JPS61231148A - Fe−Cr−Co系薄板状磁石の製造方法 - Google Patents
Fe−Cr−Co系薄板状磁石の製造方法Info
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- JPS61231148A JPS61231148A JP6912885A JP6912885A JPS61231148A JP S61231148 A JPS61231148 A JP S61231148A JP 6912885 A JP6912885 A JP 6912885A JP 6912885 A JP6912885 A JP 6912885A JP S61231148 A JPS61231148 A JP S61231148A
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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閣するものである。
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閣するものである。
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 −Co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 −Co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。
回転子などに製造する際にFe −Cr −Co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 −Co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。
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。
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。
Fe −Cr −Co系合金は、ある温度(一般に65
0’c程度)以下の温度で常磁性相αz (Cr冨化相
)と強磁性相α1 (Fe、 Co冨化相)とに相分離
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、α3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、α、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
の狭小な空間で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、α1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、
Jin、 IEEE Trans、 Mag、 Vol
、 mag 15+ no。
0’c程度)以下の温度で常磁性相αz (Cr冨化相
)と強磁性相α1 (Fe、 Co冨化相)とに相分離
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、α3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、α、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
の狭小な空間で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、α1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、
Jin、 IEEE Trans、 Mag、 Vol
、 mag 15+ no。
6、November 1979. P、 1748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、α、相粒子への形状磁気異方性付与の効果
が減じ、磁石性能がかなり低下する。
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、α、相粒子への形状磁気異方性付与の効果
が減じ、磁石性能がかなり低下する。
たとえばS、Jinによれば、Fe−33%、Cr−1
1,5%Co合金を線引きした場合には約4 MGOe
