<Desc/Clms Page number 1>
Procédé de fabrication d'aimants permanents.
La technique de la trempe mécanique des métaux légers a déjà fait connaître que la trempe est parfois due à une phase formée au cours du recuit et présente à l'état de trempe du métal sous une extrême division, mais que., dans d'autres cas, il existe une trempe pour laquelle la matière à l'état de trempe ne contient en substance pas de particules isolées de la nouvelle phase, la dureté étant cependant due aux variations de concentration dans la phase homogène par suite de ce qu'on appelle la "diffusion négative".
Pour distinguer ces deux cas on peut parler respectivement de "trempe à dispersion" et de "trempe à diffusion".
<Desc/Clms Page number 2>
La constatation faite par la Demanderesse et sur laquelle la présente invention est basée consiste en ce que pour les alliages ferro-magnétiques dont la dureté magnétique repose essentiellement sur ce qu'on appelle la "trempe à diffusion", ou en d'autres termes est due en substance à la "diffusion négative' qui précède l'isolement proprement dit, les traitements thermiques courants ne conduisent pas en général aux résultats optimums.
Suivant l'invention, les alliages de ce genre et notamment les alliages qui, pour l'obtention de propriétés magnétiques favorables, demandent un refroidissement jusqu'à environ 600 C. avec une vitesse de refroidissement moyenne de 10 C.par seconde au plus (par exemple, les alliages de nickel, de cobalt, d'aluminium, de fer et de cuivre et/ou de 8% de titane au plus) permettent d'obtenir de meilleurs résultats si le traitement thermique stffectue en les trois passes suivantes.
La première passe consiste en une homogénéisation aussi complète que possible de l'alliage.Dans ce but, ce dernier est chauffé de la manière usuelle pendant un certain intervalle de temps à une température dépassant la limite qui sépare la zone d'homogénéité et la zone biphasique (limite qui est appelée ci-après "point de démêlage" (ou "de dissociation").
Puis (deuxième passe), l'alliage est porté à une température en-dessous du point de démêlage et tout prés de celui-ci et de préférence supérieure à 750 C. On maintient l'alliage à cette température pendant un certain intervalle de temps, par exemple dans un bain de métal ou de sel, ce qui, comme on le comprendra aisément, fait varier la température légèrement au cours du séjour de la pièce coulée dans le bain.
Puis (troisième passe), l'alliage est refroidi jusqu'à la température de recuit ou il est refroidi jusqu'à la tempéra- ture ambiante pour être recuit ensuite. Après ce refroidisse-
<Desc/Clms Page number 3>
ment on obtient, en produisant un recuit, des propriétés magné- tiques favorables, par exemple une valeur BHmax d'au moins 1.500.000. Il est également possible de substituer à la troi- sième passe, c'est-à-dire le refroidissement d'une plus grande quantité à partir de la température en-dessous du point de dé- mêlage et le recuit, une opération de refroidissement lente au cours de laquelle on produit en même temps le recuit.
L'invention consiste essentiellement en la mise en pratique du second traitement qui nécessite en substance le séjour de l'alliage pendant un certain intervalle de temps dans une zone de température déterminée entre la zone d'homogénéité et la zone de recuit. Ce traitement a probablement pour ré- sultat que la diffusion qui précède le démêlage (la dissocia- tion) commence plus uniformément dans toute la matière que dans le cas des procédés de trempe normaux, les recherches de la
Demanderesse ayant révélé que dans les procédés de trempe usuels il n'y a probablement qu'une partie de la matière qui soit trempée.
Pour des cas particuliers il est déjà connu de traiter des alliages de nickel et d'aluminium, comportant ou non des additions, de manière à les rendre plus aptes à la constitution d'aimants permanents, par retardement du re- froidissement dans une certaine zone de température, mais cette zone de température est celle où il se produit l'effet de recuit, de sorte qu'on n'y constate pas la considération selon laquelle,en général, il est nécessaire de faire séjourner le métal coulé pendant un certain intervalle de temps à une température sensiblement supérieure à la température de recuit.
La température en-dessous du point de démêlage à la- quelle le refroidissement est interrompu à dessein pendant un intervalle de .temps déterminé et cet intervalle de temps lui- même 'doivent donc être tels qu' au bout du refroidissement rapide qui suit le second traitement la force coercitive @
<Desc/Clms Page number 4>
subisse un accroissement discontinu au cours du recuit sub- séquent. Par l'expression "accroissement discontinu" on entend non seulement que l'augmentation totale de la force coercitive est très supérieure (par exemple dix fois supérieure) à celle qu'on peut atteindre sans avoir retardé le refroidisse- ment, mais encore que cette augmentation est bien plus grande par unité de temps qu'en l'absence de la passe intermédiaire.
Si la température en-dessous du point de démêlage est trop élevée ou trop basse, l'accroissement discontinu désigné ci- dessus n'a pas lieu. Une caractéristique qui permet de véri- fier si la température choisie a été en fait en-dessous du point de démêlage et tout près de celui-ci consiste en ce qu'il importe peu pour la production de"l'accroissement dis- continu" que cette température ait été obtenue par un refroi- dissement rapide ou lent à partir de la température au- dessus du point de démêlage.
La durée de chauffage la plus favorable pour la deu- xième passe de traitement est différente suivant l'alliage et est en général d'autant plus courte que le point de démêlage est plus élevé et que la température en question est plus rapprochée de ce point. Il en résulte une limite pratique à la mise en pratique du procédé, parce qu'une durée de chauffage de moins de 2 minute ne peut plus être réalisée en pratique d'une ma- nière vérifiable. D'autre part, pour un point de démêlage bas, par exemple inférieur à 750 C., la température de la deuxième passe de traitement devient assez basse pour qu'elle se rappro- che trop de la température de recuit, ce qui détruit l'avantage spécial du traitement thermique qui fait l'objet de l'invention.
On a constaté que les résultats que procurent les alliages contenant 13 à 22% de nickel, 5 à 25% de cobalt, 5 à 15% d' aluminium et 8% au plus de cuivre et/ou 8% au plus de titane et, pour le reste, du fer et des impuretés, sont meilleuis
<Desc/Clms Page number 5>
lorsqu'on met en oeuvre le traitement qui fait l'objet de l'invention que lorsqu'on utilise un des procédés courants jusqu'ici, la somme des proportions d'aluminium- et de titane étant comprise de préférence entre 9 et 15%.
Pour permettre de mieux saisir le progrès technique réalisé par la présente invention on mentionnera ce qui suit.
On sait qu'un traitement thermique comportant une opé- ration de saisissement et une opération de recuit conduit fréquemment à des résultats inutilisables pour les "durcisseurs à diffusion". Dans le cas d'alliages de ce genre on a obtenu de meilleurs résultats en subsituant un refroidissement lent, par exemple dans l'huile épaisse ou à l'air, à l'opération de saisissement; il est alors nécessaire de choisir la com- position de l'alliage en rapport avec les dimensions de la pièce à fabriquer et avec le procédé de refroidissement choisi.
En comparaison du procédé mentionné en dernier lieu, le procédé qui fait l'objet de l'invention conduit à de meilleu. res valeurs finales de la force coercitive (par exemple supé- rieure à 700 Oersted), de la rémanence (supérieure à 8000
Gauss) ou de la valeur BHmax (supérieure à 1.500.000), mais cela ne veut pas dire que dans tous les cas ces trois gran- deurs atteignent nécessairement en même temps la valeur finale optimum.
En outre, le procédé faisant l'objet de l'invention offre l'avantage de permettre, avec utilisa- tion de moyens efficaces, comme par exemple de bains de métal à haute température, et à la suite d'un nombre d'essais relativement faible, de choisir le meilleur traitement ther- mique pour chaque "durcisseur à diffusion", ce traitement étant en outre indépendant dans une grande mesure des dimen- sions et de la forme de la pièce coulée.
Le traitement thermique décrit ci-dessus est effectué @
<Desc/Clms Page number 6>
de manière que la deuxième passe suive la première par refroidissement simple. Il est, cependant, évident que le traitement thermique peut aussi être exécuté d'une manière telle que l'alliage soit d'abord rapidement saisi à partir d'une température supérieure au point de démêlage jusqu'à une température basse, puis soit porté de nouveau (par exemple au moyen d'un bain de métal) à une température en-dessous du point de démêlage et tout près de celui-ci et soit refroidi ensuite jusqu'à la température de recuit ou jusqu'à la température ambiante, pour être recuit ensuite.
La description de quelques exemples fera bien comprendre comment l'invention peut être réalisée.
Aprèsavoir été chauffée pendant une heure à 1250 C., deux éprouvettes a et ) (10 sur 30 sur 32 mm.) d'un alliage constitué par 14% de nickel, 23% de cobalt, 3% de cuivre, 8,5% d'aluminium et pour le reste, de fer et d'impuretés, furent trempées dans un bain d'étain à 250 C. et atteignirent alors les valeurs mentionnées dans la colonne 1 du tableau ci-après pour la rémanence et la force coercitive. Puis,l'éprouvette b fut chauffée pendant trois minutes dans un bain de métal à 820 C. pour être ensuite refroidie de nouveau dans un bain de métal à 250êC. (colonne 2 du tableau).
Finalement, une troisième éprouvette c ayant les mêmes dimensions fut refroidie à partir de 1250 C. dans un bain de métal à 820 C., et fut laissée dans ce bain pendant trois minutes pour être introduite ensuite dans un bain de métal à 250 C.( colonne 3).
<Desc/Clms Page number 7>
Tableau.
EMI7.1
<tb>
<tb>
1 <SEP> 2 <SEP> 3 <SEP> 4 <SEP> 5
<tb> rém. <SEP> 4000 <SEP> 5200 <SEP> 3600
<tb> a
<tb> f. <SEP> coerc. <SEP> 32 <SEP> 36 <SEP> 52
<tb> rém. <SEP> 4050 <SEP> 5300 <SEP> 9100 <SEP> 8750
<tb> b'
<tb> f. <SEP> coerc. <SEP> 32 <SEP> 40 <SEP> 200 <SEP> 392
<tb> rém. <SEP> 6200 <SEP> 10000 <SEP> 8800
<tb> c
<tb> f. <SEP> coerc. <SEP> 36 <SEP> . <SEP> 200 <SEP> 360
<tb>
Il y a lieu de mentionner que les trois éprouvettes avaient atteint au bout de ces trois traitements différents pratiquement les mêmes valeurs magnétiques. Elles furent ensuite recuites simultanément pendant 18 minutes à 660 C., puis on mesura les valeurs mentionnées dans la colonne 4 du tableau.
Il en ressort que les forces coercitives des éprouvettes b et c, qui ont été traitées par le nouveau procédé, ont augmenté sous l'effet du recuit jusqu'au quintuple de la valeur initiale mentionnée dans la colonne ("accroissement discontinu"),, tandis que la force coercitive de l'éprouvette a est restée inchangée. A la suite d'un recuit plus complet à des températures plus basses pendant quelques heures les forces coercitives de.!! et de c se sont encore accrues jusqu'au double (colonne 5), alors que celle de a est restée pratiquement inchangée.
Il est évident de ce qui précède que le traitement intermédiaire (deuxième passe) conduit pour l'alliage indiqué, à de bons aimants permanents par opposition aux résultats indiqués dans les colonnes 1 et 2.
Suivant un second exemple, l'alliage était composé de 17,5% de nickel, 17% de cobalt, 7% d'aluminium, 5% de cuivre, 5,8% de titane et, pour le reste, de fer et d'impuretés. On traita comme suit des éprouvettes de cet
<Desc/Clms Page number 8>
alliage ayant des dimensions identiques à celles mentionnées dans le premier exemple. Ces éprouvettes furent homogénéisées pendant un certain intervalle de temps à 1250 C., puis re- froidies graduellement avec des vitesses de refroidissement moyennes différentes, variant entre 1 et 70 C. par seconde.
Pour le meilleur refroidissement graduel, on trouva pour la force coercitive une valeur de 775 Oersted. 1 titre de com- paraison une éprouvette identique de cet alliage fut traitée comme suit,conformément à l'invention. Après homogénéisation à environ 1250 C., l'éprouvette séjourna pendant une minute dans un bain à 800 C. pour être refroidie ensuite dans un bain d'huile jusqu'à la température de recuit. Après le re- cuit, la force coercitive atteignait une valeur de 890
Oersted. La mise en oeuvre du procédé faisant l'objet de l'invention permet d'atteindre, au moyen d'alliages ana- logues, des forces coercitives plus élevées encore, par exemple d'environ 1100 Oersted pour une rémanence toujours supérieure à 5000 Gauss.
Comme troisième exemple, on mentionnera le trai- tement d'un alliage formé de 17 1/2% de Ni, 19% de Co, 4% de
Cu, 4,6% de Ti, 7% de Al et, pour le reste, de fer et d'im- puretés. 1 la suite d'une série d'expériences dans lesquelles l'alliage fut refroidi graduellement avec des vitesses de refroidissement moyennes différentes variant entre 1 et 10 C. par seconde, on obtint une valeur BHmax d'environ 1.800.000, tandis qu'un traitement conforme au nouveau procédé, au cours duquel l'alliage fut maintenu pendant 1 minute à une tem- pérature de 790 C., donna une valeur BHmax de 2.200.000.
<Desc / Clms Page number 1>
A method of manufacturing permanent magnets.
The technique of mechanical hardening of light metals has already made it known that the hardening is sometimes due to a phase formed during the annealing and present in the hardening state of the metal under extreme division, but that., In others In this case, there is a quenching for which the material in the quenched state does not contain substantially any isolated particles of the new phase, the hardness being, however, due to the variations in concentration in the homogeneous phase as a result of the so-called "negative diffusion".
To distinguish these two cases, we can speak respectively of "dispersion quenching" and "diffusion quenching".
<Desc / Clms Page number 2>
The observation made by the Applicant and on which the present invention is based consists in that for ferro-magnetic alloys, the magnetic hardness of which is based essentially on what is called "diffusion quenching", or in other words is due in substance to the 'negative diffusion' which precedes the actual isolation, current heat treatments generally do not lead to optimum results.
According to the invention, the alloys of this type and in particular the alloys which, in order to obtain favorable magnetic properties, require cooling to about 600 ° C. with an average cooling rate of 10 ° C. per second at most ( for example, alloys of nickel, cobalt, aluminum, iron and copper and / or 8% titanium at most) allow better results to be obtained if the heat treatment is carried out in the following three passes.
The first pass consists of as complete homogenization as possible of the alloy, for this purpose it is heated in the usual manner for a certain time interval to a temperature exceeding the limit which separates the zone of homogeneity and the zone. biphasic (limit which is called hereinafter "point of disentangling" (or "of dissociation").
Then (second pass), the alloy is brought to a temperature below the disentangling point and very close to it and preferably greater than 750 C. The alloy is maintained at this temperature for a certain period of time. , for example in a metal or salt bath, which, as will be easily understood, varies the temperature slightly during the stay of the casting in the bath.
Then (third pass) the alloy is cooled to annealing temperature or it is cooled to room temperature for subsequent annealing. After this cool-
<Desc / Clms Page number 3>
In the event of annealing, favorable magnetic properties are obtained, for example a BHmax value of at least 1,500,000. It is also possible to substitute for the third pass, that is to say the cooling of a larger quantity from the temperature below the demixing point and the annealing, a cooling operation. slow during which the annealing is produced at the same time.
The invention essentially consists in carrying out the second treatment which essentially requires the alloy to remain for a certain time interval in a determined temperature zone between the homogeneity zone and the annealing zone. This treatment probably results in the diffusion which precedes disentangling (dissociation) begins more uniformly throughout the material than in the case of normal quenching processes.
Applicant having revealed that in the usual quenching processes there is probably only part of the material which is quenched.
For particular cases, it is already known to treat alloys of nickel and aluminum, whether or not comprising additions, so as to make them more suitable for forming permanent magnets, by delaying the cooling in a certain zone. temperature, but this temperature zone is where the annealing effect occurs, so that there is no consideration that, in general, it is necessary to keep the cast metal for a certain time interval at a temperature substantially higher than the annealing temperature.
The temperature below the disentangling point at which cooling is purposely interrupted for a determined time interval and this time interval itself should therefore be such that after the rapid cooling following the second treatment coercive force @
<Desc / Clms Page number 4>
undergoes discontinuous growth during subsequent annealing. By the expression "discontinuous increase" is meant not only that the total increase in the coercive force is much greater (for example ten times greater) than that which can be attained without having delayed the cooling, but also that this increase in coercive force. increase is much greater per unit of time than without the intermediate pass.
If the temperature below the disentangling point is too high or too low, the discontinuous increase referred to above does not take place. One feature which allows one to check whether the selected temperature was in fact below and very close to the disentangling point is that it does not matter for the production of the "continuous rise". whether this temperature was obtained by rapid or slow cooling from the temperature above the disentangling point.
The most favorable heating time for the second treatment pass is different depending on the alloy and is generally shorter the higher the disentangling point and the closer the temperature in question to this point. . This results in a practical limit to the practice of the process, because a heating time of less than 2 minutes can no longer be practically verified in a verifiable manner. On the other hand, for a low disentangling point, for example less than 750 ° C., the temperature of the second treatment pass becomes low enough so that it approaches too close to the annealing temperature, which destroys the temperature. special advantage of the heat treatment which is the subject of the invention.
It has been observed that the results obtained from alloys containing 13 to 22% nickel, 5 to 25% cobalt, 5 to 15% aluminum and 8% at most copper and / or 8% at most titanium and, for the rest, iron and impurities, are better
<Desc / Clms Page number 5>
when carrying out the treatment which is the subject of the invention than when using one of the processes hitherto current, the sum of the proportions of aluminum and titanium preferably being between 9 and 15% .
In order to better understand the technical progress achieved by the present invention, the following will be mentioned.
It is known that heat treatment comprising a gripping operation and an annealing operation frequently leads to unusable results for "diffusion hardeners". In the case of alloys of this kind, better results have been obtained by substituting slow cooling, for example in thick oil or in air, for the gripping operation; it is then necessary to choose the composition of the alloy in relation to the dimensions of the part to be manufactured and to the cooling process chosen.
In comparison with the method mentioned last, the method which is the subject of the invention leads to better. res final values of the coercive force (for example greater than 700 Oersted), of the remanence (greater than 8000
Gauss) or of the BHmax value (greater than 1,500,000), but this does not mean that in all cases these three quantities necessarily reach the optimum final value at the same time.
In addition, the method forming the subject of the invention offers the advantage of making it possible, with the use of effective means, such as for example high-temperature metal baths, and following a number of tests relatively low, to choose the best heat treatment for each "diffusion hardener", this treatment being moreover independent to a great extent of the size and shape of the casting.
The heat treatment described above is carried out @
<Desc / Clms Page number 6>
so that the second pass follows the first by simple cooling. It is, however, evident that the heat treatment can also be carried out in such a way that the alloy is first quickly seized from a temperature above the disentangling point to a low temperature, and then is brought up. again (for example by means of a metal bath) at a temperature below and very close to the disentangling point and then cooled to annealing temperature or to room temperature, to be annealed afterwards.
The description of a few examples will make it clear how the invention can be implemented.
After having been heated for one hour at 1250 C., two test pieces a and) (10 by 30 by 32 mm.) Of an alloy consisting of 14% nickel, 23% cobalt, 3% copper, 8.5% aluminum and the remainder, iron and impurities, were soaked in a tin bath at 250 C. and then reached the values mentioned in column 1 of the table below for the remanence and the coercive force. Then, the specimen b was heated for three minutes in a metal bath at 820 ° C. and then cooled again in a metal bath at 250 ° C. (column 2 of the table).
Finally, a third specimen c having the same dimensions was cooled from 1250 C. in a metal bath at 820 C., and was left in this bath for three minutes to be then introduced into a metal bath at 250 C. (column 3).
<Desc / Clms Page number 7>
Board.
EMI7.1
<tb>
<tb>
1 <SEP> 2 <SEP> 3 <SEP> 4 <SEP> 5
<tb> rem. <SEP> 4000 <SEP> 5200 <SEP> 3600
<tb> a
<tb> f. <SEP> coerc. <SEP> 32 <SEP> 36 <SEP> 52
<tb> rem. <SEP> 4050 <SEP> 5300 <SEP> 9100 <SEP> 8750
<tb> b '
<tb> f. <SEP> coerc. <SEP> 32 <SEP> 40 <SEP> 200 <SEP> 392
<tb> rem. <SEP> 6200 <SEP> 10000 <SEP> 8800
<tb> c
<tb> f. <SEP> coerc. <SEP> 36 <SEP>. <SEP> 200 <SEP> 360
<tb>
It should be mentioned that the three test pieces had reached at the end of these three different treatments practically the same magnetic values. They were then annealed simultaneously for 18 minutes at 660 ° C., then the values mentioned in column 4 of the table were measured.
It appears that the coercive forces of the specimens b and c, which were treated by the new process, increased under the effect of the annealing up to five times the initial value mentioned in the column ("discontinuous increase") ,, while the coercive force of the test piece a remained unchanged. Following more complete annealing at lower temperatures for a few hours the coercive forces of. !! and of c further increased to double (column 5), while that of a remained practically unchanged.
It is evident from the above that the intermediate treatment (second pass) leads for the alloy indicated, to good permanent magnets as opposed to the results indicated in columns 1 and 2.
According to a second example, the alloy was composed of 17.5% nickel, 17% cobalt, 7% aluminum, 5% copper, 5.8% titanium and, for the rest, iron and d 'impurities. The test pieces of this
<Desc / Clms Page number 8>
alloy having dimensions identical to those mentioned in the first example. These test pieces were homogenized for a period of time at 1250 ° C., then gradually cooled with different average cooling rates, varying between 1 and 70 ° C. per second.
For the best gradual cooling, the coercive force was found to be 775 Oersted. As a comparison, an identical test piece of this alloy was treated as follows, in accordance with the invention. After homogenization at about 1250 ° C., the test piece was left for one minute in a bath at 800 ° C. and then cooled in an oil bath to the annealing temperature. After the annealing, the coercive force reached a value of 890
Oersted. The implementation of the method forming the subject of the invention makes it possible to achieve, by means of analogous alloys, still higher coercive forces, for example of about 1100 Oersted for a remanence always greater than 5000 Gauss. .
As a third example, we can mention the treatment of an alloy formed from 17 1/2% Ni, 19% Co, 4% Ni.
Cu, 4.6% Ti, 7% Al and the balance iron and impurities. 1 Following a series of experiments in which the alloy was gradually cooled with different average cooling rates varying between 1 and 10 C. per second, a BHmax value of about 1,800,000 was obtained, while treatment according to the new process, in which the alloy was held for 1 minute at a temperature of 790 ° C., gave a BHmax value of 2,200,000.