JPS648455B2 - - Google Patents
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- JPS648455B2 JPS648455B2 JP55181751A JP18175180A JPS648455B2 JP S648455 B2 JPS648455 B2 JP S648455B2 JP 55181751 A JP55181751 A JP 55181751A JP 18175180 A JP18175180 A JP 18175180A JP S648455 B2 JPS648455 B2 JP S648455B2
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- Inorganic Chemistry (AREA)
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- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
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。 Sm−Pr−Co−Cu−Fe−Ｍ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−Cuの３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-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（CoCuFe）17にさらに、Ｍを
加えるとＭ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、Ｍを加えると、Cuの
量が少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。Smの一部をPrで
置換すると、Pr2Co17結晶はSm2Co17G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−Ｍ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。他の目
的は、Cuをさらに少くし、Feをさらに高めても
実用磁石として充分なiHcを柱状晶化することに
より得ることにある。 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帯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−Ｍ合金でも、
前述したように、チル晶帯、柱状晶帯、等軸晶帯
のうちでは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、柱状晶組成が、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-xPrx（Co1-u-v-wCuuFevMw）z （但し、０＜ｘ＜0.5 ０＜ｕ＜0.2 ０＜ｖ＜0.5 ０＜ｗ＜0.1 6.5≦ｚ＜9.0 ＭはTi、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Taのうちの少な
くとも１種からなる元素を示す。） 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、4πI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。
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。ｗを0.1未満にしたのは、Ｍ
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、Prを入れ
たりして4πIsを高めた意味がなくなるからであ
る。Ｍは単独で用いるだけでなく、２種以上を複
合して加えても良い。 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
（Co0.6Cu0.08Fe0.3Zr0.02）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、1150℃で10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、磁気粉末に対して2.0wt％混合
した。結果を第１表に示す。表より分るように、
Ｂ部の柱状晶帯より得た値は、Ｃ部の等軸晶帯よ
り得たものより、たいへんすぐれている。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。
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−Ｍ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−Cuの３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-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（CoCuFe）17にさらに、Ｍを
加えるとＭ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、Ｍを加えると、Cuの
量が少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。Smの一部をPrで
置換すると、Pr2Co17結晶はSm2Co17G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−Ｍ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。他の目
的は、Cuをさらに少くし、Feをさらに高めても
実用磁石として充分なiHcを柱状晶化することに
より得ることにある。 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帯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−Ｍ合金でも、
前述したように、チル晶帯、柱状晶帯、等軸晶帯
のうちでは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、柱状晶組成が、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-xPrx（Co1-u-v-wCuuFevMw）z （但し、０＜ｘ＜0.5 ０＜ｕ＜0.2 ０＜ｖ＜0.5 ０＜ｗ＜0.1 6.5≦ｚ＜9.0 ＭはTi、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Taのうちの少な
くとも１種からなる元素を示す。） 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、4πI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。
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。ｗを0.1未満にしたのは、Ｍ
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、Prを入れ
たりして4πIsを高めた意味がなくなるからであ
る。Ｍは単独で用いるだけでなく、２種以上を複
合して加えても良い。 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
（Co0.6Cu0.08Fe0.3Zr0.02）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、1150℃で10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、磁気粉末に対して2.0wt％混合
した。結果を第１表に示す。表より分るように、
Ｂ部の柱状晶帯より得た値は、Ｃ部の等軸晶帯よ
り得たものより、たいへんすぐれている。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10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10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）z（CoCuFeM）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）z（CoCuFeM）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。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。
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。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。
【表】
実施例 ５
第６図に示す鋳型に、第５表に示す組成の合金
を鋳造した。鋳造時の溶湯の温度は、1600℃であ
る。従来、溶湯温度は1450℃付近で行なわれてい
た。この位の温度であると、鋳造されたインゴツ
トは第３図に示すように等軸晶の割合が多い。柱
状晶を多く得るには、湯温を上昇するのが大切で
ある。従つて、本実施例で行つた鋳造では約90％
の柱状晶組織を得ることができた。
を鋳造した。鋳造時の溶湯の温度は、1600℃であ
る。従来、溶湯温度は1450℃付近で行なわれてい
た。この位の温度であると、鋳造されたインゴツ
トは第３図に示すように等軸晶の割合が多い。柱
状晶を多く得るには、湯温を上昇するのが大切で
ある。従つて、本実施例で行つた鋳造では約90％
の柱状晶組織を得ることができた。
【表】
磁石製造法は、実施例５と同様に行つた。結果
を第６表に示す。各Ｍに対して、樹脂結合磁石と
しては高性能な値が得られていることが分る。
を第６表に示す。各Ｍに対して、樹脂結合磁石と
しては高性能な値が得られていることが分る。
【表】
実施例 ６
第７表に示す組成の合金を、実施例５と全く同
様な工程を用いて樹脂結合型磁石を作製した。結
果を第８表に示す。
様な工程を用いて樹脂結合型磁石を作製した。結
果を第８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
性能を有する磁石の作製が可能であつた。 このようにSm−Co−Cu−Fe−Ｍ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。
性能を有する磁石の作製が可能であつた。 このようにSm−Co−Cu−Fe−Ｍ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（Co0.9-vCu0.08FevZr0.02）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、Sm0.8Pr0.2（Co0.676-uCuuFe0.3
Zr0.024）8.1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（Co0.6Cu0.08Fe0.3Ti0.02）8.3の
組成を有する合金を、円筒型の鋳型と角型の鋳型
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（Co0.9-vCu0.08FevZr0.02）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、Sm0.8Pr0.2（Co0.676-uCuuFe0.3
Zr0.024）8.1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（Co0.6Cu0.08Fe0.3Ti0.02）8.3の
組成を有する合金を、円筒型の鋳型と角型の鋳型
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-v-wCuuFevＭ w ）z （但し、０＜ｘ＜0.5 ０＜ｕ＜0.2 ０＜ｖ＜0.5 ０＜ｗ＜0.1 6.5≦ｚ＜9.0 ＭはTi、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Taのうちの少な
くとも１種からなる元素を示す。） 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 |
|---|---|---|---|
| JP55181751A JPS57106007A (en) | 1980-12-22 | 1980-12-22 | Permanent magnet of rare earth cobalt |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55181751A JPS57106007A (en) | 1980-12-22 | 1980-12-22 | Permanent magnet of rare earth cobalt |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57106007A JPS57106007A (en) | 1982-07-01 |
| JPS648455B2 true JPS648455B2 (ja) | 1989-02-14 |
Family
ID=16106242
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55181751A Granted JPS57106007A (en) | 1980-12-22 | 1980-12-22 | Permanent magnet of rare earth cobalt |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57106007A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59169108A (ja) * | 1983-03-16 | 1984-09-25 | Toshiba Corp | 永久磁石 |
Family Cites Families (9)
| 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 |
| JPS5261123A (en) * | 1975-11-14 | 1977-05-20 | Namiki Precision Jewel Co Ltd | Permanent magnetic alloy |
| 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 |
| JPS55128502A (en) * | 1979-03-23 | 1980-10-04 | Tdk Corp | Permanent magnet material and its manufacture |
| JPS56102533A (en) * | 1980-01-16 | 1981-08-17 | Seiko Epson Corp | Manufacture of rare earth element-cobalt permanent magnet alloy |
| JPS56150146A (en) * | 1980-04-22 | 1981-11-20 | Seiko Epson Corp | Production of rare earth-cobalt permanent magnet alloy |
| JPS56166348A (en) * | 1980-05-26 | 1981-12-21 | Seiko Epson Corp | Manufacture of permanent magnet alloy of rare earth element and cobalt |
| JPS56166347A (en) * | 1980-05-26 | 1981-12-21 | Takagi Kogyo Kk | Manufacture of permanent magnet alloy of rare earth element and cobalt |
-
1980
- 1980-12-22 JP JP55181751A patent/JPS57106007A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57106007A (en) | 1982-07-01 |