JPS5910562B2 - 金属間化合物磁石 - Google Patents
金属間化合物磁石Info
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- JPS5910562B2 JPS5910562B2 JP53140729A JP14072978A JPS5910562B2 JP S5910562 B2 JPS5910562 B2 JP S5910562B2 JP 53140729 A JP53140729 A JP 53140729A JP 14072978 A JP14072978 A JP 14072978A JP S5910562 B2 JPS5910562 B2 JP S5910562B2
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- magnet
- magnets
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
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- Power Engineering (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、Ｒ（Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｚｒ）２（但し、Ｒ
は希土類元素の一種または二種以上、ｚ＝６．８〜９．
０）で表わされる合金（以下ＲＭ２合金と称する）にお
いて、Ｃｏの一部をＢまたはＰで置換してなる金属間化
合物磁石に関する。
は希土類元素の一種または二種以上、ｚ＝６．８〜９．
０）で表わされる合金（以下ＲＭ２合金と称する）にお
いて、Ｃｏの一部をＢまたはＰで置換してなる金属間化
合物磁石に関する。
従来より希土類金属と遷移金属との化合物として総称し
てＲＭ５と表わされるｓｍｃｏ５やｃｅｃｏ５、（Ｐｒ
−Ｓｍ）Ｃｏ５等がすぐれた磁気特性を有することが知
られ、工業的にも広く利用されるに致つている。
てＲＭ５と表わされるｓｍｃｏ５やｃｅｃｏ５、（Ｐｒ
−Ｓｍ）Ｃｏ５等がすぐれた磁気特性を有することが知
られ、工業的にも広く利用されるに致つている。
しかしアルニコやフェライト磁石よりも高５ 価である
ために、よりー層の高性能化を図りコストに見合う磁気
特性の向上を引き出そうという研究がなされている。希
土類遷移金属化合物のなかにはＲ３Ｍ、Ｒ９Ｍ４、ＲＭ
２、ＲＭ３、Ｒ２Ｍ７、Ｒ５Ｍ、９、ＲＭ５、Ｒ２Ｍ、
７１０等種々の化合物が確認されている。
ために、よりー層の高性能化を図りコストに見合う磁気
特性の向上を引き出そうという研究がなされている。希
土類遷移金属化合物のなかにはＲ３Ｍ、Ｒ９Ｍ４、ＲＭ
２、ＲＭ３、Ｒ２Ｍ７、Ｒ５Ｍ、９、ＲＭ５、Ｒ２Ｍ、
７１０等種々の化合物が確認されている。
上記のうち特にＲ２Ｍ７７（便宜上ＲＭ８．５とする場
合もある）は現在実用されているＲＭ５に比して、理論
的に高い飽和磁束密度と磁気エネルギーを有することが
知られている。またＭに対するＲの比率が小さい１５た
めに高価な希土類元素の使用量が減り、磁石の低コスト
化も期待できる。このような状況のなかで、現段階では
Ｒ２Ｍ１７系磁石はＲＭ５磁石のような単純な結晶磁気
異方性を利用できないこと、従つてＭとしてＣｏ以外に
ＦｅやＣｕ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、２０等の元素を含有せ
しめて結晶変態や析出を制御する必要のあることがわか
りつつある。そして現状ではＳｍ−Ｃｏ−Ｆｅ−Ｃｕ合
金に微量のＺｒまたは情を含むＲＭ７磁石（ＲＭ５相と
Ｒ２Ｍ１７相との共存磁石）においてＲＭ５磁石を凌ぐ
磁気２５性能が得られているが、１：７よりＲ比率の小
