JPH0812815B2 - 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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- JPH0812815B2 JPH0812815B2 JP62154492A JP15449287A JPH0812815B2 JP H0812815 B2 JPH0812815 B2 JP H0812815B2 JP 62154492 A JP62154492 A JP 62154492A JP 15449287 A JP15449287 A JP 15449287A JP H0812815 B2 JPH0812815 B2 JP H0812815B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は,Nd・Fe・Ｂ系永久磁石を代表とする希土類
金属（Ｒ）と遷移金属（Ｔ）とホウ素（Ｂ）とを主成分
として形成されるR2T14B系金属間化合物磁石に関し，特
に極めて高い磁石特性である（BH）max50M・Ｇ・Oe以上
を有する高性能磁石の製造方法に関するものである。
金属（Ｒ）と遷移金属（Ｔ）とホウ素（Ｂ）とを主成分
として形成されるR2T14B系金属間化合物磁石に関し，特
に極めて高い磁石特性である（BH）max50M・Ｇ・Oe以上
を有する高性能磁石の製造方法に関するものである。
Ｒ・Fe・Ｂ系磁石の製造方法については，二つの方法
に大別される。ひとつは，溶解している合金を超急冷し
た後，粉砕した磁石粉末を成形して製造される液体急冷
型磁石である。一方は，溶解して得られた磁石合金のイ
ンゴットを微粉砕し，磁場中で成形した後，焼結して製
造される焼結型磁石である。本発明は，焼結型磁石に関
係している。
に大別される。ひとつは，溶解している合金を超急冷し
た後，粉砕した磁石粉末を成形して製造される液体急冷
型磁石である。一方は，溶解して得られた磁石合金のイ
ンゴットを微粉砕し，磁場中で成形した後，焼結して製
造される焼結型磁石である。本発明は，焼結型磁石に関
係している。
一般に，本系磁石の粉末冶金法による製造工程は原料
合金の溶解，粉砕，磁場中配向，圧縮成形，焼結，時効
の順に進められる。溶解はアーク，高周波等の真空また
は不活性雰囲気中で通常行なわれ，水冷銅鋳型等に鋳込
み，原料インゴットを得ている。粉砕は，粗粉砕と微粉
砕にわけられ，粗粉砕はジョークラッシャー，鉄乳鉢，
ディスクミルやロールミル等で行なわれる。微粉砕は，
ボールミル，振動ミル，ジェットミル等で行われる。磁
場中配向及び圧縮成形は金型を用いて同時に行なわれる
のが通例であり，ここで大きな磁気異方性を示す結晶の
Ｃ軸方向が揃えられる。すなわち，結晶のＣ面をより高
度に配向することにより高性能な異方性焼結磁石が実現
できる。焼結は，通常1000℃〜1150℃の範囲で，不活性
雰囲気中で行なわれる。時効はIHcの向上に寄与し，必
要によって施され，通常600℃近傍の温度で行なわれて
いる。
合金の溶解，粉砕，磁場中配向，圧縮成形，焼結，時効
の順に進められる。溶解はアーク，高周波等の真空また
は不活性雰囲気中で通常行なわれ，水冷銅鋳型等に鋳込
み，原料インゴットを得ている。粉砕は，粗粉砕と微粉
砕にわけられ，粗粉砕はジョークラッシャー，鉄乳鉢，
ディスクミルやロールミル等で行なわれる。微粉砕は，
ボールミル，振動ミル，ジェットミル等で行われる。磁
場中配向及び圧縮成形は金型を用いて同時に行なわれる
のが通例であり，ここで大きな磁気異方性を示す結晶の
Ｃ軸方向が揃えられる。すなわち，結晶のＣ面をより高
度に配向することにより高性能な異方性焼結磁石が実現
できる。焼結は，通常1000℃〜1150℃の範囲で，不活性
雰囲気中で行なわれる。時効はIHcの向上に寄与し，必
要によって施され，通常600℃近傍の温度で行なわれて
いる。
本系磁石を高性能化するには,Brを増加させることが
