JPH0527242B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0527242B2 JPH0527242B2 JP59036924A JP3692484A JPH0527242B2 JP H0527242 B2 JPH0527242 B2 JP H0527242B2 JP 59036924 A JP59036924 A JP 59036924A JP 3692484 A JP3692484 A JP 3692484A JP H0527242 B2 JPH0527242 B2 JP H0527242B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- less
- sintering
- heat treatment
- composition
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
- H01F1/0575—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
- H01F1/0577—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
［技術分野］
本発明はFe・Ｂ・ＲをベースとしFeの一部を
Coで置換して温度特性を改良した永久磁石材料
の製造方法に関する。 ［技術的背景］ 永久磁石材料は一般家庭の各種電気製品から大
型コンピユーターの周辺機器まで巾広い分野で使
用される極めて重要な電気・電子材料の一つであ
る。近年の電気・電子機器の小型化・高効率化の
要求に伴ない永久磁石材料はますます高性能化が
求められている。 現在の代表的な永久磁石材料はアルニコ、ハー
ドフエライト、および希土類コバルト磁石であ
る。最近のコバルトの原料事情の不安定化に伴な
いコバルトを20〜30重量％含むアルニコ磁石の需
要は減少し安価なハードフエライトが磁石材料の
主流を占めるようになつた。一方希土類コバルト
磁石はコバルトを50〜65重量％も含むうえ希土類
鉱石中に余り含まれていないSmを使用するため
非常に高価である。しかし他の磁石に比べて磁石
特性が格段に高いため主として小型で付加価値の
高い磁気回路に使用されている。希土類磁石がも
つと広い分野で安価にかつ多量に使用されるには
高価なコバルトを多重に含まずかつ希土類金属と
して鉱石中に多量に含まれている軽希土類を主成
分とすることが必要である。このような永久磁石
材料への試みはなされている。例えばクラーク
（A.E.Clark）はスパツタリングにより作つた非
晶質TbFe2は4.2〓で29.5MGOeのエネルギー積を
持ち、これを300〜500℃で熱処理すると室温で保
磁力iHcが3.4kOe、最大エネルギー積（BH）
maxは7MGOeを示すことに見い出した。同様な
研究はSmFe2についても行われ77〓で9.2MGOe
のエネルギー積を示すことが報告されている。し
かしこれらの材料はどれでもスパツタリングによ
り作成された薄膜であり実用できる磁石とはなら
ない。またPrFe系合金の超急冷により作つたリ
ボンは保磁力iHcが2.8kOeを示すことが報告され
た。更にクーン等は（FeB）0.9Tb0.05La0.05の超急
冷による非晶質リボンを627℃で焼鈍すると保磁
力iHcは9kOeにも達し残留磁束密度Brは5kGで
あることを見い出した。しかしのこ場合磁化曲線
の角形性が悪いため、その（BH）maxは低い
（N.C.Koon他、Appl.Phys.Lest.39(10)、1981、840
〜842頁）、又カバコフ（L.Kabacoff）等は
（FeB）1-xPrx（ｘ＝０〜0.3原子比）の組成を有す
るリボンを超急冷により作製しFe−Pr二成分系
が室温でkOeレベルの保磁力をもつものがあると
報告している。しかしこれらの超急冷リボン又は
スパツタ薄膜はそれ自体として使用可能な実用永
久磁石（体）ではないのでリボンや薄膜から実用
永久磁石を得ることができない。即ち従来のFe
−Ｂ−Ｒ系超急冷リボン又はRFe系スパツタ薄膜
からは任意の形状、寸法を有するバルク磁石
（体）を得ることができない。これまでに報告さ
れたFe−Ｂ−Ｒ系リボンの磁石曲線は角形成が
悪く、従来慣用の磁石に対抗できる実用永久磁石
材料とはなり得ない。又上記スパツタ薄膜及び超
急冷リボンはいずれも本質上等方性でありこれか
ら磁気異方性の実用永久磁石を得ることは事実上
不可能である。 ［目的］ また本発明者等は先に高価なSm、Coを必ずし
も含まなくてよい新しい高性能永久磁石である
Fe・Ｂ・Ｒ系磁石を見出し出願した（特開昭57
−145072）。このFeBR系永久磁石材料は、従来
知られているRCo5やR2Co17化合物とは異なる新
しい化合物を基礎とし、特にボロンＢは、従来
の、たとえば非晶質合金作成時の非晶質促進元素
又は粉末治金法における焼結促進元素として添加
されるものではなく、このFeBR系永久磁石材料
の実体的内容を構成する磁気的に安定で高い磁気
異方性定数を有するＲ−Fe−Ｂ化合物の必須構
成元素であることを明らかにした（なお、上記
FeBR系永久磁石材料に基づき、適当なミクロ組
織を形成することによつて磁気異方性焼結永久磁
石が得られることも明らかにした）。しかし、そ
のFeBR系永久磁石材料のキユリー点Tcは300℃
から最高370℃である。 本発明はこのFe・Ｂ・Ｒ系磁石の温度特性を
改良すると共に従来法で得られない新規な実用永
久磁石材料を得ることを目的とする。また本発明
は室温以上の温度で良好な磁気特性を有し任意の
形状実用寸法に成形でき磁化曲線の角形性が高く
しかもＲとして資源的に豊富な軽希土類を有効に
使用できるものを得ることを目的とするものであ
る。 ［発明の構成要素］ これらの目的を満たすため本発明者等の鋭意の
研究の結果まずFe・Ｂ・Ｒ系磁石の主成分たる
Feの一部をCoで置換することにより磁石材料の
キユリー点を上昇せしめ温度特性を改善すること
が出来る（特開昭57−166663）と共に、更に一定
の組成の合金の磁気特性のための一定の粉末を成
形し焼結し焼結後特定の条件下での熱処理いわゆ
る時効処理をすることにより保磁力、減磁曲線の
角形性が著しく改善されることを見出したが（特
願昭59−90802）、さらに詳細な検討の結果本熱処
理工程に於て特定の条件からなる２段熱処理を施
すとさらに保磁力ならびに減磁曲線の角形性が著
しく改善された磁石特性のバラツキも減少できる
ことを見出したものである。 即ち本発明は原子百分率として８〜30％のＲ
（但しＲはＹを包含する希土類元素の少なくとも
一種）、２〜28％のＢ、および残部Feおよび不可
避の不純物からなるFeBR系組成のうちFeの一部
を全組成に対して50％以下のCo（０％を除く）で
置換してなるFeCoBR系組成を有し、平均粒度
0.3〜80μｍの合金粉末を成形する工程、還元性又
は非酸化性雰囲気下にて900〜1200℃で焼結する
工程、焼結後750〜1000℃の温度で0.5時間以上１
次熱処理した後10℃／minを超え2000℃／min以
下の冷却速度で750〜700℃の温度域を冷却した
後、さらに480〜700℃の温度で２次熱処理する工
程からなる永久磁石材料の製造方法を提供する。
この熱処理は、時効処理である。所定の２段熱処
理によつて、同一組成の焼結体について熱処理を
施していないものに対しては勿論のこと１段熱処
理を施したものに対しても保磁力及び減磁曲線の
角形性のより一層の改善効果が認められる。この
点、例えば希土類元素Ｒの増加による保磁力の増
大の場合残留磁束密度の減少をもたらすこと（特
願昭57−145072号参照）に対比するとその意義は
