JPS648449B2 - - Google Patents
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- JPS648449B2 JPS648449B2 JP55178436A JP17843680A JPS648449B2 JP S648449 B2 JPS648449 B2 JP S648449B2 JP 55178436 A JP55178436 A JP 55178436A JP 17843680 A JP17843680 A JP 17843680A JP S648449 B2 JPS648449 B2 JP S648449B2
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Classifications
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- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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- Inorganic Chemistry (AREA)
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Description
本発明は、希土類元素と遷移金属を主成分とす
る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、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。 Sm−Ｙ−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の一部をイツトリウム
（Ｙ）で置き換えると、Sm2Co17型よりもY2Co17
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Ｙ
を両方を使用することがるので都合がよい。 しかしながら、Smの一部をＹ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Ｙ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。 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
物質と接触したエンブリオ（晶芽）は、接触しな
いで溶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
れる結晶、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、and H.
Soda：Trans.ISIJ.11（1971）18）。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、柱状晶合金およびチル晶
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
磁石ができる。 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。 本合金の製造は、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。チル晶帯は合
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
ることにあるのである。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
用いた組成が、 Sm1-xYx（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ない。
また、Y2Co17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、Y2Co17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Y2Co17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。このためには
Sm1-xYx（Co1-xCux）zの組成において、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
良されることは、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、鋳造磁石を同じである。こ
のため焼結法では、鋳造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。
る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、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。 Sm−Ｙ−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の一部をイツトリウム
（Ｙ）で置き換えると、Sm2Co17型よりもY2Co17
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Ｙ
を両方を使用することがるので都合がよい。 しかしながら、Smの一部をＹ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Ｙ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。 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
物質と接触したエンブリオ（晶芽）は、接触しな
いで溶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
れる結晶、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、and H.
Soda：Trans.ISIJ.11（1971）18）。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、柱状晶合金およびチル晶
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
磁石ができる。 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。 本合金の製造は、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。チル晶帯は合
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
ることにあるのである。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
用いた組成が、 Sm1-xYx（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ない。
また、Y2Co17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、Y2Co17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Y2Co17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。このためには
Sm1-xYx（Co1-xCux）zの組成において、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
良されることは、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、鋳造磁石を同じである。こ
のため焼結法では、鋳造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。Ｙ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。Ｙ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、角形比Br／4πIsも
低くなる。従つて、柱状晶によつて、Sm−Ｙ−
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Ｙ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、角形比Br／4πIsも
低くなる。従つて、柱状晶によつて、Sm−Ｙ−
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Ｙ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は柱状晶等、Ｃは等軸晶帯、Ｄは
鋳型の側面の断面である。第４図は、SmxY1-x
（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は柱状晶等、Ｃは等軸晶帯、Ｄは
鋳型の側面の断面である。第４図は、SmxY1-x
（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
インダーを混合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-xYx（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 |
|---|---|---|---|
| JP55178436A JPS57102001A (en) | 1980-12-17 | 1980-12-17 | Rare earth cobalt permanent magnet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55178436A JPS57102001A (en) | 1980-12-17 | 1980-12-17 | Rare earth cobalt permanent magnet |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57102001A JPS57102001A (en) | 1982-06-24 |
| JPS648449B2 true JPS648449B2 (ja) | 1989-02-14 |
Family
ID=16048477
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55178436A Granted JPS57102001A (en) | 1980-12-17 | 1980-12-17 | Rare earth cobalt permanent magnet |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57102001A (ja) |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5216444A (en) * | 1975-07-30 | 1977-02-07 | Matsushita Refrigeration | Automatic spot welding process |
| JPS6043900B2 (ja) * | 1978-08-03 | 1985-10-01 | セイコーエプソン株式会社 | 永久磁石材料 |
-
1980
- 1980-12-17 JP JP55178436A patent/JPS57102001A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57102001A (en) | 1982-06-24 |
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