JPS6128741B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明はFe−Co−Mn−Ｃ系磁性合金に関す
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0.2〜1.8重量％、
Beが0.8重量％以下、そして残部がFeからなる組
成を有することを特徴とする。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、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の添加は磁性相の
磁化量を増加させるとともに保磁力を高くする効
果がある。またBe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
計であることがわかつた。これらの冷間加工を行
つた後、従来の合金に比べ非常に短時間の簡単な
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−Co−Ti合金を選
んだ。

【表】 まず、第１表のNo.1〜No.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％N₂OH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。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＝15.0KGaussおよ
びBs＝14.2KGauss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
いことが判つた。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
御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
磁気等性との関係を第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気特性しか得られ
ず、本発明の合金と同様の磁気特性を得るために
は前述の条件Ａおよび条件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なく、温度は520℃〜400℃、
時間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できる。Coは30重量％〜55
重量％を外れると保磁力、残留磁束密度（以下
Brという）、Br／Bsおよび最大エネルギー積（以
下BHmaxという）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％より少なく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0.2重量％より少
なく添加するとγ相を室温に導入することが不可
能であつた。またＣは1.8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0.2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0.2重量％〜1.8重量％とした。Be
は0.8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＝630（Oe）、Br＝9.9（KGauss）、Sq＝
0.98、BHmax＝3.7（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レーザーの１mm直径
のレーザービームを10秒間照射した。このレーザ
ー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10Gauss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ービーム、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、
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：0.2〜1.8重量％、Be：0.8重量％以下、残部
   Feからなる組成を有することを特徴とするFe−
   Co−Mn−Ｃ系磁性合金。