JPS5942741B2 - 半硬質磁石合金およびその製造方法 - Google Patents
半硬質磁石合金およびその製造方法Info
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- JPS5942741B2 JPS5942741B2 JP55129828A JP12982880A JPS5942741B2 JP S5942741 B2 JPS5942741 B2 JP S5942741B2 JP 55129828 A JP55129828 A JP 55129828A JP 12982880 A JP12982880 A JP 12982880A JP S5942741 B2 JPS5942741 B2 JP S5942741B2
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、主に高速回転用ヒステリシスモータのロー
タ材に使用する半硬質磁石合金およびその製造方法に関
する。
タ材に使用する半硬質磁石合金およびその製造方法に関
する。
この種ロータとしては、残留磁化Br)保磁力Hcがと
もに大吉いという磁気特性のみならず、使用中高速回転
するため極めて高い強度とそれにある程度の靭性が要求
される。
もに大吉いという磁気特性のみならず、使用中高速回転
するため極めて高い強度とそれにある程度の靭性が要求
される。
かかる用途に供する半硬質磁石材料としては、Fe−M
n−Ti系、或いはFe−CO−Cr系の合金が最も一
般的といえるが、これらの材料は高強度であるものの、
反面著しく脆い性質を有しており、信頼性に難がある。
n−Ti系、或いはFe−CO−Cr系の合金が最も一
般的といえるが、これらの材料は高強度であるものの、
反面著しく脆い性質を有しており、信頼性に難がある。
強度の高い半硬質磁石材料としては、この他18%Ni
系マルエージ鋼が考えられる。
系マルエージ鋼が考えられる。
この鋼は、時効後において150k9/Md以上の引張
強さを備えるが、一般に磁気特性そのものが余り良好で
なく、上記ロータ材としては不十分である。この18(
Ff)Ni系マルエージ鋼の磁気特性を改良することを
目的として、従来より種々の提案がなされているが、何
れも充分な特性を得るためには時効前に50%にも及ぶ
大きな減面率の冷間加工を要するというものであつた。
このため実際には加工が困難なため製品形状が制限を受
けるといたた不都合が生じる許りでなく、磁気特性に異
方性をもたらすことが多分に考えられる。本発明は、上
記ロータ材として充分な強度、靭性を兼ね備え、しかも
磁気特性のきわめて良好な半硬質磁石材料を冷間加工を
行うことなく製造することを可能ならしめようとするも
のである。
強さを備えるが、一般に磁気特性そのものが余り良好で
なく、上記ロータ材としては不十分である。この18(
Ff)Ni系マルエージ鋼の磁気特性を改良することを
目的として、従来より種々の提案がなされているが、何
れも充分な特性を得るためには時効前に50%にも及ぶ
大きな減面率の冷間加工を要するというものであつた。
このため実際には加工が困難なため製品形状が制限を受
けるといたた不都合が生じる許りでなく、磁気特性に異
方性をもたらすことが多分に考えられる。本発明は、上
記ロータ材として充分な強度、靭性を兼ね備え、しかも
磁気特性のきわめて良好な半硬質磁石材料を冷間加工を
行うことなく製造することを可能ならしめようとするも
のである。
本発明者らは、前記18%Ni系マルエージ鋼の強度、
靭性が生かされしかも高い磁気特性が確保できる合金組
成を見出すべく、種々実験、研究を重ねた結果、上記マ
ルエージ鋼のNiを下げるとともにMOを高めることに
より、所望の特性を得ることに成功した。すなわち本発
明の合金は、CO.O3(?!)以下、SlO.lOO
l)以下、MnO.lOOll以下、PO.OlO(f
)以下、SO.OlO%以下、Nl5.O%以上15%
未満、COlO.O〜20.0%、MO6.5〜9.0
%、Til.O〜2.00!)、AIO,Ol〜0.2
5%で、残部はFeおよび不可避的不純物よりなること
を特徴とする。
靭性が生かされしかも高い磁気特性が確保できる合金組
成を見出すべく、種々実験、研究を重ねた結果、上記マ
ルエージ鋼のNiを下げるとともにMOを高めることに
より、所望の特性を得ることに成功した。すなわち本発
明の合金は、CO.O3(?!)以下、SlO.lOO
l)以下、MnO.lOOll以下、PO.OlO(f
)以下、SO.OlO%以下、Nl5.O%以上15%
未満、COlO.O〜20.0%、MO6.5〜9.0
%、Til.O〜2.00!)、AIO,Ol〜0.2
5%で、残部はFeおよび不可避的不純物よりなること
を特徴とする。
本発明合金において、C,Si,Mn,P,Sの各上限
値は何れも、時効後の延性、靭性を考慮した結果である
。同じくNiは、5.0%未満では充分な延性、靭性が
確保できず、また同時に磁気特性はBrは高くなるが、
ロータ材として必要なHcが得られない。他方これが1
501)以上になると、第1図に示す、Ni−15C0
−8M0−1.0〜1.5Ti系合金囚とNi−15C
0−5M0−1.5Ti系合金(B)を用い時効処理:
65『CXl時間で行なつた実験データにみる如くBr
が劣化する。COは、10.0%未満では、第2図に示
す、10Ni一CO−5M0−1.5Ti系合金(0と
10Ni−CO7MO−1.0Ti系合金(D)を用い
上記同様の時効処理条件で行なつた実験データに表われ
ているようにBrの急激な低下がみられる。また20.
0%を越えると、Br値に上昇なく、不経済なだけでな
く、靭性の低下を来たす。MOは、前出第1図及び第2
図から明かな如く少なくなるにつねBrが低くなる傾向
がある。6.5%未満では、Brが低くロータ材として
の使用が不可能であり、一方9.0%をこえるときは、
伸び、絞りに著しい低下が起こる。
値は何れも、時効後の延性、靭性を考慮した結果である
。同じくNiは、5.0%未満では充分な延性、靭性が
確保できず、また同時に磁気特性はBrは高くなるが、
ロータ材として必要なHcが得られない。他方これが1
501)以上になると、第1図に示す、Ni−15C0
−8M0−1.0〜1.5Ti系合金囚とNi−15C
0−5M0−1.5Ti系合金(B)を用い時効処理:
65『CXl時間で行なつた実験データにみる如くBr
が劣化する。COは、10.0%未満では、第2図に示
す、10Ni一CO−5M0−1.5Ti系合金(0と
10Ni−CO7MO−1.0Ti系合金(D)を用い
上記同様の時効処理条件で行なつた実験データに表われ
ているようにBrの急激な低下がみられる。また20.
0%を越えると、Br値に上昇なく、不経済なだけでな
く、靭性の低下を来たす。MOは、前出第1図及び第2
図から明かな如く少なくなるにつねBrが低くなる傾向
がある。6.5%未満では、Brが低くロータ材として
の使用が不可能であり、一方9.0%をこえるときは、
伸び、絞りに著しい低下が起こる。
Tiは、第3図に示す、10Ni−15C09M0−T
i系合金(E)および12.5Ni−15C0一6M0
−Ti系合金(F)を用い時効処理:65『C×1時間
で行なつた実,験データにみる如く、1。0%未満では
、Brが急激に低下する。
i系合金(E)および12.5Ni−15C0一6M0
−Ti系合金(F)を用い時効処理:65『C×1時間
で行なつた実,験データにみる如く、1。0%未満では
、Brが急激に低下する。
他方2.0(Ft)を越えると、Brの上昇はみられず
、延性、靭性の劣化が顕著である。Alは脱酸剤として
用いられ、0,01(Ft)未満では充分な脱酸が期待
できない、またこれが0.251)を上廻ると延性、靭
性の劣化を来たす。ここで本発明は、上記合金組成のみ
ならず、その合金の性能を最大限引出すための製造方法
をも提供するものである。
、延性、靭性の劣化が顕著である。Alは脱酸剤として
用いられ、0,01(Ft)未満では充分な脱酸が期待
できない、またこれが0.251)を上廻ると延性、靭
性の劣化を来たす。ここで本発明は、上記合金組成のみ
ならず、その合金の性能を最大限引出すための製造方法
をも提供するものである。
すなわち本発明に係る半硬質磁石の製造方法としては、
前出の組成からなる合金を用い、1熱間加工後、600
〜700℃で1〜100時間の時効処理を行う。
前出の組成からなる合金を用い、1熱間加工後、600
〜700℃で1〜100時間の時効処理を行う。
2800〜10000Cの温度域に加熱後冷却する溶体
化処理を行い、しかるのち1に記載の時効処理を実施す
る。
化処理を行い、しかるのち1に記載の時効処理を実施す
る。
31を行い、引き続き−80℃以下て30分〜10時間
のサブゼロ処理を行う。
のサブゼロ処理を行う。
42を行い、引き続き3に記載のサブゼロ処理を実施す
る。
る。
上記1,2,3,4の何れかを採用することを特徴とす
