CN103765528A - 稀土磁体制造方法以及稀土磁体 - Google Patents

稀土磁体制造方法以及稀土磁体 Download PDF

Info

Publication number
CN103765528A
CN103765528A CN201280040743.0A CN201280040743A CN103765528A CN 103765528 A CN103765528 A CN 103765528A CN 201280040743 A CN201280040743 A CN 201280040743A CN 103765528 A CN103765528 A CN 103765528A
Authority
CN
China
Prior art keywords
rare earth
temperature
earth magnet
phase
intergranular phase
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.)
Granted
Application number
CN201280040743.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103765528B (zh
Inventor
佐久间纪次
岸本秀史
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Toyota Motor Corp
Original Assignee
Toyota Motor Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Toyota Motor Corp filed Critical Toyota Motor Corp
Publication of CN103765528A publication Critical patent/CN103765528A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103765528B publication Critical patent/CN103765528B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
    • H01F1/0575—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0577—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • H01F41/0253—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets for manufacturing permanent magnets
    • H01F41/0293—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets for manufacturing permanent magnets diffusion of rare earth elements, e.g. Tb, Dy or Ho, into permanent magnets
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/03—Amorphous or microcrystalline structure
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0579—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B with exchange spin coupling between hard and soft nanophases, e.g. nanocomposite spring magnets

Abstract

一种具有晶粒和晶粒间界相的纳米晶稀土磁体的制造方法包括：对稀土磁体组合物的熔体进行淬火以形成具有纳米晶结构的淬火薄带；烧结所述淬火薄带以获得烧结体；在这样的温度下热处理所述烧结体，该温度高于在所述晶粒间界相扩散或流动的第一温度范围内的最低温度并且低于在防止晶粒变粗糙的第二温度范围内的最低温度；以及以50℃/分钟或更高的冷却速度将经过热处理的所述烧结体淬火到200℃或更低。

