JPH0298102A - 永久磁石 - Google Patents
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- JPH0298102A JPH0298102A JP63250445A JP25044588A JPH0298102A JP H0298102 A JPH0298102 A JP H0298102A JP 63250445 A JP63250445 A JP 63250445A JP 25044588 A JP25044588 A JP 25044588A JP H0298102 A JPH0298102 A JP H0298102A
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Landscapes
- Hard Magnetic Materials (AREA)
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Ｒ２Ｃ０ｔｔ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。
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Ｒ，Ｃｏ、７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、一般的には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１（ｆ（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ＩＨｃ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、一般的には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１（ｆ（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ＩＨｃ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Ｒ２Ｃｏ、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７００〜９
００°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６０
０〜１０００°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７
５０〜９５０°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以上の高い保磁ノｊ
、Ｉｌｃが得られるようになっている。
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７００〜９
００°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６０
０〜１０００°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７
５０〜９５０°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以上の高い保磁ノｊ
、Ｉｌｃ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Ｒ２Ｃ０，７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（Ｂ ＩＩ ） ｍの水準がかなり低下すると
いう問題があった。このクニックは保もＲ力ＩＨｃが大
きく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（Ｂ ＩＩ ） ｍの水準がかなり低下すると
いう問題があった。このクニックは保もＲ力ＩＨｃ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ＩＨｃ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。
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。
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 Ｉ Ｔ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 Ｉ Ｔ系永久磁石を提供することにある。
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。
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Ｒ２Ｃｏ、。
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％、
Ｆｅ１４．０ｉｖｔ％、Ｃｕ４，４ｗｌ；％、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％、
Ｆｅ１４．０ｉｖｔ％、Ｃｕ４，４ｗｌ；％、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、、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、１（Ｃ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、Ｒ２Ｃｏ、７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
性のうち特に保磁力、１（Ｃ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、Ｒ２Ｃｏ、７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
いう見通しのもとに種々の添加物に関して研究を行なっ
た。その結果、Ｂ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
いう見通しのもとに種々の添加物に関して研究を行なっ
た。その結果、Ｂ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Ｒ２Ｃ０，７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），Ｆｅ１０−２５％、 Ｃｕ１〜６％
未満、Ｍｏ、２〜５％（ただしＭはＺｒ、ｌ！ｆの内の
少なくとも１種），Ｂ０．０１〜１％、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％＋ Ｆｅｌ ４．０ｗｔ％Ｃｕ
４．４ｗｔ％＋Ｚｒ２．７ｗｔ％、ＢＯ〜２ｗｔ％、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図から、Ｂの添加量よって第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、０．０１ｗＬ％以上の添加量で顕著であることがわ
かる。一方、１１％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、Ｂ
の添加量は０．０１〜１４％の範囲に限定される。第３
図にＳｍ２５．５ｗｔ％、Ｆｅ１４．Ｏｗｔ％＋Ｃｕ４
．４ｉｙｔ％＋Ｚｒ２．７ｗＬ％Ｂｏ、２ｗｔ％、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３図を第１図と比較することによって、
Ｂ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。
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），Ｆｅ１０−２５％、 Ｃｕ１〜６％
未満、Ｍｏ、２〜５％（ただしＭはＺｒ、ｌ！ｆの内の
少なくとも１種），Ｂ０．０１〜１％、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％＋ Ｆｅｌ ４．０ｗｔ％Ｃｕ
