JP2585240B2 - 蓄冷材料の製造方法 - Google Patents
蓄冷材料の製造方法Info
- Publication number
- JP2585240B2 JP2585240B2 JP62008266A JP826687A JP2585240B2 JP 2585240 B2 JP2585240 B2 JP 2585240B2 JP 62008266 A JP62008266 A JP 62008266A JP 826687 A JP826687 A JP 826687A JP 2585240 B2 JP2585240 B2 JP 2585240B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- magnetic
- intermetallic compound
- temperature
- cold storage
- compound
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02B—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO BUILDINGS, e.g. HOUSING, HOUSE APPLIANCES OR RELATED END-USER APPLICATIONS
- Y02B30/00—Energy efficient heating, ventilation or air conditioning [HVAC]
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔発明の目的〕 （産業上の利用分野） 本発明は蓄冷材料の製造方法に関する。
（従来の技術） 近年、超電導技術の発展は著しく、その応用分野が拡
大するに伴って、小型で高性能の冷凍機の開発が不可欠
になってきている。このような小型冷凍機は、軽量・小
型で熱効率の高いことが要求される。
大するに伴って、小型で高性能の冷凍機の開発が不可欠
になってきている。このような小型冷凍機は、軽量・小
型で熱効率の高いことが要求される。
そこで、気体冷凍に代わる磁気熱量効果を用いたエリ
クソンサイクルによる新たな冷凍方式（磁気冷凍）及び
スターリングサイクルによる気体冷凍機の高性能化の研
究が盛んに行われている（Proceedings of ICEC 9（198
2）,pp.26−29、Advances in Cryogenics Engineering,
1984,vol.29,pp.581−587 Proceedings of ICEC 10（19
84）、3rd Cryo−cooler Conference（1984））。
クソンサイクルによる新たな冷凍方式（磁気冷凍）及び
スターリングサイクルによる気体冷凍機の高性能化の研
究が盛んに行われている（Proceedings of ICEC 9（198
2）,pp.26−29、Advances in Cryogenics Engineering,
1984,vol.29,pp.581−587 Proceedings of ICEC 10（19
84）、3rd Cryo−cooler Conference（1984））。
磁気冷凍方式は、磁性体に磁場を加えたときのスピン
配列状態と、磁場を解除したときのスピンが乱雑な状態
とのエントロピーの変化（ΔSM）による吸熱、放熱反応
を利用することを基本原理とするものである。したがっ
て、このΔSMが大きければ大きいほど、それだけ大きな
冷却効果を発揮することができるため、各種の磁性体が
検討されている。
配列状態と、磁場を解除したときのスピンが乱雑な状態
とのエントロピーの変化（ΔSM）による吸熱、放熱反応
を利用することを基本原理とするものである。したがっ
て、このΔSMが大きければ大きいほど、それだけ大きな
冷却効果を発揮することができるため、各種の磁性体が
検討されている。
また、スターリングサイクルによる気体冷凍機の高性
能化にとっては、蓄冷器、圧縮部及び膨脹部の構成が重
要となり、特に蓄冷器を構成する蓄冷材料はその性能を
左右する（Proceedings of ICEC 10（1984））。このよ
うな蓄冷材料としては、銅や鉛の比熱が激減する20Kに
おいても高い比熱を有する材料が要望されており、これ
についても各種の磁性体が検討されている。
能化にとっては、蓄冷器、圧縮部及び膨脹部の構成が重
要となり、特に蓄冷器を構成する蓄冷材料はその性能を
