JPS6038842B2 - 磁気異方性永久磁石の製造方法 - Google Patents
磁気異方性永久磁石の製造方法Info
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- JPS6038842B2 JPS6038842B2 JP50108885A JP10888575A JPS6038842B2 JP S6038842 B2 JPS6038842 B2 JP S6038842B2 JP 50108885 A JP50108885 A JP 50108885A JP 10888575 A JP10888575 A JP 10888575A JP S6038842 B2 JPS6038842 B2 JP S6038842B2
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- phase
- treatment
- temperature
- permanent magnet
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、鋳造磁石製造方法の改良に関するものである
。
。
一般にアルニコ系と総称される永久磁石合金は単に山,
Nj,Co,C仏Fe等の元素のみならず、その他多く
の特性改善のための添加成分を含むものがあり、しかも
これら成分的諸問題のみならず結晶組織の方向性、磁場
中冷却、等温磁場中処理、時効処理等のきわめて多岐に
わたって特性の改善が行なわれてきている。これらは、
残留磁束密度Br、保磁力Hc、最大エネルギー積(B
H)max等の特性を大にすることに尽きるのはいうま
でもないが、特に最大エネルギー積(BH)maxが特
性改善の指標とされて釆た。
Nj,Co,C仏Fe等の元素のみならず、その他多く
の特性改善のための添加成分を含むものがあり、しかも
これら成分的諸問題のみならず結晶組織の方向性、磁場
中冷却、等温磁場中処理、時効処理等のきわめて多岐に
わたって特性の改善が行なわれてきている。これらは、
残留磁束密度Br、保磁力Hc、最大エネルギー積(B
H)max等の特性を大にすることに尽きるのはいうま
でもないが、特に最大エネルギー積(BH)maxが特
性改善の指標とされて釆た。
現在アルニコ磁石中最も(BH)maxの高い磁石は、
高成分のTi含有アルニコ系磁石に一方向性凝固を与え
て結晶異方性化し、120000以上の高温で港体化処
理後急冷(たとえば300/sec)し、磁場中におい
てキュリー点以下の一定温度に5〜1ぴ分間保持して、
さらに時効処理を行なうことにより(BH)max9.
0MQお以上をうるアルニコ9系と称される磁石である
。これらは代表的成分として重量百分率でAI7.2%
、Nj14%、Co34%、Cu4.0%、Ti5.0
%残余Fe、あるいはAI7.2%、Nil3%、Co
38%、Cu3%、Ti8.0%残余Feを有し、一方
向性凝固による柱状晶結晶組織を持ち、特殊な熱処理を
施すことにより、一般のスピーカー、モータ用に用いら
れるアルニコ5系の2倍以上の高エネルギー積を有する
ものであるが、これ夕にもかかわらず工業的規模におけ
る大量生産が行なわれていないのが現状である。その理
由として二つの大きな技術的及び原価的問題が存在する
。
高成分のTi含有アルニコ系磁石に一方向性凝固を与え
て結晶異方性化し、120000以上の高温で港体化処
理後急冷(たとえば300/sec)し、磁場中におい
てキュリー点以下の一定温度に5〜1ぴ分間保持して、
さらに時効処理を行なうことにより(BH)max9.
