JPS5822349A - 希土類永久磁石 - Google Patents
希土類永久磁石Info
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- JPS5822349A JPS5822349A JP56122005A JP12200581A JPS5822349A JP S5822349 A JPS5822349 A JP S5822349A JP 56122005 A JP56122005 A JP 56122005A JP 12200581 A JP12200581 A JP 12200581A JP S5822349 A JPS5822349 A JP S5822349A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明はＳｍｓ Ｃ０ｔｙ飄結晶を用いた析出硬化型磁
石に関するものである。さらに詳しく述べれば、Ｓｍ
−Ｃｏ −Ｃｕ −Ｆｅ −ＴＩ −Ｃ−Ｍ （Ｍ Ｉ
ｄ、５ｓｓｅｓ’ｒｅｓＣｅ−、Ｐｂ１Ｃｄ−、Ｂｌ、
８１ ％ Ｏ中の少くとも１種以上を示す。以下この表
記に従う。）合金の溶解鋳造時、縦索Ｃと＃特殊元素Ｍ
の効果によシ、骸合金の鋳造マクロ組織をできるだけ多
く柱状晶化させ、蚊柱状晶の多い合金を磁気硬化のため
の熱処理を行ない、その後、粉砕、磁場成形し、バイン
ダーによ多結合強化した永久磁石に関するものである。
石に関するものである。さらに詳しく述べれば、Ｓｍ
−Ｃｏ −Ｃｕ −Ｆｅ −ＴＩ −Ｃ−Ｍ （Ｍ Ｉ
ｄ、５ｓｓｅｓ’ｒｅｓＣｅ−、Ｐｂ１Ｃｄ−、Ｂｌ、
８１ ％ Ｏ中の少くとも１種以上を示す。以下この表
記に従う。）合金の溶解鋳造時、縦索Ｃと＃特殊元素Ｍ
の効果によシ、骸合金の鋳造マクロ組織をできるだけ多
く柱状晶化させ、蚊柱状晶の多い合金を磁気硬化のため
の熱処理を行ない、その後、粉砕、磁場成形し、バイン
ダーによ多結合強化した永久磁石に関するものである。
本発明の目的は、ａｍ Ｃｏ Ｃｕ Ｆｅ−Ｔｉ
Ｃ−Ｍよシなる合金の磁気性能を向上させるのに、
合金インゴットの鋳造組織をできるだけ多く柱状晶化さ
せることにある０ 我々は、特願昭５５−４２２６号でＳｍ−Ｃｏ−Ｃｕ
−Ｆｅ−Ｚｒ系で、合金のインゴットを柱状晶にすると
、等軸晶および、チル晶に比べて、この合金を使用した
磁石の磁気性能が格段とよくなることを示し九〇本発明
は、該事実がＳｍ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｔｉ系合金に炭
素Ｃと特殊元素Ｍを複合添加して柱状組織を増大させて
も、同様な効果が得られることを示したものである。
Ｃ−Ｍよシなる合金の磁気性能を向上させるのに、
合金インゴットの鋳造組織をできるだけ多く柱状晶化さ
せることにある０ 我々は、特願昭５５−４２２６号でＳｍ−Ｃｏ−Ｃｕ
−Ｆｅ−Ｚｒ系で、合金のインゴットを柱状晶にすると
、等軸晶および、チル晶に比べて、この合金を使用した
磁石の磁気性能が格段とよくなることを示し九〇本発明
は、該事実がＳｍ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｔｉ系合金に炭
素Ｃと特殊元素Ｍを複合添加して柱状組織を増大させて
も、同様な効果が得られることを示したものである。
本発明は、鋳造インゴットの塊をそのまま熱処理し、粉
砕、バインダーとの混合、磁場中成形、バインダーを結
合強化して磁石を製造する１樹脂蔦メタル、またはセラ
ミック結合飄磁石の高性能化に極めて有効である０すな
わち、粉砕前までの工程は鋳造磁石と変らず、鋳造イン
ゴットの結晶状態をそのｔま用いるので、前記したよう
な高性能な磁気特性が得られる柱状晶を、鋳造インゴッ
トに微量添加した炭素Ｃと特殊元素Ｍの効果によシ、で
惠るだけ多く生成させれば高性能の磁石を得ることは可
能である。
砕、バインダーとの混合、磁場中成形、バインダーを結
合強化して磁石を製造する１樹脂蔦メタル、またはセラ
ミック結合飄磁石の高性能化に極めて有効である０すな
わち、粉砕前までの工程は鋳造磁石と変らず、鋳造イン
