CN106024236B - R-t-b系稀土类烧结磁铁及其制造方法 - Google Patents

R-t-b系稀土类烧结磁铁及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN106024236B
CN106024236B CN201610154135.2A CN201610154135A CN106024236B CN 106024236 B CN106024236 B CN 106024236B CN 201610154135 A CN201610154135 A CN 201610154135A CN 106024236 B CN106024236 B CN 106024236B
Authority
CN
China
Prior art keywords
rare earth
alloy
atomic
magnet
heat treatment
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
CN201610154135.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN106024236A (zh
Inventor
堀北雅挥
中岛健一朗
村冈亮史
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.)
TDK Corp
Original Assignee
TDK 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
Priority claimed from JP2015236770A external-priority patent/JP6582940B2/ja
Application filed by TDK Corp filed Critical TDK Corp
Publication of CN106024236A publication Critical patent/CN106024236A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN106024236B publication Critical patent/CN106024236B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • 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
    • 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
    • H01F41/0266—Moulding; Pressing
    • 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)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

本发明涉及一种R‑T‑B系稀土类烧结磁铁及其制造方法，该R‑T‑B系稀土类烧结磁铁由作为稀土类元素的R，作为以Fe为主成分的过渡金属的T，包含选自Al、Ga、Cu中的1种以上金属的金属元素M，B和不可避免杂质构成，包含13～15.5原子％的R，包含5.0～6.0原子％的B，包含0.1～2.4原子％的M，T和不可避免杂质为其余部分，作为上述稀土类元素即R，包含大于0原子％且0.01原子％以下的Tb。

Description

R-T-B系稀土类烧结磁铁及其制造方法
技术领域
本发明涉及R-T-B系稀土类烧结磁铁及其制造方法。
本发明基于2015年3月25日在日本提出申请的日本特愿2015-062736号以及2015年12月3日在日本提出申请的日本特愿2015-236770号主张优先权，将其内容援引于此。
背景技术
以往，R-T-B系稀土类烧结磁铁(以下有时简写为“R-T-B系磁铁”)用于硬盘驱动器的音圈电机、混合动力汽车或电动汽车的发动机用电机等电机。
R-T-B系磁铁通过将以Nd、Fe、B为主成分的R-T-B系合金粉末成型而烧结来得到。通常，在R-T-B系合金中，R是Nd和以Pr、Dy、Tb等其它稀土类元素取代Nd的一部分的元素。T是Fe和以Co、Ni等其它过渡金属取代Fe的一部分的元素。B为硼，能以C或N取代一部分硼。
一般的R-T-B系磁铁的组织主要由主相和富R相构成。主相由R2T14B构成。富R相是存在于主相的晶界且Nd浓度高于主相的相。富R相也被称为晶界相。
对于R-T-B系合金的组成，通常为了提高R-T-B系磁铁的组织中的主相的比例，Nd与Fe与B的比尽量接近R2T14B(例如，参照非专利文献1)。
此外，汽车用电机中使用的R-T-B系磁铁在电机内暴露于高温下，因此要求高的顽磁力(Hcj)。
作为提高R-T-B系磁铁的顽磁力的技术，有将R-T-B系合金的R从Nd取代为Dy或Tb的技术。然而，Dy和Tb不仅资源不均，而且产量也受限，因此对其供给产生担心。因此，研究有不增加R-T-B系合金所含的Dy或Tb的含量而使R-T-B系磁铁的顽磁力提高的技术。
