JPS6089533A - Co−Fe系永久磁石合金の製造方法 - Google Patents
Co−Fe系永久磁石合金の製造方法Info
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- JPS6089533A JPS6089533A JP58196616A JP19661683A JPS6089533A JP S6089533 A JPS6089533 A JP S6089533A JP 58196616 A JP58196616 A JP 58196616A JP 19661683 A JP19661683 A JP 19661683A JP S6089533 A JPS6089533 A JP S6089533A
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- Powder Metallurgy (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
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】
本発明はCo−Fe系永久磁石合金の製造方法に関する
ものであり、特に従来では高磁気特性を発揮させること
が困難であったCo−Feを主成分とした微粒子磁石も
しくは微粒子焼結磁石に関するものである。
ものであり、特に従来では高磁気特性を発揮させること
が困難であったCo−Feを主成分とした微粒子磁石も
しくは微粒子焼結磁石に関するものである。
従来より高磁束密度を有する単磁区粒子を作り、容易磁
化方向をそろえて適当な充填率まで成形することから高
磁気特性が得られることが知られている。たとえばFe
の単磁区粒子では充填率を67%と考えたとき、残留磁
束密度Br114.4KG、保磁力111c :3.
eKoe、最大エネルギー積(Bll)max:39H
GOeの高い磁気特性が予想され、その磁石化が過去3
0年来試みられてきた。一方法として水銀陰極を用いた
鉄塩溶液の電解法が開発され、Br:N KG、iHc
:0.8にOe、 (BH)max:6HGOeが1ひ
られている。しかしながら理論的に予想される前述の磁
気特性に比較して低い性能しか得られていない。理論値
と実際の磁気特性値間の差異は単磁区粒子の製法および
その固定方法において、磁性粒子以外の非磁性物の混入
等により充分な方向性、充填性を得られないことに起因
するものとされてきた。
化方向をそろえて適当な充填率まで成形することから高
磁気特性が得られることが知られている。たとえばFe
の単磁区粒子では充填率を67%と考えたとき、残留磁
束密度Br114.4KG、保磁力111c :3.
eKoe、最大エネルギー積(Bll)max:39H
GOeの高い磁気特性が予想され、その磁石化が過去3
0年来試みられてきた。一方法として水銀陰極を用いた
鉄塩溶液の電解法が開発され、Br:N KG、iHc
:0.8にOe、 (BH)max:6HGOeが1ひ
られている。しかしながら理論的に予想される前述の磁
気特性に比較して低い性能しか得られていない。理論値
と実際の磁気特性値間の差異は単磁区粒子の製法および
その固定方法において、磁性粒子以外の非磁性物の混入
等により充分な方向性、充填性を得られないことに起因
するものとされてきた。
本発明はCo−Fe系磁石合金の従来の欠点を解消し、
本来同系合金の単磁区粒子が保有している高いBr、1
llcを損失することなく実現せんとするものである。
本来同系合金の単磁区粒子が保有している高いBr、1
llcを損失することなく実現せんとするものである。
さらに具体的には同系組成合金を溶融状態から超急冷処
理を施し、非晶質体を作成後適当な湿度の焼鈍処理によ
り、100〜500人の単磁区粒子大の微結晶組織を形
成させ磁気的硬質性をイリ与づる工程を磁界中で実施し
、非晶質マトリックス中に微結晶体が析出すると磁界方
向に整列する方向性を与え、減磁曲線の角型性を改善し
た永久磁石合金の製造方法を提供するものである。
理を施し、非晶質体を作成後適当な湿度の焼鈍処理によ
り、100〜500人の単磁区粒子大の微結晶組織を形
成させ磁気的硬質性をイリ与づる工程を磁界中で実施し
、非晶質マトリックス中に微結晶体が析出すると磁界方
向に整列する方向性を与え、減磁曲線の角型性を改善し
た永久磁石合金の製造方法を提供するものである。