左右する（Proceedings of ICEC 10（1984））。このよ
うな蓄冷材料としては、銅や鉛の比熱が激減する20Kに
おいても高い比熱を有する材料が要望されており、これ
についても各種の磁性体が検討されている。
上記のような磁性体には、極低温領域においても大き
な磁気熱量効果を示すことが要求される。冷凍機の効率
は磁性体に大きく左右される。すなわち、エントロピー
の大きいこと、熱伝導率の良いことが要求される。
な磁気熱量効果を示すことが要求される。冷凍機の効率
は磁性体に大きく左右される。すなわち、エントロピー
の大きいこと、熱伝導率の良いことが要求される。
この磁性体としては、たとえば20k以下の温度領域を
冷凍対象とする磁気作業物質として、Gd3Ga5O12（GG
G）,Dy3Al5O12（DAG）に代表される希土類元素を含むカ
ーネット系酸化物単結晶、77〜15K程度の温度領域を対
象とするものとしてRAl2ラーベス型金属間化合物（Ｒは
希土類元素）等が研究されている（Proceedings of ICE
C（1982,May）;30−33等）。
冷凍対象とする磁気作業物質として、Gd3Ga5O12（GG
G）,Dy3Al5O12（DAG）に代表される希土類元素を含むカ
ーネット系酸化物単結晶、77〜15K程度の温度領域を対
象とするものとしてRAl2ラーベス型金属間化合物（Ｒは
希土類元素）等が研究されている（Proceedings of ICE
C（1982,May）;30−33等）。
この磁性体には、冷凍温度領域でエントロピー変化
（ΔＳ）が大きいことが要求される。例えば77K〜15Kと
広範囲の温度領域を対象とする液体窒素温度からの磁気
冷凍用磁気作業物質を考えた場合、同一の結晶構造を有
する物質系において広い温度範囲で大きなエントロピー
変化と、この温度変化範囲内での連続的に異なる磁気転
移温度を有することが必要となる。このような磁性体と
して前述のRAl2ラーベス型金属間化合物が挙げられる。
（ΔＳ）が大きいことが要求される。例えば77K〜15Kと
広範囲の温度領域を対象とする液体窒素温度からの磁気
冷凍用磁気作業物質を考えた場合、同一の結晶構造を有
する物質系において広い温度範囲で大きなエントロピー
変化と、この温度変化範囲内での連続的に異なる磁気転
移温度を有することが必要となる。このような磁性体と
して前述のRAl2ラーベス型金属間化合物が挙げられる。
ここで磁気作業物質の実用性を考慮した場合、上記の
特性に加え、加工性の自由度高精度が要求される。従っ
て、上記の特性を満足する高密度焼結体が得られれば非
常に有効となる。
特性に加え、加工性の自由度高精度が要求される。従っ
て、上記の特性を満足する高密度焼結体が得られれば非
常に有効となる。
上記RAl2ラーベス型金属間化合物の焼結について研究
を行った結果、RAl2の融点がいずれも1500℃以上と高い
ため化学量論組成の金属間化合物の焼結性は極めて悪
く、高密度焼結体を得ることは困難であるとの知見を得
た。（特願昭60−20030号）また、1500℃以上と高温で
の焼結を考えるとコスト的問題、さらにはＲ成分を多量
に含有するための酸化の問題、熱伝導性の低さ等が問題
となる。従って、磁気冷凍用の磁気作業物質、気体冷凍
用の蓄冷材料として有効な高密度磁性焼結体は得られて
いないのが現状である。
を行った結果、RAl2の融点がいずれも1500℃以上と高い
ため化学量論組成の金属間化合物の焼結性は極めて悪
く、高密度焼結体を得ることは困難であるとの知見を得
た。（特願昭60−20030号）また、1500℃以上と高温で
の焼結を考えるとコスト的問題、さらにはＲ成分を多量
に含有するための酸化の問題、熱伝導性の低さ等が問題
となる。従って、磁気冷凍用の磁気作業物質、気体冷凍
用の蓄冷材料として有効な高密度磁性焼結体は得られて
いないのが現状である。
また、77K〜15K程度の温度領域を対象とした磁気冷凍
では、格子エントロピーの寄与が大きいため、エリクソ
ン・サイクルのような蓄冷型サイクルが望ましい。この
ような蓄冷型冷凍機においては、磁気作業物質と蓄冷材
との熱伝達が不可欠であり、これが冷却効率に大きく影
響する。ここで77K以下の極低温においては例えば鉛等
の固体状態の蓄冷材しかなく、磁気作業物質と蓄冷材と
は固体接触させるか、Heガス膜等の狭ギャップを形成し
熱交換を行う必要がある。従って磁気作業物質、蓄冷材
ともに鏡面仕上げ、複雑形状の加工等の高精度の加工が
