JPS5929084B2 - 永久磁石合金の製造方法 - Google Patents
永久磁石合金の製造方法Info
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- JPS5929084B2 JPS5929084B2 JP51129500A JP12950076A JPS5929084B2 JP S5929084 B2 JPS5929084 B2 JP S5929084B2 JP 51129500 A JP51129500 A JP 51129500A JP 12950076 A JP12950076 A JP 12950076A JP S5929084 B2 JPS5929084 B2 JP S5929084B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は永久磁石合金の製造方法に関し、更に詳しくは
、従来のアルニコ系永久磁石よりＣｏ含有量が少なく、
更にＣ、Ｓ、Ｎｂの三成分を同時に含有させたアルニコ
９系永久磁石の製造方法に関する。
、従来のアルニコ系永久磁石よりＣｏ含有量が少なく、
更にＣ、Ｓ、Ｎｂの三成分を同時に含有させたアルニコ
９系永久磁石の製造方法に関する。
一般に所謂、アルニコ系といわれる永久磁石合金は、単
にＡｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｆｅ等の成分元素ばかりで
なく、多くの磁石特性を改善するための添加成分を含む
ものであり、更にこれらの成分間の組成のみならず、結
晶組織の方向性、磁場中の； 冷却等温処理、時効処理
等の極めて多くの因子に基づいて特性改善が行なわれて
きている。
にＡｌ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｆｅ等の成分元素ばかりで
なく、多くの磁石特性を改善するための添加成分を含む
ものであり、更にこれらの成分間の組成のみならず、結
晶組織の方向性、磁場中の； 冷却等温処理、時効処理
等の極めて多くの因子に基づいて特性改善が行なわれて
きている。
これらの因子は、残留磁束密度Ｂｒ）保磁力Ｈｃ）最大
磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの特性を大きくするこ
とは勿論であるが、特に最大磁気エネル１０ キー積（
ＢＨ）ｍａｘが特性改善の目標とされている。
磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの特性を大きくするこ
とは勿論であるが、特に最大磁気エネル１０ キー積（
ＢＨ）ｍａｘが特性改善の目標とされている。
現在、アルニコ系磁石中、最大磁気エネルギー積（ＢＨ
）ｍａｘが最も高い磁石は、Ｔｉ含有量の高いアルニコ
系磁石に一方向性凝固を与えて結晶１５を異方性化し、
１２００℃以上の高温で溶体化処理後、３℃／秒で急冷
し、磁場中においてキュリー点以下の一定温度に５〜１
０分間保持し、更に時効処理を行なうことにより、最大
磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ≧９．０ＭＧ０ｅであ
るアルニコ９Ｊ系の永久磁石である。
）ｍａｘが最も高い磁石は、Ｔｉ含有量の高いアルニコ
系磁石に一方向性凝固を与えて結晶１５を異方性化し、
１２００℃以上の高温で溶体化処理後、３℃／秒で急冷
し、磁場中においてキュリー点以下の一定温度に５〜１
０分間保持し、更に時効処理を行なうことにより、最大
磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ≧９．０ＭＧ０ｅであ
るアルニコ９Ｊ系の永久磁石である。
このアルニコ９系永久磁石は、代表的な成分として重量
％で、Ａｌ７．２％、Ｎｉ１４、Ｏ％、Ｃｏ３４、Ｏ％
、Ｃｕ４、Ｏ％、Ｔｉ５、Ｏ％、Ｆｅ残部、或るいはＡ
ｌ７．２％、Ｎｉ１３、Ｏ％、Ｃｏ３８、Ｏ％、Ｃｕ３
、Ｏ％２Ｔｉ８、Ｏ％、Ｆｅ２５残部のものであり、一
方向性凝固による柱状晶結晶組織を有し、特殊な熱処理
を施すことにより、一般のスピーカー、モータ用に用い
られているアルニコ５系永久磁石の２倍以上の高い最大
磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを有するものであるが
、ｘ それにもかかわらず、工業的に大量生産が行なわ
れていないのが現状である。
％で、Ａｌ７．２％、Ｎｉ１４、Ｏ％、Ｃｏ３４、Ｏ％
、Ｃｕ４、Ｏ％、Ｔｉ５、Ｏ％、Ｆｅ残部、或るいはＡ
ｌ７．２％、Ｎｉ１３、Ｏ％、Ｃｏ３８、Ｏ％、Ｃｕ３
、Ｏ％２Ｔｉ８、Ｏ％、Ｆｅ２５残部のものであり、一
方向性凝固による柱状晶結晶組織を有し、特殊な熱処理
を施すことにより、一般のスピーカー、モータ用に用い
られているアルニコ５系永久磁石の２倍以上の高い最大
磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを有するものであるが
、ｘ それにもかかわらず、工業的に大量生産が行なわ
れていないのが現状である。
その理由としては、次の三つの大きな問題点が指摘され
ている。
ている。
先ず第１にＣｏの含有量が高いために、Ｃｏの３５使用
量が多く高価となるために、アルニコ９系永久磁石の用
途も限定されることである。
量が多く高価となるために、アルニコ９系永久磁石の用
途も限定されることである。
残留磁束密度Ｂｒ≧１００００ガウス（Ｉ、保磁力Ｈｃ
≧１．３５０エルステツド（Ｃｅ）、最大磁気エネルギ
ー積（ＢＨ）Ｍａｘ≧９．０メガガウスエルステツド（
ＭＧＯｅ）の磁気特性を得るにはＣＯ含有量は３４％以
上が必要とされ、そのためアルニコ９系永久磁石におい
てＣＯ含有量を３４７０以下にすることが研究されてき
たが、アルニコ９系永久磁石において、ＣＯ含有量を低
減した場合、ＣＯ含有量の磁気特性に及ぼす影響は極め
て敏感であり、残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ＨＣｌ最大磁
気エネルギー積（ＢＨ）Ｍａｘの急激な低下をきたし、
工業的にＣＯ３４％以下で上記のような磁気特性を得る
ことは極めて困難であつた。次に、第２の理由としては
、Ｔｉ含有量の高いことにより、一般に微細な結晶組織
を有しており、ゾーンメルテイング法、高温鋳型法、発
熱鋳型法を用いても、一方向性凝固を与えて良好な柱状
晶組織を作ることは困難であり、そのため、Ｓ，ＣＰ，
Ｓｅ，Ｔｅ等を添加することと柱状晶組織を形成するに
は有効であるが、これらの元素の単独添加では充分な結
晶整列は行なうことができない。
≧１．３５０エルステツド（Ｃｅ）、最大磁気エネルギ
ー積（ＢＨ）Ｍａｘ≧９．０メガガウスエルステツド（
ＭＧＯｅ）の磁気特性を得るにはＣＯ含有量は３４％以
上が必要とされ、そのためアルニコ９系永久磁石におい
てＣＯ含有量を３４７０以下にすることが研究されてき
たが、アルニコ９系永久磁石において、ＣＯ含有量を低
減した場合、ＣＯ含有量の磁気特性に及ぼす影響は極め
て敏感であり、残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ＨＣｌ最大磁
気エネルギー積（ＢＨ）Ｍａｘの急激な低下をきたし、
工業的にＣＯ３４％以下で上記のような磁気特性を得る
ことは極めて困難であつた。次に、第２の理由としては
、Ｔｉ含有量の高いことにより、一般に微細な結晶組織
を有しており、ゾーンメルテイング法、高温鋳型法、発
熱鋳型法を用いても、一方向性凝固を与えて良好な柱状
晶組織を作ることは困難であり、そのため、Ｓ，ＣＰ，
Ｓｅ，Ｔｅ等を添加することと柱状晶組織を形成するに
は有効であるが、これらの元素の単独添加では充分な結
晶整列は行なうことができない。
又、Ｃ＋Ｓ等のような複合添加を行なうと、結晶の整列
は認められるが、ＣＯ含有量が３４％以下のアルニコ９
系永久磁石では所望の磁気特性を得ることはできない。
第３の理由としては、溶体化処理後の急冷時に ｊクラ
ツクが発生することである。
は認められるが、ＣＯ含有量が３４％以下のアルニコ９
系永久磁石では所望の磁気特性を得ることはできない。
第３の理由としては、溶体化処理後の急冷時に ｊクラ
ツクが発生することである。
この磁石は磁気特性に著しい悪影響を与えるγ相領域が
著しく広く、かつ二相分離温度がキユリ一点より高いた
めに、少くとも１２００℃以上の高温から急冷を行つて
γ相の析出を押えつつα１，α２の二相分離を ｊも押
え、しかる後キユリ一点以下の一定温度で磁場中保持し
ながら（以下等温磁場処理という）完全な二相分離を行
わせしめることにより高い磁気特性を得るものである。
従つて、高温で溶体化する必要がある事、急冷する必要
がある事などのため磁石にクラツクが生ずるために、小
物品にしか適用できず、小物品でも原価高になるのは避
けられない状況である。また、大物品の場合１２００℃
から６００℃まで１〜１０分間で磁場中冷却し、さらに
６００℃から等温処理温度まで、磁場中加熱した後等温
処理を行うことは既知であるが、この種の熱処理は工業
的には、非量産的であり、かつ実際には大物品のクラツ
クを防止するためにはこの冷却速度を数倍遅くする必要
がある等の問題ノ点がある。
著しく広く、かつ二相分離温度がキユリ一点より高いた
めに、少くとも１２００℃以上の高温から急冷を行つて
γ相の析出を押えつつα１，α２の二相分離を ｊも押
え、しかる後キユリ一点以下の一定温度で磁場中保持し
ながら（以下等温磁場処理という）完全な二相分離を行
わせしめることにより高い磁気特性を得るものである。
従つて、高温で溶体化する必要がある事、急冷する必要
がある事などのため磁石にクラツクが生ずるために、小
物品にしか適用できず、小物品でも原価高になるのは避
けられない状況である。また、大物品の場合１２００℃
から６００℃まで１〜１０分間で磁場中冷却し、さらに
６００℃から等温処理温度まで、磁場中加熱した後等温
処理を行うことは既知であるが、この種の熱処理は工業
的には、非量産的であり、かつ実際には大物品のクラツ
クを防止するためにはこの冷却速度を数倍遅くする必要
がある等の問題ノ点がある。
本発明は前記のアルニコ系永久磁石、特にアルニコ系永
久磁石の種々の問題点に鑑みてなされたもので、その目
的は２８〜３０％の低いＣＯ含有量しかも従来の高ＣＯ
含量のアルニコ９系合金で得られる磁気特性以上の優れ
た性質を有するアルニコ９系永久磁石をクラツクの発生
を見ることなく得る製造方法を提供するものである。
久磁石の種々の問題点に鑑みてなされたもので、その目
的は２８〜３０％の低いＣＯ含有量しかも従来の高ＣＯ
含量のアルニコ９系合金で得られる磁気特性以上の優れ
た性質を有するアルニコ９系永久磁石をクラツクの発生
を見ることなく得る製造方法を提供するものである。
本発明について概説すると、本発明はＡｌ７〜１２７０
，Ｎ１１０〜２０％，ＣＯ２８〜３０％，Ｃｕｌ〜７％
，Ｔｉ４．Ｏ〜５．５％を主成分として残部がＦｅであ
り、かつＣＯ．ＯＯ２〜０，２％，ＳＯ．ｌ〜１．０％
，ＮｂＯ．５〜３．０７０を含み、かつＮｂとＴｉとの
割合がＮｂ（重量％）−ー一Ｔｉ（重量％）＋（７．５
〜９）の式を満足する数値である永久磁石合金を、溶解
後一方向凝固を行ない、溶体化処理後、クラツク発生の
ない遅い冷却速度０．１〜０．９℃／Ｓｅｃで磁場中冷
却を行なう永久磁石合金の製造方法に関する。
，Ｎ１１０〜２０％，ＣＯ２８〜３０％，Ｃｕｌ〜７％
，Ｔｉ４．Ｏ〜５．５％を主成分として残部がＦｅであ
り、かつＣＯ．ＯＯ２〜０，２％，ＳＯ．ｌ〜１．０％
，ＮｂＯ．５〜３．０７０を含み、かつＮｂとＴｉとの
割合がＮｂ（重量％）−ー一Ｔｉ（重量％）＋（７．５
〜９）の式を満足する数値である永久磁石合金を、溶解
後一方向凝固を行ない、溶体化処理後、クラツク発生の
ない遅い冷却速度０．１〜０．９℃／Ｓｅｃで磁場中冷
却を行なう永久磁石合金の製造方法に関する。
本発明を利用する永久磁石合金は、Ｓｉく２％，Ｚｒく
１％，Ｔａく３％，Ｃｒく３％，Ｍｎ〈１％，Ｓｎく１
％，Ｂ〈０．５％並びにＶ，ＭＯ，Ｗ，Ｂｉ，Ｐｂの何
れか１種以上を合計で２７０以下含有することができる
。本発明について以下詳細に説明する。
１％，Ｔａく３％，Ｃｒく３％，Ｍｎ〈１％，Ｓｎく１
％，Ｂ〈０．５％並びにＶ，ＭＯ，Ｗ，Ｂｉ，Ｐｂの何
れか１種以上を合計で２７０以下含有することができる
。本発明について以下詳細に説明する。
本発明によれば、ＣＯ２８〜３０７０という従来のアル
ニコ９系永久磁石に比較して格段にＣＯ含有量を低減さ
せたにもかかわらず、特定量のＣ，Ｓ，Ｎｂの三成分を
同時に含有させることにより、容易に柱状晶化を促進さ
せることができ、更にＴｉとＮｂの含有量の割合を上記
の特定の式を満足する数値とすることにより、従来のア
ルニコ９系永久磁石よりも優れた磁気特性を有するアル
ニコ９系永久磁石を、液体化処理後の冷却をクラツクの
発生を見ることがない遅い速度で得るものである。
ニコ９系永久磁石に比較して格段にＣＯ含有量を低減さ
せたにもかかわらず、特定量のＣ，Ｓ，Ｎｂの三成分を
同時に含有させることにより、容易に柱状晶化を促進さ
せることができ、更にＴｉとＮｂの含有量の割合を上記
の特定の式を満足する数値とすることにより、従来のア
ルニコ９系永久磁石よりも優れた磁気特性を有するアル
ニコ９系永久磁石を、液体化処理後の冷却をクラツクの
発生を見ることがない遅い速度で得るものである。
本発明の永久磁石合金の組成について説明すると、Ａｌ
含有量は７〜１２％であり、Ａｌ含有量が７％未満では
溶体化処理温度が著しく高くなり、又溶体化処理後に急
速冷却しなければ所望の磁気特性を得ることができず、
一方、Ａｌ含有量が１２％を越えると磁石が脆くなる。
含有量は７〜１２％であり、Ａｌ含有量が７％未満では
溶体化処理温度が著しく高くなり、又溶体化処理後に急
速冷却しなければ所望の磁気特性を得ることができず、
一方、Ａｌ含有量が１２％を越えると磁石が脆くなる。
Ｎｉ含有量は１０〜２０％であり、Ｎｉ含有量１０％未
満では残留磁束密度Ｂｒが低くて実用的でなく、１４〜
１５％では保磁力ＨＣｌ最大磁気エネルギー積（ＢＨ）
Ｍａｘが最大となり、２０７０を越える含有量となると
保磁力Ｈｃの低下が著しくなる。
満では残留磁束密度Ｂｒが低くて実用的でなく、１４〜
１５％では保磁力ＨＣｌ最大磁気エネルギー積（ＢＨ）
Ｍａｘが最大となり、２０７０を越える含有量となると
保磁力Ｈｃの低下が著しくなる。
ＣＯ含有量は２８〜３０％であり、従来のアルニコ系永
久磁石において最大磁気エネルギー積（ＢＨ）Ｍａｘ≧
９．０メガガウスエルステツドを得るにはＣＯ３４〜４
０７０の含有量が必要であつたが、本発明においては３
４％以下、即ち、２８〜３０％のＣＯ含有量としたもの
で、２８％未満ではＮｂ，Ｃ，Ｓ，Ｔｉ等の相対的成分
比を変化させても、ＣＯ含有量の低減による磁気特性の
劣化を補なうことができないからである。
久磁石において最大磁気エネルギー積（ＢＨ）Ｍａｘ≧
９．０メガガウスエルステツドを得るにはＣＯ３４〜４
０７０の含有量が必要であつたが、本発明においては３
４％以下、即ち、２８〜３０％のＣＯ含有量としたもの
で、２８％未満ではＮｂ，Ｃ，Ｓ，Ｔｉ等の相対的成分
比を変化させても、ＣＯ含有量の低減による磁気特性の
劣化を補なうことができないからである。
例えば第１表はＴｉ含有量４．０％以上、ＣＯ含有量２
８％以上の等軸晶の磁石の組成と磁気特性を示すが、こ
の第１表から明らかなようにＣＯ含有量が３４％以下で
は残留磁束密度Ｂｒｌ最大磁気エネルギー積（ＢＨ）Ｍ
ａｘが著しく低下していることがわかる。この傾向は、
ＣＯ−Ｔｉの開係から、ＣＯ含有量に応じてＴｉ含有量
を変化させても同じであり、又、これらの成分の磁石に
柱状晶化添加物としてのＣ，Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｐｂ等を
単独又は複合添加して、最適量としてもなお最大磁気エ
ネルギー積（ＢＨ）Ｍａｘ≧９．０メガガウスエルステ
