JPH02102501A - 永久磁石 - Google Patents
永久磁石Info
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- JPH02102501A JPH02102501A JP63256613A JP25661388A JPH02102501A JP H02102501 A JPH02102501 A JP H02102501A JP 63256613 A JP63256613 A JP 63256613A JP 25661388 A JP25661388 A JP 25661388A JP H02102501 A JPH02102501 A JP H02102501A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明はＲ、Ｃｏ ｌ Ｔ系永久磁石（ただしＲは希土
類元素）の磁気特性の改良に関するものである。
類元素）の磁気特性の改良に関するものである。
（従来の技術〕
２相分離型Ｒ２Ｃｏ、、系永久磁石（ただしＲは希土類
元素）の保磁力発生機構は微細な強磁性の２つの相を共
存させることにより磁壁の移動が妨げられることに起因
している。この２つの相を共存させるためにはＣｕの存
在が不可欠であり、また残留磁束密度を高めるためには
Ｆｅの添加が有効であることから、−船釣にはＣｏの一
部をＣｕとＦｅで置換したものが実用化されている。ま
た近年、これにさらにＺｒ （特開昭５２−１１５００
０）あるいはＨｆ （特開昭５３１０６３２６）などの
遷移元素を微量添加することによって保磁力、Ｉ（ｃと
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍを高めた磁石合金が提案さ
れている。
元素）の保磁力発生機構は微細な強磁性の２つの相を共
存させることにより磁壁の移動が妨げられることに起因
している。この２つの相を共存させるためにはＣｕの存
在が不可欠であり、また残留磁束密度を高めるためには
Ｆｅの添加が有効であることから、−船釣にはＣｏの一
部をＣｕとＦｅで置換したものが実用化されている。ま
た近年、これにさらにＺｒ （特開昭５２−１１５００
０）あるいはＨｆ （特開昭５３１０６３２６）などの
遷移元素を微量添加することによって保磁力、Ｉ（ｃと
最大エネルギー積（ＢＨ）ｍを高めた磁石合金が提案さ
れている。
この２相分離型のＪＣｏ、７系永久磁石では、熱処理で
ある時効処理によってマトリクスに析出する微細な析出
相の状態がその保磁力の水準や第２象限の角型性を大き
く左右するため、この時効処理を最適な条件下で実施す
ることが製造上のポイントとなる。このためＲＺＣＯＩ
？系永久磁石の磁気特性の改良は時効処理を中心に行な
われてきた。例えば特開昭５０−１３３１０６には７０
０〜９００ ’Ｃの温度から４００°Ｃ近傍まで多段時
効する方法が、特開昭５３−１０６６２４には７００〜
９００°Ｃの温度から４００°Ｃ近傍の温度まで徐冷す
る方法が示されている。また特開昭５７−１６１０４４
には４００〜７５０°Ｃの温度で等温処理し、次いで６
００〜１０００°Ｃを開始温度として３００〜６００°
Ｃまで冷却する方法が、特開昭５９−１５３８７３には
７５０〜９５０°Ｃの温度から７００°Ｃ以下の温度ま
で冷却する熱処理を２回以上くり返す方法が示されてい
る。その結果今日では、合金組成に応じた適切な時効処
理を施すことによって、１０ｋＯｅ以上の高い保磁力Ｉ
Ｈｃが得られるようになっている。
ある時効処理によってマトリクスに析出する微細な析出
相の状態がその保磁力の水準や第２象限の角型性を大き
く左右するため、この時効処理を最適な条件下で実施す
ることが製造上のポイントとなる。このためＲＺＣＯＩ
？系永久磁石の磁気特性の改良は時効処理を中心に行な
われてきた。例えば特開昭５０−１３３１０６には７０
０〜９００ ’Ｃの温度から４００°Ｃ近傍まで多段時
効する方法が、特開昭５３−１０６６２４には７００〜
９００°Ｃの温度から４００°Ｃ近傍の温度まで徐冷す
る方法が示されている。また特開昭５７−１６１０４４
には４００〜７５０°Ｃの温度で等温処理し、次いで６
００〜１０００°Ｃを開始温度として３００〜６００°
Ｃまで冷却する方法が、特開昭５９−１５３８７３には
７５０〜９５０°Ｃの温度から７００°Ｃ以下の温度ま
で冷却する熱処理を２回以上くり返す方法が示されてい
る。その結果今日では、合金組成に応じた適切な時効処
理を施すことによって、１０ｋＯｅ以上の高い保磁力Ｉ
Ｈｃが得られるようになっている。
ところがこのようなＲ２Ｃｏ、、系永久磁石の磁化曲線
の第２象限にはクニックが存在し、このため残留磁束密
度の値から期待される水準に比較して得られる最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍの水準がかなり低下するという問題
があった。このクニックは保磁力ｄｌｃが太き（なるほ
ど顕著になる傾向がある。
の第２象限にはクニックが存在し、このため残留磁束密
度の値から期待される水準に比較して得られる最大エネ
ルギー積（ＢＨ）ｍの水準がかなり低下するという問題
があった。このクニックは保磁力ｄｌｃが太き（なるほ
ど顕著になる傾向がある。
従ってこのクニックは時効条件を変更し保磁力、Ｉｌｃ
を抑制することでその程度を緩和することは可能である
。しかし時効条件の変更のみでは完全に解消することは
できない。
を抑制することでその程度を緩和することは可能である
。しかし時効条件の変更のみでは完全に解消することは
できない。
本発明の目的は、上記問題点を解消し、高い保磁力とエ
ネルギー積を有する磁化曲線の第２象限の角型性の良い
ＲＺＣＯ，？系永久磁石を提供することにある。
ネルギー積を有する磁化曲線の第２象限の角型性の良い
ＲＺＣＯ，？系永久磁石を提供することにある。
Ｃ問題点を解決するための手段〕
本発明者等はＲ２Ｃｏ、７系永久磁石に関し第２象限の
角型性を改良する方法について種々検討した結果、本系
合金に特定の元素を特定量添加することによって前記目
的を達成できることを見い出し、本発明を完成させるに
°至ったものである。
角型性を改良する方法について種々検討した結果、本系
合金に特定の元素を特定量添加することによって前記目
的を達成できることを見い出し、本発明を完成させるに
°至ったものである。
即ちまず、本発明者等は研究の過程で本Ｒ，Ｃｏ、。
系永久磁石の磁気特性が焼結温度のわづかな変化に対し
て大きく変化することを見い出しこれに注目した。第１
図に、実験結果の１例として、Ｓｍ２５．５ｗｔ％、Ｐ
ｅ１４．０ｗｔ％、Ｃｕ４．４ｗｔ％、Ｚｒ２．７ｗｔ
％、残部Ｃｏの永久磁石合金の焼結温度と第２象限の磁
化曲線（４πＩ−Ｈ曲線）の関係を示す。
て大きく変化することを見い出しこれに注目した。第１
図に、実験結果の１例として、Ｓｍ２５．５ｗｔ％、Ｐ
ｅ１４．０ｗｔ％、Ｃｕ４．４ｗｔ％、Ｚｒ２．７ｗｔ
％、残部Ｃｏの永久磁石合金の焼結温度と第２象限の磁
化曲線（４πＩ−Ｈ曲線）の関係を示す。
本発明のＲ，Ｃｏ、７系永久磁石合金の具体的な製造方
法については後で詳細な説明を加えるが、この第１図の
実験は同じ製造方法によっている。第１図から、磁気特
性のうち特に保ＦＲ力、Ｈｃの水準上第２象限の角型性
が焼結温度の５°Ｃというわづかな変化に対して大きく
変化することがわかる。一方間時に、いづれの焼結温度
においても第２象限のクニックは完全には解消されてい
ないことがわかる。光学顕微鏡による永久磁石焼結体の
組織観察によって、焼結体の結晶粒の大きさは焼結温度
の上昇に伴って大きくなり粗大化していることを確認し
た。以上の実験結果は、Ｒ２Ｃｏ１７系永久磁石の保磁
力、１１ｃの水準や第２象限の角型性が時効処理によっ
て一義的に決まるのではなく、焼結体の結晶粒の状況と
も密接な関係があることを示している。焼結条件の変化
によって粒界をも含めた結晶粒のミクロ的な状況がどの
様に変化しているのかは今のところ明確ではない。しか
しそれが時効処理過程で析出する析出物の生成状態に大
きく影響していることは先の実験結果からも容易に推定
できる。
法については後で詳細な説明を加えるが、この第１図の
実験は同じ製造方法によっている。第１図から、磁気特
性のうち特に保ＦＲ力、Ｈｃの水準上第２象限の角型性
が焼結温度の５°Ｃというわづかな変化に対して大きく
変化することがわかる。一方間時に、いづれの焼結温度
においても第２象限のクニックは完全には解消されてい
ないことがわかる。光学顕微鏡による永久磁石焼結体の
組織観察によって、焼結体の結晶粒の大きさは焼結温度
の上昇に伴って大きくなり粗大化していることを確認し
た。以上の実験結果は、Ｒ２Ｃｏ１７系永久磁石の保磁
力、１１ｃの水準や第２象限の角型性が時効処理によっ
て一義的に決まるのではなく、焼結体の結晶粒の状況と
も密接な関係があることを示している。焼結条件の変化
によって粒界をも含めた結晶粒のミクロ的な状況がどの
様に変化しているのかは今のところ明確ではない。しか
しそれが時効処理過程で析出する析出物の生成状態に大
きく影響していることは先の実験結果からも容易に推定
できる。
本発明者等は以上の実験結果をふまえ、添加物の添加に
よって結晶粒のミクロ的な状況が変化しそれによってＲ
２Ｃｏ＋７系永久磁石の第２象限の角型性が変化すると
いう見通しのちとに種々の添加物に関して研究を行なっ
た。その結果、ＳｉとＧａの添加が第２象限の角型性の
改善に有効であることが判明した。
よって結晶粒のミクロ的な状況が変化しそれによってＲ
２Ｃｏ＋７系永久磁石の第２象限の角型性が変化すると
いう見通しのちとに種々の添加物に関して研究を行なっ
た。その結果、ＳｉとＧａの添加が第２象限の角型性の
改善に有効であることが判明した。
即ち本発明におけるＲ２Ｃｏ、、系永久磁石は、重量百
分比でＲ２２〜２８％（ただしＲは希土類元素の１種も
しくは２種以上）、Ｐｅ１Ｏ−２５％、 Ｃｕ１〜１０
％、Ｍ、０．２〜５％（ただしＭｌはＺｒ、Ｉｆｆの内
の少なくとも１種）１Ｍｚ ０．０１〜１％（ただしＭ
２はＳｉ、 ＧａＯ内の少なくとも１種）、残部が実質
的にＣｏからなる組成である。第２図に、実験結果の１
例としてＳｍ２５．５ｗｔ％、Ｐｅ１４．０ｗｔ％、Ｃ
ｕ４．４１％ｒ Ｚｒ２．７ ｗｔ％、 Ｓｉ Ｏ〜２
ｗｔ％、残部Ｃｏの永久磁石合金の第２象限の磁化曲線
を示す。また、第３図にＳｍ２５．５ｗｔ％、Ｆｅ１４
．０ｗｔ％、Ｃｕ４，４ｗｔ％。
分比でＲ２２〜２８％（ただしＲは希土類元素の１種も
しくは２種以上）、Ｐｅ１Ｏ−２５％、 Ｃｕ１〜１０
％、Ｍ、０．２〜５％（ただしＭｌはＺｒ、Ｉｆｆの内
の少なくとも１種）１Ｍｚ ０．０１〜１％（ただしＭ
２はＳｉ、 ＧａＯ内の少なくとも１種）、残部が実質
的にＣｏからなる組成である。第２図に、実験結果の１
例としてＳｍ２５．５ｗｔ％、Ｐｅ１４．０ｗｔ％、Ｃ
ｕ４．４１％ｒ Ｚｒ２．７ ｗｔ％、 Ｓｉ Ｏ〜２
ｗｔ％、残部Ｃｏの永久磁石合金の第２象限の磁化曲線
を示す。また、第３図にＳｍ２５．５ｗｔ％、Ｆｅ１４
．０ｗｔ％、Ｃｕ４，４ｗｔ％。
Ｚｒ２．７ｗｔ％＋ Ｇａ Ｏ〜２ ｗ ｔ％、残部Ｃ
ｏの永久磁石合金の第２象限の磁化曲線を示す。第２図
と第３図から、ＳｉあるいはＧａの添加によって第２象
限のクニックが消滅し角型性が改善されることがわかる
。
ｏの永久磁石合金の第２象限の磁化曲線を示す。第２図
と第３図から、ＳｉあるいはＧａの添加によって第２象
限のクニックが消滅し角型性が改善されることがわかる
。
またその改善効果は、ＳｉおよびＧａともＯ，０１ｗｔ
％以上の添加量で顕著であることがわかる。一方、Ｓｉ
およびＧａとも１ｗｔ％より多い添加量では残留磁束密
度の低下が大きく添加のメリットが得られない。従って
、ＳｉおよびＧａの添加量は０．０１〜１ｗｔ％の範囲
に限定される。なおＳｉとＧａの同時複合添加でも第２
図あるいは第３図に示したのと同様の第２象限の角型性
の改善効果が得られる。この場合上記と同じ理由からＳ
ｉとＧａの添加量の合計は０．０１〜１ｗｔ％の範囲に
限定される。第４図にＳｍ２５．５ｗｔ％、Ｐｅ１４．
０ｉｙｔ％、Ｃｕ４．４ｗｔ％、Ｚｒ２．７ｗｔ％、Ｓ
ｉ０．３ｗｔ％、残部Ｃｏの永久磁石合金の焼結温度と
第２象限の磁化曲線の関係を示す。また第５図にＳｍ２
５．５ｗｔ％＋Ｆｅ１４．Ｏｗｔ％、Ｃｕ４．４ｗｔ％
。
％以上の添加量で顕著であることがわかる。一方、Ｓｉ
およびＧａとも１ｗｔ％より多い添加量では残留磁束密
度の低下が大きく添加のメリットが得られない。従って
、ＳｉおよびＧａの添加量は０．０１〜１ｗｔ％の範囲
に限定される。なおＳｉとＧａの同時複合添加でも第２
図あるいは第３図に示したのと同様の第２象限の角型性
の改善効果が得られる。この場合上記と同じ理由からＳ
ｉとＧａの添加量の合計は０．０１〜１ｗｔ％の範囲に
限定される。第４図にＳｍ２５．５ｗｔ％、Ｐｅ１４．
０ｉｙｔ％、Ｃｕ４．４ｗｔ％、Ｚｒ２．７ｗｔ％、Ｓ
ｉ０．３ｗｔ％、残部Ｃｏの永久磁石合金の焼結温度と
第２象限の磁化曲線の関係を示す。また第５図にＳｍ２
５．５ｗｔ％＋Ｆｅ１４．Ｏｗｔ％、Ｃｕ４．４ｗｔ％
。
Ｚｒ２．７ｈｔ％、Ｇａ０．３ｗｔ％、残部Ｃｏの永久
磁石合金の焼結温度と第２象限の磁化曲線の関係を示す
。
磁石合金の焼結温度と第２象限の磁化曲線の関係を示す
。
第４図あるいは第５図を第１図と比較することによって
、ＳｉあるいはＧａの添加によって磁気特性の焼結温度
依存性が緩和されることがわかる。
、ＳｉあるいはＧａの添加によって磁気特性の焼結温度
依存性が緩和されることがわかる。
ここでＳｉとＧａ以外の他の元素の組成限定理由を説明
する。希土類元素Ｒは２２〜２８−ｔ％とされる。希土
類元素の含有量が２２ｗｔ％未満では十分な保磁力が得
られない。また希土類元素の含有量が２８ｗｔ％より多
い場合には残留磁束密度が低下する。Ｆｅは１０〜２５
−ｔ％とされる。１０−ｔχ未満では残留磁束密度が低
下する。２５ｗｔ％より多い場合には保磁力および角型
性が低下する。Ｃｕは１〜１０ｗｔ％とされる。１＋ｍ
ｔ％未満では十分な保磁力が得られない。１０−ｔ％よ
り多い場合には残留磁束密度が低下する。Ｍ１元素（Ｚ
ｒ、 Ｈｆの内の少くとも１種）は０．２〜５ｗｔ％と
される。０．２鍔ｔ％未満では十分な保磁力が得られず
、５ｗｔ％より多い場合には残留磁束密度が低下する。
する。希土類元素Ｒは２２〜２８−ｔ％とされる。希土
類元素の含有量が２２ｗｔ％未満では十分な保磁力が得
られない。また希土類元素の含有量が２８ｗｔ％より多
い場合には残留磁束密度が低下する。Ｆｅは１０〜２５
−ｔ％とされる。１０−ｔχ未満では残留磁束密度が低
下する。２５ｗｔ％より多い場合には保磁力および角型
性が低下する。Ｃｕは１〜１０ｗｔ％とされる。１＋ｍ
ｔ％未満では十分な保磁力が得られない。１０−ｔ％よ
り多い場合には残留磁束密度が低下する。Ｍ１元素（Ｚ
ｒ、 Ｈｆの内の少くとも１種）は０．２〜５ｗｔ％と
される。０．２鍔ｔ％未満では十分な保磁力が得られず
、５ｗｔ％より多い場合には残留磁束密度が低下する。
最後に、本発明のＲ，Ｃｏ、７系永久磁石の製造方法を
特徴する特許請求の範囲に示す組成を有する永久磁石合
金は、通常の溶解法あるいはいわゆる還元拡散法によっ
て作製することが可能である。
特徴する特許請求の範囲に示す組成を有する永久磁石合
金は、通常の溶解法あるいはいわゆる還元拡散法によっ
て作製することが可能である。
この合金をジェットミル、ボールミル等によって３〜７
μの粒度に粉砕し、粉砕粉を磁場中で成形して成形体と
する。成形体は真空中あるいは非酸化性の雰囲気中で１
１００〜１２５０°Ｃの温度で焼結する。次に焼結体を
非酸化性の雰囲気中で焼結温度より１０〜５０°Ｃ低い
温度に保持し、次いで時効処理開始温度以下の温度まで
急冷して溶体化処理を行なう。最後に試料を６５０〜９
００″Ｃの温度で一定の時間保持した後４００°Ｃ以下
