JPS648448B2 - - Google Patents
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- JPS648448B2 JPS648448B2 JP55171125A JP17112580A JPS648448B2 JP S648448 B2 JPS648448 B2 JP S648448B2 JP 55171125 A JP55171125 A JP 55171125A JP 17112580 A JP17112580 A JP 17112580A JP S648448 B2 JPS648448 B2 JP S648448B2
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- H—ELECTRICITY
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Description
本発明は、析出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、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
物質と接触したエンブリオ（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。鋳壁に生成した結晶は、隣の結晶
と相互に競争しつつ溶湯中に成長する。第３図に
示すような、鋳塊最外層の結晶の競争成長領域を
チル晶帯と呼んでいる。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。結晶と成長中、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３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、andH.
Soda：Trans.ISIJ11（1971）18）。 Sm−Pr−Co−Cu合金を使用した磁石は、析
出硬化型あるいは２相分離型磁石の範疇に入る。
これは、マトリツクス中に異相を析出させて、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型結晶
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。Smの一部をPrで置き換え
ると、Sm2Co17型よりもPr2Co17型の方が飽和磁
化4πIsが高いので、高エネルギー積の磁石を得る
ことが可能になる。また、希土類金属の資源の確
保の観点から言つても、SmとPrの両方を使うこ
とができるので都合がよい。しかしながら、Sm
の一部をPrで置き換えてゆくと、4πIsは上昇する
が、異方性磁場Haの値は小さくなる。Haが低下
すれば、保磁力iHcも必然的に低くなる。それ故
本発明の一つの目的は、このPrを入れたことに
よるiHcの低下を、インゴツトを柱状晶化するこ
とにより防ぐことにある。本系の合金でも、前述
したように、チル晶帯、柱状晶帯、等軸晶帯のう
ちで柱状晶帯が磁石にするのに最もすぐれている
ことが明らかになつた。チル晶も等軸チル晶と柱
状チル晶では、柱状チル晶の方がすぐれている。
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１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、
等軸晶合金と柱状晶合金そしてチル晶合金を磁石
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
とが分かつた。逆に、等軸晶合金および等軸チル
晶合金が性能的に一番劣つている。柱状チル晶合
金からは、これらのものの中間の値の磁石でき
る。 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。 本合金の製造について述べると、鋳壁近傍のチ
ル晶帯域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。テル晶帯は合金全体では量が少ないので、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にあるので、また、組成
的には柱状晶化によつて最も効果が期待されるの
は、原子比を用いた組成式で Sm1-xPrx（Co1-uCuu）z （但し、０＜ｘ＜0.5 ０＜ｕ＜0.2 6.5≦ｚ＜9.0） で表わされる合金である。 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。中でもSm2Co17型結晶が主
体をなす。CuはSm2Co17型合金の保磁力を得る
ために加えられるものであり、Cuを入れること
でiHcは向上するが、4πIsは低下する。このため
実用磁性材料としては、組成式中のｕの値は、ｕ
＜0.2が望ましい。ｚの値が、５ｚ8.5の間に
ある時は、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型の方が高い。よつて、高い4πIsを実現
するためには、ｚは6.5以上が望ましい。またｚ
が9.0以上になると、Co相が多くなるのでヒステ
リシスループの角形性が悪くなり好ましくい。ま
た、Pr2Co17型化合物は、Sm2Co17型化合物より
も4πIsの値は大きいが、結晶磁気異方性定数K1
は負であり、Pr2Co17型のままでは、一軸異方性
を利用した磁石は作れない。よつてK1が正で大
きいSm2Co17型化合物と4πIsの大きいPr2Co17型
化合物を複合させて、磁石にすることは、飽和磁
化が大きくてしかもある程度高い保磁力を有する
磁石を得るために有効な方法である。このめには
Sm1-xPrx（Co1-uCuu）z組成において、ｘ＜0.5が実
用材料としては望ましい。それ以上ｘの値が大き
いと、iHcが足らなくなる。 鋳造時の、マクロ組織でインゴツトの性能が改
善されることは、前述したが、この事実を最も良
く利用することのできる磁石製造法は、微粉末結
合型磁石である。何故なら、該磁石を製造するに
は第１図で示すような工程を取るので、熱処理は
全てインゴツトのまま行い磁気硬化させた後で、
粉砕してバインダーで結合する。それ故、インゴ
ツトの状態で磁石化することもでき、この点では
鋳造磁石と少しも変わらない。バインダーで結合
するのは結晶を揃えるためと、実際の製品を作る
ときの成形性を上げ、コストを低くするためにあ
り、磁性の本質は、鋳造磁石と同じである。この
ため焼結法では、鋳造時のインゴツトの金属組織
に磁石の性能は左右されないが、微粉末結合磁石
では、大いに影響される。逆に言うと、これを利
用して、微粉末結合型磁石の性能は高められるの
である。 以下、実施例に従い本発明を詳細に説明してゆ
く。 実施例 １ 高周波溶解炉を用い、アルゴンガス雰囲気中で
第１表に示される組成の合金を溶解した。鋳造時
の金型は、第２図に示される円筒の鉄製のものを
使用した。
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、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
物質と接触したエンブリオ（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。鋳壁に生成した結晶は、隣の結晶
と相互に競争しつつ溶湯中に成長する。第３図に
示すような、鋳塊最外層の結晶の競争成長領域を
チル晶帯と呼んでいる。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。結晶と成長中、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３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、andH.
Soda：Trans.ISIJ11（1971）18）。 Sm−Pr−Co−Cu合金を使用した磁石は、析
出硬化型あるいは２相分離型磁石の範疇に入る。
これは、マトリツクス中に異相を析出させて、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型結晶
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。Smの一部をPrで置き換え
ると、Sm2Co17型よりもPr2Co17型の方が飽和磁
化4πIsが高いので、高エネルギー積の磁石を得る
ことが可能になる。また、希土類金属の資源の確
保の観点から言つても、SmとPrの両方を使うこ
とができるので都合がよい。しかしながら、Sm
の一部をPrで置き換えてゆくと、4πIsは上昇する
が、異方性磁場Haの値は小さくなる。Haが低下
すれば、保磁力iHcも必然的に低くなる。それ故
本発明の一つの目的は、このPrを入れたことに
よるiHcの低下を、インゴツトを柱状晶化するこ
とにより防ぐことにある。本系の合金でも、前述
したように、チル晶帯、柱状晶帯、等軸晶帯のう
ちで柱状晶帯が磁石にするのに最もすぐれている
ことが明らかになつた。チル晶も等軸チル晶と柱
状チル晶では、柱状チル晶の方がすぐれている。
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１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、
等軸晶合金と柱状晶合金そしてチル晶合金を磁石
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
とが分かつた。逆に、等軸晶合金および等軸チル
晶合金が性能的に一番劣つている。柱状チル晶合
金からは、これらのものの中間の値の磁石でき
る。 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。 本合金の製造について述べると、鋳壁近傍のチ
ル晶帯域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。テル晶帯は合金全体では量が少ないので、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にあるので、また、組成
的には柱状晶化によつて最も効果が期待されるの
は、原子比を用いた組成式で Sm1-xPrx（Co1-uCuu）z （但し、０＜ｘ＜0.5 ０＜ｕ＜0.2 6.5≦ｚ＜9.0） で表わされる合金である。 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。中でもSm2Co17型結晶が主
体をなす。CuはSm2Co17型合金の保磁力を得る
ために加えられるものであり、Cuを入れること
でiHcは向上するが、4πIsは低下する。このため
実用磁性材料としては、組成式中のｕの値は、ｕ
＜0.2が望ましい。ｚの値が、５ｚ8.5の間に
ある時は、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型の方が高い。よつて、高い4πIsを実現
するためには、ｚは6.5以上が望ましい。またｚ
が9.0以上になると、Co相が多くなるのでヒステ
リシスループの角形性が悪くなり好ましくい。ま
た、Pr2Co17型化合物は、Sm2Co17型化合物より
も4πIsの値は大きいが、結晶磁気異方性定数K1
は負であり、Pr2Co17型のままでは、一軸異方性
を利用した磁石は作れない。よつてK1が正で大
きいSm2Co17型化合物と4πIsの大きいPr2Co17型
化合物を複合させて、磁石にすることは、飽和磁
化が大きくてしかもある程度高い保磁力を有する
磁石を得るために有効な方法である。このめには
Sm1-xPrx（Co1-uCuu）z組成において、ｘ＜0.5が実
用材料としては望ましい。それ以上ｘの値が大き
いと、iHcが足らなくなる。 鋳造時の、マクロ組織でインゴツトの性能が改
善されることは、前述したが、この事実を最も良
く利用することのできる磁石製造法は、微粉末結
合型磁石である。何故なら、該磁石を製造するに
は第１図で示すような工程を取るので、熱処理は
全てインゴツトのまま行い磁気硬化させた後で、
粉砕してバインダーで結合する。それ故、インゴ
ツトの状態で磁石化することもでき、この点では
鋳造磁石と少しも変わらない。バインダーで結合
するのは結晶を揃えるためと、実際の製品を作る
ときの成形性を上げ、コストを低くするためにあ
り、磁性の本質は、鋳造磁石と同じである。この
ため焼結法では、鋳造時のインゴツトの金属組織
に磁石の性能は左右されないが、微粉末結合磁石
では、大いに影響される。逆に言うと、これを利
用して、微粉末結合型磁石の性能は高められるの
である。 以下、実施例に従い本発明を詳細に説明してゆ
く。 実施例 １ 高周波溶解炉を用い、アルゴンガス雰囲気中で
第１表に示される組成の合金を溶解した。鋳造時
の金型は、第２図に示される円筒の鉄製のものを
使用した。
【表】
鋳造インゴツトのマクロ組織は、第３図のよう
になつていた。Ａ，ＢそしてＣは、それぞれチル
晶帯、柱状晶帯そして等軸晶帯を示している。Ｂ
とＣの部分を各インゴツトから切り出し、第１図
に示す樹脂結合型磁石の製造工程に従い、磁石を
作製した。ただし、溶体化処理は1100〜1200℃の
間の各組成に合つた温度で24時間行い、時効は
800℃で24時間行つた。磁石の成形法は、製法１
に従つた。この結果を第４図に示す。Prの含有
量が高くなると、4πIsは増しiHcは低下してゆ
く。しかし、いずれの組成でも柱状晶帯の方が等
軸晶帯よりも磁気性能がよいことが分かる。 実施例 ２ 実施例１と同じ方法で、第２表に示される合金
を鋳造した。
になつていた。Ａ，ＢそしてＣは、それぞれチル
晶帯、柱状晶帯そして等軸晶帯を示している。Ｂ
とＣの部分を各インゴツトから切り出し、第１図
に示す樹脂結合型磁石の製造工程に従い、磁石を
作製した。ただし、溶体化処理は1100〜1200℃の
間の各組成に合つた温度で24時間行い、時効は
800℃で24時間行つた。磁石の成形法は、製法１
に従つた。この結果を第４図に示す。Prの含有
量が高くなると、4πIsは増しiHcは低下してゆ
く。しかし、いずれの組成でも柱状晶帯の方が等
軸晶帯よりも磁気性能がよいことが分かる。 実施例 ２ 実施例１と同じ方法で、第２表に示される合金
を鋳造した。
【表】
【表】
柱状晶部分と等軸晶部分を切り出し、実施例１
で行つた方法と同様にして、樹脂結合型磁石を作
製した。その結果を第３表に示す。
で行つた方法と同様にして、樹脂結合型磁石を作
製した。その結果を第３表に示す。
【表】
柱状晶のものに比べ、等軸晶のものは、4πIs、
Br、iHcが低いばかりでなく、角形性Br／4πIsも
低くなる。従つて、柱状晶によつて、Sm−Pr−
Co−Cu合金の磁性は大きく改善されることが分
かつた。 このようにSm−Co−Cu合金にPrを入れて飽
和磁化を高め、さらに柱状晶化により保磁力と角
形性を向上させた合金を使用した微粉末結合型磁
石は磁気性能、成形性、加工性、コスト面におい
てすぐれ、精密業界のみならず各業界に与える効
用は大きい。
Br、iHcが低いばかりでなく、角形性Br／4πIsも
低くなる。従つて、柱状晶によつて、Sm−Pr−
Co−Cu合金の磁性は大きく改善されることが分
かつた。 このようにSm−Co−Cu合金にPrを入れて飽
和磁化を高め、さらに柱状晶化により保磁力と角
形性を向上させた合金を使用した微粉末結合型磁
石は磁気性能、成形性、加工性、コスト面におい
てすぐれ、精密業界のみならず各業界に与える効
用は大きい。
第１図は樹脂結合型磁石の製造工程を示す。第
２図は、丸型の鉄製鋳型を示す。寸法の単位はmm
である。第３図は、第２図で示される鋳型に鋳込
まれたときのインゴツトのマクロ組織を示す。Ａ
はチル晶帯、Ｂは柱状晶帯、Ｃは等軸晶帯、Ｄは
鋳型の側面の断面である。第４図は、Sm1-xPrx
（Co0.9Cu0.1）8.3においてｘを変化させた時の樹脂
結合型磁石の磁気特性を示す。
２図は、丸型の鉄製鋳型を示す。寸法の単位はmm
である。第３図は、第２図で示される鋳型に鋳込
まれたときのインゴツトのマクロ組織を示す。Ａ
はチル晶帯、Ｂは柱状晶帯、Ｃは等軸晶帯、Ｄは
鋳型の側面の断面である。第４図は、Sm1-xPrx
（Co0.9Cu0.1）8.3においてｘを変化させた時の樹脂
結合型磁石の磁気特性を示す。
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、 Sm1-xPrx（Co1-uCuu）Z （但し、０＜ｘ＜0.5 ０＜ｕ＜0.2 6.5≦ｚ＜9.0） 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 |
|---|---|---|---|
| JP55171125A JPS5795607A (en) | 1980-12-04 | 1980-12-04 | Permanent magnet composed of rare earth cobalt |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55171125A JPS5795607A (en) | 1980-12-04 | 1980-12-04 | Permanent magnet composed of rare earth cobalt |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5795607A JPS5795607A (en) | 1982-06-14 |
| JPS648448B2 true JPS648448B2 (ja) | 1989-02-14 |
Family
ID=15917439
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55171125A Granted JPS5795607A (en) | 1980-12-04 | 1980-12-04 | Permanent magnet composed of rare earth cobalt |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5795607A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3687680T2 (de) * | 1985-09-30 | 1993-07-08 | Toshiba Kawasaki Kk | Verwendung polykristalliner magnetischer substanzen zur magnetischen abkuehlung. |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5061699A (ja) * | 1973-10-03 | 1975-05-27 | ||
| JPS5216444A (en) * | 1975-07-30 | 1977-02-07 | Matsushita Refrigeration | Automatic spot welding process |
-
1980
- 1980-12-04 JP JP55171125A patent/JPS5795607A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5795607A (en) | 1982-06-14 |
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