JPS5933644B2 - Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石とその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｃｏを主成分とする永久磁石と
くに省資源化を志向し、Ｃｏ含有量が少なく、したがつ
て加工性が良好で、しかも材料の有する特性を最大限に
発揮させたＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ磁石あるいは、Ｆｅ−Ｃに
−Ｃｏ系永久磁石を製造する方法、と＜に工業的に効率
よく、しかも材料の有する特性を最大限に発揮しうるよ
うな製造５方法に関するものである。

Ｆｅ−Ｃに−Ｃｏを主成分とする磁石合金はすでに数多
くの文献等により知られている。

例えば特公昭４９−２０４５１号公報には、重量比で１
５〜３５％Ｃｏ、３〜５０％Ｃｒ）残部Ｆｅか１０ら成
るもの、また特公昭５１−２９８５９号公報には、重量
比でＣｒ２０〜３５％、Ｃ０１０〜２０％、Ｔ１０．３
〜３％、および残部実質的にＦｅより成るもの、あるい
は、特開昭４９−１２３１１３号公報には重量比でＣｒ
１７〜３５％、Ｃ０５〜１５２０％、５ｉ０．３〜３％
、および残部実質的にＦｅより成るものが開示されてい
る。一方、製造方法に関しては、例えば特公昭４９−２
０４５１号公報に合金を溶解鋳造後溶体化処理を行ない
、ついで磁場中時効を行なつた後、時２０効する方法ま
た特公昭５０−３７０１１号公報には溶体化処理後磁場
中時効を行ない、ついで冷間加工を行なつた後、多段時
効することを特徴とする方法が開示されている。

また、特開昭５１−５２３１８号公報には、２５６５０
℃以上、１０８５℃以下の温度において３〜３００分間
保持することを特徴とする溶体化処理方法、あるいは特
開昭５１−３８２２４号公報には、冷間での塑性加工を
行なう場合の前処理方法として８５０゜Ｃ以上、１０８
５℃以下の温度に３０おいて３〜３００分間保持するこ
とを特徴とする方法が開示されている。

また、特開昭５１−７９６３１号公報には７００〜４０
０℃の温度範囲内の任意の温度から少なくとも工０℃の
温度差区間を１０℃について５分な３５いし５０時間の
冷却速度で連続的に徐冷することを特徴とする時効処理
方法が開示されている。

また、米国電気ならびに電子技術者協会発行の雑誌ゞ］
ＥＥＥＴｒａｎｓａｃｔｌＯｎｓＯｎＭａｇｎｅｔｌｃ
ｓＳ′ＶＯｌ．ＭＡＧ−１２，煮６，Ｐ．９７７〜９７
９（１９７６年１１月発行）には磁場中において一定温
度に保持した後、室温まで冷却しその後、磁場の作用な
しに多段時効方式による二次時効を施す熱処理方法、お
よび磁場中において、一定温度に保持した後、これにひ
き続きその温度から磁場の作用なしに連続的徐冷の時効
を施す熱処理方法が示されている。本Ｆｅ−Ｃｒ−ＣＯ
系磁石の製造工程としては、溶解・鋳造・熱間加工・冷
間加工等の工程により所望の形状に成形した後、必要な
場合にはこれらの工程の途中において、もしくはこれら
の工程の後に溶体化処理を帷して、最後に合金を永久磁
石化するための時効処理を絶すという方法が一般的であ
る。

以上のように、Ｆｅ，Ｃｒ，ＣＯを主成分とする磁石合
金に関する文献等は数多く存在し、漸次、特性の向上、
製造方法の合理化等が計られてきており、この磁石合金
がいよいよ有用な材料となりつつある。

そして今後の課題としては、世界的な省資源化の動きの
中で、我が国はその需要を１００？輸入に頼らざるを得
ない原材料であるところのコバルトの含有量を低下せし
めること、得られる永久磁石特性のいつそうの向上、お
よび熱処理のより安定化、簡易化等であり、これらの点
を改良することがこの磁石合金に対して現在切望されて
いる。本発明は、上記実情に鑑み、低ＣＯ含有量であり
ながら合金の有する最高の性能を発揮させ得たＦｅ−Ｃ
ｒ−ＣＯ系磁石を提供すること、あるいは本Ｆｅ−Ｃｒ
−ＣＯ系磁石合金の有する最高の性能を発揮させ、しか
も工業上最も効率的に製造する方法を提供することを目
的とするものである。

本発明において上記Ｆｅ−Ｃｒ−ＣＯ系磁石合金は重量
比でＣｒｌ７〜４５％、ＣＯ３〜１４．９？を含む合金
である。Ｃｒ，ＣＯがこれよりも少ないと永久磁石とし
ての保磁力が得られにくい。またＣｒが４５％よりも多
いと、加工性が劣るとともに永久磁石としての残留磁束
密度が不足してくる。またＣＯは、省資源化の目的から
は、その含有量が少ない方がよく、およそ１０％以下で
あることが望ましいが、一方、高保磁力を得るためには
１０．６〜１４．９％の含有量が望ましい。ＣＯが１５
％を越えるとしだいに溶体化処理条件が苛酷になり、残
留磁束密度が得られにくくなつてくるとともに加工性が
劣るようになつてくるので特に深絞り加工等はＣＯ含有
量が１５％未満の材料に対して適用することが好ましい
。溶体化処理は、特に冷間加工を受けている材料に対し
ては実晦することが望ましいが、熱間での加工を受けて
いるのみで加工歪が殆んど残存していないような状態の
材料に対しては、これを省略して直接時効処理を帷して
も特性上差支えない。

この溶体化処理は、本発明者らの特許出願になる特開昭
５１−５２３１８号公報において明らかにされている如
く、６５０〜１０８５℃の温度において３〜３００分間
保持して実帷することが好ましい。また、上記した時効
処理は材料を永久磁石化する手段であり、製品の磁気特
性を左右する重要な工程であるが、この処理は本発明者
らの特許出願になる特開昭５１−７９６３１号公報にお
いて明らかにされている如く、７００〜４０『Ｃの温度
範囲内の任意の温度から少なくとも１０℃の温度差区間
を１００Ｃについて５分ないし５０時間の冷却速度で連
続的に徐冷する方法によつて実帷することが好ましく、
この中の６５０〜４５０℃とくに６００〜５００℃の区
問を連続的徐冷することは特性の向上に顕著な効果を有
する。

特性の均一性を計るためには、この連続的徐冷の処理の
前に一定温度で充分保持した後、それにひき続いて上記
した連続的徐冷の処理を帷す方法、あるいは、一定温度
での保持の処理を行なつた後通常の冷却方法でいつたん
室温付近まで冷却したものに対して、あらためて加熱し
て上記した連続的徐冷の処理を施す方法、あるいは上記
連続的徐冷の冷却速度を温度区間に応じて変化させる方
法などを推奨する。本発明は、この時効処理の意義を詳
しく考察することによつてなされたものであるので、以
下に金相学的な立場から詳細に説明する。

Ｆｅ−Ｃｒ−ＣＯ系磁石合金は、時効処理によつて均一
固溶体（以下、これをα相と呼ぶ）から強磁性相（以下
、これをα１相と呼ぶ）と、非磁性もしくは弱い磁性の
相（以下、これをα２相と呼ぶ）との二相に分離する。

まだ正確に確認するまでには到つていないが、おそらく
α１相はＦｅを主とした相、α２相はＣｒ，ＣＯを主と
した相であると考えられる。第１図は、この様子を模式
状態図により定性的に表わしたものである。

第１図において、本系合金の成分組成は例えばＸＧで示
され、この合金Ｇは高温ではα単相であるが、二相分離
温度Ｔｄ以下の例えば温度ＴＡで時効すると成分組成が
Ｘ，のα１相と成分組成がＸ２のα２相との二相に分離
する。時効温度が異なれば分離する各相の成分組成が異
なり、例えば温度ＴＮで時効した場合には成分組成がＸ
／のα１相と成分組成がＸ２′のα２との二相に分離す
る。

