DE3639332A1 - Verfahren zur herstellung einer lanthanidhaltigen legierung - Google Patents

Verfahren zur herstellung einer lanthanidhaltigen legierung

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Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung einer lanthanidhaltigen Legierung und insbesondere auf ein Verfahren zur Herstellung einer hochreinen lanthanidhaltigen Legierung, die als Ziel-, Speicher- oder Targetlegierung (nachfolgend als Targetlegierung bezeichnet) für eine magnetooptische (M-O)-Platte oder -Scheibe (nachfolgend als Platte bezeichnet) verwendet werden kann.
Bezüglich der 15 Elemente der Seltenen Erden von Lanthan mit der Atomzahl 57 bis Lutetium mit der Atomzahl 71, nämlich La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu, die zusammen als "Lanthaniden" bezeichnet werden, wurden die Untersuchungen über die Einarbeitung dieser Elemente in Legierungssysteme zur Nutzbarmachung der spezifischen Qualitäten dieser einzelnen Elemente in einer großen Anzahl von Gebieten fortgesetzt, und Legierungen, die diese Elemente verwenden, haben Verwendung in verschiedenen industriellen Gebieten gefunden.
Zum Beispiel sind Legierungen vom Typ LaNi5, SmCo5 und Cer-Mischmetall (Mm)-Ni, wie z. B. MmNi4,5Al0,5, MmNi4,5Mn0,5 und MmNi4,7Al0,3Zr0,1 in der Lage, leicht große Volumina Wasserstoff zu absorbieren und werden deshalb als Wasserstoff-absorbierende Legierungen verwendet.
Darüber hinaus zeigen SmCO5 (Sm 36%), Sm2Co17, Ce-CO (Ce 20%), (Sm1-x Pr x )Co5, Nd-Fe (Nd 20 bis 25%), Sm2(FeCuZrCo)17 (Sm 25 und Co 50%) und Nd8∼30B2∼28Fe Rest von 100 (wie z. B. Nd15B8Fe77) äußerst starke magnetische Eigenschaften infolge der magnetischen Eigenschaften, die den Lanthaniden innewohnen, und werden deshalb umfangreich als Dauermagneten in kleinen Motoren verwendet. Eine amorphe Legierung der Zusammensetzung (Fe0,82B0,18)0,9-Tb0,05La0,05 wurde ebenfalls als Magnet entwickelt.
Darüber hinaus, soweit es magnetische Aufzeichnungsmaterialien betrifft, gewinnen die Bestrebungen, die überall in der Forschung und Entwicklung dieser Legierungen fortgesetzt wurden, das Interesse und rufen große Erwartungen hervor, da auf Eisen basierende, auf Kobalt basierende und auf Nickel basierende amorphe Legierungen, die Gd, Tb und Dy enthalten, wie GdCo, GdFe, DyFe, GdTeFe, TbFeCo, TbDyFe, GdTbFe und GdTeCo, magnetische Filme bilden, die bei der Rechteckeigenschaft in der Hystereseschleife hervorragend sind, hervorragende magnetisierende Eigenschaften und Löscheigenschaften zeigen, ein hochdichtes Aufzeichnen erlauben und der Verschlechterung durch Alterung nur minimal unterliegen.
Außerdem fanden Yb-Al, Yb-Zr-Al und Mm-Zr-Al Verwendung als Al-Kabel hoher Kapazität mit verbesserter thermischer Stabilität, TiGd (Gd 5%) als äußerst leichte Legierung, MgNd als kriechbeständige Mg-Legierung und NiCrLa und FeCrLa als wärmebeständige Legierungen, die in der Lage sind, der Oxidation bei erhöhten Temperaturen zu widerstehen.
Als wichtigste Verwendung der Lanthanid-haltigen Legierungen wurden kürzlich Untersuchungen über die Verwendung dieser Legierungen beim Auftragen auf M-O-Platten betrieben und Versuche und Untersuchungen über die tatsächliche Verwendung sind nun im Gange.
Zur Zeit wurden amorphe magnetische Filme der Kombinationen von Metallen der Seltenen Erden (RE) wie Gd, Tb und Dy mit Übergangsmetallen (TM) wie Fe, Co und Ni, die unten aufgezählt sind, als M-O-Platten-Speichermedium entwickelt.
