JPS61231148A - Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系薄板状磁石の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明はＦｅ　−Ｃｒ　−Ｃｏ系合金の薄板状異方性磁
石の製造法であり、さらに詳しく述べるならば磁場中熱
処理を製造工程中に含まない方法に閣するものである。

薄板状異方性磁石をモーターや発電機等電磁回転機器の
回転子などに製造する際にＦｅ　−Ｃｒ　−Ｃｏ系合金
は打抜き加工等が適用出来るので、モーター等の部品製
作が容易である。部品としての形状完成後着磁を施して
永久磁石化して該Ｆｅ　−Ｃｒ　−Ｃｏ系合金を用いる
もので′ある。したがって、薄板状Ｆｅ−Ｃｒ　−Ｃｏ
系合金は、加工困難な粉末焼結磁石（フェライト磁石な
ど）や鋳造磁石（アルニコ磁石など）に比較して、製造
能率上工業的に大きな利点がある。

〔従来の技術〕

Ｆｅ　−Ｃｒ　−Ｃｏ系合金磁石の製造工程には、合金
中にスピノーダル分解を生せしめる熱処理工程が磁気特
性発現上の必要な工程として含まれる。

Ｆｅ　−Ｃｒ　−Ｃｏ系合金は、ある温度（一般に６５
０’ｃ程度）以下の温度で常磁性相αｚ　（Ｃｒ冨化相
）と強磁性相α１　（Ｆｅ、　Ｃｏ冨化相）とに相分離
する。このような相分離をスピノーダル分解と言う。熱
処理条件を適当に選ぶことによってこのα１相を直径数
百オングストローム程度の略々球形の微細粒子として均
一に析出させると、所謂単磁区粒子型の等方性磁石とな
る。しかし高性能の磁石特性を望むならば、α３粒子の
形状を特定方向に揃えて長く引伸ばすこと（これを、「
粒子への形状磁気異方性の付与」という）が必要であり
、そのような組織のＦｅ　−Ｃｒ　−Ｃｏ系合金を得る
と、α１粒子伸長方向にＦｅ　−Ｃｒ　−Ｃｏ系合金が
磁化された場合、磁気エネルギー積の大きな磁石となる
。このような磁石を、既述の等方性磁石と区別して異方
性磁石と言い、かかる磁石の製造のためには着磁前の工
程で、磁場中でスピノーダル分解熱処理を行い、α、相
析出粒子を磁場方向に伸ばした形状とするという磁場中
スピノーダル分解熱処理法が広く行われている。しかし
磁場中熱処理は、磁場を構成すべき外部電磁石の磁極間
の狭小な空間でＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金を熱処理せねば
ならないため生産能率が悪く、多量生産に適しない。一
方、磁場中熱処理を用いず、通常環境でのスピノーダル
分解熱処理を中途まで進行させて等方向に分散したα１
相粒子を析出せしめた後、材料を塑性変形して析出粒子
を細長く引伸ばすことにより、α１相粒子に形状磁気異
方性を与える方法も既に開発されている。たとえばＳ、
Ｊｉｎ、　ＩＥＥＥ　Ｔｒａｎｓ、　Ｍａｇ、　Ｖｏｌ
、　ｍａｇ　１５＋　ｎｏ。

６、Ｎｏｖｅｍｂｅｒ　１９７９．　Ｐ、　１７４８に
かかる方法が掲載されている。この方法によれば多量生
産適性は改善される。しかしこの技術において、合金の
塑性変形法として棒状にスェージングするとか線引きす
る場合には形状異方性付与効果が顕著であるが、板圧延
の場合には、α、相粒子への形状磁気異方性付与の効果
が減じ、磁石性能がかなり低下する。

たとえばＳ、Ｊｉｎによれば、Ｆｅ−３３％、Ｃｒ−１
１，５％Ｃｏ合金を線引きした場合には約４　ＭＧＯｅ
の（ＢＨ）ｍａｘ　　（最大磁気エネルギー積）が得ら
れるが、薄板圧延の場合には約２　ＭＧＯｅ程度しか得
られない。

〔発明が解決しようとする問題点〕

上述の如く、従来の知見によれば、磁場中熱処理を用い
ずにスピノーダル分解熱処理の中途段階に塑性変形を導
入する製造法は、棒状や線状の磁石製品を得るには適す
るが、薄板状の高性能磁石を得るのは困難であるという
問題があった。本発明は最終的に薄板状の磁石を得、且
つ高性能化とくに最大磁気エネルギー積の改善を達成し
て、この問題を解消するものである。

〔問題点を解決するための手段〕

上記問題点を解決する本発明方法の構成を示すと以下の
通りである。

第１図に示すように、まずＦｅ　−Ｃｒ　−Ｃｏ系合金
を横断面形状比ｂ／ａが２以上である如き偏平鋳片とな
し、図示の如くに柱状晶組織の発達成長したものとする
。鋳片の長さは任意でよいが、−ｅにｂ以上であること
が望ましく、連続鋳造鋳片でもよい。鋳片の壁面すに対
しほぼ垂直に成長した柱状晶が支配的であるような組織
とする必要があり、壁面ａからの柱状晶はできるだけ少
ない方がよい。

ｂ／ａ比が２未満であると壁面ａからの柱状晶の存在率
が増加するので好ましくない。更に偏平形状効果を高め
るため、壁面すは急冷、壁面ａは徐冷となるように鋳型
材を考慮するとよい。この鋳片を出発素材として、次の
三通りの方法がある。

まず第１図（Ａ）の方法は、■鋳片を１ｏｏｏ　−１２
５０℃の温度に加熱し、鋳片の壁面すが圧延面に沿うよ
うに熱間圧延する。一般に、鋳片長手方向を圧延方向と
するのが作業上便利であるが、鋳片があまり長くない場
合には、長手に対して直角方向でもよい。いずれにして
も鋳片厚み方向が圧延方向に対して垂直であって、柱状
晶の成長方向に対してはり垂直な圧延面（すなわち柱状
晶を縦に押潰す方向に圧下する）であればよい。圧下は
各パスをなるぺ（低圧下率とし、熱延再結晶を生じない
ようにするのが望ましい。熱延仕上後、材料を空冷以上
の冷却速度で４００℃以下まで冷却する。

次に、■材料を９００−１１００℃に加熱して溶体化処
理を施し、空冷以上の冷却速度で冷却する。次に、■材
料に第一次熱処理を施す。すなわち、スピノーダル分解
開始温度以上の温度Ｔ、たとえば６５０〜７００℃に加
熱し、適度に制御された冷却速度たとえば１０〜ｂ ６８０℃の範囲の温度に至らしめる。然る後■Ｔ２以下
室温までの温度範囲（Ｔ３）にて、材料の板厚を更に薄
くするように一方向圧延あるいはレバース圧延する。そ
の後、■材料を再び温度Ｔ４に加熱し、第二次熱処理を
施す。この温度Ｔ４はＴ２に出来るだけ正確に一致させ
る必要がある。Ｔ４以降適宜に制御された冷却速度たと
えば１〜ｂ／ｈにて４５０〜５２０°Ｃの範囲内の温度
Ｔ、に至らしめ、以後放冷あるいは水冷する。

つぎに第１図（Ｂ）の方法は、■鋳片を１１００〜１３
００℃の温度に加熱し、然る後に空冷以上の冷却速度で
４００℃以下の温度まで冷却する。そして、■鋳片を前
述（Ａ）の方法■の熱間圧延と同じ圧延方向条件で冷間
圧延する。この圧延は室温から４００℃程度までの温度
範囲ならば温間圧延でも差支えない。また、鋳片長手方
向とそれに直角なりロス方向の圧延を適宜に組合わせれ
ば更に好結果を得るが、圧延面が常に鋳片の壁面すに沿
うように圧延せねばならないことは言うまでもない。さ
らに、■の溶体化処理以降は、前述（Ａ）の■以降と全
く同様である。

つぎに第１図（Ｃ）の方法は、出発素材の鋳片が極めて
偏平で且つ薄手の場合（たとえばｂ／ａ　＞５ａが１５
ｍｍ程度以下）に適用できる方法であって、鋳片をまず
０１０００〜１３００°Ｃの温度に加熱し、これを空冷
以上の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却する。次
に、■前述の（Ａ）の方法の■と全く同様に第一次熱処
理を施す。次に、■鋳片を前述（Ａ）の方法の■と全く
同様に圧延する。すなわち偏平鋳片を更に薄くするよう
に一方向圧延またはレバース圧延するが、クロス方向の
圧延を組合せてはならない。さらに■の第二次熱処理は
、前述の（Ａ）の方法の■と全く同様である。

以上要するに、上述の溶体化処理−第一次熱処理一圧延
一第二次熱処理という製造パターンとしては、Ｊｉｎの
提唱するところにより公知であるが、本発明の骨子とす
るところは、柱状晶を発達成長せしめた鋳片を用い、ス
ピノーダル分解熱処理前（（Ａ）、（Ｂ）の方法）ある
いはスピノーダル分解熱処理の途中（（Ｃ）の方法）に
おいて、その柱状晶の成長方向を押し縮める方向に圧下
をかけるように圧延するという点にある。

〔作　用〕

第１図（Ａ）の■、（Ｂ）の■あるいは（Ｃ）の■にお
ける圧延は、第一次熱処理によって形成されたスピノー
ダル分解粒子α１を磁気異方性付与のために延伸された
形状とするのが目的である。

しかし、そのα１粒子を多数内在させている母体結晶粒
が、この圧延により顕著な変形帯を生じて歪んでしまう
と、その変形帯の上に、第二次熱処理中にσ相が著しく
析出する。その様子の一例を第２図に示す。すなわち第
２図は第１次熱処理後、圧延前の方位が（１１０）　＜
００１＞であった結晶粒の８０％冷延、第２次熱処理後
の圧延面に平行な板面の組織を示す顕微鏡写真で変形帯
上にσ相が大量に析出していることが認められる。σ相
はＦｅ　−Ｃｒ金属間化合物であって非磁性であり、磁
石の金属組織中にこのような広い非磁性域が生ずると磁
石特性が著しく劣化する。本発明の作用は、鋳造組織の
柱状晶をその成長方向を押縮めるような方向に圧延する
という結晶方位的条件により、第一次熱処理後の圧延に
おける結晶粒内の顕著な変形帯の発生を極力少なくして
、第二次熱処理においてσ相が変形帯上に析出すること
を減少させ、もって磁石特性を改善することである。こ
れについて次にやや詳しく述べる。

体心立方格子構造の多結晶の鉄あるいはその合金は、圧
延されると圧延面および圧延方向が（１００）　＜０１
１＞方位となるように結晶方位が揃う傾向があり、この
方位は冷延安定方位と呼ばれる（長島晋−：集合組織、
日本金属学会、昭和４１年１月、Ｐ、２３）。ある結晶
粒が、圧延前に、この冷延安定方位から著しく異なった
方位であれば、圧延されて安定方位に向くためには結晶
粒内に顕著な変形帯が生ずる。一方、圧延前から結晶粒
がこの方位あるいはそれに近い方位であれば、結晶粒内
に顕著な変形帯を生じないで圧延される。

第二次熱処理中に、変形帯へのσ組形成が生ずるのを抑
制するには、第二次熱処理前の圧延において、結晶粒内
に変形帯がなるべく生じないようにすればよい。ところ
で鋳造組織の柱状晶は、［００１１方向に成長するので
、その柱状晶底面すなわち第１図の鋳片壁面すに平行な
結晶面は主として（１００）面になる。すなわち、無秩
序方位の等軸品組織に比較すれば、鋳片壁面すおよびそ
れに平行な平面には、遼かに高い確率で（１００）　＜
０１１＞方位あるいはそれに近い方位の結晶粒が含まれ
ると考えられる。したがって、柱状晶組織を主とする鋳
片を本発明の如き条件で圧延すれば、第二次熱処理前の
圧延の後に顕著な変形帯を含む母相結晶粒の存在する率
が低減され、第二次熱処理による変形帯上べのσ相の顕
著な析出を呈する結晶粒が少なくなり、磁石性能が改善
されるのである。