本発明の要旨を充分に発揮できる成分元素および組成範
囲は以下に示される構成となる。組成は一般式で(Co
、(xFe、、) βy、1−β、ただしMはB(ホウ
素)、Si(シリコン)、C(カーボン)、P(リン)
の少なくとも一元素からなり、α、βの範囲は0.01
≦α≦0.90.0.80≦β≦099で与えられる。
囲は以下に示される構成となる。組成は一般式で(Co
、(xFe、、) βy、1−β、ただしMはB(ホウ
素)、Si(シリコン)、C(カーボン)、P(リン)
の少なくとも一元素からなり、α、βの範囲は0.01
≦α≦0.90.0.80≦β≦099で与えられる。
式中M成分の効果は、基本的には溶融状態から非晶質化
を容易にし、かつ非晶質体を加熱し、非晶質マトリック
ス内に100〜500人程度の互いに分離した島状の結
晶組織を発生させることに寄与する。しかしM成分が過
剰に含有したとき、Co−Fe主成分の発揮する磁化を
減するため適量以上には添加できない。またM成分を含
有しない場合(β−099以上)、非晶質体を作成する
のが比較的困難となることから080≦β≦0.99と
制限される。次にCo、 Feの濃度分量は、基本的に
は1qられる保磁力および飽和磁化の増大効果から決定
される。保磁ノjに着目したとき、可能な限りCO側濃
度を選択することが高い1llcを誘起するが、Brの
低下を伴うためα−001以上とし、逆に「e側濃度で
は1llcの減少を生じるためα−〇90を越えること
は磁性の劣化となり001≦α≦0.90において本弁
明の要旨に基づく磁石合金を実現できる。
を容易にし、かつ非晶質体を加熱し、非晶質マトリック
ス内に100〜500人程度の互いに分離した島状の結
晶組織を発生させることに寄与する。しかしM成分が過
剰に含有したとき、Co−Fe主成分の発揮する磁化を
減するため適量以上には添加できない。またM成分を含
有しない場合(β−099以上)、非晶質体を作成する
のが比較的困難となることから080≦β≦0.99と
制限される。次にCo、 Feの濃度分量は、基本的に
は1qられる保磁力および飽和磁化の増大効果から決定
される。保磁ノjに着目したとき、可能な限りCO側濃
度を選択することが高い1llcを誘起するが、Brの
低下を伴うためα−001以上とし、逆に「e側濃度で
は1llcの減少を生じるためα−〇90を越えること
は磁性の劣化となり001≦α≦0.90において本弁
明の要旨に基づく磁石合金を実現できる。
次に磁界中焼鈍1稈は、外部から少なくとも0.01K
O8以上の磁界を印加し600〜900℃の温度領域に
て実施されるが析出された微結晶組織が成長しない範囲
に制限しな()ればならない。
O8以上の磁界を印加し600〜900℃の温度領域に
て実施されるが析出された微結晶組織が成長しない範囲
に制限しな()ればならない。
磁界強度が0.0iKOe以下では充分な磁界効果が)
りられない。装置の形状、処理量によっても異なるが基
本的には(支)異強度が大きいほど有効であるが、50
0〜+0KOeの磁界強度において同様な角型性の改善
効果が認められた。磁界処理後の非晶質体は結晶磁気的
な方向性を有する微結晶組織となり、非晶質状態より粉
砕容易となるため、非晶質微粉体を最初から製造づる噴
霧式超急冷方法による非晶質化を用いなくとも、メルト
・スピニング法、ロール急冷法等によっても粉V?処理
から微粉化可能である。微細組織は基本的な配向性を誘
起されているので超微粉まで粉砕する必要はないが、本
発明による圧粉もしくは焼結磁石の粒子整列度を高める
ため〜5μm以下に粉砕される。磁界中焼鈍によらない
処理の場合、微結晶体の方向性が存在しないため微粉化
しな(づればならないので、この点においても本発明の
有利さが得られる。微粉化後は、磁界中にて圧縮成形し
方向性を整えた圧粉体を作成する。最終磁気特性は、粉
体の充填率に比例して向上するため高磁気特性を1昇る
には焼結等により緻密化しなければならないが、通常の
真空もしくはに圧焼結ではm密化湿度が高く微結晶体が
増大し単磁区粒子機構による保磁)〕発生分が消失し、
磁気的硬化性が得られない。しかし、熱間静水圧プレス
法では緻密化温度を200〜300°C程度低くでき、
その結果粒成長も生ぜずに緻密化処理が可能で本発明永
久磁石合金を製造する有効な方法である。
りられない。装置の形状、処理量によっても異なるが基
本的には(支)異強度が大きいほど有効であるが、50
0〜+0KOeの磁界強度において同様な角型性の改善
効果が認められた。磁界処理後の非晶質体は結晶磁気的
な方向性を有する微結晶組織となり、非晶質状態より粉
砕容易となるため、非晶質微粉体を最初から製造づる噴
霧式超急冷方法による非晶質化を用いなくとも、メルト
・スピニング法、ロール急冷法等によっても粉V?処理
から微粉化可能である。微細組織は基本的な配向性を誘
起されているので超微粉まで粉砕する必要はないが、本
発明による圧粉もしくは焼結磁石の粒子整列度を高める
ため〜5μm以下に粉砕される。磁界中焼鈍によらない
処理の場合、微結晶体の方向性が存在しないため微粉化
しな(づればならないので、この点においても本発明の
有利さが得られる。微粉化後は、磁界中にて圧縮成形し
方向性を整えた圧粉体を作成する。最終磁気特性は、粉
体の充填率に比例して向上するため高磁気特性を1昇る
には焼結等により緻密化しなければならないが、通常の
真空もしくはに圧焼結ではm密化湿度が高く微結晶体が
増大し単磁区粒子機構による保磁)〕発生分が消失し、
磁気的硬化性が得られない。しかし、熱間静水圧プレス
法では緻密化温度を200〜300°C程度低くでき、
その結果粒成長も生ぜずに緻密化処理が可能で本発明永
久磁石合金を製造する有効な方法である。
以下本発明を実施例に治って説明する。
(実施例−1)
(C00,3[eO,7)90B10の組成合金をアル
ゴン雰囲気下、水冷銅鋳型中にCアーク溶解し、原料イ
ンゴットを製造した。次に銅製回転器上に再溶融し噴霧
滴下し、0.01〜50μm径の非晶質微粉を得た。実
際の冷却速度は測定されていないがX線回折の結果、は
ぼ非晶質体であることを離乳zした。次に真空排気後A
r雰囲気に置換し、約5KOeの磁界を印加した状態で
常(晶から650℃まで5°C/minの速度で加熱し
、650℃にて20分間保持後1℃/minの冷却率で
再び常(福まで冷却した。次に微結晶化した微粉を約2
0KOeの磁界を印加しながら5t/cnの圧力にて圧
縮成形し、さらにゴムデユープ中に真空封入し、静水圧
ブレス装量にて8【/c〆の静水圧プレスを実施した。
ゴン雰囲気下、水冷銅鋳型中にCアーク溶解し、原料イ
ンゴットを製造した。次に銅製回転器上に再溶融し噴霧
滴下し、0.01〜50μm径の非晶質微粉を得た。実
際の冷却速度は測定されていないがX線回折の結果、は
ぼ非晶質体であることを離乳zした。次に真空排気後A
r雰囲気に置換し、約5KOeの磁界を印加した状態で
常(晶から650℃まで5°C/minの速度で加熱し
、650℃にて20分間保持後1℃/minの冷却率で
再び常(福まで冷却した。次に微結晶化した微粉を約2
0KOeの磁界を印加しながら5t/cnの圧力にて圧
縮成形し、さらにゴムデユープ中に真空封入し、静水圧
ブレス装量にて8【/c〆の静水圧プレスを実施した。
この圧粉体の磁気特性はBr=13.5KG。
111c=L4KOeとなり第1図(3)の減磁曲線を
tftだ。
tftだ。
図中(1)は代表的なESC磁石、(2)は磁界を印;
jllせず焼鈍し、同一条件にて作成した本発明におけ
る同一組成磁石の減磁曲線を示す。磁界中焼鈍により角
型性の向上が認められた。さらに同圧わ)体を薄い(0
,05mm)ステンレス容器内に真空151人し、熱間
静水圧プレス処理を実施した。
jllせず焼鈍し、同一条件にて作成した本発明におけ
る同一組成磁石の減磁曲線を示す。磁界中焼鈍により角
型性の向上が認められた。さらに同圧わ)体を薄い(0
,05mm)ステンレス容器内に真空151人し、熱間
静水圧プレス処理を実施した。
その条件はへr中2t/ctlの圧力で900℃、 1
0m1nの熱間加圧であり、1がられた磁気特性は、第
1図(4)の減磁曲線となった。処理中の粒成長により
若干11)Cが減少し、たか充填率が増加された分Or
の向上が達成できた。
0m1nの熱間加圧であり、1がられた磁気特性は、第
1図(4)の減磁曲線となった。処理中の粒成長により
若干11)Cが減少し、たか充填率が増加された分Or
の向上が達成できた。
以上、詳述したように本発明によれば高い飽和磁化を有
するCo−Fe合金から高い磁化を有し、保俳力も従来
の同系材才4より大である永久磁石を工業規模で量産し
、提供することができる。
するCo−Fe合金から高い磁化を有し、保俳力も従来
の同系材才4より大である永久磁石を工業規模で量産し
、提供することができる。
第1図(1)は従来のCo−Fe系ESD磁石、(2)
は本発明の組成内合金において磁界なし焼鈍後の圧粉磁
