JPH04246151A - 超磁歪合金の製造方法 - Google Patents
超磁歪合金の製造方法Info
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- JPH04246151A JPH04246151A JP3029336A JP2933691A JPH04246151A JP H04246151 A JPH04246151 A JP H04246151A JP 3029336 A JP3029336 A JP 3029336A JP 2933691 A JP2933691 A JP 2933691A JP H04246151 A JPH04246151 A JP H04246151A
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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
【0001】
【産業上の利用分野】この発明は、振動子あるいは変位
発生素子などに用いられる超磁歪合金の製造方法に関し
、特に結晶軸の揃った超磁歪合金の又は単結晶もしくは
単結晶に近い結晶粒の粗大な超磁歪合金の製造方法に関
する。
発生素子などに用いられる超磁歪合金の製造方法に関し
、特に結晶軸の揃った超磁歪合金の又は単結晶もしくは
単結晶に近い結晶粒の粗大な超磁歪合金の製造方法に関
する。
【0002】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年、
機械工作における加工精度の向上は目覚ましく、ミクロ
ンオーダーの次元からサブミクロンオーダーの次元に入
りつつあるが、このことは電子デバイスの分野では既に
珍しくない状況である。また、メカトロニクスの時代を
迎えるに及んで、超微細加工、微小変位制御にかかる問
題は上述の電子工学の分野のみならずの機械工学の分野
でも重要視されるに至っている。
機械工作における加工精度の向上は目覚ましく、ミクロ
ンオーダーの次元からサブミクロンオーダーの次元に入
りつつあるが、このことは電子デバイスの分野では既に
珍しくない状況である。また、メカトロニクスの時代を
迎えるに及んで、超微細加工、微小変位制御にかかる問
題は上述の電子工学の分野のみならずの機械工学の分野
でも重要視されるに至っている。
【0003】とりわけ、以下のような問題から微小変位
制御素子は必要とされる。すなわち (1)計測装置、各種の機械装置にあっては、温度変化
による各構成部材の変位が不可避であり、例えばインバ
ー形合金のような極端に熱膨張の小さい材料を用いた場
合は別にして、通常は10ppm /℃程度の変異は常
に起こり得ること、(2)各種装置がフレキシブルな可
動部分(例えばジョイント)、回転部分(例えば歯車、
モータ)を備えている場合には、部材間の接触の遊びに
よる誤差を不可避的に必要とすること、(3)一般に、
金属は荷重下の変形に対しては履歴を示すこと、(4)
各種装置を機械的振動から自由にすることには限度があ
り、特に装置そのものが振動発生源を内蔵している場合
、振動及びそれに起因する距離変動を防止することは原
理的に不可能であること、などである。
制御素子は必要とされる。すなわち (1)計測装置、各種の機械装置にあっては、温度変化
による各構成部材の変位が不可避であり、例えばインバ
ー形合金のような極端に熱膨張の小さい材料を用いた場
合は別にして、通常は10ppm /℃程度の変異は常
に起こり得ること、(2)各種装置がフレキシブルな可
動部分(例えばジョイント)、回転部分(例えば歯車、
モータ)を備えている場合には、部材間の接触の遊びに
よる誤差を不可避的に必要とすること、(3)一般に、
金属は荷重下の変形に対しては履歴を示すこと、(4)
各種装置を機械的振動から自由にすることには限度があ
り、特に装置そのものが振動発生源を内蔵している場合
、振動及びそれに起因する距離変動を防止することは原
理的に不可能であること、などである。
【0004】さらには、光情報処理、光記録機器の急速
な発達に伴って、微小変位制御素子の必要性はますます
高まっている。
な発達に伴って、微小変位制御素子の必要性はますます
高まっている。
【0005】従来から、このような微小変位素子として
は、変位発生部の態様によって、表1に示すような形式
のものが提案されており、実用に供されている。
は、変位発生部の態様によって、表1に示すような形式
のものが提案されており、実用に供されている。
【0006】
【表1】
表1から明らかなように、従来の素子には一長一短があ
り必ずしも満足のいくもではないが、この中で磁歪型の
ものが比較的有望視されている。この磁歪型は、磁性体
を磁化した際に、内部磁気配列の変化に応じてその磁性
体の長さが変化するという磁歪現象を利用したものであ
る。そして、この現象は、従来から磁歪フィルタ、磁歪
センサ、超音波遅延線、磁歪振動子などのデバイスに利
用されている。これらデバイスの磁歪による変位を発生
させる部分の磁性材料としては、ニッケル基合金、鉄−
コバルト合金、フェライト等が用いられている。
り必ずしも満足のいくもではないが、この中で磁歪型の
ものが比較的有望視されている。この磁歪型は、磁性体
を磁化した際に、内部磁気配列の変化に応じてその磁性
体の長さが変化するという磁歪現象を利用したものであ
る。そして、この現象は、従来から磁歪フィルタ、磁歪
センサ、超音波遅延線、磁歪振動子などのデバイスに利
用されている。これらデバイスの磁歪による変位を発生
させる部分の磁性材料としては、ニッケル基合金、鉄−
コバルト合金、フェライト等が用いられている。
【0007】ところで、超磁歪合金が持つ大きな磁歪特
性を有効に利用するためには、なるべく弱い外部磁界で
なるべく大きな磁歪を引き出す必要がある。そのために
は合金の組織を制御する必要がある。すなわち、磁歪特
性には結晶方位依存性が存在するため、伸びが最大とな
る結晶方位に結晶軸を揃えること(すなわち、配向性結
晶とすること)、理想的には単結晶を作製して伸びが最
大となる方位を利用することが考えられる。
性を有効に利用するためには、なるべく弱い外部磁界で
なるべく大きな磁歪を引き出す必要がある。そのために
は合金の組織を制御する必要がある。すなわち、磁歪特
性には結晶方位依存性が存在するため、伸びが最大とな
る結晶方位に結晶軸を揃えること(すなわち、配向性結
晶とすること)、理想的には単結晶を作製して伸びが最
大となる方位を利用することが考えられる。
【0008】このようなことを目的として、従来種々の
製造方法が試みられている。例えば、ブリッジマン炉で
合金インゴットを適当なG値(個液界面相での温度勾配
)で一方向凝固させる方法、又は誘導加熱若しくは赤外
線加熱法によるフローティングゾーン法等が試みられて
いる。
製造方法が試みられている。例えば、ブリッジマン炉で
合金インゴットを適当なG値(個液界面相での温度勾配
)で一方向凝固させる方法、又は誘導加熱若しくは赤外
線加熱法によるフローティングゾーン法等が試みられて
いる。
【0009】しかし、これらの製造方法はコストが高い
、1回当りの製造量を多くできない、パワーコントロー
ルが難しく品質管理上の問題がある等の多くの欠点を有
している。
、1回当りの製造量を多くできない、パワーコントロー
ルが難しく品質管理上の問題がある等の多くの欠点を有
している。
【0010】この発明は、かかる事情に鑑みてなされた
ものであって、簡便かつ低コストで配向性結晶又は単結
晶若しくはそれに近い結晶を有する超磁歪合金を製造す
ることができる方法を提供することを目的とする。
ものであって、簡便かつ低コストで配向性結晶又は単結
晶若しくはそれに近い結晶を有する超磁歪合金を製造す
ることができる方法を提供することを目的とする。
【0011】
【課題を解決するための手段および作用】この発明は、
希土類元素と遷移金属元素とを主成分とする合金粉末を
準備する工程と、この粉末を焼結して一体化して超磁歪
合金を得る工程とを備えた超磁歪合金の製造方法であっ
て、合金組成として金属間化合物の化学量論組成又はそ
の近傍の組成を用いることを特徴とする超磁歪合金の製
造方法を提供する。
希土類元素と遷移金属元素とを主成分とする合金粉末を
準備する工程と、この粉末を焼結して一体化して超磁歪
合金を得る工程とを備えた超磁歪合金の製造方法であっ
て、合金組成として金属間化合物の化学量論組成又はそ
の近傍の組成を用いることを特徴とする超磁歪合金の製
造方法を提供する。
【0012】本願発明者らは、焼結法による超磁歪合金
の研究の過程で、合金組成が金属間化合物の化学量論組
成又はその近傍の組成となった場合に、焼結条件を適当
に選ぶことにより合金の結晶粒サイズを巨大化すること
ができ、結晶粒を配向させやすいという知見を得た。こ
の発明はこのような知見に基づいてなされたものであり
、永久磁石等の製造に用いられている一般的な粉末冶金
技術である焼結法によって、結晶粒サイズが大きくかつ
結晶方位の揃った超磁歪合金を簡便にかつ低コストで得
ることができる。さらに、条件を整えることにより、単
結晶又は単結晶に近い巨大結晶粒を得ることができる。
の研究の過程で、合金組成が金属間化合物の化学量論組
成又はその近傍の組成となった場合に、焼結条件を適当
に選ぶことにより合金の結晶粒サイズを巨大化すること
ができ、結晶粒を配向させやすいという知見を得た。こ
の発明はこのような知見に基づいてなされたものであり
、永久磁石等の製造に用いられている一般的な粉末冶金
技術である焼結法によって、結晶粒サイズが大きくかつ
結晶方位の揃った超磁歪合金を簡便にかつ低コストで得
ることができる。さらに、条件を整えることにより、単
結晶又は単結晶に近い巨大結晶粒を得ることができる。
【0013】ここで、金属間化合物の化学量論組成の近
傍の組成とは、金属間化合物の化学量論組成の±2.5
%程度の範囲のものをいう。また、金属間化合物の組成
としては、希土類元素と遷移金属元素の原子数比が1:
2になる組成を採用することが好ましい。これにより、
特に大きな結晶粒を得ることができる。sikasiな
がら1:2以外の金属間化合物でも良いことはいうまで
もない。
傍の組成とは、金属間化合物の化学量論組成の±2.5
%程度の範囲のものをいう。また、金属間化合物の組成
としては、希土類元素と遷移金属元素の原子数比が1:
2になる組成を採用することが好ましい。これにより、
特に大きな結晶粒を得ることができる。sikasiな
がら1:2以外の金属間化合物でも良いことはいうまで
もない。
【0014】また、合金粉末を準備する工程は、粉末を
得ることができればその手段は問わないが、所望の組成
を有するインゴットを粉砕して粉末化することが好まし
い。このインゴットは成分調整後、例えば真空誘電加熱
法、又はアーク加熱法により溶解して作製される。
得ることができればその手段は問わないが、所望の組成
を有するインゴットを粉砕して粉末化することが好まし
い。このインゴットは成分調整後、例えば真空誘電加熱
法、又はアーク加熱法により溶解して作製される。
【0015】この粉末を焼結する方法は、特に限定され
ず、一般的な粉末冶金で採用される焼結方法を用いれば
よい。
ず、一般的な粉末冶金で採用される焼結方法を用いれば
よい。
【0016】次に、この発明の方法を実施する上での好
ましい合金組成について説明する。
ましい合金組成について説明する。
【0017】希土類磁歪合金は、一般にR1−x Tx
(ただし、0.2≦x≦0.95、RはLa〜Luの
希土類元素、TはFe,Co,Ni,Mnなどの遷移金
属である)で表される。この発明では、この組成の中で
金属間化合物の化学量論組成又はその近傍組成を用いる
。ここで、希土類元素としてはTb,Dyを用いること
が好ましい。これにより優れた磁歪特性を得ることがで
きる。 Tb,Dyは極めて大きな結晶異方性を有する希土類元
素であって、磁性合金の磁歪特性を高めるのに有効だか
らである。しかしながら、Tb単体、Dy単体、及びT
b−Dy合金は、いずれも低温領域では優れた磁歪特性
を示すけれども、室温以上の温度領域では磁歪を示さな
い。
(ただし、0.2≦x≦0.95、RはLa〜Luの
希土類元素、TはFe,Co,Ni,Mnなどの遷移金
属である)で表される。この発明では、この組成の中で
金属間化合物の化学量論組成又はその近傍組成を用いる
。ここで、希土類元素としてはTb,Dyを用いること
が好ましい。これにより優れた磁歪特性を得ることがで
きる。 Tb,Dyは極めて大きな結晶異方性を有する希土類元
素であって、磁性合金の磁歪特性を高めるのに有効だか
らである。しかしながら、Tb単体、Dy単体、及びT
b−Dy合金は、いずれも低温領域では優れた磁歪特性
を示すけれども、室温以上の温度領域では磁歪を示さな
い。
【0018】これに対し、このようなTb,Dyに遷移
金属を合金させてラーベス(Laves)型金属間化合
物を形成することにより、Tb,Dy及びこれらの合金
の優れた磁歪特性を室温まで持ち来すことができる。こ
れは、広義の強磁性相がラーベス型金属間化合物に包摂
されるためである。例えば、Dyの強磁性相が消失する
温度は179K(−94℃)であるが、DyとFeとの
ラーベス型金属間化合物DyFexの場合には、645
K(358℃)である。
金属を合金させてラーベス(Laves)型金属間化合
物を形成することにより、Tb,Dy及びこれらの合金
の優れた磁歪特性を室温まで持ち来すことができる。こ
れは、広義の強磁性相がラーベス型金属間化合物に包摂
されるためである。例えば、Dyの強磁性相が消失する
温度は179K(−94℃)であるが、DyとFeとの
ラーベス型金属間化合物DyFexの場合には、645
K(358℃)である。
【0019】各種希土類元素とFeとの間のラーベス型
金属間化合物の室温(25℃)における飽和磁歪値(λ
)は、以下の通りである。
金属間化合物の室温(25℃)における飽和磁歪値(λ
)は、以下の通りである。
【0020】
TbFe2 λ=2400×10−6
DyFe2 λ=1900×10−6
HoFe2 λ= 400×10−
6ErFe2 λ=−300×10−
6TmFe2 λ=−600×10−
6これらの値から明らかなように、ラーベス型金属間化
合物の飽和磁歪値は、従来の典型的な磁歪金属であるN
iの飽和磁歪値である30×10−6よりも桁違いに大
きい。中でも、希土類元素としてTb,Dyを用いたも
のが大きな値を示していることがわかる。
DyFe2 λ=1900×10−6
HoFe2 λ= 400×10−
6ErFe2 λ=−300×10−
6TmFe2 λ=−600×10−
6これらの値から明らかなように、ラーベス型金属間化
合物の飽和磁歪値は、従来の典型的な磁歪金属であるN
iの飽和磁歪値である30×10−6よりも桁違いに大
きい。中でも、希土類元素としてTb,Dyを用いたも
のが大きな値を示していることがわかる。
【0021】また、遷移金属元素としては、特にFe、
Mnが好ましい。Fe、Mnを用いることにより、良好
な磁歪特性を得ることができる。
Mnが好ましい。Fe、Mnを用いることにより、良好
な磁歪特性を得ることができる。
【0022】従って、この発明においては、希土類元素
としてTb,Dy、遷移金属元素としてFe,Mnを用
いたラーベス型金属間化合物組成、又はその近傍組成を
用いることが好ましく、Tb−Dy−Fe−Mn合金が
一層好ましい。これにより、優れた磁歪特性を保持した
まま大きな結晶粒を得ることができる。さらに、上述し
たようにこれらの金属間化合物のうち希土類元素と遷移
金属元素との原子数比が1:2の組成のものであれば特
に大きな結晶粒を得ることができる。
としてTb,Dy、遷移金属元素としてFe,Mnを用
いたラーベス型金属間化合物組成、又はその近傍組成を
用いることが好ましく、Tb−Dy−Fe−Mn合金が
一層好ましい。これにより、優れた磁歪特性を保持した
まま大きな結晶粒を得ることができる。さらに、上述し
たようにこれらの金属間化合物のうち希土類元素と遷移
金属元素との原子数比が1:2の組成のものであれば特
に大きな結晶粒を得ることができる。
【0023】次に、Tb−Dy−Fe−Mnラーベス型
合金におけるTbとDyとの比及びFeとMnとの比の
好ましい範囲について説明する。Mnの合金化は、y=
0.2以下(すなわちTb13重量%以下)の領域にお
いて、室温、低磁場側(2kOe以下)での磁歪特性に
顕著な向上をもたらす。特に、x=0.2,y=0.2
の合金は現在磁歪特性が最大なものとして知られている
Tb0.3 Dy0.7 Fe2 の値を上回っている
。また、靭性についても著しく向上していることが確認
された。
合金におけるTbとDyとの比及びFeとMnとの比の
好ましい範囲について説明する。Mnの合金化は、y=
0.2以下(すなわちTb13重量%以下)の領域にお
いて、室温、低磁場側(2kOe以下)での磁歪特性に
顕著な向上をもたらす。特に、x=0.2,y=0.2
の合金は現在磁歪特性が最大なものとして知られている
Tb0.3 Dy0.7 Fe2 の値を上回っている
。また、靭性についても著しく向上していることが確認
された。
【0024】また、xの大小にかかわらず、Tbの合金
化により磁歪特性が著しく向上する。特に、x=0.2
において、Tb合金化の効果が著しい。
化により磁歪特性が著しく向上する。特に、x=0.2
において、Tb合金化の効果が著しい。
【0025】Fe,Mnは上述したように、Tb,Dy
とラーベス型金属間化合物を形成して、Tb,Dy,T
b−Dy合金の優れた磁歪特性を室温以上の温度領域で
安定化せしめる機能を有している。しかし、Feの組成
比が25重量%未満の場合には磁歪特性が低下し、逆に
40重量%を超えると合金の靭性が低下し脆弱となる。 またMnはその組成比が0.01重量%以上から磁歪特
性向上の効果を発揮するが、その組成比が25重量%を
超えると磁歪特性が低下する。従って、Tb−Dy−F
e−Mnラーベス型合金におけるFe,Mnは、夫々2
5〜40重量%、及び0.01〜15重量%であること
が好ましい。
とラーベス型金属間化合物を形成して、Tb,Dy,T
b−Dy合金の優れた磁歪特性を室温以上の温度領域で
安定化せしめる機能を有している。しかし、Feの組成
比が25重量%未満の場合には磁歪特性が低下し、逆に
40重量%を超えると合金の靭性が低下し脆弱となる。 またMnはその組成比が0.01重量%以上から磁歪特
性向上の効果を発揮するが、その組成比が25重量%を
超えると磁歪特性が低下する。従って、Tb−Dy−F
e−Mnラーベス型合金におけるFe,Mnは、夫々2
5〜40重量%、及び0.01〜15重量%であること
が好ましい。
【0026】Tbは上述のようにDyと合金化すること
により、Dy単独の場合よりも合金の磁歪特性を高める
。その効果はTbが0.1重量%以上から得られるが、
25重量%を超えると逆に磁性特性の劣化を招いてしま
う。従って、Tbは0.1〜25重量%であることが好
ましい。
により、Dy単独の場合よりも合金の磁歪特性を高める
。その効果はTbが0.1重量%以上から得られるが、
25重量%を超えると逆に磁性特性の劣化を招いてしま
う。従って、Tbは0.1〜25重量%であることが好
ましい。
【0027】なお、この発明において用いられる超磁歪
合金は、合金調製時不可避的に混入する微量の不純物、
例えばC,O,N,希土類元素,Yが存在していても何
等不都合はない。
合金は、合金調製時不可避的に混入する微量の不純物、
例えばC,O,N,希土類元素,Yが存在していても何
等不都合はない。
【0028】
【実施例】以下、この発明の実施例を説明する。
(実施例1)
表2に示した組成の合金試料(資料番号1〜4)を真空
誘導加熱炉で溶解し、溶湯を冷却してインゴットを得た
。表2から明らかなように、いずれも希土類元素と遷移
金属元素との原子数比は1:2の極近傍である。これを
ブラウンミルによりアルゴン雰囲気中で平均粒径が20
0μmになるまで粗粉砕後、ジェットミルにより平均粒
径5μmまで微粉砕した。これをステンレス製の型及び
パンチを用いて10×10×10mmの圧粉成形体とし
た。次に、この成形体を不活性ガス雰囲気中で1200
℃前後の温度で2時間焼結した。この際の結晶粒の平均
粒径は表2に示す値となった。表2に示すように、いず
れも極めて大きな結晶粒となっていることが確認された
。
誘導加熱炉で溶解し、溶湯を冷却してインゴットを得た
。表2から明らかなように、いずれも希土類元素と遷移
金属元素との原子数比は1:2の極近傍である。これを
ブラウンミルによりアルゴン雰囲気中で平均粒径が20
0μmになるまで粗粉砕後、ジェットミルにより平均粒
径5μmまで微粉砕した。これをステンレス製の型及び
パンチを用いて10×10×10mmの圧粉成形体とし
た。次に、この成形体を不活性ガス雰囲気中で1200
℃前後の温度で2時間焼結した。この際の結晶粒の平均
粒径は表2に示す値となった。表2に示すように、いず
れも極めて大きな結晶粒となっていることが確認された
。
【0029】
【表2】
(比較例1)
合金組成として表3に示した試料番号5〜7のものを用
いた以外は、全て実施例1と同様の製法で焼結体を作製
した。すなわち、ここでは金属間化合物の化学量論組成
から外れた組成の合金を用いている。これらの焼結体の
平均粒径を測定した結果を合わせて表3に示す。表3に
示すように、平均粒径が極めて小さいものしか得られな
かった。
いた以外は、全て実施例1と同様の製法で焼結体を作製
した。すなわち、ここでは金属間化合物の化学量論組成
から外れた組成の合金を用いている。これらの焼結体の
平均粒径を測定した結果を合わせて表3に示す。表3に
示すように、平均粒径が極めて小さいものしか得られな
かった。
【0030】
【表3】
(実施例2)
原子数比で(Tb0.5 Dy0.5 )(Fe0.9
Mn0.1 )1.999 の合金組成を有するイン
ゴットを作製し、アウゴンガスフロー中で100メッシ
ュアンダーまで粗粉砕を行い、次に窒素ジェット気流中
でジェットミル粉砕を行い、平均粒径7μmの微粉末を
得た。これを実施例1と同じ型中で15kOeの磁界を
印加しながら、圧粉成形体とした。得られた成形体を2
00Torrのアルゴン雰囲気中で1210℃にて1時
間焼成し、焼結体を得た。この焼結体の組織観察を行っ
たところ、[111]方向に結晶方位が揃った多結晶配
向組織となっていることが確認された。
Mn0.1 )1.999 の合金組成を有するイン
ゴットを作製し、アウゴンガスフロー中で100メッシ
ュアンダーまで粗粉砕を行い、次に窒素ジェット気流中
でジェットミル粉砕を行い、平均粒径7μmの微粉末を
得た。これを実施例1と同じ型中で15kOeの磁界を
印加しながら、圧粉成形体とした。得られた成形体を2
