JPH056831A - 耐熱性の優れた希土類コバルト磁石の製造方法 - Google Patents
耐熱性の優れた希土類コバルト磁石の製造方法Info
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-
- 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
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 希土類とＣｏからなる金属間化合物永久磁
石、特に耐熱性に優れたＣｕ置換型Ｒ2Ｃｏ17系永久磁
石およびその製造方法を提供する。 【構成】 一般式Ｒ（Ｃｏ1-a-b-cＦｅaＣｕbＺｒc）z
（ここでＲ：Ｓｍ，Ｃｅを中心とする希土類元素の１種
または２種以上の組合せ、0.24≦ａ≦0.26，0.058≦ｂ
≦0.064，0.018≦ｃ≦0.024，7.2≦ｚ≦7.8）で表され
る組成を有し、且つ最大エネルギー積が常温から150℃
の温度範囲で27MGOe以上であることを特徴とする耐熱性
に優れた希土類コバルト磁石、及び前記一般式で表され
る組成の合金を粉砕し、得られた微粉末を磁場中で圧縮
成形した後、焼結、溶体化、時効処理を施す希土類コバ
ルト磁石の製造方法において、前記合金を鋳湯後、800
℃以上の温度範囲を２〜25℃/secの速度で冷却すること
を特徴とする耐熱性に優れた希土類コバルト磁石の製造
方法である。
石、特に耐熱性に優れたＣｕ置換型Ｒ2Ｃｏ17系永久磁
石およびその製造方法を提供する。 【構成】 一般式Ｒ（Ｃｏ1-a-b-cＦｅaＣｕbＺｒc）z
（ここでＲ：Ｓｍ，Ｃｅを中心とする希土類元素の１種
または２種以上の組合せ、0.24≦ａ≦0.26，0.058≦ｂ
≦0.064，0.018≦ｃ≦0.024，7.2≦ｚ≦7.8）で表され
る組成を有し、且つ最大エネルギー積が常温から150℃
の温度範囲で27MGOe以上であることを特徴とする耐熱性
に優れた希土類コバルト磁石、及び前記一般式で表され
る組成の合金を粉砕し、得られた微粉末を磁場中で圧縮
成形した後、焼結、溶体化、時効処理を施す希土類コバ
ルト磁石の製造方法において、前記合金を鋳湯後、800
℃以上の温度範囲を２〜25℃/secの速度で冷却すること
を特徴とする耐熱性に優れた希土類コバルト磁石の製造
方法である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、希土類とＣｏからなる
金属間化合物永久磁石、特に耐熱性に優れたＣｕ置換型
Ｒ2Ｃｏ17系永久磁石の製造方法に関するものである。
金属間化合物永久磁石、特に耐熱性に優れたＣｕ置換型
Ｒ2Ｃｏ17系永久磁石の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】希土類磁石は、各種電機、電子機器材料
として幅広い分野で用いられつつあるが、近年の小型
化、高効率化の要求に供い、さらに高性能および高耐熱
化を有する材質の開発が望まれている。希土類磁石の場
合、常温における高性能化という点では最近開発された
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石が有利であるが、本磁石材料は磁気
特性の温度係数が大きいという欠点をもっている。その
ため、残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ｉＨｃは温度上昇に伴
い急激に減少し、実用上大きな問題となっており、特に
ｉＨｃの急激な低下が使用温度範囲を大きく制限してい
る。これは保磁力の発生機構が核発生成長型のためであ
る。一方、２相分離型の保磁力発生機構をもつ、Ｒ2Ｃ
ｏ17系磁石はＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に比べ、磁気特性の温
度係数が小さく、またキュリー温度が高いことから高温
度での使用に適した希土類磁石として従来より用いられ
てきた。
として幅広い分野で用いられつつあるが、近年の小型
化、高効率化の要求に供い、さらに高性能および高耐熱
