JPS60238463A - Ｓｍ↓２Ｃｏ↓１↓７合金の製造方法 - Google Patents

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】 本発明は永久磁石として使用するものに適するＳｍ２Ｃ
ｏ＋７合金を製造する方法に関矛る−ものである。

希土類コバルト合金磁石の利点は今日良く知られている
。かかる磁石はＤＣサーボモーターのような小形モータ
ーに使用するのに特に適してし）る。　−またＳｍ２Ｃ
Ｏ＋ｑ合金は永久磁石として使用する場合には５ＭＣｏ
５合金（１）　より極めて優れた利点を有することも知
られている。例えば、ＳｍｚＣＯ＋ｙ合金磁石を使用す
るＤＣモーターは、ＳｍＣｏ５合金磁石を使用する場合
より、重量および慣性が小さくかつトルクおよび加速が
大きい。

高エネルギー積（ＢＨ）、、、および高固有保持力ＨＨ
ｃを有する永久磁石を形成できるＳｍｚＣＯ＋７合金を
得ようとする種々の試みが従来から行われている。

代表的な従来技術は、例えば、米国特許第４，１７２，
７１．７号３２）、同第４，２１３．８０３号（３）、
同第４，２２Ｌ６１３号（４）　および同第４，３７５
，９９６号３″）に示されてし）る。他の従来技術は刊
行物３６・７＋　ｌ＋＋　９・１０）に示されている。

上述の従来技術に開示されているように、２２〜３０Ｍ
ＧＯｅのエネルギー積（Ｂ１１”）、、、および５．８
〜６．３Ｍ０ｅの固有保持力（６・７）を有する磁石を
形成することができる５ｍ２ＧＯ＋１合金が知られてい
る。その後の開発によって高保磁力を有する磁石を生成
することができるＳｍｚＧＯ＋を合金が得られたが、こ
の利点はエネルギー積の低下によって相殺されている。

例えば、２６ＭＧＯｅのエネルギー積（ＢＨ）、、Ｘお
よび１５．０ＫＯｅの固有保磁力ｔＨｒ、を有する磁石
を生成することができるあるＳｍｚＣｏ＋７合金（７）
　が今日知られている。上述の米国特許第４，３７５，
９９６号（Ｓ）に記載されているように、２７ＭＧ（ｌ
ｅのエネルギー積（Ｂ１１）、、。

および１０．０ＫＯｅの固有保磁力１１１ｃを有する他
のＳｍ２ＧＯ＋７合金が今日知られている。

また、Ｓ’ｍｚＣｏ＋７合金は磁気硬化機構が異なるた
めＳｍＣｏ２より未磁化状態から磁化するのが困難であ
ることが知られている。例えば、モーターを構成する場
合には、未磁化磁石を使用して、界磁アセンブリまたは
固定子アセンブリを構成し、次いで岸−ユニットとして
仕上げたアセンブリを磁化するのが好ましい実施方法で
ある。この好ましい工業的実施方法では代表的アセンブ
リの未磁化磁石にかりることのできる磁界強さに対して
約２５ＫＯｅの上限が課せられる。従って、実用できる
ようにするには、未磁化磁石は２５ＫＯｅの磁界におい
てその特定の特性を得ることができる必要がある。今日
まで、３０ＭＧＯｅより大きいエネルギー積を有ずＳｍ
ｚｃＯ＋７合金の場合にはかかる必要条件を達成するこ
とができなかった１６）。

従って、Ｓ町Ｃｏ１ｆｆ合金がＳｍＣｏ５合金のような
他の希土類／遷移金属合金より著しく優れた利点を有す
ることが認められているが、ＳｍｚＣＯ＋を合金ば未だ
実用できるものとはなっていない。この理由は、優れた
保磁力がエネルギー積を犠牲にしてはじめて得られるか
らであり、またかかる合金が約２５ＫＯｅ以下の磁界に
おいては特定の特性を得ることができなかったからであ
る。

高エネルギー生成物を得るために、１つの必要条件は高
い残留磁化を有せねばならぬことおよびこれが鉄の添加
１１°１２）　により達成し得ることか知られている。

第２の必要条件は十分に高い固有保磁力および第２象限
における良好なループの角形性を有する必要があること
で、これらの必要条件は銅およびジルコニウムを添加す
ることによって達成される。また、この優れた結晶構造
は１−５３ｍ−Ｃ。

