WO2024042638A1 - 希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法、回転子および回転機 - Google Patents
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Definitions
- the present disclosure relates to a rare earth sintered magnet, which is a permanent magnet made by sintering a material containing a rare earth element, a method for manufacturing the rare earth sintered magnet, a rotor, and a rotating machine.
- RTB permanent magnets having a main phase of a tetragonal R 2 T 14 B intermetallic compound are known.
- R is a rare earth element
- T is a transition metal element such as Fe (iron) or Fe partially substituted with Co (cobalt)
- B is boron.
- RTB permanent magnets are used in various high value-added parts including industrial motors.
- Nd--Fe--B based sintered magnets in which R is Nd (neodymium) have excellent magnetic properties and are therefore used in various parts.
- heavy rare earth elements such as Dy (dysprosium) are added to Nd-T-B sintered magnets. Attempts are being made to improve coercivity.
- Nd-Fe-B sintered magnets have expanded, and the consumption of heavy rare earth elements such as Nd, Dy, and Tb (terbium) has increased.
- Nd and heavy rare earth elements are expensive, highly unevenly distributed in different regions, and pose a procurement risk.
- Patent Document 1 describes an RTB-based sintered magnet containing main phase particles consisting of R 2 T 14 B crystals, in which R is one or more rare earth elements including the heavy rare earth element RH. , T is Fe or one or more transition metal elements that essentially include Fe and Co, B is boron, a part of the main phase particle contains a plurality of low heavy rare earth element crystal phases therein, The low heavy rare earth element crystal phase is an R- A TB-based sintered magnet is disclosed. According to the technique described in Patent Document 1, an RTB-based sintered magnet with improved magnetic properties and low cost can be obtained.
- Patent Document 2 describes a first step of manufacturing a sintered body represented by the composition formula (R1 1-x R2 x ) a TM b B c M d and having a structure consisting of a main phase and a grain boundary phase;
- the second step of producing a rare earth magnet precursor by hot working the sintered body is to diffuse and infiltrate the R3-M modified alloy melt into the grain boundary phase of the rare earth magnet precursor.
- a method for manufacturing a rare earth magnet is disclosed, which includes a third step of manufacturing a rare earth magnet.
- R1 is one or more rare earth elements containing Y
- R2 is a rare earth element different from R1
- TM is a transition metal containing one or more of Fe, Ni (nickel), and Co
- B is boron
- M is Ti (titanium), Ga (gallium), Zn (zinc), Si (silicon), Al (aluminum), Nb (niobium), Zr (zirconium), Ni, Co, Mn (manganese).
- R3 is a rare earth element containing R1 and R2. According to the technology described in Patent Document 2, even when the main phase ratio is high, it is possible to manufacture a rare earth magnet that is excellent not only in magnetization but also in coercive force performance.
- the RTB-based sintered magnet described in Patent Document 1 has a phase containing heavy rare earth elements in the main phase, so even if the coercive force can be improved, it is not suitable for industrial use.
- the residual magnetic flux density required for a motor etc. cannot be obtained, and the magnetic properties may deteriorate.
- since heavy rare earth elements are used there is a problem in that procurement risks and costs cannot be reduced.
- the rare earth magnet manufactured by the manufacturing method described in Patent Document 2 can reduce the heavy rare earth elements and improve the coercive force, the manufacturing method includes hot working. For this reason, there was a possibility that the residual magnetic flux density and magnetizability of the manufactured rare earth magnet would be reduced.
- the present disclosure has been made in view of the above, and provides rare earth sintering that can improve magnetic properties and magnetizability compared to conventional ones while suppressing the use of Nd and heavy rare earth elements compared to conventional ones.
- the purpose is to obtain a magnet.
- the rare earth sintered magnet according to the present disclosure has the general formula (Nd, Pr , R)-Fe-B, and has a main phase containing crystal grains based on the Nd 2 Fe 14 B crystal structure.
- the main phase has a core portion and a shell portion covering the core portion.
- the main phase has a first main phase where CNd>CPr and a second main phase where CNd ⁇ CPr, where the concentration of Nd in the core part is CNd and the concentration of Pr in the core part is CPr. .
- the first main phase and the second main phase are mixed.
- the rare earth sintered magnet according to the present disclosure has the effect of being able to improve magnetic properties and magnetizability compared to conventional magnets while suppressing the use of Nd and heavy rare earth elements compared to conventional magnets.
- Diagram showing atomic sites in the tetragonal Nd 2 Fe 14 B crystal structure Flowchart showing an example of the procedure of a method for manufacturing a rare earth sintered magnet alloy according to Embodiment 3
- Flowchart showing an example of the procedure of a method for manufacturing a rare earth sintered magnet according to Embodiment 3 A cross-sectional view schematically showing an example of the configuration of a rotor equipped with rare earth sintered magnets according to Embodiment 4.
- Elemental mapping of O obtained by analyzing the cross sections of rare earth sintered magnets according to Examples 1 to 8 by FE-EPMA
- FIG. 1 is a diagram schematically showing an example of the structure of the rare earth sintered magnet in a sintered state according to the first embodiment.
- the rare earth sintered magnet 1 according to the first embodiment has a main phase 10 that satisfies the general formula (Nd, Pr, R)-Fe-B and includes crystal grains based on the Nd 2 Fe 14 B crystal structure,
- the main phase 10 has a core portion and a shell portion covering the core portion.
- R is one or more rare earth elements selected from Nd and Pr.
- the shell part has a composition different from that of the core part, and is provided so as to cover the core part.
- the rare earth sintered magnet 1 further has a main phase 10 and a sub-phase 20 that exists between the main phases 10, and the sub-phase 20 will be explained in Embodiment 2.
- the main phase 10 is the first main phase 11 where CNd>CPr, where the concentration of Nd in the core part is CNd and the concentration of Pr in the core part is CPr. and a second main phase 12 where CNd ⁇ CPr, and the first main phase 11 and the second main phase 12 are mixed.
- the first main phase 11 includes a core portion 11c and a shell portion 11s that has a different composition from the core portion 11c and covers the core portion 11c.
- the second main phase 12 includes a core portion 12c and a shell portion 12s that has a different composition from the core portion 12c and covers the core portion 12c.
- CNd ⁇ CPr In the core portion 11c of the first main phase 11, CNd>CPr, and in the core portion 12c of the second main phase 12, CNd ⁇ CPr.
- the rare earth sintered magnet 1 there are two types of main phases 10, the first main phase 11 and the second main phase 12, and when focusing on the core parts 11c and 12c of the two types of main phases 10, the first main phase 11 and the second main phase 12 are present.
- the two types of main phases 10 having core-shell structures with different anisotropic magnetic fields, that is, magnetic anisotropy it is possible to reduce Nd and heavy rare earth elements while maintaining good magnetization. Residual magnetic flux density and coercive force can be improved.
- the concentration difference shown in "the first main phase 11 where CNd>CPr and the second main phase 12 where CNd ⁇ CPr” is determined by mapping analysis using an electron probe micro analyzer (EPMA). , which means that there is a clear difference in the detected intensities of Nd and Pr.
- the detection intensity of EPMA is higher than the average detection intensity of Nd
- the concentration of Pr is higher than the average detection intensity of Nd. This means that the detection intensity is near the lower limit of the detection intensity of Pr.
- the second main phase 12 is the opposite of the first main phase 11.
- the Nd concentration of the core portion 11c of the first main phase 11 is C1Nd
- the Nd concentration of the core portion 12c of the second main phase 12 is C2Nd
- the first main phase When the Pr concentration of the core portion 11c of the second main phase 12 is C1Pr and the Pr concentration of the core portion 12c of the second main phase 12 is C2Pr, the relational expressions C1Nd>C2Nd and C1Pr ⁇ C2Pr are satisfied.
- the Nd concentration is higher in the core part 11c of the first main phase 11 than the core part 12c of the second main phase 12, and conversely, the Pr concentration is higher in the core part 11c of the first main phase 11.
- the core portion 12c of the second main phase 12 is higher than the core portion 11c.
- concentration difference here also means that there is a difference in the detection intensity of Nd and Pr by the mapping analysis using EPMA.
- the EPMA detection intensity of Nd in the core portion 11c of the first main phase 11 is higher than the average detection intensity of Nd, and the This means that the EPMA detection intensity of Nd is lower than the average detection intensity of Nd.
- Pr concentration the detection intensity of Pr EPMA in the core part 12c of the second main phase 12 is higher than the average detection intensity of Pr, and the Pr EPMA detection intensity in the core part 11c of the first main phase 11 is higher than the average detection intensity of Pr.
- the detection intensity is lower than the average detection intensity of Pr.
- a large amount of Pr exists in the core portion 12c of the second main phase 12 where the Nd concentration is low, and conversely, a large amount of Nd exists in the core portion 11c of the first main phase 11 where the Pr concentration is low.
- a rare earth sintered magnet 1 having excellent magnetic properties.
- the number of first main phases 11 having the composition formula of Nd 2 Fe 14 B is greater than the number of second main phases 12 having the composition formula of Pr 2 Fe 14 B.
- increasing the number of first main phases 11 having the composition formula of Nd 2 Fe 14 B provides better magnetic properties and temperature properties than increasing the number of second main phases 12 having the composition formula of Pr 2 Fe 14 B. This is because the characteristics can be obtained.
- this structure it is possible to suppress the overall refinement of crystal grains, making it possible to maintain magnetization and obtain superior magnetic properties compared to conventional methods. becomes.
- the concentration of Nd in the shell parts 11s and 12s is set as SNd, and the concentration of Pr in the shell parts 11s and 12s is set as SPr. Then, the first main phase 11 satisfies the relational expressions CNd>SNd, CPr ⁇ SPr, and the second main phase 12 satisfies the relational expressions CNd ⁇ SNd, CPr>SPr.
- the shell portion 11s of the first main phase 11 has a lower concentration of Nd but a higher concentration of Pr than the core portion 11c
- the shell portion 12s of the second main phase 12 has a lower concentration of Pr.
- the concentration of Nd is higher than that in the core portion 12c.
- the average grain size of the crystal grains of the main phase 10 is preferably 100 ⁇ m or less, and more preferably 0.5 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less in order to improve magnetic properties. Furthermore, by setting the particle size to about 1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less, the grain size is different from that of the fine structure produced by hot working, and good magnetization performance is maintained, making it possible to create rare earth materials with superior magnetic properties compared to conventional ones. It becomes possible to use the sintered magnet 1 as the sintered magnet 1.
- the rare earth sintered magnet 1 according to the first embodiment may contain an additive element M that further improves the magnetic properties.
- the additive element M is one or more elements selected from the group of Ga, Cu, Al, Co, Zr, Ti, Nb, Dy, Tb, Mn, Gd, and Ho (holmium). Therefore, the rare earth sintered magnet 1 according to the first embodiment has the general formula (Nd a Pr b R c )Fe d B e M f , and the additive element M is Ga, Cu, Al, Co, Zr, Ti. , Nb, Dy, Tb, Mn, Gd and Ho. It is desirable that a, b, c, d, e, and f satisfy the following relational expression.
- the rare earth sintered magnet 1 according to the first embodiment satisfies the general formula (Nd, Pr, R)-Fe-B, when R is one or more rare earth elements selected from Nd and Pr. 14
- the main phase 10 containing crystal grains based on the B crystal structure there is a main phase 10 having a core part and a shell part covering the core part, and the main phase 10 has a first main phase 10 in which CNd>CPr. It has a phase 11 and a second main phase 12 where CNd ⁇ CPr, and the first main phase 11 and the second main phase 12 are mixed.
- first main phase 11 and the second main phase 12 were made to satisfy the relational expressions of C1Nd>C2Nd and C1Pr ⁇ C2Pr.
- the number of first main phases 11 is made greater than the number of second main phases 12.
- the first main phase 11 satisfies the relational expressions CNd>SNd and CPr ⁇ SPr
- the second main phase 12 satisfies the relational expressions CNd ⁇ SNd and CPr>SPr. This also makes it possible to obtain the rare earth sintered magnet 1 with improved magnetic properties and magnetizability while suppressing the use of Nd and heavy rare earth elements.
- FIG. 2 is a diagram schematically showing an example of the structure of the rare earth sintered magnet in a sintered state according to the second embodiment.
- the rare earth sintered magnet 1 according to the second embodiment has a main phase 10 and a subphase 20.
- the main phase 10 includes the first main phase 11 and the second main phase 12 as described in Embodiment 1, but in FIG. It is written as.
- the subphase 20 exists between the main phases 10.
- the rare earth sintered magnet 1 In the rare earth sintered magnet 1 according to the second embodiment, a case is shown in which La and Sm are selected as the element R.
- the use of Nd and heavy rare earth elements is suppressed, and the magnetic properties are improved, and the effect of having superior magnetization compared to the conventional one becomes even greater.
- the main phase 10 has a composition formula of (Nd, Pr, La, Sm) 2 Fe 14 B.
- the reason why the element R of the rare earth sintered magnet 1 having a tetragonal R 2 Fe 14 B crystal structure is a rare earth element containing La and Sm is based on the calculation results of magnetic interaction energy using the molecular orbital method.
- the subphase 20 includes a crystalline first subphase 21 whose main component is an oxide phase expressed as (Nd, Pr, La, Sm)-O, and a crystalline first subphase 21 whose main component is (Nd, Pr, La).
- the concentration of Sm in the subphase 20 is characterized in that the first subphase 21 has a higher concentration than the second subphase 22 . This has the effect of suppressing not only the magnetic properties at room temperature but also the deterioration of the magnetic properties due to temperature rise.
- the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22 means that the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22 by mapping analysis using EPMA. 21 means that the detection intensity of Sm is high on average.
- the crystalline subphase 20 is a general term for the first crystalline subphase 21 and the second crystalline subphase 22, and is present between the main phase 10.
- the crystalline first subphase 21 is represented by (Nd, Pr, La, Sm)--O
- the crystalline second sub-phase 22 is represented by (Nd, Pr, La)-O.
- (Nd, Pr, La, Sm) means that Nd and Pr are partially replaced by La and Sm.
- the first subphase 21 and the second subphase 22 may contain trace amounts of other components in addition to the elements shown in the parentheses. .
- the second subphase 22 represented by (Nd, Pr, La)-O contains a trace amount of Sm.
- the rare earth sintered magnet 1 there is a difference in concentration of La and Sm between the main phase 10 and the subphase 20, and La and Sm are segregated in the subphase 20 more than in the main phase 10. . That is, the sum of the concentrations of La in the first subphase 21 and the second subphase 22 is greater than or equal to the concentration of La in the main phase 10, and the sum of the concentrations of Sm in the first subphase 21 and the second subphase 22 is , the concentration of Sm in the main phase 10 or higher. Specifically, the concentrations of La and Sm in the subphase 20 are higher than the concentrations of La and Sm in the main phase 10.
- the concentration of La in the main phase 10 here is the sum of the concentration of La in the first main phase 11 and the concentration of La in the second main phase 12. That is, the sum of the concentrations of La in the first subphase 21 and the second subphase 22 is higher than the sum of the concentrations of La in the first main phase 11 and the second main phase 12.
- the Sm concentration of the main phase 10 is the sum of the Sm concentration of the first main phase 11 and the Sm concentration of the second main phase 12. That is, the sum of the Sm concentrations in the first subphase 21 and the second subphase 22 is higher than the sum of the Sm concentrations in the first main phase 11 and the second main phase 12.
- the concentration of La contained in the main phase 10 is defined as X
- the concentration of La contained in the first sub-phase 21 is defined as X 1
- the concentration of La contained in the second sub-phase 22 is defined as X 2
- the Sm concentration contained in the first sub-phase 21 is Y
- the Sm concentration contained in the first sub-phase 21 is Y1
- the Sm concentration contained in the second sub-phase 22 is Y2
- the concentration of La in the main phase 10 is the sum of the concentrations of La in the first main phase 11 and the second main phase 12
- the concentration of Sm in the main phase 10 is the sum of the concentrations of La in the first main phase 11 and the second main phase 12. It is assumed that it is the sum of the concentrations of Sm in the two main phases 12. This indicates that both La and Sm are segregated in the subphase 20 rather than in the main phase 10.
- the sum of the respective concentrations of La and Sm in the first main phase 11 and second main phase 12 and the concentration of La and Sm in the first subphase 21 and second subphase 22 There may be cases where the sum of the respective concentrations does not satisfy the above relationship.
- the concentration of La in the main phase 10 is the average of the concentrations of La in the first main phase 11 and the second main phase 12
- the concentration of Sm in the main phase 10 is the average of the concentrations of La in the first main phase 11 and the second main phase 12. It shows the average concentration of Sm in phase 11 and second main phase 12.
- the concentration of La in the subphase 20 that is, the sum of the concentrations of La in the first subphase 21 and the second subphase 22 is the average of the concentrations of La in the first subphase 21 and the second subphase 22.
- the Sm concentration in the subphase 20, that is, the sum of the Sm concentrations in the first subphase 21 and the second subphase 22 is the average of the Sm concentrations in the first subphase 21 and the second subphase 22. It becomes what it means.
- La is present at a high concentration at the grain boundaries during the manufacturing process, particularly during the heat treatment process, and thereby causes Nd and Pr to relatively diffuse into the main phase 10.
- the Nd and Pr of the main phase 10 are not consumed at grain boundaries, and the magnetocrystalline anisotropy is improved.
- Sm also exists in a higher concentration in the sub-phase 20, especially the first sub-phase 21, than in the main phase 10, so like La, Nd is relatively diffused into the main phase 10, resulting in magnetocrystalline anisotropy. improve.
- FIG. 3 is a diagram showing atomic sites in the tetragonal Nd 2 Fe 14 B crystal structure. Note that the crystal structure shown in FIG. 3 is, for example, shown in FIG. 1.
- the site to be substituted is determined by determining the stabilization energy due to substitution by band calculation and molecular field approximation of the Heisenberg model, and based on the numerical value of that energy. (Reference 1) JFHerbst et al. “Relationships between crystal structure and magnetic properties in Nd 2 Fe 14 B”. PHYSICAL REVIEW B. 1984, Vol.29, No.7, p. 4176-4178.
- the stabilization energy at La is determined by the energy difference between (Nd 7 La 1 )Fe 56 B 4 + Nd and Nd 8 ( Fe 55 La 1 )B 4 +Fe using a Nd 8 Fe 56 B 4 crystal cell. be able to.
- Table 1 is a table showing the stabilization energy of La at each substitution site when the environmental temperature is changed.
- the stable substitution site of La is the Nd(f) site at temperatures of 1000K or higher, and the Fe(c) site at temperatures of 293K and 500K.
- the rare earth sintered magnet 1 according to the second embodiment is quenched after heating the raw material of the rare earth sintered magnet 1 to a temperature of 1000 K or higher to melt it, as will be described later. Therefore, it is considered that the raw material of the rare earth sintered magnet 1 is maintained at a temperature of 1000K or higher, that is, 727°C or higher, preferably about 1300K, that is, 1027°C.
- La is considered to be substituted with an Nd(f) site or an Nd(g) site.
- the temperature is 1000K or more during sintering
- the temperature is 1000 K or more during sintering.
- the Fe(c) sites listed in Table 1 are maintained in an energetically stable temperature range over and over again. In other words, the substitution of La at the Nd site of the main phase 10 is maintained in an unstable energy state.
- the Nd site of the main phase 10 By intentionally holding the site in an unstable energy state temperature range many times, a certain amount of La is selectively released from the Nd site of the main phase 10, and as a result, La segregates into the subphase 20. It turns out. As a result, the main phase 10 promotes the formation of a characteristic structure called a core-shell structure.
- the stabilization energy of Sm can be determined from the energy difference between (Nd 7 Sm 1 )Fe 56 B 4 +Nd and Nd 8 (Fe 55 Sm 1 )B 4 +Fe.
- the point that the lattice constant in the tetragonal R 2 Fe 14 B crystal structure does not change due to the substitution of atoms is the same as in the case of La.
- Table 2 is a table showing the stabilization energy of Sm at each substitution site when the environmental temperature is changed.
- the stable substitution site of Sm is the Nd(g) site at any temperature. It is thought that Sm is also preferentially substituted to the energetically stable Nd(g) site, but among the Sm substitution sites, substitution may also occur to the Nd(f) site, which has a small energy difference.
- substitution of the main phase 10 with Nd(g) sites is the most stable in terms of energy.
- some Sm is also released from the Nd site of the main phase 10 together with La, and the secondary It segregates into phase 20.
- there is a difference in the concentration of La and Sm between the main phase 10 and the subphase 20 and the sum of the La concentrations in the first subphase 21 and the second subphase 22 is the concentration of La in the main phase 10.
- the sum of the Sm concentrations in the first subphase 21 and the second subphase 22 is greater than or equal to the Sm concentration in the main phase 10. More specifically, the average concentration of La in the first subphase 21 and the second subphase 22 is greater than or equal to the average concentration of La in the first main phase 11 and the second main phase 12, and The average concentration of Sm in the first main phase 11 and the second main phase 12 is greater than the average concentration of Sm in the first main phase 11 and the second main phase 12. In other words, it can be said that La and Sm segregate into the subphase 20.
- Sm is used, in addition to the first main phase 11 and the second main phase 12 in the first embodiment, it has a subphase 20.
- the subphase 20 includes a crystalline first subphase 21 whose main component is an oxide phase represented by (Nd, Pr, La, Sm)-O, and a crystalline first subphase 21 whose main component is (Nd, Pr, La).
- the first subphase 21 has a crystalline second subphase 22 represented by -O, and the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22. That is, two types of main phases 10 and two types of subphases 20 were made to exist. This makes it possible to provide a rare earth sintered magnet 1 with superior magnetic properties, such as temperature characteristics, compared to conventional magnets. Further, by setting R to La and Sm, the main phase 10 is in a state in which the first main phase 11 where CNd>CPr and the second main phase 12 where CNd ⁇ CPr are mixed.
- the rare earth sintered magnet 1 has a main phase 10 having two types of first main phase 11 and second main phase 12, and when focusing on the core parts of the two types of main phases 10, the first main phase A main phase 10 having two types of core-shell structures is likely to occur, in which the Nd concentration is higher than the Pr concentration in the second main phase 11, and conversely, the Pr concentration is higher than the Nd concentration in the second main phase 12.
- the Nd concentration is higher than the Pr concentration in the second main phase 11
- the Pr concentration is higher than the Nd concentration in the second main phase 12.
- Embodiment 3 regarding the method for manufacturing the rare earth sintered magnet 1 described in Embodiment 1 or Embodiment 2, a method for manufacturing a rare earth sintered magnet alloy, which is a raw material for the rare earth sintered magnet 1, and a rare earth sintered A method for manufacturing a rare earth sintered magnet 1 using a magnet alloy will be explained separately.
- FIG. 4 is a flowchart illustrating an example of a procedure for manufacturing a rare earth sintered magnet alloy according to the third embodiment.
- the method for manufacturing the rare earth sintered magnet alloy that is the raw material for the rare earth sintered magnet 1 is to heat the raw material for the rare earth sintered magnet alloy containing the elements constituting the rare earth sintered magnet 1 at a temperature of 1000K or higher.
- a first cooling step (step S2) in which a molten raw material is cooled on a rotating body to obtain a solidified alloy
- step S3 in which the cooling step is further cooled.
- the raw material for the rare earth sintered magnet alloy is heated and melted in a crucible to a temperature of 1000 K or higher in an atmosphere containing an inert gas such as Ar (argon) or in a vacuum.
- an inert gas such as Ar (argon) or in a vacuum.
- a molten alloy in which the rare earth sintered magnet alloy is melted is prepared.
- raw materials Nd, Pr, La, Sm, Fe and B can be used.
- FeB may be used instead of B as a raw material.
- one or more elements selected from the group consisting of Al, Co, Zr, Ti, Nb, Dy, Tb, Mn, Gd, and Ho may be included in the raw material as the additive element M.
- the molten alloy prepared in the melting step is poured into a tundish and then onto a single roll that is a rotating body.
- the molten alloy is rapidly cooled on a single roll rotating in a predetermined direction, and a solidified alloy having a thickness thinner than that of the ingot alloy is prepared from the molten alloy on the single roll.
- a single roll was used as the rotating rotary body, but the rotating body is not limited to this, and it may be brought into contact with a twin roll, a rotating disk, a rotating cylindrical mold, etc. for rapid cooling.
- the cooling rate in the first cooling step is preferably 10 °C/sec or more and 10 7 °C/sec or less, and 10 3 °C/sec or more and 10 4 °C/sec or less. It is more preferable to set it to less than a second.
- the thickness of the solidified alloy is in the range of 0.03 mm or more and 10 mm or less. The molten alloy begins to solidify at the part where it comes into contact with the single roll, and crystals grow in the thickness direction from the contact surface with the single roll in a columnar or acicular shape.
- the thin solidified alloy prepared in the first cooling step is placed in a tray container and cooled.
- the thin solidified alloy breaks into flaky rare earth sintered magnet alloy when it enters the tray container and is cooled.
- a ribbon-shaped rare earth sintered magnet alloy may be obtained, and is not limited to a scale-shaped one.
- the cooling rate in the secondary cooling step is preferably 10 -2 °C/sec or more and 10 5 °C/sec or less. , more preferably 10 -1 °C/sec or more and 10 2 °C/sec or less.
- the rare earth sintered magnet alloy obtained through these steps has a short axis size of 3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less, and a long axis size of 10 ⁇ m or more and 300 ⁇ m or less.
- the (Nd, Pr, La, Sm)-Fe-B crystal phase and the crystalline subphase 20 of an oxide represented by (Nd, Pr, La, Sm)-O are It has a fine crystal structure containing
- the crystalline subphase 20 of the oxide denoted by (Nd, Pr, La, Sm)-O will be referred to as the (Nd, Pr, La, Sm)-O phase.
- the (Nd, Pr, La, Sm)-O phase is a nonmagnetic phase made of an oxide with a relatively high concentration of rare earth elements.
- the thickness of the (Nd, Pr, La, Sm)-O phase corresponds to the width of the grain boundary and is 10 ⁇ m or less.
- the rare earth sintered magnet alloy manufactured by the above manufacturing method undergoes a rapid cooling process, and therefore has a finer structure compared to the rare earth sintered magnet alloy obtained by mold casting.
- FIG. 5 is a flowchart illustrating an example of a procedure of a method for manufacturing a rare earth sintered magnet according to the third embodiment.
- the method for manufacturing the rare earth sintered magnet 1 includes a (Nd, Pr, La, Sm)-Fe-B crystal phase and a (Nd, Pr, La, Sm)-O phase.
- the rare earth sintered magnetic alloy is pulverized using, for example, an agate mortar, a stamp mill, a jaw crusher, or a jet mill. In particular, when reducing the particle size of the powder, it is preferable to pulverize the rare earth sintered magnet alloy in an atmosphere containing an inert gas.
- the sintered rare earth magnet alloy By pulverizing the rare earth sintered magnet alloy in an atmosphere containing an inert gas, it is possible to suppress the mixing of oxygen into the powder. However, if the atmosphere during the pulverization does not affect the magnetic properties of the magnet, the sintered rare earth magnet alloy may be pulverized in the atmosphere.
- the rare earth sintered magnet alloy powder is compression molded in a mold to which a magnetic field is applied to prepare a molded body.
- the applied magnetic field can be 2T, for example. Note that the molding may be performed not in a magnetic field but without applying a magnetic field.
- the compression-molded compact is heated at a sintering temperature of 950°C or higher and 1300°C or lower, preferably 1000°C or higher and lower than 1150°C, for 0.1 hour or more and 10 hours or less.
- a sintered body is obtained by holding for a period of time, preferably from 1.0 hours to 6.0 hours.
- Sintering is preferably performed in an atmosphere containing an inert gas or in a vacuum to suppress oxidation. Sintering may be performed while applying a magnetic field.
- the aging process in step S24 includes the first aging process in step S24-1, the second aging process in step S24-2, the third aging process in step S24-3, and the third aging process in step S24. -4 4th aging process included.
- aging is preferably performed in an atmosphere containing an inert gas or in a vacuum.
- the conditions for the first aging step in step S24-1 are such that the obtained sintered body is heated at a first aging temperature that is lower than the sintering temperature, specifically within a range of 700°C or more and less than 950°C.
- the sintered body is maintained for 0.1 hour or more and 10 hours or less, preferably 0.5 hour or more and 5 hours or less.
- the conditions for the second aging process in step S24-2 are that after the first aging process, the sintered body held in the first aging process is heated to a second aging temperature that is lower than the first aging temperature. Specifically, the temperature is maintained at a temperature of 450° C. or more and less than 700° C. for 0.1 hour or more and 10 hours or less, preferably 1.0 hour or more and 7 hours or less.
- the conditions for the third aging step in step S24-3 are that after the second aging step, the sintered body held in the second aging step is heated again to the first aging temperature, specifically, 700°C or higher and 950°C.
- the temperature is raised to a temperature in the range below .degree. C. and held at the first aging temperature for 0.1 hours or more and 10 hours or less, preferably 0.5 hours or more and 5 hours or less.
- the conditions for the fourth aging step in step S24-4 are that after the third aging step, the sintered body held in the third aging step is heated again to the second aging temperature, specifically, 450°C or higher and 700°C.
- the temperature is maintained at a temperature of 0.1 hours or more and 10 hours or less, preferably 1.0 hours or more and 7 hours or less.
- the sintered body held in the fourth aging step is heated to zero at a temperature lower than the second aging temperature, specifically, within a range of 200°C or more and less than 450°C. .Hold within the range of 1 hour or more and 5 hours or less.
- the rare earth sintered magnet 1 is completed by cooling to room temperature.
- cooling is preferably performed in an atmosphere containing an inert gas or in a vacuum.
- the sintered body is held in the temperature range of unstable energy state many times.
- the first main phase 11 where CNd>CPr and the second main phase 12 where CNd ⁇ CPr.
- the second main phase 12 has a Pr concentration higher than the Nd concentration.
- a crystalline phase based on an oxide phase whose main component is (Nd, Pr, La, Sm)-O is also added.
- 1 sub-phase 21 and a crystalline second sub-phase 22 whose main component is (Nd, Pr, La)-O, and the concentration of Sm is compared to the second sub-phase 22.
- a rare earth sintered magnet 1 in which the first subphase 21 is higher can be manufactured.
- a rare earth sintered magnet alloy is prepared by pulverizing a rare earth sintered magnet alloy having a (Nd, Pr, La, Sm)-Fe-B crystal phase and a (Nd, Pr, La, Sm)-O phase. After molding the powder and sintering the molded body to form a sintered body, the sintered body is aged to produce the rare earth sintered magnet 1. Thereby, the rare earth sintered magnet 1 according to the second embodiment can be manufactured.
- the obtained sintered body is heated for 0.1 hour at a first aging temperature that is lower than the sintering temperature, specifically within a range of 700°C or higher and lower than 950°C.
- the sintered body is maintained for a period of at least 10 hours, preferably at least 0.5 hours and at most 5 hours.
- the second aging temperature is lower than the first aging temperature, specifically within the range of 450°C or higher and lower than 700°C for 0.1 hour or more and 10 hours or less, preferably The sintered body is held within a range of 1.0 hours or more and 7 hours or less.
- the temperature is raised again to the first aging temperature, specifically a temperature within the range of 700°C or more and less than 950°C, and at the first aging temperature for 0.1 to 10 hours, Preferably, the sintered body is maintained within a range of 0.5 hours or more and 5 hours or less.
- the second aging temperature is again applied at a temperature of 450°C or higher and lower than 700°C for 0.1 hours or more and 10 hours or less, preferably 1.0 hours or more and 7 hours or less.
- the sintered body is held inside. In this way, by controlling the temperature and time so that two sets of the first aging process and the second aging process are performed, the sintered body is held in the temperature range of unstable energy state many times.
- a state is created.
- a rare earth sintered magnet 1 in which the first main phase 11 where CNd>CPr and the second main phase 12 where CNd ⁇ CPr coexist.
- the rare earth sintered magnet 1 there are two types of main phases 10, the first main phase 11 and the second main phase 12, and when focusing on the core parts of the two types of main phases 10, the first main phase 11 It is possible to selectively produce a rare earth sintered magnet 1 in which the Nd concentration is higher than the Pr concentration, and conversely, the Pr concentration in the second main phase 12 is higher than the Nd concentration.
- a crystalline first subphase 21 whose main component is an oxide phase represented by (Nd, Pr, La, Sm)-O, and a crystalline first subphase 21 whose main component is (Nd, Pr, , La)--O, and the concentration of Sm is higher in the first sub-phase 21 than in the second sub-phase 22.
- a rare earth sintered magnet 1 having a microstructural structure can be selectively manufactured.
- FIG. 6 is a cross-sectional view schematically showing an example of the configuration of a rotor equipped with rare earth sintered magnets according to the fourth embodiment.
- FIG. 6 shows a cross section of the rotor 100 in a direction perpendicular to the rotation axis RA.
- the rotor 100 is rotatable around the rotation axis RA.
- the rotor 100 includes a rotor core 101 and rare earth sintered magnets 1 inserted into magnet insertion holes 102 provided in the rotor core 101 along the circumferential direction of the rotor 100.
- FIG. 6 shows an example in which four magnet insertion holes 102 are provided in the rotor core 101 and four rare earth sintered magnets 1 are inserted into the magnet insertion holes 102. The number may be changed depending on the design of rotor 100.
- the rotor core 101 is formed by laminating a plurality of disc-shaped electromagnetic steel plates in the axial direction of the rotation axis RA.
- the rare earth sintered magnet 1 was manufactured according to the manufacturing method described in the third embodiment.
- the four rare earth sintered magnets 1 are inserted into corresponding magnet insertion holes 102, respectively.
- the four rare earth sintered magnets 1 are each magnetized such that the magnetic poles of the rare earth sintered magnets 1 on the radially outer side of the rotor 100 are different between adjacent rare earth sintered magnets 1.
- the rotor 100 according to the fourth embodiment uses the rare earth sintered material according to the first embodiment or the second embodiment, which can improve the magnetic properties at room temperature and suppress the deterioration of the magnetic properties as the temperature rises.
- a condensing magnet 1 is provided.
- the rare earth sintered magnet 1 can suppress deterioration of magnetic properties due to temperature rise while maintaining high residual magnetic flux density and coercive force, so it can be used in high-temperature environments exceeding 100°C. Also, deterioration of magnetic properties is suppressed. This allows us to replace Nd and heavy rare earth elements, which are expensive, unevenly distributed, and pose a procurement risk, with inexpensive rare earth elements, while improving magnetic properties and magnetizability, even in high-temperature environments exceeding 100 degrees Celsius.
- the operation of rotor 100 can be stabilized. Furthermore, since the rare earth sintered magnet 1 according to Embodiment 1 or Embodiment 2 has superior magnetization performance compared to the conventional one, it is possible to magnetize the rare earth sintered magnet 1 in an assembled state in which the rare earth sintered magnet 1 is set on the rotor 100. Since it can also be made magnetic, handling of the manufacturing process becomes easier. Furthermore, since a magnetization process with suppressed voltage can be realized, it also contributes to energy saving.
- FIG. 7 is a sectional view schematically showing an example of the configuration of a rotating machine according to the fifth embodiment.
- FIG. 7 shows a cross section of the rotor 100 in a direction perpendicular to the rotation axis RA.
- the rotating machine 120 includes the rotor 100 described in Embodiment 4, which is rotatable around the rotation axis RA, and an annular stator 130 that is provided coaxially with the rotor 100 and opposed to the rotor 100. , is provided.
- the stator 130 is formed by laminating a plurality of electromagnetic steel plates in the axial direction of the rotation axis RA.
- the configuration of the stator 130 is not limited to this, and an existing configuration can also be adopted.
- teeth 131 protruding toward the rotor 100 are provided along the inner surface of the stator 130.
- the teeth 131 are equipped with a winding 132 .
- the winding 132 may be wound in concentrated winding or distributed winding, for example.
- the stator 130 has a winding 132 attached to teeth 131 protruding toward the rotor 100 on the inner surface on the side where the rotor 100 is disposed, and has an annular structure disposed opposite to the rotor 100. has.
- the number of magnetic poles of the rotor 100 in the rotating machine 120 should be two or more, that is, the number of rare earth sintered magnets 1 should be two or more.
- FIG. 7 shows an example of the rotor 100 with embedded magnets, the rotor 100 may also be a surface magnet type in which the rare earth sintered magnets 1 are fixed to the outer periphery with an adhesive.
- the rotating machine 120 in Embodiment 5 uses the rare earth sintered material according to Embodiment 1 or Embodiment 2, which can improve magnetic properties at room temperature and suppress deterioration of magnetic properties due to temperature rise.
- a condensing magnet 1 is provided.
- the rare earth sintered magnet 1 can suppress deterioration of magnetic properties due to temperature rise while maintaining high residual magnetic flux density and coercive force, so it can be used in high-temperature environments exceeding 100°C. Also, deterioration of magnetic properties is suppressed.
- rare earth sintered magnet alloys with different compositions (Nd, Pr, La, Sm)-Fe-B were used to produce rare earth sintered magnets by the method shown in Embodiment 3.
- a condensed magnet 1 is manufactured.
- rare earth sintered magnets 1 are manufactured using rare earth sintered magnet alloys with different contents of Nd, Pr, La, and Sm. That is, in Examples 1 to 8, rare earth sintered magnet alloys represented by (Nd, Pr, La, Sm)-Fe-B were used, and the manufacturing method shown in Embodiment 3 was used to produce rare earth sintered magnets. Magnet 1 is manufactured.
- Comparative Examples 1 to 12 a common rare earth magnet manufacturing method as shown in Patent Document 1 or Patent Document 2 was performed using samples represented by a plurality of rare earth sintered magnet alloys R-Fe-B having different compositions.
- a rare earth sintered magnet 1 is experimentally manufactured by the following method. In the samples of the rare earth sintered magnets 1 according to Comparative Examples 1 to 12, the R portion was changed.
- Table 3 is a table showing the general formula of rare earth sintered magnets according to Examples and Comparative Examples, the content of elements constituting R, analysis results of structure morphology, and determination results of magnetic properties and magnetization performance.
- Table 3 shows the general formula of the main phase 10 of each sample, which is the rare earth sintered magnet 1 of Examples 1 to 8 and Comparative Examples 1 to 12.
- the structural morphology of the rare earth sintered magnet 1 is determined by elemental analysis using a scanning electron microscope (SEM) and an electron probe micro analyzer (EPMA).
- SEM scanning electron microscope
- EPMA electron probe micro analyzer
- FE-EPMA Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer
- the conditions for elemental analysis were that the acceleration voltage was 15.0 kV, the irradiation current was 2.271e -008 A, the irradiation time was 130 ms, the number of pixels was 512 pixels x 512 pixels, and the magnification was 5000 times. Yes, the number of times of integration is 1.
- the magnetic properties are evaluated by measuring the coercive force of a plurality of samples using a pulse excitation type BH tracer.
- the maximum magnetic field applied by the BH tracer is 6T or more, at which the rare earth sintered magnet 1 is completely magnetized.
- pulse excitation type BH tracers if it is possible to generate a maximum applied magnetic field of 6T or more, there are DC self-recording fluxmeters, also called DC type BH tracers, vibrating sample magnetometers (VSM), and magnetic properties.
- a measuring device Magnetic Property Measurement System: MPMS
- a physical property measuring device Physical Property Measurement System: PPMS
- the measurements are performed in an atmosphere containing an inert gas such as nitrogen.
- the magnetic properties of each sample are measured by detecting the magnetization picked up by a search coil or a magnetic sensor on a rare earth sintered magnet 1 magnetized by an applied magnetic field.
- the magnetic properties are measured from the JH curve or BH curve, which is the measured magnetic hysteresis. Further, the magnetic properties of each sample are measured at a first measurement temperature T1 and a second measurement temperature T2, which are different from each other.
- the temperature coefficient ⁇ [%/°C] of the residual magnetic flux density is the difference between the residual magnetic flux density at the first measurement temperature T1 and the residual magnetic flux density at the second measurement temperature T2, and the residual magnetic flux density at the first measurement temperature T1. It is the value obtained by dividing the ratio between the two temperatures by the temperature difference (T2 - T1).
- the temperature coefficient ⁇ [%/°C] of coercive force is the difference between the coercive force at the first measurement temperature T1 and the coercive force at the second measurement temperature T2, and the coercive force at the first measurement temperature T1. It is the value obtained by dividing the ratio by the temperature difference (T2 - T1). Therefore, the smaller the absolute values
- the magnetic flux density is measured from the magnetic hysteresis drawn by applying an arbitrary magnetic field at a constant permeance coefficient, and the magnetic hysteresis drawn by applying a saturated magnetic field.
- the magnetization rate is calculated from the ratio of the magnetic flux density and the magnetic flux density. If a high magnetization rate can be obtained even with a lower magnetic field, it can be said that the magnetization performance is high.
- FIG. 8 is a diagram tracing the composition images obtained by analyzing the cross sections of the rare earth sintered magnets according to Examples 1 to 8 using FE-EPMA.
- 9 to 13 are element mappings obtained by analyzing the cross sections of the rare earth sintered magnets according to Examples 1 to 8 using FE-EPMA.
- FIG. 9 is an elemental mapping of Nd
- FIG. 10 is an elemental mapping of Pr
- FIG. 11 is an elemental mapping of O
- FIG. 12 is an elemental mapping of La
- FIG. 13 is an elemental mapping of Sm. This is elemental mapping.
- FIGS. 9 to 13 are element mapping of the region shown in FIG. 8.
- FIGS. 8 to 13 show representative examples among Examples 1 to 8.
- the same components as in FIGS. 1 and 2 are given the same reference numerals.
- R is one or more rare earth elements selected from Nd and Pr, and the general formula (Nd, Pr, R)-Fe -B and includes crystal grains based on the Nd 2 Fe 14 B crystal structure, there is a main phase 10 having a core portion and a shell portion covering the core portion. Furthermore, it can be confirmed that the main phase 10 includes a first main phase 11 where CNd>CPr and a second main phase 12 where CNd ⁇ CPr.
- the concentration difference shown in "the first main phase 11 where CNd>CPr and the second main phase 12 where CNd ⁇ CPr" is clearly determined by mapping analysis using EPMA in the detection intensity of Nd and Pr. It means that there is a difference.
- the concentration of Nd in the core portion 11c has a detection intensity of EPMA higher than the average
- the concentration of Pr has a detection intensity of EPMA near the lower limit. That's what it means.
- the second main phase 12 is the opposite of the first main phase 11.
- the average value of the detection level of Nd of EPMA is 32.0, and the average value of the detection level of Pr is It is 45.
- CNd is higher than 32.0, CPr is near the lower limit value, and there is a clear concentration difference.
- CPr is higher than 45.0, CNd is near the lower limit value, and there is a clear concentration difference.
- the rare earth sintered magnet 1 has a main component of A crystalline first subphase 21 whose main component is an oxide phase expressed as (Nd, Pr, La, Sm)-O, and a crystalline phase whose main component is expressed as (Nd, Pr, La)-O. and a second subphase 22. Furthermore, it can be confirmed that the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22.
- Table 3 shows that for samples in which the states of the first main phase 11 where CNd>CPr and the second main phase 12 where CNd ⁇ CPr were confirmed, the states of the first main phase 11 and the second main phase 12, respectively, were confirmed. " ⁇ ” is entered in the column, and for samples that could not be confirmed, "x" is entered in the columns of the first main phase 11 and second main phase 12, respectively.
- the difference in concentration with an inequality sign means that there is a clear difference in the detected intensities of Nd and Pr. Specifically, in the case of the first main phase 11, for example, the concentration of Nd has a detection intensity of EPMA higher than the average, and the concentration of Pr has a detection intensity of EPMA near the lower limit value.
- the case of the second main phase 12 is opposite to the case of the first main phase 11. If only CNd ⁇ CPr is confirmed, such as in the second main phase 12, " ⁇ " is entered only in the column for the second main phase 12, and "x" is entered in the column for the first main phase 11. ing.
- Table 3 shows a crystalline first subphase 21 based on an oxide phase whose main component is (Nd, Pr, La, Sm)-O; )-O, and it was confirmed that the first subphase 21 has a higher concentration of Sm than the second subphase 22.
- " ⁇ " is entered in each of the columns of the first subphase 21 and second subphase 22, and for samples that could not be confirmed, a mark is entered in each of the columns of the first subphase 21 and second subphase 22. " ⁇ " is entered.
- the concentration difference between the first subphase 21 and the second subphase 22 is determined by mapping analysis using EPMA, which shows that the detection intensity of Sm is higher on average in the first subphase 21 than in the second subphase 22. means. Specifically, taking the Sm mapping diagram of FIG. 13 as an example, the average value of the detection level of Sm of EPMA is 5.4, but the first subphase 21 is higher than 5.4, and the second subphase 21 is higher than 5.4. Phase 22 is lower than 5.4, that is, it is in an aggregated state and cannot be detected.
- the number of first main phases 11 where CNd>CPr exists is greater than the number of second main phases 12 where CNd ⁇ CPr.
- the first main phase 11 satisfies the relational expressions CNd>SNd, CPr ⁇ SPr
- the second main phase 12 satisfies the relational expressions CNd ⁇ SNd, CPr>SPr. can.
- the shape of each sample to be subjected to magnetic measurement is a block shape with length, width, and height all 7 mm.
- the first measured temperature T1 is 23°C
- the second measured temperature T2 is 200°C.
- 23°C is room temperature.
- the second measurement temperature T2 of 200° C. is a temperature that can occur in the operating environment of automobile motors and industrial motors.
- the residual magnetic flux density and coercive force of each sample according to Examples 1 to 8 and Comparative Examples 2 to 12 are determined by comparing with Comparative Example 1. If the values of residual magnetic flux density and coercive force at 23°C of each sample show a value within 1%, which is considered to be a measurement error, compared to the value in Comparative Example 1, it is determined to be "equivalent”, If the value is higher by 1% or more, it is determined to be "good”, and if the value is lower than 1%, it is determined to be "bad".
- the temperature coefficient ⁇ of the residual magnetic flux density is calculated using the residual magnetic flux density at the first measurement temperature T1 of 23°C and the residual magnetic flux density at the second measurement temperature T2 of 200°C. Further, the temperature coefficient ⁇ of the coercive force is calculated using the coercive force at the first measurement temperature T1 of 23°C and the coercive force at the second measurement temperature T2 of 200°C.
- the temperature coefficient of residual magnetic flux density and the temperature coefficient of coercive force in each sample according to Examples 1 to 8 and Comparative Examples 2 to 12 are determined by comparing with Comparative Example 1.
- the magnetization performance is determined by the magnetic flux density, which is the intersection of 1 between the magnetic hysteresis of an applied magnetic field of 20 kOe and the permeance coefficient Pc, and the intersection of 1 of the magnetic hysteresis and permeance coefficient Pc of an applied magnetic field of 80 kOe, which is the saturation magnetization state.
- the magnetization rate is calculated from the ratio of a certain magnetic flux density.
- the magnetization performance of each sample according to Examples 1 to 8 and Comparative Examples 2 to 12 is determined by comparing with Comparative Example 1.
- Comparative Example 1 is a sample of rare earth sintered magnet 1 manufactured according to the manufacturing method described in Patent Document 1 using Nd, Fe, and FeB as raw materials so as to be Nd-Fe-B.
- Nd, Fe, and FeB as raw materials so as to be Nd-Fe-B.
- Pr, La, and Sm were not added, a core-shell structure in the main phase 10 could not be confirmed, and the concentration of Sm in the subphase 20 was It cannot be confirmed that the first sub-phase 21 is higher than the second sub-phase 22.
- the magnetic properties of this sample were evaluated according to the method described above, the residual magnetic flux density was 1.3 T and the coercive force was 1000 kA/m.
- Comparative Example 2 is a rare earth sintered magnet 1 manufactured according to the manufacturing method described in Patent Document 1 using Nd, Dy, Fe, and FeB as raw materials so as to obtain (Nd, Dy)-Fe-B. It is a sample. When the structure morphology of this sample was observed according to the method described above, since Pr, La, and Sm were not added, a core-shell structure in the main phase 10 could not be confirmed, and the concentration of Sm in the subphase 20 was It cannot be confirmed that the first sub-phase 21 is higher than the second sub-phase 22.
- the residual magnetic flux density is "poor”
- the coercive force is "good”
- the temperature coefficient of the residual magnetic flux density is “same”
- the temperature coefficient of coercive force is The magnetization performance is “same” and the magnetization performance is “same or better.”
- Comparative Example 3 is a rare earth sintered magnet 1 manufactured according to the manufacturing method described in Patent Document 1 using Nd, Pr, Fe, and FeB as raw materials so as to form (Nd, Pr)-Fe-B. It is a sample. When the structure of this sample was observed according to the method described above, a main phase 10 in which Nd and Pr were mixed was confirmed due to the addition of Pr, but no core-shell structure was formed. Furthermore, since La and Sm are not added, it cannot be confirmed that the concentration of Sm in the subphase 20 is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22.
- the residual magnetic flux density is “same”
- the coercive force is “good”
- the temperature coefficient of residual magnetic flux density is “same”
- the temperature coefficient of coercive force is “poor”.
- the magnetization performance is “same or better”.
- Comparative Example 4 is a rare earth sintered material produced according to the manufacturing method described in Patent Document 1 using Nd, La, Sm, Fe, and FeB as raw materials so as to obtain (Nd, La, Sm)-Fe-B.
- This is a sample of compacted magnet 1.
- the core-shell structure of the main phase 10 cannot be confirmed because Pr is not added.
- the concentration of Sm is segregated into one subphase 20 due to the segregation of La, but the second subphase 22 is not present. Furthermore, it cannot be confirmed that the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22.
- the residual magnetic flux density is "same”
- the coercive force is “same”
- the temperature coefficient of residual magnetic flux density is “good”
- the temperature coefficient of coercive force is The result is “good” and the magnetization performance is “same or better.”
- the temperature coefficient of magnetic properties shows good results due to the presence of La and Sm in the main phase 10 or the subphase 20
- the magnetic properties at room temperature do not improve, and the main phase 10 and the subphase This result reflects that it is not the optimal tissue form in 20.
- Comparative Example 5 is a rare earth sintered material produced according to the manufacturing method described in Patent Document 1 using Nd, La, Sm, Fe, and FeB as raw materials so as to obtain (Nd, La, Sm)-Fe-B.
- This is a sample of compacted magnet 1.
- the composition ratio of Nd, La, and Sm is different from Comparative Example 4.
- the microstructure of this sample is observed according to the method described above, the core-shell structure of the main phase 10 cannot be confirmed because Pr is not added. Further, since La and Sm are added, the concentration of Sm is segregated into one subphase 20 due to the segregation of La, but the second subphase 22 is not present.
- the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22. Furthermore, when the magnetic properties of this sample are evaluated according to the method described above, the residual magnetic flux density is "same”, the coercive force is “same”, the temperature coefficient of residual magnetic flux density is “good”, and the temperature coefficient of coercive force is The result is "good” and the magnetization performance is “same or better.” Although the temperature coefficient of magnetic properties shows good results due to the presence of La and Sm in the main phase 10 or the subphase 20, the magnetic properties at room temperature do not improve, and the main phase 10 and the subphase This result reflects the fact that the structure in No. 20 is not optimal, and even if the composition ratios of Nd, La, and Sm are changed, almost the same results as Comparative Example 4 can be obtained.
- Comparative Example 6 was prepared according to the manufacturing method described in Patent Document 1 using Nd, Pr, La, Sm, Fe, and FeB as raw materials to obtain (Nd, Pr, La, Sm)-Fe-B.
- This is a sample of the produced rare earth sintered magnet 1.
- a main phase 10 in which Nd and Pr are mixed can be confirmed due to the addition of Pr, but no core-shell structure is formed.
- the concentration of Sm is segregated into one subphase 20 due to the segregation of La, but the second subphase 22 is not present. Furthermore, it cannot be confirmed that the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22.
- the residual magnetic flux density is "equivalent”
- the coercive force is "good”
- the temperature coefficient of residual magnetic flux density is “good”
- the temperature coefficient of coercive force is The magnetization performance is “same” and the magnetization performance is “same or better.”
- Comparative Example 7 is a rare earth sintered magnet 1 manufactured according to the manufacturing method including the hot working method described in Patent Document 2 using Nd, Fe, and FeB as raw materials so as to become Nd-Fe-B. It is a sample. When the structure morphology of this sample was observed according to the method described above, since Pr, La, and Sm were not added, a core-shell structure in the main phase 10 could not be confirmed, and the concentration of Sm in the subphase 20 was It cannot be confirmed that the first sub-phase 21 is higher than the second sub-phase 22. However, the microstructure is confirmed to be finer, which is a characteristic of magnets manufactured using hot working methods.
- the residual magnetic flux density is "poor”
- the coercive force is "good”
- the temperature coefficient of the residual magnetic flux density is “same”
- the temperature coefficient of coercive force is “same”.
- the magnetization performance becomes “poor”. This is a result of the reduction in residual magnetic flux density and deterioration in magnetization performance, although the coercive force has improved as the structure has become finer due to the hot working method.
- Comparative Example 8 was produced according to the manufacturing method including the hot processing method described in Patent Document 2 using Nd, Dy, Fe, and FeB as raw materials so as to obtain (Nd, Dy)-Fe-B.
- This is a sample of rare earth sintered magnet 1.
- Pr, La, and Sm were not added, a core-shell structure in the main phase 10 could not be confirmed, and the concentration of Sm in the subphase 20 was It cannot be confirmed that the first sub-phase 21 is higher than the second sub-phase 22.
- the residual magnetic flux density is "poor”
- the coercive force is "good”
- the temperature coefficient of the residual magnetic flux density is “same”
- the temperature coefficient of coercive force is It becomes “equivalent” and the magnetization performance becomes “poor”.
- the coercive force is greatly improved by substituting Dy, which has high magnetocrystalline anisotropy, for a portion of Nd, but other characteristics are The results reflect the
- Comparative Example 9 was produced according to the manufacturing method including the hot processing method described in Patent Document 2 using Nd, Pr, Fe, and FeB as raw materials so as to obtain (Nd, Pr)-Fe-B.
- This is a sample of rare earth sintered magnet 1.
- a core-shell structure is confirmed due to the addition of Pr and hot working, but only one type of main phase 10 with a high Pr concentration in the core is present.
- La and Sm are not added, it cannot be confirmed that the concentration of Sm in the subphase 20 is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22.
- the residual magnetic flux density is “poor”
- the coercive force is "good”
- the temperature coefficient of the residual magnetic flux density is “same”
- the temperature coefficient of coercive force is “same”.
- the magnetization performance becomes “poor”. This is due to the formation of a core-shell structure with a high Pr concentration in the core part, which significantly improves the coercive force to the level of rare earth sintered magnet 1 with Dy added, but other characteristics reflect the finer structure. This is the result.
- Comparative Example 10 is a manufacturing process including the hot working method described in Patent Document 2 using Nd, La, Sm, Fe, and FeB as raw materials to obtain (Nd, La, Sm)-Fe-B.
- This is a sample of rare earth sintered magnet 1 manufactured according to the method.
- the core-shell structure of the main phase 10 cannot be confirmed because Pr is not added.
- the concentration of Sm is segregated into one subphase 20 due to the segregation of La, but the second subphase 22 is not present. Furthermore, it cannot be confirmed that the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22.
- the residual magnetic flux density is "poor”
- the coercive force is "good”
- the temperature coefficient of the residual magnetic flux density is "good”
- the temperature coefficient of coercive force is The magnetization performance becomes “good” and the magnetization performance becomes “poor.”
- Comparative Example 11 is a manufacturing process including the hot working method described in Patent Document 2 using Nd, La, Sm, Fe, and FeB as raw materials to obtain (Nd, La, Sm)-Fe-B.
- This is a sample of rare earth sintered magnet 1 manufactured according to the method.
- the composition ratio of Nd, La, and Sm is different from Comparative Example 10.
- the microstructure of this sample is observed according to the method described above, the core-shell structure of the main phase 10 cannot be confirmed because Pr is not added. Further, since La and Sm are added, the concentration of Sm is segregated into one subphase 20 due to the segregation of La, but the second subphase 22 is not present.
- the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22.
- the residual magnetic flux density is "poor”
- the coercive force is "good”
- the temperature coefficient of the residual magnetic flux density is "good”
- the temperature coefficient of coercive force is The magnetization performance becomes “good” and the magnetization performance becomes “poor.”
- the presence of La and Sm in the main phase 10 or the subphase 20 shows good results in the temperature coefficient of magnetic properties, but the residual magnetic flux density and magnetization performance at room temperature do not improve, and the main This result reflects that the tissue morphology in phase 10 and subphase 20 is not optimal. Even if the composition ratios of Nd, La, and Sm are changed, almost the same results as Comparative Example 10 can be obtained.
- Comparative Example 12 is a hot working process described in Patent Document 2 using Nd, Pr, La, Sm, Fe, and FeB as raw materials to obtain (Nd, Pr, La, Sm)-Fe-B.
- This is a sample of a rare earth sintered magnet 1 manufactured according to a manufacturing method including the method.
- a core-shell structure is confirmed due to the addition of Pr and hot working, but only one type of main phase 10 with a high Pr concentration in the core is present.
- the concentration of Sm is segregated into one subphase 20 due to the segregation of La, but the second subphase 22 is not present.
- the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22. Furthermore, when the magnetic properties of this sample are evaluated according to the method described above, the residual magnetic flux density is "poor”, the coercive force is "good”, the temperature coefficient of the residual magnetic flux density is “good”, and the temperature coefficient of coercive force is The magnetization performance becomes “good” and the magnetization performance becomes “poor.” This is due to the formation of a core-shell structure with a high Pr concentration in the core part, which greatly improves the coercive force to the level of rare earth sintered magnet 1 with Dy added, and La and Sm become main phase 10 or subphase 20.
- R is one or more rare earth elements selected from Nd and Pr, satisfies the general formula (Nd, Pr, R)-Fe-B, and has an Nd 2 Fe 14 B crystal structure.
- the main phase 10 has a core part and a shell part covering the core part, and the main phase 10 has a first main phase 11 in which CNd>CPr. and a second main phase 12 where CNd ⁇ CPr.
- these rare earth sintered magnets 1 are said to have superior magnetic properties and magnetizability compared to conventional ones, while suppressing the use of Nd and heavy rare earth elements, which are expensive, unevenly distributed, and pose a procurement risk. be effective.
- 1 rare earth sintered magnet 10 main phase, 11 first main phase, 11c, 12c core part, 11s, 12s shell part, 12 second main phase, 20 subphase, 21 first subphase, 22 second subphase, 100 rotor, 101 rotor core, 102 magnet insertion hole, 120 rotating machine, 130 stator, 131 teeth, 132 winding.
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Abstract
希土類焼結磁石(1)は、RをNd,Pr以外から選択される1種類以上の希土類元素としたとき、一般式(Nd,Pr,R)-Fe-Bを満たし、Nd2Fe14B結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相(10)を有する。主相(10)は、コア部とコア部を被覆するシェル部とを有する。主相(10)は、コア部のNdの濃度をCNdとし、コア部のPrの濃度をCPrとしたとき、CNd>CPrである第1主相(11)と、CNd<CPrである第2主相(12)と、を有する。第1主相(11)と第2主相(12)とが混在している。
Description
本開示は、希土類元素を含む材料を焼結した永久磁石である希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法、回転子および回転機に関する。
正方晶R2T14B金属間化合物を主相とするR-T-B系永久磁石が知られている。ここで、Rが希土類元素であり、TがFe(鉄)または一部がCo(コバルト)によって置換されたFeなどの遷移金属元素であり、Bがホウ素である。R-T-B系永久磁石は、産業用モータを始めとして、種々の高付加価値な部品に用いられている。特に、RがNd(ネオジム)であるNd-Fe-B系焼結磁石は、優れた磁気特性を有するために、種々の部品に用いられている。また、産業用モータは、100℃を超えるような高温環境で使用されることが多いため、Nd-T-B系焼結磁石にDy(ディスプロシウム)等の重希土類元素を添加して、保磁力を向上させる試みが行われている。
近年、Nd-Fe-B系焼結磁石の生産量は拡大しており、NdおよびDy,Tb(テルビウム)等の重希土類元素の消費量が増加している。しかし、Ndおよび重希土類元素は、高価であるとともに、地域偏在性が高く調達リスクがある。このため、Ndおよび重希土類元素の消費量を減らす方策として、低重希土類相を含む主相を形成する磁石を用いること、Rに、Pr(プラセオジム)、Ce(セリウム)、La(ランタン)、Sm(サマリウム)、Sc(スカンジウム)、Gd(ガドリニウム)、Y(イットリウム)およびLu(ルテチウム)等の他の希土類元素を使用すること、焼結体に熱間塑性加工を施すような特殊な製造方法で製造すること、等が考えられる。以下では、焼結体に施す熱間塑性加工は、熱間加工と称される。ところが、重希土類元素を少なからず主相に入れることは、保磁力の向上には寄与するものの残留磁束密度が著しく低下してしまう。また、Ndの全部または一部をPr,Ce,La,Sm,Sc,Gd,YおよびLu等の元素に代替した場合には、残留磁束密度および保磁力の磁気特性が著しく低下してしまう。さらに、焼結体に熱間加工を施した場合には、結晶粒の微細化により磁石の着磁性が著しく低下してしまう。以上のことから、省重希土類化と優れた磁気特性および着磁性とを両立させることは困難であった。そこで、従来では、これらの元素をNd-Fe-B系焼結磁石の製造に使用した場合に、室温における磁気特性を向上させ、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制することのできる技術の開発が試みられている。特に、現状では、さらなる重希土類元素の低減と優れた磁気特性および着磁性とを両立することのできる希土類磁石が求められている。
特許文献1には、R2T14B結晶からなる主相粒子を含むR-T-B系焼結磁石であって、Rは重希土類元素RHを必須とする1種以上の希土類元素であり、TはFeまたはFeおよびCoを必須とする1種以上の遷移金属元素であり、Bはホウ素であり、主相粒子の一部が、その内部に複数の低重希土類元素結晶相を含み、低重希土類元素結晶相は、R2T14B結晶からなり、重希土類元素の濃度が主相粒子全体における重希土類元素の濃度に対して相対的に低い相であることを特徴とするR-T-B系焼結磁石が開示されている。特許文献1に記載の技術によれば、磁気特性を向上させ、かつ、低コストであるR-T-B系焼結磁石が得られる。
特許文献2には、(R11-xR2x)aTMbBcMdの組成式で表され、主相と粒界相とからなる組織を有する焼結体を製造する第1ステップ、焼結体に熱間加工を施して希土類磁石前駆体を製造する第2ステップ、希土類磁石前駆体に対し、R3-M改質合金の融液を希土類磁石前駆体の粒界相に拡散浸透させて希土類磁石を製造する第3ステップからなる希土類磁石の製造方法が開示されている。ここで、R1はYを含む1種以上の希土類元素であり、R2はR1と異なる希土類元素であり、TMはFe,Ni(ニッケル),Coの内の1種以上を含む遷移金属であり、Bはホウ素であり、MはTi(チタン),Ga(ガリウム),Zn(亜鉛),Si(シリコン),Al(アルミニウム),Nb(ニオブ),Zr(ジルコニウム),Ni,Co,Mn(マンガン),V(バナジウム),W(タングステン),Ta(タンタル),Ge(ゲルマニウム),Cu(銅),Cr(クロム),Hf(ハフニウム),Mo(モリブデン),P(リン),C(炭素),Mg(マグネシウム),Hg(水銀),Ag(銀),Au(金)の内の1種類以上である。また、x,a,b,c,dは、0.01≦x≦1,12≦a≦20,b=100-a-c-d,5≦c≦20,0≦d≦3であり、いずれもat%である。また、R3はR1,R2を含む希土類元素である。特許文献2に記載の技術によれば、主相率が高い場合でも、磁化のみならず保磁力性能にも優れた希土類磁石を製造することができる。
しかしながら、特許文献1に記載のR-T-B系焼結磁石は、重希土類元素を含む相が主相内に存在していることから、保磁力を向上させることができても、産業用モータ等に要求される残留磁束密度は得られず、磁気特性が低下してしまう可能性がある。さらに、重希土類元素を使用するため、調達リスクおよびコストの低減ができていないという問題があった。また、特許文献2に記載の製造方法で製造された希土類磁石は、重希土類元素を低減させ、保磁力を向上させることができたとしても、製造方法に熱間加工が含まれる。このため、製造される希土類磁石の残留磁束密度と着磁性とを低下させてしまう可能性があった。
本開示は、上記に鑑みてなされたものであって、Ndおよび重希土類元素の使用を従来に比して抑えながら、従来に比して磁気特性および着磁性を向上させることができる希土類焼結磁石を得ることを目的とする。
上述した課題を解決し、目的を達成するために、本開示に係る希土類焼結磁石は、RをNd,Pr以外から選択される1種類以上の希土類元素としたとき、一般式(Nd,Pr,R)-Fe-Bを満たし、Nd2Fe14B結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相を有する。主相は、コア部とコア部を被覆するシェル部とを有する。主相は、コア部のNdの濃度をCNdとし、コア部のPrの濃度をCPrとしたとき、CNd>CPrである第1主相と、CNd<CPrである第2主相と、を有する。第1主相と第2主相とが混在している。
本開示に係る希土類焼結磁石は、Ndおよび重希土類元素の使用を従来に比して抑えながら、従来に比して磁気特性および着磁性を向上させることができるという効果を奏する。
以下に、本開示の実施の形態に係る希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法、回転子および回転機を図面に基づいて詳細に説明する。
実施の形態1.
図1は、実施の形態1による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図である。実施の形態1による希土類焼結磁石1は、一般式(Nd,Pr,R)-Fe-Bを満たし、Nd2Fe14B結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相10を有し、主相10は、コア部とコア部を被覆するシェル部とを有する。ここで、RはNd,Pr以外から選択される1種類以上の希土類元素である。シェル部は、コア部とは異なる組成を有し、コア部を覆うように設けられる。また、希土類焼結磁石1は、主相10と主相10との間に存在する副相20をさらに有するが、副相20については、実施の形態2で説明する。
図1は、実施の形態1による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図である。実施の形態1による希土類焼結磁石1は、一般式(Nd,Pr,R)-Fe-Bを満たし、Nd2Fe14B結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相10を有し、主相10は、コア部とコア部を被覆するシェル部とを有する。ここで、RはNd,Pr以外から選択される1種類以上の希土類元素である。シェル部は、コア部とは異なる組成を有し、コア部を覆うように設けられる。また、希土類焼結磁石1は、主相10と主相10との間に存在する副相20をさらに有するが、副相20については、実施の形態2で説明する。
実施の形態1による希土類焼結磁石1において、コア部のNdの濃度をCNdとし、コア部のPrの濃度をCPrとしたときに、主相10は、CNd>CPrである第1主相11と、CNd<CPrである第2主相12と、を有し、第1主相11と第2主相12とが混在している。第1主相11は、コア部11cと、コア部11cとは組成が異なり、コア部11cを覆うシェル部11sと、を有する。第2主相12は、コア部12cと、コア部12cとは組成が異なり、コア部12cを覆うシェル部12sと、を有する。第1主相11のコア部11cでは、CNd>CPrであり、第2主相12のコア部12cでは、CNd<CPrである。
つまり、希土類焼結磁石1には、第1主相11および第2主相12の2種類の主相10が存在し、2種類の主相10のコア部11c,12cに着目すると、第1主相11ではNd濃度がPr濃度より高く、逆に第2主相12ではPr濃度がNd濃度より高いということを意味している。このように異方性磁界、すなわち磁気異方性が異なるコアシェル構造を有する2種類の主相10を混在させることで、Ndおよび重希土類元素を削減しつつも、良好な着磁性を維持しながら残留磁束密度および保磁力を向上させることができる。さらに、温度変化に伴う磁気特性における低下の抑制にも寄与する。ここで「CNd>CPrである第1主相11と、CNd<CPrである第2主相12」に示される濃度差は電子プローブマイクロアナライザ(Electron Probe Micro Analyzer:EPMA)を用いたマッピング分析により、NdおよびPrの検出強度に明確に差が出ていることを意味する。具体的には、第1主相11の場合を例として挙げると、コア部11cのNdの濃度については、EPMAの検出強度がNdの検出強度の平均より高く、Prの濃度については、EPMAの検出強度がPrの検出強度の下限付近を示しているということである。第2主相12は第1主相11の場合と逆になっているといえる。
また、実施の形態1による希土類焼結磁石1は、第1主相11のコア部11cのNd濃度をC1Ndとし、第2主相12のコア部12cのNd濃度をC2Ndとし、第1主相11のコア部11cのPr濃度をC1Prとし、第2主相12のコア部12cのPr濃度をC2Prとしたとき、C1Nd>C2Nd、C1Pr<C2Prの関係式を満たす。つまり、Nd濃度については、第2主相12のコア部12cに比して第1主相11のコア部11cの方が高くなっており、逆にPr濃度については、第1主相11のコア部11cに比して第2主相12のコア部12cの方が高くなっている。ここでの濃度差も上記のEPMAを用いたマッピング分析によるNdおよびPrの検出強度に差が出ていることを意味する。具体的に、Ndの濃度の場合には、第1主相11のコア部11cのNdのEPMAの検出強度が、Ndの検出強度の平均よりも高く、第2主相12のコア部12cのNdのEPMAの検出強度が、Ndの検出強度の平均よりも低い状態であることを意味している。Prの濃度の場合には、第2主相12のコア部12cのPrのEPMAの検出強度が、Prの検出強度の平均よりも高く、第1主相11のコア部11cのPrのEPMAの検出強度が、Prの検出強度の平均よりも低い状態になっていることを意味する。つまり、Nd濃度が低い第2主相12のコア部12cにはPrが多く存在し、反対に、Pr濃度が低い第1主相11のコア部11cにはNdが多く存在していることになる。このような組織形態に制御することで、優れた磁気特性を有する希土類焼結磁石1を得ることが可能となる。
また、実施の形態1による希土類焼結磁石1において、CNd<CPrである第2主相12よりもCNd>CPrである第1主相11の方を多く存在させる。言い換えれば、Nd2Fe14Bの組成式を有する第1主相11の数が、Pr2Fe14Bの組成式を有する第2主相12の数よりも多いことを意味している。これは、Nd2Fe14Bの組成式を有する第1主相11を増やした方が、Pr2Fe14Bの組成式を有する第2主相12を増やすよりもより優れた磁気特性および温度特性が得られるためである。さらに、このような組織形態に制御することで、全体的な結晶粒の微細化も抑制されることから、着磁性を担保しつつ、かつ従来に比して優れた磁気特性を得ることが可能となる。
また、実施の形態1による希土類焼結磁石1において、コアシェル構造のシェル部11s,12sに着目し、シェル部11s,12sのNdの濃度をSNdとし、シェル部11s,12sのPrの濃度をSPrとしたとき、第1主相11は、CNd>SNd、CPr<SPrの関係式を満たし、第2主相12は、CNd<SNd、CPr>SPrの関係式を満たす。具体的には、第1主相11のシェル部11sはNdの濃度が小さい代わりに、Prの濃度がコア部11cよりも高く、第2主相12のシェル部12sはPrの濃度が小さい代わりに、Ndの濃度がコア部12cよりも高い。第1主相11のようにPrの濃度が高いシェル部11sを有する主相10を形成させることで、保磁力を向上させることができる。さらに、第2主相12のようにNdの濃度が高いシェル部12sを有する主相10を形成させることで、保磁力を維持させつつ残留磁束密度の低下を抑制することができる。このような組織形態となるように選択的に制御することで、希土類焼結磁石1は、従来に比して優れた磁気特性を発揮することが可能となる。
さらに、主相10の結晶粒の平均粒径は、100μm以下にすることが好ましく、磁気特性向上のために、0.5μm以上50μm以下にすることがより好ましい。さらには、1μm以上10μm以下程度とすることで、熱間加工から製造される微細組織とは異なる粒径となり、良好な着磁性能が維持され、従来に比して優れた磁気特性を有する希土類焼結磁石1とすることが可能になる。
実施の形態1による希土類焼結磁石1は、磁気特性をさらに向上させる添加元素Mを含有していてもよい。添加元素Mは、Ga,Cu,Al,Co,Zr,Ti,Nb,Dy,Tb,Mn,GdおよびHo(ホルミウム)の群から選択される1種以上の元素である。したがって、実施の形態1による希土類焼結磁石1は、一般式が(NdaPrbRc)FedBeMfで表現され、添加元素MはGa,Cu,Al,Co,Zr,Ti,Nb,Dy,Tb,Mn,GdおよびHoの群から選択される1種以上の元素である。a,b,c,d,e,fは、以下の関係式を満足することが望ましい。
5≦a+b≦20
0<c<(a+b)
70≦d≦90
0.5≦e≦10
0≦f≦5
a+b+c+d+e+f=100原子%
0<c<(a+b)
70≦d≦90
0.5≦e≦10
0≦f≦5
a+b+c+d+e+f=100原子%
実施の形態1による希土類焼結磁石1は、RをNd,Pr以外から選択される1種類以上の希土類元素とすると、一般式(Nd,Pr,R)-Fe-Bを満たし、Nd2Fe14B結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相10において、コア部とコア部を被覆するシェル部とを有する主相10が存在し、主相10は、CNd>CPrである第1主相11と、CNd<CPrである第2主相12と、を有し、第1主相11と第2主相12とが混在している。このような構成によって、Ndおよび重希土類元素の使用を抑えながら、従来に比して磁気特性および着磁性を向上させた希土類焼結磁石1を得ることができる。
また、第1主相11および第2主相12は、C1Nd>C2Nd、C1Pr<C2Prの関係式を満たすようにした。あるいは、第2主相12の数よりも第1主相11の数の方が多くなるようにした。あるいは、第1主相11はCNd>SNd、CPr<SPrの関係式を満たし、第2主相12はCNd<SNd、CPr>SPrの関係式を満たすようにした。これによっても、Ndおよび重希土類元素の使用を抑えながら、磁気特性および着磁性を向上させた希土類焼結磁石1を得ることができる。
実施の形態2.
図2は、実施の形態2による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図である。実施の形態2による希土類焼結磁石1は、主相10と、副相20と、を有する。主相10は、実施の形態1で説明したように第1主相11および第2主相12を含むが、図2では、第1主相11および第2主相12をまとめて主相10と表記している。副相20は、主相10間に存在する。
図2は、実施の形態2による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図である。実施の形態2による希土類焼結磁石1は、主相10と、副相20と、を有する。主相10は、実施の形態1で説明したように第1主相11および第2主相12を含むが、図2では、第1主相11および第2主相12をまとめて主相10と表記している。副相20は、主相10間に存在する。
実施の形態2による希土類焼結磁石1では、元素RにLa,Smを選択する場合を示す。元素RにLa,Smを選択する場合には、Ndおよび重希土類元素の使用を抑えながら、磁気特性を向上させ、従来に比して優れた着磁性を有するという効果がさらに大きくなる。この例では、主相10は、(Nd,Pr,La,Sm)2Fe14Bの組成式を有する。正方晶R2Fe14B結晶構造を有する希土類焼結磁石1の元素RをLaおよびSmを含む希土類元素とする理由は、分子軌道法を用いた磁気的相互作用エネルギの計算結果から、LaとSmとを添加した組成とすることで、温度上昇に伴う磁気特性の低下を大きく抑制することのできる実用的な希土類焼結磁石1が得られるためである。また、LaとSmとを意図的に副相20の一例である粒界にも偏析させることによって、相対的にNdおよびPrを主相10に拡散させ、主相10の結晶磁気異方性を高めることができる。これによって、主相10内において磁気異方性の高い部分と低い部分とが存在するコアシェル構造が形成され、CNd>CPrである第1主相11と、CNd<CPrである第2主相12と、が混在する希土類焼結磁石1ができやすい状態を形成する。
なお、LaとSmとの添加量が多過ぎると、磁気異方性定数および飽和磁気分極の高い元素であるNdおよびPrの量が減少し、磁気特性の低下を招いてしまう。このため、Nd,Pr,LaおよびSmの組成比率をそれぞれA,B,CおよびDとしたとき、(A+B)>(C+D)とすることが好ましい。
実施の形態2による希土類焼結磁石1においては、R=La,Smとしたとき、実施の形態1における第1主相11および第2主相12に加え、副相20を有する。副相20は、主成分が(Nd,Pr,La,Sm)-Oとして表される酸化物相を基本とする結晶性の第1副相21と、主成分が(Nd,Pr,La)-Oとして表される結晶性の第2副相22と、を有する。副相20におけるSmの濃度は、第2副相22に比して第1副相21の方が高いという特徴を有する。これにより、室温の磁気特性のみならず、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制する効果を奏する。
ここで、「Smの濃度は、第2副相22に比して第1副相21の方が高い」とは、EPMAを用いたマッピング分析により、第2副相22よりも第1副相21においてSmの検出強度が平均して高いことを意味する。
結晶性の副相20は、結晶性の第1副相21および結晶性の第2副相22の総称であり、主相10の間に存在する。結晶性の第1副相21は、(Nd,Pr,La,Sm)-Oで表され、結晶性の第2副相22は、(Nd,Pr,La)-Oで表される。ここで、(Nd,Pr,La,Sm)は、Nd,Prの一部がLaおよびSmによって置換されていることを意味している。なお、ここでは主成分の元素を括弧内に記載しているので、第1副相21および第2副相22は、括弧内に示される元素のほかに他の成分を微量含んでいてもよい。一例では、(Nd,Pr,La)-Oで表される第2副相22は、極微量のSmを含んでいる。
実施の形態2による希土類焼結磁石1において、主相10と副相20とでは、LaおよびSmの濃度差が存在し、LaおよびSmは、主相10よりも副相20に偏析している。つまり、第1副相21および第2副相22におけるLaの濃度の和は、主相10におけるLaの濃度以上であり、第1副相21および第2副相22におけるSmの濃度の和は、主相10におけるSmの濃度以上である。具体的には、副相20のLaおよびSmの濃度は、主相10のLaおよびSmの濃度以上である。ここでの主相10のLaの濃度は、第1主相11のLaの濃度と第2主相12のLaの濃度との和である。つまり、第1副相21および第2副相22におけるLaの濃度の和は、第1主相11および第2主相12におけるLaの濃度の和よりも高い。また、主相10のSmの濃度は、第1主相11のSmの濃度と第2主相12のSmの濃度との和である。つまり、第1副相21および第2副相22におけるSmの濃度の和は、第1主相11および第2主相12におけるSmの濃度の和よりも高い。
ここで、主相10に含まれるLa濃度をXとし、第1副相21に含まれるLa濃度をX1とし、第2副相22に含まれるLa濃度をX2とし、主相10に含まれるSm濃度をYとし、第1副相21に含まれるSm濃度をY1とし、第2副相22に含まれるSm濃度をY2としたときに、次式(1)の関係が満たされる。
1<(Y1+Y2)/Y<(X1+X2)/X ・・・・(1)
さらに、磁気特性向上の観点から、主相10に含まれるNdおよびPrの濃度に対しては、次式(2)、(3)の関係が満たされる。
(CNd+SNd)>(X+Y) ・・・・(2)
(CPr+SPr)>(X+Y) ・・・・(3)
(CPr+SPr)>(X+Y) ・・・・(3)
なお、上記では、主相10のLaの濃度は、第1主相11および第2主相12におけるLaの濃度の和であり、主相10のSmの濃度は、第1主相11および第2主相12におけるSmの濃度の和であるとした。これは、La,Smが、ともに主相10よりも副相20に偏析していることを示すものである。ただし、局所的に見た場合には、第1主相11および第2主相12におけるLaおよびSmのそれぞれの濃度の和と、第1副相21および第2副相22におけるLaおよびSmのそれぞれの濃度の和と、が上記した関係を満たさない場合もあり得る。このため、より具体的には、主相10のLaの濃度は、第1主相11および第2主相12におけるLaの濃度の平均を示し、主相10のSmの濃度は、第1主相11および第2主相12におけるSmの濃度の平均を示すものである。この場合には、副相20のLaの濃度、すなわち第1副相21および第2副相22におけるLaの濃度の和は、第1副相21および第2副相22におけるLaの濃度の平均を意味し、副相20のSmの濃度、すなわち第1副相21および第2副相22におけるSmの濃度の和は、第1副相21および第2副相22におけるSmの濃度の平均を意味するものとなる。
Laは、製造工程、特に熱処理過程で粒界に高濃度に存在することによって、相対的にNdおよびPrを主相10に拡散させる。この結果、実施の形態2における希土類焼結磁石1は、主相10のNdおよびPrが粒界で消費されずに結晶磁気異方性が向上する。Smにおいても、主相10に比して副相20、特に第1副相21に高濃度に存在するため、Laと同様に相対的にNdを主相10に拡散させ、結晶磁気異方性を向上させる。
次に、LaおよびSmが正方晶R2Fe14B結晶構造のどの原子サイトにおいて置換されているかについて説明する。図3は、正方晶Nd2Fe14B結晶構造における原子サイトを示す図である。なお、図3に示される結晶構造は、一例では、下記に示す参考文献1のFIG.1に記載されている。置換されるサイトは、バンド計算およびハイゼンベルグモデルの分子場近似によって、置換による安定化エネルギを求め、そのエネルギの数値によって判断される。
(参考文献1)J.F.Herbst et al. “Relationships between crystal structure and magnetic properties in Nd2Fe14B”. PHYSICAL REVIEW B. 1984, Vol.29, No.7, p. 4176-4178.
(参考文献1)J.F.Herbst et al. “Relationships between crystal structure and magnetic properties in Nd2Fe14B”. PHYSICAL REVIEW B. 1984, Vol.29, No.7, p. 4176-4178.
まず、Laにおける安定化エネルギの計算方法について説明する。Laにおける安定化エネルギは、Nd8Fe56B4結晶セルを用いて、(Nd7La1)Fe56B4+Ndと、Nd8(Fe55La1)B4+Feと、のエネルギ差によって求めることができる。エネルギの値が小さいほど、そのサイトに原子が置換された場合に、より安定である。すなわち、Laは、原子サイトの中で、エネルギが最も小さくなる原子サイトに置換されやすい。この計算では、Laが元の原子と置換された場合に、正方晶R2Fe14B結晶構造における格子定数は、原子半径の違いによって変わらないとしている。表1は、環境温度を変えた場合の各置換サイトにおけるLaの安定化エネルギを示す表である。
表1によると、Laの安定な置換サイトは、1000K以上の温度では、Nd(f)サイトであり、温度293Kおよび500Kでは、Fe(c)サイトである。実施の形態2による希土類焼結磁石1は、後述するように、希土類焼結磁石1の原料を1000K以上の温度に加熱して溶融した後、急冷される。このため、希土類焼結磁石1の原料は、1000K以上、すなわち727℃以上、好ましくは1300K程度、すなわち1027℃の状態が維持されていると考えられる。その際、LaはNd(f)サイトまたはNd(g)サイトに置換されていると考えられる。ここで、エネルギ的に安定なNd(f)サイトに優先的にLaが置換されると考えられるが、Laの置換サイトの中でエネルギ差の小さいNd(g)サイトへの置換もあり得る。このため、Nd(g)サイトもLaの置換サイトの候補として挙げられている。
さらに、後述する製造方法によって希土類焼結磁石1を製造した場合には、焼結時には1000K以上であるものの、第1次時効工程、第2次時効工程、さらには第3次時効工程、第4次時効工程および冷却工程を経ることで、幾度となく表1に記載のFe(c)サイトがエネルギ的に安定な温度帯で保持される。言い換えれば、主相10のNdサイトにおけるLaの置換は不安定なエネルギ状態で保たれていることになる。つまり、希土類焼結磁石1の原料段階においては、Laは主相10のNdサイトに主に置換されていたが、後述する製造方法で作製された希土類焼結磁石1では、主相10のNdサイトに対して、敢えて不安定なエネルギ状態の温度域で幾度となく保持することにより、主相10のNdサイトからある程度のLaが選択的に放出された結果、Laは副相20に偏析することになる。この結果、主相10はコアシェル構造という特徴的な構造形成を促進していることになる。
次に、Smにおける安定化エネルギの計算方法について説明する。Smの安定化エネルギについては、(Nd7Sm1)Fe56B4+Ndと、Nd8(Fe55Sm1)B4+Feと、のエネルギ差によって求めることができる。原子が置換されることによって、正方晶R2Fe14B結晶構造における格子定数が変化しないとした点については、Laの場合と同様である。表2は、環境温度を変えた場合の、各置換サイトにおけるSmの安定化エネルギを示す表である。
表2によると、Smの安定な置換サイトは、Laとは異なり、いずれの温度においても、Nd(g)サイトである。Smにおいても、エネルギ的に安定なNd(g)サイトに優先的に置換されると考えられるが、Smの置換サイトの中でエネルギ差の小さいNd(f)サイトへの置換もあり得る。
後述する製造方法によって希土類焼結磁石1を製造した場合には、エネルギ的には主相10のNd(g)サイトへの置換が最も安定である。しかし、上記した通り、Laにおいて主相10のNdサイトへの置換が不安定になる温度域で保持することで、一部のSmもLaと一緒に主相10のNdサイトから放出され、副相20に偏析する。この結果、LaおよびSmの濃度は主相10と副相20とで濃度差が存在し、第1副相21および第2副相22におけるLaの濃度の和は、主相10におけるLaの濃度以上であり、第1副相21および第2副相22におけるSmの濃度の和は、主相10におけるSmの濃度以上である。より具体的には、第1副相21および第2副相22におけるLaの濃度の平均は、第1主相11および第2主相12におけるLaの濃度の平均以上であり、第1副相21および第2副相22におけるSmの濃度の平均は、第1主相11および第2主相12におけるSmの濃度の平均以上である。つまり、LaおよびSmは、副相20に偏析するといえる。
LaおよびSmで比較すると、エネルギ的な観点から、不安定なエネルギ状態の温度域で保持されるLaの方が、圧倒的に副相20に偏析しやすいことがわかる。これにより、LaおよびSmの濃度を同程度で調製された希土類焼結磁石1の場合、希土類焼結磁石1に存在するLaとSmとでは、Laの方が副相20への偏析割合が大きくなる。この温度領域で幾度となく保持されることにより、副相20において、偏析割合の少ないSmの濃度差が生まれ、第1副相21と第2副相22とが形成される。これにより、主相10におけるコアシェル構造の形成を促進させていることになる。
今回、図3に示されるように代表的にNdについての説明とするが、Di(ジジム)に代表されるように、NdとPrとは混合物として産出されることから、NdおよびPrのエネルギ準位が近いと考えられる。このため、NdをPrに置き換えた場合でも同様のことがいえる。NdおよびPrの2種類を存在させることで、2種類のコアシェル構造を有する主相10を形成させることができる。
以上のように、実施の形態2の希土類焼結磁石1は、RはNd,Pr以外から選択される1種類以上の希土類元素である場合に、一般式(Nd,Pr,R)-Fe-Bを満たし、Nd2Fe14B結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相10を有し、主相10は、コア部とコア部を被覆するシェル部とを有し、R=La,Smとしたとき、実施の形態1における第1主相11および第2主相12に加え、副相20を有する。副相20は、主成分が(Nd,Pr,La,Sm)-Oで表される酸化物相を基本とする結晶性の第1副相21と、主成分が(Nd,Pr,La)-Oで表される結晶性の第2副相22と、を有し、Smの濃度については、第2副相22に比して第1副相21の方が高くなるようにした。つまり、2種類の主相10および2種類の副相20が存在するようにした。これより、磁気特性の温度特性など、磁気特性が従来に比して優れた希土類焼結磁石1の提供が可能になる。また、RをLa,Smとすることで、主相10は、CNd>CPrである第1主相11と、CNd<CPrである第2主相12と、が混在している状態となる。言い換えれば、希土類焼結磁石1には2種類の第1主相11および第2主相12を有する主相10が存在し、2種類の主相10のコア部に着目すると、第1主相11ではNd濃度がPr濃度より高く、逆に第2主相12ではPr濃度がNd濃度より高くなるような、2種類のコアシェル構造を有する主相10が生じやすくなる。この結果、Ndおよび重希土類元素の使用を抑えながら、磁気特性を向上させ、従来に比して優れた着磁性を有するという効果をさらに高めることができる。
実施の形態3.
実施の形態3では、実施の形態1または実施の形態2で説明した希土類焼結磁石1を製造する方法について、希土類焼結磁石1の原料となる希土類焼結磁石合金の製造方法と、希土類焼結磁石合金を用いた希土類焼結磁石1の製造方法と、に分けて説明する。
実施の形態3では、実施の形態1または実施の形態2で説明した希土類焼結磁石1を製造する方法について、希土類焼結磁石1の原料となる希土類焼結磁石合金の製造方法と、希土類焼結磁石合金を用いた希土類焼結磁石1の製造方法と、に分けて説明する。
図4は、実施の形態3による希土類焼結磁石合金の製造方法の手順の一例を示すフローチャートである。まず、図4に示されるように、希土類焼結磁石1の原料となる希土類焼結磁石合金の製造方法は、希土類焼結磁石1を構成する元素を含む希土類焼結磁石合金の原料を1000K以上の温度に加熱して溶融する溶融工程(ステップS1)と、溶融状態の原料を回転する回転体上で冷却して凝固合金を得る第1次冷却工程(ステップS2)と、凝固合金を容器の中でさらに冷却する第2次冷却工程(ステップS3)と、を含む。これにより、希土類焼結磁石合金を製造することができる。以下、各工程について説明する。
ステップS1の溶融工程では、Ar(アルゴン)などの不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で、希土類焼結磁石合金の原料を坩堝の中で1000K以上の温度に加熱して溶融する。これによって、希土類焼結磁石合金が溶融した合金溶湯が調製される。原料としては、Nd,Pr,La,Sm,FeおよびBを用いることができる。また、原料として、Bの代わりにFeBを用いてもよい。このとき、添加元素MとしてAl,Co,Zr,Ti,Nb,Dy,Tb,Mn,GdおよびHoの群から選択される1種以上の元素を、原料に含めてもよい。
次いで、ステップS2の第1次冷却工程では、溶融工程で調製された合金溶湯を、タンディッシュに流し、続けて、回転体である単ロールの上に流す。これによって、合金溶湯は定められた方向に回転する単ロール上で急速に冷却され、合金溶湯からインゴット合金よりも厚さの薄い凝固合金が単ロール上で調製される。ここでは、回転する回転体として、単ロールを用いたが、これに限定されるものではなく、双ロール、回転ディスク、回転円筒鋳型等に接触させて急速に冷却させてもよい。厚さの薄い凝固合金を効率良く得る観点から、第1次冷却工程における冷却速度は、10℃/秒以上107℃/秒以下とすることが好ましく、103℃/秒以上104℃/秒以下とすることがより好ましい。凝固合金の厚さは、0.03mm以上10mm以下の範囲にある。合金溶湯は、単ロールと接触した部分から凝固が始まり、単ロールとの接触面から厚さ方向に結晶が柱状または針状に成長する。
その後、ステップS3の第2次冷却工程では、第1次冷却工程で調製された厚さの薄い凝固合金をトレイ容器の中に入れて冷却する。厚さの薄い凝固合金は、トレイ容器に入る際に砕けて鱗片状の希土類焼結磁石合金となって冷却される。冷却速度によっては、リボン状の希土類焼結磁石合金が得られることもあり、鱗片状に限定されるものではない。磁気特性の温度特性が良好な組織構造を有する希土類焼結磁石合金を得る観点から、第2次冷却工程における冷却速度は、10-2℃/秒以上105℃/秒以下とすることが好ましく、10-1℃/秒以上102℃/秒以下とすることがより好ましい。
これらの工程を経て得られる希土類焼結磁石合金は、短軸方向サイズが3μm以上10μm以下であり、かつ長軸方向サイズが10μm以上300μm以下である。実施の形態2の場合、(Nd,Pr,La,Sm)-Fe-B結晶相と、(Nd,Pr,La,Sm)-Oで示される酸化物の結晶性の副相20と、を含有する微細結晶組織を有する。以下では、(Nd,Pr,La,Sm)-Oで示される酸化物の結晶性の副相20は、(Nd,Pr,La,Sm)-O相と称される。(Nd,Pr,La,Sm)-O相は、希土類元素の濃度が比較的高い酸化物からなる非磁性相である。(Nd,Pr,La,Sm)-O相の厚さは、粒界の幅に相当し、10μm以下である。以上の製造方法によって製造された希土類焼結磁石合金は、急速に冷却される工程を経ているため、鋳型鋳造法によって得られる希土類焼結磁石合金と比較して、組織が微細化されている。
次に、希土類焼結磁石合金を用いた希土類焼結磁石1の製造方法について説明する。図5は、実施の形態3による希土類焼結磁石の製造方法の手順の一例を示すフローチャートである。図5に示されるように、希土類焼結磁石1の製造方法は、(Nd,Pr,La,Sm)-Fe-B結晶相と、(Nd,Pr,La,Sm)-O相と、を有する希土類焼結磁石合金を粉砕する粉砕工程(ステップS21)と、粉砕された希土類焼結磁石合金の粉末を成形することによって成形体を調製する成形工程(ステップS22)と、定められた温度である焼結温度で成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程(ステップS23)と、希土類焼結磁石1の保磁力等の磁気特性を高めるために焼結体を時効する時効工程(ステップS24)と、時効処理された焼結体を冷却する冷却工程(ステップS25)と、を含む。以下、各工程について説明する。
ステップS21の粉砕工程では、図4の希土類焼結磁石合金の製造方法に従って製造された(Nd,Pr,R)-Fe-Bを満たす希土類焼結磁石合金を粉砕し、粒径が200μm以下、好ましくは0.5μm以上100μm以下、さらに着磁性能を考慮した場合、さらには、1μm以上10μm以下程度である希土類焼結磁石合金粉末を得る。希土類焼結磁石合金の粉砕は、一例では、めのう乳鉢、スタンプミル、ジョークラッシャまたはジェットミルを用いて行われる。特に、粉末の粒径を小さくする場合には、希土類焼結磁石合金の粉砕を、不活性ガスを含む雰囲気中で行うことが好ましい。希土類焼結磁石合金の粉砕を、不活性ガスを含む雰囲気中で行うことによって、粉末中への酸素の混入を抑制することができる。ただし、粉砕を行う際の雰囲気が磁石の磁気特性に影響を与えない場合には、希土類焼結磁石合金の粉砕を大気中で行ってもよい。
ステップS22の成形工程では、希土類焼結磁石合金の粉末を、磁場をかけた金型の中で圧縮成形し、成形体を調製する。ここで、印加する磁場は、一例では2Tとすることができる。なお、成形は、磁場中ではなく、磁場を印加せずに行ってもよい。
ステップS23の焼結工程では、圧縮成形された成形体を950℃以上1300℃以下、好ましくは1000℃以上1150℃未満の範囲内の焼結温度で0.1時間以上10時間以内の範囲内の時間、好ましくは1.0時間以上6.0時間以内で保持することで、焼結体を得る。焼結は、酸化抑制のために、不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で行われることが好ましい。焼結は、磁場を印加しながら行ってもよい。
ステップS24の時効工程は、図5の場合には、ステップS24-1の第1次時効工程、ステップS24-2の第2次時効工程、ステップS24-3の第3次時効工程、およびステップS24-4の第4次時効工程を含む。時効は、酸化抑制のために、不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で行われることが好ましい。
ステップS24-1の第1次時効工程の条件は、得られた焼結体を焼結温度未満の温度である第1次時効温度で、具体的には700℃以上950℃未満の範囲内で0.1時間以上10時間以下、好ましくは0.5時間以上5時間以下の範囲内で焼結体を保持する。
ステップS24-2の第2次時効工程の条件は、第1次時効工程後、第1次時効工程で保持された焼結体を、第1次時効温度未満の温度である第2次時効温度で、具体的には450℃以上700℃未満の範囲内で0.1時間以上10時間以下、好ましくは1.0時間以上7時間以下の範囲内で保持する。
ステップS24-3の第3次時効工程の条件は、第2次時効工程後、第2次時効工程で保持された焼結体を、再び第1次時効温度、具体的には700℃以上950℃未満の範囲内の温度に昇温し、第1次時効温度で0.1時間以上10時間以下、好ましくは0.5時間以上5時間以下の範囲内で保持する。
ステップS24-4の第4次時効工程の条件は、第3次時効工程後、第3次時効工程で保持された焼結体を、再び第2次時効温度、具体的には450℃以上700℃未満の範囲内で0.1時間以上10時間以下、好ましくは1.0時間以上7時間以下の範囲内で保持する。
最後に、ステップS25の冷却工程では、第4次時効工程で保持された焼結体を、第2次時効温度未満の温度で、具体的には、200℃以上450℃未満の範囲内で0.1時間以上5時間以下の範囲内で保持する。その後、室温まで冷却することにより、希土類焼結磁石1が完成する。冷却も酸化抑制のために、不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で行われることが好ましい。
以上のように、焼結工程、時効工程および冷却工程での温度と時間とを制御することにより、不安定なエネルギ状態の温度域で幾度となく焼結体を保持することとなる。この結果、CNd>CPrからなる第1主相11と、CNd<CPrからなる第2主相12と、を混在させることが可能となる。言い換えれば、希土類焼結磁石1には第1主相11および第2主相12の2種類の主相10が存在し、2種類の主相10のコア部に着目すると、第1主相11はNd濃度がPr濃度より高く、逆に第2主相12はPr濃度がNd濃度より高いという特徴を有する希土類焼結磁石1を製造することができる。
さらに、実施の形態1における第1主相11および第2主相12に加え、主成分が(Nd,Pr,La,Sm)-Oで表される酸化物相を基本とする結晶性の第1副相21と、主成分が(Nd,Pr,La)-Oで表される結晶性の第2副相22と、を有し、Smの濃度については、第2副相22に比して第1副相21の方が高くなる希土類焼結磁石1を製造することができる。
これよって、Ndおよび重希土類元素の使用を抑えながら、従来に比して優れた着磁性能および磁気特性を有する希土類焼結磁石1の提供が可能になる。
実施の形態3では、(Nd,Pr,La,Sm)-Fe-B結晶相と(Nd,Pr,La,Sm)-O相とを有する希土類焼結磁石合金を粉砕した希土類焼結磁石合金粉末を成形し、成形した成形体を焼結して焼結体を形成した後に、焼結体を時効して、希土類焼結磁石1を製造する。これによって、実施の形態2による希土類焼結磁石1を製造することができる。
また、第1次時効工程にて、得られた焼結体を焼結温度未満の温度である第1次時効温度で、具体的には700℃以上950℃未満の範囲内で0.1時間以上10時間以下、好ましくは0.5時間以上5時間以下の範囲内で焼結体を保持する。第2次時効工程にて、第1次時効温度未満の温度である第2次時効温度で、具体的には450℃以上700℃未満の範囲内で0.1時間以上10時間以下、好ましくは1.0時間以上7時間以下の範囲内で焼結体を保持する。第3次時効工程にて、再び第1次時効温度、具体的には700℃以上950℃未満の範囲内の温度に昇温し、第1次時効温度で0.1時間以上10時間以下、好ましくは0.5時間以上5時間以下の範囲内で焼結体を保持する。第4次時効工程にて、再び第2次時効温度、具体的には450℃以上700℃未満の範囲内で0.1時間以上10時間以下、好ましくは1.0時間以上7時間以下の範囲内で焼結体を保持する。このように、第1次時効工程および第2次時効工程を2セット実施するように、温度および時間を制御することによって、不安定なエネルギ状態の温度域で幾度となく焼結体を保持する状態が作り出される。この結果、CNd>CPrからなる第1主相11と、CNd<CPrからなる第2主相12と、が混在している希土類焼結磁石1を得ることができる。言い換えれば、希土類焼結磁石1は、第1主相11および第2主相12の2種類の主相10が存在し、2種類の主相10のコア部に着目すると、第1主相11はNd濃度がPr濃度よりも高く、逆に第2主相12はPr濃度がNd濃度よりも高くなる希土類焼結磁石1を選択的に製造することができる。
さらに、上記の製造工程により、主成分が(Nd,Pr,La,Sm)-Oで表される酸化物相を基本とする結晶性の第1副相21と、主成分が(Nd,Pr,La)-Oで表される結晶性の第2副相22と、を有し、Smの濃度は、第2副相22に比して第1副相21の方が高くなるという特徴的な組織構造を有する希土類焼結磁石1を選択的に製造することができる。
実施の形態4.
実施の形態4では、実施の形態3の製造方法で製造された実施の形態1または実施の形態2における希土類焼結磁石1を用いた回転子について説明する。図6は、実施の形態4による希土類焼結磁石を搭載した回転子の構成の一例を模式的に示す断面図である。図6では、回転子100の回転軸RAに垂直な方向の断面を示している。
実施の形態4では、実施の形態3の製造方法で製造された実施の形態1または実施の形態2における希土類焼結磁石1を用いた回転子について説明する。図6は、実施の形態4による希土類焼結磁石を搭載した回転子の構成の一例を模式的に示す断面図である。図6では、回転子100の回転軸RAに垂直な方向の断面を示している。
回転子100は、回転軸RAを中心に回転可能である。回転子100は、回転子鉄心101と、回転子100の周方向に沿って回転子鉄心101に設けられた磁石挿入穴102に挿入される希土類焼結磁石1と、を備える。図6では、4つの磁石挿入穴102を回転子鉄心101に設け、4つの希土類焼結磁石1を磁石挿入穴102に挿入する例を示しているが、磁石挿入穴102および希土類焼結磁石1の数は回転子100の設計に応じて変更してもよい。回転子鉄心101は、円盤形状の電磁鋼板が、回転軸RAの軸線方向に複数積層して形成されている。
希土類焼結磁石1は、実施の形態3で説明した製造方法に従って製造されたものである。4つの希土類焼結磁石1は、それぞれ対応する磁石挿入穴102に挿入されている。4つの希土類焼結磁石1は、回転子100の径方向外側における希土類焼結磁石1の磁極が、隣り合う希土類焼結磁石1との間で異なるように、それぞれ着磁されている。
このように、実施の形態4による回転子100は、室温における磁気特性の向上と温度上昇に伴う磁気特性の低下の抑制とを実現することができる実施の形態1または実施の形態2による希土類焼結磁石1を備える。このように、高い残留磁束密度と保磁力とを維持しながら、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制することのできる希土類焼結磁石1であるため、100℃を超えるような高温環境下においても磁気特性の低下が抑制される。これによって、高価で地域偏在性が高く調達リスクがあるNdおよび重希土類元素を安価な希土類元素で代替しながら、磁気特性および着磁性を向上させ、100℃を超えるような高温環境下においても、回転子100の動作を安定化することができる。さらに、実施の形態1または実施の形態2による希土類焼結磁石1は従来に比して優れた着磁性能を有することから、回転子100に希土類焼結磁石1をセットしたアッセンブリ状態での着磁も可能とするため、製造工程の取り扱いが容易になる。さらに、電圧を抑制した着磁工程が実現できるため、省エネルギ化にも寄与する。
実施の形態5.
実施の形態5では、実施の形態4における回転子100を搭載した回転機について説明する。図7は、実施の形態5による回転機の構成の一例を模式的に示す断面図である。図7では、回転子100の回転軸RAに垂直な方向の断面を示している。
実施の形態5では、実施の形態4における回転子100を搭載した回転機について説明する。図7は、実施の形態5による回転機の構成の一例を模式的に示す断面図である。図7では、回転子100の回転軸RAに垂直な方向の断面を示している。
回転機120は、回転軸RAを中心に回転可能な、実施の形態4で説明した回転子100と、回転子100と同軸に設けられ、回転子100に対向配置された環状の固定子130と、を備える。固定子130は、電磁鋼板を回転軸RAの軸線方向に複数積層させることによって形成される。固定子130の構成はこれに限定されるものではなく、既存の構成を採用することもできる。固定子130は、回転子100側に突出したティース131が、固定子130の内面に沿って設けられる。ティース131には巻線132が備え付けられている。巻線132の巻き方は、一例では、集中巻きでもよいし、分布巻きでもよい。つまり、固定子130は、回転子100が配置される側の内面に、回転子100に向かって突出したティース131に備え付けられる巻線132を有し、回転子100に対向配置される環状の構造を有する。回転機120の中にある回転子100の磁極数は2極以上、すなわち、希土類焼結磁石1は、2つ以上であればよい。また、図7では、磁石埋込型の回転子100の例を示したが、希土類焼結磁石1を外周部に接着剤で固定した表面磁石型の回転子100でもよい。
このように、実施の形態5における回転機120は、室温における磁気特性の向上と温度上昇に伴う磁気特性の低下の抑制とを実現することができる実施の形態1または実施の形態2による希土類焼結磁石1を備える。このように、高い残留磁束密度と保磁力とを維持しながら、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制することのできる希土類焼結磁石1であるため、100℃を超えるような高温環境下においても、磁気特性の低下が抑制される。この結果、高価で地域偏在性が高く調達リスクがあるNdおよび重希土類元素を安価な希土類元素で代替しながら、磁気特性および着磁性を向上させ、100℃を超えるような高温環境下においても、回転子100を安定的に駆動させ、回転機120の動作を安定化することができる。
以下に、実施例および比較例によって本開示の希土類焼結磁石1の詳細を説明する。
実施例1から8では、組成が異なる複数の希土類焼結磁石合金の(Nd,Pr,La,Sm)-Fe-Bで示される試料を用いて、実施の形態3に示される方法によって希土類焼結磁石1を製造する。実施例1から8では、Nd,Pr,LaおよびSmの含有量を変更した希土類焼結磁石合金を用いて、希土類焼結磁石1を製造する。つまり、実施例1から8では、(Nd,Pr,La,Sm)-Fe-Bで示される希土類焼結磁石合金を用いて、実施の形態3で示した製造方法を用いて、希土類焼結磁石1を製造する。
比較例1から12では、組成の異なる複数の希土類焼結磁石合金R-Fe-Bで示される試料を用いて、特許文献1または特許文献2に示されるような一般的な希土類磁石の製造方法によって実験的に希土類焼結磁石1を製造する。比較例1から12による希土類焼結磁石1の試料では、Rの部分を変更している。
比較例1から6では、RがNdと、重希土類元素Dy、またはPr,LaおよびSmのいずれか1つと、を含む希土類焼結磁石合金を用いて、特許文献1に示される製造方法を用いて希土類焼結磁石1を製造する。
比較例7から12では、RがNdと、重希土類元素Dy、またはPr,LaおよびSmのいずれか1つと、を含む希土類焼結磁石合金を用いて、特許文献2に示される製造方法を用いて希土類焼結磁石1を製造する。
表3は、実施例および比較例による希土類焼結磁石の一般式、Rを構成する元素の含有量、組織形態の分析結果、および磁気特性と着磁性能との判定結果を示す表である。表3には、実施例1から8および比較例1から12の希土類焼結磁石1である各試料の主相10の一般式が示されている。
次に、実施例1から8および比較例1から12の希土類焼結磁石1の組織を分析する方法について説明する。希土類焼結磁石1の組織形態は、走査型電子顕微鏡(Scanning Electron Microscope:SEM)および電子プローブマイクロアナライザ(Electron Probe Micro Analyzer:EPMA)を用いた元素分析により決定される。ここでは、SEMおよびEPMAとして、電界放出型電子プローブマイクロアナライザ(Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer:FE-EPMA)(日本電子株式会社製、製品名:JXA-8530F)を用いる。元素分析の条件は、加速電圧が15.0kVであり、照射電流が2.271e-008Aであり、照射時間が130msであり、画素数が512ピクセル×512ピクセルであり、倍率が5000倍であり、積算回数が1回である。
次に、実施例1から8および比較例1から12の希土類焼結磁石1の磁気特性の評価方法について説明する。磁気特性の評価は、パルス励磁式のBHトレーサを用いて、複数の試料の保磁力を測定することによって行われる。BHトレーサによる最大印加磁場は、希土類焼結磁石1が完全に着磁された状態となる6T以上である。パルス励磁式のBHトレーサの他に、6T以上の最大印加磁場を発生させることができれば、直流式のBHトレーサとも呼ばれる直流自記磁束計、振動試料型磁力計(Vibrating Sample Magnetometer:VSM)、磁気特性測定装置(Magnetic Property Measurement System:MPMS)、物理特性測定装置(Physical Property Measurement System:PPMS)等を用いてもよい。測定は、窒素等の不活性ガスを含む雰囲気中で行われる。各試料の磁気特性は、印加磁場により着磁された希土類焼結磁石1をサーチコイルまたは磁気センサによってピックアップされた磁化を検出することにより測定される。測定された磁気ヒステリシスであるJ-HカーブまたはB-Hカーブより、磁気特性を測定する。また、各試料の磁気特性は、互いに異なる第1測定温度T1および第2測定温度T2のそれぞれの温度で測定される。残留磁束密度の温度係数α[%/℃]は、第1測定温度T1での残留磁束密度と第2測定温度T2での残留磁束密度との差と、第1測定温度T1での残留磁束密度との比を、温度の差(T2-T1)で割った値である。また、保磁力の温度係数β[%/℃]は、第1測定温度T1での保磁力と第2測定温度T2での保磁力との差と、第1測定温度T1での保磁力との比を、温度の差(T2-T1)で割った値である。したがって、磁気特性の温度係数の絶対値|α|および|β|が小さくなるほど、温度上昇に対する磁石の磁気特性の低下が抑制されることになる。
さらに、着磁性能の測定については、一定のパーミアンス係数において、任意の磁場を印加することにより描かれる磁気ヒステリシスより測定される磁束密度と、飽和する磁場を印加することにより描かれる磁気ヒステリシスより測定される磁束密度と、の比より着磁率を算出することによって求められる。より低い磁場でも高い着磁率が得られれば、着磁性能が高いといえる。
まず、実施例1から8および比較例1から12による各試料における分析結果について説明する。図8は、実施例1から8による希土類焼結磁石の断面をFE-EPMAで分析して得られた組成像をトレースした図である。図9から図13は、実施例1から8による希土類焼結磁石の断面をFE-EPMAで分析して得られる元素マッピングである。図9は、Ndの元素マッピングであり、図10は、Prの元素マッピングであり、図11は、Oの元素マッピングであり、図12は、Laの元素マッピングであり、図13は、Smの元素マッピングである。なお、図9から図13は、図8に示される領域を元素マッピングしたものである。また、実施例1から8による希土類焼結磁石1は、すべて同様の結果を示しているので、図8から図13では、実施例1から8のうちの代表の実施例について示している。さらに、図1および図2と同一の構成要素には同一の符号を付している。
図9および図10に示されるように、実施例1から8の各試料において、RをNd,Pr以外から選択される1種類以上の希土類元素とし、一般式(Nd,Pr,R)-Fe-Bを満たし、Nd2Fe14B結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相10において、コア部とコア部を被覆するシェル部とを有する主相10が存在する。また、主相10には、CNd>CPrである第1主相11と、CNd<CPrである第2主相12と、が混在していることが確認できる。
ここで「CNd>CPrである第1主相11と、CNd<CPrである第2主相12」に示される濃度差は、EPMAを用いたマッピング分析により、NdおよびPrの検出強度に明確に差が出ていることを意味する。具体的には、第1主相11の場合を例として挙げると、コア部11cのNdの濃度はEPMAの検出強度が平均より高く、Prの濃度はEPMAの検出強度が下限付近を示しているということである。第2主相12は第1主相11の逆になっているといえる。
より具体的には、図9のNdのマッピング図および図10のPrのマッピング図を例にすると、EPMAのNdの検出レベルの平均値が32.0であり、Prの検出レベルの平均値が45である。第1主相11の場合はCNdが32.0より高く、CPrは下限値付近であり、明確に濃度差が生じている状態である。また、第2主相12は第1主相11の逆であることから、CPrが45.0より高く、CNdは下限値付近であり、明確に濃度差が生じている状態である。
図11から図13に示されるように、R=La,Smとしたとき、希土類焼結磁石1は、実施の形態1における第1主相11と第2主相12とに加え、主成分が(Nd,Pr,La,Sm)-Oとして表される酸化物相を基本とする結晶性の第1副相21と、主成分が(Nd,Pr,La)-Oとして表される結晶性の第2副相22と、を有する。また、Smの濃度は、第2副相22に比して第1副相21の方が高いことが確認できる。
表3には、CNd>CPrである第1主相11、およびCNd<CPrである第2主相12の状態が確認できた試料については、それぞれ第1主相11および第2主相12の欄に「〇」が入力され、確認できなかった試料については、それぞれ第1主相11および第2主相12の欄に「×」が入力されている。不等号の濃度差については、NdおよびPrの検出強度に明確に差が出ていることを意味する。具体的には、一例では第1主相11の場合においては、Ndの濃度はEPMAの検出強度が平均より高く、Prの濃度はEPMAの検出強度が下限値付近ということである。第2主相12の場合においては第1主相11の場合とは逆になっているといえる。第2主相12のようなCNd<CPrしか確認されなかった場合は、第2主相12の欄のみに「〇」が入力され、第1主相11の欄には「×」が入力されている。
さらに、表3には、主成分が(Nd,Pr,La,Sm)-Oとして表される酸化物相を基本とする結晶性の第1副相21、主成分が(Nd,Pr,La)-Oとして表される結晶性の第2副相22と、を有し、第2副相22に比して第1副相21の方がSmの濃度が高くなることが確認できた試料については、第1副相21および第2副相22の欄のそれぞれに「〇」が入力され、確認できなかった試料については、第1副相21および第2副相22の欄のそれぞれに「×」が入力されている。また、副相20が1つしか存在しない、または、副相20間のSmの濃度差がない状態のものは、第1副相21しか存在しないとして、第1副相21の欄のみに「〇」が入力され、第2副相22の欄には「×」が入力されている。なお、第1副相21と第2副相22との濃度差は、EPMAを用いたマッピング分析により、第2副相22より第1副相21においてSmの検出強度が平均して高いことを意味する。具体的には、図13のSmのマッピング図を例にすると、EPMAのSmの検出レベルの平均値が5.4に対して、第1副相21は5.4よりも高く、第2副相22は5.4よりも低い、すなわち凝集した状態で検出ができていない状態である。
また、FE-EPMAで分析して得られた元素マッピングの強度比から、CNd<CPrである第2主相12の数よりもCNd>CPrである第1主相11の数の方が多く存在していることも確認できる。コアシェル構造のシェル部に着目したとき、第1主相11はCNd>SNd、CPr<SPrの関係式を満たし、第2主相12はCNd<SNd、CPr>SPrの関係式を満たすことも確認できる。
次に、実施例1から8および比較例1から12による各試料における磁気特性の測定結果について説明する。磁気測定を行う各試料の形状は、縦、横および高さがすべて7mmのブロック形状である。第1測定温度T1は23℃であり、第2測定温度T2は200℃である。23℃は、室温である。第2測定温度T2の200℃は、自動車用モータおよび産業用モータの動作時の環境として、起こり得る温度である。
まず、実施例1から8および比較例2から12による各試料における残留磁束密度および保磁力の判定は、比較例1と比較して行う。各試料の23℃における残留磁束密度および保磁力の値が、比較例1での値と比較して測定誤差と考えられる1%以内の値を示した場合には、「同等」と判定し、1%以上高い値を示した場合には、「良」と判定し、1%以下の低い値を示した場合には、「不良」と判定する。
次に、残留磁束密度の温度係数αは、第1測定温度T1の23℃における残留磁束密度および第2測定温度T2の200℃における残留磁束密度を用いて算出される。また、保磁力の温度係数βは、第1測定温度T1の23℃における保磁力および第2測定温度T2の200℃における保磁力を用いて算出される。実施例1から8および比較例2から12による各試料における残留磁束密度の温度係数および保磁力の温度係数は、比較例1と比較して判定される。各試料について、比較例1による試料における残留磁束密度の温度係数の絶対値|α|および保磁力の温度係数の絶対値|β|と比較して、測定誤差と考えられる±1%以内の値を示した場合には、「同等」と判定し、-1%より低い値を示した場合には、「良」と判定し、+1%より高い値を示した場合には、「不良」と判定する。「良」と判定された試料については、温度係数がより小さいことから、温度上昇に伴う磁気特性の低下が抑制され、高温環境下においても、安定的な磁気特性を有する希土類焼結磁石1を提供することができる。
次に、着磁性能は、印加磁場20kOeの磁気ヒステリシスとパーミアンス係数Pcとの1の交点である磁束密度と、飽和磁化状態である印加磁場80kOeの磁気ヒステリシスとパーミアンス係数Pcとの1の交点である磁束密度と、の比から着磁率を算出する。実施例1から8および比較例2から12による各試料における着磁性能は、比較例1と比較して判定される。つまり、各試料について、比較例1による試料における着磁率と比較して、測定誤差と考えられる-1%以上の値を示した場合には、「同等以上」と判定し、-1%より低い値を示した場合には、「不良」と判定する。「同等以上」と判定された試料については、着磁性能が高い希土類焼結磁石1を提供することができる。
以上の残留磁束密度、保磁力、残留磁束密度の温度係数、保磁力の温度係数および着磁性能の判定結果は、表3に示されている。
比較例1は、Nd-Fe-Bとなるように、Nd,FeおよびFeBを原料として用いて特許文献1に記載されている製造方法に従って作製した希土類焼結磁石1の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Prと、La,Smと、は添加されていないことから、主相10におけるコアシェル構造は確認できず、副相20におけるSmの濃度は、第2副相22に比して第1副相21の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は1.3Tであり、保磁力は1000kA/mである。残留磁束密度および保磁力の温度係数は、それぞれ|α|=0.191%/℃、|β|=0.460%/℃である。また着磁率は98.6%である。比較例1のこれらの値がリファレンスとして用いられる。
比較例2は、(Nd,Dy)-Fe-Bとなるように、Nd,Dy,FeおよびFeBを原料として用いて特許文献1に記載されている製造方法に従って作製した希土類焼結磁石1の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Prと、La,Smと、は添加されていないことから、主相10におけるコアシェル構造は確認できず、副相20におけるSmの濃度は、第2副相22に比して第1副相21の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「不良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「同等」となり、保磁力の温度係数は「同等」となり、着磁性能は「同等以上」となる。これは、結晶磁気異方性が高いDyがNdの一部と置換されることにより、保磁力が向上することを反映した結果となっている。
比較例3は、(Nd,Pr)-Fe-Bとなるように、Nd,Pr,FeおよびFeBを原料として用いて特許文献1に記載されている製造方法に従って作製した希土類焼結磁石1の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Prが添加されたことより、NdおよびPrが混ざり合った主相10は確認できたものの、コアシェル構造を形成していない。また、La,Smが添加されていないことから、副相20におけるSmの濃度は、第2副相22に比して第1副相21の方が高いことも確認できない。この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「同等」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「同等」となり、保磁力の温度係数は「不良」となり、着磁性能は「同等以上」となる。これは、Prの添加により、主相10の磁気異方性が高まり、保磁力は向上するものの、主相10および副相20における最適な組織形態でないことを反映した結果となっている。
比較例4は、(Nd,La,Sm)-Fe-Bとなるように、Nd,La,Sm,FeおよびFeBを原料として用いて特許文献1に記載されている製造方法に従って作製した希土類焼結磁石1の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Prが添加されていないことにより、主相10のコアシェル構造は確認できない。また、LaおよびSmが添加されることより、Smの濃度は、Laの偏析に伴い、1つの副相20に偏析しているものの、第2副相22は存在しない。さらに、Smの濃度が第2副相22に比して第1副相21の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「同等」となり、保磁力は「同等」となり、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度係数は「良」となり、着磁性能は「同等以上」となる。これは、La,Smが主相10または副相20に存在することにより、磁気特性の温度係数は良好な結果を示しているものの、室温における磁気特性は向上せず、主相10および副相20における最適な組織形態でないことを反映した結果となっている。
比較例5は、(Nd,La,Sm)-Fe-Bとなるように、Nd,La,Sm,FeおよびFeBを原料として用いて特許文献1に記載されている製造方法に従って作製した希土類焼結磁石1の試料である。比較例4とはNd,La,Smの組成比が異なっている。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Prが添加されていないことにより、主相10のコアシェル構造は確認できない。また、LaおよびSmが添加されることより、Smの濃度は、Laの偏析に伴い、1つの副相20に偏析しているものの、第2副相22は存在しない。さらに、Smの濃度が第2副相22に比して第1副相21の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「同等」となり、保磁力は「同等」となり、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度係数は「良」となり、着磁性能は「同等以上」となる。これは、La,Smが主相10または副相20に存在することにより、磁気特性の温度係数は良好な結果を示しているものの、室温における磁気特性は向上せず、主相10および副相20における最適な組織形態でないことを反映した結果となり、Nd,La,Smの組成比を変えても、比較例4とほぼ同様の結果が得られる。
比較例6は、(Nd,Pr,La,Sm)-Fe-Bとなるように、Nd,Pr,La,Sm,FeおよびFeBを原料として用いて特許文献1に記載されている製造方法に従って作製した希土類焼結磁石1の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Prが添加されたことより、NdおよびPrが混ざり合った主相10は確認できるものの、コアシェル構造を形成していない。また、LaおよびSmが添加されることより、Smの濃度は、Laの偏析に伴い、1つの副相20に偏析しているものの、第2副相22は存在しない。さらに、Smの濃度が第2副相22に比して第1副相21の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「同等」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度係数は「同等」となり、着磁性能は「同等以上」となる。これは、Prの添加により、主相10の磁気異方性が高まり、保磁力は向上するとともに、La,Smが主相10または副相20に存在することにより、磁気特性の温度係数、特に保磁力の温度係数は改善する結果を示しているものの、主相10および副相20における最適な組織形態でないことを反映した結果となっている。
比較例7は、Nd-Fe-Bとなるように、Nd,FeおよびFeBを原料として用いて特許文献2に記載されている熱間加工法を含む製造方法に従って作製した希土類焼結磁石1の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Prと、La,Smと、は添加されていないことから、主相10におけるコアシェル構造は確認できず、副相20におけるSmの濃度は、第2副相22に比して第1副相21の方が高いことも確認できない。しかし、熱間加工法で作製される磁石の特徴である組織の微細化が確認される。この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「不良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「同等」となり、保磁力の温度係数は「同等」となり、着磁性能は「不良」となる。これは、熱間加工法による組織の微細化に伴い、保磁力は向上しているものの、残留磁束密度の低下と着磁性能の悪化とを反映した結果となっている。
比較例8は、(Nd,Dy)-Fe-Bとなるように、Nd,Dy,FeおよびFeBを原料として用いて特許文献2に記載されている熱間加工法を含む製造方法に従って作製した希土類焼結磁石1の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Prと、La,Smと、は添加されていないことから、主相10におけるコアシェル構造は確認できず、副相20におけるSmの濃度は、第2副相22に比して第1副相21の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「不良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「同等」となり、保磁力の温度係数は「同等」となり、着磁性能は「不良」となる。これは、熱間加工により作製されることに加え、結晶磁気異方性が高いDyがNdの一部と置換されることにより保磁力が大幅に向上するものの、その他の特性については、組織微細化を反映した結果となっている。
比較例9は、(Nd,Pr)-Fe-Bとなるように、Nd,Pr,FeおよびFeBを原料として用いて特許文献2に記載されている熱間加工法を含む製造方法に従って作製した希土類焼結磁石1の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Prの添加に加え、熱間加工により、コアシェル構造が確認されるが、コア部のPr濃度が高い1種類の主相10のみである。また、La,Smが添加されていないことから、副相20におけるSmの濃度は、第2副相22に比して第1副相21の方が高いことも確認できない。この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「不良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「同等」となり、保磁力の温度係数は「同等」となり、着磁性能は「不良」となる。これは、コア部のPr濃度が高いコアシェル構造の形成により、Dyを添加している希土類焼結磁石1のレベルまで保磁力が大幅に向上するものの、その他の特性については、組織微細化を反映した結果となっている。
比較例10は、(Nd,La,Sm)-Fe-Bとなるように、Nd,La,Sm,FeおよびFeBを原料として用いて特許文献2に記載されている熱間加工法を含む製造方法に従って作製した希土類焼結磁石1の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Prが添加されていないことにより、主相10のコアシェル構造は確認できない。また、LaおよびSmが添加されることより、Smの濃度は、Laの偏析に伴い、1つの副相20に偏析しているものの、第2副相22は存在しない。さらに、Smの濃度が第2副相22に比して第1副相21の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「不良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度係数は「良」となり、着磁性能は「不良」となる。これは、La,Smが主相10または副相20に存在することにより、磁気特性の温度係数は良好な結果を示しているものの、室温における残留磁束密度および着磁性能は向上せず、主相10および副相20における最適な組織形態でないことを反映した結果となっている。
比較例11は、(Nd,La,Sm)-Fe-Bとなるように、Nd,La,Sm,FeおよびFeBを原料として用いて特許文献2に記載されている熱間加工法を含む製造方法に従って作製した希土類焼結磁石1の試料である。比較例10とはNd,La,Smの組成比が異なっている。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Prが添加されていないことにより、主相10のコアシェル構造は確認できない。また、LaおよびSmが添加されることより、Smの濃度は、Laの偏析に伴い、1つの副相20に偏析しているものの、第2副相22は存在しない。さらに、Smの濃度が第2副相22に比して第1副相21の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「不良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度係数は「良」となり、着磁性能は「不良」となる。これは、La,Smが主相10または副相20に存在することにより、磁気特性の温度係数は良好な結果を示しているものの、室温における残留磁束密度および着磁性能は向上せず、主相10および副相20における最適な組織形態でないことを反映した結果となる。Nd,La,Smの組成比を変えても、比較例10とほぼ同様の結果が得られる。
比較例12は、(Nd,Pr,La,Sm)-Fe-Bとなるように、Nd,Pr,La,Sm,FeおよびFeBを原料として用いて特許文献2に記載されている熱間加工法を含む製造方法に従って作製した希土類焼結磁石1の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Prの添加に加え、熱間加工により、コアシェル構造が確認されるが、コア部のPr濃度が高い1種類の主相10のみである。また、LaおよびSmが添加されることより、Smの濃度は、Laの偏析に伴い、1つの副相20に偏析しているものの、第2副相22は存在しない。さらに、Smの濃度が第2副相22に比して第1副相21の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「不良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度係数は「良」となり、着磁性能は「不良」となる。これは、コア部のPr濃度が高いコアシェル構造の形成により、Dyを添加している希土類焼結磁石1のレベルまで保磁力が大幅に向上し、La,Smが主相10または副相20に存在することにより、磁気特性の温度係数、特に保磁力の温度係数は良好な結果を示している。しかし、室温における残留磁束密度および着磁性能は向上せず、主相10および副相20における最適な組織形態でないことを反映した結果ともなっている。
実施例1から8の試料は、RをNd,Pr以外から選択される1種類以上の希土類元素とし、一般式(Nd,Pr,R)-Fe-Bを満たし、Nd2Fe14B結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相10を有し、主相10は、コア部とコア部を被覆するシェル部とを有し、主相10は、CNd>CPrである第1主相11と、CNd<CPrである第2主相12と、が混在している希土類焼結磁石1である。また、R=La,Smとした場合であり、第1主相11および第2主相12に加え、主成分が(Nd,Pr,La,Sm)-Oとして表される酸化物相を基本とする結晶性の第1副相21と、主成分が(Nd,Pr,La)-Oとして表される結晶性の第2副相22と、を有し、Smの濃度は、第2副相22に比して第1副相21の方が高いことを特徴としている。実施例1から8の試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度係数は「良」となり、着磁性能は「同等以上」となる。この結果、これらの希土類焼結磁石1は、高価でかつ地域偏在性が高く調達リスクがあるNdおよび重希土類元素の使用を抑えながら、従来に比して優れた磁気特性および着磁性を有するという効果を奏する。
以上の実施の形態に示した構成は、一例を示すものであり、別の公知の技術と組み合わせることも可能であるし、実施の形態同士を組み合わせることも可能であるし、要旨を逸脱しない範囲で、構成の一部を省略、変更することも可能である。
1 希土類焼結磁石、10 主相、11 第1主相、11c,12c コア部、11s,12s シェル部、12 第2主相、20 副相、21 第1副相、22 第2副相、100 回転子、101 回転子鉄心、102 磁石挿入穴、120 回転機、130 固定子、131 ティース、132 巻線。
Claims (10)
- RをNd,Pr以外から選択される1種類以上の希土類元素としたとき、一般式(Nd,Pr,R)-Fe-Bを満たし、Nd2Fe14B結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相を有し、
前記主相は、コア部と前記コア部を被覆するシェル部とを有し、
前記主相は、前記コア部のNdの濃度をCNdとし、前記コア部のPrの濃度をCPrとしたとき、CNd>CPrである第1主相と、CNd<CPrである第2主相と、を有し、
前記第1主相と前記第2主相とが混在していることを特徴とする希土類焼結磁石。 - 前記第1主相の前記コア部のNd濃度をC1Ndとし、前記第2主相の前記コア部のNd濃度をC2Ndとし、前記第1主相の前記コア部のPr濃度をC1Prとし、前記第2主相の前記コア部のPr濃度をC2Prとしたとき、C1Nd>C2Nd、C1Pr<C2Prの関係式を満たすことを特徴とする請求項1に記載の希土類焼結磁石。
- 前記第2主相の数よりも前記第1主相の数の方が多いことを特徴とする請求項1に記載の希土類焼結磁石。
- 前記シェル部のNdの濃度をSNdとし、前記シェル部のPrの濃度をSPrとしたとき、前記第1主相はCNd>SNd、CPr<SPrの関係式を満たし、前記第2主相はCNd<SNd、CPr>SPrの関係式を満たすことを特徴とする請求項1に記載の希土類焼結磁石。
- R=La,Smとしたとき、主成分が(Nd,Pr,La,Sm)-Oとして表される酸化物相を基本とする結晶性の第1副相と、主成分が(Nd,Pr,La)-Oとして表される結晶性の第2副相と、をさらに有し、
Smの濃度は、前記第2副相に比して前記第1副相の方が高いことを特徴とする請求項1に記載の希土類焼結磁石。 - 前記主相に含まれるLa濃度をXとし、前記第1副相に含まれるLa濃度をX1とし、前記第2副相に含まれるLa濃度をX2とし、前記主相に含まれるSm濃度をYとし、前記第1副相に含まれるSm濃度をY1とし、前記第2副相に含まれるSm濃度をY2としたとき、1<(Y1+Y2)/Y<(X1+X2)/Xであることを特徴とする請求項5に記載の希土類焼結磁石。
- 前記第1主相に含まれるNdおよびPrの濃度は、(CNd+SNd)>(X+Y)の関係式を満たし、
前記第2主相に含まれるNdおよびPrの濃度は、(CPr+SPr)>(X+Y)の関係式を満たすことを特徴とする請求項4に記載の希土類焼結磁石。 - 請求項1から7のいずれか1つに記載の希土類焼結磁石の製造方法であって、
前記希土類焼結磁石を構成する元素を含む希土類焼結磁石合金の原料を溶融する溶融工程と、
前記溶融工程で溶融状態の前記原料を冷却して凝固合金を得る第1次冷却工程と、
前記凝固合金をさらに冷却して希土類焼結磁石合金を得る第2次冷却工程と、
(Nd,Pr,R)-Fe-Bを満たす前記希土類焼結磁石合金を粉砕する粉砕工程と、
前記粉砕工程で粉砕された前記希土類焼結磁石合金の粉末を成形することによって成形体を調製する成形工程と、
定められた温度である焼結温度で前記成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程と、
前記焼結体を前記焼結温度未満の温度である第1次時効温度で保持する第1次時効工程と、
前記第1次時効工程で保持された前記焼結体を前記第1次時効温度未満の温度である第2次時効温度で保持する第2次時効工程と、
前記第2次時効工程で保持された前記焼結体を再び前記第1次時効温度で保持する第3次時効工程と、
前記第3次時効工程で保持された前記焼結体を前記第2次時効温度で保持する第4次時効工程と、
前記第4次時効工程で保持された前記焼結体を冷却する冷却工程と、
を含むことを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法。 - 回転子鉄心と、
前記回転子鉄心に設けられる請求項1から7のいずれか1つに記載の希土類焼結磁石と、
を備えることを特徴とする回転子。 - 請求項9に記載の回転子と、
前記回転子が配置される側の内面に、前記回転子に向かって突出したティースに備え付けられる巻線を有し、前記回転子に対向配置される環状の固定子と、
を備えることを特徴とする回転機。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
PCT/JP2022/031886 WO2024042638A1 (ja) | 2022-08-24 | 2022-08-24 | 希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法、回転子および回転機 |
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
PCT/JP2022/031886 WO2024042638A1 (ja) | 2022-08-24 | 2022-08-24 | 希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法、回転子および回転機 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
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WO2024042638A1 true WO2024042638A1 (ja) | 2024-02-29 |
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ID=90012724
Family Applications (1)
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PCT/JP2022/031886 WO2024042638A1 (ja) | 2022-08-24 | 2022-08-24 | 希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法、回転子および回転機 |
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Country | Link |
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WO (1) | WO2024042638A1 (ja) |
Citations (3)
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---|---|---|---|---|
JP2021174818A (ja) * | 2020-04-21 | 2021-11-01 | トヨタ自動車株式会社 | 希土類磁石及びその製造方法 |
JP2022054231A (ja) * | 2020-09-25 | 2022-04-06 | トヨタ自動車株式会社 | 磁性材料及びその製造方法 |
JP7130156B1 (ja) * | 2021-08-04 | 2022-09-02 | 三菱電機株式会社 | 希土類焼結磁石および希土類焼結磁石の製造方法、回転子並びに回転機 |
-
2022
- 2022-08-24 WO PCT/JP2022/031886 patent/WO2024042638A1/ja unknown
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