JPH05214462A - インコングルエントに融解する単相の金属間相の製造法 - Google Patents
インコングルエントに融解する単相の金属間相の製造法Info
- Publication number
- JPH05214462A JPH05214462A JP4284287A JP28428792A JPH05214462A JP H05214462 A JPH05214462 A JP H05214462A JP 4284287 A JP4284287 A JP 4284287A JP 28428792 A JP28428792 A JP 28428792A JP H05214462 A JPH05214462 A JP H05214462A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- phase
- reaction
- reaction mixture
- melting
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- 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
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/16—Making metallic powder or suspensions thereof using chemical processes
- B22F9/18—Making metallic powder or suspensions thereof using chemical processes with reduction of metal compounds
- B22F9/20—Making metallic powder or suspensions thereof using chemical processes with reduction of metal compounds starting from solid metal compounds
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22B—PRODUCTION AND REFINING OF METALS; PRETREATMENT OF RAW MATERIALS
- C22B5/00—General methods of reducing to metals
- C22B5/02—Dry methods smelting of sulfides or formation of mattes
- C22B5/04—Dry methods smelting of sulfides or formation of mattes by aluminium, other metals or silicon
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- H01F1/0571—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
- H01F1/0573—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 obtained by reduction or by hydrogen decrepitation or embrittlement
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/059—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2
Abstract
(57)【要約】
【目的】 インコングルエントに融解する単相の金属間
相を経済的かつ処理技術的に容易に製造する方法。 【構成】 ａ）反応混合物の組成において、温度条件が
Ｔm＞ＴR≧０．９Ｔm（ケルビンで）（但し、Ｔmは金属
間相の溶融温度を表わし、ＴRは反応温度を表わす）を
満たすように所望の単相の合金に相応するような反応混
合物の酸素含量によってカルシオ熱還元の発熱を調節
し、ｂ）成分（カルシウムを除く）が≦７５μｍの平均
粒度を有する反応混合物を使用し、ｃ）発熱反応の経過
後、所望の単相合金の溶融温度Ｔmの少なくとも０．７
倍であり（Ｋで測定）、なお溶融温度Ｔmよりも低い温
度で、成分の分散のため十分な時間の間反応物質を焼も
どすことを組合せる。
相を経済的かつ処理技術的に容易に製造する方法。 【構成】 ａ）反応混合物の組成において、温度条件が
Ｔm＞ＴR≧０．９Ｔm（ケルビンで）（但し、Ｔmは金属
間相の溶融温度を表わし、ＴRは反応温度を表わす）を
満たすように所望の単相の合金に相応するような反応混
合物の酸素含量によってカルシオ熱還元の発熱を調節
し、ｂ）成分（カルシウムを除く）が≦７５μｍの平均
粒度を有する反応混合物を使用し、ｃ）発熱反応の経過
後、所望の単相合金の溶融温度Ｔmの少なくとも０．７
倍であり（Ｋで測定）、なお溶融温度Ｔmよりも低い温
度で、成分の分散のため十分な時間の間反応物質を焼も
どすことを組合せる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、少なくとも合金成分の
１つが酸化物の形で存在する、合金成分の微粒状で均質
な混合物をカルシオ熱還元（calciothermische Redukti
on）し、引続き合金成分を拡散させ、かつ形成された酸
化カルシウムおよび場合により過剰のカルシウムを分離
することによって、室温で≦１０原子％の均質度範囲を
有する、９００〜２０００Ｋの温度範囲内でインコング
ルエントに融解する単相の金属間相の製造法に関する。
１つが酸化物の形で存在する、合金成分の微粒状で均質
な混合物をカルシオ熱還元（calciothermische Redukti
on）し、引続き合金成分を拡散させ、かつ形成された酸
化カルシウムおよび場合により過剰のカルシウムを分離
することによって、室温で≦１０原子％の均質度範囲を
有する、９００〜２０００Ｋの温度範囲内でインコング
ルエントに融解する単相の金属間相の製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】金属間化合物は金属とセラミックの間に
位置する。この金属間化合物は屡々、これら２つの種類
の材料の使用技術的に重要な性質、例えば高い硬度、熱
安定性、高温での耐食性、超電気伝導、永久磁石性、ま
たは磁気−光学的影響可能性を結び合わせる。従って、
金属間相の可能な工業的使用可能性に関連して数多くの
研究および刊行物があり、そのうち代表的なものは次の
刊行物が挙げられる：Intermetallische Phasen、著者
集団、VEB Deutscher Verlag fuer Grundstoffindustri
e、ライプチッヒ（１９７７）、E.Fitzer：Warmfeste u
nd korrosionsbestaendige Sinterwerkstoffe、Metallw
erk Plansee、Springer Verlag、ウィーン（１９５６）
およびIntermetallic Compounds、J.H.Westbrook、J.Wi
ley & Sons、ニューヨーク（１９６７）。
位置する。この金属間化合物は屡々、これら２つの種類
の材料の使用技術的に重要な性質、例えば高い硬度、熱
安定性、高温での耐食性、超電気伝導、永久磁石性、ま
たは磁気−光学的影響可能性を結び合わせる。従って、
金属間相の可能な工業的使用可能性に関連して数多くの
研究および刊行物があり、そのうち代表的なものは次の
刊行物が挙げられる：Intermetallische Phasen、著者
集団、VEB Deutscher Verlag fuer Grundstoffindustri
e、ライプチッヒ（１９７７）、E.Fitzer：Warmfeste u
nd korrosionsbestaendige Sinterwerkstoffe、Metallw
erk Plansee、Springer Verlag、ウィーン（１９５６）
およびIntermetallic Compounds、J.H.Westbrook、J.Wi
ley & Sons、ニューヨーク（１９６７）。
【０００３】このような工業的に使用される金属間相の
例は、金属間化合物ＳｍＣｏ5を基礎とする永久合金
（J. Appl. Phys. ３８、１００１（１９６７））また
はＭｏＳｉ2からなる高温材料（Fitzer、loc. cit.）で
ある。
例は、金属間化合物ＳｍＣｏ5を基礎とする永久合金
（J. Appl. Phys. ３８、１００１（１９６７））また
はＭｏＳｉ2からなる高温材料（Fitzer、loc. cit.）で
ある。
【０００４】しかし多くの場合には、金属間化合物を製
造するための活動は最後には中止された。それというの
も、一方では屡々、既に有望な金属間化合物の製造が失
敗し、他方では製造の際の著しい困難によって、所望の
性質を有する生産物が工業的には利用できないか、また
は再生産できない方法で得られたからである。
造するための活動は最後には中止された。それというの
も、一方では屡々、既に有望な金属間化合物の製造が失
敗し、他方では製造の際の著しい困難によって、所望の
性質を有する生産物が工業的には利用できないか、また
は再生産できない方法で得られたからである。
【０００５】製造の際の特別な困難は、インコングルエ
ントに融解する点を有する金属間相の場合に生じる。工
業的に重要なインコングルエントに融解する金属間相は
例えば、Ｅｒ3Ｃｏ、ＥｒＮｉ2、Ｅｒ3Ｎｉ、Ｆｅ2Ｔ
ｂ、Ｆｅ2Ｎｄ、Ｎｄ3Ｎｉ、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ、ＳｍＣ
ｏ5、Ｓｍ2Ｃｏ7、Ｎｂ3Ｇｅ、Ｎｂ3Ｓｎ、Ｎｂ3Ｔｉ、
Ｎｉ3Ａｌ、Ｔｉ3ＡｌおよびＴｉＡｌである。
ントに融解する点を有する金属間相の場合に生じる。工
業的に重要なインコングルエントに融解する金属間相は
例えば、Ｅｒ3Ｃｏ、ＥｒＮｉ2、Ｅｒ3Ｎｉ、Ｆｅ2Ｔ
ｂ、Ｆｅ2Ｎｄ、Ｎｄ3Ｎｉ、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ、ＳｍＣ
ｏ5、Ｓｍ2Ｃｏ7、Ｎｂ3Ｇｅ、Ｎｂ3Ｓｎ、Ｎｂ3Ｔｉ、
Ｎｉ3Ａｌ、Ｔｉ3ＡｌおよびＴｉＡｌである。
【０００６】インコングルエントに融解する単相の金属
