JPH0343216B2 - - Google Patents
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- JPH0343216B2 JPH0343216B2 JP57080602A JP8060282A JPH0343216B2 JP H0343216 B2 JPH0343216 B2 JP H0343216B2 JP 57080602 A JP57080602 A JP 57080602A JP 8060282 A JP8060282 A JP 8060282A JP H0343216 B2 JPH0343216 B2 JP H0343216B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- heat treatment
- temperature
- examples
- magnetic
- saturation magnetization
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
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- Compounds Of Iron (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
本発明は強磁性酸化鉄の製造方法に関し、更に
詳細には、すぐれた磁気特性、特に高い転写特性
及び高い飽和磁化σsを有する磁気記録用強磁性酸
化鉄の製造方法に関する。 近年、より高密度の磁気記録媒体が要求されて
いる。この要求を満足する磁性材料の特性は、高
い保磁力Hcと高い飽和磁化σs及び磁性体自体が
低ノイズ性を有することである。 上記の条件を達成するため、従来種々の方法が
提案されてきた。例えば、高い保磁力Hcを得る
ために、磁性酸化鉄の原料であるα−FeOOHの
針状比を大きくする方法、その針状性を崩さない
焼成の方法、あるいは磁性酸化鉄にCoを含有さ
せる方法などが広く使用されている。 一方、磁性体自体を低ノイズ化する最も効果的
方法は磁性体粒子を微粒子化する方法である。し
かしながら、粒子が微小化していくに伴つて、磁
化単位が小さくなり、磁化が熱的に不安定になる
ために、磁気テープとした際の転写特性（Ｓ／
Ｐ）は悪くなる。第１図は結晶子サイズと転写特
性の関係を示すグラフであるが、従来技術により
得られたγ−Fe2O3（○印）は結晶子サイズが小
さくなるに従つて転写特性（Ｓ／Ｐ）が悪化して
いることがわかる。 更に、磁性体を微粒子化することによつて、飽
和磁化σsが低下するという弊害も生じる。 従来法によるγ−Fe2O3の製造においては、(1)
α−FeOOHを300〜700℃で脱水してα−Fe2O3
とし、(2)更に還元性ガス雰囲気において300〜400
℃で還元してFe3O4とし、(3)次いでこれを200〜
300℃程度の低温で酸化して強磁性のγ−Fe2O3
を得るのが一般的である。ここで、最後の酸化の
工程において200〜300℃という比較的低温を用い
ているのは、これ以上高温で酸化を行うと、γ−
Fe2O3の一部が非磁性の安定なα−Fe2O3に非可
逆的に転移して磁性が減少してしまうと一般的に
考えられているからである。 本発明者らは、上述の転写特性と磁性体の粒子
の大きさとの関係を打ち破るべく鋭意研究を重ね
た結果、前記生成されたγ−Fe2O3をさらに従来
法における酸化温度より高くγ−Fe2O3からα−
Fe2O3への転移温度付近より低い温度で熱処理す
ることにより、その転写特性が改善されることを
見出した。 即ち、本発明はγ−Fe2O3の一部がα−Fe2O3
に転移し、飽和磁化σsが熱処理前の99％に減少す
る熱処理温度で定義される臨界温度に対し、−200
℃〜＋30℃（好ましくは−100℃〜０℃）の間の
温度範囲でγ−Fe2O3を熱処理することを特徴と
する強磁性酸化鉄の製法に関するものである。 熱処理温度が臨界温度＋30℃より高い場合に
は、γ−Fe2O3のα−Fe2O3への転移が著しく、
磁性が損われて磁性体としての使用が困難にな
り、また臨界温度−200℃より低い場合には本発
明の効果がほとんどない。 γ−Fe2O3は準安定物質であるため、α−
Fe2O3への転移温度は原料や焼成条件の違い、あ
るいは添加物や焼結防止剤の使用による純度の違
いにより異る。また、同一γ−Fe2O3において
