JPS6128012B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は磁性材料用Fe−Co−Mn−Ｃ系合金に
関する。 現在各方面で用いられているFe−Cr−Co系合
金は冷間加工、例えば圧延、伸線およびスエージ
加工等が容易であるという特徴を有する永久磁石
として知られている。そして、さらに磁性特性を
向上させるための努力が払われている。ところ
で、Fe−Cr−Co系合金は永久磁石としての特性
を得るために強い磁性の相と弱い磁性の相を適当
に分散させる熱処理方法が用いられている。しか
しながら、その熱処理は特定の温度範囲を所定の
ゆつくりした速度（例えば、20℃／時間）で降下
させ、さらに長時間の時効処理を施すものであ
り、10時間あるいはそれ以上の熱処理時間を必要
とする方法である。さらに上記降温速度が磁気特
性に大きく影響を与えるため、降温プログラムは
厳密に管理することが必要であつた。その問題点
を解決するために、連続降温でなく、10℃〜20℃
の間隔で段階的に降温させる方法が提案されてい
るが、やはり長時間の熱処理が必要であつた。 本発明は、Fe−Cr−Co系合金におけるような
熱処理に必要な厳密な降温プログラムの管理や長
時間の熱処理を必要とせず、１時間程度の短時間
の熱処理で所望の磁性特性が得られ、さらに所望
の場所を非磁性化できるという大きな特徴を有す
る磁性材料用合金を提供するものである。 本発明の磁性材料用合金は、Coが30〜55重量
％、Mnが15〜27重量％、Ｃが0.3〜2.0重量％、Si
が3.6重量％以下そして残部が、Feからなること
を特徴とする合金である。Feは910℃〜1390℃の
温度範囲で非磁性の面心立方構造（以下、γ相と
いう）となるが、室温に急冷すると、強磁性の体
心立方構造（以下、α相という）となる。Feに
Mnを添加し、Mnの添加量を増加すると、γ／
（γ＋α）境界が低温側へ向つて移り、そして、
Ｃを少量添加すると、高温での非磁性のγ相が室
温で得られる。以上のようなFeMnC合金を強度
に冷間加工し、低温で熱処理してγ相を強磁性相
に変態させると、Mnが少量では高い保磁力（以
下、Hcという）が得られず、Mnが多量になると
磁化量が減少する。さらにCoの添加は、強磁性
相の磁化量を増加させる効果がある。 またSiはFeに対して、高温でγ域を形成して
固溶し、本発明の合金の磁気特性を改善する元素
である。 上記の本発明の合金は、熱平衡状態で非磁性の
γ相が得られる温度範囲で熱処理した後、室温に
急冷すると相変態が起ることなくγ相状態であ
り、冷間圧延、冷間スエージおよび冷間伸線加工
を強度に施しても割れを生じることはなく、しか
も非磁性状態を保持し、良好な加工性を有する合
金であることがわかつた。これらの冷間加工を行
なつた後、従来の合金に比べ非常に短時間で簡単
な熱処理によつて所望の磁気特性が得られること
が本発明の合金の大きな特徴である。 次に本発明の詳細を実施例によつて説明する。
まず試料として、次の第１表に示すNo.1〜12の
12種類の組成を選んだ。また比較のためNo.13と
して、公知のFe−Cr−CoTi合金を選んだ。

【表】 まず、第１表のNo.1〜６に示した化学成分組
成の合金インゴツトは1100℃の温度で１時間、
Ar雰囲気中で溶体化処理した後、10％NaOH水溶
液中に浸して急冷した。これらの合金インゴツト
から各々小片を切り出し、磁化量を測定すると、
飽和磁束密度（以下、Bsという）はいずれも
100Gauss程度であつた。また、Ｘ線回折により
結晶構造を調べたところ、いずれも面心立方構造
以外の回折パターンは観測されず、γ相が室温で
得られたことを確認した。No.7〜12は本発明の
特許請求の範囲から外れた化学成分組成の合金イ
ンゴツトであるが、No.1〜６の合金インゴツト
と同様の処理を施したところ、No.7〜10はNo.1
〜６と同様の結果が得られた。しかし、No.11お
よび12の合金インゴツトは、各々Bs＝
14.5KGauss、Bs＝13.9KGaussとなり、No.11お
よび12の化学成分組成では非磁性のγ相を室温に
導入できなかつた。No.1〜10のγ相状態の合金
インゴツトの表面酸化膜を除去した後、冷間伸
線、冷間スエージあるいは冷間圧延加工を施し、
その後、Ar雰囲気中で熱処理を施した。第１表
のNo.13はFe−Cr−Co系合金の１例である。
No.13の合金インゴツトは、1180℃で１時間水素
雰囲気中で溶体化処理を施し、水中に浸して急冷
した。その後、減面率70％の冷間伸線加工を施
し、再び、650℃で１時間水素雰囲気中で熱処理
を施し、水中に急冷した（条件Ａ）。その後、再
び625℃から505℃まで18℃／時間の速度で降しつ
つ熱処理（水素雰囲気中）し、さらに505℃で８
時間、水素雰囲気中で熱処理を施した（条件
Ｂ）。第１表に示した試料の組成と各種処理条件
及び磁気特性との関係を第２表に示す。

【表】 第２表中の試料No.1〜６は本発明の請求範囲
内の組成であり、短時間で熱処理ができ、磁気諸
特性も良好な値を示している。一方No.7〜10は
請求範囲外の組成であり磁気特性は請求範囲内の
値に比べ大きく劣つている。また公知のFe−Cr
−Co系合金は、本発明の合金と同様の60分の熱
処理ではかなり劣つた磁性特性しか得られず、本
発明の合金と同等の磁気特性を得るためには前述
の条件Ａ及び条件Ｂのような長時間の処理が必要
である。 なお、本発明の合金は第２表に示した熱処理条
件に限定されることはなく温度は520℃〜400℃、
時間は180分〜３分の範囲の適当な熱処理条件を
選ぶことによつても良好な磁気特性が得られる。 第２表の結果から、本発明の合金の組成請求範
囲を次のように限定する。Coが30重量％〜55重
量％を外れると保磁力、残留磁束密度（以下Br
と云う）、Br／Bs、および最大エネルギー積（以
下BHmaxと云う）が劣化した。したがつてCoは
30重量％〜55重量％の範囲が必要である。しかし
Coが30重量％のときMnを27重量％より多く加え
ると磁化量が減少し、実用的でなくなり、Coが
55重量％のときは合金に対しては、Mnを15重量
％を下まわつて添加すると磁気的に硬い合金は得
られなかつた。したがつて、Mnの範囲は15重量
％〜27重量％とした。Mnを27重量％添加した本
発明の合金に対しては、Ｃを0.3重量％を下まわ
つて添加するとγ相を室温に導入することが不可
能であつた。またＣは2.0重量％まで本発明の合
金のγ相内に固溶させることができた。Mnを27
重量％、Ｃを0.3重量％添加した本発明の合金は
強度の冷間加工を施すことができた。したがつ
て、Ｃの範囲は0.3重量％〜2.0重量％とした。Si
は3.6重量％を越えて添加するとγ相を室温に導
入することが不可能であつた。 以上第２表に示すように、本発明の請求範囲内
の組成を有する合金は、Fe−Cr−Co系合金のよ
うに複雑で、長時間の熱処理を必要とせず、簡単
な熱処理を施すことで、良好な磁気特性を有する
ことがわかつた。 さらに本発明の合金では合金インゴツトを減面
率で99％の冷間伸線加工を施し得られた合金細線
を、475℃の温度に保持された均熱長200mmの水素
雰囲気の貫通炉の一方端から連続して、60mm／分
の速度で送り込み、他の一方端より連続して取り
出し、直径400mmのドラムに巻き取る熱処理方法
によつても例えば第１表に示したNo.1の組成で
はHc＝590（Oe）、Br＝9.3（KGauss）、Sq＝
0.98、BHmax＝3.3（MGauss・Oe）の良好な磁
気特性が得られた。 さらに本発明の合金の他の大きな特徴は熱処理
をし所望の磁気特性を得た後、得られた合金中の
所望の場所を約1000℃、１秒間程度の条件で加熱
後急冷すると、その場所が非磁性化することであ
る。 これを実施例によつて説明する。第１表の
No.1の組成について冷間スエージ加工をし440℃
−60分の熱処理によつて得られた棒状合金を、長
さ方向の中心軸を軸にして１回転／秒の速度で回
転させ、5W連続発振YAGレーザの１mm直径のレ
ーザビームを10秒間照射した。このレーザを照射
した部分を切り出し磁化量を測定するとBsの値
が約10ガウスとなり、ほとんど非磁性のγ相にな
つていることを確認した。したがつて、本発明の
合金はレーザビーム、電子ビーム、赤外線ビーム
等を用いて所望の場所を非磁性化でき、強磁性領
域と非磁性領域の複合化が可能である。 以上本発明の合金は、強度の冷間加工が容易
で、熱処理も非常に簡単であるという特徴を有
し、さらに所望の部分を非磁性化できるという特
徴もあり工業上、多くの分野において有用な磁性
材料である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ Co：30〜55重量％、Mn：15〜27重量％、
   Ｃ：0.3〜2.0重量％、Si：3.6重量％以下、残部
   Feからなることを特徴とする磁性材料用Fe−Co
   −Mn−Ｃ系合金。