JPH0515775B2 - - Google Patents
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- JPH0515775B2 JPH0515775B2 JP60026117A JP2611785A JPH0515775B2 JP H0515775 B2 JPH0515775 B2 JP H0515775B2 JP 60026117 A JP60026117 A JP 60026117A JP 2611785 A JP2611785 A JP 2611785A JP H0515775 B2 JPH0515775 B2 JP H0515775B2
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Classifications
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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- C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
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- H—ELECTRICITY
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は永久磁石として使用するのに適する
Sm2Co17型合金を製造する方法に関するものであ
る。
Sm2Co17型合金を製造する方法に関するものであ
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い
る。またSm2Co17合金は永久磁石として使用する
場合にはSmCo5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、
Sm2Co17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。
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い
る。またSm2Co17合金は永久磁石として使用する
場合にはSmCo5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、
Sm2Co17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）naxおよび高固有保磁力i
HCを有する永久磁石を形成できるSm2Co17合金
を得ようとする種々の試みが従来から行われてき
た。代表的な従来技術は、例えば、米国特許第
4172717（２）、同第4213803号（３）、同第4221613
号（４）および同第4375996号（５）に示されて
いる。他の従来技術は刊行物(6,7,8,9,10)に示されて
いる。
HCを有する永久磁石を形成できるSm2Co17合金
を得ようとする種々の試みが従来から行われてき
た。代表的な従来技術は、例えば、米国特許第
4172717（２）、同第4213803号（３）、同第4221613
号（４）および同第4375996号（５）に示されて
いる。他の従来技術は刊行物(6,7,8,9,10)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〜
30MGOeのエネルギー積（BH）naxおよび5.8〜
6.3KOeの固有保磁力(6,7)を有する磁石を形成する
ことができるSm2Co17合金が知られている。その
後の開発によつて高保磁力を有する磁石を生成す
ることができるSm2Co17合金が得られたが、この
利点はエネルギー積の低下によつて相殺されてい
る。例えば、26MGOeのエネルギー積（BH）nax
および15.0KOeの固有保磁力iHCを有する磁石を
製造することができるあるSm2Co17合金（７）が
今日知られている。上述の米国特許第4375996号
（５）に記載されているように、27MGOeのエネ
ルギー積（BH）naxおよび10.0KOeの固有保磁力i
HCを有する他のSm2Co17合金が今日知られてい
る。
30MGOeのエネルギー積（BH）naxおよび5.8〜
6.3KOeの固有保磁力(6,7)を有する磁石を形成する
ことができるSm2Co17合金が知られている。その
後の開発によつて高保磁力を有する磁石を生成す
ることができるSm2Co17合金が得られたが、この
利点はエネルギー積の低下によつて相殺されてい
る。例えば、26MGOeのエネルギー積（BH）nax
および15.0KOeの固有保磁力iHCを有する磁石を
製造することができるあるSm2Co17合金（７）が
今日知られている。上述の米国特許第4375996号
（５）に記載されているように、27MGOeのエネ
ルギー積（BH）naxおよび10.0KOeの固有保磁力i
HCを有する他のSm2Co17合金が今日知られてい
る。
また、Sm2Co17合金は磁気硬化機構が異なるた
め未磁化状態から磁化するのがSm1Co5合金より
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、
磁界アセンブリまたは固定子アセンブリを構成
し、仕上げたアセンブリを次いで単一ユニツトと
して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は代表的アセンブリの未
磁化磁石にかけることのできる磁界強さに対して
約25KOeの上限を課す。従つて、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
積を有するSm2Co17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つた。（６）。
め未磁化状態から磁化するのがSm1Co5合金より
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、
磁界アセンブリまたは固定子アセンブリを構成
し、仕上げたアセンブリを次いで単一ユニツトと
して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は代表的アセンブリの未
磁化磁石にかけることのできる磁界強さに対して
約25KOeの上限を課す。従つて、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
積を有するSm2Co17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つた。（６）。
従つて、Sm2Co17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、Sm2Co17合金は
未だ実用できるものとはなつていない。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