石、(3)は磁界焼鈍後の圧粉磁石、(4)は(3)の
磁石の熱間静水圧プレス処理後の減磁曲線である。 特許出願人 並木精密宝石株式会社 第1図 手続補正書(方式) 昭和59イ1゛2月16日 特許庁長官 若杉和夫 殿 (待F「庁審査官 殿) 1、事件の表示 昭和58年 ?1寺n午願 第196616号第類 3、補正をする者 事件との関係 特B午出願人 住j升 郵便番−号 日田−口口 明 1[1書 1、発明の名称 co−Fc系永久磁石合金の製造方法 2、特許請求の範囲 (1〕一般式(Co Fe ) M (fだしMは1−
α α β 1−β B、Si、C,Pの少なくとも−・元素からなる。 で与えられ、α、βの範囲がそれぞれ、0.01≦α≦
0.90 0.80≦β≦0.99 で規定される組成から構成され、溶融状態から急速冷却
ににっで非晶質体を形成さU°焼鈍する工程において、
焼鈍工程を磁界中で実施することを特徴としたCo−F
c系永久磁石合金の製造方法。 (2)一般式(Co re) M (ただしMは1−α
α β 1−β B、Si、 C,pの少なくとも一元素からなる。 で与えられ、α、βの範囲がそれぞれ、0.01≦α≦
0.90 0.80≦β≦0.99 C規定される組成から構成され、溶融状態がら急速冷却
にJ:って非晶質体を形成させ磁界中で焼鈍処理後、o
、oi〜5μ川に粉砕し磁界中成形後熱間静水圧プレス
処理を用いて充填率90%以上の緻密体を形成すること
を特徴としICco−Fe系永久磁石合金の製造方法。 )(3)磁界強度が0.011(Oe以上である特許請
求の範囲第(1)項または第(2)項記載の永久磁石合
金の製造方法。 3、発明の詳細な説明 本発明はCo−Fe系永久磁石合金の製造方法に関づる
ものであり、特に従来では高磁気特性を発揮させること
が困デ[であったCo−Fcを主成分とした微粒子磁石
もしくは微粒子焼結磁石に関するものである。 従来より高磁束密度を右Jる単磁区粒子を作) リ、容
易磁化方向をそろえ−(適当な充填率まで成形すること
から高磁気特性が得られることが知られている。たとえ
ばFeの単磁区粒子では充填率を67%と考えたとき、
残留磁束密度Br:14.4にG、保磁力111c :
3.6KOe、最大エネルギー積(Bll )max
: 39HGOeの高い磁気特性が予想され、その磁石
化が過去30年来試みられてきた。一方法としC水銀陰
極を用いた鉄塩溶液の゛爪面法が開発され、Br:11
KG、1llc:0.8KOe、 (Bll)max
:68GOeが1!Vられている。しかしながら理論的
に予想される前述の磁気特性に比較して低い性能しか得
られていない。理論値と実際の磁気特性値間の差異は単
磁区粒子の製法およびその固定方法において、磁性粒子
以外の非磁性物の混入等により充分な方向性、充填性を
得られないことに起因するものとされできた。 本発明はCo−Fe系磁石合金の従来の欠点を解消し、
本来同系合金の単磁区粒子が保有している高いBr、1
llcを損失することなく実現ゼんと覆るものである。 さらに具体的には同系組成合金を溶融状態から超急冷処
理を施し、非晶質体を作成ip適当な温度の焼鈍処理に
より、100〜500人の単磁区粒子大の微結晶組織を
形成させ磁気的硬質性をイマ1与する工程を磁界中で実
施し、非晶質71−リックス中に微結晶体が析出するど
磁界方向に整列する方向性を与え、減磁曲線の角型性を
改善した永久磁石合金の製造方法を提供するものである
。 本発明の要旨を充分に発揮できる成分元素および組成範
囲は以下に示される構成となる。組成は一般式で(C0
1−(xFe(x) B M 1−B 、ただしMはB
(ホウ素)、Si(シリコン)、C(カーボン)、P(
リン)の少なくとも一元素からなり、α、βの範囲は0
.01≦α≦0.90.0.80≦β≦0.99で与え
られる。式中M成分の効果は、基本的には溶融状態から
非晶質化を容易にし、かつ非晶質体を加熱し、非晶質7
1−リックス内に 100〜500人程度のUいに分離
した島状の結晶組織を発生させることに寄与する。しか
しM成分が過剰に含有したとき、C0−Fe主成分の発
揮する磁化を減するため適G以上には添加で表ない。ま
たM成分を含有しない場合(β−0,99以上)、非晶
質体を作成するのが比較的困難と4【ることから0.8
0≦β≦099と制限される。次にCo、 Feの淵度
分聞は、基本的には得られる保磁力および飽和磁化の増
大効果から決定される。保磁ツノに着目したとき、可能