る。
る。
上記本発明方法における各処理条件限定の理由について
は以下の如くである。
は以下の如くである。
第4図イ,口、および第5図イ,口は、12Ni−12
.1C0−6.6M0−1.19Ti系合金を用い、溶
体化処理:8600C×1時間、サブゼロ処理なし(Q
1およびサブゼロ処理:一196゜C×1時間([I)
,(J)の条件で行なつた実験データを示す。
.1C0−6.6M0−1.19Ti系合金を用い、溶
体化処理:8600C×1時間、サブゼロ処理なし(Q
1およびサブゼロ処理:一196゜C×1時間([I)
,(J)の条件で行なつた実験データを示す。
同図に示す如く、時効処理条件としては、600℃未満
では、Br,Hcともに低下し、特にHcの方が満足で
きない値となる。一方、700℃をこえると、Hcが再
び低下する。またその処理時間については、第5図に示
すように1時間未満では、Hc,Brの低下を来たし、
680℃では20時間をこえると、Hcの低下がみられ
る。一方620℃では20時間を越えてもBr,Hcは
低下せず、この傾向は100時間まで保持される。時効
後のサブゼロ処理は、時効により発生した残留オーステ
ナイトをマルテンサイトに変態させることにより、第4
図に示すようにBrを高めるのに有効な処理である。
では、Br,Hcともに低下し、特にHcの方が満足で
きない値となる。一方、700℃をこえると、Hcが再
び低下する。またその処理時間については、第5図に示
すように1時間未満では、Hc,Brの低下を来たし、
680℃では20時間をこえると、Hcの低下がみられ
る。一方620℃では20時間を越えてもBr,Hcは
低下せず、この傾向は100時間まで保持される。時効
後のサブゼロ処理は、時効により発生した残留オーステ
ナイトをマルテンサイトに変態させることにより、第4
図に示すようにBrを高めるのに有効な処理である。
その温度が−80℃をこえると、オーストナイトの変態
が得られずBr向上の効果がない。また保持時間は、1
時間以上で充分な効果が期待でき、10時間をこえても
効果の上昇がみられない。時効前の溶体化処理は、MO
量が6.5〜8.0%と少ない場合には延性、靭性およ
びBrの向上に有効である。
が得られずBr向上の効果がない。また保持時間は、1
時間以上で充分な効果が期待でき、10時間をこえても
効果の上昇がみられない。時効前の溶体化処理は、MO
量が6.5〜8.0%と少ない場合には延性、靭性およ
びBrの向上に有効である。
その処理温度としては、800上C未満では、残留析出
物が発生して延性、靭性の劣化をもたらす。これが10
00℃をこえると、結晶粒が粗大となつて同じく延性、
靭性が低下する。またMO量が8.0(:fl)〜9.
001)と多量になると溶体化処理後に析出物が残留し
、しかも900〜1000℃の高い温度で溶体化処理を
施すため、結晶粒が粗大化し延性、靭性が著しく劣化す
る場合があるので、熱間加後直ちに時効することが望ま
しい。次に本発明の実施例について説明する。第1表に
示す成分の合金囚〜(有)を用い、第2表に示す各条件
で熱処理を行い、得られた材料についてその機械的性質
並びに磁気的性質を調査した。
物が発生して延性、靭性の劣化をもたらす。これが10
00℃をこえると、結晶粒が粗大となつて同じく延性、
靭性が低下する。またMO量が8.0(:fl)〜9.
001)と多量になると溶体化処理後に析出物が残留し
、しかも900〜1000℃の高い温度で溶体化処理を
施すため、結晶粒が粗大化し延性、靭性が著しく劣化す
る場合があるので、熱間加後直ちに時効することが望ま
しい。次に本発明の実施例について説明する。第1表に
示す成分の合金囚〜(有)を用い、第2表に示す各条件
で熱処理を行い、得られた材料についてその機械的性質
並びに磁気的性質を調査した。
その結果は第2表に示す。上表において、本発明例(1
卜(9)は機械的性質、磁気的性質の何れにおいてもバ
ランスのよい好ましい値を示している。
卜(9)は機械的性質、磁気的性質の何れにおいてもバ
ランスのよい好ましい値を示している。
すなわち、引張強さ略150kg/Md以上、伸び5(
fl)以上で、Hc略550e以上、BrlOKG以上
となつており、これらはヒステリシスモータのロータ材
に要求される特性に充分達している。これに対し、合金
組成が本発明範囲から外れる比較ダ1J00)〜(自)
では、上記のような好ましい特性バランスが得られてい
ない。すなわち、(自)はMO量が多く高温の溶体化処
理による結晶粒の粗大化と残留析出物が生成するために
、靭性、延性が著しく低い。(自),02)はNiが高
すぎて、特にBrが不足している。(自)はNlが低い
ために、同じくHeが充分でない。なお、比較例Iは、
本発明合金(9)を必要以上に長く時効処理したもので
あるが、Brが反つて低下していることが判る。第3表
は、本発明合金(A),(D)と比較合金(Qについて
その磁気特性の温度依存性を示す。これは、上記各合金
を同表に示す条件にて熱処理したものを試料とし、室温
、200℃、250℃の各温度状態においてHcとBr
の測定を行い、200℃および250℃でのHc,Br
の室温におけるそれに対する比(%)を示したものであ
る。上記から明らかなように、本発明合金は、その良好
な磁気特性が高温下でも充分に維持される。
fl)以上で、Hc略550e以上、BrlOKG以上
となつており、これらはヒステリシスモータのロータ材
に要求される特性に充分達している。これに対し、合金
組成が本発明範囲から外れる比較ダ1J00)〜(自)
では、上記のような好ましい特性バランスが得られてい
ない。すなわち、(自)はMO量が多く高温の溶体化処
理による結晶粒の粗大化と残留析出物が生成するために
、靭性、延性が著しく低い。(自),02)はNiが高
すぎて、特にBrが不足している。(自)はNlが低い
ために、同じくHeが充分でない。なお、比較例Iは、
本発明合金(9)を必要以上に長く時効処理したもので
あるが、Brが反つて低下していることが判る。第3表
は、本発明合金(A),(D)と比較合金(Qについて
その磁気特性の温度依存性を示す。これは、上記各合金
を同表に示す条件にて熱処理したものを試料とし、室温
、200℃、250℃の各温度状態においてHcとBr
の測定を行い、200℃および250℃でのHc,Br
の室温におけるそれに対する比(%)を示したものであ
る。上記から明らかなように、本発明合金は、その良好
な磁気特性が高温下でも充分に維持される。
これは、NIの低減によるものと考えられるが、このよ
うな点からも、本発明合金はヒステリシスモータのロー
タ用として好適なものと云うことができる。以上の説明
から明らかな如く本発明は、ヒステリシスモータのロー
タ材として充分な強度、靭性を備えしかも磁気特性が極
めて良好な半硬質磁石材料を冷間加工を行うことなく得
ることができ、従つてこの材料を上記ロータに採用して
その性能向上に大きな効果を発揮する。
うな点からも、本発明合金はヒステリシスモータのロー
タ用として好適なものと云うことができる。以上の説明
から明らかな如く本発明は、ヒステリシスモータのロー
タ材として充分な強度、靭性を備えしかも磁気特性が極
めて良好な半硬質磁石材料を冷間加工を行うことなく得
ることができ、従つてこの材料を上記ロータに採用して
その性能向上に大きな効果を発揮する。
第1図はNlおよびMOOBrに及ぼす影響を示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C0.03%以下、Si0.10%以下、Mn0.
10%以下、P0.010%以下、S0.010%以下
、Ni5.0%以上15.0%未満、Co10.0〜2
0.0%、Mo6.5〜9.0%、Ti1.0〜2.0
%、Al0.01〜0.25%で、残部はFeおよび不
可避的不純物からなることを特徴とする半硬質磁石合金
。 2 C0.03%以下、Si0.10%以下、Mn0.
10%以下、P0.010%以下、S0.010%以下
、Ni5.0%以上15.0%未満、Co10.0〜2
0.0%、Mo6.5〜9.0%、Ti1.0〜2.0
%、Al0.01〜0.25%で、残部はFeおよび不
可避的不純物からなる鋼を、熱間加工後、600〜70
0℃で1〜100時間時効処理することを特徴とする半
硬質磁石合金の製造方法。 3 C0.03%以下、Si0.10%以下、Mn0.
10%以下、P0.010%以下、S0.010%以下
、Ni5.0%以上15.0%未満、Co10.0〜2
0.0%、Mo6.5〜9.0%、Ti1.0〜2.0
%、Al0.01〜0.25%で、残部はFeおよび不
可避的不純物からなる鋼を、800〜1000℃の温度
域に加熱後冷却し、しかるのち600〜700℃で1〜
100時間の時効処理を行うことを特徴とする半硬質磁
石合金の製造方法。 4 C0.03%以下、Si0.10%以下、Mn0.
10%以下、P0.010%以下、S0.010%以下
、Ni5.0%以上15.0%未満、Co10.0〜2
0.0%、Mo6.5〜9.0%、Ti1.0〜2.0
%、Al0.01〜0.25%で、残部はFeおよび不
可避的不純物からなる鋼を、熱間加工後、600〜70
0℃で1〜100時間時効処理し、引き続き−80℃以
下で30分〜10時間のサブゼロ処理を行うことを特徴
とする半硬質磁石合金の製造方法。 5 C0.03%以下、Si0.10%以下、Mn0.
10%以下、P0.010%以下、S0.010%以下
、Ni5.0%以上15.0%未満、Co10.0〜2
0.0%、Mo6.5〜9.0%、Ti1.0〜2.0
%、Al0.01〜0.25%で、残部はFeおよび不
可避的不純物からなる鋼を、800〜1000℃の温度
域に加熱後冷却し、しかる後600〜700℃で1〜1
00時間の時効処理を行い、引き続き−80℃以下で3
0分〜1時間のサブゼロ処理を行うことを特徴とする半
硬質磁石合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP55129828A JPS5942741B2 (ja) | 1980-09-17 | 1980-09-17 | 半硬質磁石合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP55129828A JPS5942741B2 (ja) | 1980-09-17 | 1980-09-17 | 半硬質磁石合金およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5754249A JPS5754249A (en) | 1982-03-31 |
JPS5942741B2 true JPS5942741B2 (ja) | 1984-10-17 |
Family
ID=15019222
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP55129828A Expired JPS5942741B2 (ja) | 1980-09-17 | 1980-09-17 | 半硬質磁石合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5942741B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59161210A (ja) * | 1983-03-05 | 1984-09-12 | Shinko Kogyo Kk | 角鋼管などの開先加工装置 |
JPS6030515A (ja) * | 1983-07-29 | 1985-02-16 | Kobe Steel Ltd | 鋼片疵取機における引上装置 |
JPH0649250B2 (ja) * | 1984-06-04 | 1994-06-29 | 三菱化成株式会社 | プラスチック製パレットの自動バリ取り装置 |
JPS6190815A (ja) * | 1984-10-05 | 1986-05-09 | Shinko Kogyo Kk | 開先加工機における倣い切削装置 |
JP2017218634A (ja) * | 2016-06-08 | 2017-12-14 | 株式会社神戸製鋼所 | マルエージング鋼 |
JP6860413B2 (ja) * | 2017-03-02 | 2021-04-14 | 株式会社神戸製鋼所 | マルエージング鋼およびその製造方法 |
CN115029524B (zh) * | 2022-04-29 | 2024-01-19 | 沈阳鼓风机集团往复机有限公司 | 一种s51740材料的深冷处理工艺 |
-
1980
- 1980-09-17 JP JP55129828A patent/JPS5942741B2/ja not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5754249A (en) | 1982-03-31 |
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