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 MGOe程度しか得
られない。
1,5%Co合金を線引きした場合には約4 MGOe
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 MGOe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。
上記問題点を解決する本発明方法の構成を示すと以下の
通りである。
通りである。
第1図に示すように、まずFe −Cr −Co系合金
を横断面形状比b/aが2以上である如き偏平鋳片とな
し、図示の如くに柱状晶組織の発達成長したものとする
。鋳片の長さは任意でよいが、−eにb以上であること
が望ましく、連続鋳造鋳片でもよい。鋳片の壁面すに対
しほぼ垂直に成長した柱状晶が支配的であるような組織
とする必要があり、壁面aからの柱状晶はできるだけ少
ない方がよい。
を横断面形状比b/aが2以上である如き偏平鋳片とな
し、図示の如くに柱状晶組織の発達成長したものとする
。鋳片の長さは任意でよいが、−eにb以上であること
が望ましく、連続鋳造鋳片でもよい。鋳片の壁面すに対
しほぼ垂直に成長した柱状晶が支配的であるような組織
とする必要があり、壁面aからの柱状晶はできるだけ少
ない方がよい。
b/a比が2未満であると壁面aからの柱状晶の存在率
が増加するので好ましくない。更に偏平形状効果を高め
るため、壁面すは急冷、壁面aは徐冷となるように鋳型
材を考慮するとよい。この鋳片を出発素材として、次の
三通りの方法がある。
が増加するので好ましくない。更に偏平形状効果を高め
るため、壁面すは急冷、壁面aは徐冷となるように鋳型
材を考慮するとよい。この鋳片を出発素材として、次の
三通りの方法がある。
まず第1図(A)の方法は、■鋳片を1ooo −12
50℃の温度に加熱し、鋳片の壁面すが圧延面に沿うよ
うに熱間圧延する。一般に、鋳片長手方向を圧延方向と
するのが作業上便利であるが、鋳片があまり長くない場
合には、長手に対して直角方向でもよい。いずれにして
も鋳片厚み方向が圧延方向に対して垂直であって、柱状
晶の成長方向に対してはり垂直な圧延面(すなわち柱状
晶を縦に押潰す方向に圧下する)であればよい。圧下は
各パスをなるぺ(低圧下率とし、熱延再結晶を生じない
ようにするのが望ましい。熱延仕上後、材料を空冷以上
の冷却速度で400℃以下まで冷却する。
50℃の温度に加熱し、鋳片の壁面すが圧延面に沿うよ
うに熱間圧延する。一般に、鋳片長手方向を圧延方向と
するのが作業上便利であるが、鋳片があまり長くない場
合には、長手に対して直角方向でもよい。いずれにして
も鋳片厚み方向が圧延方向に対して垂直であって、柱状
晶の成長方向に対してはり垂直な圧延面(すなわち柱状
晶を縦に押潰す方向に圧下する)であればよい。圧下は
各パスをなるぺ(低圧下率とし、熱延再結晶を生じない
ようにするのが望ましい。熱延仕上後、材料を空冷以上
の冷却速度で400℃以下まで冷却する。
次に、■材料を900−1100℃に加熱して溶体化処
理を施し、空冷以上の冷却速度で冷却する。次に、■材
料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650〜700℃に加
熱し、適度に制御された冷却速度たとえば10〜b 680℃の範囲の温度に至らしめる。然る後■T2以下
室温までの温度範囲(T3)にて、材料の板厚を更に薄
くするように一方向圧延あるいはレバース圧延する。そ
の後、■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/hにて450〜520°C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。
理を施し、空冷以上の冷却速度で冷却する。次に、■材
料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650〜700℃に加
熱し、適度に制御された冷却速度たとえば10〜b 680℃の範囲の温度に至らしめる。然る後■T2以下
室温までの温度範囲(T3)にて、材料の板厚を更に薄
くするように一方向圧延あるいはレバース圧延する。そ
の後、■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/hにて450〜520°C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。
