JPS6057686B2 - 永久磁石薄帯及びその製造方法 - Google Patents
永久磁石薄帯及びその製造方法Info
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- JPS6057686B2 JPS6057686B2 JP57169864A JP16986482A JPS6057686B2 JP S6057686 B2 JPS6057686 B2 JP S6057686B2 JP 57169864 A JP57169864 A JP 57169864A JP 16986482 A JP16986482 A JP 16986482A JP S6057686 B2 JPS6057686 B2 JP S6057686B2
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
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Description
【発明の詳細な説明】
〔発明の技術分野〕
本発明は永久磁石薄帯及びその製造方法に関し、更に詳
しくは、残留磁束密度及び保磁力等の磁気特性が優れ、
且つ、可撓性に富む永久磁石薄帯及びその製造方法に関
する。
しくは、残留磁束密度及び保磁力等の磁気特性が優れ、
且つ、可撓性に富む永久磁石薄帯及びその製造方法に関
する。
従来から、永久磁石には、例えば、アルニコ等’の合金
系永久磁石、希土類−コバルト磁石等の金属間化合物系
永久磁石並びにフェライト等の酸化物系永久磁石等があ
ることが知られている。
系永久磁石、希土類−コバルト磁石等の金属間化合物系
永久磁石並びにフェライト等の酸化物系永久磁石等があ
ることが知られている。
しカルながら、これらの系列の永久磁石はいずれもその
機械的性質が脆弱てあり、機械加工、とりわけ塑性加工
が極めて困難であるという問題点を有している。そのた
めこれらの永久磁石の薄板、特に薄帯を製造することは
不可能であるとされている。一方においてエレクトロニ
クス産業の急速な発展は、民生、産業機器の小型化、軽
量化及ひ多様化等を促進している。
機械的性質が脆弱てあり、機械加工、とりわけ塑性加工
が極めて困難であるという問題点を有している。そのた
めこれらの永久磁石の薄板、特に薄帯を製造することは
不可能であるとされている。一方においてエレクトロニ
クス産業の急速な発展は、民生、産業機器の小型化、軽
量化及ひ多様化等を促進している。
このような発展に伴い、民生、産業機器に使用される永
久磁石には、優れた磁気特性を備えることは勿論のこと
、可撓性に富み、且つ、薄帯状を呈する永久磁石の開発
が強く望まれるに到つている。圧延又は塑性加工が可能
な永久磁石合金としては、例えば、スピノーダル分解型
のＦｅ−Ｃｒ−ＣＯ三元系磁石合金が知られており、各
種の用途が期待されている。
久磁石には、優れた磁気特性を備えることは勿論のこと
、可撓性に富み、且つ、薄帯状を呈する永久磁石の開発
が強く望まれるに到つている。圧延又は塑性加工が可能
な永久磁石合金としては、例えば、スピノーダル分解型
のＦｅ−Ｃｒ−ＣＯ三元系磁石合金が知られており、各
種の用途が期待されている。
この磁石合金は、高温で溶体化処理後、恒温磁界処理又
は磁場中冷却等の磁界中熱処理を施すことにより、所謂
、スピノーダル分解を行なわしめ、非磁性マトリックス
相中に強磁性相の単磁区微粒子を形状異方性をもたせて
析出せしめ、磁気異方性を付与せしめて製造される。し
かしながら、上記磁石合金は、高温においてのみ安定な
α相をその出発相としており、高温（例えば、１３００
℃）からの急冷操作を必要とする上、厚さ数百μｍ程度
の薄帯を製造するには焼鈍及び冷間加工を数回繰り返さ
なければならず煩雑であるという問題点を有している。
又、可撓性に富む磁石薄帯を得るには不都合とされるγ
相やσ相等の中間相が、その製造時に混入する比率が高
いという問題点を有している。更に得られる磁石合金の
磁気特性も、磁界中熱処理時の等方的分解による静磁エ
ネルギーに支配された磁場方向へ強磁性相伸長配向を行
なう異方的スピノーダル分解のみでは、磁石合金に付与
可能な磁気異方性にも限界があるために、ある程度以上
高めることは困難であるという問題点を有している。
は磁場中冷却等の磁界中熱処理を施すことにより、所謂
、スピノーダル分解を行なわしめ、非磁性マトリックス
相中に強磁性相の単磁区微粒子を形状異方性をもたせて
析出せしめ、磁気異方性を付与せしめて製造される。し
かしながら、上記磁石合金は、高温においてのみ安定な
α相をその出発相としており、高温（例えば、１３００
℃）からの急冷操作を必要とする上、厚さ数百μｍ程度
