JPH0147542B2 - - Google Patents
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- JPH0147542B2 JPH0147542B2 JP56122005A JP12200581A JPH0147542B2 JP H0147542 B2 JPH0147542 B2 JP H0147542B2 JP 56122005 A JP56122005 A JP 56122005A JP 12200581 A JP12200581 A JP 12200581A JP H0147542 B2 JPH0147542 B2 JP H0147542B2
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- Japan
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- alloy
- crystals
- crystal
- columnar
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Description
本発明は、希土類元素と遷移金属を主成分とす
る希土類永久磁石に関する。さらに詳しく述べれ
ば、SmzCo17型結晶を主体とする合金に、Ｃおよ
びＭ（Ｍは、Ｓ，Se，Te，Ce，Pb，Cd，Bi，Si
の中の少なくとも１種以上を示す。）を添加する
ことにより、この合金の溶解鋳造時、このＣと特
殊元素Ｍの効果により、この合金の鋳造インゴツ
トのマクロ組織の柱状晶化を促進させた永久磁石
に関するものである。 我々は、先に特願昭55−3226号において、希土
類合金の鋳造インゴツトのマクロ組織を柱状晶に
することにより、等軸晶およびチル晶に比べて格
段の磁気性能がよくなることを示した。本発明
は、このような合金にＣおよび特殊元素Ｍを添加
すると、柱状晶化が促進され、このような元素を
添加してもより磁気性能が向上することを示した
ものである。 本発明は、鋳造インゴツトの塊をそのまま熱処
理し、粉砕、バインダーとの混合、磁場中成形、
バインダーを結合強化して磁石を製造する、樹
脂、メタル、またはセラミツク結合型磁石の高性
能化に極めて有効である。すなわち、粉砕前まで
の工程は鋳造磁石と変らず、鋳造インゴツトの結
晶状態をそのまま用いるので、前記したような高
性能な磁気特性が得られる柱状晶を、鋳造インゴ
ツトに微量添加した炭素Ｃと特徴元素Ｍの効果に
より、できるだけ多く生成させれば高性能の磁石
を得ることは可能である。 一般に溶融金属が、るつぼから鋳型に注入され
ると、鋳型から凝固が開始する。これは、固体異
物質と接解したエングリオ（晶芽）は、接触しな
いで融液中に漂つているものに比べて、安定核生
成に対するエネルギー障壁が小さくなるからと説
明されている。鋳型に生成した結晶は、隣の結晶
と相互に競争しつつ溶湯中に成長する。第１図に
示すような、鋳塊最外層の結晶の競争成長領域を
チル晶と呼んでいる。結晶は成長速度に異方性が
あるため、最大成長速度をもつ方向が熱流の方向
に平行であるような結晶が、隣接の結晶成長を抑
えて優先的に成長する。結晶の成長中、優先方位
が熱流に近い程長く生き残り、他の結晶は淘汰さ
れる結果、結晶の数は鋳塊内部にゆくに従つて少
なくなり、柱状晶帯が形成される。条件が整えば
柱状晶帯がぶつかり合い凝固は完了するが、通常
第１図に示すように、柱状晶の内部に等軸晶が生
成する。等軸晶の生因については、以前はよく知
られていなかつたが、現在では鋳型とか冷却され
た湯面で形成された結晶が遊離して自由晶とな
り、この自由晶が等軸晶帯を形成することが明ら
かになつている。（Ａ・Ohno，Ｔ・Motegi and
Ｈ・Soda：Trans.ISIJ.11（1971）18）。 Sm−Co−Cu−Fe−Ti−Ｃ−Ｍ系の７元合金
を使用した磁石は、析出硬化型、あるいは２相分
離型磁石と呼ばれる。これは、マトリツクス中に
異相を析出させ、磁気硬化させるためである。本
系統の磁石は、最初Sm−Co−Cu3元系合金で、
主にSm2 Co17結晶を用いた組成で磁石化されて
以来、今日広く発展してきたものである。Coを
Feと置換してゆくと、ある量まで飽和磁化4πIs
が増加することが知られている。4πIsが増大する
範囲でしかも、結晶が一軸易方性を示すのは、
Sm2（Col-xFex）17で示すと、Ｘが0.6の範囲であ
る。この事実はCoにCuをある程度の量を置換し
ても変らない。Sm2（CoCuFe）17に、さらにTiを
加えると、Tiの量は微量でもたいへん磁気性能
の向上がはかれる。すなわち、Tiを加えると、
Cuの量が少なくなつても、また鉄の量が多くな
つても、実用磁石として充分な保磁力iHcが得ら
れ高エネルギー積の磁石の作製が可能になつた。 本合金では前述したように、チル晶帯、柱状晶
帯、そして等軸晶帯のうちで柱状晶帯が磁石にす
るのに最も優れていることが明らかになつた。ま
た、合金に炭素Ｃと特殊元素Ｍを微量添加して、
インゴツト中の柱状晶帯域を増大させたものの方
が、同一条件で鋳込んだインゴツトと比較して優
れている。今、例を樹脂結合型希土類コバルト磁
石にとつて説明する。この磁石は第２図に示すよ
うな方法で磁石合金を磁石にする。製法を全く同
じにして、等軸晶合金、柱状晶合金とチル晶合金
を磁石にしてみると、柱状晶合金が、飽和磁化
4πIs、保磁力iHc、bHcあるいはヒステリシスル
ープの角形性にと、全ての性能にわたつてすぐれ
ていることが分つた。逆に、等軸晶合金およびチ
ル晶合金が性能的に劣つている。また、同一条件
で鋳込んだもので、炭素Ｃと特殊元素Ｍを微量添
加して柱状晶帯域を増大させたインゴツトと、炭
素Ｃと特殊元素Ｍを添加しないインゴツトでは、
炭素Ｃと特殊元素Ｍを添加して柱状晶帯域を増大
させたものの方が性能が優れている。 これは、柱状晶組織が、該合金を熱処理（溶体
化処理及び時効処理）する時に有効に作用するた
めであると考えられる。すなわち、柱状晶によつ
てマトリツクス中に析出する異相の析出物の分布
の均一化を促進するものと考えられ、このために
ヒステリシスの角形性がよくなる。また同時に析
出物の結晶構造、形態もiHcを高める方向に形成
する作用も及ぼすものと考えられ、そのためiHc
も向上する。 このため、本合金を鋳型近傍のチル晶帯は柱状
チル晶にして、他の部分は柱状晶にする製造法が
よい磁石を得るために大切である。チル晶帯は合
金全体では量が少いので、製造上最も大切なこと
は、等軸晶帯を防ぎ柱状晶帯の比率を大きくする
ことである。このようなことから、Sm−Co−Cu
−Fe−Ti系合金に、炭素ＣとＳ，Se，Te，Ce，
Pb，Cd，Bi，Si等を微量添加して鋳造すること
により、融体から結晶化の核生成を促進させる酸
化物や、窒化物等を炭化物硫化物等で包み込んで
核作用を不活性化させたり、炭素Ｃ、特殊元素Ｍ
と融体中の酸素、窒素等が結合して、結晶生成の
核となる酸化物、窒化物等の発生を少くして、等
軸晶の形成をできるだけ抑えている。 この場合、添加元素によりその効果は必ずしも
同等ではないが、柱状晶を促進させるのに果す役
割りは同じである。 なお、本発明において特に好ましい合金組成
は、原子比を用いた組成式で、 Sm（Col-u-v-w-x-yCuuFevTiwCxMy）ｚで 表わしたとき、 ０＜ｕ＜0.2 ０＜ｖ＜0.5 ０＜ｗ＜0.1 ０＜ｘ＜0.05 ０＜ｙ＜0.1 6.5≦ｚ≦9.0 である。それでは以下に各成分の組成範囲の限定
