JP3300555B2 - 希土類磁石の製造方法 - Google Patents
希土類磁石の製造方法Info
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- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
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- H01F1/0577—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は希土類永久磁石、特には
Ｎｄ系焼結磁石の製造方法に関する。
Ｎｄ系焼結磁石の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】希土類焼結磁石はその高い磁気特性の為
に、フェライト等に比べて非常に高価であるにも関わら
ず近年高い需要を示している。その中でも特にＮｄ系磁
石はＳｍ系磁石に比べて磁気特性が高く、価格も安いこ
とから希土類磁石の主流となりつつある。
に、フェライト等に比べて非常に高価であるにも関わら
ず近年高い需要を示している。その中でも特にＮｄ系磁
石はＳｍ系磁石に比べて磁気特性が高く、価格も安いこ
とから希土類磁石の主流となりつつある。
【０００３】Ｎｄ系焼結磁石は粉末冶金法を用いて製造
され、以下のような工程を経る。すなわち、所定の組成
となるよう溶解して磁石合金を作成し、その磁石合金を
粉砕して１〜２０μｍの微粉末を得る。得られた微粉末
の結晶方位を一方向に揃えて異方性を付与するために磁
場中にて成形を行ない、得られた成形体に焼結及び熱処
理を施すことによってＮｄ系焼結磁石が製造される。
され、以下のような工程を経る。すなわち、所定の組成
となるよう溶解して磁石合金を作成し、その磁石合金を
粉砕して１〜２０μｍの微粉末を得る。得られた微粉末
の結晶方位を一方向に揃えて異方性を付与するために磁
場中にて成形を行ない、得られた成形体に焼結及び熱処
理を施すことによってＮｄ系焼結磁石が製造される。
【０００４】Ｎｄ系磁石の磁気特性を向上させるために
その組成をＮｄ系磁石の主相である２−14−１金属間化
合物相の組成に近づけて行けばよいが、近づけて行けば
行くほどＮｄ系磁石の磁気特性として重要な保磁力が減
少し、また酸化に対する許容度が無くなるために酸化を
抑制する手段、例えば全ての工程を非酸化性雰囲気中で
行なう等の方法を講ずる必要があり製造コストが嵩むな
どの欠点がある。
その組成をＮｄ系磁石の主相である２−14−１金属間化
合物相の組成に近づけて行けばよいが、近づけて行けば
行くほどＮｄ系磁石の磁気特性として重要な保磁力が減
少し、また酸化に対する許容度が無くなるために酸化を
抑制する手段、例えば全ての工程を非酸化性雰囲気中で
行なう等の方法を講ずる必要があり製造コストが嵩むな
どの欠点がある。
【０００５】他方、その磁石合金の持つ磁気特性を最大
限引き出すことにより出来るだけ高い磁気特性を得よう
とする際には、微粉末を磁場中にて一方向に結晶方位を
どれくらい完全に揃えることができるか、すなわち配向
度をいかに高くできるかが重要となる。しかしながら、
一般的に行なわれている金型を用いた成形方法ではその
配向度は約９０％程度しかなく、より高性能な希土類系
焼結磁石を製造するうえで解決すべき課題となってい
た。
限引き出すことにより出来るだけ高い磁気特性を得よう
とする際には、微粉末を磁場中にて一方向に結晶方位を
どれくらい完全に揃えることができるか、すなわち配向
度をいかに高くできるかが重要となる。しかしながら、
一般的に行なわれている金型を用いた成形方法ではその
配向度は約９０％程度しかなく、より高性能な希土類系
焼結磁石を製造するうえで解決すべき課題となってい
た。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】磁場中成形により希土
類系焼結磁石を製造する際に、成形時の配向度が完全で
ないためにその磁石の持つ組成物に応じた磁気特性を得
られないという弊害があった。本発明では、希土類系焼
結磁石の製造に関わる問題点に鑑み、高い配向度を実現
する希土類系焼結磁石の製造方法を提供しようとするも
のである。
類系焼結磁石を製造する際に、成形時の配向度が完全で
ないためにその磁石の持つ組成物に応じた磁気特性を得
られないという弊害があった。本発明では、希土類系焼
結磁石の製造に関わる問題点に鑑み、高い配向度を実現
する希土類系焼結磁石の製造方法を提供しようとするも
