JP3143182B2 - 希土類永久磁石の製造方法 - Google Patents
希土類永久磁石の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、各種電気、電子機器に
用いられる、磁気特性に優れた希土類永久磁石の製造方
法に関するものである。
用いられる、磁気特性に優れた希土類永久磁石の製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】希土類磁石の中でもNd-Fe-Ｂ系磁石は、
主成分であるNdが資源的に豊富でコストが安く、磁気特
性に優れているために、近年益々その利用が広がりつつ
ある。磁気特性向上のための開発研究も、Nd系磁石の発
明以来精力的に行われてきており、数多くの研究や発明
が提案されている。これらのNd系焼結磁石製造方法の中
で、各種金属粉体や組成の異なる合金粉体を混合、焼結
して高性能Nd磁石を製造する方法（以下、簡単に混合法
という）に関しても数々の発明考案が提案されている。
主成分であるNdが資源的に豊富でコストが安く、磁気特
性に優れているために、近年益々その利用が広がりつつ
ある。磁気特性向上のための開発研究も、Nd系磁石の発
明以来精力的に行われてきており、数多くの研究や発明
が提案されている。これらのNd系焼結磁石製造方法の中
で、各種金属粉体や組成の異なる合金粉体を混合、焼結
して高性能Nd磁石を製造する方法（以下、簡単に混合法
という）に関しても数々の発明考案が提案されている。
【０００３】これまでに提案されている混合法を大きく
分けると、以下に示すような四つの種類に分類すること
ができる。第１の方法は、混合する原料合金粉体の一方
を液体急冷法によって非晶質あるいは微細結晶合金を作
製し、それに通常の希土類合金粉末を混合するか、ある
いは両方の原料合金粉体を共に液体急冷法で作製混合す
る方法［特開昭63-93841、特開昭63-115307、特開昭63-25
2403、特開昭63-278208、特開平1-108707、 特開平1-14631
0、 特開平1-146309、 特開平1-155603各号公報参照］で
ある。この液体急冷法による合金を使用する混合法につ
いては、最近50MGOeを越える磁気特性が得られたと報告
[E.Otuki,T.Otuka and T.Imai;11th.Int.Workshop onRa
re Earth Magnets,Pittsburgh,Pennsylvania,USA,Octob
er(1990),p.328 参照]されている。
分けると、以下に示すような四つの種類に分類すること
ができる。第１の方法は、混合する原料合金粉体の一方
を液体急冷法によって非晶質あるいは微細結晶合金を作
製し、それに通常の希土類合金粉末を混合するか、ある
いは両方の原料合金粉体を共に液体急冷法で作製混合す
る方法［特開昭63-93841、特開昭63-115307、特開昭63-25
2403、特開昭63-278208、特開平1-108707、 特開平1-14631
0、 特開平1-146309、 特開平1-155603各号公報参照］で
ある。この液体急冷法による合金を使用する混合法につ
いては、最近50MGOeを越える磁気特性が得られたと報告
[E.Otuki,T.Otuka and T.Imai;11th.Int.Workshop onRa
re Earth Magnets,Pittsburgh,Pennsylvania,USA,Octob
er(1990),p.328 参照]されている。
【０００４】第２の方法は、混合する２種類の原料合金
粉体を共に主としてＲ2 Fe14Ｂ化合物からなる合金と
し、含有される希土類元素の種類、含有量を変えた２種
類の合金を作製して混合焼結する方法［特開昭61-8160
3、 特開昭61-81604、 特開昭61-81605、 特開昭61-81606、
特開昭61-81607、 特開昭61-119007、特開昭61-207546、
特開昭63-245昭3、特開平1-177335各号公報参照］であ
る。この方法において、各合金中に含まれる相は従来知
られているＲ2 Fe14Ｂ相、希土類リッチ相、Nd1+XFe4Ｂ
4 相である。
粉体を共に主としてＲ2 Fe14Ｂ化合物からなる合金と
し、含有される希土類元素の種類、含有量を変えた２種
類の合金を作製して混合焼結する方法［特開昭61-8160
3、 特開昭61-81604、 特開昭61-81605、 特開昭61-81606、
特開昭61-81607、 特開昭61-119007、特開昭61-207546、
特開昭63-245昭3、特開平1-177335各号公報参照］であ
る。この方法において、各合金中に含まれる相は従来知
られているＲ2 Fe14Ｂ相、希土類リッチ相、Nd1+XFe4Ｂ
4 相である。
【０００５】第３の方法は、一方の合金を主としてＲ2
Fe14Ｂ化合物からなる合金粉末とし、これに各種低融点
元素、低融点合金、希土類合金、炭化物、硼化物、水素
化物、その他の粉末を混合焼結して、Nd系希土類磁石を
製造する方法 [特開昭60-230959、特開昭61-263201、特開
昭62-181402、特開昭62-182249、特開昭62-206802、特開昭
62-270746、特開昭63-6808、特開昭63-104406、特開昭63-1
14939、特開昭63-272006、特開平1-111843、 特開平1-1463
08各号公報参照] である。
Fe14Ｂ化合物からなる合金粉末とし、これに各種低融点
元素、低融点合金、希土類合金、炭化物、硼化物、水素
化物、その他の粉末を混合焼結して、Nd系希土類磁石を
製造する方法 [特開昭60-230959、特開昭61-263201、特開
昭62-181402、特開昭62-182249、特開昭62-206802、特開昭
62-270746、特開昭63-6808、特開昭63-104406、特開昭63-1
14939、特開昭63-272006、特開平1-111843、 特開平1-1463
08各号公報参照] である。
【０００６】第４の方法は、本発明者等が最近新しく発
明した方法で、混合する合金に特殊な金属間化合物を存
在させることを特徴とする混合法［特願平03-159765、特
願平03-159766、特願平03-198476、特願平03-198479、特願
平03-259694 各号］である。
明した方法で、混合する合金に特殊な金属間化合物を存
在させることを特徴とする混合法［特願平03-159765、特
願平03-159766、特願平03-198476、特願平03-198479、特願
平03-259694 各号］である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】従来技術による混合法
の製造法においては、磁石合金に真に優れた磁気特性を
実現させるのに，適切でなかったり不充分だったりする
点が数多く存在した。例えば、前述した第１の方法では
磁石合金のエネルギ−積は高いが保磁力はたかだか約９
kOe 程度で、温度上昇によって保磁力が低下するという
Nd磁石特有の欠点があり、実用的に不充分な磁石特性で
ある。また液体急冷法で製造するのは、コストがかかり
過ぎるために工業的な方法とは言えない。
の製造法においては、磁石合金に真に優れた磁気特性を
実現させるのに，適切でなかったり不充分だったりする
点が数多く存在した。例えば、前述した第１の方法では
磁石合金のエネルギ−積は高いが保磁力はたかだか約９
kOe 程度で、温度上昇によって保磁力が低下するという
Nd磁石特有の欠点があり、実用的に不充分な磁石特性で
ある。また液体急冷法で製造するのは、コストがかかり
過ぎるために工業的な方法とは言えない。
【０００８】第２の方法においては、２種類の原料合金
粉共に共存する相は、Ｒ2 Fe14Ｂ化合物、それとNd1+XF
e4Ｂ4 相である。これらの相は、通常の１種類の合金を
用いた製造法において存在する相と基本的には同じであ
り、二つの合金において存在割合が違っているだけであ
る。またNdリッチ相の融点は 750℃以下と低く、焼結温
度に至る前に液相となってしまう。このため雰囲気中の
酸素ガスによって液相が酸化されてしまい、高い磁気特
性が得られないことになる。
粉共に共存する相は、Ｒ2 Fe14Ｂ化合物、それとNd1+XF
e4Ｂ4 相である。これらの相は、通常の１種類の合金を
用いた製造法において存在する相と基本的には同じであ
り、二つの合金において存在割合が違っているだけであ
る。またNdリッチ相の融点は 750℃以下と低く、焼結温
度に至る前に液相となってしまう。このため雰囲気中の
酸素ガスによって液相が酸化されてしまい、高い磁気特
性が得られないことになる。
【０００９】第３の方法において、混合する粉体に低融
点の元素あるいは合金を利用して磁気特性を向上させよ
うとする提案があるが、これは焼結中に混合した低融点
相が、Ｒ2 Fe14Ｂ化合物の粒界に存在する格子欠陥や酸
化物相などのニュークリエーションサイトを除去し、粒
界をクリーニングして保磁力を向上させるという考え方
によるものである。しかし低融点相の存在は、実際には
磁気特性の向上に対して逆に不利な条件となっている。
低融点相が例えば 600℃付近から融液となっていると、
実際の焼結温度 1,100℃では低融点相の粘度はかなり小
さくなってしまう。その結果、磁性粒子の周囲を囲む融
液の粘度が小さくなって粒子の回転が容易に起り、配向
が乱れて磁気特性が劣化する。また第２の方法と同じ
く、低温での液相が容易に酸化されてしまい高い磁気特
性が得られない。第４の方法においては、Ｂ合金中に平
衡して存在する相の一つとして、融点の低いNdリッチ相
が存在する。この相が、低温で液相となるために他の場
合と同様に酸化の影響を受けて、磁気特性が劣化してし
まう。以上、従来技術による混合法においては、液相成
分が関与するいろいろな役割を充分に考慮し、これらが
最適な条件となるよう、液相合金成分や融点を適切に調
整してはいなかった。本発明は、従来技術による混合法
によるＮｄ磁石の製造法の欠点を改良し、バランスのと
れた磁気特性に優れた希土類永久磁石の製造方法を提供
しようとするものである。
点の元素あるいは合金を利用して磁気特性を向上させよ
うとする提案があるが、これは焼結中に混合した低融点
相が、Ｒ2 Fe14Ｂ化合物の粒界に存在する格子欠陥や酸
化物相などのニュークリエーションサイトを除去し、粒
界をクリーニングして保磁力を向上させるという考え方
によるものである。しかし低融点相の存在は、実際には
磁気特性の向上に対して逆に不利な条件となっている。
低融点相が例えば 600℃付近から融液となっていると、
実際の焼結温度 1,100℃では低融点相の粘度はかなり小
さくなってしまう。その結果、磁性粒子の周囲を囲む融
液の粘度が小さくなって粒子の回転が容易に起り、配向
が乱れて磁気特性が劣化する。また第２の方法と同じ
く、低温での液相が容易に酸化されてしまい高い磁気特
性が得られない。第４の方法においては、Ｂ合金中に平
衡して存在する相の一つとして、融点の低いNdリッチ相
が存在する。この相が、低温で液相となるために他の場
合と同様に酸化の影響を受けて、磁気特性が劣化してし
まう。以上、従来技術による混合法においては、液相成
分が関与するいろいろな役割を充分に考慮し、これらが
最適な条件となるよう、液相合金成分や融点を適切に調
整してはいなかった。本発明は、従来技術による混合法
によるＮｄ磁石の製造法の欠点を改良し、バランスのと
れた磁気特性に優れた希土類永久磁石の製造方法を提供
しようとするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、かかる課
題を解決するために従来の混合法を基本的に見直し、磁
性体構成相の種類、特性等を適切に選択し組み合わせる
ことにより充分満足できるバランスの取れた磁気特性が
得られることを見出し、製造条件を詳細に検討して本発
明を完成させた。本発明の要旨は、Ａ合金を主としてＲ
2Ｔ14Ｂ相［ここにＲは、Nd、Pr、Dyを主体とする少な
くとも１種以上の希土類元素、ＴはFeまたはFeおよびCo
を主体とする少なくとも１種類以上の遷移金属を表す］
から成る合金とし、Ａ合金粉末99〜60重量％に対して、
Ｒ、Fe、Co、Ｍ 1 、Ｍ 2 ［ここにＲは、Nd、Pr、Dyを主体
とする少なくとも１種以上の希土類元素、Ｍ 1 は、Al、C
u、Zn、In、Si、Ｐ、Ｓ、Ti、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Ga、G
e、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta、Ｗの内
から選ばれる１種又は２種以上の元素、Ｍ 2 は、Ｂ、
Ｃ、Ｎ、Ｏの内から選ばれる１種又は２種以上の元素を
表す］の５種の元素から選択され、結晶構造がＦｄ３ｍ
の空間群で表されるMgCu2型の金属間化合物から主にな
るＢ合金粉末を１〜40重量％混合し、該混合粉末を磁場
中加圧成形し、該成形体を真空または不活性ガス雰囲気
中で焼結し、さらに焼結温度以下の低温で熱処理するこ
とを特徴とする希土類永久磁石の製造方法であり、更に
詳しくは結晶構造がＦｄ３ｍの空間群で表されるMgCu2
型の金属間化合物が組成式ＲaFebCocＭ1 dＭ2 e［ここに
添字a,b,c,d,e は各元素の原子％で、20≦a ≦40、０≦
b ≦60、０＜c ≦80、０≦d ≦40、０≦e ≦10の範囲を
表す］で表されるものであり、Ａ合金とＢ合金との混合
粉末中に含まれる希土類元素の総和が10〜15原子％であ
り、Ｂ合金中に主に含まれる結晶構造がＦｄ３ｍの空間
群で表されるMgCu2型の金属間化合物の融点が、750 ℃
以上2000℃以下であり、Ａ合金の粉末およびＢ合金粉末
またはこれらを混合して造られる混合粉末の平均粒径
が、0.2 〜30μｍであることを特徴とする希土類永久磁
石の製造方法にある。
題を解決するために従来の混合法を基本的に見直し、磁
性体構成相の種類、特性等を適切に選択し組み合わせる
ことにより充分満足できるバランスの取れた磁気特性が
得られることを見出し、製造条件を詳細に検討して本発
明を完成させた。本発明の要旨は、Ａ合金を主としてＲ
2Ｔ14Ｂ相［ここにＲは、Nd、Pr、Dyを主体とする少な
くとも１種以上の希土類元素、ＴはFeまたはFeおよびCo
を主体とする少なくとも１種類以上の遷移金属を表す］
から成る合金とし、Ａ合金粉末99〜60重量％に対して、
Ｒ、Fe、Co、Ｍ 1 、Ｍ 2 ［ここにＲは、Nd、Pr、Dyを主体
とする少なくとも１種以上の希土類元素、Ｍ 1 は、Al、C
u、Zn、In、Si、Ｐ、Ｓ、Ti、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Ga、G
e、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta、Ｗの内
から選ばれる１種又は２種以上の元素、Ｍ 2 は、Ｂ、
Ｃ、Ｎ、Ｏの内から選ばれる１種又は２種以上の元素を
表す］の５種の元素から選択され、結晶構造がＦｄ３ｍ
の空間群で表されるMgCu2型の金属間化合物から主にな
るＢ合金粉末を１〜40重量％混合し、該混合粉末を磁場
中加圧成形し、該成形体を真空または不活性ガス雰囲気
中で焼結し、さらに焼結温度以下の低温で熱処理するこ
とを特徴とする希土類永久磁石の製造方法であり、更に
詳しくは結晶構造がＦｄ３ｍの空間群で表されるMgCu2
型の金属間化合物が組成式ＲaFebCocＭ1 dＭ2 e［ここに
添字a,b,c,d,e は各元素の原子％で、20≦a ≦40、０≦
