JP2558095B2 - 希土類一鉄系永久磁石の製造方法 - Google Patents
希土類一鉄系永久磁石の製造方法Info
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- JP2558095B2 JP2558095B2 JP61041006A JP4100686A JP2558095B2 JP 2558095 B2 JP2558095 B2 JP 2558095B2 JP 61041006 A JP61041006 A JP 61041006A JP 4100686 A JP4100686 A JP 4100686A JP 2558095 B2 JP2558095 B2 JP 2558095B2
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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−鉄系永久磁石の製造方法に関する。
［従来の技術］ 従来、Ｒ−Fe−Ｂ系の磁石の製造には次の３通りの方
法が報告されている。
法が報告されている。
（１） 粉末治金法に基づく焼結法（参考文献１）。
（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（参考文献２）。
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（参考文献２）。
（３） 前記（２）の方法で使用した同じ薄片を、２段
階のホットプレス法で機械的配向処理を行う方法（参考
文献２）。
階のホットプレス法で機械的配向処理を行う方法（参考
文献２）。
参考文献1. M.Sagawa,S.Fujimura,N.Togawa,H.Yamamot
o and Y.Matsuura;J.Appl.Phys.Vol.55（６）,15 March
1984.P2083 参考文献2. R.W.Lee;Appl.Phys.Lett.Vol.46（８）,15
April 1985,P790 文献に添って上記の従来技術を説明する。まず、前記
（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、粉砕されて３μｍくらいの粒径を有する磁石
粉にされる。磁石粉は成形助剤となるバインダーと混練
され、磁場中でプレス成形されて、成形体ができあが
る。成形体はアルゴン中で1100℃前後の温度で１時間焼
結され、その後室温まで急冷される。焼結後、600℃前
後の温度で熱処理すると保磁力はさらに向上する。
o and Y.Matsuura;J.Appl.Phys.Vol.55（６）,15 March
1984.P2083 参考文献2. R.W.Lee;Appl.Phys.Lett.Vol.46（８）,15
April 1985,P790 文献に添って上記の従来技術を説明する。まず、前記
（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、粉砕されて３μｍくらいの粒径を有する磁石
粉にされる。磁石粉は成形助剤となるバインダーと混練
され、磁場中でプレス成形されて、成形体ができあが
る。成形体はアルゴン中で1100℃前後の温度で１時間焼
結され、その後室温まで急冷される。焼結後、600℃前
後の温度で熱処理すると保磁力はさらに向上する。
前記（２）は、ま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。得られた薄帯は厚
さ30μｍのリボン状をしており、直径が1000オングスト
ローム以下の多結晶が集合している。薄帯は脆くて割れ
やすく、結晶粒は等方的に分布しているので磁気的にも
等方性である。この薄帯を適度な粒度にして、樹脂と混
練してプレス成形すれば7ton/cm2程度の圧力で、約85体
積％の充填が可能となる。
でＲ−Fe−Ｂ合金の急冷薄帯を作る。得られた薄帯は厚
さ30μｍのリボン状をしており、直径が1000オングスト
ローム以下の多結晶が集合している。薄帯は脆くて割れ
やすく、結晶粒は等方的に分布しているので磁気的にも
等方性である。この薄帯を適度な粒度にして、樹脂と混
練してプレス成形すれば7ton/cm2程度の圧力で、約85体
積％の充填が可能となる。
前記（３）の製造方法は、始めにリボン状の急冷薄帯
あるいは薄帯の片を、真空中あるいは不活性雰囲気中で
約700℃で予備加熱したグラファイトあるいは他の耐熱
用のプレス型に入れる。該リボンが所望の温度に到達し
たとき一軸の圧力が加えられる。温度、時間は特定しな
いが、充分な塑性が出る条件としてＴ＝725±25℃、圧
力はＰ＝1.4ton/cm2程度が適している。この段階では磁
石はわずかにプレス方向に配向しているとはいえ、全体
的には等方性である。次のホットプレスは、大面積を有
する型で行なわれる。最も一般的には700℃で0.7tonで
数秒間プレスする。すると試料は最初の厚みの1/2にな
りプレス方向と平行に磁化容易軸が配向してきて、合金
は異方性化する。これらの工程は、二段階ホットプレス
法（two−stags hot−press procedure）と呼ばれてい
る。この方法により緻密で異方性を有するＲ−Fe−Ｂ磁
石が製造できる。
あるいは薄帯の片を、真空中あるいは不活性雰囲気中で
約700℃で予備加熱したグラファイトあるいは他の耐熱
用のプレス型に入れる。該リボンが所望の温度に到達し
たとき一軸の圧力が加えられる。温度、時間は特定しな
いが、充分な塑性が出る条件としてＴ＝725±25℃、圧
力はＰ＝1.4ton/cm2程度が適している。この段階では磁
石はわずかにプレス方向に配向しているとはいえ、全体
的には等方性である。次のホットプレスは、大面積を有
する型で行なわれる。最も一般的には700℃で0.7tonで
数秒間プレスする。すると試料は最初の厚みの1/2にな
りプレス方向と平行に磁化容易軸が配向してきて、合金
は異方性化する。これらの工程は、二段階ホットプレス
法（two−stags hot−press procedure）と呼ばれてい
る。この方法により緻密で異方性を有するＲ−Fe−Ｂ磁
石が製造できる。
なお、最初のメルトスピニング法で作られるリボン薄
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、後に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。
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、後に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。
［発明が解決しようとする問題点］ 上述した従来技術で、Ｒ−Fe−Ｂ系の磁石は一応作製
できるのであるが、これらの技術を利用した製造方法は
次のような欠点を有している。
できるのであるが、これらの技術を利用した製造方法は
次のような欠点を有している。
前記（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系合金はたいへん酸素に対して活性
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。また粉
末を成形するときに、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、数割は磁石体の中に炭
素の形で残ってしまう。この炭素は著しくＲ−Fe−Ｂの
磁気性能を低下させる。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る。これはたんへん
脆く、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、相当の手間がかかることも大きな
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系の焼結磁石の製造には、高価な設備が必要に
なるばかりでなく、生産効率が悪く、磁石の製造費が高
くなってしまう。従って、Ｒ−Fe−Ｂ系磁石の原料費の
安さを充分に引き出せる製造法とは言い難い。
あるが、Ｒ−Fe−Ｂ系合金はたいへん酸素に対して活性
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。また粉
末を成形するときに、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、数割は磁石体の中に炭
素の形で残ってしまう。この炭素は著しくＲ−Fe−Ｂの
磁気性能を低下させる。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る。これはたんへん
脆く、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、相当の手間がかかることも大きな
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系の焼結磁石の製造には、高価な設備が必要に
なるばかりでなく、生産効率が悪く、磁石の製造費が高
くなってしまう。従って、Ｒ−Fe−Ｂ系磁石の原料費の
安さを充分に引き出せる製造法とは言い難い。
前記（２）および（３）の製造法は、真空メルトスピ
ニング装置を使う。この装置は現在では、たいへん生産
性が悪くしかも高価である。前記（２）では原理的に等
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
する向きにおいても不利である。前記（３）の方法は、
ホットプレスを２段階に使うというユニークな方法であ
るが、実際に量産を考えるとたいへん非効率になること
は否めないであろう。
ニング装置を使う。この装置は現在では、たいへん生産
性が悪くしかも高価である。前記（２）では原理的に等
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
する向きにおいても不利である。前記（３）の方法は、
ホットプレスを２段階に使うというユニークな方法であ
るが、実際に量産を考えるとたいへん非効率になること
は否めないであろう。
さらに、前記（１）および前記（３）の方法による磁
石の欠点として、機械的強度の低いことが挙げられる。
これらの磁石は本来、粉末またはリボンの状態にあった
ものを、高温で焼結あるいは圧縮結合した磁石である。
そのため、取り扱う上でチッピングが起こり易く、ハン
ドリングが非常に困難となる。
石の欠点として、機械的強度の低いことが挙げられる。
これらの磁石は本来、粉末またはリボンの状態にあった
ものを、高温で焼結あるいは圧縮結合した磁石である。
そのため、取り扱う上でチッピングが起こり易く、ハン
ドリングが非常に困難となる。
本発明によるＲ−Fe−Ｂ系磁石の製造方法はこれらの
欠点を解決するものであり、その目的とするところは、
低コストでしかも高性能な磁石を提供するところにあ
る。
欠点を解決するものであり、その目的とするところは、
低コストでしかも高性能な磁石を提供するところにあ
る。
［問題点を解決するための手段］ 本発明は、希土類−鉄系永久磁石の製造方法に関する
ものであり、具体的には、鉄を主成分とし、原子百分率
においてR:8〜25％（但しＲは、Ｙを含む希土類元素の
うち少なくとも１種）及びB:2〜８％を含む合金を溶解
し、その鋳造マクロ組織が柱状晶となるように鋳造した
後、該鋳造インゴットを500℃以上の温度で熱処理する
ことにより磁気的に硬化させ、さらに切断・研削を施し
て磁石形状とすることを特徴とする希土類−鉄系永久磁
石の製造方法である。
ものであり、具体的には、鉄を主成分とし、原子百分率
においてR:8〜25％（但しＲは、Ｙを含む希土類元素の
うち少なくとも１種）及びB:2〜８％を含む合金を溶解
し、その鋳造マクロ組織が柱状晶となるように鋳造した
後、該鋳造インゴットを500℃以上の温度で熱処理する
ことにより磁気的に硬化させ、さらに切断・研削を施し
て磁石形状とすることを特徴とする希土類−鉄系永久磁
石の製造方法である。
また、本発明は、鉄を主成分とし、原子百分率におい
てR:8〜25％（但しＲは、Ｙを含む希土類元素のうち少
なくとも１種）、B:2〜８％及びCo〜40％（０を除く）
を含む合金を溶解し、その鋳造マクロ組織が柱状晶とな
るように鋳造した後、該鋳造インゴットを500℃以上の
温度で熱処理することにより磁気的に硬化させ、さらに
切断・研削を施して磁石形状とすることを特徴とする希
土類−鉄系永久磁石の製造方法である。
てR:8〜25％（但しＲは、Ｙを含む希土類元素のうち少
なくとも１種）、B:2〜８％及びCo〜40％（０を除く）
を含む合金を溶解し、その鋳造マクロ組織が柱状晶とな
るように鋳造した後、該鋳造インゴットを500℃以上の
温度で熱処理することにより磁気的に硬化させ、さらに
切断・研削を施して磁石形状とすることを特徴とする希
土類−鉄系永久磁石の製造方法である。
前記のように、現存の希土類−鉄系永久磁石の製造方
法である焼結法、急冷法は、それぞれ粉砕による粉末管
理の困難さ、生産性の悪さ、機械的強度の低さといった
大きな欠点を有している。本発明者らは、これらの欠点
を改良するため、バルク状態で保磁力を得ることができ
るような合金の研究に着手し、前記のような組成におい
てバルク状態での保磁力の獲得が可能であり、このとき
鋳造組織が柱状晶となるようにすると保磁力が得やす
く、かつ柱状晶の面内異方性を利用することにより異方
性磁石となるので、等軸晶を用いるよりも、より高性能
な永久磁石が得られることを見出し、本発明に至った。
本発明では、鋳造インゴットを粉砕する必要がないの
で、焼結法ほどの厳密な雰囲気管理を行なう必要はな
く、熱処理にもベルト炉のような量産性の高い炉が使用
でき、設備費は大きく低減される。さらに、鋳造状態の
まま磁化することにより、粉末状態を経ることがなくな
った結果、結晶粒相互の結合が非常に強くなり、機械的
強度が増大する。
法である焼結法、急冷法は、それぞれ粉砕による粉末管
理の困難さ、生産性の悪さ、機械的強度の低さといった
大きな欠点を有している。本発明者らは、これらの欠点
を改良するため、バルク状態で保磁力を得ることができ
るような合金の研究に着手し、前記のような組成におい
てバルク状態での保磁力の獲得が可能であり、このとき
鋳造組織が柱状晶となるようにすると保磁力が得やす
く、かつ柱状晶の面内異方性を利用することにより異方
性磁石となるので、等軸晶を用いるよりも、より高性能
な永久磁石が得られることを見出し、本発明に至った。