Description

稀土磁体制造方法以及稀土磁体
技术领域
本发明涉及制造以钕磁体为典型的稀土磁体的方法，更具体地，涉及制造具有晶粒和晶粒间界相的纳米晶（nanocrystalline）稀土磁体的方法。此外，本发明涉及具有晶粒和晶粒间界相的纳米晶稀土磁体。
背景技术
以钕磁体（Nd2Fe14B）为典型的稀土磁体已经被用作磁通量密度极高的极强永磁体的各种用途。为了进一步改善稀土磁体的矫顽力，将晶粒形成为具有纳米尺寸（数十到数百纳米）的单磁畴颗粒。
现在，已知在一般的烧结磁体（晶粒尺寸为数微米或更大）中，在烧结之后应用热处理以增强矫顽力。在日本专利申请公开No.6-207203和No.6-207204中，例如，确认当在等于或低于烧结温度的温度下向NdFeCoBGa系烧结磁体应用老化热处理时，矫顽力可以提高。
然而，在其晶粒形成为纳米尺寸的磁体中所述老化热处理是否有效是未知的。即，尽管认为结构的小型化对于矫顽力的提高有很大的贡献，但是热处理具有使晶粒尺寸粗糙化（coarse）的风险。因此，尚未将老化热处理应用于其中晶粒具有纳米尺寸的磁体。
在纳米晶稀土磁体中，非常期望提高矫顽力。因此，已经强烈期望建立用于提高矫顽力的最佳方法。
发明内容
本发明提供了用于制造以钕磁体（Nd2Fe14B）为典型的稀土磁体的方法，该方法使用热处理来增强磁特性，特别地，矫顽力。此外，本发明提供了具有晶粒和晶粒间界相的新颖的纳米晶稀土磁体。
本发明的第一方面涉及一种具有晶粒和晶粒间界相的纳米晶稀土磁体的制造方法。该制造方法包括：对稀土磁体组合物（composition）的熔体进行淬火以形成具有纳米晶结构的淬火薄带（quenched thin ribbon）；烧结所述淬火薄带以获得烧结体；在这样的温度下热处理所述烧结体：所述温度高于在所述晶粒间界相扩散或流动的第一温度范围内的最低温度并且低于在防止晶粒变粗糙的第二温度范围内的最低温度；以及以50℃/分钟或更高的冷却速度将经过热处理的所述烧结体冷却到等于或低于200℃的温度。
此外，本发明的第二方面涉及一种纳米晶稀土磁体，其由以下组成式表示：RvFewCoxByMz，
其中，R是包括Y的稀土元素中的一种或多种，
M是选自Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、V、Hg、Ag和Au中的至少一种，
13≤v≤20，
w=100-v-x-y-z，
0≤x≤30，
4≤y≤20，并且
0≤z≤3，
其中，所述纳米晶稀土磁体由以下的（i）和（ii）中的任一种构成：
（i）主相R2(FeCo)14B、以及晶粒间界相R(FeCo)4B4和R，以及
（ii）主相R2(FeCo)14B、以及晶粒间界相R2(FeCo)17和R，
其中，当通过能量分散型X射线光谱法进行分析时，在所述晶粒间界相中Fe与Nd的原子比（Fe/Nd）的最小值为1.00或更小。
根据本发明的制造方法，在这样的温度下热处理所述烧结体：所述温度高于在所述晶粒间界相扩散或流动的第一温度范围内的最低温度并且低于在防止晶粒变粗糙的第二温度范围内的最低温度。由此，在整个晶粒间界上提供了偏心地（eccentrically）位于三重点（triple point）处的晶粒间界相，即偏心地位于在处于三个或更多个晶粒彼此接触的地方的晶粒之间形成的空间内的晶粒间界相，以允许所述晶粒间界相覆盖纳米尺寸的主相晶粒。由此，主相之间的交换耦合被解耦以增大稀土磁体的矫顽力。根据本发明的制造方法，通过以50℃/分钟或更高的冷却速度将如此热处理的烧结体淬火到200℃或更低的温度，可以使得所述稀土磁体的矫顽力特别大。
根据本发明的纳米晶稀土磁体，当通过能量分散型X射线光谱法进行分析时，在晶粒间界相中Fe与Nd的原子比（Fe/Nd）的最小值为1.00或更小，即，所述晶粒间界相中Fe的含量小。因此，可以提供大的矫顽力。
附图说明
下面将参考附图描述本发明示例性实施例的特征、优点以及技术和工业重要性，在附图中相似的附图标记表示相似的元件，其中：
图1示意性示出了根据单辊法制造淬火薄带的方法；
图2示意性示出了将淬火薄带分级（fractionate）为非晶薄带或晶体薄带的方法；
图3A和3B通过比较分别示意性示出了比较例的烧结稀土磁体和本发明实施例的纳米晶稀土磁体的由热处理引起的晶粒间界相的形状变化（移动）。在图3A和3B的每一个中，示出了（1）热处理前的结构照片；（2）和（2'）热处理前的结构图像图；以及（3）和（3'）热处理后的结构图像图；
图4是示出了热处理之后的冷却速度与所得到的纳米晶稀土磁体的矫顽力之间的关系的图；并且
图5A和5B中的每一个是示出了当通过能量分散型X射线光谱法（EDX）进行分析时主相（晶粒）和晶粒间界相之间的组成变化的图。此处，图5A是当冷却速度为2℃/分钟时的图，且图5B是当冷却速度为163℃/分钟时的图。
具体实施方式
（组成）
根据本发明的制造方法制造的稀土磁体以及根据本发明实施例的稀土磁体可以具有例如如下所示的组成：
RvFewCoxByMz，
其中R是包括Y的稀土元素中的一种或多种，
M是选自Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、V、Hg、Ag和Au中的至少一种，
13≤v≤20，例如13≤v≤17,
w=100-v-x-y-z，
0≤x≤30，
4≤y≤20，例如5≤y≤16,
0≤z≤3。
所述纳米晶稀土磁体可以由以下的（i）和（ii）中的任一种构成：