b ≦60、０＜c ≦80、０≦d ≦40、０≦e ≦10の範囲を
表す］で表されるものであり、Ａ合金とＢ合金との混合
粉末中に含まれる希土類元素の総和が10〜15原子％であ
り、Ｂ合金中に主に含まれる結晶構造がＦｄ３ｍの空間
群で表されるMgCu2型の金属間化合物の融点が、750 ℃
以上2000℃以下であり、Ａ合金の粉末およびＢ合金粉末
またはこれらを混合して造られる混合粉末の平均粒径
が、0.2 〜30μｍであることを特徴とする希土類永久磁
石の製造方法にある。
【００１１】以下本発明を詳細に説明する。本発明は、
ことなる組成と結晶構造をもつ金属間化合物粉末を混合
して焼結する希土類永久磁石の製造方法である。（以
下、化合物粉末混合法という）。原料となるＡ合金は、
主としてＲ2 Ｔ14Ｂ化合物相からなり、ＲはＹを含む L
a ，Ce，Pr，Nd，Sm，Eu，Gd，Tb，Dy，Ho，Er，Ybおよ
びLuから選択されるNd、Pr、Dyを主体とする少なくとも
１種類以上の希土類元素である。またＴは、FeまたはFe
およびCoを主体とする少なくとも１種類以上の遷移金属
を表し、Coの含有量は重量％で0 〜40％である。Co添加
によりＡ合金のキューリー温度が上昇し、また合金の耐
食性も改善される。Ａ合金は原料金属を真空または不活
性ガス、好ましくはAr雰囲気中で溶解し鋳造する。原料
金属は純希土類元素あるいは希土類合金、純鉄、フェロ
ボロン、さらにはこれらの合金等を使用するが、一般的
な工業生産において不可避な微量不純物は含まれるもの
とする。得られたインゴットは、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相がαFeと
希土類リッチ相との包晶反応によって形成されるため、
鋳造後も凝固偏析によってαFe相、Ｒリッチ相、Ｂリッ
チ相、Nd3Co 相等が残留する場合がある。本発明におい
てはＡ合金中のＲ2 Fe14Ｂ相の多いほうが望ましいの
で、必要に応じて溶体化処理を行う。その条件は真空ま
たはAr雰囲気下、700 〜1,200 ℃の温度領域で１時間以
上熱処理すれば良い。
ことなる組成と結晶構造をもつ金属間化合物粉末を混合
して焼結する希土類永久磁石の製造方法である。（以
下、化合物粉末混合法という）。原料となるＡ合金は、
主としてＲ2 Ｔ14Ｂ化合物相からなり、ＲはＹを含む L
a ，Ce，Pr，Nd，Sm，Eu，Gd，Tb，Dy，Ho，Er，Ybおよ
びLuから選択されるNd、Pr、Dyを主体とする少なくとも
１種類以上の希土類元素である。またＴは、FeまたはFe
およびCoを主体とする少なくとも１種類以上の遷移金属
を表し、Coの含有量は重量％で0 〜40％である。Co添加
によりＡ合金のキューリー温度が上昇し、また合金の耐
食性も改善される。Ａ合金は原料金属を真空または不活
性ガス、好ましくはAr雰囲気中で溶解し鋳造する。原料
金属は純希土類元素あるいは希土類合金、純鉄、フェロ
ボロン、さらにはこれらの合金等を使用するが、一般的
な工業生産において不可避な微量不純物は含まれるもの
とする。得られたインゴットは、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相がαFeと
希土類リッチ相との包晶反応によって形成されるため、
鋳造後も凝固偏析によってαFe相、Ｒリッチ相、Ｂリッ
チ相、Nd3Co 相等が残留する場合がある。本発明におい
てはＡ合金中のＲ2 Fe14Ｂ相の多いほうが望ましいの
で、必要に応じて溶体化処理を行う。その条件は真空ま
たはAr雰囲気下、700 〜1,200 ℃の温度領域で１時間以
上熱処理すれば良い。
【００１２】 もう一つの原料であるＢ合金は、Ｒ、F
e、Co、Ｍ 1 、Ｍ 2 ［ここにＲは、Nd、Pr、Dyを主体とす
る少なくとも１種以上の希土類元素、Ｍ 1 は、Al、Cu、Z
n、In、Si、Ｐ、Ｓ、Ti、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Z
r、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta、Ｗの内から
選ばれる１種又は２種以上の元素、Ｍ 2 は、Ｂ、Ｃ、
Ｎ、Ｏの内から選ばれる１種又は２種以上の元素を表
す］の５種の元素から選択され、結晶構造がＦｄ３ｍの
空間群で表されるMgCu2型の金属間化合物から主にな
り、Ａ合金99〜60重量％に対してＢ合金粉末を１〜40重
量％混合し、該混合粉末を磁場中加圧成形し、該成形体
を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、さらに焼結
温度以下の低温で熱処理する。Ｂ合金の量が１重量％未
満では焼結温度が上がらず保磁力が得られないし、40重
量％を越えると焼結後の非磁性相の量の割合が大きくな
り過ぎて、残留磁束密度が減少し、高い磁気特性が得ら
れなくなる。上記の結晶構造がＦｄ３ｍの空間群で表さ
れるMgCu2型の金属間化合物は、組成式ＲaFebCocＭ1 dＭ
2 e［ここに添字a,b,c,d,e は各元素の原子％で、20≦a
≦40、０≦b≦60、０＜c≦80、０≦d≦40、０≦e≦10の
範囲を表す］で表されるものであり、a,b,c,d,e の範囲
は、この範囲内においてＲ、Fe、Co、Ｍ 1 、Ｍ 2 の５種の
元素から選択され、結晶構造がＦｄ３ｍの空間群で表さ
れるMgCu2型の金属間化合物が安定して存在することか
ら決定されたものであり、この範囲内を外れるとこの金
属間化合物が存在しなくなり高い磁気特性は得られな
い。Ｂ合金は、原料金属を秤量して真空または不活性ガ
ス、好ましくはＡｒ雰囲気中で溶解し鋳造する。原材料
金属は純希土類元素あるいは希土類合金、純鉄、フェロ
ボロン、各種純金属さらにはこれらの合金等を使用する
が、一般的な工業生産において不可避な微量不純物は含
まれるものとする。得られたインゴットは、凝固偏析が
ある場合は必要に応じて溶体化処理を行う。その条件は
真空またはＡｒ雰囲気下、700 〜1500℃の温度領域で１
時間以上熱処理すれば良い。
e、Co、Ｍ 1 、Ｍ 2 ［ここにＲは、Nd、Pr、Dyを主体とす
る少なくとも１種以上の希土類元素、Ｍ 1 は、Al、Cu、Z
n、In、Si、Ｐ、Ｓ、Ti、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Ga、Ge、Z
r、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta、Ｗの内から
選ばれる１種又は２種以上の元素、Ｍ 2 は、Ｂ、Ｃ、
Ｎ、Ｏの内から選ばれる１種又は２種以上の元素を表
す］の５種の元素から選択され、結晶構造がＦｄ３ｍの
空間群で表されるMgCu2型の金属間化合物から主にな
り、Ａ合金99〜60重量％に対してＢ合金粉末を１〜40重
量％混合し、該混合粉末を磁場中加圧成形し、該成形体
を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、さらに焼結
温度以下の低温で熱処理する。Ｂ合金の量が１重量％未
満では焼結温度が上がらず保磁力が得られないし、40重
量％を越えると焼結後の非磁性相の量の割合が大きくな
り過ぎて、残留磁束密度が減少し、高い磁気特性が得ら
れなくなる。上記の結晶構造がＦｄ３ｍの空間群で表さ
れるMgCu2型の金属間化合物は、組成式ＲaFebCocＭ1 dＭ
2 e［ここに添字a,b,c,d,e は各元素の原子％で、20≦a
≦40、０≦b≦60、０＜c≦80、０≦d≦40、０≦e≦10の
範囲を表す］で表されるものであり、a,b,c,d,e の範囲
は、この範囲内においてＲ、Fe、Co、Ｍ 1 、Ｍ 2 の５種の
元素から選択され、結晶構造がＦｄ３ｍの空間群で表さ
