CN105121682B - R-t-b系磁体用原料合金及其制造方法 - Google Patents

R-t-b系磁体用原料合金及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105121682B
CN105121682B CN201480019491.2A CN201480019491A CN105121682B CN 105121682 B CN105121682 B CN 105121682B CN 201480019491 A CN201480019491 A CN 201480019491A CN 105121682 B CN105121682 B CN 105121682B
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
phases
magnet
models
raw material
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.)
Active
Application number
CN201480019491.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105121682A (zh
Inventor
清水隆之
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.)
Santoku Corp
Original Assignee
Santoku 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 Santoku Corp filed Critical Santoku Corp
Publication of CN105121682A publication Critical patent/CN105121682A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105121682B publication Critical patent/CN105121682B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

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
    • 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
    • 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
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
    • 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
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)

Abstract

一种R‑T‑B系磁体用原料合金，该合金包含作为主相的R2T14B相和R被浓缩了的富R相，主相具有枝晶主轴和从该枝晶主轴分枝出的二次枝晶臂，通过使生成有二次枝晶臂的区域的体积率为2～60％，即使在降低重稀土的添加量的情况下，也能够在R‑T‑B系烧结磁体中确保优异的矫顽力。富R相的间隔优选为3.0μm以下、激冷晶体的体积率优选为1％以下。另外，二次枝晶臂的间隔优选为0.5～2.0μm、富R相的椭圆长短比优选为0.5以下。

