JPS648450B2 - - Google Patents
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- JPS648450B2 JPS648450B2 JP55179514A JP17951480A JPS648450B2 JP S648450 B2 JPS648450 B2 JP S648450B2 JP 55179514 A JP55179514 A JP 55179514A JP 17951480 A JP17951480 A JP 17951480A JP S648450 B2 JPS648450 B2 JP S648450B2
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Landscapes
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
本発明は、希土類永久磁石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−Pr−Co−Cu−Fe合金を使用した磁石は、
析出硬化型あるいは、２相分離型磁石の範ちゆう
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
かも結晶が一軸異方性を示すのは、Sm2（Co1-X
FeX）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。Smの一部をPrで置換すると、Pr2Co17
結晶はSm2CO17結晶より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、
希土類元素の資源の確保の観点から言つても、
SmとPrの両方を使用することができるので、利
点になる。しかしながら、Smの一部をPrで置換
してゆくと、4πIsは上昇するけれど結晶異方性が
減少するので、異方性磁場Haは小さくなる。Ha
が低下すれば、保磁力iHcも必然的に低下する。
それ故、本発明の目的の一つは、Sm−Co−Cu−
Fe系合金のSmをPrで置換したことによる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）。 本系のSm−Pr−Co−Cu−Fe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。 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体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-XPrX（Co1-U-VCuUFeV）Z （但し、０＜ｘ＜0.5 ０＜ｕ＜0.2 ０＜ｖ＜0.5 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。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、組成式
中のｕの値は、ｕ＜0.2が望ましい。またFeを加
えることにより、4πIsが向上するが、あまり多く
なるとiHcが著しく低下するため、組成式中のｖ
の値は、ｖ＜0.5が望ましい。ｚの値が５ｚ
8.5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相が多く出てきてしまいヒステ
リシスループの角形性を悪くするので好ましくな
い。また、Pr2Co17化合物はSm2Co17化合物より
も4πIsの値は大きいけれど、結晶磁気異方性定数
K1は負であり、Pr2Co17のままでは一軸異方性を
利用した磁石は作製できない。ゆえに、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、
4πIsが大きくてしかもある程度iHcの高い磁石を
得るのに有効な方法である。このためにはSm1-X
PrX（CoCuFe）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。 前述のように、鋳造時の結晶状態によりインゴ
ツトの磁気的性能は著しく変る。この事実を最も
よ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。何故ならば、該磁石を製造す
るのには第１図に示すような工程を取るので、熱
処理は全てインゴツト状態で行い、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、
磁気硬化後のインゴツトを切り出して所望の形の
磁石を作製することもできる。粉砕前までの工程
は鋳造磁石と変らない。このような製造工程を用
いるため、焼結法と較べてインゴツトの結晶状態
が大いに磁気性能に影響を及ぼすのである。その
ため逆に、樹脂結合法では鋳造時の結晶状態をコ
ントロールすればすぐれた磁気性能を有する磁石
の作製が可能になるわけである。 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て、アルゴンガス中で合金
を１Kg溶解した。溶湯は第２図に示される円筒の
鉄製鋳型に鋳造された。鋳造インゴツトの断面の
マクロ組織は、第３図のようであつた。すなわち
Ａ部はチル晶帯、Ｂ部は柱状晶帯、Ｃ部は等軸晶
帯を示す。鋳造された合金の組成は、Sm0.9Pr0.1
（Co0.8Cu0.1Fe0.1）8.3である。Ａ部、Ｂ部、Ｃ部よ
り、それぞれインゴツトを切り出し、第１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、1170℃で４時間、時効は800℃で20時間
アルゴン雰囲気中で行つた。樹脂にはエポキシ樹
脂を用い、磁石粉末に対して2.0wt％混合した。
結果を第１表に示す。表より分るように、Ｂ部の
柱状帯より得た値は、Ｃ部の等軸晶帯より得たも
のより、大変すぐれている。Ａ部のチル晶帯は、
4πIsとSQの値がＢ部のものに比べて低いとはい
え、Ｃ部よりもかなりすぐれている。
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−Pr−Co−Cu−Fe合金を使用した磁石は、
析出硬化型あるいは、２相分離型磁石の範ちゆう
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
かも結晶が一軸異方性を示すのは、Sm2（Co1-X
FeX）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。Smの一部をPrで置換すると、Pr2Co17
結晶はSm2CO17結晶より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、
希土類元素の資源の確保の観点から言つても、
