JPH01247A - 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
- Publication number
- JPH01247A JPH01247A JP62-288346A JP28834687A JPH01247A JP H01247 A JPH01247 A JP H01247A JP 28834687 A JP28834687 A JP 28834687A JP H01247 A JPH01247 A JP H01247A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- magnetization
- magnet
- permanent magnet
- added
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
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、Ｒ，Ｃｏ、、金属間化合物（ただし、ＲはＳ
Ｌｌを主体とする希土類金属）を主体をし、着磁性にす
ぐれたＲ −Ｃｏ−Ｃｕ−Ｐｅ−Ｚｒ −Ｂ系永久磁石
材料及びその製造方法に関するものである。
Ｌｌを主体とする希土類金属）を主体をし、着磁性にす
ぐれたＲ −Ｃｏ−Ｃｕ−Ｐｅ−Ｚｒ −Ｂ系永久磁石
材料及びその製造方法に関するものである。
本系磁石はＲ，Ｃｏ、、型と総称されるが、その代表で
あるＳ■ｔｃｏ＋’ｒ型磁石は高磁気特性を示すために
小型で高性能を要求される電磁変換機器（モーター等）
に広範に使用されている。
あるＳ■ｔｃｏ＋’ｒ型磁石は高磁気特性を示すために
小型で高性能を要求される電磁変換機器（モーター等）
に広範に使用されている。
５ＩＩＩｚＣｏｌ、型のＳｓ −Ｇｏ −Ｃｕ −Ｆｅ
−Ｚｒ系永久磁石は少量のＺｒの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）。従来のＳｍＣｏ５型磁石に比較してＳｍｚＣＯ
＋、型磁石はその保有する飽和磁化が大きく、高い磁気
特性が得られる。しかしながら、Ｓｍ、Ｇｏ、７電磁石
は、磁壁のピンニングによって保磁力が発生するために
、逆磁区の発生が保磁力を決めるタイプの５ｓＣｏｓ型
磁石に比較して着磁性がよくない。したがって、実用上
着磁磁場の大きさに限界があるような場合には、Ｓ＋ａ
ｚＣＯ＋を型磁石の性能を十分に発揮できない場合があ
る０例えば、リング状磁石に多極着磁をする場合には、
着磁性のよいＳｗ＋Ｃｏｌ型磁石の方がＳｎ＋ｚＣＯ＋
を型磁石よりも高い表面磁束密度を与えるという報告が
ある（野口他、第９回日本応用磁気学会学術講演概要集
、１９８５．３５頁）。種々の磁石部品の性能として５
ｌｌｘＣＯ＋を型磁石がすぐれるためには、その磁石の
着磁性を改善しなければならない、従来、この問題に取
り組み有効な手段を示した報告はない。
−Ｚｒ系永久磁石は少量のＺｒの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）。従来のＳｍＣｏ５型磁石に比較してＳｍｚＣＯ
＋、型磁石はその保有する飽和磁化が大きく、高い磁気
特性が得られる。しかしながら、Ｓｍ、Ｇｏ、７電磁石
は、磁壁のピンニングによって保磁力が発生するために
、逆磁区の発生が保磁力を決めるタイプの５ｓＣｏｓ型
磁石に比較して着磁性がよくない。したがって、実用上
着磁磁場の大きさに限界があるような場合には、Ｓ＋ａ
ｚＣＯ＋を型磁石の性能を十分に発揮できない場合があ
る０例えば、リング状磁石に多極着磁をする場合には、
着磁性のよいＳｗ＋Ｃｏｌ型磁石の方がＳｎ＋ｚＣＯ＋
を型磁石よりも高い表面磁束密度を与えるという報告が
ある（野口他、第９回日本応用磁気学会学術講演概要集
、１９８５．３５頁）。種々の磁石部品の性能として５
ｌｌｘＣＯ＋を型磁石がすぐれるためには、その磁石の
着磁性を改善しなければならない、従来、この問題に取
り組み有効な手段を示した報告はない。
種々の磁石部品の着磁において通常得られる着磁磁場は
２０〜２５ｋＯｅである。したがって、磁石の磁気特性
はその着磁磁場で十分に発揮されるものでなければなら
ない。
２０〜２５ｋＯｅである。したがって、磁石の磁気特性
はその着磁磁場で十分に発揮されるものでなければなら
ない。
ＳｗｚＣＯ＋を型磁石のＳｓ −Ｃｏ −Ｃｕ −Ｆｅ
−Ｚｒ系においては、低Ｃｕ（１０ｗｔ％以下）、高
Ｆｅ（１５ｗｔ％以上）の成分系で高特性が得られる０
本発明者らは重量百分率（ｈｔ％）でＧｏ −２５，５
ｗｔ％Ｓｒｎ−６ｗｔ％Ｃｕ −（１７〜２１）ｗｔ％
