JP2700643B2 - 耐酸化性に優れた希土類永久磁石の製造方法 - Google Patents
耐酸化性に優れた希土類永久磁石の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明はNd2Fe14B系磁石で代表される希土類（Ｒ）と
遷移金属（Ｔ）とＢとからなるR2T14B系金属間化合物磁
石の中で，特にＲ−Fe−Ｂを主成分とする永久磁石に係
わり，その耐酸化性及び磁石特性を改善したＲ−Fe−Ｂ
系磁石に関するものである。 〔従来の技術〕 Nd−Fe−Ｂ系磁石で代表されるＲ−Fe−Ｂ系磁石は，
従来より普及しているSm−Co系合金永久磁石に比べ，高
い磁石を有するため，その用途が拡大しつつある。 しかしながら,R−Fe−Ｂ系磁石合金はその金属組織中
に，大気中において極めて酸化し易いＲ−Fe固溶体相を
含有しているため，磁気回路等の装置に組込だ場合に,S
m−Co系磁石に比べ磁石の酸化による特性劣化及びバラ
ツキが大きく，また磁石より発生した酸化物の飛散によ
る周辺部品への汚染を引き起こすという欠点を有する。 これら耐食性の改善に関する文献として，特開昭60−
54406号（J.P.A）や特開昭60−63903号等が挙げられ
る。これら文献では，磁石体表面にメッキ，化成皮膜等
の耐酸化性皮膜を形成し，その耐食性向上を図ることを
目的としている。 しかし，これらの耐酸化性皮膜は，その工程中におい
て多量の水及び水溶液を使用するため，処理工程中に，
磁石のＲ−Fe固溶体相が酸化することにより，皮膜形成
後，内部より酸化が進行しふくれ又は皮膜の剥離等を生
じてしまうため，耐食性の改善としては適していない。
また，水を使用しない方法として，エポキシ等の耐酸化
性樹脂コーティングまたは，最近，普及してきたスパッ
タ，蒸着，イオンプレーティング等の方法によるAl,Ni
等の金属皮膜を形成させ，耐食性改善を図る乾式メッキ
等の方法もある。しかしながら，これら水を未使用のク
ーリング（cooling）においても，長期使用による皮膜
の劣化，使用中又は製品検査および装置への組み込みな
どの取扱い時に，微小なカケ等により磁石表面が大気と
接した場合，この部分より磁石組織中のＲ−Fe固溶体が
時間と共に著しく酸化し，磁石内部全体に広がっていく
ため，耐食性改善の方策としては適していない。 〔発明が解決しようとする問題点〕 以上述べたように，いずれの従来の耐食性改善方法に
おいても，磁石中に極度に酸化し易いＲ−Fe固溶体が存
在するため上記した各方策が有する本来の耐食性を本系
磁石に付寄することは極めて困難であった。 すなわち，本系磁石においてはこのＲ−Fe固溶体相の
耐食性を根本的に改善しなければ，充分な耐食性を得る
ことは不可能である。 この方策として，本系磁石合金にNi,Cu,Sm,Pb等を添
加することにより，本系磁石合金の耐食性を向上させた
先に述べた各種耐食性皮膜を本系磁石にクーリング（co
oling）することにより上記欠点を解決することも可能
であるが，従来の方法では磁石合金インゴット作製時
に，これら元素を添加して溶解したインゴットを使用す
るため,R−Fe固溶体のみならず，本系磁石の磁性相であ
るNd2Fe14B相へも，これら元素が一様に拡散してしまい
磁石特性を著しく劣化させてしまうため，対策としては
適していない。 そこで，本発明はこれらの問題点を解決するものであ
り,R−Fe−M,R−Fe−Ｍ−Ｂ（ＭはNi,Cu,Pb,Smの一種以
上）液体急冷合金粉末及び薄帯（アモルファス及び微結
晶）より得られる合金粉末と，従来より製造されている
主にNd2Fe14B固相成分相より成るingot粉末を混合，成
形した圧粉体を従来通りの方法で焼結することにより著
しく耐食性が向上し磁石特性の劣化の度合が，極めて小
さい磁石を得ることができるものである。 〔問題点を解決するための手段〕 そこで，本発明によれば,R,Fe,Bを主成分とするR2T14
B系合金磁石（ここで,RはＹを含む希土類元素,Tは遷移
金属を示す。）を粉末冶金法にて製造する方法におい
