JPH01184244A - 永久磁石材料及びその製造方法 - Google Patents
永久磁石材料及びその製造方法Info
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- JPH01184244A JPH01184244A JP63006192A JP619288A JPH01184244A JP H01184244 A JPH01184244 A JP H01184244A JP 63006192 A JP63006192 A JP 63006192A JP 619288 A JP619288 A JP 619288A JP H01184244 A JPH01184244 A JP H01184244A
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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、Ｒ２Ｃｏ＋ｖ金属間化合物（ただし、Ｒは希
土類元素の１種又は２種以上）を主体とする永久磁石材
料において、極く微量のＢを添加することによって磁気
特性が改善されたＳｍ −Ｃｏ −Ｃｕ −’Ｆｅ−Ｚ
ｒ−Ｂ系永久磁石材料反永久磁石材料法に関するもので
ある。
土類元素の１種又は２種以上）を主体とする永久磁石材
料において、極く微量のＢを添加することによって磁気
特性が改善されたＳｍ −Ｃｏ −Ｃｕ −’Ｆｅ−Ｚ
ｒ−Ｂ系永久磁石材料反永久磁石材料法に関するもので
ある。
本系磁石はＲ２Ｃ０Ｉ７型と総称されるが、その代表で
あるＳｍ２ＣＯ＋７型磁石は高い磁気特性とすぐれた熱
安定性を示すために、小型で高性能を要求される電磁変
換機器（モーター等）を中心に広範に使用されている。
あるＳｍ２ＣＯ＋７型磁石は高い磁気特性とすぐれた熱
安定性を示すために、小型で高性能を要求される電磁変
換機器（モーター等）を中心に広範に使用されている。
ＳｍｚＣｏ＋＝型のＳｍ −Ｃｏ −Ｃｕ −Ｆｅ −
Ｚｒ系永久磁石は少量のＺｒ添加によって高性能化が達
成された磁石である（特公昭５５−４８０９４号公報、
特公昭５５−４７０９７号公報）。本系磁石の高性能化
のためにはＦｅの含有量を増し、主相であるＳｍｚ（Ｃ
ｏ、 Ｆｅ） ＋７相の飽和磁化の値を高める必要があ
る。特公昭５５−４８０９４号公報により公知のごとく
、一般にＺｒ添加系においてもＦｅ含有量を１５畔％以
上にすると、残留磁束密度Ｂｒが大きくなる反面、保磁
力１１（ｃが減少する。
Ｚｒ系永久磁石は少量のＺｒ添加によって高性能化が達
成された磁石である（特公昭５５−４８０９４号公報、
特公昭５５−４７０９７号公報）。本系磁石の高性能化
のためにはＦｅの含有量を増し、主相であるＳｍｚ（Ｃ
ｏ、 Ｆｅ） ＋７相の飽和磁化の値を高める必要があ
る。特公昭５５−４８０９４号公報により公知のごとく
、一般にＺｒ添加系においてもＦｅ含有量を１５畔％以
上にすると、残留磁束密度Ｂｒが大きくなる反面、保磁
力１１（ｃが減少する。
この保磁力の減少のために、従来の実用に供されている
永久磁石においてはＦｅの含有量をそれほど高くしてい
ないのが現状であった。
永久磁石においてはＦｅの含有量をそれほど高くしてい
ないのが現状であった。
上記問題点を解決するために、本発明者らは、特願昭６
２−５７５２９号において開示したように、Ｆｅ含有量
の高いＳｍ −Ｃｏ −Ｃｕ −Ｆｅ−Ｚｒ系合金から
異方性ボンド磁石を作製し、それの磁気特性及びミクロ
組織を調べた。その結果、時効後のミクロ組織において
ＳｍｚＣＯ７型の析出物（〜０．５μｍ）が出現してい
るのを見い出した。組成分析の結果、上記析出物にはＺ
ｒ及びＣｕが濃縮されていることが判明した。本系合金
は、時効によってＳｍｚ（Ｃｏ、 Ｆｅ）＋を相とＳｍ