Ｐｅ−２ｗｔ％Ｚｒで表わされる合金の異方性ボンド磁
石の高性能化を計る過程で、保磁力ｉＨｃと最大エネル
ギー積（ａｌｌ）＋＋＋ａｘが最大となる熱処理条件の
もとでは着磁性が著しく悪くなることを見い出した。こ
れは、上記熱処理条件のもとでは本系合金特有の微細セ
ル組織（セル間隔〜５０ｎｗ＋）以外に粗大な析出相（
ｚｏｎａｌｓｔｒｕｃｔｕｒｅ、以下Ｘ相、〜０．５μ
ｌ１ｌ）が出現したためであることをつきとめた。Ｘ１
ａｏ ＹａｏｆｕとＺｈａｎｇＺｈｅｎｇｙｉの報告（
Ｐｒｏｃ、８ｔｈ ＩｎｔｅｒＪｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ
Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈ
ｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ。
−Ｚｒ系においては、低Ｃｕ（１０ｗｔ％以下）、高
Ｆｅ（１５ｗｔ％以上）の成分系で高特性が得られる０
本発明者らは重量百分率（ｈｔ％）でＧｏ −２５，５
ｗｔ％Ｓｒｎ−６ｗｔ％Ｃｕ −（１７〜２１）ｗｔ％
Ｐｅ−２ｗｔ％Ｚｒで表わされる合金の異方性ボンド磁
石の高性能化を計る過程で、保磁力ｉＨｃと最大エネル
ギー積（ａｌｌ）＋＋＋ａｘが最大となる熱処理条件の
もとでは着磁性が著しく悪くなることを見い出した。こ
れは、上記熱処理条件のもとでは本系合金特有の微細セ
ル組織（セル間隔〜５０ｎｗ＋）以外に粗大な析出相（
ｚｏｎａｌｓｔｒｕｃｔｕｒｅ、以下Ｘ相、〜０．５μ
ｌ１ｌ）が出現したためであることをつきとめた。Ｘ１
ａｏ ＹａｏｆｕとＺｈａｎｇＺｈｅｎｇｙｉの報告（
Ｐｒｏｃ、８ｔｈ ＩｎｔｅｒＪｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ
Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈ
ｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ。
１９８５、Ｐ２５７ ＞に示されるように、このＸ相は
Ｓ＋５ＣｏＢ型の結晶構造（或いは本発明者らの研究に
よればＳｍ２ＣｏＩ？型の結晶構造）を有し、強い磁壁
のピンニングサイトとして働く、微細セル組織はセル内
部の５ｌｌｘ （Ｃｏｄｅ） Ｉ ？相とセル境界のＳ
ｓ （ＣｏＣｕ） ｓ相で構成される。その両相の相境
界は磁壁のピンニングサイトとして働くことは周知であ
るが、Ｘ相はその相境界よりも強い磁壁のピンニングを
行うと考えられる。事実、Ｘ１ａｏ ＹａｏｆｕとＺｈ
ａｎｇ Ｚｈｅｎ−ｇｙｉの上記文献によればＸ相が出
現する場合には保磁力は３・ＱｋＯｅ以上に達している
。したがってこのような場合には２０ ２５ｋＯｅの着
磁磁場では十分に本系磁石の特性を引き出すことができ
ない０本発明は、上記したＸ相の出現を抑制し、もって
着磁性を改善することを目的とする。
Ｓ＋５ＣｏＢ型の結晶構造（或いは本発明者らの研究に
よればＳｍ２ＣｏＩ？型の結晶構造）を有し、強い磁壁
のピンニングサイトとして働く、微細セル組織はセル内
部の５ｌｌｘ （Ｃｏｄｅ） Ｉ ？相とセル境界のＳ
ｓ （ＣｏＣｕ） ｓ相で構成される。その両相の相境
界は磁壁のピンニングサイトとして働くことは周知であ
るが、Ｘ相はその相境界よりも強い磁壁のピンニングを
行うと考えられる。事実、Ｘ１ａｏ ＹａｏｆｕとＺｈ
ａｎｇ Ｚｈｅｎ−ｇｙｉの上記文献によればＸ相が出
現する場合には保磁力は３・ＱｋＯｅ以上に達している
。したがってこのような場合には２０ ２５ｋＯｅの着
磁磁場では十分に本系磁石の特性を引き出すことができ
ない０本発明は、上記したＸ相の出現を抑制し、もって
着磁性を改善することを目的とする。
本発明の要旨とするところは、下記のとおりである。
（１）重量百分率（ｗｔ％）でＲ（ただしＲはＳｓを主
体とする希土類元素）： ２３〜２８％、Ｃｕ： ４〜
１６％、Ｆｅ：１５〜２５％、Ｚｒ：０．２〜５％、Ｂ
： ｏ、ｏｏｓ〜０．０６％、残部がＣｏ並びに不可避
的不純物からなることを特徴とする永久磁石材料。
体とする希土類元素）： ２３〜２８％、Ｃｕ： ４〜
１６％、Ｆｅ：１５〜２５％、Ｚｒ：０．２〜５％、Ｂ
： ｏ、ｏｏｓ〜０．０６％、残部がＣｏ並びに不可避
的不純物からなることを特徴とする永久磁石材料。
（２）重量百分率（ｗｔ％）でＲ（ただしＲはＳ１１を
主体とする希、土類元素）が２３〜２８％、Ｃｕが４〜
ｌＯ％、Ｆｅが１５〜２５％、Ｚｒが０．２〜５％、Ｂ
がｏ、ｏｏｓ〜０．０６％、残部がＣｏ並びに不可避的
不純物からなる合金溶湯を、板厚３１以下の薄板に直接
