JPH0831385B2 - 異方性希土類永久磁石の製造方法 - Google Patents
異方性希土類永久磁石の製造方法Info
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- JPH0831385B2 JPH0831385B2 JP2059753A JP5975390A JPH0831385B2 JP H0831385 B2 JPH0831385 B2 JP H0831385B2 JP 2059753 A JP2059753 A JP 2059753A JP 5975390 A JP5975390 A JP 5975390A JP H0831385 B2 JPH0831385 B2 JP H0831385B2
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- H01F1/0576—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 pressed, e.g. hot working
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は希土類−鉄（コバルト）−ホウ素系（Ｒ−Fe
（co）−Ｂ系）の永久磁石合金に関する。更に詳しく述
べると、Tiの他にNb,Mo及びAl等をもつ含むＲ−Fe（C
o）−Ｂ系塑性の急冷凝固合金を高密度化し、塑性変形
して異方化する希土類永久磁石の製造方法に関するもの
である。
（co）−Ｂ系）の永久磁石合金に関する。更に詳しく述
べると、Tiの他にNb,Mo及びAl等をもつ含むＲ−Fe（C
o）−Ｂ系塑性の急冷凝固合金を高密度化し、塑性変形
して異方化する希土類永久磁石の製造方法に関するもの
である。
［従来の技術］ Ｒ−Fe（Co）−Ｂ系永久磁石の製法として、溶融状態
から急冷固化することにより微細構造にする急冷法があ
る。急冷法は、溶解→高速急冷→粗粉砕→冷間プレス
（温間プレス）→磁石という工程で行われ、焼結法や鋳
造法など他の方法に比べて工程が簡素化される利点があ
る。
から急冷固化することにより微細構造にする急冷法があ
る。急冷法は、溶解→高速急冷→粗粉砕→冷間プレス
（温間プレス）→磁石という工程で行われ、焼結法や鋳
造法など他の方法に比べて工程が簡素化される利点があ
る。
この系の急冷磁石合金については、磁石特性を改善す
るため様々な研究が進められており、例えばTiを含有さ
せ熱処理すると希土類含有量の少ない組成でも高保磁力
が生じることが分かっている。また特開昭63−190138に
はTiを適量添加すると保磁力の温度特性を向上させうる
ことが記載されている。
るため様々な研究が進められており、例えばTiを含有さ
せ熱処理すると希土類含有量の少ない組成でも高保磁力
が生じることが分かっている。また特開昭63−190138に
はTiを適量添加すると保磁力の温度特性を向上させうる
ことが記載されている。
［発明が解決しようとする課題］ 急冷法により得られる永久磁石も、基本的にはR2Fe14
B化合物を主相とする。0.01〜１μｍ程度のR2Fe14B微細
粒子を非晶質相が取り囲んだ極めて微細な組織により、
磁壁のピン止めが保磁力を決定するピンニング型磁石に
なっている。
B化合物を主相とする。0.01〜１μｍ程度のR2Fe14B微細
粒子を非晶質相が取り囲んだ極めて微細な組織により、
磁壁のピン止めが保磁力を決定するピンニング型磁石に
なっている。
保磁力発生機構が焼結磁石や鋳造磁石と異なるにもか
かわらず、実用化されている急冷磁石の希土類元素Ｒは
13％であり主相のそれよりも若干多くなっている。Ｒが
12％未満になると保磁力は急激に劣化する。特開昭59−
64739には、Ｒが10％になると保磁力が6kOe以下になる
ことが示されている。（なお本明細書で「％」は全て
「原子％」を意味している。） Ｒ−Fe（Co）−Ｂ系永久磁石では、前述のようにTiの
添加によって保磁力は向上するが、Ti含有量の増大に伴
い残留磁束密度が低下し角型性も低下していく欠点があ
る。
かわらず、実用化されている急冷磁石の希土類元素Ｒは
13％であり主相のそれよりも若干多くなっている。Ｒが
12％未満になると保磁力は急激に劣化する。特開昭59−
64739には、Ｒが10％になると保磁力が6kOe以下になる
ことが示されている。（なお本明細書で「％」は全て
「原子％」を意味している。） Ｒ−Fe（Co）−Ｂ系永久磁石では、前述のようにTiの
添加によって保磁力は向上するが、Ti含有量の増大に伴
い残留磁束密度が低下し角型性も低下していく欠点があ
る。
本発明の目的は、希土類元素の含有量が少ない（12％
未満）塑性領域であっても、高保磁力、高エネルギー積
を示す永久磁石を製造しうる方法を提供することにあ
る。
未満）塑性領域であっても、高保磁力、高エネルギー積
を示す永久磁石を製造しうる方法を提供することにあ
る。
［課題を解決するための手段］ 本発明は、Rx（Fe1-wCow）100-x-y-z-u-vByTizTuMvな
る一般式で表され、６≦ｘ≦16,0≦ｗ≦1,2≦ｙ≦25,0
＜z,0＜u,0＜ｕ＋ｚ≦12,0＜ｖ≦５からなる液体急冷合
金を使用する。ここでＲはイットリウムを包含する希土
類元素の少なくとも１種、ＴはNb及び／又はMo、ＭはM
g,Al,Ga,Sb,Te,Ge,Inの少なくとも１種である。上記組
成の液体急冷合金を高密度化した後、塑性変形により異
方化する。このように本発明の特徴は、Nb及び／又はMo
とTiとを適量複合添加する点、それにAl,Ga等を適量添
加した組成の材料を液体急冷する点、及び液体急冷した
合金について高密度化した後、塑性変形により異方化す
る点である。
る一般式で表され、６≦ｘ≦16,0≦ｗ≦1,2≦ｙ≦25,0
＜z,0＜u,0＜ｕ＋ｚ≦12,0＜ｖ≦５からなる液体急冷合
金を使用する。ここでＲはイットリウムを包含する希土
類元素の少なくとも１種、ＴはNb及び／又はMo、ＭはM
g,Al,Ga,Sb,Te,Ge,Inの少なくとも１種である。上記組
成の液体急冷合金を高密度化した後、塑性変形により異
方化する。このように本発明の特徴は、Nb及び／又はMo
とTiとを適量複合添加する点、それにAl,Ga等を適量添
加した組成の材料を液体急冷する点、及び液体急冷した
合金について高密度化した後、塑性変形により異方化す
る点である。
液体急冷法には種々の方法があり、その特徴を利用し
た任意の手法を採用しうる。ガン法、ピストン・アンビ
ル法、トーションカタパルト法は冷却速度を大きくでき
る。遠心法、単ロール法、双ロール法は薄帯を連続的に
大量に作製でき、工業生産に適している。これらは電気
炉あるいは高周波炉により合金を溶解し、その溶融合金
をガス圧によりルツボ先端のノズルから噴出させ、回転
する冷却用回転体の表面上で接触凝固させるものであ
る。量産性の面から、本発明の場合には単ロール法、即
ち１個の回転するロールの周面上に溶融合金を噴出する
方法が最も適当である。その他、スプレー法、キャビテ
ーション法、回転液中噴出法による粉末作製、水流中紡
糸法、回転液中紡糸法、ガラス被覆紡糸法による細線作
製なども適用可能である。
た任意の手法を採用しうる。ガン法、ピストン・アンビ
ル法、トーションカタパルト法は冷却速度を大きくでき
る。遠心法、単ロール法、双ロール法は薄帯を連続的に
大量に作製でき、工業生産に適している。これらは電気
炉あるいは高周波炉により合金を溶解し、その溶融合金
をガス圧によりルツボ先端のノズルから噴出させ、回転
する冷却用回転体の表面上で接触凝固させるものであ
る。量産性の面から、本発明の場合には単ロール法、即
ち１個の回転するロールの周面上に溶融合金を噴出する
方法が最も適当である。その他、スプレー法、キャビテ
ーション法、回転液中噴出法による粉末作製、水流中紡
糸法、回転液中紡糸法、ガラス被覆紡糸法による細線作
製なども適用可能である。
このようにして得た液体急冷合金を400〜1000℃、よ
り好ましくは600〜850℃でHIP（熱間静水圧プレス）ま
たはホットプレスにより理論密度の70％以上、より好ま
しくは90％以上に高密度化する。高密度化の際の急冷合
金は、成形体、薄帯、容器に詰めた粉体など、いかなる
形態でもよい。
り好ましくは600〜850℃でHIP（熱間静水圧プレス）ま
たはホットプレスにより理論密度の70％以上、より好ま
しくは90％以上に高密度化する。高密度化の際の急冷合
金は、成形体、薄帯、容器に詰めた粉体など、いかなる
形態でもよい。
その後、600〜1000℃、歪速度10-4〜1/sec、加工率30
％以上、より好ましくは50％以上で温間塑性加工を施
す。これにより加工方向に磁化容易軸が整列した異方性
永久磁石が得られる。温間塑性加工法は、ホットプレス
法、圧延法など任意の方法を用いてよい。なお歪速度と
加工率は、高密度化後の試料厚さをh0、塑性変形後の試
料厚さをh1、塑性変形に要した時間をｔとしたとき、そ
れぞれ次のように表すものとする。
％以上、より好ましくは50％以上で温間塑性加工を施
す。これにより加工方向に磁化容易軸が整列した異方性
永久磁石が得られる。温間塑性加工法は、ホットプレス
法、圧延法など任意の方法を用いてよい。なお歪速度と
加工率は、高密度化後の試料厚さをh0、塑性変形後の試
料厚さをh1、塑性変形に要した時間をｔとしたとき、そ
れぞれ次のように表すものとする。
本発明における各成分の限定理由は次の通りである。
なお以下に示す磁気特性の数値は、いずれも等法性粉体
での値である。Ｒの量ｘは６％未満では保磁力iHcが5kO
e未満になり、16％を超えると最大エネルギー積（BH）
maxが5MGOeになり、いずれも実用上好ましくない。Ｂの
量ｙは２％未満ではiHcが5kOe未満と小さく、25％を超
えると（BH）maxが低下する。Tiの量ｚとＴの量ｕは、i
Hc増加のために両者ともに0.1％以上であることが好ま
しく、共に0.3％以上で効果は顕著となる。しかしｕ＋
ｚが12％を超えると（BH）max,iHc共に低下する。Ｍと
してMg,Al,Ga,Sb,Te,Ge,Inの少なくとも１種を添加する
のは、これら全ての元素が結晶粒成長を抑制し、保磁力
の減少を抑制するからである。Ｍの量ｖは塑性変形可能
温度を低下させるために、0.1％以上であることが好ま
しく、５％を超えると（BH）max,iHc共に低下する。
なお以下に示す磁気特性の数値は、いずれも等法性粉体
での値である。Ｒの量ｘは６％未満では保磁力iHcが5kO
e未満になり、16％を超えると最大エネルギー積（BH）
maxが5MGOeになり、いずれも実用上好ましくない。Ｂの
量ｙは２％未満ではiHcが5kOe未満と小さく、25％を超
えると（BH）maxが低下する。Tiの量ｚとＴの量ｕは、i
Hc増加のために両者ともに0.1％以上であることが好ま
しく、共に0.3％以上で効果は顕著となる。しかしｕ＋
ｚが12％を超えると（BH）max,iHc共に低下する。Ｍと
してMg,Al,Ga,Sb,Te,Ge,Inの少なくとも１種を添加する
のは、これら全ての元素が結晶粒成長を抑制し、保磁力
の減少を抑制するからである。Ｍの量ｖは塑性変形可能
温度を低下させるために、0.1％以上であることが好ま
しく、５％を超えると（BH）max,iHc共に低下する。
またFeをCoで置換することでキュリー温度が改良され
温度特性が向上する。その置換量ｗはその全域にわたっ
て高保磁力が得られる。ｗ＝１、即ちFeを全てCoで置換
して8kOe以上の保磁力を有する磁石が得られる。
温度特性が向上する。その置換量ｗはその全域にわたっ
て高保磁力が得られる。ｗ＝１、即ちFeを全てCoで置換
して8kOe以上の保磁力を有する磁石が得られる。
好ましい処理条件における数値は次の理由による。高
密度化の温度が400℃未満では理論密度の70％に満た
ず、1000℃を超えると結晶粒成長によるiHcの低下が避
けられない。特に600〜850℃の温度範囲にすると理論密
度の90％以上となり、より好ましい。塑性変形は600〜1
000℃で行う。600℃未満では本明細書に示した組成範囲
では塑性変形が不可能であり、1000％を超えると結晶粒
成長によるiHcの低下が避けられない。歪速度は1/secを
超えると一様な塑性変形が妨げられ、10-4/secより遅い
場合には粒成長によるiHcの低下が避けられない。加工
率は大きい程、異方化の割合が大きくなるが、8kG以上
の残留磁束密度Brを得るためには少なくとも30％以上の
加工率が必要となる。また加工率が50％以上であると10
kG以上のBrが得られ、より好ましい。
密度化の温度が400℃未満では理論密度の70％に満た
ず、1000℃を超えると結晶粒成長によるiHcの低下が避
けられない。特に600〜850℃の温度範囲にすると理論密
度の90％以上となり、より好ましい。塑性変形は600〜1
000℃で行う。600℃未満では本明細書に示した組成範囲
では塑性変形が不可能であり、1000％を超えると結晶粒
成長によるiHcの低下が避けられない。歪速度は1/secを
超えると一様な塑性変形が妨げられ、10-4/secより遅い
場合には粒成長によるiHcの低下が避けられない。加工
率は大きい程、異方化の割合が大きくなるが、8kG以上
の残留磁束密度Brを得るためには少なくとも30％以上の
加工率が必要となる。また加工率が50％以上であると10
kG以上のBrが得られ、より好ましい。
［作用］ 溶融合金を急冷凝固すると、合金組成や急冷条件によ
り異なるが、急冷後の組織は一般に非晶質あるいは微結
晶又はその混合組織となる。これを高密度化処理するこ
とにより、その微結晶又は非晶質と微結晶からなる組織
およびサイズを更にコントロールでき、0.01〜１μｍ程
度の微細粒子を非晶質相が取り囲んだ永久磁石にとって
非常に好ましい組織が得られる。
り異なるが、急冷後の組織は一般に非晶質あるいは微結
晶又はその混合組織となる。これを高密度化処理するこ
とにより、その微結晶又は非晶質と微結晶からなる組織
およびサイズを更にコントロールでき、0.01〜１μｍ程
度の微細粒子を非晶質相が取り囲んだ永久磁石にとって
非常に好ましい組織が得られる。
急冷法で得られるＲ−Fe（Co）−Ｂ系材料について種
々の添加元素の影響を検討すると、特にTiを添加した場
合、Ｒ含有量が少ない組成（12％未満）でも高保磁力を
示し、実用に適した高性能磁石を製作できる。またＲ含
有量が12％以上の場合でもTiの添加により保磁力が改善
される。そして、Tiと共にNb及び／又はMoを複合添加す
ると、Ti単独添加の場合よりも保磁力が更に向上する。
々の添加元素の影響を検討すると、特にTiを添加した場
合、Ｒ含有量が少ない組成（12％未満）でも高保磁力を
示し、実用に適した高性能磁石を製作できる。またＲ含
有量が12％以上の場合でもTiの添加により保磁力が改善
される。そして、Tiと共にNb及び／又はMoを複合添加す
ると、Ti単独添加の場合よりも保磁力が更に向上する。
しかしTiの添加は、保磁力の向上に寄与するもののヒ
ステリシスループの角型性が悪いため最大エネルギー積
（BH）maxが低い。これを温間塑性加工して異方化する
ことにより解決する。しかし、あまり高い温度で塑性加
工すると保磁力が低下してしまう。低希土類量のＲ−Fe
−Ｂ−Tiの４元系急冷磁石は約1000℃以上でないと塑性
変形は困難であるので、主相の粗大化によって保磁力も
激減する。この系に対してMg,Al,Ga,Sb,Te,Ge,Inを適量
添加すると、塑性変形が可能な温度が低下し、結晶粒成
長が抑えられる。そのため保磁力の減少が抑制される。
特にAl,Gaはその効果が顕著である。
ステリシスループの角型性が悪いため最大エネルギー積
（BH）maxが低い。これを温間塑性加工して異方化する
ことにより解決する。しかし、あまり高い温度で塑性加
工すると保磁力が低下してしまう。低希土類量のＲ−Fe
−Ｂ−Tiの４元系急冷磁石は約1000℃以上でないと塑性
変形は困難であるので、主相の粗大化によって保磁力も
激減する。この系に対してMg,Al,Ga,Sb,Te,Ge,Inを適量
添加すると、塑性変形が可能な温度が低下し、結晶粒成
長が抑えられる。そのため保磁力の減少が抑制される。
特にAl,Gaはその効果が顕著である。
［実施例］ 第１表に示す組成を有する合金をアーク溶解により作
製した。この合金を、液体急冷法を用い、20m/secで回
転するロール表面に石英ノズルを通してアルゴンガス圧
をかけて射出して高速冷却し、非晶質あるいは微結晶質
からなる薄帯を得た。
製した。この合金を、液体急冷法を用い、20m/secで回
