WO1998018141A1 - Aimant en feuille presentant une structure microcristalline, son procede de fabrication et procede de fabrication d'une poudre magnetique permanente isotrope - Google Patents

Aimant en feuille presentant une structure microcristalline, son procede de fabrication et procede de fabrication d'une poudre magnetique permanente isotrope Download PDF

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Hirokazu Kanekiyo
Satoshi Hirosawa
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Sumitomo Special Metals Co., Ltd.
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Definitions

  • the present invention relates to a thin sheet magnet having a fine crystal structure, a method for producing the same, and a method for producing an isotropic permanent magnet powder.
  • the present invention relates to a thin plate magnet that is optimal for various small motors, actuators, magnetic circuits for magnetic sensors, and the like, and a method of manufacturing the same.
  • the present invention relates to a method of manufacturing a rare earth element of 5 at% or less and boron of 15 at% to 30 at%>.
  • the molten metal of the specified composition is poured onto a rotating chill roll in a specified reduced-pressure inert gas atmosphere, and a thin plate-shaped alloy with a thickness of 70 ⁇ ⁇ 300 ⁇ is continuously formed to directly 90% or more has a crystal structure in which a FeB-type compound and a compound phase having ⁇ -Fe and a Nd 2 Fe 14 B-type crystal structure coexist, and a fine crystal structure in which each constituent phase has an average crystal grain size of 10 nm to 50 nm. None, It relates to a thin plate magnet that can obtain magnetic properties of iHc ⁇ 2kOe, Br ⁇ OkG and a method of manufacturing the same. Zhang Jing: Technology
  • Nd-Fe-B sintered magnets and Nd-Fe-B bond magnets with Nd 2 Fei 4 B as the main phase satisfy such magnetic properties, but have a great deal of effect on metal separation and purification and reduction reactions. Since it contains 10 at% to 15 at% of Nd, which requires processes and large-scale equipment, it is significantly more expensive than hard ferrite magnets, and hard ferrite is required in terms of performance-price ratio. Replacement of light magnets is only progressing for some models, and at present, no inexpensive permanent magnet material with Br of 5 kG or more has been found.
  • Nd-Fe-B sintered magnets are difficult to obtain bulk materials of 500 ⁇ or less, so they can only be manufactured by grinding, which causes a rise in price.
  • the Nd-Fe-B bonded magnet has a thickness of 30 ⁇ and a diameter of ⁇ ! It is difficult to form a magnet having a thickness of 100 ⁇ to 300 ⁇ , since it is obtained by bonding powder of up to 500 ⁇ with a resin.
  • Such a permanent magnet material has Br of about 10 kG and iHc of 2 kOe to 3 kOe, and the content of expensive Nd is as low as about 4 at% .
  • the compounding material price is mainly Nd 2 Fe 14 B.
  • the conditions for liquid quenching are limited because amorphous alloying of the blended material is an essential condition, and the heat treatment conditions for becoming a hard magnetic material are narrowly limited. Because it is not practical for industrial production, hard ferrite There was a problem that it could not be provided inexpensively as a substitute for a magnet.
  • such a permanent magnet material is obtained by subjecting an amorphous flake having a thickness of 20 ⁇ to 60 ⁇ to a crystallization heat treatment, 70 ⁇ ! A permanent magnet with a thickness of ⁇ 300 ⁇ cannot be obtained.
  • the present invention solves the above-mentioned problem in an Nd-Fe-B-based magnet having a fine crystal structure containing 5 at% or less of a rare earth element, has a residual magnetic flux density of 10 kG or more, and is comparable to a hard ferrite magnet.
  • An object of the present invention is to provide a thin plate magnet having a fine crystal structure with a thickness of 100 ⁇ to 300 ⁇ , which has a performance-to-price ratio and contributes to a reduction in the size and thickness of a magnet circuit, and a method of manufacturing the same.
  • the present inventors have conducted various studies with the aim of making Nd-Fe-B permanent magnets with a low rare earth concentration, in which a soft magnetic phase and a hard magnetic phase are mixed, into thin plate magnets.
  • a soft magnetic phase and a hard magnetic phase are mixed, into thin plate magnets.
  • a continuous thin-sheet magnet of ⁇ 300 ⁇ can be directly obtained, and if the average crystal grain size of each phase constituting the obtained continuous forged alloy is 10nm ⁇ 50nm, iHc 2kOe and Br 10kG magnetic properties are obtained.
  • Reko In addition, if a crystalline metal structure having an average crystal grain size of less than 10 nm is obtained, a specific heat treatment for grain growth is performed, so that the average crystal grain size of each constituent phase is reduced.
  • the present invention was completed by finding that magnetic characteristics of iHc 2 kOe and Br ⁇ 10 kG could be obtained with the range of 10 nm to 50 nm.
  • the present invention is a composition formula Fe 100-x- yB x R y (wherein R represents Pr, and one or opposition of Nd or Dy, the symbols x limiting the composition range, y is satisfy the following values and, Fe 3 B type compound and alpha-Fe and Nd 2 Fe 14 B compound phase having a crystal structure that coexist crystal structure accounts for 90% or more, Ri Do from the average microcrystal grain size 10nm ⁇ 50nm It is a sheet magnet having a fine crystal structure with a thickness of 70 ⁇ to 300 ⁇ and magnetic properties of iHc ⁇ 2 kOe and Br ⁇ 10 kG.
  • the composition formula is represented by Fei 00-x- yB x Ry (where R is one or two of Pr, Nd or Dy), and the symbols x and y that limit the composition range satisfy the above values.
  • the molten metal is injected at a specific roll peripheral speed on a rotating cooling single roll or between twin rolls in a reduced pressure inert gas atmosphere of 30 kPa or less, and directly into the Fe 3 B-type compound and a-Fe and Nd 2
  • the crystal structure in which the compound phase having the Fe 14 B type crystal structure coexists accounts for 90% or more, is composed of fine crystals with an average crystal grain size of 50 nm or less, has a thickness of 70 ⁇ to 300 ⁇ , has magnetic properties of iHc ⁇ 2 kOe, This is a method for producing a thin plate magnet having a fine crystal structure to obtain a permanent magnet with Br ⁇ 10 kG.
  • the present invention in the above-mentioned production method, after forming the molten alloy into fine crystals having an average crystal grain size of 10 nm or less and forming a rapidly quenched alloy having a thickness of 70 ⁇ to 300 ⁇ , a temperature of 500 ° C. to 700 ° C. Heat treatment for the purpose of crystal grain growth in the region, forming a fine crystal alloy with an average crystal grain size of 10 nm to 50 nm, magnetic properties of iHc 2 kOe,
  • a method for manufacturing a thin-plate magnet with a fine crystal structure to obtain a permanent magnet with Br ⁇ 10 kG.
  • the present inventors performed punching on a thin sheet magnet of a permanent magnet having a magnetic property of iHc ⁇ 2 kOe and Br ⁇ OkG having a thickness of 70 ⁇ to 300 ⁇ , thereby forming a predetermined shape.
  • the inventors made the remaining thin sheet magnet after punching out the thin sheet magnet of the above-mentioned predetermined shape by pulverizing so that the average powder particle size becomes 3 ⁇ to 500 ⁇ , iHc ⁇ 2 kOe, Br
  • FIG. 1 is a graph showing the characteristic X-ray diffraction pattern of Cu- ⁇ of the sample in the example.
  • High magnetic properties can be obtained only when the rare earth element R contains one or two kinds of Pr, Nd or Dy, and other rare earth elements such as Ce and La have iHc of 2 kOe or more. Also, medium rare earth elements and heavy rare earth elements after Sm excluding Tb and Dy are not preferable because they cause deterioration of magnetic properties and increase the cost of magnets.
  • R is less than lat%, iHc of 2 kOe or more cannot be obtained, and if it exceeds 5 at%, Br of 10 kG or more cannot be obtained, so the R is in the range of lat% to 5 at%. More preferably, 2 at% to 5 at% is good.
  • B is less than 15 at%, precipitation of ⁇ -Fe is remarkable in the metal structure after liquid quenching, and precipitation of the compound having the Nd 2 Fe 14 B type crystal structure, which is essential for the development of coercive force, is inhibited.
  • Fe occupies the residual content of the above-mentioned elements, and by substituting part of Fe with Co, the metal structure is refined, the squareness of the demagnetization curve is improved, and the maximum energy product (BH) max is reduced.
  • the amount of substitution for Fe is less than 0.1%, such an effect cannot be obtained, and if it exceeds 50%, Br of 10 kG cannot be obtained.
  • the range is 0.1% to 50%. Preferably, it is 0.5% to 10%.
  • substitution of 0.1 to 7 at% of Cr improves iHc, and the total is 0.05 at% to 2 at% ⁇ Al, Si, S, Ni, Cu, Zn, Ga, Ag, Pt, Au, Substitution with one or two types of Pb improves the squareness of the demagnetization curve and has the effect of increasing Br and (BH) max.
  • the molten alloy having the above-mentioned specific composition is substantially injected into the rotating single roll or between the twin rolls at a specific roll peripheral speed in a reduced pressure inert gas atmosphere of 30 kPa or less.
  • 90% or more of Fe 3 B type compound, and the thickness of the crystal structure where ⁇ -Fe and the compound phase having Nd 2 Fe 14 B type crystal structure coexist are 70 ⁇ !
  • a thin-sheet magnet with a continuous forged alloy of ⁇ 300 ⁇ and a fine crystal structure of 10nm ⁇ 50nm required for obtaining magnetic properties of iHc ⁇ 2kOe, Br ⁇ 10kG with the average crystal grain size of each constituent phase Most importantly.
  • the pressure of the atmosphere during continuous production of the molten alloy is a feature of the present invention.
  • the reason for the limitation is that when the production atmosphere is 30 kPa or more, gas enters between the cooling roll and the molten alloy, and the quenched alloy is rapidly cooled. Since the uniformity of the conditions is lost, a coarse metal structure containing ⁇ -Fe is formed, and the magnetic characteristics of iHc 2 kOe and Br 10 kG cannot be obtained.
  • it is 10 kPa or less.
  • the atmosphere gas is an inert gas to prevent oxidation of the molten alloy.
  • ⁇ Ar is good.
  • the average grain size of the alloy produced by the above-described continuous casting method is iHc 2kOe, the average grain size required to obtain Br ⁇ 10kG magnetic properties ⁇ ! If it is less than 50 nm, heat treatment for grain growth may be performed. If the heat treatment temperature is less than 500 ° C, no grain growth occurs, so that an average crystal grain size of 10 nm or more cannot be obtained. The heat treatment temperature is limited to 500 ° C to 700 ° C because of deterioration and the above-mentioned magnetic characteristics cannot be obtained. The heat treatment temperature at which the magnetic properties are maximized depends on the composition.
  • the atmosphere is preferably an inert gas atmosphere such as Ar gas or N 2 gas or a vacuum of 1.33 Pa or less to prevent oxidation.
  • the magnetic properties do not depend on the heat treatment time, but if it exceeds 6 hours, Br tends to decrease with the passage of time, so that it is preferably less than 6 hours.
  • the manufacturing conditions are limited to a 70 ⁇ ⁇ ⁇ thick alloy.
  • Aluminum alloy, Cu, Fe, brass, W, and bronze can be used for the material of the cooling port used in the continuous manufacturing process from the viewpoint of thermal conductivity.
  • Cu or Fe (However, an alloy containing Cu or Fe may be used). Materials other than the above have poor heat conduction, so the molten alloy cannot be cooled sufficiently, and several lOOnm Coarse ⁇ -Fe and Fe 2 B precipitate, which is not preferable because magnetic properties of iHc ⁇ 2 kOe and Br 10 kG cannot be obtained.
  • the roll speed of the roll exceeds 10 m / s
  • the crystal structure contained in the forged alloy having a thickness of 70 ⁇ or less decreases and the amorphous phase increases when the roll speed exceeds 10 m / s. I do.
  • the roll peripheral speed is 2 m / s or less
  • coarse ⁇ -Fe and Fe 2 B of several lOOnm precipitate as a result of the thickness of the forged alloy exceeding 300 ⁇ , and the magnetic properties of iHc ⁇ 2kOe and Br It is not preferable because it cannot be obtained.
  • the peripheral speed of the Cu roll is limited to 2 m / sec to 10 m / sec.
  • the wettability of the molten alloy and the cooling roll is better than that of the Cu roll, so that
  • the peripheral speed exceeds 7 m / s, the thickness of the forged alloy falls to 70 ⁇ or less, the crystal structure contained in the forged alloy decreases, and the amorphous phase increases, so that the magnetic properties of iHc 2kOe and Br 10kG Not obtained, not preferred. Therefore, in the case of Fe roll, the roll peripheral speed is limited to 2m / sec to 7m / sec. Preferably, it is 2.5 m / sec to 5.5 m / sec.
  • the distance between the two rolls is less than 0.005 mm. If the thickness is less than 0.005 mm, the molten metal overflows from between the rolls, so that it is not preferable because the structure cannot be continued. Therefore, the distance between the two rolls
  • 0.05 mm to 0.2 mm is good.
  • the peripheral speed of the two Fe rolls exceeds 8 m / s, the crystal structure contained in the forged alloy decreases and the amorphous phase increases. If the roll peripheral speed is less than m / s, a few lOOnm of a-Fe and Fe2B are precipitated, so iHc 2kOe, Br ⁇ 10kG Cannot be obtained, which is not preferable. Therefore, the peripheral speed of the mouth is limited to lm / sec to 8m / sec. It is preferably 1.5 m / sec to 5 m / sec.
  • a method of processing a continuous thin sheet magnet obtained by the continuous forming process into a predetermined shape a method of processing a thin sheet metal material generally manufactured by rolling, etching, ultrasonic processing, or the like is used. Punching with ultrasonic waves is preferable because it can be processed into a predetermined shape without causing cracks in the thin plate magnet.
  • the remaining thin sheet magnet generated by punching or the like can be reused as an isotropic permanent magnet magnetic powder having iHc ⁇ 2 kOe and Br ⁇ 7 kG by grinding.
  • the pulverized particle size is preferably 20 ⁇ to 300 ⁇ when used as a magnetic powder for a compression-molded bonded magnet, and is preferably 50 ⁇ or less as a magnetic powder for an injection-molded bonded magnet.
  • the crystal phase of the thin plate magnet according to the present invention is such that the Fe 3 B-type compound and ⁇ -Fe having soft magnetism and the soft magnetic compound phase having the Nd 2 Fe 14 B-type crystal structure coexist in the same structure. It is characterized by comprising a fine crystal aggregate having an average crystal grain size of the constituent phases in the range of 10 nm to 50 nm. If the average crystal grain size of the thin sheet magnet exceeds 50 nm, the squareness of Br and demagnetization curve deteriorates, and it is not possible to obtain magnetic properties of Br ⁇ 10 kG.
  • the average crystal grain size is preferably as small as possible. However, if it is less than 10 nm, iHc is reduced. Therefore, the lower limit is set to lOnm.
  • Fig. 1 shows the X-ray diffraction pattern of Example No. 2 using the characteristic X-rays of CuKa.
  • the obtained thin plate magnets have Fe 3 B-type compounds and a-Fe and Fe 14 B-type crystal structures. It was confirmed that the compound phase had a coexisting metal structure.
  • the crystal grain size all the samples except for the samples of No. 4, No. 16, and No. 17 had a fine crystal structure with an average crystal particle size of 10 nm to 50 nm.
  • the magnetic properties of the obtained thin plate magnet were measured by a VSM using a ultrasonic machine, and a thin plate magnet having a predetermined shape punched out into a disk shape having a diameter of 5 mm.
  • Table 2 shows the magnet characteristics.
  • the average crystal grain size was less than lOnm, so the thin plate magnet was kept in Ar gas at 600 ° C for 10 minutes, and the average crystal grain size was Was heat-treated so as to be not less than lOnm.
  • the magnetic properties were measured by a VSM on a thin plate magnet formed in a predetermined shape in the same manner as in Example 1. Table 2 shows the measurement results.
  • Al, Si, S, Ni, Cu, Co, Ni, Cr, Zn, Ga, Ag, Pt, Au, and Pb replace part of Fe in each constituent phase.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, a continuous forged alloy was produced using Fe, B, and R having a purity of 99.5% or more under the forging conditions shown in Table 1 so that the compositions of ⁇ .18 to ⁇ .21 in Table 1 were obtained. did.
  • Figure 1 shows the characteristic X-ray diffraction pattern of the obtained sample. X-ray diffraction pattern results
  • the sample of No. 18 was an amorphous alloy with no coercive force.
  • the sample of No. 19 had a metal structure in which the ⁇ -Fe phase was the main phase.
  • the sample of No. 20 has a structure composed of Nd 2 Fe 23 B 3 and a-Fe, which are non-magnetic phases
  • the sample of No. 21 has a-Fe as the main phase, as in ⁇ 19. Metal structure.
  • Table 2 shows the magnet characteristics measured by No. 18 to No. 21 VSM.
  • the present invention relates to a method in which a molten alloy having a specific composition having a low content of rare earth elements is rolled on a rotating single-cooling roll or in a gap between twin rolls in a reduced-pressure inert gas atmosphere of 30 kPa or less.
  • the crystal structure in which the Fe 3 B-type compound and the compound phase having ⁇ -Fe and Nd 2 Fe 14 B-type crystal structure coexist is obtained by iHc ⁇
  • a continuous thin-plate magnet with a thickness of 70 ⁇ to 300 ⁇ consisting of a fine crystal structure with an average crystal grain size of 10 nm to 50 nm and magnetic properties of 2 kOe and Br ⁇ 10 kG can be directly obtained, and the average crystal grain size is 10 nm.
  • the average crystal grain size of each constituent phase becomes 10 nm to 50 nm by heat treatment for the purpose of specific grain growth, and iHc ⁇ 2 kOe and Br 10 kG magnetic characteristics.
  • a thin-plate magnet with a thickness of 70 ⁇ to 300 ⁇ that could not be achieved and has a performance-to-price ratio comparable to that of a hard ferrite magnet and contributes to the miniaturization of magnetic circuits can be provided at low cost.

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Description

明細書
微細結晶組織を有する薄板磁石とその製造方法 並びに等方性永久磁石粉末の製造方法 技術分野
この発明は、 各種小型モータ一、 ァクチユエ一タ一、 磁気センサ一用磁気回 路などに最適な薄板磁石とその製造方法に係り、 5at%以下の希土類元素と 15at%~30at%>のホウ素を含む特定組成の溶湯を、 特定の減圧不活性ガス雰囲 気中、 回転する冷却ロール上に錶込み、 厚さ 70μιη~300μπιの薄板状の合金を 連続的に錡造することによって、 直接、 実質 90%以上が FeB型化合物ならびに α-Feと Nd2Fe14B型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組織で、 かつ各 構成相の平均結晶粒径が 10nm~50nmを有する微細結晶組織となし、 iHc≥2kOe, Br^ lOkGの磁気特性を得られる薄板磁石とその製造方法に関す る。 冃匕景： 技術
現在、 家電用機器、 OA機器、 電装品等において、 よリー層高性能化と小型 軽量化が要求されており、 永久磁石を用いた磁気回路全体として、 性能対重量 比を最大にするための設計が検討されており、 特に現在の生産台数の大半を占 めるブラシ付き直流モーターの構造では永久磁石として残留磁束密度 Brが 5kG〜7kG程度のものが最適とされている力 従来のハードフェライト磁石で は得ることができない。
例えば、 Nd2Fei4Bを主相とする、 Nd-Fe-B焼結磁石や、 Nd-Fe-Bボンド磁 石ではかかる磁気特性を満足するが、 金属の分離精製や還元反応に多大の工程 並びに大規模な設備を要する Ndを 10at%~15at%含有しているため、 ハード フェライト磁石に比較して著しく高価となり、 性能対価格比の点でハードフエ ライト磁石からの代替は一部の機種でしか進んでおらず、 現在のところ、 5kG 以上の Brを有し、 安価な永久磁石材料は見出されていない。
また、 磁気回路の小型薄肉化を達成するために、 永久磁石自身の厚みが ΙΟΟμπ！〜 500μπι程度の薄板状永久磁石が要求されている力 Nd-Fe-B焼結磁 石では 500μπι以下のバルク材を得ることが困難なため、 価格高騰の原因とな る研削によってしか作製できず、 Nd-Fe-Bボンド磁石は、 厚み 30μηι、 直径数 ΙΟμπ！〜 500μιηの粉末を樹脂にて結合することによって得るため、 厚み 100μιη~300μιηの磁石の成形は困難である。
一方、 Nd-Fe-B系磁石において、 近年、 Nd4Fe77B19(at%)近傍組成で Fe3B 型化合物を主相とする磁石材料が提案 (R. Coehoorn等、 J. de Phys, C8, 1988, 669~670頁)され、 その技術内容は米国特許 4,935,074等に開示されている。 ま た、 Koonはそれよりも以前に、 Laを必須元素として含む La-R-B-Feァモル ファス合金に結晶化熱処理を施すことによる、 微細結晶からなる永久磁石の製 造方法を米国特許 4,402,770にて提案している。
最近では Richterらによって、 EP Patent 558691B1に開示されているよう に、 Ndを 3.8at%~3.9at%含有する Nd-Fe-B-V-Si合金溶湯を回転する Cuロー ル上に噴射して得られたアモルファスフレークを 700°Cで熱処理することによ り、 硬磁気特性を有す薄片が得られることを報告している。 これらの永久磁石 材料は、 厚み 20μπ！〜 60μπιのアモルファスフレークに結晶化熱処理を施すこと によって得られる、 軟磁性である Fe3B相と硬磁性である R2Fe14B相が混在す る結晶集合組織を有する準安定構造の永久磁石材料である。
かかる永久磁石材料は、 10kG程度の Brと 2kOe~3kOeの iHcを有し、 高価な Ndの含有濃度が 4at%程度と低いため、 配合原料価格は Nd2Fe14Bを主相とす る Nd-Fe-B磁石よリ安価ではあるが、 配合原料のアモルファス合金化が必須条 件であるため液体急冷条件が限定され、 また、 硬磁性材料になり得るための熱 処理条件が狭く限定されるため、 工業生産上実用的でなく、 ハードフェライト 磁石の代替として安価に提供できない問題があった。 また、 かかる永久磁石材 料は、 厚み 20μπι~60μιηのアモルファスフレークに結晶化熱処理を施すことに よって得られるため、 薄板磁石として要求される 70μπ！〜 300μιηの厚みを有す る永久磁石を得ることはできない。
他方、 米国特許 508，266等の超急冷 Nd-Fe-B系磁石材料では、 超急冷法によ リ直接、 結晶質からなる組織を得るため、 結晶化熱処理は特に必要としない が、 該公報に開示される最適なロール周速度は 20m/s程度であり、 この条件に て得られる急冷合金のフレーク厚みはおよそ 30μπιと薄く、 薄板磁石として利 用できないため、 これを直径数 10μιη~500μπι程度に粉砕して上述のボンド磁 石として利用される。 発明の開示
この発明は、 5at%以下の希土類元素を含有して微細結晶組織を有する Nd- Fe-B系磁石における上述した問題を解消し、 10kG以上の残留磁束密度 Br有 し、 ハードフェライト磁石に匹敵する性能対価格比をもち、 磁石回路の小型薄 肉化に貢献する厚み 100μπι~300μπιの微細結晶組織を有する薄板磁石とその 製造方法の提供を目的としている。
発明者らは、 軟磁性相と硬磁性相が混在する低希土類濃度の Nd-Fe-B系永久 磁石の薄板磁石化を目的に種々検討した結果、 希土類元素の含有量が少ない特 定組成の合金溶湯を、 30kPa以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、 回転する冷 却単口一ル上又は双ロール間に特定の口ール周速度にて連続的に錡込むことに よリ、 Fe3B型化合物並びに α-Feと Nd2Fe14B型結晶構造を有する化合物相が共 存する結晶組織が 90%以上を占め、 各構成相の平均結晶粒径 50nm以下の微細 結晶組織を有する鍩造合金の厚みが 70μπ！〜 300μπιの連続した薄板磁石を直接 得られること、 また得られた連続錡造合金を構成する各相の平均結晶粒径が 10nm~50nmである場合は、 iHc 2kOe、 Br 10kGの磁気特性を得られるこ と、 さらに、 平均結晶粒径が 10nmに満たない結晶質からなる金属組織が得ら れた場合、 粒成長を目的とする特定の熱処理を施すことにより、 各構成相の平 均結晶粒径が 10nm〜50nmとなり、 iHc 2kOe、 Br≥10kGの磁気特性を得ら れることを知見し、 この発明を完成した。
すなわち、 この発明は、 組成式を Fe100-x-yBxRy (但し Rは Pr、 Ndまたは Dy の 1種または 2衝と表し、 組成範囲を限定する記号 x、 yが下記値を満足し、 Fe3B型化合物ならびに α-Feと Nd2Fe14B型結晶構造を有する化合物相が共存す る結晶組織が 90%以上を占め、 平均結晶粒径 10nm〜50nmの微細結晶からな り、 厚みが 70μπι~300μιη、 磁気特性が iHc≥2kOe、 Br≥10kGである微細結 晶組織を有する薄板磁石である。
15≤x≤30at%
l≤y≤5at
また、 この発明は、 組成式を Fei00-x-yBxRy (但し Rは Pr、 Ndまたは Dyの 1種 または 2種)と表し、 組成範囲を限定する記号 x、 yが上記値を満足する溶湯を、 30kPa以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、 回転する冷却単ロール上又は双 ロール間に特定のロール周速度にて錡込み、 直接、 Fe3B型化合物並びに a-Fe と Nd2Fe14B型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組織が 90%以上を占 め、 平均結晶粒径 50nm以下の微細結晶からなり、 厚みが 70μπι~300μπι、 磁 気特性が iHc≥ 2kOe、 Br≥ 10kGである永久磁石を得る微細結晶組織を有する 薄板磁石の製造方法である。
また、 この発明は、 前述の製造方法において、 合金溶湯を平均結晶粒径 10nm以下の微細結晶となし、 厚みが 70μπι~300μπιの急冷铸造合金となした 後、 500°C〜700°Cの温度域にて結晶粒成長を目的とする熱処理を施し、 平均 結晶粒径 10nm〜50nmの微細結晶合金となし、 磁気特性が iHc 2kOe、
Br≥ 10kGである永久磁石を得る微細結晶組織を有する薄板磁石の製造方法を 併せて提案する。 また、 発明者らは、 上述の iHc≥2kOe、 Br^ lOkGの磁気特性を有す永久磁 石の厚みが 70μιη~300μιηである薄板磁石において、 薄板磁石に打ち抜き加工 を施すことにより、 所定形状に加工された薄板磁石を得る製造方法を合わせて 提案する。
さらに、 発明者らは、 前述の所定形状の薄板磁石を打ち抜いた後の薄板磁石 の残部を、 平均粉末粒径 3μπι~500μιηになるよう粉砕することによつて作製す る、 iHc≥2kOe、 Br≥7kGの磁気特性を有する等方性永久磁石粉末の製造方 法も同時に提案する。 図面の説明
図 1は、 実施例における試料の Cu-Καの特性 X線回折バタ一ンを示すダラフ である。 発明を実施するための最良の形態
この発明による薄板磁石の組成の限定理由について説明する。
希土類元素 Rは Pr、 Ndまたは Dyの 1種または 2種を特定量含有のときのみ、 高い磁気特性が得られ、 他の希土類、 例えば Ce、 Laでは iHcが 2kOe以上の特 性が得られず、 また、 Tb、 および Dyを除く Sm以降の中希土類元素、 重希土類 元素は磁気特性の劣化を招来するとともに磁石を高価格にするため好ましくな い。
Rは、 lat%未満では 2kOe以上の iHcが得られず、 また 5at%を越えると 10kG 以上の Brが得られないため、 lat%〜5at%の範囲とする。 さらに好ましくは、 2at%〜5at¾^良い。
Bは 15at%未満では液体急冷後の金属組織において、 α-Feの析出が著しく、 保磁力の発現に必須である Nd2Fe14B型結晶構造を有する化合物の析出が阻害 されるため、 IkOe未満の iHcしか得られない、 また 30at%を越えると減磁曲線 の角形性が著しく低下し、 lOkOe以上の Brが得られないため、 15at%~30at% の範囲とする。 さらに好ましくは、 17at%~20at%が良い。
Feは、 上述の元素の含有残余を占め、 Feの一部を Coで置換することによ リ、 金属組織が微細化され、 減磁曲線の角形性の改善及び最大エネルギー積 (BH)maxの向上、 並びに耐熱性の向上が得られるが、 Feに対する置換量が 0.1%未満ではかかる効果が得られず、 また 50%を越えると 10kGの Brが得られ ないため、 Feに対する Coの置換量は 0.1%~50%の範囲とする。 好ましくは 0.5%~10%が望ましい。 また、 0.1~7at%の Crで置換することにより iHcの向 上が得られ、 合計が 0.05at%~2at%^Al、 Si、 S、 Ni、 Cu、 Zn、 Ga、 Ag、 Pt、 Au、 Pbの 1種または 2種で置換することによリ減磁曲線の角形性を改善 し、 Brおよび (BH)maxを増大させる効果が得られる。
この発明による薄板磁石の製造条件の限定理由について説明する。
この発明において、 上述の特定組成の合金溶湯を 30kPa以下の減圧不活性ガ ス雰囲気中にて、 回転する冷却単ロール上、 又は双ロール間に特定のロール周 速度にて錡込むことにより、 実質 90%以上を Fe3B型化合物、 並びに α-Feと Nd2Fe14B型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組織からなる厚みが 70μπ！〜 300μπιの連続した錡造合金となし、 かつ、 各構成相の平均結晶粒径が iHc≥2kOe, Br≥10kGの磁気特性を得るに必要な 10nm~50nmの微細結晶組 織を有する薄板磁石とすることが最も重要である。
合金溶湯の連続铸造の際の雰囲気の圧力はこの発明の特徴にして、 その限定 理由は、 铸造雰囲気が 30kPa以上の場合は、 冷却ロールと合金溶湯の間にガス が入り込み、 鍩造合金の急冷条件の均一性が失われるため、 粗大な α-Fe含む金 属組織となり、 iHc 2kOe、 Br 10kGの磁気特性が得られないことから、 合 金急冷雰囲気を 30kPa以下とする。 好ましくは、 lOkPa以下が良い。 雰囲気ガ スは、 合金溶湯の酸化防止のため、 不活性ガスとする。 好ましく ^Arが良 い。 上述した連続錡造法にて、 錄造した合金の平均結晶粒怪が、 iHc 2kOe、 Br≥ 10kGの磁気特性を得るに必要な平均結晶粒径 ΙΟηπ！〜 50nmに満たなレ、場 合は、 粒成長を目的とした熱処理を行ってもよい。 熱処理温度が 500°C未満で は粒成長を起こさないため、 10nm以上の平均結晶粒径が得られない、 また 700°Cを越えると粒成長が著しく iHc、 Brおよび減磁曲線の角形性が劣化し、 上述の磁気特性が得られないため、 熱処理温度は 500°C〜700°Cに限定する。 なお、 磁気特性が最高となる熱処理温度は組成に依存する。
熱処理において、 雰囲気は酸化を防ぐため Arガス、 N2ガスなどの不活性ガ ス雰囲気中もしくは 1.33Pa以下の真空中が好ましい。 磁気特性は熱処理時間 には依存しないが、 6時間を越えるような場合、 若干時間の経過とともに Brが 低下する傾向があるため、 好ましくは 6時間未満が良い。
合金溶湯の錡造処理には冷却単ロール又は双ロールを用いた連続錡造法を採 用できる力 錡造合金の厚みが 300μιηを越えると数 lOOnmの粗大な α-Feおよ び Fe2Bが析出するため、 iHc≥2kOe、 Br 10kGの磁気特性を得られず好まし くない、 また、 錡造合金の厚みが 70μπι以下になると、 錡造合金中に含まれる 組織結晶が減少し、 アモルファス相が増加するため、 熱処理によるァモルファ スの結晶化が必要となるが、 アモルファスの結晶化に伴う発熱により、 もたら される合金温度の上昇は急冷直後、 すでに析出している結晶組織の粒成長を引 き起こすため、 iHc≥2kOe、 Br≥10kGの磁気特性を得るに必要な平均結晶粒 径 10mn~50nmよリ粗大な金属組織となり、 10kG以上の Brが得られない。 従って、 厚み 70μιη~ ΙΟΟμπιの錡造合金となる錡造条件に限定する。
連続踌造処理に用いる冷却口一ルの材質は、 熱伝導度の点からアルミニウム 合金、 Cu、 Fe、 真鍮、 W、 青銅を採用できるが、 機械的強度および経済性の 点から、 Cuもしくは Fe (但し Cuまたは Feを含む合金でもよい)が好ましい。 上 記以外の材質では熱伝導が悪いため、 合金溶湯を充分冷却できず、 数 lOOnm の粗大な α-Feおよび Fe2Bが析出するため、 iHc≥2kOe、 Br 10kGの磁気特 性を得られず好ましくない。
冷却ロールに中心線耝さ Ra≤0.8pm、 最大高さ Rmax≤3.2pm、 10点の平均 粗さ
Figure imgf000010_0001
を有する Cu製ロールを採用した場合、 ロール周速 度が 10m/sを越えると錶造合金の厚みが 70μπι以下になリ錡造合金中に含まれ る結晶組織が減少し、 アモルファス相が増加する。 また、 ロール周速度が 2m/s以下の場合、 錡造合金の厚みが 300μπιを越える結果、 数 lOOnmの粗大な α-Feおよび Fe2Bが析出するため、 iHc≥2kOe、 Br 10kGの磁気特性を得ら れず好ましくない。 従って、 Cuロール周速度を 2m /秒〜 10m/秒に限定する。 また、 前述の Cuロールと同様の表面粗度を有する Feロールを冷却ロールと して使用した場合、 Cuロールに比し、 合金溶湯と冷却ロールの濡れ性が Feの 方が優れるため、 口一ル周速度が 7m/秒を越えると铸造合金の厚みが 70μπι以 下となり、 錡造合金中に含まれる結晶組織が減少し、 アモルファス相が増加す るため、 iHc 2kOe、 Br 10kGの磁気特性が得られず、 好ましくない。 従つ て、 Feロールの場合、 ロール周速度を 2m/秒〜 7m/秒に限定する。 好ましく は、 2.5m /秒〜 5.5m/秒が好ましい。
さらに、 前述の Feロールを相対して配置し、 2つの冷却ロールにて合金溶湯 を冷却する双ロール急冷却を採用した場合、 2つのロール間距離が 0.5mm以上 ではロール間を通過する溶湯が冷却ロールに接触せず、 冷却されないため、 粗 大な a-Feを含む金属組織となるため、 好ましくなく、 ロール間距離が
0.005mm以下の場合は溶湯がロール間よりあふれ出すため、 連続して鍩造を 継続できないため好ましくない。 従って、 2つのロール間距離を
0.005mm~0.5mmに限定する。 好ましくは 0.05mm~0.2mmが良い。
2つの Feロールの口一ル周速度が 8m/秒を越えると錡造合金の中に含まれる 結晶組織が減少し、 アモルファス相が増加する。 又、 ロール周速度力 m/秒未 満では数 lOOnmの a-Feおよび Fe2B力析出するため、 iHc 2kOe、 Br≥10kG の磁気特性を得られず好ましくない。 従って、 口ール周速度は lm /秒〜 8m/秒 に限定する。 好ましくは 1.5m/秒 ~5m/秒が好ましい。
連続踌造処理にて得た連続した薄板磁石を、 所定形状に加工する方法として は、 一般に圧延にて製造される薄板状の金属材料を加工するエッチング、 超音 波加工等の方法を用いて良く、 特に超音波による打ち抜き加工は、 薄板磁石に 割れを生じることなく所定形状に加工できるため、 好ましい。
また、 所定形状の薄板磁石を製造する際、 打ち抜き加工などによって生じた 薄板磁石の残部は、 粉砕することにより、 iHc≥2kOe、 Br≥7kGを有する等 方性永久磁石磁粉として再利用できる。 粉砕粒度は圧縮成形ボンド磁石用磁粉 として利用する場合は 20μπι~300μπιが好ましく、 射出成形ボンド磁石用磁粉 としては 50μπι以下が好ましい。
この発明による薄板磁石の結晶相は、 軟磁性を有する Fe3B型化合物ならび に α-Feと、 Nd2Fe14B型結晶構造を有する軟磁性化合物相とが同一組織中に共 存じ、 各構成相の平均結晶粒径が 10nm~50nmの範囲の微細結晶集合体からな ることを特徴としている。 薄板磁石を構成する平均結晶粒径が 50nmを越える と、 Brおよび減磁曲線の角形性が劣化し、 Br≥10kGの磁気特性を得ることが できない。 また、 平均結晶粒径は細かいほど好ましいが、 10nm未満では、 iHcの低下を引き起こすため、 下限を lOnmとする。
実施例
実施例 1
表 1の No.l~17の組成となるように、 純度 99.5%以上の Fe、 Al、 Si、 S、 Ni、 Cu、 Co、 Ni、 Cr、 Zn、 Ga、 Ag、 Pt、 Au、 Pb、 B、 Nd、 Pr、 Dyの金 属を用い、 総量力 Ogとなるように秤量し、 底部に直径 0.8mmのオリフィスを 有する石英るつぼ内に投入し、 表 1の急冷雰囲気圧に保持した Ar雰囲気中で高 周波加熱により溶解し、 溶解温度を 1300°Cにした後、 湯面を Arガスにより加 圧して室温にて、 表 1に示すロール周速度にて回転する Cu製冷却ロールの外周 面に 0.7mmの高さから溶湯を連続して錡込み、 幅 2mm~3mm、 厚み
100μπι~300μπιの連続した薄板磁石を作製した。
図 1に CuKaの特性 X線による実施例 No.2の場合の X線回折バターンを示すご とく、 得られた薄板磁石は、 Fe3B型化合物ならびに a-Feと Fe14B型結晶構造 を有する化合物相が共存する金属組織であることを確認した。 また、 結晶粒径 については、 Νο.4、 Νο.16、 No.17を除き、 いずれの試料も平均結晶粒径が 10nm~50nmの微細結晶組織であつた。
得られた薄板磁石の磁気特性は、 超音波加工機を用 、て直径 5mmの円盤状 に打ち抜いた所定形状の薄板磁石を VSMにて測定した。 表 2に磁石特性を示 す。
実施例 2
表 1の Νο.4、 Νο.16、 No.17については、 平均結晶粒径が lOnm未満であった ため、 薄板磁石を Arガス中、 600°Cにて 10分間保持し、 平均結晶粒径が lOnm 以上になるよう熱処理を施した。 磁気特性は、 実施例 1と同様に所定形状に加 ェした薄板磁石を VSMにて測定した。 測定結果を表 2に示す。 なお、
No.5~No.17において Al、 Si、 S、 Ni、 Cu、 Co、 Ni、 Cr、 Zn、 Ga、 Ag、 Pt、 Au、 Pbは、 各構成相の Feの一部を置換する。
実施例 3
表 1の No.2、 No.3、 No.5、 No.6、 No.13については、 VSM測定用に打ち抜 いた薄板磁石の残部を、 粉砕機を用いて粉砕粒度 25μπ！〜 300μπι、 平均粉末粒 径 150μιηになるよう粉砕し、 等方性永久磁石粉末を作製した。 表 3に VSMにて 測定した磁石粉末の磁気特性を示す。
比較例 1