SmとPrの両方を使用することができるので、利
点になる。しかしながら、Smの一部をPrで置換
してゆくと、4πIsは上昇するけれど結晶異方性が
減少するので、異方性磁場Haは小さくなる。Ha
が低下すれば、保磁力iHcも必然的に低下する。
それ故、本発明の目的の一つは、Sm−Co−Cu−
Fe系合金のSmをPrで置換したことによる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）。 本系のSm−Pr−Co−Cu−Fe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。 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体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-XPrX（Co1-U-VCuUFeV）Z （但し、０＜ｘ＜0.5 ０＜ｕ＜0.2 ０＜ｖ＜0.5 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。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、組成式
中のｕの値は、ｕ＜0.2が望ましい。またFeを加
えることにより、4πIsが向上するが、あまり多く
なるとiHcが著しく低下するため、組成式中のｖ
の値は、ｖ＜0.5が望ましい。ｚの値が５ｚ
8.5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相が多く出てきてしまいヒステ
リシスループの角形性を悪くするので好ましくな
い。また、Pr2Co17化合物はSm2Co17化合物より
も4πIsの値は大きいけれど、結晶磁気異方性定数
K1は負であり、Pr2Co17のままでは一軸異方性を
利用した磁石は作製できない。ゆえに、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、
4πIsが大きくてしかもある程度iHcの高い磁石を
得るのに有効な方法である。このためにはSm1-X
PrX（CoCuFe）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。 前述のように、鋳造時の結晶状態によりインゴ
ツトの磁気的性能は著しく変る。この事実を最も
よ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。何故ならば、該磁石を製造す
るのには第１図に示すような工程を取るので、熱
処理は全てインゴツト状態で行い、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、
磁気硬化後のインゴツトを切り出して所望の形の
磁石を作製することもできる。粉砕前までの工程
は鋳造磁石と変らない。このような製造工程を用
いるため、焼結法と較べてインゴツトの結晶状態
が大いに磁気性能に影響を及ぼすのである。その
ため逆に、樹脂結合法では鋳造時の結晶状態をコ
ントロールすればすぐれた磁気性能を有する磁石
の作製が可能になるわけである。 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て、アルゴンガス中で合金
を１Kg溶解した。溶湯は第２図に示される円筒の
鉄製鋳型に鋳造された。鋳造インゴツトの断面の
マクロ組織は、第３図のようであつた。すなわち
Ａ部はチル晶帯、Ｂ部は柱状晶帯、Ｃ部は等軸晶
帯を示す。鋳造された合金の組成は、Sm0.9Pr0.1
（Co0.8Cu0.1Fe0.1）8.3である。Ａ部、Ｂ部、Ｃ部よ
り、それぞれインゴツトを切り出し、第１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、1170℃で４時間、時効は800℃で20時間
アルゴン雰囲気中で行つた。樹脂にはエポキシ樹
脂を用い、磁石粉末に対して2.0wt％混合した。
結果を第１表に示す。表より分るように、Ｂ部の
柱状帯より得た値は、Ｃ部の等軸晶帯より得たも
のより、大変すぐれている。Ａ部のチル晶帯は、
4πIsとSQの値がＢ部のものに比べて低いとはい
え、Ｃ部よりもかなりすぐれている。
【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
を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すぐれているこ
とが判明した。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、本実施例のインゴツト
では、１mm以下である。よつて表１の結果を得る
に用いたＡ部のインゴツトには、かなりの割合で
Ｂ部の柱状晶の部分が入つていると思われる。こ
のように、Ａ部はインゴツト全体ではごくわずか
なので、無視してよい。インゴツトを製造するう
えで重要な点は、いかにＣ部の等軸晶を抑え、柱
状晶を発達させるかにある。 実施例 ２ 実施例１と同様な方法で第２表に示される組成
の合金から樹脂結合磁石を製造した。ただし、溶
体化処理は、1150〜1180℃の間で最も最適な温度
で４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
を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すぐれているこ
とが判明した。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、本実施例のインゴツト
では、１mm以下である。よつて表１の結果を得る
に用いたＡ部のインゴツトには、かなりの割合で
Ｂ部の柱状晶の部分が入つていると思われる。こ
のように、Ａ部はインゴツト全体ではごくわずか
なので、無視してよい。インゴツトを製造するう
えで重要な点は、いかにＣ部の等軸晶を抑え、柱
状晶を発達させるかにある。 実施例 ２ 実施例１と同様な方法で第２表に示される組成
の合金から樹脂結合磁石を製造した。ただし、溶
体化処理は、1150〜1180℃の間で最も最適な温度
で４時間行つた。
【表】
本実施例はまた、主にＢ、Ｃ部のみのインゴツ
トに対して行つた。結果を第４図に示す。Feの
量が増加していつても、柱状晶の方がよりよい磁
気性能が得られることが分る。これにより、ある
程度Feの量を高めても、iHcを得られることが明
らかになつた。 実施例 ３ 実施例２と全く同様な方法で、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。（SmPr）2（CoCuFe）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、低Cu組成まで、
iHcは高い値が得られることが分る。また角形性
も柱状晶の方がすぐれている。
トに対して行つた。結果を第４図に示す。Feの
量が増加していつても、柱状晶の方がよりよい磁
気性能が得られることが分る。これにより、ある
程度Feの量を高めても、iHcを得られることが明
らかになつた。 実施例 ３ 実施例２と全く同様な方法で、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。（SmPr）2（CoCuFe）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、低Cu組成まで、
iHcは高い値が得られることが分る。また角形性
も柱状晶の方がすぐれている。
【表】
実施例 ４
第４表に示される組成の合金を１Kgづつ、第２
図で示される鋳型と、柱状晶部分を多く得るため
に第６図に示される角形の鋳型に鋳造した。柱状
晶部分の割合は、前者の鋳型では約40％、後者の
鋳型では約80％であつた。
図で示される鋳型と、柱状晶部分を多く得るため
に第６図に示される角形の鋳型に鋳造した。柱状
晶部分の割合は、前者の鋳型では約40％、後者の
鋳型では約80％であつた。
【表】
インゴツトは、鋳型から取り出された後丸ごと
熱処理され、１Kg全て粉砕された。熱処理条件は
実施例２と同じ。充分微粉になつた粉は、エポキ
シ樹脂と混練された。粉砕、混練を通じて磁粉は
全体に均一になつている。全体から10ｇをサンプ
リングして、磁場中成形して磁石を成形した。従
つて製造工程は第１図の製法１である。結果を第
７図に示す。角型の鋳型に鋳込んだ磁石の性能の
方がすぐれていることが分る。またPrをある程
度多くしても、柱状晶化することにより、実用的
磁石に必要な位のiHcが得られることが分る。 このようにSm−Co−Cu−Fe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、角形性そして飽和磁化まで向上させた合金を
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。
熱処理され、１Kg全て粉砕された。熱処理条件は
実施例２と同じ。充分微粉になつた粉は、エポキ
シ樹脂と混練された。粉砕、混練を通じて磁粉は
全体に均一になつている。全体から10ｇをサンプ
リングして、磁場中成形して磁石を成形した。従
つて製造工程は第１図の製法１である。結果を第
７図に示す。角型の鋳型に鋳込んだ磁石の性能の
方がすぐれていることが分る。またPrをある程
度多くしても、柱状晶化することにより、実用的
磁石に必要な位のiHcが得られることが分る。 このようにSm−Co−Cu−Fe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、角形性そして飽和磁化まで向上させた合金を
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、円筒状の鉄製鋳型を示す。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、
Sm0.9Pr0.1（Co0.88-vCu0.12Fev）8.3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、Sm0.9Pr0.1（Co0.9-uCuuFe0.1）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。第６図は、角形状の鉄製の鋳
型を示す。寸法の単位はmmである。第７図は、
Sm1-xPrx（Co0.78Cu0.12Fe0.10）8.3の組成を有する合
金を、円筒型の鋳型と角形の鋳型に鋳込み、磁気
性能の変化をみたものである。
第２図は、円筒状の鉄製鋳型を示す。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、
Sm0.9Pr0.1（Co0.88-vCu0.12Fev）8.3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、Sm0.9Pr0.1（Co0.9-uCuuFe0.1）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。第６図は、角形状の鉄製の鋳
型を示す。寸法の単位はmmである。第７図は、
Sm1-xPrx（Co0.78Cu0.12Fe0.10）8.3の組成を有する合
金を、円筒型の鋳型と角形の鋳型に鋳込み、磁気
性能の変化をみたものである。
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-U-VCuUFeV）Z （但し、０＜ｘ＜0.5 ０＜ｕ＜0.2 ０＜ｖ＜0.5 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 |
|---|---|---|---|
| JP55179514A JPS57101637A (en) | 1980-12-18 | 1980-12-18 | Rare earth cobalt permanent magnet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55179514A JPS57101637A (en) | 1980-12-18 | 1980-12-18 | Rare earth cobalt permanent magnet |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57101637A JPS57101637A (en) | 1982-06-24 |
| JPS648450B2 true JPS648450B2 (ja) | 1989-02-14 |
Family
ID=16067117
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55179514A Granted JPS57101637A (en) | 1980-12-18 | 1980-12-18 | Rare earth cobalt permanent magnet |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57101637A (ja) |
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
- 1980-12-18 JP JP55179514A patent/JPS57101637A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57101637A (en) | 1982-06-24 |
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