結合磁石が実
現されていることからもわかるように、粉末状態での保
磁力は、得られているが異方化という点に問題がある。
このモデルでは保磁力の出現に第２相としてアモルファ
ス軟磁性相を必要とするが、これを形成するには、非常
に速い冷却速度を必要とし、主相であるＨＩＰ＠ｔａＢ
棺を前記のような配向可能な１１μｍ以上というサイズ
にすることができない。
ス軟磁性相を必要とするが、これを形成するには、非常
に速い冷却速度を必要とし、主相であるＨＩＰ＠ｔａＢ
棺を前記のような配向可能な１１μｍ以上というサイズ
にすることができない。
一方、ｎｕｏ１６ａｔｉｏｎ モデルだが、これには
現在、焼結法及び鋳造法があるが、どちらの方法もａｓ
５ｉｎｔａｒｅａ ａｓ ｃｏｓｔの状態ではＲ２１
６１４Ｂ相の粒径はほぼ１０μｍｍ後が限界で、バルク
状態から粉砕すれば保磁力の出現に重要な役割を果す、
粒界相に影響を与え保磁力は激減してしまう、た。
現在、焼結法及び鋳造法があるが、どちらの方法もａｓ
５ｉｎｔａｒｅａ ａｓ ｃｏｓｔの状態ではＲ２１
６１４Ｂ相の粒径はほぼ１０μｍｍ後が限界で、バルク
状態から粉砕すれば保磁力の出現に重要な役割を果す、
粒界相に影響を与え保磁力は激減してしまう、た。
だしこの粉砕はほぼ単結晶に近いので磁場配向は可能な
る。また鋳造磁石では柱状晶の異方性を利用した面内異
方性磁石が製造できる。これを−歩進めて、さらに微細
な粒からなる柱状晶あるいはチル晶を作って、樹脂結合
のための粉末内にその結晶状態が維持できるならば、面
内異方性を持った、保磁力を有する粉末が作れることに
なる。
る。また鋳造磁石では柱状晶の異方性を利用した面内異
方性磁石が製造できる。これを−歩進めて、さらに微細
な粒からなる柱状晶あるいはチル晶を作って、樹脂結合
のための粉末内にその結晶状態が維持できるならば、面
内異方性を持った、保磁力を有する粉末が作れることに
なる。
これらの点を考慮して、我々はｎｕｃｌｅａｔｔｏｎ
タイプの磁石の粒径な、通常の鋳造に比して急速に冷
却することにより、小さくして樹脂結合に適した粉末状
態で保磁力を得る研究に着手し、前記組成範囲で面内異
方性樹脂結合型磁石の製造が可能であることを発明した
。
タイプの磁石の粒径な、通常の鋳造に比して急速に冷
却することにより、小さくして樹脂結合に適した粉末状
態で保磁力を得る研究に着手し、前記組成範囲で面内異
方性樹脂結合型磁石の製造が可能であることを発明した
。
この方法による磁石の保磁力機構はｎｕｃｘｅａｔｉｏ
ｎタイプであり、保磁力の出現には焼結あるいは鋳造に
よる磁石と同様、粒界の第２相あるいは第３相を必要と
するが、主相の粒径が小さいので、粉砕を行っても、粒
界相が維持される度合が大きく、それほど保磁力は減少
しない、ｔた面内異方性となる理由は、この方法による
磁石の結晶状態がチル晶または微細な柱状晶であり、Ｒ
２νｅａｔｓ相の容易磁化方向が結晶成長に直角な面内
にランダムに分布する性質があるからである。
ｎタイプであり、保磁力の出現には焼結あるいは鋳造に
よる磁石と同様、粒界の第２相あるいは第３相を必要と
するが、主相の粒径が小さいので、粉砕を行っても、粒
界相が維持される度合が大きく、それほど保磁力は減少
しない、ｔた面内異方性となる理由は、この方法による
磁石の結晶状態がチル晶または微細な柱状晶であり、Ｒ
２νｅａｔｓ相の容易磁化方向が結晶成長に直角な面内
にランダムに分布する性質があるからである。
その他、本発明の利点としては、通常の鋳造より急冷す
るので、組織が微細化するとともに固溶範囲が広がり、
後に行なうラアニール処理の低温゛変化、短時間化が可
能となる。
るので、組織が微細化するとともに固溶範囲が広がり、
後に行なうラアニール処理の低温゛変化、短時間化が可
能となる。
以下、本発明による樹脂結合磁石の特許請求の範囲限定
理由を説明する。ｔず組成であるが、希土類としてはＹ
、Ｌａ、Ｏｅ、’Ｐｒ、Ｈａ、Ｉｅｕ、Ｇｌｌ、’ｒ１
）、Ｄ７．ＨＯ，？ｕ、Ｔｍ、Ｙｂ。
理由を説明する。ｔず組成であるが、希土類としてはＹ
、Ｌａ、Ｏｅ、’Ｐｒ、Ｈａ、Ｉｅｕ、Ｇｌｌ、’ｒ１
）、Ｄ７．ＨＯ，？ｕ、Ｔｍ、Ｙｂ。
ｎｕが候捕として挙げられ、これらのうちの１種また２
ＶＪ以上を組み合わせて用いられる。最も高い磁気性能
はｐｒ、Ｈａで得られる。従って実用的にはＴ’ｒ、’
Ｅ’ｒ−Ｍ６合金、 Ｏｅ −ｖｒ −Ｎ ６合金等が
用いられる。ｔた少量の添加元素、例えば、重希土元素
のＤｙ、、Ｔｂ等やＡｌ、Ｍ、Ｓｉ等は保磁力の向上に
有効である。Ｒ−Ｗｅ−Ｂ基磁石の主相はＲ２Ｆｅ１４
Ｂ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の
で高磁気特性は得られない、８一方Ｒが３０原子％を越
えると非磁性のＲ−ｒｉｃｈ 相が多くなり磁気特性は
著しく低下する２、よってＲの範囲は８〜３０原子噂が
適当である。
ＶＪ以上を組み合わせて用いられる。最も高い磁気性能
はｐｒ、Ｈａで得られる。従って実用的にはＴ’ｒ、’
Ｅ’ｒ−Ｍ６合金、 Ｏｅ −ｖｒ −Ｎ ６合金等が
用いられる。ｔた少量の添加元素、例えば、重希土元素
のＤｙ、、Ｔｂ等やＡｌ、Ｍ、Ｓｉ等は保磁力の向上に
有効である。Ｒ−Ｗｅ−Ｂ基磁石の主相はＲ２Ｆｅ１４
Ｂ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の
で高磁気特性は得られない、８一方Ｒが３０原子％を越
えると非磁性のＲ−ｒｉｃｈ 相が多くなり磁気特性は
著しく低下する２、よってＲの範囲は８〜３０原子噂が
適当である。
Ｂは、Ｒｚｙｌ」！ｌ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−７ｅ系になるため高
保磁力は望めない、また２８原子％を越えると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。しかしより高保磁力化のために、粒径を小さく制御
するにはＢは８原子％以下がよい。
り、２原子％未満では菱面体のＲ−７ｅ系になるため高
保磁力は望めない、また２８原子％を越えると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。しかしより高保磁力化のために、粒径を小さく制御
するにはＢは８原子％以下がよい。
ＣＯは本系磁石のキ１リ一点を増加させるのに存効な元
素であり、基本的にはＦｅのサイトを置換し、Ｒ２？６
ｔ４Ｂを形成するが、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礎石全体としての保磁力は
小さくなる。そのため永久磁石として考えられるＩ Ｋ
Ｏｅ以上の保磁力を与えるには５０原子％以内がよい。
素であり、基本的にはＦｅのサイトを置換し、Ｒ２？６
ｔ４Ｂを形成するが、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礎石全体としての保磁力は
小さくなる。そのため永久磁石として考えられるＩ Ｋ
Ｏｅ以上の保磁力を与えるには５０原子％以内がよい。
Ａｌは参考文献４ Ｚｈａｎｇ Ｍａｏｃａｉ他、Ｐ
ｒｏｃｅｃｄｉｎｇｓ ｏｆ ｔｈｅ ８ｅｈ工ｎｔｅ
ｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎＲａｒｅ
−Ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ 、 １９８５ 、
Ｐ５４１ に示されるように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、その効果は本発明による磁石にも同様に存在す
る。しかしＡ／、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％を越えると
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Ａｌの
添加量は１５原子％以下でよい。
ｒｏｃｅｃｄｉｎｇｓ ｏｆ ｔｈｅ ８ｅｈ工ｎｔｅ
ｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎＲａｒｅ
−Ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ 、 １９８５ 、