間化合物を製造する困難は、金属間相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ、
Ｓｍ2Ｆｅ17およびγ−ＴｉＡｌの例で示される。
間化合物を製造する困難は、金属間相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ、
Ｓｍ2Ｆｅ17およびγ−ＴｉＡｌの例で示される。
【０００７】１．Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ ここでは単に代表例として挙げられる欧州特許第０１０
１５５２号明細書および米国特許第４７５６７７５号明
細書の記載から、著しい磁気的性質を有するＮｄＦｅＢ
合金は、公知である。
１５５２号明細書および米国特許第４７５６７７５号明
細書の記載から、著しい磁気的性質を有するＮｄＦｅＢ
合金は、公知である。
【０００８】ＮｄＦｅＢにとって工業的に最も重要な製
造法は次のものである： １．インゴットを用いる常用の溶融冶金法、 ２．カルシオ熱共還元および ３．急速な凝固を用いる溶融冶金法。
造法は次のものである： １．インゴットを用いる常用の溶融冶金法、 ２．カルシオ熱共還元および ３．急速な凝固を用いる溶融冶金法。
【０００９】常用の溶融冶金法（１）は、ＮｄＦｅ3の
カルシオ熱還元またはＮｄ金属を製造するための溶融電
気分解および引続く所望のＮｄＦｅＢ合金の真空誘導溶
解を包含する（K.Ohashi：Proc.of the Gorham Advance
d Materials Institute、シアトル、ワシントン（１９
９０）、Metal Powder Report、MPR Publishing Servic
es Ltd.、Bellstone Shrewbury、シュロップシャー SYI
HU イギリス、４２、６、４３８（１９８７））。
カルシオ熱還元またはＮｄ金属を製造するための溶融電
気分解および引続く所望のＮｄＦｅＢ合金の真空誘導溶
解を包含する（K.Ohashi：Proc.of the Gorham Advance
d Materials Institute、シアトル、ワシントン（１９
９０）、Metal Powder Report、MPR Publishing Servic
es Ltd.、Bellstone Shrewbury、シュロップシャー SYI
HU イギリス、４２、６、４３８（１９８７））。
【００１０】共還元法（２）の場合、種々の酸化物はカ
ルシオ熱還元され、拡散工程においてＮｄＦｅＢ合金に
変換される。還元工程および拡散工程の間に、ＣａＯが
生じ、これは、次に湿性化学的にＮｄＦｅＢ合金から分
離される（Proc.of the ８thIntern. Workshop REPM an
d their Appl., デイトン、５８７（１９８５）およびM
etal Powd. Rept.４２、４３８（１９８７））。
ルシオ熱還元され、拡散工程においてＮｄＦｅＢ合金に
変換される。還元工程および拡散工程の間に、ＣａＯが
生じ、これは、次に湿性化学的にＮｄＦｅＢ合金から分
離される（Proc.of the ８thIntern. Workshop REPM an
d their Appl., デイトン、５８７（１９８５）およびM
etal Powd. Rept.４２、４３８（１９８７））。
【００１１】製法（１）および（２）を用いて製造され
たＮｄＦｅＢ合金は、異方性の焼結磁石を粉末冶金法で
完成させるために使用される。
たＮｄＦｅＢ合金は、異方性の焼結磁石を粉末冶金法で
完成させるために使用される。
【００１２】急速な凝固の方法（３）も同様にＮｄＦｅ
Ｂ予備合金の真空誘導溶解を用いて開始し、これは次に
メルトスピニング加工（meltspinning）によって紡糸さ
れる（J.Appl.Phys.５３、２０７８（１９８４））。＜
４００ｎｍの結晶子粒度を有する微細結晶ＮｄＦｅＢ合
金が生じる。微細結晶のＮｄＦｅＢ合金は等方性磁気特
性を有する。
Ｂ予備合金の真空誘導溶解を用いて開始し、これは次に
メルトスピニング加工（meltspinning）によって紡糸さ
れる（J.Appl.Phys.５３、２０７８（１９８４））。＜
４００ｎｍの結晶子粒度を有する微細結晶ＮｄＦｅＢ合
金が生じる。微細結晶のＮｄＦｅＢ合金は等方性磁気特
性を有する。
【００１３】今日市場で得られる溶融冶金法によるかま
たは共還元されたＮｄＦｅＢ合金は、通常３２〜３６重
量％のＮｄ濃度または希土類濃度を有する。
たは共還元されたＮｄＦｅＢ合金は、通常３２〜３６重
量％のＮｄ濃度または希土類濃度を有する。
【００１４】組成Ｎｄ15Ｆｅ77Ｂ8、Ｎｄ14.5Ｆｅ77.5
Ｂ8およびＮｄ16.7Ｆｅ75.5Ｂ7.8の磁石のミクロ構造の
研究の際には、相応して相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ、Ｎｄ1.1Ｆｅ
4Ｂ4、Ｎｄ富有相およびα−Ｆｅが検出された。
Ｂ8およびＮｄ16.7Ｆｅ75.5Ｂ7.8の磁石のミクロ構造の
研究の際には、相応して相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ、Ｎｄ1.1Ｆｅ
4Ｂ4、Ｎｄ富有相およびα−Ｆｅが検出された。
【００１５】急速に凝固された微細結晶ＮｄＦｅＢ合金
は、一般に２８〜３０重量％のＮｄ濃度を有し、この場
合、紡糸されたＮｄＦｅＢ合金は本質的にＮｄ2Ｆｅ14
ＢとＮｄ富有の間粒化合物とからなる２相組織から構成
され、かつ組成Ｎｄ2ＦｅＢ3の化合物の専ら僅かな含量
のみが存在する。
は、一般に２８〜３０重量％のＮｄ濃度を有し、この場
合、紡糸されたＮｄＦｅＢ合金は本質的にＮｄ2Ｆｅ14
ＢとＮｄ富有の間粒化合物とからなる２相組織から構成
され、かつ組成Ｎｄ2ＦｅＢ3の化合物の専ら僅かな含量
のみが存在する。
【００１６】今日の永久磁石合金の展望およびその使用
は、Proc.of the IEEE ７８、６、９２３（１９９０）
から認めることができる。これによれば焼結磁石に使用
できるＮｄＦｅＢ合金は、Ｂγ＝１０〜１２．８ｋＧの
残留磁化、ｉＨc＝８〜２４ｋＯｅの保磁力および（Ｂ
Ｈ）max＝２５〜４０ＭＧＯｅのエネルギー積を有す
る。等方性の紡糸されたＮｄＦｅＢ合金粉末は、専ら８
〜９ｋＧの残留磁化、ｉＨc＝１５〜１７ｋＯｅ保磁力
および（ＢＨ）max＝１２〜１４ＭＧＯｅのエネルギー
積を有する。明らかに改善された磁気的性質を有するの
は、熱変形された、異方性の微細結晶合金粉末である。
残留磁化はＢγ＝１０〜１２．２ｋＧであり、保磁力は
ｉＨc＝１２〜２０ｋＯｅおよびエネルギー積は（Ｂ
Ｈ）max＝２２〜３５ＭＧＯｅである。
は、Proc.of the IEEE ７８、６、９２３（１９９０）
から認めることができる。これによれば焼結磁石に使用
できるＮｄＦｅＢ合金は、Ｂγ＝１０〜１２．８ｋＧの
残留磁化、ｉＨc＝８〜２４ｋＯｅの保磁力および（Ｂ
Ｈ）max＝２５〜４０ＭＧＯｅのエネルギー積を有す
る。等方性の紡糸されたＮｄＦｅＢ合金粉末は、専ら８
〜９ｋＧの残留磁化、ｉＨc＝１５〜１７ｋＯｅ保磁力
および（ＢＨ）max＝１２〜１４ＭＧＯｅのエネルギー
積を有する。明らかに改善された磁気的性質を有するの
は、熱変形された、異方性の微細結晶合金粉末である。
残留磁化はＢγ＝１０〜１２．２ｋＧであり、保磁力は
ｉＨc＝１２〜２０ｋＯｅおよびエネルギー積は（Ｂ
Ｈ）max＝２２〜３５ＭＧＯｅである。
【００１７】焼結ＮｄＦｅＢ磁石のための溶融冶金法に
よる合金または共還元された合金の本質的な欠点は次の
通りである： １．金属間化合物Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂのキュリー点はＴc＝５
９６Ｋのみであり、Ｔ＝４２３Ｋの場合には一方向のス
ピンの方向転換が認められる。これによって３成分系Ｎ
ｄＦｅＢ合金の使用温度は約４００Ｋに制限されてい
る。
よる合金または共還元された合金の本質的な欠点は次の
通りである： １．金属間化合物Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂのキュリー点はＴc＝５
９６Ｋのみであり、Ｔ＝４２３Ｋの場合には一方向のス
ピンの方向転換が認められる。これによって３成分系Ｎ
ｄＦｅＢ合金の使用温度は約４００Ｋに制限されてい
る。
【００１８】２．現在入手できるＮｄＦｅＢ磁石は、Ｎ
ｄ富有相の増大された形成に帰因する不十分な耐食性を
示す。
ｄ富有相の増大された形成に帰因する不十分な耐食性を
示す。
【００１９】微細結晶ＮｄＦＢ粉末は、常用の焼結磁石
の場合よりも改善された耐食挙動に帰因する、Ｎｄ富有
相の僅少含量を有する。
の場合よりも改善された耐食挙動に帰因する、Ｎｄ富有
相の僅少含量を有する。
【００２０】急速に冷却されたＮｄＦｅＢ粉末は総括す
れば次の欠点を有する： １．微細結晶合金は、同様に不十分な温度安定性を有す
る。
れば次の欠点を有する： １．微細結晶合金は、同様に不十分な温度安定性を有す
る。
【００２１】２．等方性の微細結晶粉末は、その等方性
に基づいて比較的低い磁気的性質を有する。
に基づいて比較的低い磁気的性質を有する。
【００２２】３．メルトスピニング加工による微細結晶
ＮｄＦｅＢ合金粉末の製造は、処理技術的に費用のかか
る高価な方法である。
ＮｄＦｅＢ合金粉末の製造は、処理技術的に費用のかか
る高価な方法である。
【００２３】４．微細結晶ＮｄＦｅＢ合金は粉末冶金法
で製造される焼結磁石には不適当である。
で製造される焼結磁石には不適当である。
【００２４】これに対して、すべてのＮｄＦｅＢ合金に
関してはインコングルエントに融解する単相の金属間化
合物Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂが従来でははるかに高い飽和磁化お
よび最高の耐食挙動を有している。
関してはインコングルエントに融解する単相の金属間化
合物Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂが従来でははるかに高い飽和磁化お
よび最高の耐食挙動を有している。
【００２５】Koon他(J.Appl.Phys.５７、１、４０９１
（１９８５））はＲ2Ｆｅ14Ｂ−単結晶（但し、Ｒは
Ｙ、Ｎｄ、Ｔｂを表わす）の磁気的性質を研究した。単
結晶はチョクラルスキー（Czochralski)法を用いて製造
された(B.N.Das、N.C.Koon：HighPerformance Permanen
