WO2004013873A1 - 希土類−鉄−ボロン系磁石の製造方法 - Google Patents

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Ryo Murakami
Akitoshi Fuke
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a rare earth-iron-boron permanent magnet or a bonded magnet such as a rare earth metal, iron and boron as essential components.
  • Rare earth-iron-boron permanent magnets are mainly manufactured by the sintering method.
  • the firing method is a method of manufacturing a magnet raw material alloy obtained by melting, forming, and pulverizing a raw material by a vacuum melting method, by performing magnetic field forming, sintering, and aging treatment.
  • each powder is pulverized so as not to have a crystal grain boundary and oriented in a magnetic field.
  • it is ideal to minimize the diameter of the crystal rice after sintering.
  • SW theory Sharp-Wolferth theory
  • it is ideal to reduce the crystal grain size to a single magnetic domain grain size.
  • a surfactant is generally widely used.
  • the sintering is performed by heating the molded body at a temperature of approximately 1000 to 100 L. After aging treatment, if necessary, the magnet is manufactured.
  • the particles are merely ground to an average particle size of 3 to 5; zm. At present, some degree of oxidation cannot be avoided even if such acid prevention is performed, and an acid component as an alloy component is generated during sintering.
  • oxygen Power S 1500ppm or more contains about 300ppm of carbon.
  • the sintering method although a compact is prepared in consideration of the shrinkage ratio due to sintering, machining is ultimately required, and the yield is reduced particularly when the shape is small or thin.
  • the sintering method requires a long process as a whole, which makes it difficult to stabilize product quality and lowers the yield.
  • the crystal axis is oriented in a specific direction by performing hot working, and the magnetic properties are improved by anisotropically shaping.
  • the processing by rolling and extrusion the conclusion is that the grains are not refined and the holding power is not sufficiently improved.
  • the amount of added R must be increased in order to orient the crystal axes of the main phase crystal grains, and as a result, the nonmagnetic phase increases in calorie.
  • the R-rich phase which has become a liquid phase during processing, leaks to the outside, making it difficult to purify, making it unsuitable for industrial production.
  • the crystal axes of the main phase grains are not sufficiently oriented, and sufficient magnetic properties cannot be obtained.
  • the shape is different before and after the working, so that it is difficult to perform a plurality of workings, and the shape after the working is limited.
  • the method using the hot working is actually used only for the production of special magnets such as large radial ring magnets.
  • An object of the present invention is to use a rare-earth-iron-polycarbon permanent magnet with excellent magnet properties without a complicated process by utilizing shear plastic deformation, which has not been conventionally employed in the production of magnet alloys. It is an object of the present invention to provide a method for manufacturing a magnet that can easily obtain a magnet or a bonded magnet.
  • the present inventors have conducted intensive studies on the relationship between the processing technology of rare-earth iron-polon-based magnet raw material alloys and the magnetic properties of the obtained permanent magnets.
  • By performing a simple process of shearing plastic deformation of the steel it is possible to reduce the size of the crystal grains and improve the efficiency in a specific direction more efficiently than conventional hot working such as sintering, rolling, or extrusion.
  • the present inventors have found that it is possible to perform a high degree of orientation of crystal axes and to easily obtain a permanent magnet or a bond magnet having excellent magnetic properties, and completed the present invention.
  • R composed of at least one of rare earth metal elements including yttrium is 11.3 to: 16.5 at%, boron is 4.7 to 7.4 at%, and the balance is composed of iron and the remaining M.
  • a method for producing a rare earth-iron-boron permanent magnet including a step (A) of forming a magnet material alloy and a step (B) of shearing and plastically deforming the magnet material alloy is performed.
  • FIG. 1 is an explanatory schematic diagram for explaining shear plastic deformation performed in an example.
  • FIG. 2 is an explanatory schematic diagram for explaining plastic deformation performed in Comparative Examples 1 to 6.
  • FIG. 3 is an explanatory schematic diagram for explaining another plastic deformation performed in Comparative Examples 7 to 12.
  • R consisting of at least one rare earth metal element containing yttrium is 11.3 to 16.5 at%, boron is 47 to 7.4 at%, and iron is The step (A) of transferring a magnet raw material alloy having a composition consisting of the remainder M including the above (hereinafter referred to as the raw material alloy (a)) is performed.
  • R constituting the raw material alloy (a) is not particularly limited as long as it is a rare earth metal element containing yttrium, and is preferably lanthanum, cerium, praseodymium, neodymium, yttrium, dysprosium, or a mixture of two or more of these.
  • the RJ content is less than 11.3 atomic%, the amount of liquid phase required for densification of the alloy is insufficient and the magnetic properties are reduced.
  • it exceeds 16.5 atomic% the ratio of the R-rich phase in the alloy is: And the corrosion resistance decreases.
  • the volume fraction of the main phase necessarily decreases, so that the residual magnetic flux density Br decreases.
  • the content ratio of iron in the balance M containing iron is preferably at least 60 atomic%, particularly preferably 70 to 84 atomic% in the raw material alloy (a).
  • the remainder M may contain, in addition to iron, at least one selected from the group consisting of a transition element, silicon, and carbon, and further includes unavoidable impurities in industrial production such as oxygen and nitrogen. May be included.
  • transition metal element other than iron examples include titanium, nickel, vanadium, covanolate, anoremium, chromium, manganese, dinolecodium, phenol, niobium, magnesium, copper, tin, tungsten, molybdenum, tantalum, Ruthenium, rhodium, palladium, rhenium, osmium, iridium, platinum, gallium, or two or more of these.
  • the balance is titanium, nickele, vanadium, chromium, mangan, zinoleconium, nose, funium, two-year-old, molybdenum, tantanore, tungsten, noredium, rhodium, palladium, rhenium, osmium, iridium and platinum.
  • recrystallization is induced from the precipitates of these elements when shear plastic deformation described later is performed, and the miniaturization is promoted.
  • the content of ⁇ which contains these elements that induce recrystallization and promotes miniaturization, is preferably 0.005 to 1.00 atomic% in the raw alloy (a). If it is less than 0.005 at%, the amount of precipitation is small and the effect is not sufficient. If it exceeds 1.00 at%, the magnetic properties are adversely affected, which is not preferable.
  • the raw material alloy (a) for example, a ribbon made of amorphous or fine crystal grains manufactured under ultra-quenching conditions such as a lump, a melt spun or the like formed by a molding method, or a plate-like crystal yarn manufactured by a strip casting method Examples thereof include a thin ribbon having woven fabric, a powder obtained by pulverizing them, and a compact obtained by compacting them.
  • a step (B) of subjecting the raw material alloy (a) to shear plastic deformation is performed.
  • shear plastic deformation refers to a passage that is bent at an angle of more than 0 ° and less than 180 ° so as to apply a strong strain to the raw material alloy (a) along a constant shear plane. This means that the raw material alloy (a) is extruded and deformed.
  • the alloy obtained by shear plastic deformation of the raw material alloy (a) and the alloy before magnetization may be referred to as a shear plastic deformation alloy.
  • Figure 1 Deformation processing.
  • the shear plastic deformation includes a process in which the cross-sectional area decreases in the direction in which the raw material alloy (a) is extruded.
  • the cross-sectional area becomes extremely small before and after processing, the compressive stress from the mold wall increases, and the above-mentioned effects due to the shearing force cannot be sufficiently obtained.
  • Such a shear plastic deformation method includes, for example, the ECAP method (also referred to as ECAE method) proposed by Segal et al.
  • a large amount of shear plastic deformation having a strain amount corresponding to elongation of 200% or more, preferably 10,000% or more can be applied to the raw material alloy (a).
  • the angle is preferably 60 to 120 °. If the angle is less than 60 °, the deformation resistance is large and processing may be difficult. If the angle is more than 120 °, the amount of strain is small and the above-mentioned effects tend not to be sufficiently obtained.
  • the raw material alloy (a) is usually used at a temperature of 5O0 to 12O0C, preferably 800 to 1150C. C, more preferably in the temperature range of 850 to 1100 ° C. If the temperature is lower than 500 ° C, the deformation resistance is large and uniform deformation is difficult, and the alloy is easily broken or cracked, which is not preferable. That ’s why it ’s good. The orientation of the crystal axis and the refinement of the crystal grains become more remarkable as the temperature is lower. The deformation resistance increases and the workability deteriorates. Therefore, the optimum temperature is appropriately determined based on a balance between these two factors. be able to.
  • the shear plastic deformation can be performed a plurality of times. Although the orientation of the crystal axis increases due to shear plastic deformation, the orientation of the crystal axis can be further increased by repeating the deformation while keeping the shear direction constant. Further, it is preferable that the shear plastic deformation is performed after the magnet raw material alloy in the step (A) is prepared by manufacturing, and subsequently in the manufacturing atmosphere following the manufacturing. For example, in a non-oxidizing atmosphere, shear plastic deformation is performed before the alloy produced by the molding method is cooled to room temperature. By continuously performing the steps (A) to (B) in this manner, the efficiency is improved, the contact with the atmosphere can be reduced most, and the residual heat after cooling of the manufactured raw material alloy (a) is used.
  • the alloy thin ribbon or the alloy powder is compressed and compacted before the step (B).
  • (A-1) may be performed.
  • the consolidation can be performed by, for example, a method of compressing the ribbon or powder at a pressure of 50 to 200 MPa while preferably heating the ribbon or powder to 600 to 1000 ° C.
  • the heat treatment can be performed before, after, or both before and after the shear plastic deformation.
  • the heat treatment can be performed independently by heating at least one of the magnet raw material alloy and the shear plastic deformation alloy at 500 to 1150 ° C, particularly 500 to 1000 ° C, and each heat treatment time is 0.5 to 10 ° C. Time is preferred.
  • the shear plastically deformable alloy obtained in the step (B) can be made into a desired permanent magnet by applying a magnetic field by a known method or the like.
  • a step (C) of pulverizing the shear plastically deformed alloy obtained in step (B) and a step of solidifying the obtained powder with a binder to obtain a bonded magnet ( D) can be further performed.
  • step (C) hydrogen pulverization is performed by hydrogenating a shear-plastically deformed alloy in a temperature range from room temperature to 600 ° C, introducing a large number of fine microcracks into the alloy, and then performing dehydrogenation. It can be carried out by appropriately performing mechanical milling and the like, and a powder having a high coercive force can be obtained.
  • the powder prepared in the step (C) is kneaded with a binder in accordance with a known method for producing a pound magnet, and molded to obtain a bonded magnet.
  • the binder to be used can be appropriately selected according to the type of the pound magnet.
  • a metal or an alloy can be used in addition to a thermoplastic resin and a thermosetting resin.
  • a desired permanent magnet can be obtained by applying a magnetic field during the above-mentioned growth or after molding by a known method.
  • the alloy is melted by high-frequency heating so that the molten alloy becomes uniform, so that the alloy composition becomes the composition ( ⁇ ) shown in Table 1.
  • a piece was prepared by a strip casting method in which molten metal was poured onto a water-cooled single roll made of copper. The thickness, long axis particle diameter and short axis particle diameter of the obtained pieces were measured. The thickness of the pieces was measured by measuring the thickness of 50 pieces with a micrometer and the average value was obtained. The average length of the major axis and minor axis of 50 main phase crystal grains randomly selected by observing the section in the thickness direction of the piece with an optical microscope It is. Table 2 shows the results.
