JPH0246657B2 - - Google Patents
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- JPH0246657B2 JPH0246657B2 JP57146467A JP14646782A JPH0246657B2 JP H0246657 B2 JPH0246657 B2 JP H0246657B2 JP 57146467 A JP57146467 A JP 57146467A JP 14646782 A JP14646782 A JP 14646782A JP H0246657 B2 JPH0246657 B2 JP H0246657B2
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- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
本発明は、希土類コバルト系永久磁石合金に関
するものである。 希土類元素Ｒとコバルトとからなる希土類コバ
ルト磁石は、SmCo5合金とSm2Co17系合金で知ら
れる単相形磁石およびSm2（CoFeCuM）17系合金
で知られる２相分離形磁石の２つに大別される。
このSm2Co17系とSm2（CoFeCuM）17系とのちが
いは構成元素のちがいのみではなく、前者が単相
形磁石であるのに対して、後者が２相分離形磁石
である点である。すなわち、２相分離形Sm2
（CoFeCuM）17は、正確にはSm（CoFeCuM）ｚ
（7.0≦Ｚ≦8.3）であり、Ｚの化学量論組成すな
わち8.5からのずれにより、固有の処理でSm
（CoCu）5相とSm2（CoFe）17相への２相分離を起こ
して磁石となるものであり、Ｚ＞8.3では磁石と
ならない。これらの希土類コバルト磁石は、その
最大エネルギー積（BH）naxがRCo5系で
25MGOe、R2（CoFeCuM）17系で33MGOeに達
し、アルニコ磁石の10MGOe、Baフエライト磁
石の4MGOeに比べてきわめて高いため、特に小
形化の要求される機器や強磁界の必要な機器に使
用されている。しかし、磁束の温度係数について
は例えばSmCo5系でほぼ−0.04％／℃、２相分離
形Sm2（CoFeCuM）17系でほぼ−0.03％／℃と大
きく、アルニコ磁石の−0.022〜−0.016％／℃と
比較して劣るため温度変化の激しい環境での使用
は困難であつた。 ところで、最近各種の電気計測機器や通信機器
にはますます小形化、軽量化、高性能化、高信頼
化が求められている。機器の小形化、軽量化のた
めには高い（BH）naxを持つ磁石が求められ、特
に薄形化のためには高に保持力IHcをも同時に持
つ磁石が求められている。例えば通信衛星用進行
波管には小形化、軽量化のために周期磁石として
希土類コバルト磁石から用いられるようになつて
来ており、さらに近年に至つては進行波管の小形
化、大容量化の要求に伴つてますます高（BH）n
ａｘで高IHc磁石が求められている。さらに、機器
の高性能化、高信頼化のためには、機器使用環境
の温度が変化しても磁束の変化の小さい磁石が求
められている。例えば、宇宙空間で衛星の受ける
温度環境は−50〜＋150℃程度ときわめて厳しく、
進行波管の高性能化、高信頼化のためには磁束の
温度変化の少ない磁石が強く求められている。 このような要求に応えるために磁束の温度係数
を改善した希土類コバルト磁石として、Smの一
部をGd、Er、Ho、Tb、Dyという重希土類元素
で置換した永久磁石が提案されている（特開昭50
−75919、、同50−81914、同51−52319）。しかし、
これらは実質的にRCo5を主体とした磁石であり、
その可逆温度係数は０〜−0.03％／℃と小さい
が、（BH）naxが８〜13MGOeと低く、各種機器の
小形化には十分に対処できない。 したがつて、高い（BH）naxを待ち、かつ磁束
の温度係数の小さい磁石を開発するためには、磁
化の高い２相分離形R2（CoFeCuM）17系合金の利
用を考えなければならない。 ところで、R2（CoFeCuM）17系磁石は、Cuおよ
びFeを含む合金を時効によりRCo5相とR2Co17相
とに２相分離させて磁気硬化して製造することを
特徴とするが、そのIHcは一般的に低く、そのた
め低いパーミアンス係数の形状では使用できず、
したがつて機器の薄形化のためにはIHcを高める
必要がある。 本発明はこのような状況に鑑みてなされたもの
であり、その目的は、磁束の温度変化が小さく、
かつ保磁力IHc、最大エネルギー積（BH）naxが共
に高い永久磁石合金を提供することにある。 このような目的を達成するために、本発明は、