t Magnet Materials、Proceedings of the Materials R
esearch Society、Anaheim、USA、９６、４１（１９８
７））。
（１９８５））はＲ2Ｆｅ14Ｂ−単結晶（但し、Ｒは
Ｙ、Ｎｄ、Ｔｂを表わす）の磁気的性質を研究した。単
結晶はチョクラルスキー（Czochralski)法を用いて製造
された(B.N.Das、N.C.Koon：HighPerformance Permanen
t Magnet Materials、Proceedings of the Materials R
esearch Society、Anaheim、USA、９６、４１（１９８
７））。
【００２６】これらの研究によれば、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂは
室温で４πＭ8＝１６．２ｋＧの飽和磁化を有し、これ
は理論的に（ＢＨ）max＝６５．６ＭＧＯｅの最大で達
成可能なエネルギー積に相応するものである。
室温で４πＭ8＝１６．２ｋＧの飽和磁化を有し、これ
は理論的に（ＢＨ）max＝６５．６ＭＧＯｅの最大で達
成可能なエネルギー積に相応するものである。
【００２７】しかし多数の研究の中で、単相のＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂは外に向かっては測定できる保磁場力を有さず、
かつ専ら不十分な焼結挙動のみを有することが示され
た。これらの研究によれば、一方では肉眼で測定できる
保磁力を惹起するため、および他方では磁石製造の際に
焼結工程の間液体相を形成することによって圧縮を促進
するため、非磁性相、例えばＮｄ富有相が多相のＮｄＦ
ｅＢ焼結磁石中で必要になる。
ｅ14Ｂは外に向かっては測定できる保磁場力を有さず、
かつ専ら不十分な焼結挙動のみを有することが示され
た。これらの研究によれば、一方では肉眼で測定できる
保磁力を惹起するため、および他方では磁石製造の際に
焼結工程の間液体相を形成することによって圧縮を促進
するため、非磁性相、例えばＮｄ富有相が多相のＮｄＦ
ｅＢ焼結磁石中で必要になる。
【００２８】欧州特許第０２４９９７３号明細書の記載
から、磁気的性質および耐食性の改善がＮｄ2Ｆｅ14Ｂ
および非磁気的焼結助剤の別々の製造によって可能であ
ることは公知である。組成Ｎｄ13Ｆｅ81Ｂ6のＮｄＦｅ
Ｂ合金および種々の焼結助剤は、まず個々に真空誘導溶
解され、３μｍの平均粒度に磨砕され、ボールミル中で
混合され、熱間静水圧圧縮（ＨＩＰ）され、かつ熱処理
される。組成（Ｎｄ13Ｆｅ81Ｂ6）96Ａｌ4を有する２相
の磁石は、Ｂr＝１４．９ｋＧ、ｉＨc＝１０．１ｋＯｅ
および（ＢＨ）max＝４９．７ＭＧＯｅを有し、研究さ
れた全磁石の最も有利な磁気的性質を有する。
から、磁気的性質および耐食性の改善がＮｄ2Ｆｅ14Ｂ
および非磁気的焼結助剤の別々の製造によって可能であ
ることは公知である。組成Ｎｄ13Ｆｅ81Ｂ6のＮｄＦｅ
Ｂ合金および種々の焼結助剤は、まず個々に真空誘導溶
解され、３μｍの平均粒度に磨砕され、ボールミル中で
混合され、熱間静水圧圧縮（ＨＩＰ）され、かつ熱処理
される。組成（Ｎｄ13Ｆｅ81Ｂ6）96Ａｌ4を有する２相
の磁石は、Ｂr＝１４．９ｋＧ、ｉＨc＝１０．１ｋＯｅ
および（ＢＨ）max＝４９．７ＭＧＯｅを有し、研究さ
れた全磁石の最も有利な磁気的性質を有する。
【００２９】種々の２相の磁石の耐食挙動は、被覆して
いない状態および被覆した状態の場合に異なった耐食試
験で実験され、かつ常用の粉末冶金法で製造されたＮｄ
14Ｆｅ80Ｂ6−焼結磁石と対比された。例えばＮｄＦｅ
Ｂ磁石が６０℃で９０％の湿分を有する腐食雰囲気に１
００時間までの時間に亙って晒された。常法により製造
されたＮｄ14Ｆｅ80Ｂ6磁石は、既に１時間後に腐食攻
撃を示す。最も不都合な２相の（Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ）89.5
（ＮｄＣｕ2）10.5−磁石は既に１０倍の高い耐食性を
有し、かつ最も耐性のある（Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ）95（Ｎｄ
30Ｆｅ40Ａｌ30）5は５０倍の高い耐食性を有する。
いない状態および被覆した状態の場合に異なった耐食試
験で実験され、かつ常用の粉末冶金法で製造されたＮｄ
14Ｆｅ80Ｂ6−焼結磁石と対比された。例えばＮｄＦｅ
Ｂ磁石が６０℃で９０％の湿分を有する腐食雰囲気に１
００時間までの時間に亙って晒された。常法により製造
されたＮｄ14Ｆｅ80Ｂ6磁石は、既に１時間後に腐食攻
撃を示す。最も不都合な２相の（Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ）89.5
（ＮｄＣｕ2）10.5−磁石は既に１０倍の高い耐食性を
有し、かつ最も耐性のある（Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ）95（Ｎｄ
30Ｆｅ40Ａｌ30）5は５０倍の高い耐食性を有する。
【００３０】種々の組織成分の組成は、ミクロゾンデ分
析（Mikrosondeanalyse)によって確認された。これによ
れば、硬磁性Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ−相（Φ相）はＮｄ１２．
５原子％、Ｆｅ８１．５原子％、およびＢ６原子％の平
均的組成を有する。
析（Mikrosondeanalyse)によって確認された。これによ
れば、硬磁性Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ−相（Φ相）はＮｄ１２．
５原子％、Ｆｅ８１．５原子％、およびＢ６原子％の平
均的組成を有する。
【００３１】Durst他の研究（Proc. of the ５th Inter
n. Symp. on Magn. Anisotropy andCoercivity in RE-T
ransition Metal Alloys、Bad Soden、FRG、２、２０９
（１９８７））によれば、さらに硬磁性Φ相と非磁性の
Ｎｄ富有相とからなるＮｄＦｅＢ磁石の２相構造によっ
て、改善された組織形態学により、いっそう高い温度安
定性が達成される。
n. Symp. on Magn. Anisotropy andCoercivity in RE-T
ransition Metal Alloys、Bad Soden、FRG、２、２０９
（１９８７））によれば、さらに硬磁性Φ相と非磁性の
Ｎｄ富有相とからなるＮｄＦｅＢ磁石の２相構造によっ
て、改善された組織形態学により、いっそう高い温度安
定性が達成される。
【００３２】Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ(Φ相）は１１８０℃の融点
を有するインコングルエントに融解する金属間化合物で
ある。包晶融点でΦ相はＮｄ富有の溶融物とα−Ｆｅと
に分解され、これは保磁力の激烈な減少をもたらし、従
って回避されるべきである。Chin他（Proc. of the １
０th Intern. Workshop on Rare-Earth Magnets、京
都、日本、２、４５１（１９８９））はΦ相を可能な伸
張範囲について研究した。それによれば、Φ相は７５０
℃では専ら定義された組成を有するのみであるが、しか
し１０９０℃および１１３５℃では０．３原子％の均質
度範囲を有する。
を有するインコングルエントに融解する金属間化合物で
ある。包晶融点でΦ相はＮｄ富有の溶融物とα−Ｆｅと
に分解され、これは保磁力の激烈な減少をもたらし、従
って回避されるべきである。Chin他（Proc. of the １
０th Intern. Workshop on Rare-Earth Magnets、京
都、日本、２、４５１（１９８９））はΦ相を可能な伸
張範囲について研究した。それによれば、Φ相は７５０
℃では専ら定義された組成を有するのみであるが、しか
し１０９０℃および１１３５℃では０．３原子％の均質
度範囲を有する。
【００３３】化学量論的なΦ相は、Ｎｄ１１．８原子
％、Ｆｅ８２．３原子％およびＢ５．９原子％の組成を
有する。
％、Ｆｅ８２．３原子％およびＢ５．９原子％の組成を
有する。
【００３４】これによって、欧州特許出願公開第０２４
９９７３号明細書に記載の２−１４−１相のための組成
物が単相のΦ相に相応できるのではなく、異性相の含分
が存在しなければならないという推論が得られる。
９９７３号明細書に記載の２−１４−１相のための組成
物が単相のΦ相に相応できるのではなく、異性相の含分
が存在しなければならないという推論が得られる。
【００３５】インコングルエントに融解する金属間化合
物の場合、溶融物から冷却する際に不可避的に所望の相
の不完全な包晶形成を回避することができるように、固
体反応を基礎とする製造法は好ましい。
物の場合、溶融物から冷却する際に不可避的に所望の相
の不完全な包晶形成を回避することができるように、固
体反応を基礎とする製造法は好ましい。
【００３６】長い年月に亙って公知の固体状態での微細
結晶合金の製造工程は、金属性の合金成分の機械的合金
である。Schultz他（Proc. of the ５th Intern. Symp.
onMagn. Anisotropy and Coercivity in RE-Transitio
n Metal Alloys、Bad Soden、FRG、１、３０１（１９８
７））元素粉末の機械的合金によるＮｄＦｅＢの形成を
研究し、かつ製造された微細結晶合金粉末の磁気的性質
を定義づけた。機械的合金の間金属間相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ
の形成は惹起されず、ＮｄとＢとからなる非晶質混合物
およびＮｄ４〜５原子％を有する結晶質の合金されたα
−Ｆｅが生じる。硬磁性Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相は、まず微細
結晶の元素粉末混合物の固体反応に引続く加熱処理にお
いて形成される。公知の急冷合金粉末に対して比較でき
る磁気的性質を有する、等方性の微細結晶ＮｄＦｅＢ−
粉末が生じる。
結晶合金の製造工程は、金属性の合金成分の機械的合金
である。Schultz他（Proc. of the ５th Intern. Symp.
