JPS6154866B2 - - Google Patents
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- JPS6154866B2 JPS6154866B2 JP55136009A JP13600980A JPS6154866B2 JP S6154866 B2 JPS6154866 B2 JP S6154866B2 JP 55136009 A JP55136009 A JP 55136009A JP 13600980 A JP13600980 A JP 13600980A JP S6154866 B2 JPS6154866 B2 JP S6154866B2
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Classifications
-
- H—ELECTRICITY
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- 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
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-
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Description
本発明は、新規な組成のCr―Fe基合金系スピ
ノーダル分解型磁石合金に関するもので、Ｖ―
Cr―Fe系合金に係るものである。 スピノーダル分解型磁石合金としては、例えば
特許第768285号明細書及び図面（特公昭49―
20451号公報参照）に於て本発明者等が、Fe―Cr
系として、Fe―Cr―Mo系、及びFe―Cr―Co系
合金を提案した所であり、また上記特許明細書に
は、斯種スピノーダル分解型合金として、上記
Fe―Cr系の外にFe―Ｖ系外、Fe―Mo系、及び
Fe―Ｗ系等の合金もあり、それ等のスピノーダ
ル分解を拡張する元素としてCo，Mo，Ｗ又はＶ
及び之等の組合せ添加等について示唆されている
に止まり、本発明の目的対象であるＶ―Cr―Fe
系合金については、何等具体的な記載は見当らな
い。 また、本発明者等の出願に係る特願昭52−
98613号公報には、Ｖ―Co―Cr―Fe系のスピノ
ーダル分解型磁石合金が、また第３者の提案に係
る特開昭52−139614号公報にも同様にＶ―Co―
Cr―Ｆ系合金が記載されているが、之等の合金
は何れもCo―Cr―Feの三元系合金を基合金とす
るものであり、このためＶの含有量は重量百分比
で前記に於ては0.1〜15％Ｖ、また、後者に於て
は0.2〜５％Ｖと規定されているものであり、Ｖ
を基合金の必須成分として含有するものではな
い。 所で、FeとTi，Ｖ，Co，Pt，Ge，又はＷ等の
各２元合金について調べてみると、Feリツチ
の、即ち添加元素の添加量の少ない強磁性相領域
に於ける合金組成によるキユリ点の変化率は下記
表の如くで、
ノーダル分解型磁石合金に関するもので、Ｖ―
Cr―Fe系合金に係るものである。 スピノーダル分解型磁石合金としては、例えば
特許第768285号明細書及び図面（特公昭49―
20451号公報参照）に於て本発明者等が、Fe―Cr
系として、Fe―Cr―Mo系、及びFe―Cr―Co系
合金を提案した所であり、また上記特許明細書に
は、斯種スピノーダル分解型合金として、上記
Fe―Cr系の外にFe―Ｖ系外、Fe―Mo系、及び
Fe―Ｗ系等の合金もあり、それ等のスピノーダ
ル分解を拡張する元素としてCo，Mo，Ｗ又はＶ
及び之等の組合せ添加等について示唆されている
に止まり、本発明の目的対象であるＶ―Cr―Fe
系合金については、何等具体的な記載は見当らな
い。 また、本発明者等の出願に係る特願昭52−
98613号公報には、Ｖ―Co―Cr―Fe系のスピノ
ーダル分解型磁石合金が、また第３者の提案に係
る特開昭52−139614号公報にも同様にＶ―Co―
Cr―Ｆ系合金が記載されているが、之等の合金
は何れもCo―Cr―Feの三元系合金を基合金とす
るものであり、このためＶの含有量は重量百分比
で前記に於ては0.1〜15％Ｖ、また、後者に於て
は0.2〜５％Ｖと規定されているものであり、Ｖ
を基合金の必須成分として含有するものではな
い。 所で、FeとTi，Ｖ，Co，Pt，Ge，又はＷ等の
各２元合金について調べてみると、Feリツチ
の、即ち添加元素の添加量の少ない強磁性相領域
に於ける合金組成によるキユリ点の変化率は下記
表の如くで、
【表】
【表】
Cr―Fe基合金に添加した三元合金で、磁石とし
ての評価が確立しているのはCoであるが、上記
表によればＶがCoと類似の磁気性能をCr―Fe基
合金に付与または形成させる可能性があることを
