JPS6038842B2 - 磁気異方性永久磁石の製造方法 - Google Patents
磁気異方性永久磁石の製造方法Info
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- JPS6038842B2 JPS6038842B2 JP50108885A JP10888575A JPS6038842B2 JP S6038842 B2 JPS6038842 B2 JP S6038842B2 JP 50108885 A JP50108885 A JP 50108885A JP 10888575 A JP10888575 A JP 10888575A JP S6038842 B2 JPS6038842 B2 JP S6038842B2
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、鋳造磁石製造方法の改良に関するものである
。
。
一般にアルニコ系と総称される永久磁石合金は単に山，
Ｎｊ，Ｃｏ，Ｃ仏Ｆｅ等の元素のみならず、その他多く
の特性改善のための添加成分を含むものがあり、しかも
これら成分的諸問題のみならず結晶組織の方向性、磁場
中冷却、等温磁場中処理、時効処理等のきわめて多岐に
わたって特性の改善が行なわれてきている。これらは、
残留磁束密度Ｂｒ、保磁力Ｈｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ等の特性を大にすることに尽きるのはいうま
でもないが、特に最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが特
性改善の指標とされて釆た。
Ｎｊ，Ｃｏ，Ｃ仏Ｆｅ等の元素のみならず、その他多く
の特性改善のための添加成分を含むものがあり、しかも
これら成分的諸問題のみならず結晶組織の方向性、磁場
中冷却、等温磁場中処理、時効処理等のきわめて多岐に
わたって特性の改善が行なわれてきている。これらは、
残留磁束密度Ｂｒ、保磁力Ｈｃ、最大エネルギー積（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ等の特性を大にすることに尽きるのはいうま
でもないが、特に最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが特
性改善の指標とされて釆た。
現在アルニコ磁石中最も（ＢＨ）ｍａｘの高い磁石は、
高成分のＴｉ含有アルニコ系磁石に一方向性凝固を与え
て結晶異方性化し、１２００００以上の高温で港体化処
理後急冷（たとえば３００／ｓｅｃ）し、磁場中におい
てキュリー点以下の一定温度に５〜１ぴ分間保持して、
さらに時効処理を行なうことにより（ＢＨ）ｍａｘ９．
０ＭＱお以上をうるアルニコ９系と称される磁石である
。これらは代表的成分として重量百分率でＡＩ７．２％
、Ｎｊ１４％、Ｃｏ３４％、Ｃｕ４．０％、Ｔｉ５．０
％残余Ｆｅ、あるいはＡＩ７．２％、Ｎｉｌ３％、Ｃｏ
３８％、Ｃｕ３％、Ｔｉ８．０％残余Ｆｅを有し、一方
向性凝固による柱状晶結晶組織を持ち、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
れるアルニコ５系の２倍以上の高エネルギー積を有する
ものであるが、これ夕にもかかわらず工業的規模におけ
る大量生産が行なわれていないのが現状である。その理
由として二つの大きな技術的及び原価的問題が存在する
。
高成分のＴｉ含有アルニコ系磁石に一方向性凝固を与え
て結晶異方性化し、１２００００以上の高温で港体化処
理後急冷（たとえば３００／ｓｅｃ）し、磁場中におい
てキュリー点以下の一定温度に５〜１ぴ分間保持して、
さらに時効処理を行なうことにより（ＢＨ）ｍａｘ９．
０ＭＱお以上をうるアルニコ９系と称される磁石である
。これらは代表的成分として重量百分率でＡＩ７．２％
、Ｎｊ１４％、Ｃｏ３４％、Ｃｕ４．０％、Ｔｉ５．０
％残余Ｆｅ、あるいはＡＩ７．２％、Ｎｉｌ３％、Ｃｏ
