JPS6182960A - 磁性合金の製造方法 - Google Patents
磁性合金の製造方法Info
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- JPS6182960A JPS6182960A JP18726784A JP18726784A JPS6182960A JP S6182960 A JPS6182960 A JP S6182960A JP 18726784 A JP18726784 A JP 18726784A JP 18726784 A JP18726784 A JP 18726784A JP S6182960 A JPS6182960 A JP S6182960A
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- Japan
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- casting
- molten metal
- ingot
- temp
- mold
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-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
- B22D27/04—Influencing the temperature of the metal, e.g. by heating or cooling the mould
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔技術分野〕
本発明は磁性合金の製造方法に関する。さらに詳しく１
ｄｌＦＧｊｓｉｌＡｌを主成分とし、これにＴｉを２〜
５％添加した磁性合金の製造方法に■月−る。
ｄｌＦＧｊｓｉｌＡｌを主成分とし、これにＴｉを２〜
５％添加した磁性合金の製造方法に■月−る。
近年磁気記録はその高記録密度化に伴ない、記録媒体の
高保磁力化、磁気ヘッドの狭トラ、り化。
高保磁力化、磁気ヘッドの狭トラ、り化。
さらに短波長化が進んでおり、 ＶＴＲ分野では８間Ｖ
ＴＲ、カメラ分野では電子スチルカメラ等が提案されて
いる。このため、記録媒体およびヘッドコア材の見直し
が図られている。記録媒体としては。
ＴＲ、カメラ分野では電子スチルカメラ等が提案されて
いる。このため、記録媒体およびヘッドコア材の見直し
が図られている。記録媒体としては。
高保磁力化のために、従来のＣｏ−γ−Ｆｅ２０３塗布
型テーグから塗布型メタルテープ、蒸着型メタルテープ
等への移行が提案されている。一方へ、ドコア材料とし
ては、従来のフェライト単結晶では飽和磁束密度が小さ
すぎるため、高飽和磁束密度を有する材料としてＦｅ−
８ｉ −Ａｌ系合金が期待されている。この合金は一部
放送用４ヘッド形ＶＴＲにおいて実際に使用されておシ
、磁気特性上は特に大きな問題はない。しかし、この合
金をへ、ドコアに使用したヘッドではテープ走行時にコ
アのテープ摺動面に焼付き現象が生じて出力特性が低下
してしまい、ヘッドとしての特注が劣化するという問題
があった。さらに、へ、ド組立ての容易さ。
型テーグから塗布型メタルテープ、蒸着型メタルテープ
等への移行が提案されている。一方へ、ドコア材料とし
ては、従来のフェライト単結晶では飽和磁束密度が小さ
すぎるため、高飽和磁束密度を有する材料としてＦｅ−
８ｉ −Ａｌ系合金が期待されている。この合金は一部
放送用４ヘッド形ＶＴＲにおいて実際に使用されておシ
、磁気特性上は特に大きな問題はない。しかし、この合
金をへ、ドコアに使用したヘッドではテープ走行時にコ
アのテープ摺動面に焼付き現象が生じて出力特性が低下
してしまい、ヘッドとしての特注が劣化するという問題
があった。さらに、へ、ド組立ての容易さ。
特に巻線の容易さの点からはコアの材料が硬い方が望ま
