JPS6331102A - 希土類−遷移金属−ホウ素永久磁石製造のための高エネルギ−ボ−ルミル方法 - Google Patents
希土類−遷移金属−ホウ素永久磁石製造のための高エネルギ−ボ−ルミル方法Info
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は高保磁力及びエネルギー積を有する永久磁石を
製造するための希土類−遷移金属−合金、特にネオジム
−鉄−ホウ素合金の製造に関する。
製造するための希土類−遷移金属−合金、特にネオジム
−鉄−ホウ素合金の製造に関する。
希土類−鉄（ＲＥ−Ｆｅ）−ベース合金は実質的に非晶
質乃至極細結晶質微細構造に急冷することによって磁気
的に硬化することができる。これは例えば、米国特許４
，４９５．：１９６号明細書、ヨーロッパ特許出願Ｎｏ
、０１０８４７４明細書及びヨーロッパ特許出願Ｎｏ、
０１４４１１２明細書に開示されている。ヨーロッパ特
許出願Ｎｏ、０１３３７５８明細書はそれらの磁気特性
を改良するために如何にしてその様な合金が高温加工さ
れるかを開示している。
質乃至極細結晶質微細構造に急冷することによって磁気
的に硬化することができる。これは例えば、米国特許４
，４９５．：１９６号明細書、ヨーロッパ特許出願Ｎｏ
、０１０８４７４明細書及びヨーロッパ特許出願Ｎｏ、
０１４４１１２明細書に開示されている。ヨーロッパ特
許出願Ｎｏ、０１３３７５８明細書はそれらの磁気特性
を改良するために如何にしてその様な合金が高温加工さ
れるかを開示している。
ジェット−キャスティング即ちメルト−スピニングはＲ
Ｅ−Ｆｅ−ベース合金中にその様な微細構造を創出す一
つの方法である。この方法は溶融合金流を小オリフィス
を通して回転急冷ホイールの周辺などの迅速に移動する
急冷表面上に吐出することを含むものである。その様な
迅速冷却は主たる相の結晶が約２０〜８００ナノメータ
の範囲の直径を有する極細リボン状の物質を創り出す。
Ｅ−Ｆｅ−ベース合金中にその様な微細構造を創出す一
つの方法である。この方法は溶融合金流を小オリフィス
を通して回転急冷ホイールの周辺などの迅速に移動する
急冷表面上に吐出することを含むものである。その様な
迅速冷却は主たる相の結晶が約２０〜８００ナノメータ
の範囲の直径を有する極細リボン状の物質を創り出す。
希土類−鉄−ホウ素（ＲＥ−Ｆｅ−Ｂ） Ｇｆｊ１性合
金においては、この主たる相はＲＥ２Ｆｅ、４Ｂ、の公
称組成を有する。全希土類に対する相形態及びコバルト
などの他の遷移金属の実質量を合金の永久磁石特性を顕
著に減少させることなく鉄と置換することができる。ジ
ェット−キャスティングは希土類−鉄−ホウ素合金にお
いて所望の微細構造を生成する満足な急冷方法であるこ
とが判明したが、同一の結果にジェット−キャスティン
グの固有の問題、特に溶融希土類含有合金を取扱うこと
に伴う問題なしに到達することが望ましい。
金においては、この主たる相はＲＥ２Ｆｅ、４Ｂ、の公
称組成を有する。全希土類に対する相形態及びコバルト
などの他の遷移金属の実質量を合金の永久磁石特性を顕
著に減少させることなく鉄と置換することができる。ジ
ェット−キャスティングは希土類−鉄−ホウ素合金にお
いて所望の微細構造を生成する満足な急冷方法であるこ
とが判明したが、同一の結果にジェット−キャスティン
グの固有の問題、特に溶融希土類含有合金を取扱うこと
に伴う問題なしに到達することが望ましい。
本発明の好ましい実践に従えば、構成希土類金属、遷移
金属元素及びホウ素が高エネルキーポールミルに相互に
適当な割合で添加される。これらの構成要素は元素或い
は合金形態或いは両者の混合物であってよい。これらの
構成要素は一緒に高エネルギー条件下にポールミリング
される。これはミル内の粒子を繰返し破壊させ、−緒に
溶着及び再溶着させる。究極的に、高エネルギーボール
ミリングは主たる磁性相の結晶径が４００ナノメータの
単一領域径よりはるかに小さい完全に組成的に均一な（
均質な）合金粒子を創り出す。
金属元素及びホウ素が高エネルキーポールミルに相互に
適当な割合で添加される。これらの構成要素は元素或い
は合金形態或いは両者の混合物であってよい。これらの
構成要素は一緒に高エネルギー条件下にポールミリング
される。これはミル内の粒子を繰返し破壊させ、−緒に
溶着及び再溶着させる。究極的に、高エネルギーボール
ミリングは主たる磁性相の結晶径が４００ナノメータの
単一領域径よりはるかに小さい完全に組成的に均一な（
均質な）合金粒子を創り出す。