Description

R-T-B系磁体用原料合金及其制造方法
技术领域
本发明涉及稀土磁体的原料中使用的R-T-B系磁体用原料合金及其制造方法。详细而言，涉及即使降低重稀土的添加量时在R-T-B系烧结磁体中也能够确保优异矫顽力的R-T-B系磁体用原料合金及其制造方法。
背景技术
近年来，作为稀土磁体的原料中使用的合金，有磁体特性优异的R-T-B系合金。此处，“R-T-B系合金”中的“R”表示稀土元素、“T”表示以Fe作为必须的过渡金属、“B”表示硼。包含该R-T-B系合金且成为稀土磁体的原料的合金可以由利用薄带连铸法铸造的合金带来制造。
图1是表示利用薄带连铸法铸造合金带时使用的铸造装置的模式图。该图所示的铸造装置具备腔室5、坩埚1、中间包2和冷却辊3。通过将腔室5的内部维持为减压状态或不活性气体气氛，从而防止合金熔液和所铸造的合金带被氧化。
使用这种铸造装置并利用薄带连铸法铸造由R-T-B系合金形成的合金带时，例如可以利用以下步骤来进行。
(A)将原料装入坩埚1内，使用感应加热装置(未图示)将该原料加热。由此，将原料熔解而形成合金熔液。
(B)借助中间包2将该合金熔液供给至冷却辊3的外周面。冷却辊3的内部具有使制冷剂流通的结构，因此合金熔液在冷却辊3的外周面骤冷而凝固。
(C)这样操作来铸造厚度为0.1～1.0mm的薄带状合金带4。冷却辊3沿着该图的施加有影线的箭头所示方向旋转，因此合金带4随着该旋转从冷却辊3上剥离。
利用薄带连铸法铸造的薄带状合金带通过破碎而制成合金片后，按照规定条件进行冷却。为了防止合金片的氧化，合金带的破碎和合金片的冷却通常在减压下或不活性气体气氛下进行。
所得R-T-B系磁体用原料合金(以下也简称为“磁体用原料合金”)具有由R2T14B相形成的结晶相(主相)和浓缩有稀土元素的富R相共存的晶体组织。主相是有助于磁化作用的强磁性相，富R相是无助于磁化作用的非磁性相。
R-T-B系磁体用原料合金中，R的主成分为Nd、T的主成分为Fe，因此也被称为Nd-Fe-B系合金磁体用原料合金。另外，磁体用原料合金大多被用于R-T-B系烧结磁体、R-T-B系粘结磁体的原料，其中的R-T-B系烧结磁体也被称为钕烧结磁体。
R-T-B系烧结磁体例如可以通过以下的制造工艺而得到。
(1)在粉碎工序中，将R-T-B系磁体用原料合金进行氢解碎(粗粉碎)后，利用喷射式粉碎机等进行微粉碎。由此得到微粉。
(2)在成型工序中，将所得微粉在磁场中进行加压成型，从而制成压粉体。
(3)在烧结工序中，使加压成型了的压粉体在真空中进行烧结后，对烧结体实施热处理(回火)。由此得到R-T-B系烧结磁体。
钕烧结磁体可应对环境保护(实现低碳社会)、节能化、下一代汽车、高性能电子仪器等，因此世界范围的需求逐渐提高。但是，钕烧结磁体存在高温下的矫顽力低这一问题。
为了解决该问题而开发了如下的钕烧结磁体并将其投入实用，该钕烧结磁体在磁体用原料合金中添加重稀土(例如Dy、Tb)来代替一部分Nd，并使用了该磁体用原料合金。重稀土的添加量以其总和计例如为1～5原子％左右。
然而，重稀土从其矿藏量有限、资源不均匀存在的观点出发在稳定供给方面存在问题。因此寻求如下的磁体用原料合金，其即使在降低磁体用原料合金中的重稀土添加量的情况下、具体而言即使将重稀土的添加量以其总和计设为例如0～3原子％左右时，在钕烧结磁体中也能够确保优异的矫顽力。
关于R-T-B系磁体用原料合金，例如如专利文献1所示那样，一直以来提出了各种提案。专利文献1中提出的磁体用原料合金中，包含短轴方向的平均粒径为3μm以下的R2T17相的区域的体积率为0.5～10％。通过将该磁体用原料合金用作烧结磁体的原料，所得烧结磁体的矫顽力稳定增加，能够获得优异的磁特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特许第4832856号
发明内容
发明要解决的问题
如上所述，寻求即使在降低重稀土添加量的情况下也能够确保烧结磁体的优异矫顽力的R-T-B系磁体用原料合金。
前述专利文献1中，磁体用原料合金中包含短轴方向的平均粒径为3μm以下的R2T17相的区域的体积率设为0.5～10％。由此，所得烧结磁体的矫顽力稳定增加、能够获得优异的磁特性。然而，将包含R2T17相的磁体用原料合金进行加热时，R2T17相在685℃以上缓慢生成液相，至1210℃为止呈现R2T17相与其液相的固液共存状态。因此，在制造烧结磁体时的烧结工序的烧结温度(通常为1050℃左右)下，R2T17相的一部分会残留而不形成液相，其结果，所得烧结磁体中也残留有R2T17相。
R2T17相的磁性软且居里点低，因此即使是微量，只要是R2T17相残留于 烧结磁体中，就会对矫顽力、耐热性造成不良影响。因此，专利文献1中提出的磁体用原料合金在应对上述要求时并不充分。
本发明是鉴于这种情况而进行的，其目的在于，提供即使在降低重稀土的添加量时也能够确保R-T-B系烧结磁体的优异矫顽力的R-T-B系磁体用原料合金及其制造方法。
用于解决问题的方案
近年来，为了降低R-T-B系磁体用原料合金中的重稀土添加量，针对R-T-B系烧结磁体中的磁特性的表达机理进行了详细分析。作为其成果之一，提出了表示R-T-B系烧结磁体的矫顽力Hc的模型式、即下述式(2)。
Hc＝α×Ha-Neff×Ms···(2)
此处，α是表示由晶体粒界附近的缺陷、表面状态等导致的磁各向异性的降低的系数、Ha为各向异性磁场、Neff为基于晶粒大小或形状的影响的局部反磁场系数、Ms为主相的饱和磁化。
根据上述式(2)，为了提高矫顽力Hc，有效的是，通过添加重稀土来提高各向异性磁场Ha且降低主相的饱和磁化Ms。另外，提高系数α和降低局部反磁场系数Neff也是有效的。更具体而言，有效的是，通过将晶粒粒径微细化至单磁畴颗粒的尺寸、完全断开各个颗粒间的交换接合，从而提高各向异性磁场Ha并降低局部反磁场系数Neff。另外，通过使晶粒形状沿着易磁化轴的方向伸长，从而降低局部反磁场系数Neff也是有效的。
