JPH031803B2 - - Google Patents
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- JPH031803B2 JPH031803B2 JP56007032A JP703281A JPH031803B2 JP H031803 B2 JPH031803 B2 JP H031803B2 JP 56007032 A JP56007032 A JP 56007032A JP 703281 A JP703281 A JP 703281A JP H031803 B2 JPH031803 B2 JP H031803B2
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- columnar
- crystal
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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
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/0555—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together
- H01F1/0558—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together bonded together
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
本発明の目的は、Sm−Co−Cu−Fe−Ti−Ｍ
よりなる合金の磁気性能を向上させるのに、合金
インゴツトの鋳造組織をできるだけ多く柱状晶化
させることにある。 我々は、特願昭55−3226号でSm−Co−Cu−
Fe−Zr系で、合金のインゴツトを柱状晶にする
と、特軸晶および、チル晶に比べて、この合金を
使用した磁石の磁気性能が格段とよくなることを
示した。本発明は、該事実がSm−Co−Cu−Fe
−Ti−系合金に特殊元素Ｍを徴量添加して柱状
組織を増大させても、同様な効果が得られること
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、安定該生
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。ISIJ.11（1971）18）。 Sm−Co−Cu−Fe−Ti−Ｍ系の６元合金を使
用した磁石は、折出硬化型、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
を析出され、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（Co1−
xFex）17で示すと、Ｘが０〜0.6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（Co Cu Fe）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、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、特殊元素Ｍを添加しな
いインゴツトでは、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。 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をよく高める
方向に形成されると考えられる。 このため、本合金を鋳型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−Ti系合金に、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、
窒化物等を硫化物等で包み込んで核作用を不活性
化させたり、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。また、組織的には柱状晶化に
よつて最も効果が期待されるのは、組成を原子比
を用いた組成式 Sm（Co1-U-V-W-XCuUFeVTiWMV）Z と表現したとき、 ０＜Ｕ＜0.3 ０＜Ｖ＜0.6 ０＜Ｗ0.1 ０＜Ｘ＜0.1 5.0Ｚ9.0 であることが確認された。また高性能な磁石を得
るためにより好ましい組成範囲は、 ０＜Ｕ0.2 ０＜Ｖ0.5 ０＜Ｗ0.1 ０＜Ｘ＜0.1 6.5Ｚ9.0 である。これは、特許請求範囲に示してある組成
域と同一である。それでは以下に成分と組成域を
限定した理由を述べる。 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２％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、CoFe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。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（Co0.6Cu0.07Fe0.3Ti0.02S0.01）8.2の組成
になるような原料を調合し、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1600℃
て鋳込んだ。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15時間、時効処理は800℃
で18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。
よりなる合金の磁気性能を向上させるのに、合金
インゴツトの鋳造組織をできるだけ多く柱状晶化
させることにある。 我々は、特願昭55−3226号でSm−Co−Cu−
Fe−Zr系で、合金のインゴツトを柱状晶にする
と、特軸晶および、チル晶に比べて、この合金を
使用した磁石の磁気性能が格段とよくなることを
示した。本発明は、該事実がSm−Co−Cu−Fe
−Ti−系合金に特殊元素Ｍを徴量添加して柱状
組織を増大させても、同様な効果が得られること
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、安定該生
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。ISIJ.11（1971）18）。 Sm−Co−Cu−Fe−Ti−Ｍ系の６元合金を使
用した磁石は、折出硬化型、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
を析出され、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（Co1−
xFex）17で示すと、Ｘが０〜0.6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（Co Cu Fe）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、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、特殊元素Ｍを添加しな
いインゴツトでは、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。 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をよく高める
方向に形成されると考えられる。 このため、本合金を鋳型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−Ti系合金に、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、
窒化物等を硫化物等で包み込んで核作用を不活性
化させたり、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。また、組織的には柱状晶化に
よつて最も効果が期待されるのは、組成を原子比
を用いた組成式 Sm（Co1-U-V-W-XCuUFeVTiWMV）Z と表現したとき、 ０＜Ｕ＜0.3 ０＜Ｖ＜0.6 ０＜Ｗ0.1 ０＜Ｘ＜0.1 5.0Ｚ9.0 であることが確認された。また高性能な磁石を得
るためにより好ましい組成範囲は、 ０＜Ｕ0.2 ０＜Ｖ0.5 ０＜Ｗ0.1 ０＜Ｘ＜0.1 6.5Ｚ9.0 である。これは、特許請求範囲に示してある組成
域と同一である。それでは以下に成分と組成域を
限定した理由を述べる。 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２％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、CoFe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。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（Co0.6Cu0.07Fe0.3Ti0.02S0.01）8.2の組成
になるような原料を調合し、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1600℃
て鋳込んだ。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15時間、時効処理は800℃
で18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で与えられ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1130〜1180℃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で与えられ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1130〜1180℃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1650℃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75〜85％、合金No.５〜６では60〜75％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。
金から樹脂結合磁石を製造した。合金鋳造時の湯
温は1650℃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75〜85％、合金No.５〜６では60〜75％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】
【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を微量添加
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。
柱状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を微量添加
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】
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、
Ｓ、Se、Te、Bi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。
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、
Ｓ、Se、Te、Bi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。
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（Co0.9-VCu0.07FeVTi0.02
S0.01）8.2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
（Co0.75-UCuUFe0.22Ti0.02S0.01）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（Co0.9-VCu0.07FeVTi0.02
S0.01）8.2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
（Co0.75-UCuUFe0.22Ti0.02S0.01）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
インダーを混練して圧粉成形してなる希土類コバ
ルト永久磁石において、前記合金として原子を用
いた組成が、 Sm（Co1-u-v-w-xCuuFevTiwMx）ｚ （但し ０＜ｕ＜0.2 ０＜ｖ＜0.5 ０＜ｗ＜0.1 ０＜ｘ＜0.1 6.5≦ｚ≦9.0 ＭはＳ、Se、TeおよびBiのうちの少なくとも
一種からなる元素を示す。） で表わされ、かつ鋳造時のインゴツトのマクロ組
織が主に柱状晶組織である合金を使用したことを
特徴とする希土類コバルト永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56007032A JPS57120303A (en) | 1981-01-19 | 1981-01-19 | Rare earch cobalt permanent magnet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56007032A JPS57120303A (en) | 1981-01-19 | 1981-01-19 | Rare earch cobalt permanent magnet |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57120303A JPS57120303A (en) | 1982-07-27 |
| JPH031803B2 true JPH031803B2 (ja) | 1991-01-11 |
Family
ID=11654690
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56007032A Granted JPS57120303A (en) | 1981-01-19 | 1981-01-19 | Rare earch cobalt permanent magnet |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57120303A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4643756B1 (ja) * | 2010-07-23 | 2011-03-02 | 恵里 田邊 | ジャンピングシューズ |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51112724A (en) * | 1975-03-31 | 1976-10-05 | Nippon Gakki Seizo Kk | Production of magnets |
| JPS648451A (en) * | 1987-06-30 | 1989-01-12 | Nec Corp | Microprogram control device |
-
1981
- 1981-01-19 JP JP56007032A patent/JPS57120303A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57120303A (en) | 1982-07-27 |