な限りCo側ff1度を選択することが高い1llc@
191iるが、Orの低下を伴うためα−0,01以上
とし、逆に[e側)開度では1llcの減少を生じるた
めα−〇、90を越えることは磁性の劣化となり0.<
11≦α≦0.90において本発明の要旨に基づく磁石
合金を実現できる。 次に磁界中焼鈍工程は、外部から少なくども0.01K
Oe以上の磁界を印加し600〜900℃の温度領域に
て実施されるが析出されlc微結晶組織が成長しない範
囲に制限しなければならない。 磁界強度が0.01 KOc以下では充分な磁界効果が
得られない。装置の形状、処理量によっても異なるが基
本的には磁界強度が大きいほど有効であるが、500〜
10KOcの磁界強度において同様な角型性の改善効果
が認められた。磁界処し!I!後の非晶質体は結晶磁気
的な方向性をイ1する微結晶組織どなり、非晶質状態よ
り粉砕容易となるため、非晶質微V)体を最初から製造
づ゛る噴霧式超急冷方法による非晶質化を用いなくとも
、メルト・スピニング法、ロール急冷法等によっても粉
砕処理から微粉化可能である。微細組織は基本的な配向
性を誘起されでいるので超微粉まで+6)砕づる必要は
ないが、本発明による圧粉もしくは焼結磁石の粒子整列
度を高めるため〜5μm以下に粉砕される1、磁界中焼
鈍によらない処理の場合、微結晶体の方向性が存在しな
いため微粉化しなければならないので、この点において
も本発明の有利さが冑られる。微粉化後は、磁界中にて
圧縮成形し方向性を整えた圧粉体を作成Jる。最終磁気
特性は、粉体の充填率に比例して向上するため高磁気特
性を得るには焼結等により緻密化しなりればならないが
、通常の真空もしくは常圧焼結では緻密化温度が高く微
結晶体が増大し単磁区粒子機構による保電力発生分が澗
失し、磁気的硬化性が1りられない。しかし、熱間静水
圧プレス法では緻密化温度を200〜b 生ぜずに緻密化処理が可能で本弁明永久磁石合金を製造
づる有効な方法である。 以下本発明を実施例に沿って説明する。 (実施例−1) (COO,3[00,7)90B10の組成合金をアル
ゴン雰囲気下、水冷銅紡望中にてアーク溶解し、原1′
+lインゴッ1へを製造した。次に銅製回転盤−]−に
再溶融し噴霧滴下し、0.01〜5()μm径の非晶質
微粉を得た。実際の冷却速度は測定されていないがX線
回折の結果、はぼ非晶質体であることを確認した。次に
真空排気後Ar雰囲気に置換し、約5にOCの磁界を印
加した状態で常温から6 !i +1 ℃まで5’C/
minの速度で加熱し、650℃にで20分間保持後1
℃/minの冷fJI率で再び常温まで冷却した。次に
微結晶化した微粉を約20KOeの磁界を印加しなから
5t/cmの圧力にて圧縮成形し、ざらにゴムデユープ
中に真空封入し、静水圧プレス装置にて8t/cnfの
静水11ブレスを実施し7j 0この圧粉体の(1マ炎
気持性はBr=13.5KG。 1llc=1.4KOoとなり第1図(3)の減磁曲線
を街だ、。 図中(1)は代表的な[SD組磁石(214,L磁界を
印加ぜず焼鈍し、同一条件にて作成した本発明における
同一組成磁石の減磁曲線を示ゴ。磁界中焼鈍により角型
性の向上が認められた。さらに。 同圧粉体を薄い(0,05mm1ステンレス容器内に真
空封入し、熱間静水圧プレス処理を実施した。 その条件は八「中2L/a/lo)圧力で9000C,
10m1n。 の熱間加圧であり、得られた磁気特性は、第1図(4)
の減磁曲線となった。処理中の粒成長により若干111
cが減少したが充填率が増加された分Brの向上が達成
できた。 以上、詳述したように本発明によれば高い飽和磁化を有
づるCo−Fe合金から高い磁化を有し、保磁力も従来
の同系材tel にり人である永久磁石を工業規模で(
6)産し、提供することができる。 4、図面の簡単な説明 第1図は永久磁石の減磁曲線を示Jグラフである。 (1)は従来のco−Fe系1:Stl llil石の
もの、(2)は本発明の組成内合金において磁界なし悦
鈍後の圧粉磁石のもの、 (3)は磁界焼鈍後の圧粉磁石のもの、(4)は(3)
の磁石の熱間静水圧プレス処理後の減磁曲線である。 特許出願人 並木精密宝石株式会社
は本発明の組成内合金において磁界なし焼鈍後の圧粉磁
石、(3)は磁界焼鈍後の圧粉磁石、(4)は(3)の