ツドには到底及ばない低い磁気特性しか得られなかつた
。このことから、アルニコ９系永久磁石において、ＣＯ
含有量３４７０以下で最大磁気エネルギー積（ＢＨ）Ｍ
ａｘ≧９．０メガガウスエルステツドのものが作られな
かつたのである。したがつてＣＯ含有量を２８〜３０％
と従来のＣＯ含有量３４％より低くし、かつ、磁気特性
の優れた永久磁石を得るには、ＣＯ含有量を低くするこ
とによる上記の不利益を解消することが必要であり、本
発明によれば、Ｔｉ含有量の適正化及びＣｌＳｓＮｂの
三成分を同時に複合金有することによりこの問題が解決
された。すなわち、Ｔｉ含有量は４．０〜５．５％であ
る。
８％以上の等軸晶の磁石の組成と磁気特性を示すが、こ
の第１表から明らかなようにＣＯ含有量が３４％以下で
は残留磁束密度Ｂｒｌ最大磁気エネルギー積（ＢＨ）Ｍ
ａｘが著しく低下していることがわかる。この傾向は、
ＣＯ−Ｔｉの開係から、ＣＯ含有量に応じてＴｉ含有量
を変化させても同じであり、又、これらの成分の磁石に
柱状晶化添加物としてのＣ，Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｐｂ等を
単独又は複合添加して、最適量としてもなお最大磁気エ
ネルギー積（ＢＨ）Ｍａｘ≧９．０メガガウスエルステ
ツドには到底及ばない低い磁気特性しか得られなかつた
。このことから、アルニコ９系永久磁石において、ＣＯ
含有量３４７０以下で最大磁気エネルギー積（ＢＨ）Ｍ
ａｘ≧９．０メガガウスエルステツドのものが作られな
かつたのである。したがつてＣＯ含有量を２８〜３０％
と従来のＣＯ含有量３４％より低くし、かつ、磁気特性
の優れた永久磁石を得るには、ＣＯ含有量を低くするこ
とによる上記の不利益を解消することが必要であり、本
発明によれば、Ｔｉ含有量の適正化及びＣｌＳｓＮｂの
三成分を同時に複合金有することによりこの問題が解決
された。すなわち、Ｔｉ含有量は４．０〜５．５％であ
る。
Ｔｉは永久磁石の保磁力Ｈｃを向上させるために有効で
あるが、結晶を微細化して残留磁束密度を劣化させるの
でこの面から、４．０〜５．５％の範囲が望ましい。し
かも、Ｔｉ含有量４．０〜５．５％において、ＣＯ含有
量２８〜３０％と従来より低いＣＯ含有量でも、Ｃ，Ｓ
，Ｎｂの三成分を含有させることにより、残留磁束密度
Ｂｒ保磁力ＨＣｌ最大磁気エネルギー積（ＢＨ）Ｍａｘ
及び角型化の向上に効果があることが見出された。この
ように、ノ Ｔｉ含有量を４，０〜５．５％とし、以下
説明するＣ，Ｓの含有量及びＮｂの含有量更にＴｉ（５
Ｎｂの関係を特定することによりＣＯ含有量２８〜３０
％と低くても循気特性の良好な永久磁石が得られるもの
である。例えば、第２表はＡｌ７．２〜７．５％，′）
Ｎｌｌ４．Ｏ〜１４．３％，ＣＯ２８〜３０％，Ｃｕ
３．５〜４．０％，Ｔｉ５．Ｏ〜５．２％を主成分とし
残余が実質的にＦｅよりなる永久磁石において、Ｃ，Ｓ
，Ｎｂを含有させた場合の柱状晶化処理後の磁気特性を
示したものである。この第２表から明らかなように、Ｃ
Ｏ含有量２８〜３０％では、最大磁気エネルギー積（Ｂ
Ｈ）Ｍａｘは１番のＳ単独の時４．８、９番のＮｂ単独
の時５．６、２番のＳ＋Ｎｂの時６．３、３番のＣ＋Ｎ
ｂの時４．５及び４番のＣ＋Ｓの時に最も良くて７．３
である。
あるが、結晶を微細化して残留磁束密度を劣化させるの
でこの面から、４．０〜５．５％の範囲が望ましい。し
かも、Ｔｉ含有量４．０〜５．５％において、ＣＯ含有
量２８〜３０％と従来より低いＣＯ含有量でも、Ｃ，Ｓ
，Ｎｂの三成分を含有させることにより、残留磁束密度
Ｂｒ保磁力ＨＣｌ最大磁気エネルギー積（ＢＨ）Ｍａｘ
及び角型化の向上に効果があることが見出された。この
ように、ノ Ｔｉ含有量を４，０〜５．５％とし、以下
説明するＣ，Ｓの含有量及びＮｂの含有量更にＴｉ（５
Ｎｂの関係を特定することによりＣＯ含有量２８〜３０
％と低くても循気特性の良好な永久磁石が得られるもの
である。例えば、第２表はＡｌ７．２〜７．５％，′）
Ｎｌｌ４．Ｏ〜１４．３％，ＣＯ２８〜３０％，Ｃｕ
３．５〜４．０％，Ｔｉ５．Ｏ〜５．２％を主成分とし
残余が実質的にＦｅよりなる永久磁石において、Ｃ，Ｓ
，Ｎｂを含有させた場合の柱状晶化処理後の磁気特性を
示したものである。この第２表から明らかなように、Ｃ
Ｏ含有量２８〜３０％では、最大磁気エネルギー積（Ｂ
Ｈ）Ｍａｘは１番のＳ単独の時４．８、９番のＮｂ単独
の時５．６、２番のＳ＋Ｎｂの時６．３、３番のＣ＋Ｎ
ｂの時４．５及び４番のＣ＋Ｓの時に最も良くて７．３
である。
しかし、５，６，７，８番のＣ＋Ｓ＋Ｎｂの三成分を含
有する時は、ＣＯ含有量２８〜３０％であつても、９．
２〜１０．０メガガウスエルステツドの最大磁気エネル
ギー積（ＢＨ）Ｍａｘで、磁気特性が格段と向上する。
このように、磁気特性が向上するのは、永久磁石内に含
有されている成分の量が特定の範囲内であり、特に、Ｎ
ｂとＴｉとの間に一定の関係が成立する場合に効果があ
る。即ち、Ｎｂ＜（５Ｔｉとの含有量の割合がの式を満
足する数値の場合である。この関係において、Ｔｉ４．
Ｏ〜５．５７０以外ではＮｂの効果は全くなく、またＴ
ｉ含有量が４．０〜５．５％でかつＮｂ含有量が０．５
〜３．０７０でなければ良好な磁気特性を得ることがで
きない。このことから、Ｔｉ含有量を減少させるかＮｂ
含有量を増大させる必要があり、Ｔｉ含有量が増えると
Ｎｂ含有量を低くしなければならないが、少なくとも０
．５％以上含有しないと効果はない。又、Ｔｉ含有量も
５．５？を越えると高い磁気特性は得られなくなる。Ｃ
ｕの含有量は１〜７％であり、Ｃｕ含有量が１．０〜４
．０７０で保磁力Ｈｃが最大となり、７％を越すと保磁
力Ｈｃが著しく低下する。又、Ｃ含有量は０．０２〜０
．２％、Ｓ含有量は０．１〜１．０％であり、Ｃ含有量
０．２７０１Ｓ含有量１．０％を越えると保磁力が低下
し、又、Ｃ含有量０．０２％、Ｓ含有量０．Ｌ％未満で
はこの効果がなくなる。
有する時は、ＣＯ含有量２８〜３０％であつても、９．
２〜１０．０メガガウスエルステツドの最大磁気エネル
ギー積（ＢＨ）Ｍａｘで、磁気特性が格段と向上する。
このように、磁気特性が向上するのは、永久磁石内に含
有されている成分の量が特定の範囲内であり、特に、Ｎ
ｂとＴｉとの間に一定の関係が成立する場合に効果があ
る。即ち、Ｎｂ＜（５Ｔｉとの含有量の割合がの式を満
足する数値の場合である。この関係において、Ｔｉ４．
Ｏ〜５．５７０以外ではＮｂの効果は全くなく、またＴ
ｉ含有量が４．０〜５．５％でかつＮｂ含有量が０．５
〜３．０７０でなければ良好な磁気特性を得ることがで
きない。このことから、Ｔｉ含有量を減少させるかＮｂ
含有量を増大させる必要があり、Ｔｉ含有量が増えると
Ｎｂ含有量を低くしなければならないが、少なくとも０
．５％以上含有しないと効果はない。又、Ｔｉ含有量も
５．５？を越えると高い磁気特性は得られなくなる。Ｃ
ｕの含有量は１〜７％であり、Ｃｕ含有量が１．０〜４
．０７０で保磁力Ｈｃが最大となり、７％を越すと保磁
力Ｈｃが著しく低下する。又、Ｃ含有量は０．０２〜０
．２％、Ｓ含有量は０．１〜１．０％であり、Ｃ含有量
０．２７０１Ｓ含有量１．０％を越えると保磁力が低下
し、又、Ｃ含有量０．０２％、Ｓ含有量０．Ｌ％未満で
はこの効果がなくなる。
因に、このＣ，Ｓは柱状晶化添加物であり、等軸晶にお
いては、保磁力ＨＣｌ最大磁気エネルギー積（ＢＨ）Ｍ
ａｘの低下をきたすが、柱状晶化には有効であり、よつ
て、柱状晶化だけを考えればＣ，Ｓの添加はその量が多
い程柱状晶化は促進されるが、柱状晶化後の磁気特性は
必ずしも良好ではなく、Ｃ，Ｓの添加による磁気特性の
劣化という矛盾があるが、上記のようなＣ，Ｓの含有量
とすることによつてこの問題は解決することができるの
である。本発明の永久磁石合金の他の特徴の一はＣＯ含
有量が低いために（α＋γ）相領域が狭く、したがつて
この（α＋γ）相領域を急速冷却する必要がない、換言
すればクラツクの発生を伴わないという点である。
いては、保磁力ＨＣｌ最大磁気エネルギー積（ＢＨ）Ｍ
