JPH07120576B2 - 鋳造希土類―鉄系永久磁石の製造方法 - Google Patents
鋳造希土類―鉄系永久磁石の製造方法Info
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- JPH07120576B2 JPH07120576B2 JP61045872A JP4587286A JPH07120576B2 JP H07120576 B2 JPH07120576 B2 JP H07120576B2 JP 61045872 A JP61045872 A JP 61045872A JP 4587286 A JP4587286 A JP 4587286A JP H07120576 B2 JPH07120576 B2 JP H07120576B2
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-
- H—ELECTRICITY
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- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は希土類−低系永久磁石に関する。
本発明は、鋳造インゴツトを粉砕・焼結等を行なわず、
一方凝固法を用いて鋳マクロ組織が柱状晶のみとなるよ
うに鋳造後、熱処理を施すだけで磁気的に硬化させ、ま
た熱間加工によつて、磁気的に異方化させることによ
り、希土類−鉄系永久磁石を得んとするものである。
一方凝固法を用いて鋳マクロ組織が柱状晶のみとなるよ
うに鋳造後、熱処理を施すだけで磁気的に硬化させ、ま
た熱間加工によつて、磁気的に異方化させることによ
り、希土類−鉄系永久磁石を得んとするものである。
従来、Ｒ−Fe−Ｂ系の磁石の製造には次の３通りの方法
が報告されている。
が報告されている。
（１） 粉末治金法に基づく焼結法（参考文献１）。
（２） アモルフアス合金を製造するに用いる急冷薄帯
製造装置で、厚さ30μｍ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（参考文献２）。
製造装置で、厚さ30μｍ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（参考文献２）。
（３） （２）の方法で使用した同じ薄片を、２段階の
ホツトプレス法で機械的配向処理を行う方法（参考文献
２）。
ホツトプレス法で機械的配向処理を行う方法（参考文献
２）。
参考文献１ M.Sagawa,S.Fujimura,N.Togawa H.Yamamot
o and Y.Matsuura;J.Appl.Phys,Vol.55（６）,15Maroh1
984,P2083 参考文献2. R.W.Lee;Appl.Phys,Lett,Vol.46（８）,15
April1985,P790 文献に添つて上記の従来技術を説明する。まず（１）の
焼結法では、溶解・鋳造により合金インゴツトを作製
し、粉砕されて３μｍくらいの粒径を有する磁石粉にさ
れる。磁石粉は成形助剤となるバインダーと混練され、
磁場中でプレス成形されて、成形体ができあがる。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
で熱処理すると保持力はさらに向上する。
o and Y.Matsuura;J.Appl.Phys,Vol.55（６）,15Maroh1
984,P2083 参考文献2. R.W.Lee;Appl.Phys,Lett,Vol.46（８）,15
April1985,P790 文献に添つて上記の従来技術を説明する。まず（１）の
焼結法では、溶解・鋳造により合金インゴツトを作製
し、粉砕されて３μｍくらいの粒径を有する磁石粉にさ
れる。磁石粉は成形助剤となるバインダーと混練され、
磁場中でプレス成形されて、成形体ができあがる。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
で熱処理すると保持力はさらに向上する。
（２）は、ま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。得られた薄帯は厚さ30μ
ｍのリボン状をしており、直径が1000Å以下の多結晶が
集合している。薄帯は脆くて割れやすく、結晶粒は等方
的に分布しているので磁気的にも等方性である、この薄
帯は適度な粒度にして、樹脂と混練してプレス成形すれ