理由を述べる。 本合金系およびその組成域においては、Sm−
Co系が基本である。CuはSm2Co17型合金で保磁
力を得るために加えられるものであり、Cuを入
れることでiHcは向上する。しかし、4πIsは低下
する。このため、実用磁石材としては、Sm
（Col-UCuU）ｚ中のＵの値は、0.2までが限度であ
る。Ｚの値が５Ｚ8.5の間にある時には、Sm
−Co合金はSmCo5型化合物とSm2Co17型化合物
に分離する。4πIsの値は、Sm2Co17の方が20％高
い。依つて、高4πIsを実現するためには、Ｚは
6.5以上が望ましい。一方Ｚが9.0を越えると、
iHcは著しく低下するとともに、Co−Fe相が多
く出て来てしまいヒステリシスループの角形性を
悪くするので好ましくない。Tiは著しく合金の
4πIsを低下させるので、0.1以上入れると、Feを
増やし、Cuを低減して4πIsを高めた意味がなく
なる。Ｃは、多くなるに従つて4πIs、iHcが低下
するので、その限界を考慮して上限を0.05とし
た。Ｍは、添加元素により多少効果は異なるが、
ある量以上になると4πIs，iHcが低下するので、
その限界を考慮して上限を0.1とした。尚、これ
らは複合添加の合計量を示しており、その比率は
特に規定しない。 バインダーは各種ポリマー、例えば、エポキ
シ、フエノール、ゴム、ポリエステルなど又はメ
タルバインダーで、融点が400℃以下の低融点合
金が好ましい。 以下実施例に従つて本発明を説明する。 実施例 １ 鋳造後Sm（Co0.6Cu0.07Fe0.28Ti0.02C0.02S0.01）
8.2の組成になるよう原料を調合し、全部で１Kg
の合金を、高周波炉を用いてArガス雰囲気中で
溶解し、第３図に示されるような鉄製の鋳型に湯
温1550℃で鋳込んだ。溶湯は主に側壁から冷却さ
れ、第１図に示すような組織形態をとつた。第１
図はインゴツトを中心で切断したときの組織を示
す。これらの部分で、チル晶をＡ、柱状晶をＢそ
して等軸晶をＣとする。合金インゴツトのＡ，
Ｂ，Ｃ部よりそれぞれの鋳造塊を切り出し、第２
図に示す製法１に従い樹脂結合磁石を作製した。
溶体化処理は、1150℃で36時間、時効処理は820
℃で16時間アルゴン雰囲気中で行つた。ボールミ
ル法により平均粒度12μに粉砕された磁石微粉末
に、バインダーとしてのエポキシ樹脂1.8wt％を
混錬した。この混錬した混合物を16KG磁場中で
プレス成形し、成形体に適度な熱を加えて樹脂を
硬化させ（キユア処理）、磁石を完成させた。結
果を第１表に示す。表より分かるように、Ｂ部の
柱状晶帯より得た磁気性能は、Ｃ部の等軸晶帯よ
り得たものより、たいへん優れている。Ａ部のチ
ル晶帯は、Ｂ部のものと比べて低いとはいえ、Ｃ
部よりも優れている。
る希土類永久磁石に関する。さらに詳しく述べれ
ば、SmzCo17型結晶を主体とする合金に、Ｃおよ
びＭ（Ｍは、Ｓ，Se，Te，Ce，Pb，Cd，Bi，Si
の中の少なくとも１種以上を示す。）を添加する
ことにより、この合金の溶解鋳造時、このＣと特
殊元素Ｍの効果により、この合金の鋳造インゴツ
トのマクロ組織の柱状晶化を促進させた永久磁石
に関するものである。 我々は、先に特願昭55−3226号において、希土
類合金の鋳造インゴツトのマクロ組織を柱状晶に
することにより、等軸晶およびチル晶に比べて格
段の磁気性能がよくなることを示した。本発明
は、このような合金にＣおよび特殊元素Ｍを添加
すると、柱状晶化が促進され、このような元素を
添加してもより磁気性能が向上することを示した
ものである。 本発明は、鋳造インゴツトの塊をそのまま熱処
理し、粉砕、バインダーとの混合、磁場中成形、