要求される（低温工学会1984年11月）。このように蓄冷
型冷凍機にとっては特に加工性の良好な磁気作業物質の
出現が望まれていた。
では、格子エントロピーの寄与が大きいため、エリクソ
ン・サイクルのような蓄冷型サイクルが望ましい。この
ような蓄冷型冷凍機においては、磁気作業物質と蓄冷材
との熱伝達が不可欠であり、これが冷却効率に大きく影
響する。ここで77K以下の極低温においては例えば鉛等
の固体状態の蓄冷材しかなく、磁気作業物質と蓄冷材と
は固体接触させるか、Heガス膜等の狭ギャップを形成し
熱交換を行う必要がある。従って磁気作業物質、蓄冷材
ともに鏡面仕上げ、複雑形状の加工等の高精度の加工が
要求される（低温工学会1984年11月）。このように蓄冷
型冷凍機にとっては特に加工性の良好な磁気作業物質の
出現が望まれていた。
（発明が解決しようとする問題点） 本発明は上記問題点を解決するためになされたもので
あり、化学量論組成の磁性金属間化合物を用いた蓄冷材
料においても、理論密度に匹敵する高密度成形体を得る
ことができ、しかも熱伝導性に優れた蓄冷材料の製造方
法を提供することを目的とする。
あり、化学量論組成の磁性金属間化合物を用いた蓄冷材
料においても、理論密度に匹敵する高密度成形体を得る
ことができ、しかも熱伝導性に優れた蓄冷材料の製造方
法を提供することを目的とする。
（問題点を解決するための手段と作用） 本願発明は、10万気圧以上の超高圧プレス若しくは衝
撃加圧法で得られた、Y,La,Ce,Pr,Nd,Pm,Sm,Eu,Gd,Tb,D
y,Ho,Er,Tm,Ybから選ばれる少なくとも１種の元素及び
B,Al,Ga,In,Tl,Si,Ge,Sn,Pb,Cu,Ag,Au,Be,Mg,Zn,Cd,Hg,
Ru,Rh,Pd,Os,Ir,Pt,Fe,Co,Ni,Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,
Reから選ばれる少なくとも１種の元素からなる磁性金属
間化合物の微結晶粒子の高圧成形体を、高圧成形後0.6
×TMKelvin（TM:微結晶粒子の溶融温度（絶対温度））
以上TM以下の温度にて熱処理することを特徴とする蓄冷
材料の製造方法である。
撃加圧法で得られた、Y,La,Ce,Pr,Nd,Pm,Sm,Eu,Gd,Tb,D
y,Ho,Er,Tm,Ybから選ばれる少なくとも１種の元素及び
B,Al,Ga,In,Tl,Si,Ge,Sn,Pb,Cu,Ag,Au,Be,Mg,Zn,Cd,Hg,
Ru,Rh,Pd,Os,Ir,Pt,Fe,Co,Ni,Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,
Reから選ばれる少なくとも１種の元素からなる磁性金属
間化合物の微結晶粒子の高圧成形体を、高圧成形後0.6
×TMKelvin（TM:微結晶粒子の溶融温度（絶対温度））
以上TM以下の温度にて熱処理することを特徴とする蓄冷
材料の製造方法である。
このような製造方法によれば、従来高密度焼結体を得
ることが困難とされていた化学量論組成の金属間化合物
においても、理論密度に匹敵し、ほとんどPorosityのな
い高密度焼結体を得ることができる。またその充填率が
98％〜100％に達するため、熱伝導性が高く、又焼結助
剤も含有されていないため磁気熱量効果を有効に発揮す
ることができ、機械的強度も増大する。
ることが困難とされていた化学量論組成の金属間化合物
においても、理論密度に匹敵し、ほとんどPorosityのな
い高密度焼結体を得ることができる。またその充填率が
98％〜100％に達するため、熱伝導性が高く、又焼結助
剤も含有されていないため磁気熱量効果を有効に発揮す
ることができ、機械的強度も増大する。
上記のように成形後の熱処理温度を0.6×TMKelvin（T
M:微結晶粒子の溶融温度（絶対温度）以上TM以下とした
のは、0.6×TM未満の温度では、成形体の充填率の向上
が顕著でなく、強度、熱伝導ともに不充分であり、TMを
越えると成形体が溶融し、材質が変化するとともに加工
性が著しく劣化するためである。
M:微結晶粒子の溶融温度（絶対温度）以上TM以下とした
のは、0.6×TM未満の温度では、成形体の充填率の向上
が顕著でなく、強度、熱伝導ともに不充分であり、TMを
越えると成形体が溶融し、材質が変化するとともに加工
性が著しく劣化するためである。
又、本発明において、磁性金属間化合物の微結晶粒子