onMagn. Anisotropy and Coercivity in RE-Transitio
n Metal Alloys、Bad Soden、FRG、１、３０１（１９８
７））元素粉末の機械的合金によるＮｄＦｅＢの形成を
研究し、かつ製造された微細結晶合金粉末の磁気的性質
を定義づけた。機械的合金の間金属間相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ
の形成は惹起されず、ＮｄとＢとからなる非晶質混合物
およびＮｄ４〜５原子％を有する結晶質の合金されたα
−Ｆｅが生じる。硬磁性Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相は、まず微細
結晶の元素粉末混合物の固体反応に引続く加熱処理にお
いて形成される。公知の急冷合金粉末に対して比較でき
る磁気的性質を有する、等方性の微細結晶ＮｄＦｅＢ−
粉末が生じる。
【００３７】従って、経済的かつ技術的に得られる、金
属間相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂの意図的な独特の製造方法は公知
ではない。
属間相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂの意図的な独特の製造方法は公知
ではない。
【００３８】２．Ｓｍ2Ｆｅ17 Nd2Ｆｅ14Ｂ相と類似した冶金的および磁気的性質を、
金属間相Ｓｍ2Ｆｅ17およびこの化合物からニトロ化に
よって形成される化合物Ｓｍ2Ｆｅ17Ｎ3が有する。
金属間相Ｓｍ2Ｆｅ17およびこの化合物からニトロ化に
よって形成される化合物Ｓｍ2Ｆｅ17Ｎ3が有する。
【００３９】金属間相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂの知識で新規磁性
材料の探求が始まった。重要な点は種々の金属間ＲＥ2
ＴＭ17相およびそのＲＥ2ＴＭ17Ｎx型の窒素化合物上に
置かれ、この場合ＲＥはイットリウムを含む全ての希土
類金属を包含し、ＴＭは金属Ｆｅ、ＮｉまたはＣｏを包
含する。特にＳｍ2Ｆｅ17Ｎ3が前途有望であることが証
明された。窒化物の製造には、まず単相のＳｍ2Ｆｅ17
を製造することが試みられ、引続き４００〜５００℃で
ニトロ化された。
材料の探求が始まった。重要な点は種々の金属間ＲＥ2
ＴＭ17相およびそのＲＥ2ＴＭ17Ｎx型の窒素化合物上に
置かれ、この場合ＲＥはイットリウムを含む全ての希土
類金属を包含し、ＴＭは金属Ｆｅ、ＮｉまたはＣｏを包
含する。特にＳｍ2Ｆｅ17Ｎ3が前途有望であることが証
明された。窒化物の製造には、まず単相のＳｍ2Ｆｅ17
を製造することが試みられ、引続き４００〜５００℃で
ニトロ化された。
【００４０】
【外１】
【００４１】Ｓｍ2Ｆｅ17は１２８０℃の融点を有する
インコングルエントに融解する金属間相である。Ｓｍ2
Ｆｅ17の融点に関しては、J.Less-Common Metals ２
５、１３１（１９７１）に記載されているように、熱力
学的平衡： Ｓｍ2Ｆｅ17＝α−Ｆｅ ＋ Ｓｍ富有の溶融物 が該当する。
インコングルエントに融解する金属間相である。Ｓｍ2
Ｆｅ17の融点に関しては、J.Less-Common Metals ２
５、１３１（１９７１）に記載されているように、熱力
学的平衡： Ｓｍ2Ｆｅ17＝α−Ｆｅ ＋ Ｓｍ富有の溶融物 が該当する。
【００４２】
【外２】
【００４３】この化合物も、単相のＮｄ2Ｆｅ14Ｂと同
様、なお殆ど保磁力を有しない。Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂに相応
して、粒子の分離を介して、Ｎｄ富有相と同様、間粒状
で非磁性の第２の相によって保磁力が生じることができ
る。
様、なお殆ど保磁力を有しない。Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂに相応
して、粒子の分離を介して、Ｎｄ富有相と同様、間粒状
で非磁性の第２の相によって保磁力が生じることができ
る。
【００４４】保磁力を得る第２の可能性は微細結晶組織
の調節である。Schnitzke他（K.Schnitzke、L.Schult
z、J.Wecker、M.Katter、submitted to Appl.Phys.Let
t.)は、まず元素粉末の機械的合金によって微細結晶Ｓ
ｍ2Ｆｅ17を製造する。Ｘ線写真法による粉末の研究か
ら、専ら非晶質相および結晶質α−Ｆｅのみが確認され
た。
の調節である。Schnitzke他（K.Schnitzke、L.Schult
z、J.Wecker、M.Katter、submitted to Appl.Phys.Let
t.)は、まず元素粉末の機械的合金によって微細結晶Ｓ
ｍ2Ｆｅ17を製造する。Ｘ線写真法による粉末の研究か
ら、専ら非晶質相および結晶質α−Ｆｅのみが確認され
た。
【００４５】
【外３】
【００４６】３．γ−ＴｉＡｌ 金属間化合物の範囲での材料研究の飛躍的増加は、次の
範囲：タービン製造、航空機製造、宇宙航空工学までを
表わす。この場合最も頻繁な使用はニッケルを基礎とす
る合金に見い出される。しかしこれらの合金の高密度
は、例えばタービン内で生じる遠心力に関して不利であ
ることが証明された。
範囲：タービン製造、航空機製造、宇宙航空工学までを
表わす。この場合最も頻繁な使用はニッケルを基礎とす
る合金に見い出される。しかしこれらの合金の高密度
は、例えばタービン内で生じる遠心力に関して不利であ
ることが証明された。
【００４７】金属間相は一般に高い硬度および熱安定性
の他に、比較的低い密度を有する。このことは特別な程
度でチタンのアルミニドに該当する。使用温度が不十分
な酸化安定性に依存して最大９７３ＫであるＴｉ3Ａｌ
を基礎とする合金（M R S Symp.Proc.、ボストン、３
９、２２１（１９８５）およびZ.Metallkde.８０、５、
３３７（１９８９））が最初に工業的に使用された。こ
のことは、使用温度を上昇させるため高いアルミニウム
含量を用いて強化されたチタンのアルミニドが研究され
たことへと導かれた。この場合重要な点はγ−ＴｉＡｌ
のアルミニドに置かれる。
の他に、比較的低い密度を有する。このことは特別な程
度でチタンのアルミニドに該当する。使用温度が不十分
な酸化安定性に依存して最大９７３ＫであるＴｉ3Ａｌ
を基礎とする合金（M R S Symp.Proc.、ボストン、３
９、２２１（１９８５）およびZ.Metallkde.８０、５、
３３７（１９８９））が最初に工業的に使用された。こ
のことは、使用温度を上昇させるため高いアルミニウム
含量を用いて強化されたチタンのアルミニドが研究され
たことへと導かれた。この場合重要な点はγ−ＴｉＡｌ
のアルミニドに置かれる。
【００４８】γ−ＴｉＡｌは包晶反応によって凝固し、
１４８０℃の融点を有し、かつ室温でＡｌ約４９〜５６
％の均質度範囲を有し（A.Hellwig、Dissertation Univ
ersitaet Dortmund、ドルトムント １９９０）、およ
び次の方法によって製造されることができる： −熱化学法 −真空誘導溶解 −真空アーク、プラズマアークまたは電子ビームを用い
たスカル溶解法 −溶融物からの急速凝固または −カルシオ熱共還元。
１４８０℃の融点を有し、かつ室温でＡｌ約４９〜５６
％の均質度範囲を有し（A.Hellwig、Dissertation Univ
ersitaet Dortmund、ドルトムント １９９０）、およ
び次の方法によって製造されることができる： −熱化学法 −真空誘導溶解 −真空アーク、プラズマアークまたは電子ビームを用い
たスカル溶解法 −溶融物からの急速凝固または −カルシオ熱共還元。
【００４９】類似した記載はJOM、４２、３、２６（１
９９０）、JOM、４３、５、３０（１９９１）、JOM、４
２、３、１６、（１９９０）、Mat.Sci.and Eng.、２６
９（１９８８)およびJOM、４２、３、２２（１９９０)
に見い出される。
９９０）、JOM、４３、５、３０（１９９１）、JOM、４
２、３、１６、（１９９０）、Mat.Sci.and Eng.、２６
９（１９８８)およびJOM、４２、３、２２（１９９０)
に見い出される。
【００５０】Ｔｉ合金およびチタンのアルミニドの溶解
のために特に重要なのは、スカル溶解法および例えばメ
ルトスピニング加工による溶融物からの急速凝固であっ
た。
のために特に重要なのは、スカル溶解法および例えばメ
ルトスピニング加工による溶融物からの急速凝固であっ
た。
【００５１】真空アークにおけるスカル溶解法は久しく
公知かつ定評のある方法であり、これは処理技術的に比
較的容易であり、かつ費用が安価である。γ−ＴｉＡｌ
はインコングルエントに凝固し、その結果従来の溶融冶
金法、例えばスカル溶解法は均一な化学的均質性を保証
しない。溶融物からの急激な冷却によってγ−ＴｉＡｌ
の明らかに良好な均質性および本質的に微細な粒子が生
産され、これは室温延性を著しく高める。
公知かつ定評のある方法であり、これは処理技術的に比
較的容易であり、かつ費用が安価である。γ−ＴｉＡｌ
はインコングルエントに凝固し、その結果従来の溶融冶
金法、例えばスカル溶解法は均一な化学的均質性を保証
しない。溶融物からの急激な冷却によってγ−ＴｉＡｌ
の明らかに良好な均質性および本質的に微細な粒子が生
産され、これは室温延性を著しく高める。
【００５２】ＴｉＡｌの溶融物からの急冷の際に不利で
あるのは、この方法が処理技術的に費用がかかり、従っ
て高価になることである。
あるのは、この方法が処理技術的に費用がかかり、従っ
て高価になることである。
【００５３】さらに溶融冶金全工程のため合金または金
属間相の冶金法による出発物質が必要とされる。その
上、外見上酸素親和性および／または窒素親和性金属、
例えばＴｉおよびＡｌの場合には、溶融は著しく困難に
なる。
属間相の冶金法による出発物質が必要とされる。その
上、外見上酸素親和性および／または窒素親和性金属、
例えばＴｉおよびＡｌの場合には、溶融は著しく困難に
なる。
【００５４】溶融冶金法とは異なり、カルシオ熱共還元
の場合には安定性かつ安価な酸化物ＴｉＯ2およびＡｌ2
Ｏ3が原料として使用されることができる。
の場合には安定性かつ安価な酸化物ＴｉＯ2およびＡｌ2
Ｏ3が原料として使用されることができる。
【００５５】欧州特許第００３９７９１号明細書の記載
から、基本組成ＴｉＡｌ6Ｖ4（重量％）および種々の添
加剤を有するＴｉ−Ａｌ合金がカルシオ熱共還元によっ
て製造されうることは公知である。α−Ｔｉ−結晶およ
びβ−Ｔｉ−結晶からなる均質な組織構造を有する合金
粉末が生じる。
から、基本組成ＴｉＡｌ6Ｖ4（重量％）および種々の添
加剤を有するＴｉ−Ａｌ合金がカルシオ熱共還元によっ
て製造されうることは公知である。α−Ｔｉ−結晶およ
びβ−Ｔｉ−結晶からなる均質な組織構造を有する合金
粉末が生じる。
【００５６】Proc. of the ６th World Conference on
Titanium、カンヌ、フランス、２、８９５（１９８８）
にはＴｉ−Ａｌ合金のカルシオ熱製造が記載されてい
る。この場合、単相のγ−ＴｉＡｌの製造について報告
されている。原料混合物として機械的に混合された酸化
物または水酸化物またはか焼された酸化物が使用され
た。このか焼された酸化物は、ＨＣｌ溶液またはＨ2Ｓ
Ｏ4溶液からの沈澱、空気中でのか焼および粒径数十μ
ｍの微細粉末に粉砕することによって製造された。反応
混合物の還元温度は１１７３〜１２７３Ｋの間にあり、
還元時間は１９〜約３６時間である。
Titanium、カンヌ、フランス、２、８９５（１９８８）
にはＴｉ−Ａｌ合金のカルシオ熱製造が記載されてい
る。この場合、単相のγ−ＴｉＡｌの製造について報告
されている。原料混合物として機械的に混合された酸化
物または水酸化物またはか焼された酸化物が使用され
た。このか焼された酸化物は、ＨＣｌ溶液またはＨ2Ｓ
Ｏ4溶液からの沈澱、空気中でのか焼および粒径数十μ
ｍの微細粉末に粉砕することによって製造された。反応
混合物の還元温度は１１７３〜１２７３Ｋの間にあり、
還元時間は１９〜約３６時間である。
【００５７】しかし、記載された方法の場合に実際に組
成γ−ＴｉＡｌの単相の金属間合金が生じたかどうかと
いう重大な疑問が存在する。それほど、ＴｉＯ2、Ａｌ2
Ｏ3およびＣａ間の還元反応が極度に発熱性で、かつ自
然発生的であることは公知である。従って、専ら前記の
酸化物を使用する場合、１１７３〜１２７３Ｋの還元温
度および１〜３６時間の還元時間は疑問である。おそら
く“還元温度”とは発熱反応中の反応温度が意味される
のではなく、炉の温度であろう。インコングルエントに
融解する金属間化合物の場合、炉の温度の記載は十分で
はなく、それというのも工程の各時点に対して温度は金
属間相の融点未満でなくてはならないからである。従っ
て、発熱還元反応中の反応温度も特に重要である。
成γ−ＴｉＡｌの単相の金属間合金が生じたかどうかと
いう重大な疑問が存在する。それほど、ＴｉＯ2、Ａｌ2
Ｏ3およびＣａ間の還元反応が極度に発熱性で、かつ自
然発生的であることは公知である。従って、専ら前記の
酸化物を使用する場合、１１７３〜１２７３Ｋの還元温
度および１〜３６時間の還元時間は疑問である。おそら
く“還元温度”とは発熱反応中の反応温度が意味される
のではなく、炉の温度であろう。インコングルエントに
融解する金属間化合物の場合、炉の温度の記載は十分で
はなく、それというのも工程の各時点に対して温度は金
属間相の融点未満でなくてはならないからである。従っ
て、発熱還元反応中の反応温度も特に重要である。
【００５８】同様に水酸化物の原料としての使用は疑問
である。水酸化物は還元反応の間に酸化物とＨ2Ｏに分
解する。さらに後者はＣａを用いてＨ2とＣａＯに反応
し、これは爆鳴気反応をもたらすことができ、かつ原料
として水酸化物を用いたこの方法の実施を安全技術的見
解から信憑性をなくす。従って、この文献箇所も、γ−
ＴｉＡｌ型のインコングルエントに融解する単相の化合
物の製造のための教示としては問題にならない。
である。水酸化物は還元反応の間に酸化物とＨ2Ｏに分
解する。さらに後者はＣａを用いてＨ2とＣａＯに反応
し、これは爆鳴気反応をもたらすことができ、かつ原料
として水酸化物を用いたこの方法の実施を安全技術的見
解から信憑性をなくす。従って、この文献箇所も、γ−
ＴｉＡｌ型のインコングルエントに融解する単相の化合
物の製造のための教示としては問題にならない。
【００５９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、均質度範囲
が室温で≦１０原子％である、インコングルエントに融
解する単相の金属間相の技術的問題に関する。
が室温で≦１０原子％である、インコングルエントに融
解する単相の金属間相の技術的問題に関する。
【００６０】このために、カルシオ熱による方法が特に
好適であると思われ、それというのもこれは酸化物原料
から出発し、還元および合金形成が１つの処理工程中で
経済的に代替できる時間で進行し、粉末状の処理生成物
を生じ、方法の実施は処理技術的に多大な費用もなく実
施することができるからである。
好適であると思われ、それというのもこれは酸化物原料
から出発し、還元および合金形成が１つの処理工程中で
経済的に代替できる時間で進行し、粉末状の処理生成物
を生じ、方法の実施は処理技術的に多大な費用もなく実
施することができるからである。
【００６１】
【課題を解決するための手段】前記された技術的問題の
解決は、インコングルエントに融解する単相の金属間相
を、実施の際に選択された処理条件が維持されるカルシ
オ熱処理によって製造される場合に成就することが見い
出された。
解決は、インコングルエントに融解する単相の金属間相
を、実施の際に選択された処理条件が維持されるカルシ
オ熱処理によって製造される場合に成就することが見い
出された。
【００６２】本発明による方法は、次の処理工程および
特性の組合わせによって示される： ａ）反応混合物の組成において、温度条件がＴm＞ＴR≧
０．９Ｔm(ケルビンで）（但し、Ｔmは金属間相の溶融
温度を表わし、ＴRは反応温度を表わす）を満たすとい
う方法で、所望の単相の合金に相応するような反応混合
物の酸素含量によってカルシオ熱還元の放熱を調節し、 ｂ）（カルシウム以外の）成分が≦７５μｍの平均粒度
を有する反応混合物を使用し、 ｃ）発熱反応の経過後、所望の単相合金の溶融温度Ｔm
の少なくとも０．７倍であるが（Ｋで測定）、しかし溶
融温度Ｔmよりも低い温度で、成分の分散のため十分な
時間の間反応物質を熱処理する。
特性の組合わせによって示される： ａ）反応混合物の組成において、温度条件がＴm＞ＴR≧
０．９Ｔm(ケルビンで）（但し、Ｔmは金属間相の溶融
温度を表わし、ＴRは反応温度を表わす）を満たすとい
う方法で、所望の単相の合金に相応するような反応混合
物の酸素含量によってカルシオ熱還元の放熱を調節し、 ｂ）（カルシウム以外の）成分が≦７５μｍの平均粒度
を有する反応混合物を使用し、 ｃ）発熱反応の経過後、所望の単相合金の溶融温度Ｔm
の少なくとも０．７倍であるが（Ｋで測定）、しかし溶
融温度Ｔmよりも低い温度で、成分の分散のため十分な
時間の間反応物質を熱処理する。
【００６３】本発明による方法の特徴ａ）はカルシオ熱
還元の際の一定の温度区間の保持にある。本発明による
方法の場合には反応温度は常に金属間相の溶融温度より
も低くなくてはならないが、しかし、ケルビンで測定し
て、少なくとも金属間相の溶融温度の０．９倍でなくて
はならない。
還元の際の一定の温度区間の保持にある。本発明による
方法の場合には反応温度は常に金属間相の溶融温度より
も低くなくてはならないが、しかし、ケルビンで測定し
て、少なくとも金属間相の溶融温度の０．９倍でなくて
はならない。
【００６４】融点が１４５３Ｋである金属間相Ｎｄ2Ｆ
ｅ14Ｂの例では、このことは本発明の方法に従って製造
する場合、１３０８〜＜１４５３Ｋの反応の温度範囲が
保持されなくてはならないことを意味する。この温度
は、反応室内で測定される実際の反応温度として理解さ
れるべきであり、炉の温度としてではない。
ｅ14Ｂの例では、このことは本発明の方法に従って製造
する場合、１３０８〜＜１４５３Ｋの反応の温度範囲が
保持されなくてはならないことを意味する。この温度
は、反応室内で測定される実際の反応温度として理解さ
れるべきであり、炉の温度としてではない。
【００６５】この反応温度の保持は、特徴ａ）によれ
ば、反応混合物の酸素含量およびそこから生じる発熱に
よって保証される。また、金属間相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂの例
について説明すると、これはネオジムのみが酸化物の形
で添加されるけれども、しかし、合金成分ＦｅおよびＢ
は元素状で、有利に微細に分布された予備合金の形で添
加されることを意味する。反応温度を調節するための酸
素含量の測定は、反応成分の熱力学的特性値から明らか
になる。この熱力学的特性値は、場合によっては予備実
験によって測定されかつ最適化されてよい。反応温度が
高められるべき場合には、公知技術水準により公知のブ
ースター（Booster)、例えばＫＣ１Ｏ4の添加も可能で
ある。
ば、反応混合物の酸素含量およびそこから生じる発熱に
よって保証される。また、金属間相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂの例
について説明すると、これはネオジムのみが酸化物の形
で添加されるけれども、しかし、合金成分ＦｅおよびＢ
は元素状で、有利に微細に分布された予備合金の形で添
加されることを意味する。反応温度を調節するための酸
素含量の測定は、反応成分の熱力学的特性値から明らか
になる。この熱力学的特性値は、場合によっては予備実
験によって測定されかつ最適化されてよい。反応温度が
高められるべき場合には、公知技術水準により公知のブ
ースター（Booster)、例えばＫＣ１Ｏ4の添加も可能で
ある。
【００６６】反応の安定した進行のため、および保持さ
れるべき温度範囲の点状的超過を回避するために本質的
に重要なことは、カルシウムを除いた反応混合物の成分
が≦７５μｍの平均粒径を有することを確定している、
特徴ｂ）の条件である。有利に成分の平均粒径は≦７５
μｍである。特に好ましくは、カルシウムを除く混合物
の平均粒径は≦１０μｍの範囲内にある。粒度の調節は
自体公知方法で、例えばアトライターまたは振動円板ミ
ルの使用下に磨砕法によって成就される。
れるべき温度範囲の点状的超過を回避するために本質的
に重要なことは、カルシウムを除いた反応混合物の成分
が≦７５μｍの平均粒径を有することを確定している、
特徴ｂ）の条件である。有利に成分の平均粒径は≦７５
μｍである。特に好ましくは、カルシウムを除く混合物
の平均粒径は≦１０μｍの範囲内にある。粒度の調節は
自体公知方法で、例えばアトライターまたは振動円板ミ
ルの使用下に磨砕法によって成就される。
【００６７】カルシウムは微粒の形、例えばチップまた
は顆粒の形で添加される。この場合、カルシウムが金属
間相から吸収されることもある不純物を含有しないこと
に注意すべきである。カルシウムの代わりにＣａＨ2を
使用することも可能である。水素化物は反応温度でカル
シウムと水素に分解する。水素化カルシウムは脆く、従
って容易に粉砕されることができるという利点を有す
る。
は顆粒の形で添加される。この場合、カルシウムが金属
間相から吸収されることもある不純物を含有しないこと
に注意すべきである。カルシウムの代わりにＣａＨ2を
使用することも可能である。水素化物は反応温度でカル
シウムと水素に分解する。水素化カルシウムは脆く、従
って容易に粉砕されることができるという利点を有す
る。
【００６８】本発明による方法の場合には、反応炉の冷
めた部分で沈澱する、場合によっては処理条件下でガス
状の合金成分の炉条件または処理条件によりある程度の
損失が起こりうる。この損失は予備実験中に測定するこ
とができ、反応混合物を構成させる場合には、過剰化学
量論的添加によって考慮されることができる。
めた部分で沈澱する、場合によっては処理条件下でガス
状の合金成分の炉条件または処理条件によりある程度の
損失が起こりうる。この損失は予備実験中に測定するこ
とができ、反応混合物を構成させる場合には、過剰化学
量論的添加によって考慮されることができる。
【００６９】本発明による方法の特徴ｃ）に相応して反
応物質は焼もどしされる。焼もどしは次の温度境界によ
って与えられている温度範囲内で行なわれる：温度範囲
の下限は、Ｋで測定して、少なくとも所望の単相の合金
の溶融温度Ｔｍの０．７倍である。溶融温度Ｔｍの０．
７倍の温度を下回る場合、拡散は著しく緩徐に進行し、
その結果焼もどし法は不経済になるかもしれない。焼も
どしの温度範囲の上限は、所望の単相の合金の溶融温度
Ｔｍに到達されるべきでないことによって示される。
応物質は焼もどしされる。焼もどしは次の温度境界によ
って与えられている温度範囲内で行なわれる：温度範囲
の下限は、Ｋで測定して、少なくとも所望の単相の合金
の溶融温度Ｔｍの０．７倍である。溶融温度Ｔｍの０．
７倍の温度を下回る場合、拡散は著しく緩徐に進行し、
その結果焼もどし法は不経済になるかもしれない。焼も
どしの温度範囲の上限は、所望の単相の合金の溶融温度
Ｔｍに到達されるべきでないことによって示される。
【００７０】即ち、所望の単相の合金を得るため、最大
焼もどし温度は＜Ｔｍであるべきである。焼もどしは成
分の拡散のために十分な時間で行なわれるべきである。
金属間相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂの例について説明すれば、これ
