JPH07240307A - 含窒素希土類磁石及びその製造方法 - Google Patents
含窒素希土類磁石及びその製造方法Info
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- JPH07240307A JPH07240307A JP6029620A JP2962094A JPH07240307A JP H07240307 A JPH07240307 A JP H07240307A JP 6029620 A JP6029620 A JP 6029620A JP 2962094 A JP2962094 A JP 2962094A JP H07240307 A JPH07240307 A JP H07240307A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明の目的はＳｍ2 −Ｆｅ17−ＮX 系合金
本来の高い磁気特性を発揮すると共に、耐熱性に優れた
新規な含窒素希土類磁石及びその製造方法を提供するこ
とにある。 【構成】 本発明はＲ−Ｔ−Ｎ合金粉末（Ｒは希土類元
素，Ｔは遷移金属，Ｎは窒素）を所定の形状に成形し、
その後この成形体を焼結して固形化する含窒素希土類磁
石の製造方法において、上記成形体を、昇温速度６００
〜１０００℃／ｍｉｎ、焼結温度５５０℃以下、焼結時
間１分以内、焼結圧力６〜１０ｔ／ｃｍ2 、電流密度
０．７〜２．０ＫＡ／ｃｍ2 の条件でプラズマ焼結する
ことを特徴としている。
本来の高い磁気特性を発揮すると共に、耐熱性に優れた
新規な含窒素希土類磁石及びその製造方法を提供するこ
とにある。 【構成】 本発明はＲ−Ｔ−Ｎ合金粉末（Ｒは希土類元
素，Ｔは遷移金属，Ｎは窒素）を所定の形状に成形し、
その後この成形体を焼結して固形化する含窒素希土類磁
石の製造方法において、上記成形体を、昇温速度６００
〜１０００℃／ｍｉｎ、焼結温度５５０℃以下、焼結時
間１分以内、焼結圧力６〜１０ｔ／ｃｍ2 、電流密度
０．７〜２．０ＫＡ／ｃｍ2 の条件でプラズマ焼結する
ことを特徴としている。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は希土類永久磁石のうち、
特に、磁気特性や耐熱性及び耐腐蝕性に優れた含窒素希
土類磁石及びその製造方法に関するものである。
特に、磁気特性や耐熱性及び耐腐蝕性に優れた含窒素希
土類磁石及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、モータ、発電機、音響機器等に
用いられている工業用永久磁石としては、従来から知ら
れているアルニコ磁石、フェライト磁石の他に、Ｒ2 −
Ｔ17系やＲ2 −Ｔ14−Ｂ化合物からなる希土類磁石が用
いられている。この希土類磁石は周知の通り、ＦｅやＣ
ｏ等の遷移金属Ｔ中に、Ｎｄ、Ｓｍ等の希土類元素Ｒを
混入したものであり、特に、このＲ2 −Ｔ17系磁石とし
て代表的な鉄Ｓｍ−Ｃｏ系磁石はヒステリシスループの
減磁曲線（ＢＨカーブ）で示される残留磁束密度（Ｂ
ｒ）、保磁力（Ｈｃ）、最大エネルギー積（ＢＨｍａ
ｘ）のいずれも大きく、優れた磁気特性を有しているが
Ｃｏが高価なため普及には時間がかかる。
用いられている工業用永久磁石としては、従来から知ら
れているアルニコ磁石、フェライト磁石の他に、Ｒ2 −
Ｔ17系やＲ2 −Ｔ14−Ｂ化合物からなる希土類磁石が用
いられている。この希土類磁石は周知の通り、ＦｅやＣ
ｏ等の遷移金属Ｔ中に、Ｎｄ、Ｓｍ等の希土類元素Ｒを
混入したものであり、特に、このＲ2 −Ｔ17系磁石とし
て代表的な鉄Ｓｍ−Ｃｏ系磁石はヒステリシスループの
減磁曲線（ＢＨカーブ）で示される残留磁束密度（Ｂ
ｒ）、保磁力（Ｈｃ）、最大エネルギー積（ＢＨｍａ