此处，在现有的磁体用原料合金中，由于烧结磁体的制造工艺的制约，富R相的间隔的目标值的下限为3μm左右。烧结磁体的制造工艺中的制约具体是指粉碎工序的粉碎能力的极限、成型工序中的微粉处理上的制约(微粉的氧化、成型不良等)。需要说明的是，富R相的间隔是指磁体用原料合金的厚度方向的剖面中一个富R相至相邻位置的富R相的间隔。
然而，最近在粉碎工序和成型工序中出现了技术上的突破。具体而言， 能够粉碎至粒径为3μm以下的微粉的粉碎技术、使用了粒径为3μm以下的微粉的成型技术等。根据该粉碎技术和成型技术，能够抑制微粉的氧化、成型不良等而得到烧结磁体。
因而，本发明人想到了：将磁体用原料合金的组织进行微细化，并且在烧结磁体的制造工艺中应用能够粉碎至粒径为3μm以下的微粉的粉碎技术和能够由粒径为3μm以下的微粉加压成型为压粉体的成型技术。由此发现：能够提高所得烧结磁体的各向异性磁场Ha且能够降低局部反磁场系数Neff。其结果发现：能够提高所得烧结磁体的矫顽力Hc。另外发现：由合金熔液铸造合金带时，如果合金带中生成二次枝晶臂，则能够实现组织的微细化，能够提高烧结磁体的矫顽力。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨在于，下述(1)～(5)的R-T-B系磁体用原料合金和下述(6)的R-T-B系磁体用原料合金的制造方法。
(1)一种R-T-B系磁体用原料合金，其特征在于，其为R-T-B系磁体用原料合金(其中，R为包含Y的稀土元素之中的至少1种、T为以Fe作为必须的1种以上过渡元素)，包含作为主相的R2T14B相和R被浓缩了的富R相，主相具有枝晶主轴和从该枝晶主轴分枝出的二次枝晶臂，生成有二次枝晶臂的区域的体积率为2～60％。
(2)根据上述(1)所述的R-T-B系磁体用原料合金，其特征在于，前述富R相的间隔为3.0μm以下。
(3)根据上述(1)或(2)所述的R-T-B系磁体用原料合金，其特征在于，激冷晶体的体积率为1％以下。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的R-T-B系磁体用原料合金，其特征在于，前述二次枝晶臂的间隔为0.5～2.0μm。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的R-T-B系磁体用原料合金，其特征在于，前述富R相的椭圆长短比为0.5以下。
(6)一种R-T-B系磁体用原料合金的制造方法，其特征在于，其是通过将R-T-B系合金(其中，R为包含Y的稀土元素之中的至少1种、T为以Fe作为必须的1种以上过渡元素)的熔液供给至冷却辊的外周面而使其凝固，从而铸造合金带，并将该合金带破碎来制造R-T-B系磁体用原料合金的方法，在冷却辊上的平均冷却速度为2000～4500℃/秒且从冷却辊剥离的位置的合金带的温度TI(℃)满足下述式(1)的条件下铸造合金带。
400≤TM-TI≤600···(1)
此处，TM是指R-T-B系合金的熔点(℃)。
发明的效果
本发明的R-T-B系磁体用原料合金通过生成二次枝晶臂而使组织发生微细化。因此，若用作R-T-B系烧结磁体的原料，则会提高各向异性磁场且降低局部的反磁场系数，从而能够提高矫顽力。因此，即使在降低磁体用原料合金中的重稀土添加量的情况下，也能够确保R-T-B系烧结磁体的优异矫顽力。
本发明的R-T-B系磁体用原料合金的制造方法中，使熔液在冷却辊上凝固而制造合金带时，以冷却辊上的平均冷却速度和从冷却辊上剥离处的合金带温度满足规定条件的方式进行铸造。由此，能够生成二次枝晶臂，能够得到上述本发明的R-T-B系磁体用原料合金。
附图说明
图1是表示利用薄带连铸法铸造合金带时使用的铸造装置的模式图。
图2是表示本发明的磁体用原料合金的一例的照片。
图3是说明用于测定富R相的椭圆长短比的步骤的图，该图的(a)表示将合金剖面的反射电子图像进行2值化而成的图像，该图的(b)表示得到各富R相的重心位置的图像。
具体实施方式
以下说明本发明的R-T-B系磁体用原料合金及其制造方法。
1.本发明的R-T-B系磁体用原料合金
图2是表示本发明的磁体用原料合金的一例的照片。该图是针对由后述实施例的本发明例1得到的磁体用原料合金的厚度方向的剖面，利用扫描型电子显微镜(SEM)以1000倍的倍率观察反射电子图像时的照片。该图中，用灰色表示主相、用白色表示富R相。
本发明的磁体用原料合金为R-T-B系磁体用原料合金，包含作为主相的R2T14B相和R被浓缩了的富R相。主相具有枝晶主轴和从该枝晶主轴分枝出的二次枝晶臂。生成有该二次枝晶臂的区域的体积率为2～60％。
图2中，将枝晶主轴的一部分用实线包围并示出，将生成有二次枝晶臂的区域的一部分用虚线包围并示出。该图所示的磁体用原料合金形成有主相的枝晶主轴(干)，以从该枝晶主轴(干)进行分枝的方式形成二次枝晶臂(枝)。如该图所示那样，生成有二次枝晶臂的区域由主相的多个二次枝晶臂与在该二次枝晶臂的间隙中生成的富R相构成。
这种二次枝晶臂的生成区域因富R相的间隔在该区域内是微细的，因此能够使磁体用原料合金的组织变得微细。使用生成有二次枝晶臂的磁体用原料合金制造烧结磁体时，在抑制微粉氧化、成型不良等的同时，在粉碎工序中粉碎成粒径为3μm以下的微粉，且在成型工序中使用粒径为3μm以下的微粉进行成型。由此，在所得烧结磁体中，通过晶粒的微细化而能够促进颗粒间的交换接合的断开。因此，能够提高各向异性磁场Ha且能够降低局部反磁场系数Neff，其结果，能够如前述式(2)式规定得那样提高矫顽力Hc。
