JPH03198302A - 永久磁石 - Google Patents
永久磁石Info
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- JPH03198302A JPH03198302A JP1339162A JP33916289A JPH03198302A JP H03198302 A JPH03198302 A JP H03198302A JP 1339162 A JP1339162 A JP 1339162A JP 33916289 A JP33916289 A JP 33916289A JP H03198302 A JPH03198302 A JP H03198302A
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Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
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- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/0555—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together
- H01F1/0557—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together sintered
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ＲｔＣＯｔｔ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。
２相分離型ＲｚＣｏｔｔ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を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
Ｐｅ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）Ｉｆ（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）、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を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
Ｐｅ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）Ｉｆ（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）、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ボイシトとなる。このためＲ，Ｃｏ
、、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℃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℃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以上の高い保磁力ＩＨ
ｅ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ボイシトとなる。このためＲ，Ｃｏ
、、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℃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℃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以上の高い保磁力ＩＨ
ｅが得られるようになっている。
ところがこのようなＲＺＣＯ，、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）Ｉ）、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ｔｏｅ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）Ｉ）、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ｔｏｅが大きくなる
ほど顕著になる傾向がある。
このため従来一般に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手法が採られていた
。従って得られる保磁力、１１ｃの水準には制限があり
、保磁力ＩＨｃが１５ｋＯｅ以上で磁化曲線の第２象限
のクニックが無い角型性の良い磁気特性を得ることは困
難であった。
抑制することでその程度を緩和する手法が採られていた
。従って得られる保磁力、１１ｃの水準には制限があり
、保磁力ＩＨｃが１５ｋＯｅ以上で磁化曲線の第２象限
のクニックが無い角型性の良い磁気特性を得ることは困
難であった。
本発明の目的は、上記問題点を解消し、１５ｋＯｅ以上
の高い保磁力と高い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、７系永久磁石を提供す
ることにある。
の高い保磁力と高い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、７系永久磁石を提供す
ることにある。
本発明者等はＲｚＣｏ 、 １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、
本系合金の組成を特定の範囲に限定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。
限の角型性を改良する方法について種々検討した結果、
本系合金の組成を特定の範囲に限定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。
本発明者等は研究の過程で本Ｒ２Ｃｏ、７系永久磁石の
磁気特性が組成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、本系永久磁石合金のＦｅ量と第２象限の磁
化曲線（４πＩ−Ｈ曲線）の関係を示す。本発明のＲｚ
ＣＯ＋を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、Ｆｅ量の増加によっ
て４π旨は増加するが同時に磁化曲線の角型性が悪化す
ることがわかる。また保磁力、トの水準が低下すること
がわかる。
磁気特性が組成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、本系永久磁石合金のＦｅ量と第２象限の磁
化曲線（４πＩ−Ｈ曲線）の関係を示す。本発明のＲｚ
ＣＯ＋を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、Ｆｅ量の増加によっ
て４π旨は増加するが同時に磁化曲線の角型性が悪化す
ることがわかる。また保磁力、トの水準が低下すること
がわかる。
第２図〜第４図に実験結果の他の例として本系永久磁石
合金のＣｕ量、 Ｚｒ量、 ＳＩｌ量と第２象限の磁化
曲線の関係を示す。Ｃｕ量の低下によって４πＩｒは増
加するが磁化曲線の角型性が悪化し、保磁力ＩＨｃの水
準は急激に低下する。またＣｕ量が極端に多い場合も保
磁力ＩＨｃの水準は逆に低下する。
合金のＣｕ量、 Ｚｒ量、 ＳＩｌ量と第２象限の磁化
曲線の関係を示す。Ｃｕ量の低下によって４πＩｒは増
加するが磁化曲線の角型性が悪化し、保磁力ＩＨｃの水
準は急激に低下する。またＣｕ量が極端に多い場合も保
磁力ＩＨｃの水準は逆に低下する。
Ｚｒ量、 Ｓｔａ量の本系永久磁石合金の磁気特性に与
える影響もＣｕ量の場合と同様である。
える影響もＣｕ量の場合と同様である。
本発明者等は以上の実験結果をふまえ、Ｓｓ、 Ｃｏ。
Ｆｅ、 Ｃｕ、 Ｚｒの主要元素間の量比を最適化する
ことによってＲ２Ｃｏ、、系永久磁石の第２象限の角型
性が改善できかつ高い保磁力ＩＨｃが得られる可能性が
あるという見通しのもとに種々の合金組成に関して研究
を行なった。その結果、本系永久磁石合金の組成範囲を
限定することによって上記目的が達成できることが判明
した。
ことによってＲ２Ｃｏ、、系永久磁石の第２象限の角型
性が改善できかつ高い保磁力ＩＨｃが得られる可能性が
あるという見通しのもとに種々の合金組成に関して研究
を行なった。その結果、本系永久磁石合金の組成範囲を
限定することによって上記目的が達成できることが判明
した。
即ち本発明におけるＲ２Ｃｏ、、系永久磁石は、重量百
分比でＳｎ＋２４〜２６％、Ｆｅ１６〜１８％、Ｃｕ４
〜６％、Ｚｒ１．５〜３．５％、残部が実質的にＣｏか
らなる組成である。第５図に、実験結果の１例としてＳ
ａ＋２５．２ｉｍｔ％、Ｆｅ１Ｂ。０ｗｔ％、Ｃｕ５．
０ｗｔ％、 Ｚｒ２．４ｗｔ％、残部Ｃｏの永久磁石合
金の第２象限の磁化曲線を示す。第５図から、１５ｋＯ
ｅ以上の高い保磁力ＩＨｃと第２象限のクニックがない
良好な角型性の磁気特性が得られていることがわかる。
分比でＳｎ＋２４〜２６％、Ｆｅ１６〜１８％、Ｃｕ４
〜６％、Ｚｒ１．５〜３．５％、残部が実質的にＣｏか
らなる組成である。第５図に、実験結果の１例としてＳ
ａ＋２５．２ｉｍｔ％、Ｆｅ１Ｂ。０ｗｔ％、Ｃｕ５．
０ｗｔ％、 Ｚｒ２．４ｗｔ％、残部Ｃｏの永久磁石合
金の第２象限の磁化曲線を示す。第５図から、１５ｋＯ
ｅ以上の高い保磁力ＩＨｃと第２象限のクニックがない
良好な角型性の磁気特性が得られていることがわかる。
ここで各元素の組成限定理由を説明する。希土類元素Ｓ
ｓは２４〜２６−１％とされる。Ｓｓの含有量が２４−
ｔ％未満では十分な保磁力が得られない。
ｓは２４〜２６−１％とされる。Ｓｓの含有量が２４−
ｔ％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２６−ｔ％より多い場合には
残留磁束密度が低下する。Ｆｅは１６〜１８−ｔ％とさ
れる。１６ｗｔ％以下では残留磁束密度が低下する。１
８−ｔ％より多い場合には保磁力および角型性が低下す
る。 Ｃｕは４〜６ｗｔ％とされる。４ｗｔ％未満では
十分な保磁力が得られない、６−ｔ％より多い場合には
残留磁束密度と場合によっては保磁力も低下する。 Ｚ
ｒは１．５〜３．５ｗｔ％とされる。
残留磁束密度が低下する。Ｆｅは１６〜１８−ｔ％とさ
れる。１６ｗｔ％以下では残留磁束密度が低下する。１
８−ｔ％より多い場合には保磁力および角型性が低下す
る。 Ｃｕは４〜６ｗｔ％とされる。４ｗｔ％未満では
十分な保磁力が得られない、６−ｔ％より多い場合には
残留磁束密度と場合によっては保磁力も低下する。 Ｚ
ｒは１．５〜３．５ｗｔ％とされる。
１．５％１ｔ％未満では十分な保磁力が得られず、３．
５ｗｔ％より多い場合には残留磁束密度が低下する。
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℃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℃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Ｎα１〜阻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 −Ｓ −Ｓ）であ
った。微粉を配向磁界強度１０ｋＯｅ、成形圧３ ｔｏ
ｎ／ｃｍ”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１１９０”ＣＸ ２ Ｈの条件で焼
結した。次いで焼結体を１１６０”ＣＸ ４ Ｈの条件
で溶体化処理し水中に急冷した。
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 −Ｓ −Ｓ）であ
った。微粉を配向磁界強度１０ｋＯｅ、成形圧３ ｔｏ
ｎ／ｃｍ”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１１９０”ＣＸ ２ Ｈの条件で焼
結した。次いで焼結体を１１６０”ＣＸ ４ Ｈ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１°
Ｃ／ｌ１ｉｎ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ＨｋはＢｒ×０．９の点での１−
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Ｈｋ ／ ＩＨｃ Ｘ１００（％）で定義した。
Ｃ／ｌ１ｉｎ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ＨｋはＢｒ×０．９の点での１−
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Ｈｋ ／ ＩＨｃ Ｘ１００（％）で定義した。
表２から、本発明の組成の合金によって６０％以上とい
う良好な角型比が得られることがわかる。
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、本発明の組成領域外の組成
の合金の磁気特性は角型比が悪く最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ） 、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、本発明の組成領域外の組成
の合金の磁気特性は角型比が悪く最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ） 、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、特定の範囲に組成を限定することに
よってＲ２Ｃｏ、７系永久磁石の第２象限の角型性が改
善されまた高い保磁力ＩＨｃが得られる。
よってＲ２Ｃｏ、７系永久磁石の第２象限の角型性が改
善されまた高い保磁力ＩＨｃが得られる。
これによって高性能のＲ，Ｃｏ、７系永久磁石を安定に
製造することが可能となった。
製造することが可能となった。
第１図はＦｅ量と磁気特性の関係を示す図。
第２図はＣｕ量と磁気特性の関係を示す図。
第３図はＺｒ量と磁気特性の関係を示す図。
第４図はＳＩｌ量と磁気特性の関係を示す図。
第５図は本発明による永久磁石合金の磁気特性の１例を
示す図。
示す図。
Claims (1)
- 重量百分比でＳｍ２４〜２６％，Ｆｅ１６〜２０％，Ｃ
ｕ４〜６％，Ｚｒ１．５〜３．５％，残部が実質的にＣ
ｏからなり１５ｋＯｅ以上の保磁力＿ＩＨ＿ｃを有する
希土類含有永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1339162A JPH03198302A (ja) | 1989-12-27 | 1989-12-27 | 永久磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1339162A JPH03198302A (ja) | 1989-12-27 | 1989-12-27 | 永久磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03198302A true JPH03198302A (ja) | 1991-08-29 |
Family
ID=18324829
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1339162A Pending JPH03198302A (ja) | 1989-12-27 | 1989-12-27 | 永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03198302A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06108189A (ja) * | 1992-09-25 | 1994-04-19 | Shin Etsu Chem Co Ltd | 希土類永久磁石合金 |
| JP2018100450A (ja) * | 2018-01-19 | 2018-06-28 | 株式会社東芝 | 永久磁石とそれを用いたモータ、発電機、および車 |
-
1989
- 1989-12-27 JP JP1339162A patent/JPH03198302A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06108189A (ja) * | 1992-09-25 | 1994-04-19 | Shin Etsu Chem Co Ltd | 希土類永久磁石合金 |
| JP2018100450A (ja) * | 2018-01-19 | 2018-06-28 | 株式会社東芝 | 永久磁石とそれを用いたモータ、発電機、および車 |
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