をY,La,Ce,Pr,Nd,Pm,Sm,Eu,Gd,Tb,Dy,Ho,Er,Tm,Ybから
選ばれる少なくとも１種の元素及びB,Al,Ga,In,Tl,Si,G
e,Sn,Pb,Cu,Ag,Au,Be,Mg,Zn,Cd,Hg,Ru,Rh,Pd,Os,Ir,Pt,
Fe,Co,Ni,Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,W,Mn,Reから選ばれ
る少なくとも１種からなるものとしたのは、上記磁性合
金は希土類−（III族金属）、希土類−（IV族金属）、
希土類−（I a族金属）、希土類−（II a族金属）、希
土類−（4d又は5d遷移金属）の金属間化合物又はそれら
の固溶体であり、より具体的には希土類元素をＲとすれ
ば、RAl2,RAl3,RNi2,RCo2,RRh,RRh2Si2,RCu2Si2で表わ
されるような金属間化合物又はその固溶体で、その磁気
転移点、結晶相変態点、ヤーン・テラー効果に起因する
変態点又はスピン再配列温度は、4K〜300Kの広い温度範
囲にわたっており、特に77K（液体窒素温度）以下の低
温域において優れた磁気熱量効果を有するものである。
をY,La,Ce,Pr,Nd,Pm,Sm,Eu,Gd,Tb,Dy,Ho,Er,Tm,Ybから
選ばれる少なくとも１種の元素及びB,Al,Ga,In,Tl,Si,G
e,Sn,Pb,Cu,Ag,Au,Be,Mg,Zn,Cd,Hg,Ru,Rh,Pd,Os,Ir,Pt,
Fe,Co,Ni,Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,W,Mn,Reから選ばれ
る少なくとも１種からなるものとしたのは、上記磁性合
金は希土類−（III族金属）、希土類−（IV族金属）、
希土類−（I a族金属）、希土類−（II a族金属）、希
土類−（4d又は5d遷移金属）の金属間化合物又はそれら
の固溶体であり、より具体的には希土類元素をＲとすれ
ば、RAl2,RAl3,RNi2,RCo2,RRh,RRh2Si2,RCu2Si2で表わ
されるような金属間化合物又はその固溶体で、その磁気
転移点、結晶相変態点、ヤーン・テラー効果に起因する
変態点又はスピン再配列温度は、4K〜300Kの広い温度範
囲にわたっており、特に77K（液体窒素温度）以下の低
温域において優れた磁気熱量効果を有するものである。
また本発明における高圧成形は10万気圧以上の超高圧
プレスもしくは、衝撃加圧成形法にて行うことが望まし
い。すなわち、このような高圧成形により始めて充填率
が90％以上の成形体が得られるためである。さらに熱処
理前の成形体の充填率は90％以上であることが望まし
い。上記充填率が90％未満の場合、熱処理後の密度の向
上が顕著でなく、熱伝導性の向上が顕著でない。
プレスもしくは、衝撃加圧成形法にて行うことが望まし
い。すなわち、このような高圧成形により始めて充填率
が90％以上の成形体が得られるためである。さらに熱処
理前の成形体の充填率は90％以上であることが望まし
い。上記充填率が90％未満の場合、熱処理後の密度の向
上が顕著でなく、熱伝導性の向上が顕著でない。
また、本発明において、各磁性合金の微結晶粒子の粒
径は0.1〜1000μｍであることが望ましい。これは、粒
径が0.1μｍ未満では微結晶粒子表面が増大して粉末表
面の酸化等により熱伝導性が著しく低下し、一方粒径が
1000μｍを超えると高圧成形性が劣化するためである。
より好ましい粒径の範囲は１〜100μｍである。
径は0.1〜1000μｍであることが望ましい。これは、粒
径が0.1μｍ未満では微結晶粒子表面が増大して粉末表
面の酸化等により熱伝導性が著しく低下し、一方粒径が
1000μｍを超えると高圧成形性が劣化するためである。
より好ましい粒径の範囲は１〜100μｍである。
本発明方法においては、上記化学量論組成の金属間化
合物を例えばアーク溶融炉を用いて調製する。次に該金
属間化合物を例えばボールミルを用いて粉砕し、金属間
化合物の微粉末とする。この金属間化合物微粉末の粒径
は上述した理由により0.1〜1000μｍ、より好ましくは
１〜100μｍであることが望ましい。その後必要に応じ
て予備成形する。次いで、化合物粉体又はその予備成形
体を延性材料で包囲し、これを圧力媒体を介して密閉容
器内に収容し、爆薬を高速で爆発させることにより前記
化合物粉体又はその予備成形体を爆発圧搾して密実化し
た後、上記金属間化合物の溶融温度（TM）に対し、0.6
×TM Kelvin以上TM以下の温度にて熱処理するものであ
る。
合物を例えばアーク溶融炉を用いて調製する。次に該金
属間化合物を例えばボールミルを用いて粉砕し、金属間
化合物の微粉末とする。この金属間化合物微粉末の粒径
は上述した理由により0.1〜1000μｍ、より好ましくは
１〜100μｍであることが望ましい。その後必要に応じ
て予備成形する。次いで、化合物粉体又はその予備成形
体を延性材料で包囲し、これを圧力媒体を介して密閉容
器内に収容し、爆薬を高速で爆発させることにより前記
化合物粉体又はその予備成形体を爆発圧搾して密実化し
た後、上記金属間化合物の溶融温度（TM）に対し、0.6
×TM Kelvin以上TM以下の温度にて熱処理するものであ
る。
これらの高密度金属間化合物磁性多結晶体の応用分野
としては、磁気冷凍用作業物質、気体冷凍用蓄冷材料の
他、水素吸蔵合金、（RNi5,RNi2,RCo2）、超磁歪合金
（RFe2）等多種多用であるが、各応用分野により適した
金属間化合物が存在する例えば磁気冷凍用作業物質とし
ては、冷凍原理より、その磁気転移点が室温以下、好ま
しくは液体窒素温度以下で、希土類元素の磁気モーメン
トが大きい重希土類と非磁性金属又はCo,Niのラーベス
型（MgCu2）化合物が適している。また蓄冷材料として
も高密度で単位体積当り大きな磁気熱量が期待できるサ
イズ因子化合物である重希土類のMgCu2（ラーベス型）
化合物のほか、立方晶RAl3（Cu3An型）、RCu2,RRh,RRh2
Si2,RCu2Si2化合物が適している。
としては、磁気冷凍用作業物質、気体冷凍用蓄冷材料の
他、水素吸蔵合金、（RNi5,RNi2,RCo2）、超磁歪合金
（RFe2）等多種多用であるが、各応用分野により適した
金属間化合物が存在する例えば磁気冷凍用作業物質とし
ては、冷凍原理より、その磁気転移点が室温以下、好ま
しくは液体窒素温度以下で、希土類元素の磁気モーメン
トが大きい重希土類と非磁性金属又はCo,Niのラーベス
型（MgCu2）化合物が適している。また蓄冷材料として
も高密度で単位体積当り大きな磁気熱量が期待できるサ
イズ因子化合物である重希土類のMgCu2（ラーベス型）
化合物のほか、立方晶RAl3（Cu3An型）、RCu2,RRh,RRh2
Si2,RCu2Si2化合物が適している。
（発明の実施例） 以下、本発明の実施例を説明する。
まず、Er75.6重量％、残部AlからなるErAl2金属間化
合物（化学量論組成）をアーク溶融炉を用いて調製し
た。本化合物のキューリー点（強磁性転移温度）は13K
であった。次にこの化合物をジェットミルを用いて粒径
約３μｍの微粉末に粉砕した。得られた微粉末を軟鋼製
の円筒容器内に充填し、１トン/cm2のプレス圧で予備成
形した後、真空封止した。この真空封止された円筒容器
を火薬中に設置し、円筒上部より点火することにより爆
発衝撃波を発生させ、衝撃加圧成形した。成形時の衝撃
波の伝播速度は5000m/秒であった。得られた成形体の寸
法は直径15mm、高さ30mmであった。また、理論密度を10
0とすると、その充填率は95％の成形体であった。この
成形体をアルゴン雰囲気中にて1200℃で２時間熱処理し
た。熱処理後の充填率を測定した結果、99.9％以上の高
密度成形体であった。次にこの成形体について各種測定
を行った結果を第1,2図に示す。第１図は無磁場状態で
の比熱（Cp）の温度依存性を調べた結果である。第２図
は５テスラの磁場印加状態及び無磁場状態でそれぞれ測
定された比熱（Cp）の温度依存性から計算によって磁気
エントロピー変化量（ΔSM）の温度依存性を求めた結果
である。
合物（化学量論組成）をアーク溶融炉を用いて調製し
た。本化合物のキューリー点（強磁性転移温度）は13K
であった。次にこの化合物をジェットミルを用いて粒径
約３μｍの微粉末に粉砕した。得られた微粉末を軟鋼製
の円筒容器内に充填し、１トン/cm2のプレス圧で予備成
形した後、真空封止した。この真空封止された円筒容器
を火薬中に設置し、円筒上部より点火することにより爆
発衝撃波を発生させ、衝撃加圧成形した。成形時の衝撃
波の伝播速度は5000m/秒であった。得られた成形体の寸
法は直径15mm、高さ30mmであった。また、理論密度を10
0とすると、その充填率は95％の成形体であった。この
成形体をアルゴン雰囲気中にて1200℃で２時間熱処理し
た。熱処理後の充填率を測定した結果、99.9％以上の高