つぎに第1図(B)の方法は、■鋳片を1100〜13
00℃の温度に加熱し、然る後に空冷以上の冷却速度で
400℃以下の温度まで冷却する。そして、■鋳片を前
述(A)の方法■の熱間圧延と同じ圧延方向条件で冷間
圧延する。この圧延は室温から400℃程度までの温度
範囲ならば温間圧延でも差支えない。また、鋳片長手方
向とそれに直角なりロス方向の圧延を適宜に組合わせれ
ば更に好結果を得るが、圧延面が常に鋳片の壁面すに沿
うように圧延せねばならないことは言うまでもない。さ
らに、■の溶体化処理以降は、前述(A)の■以降と全
く同様である。
00℃の温度に加熱し、然る後に空冷以上の冷却速度で
400℃以下の温度まで冷却する。そして、■鋳片を前
述(A)の方法■の熱間圧延と同じ圧延方向条件で冷間
圧延する。この圧延は室温から400℃程度までの温度
範囲ならば温間圧延でも差支えない。また、鋳片長手方
向とそれに直角なりロス方向の圧延を適宜に組合わせれ
ば更に好結果を得るが、圧延面が常に鋳片の壁面すに沿
うように圧延せねばならないことは言うまでもない。さ
らに、■の溶体化処理以降は、前述(A)の■以降と全
く同様である。
つぎに第1図(C)の方法は、出発素材の鋳片が極めて
偏平で且つ薄手の場合(たとえばb/a >5aが15
mm程度以下)に適用できる方法であって、鋳片をまず
01000〜1300°Cの温度に加熱し、これを空冷
以上の冷却速度で400℃以下の温度まで冷却する。次
に、■前述の(A)の方法の■と全く同様に第一次熱処
理を施す。次に、■鋳片を前述(A)の方法の■と全く
同様に圧延する。すなわち偏平鋳片を更に薄くするよう
に一方向圧延またはレバース圧延するが、クロス方向の
圧延を組合せてはならない。さらに■の第二次熱処理は
、前述の(A)の方法の■と全く同様である。
偏平で且つ薄手の場合(たとえばb/a >5aが15
mm程度以下)に適用できる方法であって、鋳片をまず
01000〜1300°Cの温度に加熱し、これを空冷
以上の冷却速度で400℃以下の温度まで冷却する。次
に、■前述の(A)の方法の■と全く同様に第一次熱処
理を施す。次に、■鋳片を前述(A)の方法の■と全く
同様に圧延する。すなわち偏平鋳片を更に薄くするよう
に一方向圧延またはレバース圧延するが、クロス方向の
圧延を組合せてはならない。さらに■の第二次熱処理は
、前述の(A)の方法の■と全く同様である。
以上要するに、上述の溶体化処理−第一次熱処理一圧延
一第二次熱処理という製造パターンとしては、Jinの
提唱するところにより公知であるが、本発明の骨子とす
るところは、柱状晶を発達成長せしめた鋳片を用い、ス
ピノーダル分解熱処理前((A)、(B)の方法)ある
いはスピノーダル分解熱処理の途中((C)の方法)に
おいて、その柱状晶の成長方向を押し縮める方向に圧下
をかけるように圧延するという点にある。
一第二次熱処理という製造パターンとしては、Jinの
提唱するところにより公知であるが、本発明の骨子とす
るところは、柱状晶を発達成長せしめた鋳片を用い、ス
ピノーダル分解熱処理前((A)、(B)の方法)ある
いはスピノーダル分解熱処理の途中((C)の方法)に
おいて、その柱状晶の成長方向を押し縮める方向に圧下
をかけるように圧延するという点にある。
第1図(A)の■、(B)の■あるいは(C)の■にお
ける圧延は、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α1を磁気異方性付与のために延伸された
形状とするのが目的である。
ける圧延は、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α1を磁気異方性付与のために延伸された
形状とするのが目的である。
しかし、そのα1粒子を多数内在させている母体結晶粒
が、この圧延により顕著な変形帯を生じて歪んでしまう
と、その変形帯の上に、第二次熱処理中にσ相が著しく
析出する。その様子の一例を第2図に示す。すなわち第
2図は第1次熱処理後、圧延前の方位が(110) <
001>であった結晶粒の80%冷延、第2次熱処理後
の圧延面に平行な板面の組織を示す顕微鏡写真で変形帯
上にσ相が大量に析出していることが認められる。σ相
はFe −Cr金属間化合物であって非磁性であり、磁
石の金属組織中にこのような広い非磁性域が生ずると磁
石特性が著しく劣化する。本発明の作用は、鋳造組織の
柱状晶をその成長方向を押縮めるような方向に圧延する