因此，本发明的磁体用原料合金即使在降低磁体用原料合金中的重稀土添加量的情况下，也能够抑制由此带来的矫顽力降低、能够确保R-T-B系烧结磁体的优异矫顽力。
二次枝晶臂的生成区域的体积率不足2％时，磁体用原料合金的组织微细化变得不充分、烧结磁体中的矫顽力也变得不充分。另一方面，二次枝晶臂的生成区域的体积率超过60％时，在烧结磁体的制造工艺的粉碎工序中进行粉碎而制成微粉时，表面积增加而氧化变得不可避免。另外，在成型工序中，在磁场中进行加压成型时，结晶取向性变得不良、烧结磁体中的矫顽力也变得不充分。关于测定二次枝晶臂的生成区域的体积率的方法如后所述。
本发明的磁体用原料合金从组织微细化的观点出发，富R相的间隔优选为3.0μm以下。由此，不仅是二次枝晶臂的生成区域，合金的组织整体均呈现微细化的状态，烧结磁体的矫顽力进一步提高。
另一方面，富R相的间隔优选为1.4μm以上。利用烧结磁体的制造工艺的粉碎工序得到的微粉粒径极限为2μm左右，难以得到粒径比其更小的微粉。富R相的间隔优选与利用粉碎工序得到的微粉粒径为相同程度，富R相的间隔不足1.4μm时，与所得微粉的粒径下限2μm相比变得过小。此时，微粉的颗粒的一部分包含富R相(包含多个主相)而发生多磁畴化，其结果，烧结磁体的矫顽力降低。关于富R相的间隔的测定方法如后所述。
此处，磁体用原料合金有时产生激冷晶体，激冷晶体是与冷却辊的表面接触的附近处等轴微细地生成的组织。产生该激冷晶体时，在烧结磁体的制造工艺的粉碎工序中，激冷晶体部显著成为微细的粉末，打乱微粉的粒度分布而使磁体特性恶化。为了防止该现象，本发明的磁体用原料合金中的激冷晶体的体积率优选为1％以下，更优选激冷晶体的体积率为0％、即不含激冷晶体。关于激冷晶体的体积率的测定方法如后所述。
本发明的磁体用原料合金的二次枝晶臂的间隔优选为0.5～2.0μm。如果二次枝晶臂的间隔为2.0μm以下，则由于二次枝晶臂的生成区域的微细化，烧结磁体的矫顽力进一步提高。另一方面，二次枝晶臂的间隔不足0.5μm时，二次枝晶臂的生成区域过度微细化，有可能在烧结磁体的制造工艺的粉碎工 序中使微粉氧化、或者在成型工序中使结晶取向性变得不良。关于二次枝晶臂的间隔的测定方法如后所述。
本发明的磁体用原料合金的富R相的椭圆长短比优选为0.5以下。此处，富R相的椭圆长短比的测定方法如后所述，是指富R相的形状、尤其是粗度(宽度)的相关指标。富R相的椭圆长短比r因其定义而为0＜r≤1，该值越接近1，则富R相的形状成为越接近正圆或正多角形的形状，该值越接近0，则富R相的形状变得越细(宽度较窄)
富R相的椭圆长短比为0.5以下时，在二次枝晶臂的间隙生成较细(宽度较窄)的富R相、呈现组织微细化的状态。由此，烧结磁体的矫顽力进一步提高。另一方面，富R相的椭圆长短比r的下限因其定义而为0＜r。
2.测定方法
前述二次枝晶臂的生成区域的体积率、富R相的间隔、二次枝晶臂的间隔和富R相的椭圆长短比在本发明中使用由扫描型电子显微镜拍摄的图像进行测定。另外，激冷晶体的体积率在本发明中使用由偏光显微镜拍摄的图像进行测定。
利用扫描型电子显微镜拍摄图像时使用的试样在本发明中通过下述的步骤(a)～(c)来制作。另外，利用偏光显微镜拍摄图像时使用的试样在本发明中利用下述的步骤(a)和(b)来制作。
(a)采取10片磁体用原料合金(合金片)，将该合金埋入热固化性树脂来进行固定。
(b)通过研磨而使被树脂固定的合金片的厚度方向的剖面露出，使该剖面呈现镜面状态。
(c)对镜面状态的合金片的剖面蒸镀碳。
[二次枝晶臂的生成区域的体积率]
二次枝晶臂的生成区域的体积率在本发明中利用以下步骤来测定。
(1)使用由上述步骤(a)～(c)制作的试样，针对各合金片的剖面，利用扫描型电子显微镜以1000倍拍摄反射电子图像。此时，将合金片的剖面沿着厚度方向以等间隔分成3部分时，以包含所有位于中央的区域的方式拍摄反射电子图像。
(2)读取至图像分析装置，针对所拍摄的10张图像，分别进行以亮度为基准进行2值化来识别富R相和主相的处理。
(3)针对进行了2值化的10张图像，分别提取出从枝晶主轴上分枝并延伸的二次枝晶臂，从而区分二次枝晶臂和由其间隙的富R相构成的二次枝晶臂的生成区域。
(4)针对10张图像，分别算出二次枝晶臂的生成区域的面积和合金的剖面积，生成区域的面积除以合金的剖面积，从而算出该合金片的二次枝晶臂的面积率(％)。
(5)由10张合金片的二次枝晶臂的面积率求出平均值，可以认为各相在垂直于各合金片剖面的方向上均匀分布，因此将该平均值作为磁体用原料合金的二次枝晶臂的体积率。
针对在上述(1)中分割成3部分时的中央区域拍摄反射电子图像的原因如下所示。铸造时与冷却辊接触的表面侧的区域中，有可能部分性地存在组织过度微细的部位。另一方面，在相反面一侧的区域中，有可能部分性地存在组织过度粗大的部位。这种过度微细的部位、过度粗大的部位属于所谓的统计学上的异常值。因此，通过针对分割成3部分时的中央区域拍摄反射电子图像，针对二次枝晶臂的生成区域的体积率，可以去除异常值来测定代表值。此处，“相反面“是指相对于铸造时与冷却辊接触的面，位于其相反侧的面(进行了放冷的面)。
[富R相的间隔]
富R相的间隔在本发明中利用以下的步骤进行测定。
(1)使用由上述步骤(a)～(c)制作的试样，针对各合金片的剖面，利用扫描型电子显微镜以1000倍拍摄反射电子图像。此时，将合金片的剖面沿着厚度方向以等间隔分成3部分时，以包含所有位于中央的区域的方式拍摄反射电子图像。
(2)针对所拍摄的10张图像，读取至图像分析装置，以亮度为基准进行2值化，进行用于识别富R相和主相的处理。
(3)针对进行了2值化的10张图像，在厚度的中央位置画出与冷却辊接触的面平行的直线，测定在直线上相邻的富R相彼此的间隔并求出平均值，作为该合金片的富R相的间隔。
(4)由10片合金片的富R相的间隔求出平均值，作为该磁体用原料合金的富R相的间隔。