六面体相＜１３“１４・＋５１の境界領域により包囲さ
れる２−１７３ｍ−Ｃｏ菱面体相のセル即ちネットワー
クより形成されなければならない。

上記従来技術には、３ｍｚＣ０１９合金を製造するため
の種々の方法が被層されている。然し上述の如く、また
かかる従来法によりつくられるＳｍｚＣｏ＋７合金はｊ
フ当に高いエネルギー積並びに適当に高い保磁力を有せ
ず、２５ＫＯｅの磁界では容易に磁化されない。

本出願と同時に出願する出願明細書には、Ｓｍ。

Ｆｅ、Ｃ＋＋およびＺｒの相対的分量を狭い範囲内で最
適にし、実際のＳｍおよびＺｒ含量が夫々酸素含量およ
び炭素含量により変化する優れた３ｍ２ＧＯ＋’７合金
組成物が記載しである。かかる組成物により優れた磁気
特性を有するＳｍ２ＧＯ＋７合金を得ることができる。

本発明は優れた磁気特性を有する５ＩＩＩＺＣＯ１７合
金を製造する優れた方法を提供する。

本発明は一部ではＳｍ２ＧＯ＋７合金の磁気特性が焼結
工程に続いて固溶体処理工程を行い、すべての合金元素
が均一の固溶体内に存在するように制御した方法で合金
を焼結温度から固溶体処理温度まで冷却する方法により
かかる合金を製造することにより・改善されることを見
出したことに基づく。

焼結温度から固溶体処理温度までのかかる制御した冷却
は、すべての成分が均質な固溶体内に溶解されることを
可能にし、優れた磁気特性Ｓｍ、Ｃｏ、７合金において
得ることを可能にすることを見出した。例えば、合金が
２−’１７３ｍ−Ｃｏ相を不安定にすることなく、比較
的高い鉄含量を有する（比較的高い残留磁化を与える）
ことおよび第２象限における良好なループの角形性を与
えるための比較的高いサマリウム含量を有することが可
能である。従来法の場合、鉄分が多く存在することによ
り、要求された２−１７２−１７Ｓ菱面体相が不安定に
なり、この結果化ずる鉄に冨んだ相への移転、これによ
る磁気特性の低下、特に残留磁化の劣化が伴われる。

本発明の方法を用いることにより、約２５ＫＯｅの磁界
でその特定の性質を達成し、少なくとも３０’ＭＧＯｅ
のエネルギー積（ＢＨ）、、、を有し且つ１４〜１６Ｋ
Ｏｅの満足な固有保磁力、１（ｏを有する永久磁石を製
造することが可能である。

また本発明における磁石は少なくとも約１１．５ＫＧの
満足な残留磁化Ｂｒを有しまた第２象限における一層良
好なループの角形性即ち約９．０ＫＯｅのＨＫを有する
ことができる。

初期合金体を液体＋固体領域において最も高い可能な温
度で焼結して十分な密度と高い残留磁化が達成されるこ
とを確かめた焼結温度は焼結工程の少なくとも終りで少
なく表も約１２００℃とすることかできる。焼結温度は
迅速な焼結を促進するためその温度において液相および
固相の混合物から成るような温度とすべきである。優れ
た固相は２１７Ｓｍ−Ｃｏ粒子より成り、これ等はＺｒ
に冨む相を少■含有するＣｕ５ｍから成る液相により包
囲される。

焼結処理は、アルゴンの如き不活性雰囲気内、水素中ま
たは真空中或いはこれ等を組合せた雰囲気で行うことが
できる。単にアルゴン雰囲気中で焼結する場合、若干の
アルゴンが焼結した合金の孔内に存在している可能性が
ある。この望ましくない存在は、最初真空中で若干低い
温度で焼結して孔を減らし、次いでアルゴン雰囲気中で
温度を上げて十分な密度を達成することにより最小にす
ることができる。同様に焼結全体を真空中で行うのは、
サマリウムの損失が多くなるので、実際的ではなく、好
ましい処理は最初真空中で低い温度で焼結し、次いでア
ルゴン雰囲気に変え然る後温度を所望のより高い温度に
上げることである。或いはまた合金を最初水素雰囲気で
、若干低い温度で、例えば１１５０℃で３０分間焼結し
て内部の孔を閉じ、次いでアルゴンの雰囲気中１２００
〜１２１５°Ｃの範囲の温度に加熱し、この温度に１０
分間維持する。