ｘ）のいずれも大きく、優れた磁気特性を有しているが
Ｃｏが高価なため普及には時間がかかる。
【０００３】一方、Ｒ2 −Ｔ14−Ｂ系磁石として代表的
なＮｄ2 −Ｆｅ14−Ｂ1 系磁石はＳｍ−Ｃｏ系以上の特
性を持ち、安価でもあるが、キュリー温度が約３００℃
と低い欠点を有しているため、高い発熱を伴うモータや
各種デバイス等の高温に晒される条件下ではあまり適し
ていない。これらに対して、このＲ2 −Ｔ17系化合物中
に、Ｎ原子を混入した含窒素希土類材料であるＳｍ2 −
Ｆｅ17−ＮX 系合金はキュリー温度が約４６０℃と高
く、しかも、上記Ｎｄ2 −Ｆｅ14−Ｂ1 系合金と同等或
いはそれ以上の磁気特性を発揮するため、新しい希土類
磁石としておおいに注目されている。
なＮｄ2 −Ｆｅ14−Ｂ1 系磁石はＳｍ−Ｃｏ系以上の特
性を持ち、安価でもあるが、キュリー温度が約３００℃
と低い欠点を有しているため、高い発熱を伴うモータや
各種デバイス等の高温に晒される条件下ではあまり適し
ていない。これらに対して、このＲ2 −Ｔ17系化合物中
に、Ｎ原子を混入した含窒素希土類材料であるＳｍ2 −
Ｆｅ17−ＮX 系合金はキュリー温度が約４６０℃と高
く、しかも、上記Ｎｄ2 −Ｆｅ14−Ｂ1 系合金と同等或
いはそれ以上の磁気特性を発揮するため、新しい希土類
磁石としておおいに注目されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ところで、このＲ2 −
Ｔ17系化合物中にＮ原子を混入したＳｍ2 −Ｆｅ17−Ｎ
X 等の含窒素希土類磁石は６００℃以上に加熱すると結
晶構造がＲＮとα−Ｆｅに分解してしまうため、Ｎｄ2
−Ｆｅ14−Ｂ1 系合金等のように、１０００℃以上の高
温と長時間を要する従来の高温液相焼結法やホットプレ
ス法等の成形固化法を用いることができない。そのた
め、このＳｍ2 −Ｆｅ17−ＮX 系合金の固形化は特開平
５−５１６８７号公報に示すように、Ｓｍ2 −Ｆｅ17−
ＮX 系合金粉末中に、樹脂やＺｎ，Ａｌ等の低融点化合
物及び金属バインダーを配合し、粒子間を接合したボン
ド磁石として実用化が検討されている。
Ｔ17系化合物中にＮ原子を混入したＳｍ2 −Ｆｅ17−Ｎ
X 等の含窒素希土類磁石は６００℃以上に加熱すると結
晶構造がＲＮとα−Ｆｅに分解してしまうため、Ｎｄ2
−Ｆｅ14−Ｂ1 系合金等のように、１０００℃以上の高
温と長時間を要する従来の高温液相焼結法やホットプレ
ス法等の成形固化法を用いることができない。そのた
め、このＳｍ2 −Ｆｅ17−ＮX 系合金の固形化は特開平
５−５１６８７号公報に示すように、Ｓｍ2 −Ｆｅ17−
ＮX 系合金粉末中に、樹脂やＺｎ，Ａｌ等の低融点化合
物及び金属バインダーを配合し、粒子間を接合したボン
ド磁石として実用化が検討されている。
【０００５】しかしながら、このような固化法によって
得られた成形体では、磁気特性を示すＳｍ2 −Ｆｅ17−
ＮX 系合金の密度が減少してしまうこととなり、Ｓｍ2
−Ｆｅ17−ＮX 系合金が本来有している磁気特性を１０
０％近く発揮することができないといった欠点がある。
また、低融点の化合物をバインダーの耐熱性に左右され
ることとなり、成形体の耐熱性はＳｍ2 −Ｆｅ17−ＮX
系合金本来の耐熱性よりも低くくならざるを得ないもの
であった。
得られた成形体では、磁気特性を示すＳｍ2 −Ｆｅ17−
ＮX 系合金の密度が減少してしまうこととなり、Ｓｍ2
−Ｆｅ17−ＮX 系合金が本来有している磁気特性を１０
０％近く発揮することができないといった欠点がある。
また、低融点の化合物をバインダーの耐熱性に左右され
ることとなり、成形体の耐熱性はＳｍ2 −Ｆｅ17−ＮX
系合金本来の耐熱性よりも低くくならざるを得ないもの
であった。
【０００６】そこで、本発明は上記の問題点を有効に解
決するために案出されたものであり、その目的はＳｍ2
−Ｆｅ17−ＮX 系合金本来の高い磁気特性を発揮すると
共に、耐熱性に優れた新規な含窒素希土類磁石及びその
製造方法を提供するものである。
決するために案出されたものであり、その目的はＳｍ2
−Ｆｅ17−ＮX 系合金本来の高い磁気特性を発揮すると
共に、耐熱性に優れた新規な含窒素希土類磁石及びその
製造方法を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｎ合金粉末（Ｒは希土類元素，Ｔ
は遷移金属，Ｎは窒素）を所定の形状に成形し、その後
この成形体を焼結して固形化する含窒素希土類磁石の製
造方法において、上記成形体を、昇温速度６００〜１０
００℃／ｍｉｎ、焼結温度５５０℃以下、焼結時間１分
以内、焼結圧力６〜１０ｔ／ｃｍ2 、電流密度０．７〜
２．０ＫＡ／ｃｍ2 の条件でプラズマ焼結する含窒素希
土類磁石の製造方法及び、この製造方法で得られ、その
最大エネルギー積が、上記Ｒ−Ｔ−Ｎ合金粉末の最大エ
ネルギー積の９５％以上である含窒素希土類磁石であ
る。
に本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｎ合金粉末（Ｒは希土類元素，Ｔ
は遷移金属，Ｎは窒素）を所定の形状に成形し、その後
この成形体を焼結して固形化する含窒素希土類磁石の製
造方法において、上記成形体を、昇温速度６００〜１０
００℃／ｍｉｎ、焼結温度５５０℃以下、焼結時間１分
以内、焼結圧力６〜１０ｔ／ｃｍ2 、電流密度０．７〜
２．０ＫＡ／ｃｍ2 の条件でプラズマ焼結する含窒素希
土類磁石の製造方法及び、この製造方法で得られ、その
最大エネルギー積が、上記Ｒ−Ｔ−Ｎ合金粉末の最大エ
ネルギー積の９５％以上である含窒素希土類磁石であ
る。
【０００８】本発明に類似する先願としては特開平４−
３２３８０３号公報があるが、先願と大きく異なる点
は、焼結時間及び処理時間を大きく短縮できることであ
り、そのために本発明は焼結圧力や電流密度等の焼結条
件を、より具体的に限定したものである。すなわち、本
発明において、プラズマ焼結時の昇温速度６００〜１０
００℃／ｍｉｎとしたのは処理時間（加圧→加熱（通
電）→冷却（１００℃以下））が３分以内に短縮される
からであり、好ましくは８００〜１０００℃／ｍｉｎの
範囲が良い。
３２３８０３号公報があるが、先願と大きく異なる点
は、焼結時間及び処理時間を大きく短縮できることであ
り、そのために本発明は焼結圧力や電流密度等の焼結条
件を、より具体的に限定したものである。すなわち、本
発明において、プラズマ焼結時の昇温速度６００〜１０
００℃／ｍｉｎとしたのは処理時間（加圧→加熱（通
電）→冷却（１００℃以下））が３分以内に短縮される
からであり、好ましくは８００〜１０００℃／ｍｉｎの
範囲が良い。
【０００９】焼結温度を５５０℃以下に限定したのは、
図１に示すように、５００℃を越えると急激に固化体の
磁気特性が低下するためであり、図からもわかるよう
に、好ましくは４５０〜５５０℃が最も良い。
図１に示すように、５００℃を越えると急激に固化体の
磁気特性が低下するためであり、図からもわかるよう
に、好ましくは４５０〜５５０℃が最も良い。
【００１０】焼結時間を１分以内としたのは固化体の高
温化による不都合を防止するためである。すなわち、焼
結時間が長くなるほど、固化体の温度が上昇して分解し
て特性の低下を招くからである。また、この理由によ
り、この焼結時間を含めた処理時間も、プラズマ焼結装
置の電極部に冷却水を通水して強制冷却し、３分以内で
行うことが必要である。ところが、このような低温短時
間の焼結では固化体の機械的特性（強度）が低下して実
用的強度（圧縮強度５０Ｋｇ／ｃｍ2 ）が得られないた
め、６〜１０ｔ／ｃｍ2 の焼結圧力が必要となってく
る。
温化による不都合を防止するためである。すなわち、焼
結時間が長くなるほど、固化体の温度が上昇して分解し
て特性の低下を招くからである。また、この理由によ
り、この焼結時間を含めた処理時間も、プラズマ焼結装
置の電極部に冷却水を通水して強制冷却し、３分以内で
行うことが必要である。ところが、このような低温短時
間の焼結では固化体の機械的特性（強度）が低下して実
用的強度（圧縮強度５０Ｋｇ／ｃｍ2 ）が得られないた
め、６〜１０ｔ／ｃｍ2 の焼結圧力が必要となってく
る。
【００１１】さらに、この焼結圧力を６〜１０ｔ／ｃｍ
2 に限定したのは、図２に示すように、この焼結圧力が
６ｔ／ｃｍ2 以下では良好な磁気特性が得られず、ま
た、焼結圧力が１０ｔ／ｃｍ2 を越える高圧では金型の
耐圧限界から破損の危険を招くからである。
2 に限定したのは、図２に示すように、この焼結圧力が
６ｔ／ｃｍ2 以下では良好な磁気特性が得られず、ま
た、焼結圧力が１０ｔ／ｃｍ2 を越える高圧では金型の
耐圧限界から破損の危険を招くからである。
【００１２】また、電流密度を０．７〜２．０ＫＡ／ｃ
ｍ2 の範囲に限定したのは０．７ＫＡ／ｃｍ2 以下では
短時間で良好な焼結が行えず、また、２．０ＫＡ／ｃｍ
2 以上の急激な電流は固化体の不均一性や金型へのショ
ックによるクラック等を招く虞があるからである。
ｍ2 の範囲に限定したのは０．７ＫＡ／ｃｍ2 以下では
短時間で良好な焼結が行えず、また、２．０ＫＡ／ｃｍ
2 以上の急激な電流は固化体の不均一性や金型へのショ
ックによるクラック等を招く虞があるからである。
【００１３】
【作用】本発明は上述したように製造方法であるため、
従来のボンド磁石のように、粒子間を接続するための低
融点のバインダーを用いずに固形化することが可能とな
る。従って、略１００％に近い高密度が得られることに
なるため、従来のボンド磁石に対して強度が向上し、ま
た、磁気特性を大きく左右する最大エネルギー積が、Ｒ
−Ｆｅ−Ｎ合金元来の最大エネルギー積の９５％以上を
発揮することになって高い磁気特性を発揮することがで
きる。また、固形体の使用限界温度が粉末本来のものと
なり、耐熱性も向上する。
従来のボンド磁石のように、粒子間を接続するための低
融点のバインダーを用いずに固形化することが可能とな
る。従って、略１００％に近い高密度が得られることに
なるため、従来のボンド磁石に対して強度が向上し、ま
た、磁気特性を大きく左右する最大エネルギー積が、Ｒ
−Ｆｅ−Ｎ合金元来の最大エネルギー積の９５％以上を
発揮することになって高い磁気特性を発揮することがで
きる。また、固形体の使用限界温度が粉末本来のものと
なり、耐熱性も向上する。
【００１４】
【実施例】以下、本発明の実施例及び比較例を詳述す
る。
る。
【００１５】（実施例）先ず、Ｓｍメタル２４０ｇとＦ
ｅ７６０ｇをＡｒで置換した真空溶解炉で溶解して合金
化し、Ｓｍが２４ｗｔ％、Ｆｅが７６ｗｔ％の合金を形
成した。この合金の組成を分析したところ、Ｓｍ2 Ｆｅ
17、Ｓｍ1 Ｆｅ3 、α−Ｆｅの３相が確認された。次
に、この合金をさらにＡｒ中１１００℃×６時間加熱処
理してその組成がＳｍ2 Ｆｅ17の単相になるように均質
化処理を行った後、これを乳鉢で粉砕し、平均粒径３２
μｍ以下の粉体を形成した。次に、この粉末をステンレ
スバットに入れ、これに３．５％のＨ2 を含んだＮ2 ガ
スを５００ｍｌ／ｍｉｎで流すると共に５００℃に加熱
しながら６時間窒化処理を行い、組成がＳｍ2 Ｆｅ17Ｎ
3 の窒化粉末を形成した後、この窒化粉末をさらにボー
ルミルで平均粒径７μｍに粉砕し、窒化原料粉末を得
た。そして、この窒化原料粉末３ｇを１０φのＷＣモー
ルドに充填し、それぞれ真空雰囲気とＮ2 ガス雰囲気下
で、１０ＫＯｅの磁場中でプラズマ焼結ＰＡＳ（通電固
化）を行って２つの固形体を形成した。尚、この通電固
化条件としては圧力：６ｔ／ｃｍ2 、昇温速度：８００
℃／ｍｉｎ、電流密度：１．７８ＫＡ／ｃｍ2 であっ
た。また、いずれの固形体も焼結時間０．５分、焼結温
度４５０℃、加圧→通電→冷却（１００℃以下）に要し
た処理時間は３分であった。
ｅ７６０ｇをＡｒで置換した真空溶解炉で溶解して合金
化し、Ｓｍが２４ｗｔ％、Ｆｅが７６ｗｔ％の合金を形
成した。この合金の組成を分析したところ、Ｓｍ2 Ｆｅ
17、Ｓｍ1 Ｆｅ3 、α−Ｆｅの３相が確認された。次
に、この合金をさらにＡｒ中１１００℃×６時間加熱処
理してその組成がＳｍ2 Ｆｅ17の単相になるように均質
化処理を行った後、これを乳鉢で粉砕し、平均粒径３２
μｍ以下の粉体を形成した。次に、この粉末をステンレ
スバットに入れ、これに３．５％のＨ2 を含んだＮ2 ガ
スを５００ｍｌ／ｍｉｎで流すると共に５００℃に加熱
しながら６時間窒化処理を行い、組成がＳｍ2 Ｆｅ17Ｎ
3 の窒化粉末を形成した後、この窒化粉末をさらにボー
ルミルで平均粒径７μｍに粉砕し、窒化原料粉末を得
た。そして、この窒化原料粉末３ｇを１０φのＷＣモー
ルドに充填し、それぞれ真空雰囲気とＮ2 ガス雰囲気下
で、１０ＫＯｅの磁場中でプラズマ焼結ＰＡＳ（通電固
化）を行って２つの固形体を形成した。尚、この通電固
化条件としては圧力：６ｔ／ｃｍ2 、昇温速度：８００
℃／ｍｉｎ、電流密度：１．７８ＫＡ／ｃｍ2 であっ
た。また、いずれの固形体も焼結時間０．５分、焼結温
度４５０℃、加圧→通電→冷却（１００℃以下）に要し
た処理時間は３分であった。
【００１６】そして、この固形体の密度（ｇ／ｃ
ｍ3 ）、理論値を６．２０６ｇ／ｃｍ3 1)とした時の対
理論値（％）、磁気特性（残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ｉ
Ｈｃ、最大エネルギー積ＢＨｍａｘ）を測定し、その結
果を表１に示す。
ｍ3 ）、理論値を６．２０６ｇ／ｃｍ3 1)とした時の対
理論値（％）、磁気特性（残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ｉ
Ｈｃ、最大エネルギー積ＢＨｍａｘ）を測定し、その結
果を表１に示す。
【００１７】（比較例１）実施例で得られた平均粒径７
μｍの窒化原料粉末をステアリン酸を用いて１０ＫＯｅ
の磁場中で固化した固形体のＶＳＭ測定結果を粉末自体
の磁気特性とし、上記実施例の磁気特性の参考比較例と
して表１に示す。
μｍの窒化原料粉末をステアリン酸を用いて１０ＫＯｅ
の磁場中で固化した固形体のＶＳＭ測定結果を粉末自体
の磁気特性とし、上記実施例の磁気特性の参考比較例と
して表１に示す。
【００１８】（比較例２）実施例で得られた平均粒径７
μｍの窒化原料粉末をエポキシ樹脂２０ｖｏｌ％を加え
て１０ＫＯｅの磁場中で固化した固形体の密度及びＢＨ
トレーサによる磁気特性を測定し、その結果を表１に示
す。
μｍの窒化原料粉末をエポキシ樹脂２０ｖｏｌ％を加え
て１０ＫＯｅの磁場中で固化した固形体の密度及びＢＨ
トレーサによる磁気特性を測定し、その結果を表１に示
す。
【００１９】
【表１】
【００２０】この結果、表１からも明らかなように、実
施例１で得られたＮ2 ガス雰囲気及び真空雰囲気中で焼
結した固形体はいずれも粉末自体の特性である比較例１
の磁気特性とほぼ同様であり、密度も略１００％近くの
ものが得られた。これに対し、比較例２のように樹脂ボ
ンドを用いて粉末を固形化した固形体では残留磁束密度
（Ｂｒ）、保磁力（Ｈｃ）、最大エネルギー積（ＢＨｍ
ａｘ）のいずれも実施例を下回った。
施例１で得られたＮ2 ガス雰囲気及び真空雰囲気中で焼
結した固形体はいずれも粉末自体の特性である比較例１
の磁気特性とほぼ同様であり、密度も略１００％近くの