の薄帯を製造するには焼鈍及び冷間加工を数回繰り返さ
なければならず煩雑であるという問題点を有している。
又、可撓性に富む磁石薄帯を得るには不都合とされるγ
相やσ相等の中間相が、その製造時に混入する比率が高
いという問題点を有している。更に得られる磁石合金の
磁気特性も、磁界中熱処理時の等方的分解による静磁エ
ネルギーに支配された磁場方向へ強磁性相伸長配向を行
なう異方的スピノーダル分解のみでは、磁石合金に付与
可能な磁気異方性にも限界があるために、ある程度以上
高めることは困難であるという問題点を有している。
本発明の目的は、上記した問題点を解消し、優れた磁気
特性を有し、且つ、可撓性に富む永久磁石薄帯及びその
製造方法を提供することにある。
特性を有し、且つ、可撓性に富む永久磁石薄帯及びその
製造方法を提供することにある。
〔発明の概要〕本発明者らは、Ｆｅ−Ｃｒ−ＣＯ系磁石
合金の薄帯．化を実現すると共に、優れた磁気特性を有
する磁石合金の組成及びその製造方法について鋭意検討
を重ねた結果、所謂、溶湯急冷法を採用することにより
次のような効果が得られることを見出した。
合金の薄帯．化を実現すると共に、優れた磁気特性を有
する磁石合金の組成及びその製造方法について鋭意検討
を重ねた結果、所謂、溶湯急冷法を採用することにより
次のような効果が得られることを見出した。
即ち、溶湯急冷法では所定の条件下におい．て、α単相
化した薄帯が容易に製造可能であり、薄帯面の垂直方向
に磁化容易軸であるα相の〔１００〕軸が極度に集合し
た（１００）面柱状晶凝固集合組織が発達すること並び
に本集合組織が１０００〜１３００℃の高温焼鈍によつ
て極めて促進され、集・合度が高い（１００）面平板集
合組織を呈することである。更に、本発明者らは上記合
金の（１００）面平板集合組織の生成が特定の元素を添
加することにより促進されると共に、（１００）面平板
集合組織は本系合金の磁気特性を著しく向上するという
事実を見出し、本発明を完成するに到つた。
化した薄帯が容易に製造可能であり、薄帯面の垂直方向
に磁化容易軸であるα相の〔１００〕軸が極度に集合し
た（１００）面柱状晶凝固集合組織が発達すること並び
に本集合組織が１０００〜１３００℃の高温焼鈍によつ
て極めて促進され、集・合度が高い（１００）面平板集
合組織を呈することである。更に、本発明者らは上記合
金の（１００）面平板集合組織の生成が特定の元素を添
加することにより促進されると共に、（１００）面平板
集合組織は本系合金の磁気特性を著しく向上するという
事実を見出し、本発明を完成するに到つた。
即ち、本発明の永久磁石薄帯は、クロム
（Ｃｒ）、１５〜３５重量％；コバルト（ＣＯ）１０〜
４０重量％；ケイ素（Ｓｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、
チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（
Ｈｆ）、バナジウム（■）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル
（Ｔａ）、モリブデン（ＭＯ）及びタングステンＪ（Ｗ
）から成る群より選ばれた１種もしくは２種以上の元素
０．２〜９重量％；及び残部が実質的に鉄（Ｆｅ）から
成る合金薄帯で、且つ、その薄帯面が（１００）面平板
集合組織を有することを特徴とするものである。
４０重量％；ケイ素（Ｓｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、
チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（
Ｈｆ）、バナジウム（■）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル
（Ｔａ）、モリブデン（ＭＯ）及びタングステンＪ（Ｗ
）から成る群より選ばれた１種もしくは２種以上の元素
０．２〜９重量％；及び残部が実質的に鉄（Ｆｅ）から
成る合金薄帯で、且つ、その薄帯面が（１００）面平板
集合組織を有することを特徴とするものである。
又、本発明の永久磁石薄帯の製造方法は、Ｃｒｌ５〜３
５重量％；ＣＯｌＯ〜４０重量％；Ｓｉ，Ａｌ，Ｔｉ，
Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，ＭＯ，及びＷから成る群
より選ばれた１種もしくは２種以上の元素０．２〜９重
量％；及び残部が実質的にＦｅから成る混合物を溶融し
、得られた融液を周速１ＷＩ，／Ｓｅｃ以上で回転する
ドラム又はロールの回転面に噴出することにより、冷却
速度１０００′Ｃ／Ｓｅｃ以上で急冷凝固せしめて薄帯
化し、該薄帯を１０００〜１３０（代）の温度で焼鈍処
理を施した後、３００〜７０ＣｆＣの温度て時効処理を
施すことを特徴とするものである。
５重量％；ＣＯｌＯ〜４０重量％；Ｓｉ，Ａｌ，Ｔｉ，
Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，ＭＯ，及びＷから成る群
より選ばれた１種もしくは２種以上の元素０．２〜９重
量％；及び残部が実質的にＦｅから成る混合物を溶融し
、得られた融液を周速１ＷＩ，／Ｓｅｃ以上で回転する
ドラム又はロールの回転面に噴出することにより、冷却
速度１０００′Ｃ／Ｓｅｃ以上で急冷凝固せしめて薄帯
化し、該薄帯を１０００〜１３０（代）の温度で焼鈍処
理を施した後、３００〜７０ＣｆＣの温度て時効処理を
施すことを特徴とするものである。
以下において、本発明を更に詳しく説明する。本発明の
永久磁石薄帯は、上記した組成から成る鉄基合金である
。上記永久磁石薄帯において、Ｃｒはα相安定化元素で
あるとともにスピノ．−ダル非磁性相形成の必須元素で
あり、保磁力向上のために添加されるものである。その
配合量は１５〜３５重量％であり、好ましくは２０〜３
轍量％である。配合量が１５重量％未満であると保磁力
の増大が認められず、一方、３５重量％を超えると残留
磁束密度及び最大エネルギー積が低下すると共に製造が
困難となる。ＣＯはスピノーダル強磁性相形成の必須元
素であらるとともにスピノーダル分解温度の制御元素で
あり、保磁力向上及び残留磁束密度向上のために添加さ
れるものである。
永久磁石薄帯は、上記した組成から成る鉄基合金である
。上記永久磁石薄帯において、Ｃｒはα相安定化元素で
あるとともにスピノ．−ダル非磁性相形成の必須元素で
あり、保磁力向上のために添加されるものである。その
配合量は１５〜３５重量％であり、好ましくは２０〜３
轍量％である。配合量が１５重量％未満であると保磁力
の増大が認められず、一方、３５重量％を超えると残留
磁束密度及び最大エネルギー積が低下すると共に製造が
困難となる。ＣＯはスピノーダル強磁性相形成の必須元
素であらるとともにスピノーダル分解温度の制御元素で
あり、保磁力向上及び残留磁束密度向上のために添加さ
れるものである。
その配合量は１０〜４喧量％であり、好ましくは１０〜
３５重量％である。配合量が１踵量％未満であるとスピ
ノーダル分解における相分離面温度が低下すると共に得
られる薄帯の保磁力及び最大エネルギー積が低下する。
一方、４鍾量％を超えると得られる永久磁石薄帯の保磁
力が低下すると共に製造が困難となる。Ｓｉ，Ａｌ，Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，■，Ｎｂ，Ｔａ，ＭＯ，及びＷから成
る群より選ばれた１種もしくは２種以上の元素は、本発
明永久磁石薄帯の（１００）面平板集合組織の生成を促
進するものである。その配合量は０．２〜９重量％であ
り、好ましくは０．３〜５．５重量％である。配合量が
０．２重量％未満であると薄帯面にα相〔１００〕軸が
垂直に配向した（１００）面平板集合組織の集合度が著
しく低下し、仮令、集合度が満たされたとしても〔１０
０〕軸結晶配向の有する磁気特性が充分得られない。一
方、９重量％を超えると得られる永久磁石薄帯の残留磁
束密度及び保磁力が著しく低下すると共に製造が極めて
困難となる。本発明の永久磁石薄帯は上記した組成を有
すると共に、その薄帯面が（１００）面平板集合組織を
有するものである。
３５重量％である。配合量が１踵量％未満であるとスピ
ノーダル分解における相分離面温度が低下すると共に得
られる薄帯の保磁力及び最大エネルギー積が低下する。
一方、４鍾量％を超えると得られる永久磁石薄帯の保磁
力が低下すると共に製造が困難となる。Ｓｉ，Ａｌ，Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，■，Ｎｂ，Ｔａ，ＭＯ，及びＷから成
る群より選ばれた１種もしくは２種以上の元素は、本発
明永久磁石薄帯の（１００）面平板集合組織の生成を促
進するものである。その配合量は０．２〜９重量％であ
り、好ましくは０．３〜５．５重量％である。配合量が
０．２重量％未満であると薄帯面にα相〔１００〕軸が
垂直に配向した（１００）面平板集合組織の集合度が著
しく低下し、仮令、集合度が満たされたとしても〔１０
０〕軸結晶配向の有する磁気特性が充分得られない。一
方、９重量％を超えると得られる永久磁石薄帯の残留磁
束密度及び保磁力が著しく低下すると共に製造が極めて
困難となる。本発明の永久磁石薄帯は上記した組成を有
すると共に、その薄帯面が（１００）面平板集合組織を
有するものである。
薄帯面が前記組織を有するおことにより、高い残留磁束
密度、優れた保磁力及び角形性等の磁気特性を有する永
久磁石薄体となる。本発明の永久磁石薄帯の製造方法は
、先ず、常法に従つて上記組成の磁性合金を溶融する。
密度、優れた保磁力及び角形性等の磁気特性を有する永
久磁石薄体となる。本発明の永久磁石薄帯の製造方法は
、先ず、常法に従つて上記組成の磁性合金を溶融する。
溶融は所定量の上記各元素の粉末又は塊を、例えば、石
英るつぼ等の中に収容し、これを高周波誘導コイル、キ
セノンランプ、電子ビーム又はアーク放電等により加熱
して適宜行なわれる。加熱時の雰囲気は大気であつても
差し支えないが、一度真空にした後、アルゴン等の不活
性ガスを導入して溶融することが好ましい。次いで、上
記融液を溶湯急冷法を用いて薄帯化する。
英るつぼ等の中に収容し、これを高周波誘導コイル、キ
セノンランプ、電子ビーム又はアーク放電等により加熱
して適宜行なわれる。加熱時の雰囲気は大気であつても
差し支えないが、一度真空にした後、アルゴン等の不活
性ガスを導入して溶融することが好ましい。次いで、上
記融液を溶湯急冷法を用いて薄帯化する。
即ち、第１図に示したように、融液１を、例えば、アル
ミニウム、銀、銅、鉄又はこれらの合金で構成され、周
速１７ＴＬ／Ｓｅｃ以上で回転するドラム又はロール２
の回転面に噴出する。そして、冷却速度１０００℃／Ｓ
ｅｃ以上で急冷凝固せしめて薄帯化する。かかる処理に
より、第２図に示した薄帯化した際の初期状態から第３
図に示したようなα相（体心立方晶）の〔１００〕軸が
薄帯面の垂直方向にかなりの集合度で配向した柱状晶構
造に変化し、（１００）面平板集合組織を有する異方性
薄帯が得られる。上記処理において、ドラム又はロール
の周速が１ｍ．／Ｓｅｃ未満であると１０００℃／Ｓｅ
ｃ以上の冷却速度が得られず、表面が平滑で連続膜の薄
帯を形成することが困難となる。
ミニウム、銀、銅、鉄又はこれらの合金で構成され、周
速１７ＴＬ／Ｓｅｃ以上で回転するドラム又はロール２
の回転面に噴出する。そして、冷却速度１０００℃／Ｓ
ｅｃ以上で急冷凝固せしめて薄帯化する。かかる処理に
より、第２図に示した薄帯化した際の初期状態から第３
図に示したようなα相（体心立方晶）の〔１００〕軸が
薄帯面の垂直方向にかなりの集合度で配向した柱状晶構
造に変化し、（１００）面平板集合組織を有する異方性
薄帯が得られる。上記処理において、ドラム又はロール
の周速が１ｍ．／Ｓｅｃ未満であると１０００℃／Ｓｅ
ｃ以上の冷却速度が得られず、表面が平滑で連続膜の薄
帯を形成することが困難となる。
又、融液の冷却速度が１０００℃／Ｓｅｃ未満であると
、冷却時に凝固偏析が起こると共に、磁気特性に悪影響
を及ぼすγ相及びσ相の生成が防止出来す、α相のみを
単相状態で室温まで引抜き出すことが困難となる。更に
、柱状晶構造から成る（１００）面平板集合組織の形成
が困難となる。次いで、上記薄帯を１０００〜１３００
合Ｃの温度で焼鈍処理を施すことにより柱状晶構造から
成る（１００）面平板集合組織の集合度が飛躍的に高め
られる。
、冷却時に凝固偏析が起こると共に、磁気特性に悪影響
を及ぼすγ相及びσ相の生成が防止出来す、α相のみを
単相状態で室温まで引抜き出すことが困難となる。更に
、柱状晶構造から成る（１００）面平板集合組織の形成
が困難となる。次いで、上記薄帯を１０００〜１３００
合Ｃの温度で焼鈍処理を施すことにより柱状晶構造から
成る（１００）面平板集合組織の集合度が飛躍的に高め
られる。
この状態を第４図に示したが、かかる処理によりほぼ単
結晶に近い状態にまで集合度を高めることが可能となる
。焼鈍処理温度が１０００℃未満であるとγ相の形成が
起こり、集合組織が破壊されるとともに磁気特性（残留
磁束密度および保磁力）が低下する。一方、１３００℃
を超えると集合度の改善効果が飽和状態に達するととも
に、超高温領域となり、工業的経済性に欠けるためであ
る。上記焼鈍処理を施した薄帯を、次いで、３００〜７
００℃の温度で時効処理を施すことにより異方性永久磁
石薄帯が得られる。時効処理温度が３００℃未満である
と拡散速度が遅く、時効性が著しく低下するためであり
、一方、７００℃を超えるとγ相、σ相の混入があり、
磁気特性が低下するためである。尚、本発明においては
、上記時効処理が磁場中で行なわれるものであつてもよ
い。
結晶に近い状態にまで集合度を高めることが可能となる
。焼鈍処理温度が１０００℃未満であるとγ相の形成が
起こり、集合組織が破壊されるとともに磁気特性（残留
磁束密度および保磁力）が低下する。一方、１３００℃
を超えると集合度の改善効果が飽和状態に達するととも
に、超高温領域となり、工業的経済性に欠けるためであ