00Torrのアルゴン雰囲気中で1210℃にて1時
間焼成し、焼結体を得た。この焼結体の組織観察を行っ
たところ、[111]方向に結晶方位が揃った多結晶配
向組織となっていることが確認された。
【0031】
【発明の効果】この発明によれば、簡便な工程でかつ低
コストで超磁歪合金の配向性結晶、又は単結晶若しくは
それに近い結晶を得ることができる超磁歪合金の製造方
法が提供される。このため、この発明は工業的価値が極
めて高い。
コストで超磁歪合金の配向性結晶、又は単結晶若しくは
それに近い結晶を得ることができる超磁歪合金の製造方
法が提供される。このため、この発明は工業的価値が極
めて高い。
Claims (1)
- 【請求項1】 希土類元素と遷移金属元素とを主成分
とする合金粉末を準備する工程と、この粉末を焼結・一
体化して超磁歪合金を得る工程とを備えた超磁歪合金の
製造方法であって、合金組成として希土類元素と遷移金
属元素との金属間化合物の化学量論組成又はその近傍の
組成を用いることを特徴とする超磁歪合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3029336A JPH04246151A (ja) | 1991-01-30 | 1991-01-30 | 超磁歪合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3029336A JPH04246151A (ja) | 1991-01-30 | 1991-01-30 | 超磁歪合金の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04246151A true JPH04246151A (ja) | 1992-09-02 |
Family
ID=12273396
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3029336A Pending JPH04246151A (ja) | 1991-01-30 | 1991-01-30 | 超磁歪合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04246151A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH07256719A (ja) * | 1993-10-27 | 1995-10-09 | Ferromatik Milacron Mas Bau Gmbh | 殊に射出成形機において閉鎖圧力を発生させるための装置 |
JP2016138028A (ja) * | 2015-01-29 | 2016-08-04 | 日本高周波鋼業株式会社 | 磁歪部材およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-01-30 JP JP3029336A patent/JPH04246151A/ja active Pending
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH07256719A (ja) * | 1993-10-27 | 1995-10-09 | Ferromatik Milacron Mas Bau Gmbh | 殊に射出成形機において閉鎖圧力を発生させるための装置 |
JP2016138028A (ja) * | 2015-01-29 | 2016-08-04 | 日本高周波鋼業株式会社 | 磁歪部材およびその製造方法 |
WO2016121132A1 (ja) * | 2015-01-29 | 2016-08-04 | 日本高周波鋼業株式会社 | 磁歪部材およびその製造方法 |
CN107109683A (zh) * | 2015-01-29 | 2017-08-29 | 日本高周波钢业株式会社 | 磁致伸缩构件及其制造方法 |
US9991438B2 (en) | 2015-01-29 | 2018-06-05 | NIPPON KOSHUHA STEEL Co., Ltd | Magnetostrictive member and manufacturing method thereof |
CN107109683B (zh) * | 2015-01-29 | 2018-09-14 | 日本高周波钢业株式会社 | 磁致伸缩构件及其制造方法 |
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