JPH0718366A

JPH0718366A - Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造方法

Info

Publication number: JPH0718366A
Application number: JP19288693A
Authority: JP
Inventors: Yuji Kaneko; 裕治金子; Naoyuki Ishigaki; 尚幸石垣; Hiroki Tokuhara; 宏樹徳原
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1993-07-06
Filing date: 1993-07-06
Publication date: 1995-01-20
Anticipated expiration: 2018-06-09
Also published as: JP3415208B2

Abstract

(57)【要約】【目的】効率よい微粉砕を可能にし、耐酸化性にすぐ
れかつ磁気特性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料
を得ることができるＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造
方法の提供。【構成】特定組成を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を
ストリップキャスティングにて特定板厚のＲリッチ層が
５μｍ以下に微細に分離した組織を有する鋳片となし、
この鋳片にＨ₂吸蔵させて自然崩壊させることにより、
その後、脱Ｈ₂処理して安定化させた合金粉末を微粉砕
にて合金塊を構成している主相の結晶粒を細分化するこ
とが可能となり、粒度分布が均一な粉末を、従来の約２
倍程度の効率で作製することができ、粉砕時にＲリッチ
相とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相も微細化され、パルス磁界を用いて
プレスすることにより、磁石化すると耐酸化性にすぐ
れ、磁石合金の磁気特性、特に、最大エネルギー積値
（ＢＨ）ｍａｘ（ＭＧＯｅ）；Ａと保磁力ｉＨｃ（ｋＯ
ｅ）の特性値；Ｂの合計値Ａ＋Ｂが５９以上の値を示す
高性能Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が得られる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、Ｒ（但しＲはＹを含
む希土類元素のうち、少なくとも１種を含有）、Ｆｅ、
Ｂを主成分とする永久磁石材料の製造方法に係り、Ｒ、
Ｆｅ、Ｂを主成分とする合金溶湯を単ロール法あるいは
双ロール法等のストリップキャスティング法にて特定板
厚のＲリッチ相が微細に分離した均質組織を有する鋳片
を得、これをＲ含有Ｆｅ合金のＨ₂吸蔵性を利用して鋳
片を自然崩壊させ、さらに脱Ｈ₂処理して安定化させ
て、効率よい微粉砕を可能にし、微粉末にパルス磁界を
かけて配向させた後、成形して焼結することにより、磁
石特性の１つである最大エネルギー積値（ＢＨ）ｍａｘ
（ＭＧＯｅ）；Ａと保磁力ｉＨｃ（ｋＯｅ）の特性値；
Ｂの合計値Ａ＋Ｂが５９以上の値を示す高性能Ｒ−Ｆｅ
−Ｂ系永久磁石を得る製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】今日、高性能永久磁石として代表的なＲ
−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石（特開昭５９−４６００８号）
は、三元系正方晶化合物の主相とＲリッチ相を有する組
織にて高い磁石特性が得られ、一般家庭の各種電器製品
から大型コンピュータの周辺機器まで幅広い分野で使用
され、用途に応じた種々の磁石特性を発揮するよう種々
の組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が提案されている。し
かしながら、電気・電子機器の小型・軽量化ならびに高
機能化の要求は強く、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石のより一
層の高性能化とコストダウンが要求されている。

【０００３】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の残留磁束密度
（Ｂｒ）を高めるためには、１）強磁性相であり、主相
のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の存在量を多くすること、２）焼結体
の密度を主相の理論密度まで高めること、３）さらに主
相結晶粒の、磁化容易軸方向の配向度を高めることが要
求される。すなわち、前記１）項の達成のためには、磁
石の組成を上記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂの化学量論的組成に近づけ
ることが重要であるが、上記組成の合金を溶解し、鋳型
に鋳造した合金塊を、出発原料としてＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼
結磁石を作製しようとすると、合金塊に晶出したα−Ｆ
ｅや、Ｒ−ｒｉｃｈ相が局部的に遍在していることなど
から、特に微粉砕時に粉砕が困難となり、組成ずれを生
ずる等の問題があった。詳述すると、前記合金塊をＨ₂
吸蔵、脱Ｈ₂処理して機械的微粉砕をおこなう場合（特
開昭６０−６３３０４号、特開昭６３−３３５０５
号）、合金塊に晶出したα−Ｆｅはそのまま粉砕時に残
留し、その展延性の性質のために粉砕を妨げ、又局部的
に遍在したＲ−ｒｉｃｈ相はＨ₂吸蔵処理によって、水
素化物を生成し、微細な粉末となるため、機械的な微粉
砕時に酸化が促進されたり、またジェットミルを用いた
粉砕では優生的に飛散することにより組成ずれを生ず
る。

