JP2000219943A - 希土類磁石用合金薄帯、合金微粉末及びそれらの製造方法 - Google Patents
希土類磁石用合金薄帯、合金微粉末及びそれらの製造方法Info
- Publication number
- JP2000219943A JP2000219943A JP11022902A JP2290299A JP2000219943A JP 2000219943 A JP2000219943 A JP 2000219943A JP 11022902 A JP11022902 A JP 11022902A JP 2290299 A JP2290299 A JP 2290299A JP 2000219943 A JP2000219943 A JP 2000219943A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- particle size
- alloy
- raw material
- fine powder
- permanent magnet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/0555—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together
- H01F1/0558—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together bonded together
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 低い温度で焼結体を高密度化することを可能
とする希土類永久磁石を製造するのに適した原料と、そ
の原料の調製方法を提供する。 【解決手段】 Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石原料用の合
金溶湯をロール急冷法で急冷して、薄帯の厚さが３０〜
１０００μｍであり、冷却面近傍に体積率で１〜３０％
の粒径３μｍ以下のチル晶を有し、残部は、粒径３〜５
０μｍの粒状結晶、及び短軸が３〜１００μｍ、長軸が
２０〜６００μｍの柱状結晶、平均粒径３μ以下のα−
Ｆｅの析出している部分からなるものとする。また、前
記永久磁石原料用合金薄帯を粗粉砕し、その粗粉砕粉末
を更に微粉砕して得られる微粉末であって、粒径３μｍ
以下の微粉末が１〜３０％含まれ、残部の粒径が実質的
に３〜１０μｍであるものとする。粗粉砕する方法が、
永久磁石原料用合金薄帯に水素を吸蔵させた後脱水素化
を行う方法であり、かつ、微粉砕がジェットミルにより
行われることであることが好ましい。
とする希土類永久磁石を製造するのに適した原料と、そ
の原料の調製方法を提供する。 【解決手段】 Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石原料用の合
金溶湯をロール急冷法で急冷して、薄帯の厚さが３０〜
１０００μｍであり、冷却面近傍に体積率で１〜３０％
の粒径３μｍ以下のチル晶を有し、残部は、粒径３〜５
０μｍの粒状結晶、及び短軸が３〜１００μｍ、長軸が
２０〜６００μｍの柱状結晶、平均粒径３μ以下のα−
Ｆｅの析出している部分からなるものとする。また、前
記永久磁石原料用合金薄帯を粗粉砕し、その粗粉砕粉末
を更に微粉砕して得られる微粉末であって、粒径３μｍ
以下の微粉末が１〜３０％含まれ、残部の粒径が実質的
に３〜１０μｍであるものとする。粗粉砕する方法が、
永久磁石原料用合金薄帯に水素を吸蔵させた後脱水素化
を行う方法であり、かつ、微粉砕がジェットミルにより
行われることであることが好ましい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、磁気特性に優れた
希土類永久磁石を製造するのに適した原料とその原料の
製造方法に関する。
希土類永久磁石を製造するのに適した原料とその原料の
製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】希土類永久磁石は、優れた磁気特性と経
済性のため電気・電子機器の分野で多用されており、近
年益々その高性能化が要求されている。これら希土類永
久磁石の内Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石（ＲはＮｄを主
体とした希土類元素、ＴはＦｅ、又はＦｅ及びＣｏであ
る遷移金属）は、希土類コバルト磁石に比べたとき、主
要元素であるＮｄがＳｍより豊富に存在すること、高価
なＣｏを多用しないこと、から原材料費が安価であり、
磁気特性も希土類コバルト磁石を遙かに凌ぐ、極めて優
れた永久磁石である。従来、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁
石原料用合金は、合金溶湯を金型に鋳造する金型鋳造法
により製造されてきた。この合金の冷却凝固過程におい
て初晶γ−Ｆｅが析出し、それが冷却後α−Ｆｅとして
偏析する。α−Ｆｅは永久磁石製造工程の中の微粉砕工
程において、その粉砕能力を悪化させ、焼結工程後の磁
石に残存すれば磁気特性の低下をもたらす。そのため、
高温で長時間にわたる均質化熱処理を施してα−Ｆｅを
消失させることが必要となるが、この均質化熱処理によ
り合金中の主相（Ｒ２ Ｔ１４Ｂ）の結晶粒径が粗大化
し、磁気特性を低下させると共に、製造コストも上昇さ
せてしまう。そこで、ストリップキャスティング法等の
急冷技術を用いて、α−Ｆｅの偏析を抑制すると共に、
主相の結晶粒径を細かくした永久磁石原料用合金を製造
し、それを用いて永久磁石を製造することが報告されて
いる。
済性のため電気・電子機器の分野で多用されており、近
年益々その高性能化が要求されている。これら希土類永
久磁石の内Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石（ＲはＮｄを主
体とした希土類元素、ＴはＦｅ、又はＦｅ及びＣｏであ
る遷移金属）は、希土類コバルト磁石に比べたとき、主
要元素であるＮｄがＳｍより豊富に存在すること、高価
なＣｏを多用しないこと、から原材料費が安価であり、
磁気特性も希土類コバルト磁石を遙かに凌ぐ、極めて優
れた永久磁石である。従来、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁
石原料用合金は、合金溶湯を金型に鋳造する金型鋳造法
により製造されてきた。この合金の冷却凝固過程におい
て初晶γ−Ｆｅが析出し、それが冷却後α−Ｆｅとして
偏析する。α−Ｆｅは永久磁石製造工程の中の微粉砕工
程において、その粉砕能力を悪化させ、焼結工程後の磁
石に残存すれば磁気特性の低下をもたらす。そのため、
高温で長時間にわたる均質化熱処理を施してα−Ｆｅを
消失させることが必要となるが、この均質化熱処理によ
り合金中の主相（Ｒ２ Ｔ１４Ｂ）の結晶粒径が粗大化
し、磁気特性を低下させると共に、製造コストも上昇さ
せてしまう。そこで、ストリップキャスティング法等の
急冷技術を用いて、α−Ｆｅの偏析を抑制すると共に、
主相の結晶粒径を細かくした永久磁石原料用合金を製造
し、それを用いて永久磁石を製造することが報告されて
いる。
【０００３】特許第２６６５５９０号では、主相（Ｒ２
Ｔ１４Ｂ）結晶が短軸３〜２０μｍの均質な柱状結晶
であり、この永久磁石原料用合金を用いると保磁力（ｉ
Ｈｃ）の高い磁石を製造できるとしている。特許第２６
３９６０９号では、冷却速度１０〜５００℃／秒で均一
に凝固させ、主相の結晶粒径が短軸０．１〜５０μｍ、
長軸０．１〜１００μｍである永久磁石原料用合金を製
造し、これを用いることにより磁石の残留磁束密度（Ｂ
ｒ）を上昇させている。特開平７−１７６４１４号で
は、平均粒径３〜５０μｍの柱状結晶の主相用母合金と
平均粒径０．１〜２０μｍの粒界用助剤とを混合し、水
素を吸蔵させる方法で磁気特性を上げ、更に粉砕性も上
げている。特開平９−１７００５５号では、鋳造後の８
００〜６００℃の冷却を１０℃／秒以下に制御すること
で、主相の平均粒径が２０〜１００μｍで、Ｎｄリッチ
相間隔が１５μｍ以下の合金をつくり、残留磁化を上昇
させている。これらどの報告においても、平均粒径の揃
った均質な原料用合金を用いて、粒度分布が均一な微粉
を得ることで、磁気特性を向上させているのが特徴であ
る。
Ｔ１４Ｂ）結晶が短軸３〜２０μｍの均質な柱状結晶
であり、この永久磁石原料用合金を用いると保磁力（ｉ
Ｈｃ）の高い磁石を製造できるとしている。特許第２６
３９６０９号では、冷却速度１０〜５００℃／秒で均一
に凝固させ、主相の結晶粒径が短軸０．１〜５０μｍ、
長軸０．１〜１００μｍである永久磁石原料用合金を製
造し、これを用いることにより磁石の残留磁束密度（Ｂ
ｒ）を上昇させている。特開平７−１７６４１４号で
は、平均粒径３〜５０μｍの柱状結晶の主相用母合金と
平均粒径０．１〜２０μｍの粒界用助剤とを混合し、水
素を吸蔵させる方法で磁気特性を上げ、更に粉砕性も上
げている。特開平９−１７００５５号では、鋳造後の８
００〜６００℃の冷却を１０℃／秒以下に制御すること
で、主相の平均粒径が２０〜１００μｍで、Ｎｄリッチ
相間隔が１５μｍ以下の合金をつくり、残留磁化を上昇
させている。これらどの報告においても、平均粒径の揃
った均質な原料用合金を用いて、粒度分布が均一な微粉
を得ることで、磁気特性を向上させているのが特徴であ
る。
【０００４】希土類永久磁石は、金型鋳造法、又は急冷
法によって製造された原料用合金を粉砕して得られた微
粉末を磁場中で加圧成型した後、真空中で焼結するとい
う粉末冶金工程で製造される。希土類永久磁石における
焼結工程は、液相焼結と言われるもので、微粉末の成型
体を約１１００℃（組成によって違う）に加熱すること
で液相量が増え、収縮して密度が上がり、残留磁束密度
が上がることを利用している。焼結終了後に冷却する
と、液相にならなかった主相の周りを融点の低い相であ
るＲ（Ｎｄ）リッチ相が囲み、平均粒径３〜１０μｍの
主相が分散することで保磁力が発生する。残留磁束密度
を上げるには焼結密度を上げる必要があり、主相が完全
に液相になってしまう温度を上限として、焼結温度を高
くした方が良い。
法によって製造された原料用合金を粉砕して得られた微
粉末を磁場中で加圧成型した後、真空中で焼結するとい
う粉末冶金工程で製造される。希土類永久磁石における
焼結工程は、液相焼結と言われるもので、微粉末の成型
体を約１１００℃（組成によって違う）に加熱すること
で液相量が増え、収縮して密度が上がり、残留磁束密度
が上がることを利用している。焼結終了後に冷却する
と、液相にならなかった主相の周りを融点の低い相であ
るＲ（Ｎｄ）リッチ相が囲み、平均粒径３〜１０μｍの
主相が分散することで保磁力が発生する。残留磁束密度
を上げるには焼結密度を上げる必要があり、主相が完全
に液相になってしまう温度を上限として、焼結温度を高
くした方が良い。
【０００５】一方、保磁力は、焼結温度を高くすればい
いというものではなく、一般的には残留磁束密度が最大
となる温度よりも約１００℃低い温度で最大となってい
た。別の言い方をすると、保磁力は、焼結体密度が真密
度の約９０％に上がったところで最も高くなり、それ以
上に加熱すると、主相が粒成長を起こして粒径が大きく
なり、主相の分散性が低下するので、保磁力は低下して
しまう。特に、真密度の９９．５％を超える焼結体密度
になるまで加熱すると、主相が急激に粒成長して保磁力
が急激に低下すると共に、角型性も低下してしまう。そ
こで、一般的には、残留磁束密度と保磁力とのバランス
を考えて、焼結体密度が真密度の９８〜９９．５％にな
るような温度が最適焼結温度とされている。以上のこと
から、これまでの最適焼結温度と比較して低い温度で焼
結体密度を上げることが可能となれば、焼結体中の主相
の粒径を大きくさせないから、残留磁束密度の値を損な
うことなしに保磁力を大きくすることが可能となる、と
考えられる。
いというものではなく、一般的には残留磁束密度が最大
となる温度よりも約１００℃低い温度で最大となってい
た。別の言い方をすると、保磁力は、焼結体密度が真密
度の約９０％に上がったところで最も高くなり、それ以
上に加熱すると、主相が粒成長を起こして粒径が大きく
なり、主相の分散性が低下するので、保磁力は低下して
しまう。特に、真密度の９９．５％を超える焼結体密度
になるまで加熱すると、主相が急激に粒成長して保磁力
が急激に低下すると共に、角型性も低下してしまう。そ
こで、一般的には、残留磁束密度と保磁力とのバランス
を考えて、焼結体密度が真密度の９８〜９９．５％にな
るような温度が最適焼結温度とされている。以上のこと
から、これまでの最適焼結温度と比較して低い温度で焼
結体密度を上げることが可能となれば、焼結体中の主相
の粒径を大きくさせないから、残留磁束密度の値を損な
うことなしに保磁力を大きくすることが可能となる、と
考えられる。
【０００６】保磁力を大きくすることを目的として最適
焼結温度を下げるには、液相になり易い、融点の低い相
であるＲリッチ相を増やす組成にする方法と、微粉末の
粒径を細かくする方法とがある。前者の場合、確かに焼
結温度が下がり保磁力が上昇するが、相対的に主相の割
合が低下してしまい、残留磁束密度が低下してしまうの
で好ましくない。後者の場合、微粉末の表面積が増える
ことにより、酸素濃度が増えてしまう。酸素はＲと反応
してＲ２ Ｏ３ となり、Ｒリッチ相の量が減ってしまう
ので好ましくない。
焼結温度を下げるには、液相になり易い、融点の低い相
であるＲリッチ相を増やす組成にする方法と、微粉末の
粒径を細かくする方法とがある。前者の場合、確かに焼
結温度が下がり保磁力が上昇するが、相対的に主相の割
合が低下してしまい、残留磁束密度が低下してしまうの
で好ましくない。後者の場合、微粉末の表面積が増える
ことにより、酸素濃度が増えてしまう。酸素はＲと反応
してＲ２ Ｏ３ となり、Ｒリッチ相の量が減ってしまう
ので好ましくない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上に述べた
点を踏まえて、低い温度で焼結体を高密度化することを
可能とする希土類永久磁石を製造するのに適した原料
と、その原料の製造方法を提供することを目的とする。
点を踏まえて、低い温度で焼結体を高密度化することを
可能とする希土類永久磁石を製造するのに適した原料
と、その原料の製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、その目的を達
成するために、合金溶湯をロール急冷法で急冷して得ら
れる実質的にＲ２ Ｔ１４Ｂ（Ｒは希土類元素、Ｔは遷
移金属を表す）からなる薄帯であって、薄帯の厚さが３
０〜１０００μｍであり、冷却面近傍に体積率で１〜３
０％の粒径３μｍ以下のチル晶を有し、かつ、平均粒径
３μｍ以下のα−Ｆｅの析出している部分が体積率で１
〜１０％あり、残部は、粒径３〜５０μｍの粒状結晶、
及び短軸が３〜１００μｍ、長軸が２０〜６００μｍの
柱状結晶からなるものとする。また、前記永久磁石原料
用合金薄帯を粗粉砕し、その粗粉砕粉末を更に微粉砕し
て得られる微粉末であって、粒径３μｍ以下の微粉末が
１〜３０ｖｏｌ％含まれ、残部の粒径が実質的に３〜１
０μｍであるものとする。更に、永久磁石原料用合金薄
帯を粗粉砕し、別途粗粉砕した粒界用助剤と混合し、そ
の混合粗粉砕粉末を更に微粉砕して得られる微粉末であ
って、粒径３μｍ以下の微粉末が１〜３０ｖｏｌ％含ま
れ、残部が粒径が実質的に３〜１０μｍであるものとす
る。また、永久磁石原料用合金微粉末を製造するため
に、永久磁石原料用合金薄帯を粗粉砕し、別途粗粉砕し
た粒界用助剤と混合しまたは混合しないで、粗粉砕粉末
を更に微粉砕する。永久磁石原料用合金薄帯を粗粉砕す
る方法が、永久磁石原料用合金薄帯に水素を吸蔵させた
後脱水素化を行う方法であり、かつ、微粉砕がジェット
ミルにより行われることであることが好ましい。
成するために、合金溶湯をロール急冷法で急冷して得ら
れる実質的にＲ２ Ｔ１４Ｂ（Ｒは希土類元素、Ｔは遷
移金属を表す）からなる薄帯であって、薄帯の厚さが３
０〜１０００μｍであり、冷却面近傍に体積率で１〜３
０％の粒径３μｍ以下のチル晶を有し、かつ、平均粒径
３μｍ以下のα−Ｆｅの析出している部分が体積率で１
〜１０％あり、残部は、粒径３〜５０μｍの粒状結晶、
及び短軸が３〜１００μｍ、長軸が２０〜６００μｍの
柱状結晶からなるものとする。また、前記永久磁石原料
用合金薄帯を粗粉砕し、その粗粉砕粉末を更に微粉砕し
て得られる微粉末であって、粒径３μｍ以下の微粉末が
１〜３０ｖｏｌ％含まれ、残部の粒径が実質的に３〜１
０μｍであるものとする。更に、永久磁石原料用合金薄
帯を粗粉砕し、別途粗粉砕した粒界用助剤と混合し、そ
の混合粗粉砕粉末を更に微粉砕して得られる微粉末であ
って、粒径３μｍ以下の微粉末が１〜３０ｖｏｌ％含ま
れ、残部が粒径が実質的に３〜１０μｍであるものとす
る。また、永久磁石原料用合金微粉末を製造するため
に、永久磁石原料用合金薄帯を粗粉砕し、別途粗粉砕し
た粒界用助剤と混合しまたは混合しないで、粗粉砕粉末
を更に微粉砕する。永久磁石原料用合金薄帯を粗粉砕す
る方法が、永久磁石原料用合金薄帯に水素を吸蔵させた
後脱水素化を行う方法であり、かつ、微粉砕がジェット
ミルにより行われることであることが好ましい。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
本発明は、チル晶と粒状結晶部分と柱状結晶部分とα−
Ｆｅの析出部分とが混在する結晶組織の永久磁石原料用
合金薄帯を用いることで、低い温度で焼結体を高密度化
することを可能とし、焼結体中の主相が粒成長すること
なく粒径を細かく保ち、高残留磁束密度で高保磁力のＲ
−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を得ることができるとの知見
を基本としている。本発明者等は、ロール急冷法によれ
ば、冷却面近傍に体積率で１〜３０％の粒径３μｍ以下
のチル晶を有し、かつ、平均粒径３μｍ以下のα−Ｆｅ
の析出している部分が体積率で１〜１０％あり、残部は
粒径３〜５０μｍの粒状結晶、及び短軸３〜１００μ
ｍ、長軸２０〜６００μｍの柱状結晶からなる永久磁石
原料用合金薄帯を得ることができること、また、その永
久磁石原料用合金薄帯を用いることで、平均粒径３μｍ
以下のものが１〜３０％含まれ、残部の粒径が３〜１０
μｍである粒度分布を持ち、かつ、低融点なＲリッチ相
とＢリッチ相の多い微粉末を容易に得ることができ、そ
の微粉末を用いることで、従来の均一な粒度分布を持つ
微粉末を用いた時よりも２０〜１００℃低温で焼結でき
るようになり、保磁力が大きくなることを見出した。
本発明は、チル晶と粒状結晶部分と柱状結晶部分とα−
Ｆｅの析出部分とが混在する結晶組織の永久磁石原料用
合金薄帯を用いることで、低い温度で焼結体を高密度化
することを可能とし、焼結体中の主相が粒成長すること
なく粒径を細かく保ち、高残留磁束密度で高保磁力のＲ
−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を得ることができるとの知見
を基本としている。本発明者等は、ロール急冷法によれ
ば、冷却面近傍に体積率で１〜３０％の粒径３μｍ以下
のチル晶を有し、かつ、平均粒径３μｍ以下のα−Ｆｅ
の析出している部分が体積率で１〜１０％あり、残部は
粒径３〜５０μｍの粒状結晶、及び短軸３〜１００μ
ｍ、長軸２０〜６００μｍの柱状結晶からなる永久磁石
原料用合金薄帯を得ることができること、また、その永
久磁石原料用合金薄帯を用いることで、平均粒径３μｍ
以下のものが１〜３０％含まれ、残部の粒径が３〜１０
μｍである粒度分布を持ち、かつ、低融点なＲリッチ相
とＢリッチ相の多い微粉末を容易に得ることができ、そ
の微粉末を用いることで、従来の均一な粒度分布を持つ
微粉末を用いた時よりも２０〜１００℃低温で焼結でき
るようになり、保磁力が大きくなることを見出した。
【００１０】微粉末の平均粒径を細かくする方法で最適
焼結温度を下げて保磁力を上昇させようとした場合、既
に述べたように、酸素濃度が上昇するために、磁石を高
特性化するのには限界があった。しかし、平均粒径を変
えずに、細かい粒径のものが含まれる微粉末を用いる
と、磁石を高特性化することができる。具体的には、粒
径３μｍ以下のものが１〜３０％含まれ、残部の粒径が
３〜１０μｍである粒度分布を持った微粉末を用いる
と、粒径３μｍ以下の微粉末が存在するために最適焼結
温度は２０〜１００℃低くなり、保磁力が上昇する。こ
の場合、平均粒径がほぼ同じなので、酸素濃度の上昇は
ほとんどない。
焼結温度を下げて保磁力を上昇させようとした場合、既
に述べたように、酸素濃度が上昇するために、磁石を高
特性化するのには限界があった。しかし、平均粒径を変
えずに、細かい粒径のものが含まれる微粉末を用いる
と、磁石を高特性化することができる。具体的には、粒
径３μｍ以下のものが１〜３０％含まれ、残部の粒径が
３〜１０μｍである粒度分布を持った微粉末を用いる
と、粒径３μｍ以下の微粉末が存在するために最適焼結
温度は２０〜１００℃低くなり、保磁力が上昇する。こ
の場合、平均粒径がほぼ同じなので、酸素濃度の上昇は
ほとんどない。
【００１１】粒径３μｍ以下のものが１〜３０％含ま
れ、残部の粒径が３〜１０μｍである粒度分布を持った
微粉末を製造するには、均一な結晶組織の原料用合金を
使っていたのでは難しい。理由は以下の通りである。 （１）均一な結晶組織の原料用合金を使うと、粉砕され
た微粉末は均一な粒度分布となり易い。 （２）微粉砕条件の変更により同じ平均粒径で粒径３μ
ｍ以下の微粉末を増やそうとすれば、粒径１０μｍ以上
の大きなものも混入してしまう。 （３）粒径３μｍ以下の微粉末と平均粒径３〜１０μｍ
の微粉末とを別々に粉砕して混合する方法では、完全に
は混ざらない。また、微粉末は非常に酸化し易く、酸素
濃度が上昇してしまうので、Ｖブレンダー等を用いて混
合する工程を追加することは、好ましいものとは言えな
い。
れ、残部の粒径が３〜１０μｍである粒度分布を持った
微粉末を製造するには、均一な結晶組織の原料用合金を
使っていたのでは難しい。理由は以下の通りである。 （１）均一な結晶組織の原料用合金を使うと、粉砕され
た微粉末は均一な粒度分布となり易い。 （２）微粉砕条件の変更により同じ平均粒径で粒径３μ
ｍ以下の微粉末を増やそうとすれば、粒径１０μｍ以上
の大きなものも混入してしまう。 （３）粒径３μｍ以下の微粉末と平均粒径３〜１０μｍ
の微粉末とを別々に粉砕して混合する方法では、完全に
は混ざらない。また、微粉末は非常に酸化し易く、酸素
濃度が上昇してしまうので、Ｖブレンダー等を用いて混
合する工程を追加することは、好ましいものとは言えな
い。
【００１２】したがって、平均粒径３μｍ以下のものが
１〜３０％含まれ、残部の粒径が３〜１０μｍである粒
度分布を持つ微粉末を製造するには、チル晶を含む複数
の相が混在した結晶組織の原料用合金を使えば良いこと
になる。チル晶を含む複数の相が混在した結晶組織を有
する永久磁石原料用合金は、合金溶湯をロール急冷法で
急冷して得られる薄帯によって実現される。原料用合金
薄帯は、単ロール法、又は双ロール法により溶湯を急激
に冷却して製造される。合金溶湯をロールに接触させて
冷却凝固させると合金薄帯ができるが、合金薄帯中の冷
却速度は一定ではない。例えば単ロール法の場合、合金
薄帯はロール接触面から非接触面へと順に冷却される
が、合金薄帯が冷却されると同時にその熱量がロールへ
と移動してロールの温度が上昇する。よって、合金薄帯
がロールと接触している間は合金薄帯とロールの温度差
が順次小さくなり、冷却速度が遅くなっていく。つま
り、合金薄帯のロール接触面は冷却速度が速いが、非接
触面は冷却速度が遅い。
１〜３０％含まれ、残部の粒径が３〜１０μｍである粒
度分布を持つ微粉末を製造するには、チル晶を含む複数
の相が混在した結晶組織の原料用合金を使えば良いこと
になる。チル晶を含む複数の相が混在した結晶組織を有
する永久磁石原料用合金は、合金溶湯をロール急冷法で
急冷して得られる薄帯によって実現される。原料用合金
薄帯は、単ロール法、又は双ロール法により溶湯を急激
に冷却して製造される。合金溶湯をロールに接触させて
冷却凝固させると合金薄帯ができるが、合金薄帯中の冷
却速度は一定ではない。例えば単ロール法の場合、合金
薄帯はロール接触面から非接触面へと順に冷却される
が、合金薄帯が冷却されると同時にその熱量がロールへ
と移動してロールの温度が上昇する。よって、合金薄帯
がロールと接触している間は合金薄帯とロールの温度差
が順次小さくなり、冷却速度が遅くなっていく。つま
り、合金薄帯のロール接触面は冷却速度が速いが、非接
触面は冷却速度が遅い。
【００１３】合金薄帯がロールから剥がれた後１回転す
る間にロールは冷却され、再び合金溶湯がロールに接触
して合金薄帯が製造される。ロールの材質、厚さ、直
径、回転数、冷却水温度、冷却水流量等を変えることで
冷却速度を変えることができ、それにより、複数の相が
混在した結晶組織を有する原料用合金を製造することが
できる。具体的には、ロール接触面近傍では約１０００
０℃／秒以上の冷却速度で、粒径３μｍ以下のチル晶を
つくる。次の層では約１０００℃／秒〜約１００００℃
／秒の冷却速度で、粒径３〜５０μｍの粒状結晶をつく
る。次の層では約２００℃／秒〜約１０００℃／秒の冷
却速度で、短軸３〜１００μｍ、長軸２０〜６００μｍ
の柱状結晶をつくる。次に約２００℃／秒以下の冷却速
度でα−Ｆｅが析出する。ここで、長軸が短軸の２倍未
満のものを粒状結晶、２倍以上のものを柱状結晶とす
る。合金薄帯中の結晶相の量的割合は、冷却面近傍に体
積率で１〜３０％の粒径３μｍ以下のチル晶を有し、か
つ、平均粒径３μｍ以下のα−Ｆｅの析出している部分
が体積率で１〜１０％あり、残部は、粒径３〜５０μｍ
の粒状結晶、及び短軸が３〜１００μｍ、長軸が２０〜
６００μｍの柱状結晶からなるようにする。また、チル
晶、粒状結晶、柱状結晶以外のものが存在しても、体積
率で１％以下であれば問題ない。チル晶の割合が体積率
で１％未満では、粒径３μｍ以下の微粉末の割合が少な
くなって、本発明の効果が得られない。また、３０％を
超えると粒径３μｍ以下の微粉末の割合が増えて、酸素
濃度が上昇してしまうので好ましくない。
る間にロールは冷却され、再び合金溶湯がロールに接触
して合金薄帯が製造される。ロールの材質、厚さ、直
径、回転数、冷却水温度、冷却水流量等を変えることで
冷却速度を変えることができ、それにより、複数の相が
混在した結晶組織を有する原料用合金を製造することが
できる。具体的には、ロール接触面近傍では約１０００
０℃／秒以上の冷却速度で、粒径３μｍ以下のチル晶を
つくる。次の層では約１０００℃／秒〜約１００００℃
／秒の冷却速度で、粒径３〜５０μｍの粒状結晶をつく
る。次の層では約２００℃／秒〜約１０００℃／秒の冷
却速度で、短軸３〜１００μｍ、長軸２０〜６００μｍ
の柱状結晶をつくる。次に約２００℃／秒以下の冷却速
度でα−Ｆｅが析出する。ここで、長軸が短軸の２倍未
満のものを粒状結晶、２倍以上のものを柱状結晶とす
る。合金薄帯中の結晶相の量的割合は、冷却面近傍に体
積率で１〜３０％の粒径３μｍ以下のチル晶を有し、か
つ、平均粒径３μｍ以下のα−Ｆｅの析出している部分
が体積率で１〜１０％あり、残部は、粒径３〜５０μｍ
の粒状結晶、及び短軸が３〜１００μｍ、長軸が２０〜
６００μｍの柱状結晶からなるようにする。また、チル
晶、粒状結晶、柱状結晶以外のものが存在しても、体積
率で１％以下であれば問題ない。チル晶の割合が体積率
で１％未満では、粒径３μｍ以下の微粉末の割合が少な
くなって、本発明の効果が得られない。また、３０％を
超えると粒径３μｍ以下の微粉末の割合が増えて、酸素
濃度が上昇してしまうので好ましくない。
【００１４】α−Ｆｅの偏析と同時に偏析するＲリッチ
相とＢリッチ相は低融点な相であり、最適焼結温度を下
げる効果があることがわかった。つまり、Ｒリッチ相と
Ｂリッチ相は酸化し易い相であるので、酸素濃度を増加
させるというマイナスの効果もあるが、最適焼結温度を
下げるというプラスの効果もあり、α−Ｆｅの偏析して
いる部分が体積率で１〜１０％ではプラスの効果の方が
大きいことが分かった。また、α−Ｆｅの平均粒径が微
粉砕粒径より細かい３μｍ以下であれば、α−Ｆｅ自身
が粉砕される必要がないので、微粉砕能力を悪化させる
こともない。そして、この場合は一つの微粉末中にα−
Ｆｅと主相が共存することになり、焼結工程時にその共
存する主相の結晶方向に従うために、配向度が落ちて残
留磁化が落ちることもない。以上の理由で、平均粒径３
μｍ以下のα−Ｆｅの偏析している部分が体積率で１〜
１０％あることが望ましい。
相とＢリッチ相は低融点な相であり、最適焼結温度を下
げる効果があることがわかった。つまり、Ｒリッチ相と
Ｂリッチ相は酸化し易い相であるので、酸素濃度を増加
させるというマイナスの効果もあるが、最適焼結温度を
下げるというプラスの効果もあり、α−Ｆｅの偏析して
いる部分が体積率で１〜１０％ではプラスの効果の方が
大きいことが分かった。また、α−Ｆｅの平均粒径が微
粉砕粒径より細かい３μｍ以下であれば、α−Ｆｅ自身
が粉砕される必要がないので、微粉砕能力を悪化させる
こともない。そして、この場合は一つの微粉末中にα−
Ｆｅと主相が共存することになり、焼結工程時にその共
存する主相の結晶方向に従うために、配向度が落ちて残
留磁化が落ちることもない。以上の理由で、平均粒径３
μｍ以下のα−Ｆｅの偏析している部分が体積率で１〜
１０％あることが望ましい。
【００１５】得られた合金薄帯を粗粉砕する。粗粉砕
は、ブラウンミル等、通常の粉砕手段が採用され得る。
しかし、粗粉砕工程において、合金薄帯をブラウンミル
等で粗粉砕するのではなく、水素を吸蔵させた後に脱水
素化を行うという水素化粗粉砕を行うことがより好まし
い。これは、水素吸蔵により格子間隔が膨張してクラッ
クが発生し、粗粉末となるのであるが、これが好ましい
理由は、微粉砕のときに粗粉末が結晶組織の粒界で割れ
易くなるからである。また、脱水素化工程では真空中で
４００〜７００℃に加熱するが、加熱することで主相か
ら水素が十分に放出される。一合金法の場合には、得ら
れた粗粉末をジェットミル等により微粉砕する。また、
二合金法の場合には、別にブラウンミル等で粗粉砕した
粒界用助剤粗粉末と混合し、混合粗粉末をジェットミル
等により微粉砕を行う。
は、ブラウンミル等、通常の粉砕手段が採用され得る。
しかし、粗粉砕工程において、合金薄帯をブラウンミル
等で粗粉砕するのではなく、水素を吸蔵させた後に脱水
素化を行うという水素化粗粉砕を行うことがより好まし
い。これは、水素吸蔵により格子間隔が膨張してクラッ
クが発生し、粗粉末となるのであるが、これが好ましい
理由は、微粉砕のときに粗粉末が結晶組織の粒界で割れ
易くなるからである。また、脱水素化工程では真空中で
４００〜７００℃に加熱するが、加熱することで主相か
ら水素が十分に放出される。一合金法の場合には、得ら
れた粗粉末をジェットミル等により微粉砕する。また、
二合金法の場合には、別にブラウンミル等で粗粉砕した
粒界用助剤粗粉末と混合し、混合粗粉末をジェットミル
等により微粉砕を行う。
【００１６】ジェットミルでの微粉砕において、粒径３
μｍ以下のチル晶は粒径３μｍ以下の微粉末に粉砕さ
れ、他の部分は粒径３〜１０μｍの微粉末になるまで粉
砕される。微粉末の粒径別の割合は、粒径３μｍ以下の
微粉末が１〜３０ｖｏｌ％含まれ、残部の粒径が実質的
に３〜１０μｍであるようにする。粒径３μｍ以下の微
粉末が１ｖｏｌ％以下では、液相焼結の温度が高温にな
り、３０ｖｏｌ％を超えると、酸素濃度が上昇してしま
って、必要な磁気特性が得られない。得られた微粉末
は、配向させるために磁場中で加圧成型する。その後、
成型体は真空中で、従来の方法で調製された微粉末を使
用したときと比べて２０〜１００℃低い温度で、焼結す
る。本発明について、薄帯内に複数の結晶組織がある場
合のその割合と、それによる効果について説明してきた
が、要するに、厚さ等を含めて薄帯内にばらつきがあっ
ても、全体として体積率で１〜３０％の粒径３μｍ以下
のチル晶を有し、かつ、平均粒径３μｍ以下のα−Ｆｅ
の析出している部分が体積率で１〜１０％あり、残部は
粒径３〜５０μｍの粒状結晶、及び短軸３〜１００μ
ｍ、長軸２０〜６００μｍの柱状結晶からなっていれば
よい。これは薄帯の製造条件が広いという意味を持って
おり、製造を安定して続けていく上で、本発明の合金薄
帯を使うことは非常に好ましい。
μｍ以下のチル晶は粒径３μｍ以下の微粉末に粉砕さ
れ、他の部分は粒径３〜１０μｍの微粉末になるまで粉
砕される。微粉末の粒径別の割合は、粒径３μｍ以下の
微粉末が１〜３０ｖｏｌ％含まれ、残部の粒径が実質的
に３〜１０μｍであるようにする。粒径３μｍ以下の微
粉末が１ｖｏｌ％以下では、液相焼結の温度が高温にな
り、３０ｖｏｌ％を超えると、酸素濃度が上昇してしま
って、必要な磁気特性が得られない。得られた微粉末
は、配向させるために磁場中で加圧成型する。その後、
成型体は真空中で、従来の方法で調製された微粉末を使
用したときと比べて２０〜１００℃低い温度で、焼結す
る。本発明について、薄帯内に複数の結晶組織がある場
合のその割合と、それによる効果について説明してきた
が、要するに、厚さ等を含めて薄帯内にばらつきがあっ
ても、全体として体積率で１〜３０％の粒径３μｍ以下
のチル晶を有し、かつ、平均粒径３μｍ以下のα−Ｆｅ
の析出している部分が体積率で１〜１０％あり、残部は
粒径３〜５０μｍの粒状結晶、及び短軸３〜１００μ
ｍ、長軸２０〜６００μｍの柱状結晶からなっていれば
よい。これは薄帯の製造条件が広いという意味を持って
おり、製造を安定して続けていく上で、本発明の合金薄
帯を使うことは非常に好ましい。
【００１７】
【実施例】以下、本発明を実施例を挙げて説明するが、
本発明はこれらに限定されるものではない。 ［実施例１］組成式１２．５Ｎｄ−６．０Ｂ−１．５Ｃ
ｏ−８０．０Ｆｅ（各原子％）の組成の金属溶湯を、Ａ
ｒ雰囲気中で単ロール法にて冷却して、合金薄帯を製造
した。この合金薄帯全体の平均として、厚さが約２８０
μｍであり、冷却面近傍に体積率で１１％のチル晶、そ
れから３５％の粒径５〜３０μｍの粒状結晶、それから
４８％の短軸５〜４０μｍ、長軸５０〜２６０μｍの柱
状結晶、更に非冷却面側に体積率で６％の平均粒径１．
８μｍのα−Ｆｅが偏析している部分からなっていた。
この合金薄帯の断面の代表的な偏光顕微鏡による組織写
真を図１に示す。断面写真の下部がロール接触面であ
り、ここにチル晶ができている。そして、図１の左上の
四角で囲んだ、偏光顕微鏡では結晶の大きさがよく分か
らない部分を、拡大した反射電子組成像が図２で、黒く
写っている部分がα−Ｆｅである。製造した合金薄帯
を、ブラウンミルによって平均粒径２００μｍに粗粉砕
して主相用母合金とし、これを９０重量％、別途ブラウ
ンミルによって平均粒径２００μｍに粗粉砕した２０．
０Ｎｄ−１０．０Ｄｙ−６．０Ｂ−４４．０Ｃｏ−２
０．０Ｆｅ（各原子％）の組成の粒界用助剤を１０重量
％、の割合で混合し、その後ジェットミルにより微粉砕
を行った。
本発明はこれらに限定されるものではない。 ［実施例１］組成式１２．５Ｎｄ−６．０Ｂ−１．５Ｃ
ｏ−８０．０Ｆｅ（各原子％）の組成の金属溶湯を、Ａ
ｒ雰囲気中で単ロール法にて冷却して、合金薄帯を製造
した。この合金薄帯全体の平均として、厚さが約２８０
μｍであり、冷却面近傍に体積率で１１％のチル晶、そ
れから３５％の粒径５〜３０μｍの粒状結晶、それから
４８％の短軸５〜４０μｍ、長軸５０〜２６０μｍの柱
状結晶、更に非冷却面側に体積率で６％の平均粒径１．
８μｍのα−Ｆｅが偏析している部分からなっていた。
この合金薄帯の断面の代表的な偏光顕微鏡による組織写
真を図１に示す。断面写真の下部がロール接触面であ
り、ここにチル晶ができている。そして、図１の左上の
四角で囲んだ、偏光顕微鏡では結晶の大きさがよく分か
らない部分を、拡大した反射電子組成像が図２で、黒く
写っている部分がα−Ｆｅである。製造した合金薄帯
を、ブラウンミルによって平均粒径２００μｍに粗粉砕
して主相用母合金とし、これを９０重量％、別途ブラウ
ンミルによって平均粒径２００μｍに粗粉砕した２０．
０Ｎｄ−１０．０Ｄｙ−６．０Ｂ−４４．０Ｃｏ−２
０．０Ｆｅ（各原子％）の組成の粒界用助剤を１０重量
％、の割合で混合し、その後ジェットミルにより微粉砕
を行った。
【００１８】得られた微粉末は、平均粒径４．５μｍで
あり、その内粒径３μｍ以下のものが８％あり、その平
均粒径は１．９μｍであった。この微粉末の粒度分布を
図３に示す。３μｍ以下にもう一つのピークが見られ
る。得られた微粉末を１５ｋＯｅの磁場中で配向させな
がら、１ｔｏｎ／ｃｍ２ の圧力で加圧成型した。この
成型体を真空中で１０４０℃で２時間焼結し、その後Ａ
ｒ雰囲気中で１時間時効熱処理を行い、磁石合金を作製
した。
あり、その内粒径３μｍ以下のものが８％あり、その平
均粒径は１．９μｍであった。この微粉末の粒度分布を
図３に示す。３μｍ以下にもう一つのピークが見られ
る。得られた微粉末を１５ｋＯｅの磁場中で配向させな
がら、１ｔｏｎ／ｃｍ２ の圧力で加圧成型した。この
成型体を真空中で１０４０℃で２時間焼結し、その後Ａ
ｒ雰囲気中で１時間時効熱処理を行い、磁石合金を作製
した。
【００１９】［実施例２］実施例１と同じ合金薄帯を用
いて、水素化粗粉砕で粗粉砕した。水素化粗粉砕は、常
温で２時間水素吸蔵処理を行い、その後真空中で６００
℃で２時間加熱して脱水素化処理を行った。その後は実
施例１と同様にして微粉末を得た。得られた微粉末の平
均粒径は４．５μｍであり、その内粒径３μｍ以下のも
のが１２％あり、その平均粒径は１．５μｍであった。
この微粉末の粒度分布を図４に示す。３μｍ以下で見ら
れるもう一つのピークがより高くなった。この微粉末を
用いて、焼結温度を、実施例１より１０℃低い、１０３
０℃にしたこと以外は実施例１と同じ方法で磁石合金を
作製した。この１０３０℃は、この例で用いた微粉末に
おける最適焼結温度である。
いて、水素化粗粉砕で粗粉砕した。水素化粗粉砕は、常
温で２時間水素吸蔵処理を行い、その後真空中で６００
℃で２時間加熱して脱水素化処理を行った。その後は実
施例１と同様にして微粉末を得た。得られた微粉末の平
均粒径は４．５μｍであり、その内粒径３μｍ以下のも
のが１２％あり、その平均粒径は１．５μｍであった。
この微粉末の粒度分布を図４に示す。３μｍ以下で見ら
れるもう一つのピークがより高くなった。この微粉末を
用いて、焼結温度を、実施例１より１０℃低い、１０３
０℃にしたこと以外は実施例１と同じ方法で磁石合金を
作製した。この１０３０℃は、この例で用いた微粉末に
おける最適焼結温度である。
【００２０】［比較例１］実施例１と同じ組成で、単ロ
ール法によって、平均厚さが約２７０μｍであり、冷却
面近傍に体積率で４％の粒径５〜３５μｍの粒状結晶、
残部が短軸５〜３５μｍ、長軸５０〜２７０μｍの柱状
結晶からなる原料用合金薄帯を製造した。その後、焼結
温度を実施例２より５０℃高い、この合金の最適焼結温
度である１０８０℃にした以外は、実施例２と同じ方法
で磁石合金を作製した。途中得られた微粉末の平均粒径
は４．６μｍであり、その内粒径３μｍ以下のものが２
％あり、その平均粒径は２．６μｍであった。この微粉
末の粒度分布を図５に示す。３μｍ以下にピークは見ら
れない。
ール法によって、平均厚さが約２７０μｍであり、冷却
面近傍に体積率で４％の粒径５〜３５μｍの粒状結晶、
残部が短軸５〜３５μｍ、長軸５０〜２７０μｍの柱状
結晶からなる原料用合金薄帯を製造した。その後、焼結
温度を実施例２より５０℃高い、この合金の最適焼結温
度である１０８０℃にした以外は、実施例２と同じ方法
で磁石合金を作製した。途中得られた微粉末の平均粒径
は４．６μｍであり、その内粒径３μｍ以下のものが２
％あり、その平均粒径は２．６μｍであった。この微粉
末の粒度分布を図５に示す。３μｍ以下にピークは見ら
れない。
【００２１】［比較例２］焼結温度を実施例２と同じ１
０３０℃にした以外は比較例１と同じ合金薄帯を用い
て、同じ方法で磁石合金を作製した。 ［比較例３］実施例１と同じ組成で、単ロール法によっ
て主相用合金薄帯を製造した。得られた合金薄帯は、平
均厚さが約３００μｍであり、冷却面近傍に体積率で１
０％のチル晶を、それから１５％の粒径５〜４０μｍの
粒状結晶、それから５２％の短軸５〜４０μｍ、長軸６
０〜２８０μｍの柱状結晶、非冷却面側に体積率で２３
％の平均粒径２．１μｍのα- Ｆｅが偏析している部分
からなる合金薄帯であった。その後、焼結温度を、実施
例２より２０℃高い、この合金薄帯を用いたときの最適
焼結温度である１０５０℃にした以外は、実施例２と同
じ方法で磁石合金を作製した。途中得られた微粉末の平
均粒径は４．５μｍであり、その内粒径３μｍ以下のも
のが１３％あり、その平均粒径は１．５μｍであった。
０３０℃にした以外は比較例１と同じ合金薄帯を用い
て、同じ方法で磁石合金を作製した。 ［比較例３］実施例１と同じ組成で、単ロール法によっ
て主相用合金薄帯を製造した。得られた合金薄帯は、平
均厚さが約３００μｍであり、冷却面近傍に体積率で１
０％のチル晶を、それから１５％の粒径５〜４０μｍの
粒状結晶、それから５２％の短軸５〜４０μｍ、長軸６
０〜２８０μｍの柱状結晶、非冷却面側に体積率で２３
％の平均粒径２．１μｍのα- Ｆｅが偏析している部分
からなる合金薄帯であった。その後、焼結温度を、実施
例２より２０℃高い、この合金薄帯を用いたときの最適
焼結温度である１０５０℃にした以外は、実施例２と同
じ方法で磁石合金を作製した。途中得られた微粉末の平
均粒径は４．５μｍであり、その内粒径３μｍ以下のも
のが１３％あり、その平均粒径は１．５μｍであった。
【００２２】［比較例４］実施例１と同じ組成で単ロー
ル法により主相用合金薄帯を製造した。得られた合金薄
帯は、平均厚さが約１０００μｍであり、冷却面近傍に
体積率で６％の粒径５〜４０μｍの粒状結晶、それから
６４％の短軸５〜４５μｍ、長軸２００〜７００μｍの
柱状結晶、非冷却面側に体積率で３０％の平均粒径８．
２μｍのα−Ｆｅが偏析している部分からなる合金薄帯
であった。その後、焼結温度を、実施例２より７０℃高
い、この合金薄帯を用いたときの最適焼結温度である１
１００℃にした以外は、実施例２と同じ方法で磁石合金
を作製した。途中得られた微粉末の平均粒径５．５μｍ
であり、その内粒径３μｍ以下のものが１％あり、その
平均粒径は２．８％である。
ル法により主相用合金薄帯を製造した。得られた合金薄
帯は、平均厚さが約１０００μｍであり、冷却面近傍に
体積率で６％の粒径５〜４０μｍの粒状結晶、それから
６４％の短軸５〜４５μｍ、長軸２００〜７００μｍの
柱状結晶、非冷却面側に体積率で３０％の平均粒径８．
２μｍのα−Ｆｅが偏析している部分からなる合金薄帯
であった。その後、焼結温度を、実施例２より７０℃高
い、この合金薄帯を用いたときの最適焼結温度である１
１００℃にした以外は、実施例２と同じ方法で磁石合金
を作製した。途中得られた微粉末の平均粒径５．５μｍ
であり、その内粒径３μｍ以下のものが１％あり、その
平均粒径は２．８％である。
【００２３】表１に、二合金法で磁石を作製した実施例
１〜２と比較例１〜４について、合金薄帯の厚さ、結晶
組織とその割合、水素化粗粉砕の有無、微粉末の平均粒
径と３μｍ以下の割合、得られた磁石合金の焼結温度、
主相の平均粒径、磁気特性（残留磁束密度Ｂｒ、保磁力
ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）max ）、及び焼結体
密度ρを示す。
１〜２と比較例１〜４について、合金薄帯の厚さ、結晶
組織とその割合、水素化粗粉砕の有無、微粉末の平均粒
径と３μｍ以下の割合、得られた磁石合金の焼結温度、
主相の平均粒径、磁気特性（残留磁束密度Ｂｒ、保磁力
ｉＨｃ、最大エネルギー積（ＢＨ）max ）、及び焼結体
密度ρを示す。
【００２４】
【表１】
【００２５】チル晶も平均粒径３μｍ以下のα−Ｆｅも
存在しない合金薄帯を用いた比較例１は、焼結体密度を
十分に上昇させるためには、１０８０℃で焼結する必要
があった。それに対して、チル晶が存在している実施例
１及び２では、それぞれ１０４０℃、１０３０℃で焼結
体密度が十分に上昇しているため、比較例１と比べて焼
結体中の主相が粒成長せず、平均粒径が小さく保たれる
ために、ｉＨｃが高くなっている。また、実施例１より
も、水素化粗粉砕をした実施例２の方が、３μｍ以下の
微粉末の割合が多くなり、最適焼結温度が更に低くな
り、得られた磁石合金の特性においてもより望ましい結
果が得られた。比較例１と同じ合金薄帯を用いて同じ方
法で、焼結温度だけ実施例２と同じにしたのが比較例２
であるが、焼結体密度が低く、Ｂｒ及び（ＢＨ）max が
低い結果となっている。
存在しない合金薄帯を用いた比較例１は、焼結体密度を
十分に上昇させるためには、１０８０℃で焼結する必要
があった。それに対して、チル晶が存在している実施例
１及び２では、それぞれ１０４０℃、１０３０℃で焼結
体密度が十分に上昇しているため、比較例１と比べて焼
結体中の主相が粒成長せず、平均粒径が小さく保たれる
ために、ｉＨｃが高くなっている。また、実施例１より
も、水素化粗粉砕をした実施例２の方が、３μｍ以下の
微粉末の割合が多くなり、最適焼結温度が更に低くな
り、得られた磁石合金の特性においてもより望ましい結
果が得られた。比較例１と同じ合金薄帯を用いて同じ方
法で、焼結温度だけ実施例２と同じにしたのが比較例２
であるが、焼結体密度が低く、Ｂｒ及び（ＢＨ）max が
低い結果となっている。
【００２６】比較例３は、チル晶を有し、かつ、平均粒
径２．１μｍのα−Ｆｅが偏析している部分が体積率で
２３％ある合金薄帯の場合である。この場合、微粉末中
の粒径３μｍ以下の粒子の量が多くなり、その平均粒径
は小さくなるため、焼結体中の酸素濃度が高くなり、Ｎ
ｄ２ Ｏ３ の量が増えてしまい、Ｒリッチ相の量が減
り、ｉＨｃが低くなってしまう。比較例４は、平均粒径
８．２μｍのα−Ｆｅが偏析している部分が体積率で３
０％ある合金薄帯の場合である。この場合、酸素濃度が
高くなってしまうだけでなく、平均粒径８．２μｍのα
−Ｆｅの存在のために微粉砕性が悪くなり、微粉末の平
均粒径が大きくなってしまうため、ｉＨｃが低くなって
しまう。以上のことから、チル晶を有し、平均粒径３μ
ｍ以下のα−Ｆｅの析出している部分が体積率で１〜１
０％ある合金薄帯を用いて磁石合金を製造することは、
磁気特性の向上に有効であることが分かる。
径２．１μｍのα−Ｆｅが偏析している部分が体積率で
２３％ある合金薄帯の場合である。この場合、微粉末中
の粒径３μｍ以下の粒子の量が多くなり、その平均粒径
は小さくなるため、焼結体中の酸素濃度が高くなり、Ｎ
ｄ２ Ｏ３ の量が増えてしまい、Ｒリッチ相の量が減
り、ｉＨｃが低くなってしまう。比較例４は、平均粒径
８．２μｍのα−Ｆｅが偏析している部分が体積率で３
０％ある合金薄帯の場合である。この場合、酸素濃度が
高くなってしまうだけでなく、平均粒径８．２μｍのα
−Ｆｅの存在のために微粉砕性が悪くなり、微粉末の平
均粒径が大きくなってしまうため、ｉＨｃが低くなって
しまう。以上のことから、チル晶を有し、平均粒径３μ
ｍ以下のα−Ｆｅの析出している部分が体積率で１〜１
０％ある合金薄帯を用いて磁石合金を製造することは、
磁気特性の向上に有効であることが分かる。
【００２７】次に、組成式１３．２Ｎｄ−０．８Ｄｙ−
６．０Ｂ−４．５Ｃｏ−７５．５Ｆｅ（各原子％）の組
成で、一合金法により磁石合金を製造したものが実施例
３〜４と比較例５〜８であり、実施例３〜４と比較例５
〜８についての、表１と同様の項目の測定結果を、表２
に示す。一合金法での製造方法は、粒界用助剤を混合し
ない以外は二合金法と同じである。
６．０Ｂ−４．５Ｃｏ−７５．５Ｆｅ（各原子％）の組
成で、一合金法により磁石合金を製造したものが実施例
３〜４と比較例５〜８であり、実施例３〜４と比較例５
〜８についての、表１と同様の項目の測定結果を、表２
に示す。一合金法での製造方法は、粒界用助剤を混合し
ない以外は二合金法と同じである。
【００２８】
【表２】
【００２９】体積率で８％のチル晶を有し、平均粒径３
μｍ以下のα−Ｆｅの析出している部分が体積率で４％
ある合金薄帯を用いた実施例３及び４の磁気特性が高く
なっており、一合金法の場合においても、チル晶を有
し、平均粒径３μｍ以下のα−Ｆｅの析出している部分
が体積率で１〜１０％ある合金薄帯を用いて磁石合金を
製造することは、磁気特性の向上に有効であることを示
している。
μｍ以下のα−Ｆｅの析出している部分が体積率で４％
ある合金薄帯を用いた実施例３及び４の磁気特性が高く
なっており、一合金法の場合においても、チル晶を有
し、平均粒径３μｍ以下のα−Ｆｅの析出している部分
が体積率で１〜１０％ある合金薄帯を用いて磁石合金を
製造することは、磁気特性の向上に有効であることを示
している。
【００３０】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明の微粉末
を用いて磁石合金を製造すれば、残留磁束密度Ｂｒ、最
大エネルギー積（ＢＨ）max を損なうことなく、焼結温
度を低めて保磁力ｉＨｃを高めることができる。また、
本発明の合金薄帯を用いることにより、平均粒径を変え
ることなしに粒径３μｍ以下の微粉末の割合を高めるこ
とができる。また、冷却面（ロール接触面）と非冷却面
（ロール非接触面）との間の全てにわたり均一な結晶粒
径を有する合金薄帯よりも、複数の相を持つ合金薄帯の
方が製造条件が広いので、製造を安定して続けていくこ
とが容易となり、本発明の合金薄帯を使うことは非常に
好ましい。
を用いて磁石合金を製造すれば、残留磁束密度Ｂｒ、最
大エネルギー積（ＢＨ）max を損なうことなく、焼結温
度を低めて保磁力ｉＨｃを高めることができる。また、
本発明の合金薄帯を用いることにより、平均粒径を変え
ることなしに粒径３μｍ以下の微粉末の割合を高めるこ
とができる。また、冷却面（ロール接触面）と非冷却面
（ロール非接触面）との間の全てにわたり均一な結晶粒
径を有する合金薄帯よりも、複数の相を持つ合金薄帯の
方が製造条件が広いので、製造を安定して続けていくこ
とが容易となり、本発明の合金薄帯を使うことは非常に
好ましい。
【図１】 実施例１における合金薄帯の偏光顕微鏡によ
る組織写真である。
る組織写真である。
【図２】 図２の左上四角部分を拡大した組織写真であ
る。
る。
【図３】 実施例１における微粉末の粒度分布を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図４】 実施例２における微粉末の粒度分布を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図５】 比較例１における微粉末の粒度分布を示すグ
ラフである。
ラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 廣田 晃一 福井県武生市北府２丁目１番５号 信越化 学工業株式会社磁性材料研究所内 (72)発明者 美濃輪 武久 福井県武生市北府２丁目１番５号 信越化 学工業株式会社磁性材料研究所内 Ｆターム(参考） 4E004 DB02 TA02 TA03 4K017 AA04 BA06 BB06 BB12 CA07 DA04 EA03 EA08 EC02 5E040 AA04 BD01 CA01 HB17 NN06 NN17
Claims (5)
- 【請求項１】 合金溶湯をロール急冷法で急冷して得ら
れる実質的にＲ２ Ｔ１４Ｂ（Ｒは希土類元素、Ｔは遷
移金属を表す）からなる薄帯であって、薄帯の厚さが３
０〜１０００μｍであり、冷却面近傍に体積率で１〜３
０％の粒径３μｍ以下のチル晶を有し、かつ、平均粒径
３μｍ以下のα−Ｆｅの析出している部分が体積率で１
〜１０％あり、残部は、粒径３〜５０μｍの粒状結晶、
及び短軸が３〜１００μｍ、長軸が２０〜６００μｍの
柱状結晶からなることを特徴とする永久磁石原料用合金
薄帯。 - 【請求項２】 請求項１記載の永久磁石原料用合金薄帯
を粗粉砕し、その粗粉砕粉末を更に微粉砕して得られる
微粉末であって、粒径３μｍ以下の微粉末が１〜３０ｖ
ｏｌ％含まれ、残部の粒径が実質的に３〜１０μｍであ
ることを特徴とする永久磁石原料用合金微粉末。 - 【請求項３】 請求項１記載の永久磁石原料用合金薄帯
を粗粉砕し、別途粗粉砕した粒界用助剤と混合し、その
混合粗粉砕粉末を更に微粉砕して得られる微粉末であっ
て、粒径３μｍ以下の微粉末が１〜３０ｖｏｌ％含ま
れ、残部の粒径が実質的に３〜１０μｍであることを特
徴とする永久磁石原料用合金微粉末。 - 【請求項４】 請求項１記載の永久磁石原料用合金薄帯
を粗粉砕し、別途粗粉砕した粒界用助剤と混合しまたは
混合しないで、粗粉砕粉末を更に微粉砕することを特徴
とする、請求項２または請求項３記載の永久磁石原料用
合金微粉末を製造する方法。 - 【請求項５】 請求項４記載の発明において、永久磁石
原料用合金薄帯を粗粉砕する方法が、永久磁石原料用合
金薄帯に水素を吸蔵させた後脱水素化を行う方法であ
り、かつ、微粉砕がジェットミルにより行われることを
特徴とする、永久磁石原料用合金微粉末を製造する方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02290299A JP3693839B2 (ja) | 1999-01-29 | 1999-01-29 | 希土類磁石用合金薄帯、合金微粉末及びそれらの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02290299A JP3693839B2 (ja) | 1999-01-29 | 1999-01-29 | 希土類磁石用合金薄帯、合金微粉末及びそれらの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000219943A true JP2000219943A (ja) | 2000-08-08 |
| JP3693839B2 JP3693839B2 (ja) | 2005-09-14 |
Family
ID=12095585
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP02290299A Expired - Lifetime JP3693839B2 (ja) | 1999-01-29 | 1999-01-29 | 希土類磁石用合金薄帯、合金微粉末及びそれらの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3693839B2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3231034B1 (ja) | 2000-05-09 | 2001-11-19 | 住友特殊金属株式会社 | 希土類磁石およびその製造方法 |
| JP2002305122A (ja) * | 2001-04-05 | 2002-10-18 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 希土類焼結磁石の製造方法 |
| WO2003052779A1 (en) * | 2001-12-19 | 2003-06-26 | Neomax Co., Ltd. | Rare earth element-iron-boron alloy, and magnetically anisotropic permanent magnet powder and method for production thereof |
| JP3452561B2 (ja) | 2000-11-08 | 2003-09-29 | 住友特殊金属株式会社 | 希土類磁石およびその製造方法 |
| US6648984B2 (en) | 2000-09-28 | 2003-11-18 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for manufacturing the same |
| US6676773B2 (en) | 2000-11-08 | 2004-01-13 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for producing the magnet |
| WO2004094090A1 (ja) * | 2003-04-22 | 2004-11-04 | Neomax Co. Ltd. | 希土類合金粉末の製造方法および希土類焼結磁石の製造方法 |
| JP2012060139A (ja) * | 2011-10-12 | 2012-03-22 | Inter Metallics Kk | ＮｄＦｅＢ系焼結磁石の製造方法 |
| CN115148436A (zh) * | 2021-03-30 | 2022-10-04 | Tdk株式会社 | R－t－b系永久磁铁用合金和r－t－b系永久磁铁的制造方法 |
-
1999
- 1999-01-29 JP JP02290299A patent/JP3693839B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002033206A (ja) * | 2000-05-09 | 2002-01-31 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 希土類磁石およびその製造方法 |
| US6491765B2 (en) | 2000-05-09 | 2002-12-10 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for manufacturing the same |
| US6537385B2 (en) | 2000-05-09 | 2003-03-25 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for manufacturing the same |
| JP3231034B1 (ja) | 2000-05-09 | 2001-11-19 | 住友特殊金属株式会社 | 希土類磁石およびその製造方法 |
| US6648984B2 (en) | 2000-09-28 | 2003-11-18 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for manufacturing the same |
| US6752879B2 (en) | 2000-09-28 | 2004-06-22 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for manufacturing the same |
| US7138017B2 (en) | 2000-11-08 | 2006-11-21 | Neomax Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for producing the magnet |
| JP3452561B2 (ja) | 2000-11-08 | 2003-09-29 | 住友特殊金属株式会社 | 希土類磁石およびその製造方法 |
| US6676773B2 (en) | 2000-11-08 | 2004-01-13 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for producing the magnet |
| JP2002305122A (ja) * | 2001-04-05 | 2002-10-18 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 希土類焼結磁石の製造方法 |
| US7892365B2 (en) | 2001-12-19 | 2011-02-22 | Hitachi Metals, Ltd. | Rare earth element-iron-boron alloy, and magnetically anisotropic permanent magnet powder and method for production thereof |
| US7550047B2 (en) | 2001-12-19 | 2009-06-23 | Hitachi Metals, Ltd. | Rare earth element-iron-boron alloy and magnetically anisotropic permanent magnet powder and method for production thereof |
| WO2003052779A1 (en) * | 2001-12-19 | 2003-06-26 | Neomax Co., Ltd. | Rare earth element-iron-boron alloy, and magnetically anisotropic permanent magnet powder and method for production thereof |
| WO2004094090A1 (ja) * | 2003-04-22 | 2004-11-04 | Neomax Co. Ltd. | 希土類合金粉末の製造方法および希土類焼結磁石の製造方法 |
| CN1310729C (zh) * | 2003-04-22 | 2007-04-18 | 株式会社新王磁材 | 稀土类合金粉末的制造方法及稀土类烧结磁铁的制造方法 |
| US7390369B2 (en) | 2003-04-22 | 2008-06-24 | Neomax Co., Ltd. | Method for producing rare earth based alloy powder and method for producing rare earth based sintered magnet |
| JP2012060139A (ja) * | 2011-10-12 | 2012-03-22 | Inter Metallics Kk | ＮｄＦｅＢ系焼結磁石の製造方法 |
| CN115148436A (zh) * | 2021-03-30 | 2022-10-04 | Tdk株式会社 | R－t－b系永久磁铁用合金和r－t－b系永久磁铁的制造方法 |
| JP2022155353A (ja) * | 2021-03-30 | 2022-10-13 | Tdk株式会社 | Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石用合金およびｒ－ｔ－ｂ系永久磁石の製造方法 |
| JP7645120B2 (ja) | 2021-03-30 | 2025-03-13 | Tdk株式会社 | Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石用合金およびｒ－ｔ－ｂ系永久磁石の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3693839B2 (ja) | 2005-09-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3932143B2 (ja) | 磁石の製造方法 | |
| JP3489741B2 (ja) | 希土類焼結磁石およびその製造方法 | |
| JP4591633B2 (ja) | ナノコンポジットバルク磁石およびその製造方法 | |
| CN100414650C (zh) | 稀土类磁体及其制造方法 | |
| EP1195779A2 (en) | Rare-earth sintered magnet and method of producing the same | |
| KR20020033504A (ko) | 이방성 자석 분말의 제조방법, 이방성 자석 분말의 원료분말 및 본드 자석 | |
| JP3724513B2 (ja) | 永久磁石の製造方法 | |
| EP0924717B1 (en) | Rare earth-iron-boron permanent magnet and method for the preparation thereof | |
| JP4389427B2 (ja) | 希土類−鉄−硼素系磁石用合金粉末を用いた焼結磁石 | |
| JP4329318B2 (ja) | 希土類焼結磁石およびその製造方法 | |
| JP3693838B2 (ja) | 希土類磁石用合金薄帯、合金微粉末及びそれらの製造方法 | |
| JP2000219943A (ja) | 希土類磁石用合金薄帯、合金微粉末及びそれらの製造方法 | |
| Liu et al. | Abnormal grain growth in sintered Nd‐Fe‐B magnets | |
| Branagan et al. | Developing rare earth permanent magnet alloys for gas atomization | |
| JP3452561B2 (ja) | 希土類磁石およびその製造方法 | |
| JPH07130522A (ja) | 永久磁石の製造方法 | |
| JPH0682575B2 (ja) | 希土類−Ｆｅ−Ｂ系合金磁石粉末 | |
| JP2745042B2 (ja) | 希土類−鉄−ボロン系合金薄板、合金粉末及び永久磁石の製造方法 | |
| JP3815983B2 (ja) | 希土類磁石およびその製造方法 | |
| JP3427765B2 (ja) | 希土類−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系磁石粉末およびその製造方法並びにこの粉末を用いたボンド磁石 | |
| JP2002083728A (ja) | 希土類永久磁石の製造方法 | |
| JP2007067419A (ja) | 希土類磁石およびその製造方法 | |
| JPS58186906A (ja) | 永久磁石の製造方法 | |
| JP2631380B2 (ja) | 希土類―鉄系永久磁石の製造方法 | |
| JPH08250312A (ja) | 希土類−鉄系永久磁石およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040330 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050314 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050513 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20050620 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050622 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080701 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110701 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140701 Year of fee payment: 9 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |