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Technisches
Gebiet
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Die
vorliegende Erfindung betrifft einen dünnen Plattenmagneten, der ideal
ist für
verschiedene Arten von magnetischen Schaltkreisen, die in kleinen
Motoren, Aktuatoren, magnetischen Sensoren und so weiter verwendet
werden. Die vorliegende Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass
ein Magnet mit einer feinkristallinen Struktur durch das Verfahren
erhalten wird, bei dem eine Schmelze einer spezifischen Zusammensetzung,
die 6 at-% oder weniger eines Seltene-Erden-Elementes und 15 bis
30 at-% Bor umfasst, kontinuierlich auf eine Kühlwalze gegossen wird, die
in einer spezifischen Inertgasatmosphäre unter vermindertem Druck
rotiert, wobei die kristalline Struktur wie gegossen (in gegossenem
Zustand) im Wesentlichen 90 % oder mehr Fe3B-Verbindung
und α-Fe
ist, die mit einer Verbindungsphase koexistiert, die eine kristalline
Nd2Fe14B-Struktur
aufweist und der mittlere Kristallkorndurchmesser einer jeden strukturellen
Phase 10 nm bis 50 nm wie gegossen (in gegossenem Zustand) beträgt. Die
vorliegende Erfindung betrifft dünne
Plattenmagnete mit magnetischen Eigenschaften von iHc ≥ 200 kA/m
(2,5 kOe) und Br ≥ 0,9T
(9 kG) und einer feinkristallinen Struktur mit einer Dicke von 70 μm bis 500 μm, die direkt
aus einer Legierungsschmelze erzeugt werden.
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Technischer
Hintergrund
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Heutzutage
besteht eine Nachfrage nach Haushaltsgeräten, Bürogeräten (OA equipment), elektrischen
Vorrichtungen usw., mit immer größerer Leistung
und kleinerem und geringerem Gewicht und es werden Designs zum Maximieren
des Leistungs/Gewichtsverhältnisses
eines gesamten magnetischen Kreislaufes, bei dem Permanentmagnete
verwendet werden, untersucht. Ein Permanentmagnet mit einer verbleibenden magnetischen
Flussdichte Br von 0,5T (5 kG) bis 0,7T (7 kG) ist ideal für Gleichstrommotoren
mit daran befestigten Bürsten,
die mehr als die Hälfte
der heutzutage produzierten Motoren darstellen, diese können jedoch nicht
durch herkömmliche
harte Ferritmagnete erhalten werden.
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Beispielsweise
werden die zuvor genannten magnetischen Eigenschaften mit gesinterten Nd-Fe-B-Magneten
und gebundenen Nd-Fe-B-Magneten erfüllt, die hauptsächlich Nd2Fe14B sind. Nd-Fe-B-Magneten
enthalten jedoch 10 bis 15 at-% Nd, das viele Arbeitsgänge und
eine große
Anlage zum Abtrennen und Reinigen und Reduzieren des Metalls erfordert
und daher im Vergleich zu harten Ferritmagneten sehr teuer sind.
Folglich sind diese Magnete als ein Ersatz für harte Ferritmagnete aufgrund
des Kosten-Leistungs verhältnisses
lediglich in einigen Gerätetypen
gefördert
worden. Ein kostengünstiger
Permanentmagnet mit einer Br von 0,5T (5 kG) oder höher muss
noch gefunden werden.
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Darüber hinaus
wird ein dünner
Plattenpermanentmagnet, wobei die Dicke des Permanentmagneten selbst
100 um bis 500 μm
beträgt,
benötigt,
um miniaturartige und dünne
magnetische Schaltkreise zu realisieren. Da es schwierig ist, ein
Massengut von 500 μm
oder weniger mit gesinterten Nd-Fe-B-Magneten zu erhalten, können dünne Plattenmagnete
lediglich durch das Verfahren hergestellt werden, bei dem gesinterte Platten
mit einer Dicke von mehreren mm gemahlen werden oder Massengut wird
mit einer Drahtsäge
geschnitten usw., und das Problem ist deshalb, dass die Endkosten
hoch sind und die Ausbeute gering ist.
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Gebundene
Nd-Fe-B-Magnete werden erhalten, indem Pulver mit einer Dicke von
etwa 30 μm
und einem Durchmesser von einigen 10 μm bis 500 μm mit Harz gebunden werden und
daher ist es schwierig, gebundene Magnete zu formen, wenn die Dicke
der dünnen
Platte 100 μm
bis 300 μm
beträgt.
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Andererseits
ist kürzlich
ein Nd-Fe-B-Permanentmagnet vorgestellt worden, dessen Hauptphase
eine Fe3B-Verbindung mit einer Nd4Fe77B19 (at-%)
Nachbarzusammensetzung ist (R. Coehoorn et al., J. de Phys, C8,
1988, Seiten 669–670),
und die Details dieser Technologie sind im US-Patent Nr. 4,935,074
usw. beschrieben.
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Darüber hinaus
stellte zuvor Koon im US-Patent Nr. 4,402,770 ein Verfahren zur
Herstellung von Permanentmagneten vor, die aus feinen Kristallen
bestanden, indem an einem amorphen La-R-B-Fe-Legierung, die als
wesentliches Element La umfasste, eine Kristallisationswärmebehandlung
durchgeführt
wurde.
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Vor
kurzem ist berichtet worden, dass dünne Stücke mit hartmagnetischen Eigenschaften
erhalten werden, indem eine Nd-Fe-B-V-Si-Legierungsschmelze, die
3,8 at-% bis 3,9 at-% Nd enthält,
auf eine sich drehende Cu-Walze gesprüht wird, um amorphe Flocken
herzustellen und diese dann bei 700°C wärmebehandelt, wie in der EP-Patentanmeldung
558691 B1 von Richter et al. beschrieben ist. Diese Permanentmagnetmaterialien
werden durch Kristallisationswärmebehandlung
amorpher Flocken mit einer Dicke von 20 μm bis 60 μm erhalten und weisen eine metastabile
Struktur mit einer Kristallaggregatstruktur auf, die ein Gemisch
aus einer Fe3B-Phase mit weichem Magnetismus
und einer R2Fe14B-Phase mit hartem
Magnetismus ist.
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Das
zuvor genannte magnetische Permanentmaterial weist eine Br von 10
kG und eine iHc von 160 kA/m ~ 240 kA/m (2 kOe ~ 3 kOe) auf und
weist einen niedrigen Gehalt an Nd, das teuer ist, von 4 at-% auf und
daher sind die Kosten des Ausgangsmaterials weniger teuer als bei
Nd-Fe-B-Magneten, deren Hauptphase Nd2Fe14B ist. Es gibt jedoch Grenzen für die Bedingungen
der Flüssigkeitsverfestigung,
welche für
die Herstellung einer amorphen Legierung aus dem Ausgangsgemisch
wesentlich sind, und gleichzeitig gibt es Grenzen für die Bedingungen
der Wärmebehandlungen,
um ein Material mit hartem Magnetismus zu erhalten. [Solche Magnete]
sind daher bezüglich
einer industriellen Produktion unpraktisch, was zu dem Problem führt, dass sie
nicht als ein preisgünstiger
Ersatz für
harte Ferritmagnete präsentiert
werden können.
Darüber
hinaus werden diese Permanentmagnetmaterialien durch Kristallisationswärmebehandlung
amorpher Flocken einer Dicke von 20 μm bis 60 μm erhalten und daher können keine
Permanentmagnete erhalten werden, die eine Dicke von 70 μm bis 500 μm aufweisen,
wie sie für
dünne Plattenmagnete
erforderlich ist.
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Andererseits
beschreibt das US-Patent Nr. 508,266, usw. die Tatsache, dass rasch
verfestigte Nd-Fe-B-Magnetmaterialien, die aus einer Struktur bestehen,
die aus Kristallen mit harten magnetischen Eigenschaften bestehen,
durch rasches Verfestigen einer Legierungsschmelze auf einer Walze
bei einer Umfangsgeschwindigkeit von 20 m/s direkt erhalten werden.
Da die Flockendicke der unter diesen Bedingungen erhaltenen rasch
verfestigten Legierung etwa 30 μm
dünn ist,
können
sie jedoch zu einem Pulverpartikeldurchmesser von 10 μm bis 500 μm zerdrückt werden
und als die zuvor genannten gebundenen Magnete verwendet werden,
sie können
jedoch nicht für
dünne Plattenmagnete
verwendet werden.
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Die
EP-A-0542 529 (naheliegendster Stand der Technik) beschreibt einen
dünnen
Plattenmagneten mit magnetischen Eigenschaften von iHc ≥ 240 kA/m
und Br ≥ 0,9T,
der eine feinkristalline Struktur aufweist, die aus einem feinen
Kristall mit einem durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser von
5 nm bis 100 nm besteht, wobei eine Fe3B-Verbindung
und α-Fe
mit einer Verbindungsphase koexistieren, die eine kristalline Nd2Fe14B-Struktur aufweist
und durch die Zusammensetzungsformel Fe100-x-y-mCOmRxByMz dargestellt
wird, wobei R eines oder zwei von Pr und Nd ist und M eines oder
zwei von Cu, Ga, Ag und Au ist, wobei die Symbole x, y, z und m,
die den Bereich der Zusammensetzung einschränken,
3 ≤ x ≤ 6 at-%,
16 ≤ y ≤ 22 at-%,
0,1 ≤ z ≤ 3 at-%, bzw.
0,05 ≤ m ≤ 15at-%
genügen, wobei
der dünne
Plattenmagnet eine Dicke von 30 bis 40 μm aufweist.
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Beschreibung
der Erfindung
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Ein
Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, die zuvor genannten Probleme
mit einem Nd-Fe-B-Magneten,
der 6 at-% oder weniger eines Seltene-Erden-Elementes und feine
Kristalle aufweist, zu lösen,
ein anderes Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, einen Magneten
zu erhalten, der eine inhärente
Koerzitivkraft iHc von 200 kA/m (2,5 kOe) oder höher, eine restliche magnetische
Flussdichte Br von 0,1T (9 kG) oder höher und ein Preis-Leistungs-Verhältnis aufweist,
das mit dem harter Ferritmagnete konkurrieren kann, und zwar durch
Gießen,
und ein weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, einen dünnen Plattenmagneten
zu bilden, der kleine, dünne
magnetische Schaltkreise ermöglicht,
indem er eine feine Kristallstruktur einer Dicke von 70 bis 500 μm aufweist.