必須の条件となる。Brは主にＲ値を減少させることと，
結晶粒のＣ面配向度を向上させることにより達成され
る。
必須の条件となる。Brは主にＲ値を減少させることと，
結晶粒のＣ面配向度を向上させることにより達成され
る。
これまで使用されている原料インゴットは，通常10mm
以上の厚さで鋳込まれていた。
以上の厚さで鋳込まれていた。
ところが，上述の製法では，インゴットの組成中Ｒが
約35wt％以下になるとR2Fe14B相（主相）中にFe相が析
出するようになりＲの減少とともにその増加が顕著とな
る傾向を示している。このFe相の析出は，焼結体の結晶
配向度を低下させる要因となり，析出量の増加とともに
異方性が低下する傾向となり,Brの向上は潜在的な４πI
Sの増加に比べ極めて小さくなっていた。
約35wt％以下になるとR2Fe14B相（主相）中にFe相が析
出するようになりＲの減少とともにその増加が顕著とな
る傾向を示している。このFe相の析出は，焼結体の結晶
配向度を低下させる要因となり，析出量の増加とともに
異方性が低下する傾向となり,Brの向上は潜在的な４πI
Sの増加に比べ極めて小さくなっていた。
また，原料中のＲ値が減少すると，成形体の焼結性が
低下し，所要の焼結密度（ｄ）を得るには焼結温度を上
昇させる必要が生じてくる。
低下し，所要の焼結密度（ｄ）を得るには焼結温度を上
昇させる必要が生じてくる。
しかしながら，焼結温度の上昇により，焼結体の結晶
粒は成長するので，IcＨの低下が少ない範囲に限定する
必要が生ずる。つまり,R値を低下することにより，好適
な焼結範囲はしだいに狭くなり，工業的には不利益な方
向に進行していくという欠点がある。
粒は成長するので，IcＨの低下が少ない範囲に限定する
必要が生ずる。つまり,R値を低下することにより，好適
な焼結範囲はしだいに狭くなり，工業的には不利益な方
向に進行していくという欠点がある。
そこで，本発明の技術的課題は，上記欠点に鑑み，焼
結体の結晶配向度を低下させる要因となるR2T14B相中へ
のFe相の析出を防止すると共に，焼結体の結晶粒の成長
を抑止すべく焼結性を向上させた希土類磁石の製造方法
を提供することである。
結体の結晶配向度を低下させる要因となるR2T14B相中へ
のFe相の析出を防止すると共に，焼結体の結晶粒の成長
を抑止すべく焼結性を向上させた希土類磁石の製造方法
を提供することである。
〔問題点を解決するための手段〕 本発明によれば,Nd,Fe,Bを主成分として含有するR2T
14B系磁石（ここで,Rはイットリウム及び希土類元素,T
は遷移金属を表す）を粉末冶金法によって製造する方法
において,Rが28.5〜33.5wt％,Bが0.85〜1.35wt％，残部
Ｔなる結晶化した液体急冷合金を出発原料として使用
し，これを粉砕，磁場中成形,1015〜1095℃の範囲内の
温度で焼結することにより,Brが少なくとも14.15kGで
（BH）max50M・Ｇ・Oe以上の磁石特性を得ることを特徴
とする希土類磁石の製造方法が得られる。
14B系磁石（ここで,Rはイットリウム及び希土類元素,T
は遷移金属を表す）を粉末冶金法によって製造する方法
において,Rが28.5〜33.5wt％,Bが0.85〜1.35wt％，残部
Ｔなる結晶化した液体急冷合金を出発原料として使用
し，これを粉砕，磁場中成形,1015〜1095℃の範囲内の
温度で焼結することにより,Brが少なくとも14.15kGで
（BH）max50M・Ｇ・Oe以上の磁石特性を得ることを特徴
とする希土類磁石の製造方法が得られる。
即ち，本発明者は，種々実験を重ねた結果，これらの
工程中で，原料合金の冷却速度を向上させた，ある組成
範囲のＲ・Ｔ・Ｂ系合金を使用することにより,Fe相が
析出しないために高配向の焼結体が得られ，しかも，焼
結性が向上するので，広い焼結温度範囲で（BH）max50M
・Ｇ・Oe以上の達成されることを発見した。すなわち，
原料合金の作製方法とは，液体急冷法により適度に結晶