ゴットの結晶状態をそのｔま用いるので、前記したよう
な高性能な磁気特性が得られる柱状晶を、鋳造インゴッ
トに微量添加した炭素Ｃと特殊元素Ｍの効果によシ、で
惠るだけ多く生成させれば高性能の磁石を得ることは可
能である。
一般に溶融金属が、るつ埋から鋳蓋に注入されると、鋳
型から凝固が開始する。これは、固体異物質と接解した
エングリオ（晶芽）は、接触しない−ｔ’融液中に漂っ
ているものに比べて、安定該生成に対するエネルギー障
壁が小さく表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
０第１図に示すよりなＡ鋳塊最外層の結晶の競争成長領
域をチル層と呼んでいる。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０結晶の成長中、優先方位が熱流に近い稿長く生
き残夛、他の結晶は淘汰される結果、結晶の数は鋳塊内
部にゆくに従って少＜ｔｈｓ柱状晶帯が形成される０条
件が整えば柱−状晶帯がぶつか夛合い凝固は完了するが
、通常第１図に示すように、柱状晶の内部に等軸晶が生
成する。等軸晶の主因については、以前はよく知られて
いなかったが、現在では鋳型とか冷却された漫画で形成
された結晶が遊離して自由晶となシ、この自由晶が等軸
晶体を形成することが明らかになっている０ （ＡｅＯ
ｈｎｏ、ＴａＭｏｔｅｇｉ ａｎｄＨｅｓｏｄａ：Ｔｒ
ａｎｓ。
型から凝固が開始する。これは、固体異物質と接解した
エングリオ（晶芽）は、接触しない−ｔ’融液中に漂っ
ているものに比べて、安定該生成に対するエネルギー障
壁が小さく表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
０第１図に示すよりなＡ鋳塊最外層の結晶の競争成長領
域をチル層と呼んでいる。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０結晶の成長中、優先方位が熱流に近い稿長く生
き残夛、他の結晶は淘汰される結果、結晶の数は鋳塊内
部にゆくに従って少＜ｔｈｓ柱状晶帯が形成される０条
件が整えば柱−状晶帯がぶつか夛合い凝固は完了するが
、通常第１図に示すように、柱状晶の内部に等軸晶が生
成する。等軸晶の主因については、以前はよく知られて
いなかったが、現在では鋳型とか冷却された漫画で形成
された結晶が遊離して自由晶となシ、この自由晶が等軸
晶体を形成することが明らかになっている０ （ＡｅＯ
ｈｎｏ、ＴａＭｏｔｅｇｉ ａｎｄＨｅｓｏｄａ：Ｔｒ
ａｎｓ。
ｌ５ＩＪ、１１（１９７１）１８）。
Ｓｍ−Ｃｏ −Ｃｕ−Ｆｅ −Ｔｉ −Ｃ−Ｍ 系の
７元合金を使用した磁石は、析出硬化屋、あるいは２相
分離蓋磁石と呼ばれる。これは、マトリックス中に異相
を析出させ、磁気硬化させるためである。本系統の磁石
は、最初Ｓｍ−Ｃｏ−ＣｕＳ元系合金で、主に３ｍ意Ｃ
ｏ１ｙ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ｄｊ ｏＣＯＡ＠”Ｍｅと置換
してゆくと、ある量まで飽和磁化４ｘよりが増加するこ
とが知られている。４πＩｓが増大する範囲でしかも、
結晶が一軸易方性を示すのは、Ｓｍｓ （Ｃｏｗ−ｘＦ
ｅ ｘ ） ｕで示すと、Ｘが０〜α６の範囲である。
７元合金を使用した磁石は、析出硬化屋、あるいは２相
分離蓋磁石と呼ばれる。これは、マトリックス中に異相
を析出させ、磁気硬化させるためである。本系統の磁石
は、最初Ｓｍ−Ｃｏ−ＣｕＳ元系合金で、主に３ｍ意Ｃ
ｏ１ｙ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ｄｊ ｏＣＯＡ＠”Ｍｅと置換
してゆくと、ある量まで飽和磁化４ｘよりが増加するこ
とが知られている。４πＩｓが増大する範囲でしかも、
結晶が一軸易方性を示すのは、Ｓｍｓ （Ｃｏｗ−ｘＦ
ｅ ｘ ） ｕで示すと、Ｘが０〜α６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ｏ Ｓｍｓ （Ｃｏ Ｃｕ Ｆｅ ） ｔｙに、さ
らにＴｉを加えると、Ｔｌ 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、Ｔ１を加えると
、Ｃｕ Ｏ量が少なくなっても、また鉄の量が多くなっ
ても、実用磁石として充分な保磁力１Ｈｃが得られ高エ
ネルギー積の磁石の作製が可能になった。
ないｏ Ｓｍｓ （Ｃｏ Ｃｕ Ｆｅ ） ｔｙに、さ
らにＴｉを加えると、Ｔｌ 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、Ｔ１を加えると
、Ｃｕ Ｏ量が少なくなっても、また鉄の量が多くなっ
ても、実用磁石として充分な保磁力１Ｈｃが得られ高エ
ネルギー積の磁石の作製が可能になった。
本合金では前述したように、チル晶帯、柱状晶帯、そし
て等軸晶帯のうちで柱状晶帯が磁石にするのに最も優れ
ている仁とが明らかになったＯまた、合金に炭素Ｃと特
殊元素Ｍを微量添加して、インゴット中の柱状晶帯域を
増大させ丸ものの方が、同一条件で鋳込んだインゴット
と比較して優れている０今、例を樹脂結合型希土類コノ
（ルト磁石にとって説明する０この磁石は第２図に示す
ような方法で磁石合金を磁石にする０製法を全く同じに
して、等軸晶合金、柱状晶合金とチル晶合金を磁石にし
てみると、柱状晶合金が、飽和磁化４πＩ＠、保磁力１
）（ｃ） ｂＨｃあるいはヒステリシスループの角形性
にと、全ての性能にわたってすぐれていることが分った
０逆に、等軸晶合金およびチル晶合金が性能的に劣って
いるｏｔた、同一条件で鋳込んだもので、炭素Ｃと特殊
元素Ｍを微量添加して柱状晶帯域を増大させたインゴッ
トと、炭素Ｃと特殊元素Ｍを添加しないインゴットでは
、炭素Ｃと特殊元素Ｍを添加して柱状晶帯域を増大させ
たものの方が性能が優れている０ 柱状晶合金は、結晶が揃っているので磁石にした時の一
軸方向への配向性がよくなる。また、該合金は、熱処理
によってできる析出物が他のものに比べ均一になると考
えられる。このためヒステリシスの角形性がよくなる。
て等軸晶帯のうちで柱状晶帯が磁石にするのに最も優れ
ている仁とが明らかになったＯまた、合金に炭素Ｃと特
殊元素Ｍを微量添加して、インゴット中の柱状晶帯域を
増大させ丸ものの方が、同一条件で鋳込んだインゴット
と比較して優れている０今、例を樹脂結合型希土類コノ
（ルト磁石にとって説明する０この磁石は第２図に示す
ような方法で磁石合金を磁石にする０製法を全く同じに
して、等軸晶合金、柱状晶合金とチル晶合金を磁石にし
てみると、柱状晶合金が、飽和磁化４πＩ＠、保磁力１
）（ｃ） ｂＨｃあるいはヒステリシスループの角形性
にと、全ての性能にわたってすぐれていることが分った
０逆に、等軸晶合金およびチル晶合金が性能的に劣って
いるｏｔた、同一条件で鋳込んだもので、炭素Ｃと特殊
元素Ｍを微量添加して柱状晶帯域を増大させたインゴッ
トと、炭素Ｃと特殊元素Ｍを添加しないインゴットでは
、炭素Ｃと特殊元素Ｍを添加して柱状晶帯域を増大させ
たものの方が性能が優れている０ 柱状晶合金は、結晶が揃っているので磁石にした時の一
軸方向への配向性がよくなる。また、該合金は、熱処理
によってできる析出物が他のものに比べ均一になると考
えられる。このためヒステリシスの角形性がよくなる。
また析出物の結晶構造、形態も等輪具のものに比べｉＨ
ｃをよく高める方向に形成されると考えられる。
ｃをよく高める方向に形成されると考えられる。
このため、本合金を鋳型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、製造上置も大切なことは、等輪具帯を防ぎ柱状晶帯
の比率を大きくすることである。このようなことから、
Ｓｍ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｔｌ系合金に、炭素ＣとＳ、
Ｓｅ、 Ｔｅ、 Ｃｅ、 Ｐｂ、。
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、製造上置も大切なことは、等輪具帯を防ぎ柱状晶帯
の比率を大きくすることである。このようなことから、