という結晶方位的条件により、第一次熱処理後の圧延に
おける結晶粒内の顕著な変形帯の発生を極力少なくして
、第二次熱処理においてσ相が変形帯上に析出すること
を減少させ、もって磁石特性を改善することである。こ
れについて次にやや詳しく述べる。
が、この圧延により顕著な変形帯を生じて歪んでしまう
と、その変形帯の上に、第二次熱処理中にσ相が著しく
析出する。その様子の一例を第2図に示す。すなわち第
2図は第1次熱処理後、圧延前の方位が(110) <
001>であった結晶粒の80%冷延、第2次熱処理後
の圧延面に平行な板面の組織を示す顕微鏡写真で変形帯
上にσ相が大量に析出していることが認められる。σ相
はFe −Cr金属間化合物であって非磁性であり、磁
石の金属組織中にこのような広い非磁性域が生ずると磁
石特性が著しく劣化する。本発明の作用は、鋳造組織の
柱状晶をその成長方向を押縮めるような方向に圧延する
という結晶方位的条件により、第一次熱処理後の圧延に
おける結晶粒内の顕著な変形帯の発生を極力少なくして
、第二次熱処理においてσ相が変形帯上に析出すること
を減少させ、もって磁石特性を改善することである。こ
れについて次にやや詳しく述べる。
体心立方格子構造の多結晶の鉄あるいはその合金は、圧
延されると圧延面および圧延方向が(100) <01
1>方位となるように結晶方位が揃う傾向があり、この
方位は冷延安定方位と呼ばれる(長島晋−:集合組織、
日本金属学会、昭和41年1月、P、23)。ある結晶
粒が、圧延前に、この冷延安定方位から著しく異なった
方位であれば、圧延されて安定方位に向くためには結晶
粒内に顕著な変形帯が生ずる。一方、圧延前から結晶粒
がこの方位あるいはそれに近い方位であれば、結晶粒内
に顕著な変形帯を生じないで圧延される。
延されると圧延面および圧延方向が(100) <01
1>方位となるように結晶方位が揃う傾向があり、この
方位は冷延安定方位と呼ばれる(長島晋−:集合組織、
日本金属学会、昭和41年1月、P、23)。ある結晶
粒が、圧延前に、この冷延安定方位から著しく異なった
方位であれば、圧延されて安定方位に向くためには結晶
粒内に顕著な変形帯が生ずる。一方、圧延前から結晶粒
がこの方位あるいはそれに近い方位であれば、結晶粒内
に顕著な変形帯を生じないで圧延される。
第二次熱処理中に、変形帯へのσ組形成が生ずるのを抑
制するには、第二次熱処理前の圧延において、結晶粒内
に変形帯がなるべく生じないようにすればよい。ところ
で鋳造組織の柱状晶は、[0011方向に成長するので
、その柱状晶底面すなわち第1図の鋳片壁面すに平行な
結晶面は主として(100)面になる。すなわち、無秩
序方位の等軸品組織に比較すれば、鋳片壁面すおよびそ
れに平行な平面には、遼かに高い確率で(100) <
011>方位あるいはそれに近い方位の結晶粒が含まれ
ると考えられる。したがって、柱状晶組織を主とする鋳
片を本発明の如き条件で圧延すれば、第二次熱処理前の
圧延の後に顕著な変形帯を含む母相結晶粒の存在する率
が低減され、第二次熱処理による変形帯上べのσ相の顕
著な析出を呈する結晶粒が少なくなり、磁石性能が改善
されるのである。
制するには、第二次熱処理前の圧延において、結晶粒内
に変形帯がなるべく生じないようにすればよい。ところ
で鋳造組織の柱状晶は、[0011方向に成長するので
、その柱状晶底面すなわち第1図の鋳片壁面すに平行な
結晶面は主として(100)面になる。すなわち、無秩
序方位の等軸品組織に比較すれば、鋳片壁面すおよびそ
れに平行な平面には、遼かに高い確率で(100) <
011>方位あるいはそれに近い方位の結晶粒が含まれ
ると考えられる。したがって、柱状晶組織を主とする鋳
片を本発明の如き条件で圧延すれば、第二次熱処理前の
圧延の後に顕著な変形帯を含む母相結晶粒の存在する率
が低減され、第二次熱処理による変形帯上べのσ相の顕
著な析出を呈する結晶粒が少なくなり、磁石性能が改善
されるのである。
このように圧延後に変形帯をほとんど含まず、したがっ
て第二次熱処理によるσ相の析出もほとんど生じない結
晶粒の一例を第3図に示す。すなわち第3図は、第一次
熱処理以前延前の方位が(100) <011>であっ
た結晶粒の80%冷延第二次熱処理後の組織を示す圧延
面に平行な板面の顕微鏡写真でσ相はほとんど析出せず
変形した亜粒界上に極めて僅かのσ相が見えるのみであ
る。第1図(A) (B) (C)各方法での、第一次
熱処理以前の各工程は、鋳造組織の柱状晶に含まれる(
100) <011>方位の結晶粒の分率を極力低減さ
せないように各工程条件が課せられたものである。
て第二次熱処理によるσ相の析出もほとんど生じない結
晶粒の一例を第3図に示す。すなわち第3図は、第一次
熱処理以前延前の方位が(100) <011>であっ
た結晶粒の80%冷延第二次熱処理後の組織を示す圧延
面に平行な板面の顕微鏡写真でσ相はほとんど析出せず
変形した亜粒界上に極めて僅かのσ相が見えるのみであ
る。第1図(A) (B) (C)各方法での、第一次
熱処理以前の各工程は、鋳造組織の柱状晶に含まれる(
100) <011>方位の結晶粒の分率を極力低減さ
せないように各工程条件が課せられたものである。
第1図(A) (B)の方法では、第二次熱処理前の圧
延開始時点において、柱状晶の形状はそれ以前の圧延に
より当然歪曲され、最早“柱状晶”の形ではないが、本
発明の骨子とする結晶方位的な好適条件は確保されてい
るのである。
延開始時点において、柱状晶の形状はそれ以前の圧延に
より当然歪曲され、最早“柱状晶”の形ではないが、本
発明の骨子とする結晶方位的な好適条件は確保されてい
るのである。
既述の如く、Jinによれば第二次熱処理前の塑性変形
手段として、板圧延でなく、線引き等を採用すれば磁石
特性は良好になる。線引き等においても、変形帯は一般
に生ずる筈であり、第二次熱処理における変形帯上への
σ相析出は顕著に生ずると思われるので、本発明の作用
として上に述べたところは一見奇妙に見えるかもしれな
い。しかしながら、この点は、次に述べる如くに別設矛
盾はないのである。すなわち、磁石特性は、■単磁区α
、粒子の形状・分散を適切ならしめることによる向上効
果と、■σ相影形成上る劣化効果とが合成された結果と
考えられる。線引き等−軸変形の場合は、■の効果が極
めて有効に発揮されるので■による劣化があっても尚か
なりの高性能を示す。これに対し、板圧延の場合は、圧
延後の板厚方向においてα8粒子相互が接近しすぎるこ
とや、粒子形状も、細長い形というよりも円盤状に近い
ものとなる傾向のあること等のために、■の効果が充分
に発揮され難いので、■による劣化要因を極力低減させ
性能向上を図らねばならないのである。
手段として、板圧延でなく、線引き等を採用すれば磁石
特性は良好になる。線引き等においても、変形帯は一般
に生ずる筈であり、第二次熱処理における変形帯上への
σ相析出は顕著に生ずると思われるので、本発明の作用
として上に述べたところは一見奇妙に見えるかもしれな
い。しかしながら、この点は、次に述べる如くに別設矛
盾はないのである。すなわち、磁石特性は、■単磁区α
、粒子の形状・分散を適切ならしめることによる向上効
果と、■σ相影形成上る劣化効果とが合成された結果と
考えられる。線引き等−軸変形の場合は、■の効果が極
めて有効に発揮されるので■による劣化があっても尚か
なりの高性能を示す。これに対し、板圧延の場合は、圧
延後の板厚方向においてα8粒子相互が接近しすぎるこ
とや、粒子形状も、細長い形というよりも円盤状に近い
ものとなる傾向のあること等のために、■の効果が充分
に発揮され難いので、■による劣化要因を極力低減させ
性能向上を図らねばならないのである。
本発明方法を適用できるFe −Cr −Co系合金の
組織は特に制限がなく、スピノーダル分解を利用するも
のであってσ組形成のおそれのあるすべてのものを含む
。その例として特公昭59−40218号のものを挙げ
る。
組織は特に制限がなく、スピノーダル分解を利用するも
のであってσ組形成のおそれのあるすべてのものを含む
。その例として特公昭59−40218号のものを挙げ
る。
(1)第1表に示す組織の磁石鋼を真空溶解し、a :
30m+i、 b :100mm (第1図参照)、
長さ200 vnaの鋳型に鋳造して鋳片とした。
30m+i、 b :100mm (第1図参照)、
長さ200 vnaの鋳型に鋳造して鋳片とした。
鋳型材として壁面aおよび底面はマグネシャ煉瓦とし、
壁面すを鋳鉄とした。これを1200℃にて1時間加熱
し、鋳片の壁面すを圧延ロールに平行にし鋳片の長手方
向を圧延方向として、比較的軽圧下(1パス毎の圧下量
2.5〜5鶴)と2〜3パス毎の中間再加熱を繰返し、
7パスにて2.5龍厚とした後、水滴噴射により室温ま
で冷却し、これを1000℃にて10分間溶体化処理の
後、再び水滴噴射により室温まで冷却、これを680℃
に再加熱した後40℃/hの冷却速度にて600℃に至
らしめ、水滴噴射にて室温まで冷却、室温での一方向繰
返し圧延により2.5鶴厚を減厚して0.5 s重厚と
した。