伺うことができ、かゝる観点からもＶ―Cr―Fe
合金の磁石材としての可能性を注目することがで
きるものである。 しかして、従来よりのCo―Cr―Fe基合金系の
合金は、Coの供給量不安定及び高騰から、また
製造条件、特に溶体化熱処理条件として過酷な高
温を必要とするから、そのような高温を必要とし
ない低Co合金化が志向されているのであるが、
低Coで所定以上の高性能磁石を得るためには、
例えば多元合金化が必要となり、このため製造上
その他に種々の問題があり、また他方製造条件が
過酷、かつ複雑になる等の問題があつたのであ
る。 本発明は、前述の如く必須、基本成分として
は、上記Co、または供給及び価格面でCoと同様
な問題を有しない元素から成る合金で、従来の
Fe―Cr―Co系合金と同様に圧延等の塑性加工が
可能であつて、磁石製造に当り過酷な製造条件を
殆んど要せず、また概して磁気特性が相当良好
な、新規組成の前記Fe―Cr―Ｖ系磁石合金及び
その製造方法を提案するにある。 即ち、先ずFe―Cr合金、及びFe―Ｖ合金夫々
は、第１図及び第２図の各状態図（重量百分比、
以下同じ）に示すように、Fe―Co合金のような
γ相領域開放型ではなく、本発明合金の結晶相と
しては前述の如く寧ろ有害なγ相が制限されたγ
相領域（単純）閉鎖型であり、之に対して本発明
合金の結晶相として重要なα相は、全組成領域に
わたつてつながつている所謂限界なしの状態図と
なつており、このα相固溶体内のみに、即ち組成
がほゞ原子比（または重量比）で１：１に近いα
相内の低温側に共にAB型化合物を形成局在させ
る状態図を形成し、この疑似２相分離曲線のさら
に低温側に上記α相固溶体はFeリツチの強磁性
のα１相と非磁性のα２相とに分離するバイノー
ダル線（２相分離線、または曲線）を持つことに
なる。 そして前記疑似２相分離曲線の低温側バイノー
ダル線との間に於てFe―Cr合金は非磁性のσ
相、（σ＋α１）相、及び（σ＋α２）相を析出
し、他方Fe―Ｖ合金も非磁性のε相、（ε＋α
１）相、及び（ε＋α２）相を析出する。また
Cr−Ｖ合金は第３図に示すように全率固溶体で
ある。 従つて、Fe―Cr―Ｖの三元合金に於て、該合
金がほゞ全率固溶のα相を有することは明らか
で、第４図に大凡の三元合金状態図（600℃断
面）を示した通りである。 そして、第１〜２図及び第４図に於て、二元合
金系のσ相及びε相が三元合金系に於て三元系化
合物ε・σ相となつてこれが三元系合金の固溶範
囲の分れ点（領域）となり、この領域よりもCr
及びＶリツチのCr―Ｖ合金側のα相（α２相）
は非磁性相であるので、上記ε・σ相領域よりも
FeリツチのFe側が対象磁石合金の組成（重量百
分比）領域であつて、従つて本発明磁石合金の対
象としては、Feが少くとも40％Fe以上、好まし
くは50％Fe以上と言うことになる。そしてこの
ことは、バイノーダル線がFe含有量の増大に応
じて低下し、α相が拡大して、合金の溶体化処理
温度を低く選定できる所から支持されることであ
る。 第５図は、Fe―Cr―Ｖ三元合金の組成と該合
金の飽和磁化（４πIs）の値との関係を示す三角
座標図で、上記飽和磁化の値は純Feが最高で、
Cr及び、またはＶの添加により、Cr，Ｖの含有
量が増大するに従つて減少するもので、本発明の
対象する上記三元合金磁石の飽和磁化の最低の値
を約10000G、即ち４πIs10000Gと選定する
と、CrとＶの各最大含有量を大凡Cr45％、Ｖ
＜40％、好ましくはCr40％、Ｖ35％程度に
選定する必要があることが判る。 以下に本発明を具体的実施例により説明する
が、本発明磁石合金は、重量百分比で、３〜40％
Ｖ，５〜45％Cr、及び残部がFeと不純物とから
成り、好ましくはFeの含有量を40％Fe以上とす
るもので、さらに好ましくは５〜25％Ｖ，10〜40
％Cr、及び残部がFeと不純物とから成り、50％
Fe以上のもので、その他の金属元素の添加によ
り四元または四元以上の合金とする場合には、
Ti，Mn，Co，Ni，Si，Nb，Ta，Mo，Zr，Ｗ，
Ge，Sc，ＡまたはCuのうち１種を0.1〜５％ま
たは２種以上を0.2〜８％の範囲で添加含有せし
めるものである。 合金は、所望の組成となるように、高周波炉
で、Arガス中で溶解、溶製して鋳造し、その
まゝ、または熱間若しくは冷間加工を施して約10
mmφ×20mmの試料を製作した。なお上記溶解、溶
製の際の脱酸材として0.8％Tiを添加した。 この場合、上記合金の鋳造が後述溶体化処理と
同程度の条件以上で鋳造されていると、合金組成
にもよるが常用の組相のものはスウエージイング
やローリイング等の冷間加工が約90％近く可能
で、加工性の優れたものであり、また熱間加工の
温度は、約600℃程度以上の任意の温度が選択で