さい２：１７組成近傍においては高保磁力を得ることが
できない。
合もある）は現在実用されているＲＭ５に比して、理論
的に高い飽和磁束密度と磁気エネルギーを有することが
知られている。またＭに対するＲの比率が小さい１５た
めに高価な希土類元素の使用量が減り、磁石の低コスト
化も期待できる。このような状況のなかで、現段階では
Ｒ２Ｍ１７系磁石はＲＭ５磁石のような単純な結晶磁気
異方性を利用できないこと、従つてＭとしてＣｏ以外に
ＦｅやＣｕ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、２０等の元素を含有せ
しめて結晶変態や析出を制御する必要のあることがわか
りつつある。そして現状ではＳｍ−Ｃｏ−Ｆｅ−Ｃｕ合
金に微量のＺｒまたは情を含むＲＭ７磁石（ＲＭ５相と
Ｒ２Ｍ１７相との共存磁石）においてＲＭ５磁石を凌ぐ
磁気２５性能が得られているが、１：７よりＲ比率の小
さい２：１７組成近傍においては高保磁力を得ることが
できない。
この理由は明らかではないが、Ｃｕの存在による特殊な
相変態とＺｒまたはＮｂ等による組織調整が１：７比率
の合金において磁気的な３０硬化の役割を果たしている
と推定される。しかしＲ：Ｍの比率が１：７から１：８
．５（即ち２：１７）に近づくに従つて磁石組織内のＲ
Ｍ５相が減少して高保磁力が得られにくい傾向があり、
理想的には高い飽和磁束密度を得ることのできるＲ２Ｍ
１７３５単相化合物が望ましいがやむを得ず１：７組成
の磁石が実用化されている。本願では上記を考慮し、理
想的なＲ２Ｍ１７（ＭはＣＯ，Ｆｅ，ＣｕおよびＺｒか
らなる遷移元素群）組成）の化合物においてＢ，Ｃ，等
の元素の添加により高保磁力を実現したものである。
相変態とＺｒまたはＮｂ等による組織調整が１：７比率
の合金において磁気的な３０硬化の役割を果たしている
と推定される。しかしＲ：Ｍの比率が１：７から１：８
．５（即ち２：１７）に近づくに従つて磁石組織内のＲ
Ｍ５相が減少して高保磁力が得られにくい傾向があり、
理想的には高い飽和磁束密度を得ることのできるＲ２Ｍ
１７３５単相化合物が望ましいがやむを得ず１：７組成
の磁石が実用化されている。本願では上記を考慮し、理
想的なＲ２Ｍ１７（ＭはＣＯ，Ｆｅ，ＣｕおよびＺｒか
らなる遷移元素群）組成）の化合物においてＢ，Ｃ，等
の元素の添加により高保磁力を実現したものである。
即ち現在一般化しつつあるＲ２Ｍｌ７系磁石の製造方法
は、溶解によつて得られる所定成分組成の合金を粉砕後
、成形過程を経て焼結される。この段階ではすべての含
有成分元素はほぼ均一に固溶していると推定されており
、次の溶体化処理によつてこの状態が室温保持される。
更にこれを６００〜９００℃の温度範囲で時効すること
により、過飽和固溶体化したＣｕが一部分解してＲＭ５
相の出現を促し、また少量添加したＺｒまたはＮｂ等が
微細な組織調整を行ない、これらが保磁力の上昇に寄与
すると思われている。一方ＲとＭとからなる合金にＢ，
Ｃ，Ｐ等を少量添加せしめた場合の効果は、溶解・粉砕
後の焼結段階において無添加の場合と比較してより低温
で均一固溶体をつくりやすく、従つて焼結温度を従来の
１１５０〜１２５０℃から１０５０〜１１８０℃に下げ
ることが可能となつた。
は、溶解によつて得られる所定成分組成の合金を粉砕後
、成形過程を経て焼結される。この段階ではすべての含
有成分元素はほぼ均一に固溶していると推定されており
、次の溶体化処理によつてこの状態が室温保持される。
更にこれを６００〜９００℃の温度範囲で時効すること
により、過飽和固溶体化したＣｕが一部分解してＲＭ５
相の出現を促し、また少量添加したＺｒまたはＮｂ等が
微細な組織調整を行ない、これらが保磁力の上昇に寄与
すると思われている。一方ＲとＭとからなる合金にＢ，
Ｃ，Ｐ等を少量添加せしめた場合の効果は、溶解・粉砕
後の焼結段階において無添加の場合と比較してより低温
で均一固溶体をつくりやすく、従つて焼結温度を従来の
１１５０〜１２５０℃から１０５０〜１１８０℃に下げ
ることが可能となつた。
このため従来のような高温焼結成いは溶体化におけるＳ
ｍやＣｕの蒸発を制御することができ、特に焼結段階で
のＳｍの酸化による実質合金組成の偏移を少なくするこ
とができた。従来無添加の場合の焼結前後におけるＳｍ
の酸化や蒸発による減少分は１，４〜２．０Ｗ／ｏにも
なり、この値はＲＭｚ化学式においてＺ＋１の変化に相
当していた。一方本願の添加による効果は焼結温度、溶
体化温度の低下により、Ｓｍ減少分を０．４〜１．２Ｗ
／ｏ迄抑えることが可能となつた。次に溶体化後の時効
処理は過飽和固溶体化したＣｕまたはＺｒの析出による
保磁力の増加を目的としたものであり、従来無添加の場
合には８００℃前後においてその効果が認められる。
ｍやＣｕの蒸発を制御することができ、特に焼結段階で
のＳｍの酸化による実質合金組成の偏移を少なくするこ
とができた。従来無添加の場合の焼結前後におけるＳｍ
の酸化や蒸発による減少分は１，４〜２．０Ｗ／ｏにも
なり、この値はＲＭｚ化学式においてＺ＋１の変化に相
当していた。一方本願の添加による効果は焼結温度、溶
体化温度の低下により、Ｓｍ減少分を０．４〜１．２Ｗ
／ｏ迄抑えることが可能となつた。次に溶体化後の時効
処理は過飽和固溶体化したＣｕまたはＺｒの析出による
保磁力の増加を目的としたものであり、従来無添加の場
合には８００℃前後においてその効果が認められる。
しかし高い保磁力を得るために何段階もの時効処理を必
要とすること、或いはＲＭ，のｚ〉７の領域ではわずか
な保磁力しか得られないこと等が現状である。一方本願
の添加の場合には、ＣｕやＺｒによる基本的な析出以外
にＢやＰが保磁力の向上の原因となる組織の微細調整に
有利な効果を示すことが実験的に確認され、２０〜４０
％の保磁力増加を認めた。また８００℃以下の低温時効
処理においても上記ＢやＣ等の元素は容易に結晶格子中
を移動することが推定でき、４００〜６００℃の温度範
囲においても歪硬化によると思われる保磁力の増加を認
めた。この効果は磁石粉末内部の結晶レベルで現われる
ものであり、焼結磁石と同様、鋳造や樹脂結合による磁
石においても認められるものである。
要とすること、或いはＲＭ，のｚ〉７の領域ではわずか
な保磁力しか得られないこと等が現状である。一方本願
の添加の場合には、ＣｕやＺｒによる基本的な析出以外
にＢやＰが保磁力の向上の原因となる組織の微細調整に
有利な効果を示すことが実験的に確認され、２０〜４０
％の保磁力増加を認めた。また８００℃以下の低温時効
処理においても上記ＢやＣ等の元素は容易に結晶格子中
を移動することが推定でき、４００〜６００℃の温度範
囲においても歪硬化によると思われる保磁力の増加を認
めた。この効果は磁石粉末内部の結晶レベルで現われる
ものであり、焼結磁石と同様、鋳造や樹脂結合による磁
石においても認められるものである。
なお添加元素としてはＢが結晶格子中に侵入するのに対
し、Ｐは格子点置換すると思われ、その結果飽和磁束密
度の低下がやや大きいがいずれも保磁力の増加をもたら
すことが明らかになり、本願目的の磁石の高保磁力化に
有効であることがわかつた。また添加元素量はＲＭｚの
Ｍに対して原子比で０．００２の比率（Ｂ換算で約０．
１Ｗ／ｏ）以下では保磁力の改善は余り認められず、ま
た０．１５以上では飽和磁束密度の低下が大きく、且つ
添加元素が粒界に多く現れるために逆に保磁力が低下す
る現象が見られる。
し、Ｐは格子点置換すると思われ、その結果飽和磁束密
度の低下がやや大きいがいずれも保磁力の増加をもたら
すことが明らかになり、本願目的の磁石の高保磁力化に
有効であることがわかつた。また添加元素量はＲＭｚの
Ｍに対して原子比で０．００２の比率（Ｂ換算で約０．
１Ｗ／ｏ）以下では保磁力の改善は余り認められず、ま
た０．１５以上では飽和磁束密度の低下が大きく、且つ
添加元素が粒界に多く現れるために逆に保磁力が低下す
る現象が見られる。
さらにＲＭｚ合金は金属組織的にＲＭ５とＲ２Ｍｌ７化
合物の共存またはＲ２Ｍｌ７化合物単相の状態にあると
きに必要な保磁力が得られ、従つて永久磁石化するもの
である。
合物の共存またはＲ２Ｍｌ７化合物単相の状態にあると
きに必要な保磁力が得られ、従つて永久磁石化するもの
である。
故に本願ではＲＭ５よりＲＭ，７を主体とするためｚ≧
６．８が望ましく、これ以下では必要とする高い飽和磁
束密度を得にくい。一方Ｚ＝８．５で理想的なＲ２Ｍｌ
７単相磁石となるが数種の合金成分の含有によりＺ＝９
近傍においても単相となり得て永久磁石化することがで
きる。これ以上のｚ値においてはＣＯ相の出現によつて
高保磁力が得られにくくなる。以下実施例に従つて詳し
く述べる。
６．８が望ましく、これ以下では必要とする高い飽和磁
束密度を得にくい。一方Ｚ＝８．５で理想的なＲ２Ｍｌ
７単相磁石となるが数種の合金成分の含有によりＺ＝９
近傍においても単相となり得て永久磁石化することがで
きる。これ以上のｚ値においてはＣＯ相の出現によつて
高保磁力が得られにくくなる。以下実施例に従つて詳し
く述べる。
実施例 １
希土類遷移金属化合物ＲＭｚとして
一 ，なる成分組成の合金と
、上記ＣＯの一部をｘ＝０．００６〜０．２０のＢと置
換したＳｍ（００ＦｅＣｕＺｒＢ）８．２な０●７２−
ＸＯ●１５０●１００●Ｎ２ｘる合金を秤量し、溶解・
粉砕・成形の各工程を経て焼結とその後の熱処理を行な
つた。
、上記ＣＯの一部をｘ＝０．００６〜０．２０のＢと置
換したＳｍ（００ＦｅＣｕＺｒＢ）８．２な０●７２−
ＸＯ●１５０●１００●Ｎ２ｘる合金を秤量し、溶解・
粉砕・成形の各工程を経て焼結とその後の熱処理を行な
つた。
前者の焼結、溶体化、時効温度はそれぞれ１２２０℃，
１１６０℃，８４０℃であり、後者のそれらは１１４０
〜１２００℃；１１２０〜１１６０℃，８２０℃であつ
た。得た磁石の磁気特性を第１図に示す。第１図は基本
合金組成に対するＢの添加量Ｘに対するＢｒ，！：．Ｂ
Ｈｃの変化を示したもので、ＢｒはＢの添加と共にやや
低下するがＢＨｃはＢのわずかな添加で向上が見られ、
置換率ｘ＝０．１で最高のＢＨｃを得た。それ以上の置
換率では組織的に過時効の様子を示し、保磁力は低下し
た。実施例 ２ ＲＭｚとしてＺ二７．４としたＳｍ（ＣＯＦｅＣｕｚｒ
）７・４なる合金と、実施例１と同様の置換率を有する
Ｓｍ（ＣＯＦｅＣｕＺｒＢ）７．４なる合Ｎ．ワ９−、
ァＮ．Ｉζｎ●１ｎｎｄ）９ｖ金の磁気特性を比較した
。
１１６０℃，８４０℃であり、後者のそれらは１１４０
〜１２００℃；１１２０〜１１６０℃，８２０℃であつ
た。得た磁石の磁気特性を第１図に示す。第１図は基本
合金組成に対するＢの添加量Ｘに対するＢｒ，！：．Ｂ
Ｈｃの変化を示したもので、ＢｒはＢの添加と共にやや
低下するがＢＨｃはＢのわずかな添加で向上が見られ、
置換率ｘ＝０．１で最高のＢＨｃを得た。それ以上の置
換率では組織的に過時効の様子を示し、保磁力は低下し
た。実施例 ２ ＲＭｚとしてＺ二７．４としたＳｍ（ＣＯＦｅＣｕｚｒ
）７・４なる合金と、実施例１と同様の置換率を有する
Ｓｍ（ＣＯＦｅＣｕＺｒＢ）７．４なる合Ｎ．ワ９−、
ァＮ．Ｉζｎ●１ｎｎｄ）９ｖ金の磁気特性を比較した
。
その結果、Ｚ＝７．４の合金組成がＳｍリツチとなつて
いるためにｘ＝０でのＢＨｃが実施例１の場合と比較し
てやや大きいが、Ｂ添加によるＢＨｃの向上が同様に認
められた。但しその効果は約２０〜３００１）上昇にと
どまつた。実施例 ３ Ｓｍ（ＣＯＦｅＣｕＺｒＰ）７．４なる組成の合金にお
いてＣＯの一部をｙ＝Ｏ〜０．３０のＰと置換した焼結
磁石を製作した。
