JPH0371601A - 希土類磁石の製造方法 - Google Patents
希土類磁石の製造方法Info
- Publication number
- JPH0371601A JPH0371601A JP1207660A JP20766089A JPH0371601A JP H0371601 A JPH0371601 A JP H0371601A JP 1207660 A JP1207660 A JP 1207660A JP 20766089 A JP20766089 A JP 20766089A JP H0371601 A JPH0371601 A JP H0371601A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- powder
- less
- magnet
- alloy powder
- magnetic flux
- 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.)
- Pending
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
- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
- H01F1/0575—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
- H01F1/0576—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together pressed, e.g. hot working
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
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。
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）
本発明は、ＲｚＦｅ＋Ｊ化合物（ただしＲはＮｄ又はＰ
ｒの少なくとも１種を含む希土類元素）を主相とする希
土類磁石の製造方法に関する。
ｒの少なくとも１種を含む希土類元素）を主相とする希
土類磁石の製造方法に関する。
本発明の方法により製造した磁石は、高性能で低価格に
なりうるという可能性から、小型モータ等各種アクチュ
エーターに広範な利用分野を有する。
なりうるという可能性から、小型モータ等各種アクチュ
エーターに広範な利用分野を有する。
希土類元素Ｒと代表的遷移金属元素ＦｅとＢとを２：１
４：１に近い割合で含む合金溶湯を単ロール法等の液体
急冷法により超急冷することにより優れた磁石特性を有
する急冷薄帯を得ることができる（米国特許第４８０２
９３１号明細書、特開昭５９６４７３９号公報、特開昭
６０−９８５２号公報）。
４：１に近い割合で含む合金溶湯を単ロール法等の液体
急冷法により超急冷することにより優れた磁石特性を有
する急冷薄帯を得ることができる（米国特許第４８０２
９３１号明細書、特開昭５９６４７３９号公報、特開昭
６０−９８５２号公報）。
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系の合金の溶湯を、回転する銅製のロー
ルの表面に噴射する、いわゆる単ロール法による液体急
冷により、厚さ約３０μｍのフレーク状の薄帯が得られ
る。急冷の程度によって、薄帯は非晶質になったり、結
晶粒径が０．０１〜０．５印の微細な結晶粒組織になっ
たりすることが知られている。
ルの表面に噴射する、いわゆる単ロール法による液体急
冷により、厚さ約３０μｍのフレーク状の薄帯が得られ
る。急冷の程度によって、薄帯は非晶質になったり、結
晶粒径が０．０１〜０．５印の微細な結晶粒組織になっ
たりすることが知られている。
この急冷薄帯は、その結晶粒径が０．０５ｎ前後の時に
高い保磁力を示す。
高い保磁力を示す。
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金の急冷薄帯を粉砕して得た粉末を
、熱間で圧縮成形すること（ホットプレス）により合金
の真密度に近い状態で成形バルク化することができる。
、熱間で圧縮成形すること（ホットプレス）により合金
の真密度に近い状態で成形バルク化することができる。
これは、米国特許第４７９２３６７号明細書、特開昭６
０−１０．０４２号公報およびＲ，Ｗ、Ｌｅｅによる発
表論文ＩＦｏｔ−ｐｒｅｓｓｅｄ ｎｅｏｄｙｍｉｕｍ
−ｉｒｏｎ−ｂｏｒｏｎｍａｇｎｅｔｓ」（Ａｐｐｌｉ
ｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ＋ Ｖｏｌ、４
６゜Ｎｏ、８． ｐｐ ７９０−７９１． Ａｐｒｉｌ
１５．１９８５）に報告されている。ここで、圧縮応
力下で熱間成形した場合には塑性流動が成形体内に起こ
り、その塑性流動によってプレス加圧方向に平行に磁化
容易軸（Ｃ軸）がわずかに向く傾向がある。その結果、
加圧方向に約８ｋＧの残留磁束密度が得られることが従
来の技術として知られている。
０−１０．０４２号公報およびＲ，Ｗ、Ｌｅｅによる発
表論文ＩＦｏｔ−ｐｒｅｓｓｅｄ ｎｅｏｄｙｍｉｕｍ
−ｉｒｏｎ−ｂｏｒｏｎｍａｇｎｅｔｓ」（Ａｐｐｌｉ
ｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ＋ Ｖｏｌ、４
６゜Ｎｏ、８． ｐｐ ７９０−７９１． Ａｐｒｉｌ
１５．１９８５）に報告されている。ここで、圧縮応
力下で熱間成形した場合には塑性流動が成形体内に起こ
り、その塑性流動によってプレス加圧方向に平行に磁化
容易軸（Ｃ軸）がわずかに向く傾向がある。その結果、
加圧方向に約８ｋＧの残留磁束密度が得られることが従
来の技術として知られている。
上記の熱間圧縮成形磁石を実用に供するためには、特性
面ではより高い残留磁束密度の磁石が要求される一方、
その磁石を低コストで量産できる方法が必要とされる。
面ではより高い残留磁束密度の磁石が要求される一方、
その磁石を低コストで量産できる方法が必要とされる。
特開昭６４−４２５５４号公報において、Ｎｄ含有量の
異なる異種粉末を混合して熱間圧縮することにより、成
形性及び塑性加工性を改善する技術が開示されているが
、この発明は低Ｎｄの粉末の成分としてそのなかにＺｒ
、 Ｎｂ、 Ｔｆ、 Ｖ、 Ｉｆ、 Ｔａ、、Ｗの一種
以上を必須成分として含むことに限定している。そのよ
うな成分系においては、上記公開公報の実施例において
示されているように、高Ｎｄ成分の粉末を５０％加えた
ときに初めて成形体の密度が真密度（７，５ｇ／ｃｄ）
に近くなっている。
異なる異種粉末を混合して熱間圧縮することにより、成
形性及び塑性加工性を改善する技術が開示されているが
、この発明は低Ｎｄの粉末の成分としてそのなかにＺｒ
、 Ｎｂ、 Ｔｆ、 Ｖ、 Ｉｆ、 Ｔａ、、Ｗの一種
以上を必須成分として含むことに限定している。そのよ
うな成分系においては、上記公開公報の実施例において
示されているように、高Ｎｄ成分の粉末を５０％加えた
ときに初めて成形体の密度が真密度（７，５ｇ／ｃｄ）
に近くなっている。
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金粉末の熱間圧縮成形を通常のホント
プレス機で行う場合には、ダイを高周波誘導によって加
熱し、間接的にダイ中の粉末を加熱するのが一般的であ
る。この方法は、ダイの加熱及び冷却に時間を要するの
で磁石の量産には適しない。
プレス機で行う場合には、ダイを高周波誘導によって加
熱し、間接的にダイ中の粉末を加熱するのが一般的であ
る。この方法は、ダイの加熱及び冷却に時間を要するの
で磁石の量産には適しない。
熱間圧ｗｉｔｃ形における加熱を通電加熱により行う方
法（通電焼結）により、短時間で成形を完了することが
できる。この加熱方式は、１００〜１０００ ｋｇ／ｃ
ｄの圧縮応力をダイ中の粉末に加えた状態でパンチを通
じて粉末に電流を流し、粉末を直接加熱する方式である
。この方式にしたがえば、通電開始後１〜４ ｍｔｎで
成形体の密度は合金の真密度に達する。成形終了後のダ
イ及び成形体の冷却も速いのでこの通電焼結は量産に適
する。
法（通電焼結）により、短時間で成形を完了することが
できる。この加熱方式は、１００〜１０００ ｋｇ／ｃ
ｄの圧縮応力をダイ中の粉末に加えた状態でパンチを通
じて粉末に電流を流し、粉末を直接加熱する方式である
。この方式にしたがえば、通電開始後１〜４ ｍｔｎで
成形体の密度は合金の真密度に達する。成形終了後のダ
イ及び成形体の冷却も速いのでこの通電焼結は量産に適
する。
通電焼結における課題は以下の通りである。通電焼結に
よって短時間にＲ−Ｆｅ−Ｂ系粉末の成形が可能である
が、焼結完了時の成形体の温度は８００〜９００″Ｃに
達する。そのために粉末を構成する結晶粒が戒長し、成
形磁石の熱安定性が低下する。
よって短時間にＲ−Ｆｅ−Ｂ系粉末の成形が可能である
が、焼結完了時の成形体の温度は８００〜９００″Ｃに
達する。そのために粉末を構成する結晶粒が戒長し、成
形磁石の熱安定性が低下する。
本発明者らの実験によれば、Ｆｅ−１４ａｔ＄Ｎｄ−６
ａｔＸＢ（以下Ｎｄ Ｈ４Ｆｅａ。Ｂ、として記す）の
Ｍ１戒を有する急冷粉末を通電焼結機と通常のホットプ
レス機とによって圧縮成形した場合の成形磁石の熱安定
性には差が現れた。パーミアンス係数Ｐｃ＝２の条件で
測定した１８０°Ｃにおける不可逆減磁率（ΔΦ１ｒｒ
）はそれぞれの磁石で以下の通りであった。
ａｔＸＢ（以下Ｎｄ Ｈ４Ｆｅａ。Ｂ、として記す）の
Ｍ１戒を有する急冷粉末を通電焼結機と通常のホットプ
レス機とによって圧縮成形した場合の成形磁石の熱安定
性には差が現れた。パーミアンス係数Ｐｃ＝２の条件で
測定した１８０°Ｃにおける不可逆減磁率（ΔΦ１ｒｒ
）はそれぞれの磁石で以下の通りであった。
ホットブレ、ス磁石：
ΔΦ１ｒｒ＝−７．４％（ｉＨｃ＝ １６．５ ｋｏｅ
）通電焼結磁石： ΔΦ１ｒｒ＝−１２，４％（ｉＨｃ＝ １６．７ ｋｏ
ｅ）ここで、ホットプレスは２０００ｋｇ／ｅｆｆｌの
圧力のもとて６００℃において行い、通電焼結は４００
）ｃｇ／ｃ１１１の圧力のもとで４７７Ａ／Ｃ４の電流
を流して行った。
）通電焼結磁石： ΔΦ１ｒｒ＝−１２，４％（ｉＨｃ＝ １６．７ ｋｏ
ｅ）ここで、ホットプレスは２０００ｋｇ／ｅｆｆｌの
圧力のもとて６００℃において行い、通電焼結は４００
）ｃｇ／ｃ１１１の圧力のもとで４７７Ａ／Ｃ４の電流
を流して行った。
通電焼結の場合には、通電開始と共に急速に温度が上昇
して約３ｗ１ｎ後には８１０°Ｃに到達し、その時点で
焼結が完了した。上記のように、通電焼結磁石の熱安定
性が悪く、それを改善することがその磁石を実用に供す
るために必要である。
して約３ｗ１ｎ後には８１０°Ｃに到達し、その時点で
焼結が完了した。上記のように、通電焼結磁石の熱安定
性が悪く、それを改善することがその磁石を実用に供す
るために必要である。
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の熱安定性の向上によく用いられて
いるのがＤｙの添加である。Ｄｙの添加で焼結磁石の保
磁力が著しく向上することが知られている（Ｍ、Ｓａｇ
ａｉｖａ他、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ、Ｍａｇ、 Ｖｏｌ
、Ｍａｇ−２０゜Ｎｏ、５． ｐｐ１５８４−１５８９
（１９８４））。この保磁力ノ上昇効果により磁石の不
可逆減磁率が小さくなることが知られている（Ｍ、Ｔｏ
ｋｕｎａｇａ他、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ、Ｍａｇ。
いるのがＤｙの添加である。Ｄｙの添加で焼結磁石の保
磁力が著しく向上することが知られている（Ｍ、Ｓａｇ
ａｉｖａ他、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ、Ｍａｇ、 Ｖｏｌ
、Ｍａｇ−２０゜Ｎｏ、５． ｐｐ１５８４−１５８９
（１９８４））。この保磁力ノ上昇効果により磁石の不
可逆減磁率が小さくなることが知られている（Ｍ、Ｔｏ
ｋｕｎａｇａ他、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ、Ｍａｇ。
Ｖｏｌ、Ｍａｇ−２２，Ｎｏ、５． ｐｐ９０４−９０
９（１９８６））。液体急冷によって作製されたＮｄ−
Ｆｅ−Ｂ系の急冷薄帯においても、Ｎｄの一部をＤＶで
置換することにより保磁力が向上することが知られてい
る（Ｊ、Ｊ、Ｃｒｏａｔ他、Ｊ、へｐｐ）、Ｐｈｙｓ、
シｏ１．５５．Ｎｏ、６．ｐｐ２０７Ｂ−２０８７（１
９８４））。
９（１９８６））。液体急冷によって作製されたＮｄ−
Ｆｅ−Ｂ系の急冷薄帯においても、Ｎｄの一部をＤＶで
置換することにより保磁力が向上することが知られてい
る（Ｊ、Ｊ、Ｃｒｏａｔ他、Ｊ、へｐｐ）、Ｐｈｙｓ、
シｏ１．５５．Ｎｏ、６．ｐｐ２０７Ｂ−２０８７（１
９８４））。
以上のどの公知文献においても、Ｄｙの添加量は比較的
に多く、Ｎｄの置換率で表して１０〜２０％である。
に多く、Ｎｄの置換率で表して１０〜２０％である。
Ｄｙを添加することにより、急冷薄帯の熱間圧縮成形磁
石の熱安定性を向上させうることか期待される。一方、
上記のＪ、Ｊ、Ｃｒｏａｔらの報告にも見られるように
、Ｄｙの添加は残留磁束密度（Ｂｒ）の著しい低下を招
く。本発明者らの実験によれば、Ｎｄの１０％をＤｙで
置換した急冷薄帯（（Ｎｄｏ、 ｑＤＶｏ、 ＋）＋ｈ
ＦｅｔｅＢ６）の熱間圧縮成形磁石のＢｒは７．０ ｋ
Ｇ、 ｉＨｃは２１．４ ｋＯｅであり、実用上必要な
りｒ＝８．０〜８、５ ｋＧを確保できない。また、１
０％に及ぶＤｙの置換（磁石全体では１．６ａｔ％の添
加）は、Ｄｙ元素が高価なために磁石のコスト高の原因
にもなる。
石の熱安定性を向上させうることか期待される。一方、
上記のＪ、Ｊ、Ｃｒｏａｔらの報告にも見られるように
、Ｄｙの添加は残留磁束密度（Ｂｒ）の著しい低下を招
く。本発明者らの実験によれば、Ｎｄの１０％をＤｙで
置換した急冷薄帯（（Ｎｄｏ、 ｑＤＶｏ、 ＋）＋ｈ
ＦｅｔｅＢ６）の熱間圧縮成形磁石のＢｒは７．０ ｋ
Ｇ、 ｉＨｃは２１．４ ｋＯｅであり、実用上必要な
りｒ＝８．０〜８、５ ｋＧを確保できない。また、１
０％に及ぶＤｙの置換（磁石全体では１．６ａｔ％の添
加）は、Ｄｙ元素が高価なために磁石のコスト高の原因
にもなる。
本発明は、添加するａｙＯ量が従来よりも少ない成分系
において、高い熱安定性を示す熱間圧縮成形磁石の製造
方法を提供することを目的とする。
において、高い熱安定性を示す熱間圧縮成形磁石の製造
方法を提供することを目的とする。
本発明の希土類磁石の製造方法は、原子百分率で９％以
上で１４％以下のＲ（ただしＲはＮｄ又はＰｒの少なく
とも１種を含むＤｙを除く希土類元素）、０１０５％以
上で２％以下のｏｙ、４％以上で８％以下のＢ、０．０
５％以上で２％以下のＣｕ、及び残部がＦｅならびに不
可避的不純物からなる希土類磁石の製造方法において、
液体急冷法で作製した８％以上で１３％未満のＲ１４％
以上で８％以下のＢ、及び残部がＦｅならびに不可避的
不純物からなる合金粉末（Ｘ）と、同じく液体急冷法で
作製した１３％以上で２０％以下のＲ１０，２％以上で
８％以下のＤｙ、４％以上で８％以下のＢ、０．２％以
上で８％以下のＣｕ、及び残部がＦｅならびに不可避的
不純物からなる合金粉末（Ｙ）とを混合し、前記合金粉
末（Ｙ）の体積百分率が５％以上で５０％以下である混
合物を得たのち、該混合物を熱間圧縮成形することを特
徴とする。ここでＦｅｌの２０％までをＣｏで置換する
ことが可能である。熱間圧縮成形における加熱を通電加
熱により行うことにより高い生産性をもって希土類磁石
を製造することが出来る。
上で１４％以下のＲ（ただしＲはＮｄ又はＰｒの少なく
とも１種を含むＤｙを除く希土類元素）、０１０５％以
上で２％以下のｏｙ、４％以上で８％以下のＢ、０．０
５％以上で２％以下のＣｕ、及び残部がＦｅならびに不
可避的不純物からなる希土類磁石の製造方法において、
液体急冷法で作製した８％以上で１３％未満のＲ１４％
以上で８％以下のＢ、及び残部がＦｅならびに不可避的
不純物からなる合金粉末（Ｘ）と、同じく液体急冷法で
作製した１３％以上で２０％以下のＲ１０，２％以上で
８％以下のＤｙ、４％以上で８％以下のＢ、０．２％以
上で８％以下のＣｕ、及び残部がＦｅならびに不可避的
不純物からなる合金粉末（Ｙ）とを混合し、前記合金粉
末（Ｙ）の体積百分率が５％以上で５０％以下である混
合物を得たのち、該混合物を熱間圧縮成形することを特
徴とする。ここでＦｅｌの２０％までをＣｏで置換する
ことが可能である。熱間圧縮成形における加熱を通電加
熱により行うことにより高い生産性をもって希土類磁石
を製造することが出来る。
〔作 用］
以下本発明の詳細について説明する。
液体急冷法により作製されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷薄帯
の磁気特性はＮｄ及びＤｙの含有量によって大きく異な
る。すなわち、Ｎｄｏ量がＮｄｚＦｅ＋Ｊ化合物のＮｄ
の割合（１１，８％）よりも多くなるにしたがい、保磁
力（ｉｌｌｃ）は増加するが、残留磁束密度（Ｂｒ）は
低下することが知られている。また、ａｙの少量の添加
によってｉＨｃが著しく増加する。さらに、本発明者ら
は、ＤｙとＣｕの複合添加によって、ｏｙ単独の添加の
場合よりもｉＨｃが増加することを見出した。下に、種
々の合金薄帯の磁気特性の一例を示す。
の磁気特性はＮｄ及びＤｙの含有量によって大きく異な
る。すなわち、Ｎｄｏ量がＮｄｚＦｅ＋Ｊ化合物のＮｄ
の割合（１１，８％）よりも多くなるにしたがい、保磁
力（ｉｌｌｃ）は増加するが、残留磁束密度（Ｂｒ）は
低下することが知られている。また、ａｙの少量の添加
によってｉＨｃが著しく増加する。さらに、本発明者ら
は、ＤｙとＣｕの複合添加によって、ｏｙ単独の添加の
場合よりもｉＨｃが増加することを見出した。下に、種
々の合金薄帯の磁気特性の一例を示す。
Ｆｅ−１２Ｘ Ｎｄ−６Ｘ Ｂ ： ｉＨｃ ＝ ９．
９ｋＯｅ、 Ｂｒ ＝ ７．０ｋＧＦｅ−１５Ｘ Ｎｄ
−６χＢ ： ｉＨｃ ＝１９．１ｋＯｅ、 Ｂｒ ＝
５．９ｋＧＦｅ−１４，４χＮｄ−１，６Ｘ Ｄｙ−
６Ｘ Ｂ ： ｉＨｃ ＝２５．６ｋＯｅ。
９ｋＯｅ、 Ｂｒ ＝ ７．０ｋＧＦｅ−１５Ｘ Ｎｄ
−６χＢ ： ｉＨｃ ＝１９．１ｋＯｅ、 Ｂｒ ＝
５．９ｋＧＦｅ−１４，４χＮｄ−１，６Ｘ Ｄｙ−
６Ｘ Ｂ ： ｉＨｃ ＝２５．６ｋＯｅ。
Ｂｒ ＝ ５．３ｋＧ
Ｆｅ−１４，４χＮｄ−１，６Ｘ Ｄｙ−５Ｘ Ｂ４．
５χＣｕ： ｉＨｅ ＞２６ ｋＯｅ、 Ｂｒ ＝ ５
．２ｋＧこれらの値は、合金薄帯を１５０１Ｉｍ以下に
粉砕し、それによって得た粉末を樹脂で固めたボンド磁
石（密度６．０ ｇ ／ＣＴＩＩ）の測定結果である。
５χＣｕ： ｉＨｅ ＞２６ ｋＯｅ、 Ｂｒ ＝ ５
．２ｋＧこれらの値は、合金薄帯を１５０１Ｉｍ以下に