密度成形体であった。次にこの成形体について各種測定
を行った結果を第1,2図に示す。第１図は無磁場状態で
の比熱（Cp）の温度依存性を調べた結果である。第２図
は５テスラの磁場印加状態及び無磁場状態でそれぞれ測
定された比熱（Cp）の温度依存性から計算によって磁気
エントロピー変化量（ΔSM）の温度依存性を求めた結果
である。
比較のため実施例と同一組成のErAl2化合物を実施例
１と同様の方法にて微粉化した後、1ton/cm2の圧力でプ
レス成形し、得られた圧粉体をアルゴン雰囲気中にて12
00℃で２時間焼結し通常の焼結体を得た。尚、この比較
例の焼結体の充填率は70％と低密度であった。焼結体
（比較例）について、各種測定を行った結果を第1,2図
に実施例とともに示す。
１と同様の方法にて微粉化した後、1ton/cm2の圧力でプ
レス成形し、得られた圧粉体をアルゴン雰囲気中にて12
00℃で２時間焼結し通常の焼結体を得た。尚、この比較
例の焼結体の充填率は70％と低密度であった。焼結体
（比較例）について、各種測定を行った結果を第1,2図
に実施例とともに示す。
実施例２ Tb17.45重量％、Dy41.66重量％、残部Feからなる（Tb
0.3Dy0.7）Fe2金属間化合物（化学量論組成）をアーク
溶融炉にて調整した。次にこの化合物をジェットミルに
て粉砕、約３μｍの微粉末を得た。得られた微粉末を用
い、実施例１と同一条件にて衝撃加圧成形した後アルゴ
ン雰囲気中にて950℃で２時間熱処理した。衝撃成形後
の充填率は93％、熱処理後の充填率は99％以上であっ
た。
0.3Dy0.7）Fe2金属間化合物（化学量論組成）をアーク
溶融炉にて調整した。次にこの化合物をジェットミルに
て粉砕、約３μｍの微粉末を得た。得られた微粉末を用
い、実施例１と同一条件にて衝撃加圧成形した後アルゴ
ン雰囲気中にて950℃で２時間熱処理した。衝撃成形後
の充填率は93％、熱処理後の充填率は99％以上であっ
た。
次にこの成形体について磁歪測定を行った結果を第３
図に示す。磁歪は歪ゲージにて測定し、磁界方向の伸び
の変化率（δl/l）にて表示した。
図に示す。磁歪は歪ゲージにて測定し、磁界方向の伸び
の変化率（δl/l）にて表示した。
比較のため実施例と同一組成の（Tb0.3Dy0.7）Fe2化
合物を実施例２と同様の方法にて微粉化した後、1ton/c
m2の圧力でプレス成形し、得られた圧粉体をアルゴン雰
囲気中にて950℃で２時間焼結し、通常の焼結体を得
た。尚この比較例の焼結体の充填率は72％と低密度であ
った。焼結体（比較例）について、磁歪測定を行った結
果を第３図に実施例とともに示す。
合物を実施例２と同様の方法にて微粉化した後、1ton/c
m2の圧力でプレス成形し、得られた圧粉体をアルゴン雰
囲気中にて950℃で２時間焼結し、通常の焼結体を得
た。尚この比較例の焼結体の充填率は72％と低密度であ
った。焼結体（比較例）について、磁歪測定を行った結
果を第３図に実施例とともに示す。
実施例３ Er58.75％重量％、残部NiからなるErNi2金属間化合物
（化学量論組成）をアーク溶融炉にて調整した。本化合
物のキュリー点（強磁性転移温度）は6Kであった。次に
この化合物をジェットミルにて粉砕、約３μｍの微粉末
を得た。得られた微粉末を用い、実施例１と同一条件に
て衝撃加圧成形した後アルゴン雰囲気中にて900℃で２
時間熱処理した。衝撃成形後の充填率は92％、熱処理後
の充填率は99％以上であった。
（化学量論組成）をアーク溶融炉にて調整した。本化合
物のキュリー点（強磁性転移温度）は6Kであった。次に
この化合物をジェットミルにて粉砕、約３μｍの微粉末
を得た。得られた微粉末を用い、実施例１と同一条件に
て衝撃加圧成形した後アルゴン雰囲気中にて900℃で２
時間熱処理した。衝撃成形後の充填率は92％、熱処理後
の充填率は99％以上であった。
次にこの成形体について比熱（Cp）測定を行った結果
を第４図に示す。
を第４図に示す。
比較のため実施例と同一組成のErNi2化合物を実施例
３と同様の方法にて微粉化した後、1ton/cm2の圧力でプ
レス成形し、得られた圧粉体をアルゴン雰囲気中にて90
0℃で２時間焼結し通常の焼結体を得た。尚この比較例
の焼結体の充填率は75％と低密度であった。焼結体（比
較例）について比熱測定を行った結果を第４図に実施例
とともに示す。
３と同様の方法にて微粉化した後、1ton/cm2の圧力でプ
レス成形し、得られた圧粉体をアルゴン雰囲気中にて90