これらの物質は結晶成長が生じて過冷却及び焼鈍された
ジェット−キャスト合金のそれに匹敵する高エネルギー
積を生ずるように高温において焼鈍即ち高温加工するこ
とができる。
ジェット−キャスト合金のそれに匹敵する高エネルギー
積を生ずるように高温において焼鈍即ち高温加工するこ
とができる。
本発明の方法は適当な遷移金属成分、適当な希土類成分
及びホウ素を含んでなる組成物に適用可能である。
及びホウ素を含んでなる組成物に適用可能である。
遷移金属成分は鉄或いは鉄及び（１種以上の）コバルト
、ニッケル、クロム或いはマンガンである。コバルトは
約４０原子パーセント（ａｔｏｍｉｃｐｅｒｃｅｎｔ）
まで鉄と互換性がある。クロム、マンガン及びニッケル
はより少量、好ましくは約１０原子パーセント未満で互
換性がある。ジルコニウム及び／又はチタンを少ｆｆ１
（鉄の約２原子パーセントまで）で鉄に置換することが
できる。低炭素鋼が組成物の鉄源である場合には極めて
少量の炭素及びケイ素が許容可能である。この組成物は
約５０原子パーセント乃至約９０原子パーセントの遷移
金属成分−生として鉄を含んでなるのが好ましい。
、ニッケル、クロム或いはマンガンである。コバルトは
約４０原子パーセント（ａｔｏｍｉｃｐｅｒｃｅｎｔ）
まで鉄と互換性がある。クロム、マンガン及びニッケル
はより少量、好ましくは約１０原子パーセント未満で互
換性がある。ジルコニウム及び／又はチタンを少ｆｆ１
（鉄の約２原子パーセントまで）で鉄に置換することが
できる。低炭素鋼が組成物の鉄源である場合には極めて
少量の炭素及びケイ素が許容可能である。この組成物は
約５０原子パーセント乃至約９０原子パーセントの遷移
金属成分−生として鉄を含んでなるのが好ましい。
この組成物は又約１０原子パーセント乃至約５０原子パ
ーセントの希土類成分を含んでなる。ネオジム及び／又
はプラセオジムが必須の希土類構成要素である。示され
た如く、それらは互換可能に用いられる。その他の希土
類元素例えばサマリウム、ランタン、セリウム、テルビ
ウム及びジスプロシウムも所望の磁性特性の実質的喪失
なしにネオジム及びプラセオジムと混合されてよい。好
ましくは、それらは希土類成分の約４０原子パーセント
以下を構成するのがよい。希土類成分と共に少量の不純
物元素が存在することが予想される。
ーセントの希土類成分を含んでなる。ネオジム及び／又
はプラセオジムが必須の希土類構成要素である。示され
た如く、それらは互換可能に用いられる。その他の希土
類元素例えばサマリウム、ランタン、セリウム、テルビ
ウム及びジスプロシウムも所望の磁性特性の実質的喪失
なしにネオジム及びプラセオジムと混合されてよい。好
ましくは、それらは希土類成分の約４０原子パーセント
以下を構成するのがよい。希土類成分と共に少量の不純
物元素が存在することが予想される。
これらの組成物は約１−１０原子％のホウ素を含有する
のが好ましい。
のが好ましい。
好ましい組成物は、一般式ＲＥ、−Ｘ（ＴＭｌ−、Ｂ、
）Ｘにより表ねされる。希土類（ＲＥ）成分は組成物の
ｌＯ〜５０原子パーセントを占め（ｘ＝０．５〜０．９
）、希土類元素成分の少なくとも６０原子パーセントは
ネオジム及び／又はプラセオジムである。ここに用いら
れる遷移金属（ＴＭ）は全組成の約５０〜９０原子パー
セントを占め、鉄が遷移金属含量の少なくとも６０原子
パーセントを示すのが好ましい。その他の構成成分、例
えばコバルト、ニッケル、クロム或いはマンガンは上記
実験式に関する限り「遷８金属」と称される。鉄に代る
コバルトの置換は合金のキューリー温度を増大する傾向
がある。ホウ素は全組成の約ｌ〜ＩＯＮ子パーセント（
ｙ−約０．Ｏ２Ｎ２．１０）の量で存在するのが好まし
い。
）Ｘにより表ねされる。希土類（ＲＥ）成分は組成物の
ｌＯ〜５０原子パーセントを占め（ｘ＝０．５〜０．９
）、希土類元素成分の少なくとも６０原子パーセントは
ネオジム及び／又はプラセオジムである。ここに用いら
れる遷移金属（ＴＭ）は全組成の約５０〜９０原子パー
セントを占め、鉄が遷移金属含量の少なくとも６０原子
パーセントを示すのが好ましい。その他の構成成分、例
えばコバルト、ニッケル、クロム或いはマンガンは上記
実験式に関する限り「遷８金属」と称される。鉄に代る
コバルトの置換は合金のキューリー温度を増大する傾向
がある。ホウ素は全組成の約ｌ〜ＩＯＮ子パーセント（
ｙ−約０．Ｏ２Ｎ２．１０）の量で存在するのが好まし
い。
便宜的にこれらの組成物は原子割合で表現された。明ら
かに、これらの仕様は組成混合物を調製するために重量
割合に容易に転換することができる。
かに、これらの仕様は組成混合物を調製するために重量
割合に容易に転換することができる。
例示を目的として、本発明は具体例においてほぼ次の原
子割合の組成物を用いて説明する：Ｎｄ０． ＋４ Ｃ
ＦｅＱ’、 ９４Ｂ０．０８） Ｏ，ＢＢしかしながら
、この方法は上記の組成物類に適用可能であることが了
解されるべきである。全ての高エネルギーボールミリン
グ（ＨＥＢＭ）はアルゴン雰囲気を有するグローブボッ
クス内で行われた。
子割合の組成物を用いて説明する：Ｎｄ０． ＋４ Ｃ
ＦｅＱ’、 ９４Ｂ０．０８） Ｏ，ＢＢしかしながら
、この方法は上記の組成物類に適用可能であることが了
解されるべきである。全ての高エネルギーボールミリン
グ（ＨＥＢＭ）はアルゴン雰囲気を有するグローブボッ
クス内で行われた。
全ての磁性測定は１９ｋＯｅ減磁場を有するプリンスト
ン アプライド リサーチ（Ｐｒｉｎｃｅｔｏｎ Ａｐ
ｐｌｉｅｄＲｅｓｅａｒｃｈ） ＆ｆｉ力計上で行われ
た。試料は先ず４０ｋｏｅパルス場内で磁化された。
ン アプライド リサーチ（Ｐｒｉｎｃｅｔｏｎ Ａｐ
ｐｌｉｅｄＲｅｓｅａｒｃｈ） ＆ｆｉ力計上で行われ
た。試料は先ず４０ｋｏｅパルス場内で磁化された。
実」１倒」工
５ｇのＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金の不完全冷却、ジェットーキ
ャストリホンを５ＰＥＸモデル８０００ボールミル内に
入れた。このボールミル容器は約３８ｍｍ（１，５イン
チ）直径及び５７．２ｍｍ（２，２５インチ）長であっ
た。直径６．３５ｍＦＩＪ（０，２５インチ）直径の四
個のボール及び直径１２．７ｍｍ（０，５０インチ）の
ボールをミル内に入れた。磨砕室を配置し、Ｏ−リング
で密封した。磨砕ボール及びボールミル容器は共にステ
ンレス製であった。ボールミルを室温（２３℃）におい
て１７ヘルツにおいて２時間回転した。ミリングは容器
温度を最大４０℃まで上昇させた。
ャストリホンを５ＰＥＸモデル８０００ボールミル内に
入れた。このボールミル容器は約３８ｍｍ（１，５イン
チ）直径及び５７．２ｍｍ（２，２５インチ）長であっ
た。直径６．３５ｍＦＩＪ（０，２５インチ）直径の四
個のボール及び直径１２．７ｍｍ（０，５０インチ）の
ボールをミル内に入れた。磨砕室を配置し、Ｏ−リング
で密封した。磨砕ボール及びボールミル容器は共にステ
ンレス製であった。ボールミルを室温（２３℃）におい
て１７ヘルツにおいて２時間回転した。ミリングは容器
温度を最大４０℃まで上昇させた。
ミリングされたリボンは約５ｘ １１０−６ａの平均粒
径を有する粉末状であった。この粉末をボールミルから
取出し、差動走査熱量計（ＤＳＣ）内において約６００
℃の最大温度まで毎分５０℃の昇温速度で焼鈍し、及び
グローブボックス内で室温において冷却した。５００℃
における発熱はＨＥＢＭ試料の結晶化を示した。
径を有する粉末状であった。この粉末をボールミルから
取出し、差動走査熱量計（ＤＳＣ）内において約６００
℃の最大温度まで毎分５０℃の昇温速度で焼鈍し、及び
グローブボックス内で室温において冷却した。５００℃
における発熱はＨＥＢＭ試料の結晶化を示した。
第１ （ａ）図はＨＥＢＭ前の不完全冷却リボンに対す
る銅に一アルファＸ−線回折パターンを示す。鋭いピー
クはその粒径が余りに大きいために高−エネルギー積（
約５ＭＧＯｅより大）が磁気飽和において得ることがで
きない結晶性不完全冷却リボンを表わす。この合金の主
たる相は４４．１．４２．３．３９．２．３７．３．３
３．０及び２９．０度において主たるピークを有する不
完全冷却リボンに対する回折パターンにより証明される
ようにＮｄ２ＦｅｚＢ＋である。粒子の殆んどが単一磁
性領域径よりも既に大きいので、焼鈍は永久磁性特性を
改良しない。
る銅に一アルファＸ−線回折パターンを示す。鋭いピー
クはその粒径が余りに大きいために高−エネルギー積（
約５ＭＧＯｅより大）が磁気飽和において得ることがで
きない結晶性不完全冷却リボンを表わす。この合金の主
たる相は４４．１．４２．３．３９．２．３７．３．３
３．０及び２９．０度において主たるピークを有する不
完全冷却リボンに対する回折パターンにより証明される
ようにＮｄ２ＦｅｚＢ＋である。粒子の殆んどが単一磁
性領域径よりも既に大きいので、焼鈍は永久磁性特性を
改良しない。
第１（ｂ）図は高エネルギーボールミリング直後の試料