磁石の熱間静水圧プレス処理後の減磁曲線である。 特許出願人 並木精密宝石株式会社 第1図 手続補正書(方式) 昭和59イ1゛2月16日 特許庁長官 若杉和夫 殿 (待F「庁審査官 殿) 1、事件の表示 昭和58年 ?1寺n午願 第196616号第類 3、補正をする者 事件との関係 特B午出願人 住j升 郵便番−号 日田−口口 明 1[1書 1、発明の名称 co−Fc系永久磁石合金の製造方法 2、特許請求の範囲 (1〕一般式(Co Fe ) M (fだしMは1−
α α β 1−β B、Si、C,Pの少なくとも−・元素からなる。 で与えられ、α、βの範囲がそれぞれ、0.01≦α≦
0.90 0.80≦β≦0.99 で規定される組成から構成され、溶融状態から急速冷却
ににっで非晶質体を形成さU°焼鈍する工程において、
焼鈍工程を磁界中で実施することを特徴としたCo−F
c系永久磁石合金の製造方法。 (2)一般式(Co re) M (ただしMは1−α
α β 1−β B、Si、 C,pの少なくとも一元素からなる。 で与えられ、α、βの範囲がそれぞれ、0.01≦α≦
0.90 0.80≦β≦0.99 C規定される組成から構成され、溶融状態がら急速冷却
にJ:って非晶質体を形成させ磁界中で焼鈍処理後、o
、oi〜5μ川に粉砕し磁界中成形後熱間静水圧プレス
処理を用いて充填率90%以上の緻密体を形成すること
を特徴としICco−Fe系永久磁石合金の製造方法。 )(3)磁界強度が0.011(Oe以上である特許請
求の範囲第(1)項または第(2)項記載の永久磁石合
金の製造方法。 3、発明の詳細な説明 本発明はCo−Fe系永久磁石合金の製造方法に関づる
ものであり、特に従来では高磁気特性を発揮させること
が困デ[であったCo−Fcを主成分とした微粒子磁石
もしくは微粒子焼結磁石に関するものである。 従来より高磁束密度を右Jる単磁区粒子を作) リ、容
易磁化方向をそろえ−(適当な充填率まで成形すること
から高磁気特性が得られることが知られている。たとえ
ばFeの単磁区粒子では充填率を67%と考えたとき、
残留磁束密度Br:14.4にG、保磁力111c :
3.6KOe、最大エネルギー積(Bll )max
: 39HGOeの高い磁気特性が予想され、その磁石
化が過去30年来試みられてきた。一方法としC水銀陰
極を用いた鉄塩溶液の゛爪面法が開発され、Br:11
KG、1llc:0.8KOe、 (Bll)max
:68GOeが1!Vられている。しかしながら理論的
に予想される前述の磁気特性に比較して低い性能しか得
られていない。理論値と実際の磁気特性値間の差異は単
磁区粒子の製法およびその固定方法において、磁性粒子
以外の非磁性物の混入等により充分な方向性、充填性を
得られないことに起因するものとされできた。 本発明はCo−Fe系磁石合金の従来の欠点を解消し、
本来同系合金の単磁区粒子が保有している高いBr、1
llcを損失することなく実現ゼんと覆るものである。 さらに具体的には同系組成合金を溶融状態から超急冷処
理を施し、非晶質体を作成ip適当な温度の焼鈍処理に
より、100〜500人の単磁区粒子大の微結晶組織を
形成させ磁気的硬質性をイマ1与する工程を磁界中で実
施し、非晶質71−リックス中に微結晶体が析出するど
磁界方向に整列する方向性を与え、減磁曲線の角型性を
改善した永久磁石合金の製造方法を提供するものである
。 本発明の要旨を充分に発揮できる成分元素および組成範
囲は以下に示される構成となる。組成は一般式で(C0
1−(xFe(x) B M 1−B 、ただしMはB
(ホウ素)、Si(シリコン)、C(カーボン)、P(
リン)の少なくとも一元素からなり、α、βの範囲は0
.01≦α≦0.90.0.80≦β≦0.99で与え
られる。式中M成分の効果は、基本的には溶融状態から
非晶質化を容易にし、かつ非晶質体を加熱し、非晶質7
1−リックス内に 100〜500人程度のUいに分離
した島状の結晶組織を発生させることに寄与する。しか
しM成分が過剰に含有したとき、C0−Fe主成分の発
揮する磁化を減するため適G以上には添加で表ない。ま
たM成分を含有しない場合(β−0,99以上)、非晶
質体を作成するのが比較的困難と4【ることから0.8
0≦β≦099と制限される。次にCo、 Feの淵度
分聞は、基本的には得られる保磁力および飽和磁化の増
大効果から決定される。保磁ツノに着目したとき、可能
な限りCo側ff1度を選択することが高い1llc@
191iるが、Orの低下を伴うためα−0,01以上
とし、逆に[e側)開度では1llcの減少を生じるた
めα−〇、90を越えることは磁性の劣化となり0.<
11≦α≦0.90において本発明の要旨に基づく磁石
合金を実現できる。 次に磁界中焼鈍工程は、外部から少なくども0.01K
Oe以上の磁界を印加し600〜900℃の温度領域に
て実施されるが析出されlc微結晶組織が成長しない範
囲に制限しなければならない。 磁界強度が0.01 KOc以下では充分な磁界効果が
得られない。装置の形状、処理量によっても異なるが基
本的には磁界強度が大きいほど有効であるが、500〜
10KOcの磁界強度において同様な角型性の改善効果
が認められた。磁界処し!I!後の非晶質体は結晶磁気
的な方向性をイ1する微結晶組織どなり、非晶質状態よ
り粉砕容易となるため、非晶質微V)体を最初から製造
づ゛る噴霧式超急冷方法による非晶質化を用いなくとも
、メルト・スピニング法、ロール急冷法等によっても粉
砕処理から微粉化可能である。微細組織は基本的な配向
性を誘起されでいるので超微粉まで+6)砕づる必要は
ないが、本発明による圧粉もしくは焼結磁石の粒子整列
度を高めるため〜5μm以下に粉砕される1、磁界中焼
鈍によらない処理の場合、微結晶体の方向性が存在しな
いため微粉化しなければならないので、この点において
も本発明の有利さが冑られる。微粉化後は、磁界中にて
圧縮成形し方向性を整えた圧粉体を作成Jる。最終磁気
特性は、粉体の充填率に比例して向上するため高磁気特
性を得るには焼結等により緻密化しなりればならないが
、通常の真空もしくは常圧焼結では緻密化温度が高く微
結晶体が増大し単磁区粒子機構による保電力発生分が澗
失し、磁気的硬化性が1りられない。しかし、熱間静水
圧プレス法では緻密化温度を200〜b 生ぜずに緻密化処理が可能で本弁明永久磁石合金を製造
づる有効な方法である。 以下本発明を実施例に沿って説明する。 (実施例−1) (COO,3[00,7)90B10の組成合金をアル
ゴン雰囲気下、水冷銅紡望中にてアーク溶解し、原1′
+lインゴッ1へを製造した。次に銅製回転盤−]−に
再溶融し噴霧滴下し、0.01〜5()μm径の非晶質
微粉を得た。実際の冷却速度は測定されていないがX線
回折の結果、はぼ非晶質体であることを確認した。次に
真空排気後Ar雰囲気に置換し、約5にOCの磁界を印
加した状態で常温から6 !i +1 ℃まで5’C/
minの速度で加熱し、650℃にで20分間保持後1
℃/minの冷fJI率で再び常温まで冷却した。次に
微結晶化した微粉を約20KOeの磁界を印加しなから
5t/cmの圧力にて圧縮成形し、ざらにゴムデユープ
中に真空封入し、静水圧プレス装置にて8t/cnfの
静水11ブレスを実施し7j 0この圧粉体の(1マ炎
気持性はBr=13.5KG。 1llc=1.4KOoとなり第1図(3)の減磁曲線
を街だ、。 図中(1)は代表的な[SD組磁石(214,L磁界を
印加ぜず焼鈍し、同一条件にて作成した本発明における
同一組成磁石の減磁曲線を示ゴ。磁界中焼鈍により角型
性の向上が認められた。さらに。 同圧粉体を薄い(0,05mm1ステンレス容器内に真
空封入し、熱間静水圧プレス処理を実施した。 その条件は八「中2L/a/lo)圧力で9000C,
10m1n。 の熱間加圧であり、得られた磁気特性は、第1図(4)
の減磁曲線となった。処理中の粒成長により若干111
cが減少したが充填率が増加された分Brの向上が達成
できた。 以上、詳述したように本発明によれば高い飽和磁化を有
づるCo−Fe合金から高い磁化を有し、保磁力も従来
の同系材tel にり人である永久磁石を工業規模で(
6)産し、提供することができる。 4、図面の簡単な説明 第1図は永久磁石の減磁曲線を示Jグラフである。 (1)は従来のco−Fe系1:Stl llil石の
もの、(2)は本発明の組成内合金において磁界なし悦
鈍後の圧粉磁石のもの、 (3)は磁界焼鈍後の圧粉磁石のもの、(4)は(3)
の磁石の熱間静水圧プレス処理後の減磁曲線である。 特許出願人 並木精密宝石株式会社
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 (1)一般式(co、(xrea) βM、−β(1ご
だしMはB、Si、C,Pの少なくとも一元素からなる
。]で与えられ、α、βの範囲がそれぞれ、0.01≦
α≦0,90 0.80≦β≦0.99 で規定される組成から構成され、溶融状態から急速冷却
によって非晶質体を形成させ焼鈍する工程において、焼
鈍工程を磁界中で実施することを特徴としたCo−Fe
系永久磁石合金の製造方法。 (2)一般式(Co、、Fe(X) 0M1−B (た
だしMは13、 St、 C,Pの少なくとも一元素か
らなる。:で与えられ、α、βの範囲がそれぞれ、0.
01≦α≦0.90 0.80≦β≦0.99 で規定される組成から構成され、?B融状態から急速冷
却によって非晶質体を形成さl!磁界中で焼鈍処理後、
0.01〜5μmに粉砕し磁界中成形後熱間静水圧プレ
ス処理を用いて充填率90%以上の緻密体を形成するこ
とを特徴としたCo−Fe系永久磁石合金の製造方法。 (3)磁界強度が0.01KO8以上である特許請求の
範囲第(1)項または第(2)項記載の永久磁石合金の
製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP58196616A JPS6089533A (ja) | 1983-10-20 | 1983-10-20 | Co−Fe系永久磁石合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP58196616A JPS6089533A (ja) | 1983-10-20 | 1983-10-20 | Co−Fe系永久磁石合金の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6089533A true JPS6089533A (ja) | 1985-05-20 |
Family
ID=16360714
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP58196616A Pending JPS6089533A (ja) | 1983-10-20 | 1983-10-20 | Co−Fe系永久磁石合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6089533A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0331286A2 (en) * | 1988-03-03 | 1989-09-06 | General Motors Corporation | Rapid compaction of rare earth-transition metal alloys in a fluid-filled die |
CN105234387A (zh) * | 2015-09-02 | 2016-01-13 | 中国科学院电工研究所 | 一种提高微米级钴颗粒电磁吸波性能的方法 |
CN107217219A (zh) * | 2017-06-08 | 2017-09-29 | 合肥工业大学 | 一种用于高效析氢反应的Fe‑Co‑P‑C系非晶电催化剂及其制备方法 |
-
1983
- 1983-10-20 JP JP58196616A patent/JPS6089533A/ja active Pending
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0331286A2 (en) * | 1988-03-03 | 1989-09-06 | General Motors Corporation | Rapid compaction of rare earth-transition metal alloys in a fluid-filled die |
EP0331286A3 (en) * | 1988-03-03 | 1989-11-02 | General Motors Corporation | Rapid compaction of rare earth-transition metal alloys in a fluid-filled die |
CN105234387A (zh) * | 2015-09-02 | 2016-01-13 | 中国科学院电工研究所 | 一种提高微米级钴颗粒电磁吸波性能的方法 |
CN105234387B (zh) * | 2015-09-02 | 2017-09-26 | 中国科学院电工研究所 | 一种提高微米级钴颗粒电磁吸波性能的方法 |
CN107217219A (zh) * | 2017-06-08 | 2017-09-29 | 合肥工业大学 | 一种用于高效析氢反应的Fe‑Co‑P‑C系非晶电催化剂及其制备方法 |
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