JPS648456B2 - - Google Patents
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- JPS648456B2 JPS648456B2 JP55184328A JP18432880A JPS648456B2 JP S648456 B2 JPS648456 B2 JP S648456B2 JP 55184328 A JP55184328 A JP 55184328A JP 18432880 A JP18432880 A JP 18432880A JP S648456 B2 JPS648456 B2 JP S648456B2
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- Japan
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- crystals
- columnar
- crystal
- alloy
- magnet
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-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/0555—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together
- H01F1/0558—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together bonded together
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
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−Ce−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
部をセリウム（Ce）で置き換えると、飽和磁化
4πIsはCe2Co17型はSm2Co17型より若干（約８％）
低いが、Ceの価格がSmに比べて半分以下なの
で、高エネルギー積でしかも価格の低い磁石の製
造が可能となる。また、希土類金属の資源の確保
の観点から言つても、SmとCeの両方を使用でき
るので有利である。Sm2Co17型の異方性磁場は、
室温で約100KOe、一方Ce2Co17型のものは同条
件で、約15KOeである。従つて、Sm2Co17型の
Smの一部をCeで置き換えてゆくと、異方性磁場
が低下し、それだけ保磁力iHcは大きい値が得ら
れにくくなる。それ故、本発明の一つの目的は
SmをCe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。また他の目的の一つには、SmをCeで置換し
たことによる若干の4πIsの低下を、インゴツトの
柱状晶化により4πIsを高め、相殺することにあ
る。このようにして、磁性材料としては高価な希
土類コバルト磁石のコストを、その性能は低下さ
せないで、コストダウンすることができる。それ
では次に金属の凝固について述べ、何故、柱状晶
合金が性能がよいのか明らかにする。 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-xCex（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を入れるとiHc
は向上する。しかし、4πIsは低下するので実用磁
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は、Sm2Co17型の方が20％程
高いので、高4πIsの磁石を実現するには、ｚ
6.5が望ましい。またｚが9.0以上になると、Co相
が多くなりヒステリシス曲線の角形性が低下し好
ましくない。また、前述したようにCe2Co17型化
合物は、Sm2Co17型化合物に比べて、異方性磁場
Haが低く保磁力が得られにくく、しかも4πIsも
若干低いので、高エネルギー積の磁石実現のため
には、Sm1-xCex（CoCu）z組成においては、ｘ＜
0.5が望ましい。 鋳造時の、マクロ組織の改良でインゴツトの磁
気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、インゴツトのまま熱処理で磁気硬化させ、そ
の後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にすることができる。この
点では鋳造磁石と少しも変わらない。バインダー
で結合する目的は、結晶を配向させるためと、実
際の製品を作るときの成形性を向上させ、コスト
を低下するためにあり、磁性の本質は、鋳造磁石
と同じである。もしも、磁石を焼結法で製造する
と、焼結時の焼結過程、再結晶過程により、磁石
の性能はインゴツトの鋳造組織に殆んど左右され
ない。しかし、微粉末結合法では前述したように
鋳造組織におおいに影響されるのである。逆に言
うと、この事実を利用して、鋳造組織の改良によ
り微粉末結合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−Ce−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
部をセリウム（Ce）で置き換えると、飽和磁化
4πIsはCe2Co17型はSm2Co17型より若干（約８％）
低いが、Ceの価格がSmに比べて半分以下なの
で、高エネルギー積でしかも価格の低い磁石の製
造が可能となる。また、希土類金属の資源の確保
の観点から言つても、SmとCeの両方を使用でき
るので有利である。Sm2Co17型の異方性磁場は、
室温で約100KOe、一方Ce2Co17型のものは同条
件で、約15KOeである。従つて、Sm2Co17型の
Smの一部をCeで置き換えてゆくと、異方性磁場
が低下し、それだけ保磁力iHcは大きい値が得ら
れにくくなる。それ故、本発明の一つの目的は
SmをCe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。また他の目的の一つには、SmをCeで置換し
たことによる若干の4πIsの低下を、インゴツトの
柱状晶化により4πIsを高め、相殺することにあ
る。このようにして、磁性材料としては高価な希
土類コバルト磁石のコストを、その性能は低下さ
せないで、コストダウンすることができる。それ
では次に金属の凝固について述べ、何故、柱状晶
合金が性能がよいのか明らかにする。 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-xCex（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を入れるとiHc
は向上する。しかし、4πIsは低下するので実用磁
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は、Sm2Co17型の方が20％程
高いので、高4πIsの磁石を実現するには、ｚ
6.5が望ましい。またｚが9.0以上になると、Co相
が多くなりヒステリシス曲線の角形性が低下し好
ましくない。また、前述したようにCe2Co17型化
合物は、Sm2Co17型化合物に比べて、異方性磁場
Haが低く保磁力が得られにくく、しかも4πIsも
若干低いので、高エネルギー積の磁石実現のため
には、Sm1-xCex（CoCu）z組成においては、ｘ＜
0.5が望ましい。 鋳造時の、マクロ組織の改良でインゴツトの磁
気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、インゴツトのまま熱処理で磁気硬化させ、そ
の後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にすることができる。この
点では鋳造磁石と少しも変わらない。バインダー
で結合する目的は、結晶を配向させるためと、実
際の製品を作るときの成形性を向上させ、コスト
を低下するためにあり、磁性の本質は、鋳造磁石
と同じである。もしも、磁石を焼結法で製造する
と、焼結時の焼結過程、再結晶過程により、磁石
の性能はインゴツトの鋳造組織に殆んど左右され
ない。しかし、微粉末結合法では前述したように
鋳造組織におおいに影響されるのである。逆に言
うと、この事実を利用して、鋳造組織の改良によ
り微粉末結合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。Ceの含有
量が高くなつても柱状晶のものは、Ceなしの等
軸晶に比べ、4πIsは低くない。またiHcは柱状晶
のものがよい。チル晶のものは、柱状晶より4πIs
は0.2KG程低目で、iHcは同等であつた。 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。 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。
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。Ceの含有
量が高くなつても柱状晶のものは、Ceなしの等
軸晶に比べ、4πIsは低くない。またiHcは柱状晶
のものがよい。チル晶のものは、柱状晶より4πIs
は0.2KG程低目で、iHcは同等であつた。 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。 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。
【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−Ce−
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Ceを入れてコ
ストを低め、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
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−Ce−
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Ceを入れてコ
ストを低め、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
【表】
【表】
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、Sm1-xCex
（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、Sm1-xCex
（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-xCex（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 |
|---|---|---|---|
| JP55184328A JPS57107005A (en) | 1980-12-25 | 1980-12-25 | Permanent magnet made of rare-earth cobalt |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55184328A JPS57107005A (en) | 1980-12-25 | 1980-12-25 | Permanent magnet made of rare-earth cobalt |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57107005A JPS57107005A (en) | 1982-07-03 |
| JPS648456B2 true JPS648456B2 (ja) | 1989-02-14 |
Family
ID=16151393
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55184328A Granted JPS57107005A (en) | 1980-12-25 | 1980-12-25 | Permanent magnet made of rare-earth cobalt |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57107005A (ja) |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5216444A (en) * | 1975-07-30 | 1977-02-07 | Matsushita Refrigeration | Automatic spot welding process |
-
1980
- 1980-12-25 JP JP55184328A patent/JPS57107005A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57107005A (en) | 1982-07-03 |
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