【０００４】また、前記１）項の達成のためＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂの化学量論的組成に近づけた合金粉末を用いて焼結体
を作製しようとすると、焼結体の作製工程において不可
避な酸化により、液相焼結を引き起こすためのＮｄ−ｒ
ｉｃｈ相が酸化物を生成するため消費されて焼結できな
かったり、上記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の存在量を増加によって
必然的に、Ｎｄ−ｒｉｃｈ相やＢ−ｒｉｃｈ相の存在量
が減少するので、焼結体の製造をより一層困難なものに
していた。さらに、前記３）項については、通常Ｒ−Ｆ
ｅ−Ｂ系永久磁石の製造方法において、主相結晶粒の磁
化容易軸方向を揃えるために、磁界中でプレス成形する
方法が採用されている。その際、磁界の印加方向とプレ
ス加圧する方向とによって、残留磁束密度（Ｂｒ）値が
変化したり、また、印加磁界の強度によっても影響を受
けることが知られている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】最近、鋳塊粉砕法によ
るＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金粉末の欠点たる結晶粒の粗大化、
α−Ｆｅの残留、偏析を防止するために、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ
系合金溶湯を双ロール法により、特定板の鋳片となし、
前記鋳片を通常の粉末冶金法に従って、鋳片をスタンン
プミル・ジョークラッシャーなどで粗粉砕後、さらにデ
ィスクミル、ボールミル、アトライター、ジェットミル
など機械的粉砕法により平均粒径が３〜５μｍの粉末に
微粉砕後、磁場中プレス、焼結時効処理する製造方法が
提案（特開昭６３−３１７６４３号公報）されている。
しかし、前記方法では従来の鋳型に鋳造した鋳塊粉砕法
の場合に比し、微粉砕時の粉砕能率の飛躍的な向上は望
めず、また微粉砕時、粒界粉砕のみならず、粒内粉砕も
起こるため、磁気特性の大幅の向上も達成できなかっ
た。また、Ｒ−ｒｉｃｈ相が酸化に対して安定なＲＨ₂
になっていないため、さらにＲ−ｒｉｃｈ相の微細で表
面積が大きいために耐酸化性に劣り、工程中に酸化が進
み高磁石特性が得られない。また、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久
磁石材料に対するコストダウンの要求が強く、効率よく
高性能永久磁石を製造することが、極めて重要になって
いる。このため、極限に近い特性を引き出すための製造
条件の改良が必要となっている。

【０００６】この発明は、上述したＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久
磁石材料の製造方法における問題点を解消し、効率よい
微粉砕を可能にし、かつ耐酸化性に優れ、しかも磁石の
結晶粒の微細化により高いｉＨｃを発現し、さらに各結
晶粒の磁化容易方向の配向度を高めて、（ＢＨ）ｍａｘ
値（ＭＧＯｅ）；Ａと、ｉＨｃ値（ｋＯｅ）；Ｂの合計
値、Ａ＋Ｂ≧５９の値を示す高性能Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久
磁石材料の製造方法の提供を目的としている。

【０００７】

【課題を解決するための手段】発明者らは、まずＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ系合金を出発原料として微粉砕能率の向上、かつ
耐酸化性にすぐれ、磁石合金の磁気特性、特にｉＨｃの
向上を目的に、粉砕方法について種々検討した結果、組
織が微細かつ均等なＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金を水素吸蔵させ
た後、脱Ｈ₂処理して安定化させた合金粉末を微粉砕し
た場合、微粉砕能は従来の約２倍にも向上し、且つ微粉
末にパルス磁界をかけて配向させた後、成形して焼結す
ることにより、（ＢＨ）ｍａｘ値とｉＨｃ値の合計値が
５９以上の値を有し、かつ焼結磁石のｉＨｃが向上する
ことを知見した。すなわち、ストリップキャスティング
された特定板厚のＲリッチ相が微細に分離した組織を有
する特定組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金にＨ₂吸蔵させる
と、微細に分散されたＲリッチ相が水素化物を生成して
体積膨張することにより、前記合金を自然崩壊させるこ
とができ、その結果、微粉砕により、合金塊を構成して
いる主相の結晶粒を細分化することが可能となり、粒度
分布が均一な粉末を作製することができる。