バインダーを結合強化して磁石を製造する、樹
脂、メタル、またはセラミツク結合型磁石の高性
能化に極めて有効である。すなわち、粉砕前まで
の工程は鋳造磁石と変らず、鋳造インゴツトの結
晶状態をそのまま用いるので、前記したような高
性能な磁気特性が得られる柱状晶を、鋳造インゴ
ツトに微量添加した炭素Ｃと特徴元素Ｍの効果に
より、できるだけ多く生成させれば高性能の磁石
を得ることは可能である。 一般に溶融金属が、るつぼから鋳型に注入され
ると、鋳型から凝固が開始する。これは、固体異
物質と接解したエングリオ（晶芽）は、接触しな
いで融液中に漂つているものに比べて、安定核生
成に対するエネルギー障壁が小さくなるからと説
明されている。鋳型に生成した結晶は、隣の結晶
と相互に競争しつつ溶湯中に成長する。第１図に
示すような、鋳塊最外層の結晶の競争成長領域を
チル晶と呼んでいる。結晶は成長速度に異方性が
あるため、最大成長速度をもつ方向が熱流の方向
に平行であるような結晶が、隣接の結晶成長を抑
えて優先的に成長する。結晶の成長中、優先方位
が熱流に近い程長く生き残り、他の結晶は淘汰さ
れる結果、結晶の数は鋳塊内部にゆくに従つて少
なくなり、柱状晶帯が形成される。条件が整えば
柱状晶帯がぶつかり合い凝固は完了するが、通常
第１図に示すように、柱状晶の内部に等軸晶が生
成する。等軸晶の生因については、以前はよく知
られていなかつたが、現在では鋳型とか冷却され
た湯面で形成された結晶が遊離して自由晶とな
り、この自由晶が等軸晶帯を形成することが明ら
かになつている。（Ａ・Ohno，Ｔ・Motegi and
Ｈ・Soda：Trans.ISIJ.11（1971）18）。 Sm−Co−Cu−Fe−Ti−Ｃ−Ｍ系の７元合金
を使用した磁石は、析出硬化型、あるいは２相分
離型磁石と呼ばれる。これは、マトリツクス中に
異相を析出させ、磁気硬化させるためである。本
系統の磁石は、最初Sm−Co−Cu3元系合金で、
主にSm2 Co17結晶を用いた組成で磁石化されて
以来、今日広く発展してきたものである。Coを
Feと置換してゆくと、ある量まで飽和磁化4πIs
が増加することが知られている。4πIsが増大する
範囲でしかも、結晶が一軸易方性を示すのは、
Sm2（Col-xFex）17で示すと、Ｘが0.6の範囲であ
る。この事実はCoにCuをある程度の量を置換し
ても変らない。Sm2（CoCuFe）17に、さらにTiを
加えると、Tiの量は微量でもたいへん磁気性能
の向上がはかれる。すなわち、Tiを加えると、
Cuの量が少なくなつても、また鉄の量が多くな
つても、実用磁石として充分な保磁力iHcが得ら
れ高エネルギー積の磁石の作製が可能になつた。 本合金では前述したように、チル晶帯、柱状晶
帯、そして等軸晶帯のうちで柱状晶帯が磁石にす
るのに最も優れていることが明らかになつた。ま
た、合金に炭素Ｃと特殊元素Ｍを微量添加して、
インゴツト中の柱状晶帯域を増大させたものの方
が、同一条件で鋳込んだインゴツトと比較して優
れている。今、例を樹脂結合型希土類コバルト磁
石にとつて説明する。この磁石は第２図に示すよ
うな方法で磁石合金を磁石にする。製法を全く同
じにして、等軸晶合金、柱状晶合金とチル晶合金
を磁石にしてみると、柱状晶合金が、飽和磁化
4πIs、保磁力iHc、bHcあるいはヒステリシスル
ープの角形性にと、全ての性能にわたつてすぐれ
ていることが分つた。逆に、等軸晶合金およびチ
ル晶合金が性能的に劣つている。また、同一条件
で鋳込んだもので、炭素Ｃと特殊元素Ｍを微量添
加して柱状晶帯域を増大させたインゴツトと、炭
素Ｃと特殊元素Ｍを添加しないインゴツトでは、
炭素Ｃと特殊元素Ｍを添加して柱状晶帯域を増大
させたものの方が性能が優れている。 これは、柱状晶組織が、該合金を熱処理（溶体
化処理及び時効処理）する時に有効に作用するた
めであると考えられる。すなわち、柱状晶によつ
てマトリツクス中に析出する異相の析出物の分布
の均一化を促進するものと考えられ、このために
ヒステリシスの角形性がよくなる。また同時に析
出物の結晶構造、形態もiHcを高める方向に形成
する作用も及ぼすものと考えられ、そのためiHc
も向上する。 このため、本合金を鋳型近傍のチル晶帯は柱状
チル晶にして、他の部分は柱状晶にする製造法が
よい磁石を得るために大切である。チル晶帯は合
金全体では量が少いので、製造上最も大切なこと
は、等軸晶帯を防ぎ柱状晶帯の比率を大きくする
ことである。このようなことから、Sm−Co−Cu
−Fe−Ti系合金に、炭素ＣとＳ，Se，Te，Ce，
Pb，Cd，Bi，Si等を微量添加して鋳造すること
により、融体から結晶化の核生成を促進させる酸
化物や、窒化物等を炭化物硫化物等で包み込んで
核作用を不活性化させたり、炭素Ｃ、特殊元素Ｍ
と融体中の酸素、窒素等が結合して、結晶生成の
核となる酸化物、窒化物等の発生を少くして、等
軸晶の形成をできるだけ抑えている。 この場合、添加元素によりその効果は必ずしも
同等ではないが、柱状晶を促進させるのに果す役
割りは同じである。 なお、本発明において特に好ましい合金組成
は、原子比を用いた組成式で、 Sm（Col-u-v-w-x-yCuuFevTiwCxMy）ｚで 表わしたとき、 ０＜ｕ＜0.2 ０＜ｖ＜0.5 ０＜ｗ＜0.1 ０＜ｘ＜0.05 ０＜ｙ＜0.1 6.5≦ｚ≦9.0 である。それでは以下に各成分の組成範囲の限定
理由を述べる。 本合金系およびその組成域においては、Sm−
Co系が基本である。CuはSm2Co17型合金で保磁
力を得るために加えられるものであり、Cuを入
れることでiHcは向上する。しかし、4πIsは低下
する。このため、実用磁石材としては、Sm
（Col-UCuU）ｚ中のＵの値は、0.2までが限度であ
る。Ｚの値が５Ｚ8.5の間にある時には、Sm
−Co合金はSmCo5型化合物とSm2Co17型化合物
に分離する。4πIsの値は、Sm2Co17の方が20％高
い。依つて、高4πIsを実現するためには、Ｚは
6.5以上が望ましい。一方Ｚが9.0を越えると、
iHcは著しく低下するとともに、Co−Fe相が多
く出て来てしまいヒステリシスループの角形性を
悪くするので好ましくない。Tiは著しく合金の
4πIsを低下させるので、0.1以上入れると、Feを
増やし、Cuを低減して4πIsを高めた意味がなく
なる。Ｃは、多くなるに従つて4πIs、iHcが低下
するので、その限界を考慮して上限を0.05とし
た。Ｍは、添加元素により多少効果は異なるが、
ある量以上になると4πIs，iHcが低下するので、
その限界を考慮して上限を0.1とした。尚、これ
らは複合添加の合計量を示しており、その比率は
特に規定しない。 バインダーは各種ポリマー、例えば、エポキ
シ、フエノール、ゴム、ポリエステルなど又はメ
タルバインダーで、融点が400℃以下の低融点合
金が好ましい。 以下実施例に従つて本発明を説明する。 実施例 １ 鋳造後Sm（Co0.6Cu0.07Fe0.28Ti0.02C0.02S0.01）
8.2の組成になるよう原料を調合し、全部で１Kg
の合金を、高周波炉を用いてArガス雰囲気中で
溶解し、第３図に示されるような鉄製の鋳型に湯
温1550℃で鋳込んだ。溶湯は主に側壁から冷却さ
れ、第１図に示すような組織形態をとつた。第１
図はインゴツトを中心で切断したときの組織を示
す。これらの部分で、チル晶をＡ、柱状晶をＢそ
して等軸晶をＣとする。合金インゴツトのＡ，
Ｂ，Ｃ部よりそれぞれの鋳造塊を切り出し、第２
図に示す製法１に従い樹脂結合磁石を作製した。
溶体化処理は、1150℃で36時間、時効処理は820
℃で16時間アルゴン雰囲気中で行つた。ボールミ
ル法により平均粒度12μに粉砕された磁石微粉末
に、バインダーとしてのエポキシ樹脂1.8wt％を
混錬した。この混錬した混合物を16KG磁場中で
プレス成形し、成形体に適度な熱を加えて樹脂を
硬化させ（キユア処理）、磁石を完成させた。結
果を第１表に示す。表より分かるように、Ｂ部の
柱状晶帯より得た磁気性能は、Ｃ部の等軸晶帯よ
り得たものより、たいへん優れている。Ａ部のチ
ル晶帯は、Ｂ部のものと比べて低いとはいえ、Ｃ
部よりも優れている。
【表】
ただし、SQとはヒステリシスループの角形性
を示す指標で、 SQ＝Hk／iHc で与えられる。Hkは、4πI−Ｈ減磁曲線上で
0.9Brで与える磁場の大きさである。これらの結
果より、Ｂ部の柱状晶の部分が最も性能が優れて
いることが明らかになつた。Ａ部のチル晶帯は、
鋳壁のごく近傍のみに生成するもので、インゴツ
ト全体ではごくわずかであるから、インゴツト製
造上最も大切なことは、いかにして等軸晶の生成
を抑え、柱状晶を発達させるかである。尚本実施
例に用いたＡ部には、Ａ部の発生状況からして、
ある程度の柱状晶Ｂの部分が入つていると思われ
る。 実施例 ２ 実施例１と同様な方法で、第２表に示されてい
る組成の合金から樹脂結合磁石を製造した。但
し、溶体化処理は1120〜1180℃の間で最も適切な
温度で18時間行つた。
を示す指標で、 SQ＝Hk／iHc で与えられる。Hkは、4πI−Ｈ減磁曲線上で
0.9Brで与える磁場の大きさである。これらの結
果より、Ｂ部の柱状晶の部分が最も性能が優れて
いることが明らかになつた。Ａ部のチル晶帯は、
鋳壁のごく近傍のみに生成するもので、インゴツ
ト全体ではごくわずかであるから、インゴツト製
造上最も大切なことは、いかにして等軸晶の生成
を抑え、柱状晶を発達させるかである。尚本実施
例に用いたＡ部には、Ａ部の発生状況からして、
ある程度の柱状晶Ｂの部分が入つていると思われ
る。 実施例 ２ 実施例１と同様な方法で、第２表に示されてい
る組成の合金から樹脂結合磁石を製造した。但
し、溶体化処理は1120〜1180℃の間で最も適切な
温度で18時間行つた。
【表】
本実施例は、Ｂ，Ｃ部のインゴツトに対して行
なつた。結果を第４図に示す、Feの量が増加し
ていつても、柱状晶帯Ｂの方が良い磁気性能が得
られる。これにより、ある程度Feの量を高めて
も、ある程度のiHcが得られることが明らかにな
つた。 実施例 ３ 実施例２と全く同し方法で、第３表の組成の合
金から樹脂結合磁石を製造した。結果を第５図に
示す。Sm（CoCuFeTiM）17型の合金では、Cuの
量が低くなると、iHcは低下するが柱状晶のもの
では、等軸晶のものに比べて、低Cu組成までiHc
は高い値が得られることが分かる。また、角形性
も柱状晶部の方が優れている。
なつた。結果を第４図に示す、Feの量が増加し
ていつても、柱状晶帯Ｂの方が良い磁気性能が得
られる。これにより、ある程度Feの量を高めて
も、ある程度のiHcが得られることが明らかにな
つた。 実施例 ３ 実施例２と全く同し方法で、第３表の組成の合
金から樹脂結合磁石を製造した。結果を第５図に
示す。Sm（CoCuFeTiM）17型の合金では、Cuの
量が低くなると、iHcは低下するが柱状晶のもの
では、等軸晶のものに比べて、低Cu組成までiHc
は高い値が得られることが分かる。また、角形性
も柱状晶部の方が優れている。
【表】
実施例 ４
実施例２と全く同じ方法で、第４表の組成の合
金から樹脂結合磁石を製造した。合金鋳造時の湯
温は1600℃である。鋳造インゴツトは第１図に示
すような断面マクロ組織になつている。Ｂの柱状
晶組織の割合は、合金No.１では約53％、合金No.２
〜４では78〜88％、合金No.５〜６では65〜80％で
あつた。柱状晶組織の割合はインゴツト断面を顕
微鏡で観察し、メツシユ法で推定した。
金から樹脂結合磁石を製造した。合金鋳造時の湯
温は1600℃である。鋳造インゴツトは第１図に示
すような断面マクロ組織になつている。Ｂの柱状
晶組織の割合は、合金No.１では約53％、合金No.２
〜４では78〜88％、合金No.５〜６では65〜80％で
あつた。柱状晶組織の割合はインゴツト断面を顕
微鏡で観察し、メツシユ法で推定した。
【表】
結果を第５表に示す。第５表から分かる通り、
柱状晶組織が最も多いものが、最も磁気性能が優
れている。このように、合金組成に、Ｓ，Se，
Te，Ce，Pb，Cd，Bi，Si等の特殊元素Ｍと炭素
Ｃを微量添加して、柱状晶組織をできるだけ促進
させるようにすることにより、磁気性能の向上が
はかられていることが分かる。
柱状晶組織が最も多いものが、最も磁気性能が優
れている。このように、合金組成に、Ｓ，Se，
Te，Ce，Pb，Cd，Bi，Si等の特殊元素Ｍと炭素
Ｃを微量添加して、柱状晶組織をできるだけ促進
させるようにすることにより、磁気性能の向上が
はかられていることが分かる。
【表】
【表】
実施例 ５
第６表に示す組成の合金を、実施例２と全く同
じ方法で樹脂結合磁石を製造した。結果を第７表
に示す。
じ方法で樹脂結合磁石を製造した。結果を第７表
に示す。
【表】
【表】
上記のごとく、Ｚの値を変化させても充分高い
磁気性能を有する磁石を得ることができた。 このように、Sm−Co−Cu−Fe−Ti合金に、
炭素ＣとＳ，Se，Te，Ce，Pb，Cd，Bi，Si等
を微量添加することにより、合金インゴツトの柱
状晶化を一層促進させ、樹脂、メタル、またはセ
ラミツク結合のSm2Co17型磁石の高性能化がなさ
れた。本発明の高性能磁石は、時計用ステツプモ
ータ−、マイクロスピーカー、コアレスモータ
ー、磁気センサーなど広く工業的用途を持つもの
である。
磁気性能を有する磁石を得ることができた。 このように、Sm−Co−Cu−Fe−Ti合金に、
炭素ＣとＳ，Se，Te，Ce，Pb，Cd，Bi，Si等
を微量添加することにより、合金インゴツトの柱
状晶化を一層促進させ、樹脂、メタル、またはセ
ラミツク結合のSm2Co17型磁石の高性能化がなさ
れた。本発明の高性能磁石は、時計用ステツプモ
ータ−、マイクロスピーカー、コアレスモータ
ー、磁気センサーなど広く工業的用途を持つもの
である。
第１図は、鋳型に鋳込んだインゴツトの中心を
縦方向に切断したときの断面である。Ａ，Ｂ，Ｃ
はそれぞれチル晶、柱状晶、等軸晶を示す。Ｄは
金型の断面である。第２図は樹脂結合型磁石の製
造工程を示す。第３図は鉄製鋳型を示す。肉厚は
すべて15mmである。長さの単位はmmである。第４
図は、Sm（Co0.88−vCu0.07FevTi0.02C0.02S0.01）8.1
の組成において、Ｖを変化させた時の樹脂結合磁
石の磁気性能を示す。第５図は、Sm（Co0.073−U
CuUFe0.22Ti0.02C0.02S0.01）8.3の組成において、Ｕ
を変化させた時の樹脂結合磁石の磁気性能を示
す。
縦方向に切断したときの断面である。Ａ，Ｂ，Ｃ
はそれぞれチル晶、柱状晶、等軸晶を示す。Ｄは
金型の断面である。第２図は樹脂結合型磁石の製
造工程を示す。第３図は鉄製鋳型を示す。肉厚は
すべて15mmである。長さの単位はmmである。第４
図は、Sm（Co0.88−vCu0.07FevTi0.02C0.02S0.01）8.1
の組成において、Ｖを変化させた時の樹脂結合磁
石の磁気性能を示す。第５図は、Sm（Co0.073−U