さて、本Ｆｅ−Ｃｒ−ＣＯ系磁石合金では、第２図に示
すように、このα１相が細長い形状であるため、その方
向が磁化容易軸であるような形状磁気異方性をそなえ、
しかも寸法が微細であるため単磁区微粒子的に振る舞う
ことにより、原理的にはＳｔＯｎｅｒ＆ＷＯｈｌｔａｒ
ｔｈによつて説明されたような機構によつてＨｃが発生
し、優れた永久磁石特性を示すことが知られている。

このような磁気的硬化機構からこの磁気特性は、二相分
離組織の幾何学的因子（すなわち形状、寸法、二相の体
積比など）および各分離二相の飽和磁化の値（したがつ
て、成分組成）に依存する。すなわち、本Ｆｅ−Ｃｒ−
ＣＯ系合金が優れた永久磁石特性を発揮するのに望まし
い状態について述べると、まずα１相の寸法は、それが
単磁区的に振る舞うことの必要からその寸法が粗大すぎ
ぬことが要求されるとともに一方、超常磁性（Ｐａｒｍ
ａｇｎｅｔｉｃ）的に挙動することは望ましくないので
寸法が微細すぎぬことが要求される。

そこでふつうα１相は、おおよそ数百〜数千オングスト
ロームのオーダーの寸法をもつ強磁性粒子であることが
望ましい。また、優れた永久磁石であるためには、各α
１粒子の磁気異方性ができるだけ大きいとともに、それ
らが全体として均一、すなわち各粒子の異方性の大きさ
が互いに等しく、また異方性の方向が揃つていることが
望ましい。各α１の磁気異方性は、主として形状異方性
に基づくので、これが大であるためには各α，粒子がで
きるだけ細長いこと、およびα１，α２二相間の飽和磁
化の値の差が大、すなわちα１相はできるだけ強い強磁
性であり、α２相は非磁性、もしくはなるべく弱い磁性
しかもたないことの二つの条件が必要である。この後者
の条件を満たすためには、α１，α２二相間の成分組成
の差が大きいことが必要とされる。磁場中時効処理した
場合、各α１粒子より細長くなるとともに全てのα１粒
子が処理磁場方面に伸長することにより、全体としても
異方性が揃うので永久磁石特性の向上に対して極めて都
合がよく、顕著な効果がある。また、二相の体積比につ
いてはα１相が少なすぎる場合は全体としての飽和磁化
の値が小さくなつてしまうし、一方、これが多すぎる場
合はα１相間の間に磁気的な相互作用が生じて、各α，
相の磁気異方性が減少するとともに、それが完全には単
磁区的に振る舞わなくなるのでどちらの場合も優れた永
久磁石特性を得るためには望ましくない。

ふつうは、α１相とα２との体積比がおおよそ５０％：
５０％程度であることが望ましい。さて、以上に説明し
てきた永久磁石特性に影響を及ほす各因子は時効処理の
熱処理条件によつて実に多様に変化し得るので、得られ
る磁気特性は時効処理条件に極めて強く依存して広範に
変化するが、これらの因子の中、前記した幾何学的因子
は時効処理温度の中でも特に比較的高温域において、殊
に時効条件依存性が強い。

すなわち、第１図で説明した二相分離温度Ｔｄ以上の温
度では時効しても二相分離が生じないので単相のままで
あるからＨｃは殆んど生じない。またＴｄ直下では、析
出核発生→成長の機構により多くの場合、球状の析出物
が形成されしかも、これは析出物の表面エネルギ等の関
連から一般に時効温度が高いほど、また時効時間が長い
ほど、粗大な寸法の組織となる。このような組織は各粒
子の異方性もかなり小さいし、全体的にも異方性の大き
さ、ならびに方向が分散しているのであまり優れた永久
磁石特性を示さない。時効温度をさらに低下させ、熱力
学的に定義させるスピノーダル温度Ｔｓ（これは必ずＴ
ｄより低い）と呼（まれる温度以下で時効した場合には
スピノーダル分解の機構により相分離が進行し、変調構
造の組織が形成される。この場合の組織は規則的な構造
であり、かつ各粒子の形状もある程度の異方性を有する
ようなものであるのでその寸法が適切である場合には、
かなり優れた永久磁石特性を示す。時効温度をＴＡ（〈
Ｔｓ）とし、これとスピノーダル温度との差を△Ｔ、す
なわち△Ｔ−Ｔｓ＝ＴＡとすれば、この変調構造の寸法
は１／Ｖマ〒に比例するので、時効温度が高いほど粗大
な寸法の組織となるが、△Ｔは上式の分母にはいつてい
るので△Ｔ＋０，つまり時効温度が比較的高くてスピノ
ーダル温度に近い場合には変調構造組織の寸法は時効温
度に極めて強く依存することがわかる。逆に時効温度が
比較的低い場合には微細な寸法の変調構造組織となるが
、その寸法は時効温度によつてあまり著しくは変化しな
いといえる。比較的高温域における時効では、以上に述
べたように二相分離の機構そのものが本質的に複雑であ
るばかりでなく、これらが進行するための原子の拡散速
度もまた大きいので、したがつて前記したように、幾何
学的因子の時効条件依存性が極めて強い。

そこで優れた永久磁石特性のための理想的な金属組織を
得るためにはこの段階の熱処理に特に細心の注意を払い
、条件の適切なコントロールが重要である。また、熱処
理時に磁場を作用させることの意義はそれによつてこれ
と異なつた方向に伸びたα１粒子の反磁場エネルギを増
加させてその伸長を抑止する点にあるので熱処理時に磁
場を印加することの効果が顕著であるのも、幾何学的因
子を大きく変化させ得るこの段階である。一方、前記し
た各分離二相の飽和磁化の値の差は、それらの成分組成
の差に比例するので、第１図かられかるようにこれは時
効処理温度が高いと小さい。したがつて、前記比較的高
温域での時効によつて理想的な幾何学的因子をそなえた
二相分離組織を形成しても、そのままでは二相間の飽和
磁化の値の差が小さくて優れた永久磁石特性を示さない
。この点から言えば時効処理温度を低く選ぶことが望ま
しいが、しかしいきなり低い温度で時効しても反応の進
行が遅いことおよび形成される二相分離組織の寸法が微
細すぎること、等からかえつて磁気特性はよくない。優
れた永久磁石特性を得るための時効熱処理方法を築き上
げる問題は結局、これら互いに相反すると思われる二つ
の命題をいかにして同時に満足させ得るような手段を工
夫するか、という問題に帰着される。このために、まず
比較的高い温度で時効していつたんその温度に対応する
二相分離組織を形成させておいた後、つぎに比較的低い
温度での時効を重ねることによつて二相間の成分組成差
を拡げるという多段時効の方式等が工夫されてきたが、
最も有効な方法は、むしろこれを滑らかな温度変化とし
、各温度での平衡を保つようにしながら、ゆつくりと降
温する方式であり、この本法を提供したものが本発明者
らの特許出願になる特開昭５１−７９６３１号公報にお
いて開示されている方法である。これらの時効において
、その初期段階、すなわち比較的高い温度域での時効に
より、いつたん二相分離組織が形成された後は、その後
の比較的低い温度域での時効、すなわち、二次時効を加
えてもこの過程では短範囲の原子移動で実現が可能な二
相間における原子の入れ替え、つまり二相間の成分組成
差の拡大のみが主に進行し、二相分離組織の変化のよう
に長い距離の原子移動が必要となる反応は殆んど進行し
ない。実際、二次時効処理の進行に伴つて、永久磁石特
性は著しく向上してくるにもかかわらず、二相分離組織
は、この過程を通じて殆んど変化しないことが電子顕微
鏡を用いた観察により確認されている。さて、以上に説
明してきたように、本Ｆｅ−Ｃｒ−ＣＯ系磁石の永久磁
石特性の向上を計るためには、その時効処理として連絡
的徐冷の方式の時効の適用ならびに磁場中時効処理の導
入がたいへん効果的であるが、これまでの説明かられか
るように、この磁場中時効の処理は、時効処理の過程の
中でも特に初期の段階、すなわち比較的高温域での時効
において実施した場合に大きな意義をもつものである。