（Ｃｏ ＋ Ｃｕ） ｓ相とに微細にセル状に相分解
する一方、薄い板状のＺｒに冨む相が析出する。このよ
うな析出形態の形成によって保磁力が発生する。ここで
、同時にＳｍｚＣｏ７型の粗大な析出物が出現する場合
には、上記の析出形態に大きな変化を与え、その結果保
磁力が変化すると考えられた。特に本系合金の焼結磁石
においては、Ｓｍ２Ｃｏ７型相の析出量が多く、そのた
めにセル状組織主体のマトリックスからＺｒ及びＣｕが
著しく欠乏し、その結果保磁力が減少すると考えられた
。以上のような研究結果に基づき、高Ｆｅ含有合金の低
保磁力の原因は、ＳｍｚＣｏ７型相の析出にあると断定
した。
２−５７５２９号において開示したように、Ｆｅ含有量
の高いＳｍ −Ｃｏ −Ｃｕ −Ｆｅ−Ｚｒ系合金から
異方性ボンド磁石を作製し、それの磁気特性及びミクロ
組織を調べた。その結果、時効後のミクロ組織において
ＳｍｚＣＯ７型の析出物（〜０．５μｍ）が出現してい
るのを見い出した。組成分析の結果、上記析出物にはＺ
ｒ及びＣｕが濃縮されていることが判明した。本系合金
は、時効によってＳｍｚ（Ｃｏ、 Ｆｅ）＋を相とＳｍ
（Ｃｏ ＋ Ｃｕ） ｓ相とに微細にセル状に相分解
する一方、薄い板状のＺｒに冨む相が析出する。このよ
うな析出形態の形成によって保磁力が発生する。ここで
、同時にＳｍｚＣｏ７型の粗大な析出物が出現する場合
には、上記の析出形態に大きな変化を与え、その結果保
磁力が変化すると考えられた。特に本系合金の焼結磁石
においては、Ｓｍ２Ｃｏ７型相の析出量が多く、そのた
めにセル状組織主体のマトリックスからＺｒ及びＣｕが
著しく欠乏し、その結果保磁力が減少すると考えられた
。以上のような研究結果に基づき、高Ｆｅ含有合金の低
保磁力の原因は、ＳｍｚＣｏ７型相の析出にあると断定
した。
本発明者らは、特願昭６２−５７５２９号においてＢを
０．００５〜０．０６ ｗｔ％添加することによってＳ
ｍｚＣｏ７型相の析出の抑制を図ることを提供している
。上記のＢ添加においては、Ｂの添加量が０．００５
ｗｔ％未溝の場合はその効果の発現が不安定であった。
０．００５〜０．０６ ｗｔ％添加することによってＳ
ｍｚＣｏ７型相の析出の抑制を図ることを提供している
。上記のＢ添加においては、Ｂの添加量が０．００５
ｗｔ％未溝の場合はその効果の発現が不安定であった。
これはこのような低いＢの添加の場合は均一にＢを分散
させることが困難なためであった。
させることが困難なためであった。
本発明は、ＲＺＧＯ＋？型のＳｍ −Ｃｏ −Ｃｕ −
Ｆｅ −Ｚｒ系永久磁石合金に、０．００！５ ｗｔ％
未満のＢを添加し、高い残留磁束密度と高い保磁力を合
せ持つ永久磁石材料を提供すると同時に、それを安定し
て製造する方法を提供しようとするものである。
Ｆｅ −Ｚｒ系永久磁石合金に、０．００！５ ｗｔ％
未満のＢを添加し、高い残留磁束密度と高い保磁力を合
せ持つ永久磁石材料を提供すると同時に、それを安定し
て製造する方法を提供しようとするものである。
本発明の永久磁石材料は、重量百分率（ｗｔ％）で、２
３〜２８％のＲ（ただしＲは希土類元素の１種又は２種
以上）、４〜１０％のＣｑ、１５〜２５％のＦｅ、０．
２〜５％のＺｒ、及び残部がＣｏ並びに不可避的不純物
からなる合金において、０．００５％未満のＢを含有さ
せることを特徴とする。この永久磁石材料の製造方法は
、重量百分率（ｗｔ％）で、２３〜２８％のＲ（ただし
Ｒは希土類元素の１種又は２種以上）、４〜１０％のＣ
ｕ、１５〜２５％のＦｅ、０．２〜５％のＺｒ、および
残部がＣＯからなる合金粉末と、２３〜２Ｂ％のＲ（た
だしＲは希土類元素の１種又は２種以上）、４〜１０％
のＣｕ、１５〜２５％のＦｅ、 ０．２〜５％のＺｒ、
０．００５〜０．０６％のＢ、及び残部がＣｏからな
る合金粉末とを混合し、加圧成形後に焼結することを特
徴とする。
３〜２８％のＲ（ただしＲは希土類元素の１種又は２種
以上）、４〜１０％のＣｑ、１５〜２５％のＦｅ、０．
２〜５％のＺｒ、及び残部がＣｏ並びに不可避的不純物
からなる合金において、０．００５％未満のＢを含有さ
せることを特徴とする。この永久磁石材料の製造方法は
、重量百分率（ｗｔ％）で、２３〜２８％のＲ（ただし
Ｒは希土類元素の１種又は２種以上）、４〜１０％のＣ
ｕ、１５〜２５％のＦｅ、０．２〜５％のＺｒ、および
残部がＣＯからなる合金粉末と、２３〜２Ｂ％のＲ（た
だしＲは希土類元素の１種又は２種以上）、４〜１０％
のＣｕ、１５〜２５％のＦｅ、 ０．２〜５％のＺｒ、
０．００５〜０．０６％のＢ、及び残部がＣｏからな
る合金粉末とを混合し、加圧成形後に焼結することを特
徴とする。
合金中の析出は微量元素の添加によって影響を受けるこ
とが多い。例えば低炭素鋼におけるベイナイト変態はわ
ずかＯ，０ＱＯ１ｖｉｔ％のＢの添加によって著しく遅
らされる（Ｍ、 ＵｅｎｏとＴ、 Ｉｎｏｕｅ 。
とが多い。例えば低炭素鋼におけるベイナイト変態はわ
ずかＯ，０ＱＯ１ｖｉｔ％のＢの添加によって著しく遅
らされる（Ｍ、 ＵｅｎｏとＴ、 Ｉｎｏｕｅ 。
Ｔｒａｎｓ、ｌ５ＩＪ、 Ｖｏｌ、１３．１９７３．
Ｐ２１０ ） 、本発明者らは、新たに、０．００５
ｗｔ％未溝の微量のＢをＳｍ −Ｃｏ −Ｃｕ −Ｐ
ｅ −Ｚｒ系合金に添加しても、Ｂを均一に分散させる
ことが出来れば磁気特性に有害なＳｍ、Ｃｏ７型相の析
出を抑制できることを見い出した。
Ｐ２１０ ） 、本発明者らは、新たに、０．００５
ｗｔ％未溝の微量のＢをＳｍ −Ｃｏ −Ｃｕ −Ｐ
ｅ −Ｚｒ系合金に添加しても、Ｂを均一に分散させる
ことが出来れば磁気特性に有害なＳｍ、Ｃｏ７型相の析
出を抑制できることを見い出した。
ここで、Ｂの添加量は微量であるので、飽和磁化の低下
はほとんどない。したがって、Ｂ添加によって高い残留
磁束密度を保ったまま保磁力を向上させることができる
。
はほとんどない。したがって、Ｂ添加によって高い残留
磁束密度を保ったまま保磁力を向上させることができる
。
以下、本発明の磁石合金Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｚｒ
−Ｂ系の成分について言及する。
−Ｂ系の成分について言及する。
本発明のＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｚｒ −Ｂ系において
ＲはＳｍを主体とする希土類元素であるが、それが２３
ｗｔ％未満では十分な保磁力が得られず、２８ｗｔ％超
では飽和磁化が低い。Ｃｕは４ｉｖｔ％未満では十分な
保磁力が得られず、１０ｗｔ％超では飽和磁化が低くな
る。Ｒｅは１５ｗｔ％未満では飽和磁化の十分に高いも
のが得られず、２５ｗｔ％超では保磁力が低い。Ｚｒは
特公昭５５−４８０９４号公報により公知のごとく低Ｃ
ｕで高Ｆｅの木系磁石合金においては０．２〜５吋％の
範囲で添加する必要がある。すなわち、Ｚｒが０．２ｗ
ｔ％未満では十分な保磁力が得られず、５ｗｔ％超では
飽和磁化の低下が著しい。本発明の主眼となるＢは、均
一分散により０．００５ ｉｖｔ％未満の極く微量で保
磁力を向上させる。また、Ｂは非磁性元素であるので、
多すぎるＢの添加は飽和磁化の低下を招くので好ましく
ない。
ＲはＳｍを主体とする希土類元素であるが、それが２３
ｗｔ％未満では十分な保磁力が得られず、２８ｗｔ％超
では飽和磁化が低い。Ｃｕは４ｉｖｔ％未満では十分な
保磁力が得られず、１０ｗｔ％超では飽和磁化が低くな
る。Ｒｅは１５ｗｔ％未満では飽和磁化の十分に高いも
のが得られず、２５ｗｔ％超では保磁力が低い。Ｚｒは
特公昭５５−４８０９４号公報により公知のごとく低Ｃ
