JPS63238215A - 異方性磁性材料の製造方法 - Google Patents
異方性磁性材料の製造方法Info
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- JPS63238215A JPS63238215A JP63060164A JP6016488A JPS63238215A JP S63238215 A JPS63238215 A JP S63238215A JP 63060164 A JP63060164 A JP 63060164A JP 6016488 A JP6016488 A JP 6016488A JP S63238215 A JPS63238215 A JP S63238215A
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Classifications
-
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- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
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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
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、所望の成分組成を示す合金融体の3、速凝
固とそれに続く磁気異方性生成処理によって少な(とも
鉄(Fe)、ホウ素(B)および希土類金属(SR)の
3成分から成る異方性磁性材料の製造方法に関するもの
である。
固とそれに続く磁気異方性生成処理によって少な(とも
鉄(Fe)、ホウ素(B)および希土類金属(SR)の
3成分から成る異方性磁性材料の製造方法に関するもの
である。
(従来の技術)
この種の方法の一例は欧州特許出願公開第144112
号明細書に記載されている。
号明細書に記載されている。
Nd−Fe−B11ff性材料はSm−Co系の公知合
金よりも著しく大きくなる残留磁気値とエネルギー密度
を示すから、多くの用途において従来のSm−Co材料
に取って替わることが予期される。
金よりも著しく大きくなる残留磁気値とエネルギー密度
を示すから、多くの用途において従来のSm−Co材料
に取って替わることが予期される。
この3成分系の優れた磁気特性は正方晶系の金属間相N
d z F e +aBに基づくものである。この相
は時にはθ相と呼ばれる一軸結晶異方性を示すもので、
その異方性磁場HAは300Kにおいて約75kOeで
ある。
d z F e +aBに基づくものである。この相
は時にはθ相と呼ばれる一軸結晶異方性を示すもので、
その異方性磁場HAは300Kにおいて約75kOeで
ある。
異方性のNd−Fe−B磁性材料の製造は多くの場合粉
末冶金法による(欧州特許出願公開第012179号明
細書参考)、この方法ではまず所望の成分組成の合金を
磨砕して各粉粒を単一区域粒子の大きさにする。二〇粒
径が2ないし4μmの粉粒を磁場内に置いて配向させ、
例えばアイソスタティック加圧により予備的に緻密化し
た後高密度の物体に焼結する。これに続く熱処理により
その磁気特性を最適化する。
末冶金法による(欧州特許出願公開第012179号明
細書参考)、この方法ではまず所望の成分組成の合金を
磨砕して各粉粒を単一区域粒子の大きさにする。二〇粒
径が2ないし4μmの粉粒を磁場内に置いて配向させ、
例えばアイソスタティック加圧により予備的に緻密化し
た後高密度の物体に焼結する。これに続く熱処理により
その磁気特性を最適化する。
冒頭に挙げた欧州特許出願公開第144112号明細書
による方法では最初に所望組成の合金融体の急速凝固に
より等方性のテープが作られる。
による方法では最初に所望組成の合金融体の急速凝固に
より等方性のテープが作られる。
この微細結晶組織を示すテープは700 ’C付近の温
度において圧縮されて等方性の緻密体となり、続いて約
700℃の温度で50%の熱間変形により加熱方向に平
行する磁化容易方向の異方性組織となる(「アプライド
・フィツクス・レターズ(Appl Phys、 Le
tt、) J王立(8)、1985年4月15日、79
0〜791頁)。
度において圧縮されて等方性の緻密体となり、続いて約
700℃の温度で50%の熱間変形により加熱方向に平
行する磁化容易方向の異方性組織となる(「アプライド
・フィツクス・レターズ(Appl Phys、 Le
tt、) J王立(8)、1985年4月15日、79
0〜791頁)。
工業的磁石は通常Nd1sFe?d3sの組成であり、
硬磁性のNdgFe+4B相、Bの豊富なNd+、+a
Fe4B4およびNd豊富混合結晶の間の3相平衡状態
内にある。この場合異物質相は一部は組織に関係する抗
磁力特性の最適化のために必要がある。
硬磁性のNdgFe+4B相、Bの豊富なNd+、+a
Fe4B4およびNd豊富混合結晶の間の3相平衡状態
内にある。この場合異物質相は一部は組織に関係する抗
磁力特性の最適化のために必要がある。
優れた磁気特性値にも拘らずNd−Fe−B材料の使用
はキュリー温度が約315°Cと低く、温度が上昇する
と残留磁気の外に特に保磁力が著しく低下し、最適化さ
れたSm −Co磁性材料以下となるため使用が限定さ
れる。この点を考えてFeの一部をCoで置き換えるこ
とによりキュリー温度を高め、キュリー温度とカットオ
フ温度の間の間隔を拡げることが試みられた(前記文献
308〜310頁参照)が、焼結磁石の場合Co添加と
同時に保磁力が低下し、Co添加によるポジティブの効
果は認められなかった(「アイ・イー・イー・イー・ト
ランサクシ四ンズ・オン・マグネチフス(IEEE T
rans、 Magn) J MAG−21,1985
年、1952〜1954頁参照)。
はキュリー温度が約315°Cと低く、温度が上昇する
と残留磁気の外に特に保磁力が著しく低下し、最適化さ
れたSm −Co磁性材料以下となるため使用が限定さ
れる。この点を考えてFeの一部をCoで置き換えるこ
とによりキュリー温度を高め、キュリー温度とカットオ
フ温度の間の間隔を拡げることが試みられた(前記文献
308〜310頁参照)が、焼結磁石の場合Co添加と
同時に保磁力が低下し、Co添加によるポジティブの効
果は認められなかった(「アイ・イー・イー・イー・ト
ランサクシ四ンズ・オン・マグネチフス(IEEE T
rans、 Magn) J MAG−21,1985
年、1952〜1954頁参照)。
(発明が解決しようとするiJ[)
この発明の目的は、明細書の冒頭に挙げた種類の方法を
改良して高い保磁力を持つFeとBと希土類金属から成
る異方性磁性材料の製造方法を提供することである。
改良して高い保磁力を持つFeとBと希土類金属から成
る異方性磁性材料の製造方法を提供することである。
この目的はこの発明によれば、
対応する無定形材料系の結晶化の温度がこの材料系の結
晶化したSEz (Fe、Co)+4B相のキュリー温
度以下になるような量のコバルトを追加成分として含む
マスター合金を最初に作ること、次いでこのマスター合
金の融体から急速凝固技術を利用して無定形組織の中間
製品を形成すること、 その後結晶化温度より高く、キュリー温度より低い温度
においての熱処理により5Ei(Fe。
晶化したSEz (Fe、Co)+4B相のキュリー温
度以下になるような量のコバルトを追加成分として含む
マスター合金を最初に作ること、次いでこのマスター合
金の融体から急速凝固技術を利用して無定形組織の中間
製品を形成すること、 その後結晶化温度より高く、キュリー温度より低い温度
においての熱処理により5Ei(Fe。
Co)+aB相を形成させながら外部直流磁場の下で磁
気異方性を発生させること によって達成される。
気異方性を発生させること によって達成される。
Nd−Fe−83成分系においては、最初無定形であっ
た合金を磁場中で熱処理することにより約550℃の結
晶化温度に比べて低い約315°Cのキュリー温度にお
いて優先的な異方性を示すようにすることは不可能であ
る。粉末冶金法によって作られたNd−Fe−B系の磁
石の場合Coの添加によりキュリー温度が高くなること
は公知であるが、これによって保磁力が悪化するからC
。
た合金を磁場中で熱処理することにより約550℃の結
晶化温度に比べて低い約315°Cのキュリー温度にお
いて優先的な異方性を示すようにすることは不可能であ
る。粉末冶金法によって作られたNd−Fe−B系の磁
石の場合Coの添加によりキュリー温度が高くなること
は公知であるが、これによって保磁力が悪化するからC
。
だけで温度安定性を改善することは不可能である。
この発明は結晶化の初期段階において対応する無定形合
金を形成するNdl (F e+−* Cow ) I
aB相が平衡相に比較し得るキュリー温度Tcをもつと
いう知見に基づくものである。これは自明の事柄でない
。何となれば最初準安定状態にあった相の結晶化過程に
おいて別の構造又は別の成分組成を持ち熱力学的平衡状
態にある相とは別の物理的特性を示す構造が形成され得
るからである。c。
金を形成するNdl (F e+−* Cow ) I
aB相が平衡相に比較し得るキュリー温度Tcをもつと
いう知見に基づくものである。これは自明の事柄でない
。何となれば最初準安定状態にあった相の結晶化過程に