３８％、Ｃｕ３％、Ｔｉ８．０％残余Ｆｅを有し、一方
向性凝固による柱状晶結晶組織を持ち、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
れるアルニコ５系の２倍以上の高エネルギー積を有する
ものであるが、これ夕にもかかわらず工業的規模におけ
る大量生産が行なわれていないのが現状である。その理
由として二つの大きな技術的及び原価的問題が存在する
。
その第１は、熱処理上の問題である。この磁石は磁気特
性に著しい悪影響を与えるｙ相領域が著しく広く、かつ
二相分離温度がキュリ−点より高いため、少なくとも１
２００ｑＣ以上の高温から急冷を行ってッ相の析出を押
えつつＱ，，Ｑ２の二相分離をも押え、しかる後キュリ
ー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なわせさしめること
により高い磁気特性を得るものである。従って、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
ために磁石にクラツクが生ずることとなり冷却条件のよ
い小物品にしか適用できず、しかも小物品であっても時
間的に制限される等の工数を要し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、１２００ｑ
ｏ〜６００００まで１〜１び分間で磁場中冷却し、さら
に６００ｑｏから等温処理温度まで、磁場中加熱した後
等温処理を行なうことは公知であるが、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
クラッ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点がある。また、第２は高成分Ｔ
ｊ含有により、一般には微細な結晶組織をしており、ゾ
ーンメルト法、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が工業
的に非常に困難である。このためにこれらについては一
般にＳ，Ｃ，ｐ，Ｓｅ，Ｔｅ等の添加が有効とされてい
るが、これらの単独添刀『で・は工業的に十分な結晶整
列は行なえない。
性に著しい悪影響を与えるｙ相領域が著しく広く、かつ
二相分離温度がキュリ−点より高いため、少なくとも１
２００ｑＣ以上の高温から急冷を行ってッ相の析出を押
えつつＱ，，Ｑ２の二相分離をも押え、しかる後キュリ
ー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なわせさしめること
により高い磁気特性を得るものである。従って、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
ために磁石にクラツクが生ずることとなり冷却条件のよ
い小物品にしか適用できず、しかも小物品であっても時
間的に制限される等の工数を要し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、１２００ｑ
ｏ〜６００００まで１〜１び分間で磁場中冷却し、さら
に６００ｑｏから等温処理温度まで、磁場中加熱した後
等温処理を行なうことは公知であるが、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
クラッ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点がある。また、第２は高成分Ｔ
ｊ含有により、一般には微細な結晶組織をしており、ゾ
ーンメルト法、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が工業
的に非常に困難である。このためにこれらについては一
般にＳ，Ｃ，ｐ，Ｓｅ，Ｔｅ等の添加が有効とされてい
るが、これらの単独添刀『で・は工業的に十分な結晶整
列は行なえない。
又、Ｓ＋Ｃ等の複合添加を行えば整列度は認められるが
Ｓ，Ｃ共にｙ相領域拡大元素であり、少なくとも１２０
０ｏｏ以上でッ均一相に溶体化処理した後、急冷する熱
処理を行なう必要があり、前記理由により実用的でない
などの欠点があつた。このため、本発明の目的は前記問
題点を解決すると共に、Ｑ均一相領域、ｙ相領域、キュ
リー点、二相分離温度、柱状晶等すべての面から総合的
に検討を加え工業的に実用価値の高い成分、添加物、熱
処理方法を見い出した永久磁石の製造方法を提供するも
のである。
Ｓ，Ｃ共にｙ相領域拡大元素であり、少なくとも１２０
０ｏｏ以上でッ均一相に溶体化処理した後、急冷する熱
処理を行なう必要があり、前記理由により実用的でない
などの欠点があつた。このため、本発明の目的は前記問
題点を解決すると共に、Ｑ均一相領域、ｙ相領域、キュ
リー点、二相分離温度、柱状晶等すべての面から総合的
に検討を加え工業的に実用価値の高い成分、添加物、熱
処理方法を見い出した永久磁石の製造方法を提供するも
のである。
すなわち、主成分Ｎ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｆｅの狭い成
分範囲の組み合わせにＳｉ，Ｎｂ、Ｓを三元素核合添加
することにより８５０ｑｏ〜９５０ｑｏの広範囲にわた
る低温におけるＱ均一相を有し、ｙ相領域が極端に狭く
、従って８５０午０〜９５０ｑ０の間でＱ均一相港体化
処理が可能であり、良好な磁気的、機械的特性が得られ
る異万性永久磁石合金、あるいは一方向性凝固を行なっ
て、１２００００以上で綾体化処理するも、その後等温
磁場中処理迄の冷却を磁場中で著しく遅く行なっても良
好な特性が得られることを特徴とした各異方性永久磁石
合金の製造方法に関するものである。
分範囲の組み合わせにＳｉ，Ｎｂ、Ｓを三元素核合添加
することにより８５０ｑｏ〜９５０ｑｏの広範囲にわた
る低温におけるＱ均一相を有し、ｙ相領域が極端に狭く
、従って８５０午０〜９５０ｑ０の間でＱ均一相港体化
処理が可能であり、良好な磁気的、機械的特性が得られ
る異万性永久磁石合金、あるいは一方向性凝固を行なっ
て、１２００００以上で綾体化処理するも、その後等温
磁場中処理迄の冷却を磁場中で著しく遅く行なっても良
好な特性が得られることを特徴とした各異方性永久磁石
合金の製造方法に関するものである。
Ｓｉ，Ｎｂ，Ｓの三元素複合添加は、単に低温処理を可
能にするのみならず、容易に一方向性凝固による柱状晶
の成長を可能にするものである。
能にするのみならず、容易に一方向性凝固による柱状晶
の成長を可能にするものである。
山，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｔｉ等の適正成分範囲を以下に
述べる。重量百分率で山７．５％以上、Ｃｕ３．０％以
下、Ｎｉ１６％以下、Ｃｏ３６％以下、Ｔｉ４．５％以
上とし、Ｓｉｏ．０１％以上Ｎｂｏ．０１％以上を添加
することにより、永久磁石合金は８５０ｑｏ〜９５０ｏ
ｏ間に広範囲のＱ均一相を持つようになり、ｙ相範囲も
著しく狭く、鋳造後０．０ｙｏ／ｓｅｃ〜０．５００／
ｓｅｃの冷却速度で冷却してもｙ相の析出は認められな
い。
述べる。重量百分率で山７．５％以上、Ｃｕ３．０％以
下、Ｎｉ１６％以下、Ｃｏ３６％以下、Ｔｉ４．５％以
上とし、Ｓｉｏ．０１％以上Ｎｂｏ．０１％以上を添加
することにより、永久磁石合金は８５０ｑｏ〜９５０ｏ
ｏ間に広範囲のＱ均一相を持つようになり、ｙ相範囲も
著しく狭く、鋳造後０．０ｙｏ／ｓｅｃ〜０．５００／
ｓｅｃの冷却速度で冷却してもｙ相の析出は認められな
い。
一方、重量百分率でＡＩ９．０％を越え、Ｎｉ１３％未
満、Ｃｏ２８％未満、Ｃｕｌ．０％未満、Ｔｉ８．０％
を越え、残余Ｆｅではｙ相領域はさらに狭く、低温にお
けるＱ均一相範囲はさらに増す。
満、Ｃｏ２８％未満、Ｃｕｌ．０％未満、Ｔｉ８．０％
を越え、残余Ｆｅではｙ相領域はさらに狭く、低温にお
けるＱ均一相範囲はさらに増す。
しかしながら成分バランスがくずれるため十分良好な特
性が得られないか、又は２相分離とキュリ一′点の関係
上急冷する必要が生ずる。従って、重量百分率でＮ ９
．０％以下、Ｎｉ １３％以上、Ｃｏ２８％以上、Ｃｕ
ｌ．０％以上、Ｔｉ８．０以下に抑える必要がある。Ｓ
ｉ，Ｎｂはｙ相領域をせばめ溶体化処理後の冷却を遅く
する効果があり、Ｓ，Ｃ等の悪影響を打ち消すので重量
百分率で各々０．０１％以上特に０．２％以上添加する
のが望ましい。これらの添加により初めて低温処理でも
良好な磁気特性を得る。２．０％を越えると特性が著し
く劣化する。
性が得られないか、又は２相分離とキュリ一′点の関係
上急冷する必要が生ずる。従って、重量百分率でＮ ９
．０％以下、Ｎｉ １３％以上、Ｃｏ２８％以上、Ｃｕ
ｌ．０％以上、Ｔｉ８．０以下に抑える必要がある。Ｓ
ｉ，Ｎｂはｙ相領域をせばめ溶体化処理後の冷却を遅く
する効果があり、Ｓ，Ｃ等の悪影響を打ち消すので重量
百分率で各々０．０１％以上特に０．２％以上添加する
のが望ましい。これらの添加により初めて低温処理でも
良好な磁気特性を得る。２．０％を越えると特性が著し
く劣化する。
Ｓは機械的強度を向上する効果があるが、多量に添加す
ると磁気特性の劣化を起こすとともに熱処理上に悪影響
を及ぼす。しかしながらＳｉ，Ｎｂ，Ｓの三元素を複合
添加するとＳｉ，ＮｂがＳの悪影響を打ち消し、著しい
結晶粗大化の効果がある。これらのＳｉ，Ｎｂ添加効果
はＳ十Ｃを加えても同様である。以下実施例に基づき説
明する。
ると磁気特性の劣化を起こすとともに熱処理上に悪影響
を及ぼす。しかしながらＳｉ，Ｎｂ，Ｓの三元素を複合
添加するとＳｉ，ＮｂがＳの悪影響を打ち消し、著しい
結晶粗大化の効果がある。これらのＳｉ，Ｎｂ添加効果
はＳ十Ｃを加えても同様である。以下実施例に基づき説
明する。
実施例 １
７０×７０×５仇吻（柱状晶生成方向）の本体部を持つ
耐火鋳造を１１００ｑ０に加熱後、鉄板上に設置し、第
１表試料紬．１〜Ｎｏ．９に示す成分を持つ、アルニコ
系磁石合金を熔解し鋳込んで一方向凝固を行ない、９０
０００で１０分間溶体化後、０．１００／ｓｅｃで８０
０００付近まで磁場中冷却し、ｙ相析出状況及び低温に
おけるＱ均一相の発出状況を調べた。
耐火鋳造を１１００ｑ０に加熱後、鉄板上に設置し、第
１表試料紬．１〜Ｎｏ．９に示す成分を持つ、アルニコ
系磁石合金を熔解し鋳込んで一方向凝固を行ない、９０
０００で１０分間溶体化後、０．１００／ｓｅｃで８０
０００付近まで磁場中冷却し、ｙ相析出状況及び低温に
おけるＱ均一相の発出状況を調べた。
結果を第２表に示す。第１表
化 学 成 分 （重量多）
修．ＡＣ Ｎｉ ０ｏ ０ｕ Ｔｉ Ｓｉ Ｎｂ
Ｓ Ｆｅ１ ７．２ １５．０ ３４．５ ４．０
５．１ − ‐ 残部２ ８．０ １４．５ ３４
．０ ４．０ ４．０ ５０ −３ ８．０ １７４
３４．３ ４．１ ５．２ −４ ７．３ １３．０
３６．５ ３０ ６．０ −５ ７．２ １４．５ ３
８．０ ３０ ７．０ −６ ７．９ １４．０ ３４
．２ ２０ ５．５ − ″７ ８‐０
１４．２ ３３５ ２５ ５．５ ０２ ０．５ ０
．２ 〃８ ８．２ １４．０ ３４．０ ２．４
５．２ ０．４ ０．５ ０．３ 〃９ ７．２ １
４．２ ３３．０ ２‐５ ４．０ −
″第２表試料 鋳造後０．１℃／ｓｅｃで 抵温にお
けるＮｏ． 冷却時のッ相析出状況 Ｑ均一相領域１
結晶粒界粒内全面に析出 ほとんどなし２ 結晶粒界全
面、一部粒内 ８５００Ｃ〜８６０ｏ０３ 結晶粒界粒
内全面に析出 ほとんどなし４ 結晶粒界全面、一部粒
内 ほとんどなし５ 結晶粒界全面、一部粒内 ほとん
どなし６ 結晶粒界一部、粒内なし ８５０ｏｏ〜８８
０００７ ｙ相析出なし ８５０００〜９５
００○８ ｙ相析出なし ８５０００〜９
３０００９ 結晶粒界一部、粒内なし ８７００Ｃ〜８
９０こ○表中の試料柚．７，８は本発明のアルニコ系磁
石合金で広範囲な低温領域にＱ均一相を持ち、ッ相の鋳
造冷却時における析出が認められないので、低温処理が
可能である。
Ｓ Ｆｅ１ ７．２ １５．０ ３４．５ ４．０
５．１ − ‐ 残部２ ８．０ １４．５ ３４
．０ ４．０ ４．０ ５０ −３ ８．０ １７４
３４．３ ４．１ ５．２ −４ ７．３ １３．０
３６．５ ３０ ６．０ −５ ７．２ １４．５ ３
８．０ ３０ ７．０ −６ ７．９ １４．０ ３４
．２ ２０ ５．５ − ″７ ８‐０
１４．２ ３３５ ２５ ５．５ ０２ ０．５ ０
．２ 〃８ ８．２ １４．０ ３４．０ ２．４
５．２ ０．４ ０．５ ０．３ 〃９ ７．２ １
４．２ ３３．０ ２‐５ ４．０ −
″第２表試料 鋳造後０．１℃／ｓｅｃで 抵温にお
けるＮｏ． 冷却時のッ相析出状況 Ｑ均一相領域１
結晶粒界粒内全面に析出 ほとんどなし２ 結晶粒界全
面、一部粒内 ８５００Ｃ〜８６０ｏ０３ 結晶粒界粒
内全面に析出 ほとんどなし４ 結晶粒界全面、一部粒
内 ほとんどなし５ 結晶粒界全面、一部粒内 ほとん
どなし６ 結晶粒界一部、粒内なし ８５０ｏｏ〜８８
０００７ ｙ相析出なし ８５０００〜９５
００○８ ｙ相析出なし ８５０００〜９
３０００９ 結晶粒界一部、粒内なし ８７００Ｃ〜８
９０こ○表中の試料柚．７，８は本発明のアルニコ系磁
石合金で広範囲な低温領域にＱ均一相を持ち、ッ相の鋳
造冷却時における析出が認められないので、低温処理が
可能である。
以後しかる後に時効処理を行なうものである。実施例
２ 実施例１と同様の耐火鋳型を１１００℃に加熱後、鉄板
上に設置し、重量百分率でＮ７．８％、Ｎｉ１５．０％
、Ｃｏ３４．０％、Ｃｕ２．０％、Ｔｉ５．５％の主成
分のアルニコ系磁石合金にＳｉを添加して溶解、鋳造し
、以下実施例１と同様に処理した場合のＳｉ含有量Ｑ，
ｙ，Ｑ，十Ｑ２相の存在温度領域を第１図に示した。
２ 実施例１と同様の耐火鋳型を１１００℃に加熱後、鉄板
上に設置し、重量百分率でＮ７．８％、Ｎｉ１５．０％
、Ｃｏ３４．０％、Ｃｕ２．０％、Ｔｉ５．５％の主成
分のアルニコ系磁石合金にＳｉを添加して溶解、鋳造し
、以下実施例１と同様に処理した場合のＳｉ含有量Ｑ，
ｙ，Ｑ，十Ｑ２相の存在温度領域を第１図に示した。
第１図によればＳｊ含有量０．０１％から効果を発揮い
まじめ、含有量が増大すればｙ領域はせばめられるが、
２．仇の％より多いと磁気特性の悪化が著しいので、Ｓ
ｉ含有量は０．０１％〜２．０％が適当である。実施例
３ 実施例２と同様に、重量百分率でＮ７．８％、Ｎｉｌ５
％、Ｃ。
まじめ、含有量が増大すればｙ領域はせばめられるが、
２．仇の％より多いと磁気特性の悪化が著しいので、Ｓ
ｉ含有量は０．０１％〜２．０％が適当である。実施例
３ 実施例２と同様に、重量百分率でＮ７．８％、Ｎｉｌ５
％、Ｃ。
３４％、Ｃｕ２‐０％、Ｔｉ５．５％とＳｊ０．４％に
Ｎｂ含有量を０〜２．０％まで変化させた場合の磁気特
性の変化を第２図に示した。
Ｎｂ含有量を０〜２．０％まで変化させた場合の磁気特
性の変化を第２図に示した。
第２図によればＮｂの含有は０．０１％からＨｃの増大
に寄与はするが、しかし（ＢＨ）ｍａｘでは２．０％よ
り多いとざらに（ＢＨ）ｍａｘの減少が著しくなるので
、０．０１％〜２．０％が適当である。実施例 ４ 実施例２と同様に、重量百分率でＮ７．８％、ＮＩｌ５
％、Ｃ。
に寄与はするが、しかし（ＢＨ）ｍａｘでは２．０％よ
り多いとざらに（ＢＨ）ｍａｘの減少が著しくなるので
、０．０１％〜２．０％が適当である。実施例 ４ 実施例２と同様に、重量百分率でＮ７．８％、ＮＩｌ５
％、Ｃ。
３４％、Ｃｕ２．０％、Ｔｉ ５‐５％とＳｉ０．４％
、Ｎｂｏ．５％、残余Ｆｅからなるァルニコ系磁石合金
にＳ含有量を０〜２．０まで変化させてシェル鋳型に洋
湯した。
、Ｎｂｏ．５％、残余Ｆｅからなるァルニコ系磁石合金
にＳ含有量を０〜２．０まで変化させてシェル鋳型に洋
湯した。
この試片の研削性と結晶の大きさを調べた。切削性を調
べるために平面研磨機を用い、Ａ−５４日の砥石を用い
て周速１４００肌、切込み０．５で研削した。Ｓ Ｏ．
０５％未満では欠け（はがれ）が著しく生じ、０．１〜
０．２％Ｓのものはわずかに欠けが生じたが、０．２％
以上ではほとんど発生しなかった。実施例 ５ 実施例１と同様の耐火鋳型１１００００に加熱後、鉄板
上に設置し、重量百分率でＡＩ７．８％、Ｎｉ１５％、
Ｃｏ３４％、Ｃｕ２．０％、Ｔｉ５．５％の主成分のア
ルニコ系磁石合金に、Ｓ Ｏ．４％を添加し、さらに第
２表の通りの配合比で変化させた添加成分を加えて各々
の合金を溶解し鋳造し一方向凝固を行ない、９００００
で１０分間溶体化処理後、０．１℃／ｓｅｃで８００つ
０付近まで磁場中冷却し、連続的にキュリ「点より１５
ｏｏ低い温度で磁場中保持し、しかる後に時効処理を行
なって磁気測定した。
べるために平面研磨機を用い、Ａ−５４日の砥石を用い
て周速１４００肌、切込み０．５で研削した。Ｓ Ｏ．
０５％未満では欠け（はがれ）が著しく生じ、０．１〜
０．２％Ｓのものはわずかに欠けが生じたが、０．２％
以上ではほとんど発生しなかった。実施例 ５ 実施例１と同様の耐火鋳型１１００００に加熱後、鉄板
上に設置し、重量百分率でＡＩ７．８％、Ｎｉ１５％、
Ｃｏ３４％、Ｃｕ２．０％、Ｔｉ５．５％の主成分のア
ルニコ系磁石合金に、Ｓ Ｏ．４％を添加し、さらに第
２表の通りの配合比で変化させた添加成分を加えて各々
の合金を溶解し鋳造し一方向凝固を行ない、９００００
で１０分間溶体化処理後、０．１℃／ｓｅｃで８００つ
０付近まで磁場中冷却し、連続的にキュリ「点より１５
ｏｏ低い温度で磁場中保持し、しかる後に時効処理を行
なって磁気測定した。
これらＳｉ，Ｎｂ、およびＳによる添加物により得られ
る磁石合金の特性は、第２表にその結果を示す。第２表 配合比 Ｂ「 Ｈｃ 日日（Ｗｔ
多） Ｇ ○ｅＮＯＩＩ ＳｉＯ Ｎｂｏ ９
６００ １，４８０ ７．３Ｎｏ１２ Ｓｉｏ．３ Ｎ
ｂｏ ｌｏ，２００ １，４００ ８‐８ＮＯ１３
ＳＩＯ Ｎｂ０．５ １０，０００ １，５５０ ８．
４ＮＯ１４ Ｓｉｏ．４ Ｎｂ０．５ １０，５００
１，６００１０．３Ｎｏ．１１のＳｉ，Ｎｂ無添加のも
のは柱状晶が小さくｙ相が一部析出し良好な特性は得ら
れない。
る磁石合金の特性は、第２表にその結果を示す。第２表 配合比 Ｂ「 Ｈｃ 日日（Ｗｔ
多） Ｇ ○ｅＮＯＩＩ ＳｉＯ Ｎｂｏ ９
６００ １，４８０ ７．３Ｎｏ１２ Ｓｉｏ．３ Ｎ
ｂｏ ｌｏ，２００ １，４００ ８‐８ＮＯ１３
ＳＩＯ Ｎｂ０．５ １０，０００ １，５５０ ８．
４ＮＯ１４ Ｓｉｏ．４ Ｎｂ０．５ １０，５００
１，６００１０．３Ｎｏ．１１のＳｉ，Ｎｂ無添加のも
のは柱状晶が小さくｙ相が一部析出し良好な特性は得ら
れない。
Ｎｏ．１１をｙ相を除去するため、高温処理を施すと、
Ｂｒ９９０に、Ｈｃ １５１０だ、（ＢＨ）ｍａｘ８．
９ＭＧ０ｅと回復はしたが十分とは言えず、また網目の
如きクラックが生じ使用に耐えない。Ｓｊ添加のＭ．１
２はＨｃ、（ＢＨ）ｍａｘとも不十分である。Ｎｏ．１
３のＮｂ添加についても、一部ｙ相析出し磁性の低下が
みられた。これを高温処理したところＢｒｌｏ，３０に
、Ｈｃ １５９０史、（ＢＨ）ｍａｘ９．９ＭＧ○ｅと
特性的には満足すべき結果がでたが、同様にクラックが
生じ使用に耐えない。ＳおよびＳｉ，Ｎｂの添加の恥．
１４はｙ相析出も見られず、柱状晶も最も良好な整列を
しており、クラックも生ぜず大型アルニコ９としては驚
くべき特性が得られた。
Ｂｒ９９０に、Ｈｃ １５１０だ、（ＢＨ）ｍａｘ８．
９ＭＧ０ｅと回復はしたが十分とは言えず、また網目の
如きクラックが生じ使用に耐えない。Ｓｊ添加のＭ．１
２はＨｃ、（ＢＨ）ｍａｘとも不十分である。Ｎｏ．１
３のＮｂ添加についても、一部ｙ相析出し磁性の低下が
みられた。これを高温処理したところＢｒｌｏ，３０に
、Ｈｃ １５９０史、（ＢＨ）ｍａｘ９．９ＭＧ○ｅと
特性的には満足すべき結果がでたが、同様にクラックが
生じ使用に耐えない。ＳおよびＳｉ，Ｎｂの添加の恥．
１４はｙ相析出も見られず、柱状晶も最も良好な整列を
しており、クラックも生ぜず大型アルニコ９としては驚
くべき特性が得られた。
又、Ｍ．ｉ４を高温から０．１℃／ｓｅｃの遅い冷却速
度で磁場冷却し、等温処理しても同様なクラックのない
特性の高いものが得られた。本実施例からＳｊ，Ｎｂお
よびＳの複合添加が、各々の単独添加よりはるかに優れ
た効果のあることが分かる。冷却速度は０．０１００／
ｓｅｃより遅いと寺間がかかりすぎ、０．５００／ｓｅ
ｃより早いとクラックが生じる。実施例 ６ 重量百分率でＡＩ８．２％、Ｎｉ１４．７％、Ｃｏ３３
％、Ｃｕ２．５％、Ｔｉ５．７％、Ｓ Ｏ．４％、Ｓｉ
ｏ．４％、Ｎｂｏ．５％、Ｃ Ｏ．１残余Ｆｅからなる
アルニコ系磁石合金を上記第１実施例の鋳型寸法で、１
５００ｑｏに自己発熱する発熱鋳型および普通シェル鋳
型に鋳込んで１２００ｑｏ以上で約１５分程度溶体化処
理を行ない上記実施例１と同機の熱処理を施し磁気特性
を測定した。
度で磁場冷却し、等温処理しても同様なクラックのない
特性の高いものが得られた。本実施例からＳｊ，Ｎｂお
よびＳの複合添加が、各々の単独添加よりはるかに優れ
た効果のあることが分かる。冷却速度は０．０１００／
ｓｅｃより遅いと寺間がかかりすぎ、０．５００／ｓｅ
ｃより早いとクラックが生じる。実施例 ６ 重量百分率でＡＩ８．２％、Ｎｉ１４．７％、Ｃｏ３３
％、Ｃｕ２．５％、Ｔｉ５．７％、Ｓ Ｏ．４％、Ｓｉ
ｏ．４％、Ｎｂｏ．５％、Ｃ Ｏ．１残余Ｆｅからなる
アルニコ系磁石合金を上記第１実施例の鋳型寸法で、１
５００ｑｏに自己発熱する発熱鋳型および普通シェル鋳
型に鋳込んで１２００ｑｏ以上で約１５分程度溶体化処
理を行ない上記実施例１と同機の熱処理を施し磁気特性
を測定した。
第３表にその結果を示す。第３表
Ｂｒ ＨＣ ＜ＢＨ＞ｍａＸ
くＧ＞ く。
ｅ）くＭＧ。ｅ）Ｎ０２１ 発熱鋳型 １０，３００
１，６１０ １０．１Ｎｏ２２・メ。
１，６１０ １０．１Ｎｏ２２・メ。
し鋳型 ８５００ １，５６０ ５．５シェル鋳型
に鋳造したものは等軸幅ではあるが、従来のアルニコ８
系以上の特性が得られ、低温処理化が可能であった。発
熱鋳型で柱状晶を生成させたものについても、十分な特
性が得られＣ添加したものも低温処理が可能であった。
に鋳造したものは等軸幅ではあるが、従来のアルニコ８
系以上の特性が得られ、低温処理化が可能であった。発
熱鋳型で柱状晶を生成させたものについても、十分な特
性が得られＣ添加したものも低温処理が可能であった。
上記の如く、本発明によれば９００ｑ○近辺での低温熔
体化が可能であり、かつ溶体化処理後、０．０５〜０．
５００／ｓｅｃの遅い冷却速度で熱処理することも可能
である。
体化が可能であり、かつ溶体化処理後、０．０５〜０．
５００／ｓｅｃの遅い冷却速度で熱処理することも可能
である。
一方、柱状晶生成も容易であり、磁気特性の高いクラッ
クのない大型アルニコ９を低原価で提供することが可能
であり、工業上極めて有用な発明である。
クのない大型アルニコ９を低原価で提供することが可能
であり、工業上極めて有用な発明である。
第１図はＳｉ含有量とＱ，ｙ相の存在領域の関係を示す
図、第２図はＮｂ含有量と（ＢＨ）ｍａｘおよびＨｃと
の関係を示す図、第３図は低温時における熱処理図「第
４図は高温時における熱処理図である。 第３図 サ′図 オ２図 努子図
図、第２図はＮｂ含有量と（ＢＨ）ｍａｘおよびＨｃと
の関係を示す図、第３図は低温時における熱処理図「第
４図は高温時における熱処理図である。 第３図 サ′図 オ２図 努子図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量百分率Ａｌ７．５〜９．０％、Ｎｉ１３〜１６
％、Ｃｏ２８〜３６％、Ｃｕ１．０〜３．０％、Ｔｉ４
．５〜８．０％を主成分として含むとともに残余が実質
的にＦｅよりなるアルニコ系磁石合金の中に、Ｓｉ０．
０１〜２．０％、Ｎｂ０．０１〜２．０％、Ｓ０．０５
〜１．０％の三元素を複合添加してなる合金を、大気中
又は雰囲気中で溶解鋳造し、８５０〜９５０℃で溶体化
処理し、磁場中冷却した後、キユリー点より１０〜５０
℃低い一定温度で磁場中保持し、しかる後に時効処理を
することを特徴とする磁気異方性永久磁石の製造方法。 ２ 重量百分率Ａｌ７．５〜９．０％、Ｎｉ１３〜１６
％、Ｃｏ２８〜３６％、Ｃｕ１．０〜３．０％、Ｔｉ４
．５〜８．０％を主成分として含むとともに残余が実質
的にＦｅよりなるアルニコ系磁石合金の中に、Ｓｉ０．
０１〜２．０％、Ｎｂ０．０１〜２．０％、Ｓ０．０５
〜１．０％の三元素を複合添加してなる合金を、大気中
又は雰囲気中で溶解鋳造し、１２００℃以上で溶体化処
理し、０．０５〜０．５℃／ｓｅｃの冷却速度で磁場中
冷却し、キユリー点より１０〜５０℃低い一定温度で磁
場中保持し、しかる後時効処理することを特徴とする磁
気異方性永久磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP50108885A JPS6038842B2 (ja) | 1975-09-10 | 1975-09-10 | 磁気異方性永久磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP50108885A JPS6038842B2 (ja) | 1975-09-10 | 1975-09-10 | 磁気異方性永久磁石の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5233097A JPS5233097A (en) | 1977-03-12 |
| JPS6038842B2 true JPS6038842B2 (ja) | 1985-09-03 |
Family
ID=14496050
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP50108885A Expired JPS6038842B2 (ja) | 1975-09-10 | 1975-09-10 | 磁気異方性永久磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6038842B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5531116A (en) * | 1978-08-25 | 1980-03-05 | Daido Steel Co Ltd | Permanent magnet alloy with superior cracking and breaking resistances |
| JPS55157388A (en) * | 1979-05-29 | 1980-12-08 | Kouriyuu Kogyo Kk | Chemical cleaning of scale |
| JPH064688B2 (ja) * | 1985-10-04 | 1994-01-19 | ダイセル化学工業株式会社 | ポリオキシカルボン酸の製造方法 |
| JPS6230850A (ja) * | 1986-04-16 | 1987-02-09 | Daido Steel Co Ltd | 耐割れ性および耐欠け性のすぐれた永久磁石合金 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5026497A (ja) * | 1973-07-06 | 1975-03-19 |
-
1975
- 1975-09-10 JP JP50108885A patent/JPS6038842B2/ja not_active Expired
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5026497A (ja) * | 1973-07-06 | 1975-03-19 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5233097A (en) | 1977-03-12 |
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