JPS63287006A - 永久磁石及びその製造方法 - Google Patents
永久磁石及びその製造方法Info
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- JPS63287006A JPS63287006A JP62121717A JP12171787A JPS63287006A JP S63287006 A JPS63287006 A JP S63287006A JP 62121717 A JP62121717 A JP 62121717A JP 12171787 A JP12171787 A JP 12171787A JP S63287006 A JPS63287006 A JP S63287006A
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-
- H—ELECTRICITY
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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、希土類元素と遷移金属とボロンを主成分とす
る永久磁石及びその製造方法に関するものである。
る永久磁石及びその製造方法に関するものである。
永久磁石は、一般家庭の各種電気製品から大型コンピュ
ーターの周辺端末機器まで幅広い分野で使用されている
重要な電気−電子材料の一つである。
ーターの周辺端末機器まで幅広い分野で使用されている
重要な電気−電子材料の一つである。
最近の電気製品の小型化、高効率化の要求にともない、
永久磁石も益々高性能化が求められている。現在使用さ
れている永久磁石のうち代表的なものはアルニコ、ハー
ドフェライト及び布上類二遷移金属系磁石である。特に
希土類−遷移金属系磁石であるR−Co系永久磁石やR
−Fe−B系永久磁石は、高い磁気性能が得られるので
従来から多くの研究開発が成されている。
永久磁石も益々高性能化が求められている。現在使用さ
れている永久磁石のうち代表的なものはアルニコ、ハー
ドフェライト及び布上類二遷移金属系磁石である。特に
希土類−遷移金属系磁石であるR−Co系永久磁石やR
−Fe−B系永久磁石は、高い磁気性能が得られるので
従来から多くの研究開発が成されている。
従来、これら R−Fe−B系永久磁石の製造方法に関
しては以下の文献に示すような方法がある。
しては以下の文献に示すような方法がある。
0) 粉末冶金法に基づく焼結による方法。
(文献1、文献2)
■ アモルファス合金を製造するに用いる急冷薄帯“製
造装置で、厚さ30μm程度の急冷薄片を作り、その薄
片を樹脂結合法で磁石にするメルトスピニング法による
急冷薄片を用いた樹脂結合方法。(文献3、文献4) (3) 上述の■の方法で使用した急冷薄片を、2段
階のホットプレス法で機械的配向処理を行う方法。(文
献4、文献5) ここで、 文献1:特開昭59−413008号公報;文献2:M
、Sagawa、S、Fuj imura、N、Tog
awa、 H,Yamamo to、and Y、
Matsuura;J−ApPl、Phys、Vo 1
,55 (8)15Mar。
造装置で、厚さ30μm程度の急冷薄片を作り、その薄
片を樹脂結合法で磁石にするメルトスピニング法による
急冷薄片を用いた樹脂結合方法。(文献3、文献4) (3) 上述の■の方法で使用した急冷薄片を、2段
階のホットプレス法で機械的配向処理を行う方法。(文
献4、文献5) ここで、 文献1:特開昭59−413008号公報;文献2:M
、Sagawa、S、Fuj imura、N、Tog
awa、 H,Yamamo to、and Y、
Matsuura;J−ApPl、Phys、Vo 1
,55 (8)15Mar。
h 1984,1)2083゜
文献3:特開昭59−211549号公報;文献4:R
,W、Lee: Appt、phys、Lett、V
ol、46 (8)、15Aprif 1985.P
2O3; 文献5:特開昭60−100402号公報次に上記の従
来方法について説明する。
,W、Lee: Appt、phys、Lett、V
ol、46 (8)、15Aprif 1985.P
2O3; 文献5:特開昭60−100402号公報次に上記の従
来方法について説明する。
先ず(1)の焼結法では、溶解・鋳造により合金インゴ
ットを作製し、 粉砕して適当な粒度(数μm)の磁石