0MQお以上をうるアルニコ9系と称される磁石である
。これらは代表的成分として重量百分率でAI7.2%
、Nj14%、Co34%、Cu4.0%、Ti5.0
%残余Fe、あるいはAI7.2%、Nil3%、Co
38%、Cu3%、Ti8.0%残余Feを有し、一方
向性凝固による柱状晶結晶組織を持ち、特殊な熱処理を
施すことにより、一般のスピーカー、モータ用に用いら
れるアルニコ5系の2倍以上の高エネルギー積を有する
ものであるが、これ夕にもかかわらず工業的規模におけ
る大量生産が行なわれていないのが現状である。その理
由として二つの大きな技術的及び原価的問題が存在する
。
その第1は、熱処理上の問題である。この磁石は磁気特
性に著しい悪影響を与えるy相領域が著しく広く、かつ
二相分離温度がキュリ−点より高いため、少なくとも1
200qC以上の高温から急冷を行ってッ相の析出を押
えつつQ,,Q2の二相分離をも押え、しかる後キュリ
ー点以下の一定温度で磁場中保持しながら(以下等温磁
場処理という)完全な二相分離を行なわせさしめること
により高い磁気特性を得るものである。従って、高温で
溶体化する必要がある事、急冷する必要がある事などの
ために磁石にクラツクが生ずることとなり冷却条件のよ
い小物品にしか適用できず、しかも小物品であっても時
間的に制限される等の工数を要し原価高になるのは避け
られない状況である。また、大物品の場合、1200q
o〜60000まで1〜1び分間で磁場中冷却し、さら
に600qoから等温処理温度まで、磁場中加熱した後
等温処理を行なうことは公知であるが、この種の熱処理
は工業的には、非量産的であり、かつ実際には大物品の
クラックを防止するためにはこの冷却速度を数倍遅くす
る必要がある等の問題点がある。また、第2は高成分T
j含有により、一般には微細な結晶組織をしており、ゾ
ーンメルト法、高温鋳型法、発熱鋳型法を用いても、一
方向性凝固を与えて良好な柱状晶組織を作ることが工業
的に非常に困難である。このためにこれらについては一
般にS,C,p,Se,Te等の添加が有効とされてい
るが、これらの単独添刀『で・は工業的に十分な結晶整
列は行なえない。
性に著しい悪影響を与えるy相領域が著しく広く、かつ
二相分離温度がキュリ−点より高いため、少なくとも1
200qC以上の高温から急冷を行ってッ相の析出を押
えつつQ,,Q2の二相分離をも押え、しかる後キュリ
ー点以下の一定温度で磁場中保持しながら(以下等温磁
場処理という)完全な二相分離を行なわせさしめること
により高い磁気特性を得るものである。従って、高温で
溶体化する必要がある事、急冷する必要がある事などの
ために磁石にクラツクが生ずることとなり冷却条件のよ
い小物品にしか適用できず、しかも小物品であっても時
間的に制限される等の工数を要し原価高になるのは避け
られない状況である。また、大物品の場合、1200q
o〜60000まで1〜1び分間で磁場中冷却し、さら
に600qoから等温処理温度まで、磁場中加熱した後
等温処理を行なうことは公知であるが、この種の熱処理
は工業的には、非量産的であり、かつ実際には大物品の
クラックを防止するためにはこの冷却速度を数倍遅くす
る必要がある等の問題点がある。また、第2は高成分T
j含有により、一般には微細な結晶組織をしており、ゾ
ーンメルト法、高温鋳型法、発熱鋳型法を用いても、一
方向性凝固を与えて良好な柱状晶組織を作ることが工業
的に非常に困難である。このためにこれらについては一
般にS,C,p,Se,Te等の添加が有効とされてい
るが、これらの単独添刀『で・は工業的に十分な結晶整
列は行なえない。
又、S+C等の複合添加を行えば整列度は認められるが
S,C共にy相領域拡大元素であり、少なくとも120
0oo以上でッ均一相に溶体化処理した後、急冷する熱
処理を行なう必要があり、前記理由により実用的でない
などの欠点があつた。このため、本発明の目的は前記問
題点を解決すると共に、Q均一相領域、y相領域、キュ
リー点、二相分離温度、柱状晶等すべての面から総合的
に検討を加え工業的に実用価値の高い成分、添加物、熱
処理方法を見い出した永久磁石の製造方法を提供するも
のである。
S,C共にy相領域拡大元素であり、少なくとも120
0oo以上でッ均一相に溶体化処理した後、急冷する熱
処理を行なう必要があり、前記理由により実用的でない
