JPH031802B2

JPH031802B2 -

Info

Publication number: JPH031802B2
Application number: JP56122009A
Authority: JP
Inventors: Tsuyoshi Kitabayashi; Itaru Okonogi; Tatsuya Shimoda
Original assignee: Seiko Epson Corp
Current assignee: Seiko Epson Corp
Priority date: 1981-08-04
Filing date: 1981-08-04
Publication date: 1991-01-11
Also published as: JPS5823406A

Description

【発明の詳細な説明】

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、Sm₂Co₁₇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
段に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と特殊元素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、鋳壁から凝固が開
始する。これは、固体異物質と接解したエンブリ
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層と呼んでいる。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
では鋳壁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体を
形成することが明らかになつている（A.Ohno、
T.Motegi and H.Soda：Trans.IS1J.11（1971）
18）。 Sm−Co−Cu−Fe−Zr−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、マトリツクス中と
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Sm₂Co₁₇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が増大する範囲でしかも、結晶が一軸易方
性を示すのは、Sm₂（Co1−xFex）₁₇で示すと、ｘ
が０〜0.6の範囲である。この事実はCoとCuをあ
る程度の量置換しても変らない。Sm₂（Co Cu
Fe）₁₇に、さらにZrを加えると、Zrの量は微量で
もたいへん磁気性能の向上がはかられる。すなわ
ち、Zr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っている。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を複合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。柱状晶合金は、結晶が揃つているので磁石にし
た時の一軸方向への配向性がよくなる。また、該
合金は、熱処理によつてできる析出物が他のもの
に比べ均一になると考えられる。このためヒステ
リシスの角形性がよくなる。また析出物の結晶構
造、形態も等軸晶のものに比べiHcを高める方向
に形成されると考えられる。このため、本合金を鋳壁近傍のチル晶体は柱状
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−Zr系合金に、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（Co_1-u-v-w-x-yCu_uFe_vNb_wC_xM_y）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、実用磁石材料としては、Sm
（Co1−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以上になると、
iHcは著しく低下するとともに、Co−Fe相が多
く出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。 Zr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、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0.1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、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（Co_0.58Cu_0.07Fe_0.3Zr_0.02C_0.02S_0.1）_8.2
の
組成になるように原料を調合し、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、チル層をＡ、柱状組織を
Ｂ、そして等軸組織を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20時間、時効処
理は800℃で20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10μ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％を混練した。この混練した混合物を
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の部分が入っていると思われ
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20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と全く同じ方法で、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（Co Cu Fe Zr ＣＭ）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
組織の割合は、合金No.１では約55％、合金No.２〜
４では80〜91％、合金No.５〜６では70〜80％であ
つた。柱状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、
柱状組織が最ものが多いが、最も磁気性能が優れ
ている。このように、合金組成に、炭素Ｓ、Se、
Te、Ce、Pb、Cd、Bi、Si等の特殊元素Ｍと炭素
Ｃを複合微量添加して、柱状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。

【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−Zr合金に、
炭素ＣとＳ、Se、Te、Ce、Pd、Bi、Si等を複合
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
ー、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。

【図面の簡単な説明】

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
はそれぞれチル層、柱状層、そして等軸層を示
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（Co_0.88−vCu_0.07FevZr_0.02
C_0.02S_0.01）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（Co_0.735−uCuuFe_0.22Zr_0.015C_0.02S_0.01）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

【特許請求の範囲】

１ Sm₂Co₁₇型結晶を主体とし、かつCoの一部
をCu、FeおよびZrで置換してなる合金にＣおよ
びＭ（但し、Ｍは、Ｓ、Se、Te、Biの中の少な
くとも１種以上を示す）を添加して鋳造時のイン
ゴツトのマクロ組織を柱状晶化した合金を使用し
たことを特徴とする希土類永久磁石。