の温度まで多段冷却または連続冷却して時効処理する。
μの粒度に粉砕し、粉砕粉を磁場中で成形して成形体と
する。成形体は真空中あるいは非酸化性の雰囲気中で１
１００〜１２５０°Ｃの温度で焼結する。次に焼結体を
非酸化性の雰囲気中で焼結温度より１０〜５０°Ｃ低い
温度に保持し、次いで時効処理開始温度以下の温度まで
急冷して溶体化処理を行なう。最後に試料を６５０〜９
００″Ｃの温度で一定の時間保持した後４００°Ｃ以下
の温度まで多段冷却または連続冷却して時効処理する。
以下本発明の実施例と比較例を説明するがこれによって
本発明の範囲が制限されるものではない。
本発明の範囲が制限されるものではない。
（実施例１）
表１のＮｏ、 １〜Ｎα５に示す組成（重量百分比）の
合金を高周波誘導溶解により作製した。これを各々ショ
ークラッシャーで粗粉砕し、次いでジェットミルで微粉
砕した。微粉の粒度は約４．０μ（Ｆ・Ｓ −Ｓ −Ｓ
）であった。微粉を配向磁界強度１０ｋＯｅ、成形圧３
ｔｏｎ／ｃｕｔの条件下で成形して成形体とした。成
形体はＨ２ガス雰囲気中で１１８０°Ｃ×２１（の条件
で焼結した。次いで焼結体を１１６０°ＣＸ４Ｈの条件
で溶体化処理し水中に急冷した。最後に８００ ’ＣＸ
８ Ｈの等温処理をおこなった後１°Ｃ／ｍｉｎの冷
却速度で常温まで徐冷するという時効処理を施した。以
上の処理によって永久磁石合金を永久磁石化しその磁気
特性を測定したところ表２に示すような結果を得た。こ
こでＨ，はＢｒＸ０．９の点でのＩ−Ｈ曲線上のＨの値
である。また角型性の程度を表わす角型比は）ＩＫ／
＋ＨｃＸ １００ （％）で定義した。表２から、Ｓｉ
の添加によって６０％以上という良好な角型比が得られ
ることがわかる。
合金を高周波誘導溶解により作製した。これを各々ショ
ークラッシャーで粗粉砕し、次いでジェットミルで微粉
砕した。微粉の粒度は約４．０μ（Ｆ・Ｓ −Ｓ −Ｓ
）であった。微粉を配向磁界強度１０ｋＯｅ、成形圧３
ｔｏｎ／ｃｕｔの条件下で成形して成形体とした。成
形体はＨ２ガス雰囲気中で１１８０°Ｃ×２１（の条件
で焼結した。次いで焼結体を１１６０°ＣＸ４Ｈの条件
で溶体化処理し水中に急冷した。最後に８００ ’ＣＸ
８ Ｈの等温処理をおこなった後１°Ｃ／ｍｉｎの冷
却速度で常温まで徐冷するという時効処理を施した。以
上の処理によって永久磁石合金を永久磁石化しその磁気
特性を測定したところ表２に示すような結果を得た。こ
こでＨ，はＢｒＸ０．９の点でのＩ−Ｈ曲線上のＨの値
である。また角型性の程度を表わす角型比は）ＩＫ／
＋ＨｃＸ １００ （％）で定義した。表２から、Ｓｉ
の添加によって６０％以上という良好な角型比が得られ
ることがわかる。
（実施例２）
表３のＮα６〜Ｎｏ、１０に示す組成（重量百分比）の
合金を高周波誘導溶解により作製した。これを実施例１
と同一の条件で処理して永久磁石化しその磁気特性を測
定したところ表４に示すような結果を得た。表４から、
Ｇａの添加によって６０％以上という良好な角型比が得
られることがわかる。
合金を高周波誘導溶解により作製した。これを実施例１
と同一の条件で処理して永久磁石化しその磁気特性を測
定したところ表４に示すような結果を得た。表４から、
Ｇａの添加によって６０％以上という良好な角型比が得
られることがわかる。
（実施例３）
表５のＮα１１〜Ｎα１３に示す組成（重量百分比）の
合金を高周波誘導溶解により作製した。これを実施例１
と同一の条件で処理して永久磁石化しその磁気特性を測
定したところ表６に示すような結果を得た。表６から、
ＳｉとＧａの複合添加によって６０％以上という良好な
角型比が得られることがわかる。
合金を高周波誘導溶解により作製した。これを実施例１
と同一の条件で処理して永久磁石化しその磁気特性を測
定したところ表６に示すような結果を得た。表６から、
ＳｉとＧａの複合添加によって６０％以上という良好な
角型比が得られることがわかる。
（比較例１）
表７ＯＮ０１４〜Ｎｏ、 １８に示す組成（重量百分比
）の合金を高周波誘導溶解により作製した。これを実施
例１と同一の条件で処理して永久磁石化しその磁気特性
を測定したところ表８に示すような結果を得た。表８の
磁気特性と表２２表４１表６に記載の対応する組成の合
金の磁気特性とを比較することによって、Ｓｔあるいは
Ｇａが添加されていない合金ではそれらが添加されてい
る合金に比べて角型比が悪く最大エネルギー積（Ｂｔｌ
）ｍが小さいことがわかる。
）の合金を高周波誘導溶解により作製した。これを実施
例１と同一の条件で処理して永久磁石化しその磁気特性
を測定したところ表８に示すような結果を得た。表８の
磁気特性と表２２表４１表６に記載の対応する組成の合
金の磁気特性とを比較することによって、Ｓｔあるいは
Ｇａが添加されていない合金ではそれらが添加されてい
る合金に比べて角型比が悪く最大エネルギー積（Ｂｔｌ
）ｍが小さいことがわかる。
表
表
Ｈ（に０ｅ）
（発明の効果）
以上述べたように、ＳｉあるいはＧａを適当量添加する
ことによってＲ２Ｃｏ、、系永久磁石の第２象限の角型
性が改善され、かつ磁気特性の焼結温度依存性が緩和さ
れる。これによって高性能のＲ２Ｃｏ、７系永久磁石を
安定に製造することが可能となった。
ことによってＲ２Ｃｏ、、系永久磁石の第２象限の角型
性が改善され、かつ磁気特性の焼結温度依存性が緩和さ
れる。これによって高性能のＲ２Ｃｏ、７系永久磁石を
安定に製造することが可能となった。
第１図は従来組成における焼結温度と磁気特性の関係を
示す図。 第２図はＳｔ添加量と磁気特性の関係を示す図。 第３図はＧａ添加量と磁気特性の関係を示す図。 第４図は本発明の組成における焼結温度と磁気特性の関
係を示す図。 第５図は本発明の組成における焼結温度と磁気特性の関
係を示す図。 第 図 Ｓｍ ２５．５− Ｆｅ １４．０− Ｃｕ ４．４−
Ｚｒ ２．７（にＯｅ） 第 図 Ｓｍ ２５．５− Ｆｅ１４．Ｏ−Ｃｕ ４．４− Ｚ
ｒ ２．７第 図
示す図。 第２図はＳｔ添加量と磁気特性の関係を示す図。 第３図はＧａ添加量と磁気特性の関係を示す図。 第４図は本発明の組成における焼結温度と磁気特性の関
係を示す図。 第５図は本発明の組成における焼結温度と磁気特性の関
係を示す図。 第 図 Ｓｍ ２５．５− Ｆｅ １４．０− Ｃｕ ４．４−
Ｚｒ ２．７（にＯｅ） 第 図 Ｓｍ ２５．５− Ｆｅ１４．Ｏ−Ｃｕ ４．４− Ｚ
ｒ ２．７第 図
Claims (1)
- 重量百分比でＲ２２〜２８％（ただしＲは希土類元素
），Ｆｅ１０〜２５％，Ｃｕ１〜１０％，Ｍ＿１０．２
〜５％（ただしＭ＿１はＺｒ，Ｈｆの内の少なくとも１
種），Ｍ＿２０．０１〜１％（ただしＭ＿２はＳｉ，Ｇ
ａの内の少なくとも１種），残部が実質的にＣｏからな
る希土類含有永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63256613A JPH02102501A (ja) | 1988-10-12 | 1988-10-12 | 永久磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63256613A JPH02102501A (ja) | 1988-10-12 | 1988-10-12 | 永久磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02102501A true JPH02102501A (ja) | 1990-04-16 |
Family
ID=17295059
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63256613A Pending JPH02102501A (ja) | 1988-10-12 | 1988-10-12 | 永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02102501A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02282725A (ja) * | 1989-04-25 | 1990-11-20 | Seiko Epson Corp | 液晶電気光学素子 |