【０００８】特に、この際Ｒリッチ相が微細に分散さ
れ、しかもＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が微細であることが重要であ
る。しかも通常の鋳型を用いて合金塊を溶製する方法で
は、合金組成をＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂの化学量論的組成に近づけ
た場合、Ｆｅ初晶の晶出が避け難く、次工程の微粉砕能
を大きく低下させる要因になってしまう。そのため、合
金塊を均質化させる目的で熱処理を加えて、α−Ｆｅを
消失させる手段がとられるが、主相結晶粒の粗大化と、
Ｒリッチ相の偏析も進むため、焼結磁石のｉＨｃ向上を
図ることが困難となる。また、主相結晶粒の磁化容易軸
方向を揃える、すなわち、配向度を高めることも高Ｂｒ
化を達成するための必須条件である。そのため、粉末冶
金的手法で製造される永久磁石材料、たとえば、ハード
フェライト磁石、Ｓｍ−Ｃｏ磁石ならびにＲ−Ｆｅ−Ｂ
磁石では、その粉末を磁界中でプレスする方式が採られ
ている。

【０００９】しかしながら、磁界を発生させるために通
常のプレス装置（油圧プレス、機械プレス）に配置され
ているコイルおよび電源では、高々１０ｋＯｅ〜２０ｋ
Ｏｅの磁界しか発生することしかできず、より高い磁界
を発生させるためには、コイルの巻数を多くする必要が
あり、また高い電源を必要とするための装置の大型化を
必要とする。本発明者らは、プレス時の磁界強度と焼結
体のＢｒとの関係を解析したところ、磁界強度を高くす
ればする程、高Ｂｒ化でき、瞬間的に強磁界を発生させ
ることの可能なパルス磁界を用いることによって、より
一層高Ｂｒ化できることを知見した。さらに、パルス磁
界を用いる方法においては、一旦パルス磁界で瞬間的に
配向させることが重要で、さらに、粉末を静水圧プレス
によって成形することが可能であり、パルス磁界と電磁
石による静磁界との組み合せによって、磁界中プレス成
形することも可能であることを知見した。

【００１０】この発明は、Ｒ（但しＲはＹを含む希土類
元素のうち、少なくとも１種）１０ａｔ％〜３０ａｔ
％、Ｂ２ａｔ％〜２８ａｔ％、残部Ｆｅ（但しＦｅの１
部をＣｏ、Ｎｉの１種または２種にて置換できる）及び
不可避的不純物からなる合金溶湯をストリップキャステ
ィング法にて板厚０．０３ｍｍ〜１０ｍｍの薄板でＲリ
ッチ相が５μｍ以下に微細に分離した組織を有する鋳片
に鋳造後、前記鋳片を吸排気可能な容器に収容し、該容
器内の空気をＨ₂ガスにて置換した後、該容器内に２０
０Ｔｏｒｒ〜５０ｋｇ／ｍｍ²のＨ₂ガスを供給して得ら
れた崩壊合金粉を脱Ｈ₂処理した後、不活性ガス気流中
で微粉砕して得た平均粒径が１〜１０μｍの微粉末をモ
ールド内に充填密度１．４〜３．０ｇ／ｃｍ³に充填
し、瞬間的に１０ｋＯｅ以上のパルス磁界をかけて配向
させた後、成形し、焼結、時効処理することを特徴とす
るＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造方法である。ま
た、この発明は、上記の構成において、水素吸蔵により
得られた崩壊合金粉末を１００℃〜７５０℃に加熱して
脱Ｈ₂処理することを特徴とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁
石材料の製造方法を併せて提案する。

【００１１】この発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の
磁気特性は、ＢＨ（ｍａｘ）が５０ＭＧＯｅ以上の場合
は、ｉＨｃは１０ｋＯｅ以上であり、又ＢＨ（ｍａｘ）
が４５ＭＧＯｅ以上の場合は、ｉＨｃは１５ｋＯｅ以上
で、組成、製造条件等を適宜選択することにより所要の
磁気特性を得ることができる。

【００１２】この発明の特定組成のＲリッチ相が微細に
分離した組織を有する磁石材料の鋳片は、特定組成の合
金溶湯を単ロール法、あるいは双ロール法によるストリ
ップキャスティング法にて製造される。得られた鋳片は
板厚が０．０３ｍｍ〜１０ｍｍの薄板材であり、所望の
鋳片板厚により、単ロール法と双ロール法を使い分ける
が、板厚が厚い場合は双ロール法を、また板厚が薄い場
合は単ロール法を採用したほうが好ましい。鋳片の板厚
を０．０３ｍｍ〜１０ｍｍに限定した理由は、０．０３
ｍｍ未満では急冷効果が大となり、結晶粒径が３μｍよ
り小となり、粉末化した際に酸化しやすくなるため、磁
気特性の劣化を招来するので好ましくなく、また１０ｍ
ｍを超えると、冷却速度が遅くなり、α−Ｆｅが晶出し
やすく、結晶粒径が大となり、Ｎｄリッチ相の偏在も生
じるため、磁気特性が低下するので好ましくないことに
よる。

【００１３】この発明のストリップキャスティング法に
より得られた特定組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金の断面組織
は主相のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶が従来の鋳型に鋳造して得ら
れた鋳塊のものに比べて、約１／１０以上も微細であ
り、例えば、その短軸方向の寸法は０．１μｍ〜５０μ
ｍ、長軸方向は５μｍ〜２００μｍの微細結晶であり、
かつその主相結晶粒を取り囲むようにＲリッチ相が微細
に分散されており、局部に遍在している領域において
も、その大きさは２０μｍ以下である。Ｒリッチ相が５
μｍ以下に微細に分離することによって、Ｈ₂吸蔵処理
時にＲリッチ相が水素化物を生成した際の体積膨張が均
一に発生して細分化されるため、微粉砕にて主相の結晶
粒が細分化されて粒度分布が均一な微粉末が得られる。
前記鋳片はそのままでＨ₂吸蔵処理してもよいが、所要
の大きさに破断して、金属面を露出させてＨ₂吸蔵処理
したほうが好ましい。

【００１４】Ｈ₂吸蔵処理には、例えば、所定大きさに
破断した０．０３ｍｍ〜１０ｍｍ厚みの鋳片を原料ケー
ス内に挿入し、上記原料ケースを蓋を締めて密閉できる
容器内に装入して密閉したのち、容器内を十分に真空引
きした後、２００Ｔｏｒｒ〜５０ｋｇ／ｃｍ²の圧力の
Ｈ₂ガスを供給して、該鋳片にＨ₂を吸蔵させる。このＨ
₂吸蔵反応は、発熱反応であるため、容器の外周には冷
却水を供給する冷却配管が周設して容器内の昇温を防止
しながら、所定圧力のＨ₂ガスを一定時間供給すること
により、Ｈ₂ガスが吸収されて該鋳片は自然崩壊して粉
化する。さらに、粉化した合金を冷却したのち、真空中
で脱Ｈ₂ガス処理する。前記処理の合金粉末は粒内に微
細亀裂が内在するので、ポール・ミル、ジェットミル等
で短時間で微粉砕され、１μｍ〜８０μｍの所要粒度の
合金粉末を得ることができる。

【００１５】この発明において、上記処理容器内を予め
不活性ガスで空気を置換し、その後Ｈ₂ガスで不活性ガ
スを置換してもよい。また、鋳塊の破断大きさは、小さ
いほど、Ｈ₂粉砕の圧力を小さくでき、また、Ｈ₂ガス圧
力は、減圧下でも破断した鋳塊はＨ₂吸収し粉化される
が、圧力が大気圧より高くなるほど、粉化されやすくな
る。しかし、２００Ｔｏｒｒ未満では粉化性が悪くな
り、５０ｋｇ／ｃｍ²を超えるとＨ₂吸収による粉化の点
では好ましいが、装置や作業の安全性からは好ましくな
いため、Ｈ₂ガス圧力は２００Ｔｏｒｒ〜５０ｋｇ／ｃ
ｍ²とする。量産性からは、２ｋｇ／ｃｍ²〜１０ｋｇ／
ｃｍ²が好ましい。この発明において、Ｈ₂吸蔵による粉
化の処理時間は、前記密閉容器の大きさ、破断塊の大き
さ、Ｈ₂ガス圧力により変動するが、５分以上は必要で
ある。

【００１６】Ｈ₂吸蔵により粉化した合金粉末を冷却
後、真空中で１次の脱Ｈ₂ガス処理する。さらに、真空
中またはアルゴンガス中において、粉化合金を１００℃
〜７５０℃に加熱し、０．５時間以上の２次脱Ｈ₂ガス
処理すると、粉化合金中のＨ₂ガスは完全に除去できる
とともに、長期保存に伴う粉末あるいはプレス成形体の
酸化を防止して、得られる永久磁石の磁気特性の低下を
防止できる。この発明による１００℃以上に加熱する脱
水素処理は、すぐれた脱水素効果を有しているために上
記の真空中での１次脱水素処理を省略し、崩壊粉を直接
１００℃以上の真空中またはアルゴンガス雰囲気中で脱
水素処理してもよい。すなわち、前述したＨ₂吸蔵反応
用容器内でＨ₂吸蔵・崩壊反応させた後、得られた崩壊
粉を続いて同容器の雰囲気中で１００℃以上に加熱する
脱水素処理を行うことができる。あるいは、真空中での
脱水素処理後、処理容器から取り出して崩壊粉を微粉砕
したのち、再度処理容器で１００℃以上に加熱するこの
発明の脱水素処理を施してもよい。上記の脱水素処理に
おける加熱温度は、１００℃未満では崩壊合金粉内に残
存するＨ₂を除去するのに長時間を要して量産的でな
い。また、７５０℃を超える温度では液相が出現し、粉
末が固化してしまうため、微粉砕が困難になったり、プ
レス時の成形性を悪化させるので、焼結磁石の製造の場
合には好ましくない。また、焼結磁石の焼結性を考慮す
ると、好ましい脱水素処理温度は２００℃〜６００℃で
ある。また、処理時間は処理量によって変動するが０．
５時間以上は必要である。

【００１７】次に微粉砕には、不活性ガス（例えば、Ｎ
₂、Ａｒ）によるジェット・ミルにて微粉砕を行う。勿
論、有機溶媒（例えば、ベンゼンやトルエン等）を用い
たボールミルや、アトライター粉砕を用いることも可能
である。微粉砕での粉末の平均粒度は、１μｍ〜１０μ
ｍが好ましい。１μｍ未満になると粉砕した粉末が極め
て活性となり著しく酸化されやすく、発火等の恐れが生
ずる。また、１０μｍを超えると粉砕されない粗大粒子
が残存し、保磁力が低下したり、焼結の進行が遅く密度
の低下を引き起こすことになる。より好ましくは、２〜
４μｍの平均粒度の微粉末にすることである。

【００１８】磁界を用いたプレスには、つぎの方法を提
案する。微粉砕した粉末を不活性ガス雰囲気中でモール
ドに充填する。モールドは、非磁性の金属、酸化物から
作製したもののほか、プラスチックやゴム等の有機化合
物でも良い。粉末の充填密度は、その粉末の静止状態の
嵩密度（充填密度１．４ｇ／ｃｍ³）から、タッピング
後の固め嵩密度（充填密度３．０ｇ／ｃｍ³）の範囲が
好ましい。従って充填密度は１．４〜３．０ｇ／ｃｍ³
に限定する。これを、空心コイル、コンデンサー電源に
よるパルス磁界を加えて粉末の配向を行う。配向の際、
上下パンチを用いて圧縮を行いながら、繰り返し、パル
ス磁界を加えてもよい。パルス磁界の強度は大きければ
大きい程良く、最低１０ｋＯｅ以上は必要とする。パル
ス磁界の時間は、図２の時間と磁界強さのグラフに示す
如く、１μｍｓｅｃ〜１０ｓｅｃが好ましく、さらには
５μｍｓｅｃ〜１００ｍｍｓｅｃが好ましく、パルス磁
界の印加回数は１〜１０回、さらに、好ましくは１〜５
回である。配向後の粉末は、静水圧プレスによって固め
ることができる。この際、可塑性のあるモールドを使用
した場合には、そのまま、静水圧プレスを行うことが可
能である。また、パルス磁界による配向とプレスとを連
続的に行うためには、ダイス内部にパルス磁界を発生さ
せるコイルを埋め込み、パルス磁界を用いて配向させた
後、通常の磁界中プレス方法で成形することも可能であ
る。

【００１９】以下に、この発明における、希土類・ボロ
ン・鉄系永久磁石合金用鋳塊の組成限定理由を説明す
る。この発明の永久磁石合金用鋳塊に含有される希土類
元素Ｒはイットリウム（Ｙ）を包含し、軽希土類及び重
希土類を包含する希土類元素である。Ｒとしては、軽希
土類をもって足り、特にＮｄ，Ｐｒが好ましい。また通
常Ｒのうち１種もって足りるが、実用上は２種以上の混
合物（ミッシユメタル、ジジム等）を入手上の便宜等の
理由により用いることができ、Ｓｍ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，
Ｇｄ等は他のＲ、特にＮｄ，Ｐｒ等との混合物として用
いることができる。なお、このＲは純希土類元素でなく
てもよく、工業上入手可能な範囲で製造上不可避な不純
物を含有するものでも差し支えない。Ｒは、Ｒ−Ｆｅ−
Ｂ系永久磁石を製造する合金鋳塊の必須元素であって、
１０原子％未満では高磁気特性、特に高保磁力が得られ
ず、３０原子％を越えると残留磁束密度（Ｂｒ）が低下
して、すぐれた特性の永久磁石が得られない。よって、
Ｒは１０原子％〜３０原子％の範囲とし、特に好ましい
範囲はＲは１２〜１５ａｔ％である。