ことができなかつたからである。
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、Sm2Co17合金は
未だ実用できるものとはなつていない。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
ことができなかつたからである。
高エネルギー積を得るために、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が知られ
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つて達成
される。また、この優れた結晶構造はSm2Co17菱
面体相のセルとこれを取囲むSm1Co5六面体相の
境界領域、即ち網状組織から形成されなければな
らない(13,14,15)。
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が知られ
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つて達成
される。また、この優れた結晶構造はSm2Co17菱
面体相のセルとこれを取囲むSm1Co5六面体相の
境界領域、即ち網状組織から形成されなければな
らない(13,14,15)。
上記従来技術には、Sm2Co17合金を製造するた
めの種々の方法が開示されている。然し上述の如
く、またかかる従来法によりつくられるSm2Co17
合金は適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、印加した25KOeの磁界では容
易に磁化されない。
めの種々の方法が開示されている。然し上述の如
く、またかかる従来法によりつくられるSm2Co17
合金は適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、印加した25KOeの磁界では容
易に磁化されない。
本出願と同時に出願した特願昭60−26118号明
細書には、Sm、Fe、Cu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Sm2Co17合金組成物が記載してある。本発明
は優れた磁気特性を有するかかるSm2Co17合金の
製造方法、即ち永久磁石として使用するのに適
し、次の組成（重量％） Sm 22.5〜23.5％ Fe 20.0〜25.0％ Cu 3.0〜5.0％ Zr 1.4〜2.0％ を含有し、残部は実質的にCoから構成される
Sm2Co17型合金を製造するに当り、 上記合金を圧粉体として供給し、 この合金を焼結工程の終りで少くとも1200℃で
ある高温度で焼結して高密度および高残留磁化を
達成し、 焼結した合金を、焼結温度から固液混合相／固
相変態温度より僅かに低い1120〜1150℃の溶体化
熱処理温度まで２〜６℃／分の速度で冷却して合
金成分を実質的に均一なSm2Co17固溶体とし、 該合金を1120〜1150℃の溶体化熱処理温度で保
持し、 該合金を室温に急冷し、 該合金を800℃〜860℃の第１時効温度まで再加
熱してSm2Co17固溶体を、Sm2Co17マトリツクス
内にSm1Co5相の連続相網状組織を有する構造に
変移させ、 該合金を0.5〜2.0℃／分の速度で400〜425℃の
第２時効温度まで冷却してSm2Co17相の領域を
Sm1Co5相網状組織内に整合良く核形成せしめ且
つ格子歪を生ぜしめこれにより高保持力および良
好なるループの角形性をもたらし、 次いで該合金を室温まで冷却する ことを特徴とするSm2Co17型合金の製造方法に関
するものである。
細書には、Sm、Fe、Cu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Sm2Co17合金組成物が記載してある。本発明
は優れた磁気特性を有するかかるSm2Co17合金の
製造方法、即ち永久磁石として使用するのに適
し、次の組成（重量％） Sm 22.5〜23.5％ Fe 20.0〜25.0％ Cu 3.0〜5.0％ Zr 1.4〜2.0％ を含有し、残部は実質的にCoから構成される
Sm2Co17型合金を製造するに当り、 上記合金を圧粉体として供給し、 この合金を焼結工程の終りで少くとも1200℃で
ある高温度で焼結して高密度および高残留磁化を
達成し、 焼結した合金を、焼結温度から固液混合相／固
相変態温度より僅かに低い1120〜1150℃の溶体化
熱処理温度まで２〜６℃／分の速度で冷却して合
金成分を実質的に均一なSm2Co17固溶体とし、 該合金を1120〜1150℃の溶体化熱処理温度で保
持し、 該合金を室温に急冷し、 該合金を800℃〜860℃の第１時効温度まで再加
熱してSm2Co17固溶体を、Sm2Co17マトリツクス
内にSm1Co5相の連続相網状組織を有する構造に
変移させ、 該合金を0.5〜2.0℃／分の速度で400〜425℃の
第２時効温度まで冷却してSm2Co17相の領域を
Sm1Co5相網状組織内に整合良く核形成せしめ且
つ格子歪を生ぜしめこれにより高保持力および良
好なるループの角形性をもたらし、 次いで該合金を室温まで冷却する ことを特徴とするSm2Co17型合金の製造方法に関
するものである。
本発明は一部ではSm2Co17合金の磁気特性が、
焼結工程に続いて溶体化熱処理工程を行い、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溶体化熱処理
温度まで冷却する方法によりSm2Co17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。
焼結工程に続いて溶体化熱処理工程を行い、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溶体化熱処理
温度まで冷却する方法によりSm2Co17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。
焼結温度から溶体化熱処理温度までのかかる制
御した冷却は、すべての成分を溶解して均質な固
溶体にすることを可能にし、Sm2Co17合金におい
て優れた磁気特性を得ることを可能にすることを
見出した。例えば、合金がSm2Co17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ため）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Sm2Co17菱面体相が不安定にな
り、この結果生ずる鉄に富んだ相への変態、これ
による磁気特性の低下、特に残留磁化の低下が伴
われることを見出した。
御した冷却は、すべての成分を溶解して均質な固
溶体にすることを可能にし、Sm2Co17合金におい
て優れた磁気特性を得ることを可能にすることを