本発明では、鋳造インゴットを粉砕する必要がないの
で、焼結法ほどの厳密な雰囲気管理を行なう必要はな
く、熱処理にもベルト炉のような量産性の高い炉が使用
でき、設備費は大きく低減される。さらに、鋳造状態の
まま磁化することにより、粉末状態を経ることがなくな
った結果、結晶粒相互の結合が非常に強くなり、機械的
強度が増大する。
なお、同系統の研究には、三保広晃他（日本金属学
会、昭和60年度秋期講演会、講演番号（544））がある
が、同研究は本発明と組成域を異にするのみならず、マ
クロ組織による性能変化については一切言及しておら
ず、性能的にも本発明に大きく劣っている。また、磁気
的に硬化せしめた後、求める形状を得るための二次加工
も、本系の場合、従来のサマリウムコバルト系希土類磁
石に比して曲げ強さ、圧縮強さ等が大きいので非常にや
りやすい。
会、昭和60年度秋期講演会、講演番号（544））がある
が、同研究は本発明と組成域を異にするのみならず、マ
クロ組織による性能変化については一切言及しておら
ず、性能的にも本発明に大きく劣っている。また、磁気
的に硬化せしめた後、求める形状を得るための二次加工
も、本系の場合、従来のサマリウムコバルト系希土類磁
石に比して曲げ強さ、圧縮強さ等が大きいので非常にや
りやすい。
従来のＲ−Fe−Ｂ系磁石の組成は、前記参考文献１に
代表されるR15Fe77B8である。この組成はＲ−Fe−Ｂ系
磁石の主相R2Fe14B化合物を原子百分率で表した組成Ｒ
11.7Fe82.4Ｂ5.9に比してＲ、Ｂ両元素に富む側に移行
している。これは、保磁力を得るためには主相のみでな
くRrich相、Brich相と呼ばれる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、本発明による組
成では、これとは逆にＢが少ない側に移行したところに
ピーク値が存在する。
代表されるR15Fe77B8である。この組成はＲ−Fe−Ｂ系
磁石の主相R2Fe14B化合物を原子百分率で表した組成Ｒ
11.7Fe82.4Ｂ5.9に比してＲ、Ｂ両元素に富む側に移行
している。これは、保磁力を得るためには主相のみでな
くRrich相、Brich相と呼ばれる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、本発明による組
成では、これとは逆にＢが少ない側に移行したところに
ピーク値が存在する。
これは、本合金の特徴として、第一にＢ量を低減する
と結晶粒が微細化すること、第二に良好な柱状晶を形成
させるため溶湯を急冷したことにより結晶粒が微細化す
ること、により核生成タイプの保磁力機構を有する本発
明による磁石に特有の組成域となったものと考えられ
る。
と結晶粒が微細化すること、第二に良好な柱状晶を形成
させるため溶湯を急冷したことにより結晶粒が微細化す
ること、により核生成タイプの保磁力機構を有する本発
明による磁石に特有の組成域となったものと考えられ
る。
永久磁石材料に柱状晶を用いることは、アルニコ磁石
を初め、希土類磁石系のサマリウム−コバルト磁石でも
行なわれており、本発明者のひとりはすでに1981年、樹
脂結合型サマリウムコバルト磁石への応用として発表し
ている（T.Shimoda他、Proceedings of the fifth Inte
rnational Workshop on Rare Earth−Cobalt Permanent
Magnets,1981,P595）。
を初め、希土類磁石系のサマリウム−コバルト磁石でも
行なわれており、本発明者のひとりはすでに1981年、樹
脂結合型サマリウムコバルト磁石への応用として発表し
ている（T.Shimoda他、Proceedings of the fifth Inte
rnational Workshop on Rare Earth−Cobalt Permanent
Magnets,1981,P595）。
本発明において、鋳造状態で柱状晶を得ることは高性
能磁石化の重要点となっている。すなわち、熱処理によ
って保磁力を得る過程が拡散によるものであり、サマリ
ウムコバルトと同様、柱状晶による方が保磁力が得やす
い。さらに本系磁石は、柱状晶に垂直な面に磁化容易軸
が配向する性質があるので、柱状晶を利用すれば面内異
方性磁石を作製することができる。
能磁石化の重要点となっている。すなわち、熱処理によ
って保磁力を得る過程が拡散によるものであり、サマリ
ウムコバルトと同様、柱状晶による方が保磁力が得やす
い。さらに本系磁石は、柱状晶に垂直な面に磁化容易軸
が配向する性質があるので、柱状晶を利用すれば面内異
方性磁石を作製することができる。
以下、本発明による永久磁石の組成限定理由を説明す
る。希土類元素としては、Ｙ、La、Ce、Pr、Nd、Sm、F
u、Gd、Tb、Dy、Ho、En、Tm、Yb、Luが候補として挙げ
られ、これらのうちの１種あるいは２種以上を組み合わ