ものが得られた。これに対し、比較例２のように樹脂ボ
ンドを用いて粉末を固形化した固形体では残留磁束密度
（Ｂｒ）、保磁力（Ｈｃ）、最大エネルギー積（ＢＨｍ
ａｘ）のいずれも実施例を下回った。
【００２１】
【発明の効果】以上要するに本発明によれば、樹脂ボン
ド等を用いずに含窒素希土類磁石粉末を固形化すること
ができるため、高い磁気特性と共に高強度、高耐熱性を
備えた含窒素希土類磁石が得られる。これにより、熱負
荷の大きなモータや各種デバイス等、高磁気特性、耐熱
が要求される部材への適用が可能となる等といった優れ
た効果を有する。
ド等を用いずに含窒素希土類磁石粉末を固形化すること
ができるため、高い磁気特性と共に高強度、高耐熱性を
備えた含窒素希土類磁石が得られる。これにより、熱負
荷の大きなモータや各種デバイス等、高磁気特性、耐熱
が要求される部材への適用が可能となる等といった優れ
た効果を有する。
【図１】図１は固形化温度と磁気特性との関係を示すグ
ラフ図である。
ラフ図である。
【図２】図２は固形化圧力と磁気特性との関係を示すグ
ラフ図である。
ラフ図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 33/02 Ｋ Ｈ０１Ｆ 1/053 41/02 Ｇ Ｈ０１Ｆ 1/04 Ａ (72)発明者 石田 明 神奈川県藤沢市土棚８番地 株式会社い すゞセラミックス研究所内 (72)発明者 小田 知加子 神奈川県藤沢市土棚８番地 株式会社い すゞセラミックス研究所内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｒ−Ｔ−Ｎ合金粉末（Ｒは希土類元素，
Ｔは遷移金属，Ｎは窒素）を所定の形状に成形し、その
後この成形体を焼結して固形化する含窒素希土類磁石の
製造方法において、上記成形体を、昇温速度６００〜１
０００℃／ｍｉｎ、焼結温度５５０℃以下、焼結時間１
分以内、焼結圧力６〜１０ｔ／ｃｍ2 、電流密度０．７
〜２．０ＫＡ／ｃｍ2 の条件でプラズマ焼結することを
特徴とする含窒素希土類磁石の製造方法。 - 【請求項２】 Ｒ−Ｔ−Ｎ合金粉末（Ｒは希土類元素，
Ｔは遷移金属，Ｎは窒素）のプラズマ焼結体の最大エネ
ルギー積が、上記Ｒ−Ｆｅ−Ｎ合金粉末の最大エネルギ
ー積の９５％以上であることを特徴とする含窒素希土類
磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6029620A JPH07240307A (ja) | 1994-02-28 | 1994-02-28 | 含窒素希土類磁石及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6029620A JPH07240307A (ja) | 1994-02-28 | 1994-02-28 | 含窒素希土類磁石及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07240307A true JPH07240307A (ja) | 1995-09-12 |
Family
ID=12281135
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6029620A Pending JPH07240307A (ja) | 1994-02-28 | 1994-02-28 | 含窒素希土類磁石及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07240307A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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