针对在上述(1)中分割成3部分时的中央区域拍摄反射电子图像的原因与测定二次枝晶臂的生成区域的体积率的情况是相同的。通过对分割成3部分时的中央区域拍摄反射电子图像，关于富R相的间隔，能够去除异常值来测定代表值。
[激冷晶体的体积率]
激冷晶体的体积率在本发明中利用以下步骤来测定
(1)使用由上述步骤(a)和(b)制作的试样，针对各合金片的剖面利用偏光显微镜以85倍拍摄图像。
(2)针对所拍摄的10张图像，分别读取至图像分析装置，以非常小的等轴晶区域作为基准，提取出激冷晶体部。
(3)针对提取出激冷晶体部的10张图像，分别算出激冷晶体部的面积和合金的剖面积，激冷晶体部的面积除以合金片的剖面积，从而算出该合金片的激冷晶体的面积率(％)。
(4)由10片合金片的激冷晶体的面积率求出平均值，可以认为激冷晶 体部和除此之外的合金部在垂直于各合金片剖面的方向上均匀分布，因此将该平均值作为该磁体用原料合金的激冷晶体的体积率(％)。
[二次枝晶臂的间隔]
二次枝晶臂的间隔在本发明中利用以下步骤来测定。
(1)使用由上述步骤(a)～(c)制作的试样，针对各合金片的剖面，利用扫描型电子显微镜以1000倍拍摄反射电子图像。此时，将合金片的剖面沿着厚度方向以等间隔分成3部分时，以包含所有位于中央的区域的方式拍摄反射电子图像。
(2)针对所拍摄的10张图像，读取至图像分析装置，以亮度作为基准进行2值化，进行用于识别富R相和主相的处理。
(3)针对进行了2值化的10张图像，提取出从枝晶主轴上分枝并延伸的二次枝晶臂。
(4)对于各图像中确认到二次枝晶臂的部分，画出与铸造时接触冷却辊的面相垂直的直线，针对二次臂的间隔测定20个点，将其平均值作为该合金片的二次枝晶臂的间隔。
(5)由10片合金片的二次枝晶臂的间隔求出平均值，作为该磁体用原料合金的二次枝晶臂的间隔。
针对在上述(1)中分割成3部分时的中央区域拍摄反射电子图像的理由与测定二次枝晶臂的生成区域的体积率的情况是相同的。通过对分割成3部分时的中央区域拍摄反射电子图像，关于二次枝晶臂的间隔，能够去除异常值来测定代表值。
[富R相的椭圆长短比]
图3是说明用于测定富R相的椭圆长短比的步骤的图，该图的(a)表示将合金剖面的反射电子图像进行了2值化的图像，该图的(b)表示得到各富R相的重心位置的图像。该图中用深灰色表示主相8，用浅灰色表示富R相9。
富R相的椭圆长短比在本发明中利用以下步骤来测定。
(1)使用由上述步骤(a)～(c)制作的试样，针对各合金片的剖面，使用扫描型电子显微镜以1000倍拍摄反射电子图像。此时，将合金片的剖面在厚度方向上以等间隔分割成3部分时，以包含所有位于中央的区域的方式拍摄反射电子图像。
(2)针对所拍摄的图像，读取至图像分析装置，以亮度作为基准进行2值化，进行识别富R相和主相的处理，得到该图的(a)所示的10张图像。
(3)针对进行了2值化的10张各图像，如该图的(b)所示那样，使用图像分析软件针对图像内的各富R相求出重心9a。
(4)针对各图像内的各个富R相，将直角坐标系设定为：原点为富R相的重心9a、X轴平行于在铸造时接触冷却辊的面、Y轴平行于厚度方向，使用上述图像分析软件分别算出剖面二次力矩(Ix、Iy)。
(5)针对各图像内的各个富R相，将剖面二次力矩(Ix、Iy)之中的值较大者作为长轴，将值较小者作为短轴，算出短轴与长轴之比r。具体而言，利用下述式(3)算出比r。
r＝Min{Ix、Iy}/Max{Ix、Iy}···(3)
此处，Max{a、b}是将所输入的a值与b值进行对比并输出较大一者的值的函数。另外，Min{a、b}是将所输入的a值与b值进行对比并输出较小一者的值的函数。
(6)针对各图像中利用上述式(3)算出的各个富R相之比r，算出平均值作为该合金片的富R相的椭圆长短比。
(7)由10片合金片的富R相的椭圆长短比求出平均值，记作该磁体用原料合金的富R相的椭圆长短比。
针对在上述(1)中分割成3部分时的中央区域拍摄反射电子图像的原因与测定二次枝晶臂的生成区域的体积率的情况是相同的。通过对分割成3部 分时的中央区域拍摄反射电子图像，针对富R相的椭圆长短比，能够去除异常值来测定代表值。
3.本发明的R-T-B系磁体用原料合金的制造方法
本发明的磁体用原料合金的制造方法是通过将R-T-B系合金的熔液供给至冷却辊的外周面而使其凝固，从而铸造合金带，并将该合金带破碎来制造R-T-B系磁体用原料合金的方法。铸造合金带时设为如下条件：将冷却辊上的平均冷却速度设为2000～4500℃/秒，且从冷却辊剥离的位置的合金带温度(以下也简称为“骤冷终止温度“)TI(℃)满足前述式(1)。
此处，不限定于磁体用原料合金，在一般的铸造中，有时生成二次枝晶臂而试图提高合金带的机械强度。此时，通常通过增加铸造时的冷却速度或在合金熔液中添加异质核，从而生成二次枝晶臂。对于磁体用原料合金而言，从对表达出磁特性的机理造成的影响这一观点出发，不适合在合金熔液中添加异质核。因此，本发明的磁体用原料合金的制造方法中，如上所述地通过增加冷却速度而生成二次枝晶臂。
具体而言，本发明的磁体用原料合金的制造方法中，在冷却辊上的平均冷却速度为2000～4500℃/秒且从冷却辊上剥离合金带时的合金带温度(骤冷终止温度)TI(℃)满足前述式(1)的条件下铸造合金带。由此，所得磁体用原料合金中，形成包含主相的枝晶主轴，与此相伴，二次枝晶臂以从枝晶主轴分枝出的方式形成。另外，前述二次枝晶臂的生成区域的体积率达到2～60％。若将这种组织进行了微细化的磁体用原料合金用于烧结磁体的原料，如上所述，能够提高烧结磁体的矫顽力。
在冷却辊上的平均冷却速度不足2000℃/秒时，有时不会生成二次枝晶臂。另外，即使在生成有二次枝晶臂的情况下，其体积率也会降低而无法实现组织的微细化。另一方面，平均冷却速度超过4500℃/秒时，二次枝晶臂的生成区域的体积率变得过剩、组织过度微细化。
另外，骤冷终止温度TI上升、合金的熔点TM与骤冷终止温度TI之差不足400℃、不满足前述式(1)中规定的条件时，有时不会生成二次枝晶臂。另外，即使在生成有二次枝晶臂的情况下，其体积率也会降低而无法实现组织的微细化。另一方面，骤冷终止温度TI降低、合金的熔点TM与骤冷终止温度TI之差超过600℃、不满足前述式(1)中规定的条件时，二次枝晶臂的生成区域的体积率变得过剩、组织过度微细化。
此处，在冷却辊上的平均冷却速度VT(℃/秒)在本发明中利用下述式(4)来算出。
VT＝(T0-TI)×VC/S···(4)
其中，T0是即将与冷却辊接触的位置的熔液温度(℃)、TI是从冷却辊剥离的位置(参照前述图1的虚线箭头)处的合金带温度(℃)、VC是冷却辊的圆周速度(mm/s)、S是熔液(合金带)与冷却辊的接触长度(mm)。
使用前述图1所示的铸造装置时，从冷却辊剥离的位置处的合金带温度(℃)TI可以利用放射温度计测定从冷却辊剥离的位置处的合金带的放冷面温度。另外，即将与冷却辊接触之前的位置处的熔液温度T0可以利用放射温度计测定中间包的后端位置(参照实线箭头)的温度。
实施例
为了验证利用本发明的磁体用原料合金及其制造方法的效果，进行了下述试验。
[试验方法]
本试验中，使用前述图1所示的铸造装置，利用前述(A)～(C)的步骤，由R-T-B系合金熔液铸造薄带状的合金带。所铸造的合金带在冷却辊的后段进行破碎而制成合金片，耗时约8小时将该合金片冷却至常温，从而得到磁体用原料合金。铸造合金带时，调整熔液的注入量和冷却辊的转速，使所铸造的合金带的厚度约为0.3mm。气氛条件设为属于不活性气体的氩气气氛，其压力设为200torr。
本试验中，通过变更表面温度、气氛条件来调整在冷却辊上的平均冷却速度。铸造合金带时，利用放射温度计测定从冷却辊剥离的位置(参照前述图1的虚线箭头)处的合金带的放冷面温度(骤冷终止温度)。另外，作为即将与冷却辊接触之前的位置的熔液温度，利用放射温度计测定中间包的后端位置(参照前述图1的实线箭头)的温度。使用这些测定温度，利用前述式(4)算出平均冷却速度VT。
本试验中，通过变更原料的配混，将所得磁体用原料合金的化学组成记作A～C。将该合金的化学组成A～C示于表1。另外，将化学组成A～C的合金熔点温度合并示于表1。
[表1]
表1
本发明例1～4中，将在冷却辊上的平均冷却速度调整为2500～3400℃/秒，在比较例1～3中，将在冷却辊上的平均冷却速度调整为1500～1900℃/秒。
本发明例和比较例中，均利用前述“2.测定方法”中记载的步骤，针对所得磁体用原料合金，测定二次枝晶臂的生成区域的体积率、富R相的间隔、激冷晶体的体积率、二次枝晶臂的间隔和富R相的椭圆长短比。
[试验结果]
表2示出各试验中得到的磁体用原料合金的化学组成、以及铸造合金带时在冷却辊上的平均冷却速度、冷却辊的剥离位置处的合金带的温度(骤冷终止温度)、以及合金的熔点TM与骤冷终止温度TI之差(TM-TI)。并且，分别示出各试验中得到的磁体用原料合金的二次枝晶臂的生成区域的体积率、二次枝晶臂的间隔、富R相的间隔、富R相的椭圆长短比、以及激冷晶体的体积率。表2中，二次枝晶臂的生成区域的体积率和二次枝晶臂的间隔的栏中的“-”是指未确认到所得磁体用原料合金中的二次枝晶臂(未生成)。
[表2]
表2
比较例1～3中，将在冷却辊上的平均冷却速度设为不足2000℃/秒，一部分试验中，所得磁体用原料合金未生成二次枝晶臂，即使在生成二次枝晶臂的试验中，其生成区域的体积率也为1.5％。因此，组织的微细化变得不充分，富R相的间隔超过3μm。另外，富R相的椭圆长短比也超过0.5，呈现较粗(宽度较大)的形状。
与此相对，本发明例1～4中，将在冷却辊上的平均冷却速度设为2000℃/秒以上，任一试验中，所得磁体用原料合金均生成二次枝晶臂，其生成区域的体积率为2％以上。在该本发明例1～4中，合金的熔点TM与骤冷终止温度TI之差为400～600℃。由此可明确：在合金带的铸造中，通过使冷却辊上的平均冷却速度为2000℃/秒以上且从冷却辊剥离合金带时的合金带温度TI(℃)满足前述式(1)，从而生成二次枝晶臂，能够使其生成区域的体积率为2％以上。
另外，本发明例1～4中生成二次枝晶臂，其结果，富R相的间隔达到3.0μm 以下，合金整体的组织进行了微细化。另外，富R相的椭圆长短比也不足0.5，其形状变得细长(宽度较窄)，组织进行了微细化。
需要说明的是，将利用本试验得到的磁体用原料合金用作原料，利用前述制造工艺来制作烧结磁体。在烧结磁体的制作中，以抑制微粉的氧化、成型不良等且在粉碎工序中被粉碎的微粉粒径与磁体用原料合金的富R相的间隔达到相同程度的方式进行粉碎，在成型工序中使用该微粉进行成型。其结果，在使用了比较例1～3的磁体用原料合金的烧结磁体中，通过降低重稀土的添加量而观察到矫顽力降低，使用了本发明例1～4的磁体用原料合金的烧结磁体中，能够与不降低重稀土添加量时为相同程度地维持矫顽力。
由此可明确：本发明的磁体用原料合金通过生成二次枝晶臂而将组织进行微细化，即使在降低重稀土添加量的情况下也能够确保矫顽力，即能够提高烧结磁体的矫顽力。
产业上的可利用性
若将本发明的磁体用原料合金用作烧结磁体的原料，则能够提高矫顽力，因此即使降低磁体用原料合金中的重稀土添加量时，也能够确保烧结磁体的矫顽力。本发明的磁体用原料合金的制造方法能够制造上述本发明的磁体用原料合金。因此，本发明的磁体用原料合金及其制造方法可明显有助于提高烧结磁体的矫顽力，且通过实现重稀土添加量的降低，还可明显有助于烧结磁体的供给稳定化。
附图标记翻译
1：坩埚、2：中间包、3：冷却辊、
4：合金带、5：腔室、6：熔液、8：主相、
9：富R相、9a：富R相的重心。

