JP3255593B2 - 熱安定性の良好な焼結型永久磁石の製造方法 - Google Patents
熱安定性の良好な焼結型永久磁石の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型
金属間化合物を主相とする熱安定性の良好なＲ−Ｆｅ−
Ｃｏ−Ｇａ−Ｍ−Ｂ系焼結型永久磁石（Ｒは希土類元素
の２種以上でありＮｄを主体とするとともにＤｙを必ず
含み、ＭはＮｂ，Ｗ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏの１種または２種
以上である）の製造方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石は、Ｒ−Ｃｏ系
永久磁石よりも高い磁気特性が得られる新しい希土類磁
石として開発が進んでおり、数多くの提案がなされてい
る。例えばＮｄ１５Ｆｅ７７Ｂ８［組成式表示でＮｄ
（Ｆｅ０．９１Ｂ０．０９）５．６７］は最大エネルギ
ー積(BH)maxが35MGOe，固有保磁力IＨｃが10KOeに達す
る磁気特性を得ている（J.Appl.Phys.55(6)2083(1984)
を参照。）しかしながら、開発初期のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永
久磁石はキュリー点Ｔｃが低く、そのため熱安定性が悪
いという欠点がある。すなわち、従来のＲ−Ｃｏ系永久
磁石では約800℃のＴｃを有するのに対し、開発初期の
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石のＴｃは通常約300℃程度であ
り、最高でも370℃程度と極めて低い（特開昭59-46008
号公報を参照）。従って、熱安定性が不十分であり、周
囲温度が高い環境下での使用に難点があった。熱安定性
を向上する手段として、(1)直接Ｔｃを向上させるこ
と、(2)室温における固有保磁力IＨｃを十分高くするこ
とによって高温での減磁分があっても耐えられるように
すること、の２つが知られている。 【０００３】前者として、Ｆｅの一部をＣｏで置換する
ことによってＴｃを上げる試みがなされた。その結果、
Ｔｃが400℃以上になり、磁気特性を犠牲にすれば800℃
にまでも上昇させる効果が認められた（特開昭59-64733
号公報を参照）。後者として、Ａｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，
Ｍｎ，Ｚｎ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｇｅ，Ｓｂ，Ｓ
ｎ，Ｂｉ，Ｎｉ等の添加が行われてきた。中でもＡｌは
ＩＨｃ向上に特に有効とされる（特開昭59-89401号、60
-77960号公報を参照）。さらにＴｂ，Ｄｙ，Ｈｏのよう
な重希土類元素によるＮｄの一部置換が高い最大エネル
ギー積(BH)maxを保持しつつIＨｃを改善するために提案
されており、約30MGOeの(BH)maxのときIＨｃが９KOe程
度のものが12〜18KOeに増大される（特開昭60-32306，6
0-34005号公報を参照）。加えて、ＣｏとＡｌの複合添
加により熱安定性を向上できることが報告されている。
すなわち、Ｆｅの一部をＣｏで置換するとＴｃは向上す
るが、反面IＨｃの低下が否めない。これは、Ｎｄ（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）２で表わされる磁性を持った析出物が結晶粒
界に現われ逆磁区が発生してIＨｃを低下させるためで
あると考えられている。そこで、ＣｏおよびＡｌを複合
添加することにより、非磁性のＮｄ（Ｆｅ，Ｃｏ，Ａ
ｌ）２で表わされる相を出現させることによって逆磁区
を発生させない試みも行われている（Appl.Phys.Lett.4
8(19),1309(1986))。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】しかし、前述の従来技
術には次に述べる問題点がある。 ＣｏによるＦｅの一部置換の場合 結晶磁気異方性を低下させるためにIＨｃが低下する。
また、原料面からコスト高、供給不安がある。Ａｌ ，Ｔｉ，Ｖ，Ｎｉ等を添加する場合 Ｎｉを除いて非磁性材料であるため、多量の添加は残留