に対するＸ−線パターンを示す。ピーク幅に基づいて約
４ナノメータと推定されるＨＥＢＭ試料中の結晶径に対
応する鋭いピークは明らかでない。この粒子径は単一領
域径より実質的に小さい。
に対するＸ−線パターンを示す。ピーク幅に基づいて約
４ナノメータと推定されるＨＥＢＭ試料中の結晶径に対
応する鋭いピークは明らかでない。この粒子径は単一領
域径より実質的に小さい。
第１（ｃ）図は焼鈍後試料のＸ−線パターンを示し、Ｎ
ｄ２Ｆｅ＋、ｔ８＋相の存在及び微細−粒径の微細構造
の存在を確認する。
ｄ２Ｆｅ＋、ｔ８＋相の存在及び微細−粒径の微細構造
の存在を確認する。
第２図は出発不完全冷却リボン、ＨＥＢＭ後の試料及び
焼鈍後のＨＥ Ｂ Ｍ試料に対する第二象限ビステリシ
ス曲線を示す。出発物質の低保磁力及び小エネルギー禎
（２，４ＭＧＯｅ）は不完全冷却、ジェット−キャスト
リボンの典型的なものである。この不完全冷却試料の磁
性特性の増加は６００℃における焼鈍後も見られなかっ
た。
焼鈍後のＨＥ Ｂ Ｍ試料に対する第二象限ビステリシ
ス曲線を示す。出発物質の低保磁力及び小エネルギー禎
（２，４ＭＧＯｅ）は不完全冷却、ジェット−キャスト
リボンの典型的なものである。この不完全冷却試料の磁
性特性の増加は６００℃における焼鈍後も見られなかっ
た。
この試料は高エネルギーボールミル後においても更によ
り低い保磁力及び僅かに１．５ＭＧＯｅのエネルギー積
を有するに過ぎない。これらの磁性特性は過冷却ジェッ
ト−キャスト合金の典型的なものであり、即ち粒子（結
晶）が最適単一過性粒子径よりも小さい非晶質或いは極
細微結晶構造を有するものの典型的なものである。
り低い保磁力及び僅かに１．５ＭＧＯｅのエネルギー積
を有するに過ぎない。これらの磁性特性は過冷却ジェッ
ト−キャスト合金の典型的なものであり、即ち粒子（結
晶）が最適単一過性粒子径よりも小さい非晶質或いは極
細微結晶構造を有するものの典型的なものである。
焼鈍ＨＥＢＭ％Ｉ質は最大の保磁力及び約７メガガウス
エルステッドのエネルギー積を有した。これは極細微細
構造を有する高エネルギーボールミリングさ九た物質の
アニーリングが粒子成長及びその結果永久磁石特性にお
ける増大を作り出すことを示している。
エルステッドのエネルギー積を有した。これは極細微細
構造を有する高エネルギーボールミリングさ九た物質の
アニーリングが粒子成長及びその結果永久磁石特性にお
ける増大を作り出すことを示している。
支五■ユ
Ｎｄａ、 ＋４（Ｆｅｏ、 ９４ＢＯ，Ｏ６）。８６の
５ｇの試料を実施例１に示した高エネルギーボールミル
内において６時間磨砕した。試料を次いで可動頂部及び
底部パンチを有する！］、 ５３ｍｍ （３／８インチ
）直径の円筒形ダイ金型に人わた。このダイ及びその内
容物を誘導加熱コイルによりアルゴン下に約７２５℃の
最大温度まで迅速に加熱した。次いで上部パンチを作動
させ圧力を１秒未満内に最大＋０３．４２１．４ｋＰａ
（１５、０００ｐｓ ｉ）に上昇させた。この試料に対
する最大温度における全時間は約２．２５分であった。
５ｇの試料を実施例１に示した高エネルギーボールミル
内において６時間磨砕した。試料を次いで可動頂部及び
底部パンチを有する！］、 ５３ｍｍ （３／８インチ
）直径の円筒形ダイ金型に人わた。このダイ及びその内
容物を誘導加熱コイルによりアルゴン下に約７２５℃の
最大温度まで迅速に加熱した。次いで上部パンチを作動
させ圧力を１秒未満内に最大＋０３．４２１．４ｋＰａ
（１５、０００ｐｓ ｉ）に上昇させた。この試料に対
する最大温度における全時間は約２．２５分であった。
加熱及び加圧を停止し、加工片をダイ上で室温に冷却さ
せた。
せた。
第３図はホットプレスされたコンパクトに対する第二象
限消磁曲線を示す。この曲線の末端は磁力計における逆
磁場が約１０ＭＧＯｅにおいて適当に機能しなかったの
で外挿された（点線）。このホットプレスされたＨＥＢ
Ｍコンパクトはホットプレスされた過冷却メルト−スパ
ンリボンに匹敵する約１０．５メガガウスエルステッド
の磁性エネルギーを有した。ヨーロッパ特許出願ｏ １
３３７５８号明細書に開示されるような高温加工ＨＥＢ
Ｍ粉末は一層より高いエネルギー積を生ずるものと思わ
れる。
限消磁曲線を示す。この曲線の末端は磁力計における逆
磁場が約１０ＭＧＯｅにおいて適当に機能しなかったの
で外挿された（点線）。このホットプレスされたＨＥＢ
Ｍコンパクトはホットプレスされた過冷却メルト−スパ
ンリボンに匹敵する約１０．５メガガウスエルステッド
の磁性エネルギーを有した。ヨーロッパ特許出願ｏ １
３３７５８号明細書に開示されるような高温加工ＨＥＢ
Ｍ粉末は一層より高いエネルギー積を生ずるものと思わ
れる。
要約すると、直接に磁性化して（或いは焼鈍及び磁性化
して）、高エネルギー永久磁石を形成することのできな
いＲＥ−Ｆｅ−Ｂベースの組成物の完全に結晶形態が高
エネルギーボールミリングにより加工されて極めて微細
粒子の微細構造を有する合金を創り出すことが発見され
た。その様なＨＥＲＭ合金を焼鈍して直接−冷却或いは
過冷却そして焼鈍されたメルト−スパンリボンのそれに
匹敵する結晶学的及び磁性特性を得ることができる。Ｈ
ＥＢＭ合金は又品温−加工して高エネルギー禎を有する
。
して）、高エネルギー永久磁石を形成することのできな
いＲＥ−Ｆｅ−Ｂベースの組成物の完全に結晶形態が高
エネルギーボールミリングにより加工されて極めて微細
粒子の微細構造を有する合金を創り出すことが発見され
た。その様なＨＥＲＭ合金を焼鈍して直接−冷却或いは
過冷却そして焼鈍されたメルト−スパンリボンのそれに
匹敵する結晶学的及び磁性特性を得ることができる。Ｈ
ＥＢＭ合金は又品温−加工して高エネルギー禎を有する
。
完全に緻密化されたコンパクトを与えることができる。
ＩＩ Ｅ Ｂ Ｍが磁性ＲＥ−Ｆｅ−８合金の好まし
い加工方法であるが、その他の極めて微細粒子の微細構
造を創出す機械的合金形成／磨砕方法も又適当なもので
あると思われる。
い加工方法であるが、その他の極めて微細粒子の微細構
造を創出す機械的合金形成／磨砕方法も又適当なもので
あると思われる。
第１図はジェット−キャスト ネオジム−鉄−ホウ素合
金リボンの不完全冷却試料、高エネルギーボールミリン
グ後の同一リボン及び６００℃で焼鈍後のボールミリン
グされた試料に対するＸ−線回折パターンである。 第２図は第１図の試料に対する第二象限ヒステリシスの
プロットを示す。 第３図は高エネルギーボールミリングされ、及びホット
プレスされたＮｄｏ、 ＋４（Ｆｅｏ、 ９４８Ｏ，Ｏ
６）。８６インゴツトの試料に対する第二象限ヒステリ
シスプロットを示す。
金リボンの不完全冷却試料、高エネルギーボールミリン
グ後の同一リボン及び６００℃で焼鈍後のボールミリン
グされた試料に対するＸ−線回折パターンである。 第２図は第１図の試料に対する第二象限ヒステリシスの
プロットを示す。 第３図は高エネルギーボールミリングされ、及びホット
プレスされたＮｄｏ、 ＋４（Ｆｅｏ、 ９４８Ｏ，Ｏ
６）。８６インゴツトの試料に対する第二象限ヒステリ
シスプロットを示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、磁気飽和において５ＭＧＯｅ未満のエネルギー積を
有する結晶性希土類−遷移金属−ホウ素（ＲＥ−ＴＭ−
Ｂ）組成物を主たる相がＲＥ＿２ＴＭ＿１＿４Ｂ＿１で
あり、及び主たる相の結晶が実質的に４００ナノメータ
より小さい大きさに減少されている均質な合金が形成さ
れるような時間高エネルギーボールミルにかけることを
含んでなることを特徴とする永久磁石の製造方法。 ２、この方法が該合金を該結晶が成長し、及び合金が磁
気飽和において５０００エルステッドより大きい保磁力
を有するような温度に加熱することを含むことを特徴と
する特許請求の範囲第１項記載の希土類−鉄−ホウ素ベ
ースの永久磁石の製造方法。 ３、該磁石が少なくとも１０原子パーセントのネオジム
（Ｎｄ）及び／又はプラセオジム（Ｐｒ）、少なくとも
５０原子パーセントの鉄及び１〜１０原子パーセントの
ホウ素を含んでなる組成を有することを特徴とする特許
請求の範囲第１項又は第２項記載の希土類−鉄−ホウ素
ベース永久磁石の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US885943 | 1986-07-15 | ||
| US06/885,943 US4778542A (en) | 1986-07-15 | 1986-07-15 | High energy ball milling method for making rare earth-transition metal-boron permanent magnets |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6331102A true JPS6331102A (ja) | 1988-02-09 |
Family
ID=25388046
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62175007A Pending JPS6331102A (ja) | 1986-07-15 | 1987-07-15 | 希土類−遷移金属−ホウ素永久磁石製造のための高エネルギ−ボ−ルミル方法 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4778542A (ja) |
| EP (1) | EP0253521A3 (ja) |
| JP (1) | JPS6331102A (ja) |
| KR (1) | KR910003784B1 (ja) |
| CN (1) | CN1007099B (ja) |
| AU (1) | AU591996B2 (ja) |
| BR (1) | BR8703666A (ja) |
| CA (1) | CA1275377C (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0439915A (ja) * | 1990-06-05 | 1992-02-10 | Seiko Instr Inc | 希土類磁石の製造方法 |
Families Citing this family (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4778542A (en) * | 1986-07-15 | 1988-10-18 | General Motors Corporation | High energy ball milling method for making rare earth-transition metal-boron permanent magnets |
| DE3832472A1 (de) * | 1988-09-23 | 1990-03-29 | Siemens Ag | Verfahren zur herstellung eines werkstoffes mit einer hartmagnetischen phase aus pulverfoermigen ausgangskomponenten |
| US5395459A (en) * | 1992-06-08 | 1995-03-07 | General Motors Corporation | Method for forming samarium-iron-nitride magnet alloys |
| WO1996010539A1 (en) * | 1994-10-04 | 1996-04-11 | The Australian National University | Preparation of metal oxide powders using activated ball milling |
| US6596096B2 (en) * | 2001-08-14 | 2003-07-22 | General Electric Company | Permanent magnet for electromagnetic device and method of making |
| US7207526B2 (en) * | 2002-06-26 | 2007-04-24 | Mccarthy Peter T | High efficiency tip vortex reversal and induced drag reduction |
| US7217386B2 (en) * | 2004-08-02 | 2007-05-15 | The Regents Of The University Of California | Preparation of nanocomposites of alumina and titania |
| US11383280B2 (en) | 2013-03-22 | 2022-07-12 | Battelle Memorial Institute | Devices and methods for performing shear-assisted extrusion, extrusion feedstocks, extrusion processes, and methods for preparing metal sheets |
| US10695811B2 (en) | 2013-03-22 | 2020-06-30 | Battelle Memorial Institute | Functionally graded coatings and claddings |
| US10189063B2 (en) | 2013-03-22 | 2019-01-29 | Battelle Memorial Institute | System and process for formation of extrusion products |
| US11045851B2 (en) | 2013-03-22 | 2021-06-29 | Battelle Memorial Institute | Method for Forming Hollow Profile Non-Circular Extrusions Using Shear Assisted Processing and Extrusion (ShAPE) |
| US20140328959A1 (en) | 2013-05-03 | 2014-11-06 | Battelle Memorial Institute | System and process for friction consolidation fabrication of permanent magnets and other extrusion and non-extrusion structures |
| US9399223B2 (en) | 2013-07-30 | 2016-07-26 | General Electric Company | System and method of forming nanostructured ferritic alloy |
| US9418779B2 (en) | 2013-10-22 | 2016-08-16 | Battelle Memorial Institute | Process for preparing scalable quantities of high purity manganese bismuth magnetic materials for fabrication of permanent magnets |
| CN104646677B (zh) * | 2015-01-05 | 2017-08-01 | 中国科学院物理研究所 | 一种磁性粉体的制备方法 |
| CN109346258B (zh) * | 2018-09-08 | 2020-12-18 | 江西理工大学 | 一种纳米双主相磁体及其制备方法 |
| US11549532B1 (en) | 2019-09-06 | 2023-01-10 | Battelle Memorial Institute | Assemblies, riveted assemblies, methods for affixing substrates, and methods for mixing materials to form a metallurgical bond |
| WO2023043839A1 (en) | 2021-09-15 | 2023-03-23 | Battelle Memorial Institute | Shear-assisted extrusion assemblies and methods |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE972014C (de) * | 1954-01-20 | 1959-05-06 | Eisen & Stahlind Ag | Verfahren zur Herstellung von Dauermagneten aus feinstkoernigem ferromagnetischem Metallpulver |
| US4135953A (en) * | 1975-09-23 | 1979-01-23 | Bbc Brown, Boveri & Company, Limited | Permanent magnet and method of making it |
| US4043845A (en) * | 1975-11-28 | 1977-08-23 | Raytheon Company | Carbon stabilized cobalt-rare earth magnetic materials |
| 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 |