のである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、かかる課
題を解決するために、溶解工程を経て製造された希土類
系焼結磁石用合金の金属組織が後工程である磁場中成形
に影響を及ぼすのではないかと考え、溶解工程及び溶解
後の金属組織に着目して鋭意検討を行なった結果、溶解
後の磁石合金中の結晶粒子の平均粒径で５０μｍ以上で
ある様な磁石合金を用いて、磁場中成形を行なって製造
した希土類系焼結磁石はその配向度が向上することを見
出し、その結果高い磁気特性を有する希土類系焼結磁石
を製造することが可能となり本発明を完成させた。
題を解決するために、溶解工程を経て製造された希土類
系焼結磁石用合金の金属組織が後工程である磁場中成形
に影響を及ぼすのではないかと考え、溶解工程及び溶解
後の金属組織に着目して鋭意検討を行なった結果、溶解
後の磁石合金中の結晶粒子の平均粒径で５０μｍ以上で
ある様な磁石合金を用いて、磁場中成形を行なって製造
した希土類系焼結磁石はその配向度が向上することを見
出し、その結果高い磁気特性を有する希土類系焼結磁石
を製造することが可能となり本発明を完成させた。
【０００８】本発明の希土類磁石の製造方法は、組成式
Ｒx（Ｆｅ1-aＣｏa）yＢzＴb（式中ＲはＹを含む希土
類元素のうちの少なくとも一種、ＴはＡｌ、Ｓｉ、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうちから選択され
る１種または２種以上の添加元素を表し、百分率でｘは
１１〜１６％、ｙは７０〜８５％、ｚは４〜９％、ｂは
０〜４％であり、比ａは０≦ａ≦０．２ である）から
なる希土類磁石の製造方法において、溶解後の磁石合金
を９００〜１２００℃で熱処理を施し、磁石合金の結晶
粒径を平均粒径で５０μｍ以上にして粉砕することから
なる。
Ｒx（Ｆｅ1-aＣｏa）yＢzＴb（式中ＲはＹを含む希土
類元素のうちの少なくとも一種、ＴはＡｌ、Ｓｉ、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうちから選択され
る１種または２種以上の添加元素を表し、百分率でｘは
１１〜１６％、ｙは７０〜８５％、ｚは４〜９％、ｂは
０〜４％であり、比ａは０≦ａ≦０．２ である）から
なる希土類磁石の製造方法において、溶解後の磁石合金
を９００〜１２００℃で熱処理を施し、磁石合金の結晶
粒径を平均粒径で５０μｍ以上にして粉砕することから
なる。
【０００９】以下、本発明を詳細に説明する。本発明が
適用される希土類永久磁石合金の組成式は Rx(Fe1-aC
oa)yBzTbで表され、ここにＲはＹを含むＬａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕから選択される１種または２種
以上の希土類元素であり、ＴはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうちから選択される。
適用される希土類永久磁石合金の組成式は Rx(Fe1-aC
oa)yBzTbで表され、ここにＲはＹを含むＬａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕから選択される１種または２種
以上の希土類元素であり、ＴはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうちから選択される。
【００１０】百分率ｘは１１〜１６％、ｙは７０〜８５
％、ｚは４〜９％、ｂは０〜４％であり、又、比ａは０
≦ａ≦０．２である。この組成においてＲの量ｘが１１
％未満ではα−Ｆｅの析出があり保磁力が著しく減少す
るために好ましくなく、１６％を越えると残留磁化が低
くなるために好ましくない。
％、ｚは４〜９％、ｂは０〜４％であり、又、比ａは０
≦ａ≦０．２である。この組成においてＲの量ｘが１１
％未満ではα−Ｆｅの析出があり保磁力が著しく減少す
るために好ましくなく、１６％を越えると残留磁化が低
くなるために好ましくない。
【００１１】Ｂの量ｚは４％未満では Nd2Fe17相の析出
により保磁力が著しく減少するので好ましくなく、９％
を越えると非磁性相である NdFe4B4相の量が増え残留磁
化が減少するために好ましくない。
により保磁力が著しく減少するので好ましくなく、９％
を越えると非磁性相である NdFe4B4相の量が増え残留磁
化が減少するために好ましくない。
【００１２】ａはＦｅとＣｏの比を表すものであり、Ｆ
ｅをＣｏで置換することによって残留磁化を上昇させる
ことができるがａの量が 0.2を越えると保磁力が著しく