したがつて、その効果も顕著なることを期待することが
できるが、時効処理の途中の過程、すなわち比較的低温
域での時効においては、磁場を作用させる意義が乏しく
通常はその効果が小さい。よつて、連続的徐冷の方式の
効果を利用した上で、磁場作用の効果をも利用する場合
は、この徐冷処理の初期に磁場を印加する方法あるいは
磁場中において一定温度で保持した後、これに引続いて
磁場中あるいは磁場なしの状態で連続的徐冷の処理を帷
す方法あるいは磁場中において一定温度で保持する処理
を行なつた後、通常の冷却方法でいつたん冷却したもの
に対してあらためて磁場中時効処理の温度よりも低い適
切な温度まで加熱して、磁場中あるいは磁場なしの状態
で連続的徐冷の二次時効処理を施す方法、などが考えら
れ、磁場を全然作用させない処理と比較した場合には、
これらの方法は、いずれも特性の向上に極めて効果的で
あることを実際に示すことができる。これらの各種の方
法の中で磁場中において一定温度で保持した後、これに
引続いて磁場なしの状態で連続的徐冷の処理を帷す方法
だけが従来知られていたが、この方法では磁場中時効の
終了後、そのままこれに引続いて徐冷の処理を実施する
ためまだ二相分離組織の形成が進行するような高い温度
域を磁場の作用なしにゆつくり降温することになり磁場
中時効処理によつて方向規制を受けた二相分離組織以外
に磁場の作用を受けぬ無秩序な二相分離組織が形成させ
ることになり、合金の持つ最高の永久磁石特性を発揮さ
せるには到つていなかつた。これまでに繰返し述べてき
た説明によつて容易に理解できるように、これらの処理
において、磁場の印加を停止した後は新たな二相分離組
織の形成を極力抑止することが優秀な永久磁石特性を得
るための必須条件の一つである。

本発明はこの点に着目してなされたもので上記のことを
実現化する具体的な方法を提供するものである。

本発明は、Ｆｅ−Ｃｒ−ＣＯ系磁石合金の製造方法にお
いて、溶体化後の時処理工程が磁場中にて一定に保持す
ることにより磁場方向に規制された金属組織を形成せし
める処理工程と、該処理工程よりの後、前記磁場中時効
処理の温度より低い５〜１００℃の温度区間を磁場の作
用なしで連続的に冷却することにより前記磁場中時効処
理温度で形成された金属組織を調整せしめる二次時効処
理工程とから成り、かつ前記磁場中時効処理の終了後、
少くとも該二次時効処理工程の開始温度以下までを、冷
却することと、Ｆｅ−Ｃｒ−ＣＯ系磁石合金が重量比で
Ｃｒｌ７〜４５％、ＣＯ３〜１４．９％を含み、残部が
実質的にＦｅより成り磁場中時効処理工程を行つた後、
室温付近の温度まで冷却して得られるＦｅ−Ｃｒ−ＣＯ
系磁石合金の製造方法である。

これらの処理において磁場中時効の効果を得るために必
要な最小の磁場の強さは約５０００ｅであるが効果を充
分に得るためには１００００ｅ以上、好ましくは２５０
００ｅ以上、さらに好ましくは４００００ｅ以上の磁場
中で処理することが望ましい。

また磁場中時効の効果が認められる温度は合金の成分組
成にも依存するが、普通５７０〜７０００Ｃでありこれ
らの中でも５９０〜６７０７Ｃ１特に６１０〜６５０℃
では効果が顕著である。

この例を第３図に示す。第３図は、次のようにして得ら
れた。

Ｃｒ３Ｏ％（重量％、以下同じ）、ＣＯｌＯ％、Ｓｉｌ
．５％、残部Ｆｅから成る合金Ａ１ならびにＣｒ３Ｏ％
、ＣＯｌ４％、Ｓｉｌ．５％、残部Ｆｅから成る合金Ｂ
１並びにＣｒ３５％、ＣＯ８％Ｓｌ２．５％、残部Ｆｅ
から成る合金Ｃ１並びにＣｒ２４％、ＣＯｌ２％、Ｓｉ
Ｏ．５％、残部Ｆｅから成る合金Ｄ１及びＣｒ２４％、
ＣＯｌ４％、Ｓｉｌ．３％、残部Ｆｅから成る合金Ｅを
各々溶製し、これから２ｍｍ×１０ｍｍ×３０ｍ！の短
冊片を切り出して１３００′Ｃで１０ｍｉｎ溶体化処理
した後供試材とした。