（Sm1-xXx）（Co1-a-b-cFeaCubMc）zの一般式で示
される組成物を用いたものである。 ここで、ＸはTb、Dy、Ho、Er、Tmの少なく
とも１種、ＭはTi、Zr、Hfの少なくとも１種で
あり、また0.05≦ｘ≦0.7、0.05≦ａ≦0.35、0.03
≦ｂ≦0.15、0.005≦ｃ≦0.05、7.0≦ｚ≦8.3であ
る。 一般に、R2Co17合金においてＲが軽希土類元
素からなる場合には温度が上昇すると共に合金の
磁束が減少する。ところがＲが重希土類元素から
なるR2Co17合金においては、常温を含む広い範
囲で、温度が上昇すると共に合金の磁束は増加す
る。本発明は、このような合金の磁束と温度との
関係が、Cu、FeおよびＭ（ＭはTi、Zr、Hfの少
なくとも１種）を含むSm（Co1-a-b-cFeaCubMc）z
合金、およびＸ（Co1-a-b-cFeaCubMc）z合金（Ｘ
はTb、Dy、Ho、Er、Tmの少なくとも１種）に
おいて、２相分離処理を施して磁石化した場合で
も同様に成り立つことを見出し、（Sm1-xXx）
（Co1-a-b-cFeaCubMc）z合金においてｘで表わさ
れるTb、Dy、Ho、Er、Tmの少なくとも１種か
らなるＸの量を変化させることによりSm
（Co1-a-b-cFeaCubMc）z合金とＸ（Co1-a-b-cFeaCub
Mc）z合金との中間的な磁束の温度係数が得られ
ることの発見に基いてなされたものである。 本発明による永久磁石合金は、一般に次のよう
にして製造される。 先ず、前記所定の組成となるように各元素を調
合し、次いで、この混合物を溶解してインゴツト
を得る。このインゴツトを粗粉砕し、さらにボー
ルミル、ジエツトミルなどを用いて微粉砕する。
この微粉砕を５〜15kOe程度の磁場中でプレス成
形し、成形物を1150〜1230℃の温度で15分ないし
２時間程度焼結する。この後、1100〜1190℃で１
時間以上溶体化処理を行なう。この溶体化処理
は、長時間行なうことにより後述する時効後のI
Hcを増加させることが可能であり、特に５時間
以上行なうことにより15kOe以上という非常に高
いIHcが得られる。 この溶体化処理の後、750〜950℃で１時間以上
初段時効し、さらに１〜50℃／minの冷却速度で
450〜300℃まで連続冷却する２相分離処理を施
す。連続冷却の代りに多段冷却を行なつてもよ
い。初段時効を長時間行なうことにより、微細な
２相分離組織が得られるためにIHcを増加させる
ことが可能であり、５時間以上行なうことが好ま
しい。 これらの溶解、粉砕、焼結、溶体化、時効は、
種々の雰囲気で行なうことができるが、不活性、
真空、非酸化性、還元性の雰囲気中で行なうこと
が好ましい。 本発明に係る永久磁石合金の各成分およびその
成分比の限度は次のような理由による。 先ず、（Sm1-xXx）（Co1-a-b-cFeaCubMc）zで表
わされる一般式において、Smは、優れた（BH）
naxを得るために必要な元素である。 Ｘとしては、先に述べたようにTb、Dy、Ho、
Er、Tmの１種以上が選択される。このＸは、磁
束の温度係数を低下させるのに有効であるるが、
ｘが0.05未満ではこの効果が顕著に表われないた
めｘ≧0.05とする必要がある。しかしながら他方
でＸ量が増加すると共に飽和磁化が低下して残留
磁束密度Brが低下するため、高（BH）naxを得る
ためにはｘ≦0.7とすることが必要である。 なお、これら希土類元素の総量に対する他の元
素の総量の比ｚが7.0未満ではIHcが低下すると共
に、飽和磁化が低下するためにBrも低下する。
またｚが8.3を越えるとIHcが急激に低下するた
め、7.0≦ｚ≦8.3が適当である。 Feは、飽和磁化を増加させてBrを増加させる
効果があるが、ａが0.05未満ではその効果が少な
く、0.35を越えるとIHcが低下するため、0.05≦ａ
≦0.35が適当である。 Cuは、２相分離反応を起こさせるために必要
な元素であり、IHcを増加させる効果がある。しか
しながら、ｂが0.03未満では２相分離反応が十分
に進行しないために磁石として十分なIHcが得ら
れず、またｂが0.15を越えると飽和磁化が低下し
てBrが低下するため、0.03≦ｂ≦0.15が適当であ
る。 Ｍとして、Ti、Zr、Hfの少なくとも１種を添
加することにより、IHcを増加させる効果がある。
しかしながら、ｃが0.005未満ではこの効果が顕
著に現われず、また0.05を越えると逆にIHcが急
激に減少するため、0.005≦ｘ≦0.05が適当であ
る。 以下、実施例を用いて本発明を詳細に説明す
る。 実施例 １ 第１表に示すような各組成の合金となるように
原料を調合した。このうち合金番号２および３の
試料がそれぞれ本発明の実施例となるものであ
り、合金番号１および４の試料は参考例である。
するものである。 希土類元素Ｒとコバルトとからなる希土類コバ
ルト磁石は、SmCo5合金とSm2Co17系合金で知ら
れる単相形磁石およびSm2（CoFeCuM）17系合金
で知られる２相分離形磁石の２つに大別される。
このSm2Co17系とSm2（CoFeCuM）17系とのちが
いは構成元素のちがいのみではなく、前者が単相
形磁石であるのに対して、後者が２相分離形磁石
である点である。すなわち、２相分離形Sm2
（CoFeCuM）17は、正確にはSm（CoFeCuM）ｚ
（7.0≦Ｚ≦8.3）であり、Ｚの化学量論組成すな
わち8.5からのずれにより、固有の処理でSm
（CoCu）5相とSm2（CoFe）17相への２相分離を起こ
して磁石となるものであり、Ｚ＞8.3では磁石と
ならない。これらの希土類コバルト磁石は、その
最大エネルギー積（BH）naxがRCo5系で
25MGOe、R2（CoFeCuM）17系で33MGOeに達
し、アルニコ磁石の10MGOe、Baフエライト磁
石の4MGOeに比べてきわめて高いため、特に小
形化の要求される機器や強磁界の必要な機器に使
用されている。しかし、磁束の温度係数について
は例えばSmCo5系でほぼ−0.04％／℃、２相分離
形Sm2（CoFeCuM）17系でほぼ−0.03％／℃と大
きく、アルニコ磁石の−0.022〜−0.016％／℃と
比較して劣るため温度変化の激しい環境での使用
は困難であつた。 ところで、最近各種の電気計測機器や通信機器
にはますます小形化、軽量化、高性能化、高信頼
化が求められている。機器の小形化、軽量化のた
めには高い（BH）naxを持つ磁石が求められ、特
に薄形化のためには高に保持力IHcをも同時に持
つ磁石が求められている。例えば通信衛星用進行
波管には小形化、軽量化のために周期磁石として
希土類コバルト磁石から用いられるようになつて
来ており、さらに近年に至つては進行波管の小形
化、大容量化の要求に伴つてますます高（BH）n
ａｘで高IHc磁石が求められている。さらに、機器
の高性能化、高信頼化のためには、機器使用環境
の温度が変化しても磁束の変化の小さい磁石が求
められている。例えば、宇宙空間で衛星の受ける
温度環境は−50〜＋150℃程度ときわめて厳しく、
進行波管の高性能化、高信頼化のためには磁束の
温度変化の少ない磁石が強く求められている。 このような要求に応えるために磁束の温度係数
を改善した希土類コバルト磁石として、Smの一
部をGd、Er、Ho、Tb、Dyという重希土類元素
で置換した永久磁石が提案されている（特開昭50
−75919、、同50−81914、同51−52319）。しかし、
これらは実質的にRCo5を主体とした磁石であり、
その可逆温度係数は０〜−0.03％／℃と小さい
が、（BH）naxが８〜13MGOeと低く、各種機器の
小形化には十分に対処できない。 したがつて、高い（BH）naxを待ち、かつ磁束
の温度係数の小さい磁石を開発するためには、磁
化の高い２相分離形R2（CoFeCuM）17系合金の利
用を考えなければならない。 ところで、R2（CoFeCuM）17系磁石は、Cuおよ
びFeを含む合金を時効によりRCo5相とR2Co17相
とに２相分離させて磁気硬化して製造することを
特徴とするが、そのIHcは一般的に低く、そのた
め低いパーミアンス係数の形状では使用できず、
したがつて機器の薄形化のためにはIHcを高める
必要がある。 本発明はこのような状況に鑑みてなされたもの
であり、その目的は、磁束の温度変化が小さく、
かつ保磁力IHc、最大エネルギー積（BH）naxが共
に高い永久磁石合金を提供することにある。 このような目的を達成するために、本発明は、
（Sm1-xXx）（Co1-a-b-cFeaCubMc）zの一般式で示
される組成物を用いたものである。 ここで、ＸはTb、Dy、Ho、Er、Tmの少なく
とも１種、ＭはTi、Zr、Hfの少なくとも１種で
あり、また0.05≦ｘ≦0.7、0.05≦ａ≦0.35、0.03
≦ｂ≦0.15、0.005≦ｃ≦0.05、7.0≦ｚ≦8.3であ
る。 一般に、R2Co17合金においてＲが軽希土類元
素からなる場合には温度が上昇すると共に合金の
磁束が減少する。ところがＲが重希土類元素から
なるR2Co17合金においては、常温を含む広い範
囲で、温度が上昇すると共に合金の磁束は増加す
る。本発明は、このような合金の磁束と温度との
関係が、Cu、FeおよびＭ（ＭはTi、Zr、Hfの少
なくとも１種）を含むSm（Co1-a-b-cFeaCubMc）z
合金、およびＸ（Co1-a-b-cFeaCubMc）z合金（Ｘ
はTb、Dy、Ho、Er、Tmの少なくとも１種）に
おいて、２相分離処理を施して磁石化した場合で
も同様に成り立つことを見出し、（Sm1-xXx）
（Co1-a-b-cFeaCubMc）z合金においてｘで表わさ
れるTb、Dy、Ho、Er、Tmの少なくとも１種か
らなるＸの量を変化させることによりSm
（Co1-a-b-cFeaCubMc）z合金とＸ（Co1-a-b-cFeaCub
Mc）z合金との中間的な磁束の温度係数が得られ
ることの発見に基いてなされたものである。 本発明による永久磁石合金は、一般に次のよう
にして製造される。 先ず、前記所定の組成となるように各元素を調
合し、次いで、この混合物を溶解してインゴツト
を得る。このインゴツトを粗粉砕し、さらにボー
ルミル、ジエツトミルなどを用いて微粉砕する。
この微粉砕を５〜15kOe程度の磁場中でプレス成
形し、成形物を1150〜1230℃の温度で15分ないし
２時間程度焼結する。この後、1100〜1190℃で１
時間以上溶体化処理を行なう。この溶体化処理
は、長時間行なうことにより後述する時効後のI
Hcを増加させることが可能であり、特に５時間
以上行なうことにより15kOe以上という非常に高
いIHcが得られる。 この溶体化処理の後、750〜950℃で１時間以上
初段時効し、さらに１〜50℃／minの冷却速度で
450〜300℃まで連続冷却する２相分離処理を施
す。連続冷却の代りに多段冷却を行なつてもよ
い。初段時効を長時間行なうことにより、微細な
２相分離組織が得られるためにIHcを増加させる
ことが可能であり、５時間以上行なうことが好ま
しい。 これらの溶解、粉砕、焼結、溶体化、時効は、
種々の雰囲気で行なうことができるが、不活性、
真空、非酸化性、還元性の雰囲気中で行なうこと
が好ましい。 本発明に係る永久磁石合金の各成分およびその
成分比の限度は次のような理由による。 先ず、（Sm1-xXx）（Co1-a-b-cFeaCubMc）zで表
わされる一般式において、Smは、優れた（BH）
naxを得るために必要な元素である。 Ｘとしては、先に述べたようにTb、Dy、Ho、
Er、Tmの１種以上が選択される。このＸは、磁
束の温度係数を低下させるのに有効であるるが、
ｘが0.05未満ではこの効果が顕著に表われないた
めｘ≧0.05とする必要がある。しかしながら他方
でＸ量が増加すると共に飽和磁化が低下して残留
磁束密度Brが低下するため、高（BH）naxを得る
ためにはｘ≦0.7とすることが必要である。 なお、これら希土類元素の総量に対する他の元
素の総量の比ｚが7.0未満ではIHcが低下すると共
に、飽和磁化が低下するためにBrも低下する。
またｚが8.3を越えるとIHcが急激に低下するた
め、7.0≦ｚ≦8.3が適当である。 Feは、飽和磁化を増加させてBrを増加させる
効果があるが、ａが0.05未満ではその効果が少な
く、0.35を越えるとIHcが低下するため、0.05≦ａ
≦0.35が適当である。 Cuは、２相分離反応を起こさせるために必要
な元素であり、IHcを増加させる効果がある。しか
しながら、ｂが0.03未満では２相分離反応が十分
に進行しないために磁石として十分なIHcが得ら
れず、またｂが0.15を越えると飽和磁化が低下し
てBrが低下するため、0.03≦ｂ≦0.15が適当であ
る。 Ｍとして、Ti、Zr、Hfの少なくとも１種を添
加することにより、IHcを増加させる効果がある。
しかしながら、ｃが0.005未満ではこの効果が顕
著に現われず、また0.05を越えると逆にIHcが急
激に減少するため、0.005≦ｘ≦0.05が適当であ
る。 以下、実施例を用いて本発明を詳細に説明す
る。 実施例 １ 第１表に示すような各組成の合金となるように
原料を調合した。このうち合金番号２および３の
試料がそれぞれ本発明の実施例となるものであ
り、合金番号１および４の試料は参考例である。
【表】
この混合物をアーク溶解してインゴツトを作製
し、鉄乳鉢で粗粉砕した後、ステンレスボールミ
ルを用いて石油ベンジン中で平均粒径３〜15μｍ
に微粉砕した。この微粉末を13kOeの磁界中で
2.5t／cm2の圧力で金型を用いて圧縮成形した。こ
れらの圧粉体をAr気流中で1200℃で30分間焼結
し、その後1160〜1175℃で６時間の溶体化処理を
施して急冷した。次いでAr気流中で850℃で10時
間の初段時効を施し、さらに350℃まで1.5℃／
minで連続冷却し、350℃で１時間保持した。 このようにして得た永久磁石合金の磁気特性を
第２表に示す。また、パーミアンス係数を2.0と
した測定した−50〜＋150℃の温度範囲における
磁束の可逆温度係数α-50〜150℃を図に示す。
し、鉄乳鉢で粗粉砕した後、ステンレスボールミ
ルを用いて石油ベンジン中で平均粒径３〜15μｍ
に微粉砕した。この微粉末を13kOeの磁界中で
2.5t／cm2の圧力で金型を用いて圧縮成形した。こ
れらの圧粉体をAr気流中で1200℃で30分間焼結
し、その後1160〜1175℃で６時間の溶体化処理を
施して急冷した。次いでAr気流中で850℃で10時
間の初段時効を施し、さらに350℃まで1.5℃／
minで連続冷却し、350℃で１時間保持した。 このようにして得た永久磁石合金の磁気特性を
第２表に示す。また、パーミアンス係数を2.0と
した測定した−50〜＋150℃の温度範囲における
磁束の可逆温度係数α-50〜150℃を図に示す。
【表】
第２表からわかるように、Er量が増加するに
従つてIHc、Br、（BH）naxが低下する傾向を示す
が、本発明に係るEr量の範囲（合金番号２、３）
では、（BH）naxが15〜22MGOeでIHcが20〜
23kOeという高（BH）naxで高IHcな磁気特性が得
られる。 これに対し、合金番号４の参考例ではBrが低
下し、（BH）naxも10MGOe以下の低い値しか得ら
れない。 また、図からわかるようにα-50〜150℃はEr量が
増加するにしたがつて低下し、ｘがほぼ0.45で零
になつた後符号が正に転じる。Erを含まない合
金番号１の参考例ではα-50〜150℃が−0.030％／℃
と大きいが、合金番号２、３の本発明の実施例で
はそれぞれ−0.017％／℃、＋0.003％／℃であり、
従来のSmCo5系磁石の−0.04％／℃、２相分離形
Sm2（CoFeCuM）17系合金の−0.03％／℃のいず
れと比較しても著しく改善されている。 実施例 ２ 第３表に示すような各成分の合金となるように
原料を調合した。このうち、合金番号６の試料が
本発明の実施例となるものであり、合金番号５お
よび７の試料は参考例である。
従つてIHc、Br、（BH）naxが低下する傾向を示す
が、本発明に係るEr量の範囲（合金番号２、３）
では、（BH）naxが15〜22MGOeでIHcが20〜
23kOeという高（BH）naxで高IHcな磁気特性が得
られる。 これに対し、合金番号４の参考例ではBrが低
下し、（BH）naxも10MGOe以下の低い値しか得ら
れない。 また、図からわかるようにα-50〜150℃はEr量が
増加するにしたがつて低下し、ｘがほぼ0.45で零
になつた後符号が正に転じる。Erを含まない合
金番号１の参考例ではα-50〜150℃が−0.030％／℃
と大きいが、合金番号２、３の本発明の実施例で
はそれぞれ−0.017％／℃、＋0.003％／℃であり、
従来のSmCo5系磁石の−0.04％／℃、２相分離形
Sm2（CoFeCuM）17系合金の−0.03％／℃のいず
れと比較しても著しく改善されている。 実施例 ２ 第３表に示すような各成分の合金となるように
原料を調合した。このうち、合金番号６の試料が
本発明の実施例となるものであり、合金番号５お
よび７の試料は参考例である。
【表】
この混合物をアーク溶解し、鉄乳鉢で粗粉砕し
た後、ステンレスボールミルを用いて石油ベンジ
ン中で平均粒径３〜15μｍに微粉砕した。この微
粉末を13kOeの磁界中で2.5t／cm2の圧力で金型を
用いて圧縮成形した。これらの圧粉体をAr気流
中で1200℃で30分間焼結し、その後1100〜1170℃
で６時間の溶体化処理を施して急冷した。次いで
Ar気流中で850℃で10時間の初段時効を施し、さ
らに350℃まで1.5℃／minで連続冷却し、350℃
で１時間保持した。 このようにして得た永久磁石合金の磁気特性を
第４表に示す。
た後、ステンレスボールミルを用いて石油ベンジ
ン中で平均粒径３〜15μｍに微粉砕した。この微
粉末を13kOeの磁界中で2.5t／cm2の圧力で金型を
用いて圧縮成形した。これらの圧粉体をAr気流
中で1200℃で30分間焼結し、その後1100〜1170℃
で６時間の溶体化処理を施して急冷した。次いで
Ar気流中で850℃で10時間の初段時効を施し、さ
らに350℃まで1.5℃／minで連続冷却し、350℃
で１時間保持した。 このようにして得た永久磁石合金の磁気特性を
第４表に示す。
【表】
第４表からわかるように、SmおよびTbの総量
に対するCo、Fe、CuおよびZrの総量の比ｚが6.5
である合金番号５の参考例では、IHcが6kOeの低
い値しか得られず、Brも7.5kGと低い。 これに対し合金番号６の実施例ではIHcが
21kOe、Brが9.5kG、（BH）naxが20.5MGOeと高I
Hc、高（BH）naxが得られた。また、パーミアン
