JPH10324958A - 硬磁性合金圧密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金圧密体 - Google Patents
硬磁性合金圧密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金圧密体Info
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- JPH10324958A JPH10324958A JP9321807A JP32180797A JPH10324958A JP H10324958 A JPH10324958 A JP H10324958A JP 9321807 A JP9321807 A JP 9321807A JP 32180797 A JP32180797 A JP 32180797A JP H10324958 A JPH10324958 A JP H10324958A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明の目的は、材料強度に優れて薄型
化が容易であり、硬質磁気性能にも優れた硬磁性合金圧
密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金圧密体を提供
することにある。 【解決手段】 本発明は、希土類元素のうちの1種以上
からなる元素Rが4〜20原子%と、Bが2〜20原子
%含まれるFe系又はFeCo系合金よりなり、急冷に
より平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相が析出
した組織とされた合金が応力下において結晶化または粒
成長されて、前記組織中にソフト磁性相又は準ハード磁
性相と、ハード磁性相との混相状態が形成されるととも
に該ハード磁性相の結晶軸に異方性が付与されてなり、
保磁力が1kOe以上であることを特徴とする。
化が容易であり、硬質磁気性能にも優れた硬磁性合金圧
密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金圧密体を提供
することにある。 【解決手段】 本発明は、希土類元素のうちの1種以上
からなる元素Rが4〜20原子%と、Bが2〜20原子
%含まれるFe系又はFeCo系合金よりなり、急冷に
より平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相が析出
した組織とされた合金が応力下において結晶化または粒
成長されて、前記組織中にソフト磁性相又は準ハード磁
性相と、ハード磁性相との混相状態が形成されるととも
に該ハード磁性相の結晶軸に異方性が付与されてなり、
保磁力が1kOe以上であることを特徴とする。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明はモーター、アクチュ
エータ、スピーカーなどに使用できる磁気性能に優れた
硬磁性合金圧密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金
圧密体に関する。
エータ、スピーカーなどに使用できる磁気性能に優れた
硬磁性合金圧密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金
圧密体に関する。
【0002】
【従来の技術】従来一般に、フェライト磁石よりも優れ
た性能を有する磁石材料として、Sm-Co焼結磁石、
Fe-Nd-B焼結磁石、Fe-Nd-B急冷磁石などが知
られており、またさらに高い性能を目指してFe-Sm-
N系磁石などの新しい合金磁石の研究も数多くなされて
いる。
た性能を有する磁石材料として、Sm-Co焼結磁石、
Fe-Nd-B焼結磁石、Fe-Nd-B急冷磁石などが知
られており、またさらに高い性能を目指してFe-Sm-
N系磁石などの新しい合金磁石の研究も数多くなされて
いる。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
の磁石材料においては、10原子%以上のNd、または
8原子%以上のSmが必要であり、高価な希土類元素の
使用量が多いことからフェライト磁石よりも製造コスト
が高くなってしまうという欠点があった。またフェライ
ト磁石は、これらの希土類磁石に比べてコストは低い
が、磁気的特性が不十分であった。このため、低コスト
でフェライト磁石以上の硬磁性を示すような磁石材料の
出現が望まれていた。
の磁石材料においては、10原子%以上のNd、または
8原子%以上のSmが必要であり、高価な希土類元素の
使用量が多いことからフェライト磁石よりも製造コスト
が高くなってしまうという欠点があった。またフェライ
ト磁石は、これらの希土類磁石に比べてコストは低い
が、磁気的特性が不十分であった。このため、低コスト
でフェライト磁石以上の硬磁性を示すような磁石材料の
出現が望まれていた。
【0004】本発明者らは上記事情に鑑み、低コストで
優れた硬磁気特性を備えた硬磁性材料について研究した
結果、特願平8−68822号明細書に記載されている
ようにFe、Co、Niのうち1種以上の元素を主成分
とし、希土類元素のうちの1種または2種以上からなる
元素Rと、Zr、Nb、Ta、Hfのうち1種または2
種以上からなる元素Mと、ホウ素Bとを含み、組織のう
ちの50%以上、好ましくは60%以上が平均結晶粒径
100nm以下の微細結晶相であり、残部が非晶質相で
あり、上記微細結晶相としてbcc-Feと、固溶元素
を含むFe-B化合物および/またはFe14R2B1を主
体とすることを特徴とする硬磁性材料を発明した。
優れた硬磁気特性を備えた硬磁性材料について研究した
結果、特願平8−68822号明細書に記載されている
ようにFe、Co、Niのうち1種以上の元素を主成分
とし、希土類元素のうちの1種または2種以上からなる
元素Rと、Zr、Nb、Ta、Hfのうち1種または2
種以上からなる元素Mと、ホウ素Bとを含み、組織のう
ちの50%以上、好ましくは60%以上が平均結晶粒径
100nm以下の微細結晶相であり、残部が非晶質相で
あり、上記微細結晶相としてbcc-Feと、固溶元素
を含むFe-B化合物および/またはFe14R2B1を主
体とすることを特徴とする硬磁性材料を発明した。
【0005】しかし、上記の硬磁性材料は、例えば回転
ドラムに溶湯を吹き付けて急冷して薄帯状に形成する製
造方法、または溶湯を冷却用気体中に噴出して液滴状態
で急冷して粉末状に形成する製造方法などによって製造
されるものであるので、薄帯状もしくは粉末の形態でし
か得られず、このままでは例えばモーター、アクチュエ
ータ、スピーカーなどに使用し得る形状の塊状(バルク
状)の磁石を得ることができなかった。
ドラムに溶湯を吹き付けて急冷して薄帯状に形成する製
造方法、または溶湯を冷却用気体中に噴出して液滴状態
で急冷して粉末状に形成する製造方法などによって製造
されるものであるので、薄帯状もしくは粉末の形態でし
か得られず、このままでは例えばモーター、アクチュエ
ータ、スピーカーなどに使用し得る形状の塊状(バルク
状)の磁石を得ることができなかった。
【0006】一般に粉末状の磁性体を成形してバルク状
に加工する方法として、磁性体粉末をゴムやプラスチッ
クなどの樹脂の結合材と混合して圧縮成形または射出成
形により成形する方法が従来から行われ、これらの方法
により製造された磁石は「ボンド磁石」として知られ、
形状の自由度が高いために電子部品用などとして広く用
いられている。しかし、これら従来のボンド磁石は、硬
磁性材料間結合材が介在し、全体の体積に対して磁石部
分の密度も高くできないために、残留磁化(Ir)が低
下し、硬磁気特性が低く、また、樹脂を含むために材料
強度が弱く、薄型化が困難であるという問題があった。
に加工する方法として、磁性体粉末をゴムやプラスチッ
クなどの樹脂の結合材と混合して圧縮成形または射出成
形により成形する方法が従来から行われ、これらの方法
により製造された磁石は「ボンド磁石」として知られ、
形状の自由度が高いために電子部品用などとして広く用
いられている。しかし、これら従来のボンド磁石は、硬
磁性材料間結合材が介在し、全体の体積に対して磁石部
分の密度も高くできないために、残留磁化(Ir)が低
下し、硬磁気特性が低く、また、樹脂を含むために材料
強度が弱く、薄型化が困難であるという問題があった。
【0007】また、薄板化という観点から従来のSm-
Co磁石を見ると、この磁石を厚さ数mm以下に研磨し
て薄型化すると極めて割れやすく、取り扱いに問題を生
じ易い欠点があった。なお、Sm-Co磁石でボンド磁
石を作製することもできるが、上述の如く樹脂を含むた
めに高密度化することができず、Sm-Co磁石の優れ
た硬磁気特性を損なうことになる問題があった。
Co磁石を見ると、この磁石を厚さ数mm以下に研磨し
て薄型化すると極めて割れやすく、取り扱いに問題を生
じ易い欠点があった。なお、Sm-Co磁石でボンド磁
石を作製することもできるが、上述の如く樹脂を含むた
めに高密度化することができず、Sm-Co磁石の優れ
た硬磁気特性を損なうことになる問題があった。
【0008】本発明は、上記の課題を解決するためにな
されたものであって、その目的は、材料強度に優れて薄
型化が容易であり、硬質磁気性能にも優れた硬磁性合金
圧密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金圧密体を提
供することにある。
されたものであって、その目的は、材料強度に優れて薄
型化が容易であり、硬質磁気性能にも優れた硬磁性合金
圧密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金圧密体を提
供することにある。
【0009】
【課題を解決するための手段】本発明は前記事情に鑑み
てなされたもので、希土類元素のうちの1種以上からな
る元素Rが4〜20原子%と、Bが2〜20原子%含ま
れるFe系又はFeCo系合金よりなり、急冷により平
均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相が析出した組
織とされた合金が応力下において結晶化または粒成長さ
れて、前記組織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相
と、ハード磁性相との混相状態が形成されるとともに該
ハード磁性相に異方性が付与されてなり、保磁力が1k
Oe以上であることを特徴とする。また、希土類元素の
うちの1種以上からなる元素Rが3〜20原子%と、B
が2〜20原子%含まれるFe系又はFeCo系合金よ
りなり、急冷により非晶質相を含む組織とされた合金が
応力下において前記非晶質相が結晶化されて、前記組織
中に平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相が析出
するとともに、ソフト磁性相又は準ハード磁性相と、ハ
ード磁性相との混相状態が形成され、かつ前記ハード磁
性相に異方性が付与されてなり、保磁力が1kOe以上
であることを特徴とするものでも良い。
てなされたもので、希土類元素のうちの1種以上からな
る元素Rが4〜20原子%と、Bが2〜20原子%含ま
れるFe系又はFeCo系合金よりなり、急冷により平
均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相が析出した組
織とされた合金が応力下において結晶化または粒成長さ
れて、前記組織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相
と、ハード磁性相との混相状態が形成されるとともに該
ハード磁性相に異方性が付与されてなり、保磁力が1k
Oe以上であることを特徴とする。また、希土類元素の
うちの1種以上からなる元素Rが3〜20原子%と、B
が2〜20原子%含まれるFe系又はFeCo系合金よ
りなり、急冷により非晶質相を含む組織とされた合金が
応力下において前記非晶質相が結晶化されて、前記組織
中に平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相が析出
するとともに、ソフト磁性相又は準ハード磁性相と、ハ
ード磁性相との混相状態が形成され、かつ前記ハード磁
性相に異方性が付与されてなり、保磁力が1kOe以上
であることを特徴とするものでも良い。
【0010】先に記載の構成の硬磁性合金圧密体におい
て、応力下において結晶化または粒成長された合金に4
00〜1000℃で熱処理が施されて組織中に平均結晶
粒径100nm以下の微細結晶質相が主相として析出さ
れたことを特徴とするものでも良い。先に記載の硬磁性
合金圧密体において、bcc(体心立方構造)-Fe相
またはbcc−FeCo相と、固溶元素を含むFe−B
の化合物と、非晶質相とが少なくとも析出した保磁力が
1kOe以下のソフト磁性相または準ハード磁性相と、
Fe14R2 B相(式中、Rは、希土類元素のうちの1種
以上の元素を表す)の単体が少なくとも析出した保磁力
が1kOe以上のハード磁性相とがそれぞれ10vol
(体積)%以上含まれていることを特徴とするものでも
良い。先に記載の硬磁性合金圧密体において、急冷によ
り非晶質相又は平均結晶粒径100nm以下の微細結晶
質相が析出した組織とされた合金が応力下において結晶
化または粒成長されるとともに圧密化されてなることを
特徴とするものでも良い。
て、応力下において結晶化または粒成長された合金に4
00〜1000℃で熱処理が施されて組織中に平均結晶
粒径100nm以下の微細結晶質相が主相として析出さ
れたことを特徴とするものでも良い。先に記載の硬磁性
合金圧密体において、bcc(体心立方構造)-Fe相
またはbcc−FeCo相と、固溶元素を含むFe−B
の化合物と、非晶質相とが少なくとも析出した保磁力が
1kOe以下のソフト磁性相または準ハード磁性相と、
Fe14R2 B相(式中、Rは、希土類元素のうちの1種
以上の元素を表す)の単体が少なくとも析出した保磁力
が1kOe以上のハード磁性相とがそれぞれ10vol
(体積)%以上含まれていることを特徴とするものでも
良い。先に記載の硬磁性合金圧密体において、急冷によ
り非晶質相又は平均結晶粒径100nm以下の微細結晶
質相が析出した組織とされた合金が応力下において結晶
化または粒成長されるとともに圧密化されてなることを
特徴とするものでも良い。
【0011】先に記載の硬磁性合金圧密体において、非
晶質相を含み、結晶化したときに硬磁性を発現する合金
が結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形さ
れてなることを特徴とするものでも良い。先に記載の硬
磁性合金圧密体において、応力下において前記合金が加
熱されることを特徴とするものでも良い。先に記載の硬
磁性合金圧密体において、下記組成式で表される合金が
用いられることを特徴とするものでも良い。 TxMyRzBw ただし、Tは、Fe、Co、Niのうちの1種以上の元
素、Rは、希土類元素のうちの1種以上の元素、Mは、
Zr、Nb、Ta、Hf、Ti、V、Mo、Wのうちの
1種以上の元素、Bはホウ素を表し、組成比を示すx、
y、z、wは原子%で、50≦x、0≦y≦15、3≦z≦2
0、2≦w≦20である。次に、前記組成式中の組成比
を示すx、y、z、wは原子%で、80≦x≦93、0.5≦
y≦5、3≦z≦10、3≦w≦7でも良い。更に、前記
組成式中の組成比を示すx、y、z、wは原子%で、86≦
x≦93、0.5≦y≦3、3≦z≦7、3≦w≦5である
ことを特徴とするものでも良い。
晶質相を含み、結晶化したときに硬磁性を発現する合金
が結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形さ
れてなることを特徴とするものでも良い。先に記載の硬
磁性合金圧密体において、応力下において前記合金が加
熱されることを特徴とするものでも良い。先に記載の硬
磁性合金圧密体において、下記組成式で表される合金が
用いられることを特徴とするものでも良い。 TxMyRzBw ただし、Tは、Fe、Co、Niのうちの1種以上の元
素、Rは、希土類元素のうちの1種以上の元素、Mは、
Zr、Nb、Ta、Hf、Ti、V、Mo、Wのうちの
1種以上の元素、Bはホウ素を表し、組成比を示すx、
y、z、wは原子%で、50≦x、0≦y≦15、3≦z≦2
0、2≦w≦20である。次に、前記組成式中の組成比
を示すx、y、z、wは原子%で、80≦x≦93、0.5≦
y≦5、3≦z≦10、3≦w≦7でも良い。更に、前記
組成式中の組成比を示すx、y、z、wは原子%で、86≦
x≦93、0.5≦y≦3、3≦z≦7、3≦w≦5である
ことを特徴とするものでも良い。
【0012】次に、下記組成式を有することを特徴とす
る硬磁性合金圧密体でも良い。 TxMyRzBwEv ただし、Tは、Fe、Co、Niのうちの1種以上の元
素、Rは、希土類元素のうちの1種以上の元素、Mは、
Zr、Nb、Ta、Hf、Ti、V、Mo、Wのうちの
1種以上の元素、Bはホウ素を表し、EはCr、Al、
Pt、Ru、Rh、Pd、Os、Ir、Cu、Ag、A
u、Ga、Geのうちの1種以上の元素を表すととも
に、組成比を示すx、y、z、w、vは原子%で、50≦x、
0≦y≦15、3≦z≦20、2≦w≦20、0≦v≦10
である。更に、前記組成式中の組成比を示すx、y、z、
w、vは原子%で、80≦x≦93、0.5≦y≦5、3≦z
≦10、3≦w≦7、0≦v≦5であることを特徴とする
ものでも良い。前記組成式中の組成比を示すx、y、z、
w、vは原子%で、86≦x≦93、0.5≦y≦3、3≦z
≦7、3≦w≦5、0.1≦v≦5でも良い。 先に記載
の硬磁性合金圧密体において、SiがT元素置換で0.
5〜5原子%添加されてなることを特徴とするものでも
良い。先に記載の硬磁性合金圧密体において、前記合金
に含まれる希土類元素Rには少なくともNdまたはPr
が含まれていることが好ましい。先に記載の硬磁性合金
圧密体において、前記合金を圧密化して得られる圧密体
の相対密度が90%以上であることが好ましい。先に記
載の硬磁性合金圧密体は、残留磁化が90emu/g以
上のものであることが好ましい。先に記載の硬磁性合金
圧密体は、飽和磁化(Is)に対する残留磁化(Ir)
の比率が0.6以上のものであることが好ましい。
る硬磁性合金圧密体でも良い。 TxMyRzBwEv ただし、Tは、Fe、Co、Niのうちの1種以上の元
素、Rは、希土類元素のうちの1種以上の元素、Mは、
Zr、Nb、Ta、Hf、Ti、V、Mo、Wのうちの
1種以上の元素、Bはホウ素を表し、EはCr、Al、
Pt、Ru、Rh、Pd、Os、Ir、Cu、Ag、A
u、Ga、Geのうちの1種以上の元素を表すととも
に、組成比を示すx、y、z、w、vは原子%で、50≦x、
0≦y≦15、3≦z≦20、2≦w≦20、0≦v≦10
である。更に、前記組成式中の組成比を示すx、y、z、
w、vは原子%で、80≦x≦93、0.5≦y≦5、3≦z
≦10、3≦w≦7、0≦v≦5であることを特徴とする
ものでも良い。前記組成式中の組成比を示すx、y、z、
w、vは原子%で、86≦x≦93、0.5≦y≦3、3≦z
≦7、3≦w≦5、0.1≦v≦5でも良い。 先に記載
の硬磁性合金圧密体において、SiがT元素置換で0.
5〜5原子%添加されてなることを特徴とするものでも
良い。先に記載の硬磁性合金圧密体において、前記合金
に含まれる希土類元素Rには少なくともNdまたはPr
が含まれていることが好ましい。先に記載の硬磁性合金
圧密体において、前記合金を圧密化して得られる圧密体
の相対密度が90%以上であることが好ましい。先に記
載の硬磁性合金圧密体は、残留磁化が90emu/g以
上のものであることが好ましい。先に記載の硬磁性合金
圧密体は、飽和磁化(Is)に対する残留磁化(Ir)
の比率が0.6以上のものであることが好ましい。
【0013】次に本発明方法は、希土類元素のうちの1
種以上からなる元素Rが3〜20原子%と、Bが2〜2
0原子%含まれるFe系又はFeCo系合金を急冷する
ことにより前記合金を平均結晶粒径100nm以下の微
細結晶質相を析出した組織した後、該合金を応力下にお
いて結晶化または粒成長させて、前記組織中にソフト磁
性相または準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状
態を形成するとともに該ハード磁性相に異方性を付与す
る工程を少なくとも備えてなることを特徴とする製造方
法である。更に本発明方法は、希土類元素のうちの1種
以上からなる元素Rが3〜20原子%と、Bが2〜20
原子%含まれるFe系又はFeCo系合金を急冷するこ
とより前記合金を非晶質相からなる組織とした後、該合
金を応力下において前記非晶質相を結晶化して、前記組
織中に平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相を析
出させるとともにソフト磁性相または準ハード磁性相
と、ハード磁性相との混相状態を形成し、かつ前記ハー
ド磁性相に異方性を付与する工程を少なくとも備えてな
ることを特徴とする。
種以上からなる元素Rが3〜20原子%と、Bが2〜2
0原子%含まれるFe系又はFeCo系合金を急冷する
ことにより前記合金を平均結晶粒径100nm以下の微
細結晶質相を析出した組織した後、該合金を応力下にお
いて結晶化または粒成長させて、前記組織中にソフト磁
性相または準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状
態を形成するとともに該ハード磁性相に異方性を付与す
る工程を少なくとも備えてなることを特徴とする製造方
法である。更に本発明方法は、希土類元素のうちの1種
以上からなる元素Rが3〜20原子%と、Bが2〜20
原子%含まれるFe系又はFeCo系合金を急冷するこ
とより前記合金を非晶質相からなる組織とした後、該合
金を応力下において前記非晶質相を結晶化して、前記組
織中に平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相を析
出させるとともにソフト磁性相または準ハード磁性相
と、ハード磁性相との混相状態を形成し、かつ前記ハー
ド磁性相に異方性を付与する工程を少なくとも備えてな
ることを特徴とする。
【0014】先に記載の硬磁性合金圧密体の製造方法に
おいて、前記合金を応力下において結晶化または粒成長
させた後、400〜1000℃で熱処理を施すことによ
り組織中に平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相
を主相として析出することを特徴とするものでも良い。
先に記載の硬磁性合金圧密体の製造方法において、前記
合金を急冷することにより非晶質相または平均結晶粒径
100nm以下の微細結晶質相を析出した組織とした
後、該合金を応力下において結晶化または粒成長させる
とともに圧密化することを特徴とする製造方法でも良
い。先に記載の硬磁性合金圧密体の製造方法において、
非晶質相を含み、結晶化したときに硬磁性を発現する合
金を結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形
することを特徴とする方法でも良い。先に記載の硬磁性
合金圧密体の製造方法において、応力下において合金を
加熱することを特徴とする製造方法でも良い。次に、先
に記載の硬磁性合金圧密体の製造方法において、前記合
金を圧密化することにより相対密度が90%以上の圧密
体を得る方法でも良い。
おいて、前記合金を応力下において結晶化または粒成長
させた後、400〜1000℃で熱処理を施すことによ
り組織中に平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相
を主相として析出することを特徴とするものでも良い。
先に記載の硬磁性合金圧密体の製造方法において、前記
合金を急冷することにより非晶質相または平均結晶粒径
100nm以下の微細結晶質相を析出した組織とした
後、該合金を応力下において結晶化または粒成長させる
とともに圧密化することを特徴とする製造方法でも良
い。先に記載の硬磁性合金圧密体の製造方法において、
非晶質相を含み、結晶化したときに硬磁性を発現する合
金を結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形
することを特徴とする方法でも良い。先に記載の硬磁性
合金圧密体の製造方法において、応力下において合金を
加熱することを特徴とする製造方法でも良い。次に、先
に記載の硬磁性合金圧密体の製造方法において、前記合
金を圧密化することにより相対密度が90%以上の圧密
体を得る方法でも良い。
【0015】次に本発明の薄型硬磁性合金圧密体は、希
土類元素のうちの1種以上からなる元素Rが3〜20原
子%と、Bが2〜20原子%含まれるFe系又はFeC
o系合金よりなり、厚さhと面積Sの比率h/Sが、
0.01≦h/S0.5≦0.3の関係を満足し、相対密度
が90%以上であることを特徴とするものでも良い。次
に、希土類元素のうちの1種以上からなる元素Rが3〜
20原子%と、Bが2〜20原子%含まれるFe系又は
FeCo系合金よりなり、厚さが50μm以上、2mm
以下であり、相対密度が90%以上であることを特徴と
するものでも良い。更に、急冷により平均結晶粒径10
0nm以下の微細結晶質相が析出した組織とされた合金
が、応力下において結晶化または粒成長されて、前記組
織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相と、ハード磁性
相との混相状態が形成されてなることを特徴とする薄型
硬磁性合金圧密体でも良い。更に、急冷により非晶質相
を含む組織とされた合金が応力下において前記非晶質相
が結晶化されて、前記組織中に平均結晶粒径100nm
以下の微細結晶質相が析出されるとともに、ソフト磁性
相又は準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状態が
形成されてなることを特徴とするものでも良い。
土類元素のうちの1種以上からなる元素Rが3〜20原
子%と、Bが2〜20原子%含まれるFe系又はFeC
o系合金よりなり、厚さhと面積Sの比率h/Sが、
0.01≦h/S0.5≦0.3の関係を満足し、相対密度
が90%以上であることを特徴とするものでも良い。次
に、希土類元素のうちの1種以上からなる元素Rが3〜
20原子%と、Bが2〜20原子%含まれるFe系又は
FeCo系合金よりなり、厚さが50μm以上、2mm
以下であり、相対密度が90%以上であることを特徴と
するものでも良い。更に、急冷により平均結晶粒径10
0nm以下の微細結晶質相が析出した組織とされた合金
が、応力下において結晶化または粒成長されて、前記組
織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相と、ハード磁性
相との混相状態が形成されてなることを特徴とする薄型
硬磁性合金圧密体でも良い。更に、急冷により非晶質相
を含む組織とされた合金が応力下において前記非晶質相
が結晶化されて、前記組織中に平均結晶粒径100nm
以下の微細結晶質相が析出されるとともに、ソフト磁性
相又は準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状態が
形成されてなることを特徴とするものでも良い。
【0016】次に、先のいずれかに記載の硬磁性合金圧
密体の特徴を有し、厚さが50μm以上、2mm以下で
あり、相対密度が90%以上であることを特徴とする薄
型硬磁性合金圧密体でも良い。先のいずれかに記載の硬
磁性合金圧密体の製造方法で得られ、厚さが50μm以
上、2mm以下であり、相対密度が90%以上であるこ
とを特徴とする薄型硬磁性合金圧密体でも良い。
密体の特徴を有し、厚さが50μm以上、2mm以下で
あり、相対密度が90%以上であることを特徴とする薄
型硬磁性合金圧密体でも良い。先のいずれかに記載の硬
磁性合金圧密体の製造方法で得られ、厚さが50μm以
上、2mm以下であり、相対密度が90%以上であるこ
とを特徴とする薄型硬磁性合金圧密体でも良い。
【0017】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳しく説明する。
本発明に係る硬磁性合金圧密体は、基本的には、希土類
元素のうちの1種以上からなる元素Rを4〜20原子%
と、Bを2〜20原子%含むFe系又はFeCo系合金
からなり、急冷により平均結晶粒径100nm以下の微
細結晶質相が析出した組織、あるいは、非晶質相からな
る組織とされた合金が応力下において結晶化または粒成
長されて上記平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質
相が析出した組織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相
と、ハード磁性相との混相状態が形成されるか、あるい
は、上記非晶質相からなる組織中に平均結晶粒径100
nm以下の微細結晶質相が析出されるとともに上記混相
状態が形成されてなるものである。また、上記ハード磁
性相には磁気異方性が付与されていることが好ましい。
上記Fe系又はFeCo系合金としては、非晶質相を含
む合金(非晶質合金)あるいは多少の結晶質相を含む非
晶質合金であって、結晶化したときに硬磁性を発現する
ものが用いられる。
本発明に係る硬磁性合金圧密体は、基本的には、希土類
元素のうちの1種以上からなる元素Rを4〜20原子%
と、Bを2〜20原子%含むFe系又はFeCo系合金
からなり、急冷により平均結晶粒径100nm以下の微
細結晶質相が析出した組織、あるいは、非晶質相からな
る組織とされた合金が応力下において結晶化または粒成
長されて上記平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質
相が析出した組織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相
と、ハード磁性相との混相状態が形成されるか、あるい
は、上記非晶質相からなる組織中に平均結晶粒径100
nm以下の微細結晶質相が析出されるとともに上記混相
状態が形成されてなるものである。また、上記ハード磁
性相には磁気異方性が付与されていることが好ましい。
上記Fe系又はFeCo系合金としては、非晶質相を含
む合金(非晶質合金)あるいは多少の結晶質相を含む非
晶質合金であって、結晶化したときに硬磁性を発現する
ものが用いられる。
【0018】このような硬磁性合金圧密体を製造するに
は、まず、成型用の合金粉末(粉粒体)を用意する。こ
の合金粉末は、上記非晶質合金を溶湯から急冷して薄帯
状あるいは粉末状の状態で得る工程と、上記薄帯状のも
のは粉砕して粉末化する工程とにより得られる。ここで
得られた合金粉末の粒径のうち、後工程に用いるものの
粉末粒径としては、粒径35μm〜150μmの範囲の
ものが好ましく、50〜100μmの範囲のものがより
好ましい。この理由は、150μmを超える粉末粒径の
大きいものは製造時に非晶質化が十分になされていない
おそれがあるためであり、30μm未満の粉末粒径の小
さいものはミル等で粉砕して粉末化した場合に酸化の問
題あるいはミルの内壁や粉砕刃の構成物質の一部などの
異物が混入するおそれがあるためである。上記溶湯から
非晶質合金あるいは多少の結晶質相を含む非晶質合金を
得る方法としては、回転ドラムに溶湯を吹き付けて急冷
して薄帯状に形成する方法、溶湯を冷却用気体中に噴出
して液滴状態で急冷して粉末状に形成する方法、あるい
はスパッタリングやCVD法による方法等を用いること
ができ、本発明に用いる非晶質合金は、これらのいずれ
の方法により作製されたものであってもよい。急冷によ
り得られた合金薄帯あるいは合金粉末は、平均結晶粒径
100nm以下の微細結晶質相が析出した組織か、ある
いは非晶質相からなる組織から構成されている。
は、まず、成型用の合金粉末(粉粒体)を用意する。こ
の合金粉末は、上記非晶質合金を溶湯から急冷して薄帯
状あるいは粉末状の状態で得る工程と、上記薄帯状のも
のは粉砕して粉末化する工程とにより得られる。ここで
得られた合金粉末の粒径のうち、後工程に用いるものの
粉末粒径としては、粒径35μm〜150μmの範囲の
ものが好ましく、50〜100μmの範囲のものがより
好ましい。この理由は、150μmを超える粉末粒径の
大きいものは製造時に非晶質化が十分になされていない
おそれがあるためであり、30μm未満の粉末粒径の小
さいものはミル等で粉砕して粉末化した場合に酸化の問
題あるいはミルの内壁や粉砕刃の構成物質の一部などの
異物が混入するおそれがあるためである。上記溶湯から
非晶質合金あるいは多少の結晶質相を含む非晶質合金を
得る方法としては、回転ドラムに溶湯を吹き付けて急冷
して薄帯状に形成する方法、溶湯を冷却用気体中に噴出
して液滴状態で急冷して粉末状に形成する方法、あるい
はスパッタリングやCVD法による方法等を用いること
ができ、本発明に用いる非晶質合金は、これらのいずれ
の方法により作製されたものであってもよい。急冷によ
り得られた合金薄帯あるいは合金粉末は、平均結晶粒径
100nm以下の微細結晶質相が析出した組織か、ある
いは非晶質相からなる組織から構成されている。
【0019】ついで、得られた合金粉末を応力下におい
て合金粉末中の非晶質相を結晶化または微細結晶質相を
粒成長させると同時にあるいはこれに引き続いて高圧力
で圧密化することにより、上記平均結晶粒径100nm
以下の微細結晶質相が析出した組織中にソフト磁性相又
は準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状態が形成
されるか、あるいは上記非晶質相からなる組織中に平均
結晶粒径100nm以下の微細結晶質相が析出するとと
もに上記混相状態が形成され、更に好ましくは上記ハー
ド磁性相に異方性が付与される。このようにハード磁性
相に異方性が付与されていると、等方性の場合と比較し
て、より高い残留磁化(Ir)が得られる。
て合金粉末中の非晶質相を結晶化または微細結晶質相を
粒成長させると同時にあるいはこれに引き続いて高圧力
で圧密化することにより、上記平均結晶粒径100nm
以下の微細結晶質相が析出した組織中にソフト磁性相又
は準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状態が形成
されるか、あるいは上記非晶質相からなる組織中に平均
結晶粒径100nm以下の微細結晶質相が析出するとと
もに上記混相状態が形成され、更に好ましくは上記ハー
ド磁性相に異方性が付与される。このようにハード磁性
相に異方性が付与されていると、等方性の場合と比較し
て、より高い残留磁化(Ir)が得られる。
【0020】前記合金粉末を応力下において結晶化また
は粒成長させる際、加熱することが好ましい。また、合
金粉末を圧密化する際、結晶化反応時に起こる軟化現象
を利用して固化成形することが好ましい。ここで非晶質
合金の結晶化反応時における軟化現象を利用して固化成
形するのは、非晶質合金中の非晶質相を結晶化温度、ま
たはその前段階で加熱する際に軟化現象が顕著に発現
し、このような軟化現象が起こると、非晶質合金の粉末
が加圧下に互いに圧着し一体化するので、この軟化した
非晶質合金を固化成形することにより、高密度(高い相
対密度)の硬磁性合金圧密体が得られるからである。ま
た、圧熱により固化成形するに際しては、強固な結合が
得られ、しかも強力な硬磁性を有する永久磁石が得られ
る点で非晶質相を50重量%以上含む合金を用いること
が好ましい。
は粒成長させる際、加熱することが好ましい。また、合
金粉末を圧密化する際、結晶化反応時に起こる軟化現象
を利用して固化成形することが好ましい。ここで非晶質
合金の結晶化反応時における軟化現象を利用して固化成
形するのは、非晶質合金中の非晶質相を結晶化温度、ま
たはその前段階で加熱する際に軟化現象が顕著に発現
し、このような軟化現象が起こると、非晶質合金の粉末
が加圧下に互いに圧着し一体化するので、この軟化した
非晶質合金を固化成形することにより、高密度(高い相
対密度)の硬磁性合金圧密体が得られるからである。ま
た、圧熱により固化成形するに際しては、強固な結合が
得られ、しかも強力な硬磁性を有する永久磁石が得られ
る点で非晶質相を50重量%以上含む合金を用いること
が好ましい。
【0021】上記合金粉末を用いて圧密体を作製する具
体例としては、放電プラズマ焼結装置を用いて合金粉末
に圧力を加えて成形すると同時にパルス電流を合金粉末
に印加して非晶質合金の結晶化温度またはその付近の温
度で所定時間加熱することによって結晶化または粒成長
して圧密体を得るか、あるいは合金粉末にパルス電流を
印加して昇温していき、非晶質合金の結晶化温度付近の
温度でパンチ等の加圧体で上下または左右から圧力を加
えて圧密体を得るようにしてもよい。
体例としては、放電プラズマ焼結装置を用いて合金粉末
に圧力を加えて成形すると同時にパルス電流を合金粉末
に印加して非晶質合金の結晶化温度またはその付近の温
度で所定時間加熱することによって結晶化または粒成長
して圧密体を得るか、あるいは合金粉末にパルス電流を
印加して昇温していき、非晶質合金の結晶化温度付近の
温度でパンチ等の加圧体で上下または左右から圧力を加
えて圧密体を得るようにしてもよい。
【0022】図1は本発明に係る硬磁性合金圧密体を製
造するために用いて好適な放電プラズマ焼結装置の一例
の要部を示すもので、この例の放電プラズマ焼結装置
は、WC等の超硬合金製のダイス1と、このダイス1の
内部に挿入されるWC等の超硬合金製の上パンチ2およ
び下パンチ3と、上記ダイス1の外部に設けられたWC
等の超硬合金製の外枠ダイス8と、下パンチ3を支え、
後述するパルス電流を流す際の一方の電極ともなる基台
4と、上パンチ2を下側に押圧し、パルス電流を流す他
方の電極となる基台5と、上下のパンチ2、3に挟まれ
た上記合金粉末6の温度を測定する熱電対7を主体とし
て構成されている。
造するために用いて好適な放電プラズマ焼結装置の一例
の要部を示すもので、この例の放電プラズマ焼結装置
は、WC等の超硬合金製のダイス1と、このダイス1の
内部に挿入されるWC等の超硬合金製の上パンチ2およ
び下パンチ3と、上記ダイス1の外部に設けられたWC
等の超硬合金製の外枠ダイス8と、下パンチ3を支え、
後述するパルス電流を流す際の一方の電極ともなる基台
4と、上パンチ2を下側に押圧し、パルス電流を流す他
方の電極となる基台5と、上下のパンチ2、3に挟まれ
た上記合金粉末6の温度を測定する熱電対7を主体とし
て構成されている。
【0023】図3に、上記プラズマ焼結装置の全体構造
を示す。図3に示すプラズマ焼結装置Aは、住友石炭鉱
業株式会社製のモデルSPS−2050と称される放電
プラズマ焼結機の一種であり、図1に示す構造を要部と
するものである。図3に示す装置においては、上部基盤
11と下部基盤12を有し、上部の基盤11に接してチ
ャンバ13が設けられ、このチャンバ13の内部に図1
に示す構造の大部分が収納されて構成され、このチャン
バ13は図示略の真空排気装置および雰囲気ガスの供給
装置に接続されていて、上下のパンチ2、3の間に充填
される上記原料粉末6を不活性ガス雰囲気などの所望の
雰囲気下に保持できるように構成されている。なお、図
1と図3では通電装置が省略されているが、上下のパン
チ2、3および基台4、5には別途設けた通電装置が接
続されていてこの通電装置から図2に示すようなパルス
電流をパンチ2、3および基台4、5を介して通電でき
るように構成されている。
を示す。図3に示すプラズマ焼結装置Aは、住友石炭鉱
業株式会社製のモデルSPS−2050と称される放電
プラズマ焼結機の一種であり、図1に示す構造を要部と
するものである。図3に示す装置においては、上部基盤
11と下部基盤12を有し、上部の基盤11に接してチ
ャンバ13が設けられ、このチャンバ13の内部に図1
に示す構造の大部分が収納されて構成され、このチャン
バ13は図示略の真空排気装置および雰囲気ガスの供給
装置に接続されていて、上下のパンチ2、3の間に充填
される上記原料粉末6を不活性ガス雰囲気などの所望の
雰囲気下に保持できるように構成されている。なお、図
1と図3では通電装置が省略されているが、上下のパン
チ2、3および基台4、5には別途設けた通電装置が接
続されていてこの通電装置から図2に示すようなパルス
電流をパンチ2、3および基台4、5を介して通電でき
るように構成されている。
【0024】図1と図3に示した放電プラズマ焼結装置
を用いて目的とする圧密体を作製するには、例えば、合
金粉末6を上下のパンチ2、3の間に投入し、チャンバ
13の内部を真空引きするとともに、パンチ2、3で上
下から圧力を加えて成形すると同時に、例えば図2に示
すようなパルス電流を合金粉末6に印加して非晶質合金
の結晶化温度またはその付近の温度で所定時間加熱する
ことによって、応力下で結晶化または粒成長すると圧密
体が得られる。
を用いて目的とする圧密体を作製するには、例えば、合
金粉末6を上下のパンチ2、3の間に投入し、チャンバ
13の内部を真空引きするとともに、パンチ2、3で上
下から圧力を加えて成形すると同時に、例えば図2に示
すようなパルス電流を合金粉末6に印加して非晶質合金
の結晶化温度またはその付近の温度で所定時間加熱する
ことによって、応力下で結晶化または粒成長すると圧密
体が得られる。
【0025】ここで放電プラズマ焼結法を行う際の印加
圧力は、200〜1500MPa、好ましくは500〜
1000MPaで結晶化または粒成長するとともに成形
することが好ましい。印加圧力が200MPa未満であ
ると、ハード磁性相に異方性をつけることが困難であ
り、また、得られる圧密体の空隙率が大きく、成形密度
が小さくなるのため好ましくない。印加圧力が1500
MPaを越えると、高温でWC製のダイスの強度が不足
するため好ましくないが、ダイスとして更に高い強度の
合金製のものを用い、プラズマ焼結装置の加圧機構を強
力にするならば更に高い圧力を用いても良いのは勿論で
ある。ここで合金粉末6を加熱する際の昇温速度は、1
0℃/分(0.17℃分秒)以上、好ましくは20℃/
分(0.33℃/分)以上とされる。昇温速度が10℃
/分未満であると、結晶粒が粗大化するため非晶質相中
あるいはソフト磁性相中において近接するハード磁性相
どうしの磁気的交換結合力が弱まり、硬磁気特性が劣化
するため好ましくない。
圧力は、200〜1500MPa、好ましくは500〜
1000MPaで結晶化または粒成長するとともに成形
することが好ましい。印加圧力が200MPa未満であ
ると、ハード磁性相に異方性をつけることが困難であ
り、また、得られる圧密体の空隙率が大きく、成形密度
が小さくなるのため好ましくない。印加圧力が1500
MPaを越えると、高温でWC製のダイスの強度が不足
するため好ましくないが、ダイスとして更に高い強度の
合金製のものを用い、プラズマ焼結装置の加圧機構を強
力にするならば更に高い圧力を用いても良いのは勿論で
ある。ここで合金粉末6を加熱する際の昇温速度は、1
0℃/分(0.17℃分秒)以上、好ましくは20℃/
分(0.33℃/分)以上とされる。昇温速度が10℃
/分未満であると、結晶粒が粗大化するため非晶質相中
あるいはソフト磁性相中において近接するハード磁性相
どうしの磁気的交換結合力が弱まり、硬磁気特性が劣化
するため好ましくない。
【0026】放電プラズマ焼結法を行う際に、その焼結
温度をTsとし、非晶質合金の結晶化開始温度をTxとし
た場合に、Tx−200℃≦Ts℃≦Tx+200℃の関
係を満足する温度範囲で焼結することが好ましい。焼結
温度TsがTx−200℃未満であると、温度が低すぎ
て、結晶化し難くなり、結晶化温度近傍における軟化現
象を利用できなくなり、高密度焼結体を作製できないた
め好ましくない。燒結温度TsがTx+200℃を越える
と微細結晶相が粒成長することにより硬磁気特性が劣化
し、好ましくない。このような放電プラズマ装置を用い
た放電プラズマ燒結法においては、通電電流により合金
粉末を所定の速度で素早く昇温することができ、また、
通電電流の値に応じて合金粉末の温度を厳格に管理でき
るので、ヒータによる加熱などよりも遥かに正確に温度
管理ができ、これにより予め設計した通りの理想に近い
条件で焼結ができる。
温度をTsとし、非晶質合金の結晶化開始温度をTxとし
た場合に、Tx−200℃≦Ts℃≦Tx+200℃の関
係を満足する温度範囲で焼結することが好ましい。焼結
温度TsがTx−200℃未満であると、温度が低すぎ
て、結晶化し難くなり、結晶化温度近傍における軟化現
象を利用できなくなり、高密度焼結体を作製できないた
め好ましくない。燒結温度TsがTx+200℃を越える
と微細結晶相が粒成長することにより硬磁気特性が劣化
し、好ましくない。このような放電プラズマ装置を用い
た放電プラズマ燒結法においては、通電電流により合金
粉末を所定の速度で素早く昇温することができ、また、
通電電流の値に応じて合金粉末の温度を厳格に管理でき
るので、ヒータによる加熱などよりも遥かに正確に温度
管理ができ、これにより予め設計した通りの理想に近い
条件で焼結ができる。
【0027】また、上述の例では、放電プラズマ焼結法
により合金粉末を応力下で結晶化または粒成長すると同
時に、またはこれに引き続いて固化成形することにより
圧密体を作製しているが、上記合金粉末を、好ましくは
金型に充填し、例えばホットプレス中で加圧しながら非
晶質合金の結晶化温度またはその付近の温度に加熱する
ことによって、結晶化または粒成長すると同時に、また
はこれに引き続いて固化成形することにより圧密体を作
製してもよい。
により合金粉末を応力下で結晶化または粒成長すると同
時に、またはこれに引き続いて固化成形することにより
圧密体を作製しているが、上記合金粉末を、好ましくは
金型に充填し、例えばホットプレス中で加圧しながら非
晶質合金の結晶化温度またはその付近の温度に加熱する
ことによって、結晶化または粒成長すると同時に、また
はこれに引き続いて固化成形することにより圧密体を作
製してもよい。
【0028】軟化現象の発現中に合金粉末を固化成形す
るに際しては、圧力、温度、成形時間などを調節するこ
とにより、圧密体の相対密度が90%以上、より好まし
くは95%以上となるように圧密することが好ましい。
これにより、得られた硬磁性合金圧密体は、きわめて緻
密な組織構造を有する強固な焼結体となり、物性的に堅
固であってしかも小型で強力な硬磁性を有する永久磁石
となる。
るに際しては、圧力、温度、成形時間などを調節するこ
とにより、圧密体の相対密度が90%以上、より好まし
くは95%以上となるように圧密することが好ましい。
これにより、得られた硬磁性合金圧密体は、きわめて緻
密な組織構造を有する強固な焼結体となり、物性的に堅
固であってしかも小型で強力な硬磁性を有する永久磁石
となる。
【0029】上記合金粉末を応力下において結晶化また
は粒成長させた後、圧密化と同時にまたは引き続いて4
00〜1000℃で熱処理により圧密体中に平均結晶粒
径100nm以下の微細結晶質相を主相として析出させ
る。これによって、硬磁性の磁気特性が発現する。ここ
での熱処理温度(アニール温度)が400℃未満である
と、硬磁気特性を担うR2Fe14B相の析出量が少ない
ため充分な硬磁気特性が得られず、好ましくない。一
方、熱処理温度が1000℃を越えると、微細結晶相の
粒成長がおこり、硬磁気特性が低下してしまうため好ま
しくない。また、特に、平均結晶粒径が100nm以下
である微細結晶相が圧密体の60体積%以上であり残部
が非晶質相となるように条件を選び、しかも上記の微細
結晶相中にbcc-Fe相またはbcc-FeCo相と、
Fe14R2 B相(式中、Rは、希土類元素のうちの1種
以上の元素を表す)とが生成するようにすれば、きわめ
て高い硬磁性特性を有する圧密体が得られる。
は粒成長させた後、圧密化と同時にまたは引き続いて4
00〜1000℃で熱処理により圧密体中に平均結晶粒
径100nm以下の微細結晶質相を主相として析出させ
る。これによって、硬磁性の磁気特性が発現する。ここ
での熱処理温度(アニール温度)が400℃未満である
と、硬磁気特性を担うR2Fe14B相の析出量が少ない
ため充分な硬磁気特性が得られず、好ましくない。一
方、熱処理温度が1000℃を越えると、微細結晶相の
粒成長がおこり、硬磁気特性が低下してしまうため好ま
しくない。また、特に、平均結晶粒径が100nm以下
である微細結晶相が圧密体の60体積%以上であり残部
が非晶質相となるように条件を選び、しかも上記の微細
結晶相中にbcc-Fe相またはbcc-FeCo相と、
Fe14R2 B相(式中、Rは、希土類元素のうちの1種
以上の元素を表す)とが生成するようにすれば、きわめ
て高い硬磁性特性を有する圧密体が得られる。
【0030】また、圧密体中に、保磁力1kOe以下の
ソフト磁性相または準ハード磁性相、保磁力1kOe以
上のハード磁性相とがそれぞれ10vol(体積)%以
上含むような条件を選び、しかも上記保磁力が1kOe
以下のソフト磁性相または準ハード磁性相にbcc(体
心立方構造)-Fe相またはbcc-FeCo相と、固溶
元素を含むFe-Bの化合物と、非晶質相とが少なくと
も析出し、かつ保磁力が1kOe以上のハード磁性相に
Fe14R2 B相(式中、Rは、希土類元素のうちの1種
以上の元素を表す)の単体が少なくとも析出するように
すれば、ソフト磁相とハード磁性相のそれぞれの特長を
備えることができる点で好ましい。保磁力1kOe以下
のソフト磁性相が10vol(体積)%未満であると、
圧密体の保磁力は大きくなるがハード磁性相を構成する
のに必要な希土類元素の濃度が高くなるため好ましくな
い。また、保磁力1kOe以上のハード磁性相が10v
ol(体積)%未満であると、硬磁性合金圧密体の保磁
力が小さくなるため好ましくない。
ソフト磁性相または準ハード磁性相、保磁力1kOe以
上のハード磁性相とがそれぞれ10vol(体積)%以
上含むような条件を選び、しかも上記保磁力が1kOe
以下のソフト磁性相または準ハード磁性相にbcc(体
心立方構造)-Fe相またはbcc-FeCo相と、固溶
元素を含むFe-Bの化合物と、非晶質相とが少なくと
も析出し、かつ保磁力が1kOe以上のハード磁性相に
Fe14R2 B相(式中、Rは、希土類元素のうちの1種
以上の元素を表す)の単体が少なくとも析出するように
すれば、ソフト磁相とハード磁性相のそれぞれの特長を
備えることができる点で好ましい。保磁力1kOe以下
のソフト磁性相が10vol(体積)%未満であると、
圧密体の保磁力は大きくなるがハード磁性相を構成する
のに必要な希土類元素の濃度が高くなるため好ましくな
い。また、保磁力1kOe以上のハード磁性相が10v
ol(体積)%未満であると、硬磁性合金圧密体の保磁
力が小さくなるため好ましくない。
【0031】上記の方法により得られた硬磁性合金圧密
体は、微細組織を実現することにより得られる微細なソ
フト磁性相とハード磁性相とを結合させた交換結合特性
を示すものであり、かつFe濃度が従来の希土類磁石よ
り高いため、残留磁化が90emu/g以上であり、飽
和磁化(Is)に対する残留磁化(Ir)の比率(角型
比Ir/Is)が0.6以上である強力な永久磁石成形
体とすることができる。 また、この硬磁性合金圧密体
は上記非晶質合金粉末が応力下において結晶化または粒
成長されたことにより、ハード磁性相に異方性が付与さ
れたものとなり、これにより一軸異方性が大きくなり、
高い残留磁化(Ir)を有する。また、この硬磁性合金
圧密体は、非晶質合金粉末が加圧下に互いに圧着し、一
体化されたものであるので、磁性体粉末を結合材を用い
て結着した従来のボンド磁石に比べて物性的に堅固であ
ってしかも小型で強力な硬磁性を有する永久磁石とな
る。また、本発明の硬磁性合金圧密体は、上述のよう
に、粉末から成形するので各種の薄型形状に成形するこ
とができる。
体は、微細組織を実現することにより得られる微細なソ
フト磁性相とハード磁性相とを結合させた交換結合特性
を示すものであり、かつFe濃度が従来の希土類磁石よ
り高いため、残留磁化が90emu/g以上であり、飽
和磁化(Is)に対する残留磁化(Ir)の比率(角型
比Ir/Is)が0.6以上である強力な永久磁石成形
体とすることができる。 また、この硬磁性合金圧密体
は上記非晶質合金粉末が応力下において結晶化または粒
成長されたことにより、ハード磁性相に異方性が付与さ
れたものとなり、これにより一軸異方性が大きくなり、
高い残留磁化(Ir)を有する。また、この硬磁性合金
圧密体は、非晶質合金粉末が加圧下に互いに圧着し、一
体化されたものであるので、磁性体粉末を結合材を用い
て結着した従来のボンド磁石に比べて物性的に堅固であ
ってしかも小型で強力な硬磁性を有する永久磁石とな
る。また、本発明の硬磁性合金圧密体は、上述のよう
に、粉末から成形するので各種の薄型形状に成形するこ
とができる。
【0032】前述のプラズマ焼結処理を行い、印加圧力
200〜1500MPa、好ましくは500〜1000
MPaで結晶化または粒成長するとともに固化成形する
ことで、充分な密度で薄板状に、例えば、90%以上の
相対密度を有する厚さ50μm〜2mmの範囲の薄板状
に容易に加工することができる。前述の急冷法で非晶質
の薄帯を得る場合は、厚さが数10μm程度〜100μ
m程度が限界であり、その幅も製造設備の規模によって
異なるが、数mm〜数10mm程度が通常である。これ
は非晶質相を得るために充分な冷却速度が必要なためで
あり、これ以上の厚さや幅の薄帯を得ようとすると、回
転ドラムを含めた液体急冷装置が極めて大がかりなもの
となり、製造コストが大幅に上昇するか、非晶質相を得
ることができ難くなる。また、ボンド磁石のように樹脂
で固めたものでは80%程度の相対密度が限界である。
200〜1500MPa、好ましくは500〜1000
MPaで結晶化または粒成長するとともに固化成形する
ことで、充分な密度で薄板状に、例えば、90%以上の
相対密度を有する厚さ50μm〜2mmの範囲の薄板状
に容易に加工することができる。前述の急冷法で非晶質
の薄帯を得る場合は、厚さが数10μm程度〜100μ
m程度が限界であり、その幅も製造設備の規模によって
異なるが、数mm〜数10mm程度が通常である。これ
は非晶質相を得るために充分な冷却速度が必要なためで
あり、これ以上の厚さや幅の薄帯を得ようとすると、回
転ドラムを含めた液体急冷装置が極めて大がかりなもの
となり、製造コストが大幅に上昇するか、非晶質相を得
ることができ難くなる。また、ボンド磁石のように樹脂
で固めたものでは80%程度の相対密度が限界である。
【0033】これに対して先に説明したプラズマ焼結法
を利用した製造方法であるならば、相対密度90%以
上、厚さ50μm〜2mm程度の硬質磁性薄板を容易に
得ることができる。次に、前記の薄型硬磁性合金圧密体
の厚さと面積の関係は、厚さをh、面積をSとしてその
比率をh/S0.5とすると、0.01≦h/S0.5≦0.3
の関係を満足することが好ましい。本発明においては、
プラズマ焼結により圧密して薄型化できるのでこのよう
な薄型硬磁性合金圧密体を得ることができる。また、圧
密化を400〜700℃程度の低温で行なうと割れにく
い特徴も有する。この400〜700℃で圧密化すると
いうことは、一般の金属材料の焼結や固化成形温度とし
て800〜1000℃程度に加熱する条件よりは低温で
の加熱条件であり、この程度の加熱条件では加熱と冷却
に伴う熱膨張収縮量も小さく、加熱冷却に伴う熱衝撃が
少ないのでクラックも入り難い。ここで前述の組成の数
10μm程度の厚さの急冷後の薄帯では熱処理により結
晶化し易く、脆い性質を有する。よって400〜700
℃の比較的低温で固化成形できるということは、800
〜1000℃の高温で固化成形して得られる材料よりも
加熱冷却に伴う熱衝撃を少なくできるので、このように
固化成形温度を比較的低く抑えることができることも、
本発明で薄型硬磁性材料を得ることができる理由の1つ
である。なお、プラズマ焼結を行っても50μm厚より
薄いものでは、パンチ2、3の間に存在する材料が少な
くなり、パンチ2、3の間に存在する材料に均一に圧力
を付加できにくくなるので、相対密度を高くすることは
難しい。
を利用した製造方法であるならば、相対密度90%以
上、厚さ50μm〜2mm程度の硬質磁性薄板を容易に
得ることができる。次に、前記の薄型硬磁性合金圧密体
の厚さと面積の関係は、厚さをh、面積をSとしてその
比率をh/S0.5とすると、0.01≦h/S0.5≦0.3
の関係を満足することが好ましい。本発明においては、
プラズマ焼結により圧密して薄型化できるのでこのよう
な薄型硬磁性合金圧密体を得ることができる。また、圧
密化を400〜700℃程度の低温で行なうと割れにく
い特徴も有する。この400〜700℃で圧密化すると
いうことは、一般の金属材料の焼結や固化成形温度とし
て800〜1000℃程度に加熱する条件よりは低温で
の加熱条件であり、この程度の加熱条件では加熱と冷却
に伴う熱膨張収縮量も小さく、加熱冷却に伴う熱衝撃が
少ないのでクラックも入り難い。ここで前述の組成の数
10μm程度の厚さの急冷後の薄帯では熱処理により結
晶化し易く、脆い性質を有する。よって400〜700
℃の比較的低温で固化成形できるということは、800
〜1000℃の高温で固化成形して得られる材料よりも
加熱冷却に伴う熱衝撃を少なくできるので、このように
固化成形温度を比較的低く抑えることができることも、
本発明で薄型硬磁性材料を得ることができる理由の1つ
である。なお、プラズマ焼結を行っても50μm厚より
薄いものでは、パンチ2、3の間に存在する材料が少な
くなり、パンチ2、3の間に存在する材料に均一に圧力
を付加できにくくなるので、相対密度を高くすることは
難しい。
【0034】以上のことから、本発明の硬磁性合金圧密
体は、モーター、アクチュエータ、スピーカーなどの各
種の装置に使用される永久磁石として有用であり、製造
コストの低減を図ることができる。また、本発明の薄型
硬磁性合金圧密体は従来のSm-Co磁石などのように
薄型するとクラックが入りやすいものとは異なり、50
μm〜2mm程度までの薄型化が容易であるので、従来
のこの種の磁石用材料では得られなかった薄型の強力な
磁石を提供できる。
体は、モーター、アクチュエータ、スピーカーなどの各
種の装置に使用される永久磁石として有用であり、製造
コストの低減を図ることができる。また、本発明の薄型
硬磁性合金圧密体は従来のSm-Co磁石などのように
薄型するとクラックが入りやすいものとは異なり、50
μm〜2mm程度までの薄型化が容易であるので、従来
のこの種の磁石用材料では得られなかった薄型の強力な
磁石を提供できる。
【0035】次に、本発明の硬磁性合金圧密体の製造に
用いることができる非晶質合金について詳しく説明す
る。本発明に係る硬磁性材料は、以下の組成式で表すこ
とができる。 TxMyRzBw 上記組成式中のTは、Fe、Co、Niのうち1種以上
の元素を表わす。これらの元素Tは、本発明に係る硬磁
性材料の主成分であり、磁性を担う元素であるため、元
素Tの組成比xは50原子%以上である。元素Tの組成
比xを増加させると、それに伴って飽和磁化(Is)が
増加する。90emu/g以上の高い残留磁化(Ir)
を実現するためには、飽和磁化(Is)が少なくとも1
30emu/gは必要であり、これを満たすには元素T
の組成比xは80原子%以上であるのが望ましい。ま
た、良好な硬磁気特性を得るためには93原子%以下と
するのが好ましい。本発明の硬磁性材料においては、元
素Tの少なくとも一部としてFeが含まれていることが
必要である。
用いることができる非晶質合金について詳しく説明す
る。本発明に係る硬磁性材料は、以下の組成式で表すこ
とができる。 TxMyRzBw 上記組成式中のTは、Fe、Co、Niのうち1種以上
の元素を表わす。これらの元素Tは、本発明に係る硬磁
性材料の主成分であり、磁性を担う元素であるため、元
素Tの組成比xは50原子%以上である。元素Tの組成
比xを増加させると、それに伴って飽和磁化(Is)が
増加する。90emu/g以上の高い残留磁化(Ir)
を実現するためには、飽和磁化(Is)が少なくとも1
30emu/gは必要であり、これを満たすには元素T
の組成比xは80原子%以上であるのが望ましい。ま
た、良好な硬磁気特性を得るためには93原子%以下と
するのが好ましい。本発明の硬磁性材料においては、元
素Tの少なくとも一部としてFeが含まれていることが
必要である。
【0036】上記組成式中のMは、Zr、Nb、Ta、
Hf、Ti、V、Mo、Wのうち1種以上の元素を表わ
し、これらの元素Mは非晶質形成能が高いものである。
本発明に係る硬磁性材料において、元素Mを添加するこ
とにより、元素R(希土類元素)が低濃度の場合でも非
晶質相を形成することができる。元素R置換で元素Mの
組成比yを増加させると、それに伴って残留磁化(I
r)は増加するが、保磁力(iHc)が低下し、硬磁気
特性から軟磁気特性へと変化する。また、磁性を担う元
素T置換で元素Mを増加させると飽和磁化(Is)、残
留磁化(Ir)の減少が生じる。従って、良好な硬磁気
特性を得るために、元素Mの組成比yは0原子%以上1
5原子%以下の範囲とするのが好ましく、0.5原子%
以上5原子%以下の範囲であることがより好ましい。ま
た、0.5原子%以上3原子%以下とすると更に好まし
い。更に、非晶質相を形成し易くするためには、1原子
%以上添加すると更に好ましい。
Hf、Ti、V、Mo、Wのうち1種以上の元素を表わ
し、これらの元素Mは非晶質形成能が高いものである。
本発明に係る硬磁性材料において、元素Mを添加するこ
とにより、元素R(希土類元素)が低濃度の場合でも非
晶質相を形成することができる。元素R置換で元素Mの
組成比yを増加させると、それに伴って残留磁化(I
r)は増加するが、保磁力(iHc)が低下し、硬磁気
特性から軟磁気特性へと変化する。また、磁性を担う元
素T置換で元素Mを増加させると飽和磁化(Is)、残
留磁化(Ir)の減少が生じる。従って、良好な硬磁気
特性を得るために、元素Mの組成比yは0原子%以上1
5原子%以下の範囲とするのが好ましく、0.5原子%
以上5原子%以下の範囲であることがより好ましい。ま
た、0.5原子%以上3原子%以下とすると更に好まし
い。更に、非晶質相を形成し易くするためには、1原子
%以上添加すると更に好ましい。
【0037】上記組成式中のRは、希土類元素(Sc、
Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、G
d、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、およびL
u)のうちの1種以上の元素を表わす。元素RとFeと
Bとを含む非晶質を主相とする合金を873〜1173
K(600〜900℃)の範囲の適切な温度で加熱した
ときに析出する金属間化合物R2Fe14Bは、本発明の
硬磁性材料に優れた硬磁気特性を付与するものである。
元素Rの組成比zを増加させると、それに伴って飽和磁
化(Ir)が減少する。90emu/g以上の高い残留
磁化(Ir)を得るためには、飽和磁化(Is)が少な
くとも130emu/gは必要であり、これを満たすた
めには元素Rの組成比zは20原子%以下であることが
望ましい。また元素Rは非晶質を形成し易い元素であ
り、元素Rの組成比zが小さ過ぎると良好な非晶質相ま
たは微細結晶相を得られないため、元素Rの組成比zと
しては3原子%以上とするのが望ましく、高い飽和磁化
(Ir)と保磁力(iHc)を両立させるためには、1
0原子%以下、更に好ましくは7原子%以下とすると良
い。さらに元素Rの一部または全部をNdおよび/また
はPrで構成すると、さらに高い硬磁気特性が得られ
る。
Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、G
d、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、およびL
u)のうちの1種以上の元素を表わす。元素RとFeと
Bとを含む非晶質を主相とする合金を873〜1173
K(600〜900℃)の範囲の適切な温度で加熱した
ときに析出する金属間化合物R2Fe14Bは、本発明の
硬磁性材料に優れた硬磁気特性を付与するものである。
元素Rの組成比zを増加させると、それに伴って飽和磁
化(Ir)が減少する。90emu/g以上の高い残留
磁化(Ir)を得るためには、飽和磁化(Is)が少な
くとも130emu/gは必要であり、これを満たすた
めには元素Rの組成比zは20原子%以下であることが
望ましい。また元素Rは非晶質を形成し易い元素であ
り、元素Rの組成比zが小さ過ぎると良好な非晶質相ま
たは微細結晶相を得られないため、元素Rの組成比zと
しては3原子%以上とするのが望ましく、高い飽和磁化
(Ir)と保磁力(iHc)を両立させるためには、1
0原子%以下、更に好ましくは7原子%以下とすると良
い。さらに元素Rの一部または全部をNdおよび/また
はPrで構成すると、さらに高い硬磁気特性が得られ
る。
【0038】上記組成式中のBは、非晶質を形成し易い
元素である。また、元素RとFeとBとを含む非晶質相
を873〜1173K(600〜900℃)の範囲の適
切な温度で熱処理したときに析出する化合物R2Fe14
Bは、本発明の硬磁性材料に硬磁気特性を付与するもの
である。良好な非晶質相、または微細結晶質相を得るた
めには、Bの濃度を2原子%以上、より好ましくは3原
子%以上とするのが望ましいが、Bの組成比wの増加に
伴って飽和磁化(Is)、残留磁化(Ir)、および保
磁力(iHc)が減少するので、良好な硬磁気特性を得
るために、Bの組成比wを20原子%以下、より好まし
くは7原子%以下、更に好ましくは5原子%以下とする
のが望ましい。また、FeとBとを含む非晶質相は60
0℃〜900℃の範囲の適切な温度に加熱するとき、F
e-Bの化合物を析出する。
元素である。また、元素RとFeとBとを含む非晶質相
を873〜1173K(600〜900℃)の範囲の適
切な温度で熱処理したときに析出する化合物R2Fe14
Bは、本発明の硬磁性材料に硬磁気特性を付与するもの
である。良好な非晶質相、または微細結晶質相を得るた
めには、Bの濃度を2原子%以上、より好ましくは3原
子%以上とするのが望ましいが、Bの組成比wの増加に
伴って飽和磁化(Is)、残留磁化(Ir)、および保
磁力(iHc)が減少するので、良好な硬磁気特性を得
るために、Bの組成比wを20原子%以下、より好まし
くは7原子%以下、更に好ましくは5原子%以下とする
のが望ましい。また、FeとBとを含む非晶質相は60
0℃〜900℃の範囲の適切な温度に加熱するとき、F
e-Bの化合物を析出する。
【0039】また、本発明の硬磁性材料には、Cr、A
l、Pt、Ru、Rh、Pd、Os、Ir、Cu、A
g、Au、Ga、Geのうち1種以上の元素Eが添加さ
れていてもよく、その場合の硬磁性材料は、下記の組成
式で表すことができる。 TxMyRzBwEv この場合の磁性を担う元素Tの組成比xは、飽和磁化
(Is)を増加させる点から好ましくは50原子%以
上、より好ましくは80原子%以上93原子%以下の範
囲であり、90emu/g以上の高い残留磁化(Ir)
と高い保磁力(iHc)の両立を実現するためには86
原子%以上93原子%以下の範囲とするのが好ましい。
上記組成式中の元素Mの組成比yは、良好な硬磁気特性
を得るために好ましくは0原子%以上15原子%以下、
より好ましくは0.5原子%以上5原子%以下の範囲で
あり90emu/g以上の高い残留磁化(Ir)を実現
するためには、1原子%以上3原子%以下の範囲とする
ことが好ましい。なお、より高い残留磁化(Ir)を得
るためには組成比を0.5原子%以上1原子%以下とし
ても良い。
l、Pt、Ru、Rh、Pd、Os、Ir、Cu、A
g、Au、Ga、Geのうち1種以上の元素Eが添加さ
れていてもよく、その場合の硬磁性材料は、下記の組成
式で表すことができる。 TxMyRzBwEv この場合の磁性を担う元素Tの組成比xは、飽和磁化
(Is)を増加させる点から好ましくは50原子%以
上、より好ましくは80原子%以上93原子%以下の範
囲であり、90emu/g以上の高い残留磁化(Ir)
と高い保磁力(iHc)の両立を実現するためには86
原子%以上93原子%以下の範囲とするのが好ましい。
上記組成式中の元素Mの組成比yは、良好な硬磁気特性
を得るために好ましくは0原子%以上15原子%以下、
より好ましくは0.5原子%以上5原子%以下の範囲で
あり90emu/g以上の高い残留磁化(Ir)を実現
するためには、1原子%以上3原子%以下の範囲とする
ことが好ましい。なお、より高い残留磁化(Ir)を得
るためには組成比を0.5原子%以上1原子%以下とし
ても良い。
【0040】上記組成式中の元素Rの組成比zは、本発
明の硬磁性材料に優れた硬磁気特性を付与するためと、
良好な非晶質相または微細結晶質相を得るために、好ま
しくは3原子%以上20原子%以下、より好ましくは3
原子%以上10原子%以下の範囲であり、90emu/
g以上の高い残留磁化(Ir)を実現するためには、3
原子%以上7%以下の範囲とするのが好ましい。上記組
成式中のBの組成比wは、良好な非晶質相または微細結
晶質相を得るために、3原子%以上とすることが望まし
い。また、良好な硬磁気特性を得るためには、Bの組成
比wは、好ましくは20原子%以下、より好ましくは7
原子%以下、更に好ましくは5原子%以下とされる。ま
た、FeとBとを含む非晶質相は600℃〜900℃の
範囲内の適切な温度に加熱するとFe-Bの化合物を析
出する。元素Eが添加されることによって硬磁性材料の
耐食性が向上、もしくは、結晶組織の微細化を促進させ
ることができる。ただし、元素Eの組成比vが高過ぎる
と硬磁気特性が劣化するので、元素Eの組成比vは好ま
しくは10原子%以下、より好ましくは5原子%以下と
される。また、100emu/g以上の高い残留磁化
(Ir)を達成するためには、元素Eを添加しない方が
好ましい。
明の硬磁性材料に優れた硬磁気特性を付与するためと、
良好な非晶質相または微細結晶質相を得るために、好ま
しくは3原子%以上20原子%以下、より好ましくは3
原子%以上10原子%以下の範囲であり、90emu/
g以上の高い残留磁化(Ir)を実現するためには、3
原子%以上7%以下の範囲とするのが好ましい。上記組
成式中のBの組成比wは、良好な非晶質相または微細結
晶質相を得るために、3原子%以上とすることが望まし
い。また、良好な硬磁気特性を得るためには、Bの組成
比wは、好ましくは20原子%以下、より好ましくは7
原子%以下、更に好ましくは5原子%以下とされる。ま
た、FeとBとを含む非晶質相は600℃〜900℃の
範囲内の適切な温度に加熱するとFe-Bの化合物を析
出する。元素Eが添加されることによって硬磁性材料の
耐食性が向上、もしくは、結晶組織の微細化を促進させ
ることができる。ただし、元素Eの組成比vが高過ぎる
と硬磁気特性が劣化するので、元素Eの組成比vは好ま
しくは10原子%以下、より好ましくは5原子%以下と
される。また、100emu/g以上の高い残留磁化
(Ir)を達成するためには、元素Eを添加しない方が
好ましい。
【0041】本発明の硬磁性材料において元素T中にF
e以外にCoが含まれるようすれば、パーミアンス係数
が2以上となる形状で使用したときの磁化の温度係数の
絶対値、パーミアンス係数が10以上となる形状で使用
したときの磁化の温度係数の絶対値、及び保磁力の温度
係数の絶対値を小さくすることができる点で好ましい。
その理由は、元素T中にCoが含まれているとキュリー
温度が上昇するので、磁化や保磁力の温度変化が小さく
なり、また、磁化の角型比が高くなるため磁気特性の温
度変化が小さくなり、さらに、このCoはbcc−Fe
相にも含まれるので、残留磁化の温度変化が小さくなる
からである。Coの含有量は、多過ぎると磁気特性を劣
化させるので、好ましくは50原子%以下、より好まし
くは0.5原子%以上30原子%以下、さらに好ましく
は0.5原子%以上20原子%以下の範囲とされ、合金
の組成や熱処理条件等に応じて適宜設定するのが好まし
い。
e以外にCoが含まれるようすれば、パーミアンス係数
が2以上となる形状で使用したときの磁化の温度係数の
絶対値、パーミアンス係数が10以上となる形状で使用
したときの磁化の温度係数の絶対値、及び保磁力の温度
係数の絶対値を小さくすることができる点で好ましい。
その理由は、元素T中にCoが含まれているとキュリー
温度が上昇するので、磁化や保磁力の温度変化が小さく
なり、また、磁化の角型比が高くなるため磁気特性の温
度変化が小さくなり、さらに、このCoはbcc−Fe
相にも含まれるので、残留磁化の温度変化が小さくなる
からである。Coの含有量は、多過ぎると磁気特性を劣
化させるので、好ましくは50原子%以下、より好まし
くは0.5原子%以上30原子%以下、さらに好ましく
は0.5原子%以上20原子%以下の範囲とされ、合金
の組成や熱処理条件等に応じて適宜設定するのが好まし
い。
【0042】また、本発明の硬磁性材料において、Si
を元素T置換で添加すれば、磁気特性、特に保磁力(i
Hc)、および最大磁気エネルギー積((BH)max)
をさらに向上させることができ、また、パーミアンス係
数が2以上となる形状で使用したときの磁化の温度係数
の絶対値、特に、パーミアンス係数が10以上となる形
状で使用したときの磁化の温度係数の絶対値を低くする
ことができる。Siの添加量は、多過ぎると元素Tの組
成比が低くなるために硬磁性材料の磁気特性がかえって
低下するので、好ましくは0.5原子%以上5原子%以
下、より好ましくは0.5原子%以上3原子%以下の範
囲とされ、合金の組成や熱処理条件等に応じて適宜設定
するのが好ましい。このようにして保磁力(iHc)お
よび温度特性が改善された硬磁性材料は、特に、小型モ
ータ用磁石、センサとして好適に用いられる。
を元素T置換で添加すれば、磁気特性、特に保磁力(i
Hc)、および最大磁気エネルギー積((BH)max)
をさらに向上させることができ、また、パーミアンス係
数が2以上となる形状で使用したときの磁化の温度係数
の絶対値、特に、パーミアンス係数が10以上となる形
状で使用したときの磁化の温度係数の絶対値を低くする
ことができる。Siの添加量は、多過ぎると元素Tの組
成比が低くなるために硬磁性材料の磁気特性がかえって
低下するので、好ましくは0.5原子%以上5原子%以
下、より好ましくは0.5原子%以上3原子%以下の範
囲とされ、合金の組成や熱処理条件等に応じて適宜設定
するのが好ましい。このようにして保磁力(iHc)お
よび温度特性が改善された硬磁性材料は、特に、小型モ
ータ用磁石、センサとして好適に用いられる。
【0043】本発明の圧密体を製造するに際して、特に
好ましい非晶質合金の例としては、例えば、Fe88Pr
7B5、Fe86Pr7Nb2B5、Fe86Nd7Zr2B5、F
e86Nd9B5、Fe84Pr11B5、Fe88Pr5Nb
2B5、Fe88Nd5Nb2B5、Fe86Nd7Nb2B5、F
e89Pr4Nb2B5、Fe89Nb2Nd4B5、Fe89Nb
2Pr4B5、Fe90Nb2Nd5B3、Fe90Nb2Pr5B
3、Fe89Nb2Nd5B4、Fe89Nb2Pr5B4を挙げ
ることができる。これらの組成の合金を用いれば、熱圧
処理によって強固な圧密体が形成され、生成した微細結
晶相中にbcc-Fe相とFe14R2 B相とが形成さ
れ、硬磁性特性に優れた永久磁石を得ることができる。
好ましい非晶質合金の例としては、例えば、Fe88Pr
7B5、Fe86Pr7Nb2B5、Fe86Nd7Zr2B5、F
e86Nd9B5、Fe84Pr11B5、Fe88Pr5Nb
2B5、Fe88Nd5Nb2B5、Fe86Nd7Nb2B5、F
e89Pr4Nb2B5、Fe89Nb2Nd4B5、Fe89Nb
2Pr4B5、Fe90Nb2Nd5B3、Fe90Nb2Pr5B
3、Fe89Nb2Nd5B4、Fe89Nb2Pr5B4を挙げ
ることができる。これらの組成の合金を用いれば、熱圧
処理によって強固な圧密体が形成され、生成した微細結
晶相中にbcc-Fe相とFe14R2 B相とが形成さ
れ、硬磁性特性に優れた永久磁石を得ることができる。
【0044】
【実施例】以下、実施例により更に具体的に説明する。 (非晶質合金の調製)下記の表1に示す各種組成の非晶
質合金を以下の方法で調製した。まず、アーク溶解法に
よりそれぞれの組成を有する合金のインゴットを作製
し、Ar雰囲気中において回転しているCuロール上へ
この合金の溶湯を吹きつけることにより約20μmの厚
さの急冷薄帯を得た。得られた急冷薄帯をロータースピ
ードミルを用いて粉砕し、粒径50μm〜150μmの
非晶質合金粉末を得た。
質合金を以下の方法で調製した。まず、アーク溶解法に
よりそれぞれの組成を有する合金のインゴットを作製
し、Ar雰囲気中において回転しているCuロール上へ
この合金の溶湯を吹きつけることにより約20μmの厚
さの急冷薄帯を得た。得られた急冷薄帯をロータースピ
ードミルを用いて粉砕し、粒径50μm〜150μmの
非晶質合金粉末を得た。
【0045】(圧密体の製造)得られた各種の非晶質合
金粉末について、DSC(示差走査熱量測定)により結
晶化温度TX (℃)を測定した。次にこの粉末を金型に
充填し、ホットプレスにより加熱加圧して焼結する際、
焼結圧力を636MPa、焼結時間を8分として焼結温
度TS (℃)を変化させて圧密体を成形した。
金粉末について、DSC(示差走査熱量測定)により結
晶化温度TX (℃)を測定した。次にこの粉末を金型に
充填し、ホットプレスにより加熱加圧して焼結する際、
焼結圧力を636MPa、焼結時間を8分として焼結温
度TS (℃)を変化させて圧密体を成形した。
【0046】(測定)得られた圧密体試料について、相
対密度(%)、および圧密体の磁気特性として残留磁化
Ir(T)、角型比(Ir/Is)、および保磁力iHc
(kOe)を測定した。なお、測定中、飽和磁化(I
s)と呼ぶものは、印加磁場1.5T〜5T(テスラ)
を加えて磁化曲線を測定した時に得られる最大磁化を示
している。 ここで相対密度(%)は、真密度(約7.
5g/cm3 )に対応する値であり、残留磁化Ir
(T)は、下式、 Ir(T)=4π×7.5×相対密度×Ir(emu/
g)/10000 により表される値である。各非晶質合金の組成、焼結温
度TS (℃)、焼結圧力PS (MPa)、熱処理温度
(℃)、焼結時の圧力(焼結圧力PS )付加方向を図4
に示すようなZ方向としたときのZ方向と、これと直交
する方向のX方向とY方向の飽和磁化Is(T)、残留
磁化Ir(T)、角型比Ir/Is、保磁力iHc(kO
e)、最大磁気エネルギー積(BH)max、および密度
(g/cm3)の測定結果を表1に示す。
対密度(%)、および圧密体の磁気特性として残留磁化
Ir(T)、角型比(Ir/Is)、および保磁力iHc
(kOe)を測定した。なお、測定中、飽和磁化(I
s)と呼ぶものは、印加磁場1.5T〜5T(テスラ)
を加えて磁化曲線を測定した時に得られる最大磁化を示
している。 ここで相対密度(%)は、真密度(約7.
5g/cm3 )に対応する値であり、残留磁化Ir
(T)は、下式、 Ir(T)=4π×7.5×相対密度×Ir(emu/
g)/10000 により表される値である。各非晶質合金の組成、焼結温
度TS (℃)、焼結圧力PS (MPa)、熱処理温度
(℃)、焼結時の圧力(焼結圧力PS )付加方向を図4
に示すようなZ方向としたときのZ方向と、これと直交
する方向のX方向とY方向の飽和磁化Is(T)、残留
磁化Ir(T)、角型比Ir/Is、保磁力iHc(kO
e)、最大磁気エネルギー積(BH)max、および密度
(g/cm3)の測定結果を表1に示す。
【0047】
【表1】
【0048】表1の結果から、表示した各種非晶質合金
を用い、本発明の方法で非晶質合金を結晶化または粒成
長するとともに固化成形するとき、いずれも緻密で優れ
た硬磁性特性を有する圧密体が得られたことがわかる。
また、Ir、Ir/IsはZ方向で比較的高く、(B
H)maxは全ての試料において高い値が得られているこ
とがわかる。つまり、応力下で結晶化または粒成長させ
ることにより、ハード磁性相が異方化し、硬磁気特性が
向上していることがわかる。
を用い、本発明の方法で非晶質合金を結晶化または粒成
長するとともに固化成形するとき、いずれも緻密で優れ
た硬磁性特性を有する圧密体が得られたことがわかる。
また、Ir、Ir/IsはZ方向で比較的高く、(B
H)maxは全ての試料において高い値が得られているこ
とがわかる。つまり、応力下で結晶化または粒成長させ
ることにより、ハード磁性相が異方化し、硬磁気特性が
向上していることがわかる。
【0049】図5に、上記非晶質合金薄帯のDSC(示
差走査熱量測定)曲線とTMA(Thermo Mechanical An
alysis)曲線の一例を示す。図5は、Fe88Nb2Nd5
B5 の組成を有する非晶質合金の試料について、昇温速
度0.33℃/秒でDSC曲線(b)とTMA曲線
(a)とを測定したものである。図5のDSC曲線
(b)において、約850℃付近に発熱ピークが認めら
れる。これはbcc-FeまたはFeBの化合物の結晶
化反応が起こったことを示している。そして、TMA曲
線(a)を見ると、結晶化反応が起こる温度より約20
0℃低い427℃付近の温度領域から、温度の上昇とと
もに試料の伸びが増大している。これは、結晶化温度付
近において合金の軟化現象が起こっていることを示して
いる。また、比較のためにFe88Nb2Nd5B5の組成
を有し、非晶質を含まない結晶質合金のTMA曲線を図
5(a)に合わせて示す。図5(a)より非晶質を含ま
ない結晶質合金では、試料の軟化は見られないことがわ
かる。
差走査熱量測定)曲線とTMA(Thermo Mechanical An
alysis)曲線の一例を示す。図5は、Fe88Nb2Nd5
B5 の組成を有する非晶質合金の試料について、昇温速
度0.33℃/秒でDSC曲線(b)とTMA曲線
(a)とを測定したものである。図5のDSC曲線
(b)において、約850℃付近に発熱ピークが認めら
れる。これはbcc-FeまたはFeBの化合物の結晶
化反応が起こったことを示している。そして、TMA曲
線(a)を見ると、結晶化反応が起こる温度より約20
0℃低い427℃付近の温度領域から、温度の上昇とと
もに試料の伸びが増大している。これは、結晶化温度付
近において合金の軟化現象が起こっていることを示して
いる。また、比較のためにFe88Nb2Nd5B5の組成
を有し、非晶質を含まない結晶質合金のTMA曲線を図
5(a)に合わせて示す。図5(a)より非晶質を含ま
ない結晶質合金では、試料の軟化は見られないことがわ
かる。
【0050】非晶質合金の粉末粒子は、この軟化する温
度領域で加圧されると、軟化した粉末粒子どうしが密に
圧着して結合し、ポア(空洞)の少ない緻密な圧密体を
形成する。従って相対密度の高い圧密体を得ることがで
きる。図6に、焼結圧力を636MPa、焼結時間を8
分とし、温度を種々に変化させて焼結したときの圧密体
試料の組織の顕微鏡写真の模式図を示す。図6(a)
は、焼結温度400℃、図6(b)は、焼結温度500
℃、図6(c)は、焼結温度600℃、の場合の組織写
真の模式図である。この組織写真の模式図から、焼結温
度の上昇に伴い、ポア(図6の組織写真の模式図におい
て黒塗りの不定形状部分がポアを示す。)の少ない緻密
な圧密体が得られ、温度600℃以上の場合に十分に緻
密な圧密体が得られていることがわかる。
度領域で加圧されると、軟化した粉末粒子どうしが密に
圧着して結合し、ポア(空洞)の少ない緻密な圧密体を
形成する。従って相対密度の高い圧密体を得ることがで
きる。図6に、焼結圧力を636MPa、焼結時間を8
分とし、温度を種々に変化させて焼結したときの圧密体
試料の組織の顕微鏡写真の模式図を示す。図6(a)
は、焼結温度400℃、図6(b)は、焼結温度500
℃、図6(c)は、焼結温度600℃、の場合の組織写
真の模式図である。この組織写真の模式図から、焼結温
度の上昇に伴い、ポア(図6の組織写真の模式図におい
て黒塗りの不定形状部分がポアを示す。)の少ない緻密
な圧密体が得られ、温度600℃以上の場合に十分に緻
密な圧密体が得られていることがわかる。
【0051】非晶質合金は、結晶化温度に加熱される
と、非晶質相の少なくとも一部が結晶化する。図7に、
焼結圧力を636MPa、焼結時間を8分に固定し、温
度を種々に変化させて焼結した直後の圧密体試料のX線
回折によって得られたパターンを各々示す。図7におい
て、パターン(a)は、焼結温度400℃、パターン
(b)は、焼結温度500℃、パターン(c)は、焼結
温度600℃、パターン(d)は、焼結温度650℃、
の場合を示している。これらのパターンにおいて、2θ
=44.5゜付近に現れたハローパターンXは、bcc-
Fe結晶相の存在を示している。
と、非晶質相の少なくとも一部が結晶化する。図7に、
焼結圧力を636MPa、焼結時間を8分に固定し、温
度を種々に変化させて焼結した直後の圧密体試料のX線
回折によって得られたパターンを各々示す。図7におい
て、パターン(a)は、焼結温度400℃、パターン
(b)は、焼結温度500℃、パターン(c)は、焼結
温度600℃、パターン(d)は、焼結温度650℃、
の場合を示している。これらのパターンにおいて、2θ
=44.5゜付近に現れたハローパターンXは、bcc-
Fe結晶相の存在を示している。
【0052】この図から、パターン(a)、(b)に示
す500℃以下の焼結温度では、bcc-Feの結晶が
ほとんど生成せず、非晶質相のハローパターンである
が、パターン(c)、(d)に示す600℃〜650℃
の焼結温度では、明らかにbcc−Fe結晶相およびN
d2Fe14B相、Fe-B化合物相が生成し、硬磁性体と
しての特性を示すようになったことがわかる。
す500℃以下の焼結温度では、bcc-Feの結晶が
ほとんど生成せず、非晶質相のハローパターンである
が、パターン(c)、(d)に示す600℃〜650℃
の焼結温度では、明らかにbcc−Fe結晶相およびN
d2Fe14B相、Fe-B化合物相が生成し、硬磁性体と
しての特性を示すようになったことがわかる。
【0053】図8に、焼結圧力を636MPa、焼結時
間を8分とし、焼結温度を変化させた場合の圧密体の密
度を示す。この図から、焼結温度の上昇に伴って密度が
上昇し、500℃以上の温度で約7.45g/cm3以上
の密度が得られていることがわかる。
間を8分とし、焼結温度を変化させた場合の圧密体の密
度を示す。この図から、焼結温度の上昇に伴って密度が
上昇し、500℃以上の温度で約7.45g/cm3以上
の密度が得られていることがわかる。
【0054】この結果を、図7に示したX線回折パター
ンと照合すると、非晶質状態が保たれている500℃以
下の温度では、固化成形した圧密体に十分に高い相対密
度が得られていない。一方、600℃以上の、bcc-
Fe結晶相が形成される温度領域においては、十分に高
い密度が得られている。このことから、結晶化反応時お
よびその前段階で起こる軟化現象を利用して応力下で固
化成形すると、一度の熱圧によって結晶化と圧着とが同
時に起こり、十分に緻密に焼結し、また、物理特性と硬
磁性特性とが共に優れた圧密体が得られることがわか
る。
ンと照合すると、非晶質状態が保たれている500℃以
下の温度では、固化成形した圧密体に十分に高い相対密
度が得られていない。一方、600℃以上の、bcc-
Fe結晶相が形成される温度領域においては、十分に高
い密度が得られている。このことから、結晶化反応時お
よびその前段階で起こる軟化現象を利用して応力下で固
化成形すると、一度の熱圧によって結晶化と圧着とが同
時に起こり、十分に緻密に焼結し、また、物理特性と硬
磁性特性とが共に優れた圧密体が得られることがわか
る。
【0055】図8中に、比較例として、粉末状態で予め
750℃に加熱して結晶化した後、3分間を要して焼き
鈍した試料(非晶質粉体)を用意し、この粉末試料を、
実施例の場合と同様に、焼結圧力を636MPa、焼結
時間を8分として約600℃の温度で固化成形した試料
について測定した密度を示した。粉末状態で一旦結晶化
させた後に実施例と同じ条件で固化成形した比較例の試
料においては、密度が約6.70g/cm3以下となって
おり、一旦結晶化が起こった後で成形固化しても十分に
緻密な組織の圧密体は得られないことがわかる。
750℃に加熱して結晶化した後、3分間を要して焼き
鈍した試料(非晶質粉体)を用意し、この粉末試料を、
実施例の場合と同様に、焼結圧力を636MPa、焼結
時間を8分として約600℃の温度で固化成形した試料
について測定した密度を示した。粉末状態で一旦結晶化
させた後に実施例と同じ条件で固化成形した比較例の試
料においては、密度が約6.70g/cm3以下となって
おり、一旦結晶化が起こった後で成形固化しても十分に
緻密な組織の圧密体は得られないことがわかる。
【0056】図9に、焼結温度600℃および650℃
において、それぞれ焼結圧力を260〜636MPaの
範囲で変化させたときの場合の圧密体の密度を示す。ま
た、比較のため粉末状態で予め750℃で加熱して結晶
化させた後、3分間を要して焼き鈍した粉末試料(結晶
質粉末)を、焼結温度600℃、焼結圧力636MP
a、保持時間3分間の条件で固化成形した圧密体の成形
密度を図9に合わせて示す。図9から、非晶質粉体を固
化成形した試料を用いる場合においては、成形圧力(焼
結圧力)を上昇させることにより成形体(圧密体)の密
度は上昇しており、500MPa以上の圧力で固化成形
した成形体においては、ほぼ真密度(7.7g/cm3が
真密度)となっていることがわかる。一方、結晶質粉体
を固化成形した試料を用いる場合においては、636M
Pa以上の高い圧力下で固化成形したにもかかわらず、
低い成形密度しか得られていないことがわかる。
において、それぞれ焼結圧力を260〜636MPaの
範囲で変化させたときの場合の圧密体の密度を示す。ま
た、比較のため粉末状態で予め750℃で加熱して結晶
化させた後、3分間を要して焼き鈍した粉末試料(結晶
質粉末)を、焼結温度600℃、焼結圧力636MP
a、保持時間3分間の条件で固化成形した圧密体の成形
密度を図9に合わせて示す。図9から、非晶質粉体を固
化成形した試料を用いる場合においては、成形圧力(焼
結圧力)を上昇させることにより成形体(圧密体)の密
度は上昇しており、500MPa以上の圧力で固化成形
した成形体においては、ほぼ真密度(7.7g/cm3が
真密度)となっていることがわかる。一方、結晶質粉体
を固化成形した試料を用いる場合においては、636M
Pa以上の高い圧力下で固化成形したにもかかわらず、
低い成形密度しか得られていないことがわかる。
【0057】更に、本発明に係る圧密体の製造方法の好
適な例として、パンチ径18mmの焼結ダイスを使用
し、Fe-Nd-Nb-B系合金を用い、放電プラズマ焼
結法にて圧密体を製造した例と得られた圧密体の磁気特
性の測定結果について述べる。
適な例として、パンチ径18mmの焼結ダイスを使用
し、Fe-Nd-Nb-B系合金を用い、放電プラズマ焼
結法にて圧密体を製造した例と得られた圧密体の磁気特
性の測定結果について述べる。
【0058】(非晶質合金急冷薄帯の作製)Fe88Nd
5Nb2B5およびFe86Nd7Nb2B5なる組成の非晶質
合金を以下の方法で調製した。まず、アーク溶解法によ
りそれぞれの組成を有する合金のインゴットを作製し、
スリット径0.3×14mmの石英ノズルを用いて、A
r雰囲気中において回転しているCuからなる単ロール
上へこの合金の溶湯を吹きつけることにより約20μm
の厚さの急冷薄帯を得た。溶湯急冷条件は次の通りとし
た。 投入インゴット質量 15〜20g 到達真空度 6×103Pa以下 Ar雰囲気圧 15cmHg 吹き出し圧 0.4kgf/cm3 ロール回転速度 4000rpm 吹き出し温度 1450℃ 得られた急冷合金は、良好な薄帯形状を形成しなかった
が、次工程で粉砕を行うので問題はない。
5Nb2B5およびFe86Nd7Nb2B5なる組成の非晶質
合金を以下の方法で調製した。まず、アーク溶解法によ
りそれぞれの組成を有する合金のインゴットを作製し、
スリット径0.3×14mmの石英ノズルを用いて、A
r雰囲気中において回転しているCuからなる単ロール
上へこの合金の溶湯を吹きつけることにより約20μm
の厚さの急冷薄帯を得た。溶湯急冷条件は次の通りとし
た。 投入インゴット質量 15〜20g 到達真空度 6×103Pa以下 Ar雰囲気圧 15cmHg 吹き出し圧 0.4kgf/cm3 ロール回転速度 4000rpm 吹き出し温度 1450℃ 得られた急冷合金は、良好な薄帯形状を形成しなかった
が、次工程で粉砕を行うので問題はない。
【0059】(粉末の作製)得られた急冷合金薄帯をロ
ータースピードミルで粉砕し、分級を行った。各粒径の
粉末の重量割合を調べたところいずれの薄帯でも主に粒
径37〜105μm程度の粉末に好ましく粉砕されてい
た。またFe86Nd7Nb2B5では粒径37〜53μm
の粉末が最も多く、Fe88Nd5Nb2B5では、53〜
105μmの粉末が最も多かった。このことから、Nd
濃度が高い組成の合金は、Nd濃度が低いものに比べて
脆く、均一に粉砕し易いと考えられる。
ータースピードミルで粉砕し、分級を行った。各粒径の
粉末の重量割合を調べたところいずれの薄帯でも主に粒
径37〜105μm程度の粉末に好ましく粉砕されてい
た。またFe86Nd7Nb2B5では粒径37〜53μm
の粉末が最も多く、Fe88Nd5Nb2B5では、53〜
105μmの粉末が最も多かった。このことから、Nd
濃度が高い組成の合金は、Nd濃度が低いものに比べて
脆く、均一に粉砕し易いと考えられる。
【0060】比較例として、希土類を含まない組成のF
e-(Nb,Zr)-B系非晶質合金薄帯を同様にして作
製し、粉砕したところ、粒径53〜105μmの粉末の
収量は10%以下であった。このことから、Fe-Nd-
Nb-B系非晶質合金は、Fe-(Nb,Zr)-B系非
晶質合金に比べて粉砕が容易であることがわかる。
e-(Nb,Zr)-B系非晶質合金薄帯を同様にして作
製し、粉砕したところ、粒径53〜105μmの粉末の
収量は10%以下であった。このことから、Fe-Nd-
Nb-B系非晶質合金は、Fe-(Nb,Zr)-B系非
晶質合金に比べて粉砕が容易であることがわかる。
【0061】(粉末のX線回折)図10および図11
は、粉砕して得られた各粒径のFe88Nd5Nb2B5粉
末(図10)およびFe86Nd7Nb2B5粉末(図1
1)のX線回折結果を示すものである。いずれの粒径の
粉末においても、2θ=50゜付近にブロードな回折ピ
ークが見られ、いずれの粉末も非晶質相を形成している
ことがわかる。比較例として、希土類を含まないFe84
Nb7B9なる組成の非晶質合金薄帯を同様に粉砕して得
られた粉末についてX線回折を行ったところ、粒径25
〜53μmの粉末において結晶質相の回折線が見られ
た。この原因としては粉砕時における結晶化や粉砕機か
らの混入が考えられる。これらのことから、Fe-Nd-
Nb-B系非晶質合金は、非晶質相を維持したまま容易
に細かく粉砕できるという利点を有していることが認め
られる。
は、粉砕して得られた各粒径のFe88Nd5Nb2B5粉
末(図10)およびFe86Nd7Nb2B5粉末(図1
1)のX線回折結果を示すものである。いずれの粒径の
粉末においても、2θ=50゜付近にブロードな回折ピ
ークが見られ、いずれの粉末も非晶質相を形成している
ことがわかる。比較例として、希土類を含まないFe84
Nb7B9なる組成の非晶質合金薄帯を同様に粉砕して得
られた粉末についてX線回折を行ったところ、粒径25
〜53μmの粉末において結晶質相の回折線が見られ
た。この原因としては粉砕時における結晶化や粉砕機か
らの混入が考えられる。これらのことから、Fe-Nd-
Nb-B系非晶質合金は、非晶質相を維持したまま容易
に細かく粉砕できるという利点を有していることが認め
られる。
【0062】(圧密体の製造)粒径37〜105μmの
非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末及び非晶質Fe86Nd7
Nb2B5粉末を図1、図3に示した放電プラズマ焼結装
置の上下のパンチ2、3の間に投入し、チャンバ13の
内部の雰囲気が3×10-3Pa以下となるように真空引
きするとともに、パンチ2、3で上下から圧力を加える
と同時にパルス電流を印加して加熱することによって、
結晶化または粒成長するとともに固化成形を行って圧密
体を得た。焼結条件は、圧力を636MPa、昇温速度
を1.8K/秒、焼結温度を773〜873K、保持時
間を480秒間(8分間)とした。 この後、得られた
圧密体を1.3×10-3Pa以下の雰囲気において、昇
温速度3K/秒、熱処理温度823K〜1073K、保
持時間180秒間(3分間)の条件で熱処理を行った。
非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末及び非晶質Fe86Nd7
Nb2B5粉末を図1、図3に示した放電プラズマ焼結装
置の上下のパンチ2、3の間に投入し、チャンバ13の
内部の雰囲気が3×10-3Pa以下となるように真空引
きするとともに、パンチ2、3で上下から圧力を加える
と同時にパルス電流を印加して加熱することによって、
結晶化または粒成長するとともに固化成形を行って圧密
体を得た。焼結条件は、圧力を636MPa、昇温速度
を1.8K/秒、焼結温度を773〜873K、保持時
間を480秒間(8分間)とした。 この後、得られた
圧密体を1.3×10-3Pa以下の雰囲気において、昇
温速度3K/秒、熱処理温度823K〜1073K、保
持時間180秒間(3分間)の条件で熱処理を行った。
【0063】図12は非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末
(粉末A)及び非晶質Fe86Nd7Nb2B5粉末(粉末
B)と、比較としてこの粉末Bを1023Kで熱処理を
行ったナノ結晶化(nmオーダーの微細結晶粒を非晶質
中に析出させた組織化のための)Fe88Nb2Nd5B5
粉末(粉末C)を昇温速度を1.8K/秒、焼結温度8
73Kで焼結したときの時間(秒)と各試料の温度およ
びダイス間距離X(膨張量)を測定した結果を示す図で
ある。ここでの試料の温度は、ダイス側面部に取り付け
た熱電対7により測定しており、また、ダイス間距離X
は図1に示すように、ダイスの上下のパンチ2、3間の
距離で定義をした。図12に示した結果から明らかなよ
うに、ナノ結晶化Fe86Nb2Nd7B5粉末(粉末C)
は、温度上昇に伴いXは単調に増加しているが、これに
対して非晶質Fe88Nb2Nd5B5粉末(粉末A)、非
晶質Fe86Nb2Nd7B5粉末(粉末B)を焼結したも
のは、500K、240秒付近を境に膨張が止まり、も
しくは逆に収縮していることがわかる。これは、非晶質
Fe88Nb2Nd5B5粉末(粉末A)、非晶質Fe86N
b2Nd7B5粉末(粉末B)は、結晶化温度付近の22
7℃、240秒付近で軟化し、成形体密度が高くなるた
めであると思われる。
(粉末A)及び非晶質Fe86Nd7Nb2B5粉末(粉末
B)と、比較としてこの粉末Bを1023Kで熱処理を
行ったナノ結晶化(nmオーダーの微細結晶粒を非晶質
中に析出させた組織化のための)Fe88Nb2Nd5B5
粉末(粉末C)を昇温速度を1.8K/秒、焼結温度8
73Kで焼結したときの時間(秒)と各試料の温度およ
びダイス間距離X(膨張量)を測定した結果を示す図で
ある。ここでの試料の温度は、ダイス側面部に取り付け
た熱電対7により測定しており、また、ダイス間距離X
は図1に示すように、ダイスの上下のパンチ2、3間の
距離で定義をした。図12に示した結果から明らかなよ
うに、ナノ結晶化Fe86Nb2Nd7B5粉末(粉末C)
は、温度上昇に伴いXは単調に増加しているが、これに
対して非晶質Fe88Nb2Nd5B5粉末(粉末A)、非
晶質Fe86Nb2Nd7B5粉末(粉末B)を焼結したも
のは、500K、240秒付近を境に膨張が止まり、も
しくは逆に収縮していることがわかる。これは、非晶質
Fe88Nb2Nd5B5粉末(粉末A)、非晶質Fe86N
b2Nd7B5粉末(粉末B)は、結晶化温度付近の22
7℃、240秒付近で軟化し、成形体密度が高くなるた
めであると思われる。
【0064】(圧密体の構造および磁気特性)図13
は、非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末及び非晶質Fe86
Nd7Nb2B5粉末を圧力636MPa、昇温速度を1.
8℃/秒、焼結温度500〜600℃、保持時間を48
0秒間(8分間)で固化成形して得られた圧密体の成形
密度を示す図である。また、比較のため結晶質Fe88N
d5Nb2B5粉末を上述の焼結条件で固化成形した得ら
れた圧密体の成形密度を図13に合わせて示す。図13
に示した結果から明らかなように非晶質Fe88Nd5N
b2B5粉末ならびに非晶質Fe86Nd7Nb2B5粉末を
600℃の比較的高温で焼結して得られる圧密体の成形
密度は約7.5×10-3kg/m3であり、ほぼ真密度の
バルク材が得られており、これに対して結晶質Fe88N
d5Nb2B5粉末を600℃で固化成形した場合におい
ては、成形密度が6.6×10-3kg/m3と低い成形密
度しか得られていないことが認められる。このように結
晶質合金粉末を固化成形した場合においてのみ高い成形
密度が得られるのは、非晶質合金が結晶化温度付近で軟
化するためであると思われる。
は、非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末及び非晶質Fe86
Nd7Nb2B5粉末を圧力636MPa、昇温速度を1.