転するロール表面に石英ノズルを通してアルゴンガス圧
をかけて射出して高速冷却し、非晶質あるいは微結晶質
からなる薄帯を得た。
この薄帯を60メッシュ以下に粉砕しホットプレスを用
いて温度700℃、圧力2ton/cm2で成形した。この成形体
を側面フリーの状態で再びホットプレスにより加圧し温
間塑性変形させた。このとき歪速度は10-3/sec、温度は
700℃であった。塑性加工後の磁石特性を塑性と共に第
１表に示す。
いて温度700℃、圧力2ton/cm2で成形した。この成形体
を側面フリーの状態で再びホットプレスにより加圧し温
間塑性変形させた。このとき歪速度は10-3/sec、温度は
700℃であった。塑性加工後の磁石特性を塑性と共に第
１表に示す。
第１表からＲ−Fe（Co）−Ｂ−Ti−Ｍ系に対して、Nb
及び／又はMoとTiとを複合添加することにより、Ti単独
添加の場合よりも保磁力が向上し、最大エネルギー積も
大きくなることが分かる。
及び／又はMoとTiとを複合添加することにより、Ti単独
添加の場合よりも保磁力が向上し、最大エネルギー積も
大きくなることが分かる。
［発明の効果］ 本発明はＲ−Fe（Co）−Ｂ系組成にTiと共にNb,Mo元
素を適量複合添加した組成だから、希土類元素Ｒの含有
量が少ない（12％未満の）領域でも、希土類元素の多い
場合と遜色ない高い保磁力iHcが得られ、低コスト化を
図ることができる。特にTi単独添加に比べて、同じ保磁
力を達成するにも添加元素の量を減らすことができるの
で、残留磁束密度や角型性の劣化を抑制できる。
素を適量複合添加した組成だから、希土類元素Ｒの含有
量が少ない（12％未満の）領域でも、希土類元素の多い
場合と遜色ない高い保磁力iHcが得られ、低コスト化を
図ることができる。特にTi単独添加に比べて、同じ保磁
力を達成するにも添加元素の量を減らすことができるの
で、残留磁束密度や角型性の劣化を抑制できる。
本発明では、高密度化した後、塑性変形により異方化
しているため、最大エネルギー積（BH）maxが向上す
る。また材料組成にＭ（Al,Ga等）が含まれているた
め、比較的低温度で温間塑性加工ができ、主相の粗大化
も生じず、保磁力の減少を防止できる。これらによって
実用上すぐれた特性の異方性永久磁石が得られる。
しているため、最大エネルギー積（BH）maxが向上す
る。また材料組成にＭ（Al,Ga等）が含まれているた
め、比較的低温度で温間塑性加工ができ、主相の粗大化
も生じず、保磁力の減少を防止できる。これらによって
実用上すぐれた特性の異方性永久磁石が得られる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−190138（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−60208（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−139738（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−64409（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−29908（ＪＰ，Ａ)
Claims (5)
- 【請求項１】RxFe100-x-y-z-u-vByTizTuMv（但し、Ｒは
イットリウムを含む希土類元素の少なくとも１種、Ｔは
Nb,Moの少なくとも１種、ＭはMg,Al,Ga,Sb,Te,Ge,Inの
少なくとも１種）なる一般式で表され、６≦ｘ≦16,2≦
ｙ≦25,0＜z,0＜u,0＜ｕ＋ｚ≦12,0＜ｖ≦５からなる液
体急冷合金を、高密度化した後、塑性変形により異方化
することを特徴とする異方性希土類永久磁石の製造方
法。 - 【請求項２】Feの一部をCoで置換し、Rx（Fe1-wCow）
100-x-y-z-u-vByTizTuMvなる一般式で表され、０＜ｗ＜
１である請求項１記載の製造方法。 - 【請求項３】Feの全部をCoで置換し、RxCo
100-x-y-z-u-vByTizTuMvなる一般式で表される請求項１