せて用いられる。最も高い磁気特性は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、例えば重希土類元
素のDy−Tb等やAl、Mo、Si等は、保磁力の向上に有効で
ある。Ｒ−Fe−Ｂ系磁石の主相はR2Fe14Bである。従っ
て、Ｒが８原子％未満では、もはや上記化合物を形成せ
ず、α−鉄と同一構造の立方晶組織となるため高磁気性
は得られない。一方、Ｒが25原子％を超えると非磁性の
Rrich相が多くなり磁気特性は著しく低下する。よっ
て、Ｒの範囲は、８〜25％原子％が適当である。
る。希土類元素としては、Ｙ、La、Ce、Pr、Nd、Sm、F
u、Gd、Tb、Dy、Ho、En、Tm、Yb、Luが候補として挙げ
られ、これらのうちの１種あるいは２種以上を組み合わ
せて用いられる。最も高い磁気特性は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、例えば重希土類元
素のDy−Tb等やAl、Mo、Si等は、保磁力の向上に有効で
ある。Ｒ−Fe−Ｂ系磁石の主相はR2Fe14Bである。従っ
て、Ｒが８原子％未満では、もはや上記化合物を形成せ
ず、α−鉄と同一構造の立方晶組織となるため高磁気性
は得られない。一方、Ｒが25原子％を超えると非磁性の
Rrich相が多くなり磁気特性は著しく低下する。よっ
て、Ｒの範囲は、８〜25％原子％が適当である。
Ｂは、R2Fe14B相を形成するための必須元素であり、
２原子％未満では菱面体のＲ−Fe系になるため高保磁力
は望めない。しかし、従来の焼結法による磁石のように
８原子％を超えて添加すると、逆に鋳造状態での保磁力
は得られなくなってしまう。従って、Ｂの量は２〜８原
子％が範囲として適している。
２原子％未満では菱面体のＲ−Fe系になるため高保磁力
は望めない。しかし、従来の焼結法による磁石のように
８原子％を超えて添加すると、逆に鋳造状態での保磁力
は得られなくなってしまう。従って、Ｂの量は２〜８原
子％が範囲として適している。
Coは、キュリー点の上昇や温度特性の改良に有用な元
素であるが、添加量を増やすに従って保磁力を減ずる傾
向を有する。また、Coを増すと本系磁石の特徴であると
ころの低コストや加工のしやすさが失なわれる。これら
の点からCo量は０〜40原子％が範囲として適している。
素であるが、添加量を増やすに従って保磁力を減ずる傾
向を有する。また、Coを増すと本系磁石の特徴であると
ころの低コストや加工のしやすさが失なわれる。これら
の点からCo量は０〜40原子％が範囲として適している。
［実施例１］ 本発明による製造工程図を第１図に示す。まず、所望
の組成の合金を誘導炉で溶解し、鉄鋳型に鋳造し、柱状
晶を形成せしめる。次に、インゴットを磁気的に硬化さ
せるため500〜1050℃の温度範囲でアニール処理を施
す。本発明による鋳造タイプ磁石は、この段階で切断や
研削を施すことにより、柱状晶の異方性を利用した面内
異方性磁石となる。
の組成の合金を誘導炉で溶解し、鉄鋳型に鋳造し、柱状
晶を形成せしめる。次に、インゴットを磁気的に硬化さ
せるため500〜1050℃の温度範囲でアニール処理を施
す。本発明による鋳造タイプ磁石は、この段階で切断や
研削を施すことにより、柱状晶の異方性を利用した面内
異方性磁石となる。
本実施例では、まず柱状晶化の効果を示すために、代
表的な組成として、Pr14Fe82B4組成を取り上げ、熱処理
温度・時間・マクロ組織による保磁力iHcの変化をとら
えた。第２図に示すように、800〜1000℃まで温度・時
間が増加するにしたがってiHcも増加している。このこ
とは、iHcの増加が特定相の析出によるものではなく、
拡散支配的であることを示している。さらに、比較例と
して掲げた等軸晶のサンプルは、1000℃で熱処理を施し
ているにもかかわらず、保磁力は小さい。本系磁石の主
相Pr2Fe14Bは、溶湯から鉄相を初晶とする包晶反応 Fe＋Ｌ→R2Fe14B で生じ、初晶サイズは冷却速度に大きく依存する。その
ため冷却速度の遅い等軸晶は初晶が大きく粗大化し、主
相中への拡散に長時間を要するものと思われる。
表的な組成として、Pr14Fe82B4組成を取り上げ、熱処理
温度・時間・マクロ組織による保磁力iHcの変化をとら
えた。第２図に示すように、800〜1000℃まで温度・時
間が増加するにしたがってiHcも増加している。このこ
とは、iHcの増加が特定相の析出によるものではなく、
拡散支配的であることを示している。さらに、比較例と
して掲げた等軸晶のサンプルは、1000℃で熱処理を施し
ているにもかかわらず、保磁力は小さい。本系磁石の主
相Pr2Fe14Bは、溶湯から鉄相を初晶とする包晶反応 Fe＋Ｌ→R2Fe14B で生じ、初晶サイズは冷却速度に大きく依存する。その
ため冷却速度の遅い等軸晶は初晶が大きく粗大化し、主
相中への拡散に長時間を要するものと思われる。
