JP2903403B2 - 耐食性に優れた永久磁石 - Google Patents
耐食性に優れた永久磁石Info
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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Nd2Fe14B系合金で代表される希土類元素:R
と、遷移金属:TとからなるR2Fe14B系金属間化合物磁石
の中で、特にR,Fe,Al,Bを主成分とする永久磁石に係
り、耐食性を改善したＲ−Fe−Al−Ｂ系磁石に関するも
のである。 ［従来技術］ Nd−Fe−Ｂで代表されるＲ−Fe−Ｂ系磁石は、従来の
希土類磁石であるSm−Co系磁石に比較して、高い磁気特
性を有する。 しかしながら、Ｒ−Fe−Ｂ系磁石合金は、この金属組
織の中に極めて酸化しやすいNd−Fe固溶体相を含有して
いるため、磁気回路等の装置に組み込んだ場合、通常の
環境条件下でも、Sm−Co系磁石に比べ、磁石の酸化によ
る特性の劣化、及び、そのばらつきが大きい。さらに、
磁石から発生した酸化物の飛散による周辺部への影響も
引き起こす。 この磁石の耐食性の向上に関する方法として、特開昭
60−54406号公報や特開昭60−63903号公報が提案されて
いる。 これらの文献では、磁石体表面にメッキ、化成皮膜な
どの耐酸化性皮膜を形成し、その耐食性向上を図ること
を目的としている。 ［発明が解決しようとする問題点］ しかし、これらの耐酸化性皮膜は、その工程中に多量
の水及び水溶液を使用するため、処理工程中に磁石中の
Ｒ−Fe固溶体相が酸化することにより、皮膜形成後、内
部より酸化が進行し、フクれ、又は皮膜の剥離等を生じ
てしまうため、耐食性改善としては適していない。 又、水を使用しない方法としては、エポキシなどの耐
酸化性樹脂コーティング、又は、最近普及してきたスパ
ッタ蒸着、イオンプレーティング等によるAl,Ni等の金
属皮膜を形成して耐食性改善を図る、乾式メッキ等の方
法もあるが、これら水を使用しないコーティングにおい
ても、長期使用による皮膜の劣化による耐食性の低下が
ある。 又、この磁石組織に含まれるNd−Fe固溶体は三次元的
に連続して分布しているため、微小なキズ、カケが起こ
り、磁石表面が火気と接し酸化すると、この部分より磁
石中のＲ−Fe固溶体を伝って酸化が磁石全体に広がって
ゆくため、耐食性改善の方策としては適しない。 以上述べたように、いずれの耐食性改善方策において
も、磁石中に極度に酸化し易いＲ−Fe固溶体が連続した
形で存在するため、上記の各方策が有する本来の耐食性
を本系磁石に付与することは極めて困難であった。すな
わち本系磁石においては、このＲ−Fe固溶体相の耐食性
を根本的に改善しなければ、十分な耐食性を得ることは
不可能であるといっても過言ではない。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明によれば、R,Fe,Al,Bを主成分とする合金粉末
を成形し、焼結した時、R2Fe14B磁性相のまわりを金属
間化合物の結合相の析出により取り囲み、Ｒ−Fe固溶体
相の量を低減し、かつ分散、孤立化した組織にすること
により、著しく耐食性が向上し、かつ、磁石特性の劣化
の度合いが極めて小さい磁石を提供することにある。 磁性相のまわりを取り囲む結合相は、金属間化合物相
であり、この相は、酸化の原因となるＲ−Fe固溶体相と
は異なり、錆びにくいため、耐酸化性に優れた磁石材料
となる。 本発明で得られた結合相組織を持つ磁石材料を、通常
の使用環境のもとで（温度40℃，湿度70％）長時間放置
した場合、従来の結合相組織をもたない磁石材料では、
表面にNdの酸化物である白い粉が吹き出し、周りから砕
け崩壊するのが見られるが、前者では何ら酸化すること
なく、顕著な変化も見られず、非常に耐食性に優れてい
る。 結合相組織が形成されていない場合、磁石表面に防錆
メッキ、化成皮膜などの耐酸化性皮膜を形成する際、処
理工程中に使用する電解質水溶液、化成処理溶液の影響
で、磁石中のNd−Fe固溶体相が酸化することにより、皮
膜形成後、内部より酸化が進行し、フクレ又は剥離を生
じてしまい、全面錆が発生する。 しかし、結合組織が形成されていると、この様なフク
レや剥離は全く起こらず非常に優れた耐食性を示し、メ
ッキ、化成被膜のもつ本来の耐食性を本系磁石に付与す
ることが可能となる。 結合組織が形成されていない場合、メッキ処理中、Nd
・Fe固溶体相がどんどん酸化しメッキそのものがむずか
しくのりも悪く、密着性に劣るが、結合相組織が形成さ
れている場合、メッキののりも良く、密着性にも優れ、
従来のSm−Co系磁石に適用されているような簡単なメッ
キ法によるメッキ被膜で十分である。 磁石特性は、AlがR2Fe14B磁性相内に拡散して入るた
め、飽和磁化（４πIs）は低減するが、逆に保磁力（H
c）は増加する傾向にあり、それ程磁石特性を下げるも
のではない。 ここで、添加するAl量は０＜Al≦10wt％であり、これ
以上多すぎると磁石特性の飽和磁化の低下を招く可能性
があるとともに、結合相の析出が見られなくなる。Ｂ量
は0.5≦Ｂ≦1.5wt％であり、これ以下では配向性が悪く
なり、BHC，（BH）ｍの低下を招く、逆にそれ以上では
Ｂ−rich相の存在比が高くなり、又Nd−Fe固溶体相も多
くなり、耐食性劣化の原因となる。 又、Nd量は28≦Nd≦40wt％の範囲であり、それ以下で
は、Nd−Fe固溶体相も少なく、磁石特性でも飽和磁化が
高くて良いけれども、逆にHcは低くなり、液相が少なく
焼結性が悪くなる傾向があり、結合層の量も少なくな
る。 すなわち、従来は結合層組織が形成されてないため、
Nd−Fe固溶体相が磁性相間の界面に入り込んで耐食性を
悪くする原因となっているが、本発明によれば、結合相
組織の形成により、結合相が磁性相を取り囲み、従来よ
りも、耐食性に優れ、かつ磁石特性においても全く劣ら
ない実用上非常に有益な磁石を得ることが可能となっ
た。 ［実施例］ 以下、本発明の実施例について説明する。 ＜実施例１＞ 純度90wt％以上のNd,Fe,Al,Bを用い、Ar雰囲気中で高
周波加熱により、重量％で（27.5及び32.5）Nd−（12.
5）Ｂ−Fe（bal（＝残））のインゴット及び（40）Nd−
（20,10）Al−Fe（bal）のインゴットを得た。 ディスクミルを用いて各インゴットを粗粉砕し、最終
的に、重量％で（30,32,及び34）Nd−（４及び２）Al−
（1.0）Ｂ−Fe（bal）の組成になるように秤量配合し、
上記粗粉末をボールミルを用いて平均粒径３〜５μｍに
粉砕した。次に得られた微粉末を20KOeの磁場中、1.0to
n/cm2の圧力で成形し圧紛体を得た。これらの圧紛体を1
000〜1200℃で０〜２時間、Ar中にて焼結した。その後4
00〜800℃で0.5〜10時間熱処理を行った。 比較のため、重量％で34Nd−1.0B−FebalのAlを含ま
ない組成を有する粗粉末だけを、上記と同様に微粉砕、
磁場中成形、焼結、熱処理を行い焼結体を得た。 得られた焼結体の組織の顕微鏡写真を第１図に示す。
同図（ａ）のAl添加の合金（34Nd−4Al−1B−Febal）の
場合、薄灰色の結合相が磁性相（白く見える部分）のま
わりを取り囲んでおり、黒色のNd−Fe固溶体相は分散し
孤立している。一方、（ｂ）図のAlを含有しない合金
（34Nd−1.0B−Febal）の場合にはNd−Fe固溶体相が磁
性相のまわりを薄く取り囲んでいる。これら試料を40
℃、湿度70％の環境下に１年間放置したところ、結合相
組織が形成された方は、表面に何等変化は見られなかっ
たが、結合相組織が形成されない方は表面にNdの酸化物
である白い粉が付着し、端部より砕け崩壊するのが見ら
れた。 よって、結合相組織の形成により優れた耐食性を示す
とともに、第１表の磁石特性値からも永久磁石として十
分な磁石特性を示している。 各試料の磁性相及び結合相の組成分析をEDX及びE.P.
M.A.を用いて行った。その結果を第２表に示す。 磁性相、結合相ともAl量に変化が見られるが、Nd及び
Ｂが一定であることが分かる。＜実施例２＞ 純度99wt％以上のNd,Fe,Al,Bを用い、Ar雰囲気中で、
高周波加熱により重量％で29Nd−2.0Al−1.0B−Febalの
インゴットと55Nd−2.0Al−0.6B−Febalのインゴットを
得た。 これらの組成は、実施例１の第２表の磁性相と結合相
の組成のもの（ただしAlが2.0wt％のもの）を、それぞ
れ、溶解したものである。 ディスクミルを用いて各インゴットを粗粉砕し、最終
的に、重量％で（30,32および34）Nd−2.0Al−（0.98,
0.95及び0.92）Ｂ−Febalの組成となるように秤量配合
した。実施例１と同様に、粗粉砕、微粉砕、磁場中成
形、焼結、熱処理を行い焼結体を得た。 得られた焼結体の組織の顕微鏡写真を写真２に示す。
同写真は34Nd−2.0Al−0.92B−Febalの組成のもので、
薄灰色の結合相が磁性相のまわりを取り囲んでいる。Nd
−Fe固溶体相の量は実施例１の同組成のもの（第１図
（ａ）のもの）より少ない。 これら試料を、温度40℃で相対湿度70％中に１年間放
置した結果、表面に何等の変化も見られなかった。 この場合、優れた耐食性を示した。第３表の磁石特性
値からも永久磁石として十分な磁石特性を示しているこ
とが分かる。 ＜実施例３＞ 実施例１及び２で使用した熱処理上がりの焼結体を10
×10×8mmに加工した後、Cu下地防錆メッキ後、電界Ni
メッキを行った。 結合相組織の形成されていない方（比較例Nd−Fe−Ｂ
系合金）は、メッキ処理中に、電解質水溶液中でNd−Fe
固溶体相がどんどん腐食してしまい、内部に浸透してゆ
き、十分にメッキされずメッキのりも悪く、素地への密
着性も悪かった。 一方、結合相組織が形成された方は、メッキ面での局
部的な欠陥がなく、上記のメッキ法で簡単にメッキがな
され、のりも良く素地への密着性も良好であった。従来
行われているSm−Co系磁石と同等のメッキが可能であっ
た。 密着力試験として試験片に外力（摩擦、折り曲げ、衝
撃等）を加えた時の影響を定性的に確かめた結果を第４
表に示した。 よって、メッキ本来のもつ耐食性を本系磁石に付与す
ることが十分可能となった。 ＜実施例４＞ 実施例１および２で使用した熱処理上がりの焼結体を
10×10×8mmに加工した後、Cu下地防錆メッキ後、Niメ
ッキ及びクロメート処理を施した。これら試験片を温度
60℃で湿度90％の恒温恒湿の条件下で300時間の耐蝕性
試験を行った。その結果を第５表に示す。 本発明による試験片は、いずれも比較例の試験片に比
べ、赤錆あるいは剥離、ふくれなどが生ずる事なく、優
れた耐食性を示すことが分かる。 ［発明の効果］ 以上の実施例で示されるように、結合相が磁性相を取
り囲み結合相組織を形成することによって、Nd−Fe固溶
体相が減少及び分散、孤立化され、結合相組織のない場
合よりも耐食性を向上させることができた。 又、従来行われている防錆メッキも可能となりメッキ
本来のもつ耐食性を本系磁石に付与することも可能とな
った。 以上、Nd−Fe−Al−Ｂ系磁石合金についてのみ述べて
きたが、イットりウムを含めた希土類元素（Ｒ）−Fe−
Al−Ｂ系についても同様の効果が期待できることは容易
に推察できるところである。又、本発明で得られた結合
相組織をもつ磁石材料の製造方法は、特に限定されるも
のではない。
と、遷移金属:TとからなるR2Fe14B系金属間化合物磁石
の中で、特にR,Fe,Al,Bを主成分とする永久磁石に係
り、耐食性を改善したＲ−Fe−Al−Ｂ系磁石に関するも
のである。 ［従来技術］ Nd−Fe−Ｂで代表されるＲ−Fe−Ｂ系磁石は、従来の
希土類磁石であるSm−Co系磁石に比較して、高い磁気特
性を有する。 しかしながら、Ｒ−Fe−Ｂ系磁石合金は、この金属組
織の中に極めて酸化しやすいNd−Fe固溶体相を含有して
いるため、磁気回路等の装置に組み込んだ場合、通常の
環境条件下でも、Sm−Co系磁石に比べ、磁石の酸化によ
る特性の劣化、及び、そのばらつきが大きい。さらに、
磁石から発生した酸化物の飛散による周辺部への影響も
引き起こす。 この磁石の耐食性の向上に関する方法として、特開昭
60−54406号公報や特開昭60−63903号公報が提案されて
いる。 これらの文献では、磁石体表面にメッキ、化成皮膜な
どの耐酸化性皮膜を形成し、その耐食性向上を図ること
を目的としている。 ［発明が解決しようとする問題点］ しかし、これらの耐酸化性皮膜は、その工程中に多量
の水及び水溶液を使用するため、処理工程中に磁石中の
Ｒ−Fe固溶体相が酸化することにより、皮膜形成後、内
部より酸化が進行し、フクれ、又は皮膜の剥離等を生じ
てしまうため、耐食性改善としては適していない。 又、水を使用しない方法としては、エポキシなどの耐
酸化性樹脂コーティング、又は、最近普及してきたスパ
ッタ蒸着、イオンプレーティング等によるAl,Ni等の金
属皮膜を形成して耐食性改善を図る、乾式メッキ等の方
法もあるが、これら水を使用しないコーティングにおい
ても、長期使用による皮膜の劣化による耐食性の低下が
ある。 又、この磁石組織に含まれるNd−Fe固溶体は三次元的
に連続して分布しているため、微小なキズ、カケが起こ
り、磁石表面が火気と接し酸化すると、この部分より磁
石中のＲ−Fe固溶体を伝って酸化が磁石全体に広がって
ゆくため、耐食性改善の方策としては適しない。 以上述べたように、いずれの耐食性改善方策において
も、磁石中に極度に酸化し易いＲ−Fe固溶体が連続した
形で存在するため、上記の各方策が有する本来の耐食性
を本系磁石に付与することは極めて困難であった。すな
わち本系磁石においては、このＲ−Fe固溶体相の耐食性
を根本的に改善しなければ、十分な耐食性を得ることは
不可能であるといっても過言ではない。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明によれば、R,Fe,Al,Bを主成分とする合金粉末
を成形し、焼結した時、R2Fe14B磁性相のまわりを金属
間化合物の結合相の析出により取り囲み、Ｒ−Fe固溶体
相の量を低減し、かつ分散、孤立化した組織にすること
により、著しく耐食性が向上し、かつ、磁石特性の劣化
の度合いが極めて小さい磁石を提供することにある。 磁性相のまわりを取り囲む結合相は、金属間化合物相
であり、この相は、酸化の原因となるＲ−Fe固溶体相と
は異なり、錆びにくいため、耐酸化性に優れた磁石材料
となる。 本発明で得られた結合相組織を持つ磁石材料を、通常
の使用環境のもとで（温度40℃，湿度70％）長時間放置
した場合、従来の結合相組織をもたない磁石材料では、
表面にNdの酸化物である白い粉が吹き出し、周りから砕
け崩壊するのが見られるが、前者では何ら酸化すること
なく、顕著な変化も見られず、非常に耐食性に優れてい
る。 結合相組織が形成されていない場合、磁石表面に防錆
メッキ、化成皮膜などの耐酸化性皮膜を形成する際、処
理工程中に使用する電解質水溶液、化成処理溶液の影響
で、磁石中のNd−Fe固溶体相が酸化することにより、皮
膜形成後、内部より酸化が進行し、フクレ又は剥離を生
じてしまい、全面錆が発生する。 しかし、結合組織が形成されていると、この様なフク
レや剥離は全く起こらず非常に優れた耐食性を示し、メ
ッキ、化成被膜のもつ本来の耐食性を本系磁石に付与す
ることが可能となる。 結合組織が形成されていない場合、メッキ処理中、Nd
・Fe固溶体相がどんどん酸化しメッキそのものがむずか
しくのりも悪く、密着性に劣るが、結合相組織が形成さ
れている場合、メッキののりも良く、密着性にも優れ、
従来のSm−Co系磁石に適用されているような簡単なメッ
キ法によるメッキ被膜で十分である。 磁石特性は、AlがR2Fe14B磁性相内に拡散して入るた
め、飽和磁化（４πIs）は低減するが、逆に保磁力（H
c）は増加する傾向にあり、それ程磁石特性を下げるも
のではない。 ここで、添加するAl量は０＜Al≦10wt％であり、これ
以上多すぎると磁石特性の飽和磁化の低下を招く可能性
があるとともに、結合相の析出が見られなくなる。Ｂ量
は0.5≦Ｂ≦1.5wt％であり、これ以下では配向性が悪く
なり、BHC，（BH）ｍの低下を招く、逆にそれ以上では
Ｂ−rich相の存在比が高くなり、又Nd−Fe固溶体相も多
くなり、耐食性劣化の原因となる。 又、Nd量は28≦Nd≦40wt％の範囲であり、それ以下で
は、Nd−Fe固溶体相も少なく、磁石特性でも飽和磁化が
高くて良いけれども、逆にHcは低くなり、液相が少なく
焼結性が悪くなる傾向があり、結合層の量も少なくな
る。 すなわち、従来は結合層組織が形成されてないため、
Nd−Fe固溶体相が磁性相間の界面に入り込んで耐食性を
悪くする原因となっているが、本発明によれば、結合相
組織の形成により、結合相が磁性相を取り囲み、従来よ
りも、耐食性に優れ、かつ磁石特性においても全く劣ら
ない実用上非常に有益な磁石を得ることが可能となっ
た。 ［実施例］ 以下、本発明の実施例について説明する。 ＜実施例１＞ 純度90wt％以上のNd,Fe,Al,Bを用い、Ar雰囲気中で高
周波加熱により、重量％で（27.5及び32.5）Nd−（12.
5）Ｂ−Fe（bal（＝残））のインゴット及び（40）Nd−
（20,10）Al−Fe（bal）のインゴットを得た。 ディスクミルを用いて各インゴットを粗粉砕し、最終
的に、重量％で（30,32,及び34）Nd−（４及び２）Al−
（1.0）Ｂ−Fe（bal）の組成になるように秤量配合し、
上記粗粉末をボールミルを用いて平均粒径３〜５μｍに
粉砕した。次に得られた微粉末を20KOeの磁場中、1.0to
n/cm2の圧力で成形し圧紛体を得た。これらの圧紛体を1
000〜1200℃で０〜２時間、Ar中にて焼結した。その後4
00〜800℃で0.5〜10時間熱処理を行った。 比較のため、重量％で34Nd−1.0B−FebalのAlを含ま
ない組成を有する粗粉末だけを、上記と同様に微粉砕、
磁場中成形、焼結、熱処理を行い焼結体を得た。 得られた焼結体の組織の顕微鏡写真を第１図に示す。
同図（ａ）のAl添加の合金（34Nd−4Al−1B−Febal）の
場合、薄灰色の結合相が磁性相（白く見える部分）のま
わりを取り囲んでおり、黒色のNd−Fe固溶体相は分散し
孤立している。一方、（ｂ）図のAlを含有しない合金
（34Nd−1.0B−Febal）の場合にはNd−Fe固溶体相が磁
性相のまわりを薄く取り囲んでいる。これら試料を40
℃、湿度70％の環境下に１年間放置したところ、結合相
組織が形成された方は、表面に何等変化は見られなかっ
たが、結合相組織が形成されない方は表面にNdの酸化物
である白い粉が付着し、端部より砕け崩壊するのが見ら
れた。 よって、結合相組織の形成により優れた耐食性を示す
とともに、第１表の磁石特性値からも永久磁石として十
分な磁石特性を示している。 各試料の磁性相及び結合相の組成分析をEDX及びE.P.
M.A.を用いて行った。その結果を第２表に示す。 磁性相、結合相ともAl量に変化が見られるが、Nd及び
Ｂが一定であることが分かる。＜実施例２＞ 純度99wt％以上のNd,Fe,Al,Bを用い、Ar雰囲気中で、
高周波加熱により重量％で29Nd−2.0Al−1.0B−Febalの
インゴットと55Nd−2.0Al−0.6B−Febalのインゴットを
得た。 これらの組成は、実施例１の第２表の磁性相と結合相
の組成のもの（ただしAlが2.0wt％のもの）を、それぞ
れ、溶解したものである。 ディスクミルを用いて各インゴットを粗粉砕し、最終
的に、重量％で（30,32および34）Nd−2.0Al−（0.98,
0.95及び0.92）Ｂ−Febalの組成となるように秤量配合
した。実施例１と同様に、粗粉砕、微粉砕、磁場中成
形、焼結、熱処理を行い焼結体を得た。 得られた焼結体の組織の顕微鏡写真を写真２に示す。
同写真は34Nd−2.0Al−0.92B−Febalの組成のもので、
薄灰色の結合相が磁性相のまわりを取り囲んでいる。Nd
−Fe固溶体相の量は実施例１の同組成のもの（第１図
（ａ）のもの）より少ない。 これら試料を、温度40℃で相対湿度70％中に１年間放
置した結果、表面に何等の変化も見られなかった。 この場合、優れた耐食性を示した。第３表の磁石特性
値からも永久磁石として十分な磁石特性を示しているこ
とが分かる。 ＜実施例３＞ 実施例１及び２で使用した熱処理上がりの焼結体を10
×10×8mmに加工した後、Cu下地防錆メッキ後、電界Ni
メッキを行った。 結合相組織の形成されていない方（比較例Nd−Fe−Ｂ
系合金）は、メッキ処理中に、電解質水溶液中でNd−Fe
固溶体相がどんどん腐食してしまい、内部に浸透してゆ
き、十分にメッキされずメッキのりも悪く、素地への密
着性も悪かった。 一方、結合相組織が形成された方は、メッキ面での局
部的な欠陥がなく、上記のメッキ法で簡単にメッキがな
され、のりも良く素地への密着性も良好であった。従来
行われているSm−Co系磁石と同等のメッキが可能であっ
た。 密着力試験として試験片に外力（摩擦、折り曲げ、衝
撃等）を加えた時の影響を定性的に確かめた結果を第４
表に示した。 よって、メッキ本来のもつ耐食性を本系磁石に付与す
ることが十分可能となった。 ＜実施例４＞ 実施例１および２で使用した熱処理上がりの焼結体を
10×10×8mmに加工した後、Cu下地防錆メッキ後、Niメ
ッキ及びクロメート処理を施した。これら試験片を温度
60℃で湿度90％の恒温恒湿の条件下で300時間の耐蝕性
試験を行った。その結果を第５表に示す。 本発明による試験片は、いずれも比較例の試験片に比
べ、赤錆あるいは剥離、ふくれなどが生ずる事なく、優
れた耐食性を示すことが分かる。 ［発明の効果］ 以上の実施例で示されるように、結合相が磁性相を取
り囲み結合相組織を形成することによって、Nd−Fe固溶
体相が減少及び分散、孤立化され、結合相組織のない場
合よりも耐食性を向上させることができた。 又、従来行われている防錆メッキも可能となりメッキ
本来のもつ耐食性を本系磁石に付与することも可能とな
った。 以上、Nd−Fe−Al−Ｂ系磁石合金についてのみ述べて
きたが、イットりウムを含めた希土類元素（Ｒ）−Fe−
Al−Ｂ系についても同様の効果が期待できることは容易
に推察できるところである。又、本発明で得られた結合
相組織をもつ磁石材料の製造方法は、特に限定されるも
のではない。
【図面の簡単な説明】
第１図（ａ）は本発明の実施例に係る34wt％Nd−4.0wt
％Al−1.0wt％Ｂ−Febal合金の焼結体の組織を示す顕微
鏡写真、第１図（ｂ）は従来の34wt％Nd−1.0wt％Ｂ−F
ebal合金の焼結体の組織を示す顕微鏡写真、 第２図は本発明の実施例に係る34wt％Nd−2.0wt％Al−
0.92wt％Ｂ−Febal合金の焼結体の組織を示す顕微鏡写
真である。
％Al−1.0wt％Ｂ−Febal合金の焼結体の組織を示す顕微
鏡写真、第１図（ｂ）は従来の34wt％Nd−1.0wt％Ｂ−F
ebal合金の焼結体の組織を示す顕微鏡写真、 第２図は本発明の実施例に係る34wt％Nd−2.0wt％Al−
0.92wt％Ｂ−Febal合金の焼結体の組織を示す顕微鏡写
真である。
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．R,Fe,Al,B（ＲはＹを含む希土類元素）を主成分と
し、実質的にR2Fe14B正方晶の磁性相を金属間化合物の
結合相で実質的に取り囲んだ組織を有することにより耐
食性を改善したことを特徴とする耐食性に優れた永久磁
石。 ２．特許請求の範囲第１項において、前記結合相の組成
は、R,Fe,Al,Bを必須成分とし、原子百分率でR:20〜40
％,Al:0.05〜20％,B:0.05〜10％，残部Feからなること
を特徴とする耐食性に優れた永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62228544A JP2903403B2 (ja) | 1987-09-14 | 1987-09-14 | 耐食性に優れた永久磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62228544A JP2903403B2 (ja) | 1987-09-14 | 1987-09-14 | 耐食性に優れた永久磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6472501A JPS6472501A (en) | 1989-03-17 |
| JP2903403B2 true JP2903403B2 (ja) | 1999-06-07 |
Family
ID=16878050
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62228544A Expired - Fee Related JP2903403B2 (ja) | 1987-09-14 | 1987-09-14 | 耐食性に優れた永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2903403B2 (ja) |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61156706A (ja) * | 1984-12-28 | 1986-07-16 | Toshiba Corp | 永久磁石の製造方法 |
| JPS6250437A (ja) * | 1985-08-28 | 1987-03-05 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 耐食性のすぐれた永久磁石材料 |
-
1987
- 1987-09-14 JP JP62228544A patent/JP2903403B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61156706A (ja) * | 1984-12-28 | 1986-07-16 | Toshiba Corp | 永久磁石の製造方法 |
| JPS6250437A (ja) * | 1985-08-28 | 1987-03-05 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 耐食性のすぐれた永久磁石材料 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6472501A (en) | 1989-03-17 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |