JPS5823405A - 希土類永久磁石 - Google Patents
希土類永久磁石Info
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- JPS5823405A JPS5823405A JP56122008A JP12200881A JPS5823405A JP S5823405 A JPS5823405 A JP S5823405A JP 56122008 A JP56122008 A JP 56122008A JP 12200881 A JP12200881 A JP 12200881A JP S5823405 A JPS5823405 A JP S5823405A
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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
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明はＳｍｚ−ｃｏｔ７型結晶全結晶た析出硬化型磁
石に関するものである。さらに詳しく述べれば、ａｍ−
Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｎｂ−Ｃ−Ｍ（Ｍは、ｓ。
石に関するものである。さらに詳しく述べれば、ａｍ−
Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｎｂ−Ｃ−Ｍ（Ｍは、ｓ。
Ｂｅ 、 Ｔｅ 、 Ｃｅ 、 Ｐｂ 、 Ｃｄ 、
Ｂｉ 、 Ｓｉの中の少くとも１種以上を示す。以下こ
の表記に従う。）合金の溶解鋳造時、炭素Ｃと該特殊元
素Ｍの効果により、該合金の鋳造マクロ組織をできるだ
け多く柱状晶化させ、該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
インダーにより結合強化した永久磁石に関するものであ
る。
Ｂｉ 、 Ｓｉの中の少くとも１種以上を示す。以下こ
の表記に従う。）合金の溶解鋳造時、炭素Ｃと該特殊元
素Ｍの効果により、該合金の鋳造マクロ組織をできるだ
け多く柱状晶化させ、該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
インダーにより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、Ｓｍ −Ｃｏ −Ｃｕ −Ｆｅ −Ｎ
ｂ −−Ｃ−Ｍよね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。
ｂ −−Ｃ−Ｍよね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。
我々は、特願昭５５−３２２６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、等輪島および、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た。本発
明は、該事実がＳｍ−Ｃｏ−Ｃｕ −Ｆｅ −Ｎｂ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。
−Ｆｅ −Ｚｒ系で、合金のインゴットを柱状晶にする
と、等輪島および、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た。本発
明は、該事実がＳｍ−Ｃｏ−Ｃｕ −Ｆｅ −Ｎｂ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、鋳造インチ４ツ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、樹脂、メタル、またはセ
ラミック結合型磁石の高性能化に極めて有効である。す
なわち、粉砕前までの工程は鋳造磁石と変らず、鋳造イ
ンゴットの結晶状襲をその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の効果により、
でき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。
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、樹脂、メタル、またはセ
ラミック結合型磁石の高性能化に極めて有効である。す
なわち、粉砕前までの工程は鋳造磁石と変らず、鋳造イ
ンゴットの結晶状襲をその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の効果により、
でき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、固体異物質と接解した
エンブリオ（晶芽）は、接触しないで融液中に漂ってい
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
１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。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
ゆくに従って少くなり、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１図に示すように、柱状晶の内部に等輪島が生成する
０等軸晶の生因については、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、この自由晶が等輪島体を
形成することが明らかになっている（ Ａ 、 ０ｈｎ
ｏ、Ｔ、Ｍｏｔｅｇｉ ａｎｄ Ｈ，５ｏｄａ ：Ｔｒ
ａｎｓ、 ｌ５ＩＪ、１１（１９７１）１８）。
壁から凝固が開始する。これは、固体異物質と接解した
エンブリオ（晶芽）は、接触しないで融液中に漂ってい
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
１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。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
ゆくに従って少くなり、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１図に示すように、柱状晶の内部に等輪島が生成する
０等軸晶の生因については、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、この自由晶が等輪島体を
形成することが明らかになっている（ Ａ 、 ０ｈｎ
ｏ、Ｔ、Ｍｏｔｅｇｉ ａｎｄ Ｈ，５ｏｄａ ：Ｔｒ
ａｎｓ、 ｌ５ＩＪ、１１（１９７１）１８）。
８ｍ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｎｂ、−Ｃ−Ｍ系の７元合金
を使用した磁石は、析出硬化型、あるいは２相分離型磁
石と呼ばれる。これ拡、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冬。
を使用した磁石は、析出硬化型、あるいは２相分離型磁
石と呼ばれる。これ拡、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冬。
本系統の磁石は、最初ＳｍＣｏ−ＣｕＳ元系合金で、主
にＳｍ２ Ｃｏ、？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。
にＳｍ２ Ｃｏ、？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４π
Ｉｓ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、Ｓｍ、
（Ｃｏ、 −ｘ Ｆｅｘ ）＋ｙで示すと、Ｘが０〜
α６の範囲である。この事実はＣｏとＣｕをある程度の
量置換しても変らかい。
Ｉｓ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、Ｓｍ、
（Ｃｏ、 −ｘ Ｆｅｘ ）＋ｙで示すと、Ｘが０〜
α６の範囲である。この事実はＣｏとＣｕをある程度の
量置換しても変らかい。
８ｍｍ （ＣｏＣｕＦｅ ）１？に、さらにＮｂを加え
ると、Ｎｂの量は微量でもたいへん磁気性能の向上がは
かられる。すなわち、Ｎｂを加えると、Ｃｕの量が少な
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ｉＨｃ が得られ高エネルギー積の磁
石の作製が可能になった。
ると、Ｎｂの量は微量でもたいへん磁気性能の向上がは
かられる。すなわち、Ｎｂを加えると、Ｃｕの量が少な
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ｉＨｃ 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
して等輪島帯のうちで柱状晶帯が磁石にするのに最も優
れていることが明らかになった。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
を増大させたものの方が、同一条件で鋳込んだインゴッ
トと比較して優れている。今、例を樹脂結合型希土類コ
バルト磁石にとって説明する。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。製法を全く同じに
して、等輪島合金、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４πＩｓ 、 ｂＨ
ｃ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。逆に、等輪島
合金およびチル晶合金が性能的に劣っている。また、同
一条件て鋳込んだもので、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九インゴットと、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を複合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。
して等輪島帯のうちで柱状晶帯が磁石にするのに最も優
れていることが明らかになった。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
を増大させたものの方が、同一条件で鋳込んだインゴッ
トと比較して優れている。今、例を樹脂結合型希土類コ
バルト磁石にとって説明する。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。製法を全く同じに
して、等輪島合金、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４πＩｓ 、 ｂＨ
ｃ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。逆に、等輪島
合金およびチル晶合金が性能的に劣っている。また、同
一条件て鋳込んだもので、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九インゴットと、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を複合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。
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、談合金は、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。
軸方向への配向性がよくなる。また、談合金は、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、形押も等納品のものに比べ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、製造上置も大切なことは、等輪島帯を防ぎ柱状晶帯
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 −Ｎｂ系合金に、炭素Ｃ
と８＋ Ｓｅｔ Ｔｅ＋Ｃｅｔ Ｐ’ｂ＋ Ｃｄｓ Ｂ
ｉ＋ Ｓｉ等を微量添加して鋳造することＫ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、核作用を不活性化させ
たり、炭素Ｃ１特殊元素Ｍと、融体中の酸素、窒素等が
結合して、結晶生成の核となる酸化物、窒化物等の発生
を少くして、等納品の形成をできるだけ抑えている。
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、等輪島帯を防ぎ柱状晶帯
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 −Ｎｂ系合金に、炭素Ｃ
と８＋ Ｓｅｔ Ｔｅ＋Ｃｅｔ Ｐ’ｂ＋ Ｃｄｓ Ｂ
ｉ＋ Ｓｉ等を微量添加して鋳造することＫ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、核作用を不活性化させ
たり、炭素Ｃ１特殊元素Ｍと、融体中の酸素、窒素等が
結合して、結晶生成の核となる酸化物、窒化物等の発生
を少くして、等納品の形成をできるだけ抑えている。
この場合、添加元素により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のに果す役割りは同じであ
る。また、組成的には柱状晶化によりて最も効果が期待
されるのは、組成を原子比を用いた組成式で、 ａｍ （Ｃｏ１−ｕ−ｖ−ｖ−ｘ−ＹＣｕｕＦｅｖＮｂ
ｗＣｘＭＹ ） ｚと表現したとき、 ０〈ｕ〈α３ ０〈ｖ＜α６ ０ ＜ｗ＜０．１ ０＜ｘ＜［ＬＯ５、Ｏ＜Ｙ＜１１゜ ５．０＜ｚ＜９０ であることが確認された。また高性能な磁石を得るため
によ抄好ましい組成範囲は、 ０〈ｕくα２ ０くｖくα５ ０くＷくα１ ０〈Ｉくα０５．０〈Ｙ＜［１１ ＆ ５ ＜ｚ ＜ ９．０ である。これは、特許請求範囲に示しである組成塘と同
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。
ないが、柱状晶を促進させるのに果す役割りは同じであ
る。また、組成的には柱状晶化によりて最も効果が期待
されるのは、組成を原子比を用いた組成式で、 ａｍ （Ｃｏ１−ｕ−ｖ−ｖ−ｘ−ＹＣｕｕＦｅｖＮｂ
ｗＣｘＭＹ ） ｚと表現したとき、 ０〈ｕ〈α３ ０〈ｖ＜α６ ０ ＜ｗ＜０．１ ０＜ｘ＜［ＬＯ５、Ｏ＜Ｙ＜１１゜ ５．０＜ｚ＜９０ であることが確認された。また高性能な磁石を得るため
によ抄好ましい組成範囲は、 ０〈ｕくα２ ０くｖくα５ ０くＷくα１ ０〈Ｉくα０５．０〈Ｙ＜［１１ ＆ ５ ＜ｚ ＜ ９．０ である。これは、特許請求範囲に示しである組成塘と同
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。
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Ｓｍｚ Ｃｏ□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ｉ
Ｈｃ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、８ｍ （Ｃｏ１−ｕＣｕｕ
） ｚ中のＵの値は、０．２までが限度である。２の
値が５くｚ＜Ｃ５の間にある時には、ａｍ−Ｃｏ合金は
ＳｍＣＯ５型化合物とＳｍｔ Ｃｏ、。
基本である。ＣｕはＳｍｚ Ｃｏ□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ｉ
Ｈｃ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、８ｍ （Ｃｏ１−ｕＣｕｕ
） ｚ中のＵの値は、０．２までが限度である。２の
値が５くｚ＜Ｃ５の間にある時には、ａｍ−Ｃｏ合金は
ＳｍＣＯ５型化合物とＳｍｔ Ｃｏ、。
型化合物に分離する。４π■Ｂの値は、８ｍ４ ＣｏＩ
２の方が２０チ高い。依って、高４πＩｓを実現するた
めには、２は４５以上が望ましい。一方２が９０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。Ｎｂは著しく合金の４πＩ
ｓを低下させるので、ａ１以上入れると、Ｆｅを増やｌ
、、Ｃｕを低減して４ｘよりを高めた意味がなくなる。
２の方が２０チ高い。依って、高４πＩｓを実現するた
めには、２は４５以上が望ましい。一方２が９０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。Ｎｂは著しく合金の４πＩ
ｓを低下させるので、ａ１以上入れると、Ｆｅを増やｌ
、、Ｃｕを低減して４ｘよりを高めた意味がなくなる。
Ｃは、多く、なるに従って／４πＩｓ、 ｉＨｃが低下
するので、その限界を考慮して上限を０．０５としだ。
するので、その限界を考慮して上限を０．０５としだ。
Ｍは、添加元素により多少効果は異なるが、ある量以上
になると一πＩＳ＋１ＨＣが低下するので、その限界を
考慮して上限を［１１とした。同、これらは複合添加の
合計量を示しており、その比率は特に規定しない。
になると一πＩＳ＋１ＨＣが低下するので、その限界を
考慮して上限を［１１とした。同、これらは複合添加の
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４００℃以下の低融点合金が好ましい
。
ンダーで、融点が４００℃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。
実施例１
鋳造後Ｂｍ（Ｃｏ ００６（：ｕｏ、０？ｐｅＯｊａＮ
ｂ０．０２ＣＯ，０２３０，０１） Ｌ！の組成になる
よう原料を調合し、全部でＩＫｆ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１５５０℃で鋳込んだ。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襲をと
った。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Ｂ、
そして等軸組縁をＣとする。合金インゴットのＡ。
ｂ０．０２ＣＯ，０２３０，０１） Ｌ！の組成になる
よう原料を調合し、全部でＩＫｆ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１５５０℃で鋳込んだ。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襲をと
った。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Ｂ、
そして等軸組縁をＣとする。合金インゴットのＡ。
Ｂ、Ｃ部より、それぞれの鋳造塊を切り出し、第２回に
示す製法１に従い樹脂結合磁石を作製した。
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２４時間、時効処理は８１
０℃で１６時間アルゴン雰囲気中で行った。ボールミル
法により平均粒度１ｏμに粉砕された磁石１１粉末Ｋ、
バインダーとしてのエポキシｍＷ１．６Ｗｔチを混練し
た。この混練した混合物を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部の柱状晶帯よし得た磁気性能は、
Ｃ部の等輪島帯より得たものより、たいへん優れている
。Ａ部のチル晶帯は、Ｂ部のものと比べて低いとはいえ
、Ｃ部よりも優れている。
０℃で１６時間アルゴン雰囲気中で行った。ボールミル
法により平均粒度１ｏμに粉砕された磁石１１粉末Ｋ、
バインダーとしてのエポキシｍＷ１．６Ｗｔチを混練し
た。この混練した混合物を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部の柱状晶帯よし得た磁気性能は、
Ｃ部の等輪島帯より得たものより、たいへん優れている
。Ａ部のチル晶帯は、Ｂ部のものと比べて低いとはいえ
、Ｃ部よりも優れている。
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、 ＳＱ ＝ Ｈｋ ／ ｉＨｃ で与えられる。Ｈｋは、４πＩ−Ｈ減磁曲線上でａ９Ｂ
ｒで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優れていることが明らか
になった。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、インゴット全体ではごくわずかであるか
ら、インゴット製造土量も大切なことは、いかにして等
輪島の生成を抑え、柱状晶を発達させるかである。伺本
実施例に用いたＡ部には、Ａ部の発生状況からして、あ
る程度の柱状晶Ｂの部分が入っていると思われる。
標で、 ＳＱ ＝ Ｈｋ ／ ｉＨｃ で与えられる。Ｈｋは、４πＩ−Ｈ減磁曲線上でａ９Ｂ
ｒで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優れていることが明らか
になった。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、インゴット全体ではごくわずかであるか
ら、インゴット製造土量も大切なことは、いかにして等
輪島の生成を抑え、柱状晶を発達させるかである。伺本
実施例に用いたＡ部には、Ａ部の発生状況からして、あ
る程度の柱状晶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
１１２０〜１１８０℃の間で最も適切な温度で２０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
１１２０〜１１８０℃の間で最も適切な温度で２０時間
行った。
第 ２ 表
本実施例は、Ｂ、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。これにより、
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。
状晶帯Ｂの方が良い磁気性能が得られる。これにより、
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５
実施例２七全く同じ方法で、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（Ｃ
ｏＣｕＦｅＮｂＣＭ）Ｂ部型の合金では、ＣｕＯ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。
脂結合磁石を製造した。結果を第５図に示す。Ｓｍ（Ｃ
ｏＣｕＦｅＮｂＣＭ）Ｂ部型の合金では、ＣｕＯ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。
第５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。合金鋳造時の湯温は１６００℃
である。鋳造インゴットｃよ第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Ａ
１では約６０チ、合金扁２〜４では７８〜８７１％合金
ム５〜６では６８〜７６Ｌｌｂ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、メッシュ法で推
定した。
脂結合磁石を製造した。合金鋳造時の湯温は１６００℃
である。鋳造インゴットｃよ第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Ａ
１では約６０チ、合金扁２〜４では７８〜８７１％合金
ム５〜６では６８〜７６Ｌｌｂ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、メッシュ法で推
定した。
第 ４ 表
結果を第５表に示す。第５表から分かる通抄、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１炭素ＣとＳ。
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１炭素ＣとＳ。
Ｓｅｔ Ｔｅｎ Ｃｅ＋ Ｐｂ１Ｃｄ、Ｂｉｔ ８１等
の特殊元素Ｍを複合添加して、柱状組織をできるだけ促
進させるようにすることにより、磁気性能の向上がはか
られていることが分かる。
の特殊元素Ｍを複合添加して、柱状組織をできるだけ促
進させるようにすることにより、磁気性能の向上がはか
られていることが分かる。
第 ５ 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−Ｎｂ合金に、炭
素ＣとＢｅ Ｓｅｔ Ｔｅｎ Ｐｂ＋ Ｃｄ＋ Ｂｉｔ
Ｓｉ等を複合添加することにより、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８ｍ、 Ｃｏ１１型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、磁気センサーな
ど広く工業的用途を持つものである。
素ＣとＢｅ Ｓｅｔ Ｔｅｎ Ｐｂ＋ Ｃｄ＋ Ｂｉｔ
Ｓｉ等を複合添加することにより、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８ｍ、 Ｃｏ１１型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、磁気センサーな
ど広く工業的用途を持つものである。
第１図は、鋳型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。Ａ、Ｂ、Ｃはそれぞれチ／
ル層、柱状層、そして等軸層を示す。 Ｄは金型の１面である。 第２図は、樹脂結合型磁石の製造工程を示す１゜第５図
は、鉄製鋳型を示す。肉厚はすべて１５■である。長さ
の単位は■である。 第４図は、８ｍ （Ｃｏｏ、ｅ−ｖＣｕ（１，ｏｙＦｅ
ｖＮｂｏ、ｗｃｏ、ｏｔｓｏ、ｏｔ ） １１．１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。 第５図は、Ｓ’ｍ （ｃＱｏ、ｙｓ−ｕ Ｃｕ ｕ Ｆ
’ｅＯ，０２Ｎｂｏ、０２ Ｃ０，０２９０，０１）ｔ
３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。 以上 出願人 株式会社諏訪精工舎 代理人 弁理士 最上 務 ＡＢ Ｃ −−Ｉ−＾−−１−ノ八−一、 し 第１図 第２図 第“
切断したときの断面である。Ａ、Ｂ、Ｃはそれぞれチ／
ル層、柱状層、そして等軸層を示す。 Ｄは金型の１面である。 第２図は、樹脂結合型磁石の製造工程を示す１゜第５図
は、鉄製鋳型を示す。肉厚はすべて１５■である。長さ
の単位は■である。 第４図は、８ｍ （Ｃｏｏ、ｅ−ｖＣｕ（１，ｏｙＦｅ
ｖＮｂｏ、ｗｃｏ、ｏｔｓｏ、ｏｔ ） １１．１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。 第５図は、Ｓ’ｍ （ｃＱｏ、ｙｓ−ｕ Ｃｕ ｕ Ｆ
’ｅＯ，０２Ｎｂｏ、０２ Ｃ０，０２９０，０１）ｔ
３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。 以上 出願人 株式会社諏訪精工舎 代理人 弁理士 最上 務 ＡＢ Ｃ −−Ｉ−＾−−１−ノ八−一、 し 第１図 第２図 第“
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 サマリウム、（ａｍ ）、コバルト（Ｃｏ ）、銅（Ｃ
ｕ ）、鉄（Ｆｅ ）、ニオブ（Ｎｂ ）、炭素（Ｃ）
、およびＭ（Ｍは、−イオウ（ｓ）、セレン（Ｓ’ｅ
）、乎ルル（Ｔｏ ）、セリウム（Ｃｅ ）、鉛（ｐｂ
）、カドミウム（ｃｄ）、ビスマス（Ｂｉ）、ケイ素
（８ｉ ）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、ａｍ（Ｃｏ
１−ｕ−ｖ−ｗ−ｘ−Ｙ Ｃｕ ｕ ＦｅＶＮｂｗＣｘ
ＭＹ ） Ｚと表現した時、組成の範囲が ０＜ｕ＜（１２ ０＜Ｖ＜（１５ ０＜Ｗ＜ （Ｌｌ ０＜Ｘ＜（ＬＯ５ ０くＹ〈α１ ６．５＜Ｚ＜９−０ であるところのＳｍｚ ＣｏｔＷ型結晶全結晶とした合
金で、しかも鋳造時のインゴットのマクロ組織が主に柱
状組織である骸合釡からなることを特徴とする希土類コ
バルト永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56122008A JPS5823405A (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 |
|---|---|---|---|
| JP56122008A JPS5823405A (ja) | 1981-08-04 | 1981-08-04 | 希土類永久磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5823405A true JPS5823405A (ja) | 1983-02-12 |
| JPH031801B2 JPH031801B2 (ja) | 1991-01-11 |
Family
ID=14825276
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56122008A Granted JPS5823405A (ja) | 1981-08-04 | 1981-08-04 | 希土類永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5823405A (ja) |
-
1981
- 1981-08-04 JP JP56122008A patent/JPS5823405A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH031801B2 (ja) | 1991-01-11 |
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