CuUFe0.22Ti0.02C0.02S0.01）8.3の組成において、Ｕ
を変化させた時の樹脂結合磁石の磁気性能を示
す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｓｍ2Co17型結晶を主体とする合金の粉末に
バインダーを混錬して成形してなる希土類永久磁
石において、前記合金として原子比を用いた組成
が、 Sm（Col-u-v-w-x-yCuuFevTiwCxMy）z （但し、０＜ｕ＜0.2 ０＜ｖ＜0.5 ０＜ｗ＜0.1 ０＜ｘ＜0.05 ０＜ｙ＜0.1 6.5≦ｚ≦9.0 ＭはＳ，Se，Te，Ce，Pb，Cd，Bi，Siのう
ちの少なくとも１種からなる元素を示す。） で表わされ、かつマクロ組織が主に柱状晶組織で
ある合金を使用したことを特徴とする希土類永久
磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56122005A JPS5822349A (ja) | 1981-08-04 | 1981-08-04 | 希土類永久磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56122005A JPS5822349A (ja) | 1981-08-04 | 1981-08-04 | 希土類永久磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5822349A JPS5822349A (ja) | 1983-02-09 |
| JPH0147542B2 true JPH0147542B2 (ja) | 1989-10-16 |
Family
ID=14825200
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56122005A Granted JPS5822349A (ja) | 1981-08-04 | 1981-08-04 | 希土類永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5822349A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4937604B2 (ja) * | 2006-03-06 | 2012-05-23 | 本田技研工業株式会社 | フロアパネル構造 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CH607254A5 (ja) * | 1974-07-31 | 1978-11-30 | Bbc Brown Boveri & Cie | |
| CH601484A5 (ja) * | 1974-12-18 | 1978-07-14 | Bbc Brown Boveri & Cie | |
| JPS52141416A (en) * | 1977-04-27 | 1977-11-25 | Hitachi Metals Ltd | Permanent magnetic alloy |
| JPS5629639A (en) * | 1979-08-17 | 1981-03-25 | Seiko Instr & Electronics Ltd | Amorphous rare earth magnets and producing thereof |
-
1981
- 1981-08-04 JP JP56122005A patent/JPS5822349A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5822349A (ja) | 1983-02-09 |