ス係数を2.0として測定したα-50〜150℃も−0.020
％／℃という低い値であつた。 また、ｚが8.5と高い合金番号７の参考例では
Brは高いがIHcが3kOeしか得られない。 実施例 ３ 第５表に示すような各組成の合金となるように
原料を調合した。このうち合金番号９、12、15の
試料のみが本発明の実施例となるもので、その他
は参考例である。
に対するCo、Fe、CuおよびZrの総量の比ｚが6.5
である合金番号５の参考例では、IHcが6kOeの低
い値しか得られず、Brも7.5kGと低い。 これに対し合金番号６の実施例ではIHcが
21kOe、Brが9.5kG、（BH）naxが20.5MGOeと高I
Hc、高（BH）naxが得られた。また、パーミアン
ス係数を2.0として測定したα-50〜150℃も−0.020
％／℃という低い値であつた。 また、ｚが8.5と高い合金番号７の参考例では
Brは高いがIHcが3kOeしか得られない。 実施例 ３ 第５表に示すような各組成の合金となるように
原料を調合した。このうち合金番号９、12、15の
試料のみが本発明の実施例となるもので、その他
は参考例である。
【表】
この混合物をアーク溶解し、鉄乳鉢で粗粉砕し
た後、ステンレスボールミルを用いて石油ベンジ
ン中で平均粒径２〜12μｍに微粉砕した。この微
粉末を13kOeの磁界中で2.5t／cm2の圧力で金型を
用いて圧縮成形した。これらの圧粉体を1200℃で
30分間焼結し、その後1160℃で６時間の溶体化処
理を施して急冷した。次いでAr気流中で850℃で
10時間の初段時効を施し、さらに350℃まで1.5
℃／minで連続冷却し、350℃で１時間保持した。 このようにして得た永久磁石合金の磁気特性お
よびパーミアンス係数を2.0として測定した
α-50〜150℃を第６表に示す。
た後、ステンレスボールミルを用いて石油ベンジ
ン中で平均粒径２〜12μｍに微粉砕した。この微
粉末を13kOeの磁界中で2.5t／cm2の圧力で金型を
用いて圧縮成形した。これらの圧粉体を1200℃で
30分間焼結し、その後1160℃で６時間の溶体化処
理を施して急冷した。次いでAr気流中で850℃で
10時間の初段時効を施し、さらに350℃まで1.5
℃／minで連続冷却し、350℃で１時間保持した。 このようにして得た永久磁石合金の磁気特性お
よびパーミアンス係数を2.0として測定した
α-50〜150℃を第６表に示す。
【表】
【表】
第６表の合金番号８〜10の試料についての結果
からわかるように、Feを含まない合金番号８の
参考例では、IHcは2kOeと高いがBrが7.1kGと低
く、（BH）naxも11.5MGOeしか得られない。 これに対し、Fe量が増加するにしたがつてBr
が増加し、合金番号９の実施例ではBrが9.5kG、I
Hcが22kOe、（BH）naxが20.0MGOeという高
（BH）naxで高IHcな磁気特性が得られた。この場
合α-50〜150℃も、−0.019％／℃という低い値であ
つた。 しかしながら、さらにFe量が増加すると、Br
は増加するが他方でIHcが減少し、合金番号10の
参考例ではIHcが1.0kOeときわめて低くなる。 また、合金番号11〜13の試料についての結果か
らわかるように、Cu含有量の少ない合金番号11
の参考例ではIHcが0.5kOeときわめて低いが、Cu
量が増加するにしたがつてIHcが増加し、合金番
号12の実施例ではIHcが24kOe、Brが9.6kG、
（BH）naxが20.5MGOeという高IHcで高（BH）nax
な磁気特性が得られた。また、α-50〜150℃も−
0.018％／℃という低い値であつた。しかしなが
ら、さらにCu量が増加すると、IHcは増加するが
Brは減少し、合金番号13の参考例ではBrが
5.6kGと低く、（BH）naxも7.0MGOeという値であ
つた。 さらに合金番号14〜16の試料についての結果か
らわかるように、Hfを含まない合金金号14の参
考例ではIHcが6kOeであるが、Hf量が増加する
にしたがつてIHcが増加し、合金番号15の実施例
ではIHcが20kOe、Brが10.3kG、（BH）naxが
22MGOeという高IHcで高（BH）naxな特性が得ら
れた。この場合α-50〜150℃も−0.018％／℃と低い
値であつた。しかしながら、さらにHf量が増加
すると、IHcが減少し、合金番号16の参考例では
3kOeときわめて低い値しか得られなかつた。 また、合金番号17および18の参考例についての
結果からわかるように、ZiやTiも、本発明にお
いて限定した範囲を越えて含む場合にはきわめて
低い値のIHcしか得られない。 実施例 ４ 第７表に示すように各成分の合金となるように
原料を調合した。これらはすべて本発明の実施例
となるものである。
からわかるように、Feを含まない合金番号８の
参考例では、IHcは2kOeと高いがBrが7.1kGと低
く、（BH）naxも11.5MGOeしか得られない。 これに対し、Fe量が増加するにしたがつてBr
が増加し、合金番号９の実施例ではBrが9.5kG、I
Hcが22kOe、（BH）naxが20.0MGOeという高
（BH）naxで高IHcな磁気特性が得られた。この場
合α-50〜150℃も、−0.019％／℃という低い値であ
つた。 しかしながら、さらにFe量が増加すると、Br
は増加するが他方でIHcが減少し、合金番号10の
参考例ではIHcが1.0kOeときわめて低くなる。 また、合金番号11〜13の試料についての結果か
らわかるように、Cu含有量の少ない合金番号11
の参考例ではIHcが0.5kOeときわめて低いが、Cu
量が増加するにしたがつてIHcが増加し、合金番
号12の実施例ではIHcが24kOe、Brが9.6kG、
（BH）naxが20.5MGOeという高IHcで高（BH）nax
な磁気特性が得られた。また、α-50〜150℃も−
0.018％／℃という低い値であつた。しかしなが
ら、さらにCu量が増加すると、IHcは増加するが
Brは減少し、合金番号13の参考例ではBrが
5.6kGと低く、（BH）naxも7.0MGOeという値であ
つた。 さらに合金番号14〜16の試料についての結果か
らわかるように、Hfを含まない合金金号14の参
考例ではIHcが6kOeであるが、Hf量が増加する
にしたがつてIHcが増加し、合金番号15の実施例
ではIHcが20kOe、Brが10.3kG、（BH）naxが
22MGOeという高IHcで高（BH）naxな特性が得ら
れた。この場合α-50〜150℃も−0.018％／℃と低い
値であつた。しかしながら、さらにHf量が増加
すると、IHcが減少し、合金番号16の参考例では
3kOeときわめて低い値しか得られなかつた。 また、合金番号17および18の参考例についての
結果からわかるように、ZiやTiも、本発明にお
いて限定した範囲を越えて含む場合にはきわめて
低い値のIHcしか得られない。 実施例 ４ 第７表に示すように各成分の合金となるように
原料を調合した。これらはすべて本発明の実施例
となるものである。
【表】
この混合物をアーク溶解し、鉄乳鉢で粗粉砕し
た後、ステンレスボールミルを用いて石油ベンジ
ン中で平均粒径２〜12μｍに微粉砕した。この微
粉末を13kOeの磁界中で2.5t／cm2の圧力で金型を
用いて圧縮成形した。これらの圧粉体を1200℃で
30分間焼結し、その後1120〜1165℃で溶体化処理
を施して急冷した。次いでAr気流中で850℃で10
時間の初段時効を施し、さらに350℃まで1.5℃／
minで連続冷却し、350℃で１時間保持した。 このようにして得た永久磁石合金の磁気特性お
よびパーミアンス係数を2.0として測定した
α-50〜150℃を第８表に示す。
た後、ステンレスボールミルを用いて石油ベンジ
ン中で平均粒径２〜12μｍに微粉砕した。この微
粉末を13kOeの磁界中で2.5t／cm2の圧力で金型を
用いて圧縮成形した。これらの圧粉体を1200℃で
30分間焼結し、その後1120〜1165℃で溶体化処理
を施して急冷した。次いでAr気流中で850℃で10
時間の初段時効を施し、さらに350℃まで1.5℃／
minで連続冷却し、350℃で１時間保持した。 このようにして得た永久磁石合金の磁気特性お
よびパーミアンス係数を2.0として測定した
α-50〜150℃を第８表に示す。
【表】
【表】
第８表からわかるように、Tb、Dy、Ho、Tm
の量を増加させることによつてα-50〜150℃を低下
させることが可能であり、またTb、Dy、Ho、
Er、Tmのうち２種以上を含む場合にも同様に低
いα-50〜150℃を得ることが可能で、−0.025、〜−
0.002％／℃という低い値が得られた。しかも、
このときの（BH）naxは14〜26MGOe、IHcは22〜
30kOeであり、高（BH）nax、高IHcの磁気特性が
得られた。 以上説明したように、本発明によれば、２相分
離形Sm2Co17系磁石のSmの一部をTb、Dy、
Ho、Er、Tmの１種あるいは２種以上の元素で
置換したことにより、磁束の温度係数が小さく、
かつ保磁力IHcおよび最大エネルギー積（BH）nax
の高い永久磁石合金を得ることが可能となり、小
形化、軽量化、高性能化、高信頼化が同時に要求
される通信機器など各種機器に寄与するところが
きわめて大きい。
の量を増加させることによつてα-50〜150℃を低下
させることが可能であり、またTb、Dy、Ho、
Er、Tmのうち２種以上を含む場合にも同様に低
いα-50〜150℃を得ることが可能で、−0.025、〜−
0.002％／℃という低い値が得られた。しかも、
このときの（BH）naxは14〜26MGOe、IHcは22〜
30kOeであり、高（BH）nax、高IHcの磁気特性が
得られた。 以上説明したように、本発明によれば、２相分
離形Sm2Co17系磁石のSmの一部をTb、Dy、
Ho、Er、Tmの１種あるいは２種以上の元素で
置換したことにより、磁束の温度係数が小さく、
かつ保磁力IHcおよび最大エネルギー積（BH）nax
の高い永久磁石合金を得ることが可能となり、小
形化、軽量化、高性能化、高信頼化が同時に要求
される通信機器など各種機器に寄与するところが
きわめて大きい。
図は磁束の可逆温度係数α-50〜150℃のEr含有量
依存性を示す図である。
依存性を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 一般式（Sm1-xXx）（Co1-a-b-cFeaCubMc）z （式中ＸはTb、Dy、Ho、Er、Tmの少なくとも
１種、ＭはTi、Zr、Hfの少なくとも１種、また、
0.05≦ｘ≦0.7、0.05≦ａ≦0.35、0.03≦ｂ≦0.15、
0.005≦ｃ≦0.05、7.0≦ｚ≦8.3）で示される組成
を有する２相分離形永久磁石合金。 ２ 一般式（Sm1-xXx）（Co1-a-b-cFeaCubMc）z （式中ＸはTb、Dy、Ho、Er、Tmの少なくとも
１種、ＭはTi、Zr、Hfの少なくとも１種、また、
0.05≦ｘ≦0.7、0.05≦ａ≦0.35、0.03≦ｂ≦0.15、
0.005≦ｃ≦0.05、7.0≦ｚ≦8.3）で示される組成
の混合物を溶解してインゴツトを作製し、これを
粉砕して得た粉末を磁界中成形し、成形物を焼結
した後、均一化処理を行い、室温まで冷却し、そ
の後引きつづき約850℃から約350℃の間で階段状
あるいは連続冷却時効する２つの熱処理工程を経
ることを特徴とする２相分離形永久磁石合金の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57146467A JPS5935647A (ja) | 1982-08-24 | 1982-08-24 | 永久磁石合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57146467A JPS5935647A (ja) | 1982-08-24 | 1982-08-24 | 永久磁石合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5935647A JPS5935647A (ja) | 1984-02-27 |
| JPH0246657B2 true JPH0246657B2 (ja) | 1990-10-16 |
Family
ID=15408291
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57146467A Granted JPS5935647A (ja) | 1982-08-24 | 1982-08-24 | 永久磁石合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5935647A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3687680T2 (de) * | 1985-09-30 | 1993-07-08 | Toshiba Kawasaki Kk | Verwendung polykristalliner magnetischer substanzen zur magnetischen abkuehlung. |
| JP2892012B2 (ja) * | 1988-07-08 | 1999-05-17 | 信越化学工業株式会社 | 希土類極異方性永久磁石の製造方法 |
| JP2007266199A (ja) * | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Tdk Corp | 希土類焼結磁石の製造方法 |
-
1982
- 1982-08-24 JP JP57146467A patent/JPS5935647A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5935647A (ja) | 1984-02-27 |
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