ば7ton/cm2程度の圧力で、約85体積％の充填が可能とな
る。
Fe−Ｂ合金の急冷薄帯を作る。得られた薄帯は厚さ30μ
ｍのリボン状をしており、直径が1000Å以下の多結晶が
集合している。薄帯は脆くて割れやすく、結晶粒は等方
的に分布しているので磁気的にも等方性である、この薄
帯は適度な粒度にして、樹脂と混練してプレス成形すれ
ば7ton/cm2程度の圧力で、約85体積％の充填が可能とな
る。
（３）の製造方法は、始めにリボン状の急冷薄帯あるい
は薄帯の片を、真空中あるいは不活性雰囲気中で約700
℃で予備加熱したグラフアイトあるいは他の耐熱用のプ
レス型に入れる。該リボンが所望の温度に到達したとき
−軸の圧力が加えられる。温度、時間は特定しないが、
充分な塑性が出る条件としてＴ＝725±250℃、圧力はＰ
〜1.4ton/cm2程度が適している。この段階では磁石はわ
ずかにプレス方向に配向しているとはいえ、全体的には
等方性である。次のホツトプレスは、大面積を有する型
で行なわれる。最も一般的には700℃で0.7tonで数秒間
プレスする。すると試料は最初の厚みの1/2になりプレ
ス方向と平行に磁化容易軸が配向してきて、合金は異方
性化する。これらの工程は、二段階ホツトプレス法（tw
o−stage hot−press procedure）と呼ばれているこの
方法により緻密で異方性を有するＲ−Fe−Ｂ磁石が製造
できる。なお、最初のメルトスピニング法で作られるリ
ボン薄帯の結晶粒は、それが最大の保持力を示す時の粒
径よりも小さめにしておき、後にホツトプレス中に結晶
粒の粗大化が生じて最適の粒径になるようにしておく。
は薄帯の片を、真空中あるいは不活性雰囲気中で約700
℃で予備加熱したグラフアイトあるいは他の耐熱用のプ
レス型に入れる。該リボンが所望の温度に到達したとき
−軸の圧力が加えられる。温度、時間は特定しないが、
充分な塑性が出る条件としてＴ＝725±250℃、圧力はＰ
〜1.4ton/cm2程度が適している。この段階では磁石はわ
ずかにプレス方向に配向しているとはいえ、全体的には
等方性である。次のホツトプレスは、大面積を有する型
で行なわれる。最も一般的には700℃で0.7tonで数秒間
プレスする。すると試料は最初の厚みの1/2になりプレ
ス方向と平行に磁化容易軸が配向してきて、合金は異方
性化する。これらの工程は、二段階ホツトプレス法（tw
o−stage hot−press procedure）と呼ばれているこの
方法により緻密で異方性を有するＲ−Fe−Ｂ磁石が製造
できる。なお、最初のメルトスピニング法で作られるリ
ボン薄帯の結晶粒は、それが最大の保持力を示す時の粒
径よりも小さめにしておき、後にホツトプレス中に結晶
粒の粗大化が生じて最適の粒径になるようにしておく。
上述した従来技術では、Ｒ−Fe−Ｂ系の磁石は一応作製
できるのであるが、これらの技術を利用した製造方法は
次のような欠点を有している。（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系合金はた
いへん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
くなつてしまう。また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で使用しなければなら
ず、これは焼結工程で前もつて取り除かれるのである
が、数割は磁石体の中に炭素の形で残つてしまう。この
炭素は著しくＲ−Fe−Ｂの磁気性能を低下させる。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
言われる。これはたいへん脆く、ハンドリングが難し
い。従つて焼結炉にきれいに並べて入れるのには、相当
の手間がかかることも大きな欠点である。これらの欠点
があるので一般的に言つてＲ−Fe−Ｂ系の焼結磁石の製
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、磁石の製造費が高くなつてしまう。従つて、
Ｒ−Fe−Ｂ系磁石の原料費の安さを充分に引き出せる製
造法とは言い難い。
できるのであるが、これらの技術を利用した製造方法は
次のような欠点を有している。（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系合金はた
いへん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
