JPS61291934A - 鉄コバルト焼結合金の製法 - Google Patents
鉄コバルト焼結合金の製法Info
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- JPS61291934A JPS61291934A JP10494685A JP10494685A JPS61291934A JP S61291934 A JPS61291934 A JP S61291934A JP 10494685 A JP10494685 A JP 10494685A JP 10494685 A JP10494685 A JP 10494685A JP S61291934 A JPS61291934 A JP S61291934A
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- powder
- sintered
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- alloy powder
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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】
〔概 要〕
鉄−５０％コバルト合金を粉末冶金法で製造し、かつ高
密度の焼結体を実現して優れた軟磁性材料を提供する。
密度の焼結体を実現して優れた軟磁性材料を提供する。
本発明は、鉄コバルト合金の製法、特に、軟磁性材料で
ある鉄−５０％コバルト系合金の粉末冶金法による製法
に係る。
ある鉄−５０％コバルト系合金の粉末冶金法による製法
に係る。
従来、軟質磁性材料としては、鉄、珪素鋼、パーマロイ
（Ｎｉ４０〜９０％、残部Ｆｅの完全固溶体合金の商
品名）、センダス１−（Ａ１５％、Ｓｉ ９％、残部
Ｆｅを含む鉄合金の商品名）、パーメンジュール（Ｃｏ
５０％、残部Ｆｅの合金の商品名〉などが知られている
。
（Ｎｉ４０〜９０％、残部Ｆｅの完全固溶体合金の商
品名）、センダス１−（Ａ１５％、Ｓｉ ９％、残部
Ｆｅを含む鉄合金の商品名）、パーメンジュール（Ｃｏ
５０％、残部Ｆｅの合金の商品名〉などが知られている
。
上記の軟質磁性材料のうち最も高い磁束密度（２，３５
Ｔ）を有するのがパーメンジュールであるが、この合金
はきわめてもろく、冷間加工が不可能に近いという欠点
がある。そこで、バナジウムを約２％添加することによ
り、冷間加工性を改善したものとして２■−パーメンジ
ュールが知られているが、未だ充分な加工性を有するに
至っていない。
Ｔ）を有するのがパーメンジュールであるが、この合金
はきわめてもろく、冷間加工が不可能に近いという欠点
がある。そこで、バナジウムを約２％添加することによ
り、冷間加工性を改善したものとして２■−パーメンジ
ュールが知られているが、未だ充分な加工性を有するに
至っていない。
粉末冶金法は、このような難加工性材料の成形体の有力
な製造方法の一つである。しかし、鉄粉とコバルト粉を
混合して、成形、焼結した場合、鉄のコバルトへの拡散
係数がコバルトの鉄への拡散係数よりも大きいので鉄に
カーケンドールボイドが発生すること、および高温焼結
時におけるＦｅ −Ｃｏ合金の結晶構造に起因する拡散
係数の低さのために、焼結体の高密度化が困難であり、
実用性のある磁気的性質を有する材料を得ることはでき
ない。これらを解決するために種々の添加元素の効果が
調べられているが、未だ根本的な解決に至っていない。
な製造方法の一つである。しかし、鉄粉とコバルト粉を
混合して、成形、焼結した場合、鉄のコバルトへの拡散
係数がコバルトの鉄への拡散係数よりも大きいので鉄に
カーケンドールボイドが発生すること、および高温焼結
時におけるＦｅ −Ｃｏ合金の結晶構造に起因する拡散
係数の低さのために、焼結体の高密度化が困難であり、
実用性のある磁気的性質を有する材料を得ることはでき
ない。これらを解決するために種々の添加元素の効果が
調べられているが、未だ根本的な解決に至っていない。
また、Ｆｅ −５０％Ｃｏ合金溶解材粉を成形、焼結す
る場合、最終的な焼結密度に大きな影響を持つ粉末の圧
縮性がＦｅ−５０χＣｏ組成における規則格子の形成に
起因する高硬度のために相当に悪いという欠点がある。
る場合、最終的な焼結密度に大きな影響を持つ粉末の圧
縮性がＦｅ−５０χＣｏ組成における規則格子の形成に
起因する高硬度のために相当に悪いという欠点がある。
〔問題点を解決するための手段および作用〕本発明は、
Ｆｅ −５０χＣｏ合金を加工性に優れた粉末冶金法に
より製造し、かつその磁気的性質を改善するために、磁
気的性質の低下を引き起こす第三元素添加の手法に頼ら
ずに（第三元素の添加を一部に排除するわけでないが）
、出発金属粉として、規則格子を有さないＦｅ−Ｃｏ合
金粉を使用し、それによって、圧粉成形性を向上させる
と共にカーケンドール効果が起こらないようにして、焼
結体の高密度化を実現するものである。
Ｆｅ −５０χＣｏ合金を加工性に優れた粉末冶金法に
より製造し、かつその磁気的性質を改善するために、磁
気的性質の低下を引き起こす第三元素添加の手法に頼ら
ずに（第三元素の添加を一部に排除するわけでないが）
、出発金属粉として、規則格子を有さないＦｅ−Ｃｏ合
金粉を使用し、それによって、圧粉成形性を向上させる
と共にカーケンドール効果が起こらないようにして、焼
結体の高密度化を実現するものである。
規則格子を有さないＦｅ Ｃｏ合金粉としては、規則
格子を有するＦｅ −５０％Ｃｏ合金溶解材を急冷する
ことによって規則格子を解いたもの、あるいはＦｅに富
むＦｅ −Ｃｏ合金を用いることができる。
格子を有するＦｅ −５０％Ｃｏ合金溶解材を急冷する
ことによって規則格子を解いたもの、あるいはＦｅに富
むＦｅ −Ｃｏ合金を用いることができる。
Ｆｅ −５０χＣｏ合金の規則格子を解くには、Ｆｅ
−５０χＣｏ合金は７３０°Ｃにおいて規則−不規則変
態を起こすので、この温度領域を急冷によって通過させ
ることにより、不規則化を実現することができる。一般
には、８５０℃から、水冷もしくは油冷を施すことによ
り不規則化する。例えば、通常のアトマイズ法に比較し
て冷却速度を大きくするために、アモルファス合金を製
造する方法として良（知られているシングルロール法を
発展すせ、Ｃ７−ル回転数、ロール形状、溶湯噴射速度
を適切に選ぶことにより、規則格子を解いたＦｅ −５
０χＣｏ合金粉を作成することができる。
−５０χＣｏ合金は７３０°Ｃにおいて規則−不規則変
態を起こすので、この温度領域を急冷によって通過させ
ることにより、不規則化を実現することができる。一般
には、８５０℃から、水冷もしくは油冷を施すことによ
り不規則化する。例えば、通常のアトマイズ法に比較し
て冷却速度を大きくするために、アモルファス合金を製
造する方法として良（知られているシングルロール法を
発展すせ、Ｃ７−ル回転数、ロール形状、溶湯噴射速度
を適切に選ぶことにより、規則格子を解いたＦｅ −５
０χＣｏ合金粉を作成することができる。
このように規則格子を解いたＦｅ −５０χＣｏ合金粉
を用いれば、規則格子を形成していないために合金粉の
硬度が低下し、圧縮成形性が向上する。しかも、Ｆｅ
−Ｃｏ合金粉から出発するために、Ｆｅ粉とＣｏ粉から
出発する場合と比べてカーケンドール効果が発生しにく
くなる。従って、焼結後の密度が向上し、焼結晶の磁気
的性質は向上する。
を用いれば、規則格子を形成していないために合金粉の
硬度が低下し、圧縮成形性が向上する。しかも、Ｆｅ
−Ｃｏ合金粉から出発するために、Ｆｅ粉とＣｏ粉から
出発する場合と比べてカーケンドール効果が発生しにく