これらの試料を４００００ｅの磁場中において、各種の
温度に加熱して１ｈ保持することにより磁場中時効処理
を帷した。なお、磁場は昇温の過程で試料の温度が５５
０℃に到つたときから印加し始め、また前記保持の終了
後は試料を炉外に放出して自然冷却させた。次に二次時
効として合金Ａを５８０℃に再び加熱し（磁場は印加し
ない）この温度から１０『Ｃにつき１６ｈの冷却速度で
４８０℃まで連続的に徐冷する処理を帷した。

この処理の終了後は試料を炉外に放出して自然冷却させ
た。合金Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅについては、各々６００→５０
０℃、５６０→４６０℃、６２０→５００℃、６２０→
５００℃、の区間を合金Ａと同様にしていずれも１００
℃につき１６ｈの冷却速度で連続的に徐冷する二次時効
処理を施した。この場合の磁場中時効処理温度と得られ
た保磁力ＨＯとの関係は第３図のようである。また、上
記実験の磁場中時効処理において合金Ａを６００℃に加
熱して保持する時間を変化させた場合の保持時間と保磁
力ＨＯとの関係は第４図のようである。

第４図からおよそ１０ｍＬｎ以上の磁場中時効処理を帷
せば、３０００ｅ以上のＨｃが得られるがより優れた磁
石特性を得るために、好ましくは３０ｎ以上、さらに好
ましくは１ｈ以上にわたつて、この処理を実絶すること
が望ましいことがわかる。また、本発明方法に従つて前
記した連続的徐冷方式の二次時効を行なうとき、その開
始温度はふつう磁場中時効処理の温度より５〜１００℃
低いことが好ましく、この中でも１０〜８０℃、特に１
５〜６０゜Ｃ低い場合に優れた磁気特性が得られる。

二次時効の終了温度は５００℃以下、特に４８０℃以下
が好ましいが普通は、５２０℃以下で充分である。この
例を第５図、並びに第６図に示す。これらの図はつぎの
ようにして得られた。Ｃｒ２４％（重量％、以下同じ）
、ＣＯｌ２％、Ｓｉｌ．３％、残部Ｆｅから成る合金Ｋ
、並びにＣｒ３Ｏ％、ＣＯｌＯ％、ＳｌＯ．５％残部Ｆ
ｅから成る合金Ｌを各々溶製し、これから２ｍｍ×１０
ｍｍ×３０ｍｍの短冊片を切り出して、１３０『Ｃで１
０ｍｉｎ溶体化処理した後、供試料とした。４００００
ｅの磁場中において合金Ｋは６５０たＣに、また合金Ｌ
は６３『Ｃに各々加熱して１ｈ保持することにより磁場
中時効処理を強した。

次に二次時効としてこれらの合金を上記磁場中時効処理
の温度以下の各種の温度に再び加熱し（磁場は印加しな
い）その温度から１００℃につき１６ｈの冷却速度で４
５『Ｃまで連続的に徐冷する処理を帷した。この処理の
終了後は試料を炉外に放出して自然冷却させた。この場
合の二次時効の開始温度と得られた最大エネルギ積（Ｂ
Ｈ）Ｍａｘとの関係は第５図のようである。なお、第５
図は二次時効処理の徐冷開始温度と磁場中時効処理の温
度との差を横軸にとつて表わしてある。また上記実験の
二次時効処理において合金Ｋは５９０記Ｃに、また合金
Ｌは６１０℃に加熱して、この温度から、上記と同様に
１００′Ｃにつき１６ｈ（：７）冷却速度で連続的徐冷
を開始し、各種の温度に到つたときに試料を炉外に放出
して自然冷却させた場合のこの二次時効終了温度と得ら
れた最大エネルギ積（ＢＨ）Ｍａｘとの関係は第６図の
ようである。