きた。次に磁気特性付与の所謂磁石製造工程に入
る訳であるが、先ず溶体化処理は試料を1000℃以
上に１時間加熱した後水焼入した。この溶体化処
理は、既述の如く鋳造の仕方等によつては省略す
ることができる場合があるものゝ、通常は焼入的
な鋳造や、所定の製品の寸法、形状にいちいち合
わせて鋳造をする訳ではないから、通常は上記の
如く製造の一工程として行なうが、その温度は、
第１図、第２図及び第４図から、Ｖ含有量の少な
い組成では、キユリ線（Tc）より高い900℃近く
迄下げられるのに対し、Ｖ含有量の多い組成では
1200℃またはそれ以上とする必要があり、他方20
％Ｖ以下の領域では上記1000℃程度で充分であつ
て、より低い設定が可能なものゝ、第１図及び第
２図に破線（Tc）で示したキユリ線よりも少く
とも数10℃程度以上高く設定することが好ましい
ものである。 上記溶体化処理後、750℃で30分、700℃で30
分、650℃で１時間、600℃で２時間、及び550℃
で３時間の多段時効を行なつた後着磁した。 資料No.1乃至No.4は、第６図の三角座標図に
１〜４として示した点に対応する合金組成で、下
記第１表の通りであり、その磁気特性は第２表に
示す通りであつた。
ての評価が確立しているのはCoであるが、上記
表によればＶがCoと類似の磁気性能をCr―Fe基
合金に付与または形成させる可能性があることを
伺うことができ、かゝる観点からもＶ―Cr―Fe
合金の磁石材としての可能性を注目することがで
きるものである。 しかして、従来よりのCo―Cr―Fe基合金系の
合金は、Coの供給量不安定及び高騰から、また
製造条件、特に溶体化熱処理条件として過酷な高
温を必要とするから、そのような高温を必要とし
ない低Co合金化が志向されているのであるが、
低Coで所定以上の高性能磁石を得るためには、
例えば多元合金化が必要となり、このため製造上
その他に種々の問題があり、また他方製造条件が
過酷、かつ複雑になる等の問題があつたのであ
る。 本発明は、前述の如く必須、基本成分として
は、上記Co、または供給及び価格面でCoと同様
な問題を有しない元素から成る合金で、従来の
Fe―Cr―Co系合金と同様に圧延等の塑性加工が
可能であつて、磁石製造に当り過酷な製造条件を
殆んど要せず、また概して磁気特性が相当良好
な、新規組成の前記Fe―Cr―Ｖ系磁石合金及び
その製造方法を提案するにある。 即ち、先ずFe―Cr合金、及びFe―Ｖ合金夫々
は、第１図及び第２図の各状態図（重量百分比、
以下同じ）に示すように、Fe―Co合金のような
γ相領域開放型ではなく、本発明合金の結晶相と
しては前述の如く寧ろ有害なγ相が制限されたγ
相領域（単純）閉鎖型であり、之に対して本発明
合金の結晶相として重要なα相は、全組成領域に
わたつてつながつている所謂限界なしの状態図と
なつており、このα相固溶体内のみに、即ち組成
がほゞ原子比（または重量比）で１：１に近いα
相内の低温側に共にAB型化合物を形成局在させ
る状態図を形成し、この疑似２相分離曲線のさら
に低温側に上記α相固溶体はFeリツチの強磁性
のα１相と非磁性のα２相とに分離するバイノー
ダル線（２相分離線、または曲線）を持つことに
なる。 そして前記疑似２相分離曲線の低温側バイノー
ダル線との間に於てFe―Cr合金は非磁性のσ
相、（σ＋α１）相、及び（σ＋α２）相を析出
し、他方Fe―Ｖ合金も非磁性のε相、（ε＋α
１）相、及び（ε＋α２）相を析出する。また
Cr−Ｖ合金は第３図に示すように全率固溶体で
ある。 従つて、Fe―Cr―Ｖの三元合金に於て、該合
金がほゞ全率固溶のα相を有することは明らか
で、第４図に大凡の三元合金状態図（600℃断
面）を示した通りである。 そして、第１〜２図及び第４図に於て、二元合
金系のσ相及びε相が三元合金系に於て三元系化
合物ε・σ相となつてこれが三元系合金の固溶範
囲の分れ点（領域）となり、この領域よりもCr
及びＶリツチのCr―Ｖ合金側のα相（α２相）
は非磁性相であるので、上記ε・σ相領域よりも
FeリツチのFe側が対象磁石合金の組成（重量百
分比）領域であつて、従つて本発明磁石合金の対
象としては、Feが少くとも40％Fe以上、好まし
くは50％Fe以上と言うことになる。そしてこの
ことは、バイノーダル線がFe含有量の増大に応
じて低下し、α相が拡大して、合金の溶体化処理
温度を低く選定できる所から支持されることであ
る。 第５図は、Fe―Cr―Ｖ三元合金の組成と該合
金の飽和磁化（４πIs）の値との関係を示す三角
座標図で、上記飽和磁化の値は純Feが最高で、
Cr及び、またはＶの添加により、Cr，Ｖの含有
量が増大するに従つて減少するもので、本発明の
対象する上記三元合金磁石の飽和磁化の最低の値
を約10000G、即ち４πIs10000Gと選定する