粉を得る。磁石粉は成形助剤のバインダーと混練し、磁
場中でプレス成形されて成形体力出来上がる。成形体は
アルゴン中で1100’C前後の温度で1時間焼結され
、その後室温で急冷される。焼結後、600℃前後の温
度で熱処理することにより保磁力が向上される。
ットを作製し、 粉砕して適当な粒度(数μm)の磁石
粉を得る。磁石粉は成形助剤のバインダーと混練し、磁
場中でプレス成形されて成形体力出来上がる。成形体は
アルゴン中で1100’C前後の温度で1時間焼結され
、その後室温で急冷される。焼結後、600℃前後の温
度で熱処理することにより保磁力が向上される。
■のメルトスピニング法による急冷薄片を用いた樹脂結
合方法では、 先ず急冷薄帯製造装置の最適な回転数で
R−Fe−B合金の急冷薄帯を作る。得られた厚さ30
μmのリボン状薄帯は、直径が1000λ以下の結晶の
集合体であり、脆くて割れ易く、 結晶粒は等方向に分
布しているので、磁気的にも等方性である。 との薄帯
を適当な粒度に粉砕して、樹脂と混練してプレス成形す
る。
合方法では、 先ず急冷薄帯製造装置の最適な回転数で
R−Fe−B合金の急冷薄帯を作る。得られた厚さ30
μmのリボン状薄帯は、直径が1000λ以下の結晶の
集合体であり、脆くて割れ易く、 結晶粒は等方向に分
布しているので、磁気的にも等方性である。 との薄帯
を適当な粒度に粉砕して、樹脂と混練してプレス成形す
る。
(3)の製造方法は、■におけるリボン状急冷薄帯ある
いは薄片を、真空中あるいは不活性雰囲気中で二段階ホ
ットプレス法と呼ばれる方法で緻密で異方性を育するR
−Fe−B磁石を得るものである。
いは薄片を、真空中あるいは不活性雰囲気中で二段階ホ
ットプレス法と呼ばれる方法で緻密で異方性を育するR
−Fe−B磁石を得るものである。
このプレス過程では一軸性の圧力が加えられ、磁化容易
軸がプレス方向と平行に配向して、合金は異方性化する
。
軸がプレス方向と平行に配向して、合金は異方性化する
。
尚、最初のメルトスピニング法で作られるリボン状薄帯
の結晶粒は、それが最大の保磁力を示す時の粒径よりも
小さめにしておき、後のホットプレス中に結晶粒の粗大
化が生じて最適の粒径になるようにしておく。
の結晶粒は、それが最大の保磁力を示す時の粒径よりも
小さめにしておき、後のホットプレス中に結晶粒の粗大
化が生じて最適の粒径になるようにしておく。
叙上の従来技術で一応希土類元素と鉄とボロンを主成分
とする永久磁石は製造出来るが、これらの製造方法には
次の如き欠点を有している。
とする永久磁石は製造出来るが、これらの製造方法には
次の如き欠点を有している。
(1)の焼結法は、合金を粉末にするのが必須であるが
、R−Fe−B系合金は大変酸素に対して活性であるの
で、粉末化すると余計酸化が激しくなり、焼結体中の酸
素濃度はどうしても高くなってしまう。(このため、酸
化が起こりやすく耐候性が劣っている。〕例えばステア
リン酸亜鉛のような成形助剤を使用しなければならず、
これは焼結工程で前もって取り除かれるのであるが、成
形助剤中の散開は、磁石体の中に炭素の形で残ってしま
う。この炭素は著しくR−Fe−B合金の磁気性能〔特
に保磁力〕を低下させ好ましくない。
、R−Fe−B系合金は大変酸素に対して活性であるの
で、粉末化すると余計酸化が激しくなり、焼結体中の酸
素濃度はどうしても高くなってしまう。(このため、酸
化が起こりやすく耐候性が劣っている。〕例えばステア
リン酸亜鉛のような成形助剤を使用しなければならず、
これは焼結工程で前もって取り除かれるのであるが、成
形助剤中の散開は、磁石体の中に炭素の形で残ってしま
う。この炭素は著しくR−Fe−B合金の磁気性能〔特
に保磁力〕を低下させ好ましくない。
成形助剤を加えてプレス成形した後の成形体はグリーン
体と言われ、これは大変脆(、ハンドリングが難しい、
従って焼結炉にきれいに並べて入れるのには、相当の手
間が掛かることも大きな欠点である。これらの欠点があ
るので、一般的に言ってR−Fe−B系の永久磁石の製
造には、高価な設備が必要になるばかりでなく、生産効
率が悪(、結局磁石の製造コストが高(なってしまう。
体と言われ、これは大変脆(、ハンドリングが難しい、
従って焼結炉にきれいに並べて入れるのには、相当の手
間が掛かることも大きな欠点である。これらの欠点があ
るので、一般的に言ってR−Fe−B系の永久磁石の製
造には、高価な設備が必要になるばかりでなく、生産効
率が悪(、結局磁石の製造コストが高(なってしまう。
