JPH0298101A

JPH0298101A - 永久磁石

Info

Publication number: JPH0298101A
Application number: JP63250444A
Authority: JP
Inventors: Kimio Uchida; 内田　公穂; Masaaki Tokunaga; 徳永　雅亮
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1988-10-04
Filing date: 1988-10-04
Publication date: 1990-04-10

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。

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明はＲ２Ｃ０，、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。

〔従来の技術］２相分離型Ｒ２Ｃ０１７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、−ａ的にはＧｏ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１１ｆ（特開昭５３−１０６３２６）など
の遷移元素を微量添加することによって保磁力、１１ｃ
と最大エネルギー積（１１１１１）＋ｎを高めた磁石合
金が提案されている。

この２相分離型のＲ，Ｃｏ、、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Ｒ２Ｃｏ
、、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７
００〜９００°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。

〔発明が解決しようとする問題点〕

ところがこのようなＲ２Ｃｏ＋７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（ＢＩＩ）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、Ｈｃが大きくなる
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１１１ｃ
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
Ｒ，Ｃｏ、、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Ｒ，Ｃｏ、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
合金に特定の高融点金属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ＲｚＣｏＢ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、Ｓｍ２５．５ｉｙｔ％＋　Ｆ
ｅ　１４．０ｗｔ％、Ｃｕ４．４ｗｔ％、Ｚｒ２．７ｗ
ｔ％、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Ｒ２Ｃ０，、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
性のうち特に保磁力、Ｈｃの水準と第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、Ｒ２Ｃ０，？系永久磁石の保磁力
、Ｈｃ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
１Ｃｏ、、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、高融点金属元素のうちＴａ、　　Ｖ、お
よびＴｉ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）　、　Ｐｅｌ　Ｏ〜２５％、　Ｃｕ１
〜１０％、ＭＩｏ、２〜５％（ただしＭｌはＺｒ、Ｈｆ
の内の少なくとも１種），Ｍ２０．０５〜０．５％未満
（ただしＭ２はＴａ、　　Ｖ、　Ｔｉの内の少な（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％、Ｆｅ１４．０
−Ｌ％＋Ｃｕ４．４ｗｔ％＋　Ｚｒ　２．７　ｗ　ｔ％
、Ｔａ０〜１ｗｔ％。

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％、　Ｆｅ　Ｌ　４．
０−Ｌ％。

Ｃｕ４．４ｗｔ％＋Ｚｒ２．７ｗｔ％、ＶＯ〜１ｗｔ％
、残部ＣＯの永久磁石合金の第２象限の磁化曲線を示す
。さらに、第４図にＳｍ２５．５ｗｔ％、Ｆｅ１４．０
ｗｔ％、　Ｃｕ４．４ｗｔ％＋　Ｚｒ２．７　ｗｔ％、
ＴｉＯ〜Ｉｗｔ％、残部ＣＯ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図および第４図から、
Ｔａ、　　Ｖ、　Ｔｉ等の添加によって第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、Ｔａ、　　Ｖ、　Ｔｉとも０．０５ｗｔ
％以上の添加量で顕著であることがわかる。一方、Ｔａ
、　　Ｖ、　Ｔｉとも０．５ｗｔ％以上の添加量では残
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、Ｔａ、　　Ｖ、　Ｔｉの添加量は０．０５〜
０．５１ｗｔ％１ｗｔ％未満限定される。なおＴａ、　
　Ｖ、　Ｔｉの同時複合添加でも第２図。

第３図あるいは第４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−Ｆ記と同し理由
からＴａ、　　Ｖ、　Ｔｉの添加量の合計は０．０５〜
０．５ｈｔ％未溝の範囲に限定される。第５図にＳｍ２
５．５ｗｔ％、Ｆｅ１４．０ｗｔ％、Ｃｕ４．４ｗｔ％
、Ｚｒ２．７ｗｔ％、ＴａＱ、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６図にＳｍ２５．５ｗｔ％、Ｆｅ１４．０ｗ
ｔ％、Ｃｕ４．４ｗｔχ。

Ｚｒ２．７ｗｔ％、Ｖｏ、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。

さらに第７図にＳｍ２５．５ｗｔ％、ｅ１４．０ｗｔ％
、　Ｃｕ４．４ｗｔ％、Ｚｒ２．７ｗｔ％、Ｔｉ０．３
ｗｔ％、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。第５図、第６図および第７図
を第１図と比較することによって、Ｔａ、　　Ｖ、　Ｔ
ｉ等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Ｔａ、　　Ｖ、　Ｔｊ基以外他の元素の組成限定
理由を説明する。希土類元素Ｒは２２〜２８ｈｔ％とさ
れる。希土類元素の含有量が２２−１％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２８−
ｔ％より多い場合には残留磁束密度が低下する。Ｆｅは
１０〜２５ｈｔ％とされる。１０ｗｔχ未満では残留磁
束密度が低下する。２５−１％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。１ｗｔ％未満では十分な保磁力が得られない。１０
−１％より多い場合には残留磁束密度が低下する。Ｍ１
元素（Ｚｒ、ｆ（ｆの内の少くとも１種）は０．２〜５
ｗｔ％とされる。０．２ｈｔ２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Ｒ２Ｃｏ、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。

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。

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。

〔実施例〕

（実施例１）表１のＮｏ、　１〜Ｎｏ、　５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。これを各各
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−５−Ｓ
）であった。微粉を配向磁界強度１０ｋＯｅ、成形圧３
　ｔｏｎ／ｃｌの条件下で成形して成形体とした。成形
体はＩ＋２ガス雰囲気中で１１８０″ＣＸ２Ｈ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°ＣＸ８Ｈ
の等温処理をおこなった後ビ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Ｈｘは
ＢｒＸ０．９の点でのＩ−Ｈ曲線下のＨの値である。ま
た角型性の程度を表わす角型比はｌｂ　／　＋１ｌｃＸ
　１００（％）で定義した。表２から、Ｔａ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Ｎａ６〜Ｎα１０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、■
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〜Ｎα１５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、
Ｔｉ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。

（比較例１）表７のＮｏ、１６〜Ｎα２０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２１表４２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、Ｔａ、　Ｖ、　
Ｔｉ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（Ｂｌｌ
）ｍがわかる。

が小さいこと［発明の効果］以上述べたように、”ｆａ、　　Ｖ、　Ｔｉという高融
点金属元素を適当量添加することによってＲ２Ｃｏ、７
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Ｒ，Ｃｏ、、系永久磁石を安定に製造することが可能
となった。

【図面の簡単な説明】

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Ｔａ添加量と磁気特性の関係を示す図。第３図はＶ添加量と磁気特性の関係を示す図。第４図はＴｉ添加量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６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７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Ｈ（に０ｅ）Ｈ（に０ｅ）Ｈ（にＯｅ）第図第図Ｈ（にＯｅ）第図第図Ｈ（にＯｅ）

Claims

【特許請求の範囲】

　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＿２０．０５〜０．５％未満（ただしＭ＿２は
Ｔｄ，Ｖ，Ｔｉ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。