【００２０】Ｂは、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石を製造する
合金鋳塊の必須元素であって、２原子％未満では高い保
磁力（ｉＨｃ）は得られず、２８％原子を越えると残留
磁束密度（Ｂｒ）が低下するため、すぐれた永久磁石が
得られない。よって、Ｂは２原子％〜２８原子％の範囲
と特に好ましい範囲は４〜８ａｔ％である。

【００２１】Ｆｅは４２原子％未満では残理磁束密度
（Ｂｒ）が低下し、８８原子を超えると高い保磁力が得
られないため、Ｆｅは７７〜８４ａｔ％が好ましく。さ
らに好ましくはＦｅ７７原子％〜８４原子％である。ま
た、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉの１種又は２種で置換する
理由は、永久磁石の温度特性を向上させる効果及び耐食
性を向上させる効果が得られるためであるが、Ｃｏ、Ｎ
ｉの１種又は２種はＦｅの５０％を越えると高い保磁力
が得られず、すぐれた永久磁石が得られない。よって、
ＣｏはＦｅの５０％を上限とする。

【００２２】この発明の合金鋳塊において、高い残留磁
束密度と高い保磁力を共に有するすぐれた永久磁石を得
るためには、Ｒ１２原子％〜１５原子％、Ｂ４原子％〜
８原子％、Ｆｅ７７原子％〜８４原子％が好ましい。ま
た、この発明による合金鋳塊は、Ｒ、Ｂ、Ｆｅの他、工
業的生産上不可避的不純物の存在を許容できるが、Ｂの
一部を４．０原子％以下のＣ、３．５原子％以下のＰ、
２．５原子％以下のＳ、３．５原子％以下のＣｕのうち
少なくとも１種、合計量で４．０原子％以下で置換する
ことにより、磁石合金の製造性改善、低価格化が可能で
ある。さらに、前記Ｒ、Ｂ、Ｆｅ合金あるいはＣｏを含
有するＲ−Ｆｅ−Ｂ合金に、９．５原子％以下のＡｌ、
４．５原子％以下のＴｉ、９．５原子％以下のＶ、８．
５原子％以下のＣｒ、８．０原子％以下のＭｎ、５原子
％以下のＢｉ、１２．５原子％以下のＮｂ、１０．５原
子％以下のＴａ、９．５原子％以下のＭｏ、９．５原子
％以下のＷ、２．５原子％以下のＳｂ、７原子％以下の
Ｇｅ、３５原子％以下のＳｎ、５．５原子％以下のＺ
ｒ、５．５原子％以下のＨｆのうち少なくとも１種添加
含有させることにより、永久磁石合金の高保磁力が可能
になる。この発明のＲ−Ｂ−Ｆｅ系永久磁石において、
結晶相は主相が正方晶であることが不可欠であり、特
に、微細で均一な合金粉末を得て、すぐれた磁気特性を
有する焼結永久磁石を作成するのに効果的である。

【００２３】この発明による合金の微粉砕粉末の粒度
は、平均粒度８０μｍを越えると、永久磁石の作成時に
すぐれた磁気特性、とりわけ高い保磁力が得られず、ま
た、平均粒度が１μｍ未満では、焼結磁石とした場合の
製作工程、すなわち、プレス成形、焼結、時効処理工程
における酸化が著しく、すぐれた磁気特性が得られない
ため、１〜８０μｍの平均粒度とする。さらに、すぐれ
た磁気特性を得るには、平均粒度２〜１０μｍの合金粉
末が最も望ましい。

【００２４】

【作用】この発明は、ストリップキャスティングされた
特定板厚の特定組成を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金にＨ₂
吸蔵させることにより、微細に分散されたＲリッチ相が
水素化物を生成して体積膨張させて前記合金を自然崩壊
させ、その後微粉砕にて合金塊を構成している主相の結
晶粒を細分化することが可能となり、粒度分布が均一な
粉末を作製することができ、この際Ｒリッチ相が微細に
分散され、かつＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相も微細化され、脱Ｈ₂処理
して安定化させた合金粉末を微粉砕した場合、微粉砕能
は従来の約２倍にも向上するため、製造効率が大幅に向
上するともに、パルス磁界を用いて瞬間的に配向した
後、プレス成形、焼結することにより、Ｂｒ、ＢＨ（ｍ
ａｘ）及びｉＨｃを著しく改善向上したＲ−Ｆｅ−Ｂ系
永久磁石が得られる。

【００２５】

【実施例】

実施例１高周波溶解炉にて溶解して得られたＮｄ１３．４−Ｂ
６．０−Ｆｅ８０．６組成の合金溶湯を直径２００ｍｍ
の銅製ロール２本を併設した双ロール式ストリップキャ
スターを用い、板厚約１ｍｍの薄板状鋳片を得た。前記
鋳片内の結晶粒径は短軸方向の寸法０．５μｍ〜１５μ
ｍ、長軸方向寸法は５μｍ〜８０μｍであり、Ｒリッチ
相は主相を取り囲むように３μｍ程度に微細に分離して
存在する。前記鋳片を５０ｍｍ角以下に破断後、前記破
断片１０００ｇを吸排気可能な密閉容器内に収容し、前
記容器内にＮ₂ガスを３０分間流入して、空気と置換し
た後、該容器内に３ｋｇ／ｃｍ²のＨ₂ガスを２時間供給
してＨ₂吸臓により鋳片を自然崩壊させて、その後真空
中で５００℃に５時間保持して脱Ｈ₂処理した後、室温
まで冷却し、さらに１００メッシュまで粗粉砕した。次
いで、前記粗粉砕を採取した８００ｇをジェットミルで
粉砕して平均粒度３．５μｍの合金粉末を得た。得られ
た合金粉末を用いて、ゴム質のモールドに原料粉末を充
填し、パルス磁界６０ｋＯｅを瞬間的に付加して、配向
させた後、静水圧プレス装置にて２．５Ｔ／ｃｍ²の圧
力で静水圧プレスした。モールドから取り出した成形体
を１０９０℃で３時間の条件にて焼結し、６００℃で１
時間の時効処理を行って、永久磁石を得た。得られた永
久磁石の磁石特性を表１に表す。

【００２６】実施例２実施例１で得られた粉末を、図１に示す如く、上下パン
チ１，２の外周部に静磁界用コイル３，４を配置し、ダ
イス５内にパルス磁界用コイル６を配設して、原料粉末
７にパルス磁界と通常の静磁界とを併用して作用させる
ことができるプレス装置を用いて、まず、約３０ｋＯｅ
のパルス磁界で配向させた後、約１２ｋＯｅの磁界中で
プレス成形した。その後、成形体は実施例１と同一の条
件で、焼結、時効処理を行った。得られた永久磁石の磁
石特性を第１表に示す。

【００２７】実施例３実施例１と同様にＮｄ１３．０−Ｄｙ０．５−Ｂ６．５
−Ｃｏ１．０−Ｆｅ７の合金をストリップキャスティン
グし、薄板状鋳片を得た。これを５０ｍｍ角以下に破断
後、１０００ｇを実施例１と同様にＨ₂吸蔵により自然
崩壊させた後、真空中で６時間の脱Ｈ₂処理した。これ
を粗粉砕後、ジェットミル粉砕して、平均粒度３．５μ
ｍの粉末を得た。得られた粉末を実施例１と同様にパル
ス磁界配向、静水圧プレスして、成形体を作製し、同様
に焼結熱処理を行った。得られた永久磁石の磁石特性を
表１に示した。

【００２８】比較例１実施例１で得られた粉末を通常の磁界中プレス装置で約
１２ｋＯｅの磁界中でプレス成形し、その後、実施例１
と同一条件で焼結・時効処理を行った。得られた永久磁
石の磁石特性を表１に示した。

【００２９】比較例２高周波溶解炉にて溶解して得られたＮｄ１３．４−Ｂ
６．０−Ｆｅ８０．６組成の合金溶湯を鉄製鋳型に鋳造
した。得られた合金塊の組織を観察したところ、初晶Ｆ
ｅの晶出が認められたため、１０５０℃で１０時間熱処
理して均質化処理を行った。鋳塊の結晶粒径は、短軸方
向３０〜１５０μｍ、長軸方向１００〜数ｍｍにもな
り、Ｒ−リッチ相が局部的１５０μｍ程度の大きさで偏
析していた。この合金塊を粗砕後、実施例１と同様の方
法でＨ₂吸蔵処理、脱Ｈ₂処理して、粗粉末を得た。さら
に、実施例１と同一の条件でジエットミル粉砕し、平均
粒径約３．７μｍの合金で得られた粉末を約１２ｋＯｅ
の磁界中でプレス成形し、実施例１と同一の条件で、焼
結、熱処理を行った。得られた永久磁石の特性を表１に
示す。