本发明的发明人等研究了R-T-B系合金的组成，其结果发现，特定的B浓度低于以往的R-T-B系合金时顽磁力提高。然后，成功地开发了即使Dy或Tb的含量为零或非常少，也可得到高顽磁力的R-T-B系磁铁的R-T-B系合金(例如，参照专利文献1)。
使用本发明的发明人等所开发的R-T-B系合金制造的R-T-B系磁铁具有由R2T14B构成的主相、以及与主相相比更多地含有R的晶界相。在该R-T-B系磁铁中，作为晶界相，除以往认可的稀土类元素浓度高的晶界相(富R相)以外，还包含与以往的晶界相相比稀土类元素浓度低且过渡金属元素浓度高的晶界相(富过渡金属相)。富过渡金属相是能够承担顽磁力的相，富过渡金属相存在于晶界相的R-T-B系磁铁是颠覆以往的常识的划时代的磁铁。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-216965号公报
非专利文献
非专利文献1：佐川真人，永久磁铁-材料科学与应用-2008年11月30日，第一版第2次印刷发行，256页～261页
发明内容
本发明的发明人等所开发的R-T-B系磁铁在抑制Dy或Tb中的至少一者的含量的同时显示高顽磁力(Hcj)，但要求进一步提高顽磁力。
本发明是鉴于上述情况而完成的，本发明的发明人等的目的是提供一种对开发的上述R-T-B系磁铁进一步施加改良而具有更高的顽磁力(Hcj)的R-T-B系稀土类烧结磁铁及其制造方法。
本发明为了解决上述课题，采用了以下方法。
(1)一种R-T-B系稀土类烧结磁铁，由作为稀土类元素的R、作为以Fe为主成分的过渡金属的T、包含选自Al、Ga、Cu中的1种以上金属的金属元素M、B和不可避免杂质构成，包含13～15.5原子％的R，包含5.0～6.0原子％的B，包含0.1～2.4原子％的M，T和不可避免杂质为其余部分，其特征在于，作为上述稀土类元素即R，包含大于0原子％且0.01原子％以下的Tb。
(2)如(1)所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁，其特征在于，具有包含Tb的R2T14B结晶结构的粒子。
(3)如(1)或(2)所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁，其特征在于，满足下述(式1)。
0.32≤B/TRE≤0.40··(式1)
在(式1)中，B表示硼元素的浓度(原子％)，TRE表示稀土类元素合计的浓度(原子％)。
(4)如(1)～(3)中任一项所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁，其特征在于，作为上述过渡金属即T，包含0.015～0.10原子％的Zr。
(5)如(1)～(4)中任一项所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁，其特征在于，至少包含Ga作为上述金属元素M。
(6)一种R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，具有烧结工序、第1热处理工序和第2热处理工序；在上述烧结工序中，使用R-T-B系磁铁用合金和添加合金形成烧结体；上述R-T-B系磁铁用合金由作为稀土类元素的R、作为以Fe为主成分的过渡金属的T、包含选自Al、Ga、Cu中的1种以上金属的金属元素M、B和不可避免杂质构成，包含13～15.5原子％的R，包含5.0～6.0原子％的B，包含0.1～2.4原子％的M，T和不可避免杂质为其余部分；上述添加合金由作为必须包含Tb的稀土类元素的R、作为以Fe为主成分的过渡金属的T、包含选自Al、Ga、Cu中的1种以上金属的金属元素M、B和不可避免杂质构成，包含13～15.5原子％的R，包含5.0～6.0原子％的B，包含0.1～2.4原子％的M，T和不可避免杂质为其余部分；在上述第1热处理工序中，将上述烧结体放入热处理炉内，进行在790～920℃保持0.5～10小时的热处理，其后以100℃/分钟以上的冷却速度进行冷却；在上述第2热处理工序中，进行将上述第1热处理后的上述烧结体在480～620℃保持0.05～10小时的热处理，其后以100℃/分钟以上的冷却速度进行冷却。
(7)如(6)所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，上述添加合金具有包含Tb的R2T14B结晶相。
(8)如(6)或(7)所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，满足下述(式1)。
0.32≤B/TRE≤0.40··(式1)
在(式1)中，B表示硼元素的浓度(原子％)，TRE表示稀土类元素合计的浓度(原子％)。
(9)如(6)～(8)中任一项所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，上述R-T-B系磁铁用合金不含Tb。
(10)如(6)～(9)中任一项所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，将上述R-T-B系磁铁用合金和上述添加合金在上述烧结工序之前进行混合。