ａｘの低下をきたすが、柱状晶化には有効であり、よつ
て、柱状晶化だけを考えればＣ，Ｓの添加はその量が多
い程柱状晶化は促進されるが、柱状晶化後の磁気特性は
必ずしも良好ではなく、Ｃ，Ｓの添加による磁気特性の
劣化という矛盾があるが、上記のようなＣ，Ｓの含有量
とすることによつてこの問題は解決することができるの
である。本発明の永久磁石合金の他の特徴の一はＣＯ含
有量が低いために（α＋γ）相領域が狭く、したがつて
この（α＋γ）相領域を急速冷却する必要がない、換言
すればクラツクの発生を伴わないという点である。
又英国特許第９８７，６３６号明細書にはＣＯ含量３０
％以下の永久磁石が記載されているが、その柱状晶化に
はゾーン・メルテイング方式が記載されており、実験的
にも加熱鋳型により柱状晶化を行なうことは極めて困難
である。ところが本発明においては柱状晶化に加熱鋳型
を使用することができ、この相違は前記英国特許がＮｂ
及びＳの併用であるのに対して本発明はＮｂ，Ｓ及びＣ
の三者を含有することによるものである。柱状晶化が加
熱鋳型により実施されることは大型及び任意形状の磁石
の製造を可能にするものである。次に加熱鋳型による本
発明の永久磁石合金の製造方法について説明する。
％以下の永久磁石が記載されているが、その柱状晶化に
はゾーン・メルテイング方式が記載されており、実験的
にも加熱鋳型により柱状晶化を行なうことは極めて困難
である。ところが本発明においては柱状晶化に加熱鋳型
を使用することができ、この相違は前記英国特許がＮｂ
及びＳの併用であるのに対して本発明はＮｂ，Ｓ及びＣ
の三者を含有することによるものである。柱状晶化が加
熱鋳型により実施されることは大型及び任意形状の磁石
の製造を可能にするものである。次に加熱鋳型による本
発明の永久磁石合金の製造方法について説明する。
こ適当な溶解炉において、所望
の組成となるように各成分を溶解し、チルプレート上に
１００００〜１１０００Ｃに加熱された鋳型を設置し、
この鋳型に１７００Ｃ〜１７３『Ｃの溶湯を鋳込み、凝
固中に方向性を付与して柱状晶組織をもたせて、３０（
φ）×８０ｍｍ（ｌ）の試料を調製した。この試料を１
２５０℃で２０分間溶体化処理を行なつた後、６００℃
の温度まで０．５〜０．６℃／秒の遅い冷却速度で磁場
中で冷却を行ない、その後、６０『Ｃより高い所定の温
度で１０分間等温磁場処理を行ない、更に５５０℃で２
０時間時効処理を行なつて永久磁石を製造した。第３表
に本発明の永久磁石合金についての組成と磁気特性につ
いて示す。
の組成となるように各成分を溶解し、チルプレート上に
１００００〜１１０００Ｃに加熱された鋳型を設置し、
この鋳型に１７００Ｃ〜１７３『Ｃの溶湯を鋳込み、凝
固中に方向性を付与して柱状晶組織をもたせて、３０（
φ）×８０ｍｍ（ｌ）の試料を調製した。この試料を１
２５０℃で２０分間溶体化処理を行なつた後、６００℃
の温度まで０．５〜０．６℃／秒の遅い冷却速度で磁場
中で冷却を行ない、その後、６０『Ｃより高い所定の温
度で１０分間等温磁場処理を行ない、更に５５０℃で２
０時間時効処理を行なつて永久磁石を製造した。第３表
に本発明の永久磁石合金についての組成と磁気特性につ
いて示す。
これ等の結果から特に、９，１０，１１，１２，１４及
び１５番の上段について著しい特性の向上が見られるも
のである。
び１５番の上段について著しい特性の向上が見られるも
のである。
Ｃ≦０．０２７０は不純物として含む
Ｓ＜，０．０３％は不純物として含む
以上説明したように、本発明の永久磁石合金は上記に示
した組成であるのでＣＯ含有量を従来のアルニコ９系永
久磁石より極めて低くしても、ＣＳ，Ｎｂの三成分を含
有させることにより優れた磁気特性を有するものであり
、かつＣＯ含有量が２８〜３０％と低いので（α＋γ）
相領域が狭く、従つて（α＋γ）相領域を急速冷却する
必要がなく、大型のアルニコ９系永久磁石をクラツク発
生等もなく作ることができ、更には、加熱鋳型によつて
種々の形状の永久磁石を容易に作ることができるという
効果を奏するものである。
した組成であるのでＣＯ含有量を従来のアルニコ９系永
久磁石より極めて低くしても、ＣＳ，Ｎｂの三成分を含
有させることにより優れた磁気特性を有するものであり
、かつＣＯ含有量が２８〜３０％と低いので（α＋γ）
相領域が狭く、従つて（α＋γ）相領域を急速冷却する
必要がなく、大型のアルニコ９系永久磁石をクラツク発
生等もなく作ることができ、更には、加熱鋳型によつて
種々の形状の永久磁石を容易に作ることができるという
効果を奏するものである。
Claims (1)
- １ Ａｌ７〜１２％、Ｎｉ１０〜２０％、Ｃｏ２８〜３
０％、Ｃｕ１〜７％、Ｔｉ４．０〜５．５％を主成分と
して残部がＦｅであり、かつＣ０．０２〜０．２％、Ｓ
０．１〜１．０％、Ｎｂ０．５〜３．０％を含み、Ｎｂ
とＴｉとの割合がＮｂ（重量％）＝−１０／７Ｔｉ（重
量％）＋（７．５〜９）の式を満足する数値である永久
磁石合金を、溶解後チルプレート上に設置する加熱又は
発熱鋳型に鋳込み１２００℃以上で溶体化処理後冷却速
度０．１〜０．９℃／ｓｅｃで磁場中冷却後、キュリー
点より１０℃〜５０℃低い一定温度で磁場中保持を行な
い、更に時効処理を行うことを特徴とする永久磁石合金
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP51129500A JPS5929084B2 (ja) | 1976-10-29 | 1976-10-29 | 永久磁石合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP51129500A JPS5929084B2 (ja) | 1976-10-29 | 1976-10-29 | 永久磁石合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5355408A JPS5355408A (en) | 1978-05-19 |
| JPS5929084B2 true JPS5929084B2 (ja) | 1984-07-18 |
Family
ID=15011006
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP51129500A Expired JPS5929084B2 (ja) | 1976-10-29 | 1976-10-29 | 永久磁石合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5929084B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6153983U (ja) * | 1984-09-12 | 1986-04-11 | ||
| JPS6153982U (ja) * | 1984-09-12 | 1986-04-11 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109082603B (zh) * | 2018-08-17 | 2020-02-11 | 杭州红山磁性材料有限公司 | 一种铝镍钴永磁合金及其制备方法 |
-
1976
- 1976-10-29 JP JP51129500A patent/JPS5929084B2/ja not_active Expired
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6153983U (ja) * | 1984-09-12 | 1986-04-11 | ||
| JPS6153982U (ja) * | 1984-09-12 | 1986-04-11 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5355408A (en) | 1978-05-19 |
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