Claims (6)

1.一种R-T-B系磁体用原料合金，其特征在于，
所述R为包含Y的稀土元素之中的至少1种、所述T为以Fe作为必须的1种以上过渡元素，
所述R-T-B系磁体用原料合金包含作为主相的R2T14B相和R被浓缩了的富R相，
所述主相具有枝晶主轴和从该枝晶主轴分枝出的二次枝晶臂，
生成有所述二次枝晶臂的区域的体积率为2～60％，
所述富R相的间隔为3.0μm以下。
2.根据权利要求1所述的R-T-B系磁体用原料合金，其特征在于，激冷晶体的体积率为1％以下。
3.根据权利要求1或2所述的R-T-B系磁体用原料合金，其特征在于，所述二次枝晶臂的间隔为0.5～2.0μm。
4.根据权利要求1或2所述的R-T-B系磁体用原料合金，其特征在于，所述富R相的椭圆长短比为0.5以下。
5.根据权利要求3所述的R-T-B系磁体用原料合金，其特征在于，所述富R相的椭圆长短比为0.5以下。
6.一种R-T-B系磁体用原料合金的制造方法，其特征在于，其是通过将R-T-B系合金的熔液供给至冷却辊的外周面而使其凝固，从而铸造合金带，并将该合金带破碎来制造R-T-B系磁体用原料合金的方法，
所述R为包含Y的稀土元素之中的至少1种、所述T为以Fe作为必须的1种以上过渡元素，
在所述冷却辊上的平均冷却速度为2000～4500℃/秒且从所述冷却辊剥离的位置的所述合金带的温度TI满足下述式(1)的条件下铸造所述合金带，
400≤TM-TI≤600···(1)
此处，TM表示所述R-T-B系合金的熔点，
所述TI和TM的单位为℃。
CN201480019491.2A 2013-03-29 2014-03-28 R-t-b系磁体用原料合金及其制造方法 Active CN105121682B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-071353 2013-03-29
JP2013071353 2013-03-29
PCT/JP2014/001817 WO2014156181A1 (ja) 2013-03-29 2014-03-28 Ｒ－ｔ－ｂ系磁石用原料合金およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105121682A CN105121682A (zh) 2015-12-02
CN105121682B true CN105121682B (zh) 2018-05-04