（i）主相R2(FeCo)14B、以及晶粒间界相R(FeCo)4B4和R，以及
（ii）主相R2(FeCo)14B、以及晶粒间界相R2(FeCo)17和R，
其中，M可以包含添加元素（additive element），所述添加元素与R形成合金以降低在所述晶粒间界相扩散或流动的温度范围内的最低温度，并且所述添加元素可以以如下范围内的量添加到稀土磁体组合物：所述范围可以显现（develop）温度降低效应并且不使磁性特性和热加工性劣化。
（纳米晶结构）
根据本发明的制造方法，对具有稀土磁体组成的熔体进行淬火以形成具有由纳米晶构成的结构（纳米晶结构）的淬火薄带。此处，纳米晶结构是其晶粒具有纳米尺寸的多晶结构。纳米尺寸意味着小于单个磁畴的尺寸的尺寸，例如约10-300nm。
淬火速度在适于凝固结构形成纳米晶结构的范围内。当淬火速度比所述范围的速度慢时，所述凝固结构变成粗糙晶体结构，即，不能获得纳米晶结构。当淬火速度比所述范围的速度快时，所述凝固结构变成非晶，并且不能获得纳米晶结构。
不特别限制用于淬火和凝固的方法。然而，理想地，使用图1中所示例的单辊炉。在以箭头1的方向旋转的单辊2的外围表面上，从喷嘴3喷射（spray）合金熔体以快速冷却和凝固，从而形成薄带4。根据单辊法，通过从薄带的与辊外围表面接触的表面朝向薄带的自由表面（free surface）的单向凝固，使淬火薄带凝固并形成，结果在该薄带的自由表面上（最终凝固部：最后凝固的部分）形成低熔融相（low melting phase）。薄带表面上的低熔融相在烧结步骤中引起在低温下的烧结反应。即，对于低温烧结，单辊法非常有利。
与此相比较，根据双辊法，引起从薄带的两个表面朝向其中心的凝固。结果，低熔融相不在薄带的表面上而是在其中心形成。因此，在双辊法中，不能实现像在单辊法中那样的低温烧结效应。
通常，当进行淬火处理以形成纳米晶结构并同时避免产生粗糙晶体结构时，淬火速度趋向于高于适当范围的上限。单独的淬火薄带可以处于纳米晶结构或处于非晶结构。在这种情况下，必须从具有不同结构的淬火薄带的混合物中选择出具有纳米晶结构的淬火薄带。
因此，如图2中所示，使用弱磁体来将淬火的薄带分级为晶体薄带和非晶薄带。换言之，在淬火薄带（1）当中，在非晶薄带被用弱磁体磁化，从而不落下（2）时，晶体薄带未被磁化，从而落下（3）。
（烧结）根据本发明的制造方法，烧结所产生的并且所需的、分级后的具有纳米晶结构的淬火薄带。不特别限制用于烧结的方法。然而，需要在尽可能低的温度下进行烧结并且持续尽可能短的时间，以便不使纳米晶结构粗糙。因此，优选在加压下进行烧结。当在加压下进行烧结时，由于烧结反应被加速，使得低温烧结变得可能，并且可以保持纳米晶结构。
为了防止烧结结构的晶粒变得粗糙，也期望将温度升高到烧结温度的升温速度快。
从这些观点出发，通过在加压下通电（energize）并加热，例如，一般称为“SPS”（放电等离子体烧结）是期望的。根据该方法，当通过加压促进通电时，烧结温度可以降低并且需要短时间段来达到烧结温度。因此，纳米晶结构可以被最有利地保持。
然而，不限于SPS烧结，也可以使用热压制（hot pressing）。
此外，作为类似于热压制的方法，可以使用这样的方法：与高频加热和通过辅助加热器的加热相结合地使用普通压模机。在高频加热时，通过使用绝缘小块（dice）/冲头（punch）直接加热工件，或者通过使用导电小块/冲头加热小块/冲头并且由经加热的小块/冲头间接加热工件。在通过辅助加热器加热时，通过筒式加热器、手持加热器等对所述小块/冲头进行加热。
（定向处理）
根据本实施例的制造方法，可以可选地对所得到的烧结体应用定向处理（alignment treatment）。定向处理的典型方法是热加工。具体地，期望严重的塑性形变，其中处理程度——即烧结体的厚度的形变量值——为30%或更多、40%或更多、50%或更多、或者60%或更多。
当烧结体被热加工（辊压、锻造或挤压）时，与滑移形变相结合，晶粒本身和/或晶粒中晶体方向旋转而使易磁化轴的方向（在六角晶体的情况下，c轴）定向（各向异性化）。当烧结体形成为纳米晶结构时，晶粒本身和/或晶粒中的晶体方向旋转以促进定向。结果，获得了其中纳米尺寸晶粒高度定向的微聚集结构，并且可以获得其中在确保高矫顽力的同时显著提高剩余磁化强度的各向异性稀土磁体。由纳米尺寸晶粒制成的均匀晶体结构使得能够获得同样极佳的方形。
然而，用于定向处理的方法不限于热加工。用于定向处理的方法可以是能够在保持纳米晶结构的纳米尺寸的同时进行定向的方法。例如，可以例举这样的方法，其中各向异性粉末（通过氢化-歧化-解吸附-再结合（HDDR）处理的粉末）被在磁场中压紧并且凝固，并且之后应用加压烧结。
（热处理）
根据本实施例的制造方法，在烧结之后，或者在烧结和可选的定向处理之后，应用热处理。根据该热处理，偏心地主要位于晶粒间界的三重点的晶粒间界相在整个晶粒间界内扩散或流动。
当晶粒间界相偏心地位于所述三重点时，存在这样的地方：在该地方，在相邻主相之间不存在晶粒间界相（或这样的地方：在该地方，其丰度（abundance）不足）。因此，在像这样的地方，交换耦合相互作用跨多个主相起作用，并且有效主相尺寸变粗糙而使矫顽力劣化。当晶粒间界相的丰度在相邻主相之间是足够的时，由于相邻主相之间的交换耦合被解耦并且主相的有效尺寸被微细化（miniaturize），可以获得高的矫顽力。
现在，热处理温度是这样的温度：其高于实现晶粒间界相的扩散和流动的温度范围（其可以被认为是第一温度范围）内的最低温度并且低于防止晶粒间界相变粗糙的温度范围（其可以被认为是第二温度范围）内的最低温度。
作为其中晶粒间界相扩散或流动的温度范围内的最低温度的温度的指标，可以例举晶粒间界相的熔化温度。因此，例如，所述热处理温度的下限可以被设定为高于晶粒间界相的熔化温度的温度或共晶温度的温度。
如下所示，可以通过添加添加元素来降低晶粒间界相的熔化温度。例如，具体地，在钕磁体中，热处理温度的下限可以被设定为Nd-Cu相的熔化温度或共晶温度中的或者Nd-Cu相的熔化温度或共晶温度附近的温度。热处理温度的下限是例如450℃或更高的温度。
作为防止晶粒变粗糙的温度的指标，可以例举防止主相（例如钕磁体中的Nd2Fe14B相）变粗糙的温度。因此，例如，热处理温度的上限可以被设定为在热处理之后的晶粒尺寸变为300nm或更小、250nm或更小、或者200nm或更小的温度范围内的最低温度。例如，所述温度为700℃或更低。在本实施例中，晶粒尺寸意味着投影面积相当直径，即，具有与颗粒的投影面积相等的面积的圆形的直径。
此外，用于热处理的时间可以设定为1分钟或更长、3分钟或更长、5分钟或更长、或者10分钟或更长，并且30分钟或更短、1小时或更短或者5小时或更短。此处，即使保持时间是相对短的时间，例如，约5分钟，矫顽力也可以被改善。
参考图3A和3B，将描述所述热处理的优点。
图3A和3B分别示出了比较例的烧结稀土磁体的、以及本实施例的纳米晶稀土磁体的：（1）热处理前的结构照片；（2）和（2'）热处理前的结构图像图；以及（3）和（3'）热处理后的结构图像图。此处，在热处理前和热处理后的结构图像图中，加阴影线的晶粒和灰色晶粒在磁化方向上是相反的。
在比较例的烧结稀土磁体（图3A）的情况下，晶粒尺寸典型地为约10μm。这远大于作为单磁畴尺寸的约300nm（0.3μm）；因此，在晶粒内存在磁壁。结果，磁化状态根据磁壁的移动而变化。
在比较例的烧结稀土磁体（图3A）的情况下，在热处理之前（2），晶粒间界相偏心地位于晶粒间界的三重点处，但是不存在于或者很微不足道地存在于除了所述三重点之外的晶粒间界中。由于晶粒间界不像势垒（barrier）那样起对抗磁壁移动的作用，并且磁壁跨过晶粒间界移动而到达邻近的晶粒，因此不能获得高矫顽力。另一方面，在热处理之后（3），晶粒间界相从所述三重点扩散或流动，从而充分渗透到除了所述三重点之外的晶粒间界中而覆盖晶粒。在这种情况下，大量存在于晶粒间界中的晶粒间界相阻挡磁壁的移动，由此矫顽力得以提高。
另一方面，在本发明实施例的纳米晶稀土磁体（图3B）的情况下，晶粒尺寸典型地为约100nm（0.1μm）且晶粒是单磁畴；因此不存在磁壁。
在本发明实施例的纳米晶稀土磁体（图3B）的情况下，在热处理之前（2），晶粒间界相偏心地局域化于晶粒间界的三重点处，但是不存在于或者很微不足道地存在于除了所述三重点之外的晶粒间界中。结果，由于晶粒间界不用作对抗相邻晶粒之间的交换耦合的势垒，并且相邻晶粒通过交换耦合（2'）而彼此一体化（integrate），因此磁化反转引起相邻晶粒的磁化反转，不能获得高矫顽力。另一方面，在热处理之后（3），晶粒间界相从所述三重点扩散和流动并且充分渗透到除了所述三重点之外的晶粒间界中而覆盖晶粒。在这种情况下，由于大量地存在于晶粒间界中的晶粒间界相使相邻晶粒之间的交换耦合解耦（3'），矫顽力得以提高。
此外，在本发明实施例的纳米晶稀土磁体（图3B）的情况下，稀土磁体具有纳米晶结构并且晶粒尺寸极小。结果，从所述三重点扩散或流动的晶粒间界相在极短的时间内覆盖晶粒。结果，可以大大缩短热处理时间。
（淬火处理）
根据本实施例的制造方法，以50℃/分钟或更高、80℃/分钟或更高、100℃/分钟或更高、120℃/分钟或更高、或者150℃/分钟或更高的冷却速度，将经过热处理的烧结体淬火到300℃或更低、200℃或更低、100℃或更低、或者50℃或更低的温度。
当如此淬火后，可以使得所得到的稀土磁体的矫顽力显著大。尽管不受理论限制，但是根据像这样的淬火，认为在热处理之后的烧结体中，存在于主相晶粒间界中的Fe被禁止扩散到晶粒间界相中，由此主晶粒间界相中Fe的含量变低并且防止了相邻晶粒（主相）之间的交换耦合，从而导致所得到的磁体的大矫顽力。
淬火快速通过的温度范围是在主相晶粒间界上存在的Fe扩散的温度。因此，需要将淬火进行到200℃或更低的温度。此处，要通过淬火实现的冷却温度被认为取决于磁体的组成和晶粒尺寸。
（添加元素）
优选向稀土磁体组合物添加降低晶粒间界相的熔化温度的元素。根据本实施例的制造方法，通过由此添加元素以降低晶粒间界相的熔化温度，可以在低温下应用热处理。即，在抑制晶粒变粗糙的同时，主要偏心地位于晶粒间界的三重点处的晶粒间界相可以扩散或流到整个晶粒间界。
降低晶粒间界相扩散或流动的温度范围内的最低温度的元素的例子，特别地，与构成稀土磁体的Nd形成合金的元素，包括Al、Cu、Mg、Hg、Fe、Co、Ag、Ni和Zn，特别地，Al、Cu、Mg、Fe、Co、Ag、Ni和Zn。这些添加元素的添加量可以设定为0.05-0.5原子%，并且更优选地设定为0.05-0.2原子%。
作为典型例子，当稀土磁体组合物由组成式RvFewCoxByMz表示并且形成富Nd的晶粒间界相时，例如，当稀土磁体组合物由组成式Nd15Fe77B7Ga表示并且稀土磁体包含由Nd2Fe14B构成的主相和富Nd的晶粒间界相时，可以向所述稀土磁体组合物中，尤其是作为元素M，添加这样的元素：该元素与Nd形成合金以允许降低实现晶粒间界相的扩散或流动的温度范围内的最低温度，添加量在所述温度降低效应显现并且磁特征和热加工性不劣化的范围内。
