JPH0230369B2 - - Google Patents
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- JPH0230369B2 JPH0230369B2 JP55069852A JP6985280A JPH0230369B2 JP H0230369 B2 JPH0230369 B2 JP H0230369B2 JP 55069852 A JP55069852 A JP 55069852A JP 6985280 A JP6985280 A JP 6985280A JP H0230369 B2 JPH0230369 B2 JP H0230369B2
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- Japan
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- alloy
- crystal structure
- mold
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- columnar
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- Powder Metallurgy (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
本発明はSm2Co17型結晶を主体とする析出硬化
型の希土類コバルト永久磁石合金の製造方法に関
する。 本発明の目的は、このような希土類コバルト永
久磁石合金を用いた微粉末結合型永久磁石の磁気
性能を高めることにある。 例を樹脂結合型希土類コバルト永久磁石にとつ
て説明する。この磁石は、第１図に示すような製
造方法、すなわち合金を溶解、鋳造し、溶体化処
理及び時効処理によつて磁気的に硬化させた後、
粉砕して粉末にし、その後バインダーを混合、被
覆して成形するか、成形後バインダーを含浸する
という２種類の製造方法により磁石化される。こ
の磁石の磁気性能は、合金組成、熱処理、粉末の
粒度ならびに粉末の形状、バインダーの種類、磁
場中プレス時の磁場の強さおよびプレス圧、それ
から成形法により左右されることが以前から知ら
れていた。例えば、特開昭55−6481号公報には、
Sm−Co−Cu−Feの４元系の組成の合金にTa、
Zr、Nb、Tr等の遷移金属を添加することによ
り、磁気性能が向上することが示されている。 これに対し本発明者らは、先に特願昭55−3226
号（特開昭56−102533号公報参照）および特願昭
55−53198号（特開昭56−150146号公報参照）に
おいて、Sm−Co−Cu−Fe−ZrおよびSm−Co−
Cu−Fe−Tiの５元系の組成の合金のマクロ組織
を柱状晶にすると、この合金を使用した磁石の磁
気性能が、等軸晶やチル晶の合金を使用した場合
に比べて格段によくなることを示した。本発明
は、この事実がSm−Co−Cu−Fe−Taなる組成
の合金に対しても同様に当てはまるという知見に
基づいてなされたものである。 一般に溶融金属が、るつぼから鋳型に注入され
ると、金属融液は最初鋳型壁と接触しておびただ
しい核生成が起る程度まで急冷され、チル晶組織
を生じる。その次には、鋳型へ熱が流れるため、
鋳型壁と垂直に内部へ向つて柱状晶組織が伸びて
くる。しだいに熱の流れがなくなると、柱状晶組
織に変つて等軸晶組織が現われ、鋳型内での凝固
は完了する。 Sm−Co−Cu−Fe−Ta系の５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
と呼ばれている。 この５元合金を用い、上述の三種類の組織につ
いて種々の実験をしたところ、柱状晶組織を有す
るものが最も磁気的にすぐれていることを見い出
した。 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、そのために
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。 組成物に柱状晶による効果が最も顕著に現われ
たのは、上述の５元合金において、いずれも重量
比でSmが21〜28％、Cuが３〜10％、Feが14〜35
％、Taが0.5〜５％、残部がCoからなる組成の
Sm2Co17型結晶構造を有する組成であつた。Sm
が21％未満および28％を越えると、Sm2Co17型と
は異なる相が出て性能が著しく低下する。Cuは、
析出硬化を促進させるために３％以上必要であ
り、逆に10％を越えると4πIs、角形性が低下する
ため、これまでとした。一方Feは、Co中に固溶
し、4πIsを高め、高エネルギー積化に都合が良い
が、14％未満では効果が得られず、逆に35％を越
えると、Sm2Co17型結晶が維持できなくなり、か
つiHcが低下するため、これまでとした。Taは
0.5％未満では高いiHcが得られず、５％を越える
と4πIsを極端に低下させるため、この範囲とし