化した急冷合金を得るものである。この場合の金属組織
は，柱状に成長した微細な主相粒子をNdrich相が分散し
ている状態となっており,Fe相の析出は認められない。
この場合，主相結晶の短軸方向は約３〜10μｍが，焼結
性と焼結体の配向度を考慮した場合，好適な領域とな
る。これを片ロール法にて液体急冷合金を作製する場
合，厚さが約1mm〜3mmの薄帯（薄片，薄板）となり，両
ロール法にて作製する場合は約5mm程度の厚さまでは同
等の効果が示される。
工程中で，原料合金の冷却速度を向上させた，ある組成
範囲のＲ・Ｔ・Ｂ系合金を使用することにより,Fe相が
析出しないために高配向の焼結体が得られ，しかも，焼
結性が向上するので，広い焼結温度範囲で（BH）max50M
・Ｇ・Oe以上の達成されることを発見した。すなわち，
原料合金の作製方法とは，液体急冷法により適度に結晶
化した急冷合金を得るものである。この場合の金属組織
は，柱状に成長した微細な主相粒子をNdrich相が分散し
ている状態となっており,Fe相の析出は認められない。
この場合，主相結晶の短軸方向は約３〜10μｍが，焼結
性と焼結体の配向度を考慮した場合，好適な領域とな
る。これを片ロール法にて液体急冷合金を作製する場
合，厚さが約1mm〜3mmの薄帯（薄片，薄板）となり，両
ロール法にて作製する場合は約5mm程度の厚さまでは同
等の効果が示される。
また，合金の組成は４πISに関係しているので，高磁
石特性を得る場合には限定される必要があり，IHcとの
関係を含めて，（BH）max50M・Ｇ・Oe以上の得られる組
成領域は,Rが28.5〜33.5wt％,Bが0.85〜1.35wt％，残部
Ｔの範囲に制限される必要がある。
石特性を得る場合には限定される必要があり，IHcとの
関係を含めて，（BH）max50M・Ｇ・Oe以上の得られる組
成領域は,Rが28.5〜33.5wt％,Bが0.85〜1.35wt％，残部
Ｔの範囲に制限される必要がある。
本発明は，簡便にして，従来容易に得られなかった
（BH）max50M・Ｇ・Oe以上の極めて高い磁石特性が達成
できるものであり工業上非常に有益である。
（BH）max50M・Ｇ・Oe以上の極めて高い磁石特性が達成
できるものであり工業上非常に有益である。
本発明の実施例について説明する。
実施例１ 純度97wt％のNd（残部はCe,Prを主体とする希土類元
素），フェロボロン（Ｂ純分約20wt％）及び電解鉄を使
用し，希土類元素（Ｒ）が30.0wt％,Bが1.0wt％，残部F
eとなるように，アルゴン雰囲気中で，高周波加熱によ
り溶解し,Cu製両面水冷鋳型を使用し，厚さ約10mmの合
金インゴットを得た。
素），フェロボロン（Ｂ純分約20wt％）及び電解鉄を使
用し，希土類元素（Ｒ）が30.0wt％,Bが1.0wt％，残部F
eとなるように，アルゴン雰囲気中で，高周波加熱によ
り溶解し,Cu製両面水冷鋳型を使用し，厚さ約10mmの合
金インゴットを得た。
次に，このインゴットを使用して,Ar雰囲気中で高周
波加熱により再溶解した後，周速度が約2m/secのCu製ロ
ールに噴射し，片ロール法により，幅約10mm,厚さ約1mm
の液体急冷合金薄帯を得た。
波加熱により再溶解した後，周速度が約2m/secのCu製ロ
ールに噴射し，片ロール法により，幅約10mm,厚さ約1mm
の液体急冷合金薄帯を得た。
これらインゴットと液体急冷合金薄帯内部の冷却面に
平行な面の金属組織を写真に示す。インゴットは粗大化
した主相結晶とその中に析出したFe相粒子及び主相粒子
間に偏在するNdrich相結晶粒からなっている。液体急冷
合金は，柱状に成長した微細な主相結晶と，それを取り
囲んでいるNdrich粒界相からなっており，低融点のNdri
ch相の分散性が良く，結晶配向を低下させる要因となる
Fe相の析出も見られない。
平行な面の金属組織を写真に示す。インゴットは粗大化
した主相結晶とその中に析出したFe相粒子及び主相粒子
間に偏在するNdrich相結晶粒からなっている。液体急冷