おいて別の構造又は別の成分組成を持ち熱力学的平衡状
態にある相とは別の物理的特性を示す構造が形成され得
るからである。c。
が実際にNd、Fe+aB相に組み込まれることは、C
olの増大と共に反射位置の高角度側への特性的な移動
が起こるX線スペクトルによって示される。このことは
Coの組込みにより正方晶系相の格子定数の低下から予
期されるものである。その上この発明の方法ではCOの
添加は全体の組成が適当に選定されているとき焼結材料
と異なり保磁力と場合により残留磁気の上昇効果が達成
される。
olの増大と共に反射位置の高角度側への特性的な移動
が起こるX線スペクトルによって示される。このことは
Coの組込みにより正方晶系相の格子定数の低下から予
期されるものである。その上この発明の方法ではCOの
添加は全体の組成が適当に選定されているとき焼結材料
と異なり保磁力と場合により残留磁気の上昇効果が達成
される。
例えば最初無定形であったNd+y、s (F eo、
t C。
t C。
。、+ )bt、sB14材料において630℃におい
ての結晶化後20kOeの保磁力が達成される。これに
比べてCoを含まない対応材料では約16kOeに過ぎ
ない。
ての結晶化後20kOeの保磁力が達成される。これに
比べてCoを含まない対応材料では約16kOeに過ぎ
ない。
図面を参照し実施例についてこの発明を更に詳細に説明
する。第1図にNd−(Fe、Co)−B系に対してキ
ュリー温度および結晶化温度とCO濃度の関係を示す、
この系の保磁力と残留磁気のC。
する。第1図にNd−(Fe、Co)−B系に対してキ
ュリー温度および結晶化温度とCO濃度の関係を示す、
この系の保磁力と残留磁気のC。
濃度に対する関係は第2図に示される。
実施例は4成分系SE−(Fe、Co)−B系の磁性材
料を基本にするもので、希土類金属SHにはNdが選ば
れる。 N d 14(F e l−111CO* )
y。
料を基本にするもので、希土類金属SHにはNdが選ば
れる。 N d 14(F e l−111CO* )
y。
B、、0.1≦x≦0,6組成の磁性材料、例えばNd
14 (Feo、y COo、s )?、Bsの合金を
この発明の方法によって製造する際には、充分な純度の
出発材料を所定の比率でTiを除いたアルゴン雰囲気中
誘導加熱により溶融しマスター合金とする。
14 (Feo、y COo、s )?、Bsの合金を
この発明の方法によって製造する際には、充分な純度の
出発材料を所定の比率でTiを除いたアルゴン雰囲気中
誘導加熱により溶融しマスター合金とする。
名つぼとしては耐熱性のBNまたはAffitO,るつ
ぼを使用する。アーク炉で溶融することも可能である。
ぼを使用する。アーク炉で溶融することも可能である。
溶融合金の急速凝固によって無定形構造を形成させるこ
とは、融体スピンニングと呼ばれている無定形合金製造
法による。これについては文献「ツァイトシュリフト・
フユア・メタルクンデ(Ze1tschrift fu
r Metallkundg)」69 (4) 1
978年、211−220頁に記載されている。この方
法ではマスター合金を石英るつぼに入れ、例えばアルゴ
ンのような保護ガス又は真空中で溶融した後ノズルを通
して高速回転する銅のドラムに吹き付ける。基板速度即
ち銅ドラムの回転速度は39 m / s以上とする。
とは、融体スピンニングと呼ばれている無定形合金製造
法による。これについては文献「ツァイトシュリフト・
フユア・メタルクンデ(Ze1tschrift fu
r Metallkundg)」69 (4) 1
978年、211−220頁に記載されている。この方
法ではマスター合金を石英るつぼに入れ、例えばアルゴ
ンのような保護ガス又は真空中で溶融した後ノズルを通
して高速回転する銅のドラムに吹き付ける。基板速度即
ち銅ドラムの回転速度は39 m / s以上とする。
これによってIO’に/s以上の必要な冷却速度が達成
され、この冷却により結晶化が抑えられ所望の無定形状
態が得られる。
され、この冷却により結晶化が抑えられ所望の無定形状
態が得られる。
この無定形相は拡散X線回折像と1000e以下の保磁
力の対称形ヒステリシスループによって示される。
力の対称形ヒステリシスループによって示される。
このようにして得られた条帯形の中間製品は小帯片又は
粉末に破砕される。この粒子を例えば石英管に入れ、例
えば残留酸素除去用のゲッター材・の存在の下に溶融す
る。
粉末に破砕される。この粒子を例えば石英管に入れ、例
えば残留酸素除去用のゲッター材・の存在の下に溶融す
る。
このように準備された粒子の形の中間製品の結晶化は続
く熱処理による。その温度は結晶化温度T、以下、キュ
リー温度Tc以下と選ぶ、−例としてNd5s (F
eo、y COe、* )y7Bs合金ではキュリー温
度が525℃であるから、熱処理は約500℃で例えば
120分とする。この熱処理は直流磁場中で行い所望の
磁気異方性が達成されるようにする。磁場の強さは0.
5ないし100kOeに選ぶ、この場合選ばれる処理温
度は一軸性の優先方向が1つの優先平面内で向きを変え
る温度T。
く熱処理による。その温度は結晶化温度T、以下、キュ
リー温度Tc以下と選ぶ、−例としてNd5s (F
eo、y COe、* )y7Bs合金ではキュリー温
度が525℃であるから、熱処理は約500℃で例えば
120分とする。この熱処理は直流磁場中で行い所望の
磁気異方性が達成されるようにする。磁場の強さは0.
5ないし100kOeに選ぶ、この場合選ばれる処理温
度は一軸性の優先方向が1つの優先平面内で向きを変え
る温度T。
以下にしなければならないことは当然である。(文献「
ジャーナル・オブ・マグネチック・アンド・マグネチッ
ク・マテリアルズ(Journal of Mag、
netiss and Magn、 Mat) J V
at 65.1987年、139〜144頁参照)。
ジャーナル・オブ・マグネチック・アンド・マグネチッ
ク・マテリアルズ(Journal of Mag、
netiss and Magn、 Mat) J V
at 65.1987年、139〜144頁参照)。
最後に結晶化された粉末を別の外部直流磁場に入れて配
向させる。この配向磁場の強さは結晶化のための磁場に
比べて遥かに小さく、最低1 koe特に5 koe以
上とする。結晶粉末の配向と同時に例えば急速硬化性の
合成樹脂を注いで機械的に固める。このようにして作ら
れた異方性を磁性材料から対応する磁石が構成される。
向させる。この配向磁場の強さは結晶化のための磁場に
比べて遥かに小さく、最低1 koe特に5 koe以
上とする。結晶粉末の配向と同時に例えば急速硬化性の
合成樹脂を注いで機械的に固める。このようにして作ら
れた異方性を磁性材料から対応する磁石が構成される。
上記の実施例と異なり磁場による結晶粉末の配向と同時
に緻密物体への圧縮を機械的なプレッシングによること
も可能である。この場合最初に所望形状の加工品を無定
形材料からプレスして作り、それから磁場による結晶化
を実施する。これにより例えば特殊の磁場構成により加
工品に複雑な形態を与えることができるという利点が得
られる。
に緻密物体への圧縮を機械的なプレッシングによること
も可能である。この場合最初に所望形状の加工品を無定
形材料からプレスして作り、それから磁場による結晶化
を実施する。これにより例えば特殊の磁場構成により加
工品に複雑な形態を与えることができるという利点が得
られる。
例えば半径方向の優先方向をもつ環状磁性体を作ること
も可能となる。
も可能となる。
この発明の方法は、結晶化に際して少なくとも大部分が
硬磁性相Nd* (Fe、Co) IaBから成るもの
であれば任意の合金成分組成に対して採用される。Fe
成分の濃度はこの場合0.1から0゜60の間、特に0
.15から0.5の間であることが必要で、キュリー温
度は430ないし630℃となる* Nd+a (F
e+−x Cow )vd3m材料に対するこの温度関
係は第1図に示されている。第1図の横軸には置換され
たFe分としてのCo濃度Xをとり、縦軸には温度(’
C)をとる。曲線■は結晶化されたNdg (Fe、C
o)14B相のキュリー温度Tcであり、曲線■は対応
する。無定形条帯の加熱温度上昇が40に/sinのと
きの結晶化温度T、である。結晶化のための熱処理はこ
の発明により結晶化温度T1以上キュリー温度Tc以下
の温度で行われるから、ダイヤグラムによれば上記の熱
処理条件の下で0.3以上のX値のC。
硬磁性相Nd* (Fe、Co) IaBから成るもの
であれば任意の合金成分組成に対して採用される。Fe
成分の濃度はこの場合0.1から0゜60の間、特に0
.15から0.5の間であることが必要で、キュリー温
度は430ないし630℃となる* Nd+a (F
e+−x Cow )vd3m材料に対するこの温度関
係は第1図に示されている。第1図の横軸には置換され
たFe分としてのCo濃度Xをとり、縦軸には温度(’
C)をとる。曲線■は結晶化されたNdg (Fe、C
o)14B相のキュリー温度Tcであり、曲線■は対応
する。無定形条帯の加熱温度上昇が40に/sinのと
きの結晶化温度T、である。結晶化のための熱処理はこ
の発明により結晶化温度T1以上キュリー温度Tc以下
の温度で行われるから、ダイヤグラムによれば上記の熱
処理条件の下で0.3以上のX値のC。
濃度だけが可能である。加熱速度をこれにより低く選び
結晶化を長い時間をかけて等温状態で行うと曲線■は更
に下方に移動するから、Co濃度を低くして必要な温度
情況が保持されるようにする。
結晶化を長い時間をかけて等温状態で行うと曲線■は更
に下方に移動するから、Co濃度を低くして必要な温度
情況が保持されるようにする。
この発明の方法において4成分系SE、(Fe。
Co)yBzの組成を10≦x≦30,60≦y≦85
.3≦2≦20が満たされるように選ぶとき、要求され
るθ相が発生することは極めて一般に成立することであ
る。特にχ、ylzは条件11≦x≦20,65≦y≦
80.5≦2≦20を満たすのが有利である。ここでS
Eは元素周期表の58番から66番までの希土類金属で
ある。
.3≦2≦20が満たされるように選ぶとき、要求され
るθ相が発生することは極めて一般に成立することであ
る。特にχ、ylzは条件11≦x≦20,65≦y≦
80.5≦2≦20を満たすのが有利である。ここでS
Eは元素周期表の58番から66番までの希土類金属で
ある。
第2図のダイアグラムには、この発明の方法によって達
成可能の急速凝固N d +5(Fe+−、Co−)v
tBs条帯の保磁力HKと残留磁気J、、の値とC。
成可能の急速凝固N d +5(Fe+−、Co−)v
tBs条帯の保磁力HKと残留磁気J、、の値とC。
濃度との関係が示される。ここで曲線■は保磁力の変化
、曲線■は残留磁気の変化である0図から分かるように
焼結磁石の場合と異なり、Feの約50%までをCoで
置換しても保磁力の低下にはならない、co量が30%
のとき25kOeのH0値が測定された。これに反して
曲線■の残留磁気値は、Coを多量に含むサンプルの場
合飽和磁化の低下に基づき0.2以上のCo濃度におい
て約10%低下する。
、曲線■は残留磁気の変化である0図から分かるように
焼結磁石の場合と異なり、Feの約50%までをCoで
置換しても保磁力の低下にはならない、co量が30%
のとき25kOeのH0値が測定された。これに反して
曲線■の残留磁気値は、Coを多量に含むサンプルの場
合飽和磁化の低下に基づき0.2以上のCo濃度におい
て約10%低下する。
上記の実施例は希土類台IESEとしてNdを選んだも
のであるが、その他の希土類金属例えばプラセオジム(
Pr)を選ぶことも可能である。更に軽い希土類金属を
重い希土類金属例えばジスプロシウム(Dy)で少な(
とも部分的に置き換えて保磁力を高くすることも可能で
ある。
のであるが、その他の希土類金属例えばプラセオジム(
Pr)を選ぶことも可能である。更に軽い希土類金属を
重い希土類金属例えばジスプロシウム(Dy)で少な(
とも部分的に置き換えて保磁力を高くすることも可能で
ある。
Fe成分に関しても場合によってその一部を他の金属、
例えばアルミニウム(Aε)で置き換えることができる
。
例えばアルミニウム(Aε)で置き換えることができる
。
中間製品の無定形組織の形成には別の急速凝固技術、例
えばスパッタリングによる薄膜の形成あるいはスプレー
による無定形金属粉末の形成を利用することができる。
えばスパッタリングによる薄膜の形成あるいはスプレー
による無定形金属粉末の形成を利用することができる。
最後に挙げた方法では無定形条帯を作る場合のような粉
砕工程段は必要無くなる。
砕工程段は必要無くなる。
この発明の方法は粒子又は粒子の形の中間製品に限定さ
れるものではなく、例えばこの発明の方法によって作ら
れた薄膜をデータメモリ装置の磁気ヘッドの構成に使用
することも可能である。
れるものではなく、例えばこの発明の方法によって作ら
れた薄膜をデータメモリ装置の磁気ヘッドの構成に使用
することも可能である。
第1図はNd−(Fe、Co)−B系のCo濃度に対す
るキュリー温度と結晶化温度の関係、第2図は同じ系の
CoflJ度に対する保磁力と残留磁気の関係を示す。 T、・・・キュリー温度 Tk・・・結晶化温度 X・・・Co濃度 HK・・・保磁力 J、、・・・残留磁気
るキュリー温度と結晶化温度の関係、第2図は同じ系の
CoflJ度に対する保磁力と残留磁気の関係を示す。 T、・・・キュリー温度 Tk・・・結晶化温度 X・・・Co濃度 HK・・・保磁力 J、、・・・残留磁気
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1)所定成分組成の合金の融体の急速凝固と磁気異方性
生成処理によって少なくとも鉄(Fe)とホウ素(B)
と希土類金属(SE)との3つの成分から成る異方性磁
性材料を製造する方法において、 対応する無定形材料系の結晶化の温度(T_k)がこの
材料系の結晶化したSE_2(Fe、Co)_1_4B
相のキュリー温度(T_c)以下になるような量のコバ
ルト(Co)を追加成分として含むマスター合金を最初
に作ること、 次いでこのマスター合金の融体から急速凝 固技術を利用して無定形組織の中間製品を形成すること
、 その後結晶化温度(T_k)より高く、キュリー温度(
T_c)より低い温度においての熱処理によりSE_2
(Fe、Co)_1_4B相を形成させながら外部直流
磁場の下で磁気異方性を発生させること を特徴とする異方性磁性材料の製造方法。 2)希土類軽金層ネオジム(Nd)とプラセオジム(P
r)の双方又は一方を含むマスター合金を作ることを特
徴とする請求項1記載の方法。 3)Fe成分に対するCo濃度が0.1と0.6の間、
特に0.15と0.5の間に選ばれることを特徴とする
請求項1又は2記載の方法。 4)マスター合金において希土類金属(SE)が少なく
とも部分的に別の希土類金属で置き換えられることを特
徴とする請求項1ないし3の1つに記載の方法。 5)別の希土類金属としてジプロシウム(Dy)が使用
されることを特徴とする請求項4記載の方法。 6)マスター合金においてFeの一部が他の金属で置き
換えられることを特徴とする請求項1ないし5の1つに
記載の方法。 7)他の金属としてアルミニウム(Al)が使用される
ことを特徴とする請求項6記載の方法。 8)10≦x≦30、60≦y≦85および3≦z≦2
0としてSE_x(Fe、CO)_yB_zで表される
材料系が作られることを特徴とする請求項1ないし7の
1つに記載の方法。 9)材料系全体の組成が11≦x≦20、65≦y≦8
0および5≦z≦20となることを特徴とする請求項8
記載の方法。 10)外部磁場の強さが0、5kOeと100kOeの
間に選ばれることを特徴とする請求項1ないし9の1つ
に記載の方法。 11)無定形組織の中間製品がテープ、薄層又は金属粉
末の形に作られることを特徴とする請求項1ないし10
の1つに記載の方法。 12)中間製品が粒子の形に粉砕されることを特徴とす
る請求項11記載の方法。 13)材料系が粒状化の後に配向され機械的に一体化さ
れ保持されることを特徴とする請求項1ないし12の1
つに記載の方法。 14)粒子の配向が別の外部直流磁場中で行われること
を特徴とする請求項13記載の方法。 15)配向磁場の強さが最低1kOe、特に5kOe以
上に選定されることを特徴とする請求項14記載の方法
。 16)粒子が硬化性樹脂により機械的に固められること
を特徴とする請求項13ないし15の1つに記載の方法
。 17)粒子が圧縮により機械的に固められることを特徴
とする請求項13ないし15の1つに記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE3709140.9 | 1987-03-20 | ||
DE3709140 | 1987-03-20 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63238215A true JPS63238215A (ja) | 1988-10-04 |
Family
ID=6323565
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63060164A Pending JPS63238215A (ja) | 1987-03-20 | 1988-03-14 | 異方性磁性材料の製造方法 |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4854979A (ja) |
EP (1) | EP0284832A1 (ja) |
JP (1) | JPS63238215A (ja) |
Families Citing this family (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB8707905D0 (en) * | 1987-04-02 | 1987-05-07 | Univ Birmingham | Magnets |
US5026438A (en) * | 1988-07-14 | 1991-06-25 | General Motors Corporation | Method of making self-aligning anisotropic powder for magnets |
EP0612082B1 (en) * | 1989-09-01 | 1998-07-15 | Masaaki Yagi | Method for making an Fe-based alloy ribbon with a thickness of not more than 10 micrometer |
US5279349A (en) * | 1989-12-29 | 1994-01-18 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Process for casting amorphous alloy member |
GB9215109D0 (en) * | 1992-07-16 | 1992-08-26 | Univ Sheffield | Magnetic materials and method of making them |
DE4324661C2 (de) * | 1992-09-29 | 2000-03-16 | Siemens Ag | Verfahren zur Herstellung eines Materials mit erhöhtem Magnetowiderstand und Verwendung des so hergestellten Materials |
US6019859A (en) * | 1994-09-02 | 2000-02-01 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Iron-based permanent magnets and their fabrication as well as iron-based permanent magnet alloy powders for permanent bonded magnets and iron-based bonded magnets |
US5976271A (en) * | 1997-04-21 | 1999-11-02 | Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. | Method for the preparation of rare earth based anisotropic permanent magnet |
ES2164528B1 (es) * | 1999-04-27 | 2003-10-16 | Univ Barcelona Autonoma | Procedimiento para aumentar la coercitividad de un material ferromagnetico. |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4402770A (en) * | 1981-10-23 | 1983-09-06 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy | Hard magnetic alloys of a transition metal and lanthanide |
DE3379131D1 (en) * | 1982-09-03 | 1989-03-09 | Gen Motors Corp | Re-tm-b alloys, method for their production and permanent magnets containing such alloys |
US4597938A (en) * | 1983-05-21 | 1986-07-01 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Process for producing permanent magnet materials |
DE3479940D1 (en) * | 1983-10-26 | 1989-11-02 | Gen Motors Corp | High energy product rare earth-transition metal magnet alloys containing boron |
JPS60197843A (ja) * | 1984-03-17 | 1985-10-07 | Namiki Precision Jewel Co Ltd | 永久磁石合金 |
-
1988
- 1988-03-07 EP EP88103535A patent/EP0284832A1/de not_active Withdrawn
- 1988-03-14 JP JP63060164A patent/JPS63238215A/ja active Pending
- 1988-03-18 US US07/170,297 patent/US4854979A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP0284832A1 (de) | 1988-10-05 |
US4854979A (en) | 1989-08-08 |
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