Gd-Tb-Fe, Gd-Tb-Co, Tb-Fe-Co, Tb-Dy-Fe, Gd-Tb-Fe-Ge, Gd-Co, Td-Fe, Gd-Fe, Fe-Co-Tb-Gd, Tb-Dy-Fe-Co, Dy-Fe und Gd-Fe-Bi.
Unter den oben beschriebenen Legierungen waren die Legierungen vom Typ Co-Ge, Gd-Fe und Tb-Fe die ersten, die Aufmerksamkeit als vielversprechende M-O-Aufzeichnungsmaterialien erzielten. Infolge ihrer Vorzüge in der Sensibilitätsbeschaffenheit und der Aufzeichnungsdichte richtet sich seitdem die Aufmerksamkeit auf Legierungen vom Typ Tb-Fe-Co und Gd-Tb-Co.
Diese magnetischen RE-TM-Filme weisen die folgenden Eigenschaften als M-O-Speichermedien auf, und es wird deshalb erwartet, daß sie praktische Verwendung finden:
(1) Diese Legierungen haben eine hohe Empfindlichkeit gegenüber Aufzeichnung und Löschen, da sie relativ niedrige Curie-Punkte aufweisen und ebenfalls in der Lage sind, die Aufzeichnung zu kompensieren. Sie gestatten die Aufzeichnung und das Löschen mittels eines Halbleiterlasers (LD).
(2) Diese Legierungen haben ein geringes Mittelgeräusch, da sie amorphe Strukturen haben. Ihre Kerr-Rotationswinkel sind relativ groß und liegen im Bereich von 0,2 bis 0,35°. Folglich sind die SN-Verhältnisse ihrer erzeugten Signale groß.
(3) Da diese Legierungen quermagnetisierende Filme bilden, gestatten eine hochdichte Aufzeichnung und erlauben ebenfalls eine wirksame Verwendung des Kerr-Poleffektes und des Faradayeffektes mit hoher M-O-Leistung.
(4) Diese Legierungen sind in der Lage, Filme mit großen spezifischen Oberflächen auf Substraten von verschiedenen Typen zu bilden.
(5) Diese Legierungen gestatten, daß ihre Mischungsverhältnisse der Metallkomponenten kontinuierlich variiert werden können und sie mit verschiedenen Elementen relativ ungezwungen vermischt werden können.
Diese lanthanidhaltigen Legierungen wurden bisher hergestellt, indem sie z. B. in auf Aluminiumoxid basierenden Schmelztiegeln geschmolzen und gegossen wurden.
Währenddessen sind Lanthaniden hochreaktionsfähig und reagieren leicht mit Sauerstoff (O), Schwefel (S) und Stickstoff (N). Beim herkömmlichen Schmelzen dieser Legierungen in den obengenannten Schmelztiegeln war der Einschluß von Sauerstoff und Schwefel in die Schmelzen ein unvermeidbares Phänomen. Darüber hinaus ruft die hohe Aktivität, die den Lanthaniden eigen ist, Probleme hervor, wie die Verunreinigung der Legierungen mit dem feuerfesten Material, das den Schmelzen ausgesetzt wurde, und die Bildung von Lanthanidoxiden, die Verringerung des Lanthanidgehaltes in den hergestellten Legierungen und der Bruch des feuerfesten Materials im schlimmsten Fall.
Zum Beispiel wird die Schmelze mit dem auf Aluminiumoxid basierenden feuerfesten Material durch die Reaktion nach der folgenden Gleichung verunreinigt, in der Ln für ein Lanthanidenelement steht.
Al2O3 + 2Ln → 2Al + Ln2O3
oder
Al2O3 + 3Ln → 2Al + 3LnO
Wie oben aufgezeigt, erreicht die hergestellte Legierung keine ausreichend hohe Reinheit, wenn die lanthanidhaltige Legierung in einem herkömmlichen feuerfesten Behälter schmolzen wird.
Durch das Verfahren des Lichtbogenschmelzens, des Plasmaschmelzens oder des Atomstrahlschmelzens, das eine starke Wärmequelle in einem wassergekühlten Kupferschmelztiegel verwendet, ist es äußerst schwierig, diese Legierung mit homogener Struktur zu erhalten, da das Erhitzen lokal durchgeführt wird.
Im allgemeinen ist es erforderlich, daß photomagnetische Platten eine hohe Leistung in bezug auf die Empfindlichkeit der Aufzeichnungsregenerierung und Löschung, der Aufzeichnungsdichte, der Anisotropie der Quermagnetisierung, des Kerr-Rotationswinkels und der Nutzungsdauer zeigen. Diese Eigenschaften werden durch die Reinheit und Homogenität der Targetlegierung für M-O-Platten tiefwirkend beeinflußt.
Durch herkömmliche Verfahren können jedoch lanthanidhaltige Legierungen mit hoher Reinheit und in hoher Homogenität, wie es oben beschrieben ist, nicht hergestellt werden. Insbesondere in dem Fall, in dem solche Legierungen, die eine solche RE-Komponente wie Tb, Gd oder Dy in einer Konzentration enthalten, die ungefähr in das Bereich von 10 bis 50 Gew.-% fällt und zur Verwendung als Targetlegierung für eine M-O-Platte gedacht sind, da diese Schmelzen für Verunreinigungen durch Einschluß von Sauerstoff sehr anfällig sind und die folglich hergestellten Legierungen gegenüber Bruch sehr empfindlich sind, zeigt das Verfahren, daß für ihre Herstellung angewendet wurde, viele zu lösende Probleme.
Es ist Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung einer lanthanidhaltigen Legierung zu schaffen, das die leichte Herstellung einer lanthanidhaltigen Legierung hoher Reinheit ermöglicht, die einen niedrigen Gehalt an Sauerstoff und Schwefel hat und von Verunreinigung mit feuerfestem Material frei ist. Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist die Schaffung eines Verfahrens zur Herstellung einer lanthanidhaltigen Legierung, das die Herstellung einer lanthanidhaltigen Legierung mit äußerst guter Qualität, ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften, Korrosionsbeständigkeit und thermischer Stabilität und mit hoher mechanischer Festigkeit gestattet.
Weiterhin ist es Aufgabe der Erfindung, ein Verfahren zur sehr stabilen und wirksamen Herstellung einer lanthanidhaltigen Legierung zu schaffen.
Weiterhin ist es Aufgabe der Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung einer lanthanidhaltigen Legierung zu schaffen, das gestattet, daß die lanthanidhaltige Legierung leicht wieder geschmolzen und wieder gegossen werden kann und das eine wirksame Rückgewinnung der Legierung aus ihren Abfällen sichert.
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren für die Herstellung einer lanthanidhaltigen Legierung, wobei das Verfahren durch das Halten der Schmelze dieser Legierung in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre unter Verwendung eines Behälters gekennzeichnet ist, der eine innere Oberfläche aufweist, die aus einem feuerfesten Material vom Calciumoxidtyp gebildet ist, das einen CaO-Gehalt von nicht weniger als 90 Gew.-% aufweist.
Die Erfindung wird nun nachfolgend ausführlicher beschrieben.
Wenn in dieser Beschreibung Prozent genannt ist, ist damit unveränderlich "Gew.-%" gemeint.
Der Ausdruck "lanthanidhaltige Legierung", so wie er in dieser Erfindung verwendet wird, bedeutet eine Legierung, die mindestens ein Lanthanidenelement enthält, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Td, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu besteht. Beispiele der lanthanidhaltigen Legierung umfassen Legierungen von 3 bis 80%, insbesondere nicht weniger als 10% und vorzugsweise 10 bis 50% solcher Lanthaniden mit mindestens einem Element, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Al, Cr, Fe, Mn, Ni, Cu, V, Li, Co, Ti, Ta, W, Sn, Zr, Mo, Mg, Ga, Nb, Si und Bi besteht.
Konkrete Beispiele der in der Technik bekannten lanthanidhaltigen Legierungen sind nachfolgend aufgeführt.
5%Gd-Ti, Nd-Mg, 20 ∼ 25%Nd-Fe, Nd8∼30- B2∼28-Fe, SmCo5, Sm2Co17, Sm2(FeCuZrCo)17, (Sm1-x -Pr x )Co5,LaNi5, MmNi5, Ge-Fe, Ge-Te-Fe, Gd-Te-Co, Gd-Co, 20%Ce-Co, Dy-Fe, Y-Zn-Al, Mm-Zr-Al, Y-Al, La-Ni-Cr, La-Fe-Cr, (Fe0.82B0.18)0.9Tb0.05La0.05, Tb-Fe-Co, Tb-Dy-Fe, Sc-Mg-Al, Sc-Li-Al, Sc5Ga3, 20 ∼ 30% Mm-Mg, Mm-Co, MmNi4.5Al0.5, MmNi4.5Mn0.5 und MmNi4.5Al0.3Zr0.1.
Das erfindungsgemäße Verfahren ist besonders effektiv bei der Herstellung von Targetlegierungen, die nicht weniger als 10%, vorzugsweise 10 bis 50%, Lanthanidenelemente enthalten, zur Verwendung bei photomagnetischen Platten. Konkrete Beispiele der Legierungen, die der oben angegebenen Beschreibung entsprechen, sind nachfolgend gezeigt.
GdCo, GdFe, TbFe, Gd13Tb13Fe74, TbDyFe, GdTbDyFe, Gd26(Fe81Co19)74, [(GdTb)27Fe73]96Ge4, Tb21(Fe85Co15)79, (GdTb)23Co77, (Gd50Tb50)1-a , (Fe85Co15) a (Gd20Co80)-50 (Tb21Te79)50, (Gd33Tb67)37(Fe53Co47)63-Sm, (Gd26Fe74)96Bi7, (Gd26Co74)93Bi4 und (Gd26(Fe70Co30)74) 91Bi9.
Nach der vorliegenden Erfindung wird eine solche oben gezeigte lanthanidhaltige Legierung hergestellt, indem die Legierung in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre nach einem herkömmlichen Verfahren erwärmt wird, wie z. B. eine Hochfrequenz- oder Niederfrequenz-Induktionsheizung, indem ein Behälter verwendet wird, der eine innere Oberfläche aufweist, die aus einem auf Calciumoxid basierenden feuerfesten Material gebildet ist, das einen CaO-Gehalt von nicht weniger als 90% aufweist.
Die Materialien des auf CaO basierenden feuerfesten Materials, aus dem die innere Oberfläche des Behälters gebildet ist, der zur erfindungsgemäßen Herstellung der lanthanidhaltigen Legierung verwendet wird, sind ausgewählt aus Calciumoxid (CaO), Dolomit, erhalten durch Anreicherung mit CaO und ZrO2 und Y2O3 als gleichzeitig vorhandene Oxide. Oxide vom Lanthanidtyp sind ebenfalls brauchbar. Wegen der hohen Strukturdichte erweist sich elektrisch geschmolzenes Calciumoxid neben anderen Calciumoxid- Produkten verschiedener Sorten als besonders wertvoll. Calciumoxid (CaO)-Produkte, die durch schnelles Brennen von Kalk, Kalkstein und geschlacktem Kalk erhalten werden, sind ebenfalls verwendbar.
Das Auftreten von Verunreinigungen und die Verunreinigung der Schmelze werden mit dem Grad der Sicherheit verhindert, der sich mit dem Erhöhen des Calciumoxids in dem auf Calciumoxid basierenden feuerfesten Material erhöht. In der vorliegenden Erfindung ist es erwünscht, den Behälter zu verwenden, der aus einem auf Calciumoxid basierenden feuerfesten Material gebildet ist, das einen Calciumoxidgehalt von nicht weniger als 90%, insbesondere nicht weniger als 95%, und vorzugsweise nicht weniger als 98% aufweist.
In dem auf CaO basierenden feuerfesten Material ist es erwünscht, daß der Gehalt an CaF2 und CaCl2 so gering wie möglich ist. Es ist erwünscht, daß der Gehalt von CaF2 nicht mehr als 1% beträgt und der von CaCl2 nicht mehr als 0,5%.
Wenn die lanthanidhaltige Legierung in dem Behälter, der aus dem auf CaO basierenden feuerfesten Material wie oben beschrieben hergestellt wird, ist es erwünscht, daß die Atmosphäre, in der die Herstellung durchgeführt wird, eine Atmosphäre eines solchen Inertgases, wie Argon oder Helium, ist. Es ist erwünscht, daß der Druck der Atmosphäre nicht kleiner als 10 torr (13,33 × 10-3 bar) ist, vorzugsweise wird er im Bereich von 25 bis 100 torr (33,33 × 10-3 bis 133,3 × -3 bar) gehalten.
Es ist erwünscht, daß die Temperatur für die Herstellung 50 bis 200°C, vorzugsweise 100 bis 150° höher als der Schmelzpunkt der Legierung in der Behandlung ist. Wenn die Verweilzeit zu hoch ist, ergibt sich die Möglichkeit, daß die Schmelze verunreinigt ist. Um diese Verunreinigung zu vermeiden, ist es deshalb erforderlich, die Verweilzeit ungefähr im Bereich von 5 bis 10 min, vorzugsweise 5 bis 6 min zu halten.
Die Schmelze der lanthanidhaltigen Legierung, die durch das erfindungsgemäße Verfahren erhalten wurde, wird dann in eine Gießform mit der gewünschten Form gegossen und in einen Rohblock umgewandelt. Zur Verfestigung durch Kühlung ist es notwendig, daß der heiße Rohblock schrittweise in einer vorgewärmten Eisenform bei einer Geschwindigkeit von nicht mehr als 1°C/min, vorzugsweise 0,5 bis 1°C/min abgekühlt wird.
Entsprechend dem oben dargelegten erfindungsgemäßen Verfahren hat das hergestellte Metall einen bemerkenswert niedrigeren Gehalt an eingeschlossenem Sauerstoff und kann durch geeignete Regelung und Einstellung der Produktionsbedingungen wieder geschmolzen werden.
CaO hat eine äußerst hohe Stabilität, um der Schmelze einer Legierung zu wiederstehen, die ein hochaktives Metall enthält, und ist sogar in der Schmelze einer lanthanidhaltigen Legierung stabil. Anders als Al2O3, das mit einem Lanthanid reagiert und ein entsprechendes Lanthanidoxid bildet, bildet CaO nur sprungartig Oxide mit einem Lanthanid. CaO ist deshalb nicht in der Lage, den Lanthanidgehalt der Schmelze der lanthanidhaltigen Legierung zu verringern oder die Schmelze mit Beimischungen zu verunreinigen. Entsprechend der Erfindung ist insbesondere der Sauerstoffgehalt in der lanthanidhaltigen Legierung merklich verringert. Sogar im Fall einer auf Gd oder Tb basierenden Legierung mit einem Sauerstoffgehalt mit einem Wert von z. B. 2000 bis 3000 ppm zeigt die Legierung, die entsprechend der Erfindung hergestellt wurde oder entsprechend der Erfindung wiedergeschmolzen wurde, einen Sauerstoffgehalt, der auf den Bereich von 150 bis 500 ppm verringert wurde.
Diese bemerkenswerte Verringerung des Sauerstoffgehaltes in der hergestellten Legierung kann durch die Annahme logisch erklärt werden, daß der Sauerstoff in der Schmelze einer Reaktion nach der folgenden Gleichung unterliegt:
x R + y O → R x O y
(worin R für ein Lanthanidenelement steht) und daß, da das feuerfeste Material, das nicht weniger als 90% CaO enthält, leicht der sogenannten Ofenwandreaktion mit dem Oxid in der Schmelze unterliegt, die Lanthanidenoxide wie GdO2 und TbO2 in der Schmelze mit der Ofenwand reagieren, wie es durch die folgende Gleichung aufgezeigt ist, und folglich in der Schmelztiegelwand absorbiert werden:
nR3O y + mCaO (Schmelztiegelwand) → n·R x O y ·mCaO (Reaktion auf der Schmelztiegelwand)
(worin R für ein Lanthanidenelement steht).
Ähnlich den Oxid unterliegt der Schwefel in der Schmelze der lanthanidhaltigen Legierung zuerst der folgenden Umwandlung:
x R + y S → R x S y
Dieses Sulfid unterliegt dann der Schmelztiegelwandreaktion, wie es durch die folgende Gleichung dargestellt wird:
nR x S y + mCaO (Schmelztiegelwand) → nR x S y ·mCaO oder R x S y + yCaO → R x O y + yCaS (Schmelztiegelwand)
In jeder der oben gezeigten Reaktionen wird das Sulfid eventuell durch die Schmelztiegelwand absorbiert. Folglich ist der Gehalt an Oxid und Sulfid merklich verringert, was es möglich macht, eine lanthanidhaltige Legierung hoher Reinheit herzustellen.
Entsprechend dem erfindungsgemäßen Verfahren, das die Schmelze der lanthanidhaltigen Legierung in einer nichtoxidierenden Atmosphäre in dem Behälter hält, der eine innere Oberfläche hat, die aus dem auf CaO basierenden feuerfesten Material der obengenannten Zusammensetzung gebildet ist, werden deshalb wie folgt verschiedene Wirkungen begründet:
(1) Die lanthanidhaltige Legierung mit niedrigem Sauerstoff- und Schwefelgehalt, frei von Verunreinigung mit dem feuerfesten Material, kann leicht erhalten werden. Besonders der Sauerstoffgehalt der Legierung ist merklich gering.
(2) Die hergestellte Legierung zeigt deshalb eine stark befriedigende Leistung in bezug auf die magnetischen Eigenschaften, die Korrosionsbeständigkeit und die thermische Stabilität. Die Legierung hat ebenfalls eine stark verbesserte mechanische Festigkeit.
(3) Das feuerfeste Material kann durch das Lanthanid der Legierung nicht korrodiert und beschädigt werden und ermöglicht deshalb, daß die Herstellung der Legierung über einen langen Zeitraum fortgesetzt werden kann.
(4) Die hergestellte Legierung erreicht eine stark homogene Zusammensetzung.
(5) Das Verfahren ermöglicht, daß die lanthanidhaltige Legierung leicht wiedergeschmolzen und wiedergegossen werden kann und sichert deshalb eine wirksame Rückgewinnung der Legierung aus ihren Abfällen.
Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht folglich, daß eine lanthanidhaltige Legierung hoher Reinheit leicht hergestellt werden kann und schafft aus ökonomischer Sicht einen großen Vorteil.
Insbesondere ist das erfindungsgemäße Verfahren bei der Herstellung einer Targetplatte, die nicht weniger als 10% Gd, Tb oder Dy enthält, zur Verwendung in einer M-O-Platte wirksam. Die nach der Erfindung erhaltene Legierung beseitigt das Problem des Reißens und gestattet die Bereitstellung von M-O-Platten hoher Leistung. Darüber hinaus kann die vorliegende Erfindung befriedigend für das Schmelzen lanthanidhaltiger Legierungsabfälle übernommen werden.
Die Erfindung wird unter Bezugnahme auf die Arbeitsbeispiele detaillierter erläutert.
Beispiel 1
Eine variierende lanthanidhaltige Legierung, die in Tabelle 1 gezeigt ist, wurde in einen auf CaO basierenden Schmelztiegel oder auf Al2O3 basierenden Schmelztiegel mit veränderlicher Zusammensetzung, wie es in Tabelle 2 gezeigt ist, gegeben, dann in einen Induktionsofen vom Innenheiztyp gegeben, der eine Ausgangsleistung von 10 kW und eine Frequenz von 50 kHz (50 × 103 s-1) hat, in einer Atmosphäre von 2 torr (2,66 × 10-3 bar) Argon geschmolzen, bei einer Temperatur von 200°C höher als der Schmelzpunkt der relevanten Legierung 10 min lang gehalten. Die somit hergestellte Legierung wurde durch chemische Analyse und Röntgenfluoreszenz auf den Gehalt an O und S geprüft. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.
Aus Tabelle 1 wird ersichtlich, daß die Herstellung unter Verwendung des CaO-Schmelztiegels lanthanidhaltige Legierungen hoher Reinheit und mit niedrigem Gehalt an O und S ergab.
Im Vergleichsbeispiel, in dem das Schmelzen in einem Al2O3-Schmelztiegel durchgeführt wurde, wurde gefunden, daß die hergestellten Legierungen mit Aluminium verunreinigt waren und 0,1 bis 0,05% Al verblieb.
Tabelle 1
Tabelle 2
Beispiel 2
In einem variierendem Schmelztiegel, wie er in Tabelle 4 gezeigt ist, wurde eine Legierung 30%Fe-30%Co-20%Gd- 20%Tb nach dem Verfahren von Beispiel 1 hergestellt, außer daß eine Atmosphäre von 25 torr (33,33 × 10-3 bar) Argon statt dessen verwendet wurde und die Temperatur der Schmelze auf 50°C höher als der Schmelzpunkt der relevanten Legierung geändert wurde.
Die folglich erhaltene Legierung wurde durch chemische Analyse und Röntgenfluoreszenzanalyse nach dem Gehalt an O und S untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt.
Aus Tabelle 3 wird deutlich, daß die Herstellung in dem CaO-Schmelztiegel mit einem besonders hohen CaO-Gehalt und niedrigem Gehalt an CaF2 und CaCl2 lanthanidhaltige Legierungen hoher Reinheit und mit niedrigem Gehalt an O und S ergab.
Tabelle 3
Tabelle 4
Beispiel 3
Eine Legierung 40%Gd-60%Fe (Schmelzpunkt 1220°C) wurde in einem CaO basierenden Schmelztiegel der in Tabelle 2 gezeigten Zusammensetzung wieder geschmolzen, wobei der Schmelztiegel in einen Induktionsofen vom Innenheiztyp mit einer Ausgangsleistung von 10 kW und einer Frequenz von 50 kHz (50 × 103 s-1) angeordnet wurde, in einer Atmosphäre von 250 torr (333,3 × 10-3 bar) Argon bei einer veränderlichen Temperatur, wie es in Tabelle 5 gezeigt ist, erwärmt und bei dieser Temperatur während veränderlicher Zeiträume gehalten wurde, wie es Tabelle 5 gezeigt ist.
Die damit erhaltene Legierung wurde durch chemische Analyse und Röntgenfluoreszenzanalyse nach dem Gehalt an O und S untersucht.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt.
Tabelle 5
Beispiel 4
Eine Legierung 40%Tb-30%Fe-30%Co wurde in einem auf CaO basierenden Schmelztiegel von veränderlicher Zusammensetzung hergestellt, wie es in Tabelle 2 gezeigt ist, wobei der Schmelztiegel in einem Induktionsofen vom Innenheiztyp mit einer Ausgangsleistung von 10 kW und einer Frequenz von 50 kHz (50 × 103 s-1) gegeben wurde, in einer Atmosphäre von 25 torr (33,33 × 10-3 bar) Argon bei einer Temperatur von 100°C als der Schmelzpunkt der relevanten Legierung erwärmt wurde und bei dieser Temperatur während veränderlicher Zeiträume von 5 bis 10 min gehalten wurde.
Die damit erhaltene Schmelze wurde in eine vorgewärmte Form gegossen und schrittweise bei einer veränderlichen Geschwindigkeit abgekühlt, wie es in Tabelle 6 gezeigt ist, um einen Rohblock zu schaffen.
Der so erhaltene Rohblock wurde durch chemische Analyse und Röntgenfluoreszenzanalyse nach dem Gehalt an O und S geprüft.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt.
Aus Tabelle 6 wird deutlich, daß lanthanidhaltige Legierungen hoher Reinheit erhalten werden, wenn das Abkühlen schrittweise bei einer Geschwindigkeit von nicht mehr als 1°C/min durchgeführt wird.
Tabelle 6
Beispiel 5
Eine variierende lanthanidhaltige Legierung, die in Tabelle 7 gezeigt ist, wurde in einen CaO-Schmelztiegel oder einen Al2O3-Schmelztiegel von veränderlicher Zusammensetzung gegeben, wie es in Tabelle 2 gezeigt ist, und nach dem Verfahren von Beispiel 1 behandelt. Die damit erhaltene Legierung wurde durch chemische Analyse und Röntgenfluoreszenzanalyse auf den Gehalt an O und S überprüft. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 gezeigt.
Aus Tabelle 7 wird deutlich, daß die hergestellten lanthanidhaltigen Legierungen einen geringen Gehalt an O und S hatten und hohe Reinheit aufwiesen, wenn die Herstellung in dem CaO-Schmelztiegel erfolgte.
In dem Vergleichsbeispiel, in dem ein Al2O3-Schmelztiegel verwendet wurde, wurde gefunden, daß die hergestellten Legierungen mit Aluminium verunreinigt waren und 0,1 bis 0,5% Aluminium darin verblieb.
Tabelle 7

Claims (14)

1. Verfahren zur Herstellung einer lanthanidhaltigen Legierung, gekennzeichnet durch das Halten der Schmelze der lanthanidhaltigen Legierung in einer nichtoxidierenden Atmosphäre unter Verwendung eines Behälters, dessen innere Oberfläche aus einem auf Calciumoxid basierenden feuerfesten Material gebildet ist, das einen CaO-Gehalt von nicht weniger als 90 Gew.-% aufweist.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die lanthanidhaltige Legierung nicht weniger als 10 Gew.-% Lanthanid enthält.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die lanthanidhaltige Legierung eine Targetlegierung ist, die nicht weniger als 10 Gew.-% Lanthanid enthält und für eine photomagnetische Platte verwendet wird.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die lanthanidhaltige Legierung 10 bis 50 Gew.-% von mindestens einem Lanthanidenelement und den Rest von mindestens einem Element umfaßt, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Al, Cr, Fe, Mn, Ni, Cu, V, Li, Co, Ti, Ta, W, Sn, Zr, Mo, Mg, Ga, Nb, Si und Bi besteht.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das auf Calciumoxid basierende feuerfeste Material nicht weniger als 90 Gew.-% CaO, nicht mehr als 1 Gew.-% CaF2 und nicht mehr als 0,5 Gew.-% CaCl2 umfaßt.
6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß das auf Calciumoxid basierende feuerfeste Material nicht weniger als 95 Gew.-% CaO, nicht mehr als 1 Gew.-% CaF2 und nicht mehr als 0,5 Gew.-% CaCl2 umfaßt.
7. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das feuerfeste Material aus elektrisch geschmolzenem Calciumoxid hergestellt ist.
8. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die nichtoxidierende Atmosphäre eine Inertgasatmosphäre ist.
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß die nichtoxidierende Atmosphäre eine Atmosphäre von Argongas ist.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die nichtoxidierende Atmosphäre eine Atmosphäre von nicht weniger als 10 torr (13,33 × 10-3 bar) Argongas ist.
11. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Schmelze der lanthanidhaltigen Legierung bei einer Temperatur von 50 bis 200°C höher als der Schmelzpunkt der Legierung gehalten wird.
12. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Schmelze der lanthanidhaltigen Legierung 3 bis 10 min lang gehalten wird.
13. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine Legierung, die nicht weniger als 10 Gew.-% Lanthanide enthält, durch Halten der Schmelze der lanthanidhaltigen Legierung unter Verwendung eines Behälters mit einer inneren Oberfläche, die aus einem auf Calciumoxid basierenden feuerfesten Material gebildet ist, das nicht weniger als 90 Gew.-% CaO, nicht mehr als 1 Gew.-% CaF2 und nicht mehr als 0,5 Gew.-% CaCl2 enthält, in einer Inertgasatmosphäre bei einer Temperatur von 50 bis 200°C höher als der Schmelzpunkt dieser Legierung erhalten wird.
14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß eine Targetlegierung, die nicht weniger als 10 Gew.-% Lanthanide enthält und für eine photomagnetische Platte verwendet wird, hergestellt wird, indem die Schmelze der Legierung unter Verwendung eines Behälters, dessen innere Oberfläche aus einem auf Calciumoxid basierenden feuerfesten Material gebildet ist, das nicht weniger als 95 Gew.-% CaO, nicht mehr als 1 Gew.-% CaF2 und nicht mehr als 0,5 Gew.-% CaCl2 enthält, in einer Argongasatmosphäre unter einem Druck von nicht weniger 25 torr (33,33 × 10-3 bar) bei einer Temperatur von 50 bis 200°C höher als der Schmelzpunkt der Legierung 3 bis 10 min lang gehalten wird.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19526822A1 (de) * 1995-07-15 1997-01-16 Euromat Gmbh Legierung, insbesondere Lotlegierung, Verfahren zum Verbinden von Werkstücken durch Löten mittels einer Lotlegierung sowie Verwendung einer Legierung zum Löten
DE10293663B4 (de) * 2001-08-13 2011-02-17 Honda Giken Kogyo K.K. Magnesiumlegierung

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4895592A (en) * 1987-12-14 1990-01-23 Eastman Kodak Company High purity sputtering target material and method for preparing high purity sputtering target materials
JP3230581B1 (ja) * 2000-09-12 2001-11-19 経済産業省産業技術総合研究所長 微小重力環境下での超磁歪材料の製造方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3328017A (en) * 1965-05-25 1967-06-27 William V Conner Reaction vessel for production of plutonium

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
ABC Technik und Naturwissenschaft, Bd. 1, (A-K), Vlg. H. Deutsch, 1970 *
DE-Z.: Metall, 23, Sept. '69, S. 936-938 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19526822A1 (de) * 1995-07-15 1997-01-16 Euromat Gmbh Legierung, insbesondere Lotlegierung, Verfahren zum Verbinden von Werkstücken durch Löten mittels einer Lotlegierung sowie Verwendung einer Legierung zum Löten
DE19526822C2 (de) * 1995-07-15 1998-07-02 Euromat Gmbh Lotlegierung, Verwendung der Lotlegierung und Verfahren zum Verbinden von Werkstücken durch Löten
DE10293663B4 (de) * 2001-08-13 2011-02-17 Honda Giken Kogyo K.K. Magnesiumlegierung

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