合金は，柱状に成長した微細な主相結晶と，それを取り
囲んでいるNdrich粒界相からなっており，低融点のNdri
ch相の分散性が良く，結晶配向を低下させる要因となる
Fe相の析出も見られない。
次に，これらインゴットと液体急冷合金を原料として
焼結磁石を作製した。それぞれ原料合金を粗粉砕した
後，ボールミルを用いて，平均粒径約2.5μｍに微粉砕
した。次に，この粉末を約25kOeの磁界中,2ton/cm2の圧
力で成形した。この成形体を,1000℃,1020℃,1040℃,10
60℃,1080℃,1100℃の各温度でそれぞれ真空中１時間保
持した後,Ar中１時間保持し，急冷した。これら焼結体
を660℃で３時間時効した。
焼結磁石を作製した。それぞれ原料合金を粗粉砕した
後，ボールミルを用いて，平均粒径約2.5μｍに微粉砕
した。次に，この粉末を約25kOeの磁界中,2ton/cm2の圧
力で成形した。この成形体を,1000℃,1020℃,1040℃,10
60℃,1080℃,1100℃の各温度でそれぞれ真空中１時間保
持した後,Ar中１時間保持し，急冷した。これら焼結体
を660℃で３時間時効した。
この焼結体に，約30kOeの磁界を印加して，磁石特性
を測定した。その結果を第１図に示す。
を測定した。その結果を第１図に示す。
液体急冷原料を使用した方が，焼結性が向上し，焼結
密度（ｄ）に関して，焼結温度は約50℃低下している。
密度（ｄ）に関して，焼結温度は約50℃低下している。
また,Brは著しく高い値を示し，IHcも高い傾向となる
ため，（BH）maxは顕著に向上している。
ため，（BH）maxは顕著に向上している。
Ｘ線回折により，焼結体の結晶配向度を測定した結
果，液体急冷原料を使用した方が，Nd2Fe14B結晶のＣ面
が明らかに高度に配向していた。
果，液体急冷原料を使用した方が，Nd2Fe14B結晶のＣ面
が明らかに高度に配向していた。
実施例２ 実施例１と同様にして,Rを28.0,29.0,30.0,31.0,32.
0,33.0,34.0wt％に変化し,Bが1.0wt％，残部Feのインゴ
ットを得た後,Cu製ロールを使用して厚さ約1mmの液体急
冷合金薄帯を得た。これらインゴットと液体急冷合金を
原料として使用し，焼結磁石を作製した。ただし，焼結
体の時効は550℃〜700℃の間で25℃ずつそれぞれ変化
し,3時間保持している。
0,33.0,34.0wt％に変化し,Bが1.0wt％，残部Feのインゴ
ットを得た後,Cu製ロールを使用して厚さ約1mmの液体急
冷合金薄帯を得た。これらインゴットと液体急冷合金を
原料として使用し，焼結磁石を作製した。ただし，焼結
体の時効は550℃〜700℃の間で25℃ずつそれぞれ変化
し,3時間保持している。
以上の中で，各組成の試料について最も高い磁石特性
（（BH）max）を示した値を第２図に示す。（BH）max50
M・Ｇ・Oe以上の値は,Rが28.5〜33.5wt％の範囲で得ら
れている。
（（BH）max）を示した値を第２図に示す。（BH）max50
M・Ｇ・Oe以上の値は,Rが28.5〜33.5wt％の範囲で得ら
れている。
実施例３ 実施例２と同様にして,Rが30.0wt％,Bを0.8,0.9,1.0,
1.1,1.2,1.3,1.4wt％変化し，残部がFeなる組成を有す
る焼結磁石特性を，インゴットと液体急冷合金を原料と
して使用した場合について，比較した。
1.1,1.2,1.3,1.4wt％変化し，残部がFeなる組成を有す
る焼結磁石特性を，インゴットと液体急冷合金を原料と
して使用した場合について，比較した。
その結果を第３図に示す。（BH）max50M・Ｇ・Oe以上
の値は,Bが0.85〜1.35wt％の範囲で得られている。
の値は,Bが0.85〜1.35wt％の範囲で得られている。
実施例４ 純度99％以上のPr及びNdとフェロボロン，電解鉄を使
用して，（Nd0.8・Pr0.2）としてのＲが31.0wt％,Bが1.
