(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒ  ２５〜３５ｍａｓｓ％、Ｃｏ  １０〜２０ｍａｓｓ％、Ｍｏ  ０．５〜３．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ  ４７〜６４．５ｍａｓｓ％及び不可避的不純物からなる組成の合金を溶解、造塊する工程、
造塊後の合金を温度１２５０℃〜８５０℃において熱間加工する工程、
熱間加工後の合金を温度１０００℃〜１３００℃、１５分〜１時間で溶体化処理する工程、
溶体化処理後の合金を温度６２０℃〜６７０℃、３０分〜２時間で磁界中熱処理する工程、
磁界中熱処理後の合金を温度６００℃〜６５０℃でかつ前記磁界中熱処理の温度よりも低い温度で３０分〜２時間で熱処理する第一の時効処理工程、
第一の時効処理工程後の合金を温度５５０℃〜６４０℃でかつ前記第一の時効処理工程よりも低い温度で、１時間〜３時間でかつ前記第一の時効処理工程よりも長い時間熱処理する第二の時効処理工程、
第二の時効処理工程に連続して、２℃／時間〜１０℃／時間の一定冷却速度で４５０℃〜５５０℃まで冷却する冷却工程、
を含み、前記冷却工程後における保磁力Ｈｃが６３．７ｋＡ／ｍ以上の永久磁石合金を得ることを特徴とする永久磁石合金の熱処理方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、電磁リレー、小型ブザー、磁気反転表示装置などの電磁部品に使用されるＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金の熱処理方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金は、塑性加工や機械加工が可能であるという利点を有するために、電磁リレー、小型ブザーなどの各種電磁部品に使用されている。
近年、電磁部品の小型化に伴い、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金の磁気特性の向上、特に、高保磁力化が要求されている。
【０００３】
Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金の磁気特性の改良については、古くから多くの試みがなされており、例えば特公昭４９−２０４５１号には、Ｍｏを添加することにより磁気特性、特に保磁力の向上が顕著であることが記載され、また、その製造方法として、合金の溶解鋳造後、溶体化処理、磁界中熱処理、時効処理することが記載されている。具体的には、３％Ｍｏ−２５％Ｃｏ−３１％Ｃｒ−残部Ｆｅからなる合金を１３５０℃で溶体化処理後、６４０℃×２５分の磁界中熱処理、さらに６１０℃×１時間の時効処理によって保磁力Ｈｃが８５０Ｏｅの合金を得ている。
【０００４】
しかしながら、前記のＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金は、Ｆｅの含有量が４１ｍａｓｓ％と少ないため、脆性相（σ相）の析出温度が約１０００℃と比較的高温であり、工業的規模で熱間加工するとき、加工中の温度低下に伴いσ相が析出し易く、健全な材料を得ることが容易ではない。一般的に、Ｆｅの含有量が４７ｍａｓｓ％未満になると、σ相の析出によって熱間加工は極めて困難になる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記特公昭４９−２０４５１号以外にも特公昭５１−１８８８４号をはじめ様々な添加元素により磁気特性の向上が試みられているが、いずれも保磁力Ｈｃが６３．７ｋＡ／ｍ（約８００Ｏｅ）以上で、かつＦｅの含有量が４７ｍａｓｓ％以上のσ相の析出量が少なく熱間加工が容易な合金ではなく、近年の要求を満足することはできなかった。
【０００６】
この発明は、従来達成することが困難であった、例えば６３．７ｋＡ／ｍ（約８００Ｏｅ）以上の高保磁力を有し、かつσ相の生成が抑制され優れた熱間加工性を有するＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金の製造方法の提供を目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、前記目的を達成すべく種々検討の結果、添加元素してＭｏを含有するＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金において、成分組成を限定することによりσ相の生成が抑制されて熱間加工性が向上するとともに、従来とは異なる時効処理を施すことにより、６３．７ｋＡ／ｍ（約８００Ｏｅ）以上の高保磁力を有するＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金を得られることを知見し、この発明を完成した。