などの欠点があつた。このため、本発明の目的は前記問
題点を解決すると共に、Q均一相領域、y相領域、キュ
リー点、二相分離温度、柱状晶等すべての面から総合的
に検討を加え工業的に実用価値の高い成分、添加物、熱
処理方法を見い出した永久磁石の製造方法を提供するも
のである。
すなわち、主成分N,Ni,Co,Cu,Feの狭い成
分範囲の組み合わせにSi,Nb、Sを三元素核合添加
することにより850qo〜950qoの広範囲にわた
る低温におけるQ均一相を有し、y相領域が極端に狭く
、従って850午0〜950q0の間でQ均一相港体化
処理が可能であり、良好な磁気的、機械的特性が得られ
る異万性永久磁石合金、あるいは一方向性凝固を行なっ
て、120000以上で綾体化処理するも、その後等温
磁場中処理迄の冷却を磁場中で著しく遅く行なっても良
好な特性が得られることを特徴とした各異方性永久磁石
合金の製造方法に関するものである。
分範囲の組み合わせにSi,Nb、Sを三元素核合添加
することにより850qo〜950qoの広範囲にわた
る低温におけるQ均一相を有し、y相領域が極端に狭く
、従って850午0〜950q0の間でQ均一相港体化
処理が可能であり、良好な磁気的、機械的特性が得られ
る異万性永久磁石合金、あるいは一方向性凝固を行なっ
て、120000以上で綾体化処理するも、その後等温
磁場中処理迄の冷却を磁場中で著しく遅く行なっても良
好な特性が得られることを特徴とした各異方性永久磁石
合金の製造方法に関するものである。
Si,Nb,Sの三元素複合添加は、単に低温処理を可
能にするのみならず、容易に一方向性凝固による柱状晶
の成長を可能にするものである。
能にするのみならず、容易に一方向性凝固による柱状晶
の成長を可能にするものである。
山,Ni,Co,Cu,Ti等の適正成分範囲を以下に
述べる。重量百分率で山7.5%以上、Cu3.0%以
下、Ni16%以下、Co36%以下、Ti4.5%以
上とし、Sio.01%以上Nbo.01%以上を添加
することにより、永久磁石合金は850qo〜950o
o間に広範囲のQ均一相を持つようになり、y相範囲も
著しく狭く、鋳造後0.0yo/sec〜0.500/
secの冷却速度で冷却してもy相の析出は認められな
い。
述べる。重量百分率で山7.5%以上、Cu3.0%以
下、Ni16%以下、Co36%以下、Ti4.5%以
上とし、Sio.01%以上Nbo.01%以上を添加
することにより、永久磁石合金は850qo〜950o
o間に広範囲のQ均一相を持つようになり、y相範囲も
著しく狭く、鋳造後0.0yo/sec〜0.500/
secの冷却速度で冷却してもy相の析出は認められな
い。
一方、重量百分率でAI9.0%を越え、Ni13%未
満、Co28%未満、Cul.0%未満、Ti8.0%
を越え、残余Feではy相領域はさらに狭く、低温にお
けるQ均一相範囲はさらに増す。
満、Co28%未満、Cul.0%未満、Ti8.0%
を越え、残余Feではy相領域はさらに狭く、低温にお
けるQ均一相範囲はさらに増す。
しかしながら成分バランスがくずれるため十分良好な特
性が得られないか、又は2相分離とキュリ一′点の関係
上急冷する必要が生ずる。従って、重量百分率でN 9
.0%以下、Ni 13%以上、Co28%以上、Cu
l.0%以上、Ti8.0以下に抑える必要がある。S
i,Nbはy相領域をせばめ溶体化処理後の冷却を遅く
する効果があり、S,C等の悪影響を打ち消すので重量
百分率で各々0.01%以上特に0.2%以上添加する
のが望ましい。これらの添加により初めて低温処理でも
良好な磁気特性を得る。2.0%を越えると特性が著し
く劣化する。
性が得られないか、又は2相分離とキュリ一′点の関係
上急冷する必要が生ずる。従って、重量百分率でN 9
.0%以下、Ni 13%以上、Co28%以上、Cu
l.0%以上、Ti8.0以下に抑える必要がある。S
i,Nbはy相領域をせばめ溶体化処理後の冷却を遅く
する効果があり、S,C等の悪影響を打ち消すので重量
百分率で各々0.01%以上特に0.2%以上添加する
のが望ましい。これらの添加により初めて低温処理でも
良好な磁気特性を得る。2.0%を越えると特性が著し
く劣化する。
Sは機械的強度を向上する効果があるが、多量に添加す
ると磁気特性の劣化を起こすとともに熱処理上に悪影響
を及ぼす。しかしながらSi,Nb,Sの三元素を複合
添加するとSi,NbがSの悪影響を打ち消し、著しい
結晶粗大化の効果がある。これらのSi,Nb添加効果
はS十Cを加えても同様である。以下実施例に基づき説
明する。
ると磁気特性の劣化を起こすとともに熱処理上に悪影響
を及ぼす。しかしながらSi,Nb,Sの三元素を複合
添加するとSi,NbがSの悪影響を打ち消し、著しい
結晶粗大化の効果がある。これらのSi,Nb添加効果
はS十Cを加えても同様である。以下実施例に基づき説
明する。
実施例 1
70×70×5仇吻(柱状晶生成方向)の本体部を持つ
耐火鋳造を1100q0に加熱後、鉄板上に設置し、第
1表試料紬.1〜No.9に示す成分を持つ、アルニコ
系磁石合金を熔解し鋳込んで一方向凝固を行ない、90
000で10分間溶体化後、0.100/secで80
000付近まで磁場中冷却し、y相析出状況及び低温に
おけるQ均一相の発出状況を調べた。
耐火鋳造を1100q0に加熱後、鉄板上に設置し、第
1表試料紬.1〜No.9に示す成分を持つ、アルニコ
系磁石合金を熔解し鋳込んで一方向凝固を行ない、90
000で10分間溶体化後、0.100/secで80
000付近まで磁場中冷却し、y相析出状況及び低温に
おけるQ均一相の発出状況を調べた。
結果を第2表に示す。第1表
化 学 成 分 (重量多)
修.AC Ni 0o 0u Ti Si Nb
S Fe1 7.2 15.0 34.5 4.0
5.1 − ‐ 残部2 8.0 14.5 34
.0 4.0 4.0 50 −3 8.0 174
34.3 4.1 5.2 −4 7.3 13.0
36.5 30 6.0 −5 7.2 14.5 3
8.0 30 7.0 −6 7.9 14.0 34
.2 20 5.5 − ″7 8‐0
14.2 335 25 5.5 02 0.5 0
.2 〃8 8.2 14.0 34.0 2.4
5.2 0.4 0.5 0.3 〃9 7.2 1
4.2 33.0 2‐5 4.0 −
″第2表試料 鋳造後0.1℃/secで 抵温にお
けるNo. 冷却時のッ相析出状況 Q均一相領域1
結晶粒界粒内全面に析出 ほとんどなし2 結晶粒界全
面、一部粒内 8500C〜860o03 結晶粒界粒
内全面に析出 ほとんどなし4 結晶粒界全面、一部粒
内 ほとんどなし5 結晶粒界全面、一部粒内 ほとん
どなし6 結晶粒界一部、粒内なし 850oo〜88
0007 y相析出なし 85000〜95
00○8 y相析出なし 85000〜9
30009 結晶粒界一部、粒内なし 8700C〜8
90こ○表中の試料柚.7,8は本発明のアルニコ系磁
石合金で広範囲な低温領域にQ均一相を持ち、ッ相の鋳
造冷却時における析出が認められないので、低温処理が
可能である。
S Fe1 7.2 15.0 34.5 4.0
5.1 − ‐ 残部2 8.0 14.5 34
.0 4.0 4.0 50 −3 8.0 174
34.3 4.1 5.2 −4 7.3 13.0
36.5 30 6.0 −5 7.2 14.5 3
8.0 30 7.0 −6 7.9 14.0 34
.2 20 5.5 − ″7 8‐0
14.2 335 25 5.5 02 0.5 0
.2 〃8 8.2 14.0 34.0 2.4
5.2 0.4 0.5 0.3 〃9 7.2 1
4.2 33.0 2‐5 4.0 −
″第2表試料 鋳造後0.1℃/secで 抵温にお
けるNo. 冷却時のッ相析出状況 Q均一相領域1
結晶粒界粒内全面に析出 ほとんどなし2 結晶粒界全
面、一部粒内 8500C〜860o03 結晶粒界粒
内全面に析出 ほとんどなし4 結晶粒界全面、一部粒
内 ほとんどなし5 結晶粒界全面、一部粒内 ほとん
どなし6 結晶粒界一部、粒内なし 850oo〜88
0007 y相析出なし 85000〜95
00○8 y相析出なし 85000〜9
30009 結晶粒界一部、粒内なし 8700C〜8
90こ○表中の試料柚.7,8は本発明のアルニコ系磁
石合金で広範囲な低温領域にQ均一相を持ち、ッ相の鋳
造冷却時における析出が認められないので、低温処理が
可能である。
以後しかる後に時効処理を行なうものである。実施例
2 実施例1と同様の耐火鋳型を1100℃に加熱後、鉄板
上に設置し、重量百分率でN7.8%、Ni15.0%
、Co34.0%、Cu2.0%、Ti5.5%の主成
分のアルニコ系磁石合金にSiを添加して溶解、鋳造し
、以下実施例1と同様に処理した場合のSi含有量Q,
y,Q,十Q2相の存在温度領域を第1図に示した。
2 実施例1と同様の耐火鋳型を1100℃に加熱後、鉄板
上に設置し、重量百分率でN7.8%、Ni15.0%
、Co34.0%、Cu2.0%、Ti5.5%の主成
分のアルニコ系磁石合金にSiを添加して溶解、鋳造し
、以下実施例1と同様に処理した場合のSi含有量Q,
y,Q,十Q2相の存在温度領域を第1図に示した。
第1図によればSj含有量0.01%から効果を発揮い
まじめ、含有量が増大すればy領域はせばめられるが、
2.仇の%より多いと磁気特性の悪化が著しいので、S
i含有量は0.01%〜2.0%が適当である。実施例
3 実施例2と同様に、重量百分率でN7.8%、Nil5
%、C。
まじめ、含有量が増大すればy領域はせばめられるが、
2.仇の%より多いと磁気特性の悪化が著しいので、S
i含有量は0.01%〜2.0%が適当である。実施例
3 実施例2と同様に、重量百分率でN7.8%、Nil5
%、C。
34%、Cu2‐0%、Ti5.5%とSj0.4%に
Nb含有量を0〜2.0%まで変化させた場合の磁気特
性の変化を第2図に示した。
Nb含有量を0〜2.0%まで変化させた場合の磁気特
性の変化を第2図に示した。
第2図によればNbの含有は0.01%からHcの増大
に寄与はするが、しかし(BH)maxでは2.0%よ
り多いとざらに(BH)maxの減少が著しくなるので
、0.01%〜2.0%が適当である。実施例 4 実施例2と同様に、重量百分率でN7.8%、NIl5
%、C。
に寄与はするが、しかし(BH)maxでは2.0%よ
り多いとざらに(BH)maxの減少が著しくなるので
、0.01%〜2.0%が適当である。実施例 4 実施例2と同様に、重量百分率でN7.8%、NIl5
%、C。
34%、Cu2.0%、Ti 5‐5%とSi0.4%
、Nbo.5%、残余Feからなるァルニコ系磁石合金
にS含有量を0〜2.0まで変化させてシェル鋳型に洋
湯した。
、Nbo.5%、残余Feからなるァルニコ系磁石合金
にS含有量を0〜2.0まで変化させてシェル鋳型に洋
湯した。
この試片の研削性と結晶の大きさを調べた。切削性を調
べるために平面研磨機を用い、A−54日の砥石を用い
て周速1400肌、切込み0.5で研削した。S O.
05%未満では欠け(はがれ)が著しく生じ、0.1〜
0.2%Sのものはわずかに欠けが生じたが、0.2%
以上ではほとんど発生しなかった。実施例 5 実施例1と同様の耐火鋳型110000に加熱後、鉄板
上に設置し、重量百分率でAI7.8%、Ni15%、
Co34%、Cu2.0%、Ti5.5%の主成分のア
ルニコ系磁石合金に、S O.4%を添加し、さらに第
2表の通りの配合比で変化させた添加成分を加えて各々
の合金を溶解し鋳造し一方向凝固を行ない、90000
で10分間溶体化処理後、0.1℃/secで800つ
0付近まで磁場中冷却し、連続的にキュリ「点より15
oo低い温度で磁場中保持し、しかる後に時効処理を行
なって磁気測定した。
べるために平面研磨機を用い、A−54日の砥石を用い
て周速1400肌、切込み0.5で研削した。S O.
05%未満では欠け(はがれ)が著しく生じ、0.1〜
0.2%Sのものはわずかに欠けが生じたが、0.2%
以上ではほとんど発生しなかった。実施例 5 実施例1と同様の耐火鋳型110000に加熱後、鉄板
上に設置し、重量百分率でAI7.8%、Ni15%、
Co34%、Cu2.0%、Ti5.5%の主成分のア
ルニコ系磁石合金に、S O.4%を添加し、さらに第
2表の通りの配合比で変化させた添加成分を加えて各々
の合金を溶解し鋳造し一方向凝固を行ない、90000
で10分間溶体化処理後、0.1℃/secで800つ
0付近まで磁場中冷却し、連続的にキュリ「点より15
oo低い温度で磁場中保持し、しかる後に時効処理を行
なって磁気測定した。
これらSi,Nb、およびSによる添加物により得られ
る磁石合金の特性は、第2表にその結果を示す。第2表 配合比 B「 Hc 日日(Wt
多) G ○eNOII SiO Nbo 9
600 1,480 7.3No12 Sio.3 N
bo lo,200 1,400 8‐8NO13
SIO Nb0.5 10,000 1,550 8.
4NO14 Sio.4 Nb0.5 10,500
1,60010.3No.11のSi,Nb無添加のも
のは柱状晶が小さくy相が一部析出し良好な特性は得ら
れない。
る磁石合金の特性は、第2表にその結果を示す。第2表 配合比 B「 Hc 日日(Wt
多) G ○eNOII SiO Nbo 9
600 1,480 7.3No12 Sio.3 N
bo lo,200 1,400 8‐8NO13
SIO Nb0.5 10,000 1,550 8.
4NO14 Sio.4 Nb0.5 10,500
1,60010.3No.11のSi,Nb無添加のも
のは柱状晶が小さくy相が一部析出し良好な特性は得ら
れない。
No.11をy相を除去するため、高温処理を施すと、
Br990に、Hc 1510だ、(BH)max8.
9MG0eと回復はしたが十分とは言えず、また網目の
如きクラックが生じ使用に耐えない。Sj添加のM.1
2はHc、(BH)maxとも不十分である。No.1
3のNb添加についても、一部y相析出し磁性の低下が
みられた。これを高温処理したところBrlo,30に
、Hc 1590史、(BH)max9.9MG○eと
特性的には満足すべき結果がでたが、同様にクラックが
生じ使用に耐えない。SおよびSi,Nbの添加の恥.
14はy相析出も見られず、柱状晶も最も良好な整列を
しており、クラックも生ぜず大型アルニコ9としては驚
くべき特性が得られた。
Br990に、Hc 1510だ、(BH)max8.
9MG0eと回復はしたが十分とは言えず、また網目の
如きクラックが生じ使用に耐えない。Sj添加のM.1
2はHc、(BH)maxとも不十分である。No.1
3のNb添加についても、一部y相析出し磁性の低下が
みられた。これを高温処理したところBrlo,30に
、Hc 1590史、(BH)max9.9MG○eと
特性的には満足すべき結果がでたが、同様にクラックが
生じ使用に耐えない。SおよびSi,Nbの添加の恥.
14はy相析出も見られず、柱状晶も最も良好な整列を
しており、クラックも生ぜず大型アルニコ9としては驚
くべき特性が得られた。
又、M.i4を高温から0.1℃/secの遅い冷却速
度で磁場冷却し、等温処理しても同様なクラックのない
特性の高いものが得られた。本実施例からSj,Nbお
よびSの複合添加が、各々の単独添加よりはるかに優れ
た効果のあることが分かる。冷却速度は0.0100/
secより遅いと寺間がかかりすぎ、0.500/se
cより早いとクラックが生じる。実施例 6 重量百分率でAI8.2%、Ni14.7%、Co33
%、Cu2.5%、Ti5.7%、S O.4%、Si
o.4%、Nbo.5%、C O.1残余Feからなる
アルニコ系磁石合金を上記第1実施例の鋳型寸法で、1
500qoに自己発熱する発熱鋳型および普通シェル鋳
型に鋳込んで1200qo以上で約15分程度溶体化処
理を行ない上記実施例1と同機の熱処理を施し磁気特性
を測定した。
度で磁場冷却し、等温処理しても同様なクラックのない
特性の高いものが得られた。本実施例からSj,Nbお
よびSの複合添加が、各々の単独添加よりはるかに優れ
た効果のあることが分かる。冷却速度は0.0100/
secより遅いと寺間がかかりすぎ、0.500/se
cより早いとクラックが生じる。実施例 6 重量百分率でAI8.2%、Ni14.7%、Co33
%、Cu2.5%、Ti5.7%、S O.4%、Si
o.4%、Nbo.5%、C O.1残余Feからなる
アルニコ系磁石合金を上記第1実施例の鋳型寸法で、1
500qoに自己発熱する発熱鋳型および普通シェル鋳
型に鋳込んで1200qo以上で約15分程度溶体化処
理を行ない上記実施例1と同機の熱処理を施し磁気特性
を測定した。
第3表にその結果を示す。第3表
Br HC <BH>maX
くG> く。
e)くMG。e)N021 発熱鋳型 10,300
1,610 10.1No22・メ。
1,610 10.1No22・メ。
し鋳型 8500 1,560 5.5シェル鋳型
に鋳造したものは等軸幅ではあるが、従来のアルニコ8
系以上の特性が得られ、低温処理化が可能であった。発
熱鋳型で柱状晶を生成させたものについても、十分な特
性が得られC添加したものも低温処理が可能であった。
に鋳造したものは等軸幅ではあるが、従来のアルニコ8
系以上の特性が得られ、低温処理化が可能であった。発
熱鋳型で柱状晶を生成させたものについても、十分な特
性が得られC添加したものも低温処理が可能であった。
上記の如く、本発明によれば900q○近辺での低温熔
体化が可能であり、かつ溶体化処理後、0.05〜0.
500/secの遅い冷却速度で熱処理することも可能
である。
体化が可能であり、かつ溶体化処理後、0.05〜0.
500/secの遅い冷却速度で熱処理することも可能
である。
一方、柱状晶生成も容易であり、磁気特性の高いクラッ
クのない大型アルニコ9を低原価で提供することが可能
であり、工業上極めて有用な発明である。
クのない大型アルニコ9を低原価で提供することが可能
であり、工業上極めて有用な発明である。
第1図はSi含有量とQ,y相の存在領域の関係を示す
図、第2図はNb含有量と(BH)maxおよびHcと
の関係を示す図、第3図は低温時における熱処理図「第
4図は高温時における熱処理図である。 第3図 サ′図 オ2図 努子図
図、第2図はNb含有量と(BH)maxおよびHcと
の関係を示す図、第3図は低温時における熱処理図「第
4図は高温時における熱処理図である。 第3図 サ′図 オ2図 努子図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量百分率Al7.5〜9.0%、Ni13〜16
%、Co28〜36%、Cu1.0〜3.0%、Ti4
.5〜8.0%を主成分として含むとともに残余が実質
的にFeよりなるアルニコ系磁石合金の中に、Si0.
01〜2.0%、Nb0.01〜2.0%、S0.05
〜1.0%の三元素を複合添加してなる合金を、大気中
又は雰囲気中で溶解鋳造し、850〜950℃で溶体化
処理し、磁場中冷却した後、キユリー点より10〜50
℃低い一定温度で磁場中保持し、しかる後に時効処理を
することを特徴とする磁気異方性永久磁石の製造方法。 2 重量百分率Al7.5〜9.0%、Ni13〜16
%、Co28〜36%、Cu1.0〜3.0%、Ti4
.5〜8.0%を主成分として含むとともに残余が実質
的にFeよりなるアルニコ系磁石合金の中に、Si0.
01〜2.0%、Nb0.01〜2.0%、S0.05
〜1.0%の三元素を複合添加してなる合金を、大気中
又は雰囲気中で溶解鋳造し、1200℃以上で溶体化処
理し、0.05〜0.5℃/secの冷却速度で磁場中
冷却し、キユリー点より10〜50℃低い一定温度で磁
場中保持し、しかる後時効処理することを特徴とする磁
気異方性永久磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP50108885A JPS6038842B2 (ja) | 1975-09-10 | 1975-09-10 | 磁気異方性永久磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP50108885A JPS6038842B2 (ja) | 1975-09-10 | 1975-09-10 | 磁気異方性永久磁石の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5233097A JPS5233097A (en) | 1977-03-12 |
JPS6038842B2 true JPS6038842B2 (ja) | 1985-09-03 |
Family
ID=14496050
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP50108885A Expired JPS6038842B2 (ja) | 1975-09-10 | 1975-09-10 | 磁気異方性永久磁石の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6038842B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5531116A (en) * | 1978-08-25 | 1980-03-05 | Daido Steel Co Ltd | Permanent magnet alloy with superior cracking and breaking resistances |
JPS55157388A (en) * | 1979-05-29 | 1980-12-08 | Kouriyuu Kogyo Kk | Chemical cleaning of scale |
JPH064688B2 (ja) * | 1985-10-04 | 1994-01-19 | ダイセル化学工業株式会社 | ポリオキシカルボン酸の製造方法 |
JPS6230850A (ja) * | 1986-04-16 | 1987-02-09 | Daido Steel Co Ltd | 耐割れ性および耐欠け性のすぐれた永久磁石合金 |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5026497A (ja) * | 1973-07-06 | 1975-03-19 |
-
1975
- 1975-09-10 JP JP50108885A patent/JPS6038842B2/ja not_active Expired
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5026497A (ja) * | 1973-07-06 | 1975-03-19 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5233097A (en) | 1977-03-12 |
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