JPH0298105A - 永久磁石 - 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】 ［産業上の利用分野］ 本発明はＲｚＣｏ＋を系永久磁石（ただしＲは希土類元
素）の磁気特性の改良に関するものである。

〔従来の技術） ２相分離型Ｒ，Ｃｏ、７系永久磁石（ただしＲは希土類
元素）の保磁力発生機構は微細な強磁性の２つの相を共
存させることにより磁壁の移動が妨げられることに起因
している。この２つの相を共存させるためにはＣｕの存
在が不可欠であり、また残留磁束密度を高めるためには
Ｐｅの添加が有効であることから、−ＩＩ的にはＣｏの
一部をＣｕとＦｅで置換したものが実用化されている。

また近年、これにさらにＺｒ　（特開昭５２−１１５０
００）あるいはＩｆ　（特開昭５３−１０６３２６）な
どの遷移元素を微量添加することによって保磁力、Ｈｃ
と最大エネルギー積（ＢＨ）ｍを高めた磁石合金が提案
されている。

この２相分離型のＲ２Ｃｏ、７系永久磁石では、熱処理
である時効処理によってマトリクスに析出する微細な析
出相の状態がその保磁力の水準や第２象限の角型性を大
きく左右するため、この時効処理を最適な条件下で実施
することが製造上のポイントとなる。このためＲ２Ｃｏ
＋□系永久磁石の磁気特性の改良は時効処理を中心に行
なわれてきた。例えば特開昭５０−１３３１０６には７
００〜９００°Ｃの温度から４００°Ｃ近傍まで多段時
効する方法が、特開昭５３−１０６６２４には７００〜
９００°Ｃの温度から４００°Ｃ近傍の温度まで徐冷す
る方法が示されている。また特開昭５７−１６１０４４
には４００〜７５０°Ｃの温度で等温処理し、次いで６
００〜１０００°Ｃを開始温度として３００〜６００°
Ｃまで冷却する方法が、特開昭５９−１５３８７３には
７５０〜９５０°Ｃの温度から７００°Ｃ以下の温度ま
で冷却する熱処理を２回以上くり返す方法が示されてい
る。その結果今日では、合金組成に応じた適切な時効処
理を施すことによって、１０ｋＯｅ以上の高い保磁力、
Ｈｃが得られるようになっている。

（発明が解決しようとする問題点〕 ところがこのようなＲ２Ｃｏ　、　７系永久磁石の磁化
曲線の第２象限にはクニックが存在し、このため残留磁
束密度の値から期待される水準に比較して得られる最大
エネルギー積（Ｂｔ（）ｎ＋の水準がかなり低下すると
いう問題があった。このクニックは保磁力１Ｈｃが大き
くなるほど顕著になる傾向がある。

従ってこのクニックは時効条件を変更し保磁力ＩＨｃを
抑制することでその程度を緩和することは可能である。

しかし時効条件の変更のみでは完全に解消することはで
きない。

本発明の目的は、上記問題点を解消し、高い保磁力とエ
ネルギー積を有する磁化曲線の第２象限の角型性の良い
Ｒ２Ｃ０１７系永久磁石を提供することにある。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明者等はＲ２Ｃ０Ｉ７系永久磁石に関し第２象限の
角型性を改良する方法について種々検討した結果、本系
合金に特定の高融点金属元素を特定量添加することによ
って前記目的を達成できることを見い出し、本発明を完
成させるに至ったものである。

即ちまず、本発明者等は研究の過程で本ＲＺＣｏＩｔ系
永久磁石の磁気特性が焼結温度のわづかな変化に対して
大きく変化することを見い出しこれに注目した。第１図
に、実験結果の１例として、５ｒｒ１２５．５ｉｖｔ％
、Ｆｅ１４．Ｏｗｔ％、Ｃｕ４．４ｗｔ％、Ｚｒ２．７
ｗｔ％、残部Ｃｏの永久磁石合金の焼結温度と第２象限
の磁化面ｖＡ（４πＩ−Ｈ曲線）の関係を示す。

本発明のｔｈｃＯ＋を系永久磁石合金の具体的な製造方
法については後で詳細な説明を加えるが、この第１図の
実験は同じ製造方法によっている。第１図から、磁気特
性のうち特に保磁力＋）Ｉｃの水準と第２象限の角型性
が焼結温度の５　’Ｃというわづかな変化に対して大き
く変化することがわかる。一方間時に、いづれの焼結温
度においても第２象限のクニックは完全には解消されて
いないことがわかる。光学顕微鏡による永久磁石焼結体
の組織観察によって、焼結体の結晶粒の大きさは焼結温
度の上昇に伴って大きくなり粗大化していることを確認
した。以上の実験結果は、Ｒ２Ｃ０，７系永久磁石の保
磁力、Ｈｃの水準や第２象限の角型性が時効処理によっ
て一義的に決まるのではなく、焼結体の結晶粒の状況と
も密接な関係があることを示している。焼結条件の変化
によって粒界をも含めた結晶粒のミクロ的な状況がどの
様に変化しているのかは今のところ明確ではない。しか
しそれが時効処理過程で析出する析出物の生成状態に大
きく影響していることは先の実験結果からも容易に推定
できる。