しい。しかし従来のＦｅ −３ｉ −Ａｌ系合金ではビ
ッカース硬さはＨｖ ”’ ４８０〜５３０と硬いが。
しい。しかし従来のＦｅ −３ｉ −Ａｌ系合金ではビ
ッカース硬さはＨｖ ”’ ４８０〜５３０と硬いが。
巻線時にひずみが導入されたり割れたりするため。
さらに硬い材料が望まれている。
そこでチーブ走行時に焼付きがなくかつ硬さの高いＦｅ
−８ｉ−Ａｌ系合金を得るために各種の添加元素につい
て検討した。その結果２ｗｔ％（以下単に矛と略す）以
上のＴｒの添加が焼付防止および硬さの向上に効果的で
あることを見い出した（特願昭５８− ＝１６００９
、特願昭５８−１９６２３５ ）。
−８ｉ−Ａｌ系合金を得るために各種の添加元素につい
て検討した。その結果２ｗｔ％（以下単に矛と略す）以
上のＴｒの添加が焼付防止および硬さの向上に効果的で
あることを見い出した（特願昭５８− ＝１６００９
、特願昭５８−１９６２３５ ）。
一方、Ｆｅ−３ｉ−Ａｌ系合金の従来の造塊方法として
は主として次の２つの方法が知られている。その第１の
方法はあらかじめ加熱された鋳型に溶湯を注ぎ込み鋳造
することにより、鋳造欠陥を減少させ割れを防止する方
法であり、第２の方法は溶湯を冷却金型に注湯し、イノ
ゴツト全体を急速冷却することにより微細な結晶粒を得
て鋳造欠陥を減少させる方法である。
は主として次の２つの方法が知られている。その第１の
方法はあらかじめ加熱された鋳型に溶湯を注ぎ込み鋳造
することにより、鋳造欠陥を減少させ割れを防止する方
法であり、第２の方法は溶湯を冷却金型に注湯し、イノ
ゴツト全体を急速冷却することにより微細な結晶粒を得
て鋳造欠陥を減少させる方法である。
しかしながらＦｅ、Ｓｉ、Ａｌを主成分としこれにＴｉ
２〜５％を添加した磁性合金は上記の２つの方法で製造
することが不可能であった。すなわち上記第１の方法を
用いると、冷却速度が遅くなシ、特に８００℃以上の領
域における低冷却速度が原因でＴｉが粒界部分に偏析し
、均質な合金が得られず。
２〜５％を添加した磁性合金は上記の２つの方法で製造
することが不可能であった。すなわち上記第１の方法を
用いると、冷却速度が遅くなシ、特に８００℃以上の領
域における低冷却速度が原因でＴｉが粒界部分に偏析し
、均質な合金が得られず。
又第２の方法によると冷却速度、特に８００℃以下の領
域の冷却速度が過大となって鋳塊に割れが発生するとい
う欠点があった。
域の冷却速度が過大となって鋳塊に割れが発生するとい
う欠点があった。
上記の例としてＦｅ−１０％５ｉ−６％Ａｌ−３％Ｔｉ
の組成を有する溶湯を用いた場合について各１例を説明
する。
の組成を有する溶湯を用いた場合について各１例を説明
する。
第１図は上記の第１の方法によシ溶湯を鋳型に注湯した
あと溶湯温度から８００℃までは５０℃／ ｍｉｎの冷
却速度で、８００℃以下３００℃までは５℃／ ｍｉｎ
の冷却速度でそれぞれ冷却させて得た鋳塊の金属組織写
真であり、（ａ）は硝酸水溶液（５０℃）で腐蝕した断
面の顕微鏡写真であって。
あと溶湯温度から８００℃までは５０℃／ ｍｉｎの冷
却速度で、８００℃以下３００℃までは５℃／ ｍｉｎ
の冷却速度でそれぞれ冷却させて得た鋳塊の金属組織写
真であり、（ａ）は硝酸水溶液（５０℃）で腐蝕した断
面の顕微鏡写真であって。
粒界部に偏析（黒色部）が明らかに認められる。
（ｂｌ）および（ｂ２）は偏析の起因を調べるためにと
ったＸＭＡ観察による金属組織の二次電子写真およびＸ
線写真（Ｋα線）であり、 Ｔｉ −ｒｉｃｈは相の析
出が極めて明確に認められる。そしてこの析出相をＸＭ
Ａにより定量分析したところ。
ったＸＭＡ観察による金属組織の二次電子写真およびＸ
線写真（Ｋα線）であり、 Ｔｉ −ｒｉｃｈは相の析
出が極めて明確に認められる。そしてこの析出相をＸＭ
Ａにより定量分析したところ。
ＦＧ６３Ｔ１２ｏＳ！１ｓＡ２という結果が得られた。
第２の方法の例としては、前述の組成の溶湯を用い、＠
湯温度から８００℃までを３００℃／ｍｉｎの冷却速度
で、８００℃以下を３０℃／ ｍｌｎの冷却速度で冷却
すると２粒界偏析は認められないが。
湯温度から８００℃までを３００℃／ｍｉｎの冷却速度
で、８００℃以下を３０℃／ ｍｌｎの冷却速度で冷却
すると２粒界偏析は認められないが。
８００℃以下で６００℃に達しないうちに鋳塊が粉々に
破壊した。又多少条件を変えても、８００℃り下て鋳塊
に割れが生じ、健全な鋳塊を得ることはできなかった。
破壊した。又多少条件を変えても、８００℃り下て鋳塊
に割れが生じ、健全な鋳塊を得ることはできなかった。
なお上述の従来方法の２つの例は、あとに本発明による
方法の説明に用いた表に比較し１１として示しである。
方法の説明に用いた表に比較し１１として示しである。
本発明の目的は上記のような尖状に鑑みなされたもので
、その主たる目的はＦｅ ＨＳ＋ ＋ Ａｌ を主成分
とし、これに２〜５％仲キリＴ ｉを添加してなる組成
的に均一な溶湯から、 Ｔｉの粒界偏析がなく鋳造欠陥
もなり、シかも鋳造割れが生じない健全な鋳塊を製造す
る方法を提案することにある。
、その主たる目的はＦｅ ＨＳ＋ ＋ Ａｌ を主成分
とし、これに２〜５％仲キリＴ ｉを添加してなる組成
的に均一な溶湯から、 Ｔｉの粒界偏析がなく鋳造欠陥
もなり、シかも鋳造割れが生じない健全な鋳塊を製造す
る方法を提案することにある。
本発明はＳｉ４〜１２％、Ａｌ３〜８％、残部Ｆｅを主
成分とし、これにＴｉ ２〜５％を添加してなる組成的
に均一な溶湯を任意の形状を有する鋳型に注湯し鋳塊を
製造する方法において、溶湯温度から８００℃までの温
度域を１００℃／ ｍ １１以上の速度で冷却させ、さ
らに８００℃から３００℃までの一温度域を５℃／ｍ
１０以下の速度で冷却させることを特徴とする磁性合金
の製造方法である。
成分とし、これにＴｉ ２〜５％を添加してなる組成的
に均一な溶湯を任意の形状を有する鋳型に注湯し鋳塊を
製造する方法において、溶湯温度から８００℃までの温
度域を１００℃／ ｍ １１以上の速度で冷却させ、さ
らに８００℃から３００℃までの一温度域を５℃／ｍ
１０以下の速度で冷却させることを特徴とする磁性合金
の製造方法である。
ここでＳｉ量を４〜１２％、 Ａｌ量を３〜８チとした
のは、この範囲外では磁気特注なかでも保磁力および実
効透磁率が著しく劣化するためである。
のは、この範囲外では磁気特注なかでも保磁力および実
効透磁率が著しく劣化するためである。
Ｔｉは前述の通り焼付防止および硬さの向上のために添
加するもので、２％未満の添加でも硬さは若干向上する
が焼付防止とならないため、２％以上の添加が必要とな
る。しかし５％を越えて添加すると切削加工が極めて困
難となりさらに飽和磁束密度の低下も著しくなる。
加するもので、２％未満の添加でも硬さは若干向上する
が焼付防止とならないため、２％以上の添加が必要とな
る。しかし５％を越えて添加すると切削加工が極めて困
難となりさらに飽和磁束密度の低下も著しくなる。
溶湯♂ｈ度から８００℃までの温度域の冷却速度を１０
０℃／ｍ ｉ ｎ以上としたのは、冷却速度が１００℃
／ ｍ ｉ ｎ未満では粒界にＴｉ−ｒｉｃｈな相が析
出するためである。添加するＴｌ量が増加すればそれだ
け冷却速度を早くする必要があり２例えばＴｉ ２％添
加の場合の冷却速度は２００〜ｂ しく 、 Ｔｉ ３％添加の場合は７００〜ｂが好まし
い。またこの時に用いる鋳型としては銅鋳型もしくは水
冷銅鋳型が好ましい。
０℃／ｍ ｉ ｎ以上としたのは、冷却速度が１００℃
／ ｍ ｉ ｎ未満では粒界にＴｉ−ｒｉｃｈな相が析
出するためである。添加するＴｌ量が増加すればそれだ
け冷却速度を早くする必要があり２例えばＴｉ ２％添
加の場合の冷却速度は２００〜ｂ しく 、 Ｔｉ ３％添加の場合は７００〜ｂが好まし
い。またこの時に用いる鋳型としては銅鋳型もしくは水