くなる。従って、焼結後の密度が向上し、焼結晶の磁気
的性質は向上する。
また、Ｆｅに富むＦｅ −Ｃｏ合金は本来的に規則格子
を形成していない。第９図にＦｅ −Ｃｏ二元系におけ
るビッカース硬さの組成依存性を示すが、この図から５
０％Ｃｏをピークとし、Ｃｏ量が少なくなるほど、すな
わち、ＦｅＮが多いほど硬さは低くなることがわかる。
を形成していない。第９図にＦｅ −Ｃｏ二元系におけ
るビッカース硬さの組成依存性を示すが、この図から５
０％Ｃｏをピークとし、Ｃｏ量が少なくなるほど、すな
わち、ＦｅＮが多いほど硬さは低くなることがわかる。
Ｆｅ −５０χＣｏに硬さのピークを示すのは規則格子
を形成しているためである。
を形成しているためである。
したがって Ｆｅに富むＦｅ −Ｃｏ合金粉を使用すれ
ば、規則格子を形成していないために硬度が低いことと
なり、圧粉成形性の改善が期待される。
ば、規則格子を形成していないために硬度が低いことと
なり、圧粉成形性の改善が期待される。
Ｆｅ粉とＣｏ粉から出発して焼結を行なうと、ＦｅとＣ
ｏの拡散係数が一部違う（ＦｅＯ方が大きい）ためにカ
ーケンドール効果が発生し、高密度化が困難であった。
ｏの拡散係数が一部違う（ＦｅＯ方が大きい）ためにカ
ーケンドール効果が発生し、高密度化が困難であった。
そこで、Ｆｅの拡散係数をＣｏのそれに近づけるために
、Ｆｅの拡’Ａｔ 係１９をＣｏの拡散係数で希釈する
という考え方で、Ｆｅの一部をＣｏで置換してＦｅに富
むＦｅ −Ｃｏ合金粉を採用する。そしてこのＦｅに冨
むＦｅ −Ｃｏ合金粉とＣｏ粉との組合せを用いれば、
Ｆｅ粉とＣｏ粉。
、Ｆｅの拡’Ａｔ 係１９をＣｏの拡散係数で希釈する
という考え方で、Ｆｅの一部をＣｏで置換してＦｅに富
むＦｅ −Ｃｏ合金粉を採用する。そしてこのＦｅに冨
むＦｅ −Ｃｏ合金粉とＣｏ粉との組合せを用いれば、
Ｆｅ粉とＣｏ粉。
の組合せの場合と比べて、それぞれの粉末の拡散係数が
近い値となるので、拡散の進行が改善され、カーケンド
ールボイドが発生しにくくなることが期待される。
近い値となるので、拡散の進行が改善され、カーケンド
ールボイドが発生しにくくなることが期待される。
以上の如く、本発明の方法では、規則格子を解いたＦｅ
５０χＣｏ合金粉あるいはＦｅに冨むＦｅ ＝ Ｃ
。
５０χＣｏ合金粉あるいはＦｅに冨むＦｅ ＝ Ｃ
。
合金粉とＣｏ粉を使用して粉末冶金法によりＦｅ −５
０χＣｏ合金を得ることを特徴とするものであるが、こ
れらと共にＦｅ粉とＣｏ粉を混ぜて使用すること、さら
にはこれらをお互いに組合せて使用することも本発明の
範囲内の事項である。
０χＣｏ合金を得ることを特徴とするものであるが、こ
れらと共にＦｅ粉とＣｏ粉を混ぜて使用すること、さら
にはこれらをお互いに組合せて使用することも本発明の
範囲内の事項である。
大嵐槻土
最初に、Ｆｅ−Ｃｏ （］、 ： １ ）合金溶解材を
急冷して規則格子を解いた５０χＦｅ −５０χＣＯ合
金粉を作成した。前記のようにアモルファス合金を製造
する方法として良く知られているシングルロール発展さ
せ、ロール回転数、ロール形状、溶湯噴射速度を適切に
選び、熔解温度／６００°Ｃ、噴射ノズル径０．２鶴φ
、ロール回転数８０００ 〜８５００ｒｐｍで一３２５
メソシュの５０χＴｈｅ − ５０χＣＯ合金粉を得た
。
急冷して規則格子を解いた５０χＦｅ −５０χＣＯ合
金粉を作成した。前記のようにアモルファス合金を製造
する方法として良く知られているシングルロール発展さ
せ、ロール回転数、ロール形状、溶湯噴射速度を適切に
選び、熔解温度／６００°Ｃ、噴射ノズル径０．２鶴φ
、ロール回転数８０００ 〜８５００ｒｐｍで一３２５
メソシュの５０χＴｈｅ − ５０χＣＯ合金粉を得た
。
この急冷５０χＦｅ − ５０χＣｏ合金粉の格子が不
規則化していることを次のようにして評価した。
規則化していることを次のようにして評価した。