た。 鋳造インゴツトのマクロ組織は、鋳造条件によ
つて左右され、空冷の鋳型を用いて鋳造すること
により、マクロ組織の90Vol％以上を柱状晶とす
ることができる。 実施例 １
型の希土類コバルト永久磁石合金の製造方法に関
する。 本発明の目的は、このような希土類コバルト永
久磁石合金を用いた微粉末結合型永久磁石の磁気
性能を高めることにある。 例を樹脂結合型希土類コバルト永久磁石にとつ
て説明する。この磁石は、第１図に示すような製
造方法、すなわち合金を溶解、鋳造し、溶体化処
理及び時効処理によつて磁気的に硬化させた後、
粉砕して粉末にし、その後バインダーを混合、被
覆して成形するか、成形後バインダーを含浸する
という２種類の製造方法により磁石化される。こ
の磁石の磁気性能は、合金組成、熱処理、粉末の
粒度ならびに粉末の形状、バインダーの種類、磁
場中プレス時の磁場の強さおよびプレス圧、それ
から成形法により左右されることが以前から知ら
れていた。例えば、特開昭55−6481号公報には、
Sm−Co−Cu−Feの４元系の組成の合金にTa、
Zr、Nb、Tr等の遷移金属を添加することによ
り、磁気性能が向上することが示されている。 これに対し本発明者らは、先に特願昭55−3226
号（特開昭56−102533号公報参照）および特願昭
55−53198号（特開昭56−150146号公報参照）に
おいて、Sm−Co−Cu−Fe−ZrおよびSm−Co−
Cu−Fe−Tiの５元系の組成の合金のマクロ組織
を柱状晶にすると、この合金を使用した磁石の磁
気性能が、等軸晶やチル晶の合金を使用した場合
に比べて格段によくなることを示した。本発明
は、この事実がSm−Co−Cu−Fe−Taなる組成
の合金に対しても同様に当てはまるという知見に
基づいてなされたものである。 一般に溶融金属が、るつぼから鋳型に注入され
ると、金属融液は最初鋳型壁と接触しておびただ
しい核生成が起る程度まで急冷され、チル晶組織
を生じる。その次には、鋳型へ熱が流れるため、
鋳型壁と垂直に内部へ向つて柱状晶組織が伸びて
くる。しだいに熱の流れがなくなると、柱状晶組
織に変つて等軸晶組織が現われ、鋳型内での凝固
は完了する。 Sm−Co−Cu−Fe−Ta系の５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
と呼ばれている。 この５元合金を用い、上述の三種類の組織につ
いて種々の実験をしたところ、柱状晶組織を有す
るものが最も磁気的にすぐれていることを見い出
した。 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、そのために
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。 組成物に柱状晶による効果が最も顕著に現われ
たのは、上述の５元合金において、いずれも重量
比でSmが21〜28％、Cuが３〜10％、Feが14〜35
％、Taが0.5〜５％、残部がCoからなる組成の
Sm2Co17型結晶構造を有する組成であつた。Sm
が21％未満および28％を越えると、Sm2Co17型と
は異なる相が出て性能が著しく低下する。Cuは、
析出硬化を促進させるために３％以上必要であ
り、逆に10％を越えると4πIs、角形性が低下する
ため、これまでとした。一方Feは、Co中に固溶
し、4πIsを高め、高エネルギー積化に都合が良い
が、14％未満では効果が得られず、逆に35％を越
えると、Sm2Co17型結晶が維持できなくなり、か
つiHcが低下するため、これまでとした。Taは
0.5％未満では高いiHcが得られず、５％を越える
と4πIsを極端に低下させるため、この範囲とし
た。 鋳造インゴツトのマクロ組織は、鋳造条件によ
つて左右され、空冷の鋳型を用いて鋳造すること
により、マクロ組織の90Vol％以上を柱状晶とす
ることができる。 実施例 １
【表】
第１表の合金１の組成を有する合金を高周波溶
解炉を用いて、１Kgをアルミナるつぼ中で溶解
し、肉厚10mmの第２図に示すような鉄製の金型に
1500℃の温度で鋳込んだ。その時、第３図に示す
ような、組織の形態を取つた。第３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
部分のうちで、チル晶をＡ、柱状晶組織をＢ、そ
して等軸晶組織をＣとする。本実施例では合金１
の鋳造塊のＡ，Ｂ，Ｃからそれぞれインゴツトを
切り出し、それを1140〜1180℃の間の最適な温度
で溶体化処理を行い、続いて800℃で時効処理を
し、磁気硬化させた。それを砕いて粉末にした
後、有機バインダーと混練した。その混練した混
合物を磁場中でプレス成形し、成形体の中の樹脂
を適度な熱を加えて硬化させ（キユア処理）て、
磁石を完成させた。磁気性能と合金の組織との関
係を第４図と第５図に示す。第４図は保磁力1Hc
と800℃における時効時間との関係を示し、図中
のＡ，Ｂ，Ｃの記号はそれぞれチル晶、柱状晶組
織、等軸晶組織の部分を示す。第５図は、飽和磁