本発明においては、焼結した合金体を焼結温度から固溶
体処理温度まで、Ｃｕ５ｍとＺｒに富んだ相の、安定な
２−１７３ｍ−Ｃｏ相における固溶体への均質で釣合の
とれた溶解を確保するように制御した方法で冷却する。

鉄含量が比較的高いとかかる溶解を達成するのが困難に
なる。この理由は鉄含量が高いと安定な２−１７３ｍ−
Ｃｏ固相が単−相として存在する１１見度範囲が減する
。然し、本発明において焼結温度から固溶体処理温度ま
での制御した冷却によりこの問題は克服される。

鉄含量の比較的高い焼結合金体を焼結温度から固溶体処
理温度まで速く冷却しすぎる場合には、Ｃ，ｕ　Ｓ　ｍ
およびＺｒに富んだ相が粒子の境界に集中してとどまる
。サマリウムの局部的高濃度により、２−１７３ｍ−Ｃ
ｏ相の一層低い残留磁化を有するＩ？ｅに冨んだ相への
転移を生ずる。また、同じ粒子の境界領域におい一ζジ
ルコニウムが固溶体から取り除かれる吉ループの角形性
に対し悪影響が及ぼされる。

かかる望ましくない影響のおこる可能性は、本発明にお
いて１１７０℃から固溶体処理温度まで緩徐に冷却する
ことにより著しく減ぜられる。

合金組成に対する固体＋液体／固体相転移温度以下であ
り、例えば約り１４０℃〜約１１５０℃とすることがで
きる。固溶体処理温度まで緩徐に冷却した後、合金体を
この温度に一定時間（例えば約２時間）維持して合金化
する元素の溶解を改善し、アニーリングにより任意の構
造的欠陥を除去する。

次いで合金体を固溶体処理温度から８００℃以下の温度
まで約１０℃／Ｓの速度で冷却し、然る後室温まで冷却
する。前記の同時に出願する明細書には、サマリウムの
随意の部分をプラセオジムと置き換えることができるこ
とが記載しである。この場合、固体＋液体／固体相転移
温度は一層低く、固溶体処理温度が一層低い、１１２０
〜１１４５°Ｃの範囲でなくてはならない。

次いで合金体をエージングし−ｒｌ−５３ｍ−Ｃｏ相ネ
ットワークを発現させる。エージング温度は一般に８０
０〜８６０℃の範囲であるが、組成により、特にジルコ
ニウム含量により正確に選定しなければならない。木ｉ
明における好ましいエージング温度は２０時間８４５±
５℃である。

エージング工程後、制御した方法で合金体を冷却して所
要の磁気硬化を行うこと、即ち所要の固有保磁力および
良好なループの角形性を達成することが必要である。か
かる制御した冷却は、エージング温度から約６００℃ま
で好ましくは約２℃／ｍｉｎの速度で行い、４００℃の
領域で約６００℃から第２エージング温度まで約１℃／
ｍｉｎの速度で行えばよい。本発明において好ましい第
２エージング処理は４１０℃で１０時間である。次いで
合金体を室温まで冷却する。

第１エージング温度から冷却する間および第２エージン
グ温度に維持する間、２−１７２−１７Ｓ相の領域は１
−５３ｍ−Ｃｏ相ネットワーク内で整合よく核形成し、
これにより格子歪および磁気硬化を起す＋１６１゜磁気
的に硬化する場合、１−５Ｓ１−５Ｓ相ネツトワークは
磁壁の移動に対する障害として役立ち、必要とされる固
有保磁力および良好な第２象限のループの角形性を生ず
る。