冷銅鋳型が好ましい。
８００ ℃から３００℃までの温度域の冷却速朋を５℃
／ ｍ ｉ ｎ以下としだのは、冷却速度が５℃／ｍｉ
ｎよりも速いと鋳造割れが生じ易くなるためで、特に１
０℃／ｍｉｎよりも速い場合は鋳塊が完全に破壊する。
／ ｍ ｉ ｎ以下としだのは、冷却速度が５℃／ｍｉ
ｎよりも速いと鋳造割れが生じ易くなるためで、特に１
０℃／ｍｉｎよりも速い場合は鋳塊が完全に破壊する。
この冷却速度はＴｉ量にはあまり影響されず。
１〜ｂ
３ Ｆｌ ０ ℃１メ下の１１、ｉ’ｌ Ｉ隻Ｊ成の冷
却速度はＴｉの偏析、ジｊ造割り等に関与しないので、
任意に逆捩して良い。
却速度はＴｉの偏析、ジｊ造割り等に関与しないので、
任意に逆捩して良い。
表−１の本発明し１１の組成揃に示した合金（Ａ １〜
扁・ｌ）をアルミナルツボ゛を用いて真空中で高周波溶
解を行ない組成的に均一な溶湯を得これを銅鋳型もしく
は水冷銅鋳型に注湯した。次いで鋳塊の温度が８００℃
に達した時に鋳型から鋳塊をすみやかに取り出し、あら
かじめ８００℃に加熱保持されている／リコニット炉に
入れそのまま炉冷した。なお鋳型のまま適当な炉に入れ
ても良いが。
扁・ｌ）をアルミナルツボ゛を用いて真空中で高周波溶
解を行ない組成的に均一な溶湯を得これを銅鋳型もしく
は水冷銅鋳型に注湯した。次いで鋳塊の温度が８００℃
に達した時に鋳型から鋳塊をすみやかに取り出し、あら
かじめ８００℃に加熱保持されている／リコニット炉に
入れそのまま炉冷した。なお鋳型のまま適当な炉に入れ
ても良いが。
ここでは炉の熱容量および炉内容積の関係から鋳塊のみ
を炉の中に入れた。鋳塊の大きさは２００×１５０Ｘ１
０膿であり、鋳込温度は１４５０〜１５００℃としだ。
を炉の中に入れた。鋳塊の大きさは２００×１５０Ｘ１
０膿であり、鋳込温度は１４５０〜１５００℃としだ。
以下余日
このときの結果を表−１の右側に示す。これより溶湯温
度から８００℃までの冷却速度が［００１： ７ｍ ｉ
ｎ以上で、８００〜３００℃までの冷却速度が５℃／
ｍ Ｉ ｎ以下の）’ｆｆａ ］〜Ａ ４はＴｉの粒
界偏析がなく、鋳造割れも生じなかった。また鋳造欠陥
は主として鋳込温度に起因するものであり９本実施例に
ついては鋳込温度を最適の１１５０℃〜１５００℃に設
定したため、鋳造欠陥はほとんど認められなかった。こ
の鋳込温度は合金の融点により決定される要因である。
度から８００℃までの冷却速度が［００１： ７ｍ ｉ
ｎ以上で、８００〜３００℃までの冷却速度が５℃／
ｍ Ｉ ｎ以下の）’ｆｆａ ］〜Ａ ４はＴｉの粒
界偏析がなく、鋳造割れも生じなかった。また鋳造欠陥
は主として鋳込温度に起因するものであり９本実施例に
ついては鋳込温度を最適の１１５０℃〜１５００℃に設
定したため、鋳造欠陥はほとんど認められなかった。こ
の鋳込温度は合金の融点により決定される要因である。
第２図は上記の試料、・に２の金属組織の顕微鏡写真で
あシ９粒界部に偏析は全く認められず、又ひび割れを生
じていない。なお腐食液は硝酸水溶液（５０℃）を用い
た。
あシ９粒界部に偏析は全く認められず、又ひび割れを生
じていない。なお腐食液は硝酸水溶液（５０℃）を用い
た。
なお表−ＩのＡ５およびノＩ６６の比較例は、さきに従
来例の説明で使用した２つの試料についての結果を、Ｊ
ＩＧ、１−Ａ４の本発明の方法による結果と対比して示
したものである。
来例の説明で使用した２つの試料についての結果を、Ｊ
ＩＧ、１−Ａ４の本発明の方法による結果と対比して示
したものである。
また１本発明はＳｉ ４〜１２％、 ｋｌ ３〜８チ、
Ｔｉ２〜５％、残部Ｆｅからなる合金に副成分として
Ｃｏ。
Ｔｉ２〜５％、残部Ｆｅからなる合金に副成分として
Ｃｏ。
Ｖ 、 Ｎｂ 、 Ｔａ 、 Ｃｒ 、 Ｍｏ 、 Ｗ
、白金族元素Ｉ Ｂｅ ＴＢ、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆおよび
希土類元素などが単独もしくは複合して含まれる場合に
も十分適用可能である。
、白金族元素Ｉ Ｂｅ ＴＢ、Ｚｒ、Ｙ、Ｈｆおよび
希土類元素などが単独もしくは複合して含まれる場合に
も十分適用可能である。
以上述べたように２本発明によれば組成的に均一で鋳造
割れがなく、シかも硬さが高く、焼付き現象の生じない
磁気へラドコア用材料の提供が可能となった。
割れがなく、シかも硬さが高く、焼付き現象の生じない
磁気へラドコア用材料の提供が可能となった。
第１図は従来の製造方法において得られる鋳塊の金属組
織の顕微鏡写真（ａ ） 、 ＸＭＡ二次電子写真（ｂ
Ｉ）、およびＸＭＡ Ｘ線写真（ｂ２）であり。 第２図は本発明の製造方法による鋳塊の金属組織の顕微
鏡写真である。
織の顕微鏡写真（ａ ） 、 ＸＭＡ二次電子写真（ｂ
Ｉ）、およびＸＭＡ Ｘ線写真（ｂ２）であり。 第２図は本発明の製造方法による鋳塊の金属組織の顕微
鏡写真である。
Claims (1)
- （１）重量％でＳｉ４〜１２％、Ａｌ３〜８％、および
残部Ｆｅを主成分とし、これにＴｉ２〜５％を添加して
成る組成的に均一な溶湯を任意の形状を有する鋳型に注
湯し鋳塊を製造する方法において、溶湯温度から８００
℃までの温度域を１００℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却さ
せ、さらに８００℃から３００℃までの温度域を５℃／
ｍｉｎ以下の速度で冷却させることを特徴とする磁性合
金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18726784A JPS6182960A (ja) | 1984-09-08 | 1984-09-08 | 磁性合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18726784A JPS6182960A (ja) | 1984-09-08 | 1984-09-08 | 磁性合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6182960A true JPS6182960A (ja) | 1986-04-26 |
| JPH0152111B2 JPH0152111B2 (ja) | 1989-11-07 |
Family
ID=16202990
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18726784A Granted JPS6182960A (ja) | 1984-09-08 | 1984-09-08 | 磁性合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6182960A (ja) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54162613A (en) * | 1978-06-15 | 1979-12-24 | Hitachi Metals Ltd | High magnetic permeability alloy |
-
1984
- 1984-09-08 JP JP18726784A patent/JPS6182960A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54162613A (en) * | 1978-06-15 | 1979-12-24 | Hitachi Metals Ltd | High magnetic permeability alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0152111B2 (ja) | 1989-11-07 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |