JPH03196601A - 永久磁石及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野Ｊ 本発明は、希土類元素と遷移金属とボロンを主成分とす
る永久磁石及びその製造方法に関するものである。

〔従来の技術〕

永久磁石は、一般家庭の各種電気製品から大型コンピュ
ーターの周辺端末機器まで幅広い分野で使用されている
重要な電気、電子材料の一つである。

最近の電気製品の小型化、高効率化の要求にともない、
永久磁石も益々高性能化が求められている。現在使用さ
れている永久磁石のうち代表的なものはアルニコ、ハー
ドフェライト及び希土類−遷移金属系磁石である。特に
希土類−遷移金属系磁石であるＲ−Ｃｏ系永久磁石やＲ
−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石は、高い磁気性能が得られるので
従来から多くの研究開発が成されている。

従来、これらＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の製造方法に関し
ては以下の文献に示すような方法がある。

（１）粉末冶金法に基づく焼結による方法。

（文献ｌ、文献２） （２）アモルファス合金を製造するに用いる急冷薄帯製
造装置で、厚さ３０ｕｍ程度の急冷薄片を作り、その薄
片を樹脂結合法で磁石にするメルトスピニング法による
急冷薄片を用いた樹脂結合方法、（文献３、文献４） （３）上述の（２）の方法で使用した急冷薄片を２段階
のホットプレス法で機械的配向処理を行う方法、（文献
４５文献５） ここで、 文献１：特開昭５９−４６００８号公報：文献２　：　
Ｍ、Ｓａｇａｗａ、　Ｓ、Ｆｕｊｉｍｕｒａ、　Ｎ、Ｔ
ｏｇａｗａ、　Ｈ。

Ｙａｍａｍｏｔｏ、ａｎｄ　　Ｙ、Ｍａｔｓｕｕｒａ：
Ｊ、Ａｐｐｌ、Ｐｈｙｓ、Ｖｏｌ、５５１６１１５Ｍａ
ｒｏｈ　１９８４．ｐ２０８３゜文献３：特開昭５９−
２１１５４９号公報：文献４　：　Ｒ，Ｗ、Ｌｅｅ；Ａ
ｐｐｌ、Ｐｈｙｓ、Ｌｅｔｔ、Ｖｏｌ、４５（８１゜１
５　Ａｐｒｉｌ　１９８５．ｐ７９０；文献５：特開昭
６０−１００４０２号公報次に上記の従来方法について
説明する。

先ず（１）の焼結法では、溶解、鋳造により合金インゴ
ットを作製し、粉砕して適当な粒度（数μｍ）の磁石粉
を得る。磁石粉は成形助剤のバインダーと混練され、磁
場中でプレス成形されて成形体が出来上がる。成形体は
アルゴン中で１１００℃前後の温度で１時間焼結され、
その後室温まで急冷される。焼結後、６００℃前後の温
度で熱処理することにより保磁力を向上させる。

（２）のメルトスピニング法による急冷薄片を用いた樹
脂結合方法では、先ず急冷薄帯製造装置の最適な回転数
でＲ−Ｆｅ−Ｂ合金の急冷薄帯を作る。得られた厚さ３
０ｕｍのリボン状薄帯は、直径が１０００Å以下の結晶
の集合体であり、脆くて割れ易く、結晶粒は等方向に分
布しているので、磁気的にも等方性である。この薄帯を
適当な粒度に粉砕して、樹脂と混線してプレス成形する
。

（３）の製造方法は、（２）におけるリボン状急冷薄帯
あるいは薄片を、真空中あるいは不活性雰囲気中で二段
階ホットプレス法と呼ばれる方法で緻密で異方性を有す
るＲ−Ｆｅ−Ｂ磁石を得るものである。

このプレス過程では一軸性の圧力が加えられ。

磁化容易軸がプレス方向と平行に配向して、合金は異方
性化する。

尚、最初のメルトスピニング法で作られるリボン状薄帯
の結晶粒は、それが最大の保磁力を示す時の粒径よりも
小さめにしてあき、後のホットプレス中に結晶粒の粗大
化が生じて最適の粒径になるようにしてお（。

