JPS61190901A - Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金薄板状磁石の製造方法 - Google Patents
Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金薄板状磁石の製造方法Info
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- JPS61190901A JPS61190901A JP60030196A JP3019685A JPS61190901A JP S61190901 A JPS61190901 A JP S61190901A JP 60030196 A JP60030196 A JP 60030196A JP 3019685 A JP3019685 A JP 3019685A JP S61190901 A JPS61190901 A JP S61190901A
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- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
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- Power Engineering (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
- Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明はＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金の薄板状異方性磁石の
製造法であり、さらに詳しく述べるならば磁場中熱処理
を製造工程中に含まない方法に関するものである。
製造法であり、さらに詳しく述べるならば磁場中熱処理
を製造工程中に含まない方法に関するものである。
薄板状異方性磁石をモーターや発電機等電磁回転機器の
回転子などに製造する際にＦｅ−Ｃｒ−Ｃ。
回転子などに製造する際にＦｅ−Ｃｒ−Ｃ。
系合金は打抜き加工等が適用出来るので、モーター等の
部品製作が容易である。部品としての形状完成後着磁を
施して永久磁石化して該Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃ。
部品製作が容易である。部品としての形状完成後着磁を
施して永久磁石化して該Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃ。
系合金を用いるものである。したがって、薄板状Ｆｅ−
Ｃｒ−Ｃｏ系合金は、加工困難な粉末焼結磁石（フェラ
イト磁石など）や鋳造磁石（アルニコ磁石など）に比較
して、製造能率上工業的に大きな利点がある。
Ｃｒ−Ｃｏ系合金は、加工困難な粉末焼結磁石（フェラ
イト磁石など）や鋳造磁石（アルニコ磁石など）に比較
して、製造能率上工業的に大きな利点がある。
Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金磁石の製造工程には、合金中に
スピノーダル分解を生せしめる熱処理工程が磁気特性発
現上の必要な工程として含まれる。
スピノーダル分解を生せしめる熱処理工程が磁気特性発
現上の必要な工程として含まれる。
Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合゛金は、ある温度（一般に６５０
℃程度）以下の温度で常磁性相αｇ（Ｃｒ富化相）と強
磁性相αｌ（Ｆ ｅ、 Ｃｏ富化相）とに分離する相分
離を呈する。このような相分離をスピノーダル分解と言
う。熱処理条件を適当に選ぶことによってこのα１相を
直径数百オングストローム程度の略々球形の微細粒子と
して均一に析出させると、所謂単磁区粒子型の等方性磁
石となる。しかし高性能の磁石特性を望むならば、α１
粒子の形状を特定方向に揃えて長く引伸ばすこと（これ
を、「粒子への形状磁気異方性の付与」という）が必要
であり、そのような組織のＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金を得
ると、α１粒子伸長方向にＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金が磁