連続鋳造急冷処理を行うことを特徴とする永久磁石材料
の製造方法。
主体とする希、土類元素）が２３〜２８％、Ｃｕが４〜
ｌＯ％、Ｆｅが１５〜２５％、Ｚｒが０．２〜５％、Ｂ
がｏ、ｏｏｓ〜０．０６％、残部がＣｏ並びに不可避的
不純物からなる合金溶湯を、板厚３１以下の薄板に直接
連続鋳造急冷処理を行うことを特徴とする永久磁石材料
の製造方法。
以下、本発明の詳細な説明する。
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、また合金の冷却条件によっても左右される０
本発明者らは、５ｓ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ −Ｚｒ合金に
微量のＢを添加し、板厚３ＩＩＩｌ以下の薄板に直接連
続鋳造急冷処理を行うことによりＸ相の析出が抑制され
ることを新たに見い出した。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添加によって磁気特性を損うことな（着磁性を改善
することができる。
とが多い、また合金の冷却条件によっても左右される０
本発明者らは、５ｓ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ −Ｚｒ合金に
微量のＢを添加し、板厚３ＩＩＩｌ以下の薄板に直接連
続鋳造急冷処理を行うことによりＸ相の析出が抑制され
ることを新たに見い出した。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添加によって磁気特性を損うことな（着磁性を改善
することができる。
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ＲＣｏ Ｃｕ Ｆｅ−Ｚｒ−Ｂ系において
ＲはＳｓ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４ｗｔ％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（な
る。Ｆｅは１５−ｔ％未満では飽和磁化の十分に高いも
のが得られず、２５−ｔ％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の本系磁石合金においては０．２〜５ｉｍｔ
％の範囲で添加する必要がある。すなわち、Ｚｒが０．
２ｗｔ％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
、０．００５ ｗｔ％未満では着磁性改善の効果が少く
、０．０６ｗｔ％超では飽和磁化（すなわち残留磁化）
の低下が無視できないほど大きくなる。
ＲはＳｓ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４ｗｔ％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（な
る。Ｆｅは１５−ｔ％未満では飽和磁化の十分に高いも
のが得られず、２５−ｔ％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の本系磁石合金においては０．２〜５ｉｍｔ
％の範囲で添加する必要がある。すなわち、Ｚｒが０．
２ｗｔ％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
、０．００５ ｗｔ％未満では着磁性改善の効果が少く
、０．０６ｗｔ％超では飽和磁化（すなわち残留磁化）
の低下が無視できないほど大きくなる。
ＢをＳｍｚＣＯ＋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、いずれも保磁力を高める目的でＢ
を添加しており、本発明のように着は性の改善を狙った
ものではない。又、前記公知文献においてはＢの添加量
が著しく多い。本発明はこれらの発明と異って、Ｓｍ
−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｚｒ −Ｂ系合金溶湯を双ロール
などの公知の薄板直接連続鋳造装置によって鋳造し、水
冷を施して板厚３叩以下の薄板状急冷鋳片を製造した。
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、いずれも保磁力を高める目的でＢ
を添加しており、本発明のように着は性の改善を狙った
ものではない。又、前記公知文献においてはＢの添加量
が著しく多い。本発明はこれらの発明と異って、Ｓｍ