見出した。例えば、合金がSm2Co17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ため）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Sm2Co17菱面体相が不安定にな
り、この結果生ずる鉄に富んだ相への変態、これ
による磁気特性の低下、特に残留磁化の低下が伴
われることを見出した。
本発明の方法を用いることにより、約25KOe
の磁界においてその特定の特性を達成し、少なく
とも30MGOeのエネルギー積（BH）naxを有しか
つ14〜16KOeの満足な固有保磁力iHC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。
の磁界においてその特定の特性を達成し、少なく
とも30MGOeのエネルギー積（BH）naxを有しか
つ14〜16KOeの満足な固有保磁力iHC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。
圧粉体を固液混合相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とも約1200℃とするのが
よい。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。主たる固相はSm2Co17
粒子より成り、これ等粒子はZrに富む相を少量
含有するCuSmから成る液相により包囲される。
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とも約1200℃とするのが
よい。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。主たる固相はSm2Co17
粒子より成り、これ等粒子はZrに富む相を少量
含有するCuSm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
孔内に閉じ込められる可能性がある。この望まし
くない現像は、最初真空中で若干低い温度で焼結
して多孔率を減らし、次いでアルゴン雰囲気中で
温度を上げて十分密度を大にすることにより、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、例えば1150℃で30分間焼結して内部の
孔を閉じ、次いでアルゴン雰囲気中1200〜1215℃
の範囲の温度に加熱し、この温度に10分間維持す
ることができる。
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
孔内に閉じ込められる可能性がある。この望まし
くない現像は、最初真空中で若干低い温度で焼結
して多孔率を減らし、次いでアルゴン雰囲気中で
温度を上げて十分密度を大にすることにより、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、例えば1150℃で30分間焼結して内部の
孔を閉じ、次いでアルゴン雰囲気中1200〜1215℃
の範囲の温度に加熱し、この温度に10分間維持す
ることができる。
本発明においては、焼結した合金体を焼結温度
から溶体化熱処理温度まで制御した方法で冷却し
てCeSm相とZrに富んだ相の、安定なSm2Co17相
の固溶体への均一な平衡溶解を確保する。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Sm2Co17
固相が単一相として存在する温度範囲が減ずるか
らである。然し、本発明において焼結温度から溶
体化熱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。
から溶体化熱処理温度まで制御した方法で冷却し
てCeSm相とZrに富んだ相の、安定なSm2Co17相
の固溶体への均一な平衡溶解を確保する。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Sm2Co17
固相が単一相として存在する温度範囲が減ずるか
らである。然し、本発明において焼結温度から溶
体化熱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
溶体化熱処理温度まで速く冷却しすぎる場合に
は、CuSm相およびZrに富んだ相が粒界に集中し
てとどまる。サマリウムの局部的高濃度により、
Sm2Co17相の一層低い残留磁化を有するFeに富
んだ相への変態を生ずる。また、同じ粒界領域に
おいてジルコニウムが固溶体から排除され、ルー
プの角形性に対し悪影響が及ぼされる。かかる望
ましくない現像におこる可能性は、本発明におい
て1170℃から溶体化熱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。
溶体化熱処理温度まで速く冷却しすぎる場合に
は、CuSm相およびZrに富んだ相が粒界に集中し
てとどまる。サマリウムの局部的高濃度により、
Sm2Co17相の一層低い残留磁化を有するFeに富
んだ相への変態を生ずる。また、同じ粒界領域に
おいてジルコニウムが固溶体から排除され、ルー
プの角形性に対し悪影響が及ぼされる。かかる望
ましくない現像におこる可能性は、本発明におい
て1170℃から溶体化熱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液混合相／固相変態温度よ
り僅かに低い、例えば約1120℃〜約1150℃とする
ことができる溶体化熱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
間）維持して合金化する元素の溶解を改善し、焼
鈍によりあらゆる製造的欠陥を除去する。次いで
合金体を溶体化熱処理温度から800℃以下の温度
まで約10℃／秒の速度で冷却し、然る後室温まで
冷却する。前記の特願昭60−26118号明細書には、
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てある。この場
合、固液混合相／固相変態温度は一層低く、溶体
化熱処理温度が一層低い、1120〜1145℃の範囲で
なくてはならない。
り僅かに低い、例えば約1120℃〜約1150℃とする
ことができる溶体化熱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
間）維持して合金化する元素の溶解を改善し、焼
鈍によりあらゆる製造的欠陥を除去する。次いで
合金体を溶体化熱処理温度から800℃以下の温度
まで約10℃／秒の速度で冷却し、然る後室温まで
冷却する。前記の特願昭60−26118号明細書には、
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てある。この場
合、固液混合相／固相変態温度は一層低く、溶体
化熱処理温度が一層低い、1120〜1145℃の範囲で
なくてはならない。
次いで合金体に時効を施してSm1Co5相網状組
織を発現させる。第１時効温度は一般に800〜860
℃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。本
