JPS648444B2

JPS648444B2 -

Info

Publication number: JPS648444B2
Application number: JP55157902A
Authority: JP
Inventors: Tadaharu Tomita
Original assignee: Seiko Epson Corp
Current assignee: Seiko Epson Corp
Priority date: 1980-11-10
Filing date: 1980-11-10
Publication date: 1989-02-14
Also published as: JPS5782444A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、微粉末結合型の希土類永久磁石に関
する。本発明の希土類永久磁石の製造方法を第１図に
示す。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形状、バインダーの種
類、成形法などにより左右されることが以前から
知られていたが、今回新たに鋳造インゴツトのマ
クロ組織により、磁気性能が大きく変化すること
を見出した。一般に溶融金属は、ルツボから鋳型に注入され
ると、鋳型から凝固を開始する。これは、凝固点
以下の温度の異物質と接触したエンブリオ（晶
芽）が、接触しないで融液中に漂つているものに
較べて、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。そして鋳型に生
成した結晶は、隣接の結晶と相互に競争しつつ溶
湯の中に成長する。又第３図に示すようなインゴ
ツト最外層の結晶の成長領域をチル晶帯と呼んで
いる。結晶はその方位によつて成長速度が異な
る。最大成長速度をもつ方向が熱流の方向と一致
する結晶が隣接する結晶の成長を抑えて優先的に
成長する。従つて結晶成長の過程では、優先成長方位が熱
流の方向に近い結晶粒程長く生き残り、その他の
結晶は淘汰される結果、結晶の数はインゴツト内
部に行くに従つて少なくなり、柱状晶帯が形成さ
れる。しかし通常は第３図に示すように柱状晶の
成長端即ちインゴツトの中央部に等軸晶が生成す
る。この等軸晶の生因については、鋳壁とか冷却
された湯面で形成された結晶が遊離し自由晶とな
り溶湯の中に遊離し、インゴツトの中央部に凝集
し、この自由晶が核となつて等軸晶体が形成する
ことが明らかとなつている。周知の通り、通常の鋳物は等軸晶が多い。しか
し、湯温、鋳込方法、冷却速度、凝固過程での加
熱等の条件設定により、柱状晶の割合を増加させ
ることができる。本合金では、前述したチル晶、柱状晶及び等軸
晶のうちで柱状晶が磁気特性が最も優れている。
又、チル晶は更にミクロスコピツクに解析すると
柱状チル晶と等軸チル晶に分かれ、それらでは柱
状チル晶が優れている。 Sm−Co−Cu−Ｘ系４元合金からなる磁石は析
出型あるいは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。この種の希土類永久磁石の製造法は大別して、
微粉末結合法、焼結法、鋳型法及び単結晶法とが
ある。Sm₂Co₁₇型磁石では単結晶磁石の磁気特性
が最も優れ、次に結晶生成制御された鋳造磁石が
優れているが、双方とも機械的性質が劣悪であ
り、実用に供しえない。又鋳造磁石で組成を変え
て機械的性質を向上させることもできるが、磁気
特性は極端に低下し、実用性のメリツトがなくな
る。即ちこれら２つの方法は工業的には実用化さ
れていない。一方、焼結磁石は工業的方法として確立されて
いるが、焼結の過程で原子拡散に帰因する磁性粉
末の成長が必須であり、例えば２〜３ミクロンの
粉末が５〜10μの粒径へ成長し、粉末の初期の晶
系を維持できない欠点がある。理論面からの当然
の帰結であるが、焼結磁石においては原料粉末の
晶系による磁気特性の差異は小さくなる。しかるに、本発明になる微粉末結合型の磁石
は、第１図に示される方法で製造される。明らか
な通り焼結法と異なり鋳造組織の影響を多大にう
ける。この製法で等軸晶、柱状晶とチル晶を磁石
化すると柱状晶が残留磁束密度Br、保磁力iHc、
bHc及び角形性等全ての特性において優れている
ことが判つた。これは、柱状晶組織が、該合金を熱処理（溶体
化処理および時効処理）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。このように、本発明はこれまで着目されなかつ
たSm₂Co₁₇型磁石の柱状晶と微粉末結合との組合
せにより高性能磁石を作りうるとの知見に基づ
き、Sm−Co−Cu−Ｘ系で実験を進め、Cuの一
部をMn、Niのうち少なくとも１種で置換するこ
とにより、より高性能な磁石をつくり出したこと
にある。以下に実施例をあげ、本発明について具体的に
詳述する。本発明において実験された合金組織の内で代表
的な値を10種選び第１表に示す。まず溶解は高周
波溶解炉を用い、アルゴンガスによる不活性ガス
雰囲気溶解を行ない、溶解時の組成のずれを防止
した。１チヤージの量は１Kgとした。ルツボはサ
マリウムの反応を少なくするため、アルミナを主
体とした結合剤として若干の酸化硅素を含む組成
を用いた。鋳型は第２図に示す肉厚10mmの鉄製の
金型を用いた。そして鋳型には溶湯の凝固組織を
制御するためヒーターと油冷板とが附属されてい
る。アルゴン雰囲気中で鋳型に溶湯を鋳込んだ
時、自然放冷でのインゴツト断面のマクロ組織を
第３図に示す。鋳型Ｄに接してチル晶Ａが生成
し、それから柱状晶がインゴツトの内部へ伸び、
インゴツトの中央部には等軸晶Ｃが生成する。柱
状晶と等軸晶との割合は組成及び鋳造温度によつ
ても大きく変動するが、冷却速度をプログラム制
御することによつて、柱状晶の割合が95％以上、
70〜80％、40〜50％のインゴツトを鋳造した。な
お柱状晶の割合はインゴツトの断面を顕微鏡で観
察し、メツシユ法で推定した。インゴツトは分塊
された後1180℃×５時間溶体化処理を行ない、続
いて800℃×３時間時効処理を行なつた。それを
砕いて粉末にした後、樹脂バインダーと混練し、
それを磁場中プレス成形した。成形体は、プレス
後120℃で硬化され磁石とし、測定サンプルに用
いた。柱状晶の割合と磁気特性との関係を第２、３、
４表に示す。第２表は柱状晶が95％以上、第３表
は柱状晶が70〜80％、第４表は柱状晶が40〜50％
の磁気特性である。これらの表から柱状晶の割合
が高い程磁気特性が高いことが判かる。一方工業
的に磁石を製産する場合、１チヤージ数トンの溶
解もコスト面から要求される。大量に溶解すると
溶湯を凝固させる時完全にプログラム制御でき
ず、部分的に等軸晶が生成する。第２、３、４表
から明らかな如く、柱状晶が70％以上あれば工業
的な要求性能に耐えうることがわかる。

【表】

【表】また、組成的に最も効果が期待されるのは、い
ずれも重量比で、まずSmが21〜28％の範囲であ
る。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。次にCuは保磁力を高めるために必要な元素で
ある。即ちCuは時効処理によつて析出し（スピ
ノーダル分解を含む）、合金内にミクロレンジの
組成のゆらぎをつくる。このCu濃度の不均一さ
が磁区の移動を防止し保磁力を高める。しかし
Cuは周知の通り反磁性体でありその添加によつ
て飽和磁化は著しく低下する。 Cuは４％未満では保磁力が低く、20％を越え
ると飽和磁化と残留磁束密度と保磁力が著しく低
下するので、４〜20％が最適範囲である。Mnは
Cuと補完関係にあり、保磁力を高める。NiもMn
と同じ遷移金属であり、ほぼMnと同じ作用をす
るので、これらを単独で添加してもよく、あるい
は複合添加してもよい。その添加量は、１％未満
では効果が得られず、10％を越えると飽和磁化を
著しく劣化させるため、１〜10％が最適範囲であ
る。Coは残部である。本発明の合金中に原料か
ら不可避的に入つてくる不純物は、当該本願に含
まれるものである。本発明における柱状晶とは、鋳造学で用いられ
ている用語と同一であり、結晶成長容易軸方向の
成長割合の大きいものである。以上の通り、本発明は、Sm−Co−Cu−（Mn、
Ni）系のSm₂Co₁₇型の磁石性能を柱状晶組織を
導入することによつて、画期的に高めたものであ
り、工業的な実用価置の高いものである。

【図面の簡単な説明】

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。単位はmmで
ある。第３図は、第２図に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……チル晶、Ｂ……柱状晶、Ｃ……等軸晶、
Ｄ……鋳型。

Claims

【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成形してなる希土類永久磁石
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４〜20％、MnあるいはNiのう
ちの少なくとも１種が１〜10％、残部がCoから
なり、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。