JPS6128016B2 - - 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、さらに磁気特性を
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、その熱処理方法は特定の温度範囲を所
定のゆつくりとした速度（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
ムは減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気特性が得られ、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。 本発明の磁性材料合金は、Coが30〜55重量
％、Mnが15〜27重量％、Ｃが0.3〜2.0重量％、
Ｗが4.0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Fe Mn Ｃ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Ｗ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No1〜12の
12種類の組成を選んだ。また比較のためNo13と
して、公知のFe−Cr−Co−Ti合金を選んだ。

【表】 まず、第１表のNo1〜６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
10Gauss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。No7〜12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、No1〜６の合金インゴツトと同様
の処理を施したところ、No7〜10はNo1〜６と同
様の結果が得られた。しかし、No11および12の
合金インゴツトは、各々Bs＝14.5KGauss、Bs＝
12.3KGaussとなり、No11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。
No1〜10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No13は、Fe−Cr−Co
系合金の１例である。No13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No1〜６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No7〜10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気特性しか得られず、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600℃〜450℃、
時間は180分〜３分の範囲の適当な条件を選ぶこ
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。Ｗは4.0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560℃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No1の組成では、
Hc＝670（Oe）、Br＝8.7（KGauss）、Sq＝
0.97、BHmax＝3.5（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表にNo1
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。 以上本発明は合金は、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％、Ｗ：4.0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。