ｕで高Ｆｅの木系磁石合金においては０．２〜５吋％の
範囲で添加する必要がある。すなわち、Ｚｒが０．２ｗ
ｔ％未満では十分な保磁力が得られず、５ｗｔ％超では
飽和磁化の低下が著しい。本発明の主眼となるＢは、均
一分散により０．００５ ｉｖｔ％未満の極く微量で保
磁力を向上させる。また、Ｂは非磁性元素であるので、
多すぎるＢの添加は飽和磁化の低下を招くので好ましく
ない。
ＢをＳｍ２ＧＯ＋を系磁石合金に添加した例は特開昭５
５−１１５３０４号公報、特開昭５６−４４７４１号公
報、特公昭５９−１０５６２号公報、特開昭６０−２３
８４３６号公報、特開昭６０〜２３８４３７号公報記載
のものなどがあるが、いずれもＢの添加量が極めて多く
、これらの手段によっては目的とする高い残留磁束密度
で高保磁力の永久磁石材料を得ることはできない。本発
明者らが特願昭６２−５７５２９号において開示したよ
うに、０．０６ｗｔ％以下のＢの添加が適切である。
５−１１５３０４号公報、特開昭５６−４４７４１号公
報、特公昭５９−１０５６２号公報、特開昭６０−２３
８４３６号公報、特開昭６０〜２３８４３７号公報記載
のものなどがあるが、いずれもＢの添加量が極めて多く
、これらの手段によっては目的とする高い残留磁束密度
で高保磁力の永久磁石材料を得ることはできない。本発
明者らが特願昭６２−５７５２９号において開示したよ
うに、０．０６ｗｔ％以下のＢの添加が適切である。
次に本発明の構成であるごく微量のＢを均一に分散させ
る手段について述べる。
る手段について述べる。
粉末冶金法によって異方性焼結磁石を作製する場合には
、２種以上の合金粉末を混合して目的の組成の合金磁石
を得ることができる。本発明者らの経験によれば、高周
波誘導溶解等の通常の合金製造によっては０．００５
ｗｔ％未溝の微量のＢを合金中に均一に含有させること
は極めて困難である。
、２種以上の合金粉末を混合して目的の組成の合金磁石
を得ることができる。本発明者らの経験によれば、高周
波誘導溶解等の通常の合金製造によっては０．００５
ｗｔ％未溝の微量のＢを合金中に均一に含有させること
は極めて困難である。
本発明者らは、それに変る方法として、Ｂ無添加の合金
粉末と０．００５〜０．０６ｉｙｔ％のＢを添加した合
金粉末を所定の割合で混合し、加圧成形後に焼結する方
法が有効であることを見い出した。この方法によって本
発明のような微量のＢの添加が可能になった。Ｂを０．
００５〜０．０６ｗｔ％添加した合金は、Ｒ２Ｃ０，７
相を主相として保ったまま、その融点がＢ無添加合金の
融点に比較して１０〜３０″Ｃ低い。したがって、Ｂ無
添加合金の粉末にＢ添加合金の粉末を混入させて焼結す
る場合には、Ｂ添加合金粉末が焼結助材として働くため
に低温度ご短時間に良好な焼結を行うことができる。こ
の方法によって焼結晶の変形は大幅に軽減された。
粉末と０．００５〜０．０６ｉｙｔ％のＢを添加した合
金粉末を所定の割合で混合し、加圧成形後に焼結する方
法が有効であることを見い出した。この方法によって本
発明のような微量のＢの添加が可能になった。Ｂを０．
００５〜０．０６ｗｔ％添加した合金は、Ｒ２Ｃ０，７
相を主相として保ったまま、その融点がＢ無添加合金の
融点に比較して１０〜３０″Ｃ低い。したがって、Ｂ無
添加合金の粉末にＢ添加合金の粉末を混入させて焼結す
る場合には、Ｂ添加合金粉末が焼結助材として働くため
に低温度ご短時間に良好な焼結を行うことができる。こ
の方法によって焼結晶の変形は大幅に軽減された。
Ｒ２Ｃｏ、７型磁石合金において添加された微量のＢは
原子状に結晶粒界及び亜粒界等に偏析し、粒界エネルギ
ーを下げることによりＲ２ＣＯ７型相の粒界析出を抑制
する。これによって前述のごとく保磁力が向上する。
原子状に結晶粒界及び亜粒界等に偏析し、粒界エネルギ