減少するために好ましくない。又、ｙが70％未満では残
留磁化が低くなり、85％を越えると保磁力が減少するの
で好ましくない。
ｅをＣｏで置換することによって残留磁化を上昇させる
ことができるがａの量が 0.2を越えると保磁力が著しく
減少するために好ましくない。又、ｙが70％未満では残
留磁化が低くなり、85％を越えると保磁力が減少するの
で好ましくない。
【００１３】添加元素Ｔは保磁力を上昇させるために用
いられるが、ｂが４％を越えると保磁力を上昇させる効
果が弱まり、残留磁化の減少が著しいので好ましくな
い。
いられるが、ｂが４％を越えると保磁力を上昇させる効
果が弱まり、残留磁化の減少が著しいので好ましくな
い。
【００１４】次に本発明の製造方法を述べる。希土類系
焼結磁石は通常溶解、粗粉砕、微粉砕、成形、焼結、時
効の各工程を経て製造されるが、溶解後の磁石合金中の
結晶粒子の形状が平均粒径で５０μｍ以上、好ましくは
１００μｍ以上である様な磁石合金を用いて、粗粉砕、
微粉砕を行なった後、磁場中成形を行なって製造した希
土類系焼結磁石はその配向度が向上し、結果として高い
磁気特性を有する希土類系焼結磁石の製造が可能となる
ことを見出した。なお、平均粒径が５０μｍ未満では磁
場中成形時に微粉末の配向が充分になされないため結果
として磁気特性が向上しないため好ましくないという問
題がある。
焼結磁石は通常溶解、粗粉砕、微粉砕、成形、焼結、時
効の各工程を経て製造されるが、溶解後の磁石合金中の
結晶粒子の形状が平均粒径で５０μｍ以上、好ましくは
１００μｍ以上である様な磁石合金を用いて、粗粉砕、
微粉砕を行なった後、磁場中成形を行なって製造した希
土類系焼結磁石はその配向度が向上し、結果として高い
磁気特性を有する希土類系焼結磁石の製造が可能となる
ことを見出した。なお、平均粒径が５０μｍ未満では磁
場中成形時に微粉末の配向が充分になされないため結果
として磁気特性が向上しないため好ましくないという問
題がある。
【００１５】先ず、上記組成となるように原料金属を秤
量する。真空中あるいは不活性雰囲気中にて高周波溶解
炉にて溶解を行ない、その後鋳造して所定の組成を持つ
合金を作製する。次に、磁石合金の結晶粒子を平均粒径
で５０μｍ以上となるように９００℃〜１，２００℃の
温度で０．１〜 １００時間熱処理を施す。ここで、磁
石合金を熱処理する時間が０．１時間よりも短いと磁石
合金中の結晶粒子の平均粒径を５０μｍまで成長させる
ことが困難であるので好ましくなく、１００時間を越え
ても生産性が悪く好ましくない。従って９００〜 １，
２００℃で０．１〜 １００時間熱処理を施せばよい
が、より好ましくは１，０５０℃〜１，１５０℃の温度
範囲で２〜２０時間である。
量する。真空中あるいは不活性雰囲気中にて高周波溶解
炉にて溶解を行ない、その後鋳造して所定の組成を持つ
合金を作製する。次に、磁石合金の結晶粒子を平均粒径
で５０μｍ以上となるように９００℃〜１，２００℃の
温度で０．１〜 １００時間熱処理を施す。ここで、磁
石合金を熱処理する時間が０．１時間よりも短いと磁石
合金中の結晶粒子の平均粒径を５０μｍまで成長させる
ことが困難であるので好ましくなく、１００時間を越え
ても生産性が悪く好ましくない。従って９００〜 １，
２００℃で０．１〜 １００時間熱処理を施せばよい
が、より好ましくは１，０５０℃〜１，１５０℃の温度
範囲で２〜２０時間である。
【００１６】このようにして作製した平均結晶粒径５０
μｍ以上である磁石合金をジョウクラッシャー、ブラウ
ンミル等で粗粉砕を行なった後、ジェットミルで微粉砕
を行なう。次に、得られた平均粒径１〜２０μｍの微粉
末を約１５ｋＯｅの磁場中にて０．２〜２Ｔｏｎ／ｃｍ
2 の圧力にて成形し、密度が３〜５ｇ／ｃｃの成形体を
得る。以上のようにして得られた成形体は、１，０００
℃〜１，１５０℃の真空中或は大気圧以下の不活性ガス
中にて０．１〜１０時間焼結を行ない、冷却した後４０
０℃〜１，０００℃で０．１〜１０時間時効処理を行な
いＮｄ系磁石とする。以上のようにして希土類系焼結磁
石を製造することにより、磁場中成形時の微粉末の配向
度が向上し、結果として希土類系焼結磁石の磁気特性を
向上させることが出来た。
μｍ以上である磁石合金をジョウクラッシャー、ブラウ
ンミル等で粗粉砕を行なった後、ジェットミルで微粉砕
を行なう。次に、得られた平均粒径１〜２０μｍの微粉
末を約１５ｋＯｅの磁場中にて０．２〜２Ｔｏｎ／ｃｍ
2 の圧力にて成形し、密度が３〜５ｇ／ｃｃの成形体を
得る。以上のようにして得られた成形体は、１，０００
℃〜１，１５０℃の真空中或は大気圧以下の不活性ガス