第１表に示す組成の合金を溶解し、第１図に示す方法
で、本発明の鋳造面内異方性磁石と、参考として、水素
粉砕後、エポキシ樹脂を４重量％混練した樹脂結合磁石
とを作製した。
で、本発明の鋳造面内異方性磁石と、参考として、水素
粉砕後、エポキシ樹脂を４重量％混練した樹脂結合磁石
とを作製した。
なお、アニールはすべて1000℃×24時間行った。得ら
れた結果を第２表に示す。
れた結果を第２表に示す。
第２表に示すように、本発明による鋳造タイプの磁石
は、樹脂結合タイプの磁石に比べ、高い保持力が得られ
ている。
は、樹脂結合タイプの磁石に比べ、高い保持力が得られ
ている。
［実施例２］ 次に、実施例１のサンプルNo.2および７の合金を用い
て、前記参考文献１に基づいて焼結磁石を作製し、JIS
R1601に基づき長さ36mm、幅4mm、厚さ3mmのサンプルを
切り出し、曲げ強さを本発明品と比較した。その結果を
第３表に示す。No.2は本発明による代表組成、No.7は参
考文献１による焼結法の最適組成の近傍の組成、さらに
No.6は中間組成である。第３表より、組成にかかわら
ず、本発明による方が機械的に強度に優れることがわか
る。
て、前記参考文献１に基づいて焼結磁石を作製し、JIS
R1601に基づき長さ36mm、幅4mm、厚さ3mmのサンプルを
切り出し、曲げ強さを本発明品と比較した。その結果を
第３表に示す。No.2は本発明による代表組成、No.7は参
考文献１による焼結法の最適組成の近傍の組成、さらに
No.6は中間組成である。第３表より、組成にかかわら
ず、本発明による方が機械的に強度に優れることがわか
る。
［実施例３］ 次に、第４表に示す組成の合金を実施例１と同様の手
法で溶解し柱状晶インゴットを得た。次に1000℃におい
て20時間の熱処理を施した後、実施例２と同様にJIS R1
601に基づき長さ36mm、幅4mm、厚さ3mmのサンプルを切
り出し曲げ強さを測定した。結果を第４表に示す。
法で溶解し柱状晶インゴットを得た。次に1000℃におい
て20時間の熱処理を施した後、実施例２と同様にJIS R1
601に基づき長さ36mm、幅4mm、厚さ3mmのサンプルを切
り出し曲げ強さを測定した。結果を第４表に示す。
この第４表及び実施例２の第３表から、本発明の低Ｂ
量組成（Ｂ＝２〜6at％）において、優れた機械的強度
が得られることがわかる。
量組成（Ｂ＝２〜6at％）において、優れた機械的強度
が得られることがわかる。
［発明の効果］ 以上、本発明によれば、従来の焼結法では保磁力の得
にくかった組成域で、バルク状態のまま保磁力を得るこ
とが可能となり、機械的強度に優れ、製造工程も単純化
された鋳造希土類鉄系磁石を得ることができる。
にくかった組成域で、バルク状態のまま保磁力を得るこ
とが可能となり、機械的強度に優れ、製造工程も単純化
された鋳造希土類鉄系磁石を得ることができる。
第１図は、本発明および参考例のＲ−Fe−Ｂ系磁石の製
造工程図である。 第２図は、Pr14Fe82B4合金の熱処理による保磁力変化図
である。
造工程図である。 第２図は、Pr14Fe82B4合金の熱処理による保磁力変化図
である。
フロントページの続き (72)発明者 小林 理 諏訪市大和３丁目３番５号 セイコーエ プソン株式会社内 (56)参考文献 特開 昭62−177101（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】鉄を主成分とし、原子百分率においてR:8
〜25％（但しＲは、Ｙを含む希土類元素のうち少なくと
も１種）及びB:2〜８％を含む合金を溶解し、その鋳造
マクロ組織が柱状晶となるように鋳造した後、該鋳造イ
ンゴットを500℃以上の温度で熱処理することにより磁
気的に硬化させ、さらに切断・研削を施して磁石形状と
することを特徴とする希土類−鉄系永久磁石の製造方
法。 - 【請求項２】鉄を主成分とし、原子百分率においてR:8
〜25％（但しＲは、Ｙを含む希土類元素のうち少なくと
も１種）、B:2〜８％及びCo〜40％（０を除く）を含む
合金を溶解し、その鋳造マクロ組織が柱状晶となるよう
に鋳造した後、該鋳造インゴットを500℃以上の温度で
熱処理することにより磁気的に硬化させ、さらに切断・
研削を施して磁石形状とすることを特徴とする希土類−
鉄系永久磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61041006A JP2558095B2 (ja) | 1986-02-26 | 1986-02-26 | 希土類一鉄系永久磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61041006A JP2558095B2 (ja) | 1986-02-26 | 1986-02-26 | 希土類一鉄系永久磁石の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5037056A Division JP2730441B2 (ja) | 1993-02-25 | 1993-02-25 | 永久磁石用合金粉末の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62198103A JPS62198103A (ja) | 1987-09-01 |