−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｚｒ −Ｂ系合金溶湯を双ロール
などの公知の薄板直接連続鋳造装置によって鋳造し、水
冷を施して板厚３叩以下の薄板状急冷鋳片を製造した。
それによって、添加したＢが均一にマトリックスに分散
することになり、極小量の添加量で効果的にＸ相の析出
を防止することを可能にしたものである。通常の徐冷法
による合金鋳塊の場合は、Ｂは結晶粒界に化合物として
晶出（又は析出）し、着磁性改善の効果は少ない。
することになり、極小量の添加量で効果的にＸ相の析出
を防止することを可能にしたものである。通常の徐冷法
による合金鋳塊の場合は、Ｂは結晶粒界に化合物として
晶出（又は析出）し、着磁性改善の効果は少ない。
微量のＢの添加はＳｍｚＣＯ＋を型磁石合金におけるＸ
相の析出を抑制し、もって着磁性を改善する。
相の析出を抑制し、もって着磁性を改善する。
第１図にＳｍ −Ｇｏ −Ｃｕ −Ｆｅ −Ｚｒ合合金
色それに０．０３ｗｔ％のＢを添加した合金Ｔとの最大
印加磁界（着磁磁場）２４ｋＯｅにおける減磁曲線を示
す。実施例に詳しく説明するが、合金Ｓの場合は着磁が
不十分であるものが、合金Ｔにおいてはほぼ完全に着磁
が行なわれている。第２図に合金ＳとＴの光学顕微鏡に
よるミクロ組織を示す。図から微量のＢの添加によって
粒内のＸ相の析出が抑制されているのがわかる。
色それに０．０３ｗｔ％のＢを添加した合金Ｔとの最大
印加磁界（着磁磁場）２４ｋＯｅにおける減磁曲線を示
す。実施例に詳しく説明するが、合金Ｓの場合は着磁が
不十分であるものが、合金Ｔにおいてはほぼ完全に着磁
が行なわれている。第２図に合金ＳとＴの光学顕微鏡に
よるミクロ組織を示す。図から微量のＢの添加によって
粒内のＸ相の析出が抑制されているのがわかる。
〔実施例］
実施例１
第１表に示す成分の５Ｌｌｌ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｚｒ
合合金色それに０．０３ｗｔ％のＢを添加した合金Ｔを
高周波真空溶解により溶製した。次にＡｒ雰囲気中で高
周波誘導加熱により合金鋳片を再溶解し、直径３００胴
の銅製ロール２本を並設した双ロール式薄板連続鋳造装
置を用い、ロール回転速度２０ＰＰＭにて連続鋳造し、
ガイドロール直下より水冷してｖｉ厚１．５ ｍの薄板
直接鋳造材を得た。
合合金色それに０．０３ｗｔ％のＢを添加した合金Ｔを
高周波真空溶解により溶製した。次にＡｒ雰囲気中で高
周波誘導加熱により合金鋳片を再溶解し、直径３００胴
の銅製ロール２本を並設した双ロール式薄板連続鋳造装
置を用い、ロール回転速度２０ＰＰＭにて連続鋳造し、
ガイドロール直下より水冷してｖｉ厚１．５ ｍの薄板
直接鋳造材を得た。
第 １ 表
（重量百分率で表わし、残部はＧｏおよび不可避的不純
物） 合金Ｓ、Ｔそれぞれについて最適の溶体化温度（Ｓは１
１５０°Ｃ，Ｔは１１３０°Ｃ）を決め、その温度で合
金薄板を１６時間溶体化した。溶体化後急冷し、時効処
理として８５０°Ｃ”ｉ？１時間保持後に４００°Ｃま
で１°Ｃ／＋ｗｉｎで冷却した。次に合金薄板を粗粉砕
後に、ボールミルによって微粉砕し、粉砕粒子の粒径が
平均９０μ謡になるように調整した。
物） 合金Ｓ、Ｔそれぞれについて最適の溶体化温度（Ｓは１
１５０°Ｃ，Ｔは１１３０°Ｃ）を決め、その温度で合
金薄板を１６時間溶体化した。溶体化後急冷し、時効処
理として８５０°Ｃ”ｉ？１時間保持後に４００°Ｃま
で１°Ｃ／＋ｗｉｎで冷却した。次に合金薄板を粗粉砕
後に、ボールミルによって微粉砕し、粉砕粒子の粒径が
平均９０μ謡になるように調整した。
この粉末にエポキシ樹脂を２．６ｗｔ％添加して混練し
、その混練物を１６ｋＯｅの磁場中にて４ｔｏｎ／ｃ４
の圧力で試験片形状（１０Ｘ１’ＯＸ２０ｍ） に圧縮
成形した。成形体を熱硬化させ、自記磁束計により磁気
特性を測定した。第１図に、最大印加磁場（着磁磁場）
２４ｋＯｅにおける減磁曲線を示す。図から明らかなよ
うに、Ｂ添加合金Ｔの方がＢ無添加の合金Ｓよりも残留
磁束密度Ｂｒが１．１ ｋＧ高い。第２表に、着磁磁場
２４ｋＯｅにおける磁気特性を６０ｋＯｅのパルス着磁
を行って測定した磁気特性と比較して示す。６０ｋＯｅ
のパルス着磁を行うと合金ＳとＴの間でＢｒと（Ｂｌｌ
）Ｉｌｌａｘにほとんど差がなくなる。合金Ｓは着磁性
が悪く、２４ｋＯｅＯ着磁磁場では（ＢＨ）ＩＩＩａｘ
の飽和値（１４，３ＭＧＯｅ）の７２％しか得られてい
ない。一方、Ｂを添加した合金Ｔでは、２４ｋＯｅの着
磁磁場において（ＢＨ） ｍａｘの飽和値（１４，１Ｍ
ＧＯｅ）が得られており極めて着磁性がよい。
、その混練物を１６ｋＯｅの磁場中にて４ｔｏｎ／ｃ４