発明における好ましい第１時効温度は20時間845
±５℃である。
織を発現させる。第１時効温度は一般に800〜860
℃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。本
発明における好ましい第１時効温度は20時間845
±５℃である。
第１時効工程後、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、第１時
効温度から約600℃まで好ましくは約２℃／分の
速度で行い、約600℃から400℃近くの第２時効温
度まで約１℃／分の速度で行えばよい。本発明に
おいて好ましい第２時効処理は400〜425℃で10時
間である。次いで合金体を室温まで冷却する。
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、第１時
効温度から約600℃まで好ましくは約２℃／分の
速度で行い、約600℃から400℃近くの第２時効温
度まで約１℃／分の速度で行えばよい。本発明に
おいて好ましい第２時効処理は400〜425℃で10時
間である。次いで合金体を室温まで冷却する。
第１時効温度から冷却する間および第２時効温
度に維持する間、Sm2Co17相の領域はSm1Co5相
網状組織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（16）。磁気的に硬化す
る場合、Sm2Co17相網状組織は磁壁の運動に対す
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。
度に維持する間、Sm2Co17相の領域はSm1Co5相
網状組織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（16）。磁気的に硬化す
る場合、Sm2Co17相網状組織は磁壁の運動に対す
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を、次の重量で表
わされる組成を有する圧粉体として得た：22.7％
の有効Sm、22.0％のFe、4.6％のCu、1.5％の有
効Zrおよび残部Co。この合金体を水素中1150℃
で30分間、アルゴン中1250℃で10分間焼結した。
次いでこの焼結した合金体を２℃／分の速度で
1150℃に冷却した。
わされる組成を有する圧粉体として得た：22.7％
の有効Sm、22.0％のFe、4.6％のCu、1.5％の有
効Zrおよび残部Co。この合金体を水素中1150℃
で30分間、アルゴン中1250℃で10分間焼結した。
次いでこの焼結した合金体を２℃／分の速度で
1150℃に冷却した。
次いで合金体を1140〜1150℃の温度で２時間溶
体化熱処理を行つた。溶体化熱処理後、合金体を
室温まで急冷した。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つた。
体化熱処理を行つた。溶体化熱処理後、合金体を
室温まで急冷した。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つた。
次いで合金体を815℃まで再加熱することによ
り時効し、この温度に20時間維持し、次いで合金
体を２℃／分の速度で600℃まで冷却し、600℃か
ら410℃まで１℃／分で冷却し、410℃で10時間維
持し、次いで室温まで冷却した。顕微鏡写真をと
るとSm2Co17粒子の均一構造を示した。
り時効し、この温度に20時間維持し、次いで合金
体を２℃／分の速度で600℃まで冷却し、600℃か
ら410℃まで１℃／分で冷却し、410℃で10時間維
持し、次いで室温まで冷却した。顕微鏡写真をと
るとSm2Co17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、前記合金体と同様の処理をした。但し、
焼結温度から溶体化熱処理温度までの冷却は10
℃／秒の迅速な速度で行つた。次いで合金を815
℃に再加熱し、上述の如く時効処理した。顕微鏡
写真をとつたところSm2Co17相より成る大きい粒
子を示し、CuSmの黒色相とZrに富んだ白色相が
粒界領域に見られた。
つくり、前記合金体と同様の処理をした。但し、
焼結温度から溶体化熱処理温度までの冷却は10
℃／秒の迅速な速度で行つた。次いで合金を815
℃に再加熱し、上述の如く時効処理した。顕微鏡
写真をとつたところSm2Co17相より成る大きい粒
子を示し、CuSmの黒色相とZrに富んだ白色相が
粒界領域に見られた。
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。
れた磁気特性を評価し、次の表に示す。
Br iHC
（KG） （KOe）
緩徐な冷却 11.7 15.8
迅速な冷却 11.7 14.9
HK （BH）nax
（KOe） （MGOe）
緩徐な冷却9.0 30.8
迅速な冷却6.0 28.0
本発明により焼結温度から溶体化熱処理温度へ
の緩徐な冷却を起つ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。
の緩徐な冷却を起つ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。
他方、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1150℃で30分間焼結し、
次いで炉内雰囲気をアルゴンに変え、温度を４〜
５℃／分で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うのが孔の閉鎖に
より増すことが観察された。アルゴン雰囲気にお
ける第２焼結処理では、初期の水素が拡散により
除去され、残りの孔が閉鎖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ている
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低残留磁化
（Br）となる。
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1150℃で30分間焼結し、
次いで炉内雰囲気をアルゴンに変え、温度を４〜
５℃／分で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うのが孔の閉鎖に
より増すことが観察された。アルゴン雰囲気にお
ける第２焼結処理では、初期の水素が拡散により
除去され、残りの孔が閉鎖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ている
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、Fe含量を系統的に増加させ、従つ
て、その他の元素を調整し且つ溶体化熱処理温度
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Cu
含量を6.0％から4.6％に、有効Zr含量を2.5％から
1.5％まで減じ、且つ1180℃で１時間の溶体化熱
処理を、1205℃の焼結温度から固液混合相／固相
変態温度よりも僅かに低い溶体化熱処理温度まで
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。この変態温度に対
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を含有する合金については
変態温度は1180℃として決定され、17％のFeで
は1170℃また22％のFeでは1150℃となり、すな
わち今まで研究した範囲ではFe含量が１％増加
するのに変態温度は約４℃低下する。
するために、Fe含量を系統的に増加させ、従つ
て、その他の元素を調整し且つ溶体化熱処理温度
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Cu
含量を6.0％から4.6％に、有効Zr含量を2.5％から
1.5％まで減じ、且つ1180℃で１時間の溶体化熱
処理を、1205℃の焼結温度から固液混合相／固相
変態温度よりも僅かに低い溶体化熱処理温度まで
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。この変態温度に対
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を含有する合金については
変態温度は1180℃として決定され、17％のFeで
は1170℃また22％のFeでは1150℃となり、すな
わち今まで研究した範囲ではFe含量が１％増加
するのに変態温度は約４℃低下する。
溶体化熱処理の後、合金を室温まで急冷し、且
つ800〜860℃の範囲内の第１時効温度まで20時間
までの間に再加熱する。この第１時効処理におい
て、Sm2Co17固溶体は、Sm2Co17マトリツクス内
にSm1Co5相の連続網状組織を有する二相構造に
変移する。かかる第１時効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、最適第１時効温度は2.0〜
2.5％の有効ジルコニウム含量について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、第１時効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〜
2.0％の場合には最適第１時効温度が845±５℃で
あることを見い出した。要求されるSm1Co5連続
相網状組織を形成させて所望保磁力を発揮させる
ためには、第１時効温度で最低約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（HK）を発現させるためには、連続Sm1Co5相
網状組織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％の有効サマリウムが好適量であることを
見い出した。
つ800〜860℃の範囲内の第１時効温度まで20時間
までの間に再加熱する。この第１時効処理におい
て、Sm2Co17固溶体は、Sm2Co17マトリツクス内
にSm1Co5相の連続網状組織を有する二相構造に
変移する。かかる第１時効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、最適第１時効温度は2.0〜
2.5％の有効ジルコニウム含量について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、第１時効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〜
2.0％の場合には最適第１時効温度が845±５℃で
あることを見い出した。要求されるSm1Co5連続
相網状組織を形成させて所望保磁力を発揮させる
ためには、第１時効温度で最低約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（HK）を発現させるためには、連続Sm1Co5相
網状組織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％の有効サマリウムが好適量であることを
見い出した。
この第１時効処理において、起こり得る組織変
化の性質は第１時効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じ結果を得
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。
化の性質は第１時効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じ結果を得
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時効処理の後、試験体を臨
界速度で400〜425℃の範囲の第２時効温度まで冷
却しなければならない。好適なる冷却速度は時効
温度から約600℃まで約２℃／分であり、また約
600℃から第２時効温度まで約１℃／分である。
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℃／分の如き急冷または
＜0.5℃／分の如き極めて緩徐な冷却では劣つた
磁気特性をもたらす。この臨界冷却工程中、
Sm2Co17相の領域はSm1Co5相の網状組織内に整
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（16）。この変態はSm1Co5相に
おける銅の存在により高められる。このモデルよ
り、冷却速度が速いとSm1Co5相の領域が
Sm2Co17相に変移し、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。
界速度で400〜425℃の範囲の第２時効温度まで冷
却しなければならない。好適なる冷却速度は時効
温度から約600℃まで約２℃／分であり、また約
600℃から第２時効温度まで約１℃／分である。
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℃／分の如き急冷または
＜0.5℃／分の如き極めて緩徐な冷却では劣つた
磁気特性をもたらす。この臨界冷却工程中、
Sm2Co17相の領域はSm1Co5相の網状組織内に整
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（16）。この変態はSm1Co5相に
おける銅の存在により高められる。このモデルよ
り、冷却速度が速いとSm1Co5相の領域が
Sm2Co17相に変移し、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Sm1Co5系において、保磁力を発
現するための時効処理は400〜450℃の範囲に最適
温度を示す（16）。保磁力ループの核形性（HK）
が銅含有Sm1Co5相網状組織を時効処理すること
により発現されている本発明に係るSm2Co17磁石
において同一の効果が得られることを確かめた。
最適な第２時効温度は410〜415℃であることを確
かめた。400℃の第２時効温度で10時間処理する
と、下記に示す如く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。
現するための時効処理は400〜450℃の範囲に最適
温度を示す（16）。保磁力ループの核形性（HK）
が銅含有Sm1Co5相網状組織を時効処理すること
により発現されている本発明に係るSm2Co17磁石
において同一の効果が得られることを確かめた。
最適な第２時効温度は410〜415℃であることを確
かめた。400℃の第２時効温度で10時間処理する
と、下記に示す如く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。
第２時効温度 組成（％）
Sm Cu Fe Zr℃
23.0 4.6 22 1.9
HK（KOe）
400 7.6
410 8.7
422 7.8
410〜415℃で10時間の第２時効処理が有効であ
ることを見出した。また、最適な第２時効温度は
銅含量に左右されると考えられる。
ることを見出した。また、最適な第２時効温度は
銅含量に左右されると考えられる。
400〜425℃での時効後、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。
程は絶対的でないことを確かめた。
また本発明は、鉄、銅およびジルコニウム又は
同様の第Ｂ若しくはＢ族遷移金属を含有する
Sm2Co17合金を圧粉体として供給し、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固液混合相／固相変態
温度より僅かに低い溶体化熱処理温度を選択し、
該合金を高い焼結温度から溶体化熱処理温度まで
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、前記溶体化熱処理温度で保持し、合
金を常温まで急冷し、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第１
時効温度まで再加熱し、Sm2Co17固溶体Sm2Co17
マトリツクス内のSm1Co5連続網状組織からなる
構造に変移するに十分な時間保持し、該合金を第
２時効まで臨界的速度で冷却し、Sm2Co17相の領
域がSm1Co5相網状組織内で整合よく核形成する
よう上記温度で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時候温度から常温まで冷却すること
よりなるSm2Co17型合金永久磁石の製造方法も提
供する。
同様の第Ｂ若しくはＢ族遷移金属を含有する
Sm2Co17合金を圧粉体として供給し、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固液混合相／固相変態
温度より僅かに低い溶体化熱処理温度を選択し、
該合金を高い焼結温度から溶体化熱処理温度まで
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、前記溶体化熱処理温度で保持し、合
金を常温まで急冷し、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第１
時効温度まで再加熱し、Sm2Co17固溶体Sm2Co17
マトリツクス内のSm1Co5連続網状組織からなる
構造に変移するに十分な時間保持し、該合金を第
２時効まで臨界的速度で冷却し、Sm2Co17相の領
域がSm1Co5相網状組織内で整合よく核形成する
よう上記温度で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時候温度から常温まで冷却すること
よりなるSm2Co17型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。
１ 高い焼結温度は高密度を発現し、この結果最
終的に高い残留磁化になる。歪を最小にするた
めには、水素中1150℃で30分間加熱後アルゴン
中４〜５℃／分で1205℃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。
終的に高い残留磁化になる。歪を最小にするた
めには、水素中1150℃で30分間加熱後アルゴン
中４〜５℃／分で1205℃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Sm2Co17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ずる必要がある。
鉄は溶体化熱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Fe22％で、好ましい
溶体化処理温度は1140〜1170℃である。
するのに望ましいが、均一なSm2Co17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ずる必要がある。
鉄は溶体化熱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Fe22％で、好ましい
溶体化処理温度は1140〜1170℃である。
３ サマリウムおよびジルコニウムは、同時に出
願した特願昭60−26118号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がある。
願した特願昭60−26118号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がある。
４ Sm1Co5相網状組織を時効処理中Sm2Co17マ
トリツクス内に形成する際に、Sm1Co5相網状
組織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（HK）に関し
ても必要である。サマリウムの好適な有効量は
23.0％である。
トリツクス内に形成する際に、Sm1Co5相網状
組織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（HK）に関し
ても必要である。サマリウムの好適な有効量は
23.0％である。
５ 存在する有効ジルコニウムは上述した時効変
態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℃〜815±５℃で20時間の時効処理で1.4〜
2.0％である。
態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℃〜815±５℃で20時間の時効処理で1.4〜
2.0％である。
６ 存在する銅は、800〜860℃の範囲内の第１時