も、昇温速度、保持時間、加熱中の撹拌の有無な
どの加熱条件の違いによりその転移温度は異つて
くる。従つて、上記の臨界温度は、熱処理時の昇
温速度や保持時間その他の加熱条件に合せて求め
なければならない。 γ−Fe2O3からα−Fe2O3への転移は発熱反応
であるため、その臨界温度は示差熱分析（DTA）
又は示差走査熱量測定（DSC）を用いておおよ
その見当をつけることができる。第２図に示すご
とく、γ−Fe2O3にはDTA又はDSCの発熱ピー
クの数が２本のものと１本のものがあり、DTA
又はDSC測定における転移温度は図中のTtrとし
て求められ、通常の焼成炉を用いて一定温度で熱
処理した際、γ−Fe2O3からα−Fe2O3への変化
の臨界温度はDTA又はDSCにて10℃／minで昇
温した際の転移温度Ttrより70〜80℃程度低い。 第３図はDTA又はDSCと熱処理時の温度差の
補正を行つて、熱処理温度と、得られたγ−
Fe2O3の転写特性及び飽和磁化の関係を示すグラ
フである。転写特性は400℃〜600℃の間で上昇
し、その後γ−Fe2O3がα−Fe2O3に転移を始め
てからは変化しない。一方、飽和磁化は400℃〜
550℃の間で熱処理温度の上昇に伴つて上昇し、
臨界温度である600℃付近から、γ−Fe2O3から
α−Fe2O3への転移のために、急激に降下してし
まい、630℃を越えると飽和磁化が極端に減少す
るために磁性体としての使用が困難になる。第３
図に例示した磁性体においては、500℃〜600℃に
て熱処理を行うと、その磁気特性は著しく改善さ
れることが理解されよう。 第１図の△印は本発明の方法によりγ−Fe2O3
を熱処理することにより得られたγ−Fe2O3の特
性であるが、本発明によりいずれのγ−Fe2O3に
関しても転写特性の改善が見られた。 熱処理による磁気特性の改善は、後の実施例に
示すごとく、転写特性、飽和磁化にとどまらず、
抗磁力（Hc）、角型比（SQ）、抗磁力分布
（SFD）にまで及ぶものである。前記500℃〜600
℃の熱処理による改良効果はα−FeOOHを出発
物質とするγ−Fe2O3において認められる。 本発明における熱処理により、どのような理由
で前述の磁気特性の向上が起るのかは現在のとこ
ろ明らかでないが、熱処理することによつて第４
図のようにDTAカーブがシヤープになることか
ら、結晶構造の不完全性が小さくなり、磁気的結
合が強くなつたものと考える。 次に、本発明を実施例によつて説明する。粉体
の比表面積はN2の吸着、PHはJIS−Ａ法により求
めた。転移温度はDTAを用いて昇温速度10℃／
minで測定した。 結晶子サイズはＸ線回折ピークの220−面の半
値幅から計算した結晶子サイズと、440面の半値
幅から計算した結晶子サイズを平均して求めた。 本発明で粉末サンプルの転写測定のためテープ
化した条件は次の通りである。なお、以下の説明
において「部」は「重量部」を示す。 磁性粉 100部 塩酢ビ共重合体（UCC社製「VAGH」） 10部 ポリウレタン（日本ポリウレタン社製「ニツポラ
ン2301」） 10部 ポリイソシアネート*（日本ポリウレタン社製
「コロネートＬ」） ３部 ソーヤレシチン １部 MEK 180部 MIBK 120部 上記の原料をボールミルにて分散した後（＊ポ
リイソシアネートは分散終了時に加える）、過
して塗布、磁場配向、乾燥した。次いて、カレン
ダー処理を行つた後、3.8mm幅にスリツトした。
ベースは表面の平滑な厚さ15μｍのポリエチレン
テレフタレートフイルムを用いた。 転写特性（Ｓ／Ｐ）は次のように測定した。即
ち、3.8μｍ幅テープをコンパクトカセツトに組込
む。バルク消去の後、規定入力レベル（磁気テー
プ工業会標準規格MTS−102による）にて1KHz
の信号を記録する。これを50℃48時間経時させた
のち、再生し出力信号を中心周波数1KHzバンド
幅1/3オクターブ6dBのフイルターを通したのち、
信号レベルと転写レベルの出力を測定した。 実施例 １〜５ アルカリ側の反応で得たα−FeOOHを、600
℃、320℃、250℃にてそれぞれ脱水、還元、酸化
を行つて得たγ−Fe2O3をDTAにより10℃／min
の昇温速度で転移温度を調べた結果675℃であつ
た。この粉末50ｇを一端開放内容積２の石英ガ
ラス製レトルト容器に投入し、500℃、550℃、
600℃、630℃で10分間ずつ保持してその飽和磁化
を測定した所、550℃まで上昇し、600℃では熱処
理前の値より約1emu／ｇ降下し、630℃では熱処
理前の50％まで低下した。これにより臨界温度が
600℃であることがわかつた。この結果に基き、
このγ−Fe2O3を400℃、500℃、550℃、600℃に
て15分〜２時間熱処理したのが、実施例１〜５で
ある。得られたγ−Fe2O3の諸特性を表１に示
す。なお原料のγ−Fe2O3はHc392Oe、
σs69.6emu／ｇ、比表面積30.4m2／ｇ、結晶子サ
イズ303Å、PH8.82であつた。 実施例 ６ 実施例１〜５と同条件で焼成したγ−Fe2O3を
酸化に引き続き590℃で熱処理した。得られたγ
−Fe2O3の諸特性を表１に示す。 実施例 ７ 脱水・還元までを実施例１〜５と同様に行い、
550℃で酸化した。得られたγ−Fe2O3の諸特性
を表１に示す。
詳細には、すぐれた磁気特性、特に高い転写特性
及び高い飽和磁化σsを有する磁気記録用強磁性酸
化鉄の製造方法に関する。 近年、より高密度の磁気記録媒体が要求されて
いる。この要求を満足する磁性材料の特性は、高
い保磁力Hcと高い飽和磁化σs及び磁性体自体が
低ノイズ性を有することである。 上記の条件を達成するため、従来種々の方法が
提案されてきた。例えば、高い保磁力Hcを得る
ために、磁性酸化鉄の原料であるα−FeOOHの
針状比を大きくする方法、その針状性を崩さない
焼成の方法、あるいは磁性酸化鉄にCoを含有さ
せる方法などが広く使用されている。 一方、磁性体自体を低ノイズ化する最も効果的
方法は磁性体粒子を微粒子化する方法である。し
かしながら、粒子が微小化していくに伴つて、磁
化単位が小さくなり、磁化が熱的に不安定になる
ために、磁気テープとした際の転写特性（Ｓ／
Ｐ）は悪くなる。第１図は結晶子サイズと転写特
性の関係を示すグラフであるが、従来技術により
得られたγ−Fe2O3（○印）は結晶子サイズが小
さくなるに従つて転写特性（Ｓ／Ｐ）が悪化して
いることがわかる。 更に、磁性体を微粒子化することによつて、飽
和磁化σsが低下するという弊害も生じる。 従来法によるγ−Fe2O3の製造においては、(1)
α−FeOOHを300〜700℃で脱水してα−Fe2O3
とし、(2)更に還元性ガス雰囲気において300〜400
℃で還元してFe3O4とし、(3)次いでこれを200〜
300℃程度の低温で酸化して強磁性のγ−Fe2O3
を得るのが一般的である。ここで、最後の酸化の
工程において200〜300℃という比較的低温を用い
ているのは、これ以上高温で酸化を行うと、γ−
Fe2O3の一部が非磁性の安定なα−Fe2O3に非可
逆的に転移して磁性が減少してしまうと一般的に
考えられているからである。 本発明者らは、上述の転写特性と磁性体の粒子
の大きさとの関係を打ち破るべく鋭意研究を重ね
た結果、前記生成されたγ−Fe2O3をさらに従来
法における酸化温度より高くγ−Fe2O3からα−
Fe2O3への転移温度付近より低い温度で熱処理す
ることにより、その転写特性が改善されることを
見出した。 即ち、本発明はγ−Fe2O3の一部がα−Fe2O3
に転移し、飽和磁化σsが熱処理前の99％に減少す
る熱処理温度で定義される臨界温度に対し、−200
℃〜＋30℃（好ましくは−100℃〜０℃）の間の
温度範囲でγ−Fe2O3を熱処理することを特徴と
する強磁性酸化鉄の製法に関するものである。 熱処理温度が臨界温度＋30℃より高い場合に
は、γ−Fe2O3のα−Fe2O3への転移が著しく、
磁性が損われて磁性体としての使用が困難にな
り、また臨界温度−200℃より低い場合には本発
明の効果がほとんどない。 γ−Fe2O3は準安定物質であるため、α−
Fe2O3への転移温度は原料や焼成条件の違い、あ
るいは添加物や焼結防止剤の使用による純度の違
いにより異る。また、同一γ−Fe2O3において
も、昇温速度、保持時間、加熱中の撹拌の有無な
どの加熱条件の違いによりその転移温度は異つて
くる。従つて、上記の臨界温度は、熱処理時の昇
温速度や保持時間その他の加熱条件に合せて求め
なければならない。 γ−Fe2O3からα−Fe2O3への転移は発熱反応
であるため、その臨界温度は示差熱分析（DTA）
又は示差走査熱量測定（DSC）を用いておおよ
その見当をつけることができる。第２図に示すご
とく、γ−Fe2O3にはDTA又はDSCの発熱ピー
クの数が２本のものと１本のものがあり、DTA
又はDSC測定における転移温度は図中のTtrとし
て求められ、通常の焼成炉を用いて一定温度で熱