極めて大きい。 ［発明の好適な実施の態様］ 以下本発明について詳述する。 一般にFe合金へのCoの添加でその添加量の増
加に伴ないキユリー点Tcが上昇するもの、下降
するものなどがあり結果を予測することは困難で
ある。本発明ではFe・Ｂ・Ｒ系のFeの一部をCo
で置換すると第１図に示すようにCoの置換量の
増大に伴ないTcが徐々に増大する。Fe・Ｂ・Ｒ
系合金においてはＲの種類によらず同様な傾向が
確認される。Coの置換量はわずか（全組成に対
して例えば0.1〜１％）でもTcの増大には有効で
あり第１図に例示するように（77−ｘ）Fe・
xCo・8B・15Ndのｘの量により約300〜約670℃
の任意のTcをもつ合金が得られる。 本発明においてFe・Co・Ｂ・Ｒ系永久磁石材
料のＢ・Ｒおよび（Fe＋Co）の各組成分量は
Fe・Ｂ・Ｒ系の場合と基本的に同じである。即
ちＢは永久磁石材料として保磁力Hcが3kOe以上
を満すために２％（以下％は成分中の原子百分率
を示す）以上とし又ハードフエライトの残留磁束
密度Br約6kG以上とするために28％以下である。
Ｒは保磁力3kOe以上とするため８％以上必要で
ある。しかしながらＲは燃え易く工業的取扱、製
造上の困難から且つ又は高価でもあるため30％以
下とする。 CoのFe置換量はTcの改善と高価である点から
50％以下とする。Ｒとしては資源的に豊富な軽希
土類を用いることができ必ずしもSmを必要とせ
ず或いはSmを主体とする必要もないので原料が
安価であり極めて有用である。 本発明で用いる希土類元素ＲはＹを包含し、軽
希土類及び重希土類を包含する希土類元素であり
そのうち一種以上を用いる。Ｒとしては、Nd、
Pr、La、Ce、Tb、Dy、Ho、Er、Eu、Sm、
Gd、Pm、Tm、Yb、Lu、及びＹが包含される。
Ｒとしては特にNd、Prが好ましい。又通例Ｒと
してNd、Pr、Dy、Tb、Ho等のうち１種をもつ
て足りるが実用上は２種以上の混合物（ミツシユ
メタル、ジジム等）を入手上の便宜等の理由によ
り用いることができる。Sm、Ｙ、La、Ce、Gd
等は他のＲ特に、Nd、Pr、Dy、Tb、Ho等の混
合物として用いることができる。Smは含まない
か又はできるだけ少ない方がよく、Laも多く含
むことは好ましくない。従つてSm、Laは夫々２
％以下（より好ましくは１％以下）が好ましい。
なおこのＲは純希土類元素でなくともよく工業上
入手可能な範囲で製造上不可避な不純物（他の希
土類元素、Ca、Mg、Fe、Ti、Ｃ、Ｏ等）を含
有するものでも用いることが出来る。なおＲとし
ては、R1としてDy、Tb、Gd、Ho、Er、Tm、
ybの一以上、R2としてNdとPrの合計80％以上残
部R1以外のＹを包含する希土類元素の一以上の
組合せがiHcの増大の効果に最も好ましい。 ホウ素Ｂとしては純ボロン又はフエロボロンを
用いることが出来、不純物としてAl、Si、Ｃ等
を含むものも用いることができる。 本発明により得られる永久磁石材料は８〜30％
のＲ、２〜28％の、50％以下のCo、残部実質的
にFeでは保磁力は3kOe以上、残留磁束密度Brは
6kG以上の磁気特性を示し最大エネルギー積
（BH）maxはハードフエライトをはるかにしの
ぐ値である。 軽希土類元素（Nd、Pp）をＲの主成分とし全
Ｒ中の50％以上で12〜24％のＲ、３〜27％のＢ、
50％以下のCo、残部実質的にFeでは（BH）
maxが10MGOe以上を示し好ましい組成範囲で
ある。更には（Nd＋Pr）を全Ｒ中の50％以上含
有しかつ12〜20％のＲ、４〜24％のＢ、25％以下
のCo、残部は実質的にFeで（BH）maxは
15MGOe以上、最高35MGOeにも達する磁気特
性を発現する極めて好ましい組成である。Coは
５％以上でBrの温度係数（α）は0.1％／℃以下
であり温度特性が良好であり、25％以下で他の磁
気特性を実質的に害なうことなく（23％以下では
同等以上）Tc増大に寄与する。前記R10.05〜５
％、R12.5〜20％、B4〜20％、Co35％以下、残
部Feの場合、最大エネルギー積（BH）
max20MGOe以上を保持しかつiHc10kOe以上を
実現するが、本発明の時効処理の効果がさらに付
加される。さらにR1O.2〜３％、R13〜19％、B5
〜11％、Co23％以下、残部Feの組成は最大のエ
ネルギー積（BH）max30MGOe以上を示す。 さらに好ましい範囲について以下に示す。Ｒに
関する限り、Nd＋Prの和が全Ｒ中50％（好まし
くは80％以上）あることが高い磁気特性を確実か
つ低コストで実現する上で好ましい。12.5〜20％
Ｒ、５〜15％Ｂ、65〜82.5％Fe（全組成に対して
Co35％以下でFeを置換）は（BH）
max20MGOe以上を示す。ここでＲ＞20％、Fe
＜65％ではBrが低下し、Fe＞82.5％ではiHcが低
下する傾向を示す。13〜18％Ｒ、５〜15％Ｂ、67
〜82％Fe（全組成に対してCo25％以下でFeを置
換）では（BH）max25MGOe以上となり、ここ
で５〜11％Ｂ（全組成に対してCo23％以下でFeを
置換）では30MGOe以上となる。６〜11％Ｂ、
13〜16％Ｒ、Co15％以下、残部Feでは（BH）
max35MGOe以上となり、さらに6.5〜７％Ｂ、
13.5〜14％Ｒ、Co10％以下、残部Feの場合
（BH）max40MGOe以上、最高44MGOeにも達
する。 本発明により得られる永久磁石材料は上記の組
成合金を粉砕し成形し焼結し更に熱処理して得ら
れるものである。この合金はFeBR三元系正方晶
構造と同様のFeCoBR四元系正方晶の強磁性相を
主相とし非磁性相（主としてＲリツチ層）が主相
結晶を囲むものであり、この正方晶は、中心組成
R2Fe14BのFeを一部Coで置換したものとして表
わされるａ軸約8.8Å、ｃ軸約12.2Åである。非
磁性相はわずかでよく1vol％ですでに十分有効で
ある。 焼結後ないし時効処理後の平均結晶粒径は１〜
80μｍでiHc1kOe以上を示し好ましくは２〜40μ
ｍである。またFeBR三元系合金のキユリー温度
TcはCe160℃〜Tb370℃に亘り、通例300℃以上
（Pr、Nd、Dy、Ho等）でありこれに対しCo添
加によりTcが増大する。 本発明のFe・Co・Ｂ・Ｒ系磁石体はCoを含有
しないFe・Ｂ・Ｒ系に比較して良好な温度特性
を有するのみならずCo添加により減磁曲線の角
形性が改善されるため最大エネルギー積の向上が
はかれる。更にはCoはFeに比べて耐食性を有す
るのでCoの添加により耐食性を付与することが
できる。 本発明により得られる優れた磁気特性を有する
永久磁石材料は上記組成合金を粉砕し、成形し、
に熱処理する一連の工程を経る製造方法によつて
得られるものである。以下本発明の製造方法を磁
気異方性永久磁石材料を溶解して製造する場合に
ついて述べる。 出発原料としてFeは純度99.0％以上の電解鉄、
Ｂは純度99.0％以上の純ボロンおよび純度90.0％
以上のフエロボロン、Ｒは純度95％以上のもの、
Coは純度99.9％の電解Coを使用した。これらの
原料を上記の組成範囲内で配合調整して真空ない
し不活性ガス雰囲気中（好ましくは不活性ガス
中）で高周波溶解、アーク溶解などで溶解し合金
化する。これを冷却して得られた合金をスタンプ
ミル、ジヨークラツシヤーなどで粗粉砕後更にジ
エツトミル、ボールミル等により微粉砕する。微
粉砕は不活性ガス雰囲気中で乾式粉砕もしくはア
セトン、トルエン等を用いる有機溶媒中で行なう
湿式粉砕のいずれも用いることが出来る。微粉砕
によつて得られる合金粉末を平均粒経0.3〜80μｍ
とする。平均粒経0.3μｍ未満のものでは微粉砕中
ないしその後の工程で粉末の酸化が著しくなり焼
結後の密度が上らず、得られる磁石特性も低い。 平均粒度80μｍをこえるとすぐれた磁石特性と