磁束密度４πＩｒの低下を招来し、(BH)maxを下げる。Ｎ
ｉも、強磁性材料ではあるが磁気モーメントが小さいた
め、結局４πＩｒを低下する。 重希土類元素を添加する場合 非常に高価であるためコストの著しい上昇を伴なう。資
源的希少性に加えて永久磁石以外の用途が少ないためで
ある。 ＣｏとＡｌを複合添加する場合 Ａｌの添加はＴｃを著しく低下させるため、100℃以上
における高温での熱安定性に劣る。加えて、ＣｏとＡｌ
を複合添加したＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石のIＨｃは、た
かだか12KOe程度にすぎない。 【０００５】従って、本発明の課題は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ
型金属間化合物を主相とする熱安定性の良好なＲ−Ｆｅ
−Ｃｏ−Ｇａ−Ｍ−Ｂ系焼結型永久磁石（Ｒは希土類元
素の２種以上でありＮｄを主体とするとともにＤｙを必
ず含み、ＭはＮｂ，Ｗ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏの１種または２
種以上である）の製造方法を提供することである。 【０００６】 【課題を解決するための手段】上記課題を解決した本発
明の熱安定性の良好な焼結型永久磁石の製造方法は、原
子比で式Ｒ（Ｆｅ１−ｘ−ｙ−ｚ−ｕＣｏｘＢｙＧａｚ
Ｍｕ）Ａ（Ｒは希土類元素の２種以上でありＮｄを主体
とするとともにＤｙを必ず含み、Ｒに対するＤｙの原子
比率であるＤｙ：Ｒ＝７：100〜40：100であり、ＭはＮ
ｂ，Ｗ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏの１種または２種以上であり、
ｘ，ｙ，ｚ，ｕ，Ａがそれぞれ、０＜ｘ≦0.7、0.02≦
ｙ≦0.3、０＜ｚ≦0.15、０＜ｕ≦0.1、４≦Ａ≦7.5 ）
で表される組成に調整した合金粉末を用いて、成形、焼
結および熱処理を行うことを特徴とする。本発明によ
り、従来製造が困難であった、熱安定性を顕著に向上し
たＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｇａ−Ｍ−Ｂ系焼結型永久磁石を製
造することができる。 【０００７】希土類元素ＲはＮｄ，Ｐｒ，Ｃｅその他の
希土類元素であってＤｙを必ず含み、特にＮｄを主体と
する。また、Ｈｏ，Ｔｂなどの重希土類元素も利用でき
る。熱安定性を向上するために、Ｎｄを主体とするＲの
一部をＤｙで置換する割合（原子比率）は７〜40％が好
ましく、７％以上25％以下が最も好ましい。Ｎｄを主体
とするＲの一部をＤｙで置換する割合（原子比率）が７
％未満ではＩＨｃ向上効果すなわち熱安定性が顕著でな
く、40％を超える置換は４πＩｒを低下するため好まし
くない。 【０００８】Ｂの含有量ｙが0.02未満ではＴｃが低くな
り、かつ十分な保磁力が得られない。他方、ｙが0.3を
超えると４πＩｓが低下し、磁気特性に悪影響を及ぼす
相が出現する。従って、ｙは好ましくは0.02〜0.3であ
り、より好ましくは0.03〜0.2であり、最も好ましくは
0.04〜0.15である。 【０００９】所定量のＧａの含有によりIＨｃが顕著に
向上する。この効果は主相であるＲ２Ｆｅ１４Ｂ型金属
間化合物を取り囲むＲリッチ相と密接に関係していると
考えられる。Ｇａの含有量ｚは熱安定性を高めるために
０＜ｚ≦0.15とするのがよい。しかし、ｚが0.15を超え
ると飽和磁化４πＩｓとＴｃの著しい減少を呈し好まし
くない。 【００１０】Ｃｏは必須に含有され、Ｔｃの向上効果が
あるのでＧａと複合添加することにより熱安定性の際だ
った向上に寄与する。ｘで示されるＣｏの含有量が0.7
を超えると４πＩｒ、IＨｃが低下して好ましくない。I
Ｈｃと４πＩｒおよびＴｃの良好な均衡をとるために、
Ｃｏの好ましい上限値は0.39であり、最も好ましい上限
値は0.25である。 【００１１】Ｍ元素（ＭはＮｂ，Ｗ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏの
1種または２種以上である）を所定量含有することによ
り結晶粒の粗大化が抑えられて熱安定性が向上する。そ