仅供参考，以下与Nd单体的熔化温度相比较地示出了添加元素与Nd之间的二元合金的共晶温度（共晶组合物的熔化温度）。如上面所提及的，熔化温度或共晶温度是晶粒间界相扩散或流动的温度范围内的最低温度的指标。
Nd：1024℃（熔化温度）
Nd-Al：635℃（共晶组合物的熔化温度）
Nd-Cu：520℃（共晶组合物的熔化温度）
Nd-Mg：551℃（共晶组合物的熔化温度）
Nd-Fe：640℃（共晶组合物的熔化温度）
Nd-Co：566℃（共晶组合物的熔化温度）
Nd-Ag：640℃（共晶组合物的熔化温度）
Nd-Ni：540℃（共晶组合物的熔化温度）
Nd-Zn：630℃（共晶组合物的熔化温度）
《纳米晶稀土磁体》
本实施例的纳米晶稀土磁体由以下组成式表示：
RvFewCoxByMz，
（其中，R：包括Y的稀土元素中的一种或多种，
M：选自Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、V、Hg、Ag和Au中的至少一种，
13≤v≤20，
w=100-v-x-y-z，
0≤x≤30，
4≤y≤20，并且
0≤y≤3），并且
所述稀土磁体由以下的（i）和（ii）中的任一种构成：
（i）主相R2(FeCo)14B、以及晶粒间界相R(FeCo)4B4和R，以及
（ii）主相R2(FeCo)14B、以及晶粒间界相R2(FeCo)17和R，
其中，当通过能量分散型X射线光谱法进行分析时，在晶粒间界相中Fe与Nd的原子比（Fe/Nd）的最小值为1.00或更小、0.90或更小、0.80或更小、0.70或更小、或者0.60或更小。
关于本实施例的稀土磁体的组成以及制造方法，可以参考制造稀土磁体的本实施例的方法的描述。
[实例1]
制造具有组成Nd15Fe77B7Ga1的纳米晶稀土磁体。最终获得的组成是包括作为主相的Nd2Fe14B1以及作为晶粒间界相的富Nd相（Nd或Nd氧化物）或Nd1Fe4B4的纳米晶结构。Ga在晶粒间界相中是丰富的，从而防止晶粒间界移动，并且抑制了晶粒变粗糙。
<合金锭（alloy ingot）的制备>
为了获得上述组成，测量预定量的Nd、Fe、B和Ga的相应原材料并且通过电弧熔化炉熔化所述相应原材料。由此，制备了合金锭。
<淬火薄带的制备>
在高频炉中熔化合金锭，并且所得到的熔体被喷射在如图1所示的铜单辊的辊表面上并且被淬火。所使用的条件如下所示。
《淬火条件》
喷嘴直径：0.6mm
间隔：0.7mm
喷射压力：0.4kg/cm3
辊速度：2350rpm
熔化温度：1450℃
<分级>
在所得到的淬火薄带中，如上面所提及的，混合了纳米晶淬火薄带和非晶薄带。相应地，如图2所示，使用弱磁体对纳米晶薄带和非晶薄带进行分级。换言之，如图2所示，在淬火薄带（1）当中，作为软磁性材料的非晶薄带被弱磁体磁化，从而不落下（2）。另一方面，作为硬磁性体的纳米晶淬火薄带不被弱磁体磁化，从而落下（3）。仅仅落下的纳米晶淬火薄带被收集并且对其进行下面的处理。
（烧结）
所得到的纳米晶淬火薄带在下面的条件下被SPS烧结。
《SPS烧结的条件》
烧结温度：570℃
保持时间：5分钟
气氛：10-2Pa（Ar）
表面压力：100MPa
如上所述，在烧结期间施加100MPa的表面压力。这是超过用于确保通电的最初表面压力34MPa的表面压力，由此，在570℃的烧结温度和5分钟的保持时间的条件下，获得98%（=7.5g/cm3）的烧结密度。为了获得与上述相同的烧结密度，当不施加压力时需要约1100℃的高温时，烧结温度可以大大降低。
此外，实现了低温烧结，部分是因为通过单辊法贡献在淬火薄带的一个表面上形成了低熔化温度相。作为该熔化温度的具体例子，当主相Nd2Fe14B1的熔化温度为1150℃时，例如低熔化温度相的熔化温度对于Nd为1021℃并且对于Nd3Ga为786℃。
即，在本发明的实施例中，组合了由于加压烧结（表面压力：1000MPa）的加压本身导致的烧结温度降低效应、以及由于淬火薄带的一个表面上存在的低熔化温度相导致的烧结温度降低效应。由此，可以获得570℃的烧结温度。
<热加工>
作为定向处理，在如下严重塑性形变条件下用SPS设备应用热加工。
《热加工条件》
加工温度：650℃
加工压力：100MPa
气氛：10-2Pa（Ar）
加工程度：60%
<热处理>
所得到的严重塑性形变体被切割成2mm的正方形并且在如下条件下对所述正方形进行热处理。
《热处理条件》
保持温度：550℃
从室温到所述保持温度的升温速度：120℃/分钟（恒定）
保持时间：30分钟（恒定）
冷却：2℃/分钟到2200℃/分钟
气氛：2Pa（Ar）
（磁特性的评价）
使用VSM测量所得到的样品（组成：Nd15Fe77B7Ga1）在热处理之前和之后的磁特性。结果在表1和图4中示出。
表1矫顽力的冷却速度依赖性
从表1和图4的结果可以了解，随着热处理之后冷却速度变大，所得到的纳米晶稀土磁体的矫顽力变大。
此外，当通过能量分散型X射线光谱法（EDX）进行分析时主相（晶粒）与晶粒间界相之间的组成变化在图5A和5B中示出。图5A是当冷却速度为2℃/分钟时的图，图5B是当冷却速度为163℃/分钟时的图。
从图5A和5B可以了解，当冷却速度高时，主相（晶粒）与晶粒间界之间的组成与冷却速度低的情况相比大大改变，尤其是晶粒间界相中Fe的含有率变小。

Claims (18)

1.一种稀土磁体，其由以下组成式表示：
RvFewCoxByMz，
其中，R是包括Y的稀土元素中的一种或多种，
M是Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、V、Hg、Ag和Au中的至少一种，
13≤v≤20，
w=100-v-x-y-z，
0≤x≤30，
4≤y≤20，并且
0≤z≤3，
其中，所述稀土磁体由以下的（i）和（ii）中的任一种构成：
（i）主相R2(FeCo)14B、以及晶粒间界相R(FeCo)4B4和R，以及
（ii）主相R2(FeCo)14B、以及晶粒间界相R2(FeCo)17和R；并且
其中，当通过能量分散型X射线光谱法进行分析时，在所述晶粒间界相中Fe与Nd的原子比的最小值为1.00或更小。
2.一种稀土磁体，其由以下组成式表示：
RvFewCoxByMz，
其中，R是包括Y的稀土元素中的一种或多种，
M是Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、V、Hg、Ag和Au中的至少一种，
13≤v≤20，
w=100-v-x-y-z，
0≤x≤30，
4≤y≤20，并且
0≤z≤3，
其中，所述稀土磁体由以下的（i）和（ii）中的任一种构成：
（i）主相Nd2Fe14B、以及晶粒间界相R(FeCo)4B4和R，以及
（ii）主相Nd2Fe14B、以及晶粒间界相R2(FeCo)17和R；并且
其中，当通过能量分散型X射线光谱法进行分析时，在所述晶粒间界相中Fe与Nd的原子比的最小值为1.00或更小。
3.根据权利要求1或2所述的稀土磁体，其中，当通过能量分散型X射线光谱法进行分析时，在所述晶粒间界相中Fe与Nd的原子比的最小值为0.90或更小。
4.根据权利要求3所述的稀土磁体，其中，当通过能量分散型X射线光谱法进行分析时，在所述晶粒间界相中Fe与Nd的原子比的最小值为0.80或更小。
5.根据权利要求4所述的稀土磁体，其中，当通过能量分散型X射线光谱法进行分析时，在所述晶粒间界相中Fe与Nd的原子比的最小值为0.70或更小。
6.根据权利要求5所述的稀土磁体，其中，当通过能量分散型X射线光谱法进行分析时，在所述晶粒间界相中Fe与Nd的原子比的最小值为0.60或更小。
7.根据权利要求1-6中任一项所述的稀土磁体，其中，M的浓度为0.05-0.5原子百分比。
8.根据权利要求1-7中任一项所述的稀土磁体，其中，所述稀土元素是Y和镧系元素中的至少一种。
9.一种具有晶粒和晶粒间界相的纳米晶稀土磁体的制造方法，包括：
对稀土磁体组合物的熔体进行淬火以形成具有纳米晶结构的淬火薄带；
烧结所述淬火薄带以获得烧结体；
在热处理温度下热处理所述烧结体，所述热处理温度高于在所述晶粒间界相扩散或流动的第一温度范围内的最低温度并且低于在防止晶粒变粗糙的第二温度范围内的最低温度；以及
以50℃/分钟或更高的冷却速度将经过热处理的所述烧结体淬火到200℃或更低。
10.根据权利要求9所述的制造方法，还包括：
在烧结所述淬火薄带之后并且在对所述烧结体应用热处理之前，对所述烧结体应用定向处理。
11.根据权利要求9或10所述的制造方法，其中，所述热处理温度是这样的温度：该温度高于所述晶粒间界相的熔化温度或共晶温度，并且该温度在第三温度范围内，在所述第三温度范围内所述热处理之后的晶粒尺寸为300nm或更小。
12.根据权利要求9-11中任一项所述的制造方法，其中，所述热处理温度为450-700℃。
13.根据权利要求9-12中任一项所述的制造方法，其中，所述热处理期间的保持时间在1分钟到5小时的范围内。
14.根据权利要求9-13中任一项所述的制造方法，其中，将添加元素添加到所述稀土磁体组合物，所述添加元素降低在所述晶粒间界相扩散或流动的所述第一温度范围内的所述最低温度。
15.根据权利要求14所述的制造方法，其中，所述稀土磁体包含Nd，并且所述添加元素是这样的元素：该元素将所述晶粒间界相的熔化温度或共晶温度降低至低于Nd单质的熔化温度的温度。
16.根据权利要求14或15所述的制造方法，其中，所述添加元素选自Al、Cu、Mg、Fe、Co、Ag、Ni和Zn。
17.根据权利要求9-16中任一项所述的制造方法，其中，所述稀土磁体组合物由以下组成式表示：
RvFewCoxByMz，
其中，R是包括Y的稀土元素中的一种或多种，
M是Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、V、Hg、Ag和Au中的至少一种，
13≤v≤20，
w=100-v-x-y-z，
0≤x≤30，
4≤y≤20，并且
0≤z≤3，
其中，所述稀土磁体由以下的（i）和（ii）中的任一种构成：
（i）主相R2(FeCo)14B、以及晶粒间界相R(FeCo)4B4和R，以及
（ii）主相R2(FeCo)14B、以及晶粒间界相R2(FeCo)17和R；并且
其中，当通过能量分散型X射线光谱法进行分析时，在所述晶粒间界相中Fe与Nd的原子比的最小值为1.00或更小。
18.根据权利要求9-16中任一项所述的制造方法，其中，
其中，所述稀土磁体组合物由以下组成式表示：
RvFewCoxByMz，
其中，R是包括Y的稀土元素中的一种或多种，
M是Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、V、Hg、Ag和Au中的至少一种，
13≤v≤20，
w=100-v-x-y-z，
0≤x≤30，
4≤y≤20，并且
0≤z≤3，
其中，所述稀土磁体由以下的（i）和（ii）中的任一种构成：
（i）主相Nd2Fe14B、以及晶粒间界相R(FeCo)4B4和R，以及
（ii）主相Nd2Fe14B、以及晶粒间界相R2(FeCo)17和R；并且
其中，当通过能量分散型X射线光谱法进行分析时，在所述晶粒间界相中Fe与Nd的原子比的最小值为1.00或更小。
CN201280040743.0A 2011-08-23 2012-08-22 稀土磁体制造方法以及稀土磁体 Expired - Fee Related CN103765528B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011181715A JP5472236B2 (ja) 2011-08-23 2011-08-23 希土類磁石の製造方法、及び希土類磁石
JP2011-181715 2011-08-23
PCT/IB2012/001613 WO2013027109A1 (en) 2011-08-23 2012-08-22 Method for producing rare earth magnets, and rare earth magnets

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103765528A true CN103765528A (zh) 2014-04-30
CN103765528B CN103765528B (zh) 2017-08-25

Family

ID=47018260

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280040743.0A Expired - Fee Related CN103765528B (zh) 2011-08-23 2012-08-22 稀土磁体制造方法以及稀土磁体

Country Status (6)

Country Link
US (1) US9761358B2 (zh)
JP (1) JP5472236B2 (zh)
KR (1) KR101535043B1 (zh)
CN (1) CN103765528B (zh)
DE (1) DE112012003472B4 (zh)
WO (1) WO2013027109A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105185498A (zh) * 2015-08-28 2015-12-23 包头天和磁材技术有限责任公司 稀土永磁材料及其制造方法
CN106341917A (zh) * 2015-07-07 2017-01-18 丰田自动车株式会社 高频感应加热方法

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101527324B1 (ko) * 2013-06-18 2015-06-09 고려대학교 산학협력단 영구 자석의 제조 방법
JP6142792B2 (ja) * 2013-12-20 2017-06-07 Tdk株式会社 希土類磁石
JP6142794B2 (ja) * 2013-12-20 2017-06-07 Tdk株式会社 希土類磁石
JP6142793B2 (ja) * 2013-12-20 2017-06-07 Tdk株式会社 希土類磁石
JP2015123463A (ja) * 2013-12-26 2015-07-06 トヨタ自動車株式会社 前方押出し鍛造装置と前方押出し鍛造方法
JP6003920B2 (ja) * 2014-02-12 2016-10-05 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石の製造方法
US10563295B2 (en) * 2014-04-25 2020-02-18 Hitachi Metals, Ltd. Method for producing R-T-B sintered magnet
JP6221978B2 (ja) * 2014-07-25 2017-11-01 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石の製造方法
RU2697266C2 (ru) * 2015-03-31 2019-08-13 Син-Эцу Кемикал Ко., Лтд. Спеченный магнит r-fe-b и способ его изготовления
KR20170013744A (ko) * 2015-07-28 2017-02-07 선문대학교 산학협력단 융점강하원소를 이용한 희토류 소결자석의 제조방법 및 그에 따른 희토류 소결자석
US10460871B2 (en) 2015-10-30 2019-10-29 GM Global Technology Operations LLC Method for fabricating non-planar magnet
CN110106335B (zh) * 2018-02-01 2021-04-13 福建省长汀金龙稀土有限公司 一种合金工件或金属工件的连续热处理装置以及方法
DE102021113306A1 (de) 2021-05-21 2022-11-24 Technische Universität Darmstadt, Körperschaft des öffentlichen Rechts Verfahren zur Herstellung eines Ausgangsmaterials für einen Permanentmagneten

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5123979A (en) * 1989-12-01 1992-06-23 Aimants Ugimag Sa Alloy for fe nd b type permanent magnet, sintered permanent magnet and process for obtaining it
JP2581161B2 (ja) * 1988-06-03 1997-02-12 三菱マテリアル株式会社 耐食性に優れた希土類−Ｂ−Ｆｅ系焼結磁石の製造法
EP1059645B1 (en) * 1999-06-08 2006-06-14 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Thin ribbon of rare earth-based permanent magnet alloy
CN1983471A (zh) * 2005-12-02 2007-06-20 信越化学工业株式会社 R－t－b－c稀土烧结磁体及制造方法
CN101640087A (zh) * 2008-07-04 2010-02-03 大同特殊钢株式会社 稀土磁体及其制造方法
US20100321139A1 (en) * 2009-06-17 2010-12-23 Tetsuya Shoji Permanent magnet and method of producing permanent magnet

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61264133A (ja) * 1985-05-17 1986-11-22 Sumitomo Special Metals Co Ltd 永久磁石の製造方法
JPS6472502A (en) 1987-09-11 1989-03-17 Hitachi Metals Ltd Permanent magnet for accelerating particle beam
DE68927460T2 (de) * 1988-06-03 1997-04-10 Mitsubishi Materials Corp Gesinterter seltenerdelement-b-fe-magnet und verfahren zur herstellung
JP2663626B2 (ja) * 1989-05-12 1997-10-15 三菱マテリアル株式会社 耐食性および磁気特性に優れた希土類―Ｂ―Ｆｅ系焼結磁石
JP2853839B2 (ja) 1991-06-04 1999-02-03 信越化学工業株式会社 希土類永久磁石の製造方法
JP2853838B2 (ja) 1991-06-04 1999-02-03 信越化学工業株式会社 希土類永久磁石の製造方法
JPH06207206A (ja) 1993-01-06 1994-07-26 Sumitomo Metal Mining Co Ltd チタン又はチタン合金の焼結方法及びこれに用いるセラミック
JP2891215B2 (ja) * 1996-12-17 1999-05-17 三菱マテリアル株式会社 耐食性および磁気特性に優れた希土類−Ｂ−Ｆｅ系焼結磁石の製造方法
JPH10289813A (ja) * 1997-04-16 1998-10-27 Hitachi Metals Ltd 希土類磁石
JP2000223306A (ja) * 1998-11-25 2000-08-11 Hitachi Metals Ltd 角形比を向上したｒ―ｔ―ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
KR100535943B1 (ko) * 2001-05-15 2005-12-12 가부시키가이샤 네오맥스 철 기재의 희토류합금 자석 및 그 제조방법
JP5163630B2 (ja) 2009-12-18 2013-03-13 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石およびその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2581161B2 (ja) * 1988-06-03 1997-02-12 三菱マテリアル株式会社 耐食性に優れた希土類−Ｂ−Ｆｅ系焼結磁石の製造法
US5123979A (en) * 1989-12-01 1992-06-23 Aimants Ugimag Sa Alloy for fe nd b type permanent magnet, sintered permanent magnet and process for obtaining it
EP1059645B1 (en) * 1999-06-08 2006-06-14 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Thin ribbon of rare earth-based permanent magnet alloy
CN1983471A (zh) * 2005-12-02 2007-06-20 信越化学工业株式会社 R－t－b－c稀土烧结磁体及制造方法
CN101640087A (zh) * 2008-07-04 2010-02-03 大同特殊钢株式会社 稀土磁体及其制造方法
US20100321139A1 (en) * 2009-06-17 2010-12-23 Tetsuya Shoji Permanent magnet and method of producing permanent magnet

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
郑华均等: "退火处理对烧结 Nd-Fe-B 永磁体磁性能的影响", 《材料开发和应用》, vol. 18, no. 6, 31 December 2003 (2003-12-31) *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106341917A (zh) * 2015-07-07 2017-01-18 丰田自动车株式会社 高频感应加热方法
CN105185498A (zh) * 2015-08-28 2015-12-23 包头天和磁材技术有限责任公司 稀土永磁材料及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR101535043B1 (ko) 2015-07-07
US9761358B2 (en) 2017-09-12
JP2013045844A (ja) 2013-03-04
DE112012003472B4 (de) 2021-08-19
US20140191833A1 (en) 2014-07-10
WO2013027109A9 (en) 2014-01-30
KR20140048997A (ko) 2014-04-24
JP5472236B2 (ja) 2014-04-16
CN103765528B (zh) 2017-08-25
WO2013027109A1 (en) 2013-02-28
DE112012003472T5 (de) 2014-05-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103765528A (zh) 稀土磁体制造方法以及稀土磁体
CN107251175B (zh) R－t－b系烧结磁体的制造方法
CN104078176B (zh) 稀土类磁体
TWI431644B (zh) Rare earth permanent magnet and manufacturing method thereof
CN107408436B (zh) 稀土类永久磁体及其制造方法
CN102821891B (zh) 永久磁石及其制造方法、以及使用该磁石的发动机和发电机
KR101378090B1 (ko) Ｒ－ｔ－ｂ계 소결 자석
CN107134335A (zh) R‑t‑b系永久磁铁
JP5457366B2 (ja) 優れた磁気熱量特性を有するＦｅ−Ｓｉ−Ｌａ合金
CN107240468B (zh) R-t-b系永久磁铁
CN107134336B (zh) R-t-b系永久磁铁
CN104823249B (zh) 稀土永磁粉、包括其的粘结磁体及应用该粘结磁体的器件
JP5692231B2 (ja) 希土類磁石の製造方法、及び希土類磁石
JP2014502034A5 (zh)
WO2002079530A2 (en) Rare earth alloy sintered compact and method of making the same
CN108695033B (zh) R-t-b系烧结磁铁
CN108695034A (zh) R-t-b系烧结磁铁
CN104733147A (zh) 稀土类磁铁
CN104299742A (zh) 稀土类磁铁
CN104733145A (zh) 稀土类磁铁
JP2013021015A (ja) 希土類ナノコンポジット磁石およびその製造方法
CN106328331B (zh) 烧结钕铁硼磁体用辅助合金铸片及其制备方法
Liu et al. Compositional optimization and new processes for nanocrystalline NdFeB-based permanent magnets
JP6511844B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP6919788B2 (ja) 希土類焼結磁石

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20170825