0℃で２時間焼結し通常の焼結体を得た。尚この比較例
の焼結体の充填率は75％と低密度であった。焼結体（比
較例）について比熱測定を行った結果を第４図に実施例
とともに示す。
実施例４ Ho56.48重量％、残部CuからなるHoCu2金属間化合物
（化学量論組成）をアーク溶融炉を用いて調整した。本
化合物のネール点（反強磁性転移温度）は9Kであった。
次にこの化合物をジェットミルにて粉砕、約３μｍの微
粉末を得た。得られた微粉末を用い、実施例１と同一条
件にて衝撃加圧成形した後アルゴン雰囲気中にて850℃
で２時間熱処理した。衝撃成形後の充填率は95％、熱処
理後の充填率は、99.5％以上であった。
（化学量論組成）をアーク溶融炉を用いて調整した。本
化合物のネール点（反強磁性転移温度）は9Kであった。
次にこの化合物をジェットミルにて粉砕、約３μｍの微
粉末を得た。得られた微粉末を用い、実施例１と同一条
件にて衝撃加圧成形した後アルゴン雰囲気中にて850℃
で２時間熱処理した。衝撃成形後の充填率は95％、熱処
理後の充填率は、99.5％以上であった。
次にこの成形体について比熱（Cp）測定を行った結果
を第５図に示す。
を第５図に示す。
比較のため実施例と同一組成のHoCu2化合物を実施例
４と同様の方法にて微粉化した後、1ton/cm2の圧力でプ
レス成形し、得られた圧粉体をアルゴン雰囲気中にて85
0℃で２時間焼結し通常の焼結体を得た。尚この比較例
の焼結体の充填率は70％と低密度であった。焼結体（比
較例）について比熱測定を行った結果を第５図に実施例
とともに示す。
４と同様の方法にて微粉化した後、1ton/cm2の圧力でプ
レス成形し、得られた圧粉体をアルゴン雰囲気中にて85
0℃で２時間焼結し通常の焼結体を得た。尚この比較例
の焼結体の充填率は70％と低密度であった。焼結体（比
較例）について比熱測定を行った結果を第５図に実施例
とともに示す。
以上詳述した如く本発明によれば、化学量論組成の金
属間化合物の高密度成形体を得ることが可能となり、化
合物本来の磁気熱量効果を損うことなく、強度、加工性
に優れた成形体を得、熱伝導特性においても優れた特性
を発現でき、特に77K以下の低温度域において高い磁気
熱量効果を示す磁性多結晶体を製造し得る方法を提供す
ることができ、エリクソンサイクル等による磁気冷凍機
の磁性体やスターリングサイクル等による気体冷凍機の
蓄冷材料として優れた性能を得ることができる。
属間化合物の高密度成形体を得ることが可能となり、化
合物本来の磁気熱量効果を損うことなく、強度、加工性
に優れた成形体を得、熱伝導特性においても優れた特性
を発現でき、特に77K以下の低温度域において高い磁気
熱量効果を示す磁性多結晶体を製造し得る方法を提供す
ることができ、エリクソンサイクル等による磁気冷凍機
の磁性体やスターリングサイクル等による気体冷凍機の
蓄冷材料として優れた性能を得ることができる。
第１図乃至第５図は特性曲線図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 猪俣 浩一郎 川崎市幸区小向東芝町１ 株式会社東芝 総合研究所内 (56)参考文献 特開 昭61−183436（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−30840（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】10万気圧以上の超高圧プレス若しくは衝撃
加圧法で得られた、Y,La,Ce,Pr,Nd,Pm,Sm,Eu,Gd,Tb,Dy,
Ho,Er,Tm,Ybから選ばれる少なくとも１種の元素及びB,A
l,Ga,In,Tl,Si,Ge,Sn,Pb,Cu,Ag,Au,Be,Mg,Zn,Cd,Hg,Ru,
Rh,Pd,Os,Ir,Pt,Fe,Co,Ni,Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,Re
から選ばれる少なくとも１種の元素からなる磁性金属間
化合物の微結晶粒子の高圧成形体を、高圧成形後0.6×T
MKelvin（TM:微結晶粒子の溶融温度（絶対温度））以上
TM以下の温度にて熱処理することを特徴とする蓄冷材料
の製造方法。 - 【請求項２】前記熱処理前の成形体の充填率が90％以上
であることを特徴とする請求項１記載の蓄冷材料の製造
方法。 - 【請求項３】前記金属間化合物の微結晶粒子の粒径が0.
