JPH04323350A - 希土類磁石合金および希土類永久磁石 - Google Patents
希土類磁石合金および希土類永久磁石Info
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- JPH04323350A JPH04323350A JP3118084A JP11808491A JPH04323350A JP H04323350 A JPH04323350 A JP H04323350A JP 3118084 A JP3118084 A JP 3118084A JP 11808491 A JP11808491 A JP 11808491A JP H04323350 A JPH04323350 A JP H04323350A
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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
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
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- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/059—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2
- H01F1/0596—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2 of rhombic or rhombohedral Th2Zn17 structure or hexagonal Th2Ni17 structure
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
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ｒ２Ｃｏ１７ 系の新
規でかつ高い磁気特性、耐蝕性を有する希土類磁石合金
および希土類永久磁石に関するものである。
規でかつ高い磁気特性、耐蝕性を有する希土類磁石合金
および希土類永久磁石に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】２−１７系ＳｍＣｏ磁石は、磁気特性の
高さと温度特性・耐食性に優れているため、希土類磁石
の中で重要な位置を占め、広範囲な分野で使用されてい
る。しかし、磁気特性の向上に関しては、１９８１年に
最大エネルギー積で３３ＭＧＯｅの報告がなされてから
停滞したままである。この原因は、磁気特性を引き出す
ための組成と製造条件とが複雑に絡み合い、絞り切れな
いからである（Ｔ．Ｙｏｋｏｙａｍａ，Ａ．Ｆｕｋｕｎ
ｏ，Ｔ．Ｏｊｉｍａ，Ａ．Ｆｕｋｕｎｏ，Ｔ．Ｏｊｉｍ
ａ，Ｐｒｏｃ，ＩＣＦ，３，９７（１９８０），Ｒ．Ｋ
．Ｍｉｓｈｒａ，Ｇ．Ｔｈｏｍａｓ，Ｔ．Ｙｏｎｅｙａ
ｍａ，Ａ．Ｆｕｋｕｎｏ，Ｔ．Ｏｊｉｍａ，Ｊ．Ａｐｐ
ｌ．Ｐｈｙｓ．，５２，２５１７（１９８１）参照）。
高さと温度特性・耐食性に優れているため、希土類磁石
の中で重要な位置を占め、広範囲な分野で使用されてい
る。しかし、磁気特性の向上に関しては、１９８１年に
最大エネルギー積で３３ＭＧＯｅの報告がなされてから
停滞したままである。この原因は、磁気特性を引き出す
ための組成と製造条件とが複雑に絡み合い、絞り切れな
いからである（Ｔ．Ｙｏｋｏｙａｍａ，Ａ．Ｆｕｋｕｎ
ｏ，Ｔ．Ｏｊｉｍａ，Ａ．Ｆｕｋｕｎｏ，Ｔ．Ｏｊｉｍ
ａ，Ｐｒｏｃ，ＩＣＦ，３，９７（１９８０），Ｒ．Ｋ
．Ｍｉｓｈｒａ，Ｇ．Ｔｈｏｍａｓ，Ｔ．Ｙｏｎｅｙａ
ｍａ，Ａ．Ｆｕｋｕｎｏ，Ｔ．Ｏｊｉｍａ，Ｊ．Ａｐｐ
ｌ．Ｐｈｙｓ．，５２，２５１７（１９８１）参照）。
【０００３】２−１７系ＳｍＣｏ磁石の開発経緯の概要
について述べる。組成は通常、式Ｓｍ（Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃ
ｕ，Ｍ）ｚ（ここにＭ＝Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｎｂ
等）で表わされる。一般に５元素系以上の複雑な組成で
構成され、良好な磁気特性を得るためには、組成と製造
条件を最適化しなければならない。ＣｏとＦｅは飽和磁
化とキュリー温度を担い、Ｓｍは結晶磁気異方性を担っ
ており、またＳｍはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ等他の希土類元素
でその一部を置換されることがある。ＣｕとＭは微細な
２相分離組織を形成するために必要な元素である。磁気
特性向上は、飽和磁化と保磁力を高めることでなされる
。飽和磁化向上のため、Ｆｅ量を増やしＣｕ量を減らし
、またＹ値（遷移金属と希土類元素の比。通常は７〜７
．５）を高める方向で組成開発がなされている（永久磁
石の開発・材料設計と磁気回路の解析・設計応用技術、
総合技術センター、ｐ．８５、 １９８６年１２月２５
日）。
について述べる。組成は通常、式Ｓｍ（Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃ
ｕ，Ｍ）ｚ（ここにＭ＝Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｎｂ
等）で表わされる。一般に５元素系以上の複雑な組成で
構成され、良好な磁気特性を得るためには、組成と製造
条件を最適化しなければならない。ＣｏとＦｅは飽和磁
化とキュリー温度を担い、Ｓｍは結晶磁気異方性を担っ
ており、またＳｍはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ等他の希土類元素
でその一部を置換されることがある。ＣｕとＭは微細な
２相分離組織を形成するために必要な元素である。磁気
特性向上は、飽和磁化と保磁力を高めることでなされる
。飽和磁化向上のため、Ｆｅ量を増やしＣｕ量を減らし
、またＹ値（遷移金属と希土類元素の比。通常は７〜７
．５）を高める方向で組成開発がなされている（永久磁
石の開発・材料設計と磁気回路の解析・設計応用技術、
総合技術センター、ｐ．８５、 １９８６年１２月２５
日）。
【０００４】保磁力向上のためにはＣｕとＭ量を最適化
し、焼結、熱処理条件を工夫しなければならない。保磁
力発生の機構は複雑であり定量的に解明されていないが
、合金組織が ＳｍＣｏ５相（以下１−５相という）と
Ｓｍ２Ｃｏ１７ 相（以下２−１７相という）に微細（
サブミクロンサイズ）に２相分離し、１−５相に磁壁が
ピン止めされるためと考えられている。従って、良好な
２相分離組織を形成し高い保磁力を得るために、Ｍ元素
の選択やＣｕ量、熱処理条件は非常に重要な要素である
（Ｋ．Ｊ．Ｓｔｒｎａｔ，Ｆｅｒｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ
Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｖｏ１．４，１３１（１９８８
）．Ｋ．Ｋｕｍａｒ，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，６３
，Ｒ１３（１９８８） 参照）。
し、焼結、熱処理条件を工夫しなければならない。保磁
力発生の機構は複雑であり定量的に解明されていないが
、合金組織が ＳｍＣｏ５相（以下１−５相という）と
Ｓｍ２Ｃｏ１７ 相（以下２−１７相という）に微細（
サブミクロンサイズ）に２相分離し、１−５相に磁壁が
ピン止めされるためと考えられている。従って、良好な
２相分離組織を形成し高い保磁力を得るために、Ｍ元素
の選択やＣｕ量、熱処理条件は非常に重要な要素である
（Ｋ．Ｊ．Ｓｔｒｎａｔ，Ｆｅｒｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ
Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｖｏ１．４，１３１（１９８８
）．Ｋ．Ｋｕｍａｒ，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，６３
，Ｒ１３（１９８８） 参照）。
【０００５】このように、２−１７系磁石は２−１７相
単独で出来ている磁石ではなく、１−５相との複合組織
をもった磁石である。しかし、１−５相にはＦｅが殆ど