のうち、ＮｂまたはＷが特に好ましい。所定量のＮｂの
含有により熱安定が向上し、４πＩｒは若干低下する。
しかし、Ｇａほど４πＩｒを低下させない。また、所定
量のＮｂの含有により耐蝕性が向上するので高温にさら
される高耐熱用途のものの製造に寄与する。Ｍ元素の含
有量ｕは熱安定性を高めるために、０＜ｕ≦0.1が好ま
しく、0.001≦ｕ≦0.1がより好ましく、0.002≦ｕ≦0.0
4がさらに好ましい。 【００１２】Ａが４未満のときは４πＩｓが低くなり、
7.5を超えるとＦｅとＣｏリッチな相が出現して保磁力
を著しく低下させる。従って、Ａは、好ましくは４〜7.5
であり、より好ましくは4.5〜７であり、最も好ましく
は5.0〜6.8である。 【００１３】 【発明の実施の形態】以下、実施例により本発明をさら
に詳細に説明するが、実施例により本発明が限定される
ものではない。 【００１４】（参考例１） Ｎｄ（Ｆｅ０．７０Ｃｏ０．２Ｂ０．０７Ｍ０．０３）
６．５（ただし、Ｍ＝Ｂ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，
Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａ
ｇ，Ｉｎ，Ｓｂ，Ｗのいずれか１種）で示される組成の
各合金をアーク溶解にて作製した。得られたインゴット
をスタンプミルおよびディスクミルで粗粉砕した。粉砕
媒体としてＮ２ガスを用いジェットミルで微粉砕を行い
粉砕粒度3.5μm(FSSS)の微粉砕粉を得た。得られた微粉
を15KOeの磁場中、成形圧力２トン/cm２で横磁場成形（プ
レス方向と磁場方向が直交）した。次に、成形体を真空
中で1090℃×２時間焼結した。次に、500〜900℃に１時
間加熱保持後、急冷する熱処理を行った。得られた焼結
磁石の磁気特性を表１に示す。表１より、検討した19元
素の中でIＨｃが10KOeを超えるものはＧａだけである。
このようにＧａは保磁力の向上に非常に有効である。 【００１５】 【表１】【００１６】（参考例２） Ｎｄ（Ｆｅ０．９−ｘＣｏｘＢ０．０７Ｇａ０．０３）
５．８（ｘ＝０〜0.75）および比較例としてＮｄ（Ｆｅ
０．９３−ｘＣｏｘＢ０．０７）５．８（ｘ＝０〜0.2
5）、Ｎｄ０．９Ｄｙ０．１（Ｆｅ０．９３−ｘＣｏｘ
Ｂ０．０７）５．８（ｘ＝０〜0.25）で示される組成の
各合金を用いた以外は参考例1と同様にして粗粉砕、微
粉砕、成形、焼結および熱処理を施し、焼結磁石を得
た。得られたものの磁気特性を表２、３および４に示
す。これらの結果からＣｏの含有量ｘは0.7以下が適当
であることがわかる。次に、Ｃｏ含有量が０および0.2
の場合における試料を所定温度に30分間加熱保持後、op
en fluxの変化を測定し、熱安定性を調べた。測定に用
いた試料は前記焼結磁石からパーミアンス係数Ｐｃ＝−
２の形状になるように切り出し、加工したものである。
結果を図１、２に示す。明らかにＧａを添加すると保磁
力が顕著に高くなり、熱安定性が非常に改善される。 【００１７】 【表２】【００１８】 【表３】 【００１９】 【表４】 【００２０】（参考例３） Ｎｄ（Ｆｅ０．７Ｃｏ０．２Ｂ０．０８Ｇａ０．０２）
Ａ（Ａ＝3.7〜7.7）、Ｎｄ（Ｆｅ０．９２Ｂ０．０８）
Ａ（Ａ＝5.6〜6.6）で示される組成の各合金を用いた以
外は参考例1と同様にして粗粉砕、微粉砕、成形、焼結
および熱処理を行った。得られたものの磁気特性を表５
（ａ）、表５（ｂ）に示す。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ ３元系の
場合、Ａ＝6.2以上においてはIＨｃ、(BH)maxはほぼ０
であるのに対し、Ｃｏ，Ｇａを複合添加することによ
り、Ａ＝6.6以上でも高保磁力が得られた。Ｎｄ−Ｆｅ
−Ｂ ３元系は、Ａ＝6.2以上においてはＮｄの酸化に
より焼結過程で液相として働くＮｄリッチ相が減少する
ことが原因となって保磁力の発生を妨げている。これに
対し、Ｃｏ，Ｇａ複合添加の場合、Ｇａが酸化したＮｄ
の代りに液相として働き、高保磁力を発生させている。 【００２１】 【表５】【００２２】（参考例４） （Ｎｄ０．８Ｄｙ０．２）（Ｆｅ０．８６−ｚＣｏ
０．０６Ｂ０．０８Ｇａｚ）５．５（ｚ＝０〜0.18）で