| CA1277159C (en) * | 1983-05-06 | 1990-12-04 | Setsuo Fujimura | Isotropic permanent magnets and process for producing same |
| CA1236381A (en) * | 1983-08-04 | 1988-05-10 | Robert W. Lee | Iron-rare earth-boron permanent magnets by hot working |
| JPS6091601A (ja) * | 1983-10-25 | 1985-05-23 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 希土類・ボロン・鉄系永久磁石用合金粉末の粉砕方法 |
| FR2598949B1 (fr) * | 1986-05-23 | 1989-08-04 | Centre Nat Rech Scient | Procede pour la preparation de cristaux finement divises a partir d'un alliage metallique, notamment pour la preparation d'aimants permanents |
| US4778542A (en) * | 1986-07-15 | 1988-10-18 | General Motors Corporation | High energy ball milling method for making rare earth-transition metal-boron permanent magnets |
-
1986
- 1986-07-15 US US06/885,943 patent/US4778542A/en not_active Expired - Fee Related
-
1987
- 1987-06-08 CA CA000539108A patent/CA1275377C/en not_active Expired - Fee Related
- 1987-06-22 EP EP87305499A patent/EP0253521A3/en not_active Withdrawn
- 1987-07-06 AU AU75251/87A patent/AU591996B2/en not_active Ceased
- 1987-07-14 BR BR8703666A patent/BR8703666A/pt not_active Application Discontinuation
- 1987-07-14 KR KR1019870007585A patent/KR910003784B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1987-07-15 JP JP62175007A patent/JPS6331102A/ja active Pending
- 1987-07-15 CN CN87104923A patent/CN1007099B/zh not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0439915A (ja) * | 1990-06-05 | 1992-02-10 | Seiko Instr Inc | 希土類磁石の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR880002207A (ko) | 1988-04-29 |
| EP0253521A3 (en) | 1990-02-07 |
| KR910003784B1 (ko) | 1991-06-12 |
| AU591996B2 (en) | 1989-12-21 |
| BR8703666A (pt) | 1988-03-22 |
| CN1007099B (zh) | 1990-03-07 |
| AU7525187A (en) | 1988-01-21 |
| US4778542A (en) | 1988-10-18 |
| CA1275377C (en) | 1990-10-23 |
| CN87104923A (zh) | 1988-01-27 |
| EP0253521A2 (en) | 1988-01-20 |
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