の圧力で試験片形状（１０Ｘ１’ＯＸ２０ｍ） に圧縮
成形した。成形体を熱硬化させ、自記磁束計により磁気
特性を測定した。第１図に、最大印加磁場（着磁磁場）
２４ｋＯｅにおける減磁曲線を示す。図から明らかなよ
うに、Ｂ添加合金Ｔの方がＢ無添加の合金Ｓよりも残留
磁束密度Ｂｒが１．１ ｋＧ高い。第２表に、着磁磁場
２４ｋＯｅにおける磁気特性を６０ｋＯｅのパルス着磁
を行って測定した磁気特性と比較して示す。６０ｋＯｅ
のパルス着磁を行うと合金ＳとＴの間でＢｒと（Ｂｌｌ
）Ｉｌｌａｘにほとんど差がなくなる。合金Ｓは着磁性
が悪く、２４ｋＯｅＯ着磁磁場では（ＢＨ）ＩＩＩａｘ
の飽和値（１４，３ＭＧＯｅ）の７２％しか得られてい
ない。一方、Ｂを添加した合金Ｔでは、２４ｋＯｅの着
磁磁場において（ＢＨ） ｍａｘの飽和値（１４，１Ｍ
ＧＯｅ）が得られており極めて着磁性がよい。
第２図（ａ）は合金Ｓ（Ｂ：Ｑ％）、同（ｂ）は合金Ｔ
（Ｂ：０．０３％）の時効処理後の光学顕微鏡写真であ
る。合金Ｓにおいては前述のごとく着磁性を悪くするＸ
相が結晶粒内に出現しているが、合金Ｔではそれが見ら
れない。
（Ｂ：０．０３％）の時効処理後の光学顕微鏡写真であ
る。合金Ｓにおいては前述のごとく着磁性を悪くするＸ
相が結晶粒内に出現しているが、合金Ｔではそれが見ら
れない。
実施例２
着磁性に及ぼすＢの添加量の効果を調べた。 Ｃ。
２５．５ｗｔ％５５−６ｗｔ％Ｃｕ １９ｗｔ％Ｆｅ
２ｗｔ％Ｚｒ合金をベースにＢの添加量を変えた合
金を溶製した。実施例１と同様の方法でボンド磁石を作
製し、磁気特性を評価した。ここで、溶体化温度はおの
おのの合金組成で最高の保磁力を出す温度を選び、溶体
化時間は８時間とした０時効条件は実施例１と同じであ
る。
２ｗｔ％Ｚｒ合金をベースにＢの添加量を変えた合
金を溶製した。実施例１と同様の方法でボンド磁石を作
製し、磁気特性を評価した。ここで、溶体化温度はおの
おのの合金組成で最高の保磁力を出す温度を選び、溶体
化時間は８時間とした０時効条件は実施例１と同じであ
る。
第３図に着磁磁場が２４ ｋ Ｏｅと６０ｋＯｅの場合
の磁気特性・を示す、Ｂの添加量が０．０１５〜０．０
３ｗｔ％において、高い（ＢＨ）曽ａｘを維持したまま
着磁性が改善されている。ここで、Ｂの添加によって保
磁力は減少する。
の磁気特性・を示す、Ｂの添加量が０．０１５〜０．０
３ｗｔ％において、高い（ＢＨ）曽ａｘを維持したまま
着磁性が改善されている。ここで、Ｂの添加によって保
磁力は減少する。
実施例３
・Ｆｅの含有量の異や゛合金を溶製し、Ｂ添加の効果を
調べた。すなわち、Ｃｏ−２５，５ｗｔ％５５−６ｗｔ
％Ｃｕ −（１７〜２１）ｗｔ％Ｐａ−２ｗｔ％Ｚｒ合
金とそれらに０．０３ｗｔ％のＢを添加した合金を溶製
し、実施例１と同様の方法でボンド磁石を作製した。こ
こで溶体化温度はそれぞれの組成で最高の保磁力を出す
温度とし、溶体化時間は８時間とした。
調べた。すなわち、Ｃｏ−２５，５ｗｔ％５５−６ｗｔ
％Ｃｕ −（１７〜２１）ｗｔ％Ｐａ−２ｗｔ％Ｚｒ合
金とそれらに０．０３ｗｔ％のＢを添加した合金を溶製
し、実施例１と同様の方法でボンド磁石を作製した。こ
こで溶体化温度はそれぞれの組成で最高の保磁力を出す
温度とし、溶体化時間は８時間とした。
第４図に着磁磁場が２４ｋＯｅと６０ｋＯｅの場合の磁
気特性の結果を示す。Ｆｅ含有量が変化した場合でもＢ
の添加によって着磁性が改善されている。
気特性の結果を示す。Ｆｅ含有量が変化した場合でもＢ
の添加によって着磁性が改善されている。
実施例４
第１表に示す成分の合金を用いて以下の手順に従って焼
結磁石を作製した。まず、実施例１と同様の方法で作製
した合金薄板からボールミル粉砕によって微細合金粉を
得、それを１６ｋＯｅの磁場中にて２ ｔｏｎ／ｃｄの
圧力で圧縮成形した０次に、成形体を１１６０〜１２２
０″Ｃの範囲の最適温度で１時間焼結し、引き続き１１
１Ｏ〜１１６０℃の範囲の最適温度で１６時間溶体化し
た。溶体化後の時効処理として、８５０℃で１〜４時間
保定し、その後１℃／＋ｓｉｎで４００℃まで冷却した
。８５０℃での保定時間を長くすることによって保磁力
が向上する。得られた保磁力ｉＨｃに対して残留磁束密
度Ｂｒを示すと第５図のようになる０図には、着磁磁場
■糟が２４ｋｏｅと６０ｋＯｅの場合のＢｒを示した。
結磁石を作製した。まず、実施例１と同様の方法で作製
した合金薄板からボールミル粉砕によって微細合金粉を
得、それを１６ｋＯｅの磁場中にて２ ｔｏｎ／ｃｄの
圧力で圧縮成形した０次に、成形体を１１６０〜１２２
０″Ｃの範囲の最適温度で１時間焼結し、引き続き１１
１Ｏ〜１１６０℃の範囲の最適温度で１６時間溶体化し