また本発明方法にしたがつて磁場中時効の処理後、速や
かに冷却するときの冷却速度についてはこれまでに述べ
た説明から明らかなように、これは二次時効処理の冷却
速度より速くさえあれば、本発明方法の効果を利用する
ことができ、磁気特性の改良を期待することができる。

第７図はこの実験例を示す。この実験には、前記した合
金Ｋを用い、供試材の準備方法も前記と同様である。こ
れらの試料を４００００ｅの磁場中において、６５『Ｃ
に加熱して１ｈ保持する磁場中時効処理を帷し、この保
持終了後は磁場の印加を停止すると同時に次のような各
種の冷却方法で少なくとも５９『Ｃ以下まで冷却した。
すなわち（ａ）水中へ焼き入れ、（ｂ）炉外に放出して
自然冷却（６５『Ｃから５５０℃まで到るのに要した時
間はおよそ１ｍｉｎ；以下同様にかつこ内の数値は、こ
の時間を表わす），（ｃ）予めアスベスト板に包んで磁
場中時効処理を行ない、冷却時はそのまま炉外に放出し
て自然冷却（およそ４ｍｉｎ），（ｄ）質量を増すため
真ちゆう製の当て金を試料とともに予め耐火保温線に包
んで磁場中時効処理を行ない、冷却時はそのまま炉外に
放出して自然冷却（およそ３０ｍｉｎ），（ｅ）炉中に
保持したままその電源を切つて冷却（およそ２ｈ）、（
ｆ）１０００Ｃにつき６ｈの割合で５７００Ｃまで連続
的徐冷の処理を帷し、以後は炉外に放出して自然冷却、
（ｇ）１００′Ｃにつき１６ｈの割合で５００′Ｃまで
連続的徐冷の処理を帷し、以後は炉外に放出して自然冷
却。つぎに上記（ｇ）の方法で処理した試料以外には、
二次時効として５９０℃に再び加熱し（磁場は印加しな
い）この温度から１００′Ｃにつき１６ｈの割合で５０
『Ｃまで連続的に徐冷する処理を抱した。

この処理の終了後は試料を炉外に放出し自然冷却させた
。以上の中（ａ）ないし（ｆ）の方法は本発明方法に従
う方法、（ｇ）は従来知られていた方法である。

これらの場合の磁場中時効処理後の冷却方法と得られた
最大エネルギ積（ＢＨ）Ｍａｘとの関係は、第７図のよ
うである。第７図から本発明方法に従つて磁場中時効処
理後の冷却速度を二次時効処理の冷却速度より速くした
場合には磁気特性が改良されていることがわかるが、前
者の冷却速度として実用的には１００′Ｃの降温につき
２ｈ以内、好ましくは３０ｍ１ｎ以内の冷却速度が望ま
しい。普通は、炉から放出した自然冷却程度で充分であ
るが、この方法（オ実帷のために何らの特殊な装置を殆
んど必要としない上に、本発明方法による永久磁石特性
の向上効果が顕著であつてＦｅ−Ｃｒ一ＣＯ系磁石の製
造において極めて有用である。なお、本発明方法と従来
方法との差異については、これまでの説明によつてすで
に充分理解され得たことと思われるがこの要点を整理す
ると次のようである。すなわち、磁場中時効処理を含む
Ｆｅ−Ｃｒ−ＣＯ系磁石の時効熱処理において、従来は
、時効処理として最も理想的な方法である連続的徐冷方
式の時効が全く用いられていなかつたか、あるいは逆に
磁場中時効の終了後、そのまま、これに引続いて徐冷の
処理を実帷するため、まだ二相分離組織の形成が進行す
るような高い温度域を磁場の作用なしにゆつくり降温す
ることになり、磁場中時効処理によつて方向規制を受け
た二相分離組織以外に磁場の作用を受けぬ無秩序な二相
分離組織が形成されることになり、何れも合金の持つ最
高の永久磁石特性を発揮させるには到つていなかつた。
これに対し、本発明方法は磁場中時効処理後、所定温度
以下まで速やかに冷却することにより、磁場の作用を受
けぬ無秩序な二相分離組織の形成は防止した上で時効と
して最も理想的な方式であるところの連続的徐冷方式の
効果を利用することを可能ならしめたものであり、優れ
た永久磁石特性を得るのに最適な方法を提供するもので
ある。従来、低ＣＯ含有量のＦｅ−Ｃｒ−ＣＯ磁石に対
しては、高い特性が期待されておらず、例えばＣＯ含有
量が１５％以下では、最大エネルギ積は１．０ＭＧ０ｅ
以下、ＣＯ含有量が１０％以下ではせいぜい０．５ＭＧ
０ｅ以下の特性しか得られていなかつた。

