JPS648459B2 - - Google Patents
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- JPS648459B2 JPS648459B2 JP55184331A JP18433180A JPS648459B2 JP S648459 B2 JPS648459 B2 JP S648459B2 JP 55184331 A JP55184331 A JP 55184331A JP 18433180 A JP18433180 A JP 18433180A JP S648459 B2 JPS648459 B2 JP S648459B2
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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−Ｙ−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−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
この事実はCoにCuをある程度の量を置換しても
変わらない。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
が少な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Ｙで
置換すると、Y2Co17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Ｙの両方を使用する
ことができるで、利点になる。しかしながら、
Smの一部をＹ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、磁方性磁場
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Ｙ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をさらに少なくし、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Sm−Ｙ−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をしてチル晶合金を
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。 をよく高める方向に形成されると考えられる。 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
金全体では量が少ないので、製造上最も大切なこ
とは、等軸晶体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-xYx（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、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Sm2Co17型化合物に分離する。4πIsの値
は、Sm2Co17の方が20％高い。従つて、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、Y2Co17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、Y2Co17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
Y2Co17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
Yx（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、Ｙを入れ
たりして4πIs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わる。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、鋳造磁石と変わらない。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、微粉末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、Sm0.9Y0.1
（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。表より分かるよう
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
部はチル晶帯は、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−Ｙ−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−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
この事実はCoにCuをある程度の量を置換しても
変わらない。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
が少な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Ｙで
置換すると、Y2Co17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Ｙの両方を使用する
ことができるで、利点になる。しかしながら、
Smの一部をＹ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、磁方性磁場
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Ｙ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をさらに少なくし、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Sm−Ｙ−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をしてチル晶合金を
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。 をよく高める方向に形成されると考えられる。 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
金全体では量が少ないので、製造上最も大切なこ
とは、等軸晶体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-xYx（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、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Sm2Co17型化合物に分離する。4πIsの値
は、Sm2Co17の方が20％高い。従つて、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、Y2Co17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、Y2Co17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
Y2Co17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
Yx（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、Ｙを入れ
たりして4πIs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わる。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、鋳造磁石と変わらない。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、微粉末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、Sm0.9Y0.1
（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。表より分かるよう
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
部はチル晶帯は、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かる。これにより、あ
る程度のFeの量を高めても、iHcを得られるこが
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。（SmY）2（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かる。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かる。これにより、あ
る程度のFeの量を高めても、iHcを得られるこが
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。（SmY）2（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かる。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か
る。またＹ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
れることが分かる。
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か
る。またＹ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
れることが分かる。
【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、鋳湯温度は1450℃付近で行われてい
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、湯温を高くするのが大切で
ある。従つて、本実施例で行つた鋳造では約90％
の柱状晶の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、鋳湯温度は1450℃付近で行われてい
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、湯温を高くするのが大切で
ある。従つて、本実施例で行つた鋳造では約90％
の柱状晶の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
を第６表に示す。各Ｍに対して、樹脂結合磁石と
【表】
しては高性能な値が得られていることが分かる。
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、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、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、
Sm0.9Y0.1（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、Sm0.8Y0.2（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-xYx（Co0.6Cu0.08Fe0.3Zr0.02）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、
Sm0.9Y0.1（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、Sm0.8Y0.2（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-xYx（Co0.6Cu0.08Fe0.3Zr0.02）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-xYx（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、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 |
|---|---|---|---|
| JP55184331A JPS57107008A (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 |
|---|---|---|---|
| JP55184331A JPS57107008A (en) | 1980-12-25 | 1980-12-25 | Permanent magnet made of rare-earth cobalt |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57107008A JPS57107008A (en) | 1982-07-03 |
| JPS648459B2 true JPS648459B2 (ja) | 1989-02-14 |
Family
ID=16151440
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55184331A Granted JPS57107008A (en) | 1980-12-25 | 1980-12-25 | Permanent magnet made of rare-earth cobalt |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57107008A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2019058588A1 (en) * | 2017-09-20 | 2019-03-28 | Kabushiki Kaisha Toshiba | MAGNETIC MATERIAL, PERMANENT MAGNET, ROTATING ELECTRIC MACHINE AND VEHICLE |
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
- 1980-12-25 JP JP55184331A patent/JPS57107008A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57107008A (en) | 1982-07-03 |