りわけ高い保磁力が得られない。優れた磁石特性
を発現させるためには微粉末の平均粒度は１〜
40μｍが好ましく特に２〜20μｍが最も好ましい。
平均粒度0.3〜80μｍの粉末を磁界中（例えば
5kOe以上）で加圧成形する。磁界中の加圧成形
には粉末をそのまま成形する方法、アセトン、ト
ルエン等有機溶媒中で成形する方法、或いはその
他の粉末成形方法（パラフイン、ステアリン酸等
の成形助剤を用いる方法）等を用いることが出来
る。得られた成形体を例えば、10-2Torr以下の
真空中あるいは１〜760Torrの圧力下等の少なく
とも非酸化性ないし99.9％以上の不活性ガスない
し還元性ガスの雰囲気中（好ましくは不活性ガス
中）で900〜1200℃の温度で焼結する。焼結温度
が900℃未満では十分な焼結密度が得られず、ま
た高い残留磁束密度も得られない。また1200℃を
こえると焼結体が変形し結晶粒の配向がくずれる
ため残留磁束密度の低下と減磁曲線の角形性が低
下する。また焼結時間は５分以上あればよいがあ
まり長時間では量産性の点で問題であるので磁石
特性の発現性等から0.5〜４時間が好ましい。な
お焼結雰囲気は組成分中のＲが高温で極めて酸化
されやすいので非酸化性雰囲気である高真空、不
活性ガス又は還元性ガス等の雰囲気を高度に確保
することが好ましい。不活性ガスを用いる場合に
は高い焼結密度を得るため１〜760Torr未満の減
圧雰囲気下で行なうことも出来る。 焼結時の昇温速度は特に規定する必要はないが
湿式成形方法を用いた有機溶媒の溶媒除去のない
40℃／分以下で昇温を行なうかあるいは昇温途中
200〜800℃の温度範囲で0.5時間以上保持するこ
とが好ましい。焼結後冷却する場合の冷却速度は
20℃／分以上が製品のバラツキを少くするために
好ましく、引き続く熱処理の時効処理による磁気
特性を高めるためには焼結後の冷却速度は100
℃／分以上が好ましい（但し焼結に続いて直ちに
熱処理工程に入ることもできる）。 焼結後の熱処理は以下の工程から成る。 先ず焼結体を750〜1000℃の温度で0.5時間以上
１段目の熱処理した後、10℃／minを超え2000
℃／min以下の冷却速度で750〜700℃の温度域を
冷却した後さらに480〜700℃の温度で２段目の熱
処理をすることから成る。 １段目の熱処理温度は、750〜1000℃に限定す
る。750℃より低いと１段目の熱処理が有効とな
らず、得られる保磁力の増大量が低い。1000℃を
越えると焼結体の結晶が粒成長を起こし保磁力が
低下する。 磁石特性の保磁力および減磁曲線の角形性を高
め、バラツキを軽減するためには１段目の熱処理
温度として770〜950℃が望ましく、さらに790〜
920℃が最も好ましい。 １段目の熱処理後の冷却速度は、10℃／minを
超え2000℃／min以下に限定する。冷却速度10
℃／min以下では保磁力および減磁曲線の角形性
が低下し、2000℃／minを越えると焼結体にマイ
クロ・クラツクが発生し保磁力が低下する。この
所定冷却速度を保つべき温度範囲は、１段目の熱
処理温度から680℃までの範囲にすることが好ま
しい。680℃以下における冷却速度は徐冷、急冷
いずれも可能である。所定冷却速度での冷却温度
範囲下限値が680℃を越えると保磁力が低下する
傾向がある。 磁石特性を低下させずバラツキを減少するには
所定速度での冷却温度範囲下限値は650℃以下が
望ましい。保磁力および減磁曲線の角形性を高め
磁石特性のバラツキを軽減しかつマイクロ・クラ
ツクを少くするためには冷却速度は10℃／minを
超え500℃／minが望ましくさらに20〜1000℃／
minが最も好ましい。 本２段熱処理の特徴の１つは750〜1000℃の温
度で0.5時間以上で１次熱処理を施した後好まし
くは680℃以下まで冷却して750℃から700℃の間
を所定の冷却温度により通過させた後さらに低温
域たる480〜700℃の温度範囲にて２次熱処理を行
うことにあり、１次熱処理を施した後炉冷等の冷
却により、そのまま引続いて２次熱処理を行つた
場合には得られる磁石特性の増大幅は低い。即
ち、750〜700℃の間に磁石特性を劣化させるなん
らかの結晶構造ないし金属相的不安定領域が存在
すると推察されその影響が冷却速度を制御するこ
とによりカツトされるものと考えられる。なお２
次熱処理は１次熱処理後の所定冷却の後引続き又
は放置の後行うことができる。 ２段目の熱処理温度は480〜700℃に限定する。
480℃未満あるいは700℃を越えると保磁力および
減磁曲線の角形性の改善幅が低下する。保磁力お
よび減磁曲線の角形性を高め、磁石特性のバラツ
キを軽減するためには２段目熱処理の温度範囲と
して520〜670℃が望ましく、550〜650が最も好ま
しい。 １段目の熱処理時間は、短時間では温度制御し
にくく、長時間では工業的メリツトが低下するの
で0.4〜8.0hrが望ましい。２段目の熱処理時間は
特に限定しないが、同様に短時間では温度制御し
にくく、長時間では工業的メリツトが低下するの
で0.5〜12.0hrが望ましい。 時効処理の雰囲気は合金組成中のＲが高温で酸
素又は水分と急激に反応するので真空の場合は真
空度10-3Torr以下、不活性ガス、還元性ガスの
雰囲気の場合は雰囲気の純度99.99％以上が望ま
しい。 焼結温度は永久磁石材料の組成により前記範囲
内で選択され、時効処理温度は当該焼結温度以下
で選択する。 本発明は磁気異方性永久磁石の場合に限らず磁
気等方性永久磁石の場合にも工程中成形を磁界を
かけずに行なうことにより全く同様方法を採用す
ることが出来、すぐれた磁石特性を発現させるこ
とが出来る。なお、等方性の場合には、R10〜25
％、B3〜23％、Co50％以下（Co0％を除く）、残
部Fe及び不可避の不純物から成る組成において、
（BH）max3MGOe以上が得られる。等方性磁石
は元来異方性磁石の磁気特性の1/4〜1/6の低い特
性のものであるが、本発明によれば、それにもか
かわらず、等方性としては極めて有用な高い特性
が得られる。Ｒ量が増加するに従つてiHcは増加
するが、Brは最大値を経た後減少するため
（BH）max3MGOe以上を満足するＲ量は10％以
上でかつ25％以下である。 またＢ量が増大するに従いiHcは増大するがBr
は最大値を経た後減少するため（BH）
max3MGOeを得るにはB3〜23％の範囲でなけれ
ばならない。 好ましくは軽希土類をＲの主成分（全Ｒ中軽希
土類が50原子％以上）とし12〜20％のＲ、５〜18
％のＢ、Co35％以下、残部Feの組成で（BH）
max4MGOe以上の高い磁気特性を示す。最も好
ましい範囲としてNd、Pr等の軽希土類をＲの主
成分とし12〜16％のＲ、６〜18％のＢ、Co23％
以下、残部Feの組成では（BH）maxが7MGOe
以上で等方性永久磁石材料ではかつて無い高い特
性が得られる。 結合剤、滑剤は、異方性の場合には、成形の際
の配向を妨げるため一般には用いられないことも
あるが、等方性磁石の場合には、結合剤、滑剤等
を含むことによりプレス効率の改善、成形体の強
度増大等が可能である。 本発明により得られる永久磁石材料は工業的製
造上不可避な不純物の存在を許容できる。即ち所
定範囲内でCa、Mg、Ｏ、Si、Ｃ、Ｐ、Ｓ、Cu等
が含有されることもでき、これらの合計５％以下
は許容できる。Ｃは有機結合剤から、Ca、Mg、
Si、Ｓ、Ｐ、Cu等は原料、製造工程からも含有
されることがある。 以上詳述の通り、本発明の永久磁石材料の製造
方法は新規なFeCoBR系組成であつて高保磁力、
高残磁束密度及び高エネルギー積など優れた磁石
特性を示し、ＲとしてNd、Prなどの軽希土類元
素を主体として用いることができる高性能な永久
磁石材料を特にバルク体としても簡便に製造する