これに対し、本発明は磁場中時効処理後、所定温度以下
まで速やかに冷却することにより磁場の作用を受けぬ無
秩序な二相分離組織の形成は防止した上で、時効として
最も理想的な方式であるところの連続的徐冷方式の効果
を利用することを可能ならしめたものであり、第３図な
いし第７図に示したような優れた永久磁石特性を提供す
るものである。なお、前記したように二相分離組織の幾
何学的な因子は、おもに時効処理の初期段階において形
成されてしまうので、この段階の熱処理は条件を正確に
コントロールしなければならないが、そのためには、炉
内への製品の充填率を下げ、少量ずつ熱処理することが
必要である。

これに引続いて二次時効処理を帷す場合、長時間の間、
低充填率のまま炉を稼動させることになり、工業生産上
たいへん能率が悪い。一方、二次時効処理の場合には、
熱処理条件が比較的ゆるいので高充填率で炉を稼動する
ことが可能である。そこで、複数個のロッドについて前
者の時効処理、すなわち二相分離の幾何学的因子を形成
させる処理を施した後本発明の方法に従つて、いつたん
室温付近まで冷却してしまい、これらが所定量に集まつ
てから、一度にまとめて、二次時効の処理を帷す方法は
、同一時間内に多量の製品を熱処理することができて工
業生産上もたいへん有利である。以上に詳説したように
、本発明はＦｅ−ＣｒＣＯを主成分とする永久磁石、特
に省資源化を志向し、ＣＯ含有量が少なく、従つて、加
工性が良好で、しかも材料の有する特性を最大限に発揮
させたＦｅ−Ｃｒ−ＣＯ磁石を提供するものであり、又
、本発明はＦｅ−Ｃｒ−ＣＯを主成分とする永久磁石（
半硬質磁石を含む）合金を用いた磁石製品を製造する方
法、特に工業的に効率よく、しかも材料の有する特性を
最大限に発揮し得るような製造方法を提供するものであ
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｆｅ−Ｃｒ−ＣＯ系合金の状態図、第２図は
、本発明合金のα１，α２相析出状態を示す図、第３図
は、磁場中時効処理温度と磁石のＨｃとの関係を示す図
、第４図は、磁場中時効処理時間と磁石のＨｃとの関係
を示す図、第５図は、二次時効開始温度と磁場中時効温
度との差が、磁石の（ＢＨ）Ｍａｘに与える影響を示す
図、第６図は、二次時効終了温度と磁石α（ＢＨ）Ｍａ
ｘの関係を示す図、第７図は、磁場中時効処理後の冷却
方法と磁石の（ＢＨ）Ｍａｘとの関係を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系磁石合金の製造方法において、
   溶体化後の時効処理工程が磁場中にて一定に保持するこ
   とにより磁場方向に規制された金属組織を形成せしめる
   処理工程と、該処理工程よりの後、前記磁場中時効処理
   の温度より低い５〜１００℃の温度区間を磁場の作用な
   しで連続的に徐冷することにより前記磁場中時効処理温
   度で形成された金属組織を調整せしめる二次時効処理工
   程とから成り、かつ前記磁場中時効処理の終了後、少く
   とも該二次時効処理工程の開始温度以下までを、冷却す
   ることを特徴とするＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系磁石合金の製造
   方法。 ２ Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系磁石合金が重量比でＣｒ１７〜
   ４５Ｎｏ．，Ｃｏ３〜１４．９％を含み、残部が実質的
   にＦｅより成り磁場中時効処理工程を行つた後、室温付
   近の温度まで冷却することを特徴とする特許請求の範囲
   第１項記載のＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系磁石合金の製造方法。