化を有する材質の開発が望まれている。希土類磁石の場
合、常温における高性能化という点では最近開発された
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石が有利であるが、本磁石材料は磁気
特性の温度係数が大きいという欠点をもっている。その
ため、残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ｉＨｃは温度上昇に伴
い急激に減少し、実用上大きな問題となっており、特に
ｉＨｃの急激な低下が使用温度範囲を大きく制限してい
る。これは保磁力の発生機構が核発生成長型のためであ
る。一方、２相分離型の保磁力発生機構をもつ、Ｒ2Ｃ
ｏ17系磁石はＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に比べ、磁気特性の温
度係数が小さく、またキュリー温度が高いことから高温
度での使用に適した希土類磁石として従来より用いられ
てきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、Ｒ2Ｃｏ17系
磁石の配合組成においてはＦｅの含有量を増加させる
と、保磁力Ｈｃおよび履歴曲線の角型性が低下し、Ｆｅ
の含有量を減少させると残留磁束密度Ｂｒが低下する。
一方Ｃｕの含有量を増せば残留磁束密度Ｂｒが低下し、
Ｃｕの含有量を減らせば保磁力Ｈｃが低下する。また、
Ｚｒの含有量を増せば残留磁束密度Ｂｒが低下し、Ｚｒ
の含有量を減らせば保磁力Ｈｃおよび履歴曲線の角型性
が低下する。従って、磁気特性の組成依存性には構成元
素の間で相反する傾向がある。すなわち、Ｒ2Ｃｏ17系
磁石において高い磁気特性を得るためには、高Ｂｒ化が
必要で、Ｆｅの含有量の増加もしくはＣｕおよびＺｒの
減少は不可欠のものとなる。本組成領域においては、保
磁力Ｈｃおよび角型性が低下するため従来技術では高い
磁気特性と同時に高い耐熱性を同時に実現することは上
述の理由から不可能であった。本研究の目的は、かかる
従来技術の欠点を改善し、高性能で耐熱性に優れたＲ2
Ｃｏ17系磁石、特には常温から150℃の温度範囲で最大
エネルギー積が27MGOe以上である希土類コバルト磁石と
その製造方法を提供することである。
磁石の配合組成においてはＦｅの含有量を増加させる
と、保磁力Ｈｃおよび履歴曲線の角型性が低下し、Ｆｅ
の含有量を減少させると残留磁束密度Ｂｒが低下する。
一方Ｃｕの含有量を増せば残留磁束密度Ｂｒが低下し、
Ｃｕの含有量を減らせば保磁力Ｈｃが低下する。また、
Ｚｒの含有量を増せば残留磁束密度Ｂｒが低下し、Ｚｒ
の含有量を減らせば保磁力Ｈｃおよび履歴曲線の角型性
が低下する。従って、磁気特性の組成依存性には構成元
素の間で相反する傾向がある。すなわち、Ｒ2Ｃｏ17系
磁石において高い磁気特性を得るためには、高Ｂｒ化が
必要で、Ｆｅの含有量の増加もしくはＣｕおよびＺｒの
減少は不可欠のものとなる。本組成領域においては、保
磁力Ｈｃおよび角型性が低下するため従来技術では高い
磁気特性と同時に高い耐熱性を同時に実現することは上
述の理由から不可能であった。本研究の目的は、かかる
従来技術の欠点を改善し、高性能で耐熱性に優れたＲ2
Ｃｏ17系磁石、特には常温から150℃の温度範囲で最大
エネルギー積が27MGOe以上である希土類コバルト磁石と
その製造方法を提供することである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明によれば、一般式
Ｒ（Ｃｏ1-a-b-cＦｅaＣｕbＺｒc）z（ここでＲ：Ｓ
ｍ，Ｃｅを中心とする希土類元素の１種または２種以上
の組合せ、0.24≦ａ≦0.26，0.058≦ｂ≦0.064，0.018
≦ｃ≦0.024，7.2≦ｚ≦7.8）で表される組成を有し、
且つ最大エネルギー積が常温から150℃の温度範囲で27M
GOe以上である耐熱性に優れた希土類コバルト磁石が提
供される。この磁石の製造方法の特徴は、前記組成の合
金を粉砕し、得られた微粉末を磁場中で圧縮成形した
後、焼結、溶体化、時効処理を施す希土類コバルト磁石