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Die
Erfinder beschrieben, dass eine feine kristalline Permanentmagnetlegierung
mit harten magnetischen Eigenschaften von iHc ≥ 160 kA/m (2 kOe) und Br ≥ 800 kA/m
(10 kG) aus einer Legierungsschmelze durch das Produktionsverfahren
direkt erhalten wird, bei dem eine Legierungsschmelze einer ternären Nd-Fe-B-Zusammensetzung
mit niedrigem Seltene-Erden-Gehalt, die 6 at-% oder weniger Nd und
15 bis 30 at-% Bor umfasst, kontinuierlich auf eine Kühlwalze
gegossen wird, die sich bei einer Walzenumfangsgeschwindigkeit von
2 m/s bis 10 m/s in einer spezifischen Inertgasatmosphäre unter
reduziertem Druck dreht. Das Problem bei diesem Verfahren der Herstellung
eines ternären
Nd-Fe-B-Magneten
liegt jedoch darin, dass der Bereich der Walzenumfangsgeschwindigkeit,
in welchem harte magnetische Eigenschaften erhalten werden, eng
ist. Darüber
hinaus wird mit diesem ternären
Nd-Fe-B-Magneten eine Koerzitivkraft von lediglich 160 kA/m (2 kOe)
bis 240 kA/m (3 kOe) erhalten und daher ist die thermische Entmagnetisierung
beträchtlich,
und es ist notwendig, den Betriebspunkt des Magneten so weit wie
möglich
zu erhöhen,
um eine hohe magnetische Flussdichte zu verwirklichen, was zu einer
beträchtlichen
Einschränkung
der Form des Magneten und der Umgebung, in der er verwendet wird,
führt.
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Die
Erfinder führten
viele Tests der Problempunkte der Verfahren zur Herstellung von
feinen kristallinen Nd-Fe-B-Permanentmagneten mit einem niedrigen
Gehalt an Seltenen Erden durch, die Gemische einer weichen magnetischen
Phase und einer harten magnetischen Phase sind. Dabei wurde gefunden,
dass die zuvor genannten Probleme gelöst werden können, indem eine Legierungsschmelze
verwendet wird, zu der während
des zuvor von den Erfindern vorgestellten Verfahrens spezifische
Elemente zugegeben worden sind, wodurch eine feine kristalline Permanentmagnetlegierung
mit einer feinen kristallinen Struktur von 15 nm bis 50 nm aus einer
Legierungsschmelze direkt erhalten wird, indem die Legierungsschmelze
auf eine Kühlwalze, die
sich in einer spezifischen Inertgasatmosphäre unter reduziertem Druck
dreht, kontinuierlich gegossen wird. D. h., sie führten die
vorliegende Erfindung aus, als sie herausfanden, dass die iHc des
Magneten auf 200 kA/m (2,5 kOe) oder höher verbessert werden kann
und der ideale Bereich der Walzenumfangsgeschwindigkeit, mit dem
harte magnetische Eigenschaften erhalten werden können, im
Vergleich zu den herkömmlichen
Bedingungen für
die Herstellung eines ternären
Nd-Fe-B-Magneten vergrößert werden
kann und gleichzeitig eine feine kristalline Permanentmagnetlegierung
mit einer Dicke von 70 μm
bis 500 μm
durch das Verfahren erhalten wird, bei dem eine Legierungsschmelze,
der ein spezifisches Element zugegeben worden ist, verwendet wird.
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D.
h. der erfindungsgemäße dünne Plattenmagnet
mit einer feinen kristallinen Struktur ist ein Permanentmagnet mit
magnetischen Eigenschaften von iHc ≥ 200 kA/m (2,5 kOe) und Br ≥ 0,9 T (9
kG) und der eine feine kristalline Struktur aufweist, bestehend
aus einem feinen Kristall mit einem durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser
von 15 nm bis 50 nm, wobei 90 % der kristallinen Struktur davon
Fe3B-Verbindung sowie α-Fe ist, das mit einer Verbindungsphase
koexistiert, die eine kristalline Nd2Fe14B-Struktur aufweist, dargestellt durch
die Zusammensetzung der Formel (Fe1-mCOm)100-x-y-zRxByMz,
wobei
R eines oder zwei oder mehrere von Pr, Nd, Tb und Dy ist und M eines
oder zwei oder mehrere von Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Ag, Pt, Au und Pb
ist,
die Symbole x, y, z und m, die den Bereich der Zusammensetzung
einschränken,
1 ≤ x ≤ 6at-%,
15 ≤ y ≤ 30 at-%,
0,01 ≤ z ≤ 7 at-%, bzw.
0,001 ≤ m < 0,5 genügen,
wobei
der dünne
Plattenmagnet eine Dicke von 70 bis 500 μm aufweist und eine Struktur,
wie sie gegossen wurde, umfasst, die keiner thermischen Behandlung
zur Kristallisation unterzogen worden ist.
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Kurze Beschreibung
der Zeichnungen
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1 ist
eine graphische Darstellung, die das für Cu-Kα charakteristische Röntgenstrahlendiffraktionsmuster
der Proben der Beispiele zeigt.
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2 ist
eine graphische Darstellung, die die Abhängigkeit der Koerzitivkraft
von der Walzenumfangsgeschwindigkeit bei rascher Verfestigung zeigt,
wobei in den Beispielen eine Drehwalze verwendet wird.
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Beste Ausführungsform
der Erfindung
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Die
Legierungszusammensetzung des Permanentmagneten der vorliegenden
Erfindung wird im Folgenden ausführlich
beschrieben:
Starke magnetische Eigenschaften werden nur erhalten,
wenn der Permanentmagnet eine spezifische Menge von 1 oder 2 oder
mehr von Pr, Nd oder Dy als Seltene-Erden-Element R enthält, und
ein iHc von 200 kA/m (2,5 kOe) oder höher wird mit anderen Seltene-Erden-Elemente wie
Ce und La nicht erhalten. Mit Ausnahme von Tb und Dy, sind mittlere
Seltene-Erden-Elemente und schwere Seltene-Erden-Elemente von Sm
an unerwünscht,
da sie auf die magnetischen Eigenschaften einen nachteiligen Effekt
ausüben
und weil der Magnet teuer wird.