【０００８】
すなわち、この発明は、
（１）  Ｃｒ  ２５〜３５ｍａｓｓ％、Ｃｏ  １０〜２０ｍａｓｓ％、Ｍｏ  ０．５〜３．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ  ４７〜６４．５ｍａｓｓ％及び不可避的不純物からなる組成の合金を溶解、造塊する工程、
（２）  造塊後の合金を温度１２５０℃〜８５０℃において熱間加工する工程、
（３）  熱間加工後の合金を温度１０００℃〜１３００℃、１５分〜１時間で溶体化処理する工程、
（４）  溶体化処理後の合金を温度６２０℃〜６７０℃、３０分〜２時間で磁界中熱処理する工程、
（５）  磁界中熱処理後の合金を温度６００℃〜６５０℃でかつ前記磁界中熱処理の温度よりも低い温度で３０分〜２時間で熱処理する第一の時効処理工程、
（６）  第一の熱処理工程後の合金を温度５５０℃〜６４０℃でかつ前記第一の熱処理工程よりも低い温度で、１時間〜３時間でかつ前記第一の熱処理工程よりも長い時間熱処理する第二の時効処理工程、
（７）  第二の時効処理工程に連続して、２℃／時間〜１０℃／時間の一定冷却速度で４５０℃〜５５０℃まで冷却する冷却工程、
を含み、前記冷却工程後における保磁力Ｈｃが６３．７ｋＡ／ｍ以上の永久磁石合金を得ることを特徴とする永久磁石合金の熱処理方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
この発明によるＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金において、Ｃｒが２５ｍａｓｓ％未満では保磁力発生の基となる非磁性相の割合が減少し高保磁力が期待できない。逆に、３５ｍａｓｓ％を超えるとスピノーダル分解におけるＣｒリッチの非磁性相の割合が増加し、磁気特性が全体として低下するとともに、高温域でσ相が析出し熱間加工性が低下する。従って、Ｃｒは２５〜３５ｍａｓｓ％との範囲とする。好ましい範囲は２７〜３４ｍａｓｓ％で、さらに好ましい範囲は２９〜３２ｍａｓｓ％である。
【００１０】
Ｃｏが１０ｍａｓｓ％未満では保磁力、残留磁束密度が低下し、２０ｍａｓｓ％を超えると高温域でσ相が析出し熱間加工性が低下し、また、溶解時の合金鋳塊が凝固・冷却時に多量のσ相が析出するため、次工程の加熱時に熱応力により合金に割れが生じる。従って、Ｃｏは１０〜２０ｍａｓｓ％とする。好ましい範囲は１４〜１９ｍａｓｓ％で、さらに好ましい範囲は１５〜１８ｍａｓｓ％である。
【００１１】
Ｍｏは保磁力向上のための必須元素であるが、０．５ｍａｓｓ％では保磁力向上の効果がなく、３．５ｍａｓｓ％を超えると該効果が飽和するとともにσ相が析出し熱間加工性が低下する。また、靭性に富むγ相領域が減少しα相が拡張するため結晶粒の粗大化を招き、冷間加工性が低下する。従って、Ｍｏは０．５〜３．５ｍａｓｓ％とする。特に好ましい範囲は１．５〜２．５ｍａｓｓ％である。
【００１２】
Ｆｅは本系合金の根幹をなすものでありその残部を占めるが、４７ｍａｓｓ％未満ではσ相の析出によって熱間加工が困難になるため、４７〜６４．５ｍａｓｓ％とする。好ましい範囲は４９〜５５ｍａｓｓ％である。また、上記の必須元素とともに工業上不可避な不純物を許容することができる。
【００１３】
この発明におけるＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金の製造方法の一例を以下に示す。
まず、上述した組成の合金を一般的な手段により溶解・造塊する。
次いで、得られた合金インゴットを、温度１２５０℃〜８５０℃の領域において、熱間鍛造、熱間圧延などの熱間加工を行なう。
次に、必要に応じて、冷間加工によって該合金をシート状またはコイル状に加工する。
次に、用途に応じた形状となすために、プレスにより打ち抜き加工あるいはカッティング加工を行なう。
前記により得られた所定の個片形状に加工された合金を、溶体化処理した後、磁界中熱処理し、最後に時効処理を施す。
【００１４】
一般に、先述した特公昭４９−２０４５１号に記載されるような、Ｃｏ含有量が比較的多い（例えば１５ｍａｓｓ％以上）合金の場合、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金の保磁力発生機構であるスピノーダル分解の速度が早いため、時効処理には図１や図２に示す如くの熱処理パターンによる、いわゆる等温多段処理が用いられる。すなわち、図１に示すように、磁界中熱処理の温度よりも低い温度で一段目の熱処理を行ない、次いで、一段目の熱処理よりも低い温度で二段目の熱処理を行なった後、適当な冷却速度で冷却する。また、図２に示すように、二段目の熱処理よりも低い温度で三段目の熱処理を行なった後、適当な冷却速度で冷却する場合もある。
【００１５】
一方、Ｃｏ含有量が比較的少ない（例えば１５ｍａｓｓ％未満）低Ｃｏ合金の場合、スピノーダル分解の速度が遅いため、上記の等温多段時効処理の後徐冷を行なう、図３に示すような熱処理パターンを用いることがある。
【００１６】
発明者らは、この発明によるＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金は、Ｍｏの添加によってスピノーダル分解の速度が遅くなり、前記の等温多段時効処理ではその特性を最大限発揮できていないことを知見した。そして、従来、低Ｃｏ合金の場合に採用されることがあった等温多段時効処理の後の制御冷却に着目し、この発明による特定組成のＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金に最も適した時効処理条件を見い出すことによって、従来存在しなかった６３．７ｋＡ／ｍ（約８００Ｏｅ）を超える優れた保磁力と優れた熱間加工性の両方を備えるＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金を得るに至った。
【００１７】
この発明による時効処理は、図３に示す如く、まず、磁界中熱処理の温度よりも低い温度で一段目の熱処理（第一の時効処理工程）を行なった後、一段目の時効処理よりも若干低い温度でかつ一段目の時効処理よりも長い時間二段目の熱処理（第二の時効処理工程）を行ない、その後、温度を制御しながら特定の温度まで徐冷した後、放冷あるいは急冷することを主な特徴とする。
【００１８】
第一の時効処理工程は磁界中熱処理の温度よりも低い温度で実行される。この発明による永久磁石合金における磁界中熱処理の温度は６２０℃〜６７０℃が好ましい範囲である。従って、第一の時効処理工程は６００℃〜６５０℃の範囲でかつ上記の磁界中熱処理の温度よりも低い温度で行なうことが好ましい。熱処理時間は３０分〜２時間程度が好ましい。熱処理雰囲気は特に問わないが、酸化防止のために不活性ガス中で行なうことが好ましい。
【００１９】
第二の時効処理工程は、温度５５０℃〜６４０℃でかつ前記第一の時効処理工程よりも低い温度で行なうことが好ましい。熱処理時間は１時間〜３時間でかつ前記第一の時効処理工程よりも長い時間行なうことが好ましい。熱処理雰囲気は第一の時効処理工程と同様に特に問わないが、酸化防止のために不活性ガス中で行なうことが好ましい。
【００２０】
第二の熱処理工程に連続して、２℃／時間〜１０℃／時間の一定冷却速度で制御徐冷を行なうことが好ましい。２℃／時間未満では適正なスピノーダル分解が起こらず、また時効処理全体に長時間を要することになり、１０℃／時間を超えても適正なスピノーダル分解が起こらず、保磁力向上効果が低下するためである。
【００２１】
上記の制御徐冷は、４５０℃〜５５０℃に達するまで行なうことが好ましい。４５０℃未満あるいは５５０℃以上では保磁力向上効果が期待できない。４５０℃〜５５０℃に到達後は、放冷あるいは急冷など、適当な冷却速度で冷却すればよい。
【００２２】
上記のようなこの発明による時効処理を施すことにより、以下の実施例に示すように、得られるＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ−Ｍｏ永久磁石合金の保磁力は６３．７ｋＡ／ｍ（約８００Ｏｅ）以上を示し、好ましい組成範囲では７１．０ｋＡ／ｍ（約９００Ｏｅ）にまで達することが可能となる。
【００２３】
また、この発明によるＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金は、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｆｅの各元素が最適な組成範囲に選択されているため、σ相の生成が抑制され、塑性変形能、特に、熱間加工性に優れるという利点を有する。
【００２４】
【実施例】
実施例１
５１％Ｆｅ−３１．５％Ｃｒ−１５．５％Ｃｏ−２％Ｍｏ（ｍａｓｓ％）からなる組成の本発明合金、５０％Ｆｅ−３１．５％Ｃｒ−１８．５％Ｃｏ（ｍａｓｓ％）からなる組成の比較例合金及び５０％Ｆｅ−３２．５％Ｃｒ−１７．５％Ｃｏ（ｍａｓｓ％）からなる組成の比較例合金をそれぞれ溶解鋳造し、得られた鋳塊を熱間鍛造により外径１００ｍｍ×１０００ｍｍに加工した後水冷し、次いで旋削により外径９０ｍｍ×１０００ｍｍに加工し、さらに、１２００℃に加熱後、加工率９９％で外径９０ｍｍから外径９．５ｍｍに熱間圧延を施した。熱間圧延の終了温度約９００℃であった。
【００２５】
得られた本発明合金及び比較例合金の金属組織写真（倍率：４００倍）の模写図を図４Ａ〜Ｃに示す。Ｃが本発明合金、Ａ，Ｂが比較例合金である。写真において黒く見える部分が析出したσ相である。図４から明らかなように、この発明によるＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ−Ｍｏ系永久磁石合金は、顕著にσ相の生成が抑制されていることが分かる。
【００２６】
実施例２
Ｃｒ２８．５〜３１．５ｍａｓｓ％、Ｃｏ１５．５〜１７．５ｍａｓｓ％、Ｍｏ２ｍａｓｓ％、残部Ｆｅからなる組成の本発明合金をそれぞれ溶解、熱間鍛造、旋削、熱間圧延、溶体化処理、冷間伸線、溶体化処理した後、各組成に応じて６４０℃〜６６０℃の温度で磁界中熱処理を施し、さらに、図３に示す熱処理パターンで、第一の時効処理工程を各組成に応じて６１５℃〜６２５℃×１．５時間、第二の時効処理工程を６０５℃〜６１５℃×２時間、制御徐冷を４℃／時間で５００℃まで徐冷した後放冷するこの発明による時効処理を施した。得られた本発明合金の保磁力Ｈｃを図５に示す。図中、黒色のプロットが本発明の時効処理を施した本発明合金である。
【００２７】
比較例１
実施例２と同じ組成、同じ工程により磁界中熱処理まで行なった合金を、図２に示す熱処理パターンで、一段目の熱処理を６２０℃×１時間、二段目の熱処理を５７５℃×２時間、三段目の熱処理を５４５℃×３時間で行なう等温多段時効処理を施した。得られた比較例合金の保磁力Ｈｃを図５に示す。図中、白抜きのプロットが従来の等温多段時効処理を施した比較例合金である。
【００２８】
図５から明らかなように、本発明による多段時効処理を施すことにより、保磁力Ｈｃが著しく向上することが分かる。特に、好ましい組成範囲では７０．０ｋＡ／ｍ（約８８０Ｏｅ）を超える保磁力Ｈｃが得られている。
【００２９】
実施例３
Ｃｒ２７．５〜３１．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ５０〜５２ｍａｓｓ％、Ｍｏ２ｍａｓｓ％、残部Ｃｏからなる組成の本発明合金を実施例２と同様の方法により作製した。得られた本発明合金（黒色のプロット）の保磁力Ｈｃを図６に示す。また、９００℃×３０分の熱処理後の結晶粒界の硬さＨＶを図７に示す。
【００３０】
比較例２
Ｃｒ２８．５〜３６．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ４８〜５２ｍａｓｓ％、残部Ｃｏからなる組成の本発明合金を比較例１と同様の方法により作製した。得られた比較例合金（白抜きのプロット）の保磁力Ｈｃを図６に示す。また、９００℃×３０分の熱処理後の結晶粒界の硬さＨＶを図７に示す。
【００３１】
図６から明らかなように、本発明による熱処理方法を適用した本発明合金は、従来の熱処理方法を用いた比較例合金に比べ優れた保磁力Ｈｃを有することが分かる。また、図６及び図７から明らかなように、本発明合金は６５ｋＡ／ｍ（約８２０Ｏｅ）を超える高保磁力を有しているが結晶粒界の硬さＨＶは５００〜７００程度である。一方、Ｍｏを添加しない比較例合金は、保磁力Ｈｃが高くなるにつれて結晶粒界の硬さＨＶも高くなり、保磁力Ｈｃが６５ｋＡ／ｍ（約８２０Ｏｅ）になると結晶粒界の硬さＨＶは７００を超える。すなわち、本発明合金は、優れた保磁力と優れた熱間加工性の両方を備えていることが分かる。
【００３２】
【発明の効果】
この発明によれば、従来達成することが困難であった、例えば６３．７ｋＡ／ｍ（約８００Ｏｅ）以上の高保磁力を有し、かつσ相の生成が抑制され優れた熱間加工性を有するＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金を容易に製造することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】等温多段時効処理のパターンの一例を示す時間と温度のグラフである。
【図２】等温多段時効処理の他のパターンの一例を示す時間と温度のグラフである。
【図３】等温多段時効処理後に徐冷を行なう場合のパターンの一例を示す時間と温度のグラフである。
【図４】Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系永久磁石合金のの熱間圧延後の金属組織写真のを示す模写図であり、ＡとＢは比較例合金、Ｃは本発明合金である。
【図５】Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ−Ｍｏ合金における本発明の時効処理と比較例の時効処理の保磁力の関係を示すグラフである。
【図６】本発明合金と比較例合金との組成と保磁力の関係を示すグラフである。
【図７】本発明合金と比較例合金との組成と結晶粒界硬さの関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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