て,R2T14B相結晶質合金粉末にＲ−Fe−Ｍ又はＲ−Fe−
Ｍ−Ｂ（ＭはNi,Cu,Pb,Snの一種以上）液体急冷合金粉
末又は薄帯（アモルファス及び微結晶）より得られる合
金粉末を10〜30vol％含有する粉末成形体を焼結するこ
とを特徴とする希土類永久磁石の製造方法が得られる。 尚、好ましくはＭ（Ni,Cu,Pb,Sm）より一種を選択す
る場合は,Ni,Cu:10〜40wt％,Pb:10〜25wt％,Sn:10〜15w
t％とする。 またＭ（Ni,Cu,Pb,Sm）より二種以上の元素を選択す
る場合は，これら元素の総含有量が10〜55wt％とする。 ここで本発明は， １） 焼結時に液相の核となり，また，液相の主成分と
なるＲ−Fe−Ｂ粉末のみにNi,Cu,Pb等の元素を添加した
Ｒ−Fe−Ｍ又はＲ−Fe−Ｍ−Ｂ（Ｍ＝Ni,Cu,Pb,Smの１
種以上）を用いることにより，焼結体中のＲ−Fe固溶体
相を耐食性の向上したＲ−Fe−Ｍ固溶体にさせる。ま
た，更にメッキ，化成被膜等の持つ本来の耐食性を本系
磁石に付与する。 ２） 上記Ｒ−Fe−Ｍ又はＲ−Fe−Ｍ−Ｂ（Ｍ＝Ni,Cu,
Pb,Snの一種以上）を用いることにより，焼結体の磁性
相（R2Fe14B相）の界面付近のみにCu,Pb,Ni,Snを分布さ
せ，磁性相のBrの低下を極力押えるの２点を目的として
いる。 すなわち，本発明によれば，焼結時に液相の核とな
り，液相の主成分となる粉末にＲ−Fe−Ｂよりも耐食性
の向上したＲ−Fe−M,R−Fe−Ｍ−Ｂ（Ｍ＝Ni,Cu,Pb,Sn
の一種以上）粉末を用いているため焼結後得られた焼結
体組織中のＲ−Fe固溶体は,R−（Fe−Ｍ）固溶体となっ
ており，耐食性が向上しているために，本発明の目的の
第一項が達成される。 又，焼結時に液相の核となり，液相の主成分となる粉
末のみにNi,Cu等を添加しており，焼結時に主に固相と
なる粉末には，これら元素を添加していないため，両粉
末を混合，成形した圧粉体を焼結することにより，得ら
れた焼結体の金属組織において，磁性相（R2Fe14B相）
の界面付近及びＲ−Fe固溶体相のみに,Cu,Ni,Pb,Sn等の
Brを低下せしめる元素を濃縮させることが可能となる。
すなわち,R2Fe14B相の持つ高い飽和磁化の低減を極力押
えた焼結体組織が得られるため本発明の目的の第２項が
達成される。 本発明において，焼結時液相の核となり，主成分とな
るＲ−Fe−M,R−Fe−Ｍ−Ｂ（Ｍ＝Ni,Cu,Pb,Snの一種以
上）粉末を，液体急冷合金粉末又は，薄帯（アモルファ
ス及び微結晶）より得られる合金粉末としたのは,R−Fe
−M,R−Fe−Ｍ−Ｂインゴットは被粉砕性に劣るため，
粉砕した粉末の粒度分布が広くなったり，焼結時に，液
相の核となるＲ−Fe−Ｍ固溶体相粉末と固相であるR2Fe
14B相粉末との均一混合ができないため，焼結体組織が
不均一となり磁石特性の劣化をもたらすため本発明の目
的の第２項の効果を低減させてしまう。 それ故,R−Fe−M,R−Fe−Ｍ−Ｂ粉末は，被粉砕性の
高い液体急冷合金粉末，又は薄帯（アモルファス及び微
結晶）より得られる合金粉末とする必要がある。 本発明において，液体急冷合金粉末又は薄帯（アモル
ファス及び微結晶）より成るＲ−Fe−Ｍ又はＲ−Fe−Ｍ
−Ｂ粉末のＭ（Ni,Cu,Sn,Pb）値を10wt％以上としたの
は，これよりも低いＭ値では，本発明の特徴とするＲ−
Fe固溶体相の耐食性向上が不充分であるためである。又
ni,Cu≦40wt％,Pb≦25wt％,Sn≦15wt％及びこれら元素
の複合添加においてその上限を55wt％としたのは，これ
よりも多いＭ値では，磁性結晶粒内に存在するCu,Pb,Sn
値が多くなり過ぎたり，また,Niにおいては焼結体内に
磁石のIHcを劣化させるラーフェス（Laves）相の量が多
くなり過ぎることによる磁石特性の劣化を生ずるためで
ある。又，これら液体急冷合金粉末及び薄帯（アモルフ
ァス及び微結晶）より成る粉末の添加量を10〜30vol％
としたのは10vol％より少ない領域では耐食性向上が得
られず,30vol％を越えた領域では上記同様磁石特性の劣
化が著しく本発明の目的にそわないためである。 本発明によれば，従来法で得られるインゴットを粉砕
して得られたR2Fe14B相を主相とし焼結時に主に固相と
なる粉末に焼結時主に液相となるＲ−Fe−Ｍ又はＲ−Fe
−Ｍ−Ｂ（Ｍ＝Ni,Cu,Pb,Snの一種以上）原料粉末を液
体急冷合金粉末又は薄帯（アモルファス及び微結晶）よ
り得た後，これら粉末を混合・成形した圧粉体を従来と
同様の方法で焼結することにより，従来よりも耐食性に
優れた，しかも，磁石特性の優れた結晶体が得られ実用
上非常に有益である。 ＜実施例−１＞ 純度99wt％以上のNd−Fe−Ｂを用いアルゴン雰囲気中
にて高周波加熱により26.7Nd−1.0B−Febal（wt％）の
組成を有するR2Fe14B相ingotを得てさらにディスクミル
を用いて，粗粉砕した。そしてこの粉末をＩ材とした。 次に上記同等のNd,Fe,B,Ni,Cu,Sn,Pbを用いて,60Nd−
1.0B−10Ni,57Nd−1.0B−18Ni,50Nd−1.0B−40Ni,60Nd
−1.0B−10Cu,60Nd−1.0B−21Cu,45Nd−1.0B−39Cu,60N
d−1.0B−10Pb,60Nd−1.0B−17Pb,60Nd−1.0B−25Pb,60
Nd−1.0B−10Sn,60Nd−1.0B−15Sn,（いずれもwt％,Fe
はbalance）の組成を有する15種類のアモルファスリボ
ン細片を単ロール法にて得た。そしてこれらアモルファ
スリボン細片を粗粉砕して得られた15種類の粗粉末をII
材とした。そして，この15種類のII材に対してＩ材をお
のおの加え30Nd−1.0B−（Fe−Ｍ）bal（Ｍ＝Ni,Cu,Sn,
Pb）の秤量組成を有する15種類の粗粉末を得た。これら
15種の粗粉末をボールミルを用いて平均粒径３〜５μｍ
に微粉砕した。次に得られた微粉末を20kOeの磁場中,1.
0ton/cm2の圧力で成形し圧粉体を得た。これら圧粉体を
1000〜1200℃で０〜2hr Ar中焼結した。その後,400〜80
0℃で0.5〜10hr加熱した後急冷した。又比較材として30
Nd−1.0B−febal（wt％）の組成を有するインゴットを
上記と同様にして得た。その後上記と同様粗粉砕，微粉
砕磁場中成形，焼結，熱処理を行い焼結体を得た。そし
てこれら焼結体を10mm×10mm×8mmに加工した後,Cu下皿
メッキとした電解Niメッキ及びフロメート処理を施こし
た。そしてこれらの膜厚を測定したところ３〜20μｍで
あったこれら試験片の磁石特性及び60℃×90％湿度試験
を300hr施こし耐食性試験を行った結果を第一表に示
す。 第一表より本発明による試験片はいずれも比較例の試
験片に比べ耐食性を示し，又磁石特性の面でも永久磁石
として優れた磁石特性を示すことがわかる。 ＜実施例−２＞ 実施例−１と同等の純度のNd,Fe,B,Ni,Cu,Pb,Snを用
いて60Nd−1.0B−5Sn−5Pb,50Nd−1.0B−20Cu−10Pb,50
Nd−1.0B−10Cu−20Ni,50Nd−1.0B−20Ni−5Sn,50Nd−
1.0B−15Ni−10Pb,60Nd−1.0B−10Cu−5Sn−5Pb,50Nd−
1.0B−15Ni−6Cu−3Pb（いずれもFe−bal,wt％）の組成
を有するアモルファスリボン細片をAr中単ロール法にて
得た。そしてこれらアモルファスリボン細片を粗粉砕し
得られた粗粉末をIII材とした。次にこれら10種類のIII
材おのおのに実施例−１で得られたＩ材のingot粉末を
加え30Nd−1.0B−（Fe−Ｍ）bal（Ｍ＝Ni,Cu,Sn,Pbの一
種以上）wt％の組成を有する10種類の粗粉末を得た。さ
らにこれら10種類の粗粉末を実施例−１と同様にして微
粉砕，磁場中成形，焼結，熱処理，加工を耐食性メッキ
及び化成処理を行い試験片（10×10×８）を得た。次に
これら試験片に実施例１と同様60℃×90％極温恒湿試験
を行った。第２表にこれら試験片の磁石特性及び恒温恒
湿試験結果実施例−１の比較材の結果を示す。 第２表より本発明による磁石試験片は，いずれも比較
材の試験片に比べ耐食性に優れ，又磁石特性の面でも永
久磁石として優れた磁石特性を示している。 ＜実施例−３＞ 実施例−１で得られた焼結体のうち,60Nd−1.0B−21C
u−Febal,60Nd−1.0B−17Pb−Febal（wt％）及び実施例
２で得られた焼結体のうち60Nd−1.0B−10Cu−20Ni−Fe
bal（wt％）を加えて得られた焼結体について,E.D.Xを
用いて各元素の濃度分布を調査するためNd2Fe14B相界面
付近より粒子内へ２μｍ間隔にてスポット分析を行っ
た。その結果をおのおの第３表〜第５表に示す。 第３〜第５表よりCu,Ni,Pb,Snの元素がNd2Fe14B粒子
界面付近に濃縮していることがわかる。 ここで，表を簡単に説明する。 第１表は実施例１におけるアモルファスNd−Fe−Ｂ−
Ｍ（Ｍ＝Ni,Cu,Pb,Snの一種）を混合して得られた焼結
体の磁石特性及びこれら焼結体に電解Niメッキ及び亜鉛
クロメート処理を施した試料の60℃×90％湿度試験（30
0hr）結果を示したものである。 第２表は実施例２におれるアモルファスNd−Fe−Ｂ−
Ｍ（Ｍ＝Ni,Cu,Pb,Snの二種以上）を混合して得られた
焼結体の磁石特性及びこれら焼結体に電解Niメッキ，亜
鉛クロメート処理を施した試料の60℃×90％湿度試験
（300hr）結果を示したものである。 第３表は実施例３における60Nd−1.0B−21Cu−Febal
（wt％）のアモルファス粉末を混合して得られた焼結体
のE.D.Xスポット分析結果である。 第４表，第５表はおのおの実施例３における60Nd−1.
0B−17Pb−Febal,60Nd−1.0B−10Cu−20Ni−Febalアモ
ルファス粉末をおのおの加えて得られた焼結体のE.D.X
スポット分析結果である。 〔発明の効果〕 以上の実施例で示される如く,Nd−Fe−Ｂ系磁石を粉
末冶金法により製造する場合において，従来の製法で得
られる結晶性Nd2Fe14B相を主相とするインゴット粉末に
焼結時に主に液相となる原料粉末であるＲ−Fe−Ｍ又は
Ｆ−Fe−Ｂ−Ｍ粉末を非晶質合金又は微結晶合金より得
た後，これら粉末を混合成形した圧粉体を焼結すること
により従来よりも耐酸化性を向上させることができ,Ni
等の耐酸化性メッキ，化成被膜等の持つ本来の耐食性を
付与することが可能となる。また，特に液相成分と固相
成分とを混合した成形体を焼結しているため,Nd2Fe14B
相界面付近にのみ，耐食性を向上させ磁石特性を劣化さ
せるNi,Cu,Pb,Sn等の元素を濃縮させた金属組織を有す
る焼結体が得られ，磁石特性の劣化が小さく，しかも耐
酸化性に優れた焼結体磁石を得ることができる。 以上Nd−Fe−Ｂについてのみ述べたが,Yを含めた希土
類元素（Ｒ）−Fe−Ｂ系合金についても同様の効果が期
待できることは容易に推察できるところである。
遷移金属（Ｔ）とＢとからなるR2T14B系金属間化合物磁
石の中で，特にＲ−Fe−Ｂを主成分とする永久磁石に係
わり，その耐酸化性及び磁石特性を改善したＲ−Fe−Ｂ
系磁石に関するものである。 〔従来の技術〕 Nd−Fe−Ｂ系磁石で代表されるＲ−Fe−Ｂ系磁石は，
従来より普及しているSm−Co系合金永久磁石に比べ，高
い磁石を有するため，その用途が拡大しつつある。 しかしながら,R−Fe−Ｂ系磁石合金はその金属組織中
に，大気中において極めて酸化し易いＲ−Fe固溶体相を
含有しているため，磁気回路等の装置に組込だ場合に,S
m−Co系磁石に比べ磁石の酸化による特性劣化及びバラ
ツキが大きく，また磁石より発生した酸化物の飛散によ
る周辺部品への汚染を引き起こすという欠点を有する。 これら耐食性の改善に関する文献として，特開昭60−
54406号（J.P.A）や特開昭60−63903号等が挙げられ
る。これら文献では，磁石体表面にメッキ，化成皮膜等
の耐酸化性皮膜を形成し，その耐食性向上を図ることを
目的としている。 しかし，これらの耐酸化性皮膜は，その工程中におい
て多量の水及び水溶液を使用するため，処理工程中に，
磁石のＲ−Fe固溶体相が酸化することにより，皮膜形成
後，内部より酸化が進行しふくれ又は皮膜の剥離等を生
じてしまうため，耐食性の改善としては適していない。
また，水を使用しない方法として，エポキシ等の耐酸化
性樹脂コーティングまたは，最近，普及してきたスパッ
タ，蒸着，イオンプレーティング等の方法によるAl,Ni
等の金属皮膜を形成させ，耐食性改善を図る乾式メッキ
等の方法もある。しかしながら，これら水を未使用のク
ーリング（cooling）においても，長期使用による皮膜
の劣化，使用中又は製品検査および装置への組み込みな
どの取扱い時に，微小なカケ等により磁石表面が大気と
接した場合，この部分より磁石組織中のＲ−Fe固溶体が
時間と共に著しく酸化し，磁石内部全体に広がっていく
ため，耐食性改善の方策としては適していない。 〔発明が解決しようとする問題点〕 以上述べたように，いずれの従来の耐食性改善方法に
おいても，磁石中に極度に酸化し易いＲ−Fe固溶体が存
在するため上記した各方策が有する本来の耐食性を本系
磁石に付寄することは極めて困難であった。 すなわち，本系磁石においてはこのＲ−Fe固溶体相の
耐食性を根本的に改善しなければ，充分な耐食性を得る
ことは不可能である。 この方策として，本系磁石合金にNi,Cu,Sm,Pb等を添
加することにより，本系磁石合金の耐食性を向上させた
先に述べた各種耐食性皮膜を本系磁石にクーリング（co
oling）することにより上記欠点を解決することも可能
であるが，従来の方法では磁石合金インゴット作製時
に，これら元素を添加して溶解したインゴットを使用す
るため,R−Fe固溶体のみならず，本系磁石の磁性相であ
るNd2Fe14B相へも，これら元素が一様に拡散してしまい
磁石特性を著しく劣化させてしまうため，対策としては
適していない。 そこで，本発明はこれらの問題点を解決するものであ
り,R−Fe−M,R−Fe−Ｍ−Ｂ（ＭはNi,Cu,Pb,Smの一種以
上）液体急冷合金粉末及び薄帯（アモルファス及び微結
晶）より得られる合金粉末と，従来より製造されている
主にNd2Fe14B固相成分相より成るingot粉末を混合，成
形した圧粉体を従来通りの方法で焼結することにより著
しく耐食性が向上し磁石特性の劣化の度合が，極めて小
さい磁石を得ることができるものである。 〔問題点を解決するための手段〕 そこで，本発明によれば,R,Fe,Bを主成分とするR2T14
B系合金磁石（ここで,RはＹを含む希土類元素,Tは遷移
金属を示す。）を粉末冶金法にて製造する方法におい
て,R2T14B相結晶質合金粉末にＲ−Fe−Ｍ又はＲ−Fe−
Ｍ−Ｂ（ＭはNi,Cu,Pb,Snの一種以上）液体急冷合金粉
末又は薄帯（アモルファス及び微結晶）より得られる合
金粉末を10〜30vol％含有する粉末成形体を焼結するこ
とを特徴とする希土類永久磁石の製造方法が得られる。 尚、好ましくはＭ（Ni,Cu,Pb,Sm）より一種を選択す
る場合は,Ni,Cu:10〜40wt％,Pb:10〜25wt％,Sn:10〜15w
t％とする。 またＭ（Ni,Cu,Pb,Sm）より二種以上の元素を選択す
る場合は，これら元素の総含有量が10〜55wt％とする。 ここで本発明は， １） 焼結時に液相の核となり，また，液相の主成分と
なるＲ−Fe−Ｂ粉末のみにNi,Cu,Pb等の元素を添加した
Ｒ−Fe−Ｍ又はＲ−Fe−Ｍ−Ｂ（Ｍ＝Ni,Cu,Pb,Smの１
種以上）を用いることにより，焼結体中のＲ−Fe固溶体
相を耐食性の向上したＲ−Fe−Ｍ固溶体にさせる。ま
た，更にメッキ，化成被膜等の持つ本来の耐食性を本系
磁石に付与する。 ２） 上記Ｒ−Fe−Ｍ又はＲ−Fe−Ｍ−Ｂ（Ｍ＝Ni,Cu,
Pb,Snの一種以上）を用いることにより，焼結体の磁性
相（R2Fe14B相）の界面付近のみにCu,Pb,Ni,Snを分布さ
せ，磁性相のBrの低下を極力押えるの２点を目的として
いる。 すなわち，本発明によれば，焼結時に液相の核とな
り，液相の主成分となる粉末にＲ−Fe−Ｂよりも耐食性
の向上したＲ−Fe−M,R−Fe−Ｍ−Ｂ（Ｍ＝Ni,Cu,Pb,Sn
の一種以上）粉末を用いているため焼結後得られた焼結
体組織中のＲ−Fe固溶体は,R−（Fe−Ｍ）固溶体となっ
ており，耐食性が向上しているために，本発明の目的の
第一項が達成される。 又，焼結時に液相の核となり，液相の主成分となる粉
末のみにNi,Cu等を添加しており，焼結時に主に固相と
なる粉末には，これら元素を添加していないため，両粉
末を混合，成形した圧粉体を焼結することにより，得ら
れた焼結体の金属組織において，磁性相（R2Fe14B相）
の界面付近及びＲ−Fe固溶体相のみに,Cu,Ni,Pb,Sn等の
Brを低下せしめる元素を濃縮させることが可能となる。
すなわち,R2Fe14B相の持つ高い飽和磁化の低減を極力押
えた焼結体組織が得られるため本発明の目的の第２項が
達成される。 本発明において，焼結時液相の核となり，主成分とな
るＲ−Fe−M,R−Fe−Ｍ−Ｂ（Ｍ＝Ni,Cu,Pb,Snの一種以
上）粉末を，液体急冷合金粉末又は，薄帯（アモルファ
ス及び微結晶）より得られる合金粉末としたのは,R−Fe
−M,R−Fe−Ｍ−Ｂインゴットは被粉砕性に劣るため，
粉砕した粉末の粒度分布が広くなったり，焼結時に，液
相の核となるＲ−Fe−Ｍ固溶体相粉末と固相であるR2Fe
14B相粉末との均一混合ができないため，焼結体組織が
不均一となり磁石特性の劣化をもたらすため本発明の目
的の第２項の効果を低減させてしまう。 それ故,R−Fe−M,R−Fe−Ｍ−Ｂ粉末は，被粉砕性の
高い液体急冷合金粉末，又は薄帯（アモルファス及び微
結晶）より得られる合金粉末とする必要がある。 本発明において，液体急冷合金粉末又は薄帯（アモル
ファス及び微結晶）より成るＲ−Fe−Ｍ又はＲ−Fe−Ｍ
−Ｂ粉末のＭ（Ni,Cu,Sn,Pb）値を10wt％以上としたの
は，これよりも低いＭ値では，本発明の特徴とするＲ−
Fe固溶体相の耐食性向上が不充分であるためである。又
ni,Cu≦40wt％,Pb≦25wt％,Sn≦15wt％及びこれら元素
の複合添加においてその上限を55wt％としたのは，これ
よりも多いＭ値では，磁性結晶粒内に存在するCu,Pb,Sn
値が多くなり過ぎたり，また,Niにおいては焼結体内に
磁石のIHcを劣化させるラーフェス（Laves）相の量が多
くなり過ぎることによる磁石特性の劣化を生ずるためで
ある。又，これら液体急冷合金粉末及び薄帯（アモルフ
ァス及び微結晶）より成る粉末の添加量を10〜30vol％
としたのは10vol％より少ない領域では耐食性向上が得
られず,30vol％を越えた領域では上記同様磁石特性の劣
化が著しく本発明の目的にそわないためである。 本発明によれば，従来法で得られるインゴットを粉砕
して得られたR2Fe14B相を主相とし焼結時に主に固相と
なる粉末に焼結時主に液相となるＲ−Fe−Ｍ又はＲ−Fe
−Ｍ−Ｂ（Ｍ＝Ni,Cu,Pb,Snの一種以上）原料粉末を液
体急冷合金粉末又は薄帯（アモルファス及び微結晶）よ
り得た後，これら粉末を混合・成形した圧粉体を従来と
同様の方法で焼結することにより，従来よりも耐食性に
優れた，しかも，磁石特性の優れた結晶体が得られ実用
上非常に有益である。 ＜実施例−１＞ 純度99wt％以上のNd−Fe−Ｂを用いアルゴン雰囲気中
にて高周波加熱により26.7Nd−1.0B−Febal（wt％）の
組成を有するR2Fe14B相ingotを得てさらにディスクミル
を用いて，粗粉砕した。そしてこの粉末をＩ材とした。 次に上記同等のNd,Fe,B,Ni,Cu,Sn,Pbを用いて,60Nd−
1.0B−10Ni,57Nd−1.0B−18Ni,50Nd−1.0B−40Ni,60Nd
−1.0B−10Cu,60Nd−1.0B−21Cu,45Nd−1.0B−39Cu,60N
d−1.0B−10Pb,60Nd−1.0B−17Pb,60Nd−1.0B−25Pb,60
Nd−1.0B−10Sn,60Nd−1.0B−15Sn,（いずれもwt％,Fe
はbalance）の組成を有する15種類のアモルファスリボ
ン細片を単ロール法にて得た。そしてこれらアモルファ
スリボン細片を粗粉砕して得られた15種類の粗粉末をII
材とした。そして，この15種類のII材に対してＩ材をお
のおの加え30Nd−1.0B−（Fe−Ｍ）bal（Ｍ＝Ni,Cu,Sn,
Pb）の秤量組成を有する15種類の粗粉末を得た。これら
15種の粗粉末をボールミルを用いて平均粒径３〜５μｍ
に微粉砕した。次に得られた微粉末を20kOeの磁場中,1.
0ton/cm2の圧力で成形し圧粉体を得た。これら圧粉体を
1000〜1200℃で０〜2hr Ar中焼結した。その後,400〜80
0℃で0.5〜10hr加熱した後急冷した。又比較材として30
Nd−1.0B−febal（wt％）の組成を有するインゴットを
上記と同様にして得た。その後上記と同様粗粉砕，微粉
砕磁場中成形，焼結，熱処理を行い焼結体を得た。そし
てこれら焼結体を10mm×10mm×8mmに加工した後,Cu下皿
メッキとした電解Niメッキ及びフロメート処理を施こし
た。そしてこれらの膜厚を測定したところ３〜20μｍで
あったこれら試験片の磁石特性及び60℃×90％湿度試験
を300hr施こし耐食性試験を行った結果を第一表に示
す。 第一表より本発明による試験片はいずれも比較例の試
験片に比べ耐食性を示し，又磁石特性の面でも永久磁石
として優れた磁石特性を示すことがわかる。 ＜実施例−２＞ 実施例−１と同等の純度のNd,Fe,B,Ni,Cu,Pb,Snを用
いて60Nd−1.0B−5Sn−5Pb,50Nd−1.0B−20Cu−10Pb,50
Nd−1.0B−10Cu−20Ni,50Nd−1.0B−20Ni−5Sn,50Nd−
1.0B−15Ni−10Pb,60Nd−1.0B−10Cu−5Sn−5Pb,50Nd−
1.0B−15Ni−6Cu−3Pb（いずれもFe−bal,wt％）の組成
を有するアモルファスリボン細片をAr中単ロール法にて
得た。そしてこれらアモルファスリボン細片を粗粉砕し
得られた粗粉末をIII材とした。次にこれら10種類のIII
材おのおのに実施例−１で得られたＩ材のingot粉末を
加え30Nd−1.0B−（Fe−Ｍ）bal（Ｍ＝Ni,Cu,Sn,Pbの一
種以上）wt％の組成を有する10種類の粗粉末を得た。さ
らにこれら10種類の粗粉末を実施例−１と同様にして微
粉砕，磁場中成形，焼結，熱処理，加工を耐食性メッキ
及び化成処理を行い試験片（10×10×８）を得た。次に
これら試験片に実施例１と同様60℃×90％極温恒湿試験
を行った。第２表にこれら試験片の磁石特性及び恒温恒
湿試験結果実施例−１の比較材の結果を示す。 第２表より本発明による磁石試験片は，いずれも比較
材の試験片に比べ耐食性に優れ，又磁石特性の面でも永
久磁石として優れた磁石特性を示している。 ＜実施例−３＞ 実施例−１で得られた焼結体のうち,60Nd−1.0B−21C
u−Febal,60Nd−1.0B−17Pb−Febal（wt％）及び実施例
２で得られた焼結体のうち60Nd−1.0B−10Cu−20Ni−Fe
bal（wt％）を加えて得られた焼結体について,E.D.Xを
用いて各元素の濃度分布を調査するためNd2Fe14B相界面
付近より粒子内へ２μｍ間隔にてスポット分析を行っ
た。その結果をおのおの第３表〜第５表に示す。 第３〜第５表よりCu,Ni,Pb,Snの元素がNd2Fe14B粒子
界面付近に濃縮していることがわかる。 ここで，表を簡単に説明する。 第１表は実施例１におけるアモルファスNd−Fe−Ｂ−
Ｍ（Ｍ＝Ni,Cu,Pb,Snの一種）を混合して得られた焼結
体の磁石特性及びこれら焼結体に電解Niメッキ及び亜鉛
クロメート処理を施した試料の60℃×90％湿度試験（30
0hr）結果を示したものである。 第２表は実施例２におれるアモルファスNd−Fe−Ｂ−
Ｍ（Ｍ＝Ni,Cu,Pb,Snの二種以上）を混合して得られた
焼結体の磁石特性及びこれら焼結体に電解Niメッキ，亜
鉛クロメート処理を施した試料の60℃×90％湿度試験
（300hr）結果を示したものである。 第３表は実施例３における60Nd−1.0B−21Cu−Febal
（wt％）のアモルファス粉末を混合して得られた焼結体
のE.D.Xスポット分析結果である。 第４表，第５表はおのおの実施例３における60Nd−1.
0B−17Pb−Febal,60Nd−1.0B−10Cu−20Ni−Febalアモ
ルファス粉末をおのおの加えて得られた焼結体のE.D.X
スポット分析結果である。 〔発明の効果〕 以上の実施例で示される如く,Nd−Fe−Ｂ系磁石を粉
末冶金法により製造する場合において，従来の製法で得
られる結晶性Nd2Fe14B相を主相とするインゴット粉末に
焼結時に主に液相となる原料粉末であるＲ−Fe−Ｍ又は
Ｆ−Fe−Ｂ−Ｍ粉末を非晶質合金又は微結晶合金より得
た後，これら粉末を混合成形した圧粉体を焼結すること
により従来よりも耐酸化性を向上させることができ,Ni
等の耐酸化性メッキ，化成被膜等の持つ本来の耐食性を
付与することが可能となる。また，特に液相成分と固相
成分とを混合した成形体を焼結しているため,Nd2Fe14B
相界面付近にのみ，耐食性を向上させ磁石特性を劣化さ
せるNi,Cu,Pb,Sn等の元素を濃縮させた金属組織を有す
る焼結体が得られ，磁石特性の劣化が小さく，しかも耐
酸化性に優れた焼結体磁石を得ることができる。 以上Nd−Fe−Ｂについてのみ述べたが,Yを含めた希土
類元素（Ｒ）−Fe−Ｂ系合金についても同様の効果が期
待できることは容易に推察できるところである。
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．R,Fe,Bを主成分とするR2T14B系合金磁石（ここで,R
はＹを含む希土類元素,Tは遷移金属を示す。）を粉末冶
金法にて製造する方法において,R2T14B相結晶質合金粉
末にＲ−Fe−Ｍ又はＲ−Fe−Ｍ−Ｂ（ＭはNi,Cu,Pb,Sn
の一種以上）液体急冷合金粉末又は薄帯（アモルファス
及び微結晶）より得られる合金粉末を10〜30vol％含有
する粉末成形体を焼結することを特徴とする耐酸化性に
優れた希土類永久磁石の製造方法。 ２．特許請求の範囲第１項記載の耐酸化性に優れた希土
類磁石の製造方法において，前記Ｍ（Ni,Cu,Pb,Sn）よ
り一種を選択する場合は,Ni及びCu:10〜40wt％,Pb:10〜
25wt％,Sn:10〜15wt％とすることを特徴とする耐酸化性
に優れた希土類永久磁石の製造方法。 ３．特許請求の範囲第１項記載の耐酸化性に優れた希土
類磁石の製造方法において，前記Ｍ（Ni,Cu,Pb,Sn）よ
り二種以上の元素を選択する場合は，これらの元素の総
重量が10〜55wt％であることを特徴とする耐酸化性に優
れた希土類永久磁石の製造方法。
Priority Applications (5)
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|---|---|---|---|
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| US07/438,724 US5011552A (en) | 1986-09-16 | 1989-11-17 | Method for producing a rare earth metal-iron-boron permanent magnet by use of a rapidly-quenched alloy powder |
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| JP2700643B2 true JP2700643B2 (ja) | 1998-01-21 |
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-
1987
- 1987-04-11 JP JP62087917A patent/JP2700643B2/ja not_active Expired - Fee Related
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