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Liegt
weniger als 1 at-% R vor, wird eine iHc von 200kA/m (2,5 kOe) oder
höher nicht
erreicht, und wenn 6 at-% oder mehr [R] vorliegen wird eine Br von
0,9 T (9 kG) oder höher
nicht erhalten. Die Menge an R liegt daher innerhalb eines Bereiches
von 1 at-% oder mehr bis weniger als 6 at-%. Im Idealfall beträgt [die Menge
von R] 2 bis 5,5 at-%.
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Liegen
15 at-% oder mehr B vor, gibt es eine merkliche Präzipitation
des α-Fe
in der Metallstruktur nach rascher Abkühlung und die Präzipitation
der Verbindung mit einer kristallinen Nd2Fe14B-Struktur, die für die Realisation der Koerzitivkraft
notwendig ist, wird behindert. Es wird daher eine iHc erhalten,
die nur weniger als 80 kA/m (1 kOe) beträgt. Falls [die Menge an B]
30 at-% übersteigt,
gibt es darüber
hinaus eine merkliche Verminderung der Rechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve
und daher sollte die [Menge an B] in einem Bereich von mehr als
15 at-% und 30 at-% oder weniger liegen. Im Idealfall beträgt [die
Menge an B] 16 at-% bis 20 at-%.
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Fe
macht den Rest des zuvor genannten Elementgehaltes aus. Es wird
eine feinere Metallstruktur erhalten, die Rechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve,
das maximale Energieprodukt (BH)max, und die Wärmebeständigkeit werden verbessert,
und der optimale Bereich der Walzenumfangsgeschwindigkeit, in dem harte
magnetische Eigenschaften realisiert werden, kann erweitert werden
und Bedingungen einer raschen Verfestigung, unter denen die zuvor
genannten magnetischen Eigenschaften erhalten werden, können gelockert
werden, wenn die Legierungsschmelze auf einer Drehwalze rasch verfestigt
wird, um einen feinen kristallinen Permanentmagneten herzustellen,
indem einiges Fe mit Co substituiert wird. Diese Ergebnisse werden nicht
erhalten, wenn die Menge an Co, dass das Eisen ersetzt, weniger
als 0,1 % beträgt,
wogegen wenn es 50 % übersteigt,
ein Br von 0,9 T (9 kG) oder höher
nicht erhalten wird. Die Menge an Co, die Eisen ersetzt, liegt daher
im Bereich von 0,1 bis 50 %. Im Idealfall beträgt sie 0,5 bis 10 %.
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Das
Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Ag, Pt, Au oder Pb, das als zusätzliches
Element M verwendet wird, ist eines der bedeutendsten Strukturelemente
der vorliegenden Erfindung. Wenn die Legierungsschmelze auf einer Drehwalze
rasch verfestigt wird und ein feiner kristalliner Permanentmagnet
direkt aus der Schmelze hergestellt wird, kann der optimale Bereich
der Walzenumfangsgeschwindigkeit, innerhalb dem harte magnetische Eigenschaften
erhalten werden, ausgedehnt werden, und die Bedingungen für rasche
Verfestigung, unter denen die zuvor genannten magnetischen Eigenschaften
erhalten werden, können
gelockert werden. Darüber hinaus
hat das zusätzliche
Element M einen Anteil am Erhalten der feinen Struktur des feinen
kristallinen Permanentmagneten und verbessert die Koerzitivkraft
sowie die Rechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve und erhöht Br und
(BH)max. Die zuvor genannten Effekte werden nicht erhalten, wenn
die Menge an zugegebenem Element M weniger als 0,01 at-% beträgt, wogegen
magnetische Eigenschaften von Br ≥ 0,9
T (9 kG) mit 7 at-% oder mehr nicht erhalten werden und daher liegt
die Menge im Bereich von 0,01 at-% bis 7 at-%. Im Idealfall beträgt sie 0,05
at-% bis 5 at-%.
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Die
bevorzugten Bedingungen zur Herstellung des erfindungsgemäßen Permanentmagneten
werden im Folgenden beschrieben:
Mittels der vorliegenden Erfindung
wird ein Permanentmagnet mit einer Dicke von 70 μm bis 500 μm und magnetischen Eigenschaften
von iHc ≥ 200
kA/m (2,5 kOe) und Br ≥ 0,9
T (9 kG), der aus feinen Kristallen mit einem durchschnittlichen
Kristallkorndurchmesser von 50 nm oder kleiner hergestellt ist,
von dem, so wie er gegossen ist, 90 % oder mehr eine kristalline
Struktur ist, wobei Fe3B-Verbindung und α-Fe mit einer
Verbindungsphase ko existieren, die eine Nd2Fe14B-Kristallstruktur aufweist, direkt erhalten
durch kontinuierliches Gießen
auf eine Kühlwalze,
die sich bei einer Walzenumfangsgeschwindigkeit von 1 m/s bis 10
m/s (durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit
von 3 × 103 bis 1 × 105°C/sec)
in einer Inertgasatmosphäre
unter reduziertem Druck von 30 kPa oder weniger dreht, wobei eine
Legierungsschmelze mit der zuvor genannten Zusammensetzung verwendet
wird.
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Mittels
der vorliegenden Erfindung wird darüber hinaus durch kontinuierliches
Gießen
auf eine sich drehende Kühlwalze
eine gegossene Legierung mit einer Dicke von 70 μm bis 500 μm aus feinen Kristallen hergestellt,
deren durchschnittlicher Kristallkorndurchmesser 10 nm oder kleiner
ist, wobei die zuvor genannte Legierungsschmelze verwendet wird,
und dann wird diese in eine feine kristalline Legierung mit einem
durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser von 15 nm bis 50 nm konvertiert,
indem während
des Kristallkornwachstums eine Wärmebehandlung
in einem Temperaturbereich von 550 bis 750°C durchgeführt wird. Auf diese Weise kann
ein dünner
Plattenpermanentmagnet erhalten werden, der magnetische Eigenschaften
von iHc ≥ 200
kA/m (2,5 kOe) und Br ≥ 0,9
T (9 kG) aufweist.
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Der
wichtigste Teil der vorliegenden Erfindung ist, dass die Legierungsschmelze
mit der zuvor genannten spezifischen Zusammensetzung rasch abgekühlt wird,
indem sie kontinuierlich auf eine Kühlwalze gegossen wird, die
sich in einer Inertgasatmosphäre
unter reduziertem Druck von 30 kPa oder weniger dreht, um einen
dünnen
Plattenmagnet mit einer kristallinen Struktur herzustellen, wobei
im Wesentlichen 90 % davon, so wie es gegossen wird, Fe3B-Verbindungen
und α-Fe
ist, die mit einer Verbindungsphase koexistieren, die eine Nd2Fe14B-Kristallstruktur
aufweist und wobei der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser
einer jeden Phase die 10 nm bis 50 nm beträgt, die erforderlich sind,
um magnetische Eigenschaften von iHc ≥ 200 kA/m (2,5 kOe) und Br ≥ 0,9 T (9
kG) zu erhalten.
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Der
spezifische Druck der Atmosphäre,
wenn die Legierungsschmelze kontinuierlich gegossen wird, ist ein
Merkmal der vorliegenden Erfindung. Der Grund für diese Einschränkung ist,
dass wenn die Gussatmosphäre
30 kPa übersteigt,
Gas zwischen die Kühlwalze
und die Legierungsschmelze eintritt und die Gleichförmigkeit
der Bedingungen für
eine rasche Verfestigung der gegossenen Legierung verloren geht,
und als ein Ergebnis eine Metallstruktur erhalten wird, die grobes α-Fe enthält und magnetische
Eigenschaften von iHc ≥ 200
kA/m (2,5 kOe) und Br ≥ 0,9
T (9 kG) nicht erhalten werden können.
Daher wird die Atmosphäre
zur raschen Verfestigung der Legierung bei 30 kPa oder weniger gehal ten.
Ein Druck von 10 kPa oder weniger ist ideal. Das Atmosphärengas ist
ein Inertgas, um eine Oxidation der Legierungsschmelze zu verhindern.
Eine Ar-Atmosphäre
ist ideal.
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Wenn
der durchschnittliche Partikeldurchmesser der Legierung, die mittels
des kontinuierlichen Gießverfahrens
gegossen worden ist, nicht innerhalb 10 nm bis 50 nm liegt, was
der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser ist, der benötigt wird,
um magnetische Eigenschaften von iHc ≥ 200 kA/m (2,5 kOe) und Br ≥ 0,9 T (9
kG) zu erhalten, kann für
das Kristallwachstum wie zuvor bereits erwähnt worden ist, eine Wärmebehandlung
durchgeführt
werden. Die Wärmebehandlungstemperatur,
die die besten magnetischen Eigenschaften bereitstellt, hängt von
der Zusammensetzung ab. Bei einer Wärmebehandlungstemperatur von
weniger als 500°C
findet ein Kornwachstum nicht statt, und daher wird ein durchschnittlicher
Kristallkorndurchmesser von 10 nm oder größer nicht erhalten. Wenn die
Wärmebehandlungstemperatur
750°C übersteigt,
steigt darüber hinaus
das Kornwachstum merklich und iHc, Br und die Rechteckigkeit der
Entmagnetisierungskurve werden nachteilig beeinflusst und die zuvor
magnetischen Eigenschaften werden nicht erhalten. Daher ist die
Wärmebehandlungstemperatur
auf 500 ~ 750°C
beschränkt.
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Die
Wärmebehandlung
sollte in einer Inertgasatmosphäre
durchgeführt
werden, beispielsweise Ar-Gas, N2-Gas usw.
oder in einem Vakuum bei 1,33 Pa oder niedriger, um Oxidation zu
verhindern. Die magnetischen Eigenschaften sind von der Wärmebehandlungszeit
nicht abhängig,
wenn die Wärmebehandlungszeit
jedoch 6 Stunden überschreitet,
besteht eine Neigung zu einer geringen Reduktion der Br gegenüber der Zeit
und daher beträgt
die bevorzugte Wärmebehandlungszeit
weniger als 6 Stunden.
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Kontinuierliches
Gießen
mit einer Einzel- oder Doppelkühlwalze
kann zum Gießen
der Legierungsschmelze eingesetzt werden. Wenn die Dicke der gegossenen
Legierung 500 μm übersteigt,
präzipitieren
grobes α-Fe
und Fe2B mit einigen 100 nm und daher können magnetische
Eigenschaften von iHc ≥ 200
kA/m (2,5 kOe) und Br ≥ 0,9
T (9 kG) nicht erhalten werden. Wenn die Dicke der gegossenen Legierung
70 μm oder
weniger beträgt,
wird darüber
hinaus die kristalline Struktur, die in der gegossenen Legierung
enthalten ist, vermindert und die amorphe Phase nimmt zu. Folglich
wird eine Kristallisation der amorphen Phase mittels Wärmebehandlung
notwendig. Darüber
hinaus führt
eine Erhöhung
der Legierungstemperatur, die durch die Wärme induziert wird, die während der
Kristallisation der amorphen Phase abgegeben wird, zu einem Kornwachstum
der kristallinen Struktur, die unmittelbar nach der raschen Verfestigung
bereits ausgefallen ist und daher wird eine Metallstruktur erhalten,
die grober ist als die Metallstruktur mit dem durchschnitt lichen
Kristallkorndurchmesser von 10 nm bis 50 nm, der erforderlich ist,
um magnetische Eigenschaften von iHc ≥ 200 kA/m (2,5 kOe) und Br ≥ 0,9 T (9
kG) zu erhalten und Br von 1 T (10 kG) oder höher wird nicht realisiert.
Die Gussbedingungen sind begrenzt, um eine rasche Verfestigung durchzuführen, um
eine gegossene Legierung mit einer Dicke von 70 μm bis 500 μm zu erhalten.
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Vom
Standpunkt der Wärmeleitfähigkeit
aus kann das Material der Kühlwalze,
die bei dem kontinuierlichen Gießen verwendet wird, Aluminiumlegierung,
Kupferlegierung, Eisen, Kohlenstoffstahl, Wolfram oder Bronze sein.
Darüber
hinaus kann eine aus den zuvor genannten Materialien hergestellte
Kühlwalze,
deren Oberfläche
mit demselben oder einem davon verschiedenen Material beschichtet
worden ist, verwendet werden. Kupferlegierung und Kohlenstoffstahl
sind für
die Kühlwalze
hinsichtlich der mechanischen Festigkeit und der Wirtschaftlichkeit
besonders bevorzugt. Da die Wärmeleitfähigkeit
von anderen als den zuvor genannten Materialien gering ist, kann
die Legierungsschmelze nicht ausreichend gekühlt werden und es fällt ein
grobes α-Fe
und Fe2B von mehreren 100 nm aus und folglich
können
magnetische Eigenschaften von iHc ≥ 200
kA/m (2,5 kOe) und Br ≥ 0,9
T (9 kG) nicht erhalten werden.
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Wenn
beispielsweise eine Kupferwalze, die eine Oberflächenrauhigkeit einer Mittellinienrauhigkeit
Ra ≤ 0,8 μm, einer
maximalen Höhe
Rmax ≤ 3,2 μm und einer
mittleren Rauhigkeit bei 10 Punkten Rz ≤ 3,2 μm aufweist, für die Kühlwalze
verwendet wird, beträgt
die Dicke der gegossenen Legierung 70 μm oder weniger und die kristalline
Struktur, die in der gegossenen Legierung enthalten ist, wird vermindert
werden und die amorphe Phase wird zunehmen, wenn die Walzenumfangsgeschwindigkeit
10 m/s (durchschnittliche Abkühlungsgeschwindigkeit
von 1 × 105°C) überschritten
wird. Wenn die Walzenumfangsgeschwindigkeit 1,5 m/s oder langsamer
ist, wird die Dicke der gegossenen Legierung 500 μm übersteigen
und daher werden grobe (Fe und Fe2B-Partikel
von mehreren 100 nm ausfallen und magnetische Eigenschaften von
iHc ≥ 200
kA/m (2,5 kOe) und Br ≥ 0,9
T (9 kG) werden nicht erhalten werden. Folglich ist die Walzenumfangsgeschwindigkeit der
Kupferwalze auf 1,5 m/x bis 10 m/s beschränkt. Im Idealfall beträgt sie 2
m/s bis 6 m/s.
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Wenn
eine Eisenwalze mit derselben Obertlächenrauhigkeit wie die zuvor
genannte Kupferwalze als die Kühlwalze
verwendet wird, ist darüber
hinaus die Kompatibilität
zwischen der Legierungsschmelze und der Kühlwalze bei der Eisenwalze
besser als bei der Kupferwalze und daher beträgt die Dicke der gegossenen Legierung
70 μm oder
weniger und die kristalline Struktur ist vermindert und die amorphe
Phase, die in der gegossenen Le gierung enthalten ist, nimmt zu,
wenn die Walzenumfangsgeschwindigkeit 7 m/s übersteigt. Wenn die Walzenumfangsgeschwindigkeit
1 m/s beträgt
(durchschnittliche Abkühlgeschwindigkeit
3 × 103°C/s) oder
niedriger ist, übersteigt
die Dicke des gegossenen Films 500 μm und daher präzipitiert
grobes α-Fe
und Fe2B von mehreren 100 nm und es werden
keine magnetischen Eigenschaften von iHc ≥ 200 kA/m (2,5 kOe) und Br ≥ 0,9 T (9
kG) erhalten. Folglich ist die Walzenumfangsgeschwindigkeit einer
Eisenwalze auf 1 m/s bis 7 m/s beschränkt. Im Idealfall beträgt sie 1,5
m/s 5,5 m/s.
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Wenn
eine rasche Verfestigung mittels Doppelwalzen durchgeführt wird,
indem die Legierungsschmelze mit den zuvor genannten zwei sich gegenüber liegenden
Eisenwalzen abgekühlt
wird, wird darüber
hinaus die Legierungsdicke durch den Abstand zwischen den Walzen
bestimmt. Wenn der Abstand zwischen den beiden Walzen 0,5 mm oder
mehr beträgt,
kommt die zwischen die Rollen geleitete Schmelze mit den Kühlwalzen nicht
in Kontakt und wird nicht gekühlt
und folglich wird eine Metallstruktur erhalten, die grobes α-Fe umfasst. Wenn
der Walzenabstand 0,005 nm oder weniger beträgt, fließt die Schmelze zwischen den
Rollen heraus und das Gießen
kann nicht kontinuierlich durchgeführt werden. Daher wird der
Abstand zwischen den beiden Walzen bei 0,005 nm bis 0,5 mm eingestellt.
Im Idealfall beträgt
er 0,05 mm bis 0,2 mm.
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Wenn
die Walzenumfangsgeschwindigkeit der beiden Eisenwalzen 8 m/s übersteigt,
wird die kristalline Struktur vermindert und die amorphe Phase,
welche die gegossene Legierung umfassen, nimmt zu. Wenn die Walzenumfangsgeschwindigkeit
unter 1 m/s beträgt,
präzipitiert
grobes α-Fe
und Fe2B von einigen 100 nm und es werden
daher keine magnetischen Eigenschaften von iHc ≥ 200 kA/m (2,5 kOe) und Br ≥ 0,9 T (9
kG) erhalten. Folglich wird die Walzenumfangsgeschwindigkeit auf
1 m/s bis 8 m/s begrenzt. Im Idealfall beträgt sie 1,5 m/s bis 5 m/s.
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Das
Verfahren, bei dem Ätzen,
Ultraschallbearbeitung usw. auf einer dünnen Metallplatte durch Auftragen
durchgeführt
wird, kann als Verfahren zum Formen des kontinuierlichen (langen)
dünnen
Plattenmagneten verwendet werden, der durch kontinuierliches Gießen erhalten
worden ist. Ein Prägeverfahren
auf Ultraschallbasis ist besonders bevorzugt, da der Magnet zur
gewünschten
Form verarbeitet werden kann, ohne den dünnen Plattenmagneten zu brechen.
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Die
kristalline Phase der feinen kristallinen Permanentmagnetlegierung
der vorliegenden Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass sie
aus einem feinen Kristallaggregat herge stellt ist, bei dem eine
Fe3B-Verbindung mit weichem Magnetismus
und α-Fe
in derselben Struktur mit einer harten magnetischen Verbindungsphase,
die eine Nd2Fe14B-Kristallstruktur
aufweist, koexistieren, wobei jede der Strukturphasen einen mittleren Kristallkorndurchmesser
im Bereich von 15 nm bis 50 nm aufweist. Wenn der mittlere Kristallkorndurchmesser, der
die feine kristalline Permanentmagnetlegierung umfasst, 50 nm übersteigt,
werden die Rechteckigkeit der Entmagnetisierungskurve und Br schlechter
und magnetische Eigenschaften von Br ≥ 0,9 T (9 kG) werden nicht erhalten.
Es ist daher ein feinerer Kristallkorndurchmesser bevorzugt. Wenn
der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser jedoch unterhalb 15
nm liegt, verursacht dies einen Abfall von iHc und daher wird der
minimale Kristallkorndurchmesser bei 15 nm eingestellt.
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Darüber hinaus
weist der erfindungsgemäß erhaltene
dünne Plattenmagnet
eine Dicke von 70 μm
bis 500 μm
auf und seine Oberfläche
weist eine Glätte
einer Mittellinienrauheit Ra ≤ 5 μm, maximale
Höhe ≤ 20 μm und eine
durchschnittliche Rauhigkeit bei 10 Punkten Rz ≤ 10 μm auf.
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Ausführungsformen
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Beispiel 1
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Die
Metalle Fe, Co, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au, Pb, B,
Nd, Pr, Dy und Tb mit einer Reinheit von 99,5 % oder höher wurden
zu insgesamt 30 g ausgewogen, um die Zusammensetzungen Nr. 1 bis
Nr. 9 in Tabelle 1–1
zu erhalten. Die Ausgangsmaterialien wurden in einen Quarztigel
eingeführt,
der an der Basis einen Schlitz von 0,3 mm × 8 mm aufwies und in einer
Ar-Atmosphäre
mittels Wärmeinduktion
geschmolzen, wobei der in Tabelle 1–2 angegebene Quench-Umgebungsdruck
gehalten wurde. Wenn die Schmelztemperatur 1300°C erreicht, wurde die Schmelzoberfläche mit
Ar-Gas unter Druck gesetzt und die Schmelze wurde aus einer Höhe von 0,7
mm bei der in Tabelle 1–2
angegebenen Walzenumfangsgeschwindigkeit um die Außenseite
einer Cu-Kühlwalze
kontinuierlich gegossen, um eine kontinuierliche gequenchte dünne Legierungsplatte
mit einer Breite von 8 mm zu erhalten.
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Wie
durch das Röntgenstrahlendiffraktionsmuster
mit charakteristischen Cu-Kα-Röntgenstrahlen von Beispiel
Nr. 5 in 1 gezeigt wird, wurde bestätigt, dass
der dünne
Plattenmagnet, der erhalten wurde, eine Metallstruktur einer Fe3B-Verbindung und α-Fe ist, die mit einer Verbindungsphase
koexistieren, die eine Nd2Fe14B-Kristallstruktur aufweist.
Bezüglich
des Kristallkorndurchmessers wiesen darüber hinaus sämtliche Proben
außer
Nr. 8 eine feine Kristallstruktur mit einem durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser
von 15 nm bis 50 nm auf. Probe Nr. 8 ist daher ein Vergleichsbeispiel.
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Die
magnetischen Eigenschaften des dünnen
Plattenmagneten, der erhalten wurde, wurden mittels VSM Messverfahren
nach Magnetisierung in einem 4800 kA/m (60 kOe) Puls-Magnetisierungsfeld
bestimmt, wobei dünne
Plattenmagnete einer spezifischen Form verwendet wurden, die unter
Verwendung einer Ultraschallpressvorrichtung zu Scheiben mit einem
Durchmesser von 5 mm gepresst worden waren. Tabelle 2 zeigt die
magnetischen Eigenschaften und durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser.
Darüber
hinaus wurde ein Teil des Fe in jeder Strukturphase der dünnen Plattenmagnete
Nr. 1 bis Nr. 9 mit den Elementen Co, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Ag, Pt,
Au und Pb substituiert.
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Wie
durch die Abhängigkeit
der Koerzitivkraft auf die Walzenumfangsgeschwindigkeit von Beispiel
Nr. 5 in 2 gezeigt wird, hängen die
magnetischen Eigenschaften rasch verfestigter Legierungen, die durch
die vorliegende Erfindung erhalten werden, eindeutig von der Walzenumfangsgeschwindigkeit
während
der raschen Verfestigung ab. Der Bereich der Walzenumfangsgeschwindigkeit
während
rascher Verfestigung, innerhalb der ein iHc von 200 kA/m (2,5 kOe)
oder höher
erhalten wird, ist in Tabelle 3 für die Legierungszusammensetzungen
der Beispiele Nr. 1, Nr. 4 und Nr. 5 angegeben.
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Beispiel 2
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Da
der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser in Nr. 8 (Vergleichsbeispiel)
von Tabelle 1-1 weniger als 10 nm betrug, wurde die rasch verfestigte
Legierung in Ar-Gas bei 670°C
10 Minuten lang gehalten und wärmebehandelt,
um den durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser auf 10 nm oder
größer zu bringen.
Die magnetischen Eigenschaften wurden mittels VSM unter Verwendung
eines dünnen
Plattenmagneten gemessen, der zu einer spezifischen Form wie in
Beispiel 1 ausgebildet worden war. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2
angegeben.
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Vergleich 1
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Kontinuierlich
gegossene Legierungen mit einer Breite von 8 mm wurden durch das
selbe Verfahren hergestellt, das in Beispiel 1 verwendet wurde,
wobei Fe, B, R und Co mit einer Reinheit von 99,5 % verwendet wurden,
die zu dem durch die Nummern 10 und 11 in Ta belle 1-1 als in Beispiel
1 gezeigten Zusammensetzungen gebracht worden waren. Die Strukturphasen
der Proben, die erhalten wurden, wurden mittels charakteristischer
Cu-Kα-Röntgendiffraktionsanalyse analysiert
und ergaben, dass Probe Nr. 10 eine Metallstruktur war, die aus
Nd2Fe14B mit hartem
Magnetismus und Fe3B und α-Fe mit weichem
Magnetismus bestand. Darüber
hinaus wurde eine Spur Nd2Fe14B
bestätigt,
es wurde jedoch nahezu kein Fe3B in Probe
Nr. 11 bestätigt. Die
magnetischen Eigenschaften von Nr. 10 und Nr. 11, die mittels VSM
gemessen wurden, sind in Tabelle 2 angegeben.
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Die
magnetischen Eigenschaften von Vergleich Nr. 10 hingen von der Walzenumfangsgeschwindigkeit während der
raschen Verfestigung ab. Der Bereich der Walzenumfangsgeschwindigkeit
innerhalb dem die Koerzitivkraft der fraglichen Probe, die ein ternäres NdFeB-System
ist, realisiert werden kann, ist im Vergleich zu Beispiel Nr. 1,
das Co und Cr enthält,
eng. Der Bereich der Walzenumfangsgeschwindigkeit während der
raschen Verfestigung der Legierungszusammensetzung von Vergleich
Nr. 10, innerhalb dem eine iHc von 200 kA/m (2,5 kOe) oder höher erhalten
werden kann, ist in Tabelle 3 angegeben.
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Industrielle
Anwendbarkeit
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Mit
der vorliegenden Erfindung kann die Koerzitivkraft von Magneten
verbessert werden und die magnetischen Eigenschaften von iHc ≥ 200 kA/m
(2,5 kOe) und Br ≥ 0,9
T (9 kG) können
erhalten werden, indem Co, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Ag, Pt, Au, oder
Pb zu der Legierungsschmelze zugegeben werden, wenn die Legierungsschmelze
kontinuierlich auf eine Kühlwalze
gegossen wird, die sich in einer spezifischen Inertgasatmosphäre unter
reduziertem Druck dreht, und feine kristalline Permanentmagnete
mit einer feinen kristallinen Struktur von 15 nm bis 50 nm werden
direkt aus der Legierungsschmelze hergestellt, um feine kristalline Nd-Fe-B-Permanentmagneten
mit einem niedrigen Gehalt an seltenen Erden zu erhalten, die ein
Gemisch aus einer weichen magnetischen Phase und einer harten magnetischen
Phase sind. Darüber
hinaus wird gleichzeitig der Bereich der optimalen Walzenumfangsgeschwindigkeit,
innerhalb dem harte magnetische Eigenschaften erhalten werden, ausgedehnt,
im Vergleich zu herkömmlichen
ternären
Nd-Fe-B-Systemen,
und die Bedingungen, unter denen feine kristalline Permanentmagnete
mit einer Dicke von 70 μm
bis 500 μm
hergestellt werden, werden erleichtert, sodass eine stabile industrielle
Produktion bei niedrigen Kosten möglich ist. Die vorliegende
Erfindung ermöglicht
es, dünne
Plattenmagnete mit einer Dicke von 70 μm bis 500 μm preisgünstig bereit zu stellen, die
mit herkömmlichen
Verfahren nicht als industrielles Massenprodukt preisgünstig bei
einem Preis-Leistungsverhältnis
hergestellt werden können,
das mit dem harter Ferritmagnete konkurriert, und diese dünnen Plattenmagnete
machen wiederum miniaturförmige
dünne magnetische
Schaltkreise möglich.