と、CrとＶの各最大含有量を大凡Cr45％、Ｖ
＜40％、好ましくはCr40％、Ｖ35％程度に
選定する必要があることが判る。 以下に本発明を具体的実施例により説明する
が、本発明磁石合金は、重量百分比で、３〜40％
Ｖ，５〜45％Cr、及び残部がFeと不純物とから
成り、好ましくはFeの含有量を40％Fe以上とす
るもので、さらに好ましくは５〜25％Ｖ，10〜40
％Cr、及び残部がFeと不純物とから成り、50％
Fe以上のもので、その他の金属元素の添加によ
り四元または四元以上の合金とする場合には、
Ti，Mn，Co，Ni，Si，Nb，Ta，Mo，Zr，Ｗ，
Ge，Sc，ＡまたはCuのうち１種を0.1〜５％ま
たは２種以上を0.2〜８％の範囲で添加含有せし
めるものである。 合金は、所望の組成となるように、高周波炉
で、Arガス中で溶解、溶製して鋳造し、その
まゝ、または熱間若しくは冷間加工を施して約10
mmφ×20mmの試料を製作した。なお上記溶解、溶
製の際の脱酸材として0.8％Tiを添加した。 この場合、上記合金の鋳造が後述溶体化処理と
同程度の条件以上で鋳造されていると、合金組成
にもよるが常用の組相のものはスウエージイング
やローリイング等の冷間加工が約90％近く可能
で、加工性の優れたものであり、また熱間加工の
温度は、約600℃程度以上の任意の温度が選択で
きた。次に磁気特性付与の所謂磁石製造工程に入
る訳であるが、先ず溶体化処理は試料を1000℃以
上に１時間加熱した後水焼入した。この溶体化処
理は、既述の如く鋳造の仕方等によつては省略す
ることができる場合があるものゝ、通常は焼入的
な鋳造や、所定の製品の寸法、形状にいちいち合
わせて鋳造をする訳ではないから、通常は上記の
如く製造の一工程として行なうが、その温度は、
第１図、第２図及び第４図から、Ｖ含有量の少な
い組成では、キユリ線（Tc）より高い900℃近く
迄下げられるのに対し、Ｖ含有量の多い組成では
1200℃またはそれ以上とする必要があり、他方20
％Ｖ以下の領域では上記1000℃程度で充分であつ
て、より低い設定が可能なものゝ、第１図及び第
２図に破線（Tc）で示したキユリ線よりも少く
とも数10℃程度以上高く設定することが好ましい
ものである。 上記溶体化処理後、750℃で30分、700℃で30
分、650℃で１時間、600℃で２時間、及び550℃
で３時間の多段時効を行なつた後着磁した。 資料No.1乃至No.4は、第６図の三角座標図に
１〜４として示した点に対応する合金組成で、下
記第１表の通りであり、その磁気特性は第２表に
示す通りであつた。
【表】
【表】
上記の結果によれば、Ｖ及びCrが共に少ない
組成領域では、高Br、低Hc、及び低（Ｂ・Ｈ）
ｍの磁気特性となり、第４、第５またはそれ以上
の他の金属の添加なしには、または上記熱処理等
の製造方法若しくはその工程等に格別の工夫等が
ない以上、所謂永久磁石としては不適当である
が、半硬質磁石としては適用分野によつては有用
であることが判る。そして上記の如き合金の磁気
特性は、上記多段時効を、例えば１時間当り10〜
40℃前後の冷却速度で連続的に温度を降下させる
時効の方式を採用してもほゞ上記と同様の値が得
られた。 また、上記第６図中に示した曲線は、該三角座
標図に於ける上記磁石製造方法によつて製造され
た当該Ｖ―Cr―Fe合金の最大エネルギ積（Ｂ・
Ｈ）maxの大凡の等値曲線である。 また、本発明のＶ―Cr―Fe磁石合金は、磁場
中時効とスウエージイング加工等の冷間加工の一
方または両方の処理をすることにより異方性磁石
となる合金であつて、磁石特性々能の向上に上記
磁場中時効及び冷間加工の一方または両方が有効
であることが判つた。 磁場中時効について説明すると、第７図は10％
Ｖの断面状態図で、曲線ｂは２相分離曲線で、該
２相分離曲線の内側スピノーダル分解曲線Ｓが存
在し、之等の曲線の磁性相α１側、即ちFeリツ
チの方向に延びるキユリ線Tcに沿つて低温側と
高温側とに少し幅のあるスピノーダル曲線Ｍが存
在し、前記２相分離曲線ｂ及びスピノーダル分解
曲線Ｓは前記キユリ線Tcが交鎖する領域で、前
記マグノダル線Ｍに沿つて角状に異形化して実質
的に延びており、斜線を付した領域の組成の合金
は、当該斜線内の温度で磁場中時効をすることが
有効で推奨されるものである。この点につきもし
必要ならば、本発明者等の先願発明に係る特願昭
54−32649号の明細書及び図面を参照されるよう
望むものである。 第７図の上記斜線領域内点Ｐの組成の合金、即
ち10％Ｖ，22.5％Cr、残部Feと不純物から成る
合金の磁場中時効の温度について種々実験した所
下記の如くであつた。 即ち磁石合金の磁石化製造方法は、前述第１表
及び第２表の場合と同様として、多段時効の前、
溶体化処理の後に磁場中時効を行なうことゝし