の製造方法において、前記組成の合金は鋳湯後800℃以
上の温度範囲を２〜25℃/secの速度で冷却することにあ
る。
Ｒ（Ｃｏ1-a-b-cＦｅaＣｕbＺｒc）z（ここでＲ：Ｓ
ｍ，Ｃｅを中心とする希土類元素の１種または２種以上
の組合せ、0.24≦ａ≦0.26，0.058≦ｂ≦0.064，0.018
≦ｃ≦0.024，7.2≦ｚ≦7.8）で表される組成を有し、
且つ最大エネルギー積が常温から150℃の温度範囲で27M
GOe以上である耐熱性に優れた希土類コバルト磁石が提
供される。この磁石の製造方法の特徴は、前記組成の合
金を粉砕し、得られた微粉末を磁場中で圧縮成形した
後、焼結、溶体化、時効処理を施す希土類コバルト磁石
の製造方法において、前記組成の合金は鋳湯後800℃以
上の温度範囲を２〜25℃/secの速度で冷却することにあ
る。
【０００５】本発明を詳述する。２相分離型Ｒ2Ｃｏ17
系磁石の結晶学的な特徴は高温領域でより安定な1/7構
造（ＴｂＣｕ7構造）をとることにある。この1/7相は、
適当な時効焼純を施すことによってセル状構造の1/5相
と2/17相の２相状態に分解する。磁壁はその相境界に捕
捉され、移動が困難となる結果、高い保磁力が得られ
る。また履歴曲線の角型性もこの２相分離したセル状構
造に大きく依存した変化を示す。本発明はこの２相分離
したセル状構造組織の均質化を図ったものである。すな
わち、本発明者等は従来技術によるＦｅの含有量の増加
またはＣｕ，Ｚｒの含有量の低下によって生じる保磁力
および履歴曲線の角型性の低下について、鋭意、研究、
討論を行った結果、その原因は溶解直後の合金すなわち
インゴットの結晶組織分布が不均一であることに起因す
ることを見い出した。図１にアーク溶解により作製した
Ｓｍ（Ｃｏ0.67Ｆｅ0.25Ｃｕ0.06Ｚｒ0.02）7.5なる合
金の結晶組織および存在する各相のＳＥＭ／ＥＤＸによ
る分析結果を示す。存在する相は、一般的な考えに従っ
て（Ｓｍ，Ｚｒ）A（Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｕ）Bの原子比で比
較すれば、B/A=8.1〜8.4の2/17相に近い相（分析点１、
２）、B/A=5.4〜6.3の1/5相に近い相（分析点３、４）
とＣｕ rich（分析点５、６）またはＺｒ rich（分析
点７，８）なほぼ2/7相に近い４種の化学量論組成が確
認できる。表１に分析値を示す。
系磁石の結晶学的な特徴は高温領域でより安定な1/7構
造（ＴｂＣｕ7構造）をとることにある。この1/7相は、
適当な時効焼純を施すことによってセル状構造の1/5相
と2/17相の２相状態に分解する。磁壁はその相境界に捕
捉され、移動が困難となる結果、高い保磁力が得られ
る。また履歴曲線の角型性もこの２相分離したセル状構
造に大きく依存した変化を示す。本発明はこの２相分離
したセル状構造組織の均質化を図ったものである。すな
わち、本発明者等は従来技術によるＦｅの含有量の増加
またはＣｕ，Ｚｒの含有量の低下によって生じる保磁力
および履歴曲線の角型性の低下について、鋭意、研究、
討論を行った結果、その原因は溶解直後の合金すなわち
インゴットの結晶組織分布が不均一であることに起因す
ることを見い出した。図１にアーク溶解により作製した
Ｓｍ（Ｃｏ0.67Ｆｅ0.25Ｃｕ0.06Ｚｒ0.02）7.5なる合
金の結晶組織および存在する各相のＳＥＭ／ＥＤＸによ
る分析結果を示す。存在する相は、一般的な考えに従っ
て（Ｓｍ，Ｚｒ）A（Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｕ）Bの原子比で比
較すれば、B/A=8.1〜8.4の2/17相に近い相（分析点１、
２）、B/A=5.4〜6.3の1/5相に近い相（分析点３、４）
とＣｕ rich（分析点５、６）またはＺｒ rich（分析
点７，８）なほぼ2/7相に近い４種の化学量論組成が確
認できる。表１に分析値を示す。
【０００６】
【表１】 原子比Ｂ／Ａ：（Ｓｍ，Ｚｒ）A（Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｕ）B 図２に上記合金を焼結体とした場合の結晶組織および各
相の分析結果を示す。枠内はB/A=6.9〜7.0とほぼ1/7相
であることがわかる。表２に分析値を示す。
相の分析結果を示す。枠内はB/A=6.9〜7.0とほぼ1/7相
であることがわかる。表２に分析値を示す。
【０００７】
【表２】 原子比Ｂ／Ａ：（Ｓｍ，Ｚｒ）A（Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｕ）B
【０００８】しかし粒界に一部、図１の分析点７，８と
ほぼ同様の組成が確認される。すなわち、図２の分析点
４の存在は粉砕、成形、焼結、溶体化、熱処理を施すこ
とによっても焼結体内部に未拡散部分が存在しているこ
とを意味する。図２の分析点４はＺｒ richな2/7相で
あることから、必然的に枠内にＺｒ poorな領域が存在
することになる。このような場合、均一なセル状構造組
織はとり得ず、その結果磁壁移動が不規則となり、特に
履歴曲線の角型性の低下を招く。また場合によっては保
磁力ｉＨｃも低下する。本発明者は、前記のＲ2Ｃｏ17
系磁石の高性能化の要点は合金内部の改質であると考え
た。また、履歴曲線の角型性の改善は、高性能化と同時
に高温度で使用される場合には極めて重要となる。この
ような観点から鋭意、検討した結果、前記合金を鋳湯
後、800℃以上の温度範囲を２〜25℃/secの速度で冷却
することにより、図１の分析点３、４に示す1/5相に近
い相が相対的に増加することを見い出した。図３に10℃
/secの速度で冷却した場合の結晶組織を示すが、明かに
1/5相の相対的増加が確認できる。1/5相の相対的な増加
による磁気特性の向上は、焼結時において1/5相が焼結
助剤となりＺｒ rich 2/7相、Ｃｕ rich 2/7相およ
び2/17相の拡散を助長し、均質な焼結体となることに起
因していると考えられる。表３には図３の各分析点にお
ける分析値を示す。
ほぼ同様の組成が確認される。すなわち、図２の分析点
４の存在は粉砕、成形、焼結、溶体化、熱処理を施すこ
とによっても焼結体内部に未拡散部分が存在しているこ
とを意味する。図２の分析点４はＺｒ richな2/7相で
あることから、必然的に枠内にＺｒ poorな領域が存在
することになる。このような場合、均一なセル状構造組
織はとり得ず、その結果磁壁移動が不規則となり、特に
履歴曲線の角型性の低下を招く。また場合によっては保
磁力ｉＨｃも低下する。本発明者は、前記のＲ2Ｃｏ17
系磁石の高性能化の要点は合金内部の改質であると考え
た。また、履歴曲線の角型性の改善は、高性能化と同時
に高温度で使用される場合には極めて重要となる。この
ような観点から鋭意、検討した結果、前記合金を鋳湯
後、800℃以上の温度範囲を２〜25℃/secの速度で冷却
することにより、図１の分析点３、４に示す1/5相に近
い相が相対的に増加することを見い出した。図３に10℃
/secの速度で冷却した場合の結晶組織を示すが、明かに
1/5相の相対的増加が確認できる。1/5相の相対的な増加
による磁気特性の向上は、焼結時において1/5相が焼結
助剤となりＺｒ rich 2/7相、Ｃｕ rich 2/7相およ
び2/17相の拡散を助長し、均質な焼結体となることに起
因していると考えられる。表３には図３の各分析点にお
ける分析値を示す。
【表３】 原子比Ｂ／Ａ：（Ｓｍ，Ｚｒ）A（Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｕ）B
本発明は、限定された組成の合金を鋳湯後、２〜25℃/s
ecの速度で冷却後、粉砕、成形、焼結、溶体化、熱処理
を行うことによって完成されたものである。合金を鋳湯
後、25℃/secを超える速度で冷却した場合、冷却速度が
大きすぎるため1/5相の相対的な増加は図れない。鋳湯
後の冷却速度が２℃/sec未満の場合、1/5相の相対的な
増加は図れるが、工業的に好ましくない。
本発明は、限定された組成の合金を鋳湯後、２〜25℃/s
ecの速度で冷却後、粉砕、成形、焼結、溶体化、熱処理
を行うことによって完成されたものである。合金を鋳湯
後、25℃/secを超える速度で冷却した場合、冷却速度が
大きすぎるため1/5相の相対的な増加は図れない。鋳湯
後の冷却速度が２℃/sec未満の場合、1/5相の相対的な
増加は図れるが、工業的に好ましくない。
【０００９】次に組成の限定理由を述べる。ａが0.24未
満では残留磁束密度Ｂｒの低下が大きく常温から150℃
の温度範囲で最大エネルギー積27MGOe以上を得ることは
困難である。ａが0.26を超えると履歴曲線の角型性の低
下が大きく合金の均質化処理によっても改善できない。
ｂが0.058未満の場合、保磁力の低下が大きく、耐熱性
の高い磁石が得られない。ｂが0.064を超える場合、残
留磁束密度Ｂｒの低下が著しく常温から150℃の温度範
囲で最大エネルギー積27MGOe以上は維持できない。ｃが
0.018未満の場合は合金の均質化処理によっても、高い
保磁力および良好な履歴曲線の角型性は得られない。ｃ
が0.024を超える場合、残留磁束密度Ｂｒの低下が著し
く常温から150℃の温度範囲で最大エネルギー積27MGOe
以上が維持できない。ｚが7.2未満の場合、残留磁束密
度Ｂｒおよび保磁力が低下する。ｚが7.8を超える場
合、保磁力の低下が著しい。なお前記の基本成分以外に
製造工程上不可避な不純物が含まれても良い。以下本発
明を実施例によって説明する。
満では残留磁束密度Ｂｒの低下が大きく常温から150℃
の温度範囲で最大エネルギー積27MGOe以上を得ることは
困難である。ａが0.26を超えると履歴曲線の角型性の低
下が大きく合金の均質化処理によっても改善できない。
ｂが0.058未満の場合、保磁力の低下が大きく、耐熱性
の高い磁石が得られない。ｂが0.064を超える場合、残
留磁束密度Ｂｒの低下が著しく常温から150℃の温度範
囲で最大エネルギー積27MGOe以上は維持できない。ｃが
0.018未満の場合は合金の均質化処理によっても、高い
保磁力および良好な履歴曲線の角型性は得られない。ｃ
が0.024を超える場合、残留磁束密度Ｂｒの低下が著し
く常温から150℃の温度範囲で最大エネルギー積27MGOe
以上が維持できない。ｚが7.2未満の場合、残留磁束密
度Ｂｒおよび保磁力が低下する。ｚが7.8を超える場
合、保磁力の低下が著しい。なお前記の基本成分以外に
製造工程上不可避な不純物が含まれても良い。以下本発
明を実施例によって説明する。
【００１０】
【実施例】（実施例１）Ｓｍ（Ｃｏ0.67Ｆｅ0.25Ｃｕ
0.06Ｚｒ0.02）7.4なる組成の合金を高周波溶解で作製
した。この際、インゴットはブック型の鋳型を用い45mm
の厚さとした。鋳湯後の冷却速度は800℃まで約６℃/se
cであった。得られたインゴットは、スタンプミルおよ
びディスクミルで粗粉砕後、ジェットミルを用いて微粉
砕を行った。この際、粉砕媒体はＮ2ガスを用い、粉砕
粒度は3.5μｍ(F.S.S.S)とした。得られた微粉末を15kO
eの磁場中で横磁場成形した。成形圧力は2ton/cm2であ
った。本成形体を真空中で1200℃、１時間の条件で焼結
した後、1160℃で１時間Ar気流中で溶体化処理を施し
た。この焼結体を850℃で５時間保持した後、常温まで
１℃/minの速度で冷却した。得られた磁気特性を比較例
１との対比で表４に示した。 （比較例１）Ｓｍ（Ｃｏ0.67Ｆｅ0.25Ｃｕ0.06Ｚ
ｒ0.02）7.4なる組成の合金を高周波溶解で作製した。
この際、鋳型は水冷されたブック型を用いた。作製した
インゴットの厚みは15mmであり、鋳湯後の冷却速度は80
0℃まで35℃/secであった。得られたインゴットは、実
施例１と同様の手法を用いて焼結体を作製し、溶体化お
よび熱処理を施した。得られた磁気特性を実施例１との
対比で表４に示した。表４において、本発明の請求範囲
内でインゴットを冷却することにより150℃の高温度に
おけるエネルギー積は、著しく高い値を示すことがわか
る。表４の結果は、履歴曲線の角型性の改良すなわちＨ
ｋの向上に起因したものである。
0.06Ｚｒ0.02）7.4なる組成の合金を高周波溶解で作製
した。この際、インゴットはブック型の鋳型を用い45mm
の厚さとした。鋳湯後の冷却速度は800℃まで約６℃/se