本発明者等は以上の実験結果をふまえ、添加物の添加に
よって結晶粒のミクロ的な状況が変化しそれによってＲ
，Ｃｏ、、系永久磁石の第２象限の角型性が変化すると
いう見通しのちとに種々の添加物に関して研究を行なっ
た。その結果、高融点金属元素のうちＷとＭｏの添加が
第２象限の角型性の改善に有効であることが判明した。

即ち本発明におけるＲ２Ｃｏ、７系永久磁石は、重量百
分比でＲ２２〜２８％（ただしＲは希土類元素の１種も
しくは２種以上）　、　Ｆｅｌ　Ｏ〜２５％、　Ｃｕ１
〜１０％、ＭＩｏ、２〜５％（ただしＭｌはＺ　ｒ　＋
　ＨｆＯ内の少なくとも１種）ｌ　Ｍ２０．０５〜５％
（ただしＭ２はＷ、Ｍｏの内の少なくとも１種）、残部
が実質的にＣｏからなる組成である。第２図に、実験結
果の１例としてＳｍ２５．５ｗｔ％、　Ｆｅ　１４．０
ｗｔ％、Ｃｕ４．４ｗｔ％、Ｚｒ２．７ｗｔ％、ＷＯ〜
Ｉ　０ｗｔ％、残部Ｃｏの永久磁石合金の第２象限の磁
化曲線を示す。また、第３図にＳｍ２５．５ｗｔ％、Ｆ
ｅ１４．０ｗｔ％、Ｃｕ４．４ｗｔ％、Ｚｒ２．７ｗｔ
％、　ＭｏＯ〜１０ｗｔ％、残部Ｃｏの永久磁石合金の
第２象限の磁化曲線を示す。第２図と第３図から、Ｗあ
るいはＭｏの添加によって第２象限のクニックが消滅し
角型性が改善されることがわかる。またその改善効果は
、ＷおよびＭｏとも０．０５ｗＬ％以上の添加量で顕著
であることがわかる。一方、ＷおよびＭｏとも５４％よ
り多い添加量では残留磁束密度の低下が大きくまた保磁
力も若干低下するため添加のメリットが得られない。従
って、Ｗおよび台０の添加量は０．０５〜５ｗｔ％の範
囲に限定される。なおＷとＭｏの同時複合添加でも第２
図あるいは第３図に示したのと同様の第２象限の角型性
の改善効果が得られる。この場合上記と同じ理由からＷ
とＭｏの添加量の合計は０．０５〜５ｗｔ％の範囲に限
定される。第４図にＳｍ２５．５ｈＬ％、Ｆｅ１４．Ｏ
ｗｔ％、Ｃｕ４．４ｗｔ％、Ｚｒ２．７ｗｔ％Ｗ１．０
ｗｔ％、残部Ｃｏの永久磁石合金の焼結温度と第２象限
の磁化曲線の関係を示す。また第５図にＳｍ２５．５ｗ
ｔ％、Ｆｅ１４．Ｏｗｔ％＋Ｃｕ４．４ｗｔ％＋　Ｚｒ
２．７ｗｔ％、Ｍｏ１．０ｗｔ％、残部ｃｏの永久磁石
合金の焼結温度と第２象限の磁化曲線の関係を示す。第
４図あるいは第５図を第１図と比較することによって、
ＷあるいはＭｏの添加によって磁気特性の焼結温度依存
性が緩和されることがわかる。

ここでＷとＭｏ以外の他の元素の組成限定理由を説明す
る。希土類元素Ｒは２２〜２８ｗｔ％とされる。希土類
元素の含有量が２２−ｔ％未満では十分な保磁力が得ら
れない。また希土類元素の含有量が２８−ｔ％より多い
場合には残留磁束密度が低下する。ＦｅはＩＯ〜２５−
ｔ％とされる。１０−ｔχ未満では残留磁束密度が低下
する。２５−ｔ％より多い場合には保磁力および角型性
が低下する。Ｃｕは１〜ｌｏｗｔ％とされる。１−１％
未満では十分な保磁力が得られない。１０−ｔ％より多
い場合には残留磁束密度が低下する。Ｍ１元素（Ｚｒ、
Ｈｆの内の少くとも１種）は０．２〜５ｗｔ％とされる
。０．２ｗｔ％未満では十分な保磁力が得られず、５ｗ
ｔ％より多い場合には残留磁束密度が低下する。

最後に、本発明のＲ２Ｃｏ、、系永久磁石の製造方法を
特徴する特許請求の範囲に示す組成を有する永久磁石合
金は、通常の溶解法あるいはいわゆる還元拡散法によっ
て作製することが可能である。

この合金をジェットミル、ボールミル等によって３〜７
μの粒度に粉砕し、粉砕粉を磁場中で成形して成形体と
する。成形体は真空中あるいは非酸化性の雰囲気中で１
１００〜１２５０°Ｃの温度で焼結する。次に焼結体を
非酸化性の雰囲気中で焼結温度より１０〜５０°Ｃ低い
温度に保持し、次いで時効処理開始温度以下の温度まで
急冷して溶体化処理を行なう。最後に試料を６５０〜９
００°Ｃの温度で一定の時間保持した後４００°Ｃ以下
の温度まで多段冷却または連続冷却して時効処理する。

以下本発明の実施例と比較例を説明するがこれによって
本発明の範囲が制限されるものではない。

〔実施例〕

（実施例１） 表１のＮｏ、１−Ｎα５に示す組成（重量百分比）の合
金を高周波誘導溶解により作製した。これを各各ショー
クラッシャーで粗粉砕し、次いでジエ・ントミルで微粉
砕した。微粉の粒度は約４．０μ（Ｆ・Ｓ　−Ｓ　−Ｓ
）であった。微粉を配向磁界強度１ＱｋＯｅ、成形圧３
　Ｌｏｎノｃｉの条件下で成形して成形体とした。成形
体はＩＩ、ガス雰囲気中で１１８０°ＣＸ２Ｈの条件で
焼結した。次いで焼結体を１１６０°ＣＸ４Ｈの条件で
溶体化処理し水中に急冷した。最後に８００°ＣＸ８Ｈ
の等温処理をおこなった後ｌ″Ｃ／ｍｉｎの冷却速度で
常温まで徐冷するという時効処理を施した。以上の処理
によって永久磁石合金を永久磁石化しその磁気特性を測
定したところ表２に示すような結果を得た。ここでＨＫ
はＢｒＸ０．９の点でのＩ−Ｈ曲線上のＨの値である。

また角型性の程度を表わす角型比はＨＫ／　１ｌｃＸ　
１００　（χ）で定義した。表２から、Ｗの添加によっ
て６０％以上という良好な角型比が得られることがわか
る。

（実施例２） 表３のＮｏ、　６〜Ｎα１０に示す組成（重量百分比）
の合金を高周波誘導溶解により作製した。これを実施例
１と同一の条件で処理して永久磁石化しその磁気特性を
測定したところ表４に示すような結果を得た。表４から
、ＭＯの添加によって６０％以上という良好な角型比が
得られることがわかる。

（実施例３） 表５のＮα１１〜Ｎα１３に示す組成（重量百分比）の
合金を高周波誘導溶解により作製した。これを実施例１
と同一の条件で処理して永久磁石化しその磁気特性を測
定したところ表６に示すような結果を得た。表６から、
ＷとＭｏの複合添加によって６０％以上という良好な角
型比が得られることがわかる。

（比較例１） 表７のＮα１４〜Ｎα１８に示す組成（重量百分比）の
合金を高周波誘導溶解により作製した。これを実施例１
と同一の条件で処理して永久磁石化しその磁気特性を測
定したところ表８に示すような結果を得た。表８の磁気
特性と表２１表４５表６に記載の対応する組成の合金の
磁気特性とを比較することによって、ＷあるいはＭｏが
添加されていない合金ではそれらが添加されている合金
に比べて角型比が悪く最大エネルギー積（Ｂ）ｌ）ｍが
小さいことがわかる。

表 表 Ｈ（ＫＯｅ） 〔発明の効果〕 以上述べたように、ＷあるいはＭｏという高融点金属元
素を適当量添加することによってＲ，Ｃｏ、、系永久磁
石の第２象限の角型性が改善され、かつ磁気特性の焼結
温度依存性が緩和される。これによって高性能のＲ，Ｃ
ｏ、、系永久磁石を安定に製造することが可能となった
。

【図面の簡単な説明】

第１図は従来組成における焼結温度と磁気特性の関係を
示す図。 第２図はＷ添加量と磁気特性の関係を示す図。 第３図はＭｏ添加量と磁気特性の関係を示す図。 第４図は本発明の組成における焼結温度と磁気特性の関
係を示す図。 第５図は本発明の組成における焼結温度と磁気特性の関
係を示す図。 第 図 Ｈ（にＯｅ） 第 図 第 図

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 　重量百分比でＲ２２〜２８％（ただしＲは希土類元素
   ），Ｆｅ１０〜２５％，Ｃｕ１〜１０％，Ｍ＿１０．２
   〜５％（ただしＭ＿１はＺｒ，Ｈｆの内の少なくとも１
   種），Ｍ＿２０．０５〜５％（ただしＭ＿２はＷ，Ｍｏ
   の内の少なくとも１種），残部が実質的にＣｏからなる
   希土類含有永久磁石。