て、磁場の強度約2000Oe、磁場中時効時間約20
分とした所第８図のBr，Hc及び（Ｂ・Ｈ）max
各図の結果が得られた。 但し、時効は、磁場中時効の温度から炉冷によ
り750℃に下げ、20分保つた後40℃／時間で550℃
迄徐冷した後３時間保つて後徐冷した。 そして、該第８図の結果によれば、磁場中時効
の温度は約780℃乃至830℃前後の範囲に於て極め
て有効で、Hc≒600Oe以上、（Ｂ・Ｈ）max≒
6MGO以上に達する磁石が得られることが判る。
そしてこの磁石の性能は、前述磁場中磁効をしな
い場合のNo.1の試料（組成の点でCr含有量が25
％相違するが）に対し数値的に約倍の値であつ
て、性能の向上が著しいことが判る。 しかして、磁石製造に上記磁場中時効と更に圧
延、線引等の冷間加工を併用する場合には、上記
磁場中時効後炉冷して750℃に20分間保持した時
点で水冷して行なうのが好ましく、以後の多段ま
たは連続冷却時効は、当該所定の冷間加工後、一
旦約750℃に加熱して30分前後保持した後に行な
うようにすれば良い。 そして、冷間加工のみによつて異方性磁石とし
て性能を向上させるには、合金の鋳造時に周囲か
ら冷却するように為された円柱状の金型等を使用
して鋳造した合金に適用するのが望ましく、この
ようにすると径数10mmφ以内のものであれば、約
80％の冷間加工率で、少くとも約50％以上磁気特
性を向上させることができる。 本発明磁石合金は、未だ研究途上であるが、
Cr―Fe基合金であつて、従つてCr組成の下限
は、本発明磁石合金が半硬質磁石合金を包含する
としても、所定の保磁力の発生には少くとも５％
以上とすることが必要で、好ましくは10％、また
はそれ以上が永久磁石として常用の組成であり、
他方その上限はFeリツチの磁性相が少なくなら
ず、従つて磁束密度の低下が著しくなく、また加
工性を損なわずに溶体化処理温度が高くならない
45％を上限とし、好ましくは常用の35〜40％以下
であり、また上記Cr―Fe合金のスピノーダル分
解を拡張し、本発明磁石合金の基本元素であつて
Cr―Fe基合金の保磁力の発生、及び磁束密度の
維持に有効なＶの含有量の下限は、その含有効果
の発揮が顕著となる少くとも３％以上好ましくは
５％以上で、その上限は、保磁力及び磁束密度の
低下が顕著とならず、ε相の発生がなく加工性の
良好な、また製造のための熱処理温度が高くなら
ない40％、好ましくは25％に制限すべきである。 以上のように、本発明は供給及び価格等の面で
問題のあつたCoを必須成分とするCo―Cr―Fe合
金に代るＶ―Cr―Fe系のスピノーダル分解型磁
石合金を開発したので、Ｖ自体の価格はそれ程安
価ではないが、Coのような供給不安は少なく、
またＶ―Cr―Fe合金は、Ｖの含有量が比較的少
ない領域で、有用かつ有効な高磁気特性を発揮す
る可能性が高く、また良好な機械加工性を有する
から磁石及び半硬質磁石として有用である。 本発明のＶ―Cr―Fe三元合金に添加して四元
合金として有効なものは、前記特開昭52−98613
号公報記載のCo―Ｖ―Cr―Fe合金としてCoが既
に明らかで、さらにTiを添加したTi―Co―Ｖ―
Cr―Feの五元合金も有用であることが判つてい
る。
組成領域では、高Br、低Hc、及び低（Ｂ・Ｈ）
ｍの磁気特性となり、第４、第５またはそれ以上
の他の金属の添加なしには、または上記熱処理等
の製造方法若しくはその工程等に格別の工夫等が
ない以上、所謂永久磁石としては不適当である
が、半硬質磁石としては適用分野によつては有用
であることが判る。そして上記の如き合金の磁気
特性は、上記多段時効を、例えば１時間当り10〜
40℃前後の冷却速度で連続的に温度を降下させる
時効の方式を採用してもほゞ上記と同様の値が得
られた。 また、上記第６図中に示した曲線は、該三角座
標図に於ける上記磁石製造方法によつて製造され
た当該Ｖ―Cr―Fe合金の最大エネルギ積（Ｂ・
Ｈ）maxの大凡の等値曲線である。 また、本発明のＶ―Cr―Fe磁石合金は、磁場
中時効とスウエージイング加工等の冷間加工の一
方または両方の処理をすることにより異方性磁石
となる合金であつて、磁石特性々能の向上に上記
磁場中時効及び冷間加工の一方または両方が有効
であることが判つた。 磁場中時効について説明すると、第７図は10％
Ｖの断面状態図で、曲線ｂは２相分離曲線で、該
２相分離曲線の内側スピノーダル分解曲線Ｓが存
在し、之等の曲線の磁性相α１側、即ちFeリツ
チの方向に延びるキユリ線Tcに沿つて低温側と
高温側とに少し幅のあるスピノーダル曲線Ｍが存
在し、前記２相分離曲線ｂ及びスピノーダル分解
曲線Ｓは前記キユリ線Tcが交鎖する領域で、前
記マグノダル線Ｍに沿つて角状に異形化して実質
的に延びており、斜線を付した領域の組成の合金
は、当該斜線内の温度で磁場中時効をすることが
有効で推奨されるものである。この点につきもし
必要ならば、本発明者等の先願発明に係る特願昭
54−32649号の明細書及び図面を参照されるよう
望むものである。 第７図の上記斜線領域内点Ｐの組成の合金、即
ち10％Ｖ，22.5％Cr、残部Feと不純物から成る
合金の磁場中時効の温度について種々実験した所
下記の如くであつた。 即ち磁石合金の磁石化製造方法は、前述第１表
及び第２表の場合と同様として、多段時効の前、
溶体化処理の後に磁場中時効を行なうことゝし
て、磁場の強度約2000Oe、磁場中時効時間約20
分とした所第８図のBr，Hc及び（Ｂ・Ｈ）max
各図の結果が得られた。 但し、時効は、磁場中時効の温度から炉冷によ
り750℃に下げ、20分保つた後40℃／時間で550℃
迄徐冷した後３時間保つて後徐冷した。 そして、該第８図の結果によれば、磁場中時効
の温度は約780℃乃至830℃前後の範囲に於て極め
て有効で、Hc≒600Oe以上、（Ｂ・Ｈ）max≒
6MGO以上に達する磁石が得られることが判る。
そしてこの磁石の性能は、前述磁場中磁効をしな
い場合のNo.1の試料（組成の点でCr含有量が25
％相違するが）に対し数値的に約倍の値であつ
て、性能の向上が著しいことが判る。 しかして、磁石製造に上記磁場中時効と更に圧
延、線引等の冷間加工を併用する場合には、上記
磁場中時効後炉冷して750℃に20分間保持した時
点で水冷して行なうのが好ましく、以後の多段ま
たは連続冷却時効は、当該所定の冷間加工後、一
旦約750℃に加熱して30分前後保持した後に行な
うようにすれば良い。 そして、冷間加工のみによつて異方性磁石とし
て性能を向上させるには、合金の鋳造時に周囲か
ら冷却するように為された円柱状の金型等を使用
して鋳造した合金に適用するのが望ましく、この
ようにすると径数10mmφ以内のものであれば、約
80％の冷間加工率で、少くとも約50％以上磁気特
性を向上させることができる。 本発明磁石合金は、未だ研究途上であるが、
Cr―Fe基合金であつて、従つてCr組成の下限
は、本発明磁石合金が半硬質磁石合金を包含する
としても、所定の保磁力の発生には少くとも５％
以上とすることが必要で、好ましくは10％、また
はそれ以上が永久磁石として常用の組成であり、
他方その上限はFeリツチの磁性相が少なくなら
ず、従つて磁束密度の低下が著しくなく、また加
工性を損なわずに溶体化処理温度が高くならない
45％を上限とし、好ましくは常用の35〜40％以下
であり、また上記Cr―Fe合金のスピノーダル分
解を拡張し、本発明磁石合金の基本元素であつて
Cr―Fe基合金の保磁力の発生、及び磁束密度の
維持に有効なＶの含有量の下限は、その含有効果
の発揮が顕著となる少くとも３％以上好ましくは
５％以上で、その上限は、保磁力及び磁束密度の
低下が顕著とならず、ε相の発生がなく加工性の
良好な、また製造のための熱処理温度が高くなら
ない40％、好ましくは25％に制限すべきである。 以上のように、本発明は供給及び価格等の面で
問題のあつたCoを必須成分とするCo―Cr―Fe合
金に代るＶ―Cr―Fe系のスピノーダル分解型磁
石合金を開発したので、Ｖ自体の価格はそれ程安
価ではないが、Coのような供給不安は少なく、
またＶ―Cr―Fe合金は、Ｖの含有量が比較的少
ない領域で、有用かつ有効な高磁気特性を発揮す
る可能性が高く、また良好な機械加工性を有する
から磁石及び半硬質磁石として有用である。 本発明のＶ―Cr―Fe三元合金に添加して四元
合金として有効なものは、前記特開昭52−98613
号公報記載のCo―Ｖ―Cr―Fe合金としてCoが既
に明らかで、さらにTiを添加したTi―Co―Ｖ―
Cr―Feの五元合金も有用であることが判つてい
る。
第１図はFe―Cr合金の状態図、第２図はFe―
Ｖ合金の状態図、第３図はＶ―Cr合金の状態
図、第４図はFe―Cr―Ｖ三元合金の三角座標図
による大凡の状態図、第５図はFe―Cr―Ｖ三元
合金の飽和磁化に関する三角座標図、第６図は表
１及び２の合金の組成をプロツトし、かつ一部の
（Ｂ・Ｈ）max曲線を示した三角座標図、及び第
７図はＶ―Cr―Fe合金の10％Ｖ断面の状態図、
第８図は本発明実施例磁石合金のBr，Hc及び
（Ｂ・Ｈ）maxの各特性曲線図である。
Ｖ合金の状態図、第３図はＶ―Cr合金の状態
図、第４図はFe―Cr―Ｖ三元合金の三角座標図
による大凡の状態図、第５図はFe―Cr―Ｖ三元
合金の飽和磁化に関する三角座標図、第６図は表
１及び２の合金の組成をプロツトし、かつ一部の
（Ｂ・Ｈ）max曲線を示した三角座標図、及び第
７図はＶ―Cr―Fe合金の10％Ｖ断面の状態図、
第８図は本発明実施例磁石合金のBr，Hc及び