0wt％，残部Feとなるように，実施例１と同様にして，
インゴットを得た。
用して，（Nd0.8・Pr0.2）としてのＲが31.0wt％,Bが1.
0wt％，残部Feとなるように，実施例１と同様にして，
インゴットを得た。
次に実施例１と同様にして，周速度が約1m/secのCu製
ロールを使用して，厚みが約2mmの液体急冷合金薄帯を
得た。これら，インゴットと急冷合金薄帯を原料として
使用し，実施例２と同様にして，粗粉砕，微粉砕，磁場
中成形，焼結，時効した後，磁石特性を測定した。各原
料における試料の中で，最も高い（BH）maxを示した値
を第１表に示す。
ロールを使用して，厚みが約2mmの液体急冷合金薄帯を
得た。これら，インゴットと急冷合金薄帯を原料として
使用し，実施例２と同様にして，粗粉砕，微粉砕，磁場
中成形，焼結，時効した後，磁石特性を測定した。各原
料における試料の中で，最も高い（BH）maxを示した値
を第１表に示す。
液体急冷合金を原料として使用した焼結磁石の方が著
しく高い磁石特性を示し（BH）max50M・Ｇ・Oeを大幅に
越えた値となっている。
しく高い磁石特性を示し（BH）max50M・Ｇ・Oeを大幅に
越えた値となっている。
実施例５ 純度97wt％以上のNd及びDyとフェロボロン，電解鉄及
び電解コバルトを使用して，（Nd0.97・Dy0.03）として
のＲが31.0wt％,Bが1.0wt％，（Fe0.90・Co0.10）が残
部となるように，実施例１と同様にして，インゴットを
得た。
び電解コバルトを使用して，（Nd0.97・Dy0.03）として
のＲが31.0wt％,Bが1.0wt％，（Fe0.90・Co0.10）が残
部となるように，実施例１と同様にして，インゴットを
得た。
次に実施例４と同様にして，液体急冷合金薄帯を得
た。これら，インゴットと急冷合金薄帯を原料として使
用し，実施例２と同様にして，粗粉砕，微粉砕，磁場中
成形，焼結，時効した後，磁石特性を測定した。各原料
における試料の中で，最も高い（BH）maxを示した値を
第２表に示す。
た。これら，インゴットと急冷合金薄帯を原料として使
用し，実施例２と同様にして，粗粉砕，微粉砕，磁場中
成形，焼結，時効した後，磁石特性を測定した。各原料
における試料の中で，最も高い（BH）maxを示した値を
第２表に示す。
液体急冷合金を原料として使用した焼結磁石の方が著し
く高い磁石特性を示し，（BH）max50M・Ｇ・Oeを大幅に
越えた値となっている。
く高い磁石特性を示し，（BH）max50M・Ｇ・Oeを大幅に
越えた値となっている。
以上の実施例で示されたように,Rが28.5〜33.5wt％,B
が0.85〜1.35wt％，残部Ｔなる結晶化した液体急冷合金
を原料として使用し，これを粉砕，磁場中成形，焼結，
時効することにより，（BH）max50M・Ｇ・Oe以上の磁石
特性が得られている。
が0.85〜1.35wt％，残部Ｔなる結晶化した液体急冷合金
を原料として使用し，これを粉砕，磁場中成形，焼結，
時効することにより，（BH）max50M・Ｇ・Oe以上の磁石
特性が得られている。
以上の実施例では片ロール法による液体急冷合金の製
造についてのみ述べたが双ロール法によっても同様の効
果が得られるものである。
造についてのみ述べたが双ロール法によっても同様の効
果が得られるものである。
また,Nd・Fe・Ｂ系,Nd・Pr・Fe・Ｂ系,Nd・Dy・Fe・C
o・Ｂ系についてのみ述べたが,4πIS（Br）の減少が顕
著でない程度に他の元素で置換しても（BH）max50M・Ｇ
・Oe以上の磁石特性が得られることは容易に推察でき
る。（理論的にはBrが14.15kG以上あればよい。）
o・Ｂ系についてのみ述べたが,4πIS（Br）の減少が顕
著でない程度に他の元素で置換しても（BH）max50M・Ｇ
・Oe以上の磁石特性が得られることは容易に推察でき
る。（理論的にはBrが14.15kG以上あればよい。）
第１図は実施例１における焼結温度と焼結体の密度
（ｄ）と磁石特性（Br,IHc，（BH）max）の関係を示し
たものであり，図中○印（実線）は液体急冷合金を原料
として使用した試料，△印（破線）はインゴットを原料
として使用試料について示している。 第２図は，実施例２における希土類元素組成値（Ｒ）と
磁石特性（Br,IHc，（BH）max）の関係を示したもので
ある。 第３図は，実施例３におけるＢ組成値と磁石特性（Br,I
Hc，（BH）max）の関係を示したものである。 第４図（ａ），（ｂ）は実施例１において使用した焼結
磁石用原料合金内部（冷却面に対し平行な面）の金属組
織であり， （ａ）は，インゴットで灰色結晶は主相（Nd2Fe14B
相），灰色結晶中の樹枝状結晶はFe相，黒色結晶はNdri
ch相であり， （ｂ）は，液体急冷合金で灰色結晶は主相（Nd2Fe14B