処理した際、γ−Fe2O3からα−Fe2O3への変化
の臨界温度はDTA又はDSCにて10℃／minで昇
温した際の転移温度Ttrより70〜80℃程度低い。 第３図はDTA又はDSCと熱処理時の温度差の
補正を行つて、熱処理温度と、得られたγ−
Fe2O3の転写特性及び飽和磁化の関係を示すグラ
フである。転写特性は400℃〜600℃の間で上昇
し、その後γ−Fe2O3がα−Fe2O3に転移を始め
てからは変化しない。一方、飽和磁化は400℃〜
550℃の間で熱処理温度の上昇に伴つて上昇し、
臨界温度である600℃付近から、γ−Fe2O3から
α−Fe2O3への転移のために、急激に降下してし
まい、630℃を越えると飽和磁化が極端に減少す
るために磁性体としての使用が困難になる。第３
図に例示した磁性体においては、500℃〜600℃に
て熱処理を行うと、その磁気特性は著しく改善さ
れることが理解されよう。 第１図の△印は本発明の方法によりγ−Fe2O3
を熱処理することにより得られたγ−Fe2O3の特
性であるが、本発明によりいずれのγ−Fe2O3に
関しても転写特性の改善が見られた。 熱処理による磁気特性の改善は、後の実施例に
示すごとく、転写特性、飽和磁化にとどまらず、
抗磁力（Hc）、角型比（SQ）、抗磁力分布
（SFD）にまで及ぶものである。前記500℃〜600
℃の熱処理による改良効果はα−FeOOHを出発
物質とするγ−Fe2O3において認められる。 本発明における熱処理により、どのような理由
で前述の磁気特性の向上が起るのかは現在のとこ
ろ明らかでないが、熱処理することによつて第４
図のようにDTAカーブがシヤープになることか
ら、結晶構造の不完全性が小さくなり、磁気的結
合が強くなつたものと考える。 次に、本発明を実施例によつて説明する。粉体
の比表面積はN2の吸着、PHはJIS−Ａ法により求
めた。転移温度はDTAを用いて昇温速度10℃／
minで測定した。 結晶子サイズはＸ線回折ピークの220−面の半
値幅から計算した結晶子サイズと、440面の半値
幅から計算した結晶子サイズを平均して求めた。 本発明で粉末サンプルの転写測定のためテープ
化した条件は次の通りである。なお、以下の説明
において「部」は「重量部」を示す。 磁性粉 100部 塩酢ビ共重合体（UCC社製「VAGH」） 10部 ポリウレタン（日本ポリウレタン社製「ニツポラ
ン2301」） 10部 ポリイソシアネート*（日本ポリウレタン社製
「コロネートＬ」） ３部 ソーヤレシチン １部 MEK 180部 MIBK 120部 上記の原料をボールミルにて分散した後（＊ポ
リイソシアネートは分散終了時に加える）、過
して塗布、磁場配向、乾燥した。次いて、カレン
ダー処理を行つた後、3.8mm幅にスリツトした。
ベースは表面の平滑な厚さ15μｍのポリエチレン
テレフタレートフイルムを用いた。 転写特性（Ｓ／Ｐ）は次のように測定した。即
ち、3.8μｍ幅テープをコンパクトカセツトに組込
む。バルク消去の後、規定入力レベル（磁気テー
プ工業会標準規格MTS−102による）にて1KHz
の信号を記録する。これを50℃48時間経時させた
のち、再生し出力信号を中心周波数1KHzバンド
幅1/3オクターブ6dBのフイルターを通したのち、
信号レベルと転写レベルの出力を測定した。 実施例 １〜５ アルカリ側の反応で得たα−FeOOHを、600
℃、320℃、250℃にてそれぞれ脱水、還元、酸化
を行つて得たγ−Fe2O3をDTAにより10℃／min
の昇温速度で転移温度を調べた結果675℃であつ
た。この粉末50ｇを一端開放内容積２の石英ガ
ラス製レトルト容器に投入し、500℃、550℃、
600℃、630℃で10分間ずつ保持してその飽和磁化
を測定した所、550℃まで上昇し、600℃では熱処
理前の値より約1emu／ｇ降下し、630℃では熱処
理前の50％まで低下した。これにより臨界温度が
600℃であることがわかつた。この結果に基き、
このγ−Fe2O3を400℃、500℃、550℃、600℃に
て15分〜２時間熱処理したのが、実施例１〜５で
ある。得られたγ−Fe2O3の諸特性を表１に示
す。なお原料のγ−Fe2O3はHc392Oe、
σs69.6emu／ｇ、比表面積30.4m2／ｇ、結晶子サ
イズ303Å、PH8.82であつた。 実施例 ６ 実施例１〜５と同条件で焼成したγ−Fe2O3を
酸化に引き続き590℃で熱処理した。得られたγ