| CN1035700C (zh) * | 1992-07-07 | 1997-08-20 | 上海跃龙有色金属有限公司 | 稀土磁性合金粉末制造方法及其产品 |
| US5688436A (en) * | 1993-03-25 | 1997-11-18 | Sumitomo Chemical Company, Limited | Optically anisotropic material, process for producing it, and retardation plate and liquid crystal display device using same |
| JP2010123722A (ja) * | 2008-11-19 | 2010-06-03 | Toshiba Corp | 永久磁石とそれを用いた永久磁石モータおよび発電機 |
| JP2011216716A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Toshiba Corp | 永久磁石およびそれを用いたモータおよび発電機 |
| JP2013140993A (ja) * | 2013-02-04 | 2013-07-18 | Toshiba Corp | 永久磁石およびそれを用いたモータおよび発電機 |
-
1988
- 1988-10-12 JP JP63256613A patent/JPH02102501A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02282725A (ja) * | 1989-04-25 | 1990-11-20 | Seiko Epson Corp | 液晶電気光学素子 |
| CN1035700C (zh) * | 1992-07-07 | 1997-08-20 | 上海跃龙有色金属有限公司 | 稀土磁性合金粉末制造方法及其产品 |
| US5688436A (en) * | 1993-03-25 | 1997-11-18 | Sumitomo Chemical Company, Limited | Optically anisotropic material, process for producing it, and retardation plate and liquid crystal display device using same |
| US5693253A (en) * | 1993-03-25 | 1997-12-02 | Sumitomo Chemical Company, Limited | Optically anisotropic material, process for producing it, and retardation plate and liquid crystal device using same |
| JP2010123722A (ja) * | 2008-11-19 | 2010-06-03 | Toshiba Corp | 永久磁石とそれを用いた永久磁石モータおよび発電機 |
| JP2011216716A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Toshiba Corp | 永久磁石およびそれを用いたモータおよび発電機 |
| JP2013140993A (ja) * | 2013-02-04 | 2013-07-18 | Toshiba Corp | 永久磁石およびそれを用いたモータおよび発電機 |
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