くなつてしまう。また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で使用しなければなら
ず、これは焼結工程で前もつて取り除かれるのである
が、数割は磁石体の中に炭素の形で残つてしまう。この
炭素は著しくＲ−Fe−Ｂの磁気性能を低下させる。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
言われる。これはたいへん脆く、ハンドリングが難し
い。従つて焼結炉にきれいに並べて入れるのには、相当
の手間がかかることも大きな欠点である。これらの欠点
があるので一般的に言つてＲ−Fe−Ｂ系の焼結磁石の製
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、磁石の製造費が高くなつてしまう。従つて、
Ｒ−Fe−Ｂ系磁石の原料費の安さを充分に引き出せる製
造法とは言い難い。
（２）と（３）の製造法は、真空メルトスピニング装置
を使う。この装置は現在では、たいへん生産性が悪く、
しかも高価である。（２）で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、ホツトプレスを２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
考えるとたいへん非効率になることは否めないであろ
う。
を使う。この装置は現在では、たいへん生産性が悪く、
しかも高価である。（２）で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、ホツトプレスを２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
考えるとたいへん非効率になることは否めないであろ
う。
本発明によるＲ−Fe−Ｂ系磁石の製造方法はこれらの欠
点を解決するものであり、その目的とするところは、低
コストでしかも高性能な磁石を提供するところにある。
点を解決するものであり、その目的とするところは、低
コストでしかも高性能な磁石を提供するところにある。
本発明の永久磁石の製造方法は、原子百分率においてR8
〜25％（但し、ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも１
種）、B2〜８％及び残部が鉄を主成分とする合金を溶解
する工程と、一方向凝固法を用いて鋳造し鋳造インゴッ
トを得る工程と、鋳造後前記鋳造インゴッドを500℃以
上で熱処理することにより磁気的の硬化させる工程とか
らなることを特徴とするものである。
〜25％（但し、ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも１
種）、B2〜８％及び残部が鉄を主成分とする合金を溶解
する工程と、一方向凝固法を用いて鋳造し鋳造インゴッ
トを得る工程と、鋳造後前記鋳造インゴッドを500℃以
上で熱処理することにより磁気的の硬化させる工程とか
らなることを特徴とするものである。
前記のように現存の希土類−鉄系永久磁石の製造方法で
ある焼結法・急冷法は、それぞれ粉砕による粉末管理の
困難さ、生産性の悪さといつた大きな欠点を有してい
る。本発明者らは、これらの欠点を改良するため、バル
ク状態で保持力を得ることができるような合金の研究に
着手し、前記のような組成においてバルク状態での保持
力の獲得が可能であり、このとき鋳造組織が乱れのない
一方向凝固組織となるようにすると保持力が得やすく、
また凝固組織の異方性を利用できるため、通常の凝固組
織を用いるよりも、より均一な高性能永久磁石が得ら
れ、これに連続鋳造を応用すると生産性を大幅に上げる
ことが可能であり、熱間加工により異方化することも可
能であることを発明した。この方法では、鋳造インゴツ
トを粉砕する必要ないので、焼結法ほどの厳密な雰囲気
管理を行なう必要はなく、設備費が大きく低減される。
さらに熱間加工による異方型も急冷法のように２段階で
はなく、一段階でよく、バルクのまま加工できるのでプ
レスだけでなく、圧延・スタンプ・押し出し・絞り等も
可能で、形状任意性・生産性は著しく高まる。同系統の
研究には、参考文献３三保広晃他（日本金属学会、昭和
60年度終期講演会、講演番号（544））があるが同研究
は本発明と組成域を異にするのみならず、マクロ組織に
よる性能変化については一切、言及しておらず性能的に
も本発明に大きく劣つている。また求める形状を得るた
