JPS648460B2 - - Google Patents
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- JPS648460B2 JPS648460B2 JP55184340A JP18434080A JPS648460B2 JP S648460 B2 JPS648460 B2 JP S648460B2 JP 55184340 A JP55184340 A JP 55184340A JP 18434080 A JP18434080 A JP 18434080A JP S648460 B2 JPS648460 B2 JP S648460B2
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- alloy
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- crystal
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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、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−Ce−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
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。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Ceで置換すると、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。
又、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な完了する
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
ことが明らかなつている（A.Ohno、H.Motegi
and H.soda：Trans.ISIJ.11（1971）18）。 本系のSm−Ce−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、全ての性能のわたつてすぐ
れた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。 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-xCex（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
化合物とSm2Co17型化合物に分離する。4πIsの値
は、Sm2Co17型の方が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
しくない結果をもたらす。ｗの値を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を増加しCuを低減して
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。また、前述したように、Ce2Co17型は
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（CoCuFeM）z組成においては、ｘ＜0.5
が望ましい。 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
望の形の磁石を製造することもできる。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 高周波溶融炉を用いて、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
のマクロ製織は、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、Sm0.9
Ce0.1（Co0.6Co0.08Fe0.3Zr0.02）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
分かるように、Ｂ部の柱状晶帯より得た値は、Ｃ
部の等軸帯よりも得たものより、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−Ce−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
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。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Ceで置換すると、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。
又、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な完了する
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
ことが明らかなつている（A.Ohno、H.Motegi
and H.soda：Trans.ISIJ.11（1971）18）。 本系のSm−Ce−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、全ての性能のわたつてすぐ
れた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。 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-xCex（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
化合物とSm2Co17型化合物に分離する。4πIsの値
は、Sm2Co17型の方が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
しくない結果をもたらす。ｗの値を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を増加しCuを低減して
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。また、前述したように、Ce2Co17型は
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（CoCuFeM）z組成においては、ｘ＜0.5
が望ましい。 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
望の形の磁石を製造することもできる。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 高周波溶融炉を用いて、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
のマクロ製織は、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、Sm0.9
Ce0.1（Co0.6Co0.08Fe0.3Zr0.02）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
分かるように、Ｂ部の柱状晶帯より得た値は、Ｃ
部の等軸帯よりも得たものより、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合磁石を製造した。ただ
し、溶体処理は、1150〜1180℃の間で最も最適な
温度で、10時間行つた。
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合磁石を製造した。ただ
し、溶体処理は、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。（SmCe）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。（SmCe）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ずつ、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
微細になつた粉は、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、Ce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
微細になつた粉は、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、Ce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、160℃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、160℃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かる。
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かる。
【表】
【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Ce
を入れて価格を低下せしめ、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
系、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。
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Ce
を入れて価格を低下せしめ、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
系、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図である。第４図は、
Sm0.9Ce0.1（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、Sm0.8Ce0.2（Co0.676-uCuu
Fe0.3Zr0.024）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-xCex（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図である。第４図は、
Sm0.9Ce0.1（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、Sm0.8Ce0.2（Co0.676-uCuu
Fe0.3Zr0.024）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-xCex（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-xCex（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 |
|---|---|---|---|
| JP55184340A JPS57107009A (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 |
|---|---|---|---|
| JP55184340A JPS57107009A (en) | 1980-12-25 | 1980-12-25 | Permanent magnet made of rare-earth cobalt |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57107009A JPS57107009A (en) | 1982-07-03 |
| JPS648460B2 true JPS648460B2 (ja) | 1989-02-14 |
Family
ID=16151580
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55184340A Granted JPS57107009A (en) | 1980-12-25 | 1980-12-25 | Permanent magnet made of rare-earth cobalt |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57107009A (ja) |
Family Cites Families (7)
| 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 |
| 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
- 1980-12-25 JP JP55184340A patent/JPS57107009A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57107009A (en) | 1982-07-03 |