Family

ID=51623192

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480019491.2A Active CN105121682B (zh) 2013-03-29 2014-03-28 R-t-b系磁体用原料合金及其制造方法

Country Status (4)

Country Link
US (2) US10262779B2 (zh)
JP (1) JP6005257B2 (zh)
CN (1) CN105121682B (zh)
WO (1) WO2014156181A1 (zh)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108246992B (zh) * 2016-12-29 2021-07-13 北京中科三环高技术股份有限公司 一种制备细晶粒稀土类合金铸片的方法及旋转冷却辊装置
CN108257752B (zh) * 2016-12-29 2021-07-23 北京中科三环高技术股份有限公司 一种制备细晶粒稀土类烧结磁体用合金铸片
CN108257751B (zh) * 2016-12-29 2021-02-19 北京中科三环高技术股份有限公司 一种制备细晶粒稀土类烧结磁体用合金铸片
JP6863008B2 (ja) * 2017-03-30 2021-04-21 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金およびｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石の製造方法
US11476020B2 (en) 2017-06-30 2022-10-18 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Rare earth magnet and production method thereof
JP7167484B2 (ja) * 2018-05-17 2022-11-09 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石用鋳造合金薄片
JP7251158B2 (ja) * 2019-01-16 2023-04-04 Tdk株式会社 希土類磁石用原料合金の評価方法、希土類磁石用原料合金の評価装置および希土類磁石の製造方法
JP7251157B2 (ja) * 2019-01-16 2023-04-04 Tdk株式会社 希土類磁石用原料合金の評価方法、希土類磁石用原料合金の評価装置および希土類磁石の製造方法
CN112877581B (zh) * 2021-01-12 2021-12-28 包头金山磁材有限公司 一种改进烧结钕铁硼铸片的制备方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS4832856B1 (zh) 1965-05-17 1973-10-09
JPH0789521B2 (ja) * 1985-03-28 1995-09-27 株式会社東芝 希土類鉄系永久磁石
JPS643A (en) * 1987-02-16 1989-01-05 Toyo Mokuzai Boufu Kk Soil-treatment agent for controlling termite
JPH05295489A (ja) * 1992-04-21 1993-11-09 Seiko Epson Corp ボンド磁石用合金およびその製造方法
JP4106099B2 (ja) * 1995-03-29 2008-06-25 日立金属株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金用鋳片の製造方法
JPH08269243A (ja) 1995-03-31 1996-10-15 Toyo Tire & Rubber Co Ltd タイヤ用ゴム組成物とその製造方法
JP3479168B2 (ja) 1995-06-30 2003-12-15 住友特殊金属株式会社 耐食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片の製造方法
JP3983999B2 (ja) * 2001-05-17 2007-09-26 日産自動車株式会社 異方性交換スプリング磁石の製造方法とこれを備えてなるモータ
JP3953768B2 (ja) 2001-10-05 2007-08-08 株式会社Ｎｅｏｍａｘ 耐食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片
EP1749599B1 (en) 2004-04-30 2015-09-09 Hitachi Metals, Ltd. Methods for producing raw material alloy for rare earth magnet, powder and sintered magnet
JP4832856B2 (ja) 2005-10-31 2011-12-07 昭和電工株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系合金及びｒ−ｔ−ｂ系合金薄片の製造方法、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石用微粉、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石
JP4702542B2 (ja) 2005-12-02 2011-06-15 信越化学工業株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ−ｃ型焼結磁石の製造方法
CN101256859B (zh) * 2007-04-16 2011-01-26 有研稀土新材料股份有限公司 一种稀土合金铸片及其制备方法
CN101051544A (zh) * 2007-05-10 2007-10-10 浙江大学 高性能烧结钕铁硼气流磨加氢制备方法
JPWO2009075351A1 (ja) * 2007-12-13 2011-04-28 昭和電工株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系合金及びｒ−ｔ−ｂ系合金の製造方法、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石用微粉、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石
US9862030B2 (en) * 2010-07-02 2018-01-09 Santoku Corporation Method for producing alloy cast slab for rare earth sintered magnet
JP5572673B2 (ja) * 2011-07-08 2014-08-13 昭和電工株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金、ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法、ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金材料、ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石、ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石の製造方法およびモーター
JP5880569B2 (ja) 2011-10-13 2016-03-09 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系合金薄片及びその製造方法、並びにｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP5753481B2 (ja) * 2011-11-28 2015-07-22 中央電気工業株式会社 希土類系合金およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US11145443B2 (en) 2021-10-12
JPWO2014156181A1 (ja) 2017-02-16
WO2014156181A1 (ja) 2014-10-02
CN105121682A (zh) 2015-12-02
JP6005257B2 (ja) 2016-10-12
US10262779B2 (en) 2019-04-16
US20190189316A1 (en) 2019-06-20
US20160027563A1 (en) 2016-01-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105121682B (zh) R-t-b系磁体用原料合金及其制造方法
CN103915232B (zh) R‑t‑b系稀土族烧结磁铁、r‑t‑b系稀土族烧结磁铁用合金及其制造方法
CN102347126B (zh) 一种高性能烧结钕铁硼稀土永磁材料及制造方法
CN104051101B (zh) 一种稀土永磁体及其制备方法
WO2013054845A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系合金薄片、並びにｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石及びその製造方法
CN106319323B (zh) 一种烧结钕铁硼磁体用辅助合金铸片及其制备方法
US20090000701A1 (en) Rare earth magnet alloy ingot, manufacturing method for the same, r-t-b type magnet alloy ingot, r-tb type magnet, r-t-b type bonded magnet, r-t-b type exchange spring magnet alloy ingot, r-t-b type exchange spring magnet, and r-t-b type exchange spring bonded magnet
US10242777B2 (en) Alloy for R-T-B based sintered magnet and R-T-B based sintered magnet
EP1395381B1 (en) Centrifugal casting method und centrifugal casting apparatus
CN106910615A (zh) 耐腐蚀钕铁硼磁体的制备方法
CN101901658A (zh) 晶界相改性的烧结钕铁硼稀土永磁材料及其制备方法
KR101922188B1 (ko) 희토류 소결 자석용 원료 합금 주편 및 그 제조 방법
CN105189805B (zh) R‑t‑b系磁体用原料合金
CN108246992B (zh) 一种制备细晶粒稀土类合金铸片的方法及旋转冷却辊装置
JP4366360B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石用原料合金およびｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
CN105441811B (zh) 利用磁场制备纳米级具有规则取向的FeCrCo磁性材料的方法
CN203170931U (zh) 一种新型真空熔炼速凝甩带炉
CN105033204B (zh) 一种用于烧结磁体的急冷合金片
CN103602886A (zh) 一种双辊薄带连铸制备1.5mm级Fe-Si合金带的方法
CN108257751B (zh) 一种制备细晶粒稀土类烧结磁体用合金铸片
CN108257752B (zh) 一种制备细晶粒稀土类烧结磁体用合金铸片
CN106756645A (zh) 一种低成本铁基非晶合金件制备工艺及铁基非晶合金件
EP1652606B1 (en) Centrifugal casting method, centrifugal casting apparatus, and cast alloy produced by same
JP2013150996A (ja) 希土類系合金片の製造方法
CN108399995A (zh) 一种磁保型电磁铁

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
TA01 Transfer of patent application right

Effective date of registration: 20160530

Address after: Wakayama County

Applicant after: Wakayama Rare Earth Co., Ltd.

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Applicant before: Chuo Denki Kogyo Co., Ltd.

TA01 Transfer of patent application right
TA01 Transfer of patent application right

Effective date of registration: 20170524

Address after: Hyogo

Applicant after: Santoku Corp.

Address before: Wakayama County

Applicant before: Wakayama Rare Earth Co., Ltd.

GR01 Patent grant
GR01 Patent grant