本発明における一例の合金体は一次形態で得られ、次の
重量で表わされる組成を有する：２’２．１％の有効Ｓ
ｍ、２２．０％のＰｅ、４．６χのＣｕ、■、５χの有
効Ｚｒおよび残部Ｃｏ０　この合金体を水素中１１５０
℃で３０分間、アルゴン中１２０５℃で１０分間焼結し
た。次いでこの焼結した合金体を２°Ｃ／ｍｉｎの速度
で１１５０℃に冷却した。　− 次いで合金体を１１４０〜１１５０℃の温度で２時間固
溶体処理を行った。固溶体処理後、合金体を室温まで冷
却する。顕微鏡写真により均一の単一相固溶体構造が達
成されたことがわかった。

次いで合金体を８１５℃まで再加熱することによりエー
ジングし、この温度に２０時間維持し、次いで合金体を
２°Ｃ／ｍｉｎの速度で６００°Ｃまで冷却し、６００
℃から４１０℃まで１℃／ｍｉｎで冷却し、４１０°Ｃ
で１０時間維持し、次いで室温まで冷却した。顕微鏡写
真を取ると２−１７２−１７Ｓ粒子の均一構造を示した
。

前記合金体と同様の組成を有する他の合金体をつくり、
前記合金と同様の処理をした。但し、焼結温度から固溶
体処理温度までの冷却はＩＯ’Ｃ／Ｓの迅速な速度で行
った。次いで合金を８１５°Ｃに再加熱し、上述の如く
エージングした。顕微鏡写真を取ったところ２−１７２
−１７Ｓ相より成る大きい粒子を示し、Ｃｕ５ｍの黒色
相とＺｒに冨んだ白色相の粒子の境界に見られた。

次いで合金体を２５ＫＯｅの磁界で磁化し、得られた磁
気特性を評価し、次の表に示す。

Ｂｒ　＝Ｈｃ　ＩＩＫ　（ＢＨ）ｌＩａＸ（ＫＧ）　（
ＫＯｅ）　（ＫＯｅ）　（ＭＧＯｅ）緩徐な冷却　１１
．７　１５．８　９．０　３０．８迅速な冷却　１１．
７　１４．９　６．０　２Ｂ、０本発明により焼結温度
から固溶体処理温度への緩徐な冷却を行った合金体の磁
気特性が優れていることが容易に明らかである。

焼結処理において、先ず水素雰囲気中で、次いでアルゴ
ン雰囲気中で更に一定期間焼結するのが有利であること
を見出した。例えば、好適なる焼結処理は水素中１１５
０℃で３０分間焼結し、次いで炉内雰囲気中をアルゴン
に変え、温度を４〜ｂで１２０５℃まで高め、この温度
を１０分間維持することである。最初の焼結処理中、生
成物の密度は、若干の水素の取込みを伴って孔が密閉さ
れた。アルゴン雰囲気における第２焼結処理では、初期
の７１り素が拡散により除去され、残りの孔が密閉され
て十分な密度となる。第２焼結処理中アルゴンの取り込
みは、外側の孔が第１焼結処理により十分に閉鎖されい
しまうので起こらず、また、最終焼結処理をアルゴン中
で行なうので水素は合金中に残存することがない。全焼
結処理をアルゴン中で行なう場合には、若干のアルゴン
が内部孔の内に取り込まれて、残存孔が生じ、完成磁石
は低密度および低残留磁化（Ｂｒ）となる。