このように圧延後に変形帯をほとんど含まず、したがっ
て第二次熱処理によるσ相の析出もほとんど生じない結
晶粒の一例を第３図に示す。すなわち第３図は、第一次
熱処理以前延前の方位が（１００）　＜０１１＞であっ
た結晶粒の８０％冷延第二次熱処理後の組織を示す圧延
面に平行な板面の顕微鏡写真でσ相はほとんど析出せず
変形した亜粒界上に極めて僅かのσ相が見えるのみであ
る。第１図（Ａ）　（Ｂ）　（Ｃ）各方法での、第一次
熱処理以前の各工程は、鋳造組織の柱状晶に含まれる（
１００）　＜０１１＞方位の結晶粒の分率を極力低減さ
せないように各工程条件が課せられたものである。

第１図（Ａ）　（Ｂ）の方法では、第二次熱処理前の圧
延開始時点において、柱状晶の形状はそれ以前の圧延に
より当然歪曲され、最早“柱状晶”の形ではないが、本
発明の骨子とする結晶方位的な好適条件は確保されてい
るのである。

既述の如く、Ｊｉｎによれば第二次熱処理前の塑性変形
手段として、板圧延でなく、線引き等を採用すれば磁石
特性は良好になる。線引き等においても、変形帯は一般
に生ずる筈であり、第二次熱処理における変形帯上への
σ相析出は顕著に生ずると思われるので、本発明の作用
として上に述べたところは一見奇妙に見えるかもしれな
い。しかしながら、この点は、次に述べる如くに別設矛
盾はないのである。すなわち、磁石特性は、■単磁区α
、粒子の形状・分散を適切ならしめることによる向上効
果と、■σ相影形成上る劣化効果とが合成された結果と
考えられる。線引き等−軸変形の場合は、■の効果が極
めて有効に発揮されるので■による劣化があっても尚か
なりの高性能を示す。これに対し、板圧延の場合は、圧
延後の板厚方向においてα８粒子相互が接近しすぎるこ
とや、粒子形状も、細長い形というよりも円盤状に近い
ものとなる傾向のあること等のために、■の効果が充分
に発揮され難いので、■による劣化要因を極力低減させ
性能向上を図らねばならないのである。

本発明方法を適用できるＦｅ　−Ｃｒ　−Ｃｏ系合金の
組織は特に制限がなく、スピノーダル分解を利用するも
のであってσ組形成のおそれのあるすべてのものを含む
。その例として特公昭５９−４０２１８号のものを挙げ
る。

〔実施例〕

（１）第１表に示す組織の磁石鋼を真空溶解し、ａ　：
　３０ｍ＋ｉ、　ｂ　：１００ｍｍ　（第１図参照）、
長さ２００　ｖｎａの鋳型に鋳造して鋳片とした。

鋳型材として壁面ａおよび底面はマグネシャ煉瓦とし、
壁面すを鋳鉄とした。これを１２００℃にて１時間加熱
し、鋳片の壁面すを圧延ロールに平行にし鋳片の長手方
向を圧延方向として、比較的軽圧下（１パス毎の圧下量
２．５〜５鶴）と２〜３パス毎の中間再加熱を繰返し、
７パスにて２．５龍厚とした後、水滴噴射により室温ま
で冷却し、これを１０００℃にて１０分間溶体化処理の
後、再び水滴噴射により室温まで冷却、これを６８０℃
に再加熱した後４０℃／ｈの冷却速度にて６００℃に至
らしめ、水滴噴射にて室温まで冷却、室温での一方向繰
返し圧延により２．５鶴厚を減厚して０．５　ｓ重厚と
した。

これを更に６００℃に再加熱し、５℃／ｈの冷却速度に
て５００℃に至らしめ以後空冷した。この材料の磁性特
性を試料振動式磁性測定器にて測定した結果を第２表に
試料１として示す。

（２）前例と同じ溶解鋼を同じ鋳型に鋳造を１２５０℃
にて３時間加熱して水滴噴射により室温まで冷却し、こ
れを次のように冷間圧延した。すなわち鋳片の壁面すを
圧延ロールに平行とし、圧延方向として鋳片長手方向と
それに対して直角方向とを交互に繰返し、板幅が圧延可
能寸法を超過しないように適時に仮を裁断して圧延し、
板厚２．５ｆｌとした。これを１０００℃にて３０分再
加熱の後、水滴噴射により室温まで冷却した。これを６
８０℃に再加熱し、４０℃／ｈの冷却速度にて６００℃
に至らしめ、水滴噴射にて室温まで冷却、室温での一方
向繰返し圧延により２．５龍厚を減厚して０．５１厚と
した。これを更に６００℃に再加熱し、５℃／ｈの冷却
速度にて５００℃に至らしめ、以後空冷した。

この材料の磁性特性を試料振動式磁性測定器にて測定し
た結果を第２表に試料２として示す。

（３）前例と同じ溶解鋼をａ：ｌＱｗ、ｂ：ｔｏ。

ｗｌ（第１図参照）、長さ１５０鶴の鋳鉄製鋳型に鋳造
して鋳片とした。これを１２５０℃にて５時間加熱して
水滴噴射により室温まで冷却し、６８０℃に再加熱した
後４０℃／ｈの冷却速度にて６００℃に至らしめ、水滴
噴射にて室温まで冷却し、これを次のように室温にて圧
延した。すなわち鋳片の壁面すを圧延ロールに平行とし
、鋳片長手方向を圧延方向として、’Ｉ　ｎ＋の板厚に
なるまで繰返しレバース圧延した。これを更に６００℃
に再加熱し、５℃／ｈの冷却速度にて５００℃に至らし
め、以後空冷した。この材料の磁性特性を試料振動式磁
性測定器にて測定した結果を第２表に試料３として示す
。

また本発明方法と公知の法による圧延磁石特性とを比較
するために次の試験を行った。前例と同じ溶解鋼をＬｏ
ｏｍｓ　Ｘ　１００ｕ＋　Ｘ　１５（ｌｎの鋳鉄製鋳型
に鋳造して鋳塊となし、これを１２５０℃に加熱して熱
間鋳造し３０　ｍｍ　Ｘ　Ｌｏｏｍ　Ｘ　５００鶴の鋳
片とし、１２００℃に１時間再加熱して、１０（１ｗｓ
辺を圧延ロールに平行に、５００鶴辺を圧延方向として
熱間圧延し５パスにて板厚２．５鶴とした。これを水滴
噴射により室温まで冷却し、更に１０００℃にて１０分
間再加熱の後、再び水滴噴射にて室温まで冷却、次に６
８０℃に再加熱の後４０℃／ｈの冷却速度にて６００℃
に至らしめ、水滴噴射により室温まで冷却、室温での平
板圧延により０　、５　ｍｍ厚となし、これを更に６０
０℃に再加熱し、５℃／ｈの冷却速度にて５００℃に至
らしめ、以後空冷した。この材料の磁性特性を試料振動
式磁性測定器にて測定した結果を第２表に試料４として
示す。

以下余白 本発明法により、従来法に比較して磁石特性が著しく改
善されたことが明白である。

〔発明の効果〕 本発明は、上述の如く、磁場中熱処理法を用いない多量
生産に適する磁石製造法であって、従来困難であった薄
板状磁石の高性能化を可能にするものであり、工業的な
価値が高い。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明方法の工程を示す説明図、第２図は第二
次熱処理により変形帯止に大量のび相が析出した結晶粒
を示す金属顕微鏡組織写真、第３図は第二次熱処理後に
σ相がほとんど析出しない結晶粒を示す金属顕微鏡組織
写真である。 ａ、ｂ・・・鋳片寸法かつ鋳片壁面。 ｉ　＝。 第３図 手続補正書（自発） 昭和６０年５月２日

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 　板圧延とスピノーダル分解熱処理とからなるＦｅ−Ｃ
   ｒ−Ｃｏ系合金薄板状磁石の製造方法において、幅（ｂ
   ）と厚み（ａ）との比ｂ／ａが２以上の偏平鋳片とし、
   かつ厚み方向に発達成長した柱状晶を主要組織とするＦ
   ｅ−Ｃｒ−Ｃｏ合金鋳片を素材とし、幅方向を含み厚み
   方向を含まない鋳片壁面が圧延面に沿う如くに圧延する
   ことを特徴とするＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系薄板状磁石の製造
   方法。