1〜1000μｍであることを特徴とする請求項１記載の蓄
冷材料の製造方法。 - 【請求項４】磁性金属間化合物の微粉体又はその予備成
形体を延性材料で包囲し、これを圧力媒体を介して密閉
容器内に収容し、爆薬を高速で爆発させることにより、
前記微粉体又はその予備成形体を爆発圧搾して密実化し
た後、前記延性材料を取り除いて成形体を得ることを特
徴とする請求項１記載の蓄冷材料の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62008266A JP2585240B2 (ja) | 1987-01-19 | 1987-01-19 | 蓄冷材料の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62008266A JP2585240B2 (ja) | 1987-01-19 | 1987-01-19 | 蓄冷材料の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63179052A JPS63179052A (ja) | 1988-07-23 |
| JP2585240B2 true JP2585240B2 (ja) | 1997-02-26 |
Family
ID=11688354
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62008266A Expired - Lifetime JP2585240B2 (ja) | 1987-01-19 | 1987-01-19 | 蓄冷材料の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2585240B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5186765A (en) * | 1989-07-31 | 1993-02-16 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Cold accumulating material and method of manufacturing the same |
| JP3265821B2 (ja) * | 1994-04-27 | 2002-03-18 | アイシン精機株式会社 | 蓄冷器 |
| JP3947066B2 (ja) * | 2002-09-05 | 2007-07-18 | 株式会社Ｎｅｏｍａｘ | 磁性合金材料 |
| CN107523771B (zh) * | 2017-09-11 | 2019-03-19 | 临沂市科创材料有限公司 | 一种原位增强铜铬锆合金高温耐软化性的方法 |
| CN114561580B (zh) * | 2022-03-03 | 2022-08-19 | 杭州电子科技大学 | 一种RE4TCd磁制冷材料 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0765137B2 (ja) * | 1985-02-06 | 1995-07-12 | 株式会社東芝 | 磁性焼結体 |
-
1987
- 1987-01-19 JP JP62008266A patent/JP2585240B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63179052A (ja) | 1988-07-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US11225703B2 (en) | Magnetocaloric alloys useful for magnetic refrigeration applications | |
| US4985072A (en) | Polycrystalline magnetic substances for magnetic refrigeration and a method of manufacturing the same | |
| JPH07101134B2 (ja) | 蓄熱材料および低温蓄熱器 | |
| US20130200293A1 (en) | La(fe,si)13-based multi-interstitial atom hydride magnetic refrigeration material with high temperature stability and large magnetic entropy change and preparation method thereof | |
| US6467277B2 (en) | Cold accumulating material, method of manufacturing the same and refrigerator using the material | |
| JP2582753B2 (ja) | 積層磁性体の製造方法 | |
| JP4399771B2 (ja) | 磁性粒子とその製造方法、及び磁性粒子ユニット | |
| JP2585240B2 (ja) | 蓄冷材料の製造方法 | |
| JPH10185339A (ja) | 極低温用蓄冷材，それを用いた冷凍機および熱シールド材 | |
| JPS6355906A (ja) | 磁性多結晶体及びその製造方法 | |
| JP2835792B2 (ja) | 非晶質蓄冷材 | |
| EP1394112B1 (en) | Mgb2 based superconductor having high critical current density and method for preparation thereof | |
| US5462610A (en) | Lanthanide Al-Ni base Ericsson cycle magnetic refrigerants | |
| JP2923705B2 (ja) | 低温蓄冷材 | |
| JP2828978B2 (ja) | 蓄冷材料及びその製造方法 | |
| WO2001020233A1 (en) | Ductile magnetic regenerator alloys for closed cycle cryocoolers | |
| JPH05203272A (ja) | 極低温用蓄冷材およびそれを用いた極低温蓄冷器 | |
| JP5010071B2 (ja) | 蓄冷材，その製造方法およびその蓄冷材を用いた冷凍機 | |
| JP3055674B2 (ja) | 蓄熱材料および低温蓄熱器 | |
| JP2836813B2 (ja) | 蓄冷材料及び蓄冷器 | |
| JP2941865B2 (ja) | 低温蓄熱器 | |
| JP3561023B2 (ja) | 極低温用蓄冷材およびそれを用いた極低温用蓄冷器 | |
| JPH031050A (ja) | 低温蓄熱器 | |
| JPS62242777A (ja) | 混合磁性多結晶体及びその製造方法 | |
| JPH0765823B2 (ja) | 冷凍方法 |