示される各合金を用いた以外は参考例１と同様にして溶
解、粉砕、成形および焼結を行った。次に、900℃×２
時間の加熱保持後1.5℃／分で常温まで冷却した。次
に、580℃×１時間の時効処理をAr気流中で行った後、
水中で冷却した。得られたものの磁気特性を表６に示
す。また、220℃加熱による不可逆減磁率の測定結果を
表７に示す。Ｇａ含有量ｚの増加とともに４πＩｒ、(B
H)maxは低下していくがIＨc、耐熱性は大幅に向上して
いることがわかる。Ｇａ含有量ｚは、0.001で効果が認
められ、ｚの増大とともに４πＩｒ、(BH)maxは次第に
減少する。このため、0＜ｚ≦0.15が好ましく、0.001≦
ｚ≦0.15がより好ましく、0.002≦ｚ≦0.10がさらに好
ましく、0.005≦ｚ≦0.05が特に好ましい。 【００２３】 【表６】 【００２４】 【表７】【００２５】（実施例１） （Ｎｄ０．９Ｄｙ０．１）（Ｆｅ０．８４５−ｚＣｏ
０．０６Ｂ０．０８Ｎｂ０．０１５Ｇａｚ）５．５（ｚ
＝０〜0.06）で示される各合金を用いた以外は参考例１
と同様にして溶解、粉砕、成形、焼結および熱処理を行
った。得られたものの磁気特性を表８に示す。また、22
0℃加熱による不可逆減磁率の測定結果を表９に示す。
表８、９より、Ｇａ含有量ｚが０に対して0.001でIＨｃ
が高くなり、かつ不可逆減磁率が低減されていることが
わかる。また、ｚの増大とともに４πＩｒ、(BH)maxが
次第に減少している。従って、ｚは、0＜ｚ≦0.15が好
ましく、0.001≦ｚ≦0.15がより好ましく、0.002≦ｚ≦
0.10がさらに好ましく、0.005≦ｚ≦0.05が特に好まし
い。 【００２６】 【表８】 【００２７】 【表９】【００２８】 【発明の効果】以上記述の通り、本発明によれば、主相
がＲ２Ｆｅ１４Ｂ型金属間化合物である熱安定性の良好
なＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｇａ−Ｍ−Ｂ系焼結型永久磁石の製
造方法を提供することができる。
金属間化合物を主相とする熱安定性の良好なＲ−Ｆｅ−
Ｃｏ−Ｇａ−Ｍ−Ｂ系焼結型永久磁石（Ｒは希土類元素
の２種以上でありＮｄを主体とするとともにＤｙを必ず
含み、ＭはＮｂ，Ｗ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏの１種または２種
以上である）の製造方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石は、Ｒ−Ｃｏ系
永久磁石よりも高い磁気特性が得られる新しい希土類磁
石として開発が進んでおり、数多くの提案がなされてい
る。例えばＮｄ１５Ｆｅ７７Ｂ８［組成式表示でＮｄ
（Ｆｅ０．９１Ｂ０．０９）５．６７］は最大エネルギ
ー積(BH)maxが35MGOe，固有保磁力IＨｃが10KOeに達す
る磁気特性を得ている（J.Appl.Phys.55(6)2083(1984)
を参照。）しかしながら、開発初期のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永
久磁石はキュリー点Ｔｃが低く、そのため熱安定性が悪
いという欠点がある。すなわち、従来のＲ−Ｃｏ系永久
磁石では約800℃のＴｃを有するのに対し、開発初期の
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石のＴｃは通常約300℃程度であ
り、最高でも370℃程度と極めて低い（特開昭59-46008
号公報を参照）。従って、熱安定性が不十分であり、周
囲温度が高い環境下での使用に難点があった。熱安定性
を向上する手段として、(1)直接Ｔｃを向上させるこ
と、(2)室温における固有保磁力IＨｃを十分高くするこ
とによって高温での減磁分があっても耐えられるように
すること、の２つが知られている。 【０００３】前者として、Ｆｅの一部をＣｏで置換する
ことによってＴｃを上げる試みがなされた。その結果、
Ｔｃが400℃以上になり、磁気特性を犠牲にすれば800℃
にまでも上昇させる効果が認められた（特開昭59-64733
号公報を参照）。後者として、Ａｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，