記載の製造方法。 - 【請求項４】高密度化を400〜1000℃で加圧することに
より行い、理論密度の70％以上にする請求項１、２又は
３記載の製造方法。 - 【請求項５】塑性加工による異方化を600〜1000℃、歪
速度10-4〜1/sec、加工率30％以上で温間塑性加工する
ことにより行う請求項１、２又は３記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2059753A JPH0831385B2 (ja) | 1990-03-09 | 1990-03-09 | 異方性希土類永久磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2059753A JPH0831385B2 (ja) | 1990-03-09 | 1990-03-09 | 異方性希土類永久磁石の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03261104A JPH03261104A (ja) | 1991-11-21 |
| JPH0831385B2 true JPH0831385B2 (ja) | 1996-03-27 |
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ID=13122330
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2059753A Expired - Fee Related JPH0831385B2 (ja) | 1990-03-09 | 1990-03-09 | 異方性希土類永久磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0831385B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100562681B1 (ko) | 2000-05-24 | 2006-03-23 | 가부시키가이샤 네오맥스 | 복수의 강자성상을 포함하는 영구자석 및 그 제조방법 |
| WO2002030595A1 (en) | 2000-10-06 | 2002-04-18 | Santoku Corporation | Process for producing, through strip casting, raw alloy for nanocomposite type permanent magnet |
| US6790296B2 (en) * | 2000-11-13 | 2004-09-14 | Neomax Co., Ltd. | Nanocomposite magnet and method for producing same |
| US7217328B2 (en) | 2000-11-13 | 2007-05-15 | Neomax Co., Ltd. | Compound for rare-earth bonded magnet and bonded magnet using the compound |
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| JP4670179B2 (ja) * | 2001-05-18 | 2011-04-13 | 日立金属株式会社 | 複数の強磁性相を有する永久磁石およびその製造方法 |
| CN1220990C (zh) | 2001-07-31 | 2005-09-28 | 株式会社新王磁材 | 使用喷雾法的纳米复合磁体制造方法 |
| JP4069727B2 (ja) * | 2001-11-20 | 2008-04-02 | 日立金属株式会社 | 希土類系ボンド磁石用コンパウンドおよびそれを用いたボンド磁石 |
| ATE335280T1 (de) | 2001-11-22 | 2006-08-15 | Neomax Co Ltd | Nanozusammensetzungsmagnet |
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