8℃/秒、焼結温度500〜600℃、保持時間を48
0秒間(8分間)で固化成形して得られた圧密体の成形
密度を示す図である。また、比較のため結晶質Fe88N
d5Nb2B5粉末を上述の焼結条件で固化成形した得ら
れた圧密体の成形密度を図13に合わせて示す。図13
に示した結果から明らかなように非晶質Fe88Nd5N
b2B5粉末ならびに非晶質Fe86Nd7Nb2B5粉末を
600℃の比較的高温で焼結して得られる圧密体の成形
密度は約7.5×10-3kg/m3であり、ほぼ真密度の
バルク材が得られており、これに対して結晶質Fe88N
d5Nb2B5粉末を600℃で固化成形した場合におい
ては、成形密度が6.6×10-3kg/m3と低い成形密
度しか得られていないことが認められる。このように結
晶質合金粉末を固化成形した場合においてのみ高い成形
密度が得られるのは、非晶質合金が結晶化温度付近で軟
化するためであると思われる。
【0065】また、非晶質Fe86Nd7Nb2B5粉末の
固化成形においては、焼結温度が下がると、バルク材の
成形密度が低下する傾向が見られるが、一方、非晶質F
e88Nd5Nb2B5粉末の固化成形においては、焼結温
度が500℃の場合においても成形密度が約7.5×1
0-3kg/m3が得られており、低温においても高い成
形密度が得られることが認められる。なお、DSC(示
差走査熱量測定)により昇温速度0.67℃/秒で測定
した非晶質Fe88Nd5Nb2B5合金ならびに非晶質F
e86Nd7Nb2B5合金の結晶化開始温度は、それぞれ
619℃および643℃であった。上述のように非晶質
Fe88Nd5Nb2B5合金が比較的低温で高密度化され
るのは、結晶化温度が低いためであると思われる。
固化成形においては、焼結温度が下がると、バルク材の
成形密度が低下する傾向が見られるが、一方、非晶質F
e88Nd5Nb2B5粉末の固化成形においては、焼結温
度が500℃の場合においても成形密度が約7.5×1
0-3kg/m3が得られており、低温においても高い成
形密度が得られることが認められる。なお、DSC(示
差走査熱量測定)により昇温速度0.67℃/秒で測定
した非晶質Fe88Nd5Nb2B5合金ならびに非晶質F
e86Nd7Nb2B5合金の結晶化開始温度は、それぞれ
619℃および643℃であった。上述のように非晶質
Fe88Nd5Nb2B5合金が比較的低温で高密度化され
るのは、結晶化温度が低いためであると思われる。
【0066】図14は、上記の放電プラズマ焼結法によ
り得られたFe86Nd7Nb2B5圧密体およびFe88N
d5Nb2B5圧密体の焼結直後におけるX線回折結果を
それぞれ示すものである。ここでの試料の相の同定は、
Co-Kα線を用いたX線ディフラクトメータにより行
った。図14に示した結果から、Fe88Nd5Nb2B5
圧密体は、焼結後においてbcc−Fe相による回折ピ
ーク(図中、○で示す)、Fe2B相による回折ピーク
(図中、□で示す。)およびFe14Nd2B相による回
折ピーク(図中、●で示す)が見られ、また、Fe86N
d7Nb2B5圧密体においては、bcc-Fe相による回
折ピーク、Fe3B相による回折ピーク(図中、△で示
す。)およびFe14Nd2B相による回折ピークが見ら
れ、これらの混相状態が形成されていることがわかる。
また、各非晶質合金粉末とも、焼結温度の上昇に伴って
結晶質相の回折強度が大きくなっており、結晶化が進ん
でいることがわかる。また、Fe 86Nd7Nb2B5合金
粉末を、500℃および550℃で焼結した圧密体にお
いては、比較的ブロードな回折線が得られており、結晶
質相と非晶質相との混相と思われる。このように比較的
結晶化が進んでいない試料においては、図13に示すよ
うに6.6〜7.0×10-3kg/m3の低い成形密度し
か得られていない。図13〜図14の結果から、非晶質
合金粉末を固化成形と同時に結晶化させることが高密度
化に有利であることがわかる。
り得られたFe86Nd7Nb2B5圧密体およびFe88N
d5Nb2B5圧密体の焼結直後におけるX線回折結果を
それぞれ示すものである。ここでの試料の相の同定は、
Co-Kα線を用いたX線ディフラクトメータにより行
った。図14に示した結果から、Fe88Nd5Nb2B5
圧密体は、焼結後においてbcc−Fe相による回折ピ
ーク(図中、○で示す)、Fe2B相による回折ピーク
(図中、□で示す。)およびFe14Nd2B相による回
折ピーク(図中、●で示す)が見られ、また、Fe86N
d7Nb2B5圧密体においては、bcc-Fe相による回
折ピーク、Fe3B相による回折ピーク(図中、△で示
す。)およびFe14Nd2B相による回折ピークが見ら
れ、これらの混相状態が形成されていることがわかる。
また、各非晶質合金粉末とも、焼結温度の上昇に伴って
結晶質相の回折強度が大きくなっており、結晶化が進ん
でいることがわかる。また、Fe 86Nd7Nb2B5合金
粉末を、500℃および550℃で焼結した圧密体にお
いては、比較的ブロードな回折線が得られており、結晶
質相と非晶質相との混相と思われる。このように比較的
結晶化が進んでいない試料においては、図13に示すよ
うに6.6〜7.0×10-3kg/m3の低い成形密度し
か得られていない。図13〜図14の結果から、非晶質
合金粉末を固化成形と同時に結晶化させることが高密度
化に有利であることがわかる。
【0067】図15は、非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉
末及び非晶質Fe86Nd7Nb2B5粉末を圧力636M
Pa、昇温速度を1.8℃/秒、焼結温度500〜60
0℃、保持時間480秒間(8分間)で固化成形して得
られた圧密体について昇温時間3℃/分、750℃、保
持時間180秒間で熱処理後の磁気特性を示すものであ
る。ここでの試料の磁気特性は、VSM(振動試料型磁
力計)を用い、1.5Tの印加磁場を試料(厚さ0.5m
m、幅1.5mm、長さ6mm)の長さ方向にかけるこ
とにより室温にて求めた。図15に示した結果からFe
88Nd5Nb2B5圧密体は、焼結温度を上昇させても残
留磁化や角型比の変化は小さいが、Fe86Nd7Nb2B
5圧密体は、焼結温度の上昇に伴って残留磁化、角型比
および保磁力が高くなる傾向が認められ、焼結温度が6
00℃のとき磁気特性が優れることがわかる。
末及び非晶質Fe86Nd7Nb2B5粉末を圧力636M
Pa、昇温速度を1.8℃/秒、焼結温度500〜60
0℃、保持時間480秒間(8分間)で固化成形して得
られた圧密体について昇温時間3℃/分、750℃、保
持時間180秒間で熱処理後の磁気特性を示すものであ
る。ここでの試料の磁気特性は、VSM(振動試料型磁
力計)を用い、1.5Tの印加磁場を試料(厚さ0.5m
m、幅1.5mm、長さ6mm)の長さ方向にかけるこ
とにより室温にて求めた。図15に示した結果からFe
88Nd5Nb2B5圧密体は、焼結温度を上昇させても残
留磁化や角型比の変化は小さいが、Fe86Nd7Nb2B
5圧密体は、焼結温度の上昇に伴って残留磁化、角型比
および保磁力が高くなる傾向が認められ、焼結温度が6
00℃のとき磁気特性が優れることがわかる。
【0068】また、密度の差を明確にするため、直径1
0mmの焼結ダイスを用いて非晶質Fe88Nd5Nb2B
5粉末を焼結圧力636MPaで固化成形した時の磁気
特性と焼結温度との関係を図16に示す。図16から焼
結温度を低下させると、飽和磁化(Is)、残留磁化
(Ir)、角型比(Ir/Is)ともに減少することが
わかる。また、非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末を焼結
温度600℃で固化成形した時の磁気特性と焼結圧力と
の関係を図16に示す。図16から焼結圧力を低下させ
ると、飽和磁化(Is)、残留磁化(Ir)、角型比
(Ir/Is)ともに減少することがわかる。焼結時の
焼結圧力、焼結温度を減少させると、成形密度が低下す
ることは、既に、図8、図9で示しており、密度低下に
よる磁気特性の劣化が考えられる。図18に、非晶質F
e88Nd5Nb2B5粉末を固化成形した時の成形密度と
磁気特性の関係を示す。図18から成形密度の低下によ
り、飽和磁化(Is)、残留磁化(Ir)、角型比(I
r/Is)はともに減少することがわかる。このことか
ら高い磁気特性を得るには、成形体の高密度化が重要で
あるといえる。
0mmの焼結ダイスを用いて非晶質Fe88Nd5Nb2B
5粉末を焼結圧力636MPaで固化成形した時の磁気
特性と焼結温度との関係を図16に示す。図16から焼
結温度を低下させると、飽和磁化(Is)、残留磁化
(Ir)、角型比(Ir/Is)ともに減少することが
わかる。また、非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末を焼結
温度600℃で固化成形した時の磁気特性と焼結圧力と
の関係を図16に示す。図16から焼結圧力を低下させ
ると、飽和磁化(Is)、残留磁化(Ir)、角型比
(Ir/Is)ともに減少することがわかる。焼結時の
焼結圧力、焼結温度を減少させると、成形密度が低下す
ることは、既に、図8、図9で示しており、密度低下に
よる磁気特性の劣化が考えられる。図18に、非晶質F
e88Nd5Nb2B5粉末を固化成形した時の成形密度と
磁気特性の関係を示す。図18から成形密度の低下によ
り、飽和磁化(Is)、残留磁化(Ir)、角型比(I
r/Is)はともに減少することがわかる。このことか
ら高い磁気特性を得るには、成形体の高密度化が重要で
あるといえる。
【0069】図19は、圧力636MPa、昇温速度を
1.8℃/秒、焼結温度600℃、保持時間480秒間
(8分間)で固化成形したFe88Nd5Nb2B5圧密体
及びFe86Nd7Nb2B5圧密体について、750℃の
熱処理後におけるX線回折結果を示すものである。図1
9に示した結果からFe88Nd5Nb2B5圧密体では、
750℃の熱処理後においてbcc-Fe相による回折
ピーク(図中、○で示す)、Nd2Fe14B相による回
折ピーク(図中、●で示す)及びFe3B相による回折
ピーク(図中、△で示す。)が見られ、Fe86Nd7N
b2B5圧密体ではbcc-Fe相による回折ピークおよ
びNd2Fe14B相による回折ピークが見られており、
これらの圧密体にソフト磁性相(bcc−Fe)とハー
ド磁性相(Nd2Fe14B)の混相状態が形成されてい
ることがわかる。X線回折パターンのbcc(100)
回折線の半価幅から求めたbcc-Fe相の結晶粒径
は、上記Fe86Nd7Nb2B5圧密体及びFe88Nd5N
b2B5圧密体において、ぞれぞれ約20nmおよび30
nmであり、これは同組成の薄帯合金での値と同じであ
った。また、高分解能透過電子顕微鏡を用いて上記の7
50℃の熱処理を行ったFe88Nd5Nb2B5圧密体の
組織観察を行った結果、粒径20〜40nmのbcc-
Fe相と粒径20nmのNd2Fe14B相が見られた。
これらの結果より、硬磁性合金圧密体においても薄帯合
金と同様に750℃の熱処理後においてナノ結晶複相組
織(nmオーダーの複数種類の結晶粒が非晶質相ととも
に析出している組織)が形成されていることがわかる。
1.8℃/秒、焼結温度600℃、保持時間480秒間
(8分間)で固化成形したFe88Nd5Nb2B5圧密体
及びFe86Nd7Nb2B5圧密体について、750℃の
熱処理後におけるX線回折結果を示すものである。図1
9に示した結果からFe88Nd5Nb2B5圧密体では、
750℃の熱処理後においてbcc-Fe相による回折
ピーク(図中、○で示す)、Nd2Fe14B相による回
折ピーク(図中、●で示す)及びFe3B相による回折
ピーク(図中、△で示す。)が見られ、Fe86Nd7N
b2B5圧密体ではbcc-Fe相による回折ピークおよ
びNd2Fe14B相による回折ピークが見られており、
これらの圧密体にソフト磁性相(bcc−Fe)とハー
ド磁性相(Nd2Fe14B)の混相状態が形成されてい
ることがわかる。X線回折パターンのbcc(100)
回折線の半価幅から求めたbcc-Fe相の結晶粒径
は、上記Fe86Nd7Nb2B5圧密体及びFe88Nd5N
b2B5圧密体において、ぞれぞれ約20nmおよび30
nmであり、これは同組成の薄帯合金での値と同じであ
った。また、高分解能透過電子顕微鏡を用いて上記の7
50℃の熱処理を行ったFe88Nd5Nb2B5圧密体の
組織観察を行った結果、粒径20〜40nmのbcc-
Fe相と粒径20nmのNd2Fe14B相が見られた。
これらの結果より、硬磁性合金圧密体においても薄帯合
金と同様に750℃の熱処理後においてナノ結晶複相組
織(nmオーダーの複数種類の結晶粒が非晶質相ととも
に析出している組織)が形成されていることがわかる。
【0070】図20は、非晶質粉末を圧力636MP
a、昇温速度を1.8K/秒、焼結温度600℃、保持
時間480秒間(8分間)固化成形したFe88Nd5N
b2B5圧密体及びFe86Nd7Nb2B5圧密体につい
て、750℃の熱処理後における磁化曲線を示す。図2
0において実線はFe88Nd5Nb2B5の磁化曲線を示
し、破線はFe86Nd7Nb2B5の磁化曲線を示す。い
ずれの圧密体も単一相からなる磁性材料と同様に、ステ
ップの見られない磁化曲線が得られている。このことか
ら、得られた圧密体では、微細なソフト磁性相とハード
磁性相とが磁気的に結合して、一相のハード磁性相のみ
からなる硬磁性材料のような磁化曲線を示す特性、すな
わち交換結合磁石特性が得られていることがわかる。さ
らに、Fe86Nd7Nb2B5圧密体およびFe88Nd5N
b2B5圧密体について、圧密体の磁気特性として残留磁
化Ir(T)、角型比(Ir/Is)、保磁力iHc
(kOe)、および最大磁気エネルギー積(BH)max
(kJ/m3)を測定した。その結果を下記表2に示
す。また、比較のために、上記圧密体と同じ合金組成の
非晶質合金薄帯を熱処理した後の磁気特性を測定した結
果を表2にあわせて示す。熱処理温度は、最も良好な硬
磁気特性が得られる750℃とした。図21は、非晶質
Fe88Nd5Nb2B5粉末、結晶質Fe88Nd5Nb2B5
粉末をそれぞれ圧力636MPa、昇温速度を1.8K
/秒、焼結温度600℃、保持時間480秒間(8分
間)で固化成形した試料(圧密体)について、それぞれ
最適熱処理温度の750℃で熱処理後における磁化曲線
を示すものである。図21から非晶質Fe88Nd5Nb2
B5粉末を固化成形した試料、結晶質Fe8 8Nd5Nb2
B5粉末を固化成形した試料は、ともにステップの見ら
れない磁化曲線を示すが、非晶質Fe88Nd5Nb2B5
粉末を固化成形した試料は、結晶質Fe88Nd5Nb2B
5粉末を固化成形した試料よりも、優れた硬磁気特性を
示していることがわかる。
a、昇温速度を1.8K/秒、焼結温度600℃、保持
時間480秒間(8分間)固化成形したFe88Nd5N
b2B5圧密体及びFe86Nd7Nb2B5圧密体につい
て、750℃の熱処理後における磁化曲線を示す。図2
0において実線はFe88Nd5Nb2B5の磁化曲線を示
し、破線はFe86Nd7Nb2B5の磁化曲線を示す。い
ずれの圧密体も単一相からなる磁性材料と同様に、ステ
ップの見られない磁化曲線が得られている。このことか
ら、得られた圧密体では、微細なソフト磁性相とハード
磁性相とが磁気的に結合して、一相のハード磁性相のみ
からなる硬磁性材料のような磁化曲線を示す特性、すな
わち交換結合磁石特性が得られていることがわかる。さ
らに、Fe86Nd7Nb2B5圧密体およびFe88Nd5N
b2B5圧密体について、圧密体の磁気特性として残留磁
化Ir(T)、角型比(Ir/Is)、保磁力iHc
(kOe)、および最大磁気エネルギー積(BH)max
(kJ/m3)を測定した。その結果を下記表2に示
す。また、比較のために、上記圧密体と同じ合金組成の
非晶質合金薄帯を熱処理した後の磁気特性を測定した結
果を表2にあわせて示す。熱処理温度は、最も良好な硬
磁気特性が得られる750℃とした。図21は、非晶質
Fe88Nd5Nb2B5粉末、結晶質Fe88Nd5Nb2B5
粉末をそれぞれ圧力636MPa、昇温速度を1.8K
/秒、焼結温度600℃、保持時間480秒間(8分
間)で固化成形した試料(圧密体)について、それぞれ
最適熱処理温度の750℃で熱処理後における磁化曲線
を示すものである。図21から非晶質Fe88Nd5Nb2
B5粉末を固化成形した試料、結晶質Fe8 8Nd5Nb2
B5粉末を固化成形した試料は、ともにステップの見ら
れない磁化曲線を示すが、非晶質Fe88Nd5Nb2B5
粉末を固化成形した試料は、結晶質Fe88Nd5Nb2B
5粉末を固化成形した試料よりも、優れた硬磁気特性を
示していることがわかる。
【0071】
【表2】
【0072】これらの結果より、いずれの組成の圧密体
も、薄帯とほぼ同等の保磁力(iHc)が得られてい
る。また圧密体の最大磁気エネルギー積(BH)maxは
薄帯より劣っているが、これは角型比が減少しているこ
とに起因していると思われる。
も、薄帯とほぼ同等の保磁力(iHc)が得られてい
る。また圧密体の最大磁気エネルギー積(BH)maxは
薄帯より劣っているが、これは角型比が減少しているこ
とに起因していると思われる。
【0073】図22〜図23は、非晶質Fe88Nd5N
b2B5粉末及び非晶質Fe86Nd7Nb2B5粉末を圧力
636MPa、昇温速度を1.8K/秒、焼結温度50
0〜600℃、保持時間480秒間(8分間)で固化成
形して得られた圧密体について昇温時間3K/分、62
7〜827℃、保持時間180秒間で熱処理後の磁気特
性を示すものである。図22〜図23に示した結果から
Fe88Nd5Nb2B5圧密体は、焼結温度が600℃
で、熱処理温度が1023Kのとき保磁力が高く、磁気
特性が優れることがわかる。また、Fe86Nd7Nb2B
5圧密体は、焼結温度が600℃のとき、熱処理温度を
上昇させても磁気特性の変化は小さいが、焼結温度が4
50℃又は500℃のとき熱処理温度が750℃のとき
保磁力が高く、磁気特性が優れることがわかる。
b2B5粉末及び非晶質Fe86Nd7Nb2B5粉末を圧力
636MPa、昇温速度を1.8K/秒、焼結温度50
0〜600℃、保持時間480秒間(8分間)で固化成
形して得られた圧密体について昇温時間3K/分、62
7〜827℃、保持時間180秒間で熱処理後の磁気特
性を示すものである。図22〜図23に示した結果から
Fe88Nd5Nb2B5圧密体は、焼結温度が600℃
で、熱処理温度が1023Kのとき保磁力が高く、磁気
特性が優れることがわかる。また、Fe86Nd7Nb2B
5圧密体は、焼結温度が600℃のとき、熱処理温度を
上昇させても磁気特性の変化は小さいが、焼結温度が4
50℃又は500℃のとき熱処理温度が750℃のとき
保磁力が高く、磁気特性が優れることがわかる。
【0074】上記表2において、焼結圧密体の磁気特性
が薄帯合金に比較して劣っている結果を示したが、これ
はバルク材(焼結圧密体)が厚さを持つために自己減磁
界を補正していないめと思われる。そこで、各種の組成
の非晶質粉末を圧力636MPa、焼結温度600℃、
保持時間480秒間(8分間)で固化成形して得られた
高密度圧密体を、それぞれ5×5×5mm(または4×
4×4mm)に切り出し、最適熱処理条件で熱処理を施
した後、パルス磁化装置を用いて5Tの印加磁界中で測
定したときの磁化の減磁曲線を図24〜図27に示す
(反磁場補正は行ったものである。)。図24は、非晶
質Fe90Nb2Nd5B5粉末を用いて得られた試料のX
方向、Y方向、Z方向の磁化の減磁曲線を示す図であ
る。図25は、非晶質Fe89Nb2Nd4B 5粉末を用い
て得られた試料のX方向、Y方向、Z方向の磁化の減磁
曲線を示す図である。図26は、非晶質Fe76Co10N
b2Nd7B5粉末を用いて得られた試料のX方向、Y方
向、Z方向の磁化の減磁曲線を示す図である。図27
は、非晶質Fe84Nb2Nd7B5Si2粉末を用いて得ら
れた試料のX方向、Y方向、Z方向の磁化の減磁曲線を
示す図である。なお、非晶質粉末を固化成形する際、Z
方向に圧力を付加しており、しかも圧力をかけた状態に
おいて結晶化または粒成長させている。
が薄帯合金に比較して劣っている結果を示したが、これ
はバルク材(焼結圧密体)が厚さを持つために自己減磁
界を補正していないめと思われる。そこで、各種の組成
の非晶質粉末を圧力636MPa、焼結温度600℃、
保持時間480秒間(8分間)で固化成形して得られた
高密度圧密体を、それぞれ5×5×5mm(または4×
4×4mm)に切り出し、最適熱処理条件で熱処理を施
した後、パルス磁化装置を用いて5Tの印加磁界中で測
定したときの磁化の減磁曲線を図24〜図27に示す
(反磁場補正は行ったものである。)。図24は、非晶
質Fe90Nb2Nd5B5粉末を用いて得られた試料のX
方向、Y方向、Z方向の磁化の減磁曲線を示す図であ
る。図25は、非晶質Fe89Nb2Nd4B 5粉末を用い
て得られた試料のX方向、Y方向、Z方向の磁化の減磁
曲線を示す図である。図26は、非晶質Fe76Co10N
b2Nd7B5粉末を用いて得られた試料のX方向、Y方
向、Z方向の磁化の減磁曲線を示す図である。図27
は、非晶質Fe84Nb2Nd7B5Si2粉末を用いて得ら
れた試料のX方向、Y方向、Z方向の磁化の減磁曲線を
示す図である。なお、非晶質粉末を固化成形する際、Z
方向に圧力を付加しており、しかも圧力をかけた状態に
おいて結晶化または粒成長させている。
【0075】各組成の圧密体とも、0.8T以上の残留
磁化、約2.5kOe以上の保磁力を示しており、印加
磁場1.5TのVSMで測定した時よりも良好な硬磁気
特性を示していることがわかった。図24〜図27から
明かなように各圧密体ともZ方向で、膨らんだ曲線が得
られていることがわかる。このようにZ方向で、硬磁気
特性が向上しているのは、圧力(応力)下でハード磁性
相を析出させることにより、ハード磁性相に一軸異方性
を付加できたためである。
磁化、約2.5kOe以上の保磁力を示しており、印加
磁場1.5TのVSMで測定した時よりも良好な硬磁気
特性を示していることがわかった。図24〜図27から
明かなように各圧密体ともZ方向で、膨らんだ曲線が得
られていることがわかる。このようにZ方向で、硬磁気
特性が向上しているのは、圧力(応力)下でハード磁性
相を析出させることにより、ハード磁性相に一軸異方性
を付加できたためである。
【0076】Fe66Co20Nb2Pr7B5なる組成の非
晶質粉末に対し、成形時の圧力(Ps)を636MPa
と374MPaとして固化成形することにより、得られ
たバルク試料について、成形時加圧方向(Z方向)で測
定した最大磁気エネルギー積((BH)maxparallel)
と、成形時加圧方向と直角方向(XまたはY方向)で測
定した最大磁気エネルギー積((BH)maxvertial)を
求め、最大磁気エネルギー積((BH)maxparallel)
を最大磁気エネルギー積((BH)maxvertial)で割っ
た値「((BH)maxparallel)/((BH)maxvertia
l)」を異方性の程度を表す指標とし、その値の焼結温
度(Ts)依存性を図28に示す。図28に示す結果か
ら焼結温度(Ts)の上昇に伴って異方性の程度が大き
くなる傾向が見られる。これは、固化成形時に一軸応力
下で結晶化および粒成長するハード磁性相(Fe14R2
B1相)の体積割合が大きいため、結果的に異方性の程
度が大きくなってゆくものと思われる。また、成形時の
圧力(Ps)の高い試料において異方性の上昇が見られ
るが、これは一軸応力下で結晶化および粒成長するハー
ド磁性相(Fe14R2B1相)の磁化容易軸(c軸)が成
形時の圧力の上昇に伴って配向するためと推察される。
晶質粉末に対し、成形時の圧力(Ps)を636MPa
と374MPaとして固化成形することにより、得られ
たバルク試料について、成形時加圧方向(Z方向)で測
定した最大磁気エネルギー積((BH)maxparallel)
と、成形時加圧方向と直角方向(XまたはY方向)で測
定した最大磁気エネルギー積((BH)maxvertial)を
求め、最大磁気エネルギー積((BH)maxparallel)
を最大磁気エネルギー積((BH)maxvertial)で割っ
た値「((BH)maxparallel)/((BH)maxvertia
l)」を異方性の程度を表す指標とし、その値の焼結温
度(Ts)依存性を図28に示す。図28に示す結果か
ら焼結温度(Ts)の上昇に伴って異方性の程度が大き
くなる傾向が見られる。これは、固化成形時に一軸応力
下で結晶化および粒成長するハード磁性相(Fe14R2
B1相)の体積割合が大きいため、結果的に異方性の程
度が大きくなってゆくものと思われる。また、成形時の
圧力(Ps)の高い試料において異方性の上昇が見られ
るが、これは一軸応力下で結晶化および粒成長するハー
ド磁性相(Fe14R2B1相)の磁化容易軸(c軸)が成
形時の圧力の上昇に伴って配向するためと推察される。
【0077】次に、先に説明した方法と同じ方法でプラ
ズマ焼結温度600℃、加圧力636MPaの条件でF
e76Co10Nb2Nd7B5なる組成の硬磁性合金圧密体
試料を作成した。他の試料作成条件は表1に示した同一
組成の試料と同一の条件とし、試料形状は2mm角の直
方体状とした。そして、この試料をプラズマ焼結する際
に、昇温速度3℃/分(0.05℃/秒)の条件で製作
した試料と昇温速度110℃/分(1.83℃/秒)の
条件で製作した試料の方向別の磁気特性を室温で測定し
比較した。下記の測定方向においてZ方向はプラズマ焼
結時のパンチの加圧方向、X方向とY方向はZ方向に直
交する方向である。
ズマ焼結温度600℃、加圧力636MPaの条件でF
e76Co10Nb2Nd7B5なる組成の硬磁性合金圧密体
試料を作成した。他の試料作成条件は表1に示した同一
組成の試料と同一の条件とし、試料形状は2mm角の直
方体状とした。そして、この試料をプラズマ焼結する際
に、昇温速度3℃/分(0.05℃/秒)の条件で製作
した試料と昇温速度110℃/分(1.83℃/秒)の
条件で製作した試料の方向別の磁気特性を室温で測定し
比較した。下記の測定方向においてZ方向はプラズマ焼
結時のパンチの加圧方向、X方向とY方向はZ方向に直
交する方向である。
【0078】 昇温速度110℃/分(0.05℃/秒)の試料 iHc Is Ir Ir/Is (BH)max (kOe) (T) (T) (MGOe) X方向: 3.65 1.49 0.94 0.6285 8.2025 Y方向: 3.64 1.49 0.94 0.6316 8.2815 Z方向: 3.66 1.50 0.96 0.6432 9.2551 昇温速度110℃/分(0.05℃/秒)の試料 iHc Is Ir Ir/Is (BH)max (kOe) (T) (T) (MGOe) X方向: 4.11 1.48 0.96 0.648 8.8254 Y方向: 4.11 1.47 0.95 0.6487 8.7296 Z方向: 4.11 1.50 0.98 0.6532 9.7696
【0079】以上の結果から、プラズマ焼結時の昇温速
度が硬磁気特性に与える影響が大きいことが明かであ
り、昇温速度を速くした方が全ての方向に好ましい硬磁
気特性が得られることが明かである。また、試料形状を
2mm程度に薄型化しても充分に優れた硬磁気特性の薄
板を得られることが明らかになった。
度が硬磁気特性に与える影響が大きいことが明かであ
り、昇温速度を速くした方が全ての方向に好ましい硬磁
気特性が得られることが明かである。また、試料形状を
2mm程度に薄型化しても充分に優れた硬磁気特性の薄
板を得られることが明らかになった。
【0080】次に、本発明組成系の合金が結晶化温度帯
域で軟化することを利用して薄型磁石の製造を行った。
Fe88Nb2Nd5B5の組成を有する表1に示す試料を
作成する際に、Ts=873K(600℃)、Ps=6
36MPaの条件を適用し、プラズマ焼結装置のパンチ
間の間隔を調節して直径10〜18mm、厚さ約800
μmの円盤形薄型磁石を作製した。また、Fe66Co20
Nb2Pr7B5の組成を有する試料を作成する際に、同
様の方法で固化成形し、1辺13mm、厚さ300〜5
00μmのシート状の薄型磁石を作製した。厚さ800
μmの試料では密度7.48g/cm3(相対密度約97
%)、厚さ300〜500μmの試料では密度7.34
〜7.39g/cm3(相対密度約95%)のものを得る
ことができた。これらの作製結果から、1mmよりも薄
い高密度成形磁石を研磨加工などの機械加工を施すこと
なく作製することができる。
域で軟化することを利用して薄型磁石の製造を行った。
Fe88Nb2Nd5B5の組成を有する表1に示す試料を
作成する際に、Ts=873K(600℃)、Ps=6
36MPaの条件を適用し、プラズマ焼結装置のパンチ
間の間隔を調節して直径10〜18mm、厚さ約800
μmの円盤形薄型磁石を作製した。また、Fe66Co20
Nb2Pr7B5の組成を有する試料を作成する際に、同
様の方法で固化成形し、1辺13mm、厚さ300〜5
00μmのシート状の薄型磁石を作製した。厚さ800
μmの試料では密度7.48g/cm3(相対密度約97
%)、厚さ300〜500μmの試料では密度7.34
〜7.39g/cm3(相対密度約95%)のものを得る
ことができた。これらの作製結果から、1mmよりも薄
い高密度成形磁石を研磨加工などの機械加工を施すこと
なく作製することができる。
【0081】Fe66Co20Nb2Pr7B5の組成のバル
ク試料(圧密体)(面積S=162mm2)の厚さ依存
性を図29に示す。厚さを薄くすることにより、成形密
度の減少が見られるが、厚さ0.3mm(300μm)
(h/S0.5=0.016)においても95〜96%の高
い相対密度が得られた。厚さ50μm以上においては9
0%以上の相対密度の薄型磁石が割れや欠け無く作製で
きた。次に、これら薄型バルク材の成形後の試料(厚さ
1mm、0.5mm、0.3mmでいずれも面積は162
mm2の試料)におけるX線回折結果を図30に示す。
図30から、bcc-(Fe,Co)、(Fe,Co)3
Bまたは(Fe,Co)14Pr2B1相に相当する回折線
が見られ、薄型化に伴う構造の明確な変化は見られな
い。従って本発明の硬磁性合金圧密体は薄く作製しても
良好な磁気特性を得ることが可能であることが判明し
た。
ク試料(圧密体)(面積S=162mm2)の厚さ依存
性を図29に示す。厚さを薄くすることにより、成形密
度の減少が見られるが、厚さ0.3mm(300μm)
(h/S0.5=0.016)においても95〜96%の高
い相対密度が得られた。厚さ50μm以上においては9
0%以上の相対密度の薄型磁石が割れや欠け無く作製で
きた。次に、これら薄型バルク材の成形後の試料(厚さ
1mm、0.5mm、0.3mmでいずれも面積は162
mm2の試料)におけるX線回折結果を図30に示す。
図30から、bcc-(Fe,Co)、(Fe,Co)3
Bまたは(Fe,Co)14Pr2B1相に相当する回折線
が見られ、薄型化に伴う構造の明確な変化は見られな
い。従って本発明の硬磁性合金圧密体は薄く作製しても
良好な磁気特性を得ることが可能であることが判明し
た。
【0082】次に図31〜図33は、本発明に係る薄型
硬磁性合金圧密体を適用したリニアモータを備えたペン
レコーダの一形態を示す。この例のペンレコーダ20
は、薄型のカセットタイプのもので、薄型の箱形シャー
シ21の中央部に架設されたレール状のセンターヨーク
部材22に沿って矢印a方向に可動子23がスライド自
在に設けられ、可動子23の先端部にペンホルダ24が
備えられ、センタヨーク部材22の下に薄型硬磁性圧密
体(永久磁石プレート)26とボトムヨーク部材27が
設けられ、センターヨーク部材22の端部にサイドヨー
ク28が設けられている。この構成の薄型硬磁性圧密体
には厚さ0.5〜1.3mm程度のもので硬磁気特性の優
れたものが要求されるので本願発明で提供できる薄型硬
磁性合金圧密体を用いることが好適であり、本発明の薄
型硬磁性圧密体を用いることで小型薄型でも強力な駆動
力を発揮するリニアモータを提供できる。
硬磁性合金圧密体を適用したリニアモータを備えたペン
レコーダの一形態を示す。この例のペンレコーダ20
は、薄型のカセットタイプのもので、薄型の箱形シャー
シ21の中央部に架設されたレール状のセンターヨーク
部材22に沿って矢印a方向に可動子23がスライド自
在に設けられ、可動子23の先端部にペンホルダ24が
備えられ、センタヨーク部材22の下に薄型硬磁性圧密
体(永久磁石プレート)26とボトムヨーク部材27が
設けられ、センターヨーク部材22の端部にサイドヨー
ク28が設けられている。この構成の薄型硬磁性圧密体
には厚さ0.5〜1.3mm程度のもので硬磁気特性の優
れたものが要求されるので本願発明で提供できる薄型硬
磁性合金圧密体を用いることが好適であり、本発明の薄
型硬磁性圧密体を用いることで小型薄型でも強力な駆動
力を発揮するリニアモータを提供できる。
【0083】
【発明の効果】以上説明したように本発明は、希土類元
素のうちの1種以上からなる元素Rが3〜20原子%
と、Bが2〜20原子%含まれるFe系又はFeCo系
合金よりなり、急冷により平均結晶粒径100nm以下
の微細結晶質相が析出した組織あるいは非晶質相からな
る組織とされた合金を応力下において結晶化または粒成
長して上記平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相
が析出した組織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相
と、ハード磁性相との混相状態を形成するか、あるいは
上記非晶質相からなる組織中に平均結晶粒径100nm
以下の微細結晶質相が析出されるとともに上記混相状態
を形成することにより、微細なソフト磁性相とハード磁
性相とを結合させた交換結合特性を示す硬磁性合金圧密
体となり、かつFe濃度が従来の希土類磁石より高いた
め、残留磁化、角型比、保磁力が高い強力な永久磁石成
形体とすることができる。また、本発明によれば、希土
類元素の含有量が従来の希土類磁石よりも少なく、しか
も優れた硬磁性特性が得られるので、比較的低い製造コ
ストで高性能の永久磁石成形体とすることができる。さ
らに、本発明は、上記合金が応力下において結晶化また
は粒成長されることにより、上記合金の組織中にソフト
磁性相又は準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状
態が形成されるとともにハード磁性相に異方性が付与さ
れたものとなり、これにより一軸異方性が大きくなり、
高い残留磁化が得られる。
素のうちの1種以上からなる元素Rが3〜20原子%
と、Bが2〜20原子%含まれるFe系又はFeCo系
合金よりなり、急冷により平均結晶粒径100nm以下
の微細結晶質相が析出した組織あるいは非晶質相からな
る組織とされた合金を応力下において結晶化または粒成
長して上記平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相
が析出した組織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相
と、ハード磁性相との混相状態を形成するか、あるいは
上記非晶質相からなる組織中に平均結晶粒径100nm
以下の微細結晶質相が析出されるとともに上記混相状態
を形成することにより、微細なソフト磁性相とハード磁
性相とを結合させた交換結合特性を示す硬磁性合金圧密
体となり、かつFe濃度が従来の希土類磁石より高いた
め、残留磁化、角型比、保磁力が高い強力な永久磁石成
形体とすることができる。また、本発明によれば、希土
類元素の含有量が従来の希土類磁石よりも少なく、しか
も優れた硬磁性特性が得られるので、比較的低い製造コ
ストで高性能の永久磁石成形体とすることができる。さ
らに、本発明は、上記合金が応力下において結晶化また
は粒成長されることにより、上記合金の組織中にソフト
磁性相又は準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状
態が形成されるとともにハード磁性相に異方性が付与さ
れたものとなり、これにより一軸異方性が大きくなり、
高い残留磁化が得られる。
【0084】また、本発明においては、上記合金が加圧
下で互いに圧着し一体化されることにより、磁性体粉末
を結合材を用いて結着した従来のボンド磁石に比べて物
性的に堅固であってしかも小型で強力な硬磁性を有する
永久磁石が得られる。また、本発明においては、応力下
において結晶化または粒成長された合金に400〜10
00℃で熱処理を施して組織中に平均結晶粒径100n
m以下の微細結晶質相を主相として析出することによ
り、bcc(体心立方構造)-Fe相またはbcc-Fe
Co相が析出した保磁力が1kOe以下のソフト磁性相
と、Fe14R2 B相(式中、Rは、希土類元素のうちの
1種以上の元素を表す)の単体が析出した保磁力が1k
Oe以上のハード磁性相を生成することができ、きわめ
て強力な硬磁性特性を有する永久磁石が得られる。
下で互いに圧着し一体化されることにより、磁性体粉末
を結合材を用いて結着した従来のボンド磁石に比べて物
性的に堅固であってしかも小型で強力な硬磁性を有する
永久磁石が得られる。また、本発明においては、応力下
において結晶化または粒成長された合金に400〜10
00℃で熱処理を施して組織中に平均結晶粒径100n
m以下の微細結晶質相を主相として析出することによ
り、bcc(体心立方構造)-Fe相またはbcc-Fe
Co相が析出した保磁力が1kOe以下のソフト磁性相
と、Fe14R2 B相(式中、Rは、希土類元素のうちの
1種以上の元素を表す)の単体が析出した保磁力が1k
Oe以上のハード磁性相を生成することができ、きわめ
て強力な硬磁性特性を有する永久磁石が得られる。
【0085】また、本発明においては、急冷により非晶
質相又は平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相が
析出した組織とされた合金を応力下において結晶化また
は粒成長するとともに圧密化することにより、結晶化し
た後に焼結する場合に比べて相対密度が高く緻密な硬磁
性合金圧密体が得られる。また、本発明においては、結
晶化したときに硬磁性を発現する非晶質相を含む合金
を、結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形
することにより、結合材を必要とせず、優れた硬磁性特
性を有し、しかも各種の形状に成形し得る硬磁性合金圧
密体が得られる。
質相又は平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相が
析出した組織とされた合金を応力下において結晶化また
は粒成長するとともに圧密化することにより、結晶化し
た後に焼結する場合に比べて相対密度が高く緻密な硬磁
性合金圧密体が得られる。また、本発明においては、結
晶化したときに硬磁性を発現する非晶質相を含む合金
を、結晶化反応時に起こる軟化現象を利用して固化成形
することにより、結合材を必要とせず、優れた硬磁性特
性を有し、しかも各種の形状に成形し得る硬磁性合金圧
密体が得られる。
【0086】また、本発明においては、組成式TxMyR
zBwで表され、ただしTは、Fe、Co、Niのうちの
1種以上の元素、Rは希土類元素のうちの1種以上の元
素、MはZr、Nb、Ta、Hf、Ti、V、Mo、W
のうちの1種以上の元素、Bはホウ素を表し、組成比を
示すx、y、z、wは原子%で、50≦x、0≦y≦15、3
≦z≦20、2≦w≦20で表される合金を用いることに
より、強力な硬磁性特性を有する永久磁石が得られる。
更に本発明においては、TxMyRzBwEvで表され、た
だしTは、Fe、Co、Niのうちの1種以上の元素、
Rは希土類元素のうちの1種以上の元素、Mは、Zr、
Nb、Ta、Hf、Ti、V、Mo、Wのうちの1種以
上の元素、Bはホウ素を表し、EはCr、Al、Pt、
Ru、Rh、Pd、Os、Ir、Cu、Ag、Au、G
a、Geのうちの1種以上の元素を表すとともに、組成
比を示すx、y、z、w、vは原子%で、50≦x、0≦y≦
15、3≦z≦20、2≦w≦20、0≦v≦10で表さ
れる合金を用いることにより、強力な硬磁性特性を有す
る永久磁石が得られる。また、本発明において、上記合
金に含まれる希土類元素Rに少なくともNdまたはPr
が含まれるようにしたものにあっては、極めて強力な硬
磁性特性を有する永久磁石が得られる。
zBwで表され、ただしTは、Fe、Co、Niのうちの
1種以上の元素、Rは希土類元素のうちの1種以上の元
素、MはZr、Nb、Ta、Hf、Ti、V、Mo、W
のうちの1種以上の元素、Bはホウ素を表し、組成比を
示すx、y、z、wは原子%で、50≦x、0≦y≦15、3
≦z≦20、2≦w≦20で表される合金を用いることに
より、強力な硬磁性特性を有する永久磁石が得られる。
更に本発明においては、TxMyRzBwEvで表され、た
だしTは、Fe、Co、Niのうちの1種以上の元素、
Rは希土類元素のうちの1種以上の元素、Mは、Zr、
Nb、Ta、Hf、Ti、V、Mo、Wのうちの1種以
上の元素、Bはホウ素を表し、EはCr、Al、Pt、
Ru、Rh、Pd、Os、Ir、Cu、Ag、Au、G
a、Geのうちの1種以上の元素を表すとともに、組成
比を示すx、y、z、w、vは原子%で、50≦x、0≦y≦
15、3≦z≦20、2≦w≦20、0≦v≦10で表さ
れる合金を用いることにより、強力な硬磁性特性を有す
る永久磁石が得られる。また、本発明において、上記合
金に含まれる希土類元素Rに少なくともNdまたはPr
が含まれるようにしたものにあっては、極めて強力な硬
磁性特性を有する永久磁石が得られる。
【0087】また、本発明において、上記合金を圧密化
して得られる圧密体の相対密度を90%以上とすること
により、緻密で堅牢な圧密体となるので、小型、堅牢か
つ強力な永久磁石が得られる。また、本発明において
は、圧密化した後の残留磁化を100emu/g以上と
すること、および/または飽和磁化に対する残留磁化の
比率を0.6以上とすることによって、きわめて強力な
硬磁性特性を有する永久磁石を実現することができる。
従って、本発明で得られる硬磁合金圧密体は、モータ
ー、アクチュエータ、スピーカーなど各種の装置に使用
される永久磁石部材として有用であり、安価に製造でき
ることから各種電気機器、電子機器の製造コストを低減
することができる優れたものである。
して得られる圧密体の相対密度を90%以上とすること
により、緻密で堅牢な圧密体となるので、小型、堅牢か
つ強力な永久磁石が得られる。また、本発明において
は、圧密化した後の残留磁化を100emu/g以上と
すること、および/または飽和磁化に対する残留磁化の
比率を0.6以上とすることによって、きわめて強力な
硬磁性特性を有する永久磁石を実現することができる。
従って、本発明で得られる硬磁合金圧密体は、モータ
ー、アクチュエータ、スピーカーなど各種の装置に使用
される永久磁石部材として有用であり、安価に製造でき
ることから各種電気機器、電子機器の製造コストを低減
することができる優れたものである。
【0088】また、本発明で提供できる薄型硬磁性合金
圧密体であるならば、薄いものでも硬磁気特性に優れた
ものを得ることが容易にできるので、薄型リニアモータ
等の駆動装置用磁石として好適であり、薄く加工するこ
とが困難であったSm-Co合金に比べて低コストで広
い用途に供することができるようになる。また、本発明
組成を有し、圧密により製造された薄型硬磁性合金圧密
体であるならば、従来のSm-Co磁石に施していた研
磨等の機械加工を施さなくとも、薄く、面積の大きなも
のが得られるので、薄型磁石としてクラックが入り難く
薄型磁石として広い用途に適用することができる。
圧密体であるならば、薄いものでも硬磁気特性に優れた
ものを得ることが容易にできるので、薄型リニアモータ
等の駆動装置用磁石として好適であり、薄く加工するこ
とが困難であったSm-Co合金に比べて低コストで広
い用途に供することができるようになる。また、本発明
組成を有し、圧密により製造された薄型硬磁性合金圧密
体であるならば、従来のSm-Co磁石に施していた研
磨等の機械加工を施さなくとも、薄く、面積の大きなも
のが得られるので、薄型磁石としてクラックが入り難く
薄型磁石として広い用途に適用することができる。
【図1】 本発明の硬磁性合金圧密体の製造方法を実施
するために用いる放電プラズマ焼結装置の一例の要部構
造を示す断面図である。
するために用いる放電プラズマ焼結装置の一例の要部構
造を示す断面図である。
【図2】 図1に示す放電プラズマ焼結装置で合金粉末
に印加するパルス電流波形の一例を示す図である。
に印加するパルス電流波形の一例を示す図である。
【図3】 本発明の硬磁性合金圧密体の製造方法を実施
するために用いる放電プラズマ焼結装置一例の全体構成
を示す正面図である。
するために用いる放電プラズマ焼結装置一例の全体構成
を示す正面図である。
【図4】 圧密体を製造する際に、焼結圧力付加方向を
説明するための斜視図である。
説明するための斜視図である。
【図5】 本発明に係る非晶質合金の試料と非晶質を含
まない結晶質合金の試料について、TMA曲線(a)と
DSC曲線(b)とを測定した結果を示すグラフであ
る。
まない結晶質合金の試料について、TMA曲線(a)と
DSC曲線(b)とを測定した結果を示すグラフであ
る。
【図6】 本発明に係る非晶質合金の試料について、焼
結温度を(a)、(b)、(c)の順に高く変化させた
ときに得られた圧密体試料の組織の顕微鏡写真の模式図
である。
結温度を(a)、(b)、(c)の順に高く変化させた
ときに得られた圧密体試料の組織の顕微鏡写真の模式図
である。
【図7】 本発明に係る非晶質合金の試料について、焼
結温度を(a)、(b)、(c)、(d)の順に高く変
化させたときに得られた圧密体試料のX線回折によるパ
ターンを示すグラフである。
結温度を(a)、(b)、(c)、(d)の順に高く変
化させたときに得られた圧密体試料のX線回折によるパ
ターンを示すグラフである。
【図8】 本発明に係る圧密体の焼結温度と密度との関
係および比較例の圧密体の焼結温度と密度との関係を示
すグラフである。
係および比較例の圧密体の焼結温度と密度との関係を示
すグラフである。
【図9】 本発明に係る圧密体の焼結圧力と密度の関係
および比較例の圧密体の焼結圧力と密度の関係を示すグ
ラフである。
および比較例の圧密体の焼結圧力と密度の関係を示すグ
ラフである。
【図10】 本発明に係る非晶質合金粉末のX線回折結
果を示すグラフである。
果を示すグラフである。
【図11】 本発明に係る非晶質合金粉末のX線回折結
果を示すグラフである。
果を示すグラフである。
【図12】 Fe88Nb2Nd5B5およびFe86Nb2N
d7B5の非晶質粉末とナノ結晶化Fe88Nb2Nd5B5
粉末を焼結し、時間(秒)と、各資料の温度および膨張
量(ダイス変位量)を測定した結果を示す図である 。
d7B5の非晶質粉末とナノ結晶化Fe88Nb2Nd5B5
粉末を焼結し、時間(秒)と、各資料の温度および膨張
量(ダイス変位量)を測定した結果を示す図である 。
【図13】 非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末及び非晶
質Fe86Nd7Nb2B5粉末と、結晶質Fe88Nd5Nb
2B5粉末を固化成形して得られた圧密体の成形密度と、
焼結温度との関係を示す図である。
質Fe86Nd7Nb2B5粉末と、結晶質Fe88Nd5Nb
2B5粉末を固化成形して得られた圧密体の成形密度と、
焼結温度との関係を示す図である。
【図14】 Fe86Nd7Nb2B5圧密体およびFe88
Nd5Nb2B5圧密体の焼結直後におけるX線回折結果
を示すグラフである。
Nd5Nb2B5圧密体の焼結直後におけるX線回折結果
を示すグラフである。
【図15】 非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末及び非晶
質Fe86Nd7Nb2B5粉末を圧力636MPaで焼結
したときの焼結温度と磁気特性を示す図である。
質Fe86Nd7Nb2B5粉末を圧力636MPaで焼結
したときの焼結温度と磁気特性を示す図である。
【図16】 非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末を焼結圧
力636MPaで焼結した時の焼結温度と磁気特性との
関係を示す図である。
力636MPaで焼結した時の焼結温度と磁気特性との
関係を示す図である。
【図17】 非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末を焼結温
度600℃で焼結した時の焼結圧力と磁気特性との関係
を示す図である。
度600℃で焼結した時の焼結圧力と磁気特性との関係
を示す図である。
【図18】 非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末を固化成
形した時の成形密度と磁気特性の関係を示す図である。
形した時の成形密度と磁気特性の関係を示す図である。
【図19】 圧力636MPa、焼結温度873Kで固
化成形したFe88Nd5Nb2B5圧密体及びFe86Nd7
Nb2B5圧密体について、750℃の熱処理後における
X線回折結果を示すグラフである。
化成形したFe88Nd5Nb2B5圧密体及びFe86Nd7
Nb2B5圧密体について、750℃の熱処理後における
X線回折結果を示すグラフである。
【図20】 圧力636MPa、焼結温度600℃で固
化成形したFe88Nd5Nb2B5圧密体及びFe86Nd7
Nb2B5圧密体について、750℃の熱処理後における
磁化曲線を示す図である。
化成形したFe88Nd5Nb2B5圧密体及びFe86Nd7
Nb2B5圧密体について、750℃の熱処理後における
磁化曲線を示す図である。
【図21】 非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末(実施
例)と、結晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末(比較例)を
それぞれ圧力636MPa、昇温速度を1.8K/秒、
焼結温度600℃、保持時間480秒間(8分間)で固
化成形した圧密体について、750℃の熱処理後におけ
る磁化曲線を示す図である。
例)と、結晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末(比較例)を
それぞれ圧力636MPa、昇温速度を1.8K/秒、
焼結温度600℃、保持時間480秒間(8分間)で固
化成形した圧密体について、750℃の熱処理後におけ
る磁化曲線を示す図である。
【図22】 非晶質Fe88Nd5Nb2B5粉末を圧力6
36MPa、焼結温度500〜600℃で固化成形して
得られた圧密体について627〜827℃で熱処理後に
おける磁気特性を示すグラフである。
36MPa、焼結温度500〜600℃で固化成形して
得られた圧密体について627〜827℃で熱処理後に
おける磁気特性を示すグラフである。
【図23】 非晶質Fe86Nd7Nb2B5粉末を圧力6
36MPa、焼結温度500〜600℃で固化成形して
得られた圧密体について627〜827℃Kで熱処理後
における磁気特性を示すグラフである。
36MPa、焼結温度500〜600℃で固化成形して
得られた圧密体について627〜827℃Kで熱処理後
における磁気特性を示すグラフである。
【図24】 非晶質Fe90Nb2Nd5B5粉末を圧力6
36MPa、焼結温度600℃にて8分間熱処理した実
施例試料の磁化の減磁曲線を示す図である。
36MPa、焼結温度600℃にて8分間熱処理した実
施例試料の磁化の減磁曲線を示す図である。
【図25】 非晶質Fe89Nb2Nd4B5粉末を圧力6
36MPa、焼結温度600℃にて8分間熱処理した実
施例試料の磁化の減磁曲線を示す図である。
36MPa、焼結温度600℃にて8分間熱処理した実
施例試料の磁化の減磁曲線を示す図である。
【図26】 非晶質Fe76Co10Nb2Nd7B5粉末を
圧力636MPa、焼結温度600℃にて8分間熱処理
した実施例の試料の磁化の減磁曲線を示す図である。
圧力636MPa、焼結温度600℃にて8分間熱処理
した実施例の試料の磁化の減磁曲線を示す図である。
【図27】 非晶質Fe84Nb2Nd7B5Si2粉末を圧
力636MPa、焼結温度600℃にて8分間熱処理し
た実施例の試料の磁化の減磁曲線を示す図である。
力636MPa、焼結温度600℃にて8分間熱処理し
た実施例の試料の磁化の減磁曲線を示す図である。
【図28】 成形時加圧方向(Z方向)で測定した試料
の最大磁気エネルギー積(BH)maxparallelを成形時
加圧方向と直角な方向(XまたはY方向)で測定した
(BH)maxvertialで割った値と焼結温度(Ts)との
依存性を示す図である。
の最大磁気エネルギー積(BH)maxparallelを成形時
加圧方向と直角な方向(XまたはY方向)で測定した
(BH)maxvertialで割った値と焼結温度(Ts)との
依存性を示す図である。
【図29】 Fe66Co20Nb2Pr7B5なる組成の圧
密体の成形密度(相対密度)の厚さ依存性を示す図であ
る。
密体の成形密度(相対密度)の厚さ依存性を示す図であ
る。
【図30】 Fe66Co20Nb2Pr7B5なる組成の圧
密体の厚さ1mm、0.5mm、0.3mm(面積162
mm2)の試料におけるX線回折図である。
密体の厚さ1mm、0.5mm、0.3mm(面積162
mm2)の試料におけるX線回折図である。
【図31】 薄型硬磁性合金圧密体を備えたペンレコー
ダの一例を示す図である。
ダの一例を示す図である。
【図32】 図28に示すペンレコーダの一部を示す底
面図である。
面図である。
【図33】 図28に示すペンレコーダに適用された薄
型硬磁性合金圧密体を取り出した状態を示す側面図であ
る。
型硬磁性合金圧密体を取り出した状態を示す側面図であ
る。
A・・・放電プラズマ焼結装置、1・・・ダイス、2・・・上パ
ンチ、3・・・下パンチ、4、5・・・基台、6・・・合金粉
末、7・・・熱電対、8・・・外枠ダイス、11・・・上部基
盤、12・・・下部基盤、13・・・チャンバ。
ンチ、3・・・下パンチ、4、5・・・基台、6・・・合金粉
末、7・・・熱電対、8・・・外枠ダイス、11・・・上部基
盤、12・・・下部基盤、13・・・チャンバ。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 牧野 彰宏 東京都大田区雪谷大塚町1番7号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 畑内 隆史 東京都大田区雪谷大塚町1番7号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 山本 豊 東京都大田区雪谷大塚町1番7号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地 川 内住宅11−806
Claims (31)
- 【請求項1】 希土類元素のうちの1種以上からなる元
素Rが4〜20原子%と、Bが2〜20原子%含まれる
Fe系又はFeCo系合金よりなり、急冷により平均結
晶粒径100nm以下の微細結晶質相が析出した組織と
された合金が応力下において結晶化または粒成長され
て、前記組織中にソフト磁性相又は準ハード磁性相と、
ハード磁性相との混相状態が形成されるとともに該ハー
ド磁性相に異方性が付与されてなり、保磁力が1kOe
以上であることを特徴とする硬磁性合金圧密体。 - 【請求項2】 希土類元素のうちの1種以上からなる元
素Rが3〜20原子%と、Bが2〜20原子%含まれる
Fe系又はFeCo系合金よりなり、急冷により非晶質
相を含む組織とされた合金が応力下において前記非晶質
相が結晶化されて、前記組織中に平均結晶粒径100n
m以下の微細結晶質相が析出するとともに、ソフト磁性
相又は準ハード磁性相と、ハード磁性相との混相状態が
形成され、かつ前記ハード磁性相に異方性が付与されて
なり、保磁力が1kOe以上であることを特徴とする硬
磁性合金圧密体。 - 【請求項3】 請求項1又は2記載の硬磁性合金圧密体
において、応力下において結晶化または粒成長された合
金に400〜1000℃で熱処理が施されて組織中に平
均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相が主相として
析出されたことを特徴とする硬磁性合金圧密体。 - 【請求項4】 請求項1〜3のいずれかに記載の硬磁性
合金圧密体においてbcc(体心立方構造)−Fe相ま
たはbcc−FeCo相と、固溶元素を含むFe−Bの
化合物と、非晶質相とが少なくとも析出した保磁力が1
kOe以下のソフト磁性相または準ハード磁性相と、F
e14R2 B相(式中、Rは、希土類元素のうちの1種以
上の元素を表す)の単体が少なくとも析出した保磁力が
1kOe以上のハード磁性相とがそれぞれ10vol
(体積)%以上含まれていることを特徴とする硬磁性合
金圧密体。 - 【請求項5】 請求項1〜4のうちのいずれかに記載の
硬磁性合金圧密体において、急冷により非晶質相又は平
均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相が析出した組
織とされた合金が応力下において結晶化または粒成長さ
れるとともに圧密化されてなることを特徴とする硬磁性
合金圧密体。 - 【請求項6】 請求項1〜5のうちのいずれかに記載の
硬磁性合金圧密体において、非晶質相を含み、結晶化し
たときに硬磁性を発現する合金が結晶化反応時に起こる
軟化現象を利用して固化成形されてなることを特徴とす
る硬磁性合金圧密体。 - 【請求項7】 請求項1〜6のうちのいずれかに記載の
硬磁性合金圧密体において、応力下において前記合金が
加熱されることを特徴とする硬磁性合金圧密体。 - 【請求項8】 請求項1〜7のうちのいずれかに記載の
硬磁性合金圧密体において、下記組成式で表される合金
が用いられることを特徴とする硬磁性合金圧密体。 TxMyRzBw ただし、Tは、Fe、Co、Niのうちの1種以上の元
素、Rは、希土類元素のうちの1種以上の元素、Mは、
Zr、Nb、Ta、Hf、Ti、V、Mo、Wのうちの
1種以上の元素、Bはホウ素を表し、組成比を示すx、
y、z、wは原子%で、50≦x、0≦y≦15、3≦z≦2
0、2≦w≦20である。 - 【請求項9】 前記組成式中の組成比を示すx、y、z、w
は原子%で、80≦x≦93、0.5≦y≦5、3≦z≦1
0、3≦w≦7であることを特徴とする請求項8に記載
の硬磁性合金圧密体。 - 【請求項10】 前記組成式中の組成比を示すx、y、
z、wは原子%で、86≦x≦93、0.5≦y≦3、3≦z
≦7、3≦w≦5であることを特徴とする請求項8に記
載の硬磁性合金圧密体。 - 【請求項11】 下記組成式を有することを特徴とする
請求項1〜7のいずれかに記載の硬磁性合金圧密体。 TxMyRzBwEv ただし、Tは、Fe、Co、Niのうちの1種以上の元
素、Rは、希土類元素のうちの1種以上の元素、Mは、
Zr、Nb、Ta、Hf、Ti、V、Mo、Wのうちの
1種以上の元素、Bはホウ素を表し、EはCr、Al、
Pt、Ru、Rh、Pd、Os、Ir、Cu、Ag、A
u、Ga、Geのうちの1種以上の元素を表すととも
に、組成比を示すx、y、z、w、vは原子%で、50≦x、
0≦y≦15、3≦z≦20、2≦w≦20、0≦v≦10
である。 - 【請求項12】 前記組成式中の組成比を示すx、y、
z、w、vは原子%で、80≦x≦93、0.5≦y≦5、3
≦z≦10、3≦w≦7、0≦v≦5であることを特徴と
する請求項11記載の硬磁性合金圧密体。 - 【請求項13】 前記組成式中の組成比を示すx、y、
z、w、vは原子%で、86≦x≦93、0.5≦y≦3、3
≦z≦7、3≦w≦5、0.1≦v≦5であることを特徴と
する請求項11記載の硬磁性合金圧密体。 - 【請求項14】 請求項8〜13のいずれかに記載の硬
磁性合金圧密体において、SiがT元素置換で0.5〜
5原子%添加されてなることを特徴とする硬磁性合金圧
密体。 - 【請求項15】 請求項1〜14のいずれかに記載の硬
磁性合金圧密体において、前記合金に含まれる希土類元
素Rには少なくともNdまたはPrが含まれていること
を特徴とする硬磁性合金圧密体。 - 【請求項16】 請求項1〜15のいずれかに記載の硬
磁性合金圧密体において、前記合金を圧密化して得られ
る圧密体の相対密度が90%以上であることを特徴とす
る硬磁性合金圧密体。 - 【請求項17】 請求項1〜16のいずれかに記載の硬
磁性合金圧密体は残留磁化が90emu/g以上のもの
であることを特徴とする硬磁性合金圧密体。 - 【請求項18】 請求項1〜12のいずれかに記載の硬
磁性合金圧密体は、飽和磁化(Is)に対する残留磁化
(Ir)の比率が0.6以上のものであることを特徴と
する硬磁性合金圧密体。 - 【請求項19】 希土類元素のうちの1種以上からなる
元素Rが3〜20原子%と、Bが2〜20原子%含まれ
るFe系又はFeCo系合金を急冷することにより前記
合金を平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質相を析
出した組織した後、該合金を応力下において結晶化また
は粒成長させて、前記組織中にソフト磁性相または準ハ
ード磁性相と、ハード磁性相との混相状態を形成すると
ともに該ハード磁性相に異方性を付与する工程を少なく
とも備えてなることを特徴とする硬磁性合金圧密体の製
造方法。 - 【請求項20】 希土類元素のうちの1種以上からなる
元素Rが3〜20原子%と、Bが2〜20原子%含まれ
るFe系又はFeCo系合金を急冷することより前記合
金を非晶質相からなる組織とした後、該合金を応力下に
おいて前記非晶質相を結晶化して、前記組織中に平均結
晶粒径100nm以下の微細結晶質相を析出させるとと
もにソフト磁性相または準ハード磁性相と、ハード磁性
相との混相状態を形成し、かつ前記ハード磁性相に異方
性を付与する工程を少なくとも備えてなることを特徴と
する硬磁性合金圧密体の製造方法。 - 【請求項21】 請求項19または20記載の硬磁性合
金圧密体の製造方法において、前記合金を応力下におい
て結晶化または粒成長させた後、400〜1000℃で
熱処理を施すことにより組織中に平均結晶粒径100n
m以下の微細結晶質相を主相として析出することを特徴
とする硬磁性合金圧密体の製造方法。 - 【請求項22】 請求項19〜21のいずれかに記載の
硬磁性合金圧密体の製造方法において、 前記合金を急冷することにより非晶質相または平均結晶
粒径100nm以下の微細結晶質相を析出した組織とし
た後、該合金を応力下において結晶化または粒成長させ
るとともに圧密化することを特徴とする硬磁性合金圧密
体の製造方法。 - 【請求項23】 請求項19〜22のいずれかに記載の
硬磁性合金圧密体の製造方法において、非晶質相を含
み、結晶化したときに硬磁性を発現する合金を結晶化反
応時に起こる軟化現象を利用して固化成形することを特
徴とする硬磁性合金圧密体の製造方法。 - 【請求項24】 請求項19〜23のいずれかに記載の
硬磁性合金圧密体の製造方法において、応力下において
合金を加熱することを特徴とする硬磁性合金圧密体の製
造方法。 - 【請求項25】 請求項19〜14のいずれかに記載の
硬磁性合金圧密体の製造方法において、前記合金を圧密
化することにより相対密度が90%以上の圧密体を得る
ことを特徴とする硬磁性合金圧密体の製造方法。 - 【請求項26】 希土類元素のうちの1種以上からなる
元素Rが3〜20原子%と、Bが2〜20原子%含まれ
るFe系又はFeCo系合金よりなり、厚さhと面積S
の比率h/Sが、0.01≦h/S0.5≦0.3の関係を
満足し、相対密度が90%以上であることを特徴とする
薄型硬磁性合金圧密体。 - 【請求項27】 希土類元素のうちの1種以上からなる
元素Rが3〜20原子%と、Bが2〜20原子%含まれ
るFe系又はFeCo系合金よりなり、厚さが50μm
以上、2mm以下であり、相対密度が90%以上である
ことを特徴とする薄型硬磁性合金圧密体。 - 【請求項28】 急冷により平均結晶粒径100nm以
下の微細結晶質相が析出した組織とされた合金が、応力
下において結晶化または粒成長されて、前記組織中にソ
フト磁性相又は準ハード磁性相と、ハード磁性相との混
相状態が形成されてなることを特徴とする請求項26ま
たは27に記載の薄型硬磁性合金圧密体。 - 【請求項29】 急冷により非晶質相を含む組織とされ
た合金が応力下において前記非晶質相が結晶化されて、
前記組織中に平均結晶粒径100nm以下の微細結晶質
相が析出されるとともに、ソフト磁性相又は準ハード磁
性相と、ハード磁性相との混相状態が形成されてなるこ
とを特徴とする請求項21または22に記載の薄型硬磁
性合金圧密体。 - 【請求項30】 請求項1〜18のいずれかに記載の硬
磁性合金圧密体の特徴を有し、厚さが50μm以上、2
mm以下であり、相対密度が90%以上であることを特
徴とする薄型硬磁性合金圧密体。 - 【請求項31】 請求項19〜25のいずれかに記載の
硬磁性合金圧密体の製造方法で得られ、厚さが50μm
以上、2mm以下であり、相対密度が90%以上である
ことを特徴とする薄型硬磁性合金圧密体。
Priority Applications (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9321807A JPH10324958A (ja) | 1997-03-25 | 1997-11-21 | 硬磁性合金圧密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金圧密体 |
EP98300985A EP0860838B1 (en) | 1997-02-20 | 1998-02-11 | Hard magnetic alloy, hard magnetic alloy compact, and method for producing the same |
DE69823252T DE69823252T2 (de) | 1997-02-20 | 1998-02-11 | Dauermagnetlegierung, Dauermagnetlegierungs-Pressling und Herstellungsverfahren dazu |
KR1019980005118A KR100299863B1 (ko) | 1997-02-20 | 1998-02-19 | 경자성합금과경자성합금압밀체및그들의제조방법 |
US09/026,853 US6171410B1 (en) | 1997-02-20 | 1998-02-20 | Hard magnetic alloy, hard magnetic alloy compact, and method for producing the same |
US09/697,632 US6692582B1 (en) | 1997-02-20 | 2000-10-26 | Hard magnetic alloy, hard magnetic alloy compact and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9-72464 | 1997-03-25 | ||
JP7246497 | 1997-03-25 | ||
JP9321807A JPH10324958A (ja) | 1997-03-25 | 1997-11-21 | 硬磁性合金圧密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金圧密体 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH10324958A true JPH10324958A (ja) | 1998-12-08 |
Family
ID=26413599
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9321807A Withdrawn JPH10324958A (ja) | 1997-02-20 | 1997-11-21 | 硬磁性合金圧密体およびその製造方法と薄型硬磁性合金圧密体 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH10324958A (ja) |
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-
1997
- 1997-11-21 JP JP9321807A patent/JPH10324958A/ja not_active Withdrawn
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Legal Events
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20051122 |
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A761 | Written withdrawal of application |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A761 Effective date: 20060118 |