Ｍｎ，Ｚｎ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｇｅ，Ｓｂ，Ｓ
ｎ，Ｂｉ，Ｎｉ等の添加が行われてきた。中でもＡｌは
ＩＨｃ向上に特に有効とされる（特開昭59-89401号、60
-77960号公報を参照）。さらにＴｂ，Ｄｙ，Ｈｏのよう
な重希土類元素によるＮｄの一部置換が高い最大エネル
ギー積(BH)maxを保持しつつIＨｃを改善するために提案
されており、約30MGOeの(BH)maxのときIＨｃが９KOe程
度のものが12〜18KOeに増大される（特開昭60-32306，6
0-34005号公報を参照）。加えて、ＣｏとＡｌの複合添
加により熱安定性を向上できることが報告されている。
すなわち、Ｆｅの一部をＣｏで置換するとＴｃは向上す
るが、反面IＨｃの低下が否めない。これは、Ｎｄ（Ｆ
ｅ，Ｃｏ）２で表わされる磁性を持った析出物が結晶粒
界に現われ逆磁区が発生してIＨｃを低下させるためで
あると考えられている。そこで、ＣｏおよびＡｌを複合
添加することにより、非磁性のＮｄ（Ｆｅ，Ｃｏ，Ａ
ｌ）２で表わされる相を出現させることによって逆磁区
を発生させない試みも行われている（Appl.Phys.Lett.4
8(19),1309(1986))。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】しかし、前述の従来技
術には次に述べる問題点がある。 ＣｏによるＦｅの一部置換の場合 結晶磁気異方性を低下させるためにIＨｃが低下する。
また、原料面からコスト高、供給不安がある。Ａｌ ，Ｔｉ，Ｖ，Ｎｉ等を添加する場合 Ｎｉを除いて非磁性材料であるため、多量の添加は残留
磁束密度４πＩｒの低下を招来し、(BH)maxを下げる。Ｎ
ｉも、強磁性材料ではあるが磁気モーメントが小さいた
め、結局４πＩｒを低下する。 重希土類元素を添加する場合 非常に高価であるためコストの著しい上昇を伴なう。資
源的希少性に加えて永久磁石以外の用途が少ないためで
ある。 ＣｏとＡｌを複合添加する場合 Ａｌの添加はＴｃを著しく低下させるため、100℃以上
における高温での熱安定性に劣る。加えて、ＣｏとＡｌ
を複合添加したＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石のIＨｃは、た
かだか12KOe程度にすぎない。 【０００５】従って、本発明の課題は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ
型金属間化合物を主相とする熱安定性の良好なＲ−Ｆｅ
−Ｃｏ−Ｇａ−Ｍ−Ｂ系焼結型永久磁石（Ｒは希土類元
素の２種以上でありＮｄを主体とするとともにＤｙを必
ず含み、ＭはＮｂ，Ｗ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏの１種または２
種以上である）の製造方法を提供することである。 【０００６】 【課題を解決するための手段】上記課題を解決した本発
明の熱安定性の良好な焼結型永久磁石の製造方法は、原
子比で式Ｒ（Ｆｅ１−ｘ−ｙ−ｚ−ｕＣｏｘＢｙＧａｚ
Ｍｕ）Ａ（Ｒは希土類元素の２種以上でありＮｄを主体
とするとともにＤｙを必ず含み、Ｒに対するＤｙの原子
比率であるＤｙ：Ｒ＝７：100〜40：100であり、ＭはＮ
ｂ，Ｗ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏの１種または２種以上であり、
ｘ，ｙ，ｚ，ｕ，Ａがそれぞれ、０＜ｘ≦0.7、0.02≦
ｙ≦0.3、０＜ｚ≦0.15、０＜ｕ≦0.1、４≦Ａ≦7.5 ）
で表される組成に調整した合金粉末を用いて、成形、焼
結および熱処理を行うことを特徴とする。本発明によ
り、従来製造が困難であった、熱安定性を顕著に向上し
たＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｇａ−Ｍ−Ｂ系焼結型永久磁石を製
造することができる。 【０００７】希土類元素ＲはＮｄ，Ｐｒ，Ｃｅその他の
希土類元素であってＤｙを必ず含み、特にＮｄを主体と
する。また、Ｈｏ，Ｔｂなどの重希土類元素も利用でき
る。熱安定性を向上するために、Ｎｄを主体とするＲの
一部をＤｙで置換する割合（原子比率）は７〜40％が好
ましく、７％以上25％以下が最も好ましい。Ｎｄを主体
とするＲの一部をＤｙで置換する割合（原子比率）が７
％未満ではＩＨｃ向上効果すなわち熱安定性が顕著でな
く、40％を超える置換は４πＩｒを低下するため好まし
くない。 【０００８】Ｂの含有量ｙが0.02未満ではＴｃが低くな
り、かつ十分な保磁力が得られない。他方、ｙが0.3を
超えると４πＩｓが低下し、磁気特性に悪影響を及ぼす
相が出現する。従って、ｙは好ましくは0.02〜0.3であ
り、より好ましくは0.03〜0.2であり、最も好ましくは
0.04〜0.15である。 【０００９】所定量のＧａの含有によりIＨｃが顕著に
向上する。この効果は主相であるＲ２Ｆｅ１４Ｂ型金属
間化合物を取り囲むＲリッチ相と密接に関係していると
考えられる。Ｇａの含有量ｚは熱安定性を高めるために
０＜ｚ≦0.15とするのがよい。しかし、ｚが0.15を超え
ると飽和磁化４πＩｓとＴｃの著しい減少を呈し好まし
くない。 【００１０】Ｃｏは必須に含有され、Ｔｃの向上効果が
あるのでＧａと複合添加することにより熱安定性の際だ
った向上に寄与する。ｘで示されるＣｏの含有量が0.7
を超えると４πＩｒ、IＨｃが低下して好ましくない。I
Ｈｃと４πＩｒおよびＴｃの良好な均衡をとるために、
Ｃｏの好ましい上限値は0.39であり、最も好ましい上限
値は0.25である。 【００１１】Ｍ元素（ＭはＮｂ，Ｗ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏの
1種または２種以上である）を所定量含有することによ
り結晶粒の粗大化が抑えられて熱安定性が向上する。そ
のうち、ＮｂまたはＷが特に好ましい。所定量のＮｂの
含有により熱安定が向上し、４πＩｒは若干低下する。
しかし、Ｇａほど４πＩｒを低下させない。また、所定
量のＮｂの含有により耐蝕性が向上するので高温にさら
される高耐熱用途のものの製造に寄与する。Ｍ元素の含
有量ｕは熱安定性を高めるために、０＜ｕ≦0.1が好ま
しく、0.001≦ｕ≦0.1がより好ましく、0.002≦ｕ≦0.0
4がさらに好ましい。 【００１２】Ａが４未満のときは４πＩｓが低くなり、
7.5を超えるとＦｅとＣｏリッチな相が出現して保磁力
を著しく低下させる。従って、Ａは、好ましくは４〜7.5
であり、より好ましくは4.5〜７であり、最も好ましく
は5.0〜6.8である。 【００１３】 【発明の実施の形態】以下、実施例により本発明をさら
に詳細に説明するが、実施例により本発明が限定される
ものではない。 【００１４】（参考例１） Ｎｄ（Ｆｅ０．７０Ｃｏ０．２Ｂ０．０７Ｍ０．０３）
６．５（ただし、Ｍ＝Ｂ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，
Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａ
ｇ，Ｉｎ，Ｓｂ，Ｗのいずれか１種）で示される組成の
各合金をアーク溶解にて作製した。得られたインゴット
をスタンプミルおよびディスクミルで粗粉砕した。粉砕
媒体としてＮ２ガスを用いジェットミルで微粉砕を行い
粉砕粒度3.5μm(FSSS)の微粉砕粉を得た。得られた微粉
を15KOeの磁場中、成形圧力２トン/cm２で横磁場成形（プ
レス方向と磁場方向が直交）した。次に、成形体を真空
中で1090℃×２時間焼結した。次に、500〜900℃に１時
間加熱保持後、急冷する熱処理を行った。得られた焼結
磁石の磁気特性を表１に示す。表１より、検討した19元
素の中でIＨｃが10KOeを超えるものはＧａだけである。
このようにＧａは保磁力の向上に非常に有効である。 【００１５】 【表１】【００１６】（参考例２） Ｎｄ（Ｆｅ０．９−ｘＣｏｘＢ０．０７Ｇａ０．０３）
５．８（ｘ＝０〜0.75）および比較例としてＮｄ（Ｆｅ
０．９３−ｘＣｏｘＢ０．０７）５．８（ｘ＝０〜0.2
5）、Ｎｄ０．９Ｄｙ０．１（Ｆｅ０．９３−ｘＣｏｘ
Ｂ０．０７）５．８（ｘ＝０〜0.25）で示される組成の
各合金を用いた以外は参考例1と同様にして粗粉砕、微
粉砕、成形、焼結および熱処理を施し、焼結磁石を得
た。得られたものの磁気特性を表２、３および４に示
す。これらの結果からＣｏの含有量ｘは0.7以下が適当
であることがわかる。次に、Ｃｏ含有量が０および0.2
の場合における試料を所定温度に30分間加熱保持後、op
en fluxの変化を測定し、熱安定性を調べた。測定に用
いた試料は前記焼結磁石からパーミアンス係数Ｐｃ＝−
２の形状になるように切り出し、加工したものである。
結果を図１、２に示す。明らかにＧａを添加すると保磁
力が顕著に高くなり、熱安定性が非常に改善される。 【００１７】 【表２】【００１８】 【表３】 【００１９】 【表４】 【００２０】（参考例３） Ｎｄ（Ｆｅ０．７Ｃｏ０．２Ｂ０．０８Ｇａ０．０２）
Ａ（Ａ＝3.7〜7.7）、Ｎｄ（Ｆｅ０．９２Ｂ０．０８）
Ａ（Ａ＝5.6〜6.6）で示される組成の各合金を用いた以
外は参考例1と同様にして粗粉砕、微粉砕、成形、焼結
および熱処理を行った。得られたものの磁気特性を表５
（ａ）、表５（ｂ）に示す。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ ３元系の
場合、Ａ＝6.2以上においてはIＨｃ、(BH)maxはほぼ０
であるのに対し、Ｃｏ，Ｇａを複合添加することによ
り、Ａ＝6.6以上でも高保磁力が得られた。Ｎｄ−Ｆｅ
−Ｂ ３元系は、Ａ＝6.2以上においてはＮｄの酸化に
より焼結過程で液相として働くＮｄリッチ相が減少する
ことが原因となって保磁力の発生を妨げている。これに
対し、Ｃｏ，Ｇａ複合添加の場合、Ｇａが酸化したＮｄ
の代りに液相として働き、高保磁力を発生させている。 【００２１】 【表５】【００２２】（参考例４） （Ｎｄ０．８Ｄｙ０．２）（Ｆｅ０．８６−ｚＣｏ
０．０６Ｂ０．０８Ｇａｚ）５．５（ｚ＝０〜0.18）で
示される各合金を用いた以外は参考例１と同様にして溶
解、粉砕、成形および焼結を行った。次に、900℃×２
時間の加熱保持後1.5℃／分で常温まで冷却した。次
に、580℃×１時間の時効処理をAr気流中で行った後、
水中で冷却した。得られたものの磁気特性を表６に示
す。また、220℃加熱による不可逆減磁率の測定結果を
表７に示す。Ｇａ含有量ｚの増加とともに４πＩｒ、(B
H)maxは低下していくがIＨc、耐熱性は大幅に向上して
いることがわかる。Ｇａ含有量ｚは、0.001で効果が認
められ、ｚの増大とともに４πＩｒ、(BH)maxは次第に
減少する。このため、0＜ｚ≦0.15が好ましく、0.001≦
ｚ≦0.15がより好ましく、0.002≦ｚ≦0.10がさらに好
ましく、0.005≦ｚ≦0.05が特に好ましい。 【００２３】 【表６】 【００２４】 【表７】【００２５】（実施例１） （Ｎｄ０．９Ｄｙ０．１）（Ｆｅ０．８４５−ｚＣｏ
０．０６Ｂ０．０８Ｎｂ０．０１５Ｇａｚ）５．５（ｚ
＝０〜0.06）で示される各合金を用いた以外は参考例１
と同様にして溶解、粉砕、成形、焼結および熱処理を行
った。得られたものの磁気特性を表８に示す。また、22
0℃加熱による不可逆減磁率の測定結果を表９に示す。
表８、９より、Ｇａ含有量ｚが０に対して0.001でIＨｃ
が高くなり、かつ不可逆減磁率が低減されていることが
わかる。また、ｚの増大とともに４πＩｒ、(BH)maxが
次第に減少している。従って、ｚは、0＜ｚ≦0.15が好
ましく、0.001≦ｚ≦0.15がより好ましく、0.002≦ｚ≦
0.10がさらに好ましく、0.005≦ｚ≦0.05が特に好まし
い。 【００２６】 【表８】 【００２７】 【表９】【００２８】 【発明の効果】以上記述の通り、本発明によれば、主相
がＲ２Ｆｅ１４Ｂ型金属間化合物である熱安定性の良好
なＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｇａ−Ｍ−Ｂ系焼結型永久磁石の製
造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系、Ｎｄ−Ｄｙ−Ｆｅ−Ｂ系お
よびＮｄ−Ｆｅ−Ｂ−Ｇａ系焼結型永久磁石の不可逆減
磁率を示す図である。 【図２】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系、Ｎｄ−Ｄｙ−Ｆｅ−
Ｃｏ−Ｂ系およびＮｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｇａ系焼結型
永久磁石の不可逆減磁率を示す図である。
よびＮｄ−Ｆｅ−Ｂ−Ｇａ系焼結型永久磁石の不可逆減
磁率を示す図である。 【図２】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系、Ｎｄ−Ｄｙ−Ｆｅ−
Ｃｏ−Ｂ系およびＮｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｇａ系焼結型
永久磁石の不可逆減磁率を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 昭62−136551（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−218455（ＪＰ，Ａ)
特開 昭63−18603（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−224761（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．原子比で式Ｒ（Ｆｅ１−ｘ−ｙ−ｚ−ｕＣｏｘＢｙ
ＧａｚＭｕ）Ａ（Ｒは希土類元素の２種以上でありＮｄ
を主体とするとともにＤｙを必ず含み、Ｒに対するＤｙ
の原子比率であるＤｙ：Ｒ＝７：100〜40：100であり、
ＭはＮｂ，Ｗ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏの１種または２種以上で
あり、ｘ，ｙ，ｚ，ｕ，Ａがそれぞれ、０＜ｘ≦0.7、
0.02≦ｙ≦0.3、０＜ｚ≦0.15、０＜ｕ≦0.1、４≦Ａ≦
7.5 ）で表される組成に調整した合金粉末を用いて、成
形、焼結および熱処理を行うことを特徴とする熱安定性
の良好な焼結型永久磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26614497A JP3255593B2 (ja) | 1997-09-30 | 1997-09-30 | 熱安定性の良好な焼結型永久磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26614497A JP3255593B2 (ja) | 1997-09-30 | 1997-09-30 | 熱安定性の良好な焼結型永久磁石の製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62183881A Division JP2751109B2 (ja) | 1986-07-23 | 1987-07-23 | 熱安定性の良好な焼結型永久磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1097908A JPH1097908A (ja) | 1998-04-14 |
| JP3255593B2 true JP3255593B2 (ja) | 2002-02-12 |
Family
ID=17426925
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26614497A Expired - Lifetime JP3255593B2 (ja) | 1997-09-30 | 1997-09-30 | 熱安定性の良好な焼結型永久磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3255593B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4605013B2 (ja) | 2003-08-12 | 2011-01-05 | 日立金属株式会社 | Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石および希土類合金 |
-
1997
- 1997-09-30 JP JP26614497A patent/JP3255593B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1097908A (ja) | 1998-04-14 |
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