(57)【要約】  出発物質から磁性材料を製造する方法であって、該出発物質は少なくとも１つの希土類金属（ＳＥ）と少なくとも１つの遷移金属とを含んで成り、前記方法は、前記出発物質から単結晶粒子を製造するステップと、前記単結晶粒子を水素化するステップと、前記単結晶粒子を不均化するステップと、脱着のステップと、再結合のステップと、を含んで成り、前記水素化の前及び／又は前記再結合の後に粉砕のステップが実施される方法。【選択図】  図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
出発物質から磁性材料を製造する方法であって、前記出発物質は少なくとも１つの希土類金属（ＳＥ）と少なくとも１つの遷移金属とを含んで成り、
前記方法は、
−前記出発物質から単結晶粒子を製造するステップと、
−前記単結晶粒子を水素化するステップと、
−前記単結晶粒子を不均化するステップと、
−脱着のステップと、
−再結合のステップと、
を含んで成り、
前記水素化の前及び／又は前記再結合の後に粉砕のステップが実施される方法。
【請求項２】
前記粉砕後の前記材料の平均粒径は１００μｍ未満、特に５０μｍ未満、且つ特に２０μｍ未満であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記再結合後に磁界における配向が実施されることを特徴とする、請求項１又は請求項２に記載の方法。
【請求項４】
印加される前記磁界の磁界強度は０テスラより大きく１００テスラまで、好ましくは０テスラより大きく１０テスラまでであることを特徴とする、請求項３に記載の方法。
【請求項５】
前記出発物質からの単結晶粒子の製造は、３００℃未満の温度、特に１００℃未満の温度、且つ特に室温で水素の付加によって行われることを特徴とする、請求項１〜請求項４のいずれか１つに記載の方法。
【請求項６】
前記水素化時の温度は約２０℃乃至３５０℃、好ましくは約３００℃であり、及び／又は前記不均化時の温度は５００℃乃至１０００℃、好ましくは７５０℃乃至８５０℃であり、及び／又は前記脱着時の温度は５００℃乃至１０００℃、好ましくは７５０℃乃至８５０℃であり、及び／又は前記再結合時の温度は５００℃乃至１０００℃、好ましくは７５０℃乃至８５０℃であることを特徴とする、請求項１〜請求項５のいずれか１つに記載の方法。
【請求項７】
前記水素化時の水素分圧は２０ｋＰａ乃至１００ｋＰａ以上、好ましくは２０ｋＰａ乃至４０ｋＰａ、さらに好ましくは３０ｋＰａであり、及び／又は前記不均化時の水素分圧は２０ｋＰａ乃至４０ｋＰａ、好ましくは３０ｋＰａであり、及び／又は前記脱着時の水素分圧は０．５ｋＰａ乃至１．５ｋＰａ、好ましくは１ｋＰａであり、及び／又は前記再結合時の水素分圧は０ｋＰａ乃至１ｋＰａ、好ましくは０ｋＰａであることを特徴とする、請求項１〜請求項６のいずれか１つに記載の方法。
【請求項８】
前記粉砕はボールミル粉砕によって行われることを特徴とする、請求項１〜請求項７のいずれか１つに記載の方法。
【請求項９】
前記希土類金属（ＳＥ）は、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｌａ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｇｄより成る群から、好ましくは、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｌａから選択されていることを特徴とする、請求項１〜請求項８のいずれか１つに記載の方法。
【請求項１０】
前記遷移金属は、Ｆｅ及びＣｏより成る群から選択されていることを特徴する、請求項１〜請求項９のいずれか１つに記載の方法。
【請求項１１】
前記磁性材料は少なくとも１つの別の元素、特にＢ及び／又はＧａ及び／又はＮｂ及び／又はＳｉ及び／又はＡｌを含むことを特徴とする、請求項１〜請求項１０のいずれか１つに記載の方法。
【請求項１２】
前記磁性材料はＮｄＦｅＢＧａＮｂであることを特徴とする、請求項１〜請求項１１のいずれか１つに記載の方法。
【請求項１３】
請求項１〜請求項１２のいずれか１つに記載の方法に従って製造された永久磁石。
【請求項１４】
前記永久磁石を形成する磁性材料はＮｄＦｅＢＧａＮｂであることを特徴とする、請求項１３に記載の永久磁石。
【請求項１５】
前記磁性材料は樹脂接着されている、請求項１３又は請求項１４に記載の永久磁石。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は磁性材料を製造する方法、及び永久磁石に関する。
【背景技術】
【０００２】
磁性材料及びその製造方法は従来技術より周知である。例えば、微結晶、いわゆるナノ結晶磁性粉は、ボールミル粉砕又は急速凝固及びその後の熱間圧縮又は熱間変形によって、あるいは「交換結合又は残留片勾配（Remanenzuberhohung）」によって得られる。この場合の不利な点は、出発合金の加工が複雑であることのほか、得られる磁性材料のエネルギー密度及び残留磁化が低いことが多いことである。別の方法では、いわゆるＨＤＤＲ法が用いられる。ここでＨは水素化、最初のＤは不均化、２番目のＤは脱着、Ｒは再結合を表す。例えば、特許文献１は、このＨＤＤＲ法による強磁性サマリウム−コバルト系材料を製造する方法を開示しており、ここでは不均化は０．５ＭＰａより高い水素圧及び５００℃乃至９００℃の温度で実行される。この方法の不利な点は、このようにして得られる磁性材料が、等方性であるので、したがって脱着及び再結合の後の残留磁化が比較的低く、且つ微結晶が３００ｎｍ以上の径を有することである。さらにこの方法は、制御が非常に複雑で制御し難く、精密なパラメータを作成して、それを維持することを必要とする。したがって、ほとんどの場合、せいぜい小さい異方性部分範囲を有するだけで全体的には磁気等方性を有したクラスター構造を特徴とする磁性材料が得られる。この磁性材料は顕著な磁気優先方位を有さず、したがって換言すれば、いかなるテクスチャーも有していない。このようなクラスターにおいては、後の磁界への導入ステップにおいてテクスチャリング、すなわち磁性材料の配向を行うこともできない。得られる材料は全体的に見ると磁気等方性であり、且つ低い残留磁化を特徴とする。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】独国特許出願公開第１９７５２３６６Ａ１号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
請求項１の特徴を有する本発明による方法は、簡易化された実行可能性を特徴とする。この方法によって製造された磁性材料は磁気異方性を有し、それによってテクスチャード加工される。即ち、該磁性材料は、好ましい磁気方位を有し、それによって非常に高い残留磁化をも有する。本発明による方法は磁性材料を製造するＨＤＤＲ法の周知のステップを含むが、さらに、出発物質からの単結晶粒子の製造及び本発明に必須の粉砕ステップを特徴とする。具体的には、少なくとも１つの希土類金属（ＳＥ）と少なくとも１つの遷移金属とを含んで成る出発物質から単結晶粒子が製造される。これは、例えば、少なくとも１つの希土類金属と少なくとも１つの遷移金属とを含む多結晶インゴットを水素と混合することによって行うことができる。その際、水素がインゴットの結晶構造内へ拡散して粒間スペースを占有し、それによって結晶構造内部の格子歪み及び応力が生じ、最終的に多結晶インゴットが各粒界に沿って粉砕され単結晶粒子に崩壊する。本発明による方法の第１の代替法によれば、出発物質から単結晶粒子を製造するステップの後、すなわちＨＤＤＲ法の導入の前、換言すれば単結晶粒子の水素化の前に、単結晶材料の粉砕ステップが実施される。この必須の粉砕ステップによって、単結晶粒子の粒径は大幅に縮小される。例えば本発明による方法の第１のステップで出発物質を水素と混合することによって得られる単結晶粒子が、１００μｍの粒径を有するとき、粉砕ステップによって、粒径は約１０μｍに縮小される。粉砕はもっぱら機械式のものあり、一定の粒径を有する材料を製造するためだけに提供されている。例えば反応性ボールミル粉砕の場合に頻繁に生じる相転移は回避される。このように粉砕された単結晶粒子へのＨＤＤＲ法の適用用時には、ＨＤＤＲ法の適用中の工程パラメータ、すなわち特に水素分圧及び温度は、極大まかな、すなわち大きめの許容範囲内に設定することができ、それでも高度にテクスチャード加工された、すなわち磁気的に強異方性を有した材料が得られることが明らかとなったのは、驚きであった。例えば在来のＨＤＤＲ法では、例えばＮｄＦｅＢＧａＮｂ出発合金に対し、最後に主に異方性の磁性材料を得るためには３０＋／−３ｋＰａでの水素分圧を設定することが必要であったが、本発明による方法によれば、水素分圧は例えば３０〜２００ｋＰａに維持することができ、これにより材料のテクスチャーの目立った削減を回避できる。すなわち好ましい磁気方位とともにそれによる磁性材料の異方性を得られる。これにより、技術的及び経済的な取り組みに関してプロセス管理が容易となる。本発明による方法の第２の代替法によれば、必須の粉砕ステップは再結合の後、すなわちＨＤＤＲ法の終了後にも行うことができる。この場合にも、上述したように、ＨＤＤＲ法のパラメータの維持において大きめの許容範囲が可能であり、本発明に必須の粉砕ステップによって全体的に磁気等方性のクラスター構造が破壊され、ここから高いテクスチャリングを特徴とする異方性粒子が放出されると考えられる。本発明に必須の粉砕ステップは、単結晶粒子の水素化の前及び追加的に磁性材料の再結合の後にも実施することができる。これによって特に強異方性の磁性材��が得られる。粉砕は在来の方法、例えば加圧、又は研削、特に、望ましい粒径の粒子が適切に製造できるためボールミルによる研削によって、行うことができる。本発明による方法によって、磁性材料の製造のための技術上の複雑さ及び費用は大幅に削減され、さらに反応時間も明らかに短縮される。
【０００５】
従属クレームは本発明の好ましい発展形態を示す。
【０００６】
本発明の好ましい実施形態によれば、粉砕後の材料の粒径は１００μｍ未満、特に５０μｍ未満、特に、２０μｍ未満である。粉砕後の粒径は材料のテクスチャリングにとってきわめて重要である。粒径が小さいほど、材料の最終テクスチャリングは高く、且つ本発明による方法によって製造される磁性材料の残留磁化は高くなる。粒径が、１００μｍ未満、且つ好ましくは５０μｍ未満、又はさらに好ましくは２０μｍ未満となるまで材料を粉砕することにより、強くテクスチャード加工できる微粒子が放出されるまで結晶クラスターが崩壊され、これが磁性材料の高い残留磁化に反映されると考えられる。
【０００７】
本発明による方法の別の好ましい実施形態によれば、磁性材料の再結合もしくは再結合及び粉砕の後、磁界における配向が実施される。本発明による方法の本発明に必須のステップによって、磁気的に異方性の強い材料が得られる。材料をさらに配向させ、一定の好ましい方位を備えるために、得られた材料には磁界を印加することができる。これにより磁性材料の残留磁化が高められる。
【０００８】
本発明による方法が磁界の印加により特徴づけられる場合、印加される磁界の磁界強度はさらに好ましくは０テスラより大きく１００テスラまで、好ましくは０テスラより大きく１０テスラまでとなる。この磁界強度は、磁性材料における高いテクスチャリングを引き起こすとともに、それにより一定の好ましい磁気方位を有する磁性材料を提供するために十分である。磁界強度は上方には無制限である。１０テスラまでの好ましい範囲では材料の配向はできるだけ少ない製造費用で最適に制御可能である。当業者は、最適な磁界強度を簡単な比較試験によって容易に見出すことができる。
【０００９】
単結晶粒子は、少なくとも１つの希土類金属（ＳＥ）と少なくとも１つの遷移金属とを含む出発物質から製造され、好ましくは水素を付加して製造される。この場合の反応温度は、３００℃未満、特に１００℃未満が好ましく、さらには室温、すなわち約２０℃であることがより好ましい。反応温度が高いほど、単結晶粒子の製造は迅速に行われるが、１００℃よりも高い温度、特に３００℃よりも高い温度では、反応をコントロールできず、その結果、未だ不完全な単結晶材料がすでにＨＤＤＲ法の水素化ステップを通過し、最終磁性材料のテクスチャリングが低めとなってしまう。例えば、６００℃を超える温度から反応を開始させると、例えばＮｄＨｘ、Ｆｅ及びＦｅ２Ｂなどの材料に望ましくない早期の不均化が発生し、その結果、出発物質が完全に単結晶粒子に崩壊せず、これにより材料のその後のテクスチャリングが低下する。反応温度が低いほど、一方では反応をコントロールしやすくなり、他方では方法の費用及び技術上の複雑さも少なくなる。したがって、室温では単結晶粒子はたしかにゆっくりと製造されるが、その反面、よりコントロールしやすくなるので、出発物質の単結晶粒子へのほぼ完全な変換が行われる。
【００１０】
本発明の別の有利な実施形態によれば、ＨＤＤＲ法の水素化ステップ時の温度は約２０℃乃至３５０℃、好ましくは約３００℃であり、及び／又は不均化ステップ時の温度は５００℃乃至１０００℃、好ましくは７５０℃乃至８５０℃であり、及び／又は脱着ステップ時の温度は５００℃乃至１０００℃、好ましくは７５０℃乃至８５０℃であり、及び／又は再結合時の温度は５００℃乃至１０００℃、好ましくは７５０℃乃至８５０℃である。上記反応ステップ時の少なくとも５００℃且つ好ましくは７５０℃乃至最大１０００℃の高い温度によって磁性材料の高いテクスチャリングは保証されるが、７５０℃〜８５０℃の温度範囲での反応速度によって、速度及び加工費に関して最適な反応プロセスが促進される。特に高い温度での脱着により、ほぼ完全な再結合をもたらして最終磁気製品となる。しかし、既述のように、本発明に必須の粉砕ステップによって、高いテクスチャリングを有する異方性粒子の形成が十分に促進されるので、非常に狭い温度範囲を維持する必要が無くなる。当業者は、各磁性材料に最適な温度範囲を簡単な比較試験によって容易に見出すことができる。
【００１１】
さらに、水素化ステップ時の水素分圧は、２０ｋＰａ乃至１００ｋＰａ以上、好ましくは２０ｋＰａ乃至４０ｋＰａ、且つさらに好ましくは３０ｋＰａであること、及び／又は不均化ステップ時の水素分圧は２０ｋＰａ乃至４０ｋＰａ、好ましくは３０ｋＰａであること、及び／又は脱着ステップ時の水素分圧は０．５ｋＰａ乃至１．５ｋＰａ、好ましくは１ｋＰａであること、及び／又は再結合ステップ時の水素分圧は０ｋＰａ乃至１ｋＰａ、好ましくは０ｋＰａであることが有利である。水素化ステップ時の１００ｋＰａ以上までの高い圧力は高合金出発物質には特に有利であるが、低合金出発物質には２０乃至約４０ｋＰａの圧力ですでに十分である。したがって、例えば軟磁性材料としてコバルトを使用する時、又は高コバルト合金鉄−コバルト合金を使用する時の圧力は、必要に応じて好ましくは純鉄の使用時よりも高くする。既述のように、さらに、本発明に必須の粉砕のステップによって高いテクスチャリングを有する異方性粒子の形成が十分に促進されるため、例えばテクスチャード加工された磁性材料を製造するための在来のＨＤＤＲ法で要求されるような、非常に狭い圧力範囲を維持することは必要ではない。したがって、反応プロセスが大幅に簡易化される。当業者は、各磁性材料に最適な圧力範囲を簡単な比較試験によって容易に見出すことができる。
【００１２】
不均化ステップ時には、出発物質による吸収のための十分な水素量を確保するために、低合金出発物質での水素分圧は２０ｋＰａ〜４０ｋＰａであると有利である。この場合、３０ｋＰａの水素分圧が加工技術的及び経済的観点からも特に好ましい。
【００１３】
脱着ステップ時の水素分圧は、１ｋＰａの水素分圧時に特に簡単且つ完全に起こる水素の脱着を加速するために、好ましくは０．５〜１．５ｋＰａである。
【００１４】
本発明による方法の好ましい実施形態によれば、本発明に必須の粉砕はボールミル粉砕によって行われる。既述のように、本発明による方法により材料を望ましい方法で粉砕するためにはどのような装置でも使用することができる。しかし、ボールミル粉砕は、簡単且つ安価に実行されると同時に、容易に制御可能であるので、一定の大きさを有する粒子が製造されるという利点を有し、これは磁性材料のテクスチャリングに対して有利に作用し、且つ加工制御がさらに容易になる。
【００１５】
好ましくは、希土類金属は、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｌａ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｇｄより成る群から、特に好ましくは、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｌａから選択されている。これらの希土類金属は、その物理的及び化学的特性に基づき本発明による方法により特に良好に作用する。
【００１６】
さらに好ましくは、遷移金属はＦｅ及びＣｏより成る群から選択されている。これら両遷移金属は広く利用可能であり、比較的安価で、且つきわめて優れた磁気特性を示す。
【００１７】
さらに好ましくは、磁性材料、及び好ましくは、出発物質は、特にＢ及び／又はＧａ及び／又はＮｂ及び／又はＳｉ及び／又はＡｌなど少なくとも１つの別の元素を含む。これらの元素は材料の磁気特性のほか物理及び化学特性且つその耐久性、すなわちその化学的もしくは電気化学的耐久性（例えば耐食性）に影響を及ぼすことがある。この場合、磁性材料の構造形成、特にＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ型の硬磁性相を促進するという点でホウ素が特に好ましい。本発明による方法により非常に良好に作用可能であり、且つ最後に傑出したテクスチャリングとそれによる高い残留磁化を有するという点で、ＮｄＦｅＢＧａＮｂが特に好ましい磁性材料である。
【００１８】
さらに本発明によれば、少なくとも１つの希土類金属と少なくとも１つの遷移金属とを含んで成り、且つ上記の方法に従って製造された永久磁石が記載される。この永久磁石は、特に高い充填密度及び約１．３乃至１．６テスラの残留磁化のほか、高いテクスチャリングを特徴とする。本発明による方法のために実施される有利な実施形態は本発明による永久磁石にも応用される。
【００１９】
永久磁石の好ましい組成はＮｄＴＭ１２及びＳｍ２ＴＭ１７であり、ここでＴＭは遷移金属を表す。特に好ましい組成はＳｍ２Ｆｅ１７、ＳｍＣｏ５、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂであり、且つその傑出した磁気特性に基づきことのほか好ましいのがＮｄＦｅＢＧａＮｂである。
【００２０】
別の好ましい実施形態によれば、本発明による方法に従って製造された磁性材料は樹脂接着されており、したがってさまざまな応用のために使用される。
【００２１】
要約すれば、本発明は出発物質から磁性材料を製造する方法に関し、出発物質は少なくとも１つの希土類金属（ＳＥ）と少なくとも１つの遷移金属とを含んで成り、この方法は出発物質からの単結晶粒子の製造、及び在来のＨＤＤＲ法からの周知のステップ、すなわち出発物質の水素化、出発物質の不均化、脱着及び再結合を含んで成り、水素化の前及び／又は再結合の後に粉砕ステップが実施される。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
以下では添付の図面を参照しながら本発明の実施例を詳しく説明する。
【００２３】
【図１】準最適な条件下で在来のＨＤＤＲ法に従って製造された磁性材料（ＮｄＦｅＢＧａＮｂ）の誤配向分布ヒストグラムを示す図である。
【図２】最適な条件下で在来のＨＤＤＲ法に従って製造された磁性材料（ＮｄＦｅＢＧａＮｂ）の誤配向分布ヒストグラムを示す図である。
【図３】ＨＤＤＲ法の準最適な条件下で本発明による方法に従って製造された磁性材料（ＮｄＦｅＢＧａＮｂ）の誤配向分布ヒストグラムを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
図１は、準最適な条件下で在来のＨＤＤＲ法に従って製造された磁性材料（ＮｄＦｅＢＧａＮｂ）の誤配向分布ヒストグラムを示す。これについては、約１００μｍの粒径を有するＮｄＦｅＢＧａＮｂから成るインゴットに８４０℃＋／−３０℃に上昇する温度で水素が供給され、材料は単結晶粒子に崩壊した。この場合の水素分圧はシステムにおいて約１００ｋＰａに上昇され、ここで水素吸収に伴い出発物質の不均化とともにそれによる主相ＮｄＨ２、Ｆｅ及びＦｅ２Ｂの形成が生じ、Ｇａ及びＮｂが粒界に付着した。水素分圧は、複数の相すなわちＮｄＨ２及びＮｄＨ２＋ｘのほかＮｄＨ３も存在する平衝が確立されるまで維持された。反応混合物の組成は通常の方法（例えば、Ｘ線回折法）によって特定された。その後の脱着ステップもしくは再結合ステップにおいて、温度はさらに８４０℃＋／−３０℃に維持されたが、水素分圧は１ｋＰａから最終の０ｋＰａまで低下された。ここで水素を放出させながらＮｄＦｅＢＧａＮｂとの個々の相の再結合が行われた。発生した磁性材料の微結晶径は約２００乃至４００ｎｍであった。約０．８テスラの残留磁化が得られた。
【００２５】
このＨＤＤＲ法に従って製造された磁性材料（ＮｄＦｅＢＧａＮｂ）の図１の誤配向分布ヒストグラムにおいて、実線は等方性分布の理論上の推移を示す。垂直に配置された棒は理想のテクスチャー軸からの実際の誤配向の頻度を示す。この棒の形での統計上のテクスチャー情報（誤配向）は、各測定点のテクスチャーを残りの測定点のテクスチャーと比較することによって計算される。この場合の実験データは理論的に測定された等方性基準分布に非常に良く合致する。したがって全体的に等方性の材料が存在する。
【００２６】
図２は、最適な条件下で在来のＨＤＤＲ法に従って製造された磁性材料（ＮｄＦｅＢＧａＮｂ）の誤配向分布ヒストグラムを示す。これについては、約１００μｍの粒径を有するＮｄＦｅＢＧａＮｂから成るインゴットに８４０℃＋／−５℃に上昇する温度で水素が供給され、材料は単結晶粒子に崩壊した。この場合の水素分圧はシステムにおいて約３０ｋＰａに上昇され、ここで水素吸収に伴い出発物質の不均化とともにそれによる主相ＮｄＨ２、Ｆｅ及びＦｅ２Ｂの形成が生じ、Ｇａ及びＮｂが粒界に付着した。水素分圧は、複数の相すなわちＮｄＨ２及びＮｄＨ２＋ｘのほかＮｄＨ３も存在する平衝が確立されるまで維持された。反応混合物の組成は通常の方法（例えば、Ｘ線回折法）によって特定された。その後の脱着ステップもしくは再結合ステップにおいて、温度はさらに８４０℃＋／−５℃に維持されたが、水素分圧は１ｋＰａから最終の０ｋＰａまで低下された。ここで水素を放出させながらＮｄＦｅＢＧａＮｂとの個々の相の再結合が行われた。発生した磁性材料の微結晶径は約２００乃至４００ｎｍであった。約１．２乃至１．４テスラの残留磁化が得られた。
【００２７】
このＨＤＤＲ法に従って製造された磁性材料（ＮｄＦｅＢＧａＮｂ）の図２の誤配向分布ヒストグラムにおいてもやはり、実線は等方性分布の理論上の推移を示す。垂直に配置された棒は理想のテクスチャー軸からの実際の誤配向の頻度を示す。頻度の最大値は、図１と比較してより小さい角度に移動しており、これは局所的にテクスチャー度が高められ、テクスチャリングが高められたことを意味する。したがって主に異方性を有した材料が存在する。、これはＨＤＤＲ法において工程パラメータが最適に維持されることに起因するものである。
【００２８】
図３は、ＨＤＤＲ法にとって準最適な条件下で本発明による方法に従って製造された磁性材料（ＮｄＦｅＢＧａＮｂ）の誤配向分布ヒストグラムを示す。これについてもやはり、約１００μｍの粒径を有するＮｄＦｅＢＧａＮｂから成るインゴットに、室温で、インゴットが単結晶粒子に崩壊するまで水素が供給された。次いで、これらはボールミルによって室温（２０℃）で２０μｍ未満、すなわち約２０乃至１０μｍの粒径に研削された。これら粉砕された単結晶粒子には８４０℃＋／−３０℃に上昇する温度で再び水素が供給された。この場合の水素分圧はシステムにおいて約１００ｋＰａに上昇され、ここで水素吸収に伴い出発物質の不均化とともにそれによる主相ＮｄＨ２、Ｆｅ及びＦｅ２Ｂの形成がもたらされ、Ｇａ及びＮｂが粒界に付着した。水素分圧は、複数の相すなわちＮｄＨ２及びＮｄＨ２＋ｘのほかＮｄＨ３も存在する平衝が確立されるまで維持された。反応混合物の組成は通常の方法（例えば、Ｘ線回折法）によって特定された。その後の脱着ステップもしくは再結合ステップにおいて、温度はさらに８４０℃＋／−３０℃に維持されたが、水素分圧は１ｋＰａから最後の０ｋＰａまで低下された。ここで水素を放出させながらＮｄＦｅＢＧａＮｂとの個々の相の再結合が行われた。発生した磁性材料の微結晶径は約２００乃至４００ｎｍであった。最終粉末粒子の外観は全体的に異方性であり、すなわち顕著な好ましい磁気方位を有した。これはとりわけ約１．４乃至１．６テスラの残留磁化で示された。単結晶出発物質はＨＤＤＲ法の実行前にすでに約２０μｍ乃至１０μｍの粒径に粉砕されたので、結晶クラスターは形成されず、高いテクスチャー、すなわち好適な好ましい磁気方位を有する微粒子が形成された。換言すれば、粉末粒子は磁気異方性構造を有し、これに伴って高いテクスチャリングを有した。
【００２９】
本発明による方法に従って製造された磁性材料（ＮｄＦｅＢＧａＮｂ）の図３の誤配向分布ヒストグラムでは、実線は再び等方性分布の理論上の推移を示す。垂直に配置された棒は理想のテクスチャー軸からの実際の誤配向の頻度を示す。ほぼ理想的な異方性磁性材料の頻度の最大値は、図１の等方性磁性材料及び図２の異方性材料と比較して再度、明らかにより小さな角度に移動している。これは、局所的にテクスチャー度がより高められて、テクスチャリングがより高められることを意味し、残留磁化もより高められるということができる。
【図１】
2015511395.tif 000003
【図２】
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【図３】
2015511395.tif 000005
【国際調査報告】
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2015511395.tif 000007
2015511395.tif 000008
2015511395.tif 000009