  • the obtained piece was put into a ⁇ 30 die and hot pressed at 900 ° C for 2 hours at a molding pressure of 100MPa to consolidate.
  • the resulting compact 10 was supplied to a die 13 by a press 11 as shown in FIG.
  • the cross-sectional areas of the compact 10 before and after shear plastic deformation are both ⁇ 30, and the traveling direction of the compact 10 is bent 90 ° before and after shear plastic deformation.
  • the container was preheated to 600 ° C.
  • the same shear plastic deformation was repeated four times while keeping the shear direction constant.
  • the obtained shear-plastically deformed alloy was heat-treated at 550 ° C for 2 hours.
  • the obtained shear plastically deformed alloy was magnetized using a direct current magnetometer with an applied magnetic field of 25 kOe to form a permanent magnet, and the magnetic properties were measured. Table 3 shows the results.
  • the raw materials are blended and melted so that the alloy composition becomes the composition (C) shown in Table 1, and a ⁇ 30 copper 2003/009916
  • a magnet raw material alloy was produced by a metal mold.
  • the obtained magnet raw material alloy was heat-treated at 1100 ° C. for 20 hours and homogenized.
  • the heat-treated magnet raw material alloy was observed for cross-section yarn and texture by EPMA image and the circle equivalent diameter of each crystal grain was measured.
  • the circle equivalent diameter was measured for 20 crystal grains at random, and the average crystal grain size was found to be 142 m.
  • the homogenized magnet base metal was subjected to shear plastic deformation and heat treatment in the same manner as in Example 1 to produce a shear plastic deformable alloy.
  • the obtained shear-plastically deformed alloy was magnetized in the same manner as in Example 1 to obtain a permanent magnet, and the magnetic properties were measured. Table 3 shows the results.
  • Raw materials were blended and melted so that the alloy composition had the composition (C) shown in Table 1, and a piece was prepared by a melt-span method using a copper water-cooled single roll. The obtained piece was measured by an X-ray diffractometer and found to be amorphous. Next, the thickness of 50 pieces was measured with a micrometer, and the average value was found to be 35 m.
  • a shear plastic deformation alloy was produced from the obtained piece in the same manner as in Example 1. The obtained shear plastically deformed alloy was magnetized in the same manner as in Example 1 to obtain a permanent magnet, and the magnetic properties were measured. Table 3 shows the results.
  • a shear plastic deformation alloy was produced in the same manner as in Example 1, except that the shear plastic deformation was performed twice.