効温度から第２時効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Sm1Co5相網状組
織の領域のSm2Co17相の整合領域への最終変移
に有益に作用する。Sm2Co17相の整合領域は高
い保磁力になるSm1Co5相網状組織を変形させ
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℃／分である。600℃から410℃までは１
℃／分である。好適な第２時効温度は410℃で
ある。410℃での好適保持時間は10時間である。
効温度から第２時効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Sm1Co5相網状組
織の領域のSm2Co17相の整合領域への最終変移
に有益に作用する。Sm2Co17相の整合領域は高
い保磁力になるSm1Co5相網状組織を変形させ
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℃／分である。600℃から410℃までは１
℃／分である。好適な第２時効温度は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、鉄含量を最適化するためジル
コニウムおよび銅の両含量を制御しなければな
らず、尚全ての合金化元素を溶体化熱処理工程
において均一な固溶体に含ませることができる
必要がある。
コニウムおよび銅の両含量を制御しなければな
らず、尚全ての合金化元素を溶体化熱処理工程
において均一な固溶体に含ませることができる
必要がある。
参考文献
１ ウオーレス・ダブリユー・イー、「希土類金
属間化合物」アカデミツク・プレス、ニユーヨ
ーク、1973、第170〜172頁。
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マ・エイチ、「永久磁石合金」米国特許第
4172717号、1979年10月30日。
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３ ヨネヤマ・テイー、トミザワ・エス、ホリ・
テイーおよびオジマ・テイー、「R2Co17稀土類
コバルト型永久磁石材料およびその製造方法」
米国特許第4213803号、1980年７月22日。
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４ イマイズミ・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4221613号、1980年９月９日。
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法」米国特許第4221613号、1980年９月９日。
５ タワラ・ワイ、チノ・テイーおよびオーハ
シ・ケイ「永久磁石用希土類金属含有合金」米
国特許第4375996号、1983年３月８日。
シ・ケイ「永久磁石用希土類金属含有合金」米
国特許第4375996号、1983年３月８日。
６ シモンズ・ビー・シー、「高エネルギー密度
希土類−コバルト磁石およびD.C.サーボモー
タ：貴重な組合せ」希土類−コバルト永久磁石
に関する第６回国際研究集会、オーストリア、
ビエンナ、バーデン、1982年。
希土類−コバルト磁石およびD.C.サーボモー
タ：貴重な組合せ」希土類−コバルト永久磁石
に関する第６回国際研究集会、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、「２：17永久磁
石のミクロ組織と磁区組織」稀土類−コバルト
永久磁石に関する第６回国際研究集会、オース
トリア、ビエンナ、バーデン、1982年。
石のミクロ組織と磁区組織」稀土類−コバルト
永久磁石に関する第６回国際研究集会、オース
トリア、ビエンナ、バーデン、1982年。
９ ヨネヤマ・テイー、トミザワ・エス、ホリ・
テイーおよびオジマ・テイー、「Sm2（Co、Cu、
Fe、Ｍ）17に基づく新しい型の希土類−コバル
ト磁石」希土類−コバルト永久磁石に関する第
３回国際研究集会、カリホルニア、ラ・ジヨ
ラ、1978年。
テイーおよびオジマ・テイー、「Sm2（Co、Cu、
Fe、Ｍ）17に基づく新しい型の希土類−コバル
ト磁石」希土類−コバルト永久磁石に関する第
３回国際研究集会、カリホルニア、ラ・ジヨ
ラ、1978年。
９ ヨネヤマ・テイー、フクノ・エーおよびオジ
マ・テイー、「高いiHCおよび（BH）naxを有す
るSm2（Co、Cu、Fe、Zr）17磁石」第３回フエ
ライト国際会議、日本、京都、1980年。
マ・テイー、「高いiHCおよび（BH）naxを有す
るSm2（Co、Cu、Fe、Zr）17磁石」第３回フエ
ライト国際会議、日本、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、ウオリンス・エス・エイチ、ウイ
シエキエルスキ・エーおよびロウレス・ケイ・
アール、「ミクロ構造の熱処理効果およびSm
（Co、Fe、Cu、Zr）7.2磁石の磁気的性質」希土
類−コバルト永久磁石に関する第６回国際研究
集会、オーストリア、ビエンナ、バーデン、
1982年。
ール・シー、ウオリンス・エス・エイチ、ウイ
シエキエルスキ・エーおよびロウレス・ケイ・
アール、「ミクロ構造の熱処理効果およびSm
（Co、Fe、Cu、Zr）7.2磁石の磁気的性質」希土
類−コバルト永久磁石に関する第６回国際研究
集会、オーストリア、ビエンナ、バーデン、
1982年。
11 シモダ・テイー、オコノギー・アイ、カサ
イ・ケーおよびテライシ・ケー、「新しい樹脂
−結合Sm2Co17型磁石」第３回フエライト国際
会議、日本、京都、1980年。
イ・ケーおよびテライシ・ケー、「新しい樹脂
−結合Sm2Co17型磁石」第３回フエライト国際
会議、日本、京都、1980年。
12 シモダ・テイー、オコノギ・アイおよびテラ
イシ・ケー、「樹脂結合Sm2TM17型磁石の磁気
的性質の開発」希土類コバルト永久磁石に関す
る第６回国際研究集会会報、バージニア、ロア
ノク、1981年６月。
イシ・ケー、「樹脂結合Sm2TM17型磁石の磁気
的性質の開発」希土類コバルト永久磁石に関す
る第６回国際研究集会会報、バージニア、ロア
ノク、1981年６月。
13 フイドラー・ジエーおよびスカリツキイ・ピ
ー、「REPMにおける磁壁のピンニング」希土
類コバルト永久磁石に関する第６回国際研究集
会会報、オーストリア、ビエンナ、1982年９
月。
ー、「REPMにおける磁壁のピンニング」希土
類コバルト永久磁石に関する第６回国際研究集
会会報、オーストリア、ビエンナ、1982年９
月。
14 クロンミユラー・エヌ、「RE−Co−磁石に
おける核形成および逆磁区の伝播」希土類コバ
ルト永久磁石に関する第６回国際研究集会会
報、オーストリア、ビエンナ、1982年９月。
おける核形成および逆磁区の伝播」希土類コバ
ルト永久磁石に関する第６回国際研究集会会
報、オーストリア、ビエンナ、1982年９月。
15 ラベンベルグ・エル、ミシエラ・アール・ケ
ーおよびトマス・ジー、「SmCo7.4型磁石にお
けるセル状ミクロ組織の発達」希土類コバルト
永久磁石に関する第６回国際研究集会会報、オ
ーストリア、ビエンナ、1982年９月。
ーおよびトマス・ジー、「SmCo7.4型磁石にお
けるセル状ミクロ組織の発達」希土類コバルト
永久磁石に関する第６回国際研究集会会報、オ
ーストリア、ビエンナ、1982年９月。
16 ペリー・エー・ジエー、ナゲル・エヌおよび
メンス・エー、「RE（Co、Cu）を基礎とする永
久磁石材料」硬質磁気材料に関する第３回欧州
会議、アムステルダム、1974年９月17〜19日。
メンス・エー、「RE（Co、Cu）を基礎とする永
久磁石材料」硬質磁気材料に関する第３回欧州
会議、アムステルダム、1974年９月17〜19日。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 次の組成（重量％） Sm 22.5〜23.5％ Fe 20.0〜25.0％ Cu 3.0〜5.0％ Zr 1.4〜2.0％ を含有し、残部は実質的にCoから構成される永
久磁石として使用するのに適するSm2Co17型合金
を製造するに当り、 上記合金を圧粉体として供給し、 この合金を焼結工程の終りで少くとも1200℃で
ある高温度で焼結して高密度および高残留磁化を
達成し、 焼結した合金を、焼結温度から固液混合相／固
相変態温度より僅かに低い1120〜1150℃の溶体化
処理温度まで２〜６℃／分の速度で冷却して合金
成分を実質的に均一なSm2Co17固溶体とし、 該合金を1120〜1150℃の溶体化熱処理温度で保
持し、 該合金を室温に急冷し、 該合金を800℃〜860℃の第１時効温度まで再加
熱してSm2Co17固溶体を、Sm2Co17マトリツクス
内にSm1Co5の連続相網状組織を有する構造に変
移させ、 該合金を0.5〜2.0℃／分の速度で400〜425℃の
第２時効温度まで冷却してSm2Co17相の領域を
Sm1Co5相網状組織内に整合良く核形成せしめ且
つ格子歪を生ぜしめこれにより高保磁力および良
好なるループの角形性をもたらし、 次いで該合金を室温まで冷却する ことを特徴とするSm2Co17型合金の製造方法。 ２ 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。 ３ 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。 ４ 焼結を２公定で行ない、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項記載の製造方法。 ５ 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。 ６ 第１時効温度が約20時間約800〜860℃である
特許請求の範囲第１項記載の製造方法。 ７ 第２時効温度が約10時間約400〜420℃である
特許請求の範囲第１項記載の製造方法。 ８ 合金を第１時効温度から第２時効温度まで約
１〜２℃／分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。 ９ 焼結を２工程で行ない、第１工程を水素雰囲
気中約1150℃で実施し、第２工程を不活性ガス雰
囲気中約1200〜1215℃の範囲の温度で行なう特許
請求の範囲第１項記載の製造方法。 １０ 第１焼結工程を約30分間実施し、第２焼結
工程を約10分間行なう特許請求の範囲第９項記載
の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| GB848403751A GB8403751D0 (en) | 1984-02-13 | 1984-02-13 | Producing sm2 co17 alloy |
| GB8403751 | 1984-02-13 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60238463A JPS60238463A (ja) | 1985-11-27 |
| JPH0515775B2 true JPH0515775B2 (ja) | 1993-03-02 |
Family
ID=10556511
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60026117A Granted JPS60238463A (ja) | 1984-02-13 | 1985-02-13 | Ｓｍ↓２Ｃｏ↓１↓７合金の製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4746378A (ja) |
| EP (1) | EP0156483A1 (ja) |
| JP (1) | JPS60238463A (ja) |
| CA (1) | CA1237965A (ja) |
| GB (1) | GB8403751D0 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| CN112750613B (zh) * | 2020-03-31 | 2023-02-07 | 河北泛磁聚智电子元件制造有限公司 | 超高最大磁能积烧结钐钴磁体的制备方法 |
| CN113205955B (zh) * | 2021-04-30 | 2022-07-19 | 太原科技大学 | 一种高性能烧结钐钴磁体的制备方法 |
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- 1984-02-13 GB GB848403751A patent/GB8403751D0/en active Pending
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- 1985-02-11 CA CA000474045A patent/CA1237965A/en not_active Expired
- 1985-02-13 JP JP60026117A patent/JPS60238463A/ja active Granted
- 1985-02-13 EP EP85300958A patent/EP0156483A1/en not_active Withdrawn
-
1986
- 1986-11-12 US US06/930,062 patent/US4746378A/en not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
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| JPS60238463A (ja) | 1985-11-27 |
| GB8403751D0 (en) | 1984-03-14 |
| EP0156483A1 (en) | 1985-10-02 |
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