従って、比較的原料費の安いR−Fe−B系磁石の長所
を活かすことが出来る方法とは言い難い。
を活かすことが出来る方法とは言い難い。
次に(2)並びに(3)の方法は、真空メルトスピニン
グ装置を使用するがこの装置は現在では、大変生産性が
悪(しかも高価である。
グ装置を使用するがこの装置は現在では、大変生産性が
悪(しかも高価である。
(2)の樹脂結合による方法は、原理的に等方性である
ので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。
ので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。
(3)の方法は、ホットプレスを二段階に使うというユ
ニークな方法であるが、実際にffi産を考えると大変
非効率になることは否めないであろう。
ニークな方法であるが、実際にffi産を考えると大変
非効率になることは否めないであろう。
更にこの方法では、高温例えば800℃以上では結晶粒
の粗大化が著しく、それによって保磁力iHcが極端に
低下し、実用的な永久磁石にはならない。また(1)〜
(3)の方法による永久磁石はR−Co系磁石に比べる
と温度特性が劣っているという問題があった。
の粗大化が著しく、それによって保磁力iHcが極端に
低下し、実用的な永久磁石にはならない。また(1)〜
(3)の方法による永久磁石はR−Co系磁石に比べる
と温度特性が劣っているという問題があった。
本発明は、以上の従来技術の欠点を解決するものであり
、その目的とするところは〔温度特性、耐候性を優れ〕
高性能且つ低コストな希土類−鉄系永久磁・石及びその
製造方法を提供することにある。
、その目的とするところは〔温度特性、耐候性を優れ〕
高性能且つ低コストな希土類−鉄系永久磁・石及びその
製造方法を提供することにある。
本発明の永久磁石は、希土類元素(但しYを含む)と遷
移金属とボロンを基本成分とする永久磁石において、含
育炭素及び酸素が夫々3009f)m以下、600pp
m以下であることを特徴とする。
移金属とボロンを基本成分とする永久磁石において、含
育炭素及び酸素が夫々3009f)m以下、600pp
m以下であることを特徴とする。
しかして、その製造方法の第1は、溶解・鋳造後、25
0℃以上の温度で熱処理を施し、磁気的に硬化せしめる
ことを特徴とする永久磁石の製造方法であり、その製造
方法のtJ2は、溶解・鋳造後、500℃以上の温度で
熱間加工することにより、結晶粒の結晶軸を特定の方向
へ配向せしめ該磁石を異方性化することを特徴とする永
久磁石の製造方法であり、更にその製造方法の第3は、
前記第2の製造方法の熱間加工後、250℃以上の温度
で熱処理することにより磁気的に硬化せしめることを特
徴とする永久磁石の製造方法である。
0℃以上の温度で熱処理を施し、磁気的に硬化せしめる
ことを特徴とする永久磁石の製造方法であり、その製造
方法のtJ2は、溶解・鋳造後、500℃以上の温度で
熱間加工することにより、結晶粒の結晶軸を特定の方向
へ配向せしめ該磁石を異方性化することを特徴とする永
久磁石の製造方法であり、更にその製造方法の第3は、
前記第2の製造方法の熱間加工後、250℃以上の温度
で熱処理することにより磁気的に硬化せしめることを特
徴とする永久磁石の製造方法である。
前記のように従来の希土類−鉄系磁石の製造方法である
焼結法、急冷法は夫々粉砕による粉末管理の困難さ、生
産性の悪さ、そして共に耐候性、温度特性の悪さといっ
た欠点を育している。
焼結法、急冷法は夫々粉砕による粉末管理の困難さ、生
産性の悪さ、そして共に耐候性、温度特性の悪さといっ
た欠点を育している。
本発明者等は、これらの欠点を改良するため、バルク伏
皿での磁石化の研究に着手し、先ず前記希土類元素、遷
移金属及びボロンを基本成分とする磁石の組成域で鋳造
後熱間加工するることにより異方化し、次に熱処理を施
せば充分な保磁力と良好な耐候性と温度特性が得られる
ことを知見した。
皿での磁石化の研究に着手し、先ず前記希土類元素、遷
移金属及びボロンを基本成分とする磁石の組成域で鋳造
後熱間加工するることにより異方化し、次に熱処理を施
せば充分な保磁力と良好な耐候性と温度特性が得られる
ことを知見した。
この方法では、管理困難な粉末状臼を経過せずとも高性
能の磁石が製造出来るので、熱処理も厳密な雰囲気管理
が必要なくなり、磁石の生産性が高まり、設備費も大き
く低減出来る。
能の磁石が製造出来るので、熱処理も厳密な雰囲気管理
が必要なくなり、磁石の生産性が高まり、設備費も大き
く低減出来る。
従来のR−Fe−B系磁石の組成は、文献2に代表され
るようなRs h Few t Baが最適とされてい
た。
るようなRs h Few t Baが最適とされてい
た。
この組成は主相R* Fes a B化合物を原子百分
率にした組成Rss、tFes*、aBa、*に比して
R,Hに富む側に移行している。このことは保磁力を得
るためには、主相のみでなくRリッチ相、Bリッチ相と
いう非磁性相が必要であるという点から説明されている
。
率にした組成Rss、tFes*、aBa、*に比して
R,Hに富む側に移行している。このことは保磁力を得
るためには、主相のみでなくRリッチ相、Bリッチ相と
いう非磁性相が必要であるという点から説明されている
。
ところが本発明による適切組成では逆にBが少ない側に
移行したところに保磁力のピーク値が存在する。この組
成域では、焼結法の場合、保磁力が激減するので、これ
まであまり問題にされていなかった。
移行したところに保磁力のピーク値が存在する。この組
成域では、焼結法の場合、保磁力が激減するので、これ
まであまり問題にされていなかった。
しかし鋳造法を用いると、化学量論組成より低、B側の
方が保磁力が得られやす(、高B側では得難い。
方が保磁力が得られやす(、高B側では得難い。
これらの点は以下のように考えられる。先ず焼結法を用
いても鋳造法を用いても、保磁力機構そのものはnuc
leation modelに従っている。 これは
、両者の切破化曲線がSmC06のように急峻な立上が
りを示すことかられかる。
いても鋳造法を用いても、保磁力機構そのものはnuc
leation modelに従っている。 これは
、両者の切破化曲線がSmC06のように急峻な立上が
りを示すことかられかる。
このタイプの磁石の保磁力は基本的には単磁区モデルに
よっている。即ちこの場合、大きな結晶磁気異方性を有
する。R*Fem4B化合物が、大きすぎると、粒内に
磁壁を有するようになるため、磁化の反転は磁壁の移動
によって容易に起きで、保磁力は小さい。
よっている。即ちこの場合、大きな結晶磁気異方性を有
する。R*Fem4B化合物が、大きすぎると、粒内に
磁壁を有するようになるため、磁化の反転は磁壁の移動
によって容易に起きで、保磁力は小さい。
一方、粒子が小さくなって、ある寸法以下になると、粒
子内に磁壁ををさなくなり、磁化の反転は回゛転のみに
よって進行するため、保磁力は大きくなる。
子内に磁壁ををさなくなり、磁化の反転は回゛転のみに
よって進行するため、保磁力は大きくなる。
つまり適切な保持力を得るためにはRsFes、B相が
適切な粒径を有することが必要である。
適切な粒径を有することが必要である。
この粒径としては10μm前後が適当であり、焼結タイ
プの場合は、焼結前の粉末粒度の調整によって粒径を適
合させることが出来る。
プの場合は、焼結前の粉末粒度の調整によって粒径を適
合させることが出来る。
ところが鋳造法の場合、Rs Fe+ a B化合物の
結晶粒の大きさは溶湯から凝固する段階で決定されるた
め、組成と凝固過程に注意を払う必要がある。 特に組
成の意味合いは大きく、Bが8原子%以上含むと、鋳造
上がりのRs Few a B相の大きさが粗大化とや
す(冷却スピードを通常より早くしないと保磁力を得る
ことは困難である。
結晶粒の大きさは溶湯から凝固する段階で決定されるた
め、組成と凝固過程に注意を払う必要がある。 特に組
成の意味合いは大きく、Bが8原子%以上含むと、鋳造
上がりのRs Few a B相の大きさが粗大化とや
す(冷却スピードを通常より早くしないと保磁力を得る
ことは困難である。
これに対して、低ボロン領域では、鋳型・鋳込温度等の
工夫で容易に結晶を微細化出来る。この領域は、見方を
変えれば、R*Fe*aBに比してFeリッチな相とも
言え、凝固段階では先ず初晶としてFeが出現し、 続
いて包晶反応によって、R*Fe5aB相が現れる。こ
のとき冷却スピードは平衡反応に比して遥かに速いため
、初晶FeのまわりにRsFexaB相が取り囲むよう
な形で凝固する。この組成域ではBがより少ない領域で
あるため、当然のことながら焼結タイプの代表組成R+
s F et t Beのようなりリッチな相は量的
にほとんど無視出来る。熱処理は初晶Feを拡散させ、
平衡状部に到達させるためのもので保磁力は、とのFe
相の拡散に大きく依存している。
工夫で容易に結晶を微細化出来る。この領域は、見方を
変えれば、R*Fe*aBに比してFeリッチな相とも
言え、凝固段階では先ず初晶としてFeが出現し、 続
いて包晶反応によって、R*Fe5aB相が現れる。こ
のとき冷却スピードは平衡反応に比して遥かに速いため
、初晶FeのまわりにRsFexaB相が取り囲むよう
な形で凝固する。この組成域ではBがより少ない領域で
あるため、当然のことながら焼結タイプの代表組成R+
s F et t Beのようなりリッチな相は量的
にほとんど無視出来る。熱処理は初晶Feを拡散させ、
平衡状部に到達させるためのもので保磁力は、とのFe
相の拡散に大きく依存している。
また、鋳造時のマクロ組織としては柱状晶組織が好まし
い。この柱伏晶を用いることにより、鋳造時の面内異方
性化、更に熱間加工時の高性能化が可能となる。
い。この柱伏晶を用いることにより、鋳造時の面内異方
性化、更に熱間加工時の高性能化が可能となる。
本発明の永久磁石の製造方法において、磁石合金は溶解
後金てバルク状態で処理されるのでその酸素及び炭素濃
度は原料時の濃度とほとんど変わらない。そのため、炭
素′a度、酸素濃度が夫々3ooppm以下、600p
pm以下の原料金属及び合金を用いれば永久磁石として
も同様の炭素濃度、酸素濃度のものが得られる。酸素濃
度が低いほど酸化しにくいため耐候性が向上し、また酸
素濃度及び炭素濃度が低いほど保磁力が向上する。
後金てバルク状態で処理されるのでその酸素及び炭素濃
度は原料時の濃度とほとんど変わらない。そのため、炭
素′a度、酸素濃度が夫々3ooppm以下、600p
pm以下の原料金属及び合金を用いれば永久磁石として
も同様の炭素濃度、酸素濃度のものが得られる。酸素濃
度が低いほど酸化しにくいため耐候性が向上し、また酸
素濃度及び炭素濃度が低いほど保磁力が向上する。
そして、含有炭素及び酸素が夫々300ppm。
600ppmを越えるとSm−Co系磁石の150℃ま
で可逆温度係数を大幅に上回って悪化するのでその含有
炭素及び酸素濃度は夫々300pI)m以下、600P
pm以下が望ましい。
で可逆温度係数を大幅に上回って悪化するのでその含有
炭素及び酸素濃度は夫々300pI)m以下、600P
pm以下が望ましい。
以下、本発明による永久磁石の好ましい組成範囲につい
て説明する。
て説明する。
布上頴としては、 Y*La@Ce*Pr*Nd55m
*Eu@Gd@Tb5DyeHos ErsTm*Y
b@Luが候補として挙げられ、これらのうちのxmあ
るいは211以上を組合わせて用いられる。 最も高い
磁気性能はPrで得られる。
*Eu@Gd@Tb5DyeHos ErsTm*Y
b@Luが候補として挙げられ、これらのうちのxmあ
るいは211以上を組合わせて用いられる。 最も高い
磁気性能はPrで得られる。
従って実用的にはPr@Pr−Nd合金、Ce−Pr−
Nd合金等が用いられる。 また少量の添加元素、例え
ば重希土元素のDF%Tb等やAltMolSi等は保
磁力の向上にを効である。
Nd合金等が用いられる。 また少量の添加元素、例え
ば重希土元素のDF%Tb等やAltMolSi等は保
磁力の向上にを効である。
R−Fe−B系磁石の主相はR,Fe、a Bである。
従ってRが8原子%未溝では、もはや上記化合物を形成
せずa−鉄と同一構造の立方晶組織となるため高磁気特
性は得られない。
せずa−鉄と同一構造の立方晶組織となるため高磁気特
性は得られない。
一方Rが30原子%を越えると非磁性のRリッチ相が多
くなり磁気特性は著しく低下する。よってRの範囲8〜
30原子%が適当である。 しかし鋳造磁石とするため
、好ましくはR8〜25原子%が適当である。
くなり磁気特性は著しく低下する。よってRの範囲8〜
30原子%が適当である。 しかし鋳造磁石とするため
、好ましくはR8〜25原子%が適当である。
Bは、R*FexaB相を形成するための必須元素であ
り、2原子%未溝では菱面体のR−Fe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。しかし鋳造磁石としては好ましくはB88原子以
下がよく、それ以上で微細なR1Fe+ a B相を得
ることが困難で、保磁力は小さくなる。
り、2原子%未溝では菱面体のR−Fe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。しかし鋳造磁石としては好ましくはB88原子以
下がよく、それ以上で微細なR1Fe+ a B相を得
ることが困難で、保磁力は小さくなる。
Coは本系磁石にキュリ一点を増加させるのに有効な元
素であり、基本的にFeのサイトを置換しR*C0t4
Bを形成するのでか、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磁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IKO
e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Feのサイトを置換しR*C0t4
Bを形成するのでか、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磁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IKO
e以上の保磁力を与えるには50原子%以内がよい。
A】は、保磁力の増大効果を有する。 (文献7:Z
hang Maocai他* Proceeding
softhe 8th Internationa
l Workshol) on Rare−Fa
rth Magnets、1985.I)この文献7
は焼結磁石に対する効果を示したものであるが、その効
果は鋳造磁石でも同様に存在する。 しかしAI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
的を果たし得ない、 よってAIの添加量は15原子%
以下がよい。
hang Maocai他* Proceeding
softhe 8th Internationa
l Workshol) on Rare−Fa
rth Magnets、1985.I)この文献7
は焼結磁石に対する効果を示したものであるが、その効
果は鋳造磁石でも同様に存在する。 しかしAI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
的を果たし得ない、 よってAIの添加量は15原子%
以下がよい。
次に本発明の実施例について述べる。
(実施例〕
(実施例1)
第1表に示すような組成の合金を誘導炉で溶解し鉄鋳型
に鋳造し、柱吠晶を形成せしめる。この時、原料金属及
び合金の炭素濃度、 酸素濃度は夫々1100pp以下
、500ppm以下となるものであった。
に鋳造し、柱吠晶を形成せしめる。この時、原料金属及
び合金の炭素濃度、 酸素濃度は夫々1100pp以下
、500ppm以下となるものであった。
次にインゴットを磁気的に硬化させるため、1000℃
X24時間のアニール処理を施した。
X24時間のアニール処理を施した。
鋳造タイプの場合は、この段階で切断・研削を施せば、
柱吠晶の異方性を利用した面内異方性磁石となる。
柱吠晶の異方性を利用した面内異方性磁石となる。
異方性タイプの場合は、アニール処理前に先ず熱間加工
を施し次いでアニールする。
を施し次いでアニールする。
本実施例では、熱間加工法としてはホットプレスを用い
た。
た。
加工温度は1000℃で行なった。
またいずれのサンプルも、炭素濃度flI素濃度は夫々
150ppm以下、800pPm以下であった。
150ppm以下、800pPm以下であった。
第1表
第2表
(実施例2)
実施例1と同様の方法でP rt * DVt Fe5
tcot。A1.B、の組成の永久磁石をその含有炭素
及び酸素の量が変わるように原料のグレードを変えて作
製した。そのホットプレスを施し、さらに1000℃X
24hのアニール処理を施こしたサンプルの20〜15
0℃における可逆温度係数と含有炭素及び酸素を第3表
に示す。
tcot。A1.B、の組成の永久磁石をその含有炭素
及び酸素の量が変わるように原料のグレードを変えて作
製した。そのホットプレスを施し、さらに1000℃X
24hのアニール処理を施こしたサンプルの20〜15
0℃における可逆温度係数と含有炭素及び酸素を第3表
に示す。
第3表
ことにおいてNo、6の試料(Ndm h FeytS
a組成)゛とNo、7 (P rs 、DVt Fe5
1 Cot I Aft Ba組成)は比較例であり、
焼結法によって作製された。
a組成)゛とNo、7 (P rs 、DVt Fe5
1 Cot I Aft Ba組成)は比較例であり、
焼結法によって作製された。
この表から明らかなように含有炭素及び酸素が夫々30
0ppm以下、600PPm以下であればSm−Co系
磁石の可逆湯度係数−400(Ppm/’C)と同程度
とすることができ良好な温度特性となる。
0ppm以下、600PPm以下であればSm−Co系
磁石の可逆湯度係数−400(Ppm/’C)と同程度
とすることができ良好な温度特性となる。
(実施例3)
実施例2において作製した試料、 No、1゜3.5と
比較例のNo、、6.7の試料を60℃×95%の恒温
恒湿槽に入れて、その表面の腐食吠況を調べた。その結
果を第4表に示す。
比較例のNo、、6.7の試料を60℃×95%の恒温
恒湿槽に入れて、その表面の腐食吠況を調べた。その結
果を第4表に示す。
1i!4表
この結果かられかる様に、酸素濃度を低くすることによ
り耐候性を大幅に向上させることができる。
り耐候性を大幅に向上させることができる。
叙上の如く本発明の永久磁石及びその製造方法によれば
、鋳造インゴットを粉砕することなくバルク状態で保磁
力が得られるので、製造工程を著しく単純化でき、 低
コストで高性能でかつ耐候性、温度特性も良好な永久磁
石の製造が可能になる。
、鋳造インゴットを粉砕することなくバルク状態で保磁
力が得られるので、製造工程を著しく単純化でき、 低
コストで高性能でかつ耐候性、温度特性も良好な永久磁
石の製造が可能になる。
以 上
Claims (4)
- (1)希土類元素(但しYを含む)と遷移金属とボロン
を基本成分とする永久磁石において、含有炭素及び酸素
が夫々300ppm以下、600ppm以下であること
を特徴とする永久磁石。 - (2)希土類元素(但しYを含む)と遷移金属とボロン
を基本成分とする永久磁石の製造方法において、溶解・
鋳造後、250℃以上の温度で熱処理を施し、磁気的に
硬化せしめたことを特徴とする永久磁石の製造方法。 - (3)希土類元素(但しYを含む)と遷移金属とボロン
を基本成分とする永久磁石の製造方法において、溶解・
鋳造後、500℃以上の温度で熱間加工することにより
、結晶粒の結晶軸を特定の方向に配向せしめて該磁石を
磁気的に異方性化することを特徴とする永久磁石の製造
方法。 - (4)希土類元素(但しYを含む)と鉄とボロンを基本
成分とする永久磁石の製造方法において、溶解・鋳造後
、500℃以上の温度で熱間加工し、次に250℃以上
の温度で熱処理することにより磁気的に硬化したことを
特徴とする永久磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62121717A JPS63287006A (ja) | 1987-05-19 | 1987-05-19 | 永久磁石及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62121717A JPS63287006A (ja) | 1987-05-19 | 1987-05-19 | 永久磁石及びその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63287006A true JPS63287006A (ja) | 1988-11-24 |
Family
ID=14818137
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62121717A Pending JPS63287006A (ja) | 1987-05-19 | 1987-05-19 | 永久磁石及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63287006A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006210377A (ja) * | 2005-01-25 | 2006-08-10 | Tdk Corp | R−t−b系焼結磁石及びその製造方法 |
-
1987
- 1987-05-19 JP JP62121717A patent/JPS63287006A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006210377A (ja) * | 2005-01-25 | 2006-08-10 | Tdk Corp | R−t−b系焼結磁石及びその製造方法 |
JP4543940B2 (ja) * | 2005-01-25 | 2010-09-15 | Tdk株式会社 | R−t−b系焼結磁石の製造方法 |
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