優れた磁気特性、例えば高エネルギー積を達成するため
には、Ｆｅ含量を系統的に増加させ、従って、その他の
元素を調整し且つ固溶体の熱処理温度および時間を制御
してすべての合金化する元素を均一固溶体内に存在させ
る基本的必要条件を達成することが必要であることを見
出した。例えば、Ｆｅ含量を１５％から２２％まで増加
させるためにＣＩ＋含量を６．０χから４．６Ｚニ、有
効Ｚｒ含量を２．５ｚから１．５％まで減じ、且つ１１
８０℃で１時間の固溶体加熱処理を１２０５℃の焼結温
度から固体＋液体／固体相転移温度よりもほんの僅かに
（ｍａｒｇｉｎａｌｌｙ）低い溶液熱処理温度までの制
御した冷却法に変更することが必要である。この温度は
正確な組成に左右され、また金属組織学的に決定するこ
とができる。この転移温度に対する主な影響力は、鉄に
関して観察されるもので、例えば１５％のＦｅを含有す
る合金Ｇこついては転移温度は１１８０℃として決定さ
れ、１７％のＲｅでは１１７０℃また２２％のＦｅでは
１１５０°Ｃとなり、・ずなわら今まで研究した範囲で
はＦｅ含量が１％増加するのに転移温度は約４℃減少す
る。　゛固溶体処理の後、合金を室温まで冷却し、且つ
８００〜８６０℃の範囲内のエージング温度まで２０時
間までの間に再加熱する。このエージング処理において
、２−１７３ｍ−Ｃｏ固溶体は、２−１７５ｍ−Ｇｏマ
トリックス内に１−５３ｍ−Ｃｏ相の連続ネットワーク
を有する二重（ｄｕｐｌｅｘ）構造に転移する。エージ
ング温度に関するこの広い温度範囲８００〜８６０℃は
許容することができず、かかるエージング温度をジルコ
ニウム含量に関して正確に決定しなければならないこと
を見い出した。例えば、最適エージング温度は２．０〜
２．５χの有効ジルコニウム含量につ０て８１５±５℃
であることを見い出した。ジルコニウム含量が低い場合
には、エージング温度を上昇させなければならない。例
えば、有効ジルコニウム含量が１．４〜２．０ｚの場合
には最適エージング温度が８４５±５℃であることを見
い出した。要求される１−５Ｓ１−５Ｓ相ネツトワーク
を形成させて所望保磁力を発揮させるためには、エージ
ング温度で最低約２０時間が必要であることを見い出し
た。時間が短かいと、すなわち１０〜１５時間だと保磁
力が低くなり、また時間が長いと、すなわち３０時間だ
と如何なる他の改善もなされなくなる。所望保磁力およ
びループの角形性（）ＩＫ）を発現させるためには、１
−５ＳＩＩｌ−Ｃｏ相の連続ネットワークを有すること
が必要である。これには十分なサマリウムが存在するこ
とが要求され、２２．５〜２３．５％のを効サマリウム
が好適量であることを見い出した。

このエージング処理において、起こり得る構造変化の性
質はエージング処理の開始温度に絶対的に左右され、す
なわち温度を高くして時間を短かくするか若しくはその
逆の場合にしても同し結果を得ることができないことを
観察した。この挙動は、核形成および生長反応とは異な
る如きスピノーダル分解に代表される。

約８００〜８６０℃の第１エージング処理の後、試験体
を臨界速度で４００〜４２５℃の範囲の第２エージング
温度まで冷却しなければならない。好適なる冷却速度は
エージング温度から約６００℃までで約２°Ｃ／ｍｉｎ
であり、また約６００℃から第２エージング温度まで約
１℃／ｍｉｎである。かかる条件の僅かな変動では有害
作用がもたらされることはないが、〉２℃／ｍｉｎの如
き急冷またはく０．５℃／ｍｉｎの如き極めて緩徐な冷
却では劣った磁気特性をもたらす。この臨界冷却工程中
、２−１７３ｍ−Ｃｏ相の領域は１−５５ｍ−Ｃｏ相の
ネットワーク内に整合良く核形成し、これにより格子歪
みが発生し、保磁力を引き出す３１６）。この転移は１
−５５ｍ−Ｃｏ相の銅の存在により高めされる。このモ
デルより、冷却速度が速いと１−５Ｓ１−５Ｓ相の領域
が２−１７５ｍ−Ｃｏ相に転移し、また冷却速度が遅い
と格子歪みを生ずることがなく整合性の悪い核形成が起
こることがわかる。

銅を含有する１−５３ｍ−Ｃｏ系において、保磁力を発
現するためのエーシング処理は４００〜４５０℃の範囲
に最適温度を示す（１６）、保磁力とループの角形性（
Ｈｋ）を銅含有１−５　Ｓｍ　’−Ｃｏ相ネットワーク
のエージングにより発現させた本発明に係る２１７３ｍ
−Ｃｏ系において同一の効果が適合することを確かめた
。最適なエージング温度は４１０〜４１５℃であること
を確かめた。４００°Ｃのエージング温度で１０時間処
理すると、下記に示す如＜４２２℃に於ける場合と同様
に一層低いループの角形性（Ｈｋ　）が得られる。

８ｘ　（ＫＯｅ） ４００　７．６ ４１０　８．７ ４２２　７．８ ４１０〜４１５℃で１０時間のエージング処理が有効−
であることを見出した。また、最適な第２エージング温
度は銅含量に左右されるごとを確かめた。

４００〜４２５℃でのエージング後、常温までの最終冷
却工程は絶対的でないことを確かめた。

また本発明は、鉄、銅およびシルコニうム又は同様の第
１ＶＢ若しくはＶＢｉ遷移金属を含有するＳｍ２ＣＯ＋
７合金を一次形態で用意し、該合金を高温度で焼結して
高残留磁化になる高密度にし、前記合金の好適組成に関
する液体＋固体／固体相転移温度以下にある固溶体処理
温度を選択し、該合金を高い焼結温度から固溶体処理温
度まで合金成分が均一な固溶体になるように制御した方
法で冷却し、前記固溶体処理温度で保持し、常温まで冷
却し、前記合金を該合金の組成、特にジルコニウム含量
に臨界的に左右されるエージング温度まで再加熱し、２
　１７３ｍ　−Ｃ，ｏ固溶体を２−１７５ｍ　−Ｃ。

７トリックス内の１−５３ｍ−Ｃｏ相の連続ネットワー
クからなる構造に転移するに十分な時間保持し、該合金
を第２エージング温度まで臨界的速度で冷却し、当該温
度で２１７Ｓｍ−Ｃｏ相の領域が１５５ｍ−Ｃｏ相ネッ
トワーク内で整合よく核形成するよう所定時間保持して
高い保磁力および良好なループの角形性になる格子歪を
形成し、該合金を第２エージング温度から常温まで冷却
することよりなるＳｍ２ＣＯ＋７合金永久磁石の製造方
法も提供する。

本発明に関連して下記の事項も適切である。

■、　高い焼結温度は高密度を発現し、最終的に高い残
留磁化にする。歪を最小にするためには、水素中１１５
０℃で３０分間加熱後アルゴン中４〜５℃／分で１２０
５°Ｃまで加熱する工程と、該温度で１０分間保持する
工程との２段階処理が好適である。

２、高い鉄含有量は残留磁化とエネルギー積を増大する
のに望ましいが、均一な２−１７　Ｓｍ　−Ｃｏ固溶体
を維持するために鉄含量を増大させるにつれて銅および
ジルコニウム含量を減する必要がある。

鉄は固溶体処理温度に対し最も顕著な効果を有する。好
適な鉄含量は２２％で、好ましい固溶体処理温度ば１１
４０〜１１７０°Ｃである。

３、　サマリウムおよびジルコニウムは、同時に出願す
る出願明細書に開示した如く、酸素および炭素の存在を
考慮するために有効量として見做す必要かある。

４、　１−５５ｍ−Ｃｏ相ネットワークをエージング処
理中２−１７３ｍ　−Ｃｏマトリックス内に形成する際
に、］−５５ｍ−Ｃｏ相ネットワークが連続し・ている
ことを確実にするに十分なサマリウムが存在する必要が
ある。これは良好な保磁力およびループの角形性（Ｈ２
）に関しても必要である。サマリウＪ１の好適な有効量
は２３．０％である。

５、　存在する有効なジルコニウムは上述したエージン
グ転移が生ずる正確な温度に対し臨界的効果を有す゛る
。有効ジルコニウムの好ましい分量は８４５±５°Ｃ〜
８１５　±５°Ｃで２０時間のエージング処理で１．４
〜２゜０％である。

に、存在する銅は、８００〜８６０°Ｃの範囲内の第１
エーシング温度から第２エーシング温度までの制御した
冷却および後者の温度での保持中に１−５３ｍ−Ｃｏ相
ネットワーク領域の２−１７３ｍ　−Ｃ。

相の整合−域への最終転移に有益に作用する。２−１７
８ｍ　−Ｃｏ相の整合領域は高い保磁力になる１−５Ｓ
１−５Ｓ相ネツトワークを変形させる、すなわち歪ませ
る。銅の好適含量は４．６％である。好適な冷却速度は
８６０℃から６００℃までは２℃／ｍｉｎである。６０
０℃から４１０℃までは１℃／ｍｉｎである。好適な第
２エージング温度は４１０℃である。

４１０℃での好適保持時間は１０時間である。

７、　前述した如く、全ての合金化する元素を固溶体処
理工程において最適にするためジルコニウムおよび銅の
両含量を制御する必要がある。

参考文献 １、ワラス・ダブリュー・イー、「希土類金属間化合物
」アカデミツク・プレス、ニューヨーク。

１９７３゜ ２、トクナガ・エム、ハギ・シーおよびムラヤマ・エイ
チ、「永久磁石合金」米国特許第４，１７２，７１７号
、１９７９年１０月３０日。

３、ヨネヤマ・ティー、トミザワ・ニス、ホリ・ティー
およびオジマ・ティー、ｒＲｚｃＯ＋を希土類コバルト
永久磁石合金およびその製造方法」米国時ａり第１１，
２１３，８０３号１９８０年７月２２日。

４、イマイスミ・エヌおよびワカナ・ケイ、「希土類コ
バルト系永久磁石合金およびその製造方法」米国特許第
４．２２１，６１３号、１９８０年９月９日。

５、タワラ・ワイ、チノ・ティーおよびオーハシ・ケイ
［永久磁石用希土類金属含有合金」米国特許第４，３７
５，９９６号、１９８３年３月８１１゜６、シモンス・
ヒー・シー、　［高エネルギー密度箱出類＝−コバルト
１６石およびり、Ｃ，サーボモータ：貴重な結合」第６
回希土類−コバルト永久磁石の国際研究集会、オースト
リア、ビエンナ、バーデン１９８２年。

７、ハジパナイス・ジー・シー、ｒ２：１７永久磁石の
ミクロ構造と磁区構造」第６回希土類−コバルト永久磁
石の国際研究集会、オーストリア、ビエンナ、ハーデン
、　１９８２年。

８、ヨネヤマ・ティー、トミザワ・ニス、ホリ・ティー
およびオジマ・ティー＋　ｒｓｍｚ（Ｃｏ、　Ｃｕ、　
Ｆｅ。

Ｍ）１７に基づく新しい型の希土類−コバルト磁石」第
３回希土類−コバルト永久磁石の国際研究集会、カリポ
ルニア、う・ジョラ、　１９７８年。

９、ヨネヤマ・ティー、フクノ・ニーおよびオジマ・テ
ィー、「高いｉＨｃおよび（Ｂｌｌ）、、Ｘを有するＳ
ｍ２（Ｇｏ、　Ｃｕ＋　Ｆｅ’＋　Ｚｒ）＋を磁石」第
３回フェライト国際会議２日本１京都、１９８０年。

１０、ハジパナイス・ジー・シー、ハゼルトン・アール
・シー、つ次リンス・ニス・エイチ、ウィシエキエルス
キ・ニーおよびロウレス・ケイ・アール、［ミクロ構造
の熱処理効果およびＳｍ、（Ｃｏ、　Ｆｅ＋Ｃｕ＋　Ｚ
ｒＬ、ｚ磁石の磁気的性質」、第６回希土類−コバルト
永久磁石の国際研究集会、オーストリア。

ビエンナ、バーデン、１９８２年。

１１、シモダ・ティー、オコノギー・アイ、カザイ・ケ
ーおよびテライシ・ケー、［新しい樹脂−結合ＳｍｚＣ
ｏ＋を型磁石」第３回フェライト国際会議、日本９京都
、１９８０年。

１２、シモダ・ティー、オコノギ・アイおよびテライシ
・グー１樹脂結合Ｓ町ＴＭＩ７型磁石の磁気的性質の開
発」、第６回希土類コバルト永久磁石の国際研究集会会
報、バージニア、ロアツク、１９８１年６月。

１３．フィドラー・ジェーおよびスカリンキイ・ビー、
ｒ　ＲＥＰＭにおける磁壁のピンニング」第６回希土類
コバルト永久磁石の国際研究集会会報、オーストリア、
ビエンナ、１９８２年９月。

１４、クロンミュラー・エヌ、ｒＲＥ〜’Ｃｏ−磁石の
逆磁区の核形成と伝播」第６回希土類コバルト永久磁石
の国際研究集会会報、オーストリア、ビエンナ、１９８
２年９月。

１５、−ｙベンヘルグ・エル、ミシュラ・アール・ケー
およびトマス・ジー、ｒｓｍｃｏｌ、ｎ型磁石のセル状
ミクロ構造の開発」第６回希土類コバルト永久磁石の国
際研究集会会報、オーストリア、ビエイナ、１９８２年
９月。

１６、ベリー・ニー・ジェー、ナゲル・エヌおよびメン
ス・ニー、ｒＲＥ（Ｃｏ、　Ｃｕ）を基礎とする永久磁
石材料」、硬質磁気材料の第３回欧州会議、アムステル
ダム、１９７４年９月１７〜１９日。

特許出願人　シエリット・ゴートン・マインズ・リミテ
ッド 第１頁の続き ■Ｉｎｔ、Ｃ１，’　識別記号　庁内整理番Ｈ０１Ｆ　
１１０８　７３５４−５ ０発　明　者　モーリス会ニー・フレ　カナダ国アルッ
グ　ンドレッド

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ■、鉄、銅およびジルコニウムまたは同様のＩＶＢ族若
   しくはＶＢ族の遷移金属と、４ノ・マリラムの一部を随
   意に置換したバラセオジムとを含有する、永久磁石とし
   て使用するのに適するＳｍ２Ｃ０１７合金を製造するに
   あたり、上記合金を１次形態で得、−上記合金を高温で
   焼結して高密度および高残留磁化を達成し、上記合金の
   固体＋液体／固体相転移温度以下の溶液処理温度を選定
   し、 焼結した合金体を焼結温度から溶液処理温度まで合金成
   分が実質的に均一な２〜１７３ｍ−Ｇ。 固溶体中に存在するように制御した方法で冷却し、これ
   を固溶体処理温度で保持し、該合金を室温まで冷却し、
   該合金を第１エージング温度まで再加熱して２−１７３
   ｍ−Ｃｏ固溶体を、２−１７５ｍ−Ｇｏマトリックス内
   に１−５５ｍ−Ｃｏ相のネットワークを有する構造に転
   移させ、 該合金を、２−１７３ｍ−Ｇｏ相の領域が１−５５ｍ−
   Ｃ。 相ネットワーク内に整合良く核形成を生し、高保磁力お
   よび良好なるループの角形性をもたらす格子歪みを生せ
   しめるように制御した方法で第２エージング温度まで冷
   却し１、　次いで該合金を室温まで冷却する ことを特徴とするＳｍｚＣＯ＋を合金の製造方法。 ２、　合金体を上記焼結工程の少なくとも最後において
   少なくとも約１２００℃の温度で焼結する特許請求の範
   囲第１項記載の製造方法。 ３、　焼結を不活性ガス雰囲気中で行なう特許請求の範
   囲第１項記載の製造方法。 ４、　焼結を水素雰囲気中で行なう特許請求の範囲第１
   項記載の製造方法。 ５、焼結を２工程で行ない、第１工程を水素雰囲気中で
   実施し、第２工程を不活性ガス雰囲気中で行なう特許請
   求の範囲第１項記載の製造方某。 ６、焼結を２工程で行ない、第１工程を真空中で実施し
   、第２工程を不活性ガス雰囲気中で行なう特許請求の範
   囲第１項記載の製造方法。 ７．　焼結した合金体を焼結温度から固溶体処理温度ま
   で、冷却速度が１１７０℃から固溶体処理温度まで約２
   〜６℃／ｍｉｎである速度で冷却する特許請求の範囲第
   １項記載の製造方法。 ８、　固溶体処理温度が約１１２０〜約１１５０℃の範
   囲内である特許請求の範囲第１項記載の製造方法。 ９、　第１エージング温度が約２０時間約８００〜８６
   ０℃である特許請求の範囲第１項記載の製造方法。 １０、第２エージング温度が約１０時間約４００〜４２
   ０°Ｃである特許請求の範囲第１項記載の製造方法。 １１′、合金を第１エージング温度から第２エージング
   温度まで約１〜２℃／ｍｉｎの速度で冷却する特許請求
   の範囲第１項記載の製造方法。