めの２次加工も、本系の場合、従来のサマリウムコバル
ト系希土類磁石に対して曲げ強さ・圧縮強さ等が大きい
ので、冷間でも非常にやりやすい。
ある焼結法・急冷法は、それぞれ粉砕による粉末管理の
困難さ、生産性の悪さといつた大きな欠点を有してい
る。本発明者らは、これらの欠点を改良するため、バル
ク状態で保持力を得ることができるような合金の研究に
着手し、前記のような組成においてバルク状態での保持
力の獲得が可能であり、このとき鋳造組織が乱れのない
一方向凝固組織となるようにすると保持力が得やすく、
また凝固組織の異方性を利用できるため、通常の凝固組
織を用いるよりも、より均一な高性能永久磁石が得ら
れ、これに連続鋳造を応用すると生産性を大幅に上げる
ことが可能であり、熱間加工により異方化することも可
能であることを発明した。この方法では、鋳造インゴツ
トを粉砕する必要ないので、焼結法ほどの厳密な雰囲気
管理を行なう必要はなく、設備費が大きく低減される。
さらに熱間加工による異方型も急冷法のように２段階で
はなく、一段階でよく、バルクのまま加工できるのでプ
レスだけでなく、圧延・スタンプ・押し出し・絞り等も
可能で、形状任意性・生産性は著しく高まる。同系統の
研究には、参考文献３三保広晃他（日本金属学会、昭和
60年度終期講演会、講演番号（544））があるが同研究
は本発明と組成域を異にするのみならず、マクロ組織に
よる性能変化については一切、言及しておらず性能的に
も本発明に大きく劣つている。また求める形状を得るた
めの２次加工も、本系の場合、従来のサマリウムコバル
ト系希土類磁石に対して曲げ強さ・圧縮強さ等が大きい
ので、冷間でも非常にやりやすい。
従来のＲ−Fe−Ｂ系磁石の組成は参考文献１に代表され
るように、R15Fe77B8が最適組成とされていた。この組
成はＲ−Fe−Ｂ系磁石の主相R2Fe14B化合物を原子百分
率で表わした組成Ｒ11.7Fe32.4Ｂ5.9に比してＲ・Ｂ両
元素に富む側に移行している。これは保持力を得るため
には、主相のみでなくＲ−rich相・Ｂ−rich相と呼ばれ
る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組成では、これとは逆にＢが少な
い側に移行したところにピーク値が存在する。この組成
域では、焼結法によると保持力が激減するので、これま
であまり注目されていなかつた。しかし鋳造法によると
本組成域でのみ高保磁力が得られ、通常のＢに富む側で
は充分な保持力が得られない。このことは保持力機構に
なんらかの変化に起つたことによると考えられる。
るように、R15Fe77B8が最適組成とされていた。この組
成はＲ−Fe−Ｂ系磁石の主相R2Fe14B化合物を原子百分
率で表わした組成Ｒ11.7Fe32.4Ｂ5.9に比してＲ・Ｂ両
元素に富む側に移行している。これは保持力を得るため
には、主相のみでなくＲ−rich相・Ｂ−rich相と呼ばれ
る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組成では、これとは逆にＢが少な
い側に移行したところにピーク値が存在する。この組成
域では、焼結法によると保持力が激減するので、これま
であまり注目されていなかつた。しかし鋳造法によると
本組成域でのみ高保磁力が得られ、通常のＢに富む側で
は充分な保持力が得られない。このことは保持力機構に
なんらかの変化に起つたことによると考えられる。
永久磁石材料に、一方凝固法を用いることはアルニコ磁
石を初め、希土類磁石系のセリウム−コバルト−銅−鉄
系鋳造磁石（参考文献4. G.Y.CHIN他、IEEE Uransacti
ons or Maghetics,Vol.MAG−8,No.1,March1972P29）で
も行なわれており、本発明者らのひとりも1981年、一方
凝固ではないが、柱状晶組織の効果を樹脂結合型サマリ
ウムコバルト磁石への応用として発表している（参考文
献5. T.Shimoda他、Proceedings of the fifth intern
ational Workshop on Rare Earth−Cobalt Permanent M
agnets,1981P595）。本発明においても鋳造状態で一方
凝固組織を得ることは、高性能磁石化の重要点となつて
いる。すなわち、本磁石は熱処理によつて保磁力を得る
過程が拡散によるものであり、参考文献５のサマリウム
コバルトと同様、等結晶よりも一方向凝固組織による方
が保持力が得やすい。さらに本系磁石は、一方向凝固組
織に垂直な面に磁化容易軸が配向する性質があるので、
これを利用すれば、面内異方性磁石となる。一般に鋳造
磁石の最大の課題は異方化をいかに行なうかという点に
ある。アルコール磁石では磁界中制御冷却等の手段が採
られているが、本系では熱間加工による機械的な配向が
可能である。すなわち変形方向に磁化容易軸が配向する
性質を有する。一方向凝固ではなく、通常の金型に鋳込
んだ柱状晶組織では、組織の乱れによる磁気特性の悪化
だけでなく、型壁周辺部と中心部で柱状晶組織の発達方
向に差が生じるので、熱間加工によつても配向を均一に
行なうことは困難である。ところが一方向凝固の場合に
は、配向バラツキが生じにくく、容易に配向が可能とな
る。配向方向も、縦・横だけでなく、ロータリースウエ
ージングのように多方向から変形圧力がかかる装置また
は、リング厚みが薄くなるようなリング状押出加工機を
用いれば、ラジアル配向も可能となる。
石を初め、希土類磁石系のセリウム−コバルト−銅−鉄
系鋳造磁石（参考文献4. G.Y.CHIN他、IEEE Uransacti
ons or Maghetics,Vol.MAG−8,No.1,March1972P29）で
も行なわれており、本発明者らのひとりも1981年、一方
凝固ではないが、柱状晶組織の効果を樹脂結合型サマリ
ウムコバルト磁石への応用として発表している（参考文
献5. T.Shimoda他、Proceedings of the fifth intern
ational Workshop on Rare Earth−Cobalt Permanent M
agnets,1981P595）。本発明においても鋳造状態で一方
凝固組織を得ることは、高性能磁石化の重要点となつて
いる。すなわち、本磁石は熱処理によつて保磁力を得る
過程が拡散によるものであり、参考文献５のサマリウム
コバルトと同様、等結晶よりも一方向凝固組織による方
が保持力が得やすい。さらに本系磁石は、一方向凝固組
織に垂直な面に磁化容易軸が配向する性質があるので、
これを利用すれば、面内異方性磁石となる。一般に鋳造
磁石の最大の課題は異方化をいかに行なうかという点に
ある。アルコール磁石では磁界中制御冷却等の手段が採
られているが、本系では熱間加工による機械的な配向が
可能である。すなわち変形方向に磁化容易軸が配向する
性質を有する。一方向凝固ではなく、通常の金型に鋳込
んだ柱状晶組織では、組織の乱れによる磁気特性の悪化
だけでなく、型壁周辺部と中心部で柱状晶組織の発達方
向に差が生じるので、熱間加工によつても配向を均一に
行なうことは困難である。ところが一方向凝固の場合に
は、配向バラツキが生じにくく、容易に配向が可能とな
る。配向方向も、縦・横だけでなく、ロータリースウエ
ージングのように多方向から変形圧力がかかる装置また
は、リング厚みが薄くなるようなリング状押出加工機を
用いれば、ラジアル配向も可能となる。
以下、本発明による永久磁石の組成限度理由を説明す
る。希土類としては、Y,La,Ce,Pr,Nd,Sm,Er,Gd,Tb,Dy,H
o,Eu,Tm,Yb,Luが候補として挙げられ、これらのうちの
１種あるいは１種以上を組み合わせて用いられる。最も
高い磁気特性はPrで得られる。従つて実用的には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Al,Mo,Si等は
保持力の向上に有効である。Ｒ−Fe−Ｂ系磁石の主相は
R2Fe14Bである。従つて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25原子％
を越えると非磁性のRrich相が多くなり磁気特性は著し
く低下する。よつてＲの範囲は、８〜25原子％が適当で
ある。
る。希土類としては、Y,La,Ce,Pr,Nd,Sm,Er,Gd,Tb,Dy,H
o,Eu,Tm,Yb,Luが候補として挙げられ、これらのうちの
１種あるいは１種以上を組み合わせて用いられる。最も
高い磁気特性はPrで得られる。従つて実用的には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Al,Mo,Si等は
保持力の向上に有効である。Ｒ−Fe−Ｂ系磁石の主相は
R2Fe14Bである。従つて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25原子％
を越えると非磁性のRrich相が多くなり磁気特性は著し
く低下する。よつてＲの範囲は、８〜25原子％が適当で
ある。
Ｂは、R2Fe14B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系になるので高保持力は
望めない。しかし従来の焼結法による磁石のように８原
子％以上も添加すると、逆に鋳造状態での保持力は得ら
れなくなつてしまう。従つてＢの量は２〜８原子％が範
囲として適している。
原子％未満では菱面体のＲ−Fe系になるので高保持力は
望めない。しかし従来の焼結法による磁石のように８原
子％以上も添加すると、逆に鋳造状態での保持力は得ら
れなくなつてしまう。従つてＢの量は２〜８原子％が範
囲として適している。
〔実施例１〕 本発明による製造工程図例を第１図に示す。まず所望の
組成の合金を誘導炉で溶解し、加熱鋳型を用いて連続的
に一方向凝固を行ない、引き続き熱間加工を500゜以上
の温度範囲で行なつて、異方性を付与し、次にアニール
を500℃〜1050℃の温度範囲で行い磁気的な高架を行つ
た後、切断・研削により最終形状に仕上げる。本実施例
では第１表の組成を溶解し、加熱鋳型に20mm×10mmの大
きさを用い、800℃の熱間鍛造によつて10mm×10mmの大
きさに仕上げ、熱間加工は800℃で行ないアニールはベ
ルト炉により1000℃×24時間行つた。
組成の合金を誘導炉で溶解し、加熱鋳型を用いて連続的
に一方向凝固を行ない、引き続き熱間加工を500゜以上
の温度範囲で行なつて、異方性を付与し、次にアニール
を500℃〜1050℃の温度範囲で行い磁気的な高架を行つ
た後、切断・研削により最終形状に仕上げる。本実施例
では第１表の組成を溶解し、加熱鋳型に20mm×10mmの大
きさを用い、800℃の熱間鍛造によつて10mm×10mmの大
きさに仕上げ、熱間加工は800℃で行ないアニールはベ
ルト炉により1000℃×24時間行つた。
得られた結果を第２表に示す。
〔実施例２〕 実施例１で最高機能が得られた組成Pr15Fe81B4を用い、
連続一方凝固法により、外径30mm、内径10mmの管状試料
を作り、これを図２に示すロータリースウエジングマシ
ンを作り、これを図２に示すロータリースエジングマシ
ンを用いて約900℃でラジアル配向させ、外径20mm、内
径10mmに加工した後ベルト炉により1000℃×24Hを熱処
理を行つた。性能測定は、できあがつた試料から約1/8
を切り出し、反磁場補正を行つた後、VSMで行つた結果
を第３表に示す。
連続一方凝固法により、外径30mm、内径10mmの管状試料
を作り、これを図２に示すロータリースウエジングマシ
ンを作り、これを図２に示すロータリースエジングマシ
ンを用いて約900℃でラジアル配向させ、外径20mm、内
径10mmに加工した後ベルト炉により1000℃×24Hを熱処
理を行つた。性能測定は、できあがつた試料から約1/8
を切り出し、反磁場補正を行つた後、VSMで行つた結果
を第３表に示す。
本実施例の性能は試料８個の平均である。表のようにロ
ータリースウエージングにより、通常の異方性磁石の約
80％程度の性能が得られた。
ータリースウエージングにより、通常の異方性磁石の約
80％程度の性能が得られた。
［実施例３］ 第４表に示す組成の合金インゴットを実施例１、２の場
合と同様に連続一方凝固により作製した。この時加熱鋳
型には外径40mm、内径30mmのものを使用し、長さ200mm
のサンプルを切り出した次にこれを1mm厚のss材でシー
ルし、管状の内部にAl添加鉄棒をセットし、950℃にお
いて断面を直径42から直径25まで３段の押出により加工
した。そして熱処理としては、1000℃で20時間と続いて
500℃で５時間を施した。次に中心部の鉄棒は表面にBN
を離型剤として塗っておくことで容易に外せるので管表
面のss材を研磨して取り去る。こうして得られたパイプ
状の磁石（外径24.5、内径18.5）の径方向の磁器性能を
その方向に切り出した2.5mm角のサンプルでVSMを用いて
測定した。この結果を第５表に示す（８個のサンプルの
平均）。これにより（BH）maxが25MGOeの高性能ラジカ
ル異方性が得られたことがわかる。
合と同様に連続一方凝固により作製した。この時加熱鋳
型には外径40mm、内径30mmのものを使用し、長さ200mm
のサンプルを切り出した次にこれを1mm厚のss材でシー
ルし、管状の内部にAl添加鉄棒をセットし、950℃にお
いて断面を直径42から直径25まで３段の押出により加工
した。そして熱処理としては、1000℃で20時間と続いて
500℃で５時間を施した。次に中心部の鉄棒は表面にBN
を離型剤として塗っておくことで容易に外せるので管表
面のss材を研磨して取り去る。こうして得られたパイプ
状の磁石（外径24.5、内径18.5）の径方向の磁器性能を
その方向に切り出した2.5mm角のサンプルでVSMを用いて
測定した。この結果を第５表に示す（８個のサンプルの
平均）。これにより（BH）maxが25MGOeの高性能ラジカ
ル異方性が得られたことがわかる。
［実施例４］ Pr17.2Fe77B5.2Cu0.6なる組成（組成１）及びPr16.3Fe
76.3Ｂ5.2Cu1.5MO0.7なる組成（組成２）の２種類の合
金を誘導炉にて溶解後以下の３種の方法で鋳造した。
76.3Ｂ5.2Cu1.5MO0.7なる組成（組成２）の２種類の合
金を誘導炉にて溶解後以下の３種の方法で鋳造した。
A. 外径30mm、内径10mmのアルミナ製振動鋳型に鋳造 B. 外径30mm、内径10mmの鉄鋳型に鋳造 C. 外径30mm、内径10mmのアルミナ鋳型に鋳造後、再度
底部から誘導加熱帯を通して一方向凝固を行なった。
底部から誘導加熱帯を通して一方向凝固を行なった。
組成１及び２のどちらかにおいてもＡのインゴット組織
は等軸晶組織であり、Ｂのインゴット組織は径方向に発
達した柱状晶組織であった。Ｃのインゴットの組織は円
筒の軸方向に発達した柱状晶組織であった。次にこれら
２組成、３鋳造法の径６種類のサンプルを長さ100mmス
ウェージングマシンを用いて975％において外径20mm内
径8mmに加工した。加工後、1025℃で12時間と続いて550
℃で４時間熱処理を行なった。こうして得られたパイプ
状の磁石の径方向の磁気特性をその方向に切り出した3m
m角のサンプルをVSMで測定することで評価した。この結
果を第６表に示す。
は等軸晶組織であり、Ｂのインゴット組織は径方向に発
達した柱状晶組織であった。Ｃのインゴットの組織は円
筒の軸方向に発達した柱状晶組織であった。次にこれら
２組成、３鋳造法の径６種類のサンプルを長さ100mmス
ウェージングマシンを用いて975％において外径20mm内
径8mmに加工した。加工後、1025℃で12時間と続いて550
℃で４時間熱処理を行なった。こうして得られたパイプ
状の磁石の径方向の磁気特性をその方向に切り出した3m
m角のサンプルをVSMで測定することで評価した。この結
果を第６表に示す。
結果を第６表に示す。
以上述べたように本発明によれば、従来の焼結法では保
持力iHcの得られなかつた組成域で、しかもバルク状態
で保持力を得ることができ、製造工程も著しく単純化す
ることができる。また（BH）maxが25MGOe以上の特性を
もつラジアル異方性磁石が簡単な工程で製造できるの
で、OA、FA用モーターの高特性化が低コストで表現でき
る。
持力iHcの得られなかつた組成域で、しかもバルク状態
で保持力を得ることができ、製造工程も著しく単純化す
ることができる。また（BH）maxが25MGOe以上の特性を
もつラジアル異方性磁石が簡単な工程で製造できるの
で、OA、FA用モーターの高特性化が低コストで表現でき
る。
第１図は、本発明のＲ−Fe−Ｂ系磁石の製造工程図。 第２図、ロータリースウエージングマシンの図。
Claims (4)
- 【請求項１】原子百分率においてR8〜25％（但し、Ｒは
Ｙを含む希土類元素の少なくとも１種）、B2〜８％及び
残部が鉄を主成分とする合金を溶解する工程と、一方向
凝固法を用いて鋳造し鋳造インゴットを得る工程と、鋳
造後前記鋳造インゴットを500℃以上で熱処理すること
により磁気的の硬化させる工程とからなることを特徴と
する鋳造希土類−鉄系永久磁石の製造方法。 - 【請求項２】連続鋳造法を用いて一方向凝固させること
を特徴とする特許請求の範囲第１項記載の希土類−鉄系
永久磁石の製造方法。 - 【請求項３】原子百分率においてR8〜25％（但し、Ｒは
Ｙを含む希土類元素の少なくとも１種）、B2〜８％及び
残部が鉄を主成分とする合金を溶解する工程と、一方向
凝固法を用いて鋳造し鋳造インゴットを得る工程と、鋳
造後、前記鋳造インゴットを500℃以上で熱間加工する
ことにより結晶粒の結晶軸を特定の方向に配向させ磁気
的に異方性化する工程と、500℃以上の温度で熱処理す
ることにより磁気的に硬化させる工程とからなることを
特徴とする鋳造希土類−鉄系永久磁石の製造方法。 - 【請求項４】連続鋳造法を用いて一方向凝固させること
を特徴とする特許請求の範囲第３項記載の希土類−鉄系
永久磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61045872A JPH07120576B2 (ja) | 1986-03-03 | 1986-03-03 | 鋳造希土類―鉄系永久磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61045872A JPH07120576B2 (ja) | 1986-03-03 | 1986-03-03 | 鋳造希土類―鉄系永久磁石の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5042977A Division JPH0684628A (ja) | 1993-03-03 | 1993-03-03 | ラジアル異方性希土類−鉄系永久磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62203302A JPS62203302A (ja) | 1987-09-08 |
| JPH07120576B2 true JPH07120576B2 (ja) | 1995-12-20 |
Family
ID=12731294
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61045872A Expired - Lifetime JPH07120576B2 (ja) | 1986-03-03 | 1986-03-03 | 鋳造希土類―鉄系永久磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07120576B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5538565A (en) * | 1985-08-13 | 1996-07-23 | Seiko Epson Corporation | Rare earth cast alloy permanent magnets and methods of preparation |
| JPS6317504A (ja) * | 1986-07-10 | 1988-01-25 | Namiki Precision Jewel Co Ltd | 永久磁石およびその製造方法 |
| JPH01171204A (ja) * | 1987-12-25 | 1989-07-06 | Kobe Steel Ltd | 希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法 |
| JPH01318216A (ja) * | 1988-06-17 | 1989-12-22 | Seiko Epson Corp | 磁気軸受用永久磁石の製造方法 |
| JPH01321609A (ja) * | 1988-06-22 | 1989-12-27 | Seiko Epson Corp | 磁気歯車の製造方法 |
| JPH02252206A (ja) * | 1989-03-25 | 1990-10-11 | Seiko Epson Corp | 永久磁石の製造方法 |
| JP2596835B2 (ja) * | 1989-08-04 | 1997-04-02 | 新日本製鐵株式会社 | 希土類系異方性粉末および希土類系異方性磁石 |
| JPH0684628A (ja) * | 1993-03-03 | 1994-03-25 | Seiko Epson Corp | ラジアル異方性希土類−鉄系永久磁石 |
| DE102018105250A1 (de) * | 2018-03-07 | 2019-09-12 | Technische Universität Darmstadt | Verfahren zur Herstellung eines Permanentmagnets oder eines hartmagnetischen Materials |
-
1986
- 1986-03-03 JP JP61045872A patent/JPH07120576B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62203302A (ja) | 1987-09-08 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |