JPS6386502A - 希土類磁石とその製造方法 - Google Patents
希土類磁石とその製造方法Info
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- JPS6386502A JPS6386502A JP61232574A JP23257486A JPS6386502A JP S6386502 A JPS6386502 A JP S6386502A JP 61232574 A JP61232574 A JP 61232574A JP 23257486 A JP23257486 A JP 23257486A JP S6386502 A JPS6386502 A JP S6386502A
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Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
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- H01F1/0578—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together bonded together
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、 Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石を代表とする希
土類金属（Ｒ）と遷移金属（Ｔ）とホウ素（Ｂ）とを主
成分としてなるＲ２Ｔ、４Ｂ系金属間化合物磁石の製造
方法に関し、特に非晶質合金粉末を使用した磁石の磁気
特性と耐食性との改善に関する。
土類金属（Ｒ）と遷移金属（Ｔ）とホウ素（Ｂ）とを主
成分としてなるＲ２Ｔ、４Ｂ系金属間化合物磁石の製造
方法に関し、特に非晶質合金粉末を使用した磁石の磁気
特性と耐食性との改善に関する。
一般に、 Ｒｌｅ−Ｂ系磁石の製造方法については。
２つの方法に大別される。ひとつは、溶解している合金
を超急冷させる際に適度に析出した微細結晶粒（一般に
は００５〜０．１μｍ程度）を含むように。
を超急冷させる際に適度に析出した微細結晶粒（一般に
は００５〜０．１μｍ程度）を含むように。
急冷速度を調整して得られた液体急冷微細結晶化薄帯を
作製した後、これを高子樹脂と複合したり。
作製した後、これを高子樹脂と複合したり。
あるいは高温中で一軸方向に加圧成形して液体急冷型磁
石を得る方法である。
石を得る方法である。
一方は、溶解して得られた結晶化した磁石合金のインゴ
ットを微粉砕し、磁場中成形後、焼結して製造される焼
結型磁石である。この焼結型磁石の製法は、液体急冷型
磁石の製法に比べ高い磁石特性を得るのに適している。
ットを微粉砕し、磁場中成形後、焼結して製造される焼
結型磁石である。この焼結型磁石の製法は、液体急冷型
磁石の製法に比べ高い磁石特性を得るのに適している。
〔発明が解決しようとする問題点〕
しかしながら、焼結型では、磁石を構成する合金相は、
主相（Ｒ２Ｔ１４Ｂ）とＢｒｊｃｈ相（Ｒ２Ｔ１Ｂ６）
とＲｒｉｃｈ相（Ｒ〜、５・Ｔ〜５・Ｂ〜、）とがらな
りＲとＦｅとを多量に含有しているため、耐食性に難点
がある。特にＮｄｒｉｃｈ相は最も著しく酸化が進行す
るので、 Ｎｄｒｉｃｈ相が界在している主相間を耐酸
化性の優れた他の金属で占有しなければ磁石の耐食性を
向上させることができない欠点がある。
主相（Ｒ２Ｔ１４Ｂ）とＢｒｊｃｈ相（Ｒ２Ｔ１Ｂ６）
とＲｒｉｃｈ相（Ｒ〜、５・Ｔ〜５・Ｂ〜、）とがらな
りＲとＦｅとを多量に含有しているため、耐食性に難点
がある。特にＮｄｒｉｃｈ相は最も著しく酸化が進行す
るので、 Ｎｄｒｉｃｈ相が界在している主相間を耐酸
化性の優れた他の金属で占有しなければ磁石の耐食性を
向上させることができない欠点がある。
一方、従来の液体急冷型磁石の製造方法では。
既述したとおり、不活性ガス雰囲気中で、高周波等によ
って溶解したＲ２Ｔ１４Ｂ系合金を高速度で回転してい
るＦｅ又はＣｕ製ロールに噴射して得られる厚さ数十伽
程度の薄帯を、粉砕して液体急冷型磁石に用いられる合
金粉末を得るものである。
って溶解したＲ２Ｔ１４Ｂ系合金を高速度で回転してい
るＦｅ又はＣｕ製ロールに噴射して得られる厚さ数十伽
程度の薄帯を、粉砕して液体急冷型磁石に用いられる合
金粉末を得るものである。
尚、最も高い磁石特性の得られる急冷薄帯は０．０５〜
０．１．／１ｍ程度の微細な結晶粒子がらなっており、
ロールの周速度は２０ｍ／ｓｅｃ前後の極めて制限され
た範囲で得られている。この急冷薄帯を目的に応じて粗
粉砕した後、磁石化している。
０．１．／１ｍ程度の微細な結晶粒子がらなっており、
ロールの周速度は２０ｍ／ｓｅｃ前後の極めて制限され
た範囲で得られている。この急冷薄帯を目的に応じて粗
粉砕した後、磁石化している。
ところが、この液体急冷型磁石の製法では、結晶粒の磁
場配向が困難であるため、工業的には高い磁石特性が得
られない欠点がある。
場配向が困難であるため、工業的には高い磁石特性が得
られない欠点がある。
そこで本発明の目的は、上記欠点に鑑み、主相である磁
性結晶粒子間を低温下で高密度化させ。
性結晶粒子間を低温下で高密度化させ。
且つ、磁石の耐食性を向上させた液体急冷型の希土類磁
石とその製造方法とを提供することである。
石とその製造方法とを提供することである。
以下舎日
〔問題点を解決するための手段〕
本発明によれば２体積構成比で実質的に１５チ以下であ
る界面層にて、磁性結晶粒子の界面を被って成るＮｄ
、 Ｆｅ 、 Ｂを主成分として含有するＲ２Ｔ１４Ｂ
系希土類磁石（ここで、ＲはＹ及びＣｅ ＋ Ｐ ｒ
＋Ｎａ ＋ Ｇｄ ｒ ’ｒｂ 、Ｄｙ ｒ Ｈｏ等の
希土類金属、ＴはＡｌ及びＣｒ ｒ Ｍｎ ｒ Ｆｅ
＋ Ｃｏ ＊ Ｎｉ等の遷移金属である。）であって、
前記磁性結晶粒子は、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ系成分の非晶質
合金から生成して成り、前記界面層は、前記非晶質合金
より低い融点を有する金属元素から成ることを特徴とす
る希土類磁石が得られる。
る界面層にて、磁性結晶粒子の界面を被って成るＮｄ
、 Ｆｅ 、 Ｂを主成分として含有するＲ２Ｔ１４Ｂ
系希土類磁石（ここで、ＲはＹ及びＣｅ ＋ Ｐ ｒ
＋Ｎａ ＋ Ｇｄ ｒ ’ｒｂ 、Ｄｙ ｒ Ｈｏ等の
希土類金属、ＴはＡｌ及びＣｒ ｒ Ｍｎ ｒ Ｆｅ
＋ Ｃｏ ＊ Ｎｉ等の遷移金属である。）であって、
前記磁性結晶粒子は、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ系成分の非晶質
合金から生成して成り、前記界面層は、前記非晶質合金
より低い融点を有する金属元素から成ることを特徴とす
る希土類磁石が得られる。
さらに本発明によれば、界面層にて磁性結晶粒子の界面
を被って成るＮｄ 、 Ｆｅ 、 Ｂを主成分として含
有するＲ２Ｔ１４Ｂ系希土類磁石（ここで、ＲはＹ及び
Ｃｅ 、 Ｐｒ ＋ Ｎｄ 、 Ｇｄ ＋ Ｔｂ ＋
Ｄｙ ｒ Ｈｏ等の希土類金属、ＴはｋＡ及びＣｒ ＋
Ｍｎ ｒ Ｆｅ ＨＣｏ ＨＮ１等の遷移金属である
。）の製造方法において、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ系成分から
なる非晶質合金粉末に、該非晶質合金粉末の熱間加圧成
形温度よりも低い融点を有する金属粉末又は合金粉末を
２体積構成比で実質的に１５チ以下混合し、前記熱間加
圧成形を施Ｅ−たことを特徴とする希土類磁石の製造方
法が得られる。即ち１本発明は、非晶質の液体急冷Ｒ２
Ｔ１４Ｂ系合金粉末を使用し、この合金微粉末に、熱間
加圧成形温度以下の融点を有する金属粉末を混合し。
を被って成るＮｄ 、 Ｆｅ 、 Ｂを主成分として含
有するＲ２Ｔ１４Ｂ系希土類磁石（ここで、ＲはＹ及び
Ｃｅ 、 Ｐｒ ＋ Ｎｄ 、 Ｇｄ ＋ Ｔｂ ＋
Ｄｙ ｒ Ｈｏ等の希土類金属、ＴはｋＡ及びＣｒ ＋
Ｍｎ ｒ Ｆｅ ＨＣｏ ＨＮ１等の遷移金属である
。）の製造方法において、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ系成分から
なる非晶質合金粉末に、該非晶質合金粉末の熱間加圧成
形温度よりも低い融点を有する金属粉末又は合金粉末を
２体積構成比で実質的に１５チ以下混合し、前記熱間加
圧成形を施Ｅ−たことを特徴とする希土類磁石の製造方
法が得られる。即ち１本発明は、非晶質の液体急冷Ｒ２
Ｔ１４Ｂ系合金粉末を使用し、この合金微粉末に、熱間
加圧成形温度以下の融点を有する金属粉末を混合し。
得られた成形粉末を磁場中で成形（〜た後、熱間加圧成
形し、磁石結晶粒子と金属粉末との複合組織を形成する
ものである。ここで、複合組織とは。
形し、磁石結晶粒子と金属粉末との複合組織を形成する
ものである。ここで、複合組織とは。
１つ１つの磁石結晶粒子の界面を、金属粉末が溶融して
なる界面層にて被うことであり、換言すれば、溶融した
金属中に磁性粒子が分散している状態を言う。
なる界面層にて被うことであり、換言すれば、溶融した
金属中に磁性粒子が分散している状態を言う。
尚本発明における熱間加圧成形温度としては。
３００℃から１１００℃の範囲が好ましい。その押出は
、３００℃以下では熱開成形体の密度向上が不十分とな
＋１１１．１１００℃以上では主相結晶粒の成長が顕著
となりｌ ＩＨＣ及び減磁曲線の角形性が著しく低下し
、高い磁石特性を得ることが困難となるためである。
、３００℃以下では熱開成形体の密度向上が不十分とな
＋１１１．１１００℃以上では主相結晶粒の成長が顕著
となりｌ ＩＨＣ及び減磁曲線の角形性が著しく低下し
、高い磁石特性を得ることが困難となるためである。
また、熱間加圧成形後の時効は必要に応じて行なうもの
であり２例えば、５５０〜７ｏｏ℃の温度範囲で熱間加
圧成形が行゛なわれた場合は、特に時効を行なう必要の
ない場合も多い。この温度範囲外で熱間加圧成形が行な
われた場合＋６５０℃近傍の温度で時効することにより
、高いＩＨＣが得られる。しかしながら、これらの温度
範囲は磁石の組成の変化により変動するものであり、そ
の組成に応じた好適な時効条件を設定する必要がある。
であり２例えば、５５０〜７ｏｏ℃の温度範囲で熱間加
圧成形が行゛なわれた場合は、特に時効を行なう必要の
ない場合も多い。この温度範囲外で熱間加圧成形が行な
われた場合＋６５０℃近傍の温度で時効することにより
、高いＩＨＣが得られる。しかしながら、これらの温度
範囲は磁石の組成の変化により変動するものであり、そ
の組成に応じた好適な時効条件を設定する必要がある。
本発明における非晶質合金粉末に対する熱間加圧成形温
度以下の融点を有する金属粉末の混合量は、非晶質合金
粉末に対し１５Ｖｏ１．％以下であることが望ましい。
度以下の融点を有する金属粉末の混合量は、非晶質合金
粉末に対し１５Ｖｏ１．％以下であることが望ましい。
これ以上の混合量になると、磁石特性の低下が顕著とな
るためである。
るためである。
本発明に係る実施例について説明する。
（実施例１）
純度９７ ｗｔチのＮｄ （残部はＣｅ ＋ Ｐｒを主
体とする他の希土類元素）、フェロボロン（Ｂ純分約２
０ｗｔ−％）及び電解鉄を使用し、 Ｎｄが２９． Ｏ
ｗｔ、％ 。
体とする他の希土類元素）、フェロボロン（Ｂ純分約２
０ｗｔ−％）及び電解鉄を使用し、 Ｎｄが２９． Ｏ
ｗｔ、％ 。
Ｂが１．、 Ｑ ｗｔ、％ 、残部Ｆｅとなるように、
アルゴン雰囲気中で、高周波加熱により溶解し、Ｒ２Ｔ
１４Ｂ系合金インゴットを得た。
アルゴン雰囲気中で、高周波加熱により溶解し、Ｒ２Ｔ
１４Ｂ系合金インゴットを得た。
次に、この合金インゴットを使用して、 Ａｒ雰囲気中
で高周波加熱により再溶解した後１周速度５０ ｍ／ｓ
ｅｃの銅製ロールに噴射し２片ロール法により２幅約３
ｍｍ ＋厚さ約３０μｍの非晶質合金薄帯を得た。
で高周波加熱により再溶解した後１周速度５０ ｍ／ｓ
ｅｃの銅製ロールに噴射し２片ロール法により２幅約３
ｍｍ ＋厚さ約３０μｍの非晶質合金薄帯を得た。
次に、非晶質合金薄帯を粗粉砕した後、 ５ｙｏ１．％
に対応したＳｎ 、 Ｐｂ 、 Ｚｎ （各純度９９．
５％以上）の金属粉末をそれぞれ混合し、ゾールミルに
て平均粒径約２μｍに微粉砕し、成形用混合粉末１ 、
２．３を用意した。
に対応したＳｎ 、 Ｐｂ 、 Ｚｎ （各純度９９．
５％以上）の金属粉末をそれぞれ混合し、ゾールミルに
て平均粒径約２μｍに微粉砕し、成形用混合粉末１ 、
２．３を用意した。
他に、比較例として非晶質薄帯を、 Ａｒ雰囲気中６０
０’Ｃにて１時間結晶化処理をしくこの製法は。
０’Ｃにて１時間結晶化処理をしくこの製法は。
液体急冷時に冷却速度を調整して、０．１μｍ以下の微
細結晶粒からなる液体急冷薄帯を製造する方法に相当し
ている。）、これを粗粉砕した後、ゾールミルを用いて
平均粒径約２μｍに微粉砕し、成形用粉末ａ１とした。
細結晶粒からなる液体急冷薄帯を製造する方法に相当し
ている。）、これを粗粉砕した後、ゾールミルを用いて
平均粒径約２μｍに微粉砕し、成形用粉末ａ１とした。
次に、これらの各成形粉末について、 ３０ ＫＯｅの
磁場中で１．５ ｔｏｎ／Ｃｒｎ２の圧力にて成形した
。これらの成形体を、真空中、５００℃、 １０００に
９／漬２の圧力で、１５分間加圧した。
磁場中で１．５ ｔｏｎ／Ｃｒｎ２の圧力にて成形した
。これらの成形体を、真空中、５００℃、 １０００に
９／漬２の圧力で、１５分間加圧した。
次に、このホットプレス体を６００℃で１時間保持し２
時効した。
時効した。
これらの磁石の磁気特性を第１表に示す。尚成形用粉末
ｂ１は、結晶化処理を施さない液体急冷薄帯のみを成形
用粉末としたものである。
ｂ１は、結晶化処理を施さない液体急冷薄帯のみを成形
用粉末としたものである。
以下示臼
第 １ 表
その結果、結晶化処理を施さない非晶質合金粉末に、金
属粉末であるＳｎ＋ ｐｂ、 Ｚｎを混合した本実施例
の成形用混合粉末１，２．３の方が、磁石特性は著しく
向−ヒしていることが認められた。
属粉末であるＳｎ＋ ｐｂ、 Ｚｎを混合した本実施例
の成形用混合粉末１，２．３の方が、磁石特性は著しく
向−ヒしていることが認められた。
（実施例２）
５ ｗｔ％のＣｅ、 １５ ｗｔ％のＰｒ、残部Ｎｄ（
ただし。
ただし。
他の残留希土類元素はＮｄとして含めた。）からなるセ
リウムジジム、フェロボロン、電解鉄を使用し、実施例
１と同様にして、金属粉末であるＡｌ粉末７ ｖｏｌ係
を混合した成形用混合粉末４と、比較例として結晶化処
理を施した成形用粉末ａ２及び金属粉末を混合しない成
形用粉末ｂ２とを用意ｌ〜、これらを磁場中で成形体に
形成した。（尚合金インゴットの組成は、Ｒ２８，Ｓｗ
ｔ係、Ｂ１．０ｗｔ％、残部Ｆｅである。） これら成形体を、真空中６７０℃、 １０００に９／ｃ
ｒｙ？の圧力で１５分間加圧した。このホンドグレス体
の磁石特性を第２表に示す。
リウムジジム、フェロボロン、電解鉄を使用し、実施例
１と同様にして、金属粉末であるＡｌ粉末７ ｖｏｌ係
を混合した成形用混合粉末４と、比較例として結晶化処
理を施した成形用粉末ａ２及び金属粉末を混合しない成
形用粉末ｂ２とを用意ｌ〜、これらを磁場中で成形体に
形成した。（尚合金インゴットの組成は、Ｒ２８，Ｓｗ
ｔ係、Ｂ１．０ｗｔ％、残部Ｆｅである。） これら成形体を、真空中６７０℃、 １０００に９／ｃ
ｒｙ？の圧力で１５分間加圧した。このホンドグレス体
の磁石特性を第２表に示す。
第 ２ 表
その結果、結晶化処理を施さない非晶質合金粉末に、金
属粉末であるｋｔ粉末を混合した本実施例の成形用混合
粉末イの方が、磁石特性は著しく向上していることが認
められた。
属粉末であるｋｔ粉末を混合した本実施例の成形用混合
粉末イの方が、磁石特性は著しく向上していることが認
められた。
（実施例３）
純度９７ ｗｔ９１１ＩのＮｄ 、純度９５ ｗｔ係の
Ｄｙ 、フェロツーロン及び電解鉄を使用し、実施例１
と同様にして（Ｎｄ９５Ｄｙ５ ） ２９ ｗｔ％、
Ｂ Ｏ，９ｗｔ％ 、残部Ｆｅの合金インゴットを得た
。
Ｄｙ 、フェロツーロン及び電解鉄を使用し、実施例１
と同様にして（Ｎｄ９５Ｄｙ５ ） ２９ ｗｔ％、
Ｂ Ｏ，９ｗｔ％ 、残部Ｆｅの合金インゴットを得た
。
次に、この合金インゴットを使用して、実施例１と同様
にして、 ７０ ｗｔ％ Ｃｕと３０ ｗｔ％Ａｌとか
らなる金属粉末であるＣｕ−Ａ１合金粉末を、 ３ｖｏ
１％混合した成形用混合粉末５と、比較例として結晶化
処理を施１〜だ成形用粉末ａ５及び合金粉末を混合しな
い成形用粉末ｂ５とを用意し、これを、磁場中成形体を
作製した。
にして、 ７０ ｗｔ％ Ｃｕと３０ ｗｔ％Ａｌとか
らなる金属粉末であるＣｕ−Ａ１合金粉末を、 ３ｖｏ
１％混合した成形用混合粉末５と、比較例として結晶化
処理を施１〜だ成形用粉末ａ５及び合金粉末を混合しな
い成形用粉末ｂ５とを用意し、これを、磁場中成形体を
作製した。
これら成形体を真空中８５０℃で１０００ｋｇ／Ｃ７ｎ
２の圧力で１５分間加圧した。このホットプレス体を６
５０℃で１時間時効した後、磁石特性を測定した。その
結果を第３表に示す。
２の圧力で１５分間加圧した。このホットプレス体を６
５０℃で１時間時効した後、磁石特性を測定した。その
結果を第３表に示す。
１１す１
第 ３ 表
その結果、結晶化処理を施さない非晶質合金粉末に１合
金粉末であるＣｕ４７合金粉末を混合した本実施例の成
形用混合粉末５の方が磁石特性が著しく向」ニしている
ことが認められた。
金粉末であるＣｕ４７合金粉末を混合した本実施例の成
形用混合粉末５の方が磁石特性が著しく向」ニしている
ことが認められた。
（実施例４）
次に、錆発生試験として、実施例１〜３で作製された磁
石を、温度４０℃、湿度８０チで１００時間保持し、磁
石表面の錆の発生状態の変化について調べた。その結果
を第４表に示す。
石を、温度４０℃、湿度８０チで１００時間保持し、磁
石表面の錆の発生状態の変化について調べた。その結果
を第４表に示す。
臥下宗臼
第 ４ 表
その結果、結晶処理を施さない液体急冷薄帯のｆｌｅ）
粉末と、金属又は合金粉末とを混合した本実施例に係る
試料１，２，３．４．５には錆の発生がみられなかった
。
試料１，２，３．４．５には錆の発生がみられなかった
。
尚、上記試料の金属組織を観察したところ６他種金属粉
末を混合した試料１，２，３，４．５は。
末を混合した試料１，２，３，４．５は。
磁石結晶粒子間の間隙に、他種金属を有する複合組織と
なっていた。
なっていた。
（実施例５）
実施例１で作製した非晶質合金薄帯粗粉末に。
金属粉末であるＺｎ粉末をＯ〜２０ ｖｏ１％混合し。
実施例１と同様にして粉砕、磁場成形、熱間加圧成形１
時効した。
時効した。
これら磁石の磁石特性を第１図に示す。Ｚｎの混合量が
θ〜１５ ｖｏｌ ％ （Ｏを含１ず）で、高い磁石特
性（Ｂｒ 、（ＢＨ）ｍＨｚ ）が得られることが認め
られた。
θ〜１５ ｖｏｌ ％ （Ｏを含１ず）で、高い磁石特
性（Ｂｒ 、（ＢＨ）ｍＨｚ ）が得られることが認め
られた。
（実施例６）
実施例１で作成した非晶質合金粉末に、金属粉末である
Ｓｎを５ｖｏ１％混合している成形体を、それぞれ２０
０℃、３００℃、４００℃、５００℃で実施例１と同様
にして熱間加圧成形した後１時効した。
Ｓｎを５ｖｏ１％混合している成形体を、それぞれ２０
０℃、３００℃、４００℃、５００℃で実施例１と同様
にして熱間加圧成形した後１時効した。
尚１本実施例で使用したＳｎ粉末の融点は約２３０℃で
あった。これらの磁石の磁気特性を第５表に示す。
あった。これらの磁石の磁気特性を第５表に示す。
第 ５ 表
その結果、熱間加圧成形温度がＳｎ粉末の融点よりも高
い３００℃以上で著しく磁石特性が向上しているのが認
められた。
い３００℃以上で著しく磁石特性が向上しているのが認
められた。
以−ト 自ζ 日
（実施例７）
実施例３で作製した非晶質合金薄帯粗粉末に。
合金粉末であるＣｕ ９２ ｗｔ％とＡｌ８ ｗｔ％と
からなるＣｕ−Ａｌ合金粉末を２ ｖｏ１％混合し、実
施例１と同様にして、粉砕、磁場成形した。
からなるＣｕ−Ａｌ合金粉末を２ ｖｏ１％混合し、実
施例１と同様にして、粉砕、磁場成形した。
次に、この成形体を、真空中それぞれ１０７０℃。
１１００℃、１１３０℃で１５０ｋｇ／ｃＩｒＬ２の圧
力で１０分間加圧した。このホンドグレス体を６５０℃
で１時間時効した後、磁石特性を測定した。その結果を
第６表に示す。
力で１０分間加圧した。このホンドグレス体を６５０℃
で１時間時効した後、磁石特性を測定した。その結果を
第６表に示す。
第 ６ 表
その結果、熱間加圧成形温度が１１００℃を越えると、
磁石特性の急激に低下する傾向が認められた。
磁石特性の急激に低下する傾向が認められた。
以−にの実施例で示されたよって、液体急冷型磁石を製
造する際に、非晶質合金微粉末に、熱間加圧成形温度以
下の融点を有する金属粉末を混合した成形用粉末を、磁
場中で成形１〜だ後、熱間加圧成形することにより、磁
石結晶粒子と他種金属との複合組織となり、磁石特性の
著しい向上と、磁石の耐食性の改善が実現されることが
わかる。
造する際に、非晶質合金微粉末に、熱間加圧成形温度以
下の融点を有する金属粉末を混合した成形用粉末を、磁
場中で成形１〜だ後、熱間加圧成形することにより、磁
石結晶粒子と他種金属との複合組織となり、磁石特性の
著しい向上と、磁石の耐食性の改善が実現されることが
わかる。
以上の実施例では、熱間加圧成形（ホノトソレス法）Ｖ
Ｃついてのみ述べたが、熱間静水圧加圧法や熱間押出成
形法等についても、同様の効果が実現できることは容易
に推察できる。また、ＮｄＦｅ・Ｂ系、Ｎｄ−Ｄｙ−Ｆ
ｅ−Ｂ系、Ｃｅ−Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系についてのみ
述べたが、 Ｎｄの一部をＹ及び他の希土類金属例えば
Ｇｄ 、 Ｔｂ 、 Ｈｏ等で置換したり、Ｆｅの一部
をＡｌ及び他の遷移金属例えばＣｒ、 Ｍｎ、 Ｃｏｎ
Ｎｉ等で置換したり、Ｂの一部をＳｔ、Ｃ等で置換し
ても、非晶質合金の組成がＮｄ、 Ｆｅ Ｂを主な成分
の一部としており１寸だ磁石の化合物系でＮｄ ２Ｆｅ
＋ ４ Ｂで代表されるよりなＲ２Ｔ、４Ｂが磁性に
寄与しているものであれば１本発明の効果が十分に期待
できるものであることは容易に推測できる。非晶質合金
微粉末に混合する合金としてＳｎ、 Ｐｂｎ Ｚｎ＋
ｋｔ＊ Ｃｕ−Ａｌ合金について示したが１本発明は磁
石粉末間をＮｄｒｉｃｂ相よりも耐食性に優れた金属で
占有するものである。したがって実施例で示された金属
以外であっても、融点が熱間加圧成形温度以下であり、
しかもＮｄｒｉｃｈ相に比べ耐食性に優れた金属であれ
ば。
Ｃついてのみ述べたが、熱間静水圧加圧法や熱間押出成
形法等についても、同様の効果が実現できることは容易
に推察できる。また、ＮｄＦｅ・Ｂ系、Ｎｄ−Ｄｙ−Ｆ
ｅ−Ｂ系、Ｃｅ−Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系についてのみ
述べたが、 Ｎｄの一部をＹ及び他の希土類金属例えば
Ｇｄ 、 Ｔｂ 、 Ｈｏ等で置換したり、Ｆｅの一部
をＡｌ及び他の遷移金属例えばＣｒ、 Ｍｎ、 Ｃｏｎ
Ｎｉ等で置換したり、Ｂの一部をＳｔ、Ｃ等で置換し
ても、非晶質合金の組成がＮｄ、 Ｆｅ Ｂを主な成分
の一部としており１寸だ磁石の化合物系でＮｄ ２Ｆｅ
＋ ４ Ｂで代表されるよりなＲ２Ｔ、４Ｂが磁性に
寄与しているものであれば１本発明の効果が十分に期待
できるものであることは容易に推測できる。非晶質合金
微粉末に混合する合金としてＳｎ、 Ｐｂｎ Ｚｎ＋
ｋｔ＊ Ｃｕ−Ａｌ合金について示したが１本発明は磁
石粉末間をＮｄｒｉｃｂ相よりも耐食性に優れた金属で
占有するものである。したがって実施例で示された金属
以外であっても、融点が熱間加圧成形温度以下であり、
しかもＮｄｒｉｃｈ相に比べ耐食性に優れた金属であれ
ば。
本発明の範囲にあることが容易に推察できる。
なお９本発明は１使用原料、製造工程より含有。
混入する不可避元素については十分に許容できるもので
ある。
ある。
以上の説明から分かるとおり１本発明によればＲ２Ｔ１
４Ｂ系成分からなる磁性結晶粒子を非晶質状態で保持し
つつ、他種金属粉末を混入し、この他種金属のみを、実
質的に溶融することにより、低温下で磁性結晶粒子を高
密度化させ、同時に、磁石の耐食性を向上させることが
できるから、工業的に極めて有益な希土類磁性を提供す
ることができる。
４Ｂ系成分からなる磁性結晶粒子を非晶質状態で保持し
つつ、他種金属粉末を混入し、この他種金属のみを、実
質的に溶融することにより、低温下で磁性結晶粒子を高
密度化させ、同時に、磁石の耐食性を向上させることが
できるから、工業的に極めて有益な希土類磁性を提供す
ることができる。
【図面の簡単な説明】
第１図は、金属粉末（Ｚｎ ）の混合量（ｖｏ１％）と
、磁石特性との相関図である。
、磁石特性との相関図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、界面層にて磁性結晶粒子の界面を被って成るＮｄ、
Ｆｅ、Ｂを主成分として含有するＲ＿２Ｔ＿１＿４Ｂ系
希土類磁石（ここでは、ＲはＹ及びＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、
Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ等の希土類金属、ＴはＡｌ及びＣｒ、
Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ等の遷移金属である。）であっ
て、前記磁性結晶粒子は、前記Ｒ＿２Ｔ＿１＿４Ｂ系成
分の非晶質合金から生成して成り、前記界面層は、前記
非晶質合金より低い融点を有する金属元素から成ること
を特徴とする希土類磁石。 ２、特許請求の範囲第１項記載の希土類磁石において、
体積構成比で、前記界面層は実質的に１５％以下である
ことを特徴とする希土類磁石。 ３、界面層にて磁石結晶粒子の界面を被って成るＮｄ、
Ｆｅ、Ｂを主成分として含有するＲ＿２Ｔ＿１＿４Ｂ系
希土類磁石（ここで、ＲはＹ及びＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｇ
ｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ等の希土類金属、ＴはＡｌ及びＣ
ｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ等の遷移金属である。）の
製造方法において、前記Ｒ＿２Ｔ＿１＿４Ｂ系成分から
なる非晶質合金粉末と、該非晶質合金粉末よりも低い融
点を有する金属粉末又は合金粉末とを混合した後、熱処
理を施すことを特徴とする希土類磁石の製造方法。 ４、特許請求の範囲第３項記載の希土類磁石の製造方法
において、前記熱処理は、熱間加圧成形であることを特
徴とする希土類磁石の製造方法。 ５、特許請求の範囲第４項記載の希土類磁石の製造方法
において、前記金属粉末又は前記合金粉末は、体積構成
比で、１５％以下であって、前記熱間加圧成形温度より
も融点が低いことを特徴とする希土類磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61232574A JPS6386502A (ja) | 1986-09-30 | 1986-09-30 | 希土類磁石とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61232574A JPS6386502A (ja) | 1986-09-30 | 1986-09-30 | 希土類磁石とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6386502A true JPS6386502A (ja) | 1988-04-16 |
Family
ID=16941478
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61232574A Pending JPS6386502A (ja) | 1986-09-30 | 1986-09-30 | 希土類磁石とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6386502A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63272009A (ja) * | 1987-04-30 | 1988-11-09 | Daido Steel Co Ltd | 希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法 |
| JPS6473602A (en) * | 1987-09-14 | 1989-03-17 | Daido Steel Co Ltd | Manufacture of permanent magnet |
| EP0344838A2 (en) * | 1988-06-03 | 1989-12-06 | Shell Internationale Researchmaatschappij B.V. | Composite materials suitable for magnetic and electronic shielding as well as for permanent magnets |
| JPH0231402A (ja) * | 1988-07-21 | 1990-02-01 | Tokin Corp | 耐酸化性に優れた希土類永久磁石及びその製造方法 |
| KR100763496B1 (ko) | 2006-05-02 | 2007-10-04 | 학교법인연세대학교 | 다단계 변형이 가능한 이상분리 비정질 합금 |
-
1986
- 1986-09-30 JP JP61232574A patent/JPS6386502A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63272009A (ja) * | 1987-04-30 | 1988-11-09 | Daido Steel Co Ltd | 希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法 |
| JPS6473602A (en) * | 1987-09-14 | 1989-03-17 | Daido Steel Co Ltd | Manufacture of permanent magnet |
| EP0344838A2 (en) * | 1988-06-03 | 1989-12-06 | Shell Internationale Researchmaatschappij B.V. | Composite materials suitable for magnetic and electronic shielding as well as for permanent magnets |
| JPH0231402A (ja) * | 1988-07-21 | 1990-02-01 | Tokin Corp | 耐酸化性に優れた希土類永久磁石及びその製造方法 |
| KR100763496B1 (ko) | 2006-05-02 | 2007-10-04 | 학교법인연세대학교 | 다단계 변형이 가능한 이상분리 비정질 합금 |
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