は焼もどしが、＜１４５３Ｋであり、かつ＞１０１７Ｋ
であるべき温度範囲内で実施されることを意味する。こ
の場合、この温度範囲内で十分な拡散の達成のためには
１〜２０時間の時間で十分である。
焼もどし温度は＜Ｔｍであるべきである。焼もどしは成
分の拡散のために十分な時間で行なわれるべきである。
金属間相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂの例について説明すれば、これ
は焼もどしが、＜１４５３Ｋであり、かつ＞１０１７Ｋ
であるべき温度範囲内で実施されることを意味する。こ
の場合、この温度範囲内で十分な拡散の達成のためには
１〜２０時間の時間で十分である。
【００７１】反応混合物は有利に生成形体に圧縮され
る。このことは公知技術水準により公知であり、かつ反
応の均一化に寄与する。
る。このことは公知技術水準により公知であり、かつ反
応の均一化に寄与する。
【００７２】従って、本発明による方法はカルシオ熱還
元法と引続く合金成分の拡散であり、この方法により、
インコングルエントに融解する単相の金属間相の意図し
た製造可能性が選択条件の組合わせの保持によって実現
できる。この方法は、この種のインコングルエントに融
解する単相の金属間相の広い使用範囲内での製造を可能
にし、かつその簡単な実施可能性およびその一般的な使
用可能性に帰因して特に技術を向上させる。
元法と引続く合金成分の拡散であり、この方法により、
インコングルエントに融解する単相の金属間相の意図し
た製造可能性が選択条件の組合わせの保持によって実現
できる。この方法は、この種のインコングルエントに融
解する単相の金属間相の広い使用範囲内での製造を可能
にし、かつその簡単な実施可能性およびその一般的な使
用可能性に帰因して特に技術を向上させる。
【００７３】本発明による方法を次の例につき詳説す
る。
る。
【００７４】
【実施例】例 １ 単相Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂの製造 Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂのため原料として金属のＦｅ、Ｆｅ
2Ｏ3、Ｎｄ2Ｏ3、Ｂ2Ｏ3およびカルシウムを使用する。
予備実験の場合、この原料を所望の合金組成に応じて計
量して供給し、かつ均質に混合する。引続き反応混合物
を圧縮機中で生成形体に圧縮する。この生成形体を反応
るつぼ中に充填し、次にふたと一緒に溶接し、かつ反応
炉中に搬入する。還元工程および拡散工程を、図１中で
略示的に表わされた温度プログラムにより行なう。次に
室温で真空下に第１加熱段階の間に反応混合物をガス抜
きする。最後に、自然発生的に、強力な発熱性の還元反
応が５００〜８００℃のるつぼ内部温度で開始される。
酸化物の還元が終了したら、炉を拡散温度にまで加熱す
る。拡散終了後るつぼを室温までに冷却し、開放し、か
つ空にする。引続き反応生成物の粉砕、およびＣａＯの
湿式化学的分離を行なう。浸出された合金粉末を濾別
し、洗浄し、かつ真空下に乾燥させる。
2Ｏ3、Ｎｄ2Ｏ3、Ｂ2Ｏ3およびカルシウムを使用する。
予備実験の場合、この原料を所望の合金組成に応じて計
量して供給し、かつ均質に混合する。引続き反応混合物
を圧縮機中で生成形体に圧縮する。この生成形体を反応
るつぼ中に充填し、次にふたと一緒に溶接し、かつ反応
炉中に搬入する。還元工程および拡散工程を、図１中で
略示的に表わされた温度プログラムにより行なう。次に
室温で真空下に第１加熱段階の間に反応混合物をガス抜
きする。最後に、自然発生的に、強力な発熱性の還元反
応が５００〜８００℃のるつぼ内部温度で開始される。
酸化物の還元が終了したら、炉を拡散温度にまで加熱す
る。拡散終了後るつぼを室温までに冷却し、開放し、か
つ空にする。引続き反応生成物の粉砕、およびＣａＯの
湿式化学的分離を行なう。浸出された合金粉末を濾別
し、洗浄し、かつ真空下に乾燥させる。
【００７５】炉条件および処理条件による損失を補償す
るためのＮｄ−秤量供給分の測定：図２は、ＮｄＦｅＢ
合金中の共還元処理により分析的に証明されたＮｄ含量
と、混合物中でＮｄ2Ｏ3として使用されるＮｄ濃度との
依存性を示す。化学量論的なＮｄ2Ｆｅ14Ｂ化合物の形
成のためには、２６．７重量％のＮｄ濃度が理論的に必
要である。図３の予備実験によって測定される曲線は、
実際に損失の補償のために２７．７〜２８．２重量％の
Ｎｄ装入量が使用されるべきであることを表わしてい
る。
るためのＮｄ−秤量供給分の測定：図２は、ＮｄＦｅＢ
合金中の共還元処理により分析的に証明されたＮｄ含量
と、混合物中でＮｄ2Ｏ3として使用されるＮｄ濃度との
依存性を示す。化学量論的なＮｄ2Ｆｅ14Ｂ化合物の形
成のためには、２６．７重量％のＮｄ濃度が理論的に必
要である。図３の予備実験によって測定される曲線は、
実際に損失の補償のために２７．７〜２８．２重量％の
Ｎｄ装入量が使用されるべきであることを表わしてい
る。
【００７６】前記方法の発熱反応の調節：反応るつぼ中
の反応温度を、Ｆｅ2Ｏ3の反応混合物への意図的な添加
によって、１１８０℃の２／１４／１−段階の融点に適
合させ、融点の逸脱を回避する。図３は反応混合物中で
Ｆｅ2Ｏ3の形でＦｅ濃度の関数として発熱中反応るつぼ
内で達成された最大温度を表わす。温度測定の正確さを
考慮して、Ｆｅ2Ｏ3としての化学量論的に必要な金属の
Ｆｅ６％の添加は、請求項１記載の選択法則を満たすも
のである。
の反応温度を、Ｆｅ2Ｏ3の反応混合物への意図的な添加
によって、１１８０℃の２／１４／１−段階の融点に適
合させ、融点の逸脱を回避する。図３は反応混合物中で
Ｆｅ2Ｏ3の形でＦｅ濃度の関数として発熱中反応るつぼ
内で達成された最大温度を表わす。温度測定の正確さを
考慮して、Ｆｅ2Ｏ3としての化学量論的に必要な金属の
Ｆｅ６％の添加は、請求項１記載の選択法則を満たすも
のである。
【００７７】この予備実験の結果を考慮して、次の反応
混合物が調製される： Ｎｄ2Ｏ3 １７１０．４ｇ Ｂ2Ｏ3 １８４．２ｇ Ｆｅ2Ｏ3 ３１５．８ｇ Ｆｅ ３４６０．７ｇ Ｃａ １３３９．５ｇ Ｃａを除く全成分の粒度は＜７５μｍである。
混合物が調製される： Ｎｄ2Ｏ3 １７１０．４ｇ Ｂ2Ｏ3 １８４．２ｇ Ｆｅ2Ｏ3 ３１５．８ｇ Ｆｅ ３４６０．７ｇ Ｃａ １３３９．５ｇ Ｃａを除く全成分の粒度は＜７５μｍである。
【００７８】この方法を図１による温度プログラムに相
応して実施する。この場合図４に記載の温度は炉内およ
びるつぼ内で測定する。るつぼ内、即ち反応物質中で
は、一時も１１８０℃の臨界温度が達成されないか、ま
たは逸脱しないことが確認することができる。最大反応
温度は１１１０±６０℃である。
応して実施する。この場合図４に記載の温度は炉内およ
びるつぼ内で測定する。るつぼ内、即ち反応物質中で
は、一時も１１８０℃の臨界温度が達成されないか、ま
たは逸脱しないことが確認することができる。最大反応
温度は１１１０±６０℃である。
【００７９】得られかつ後加工される合金粉末のＸ線写
真による試験は、遊離Ｆｅが全く検出されえないことを
明らかにしている。光学顕微鏡観察の場合には、専ら最
小の粒度の遊離Ｆｅの痕跡のみが観察される。エネルギ
ー分散性のＸ線定量分析を用いたラスター型電子顕微鏡
では、Ｘ線写真でＮｄＦｅ4Ｂ4相に所属させられるべき
組成物の最小含分のみが確認される。
真による試験は、遊離Ｆｅが全く検出されえないことを
明らかにしている。光学顕微鏡観察の場合には、専ら最
小の粒度の遊離Ｆｅの痕跡のみが観察される。エネルギ
ー分散性のＸ線定量分析を用いたラスター型電子顕微鏡
では、Ｘ線写真でＮｄＦｅ4Ｂ4相に所属させられるべき
組成物の最小含分のみが確認される。
【００８０】化学分析は次の組成を示す： 従って組成物を単相のＮｄ2Ｆｅ14Ｂとして記載する。
【００８１】カルシオ熱の際に高すぎるＦｅ2Ｏ3含量に
よって金属間相の溶融温度が逸脱されるか、または＞７
５μｍの粒度を有するＦｅが使用される場合には、形成
された合金中で、部分的には著しいα−Ｆｅの分離およ
び望ましくない相ＮｄＦｅ4Ｂ4の支障のあるような量の
形成が観察される。
よって金属間相の溶融温度が逸脱されるか、または＞７
５μｍの粒度を有するＦｅが使用される場合には、形成
された合金中で、部分的には著しいα−Ｆｅの分離およ
び望ましくない相ＮｄＦｅ4Ｂ4の支障のあるような量の
形成が観察される。
【００８２】例 ２ 単相のＳｍ2Ｆｅ17の製造 Ｓｍ2Ｆｅ17の製造のため、原料として金属のＦｅ、Ｆ
ｅ2Ｏ3、Ｓｍ2Ｏ3およびカルシウムを使用する。この原
料を所望の合金組成に応じて秤量して供給し、かつ均質
に混合する。引続きさらに共還元処理を例２と同様の方
法で実施する。炉条件および処理条件による損失の補償
のためのＳｍ秤量供給分の測定：図５は、ＳｍＦｅ合金
中の共還元処理により分析的に証明されたＳｍ含量と、
混合物中でＳｍ2Ｏ3として使用されるＮｄ濃度との依存
性を示す。化学量論的なＳｍ2Ｆｅ17化合物の形成のた
めには、２４．０５重量％のＳｍ濃度が理論的に必要で
ある。図５の予備実験によって測定される曲線は、損失
の補償のためにＳｍ２５．０５〜２５．５５重量％が使
用されるべきであることを表わしている。
ｅ2Ｏ3、Ｓｍ2Ｏ3およびカルシウムを使用する。この原
料を所望の合金組成に応じて秤量して供給し、かつ均質
に混合する。引続きさらに共還元処理を例２と同様の方
法で実施する。炉条件および処理条件による損失の補償
のためのＳｍ秤量供給分の測定：図５は、ＳｍＦｅ合金
中の共還元処理により分析的に証明されたＳｍ含量と、
混合物中でＳｍ2Ｏ3として使用されるＮｄ濃度との依存
性を示す。化学量論的なＳｍ2Ｆｅ17化合物の形成のた
めには、２４．０５重量％のＳｍ濃度が理論的に必要で
ある。図５の予備実験によって測定される曲線は、損失
の補償のためにＳｍ２５．０５〜２５．５５重量％が使
用されるべきであることを表わしている。
【００８３】前記方法の発熱反応の調節：例１に相応し
て、反応るつぼ中の反応温度を、Ｆｅ2Ｏ3の反応混合物
への意図的な添加によって、融点を逸脱することなく、
１２８０℃のＳｍ2Ｆｅ17の融点に適合させる。図６に
は反応混合物でＦｅ2Ｏ3の形でのＦｅ濃度の関数として
発熱の間に達成される最大温度が示されている。温度測
定の正確さを考慮して、Ｆｅ2Ｏ3としての化学量論的に
必要な金属のＦｅ１２％の添加は、請求項１記載の選択
法則を満たすものである。
て、反応るつぼ中の反応温度を、Ｆｅ2Ｏ3の反応混合物
への意図的な添加によって、融点を逸脱することなく、
１２８０℃のＳｍ2Ｆｅ17の融点に適合させる。図６に
は反応混合物でＦｅ2Ｏ3の形でのＦｅ濃度の関数として
発熱の間に達成される最大温度が示されている。温度測
定の正確さを考慮して、Ｆｅ2Ｏ3としての化学量論的に
必要な金属のＦｅ１２％の添加は、請求項１記載の選択
法則を満たすものである。
【００８４】この予備実験の結果を考慮して、次の反応
混合物を使用する： Ｓｍ2Ｏ3 １５４０．６ｇ Ｆｅ ３４０６．８ｇ Ｆｅ2Ｏ3 ６６４．０ｇ Ｃａ １１８５．２ｇ Ｃａを除く前記の原料の粒度は７５μｍ未満である。
混合物を使用する： Ｓｍ2Ｏ3 １５４０．６ｇ Ｆｅ ３４０６．８ｇ Ｆｅ2Ｏ3 ６６４．０ｇ Ｃａ １１８５．２ｇ Ｃａを除く前記の原料の粒度は７５μｍ未満である。
【００８５】この方法を図１による温度プログラムに相
応して実施する。図７は当該の炉の温度経過および反応
混合物中の温度経過を示す。還元処理および分散処理の
一時も、１２８０℃のＳｍ2Ｆｅ17の臨界温度に達しな
いか、または逸脱しない。発熱の間、測定される最大の
反応温度は１２２０±５５℃である。
応して実施する。図７は当該の炉の温度経過および反応
混合物中の温度経過を示す。還元処理および分散処理の
一時も、１２８０℃のＳｍ2Ｆｅ17の臨界温度に達しな
いか、または逸脱しない。発熱の間、測定される最大の
反応温度は１２２０±５５℃である。
【００８６】Ｘ線回折、ラスター型電子顕微鏡検査、お
よび金属組織学を用いた共還元されるＳｍ2Ｆｅ17粉末
の試験は、専ら遊離α−Ｆｅの痕跡のみを表わす。
よび金属組織学を用いた共還元されるＳｍ2Ｆｅ17粉末
の試験は、専ら遊離α−Ｆｅの痕跡のみを表わす。
【００８７】Ｓｍ2Ｆｅ17粉末の化学分析は次の平均組
成を示す： 従って、この組成物は単相のＳｍ2Ｆｅ17として記載す
ることができる。
成を示す： 従って、この組成物は単相のＳｍ2Ｆｅ17として記載す
ることができる。
【００８８】高すぎるＦｅ2Ｏ3量の使用によって発熱還
元の間Ｓｍ2Ｆｅ17の溶融温度が逸脱されるか、または
＞７５μｍの粒度を有するＦｅ粉末が使用される場合に
は、支障のある遊離α−Ｆｅの著量が観察される。
元の間Ｓｍ2Ｆｅ17の溶融温度が逸脱されるか、または
＞７５μｍの粒度を有するＦｅ粉末が使用される場合に
は、支障のある遊離α−Ｆｅの著量が観察される。
【００８９】例 ３ 単相のγ−ＴｉＡｌの製造 単相のγ−ＴｉＡｌを製造するため、原料として金属の
ＴｉおよびＡｌ、ＴｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3およびＣａを使用
する。これらの原料を例１の場合と同様に後加工する。
還元工程および拡散工程を例８の場合の温度プログラム
に相応して実施する。Ｒ＋Ｄ−工程（還元＋拡散工程）
の進行および反応混合物の後加工も例１と同様である。
ＴｉおよびＡｌ、ＴｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3およびＣａを使用
する。これらの原料を例１の場合と同様に後加工する。
還元工程および拡散工程を例８の場合の温度プログラム
に相応して実施する。Ｒ＋Ｄ−工程（還元＋拡散工程）
の進行および反応混合物の後加工も例１と同様である。
【００９０】炉条件および処理条件による損失の補償の
ためのＡｌ秤量供給分の測定：予備実験によって、発生
するＡｌの損失をＡｌ秤量供給分の変化を用いて確認す
る。単相のγ−ＴｉＡｌの形成のため、３５．１〜４８
重量％のＡｌ濃度が必要である。発生する損失の補償の
ため、実際に所望のＡｌ濃度を加算して２．８〜３．９
重量％のＡｌ装入量を使用すべきである。
ためのＡｌ秤量供給分の測定：予備実験によって、発生
するＡｌの損失をＡｌ秤量供給分の変化を用いて確認す
る。単相のγ−ＴｉＡｌの形成のため、３５．１〜４８
重量％のＡｌ濃度が必要である。発生する損失の補償の
ため、実際に所望のＡｌ濃度を加算して２．８〜３．９
重量％のＡｌ装入量を使用すべきである。
【００９１】前記方法の発熱の調節：反応るつぼ中の反
応温度を、Ａｌ2Ｏ3およびＴｉＯ2の反応混合物への意
図的な添加によって、１４８０℃のγ−ＴｉＡｌの融点
に適合させ、融点の逸脱を回避する。温度測定の正確さ
を考慮して、予備実験では必要なＴｉＯ2の形の金属の
ＴｉとＡｌ2Ｏ3の形の金属のＡｌとを一緒にして７４％
の添加が適当であるとして測定され、かつ請求項１記載
の選択法則を満たしている。
応温度を、Ａｌ2Ｏ3およびＴｉＯ2の反応混合物への意
図的な添加によって、１４８０℃のγ−ＴｉＡｌの融点
に適合させ、融点の逸脱を回避する。温度測定の正確さ
を考慮して、予備実験では必要なＴｉＯ2の形の金属の
ＴｉとＡｌ2Ｏ3の形の金属のＡｌとを一緒にして７４％
の添加が適当であるとして測定され、かつ請求項１記載
の選択法則を満たしている。
【００９２】この予備実験の結果を考慮して、次の反応
混合物を使用する： ＴｉＯ2 ５３３．８ｇ Ａｌ2Ｏ3 ３８３．６ｇ Ｔｉ １１２．６ｇ Ａｌ ７１．５ｇ Ｃａ １１３６．１ｇ 全成分の粒度（Ｃａを除く）は＜７５μｍである。
混合物を使用する： ＴｉＯ2 ５３３．８ｇ Ａｌ2Ｏ3 ３８３．６ｇ Ｔｉ １１２．６ｇ Ａｌ ７１．５ｇ Ｃａ １１３６．１ｇ 全成分の粒度（Ｃａを除く）は＜７５μｍである。
【００９３】この方法を図８の場合の温度プログラムに
相応して実施する。この場合図８に記載の温度経過はる
つぼ内で測定する。るつぼ内、即ち反応材料中では、一
時も１４８０℃の臨界温度に達しないか、または逸脱し
ないことが確認されるべきである。最大反応温度は１３
８０±７０℃である。
相応して実施する。この場合図８に記載の温度経過はる
つぼ内で測定する。るつぼ内、即ち反応材料中では、一
時も１４８０℃の臨界温度に達しないか、または逸脱し
ないことが確認されるべきである。最大反応温度は１３
８０±７０℃である。
【００９４】光学顕微鏡観察の場合には、単相の微細結
晶性γ−ＴｉＡｌが観察される。Ｘ線写真による試験は
Ｔｉ3Ａｌの僅かな痕跡のみを表わす。
晶性γ−ＴｉＡｌが観察される。Ｘ線写真による試験は
Ｔｉ3Ａｌの僅かな痕跡のみを表わす。
【００９５】化学分析は次の組成を表わす： 従って、Ｔｉ５１．１５、Ａｌ４９．８５原子％を有す
る前述の組成物を単相であるとして記載する。
る前述の組成物を単相であるとして記載する。
【００９６】カルシオ熱共還元の間に高すぎる酸化物量
の使用によってγ−ＴｉＡｌの溶融温度は逸脱される
か、または＞７５μｍの粒度を有するＴｉが使用される
場合には、合金されていないＴｉの著しく均一な分布、
および望ましくない相Ｔｉ3Ａｌの増大された形成が確
認される。
の使用によってγ−ＴｉＡｌの溶融温度は逸脱される
か、または＞７５μｍの粒度を有するＴｉが使用される
場合には、合金されていないＴｉの著しく均一な分布、
および望ましくない相Ｔｉ3Ａｌの増大された形成が確
認される。
【図１】還元工程および拡散工程の温度プログラムを示
す線図。
す線図。
【図２】ＮｄＦｅＢ合金中の共還元処理により分析的に
証明されたＮｄ含量と、混合物中でＮｄ2Ｏ3として使用
されるＮｄ濃度との依存性を示す線図。
証明されたＮｄ含量と、混合物中でＮｄ2Ｏ3として使用
されるＮｄ濃度との依存性を示す線図。
【図３】反応混合物中でＦｅ2Ｏ3の形でのＦｅ濃度の関
数として発熱中反応るつぼ内で達成された最大温度を示
す線図。
数として発熱中反応るつぼ内で達成された最大温度を示
す線図。
【図４】図１に相応して、炉内およびるつぼ内で測定さ
れた温度プログラムを示す線図。
れた温度プログラムを示す線図。
【図５】ＳｍＦｅ合金中の共還元処理により分析的に証
明されたＳｍ含量と、混合物中でＳｍ2Ｏ3として使用さ
れるＮｄ濃度との依存性を示す線図。
明されたＳｍ含量と、混合物中でＳｍ2Ｏ3として使用さ
れるＮｄ濃度との依存性を示す線図。
【図６】反応混合物中でＦｅ2Ｏ3の形でのＦｅ濃度の関
数として発熱の間に達成される最大温度を示す線図。
数として発熱の間に達成される最大温度を示す線図。
【図７】図１の温度プログラムに相応する、炉の温度経
過および反応混合物中の温度経過を示す線図。
過および反応混合物中の温度経過を示す線図。
【図８】炉内およびるつぼ内で測定された温度プログラ
ムを示す線図。
ムを示す線図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ミヒャエル シュタインホルスト ドイツ連邦共和国 エッセン 11 シュロ スガルテン21
Claims (5)
- 【請求項１】 少なくとも合金成分の１つが酸化物の形
で存在する、合金成分の微粒状で均質な混合物をカルシ
オ熱還元し、引続き合金成分を拡散させ、かつ形成され
た酸化カルシウムおよび場合により過剰のカルシウムを
分離することによって、室温で≦１０原子％の均質度範
囲を有する、９００〜２０００Ｋの温度範囲内でインコ
ングルエントに融解する単相の金属間相の製造法におい
て、次の処理工程および特性： ａ）反応混合物の組成において、温度条件がＴm＞ＴR≧
０．９Ｔm(ケルビンで)（但し、Ｔmは金属間相の溶融温
度を表わし、ＴRは反応温度を表わす）を満たすという
方法で、所望の単相の合金に相応するような反応混合物
の酸素含量によってカルシオ熱還元の発熱を調節し、 ｂ）成分（カルシウムを除く）が≦７５μｍの平均粒度
を有する反応混合物を使用し、 ｃ）発熱反応の経過後、所望の単相合金の溶融温度Ｔm
の少なくとも０．７倍であるが（Ｋで測定)、しかし溶
融温度Ｔmよりも低い温度で、成分の拡散のため十分な
時間の間反応物質を焼もどすことを組合せることを特徴
とする、インコングルエントに融解する単相の金属間相
の製造法。 - 【請求項２】 予備実験で、起こり得る、方法および／
または装置の条件による合金成分の損失を測定し、かつ
合金成分のカルシオ熱還元すべき混合物を構成する場合
に成分の過剰化学量論的添加によってこの損失を補正す
る、請求項１記載の方法。 - 【請求項３】 成分（カルシウムを除く）が≦２０μｍ
の平均粒度を有する反応混合物を使用する、請求項１ま
たは２記載の方法。 - 【請求項４】 成分（カルシウムを除く）が≦１０μｍ
の平均粒度を有する反応混合物を使用する、請求項１ま
たは２記載の方法。 - 【請求項５】 反応混合物を還元前に生成形体に圧縮す
る、請求項１から４までのいずれか１項記載の方法。
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| DE19914134793 DE4134793A1 (de) | 1991-10-22 | 1991-10-22 | Verfahren zur herstellung einphasiger, inkongruent schmelzender intermetallischer phasen |
| DE4134793.5 | 1992-02-13 | ||
| DE19924204173 DE4204173A1 (de) | 1992-02-13 | 1992-02-13 | Verfahren zur herstellung einphasiger, inkongruent schmelzender intermetallischer phasen |
| DE4204173.2 | 1992-02-13 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05214462A true JPH05214462A (ja) | 1993-08-24 |
Family
ID=25908420
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4284287A Pending JPH05214462A (ja) | 1991-10-22 | 1992-10-22 | インコングルエントに融解する単相の金属間相の製造法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5354354A (ja) |
| EP (1) | EP0540898B1 (ja) |
| JP (1) | JPH05214462A (ja) |
| AT (1) | ATE161449T1 (ja) |
| CA (1) | CA2081032A1 (ja) |
| DE (1) | DE59209088D1 (ja) |
| FI (1) | FI924766A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE4237346C1 (de) * | 1992-11-05 | 1993-12-02 | Goldschmidt Ag Th | Verfahren zur Herstellung von Legierungen der Seltenen Erden des Typs SE¶2¶Fe¶1¶¶7¶¶-¶¶x¶M¶x¶N¶y¶ |
| US7004993B2 (en) | 2003-06-13 | 2006-02-28 | Philip Morris Usa Inc. | Nanoscale particles of iron aluminide and iron aluminum carbide by the reduction of iron salts |
| US7666143B2 (en) * | 2004-12-14 | 2010-02-23 | Siemens Medical Solutions Usa, Inc. | Array rotation for ultrasound catheters |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS627831A (ja) * | 1985-07-04 | 1987-01-14 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 永久磁石材料の製造方法 |
| JPS62188772A (ja) * | 1985-07-08 | 1987-08-18 | Hitachi Metals Ltd | 希土類−鉄−ボロン磁石の製造方法 |
| JPS6455359A (en) * | 1987-07-15 | 1989-03-02 | Crucible Materials Corp | Production of dysprosium-iron-boron alloy |
Family Cites Families (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1318965A (en) * | 1969-08-13 | 1973-05-31 | Gen Electric | Rare earth intermetallic compounds by a reduction-diffusion process |
| DE2303697C2 (de) * | 1973-01-26 | 1974-07-18 | Th. Goldschmidt Ag, 4300 Essen | Verfahren zur Herstellung von Legierungspulvern aus Seltenen Erden und Kobalt |
| US3918933A (en) * | 1973-03-28 | 1975-11-11 | Gen Electric | Nickel-lanthanum alloy produced by a reduction-diffusion process |
| DE3017782C2 (de) * | 1980-05-09 | 1982-09-30 | Th. Goldschmidt Ag, 4300 Essen | Verfahren zur Herstellung von sinterfähigen Legierungspulvern auf der Basis von Titan |
| CA1316375C (en) * | 1982-08-21 | 1993-04-20 | Masato Sagawa | Magnetic materials and permanent magnets |
| DE3343989C1 (de) * | 1983-12-06 | 1984-12-13 | Th. Goldschmidt Ag, 4300 Essen | Verfahren zur Herstellung von feinteiligem,sauerstoffarmem Chrommetallpulver |
| US4525206A (en) * | 1983-12-20 | 1985-06-25 | Exxon Research & Engineering Co. | Reduction process for forming powdered alloys from mixed metal iron oxides |
| US4767450A (en) * | 1984-11-27 | 1988-08-30 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Process for producing the rare earth alloy powders |
| JPS61295308A (ja) * | 1985-06-24 | 1986-12-26 | Sumitomo Metal Mining Co Ltd | 希土類金属を含む合金粉末の製造方法 |
| JPS62261101A (ja) * | 1986-05-07 | 1987-11-13 | Hitachi Metals Ltd | 永久磁石合金粉末の製造方法 |
| EP0249973B1 (en) * | 1986-06-16 | 1991-11-06 | Tokin Corporation | Permanent magnetic material and method for producing the same |
| US4990307A (en) * | 1988-03-22 | 1991-02-05 | Crucible Materials Corporation | Method for producing particles for the production of permanent magnets |
| US4917724A (en) * | 1988-10-11 | 1990-04-17 | General Motors Corporation | Method of decalcifying rare earth metals formed by the reduction-diffusion process |
| DE68916184T2 (de) * | 1988-11-14 | 1994-11-17 | Asahi Chemical Ind | Magnetische Stoffe, enthaltend Seltenerdelemente, Eisen, Stickstoff und Wasserstoff. |
-
1992
- 1992-10-02 US US07/955,952 patent/US5354354A/en not_active Expired - Fee Related
- 1992-10-09 EP EP92117288A patent/EP0540898B1/de not_active Expired - Lifetime
- 1992-10-09 DE DE59209088T patent/DE59209088D1/de not_active Expired - Fee Related
- 1992-10-09 AT AT92117288T patent/ATE161449T1/de not_active IP Right Cessation
- 1992-10-21 CA CA002081032A patent/CA2081032A1/en not_active Abandoned
- 1992-10-21 FI FI924766A patent/FI924766A/fi not_active Application Discontinuation
- 1992-10-22 JP JP4284287A patent/JPH05214462A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS627831A (ja) * | 1985-07-04 | 1987-01-14 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 永久磁石材料の製造方法 |
| JPS62188772A (ja) * | 1985-07-08 | 1987-08-18 | Hitachi Metals Ltd | 希土類−鉄−ボロン磁石の製造方法 |
| JPS6455359A (en) * | 1987-07-15 | 1989-03-02 | Crucible Materials Corp | Production of dysprosium-iron-boron alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| FI924766A0 (fi) | 1992-10-21 |
| US5354354A (en) | 1994-10-11 |
| EP0540898B1 (de) | 1997-12-29 |
| FI924766A (fi) | 1993-04-23 |
| CA2081032A1 (en) | 1993-04-23 |
| EP0540898A2 (de) | 1993-05-12 |
| ATE161449T1 (de) | 1998-01-15 |
| EP0540898A3 (en) | 1993-05-26 |
| DE59209088D1 (de) | 1998-02-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0344542B1 (en) | An Nd-Fe-B sintered magnet and method for producing the same | |
| JPH0521218A (ja) | 希土類永久磁石の製造方法 | |
| JPWO2009122709A1 (ja) | Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石およびその製造方法 | |
| JPH11186016A (ja) | 希土類元素・鉄・ボロン系永久磁石およびその製造方法 | |
| JP2655835B2 (ja) | 永久磁石合金およびその製造方法 | |
| JP3452210B2 (ja) | 磁歪材の製造方法 | |
| JPH05214462A (ja) | インコングルエントに融解する単相の金属間相の製造法 | |
| JPH06207204A (ja) | 希土類永久磁石の製造方法 | |
| JP3126199B2 (ja) | 希土類永久磁石の製造方法 | |
| JP3151087B2 (ja) | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石用原料粉末の製造方法及び原料粉末調整用合金粉末 | |
| JPS62240742A (ja) | 永久磁石材料の製造方法 | |
| JP2770248B2 (ja) | 希土類コバルト磁石の製造方法 | |
| JPH06124812A (ja) | 窒化物磁性粉とその合成方法 | |
| JP3053344B2 (ja) | 希土類磁石の製造方法 | |
| JP2951491B2 (ja) | 希土類永久磁石合金 | |
| JPH06112019A (ja) | 窒化物磁性材料 | |
| JP3143182B2 (ja) | 希土類永久磁石の製造方法 | |
| JP3204025B2 (ja) | 希土類磁石粉末製造用原料合金 | |
| JPS63216307A (ja) | 磁石用合金粉末 | |
| JP3151088B2 (ja) | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石用原料粉末の製造方法及び原料粉末調整用合金粉末 | |
| JP3562597B2 (ja) | 希土類磁石粉末を製造するための原料合金 | |
| JP3200201B2 (ja) | 窒化物磁性粉とその製造方法 | |
| JPH04246151A (ja) | 超磁歪合金の製造方法 | |
| Ohki et al. | Effects of Heat Treatment Temperature and Particle Size on the Coercive Force of Gas-atomized Nd-Fe-B Powder | |
| DE4204173A1 (de) | Verfahren zur herstellung einphasiger, inkongruent schmelzender intermetallischer phasen |