化Msと時効時間の関係を示す。第４図、第５図
から分るように柱状晶組織が他の部分よりも高い
磁気性能が得られる。 実施例 ２ 第１表に示される。合金２、３を実施例１と同
じ方法で溶解し、第６図に示す鉄製の鋳型に1500
℃の温度で鋳込んだ。第６図のｂは、鋳型を水冷
できるように外側に銅パイプをまいてある。第６
図ａは空冷の鋳型である。両鋳型は水冷装置を除
けば、大きさも形も材質も同じものである。また
合金２、３を実施例１と同じ方法で溶解し、るつ
ぼ中でそのまま除冷させたインゴツトも得た。こ
れら３種類の冷却速度の異つたインゴツトの組織
を観察すると、合金２、３ともに水冷のものは殆
んど全体がチル晶で、空冷のものは90Vol％以上
が柱状晶で、るつぼ内除冷のものは粗大化した等
軸晶であつた。合金２、３について、それぞれ３
種のインゴツトを1140〜1180℃の間で最適の条件
で溶体化処理し、続いて800℃で２時間、加えて
700℃で４時間時効処理した。そして、実施例１
と同様な方法で樹脂結合磁石を製造した。その結
果を第２表と第３表に示す。第２表は合金２につ
いて、第３表は合金３についての結果である。
解炉を用いて、１Kgをアルミナるつぼ中で溶解
し、肉厚10mmの第２図に示すような鉄製の金型に
1500℃の温度で鋳込んだ。その時、第３図に示す
ような、組織の形態を取つた。第３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
部分のうちで、チル晶をＡ、柱状晶組織をＢ、そ
して等軸晶組織をＣとする。本実施例では合金１
の鋳造塊のＡ，Ｂ，Ｃからそれぞれインゴツトを
切り出し、それを1140〜1180℃の間の最適な温度
で溶体化処理を行い、続いて800℃で時効処理を
し、磁気硬化させた。それを砕いて粉末にした
後、有機バインダーと混練した。その混練した混
合物を磁場中でプレス成形し、成形体の中の樹脂
を適度な熱を加えて硬化させ（キユア処理）て、
磁石を完成させた。磁気性能と合金の組織との関
係を第４図と第５図に示す。第４図は保磁力1Hc
と800℃における時効時間との関係を示し、図中
のＡ，Ｂ，Ｃの記号はそれぞれチル晶、柱状晶組
織、等軸晶組織の部分を示す。第５図は、飽和磁
化Msと時効時間の関係を示す。第４図、第５図
から分るように柱状晶組織が他の部分よりも高い
磁気性能が得られる。 実施例 ２ 第１表に示される。合金２、３を実施例１と同
じ方法で溶解し、第６図に示す鉄製の鋳型に1500
℃の温度で鋳込んだ。第６図のｂは、鋳型を水冷
できるように外側に銅パイプをまいてある。第６
図ａは空冷の鋳型である。両鋳型は水冷装置を除
けば、大きさも形も材質も同じものである。また
合金２、３を実施例１と同じ方法で溶解し、るつ
ぼ中でそのまま除冷させたインゴツトも得た。こ
れら３種類の冷却速度の異つたインゴツトの組織
を観察すると、合金２、３ともに水冷のものは殆
んど全体がチル晶で、空冷のものは90Vol％以上
が柱状晶で、るつぼ内除冷のものは粗大化した等
軸晶であつた。合金２、３について、それぞれ３
種のインゴツトを1140〜1180℃の間で最適の条件
で溶体化処理し、続いて800℃で２時間、加えて
700℃で４時間時効処理した。そして、実施例１
と同様な方法で樹脂結合磁石を製造した。その結
果を第２表と第３表に示す。第２表は合金２につ
いて、第３表は合金３についての結果である。
【表】
【表】
第２表、第３表より分かるように、合金２も３
も柱状晶のできている空冷型のインゴツトが最も
磁気性能がすぐれているということができる。 以上説明してきたように、柱状晶組織を利用す
ることにより、Sm2Co17型結晶を主体とする合金
を用いた微粉末結合型の磁石の磁気性能を従来よ
り高めることができ、安価で高性能な磁石の製造
が可能となつた。
も柱状晶のできている空冷型のインゴツトが最も
磁気性能がすぐれているということができる。 以上説明してきたように、柱状晶組織を利用す
ることにより、Sm2Co17型結晶を主体とする合金
を用いた微粉末結合型の磁石の磁気性能を従来よ
り高めることができ、安価で高性能な磁石の製造
が可能となつた。
第１図は、樹脂結合型磁石の製造工程を示す。
第２図は、鉄製の丸型の鋳型を示す。肉厚は全て
10mmである。長さの単位はmmである。第３図は、
第２図で示された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
そしてＣは、それぞれチル晶、柱状晶そして等軸
晶を示す。Ｄは金型の断面である。第４図は、チ
ル晶Ａ、柱状晶Ｂ、等軸晶Ｃのインゴツトから得
た磁石の磁気性能で時効時間と保磁力（iHc）の
関係を示す。第５図は、第４図と同様の磁石にお
ける時効時間と飽和磁化（Ms）との関係を示す。
第６図は、角型の鉄鋳型を示す。Ａは鉄、Ｂは水
冷の銅パイプである。図中の単位は全てmmであ
る。
第２図は、鉄製の丸型の鋳型を示す。肉厚は全て
10mmである。長さの単位はmmである。第３図は、
第２図で示された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