いるためにｘ＝０でのＢＨｃが実施例１の場合と比較し
てやや大きいが、Ｂ添加によるＢＨｃの向上が同様に認
められた。但しその効果は約２０〜３００１）上昇にと
どまつた。実施例 ３ Ｓｍ（ＣＯＦｅＣｕＺｒＰ）７．４なる組成の合金にお
いてＣＯの一部をｙ＝Ｏ〜０．３０のＰと置換した焼結
磁石を製作した。
得られた磁石の磁気特性を第２図に示すが、Ｐ添加量ｙ
によるＢＨｃの向上は明らかに認められており、Ｂの場
合と比較してＰの原子量の方が大きいために置換率ｙの
小さいところで保磁力増加の効果が現れている。また温
度の添加はＢＨｃと共にＢｒの低下率が大きくなり、本
例の場合にはｙ≧０．１以上が望ましい。実施例 ４実
施例１記載と同一組成の合金について８４０℃以下の時
効処理を行なつた。
によるＢＨｃの向上は明らかに認められており、Ｂの場
合と比較してＰの原子量の方が大きいために置換率ｙの
小さいところで保磁力増加の効果が現れている。また温
度の添加はＢＨｃと共にＢｒの低下率が大きくなり、本
例の場合にはｙ≧０．１以上が望ましい。実施例 ４実
施例１記載と同一組成の合金について８４０℃以下の時
効処理を行なつた。
即ち８４０，７６０，６８０，６００，５２０，４４０
℃の各温度において一時間、またはそれらの組み合せに
よる階段状処理を実施した。その結果置換率ｘ−０の母
合金の場合には６８０℃以下の温度での時効によるＢＨ
ｅの向上はほとんどみられず、また階段状処理において
も５２０℃以下の時効の実施は効果がなかつた。一方一
例としてｘ＝０．０２のＢを添加した合金の場合は５０
０〜４００℃の温度においても時効効果が認められ、特
に８４０℃単独よりも４４０℃迄の階段状処理を行なう
ことによりＢＨｃは２０〜２５（：ｆ）の増加を示した
。以上実施例で述べたように本願発明はＲ−ＣＯ−Ｆｅ
−Ｃｕ合金にＺｒを添加してなるＲＭｚ合金にさらにＢ
またはＰの元素を微量含有させることにより高保磁力化
を達成したものであり、また従来よりＺ値の大きいＲＭ
ｚ合金においても高い保磁力を得ることが可能となり、
高性能磁石開発の一助を為すものである。
℃の各温度において一時間、またはそれらの組み合せに
よる階段状処理を実施した。その結果置換率ｘ−０の母
合金の場合には６８０℃以下の温度での時効によるＢＨ
ｅの向上はほとんどみられず、また階段状処理において
も５２０℃以下の時効の実施は効果がなかつた。一方一
例としてｘ＝０．０２のＢを添加した合金の場合は５０
０〜４００℃の温度においても時効効果が認められ、特
に８４０℃単独よりも４４０℃迄の階段状処理を行なう
ことによりＢＨｃは２０〜２５（：ｆ）の増加を示した
。以上実施例で述べたように本願発明はＲ−ＣＯ−Ｆｅ
−Ｃｕ合金にＺｒを添加してなるＲＭｚ合金にさらにＢ
またはＰの元素を微量含有させることにより高保磁力化
を達成したものであり、また従来よりＺ値の大きいＲＭ
ｚ合金においても高い保磁力を得ることが可能となり、
高性能磁石開発の一助を為すものである。
第１図はＲＭｚ合金へのＢ添加による磁気特性の変化を
示す。
示す。
Claims (1)
- １ Ｒ（Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｚｒ）ｚ（但し、Ｒは希土
類元素の一種または二種以上、ｚ＝６．８〜９．０）で
表わされる合金からなる金属間化合物磁石において、前
記Ｃｏの一部を原子比で０．００２〜０．１５のＢまた
はＰで置換したことを特徴とする金属間化合物磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53140729A JPS5910562B2 (ja) | 1978-11-14 | 1978-11-14 | 金属間化合物磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53140729A JPS5910562B2 (ja) | 1978-11-14 | 1978-11-14 | 金属間化合物磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5567110A JPS5567110A (en) | 1980-05-21 |
