WO2016121132A1 - 磁歪部材およびその製造方法 - Google Patents

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    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic

Definitions

  • the present invention relates to vibration power generation as a power source for devices that are conventionally operated by supplying power from batteries, such as power sources for operation monitors of industrial machines such as compressors, power sources for lighting, home appliances, remote control switches for automobiles, etc.
  • the present invention relates to a magnetostrictive member used and a manufacturing method thereof.
  • rare earth transition metal magnetostrictive materials represented by Tb-Dy-Fe shown in Japanese Patent Publication No. 6-2635, Japanese Patent Publication No. 2002-531701, Japanese Patent Publication No. 7-100839, etc. are known. ing.
  • the magnetostriction of this type of magnetostrictive material exceeds 1000 ppm
  • the magnetostriction of permendule (Fe50% -Co50% alloy) known as magnetic material 30 ppm
  • the magnetostriction of Alfel Fe87% -Al13%). Distortion: orders of magnitude greater than 70 ppm.
  • this giant magnetostrictive material is made of an expensive rare metal rare earth transition metal, the magnetostrictive material itself is very expensive, and its structure is very fragile because it is a Laves type intermetallic compound. It is difficult to process. Therefore, application fields are limited, and devices using this giant magnetostrictive material are not so popular.
  • the magnetostriction is not as large as that of the Tb-Dy-Fe-based material, utilization of an Fe-Ga-based alloy that exhibits a large magnetostriction of about 100 to 300 ppm and can be machined is being studied. If the necessary magnetostriction of the material used for vibration power generation is about 100 to 300 ppm, it can be put into practical use, and an Fe—Ga alloy is advantageous.
  • magnetostrictive materials such as Tb-Dy-Fe-based materials and Fe-Ga-based alloys exhibit a large magnetostriction in a specific orientation of the crystal, so that the magnetostrictive direction of the magnetostrictive member and the magnetostriction of the crystal are maximum.
  • a single crystal member having the same orientation is optimal.
  • the inside of the member is polycrystalline, and it is impossible to make all the crystal orientations in the member coincide with the orientation in which the magnetostriction is maximum, and the magnetostriction characteristics are inferior to those of the single crystal member.
  • the method of manufacturing an alloy ribbon by the rapid solidification method or the method of manufacturing a thin film by combining hot working and cold working there is a problem that only the ribbon / thin film can be produced and the application range of members is limited.
  • Japanese Patent Publication No. 6-2635 Special table 2002-531701 gazette Japanese Patent Publication No.7-100839 Japanese Patent No. 3452210 Japanese Patent No. 4053328 Japanese Patent No. 4814085 Special table 2012-500333 gazette
  • the present invention was made in order to solve the conventional problems as described above, and in order to obtain the best magnetostriction characteristics, the member is a single crystal but cheaper than the conventional single crystal manufacturing method, It is another object of the present invention to provide a versatile magnetostrictive member having high performance and high reliability, which is used for vibration power generation as a power source for extracting electric energy from various vibrations.
  • the invention according to claim 1 of the present application is directed to aligning the ⁇ 100> orientation of the crystal of the alloy from the single crystal of the Fe—Ga alloy in the direction that requires magnetostriction of the magnetostrictive element.
  • the invention according to claim 2 of the present application is such that the Ga ratio of the Fe—Ga alloy is 19.0% to 23.0% by mass, and the balance is Fe and inevitable impurities. It is a magnetostrictive member characterized by including.
  • the invention according to claim 3 of the present application is characterized in that the inclination between the direction in which the magnetostriction of the magnetostrictive element is required and the ⁇ 100> orientation of the crystal of the Fe—Ga alloy is 10
  • the magnetostrictive member is characterized in that the angle is 0.0 ° or less
  • the invention according to claim 4 of the present application is a polishing treatment so as not to introduce strain into the surface of the magnetostrictive member cut and formed by electric discharge machining.
  • the magnetostrictive member is characterized in that minute irregularities during electric discharge machining are removed by performing the above.
  • the invention according to claim 5 of the present application is to maintain the Fe—Ga alloy in a furnace at a melting temperature or higher for a certain period of time, and then remove the molten alloy from the furnace at a constant speed.
  • a method for producing a magnetostrictive member characterized in that, from the separated individual single crystals, by electrical discharge machining, the crystal is aligned with a ⁇ 100> orientation in a direction that requires magnetostriction of the magnetostrictive element.
  • Invention of Claim 6 of this application is a manufacturing method of the magnetostrictive member characterized by the speed
  • a process for producing a unidirectionally solidified steel ingot with a simple and inexpensive melting-casting facility and a process for cutting a material from the produced unidirectionally solidified steel ingot into strips and separating them into individual single crystals.
  • the magnetostrictive member only the process of cutting the magnetostrictive member into the dimensions and shape required for electric discharge machining from the cut single crystal, so that it can be manufactured at a very low cost, and has high performance and high reliability.
  • a highly versatile magnetostrictive member is obtained.
  • An apparatus used in the present invention for melting a magnetostrictive alloy and unidirectionally solidifying the melted magnetostrictive alloy wherein (I) is a longitudinal sectional view showing the melting process, and (II) is unidirectionally solidified. It is a longitudinal cross-sectional view of the apparatus which shows a process. It is the front view (I) of the unidirectionally solidified steel ingot solidified with the apparatus (II of FIG. 1) used by this invention, and the front view (II) of the same solidified steel ingot. It is explanatory drawing for cutting out the unidirectionally solidified steel ingot shown to (II) of FIG. 2 in a strip shape in a hatching part. It is the front view seen from the surface side which cut out the part cut out in strip shape. It is a front view of the single crystal isolate
  • FIG. 1 shows an apparatus for melting a Fe—Ga alloy and solidifying the melted magnetostrictive alloy in one direction.
  • 1 is a tubular furnace.
  • 2 is a core tube arranged perpendicularly to the central portion of the tubular furnace 1, and a heater 3 and a heat insulating material 4 made of electric resistors are respectively provided so that the outside of the core tube 2 surrounds the periphery of the core tube 2. is set up.
  • Reference numeral 5 denotes a crucible disposed in the core tube 2, which is placed on a crucible support base 6, and the crucible support base 6 is vertically moved by a lifting device 7 via a crucible support rod 8. It is said.
  • Reference numeral 9 denotes an electric heating pair inserted inside and outside the furnace core tube 10, and 10 denotes a vacuum exhaust pipe.
  • One end of the vacuum exhaust pipe 10 communicates with a vacuum pump (not shown), and the other end communicates with the core tube 2.
  • the inside of the core tube 2 can be brought into a vacuum state or an atmosphere state with various gases by the vacuum pump.
  • the magnetostrictive alloy material A is put in the crucible 5 installed in the core tube 2, and the magnetostrictive alloy in the crucible 5 is installed by the heater 3 installed in the tubular furnace 1.
  • Material A is heated to its melting temperature or higher to be in a molten state (see I in FIG. 1).
  • the magnetostrictive alloy material Aa in a molten state is held for a certain time in the tubular furnace 1 in which the furnace temperature is kept constant. In this case, the temperature in the tubular furnace 1 may be kept constant, and it is not particularly necessary to control the temperature in a complicated manner.
  • the magnetostrictive alloy material Aa in the crucible 5 is unidirectionally solidified from the lower part to the upper part of the crucible 5.
  • crystal growth occurs in the ⁇ 100> orientation direction in which the magnetostriction is maximized, and columnar crystals having the ⁇ 100> orientation in the longitudinal direction of the steel ingot are obtained.
  • the magnetostrictive alloy material Aa is solidified at a very low speed to obtain coarse crystal grains.
  • the descending speed of the material is desirably 20 mm / hour or less. The material descending speed may be constant during operation.
  • a temperature gradient is provided in a furnace such as a single crystal manufacturing apparatus, a highly accurate position control mechanism and control device for controlling material movement in accordance with crystal growth, or a crystal growth orientation is controlled.
  • the delicate control required to produce conventional single crystals such as the operation of bringing the seed crystal into contact with the surface of the molten metal in the initial stage of solidification of the material and the use of a specially shaped crucible to limit nuclear growth
  • a mechanism for that purpose is not required, and the mechanism can be simple and inexpensive.
  • FIG. 2 shows the appearance of a unidirectionally solidified steel ingot B solidified by the apparatus shown in FIG. 1 for melting the magnetostrictive alloy used in the present invention and solidifying the melted magnetostrictive alloy unidirectionally.
  • (I) is a front photograph of the unidirectionally solidified steel ingot B
  • FIG. 2 (II) is a front view drawn for explaining the unidirectionally solidified steel ingot B.
  • the unidirectionally solidified steel ingot B is formed of several large columnar crystals (one each is a single crystal).
  • the line C visible on the surface of the unidirectionally solidified steel ingot B is a grain boundary.
  • the unidirectionally solidified steel ingot B is cut into a strip shape in a required size.
  • a strip-shaped portion D hatched with a diagonal line in FIG. FIG. 4 is a front view as seen from the cut surface E side where the portion D cut out in a strip shape is cut, and the boundary of the columnar crystals, that is, the crystal grain boundary C can be seen on the cut surface E cut out.
  • the bonding force of the crystal grain boundaries C is very weak, and may be separated into individual columnar crystals F in a cutting process as shown in FIG. Further, in the cutting process, the individual columnar crystals F can be easily separated with a very small force (for example, bending by hand, giving a light shock, etc.) even if they are still bonded.
  • Each columnar crystal F is a single crystal, and the separated individual single crystal F is cut by aligning the ⁇ 100> orientation of the crystal in a direction that requires magnetostriction of the magnetostrictive element by electric discharge machining. The magnetostrictive member of the invention is obtained.
  • the unidirectionally solidified steel ingot B is manufactured by a simple and inexpensive melting-casting facility, and the manufactured unidirectionally solidified steel ingot B is cut into strip-shaped portions D to obtain individual columnar crystals.
  • Single crystal Since it is composed only of a step of separating into F and a step of forming a magnetostrictive member by cutting out from the cut out single crystal F into a size and shape necessary for electric discharge machining, it is very inexpensive and will be described later.
  • a highly versatile magnetostrictive member having high performance and high reliability as described in the example can be obtained.
  • Table 1 shows the measurement results of the Fe-Ga alloy commercially available in the United States, which is currently the only available as the conventional material 1, and the Fe-Ga alloy of Example 1 of the present invention and Comparative Example 1.
  • Table 1 shows the power generation devices produced by using the magnetostrictive member of Example 1 and the materials of Conventional Material 1 and Comparative Example 1 and vibrating each power generation device with a sine wave having a resonance frequency.
  • the tip displacement, the magnetic flux density change dB of the magnetostrictive element, and the peak voltage of the power generation device are shown.
  • the magnetic flux density change dB of the magnetostrictive element is directly connected to the peak voltage of the power generation device, and the magnetostrictive element having the larger magnetic flux density change dB has better performance.
  • the magnetostrictive element used for the power generation device was cut into a size of 2 ⁇ 0.5 ⁇ 5 ⁇ 11 mm by electric discharge machining.
  • the conventional material 1 is a columnar polycrystal, and the magnetostrictive member of Example 1 and Comparative Example 1 are cut from a single crystal.
  • the crystal orientation in Table 1 is the angle difference between the longitudinal direction of the magnetostrictive element and the ⁇ 100> orientation of the crystal.
  • the Ga content of the magnetostrictive member of Example 1 is 19.73% lower than that of the conventional material 1, the generated voltage is almost the same, and the ratio of the magnetic flux density change dB to the tip displacement is larger than that of the conventional material 1. Therefore, according to Example 1, the big effect which can reduce significantly expensive Ga content with high rare value is acquired. In addition, according to inventors' research, if the Ga content is in the range of up to about 23.0%, good characteristics can be obtained. Since Ga is expensive, a higher content is not a good idea.
  • Comparative Example 1 has a Ga content of 19.73%, and is produced by tilting the longitudinal direction of the magnetostrictive element by 12 ° with respect to the ⁇ 100> orientation of the crystal when it is cut out from the single crystal.
  • the longitudinal direction of the magnetostrictive element is cut out with a considerable angle error with respect to the ⁇ 100> orientation of the crystal, but an angle difference of 12 ° as in Comparative Example 1 occurs.
  • an angle difference of 12 ° as in Comparative Example 1 occurs.
  • This angular dependence has not been reported so far, and was first clarified by the inventors' research.
  • Example 2 shows Example 2.
  • the ratio of the magnetic flux density change dB relative to the tip displacement is different from that of the first embodiment, but this is because the operating conditions of the power generation device, such as the difference in the permanent magnet that applies the bias magnetic field to the magnetostrictive element, are different. is there.
  • the magnetostrictive member of Example 2 has approximately the same Ga content as that of the conventional material 2. Although the longitudinal direction of the magnetostrictive element is inclined by 4 ° with respect to the ⁇ 100> orientation of the crystal, a much larger magnetic flux density change dB than that of the conventional material 2 is obtained.
  • Comparative Example 2 has approximately the same Ga content as the magnetostrictive member of Example 2 and the conventional material 2, but the longitudinal direction of the magnetostrictive element is inclined by 12 ° with respect to the ⁇ 100> orientation of the crystal. Even if the Ga content is the same as that of the conventional material, if an angle difference of 12 ° in the longitudinal direction of the magnetostrictive element occurs with respect to the ⁇ 100> orientation of the crystal, the characteristics of the magnetostrictive element are greatly deteriorated.
  • Comparative Example 3 has the same Ga content as the magnetostrictive member of Example 2 and the longitudinal direction of the magnetostrictive element with respect to the ⁇ 100> orientation of the crystal is 4 °. It is produced by machining which is generally performed in member machining.
  • the magnetic flux density change dB of Comparative Example 3 is lower than that of the magnetostrictive member of Example 2, and the characteristics of the magnetostrictive element are reduced to about the same magnetic flux density change dB as that of the conventional material 2.

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Abstract

【課題】　単結晶でありながら従来の単結晶製造方法よりも安価であり、種々の振動から電気エネルギーを取り出す電源としての振動発電に用いられる高性能で高い信頼性を有する汎用性の高い磁歪部材を提供することを目的とする。 【解決手段】　Ｆｅ－Ｇａ合金の単結晶から、磁歪素子の磁歪を必要とする方向に前記合金の結晶の＜１００＞方位を揃えて放電加工によって切り出して形成した磁歪部材。

Description

磁歪部材およびその製造方法
　本発明は、コンプレッサー等の産業機械の稼働モニターの電源や、照明，家電品，自動車等のリモコンスイッチ等の電源など、従来は電池により電力を供給して作動させる装置の電源としての振動発電に用いられる磁歪部材およびその製造方法に関する。
　超磁歪材料としては、特公平６－２６３５号公報、特表２００２－５３１７０１号公報及び特公平７－１００８３９号公報等に示されるＴｂ－Ｄｙ－Ｆｅに代表される希土類遷移金属磁歪材料が知られている。この種の磁歪材料の磁気歪みは１０００ｐｐｍを超え、磁性材料として知られているパーメンジュール（Ｆｅ５０％－Ｃｏ５０％合金）の磁気歪み：３０ｐｐｍや、磁歪合金アルフェル（Ｆｅ８７％－Ａｌ１３％）の磁気歪み：７０ｐｐｍに比べると桁違いに大きい。
　しかし、この超磁歪材料は高価な希少金属の希土類遷移金属を原料としているため磁歪材料そのものが非常に高価であり、また、その組織はラーベス型金属間化合物であるため非常に脆く、必要な形状に加工することが難しい。そのため適用分野が限られておりこの超磁歪材料を用いたデバイス等はあまり普及していない。
　これに対してＴｂ－Ｄｙ－Ｆｅ系材料ほど磁気歪みは大きくないものの、１００～３００ｐｐｍ程度の大きな磁気歪みを示し、機械加工が可能なＦｅ－Ｇａ系合金の活用が検討されている。振動発電に用いる材料の必要な磁気歪みは１００～３００ｐｐｍ程度あれば実用化でき、Ｆｅ－Ｇａ系合金は好都合である。
　また、Ｔｂ－Ｄｙ－Ｆｅ系材料あるいはＦｅ－Ｇａ系合金などの磁歪材料は結晶の特定方位に大きな磁気歪みを現出させるため、磁歪部材の磁歪を必要とする方向と結晶の磁気歪みが最大となる方位を一致させた単結晶の部材が最適である。
　単結晶の製造にはブリッジマン法や引き上げ法、ゾーンメルティング法等があるが、これらの単結晶製造法は極めて生産性が低いとして、粉末冶金法（特許第３４５２２１０号）の実施例や、急冷凝固法による合金薄帯の製造例（特許第４０５３３２８号）や液体急冷凝固法により製造した薄片や粉末状の原料を加圧焼結して製造する方法（特許第４８１４０８５号）などが提案されている。また、特表２０１２－５００３３３公報に示される熱間加工や冷間加工を組み合わせて薄膜を製造する方法も提案されている。
　これらの種々製造方法はいずれも部材内は多結晶となり、部材内の全ての結晶方位を磁気歪みが最大となる方位に一致させることは不可能で、単結晶の部材より磁歪特性が劣る問題があった。急冷凝固法による合金薄帯の製造方法または熱間加工と冷間加工を組み合わせて薄膜を製造する方法では薄帯・薄膜しか製造できず部材の適用範囲が限られてしまう問題があった。
　また、粉末冶金法や液体急冷凝固法により製造した薄片や粉末状の原料を加圧焼結して製造する方法では、アトマイズ設備や急冷凝固設備および加圧焼結設備などの特殊な設備が必要でコストアップとなり、また、粉末の処理過程で異物や不純物の混入による特性の劣化やそれを防止するための特別な環境が必要で、それもコストアップの要因となる問題があった。
特公平６－２６３５号公報 特表２００２－５３１７０１号公報 特公平７－１００８３９号公報 特許第３４５２２１０号公報 特許第４０５３３２８号公報 特許第４８１４０８５号公報 特表２０１２－５００３３３号公報
　本発明は、上記のような従来の問題点を解決するために成されたもので、最高の磁歪特性を得るために部材は単結晶でありながら従来の単結晶製造方法よりも安価であり、また種々の振動から電気エネルギーを取り出す電源としての振動発電に用いられる、高性能で高い信頼性を有する汎用性の高い磁歪部材を提供することを目的としたものである。
　上記の目的を達成するため、本願の請求項１に記載の発明は、Ｆｅ－Ｇａ合金の単結晶から、磁歪素子の磁歪を必要とする方向に前記合金の結晶の＜１００＞方位を揃えて放電加工によって切り出して形成したことを特徴とする磁歪部材である。
　また、上記の目的を達成するため、本願の請求項２に記載の発明は、前記Ｆｅ－Ｇａ合金のＧａ比率が質量％で１９．０％～２３．０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含むことを特徴とする磁歪部材である。
　そして、上記の目的を達成するため、本願の請求項３に記載の発明は、前記磁歪素子の磁歪を必要とする方向と、前記Ｆｅ－Ｇａ合金の結晶の＜１００＞方位との傾きが１０．０°以下とすることを特徴とする磁歪部材であり、さらに、本願の請求項４に記載の発明は、放電加工によって切り出して形成した前記磁歪部材の表面にひずみを導入しないように研磨処理を行なうことによって、放電加工の際の微小な凹凸を取り除いたことを特徴とする磁歪部材である。
　又、上記の目的を達成するため、本願の請求項５に記載の発明は、Ｆｅ－Ｇａ合金を溶融温度以上の炉内に一定時間保持した後、炉内から一定の速度で溶融合金を炉外に引き出して前記溶融合金を一方向凝固させる工程と、前記凝固工程終了後に、凝固した鋼塊を短冊状に切り出す工程と、前記切り出した短冊状材料を結晶粒界で個々の単結晶に分離する工程と、前記分離した個々の単結晶から、放電加工によって、磁歪素子の磁歪を必要とする方向に結晶の＜１００＞方位を揃えて切り出すことを特徴とする磁歪部材の製造方法であり、本願の請求項６に記載の発明は、前記溶融合金を炉内から炉外へ引き出す速度が２０ｍｍ／時以下としたことを特徴とする磁歪部材の製造方法である。
　このように本発明では、簡単で安価な溶解－鋳造設備で一方向凝固鋼塊を製造する工程と、製造された一方向凝固鋼塊から短冊状に材料を切り出し個々の単結晶に分離する工程と、切り出した単結晶から放電加工で必要な寸法、形状に磁歪部材を切り出す工程のみで構成されているから、非常に安価に製造することができるとゝもに、高性能で高い信頼性を有する汎用性の高い磁歪部材が得られる。
[規則91に基づく訂正 08.03.2016]　
磁歪合金を溶解し、溶解した磁歪合金を一方向凝固させるための本発明で使用する装置であって、（Ｉ）は溶解過程を示す同装置の縦断面図、（ＩＩ）は一方向凝固させる過程を示す同装置の縦断面図である。 本発明で使用する装置（図１のＩＩ）で凝固させた一方向凝固鋼塊の正面写真（Ｉ）と、同凝固鋼塊の正面図（ＩＩ）である。 図２の（ＩＩ）に示す一方向凝固鋼塊をハッチング部分で短冊状に切り出すための説明図である。 短冊状に切り出した部分を切り出した面側から見た正面図である。 切り出す工程で個々の柱状晶に分離した単結晶の正面図である。
　以下、本発明を図面に示す実施例により詳細に説明する。図１はＦｅ－Ｇａ合金を溶解し、溶解した磁歪合金を一方向凝固させるための装置で、図中１は管状炉である。２は前記管状炉１の中心部に垂直に配置された炉心管で、この炉心管２の外側はこの炉心管２の周囲を囲むように、電気抵抗器からなるヒーター３および断熱材４がそれぞれ設置されている。
　５は前記炉心管２内に配設したルツボで、ルツボ支持台６の上に載置されており、該ルツボ支持台６は昇降装置７によりルツボ支持ロッド８を介して上下方向に昇降する構成としている。９は前記炉心管２の内外に挿入された電熱対、１０は真空排気管であり、該真空排気管１０の一端側は図示しない真空ポンプと、他端側は前記炉心管２とそれぞれ連通しており、前記の真空ポンプで前記炉心管２内を真空状態もしくは種々のガスによる雰囲気状態にすることができる
[規則91に基づく訂正 08.03.2016]　
　そこで、図１に示す管状炉１にあって、その炉心管２内に設置したルツボ５内に磁歪合金材料Ａを入れ、前記管状炉１内に設置したヒーター３で前記ルツボ５内の磁歪合金材料Ａをその溶融温度以上に加熱し溶融状態とする（図１のＩ参照）。そして、溶融状態となった前記磁歪合金材料Ａａを炉内温度を一定に保持した前記管状炉１内に一定時間保持する。この場合、前記管状炉１内の温度は一定に保持すればよく、特に温度を複雑にコントロールする必要はない。
[規則91に基づく訂正 08.03.2016]　
　溶融状態となった前記磁歪合金材料Ａａを前記管状炉１内に一定時間保持した後、前記昇降装置７により前記ルツボ支持台６を降下させ、該ルツボ支持台６の上に載置した前記ルツボ５及びこのルツボ５内の溶融状態となっている前記磁歪合金材料Ａａを徐々に管状炉１内から管状炉１外へ引き出す（図１のＩＩ参照）。
　前記磁歪合金材料Ａａを徐々に管状炉１内から管状炉１外へ、前記昇降装置７により引き出すことにより、前記ルツボ５内の前記磁歪合金材料Ａａはルツボ５の下部から上部に向け一方向凝固することになり、磁気歪みが最大となる＜１００＞方位の方向に結晶成長が起こり、鋼塊の長手方向に＜１００＞方位を持った柱状晶が得られる。
　また、溶融状態の前記磁歪合金材料Ａａを十分に遅い速度で炉内から炉外に引き出すことにより、前記磁歪合金材料Ａａは非常に遅い速度で凝固し、粗大な結晶粒が得られる。十分粗大な結晶粒を得るには材料の降下速度は２０mm／時以下とすることが望ましい。なお、材料の降下速度は稼働中は一定で良い。
　本発明では、単結晶の製造装置のような炉内に温度勾配を設けることや、結晶の成長に合わせて材料移動をコントロールする高精度な位置制御機構と制御機器、あるいは結晶の成長方位を制御する種子結晶を材料の凝固初期に溶湯表面部に接触させる操作や、核成長を制限するための特殊な形状のルツボの使用など、従来のような単結晶を製造するために必要な繊細な制御とそのための機構が必要なく、機構が簡単で安価な設備とすることが出来る。
[規則91に基づく訂正 08.03.2016]　
　図２は本発明で使用する磁歪合金を溶解し、溶解した磁歪合金を一方向凝固させるための図１に示す装置で凝固させた一方向凝固鋼塊Ｂの外観を示したもので、図２（Ｉ）は一方向凝固鋼塊Ｂの正面写真であり、図２（ＩＩ）は一方向凝固鋼塊Ｂを説明するために作図した正面図である。図２（Ｉ），（ＩＩ）に示すように、前記一方向凝固鋼塊Ｂは大きな柱状晶（１個々がそれぞれ単結晶）の数個で形成されている。なお、図２（ＩＩ）において、前記一方向凝固鋼塊Ｂの表面に見える線Ｃは結晶粒界である。
[規則91に基づく訂正 08.03.2016]　
　次ぎに、前記一方向凝固鋼塊Ｂから必要な大きさに短冊状に切り出す。例えば図３（図２のＩＩの平面図である）の斜線でハッチングした短冊状の部分Ｄを前記一方向凝固鋼塊Ｂから切り出す。図４は短冊状に切り出した部分Ｄを切り出した切断面Ｅ側から見た正面図であり、切り出した切断面Ｅには柱状晶の境界すなわち結晶粒界Ｃが見える。
　この結晶粒界Ｃの結合力は非常に弱く、例えば図５に示すように切り出す工程で個々の柱状晶Ｆに分離することがある。また、切り出す工程ではまだ結合していても非常に小さな力（例えば手で曲げる、軽くショックを与える等）で簡単に個々の柱状晶Ｆに分離できる。個々の柱状晶Ｆはそれぞれが単結晶であり、この分離した個々の単結晶Ｆから、放電加工によって磁歪素子の磁歪を必要とする方向に結晶の＜１００＞方位を揃えて切り出すことで、本発明の磁歪部材が得られる。
　このように、本発明では、簡単で安価な溶解－鋳造設備で一方向凝固鋼塊Ｂを製造する工程と、製造された一方向凝固鋼塊Ｂから短冊状部分Ｄに切り出し、個々の柱状晶（単結晶）Ｆに分離する工程と、切り出した単結晶Ｆから放電加工で必要な寸法，形状に切り出して磁歪部材を形成する工程のみで構成されているから、非常に安価な、後述する実施例で述べるような高性能で高い信頼性を有する汎用性の高い磁歪部材が得られる。
　従来材１として現在唯一入手可能な米国で市販されているＦｅ－Ｇａ合金、および本発明の実施例１のＦｅ－Ｇａ合金と比較例１の測定結果を表１に示す。表１は、実施例１の磁歪部材および従来材１と比較例１のそれぞれの材料を用いて発電デバイスを作製し、各発電デバイスを共振周波数の正弦波にて振動させた時の、デバイスの先端変位量と磁歪素子の磁束密度変化ｄＢおよび、発電デバイスのピーク電圧を示したものである。なお、磁歪素子の磁束密度変化ｄＢは発電デバイスのピーク電圧の高さに直結し、磁束密度変化ｄＢが大きな磁歪素子ほど性能が良い。
　発電デバイスに用いた磁歪素子は、放電加工によって２×０. ５×１１ｍｍの寸法に切り出した。従来材１は柱状晶の多結晶体で、実施例１の磁歪部材および比較例１は単結晶から切り出したものである。表１中の結晶方位は磁歪素子の長手方向と結晶の＜１００＞方位との角度差である。
　実施例１の磁歪部材のＧａ含有量は従来材１より低い１９．７３％であるが、発生電圧でほぼ同等で、先端変位量に対する磁束密度変化ｄＢの割合は従来材１よりも大きい。したがって、実施例１によれば高価で希少価値の高いＧａ含有量を大幅に減らすことが出来る大きな効果が得られる。なお、Ｇａ含有量は発明者らの研究によれば上限で２３．０％程度までの範囲であれば良好な特性が得られる。Ｇａは高価であるためそれ以上の含有量は得策ではない。
　比較例１は、Ｇａ含有量は１９．７３％であるが、単結晶から切り出す際、結晶の＜１００＞方位に対して磁歪素子の長手方向を１２°傾けて作製したものである。工業的に磁歪素子を製造する際、結晶の＜１００＞方位に対して磁歪素子の長手方向は少なからず角度の誤差を持って切り出されるが、比較例１のように１２°の角度差が生じてしまうと磁歪素子の特性は大きく低下してしまうことが解った。この角度依存性はこれまでに報告された例はなく、発明者らの研究で初めて明らかにされたものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次ぎに、実施例２について表２に示す。先の実施例１とは先端変位量に対する磁束密度変化ｄＢの割合が異なっているが、これは発電デバイスの、磁歪素子にバイアス磁界を付与する永久磁石の違い等作動条件が異なっているためである。実施例２の磁歪部材は従来材２とほぼ同等のＧａ含有量である。結晶の＜１００＞方位に対して磁歪素子の長手方向が４°傾いているが、従来材２に対してはるかに大きな磁束密度変化ｄＢが得られている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　比較例２は、実施例２の磁歪部材および従来材２とほぼ同等のＧａ含有量であるが、結晶の＜１００＞方位に対して磁歪素子の長手方向が１２°傾いているものである。Ｇａ含有量が従来材と同等の含有量であっても、結晶の＜１００＞方位に対して磁歪素子の長手方向が１２°の角度差が生じてしまうと磁歪素子の特性は大きく低下する。
　比較例３は、実施例２の磁歪部材に対してＧａ含有量は同じでかつ結晶の＜１００＞方位に対する磁歪素子の長手方向は４°であるが、単結晶からの切り出し方法が、多くの部材加工でごく一般的に行われている機械加工によって作製したものである。比較例３の磁束密度変化ｄＢは実施例２の磁歪部材より低くなっており、従来材２並みの磁束密度変化ｄＢ程度まで磁歪素子の特性が低下している。
　磁歪素子の長手方向を結晶の＜１００＞方位に揃えてもＦｅ－Ｇａ合金は軟質であるため、機械加工の際に表面が加工歪みを受けて表面から約０．０５ｍｍの深さまでの結晶方位に乱れが生じて、その方位の乱れが磁歪素子の特性を低下させてしまうためである。この機械加工による表面歪みの影響はこれまでに報告された例はなく、発明者らの研究で初めて明らかにされたものである。
　なお、放電加工によって切り出した磁歪部材の表面を、部材にひずみを導入しないように最新の注意を払う研磨処理を行うことによって、放電加工の微小凹凸をなめらかに取り除く場合、表面の結晶方位に乱れが生じないために磁歪素子の特性を低下させることはなく、表２の実施例２の磁歪部材と同じ磁束密度変化ｄＢが得られた。
　１　管状炉
　２　炉心管
　３　ヒーター
　４　断熱材
　５　ルツボ
　６　ルツボ支持台
　７　昇降装置
　８　ルツボ支持ロッド
　９　電熱対
　１０　真空排気管
　Ａ　磁歪合金材料
　Ａａ　溶融状態の磁歪合金材料
　Ｂ　一方向凝固鋼塊
　Ｃ　結晶粒界
　Ｄ　短冊状部材

Claims (6)

  1. 　Ｆｅ－Ｇａ合金の単結晶から、磁歪素子の磁歪を必要とする方向に前記合金の結晶の＜１００＞方位を揃えて、放電加工によって切り出して形成したことを特徴とする磁歪部材。
  2. 　前記Ｆｅ－Ｇａ合金のＧａ比率が質量％で１９．０％～２３．０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含むことを特徴とする請求項１記載の磁歪部材。
  3. 　前記磁歪素子の磁歪を必要とする方向と、前記Ｆｅ－Ｇａ合金の結晶の＜１００＞方位との傾きが１０．０°以下とすることを特徴とする請求項１又は２記載の磁歪部材。
  4. 　放電加工によって切り出して形成した前記磁歪部材の表面を、部材にひずみを導入しない研磨処理を行って、放電加工の際の微小な凹凸を取り除いたことを特徴とする請求項１～３のうちいずれか一つに記載の磁歪部材。
  5. 　Ｆｅ－Ｇａ合金を溶融温度以上の炉内に一定時間保持した後、炉内から一定の速度で溶融合金を炉外に引き出して前記溶融合金を一方向凝固させる工程と、前記凝固工程終了後に、凝固した鋼塊を短冊状に切り出す工程と、前記切り出した短冊状材料を結晶粒界で個々の単結晶に分離する工程と、前記分離した個々の単結晶から、放電加工によって、磁歪素子の磁歪を必要とする方向に結晶の＜１００＞方位を揃えて切り出すことを特徴とする請求項１～４のうちいずれか一つに記載の磁歪部材の製造方法。
  6. 　前記溶融合金を炉内から炉外へ引き出す速度が２０ｍｍ／時以下としたことを特徴とする請求項５記載の磁歪部材の製造方法。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019186327A (ja) * 2018-04-05 2019-10-24 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 磁歪材料およびそれを用いた磁歪式デバイス
JP2020136594A (ja) * 2019-02-25 2020-08-31 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 磁歪素子およびその製造方法

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6958854B2 (ja) * 2017-06-02 2021-11-02 一般財団法人電力中央研究所 磁歪材料の製造方法
JP6941483B2 (ja) * 2017-06-07 2021-09-29 日本高周波鋼業株式会社 磁歪部材およびその製造方法
JP7072146B2 (ja) * 2018-03-19 2022-05-20 住友金属鉱山株式会社 鉄ガリウム合金の単結晶育成方法
JP6399502B1 (ja) * 2018-03-26 2018-10-03 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 磁歪材料およびそれを用いた磁歪式デバイス
JP2019169671A (ja) * 2018-03-26 2019-10-03 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 磁歪材料およびそれを用いた磁歪式デバイス
JP2020035887A (ja) * 2018-08-30 2020-03-05 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 磁歪素子およびそれを用いた磁歪式振動発電装置
JP2020050920A (ja) * 2018-09-27 2020-04-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 磁歪素子および磁歪素子の製造方法
JP7285424B2 (ja) * 2019-01-29 2023-06-02 住友金属鉱山株式会社 振動発電デバイスの製造方法及び磁歪部品の製造方法
JP7394332B2 (ja) * 2019-03-26 2023-12-08 住友金属鉱山株式会社 鉄ガリウム合金の単結晶インゴットの育成方法およびその加工方法、鉄ガリウム合金の単結晶インゴット
EP4064372A4 (en) * 2019-11-18 2023-12-20 Sumitomo Metal Mining Co., Ltd. MAGNETOSTRICTIVE ELEMENT AND METHOD FOR PRODUCING MAGNETOSTRICTIVE ELEMENT
CN116888312A (zh) 2021-02-09 2023-10-13 住友金属矿山株式会社 磁致伸缩构件以及磁致伸缩构件的制造方法
US12464952B2 (en) 2021-02-09 2025-11-04 Sumitomo Metal Mining Co., Ltd. Magnetostrictive member and method for manufacturing magnetostrictive member
JP7782142B2 (ja) 2021-04-23 2025-12-09 住友金属鉱山株式会社 磁歪部材及び磁歪部材の製造方法
JPWO2024190195A1 (ja) 2023-03-10 2024-09-19
WO2024190194A1 (ja) 2023-03-10 2024-09-19 住友金属鉱山株式会社 磁歪部材及び磁歪部材の製造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04246151A (ja) * 1991-01-30 1992-09-02 Toshiba Corp 超磁歪合金の製造方法
JP2003286550A (ja) * 2002-03-27 2003-10-10 Yasubumi Furuya ＦｅＧａ合金超磁歪材料
WO2005087963A1 (ja) * 2004-03-11 2005-09-22 Japan Science And Technology Agency バルク固化急冷材料及びその製造方法
JP2012076030A (ja) * 2010-10-04 2012-04-19 Kanazawa Univ 中空磁歪振動子による液体供給装置
JP2014023368A (ja) * 2012-07-23 2014-02-03 Mitsumi Electric Co Ltd 発電素子
JP2014084484A (ja) * 2012-10-22 2014-05-12 Hirosaki Univ ＦｅＣｏ系磁歪合金及びその製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US752A (en) * 1838-05-30 Machine for mortising timber
US4609402A (en) 1985-10-28 1986-09-02 Iowa State University Research Foundation, Inc. Method of forming magnetostrictive rods from rare earth-iron alloys
JPH062635B2 (ja) 1989-06-30 1994-01-12 日本鋼管株式会社 巨大磁歪合金ロツドの製造方法
JP3452210B2 (ja) 1994-04-19 2003-09-29 Ｔｄｋ株式会社 磁歪材の製造方法
US6273966B1 (en) 1998-12-03 2001-08-14 Etrema Products, Inc. High performance rare earth-transition metal magnetostrictive materials
US20030010405A1 (en) * 2000-01-28 2003-01-16 Clark Arthur E Magnetostrictive devices and methods using high magnetostriction, high strength fega alloys
US8308874B1 (en) * 2001-01-29 2012-11-13 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy Magnetostrictive materials, devices and methods using high magnetostriction, high strength FeGa and FeBe alloys
CN101654759B (zh) 2008-08-19 2011-09-21 北京麦格东方材料技术有限公司 一种磁致伸缩材料及其制备方法
CN102400034B (zh) * 2011-11-29 2013-05-08 东北大学 一种FeGa磁致伸缩合金丝的制备方法
JP6606638B2 (ja) 2014-07-14 2019-11-20 株式会社福田結晶技術研究所 Ｆｅ−Ｇａ基合金単結晶の育成方法及び育成装置
WO2016066723A1 (en) * 2014-10-28 2016-05-06 Katholieke Universiteit Leuven Electrical machines

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04246151A (ja) * 1991-01-30 1992-09-02 Toshiba Corp 超磁歪合金の製造方法
JP2003286550A (ja) * 2002-03-27 2003-10-10 Yasubumi Furuya ＦｅＧａ合金超磁歪材料
WO2005087963A1 (ja) * 2004-03-11 2005-09-22 Japan Science And Technology Agency バルク固化急冷材料及びその製造方法
JP2012076030A (ja) * 2010-10-04 2012-04-19 Kanazawa Univ 中空磁歪振動子による液体供給装置
JP2014023368A (ja) * 2012-07-23 2014-02-03 Mitsumi Electric Co Ltd 発電素子
JP2014084484A (ja) * 2012-10-22 2014-05-12 Hirosaki Univ ＦｅＣｏ系磁歪合金及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3252192A4 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019186327A (ja) * 2018-04-05 2019-10-24 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 磁歪材料およびそれを用いた磁歪式デバイス
US11008642B2 (en) * 2018-04-05 2021-05-18 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Magnetostrictive material and magnetostriction type device using the same
JP2020136594A (ja) * 2019-02-25 2020-08-31 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 磁歪素子およびその製造方法

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