実施例 1と同様に表 1の Νο.18〜Νο.21の組成となるように純度 99.5%以上の Fe、 B、 Rを用いて表 1にある錡造条件にて連続錡造合金を作製した。 得られ た試料の CuKaの特性 X線回折パターンを図 1に示す。 X線回折パターンの結果 から判るように No.18の試料は、 保磁力の発現しないアモルファス合金であつ た。 また、 No.19の試料は、 α-Fe相が主相となる金属組織であった。 なお、 No.20の試料は、 非磁性相である Nd2Fe23B3と a-Feからなる組織であり、 No.21の試料は、 Νο·19と同様、 a-Feを主相とする金属組織であった。
No.18~No.21の VSMで測定した磁石特性を表 2に示す。
Figure imgf000014_0001
Figure imgf000015_0001
磁粉特性
Br iHc (BH)max
(kG) (kOe) (MGOe)
2 11.6 2.7 8.8
施 3 9.7 4.2 9.6
例
5 10.5 4.3 9.9
6 8.6 6.9 8.4
13 9.9 4.5 11.0
産業上の利用可能性
この発明は、 希土類元素の含有量が少ない特定組成の合金溶湯を、 30kPa以 下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、 回転する単冷却ロール上、 又は双口一ル間 に特定のロール周速度にて連続的に錡込むことにより、 Fe3B型化合物並びに α-Feと Nd2Fe14B型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組織となリ、 永 久磁石として実用に耐える iHc≥2kOe、 Br≥10kGの磁気特性を有する平均結 晶粒径が 10nm~50nmの微細結晶組織からなる厚みが 70μιη~300μπιの連続し た薄板磁石が、 直接得られ、 さらに、 平均結晶粒径が 10nmに満たない微細組 織が得られた場合、 特定の粒成長を目的とする熱処理を施すことにより、 各構 成相の平均結晶粒径が 10nm~50nmとなり、 iHc≥2kOe、 Br 10kGの磁気特 性を得られるもので、 従来、 工業生産上、 安価で大量に生産することができな かった、 ハードフェライト磁石に匹敵する性能対価格比をもち、 磁気回路の小 型薄肉化に貢献する厚み 70μπι~300μπιの薄板磁石を安価で提供できる。

Claims

請求の範囲
1. 組成式を Fei00_x-yBxRy (但し Rは Pr、 Ndまたは Dyの 1種または 2種） と表し、 組成範囲を限定する記号 x、 yが下記値を満足し、 Fe3B型化合物なら びに α-Feと Nd2Fe14B型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組織が 90% 以上を占め、 平均結晶粒径 10nm~50nmの微細結晶からなり、 厚みが
70μπι~300μηι、 磁気特性カ¾1(^2¾:06、 Br 10kGである微細結晶組織を有 する薄板磁石。
15≤x≤30at
l≤y≤5at%
2. 組成式を Fei00_x_yBxRy (但し Rは Pr、 Ndまたは Dyの 1種または 2種） と表し、 組成範囲を限定する記号 x、 yが下記値を満足する溶湯を、 30kPa以下 の減圧不活性ガス雰囲気中にて、 回転する単冷却ロール上、 又は双ロール間に 特定のロール周速度にて連続的に錡込み、 Fe3B型化合物並びに α-Feと Nd2Fe14B型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組織が 90%以上を占 め、 平均結晶粒径 50nm以下の微細結晶からなり、 厚みが 70μιη~300μιη、 磁 気特性が iHc 2kOe、 Br 10kGである永久磁石を直接得る微細結晶組織を有 する薄板磁石の製造方法。
15≤x≤30at
l≤y≤5at%
3. 請求項 2において、 合金溶湯を平均結晶粒径 10nm以下の微細結晶と なし、 厚みが 70μπι〜300μπιの急冷錡造合金となした後、 500°C~700°Cの温度 域にて結晶粒成長を目的とする熱処理を施し、 平均結晶粒径 10nm~50nmの微 細結晶合金となし、 磁気特性が iHc≥2kOe、 Br 10kGである永久磁石を得る 微細結晶組織を有する薄板磁石の製造方法。
4. 請求項 2または請求項 3において、 得られた永久磁石に打ち抜き加工 を施すことにより所定形状に加工する微細結晶組織を有する薄板磁石の製造方 法。
5. 組成式を Fei00_x_yBxRy (但し Rは Pr、 Ndまたは Dyの 1種または 2種） と表し、 組成範囲を限定する記号 x、 yが下記値を満足する溶湯を、 30kPa以下 の減圧不活性ガス雰囲気中にて、 回転する単冷却ロール上、 又は双ロール間に 特定のロール周速度にて連続的に錡込むことによリ、 Fe3B型化合物並びに α- Feと Nd2Fe14B型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組織が 90%以上を 占め、 平均結晶粒径 50nm以下の微細結晶からなり、 厚みが 70μπι~300μπιの 薄板磁石に打ち抜き加工を行い、 その打ち抜き後の残部を平均粉末粒径
3μπ！〜 500μιηに粉砕して、 iHc≥2kOe、 Br≥7kGの磁気特性を有する等方性 永久磁石粉末を得る微細結晶組織を有する等方性永久磁石粉末の製造方法。
6. 請求項 2または 5において、 回転する冷却単ロールに連続的に錡込む 場合の口一ル周速度は、 Cuロールの場合は 2m /秒〜 10m/秒、 Feロールの場合 は 2m /秒〜 7m/秒である微細結晶組織を有する薄板磁石の製造方法。
7. 請求項 2または 5において、 回転する冷却双ロールの場合、 相対する 口一ル間距離を 0.005mn！〜 0.5mmとし、 ロール周速度 1.5m /秒〜 5m/秒である 微細結晶組織を有する薄板磁石の製造方法。
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