る。上記焼鈍処理を施した薄帯を、次いで、３００〜７
００℃の温度で時効処理を施すことにより異方性永久磁
石薄帯が得られる。時効処理温度が３００℃未満である
と拡散速度が遅く、時効性が著しく低下するためであり
、一方、７００℃を超えるとγ相、σ相の混入があり、
磁気特性が低下するためである。尚、本発明においては
、上記時効処理が磁場中で行なわれるものであつてもよ
い。
かかる磁場中時効処理において、磁場の大きさは２００
０エルステｌツド（０ｅ）以上であることが好ましく、
磁場の印加方向は〔１００〕軸方向であることが好まし
い。薄帯面に垂直な方向に磁場を作用させることにより
、残留磁束密度、保磁力等の磁気特性の向上に最も顕著
な効果が得られる。このような効果・が得られる理由は
明らかではないが、スピノーダル分解時における強磁性
伸長への結晶異方性効果と静磁エネルギーに起因する形
状異方性効果との複合作用により磁気特性が向上するも
のと考えられる。）〔発明の効果〕 本発明の永久磁石薄帯は、平滑な表面を有し、可撓性が
富むものである。
０エルステｌツド（０ｅ）以上であることが好ましく、
磁場の印加方向は〔１００〕軸方向であることが好まし
い。薄帯面に垂直な方向に磁場を作用させることにより
、残留磁束密度、保磁力等の磁気特性の向上に最も顕著
な効果が得られる。このような効果・が得られる理由は
明らかではないが、スピノーダル分解時における強磁性
伸長への結晶異方性効果と静磁エネルギーに起因する形
状異方性効果との複合作用により磁気特性が向上するも
のと考えられる。）〔発明の効果〕 本発明の永久磁石薄帯は、平滑な表面を有し、可撓性が
富むものである。
又、薄帯面が集合度の高い（１００）面平板集合組織を
有するために、残留磁束密度、保磁力及び角形性等の磁
気特性が優れたものである。上記特性を有する本発明永
久磁石薄帯は、積層体、トロイダル等の種々の形状及び
大きさを有する高性能永久磁石を容易に形成することが
可能であり、更に、垂直記録等の磁気記録媒体としての
用途をも有しており、その工業的価値が極めて大きいも
のである。
有するために、残留磁束密度、保磁力及び角形性等の磁
気特性が優れたものである。上記特性を有する本発明永
久磁石薄帯は、積層体、トロイダル等の種々の形状及び
大きさを有する高性能永久磁石を容易に形成することが
可能であり、更に、垂直記録等の磁気記録媒体としての
用途をも有しており、その工業的価値が極めて大きいも
のである。
実施例１〜６
第１表に示す組成（重量％）の実施例１〜６の６種類の
合金材料を、先端にノズルを備えた石英容器の中に入れ
、アルゴン雰囲気中において高周波誘導加熱法により、
それぞれ溶融した。
合金材料を、先端にノズルを備えた石英容器の中に入れ
、アルゴン雰囲気中において高周波誘導加熱法により、
それぞれ溶融した。
それぞれの融液をその組成の融点よりも１００℃高い温
度に維持し、融液をノズルから５００ｒ′Ｐｍで回転す
る直径３００７ｍの銅製片ロールの回転面上に噴出せし
めた。
度に維持し、融液をノズルから５００ｒ′Ｐｍで回転す
る直径３００７ｍの銅製片ロールの回転面上に噴出せし
めた。
ノズルと回転面のギャップは０．１？であつた。又、銅
製片ロールの周速は７．５ｒｎ，／Ｓｅｃであり、冷却
速度は１０１℃／Ｓｅｃであつた。かかる処理により、
それぞれ、表面が平滑で１００μｍの厚さの連続薄帯を
得た。それぞれの薄帯の結晶構造をＸ線回折法で調べた
ところ、いずれの薄帯もα相のみの単相構造であること
が確認された。
製片ロールの周速は７．５ｒｎ，／Ｓｅｃであり、冷却
速度は１０１℃／Ｓｅｃであつた。かかる処理により、
それぞれ、表面が平滑で１００μｍの厚さの連続薄帯を
得た。それぞれの薄帯の結晶構造をＸ線回折法で調べた
ところ、いずれの薄帯もα相のみの単相構造であること
が確認された。
又、各指数の回折強度は粉末多結晶体のものと著しく異
なり、強い（１００）面配向を示した。
なり、強い（１００）面配向を示した。
尚、実施例１の薄帯のＸ線回折パターンを第５図に示し
た。次いで、上記それぞれの薄帯について、真空中、１
０００〜１２００℃の温度範囲で２時間焼鈍処理を施し
た後、急冷した。
た。次いで、上記それぞれの薄帯について、真空中、１
０００〜１２００℃の温度範囲で２時間焼鈍処理を施し
た後、急冷した。
急冷後の薄帯面の結晶構造をＸ線回折法で調べたところ
、極めて強い（１００）面配向を有していることが確認
された。
、極めて強い（１００）面配向を有していることが確認
された。
実施例１の薄帯のＸ線回折パターンを第６図に示した。
更に、それぞれの薄帯を下記（１）又は（２）の条件で
時効処理した。
更に、それぞれの薄帯を下記（１）又は（２）の条件で
時効処理した。