（Ｂ・Ｈ）maxの各特性曲線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量百分比で、３〜40％Ｖ，５〜45％Cr、
残部がFeと不純物で、好しくは少くとも40％Fe
以上のFeを含有するスピノーダル分解型磁石合
金。 ２ 少くとも50％Fe以上のFeを含有する特許請
求の範囲第１項記載のスピノーダル分解型磁石合
金。 ３ ３〜25％Ｖである特許請求の範囲第１項及び
第２項記載のスピノーダル分解型磁石合金。 ４ 10〜40％Crである特許請求の範囲第１項乃
至第３項記載のスピノーダル分解型磁石合金。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55136009A JPS5760055A (en) | 1980-09-29 | 1980-09-29 | Spinodal decomposition type magnet alloy |
| EP81304457A EP0049141B1 (en) | 1980-09-29 | 1981-09-28 | Iron-chromium-base spinodal decomposition-type magnetic (hard or semi-hard) alloy |
| DE8181304457T DE3174193D1 (en) | 1980-09-29 | 1981-09-28 | Iron-chromium-base spinodal decomposition-type magnetic (hard or semi-hard) alloy |
| US06/946,106 US4695333A (en) | 1980-09-29 | 1986-12-22 | Iron-chromium-base spinodal decomposition-type magnetic (hard or semi-hard) alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55136009A JPS5760055A (en) | 1980-09-29 | 1980-09-29 | Spinodal decomposition type magnet alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5760055A JPS5760055A (en) | 1982-04-10 |
| JPS6154866B2 true JPS6154866B2 (ja) | 1986-11-25 |
Family
ID=15165045
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55136009A Granted JPS5760055A (en) | 1980-09-29 | 1980-09-29 | Spinodal decomposition type magnet alloy |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4695333A (ja) |
| EP (1) | EP0049141B1 (ja) |
| JP (1) | JPS5760055A (ja) |
| DE (1) | DE3174193D1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63120663U (ja) * | 1987-01-29 | 1988-08-04 |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6032306A (ja) * | 1983-08-02 | 1985-02-19 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 永久磁石 |
| JPS6034005A (ja) * | 1983-08-04 | 1985-02-21 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 永久磁石 |
| JPS6077965A (ja) * | 1983-10-06 | 1985-05-02 | Res Inst Electric Magnetic Alloys | 角形ヒステリシス磁性合金およびその製造方法 |
| DE3611342A1 (de) * | 1986-04-04 | 1987-10-08 | Vacuumschmelze Gmbh | Verwendung einer rasch abgeschreckten legierung auf eisen-chrom-kobalt-basis |
| GB2232165A (en) * | 1989-03-22 | 1990-12-05 | Cookson Group Plc | Magnetic compositions |
| JPH0770568A (ja) * | 1993-09-03 | 1995-03-14 | Nippon Oil Co Ltd | 石油系重質油中の鉄不純物除去方法 |
| US6716292B2 (en) | 1995-06-07 | 2004-04-06 | Castech, Inc. | Unwrought continuous cast copper-nickel-tin spinodal alloy |
| JP4142753B2 (ja) * | 1996-12-26 | 2008-09-03 | 株式会社東芝 | スパッタターゲット、スパッタ装置、半導体装置およびその製造方法 |
| US7214350B2 (en) * | 2002-03-13 | 2007-05-08 | Capital Technology, S.A. | Device for the continuous burning of carbon particles |
| JP2007163307A (ja) * | 2005-12-14 | 2007-06-28 | Denso Corp | ガスセンサ |
| WO2014010418A1 (ja) * | 2012-07-12 | 2014-01-16 | 日産自動車株式会社 | 焼結磁石の製造方法 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1367174A (en) * | 1970-12-28 | 1974-09-18 | Inoue Japax Res | Magnetic-meterials |
| SU404890A1 (ru) * | 1971-11-01 | 1973-10-22 | Центральный ордена Трудового Красного Знамени научно исследовательский институт черной металлургии И. П. Бардина | Сплав на основе железа для термодатчиков и термочувствительных элементов |
| JPS5536059B2 (ja) * | 1974-05-02 | 1980-09-18 | ||
| JPS5298613A (en) * | 1976-02-14 | 1977-08-18 | Inoue K | Spenodal dissolvic magnet alloy |
| JPS5837616B2 (ja) * | 1976-04-27 | 1983-08-17 | 富士写真フイルム株式会社 | 磁気記録媒体の製造法 |
| JPS587702B2 (ja) * | 1977-12-27 | 1983-02-10 | 三菱製鋼株式会社 | Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系磁石合金 |
| JPS5822537B2 (ja) * | 1978-06-19 | 1983-05-10 | 三菱製鋼株式会社 | Ｆｅ↓−Ｃｒ↓−Ｃｏ系磁石合金 |
-
1980
- 1980-09-29 JP JP55136009A patent/JPS5760055A/ja active Granted
-
1981
- 1981-09-28 DE DE8181304457T patent/DE3174193D1/de not_active Expired
- 1981-09-28 EP EP81304457A patent/EP0049141B1/en not_active Expired
-
1986
- 1986-12-22 US US06/946,106 patent/US4695333A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63120663U (ja) * | 1987-01-29 | 1988-08-04 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0049141A3 (en) | 1983-01-26 |
| EP0049141B1 (en) | 1986-03-26 |
| US4695333A (en) | 1987-09-22 |
| JPS5760055A (en) | 1982-04-10 |
| EP0049141A2 (en) | 1982-04-07 |
| DE3174193D1 (en) | 1986-04-30 |
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