４．４ｗｔ％＋Ｚｒ２．７ｗｔ％、ＢＯ〜２ｗｔ％、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図から、Ｂの添加量よって第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、０．０１ｗＬ％以上の添加量で顕著であることがわ
かる。一方、１１％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、Ｂ
の添加量は０．０１〜１４％の範囲に限定される。第３
図にＳｍ２５．５ｗｔ％、Ｆｅ１４．Ｏｗｔ％＋Ｃｕ４
．４ｉｙｔ％＋Ｚｒ２．７ｗＬ％Ｂｏ、２ｗｔ％、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３図を第１図と比較することによって、
Ｂ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Ｂ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＋ｖｔ％とされる。
土類元素Ｒは２２〜２８＋ｖｔ％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■が２８ｉｖｔ％
より多い場合には残留磁束密度が低下する。
が得られない。また希土類元素の含有■が２８ｉｖｔ％
より多い場合には残留磁束密度が低下する。
Ｐｅば１０〜２５ｈｔ％とされる。１０−Ｌ％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１〜６ｗｔ％未
満とされる。１ｗｔ％未満ては十分な保磁力がｆＵられ
ない。６ｉｙｔ％以上の場合には残留磁束密度が低下す
る。Ｍ元Ｗ （Ｚｒ、Ｉｆｆの内の少くとも１種）は０
．２〜５ｗｔ％とされる。０．２ｗｔχ未満では十分な
保磁力が得られず、５弱Ｌ％より多い場合には残留磁束
密度が低下する。
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１〜６ｗｔ％未
満とされる。１ｗｔ％未満ては十分な保磁力がｆＵられ
ない。６ｉｙｔ％以上の場合には残留磁束密度が低下す
る。Ｍ元Ｗ （Ｚｒ、Ｉｆｆの内の少くとも１種）は０
．２〜５ｗｔ％とされる。０．２ｗｔχ未満では十分な
保磁力が得られず、５弱Ｌ％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、、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、通常の熔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、通常の熔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。
この合金をジェントミル、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〕
（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−３・Ｓ
）であった。微粉を配向磁界強度１０ｋＯｅ、成形圧３
ｔｏｎ／ｃ＋ｆｌの条件下で成形して成形体とした。
）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−３・Ｓ
）であった。微粉を配向磁界強度１０ｋＯｅ、成形圧３
ｔｏｎ／ｃ＋ｆｌ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°ＣＸ２）Ｉの条
件で焼結した。次いで焼結体を１１６０°ＣＸ４Ｉ（の
条件で溶体化処理し水中に急冷した。最後に８００°Ｃ
Ｘ 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。
件で焼結した。次いで焼結体を１１６０°ＣＸ４Ｉ（の
条件で溶体化処理し水中に急冷した。最後に８００°Ｃ
Ｘ 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。
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ＩＩＫ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ＩＩＫ
／ ＩＨｃＸ １００（％）で定義した。表２から、
Ｂ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。
の値である。また角型性の程度を表わす角型比はＩＩＫ
／ ＩＨｃＸ １００（％）で定義した。表２から、
Ｂ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３のＮｏ、 ６〜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
の磁気特性と表２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、Ｂ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（ＢＨ）ｍが小さいことがわかる。
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
の磁気特性と表２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、Ｂ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（ＢＨ）ｍが小さいことがわかる。
表
表
〔発明の効果〕
以上述べたように、Ｂを適当量添加することによってＲ
ｚＣｏｔｔ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ＪＣｏｌｔ系永久磁石を安定に製造するこ
とが可能となった。
ｚＣｏｔｔ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ＪＣｏｌｔ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Ｂ添加量と磁気特性の関係を示す図。 第３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。 Ｈ（鴎ｅ） 第 図 第 図
示す図。 第２図はＢ添加量と磁気特性の関係を示す図。 第３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。 Ｈ（鴎ｅ） 第 図 第 図
Claims (1)
- 重量百分比でＲ２２〜２８％（ただしＲは希土類元素
），Ｆｅ１０〜２５％，Ｃｕ１〜６％未満，Ｍ０．２〜
５％（ただしＭはＺｒ，Ｈｆの内の少なくとも１種），
Ｂ０．０１〜１％，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 |
|---|---|---|---|
| JP63250445A JPH0298102A (ja) | 1988-10-04 | 1988-10-04 | 永久磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63250445A JPH0298102A (ja) | 1988-10-04 | 1988-10-04 | 永久磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0298102A true JPH0298102A (ja) | 1990-04-10 |
Family
ID=17207979
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63250445A Pending JPH0298102A (ja) | 1988-10-04 | 1988-10-04 | 永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0298102A (ja) |
-
1988
- 1988-10-04 JP JP63250445A patent/JPH0298102A/ja active Pending
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