化された場合、磁気エネルギー積の大きな磁石となる。
℃程度）以下の温度で常磁性相αｇ（Ｃｒ富化相）と強
磁性相αｌ（Ｆ ｅ、 Ｃｏ富化相）とに分離する相分
離を呈する。このような相分離をスピノーダル分解と言
う。熱処理条件を適当に選ぶことによってこのα１相を
直径数百オングストローム程度の略々球形の微細粒子と
して均一に析出させると、所謂単磁区粒子型の等方性磁
石となる。しかし高性能の磁石特性を望むならば、α１
粒子の形状を特定方向に揃えて長く引伸ばすこと（これ
を、「粒子への形状磁気異方性の付与」という）が必要
であり、そのような組織のＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金を得
ると、α１粒子伸長方向にＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金が磁
化された場合、磁気エネルギー積の大きな磁石となる。
このような磁石を、既述の等方性磁石と区別して異方性
磁石と言い、かかる磁石の製造のためには着磁前の工程
で、磁場中でスピノーダル分解熱処理を行い、α１相析
出粒子を磁場方向に伸ばした形状とするという磁場中ス
ピノーダル分解熱処理法が広く行われている。しかし磁
場中熱処理は、磁場を構成すべき外部電磁石の磁極間の
挾小な空間でＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金を熱処理せねばな
らないため生産能率が悪く、多量生産に適しない。一方
、磁場中熱処理を用いず、通常環境でのスピノーダル分
解熱処理を中途まで進行させて等方向に分散したα１相
粒子を析出せしめた後、材料を塑性変形して析出粒子を
細長く引伸ばすこと゛により、α、相粒子に形状磁気異
方性を与える方法も既に開発されている。たとえばＳ
、 Ｊ ｉｎ、 ＩＥＥＥＴｒａｎｓ、 Ｍａｇ、 Ｖ
ｏｌ、 ｍａｇ １５＋ ｎｏ、 ６． Ｎｏｖｅｍ
ｂｅｒ１９７９、 Ｐ 、 １７４Ｂにかかる方法が掲
載されている。
磁石と言い、かかる磁石の製造のためには着磁前の工程
で、磁場中でスピノーダル分解熱処理を行い、α１相析
出粒子を磁場方向に伸ばした形状とするという磁場中ス
ピノーダル分解熱処理法が広く行われている。しかし磁
場中熱処理は、磁場を構成すべき外部電磁石の磁極間の
挾小な空間でＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金を熱処理せねばな
らないため生産能率が悪く、多量生産に適しない。一方
、磁場中熱処理を用いず、通常環境でのスピノーダル分
解熱処理を中途まで進行させて等方向に分散したα１相
粒子を析出せしめた後、材料を塑性変形して析出粒子を
細長く引伸ばすこと゛により、α、相粒子に形状磁気異
方性を与える方法も既に開発されている。たとえばＳ
、 Ｊ ｉｎ、 ＩＥＥＥＴｒａｎｓ、 Ｍａｇ、 Ｖ
ｏｌ、 ｍａｇ １５＋ ｎｏ、 ６． Ｎｏｖｅｍ
ｂｅｒ１９７９、 Ｐ 、 １７４Ｂにかかる方法が掲
載されている。
この方法によれば多量生産適性は改善される。しかしこ
の技術において、合金の塑性変形法として棒状にスェー
ジングするとか線引きする場合には形状異方性付与効果
が顕著であるが、板圧延の場合には、α１相粒子への形
状磁気異方性付与の効果が滅じ、磁石性能がかなり低下
する。たとえばＳ、Ｊｉｎによれば、Ｆｅ−３３％、Ｃ
ｒ−１１゜５％Ｃｏ合金を線引きした場合には約４〜５
Ｍ Ｇ Ｏｅの（ＢＨ）ｍａｘ（最大磁気エネルギー
積）が得られるが、薄板圧延の場合には約２〜３ＭＧＯ
ｅ程度しか得られない。
の技術において、合金の塑性変形法として棒状にスェー
ジングするとか線引きする場合には形状異方性付与効果
が顕著であるが、板圧延の場合には、α１相粒子への形
状磁気異方性付与の効果が滅じ、磁石性能がかなり低下
する。たとえばＳ、Ｊｉｎによれば、Ｆｅ−３３％、Ｃ
ｒ−１１゜５％Ｃｏ合金を線引きした場合には約４〜５
Ｍ Ｇ Ｏｅの（ＢＨ）ｍａｘ（最大磁気エネルギー
積）が得られるが、薄板圧延の場合には約２〜３ＭＧＯ
ｅ程度しか得られない。
上述の如く、従来の知見によれば、磁場中熱処理を用い
ずにスピノーダル分解熱処理の中途段階に塑性変形を導
入する製造法は、棒状や線状の磁石製品を得るには適す
るが、薄板状の高性能磁石を得るのは困難であるという
問題があった。本発明は最終的に薄板状の磁石を得、且
つ高性能化とくに最大磁気エネルギー積の改善を達成し
て、この問題を解消するものである。
ずにスピノーダル分解熱処理の中途段階に塑性変形を導
入する製造法は、棒状や線状の磁石製品を得るには適す
るが、薄板状の高性能磁石を得るのは困難であるという
問題があった。本発明は最終的に薄板状の磁石を得、且
つ高性能化とくに最大磁気エネルギー積の改善を達成し
て、この問題を解消するものである。
上記問題を解決する本発明法の技術の構成を示すと以下
のとおりである。
のとおりである。
最終的に求められるのは薄板状の磁石であるが、第１図
に示すように、まず■管状の素材１を製造する。これは
熱間押出し、回転鍛造穿孔等公知の熱間鋼管成形法によ
るか、あるいは熱延鋼板または冷延鋼板を用いて電縫鋼
管や鍛接鋼管の製造法などに準じて成形してもよく、ま
た鋳片あるいは鍛造済みのビレットを機械的に切削して
作製してもよい。場合によっては合金溶湯を中空円筒状
に鋳造して管状の素材としてもよい。熱間成形の場合は
成形温度は特に限定しないが９００〜１２５０℃が好適
であり、低温にすぎるとσ相が形成され加工困難となる
ことがある。次に、■この管状素材を９００〜１１００
℃に加熱して溶体化処理し、空冷以上の冷却速度で冷却
する。次に、■素材に第一次熱処理を施す。すなわち、
スピノーダル分解開始温度以上の温度Ｔ、たとえば６５
０〜７００℃に加熱し、適度に制御された冷却速度たと
えば１０〜ｂ／ｈにて温度Ｔまたとえば５８０〜６２０
℃の範囲の温度に至らしめ、然る後■Ｔ２以下室温まで
の温度範囲（Ｔ、）にて素材管をストレッチレデューサ
２によりストレッチ圧延する。外径減少率はストレッチ
レデューサ−２の各スタンドで１０％以内、累計で８０
％程度以内が好適である。次に、■延伸された管３を長
手方向に沿って図示の如く切り開き、一本あるいは複数
本の長片に分割する。この切断は機械的に行ってもよく
、レーザービーム切断等によってもよいが、アーク溶断
等は熱影響部が広くなるため第一次熱処理の効果が減殺
されるので好ましくない。■切断後の材料をプレス圧延
装置４によりプレスして平板とし、そのままかあるいは
更に材料長手方向に板圧延を行う。この圧延は、望まし
い平坦度の板とすること、および所要の最終厚さを得る
ことを主な目的とし、圧下率としては軽度が望ましく、
５０％以下が好適である。これら作業もＴ２以下室温ま
での温度範囲で行う。圧延を終了した材料をプレス打抜
き加工等により所要部品形状とした上で、次工程に移っ
てもよく、圧延済みの板のままで次工程に移ってもよい
。■材料を再び温度Ｔ４に加熱し、第二次熱処理を施す
。この温度Ｔ４はＴ２に出来るだけ正確に一致させる必
要がある。Ｔ４以降適宜に制御された冷却速度たとえば
１〜ｂ ４５０〜５２０℃の範囲内の温度Ｔ、に至らしめ、以後
放冷あるいは水冷する。
に示すように、まず■管状の素材１を製造する。これは
熱間押出し、回転鍛造穿孔等公知の熱間鋼管成形法によ
るか、あるいは熱延鋼板または冷延鋼板を用いて電縫鋼
管や鍛接鋼管の製造法などに準じて成形してもよく、ま
た鋳片あるいは鍛造済みのビレットを機械的に切削して
作製してもよい。場合によっては合金溶湯を中空円筒状
に鋳造して管状の素材としてもよい。熱間成形の場合は
成形温度は特に限定しないが９００〜１２５０℃が好適
であり、低温にすぎるとσ相が形成され加工困難となる
ことがある。次に、■この管状素材を９００〜１１００
℃に加熱して溶体化処理し、空冷以上の冷却速度で冷却
する。次に、■素材に第一次熱処理を施す。すなわち、
スピノーダル分解開始温度以上の温度Ｔ、たとえば６５
０〜７００℃に加熱し、適度に制御された冷却速度たと
えば１０〜ｂ／ｈにて温度Ｔまたとえば５８０〜６２０
℃の範囲の温度に至らしめ、然る後■Ｔ２以下室温まで
の温度範囲（Ｔ、）にて素材管をストレッチレデューサ
２によりストレッチ圧延する。外径減少率はストレッチ
レデューサ−２の各スタンドで１０％以内、累計で８０
％程度以内が好適である。次に、■延伸された管３を長
手方向に沿って図示の如く切り開き、一本あるいは複数
本の長片に分割する。この切断は機械的に行ってもよく
、レーザービーム切断等によってもよいが、アーク溶断
等は熱影響部が広くなるため第一次熱処理の効果が減殺
されるので好ましくない。■切断後の材料をプレス圧延
装置４によりプレスして平板とし、そのままかあるいは
更に材料長手方向に板圧延を行う。この圧延は、望まし
い平坦度の板とすること、および所要の最終厚さを得る
ことを主な目的とし、圧下率としては軽度が望ましく、
５０％以下が好適である。これら作業もＴ２以下室温ま
での温度範囲で行う。圧延を終了した材料をプレス打抜
き加工等により所要部品形状とした上で、次工程に移っ
てもよく、圧延済みの板のままで次工程に移ってもよい
。■材料を再び温度Ｔ４に加熱し、第二次熱処理を施す
。この温度Ｔ４はＴ２に出来るだけ正確に一致させる必
要がある。Ｔ４以降適宜に制御された冷却速度たとえば
１〜ｂ ４５０〜５２０℃の範囲内の温度Ｔ、に至らしめ、以後
放冷あるいは水冷する。
第２図は、薄板状磁石を得る従来の技術を示す。
本発明の新規な所は、上述の■■■■かられかるように
、まず鋼管に成形してから、それを延伸し、切開いて圧
延して平板とする点である。■■■の各工程は、従来実
施されたところと同様であると考えてよい。
、まず鋼管に成形してから、それを延伸し、切開いて圧
延して平板とする点である。■■■の各工程は、従来実
施されたところと同様であると考えてよい。
以上要するに、問題解決の手段の骨子とするところは、
従来技術の板圧延に替えて、中空円筒を延伸せしめそれ
を切開いて板を得ることである。
従来技術の板圧延に替えて、中空円筒を延伸せしめそれ
を切開いて板を得ることである。
本発明の作用は、第１図に示した第一次熱処理によって
形成されたスピノーダル分解粒子α重相を、好適な形状
および分布になるように延伸させることである。このα
、相粒子の形状と分布が磁石特性を左右すると考えられ
、α、相粒子はなるべく細長い形状で配向の揃った粒子
となること、しかも粒子相互があまり接近しすぎないこ
とが望まれる（大島信太部他編、新しい応用磁気（２）
、ラティス社刊、１９８０年４月３０日、Ｐ、５１〜６
６）。通常の板圧延では、圧延後の板厚方向において各
粒子が接近しすぎることによって、粒子分布が特に保磁
力に悪影響を及ぼす。また粒子形状も、細長い形という
よりも円盤状に近いものとなる傾向があり、α、相粒子
の延伸によって最大磁気エネルギー積がさほど改善され
ないので好ましくない。これに反し、管材のストレッチ
圧延の場合は、加工片である管の長手に、伸長される割
合に管壁の厚みはさほど減少せず、各粒子は過剰接近せ
ずに長手方向に延伸され、また細長い形状で管の伸長方
向に配向が揃う傾向が強いので、粒子の形状、分布が大
巾に改善される。すなわち優れた粒子形状磁気異方性に
よって特に最大磁気エネルギー積が優れた単磁区粒子異
方性磁石が得られるのである。
形成されたスピノーダル分解粒子α重相を、好適な形状
および分布になるように延伸させることである。このα
、相粒子の形状と分布が磁石特性を左右すると考えられ
、α、相粒子はなるべく細長い形状で配向の揃った粒子
となること、しかも粒子相互があまり接近しすぎないこ
とが望まれる（大島信太部他編、新しい応用磁気（２）
、ラティス社刊、１９８０年４月３０日、Ｐ、５１〜６
６）。通常の板圧延では、圧延後の板厚方向において各
粒子が接近しすぎることによって、粒子分布が特に保磁
力に悪影響を及ぼす。また粒子形状も、細長い形という
よりも円盤状に近いものとなる傾向があり、α、相粒子
の延伸によって最大磁気エネルギー積がさほど改善され
ないので好ましくない。これに反し、管材のストレッチ
圧延の場合は、加工片である管の長手に、伸長される割
合に管壁の厚みはさほど減少せず、各粒子は過剰接近せ
ずに長手方向に延伸され、また細長い形状で管の伸長方
向に配向が揃う傾向が強いので、粒子の形状、分布が大
巾に改善される。すなわち優れた粒子形状磁気異方性に
よって特に最大磁気エネルギー積が優れた単磁区粒子異
方性磁石が得られるのである。
本発明方法を適用できるＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金の組成
は特に制限がなく、スピノーダル分解を利用するすべて
のものを含む。その例として特開昭５５−１１５９５４
号、特公昭５９−４０２１８号のものを挙げる。
は特に制限がなく、スピノーダル分解を利用するすべて
のものを含む。その例として特開昭５５−１１５９５４
号、特公昭５９−４０２１８号のものを挙げる。
第１表に示す組成の磁石鋼３０ｋｇ＠塊の鋳肌を除去す
る機械切削をして素片とし、１２５０℃にて２時間加熱
後加熱炉より抽出して直ちにガラス潤滑剤を用いた熱間
押出し法により外径６６１、肉厚ｄｍａ＋の鋼管に成形
し、続いて圧搾空気を吹きつけて室温までの急冷を行な
った。
る機械切削をして素片とし、１２５０℃にて２時間加熱
後加熱炉より抽出して直ちにガラス潤滑剤を用いた熱間
押出し法により外径６６１、肉厚ｄｍａ＋の鋼管に成形
し、続いて圧搾空気を吹きつけて室温までの急冷を行な
った。
第１表 磁石鋼組成（重量％）
その素管を長さ約１２００ｍｎ＋に切断し、溶体化処理
として１０００℃にて１時間均熱の後、再び圧搾空気の
吹きつけにより急冷した。
として１０００℃にて１時間均熱の後、再び圧搾空気の
吹きつけにより急冷した。
第一次熱処理として改めて６８０℃に加熱し３０分間均
熱後４０℃／ｈの冷却速度にて炉中冷却し、６００℃に
至らしめて炉外に取出した。直ちに２４スタンド（各ス
タンド３０−ル・タイプ）の鋼管用ストレッチレデュー
サ−を経由させ、外径３２ｍｍ、肉厚３．５ｍｍの管に
延伸圧延した。鋼管温度は延伸開始時およそ５６０℃、
延伸終了時およそ３００℃であった。延伸鋼管をおよそ
５００ｍｍの長さに切断し、長手方向にレーザー・ビー
ムにて縦割り円筒状に（竹を割ったような形状に）二分
割し、プレスして平坦な状態とし、これを試料１とした
。
熱後４０℃／ｈの冷却速度にて炉中冷却し、６００℃に
至らしめて炉外に取出した。直ちに２４スタンド（各ス
タンド３０−ル・タイプ）の鋼管用ストレッチレデュー
サ−を経由させ、外径３２ｍｍ、肉厚３．５ｍｍの管に
延伸圧延した。鋼管温度は延伸開始時およそ５６０℃、
延伸終了時およそ３００℃であった。延伸鋼管をおよそ
５００ｍｍの長さに切断し、長手方向にレーザー・ビー
ムにて縦割り円筒状に（竹を割ったような形状に）二分
割し、プレスして平坦な状態とし、これを試料１とした
。
プレスの後更に板圧延して板厚２ｍａ＋とじたものも用
意し、これを試料２とした。これらプレス作業および圧
延は室温にて実施した。第二次熱処理として、得られた
各薄板を６００℃に加熱、３０分間均均熱炉中にて５℃
／ｈの冷却速度にて炉冷し、５００℃に至らしめて炉か
ら抽出し空冷した。これらの材料の磁性特性を試料振動
式磁性測定器にて測定した結果を第２表に示す。
意し、これを試料２とした。これらプレス作業および圧
延は室温にて実施した。第二次熱処理として、得られた
各薄板を６００℃に加熱、３０分間均均熱炉中にて５℃
／ｈの冷却速度にて炉冷し、５００℃に至らしめて炉か
ら抽出し空冷した。これらの材料の磁性特性を試料振動
式磁性測定器にて測定した結果を第２表に示す。
従来法による製造結果を比較するため、第１表と同一の
合金１１４２０ｋｇ＠塊を１２５０℃にて２時間加熱の
後、熱延して板厚４ｍｍとし、これを圧搾空気吹きつけ
により強制空冷し、１０００℃に再熱、１時間均熱の後
、同様に強制空冷し、６８０℃に加熱し３０分間均熱後
、４０℃／ｈの冷却速度にて炉中冷却し６００℃に至ら
しめ、炉外に取出して直ちに平板圧延し、繰返しパスに
より合計圧下率５０％を与え板厚２ｍｍとした試料、お
よび合計圧下率７５％を与え板厚１ｍｍとした試料を用
意した。圧延開始温度はおよそ５２０℃、パス簡で試料
を適宜保温加熱し、圧延終了時温度はおよそ２００℃で
あった。圧延済みの板を６００℃に再熱し３０分間均熱
の後、炉中にて５℃／ｈの冷却速度にて炉冷、５００℃
の温度に至らしめて炉外に取出し空冷した。
合金１１４２０ｋｇ＠塊を１２５０℃にて２時間加熱の
後、熱延して板厚４ｍｍとし、これを圧搾空気吹きつけ
により強制空冷し、１０００℃に再熱、１時間均熱の後
、同様に強制空冷し、６８０℃に加熱し３０分間均熱後
、４０℃／ｈの冷却速度にて炉中冷却し６００℃に至ら
しめ、炉外に取出して直ちに平板圧延し、繰返しパスに
より合計圧下率５０％を与え板厚２ｍｍとした試料、お
よび合計圧下率７５％を与え板厚１ｍｍとした試料を用
意した。圧延開始温度はおよそ５２０℃、パス簡で試料
を適宜保温加熱し、圧延終了時温度はおよそ２００℃で
あった。圧延済みの板を６００℃に再熱し３０分間均熱
の後、炉中にて５℃／ｈの冷却速度にて炉冷、５００℃
の温度に至らしめて炉外に取出し空冷した。
この材料の磁性特性を同様に測定した結果を第２表に、
板厚２ｍｍのものを試料３．１ｍｍのものを試料４とし
て示す。本発明法により、従来の単なる板圧延のみに依
存する法に比較して磁石特性が著しく改善されたことが
明白である。
板厚２ｍｍのものを試料３．１ｍｍのものを試料４とし
て示す。本発明法により、従来の単なる板圧延のみに依
存する法に比較して磁石特性が著しく改善されたことが
明白である。
以下余白
〔発明の効果〕
本発明は、上述の如く、磁場中熱処理法を用いない多量
生産に適する磁石製造法であって、従来困難であった薄
板状磁石の高性能化を可能にするものであり、工業的な
価値が高い。
生産に適する磁石製造法であって、従来困難であった薄
板状磁石の高性能化を可能にするものであり、工業的な
価値が高い。
第１図は本発明方法の工程を示す説明図、第２図は従来
技術による薄板状磁石の製造方法を示す説明図である。 １：管状素材、２：ストレソチレデューサー、３：管、
４ニブレス圧延装置。
技術による薄板状磁石の製造方法を示す説明図である。 １：管状素材、２：ストレソチレデューサー、３：管、
４ニブレス圧延装置。
Claims (1)
- Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金の薄板状磁石の製造において、
中空円筒状の合金素材を用い、スピノーダル分解熱処理
の中途段階にて該段階での温度から室温範囲内までの温
度にてストレッチ・レデューシングを行い、該中空円筒
状合金素材を延伸させた後、円筒壁長手方向に沿って切
開くか、あるいは複数個の長手方向長片に分割して、プ
レスあるいは平板圧延にて平板化し、然る後スピノーダ
ル分解熱処理を続行完了させることを特徴とするＦｅ−
Ｃｒ−Ｃｏ系合金薄板状磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60030196A JPS61190901A (ja) | 1985-02-20 | 1985-02-20 | Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金薄板状磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60030196A JPS61190901A (ja) | 1985-02-20 | 1985-02-20 | Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金薄板状磁石の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61190901A true JPS61190901A (ja) | 1986-08-25 |
Family
ID=12296993
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60030196A Pending JPS61190901A (ja) | 1985-02-20 | 1985-02-20 | Ｆｅ−Ｃｒ−Ｃｏ系合金薄板状磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61190901A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005045219A (ja) * | 2003-06-13 | 2005-02-17 | Vacuumschmelze Gmbh & Co Kg | 変形可能な永久磁気合金製の軸対称中空体（ｒｏｔａｔｉｏｎａｌｌｙｓｙｍｍｅｔｒｉｃａｌｈｏｌｌｏｗｂｏｄｙ）および、その利用並びに、軸対称中空体の製造方法 |
-
1985
- 1985-02-20 JP JP60030196A patent/JPS61190901A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005045219A (ja) * | 2003-06-13 | 2005-02-17 | Vacuumschmelze Gmbh & Co Kg | 変形可能な永久磁気合金製の軸対称中空体（ｒｏｔａｔｉｏｎａｌｌｙｓｙｍｍｅｔｒｉｃａｌｈｏｌｌｏｗｂｏｄｙ）および、その利用並びに、軸対称中空体の製造方法 |
| US7942981B2 (en) | 2003-06-13 | 2011-05-17 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Rotationally symmetrical hollow body made of a deformable permanently magnetic alloy and its use and production process |
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