それぞれの条件は第２表に記載した。（１）６３０℃×
１．峙間＋６００℃×２時間＋５８０℃×１時間＋５６
０℃×１時間＋５４０℃×８時間（無磁場中）（２）４
００００ｅの磁場中で、６３０℃×１１時間＋６００℃
×２時間処理後、無磁場中で５８０℃×１時間十５６０
℃×１時間＋５４０℃×８時間処理する。
１．峙間＋６００℃×２時間＋５８０℃×１時間＋５６
０℃×１時間＋５４０℃×８時間（無磁場中）（２）４
００００ｅの磁場中で、６３０℃×１１時間＋６００℃
×２時間処理後、無磁場中で５８０℃×１時間十５６０
℃×１時間＋５４０℃×８時間処理する。
この際、磁場印加方向は薄帯面に垂直とした。得られた
それぞれの永久磁石薄帯について、残留磁束密度（Ｂｒ
）、保磁力（ＩＨｃ）及び最大エネルギー積（（ＢＨ）
Ｍａｘ）を測定した。
それぞれの永久磁石薄帯について、残留磁束密度（Ｂｒ
）、保磁力（ＩＨｃ）及び最大エネルギー積（（ＢＨ）
Ｍａｘ）を測定した。
その結果を第２表に記載した。又、薄帯面の（１００）
面平板集合組織の集合度について評価し、その結果を第
２表に併記した。比較例１〜１３ 第１表に示す組成（重量％）の比較例１〜１３の１３ｆ
！ｌ類の合金材料を実施例と同様の方法でそれぞノれ溶
解した。
面平板集合組織の集合度について評価し、その結果を第
２表に併記した。比較例１〜１３ 第１表に示す組成（重量％）の比較例１〜１３の１３ｆ
！ｌ類の合金材料を実施例と同様の方法でそれぞノれ溶
解した。
比較例１〜６の試料については、実施例のものと組成範
囲を変えた他はすべて同一の操作にて溶湯急冷法により
薄帯化し、焼鈍処理後、時効処理を施して、それぞれ永
久磁石薄帯を得た。
囲を変えた他はすべて同一の操作にて溶湯急冷法により
薄帯化し、焼鈍処理後、時効処理を施して、それぞれ永
久磁石薄帯を得た。
比較例７及び８の試料については、時効処理を下記に示
す（３）又は（４）の条件で行なつた他は実施例とすべ
て同一の条件で溶湯急冷法により薄帯化し、焼鈍処理後
、所定の時効処理を施してそれぞれ永久磁石薄帯を得た
。
す（３）又は（４）の条件で行なつた他は実施例とすべ
て同一の条件で溶湯急冷法により薄帯化し、焼鈍処理後
、所定の時効処理を施してそれぞれ永久磁石薄帯を得た
。
”（３）７５０℃×３Ｃ＠＋６５０℃×１時間＋６００
℃×２時間＋５８０℃×１時間＋５６０℃×１時間＋５
４０℃×８時間（４）２５０℃×２０Ｃ＠間 比較例９〜１１の試料については、次のようにして薄帯
を製造した。
℃×２時間＋５８０℃×１時間＋５６０℃×１時間＋５
４０℃×８時間（４）２５０℃×２０Ｃ＠間 比較例９〜１１の試料については、次のようにして薄帯
を製造した。
即ち、それぞれの合金材料２ｋ９を真空高周波溶解炉中
で溶解した後冷却しインゴットを得た。それぞれのイン
ゴットを通常の圧延法により、熱間鍛造、熱間圧延した
後、冷間圧延機で圧延し、一次再結晶温度（７００〜８
００Ｃ）の近傍で焼鈍し、再び冷間圧延、焼鈍を繰り返
すことにより薄帯の製造を試みた。その結果、厚さ５０
０Ｐ７ｎ以下の薄帯を製造することは、圧延板の各所に
ワレが生ずるために不可能であつた。上記圧延板を１３
００℃て溶体化処理すると同時に焼鈍処理した後、急冷
した。この時、圧延板の構造を解析したところ、板面に
は（１００）面平板集合組織は見られず、又、結晶構造
はα相のみではなく、γ相の存在することが認められた
。次いで、実施例と同一の条件で時効処理を施し、永久
磁石圧延板を得た。比較例１２及び１３の試料について
は、溶湯急冷法による薄帯化の際の製造条件を、ロール
の周速０．２ＴｒＬ／Ｓｅｃ及び冷却速度１００℃／Ｓ
ｅｃに変えた他は実施例とすべて同一の条件で薄帯化し
、焼鈍処理後、時効処理を施して、それぞれ永久磁石薄
体を得た。
で溶解した後冷却しインゴットを得た。それぞれのイン
ゴットを通常の圧延法により、熱間鍛造、熱間圧延した
後、冷間圧延機で圧延し、一次再結晶温度（７００〜８
００Ｃ）の近傍で焼鈍し、再び冷間圧延、焼鈍を繰り返
すことにより薄帯の製造を試みた。その結果、厚さ５０
０Ｐ７ｎ以下の薄帯を製造することは、圧延板の各所に
ワレが生ずるために不可能であつた。上記圧延板を１３
００℃て溶体化処理すると同時に焼鈍処理した後、急冷
した。この時、圧延板の構造を解析したところ、板面に
は（１００）面平板集合組織は見られず、又、結晶構造
はα相のみではなく、γ相の存在することが認められた
。次いで、実施例と同一の条件で時効処理を施し、永久
磁石圧延板を得た。比較例１２及び１３の試料について
は、溶湯急冷法による薄帯化の際の製造条件を、ロール
の周速０．２ＴｒＬ／Ｓｅｃ及び冷却速度１００℃／Ｓ
ｅｃに変えた他は実施例とすべて同一の条件で薄帯化し
、焼鈍処理後、時効処理を施して、それぞれ永久磁石薄
体を得た。
これらの薄帯は、その表面に顕著な凹凸が認められ、且
つ、厚さも一定していないものであつた。又、その結晶
構造を調べたところ、γ相及びσ相の混在が認められた
。 ャ１上記処理により得た１３種類
の比較試料について、それぞれ、実施例と同一の条件で
残留磁束密度、保磁力及び最大エネルギー積を測定した
。又、（１００）面平板集合組織の集合度についても評
価した。その結果を第２表に示した。第２表から明らか
なように、本発明に係る永久磁石薄帯がいずれも高い残
留磁束密度並びに優れた保磁力及び最大エネルギー積を
有しているのに対し、比較例のものは残留磁束密度が高
いものでも保磁力及び最大エネルギー積が劣ることが確
認された。
つ、厚さも一定していないものであつた。又、その結晶
構造を調べたところ、γ相及びσ相の混在が認められた
。 ャ１上記処理により得た１３種類
の比較試料について、それぞれ、実施例と同一の条件で
残留磁束密度、保磁力及び最大エネルギー積を測定した
。又、（１００）面平板集合組織の集合度についても評
価した。その結果を第２表に示した。第２表から明らか
なように、本発明に係る永久磁石薄帯がいずれも高い残
留磁束密度並びに優れた保磁力及び最大エネルギー積を
有しているのに対し、比較例のものは残留磁束密度が高
いものでも保磁力及び最大エネルギー積が劣ることが確
認された。
又、薄帯面の（１００）面平面集合組織の集合度も本発
明に係る永久磁石薄帯が優れていることが確認された。
明に係る永久磁石薄帯が優れていることが確認された。
第１図は溶湯急冷法の概念図、第２図は薄帯化初期状態
の結晶構造を示す模式図、第３図は冷却後の薄帯の結晶
構造を示す模式図、第４図は焼鈍処理後の薄帯の結晶構
造を示す模式図、第５図は実施例１の試料の薄帯化後の
Ｘ線回折パターン図、並びに第６図は実施例１の試料の
焼鈍処理後の薄帯のＸ線回折パターン図である。 １・・・・・・融液、２・・・・・・ロール。
の結晶構造を示す模式図、第３図は冷却後の薄帯の結晶
構造を示す模式図、第４図は焼鈍処理後の薄帯の結晶構
造を示す模式図、第５図は実施例１の試料の薄帯化後の
Ｘ線回折パターン図、並びに第６図は実施例１の試料の
焼鈍処理後の薄帯のＸ線回折パターン図である。 １・・・・・・融液、２・・・・・・ロール。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ クロム（Ｃｒ）１５〜３５重量％；コバルト（Ｃｏ
）１０〜４０重量％；ケイ素（Ｓｉ）、アルミニウム（
Ａｌ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフ
ニウム（Ｈｆ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、
タンタル（Ｔａ）、モリブデン（Ｍｏ）、及びタングス
テン（Ｗ）から成る群より選ばれた１種もしくは２種以
上の元素０．２〜９重量％；及び残部が実質的に鉄（Ｆ
ｅ）から成る合金薄帯で、且つ、その薄帯面が（１００
）面平板集合組織を有することを特徴とする永久磁石薄
帯。 ２ クロム（Ｃｒ）１５〜３５重量％；コバルト（Ｃｏ
）１０〜４０重量％；ケイ素（Ｓｉ）、アルミニウム（
Ａｌ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフ
ニウム（Ｈｆ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、
タンタル（Ｔａ）、モリブデン（Ｍｏ）及びタングステ
ン（Ｗ）から成る群より選ばれた１種もしくは２種以上
の元素０．２〜９重量％；及び残部が実質的に鉄（Ｆｅ
）から成る混合物を溶融し、得られた融液を周速１ｍ／
ｓｅｃ以上で回転するドラム又はロールの回転面に噴出
することにより、冷却速度１０００℃／ｓｅｃ以上で急
冷凝固せしめて薄帯化し、該薄帯を１０００〜１３００
℃の温度で焼鈍処理を施した後、３００〜７００℃の温
度で時効処理を施すことを特徴とする永久磁石薄帯の製
造方法。 ３ 時効処理が磁場中において施される特許請求の範囲
第２項記載の永久磁石薄帯の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57169864A JPS6057686B2 (ja) | 1982-09-30 | 1982-09-30 | 永久磁石薄帯及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57169864A JPS6057686B2 (ja) | 1982-09-30 | 1982-09-30 | 永久磁石薄帯及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5961004A JPS5961004A (ja) | 1984-04-07 |
| JPS6057686B2 true JPS6057686B2 (ja) | 1985-12-16 |
Family
ID=15894359
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57169864A Expired JPS6057686B2 (ja) | 1982-09-30 | 1982-09-30 | 永久磁石薄帯及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6057686B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0425516Y2 (ja) * | 1986-09-11 | 1992-06-18 | ||
| JPH0427995Y2 (ja) * | 1986-07-16 | 1992-07-06 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01103805A (ja) * | 1987-07-30 | 1989-04-20 | Tdk Corp | 永久磁石 |
| CN112522636A (zh) * | 2020-11-13 | 2021-03-19 | 山东麦格智芯机电科技有限公司 | 一种Nb掺杂的铁铬钴永磁合金及其制备方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4920451A (ja) * | 1972-06-23 | 1974-02-22 | ||
| JPS5118884A (en) * | 1974-06-25 | 1976-02-14 | Amp Inc | Denkisetsutenno kairyo |
| JPS5179631A (en) * | 1974-12-18 | 1976-07-12 | Hitachi Metals Ltd | Feecrrco keijishakugokinno seizohoho |
| JPS54145997A (en) * | 1978-05-09 | 1979-11-14 | Tdk Corp | Magnetic recording body and method of producing the same |
| JPS594947A (ja) * | 1982-06-30 | 1984-01-11 | Hitachi Metals Ltd | 磁石合金およびその製造方法 |
-
1982
- 1982-09-30 JP JP57169864A patent/JPS6057686B2/ja not_active Expired
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4920451A (ja) * | 1972-06-23 | 1974-02-22 | ||
| JPS5118884A (en) * | 1974-06-25 | 1976-02-14 | Amp Inc | Denkisetsutenno kairyo |
| JPS5179631A (en) * | 1974-12-18 | 1976-07-12 | Hitachi Metals Ltd | Feecrrco keijishakugokinno seizohoho |
| JPS54145997A (en) * | 1978-05-09 | 1979-11-14 | Tdk Corp | Magnetic recording body and method of producing the same |
| JPS594947A (ja) * | 1982-06-30 | 1984-01-11 | Hitachi Metals Ltd | 磁石合金およびその製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0427995Y2 (ja) * | 1986-07-16 | 1992-07-06 | ||
| JPH0425516Y2 (ja) * | 1986-09-11 | 1992-06-18 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5961004A (ja) | 1984-04-07 |
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