JPH0745412A

JPH0745412A - Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料

Info

Publication number: JPH0745412A
Application number: JP5207192A
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: 1993-07-28
Filing date: 1993-07-28
Publication date: 1995-02-14

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
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
配向後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（ｋ
Ｏｅ）の特性値；Ｂの合計値Ａ＋Ｂが５９以上の値を有
し、角型性｛（Ｂｒ²／４）／（ＢＨ）ｍａｘ｝が１．
０１〜１．０４５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Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料に係り、
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、さらにパルス磁界中
で微粉末を配向後、成形、焼結、時効処理して製造し、
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以上の値を有し、角型性｛（Ｂｒ²／４）／（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ｝が１．０１〜１．０４５の値を示す高性能
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石に関する。

【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】一般にＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の残留磁束
密度（Ｂｒ）は以下の（１）式で表すことができる。Ｂｒ ∝ （Ｉｓ・β）・ｆ・｛ρ ／ ρ₀ ・（１ − α）｝^2/3 （１）式但し、Ｉｓ：飽和磁化 β：飽和磁化の温度依存性ｆ：配向度 ρ：焼結体の密度 ρ₀：理論密度 α：粒界相（非磁性相の体積割合）従って、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の残留磁束密度（Ｂ
ｒ）を高めるためには、１）強磁性相であり、主相のＲ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ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。

【０００４】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−
Ｆｅや、Ｒリッチ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リッチ相は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。

【０００５】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リッ
チ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リッチ相やＢリッチ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、永久磁石材料の安定性を示す指標の１つであり、
かつ、重要な性質の１つである保磁力（ｉＨｃ）が低下
してしまうことになった。さらに、前記３）項について
は、通常Ｒ−Ｆｅ−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）値並びに角型性｛（Ｂｒ²／４）／（ＢＨ）
ｍａｘ｝の値が変化したり、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。

【０００６】

【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ず、ま
た、Ｒリッチ相が酸化に対して安定なＲＨ₂相になって
いないため、また、Ｒリッチ相が微細で表面積が大きい
ため、耐酸化性に劣り、工程中に酸化が進行し、高特性
を得ることができない。最近益々、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。

【０００７】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の値を有し、角型性｛（Ｂｒ²／４）
／（ＢＨ）ｍａｘ｝が１．０１〜１．０４５の値を示す
高性能Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の提供を目的として
いる。

【０００８】

【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系鋳片をストリップキ
ャスティング法にて製造し、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、角型性｛（Ｂｒ²／４）／（ＢＨ）ｍａｘ｝
が１．０１〜１．０４５の値を示しかつ焼結磁石のｉＨ
ｃ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厚みの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。

【０００９】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、角型性の向上を達成するための必須条件であり、そ
のため、粉末を磁界中でプレスする方式が採られてい
る。

【００１０】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、角型性｛（Ｂ
ｒ²／４）／（ＢＨ）ｍａｘ｝も１．０５以上の値にな
ってしまい、Ｂｒ値から期待される理論的な（ＢＨ）ｍ
ａｘ値（この場合、上記角型性｛（Ｂｒ²／４）／（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ｝は１．００）への到達は困難であった。そ
こでより高い磁界中で成形することを試みたが、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、角型性が向上し、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、高角型性化でき
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。

【００１１】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）１２原子％〜１６原子％、
Ｂ４原子％〜８原子％、Ｏ₂ ５０００ｐｐｍ以下、残
部Ｆｅ（但しＦｅの一部を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り、主相の
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂを９０％以上含み、平均粒径１０μｍ以
下、見掛け密度が７．４５ｇ／ｃｍ³以上の値を有し、
配向度が８５％以上を有し、（ＢＨ）ｍａｘ値；Ａ（Ｍ
ＧＯｅ）とｉＨｃ値；Ｂ（ｋＯｅ）の合計値Ａ＋Ｂが５
９以上の値を有し、角型性｛（Ｂｒ²／４）／（ＢＨ）
ｍａｘ｝が１．０１〜１．０４５の値を有することを特
徴とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料である。

【００１２】この発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の磁気
特性は、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ値；Ａ（ＭＧ
Ｏｅ）と保磁力ｉＨｃ値（ｋＯｅ）；Ｂの合計値をＡ＋
Ｂが５９以上を有し、ＢＨ（ｍａｘ）が５０ＭＧＯｅ以
上の場合は、ｉＨｃは９ｋＯｅ以上であり、又ＢＨ（ｍ
ａｘ）が４５ＭＧＯｅ以上の場合は、ｉＨｃは１４ｋＯ
ｅ以上で、角型性｛（Ｂｒ²／４）／（ＢＨ）ｍａｘ｝
の値１．０１〜１．０４５、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。

【００１３】この発明において、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、０．０３ｍｍ未満では急冷効果が大となり、結晶粒
径が１μｍ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１０ｍｍ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。