Ｐ５４１ に示されるように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、その効果は本発明による磁石にも同様に存在す
る。しかしＡ／、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％を越えると
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Ａｌの
添加量は１５原子％以下でよい。
次に特許請求の範囲第３項であるが、ｐｉｎｎｉｎｇタ
イプの初値化曲線を有する磁石では、本発明のような面
内異方化は非常に困難であるためにｎｕｃｌｅａｔｉｏ
ｎ タイプの初値化曲線を有することとした。
イプの初値化曲線を有する磁石では、本発明のような面
内異方化は非常に困難であるためにｎｕｃｌｅａｔｉｏ
ｎ タイプの初値化曲線を有することとした。
最後に特許請求の範囲第４項だが、前記したように粒径
α゛１μｍ１μｍ以下方化ができずに等方性になってし
まう。また１０μｍ以上では粉砕によって保磁力が激減
し、樹脂結合位石化ができないために１１μ扉以上１０
μ扉未満に限定した〔実施例１〕 本発明による樹脂結合型希土類鉄系磁石の製造法の工程
図例を第１図に示す、ｔず所望の組成の合金を誘導炉で
溶解し、これに接続した急冷装置に鋳込む。本実施例で
はステンレス鋼製の双ロール急冷薄帯製造装置を用いた
。まず鋳造Ｒ−７５１−Ｂ基磁石の代表的組成であるＰ
ｒ１ｓ７ｅｌｌｘＢ４ という組成で、ロール速度を
種々変化させて薄帯を製造し、これをすべて７００℃Ｘ
１ｈでアニールした後、平均粒径２０μ隅まで機械的な
粉砕を施し、磁気特性なＶｉ９Ｍで測定した。結果を第
１表に示す、なお比較例には、急冷しない通常の鋳造の
例をあげた。
α゛１μｍ１μｍ以下方化ができずに等方性になってし
まう。また１０μｍ以上では粉砕によって保磁力が激減
し、樹脂結合位石化ができないために１１μ扉以上１０
μ扉未満に限定した〔実施例１〕 本発明による樹脂結合型希土類鉄系磁石の製造法の工程
図例を第１図に示す、ｔず所望の組成の合金を誘導炉で
溶解し、これに接続した急冷装置に鋳込む。本実施例で
はステンレス鋼製の双ロール急冷薄帯製造装置を用いた
。まず鋳造Ｒ−７５１−Ｂ基磁石の代表的組成であるＰ
ｒ１ｓ７ｅｌｌｘＢ４ という組成で、ロール速度を
種々変化させて薄帯を製造し、これをすべて７００℃Ｘ
１ｈでアニールした後、平均粒径２０μ隅まで機械的な
粉砕を施し、磁気特性なＶｉ９Ｍで測定した。結果を第
１表に示す、なお比較例には、急冷しない通常の鋳造の
例をあげた。
第１表（ｉＨｃの（）内は粉砕前の値）本発明ではロー
ル速度７〜９ｒｒＶ／ＢのところにｉＨｃ のピーク
値がきているがこれは通常の急冷法（保磁力機構はピニ
ング）の約半分以内のスピードであり、装置の機構的に
かなり有利となる。
ル速度７〜９ｒｒＶ／ＢのところにｉＨｃ のピーク
値がきているがこれは通常の急冷法（保磁力機構はピニ
ング）の約半分以内のスピードであり、装置の機構的に
かなり有利となる。
また第２図は試料なＶＳＭで測定したときの６−Ｈカー
ブである。初値化曲線の形は明らかにｎｕａｌｅａｔｉ
ｏｎ タイプを示している。
ブである。初値化曲線の形は明らかにｎｕａｌｅａｔｉ
ｏｎ タイプを示している。
以上のことから、本発明によれば粉末状態で充分な保磁
力が得られることがわかる。
力が得られることがわかる。
続いて第１表のロールＭ度７ ｍ／ｓで凝固させた試料
にエボ午シ樹脂を２ｗｔ％加えて混練し、配向磁場２０
ＫＯｅ で磁場成形した。結果は以下の通りであっ
た。
にエボ午シ樹脂を２ｗｔ％加えて混練し、配向磁場２０
ＫＯｅ で磁場成形した。結果は以下の通りであっ
た。
Ｂｒ＝７．２ｋＧ
ｉＨｃ ＝ １ １．５１ＣＯｅ（ＢＨ）ｍａ
ｘ ＝ １ １．８ ＭＧＯｅρ＝ ＆ Ｏｆ／ｃ
ｄ 参考文献１に代表されるｐｉｎｎｉｎｇモデルの保磁力
機構による樹脂結合磁石は等方性のため（ＢＨ）ｍａｘ
＋８ Ｍ（）Ｏｓ前後あるが、本発明では面内異方性の
ため、約１．５倍のエネルギー積を有することがわホる
。
ｘ ＝ １ １．８ ＭＧＯｅρ＝ ＆ Ｏｆ／ｃ
ｄ 参考文献１に代表されるｐｉｎｎｉｎｇモデルの保磁力
機構による樹脂結合磁石は等方性のため（ＢＨ）ｍａｘ
＋８ Ｍ（）Ｏｓ前後あるが、本発明では面内異方性の
ため、約１．５倍のエネルギー積を有することがわホる
。
〔実施例２〕
次にロール速度を７ ｍ／ａに固定し、第２表のような
組成で実施例１と同様な樹脂結合磁石を作成した。
組成で実施例１と同様な樹脂結合磁石を作成した。
第２表
結果を第３表に示す。
第３表からｉＨｃ は特にＢの量に敏感であることが
わかる。
わかる。
以上述べたように本発明によれば、従来のｐｉｎｎｉｎ
ｇタイプの保磁力機構を有する等方性の樹脂結合磁石と
異なり、面内異方性かつｎｕｃ１ｅａｔ１ｏｎタイプの
保磁力機構を有する、高性能かつ低コストな樹脂結合型
希土類−鉄系磁石の製造が可能であるという効果がある
。
ｇタイプの保磁力機構を有する等方性の樹脂結合磁石と
異なり、面内異方性かつｎｕｃ１ｅａｔ１ｏｎタイプの
保磁力機構を有する、高性能かつ低コストな樹脂結合型
希土類−鉄系磁石の製造が可能であるという効果がある
。
第１図は、本発明によるＲ −７６−Ｅ系樹脂結合型磁
石の製造工程図。 第２図は、本発明による樹脂結合用Ｐ ｒ −？ ｅ−
Ｂ磁粉のＶＳＭによる磁気測定の一例を示す図以 上 出願人 セイコーエプソン株式会社 代理人 弁理士最上務（他１名） 、ど！ノ ・ノ 第１図
石の製造工程図。 第２図は、本発明による樹脂結合用Ｐ ｒ −？ ｅ−
Ｂ磁粉のＶＳＭによる磁気測定の一例を示す図以 上 出願人 セイコーエプソン株式会社 代理人 弁理士最上務（他１名） 、ど！ノ ・ノ 第１図
Claims (4)
- （１）Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元素のうち少なく
とも１種）８原子％〜３０原子％、ボロン（Ｂ）２原子
％〜２８原子％、Ｃｏ５０原子％以下、Ａｌ１５原子％
以下、及び残部が鉄及びその他の製造上不可避な不純物
からなる合金を溶解後急冷し、粉砕後有機物樹脂と混練
・成形することを特徴とする樹脂結合型希土類磁石。 - （２）Ｒ（ただしＲはＹを含む希土類元素のうち少なく
とも１種）８原子％〜３０原子％、ボロン（Ｂ）２原子
％〜８原子％、Ｃｏ５０原子％以下、Ａｌ１５原子％以
下、及び残部が鉄及びその他の製造上不可避な不純物か
らなることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の樹
脂結合型希土類磁石。 - （３）初磁化曲線の立ち上がりが急峻ないわゆるｎｕｃ
ｌｅａｔｉｏｎタイプの初磁化曲線であることを特徴と
する特許請求の範囲第１項又は第２項記載の樹脂結合型
希土類磁石。 - （４）粒径が０．１μｍ以上１０μｍ未満であることを
特徴とする特許請求の範囲第１項又は第２項又は第３項
記載の樹脂結合型希土類磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62047052A JPS63213324A (ja) | 1987-03-02 | 1987-03-02 | 樹脂結合型希土類磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62047052A JPS63213324A (ja) | 1987-03-02 | 1987-03-02 | 樹脂結合型希土類磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63213324A true JPS63213324A (ja) | 1988-09-06 |
Family
ID=12764392
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62047052A Pending JPS63213324A (ja) | 1987-03-02 | 1987-03-02 | 樹脂結合型希土類磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63213324A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0831501A1 (en) * | 1996-03-18 | 1998-03-25 | Seiko Epson Corporation | Process for producing rare earth bond magnet, composition for rare earth bond magnet, and rare earth bond magnet |
| US6503415B1 (en) | 1998-12-28 | 2003-01-07 | Seiko Epson Corporation | Magnet powders and isotropic rare-earth bonded magnets |
| US6527875B2 (en) * | 2000-01-07 | 2003-03-04 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
| US6551418B2 (en) * | 2000-01-07 | 2003-04-22 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
| US6558482B1 (en) * | 1999-07-22 | 2003-05-06 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
-
1987
- 1987-03-02 JP JP62047052A patent/JPS63213324A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0831501A1 (en) * | 1996-03-18 | 1998-03-25 | Seiko Epson Corporation | Process for producing rare earth bond magnet, composition for rare earth bond magnet, and rare earth bond magnet |
| EP0831501A4 (en) * | 1996-03-18 | 1998-05-27 | Seiko Epson Corp | RARE EARTH MAGNET FORMATION METHOD, COMPOSITION OF SAID MAGNET AND MANUFACTURING METHOD THEREOF |
| US6503415B1 (en) | 1998-12-28 | 2003-01-07 | Seiko Epson Corporation | Magnet powders and isotropic rare-earth bonded magnets |
| US6558482B1 (en) * | 1999-07-22 | 2003-05-06 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
| US7087185B2 (en) | 1999-07-22 | 2006-08-08 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
| US6527875B2 (en) * | 2000-01-07 | 2003-03-04 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
| US6551418B2 (en) * | 2000-01-07 | 2003-04-22 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
| US6855265B2 (en) | 2000-01-07 | 2005-02-15 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
| US6951625B2 (en) * | 2000-01-07 | 2005-10-04 | Seiko Epson Corporation | Magnetic powder and isotropic bonded magnet |
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