| JP2558095B2 true JP2558095B2 (ja) | 1996-11-27 |
Family
ID=12596306
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61041006A Expired - Lifetime JP2558095B2 (ja) | 1986-02-26 | 1986-02-26 | 希土類一鉄系永久磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2558095B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2725004B2 (ja) | 1986-04-30 | 1998-03-09 | セイコーエプソン株式会社 | 永久磁石の製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6136099A (en) * | 1985-08-13 | 2000-10-24 | Seiko Epson Corporation | Rare earth-iron series permanent magnets and method of preparation |
| US5538565A (en) * | 1985-08-13 | 1996-07-23 | Seiko Epson Corporation | Rare earth cast alloy permanent magnets and methods of preparation |
| US5460662A (en) * | 1987-04-30 | 1995-10-24 | Seiko Epson Corporation | Permanent magnet and method of production |
| EP0599815B1 (en) * | 1987-04-30 | 1998-01-07 | Seiko Epson Corporation | Magnetic alloy and method of making the same |
| DE3750367T2 (de) * | 1987-04-30 | 1994-12-08 | Seiko Epson Corp | Dauermagnet und sein Herstellungsverfahren. |
| IE891581A1 (en) * | 1988-06-20 | 1991-01-02 | Seiko Epson Corp | Permanent magnet and a manufacturing method thereof |
| JP2730441B2 (ja) * | 1993-02-25 | 1998-03-25 | セイコーエプソン株式会社 | 永久磁石用合金粉末の製造方法 |
| US7207102B1 (en) * | 2004-04-01 | 2007-04-24 | Sandia Corporation | Method for forming permanent magnets with different polarities for use in microelectromechanical devices |
| CN108122652A (zh) * | 2017-12-19 | 2018-06-05 | 北京京磁电工科技有限公司 | 烧结钕铁硼磁体的特殊制备工艺 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62177101A (ja) * | 1986-01-29 | 1987-08-04 | Daido Steel Co Ltd | 永久磁石材料の製造方法 |
-
1986
- 1986-02-26 JP JP61041006A patent/JP2558095B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2725004B2 (ja) | 1986-04-30 | 1998-03-09 | セイコーエプソン株式会社 | 永久磁石の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62198103A (ja) | 1987-09-01 |
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