そしてＣは、それぞれチル晶、柱状晶そして等軸
晶を示す。Ｄは金型の断面である。第４図は、チ
ル晶Ａ、柱状晶Ｂ、等軸晶Ｃのインゴツトから得
た磁石の磁気性能で時効時間と保磁力（iHc）の
関係を示す。第５図は、第４図と同様の磁石にお
ける時効時間と飽和磁化（Ms）との関係を示す。
第６図は、角型の鉄鋳型を示す。Ａは鉄、Ｂは水
冷の銅パイプである。図中の単位は全てmmであ
る。
Claims (1)
- １ Sm2Co17型結晶を主体とする合金を溶解、鋳
造し、粉砕して粉末にした後バインダーを混合、
被覆もしくは含浸して成形する希土類コバルト永
久磁石合金の製造方法において、前記合金として
いずれも重量比で、Smが21〜28％、Cuが３〜10
％、Feが14〜35％、Taが0.5〜５％、残部がCo
からなり、かつマクロ組織の90Vol％以上が柱状
晶組織である合金を使用したことを特徴とする希
土類コバルト永久磁石合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6985280A JPS56166347A (en) | 1980-05-26 | 1980-05-26 | Manufacture of permanent magnet alloy of rare earth element and cobalt |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6985280A JPS56166347A (en) | 1980-05-26 | 1980-05-26 | Manufacture of permanent magnet alloy of rare earth element and cobalt |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS56166347A JPS56166347A (en) | 1981-12-21 |
| JPH0230369B2 true JPH0230369B2 (ja) | 1990-07-05 |
Family
ID=13414748
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6985280A Granted JPS56166347A (en) | 1980-05-26 | 1980-05-26 | Manufacture of permanent magnet alloy of rare earth element and cobalt |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS56166347A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03118772U (ja) * | 1990-03-20 | 1991-12-06 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57106007A (en) * | 1980-12-22 | 1982-07-01 | Seiko Epson Corp | Permanent magnet of rare earth cobalt |
| JPS57107009A (en) * | 1980-12-25 | 1982-07-03 | Seiko Epson Corp | Permanent magnet made of rare-earth cobalt |
| JPH03114205A (ja) * | 1990-07-26 | 1991-05-15 | Seiko Epson Corp | 焼結型永久磁石 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5128563A (ja) * | 1974-09-05 | 1976-03-10 | Nippon Steel Corp | Tasupponnofuaibaayokinzokusaisenonaihoshitasenzaiatsuenyobiretsutonoseizoho |
| CH601481A5 (ja) * | 1975-05-05 | 1978-07-14 | Far Fab Assortiments Reunies |
-
1980
- 1980-05-26 JP JP6985280A patent/JPS56166347A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03118772U (ja) * | 1990-03-20 | 1991-12-06 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS56166347A (en) | 1981-12-21 |
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