JPS59112602A - 永久磁石 - Google Patents
永久磁石Info
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- JPS59112602A JPS59112602A JP57221981A JP22198182A JPS59112602A JP S59112602 A JPS59112602 A JP S59112602A JP 57221981 A JP57221981 A JP 57221981A JP 22198182 A JP22198182 A JP 22198182A JP S59112602 A JPS59112602 A JP S59112602A
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- permanent magnet
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- H—ELECTRICITY
- 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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- Power Engineering (AREA)
- Hard Magnetic Materials (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】
〔発明の技術分野〕
本発明はＦｅ −０ｒ−Ｃｏ系永久磁石に関する。よシ
詳しくは、生産性が高く、かつ、残留磁気密度、保持力
が大きく、ヒステリシス環線の角形特性に優れ、従って
最大エネルギー積の大きな積層体永久磁石に関する。
詳しくは、生産性が高く、かつ、残留磁気密度、保持力
が大きく、ヒステリシス環線の角形特性に優れ、従って
最大エネルギー積の大きな積層体永久磁石に関する。
永久磁石は保磁力Ｈｃと残留磁束密度Ｂｒが犬きく、シ
かもヒステリシス項線が角型であること、すなわち最大
エネルギー積（Ｂ Ｈｍａｘ ）の大きいことが要求さ
れる。このような永久磁石には、例えば磁界中における
冷却処理等によって磁気異方性を付与せしめた合金系（
例えば、アルニコ）、金属間化合物系（例えば、希土類
−コバルト磁石）、酸化物系（例えば、フェライト）な
どがある。
かもヒステリシス項線が角型であること、すなわち最大
エネルギー積（Ｂ Ｈｍａｘ ）の大きいことが要求さ
れる。このような永久磁石には、例えば磁界中における
冷却処理等によって磁気異方性を付与せしめた合金系（
例えば、アルニコ）、金属間化合物系（例えば、希土類
−コバルト磁石）、酸化物系（例えば、フェライト）な
どがある。
しかしながら、これらの永久磁石は、いずれも機械的に
脆弱であυ、機械加工、とりわけ塑性加工することが極
めて困難であるという欠点を有している。
脆弱であυ、機械加工、とりわけ塑性加工することが極
めて困難であるという欠点を有している。
しかるに、近年のエレクトロニクスの急速な発展に伴い
、多様な形状の永久磁石が要求されるようになってきた
。このため、磁性特性のみならず、加工性、成形性が優
れ、しかも生産性の高い永久磁石の開発が望まれている
。
、多様な形状の永久磁石が要求されるようになってきた
。このため、磁性特性のみならず、加工性、成形性が優
れ、しかも生産性の高い永久磁石の開発が望まれている
。
スピノーダル分解型のＦｅ−０ｒ−Ｏｏ三元系磁石合金
は、圧延又は塑性加工が可能な永久磁石合金として注目
されている磁性材料の一つである。
は、圧延又は塑性加工が可能な永久磁石合金として注目
されている磁性材料の一つである。
この磁性合金は、高温型α相を得るための溶体化処理（
処理温度１３００℃）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
ル分解を行ない、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させて製造さ
れている。
処理温度１３００℃）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
ル分解を行ない、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させて製造さ
れている。
しかしながら、その生産性および磁気的特性は必ずしも
十分なものでなかった。すなわち、製造工程においては
、上記溶体化処理後の急冷操作で、変形、ワレなどが起
υやすく、また、その成形加工においては焼鈍と冷間加
工を操シ返す必要があるため、生産性に問題があった。
十分なものでなかった。すなわち、製造工程においては
、上記溶体化処理後の急冷操作で、変形、ワレなどが起
υやすく、また、その成形加工においては焼鈍と冷間加
工を操シ返す必要があるため、生産性に問題があった。
更には、製造時に磁気特性に悪影響を及はすγ相やα相
が混入しやすく、シかも磁気異方性も十分でないため、
最大エネルギー積の向上には限界があるという欠点を有
していた。
が混入しやすく、シかも磁気異方性も十分でないため、
最大エネルギー積の向上には限界があるという欠点を有
していた。
本発明の目的は、生産性が高り、シかも保磁力、残留磁
束密度、が大きく、角形性、磁気異方性に優れる積層体
構造のＦｅ −０ｒ−ｃｏ系永久磁石を提供することに
ある。′ 〔発明の概要〕 本発明者は、上記目的を達成すべ（、Ｆｅ−０ｒ−Ｃ。
束密度、が大きく、角形性、磁気異方性に優れる積層体
構造のＦｅ −０ｒ−ｃｏ系永久磁石を提供することに
ある。′ 〔発明の概要〕 本発明者は、上記目的を達成すべ（、Ｆｅ−０ｒ−Ｃ。
系磁性合金の組成および製造方法について鋭意研究を重
ねた結果：特定の組成からなるＦｅ、 Ｏｒ、 Ｃ。
ねた結果：特定の組成からなるＦｅ、 Ｏｒ、 Ｃ。
および８ｉ、 Ａ４ ＴＩ、 Ｚｒ、 Ｈｆ、 Ｖ、
Ｎｂ、 Ｔａ、 Ｍｏ等の合金材料に、所謂溶湯急冷法
を適用すると、成形性の優れたα単相の合金薄帯が容易
に得られ、との薄帯を１０００〜１３ｏｏ℃で焼鈍する
と、磁化容易軸である（１００）結晶軸が薄帯面に垂直
に集積した組織となシ、磁性特性が著しく向上するとと
：および、この合金薄帯を多層に積層することにより、
容易に（１００）異方性の永久磁石が得られることを見
出し本発明を完成するに到った。
Ｎｂ、 Ｔａ、 Ｍｏ等の合金材料に、所謂溶湯急冷法
を適用すると、成形性の優れたα単相の合金薄帯が容易
に得られ、との薄帯を１０００〜１３ｏｏ℃で焼鈍する
と、磁化容易軸である（１００）結晶軸が薄帯面に垂直
に集積した組織となシ、磁性特性が著しく向上するとと
：および、この合金薄帯を多層に積層することにより、
容易に（１００）異方性の永久磁石が得られることを見
出し本発明を完成するに到った。
即ち、本発明の永久磁石は、クロム（Ｏｒ）１５〜３５
重量％；コバル） （Ｃｏ ） １０〜５０重量％；ケ
イ素（Ｓｉ）、アルミニウム（ＡＬ） 、チタン（Ｔｉ
）、ジルコニウム（Ｚｒ ）、ノ１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）の群か
ら選ばれる少なくとも１種の元素０．２〜９重量％；並
びに残部が実質的に鉄（Ｆｅ ）から成る合金薄帯の積
層体であり、妙・つ、該合金の（１００）結晶軸が積層
面に垂直方向に集積されていることを特徴とする。
重量％；コバル） （Ｃｏ ） １０〜５０重量％；ケ
イ素（Ｓｉ）、アルミニウム（ＡＬ） 、チタン（Ｔｉ
）、ジルコニウム（Ｚｒ ）、ノ１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）の群か
ら選ばれる少なくとも１種の元素０．２〜９重量％；並
びに残部が実質的に鉄（Ｆｅ ）から成る合金薄帯の積
層体であり、妙・つ、該合金の（１００）結晶軸が積層
面に垂直方向に集積されていることを特徴とする。
本発明の永久磁石は、後述する合金薄帯を複数枚積層し
て構成される積層体である。
て構成される積層体である。
以下、本発明を更に詳細に説明する。
上記、合金薄帯において、Ｏｒはα相安定化元素である
とともにスピノーダル非磁性相形成の必須元素である。
とともにスピノーダル非磁性相形成の必須元素である。
その含有量は１５〜３５重量％である。含有量が１５重
量％未満であると保磁力の増大が認められず、一方、３
５重量％を超えると残留磁束密度及び最大エネルギー積
が低下し、しカーも薄帯の製造が困難となる。
量％未満であると保磁力の増大が認められず、一方、３
５重量％を超えると残留磁束密度及び最大エネルギー積
が低下し、しカーも薄帯の製造が困難となる。
Ｃｏはスピノーダル強磁性相形成の必須元素であり、ま
たスピノーダル分解温度の制御元素でもある。その含有
量は１０〜５０重量％である。含有量が１０重量％未満
であるとスピノーダル分解２相分離温度が低下し、その
結果、保磁力及び最大エネルギー積が低下する。一方、
５０重量％を超えると保磁力が低下し、しかも脆化して
製造上問題が生ずる。
たスピノーダル分解温度の制御元素でもある。その含有
量は１０〜５０重量％である。含有量が１０重量％未満
であるとスピノーダル分解２相分離温度が低下し、その
結果、保磁力及び最大エネルギー積が低下する。一方、
５０重量％を超えると保磁力が低下し、しかも脆化して
製造上問題が生ずる。
Ｓｉ、 Ａ４ Ｔｉ、 Ｚｒ、 Ｈｆ、 Ｖ、 Ｎｂ、
Ｔａ、 Ｍｏ及びＷの群′から選ばれる少なくとも１
種の元素は、本発明の永久磁石の（１００）結晶面平板
集合組織の生成を促進するものである。その含有量は０
．２〜９重量％である。含有量が０．２重量％未満であ
ると積層面に垂直にα相〔１００〕結晶軸が配向する（
１００）結晶面平板集合組織の集合度が著しく低下する
。
Ｔａ、 Ｍｏ及びＷの群′から選ばれる少なくとも１
種の元素は、本発明の永久磁石の（１００）結晶面平板
集合組織の生成を促進するものである。その含有量は０
．２〜９重量％である。含有量が０．２重量％未満であ
ると積層面に垂直にα相〔１００〕結晶軸が配向する（
１００）結晶面平板集合組織の集合度が著しく低下する
。
また、たとえ集合度が満たされていても（１００）結晶
配向を磁気特性の上に十分反映することができない。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し、しかも薄帯の製造が
極めて困難となる。
配向を磁気特性の上に十分反映することができない。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し、しかも薄帯の製造が
極めて困難となる。
合金薄帯は厚さ１０〜５００μｍであることが好ましい
。厚さ１０μｍ未満であると、薄帯の製造が困難となり
、しかも（１００）結晶面平板集合損紙の集合度が低下
することとなる。厚さ５００μｍ以上であると、表面性
が著しく低下し、良質の積層体を成形することが困難と
なる。
。厚さ１０μｍ未満であると、薄帯の製造が困難となり
、しかも（１００）結晶面平板集合損紙の集合度が低下
することとなる。厚さ５００μｍ以上であると、表面性
が著しく低下し、良質の積層体を成形することが困難と
なる。
本発明に係る薄帯の製造方法は、先ず、常法に従って上
記組成の磁性合金を溶融する。溶融は所定桁の上記各元
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性なわれる。加
熱時の雰囲気は大気であっても差し支えないが、一度真
空にしだ後、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。
記組成の磁性合金を溶融する。溶融は所定桁の上記各元
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性なわれる。加
熱時の雰囲気は大気であっても差し支えないが、一度真
空にしだ後、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、アルタ
ニウム、銀、銅、鉄又はこれらの合金で構成され、周速
１ ｚ ／ 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℃／
ｓｅｃ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図に示しだ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。
ち、第１図に示したように、融液１を、例えば、アルタ
ニウム、銀、銅、鉄又はこれらの合金で構成され、周速
１ ｚ ／ 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℃／
ｓｅｃ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図に示しだ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１ ｍ
／ ｓｅｃ未満であると１０００℃／ ｓｅｃ以上の冷
却速度が得られず、表面が平？１↑で連続膜の薄帯を形
成することが困難となるっ又、融液の冷却速度が１００
０℃／ 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ばすγ相及びα相の生
成が防止出来ず、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、。
／ ｓｅｃ未満であると１０００℃／ ｓｅｃ以上の冷
却速度が得られず、表面が平？１↑で連続膜の薄帯を形
成することが困難となるっ又、融液の冷却速度が１００
０℃／ 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ばすγ相及びα相の生
成が防止出来ず、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。
形成が困難となる。
次いで、通常、上記薄帯を所定の寸法に裁断した後、こ
れを重ね合せたものを１０００〜１３００℃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、かかる処理によシはぼ単結晶に
近い状態にまで集合度を高めることが可能となる。
れを重ね合せたものを１０００〜１３００℃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、かかる処理によシはぼ単結晶に
近い状態にまで集合度を高めることが可能となる。
この高温焼鈍処理時に、（ｉｏｏ）面平板集合組織の接
面垂直方向から、例えば０．０１〜ＩＯＱＯＫｇ ／
ｃｍ’の圧力を加えると、各積層面がその界面において
拡散接合された積層体が容易に得られる。
面垂直方向から、例えば０．０１〜ＩＯＱＯＫｇ ／
ｃｍ’の圧力を加えると、各積層面がその界面において
拡散接合された積層体が容易に得られる。
その際、焼鈍処理温度が１０００℃未満であるとγ相の
混入が起り、磁気特性が低下する。一方、１３００℃を
超える温度では、一部融解が起り、磁気特性が低下する
のみならず、熱経済上、好ましくない。
混入が起り、磁気特性が低下する。一方、１３００℃を
超える温度では、一部融解が起り、磁気特性が低下する
のみならず、熱経済上、好ましくない。
上記焼鈍処理と同時に行う積層体の成形にあっては各薄
帯の積層面間にＣｏ−８ｉもしくはＦｅ−８ｉの微粉末
管の接合拐を挿入し、加圧することによって、その接合
性を高めることも可能である。
帯の積層面間にＣｏ−８ｉもしくはＦｅ−８ｉの微粉末
管の接合拐を挿入し、加圧することによって、その接合
性を高めることも可能である。
更に、別法として、各薄帯を積層することなく、高温焼
鈍した後、これを積層し、各薄帯を室温以上の低温で耐
熱性有機接着拐、低融点ガラス、低融点合金等の接合利
によって接合することによシ積層体を成形することがで
きる。更には、縫着もしくは締着等の機械的方法によっ
て多層薄帯を相互に接合することも可能である。
鈍した後、これを積層し、各薄帯を室温以上の低温で耐
熱性有機接着拐、低融点ガラス、低融点合金等の接合利
によって接合することによシ積層体を成形することがで
きる。更には、縫着もしくは締着等の機械的方法によっ
て多層薄帯を相互に接合することも可能である。
積層体にあっては、各薄帯間のエアーギャップもしくは
接合利層の厚さは１μｍ以下であることが好ましい。厚
さ１μＩｎ を超えると、反磁界力が大きくなるため
、利用可能な磁束密度が低下するからである。
接合利層の厚さは１μｍ以下であることが好ましい。厚
さ１μＩｎ を超えると、反磁界力が大きくなるため
、利用可能な磁束密度が低下するからである。
このようにしてイｑられる積層体の形状は、第６図に示
すようにその用途に応じて平板、円環、波板状もしくは
その他の種々の形をとることができる。
すようにその用途に応じて平板、円環、波板状もしくは
その他の種々の形をとることができる。
次に、上記積層体を、そのα相〔１ｏｏ〕結晶軸に平行
に２００００ｅ以上の磁場を印加して、磁場中熱処理を
３００〜７００℃の温度範囲で行うことによシ、本発明
の永久磁石が得られる、以下、本発明の永久磁石を実施
例に沿って詳説する。
に２００００ｅ以上の磁場を印加して、磁場中熱処理を
３００〜７００℃の温度範囲で行うことによシ、本発明
の永久磁石が得られる、以下、本発明の永久磁石を実施
例に沿って詳説する。
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′ｄ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′ｄ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５ Ｑ Ｑ ｒｐｎで回
転する直径３００肥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 ａｎであ
った。又、銅製片ロールの周速は７．５ｍ ／ ｓｅｃ
であり、冷却速度は１０４℃／ ｓｅｃであった。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。
度に維持し、融液をノズルから５ Ｑ Ｑ ｒｐｎで回
転する直径３００肥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 ａｎであ
った。又、銅製片ロールの周速は７．５ｍ ／ ｓｅｃ
であり、冷却速度は１０４℃／ ｓｅｃであった。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。
との薄帯を切断して５Ｘ２０ｍｍのシートを得、これを
各１００枚ずつ積層し、圧力０．１ Ｋｇ ／ｃｒｎ２
、温度１ＯＯＯ〜１２００℃で２時間の真空焼鈍を行っ
た後、室温寸で急冷して積層体（厚み約１ ｃｍ ）を
得た。この積層体の積層面のＸ線回折プロフィルを第５
−１図に示す。比較として、焼鈍処理前の液体急冷薄帯
面のＸ線回折パターンを第５−２図に示す。高温焼鈍処
理により、（１１００・）平板集合組織が著しく成長し
ていることが明らかである１、図から明らかな通り、合
金結晶の〔１００〕軸は積層面に垂直に配向していた。
各１００枚ずつ積層し、圧力０．１ Ｋｇ ／ｃｒｎ２
、温度１ＯＯＯ〜１２００℃で２時間の真空焼鈍を行っ
た後、室温寸で急冷して積層体（厚み約１ ｃｍ ）を
得た。この積層体の積層面のＸ線回折プロフィルを第５
−１図に示す。比較として、焼鈍処理前の液体急冷薄帯
面のＸ線回折パターンを第５−２図に示す。高温焼鈍処
理により、（１１００・）平板集合組織が著しく成長し
ていることが明らかである１、図から明らかな通り、合
金結晶の〔１００〕軸は積層面に垂直に配向していた。
また、積層体において、各シートは互に強固に結合して
いた。
いた。
次に、この積層体を、４００００ｅの積層面に垂直な磁
場中、６３０℃の温度で１５時間、更に６００℃の温度
で２時間熱処理を行った後、無磁場で、５８０℃、１時
間、次に５６０℃、１時間、更に５４０℃、８待間の時
効処理を行って、本発明の異方性永久磁石を得た。
場中、６３０℃の温度で１５時間、更に６００℃の温度
で２時間熱処理を行った後、無磁場で、５８０℃、１時
間、次に５６０℃、１時間、更に５４０℃、８待間の時
効処理を行って、本発明の異方性永久磁石を得た。
この永久磁石について、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１表に示した。また、これ
らの永久磁石は優れた角形性を有していた。
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１表に示した。また、これ
らの永久磁石は優れた角形性を有していた。
盈皇土↓ニヱ
第１表に示す組成を有する比較例１〜６の６種類の合金
利料を実施例と同様の方法でそれぞれ溶解、薄帯化、積
層、焼鈍処理、時効処理を施して、永久磁石を得た。こ
の永久磁石について、残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力（
ｒＨｃ ）及び最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ ）
を測定した。その結果を第１表に示した。
利料を実施例と同様の方法でそれぞれ溶解、薄帯化、積
層、焼鈍処理、時効処理を施して、永久磁石を得た。こ
の永久磁石について、残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力（
ｒＨｃ ）及び最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ ）
を測定した。その結果を第１表に示した。
第１表から明らかな通り、本発明の永久磁石は比較例の
永久磁石に比べＢｒ、 工Ｈｃ、とりわけＩＨＣが高
く、従って最大エネルギー積が太きい。
永久磁石に比べＢｒ、 工Ｈｃ、とりわけＩＨＣが高
く、従って最大エネルギー積が太きい。
比較例 ７
実施例２と同一の組成を有する比較例７の合金利料２
Ｋｇを真空高周波炉中、融点より１００℃高い温度に維
持し、溶解した後、室温まで冷却してインゴットを得た
。このインゴットを熱間鍛造後１３００℃で溶体化処理
すると同時に高温焼鈍した後、室温まで急冷して合金板
を得た。この板面についてＸ線回折分析を行った結果、
（１００）面の集合組織が認められなかった。
Ｋｇを真空高周波炉中、融点より１００℃高い温度に維
持し、溶解した後、室温まで冷却してインゴットを得た
。このインゴットを熱間鍛造後１３００℃で溶体化処理
すると同時に高温焼鈍した後、室温まで急冷して合金板
を得た。この板面についてＸ線回折分析を行った結果、
（１００）面の集合組織が認められなかった。
この合金板を実施例１と同様に時効処理した後、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１
表に示した。
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１
表に示した。
第１表から明らかな通り、本発明の積層体構造の永久磁
石は、インゴット合金から得られる永久磁石に比べＢｒ
および工Ｈｃのいずれも大きく、従って最大エネルギー
積が太きい。
石は、インゴット合金から得られる永久磁石に比べＢｒ
および工Ｈｃのいずれも大きく、従って最大エネルギー
積が太きい。
以上の説明から明らかな通り、本発明の永久磁石は、■
可撓性に富む合金薄帯を原料とするので、任意の形状に
容易に積層成形することができ、しかも生産性が高く、
■まだ、（１００）磁化容易軸が積層面に垂直方向に極
度に配向した積層体構造を有するので、残留磁束密度、
保磁力や伏きく、ヒステリス猿線が角形となｐ１従って
最大エネルギー積が大きくなるなどの効果を奏し、その
工業的価値は極めて犬である。
可撓性に富む合金薄帯を原料とするので、任意の形状に
容易に積層成形することができ、しかも生産性が高く、
■まだ、（１００）磁化容易軸が積層面に垂直方向に極
度に配向した積層体構造を有するので、残留磁束密度、
保磁力や伏きく、ヒステリス猿線が角形となｐ１従って
最大エネルギー積が大きくなるなどの効果を奏し、その
工業的価値は極めて犬である。
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５−１図は実施例１の試料の焼鈍処
理後のＸ線回折プロフィル図、第５−２図は実施例１の
試料の焼鈍処理前のＸ線回折プロフィル図、および第６
図は各種形状をした本発明の積層体構造の永久磁石の態
様を示す模式図である。１−−−−一融液、２−−−−
−一ロール。
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５−１図は実施例１の試料の焼鈍処
理後のＸ線回折プロフィル図、第５−２図は実施例１の
試料の焼鈍処理前のＸ線回折プロフィル図、および第６
図は各種形状をした本発明の積層体構造の永久磁石の態
様を示す模式図である。１−−−−一融液、２−−−−
−一ロール。
Claims (1)
- クロム（Ｏｒ ） １．５〜３５重量％；コバルト（Ｃ
ｏ ） １０〜５０重量％；ケイ素（Ｓｌ）、アルミニ
ウム（Ａｔ）、チタン（ＴＩ）、シルコニ・ラム（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）の群から選ばれる少なくとも１種
の元素０．２〜９重量％；並びに残部が実質的に鉄（Ｆ
ｅ ）から成る合金薄帯の積層体であ）、かつ、該合金
の（１００）結晶軸が積層面に垂直方向に集積されてい
ることを特徴とする永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57221981A JPS59112602A (ja) | 1982-12-20 | 1982-12-20 | 永久磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57221981A JPS59112602A (ja) | 1982-12-20 | 1982-12-20 | 永久磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59112602A true JPS59112602A (ja) | 1984-06-29 |
Family
ID=16775198
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57221981A Pending JPS59112602A (ja) | 1982-12-20 | 1982-12-20 | 永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59112602A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5049208A (en) * | 1987-07-30 | 1991-09-17 | Tdk Corporation | Permanent magnets |
| CN115029611A (zh) * | 2022-07-25 | 2022-09-09 | 西安钢研功能材料股份有限公司 | 一种铁钴钒磁滞合金带材的制备方法 |
-
1982
- 1982-12-20 JP JP57221981A patent/JPS59112602A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5049208A (en) * | 1987-07-30 | 1991-09-17 | Tdk Corporation | Permanent magnets |
| CN115029611A (zh) * | 2022-07-25 | 2022-09-09 | 西安钢研功能材料股份有限公司 | 一种铁钴钒磁滞合金带材的制备方法 |
| CN115029611B (zh) * | 2022-07-25 | 2023-04-25 | 西安钢研功能材料股份有限公司 | 一种铁钴钒磁滞合金带材的制备方法 |
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