た。溶体化後の時効処理として、８５０℃で１〜４時間
保定し、その後１℃／＋ｓｉｎで４００℃まで冷却した
。８５０℃での保定時間を長くすることによって保磁力
が向上する。得られた保磁力ｉＨｃに対して残留磁束密
度Ｂｒを示すと第５図のようになる０図には、着磁磁場
■糟が２４ｋｏｅと６０ｋＯｅの場合のＢｒを示した。
Ｈｌｌが６０ ｋ Ｏｅの場合には、はぼ完全に着磁さ
れており、Ｂ添加の有無によってＢｒに差はない。一方
、Ｈｍが２４ ｋ Ｏｅの場合には、保磁力が高くなる
に従って着磁が不完全になり、Ｂｒが低下する。一般に
着磁性は保磁力によって異なるために、より適性に磁石
の着磁性を評価するためには、同程度の保磁力を有する
磁石においてＢｒを比較する必要がある。第５図のＨｍ
が２４ ｋ Ｏｅの場合から明らかなように、同程度の
保磁力の所でＢの添加によって１〜１．５ｋＧ高いＢｒ
が得られており、著しく着磁性が改善されている。保磁
力として約１０ｋＯｅを示す条件での合金Ｓ（Ｂ無添加
）とＴ（０，０３％Ｂ添加）の磁気特性を第３表に示す
。表から明らかなように、Ｂ添加合金においては著しく
着磁性が改善されているのみならず、Ｂ添加による減磁
曲線の角形性の改善により高い（ＢＨ）ｓ＋ａｘが得ら
れている。Ｂ無添加合金の場合に着磁性が悪い理由は、
ボンド磁石と同様に焼結磁石においても第２図に示すよ
うなＸ相が出現しているためである。見かけ上保磁力が
同じでもＸ相のような強い磁壁のピンニングサイトがあ
る場合には、着磁性が著しく悪くなる。Ｂ添加はＸ相の
出現を抑制し、均一な微細セル組織を実現することによ
り着磁性を向上させる。
れており、Ｂ添加の有無によってＢｒに差はない。一方
、Ｈｍが２４ ｋ Ｏｅの場合には、保磁力が高くなる
に従って着磁が不完全になり、Ｂｒが低下する。一般に
着磁性は保磁力によって異なるために、より適性に磁石
の着磁性を評価するためには、同程度の保磁力を有する
磁石においてＢｒを比較する必要がある。第５図のＨｍ
が２４ ｋ Ｏｅの場合から明らかなように、同程度の
保磁力の所でＢの添加によって１〜１．５ｋＧ高いＢｒ
が得られており、著しく着磁性が改善されている。保磁
力として約１０ｋＯｅを示す条件での合金Ｓ（Ｂ無添加
）とＴ（０，０３％Ｂ添加）の磁気特性を第３表に示す
。表から明らかなように、Ｂ添加合金においては著しく
着磁性が改善されているのみならず、Ｂ添加による減磁
曲線の角形性の改善により高い（ＢＨ）ｓ＋ａｘが得ら
れている。Ｂ無添加合金の場合に着磁性が悪い理由は、
ボンド磁石と同様に焼結磁石においても第２図に示すよ
うなＸ相が出現しているためである。見かけ上保磁力が
同じでもＸ相のような強い磁壁のピンニングサイトがあ
る場合には、着磁性が著しく悪くなる。Ｂ添加はＸ相の
出現を抑制し、均一な微細セル組織を実現することによ
り着磁性を向上させる。
本発明による微量のＢの添加によってＳｍｚＣＯ＋を型
磁石の着磁性は著しく改善された。実施例で取り上げた
異方性のボンド磁石は、リング状磁石となし半径方向に
異方性をもたせることができるので近年その用途が広が
りつつある。ここで、リングの円周方向に多極に着磁す
る場合には、着磁磁場の大きさもおのずと制限されるが
、本発明の着磁性のよい磁石合金を用いることによりそ
の問題・は解消される。
磁石の着磁性は著しく改善された。実施例で取り上げた
異方性のボンド磁石は、リング状磁石となし半径方向に
異方性をもたせることができるので近年その用途が広が
りつつある。ここで、リングの円周方向に多極に着磁す
る場合には、着磁磁場の大きさもおのずと制限されるが
、本発明の着磁性のよい磁石合金を用いることによりそ
の問題・は解消される。
本発明の磁石合金を用いて焼結磁石を作製した場合にも
著しく着磁性が改善され、実際の磁石部品の着磁が容易
になることが期待される。
著しく着磁性が改善され、実際の磁石部品の着磁が容易
になることが期待される。
第１図はＳｓ −Ｇｏ −Ｃｕ −Ｆ４− Ｚｒ合金と
それにＢを添加した合金の減磁曲線を示す図、第２図（
ａ） 、 （ｂ）はＢ添加によってＸ相の析出が抑制さ
れることを示す金属組織顕微鏡写真、第３図は着磁性に
及ぼすＢ添加量の効果を示す図、第４図はＦｅの添加量
の異る合金におけるＢ添加の効果を示す図、第５図は焼
結磁石におけるＢ添加の効果を示す図である。 特許出願人 新日本製鐵株式會社 第１図 第２図 州 （ａ） ０ ０．０１５ ０．ＯＪ Ｏ，０４５８（
ｗｔ％） 第４図 ／７ ｆＱ ２／ １７
ｆＱ ２ｆＦｅ（しＶｉ ｏＡ）
Ｆｅ （Ｗｉ ％）０ ４
θ ／２ ／６ ２θｇだ（大Ｏｅ
）
それにＢを添加した合金の減磁曲線を示す図、第２図（
ａ） 、 （ｂ）はＢ添加によってＸ相の析出が抑制さ
れることを示す金属組織顕微鏡写真、第３図は着磁性に
及ぼすＢ添加量の効果を示す図、第４図はＦｅの添加量
の異る合金におけるＢ添加の効果を示す図、第５図は焼
結磁石におけるＢ添加の効果を示す図である。 特許出願人 新日本製鐵株式會社 第１図 第２図 州 （ａ） ０ ０．０１５ ０．ＯＪ Ｏ，０４５８（
ｗｔ％） 第４図 ／７ ｆＱ ２／ １７
ｆＱ ２ｆＦｅ（しＶｉ ｏＡ）
Ｆｅ （Ｗｉ ％）０ ４
θ ／２ ／６ ２θｇだ（大Ｏｅ
）
Claims (4)
- （１）重量百分率（ｗｔ％）でＲ（ただしＲはＳｍを主
体とする希土類元素）：２３〜２８％、Ｃｕ：４〜１０
％、Ｆｅ：１５〜２５％、Ｚｒ：０．２〜５％、Ｂ：０
．００５〜０．０６％、残部がＣｏ並びに不可避的不純
物からなることを特徴とする永久磁石材料。 - （２）Ｂ：０．０１５〜０．０３％である特許請求の範
囲第１項記載の永久磁石材料。 - （３）重量百分率（ｗｔ％）でＲ（ただしＲはＳｍを主
体とする希土類元素）が２３〜２８％、Ｃｕが４〜１０
％、Ｆｅが１５〜２５％、Ｚｒが０．２〜５％、Ｂが０
．００５〜０．０６％、残部がＣｏ並びに不可避的不純
物からなる合金溶湯を、板厚３ｍｍ以下の薄板に直接連
続鋳造急冷処理を行うことを特徴とする永久磁石材料の
製造方法。 - （４）Ｂが０．０１５〜０．０３％であることを特徴と
する特許請求の範囲第３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 |
|---|---|---|---|
| JP62288346A JPS64247A (en) | 1987-03-12 | 1987-11-17 | Permanent magnet material and its production |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62-57529 | 1987-03-12 | ||
| JP5752987 | 1987-03-12 | ||
| JP62288346A JPS64247A (en) | 1987-03-12 | 1987-11-17 | Permanent magnet material and its production |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01247A true JPH01247A (ja) | 1989-01-05 |
| JPS64247A JPS64247A (en) | 1989-01-05 |
| JPH0555581B2 JPH0555581B2 (ja) | 1993-08-17 |
Family
ID=13058269
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62288346A Granted JPS64247A (en) | 1987-03-12 | 1987-11-17 | Permanent magnet material and its production |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS64247A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6777763B1 (en) | 1993-10-01 | 2004-08-17 | Semiconductor Energy Laboratory Co., Ltd. | Semiconductor device and method for fabricating the same |
| US5719065A (en) | 1993-10-01 | 1998-02-17 | Semiconductor Energy Laboratory Co., Ltd. | Method for manufacturing semiconductor device with removable spacers |
| JP4680357B2 (ja) * | 2000-09-08 | 2011-05-11 | 株式会社三徳 | 希土類永久磁石の製造方法 |
| US7038239B2 (en) | 2002-04-09 | 2006-05-02 | Semiconductor Energy Laboratory Co., Ltd. | Semiconductor element and display device using the same |
| US7256421B2 (en) | 2002-05-17 | 2007-08-14 | Semiconductor Energy Laboratory, Co., Ltd. | Display device having a structure for preventing the deterioration of a light emitting device |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55115304A (en) * | 1979-02-28 | 1980-09-05 | Daido Steel Co Ltd | Permanent magnet material |
| JPS5644741A (en) * | 1979-09-18 | 1981-04-24 | Hitachi Metals Ltd | Permanent magnet alloy |
| JPS58182802A (ja) * | 1982-04-21 | 1983-10-25 | Pioneer Electronic Corp | 永久磁石の製造方法 |
| JPS59153873A (ja) * | 1983-02-19 | 1984-09-01 | Tdk Corp | 永久磁石材料の熱処理方法 |
-
1987
- 1987-11-17 JP JP62288346A patent/JPS64247A/ja active Granted
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4836868A (en) | Permanent magnet and method of producing same | |
| US5125988A (en) | Rare earth-iron system permanent magnet and process for producing the same | |
| WO2009137983A1 (zh) | 烧结钕铁硼稀土永磁材料及其制造方法 | |
| WO2021249159A1 (zh) | 重稀土合金、钕铁硼永磁材料、原料和制备方法 | |
| WO1998036428A1 (en) | Thin plate magnet having microcrystalline structure | |
| JP2893265B2 (ja) | 希土類永久磁石合金及びその製造方法 | |
| Kuhrt | Processing of permanent magnet materials based on rare earth-transition metal intermetallics | |
| JPH01247A (ja) | 永久磁石材料及びその製造方法 | |
| JPS62198103A (ja) | 希土類−鉄系永久磁石 | |
| JPS62177101A (ja) | 永久磁石材料の製造方法 | |
| JPH0555581B2 (ja) | ||
| CN103531321A (zh) | 稀土永磁粉、粘结磁体，以及应用该粘结磁体的器件 | |
| JPH04293206A (ja) | 希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系異方性化永久磁石 | |
| JPH0152469B2 (ja) | ||
| JP3380575B2 (ja) | Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石 | |
| JPH04143221A (ja) | 永久磁石の製造方法 | |
| JPH03177544A (ja) | 永久磁石用合金 | |
| KR100285351B1 (ko) | 보자력이 우수한 수지자석용 초미세립 복합상 자성리본 제조방법 | |
| JPH01171219A (ja) | 永久磁石の製造法 | |
| JPH03198302A (ja) | 永久磁石 | |
| JPH01184244A (ja) | 永久磁石材料及びその製造方法 | |
| JPH0533076A (ja) | 希土類永久磁石合金およびその製造方法 | |
| JPH1088295A (ja) | 希土類−鉄−ボロン系ボンド磁石用合金 | |
| JP2794497B2 (ja) | 不可逆減磁の小さい熱安定性に優れたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石合金 | |
| CN118888308A (zh) | 一种高矫顽力钕铁硼永磁体及其生产工艺 |