ことができる。特に、FeBR系組成においてFeの
一部をCoで置換することによつて温度特性を改
善しより実用的なキユリー温度を有するものを得
ることができ、又所定の二段時効処理を施すこと
によつて、FeBR三元化合物に基づく結晶質の
FeCoBR系永久磁石材料について、時効処理を施
していないものに対しては勿論のこと一段時効処
理を施したものに対しても、他の磁気特性を何ら
阻害することもなく保磁力及び減磁曲線の角形性
をより一層改善し得たものである。 実施例 １ 原子百分率組成62Fe6B16Nd16Coなる合金を
Arガス中高周波溶解後、水冷銅鋳型に鋳造して
得た。本合金をスタンプ・ミルにより35mesh以
下に粗粉砕後、Ar雰囲気中で平均粒度3μｍにボ
ール・ミルに微粉砕した。得られた粉末を15kOe
磁界中で2.0ton／cm2の圧力で加圧成型した後、
99.99％純度の760Torr Ar中で1100℃、２時間焼
結し。焼結後は冷却速度500℃／minで室温まで
冷却した。さらに時効処理をAr雰囲気中800℃、
各時間を行つた後冷却速度400℃／minで500℃以
下まで冷却した後さらに580℃、2hr時効処理を行
ない本発明に係る磁石を得た。磁石特性結果を比
較例として800℃1hrの１段時効処理のみの値と共
に表１に、また本合金磁石の残留磁束密度（Br）
の温度計数α（％／℃）を比較例（１段時効処理
のみ）とともに表１に示す。
Coで置換して温度特性を改良した永久磁石材料
の製造方法に関する。 ［技術的背景］ 永久磁石材料は一般家庭の各種電気製品から大
型コンピユーターの周辺機器まで巾広い分野で使
用される極めて重要な電気・電子材料の一つであ
る。近年の電気・電子機器の小型化・高効率化の
要求に伴ない永久磁石材料はますます高性能化が
求められている。 現在の代表的な永久磁石材料はアルニコ、ハー
ドフエライト、および希土類コバルト磁石であ
る。最近のコバルトの原料事情の不安定化に伴な
いコバルトを20〜30重量％含むアルニコ磁石の需
要は減少し安価なハードフエライトが磁石材料の
主流を占めるようになつた。一方希土類コバルト
磁石はコバルトを50〜65重量％も含むうえ希土類
鉱石中に余り含まれていないSmを使用するため
非常に高価である。しかし他の磁石に比べて磁石
特性が格段に高いため主として小型で付加価値の
高い磁気回路に使用されている。希土類磁石がも
つと広い分野で安価にかつ多量に使用されるには
高価なコバルトを多重に含まずかつ希土類金属と
して鉱石中に多量に含まれている軽希土類を主成
分とすることが必要である。このような永久磁石
材料への試みはなされている。例えばクラーク
（A.E.Clark）はスパツタリングにより作つた非
晶質TbFe2は4.2〓で29.5MGOeのエネルギー積を
持ち、これを300〜500℃で熱処理すると室温で保
磁力iHcが3.4kOe、最大エネルギー積（BH）
maxは7MGOeを示すことに見い出した。同様な
研究はSmFe2についても行われ77〓で9.2MGOe
のエネルギー積を示すことが報告されている。し
かしこれらの材料はどれでもスパツタリングによ
り作成された薄膜であり実用できる磁石とはなら
ない。またPrFe系合金の超急冷により作つたリ
ボンは保磁力iHcが2.8kOeを示すことが報告され
た。更にクーン等は（FeB）0.9Tb0.05La0.05の超急
冷による非晶質リボンを627℃で焼鈍すると保磁
力iHcは9kOeにも達し残留磁束密度Brは5kGで
あることを見い出した。しかしのこ場合磁化曲線
の角形性が悪いため、その（BH）maxは低い
（N.C.Koon他、Appl.Phys.Lest.39(10)、1981、840
〜842頁）、又カバコフ（L.Kabacoff）等は
（FeB）1-xPrx（ｘ＝０〜0.3原子比）の組成を有す
るリボンを超急冷により作製しFe−Pr二成分系
が室温でkOeレベルの保磁力をもつものがあると
報告している。しかしこれらの超急冷リボン又は
スパツタ薄膜はそれ自体として使用可能な実用永
久磁石（体）ではないのでリボンや薄膜から実用
永久磁石を得ることができない。即ち従来のFe
−Ｂ−Ｒ系超急冷リボン又はRFe系スパツタ薄膜
からは任意の形状、寸法を有するバルク磁石
（体）を得ることができない。これまでに報告さ
れたFe−Ｂ−Ｒ系リボンの磁石曲線は角形成が
悪く、従来慣用の磁石に対抗できる実用永久磁石
材料とはなり得ない。又上記スパツタ薄膜及び超
急冷リボンはいずれも本質上等方性でありこれか
ら磁気異方性の実用永久磁石を得ることは事実上
不可能である。 ［目的］ また本発明者等は先に高価なSm、Coを必ずし
も含まなくてよい新しい高性能永久磁石である
Fe・Ｂ・Ｒ系磁石を見出し出願した（特開昭57
−145072）。このFeBR系永久磁石材料は、従来
知られているRCo5やR2Co17化合物とは異なる新
しい化合物を基礎とし、特にボロンＢは、従来
の、たとえば非晶質合金作成時の非晶質促進元素
又は粉末治金法における焼結促進元素として添加
されるものではなく、このFeBR系永久磁石材料
の実体的内容を構成する磁気的に安定で高い磁気
異方性定数を有するＲ−Fe−Ｂ化合物の必須構
成元素であることを明らかにした（なお、上記
FeBR系永久磁石材料に基づき、適当なミクロ組
織を形成することによつて磁気異方性焼結永久磁
石が得られることも明らかにした）。しかし、そ
のFeBR系永久磁石材料のキユリー点Tcは300℃
から最高370℃である。 本発明はこのFe・Ｂ・Ｒ系磁石の温度特性を
改良すると共に従来法で得られない新規な実用永
久磁石材料を得ることを目的とする。また本発明
は室温以上の温度で良好な磁気特性を有し任意の
形状実用寸法に成形でき磁化曲線の角形性が高く
しかもＲとして資源的に豊富な軽希土類を有効に
使用できるものを得ることを目的とするものであ
る。 ［発明の構成要素］ これらの目的を満たすため本発明者等の鋭意の
研究の結果まずFe・Ｂ・Ｒ系磁石の主成分たる
Feの一部をCoで置換することにより磁石材料の
キユリー点を上昇せしめ温度特性を改善すること
が出来る（特開昭57−166663）と共に、更に一定
の組成の合金の磁気特性のための一定の粉末を成
形し焼結し焼結後特定の条件下での熱処理いわゆ
る時効処理をすることにより保磁力、減磁曲線の
角形性が著しく改善されることを見出したが（特
願昭59−90802）、さらに詳細な検討の結果本熱処
理工程に於て特定の条件からなる２段熱処理を施
すとさらに保磁力ならびに減磁曲線の角形性が著
しく改善された磁石特性のバラツキも減少できる
ことを見出したものである。 即ち本発明は原子百分率として８〜30％のＲ
（但しＲはＹを包含する希土類元素の少なくとも
一種）、２〜28％のＢ、および残部Feおよび不可
避の不純物からなるFeBR系組成のうちFeの一部
を全組成に対して50％以下のCo（０％を除く）で
置換してなるFeCoBR系組成を有し、平均粒度
0.3〜80μｍの合金粉末を成形する工程、還元性又
は非酸化性雰囲気下にて900〜1200℃で焼結する
工程、焼結後750〜1000℃の温度で0.5時間以上１
次熱処理した後10℃／minを超え2000℃／min以
下の冷却速度で750〜700℃の温度域を冷却した
後、さらに480〜700℃の温度で２次熱処理する工
程からなる永久磁石材料の製造方法を提供する。
この熱処理は、時効処理である。所定の２段熱処
理によつて、同一組成の焼結体について熱処理を
施していないものに対しては勿論のこと１段熱処
理を施したものに対しても保磁力及び減磁曲線の
角形性のより一層の改善効果が認められる。この
点、例えば希土類元素Ｒの増加による保磁力の増
大の場合残留磁束密度の減少をもたらすこと（特
願昭57−145072号参照）に対比するとその意義は