相），黒色結晶はNdrich相である。
（ｄ）と磁石特性（Br,IHc，（BH）max）の関係を示し
たものであり，図中○印（実線）は液体急冷合金を原料
として使用した試料，△印（破線）はインゴットを原料
として使用試料について示している。 第２図は，実施例２における希土類元素組成値（Ｒ）と
磁石特性（Br,IHc，（BH）max）の関係を示したもので
ある。 第３図は，実施例３におけるＢ組成値と磁石特性（Br,I
Hc，（BH）max）の関係を示したものである。 第４図（ａ），（ｂ）は実施例１において使用した焼結
磁石用原料合金内部（冷却面に対し平行な面）の金属組
織であり， （ａ）は，インゴットで灰色結晶は主相（Nd2Fe14B
相），灰色結晶中の樹枝状結晶はFe相，黒色結晶はNdri
ch相であり， （ｂ）は，液体急冷合金で灰色結晶は主相（Nd2Fe14B
相），黒色結晶はNdrich相である。
Claims (3)
- 【請求項１】Nd,Fe,Bを主成分として含有するR2T14B系
磁石（ここで,Rはイットリウムを包含する希土類元素の
内の少なくとも一種,Tは遷移金属を表す）を粉末冶金方
によって製造する方法において， 少なくとも一つのロールを用いて作製した,Rが28.5〜3
3.5wt％,Bが0.85〜1.35wt％，残部がＴなる結晶化した
短軸方向の長さが３〜10μｍの範囲内にあるNd2Fe14B相
にNdリッチ相が微細に分散している液体急冷合金を出発
原料として使用し，これを粉砕，磁場中成形,1015〜109
5℃の範囲内の温度で焼結することにより,Brが少なくと
も14.15kGで（BH）maxが50MGOe以上の磁石特性を得るこ
とを特徴する希土類磁石の製造方法。 - 【請求項２】特許請求の範囲第１項記載の希土類磁石の
製造方法において，前記液体急冷合金は片ロール法によ
って，厚さ１〜3mmの範囲内に形成されたものであるこ
とを特徴とする希土類磁石の製造方法。 - 【請求項３】特許請求の範囲第１項記載の希土類磁石の
製造方法において，前記液体急冷合金は両ロール法によ
って，厚さ１〜5mmの範囲内に形成されたものであるこ
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 |
|---|---|---|---|
| JP62154492A JPH0812815B2 (ja) | 1987-06-23 | 1987-06-23 | 希土類磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62154492A JPH0812815B2 (ja) | 1987-06-23 | 1987-06-23 | 希土類磁石の製造方法 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS64706A JPS64706A (en) | 1989-01-05 |
| JPH01706A JPH01706A (ja) | 1989-01-05 |
| JPH0812815B2 true JPH0812815B2 (ja) | 1996-02-07 |
Family
ID=15585428
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62154492A Expired - Fee Related JPH0812815B2 (ja) | 1987-06-23 | 1987-06-23 | 希土類磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0812815B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| DE69716588T2 (de) * | 1996-04-10 | 2003-06-12 | Showa Denko Kk | Gusslegierung für die Herstellung von Dauermagneten mit seltenen Erden und Verfahren zur Herstellung dieser Legierung und dieser Dauermagneten |
-
1987
- 1987-06-23 JP JP62154492A patent/JPH0812815B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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| JPS64706A (en) | 1989-01-05 |
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