【００３０】比較例３実施例１と同一組成、同一板厚のストリップキャスティ
ング鋳片を５０ｍｍ以下に粗粉砕後、Ｈ₂吸蔵処理、脱
Ｈ₂処理することなく、前記粗粉砕粉１０００ｇをスタ
ンプミルにて１時間粉砕して１００メッシュの粗粉砕粉
となした後、ジェットミル粉砕し、平均粒径約３．８μ
ｍの合金粉末を得た。前記合金粉末を約１２ｋＯｅ磁界
中での磁界中プレス、焼結、時効処理を行って永久磁石
を得た。得られた永久磁石の磁気特性を表１に表す。

【００３１】比較例４Ｎｄ１３．０−Ｄｙ０．５−Ｂ６．５−Ｃｏ１．０−Ｆ
ｅ７９の組成の合金を比較例２と同様の手法で鋳造し
た。得られた合金塊には、Ｆｅ初晶が晶出していたた
め、１０５０℃×６Ｈｒの熱処理を行った。この合金塊
を粗粉砕後、実施例１と同時にＨ₂吸蔵処理し、真空中
で脱Ｈ₂処理を行った。これを粗粉砕後、ジェットミル
粉砕して、平均粒径約３．７μｍの粉末を得た。さら
に、約１２ｋＯｅの磁界中で磁界中プレスした後、実施
例１と同一条件で、焼結・熱処理を行った。得られた永
久磁石の磁気特性を表１に表す。

【００３２】

【表１】

【００３３】

【発明の効果】この発明による製造方法は、特定組成を
有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯をストリップキャスティ
ングにて特定板厚の鋳片となし、この鋳片にＨ₂吸蔵さ
せて自然崩壊させることにより、その後、脱Ｈ₂処理し
て安定化させた合金粉末を微粉砕にて合金塊を構成して
いる主相の結晶粒を細分化することが可能となり、粒度
分布が均一な粉末を、従来の約２倍程度の効率で作製す
ることができ、粉砕時にＲリッチ相とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相も
微細化され、パルス磁界を用いてプレスすることによ
り、磁石化すると耐酸化性にすぐれ、磁石合金の磁気特
性、特に最大エネルギー積値（ＢＨ）ｍａｘ（ＭＧＯ
ｅ）；Ａと保磁力ｉＨｃ（ｋＯｅ）の特性値；Ｂの合計
値Ａ＋Ｂが５９以上の値を示す高性能Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永
久磁石が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】パルス磁界と通常の静磁界とを併用して作用さ
せることができるプレス装置の説明図である。

【図２】パルス磁界の時間と磁界強さとの関係を示すグ
ラフである。

【符号の説明】

１，２パンチ３，４静磁界用コイル５ダイス６パルス磁界用コイル７原料粉末

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｒ（但しＲはＹを含む希土類元素のう
ち、少なくとも１種）１０ａｔ％〜３０ａｔ％、Ｂ２ａ
ｔ％〜２８ａｔ％、残部Ｆｅ（但しＦｅの１部をＣｏ、
Ｎｉの１種または２種にて置換できる）及び不可避的不
純物からなる合金溶湯をストリップキャスティング法に
て板厚０．０３ｍｍ〜１０ｍｍの薄板でＲリッチ相が５
μｍ以下に微細に分離した組織を有する鋳片に鋳造後、
前記鋳片を吸排気可能な容器に収容し、該容器内の空気
をＨ₂ガスにて置換した後、該容器内に２００Ｔｏｒｒ
〜５０ｋｇ／ｍｍ²のＨ₂ガスを供給して得られた崩壊合
金粉を脱Ｈ₂処理した後、不活性ガス気流中で微粉砕し
て得た平均粒径が１〜１０μｍの微粉末をモールド内に
充填密度１．４〜３．０ｇ／ｃｍ³に充填し、瞬間的に
１０ｋＯｅ以上のパルス磁界をかけて配向させた後、成
形し、焼結、時効処理することを特徴とするＲ−Ｆｅ−
Ｂ系永久磁石材料の製造方法。
【請求項２】水素吸蔵により得られた崩壊合金粉末を
１００℃〜７５０℃に加熱して脱Ｈ₂処理することを特
徴とする請求項１に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料
の製造方法。