極めて大きい。 ［発明の好適な実施の態様］ 以下本発明について詳述する。 一般にFe合金へのCoの添加でその添加量の増
加に伴ないキユリー点Tcが上昇するもの、下降
するものなどがあり結果を予測することは困難で
ある。本発明ではFe・Ｂ・Ｒ系のFeの一部をCo
で置換すると第１図に示すようにCoの置換量の
増大に伴ないTcが徐々に増大する。Fe・Ｂ・Ｒ
系合金においてはＲの種類によらず同様な傾向が
確認される。Coの置換量はわずか（全組成に対
して例えば0.1〜１％）でもTcの増大には有効で
あり第１図に例示するように（77−ｘ）Fe・
xCo・8B・15Ndのｘの量により約300〜約670℃
の任意のTcをもつ合金が得られる。 本発明においてFe・Co・Ｂ・Ｒ系永久磁石材
料のＢ・Ｒおよび（Fe＋Co）の各組成分量は
Fe・Ｂ・Ｒ系の場合と基本的に同じである。即
ちＢは永久磁石材料として保磁力Hcが3kOe以上
を満すために２％（以下％は成分中の原子百分率
を示す）以上とし又ハードフエライトの残留磁束
密度Br約6kG以上とするために28％以下である。
Ｒは保磁力3kOe以上とするため８％以上必要で
ある。しかしながらＲは燃え易く工業的取扱、製
造上の困難から且つ又は高価でもあるため30％以
下とする。 CoのFe置換量はTcの改善と高価である点から
50％以下とする。Ｒとしては資源的に豊富な軽希
土類を用いることができ必ずしもSmを必要とせ
ず或いはSmを主体とする必要もないので原料が
安価であり極めて有用である。 本発明で用いる希土類元素ＲはＹを包含し、軽
希土類及び重希土類を包含する希土類元素であり
そのうち一種以上を用いる。Ｒとしては、Nd、
Pr、La、Ce、Tb、Dy、Ho、Er、Eu、Sm、
Gd、Pm、Tm、Yb、Lu、及びＹが包含される。
Ｒとしては特にNd、Prが好ましい。又通例Ｒと
してNd、Pr、Dy、Tb、Ho等のうち１種をもつ
て足りるが実用上は２種以上の混合物（ミツシユ
メタル、ジジム等）を入手上の便宜等の理由によ
り用いることができる。Sm、Ｙ、La、Ce、Gd
等は他のＲ特に、Nd、Pr、Dy、Tb、Ho等の混
合物として用いることができる。Smは含まない
か又はできるだけ少ない方がよく、Laも多く含
むことは好ましくない。従つてSm、Laは夫々２
％以下（より好ましくは１％以下）が好ましい。
なおこのＲは純希土類元素でなくともよく工業上
入手可能な範囲で製造上不可避な不純物（他の希
土類元素、Ca、Mg、Fe、Ti、Ｃ、Ｏ等）を含
有するものでも用いることが出来る。なおＲとし
ては、R1としてDy、Tb、Gd、Ho、Er、Tm、
ybの一以上、R2としてNdとPrの合計80％以上残
部R1以外のＹを包含する希土類元素の一以上の
組合せがiHcの増大の効果に最も好ましい。 ホウ素Ｂとしては純ボロン又はフエロボロンを
用いることが出来、不純物としてAl、Si、Ｃ等
を含むものも用いることができる。 本発明により得られる永久磁石材料は８〜30％
のＲ、２〜28％の、50％以下のCo、残部実質的
にFeでは保磁力は3kOe以上、残留磁束密度Brは
6kG以上の磁気特性を示し最大エネルギー積
（BH）maxはハードフエライトをはるかにしの
ぐ値である。 軽希土類元素（Nd、Pp）をＲの主成分とし全
Ｒ中の50％以上で12〜24％のＲ、３〜27％のＢ、
50％以下のCo、残部実質的にFeでは（BH）
maxが10MGOe以上を示し好ましい組成範囲で
ある。更には（Nd＋Pr）を全Ｒ中の50％以上含
有しかつ12〜20％のＲ、４〜24％のＢ、25％以下
のCo、残部は実質的にFeで（BH）maxは
15MGOe以上、最高35MGOeにも達する磁気特
性を発現する極めて好ましい組成である。Coは
５％以上でBrの温度係数（α）は0.1％／℃以下
であり温度特性が良好であり、25％以下で他の磁
気特性を実質的に害なうことなく（23％以下では
同等以上）Tc増大に寄与する。前記R10.05〜５
％、R12.5〜20％、B4〜20％、Co35％以下、残
部Feの場合、最大エネルギー積（BH）
max20MGOe以上を保持しかつiHc10kOe以上を
実現するが、本発明の時効処理の効果がさらに付
加される。さらにR1O.2〜３％、R13〜19％、B5
〜11％、Co23％以下、残部Feの組成は最大のエ
ネルギー積（BH）max30MGOe以上を示す。 さらに好ましい範囲について以下に示す。Ｒに
関する限り、Nd＋Prの和が全Ｒ中50％（好まし
くは80％以上）あることが高い磁気特性を確実か
つ低コストで実現する上で好ましい。12.5〜20％
Ｒ、５〜15％Ｂ、65〜82.5％Fe（全組成に対して
Co35％以下でFeを置換）は（BH）
max20MGOe以上を示す。ここでＲ＞20％、Fe
＜65％ではBrが低下し、Fe＞82.5％ではiHcが低
下する傾向を示す。13〜18％Ｒ、５〜15％Ｂ、67
〜82％Fe（全組成に対してCo25％以下でFeを置
換）では（BH）max25MGOe以上となり、ここ
で５〜11％Ｂ（全組成に対してCo23％以下でFeを
置換）では30MGOe以上となる。６〜11％Ｂ、
13〜16％Ｒ、Co15％以下、残部Feでは（BH）
max35MGOe以上となり、さらに6.5〜７％Ｂ、
13.5〜14％Ｒ、Co10％以下、残部Feの場合
（BH）max40MGOe以上、最高44MGOeにも達
する。 本発明により得られる永久磁石材料は上記の組
成合金を粉砕し成形し焼結し更に熱処理して得ら
れるものである。この合金はFeBR三元系正方晶
構造と同様のFeCoBR四元系正方晶の強磁性相を
主相とし非磁性相（主としてＲリツチ層）が主相
結晶を囲むものであり、この正方晶は、中心組成
R2Fe14BのFeを一部Coで置換したものとして表
わされるａ軸約8.8Å、ｃ軸約12.2Åである。非
磁性相はわずかでよく1vol％ですでに十分有効で
ある。 焼結後ないし時効処理後の平均結晶粒径は１〜
80μｍでiHc1kOe以上を示し好ましくは２〜40μ
ｍである。またFeBR三元系合金のキユリー温度
TcはCe160℃〜Tb370℃に亘り、通例300℃以上
（Pr、Nd、Dy、Ho等）でありこれに対しCo添
加によりTcが増大する。 本発明のFe・Co・Ｂ・Ｒ系磁石体はCoを含有
しないFe・Ｂ・Ｒ系に比較して良好な温度特性
を有するのみならずCo添加により減磁曲線の角
形性が改善されるため最大エネルギー積の向上が
はかれる。更にはCoはFeに比べて耐食性を有す
るのでCoの添加により耐食性を付与することが
できる。 本発明により得られる優れた磁気特性を有する
永久磁石材料は上記組成合金を粉砕し、成形し、
に熱処理する一連の工程を経る製造方法によつて
得られるものである。以下本発明の製造方法を磁
気異方性永久磁石材料を溶解して製造する場合に
ついて述べる。 出発原料としてFeは純度99.0％以上の電解鉄、
Ｂは純度99.0％以上の純ボロンおよび純度90.0％
以上のフエロボロン、Ｒは純度95％以上のもの、
Coは純度99.9％の電解Coを使用した。これらの
原料を上記の組成範囲内で配合調整して真空ない
し不活性ガス雰囲気中（好ましくは不活性ガス
中）で高周波溶解、アーク溶解などで溶解し合金
化する。これを冷却して得られた合金をスタンプ
ミル、ジヨークラツシヤーなどで粗粉砕後更にジ
エツトミル、ボールミル等により微粉砕する。微
粉砕は不活性ガス雰囲気中で乾式粉砕もしくはア
セトン、トルエン等を用いる有機溶媒中で行なう
湿式粉砕のいずれも用いることが出来る。微粉砕
によつて得られる合金粉末を平均粒経0.3〜80μｍ
とする。平均粒経0.3μｍ未満のものでは微粉砕中
ないしその後の工程で粉末の酸化が著しくなり焼