〔発明が解決しようとする課題〕

斜上の従来技術で一応希土類元素と鉄とポロンを主成分
とする永久磁石は製造出来るが、これらの製造方法には
次の如き欠点を有している。

（１）の焼結法は、合金を粉末にするのが必須であるが
、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金は大変酸素に対して活性であるの
で、粉末化すると余計酸化が激しくなり、焼結体中の酸
素濃度はどうしても高くなってしまう、又粉末を成形す
るときに、例えばステアリン酸亜鉛のような成形助剤を
使用しなければならず、これは焼結工程で前もって取り
除かれるのであるが、成形助剤中の散開は、磁石体の中
に炭素の形で残ってしまう、この炭素は著しくＲ−Ｆｅ
−Ｂ合金の磁気性能を低下させ好ましくない。

成形助剤を加えてプレス成形した後の成形体はグリーン
体と言われ、これは大変脆°く、ハンドリングが難しい
、従って焼結炉にきれいに並べて入れるのには、相当の
手間が掛かることも大きな欠点である。これらの欠点が
あるので、−船釣に言ってＲ−Ｆｅ−Ｂ系の永久磁石の
製造には、高価な設備が必要になるばかりでなく、生産
効率が悪く、結局磁石の製造コストが高くなってしまう
。

従って、比較的原料費の安いＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の長所
を活かすことができる方法とは言い難い。

次に（２）並びに（３）の方法は、真空メルトスピニン
グ装置を使用するがこの装置は現在では、大変生産性が
悪くしかも高価である。

（２）の樹脂結合による方法は、原理的に等方性である
ので低エネルギー積であり、ヒステリシスループの角形
性もよくないので温度特性に対しても、使用する面にお
いても不利である。

（３）の方法は、ホットプレスを二段階に使うというユ
ニークな方法であるが、実際に量産を考えると大変非効
率になることは否めないであろう。

更にこの方法では、高温例えば８００℃以上では結晶粒
の粗大化が著しく、それによって保磁力ｉ　Ｈｃが極端
に低下し、実用的な永久磁石にはならない。

本発明は、以上の従来技術の欠点を解決するものであり
、その目的とするところは高性能且つ低コストな希土類
−鉄系永久磁石及びその製造方法を提供することにある
。

〔課題を解決するための手段］ 本発明の永久磁石は、希土類元素（但しＹを含む）と遷
移金属とボロンを主成分とする磁石において、銅鋳型を
用いて鋳造した該磁石のマクロ組織が柱状晶であり、異
方性化したことを特徴とする永久磁石である。

しかして、その永久磁石の製造方法の第１は、希土類元
素（但しＹを含む）と遷移金属とボロンを主成分とする
磁石の製造方法において、Ｃｎ鋳型を用いて鋳造して、
該磁石のマクロ組織を柱状晶とし、次いで２５０℃以上
の温度で熱処理した後、該磁石のマクロ組織を柱状晶と
し、磁気的に硬化せしめたことを特徴とする永久磁石の
製造方法、その永久磁石の製造方法の第２は、銅鋳型を
用いて鋳造後、５００℃以上の温度で熱間加工すること
により、結晶粒の結晶軸を特定の方向に配向せしめ次に
５００℃以上の温度で熱間加工することにより該磁石を
異方性化することを特徴とする永久磁石の製造方法であ
り、更にその永久磁石の製造方法の第３は、前記第２の
製造方法の熱間加工後、２５０℃以上の温度で熱処理す
ることにより磁気的に硬化したことを特徴とする永久磁
石の製造方法である。

［作　用］ 前記のように希土類−鉄系磁石の一製造方法である焼結
法、急冷法は夫々粉砕による粉末管理の困難さ、生産性
の悪さといった大きな欠点を有している。

本発明者等は、これらの欠点を改良するため、バルク状
態での磁石化の研究に着手し、先ず前記希土類元素、遷
移金属及びボロンを基本成分とする磁石の組成域でＣｎ
鋳型を用いて鋳造し、マクロ組織を微細な柱状晶とした
ものを熱間加工することにより異方化し、次に熱処理を
施せば充分な保磁力が得られることを知見した。即ち、
（１）鋳造時のマクロ組織を微細な柱状晶とすることに
より、鋳造状態のまま熱処理するだけで面内異方性（Ｉ
ｉｆｉ化容易軸の配向度的７０％）の磁石が作製出来る
。

（２）鋳造マクロ組織を微細な柱状晶とすることにより
、熱間加工による一軸異方性化が促進され、磁化容易軸
の配向度がかなり高くなる。

（３）（１）及び（２）の結果、管理困難な粉末状態を
経過せずとも高性能の磁石が製造出来るので、熱処理も
厳密な雰囲気管理が必要なくなり、磁石の生産性が高ま
り、設備費も大きく低減出来る。

従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の組成は、文献２に代表され
るようなＲ＋ｓＦ　ｅ　ｔｔＢ　ｓが最適とされていた
。

この組成は主相ＲｔＦｅ＋４Ｂ化合物を原子百分率にし
た組成Ｒ２１，ｔＦｅｓｘ４Ｂｓ、ｓに比してＲｌＢに
冨む側に移行している。このことは保磁力を得るために
は、主相のみでなくＲリッチ相、Ｂリッチ相という非磁
性相が必要であるという点から説明されている。

ところが本発明による適切組成では逆にＢが少ない側に
移行したところに保磁力のピーク値が存在する。この組
成域では、焼結法の場合、保磁力が激減するので、これ
まであまり問題にされていなかった。

しかし鋳造法を用いると、化学量論組成より低Ｂ側の方
が保磁力が得られやすく、高Ｂ側では得難い。

これらの点は以下のように考えられる。先ず焼結法を用
いても鋳造法を用いても、保磁力機構そのものは１ｕｃ
ｌｅａｔｉｏｎ　ｍｏｄｅｌに従っている。これは、両
者の期毎化曲線がＳｍ　Ｃｏ　＊のように急峻な立上が
りを示すことかられかる。

このタイプの磁石の保磁力は基本的には単磁区モデルに
よっている。即ちこの場合、大きな結晶磁気異方性を有
するＲ５Ｆｅ＋Ｊ化合物が、大きすぎると粒内に磁壁を
有するようになるため、磁化の反転は磁壁の移動によっ
て容易に起きて、保磁力は小さい。

一方、粒子が小さくなって、ある寸法以上になると１粒
子内に磁壁を有さなくなり、磁化の反転は回転のみによ
って進行するため、保磁力は大きくなる。

つまり適切な保磁力を得るためにはＲｓ　Ｆ　ｅ　１４
Ｂ相が適切な粒径を有することが必要である。この粒径
としては１０ｇｍ前後が適当であり、焼結タイプの場合
は、焼結前の粉末粒度の調整によって粒径な適合させる
ことが出来る。

ところが鋳造法の場合、Ｒ□Ｆｅ＋４Ｂ化合物の結晶粒
の大きさは溶湯から凝固する段階で決定されるため、組
成と凝固過程に注意を払う必要がある。

凝固に関して最も大きな影響を与えるのは鋳型の材質で
ある０本発明者らが先に出願した特願昭６２−１０４６
２２　（文献６）では鉄鋳型、セラミック鋳型の例が示
しである０本願ではこれを銅鋳型に限定した。これは、
銅が熱伝導度にすぐれ、溶湯の冷却効率が高く、均一で
微細な結晶を作り込むのに最適な材料だからである。

次に組成だが、Ｂが８原子％以上含むと、鋳造上がりの
Ｒ電Ｆ　ｅ　１４Ｂ相の大きさが粗大化とやすく冷却ス
ピードを通常より早くしないと保磁力を得ることは困難
である。

これに対して、低ボロン領域では、鋳型・鋳込温度等の
工夫で容易に結晶を微細化出来る。この領域は、見方を
変えれば、ＲｗＦｅ＋ａＢに比してＦｅリッチな相とも
言え、凝固段階では先ず初晶としてＦｅが出現し、続い
て包晶反応によって。

Ｒ＊　Ｆ　ｅ　１４Ｂ相が現れる。このとき冷却スピー
ドは平衡反応に比して遥かに速いため、初晶Ｆｅのまわ
りにＲ＊Ｆｅ＋Ｊ相が取り囲むような形で凝固する。こ
の組成域ではＢがより少ない領域であるため、当然のこ
とながら焼結タイプの代表組成Ｒ＋ａＦ　ｅ　ｙｙＢ　
ａのようなりリッチな相は量的にほとんど無視出来る。

熱処理は初晶Ｆｅを拡散させ、平衡状態に到達させるた
めのもので保磁力は、このＦｅ相の拡散に大きく依存し
ている。

次に本発明において、マクロ組織に柱状晶を用いる意味
について述べる。

前述の如（、柱状晶を用いる効果は２つ有り、その１つ
は鋳造時の面内異方性化、更にもう１つは熱間加工時の
高性能化である。

先ず前者から説明すると、水系磁石の磁性の根源となる
″金属間化合物Ｒｚ　Ｆｅ＋４８　（Ｒは希土類）は柱
状晶を発達させたときに、その磁化容易軸Ｃ軸が柱状晶
に垂直な面内に分布するという性質を有する。即ち、Ｃ
軸は柱状晶発達方向にはなく、それに垂直な面内にのみ
分布する面内異方性となるわけである。この磁石は当然
のことながら、等方性である等軸品をマクロ組織として
用いたものより高性能となり、非常に有利となる。しか
し、柱状晶を用いても、保磁力の関係から粒径は微細で
なければならず、低Ｂ側がよいことは同様である。

次に後者であるが、これは熱間加工の異方性化効果をよ
り高めるものである。異方性磁石の配向度を、 ｋｌ−Ａ　＝　Ｂｘ／　Ｊ　（Ｂｘ”＋　Ｂｙ”　＋　
Ｂｚ”ｌ　Ｘ　１００　（％）（Ｂｘ、Ｂｙ、Ｂｚは夫
々ｘ、ｙ、ｚ方向の残留磁束密度）で定義すると等方性
は約６０％、面内異方性は７０％となる。熱間加工によ
る異方性化効果（配向度上昇効果）は加工材の配向度に
拘らず、存在するが、元材の配向度が高いほど最終加工
材の配向度も高くなる。よって柱状晶を用いることによ
り元材の配向度を高めておくことは、最終的に高性能な
異方性磁石を得る上で効果があ机 以下、本発明による永久磁石の好ましい組成範囲につい
て説明する。

希土類としては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、
Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈａ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌ
ｕが候補として挙げられ、これらのうちの１種あるいは
２種以上を組合わせて用いられる。最も高い磁気性能は
Ｐｒで得られる。

従って実用的にはＰｒ、Ｐｒ−Ｎｄ合金、Ｃｅ−Ｐｒ−
Ｎｄ合金等が用いられる。また少量の添加元素、例えば
重希土元素のＤｙ、Ｔｂ等やＡ１、Ｍｏ、Ｓｉ等は保磁
力の向上に有効である。

Ｒ−Ｒｅ−Ｂ系磁石の主相はＲ１Ｆｅ＋４Ｂである。従
ってＲが８原子％未満では、もはや上記化合物を形成せ
ずα−鉄と同一構造の立方晶組織となるため高磁気特性
は得られない。

一方Ｒが３０原子％を越えると非磁性のＲリッチ相が多
くなり磁気特性は著しく低下する。

よってＲの範囲８〜３０原子％が適当である。

しかし鋳造磁石とするため、好ましくはＲ８〜２５８〜
２５原子である。

Ｂは、ＲｘＦｅｘＢ相を形成するための必須元素であり
、２原子％未満では菱面体のＲ−Ｆｅ系になるため高保
磁力は望めない、また２８原子％を越えるとＢに富む非
磁性相が多くなり、残留磁束密度は著しく低下してくる
。しかし鋳造磁石としては好ましくはＢ８８原子以下が
よく、それ以上で微細なＲｘＦｅ＋４Ｂ相を得ることが
困難で、保磁力は小さくなる。

Ｃｅは水系磁石のキュリー点を増加させるのに有効な元
素であり、基本的にＦｅのサイトを置換しＲ２Ｃ０１４
Ｂを形成するのだが、この化合物は結晶異方性磁界が小
さく、その量が増すにつれて磁石全体としての保磁力は
小さくなる。そのため永久磁石として考＾られるＩ　Ｋ
Ｏｅ以上の保磁力を与えるには５０原子％以内がよい。

ＡＩは、保磁力の増大効果を有する。（文献７：　Ｚｈ
ａｎｇ　Ｍａｏｃａｉ他、Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓｏｆ
ｔｈｅ　８ｔｈ　Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｗｏｒ
ｋｓｈｏｐ　ｏｎ　Ｒａｒｅ−Ｆａｒｔｈ　Ｍａｇｎｅ
ｔｓ、１９８５、　ｐ５４１１ この文献７は焼結磁石に対する効果を示したものである
が、この効果は鋳造磁石でも同様に存在する。しかしＡ
Ｉは非磁性元素であるため、その添加量を増すと残留磁
束密度が低下し、１５原子％を越えるとハードフェライ
ト以下の残留磁束密度になってしまうので希土類磁石と
しての目的を果たし得ない。よってＡＩの添加量は１５
原子％以下がよい。

次に本発明の実施例について述べる。

［実　施　例］ 本発明による製造法の工程図を第１図に示す。

先ず第１図の工程図に従って、第１表に示すような組成
の合金を誘導炉で溶解し銅鋳型に鋳造し、柱状晶を形成
せしめる。

次にインゴットを磁気的に硬化させるため、１０００℃
×２４時間＋５００℃×２時間のアニル処理を施した６ 鋳造タイプの場合は、この段階で切断・研削を施せば、
柱状晶の異方性を利用した面内異方性磁石となる。

異方性タイプの場合は、アニール処理前に先ず熱間加工
を施し次いでアニールする。

本実施例では、熱間加工法としてはホットプレスを用い
た。

加工温度は１０００℃で行なった。

次にこの中で最も性能の高かったＰｒ＋４Ｆｅｓ２Ｂ４
と文献２の焼結法の最適組成であるＮｄ、９ＦｅｔｔＢ
ｓについて、銅鋳型を利用して微細柱状晶を形成せしめ
たものと、鉄鋳型を用いて通常の柱状晶を形成せしめた
ものを比較した。その結果を第３表に示す、また熱間加
工後の粒径を組成・鋳型側に測定したものを第４表に示
す。

第１表 第３表 第４表 粒微細化効果に関連していることがわかる。

本発明を利用して柱状晶を形成せしめた方が、鋳造のま
までも、熱間加工を施しても、保磁力ｉＨｅ、最大エネ
ルギー積（ＢＨ）＝、、、配向度等のすべての磁気特性
が優れていることが判る。

【発明の効果〕

斜上の如く本発明の永久磁石及びその製造方法によれば
、鋳造インゴットを粉砕することなく熱処理するだけで
、高性能な磁石を得ることが出来、生産性を高めること
が出来るという効果を奏するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造工程図。 以 上

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）希土類元素（但しＹを含む）と遷移金属とボロン
   を主成分とする磁石において、銅鋳型を用いて鋳造した
   該磁石のマクロ組織が柱状晶であり、異方性化したこと
   を特徴とする永久磁石。
2. （２）希土類元素（但しＹを含む）と遷移金属とボロン
   を主成分とする磁石製造方法において、銅鋳型を用いて
   鋳造して、該磁石のマクロ組織を柱状晶とし、次いで２
   ５０℃以上の温度で熱処理し磁気的に硬化せしめたこと
   を特徴とする永久磁石の製造方法。
3. （３）希土類元素（但しＹを含む）と遷移金属とボロン
   を主成分とする磁石の製造方法において、銅鋳型を用い
   て鋳造後、５００℃以上の温度で熱間加工することによ
   り、結晶粒の結晶軸を特定の方向に配向せしめて該磁石
   を磁気的に異方性化することを特徴とする永久磁石の製
   造方法。
4. （４）希土類元素（但しＹを含む）と鉄とボロンを基本
   成分とする磁石の製造方法において、銅鋳型を用いて鋳
   造後、５００℃以上の温度で熱間加工し、次に２５０℃
   以上の温度で熱処理することにより磁気的に硬化したこ
   とを特徴とする永久磁石の製造方法。