−Fe2O3の諸特性を表１に示す。 実施例 ７ 脱水・還元までを実施例１〜５と同様に行い、
550℃で酸化した。得られたγ−Fe2O3の諸特性
を表１に示す。
【表】
比較例 １
実施例１〜５と同様にして酸化までを行い、熱
処理を行つていないγ−Fe2O3を比較例１とす
る。この諸特性を表２に示す。
処理を行つていないγ−Fe2O3を比較例１とす
る。この諸特性を表２に示す。
【表】
実施例１〜７いずれについても転写特性の向上
が見られる。特に、500℃〜600℃で熱処理するこ
とによつて転写特性は大幅に向上し、実施例４に
おいては比較例１に対して約4dB高い転写特性を
得た。実施例２〜３においては飽和磁化、転写特
性ともに向上した。また、抗磁力、抗磁力分布、
角型比も向上した。実施例３に示すごとく、熱処
理は所定の温度で15分間行うだけで十分な効果が
得られる。熱処理による比表面積の変化はほとん
ど見られなかつた。 比較例 ２ 実施例８〜９で用いたと同一のγ−Fe2O3に熱
処理を施さないものを比較例２とする。この諸特
性を表４に示す。 実施例 ８〜９ アルカリ側の反応で生成したα−FeOOHより
得られたγ−Fe2O3の臨界温度が575℃であつた。
このγ−Fe2O3を530℃及び570℃で熱処理した。
得られたγ−Fe2O3の諸特性を表７に示す。なお
熱処理前のγ−Fe2O3はHc321Oe、σs73.9emu／
ｇ、比表面積24.9m2／ｇ、結晶子サイズ480Å、
PH5.49であつた。
が見られる。特に、500℃〜600℃で熱処理するこ
とによつて転写特性は大幅に向上し、実施例４に
おいては比較例１に対して約4dB高い転写特性を
得た。実施例２〜３においては飽和磁化、転写特
性ともに向上した。また、抗磁力、抗磁力分布、
角型比も向上した。実施例３に示すごとく、熱処
理は所定の温度で15分間行うだけで十分な効果が
得られる。熱処理による比表面積の変化はほとん
ど見られなかつた。 比較例 ２ 実施例８〜９で用いたと同一のγ−Fe2O3に熱
処理を施さないものを比較例２とする。この諸特
性を表４に示す。 実施例 ８〜９ アルカリ側の反応で生成したα−FeOOHより
得られたγ−Fe2O3の臨界温度が575℃であつた。
このγ−Fe2O3を530℃及び570℃で熱処理した。
得られたγ−Fe2O3の諸特性を表７に示す。なお
熱処理前のγ−Fe2O3はHc321Oe、σs73.9emu／
ｇ、比表面積24.9m2／ｇ、結晶子サイズ480Å、
PH5.49であつた。
【表】
比較例 ２
実施例12〜13で用いたγ−Fe2O3に熱処理を施
さないものを比較例４とする。この諸特性を表８
に示す。
さないものを比較例４とする。この諸特性を表８
に示す。
【表】
実施例 10〜11
酸性側の反応で生成したα−FeOOHより得ら
れたγ−Fe2O3の臨界温度が565℃であつた。こ
のγ−Fe2O3を560℃及び510℃で熱処理した。得
られたγ−Fe2O3の諸特性を表７に示す。なお熱
処理前のγ−Fe2O3はHc327Oe、σs73.0emu／
ｇ、比表面積23.3m2／ｇ、結晶子サイズ490Å、
PH3.82であつた。
れたγ−Fe2O3の臨界温度が565℃であつた。こ
のγ−Fe2O3を560℃及び510℃で熱処理した。得
られたγ−Fe2O3の諸特性を表７に示す。なお熱
処理前のγ−Fe2O3はHc327Oe、σs73.0emu／
ｇ、比表面積23.3m2／ｇ、結晶子サイズ490Å、
PH3.82であつた。
【表】
比較例 ３
実施例14〜15で用いたγ−Fe2O3に熱処理を施
さないものを比較例５とする。この諸特性を表10
に示す。
さないものを比較例５とする。この諸特性を表10
に示す。
【表】
実施例８〜11と比較例２〜３から明らかなよう
に、比表面積、結晶子サイズ、PH、転移温度など
すべて異るγ−Fe2O3のいずれにおいても、γ−
Fe2O3の特性の如何にかかわらず、臨界温度に対
して適当な温度で熱処理することにより転写特性
は１〜6dB向上した。実施例１〜７と同様に、抗
磁力、抗磁力分布、角型比も向上している。
に、比表面積、結晶子サイズ、PH、転移温度など
すべて異るγ−Fe2O3のいずれにおいても、γ−
Fe2O3の特性の如何にかかわらず、臨界温度に対
して適当な温度で熱処理することにより転写特性
は１〜6dB向上した。実施例１〜７と同様に、抗
磁力、抗磁力分布、角型比も向上している。
第１図はγ−Fe2O3の結晶子サイズと転写特性
の関係を示すグラフである。○は従来の方法によ
るγ−Fe2O3の特性を示し、△はこのγ−Fe2O3
に本発明による処理を行つたγ−Fe2O3の特性を
示す。第２図はγ−Fe2O3を示差熱分析（DTA）
にて分析したときの温度と発熱量の関係を示す模
式図である。第３図はγ−Fe2O3を熱処理した場
合の処理温度と、発熱（DTA）、転写特性（SP）
及び飽和磁化（σs）の関係を示すグラフである。
第４図はγ−Fe2O3を本発明による熱処理を行う
前後のDTA曲線の模式図である。Ａは熱処理前、
Ｂは熱処理後のDTA曲線である。
の関係を示すグラフである。○は従来の方法によ
るγ−Fe2O3の特性を示し、△はこのγ−Fe2O3
に本発明による処理を行つたγ−Fe2O3の特性を
示す。第２図はγ−Fe2O3を示差熱分析（DTA）
にて分析したときの温度と発熱量の関係を示す模
式図である。第３図はγ−Fe2O3を熱処理した場
合の処理温度と、発熱（DTA）、転写特性（SP）
及び飽和磁化（σs）の関係を示すグラフである。
第４図はγ−Fe2O3を本発明による熱処理を行う
前後のDTA曲線の模式図である。Ａは熱処理前、
Ｂは熱処理後のDTA曲線である。
Claims (1)
- １ 強磁性γ−Fe2O3の一部がα−Fe2O3に転移
し、飽和磁化が熱処理前の99％に減少する熱処理
温度で定義される臨界温度に対して−200℃〜＋
30℃の間であつてかつ500℃〜600℃の温度範囲
で、α−FeOOHを出発原料とする強磁性γ−
Fe2O3微粉末を熱処理することを特徴とする強磁
性酸化鉄の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8060282A JPS58199725A (ja) | 1982-05-12 | 1982-05-12 | 強磁性酸化鉄の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8060282A JPS58199725A (ja) | 1982-05-12 | 1982-05-12 | 強磁性酸化鉄の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58199725A JPS58199725A (ja) | 1983-11-21 |
| JPH0343216B2 true JPH0343216B2 (ja) | 1991-07-01 |
Family
ID=13722874
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8060282A Granted JPS58199725A (ja) | 1982-05-12 | 1982-05-12 | 強磁性酸化鉄の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58199725A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62223023A (ja) * | 1986-03-20 | 1987-10-01 | Ngk Insulators Ltd | フエライト用酸化鉄およびその製造法 |
| MY107614A (en) * | 1990-09-26 | 1996-05-15 | Ishihara Sangyo Kaisha | Acicular ferromagnetic iron oxide particles and process for producing the same |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE2735316C3 (de) * | 1977-08-05 | 1981-01-29 | Basf Ag, 6700 Ludwigshafen | Verfahren zur Herstellung von nadeiförmigen, ferrimagnetischen Eisenoxiden |
-
1982
- 1982-05-12 JP JP8060282A patent/JPS58199725A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58199725A (ja) | 1983-11-21 |
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