れるMgCu2型の金属間化合物が安定して存在することか
ら決定されたものであり、この範囲内を外れるとこの金
属間化合物が存在しなくなり高い磁気特性は得られな
い。Ｂ合金は、原料金属を秤量して真空または不活性ガ
ス、好ましくはＡｒ雰囲気中で溶解し鋳造する。原材料
金属は純希土類元素あるいは希土類合金、純鉄、フェロ
ボロン、各種純金属さらにはこれらの合金等を使用する
が、一般的な工業生産において不可避な微量不純物は含
まれるものとする。得られたインゴットは、凝固偏析が
ある場合は必要に応じて溶体化処理を行う。その条件は
真空またはＡｒ雰囲気下、700 〜1500℃の温度領域で１
時間以上熱処理すれば良い。
【００１３】液体急冷法によって得られた所定の組成の
薄帯を熱処理しても，前述の各種金属間化合物を作製す
ることができる。すなわち液体急冷法においては急冷後
の合金はアモルファス或は微細結晶となっているが、こ
れを結晶化温度以上の温度で一定時間以上加熱すると、
急冷合金は結晶化或は再結晶成長し、その結果本発明に
必要な前述の金属間化合物相を析出させることができ
る。従って液体急冷法によるアモルファス合金の粉末を
用いた混合法においても、焼結が進行する以前にアモル
ファス相が結晶化し、本発明の結晶構造がＦｄ３ｍの空
間群で表されるMgCu2 型の金属間化合物が出現する場合
には、本発明による方法と同一の方法と見なすことがで
きる。既に述べたが、本発明に用いる原材料は通常の工
業生産に用いる材料を使用しているので、工業生産の製
法上不可避な不純物元素は含まれている。例えば、もっ
とも代表的な工業的不純物であるＣ元素は、本発明のい
ずれの合金中においても0.01〜0.3 重量％の範囲で含ま
れている。本発明における磁石の製造方法は、微粉末を
もちいた粉末冶金法をその基本製法としている。したが
って、各工程でガス置換などの雰囲気管理は行われてい
るが、粉砕による粉末表面積の増大と表面の活性化によ
る酸化を完全に防止することは困難であり、本発明によ
って製造された磁石に最終的には、0.05〜0.6 重量％の
範囲の酸素が含まれる。
薄帯を熱処理しても，前述の各種金属間化合物を作製す
ることができる。すなわち液体急冷法においては急冷後
の合金はアモルファス或は微細結晶となっているが、こ
れを結晶化温度以上の温度で一定時間以上加熱すると、
急冷合金は結晶化或は再結晶成長し、その結果本発明に
必要な前述の金属間化合物相を析出させることができ
る。従って液体急冷法によるアモルファス合金の粉末を
用いた混合法においても、焼結が進行する以前にアモル
ファス相が結晶化し、本発明の結晶構造がＦｄ３ｍの空
間群で表されるMgCu2 型の金属間化合物が出現する場合
には、本発明による方法と同一の方法と見なすことがで
きる。既に述べたが、本発明に用いる原材料は通常の工
業生産に用いる材料を使用しているので、工業生産の製
法上不可避な不純物元素は含まれている。例えば、もっ
とも代表的な工業的不純物であるＣ元素は、本発明のい
ずれの合金中においても0.01〜0.3 重量％の範囲で含ま
れている。本発明における磁石の製造方法は、微粉末を
もちいた粉末冶金法をその基本製法としている。したが
って、各工程でガス置換などの雰囲気管理は行われてい
るが、粉砕による粉末表面積の増大と表面の活性化によ
る酸化を完全に防止することは困難であり、本発明によ
って製造された磁石に最終的には、0.05〜0.6 重量％の
範囲の酸素が含まれる。
【００１４】 本発明では以上述べたようにＡ合金粉末
にＢ合金粉末を所定の割合で混合することによって、高
い磁気特性を得ることができた。以下、本発明の化合物
粉末混合法が高い磁気特性をもたらした理由について述
べる。まず第１の理由として、Ｒ、Fe、Co、Ｍ 1 、Ｍ 2 の
５種の元素から選択され、結晶構造がＦｄ３ｍの空間群
で表されるMgCu2型の金属間化合物相の融点が、Nd系希
土類磁石の液相焼結にとって適当な750 ℃以上2000℃以
下となることである。この温度範囲はいわゆるNdリッチ
相の融点よりは高くなっている。従来のNd磁石製造法や
本法以外の混合法においては、融点の低いNdリッチ相が
存在するために、焼結温度ではNdリッチ相融液の粘度が
下がり過ぎてしまい、粒子の配向が乱れて充分な磁気特
性が得られない。かつまた低温から液相となっているた
めに、昇温過程で雰囲気中の酸素や水分などと反応して
しまう。このため、液相に酸化物を多く含むことになっ
て粒界のクリーニングが充分にできなくなり、高い磁気
特性が得られなくなる。本発明においては添加合金を
Ｒ、Fe、Co、Ｍ 1 、Ｍ 2 の５種の元素から選択され、結晶
構造がＦｄ３ｍの空間群で表されるMgCu2型の金属間化
合物相を主に含む合金とすることにより、Ａ合金との混
合粉体中に融点の低いNdリッチ相を含ませなくすること
ができる。したがって、焼結工程に受ける雰囲気の影響
が小さくなり高い磁気特性が得られる。
にＢ合金粉末を所定の割合で混合することによって、高
い磁気特性を得ることができた。以下、本発明の化合物
粉末混合法が高い磁気特性をもたらした理由について述
べる。まず第１の理由として、Ｒ、Fe、Co、Ｍ 1 、Ｍ 2 の
５種の元素から選択され、結晶構造がＦｄ３ｍの空間群
で表されるMgCu2型の金属間化合物相の融点が、Nd系希
土類磁石の液相焼結にとって適当な750 ℃以上2000℃以
下となることである。この温度範囲はいわゆるNdリッチ
相の融点よりは高くなっている。従来のNd磁石製造法や
本法以外の混合法においては、融点の低いNdリッチ相が
存在するために、焼結温度ではNdリッチ相融液の粘度が
下がり過ぎてしまい、粒子の配向が乱れて充分な磁気特
性が得られない。かつまた低温から液相となっているた
めに、昇温過程で雰囲気中の酸素や水分などと反応して
しまう。このため、液相に酸化物を多く含むことになっ
て粒界のクリーニングが充分にできなくなり、高い磁気
特性が得られなくなる。本発明においては添加合金を
Ｒ、Fe、Co、Ｍ 1 、Ｍ 2 の５種の元素から選択され、結晶
構造がＦｄ３ｍの空間群で表されるMgCu2型の金属間化
合物相を主に含む合金とすることにより、Ａ合金との混
合粉体中に融点の低いNdリッチ相を含ませなくすること
ができる。したがって、焼結工程に受ける雰囲気の影響
が小さくなり高い磁気特性が得られる。
【００１５】第２の理由は、Co添加による耐食性の向上
である。混合法において添加する合金や化合物は、ベー
ス合金より希土類元素を一般に多く含有するため微粉の
状態では酸化劣化しやすい。しかし、本発明の製造法に
おけるように、Coを含有した金属間化合物にすることに
よって、これらの微粉の酸化劣化を防止することがで
き、したがって安定した磁気特性が得られることにな
る。一般に金属微粉の表面には、物理吸着あるいは化学
吸着によって多くの水分が付着している。活性の強い希
土類合金の微粉もその例外ではなく、空気中の水分を多
量に表面に吸着している。この水分は、焼結炉の真空排
気のみによっては取り除くことができず、昇温中に微粉
と反応して、各種の水酸化物や、酸化物を形成すること
になる。本法の化合物粉混合法においては、希土類元素
の多い添加金属間化合物相にCoを添加することにより合
金粉の耐食性を向上させおり、その結果焼結過程での微
粉の酸化劣化が少なくなって、優れた磁気特性を安定し
て得ることができる。
である。混合法において添加する合金や化合物は、ベー
ス合金より希土類元素を一般に多く含有するため微粉の
状態では酸化劣化しやすい。しかし、本発明の製造法に
おけるように、Coを含有した金属間化合物にすることに
よって、これらの微粉の酸化劣化を防止することがで
き、したがって安定した磁気特性が得られることにな
る。一般に金属微粉の表面には、物理吸着あるいは化学
吸着によって多くの水分が付着している。活性の強い希
土類合金の微粉もその例外ではなく、空気中の水分を多
量に表面に吸着している。この水分は、焼結炉の真空排
気のみによっては取り除くことができず、昇温中に微粉
と反応して、各種の水酸化物や、酸化物を形成すること
になる。本法の化合物粉混合法においては、希土類元素
の多い添加金属間化合物相にCoを添加することにより合
金粉の耐食性を向上させおり、その結果焼結過程での微
粉の酸化劣化が少なくなって、優れた磁気特性を安定し
て得ることができる。
【００１６】第３の理由は、保磁力を向上させるのに有
効な各種合金元素をＡ合金中に多く含有させないで、添
加する金属間化合物相に含ませていることである。Nd磁
石の保磁力向上に有効な元素として、Pr、Dy、Tb、Ga、Al、C
u やその他の元素が知られているが、これらは保磁力を
向上させる一方、添加量に比例して磁石性能として重要
な飽和磁化の値を減少させてしまう。強磁性相であるＲ
2 Fe14Ｂ相にこれらの元素を多く含有させると、保磁力
は高くなるが残留磁束密度が小さくなってしまうことに
なる。Nd磁石の保磁力は、Nd磁石の結晶粒界の性質によ
って大きく左右される。したがって磁石合金の結晶粒界
が磁気的に強固になれば、粒界での磁壁ニュークリエー
ションフィールドが大きくなって、磁石合金の保磁力を
向上させることができる。上記の各種合金元素は、結晶
磁気異方性を向上させたり粒界の格子欠陥や歪みを減少
させて、粒界での磁壁のニュークリエーションフィール
ドを大きくすると考えられている。本発明においては、
Ａ合金と混合した各種金属間化合物が、焼結温度近傍で
合金自身で溶融あるいはＡ合金と反応しながら溶融し、
さらに拡散反応が進行してＲ2 Fe14Ｂ相とNdリッチ相を
形成する。この反応によって結晶粒界付近に液相が生
じ、液相によって液相焼結が進行するが、金属間化合物
中に多く添加されていたPr、Dy、Tb、Ga、Al、Cu や各種元素
Ｍは、焼結後も粒界近傍に多く存在することになる。し
たがって、磁石の保磁力向上に有効な結晶粒界付近のみ
を磁気的に強化することになり、Ｒ2 Fe14Ｂ相の内部ま
で入り込んで飽和磁化を下げることがなく、極めて効率
的に保磁力の向上を計ることができる。
効な各種合金元素をＡ合金中に多く含有させないで、添
加する金属間化合物相に含ませていることである。Nd磁
石の保磁力向上に有効な元素として、Pr、Dy、Tb、Ga、Al、C
u やその他の元素が知られているが、これらは保磁力を
向上させる一方、添加量に比例して磁石性能として重要
な飽和磁化の値を減少させてしまう。強磁性相であるＲ
2 Fe14Ｂ相にこれらの元素を多く含有させると、保磁力
は高くなるが残留磁束密度が小さくなってしまうことに
なる。Nd磁石の保磁力は、Nd磁石の結晶粒界の性質によ
って大きく左右される。したがって磁石合金の結晶粒界
が磁気的に強固になれば、粒界での磁壁ニュークリエー
ションフィールドが大きくなって、磁石合金の保磁力を
向上させることができる。上記の各種合金元素は、結晶
磁気異方性を向上させたり粒界の格子欠陥や歪みを減少
させて、粒界での磁壁のニュークリエーションフィール
ドを大きくすると考えられている。本発明においては、
Ａ合金と混合した各種金属間化合物が、焼結温度近傍で
合金自身で溶融あるいはＡ合金と反応しながら溶融し、
さらに拡散反応が進行してＲ2 Fe14Ｂ相とNdリッチ相を
形成する。この反応によって結晶粒界付近に液相が生
じ、液相によって液相焼結が進行するが、金属間化合物
中に多く添加されていたPr、Dy、Tb、Ga、Al、Cu や各種元素
Ｍは、焼結後も粒界近傍に多く存在することになる。し
たがって、磁石の保磁力向上に有効な結晶粒界付近のみ
を磁気的に強化することになり、Ｒ2 Fe14Ｂ相の内部ま
で入り込んで飽和磁化を下げることがなく、極めて効率
的に保磁力の向上を計ることができる。
【００１７】次に本発明の化合物粉混合法の詳細な製造
方法について述べる。上記のようにして得られたＡ合金
およびＢ合金は、各インゴットを粉砕して所定の割合に
混合される。粉砕は、湿式又は乾式粉砕にて行われる。
希土類合金は非常に活性であり、粉砕中の酸化を防ぐこ
とを目的に、乾式粉砕の場合はAr又は窒素などの雰囲気
中で、湿式粉砕の場合はフロンなどの非反応性の有機溶
媒中で行われる。混合工程も必要に応じて不活性ガス雰
囲気又は溶媒中で行われる。粉砕は一般に粗粉砕、微粉
砕と段階的に行われるが、混合はどの段階で行われても
良い。即ち粗粉砕後に所定量混合し引続いて微粉砕を行
ってもよいし、全ての粉砕を完了した後に所定の割合に
混合してもよい。Ａ合金及びＢ合金がほぼ同じ平均粒径
で、かつまた均一に混合されることが必要である。各粉
末の粉の平均粒径は 0.2〜30μｍの範囲が好ましく、平
均粒径が 0.2μｍ未満では酸化されて劣化し易く、平均
粒径が30μｍを越えると焼結性が悪くなり高い磁気特性
が得られなくなる。
方法について述べる。上記のようにして得られたＡ合金
およびＢ合金は、各インゴットを粉砕して所定の割合に
混合される。粉砕は、湿式又は乾式粉砕にて行われる。
希土類合金は非常に活性であり、粉砕中の酸化を防ぐこ
とを目的に、乾式粉砕の場合はAr又は窒素などの雰囲気
中で、湿式粉砕の場合はフロンなどの非反応性の有機溶
媒中で行われる。混合工程も必要に応じて不活性ガス雰
囲気又は溶媒中で行われる。粉砕は一般に粗粉砕、微粉
砕と段階的に行われるが、混合はどの段階で行われても
良い。即ち粗粉砕後に所定量混合し引続いて微粉砕を行
ってもよいし、全ての粉砕を完了した後に所定の割合に
混合してもよい。Ａ合金及びＢ合金がほぼ同じ平均粒径
で、かつまた均一に混合されることが必要である。各粉
末の粉の平均粒径は 0.2〜30μｍの範囲が好ましく、平
均粒径が 0.2μｍ未満では酸化されて劣化し易く、平均
粒径が30μｍを越えると焼結性が悪くなり高い磁気特性
が得られなくなる。
【００１８】Ａ合金粉末とＢ合金粉末の混合割合は、Ａ
合金粉末99〜60重量％に対してＢ合金粉末を１〜40重量
％の範囲で添加混合するのが良く、Ｂ合金粉末が１重量
％未満では、焼結性が悪くなって焼結密度が上がらなく
なって保磁力が得られないし、40重量％を越えると焼結
後の非磁性相の割合が大きくなり過ぎて、残留磁束密度
が減少し高い磁気特性が得られなくなる。得られた混合
微粉は、次に磁場中成型プレスによって所望の寸法に成
型され、さらに焼結熱処理する。焼結は 900〜1,250℃
の温度範囲で真空又はアルゴン雰囲気中にて10分以上行
ない、続いて焼結温度以下の低温で10分以上熱処理す
る。焼結後の混合微粉の焼結体密度は、対真密度比で95
％以上に緻密化しており、高い残留磁束密度と大きな保
磁力および角型性の良好な優れた希土類磁石が得られ
る。
合金粉末99〜60重量％に対してＢ合金粉末を１〜40重量
％の範囲で添加混合するのが良く、Ｂ合金粉末が１重量
％未満では、焼結性が悪くなって焼結密度が上がらなく
なって保磁力が得られないし、40重量％を越えると焼結
後の非磁性相の割合が大きくなり過ぎて、残留磁束密度
が減少し高い磁気特性が得られなくなる。得られた混合
微粉は、次に磁場中成型プレスによって所望の寸法に成
型され、さらに焼結熱処理する。焼結は 900〜1,250℃
の温度範囲で真空又はアルゴン雰囲気中にて10分以上行
ない、続いて焼結温度以下の低温で10分以上熱処理す
る。焼結後の混合微粉の焼結体密度は、対真密度比で95
％以上に緻密化しており、高い残留磁束密度と大きな保
磁力および角型性の良好な優れた希土類磁石が得られ
る。
【００１９】
【実施例】以下、本発明の具体的な実施態様を実施例を
挙げて説明するが、本発明はこれらに限定されるもので
はない。 （実施例１、比較例１）純度99.9重量％のNd、Pr、Fe、Co
メタルとフェロボロンを用いて高周波溶解炉のAr雰囲気
中にてＡ1 合金を溶解鋳造した。鋳造後、このインゴッ
トを1,070 ℃、Ar雰囲気中にて10時間溶体化した。得ら
れた合金の組成は、11.0Nd-1.0Pr-6.3B-1.0Co-bal.Fe
（以下、各原子％、bal.は残部元素原子％を表す）であ
った。同じく純度99.9重量％のNd、Dy、Fe、Co メタルを原
料として、結晶構造がＦｄ３ｍの空間群で表されるMgCu
2 型の金属間化合物から主になるＢ１合金を高周波溶解
炉を用いAr雰囲気にて溶解鋳造し、組成16.7Nd-16.7Dy-
15.2Fe-bal.Co の合金を得た。Ａ1 とＢ1 の各インゴッ
トをそれぞれ別々に窒素雰囲気中にて粗粉砕して30メッ
シュ以下とし、次にＡ1 合金粗粉を93.0重量％、Ｂ1 合
金を7.0 重量％秤量して、窒素置換したＶブレンダー中
で30分間混合した。この混合粗粉を高圧窒素ガスを用い
たジェットミルにて、平均粒径約５μｍに微粉砕した。
得られた混合微粉末を15kOe の磁場中で配向させなが
ら、約１Ton/cm2 の圧力でプレス成型した。次いで、こ
の成形体はAr雰囲気の焼結炉内で1,070 ℃で１時間焼結
され、さらに 530℃で１時間時効熱処理して急冷し、実
施例１磁石合金Ｍ1 を作製した。
挙げて説明するが、本発明はこれらに限定されるもので
はない。 （実施例１、比較例１）純度99.9重量％のNd、Pr、Fe、Co
メタルとフェロボロンを用いて高周波溶解炉のAr雰囲気
中にてＡ1 合金を溶解鋳造した。鋳造後、このインゴッ
トを1,070 ℃、Ar雰囲気中にて10時間溶体化した。得ら
れた合金の組成は、11.0Nd-1.0Pr-6.3B-1.0Co-bal.Fe
（以下、各原子％、bal.は残部元素原子％を表す）であ
った。同じく純度99.9重量％のNd、Dy、Fe、Co メタルを原
料として、結晶構造がＦｄ３ｍの空間群で表されるMgCu
2 型の金属間化合物から主になるＢ１合金を高周波溶解
炉を用いAr雰囲気にて溶解鋳造し、組成16.7Nd-16.7Dy-
15.2Fe-bal.Co の合金を得た。Ａ1 とＢ1 の各インゴッ
トをそれぞれ別々に窒素雰囲気中にて粗粉砕して30メッ
シュ以下とし、次にＡ1 合金粗粉を93.0重量％、Ｂ1 合
金を7.0 重量％秤量して、窒素置換したＶブレンダー中
で30分間混合した。この混合粗粉を高圧窒素ガスを用い
たジェットミルにて、平均粒径約５μｍに微粉砕した。
得られた混合微粉末を15kOe の磁場中で配向させなが
ら、約１Ton/cm2 の圧力でプレス成型した。次いで、こ
の成形体はAr雰囲気の焼結炉内で1,070 ℃で１時間焼結
され、さらに 530℃で１時間時効熱処理して急冷し、実
施例１磁石合金Ｍ1 を作製した。
【００２０】比較のため実施例Ｍ1 と同じ組成となる合
金を従来の１合金法にて製造し、比較例１磁石合金Ｅ1
とした。即ち、Ａ1 粉とＢ1 粉とを混合して焼結（実施
例Ｍ1 ）したものと同じ組成となるように初めから一つ
の合金（比較例Ｅ1）で秤量、溶解、粉砕、焼結、時効
熱処理して、化合物粉混合法による磁石と磁気特性を比
較した。この磁石合金の組成は、化合物粉混合法による
実施例Ｍ1 、１合金法による比較例Ｅ1 共に、11.3Nd-
0.9Pr-0.8Dy-3.5Co-6.0B-0.3O-bal.Fe である。なおこ
の組成は、最終的な焼結体を分析して得られた値であ
り、ここで含有されている酸素は、合金添加元素として
含有させたのではなく、製造工程中微粉の表面が酸化す
るなどして混入した不純物である。ただしその量は、工
業的な値、約3,000ppm付近となるよう、実施例、比較例
ともにグローボックスを用いたり雰囲気をコントロール
するなどして調整した。表１に実施例Ｍ1 と比較例Ｅ1
の両焼結体磁石において得られた磁気特性の値と焼結体
密度を示す。実施例Ｍ1 の磁気特性は比較例Ｅ１に比較
して、焼結体密度は殆ど同じであるが、残留磁束密度、
保磁力、最大エネルギ−積等、全ての値において実施例
Ｍ1 が大きく勝っている。このように磁石合金の組成が
全く同一でも磁気特性にはかなりの差が生じており、化
合物粉混合法がNd磁石の磁気特性向上のために極めて有
効な方法であることを示している。図１は、Ｂ1 合金イ
ンゴットのＸ線解析パターンである。これからＢ1 合金
は、結晶構造がＦｄ３ｍの空間群で表されるMgCu2 型の
金属間化合物から主に成ることが解る。
金を従来の１合金法にて製造し、比較例１磁石合金Ｅ1
とした。即ち、Ａ1 粉とＢ1 粉とを混合して焼結（実施
例Ｍ1 ）したものと同じ組成となるように初めから一つ
の合金（比較例Ｅ1）で秤量、溶解、粉砕、焼結、時効
熱処理して、化合物粉混合法による磁石と磁気特性を比
較した。この磁石合金の組成は、化合物粉混合法による
実施例Ｍ1 、１合金法による比較例Ｅ1 共に、11.3Nd-
0.9Pr-0.8Dy-3.5Co-6.0B-0.3O-bal.Fe である。なおこ
の組成は、最終的な焼結体を分析して得られた値であ
り、ここで含有されている酸素は、合金添加元素として
含有させたのではなく、製造工程中微粉の表面が酸化す
るなどして混入した不純物である。ただしその量は、工
業的な値、約3,000ppm付近となるよう、実施例、比較例
ともにグローボックスを用いたり雰囲気をコントロール
するなどして調整した。表１に実施例Ｍ1 と比較例Ｅ1
の両焼結体磁石において得られた磁気特性の値と焼結体
密度を示す。実施例Ｍ1 の磁気特性は比較例Ｅ１に比較
して、焼結体密度は殆ど同じであるが、残留磁束密度、
保磁力、最大エネルギ−積等、全ての値において実施例
Ｍ1 が大きく勝っている。このように磁石合金の組成が
全く同一でも磁気特性にはかなりの差が生じており、化
合物粉混合法がNd磁石の磁気特性向上のために極めて有
効な方法であることを示している。図１は、Ｂ1 合金イ
ンゴットのＸ線解析パターンである。これからＢ1 合金
は、結晶構造がＦｄ３ｍの空間群で表されるMgCu2 型の
金属間化合物から主に成ることが解る。
【００２１】（実施例２〜６、比較例２〜６）純度99.9
重量％のNd、Pr、Dy、Fe、Coメタルとフェロボロンを用いて
高周波溶解炉のAr雰囲気中にてＡ2 〜6 合金を溶解鋳造
した。鋳造後、このインゴットを1,070 ℃、Ar雰囲気中
にて10時間溶体化した。得られた合金のＡ2 〜6 の組成
は、表２〜６に記載した。同じく純度99.9重量％のNd、P
r、Dy、Fe、Co、 各種メタルを原料として、表２〜６中に示
したような結晶構造がＦｄ３ｍの空間群で表されるMgCu
2 型の金属間化合物から主に成るＢ2 〜6 合金を高周波
溶解炉を用いAr雰囲気にて溶解鋳造した。得られた組成
も同じく表中に記載した。Ａ2 〜6 合金とＢ2 〜6 合金
をそれぞれ別々に窒素雰囲気中にて粗粉砕して30メッシ
ュ以下とし、次に表中の混合重量の欄に記載した割合で
混合し、窒素置換したＶブレンダー中で30分間混合し
た。この混合粗粉を高圧窒素ガスを用いたジェットミル
にて、平均粒径約５μｍに微粉砕した。得られた混合微
粉末を15kOe の磁場中で配向させながら、約１Ton/cm2
の圧力でプレス成型した。次いで、この成形体はAr雰囲
気の焼結炉内で1,050 〜1,100 ℃の範囲で１時間焼結さ
れ、さらに 500〜 580℃で１時間時効熱処理して急冷
し、実施例２〜６磁石合金Ｍ2 〜6 を作製した。
重量％のNd、Pr、Dy、Fe、Coメタルとフェロボロンを用いて
高周波溶解炉のAr雰囲気中にてＡ2 〜6 合金を溶解鋳造
した。鋳造後、このインゴットを1,070 ℃、Ar雰囲気中
にて10時間溶体化した。得られた合金のＡ2 〜6 の組成
は、表２〜６に記載した。同じく純度99.9重量％のNd、P
r、Dy、Fe、Co、 各種メタルを原料として、表２〜６中に示
したような結晶構造がＦｄ３ｍの空間群で表されるMgCu
2 型の金属間化合物から主に成るＢ2 〜6 合金を高周波
溶解炉を用いAr雰囲気にて溶解鋳造した。得られた組成
も同じく表中に記載した。Ａ2 〜6 合金とＢ2 〜6 合金
をそれぞれ別々に窒素雰囲気中にて粗粉砕して30メッシ
ュ以下とし、次に表中の混合重量の欄に記載した割合で
混合し、窒素置換したＶブレンダー中で30分間混合し
た。この混合粗粉を高圧窒素ガスを用いたジェットミル
にて、平均粒径約５μｍに微粉砕した。得られた混合微
粉末を15kOe の磁場中で配向させながら、約１Ton/cm2
の圧力でプレス成型した。次いで、この成形体はAr雰囲
気の焼結炉内で1,050 〜1,100 ℃の範囲で１時間焼結さ
れ、さらに 500〜 580℃で１時間時効熱処理して急冷
し、実施例２〜６磁石合金Ｍ2 〜6 を作製した。
【００２２】比較のため実施例Ｍ2 〜6 と同じ組成とな
る合金を従来の１合金法にて製造し、比較例２〜６磁石
合金Ｅ2 〜6 とした。即ち、Ａ2 〜6 合金とＢ2 〜6 合
金を混合して焼結したものと同じ組成となるように初め
から一つの合金（比較例Ｅ2〜6 ）で秤量、溶解、粉
砕、焼結、時効熱処理して、化合物粉混合法による磁石
（実施例Ｍ2 〜6 ）と磁気特性を比較した。この磁石合
金Ｍ2 〜6 の組成は、化合物粉末混合法による実施例Ｍ
2 〜6 、１合金法による比較例Ｅ2 〜6 共に、表２〜６
中に記載してある。なおこの組成は、最終的な焼結体を
分析して得られた値であり、ここで含有されている酸素
は、合金添加元素として含有させたのではなく、製造工
程中微粉の表面が酸化するなどして混入した不純物であ
る。ただしその量は、工業的な値、約3,000 〜5,000ppm
付近となるよう、実施例、比較例ともにグローボックス
を用いたり雰囲気をコントロールするなどして調整し
た。表２〜６に実施例Ｍ2 〜6 と比較例Ｅ2 〜6 の両焼
結体磁石において得られた磁気特性の値と焼結体密度を
示す。実施例Ｍ2 〜6 の磁気特性は比較例Ｅ2 〜6に比
較して、焼結体密度は殆ど同じであるが、残留磁束密
度、保磁力、最大エネルギ−積等、全ての値において実
施例Ｅ2 〜6 が大きく勝っている。このように磁石合金
の組成が全く同一でも磁気特性にはかなりの差が生じて
おり、化合物粉末混合法がNd磁石の磁気特性向上のため
に極めて有効な方法であることを示している。
る合金を従来の１合金法にて製造し、比較例２〜６磁石
合金Ｅ2 〜6 とした。即ち、Ａ2 〜6 合金とＢ2 〜6 合
金を混合して焼結したものと同じ組成となるように初め
から一つの合金（比較例Ｅ2〜6 ）で秤量、溶解、粉
砕、焼結、時効熱処理して、化合物粉混合法による磁石
（実施例Ｍ2 〜6 ）と磁気特性を比較した。この磁石合
金Ｍ2 〜6 の組成は、化合物粉末混合法による実施例Ｍ
2 〜6 、１合金法による比較例Ｅ2 〜6 共に、表２〜６
中に記載してある。なおこの組成は、最終的な焼結体を
分析して得られた値であり、ここで含有されている酸素
は、合金添加元素として含有させたのではなく、製造工
程中微粉の表面が酸化するなどして混入した不純物であ
る。ただしその量は、工業的な値、約3,000 〜5,000ppm
付近となるよう、実施例、比較例ともにグローボックス
を用いたり雰囲気をコントロールするなどして調整し
た。表２〜６に実施例Ｍ2 〜6 と比較例Ｅ2 〜6 の両焼
結体磁石において得られた磁気特性の値と焼結体密度を
示す。実施例Ｍ2 〜6 の磁気特性は比較例Ｅ2 〜6に比
較して、焼結体密度は殆ど同じであるが、残留磁束密
度、保磁力、最大エネルギ−積等、全ての値において実
施例Ｅ2 〜6 が大きく勝っている。このように磁石合金
の組成が全く同一でも磁気特性にはかなりの差が生じて
おり、化合物粉末混合法がNd磁石の磁気特性向上のため
に極めて有効な方法であることを示している。
【００２３】（実施例７、比較例７）純度99.9重量％の
Nd、Pr、Fe、Co メタルとフェロボロンを用いて高周波溶解
炉のAr雰囲気中にてＡ7 合金を溶解鋳造した。鋳造後、
このインゴットを1,070 ℃、Ar雰囲気中にて10時間溶体
化し、粗粉砕して30メッシュ以下とした。得られた合金
の組成は、10.0Nd-2.0Pr-6.3B-1.4Co-bal.Fe（各原子
％）であった。同じく純度99.9重量％のPr、Dy、Fe、Co、P、
Tbメタルを原料として、高周波溶解炉を用いAr雰囲気に
て結晶構造がFd３ｍの空間群で表されるMgCu2 型の金属
間化合物から主に成るＢ7 合金を溶解鋳造し、窒素雰囲
気中にて粗粉砕して30メッシュ以下とした。次に 450
℃、１atm の窒素中で10時間窒化処理し、さらに 250
℃、空気中で１時間酸化処理した。得られた合金を分析
して、16.7Pr-16.7Dy-13.2Fe-2.0P-2.0Tb ー2.0N-2.0O-
bal.Coの組成を得た。次に、 Ａ7 合金粗粉末を2.0 重量
％、Ｂ7合金粗粉末を8.0 重量％秤量して、窒素置換し
たＶブレンダー中で30分間混合した。この混合粗粉を高
圧窒素ガスを用いたジェットミルにて、平均粒径約５μ
ｍに微粉砕した。得られた混合微粉末を15kOe の磁場中
で配向させながら、約１Ton/cm2 の圧力でプレス成型し
た。次いで、この成形体はAr雰囲気の焼結炉内で1,070
℃で１時間焼結され、さらに 500℃で１時間時効熱処理
して急冷し、実施例７磁石合金Ｍ7 を作製した。
Nd、Pr、Fe、Co メタルとフェロボロンを用いて高周波溶解
炉のAr雰囲気中にてＡ7 合金を溶解鋳造した。鋳造後、
このインゴットを1,070 ℃、Ar雰囲気中にて10時間溶体
化し、粗粉砕して30メッシュ以下とした。得られた合金
の組成は、10.0Nd-2.0Pr-6.3B-1.4Co-bal.Fe（各原子
％）であった。同じく純度99.9重量％のPr、Dy、Fe、Co、P、
Tbメタルを原料として、高周波溶解炉を用いAr雰囲気に
て結晶構造がFd３ｍの空間群で表されるMgCu2 型の金属
間化合物から主に成るＢ7 合金を溶解鋳造し、窒素雰囲
気中にて粗粉砕して30メッシュ以下とした。次に 450
℃、１atm の窒素中で10時間窒化処理し、さらに 250
℃、空気中で１時間酸化処理した。得られた合金を分析
して、16.7Pr-16.7Dy-13.2Fe-2.0P-2.0Tb ー2.0N-2.0O-
bal.Coの組成を得た。次に、 Ａ7 合金粗粉末を2.0 重量
％、Ｂ7合金粗粉末を8.0 重量％秤量して、窒素置換し
たＶブレンダー中で30分間混合した。この混合粗粉を高
圧窒素ガスを用いたジェットミルにて、平均粒径約５μ
ｍに微粉砕した。得られた混合微粉末を15kOe の磁場中
で配向させながら、約１Ton/cm2 の圧力でプレス成型し
た。次いで、この成形体はAr雰囲気の焼結炉内で1,070
℃で１時間焼結され、さらに 500℃で１時間時効熱処理
して急冷し、実施例７磁石合金Ｍ7 を作製した。
【００２４】比較のため実施例Ｍ7 と同じ組成となる合
金を従来の１合金法にて製造し、比較例７磁石合金Ｅ7
とした。即ち、Ａ7 合金粉とＢ7 合金粉を混合して焼結
したものと同じ組成となるように初めから一つの合金
（比較例Ｅ7 ）で秤量、溶解、粉砕、焼結、時効熱処理
して、化合物粉混合法による磁石（実施例Ｍ7 ）と磁気
特性を比較した。この磁石合金Ｍ7 の組成は、化合物粉
混合法による実施例Ｍ7、１合金法による比較例Ｅ７共
に、9.4Nd-2.9Pr-1.0Dy-4.0Co-5.9B-0.1P-0.1Tb-0.1N-
0.6O-bal.Feである。なおこの組成は、最終的な焼結体
を分析して得られた値であり、ここで含有されている酸
素は、合金添加元素として含有させたものと、製造工程
中微粉の表面が酸化するなどして混入した不純物との和
である。表７に実施例Ｍ7 と比較例Ｅ7 の両焼結体磁石
において得られた磁気特性の値と焼結体密度を示す。実
施例Ｍ7 の磁気特性は比較例Ｅ7 に比較して、焼結体密
度は殆ど同じであるが、残留磁束密度、保磁力、最大エ
ネルギ−積等、全ての値において実施例Ｍ7 が大きく勝
っている。このように磁石合金の組成が全く同一でも磁
気特性にはかなりの差が生じており、化合物粉末混合法
がNd磁石の磁気特性向上のために極めて有効な方法であ
ることを示している。
金を従来の１合金法にて製造し、比較例７磁石合金Ｅ7
とした。即ち、Ａ7 合金粉とＢ7 合金粉を混合して焼結
したものと同じ組成となるように初めから一つの合金
（比較例Ｅ7 ）で秤量、溶解、粉砕、焼結、時効熱処理
して、化合物粉混合法による磁石（実施例Ｍ7 ）と磁気
特性を比較した。この磁石合金Ｍ7 の組成は、化合物粉
混合法による実施例Ｍ7、１合金法による比較例Ｅ７共
に、9.4Nd-2.9Pr-1.0Dy-4.0Co-5.9B-0.1P-0.1Tb-0.1N-
0.6O-bal.Feである。なおこの組成は、最終的な焼結体
を分析して得られた値であり、ここで含有されている酸
素は、合金添加元素として含有させたものと、製造工程
中微粉の表面が酸化するなどして混入した不純物との和
である。表７に実施例Ｍ7 と比較例Ｅ7 の両焼結体磁石
において得られた磁気特性の値と焼結体密度を示す。実
施例Ｍ7 の磁気特性は比較例Ｅ7 に比較して、焼結体密
度は殆ど同じであるが、残留磁束密度、保磁力、最大エ
ネルギ−積等、全ての値において実施例Ｍ7 が大きく勝
っている。このように磁石合金の組成が全く同一でも磁
気特性にはかなりの差が生じており、化合物粉末混合法
がNd磁石の磁気特性向上のために極めて有効な方法であ
ることを示している。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】
【表４】
【００２９】
【表５】
【００３０】
【表６】
【００３１】
【表７】
【００３２】
【発明の効果】本発明により作製した希土類永久磁石
は、高価な添加元素を有効に活用して、従来法の同一組
成の希土類磁石と比べて磁気特性が数段優れており、高
保磁力、高残留磁束密度、さらには高エネルギー積のバ
ランスのとれた高性能磁石を提供することが可能となっ
た。従って今後、各種電気、電子機器用の高性能磁石と
して広汎に利用されることが期待される。
は、高価な添加元素を有効に活用して、従来法の同一組
成の希土類磁石と比べて磁気特性が数段優れており、高
保磁力、高残留磁束密度、さらには高エネルギー積のバ
ランスのとれた高性能磁石を提供することが可能となっ
た。従って今後、各種電気、電子機器用の高性能磁石と
して広汎に利用されることが期待される。
【図１】実施例１のＢ1 合金インゴットのＸ線解析パタ
ーンを示す図である。
ーンを示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 美濃輪 武久 福井県武生市北府２丁目１番５号 信越 化学工業株式会社 磁性材料研究所内 (72)発明者 島尾 正信 福井県武生市北府２丁目１番５号 信越 化学工業株式会社 磁性材料研究所内 (56)参考文献 特開 平３−250607（ＪＰ，Ａ)
Claims (5)
- 【請求項１】 Ａ合金を主としてＲ2Ｔ14Ｂ相［ここに
Ｒは、Nd、Pr、Dyを主体とする少なくとも１種以上の希
土類元素、ＴはFeまたはFeおよびCoを主体とする少なく
とも１種以上の遷移金属を表す］から成る合金とし、Ｂ
合金をＲ、Fe、Co、Ｍ 1 、Ｍ 2 ［ここにＲは、Nd、Pr、Dy
を主体とする少なくとも１種以上の希土類元素、Ｍ
1 は、Al、Cu、Zn、In、Si、Ｐ、Ｓ、Ti、Ｖ、Cr、Mn、N
i、Ga、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、T
a、Ｗの内から選ばれる１種又は２種以上の元素、Ｍ
2 は、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏの内から選ばれる１種又は２種以
上の元素を表す］の５種の元素から選択され、結晶構造
がＦｄ３ｍの空間群で表されるMgCu2型の金属間化合物
から主になる合金として、Ａ合金粉末99〜60重量％に対
してＢ合金粉末を重量で１〜40重量％混合し、該混合粉
末を磁場中加圧成形し、該成形体を真空または不活性ガ
ス雰囲気中で焼結し、さらに焼結温度以下の低温で熱処
理することを特徴とする希土類永久磁石の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１に記載の結晶構造がＦｄ３ｍの
空間群で表されるMgCu2型の金属間化合物が、組成式Ｒa
FebCocＭ1 dＭ2 e［ここに添字a，b，c，d，eは各元素の
原子％で、20≦a≦40、０≦b≦60、０＜c≦80、０≦d≦
40、０≦e≦10の範囲を表す］で表されるものであるこ
とを特徴とする希土類永久磁石の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１に記載のＡ合金とＢ合金との混
合粉末中に含まれる希土類元素の総和が10〜15原子％で
あることを特徴とする希土類永久磁石の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１、２または３に記載のＢ合金中
に主に含まれる結晶構造がＦｄ３ｍの空間群で表される
MgCu2型の金属間化合物の融点が、750 ℃以上2，000℃
以下であることを特徴とする希土類永久磁石の製造方
法。 - 【請求項５】 請求項１、２、３または４に記載のＡ合
金粉末およびＢ合金粉末またはこれらを混合して造られ
る混合粉末の平均粒径が、0.2 〜 30μｍであることを
特徴とする希土類永久磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03358958A JP3143182B2 (ja) | 1991-12-27 | 1991-12-27 | 希土類永久磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03358958A JP3143182B2 (ja) | 1991-12-27 | 1991-12-27 | 希土類永久磁石の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05182816A JPH05182816A (ja) | 1993-07-23 |
| JP3143182B2 true JP3143182B2 (ja) | 2001-03-07 |
Family
ID=18461996
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03358958A Expired - Fee Related JP3143182B2 (ja) | 1991-12-27 | 1991-12-27 | 希土類永久磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3143182B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4529180B2 (ja) * | 2005-03-30 | 2010-08-25 | Ｔｄｋ株式会社 | 希土類永久磁石 |
-
1991
- 1991-12-27 JP JP03358958A patent/JP3143182B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05182816A (ja) | 1993-07-23 |
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