  • the obtained shear plastic deformation alloy was magnetized in the same manner as in Example 1 to form a permanent magnet, and the magnetic properties were measured. Table 3 shows the results.
  • a consolidated body 10 of a composite piece was manufactured in the same manner as in Example 1 using alloy seas having the compositions (A) to (F) shown in Table 1.
  • the obtained compact 10 was plastically deformed by using a press 21 as shown in FIG. 2 and a die 23 of ⁇ 15 designed with an extrusion ratio ⁇ . At this time, the container was preheated to 600 ° C.
  • the obtained plastically deformed alloy was magnetized in the same manner as in Example 1 to form a permanent magnet, and the magnetic properties were measured. Table 3 shows the results.
  • composition (B) 17.0 78.0 5.0
  • composition (D) 17.0 78.0 5.0
  • composition (B) 0.33 74 5.5

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Abstract

従来、磁石合金の製造には採用されていない剪断塑性変形を利用することで、工程の煩雑さがなく、歩留まり良く磁石特性に優れた希土類−鉄−ボロン系の永久磁石又はボンド磁石を容易に得ることができる永久磁石の製造方法である。本発明の製造方法は、Yを含む希土類金属元素の少なくとも1種からなるRを11.3～16.5原子％と、ボロン4.7～7.4原子％と、鉄を含む残部Mとからなる組成を有する磁石原料合金を準備する工程(A)と、前記磁石原料合金を剪断塑性変形する工程(B)とを含む。

Description

希土類一鉄一ボロン系磁石の製造方法
技術分野
本発明は、 希土類金属、 鉄及びボロンを必須成分とする希土類—鉄一ボロン系の永 久磁石又はボンド磁石等の磁石の製造方法に関する。
背景技術
現在、 高特性の希土類—鉄一ポ口ン系永久磁石は、 ハードディスクドライブのへッ ドを駆動させる VCM用、 あるいは小型高性能のモーター、 M Iの磁^!生用磁石、 自動車のパワーステアリング用モーターの磁石等に広く利用されている。 また、今後、 飛躍的に増加が見込める各種ロボット、 電気自動車等への応用が考えられている。 希土類-鉄-ボロン系永久磁石は、 主に焼結法で製造されている。 該焼 法は、 原料 を真空溶解法にて溶解、 铸造、 粉砕して得た磁石原料合金を、 磁場成形、 焼結、 時効 処理を行って製造する方法である。 該方法では、 異方ィ匕率の高い磁石を得るために、 1つ 1つの粉末が結晶粒界を持たないように粉砕して磁界中で配向させる。 高い保磁 力を得るためには、焼結後の結晶米立径をできるだけ小さくすることが理想である。 SW 理論 (ストーナーウォルファース理論)によると、 単磁区粒径まで結晶粒径を小さくす ることが理想的とされており、 一般には粉砕工程において、 400°C程度で水素ィ匕し、 インゴット内部に多数のクラックを発生させた後、ジェットミルにより 3〜5/z mま で微粉碎することが行われている。 粉砕後の磁場成形は、 磁場中で磁化容易軸を一方 向へ配向させながら成形するこ'とにより行われる。該成形性の向上のためには、通常、 界面活性剤が広く利用されている。 焼結は、 成型体をおよそ 1000〜： L100°Cで加熱す ることにより行われ、 必要により時効処理が施され、 最終的に磁石が製造される。 このような焼結法においては、 上述の通り粉碎工程において結晶粒径を小さくする ほど高い保磁力を得るのに有効であるにも関わらず、 含有される希土類金属の酸化又 は発火を最小限とするため、 非酸化性雰囲気に制御した環境で平均粒径 3〜5 ;z m程 度に粉碎しているに過ぎない。 このような酸ィヒ防止を行ってもある程度の酸化は避け られないのが現状で、 焼結時に合金成分の酸ィヒ物が生じる。 また、 上記成形時に利用 した界面活性剤からの力ーボン成分の混入が生じ、 焼結時に合金成分の炭化物が生じ る。 これら酸化物及び炭化物は、 非磁性相であり、 磁気的には全く機能しないのでな るべく少ない方が理想的である。 しかしながら一般的な焼結法を採用した場合、 酸素 力 S 1500ppm以上、 炭素が 300ppm程度含有される。
加えて、焼結法においては、焼結による収縮率を見込んで成形体を調製するものの、 最終的には機械加工を要し、 特に形状の小さいものや薄いものでは、 歩留まりが低下 する。 また、 焼結法は、 全体として工程が長いため、 製品の品質安定化が困難で、 歩 留まりが低くなる。
一方、 前記焼結法の問題点を回避するために、 モールド法により鎳造した铸塊の磁 石原料合金、 もしくはメルトスパン等の超急冷条件で^ したァモルフ了ス又は微細 結晶粒からなる鎳片を粉砕した磁石原料合金を、 熱間加工で圧延、 あるいは押出しす る等、 焼結工程を経ずに磁石を製造する方法が試みられている。
このような方法では、 熱間加工を行うことにより特定の方向に結晶軸を酉己向させ、 異方ィ匕して磁気特性を向上させる。 しかしながら、 圧延、 押出しによる加工では、 結 曰曰曰粒は微細化せず保持力が十分に向上しない。 圧延加工では主相結晶粒の結晶軸を配 向させるため、 Rの添加量を大きくする必要があり、 結果、 非磁性相が増カロすること となる。 また、加工時液相となった R-rich相が外部にもれだす等力卩ェが困難で、 工業 生産に不向きである。 押出し加工では、 主相結晶粒の結晶軸が十分に配向せず、 十分 な磁気特性が得られない。 更にこれら一般的な熱間加工では加工前と加工後とで形状 が異なるため複数回の加工が困難で加工後の形状に制約がある。
以上の理由より、 上記熱間加工を採用する方法は、 大型ラジアルリング磁石等の特 殊な磁石の生産にのみ利用されているのが実状である。
ところで、上記熱間加工とは異なる金属の加工法も提案されている。例えば、 Segal らは、 材料の断面減少を伴わない側方押し出し (ECAP(equal-channel-angular- Pressing(ECAE(equal-channel-angular-extrusion)法ともいう》によつて势断変开を 与え、断面積を減少させずに大きなひずみを材料中に蓄積させることを提案している。 また、 同様の方法により 300°C以上の温度を加えながらアルミニウム合金、 マグネシ ゥム合金を加工することで結晶粒の微細化を行うことも知られている（特開平 9- 137244号公幸艮 )0
しかし、 これらの加工法は、 結晶粒の微細化による機械的強度向上のための加工法 であって、 磁石合金への適用や、 磁石合金へ適用することによる作用については何ら 示唆されていない。
努明の開示 本発明の目的は、 従来、 磁石合金の製造には採用されていない剪断塑性変形を利用 することで、 工程の煩雑さがなく、 歩留まり良く磁石特性に優れた希土類一鉄一ポロ ン系の永久磁石又はボンド磁石を容易に得ることができる磁石の製造方法を提供する ことにある。
本発明者は、 上記課題を解決するために希土類一鉄—ポロン系の磁石原料合金の加 ェ技術と得られる永久磁石の磁気特性の関連につレ、て鋭意検討した結果、 磁石原料合 金を剪断塑性変形するというシンプルな工程を行うことにより、 従来の焼結法、 若し くは圧延法、 押出し法等の熱間加工よりも、 効率的に結晶粒の微細化、 特定方向への 結晶軸の高度な配向を行うことができ、 優れた磁気特性を有する永久磁石やボンド磁 石が容易に得られることを見出し本発明を完成した。
本発明によれば、 イツトリゥムを含む希土類金属元素の少なくとも 1種からなる R を 11.3〜： 16.5原子％と、 ボロン 4.7〜7.4原子％と、 鉄を含む残部 Mと力 らなる,钮成 を有する磁石原料合金を する工程 (A)と、前記磁石原料合金を剪断塑生変形するェ 程 (B)とを含む希土類—鉄一ボロン系永久磁石の製造方法が ¾ttされる。
図面の簡単な説明
図 1は、 実施例において行った剪断塑性変形を説明するための説明概略図である。 図 2は、比較例 1〜6において行った塑性変形を説明するための説明概略図である。 図 3は、比較例 7〜12において行った別の塑性変形を説明するための説明概略図で あ O o
発明の好ましい実施の態様
以下、 本発明を更に詳細に説明する。
本発明の希土類一鉄—ボロン系磁石の製造方法では、 まず、 イットリウムを含む希 土類金属元素の少なくとも 1種からなる Rを 11.3〜16.5原子％と、 ボロン 47〜7.4 原子％と、 鉄を含む残部 Mとからなる組成を有する磁石原料合金 (以下、 原料合金 (a) という）を輸する工程 (A)を行う。
前記原料合金 (a)を構成する Rは、イツトリゥムを含む希土類金属元素であれば特に 限定されないが、 ランタン、 セリウム、 プラセオジム、 ネオジム、 イットリウム、 ジ スプロシゥム又はこれらの 2種以上の混合物等が好ましく挙げられる。 Rの含有害 IJ合 が 11.3原子％未満では、合金の緻密化に必要な液相量が不足して磁気特性が低下し、 16.5原子％を超えると、 合金内部の： R-rich相の割合が高くなり耐食性が低下し、 更 に、 必然的に主相の体積割合が少なくなるため残留磁束密度 Brが低下する。
前記原料合金 (a)を構成するポロンの含有割合が 4.7原子％未満では、主相の割合が 減少し、残留磁束密度: Brが低下し、 7.4原子 °/0を超えると、 B-rich相の割合が増加し て磁気特性及び耐食性が共に低下する。 ¾
前記鉄を含む残部 Mにおいて鉄の含有割合は、 原料合金 (a)中に好ましくは 60原 子％以上、 特に好ましくは 70〜84原子％である。
残部 Mは、鉄以外に、例えば、遷 属元素、珪素及び炭素からなる群より選択さ れる少なくとも 1種を含んでいても良く、 更には酸素、 窒素等の工業生産における不 可避不純分を含んでいても良い。
前記鉄以外の遷移金属元素としては、例えば、 チタン、 ニッケル、 バナジウム、 コ バノレト、 ァノレミニゥム、 クロム、 マンガン、 ジノレコ-ゥム、 ノヽフニゥム、 ニオブ、 マ グネシゥム、銅、 錫、 タングステン、 モリブデン、 タンタル、 ルテニウム、 ロジウム、 パラジウム、 レニウム、 オスミウム、 イリジウム、 白金、 ガリウム又はこれらの 2種 以上が挙げられる。 特に残部 が、 チタン、 ニッケノレ、 バナジウム、 クロム、 マンガ ン、 ジノレコニゥム、 ノ、フニゥム、 二才プ、 モリプデン、 タンタノレ、 タングステン、 ノレ テ-ゥム、 ロジウム、 パラジウム、 レニウム、 オスミウム、 イリジウム及ぴ白金の少 なくとも 1種を含む場合、 後述の剪断塑性変形を行った際、 これら元素の析出物を起 点とし、 再結晶を誘起し、 微細化を促進させる。 これら再結晶を誘起し、 微細化を促 進させる元素を含む^^の含有割合は、原料合金 (a)中に 0.005〜： 1.00原子％が好まし い。 0.005原子％未満では析出量が少なく、 効果が十分でなく、 1.00原子％を超える と磁気特性に悪影響を与えるので好ましくない。
前記原料合金 (a)としては、 例えば、モールド法により铸造した铸塊、 メルトスパン 等の超急冷条件で鎵造したアモルファス又は微細結晶粒からなる薄帯又はストリップ キャスティング法により鎵造した板状結晶糸且織を有する薄帯、 又はこれらを粉砕した 粉末、 これらを圧密化した圧密体等が挙げられる。
本発明の製造方法では、 次に、 前記原料合金 (a)を剪断塑性変形する工程 (B)を行う。 工程 (B)において剪断塑性変形とは、 原料合金 (a)に対して一定の剪断面に沿って強 力なひずみを加えるように 0° を越え 180° 未満の角度に曲がった形状の通路を通し て原料合金 (a)を押出し変形することを意味する。以後、原料合金 (a)を剪断塑性変形し た合金で磁化前の合金を剪断塑性変形合金ということがある。 例えば、 図 1に示すよ うな変形加工が挙げられる。 ここで剪断塑性変形には、 原料合金 (a)を押出す進行方向 に向かって断面積が小さくなるような加工も含まれる。 しかし、 加工前後で断面積が 極端に小さくなる場合、 金型壁面からの圧縮応力が増大し、 剪断力による上述の効果 が十分に得られない^^があるので、 好ましくは加工前後の断面積が同じであるよう 剪断塑性変形することが好ましい。 このような剪断塑性変形する方法は、 例えば、 Segalらが提案する ECAP法 (ECAE法ともいう)等が挙げられる。 剪断塑性変形を施 すことにより、 200%以上、 好ましくは 10000%以上の伸びに相当するひずみ量の大 きな剪断塑性変形を原料合金 (a)に加えることができる。 また、 図 1のような曲がった 通路を用いる場合、その角度は 60〜； 120° が好ましい。該角度が 60° 未満では変形抵 抗が大きく、 加工が困難となる場合があり、 120° を超えるとひずみ量が小さくなり 上述の効果が十分得られない傾向にあるので好ましくない。
前記剪断塑性変形により、 剪断面において、 結晶粒の微細ィ匕が生じ、 更に特定結晶 面に対しすべりが発生するので、 特定方向への結晶軸の高度な配向が生じる。 その結 果、 高保磁力で異方化率の高い希土類-鉄-ボロン系磁石を得ることができる。
前記剪断塑性変形は、原料合金 (a)を、通常 5O0〜12O0°C、好ましくは 800〜1150。C、 更に好ましくは 850〜1100°Cの温度域に保持して行うことができる。 該温度が 500°C 未満では、 変形抵抗が大きく均一な変形が困難となり合金に破断又は割れが発生し易 いので好ましくなく、 1200°Cを超えると液体となり加工不能となってしまう恐れがあ るので好ましくなレ、。 結晶軸の配向及び結晶粒の微細化は、 前記温度が低温である程 著しくなる力 変形抵抗が大きくなり、 加工性が悪くなることから、 これら二つの要 素の兼ね合いから最適温度を適宜決定することができる。
前記剪断塑性変形は、 複数回行うことができる。 剪断塑性変形により結晶軸の配向 が上がるが、 剪断方向を一定として変形を繰り返すことで、 更に結晶軸の配向を高く することができる。 また、剪断塑性変形は、 工程 (A)における磁石原料合金を铸造によ り調製した後、 該铸造に続いて、 錶造雰囲気内で連続して行うことが好ましい。 例え ば、 非酸化性雰囲気下、 モールド法により铸造した合金が室温まで冷却される前に剪 断塑性変形を行う。 このように工程 (A)から工程 (B)を連続的に行うことにより、 効率 が向上し、 大気との接触を最も低減でき、铸造した原料合金 (a)の冷却後の残余熱を利 用して剪断塑性変形を行うことができ、 再度加熱に要するエネルギーの低減が可能に なる。 また、 メルトスパン等の超急冷条件で铸造したァモノレファス又は微細結晶粒か らなる薄帯、 ストリップキャスティング法により^^した板状結晶組織を有する薄帯 又はそれらの粉末等を用いる場合、工程 (B)の前に合金薄帯又は合金粉末を圧縮し、圧 密化 (一体化）しておく工程 (A-1)を行ってもよい。 工程 (A-1)において、圧密ィ匕は、 前記 薄帯又は粉末を好ましくは 600〜1000°Cにカロ熱しながら、 50〜200MPaの圧力で圧縮 する方法等により行うことができる。 このような工程 (A-1)の実施により、 工程 (B)で 原料合金 (a)に均一なひずみを与えることができる。
前記工程 (B)では、必要に応じて、剪断塑性変形前の磁石原料合金、及ぴ剪断塑十生変 形後の剪断塑性変形合金の少なくとも—方を熱処理することができる。 要するに、 該 熱処理は、 剪断塑性変形の前又は後、 若しくは前後両方で行うことができる。 該熱処 理は各々独立に磁石原料合金及ぴ剪断塑性変形合金の少なくとも一方を 500~1150°C、 特に 500〜1000°Cで加熱することにより行うことができ、各熱処理時間は 0.5〜 10時 間が好ましレヽ。 剪断塑性変形の前に熱処理を行つて磁石原料合金の組織を均一化して おくことで、 剪新塑性変形して得られる剪断塑性変形合金の結晶粒がより均一に微細 化し、 力つ結晶軸を配向させることが可能となる。 また、 剪断塑性変形の後に熱処理 を行うことにより、 得られる剪断塑性変形合金のひずみを緩和させ、 かつ保磁力を向 上させることができる。 工程 (B)により得られる剪断塑性変形合金は、公知の方法等に より磁場を印可することにより所望の永久磁石とすることができる。
本発明の製造方法では、工程 (B)で得られた剪断塑性変形した剪断塑性変形合金を粉 砕する工程 (C)と、 得られた粉末をバインダ一により固化してボンド磁石を得る工程 (D)とを更に行うことができる。
前記工程 (C)は、例えば、剪断塑性変形した剪断塑性変形合金を室温から 600°Cの温 度範囲で水素化し、 合金に微細なマイクロクラックを多数導入し、 その後脱水素を行 う水素粉砕及び機械粉碎等を適宜行うことにより実施でき、 高い保磁力を保った粉末 を得ることができる。
前記工程 (D)においては、 工程 (C)で調製した粉末を、 ポンド磁石を製造する公知の 方法に従ってパインダ一と混練し、 成形することによりボンド磁石を得ることができ る。使用するバインダーとしては、ポンド磁石の種類に応じて適宜選択でき、例えば、 熱可塑性樹脂、 熱硬化樹脂の他、 金属、 合金を用いることもできる。 前述の成开時、 又は成形後に公知の方法により磁場を印可することにより所望の永久磁石とすること ができる。 本発明の希土類-鉄-ボロン系磁石の製造方法は、 焼結法や圧延、 押出し等の熱間カロ ェではない、 剪断塑性変形により力 αェを行うので、 シンプルな工程により高磁気特性 の永久磁石やボンド磁石を容易に得ることができる。
実施例
以下、 実施例及び比較例により本発明を更に詳細に説明するが、 本発明はこれらに 限定されない。
実施例 1
合金組成が表 1に示す組成 (Α)となるように、希土類金属、鉄、 フエ口ポロンを原料 とし、 アルゴンガス雰囲気中、 アルミナるつぼを使用して高周波加熱により溶解し、 溶湯が均一になったところで、 銅製の水冷単ロール上に注湯するストリップキャステ イング法により铸片を作製した。 得られた鎳片の厚さ、 長軸粒径及ぴ短軸粒径を測定 した。 鎳片の厚さはマイクロメーターにより 50枚の铸片の厚さを測定し平均値を求 めた。 長軸粒径及び短軸粒径は、 鎳片の厚さ方向断面を光学顕微鏡により観察し、 無 作為に選んだ 50個の主相結晶粒の長軸粒径及び短軸粒径の平均値である。結果を表 2 に示す。
次レヽで、 得られた铸片を φ 30のダイスに入れ、 lOOMPaの成形圧で 900°C、 2時間 ホットプレスして圧密化した。得られた圧密体 10を図 1に示すようにプレス 11によ りダイス 13に供給し等断面積剪断塑性変形を行った。 図 1において、 剪断塑性変形 前後の圧密体 10の断面積は共に φ 30で、 圧密体 10の進行方向は剪斬塑性変形前後 で 90° 曲がっている。 この時、 'コンテナは 600°Cに予備加熱した。 剪断方向を一定と して同様の剪断塑性変形を 4回繰り返した。 引き続き、 得られた剪断塑性変形合金を 550°Cで 2時間熱処理を行った。 得られた剪断塑性変形合金を、 直流 ^料マグネト メーターを用いて 25kOeの印加磁場で磁ィ匕して永久磁石とし、磁気特性を測定した。 結果を表 3に示す。
実施例 2〜6
合金組成を表 1に示す組成 (B)〜(F)に変更した以外は、 実施例 1と同様の方法でそ れぞれ剪断塑性変形合金を製造した。 得られた各剪断塑性変形合金について実施例 1 と同様に磁化して永久磁石とし、 磁気特性を測定した。 結果を表 3に示す。
実施例 7
合金組成が表 1に示す組成 (C)となるよう原料を配合、 溶解し、 φ 30の銅製のモー 2003/009916
8
ルドにより磁石原料合金を作製した。 得られた磁石原料合金を 1100°C、 20時間熱処 理して均質ィ匕した。 熱処理を行った磁石原料合金について EPMAの糸且成像による断 面糸且織観察を行い、 各結晶粒の円相当径を測定した。 無作為に 20個の結晶粒につい て円相当径の測定を行い平均結晶粒径を求めたところ 142 mであった。 均質化を行 つた磁石原 金を実施例 1と同様の方法で剪断塑性変形及び熱処理を行って剪断塑 性変形合金を製造した。 得られた剪断塑性変形合金について実施例 1と同様に磁ィ匕し て永久磁石とし、 磁気特性の測定を行った。 結果を表 3に示す。
実施例 8
合金組成が表 1に示す組成 (C)となるよう原料を配合、溶解し、銅製の水冷単ロール を用いるメルトスパン法により铸片を作製した。得られた錶片を X線回折装置により 測定したところアモルファスであった。次いで、 50枚の鎳片の厚さをマイクロメータ 一により測定し、 平均値を求めたところ 35 mであった。 得られた铸片を実施例 1 と同様の方法で剪断塑性変形合金を製造した。 得られた剪断塑性変形合金について実 施例 1と同様に磁ィヒして永久磁石とし、 磁気特性を測定した。 結果を表 3に示す。
実施例 9
剪断塑性変形を 2回とした以外は実施例 1と同様の方法で剪断塑性変形合金を製造 した。 得られた剪断塑性変形合金について実施例 1と同様に磁化して永久磁石とし、 磁気特性を測定した。 結果を表 3に示す。
比較例 1〜β
表 1に示す組成 (A)〜(F)の合金灘を用いて、 実施例 1と同様に合德片の圧密体 10を製造した。得られた圧密体 10を図 2に示すようにプレス 21を用い、押出し比 Ί で設計した φ 15のダイス 23により塑性変形を行つた。 この時、 コンテナは 600°Cに 予備加熱した。 得られた塑性変形合金を実施例 1と同様に磁ィ匕して永久磁石とし、磁 気特性の測定を行った。 結果を表 3に示す。
比較例？〜 12
表 1に示す組成 (A)〜(F)の合金灘を用いて、 実施例 1と同様に合金铸片の圧密 #： 10を製造した。 得られた圧密体 10を図 3に示すように、 プレス 31により 1軸圧縮 して加工率 80%の塑性変形を行った。得られた塑性変形合金を実施例 1と同様に磁化 して永久磁石とし、 磁気特性の測定を行った。 結果を表 1に示す。 Pr Nd Fe B Mo Zr 源子0 /o) 源子0 /0) 源子0 /0) 源子0 /0) 源子0 /0) 源子0 /o) 組成 (A) 12.0 82.1 5.9
組成 (B) 17.0 78.0 5.0
組成 (c) 12.0 82.1 5.9
組成 (D) 17.0 78.0 5.0
組郝） 12.0 81.6 5.9 0.5
組成 (F) 12.0 81.6 5.9 0.5 表 2
铸塊の平均 長軸平均粒径 短軸平均粒径
厚 、mm) Oz m) (/z m)
繊 (A) 0.32 157 7.8
組成 (B) 0.33 74 5.5
繊 (C) 0.32 138 7.2
繊 (D) 0.33 62 5.2
繊 (E) 0.34 112 6.5
組成 ） 0.32 121 6.3
表 3
組成 残留赚 保磁力 最大エネルギー 密度 (kG) (kOe) 積 (MGOe) 実施例 1 (A) 12.2 10.0 35.4 実施例 2 (B) 11.8 11.2 32.7 実施例 3 (C) 13.5 13.2 42.6 実施例 4 CD) 12.7 12.1 38.1 実施例 5 E) 13.3 13.6 40.9 実施例 β (F) 13.3 13.8 41.2 実施例 7 (C) 13.4 13.0 42.1 実施例 8 (c) 13.1 13.4 42.4 実施例 9 (A) 11.9 9.3 32.9 比較例 1 (A) 7.7 10.5 13.5 比較例 2 CB) 7.3 12.3 12.2 比較例 3 (C) 8.0 9.5 14.7 比較例 4 CD) 7.7 11.2 13.7 比較例 5 (E) 8.1 9.9 14.8 比較例 6 (F) 8.1 10.5 15.2 比較例 7 (A) 11.4 13.4 29.4 比較例 8 (B) 11.7 14.5 31.5 比較例 9 (C) 10.7 14.6 25.9 比較例 10 CD) 10.9 14.2 26.4 比較例 11 CE) 10.5 15.1 25.1 比較例 12 (F) 10.4 14.9 24.8

Claims

請求の範囲
I . イツトリゥムを含む希土類金属元素の少なくとも 1種からなる Rを 11.3〜16.5 原子％と、 ボロン 4.7〜7.4原子％と、 鉄を含む残部 Mとからなる組成を有する磁 石原料合金を準備する工程 (A)と、 前記磁石原料合金を剪断塑性変形する工程 (B)と を含む希土類一鉄 -ポロン系永久磁石の製造方法。
2 . 工程 (B)の剪断塑性変形を、 ECAP法により行う請求の範囲 1の製造方法。
3 . 工程 (B)の剪断塑性変形を、 磁石原料合金が 500〜1200°Cの温度域に保持される 条件で行う請求の範囲 1の製造方法。
4. 工程 (A)において、磁石原料合金の聰を、铸造により磁石原料合金を調製するこ とにより行い、 鏡造に続いて工程 (B)を連続的に行う請求の範囲 1の製造方法。
5 . 工程 (B)が、 剪断塑性変形前の磁石原料合金、及ぴ剪断塑性変形後の剪断塑性変形 合金の少なくとも一方を熱処理する工程を含む請求の範囲 1の製造方法。
6 . 前記熱処理を、 磁石原料合金及び剪断塑性変形合金の少なくとも一方を 500〜 1150°Cで加熱して行う請求の範囲 5の製造方法。
7. 工程 (A)の後、 工程 (B)の前に、 磁石原料合金を圧密ィ匕する工程 (A-1)を含む請求の 範囲 1の製造方法。
8 .工程 (A-1)の圧密化が、磁石原^^金を 600〜： L000°Cに加熱しながら、 50〜200MPa で加圧して行われる請求の範囲 7の製造方法。
9 . 工程 (B)において、 剪断塑性変形を複数回繰り返す請求の範囲 1の製造方法。
10. 工程 (A)で する磁石原料合金において、 残部 Mが、 チタン、 ニッケル、 パナ ジゥム、 クロム、 マンガン、 ジノレコニゥム、 ハフニウム、 ニオブ、 モリブデン、 タ ンタノレ、 タングステン、 ノレテニゥム、 ロジウム、 パラジウム、 レニウム、 ォスミゥ ム、 ィリジゥム及び白金からなる群より選択される少なくとも 1種の遷^^属を含 む請求の範囲 1の製造方法。
II. 工程 (A)で準備する磁石原料合金が、 チタン、 ニッケル、バナジウム、 クロム、 マ ンガン、 ジノレコ-ゥム、 ハフニウム、 ニオブ、 モリブデン、 タンタル、 タンダステ ン、 ルテニウム、 ロジウム、 パラジウム、 レニウム、 オスミウム、 イリジウム及び 白金からなる群より選択される少なくとも 1種の遷餘属を、 0.005〜： L00原子％ 含む請求の範囲 1の製造方法。
12. 工程 (B)で得られた剪断塑性変形合金を粉砕する工程 (C)と、 得られた粉末をバイ ンダ一により固化してボンド磁石を得る工程 (D)とを含む請求の範囲 1の製造方法。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106011514A (zh) * 2016-06-21 2016-10-12 山东建筑大学 45°拐角等通道反复挤压制备超高强度钛基复合材料的方法
JP2018522400A (ja) * 2015-05-20 2018-08-09 ローベルト ボツシユ ゲゼルシヤフト ミツト ベシユレンクテル ハフツングＲｏｂｅｒｔ Ｂｏｓｃｈ Ｇｍｂｈ プリフォームで永久磁石を形成するための金型および方法、並びに、熱変形システム

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015123463A (ja) * 2013-12-26 2015-07-06 トヨタ自動車株式会社 前方押出し鍛造装置と前方押出し鍛造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09137244A (ja) * 1995-09-14 1997-05-27 Kenji Azuma アルミニウム合金の押出加工法及びそれにより得られる高強度、高靭性のアルミニウム合金材料
JPH10135020A (ja) * 1997-09-17 1998-05-22 Hitachi Metals Ltd ラジアル異方性ボンド磁石
JP2001234239A (ja) * 2000-02-25 2001-08-28 National Institute For Materials Science 超微細粒フェライト組織鋼の製造方法
JP2001262224A (ja) * 2000-03-14 2001-09-26 Japan Science & Technology Corp 金属板材の連続せん断変形加工方法および該方法のための装置

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09137244A (ja) * 1995-09-14 1997-05-27 Kenji Azuma アルミニウム合金の押出加工法及びそれにより得られる高強度、高靭性のアルミニウム合金材料
JPH10135020A (ja) * 1997-09-17 1998-05-22 Hitachi Metals Ltd ラジアル異方性ボンド磁石
JP2001234239A (ja) * 2000-02-25 2001-08-28 National Institute For Materials Science 超微細粒フェライト組織鋼の製造方法
JP2001262224A (ja) * 2000-03-14 2001-09-26 Japan Science & Technology Corp 金属板材の連続せん断変形加工方法および該方法のための装置

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018522400A (ja) * 2015-05-20 2018-08-09 ローベルト ボツシユ ゲゼルシヤフト ミツト ベシユレンクテル ハフツングＲｏｂｅｒｔ Ｂｏｓｃｈ Ｇｍｂｈ プリフォームで永久磁石を形成するための金型および方法、並びに、熱変形システム
CN106011514A (zh) * 2016-06-21 2016-10-12 山东建筑大学 45°拐角等通道反复挤压制备超高强度钛基复合材料的方法
CN106011514B (zh) * 2016-06-21 2017-12-12 山东建筑大学 45°拐角等通道反复挤压制备超高强度钛基复合材料的方法

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