| JPS5910562B2 true JPS5910562B2 (ja) | 1984-03-09 |
Family
ID=15275343
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP53140729A Expired JPS5910562B2 (ja) | 1978-11-14 | 1978-11-14 | 金属間化合物磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5910562B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5647540A (en) * | 1979-09-27 | 1981-04-30 | Hitachi Metals Ltd | Alloy for permanent magnet |
| JPS6324030A (ja) * | 1986-06-26 | 1988-02-01 | Res Dev Corp Of Japan | 異方性希土類磁石材料およびその製造方法 |
| JP3057448B2 (ja) * | 1988-05-26 | 2000-06-26 | 信越化学工業株式会社 | 希土類永久磁石 |
| JP2625163B2 (ja) * | 1988-08-05 | 1997-07-02 | ゼネラル・モーターズ・コーポレーション | 永久磁石粉末の製造方法 |
| NL8901168A (nl) * | 1989-05-10 | 1990-12-03 | Philips Nv | Hardmagnetisch materiaal en magneet vervaardigd uit dit hardmagnetische materiaal. |
| US5478411A (en) * | 1990-12-21 | 1995-12-26 | Provost, Fellows And Scholars Of The College Of The Holy And Undivided Trinity Of Queen Elizabeth Near Dublin | Magnetic materials and processes for their production |
| ATE124165T1 (de) * | 1990-12-21 | 1995-07-15 | Trinity College Dublin | Verfahren zur modifizierung von magnetmaterialien und magnetmaterialien daraus. |
| CN1035700C (zh) * | 1992-07-07 | 1997-08-20 | 上海跃龙有色金属有限公司 | 稀土磁性合金粉末制造方法及其产品 |
| JP2000003808A (ja) | 1997-12-02 | 2000-01-07 | Alps Electric Co Ltd | 硬磁性材料 |
-
1978
- 1978-11-14 JP JP53140729A patent/JPS5910562B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5567110A (en) | 1980-05-21 |
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