中にて０．１〜１０時間焼結を行ない、冷却した後４０
０℃〜１，０００℃で０．１〜１０時間時効処理を行な
いＮｄ系磁石とする。以上のようにして希土類系焼結磁
石を製造することにより、磁場中成形時の微粉末の配向
度が向上し、結果として希土類系焼結磁石の磁気特性を
向上させることが出来た。
【００１７】
【作用】本発明が解決しようとする課題は、従来技術が
磁気特性を向上させる手段としてその組成を強磁性体で
ある２−１４−１金属間化合物の組成に近づけることに
主眼が置かれていたのに対して、その組成が持つ磁気特
性を１００％引き出そうとすることに注目して、磁石合
金中平均結晶粒子径が磁気特性に及ぼす影響を明らかに
したことにある。希土類系焼結磁石を製造するために磁
石合金は平均粒径で約５μｍ程度にまで小さく粉砕され
る。この微粉末が単結晶であった場合には、その後磁場
中成形でも微粉末を磁場中にて結晶方位と磁場印加方向
とを平行に揃えることが出来ると考えられるが、微粉粒
子内部に合金での結晶粒界が存在するような微粉末が存
在した場合、すなわち多結晶であった場合はその微粉末
は磁場中で最も安定な方向を向いて整列するがその方向
は磁場の方向と結晶方位が平行には揃わないため配向度
を下げる要因となっていると考えられる。このような粒
子の存在する確率は、磁石合金中の平均結晶粒径の大き
さに依存すると考えられ微粉末の粒径よりも充分に大き
い５０μｍ以上の平均結晶粒径を持つ磁石合金の場合に
は多結晶の微粉末の割合が少なくなり、結果として配向
度が上昇したものと考えられる。
磁気特性を向上させる手段としてその組成を強磁性体で
ある２−１４−１金属間化合物の組成に近づけることに
主眼が置かれていたのに対して、その組成が持つ磁気特
性を１００％引き出そうとすることに注目して、磁石合
金中平均結晶粒子径が磁気特性に及ぼす影響を明らかに
したことにある。希土類系焼結磁石を製造するために磁
石合金は平均粒径で約５μｍ程度にまで小さく粉砕され
る。この微粉末が単結晶であった場合には、その後磁場
中成形でも微粉末を磁場中にて結晶方位と磁場印加方向
とを平行に揃えることが出来ると考えられるが、微粉粒
子内部に合金での結晶粒界が存在するような微粉末が存
在した場合、すなわち多結晶であった場合はその微粉末
は磁場中で最も安定な方向を向いて整列するがその方向
は磁場の方向と結晶方位が平行には揃わないため配向度
を下げる要因となっていると考えられる。このような粒
子の存在する確率は、磁石合金中の平均結晶粒径の大き
さに依存すると考えられ微粉末の粒径よりも充分に大き
い５０μｍ以上の平均結晶粒径を持つ磁石合金の場合に
は多結晶の微粉末の割合が少なくなり、結果として配向
度が上昇したものと考えられる。
【００１８】
【実施例】以下、本発明の具体的実施態様を実施例を挙
げて説明するが、本発明はこれらに限定されるものでは
ない。 実施例１ 組成式 Nd12.7Dy2.2Fe74.6Co4B6Al0.5となる磁石合金
を、純度99.9ｗｔ％以上の原料各金属を誘導加熱高周波
溶解炉にてＡｒ雰囲気中で溶解し、鋳造して磁石合金を
作製した。次に、この合金を 1,080℃の温度で20時間熱
処理を施したのち冷却する。このようにして作製した合
金の平均結晶粒径は95μｍであった。当該合金をＡｒ雰
囲気中でジョウクラッシャー、ブラウンミルを用いて粗
粉砕し、その後窒素ガスを用いたジェットミルで平均粒
径５μｍの微粉末を得た。この微粉末を方位を揃えるた
めに約15ｋＯｅの磁場中で磁場に対して垂直な方向に約
0.9Ton/cm2の圧力にて加圧成形して成形体を得た。この
成形体を真空中にて 1,060℃で90分焼結を行ないその後
冷却して焼結体を得た。このようにして得られた焼結体
を、引続き不活性ガス雰囲気中で 600℃で 120分時効処
理を施し実施例１とした。
げて説明するが、本発明はこれらに限定されるものでは
ない。 実施例１ 組成式 Nd12.7Dy2.2Fe74.6Co4B6Al0.5となる磁石合金
を、純度99.9ｗｔ％以上の原料各金属を誘導加熱高周波
溶解炉にてＡｒ雰囲気中で溶解し、鋳造して磁石合金を
作製した。次に、この合金を 1,080℃の温度で20時間熱
処理を施したのち冷却する。このようにして作製した合
金の平均結晶粒径は95μｍであった。当該合金をＡｒ雰
囲気中でジョウクラッシャー、ブラウンミルを用いて粗
粉砕し、その後窒素ガスを用いたジェットミルで平均粒
径５μｍの微粉末を得た。この微粉末を方位を揃えるた
めに約15ｋＯｅの磁場中で磁場に対して垂直な方向に約
0.9Ton/cm2の圧力にて加圧成形して成形体を得た。この
成形体を真空中にて 1,060℃で90分焼結を行ないその後
冷却して焼結体を得た。このようにして得られた焼結体
を、引続き不活性ガス雰囲気中で 600℃で 120分時効処
理を施し実施例１とした。
【００１９】実施例２、比較例１ 実施例１において磁石合金の熱処理を 1,120℃で40時間
とし平均結晶粒径 150μｍの磁石合金を得、これを用い
た以外は実施例１と同様に処理して得られた試料を実施
例２とした。また、実施例１において熱処理を 850℃で
60時間とし平均結晶粒径35μｍの磁石合金を得、これを
用いた以外は実施例１と同様にして得られた試料を比較
例１とした。
とし平均結晶粒径 150μｍの磁石合金を得、これを用い
た以外は実施例１と同様に処理して得られた試料を実施
例２とした。また、実施例１において熱処理を 850℃で
60時間とし平均結晶粒径35μｍの磁石合金を得、これを
用いた以外は実施例１と同様にして得られた試料を比較
例１とした。
【００２０】配向度の計算には、各種添加物が２−１４
−１金属間化合物単結晶の及ぼす効果と、希土類系焼結
磁石中に含まれる磁性層の割合を算出して密度で補正を
行なった結果とを用いて算出した上記組成の計算上の磁
化を１００％として実施例、比較例の配向度を算出し
た。次いで各試料について残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁
力（Ｈｅ）及び最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）を求め
たところ表１の結果を得た。
−１金属間化合物単結晶の及ぼす効果と、希土類系焼結
磁石中に含まれる磁性層の割合を算出して密度で補正を
行なった結果とを用いて算出した上記組成の計算上の磁
化を１００％として実施例、比較例の配向度を算出し
た。次いで各試料について残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁
力（Ｈｅ）及び最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）を求め
たところ表１の結果を得た。
【００２１】
【表１】
【００２２】表１から明らかなように本発明の方法によ
れば、配向度が向上し残留磁束密度を上昇させることが
でき結果としてエネルギー積を上昇させることができ
た。
れば、配向度が向上し残留磁束密度を上昇させることが
でき結果としてエネルギー積を上昇させることができ
た。
【００２３】
【発明の効果】本発明の製造方法により、高価な設備を
用いずとも配向度が向上し、残留磁化の高い希土類焼結
磁石を提供することができ、産業上その効果は極めて高
い。
用いずとも配向度が向上し、残留磁化の高い希土類焼結
磁石を提供することができ、産業上その効果は極めて高
い。
Claims (1)
- 【請求項１】 組成式 Ｒx（Ｆｅ1-aＣｏa）yＢzＴ
b（式中ＲはＹを含む希土類元素のうちの少なくとも一
種、ＴはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｗのうちから選択される１種または２種以上の添加
元素を表し、百分率でｘは１１〜１６％、ｙは７０〜８
５％、ｚは４〜９％、ｂは０〜４％であり、比ａは０≦
ａ≦０．２である）からなる希土類磁石の製造方法にお
いて、溶解後の磁石合金を９００〜１２００℃で熱処理
を施し、磁石合金の結晶粒径を平均粒径で５０μｍ以上
にして粉砕することを特徴とする希土類磁石の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28957294A JP3300555B2 (ja) | 1994-11-24 | 1994-11-24 | 希土類磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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| JPH08148316A JPH08148316A (ja) | 1996-06-07 |
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1994
- 1994-11-24 JP JP28957294A patent/JP3300555B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| JPH08148316A (ja) | 1996-06-07 |
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