cであった。得られたインゴットは、スタンプミルおよ
びディスクミルで粗粉砕後、ジェットミルを用いて微粉
砕を行った。この際、粉砕媒体はＮ2ガスを用い、粉砕
粒度は3.5μｍ(F.S.S.S)とした。得られた微粉末を15kO
eの磁場中で横磁場成形した。成形圧力は2ton/cm2であ
った。本成形体を真空中で1200℃、１時間の条件で焼結
した後、1160℃で１時間Ar気流中で溶体化処理を施し
た。この焼結体を850℃で５時間保持した後、常温まで
１℃/minの速度で冷却した。得られた磁気特性を比較例
１との対比で表４に示した。 （比較例１）Ｓｍ（Ｃｏ0.67Ｆｅ0.25Ｃｕ0.06Ｚ
ｒ0.02）7.4なる組成の合金を高周波溶解で作製した。
この際、鋳型は水冷されたブック型を用いた。作製した
インゴットの厚みは15mmであり、鋳湯後の冷却速度は80
0℃まで35℃/secであった。得られたインゴットは、実
施例１と同様の手法を用いて焼結体を作製し、溶体化お
よび熱処理を施した。得られた磁気特性を実施例１との
対比で表４に示した。表４において、本発明の請求範囲
内でインゴットを冷却することにより150℃の高温度に
おけるエネルギー積は、著しく高い値を示すことがわか
る。表４の結果は、履歴曲線の角型性の改良すなわちＨ
ｋの向上に起因したものである。
【００１１】
【表４】 （実施例２）Ｓｍ（Ｃｏ0.662Ｆｅ0.26Ｃｕ0.058Ｚｒ
0.020）7.4なる組成の合金を高周波溶解で作製した。こ
の際、インゴットはブック型の鋳型を用い25mmの厚さと
した。この場合の冷却速度は鋳湯後800℃まで11℃/sec
であった。得られたインゴットを、実施例１と同様の手
法を用い磁気特性の評価を行った。結果を表５に比較例
２との対比で示した。 （比較例２）Ｓｍ（Ｃｏ0.662Ｆｅ0.26Ｃｕ0.058Ｚｒ
0.020）7.4なる組成の合金を高周波溶解で作製した。こ
の際のインゴット作製条件および磁気特性の評価は、比
較例１と同様の手法を用いた。得られた磁気特性を実施
例２との対比で表５に示す。
0.020）7.4なる組成の合金を高周波溶解で作製した。こ
の際、インゴットはブック型の鋳型を用い25mmの厚さと
した。この場合の冷却速度は鋳湯後800℃まで11℃/sec
であった。得られたインゴットを、実施例１と同様の手
法を用い磁気特性の評価を行った。結果を表５に比較例
２との対比で示した。 （比較例２）Ｓｍ（Ｃｏ0.662Ｆｅ0.26Ｃｕ0.058Ｚｒ
0.020）7.4なる組成の合金を高周波溶解で作製した。こ
の際のインゴット作製条件および磁気特性の評価は、比
較例１と同様の手法を用いた。得られた磁気特性を実施
例２との対比で表５に示す。
【００１２】
【表５】 （実施例３）Ｓｍ（Ｃｏ0.662Ｆｅ0.25Ｃｕ0.064Ｚｒ
0.024）7.5なる組成の合金を高周波溶解で作製した。こ
の際、型加熱を行い鋳型温度を約500℃とし、加熱され
た鋳型に鋳湯した。この場合のインゴットの厚みは25m
m、また鋳湯後、800℃までの冷却速度は３℃/secであっ
た。型加熱は、鋳湯後インゴット温度が800℃以下であ
ることを確認した後、終了させた。常温まで冷却した
後、インゴットは実施例１と同様の手法を用い磁気特性
の評価を行った。結果を表６に比較例３との対比で示し
た。 （比較例３）Ｓｍ（Ｃｏ0.662Ｆｅ0.25Ｃｕ0.064Ｚｒ
0.024）7.5なる組成の合金を高周波溶解で作製した。こ
の際のインゴット作製条件および磁気特性の評価は、比
較例１と同様の手法を用いた。得られた磁気特性を実施
例３との対比で表６に示す。表４、表５および表６から
明かなように本発明による著しい磁気特性の向上は履歴
曲線の角型改善であり、本改善効果は150℃近傍の高温
度領域で、特に顕著となることがわかる。
0.024）7.5なる組成の合金を高周波溶解で作製した。こ
の際、型加熱を行い鋳型温度を約500℃とし、加熱され
た鋳型に鋳湯した。この場合のインゴットの厚みは25m
m、また鋳湯後、800℃までの冷却速度は３℃/secであっ
た。型加熱は、鋳湯後インゴット温度が800℃以下であ
ることを確認した後、終了させた。常温まで冷却した
後、インゴットは実施例１と同様の手法を用い磁気特性
の評価を行った。結果を表６に比較例３との対比で示し
た。 （比較例３）Ｓｍ（Ｃｏ0.662Ｆｅ0.25Ｃｕ0.064Ｚｒ
0.024）7.5なる組成の合金を高周波溶解で作製した。こ
の際のインゴット作製条件および磁気特性の評価は、比
較例１と同様の手法を用いた。得られた磁気特性を実施
例３との対比で表６に示す。表４、表５および表６から
明かなように本発明による著しい磁気特性の向上は履歴
曲線の角型改善であり、本改善効果は150℃近傍の高温
度領域で、特に顕著となることがわかる。
【００１３】
【表６】
【００１４】
【発明の効果】以上述べたように本発明の製造方法によ
り、従来技術では困難であった高性能でかつ耐熱性の優
れた希土類コバルト磁石の製造が可能である。
り、従来技術では困難であった高性能でかつ耐熱性の優
れた希土類コバルト磁石の製造が可能である。
【図１】本発明に係るアーク溶解で作製した合金の金属
組織を示す写真である。
組織を示す写真である。
【図２】本発明に係る焼結体の金属組織を示す写真であ
る。
る。
【図３】本発明に係る合金を鋳湯後10℃/secの速度で冷
却した場合の金属組織を示した写真である。
却した場合の金属組織を示した写真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 【請求項１】 一般式Ｒ（Ｃｏ1-a-b-cＦｅaＣｕbＺ
ｒc）z（ここでＲ：Ｓｍ，Ｃｅを中心とする希土類元素
の１種または２種以上の組合せ、0.24≦ａ≦0.26，0.05
8≦ｂ≦0.064，0.018≦ｃ≦0.024，7.2≦ｚ≦7.8）で表
される組成の合金を鋳湯し、塊状の合金を得た後、粉砕
し、得られた微粉末を磁場中で圧縮成形した後、焼結、
溶体化、時効処理を施す希土類コバルト磁石の製造方法
において、前記合金を鋳湯後、800℃以上の温度範囲を
２〜25℃/secの速度で冷却することを特徴とする耐熱性
に優れた希土類コバルト磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3183139A JPH056831A (ja) | 1991-06-27 | 1991-06-27 | 耐熱性の優れた希土類コバルト磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3183139A JPH056831A (ja) | 1991-06-27 | 1991-06-27 | 耐熱性の優れた希土類コバルト磁石の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH056831A true JPH056831A (ja) | 1993-01-14 |
Family
ID=16130486
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3183139A Pending JPH056831A (ja) | 1991-06-27 | 1991-06-27 | 耐熱性の優れた希土類コバルト磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH056831A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107610857A (zh) * | 2017-10-22 | 2018-01-19 | 苏州南尔材料科技有限公司 | 一种具有电镀涂层的钐钴永磁材料的方法 |
-
1991
- 1991-06-27 JP JP3183139A patent/JPH056831A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107610857A (zh) * | 2017-10-22 | 2018-01-19 | 苏州南尔材料科技有限公司 | 一种具有电镀涂层的钐钴永磁材料的方法 |
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