粉末の硬度、および電気抵抗は、測定が困難であり、か
つ信顧性に乏しいので、粉末を一定圧力で圧粉した段階
での密度を測定することにより、圧粉成形性を評価した
。すなわち、不規則化が行われると、硬さが低下し、圧
粉体の密度が高くなるのである。結果は次の通りである
。
つ信顧性に乏しいので、粉末を一定圧力で圧粉した段階
での密度を測定することにより、圧粉成形性を評価した
。すなわち、不規則化が行われると、硬さが低下し、圧
粉体の密度が高くなるのである。結果は次の通りである
。
（＊）溶解材の５０χＦｅ−５０χＣｏ合金の密度を８
．１８ｇ／ｃＡとした。
．１８ｇ／ｃＡとした。
こうして格子が不規則化していることが確認された一３
２５メソシュの５０χＦｅ−５０χＣｏ合金粉のほかに
、−２００メツシユの電解鉄粉と、−３２５メソシユの
Ｃｏ粉を用意し、合金粉の量をＯ−１００重量％の範囲
内で変え、かつＦｅ／Ｃｏ＝１となるようにして、これ
らの粉末を混合した。さらに潤滑剤として０．７５重量
％のステアリン酸亜鉛を添加した。
２５メソシュの５０χＦｅ−５０χＣｏ合金粉のほかに
、−２００メツシユの電解鉄粉と、−３２５メソシユの
Ｃｏ粉を用意し、合金粉の量をＯ−１００重量％の範囲
内で変え、かつＦｅ／Ｃｏ＝１となるようにして、これ
らの粉末を混合した。さらに潤滑剤として０．７５重量
％のステアリン酸亜鉛を添加した。
この混合粉を３９２ＭＰａ（４ｔ／ｃ！Ｉｌ）の成形圧
力でφ４５×φ３５Ｘ７ｔの形状に圧粉成形した。その
後、４００°Ｃにおいて圧粉体から前述の潤滑剤を除去
してから、８５０℃、１時間水素雰囲気にて予備焼結し
、さらに５８８ＭＰａ （６ ｔ／ ｃｎｌ ）の圧力
で再圧縮成形した。最後にこの予備焼結晶をプッシャー
型水素雰囲気炉にて１４００℃、１時間という条件で焼
結した。得られた材料の特性は以下の通りである。
力でφ４５×φ３５Ｘ７ｔの形状に圧粉成形した。その
後、４００°Ｃにおいて圧粉体から前述の潤滑剤を除去
してから、８５０℃、１時間水素雰囲気にて予備焼結し
、さらに５８８ＭＰａ （６ ｔ／ ｃｎｌ ）の圧力
で再圧縮成形した。最後にこの予備焼結晶をプッシャー
型水素雰囲気炉にて１４００℃、１時間という条件で焼
結した。得られた材料の特性は以下の通りである。
ＪＩＳ Ｚ ２５０５に規定され−ている「金属焼結体
の密度測定方法」によって焼結密度を求め、溶解材の５
０χＦｅ−５０χＣｏ合金（パーメンジュール）の密度
８、１８（ｇ／ｃｃ） Ｃアール・エム・ボゾース）
（Ｒ，Ｍ．Ｂｏｚ−ｏｒｔｈ） ：フエロマグネテイズ
ム（Ｆｅｒｒｏｍａｇｎｅｔｉｓｍ）、デー・ファン・
ノストランド社（Ｄ．Ｖａｎ ＮｏｓｔｒａｎｄＣｏ．
、Ｉｎｃ．） 、Ｐ．１９０（１９６４）参照〕で除
して相対密度とした。
の密度測定方法」によって焼結密度を求め、溶解材の５
０χＦｅ−５０χＣｏ合金（パーメンジュール）の密度
８、１８（ｇ／ｃｃ） Ｃアール・エム・ボゾース）
（Ｒ，Ｍ．Ｂｏｚ−ｏｒｔｈ） ：フエロマグネテイズ
ム（Ｆｅｒｒｏｍａｇｎｅｔｉｓｍ）、デー・ファン・
ノストランド社（Ｄ．Ｖａｎ ＮｏｓｔｒａｎｄＣｏ．
、Ｉｎｃ．） 、Ｐ．１９０（１９６４）参照〕で除
して相対密度とした。
第１図から明らかなように合金粉を混合することにより
、焼結密度が向上し、合金粉を４０重量％以上含有した
材料で９５％以上の高密度が得られた。
、焼結密度が向上し、合金粉を４０重量％以上含有した
材料で９５％以上の高密度が得られた。
得られた焼結合金に励磁コイル及びサーチコイルを共に
４２タ一ン巻いて最大印加磁場４ｋＡ／ｍ（５０ ０ｅ
）にて直流自記磁束計によりＢＨヒステリシス曲線を描
いて磁束密度、保磁力、および透磁率を求めた。第２図
に磁束密度と合金粉の含有量、第３図に保磁力と合金粉
の含有量、第４図に最大透磁率と合金粉の含有量との関
係をそれぞれ示した。
４２タ一ン巻いて最大印加磁場４ｋＡ／ｍ（５０ ０ｅ
）にて直流自記磁束計によりＢＨヒステリシス曲線を描
いて磁束密度、保磁力、および透磁率を求めた。第２図
に磁束密度と合金粉の含有量、第３図に保磁力と合金粉
の含有量、第４図に最大透磁率と合金粉の含有量との関
係をそれぞれ示した。
これらの図から明らかなように、合金粉の含有量を４０
重量％以上とすることによって軟質磁性材料として好ま
しい磁気的性質が向上した。
重量％以上とすることによって軟質磁性材料として好ま
しい磁気的性質が向上した。
（２．ＯＴ以上の高磁束密度、１８０Ａ＃ｎ以下の低保
磁力、２． ０ ｍＨ／ｍ以上の高透磁率）実廠桝１ 原料粉としてＦｅに富む組成を持つ一３２５メソシュの
Ｆｅ−ｘχＣＯ合金粉（ｘ＝２０ 、 ３０ 、 ４０
） 、および＝３２５メソシュのＣｏ粉を用意し、Ｆｅ
／Ｃｏ＝１（質量）となるようにし、さらに潤滑剤とし
て０、７５重量％のステアリン酸亜鉛を加えて混合した
。
磁力、２． ０ ｍＨ／ｍ以上の高透磁率）実廠桝１ 原料粉としてＦｅに富む組成を持つ一３２５メソシュの
Ｆｅ−ｘχＣＯ合金粉（ｘ＝２０ 、 ３０ 、 ４０
） 、および＝３２５メソシュのＣｏ粉を用意し、Ｆｅ
／Ｃｏ＝１（質量）となるようにし、さらに潤滑剤とし
て０、７５重量％のステアリン酸亜鉛を加えて混合した
。
これらの混合粉を３９２ＭＰａ （４ ｔ／ ｃｄ）の
成形圧力でφ４５×φ３５Ｘ７’−の形状に圧粉成形し
た。その後、４００℃において圧粉体より前述の潤滑剤
を除去してから、７５０〜８５０°Ｃにおいて１時間、
水素雰囲気にて予備焼結し、さらに５８８ＭＰａ （６
ｔ／ ｃｎｌ ）の圧力で再圧縮成形した。最後にこ
の予備焼結晶をプ、７シヤー型水素雰囲気炉にて１３０
０〜１４００’Ｃ１で１時間焼結した。得られた材料の
特性は以下の通りである。
成形圧力でφ４５×φ３５Ｘ７’−の形状に圧粉成形し
た。その後、４００℃において圧粉体より前述の潤滑剤
を除去してから、７５０〜８５０°Ｃにおいて１時間、
水素雰囲気にて予備焼結し、さらに５８８ＭＰａ （６
ｔ／ ｃｎｌ ）の圧力で再圧縮成形した。最後にこ
の予備焼結晶をプ、７シヤー型水素雰囲気炉にて１３０
０〜１４００’Ｃ１で１時間焼結した。得られた材料の
特性は以下の通りである。
ＪＩＳ Ｚ ２５０５に規定されている「金属焼結体の
密度測定方法」によって焼結密度を求め、溶解材の５０
χＦｅ−５０χＣｏ合金（パーメンジュール）の密度８
．１８ｇ／ｃｃ （前出のフェロマグネテイズム参照）
で除して相対密度とした。
密度測定方法」によって焼結密度を求め、溶解材の５０
χＦｅ−５０χＣｏ合金（パーメンジュール）の密度８
．１８ｇ／ｃｃ （前出のフェロマグネテイズム参照）
で除して相対密度とした。
第５図から明らかなように、合金粉を使用することによ
り、焼結密度が向上し、Ｃｏの含有率が、２０〜４０％
のＦｅ −Ｃｏ合金粉とＣＯ粉の組み合わせによって相
対密度９５％以上を得た。
り、焼結密度が向上し、Ｃｏの含有率が、２０〜４０％
のＦｅ −Ｃｏ合金粉とＣＯ粉の組み合わせによって相
対密度９５％以上を得た。
得られた焼結合金に励磁コイルおよびサーチコイルを共
に４２ターン巻き、最大印加磁場４ｋＡ／ｍ （５００
ｅ）にて直流自記磁束計により、ＢＨヒステリシス曲線
を描いて磁束密度、保磁力、および透磁率を求めた。第
６図に磁束密度と合金粉中のＣＯの含有率、第７図に保
磁力と合金粉中のＣ。
に４２ターン巻き、最大印加磁場４ｋＡ／ｍ （５００
ｅ）にて直流自記磁束計により、ＢＨヒステリシス曲線
を描いて磁束密度、保磁力、および透磁率を求めた。第
６図に磁束密度と合金粉中のＣＯの含有率、第７図に保
磁力と合金粉中のＣ。
含有率、第８図に最大透磁率と合金粉中のＣＯ含有率と
の関係をそれぞれ示しまた。
の関係をそれぞれ示しまた。
これらの図から明らかなよ・うに、Ｃｏの含有率が、２
０〜４０％のＦｅ −Ｃｏ合金粉とＣＯ粉を組み合わせ
ることによって軟質磁性材料として好ましい磁気的性質
（高磁束密度、低保磁力、高透磁率）を得ることができ
た。
０〜４０％のＦｅ −Ｃｏ合金粉とＣＯ粉を組み合わせ
ることによって軟質磁性材料として好ましい磁気的性質
（高磁束密度、低保磁力、高透磁率）を得ることができ
た。
なお、これらの図において、本発明の効果が明白に見ら
れるＸの範囲としては、相対密度が９４％以上、磁束密
度が２Ｔ以上、保磁力が１８ＯＡ／ｍ以下、最大透磁率
が２ｍＨ／ｍ以上の条件を満たすＸ≧１０％の範囲であ
る。
れるＸの範囲としては、相対密度が９４％以上、磁束密
度が２Ｔ以上、保磁力が１８ＯＡ／ｍ以下、最大透磁率
が２ｍＨ／ｍ以上の条件を満たすＸ≧１０％の範囲であ
る。
また、上限については実施例ではｘ＝４０までであるが
ｘ＝５０までならばＸの値が太き（なっても各特性が向
上することは容易に類推できる。ただし、ｘ＝５０につ
いては硬度が最も高くなるため除かれる。
ｘ＝５０までならばＸの値が太き（なっても各特性が向
上することは容易に類推できる。ただし、ｘ＝５０につ
いては硬度が最も高くなるため除かれる。
したがってＸの範囲は１０≦ｘ〈５０である。
本発明によれば、規則格子を有さないＦｅ −Ｃｏ合金
粉を出発粉として使用することにより、焼結密度を高め
、その結果として実用性のある磁気的性質を有するＦｅ
−５０ＸＣｏ合金を得ることができる。
粉を出発粉として使用することにより、焼結密度を高め
、その結果として実用性のある磁気的性質を有するＦｅ
−５０ＸＣｏ合金を得ることができる。
したがって本発明に係る焼結軟質磁性材料を電磁部品に
応用すれば、切削加工が非常に困難なパーメンジュール
溶解材を用いるよりも経済的である。
応用すれば、切削加工が非常に困難なパーメンジュール
溶解材を用いるよりも経済的である。
第１〜４図は規則格子を解いたＦｅ−Ｃｏ合金粉を用い
た実施例１で得られた結果を表わしており、いずれも合
金粉の含有量に関して、それぞれ焼結晶の相対密度（第
１図）、磁束密度（第２図）、保磁力（第３図）、最大
透磁率（第４図）を表わすグラフ図であり、第５〜８図
はＦｅに冨むＦｅ −Ｃｏ合金粉を用いた実施例２で得
られた結果を表わしており、いずれも合金粉のＣｏ量に
関して、それぞれ焼結晶の相対密度（第５図）、磁束密
度（第６図）、保磁力（第７図）、最大透磁率（第８図
）を表わすグラフ図であり、第９図はＦｅ−Ｃ。 合金におけるＣｏｇに関する合金のビッカース硬度を表
わすグラフ図である。
た実施例１で得られた結果を表わしており、いずれも合
金粉の含有量に関して、それぞれ焼結晶の相対密度（第
１図）、磁束密度（第２図）、保磁力（第３図）、最大
透磁率（第４図）を表わすグラフ図であり、第５〜８図
はＦｅに冨むＦｅ −Ｃｏ合金粉を用いた実施例２で得
られた結果を表わしており、いずれも合金粉のＣｏ量に
関して、それぞれ焼結晶の相対密度（第５図）、磁束密
度（第６図）、保磁力（第７図）、最大透磁率（第８図
）を表わすグラフ図であり、第９図はＦｅ−Ｃ。 合金におけるＣｏｇに関する合金のビッカース硬度を表
わすグラフ図である。
Claims (1)
- １、規則格子を形成していない鉄コバルト合金粉を含む
出発金属粉を圧縮成形し、焼結して鉄−５０％コバルト
焼結合金を製造することを特徴とする鉄コバルト焼結合
金の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10494685A JPS61291934A (ja) | 1985-05-18 | 1985-05-18 | 鉄コバルト焼結合金の製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10494685A JPS61291934A (ja) | 1985-05-18 | 1985-05-18 | 鉄コバルト焼結合金の製法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61291934A true JPS61291934A (ja) | 1986-12-22 |
| JPH0373612B2 JPH0373612B2 (ja) | 1991-11-22 |
Family
ID=14394256
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10494685A Granted JPS61291934A (ja) | 1985-05-18 | 1985-05-18 | 鉄コバルト焼結合金の製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61291934A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0323002A1 (en) * | 1987-12-28 | 1989-07-05 | Fujitsu Limited | Iron-cobalt type soft magnetic material |
| JPH02138443A (ja) * | 1988-05-30 | 1990-05-28 | Kawasaki Steel Corp | Ｆｅ―Ｃｏ系焼結磁性材料の製造方法 |
| US20100048322A1 (en) * | 2008-08-21 | 2010-02-25 | Ryo Sugawara | Golf club head, face of the golf club head, and method of manufacturing the golf club head |
-
1985
- 1985-05-18 JP JP10494685A patent/JPS61291934A/ja active Granted
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0323002A1 (en) * | 1987-12-28 | 1989-07-05 | Fujitsu Limited | Iron-cobalt type soft magnetic material |
| US4925502A (en) * | 1987-12-28 | 1990-05-15 | Fujitsu Limited | Iron-cobalt type soft magnetic material |
| JPH02138443A (ja) * | 1988-05-30 | 1990-05-28 | Kawasaki Steel Corp | Ｆｅ―Ｃｏ系焼結磁性材料の製造方法 |
| US20100048322A1 (en) * | 2008-08-21 | 2010-02-25 | Ryo Sugawara | Golf club head, face of the golf club head, and method of manufacturing the golf club head |
| US8475294B2 (en) * | 2008-08-21 | 2013-07-02 | Seiko Instruments Inc. | Golf club head, face of the golf club head, and method of manufacturing the golf club head |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0373612B2 (ja) | 1991-11-22 |
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