【００１４】この発明において、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〜
５０μｍ、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５μｍ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。

【００１５】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、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後、容器内を真空排気した後、２
００Ｔｏｒｒ〜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Ｈ₂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。Ｈ₂ガス圧力は量産性からは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。上記の脱水素処理における加熱温度は、１
００℃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。

【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。この
発明におけるパルス磁界の波形は、図２に示す如く、パ
ルス磁界の１波形の横軸の時間（Ｔｉｍｅ）は好ましく
は５μｓｅｃ〜１００ｍｓｅｃで、かけるパルス磁界の
回数は１〜１０回、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の限定理由を説明す
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、
１２原子％未満では高磁気特性、特に高保磁力が得られ
ず、１６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１２原子％〜１６原子％の範囲とするが、最適のＲ
の範囲は１２．５原子％〜１４原子％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、４原子％未満では高い保
磁力（ｉＨｃ）は得られず、８％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４原子％〜８原子％とするが、
最適のＢの範囲は５．８原子％〜７原子％である。

【００２１】Ｆｅは７６原子％未満では残理磁束密度
（Ｂｒ）が低下し、８４原子％を超えると高い保磁力が
得られないため、Ｆｅは７６〜８４原子％に限定する。
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、
Ｎｉ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、ＮｉはＦｅの５０％を上限とする。

【００２２】Ｏ₂を５０００ｐｐｍ以下に限定した理由
は、５０００ｐｐｍを越えるとＲリッチ相が酸化し、焼
結時に十分な液相を生成できなくなり、密度が低下して
しまうため、高い磁束密度が得られなくなり、耐候性も
劣化するので好ましくなく、Ｏ₂の最適範囲は２００〜
３０００ｐｐｍである。また、永久磁石材料の見かけ密
度が７．４５ｇ／ｃｍ²未満では高い磁束密度が得られ
ず、本発明の特徴たる（ＢＨ）ｍａｘ値；Ａ（ＭＧＯ
ｅ）とｉＨｃ値；Ｂ（ｋＯｅ）の合計値Ａ＋Ｂが５９以
上の磁石材料が得られないので好ましくない。

【００２３】また、本発明における出発原料粉末として
は磁石組成の原料粉末の他に、Ｒ量、Ｂ量及びＦｅ量を
磁石組成に調整するために、例えばＲ量が１６原子％以
上含まれるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を主相とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系
合金粉末とＲ量が１２原子％以下のＲ₂Ｆｅ₁₇相を含む
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金粉末を配合混合して使用することも
可能である。また、Ｂ量についても、Ｂ量が８原子％以
上含まれる主相系のＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金粉末とＢ量が４
原子％以下のＲ₂Ｆｅ₁₇相を含む調整用Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系
合金粉末、あるいはＢを含まないＲ₂Ｆｅ₁₇相を含む調
整用Ｒ−Ｆｅ系合金粉末を配合混合して、磁石組成を調
整することもできる。さらに、Ｒ−Ｃｏ金属間化合物
（Ｎｄ₃−Ｃｏ，Ｎｄ−Ｃｏ₂等）を含む調整用Ｒ−Ｃｏ
（Ｆｅで置換可能）合金粉末を配合混合して、磁石組成
を調整することもできる。

【００２４】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Ｓ
ｂ、７原子％以下のＧｅ、３５原子％以下のＳｎ、５．
５原子％以下のＺｒ、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。

【００２５】この発明のＲ−Ｂ−Ｆｅ系永久磁石におい
て、結晶相の主相のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が９０％以上存在す
ることが不可欠である。現在大量生産されているＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ系焼結磁石は前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が最高で９０％
であり、９０％未満では本発明のＡ＋Ｂ値が５９以上の
高磁気特性は得られない。この発明の磁石の配向度は前
記１）式から算出したものであり、磁石の配向度が８５
％以上有することが、Ａ＋Ｂ値を５９以上保持するため
に必須であり、配向度が８５未満では減磁曲線の角型性
が低下して、高い残留磁束密度（Ｂｒ）が低下するた
め、（ＢＨ）ｍａｘ値は低下するので好ましくない。好
ましい配向度は９２％以上である。また、角型性｛（Ｂ
ｒ²／４）／（ＢＨ）ｍａｘ｝は理論的な場合１．００
の値を示すものであるが、実際の永久磁石材料において
は、上述の配向度の乱れが必然的に生じるため、従来、
種々の改善を実施しても１．０５まで到達するのが限界
であったが、前述した特定の製造方法にて得られたこの
発明の永久磁石材料は、角型性の値が１．０１〜１．０
４５となる。

【００２６】

【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配向すると共にプレ
スすることにより、Ｂｒ、ＢＨ（ｍａｘ）及びｉＨｃを
著しく改善向上し、角型性も理論状態に可能な限り近づ
けた１．０１〜１．０４の値を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系永
久磁石が得られる。

【００２７】

【実施例】

実施例１高周波溶解炉にて溶解して得られたＮｄ１３．０−Ｂ
６．０−Ｆｅ８１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〜１５μｍ、
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。また、含有Ｏ₂量は３００ｐｐｍであった。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
性及び密度、結晶粒径、配向度、角型性、主相量、含有
Ｏ₂量を表１に表す。

【００２８】実施例２実施例１と同一組成の合金溶湯をストリップキャスティ
ングして板厚約０．５μｍ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０．３μｍ〜１２μｍ、
長軸方向５μｍ〜７０μｍ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してい
た。前記鋳片を実施例１と同一条件にてジェットミル粉
砕まで行い、平均粒度約３．４μｍの合金粉末を得た。
この粉末を図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及び密度、
結晶粒径、配向度、角型性、主相量、含有Ｏ₂量、密度
を表１に示す。

【００２９】実施例３実施例１と同様にＮｄ１３．５−Ｄｙ０．５−Ｂ６．５
−Ｃｏ１．０−Ｆｅ７８．５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
３．５μｍ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
石特性及び密度、結晶粒径、配向度、角型性、主相量、
含有Ｏ₂量を表１に示した。

【００３０】比較例１実施例１と同一条件にて得られた粉末を乾式状態にて通
常の磁界中プレス装置にて約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。しかし、プレスなどの工程中に酸化を生
じ、十分な焼結密度まで緻密化させることができず、磁
石特性を測定することが不可能であったため、密度と含
有Ｏ₂量を測定するにとどめた。

【００３１】比較例２実施例１と同一条件に得られた粗粉砕粉をトルエンを溶
媒としてボールミル粉砕し、平均粒径３．５μｍの微粉
末を作製し、さらにその粉末を湿式状態にて通常の磁界
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及び密度、結晶粒径、
配向度、角型性、主相量、含有Ｏ₂量を表１に示した。

【００３２】比較例３高周波溶解炉にて溶解して得られたＮｄ１４−Ｂ６．０
−Ｆｅ８０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Ｆｅ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３０〜１
５０μｍ、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
と同一の条件でジェットミル粉砕し、平均粒径約３．７
μｍ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と同一条件で、焼結、熱処理を行
った。得られた永久磁石の特性及び密度、結晶粒径、配
向度、角型性、主相量、含有Ｏ₂量を表１に示す。

【００３３】比較例４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及び密度、結晶粒
径、配向度、角型性、主相量、含有Ｏ₂量、密度を表１
に表す。

【００３４】比較例５Ｎｄ１３．５−Ｄｙ０．５−Ｂ６．５−Ｃｏ１．０−Ｆ
ｅ７８．５の組成の合金を比較例３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と同様に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
久磁石の磁気特性及び密度、結晶粒径、配向度、角型
性、主相量、含有Ｏ₂量を表１に表す。

【００３５】比較例６Ｎｄ１６．５−Ｂ７−Ｆｅ７６．５の組成の合金を比較
例３と同様に鋳塊を鋳造後、溶体化処理することなく、
前記鋳塊を粗粉砕後、比較例４と同様にスタンプミルに
て粗粉砕後、ジェットミルにて平均粒径約３．７μｍの
微粉末を得た。さらに、約１２ｋＯｅの磁界中で磁場中
プレスした後、実施例１と同一条件にて、焼結、時効処
理を行い、得られた永久磁石の磁石特性及び密度、結晶
粒径、配向度、角型性、主相量、含有Ｏ₂量を表１に示
す。

【００３６】

【表１】

【００３７】

【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配向後プレスすること
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（ＭＧ
Ｏｅ）；Ａと保磁力ｉＨｃ（ｋＯｅ）の特性値；Ｂの合
計値Ａ＋Ｂが５９以上の値を有し、角型性｛（Ｂｒ²／
４）／（ＢＨ）ｍａｘ｝が１．０１〜１．０４５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）１２原子％〜１６原子％、Ｂ４原子％
〜８原子％、Ｏ₂ ５０００ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ（但
しＦｅの一部を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り、主相のＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂを９０％以上含み、平均粒径１０μｍ以下、見掛け密
度が７．４５ｇ／ｃｍ³以上の値を有し、配向度が８５
％以上を有し、（ＢＨ）ｍａｘ値；Ａ（ＭＧＯｅ）とｉ
Ｈｃ値；Ｂ（ｋＯｅ）の合計値Ａ＋Ｂが５９以上の値を
有し、角型性｛（Ｂｒ²／４）／（ＢＨ）ｍａｘ｝が
１．０１〜１．０４５の値を有することを特徴とするＲ
−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料。