粉砕し、それによって得た粉末を樹脂で固めたボンド磁
石（密度６．０ ｇ ／ＣＴＩＩ）の測定結果である。
本発明の製造方法は、高Ｂｒを有する低Ｎｄ量の合金粉
末（主粉末）に対して、高ｉｃｅの合金粉末（添加粉末
）を添加し、混合ののちに熱間で圧縮成形することを特
徴とする。本発明者らは、新しく、ｏｙとＣｕを複合添
加した粉末の添加によって、熱間圧縮成形磁石の熱安定
性が著しく向上するという現象を見出した。詳しくは実
施例１に示すが、例えば、Ｆｅ−１２ＸＮｄ−４，９２
Ｃｏ−６χＢの主粉末とＦｅ１４．４χＮｄ−１，６χ
Ｄｙ−５２Ｂ−１，５χＣｕの添加粉末とを４対１の割
合で混合し、通電加熱を用いた熱間圧縮成形により真密
度の９５％以上にまで密度を高めた高密度磁石において
は、Ｐｃ＝２における不可逆減磁率は１８０″Ｃで−４
，２％であった（不可逆減磁率：室温（３０°Ｃ）で着
磁後に所定温度（例えば１８０°Ｃ）に磁石を加熱し、
再度室温に戻したときの磁束の減少率）。実施例２．３
において示すように、このような高い熱安定性は、Ｄｙ
とＣｕを複合添加することなしには得られない。
末（主粉末）に対して、高ｉｃｅの合金粉末（添加粉末
）を添加し、混合ののちに熱間で圧縮成形することを特
徴とする。本発明者らは、新しく、ｏｙとＣｕを複合添
加した粉末の添加によって、熱間圧縮成形磁石の熱安定
性が著しく向上するという現象を見出した。詳しくは実
施例１に示すが、例えば、Ｆｅ−１２ＸＮｄ−４，９２
Ｃｏ−６χＢの主粉末とＦｅ１４．４χＮｄ−１，６χ
Ｄｙ−５２Ｂ−１，５χＣｕの添加粉末とを４対１の割
合で混合し、通電加熱を用いた熱間圧縮成形により真密
度の９５％以上にまで密度を高めた高密度磁石において
は、Ｐｃ＝２における不可逆減磁率は１８０″Ｃで−４
，２％であった（不可逆減磁率：室温（３０°Ｃ）で着
磁後に所定温度（例えば１８０°Ｃ）に磁石を加熱し、
再度室温に戻したときの磁束の減少率）。実施例２．３
において示すように、このような高い熱安定性は、Ｄｙ
とＣｕを複合添加することなしには得られない。
本発明においては、Ｄｙ ＆ Ｃｕを複合添加した添加
粉末を用い、かつその添加粉末の量が５〜５０％におい
て十分に効果が発揮される。したがって、成形磁石の残
留磁束密度は低ＮｄＯ主粉末によってほぼ決められ、Ｂ
ｒ−８〜８．５ｋＧの高い値が保たれる。
粉末を用い、かつその添加粉末の量が５〜５０％におい
て十分に効果が発揮される。したがって、成形磁石の残
留磁束密度は低ＮｄＯ主粉末によってほぼ決められ、Ｂ
ｒ−８〜８．５ｋＧの高い値が保たれる。
本発明の希土類磁石は、組成の異なる２種の合金粉末Ｘ
とＹを混合し、熱間圧縮により固化することによって得
られる。希土類元素ＲとしてはＮｄが最も好ましいが、
Ｎｄの一部又は全部をＰｒで置き換えることも可能であ
る。ここで、粉末ＸのＲ１をＲ２Ｆｅ＋Ｊ相の組成比で
ある１１．８％を中心に８％以上で１３％未満に限定し
、高い残留磁束密度を粉末Ｘに付与する。Ｒの量が８％
未満のときには、粉末Ｘの保磁力が極端に低下し、実用
に供し得ない。また、Ｒの量が１３％以上のときには残
留磁束密度が低下する。このような組成範囲の粉末Ｘに
対して、高保磁力粉末のＹを添加する。粉末Ｙの性質と
しては、Ｒ−ｒｉｃｈ相（３元Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系で融点
は約７００°Ｃである）が合金中に含まれ、熱間圧縮時
にそのＲ−ｒｉｃｈ相が溶けて滲み出すことが必要であ
る。この滲み出たＲ−ｒｉｃｈの溶融体が粉末χの表面
を濡らし、粉末Ｘを高保磁力化するメカニズムが妥当で
ある。このような理由により粉末ＹのＲの量は１３％以
上で２０％以下に限定される。ここでＲの量が２０％を
越える時には粉末Ｙの残留磁束密度が著しく低下し、粉
末ＸとＹを混合して得られる高密度磁石の特性が低下す
る。
とＹを混合し、熱間圧縮により固化することによって得
られる。希土類元素ＲとしてはＮｄが最も好ましいが、
Ｎｄの一部又は全部をＰｒで置き換えることも可能であ
る。ここで、粉末ＸのＲ１をＲ２Ｆｅ＋Ｊ相の組成比で
ある１１．８％を中心に８％以上で１３％未満に限定し
、高い残留磁束密度を粉末Ｘに付与する。Ｒの量が８％
未満のときには、粉末Ｘの保磁力が極端に低下し、実用
に供し得ない。また、Ｒの量が１３％以上のときには残
留磁束密度が低下する。このような組成範囲の粉末Ｘに
対して、高保磁力粉末のＹを添加する。粉末Ｙの性質と
しては、Ｒ−ｒｉｃｈ相（３元Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系で融点
は約７００°Ｃである）が合金中に含まれ、熱間圧縮時
にそのＲ−ｒｉｃｈ相が溶けて滲み出すことが必要であ
る。この滲み出たＲ−ｒｉｃｈの溶融体が粉末χの表面
を濡らし、粉末Ｘを高保磁力化するメカニズムが妥当で
ある。このような理由により粉末ＹのＲの量は１３％以
上で２０％以下に限定される。ここでＲの量が２０％を
越える時には粉末Ｙの残留磁束密度が著しく低下し、粉
末ＸとＹを混合して得られる高密度磁石の特性が低下す
る。
ＤｙとＣｕは、粉末Ｙの成分として添加される。ここで
、ＣｕはＲ−ｒｉｃｈ相に濃縮され、Ｒ−ｒｉｃｈ相の
融点を約２００°Ｃ低下させる。これは、熱間圧縮時に
おけるＲ−ｒｉｃｈ溶融体の滲み出しを容易にする。Ｄ
ｙの一部はＲ−ｒｉｃｈ溶融体に取り込まれ、滲み出し
によって粉末Ｘの表面近傍にたどりつき、粉末Ｘの高保
磁力化、引いては成形磁石の高保磁力化に寄与し、成形
磁石に高い熱安定性を与えると考えられる。したがって
、いわば、ＣｕはＤｙ拡散の促進剤であり、両元素−緒
になって拡散し、粉末Ｘの表面（成形磁石においてはＸ
−Ｘ界面）を覆うのである。
、ＣｕはＲ−ｒｉｃｈ相に濃縮され、Ｒ−ｒｉｃｈ相の
融点を約２００°Ｃ低下させる。これは、熱間圧縮時に
おけるＲ−ｒｉｃｈ溶融体の滲み出しを容易にする。Ｄ
ｙの一部はＲ−ｒｉｃｈ溶融体に取り込まれ、滲み出し
によって粉末Ｘの表面近傍にたどりつき、粉末Ｘの高保
磁力化、引いては成形磁石の高保磁力化に寄与し、成形
磁石に高い熱安定性を与えると考えられる。したがって
、いわば、ＣｕはＤｙ拡散の促進剤であり、両元素−緒
になって拡散し、粉末Ｘの表面（成形磁石においてはＸ
−Ｘ界面）を覆うのである。
粉末Ｙの成分として添加する。ｙは０．２％以上で８％
以下に限定される。その理由は、ｒｈが０．２％未満で
はＲ−ｒｉｃｈ溶融体に取り込まれるＤｙの量が少なく
、８％を越えると粉末Ｙの残留磁束密度の低下が著しい
。Ｃｕは０．２％以上で８％以下の範囲で粉末Ｙの成分
として添加される。そのＣｕの添加量は０．２％未満で
は成形磁石の熱安定性の向上に寄与せず、８％を越える
と粉末Ｙの残留磁束密度の低下が無視できない。
以下に限定される。その理由は、ｒｈが０．２％未満で
はＲ−ｒｉｃｈ溶融体に取り込まれるＤｙの量が少なく
、８％を越えると粉末Ｙの残留磁束密度の低下が著しい
。Ｃｕは０．２％以上で８％以下の範囲で粉末Ｙの成分
として添加される。そのＣｕの添加量は０．２％未満で
は成形磁石の熱安定性の向上に寄与せず、８％を越える
と粉末Ｙの残留磁束密度の低下が無視できない。
粉末ＸとＹの混合物におけるＹの体積百分率は５％以上
で５０％以下に限定される。その理由は次の通りである
。添加粉末のＹの体積百分率が５％未満では十分に高い
保磁力と優れた熱安定性が得られない。また、Ｙの体積
百分率が５０％を越えると、粉末Ｘの持つ高い残留磁束
密度を十分に活かすことができない。このような混合比
のもとで得られる磁石の平均的なＲ（ただし、ＲはＮｄ
又はＰｒの少なくとも一種を含むＤｙを除く希土類元素
）の原子百分率は、９％以上で１４％以下に限定される
。その理由は、Ｒが９％未満では十分に高い保磁力が得
られず、１４％を越えると高い残留磁束密度が得られな
いからである。磁石中の平均的なりｙの量は、Ｒの組成
の限定と同じ理由により、０．０５％以上で２％以下に
限定される。より好ましいｏｙＯ組戒範囲は、高Ｂｒと
高熱安定性の両方を確保できる範囲で、０．１％以上で
１％以下である。
で５０％以下に限定される。その理由は次の通りである
。添加粉末のＹの体積百分率が５％未満では十分に高い
保磁力と優れた熱安定性が得られない。また、Ｙの体積
百分率が５０％を越えると、粉末Ｘの持つ高い残留磁束
密度を十分に活かすことができない。このような混合比
のもとで得られる磁石の平均的なＲ（ただし、ＲはＮｄ
又はＰｒの少なくとも一種を含むＤｙを除く希土類元素
）の原子百分率は、９％以上で１４％以下に限定される
。その理由は、Ｒが９％未満では十分に高い保磁力が得
られず、１４％を越えると高い残留磁束密度が得られな
いからである。磁石中の平均的なりｙの量は、Ｒの組成
の限定と同じ理由により、０．０５％以上で２％以下に
限定される。より好ましいｏｙＯ組戒範囲は、高Ｂｒと
高熱安定性の両方を確保できる範囲で、０．１％以上で
１％以下である。
平均的なＣｕＯ量は、０．０５％以上で２％以下に限定
される。より好ましいＣｕの組成範囲は、ａｙの場合と
同じ理由で０．１％以上で１％以下である。
される。より好ましいＣｕの組成範囲は、ａｙの場合と
同じ理由で０．１％以上で１％以下である。
Ｂの量は、原子百分率で４％未満ではＲｚＦｅ＋＝相が
出現し、８％を越えるとＢ−ｒｉｃｈ相が出現する。
出現し、８％を越えるとＢ−ｒｉｃｈ相が出現する。
いずれの相も熱間圧縮による粉体の緻密化を阻害する。
したがって、本発明に係わる急冷薄帯及びそれらの固化
された磁石におけるＢの量は一律４％以上で８％以下に
限定される。
された磁石におけるＢの量は一律４％以上で８％以下に
限定される。
合金のキュリー温度をあげて使用温度における磁束密度
の温度変化を小さくするために、Ｆｅの一部をＣｏで置
換することがある。本発明による磁石においても、磁石
特性を損なうこと無く、ＦｅＯ量の２０％まではＣｏで
置換することが可能である。
の温度変化を小さくするために、Ｆｅの一部をＣｏで置
換することがある。本発明による磁石においても、磁石
特性を損なうこと無く、ＦｅＯ量の２０％まではＣｏで
置換することが可能である。
次に、本発明の製造方法の詳細について述べる。
上記限定成分の超急冷合金粉末は、通常の単ロール法に
よって最も安定して得られるが、他の双ロール法もしく
はガスアトマイズ法によっても得られる。単ロール法の
場合には、厚さ２０〜３〇−１幅１．５〜２印、長さ１
０〜２０ｍｍのフレーク状の薄帯が得られる。単ロール
法による急冷薄帯の磁気特性は、ロールの回転速度によ
って制御される急冷度に依存して変化する。最適の急冷
条件では、大きさ０．０１−０．１ｔｍの微細な結晶粒
からなる薄帯が得られ、その薄帯は優れた磁石特性を示
す。一方、過急冷の条件では、非晶質に近い状態の薄帯
が得られるが、その薄帯は熱処理によって結晶化し、高
い磁石特性を示すようになる。いずれの薄帯も、粉砕し
て熱間圧縮成形磁石に供することができる。粉末の粒径
としては、１００，７７１１１前後が好適である。本発
明では、２種類の合金粉末を適当な割合で混合する必要
があるが、それは例えばＶ型混合機により容易に行いう
る。
よって最も安定して得られるが、他の双ロール法もしく
はガスアトマイズ法によっても得られる。単ロール法の
場合には、厚さ２０〜３〇−１幅１．５〜２印、長さ１
０〜２０ｍｍのフレーク状の薄帯が得られる。単ロール
法による急冷薄帯の磁気特性は、ロールの回転速度によ
って制御される急冷度に依存して変化する。最適の急冷
条件では、大きさ０．０１−０．１ｔｍの微細な結晶粒
からなる薄帯が得られ、その薄帯は優れた磁石特性を示
す。一方、過急冷の条件では、非晶質に近い状態の薄帯
が得られるが、その薄帯は熱処理によって結晶化し、高
い磁石特性を示すようになる。いずれの薄帯も、粉砕し
て熱間圧縮成形磁石に供することができる。粉末の粒径
としては、１００，７７１１１前後が好適である。本発
明では、２種類の合金粉末を適当な割合で混合する必要
があるが、それは例えばＶ型混合機により容易に行いう
る。
本発明の熱間圧縮は、ホットプレス、ＨＩＰ、通電焼結
等で行いうるが、通電加熱のできる通電焼結機を用いた
方法が高い量産性をもって行いうるので最も好ましい。
等で行いうるが、通電加熱のできる通電焼結機を用いた
方法が高い量産性をもって行いうるので最も好ましい。
通電焼結の特徴は、８００〜９００ ’Ｃに近い高温で
比較的低い圧力のもとて短時間（１〜４ ｍ１ｎ）で焼
結を完了させることにある。本発明の製造方法に基づ＜
ＤｙとＣｕの複合添加磁石は、上記のような高温におい
て成形しても高い熱安定性を示す。
比較的低い圧力のもとて短時間（１〜４ ｍ１ｎ）で焼
結を完了させることにある。本発明の製造方法に基づ＜
ＤｙとＣｕの複合添加磁石は、上記のような高温におい
て成形しても高い熱安定性を示す。
実施例１
原子百分率でＦｅ−１２ｚＮｄ−４，９％Ｃｏ−６ＸＢ
（Ｎｄ＋ｚ（Ｆｅｅ、 ｑａＣｏｏ、 ０６） １１２
Ｂ６）の組成の合金粉末ＸとＦｅ−１４，４χＮｄ１、
６ＸＤＶ−５２Ｂ−１、５％Ｃｕ （（Ｎｄｏ、 ｇＤ
ｙｏ、 ＋） ＋ ｂＦｅｔ７．５ＢｓＣｕ Ｌ ｓ）
の組成の合金粉末Ｙとを用意した。これらの粉末を作製
するにあたって、まず上記組成の合金を高周波誘導加熱
により溶解し、直径１ｍｍの穴を持つ石英ノズルからそ
の溶湯を回転する銅製ロールの表面上に噴射した。この
時のＯ−ルの表面速度は２５ｍ／ｓｅｃで、微細な結晶
粒の得られる最適の急冷条件である。得られた薄帯の厚
さは２０〜３〇−１幅は約１．５恥、長さはｌＯ〜２０
［＋１１１１である。
（Ｎｄ＋ｚ（Ｆｅｅ、 ｑａＣｏｏ、 ０６） １１２
Ｂ６）の組成の合金粉末ＸとＦｅ−１４，４χＮｄ１、
６ＸＤＶ−５２Ｂ−１、５％Ｃｕ （（Ｎｄｏ、 ｇＤ
ｙｏ、 ＋） ＋ ｂＦｅｔ７．５ＢｓＣｕ Ｌ ｓ）
の組成の合金粉末Ｙとを用意した。これらの粉末を作製
するにあたって、まず上記組成の合金を高周波誘導加熱
により溶解し、直径１ｍｍの穴を持つ石英ノズルからそ
の溶湯を回転する銅製ロールの表面上に噴射した。この
時のＯ−ルの表面速度は２５ｍ／ｓｅｃで、微細な結晶
粒の得られる最適の急冷条件である。得られた薄帯の厚
さは２０〜３〇−１幅は約１．５恥、長さはｌＯ〜２０
［＋１１１１である。
この薄帯を１５０−以下に粉砕し、プレス成形用の粉末
Ｘ及びＹとした。それぞれの粉末にエポキシ樹脂を３ｗ
ｔ％加え、圧縮成形によりボンド磁石を作製した。その
ボンド磁石（密度６．０ｇ／ａｆｌ）の磁気特性を６０
ｋＯｅのパルス着磁を行ったのちに自記磁束計によって
測定した結果を下に示す。
Ｘ及びＹとした。それぞれの粉末にエポキシ樹脂を３ｗ
ｔ％加え、圧縮成形によりボンド磁石を作製した。その
ボンド磁石（密度６．０ｇ／ａｆｌ）の磁気特性を６０
ｋＯｅのパルス着磁を行ったのちに自記磁束計によって
測定した結果を下に示す。
粉末Ｘ ： １Ｈｃ＝１０．６ｋＯｅ 、、Ｂｒ＝７．
０ｋＧ。
０ｋＧ。
（８８）ｍａｘ＝１１．０ＭＧＯｅ
粉末Ｙ ： ｉＨｃ＞２６ｋＯｅ 、 Ｂｒ＝５．２ｋ
Ｇ。
Ｇ。
（ＢＨ）ｍａｘ＝６．２ＭＧＯｅ
粉末ＸとＹを種々の割合で混合し、その混合粉末を通電
焼結機を用いて熱間で圧縮成形した。この実験において
は、粉末をカーボン製のダイのキャビティに装填し、粉
末に４００ｋｇ／Ｃ１１ｌの圧力を加えた状態で、１５
００Ａの通電により粉末を加熱した。ここでキャビティ
は、直径２０ｍ＋ｎの円柱状である。混合粉末の混合比
によっても異なったが、上記の圧力下では試料の実測温
度が８００〜９００°Ｃに到達した時点で混合粉末の密
度は合金粉末Ｘの真密度に近い７．６ｇ／ｃ＋ｄに達し
た。加熱開始から焼結終了までに要した時間は３〜４
ｍｉｎであった。
焼結機を用いて熱間で圧縮成形した。この実験において
は、粉末をカーボン製のダイのキャビティに装填し、粉
末に４００ｋｇ／Ｃ１１ｌの圧力を加えた状態で、１５
００Ａの通電により粉末を加熱した。ここでキャビティ
は、直径２０ｍ＋ｎの円柱状である。混合粉末の混合比
によっても異なったが、上記の圧力下では試料の実測温
度が８００〜９００°Ｃに到達した時点で混合粉末の密
度は合金粉末Ｘの真密度に近い７．６ｇ／ｃ＋ｄに達し
た。加熱開始から焼結終了までに要した時間は３〜４
ｍｉｎであった。
第１図に混合粉末における粉末Ｙの体積百分率が異なる
場合の熱間圧縮成形磁石の加圧方向の磁気特性と１４０
’Ｃと１８０″Ｃにおける不可逆減磁率を示す。磁気
特性は６０ｋＯｅのパルス着磁を行った後に自記磁束計
で測定したものである。不可逆減磁率は、バーξアンス
係数Ｐｃ（＝−Ｂ／ＩＩ）が２の円柱状試料の磁束の加
熱による変化量を測定して求めたものである。第１図か
られかるように、ＤｙとＣｕを複合添加した粉末Ｙを主
粉末Ｘに対して１０〜２０％添加することにより保磁力
ｉＨｃが著しく向上する。上記の粉末Ｙの添加範囲では
、８．２〜８、４ ｋＧの高い残留磁束密度Ｂｒが確保
される。また、ｉＨｅの上昇に対応して不可逆減磁率の
絶対値も小さくなる。粉末Ｙの添加量が２０％のときに
、１４０°Ｃと１８０″Ｃにおける不可逆減磁率はそれ
ぞれ−１，７％と−４，２％である。
場合の熱間圧縮成形磁石の加圧方向の磁気特性と１４０
’Ｃと１８０″Ｃにおける不可逆減磁率を示す。磁気
特性は６０ｋＯｅのパルス着磁を行った後に自記磁束計
で測定したものである。不可逆減磁率は、バーξアンス
係数Ｐｃ（＝−Ｂ／ＩＩ）が２の円柱状試料の磁束の加
熱による変化量を測定して求めたものである。第１図か
られかるように、ＤｙとＣｕを複合添加した粉末Ｙを主
粉末Ｘに対して１０〜２０％添加することにより保磁力
ｉＨｃが著しく向上する。上記の粉末Ｙの添加範囲では
、８．２〜８、４ ｋＧの高い残留磁束密度Ｂｒが確保
される。また、ｉＨｅの上昇に対応して不可逆減磁率の
絶対値も小さくなる。粉末Ｙの添加量が２０％のときに
、１４０°Ｃと１８０″Ｃにおける不可逆減磁率はそれ
ぞれ−１，７％と−４，２％である。
実施例２
添加粉末Ｙの種類を変えて混合粉末の通電焼結を行った
。主粉末Ｘには実施例１に記したものを用い、実験条件
も実施例１で詳述した条件と同じにした。第１表に添加
粉末の組成、添加量、粉末ＸとＹからなる混合粉末の平
均組成を示した。Ｎｄ系と記したものは、単一のＦｅ−
１４ＸＮｄ−６２：Ｂの組成を有する粉末を固めて得た
磁石の成分系である。
。主粉末Ｘには実施例１に記したものを用い、実験条件
も実施例１で詳述した条件と同じにした。第１表に添加
粉末の組成、添加量、粉末ＸとＹからなる混合粉末の平
均組成を示した。Ｎｄ系と記したものは、単一のＦｅ−
１４ＸＮｄ−６２：Ｂの組成を有する粉末を固めて得た
磁石の成分系である。
Ｎｄ ＋ Ｃｕ系、Ｎｄ ｆ Ｄｙ系、及びＮｄ ＋
Ｄｙ ｆ Ｃｕ系と記したものは、それぞれＣｕ及び／
又はＤｙを含む添加粉末と上記主粉末とからなる磁石の
成分系である。
Ｄｙ ｆ Ｃｕ系と記したものは、それぞれＣｕ及び／
又はＤｙを含む添加粉末と上記主粉末とからなる磁石の
成分系である。
第２図にそれぞれの成分系の通電焼結磁石の減磁ｌＩｈ
線を示す。残留磁束密度は成分系によってあまり変化せ
ずに８．２〜８．４ｋＧであるが、保磁力はＮｄ 十Ｄ
ｙ ｆ Ｃｕ系において最も大きい。第３図にＰｃ＝２
における不可逆減磁率の測定結果を示す。不可逆減磁率
の絶対値は、Ｎｄ系、Ｎｄ ｆ Ｃｕ系、Ｎｄ ＋ＤＶ
系、Ｎｄ十ＤｙｆＣｕ系の順番に小さくなっているのが
わかる。ここで、５％以下のＣｏの添加の有無によって
は、磁気特性及び不可逆減磁率はさほど変化しないこと
を確認している。
線を示す。残留磁束密度は成分系によってあまり変化せ
ずに８．２〜８．４ｋＧであるが、保磁力はＮｄ 十Ｄ
ｙ ｆ Ｃｕ系において最も大きい。第３図にＰｃ＝２
における不可逆減磁率の測定結果を示す。不可逆減磁率
の絶対値は、Ｎｄ系、Ｎｄ ｆ Ｃｕ系、Ｎｄ ＋ＤＶ
系、Ｎｄ十ＤｙｆＣｕ系の順番に小さくなっているのが
わかる。ここで、５％以下のＣｏの添加の有無によって
は、磁気特性及び不可逆減磁率はさほど変化しないこと
を確認している。
実施例３
種々の主粉末Ｘ及び添加粉末Ｙからなる混合粉末の通電
焼結磁石を作製し、磁気特性及び不可逆減磁率の値を比
較した。加える添加粉末の体積百分率（添加Ｎ）は−例
を除いて２０％にし、その他の実験条件は実施例１で詳
述した条件と同しにした。第２表に示す種々の主粉末及
び添加粉末からなる混合粉末の通電焼結磁石を作製し、
それらの磁石をＮｏ、１，２．３．４．５．６とした。
焼結磁石を作製し、磁気特性及び不可逆減磁率の値を比
較した。加える添加粉末の体積百分率（添加Ｎ）は−例
を除いて２０％にし、その他の実験条件は実施例１で詳
述した条件と同しにした。第２表に示す種々の主粉末及
び添加粉末からなる混合粉末の通電焼結磁石を作製し、
それらの磁石をＮｏ、１，２．３．４．５．６とした。
第３表に各磁石の磁気特性（ｉＨｃ、 Ｂｒｓ （ＢＨ
）ｍａｘ）及びＰＣ−２の条件での１８０°Ｃにおける
不可逆減磁率（ΔΦ１ｒｒ）を示す。
）ｍａｘ）及びＰＣ−２の条件での１８０°Ｃにおける
不可逆減磁率（ΔΦ１ｒｒ）を示す。
第
３
表
第２表及び第３表かられかるように、保磁力（ｉＨｃ）
が殆ど同じであっても、Ｎｄ−Ｐｅ−８３元系又はＮｄ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｄｙ ４元系に比較して、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
−Ｄｙ−Ｃｕ５元系の不可逆減磁率（ΔΦ１ｒｒ）の絶
対値は小さく熱安定性に優れる。また、Ｎｏ、 ６の磁
石の結果かられかるように、Ｎｄの代わりにＰｒを使う
ことができる。
が殆ど同じであっても、Ｎｄ−Ｐｅ−８３元系又はＮｄ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｄｙ ４元系に比較して、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
−Ｄｙ−Ｃｕ５元系の不可逆減磁率（ΔΦ１ｒｒ）の絶
対値は小さく熱安定性に優れる。また、Ｎｏ、 ６の磁
石の結果かられかるように、Ｎｄの代わりにＰｒを使う
ことができる。
本発明により得られたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の磁気特性
は、縦磁場成形のＳｍ−Ｇｏ焼結磁石の特性に匹敵し、
水系磁石の弱点であった熱安定性の悪さが大きく改善さ
れた。本発明の場合、原料の希土類として主に安価なＮ
ｄを用いるので低コストの磁石の提供が可能である。ま
た、本発明により得られた磁石の形状は、熱間圧縮成形
に用いるダイのキャビティの形状の通りに精度よく決め
られるので、研磨等の後加工を必要としない。これによ
って、後加工を必要とする通常の常圧焼結によるＮｄ−
ＰｅＢ磁石に対してもコスト的に有利な立場を取りうる
。
は、縦磁場成形のＳｍ−Ｇｏ焼結磁石の特性に匹敵し、
水系磁石の弱点であった熱安定性の悪さが大きく改善さ
れた。本発明の場合、原料の希土類として主に安価なＮ
ｄを用いるので低コストの磁石の提供が可能である。ま
た、本発明により得られた磁石の形状は、熱間圧縮成形
に用いるダイのキャビティの形状の通りに精度よく決め
られるので、研磨等の後加工を必要としない。これによ
って、後加工を必要とする通常の常圧焼結によるＮｄ−
ＰｅＢ磁石に対してもコスト的に有利な立場を取りうる
。
第１図はＦｅ−Ｎｄ−Ｄｙ−Ｂ４：ｕ系粉末の体積百分
率（それから計算される平均のＤｙとＣｕの原子百分率
：に対して通電焼結磁石の磁気特性と不可逆減磁率を表
す図である。第２図は各成分系の通電焼結磁石の減磁曲
線で、第３図は各成分系の磁石の不可逆減磁率を表す図
である。 第１図 （Ｎｄｏ、ｑＤｙａｔ）ｔａＦｅｎｓＥｓｃｕｔｓ ｒ
ｎ末の付１責百分４’（％）平均のＤｙの原子百分子（
’／、） 平均のＣＵの原子臼分卆（〃） Ｈ（セ０ｅ） ４π１（／２σ）
率（それから計算される平均のＤｙとＣｕの原子百分率
：に対して通電焼結磁石の磁気特性と不可逆減磁率を表
す図である。第２図は各成分系の通電焼結磁石の減磁曲
線で、第３図は各成分系の磁石の不可逆減磁率を表す図
である。 第１図 （Ｎｄｏ、ｑＤｙａｔ）ｔａＦｅｎｓＥｓｃｕｔｓ ｒ
ｎ末の付１責百分４’（％）平均のＤｙの原子百分子（
’／、） 平均のＣＵの原子臼分卆（〃） Ｈ（セ０ｅ） ４π１（／２σ）
Claims (3)
- （１） 原子百分率で９％以上で１４％以下のＲ（ただ
しＲはＮｄ又はＰｒの少なくとも１種を含むＤｙを除く
希土類元素）、０．０５％以上で２％以下のＤｙ、４％
以上で８％以下のＢ、０．０５％以上で２％以下のＣｕ
、及び残部がＦｅならびに不可避的不純物からなる希土
類磁石の製造方法において、液体急冷法で作製した８％
以上で１３％未満のＲ、４％以上で８％以下のＢ、及び
残部がＦｅならびに不可避的不純物からなる合金粉末（
Ｘ）と、同じく液体急冷法で作製した１３％以上で２０
％以下のＲ、０．２％以上で８％以下のＤｙ、４％以上
で８％以下のＢ、０．２％以上で８％以下のＣｕ、及び
残部がＦｅならびに不可避的不純物からなる合金粉末（
Ｙ）とを混合し、前記合金粉末（Ｙ）の体積百分率が５
％以上で５０％以下である混合物を得たのち、該混合物
を熱間圧縮成形することを特徴とする希土類磁石の製造
方法。 - （２） Ｆｅ量の２０％までをＣｏで置換することを特
徴とする請求項１記載の希土類磁石の製造方法。 - （３） 熱間圧縮成形における加熱を通電加熱により行
うことを特徴とする請求項１及び２記載の希土類磁石の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1207660A JPH0371601A (ja) | 1989-08-10 | 1989-08-10 | 希土類磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1207660A JPH0371601A (ja) | 1989-08-10 | 1989-08-10 | 希土類磁石の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0371601A true JPH0371601A (ja) | 1991-03-27 |
Family
ID=16543447
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1207660A Pending JPH0371601A (ja) | 1989-08-10 | 1989-08-10 | 希土類磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0371601A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05205925A (ja) * | 1992-01-29 | 1993-08-13 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石用原料粉末 |
| JP2012209442A (ja) * | 2011-03-30 | 2012-10-25 | Hitachi Metals Ltd | バルク磁石およびその製造方法 |
| JP2014057075A (ja) * | 2009-12-09 | 2014-03-27 | Aichi Steel Works Ltd | 希土類異方性磁石とその製造方法 |
| JP2018073988A (ja) * | 2016-10-28 | 2018-05-10 | ミネベアミツミ株式会社 | 等方性バルク磁石および等方性バルク磁石の製造方法 |
-
1989
- 1989-08-10 JP JP1207660A patent/JPH0371601A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05205925A (ja) * | 1992-01-29 | 1993-08-13 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石用原料粉末 |
| JP2014057075A (ja) * | 2009-12-09 | 2014-03-27 | Aichi Steel Works Ltd | 希土類異方性磁石とその製造方法 |
| JP2012209442A (ja) * | 2011-03-30 | 2012-10-25 | Hitachi Metals Ltd | バルク磁石およびその製造方法 |
| JP2018073988A (ja) * | 2016-10-28 | 2018-05-10 | ミネベアミツミ株式会社 | 等方性バルク磁石および等方性バルク磁石の製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP3291249B1 (en) | Manganese bismuth-based sintered magnet having improved thermal stability and preparation method therefor | |
| US5930582A (en) | Rare earth-iron-boron permanent magnet and method for the preparation thereof | |
| JPH02288305A (ja) | 希土類磁石及びその製造方法 | |
| EP0657899A1 (en) | Iron-based permanent magnet alloy powders for resin bonded magnets and magnets made therefrom | |
| JP2727506B2 (ja) | 永久磁石およびその製造方法 | |
| JPH0447024B2 (ja) | ||
| JP2002057017A (ja) | 等方性の粉末磁石材料、その製造方法およびボンド磁石 | |
| JPH0371601A (ja) | 希土類磁石の製造方法 | |
| JP3641021B2 (ja) | 高保磁力鉄基永久磁石及びボンド磁石 | |
| JPH0831626A (ja) | 希土類磁性粉末、その永久磁石及びこれらの製造方法 | |
| JPH07263210A (ja) | 永久磁石並びに永久磁石合金粉末とその製造方法 | |
| JP2008223052A (ja) | 希土類磁石合金、希土類磁石合金薄帯の製造方法、およびボンド磁石 | |
| JP3623564B2 (ja) | 異方性ボンド磁石 | |
| JPH0845719A (ja) | ボンド磁石用急冷薄帯、ボンド磁石用粉末、ボンド磁石及びそれらの製造方法 | |
| JP3670424B2 (ja) | 異方性ボンド磁石の製造方法 | |
| JP5235264B2 (ja) | 希土類焼結磁石及びその製造方法 | |
| JP4687493B2 (ja) | 希土類焼結磁石及びその製造方法 | |
| JP2704745B2 (ja) | 永久磁石の製造方法 | |
| JPS63252403A (ja) | 液体急冷合金複合型希土類永久磁石とその製造方法 | |
| JPH09320876A (ja) | 異方性ボンド磁石の製造方法 | |
| CN105023685B (zh) | 磁铁粉末、粘结磁铁以及电动机 | |
| JP4972919B2 (ja) | 希土類焼結磁石及びその製造方法 | |
| JP3623583B2 (ja) | 異方性ボンド磁石 | |
| JPH03194904A (ja) | 希土類磁石及びその製造方法 | |
| JPH04218903A (ja) | 異方性希土類磁石又は異方性希土類磁石粉末の製造方法 |