結後の密度が上らず、得られる磁石特性も低い。 平均粒度80μｍをこえるとすぐれた磁石特性と
りわけ高い保磁力が得られない。優れた磁石特性
を発現させるためには微粉末の平均粒度は１〜
40μｍが好ましく特に２〜20μｍが最も好ましい。
平均粒度0.3〜80μｍの粉末を磁界中（例えば
5kOe以上）で加圧成形する。磁界中の加圧成形
には粉末をそのまま成形する方法、アセトン、ト
ルエン等有機溶媒中で成形する方法、或いはその
他の粉末成形方法（パラフイン、ステアリン酸等
の成形助剤を用いる方法）等を用いることが出来
る。得られた成形体を例えば、10-2Torr以下の
真空中あるいは１〜760Torrの圧力下等の少なく
とも非酸化性ないし99.9％以上の不活性ガスない
し還元性ガスの雰囲気中（好ましくは不活性ガス
中）で900〜1200℃の温度で焼結する。焼結温度
が900℃未満では十分な焼結密度が得られず、ま
た高い残留磁束密度も得られない。また1200℃を
こえると焼結体が変形し結晶粒の配向がくずれる
ため残留磁束密度の低下と減磁曲線の角形性が低
下する。また焼結時間は５分以上あればよいがあ
まり長時間では量産性の点で問題であるので磁石
特性の発現性等から0.5〜４時間が好ましい。な
お焼結雰囲気は組成分中のＲが高温で極めて酸化
されやすいので非酸化性雰囲気である高真空、不
活性ガス又は還元性ガス等の雰囲気を高度に確保
することが好ましい。不活性ガスを用いる場合に
は高い焼結密度を得るため１〜760Torr未満の減
圧雰囲気下で行なうことも出来る。 焼結時の昇温速度は特に規定する必要はないが
湿式成形方法を用いた有機溶媒の溶媒除去のない
40℃／分以下で昇温を行なうかあるいは昇温途中
200〜800℃の温度範囲で0.5時間以上保持するこ
とが好ましい。焼結後冷却する場合の冷却速度は
20℃／分以上が製品のバラツキを少くするために
好ましく、引き続く熱処理の時効処理による磁気
特性を高めるためには焼結後の冷却速度は100
℃／分以上が好ましい（但し焼結に続いて直ちに
熱処理工程に入ることもできる）。 焼結後の熱処理は以下の工程から成る。 先ず焼結体を750〜1000℃の温度で0.5時間以上
１段目の熱処理した後、10℃／minを超え2000
℃／min以下の冷却速度で750〜700℃の温度域を
冷却した後さらに480〜700℃の温度で２段目の熱
処理をすることから成る。 １段目の熱処理温度は、750〜1000℃に限定す
る。750℃より低いと１段目の熱処理が有効とな
らず、得られる保磁力の増大量が低い。1000℃を
越えると焼結体の結晶が粒成長を起こし保磁力が
低下する。 磁石特性の保磁力および減磁曲線の角形性を高
め、バラツキを軽減するためには１段目の熱処理
温度として770〜950℃が望ましく、さらに790〜
920℃が最も好ましい。 １段目の熱処理後の冷却速度は、10℃／minを
超え2000℃／min以下に限定する。冷却速度10
℃／min以下では保磁力および減磁曲線の角形性
が低下し、2000℃／minを越えると焼結体にマイ
クロ・クラツクが発生し保磁力が低下する。この
所定冷却速度を保つべき温度範囲は、１段目の熱
処理温度から680℃までの範囲にすることが好ま
しい。680℃以下における冷却速度は徐冷、急冷
いずれも可能である。所定冷却速度での冷却温度
範囲下限値が680℃を越えると保磁力が低下する
傾向がある。 磁石特性を低下させずバラツキを減少するには
所定速度での冷却温度範囲下限値は650℃以下が
望ましい。保磁力および減磁曲線の角形性を高め
磁石特性のバラツキを軽減しかつマイクロ・クラ
ツクを少くするためには冷却速度は10℃／minを
超え500℃／minが望ましくさらに20〜1000℃／
minが最も好ましい。 本２段熱処理の特徴の１つは750〜1000℃の温
度で0.5時間以上で１次熱処理を施した後好まし
くは680℃以下まで冷却して750℃から700℃の間
を所定の冷却温度により通過させた後さらに低温
域たる480〜700℃の温度範囲にて２次熱処理を行
うことにあり、１次熱処理を施した後炉冷等の冷
却により、そのまま引続いて２次熱処理を行つた
場合には得られる磁石特性の増大幅は低い。即
ち、750〜700℃の間に磁石特性を劣化させるなん
らかの結晶構造ないし金属相的不安定領域が存在
すると推察されその影響が冷却速度を制御するこ
とによりカツトされるものと考えられる。なお２
次熱処理は１次熱処理後の所定冷却の後引続き又
は放置の後行うことができる。 ２段目の熱処理温度は480〜700℃に限定する。
480℃未満あるいは700℃を越えると保磁力および
減磁曲線の角形性の改善幅が低下する。保磁力お
よび減磁曲線の角形性を高め、磁石特性のバラツ
キを軽減するためには２段目熱処理の温度範囲と
して520〜670℃が望ましく、550〜650が最も好ま
しい。 １段目の熱処理時間は、短時間では温度制御し
にくく、長時間では工業的メリツトが低下するの
で0.4〜8.0hrが望ましい。２段目の熱処理時間は
特に限定しないが、同様に短時間では温度制御し
にくく、長時間では工業的メリツトが低下するの
で0.5〜12.0hrが望ましい。 時効処理の雰囲気は合金組成中のＲが高温で酸
素又は水分と急激に反応するので真空の場合は真
空度10-3Torr以下、不活性ガス、還元性ガスの
雰囲気の場合は雰囲気の純度99.99％以上が望ま
しい。 焼結温度は永久磁石材料の組成により前記範囲
内で選択され、時効処理温度は当該焼結温度以下
で選択する。 本発明は磁気異方性永久磁石の場合に限らず磁
気等方性永久磁石の場合にも工程中成形を磁界を
かけずに行なうことにより全く同様方法を採用す
ることが出来、すぐれた磁石特性を発現させるこ
とが出来る。なお、等方性の場合には、R10〜25
％、B3〜23％、Co50％以下（Co0％を除く）、残
部Fe及び不可避の不純物から成る組成において、
（BH）max3MGOe以上が得られる。等方性磁石
は元来異方性磁石の磁気特性の1/4〜1/6の低い特
性のものであるが、本発明によれば、それにもか
かわらず、等方性としては極めて有用な高い特性
が得られる。Ｒ量が増加するに従つてiHcは増加
するが、Brは最大値を経た後減少するため
（BH）max3MGOe以上を満足するＲ量は10％以
上でかつ25％以下である。 またＢ量が増大するに従いiHcは増大するがBr
は最大値を経た後減少するため（BH）
max3MGOeを得るにはB3〜23％の範囲でなけれ
ばならない。 好ましくは軽希土類をＲの主成分（全Ｒ中軽希
土類が50原子％以上）とし12〜20％のＲ、５〜18
％のＢ、Co35％以下、残部Feの組成で（BH）
max4MGOe以上の高い磁気特性を示す。最も好
ましい範囲としてNd、Pr等の軽希土類をＲの主
成分とし12〜16％のＲ、６〜18％のＢ、Co23％
以下、残部Feの組成では（BH）maxが7MGOe
以上で等方性永久磁石材料ではかつて無い高い特
性が得られる。 結合剤、滑剤は、異方性の場合には、成形の際
の配向を妨げるため一般には用いられないことも
あるが、等方性磁石の場合には、結合剤、滑剤等
を含むことによりプレス効率の改善、成形体の強
度増大等が可能である。 本発明により得られる永久磁石材料は工業的製
造上不可避な不純物の存在を許容できる。即ち所
定範囲内でCa、Mg、Ｏ、Si、Ｃ、Ｐ、Ｓ、Cu等
が含有されることもでき、これらの合計５％以下
は許容できる。Ｃは有機結合剤から、Ca、Mg、
Si、Ｓ、Ｐ、Cu等は原料、製造工程からも含有
されることがある。 以上詳述の通り、本発明の永久磁石材料の製造
方法は新規なFeCoBR系組成であつて高保磁力、
高残磁束密度及び高エネルギー積など優れた磁石
特性を示し、ＲとしてNd、Prなどの軽希土類元
素を主体として用いることができる高性能な永久
磁石材料を特にバルク体としても簡便に製造する
ことができる。特に、FeBR系組成においてFeの
一部をCoで置換することによつて温度特性を改
善しより実用的なキユリー温度を有するものを得
ることができ、又所定の二段時効処理を施すこと
によつて、FeBR三元化合物に基づく結晶質の
FeCoBR系永久磁石材料について、時効処理を施
していないものに対しては勿論のこと一段時効処
理を施したものに対しても、他の磁気特性を何ら
阻害することもなく保磁力及び減磁曲線の角形性
をより一層改善し得たものである。 実施例 １ 原子百分率組成62Fe6B16Nd16Coなる合金を
Arガス中高周波溶解後、水冷銅鋳型に鋳造して
得た。本合金をスタンプ・ミルにより35mesh以
下に粗粉砕後、Ar雰囲気中で平均粒度3μｍにボ
ール・ミルに微粉砕した。得られた粉末を15kOe
磁界中で2.0ton／cm2の圧力で加圧成型した後、
99.99％純度の760Torr Ar中で1100℃、２時間焼
結し。焼結後は冷却速度500℃／minで室温まで
冷却した。さらに時効処理をAr雰囲気中800℃、
各時間を行つた後冷却速度400℃／minで500℃以
下まで冷却した後さらに580℃、2hr時効処理を行
ない本発明に係る磁石を得た。磁石特性結果を比
較例として800℃1hrの１段時効処理のみの値と共
に表１に、また本合金磁石の残留磁束密度（Br）
の温度計数α（％／℃）を比較例（１段時効処理
のみ）とともに表１に示す。
【表】
実施例 ２
原子百分率組成60Fe12B15Nd3Y10Coなる合金
をArガスアーク中溶解後、水冷銅鋳型に鋳造し
て得た。本合金をスタンプ・ミルにより50mesh
以下に粗粉砕後、有機溶媒中で平均粒度2μｍに
ボール・ミル微粉砕した。得られた粉末を10kOe
磁界中で2.0ton／cm2の圧力で加圧成型した後、
99.99％純度の200Torr Ar中で1150℃、２時間焼
結し、焼結御は冷却速度150℃／minで室温まで
冷却した。さらに２×10-5Torr真空中にて１段
目の時効処理を表２に示す各温度にて２時間行な
い、冷却速度350℃／minで350℃まで冷却した後
さらに２段目の時効処理を620℃、4hrを行ない本
発明に係る磁石を得た。磁石特性結果および残留
磁束密度（Br）の温度係数α（％／℃）を比較例
（１段時効処理後）とともに表２に示す。
をArガスアーク中溶解後、水冷銅鋳型に鋳造し
て得た。本合金をスタンプ・ミルにより50mesh
以下に粗粉砕後、有機溶媒中で平均粒度2μｍに
ボール・ミル微粉砕した。得られた粉末を10kOe
磁界中で2.0ton／cm2の圧力で加圧成型した後、
99.99％純度の200Torr Ar中で1150℃、２時間焼
結し、焼結御は冷却速度150℃／minで室温まで
冷却した。さらに２×10-5Torr真空中にて１段
目の時効処理を表２に示す各温度にて２時間行な
い、冷却速度350℃／minで350℃まで冷却した後
さらに２段目の時効処理を620℃、4hrを行ない本
発明に係る磁石を得た。磁石特性結果および残留
磁束密度（Br）の温度係数α（％／℃）を比較例
（１段時効処理後）とともに表２に示す。
【表】
実施例 ３
表３に示す原子百分率組成を有するFe−Ｂ−
Ｒ−Co合金をArガスアーク中溶解後、水冷銅鋳
型に鋳造して得た。本合金をスタンプ・ミルによ
り40mesh以下に粗粉砕後、有機溶媒中で平均粒
度4μｍにボール・ミル微粉砕した。得られた粉
末を15kOe磁界中で1.5ton／cm2の圧力で加圧成型
した後、99.99％純度の200Torr Ar中で1080℃、
２時間焼結し、焼結後は冷却速度400℃／minで
室温まで冷却した。さらに600Torr Ar中にて１
時効処理を850℃で２時間行なつた後200℃／min
で350℃以下まで冷却した後２次熱処理を650℃で
２時間行ない、本発明に係る磁石を得た。磁石特
性およびBrの温度係数α（％／℃）の値を１段時
効処理のみの比較例とともに表３に示す。
Ｒ−Co合金をArガスアーク中溶解後、水冷銅鋳
型に鋳造して得た。本合金をスタンプ・ミルによ
り40mesh以下に粗粉砕後、有機溶媒中で平均粒
度4μｍにボール・ミル微粉砕した。得られた粉
末を15kOe磁界中で1.5ton／cm2の圧力で加圧成型
した後、99.99％純度の200Torr Ar中で1080℃、
２時間焼結し、焼結後は冷却速度400℃／minで
室温まで冷却した。さらに600Torr Ar中にて１
時効処理を850℃で２時間行なつた後200℃／min
で350℃以下まで冷却した後２次熱処理を650℃で
２時間行ない、本発明に係る磁石を得た。磁石特
性およびBrの温度係数α（％／℃）の値を１段時
効処理のみの比較例とともに表３に示す。
【表】
実施例 ４
下記原子百分率組成を有するFe−Ｂ−Ｒ−Co
合金をArガスアーク中溶解後、水冷銅鋳型に鋳
造して得た。本合金をスタンプ・ミルにより
25mesh以下に粗粉砕後、有機溶媒で平均粒度3μ
ｍにボール・ミル微粉砕した。得られた粉末を無
磁界中で1.5ton／cm2の圧力で加圧成型した後、
99.99％純度の250Torr Ar中で1030℃、２時間焼
結し、焼結後は冷却速度300℃／minで室温まで
急冷却した。さらに650Torr高純度Ar中にて１
段目の時効処理を840℃で４時間行ない、450℃ま
で350℃／minで冷却した後さらに650℃で２時間
２次時効処理を行ない本発明に係る磁石を得た。
磁石特性の結果を１次時効処理のみの試料（比較
例）とともに表４に示す。
合金をArガスアーク中溶解後、水冷銅鋳型に鋳
造して得た。本合金をスタンプ・ミルにより
25mesh以下に粗粉砕後、有機溶媒で平均粒度3μ
ｍにボール・ミル微粉砕した。得られた粉末を無
磁界中で1.5ton／cm2の圧力で加圧成型した後、
99.99％純度の250Torr Ar中で1030℃、２時間焼
結し、焼結後は冷却速度300℃／minで室温まで
急冷却した。さらに650Torr高純度Ar中にて１
段目の時効処理を840℃で４時間行ない、450℃ま
で350℃／minで冷却した後さらに650℃で２時間
２次時効処理を行ない本発明に係る磁石を得た。
磁石特性の結果を１次時効処理のみの試料（比較
例）とともに表４に示す。
【表】
実施例 ５
下記原子百分率組成を有するFe−Co−Ｂ−Ｒ
合金をArガス高周波溶解後、水冷銅鋳型に鋳造
して得た。 本合金をスタンプ・ミルにより35mesh以下に
粗粉砕後、有機溶媒中で平均粒度3μｍにボール
ミル微粉砕した。得られた粉末を12kOe磁界中で
1.5ton／cm2の圧力で加圧成型した後、99.99％純
度の200Torr Ar中で1080℃、２時間焼結を行な
い焼結後は冷却速度500℃／minで室温まで急速
冷却した。 さらに760Torr Ar中にて800℃、１時間の時
効処理を行ない300℃／minの冷却速度で室温ま
で冷却した後、さらに580℃、３時間の時効処理
を行ない本発明に係る磁石を得た。磁石特性結果
を比較例（焼結後）とともに表５に示す。
合金をArガス高周波溶解後、水冷銅鋳型に鋳造
して得た。 本合金をスタンプ・ミルにより35mesh以下に
粗粉砕後、有機溶媒中で平均粒度3μｍにボール
ミル微粉砕した。得られた粉末を12kOe磁界中で
1.5ton／cm2の圧力で加圧成型した後、99.99％純
度の200Torr Ar中で1080℃、２時間焼結を行な
い焼結後は冷却速度500℃／minで室温まで急速
冷却した。 さらに760Torr Ar中にて800℃、１時間の時
効処理を行ない300℃／minの冷却速度で室温ま
で冷却した後、さらに580℃、３時間の時効処理
を行ない本発明に係る磁石を得た。磁石特性結果
を比較例（焼結後）とともに表５に示す。
第１図はFe・Co・Ｂ・Ｒ系合金におけるCoの
含有量とキユリー点Tc（℃）との関係を示すグラ
フである。
含有量とキユリー点Tc（℃）との関係を示すグラ
フである。
Claims (1)
- １ 原子百分率として８〜30％のＲ（但しＲはＹ
を包含する希土類元素の少なくとも一種）、２〜
28％のＢ、および残部Feおよび不可避の不純物
からなるFeBR系組成のうちFeの一部を全組成に
対して50％以下のCo（０％を除く）で置換してな
るFeCoBR系組成を有し、平均粒度0.3〜80μｍの
合金粉末を成形する工程、還元性又は非酸化性雰
囲気下にて900〜1200℃で焼結する工程、焼結後
750〜1000℃の温度で0.5時間以上１次熱処理した
後10℃／minを超え2000℃／min以下の冷却速度
で750〜700℃の温度域を冷却した後、さらに480
〜700℃の温度で２次熱処理する工程からなるこ
とを特徴とする永久磁石材料の製造方法。
Priority Applications (10)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59036924A JPS60182105A (ja) | 1984-02-28 | 1984-02-28 | 永久磁石材料の製造方法 |
| DE8585102200T DE3575231D1 (de) | 1984-02-28 | 1985-02-27 | Verfahren zur herstellung von permanenten magneten. |
| EP85102200A EP0153744B1 (en) | 1984-02-28 | 1985-02-27 | Process for producing permanent magnets |
| DE3587977T DE3587977T2 (de) | 1984-02-28 | 1985-02-27 | Dauermagnete. |
| CA000475333A CA1235631A (en) | 1984-02-28 | 1985-02-27 | Process for producing permanent magnets and products thereof |
| EP89111005A EP0338597B1 (en) | 1984-02-28 | 1985-02-27 | Permanent magnets |
| US07/085,226 US4826546A (en) | 1984-02-28 | 1987-08-13 | Process for producing permanent magnets and products thereof |
| US07/523,338 US5110377A (en) | 1984-02-28 | 1990-05-14 | Process for producing permanent magnets and products thereof |
| SG49190A SG49190G (en) | 1984-02-28 | 1990-07-04 | Process for producing permanent magnets |
| HK688/90A HK68890A (en) | 1984-02-28 | 1990-08-30 | Process for producing permanent magnets |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59036924A JPS60182105A (ja) | 1984-02-28 | 1984-02-28 | 永久磁石材料の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60182105A JPS60182105A (ja) | 1985-09-17 |
| JPH0527242B2 true JPH0527242B2 (ja) | 1993-04-20 |
Family
ID=12483305
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59036924A Granted JPS60182105A (ja) | 1984-02-28 | 1984-02-28 | 永久磁石材料の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60182105A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62291902A (ja) * | 1986-06-12 | 1987-12-18 | Toshiba Corp | 永久磁石の製造方法 |
| JPH063763B2 (ja) * | 1986-12-26 | 1994-01-12 | 信越化学工業株式会社 | 希土類永久磁石の製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60144909A (ja) * | 1984-01-06 | 1985-07-31 | Daido Steel Co Ltd | 永久磁石材料の製造方法 |
-
1984
- 1984-02-28 JP JP59036924A patent/JPS60182105A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60182105A (ja) | 1985-09-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4814139A (en) | Permanent magnet having good thermal stability and method for manufacturing same | |
| US5110377A (en) | Process for producing permanent magnets and products thereof | |
| EP0134304B1 (en) | Permanent magnets | |
| JP3143156B2 (ja) | 希土類永久磁石の製造方法 | |
| JPH0510806B2 (ja) | ||
| JPS6134242B2 (ja) | ||
| US5230749A (en) | Permanent magnets | |
| JPH0316761B2 (ja) | ||
| JP2853838B2 (ja) | 希土類永久磁石の製造方法 | |
| JPH01219143A (ja) | 焼結永久磁石材料とその製造方法 | |
| JPH0320046B2 (ja) | ||
| JPH045740B2 (ja) | ||
| JP2853839B2 (ja) | 希土類永久磁石の製造方法 | |
| JPH0549737B2 (ja) | ||
| JPH045739B2 (ja) | ||
| JPH061726B2 (ja) | 永久磁石材料の製造方法 | |
| JPH0461042B2 (ja) | ||
| JPH03170643A (ja) | 永久磁石用合金 | |
| JPH045738B2 (ja) | ||
| JPH0527242B2 (ja) | ||
| JPH0320048B2 (ja) | ||
| JPH045737B2 (ja) | ||
| JPH0320047B2 (ja) | ||
| JPH0527241B2 (ja) | ||
| JP3178848B2 (ja) | 永久磁石の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |