JP5558596B2 - Permanent magnet and motor and generator using the same - Google Patents
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Description
本発明は永久磁石およびそれを用いた可変磁束モータ、可変磁束発電機に関する。 The present invention relates to a permanent magnet, a variable magnetic flux motor using the permanent magnet, and a variable magnetic flux generator.
可変磁束モータや可変磁束発電機は、可変磁石と固定磁石の２種類の磁石が使用されており、可変磁石にはＡｌ−Ｎｉ−Ｃｏ系磁石やＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系磁石が用いられている。可変磁束モータや可変磁束発電機の高性能化や高効率化のために、可変磁石には保磁力や磁束密度の向上が求められている。高性能な永久磁石としては、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石が知られている（特許文献１参照）。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石のうち、Ｓｍ2Ｃｏ17型磁石は２−１７型結晶相と１−５型結晶相との二相分離組織を有し、磁壁ピンニング型の保磁力発現機構により磁石特性を得ている。 Variable flux motors and variable flux generators use two types of magnets, variable magnets and fixed magnets, and Al-Ni-Co magnets and Fe-Cr-Co magnets are used as variable magnets. . In order to improve the performance and efficiency of variable magnetic flux motors and variable magnetic flux generators, variable magnets are required to have improved coercive force and magnetic flux density. As a high-performance permanent magnet, an Sm-Co magnet is known (see Patent Document 1). Among Sm-Co magnets, Sm 2 Co 17- type magnets have a two-phase separation structure of 2-17-type crystal phase and 1-5-type crystal phase. It has gained.
Ｓｍ2Ｃｏ17型磁石は、保磁力や最大磁気エネルギー積に優れている反面、コバルトを多量に含むために高コストであり、また鉄を主とする磁石に比べて磁束密度が小さいという難点を有している。Ｓｍ2Ｃｏ17型磁石の磁束密度の向上には鉄濃度を増加させることが有効であり、また鉄濃度を増加させることでＳｍ2Ｃｏ17型磁石を低コスト化することができる。しかしながら、鉄濃度を増加させると焼結性が悪化し、焼結体密度が低下してしまう傾向にあり、磁化を向上することが困難であった。 The Sm 2 Co 17 type magnet is excellent in coercive force and maximum magnetic energy product, but it is expensive because it contains a large amount of cobalt, and the magnetic flux density is lower than that of magnets mainly composed of iron. Have. Sm 2 to the improvement of the magnetic flux density of Co 17 type magnets is effective to increase the iron concentration, and may be cost the Sm 2 Co 17 type magnets by increasing iron concentrations. However, when the iron concentration is increased, the sinterability tends to deteriorate and the density of the sintered body tends to decrease, and it is difficult to improve the magnetization.
本発明は上記問題に鑑み、Ｓｍ−Ｃｏ型磁石の鉄濃度の向上を図った上で焼結性および焼結体密度を改善し、磁化を向上した永久磁石と、それを用いた可変磁束モータおよび可変磁束発電機を提供することを目的とする。 SUMMARY OF THE INVENTION In view of the above problems, the present invention aims to improve the iron concentration of a Sm-Co type magnet, improve the sinterability and sintered body density, and improve the magnetization, and a variable magnetic flux motor using the same. And it aims at providing a variable magnetic flux generator.
本実施形態の永久磁石は、組成式：Ｒ（ＦｅｐＭｑＣｕｒＣｏ１−ｐ−ｑ−ｒ）ｚＯｚ’（式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素、ＭはＴｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ｐ、ｑ、ｒおよびｚはそれぞれ原子比で０．２５≦ｐ≦０．６、０．００５≦ｑ≦０．１、０．０１≦ｒ≦０．１、６≦ｚ≦９、０．００３≦ｚ’≦０．６を満足する数である）で表される焼結体を有する永久磁石であって、前記焼結体は前記Ｒを含む酸化物の凝集体を有し、前記凝集体の酸素濃度が前記焼結体の母相の酸素濃度に比べて大きく、前記凝集体は、平均径が１０μｍ以下であり、前記焼結体は、密度が８ｇ／ｃｍ ３ 以上、配向度が８０％以上であることを特徴としている。 Permanent magnet of the present embodiment, the compositional formula: R in (Fe p M q Cu r Co 1-p-q-r) z O z '( wherein, R is at least one selected from rare earth elements including Y Element, M represents at least one element selected from Ti, Zr, and Hf, and p, q, r, and z are atomic ratios of 0.25 ≦ p ≦ 0.6 and 0.005 ≦ q ≦ 0. 1, 0.01 ≦ r ≦ 0.1, 6 ≦ z ≦ 9, 0.003 ≦ z ′ ≦ 0.6), and a permanent magnet having a sintered body represented by The sintered body has an oxide aggregate containing R, and the oxygen concentration of the aggregate is larger than the oxygen concentration of the matrix of the sintered body, and the aggregate has an average diameter of 10 μm or less. der is, the sintered body has a density of 8 g / cm 3 or more, and wherein the degree of orientation of 80% or more.
本発明によれば、Ｓｍ−Ｃｏ型磁石の鉄濃度の向上を図った上で焼結性および焼結体密度を改善し、磁化を向上した永久磁石と、それを用いた可変磁束モータおよび可変磁束発電機を提供することができる。 According to the present invention, a permanent magnet having improved sinterability and sintered body density with improved iron concentration in an Sm—Co type magnet and improved magnetization, a variable magnetic flux motor using the same, and variable A magnetic flux generator can be provided.
以下、本実施形態について説明する。以下に示す実施の形態は、この発明の技術的思想を具体化するための方法を例示するものであって、この発明の技術的思想は下記のものに限定するものではない。 Hereinafter, this embodiment will be described. The following embodiments exemplify methods for embodying the technical idea of the present invention, and the technical idea of the present invention is not limited to the following.
本実施形態の永久磁石は、
組成式：Ｒ（ＦｅpＭqＣｕrＣｏ1-p-q-r）zＯz’ ・・・（１）
（式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素、ＭはＴｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ｐ、ｑ、ｒおよびｚはそれぞれ原子比で０．２５≦ｐ≦０．６、０．００５≦ｑ≦０．１、０．０１≦ｒ≦０．１、６≦ｚ≦９、０．００３≦ｚ’≦０．６を満足する数である）
で表される焼結体を有する。この焼結体は前記Ｒを含む酸化物の凝集体がほぼ一様に分散していることが好ましい。
The permanent magnet of this embodiment is
Formula: R (Fe p M q Cu r Co 1-pqr) z O z '··· (1)
(In the formula, R represents at least one element selected from rare earth elements including Y, M represents at least one element selected from Ti, Zr, and Hf, and p, q, r, and z represent atomic ratios, respectively. Number satisfying 0.25 ≦ p ≦ 0.6, 0.005 ≦ q ≦ 0.1, 0.01 ≦ r ≦ 0.1, 6 ≦ z ≦ 9, 0.003 ≦ z ′ ≦ 0.6 Is)
It has the sintered compact represented by these. In this sintered body, it is preferable that oxide aggregates containing R are dispersed almost uniformly.
まず、組成式（１）中のＲ、Ｆｅ、Ｍ、Ｃｕ、Ｃｏについて説明する。 First, R, Fe, M, Cu, and Co in the composition formula (1) will be described.
＜元素：Ｒ＞
上記の組成式（１）において、Ｒとしてはイットリウム（Ｙ）を含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素が使用される。Ｒはいずれも磁石材料に大きな磁気異方性をもたらし、高い保磁力を付与するものである。
<Element: R>
In the above composition formula (1), as R, at least one element selected from rare earth elements including yttrium (Y) is used. Each of R brings about a large magnetic anisotropy to the magnet material and imparts a high coercive force.
Ｒとしては、サマリウム（Ｓｍ）、ネオジム（Ｎｄ）、プラセオジム（Ｐｒ）から選ばれる１種を用いることが好ましく、特にＳｍを使用することが望ましい。Ｒの５０原子％以上をＳｍとすることで、永久磁石の性能、とりわけ保磁力を再現性よく高めることができる。さらに、Ｒの７０原子％以上がＳｍであることが望ましい。 As R, it is preferable to use one selected from samarium (Sm), neodymium (Nd), and praseodymium (Pr), and it is particularly preferable to use Sm. By setting 50 atomic% or more of R to Sm, the performance of the permanent magnet, particularly the coercive force, can be improved with good reproducibility. Furthermore, it is desirable that 70 atomic% or more of R is Sm.
Ｒは、Ｒとそれ以外の元素（Ｆｅ、Ｍ、Ｃｕ、Ｃｏ）との原子比が１：４〜１：９の範囲（ｚ値として６〜９の範囲／Ｒの含有量として８〜２０原子％の範囲）となるように配合することができる。Ｒの含有量が８原子％未満であると、多量のα−Ｆｅ相が析出して十分な保磁力が得られない。一方、Ｒの含有量が２０原子％を超えると、飽和磁化の低下が著しくなる。なお、Ｒの含有量は１０〜１５原子％の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは１０．５〜１２．５原子％の範囲である。 R ranges from 1: 4 to 1: 9 in atomic ratio of R to other elements (Fe, M, Cu, Co) (z value ranges from 6 to 9 / R content ranges from 8 to 20) (Atomic% range). When the content of R is less than 8 atomic%, a large amount of α-Fe phase is precipitated and a sufficient coercive force cannot be obtained. On the other hand, when the R content exceeds 20 atomic%, the saturation magnetization is remarkably reduced. In addition, it is more preferable to make content of R into the range of 10-15 atomic%, More preferably, it is the range of 10.5-12.5 atomic%.
＜鉄（Ｆｅ）＞
Ｆｅは主として永久磁石の磁化を担うものである。Ｆｅを多量に配合することによって、永久磁石の飽和磁化を高めることができる。ただし、Ｆｅの含有量が過剰になりすぎると、α−Ｆｅ相が析出したり、また２−１７型結晶相と銅リッチ相（１−５型結晶相等）との二相組織が得られにくくなる。これらによって、永久磁石の保磁力が低下する。Ｆｅの配合量は元素Ｒ以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ、Ｏ）の総量の５〜６０原子％（０．０５≦ｐ≦０．６）の範囲とする。なお、Ｆｅの配合量は０．２６≦ｐ≦０．５とすることがより好ましく、０．２８≦ｐ≦０．４８とすることがさらに好ましい。
<Iron (Fe)>
Fe mainly bears the magnetization of the permanent magnet. By blending a large amount of Fe, the saturation magnetization of the permanent magnet can be increased. However, if the Fe content becomes excessive, an α-Fe phase is precipitated, or a two-phase structure of a 2-17 type crystal phase and a copper rich phase (1-5 type crystal phase, etc.) is difficult to obtain. Become. As a result, the coercive force of the permanent magnet is reduced. The blending amount of Fe is in the range of 5 to 60 atomic% (0.05 ≦ p ≦ 0.6) of the total amount of elements other than element R (Fe, Co, Cu, M, O). The blending amount of Fe is more preferably 0.26 ≦ p ≦ 0.5, and further preferably 0.28 ≦ p ≦ 0.48.
＜元素：Ｍ＞
Ｍとしては、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）およびハフニウム（Ｈｆ）から選ばれる少なくとも１種の元素が用いられる。Ｍを配合することによって、高い鉄濃度の組成で大きな保磁力を発現させることができる。
<Element: M>
As M, at least one element selected from titanium (Ti), zirconium (Zr), and hafnium (Hf) is used. By blending M, a large coercive force can be expressed with a composition having a high iron concentration.
Ｍの含有量はＲ以外の元素（Ｆｅ、Ｍ、Ｃｕ、Ｃｏ）の総量の０．５〜１０原子％（０．００５≦ｑ≦０．１）の範囲とする。ｑ値が０．１を超えると磁化の低下が著しく、またｑ値が０．００５未満であると鉄濃度を高める効果が小さい。元素Ｍの含有量は０．０１≦ｑ≦０．０６であることがより好ましく、さらに好ましくは０．０１５≦ｑ≦０．０４である。 The M content is in the range of 0.5 to 10 atomic% (0.005 ≦ q ≦ 0.1) of the total amount of elements other than R (Fe, M, Cu, Co). When the q value exceeds 0.1, the magnetization is remarkably reduced, and when the q value is less than 0.005, the effect of increasing the iron concentration is small. The content of the element M is more preferably 0.01 ≦ q ≦ 0.06, and further preferably 0.015 ≦ q ≦ 0.04.
ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれであってもよいが、少なくともＺｒを含むことが好ましい。特に、Ｍの５０原子％以上をＺｒとすることによって、永久磁石の保磁力を高める効果をさらに向上させることができる。一方、Ｍの中でＨｆはとりわけ高価であるため、Ｈｆを使用する場合においても、その使用量は少なくすることが好ましい。Ｈｆの含有量はＭの２０原子％未満とすることが好ましい。 M may be any of Ti, Zr, and Hf, but preferably contains at least Zr. In particular, the effect of increasing the coercive force of the permanent magnet can be further improved by using 50 atomic% or more of M as Zr. On the other hand, Hf is particularly expensive in M, so even when Hf is used, it is preferable to reduce the amount used. The Hf content is preferably less than 20 atomic% of M.
＜銅（Ｃｕ）＞
Ｃｕは永久磁石に高い保磁力を発現させるため配合する。Ｃｕの含有量はＲ以外の元素（Ｆｅ、Ｍ、Ｃｕ、Ｃｏ）の総量の１〜１５原子％（０．０１≦ｒ≦０．１５）の範囲とする。ｒ値が０．１５を超えると磁化の低下が著しく、またｒ値が０．０１未満であると高い保磁力を得ることが困難となる。なお、Ｃｕの配合量は０．０２≦ｒ≦０．１とすることがより好ましく、０．０３≦ｒ≦０．０８とすることがさらに好ましい。
<Copper (Cu)>
Cu is blended in order to develop a high coercive force in the permanent magnet. The Cu content is in the range of 1 to 15 atomic% (0.01 ≦ r ≦ 0.15) of the total amount of elements other than R (Fe, M, Cu, Co). When the r value exceeds 0.15, the magnetization is remarkably reduced, and when the r value is less than 0.01, it is difficult to obtain a high coercive force. The amount of Cu is more preferably 0.02 ≦ r ≦ 0.1, and further preferably 0.03 ≦ r ≦ 0.08.
＜コバルト（Ｃｏ）＞
Ｃｏは永久磁石の磁化を担うと共に、高い保磁力を発現させるために重要な元素である。Ｃｏを多く含有するとキュリー温度が高くなり、永久磁石の熱安定性も向上する。Ｃｏの配合量が少ないとこれらの効果が小さくなる。しかしながら、過剰にＣｏを含有させると相対的にＦｅの含有量が減るため、磁化の低下を招くおそれがある。Ｃｏの含有量はｐ、ｑ、ｒで規定される範囲（１−ｐ−ｑ−ｒ）とする。
<Cobalt (Co)>
Co is an important element for carrying out magnetization of the permanent magnet and developing a high coercive force. When a large amount of Co is contained, the Curie temperature is increased and the thermal stability of the permanent magnet is also improved. If the amount of Co is small, these effects are reduced. However, if Co is excessively contained, the Fe content is relatively reduced, which may cause a decrease in magnetization. The Co content is in the range defined by p, q, and r (1-pqr).
Ｃｏの一部はニッケル（Ｎｉ）、バナジウム（Ｖ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、ケイ素（Ｓｉ）、ガリウム（Ｇａ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、およびタングステン（Ｗ）から選ばれる少なくとも１種の元素で置換してもよい。これらの置換元素は磁石特性、例えば保磁力の向上に寄与する。ただし、Ｃｏの過剰な置換は磁化の低下を招くおそれがあるため、置換量はＣｏの２０原子％以下が好ましい。 A part of Co is nickel (Ni), vanadium (V), chromium (Cr), manganese (Mn), aluminum (Al), silicon (Si), gallium (Ga), niobium (Nb), tantalum (Ta), And at least one element selected from tungsten (W). These substitution elements contribute to improvement of magnet characteristics, for example, coercive force. However, since excessive substitution of Co may cause a decrease in magnetization, the substitution amount is preferably 20 atomic% or less of Co.
＜焼結体とその製造方法＞
焼結体とは、磁性体粉末を磁場中で加圧成形することで成形体を得て、その成形体を焼結することによって作製されるものである。この焼結体は、例えば以下のようにして作製される。
<Sintered body and its manufacturing method>
The sintered body is produced by pressing a magnetic powder in a magnetic field to obtain a molded body and sintering the molded body. This sintered body is produced as follows, for example.
（１）まず、所定量の元素を含む磁性体粉末を作製する。磁性体粉末は、例えばストリップキャスト法でフレーク状の合金を作製した後に粉砕して調製される。ストリップキャスト法では、合金を溶湯したものを周速０．１〜２０ｍ／秒で回転する冷却ロールに傾注し、連続的に厚さ１ｍｍ以下に凝固させた薄帯を得ることが好ましい。冷却ロールの周速が０．１ｍ／秒未満であると薄帯中に組成のばらつきが生じやすく、周速が２０ｍ／秒を超えると結晶粒が単磁区サイズ以下に微細化し、良好な磁気特性が得られない。冷却ロールの周速は０．３〜１５ｍ／秒の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは０．５〜１２ｍ／秒の範囲である。 (1) First, a magnetic powder containing a predetermined amount of element is prepared. The magnetic powder is prepared by, for example, producing a flaky alloy by strip casting and then pulverizing it. In the strip casting method, it is preferable to inject a molten alloy into a cooling roll rotating at a peripheral speed of 0.1 to 20 m / sec to obtain a ribbon that is continuously solidified to a thickness of 1 mm or less. If the peripheral speed of the cooling roll is less than 0.1 m / sec, composition variations are likely to occur in the ribbon, and if the peripheral speed exceeds 20 m / sec, the crystal grains are refined to a single domain size or less, and good magnetic properties. Cannot be obtained. The peripheral speed of the cooling roll is more preferably in the range of 0.3 to 15 m / sec, and still more preferably in the range of 0.5 to 12 m / sec.
また、別の方法としては、アーク溶解や高周波溶解後に鋳造して、得られた合金のインゴットを粉砕して磁性体粉末を得ることもできる。 As another method, a magnetic powder can be obtained by casting after arc melting or high frequency melting, and then pulverizing an alloy ingot obtained.
さらにまた、別の方法としては、メカニカルアイロニング法やメカニカルグライディング法、ガスアトマイズ法、還元拡散法などを採用しても良い。 Furthermore, as another method, a mechanical ironing method, a mechanical gliding method, a gas atomization method, a reduction diffusion method, or the like may be employed.
いずれの方法においても、粉砕前の合金に対し、必要に応じて熱処理を施して合金組成の均一化をすることが可能である。なお、粉砕はジェットミルやボールミルなどを用いて行う。また、粉砕は磁性体粉末の酸化を防ぐために不活性ガス雰囲気もしくはエタノール中で行うことが望ましい。 In any method, the alloy before pulverization can be subjected to heat treatment as necessary to make the alloy composition uniform. The pulverization is performed using a jet mill or a ball mill. The pulverization is desirably performed in an inert gas atmosphere or ethanol in order to prevent oxidation of the magnetic powder.
（２）次に、電磁石等の中に設置した金型内に磁性体粉末を充填し、磁場を印加しながら加圧成形することによって、結晶軸を配向させた成形体を作製する。この成形体を１１００〜１３００℃の温度で０．５〜１５時間焼結して緻密な焼結体を得る。焼結温度が１１００℃未満であると焼結体の密度が不十分となり、１３００℃を超えると磁性体粉末中のＳｍ等のＲが蒸発して良好な磁気特性が得られない。なお、焼結温度は１１５０〜１２５０℃の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは１１８０〜１２３０℃の範囲である。
また、焼結時間が０．５時間未満の場合には、焼結体の密度が不均一になるおそれがある。一方、焼結時間が１５時間を超えると、Ｓｍ等のＲが蒸発して良好な磁気特性が得られない。なお、焼結時間は１〜１０時間の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは１〜４時間の範囲である。また、成形体の焼結は酸化を防止するために、真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で行うことが好ましい。
(2) Next, a magnetic body powder is filled in a metal mold placed in an electromagnet or the like, and pressure molding is performed while applying a magnetic field, thereby producing a molded body having crystal axes oriented. The compact is sintered at a temperature of 1100 to 1300 ° C. for 0.5 to 15 hours to obtain a dense sintered body. When the sintering temperature is less than 1100 ° C., the density of the sintered body is insufficient, and when it exceeds 1300 ° C., R such as Sm in the magnetic powder is evaporated and good magnetic properties cannot be obtained. The sintering temperature is more preferably in the range of 1150 to 1250 ° C, and further preferably in the range of 1180 to 1230 ° C.
Further, when the sintering time is less than 0.5 hours, the density of the sintered body may be non-uniform. On the other hand, when the sintering time exceeds 15 hours, R such as Sm evaporates and good magnetic properties cannot be obtained. The sintering time is more preferably in the range of 1 to 10 hours, and further preferably in the range of 1 to 4 hours. In order to prevent oxidation, the compact is preferably sintered in a vacuum or in an inert atmosphere such as argon gas.
（３）次に、得られた焼結体に対して、溶体化処理を施して結晶組織を制御する。溶体化処理は相分離組織の前駆体である１−７型結晶相を得るために、１１３０〜１２３０℃の範囲の温度で０．５〜８時間熱処理することが好ましい。１１３０℃未満の温度および１２３０℃を超える温度では、溶体化処理後の試料中の１−７型結晶相の割合が小さく、良好な磁気特性が得られない。なお、溶体化処理温度は１１５０〜１２１０℃の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは１１６０℃〜１１９０℃の範囲である。 (3) Next, a solution treatment is performed on the obtained sintered body to control the crystal structure. The solution treatment is preferably heat-treated at a temperature in the range of 1130 to 1230 ° C. for 0.5 to 8 hours in order to obtain a 1-7 type crystal phase which is a precursor of the phase separation structure. When the temperature is lower than 1130 ° C. or higher than 1230 ° C., the proportion of the 1-7 type crystal phase in the sample after solution treatment is small, and good magnetic properties cannot be obtained. The solution treatment temperature is more preferably in the range of 1150 to 1210 ° C, and still more preferably in the range of 1160 to 1190 ° C.
溶体化処理の時間が０．５時間未満の場合には、構成相が不均一になりやすい。また、８時間を超えて溶体化処理を行うと、焼結体中のＳｍ等のＲが蒸発する等して、良好な磁気特性が得られないおそれがある。なお、溶体化処理の時間は１〜８時間の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは１〜４時間の範囲である。また、溶体化処理は酸化防止のために、真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で行うことが好ましい。 When the solution treatment time is less than 0.5 hours, the constituent phases tend to be non-uniform. Further, when the solution treatment is performed for more than 8 hours, R such as Sm in the sintered body evaporates, and there is a possibility that good magnetic properties cannot be obtained. The solution treatment time is more preferably in the range of 1 to 8 hours, still more preferably in the range of 1 to 4 hours. The solution treatment is preferably performed in vacuum or in an inert atmosphere such as argon gas in order to prevent oxidation.
（４）次に、溶体化処理後の焼結体に時効処理を施す。時効処理は一段目の処理として７００〜９００℃で０．５〜８時間保持した後、０．２〜２℃／分の冷却速度で４００〜６５０℃の冷却終了温度まで徐冷し、二段目の処理として一定時間保持した後、引き続き炉冷により室温まで冷却する。一段目の処理の温度が７００℃未満および９００℃を超える場合，均質な粒界相と２−１７相の混合相が得られず，良好な磁気特性が得られない。より好ましい温度は７５０〜９００℃であり、さらに好ましくは８００〜８８０℃である。また、一段目の処理の保持時間が０．５時間未満の場合、１−７相から粒界相の析出が十分に完了しないおそれがある。一方、８時間を超える場合、粒界相の厚みが厚くなることで保磁力が巨大化してしまい、可変磁石として適した磁石特性が得られない。またさらに、結晶粒の粗大化などの理由により良好な磁気特性が得られない可能性もある。なお、より好ましい時効処理の時間は１〜６時間であり，さらに好ましい時効処理時間は２〜４時間である。 (4) Next, an aging treatment is performed on the sintered body after the solution treatment. The aging treatment is held at 700 to 900 ° C. for 0.5 to 8 hours as the first treatment, and then gradually cooled to a cooling end temperature of 400 to 650 ° C. at a cooling rate of 0.2 to 2 ° C./min. After maintaining for a certain period of time as the eye treatment, it is subsequently cooled to room temperature by furnace cooling. When the temperature of the first stage treatment is less than 700 ° C. and exceeds 900 ° C., a homogeneous grain boundary phase and 2-17 phase mixed phase cannot be obtained, and good magnetic properties cannot be obtained. A more preferable temperature is 750 to 900 ° C, and further preferably 800 to 880 ° C. Moreover, when the holding time of the 1st process is less than 0.5 hour, there exists a possibility that precipitation of a grain boundary phase from 1-7 phase may not fully be completed. On the other hand, when it exceeds 8 hours, the thickness of the grain boundary phase is increased, so that the coercive force becomes enormous and magnet characteristics suitable as a variable magnet cannot be obtained. Furthermore, there is a possibility that good magnetic properties cannot be obtained for reasons such as coarsening of crystal grains. A more preferable aging treatment time is 1 to 6 hours, and a more preferable aging treatment time is 2 to 4 hours.
また、徐冷の速度は０．２〜２℃／分であり、０．２℃／分未満の場合，粒界相の厚みが大きくなることで保磁力が巨大化してしまい，可変磁石として適した磁石特性が得られない。また、結晶粒の粗大化などの理由により良好な磁気特性が得られない。一方２℃/分を超えると均質な粒界相と２−１７相の混合相が得られず、良好な磁気特性が得られない。なお、より好ましい徐冷の速度は０．４〜１．５℃／分であり、さらに好ましい速度は０．５〜１．３℃／分である。なお、上記では一段目の処理、二段目の処理としたが、多段の処理を施しても良い。 Also, the slow cooling rate is 0.2 to 2 ° C / min, and if it is less than 0.2 ° C / min, the coercive force becomes enormous due to the increase in the thickness of the grain boundary phase, making it suitable as a variable magnet. Magnet characteristics cannot be obtained. In addition, good magnetic properties cannot be obtained due to coarsening of crystal grains. On the other hand, when it exceeds 2 ° C./min, a homogeneous grain boundary phase and 2-17 phase mixed phase cannot be obtained, and good magnetic properties cannot be obtained. A more preferable slow cooling rate is 0.4 to 1.5 ° C./min, and a more preferable rate is 0.5 to 1.3 ° C./min. In the above description, the first-stage process and the second-stage process are used. However, a multi-stage process may be performed.
時効処理は酸化防止のため通常、真空中またはアルゴンガス中で行う。時効処理のような結晶組織制御は磁石の保磁力を制御するために重要である。 The aging treatment is usually performed in vacuum or argon gas to prevent oxidation. Crystal structure control such as aging treatment is important to control the coercive force of the magnet.
本実施形態の永久磁石はボンド磁石として利用することも可能である。例えば特開２００８−２９１４８または特開２００８−４３１７２に開示されているような可変磁束ドライブシステムにおける可変磁石に用いることによってシステムの高効率化、小型化、低コスト化が可能となる。
また、本実施形態の永久磁石はＤｙを使用せずＳｍ−Ｃｏ系をベースとしていることから耐熱性も良好である。
The permanent magnet of this embodiment can also be used as a bonded magnet. For example, by using it as a variable magnet in a variable magnetic flux drive system as disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-29148 or Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-43172, the system can be made highly efficient, downsized, and reduced in cost.
Moreover, since the permanent magnet of this embodiment does not use Dy and is based on the Sm—Co system, the heat resistance is also good.
＜酸化物の凝集体＞
ところで、上述のように酸化した磁性体粉末は焼結体において保磁力、磁化といったいわゆる磁石特性を劣化させてしまう。この酸化物はおもにＳｍ等のＲの酸化物で形成される場合が多い。具体的には、Ｓｍ2Ｏ、ＳｍＯ、Ｓｍ2Ｏ3等である。
<Oxide aggregate>
Incidentally, the magnetic powder oxidized as described above deteriorates so-called magnet characteristics such as coercive force and magnetization in the sintered body. In many cases, this oxide is mainly formed of an oxide of R such as Sm. Specifically, Sm 2 O, SmO, Sm 2 O 3 and the like.
図１に、ＲをＳｍとした組成の焼結体のＳＥＭ二次電子像を示す。図１（ａ）において空孔（白色、黒色の部位）が多数見受けられるが、この空孔の一つを拡大したものが図１（ｂ）である。図１（ｂ）には空孔の中に凝集体が確認される。そこで図１の（ａ）のＡ（焼結体の母相）および（ｂ）のＢ（凝集体）の酸素濃度を測定したところ、Ｂ（凝集体）の酸素濃度がＡ（焼結体の母相）のそれに比べて、著しく大きいことがわかった。 FIG. 1 shows an SEM secondary electron image of a sintered body having a composition in which R is Sm. In FIG. 1 (a), many holes (white and black portions) can be seen. FIG. 1 (b) is an enlarged view of one of the holes. In FIG. 1B, aggregates are confirmed in the pores. Therefore, when the oxygen concentration of A (the parent phase of the sintered body) in FIG. 1 and B (aggregate) of (b) was measured, the oxygen concentration of B (aggregate) was A (of the sintered body). It was found to be significantly larger than that of the mother phase.
図２、図３に焼結時の酸化物の凝集過程の模式図を示す。図２は比較的大きな空孔の中に酸化物の凝集体が存在する場合の模式図、図３は磁性体粉末間の間隙に酸化物が過剰に含まれている場合の模式図である。図２、図３について、それぞれ（ａ）は成形体、（ｂ）焼結中、（ｃ）焼結体を表している。 FIG. 2 and FIG. 3 show schematic views of the oxide aggregation process during sintering. FIG. 2 is a schematic diagram when oxide aggregates exist in relatively large pores, and FIG. 3 is a schematic diagram when oxides are excessively contained in the gaps between magnetic powders. 2 and 3, (a) represents a molded body, (b) during sintering, and (c) a sintered body.
たとえば、Ｓｍ2Ｏ3の場合、融点がおよそ２３５０℃であり、上記焼結温度である１２００℃近傍では、溶融せず安定に存在すると考えられる。成形体１に大きな空孔があると、図２のように焼結過程おいて、酸化物２は空孔に留まり、成形体１中の空孔の消滅を阻害し焼結体４の緻密化を妨げる。図１の凝集体は、空孔にとどまったＳｍの酸化物の凝集体であると考えられる。
For example, in the case of Sm 2 O 3 , the melting point is about 2350 ° C., and it is considered that it does not melt and exists stably at the sintering temperature around 1200 ° C. If the compact 1 has large pores, the
また、成形体１にたとえ大きな空孔が存在していないとしても、酸化物２を多く含む場合は焼結すると、図３のように、焼結過程においてＳｍの酸化物２どうしが凝集することで、磁性体粉末３間に間隙を生じ、結果として焼結体４の密度を低下させる恐れがある。
Further, even if there are no large pores in the molded
以上のようにＳｍ等のＲの酸化物は焼結体中に存在しないことが好ましいと解釈されうる。しかしながら、その存在状態によっては磁石特性を向上させる因子となる。すなわち、上述のように焼結温度においても焼結体に安定して存在するため、結晶粒界の移動をピン止めし、焼結時の結晶の粗大化を抑制する効果があると考えられる。結晶の粗大化は、磁石の保磁力の低下を促し磁石特性を低下させる。したがって、Ｓｍ等のＲの酸化物が過剰に凝集せずに焼結体にほぼ一様に分散した状態で存在することで、焼結体の密度、緻密性の向上および磁石特性の改善が期待される。 As described above, it can be interpreted that the oxide of R such as Sm is preferably not present in the sintered body. However, depending on the presence state, it becomes a factor for improving the magnet characteristics. That is, as described above, since it exists stably in the sintered body even at the sintering temperature, it is considered that there is an effect of pinning the movement of the crystal grain boundary and suppressing the coarsening of the crystal during sintering. The coarsening of the crystal promotes a decrease in the coercive force of the magnet and degrades the magnet characteristics. Therefore, it is expected that the oxide of R such as Sm is present in a substantially uniformly dispersed state in the sintered body without excessively agglomerating, thereby improving the density and compactness of the sintered body and improving the magnetic properties. Is done.
以上を勘案すると、焼結体に含まれる酸素（Ｏ）は、式（１）のｚ’において０．００３≦ｚ’≦０．６が好ましい。０．００３に満たないと、ピン止めに作用するＲの酸化物が相対的に少なくなり、結晶粒の粗大化を誘発し好ましくない。また、０．６を超えると、Ｓｍ等のＲの酸化物の凝集が顕著となり、密度の向上が望めず好ましくない。なお、よりのぞましいｚ’の範囲は０．００５≦ｚ’≦０．５であり、さらに好ましくは０．００５≦ｚ’≦０．４である。 Considering the above, the oxygen (O) contained in the sintered body is preferably 0.003 ≦ z ′ ≦ 0.6 in z ′ of the formula (1). If it is less than 0.003, the oxide of R acting on pinning is relatively small, which leads to coarsening of crystal grains, which is not preferable. On the other hand, if it exceeds 0.6, aggregation of the oxide of R such as Sm becomes remarkable, and an improvement in density cannot be expected, which is not preferable. A more preferable range of z ′ is 0.005 ≦ z ′ ≦ 0.5, and more preferably 0.005 ≦ z ′ ≦ 0.4.
＜酸化物凝集体の平均径と分布＞
本実施形態の永久磁石は、式（１）で表される焼結体を有し、この焼結体は、Ｒを含む酸化物の凝集体がほぼ一様に分散していることが好ましい。また、凝集体は、平均径が１０μｍ以下であってもよい。
<Average diameter and distribution of oxide aggregates>
The permanent magnet of the present embodiment has a sintered body represented by the formula (1), and in this sintered body, it is preferable that oxide aggregates containing R are almost uniformly dispersed. The aggregate may have an average diameter of 10 μm or less.
ここで、Ｒを含む酸化物の凝集体が「ほぼ一様に分散されている」とは以下のように示される。また併せて、図４を用いて酸化物凝集体の平均径の求め方について説明する。 Here, it is shown as follows that the aggregate of oxides containing R is “substantially uniformly dispersed”. In addition, how to obtain the average diameter of the oxide aggregate will be described with reference to FIG.
（１）まず、焼結体のＳＥＭ観察を行う。焼結体を１〜３ｍｍ角程度に粉砕し、観察面を研磨によって平滑にした後、倍率１Ｋ〜３Ｋで観察する。更にＥＤＸによって各元素分布を確認する（図４（ａ））。得られた反射電子像に観察される酸化物凝集体の周長（以下、Ｌと記載する）を測定する。 (1) First, SEM observation of the sintered body is performed. The sintered body is pulverized to about 1 to 3 mm square, the observation surface is smoothed by polishing, and then observed at a magnification of 1K to 3K. Further, each element distribution is confirmed by EDX (FIG. 4A). The circumference of the oxide aggregate observed in the obtained reflected electron image (hereinafter referred to as L) is measured.
（２）Ｌを用いて、様々な形状をもつ酸化物凝集体を円に射影する（図４（ｂ））。焼結中の酸化物凝集体には凹凸を多く持つ形状はほぼみられず、楕円形に近いものが多い。凹凸の多い形状であれば、その重心をとり円へ射影する方法が近似的に好ましいが、楕円形状を円へ射影するにはＬから平均径（以下、ｒと記載する）を算出する方が近似的に好ましい。ここで、Ｌ=２πｒより、ｒ＝Ｌ／２πを算出し、得られた値をｒとした円へ射影する。 (2) Using L, project oxide aggregates having various shapes onto a circle (FIG. 4B). Oxide aggregates during sintering have almost no shape with many irregularities, and many are close to elliptical. In the case of a shape with many irregularities, a method of taking the center of gravity and projecting it to a circle is approximately preferable, but in order to project an elliptical shape to a circle, it is better to calculate an average diameter (hereinafter referred to as r) from L. Approximately preferred. Here, from L = 2πr, r = L / 2π is calculated, and the obtained value is projected onto a circle.
（３）ＳＥＭ像の視野に含まれる全ての酸化物凝集体を前記手法にて円へ射影後、各凝集体間の最近接距離（以下、ｄと記載する）を測定する（図４（ｃ））。中心となる酸化物凝集体（Ｃ）５を定め、最近接距離（ｄ）７を測定する。凝集体（Ｃ）５に最も近接している凝集体（Ｅ）６の各々の中心を結ぶ線分（Ｄ）から、２つの凝集体の半径ｒC８とｒE９を差し引いたもの、すなわちｄ＝Ｄ−（ｒC＋ｒE）を最近接距離とする。 (3) After all oxide aggregates included in the field of view of the SEM image are projected onto a circle by the above method, the closest distance (hereinafter referred to as d) between the aggregates is measured (FIG. 4 (c) )). The central oxide aggregate (C) 5 is determined, and the closest distance (d) 7 is measured. A line segment (D) connecting the centers of the aggregates (E) 6 closest to the aggregate (C) 5 minus the radii r C 8 and r E 9 of the two aggregates, that is, Let d = D- (r C + r E ) be the closest distance.
（４）（２）より求められた凝集体の平均径、および（３）より求めた凝集体間距離を用いて、平均値（μr，μL）および標準偏差（σr，σL）を求め、正規分布をプロットし、半値幅（Γr，Γl）を求める（図４、図５）。 (4) The average value (μ r , μ L ) and standard deviation (σ r , σ L ) using the average diameter of the aggregates determined from (2) and the inter-aggregate distance determined from (3) And plot the normal distribution to find the half width (Γ r , Γ l ) (FIGS. 4 and 5).
（５）ΓrおよびΓlの値がそれぞれΓr＜２５、Γl＜１０、であり、酸化凝集体の平均粒径が１０μｍ以下を満たすものを、Ｒを含む酸化物の凝集体が「ほぼ一様に分散されている」とみなす。 (5) The values of Γ r and Γ l are Γ r <25 and Γ l <10, respectively, and the average aggregate particle size of the oxidized aggregate is 10 μm or less. It is regarded as “distributed almost uniformly”.
なお、Ｓｍ等のＲの酸化物が１０μｍ以下で、ほぼ一様に分散した焼結体を作製するには、真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で焼結することが好ましい。酸化物が局所的に析出せず、凝集体の凝集を抑制するためである。 In order to produce a sintered body in which the oxide of R such as Sm is 10 μm or less and is dispersed almost uniformly, it is preferable to sinter in a vacuum or an inert atmosphere such as argon gas. This is because the oxide does not precipitate locally and suppresses aggregation of the aggregate.
また、磁性体粉末は全体の６０％以下が３μｍ以下の粒径であり、かつその残部の５０％以上が３〜１０μｍであると好ましい。これは、Ｓｍ等のＲの酸化物による上述のピン止めの効果を発現させるためである。 Moreover, it is preferable that 60% or less of the magnetic powder has a particle size of 3 μm or less, and 50% or more of the remaining powder is 3 to 10 μm. This is because the above-described pinning effect by the oxide of R such as Sm is exhibited.
上記の条件で、焼結体は８ｇ／ｃｍ3以上の密度を得られ、焼結体の配向度を８０％以上に制御することができる。焼結体の配向度とは以下の式（２）で定義する。 Under the above conditions, the sintered body can obtain a density of 8 g / cm 3 or more, and the degree of orientation of the sintered body can be controlled to 80% or more. The degree of orientation of the sintered body is defined by the following formula (2).
配向度（％）＝Ｍｒ／Ｍｓ×１００ ・・・（２）
式（２）においてＭｓとは飽和磁化を示し、１２００〜１６００ｋＡ／ｍの磁界を印加した際に得られる最大の磁化である。Ｍｒとは残留磁化を示し、１２００〜１６００ｋＡ／ｍの磁界を印加した後に磁界を取り除いた際に残留する磁化である。
Degree of orientation (%) = Mr / Ms × 100 ... (2)
In the formula (2), Ms represents saturation magnetization, and is the maximum magnetization obtained when a magnetic field of 1200 to 1600 kA / m is applied. Mr indicates remanent magnetization, and is remanent magnetization when the magnetic field is removed after applying a magnetic field of 1200 to 1600 kA / m.
本実施形態の永久磁石は、先に述べたように磁性体粉末を磁場中で圧縮成形することによりＴｈ2Ｚｎ17型結晶相（もしくはＣａＣｕ5型結晶相、ＴｂＣｕ7型結晶相）における磁化容易軸である結晶ｃ軸が磁化印加方向と平行となるように各々の磁性体粉末が回転することで配向する。 As described above, the permanent magnet of this embodiment is easily magnetized in the Th 2 Zn 17 type crystal phase (or CaCu 5 type crystal phase, TbCu 7 type crystal phase) by compression-molding the magnetic powder in a magnetic field. Each magnetic powder is oriented by rotating so that the crystal c-axis, which is the axis, is parallel to the magnetization application direction.
理想としては全ての磁性体粉末における結晶ｃ軸が磁化容易軸に平行となっていることが望ましい。ｃ軸に揃っていない結晶を含んでいる場合は理想的な配向組織を有する焼結体に比べ磁化が低くなる。 Ideally, it is desirable that the crystal c-axis in all magnetic powders is parallel to the easy magnetization axis. When a crystal that is not aligned with the c-axis is included, the magnetization is lower than that of a sintered body having an ideal orientation structure.
磁性体粉末の粒径が極端に小さい場合には磁性体粉末の回転に必要なトルクが得られない。磁性体粉末一つ一つが磁石のような性質を帯び、磁性体粉末どうしが凝集して安定することで，外部磁界を印加しても磁性体粉末の回転が起きないことがある。このような磁性体粉末を用いると焼結体の配向度は低くなる。焼結体の高密度化にあたっては磁性体粉末の粒径は小さいことが望まれるが、過度に小さいと一つの磁性体粉末内に多数の結晶粒が含まれ、多結晶状態となる。このような粉末における各結晶粒の結晶ｃ軸は必ずしも同じ方向を向いているとは限らず、磁化の低下が生じてしまう可能性がある。特に、粉末粒径が３μｍ以下の粉末の存在が配向度に大きく影響することを見出した。 When the particle size of the magnetic powder is extremely small, the torque necessary for the rotation of the magnetic powder cannot be obtained. Each magnetic powder has a magnet-like property, and the magnetic powders aggregate and stabilize, so that the magnetic powder may not rotate even when an external magnetic field is applied. When such a magnetic powder is used, the degree of orientation of the sintered body is lowered. In order to increase the density of the sintered body, it is desired that the particle size of the magnetic powder is small. However, if the particle size is excessively small, a large number of crystal grains are contained in one magnetic powder, resulting in a polycrystalline state. The crystal c-axis of each crystal grain in such a powder does not necessarily face the same direction, and there is a possibility that the magnetization will be reduced. In particular, it has been found that the presence of powder having a powder particle size of 3 μm or less greatly affects the degree of orientation.
以下、本実施形態の実施例とその評価について説明する。 Hereinafter, examples of the present embodiment and evaluation thereof will be described.
（実施例１〜３）
各種原料をＡｒガス雰囲気においてアーク溶解して得られた合金に１１７０℃、１時間の熱処理を施した。この合金を粗粉砕した後、ジェットミルを行い、粒径の比率が異なる３種の磁性体粉末を得た。
(Examples 1-3)
An alloy obtained by arc melting various raw materials in an Ar gas atmosphere was subjected to heat treatment at 1170 ° C. for 1 hour. This alloy was coarsely pulverized and then jet milled to obtain three types of magnetic powders having different particle size ratios.
これらの磁性体粉末を磁界中で加圧成形することで成形体を得た。アルゴンガス雰囲気中で１２１０℃、２時間焼結し、引き続き１１７０℃、１時間の溶体化処理により焼結体を得た。得られた焼結体を時効熱処理として８５０℃、４時間保持し、引き続き６００℃まで１．２℃／ｍｉｎの冷却速度で徐冷を行い、永久磁石を作製した。実施例１〜３の永久磁石の組成は表１の通りである。なお、焼結磁石の組成はＩＣＰ法により確認した。 These magnetic powders were pressure molded in a magnetic field to obtain molded bodies. Sintering was performed at 1210 ° C. for 2 hours in an argon gas atmosphere, and then a sintered body was obtained by solution treatment at 1170 ° C. for 1 hour. The obtained sintered body was kept at 850 ° C. for 4 hours as an aging heat treatment, and then gradually cooled to 600 ° C. at a cooling rate of 1.2 ° C./min to produce a permanent magnet. The compositions of the permanent magnets of Examples 1 to 3 are as shown in Table 1. The composition of the sintered magnet was confirmed by the ICP method.
表２に各磁性体粉末の粒子サイズの構成比率、および得られた永久磁石の酸素濃度、酸化物凝集体の平均径、密度、配向度、磁化、保磁力を示す。 Table 2 shows the composition ratio of the particle size of each magnetic powder, the oxygen concentration of the obtained permanent magnet, the average diameter, density, orientation, magnetization, and coercivity of the oxide aggregate.
永久磁石の酸素濃度は、ガス分析により測定した。酸化物凝集体の平均径は、走査電顕による組織観察を行い、既述の測定方法で測定した。密度は、アルキメデス法で算出した。配向度は、既述の測定方法で測定した。永久磁石の磁化、保磁力の評価はＢＨトレーサ（東栄工業製）で評価した。 The oxygen concentration of the permanent magnet was measured by gas analysis. The average diameter of the oxide aggregates was measured by the above-described measurement method by observing the structure with a scanning electron microscope. The density was calculated by the Archimedes method. The degree of orientation was measured by the measurement method described above. The evaluation of the magnetization and coercive force of the permanent magnet was evaluated with a BH tracer (manufactured by Toei Kogyo).
（実施例４〜９）
各種原料をＡｒガス雰囲気においてアーク溶解して得られた合金を石英製のノズルに装填し、高周波誘導加熱で溶融した後、溶湯を周速０．６ｍｍ／秒で回転する冷却ロールに傾注し、連続的に凝固させた薄帯を作製した。この薄帯を粗粉砕した後、ジェットミルにより粉砕して磁性体粉末を得た。
(Examples 4 to 9)
An alloy obtained by arc melting various raw materials in an Ar gas atmosphere is loaded into a quartz nozzle, melted by high frequency induction heating, and then the molten metal is poured into a cooling roll that rotates at a peripheral speed of 0.6 mm / second, A ribbon that was continuously solidified was produced. The ribbon was coarsely pulverized and then pulverized by a jet mill to obtain a magnetic powder.
これらの磁性体粉末を磁界中で加圧成形することで成形体を得た。アルゴンガス雰囲気中で１２５０℃、１時間焼結し、引き続き１１９０℃、４時間の溶体化処理により焼結体を得た。得られた焼結体を時効熱処理として８５０℃、３時間保持し、引き続き６５０℃まで１．３℃／ｍｉｎの冷却速度で徐冷を行い、永久磁石を作製した。実施例４〜９の永久磁石の組成は表１の通りである。なお焼結磁石の組成は実施例１〜３同様ＩＣＰ法により確認した。 These magnetic powders were pressure molded in a magnetic field to obtain molded bodies. Sintering was performed at 1250 ° C. for 1 hour in an argon gas atmosphere, and then a sintered body was obtained by solution treatment at 1190 ° C. for 4 hours. The obtained sintered body was kept at 850 ° C. for 3 hours as an aging heat treatment, and then gradually cooled to 650 ° C. at a cooling rate of 1.3 ° C./min to produce a permanent magnet. The compositions of the permanent magnets of Examples 4 to 9 are as shown in Table 1. The composition of the sintered magnet was confirmed by the ICP method as in Examples 1 to 3.
表２に各磁性体粉末の粒子サイズの構成比率、および得られた永久磁石の酸素濃度、酸化物凝集体の平均径、密度、配向度、磁化、保磁力を示す。 Table 2 shows the composition ratio of the particle size of each magnetic powder, the oxygen concentration of the obtained permanent magnet, the average diameter, density, orientation, magnetization, and coercivity of the oxide aggregate.
（比較例１）
実施例１の合金において、粒径の比率が異なる以外は実施例１〜３の条件にて永久磁石を得た。表２に磁性体粉末の粒子サイズの構成比率、および得られた永久磁石の酸素濃度、凝集体の平均径、密度、配向度、磁化、保磁力を示す。
(Comparative Example 1)
In the alloy of Example 1, permanent magnets were obtained under the conditions of Examples 1 to 3 except that the particle size ratios were different. Table 2 shows the composition ratio of the particle size of the magnetic powder, the oxygen concentration of the obtained permanent magnet, the average diameter of the aggregate, the density, the degree of orientation, the magnetization, and the coercive force.
（比較例２）
実施例７の合金において、粒径の比率が異なる以外は実施例４〜９の条件にて永久磁石を得た。表２に磁性体粉末の粒子サイズの構成比率、および得られた永久磁石の酸素濃度、凝集体の平均径、密度、配向度、磁化、保磁力を示す。表２の磁性体粉末の構成比率を見ると、３μｍ以下の粒径の割合が５０％以下、３μｍ〜１０μｍの粒径の割合が残部の５０％以上、であると、配向度が８０％以上となる。そのときの酸素濃度は０．０１〜１．３ｗｔ％であり、酸化物凝集体の平均径は１０μｍ以下である知見を得た。
(Comparative Example 2)
In the alloy of Example 7, permanent magnets were obtained under the conditions of Examples 4 to 9 except that the ratio of particle sizes was different. Table 2 shows the composition ratio of the particle size of the magnetic powder, the oxygen concentration of the obtained permanent magnet, the average diameter of the aggregate, the density, the degree of orientation, the magnetization, and the coercive force. Looking at the composition ratio of the magnetic substance powder in Table 2, the degree of orientation is 80% or more when the proportion of the particle size of 3 μm or less is 50% or less, and the proportion of the particle size of 3 μm to 10 μm is 50% or more of the balance. It becomes. The oxygen concentration at that time was 0.01 to 1.3 wt%, and the average diameter of the oxide aggregate was found to be 10 μm or less.
一方、比較例１のように、３μｍ以下の粒径の割合が５０％以下である場合は、密度や配向度が相対的に小さく、磁石特性が低下する傾向が見られた。 On the other hand, when the ratio of the particle diameter of 3 μm or less was 50% or less as in Comparative Example 1, the density and orientation were relatively small, and the tendency of the magnet characteristics to decline was observed.
また、比較例２のように、３μｍ以下の粒径の割合が５０％以下であっても、残部の５０％以上が１０μｍ以上の粒径であると、密度や配向度が相対的に小さく、磁石特性が低下する傾向が見られた。 Further, as in Comparative Example 2, even if the ratio of the particle size of 3 μm or less is 50% or less, the density and orientation degree are relatively small when the remaining 50% or more is a particle size of 10 μm or more, There was a tendency for the magnet properties to decrease.
１…成形体、２…磁性体粉末、３…Ｒの酸化物、４…焼結体、５…酸化物凝集体（Ｃ）、６…酸化物凝集体（Ｅ）、７…酸化物凝集体の最近接距離（ｄ）、８…凝集体（Ｃ）の半径、９…凝集体（Ｅ）の半径。
DESCRIPTION OF
Claims (7)
（式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素、ＭはＴｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ｐ、ｑ、ｒおよびｚはそれぞれ原子比で０．２５≦ｐ≦０．６、０．００５≦ｑ≦０．１、０．０１≦ｒ≦０．１、６≦ｚ≦９、０．００３≦ｚ’≦０．６を満足する数である）
で表される焼結体を有する永久磁石であって、
前記焼結体は前記Ｒを含む酸化物の凝集体を有し、前記凝集体の酸素濃度が前記焼結体の母相の酸素濃度に比べて大きく、
前記凝集体は、平均径が１０μｍ以下であり、
前記焼結体は、密度が８ｇ／ｃｍ ３ 以上、配向度が８０％以上であることを特徴とする永久磁石。 Formula: R (Fe p M q Cu r Co 1-p-q-r) z O z '
(In the formula, R represents at least one element selected from rare earth elements including Y, M represents at least one element selected from Ti, Zr, and Hf, and p, q, r, and z represent atomic ratios, respectively. Number satisfying 0.25 ≦ p ≦ 0.6, 0.005 ≦ q ≦ 0.1, 0.01 ≦ r ≦ 0.1, 6 ≦ z ≦ 9, 0.003 ≦ z ′ ≦ 0.6 Is)
A permanent magnet having a sintered body represented by:
The sintered body has an aggregate of oxides containing R, and the oxygen concentration of the aggregate is larger than the oxygen concentration of the parent phase of the sintered body,
The agglomerate has an average diameter Ri der less 10 [mu] m,
The sintered body has a density of 8 g / cm 3 or more and an orientation degree of 80% or more .
前記磁性体粉末の５０％以上が粒径３μｍ以下であり、その残部の５０％以上が粒径３μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の永久磁石。 The sintered body is manufactured from magnetic powder,
2. The permanent magnet according to claim 1, wherein 50% or more of the magnetic substance powder has a particle diameter of 3 μm or less, and the remaining 50% or more of the particle diameter is 3 μm or more and 10 μm or less.
載の永久磁石。 Co in the composition formula is either 20 atomic% or less Ni, V, Cr, Mn, Al, Ga, Nb, Ta, according to claim 1 to 3, characterized in that it is substituted by one of W 2. The permanent magnet according to item 1.
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