壁面すを鋳鉄とした。これを1200℃にて1時間加熱
し、鋳片の壁面すを圧延ロールに平行にし鋳片の長手方
向を圧延方向として、比較的軽圧下(1パス毎の圧下量
2.5〜5鶴)と2〜3パス毎の中間再加熱を繰返し、
7パスにて2.5龍厚とした後、水滴噴射により室温ま
で冷却し、これを1000℃にて10分間溶体化処理の
後、再び水滴噴射により室温まで冷却、これを680℃
に再加熱した後40℃/hの冷却速度にて600℃に至
らしめ、水滴噴射にて室温まで冷却、室温での一方向繰
返し圧延により2.5鶴厚を減厚して0.5 s重厚と
した。
これを更に600℃に再加熱し、5℃/hの冷却速度に
て500℃に至らしめ以後空冷した。この材料の磁性特
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
試料1として示す。
て500℃に至らしめ以後空冷した。この材料の磁性特
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
試料1として示す。
(2)前例と同じ溶解鋼を同じ鋳型に鋳造を1250℃
にて3時間加熱して水滴噴射により室温まで冷却し、こ
れを次のように冷間圧延した。すなわち鋳片の壁面すを
圧延ロールに平行とし、圧延方向として鋳片長手方向と
それに対して直角方向とを交互に繰返し、板幅が圧延可
能寸法を超過しないように適時に仮を裁断して圧延し、
板厚2.5flとした。これを1000℃にて30分再
加熱の後、水滴噴射により室温まで冷却した。これを6
80℃に再加熱し、40℃/hの冷却速度にて600℃
に至らしめ、水滴噴射にて室温まで冷却、室温での一方
向繰返し圧延により2.5龍厚を減厚して0.51厚と
した。これを更に600℃に再加熱し、5℃/hの冷却
速度にて500℃に至らしめ、以後空冷した。
にて3時間加熱して水滴噴射により室温まで冷却し、こ
れを次のように冷間圧延した。すなわち鋳片の壁面すを
圧延ロールに平行とし、圧延方向として鋳片長手方向と
それに対して直角方向とを交互に繰返し、板幅が圧延可
能寸法を超過しないように適時に仮を裁断して圧延し、
板厚2.5flとした。これを1000℃にて30分再
加熱の後、水滴噴射により室温まで冷却した。これを6
80℃に再加熱し、40℃/hの冷却速度にて600℃
に至らしめ、水滴噴射にて室温まで冷却、室温での一方
向繰返し圧延により2.5龍厚を減厚して0.51厚と
した。これを更に600℃に再加熱し、5℃/hの冷却
速度にて500℃に至らしめ、以後空冷した。
こ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表に試料2として示す。
た結果を第2表に試料2として示す。
(3)前例と同じ溶解鋼をa:lQw、b:to。
wl(第1図参照)、長さ150鶴の鋳鉄製鋳型に鋳造
して鋳片とした。これを1250℃にて5時間加熱して
水滴噴射により室温まで冷却し、680℃に再加熱した
後40℃/hの冷却速度にて600℃に至らしめ、水滴
噴射にて室温まで冷却し、これを次のように室温にて圧
延した。すなわち鋳片の壁面すを圧延ロールに平行とし
、鋳片長手方向を圧延方向として、’I n+の板厚に
なるまで繰返しレバース圧延した。これを更に600℃
に再加熱し、5℃/hの冷却速度にて500℃に至らし
め、以後空冷した。こ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表に試料3として示す
。
して鋳片とした。これを1250℃にて5時間加熱して
水滴噴射により室温まで冷却し、680℃に再加熱した
後40℃/hの冷却速度にて600℃に至らしめ、水滴
噴射にて室温まで冷却し、これを次のように室温にて圧
延した。すなわち鋳片の壁面すを圧延ロールに平行とし
、鋳片長手方向を圧延方向として、’I n+の板厚に
なるまで繰返しレバース圧延した。これを更に600℃
に再加熱し、5℃/hの冷却速度にて500℃に至らし
め、以後空冷した。こ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表に試料3として示す
。
また本発明方法と公知の法による圧延磁石特性とを比較
するために次の試験を行った。前例と同じ溶解鋼をLo
oms X 100u+ X 15(lnの鋳鉄製鋳型
に鋳造して鋳塊となし、これを1250℃に加熱して熱
間鋳造し30 mm X Loom X 500鶴の鋳
片とし、1200℃に1時間再加熱して、10(1ws
辺を圧延ロールに平行に、500鶴辺を圧延方向として
熱間圧延し5パスにて板厚2.5鶴とした。これを水滴
噴射により室温まで冷却し、更に1000℃にて10分
間再加熱の後、再び水滴噴射にて室温まで冷却、次に6
80℃に再加熱の後40℃/hの冷却速度にて600℃
に至らしめ、水滴噴射により室温まで冷却、室温での平
板圧延により0 、5 mm厚となし、これを更に60
0℃に再加熱し、5℃/hの冷却速度にて500℃に至
らしめ、以後空冷した。こ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表に試料4として
示す。
するために次の試験を行った。前例と同じ溶解鋼をLo
oms X 100u+ X 15(lnの鋳鉄製鋳型
に鋳造して鋳塊となし、これを1250℃に加熱して熱
間鋳造し30 mm X Loom X 500鶴の鋳
片とし、1200℃に1時間再加熱して、10(1ws
辺を圧延ロールに平行に、500鶴辺を圧延方向として
熱間圧延し5パスにて板厚2.5鶴とした。これを水滴
噴射により室温まで冷却し、更に1000℃にて10分
間再加熱の後、再び水滴噴射にて室温まで冷却、次に6
80℃に再加熱の後40℃/hの冷却速度にて600℃
に至らしめ、水滴噴射により室温まで冷却、室温での平
板圧延により0 、5 mm厚となし、これを更に60
0℃に再加熱し、5℃/hの冷却速度にて500℃に至
らしめ、以後空冷した。こ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表に試料4として
示す。
以下余白
本発明法により、従来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。
善されたことが明白である。
〔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図は第二
次熱処理により変形帯止に大量のび相が析出した結晶粒
を示す金属顕微鏡組織写真、第3図は第二次熱処理後に
σ相がほとんど析出しない結晶粒を示す金属顕微鏡組織
写真である。 a、b・・・鋳片寸法かつ鋳片壁面。 i =。 第3図 手続補正書(自発) 昭和60年5月2日
次熱処理により変形帯止に大量のび相が析出した結晶粒
を示す金属顕微鏡組織写真、第3図は第二次熱処理後に
σ相がほとんど析出しない結晶粒を示す金属顕微鏡組織
写真である。 a、b・・・鋳片寸法かつ鋳片壁面。 i =。 第3図 手続補正書(自発) 昭和60年5月2日
Claims (1)
- 板圧延とスピノーダル分解熱処理とからなるFe−C
r−Co系合金薄板状磁石の製造方法において、幅(b
)と厚み(a)との比b/aが2以上の偏平鋳片とし、
かつ厚み方向に発達成長した柱状晶を主要組織とするF
e−Cr−Co合金鋳片を素材とし、幅方向を含み厚み
方向を含まない鋳片壁面が圧延面に沿う如くに圧延する
ことを特徴とするFe−Cr−Co系薄板状磁石の製造
方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6912885A JPS61231148A (ja) | 1985-04-03 | 1985-04-03 | Fe−Cr−Co系薄板状磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6912885A JPS61231148A (ja) | 1985-04-03 | 1985-04-03 | Fe−Cr−Co系薄板状磁石の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61231148A true JPS61231148A (ja) | 1986-10-15 |
Family
ID=13393690
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP6912885A Pending JPS61231148A (ja) | 1985-04-03 | 1985-04-03 | Fe−Cr−Co系薄板状磁石の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS61231148A (ja) |
-
1985
- 1985-04-03 JP JP6912885A patent/JPS61231148A/ja active Pending
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