Ｓｍ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｔｌ系合金に、炭素ＣとＳ、
Ｓｅ、 Ｔｅ、 Ｃｅ、 Ｐｂ、。
Ｃｄ、 Ｂｉ、Ｓｔ、等を微量添加して鋳造することに
より、融体から結晶化の核生成を促進させる酸化物や、
窒化物等を炭化物硫化物等で包み込んで該作用を不活性
化させたシ、炭素Ｃ１特殊元素Ｍと融体中の酸素、窒素
等が結合して、結晶生成の核と表る酸化物、窒化物勢の
発生を少くして、等輪具の形成をできるだけ抑えている
０ この場合、添加元素によシその効果は必ずしも同等では
ないが、柱状晶を促進させるＯＫ果す役割シは同じであ
る○を九、組成的には柱状晶化によって最も効果が期待
されるのは、組成を原子比を用いた組成穴で、 Ｓｍ （Ｃｏ１−ｔｒ−ｖ−ｖ−ｘｃｕ ［７Ｆｅ ｖ
Ｔｉ ｗｃ ＸＭＹ ） Ｚと表現したとき、 ０〈Ｕ＜α３ ０ ＜Ｖ＜ａ ６ ｏ＜ｗｒａｔ Ｏ〈Ｘ〈α０５ ０〈Ｙ〈α１ ５、０ ＜ Ｚ ＜ ９．０ であることが確認された。また高性能な磁石を得るため
によシ好ましい組成範囲は、 ０ ＜Ｕ＜ ＣＬ ２ ０くｖ〈α５ ０くＷ〈α１ ０〈Ｘ〈α０５ ０ ＜Ｙ＜ （Ｌ １ ｂ、５＜ｚ＜ｑ、。
より、融体から結晶化の核生成を促進させる酸化物や、
窒化物等を炭化物硫化物等で包み込んで該作用を不活性
化させたシ、炭素Ｃ１特殊元素Ｍと融体中の酸素、窒素
等が結合して、結晶生成の核と表る酸化物、窒化物勢の
発生を少くして、等輪具の形成をできるだけ抑えている
０ この場合、添加元素によシその効果は必ずしも同等では
ないが、柱状晶を促進させるＯＫ果す役割シは同じであ
る○を九、組成的には柱状晶化によって最も効果が期待
されるのは、組成を原子比を用いた組成穴で、 Ｓｍ （Ｃｏ１−ｔｒ−ｖ−ｖ−ｘｃｕ ［７Ｆｅ ｖ
Ｔｉ ｗｃ ＸＭＹ ） Ｚと表現したとき、 ０〈Ｕ＜α３ ０ ＜Ｖ＜ａ ６ ｏ＜ｗｒａｔ Ｏ〈Ｘ〈α０５ ０〈Ｙ〈α１ ５、０ ＜ Ｚ ＜ ９．０ であることが確認された。また高性能な磁石を得るため
によシ好ましい組成範囲は、 ０ ＜Ｕ＜ ＣＬ ２ ０くｖ〈α５ ０くＷ〈α１ ０〈Ｘ〈α０５ ０ ＜Ｙ＜ （Ｌ １ ｂ、５＜ｚ＜ｑ、。
である。これは、特許請求範囲に示しである組成域と同
一である。それでは以下に成分と組成域を限定した理由
を述べる。
一である。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、３ｍ−Ｃ。
系が基本である。ＣｕはＳｎ１ｍＣ０ｔｙ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ｉＨｅは向上する◎しかし、４ｔＩｓは低下する。
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ｉＨｅは向上する◎しかし、４ｔＩｓは低下する。
この丸め、実用磁石材料としては、Ｓｍ（Ｃｏｔ ＵＣ
ｕυ）ｚ中のυの値は、［Ｌ２ｔでか限度である０２の
値がｓくｚ＜ａｓの間にある時には、Ｓｍ−Ｃｏ合金は
Ｓｍ ｃ ｏ ｍ型化合物１ ｇｍｍｃｏｓｖ型化合物
に分離する。
ｕυ）ｚ中のυの値は、［Ｌ２ｔでか限度である０２の
値がｓくｚ＜ａｓの間にある時には、Ｓｍ−Ｃｏ合金は
Ｓｍ ｃ ｏ ｍ型化合物１ ｇｍｍｃｏｓｖ型化合物
に分離する。
４ｔｌｔ＊の値は、ＳｍｊＣＯｎＯ方が２０％高い。依
って、高４ｔＩｍを実現するためＫは、２は４５以上が
望ましい。一方２が９０以上になると、ｉＨｅは著しく
低下するとともに、ＣｏＦｅ相が多く出て来てしまいヒ
ステリシスルーズの角形性を悪くするので好ましくない
。ＴＩは著しく合金の４ｘＩｍを低下させるので、α１
以上入れると、Ｆｅを増ヤし、Ｃｕ を低減して４ｒＩ
ｉを高めた意味がなくなるＯＣは、多くなるに従って４
ｇＩａＸｉＨｃが低下するので、その限界を考慮して上
限をｃＬＯＳとした。
って、高４ｔＩｍを実現するためＫは、２は４５以上が
望ましい。一方２が９０以上になると、ｉＨｅは著しく
低下するとともに、ＣｏＦｅ相が多く出て来てしまいヒ
ステリシスルーズの角形性を悪くするので好ましくない
。ＴＩは著しく合金の４ｘＩｍを低下させるので、α１
以上入れると、Ｆｅを増ヤし、Ｃｕ を低減して４ｒＩ
ｉを高めた意味がなくなるＯＣは、多くなるに従って４
ｇＩａＸｉＨｃが低下するので、その限界を考慮して上
限をｃＬＯＳとした。
Ｍは、添加元素により多少効果は異まるが、ある量以上
になると４πＩｍ、１）（ｃが低下するので、その限界
を考慮して上限を１１とした。尚、これらはｉ合添加の
合計量を示しており、その比率は特に規定しない。
になると４πＩｍ、１）（ｃが低下するので、その限界
を考慮して上限を１１とした。尚、これらはｉ合添加の
合計量を示しており、その比率は特に規定しない。
バインダーは各種ポリマー、例えば、エポキシ、フェノ
ール、ゴム、ポリエステルなど又は、メタルバインダー
で、融点が４００υ以下の低融点合金が好ましい。
ール、ゴム、ポリエステルなど又は、メタルバインダー
で、融点が４００υ以下の低融点合金が好ましい。
以下実施例に従って本発明を説明する０実施例１
鋳造後Ｓｍ （ＣＯａ＋ｉ Ｃｕ＆ｅｆ Ｆｅ＆ＨＴｉ
ａ＠ｓ Ｃａ５ｔ ５ａｅｘ ）ａ２の組成になるよ
う原料を調合し、全部で１ｋｌの合金を、高周波炉を用
いてＡｒ ガス雰囲気中で溶解し、第３図に示されるよ
うな鉄製の鋳型に湯温１５５０υで鋳込んだ０溶湯は主
に側壁から冷却され、第１図に示すような組織形態をと
った０第１図はインゴットを中心で切断したときの組織
を示す。これらの部分で、チル層をＡ１柱状組織をＢ１
そして等軸組縁をＣとする。合金インゴットのＡ、Ｂ、
Ｃ部よシそれぞれの鋳造塊を切り出し、第２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、１
１５０υで５′６時間、時効処理は８２０℃で１６時間
アルゴン雰囲気中で行った。
ａ＠ｓ Ｃａ５ｔ ５ａｅｘ ）ａ２の組成になるよ
う原料を調合し、全部で１ｋｌの合金を、高周波炉を用
いてＡｒ ガス雰囲気中で溶解し、第３図に示されるよ
うな鉄製の鋳型に湯温１５５０υで鋳込んだ０溶湯は主
に側壁から冷却され、第１図に示すような組織形態をと
った０第１図はインゴットを中心で切断したときの組織
を示す。これらの部分で、チル層をＡ１柱状組織をＢ１
そして等軸組縁をＣとする。合金インゴットのＡ、Ｂ、
Ｃ部よシそれぞれの鋳造塊を切り出し、第２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、１
１５０υで５′６時間、時効処理は８２０℃で１６時間
アルゴン雰囲気中で行った。
ボールミル法によ如平均粒度１２＃に粉砕された磁石微
粉末に、バインダーとしてのエポキシ樹脂１．８ｗｔ％
を混練した。この混練した混合瞼を１６ＫＧ磁場中でプ
レス成形し、成形体に適度な熱を加えて樹脂を硬化させ
（キエア処理）、磁石を完成させ九。結果を第１表に示
す。表より分かるように、Ｂ部の゛柱状晶帯より得た磁
気性能は、Ｃ部の等輪具帯よシ得たものよシ、たいへん
優れているｏＡ部のチル晶帯は、Ｂ部のものと比べて低
いとはいえ、Ｃ部よシも優れている。
粉末に、バインダーとしてのエポキシ樹脂１．８ｗｔ％
を混練した。この混練した混合瞼を１６ＫＧ磁場中でプ
レス成形し、成形体に適度な熱を加えて樹脂を硬化させ
（キエア処理）、磁石を完成させ九。結果を第１表に示
す。表より分かるように、Ｂ部の゛柱状晶帯より得た磁
気性能は、Ｃ部の等輪具帯よシ得たものよシ、たいへん
優れているｏＡ部のチル晶帯は、Ｂ部のものと比べて低
いとはいえ、Ｃ部よシも優れている。
第 １ 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、 Ｓ Ｑ ＝ Ｈｋ ／ ｉＨｃ で与えられるＯＨｋは、４ｔニ−Ｈ減磁曲線上でα９Ｂ
ｒ で与える磁場の大きさである０これらの結果よシ、
Ｂ部の柱状晶の部分が最も性能が優れていることが明ら
かになったｏＡ部のチル晶帯は、鋳壁のごく近傍のみに
生成するもので、インゴット全体ではごくわずかである
から、インゴット製造上置も大切なことは、いかにして
勢輪具の生成を１□１１゜ 抑え、柱状晶を発達させるかである０尚本実施例に用い
たＡ部には、λ部の発生状況からして、ある１度の柱状
晶Ｂの部分が入っていると思われる。
標で、 Ｓ Ｑ ＝ Ｈｋ ／ ｉＨｃ で与えられるＯＨｋは、４ｔニ−Ｈ減磁曲線上でα９Ｂ
ｒ で与える磁場の大きさである０これらの結果よシ、
Ｂ部の柱状晶の部分が最も性能が優れていることが明ら
かになったｏＡ部のチル晶帯は、鋳壁のごく近傍のみに
生成するもので、インゴット全体ではごくわずかである
から、インゴット製造上置も大切なことは、いかにして
勢輪具の生成を１□１１゜ 抑え、柱状晶を発達させるかである０尚本実施例に用い
たＡ部には、λ部の発生状況からして、ある１度の柱状
晶Ｂの部分が入っていると思われる。
実施例２
実施例１と同様な方法で、第２表に示されている組成の
合金から樹脂結合磁石を製造した。但し、溶体化処理は
１１２０〜１１８０υの間で最も適切な温度で１８時間
行った。
合金から樹脂結合磁石を製造した。但し、溶体化処理は
１１２０〜１１８０υの間で最も適切な温度で１８時間
行った。
第２表
本実施例は％ Ｂ部 Ｃ部のインゴットに対して行なっ
た。結果を第４図に示す。Ｆｅの量が増加していっても
、柱状晶帯Ｂの方が良い磁気性能が得られる。これによ
シ、ある程度Ｆｅ の量を高めても、ある程度のｉＨＣ
が得られることが明らかになった。
た。結果を第４図に示す。Ｆｅの量が増加していっても
、柱状晶帯Ｂの方が良い磁気性能が得られる。これによ
シ、ある程度Ｆｅ の量を高めても、ある程度のｉＨＣ
が得られることが明らかになった。
実施例３
実施例２と全く同し方法で、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。 Ｓｍ（
Ｃｏ Ｃｕ Ｆｅ ＴＩ Ｍ）ｓＪｌ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、等輪島のものに比べて、低Ｃｕ組成までｉＨｃは高
い値が得られることが分かる。また、角形性も柱状晶部
の方が優れている０ 籐 ３ 表 実施例４ 実施例２と全く同じ方法で、第４表の組成の合金から樹
脂結合磁石を製造した０合金鋳造時の湯温は１６００υ
である。鋳造インゴットは第１図に示すような断面マク
ロ組織になっている。Ｂの柱状組織の割合は、合金＆１
では約５３・％、４合金ム２〜４では７８〜８８％、合
金＆５〜６では６５〜８０％であった。柱状組織の割合
はインゴット断面を顕微鏡で観察し、メツシー法で推定
した０＃１４表 結果を第５表に示す。第５表から分かる通シ、柱状組織
が最も多いものが、最も磁気性能が優れている。このよ
うに、合金組成に、Ｓ ％Ｓｅ） Ｔｅ％ＣｅＸＰｂ、
ＣｄＸＢ１、Ｓｉ等の特殊元素Ｍと炭素Ｃを微量添加
して、柱状組織をできるだけ促進させるようにすること
によシ、磁気性能の向上がはかられていることが分かる
。
脂結合磁石を製造した。結果を第５図に示す。 Ｓｍ（
Ｃｏ Ｃｕ Ｆｅ ＴＩ Ｍ）ｓＪｌ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、等輪島のものに比べて、低Ｃｕ組成までｉＨｃは高
い値が得られることが分かる。また、角形性も柱状晶部
の方が優れている０ 籐 ３ 表 実施例４ 実施例２と全く同じ方法で、第４表の組成の合金から樹
脂結合磁石を製造した０合金鋳造時の湯温は１６００υ
である。鋳造インゴットは第１図に示すような断面マク
ロ組織になっている。Ｂの柱状組織の割合は、合金＆１
では約５３・％、４合金ム２〜４では７８〜８８％、合
金＆５〜６では６５〜８０％であった。柱状組織の割合
はインゴット断面を顕微鏡で観察し、メツシー法で推定
した０＃１４表 結果を第５表に示す。第５表から分かる通シ、柱状組織
が最も多いものが、最も磁気性能が優れている。このよ
うに、合金組成に、Ｓ ％Ｓｅ） Ｔｅ％ＣｅＸＰｂ、
ＣｄＸＢ１、Ｓｉ等の特殊元素Ｍと炭素Ｃを微量添加
して、柱状組織をできるだけ促進させるようにすること
によシ、磁気性能の向上がはかられていることが分かる
。
ｍｓ表
実施例５
第６表に示す組成の合金を、実施例２と全く同じ方法で
樹脂結合磁石を製造した。結果を第７表に示す。
樹脂結合磁石を製造した。結果を第７表に示す。
第 ６ 表
第７表
上記のごとく、ｚの値を変化させても充分高い磁気性能
を有する磁石を得ることができた。
を有する磁石を得ることができた。
このように、Ｓｍ −Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｔ１合金に、
炭素ＣとＳ ｓ Ｓｅ、 Ｔ’ｓ、Ｃ６％ ＰＪ Ｃｄ
） Ｂｉ、８１等を微量添加することによシ、合金イン
ゴットの柱状晶化を一層促進させ、樹脂、メタル、また
はセラミック結合の８ｍｍＣｏ１ｍ！磁石の高性能化が
なされた。
炭素ＣとＳ ｓ Ｓｅ、 Ｔ’ｓ、Ｃ６％ ＰＪ Ｃｄ
） Ｂｉ、８１等を微量添加することによシ、合金イン
ゴットの柱状晶化を一層促進させ、樹脂、メタル、また
はセラミック結合の８ｍｍＣｏ１ｍ！磁石の高性能化が
なされた。
本発明の高性能磁石は、時計用ステップモーター、マイ
クロスピーカー、コアレスモーター、磁気センサー外ど
広く工業的用途を持つものである。
クロスピーカー、コアレスモーター、磁気センサー外ど
広く工業的用途を持つものである。
第１図は、鋳蓋に鋳込んだインゴットの中心を縦方向に
切断したときの断面である。ＡＸＢ、Ｃはそれぞれチル
層、柱状晶、そして等軸層を示すＯＤは金曹の断面であ
る０ 第２図は、樹脂結合型磁石の製造工程を示す。 第３図は、鉄製鋳型を示す０肉厚はすべて１５鴎である
。長さの単位は閤である。 第４図は、Ｓｍ（ＣｏａｓｒにｕａｏｙＦｅｖＴｉａｏ
ｚＣａｏｔＳｔｏｌ）ａｔの組成において、■を変化さ
せた時の樹脂結合磁石の磁気性能を示す０ 第５図は、 Ｓｍ（Ｃｏａｔｓ−ｔｒｃｕｔｒＦｅ５Ｌ
ｚｓＴｉａｏ＜ａｅ意ｓａｏｘ）ｍｓ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０ 以 上 出願人 株式会社諏訪精工舎 代理人弁理士 最 上 務
切断したときの断面である。ＡＸＢ、Ｃはそれぞれチル
層、柱状晶、そして等軸層を示すＯＤは金曹の断面であ
る０ 第２図は、樹脂結合型磁石の製造工程を示す。 第３図は、鉄製鋳型を示す０肉厚はすべて１５鴎である
。長さの単位は閤である。 第４図は、Ｓｍ（ＣｏａｓｒにｕａｏｙＦｅｖＴｉａｏ
ｚＣａｏｔＳｔｏｌ）ａｔの組成において、■を変化さ
せた時の樹脂結合磁石の磁気性能を示す０ 第５図は、 Ｓｍ（Ｃｏａｔｓ−ｔｒｃｕｔｒＦｅ５Ｌ
ｚｓＴｉａｏ＜ａｅ意ｓａｏｘ）ｍｓ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０ 以 上 出願人 株式会社諏訪精工舎 代理人弁理士 最 上 務
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 サマリウム（Ｓｍ ）、コバルト（Ｃｏ）、鋼（Ｃｕ）
、鉄（Ｆｅ）、チタｙ（Ｔｌ）、炭素（Ｃ）、およびＭ
〔Ｍは、イオウ（Ｓ）、セレン（Ｓｅ）、テルル（Ｔｅ
）、セリウム（Ｃｅ）、鉛（Ｐｂ）、カドミウム（Ｃｄ
）、ビスマス（Ｂｌ）、ケイ素（Ｓｌ）の中の少くとも
１種以上〕からなる合金において、その組成が原子比を
用いた組成式で、 Ｓｍ （Ｃｏｔ −Ｕ −Ｖ −Ｗ −Ｘ−ＹＣｕ Ｕ
Ｆｅ ｖ ＴＩ ＷＣＸＭＹ）Ｚと表現した時、組成
の範囲が ０〈Ｕ〈Ｃ２ ０〈■くＣ５ ０＜Ｗ＜ ［１１ ０〈Ｘくα０５ ０ ＜Ｙ＜ （Ｌ １ ｔｓ＜Ｚくｔ、。 であるところのＳｍ讃Ｃｏ−ｖ’ｌｉ結晶を主体とした
合金で、しかも鋳造時のインゴットのマクロ組織が主に
柱状組織である該合金からなることを特徴とする希土類
コバルト磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56122005A JPS5822349A (ja) | 1981-08-04 | 1981-08-04 | 希土類永久磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56122005A JPS5822349A (ja) | 1981-08-04 | 1981-08-04 | 希土類永久磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5822349A true JPS5822349A (ja) | 1983-02-09 |
| JPH0147542B2 JPH0147542B2 (ja) | 1989-10-16 |
Family
ID=14825200
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56122005A Granted JPS5822349A (ja) | 1981-08-04 | 1981-08-04 | 希土類永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5822349A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007237806A (ja) * | 2006-03-06 | 2007-09-20 | Honda Motor Co Ltd | フロアパネル構造 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5137817A (ja) * | 1974-07-31 | 1976-03-30 | Bbc Brown Boveri & Cie | |
| JPS5186791A (en) * | 1974-12-18 | 1976-07-29 | Bbc Brown Boveri & Cie | Samariumu kobaruto do oyobi tetsuojusurueikyujishakuzairyo oyobi sonoseiho |
| JPS52141416A (en) * | 1977-04-27 | 1977-11-25 | Hitachi Metals Ltd | Permanent magnetic alloy |
| JPS5629639A (en) * | 1979-08-17 | 1981-03-25 | Seiko Instr & Electronics Ltd | Amorphous rare earth magnets and producing thereof |
-
1981
- 1981-08-04 JP JP56122005A patent/JPS5822349A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5137817A (ja) * | 1974-07-31 | 1976-03-30 | Bbc Brown Boveri & Cie | |
| JPS5186791A (en) * | 1974-12-18 | 1976-07-29 | Bbc Brown Boveri & Cie | Samariumu kobaruto do oyobi tetsuojusurueikyujishakuzairyo oyobi sonoseiho |
| JPS52141416A (en) * | 1977-04-27 | 1977-11-25 | Hitachi Metals Ltd | Permanent magnetic alloy |
| JPS5629639A (en) * | 1979-08-17 | 1981-03-25 | Seiko Instr & Electronics Ltd | Amorphous rare earth magnets and producing thereof |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007237806A (ja) * | 2006-03-06 | 2007-09-20 | Honda Motor Co Ltd | フロアパネル構造 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0147542B2 (ja) | 1989-10-16 |
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