ーを下げることによりＲ２ＣＯ７型相の粒界析出を抑制
する。これによって前述のごとく保磁力が向上する。
実施例１
合金組成がＣｏ ２４．８ｗｔ％Ｓｍ ６．０ｗｔ
％Ｃｕ −１９，０ｗｔ％Ｆｅ−２，５ｗｔ％Ｚｒの合
金とＣｏ ２４．９Ｈｊ％Ｓｍ ６．０ｗｔ％Ｃｕ
１８．９ｗｔ％Ｆｅ ２．６ｗｔ％Ｚｒ −０，
０２３ｗｔ％Ｂの合金とを高周波誘導溶解によって溶製
した。これら２種の合金鋳片を粒径５００μｍ以下に粉
砕し、種々の割合で混合した。これにより数種類のＢの
含有量の異る混合合金粉を得、引き続いてボールミルに
よって混合合金粉の微粉砕を行った。微粉砕後の粉末を
１６ｋＯｅの磁場中にて２ｔｏｎ／ｃＴＮの圧力で圧縮
成形した。次に、成形体を１１８０°Ｃ〜１２１０°Ｃ
の範囲の最適の温度で１時間焼結し、引き続き１１３０
°Ｃ〜１１６０°Ｃの範囲の最適の温度で１６時間溶体
化した。溶体化後の時効処理として、８５０°Ｃで１時
間保持し、その後１°Ｃ／ｍｉｎで４００°Ｃまで冷却
した。時効後の試料にたいして６０ｋＯｅのパルス着磁
を行い、自記磁束計により磁気特性を測定した。
％Ｃｕ −１９，０ｗｔ％Ｆｅ−２，５ｗｔ％Ｚｒの合
金とＣｏ ２４．９Ｈｊ％Ｓｍ ６．０ｗｔ％Ｃｕ
１８．９ｗｔ％Ｆｅ ２．６ｗｔ％Ｚｒ −０，
０２３ｗｔ％Ｂの合金とを高周波誘導溶解によって溶製
した。これら２種の合金鋳片を粒径５００μｍ以下に粉
砕し、種々の割合で混合した。これにより数種類のＢの
含有量の異る混合合金粉を得、引き続いてボールミルに
よって混合合金粉の微粉砕を行った。微粉砕後の粉末を
１６ｋＯｅの磁場中にて２ｔｏｎ／ｃＴＮの圧力で圧縮
成形した。次に、成形体を１１８０°Ｃ〜１２１０°Ｃ
の範囲の最適の温度で１時間焼結し、引き続き１１３０
°Ｃ〜１１６０°Ｃの範囲の最適の温度で１６時間溶体
化した。溶体化後の時効処理として、８５０°Ｃで１時
間保持し、その後１°Ｃ／ｍｉｎで４００°Ｃまで冷却
した。時効後の試料にたいして６０ｋＯｅのパルス着磁
を行い、自記磁束計により磁気特性を測定した。
第１図に、Ｂ無添加の場合、０．００５ ｗｔ％未溝の
微量のＢを添加した場合、及び０．０３８ ｗｔ％のＢ
を添加した場合の磁気特性を示す。図から明らかなよう
に、ごく微量のＢの添加によって保磁力ｉＨｃは著しく
向上する。この保磁力の増加によって、最大エネルギー
積（ＢＨ）□８はＢ無添加の場合の２４、６ Ｍ ＧＯ
ｅから０．００５ ｗｔ％未満のＢ添加の場合の２８．
１〜２ Ｂ、’６ ＭＧＯｅに改善された。Ｂの多量添
加は保磁力を減少させる傾向にある。
微量のＢを添加した場合、及び０．０３８ ｗｔ％のＢ
を添加した場合の磁気特性を示す。図から明らかなよう
に、ごく微量のＢの添加によって保磁力ｉＨｃは著しく
向上する。この保磁力の増加によって、最大エネルギー
積（ＢＨ）□８はＢ無添加の場合の２４、６ Ｍ ＧＯ
ｅから０．００５ ｗｔ％未満のＢ添加の場合の２８．
１〜２ Ｂ、’６ ＭＧＯｅに改善された。Ｂの多量添
加は保磁力を減少させる傾向にある。
第２図（ａ）はＢ無添加合金、同（ｂ）は０．００３８
ｗｔ％ｆ７１Ｂを添加した合金の時効処理後の光学顕微
鏡による組織写真である。Ｂ無添加合金においては、保
磁力低下の原因となる０、５μｍ前後のＳｍｚＣｏ７型
の析出物が多量に析出しているが、０．００３８ｗｔ％
のＢを添加した合金ではそれがほとんど見られない。
ｗｔ％ｆ７１Ｂを添加した合金の時効処理後の光学顕微
鏡による組織写真である。Ｂ無添加合金においては、保
磁力低下の原因となる０、５μｍ前後のＳｍｚＣｏ７型
の析出物が多量に析出しているが、０．００３８ｗｔ％
のＢを添加した合金ではそれがほとんど見られない。
このＢ添加によるＳｍ２Ｃｏ７相の析出の抑制が、上述
の保磁力向上の原因である。
の保磁力向上の原因である。