固溶しないことや、遷移金属の比率が２−１７相より低
いため、１−５相の飽和磁化は２−１７相に比べて劣っ
ている。したがって、焼結磁石のＺ値を２−１７相の化
学量論比である８．５ まで高める努力がなされている
が、高々〜７．５ 近傍までしか良好な特性は得られて
いない。つまり、２−１７相と２−１７相同士の２相分
離を起こすことが出来ないため、良好な保磁力を得るこ
とが出来ないものと思われる。また２−１７相は１−５
相に比較して結晶磁気異方性が低いため、保磁力の低下
が大きい点も問題であった。
単独で出来ている磁石ではなく、１−５相との複合組織
をもった磁石である。しかし、１−５相にはＦｅが殆ど
固溶しないことや、遷移金属の比率が２−１７相より低
いため、１−５相の飽和磁化は２−１７相に比べて劣っ
ている。したがって、焼結磁石のＺ値を２−１７相の化
学量論比である８．５ まで高める努力がなされている
が、高々〜７．５ 近傍までしか良好な特性は得られて
いない。つまり、２−１７相と２−１７相同士の２相分
離を起こすことが出来ないため、良好な保磁力を得るこ
とが出来ないものと思われる。また２−１７相は１−５
相に比較して結晶磁気異方性が低いため、保磁力の低下
が大きい点も問題であった。
【０００６】また、今迄の考えではＣ、Ｎ等の非金属元
素は磁石合金の磁気特性を劣化させる不純物とされてお
り、高純度化を目指していたが、粉末冶金法による従来
型２−１７系ＳｍＣｏ磁石においては数百 ｐｐｍ程度
の微量Ｃは含有されていた（特開昭５２−１４１４１６
号参照）。このＣは、原料および溶解・粉砕・成形・
焼結などの製造工程からくるものであり、前記特許にも
ある通り焼結体中では主に希土類炭化物の微粒子として
存在している。製造工程に起因するＣの殆どは該合金粉
末の成形工程で有機バインダー、潤滑剤等を使用するた
め有機物の形で混入し、焼結工程において該合金の希土
類と反応して希土類炭化物微粒子となって生成し、結晶
格子中には取り込まれない。この炭化物は磁壁ピン止め
作用はあるものの、該合金組成を偏析させてしまう上に
、水分を吸収して風解するため、磁石の耐蝕性を劣化さ
せる要因となっていた。従って、不純物炭素を減らすこ
とが磁気特性を安定化させる上で好ましかった。
素は磁石合金の磁気特性を劣化させる不純物とされてお
り、高純度化を目指していたが、粉末冶金法による従来
型２−１７系ＳｍＣｏ磁石においては数百 ｐｐｍ程度
の微量Ｃは含有されていた（特開昭５２−１４１４１６
号参照）。このＣは、原料および溶解・粉砕・成形・
焼結などの製造工程からくるものであり、前記特許にも
ある通り焼結体中では主に希土類炭化物の微粒子として
存在している。製造工程に起因するＣの殆どは該合金粉
末の成形工程で有機バインダー、潤滑剤等を使用するた
め有機物の形で混入し、焼結工程において該合金の希土
類と反応して希土類炭化物微粒子となって生成し、結晶
格子中には取り込まれない。この炭化物は磁壁ピン止め
作用はあるものの、該合金組成を偏析させてしまう上に
、水分を吸収して風解するため、磁石の耐蝕性を劣化さ
せる要因となっていた。従って、不純物炭素を減らすこ
とが磁気特性を安定化させる上で好ましかった。
【０００７】これに対し結晶格子中に取り込まれたＣは
、時効熱処理により微細に２相分離した組織のうち主と
して２−１７相に濃縮する。格子中のＣ原子は格子を押
し広げ遷移金属原子間距離を広げる上に、希土類原子の
周りに配位する。希土類元素の周りのＣ原子は、希土類
の結晶場を大きく変化させ結晶磁気異方性を改善するこ
とが知られている（Ｘ．Ｐ．ＺＨＯＮＧ，ｅｔ．ａｌ．
，Ｍａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔｅｒ．８６，３３３（１
９９０） 参照）。更に、Ｓｍ２Ｆｅ１７ 化合物にお
いてはＮもＣと同様に格子間に侵入し、キュリー温度と
結晶磁気異方性を改善することが報告されている（Ｊ．
Ｍ．Ｄ．Ｃｏｅｙ ａｎｄ Ｈｏｎｇ ＳＵＮ，Ｊ．Ｍ
ａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔｅｒ．８７，Ｌ２５１（１９
９０），永田 浩、 藤井博信、 第１４回 日本
応用磁気学会学術講演概要集、４９１（１９９０）参照
）。本発明はこのような公知の組成による難点を克服し
、従来の組成以上のＦｅ置換と高いＺ値を可能とし、高
い磁気特性を有する希土類永久磁石を提供しようとする
ものである。
、時効熱処理により微細に２相分離した組織のうち主と
して２−１７相に濃縮する。格子中のＣ原子は格子を押
し広げ遷移金属原子間距離を広げる上に、希土類原子の
周りに配位する。希土類元素の周りのＣ原子は、希土類
の結晶場を大きく変化させ結晶磁気異方性を改善するこ
とが知られている（Ｘ．Ｐ．ＺＨＯＮＧ，ｅｔ．ａｌ．
，Ｍａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔｅｒ．８６，３３３（１
９９０） 参照）。更に、Ｓｍ２Ｆｅ１７ 化合物にお
いてはＮもＣと同様に格子間に侵入し、キュリー温度と
結晶磁気異方性を改善することが報告されている（Ｊ．
Ｍ．Ｄ．Ｃｏｅｙ ａｎｄ Ｈｏｎｇ ＳＵＮ，Ｊ．Ｍ
ａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔｅｒ．８７，Ｌ２５１（１９
９０），永田 浩、 藤井博信、 第１４回 日本
応用磁気学会学術講演概要集、４９１（１９９０）参照
）。本発明はこのような公知の組成による難点を克服し
、従来の組成以上のＦｅ置換と高いＺ値を可能とし、高
い磁気特性を有する希土類永久磁石を提供しようとする
ものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者等はかかる難点
を解決し、高い磁気特性を有する２−１７系希土類永久
磁石を開発する手段として、Ｓｍ（Ｃｏ，Ｆｅ）Ｙ合金
中にＣまたはＣおよびＮ元素を侵入型で導入すれば良い
ことを見出し、諸条件を詳細に検討して本発明を完成さ
せた。本発明は、磁石合金組成式が Ｓｍ（Ｆｅ１−
ＸＣｏＸ）Ｙ ＡＺ （ここにＡはＣまたはＣおよびＮ
元素、０．２ ≦Ｘ ≦０．８、８≦Ｙ ≦９、０．１
≦Ｚ ≦１）からなり、かつ主相が菱面体晶Ｔｈ２Ｚｎ
１７ 構造もしくは六方晶 Ｔｈ２Ｎｉ１７構造であり
、かつ格子間侵入原子を持つことを特徴とする希土類磁
石合金およびこの希土類磁石合金を粉末化し、これを磁
場中成形、焼結、時効してなる希土類永久磁石を要旨と
するものである。
を解決し、高い磁気特性を有する２−１７系希土類永久
磁石を開発する手段として、Ｓｍ（Ｃｏ，Ｆｅ）Ｙ合金
中にＣまたはＣおよびＮ元素を侵入型で導入すれば良い
ことを見出し、諸条件を詳細に検討して本発明を完成さ
せた。本発明は、磁石合金組成式が Ｓｍ（Ｆｅ１−
ＸＣｏＸ）Ｙ ＡＺ （ここにＡはＣまたはＣおよびＮ
元素、０．２ ≦Ｘ ≦０．８、８≦Ｙ ≦９、０．１
≦Ｚ ≦１）からなり、かつ主相が菱面体晶Ｔｈ２Ｚｎ
１７ 構造もしくは六方晶 Ｔｈ２Ｎｉ１７構造であり
、かつ格子間侵入原子を持つことを特徴とする希土類磁
石合金およびこの希土類磁石合金を粉末化し、これを磁
場中成形、焼結、時効してなる希土類永久磁石を要旨と
するものである。
【０００９】以下、本発明を詳細に説明する。本発明は
、Ｓｍ（Ｃｏ，Ｆｅ）Ｚ合金中にＣまたはＣおよびＮ元
素を侵入型で導入して高い磁気特性を達成したものであ
る。Ｃ添加により微細に２相分離した合金組織を引き続
いて窒化処理することにより Ｓｍ２Ｆｅ１７ＣＸ 相
にＮ元素を導入し、さらに磁気特性の改善を可能とした
。また、Ｃ原子はＳｍ２Ｆｅ１７ 化合物、Ｓｍ２Ｃｏ
１７ 化合物のどちらにも導入可能であるが、格子定数
の大きいＳｍ２Ｆｅ１７ に濃縮する傾向がある。この
ことから２−１７相の化学量論比であるＺ＝８．５ 近
傍でＣ原子を導入することにより、Ｓｍ２Ｃｏ１７ と
Ｓｍ２Ｆｅ１７ＣＸ との微細な２相分離が可能であ
ることを見出したものである。本発明における炭素は、
原料金属の溶解段階で黒鉛、またはフェロカーボンの形
で添加することにより、該合金の結晶格子中に侵入型の
Ｃ原子として導入した。窒素は窒素ガス雰囲気下、Ｃ添
加磁石合金微粉末を４００ 〜５５０ ℃、８〜２４時
間熱処理して導入する。
、Ｓｍ（Ｃｏ，Ｆｅ）Ｚ合金中にＣまたはＣおよびＮ元
素を侵入型で導入して高い磁気特性を達成したものであ
る。Ｃ添加により微細に２相分離した合金組織を引き続
いて窒化処理することにより Ｓｍ２Ｆｅ１７ＣＸ 相
にＮ元素を導入し、さらに磁気特性の改善を可能とした
。また、Ｃ原子はＳｍ２Ｆｅ１７ 化合物、Ｓｍ２Ｃｏ
１７ 化合物のどちらにも導入可能であるが、格子定数
の大きいＳｍ２Ｆｅ１７ に濃縮する傾向がある。この
ことから２−１７相の化学量論比であるＺ＝８．５ 近
傍でＣ原子を導入することにより、Ｓｍ２Ｃｏ１７ と
Ｓｍ２Ｆｅ１７ＣＸ との微細な２相分離が可能であ
ることを見出したものである。本発明における炭素は、
原料金属の溶解段階で黒鉛、またはフェロカーボンの形
で添加することにより、該合金の結晶格子中に侵入型の
Ｃ原子として導入した。窒素は窒素ガス雰囲気下、Ｃ添
加磁石合金微粉末を４００ 〜５５０ ℃、８〜２４時
間熱処理して導入する。
【００１０】Ｃおよび／またはＮの量を表すＺ値は、
Ｓｍ２Ｆｅ１７相の結晶磁気異方性を改善するためには
、０．１ 以上のＣが必要であり、結晶格子間に１以上
のＣおよびＮを侵入させることが出来ないため、０．１
以上１以下が好ましい。また、結晶内に取り込まれた
Ｃは化合物の融点にも影響し融点を上昇させる。Ｆｅ量
が３０原子％以上の合金組成に、０．５原子％以上のＣ
原子を結晶格子中に導入したとき、合金の融点は粉末冶
金法における焼結温度を上回るため、高い密度を有する
焼結体を作製することができる。このように、結晶格子
中にＣを導入することにより、従来組成では不可能であ
った高Ｆｅ量の組成を磁石化することが可能となった。
Ｓｍ２Ｆｅ１７相の結晶磁気異方性を改善するためには
、０．１ 以上のＣが必要であり、結晶格子間に１以上
のＣおよびＮを侵入させることが出来ないため、０．１
以上１以下が好ましい。また、結晶内に取り込まれた
Ｃは化合物の融点にも影響し融点を上昇させる。Ｆｅ量
が３０原子％以上の合金組成に、０．５原子％以上のＣ
原子を結晶格子中に導入したとき、合金の融点は粉末冶
金法における焼結温度を上回るため、高い密度を有する
焼結体を作製することができる。このように、結晶格子
中にＣを導入することにより、従来組成では不可能であ
った高Ｆｅ量の組成を磁石化することが可能となった。
【００１１】このようなＣ原子を従来法における不純物
Ｃ原子と区別することは容易であり、ＥＰＭＡや金属顕
微鏡による組織観察や粉末Ｘ線回折で格子定数を測定す
ることにより容易に識別することが可能である。即ち、
本発明では組織内に希土類炭化物はあまり観測されず、
格子定数はＣ添加無しのものに較べて特にａ軸が伸びて
いる。従来法による焼結磁石ではこの逆となっている。 また、Ｃ原子は結晶格子中に導入されているため、耐食
性に影響は全く無い。
Ｃ原子と区別することは容易であり、ＥＰＭＡや金属顕
微鏡による組織観察や粉末Ｘ線回折で格子定数を測定す
ることにより容易に識別することが可能である。即ち、
本発明では組織内に希土類炭化物はあまり観測されず、
格子定数はＣ添加無しのものに較べて特にａ軸が伸びて
いる。従来法による焼結磁石ではこの逆となっている。 また、Ｃ原子は結晶格子中に導入されているため、耐食
性に影響は全く無い。
【００１２】遷移金属と希土類元素との比であるＹ値に
ついては、８以上９以下が好ましい。８未満では２−１
７相が少なくなりＦｅの導入が難しくなり、９を越える
と１−５相が発生し難くなり、磁壁ピン止めの効果が得
られなくなるためである。Ｆｅ量は２相分離させるうえ
から、遷移金属全量に対して２０〜８０原子％必要であ
る。 Ｓｍ２Ｆｅ１７ＣＸ およびＳｍ２Ｆｅ１７ Ｃ
Ｘ ＮＹ の磁気特性、とりわけ結晶磁気異方性はＣお
よびＮにより大幅に向上しているため、Ｆｅ量を増加す
ることによる保磁力低下は起こらず、この面でのＦｅ量
に対する制約はない。
ついては、８以上９以下が好ましい。８未満では２−１
７相が少なくなりＦｅの導入が難しくなり、９を越える
と１−５相が発生し難くなり、磁壁ピン止めの効果が得
られなくなるためである。Ｆｅ量は２相分離させるうえ
から、遷移金属全量に対して２０〜８０原子％必要であ
る。 Ｓｍ２Ｆｅ１７ＣＸ およびＳｍ２Ｆｅ１７ Ｃ
Ｘ ＮＹ の磁気特性、とりわけ結晶磁気異方性はＣお
よびＮにより大幅に向上しているため、Ｆｅ量を増加す
ることによる保磁力低下は起こらず、この面でのＦｅ量
に対する制約はない。
【００１３】異方性焼結磁石の製造方法としては従来法
と特に異なる点はないが、原料金属溶解時に黒鉛または
フェロカーボンを添加する点でのみ異なっている。純黒
鉛を粉末または塊状で用いても良いが、溶け残りが生じ
たり、粉末状のものでは溶解中に表面に浮いて飛散する
ことがあり、組成ずれを起こし易いため、フェロカーボ
ンを用いる方が好ましい。高周波溶解炉などで溶解し鋳
造された化合物合金は、組成を均質化するため粉砕前に
８００ 〜１，０００ ℃で容体化処理することが好ま
しい。以下の工程は従来法と同じく、粉砕、磁場中成形
、焼結、時効処理を行えば良い。
と特に異なる点はないが、原料金属溶解時に黒鉛または
フェロカーボンを添加する点でのみ異なっている。純黒
鉛を粉末または塊状で用いても良いが、溶け残りが生じ
たり、粉末状のものでは溶解中に表面に浮いて飛散する
ことがあり、組成ずれを起こし易いため、フェロカーボ
ンを用いる方が好ましい。高周波溶解炉などで溶解し鋳
造された化合物合金は、組成を均質化するため粉砕前に
８００ 〜１，０００ ℃で容体化処理することが好ま
しい。以下の工程は従来法と同じく、粉砕、磁場中成形
、焼結、時効処理を行えば良い。
【００１４】
【実施例１】以下、本発明の実施態様を実施例を挙げて
具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるもの
ではない。 （実施例１）純度９９％のＳｍメタル、純度９９．９％
のＦｅ、ＣｏおよびＣを各々第１表のように秤量し不活
性ガス中で高周波溶解を行い、溶湯を銅鋳型で冷却した
。該インゴットを、不活性ガス中 ８００〜１０００℃
の温度範囲で容体化処理を行い組織の均質化を行ない、
さらにこれを粗粉砕後、Ｎ２ガス雰囲気下、ジェットミ
ルで３〜５μｍ径に微粉砕した。該微粉を １５ＫＯｅ
の静磁場中で配向させた状態で１Ｔｏｎ／ｃｍ２ の圧
力でプレス成形した後、該成形体を不活性ガス中１，０
５０ 〜１，２５０ ℃の温度で１〜２時間焼結し、引
続き ５００〜 ９００℃の温度範囲で１時間以上熱処
理を行なった後急冷した。該焼結体の磁気特性 ｉＨｃ
を自記磁束計で測定した結果を表１に併記した。比較例
（合金番号：１，３，５，７，９）として表１に示した
ように、Ｃを添加しないものは磁気特性が劣る。その理
由は、ＣのないＳｍ２Ｆｅ１７ が面内異方性を示すた
めであり、Ｃを添加して Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｃとなっては
じめて１軸異方性を示すためである。
具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるもの
ではない。 （実施例１）純度９９％のＳｍメタル、純度９９．９％
のＦｅ、ＣｏおよびＣを各々第１表のように秤量し不活
性ガス中で高周波溶解を行い、溶湯を銅鋳型で冷却した
。該インゴットを、不活性ガス中 ８００〜１０００℃
の温度範囲で容体化処理を行い組織の均質化を行ない、
さらにこれを粗粉砕後、Ｎ２ガス雰囲気下、ジェットミ
ルで３〜５μｍ径に微粉砕した。該微粉を １５ＫＯｅ
の静磁場中で配向させた状態で１Ｔｏｎ／ｃｍ２ の圧
力でプレス成形した後、該成形体を不活性ガス中１，０
５０ 〜１，２５０ ℃の温度で１〜２時間焼結し、引
続き ５００〜 ９００℃の温度範囲で１時間以上熱処
理を行なった後急冷した。該焼結体の磁気特性 ｉＨｃ
を自記磁束計で測定した結果を表１に併記した。比較例
（合金番号：１，３，５，７，９）として表１に示した
ように、Ｃを添加しないものは磁気特性が劣る。その理
由は、ＣのないＳｍ２Ｆｅ１７ が面内異方性を示すた
めであり、Ｃを添加して Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｃとなっては
じめて１軸異方性を示すためである。
【００１５】
【表１】
【００１６】（実施例２）実施例１における磁石合金を
微粉砕した微粉末を窒素ガス雰囲気中、４００ 〜５５
０ ℃の温度範囲で２４時間窒化処理した後、該粉末を
エポキシ樹脂中に分散させ、１５ＫＯｅ の静磁場中で
磁場配向させた。 次いで熱プレス成形機にかけて樹脂を硬化させ、ボンド
磁石を作製した。該ボンド磁石の磁気特性ｉＨｃ を表
１に併記した。比較例（合金番号：１，３，５，７，９
）として表２に示したように、窒化処理をせずに磁石化
したものは磁気特性が劣る。
微粉砕した微粉末を窒素ガス雰囲気中、４００ 〜５５
０ ℃の温度範囲で２４時間窒化処理した後、該粉末を
エポキシ樹脂中に分散させ、１５ＫＯｅ の静磁場中で
磁場配向させた。 次いで熱プレス成形機にかけて樹脂を硬化させ、ボンド
磁石を作製した。該ボンド磁石の磁気特性ｉＨｃ を表
１に併記した。比較例（合金番号：１，３，５，７，９
）として表２に示したように、窒化処理をせずに磁石化
したものは磁気特性が劣る。
【００１７】
【表２】
【００１８】
【発明の効果】本発明により、従来の実用磁石としての
２−１７系ＳｍＣｏ磁石におけるＦｅの導入量の限界と
されていたＦｅ／ＴＭ （遷移金属） ＝〜０．４ を
、Ｃの導入によって〜１．０ にすることが可能となり
、これまで高価なＣｏを使用するため資源、その供給安
定性、およびコストの面で問題の多かった２−１７系磁
石を、Ｆｅを大量に導入することにより、より低コスト
で製造可能となり、産業上その利用価値は極めて大きい
。
２−１７系ＳｍＣｏ磁石におけるＦｅの導入量の限界と
されていたＦｅ／ＴＭ （遷移金属） ＝〜０．４ を
、Ｃの導入によって〜１．０ にすることが可能となり
、これまで高価なＣｏを使用するため資源、その供給安
定性、およびコストの面で問題の多かった２−１７系磁
石を、Ｆｅを大量に導入することにより、より低コスト
で製造可能となり、産業上その利用価値は極めて大きい
。
Claims (2)
- 【請求項１】磁石合金組成式が Ｓｍ（Ｆｅ１−ＸＣ
ｏＸ）Ｙ ＡＺ （ここにＡは炭素ＣまたはＣおよび窒
素Ｎ、０．２ ≦Ｘ ≦０．８、８≦Ｙ ≦９、０．１
≦Ｚ ≦１）からなり、かつ主相が菱面体晶Ｔｈ２Ｚｎ
１７ 構造もしくは六方晶 Ｔｈ２Ｎｉ１７構造であり
、かつ格子間侵入原子を持つことを特徴とする希土類磁
石合金。 - 【請求項２】請求項１に記載の希土類磁石合金を粉末化
し、これを磁場中成形、焼結、時効してなる希土類永久
磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3118084A JPH04323350A (ja) | 1991-04-22 | 1991-04-22 | 希土類磁石合金および希土類永久磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3118084A JPH04323350A (ja) | 1991-04-22 | 1991-04-22 | 希土類磁石合金および希土類永久磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04323350A true JPH04323350A (ja) | 1992-11-12 |
Family
ID=14727602
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3118084A Pending JPH04323350A (ja) | 1991-04-22 | 1991-04-22 | 希土類磁石合金および希土類永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04323350A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6413327B1 (en) | 1998-05-26 | 2002-07-02 | Hitachi Metals, Ltd. | Nitride type, rare earth magnet materials and bonded magnets formed therefrom |
-
1991
- 1991-04-22 JP JP3118084A patent/JPH04323350A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6413327B1 (en) | 1998-05-26 | 2002-07-02 | Hitachi Metals, Ltd. | Nitride type, rare earth magnet materials and bonded magnets formed therefrom |
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