実施例２
組成がＣｏ −１５，０ｉｖｔ％Ｓｍ−１０，２ｗｔ％
Ｎｄ−８，１−ｔ％Ｃｕ −１５，５ｗｔ％Ｆｅ−１，
９ｗｔ％Ｚｒ （合金Ｓ）とＣｏ−１５，０ｗｔ％Ｓｍ
−１０，２ｗｔ％Ｎｄ ８．１ｗｔ％Ｃｕ −１５
，５ｗｔ％Ｆｅ −１，９ｉｙｔ％Ｚｒ−０，００１９
ｗｔ％Ｂ（合金Ｔ）である合金磁石を実施例１と同様の
方法で作製した。第１表にそれらの磁気特性を示す。表
から明らかなように、希土類元素ＲをＳｍとＮｄの混合
にした場合でも、ごく微量のＢの添加によって保磁力が
著しく向上し、実用上使用可能な磁石が得られた。
Ｎｄ−８，１−ｔ％Ｃｕ −１５，５ｗｔ％Ｆｅ−１，
９ｗｔ％Ｚｒ （合金Ｓ）とＣｏ−１５，０ｗｔ％Ｓｍ
−１０，２ｗｔ％Ｎｄ ８．１ｗｔ％Ｃｕ −１５
，５ｗｔ％Ｆｅ −１，９ｉｙｔ％Ｚｒ−０，００１９
ｗｔ％Ｂ（合金Ｔ）である合金磁石を実施例１と同様の
方法で作製した。第１表にそれらの磁気特性を示す。表
から明らかなように、希土類元素ＲをＳｍとＮｄの混合
にした場合でも、ごく微量のＢの添加によって保磁力が
著しく向上し、実用上使用可能な磁石が得られた。
第１表
〔発明の効果〕
本発明によるごく微量のＢの均一添加によってＲｚＣｏ
＋ｑ型磁石の保磁力は著しく向上した。これによって高
いＦｅ含有量の合金においても高保磁力が得られ、その
合金の持つ大きな飽和磁化との相乗効果によって高い最
大エネルギー積が得られた。
＋ｑ型磁石の保磁力は著しく向上した。これによって高
いＦｅ含有量の合金においても高保磁力が得られ、その
合金の持つ大きな飽和磁化との相乗効果によって高い最
大エネルギー積が得られた。
近年、磁石応用機器は小型・薄肉化の傾向にあるために
、それに使用する磁石も薄肉のものが増加してきた。厚
さの小さい磁石を厚さ方向に着磁して機器に組み込む場
合には、自己減磁をさせないために高保磁力が要求され
る。本発明の高保磁力で高残留磁束密度の磁石の提供に
よって、より効率のよい小型で薄肉の磁石応用機器をつ
くることができる。
、それに使用する磁石も薄肉のものが増加してきた。厚
さの小さい磁石を厚さ方向に着磁して機器に組み込む場
合には、自己減磁をさせないために高保磁力が要求され
る。本発明の高保磁力で高残留磁束密度の磁石の提供に
よって、より効率のよい小型で薄肉の磁石応用機器をつ
くることができる。
また、Ｂ無添加合金の粉末とＢ添加合金の粉末とを混合
して焼結するという方法の適用により、著しく焼結晶の
変形が軽減され、製品歩留りが大幅に向上した。
して焼結するという方法の適用により、著しく焼結晶の
変形が軽減され、製品歩留りが大幅に向上した。
第１図はＢの含有量に対する磁気特性を示す図、第２図
（ａ）、 （ｂ）はＢ添加によってＳｍ２Ｃｏ７相の析
出が抑制されることを示す光学顕微鏡による金属組織写
真である。
（ａ）、 （ｂ）はＢ添加によってＳｍ２Ｃｏ７相の析
出が抑制されることを示す光学顕微鏡による金属組織写
真である。
Claims (2)
- （１）重量百分率（ｗｔ％）で、２３〜２８％のＲ（た
だしＲは希土類元素の１種又は２種以上）、４〜１０％
のＣｕ、１５〜２５％のＦｅ、０．２〜５％のＺｒ、及
び残部がＣｏ並びに不可避的不純物からなる合金におい
て、０．００５％未満のＢを含有することを特徴とする
永久磁石材料。 - （２）重量百分率（ｗｔ％）で、２３〜２８％のＲ（た
だしＲは希土類元素の１種又は２種以上）、４〜１０％
のＣｕ、１５〜２５％のＦｅ、０．２〜５％のＺｒ、及
び残部がＣｏからなる合金粉末と、２３〜２８％のＲ（
ただしＲは希土類元素の１種又は２種以上）、４〜１０
％のＣｕ、１５〜２５％のＦｅ、０．２〜５％のＺｒ、
０．００５〜０．０６％のＢ、及び残部がＣｏからなる
合金粉末とを混合し、該混合合金粉末を加圧成形後に焼
結することを特徴とする特許請求範囲第１項記載の永久
磁石材料の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63006192A JPH01184244A (ja) | 1988-01-14 | 1988-01-14 | 永久磁石材料及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63006192A JPH01184244A (ja) | 1988-01-14 | 1988-01-14 | 永久磁石材料及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01184244A true JPH01184244A (ja) | 1989-07-21 |
| JPH0514020B2 JPH0514020B2 (ja) | 1993-02-24 |
Family
ID=11631689
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63006192A Granted JPH01184244A (ja) | 1988-01-14 | 1988-01-14 | 永久磁石材料及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01184244A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03252103A (ja) * | 1990-03-01 | 1991-11-11 | Tokin Corp | 希土類コバルト磁石の製造方法 |
| US5985050A (en) * | 1996-09-30 | 1999-11-16 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | SmFe-based magnetostrictive material |
| US9773592B2 (en) | 2013-09-13 | 2017-09-26 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Permanent magnet, and motor and generator using the same |
-
1988
- 1988-01-14 JP JP63006192A patent/JPH01184244A/ja active Granted
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03252103A (ja) * | 1990-03-01 | 1991-11-11 | Tokin Corp | 希土類コバルト磁石の製造方法 |
| US5985050A (en) * | 1996-09-30 | 1999-11-16 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | SmFe-based magnetostrictive material |
| US9773592B2 (en) | 2013-09-13 | 2017-09-26 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Permanent magnet, and motor and generator using the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0514020B2 (ja) | 1993-02-24 |
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