(11)如(10)所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，将上述R-T-B系磁铁用合金和上述添加合金的混合物的Tb的含量设为大于0原子％且0.01原子％以下。
根据本发明的R-T-B系稀土类烧结磁铁，可以提供一种抑制Dy或Tb中的至少一者的含量的同时具有高顽磁力的R-T-B系稀土类烧结磁铁。
根据本发明的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，可以提供一种抑制Dy或Tb中的至少一者的含量的同时具有高顽磁力的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法。
附图说明
图1是表示合金的制造装置的一个例子的正面示意图。
图2是用于说明制造本发明的R-T-B系稀土类烧结磁铁的方法的一个例子的图。
图3是表示关于未添加Dy的R-T-B系磁铁的实施例2、3和比较例3、4的Tb的含量与顽磁力的关系的图。
图4是表示实施例1和比较例4的R-T-B系磁铁的利用FE-EPMA的观察结果的图，(a)为Tb图像，(b)为Nd图像，(c)为Fe图像，(d)为B图像，(e)为组成图像。
符号说明
1…制造装置，2…铸造装置，3…加热装置，4…贮藏容器，5…箱，6…腔室，6a…铸造室，6b…保温·贮藏室，7…料斗，21…破碎装置，31…加热器，32…开闭式载置台组，33…开闭式载置台。
具体实施方式
以下，对本发明的一个实施方式的R-T-B系稀土类烧结磁铁及其制造方法详细地进行说明。本发明不限定于以下说明的一个实施方式，可以在不变更其主旨的范围内进行适当变更而实施。本发明的R-T-B系稀土类烧结磁铁也可以在不偏离本发明的目的的范围内包含其它元素。
“R-T-B系稀土类烧结磁铁”
本实施方式的R-T-B系稀土类烧结磁铁(以下有时简写为“R-T-B系磁铁”)由作为稀土类元素的R、作为以Fe为主成分的过渡金属的T、包含选自Al、Ga、Cu中的1种以上金属的金属元素M、B和不可避免杂质构成。本实施方式的R-T-B系磁铁包含13～15.5原子％的R，包含5.0～6.0原子％的B，包含0.1～2.4原子％的M，T和不可避免杂质为其余部分，作为稀土类元素即R，包含大于0原子％且0.01原子％以下的Tb。
若R-T-B系磁铁所含的R的含量小于13原子％，则R-T-B系磁铁的顽磁力变得不充分。此外，若R的含量大于15.5原子％，则R-T-B系磁铁的剩余磁化变低。
本实施方式的R-T-B系磁铁包含大于0原子％且0.01原子％以下的Tb。优选包含0.002～0.008原子％的Tb。Tb的含量为微量，但通过包含该范围的量，与本发明的发明人等所开发的R-T-B系磁铁相比顽磁力(Hcj)进一步提高。
Tb主要存在于主相与晶界相的边界附近。无法特定其在主相内或在晶界相内，但以微量就可看到顽磁力显著的提高，因此认为存在于晶界相的可能性较高。
认为通过将包含添加的Tb的合金的微粒表面在热处理中熔融，扩散于磁铁的晶界而被覆主相粒子表面，顽磁力提高。
添加的合金的Tb优选作为形成R2T14B结晶结构的粒子的R的1个成分而含有。这是因为，在烧结温度下R2T14B结晶稍微熔融，Tb扩散至磁铁的晶界而供给至主相的最表面。添加的合金仅熔融表面，因此烧结后的磁铁中存在包含Tb的R2T14B结晶结构的粒子。
本实施方式的R-T-B系磁铁可以包含或不含Dy。作为R-T-B系磁铁所含的除Dy以外的稀土类元素，可举出Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Ho、Tb、Er、Tm、Yb、Lu。这些稀土类元素中，特别优选使用Nd、Pr、Dy、Tb。此外，R-T-B系磁铁的R优选以Nd为主成分。
R-T-B系磁铁所含的金属元素M是选自Al、Ga、Cu中的1种以上的金属。金属元素M所含的选自Al、Ga、Cu中的1种以上的金属在制造R-T-B系磁铁时促进富过渡金属相的生成。其结果，使R-T-B系磁铁的顽磁力(Hcj)有效地提高。
R-T-B系磁铁中，金属元素M包含0.1～2.4原子％。因此，在制造R-T-B系磁铁时，促进富过渡金属相的生成。若R-T-B系磁铁所含的金属元素M小于0.1原子％，则促进富过渡金属相的生成的效果不足。其结果，有可能R-T-B系磁铁中未形成富过渡金属相，R2T17相析出，R-T-B系磁铁的顽磁力(Hcj)变得不充分。
为了充分地生成富过渡金属相，R-T-B系磁铁所含的金属元素M的含量优选为0.7原子％以上。此外，若R-T-B系磁铁所含的金属元素M大于2.4原子％，则R-T-B系磁铁的磁化(Br)、最大能积(BHmax)等磁特性下降。为了确保R-T-B系磁铁的磁化和最大能积，R-T-B系磁铁所含的金属元素M的含量优选为2.4原子％以下。
金属元素M包含Cu时，用于制造R-T-B系磁铁的烧结变得容易，为优选。金属元素M包含Cu时，若R-T-B系磁铁中的Cu的浓度小于1.0原子％，则R-T-B系磁铁的剩余磁化(Br)良好。
R-T-B系磁铁所含的B是硼，可以以C或N取代一部分。B含量为5.0～6.0原子％。进而，本实施方式的R-T-B系磁铁优选满足下述(式1)。在本实施方式中，若B含量为上述范围、优选B/TRE为上述范围，则成为顽磁力高的R-T-B系磁铁。其理由推定如下所示。
0.32≤B/TRE≤0.40··(式1)
在(式1)中，B表示硼元素的浓度(原子％)，TRE表示稀土类元素合计的浓度(原子％)。
若B含量为上述范围、优选为B/TRE为上述范围，则R-T-B系磁铁中所含的过渡金属和稀土类元素的含量相对变多。其结果，在R-T-B系磁铁的制造工序中，利用金属元素M有效地促进富过渡金属相的生成。因此，R-T-B系磁铁成为充分地生成有富过渡金属相的具有高的顽磁力的磁铁。
此外，若R-T-B系磁铁中的B的含量大于6.0原子％，则R-T-B系磁铁中包含富B相，顽磁力变得不充分。因此，R-T-B系磁铁中的B的含量设为6.0原子％以下，优选设为5.5原子％以下。
此外，由上述(式1)表示的B/TRE为0.32～0.40，R-T-B系磁铁为了得到高的顽磁力，进一步优选设为0.34～0.38。
R-T-B系磁铁所含的T是以Fe为主成分的过渡金属。
作为R-T-B系磁铁的T所含的除Fe以外的过渡金属，可使用各种3～11族元素。具体而言，例如可举出Co、Zr、Nb等。在R-T-B系磁铁的T除包含Fe以外包含Co时，可以改善Tc(居里温度)和耐腐蚀性，为优选。此外，如上所述，在R-T-B系磁铁的T除包含Fe以外包含Nb时，在用于制造R-T-B系磁铁的烧结时主相的晶粒生长也被抑制，因此为优选。此外，在R-T-B系磁铁的T除包含Fe以外微量包含Zr(例如，0.015～0.10原子％)时，可以制成维持高矩形性(Hk/Hcj)的同时顽磁力高的R-T-B系磁铁。
R-T-B系磁铁所含的、T含量相对于B含量的比(T/B)优选为13～15.5。若R-T-B系磁铁的T/B为上述范围，则R-T-B系磁铁的顽磁力进一步变高。此外，若R-T-B系磁铁的T/B为13～15.5，则在R-T-B系磁铁的制造工序中，富过渡金属相的生成被更有效地促进。若R-T-B系磁铁的T/B为15.5以下、更优选为15以下，则在制造时R2T17相在R-T-B系磁铁中难以生成，可得到良好的顽磁力和矩形性。此外，若R-T-B系磁铁的T/B为13以上、更优选为13.5以上，则R-T-B系磁铁的剩余磁化良好。
本实施方式的R-T-B系磁铁具备由R2T14B构成的主相、以及与主相相比更多地包含R的晶界相。晶界相具有富R相、以及R的浓度低于富R相且过渡金属元素的浓度高的富过渡金属相。富R相是稀土类元素的合计原子浓度为50原子％以上的相。富过渡金属相是稀土类元素的合计原子浓度为25～35原子％的相。
R-T-B系磁铁所含的富过渡金属相的面积率更优选为0.005面积％～3面积％。若富过渡金属相的面积率为上述范围内，则可更有效地得到由晶界相中包含富过渡金属相所致的顽磁力提高效果。与此相对，若富过渡金属相的面积率小于0.005面积％，则有可能R2T17相析出，使顽磁力(Hcj)提高的效果变得不充分。此外，若富过渡金属相的面积率大于3面积％，则有可能剩余磁化(Br)、最大能积((BH)max)下降等对磁特性造成不良影响，因此不优选。
R-T-B系磁铁的富过渡金属相的面积率可通过以下所示的方法进行研究。首先，将R-T-B系磁铁埋入导电性的树脂，切削与取向方向平行的面，进行镜面研磨。接下来，用反射电子图像以1500倍左右的倍率观察经镜面研磨的表面，通过其对比度来判别主相、富R相、富过渡金属相。其后，算出对于富过渡金属相的单位截面的面积率。
富过渡金属相的面积率可以通过调节用作原料的磁铁用合金(或磁铁用合金和添加合金)的组成，或调整后述的烧结工序、第1热处理工序、第2热处理工序中的至少任一个热处理条件来容易地调节。
富过渡金属相中的Fe的原子浓度优选为50～70原子％。若富过渡金属相中的Fe的原子浓度为上述范围内，则由包含富过渡金属相所致的顽磁力提高效果变得更显著。
“R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法”
以下对本发明的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法进行说明。
〔合金制造工序〕
本发明的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造中使用的合金例如可以通过SC(薄带连铸)法例如将1450℃左右的温度的规定组成的熔融合金进行铸造而制造铸造合金。此时，也可以将铸造后的铸造合金的冷却速度在500～900℃暂时延迟而进行促进合金内的成分的扩散的处理(温度保持工序)。
接下来，将所得的铸造合金破碎，制成铸造合金薄片。其后，将铸造合金薄片通过氢破碎法等进行破碎，利用粉碎机粉碎。通过以上工序可得到磁铁用合金。
作为R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，例如由作为稀土类元素的R、作为以Fe为主成分的过渡金属的T、包含选自Al、Ga、Cu中的1种以上金属的金属元素M、B和不可避免杂质构成。磁铁用合金可以并用R-T-B系磁铁用合金和添加合金；上述R-T-B系磁铁用合金(以下有时称为“第1合金”)包含13～15.5原子％的R，包含5.0～6.0原子％的B，包含0.1～2.4原子％的M，T和不可避免杂质为其余部分；上述添加合金(以下有时称为“第2合金”)由作为必须包含Tb的稀土类元素的R、作为以Fe为主成分的过渡金属的T、包含选自Al、Ga、Cu中的1种以上金属的金属元素M、B和不可避免杂质构成，包含13～15.5原子％的R，包含5.0～6.0原子％的B，包含0.1～2.4原子％的M，T和不可避免杂质为其余部分。
以下，在简写为R-T-B系磁铁用合金时是指上述第1合金，在简写为添加合金时是指上述第2合金。
作为R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，例示有并用R-T-B系磁铁用合金(第1合金)和添加合金(第2合金)这2种的情况，但不限定于此。也可以添加3种以上的合金。
用作R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金的添加合金优选具有包含Tb的R2T14B结晶相。这是因为，若具有包含Tb的R2T14B结晶相，则使用其制造R-T-B系磁铁时，可以制造具有包含Tb的R2T14B结晶结构的粒子且发挥高顽磁力的磁铁。
在并用R-T-B系磁铁用合金(第1合金)和添加合金(第2合金)这2种作为R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金时，若在烧结工序之前则可以在任何阶段将这2种合金或合金薄片混合。例如，可以在利用粉碎机粉碎之前的氢破碎的阶段混合，也可以在粉碎后混合。
R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金无需包含Dy，但也可以为了得到规定的顽磁力而含有。
进而，R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金优选满足下述(式1)。
0.32≤B/TRE≤0.40··(式1)
在(式1)中，B表示硼元素的浓度(原子％)，TRE表示稀土类元素合计的浓度(原子％)。
若R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金所含的R的含量小于13原子％，则使用其得到的R-T-B系磁铁的顽磁力变得不充分。此外，若R的含量大于15.5原子％，则使用其制造的R-T-B系磁铁的剩余磁化变低。
如上所述，使用R-T-B系磁铁用合金(第1合金)和添加合金(第2合金)这2种作为R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金时，作为R-T-B系磁铁用合金(第1合金)所含的稀土类元素，可举出Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Dy、Tb、Ho、Er、Tm、Yb、Lu。这些之中，特别优选使用Nd、Pr、Dy。此外，磁铁用合金的R优选以Nd为主成分。此外，作为添加合金(第2合金)所含的稀土类元素，Tb为必须成分，作为其它成分，可举出Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu。这些之中，特别优选使用Nd、Pr、Dy。此外，磁铁用合金的R优选以Nd为主成分。
R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金所含的金属元素M是选自Al、Ga、Cu中的1种以上金属。金属元素M所含的选自Al、Ga、Cu中的1种以上金属在制造R-T-B系磁铁时促进富过渡金属相的生成。其结果，使R-T-B系磁铁的顽磁力(Hcj)有效地提高。
R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金包含0.1～2.4原子％的金属元素M。因此，通过将磁铁用合金进行烧结、热处理，可得到包含富R相和富过渡金属相的R-T-B系磁铁。若磁铁用合金所含的金属元素M小于0.1原子％，则促进富过渡金属相的生成的效果不足。其结果，有可能R-T-B系磁铁中未形成富过渡金属相，R-T-B系磁铁的顽磁力(Hcj)变得不充分。为了充分地生成富过渡金属相，磁铁用合金所含的金属元素M的含量优选为0.7原子％以上。此外，若磁铁用合金所含的金属元素M大于2.4原子％，则R-T-B系磁铁的磁化(Br)、最大能积(BHmax)等磁特性下降。为了确保R-T-B系磁铁的磁化和最大能积，磁铁用合金所含的金属元素M的含量优选为2.4原子％以下。
金属元素M包含Ga时，Ga由于抑制R2T17相的生成的效果高，因此可以防止由生成R2T17相所致的顽磁力、矩形性的下降。因此，金属元素M优选包含Ga。
金属元素M包含Cu时，磁铁用合金的烧结变得容易，为优选。金属元素M包含Cu时，若磁铁用合金中的Cu的浓度小于1.0原子％，则使用磁铁用合金制造的R-T-B系磁铁的剩余磁化(Br)良好。
R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金所含的B为硼，可以以C或N取代一部分。B含量为5.0～6.0原子％，且稀土类元素浓度相对于B浓度的比即B/TRE满足上述(式1)。因此，在本实施方式中，使用该磁铁用合金制造的R-T-B系磁铁的顽磁力高。推定该理由如下所示。
若R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金的B含量和B/TRE为上述范围，则使用磁铁用合金制造的R-T-B系磁铁成为晶界相均匀分布的磁铁，可得到高的顽磁力。并且，若磁铁用合金的B含量和B/TRE为上述范围，则磁铁用合金中所含的过渡金属和稀土类元素的含量相对变多。其结果，在R-T-B系磁铁的制造工序中，有效地促进富过渡金属相的生成。因此，使用该磁铁用合金制造的R-T-B系磁铁成为充分地生成富过渡金属相的磁铁，具有高的顽磁力。
若R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金中的B的含量小于5.0原子％，则有时R2T17相在R-T-B磁铁中析出，顽磁力不足。若磁铁用合金中的B的含量大于6.0原子％，则使用它制造的R-T-B系磁铁中包含富B相，顽磁力变得不充分。因此，磁铁用合金中的B的含量设为6.0原子％以下，优选设为5.5原子％以下。
R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金所含的T是以Fe为主成分的过渡金属。作为R-T-B系磁铁的T所含的除Fe以外的过渡金属，可使用各种3～11族元素。具体而言，例如可举出Co、Zr、Nb等。在R-T-B系磁铁的T除包含Fe以外包含Co时，可以改善Tc(居里温度)和耐腐蚀性，为优选。此外，如上所述，在R-T-B系磁铁的T除包含Fe以外包含Nb时，在用于制造R-T-B系磁铁的烧结时主相的晶粒生长也被抑制，因此为优选。此外，在R-T-B系磁铁的T除包含Fe以外微量包含Zr(例如，0.015～0.10原子％)时，可以制成维持高矩形性(Hk/Hcj)的同时顽磁力高的R-T-B系磁铁。
R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金所含的、T含量相对于B含量的比(T/B)优选为13～15.5。若磁铁用合金的T/B为上述范围，则使用磁铁用合金制造的R-T-B系磁铁的顽磁力进一步变高。此外，若磁铁用合金的T/B为13～15.5，则在R-T-B系磁铁的制造工序中，可更有效地促进富过渡金属相的生成。若磁铁用合金的T/B为15.5以下、更优选为15以下，则可以在使用磁铁用合金制造的R-T-B系磁铁中防止生成R2T17相，防止顽磁力、矩形性下降。此外，若磁铁用合金的T/B为13以上、更优选为13.5以上，则使用磁铁用合金制造的R-T-B系磁铁的剩余磁化良好。
若在R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金中作为杂质等而包含的氧、氮和碳的合计浓度高，则在烧结工序中这些元素与稀土类元素R结合而消耗稀土类元素R。因此，在磁铁用合金中所含的稀土类元素R中，在烧结工序后进行的第1热处理工序和第2热处理工序中，作为富过渡金属相的原料而利用的稀土类元素R的量变少。其结果，有可能富过渡金属相的生成量变少，R-T-B系磁铁的顽磁力变得不充分。
因此，R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金中所含的氧、氮和碳的合计浓度优选为2原子％以下。通过将R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金中所含的氧、氮和碳的合计浓度设为2原子％以下，可以抑制在烧结工序中消耗稀土类元素R，可以确保富过渡金属相的生成量。因此，可得到顽磁力(Hcj)高的R-T-B系磁铁。
R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金具备由R2T14B构成的主相、以及与主相相比更多地包含R的晶界相。
作为制造本发明的R-T-B系稀土类烧结磁铁用的合金的工序的一个例子，对使用图1所示的制造装置制造的方法进行说明。
(合金的制造装置)
图1是表示合金的制造装置的一个例子的正面示意图。
图1所示的合金的制造装置1具备：铸造装置2、破碎装置21、配置于破碎装置21的下方的加热装置3、以及配置于加热装置3的下方的贮藏容器4。
破碎装置21将利用铸造装置2而铸造的铸造合金块破碎而制成铸造合金薄片。如图1所示，在破碎装置21与开闭式载置台组32之间具备将铸造合金薄片引导至加热装置3的开闭式载置台组32上的料斗7。
加热装置3由加热器31和箱5构成。箱5具备贮藏容器4、以及设置于贮藏容器4的上部的开闭式载置台组32。开闭式载置台组32由多个开闭式载置台33构成。开闭式载置台33在“闭”时载置由破碎装置21供给的铸造合金薄片，在“开”时使铸造合金薄片输出至贮藏容器4。
此外，制造装置1具备使箱5可自由移动的带式输送机51(可移动装置)，利用带式输送机51使得箱5可以在图1中的左右方向移动。
此外，图1所示的制造装置1具备腔室6。腔室6具备铸造室6a、以及设置于铸造室6a的下方而与铸造室6a连通的保温·贮藏室6b。铸造室6a收纳有铸造装置2，保温·贮藏室6b收纳有加热装置3。
在本实施方式中，对于制造R-T-B系稀土类烧结磁铁用的合金，首先，在未图示的溶解装置中制备1450℃左右的温度的规定组成的熔融合金。接下来，将所得的熔融合金使用未图示的浇口盘供给至铸造装置2的由水冷铜辊构成的冷却辊22而使其凝固，制成铸造合金。其后，使铸造合金从冷却辊22脱离，通过破碎装置21的破碎辊之间而破碎，从而制成铸造合金薄片。
破碎的铸造合金薄片通过料斗7，堆积于配置于料斗7的下方的处于开闭式载置台组32的“闭”的状态的开闭式载置台33上。堆积于开闭式载置台33上的铸造合金薄片利用加热器31而加热。
在本实施方式中，直到制造的大于800℃的铸造合金成为小于500℃的温度为止期间进行在一定的温度维持10秒～120秒的温度保持工序。在本实施方式中，在开闭式载置台33上供给800℃～500℃的温度范围内的铸造合金薄片，从铸造合金薄片堆积于开闭式载置台33上的时刻开始利用加热器31的加热。由此，开始将铸造合金以一定的温度维持10秒～120秒的温度保持工序。
然后，堆积于开闭式载置台33上的铸造合金薄片在经过规定的时间的时刻使开闭式载置台33处于“开”的状态而落到贮藏容器4。由此，加热器31的热无法达到铸造合金薄片，恢复铸造合金薄片的冷却，温度保持工序结束。
推定在进行温度保持工序时，铸造合金所含的元素通过在铸造合金内移动的元素的再配置，促进包含选自Al、Ga、Cu中的1种以上金属的金属元素M以及B的成分的替换。由此，推定成为合金晶界相的区域所含的B的一部分向主相移动，成为主相的区域所含的金属元素M的一部分向合金晶界相移动。由此，推定可以发挥主相原本的磁铁特性，因此使用它的R-T-B系磁铁的顽磁力变高。
温度保持工序中的铸造合金的温度大于800℃时，有可能合金组织粗大化。此外，维持在一定的温度的时间大于120秒时，有时对生产率造成障碍。
此外，在温度保持工序中的铸造合金的温度小于500℃的情况下或在维持在一定的温度的时间小于10秒的情况下，有时无法充分得到进行温度保持工序产生的元素的再配置的效果。
另外，在本实施方式中，通过在800℃～500℃的温度范围内将堆积于开闭式载置台33上的铸造合金薄片以加热器31进行加热的方法进行温度保持工序，温度保持工序只要在大于800℃的铸造合金成为小于500℃的温度为止的期间在一定的温度维持10秒～120秒即可，不限定于该方法。
此外，在本实施方式的R-T-B系稀土类烧结磁铁用的合金的制造方法中，优选将制造R-T-B系合金的腔室6内设为非活性气体的减压气氛。进而，在本实施方式中，优选将铸造工序的至少一部分在包含氦的气氛中进行。氦与氩相比，从铸造合金除热的能力高，可容易地加速铸造合金的冷却速度。
作为将铸造工序的至少一部分在包含氦的气氛中进行的方法，例如，可举出在腔室6的铸造室6a内以规定的流量供给氦作为非活性气体的方法。在这种情况下，铸造室6a内成为包含氦的气氛，因此可以高效地冷却与利用铸造装置2进行铸造且利用冷却辊22进行骤冷的铸造合金中的与冷却辊22未接触的面。因此，铸造合金的冷却速度变快，合金组织的粒径微细化，粉碎性优异，容易地得到合金晶界相的间隔为3μm以下的微细的合金组织，可以提高使用它制造的R-T-B系磁铁的顽磁力。此外，将铸造室6a内设为包含氦的气氛时，铸造合金的冷却速度变快，因此可以容易地将堆积于开闭式载置台33上的铸造合金薄片的温度制成800℃以下。
此外，在本实施方式的R-T-B系合金的制造方法中，优选将温度保持工序后的铸造合金薄片在包含氦的气氛中冷却。由此，作为温度保持工序后的铸造合金的铸造合金薄片的冷却速度变快，因此合金组织更进一步微细化，可容易地得到粉碎性优异、合金晶界相的间隔为3μm以下的微细的合金组织。作为将温度保持工序后的铸造合金薄片在包含氦的气氛中冷却的方法，例如，可举出对收容有从开闭式载置台33落下的铸造合金薄片的贮藏容器4内以规定的流量供给氦的方法。
另外，在本实施方式中，对使用包含温度保持工序的SC法制造R-T-B系稀土类烧结磁铁用的合金的情况进行了说明，但在本发明中使用的R-T-B系稀土类烧结磁铁用的合金也可以使用不含温度保持工序的SC法，而且不限定于使用SC法制造的合金。例如，R-T-B系稀土类烧结磁铁用的合金也可以使用离心铸造法、书型模法等进行铸造。
氢破碎法例如通过如下的步骤进行：在室温下使氢吸留于铸造合金薄片，在300℃左右的温度下在氢中进行热处理后，进行减压而将进入至主相的晶格间的氢脱气，其后，在500℃左右的温度下进行热处理，除去与晶界相中的稀土类元素结合的氢。在氢破碎法中吸留有氢的铸造合金薄片由于体积膨胀，因此在合金内部容易产生大量龟裂(裂纹)而破碎。
此外，作为将经氢破碎的铸造合金薄片粉碎的方法，可使用喷射磨机等。将经氢破碎的铸造合金薄片放入至喷射磨机粉碎机，使用例如0.6MPa的高压氮微粉碎至平均粒度1～4.5μm而制成粉末。减小粉末的平均粒度可以使烧结磁铁的顽磁力提高。然而，若过度减小粒度，则粉末表面容易被氧化，顽磁力反而下降。
〔使用合金的磁铁制造工序〕
接着，对使用如此得到的R-T-B系稀土类烧结磁铁用的合金制造R-T-B系磁铁的方法进行说明。
作为制造本实施方式的R-T-B系磁铁的方法，例如可举出在R-T-B系稀土类烧结磁铁用的合金的粉末中添加0.02质量％～0.03质量％的硬脂酸锌作为润滑剂，使用横向磁场中成型机等进行挤压成型，在真空中烧结，其后，进行热处理的方法等。
(烧结工序)
用于烧结成型体的热处理没有特别限定，例如，可以在以下所示的热处理条件下进行。
进行烧结时的热处理炉内(腔室内)的气氛例如可设为真空气氛、非活性气体气氛。为了防止由包含磁铁用合金的成型体的氧化所致的损伤，进行烧结时的热处理炉内的气氛优选为真空气氛或氩气氛，更优选为真空气氛。
图2是用于说明制造本发明的R-T-B系稀土类烧结磁铁的方法的一个例子的图，是表示烧结工序、第1热处理工序、第2热处理工序中的热处理时间与热处理温度的关系的图。另外，分别在第1热处理工序和第2热处理工序的图中，本发明所涉及的骤冷以粗线表示，不是粗线的实线、虚线为了参考不是骤冷的情况而显示。
本实施方式中，用于烧结成型体的热处理可以在以往公知的条件下进行，没有特别限定。例如，在用于烧结成型体的热处理中，如图2所示，可以设为如下方法：进行以有机物的除去为目的的第1段热处理。其后，进一步升温而进行以氢化物的还原为目的的第2段热处理。其后，进一步升温而进行以液相烧结为目的的第3段热处理。如此，用于烧结成型体的热处理中，可以在达到最高到达温度(在图2所示的例子中，第3段热处理的温度)为止，进行1次或多次(在图2所示的例子中，第1段热处理和第2段热处理这2次)规定的时间的保持在一定的温度的工序，从而阶段性地升温，也可以在达到最高到达温度为止不保持在一定的温度而连续地升温。
(第1热处理工序)
在第1热处理工序中，在烧结后将所得的烧结体放入热处理炉内，在以下所示的条件下进行热处理。
第1热处理工序中的热处理气氛没有特别限定，例如，可以设为真空气氛、非活性气体气氛。为了防止氧化，进行第1热处理工序时的热处理炉内的气氛优选为真空或氩气氛。
第1热处理工序中，进行将图2的符号T1的温度设为790～920℃并保持0.5～10小时的热处理，并且以100℃/分钟以上的冷却速度进行冷却(参照图2)。认为通过将热处理的温度和保持时间以及冷却速度设为上述范围，添加合金所含的Tb从添加合金扩散至上述第1合金整体而均匀地供给至主相与晶界相的边界附近，有助于提高顽磁力。
在T1的温度下保持规定时间后的冷却速度为100℃/分钟以上。冷却速度优选为200℃/分钟以上，更优选为300℃/分钟以上，进一步优选为500℃/分钟以上。作为冷却速度的上限，出于防止在内部残留形变而烧结体的强度下降的问题的理由，优选为3000℃/分钟以下，更优选为2000℃/分钟以下，进一步优选为1500℃/分钟以下。该上限的冷却速度例如可以通过将烧结体水冷而达成。
此外，若热处理温度为790℃以上，则会引起晶界相的组成的均匀化，因此为优选。此外，若热处理温度为920℃以下，则可以抑制烧结体的主相的晶粒生长。因此，热处理温度设为920℃以下。为了更有效地抑制烧结体的主相的晶粒生长，优选将热处理温度设为910℃以下。
若热处理的保持时间小于0.5小时，则不足以均匀地再配置晶界相的组成，无法充分得到顽磁力提高效果。因此，热处理的保持时间设为0.5小时以上，优选设为0.75小时以上。此外，若将保持时间设为10小时以下，则可以抑制烧结体的主相的晶粒生长。因此，第1热处理工序中的保持时间设为10小时以下，优选设为8小时以下。
(第2热处理工序)
第2热处理工序中，将第1热处理后的烧结体放入热处理炉内，在以下所示的条件下进行热处理。
第2热处理工序中的热处理气氛没有特别限定，例如，可以设为真空气氛、非活性气体气氛。
第2热处理工序中，对第1热处理后的上述烧结体进行将图2的符号T2的温度设为480～620℃并保持0.05～10小时的热处理，并且以100℃/分钟以上的冷却速度进行冷却(参照图2)。通过将热处理的温度和保持时间以及冷却速度设为上述范围，R-T-B系磁铁所含的原子被再配置。其结果，第2热处理工序后的烧结体具有高的顽磁力(Hcj)。
在T2的温度下保持规定时间后的冷却速度为100℃/分钟以上。冷却速度优选为200℃/分钟以上，更优选为300℃/分钟以上，进一步优选为500℃/分钟以上。作为冷却速度的上限，为了防止残留内部形变而烧结体的强度下降的问题，优选为3000℃/分钟以下，更优选为2000℃/分钟以下，进一步优选为1500℃/分钟以下。
若热处理温度为480℃以上，则可充分得到通过进行R-T-B系磁铁所含的原子的再配置而产生的效果。因此，热处理温度设为480℃以上。若热处理温度为520℃以上，则由进行第2热处理工序所致的顽磁力提高效果变得显著，因此为优选。此外，若热处理温度为620℃以下，则在烧结体内晶界相成分进行反应，从而抑制R-T-B系磁铁的矩形性的下降。因此，第2热处理工序中的热处理温度设为620℃以下。为了更有效地抑制由进行第2热处理工序所致的R-T-B系磁铁的矩形性的下降，热处理温度优选设为575℃以下。
若热处理的保持时间小于0.05小时，则第2热处理工序后的烧结体中的原子的再配置变得不充分，无法得到由进行第2热处理工序所致的顽磁力提高效果。因此，热处理的保持时间优选设为0.05小时以上。此外，若保持时间大于10小时，则粒子会凝聚，因此由进行第2热处理工序所致的顽磁力提高效果下降。因此，第2热处理工序中的保持时间优选设为10小时以下。
此外，推测在本发明的R-T-B系磁铁中使所得的顽磁力(Hcj)提高的效果是由于第1，在晶界相中形成有以高浓度包含Fe的富过渡金属相。本发明的R-T-B系磁铁所含的富过渡金属相的面积率优选为0.005～3面积％，更优选为0.1％～2面积％。
若富过渡金属相的面积率为上述范围内，则可更有效地得到由晶界相中包含富过渡金属相所致的顽磁力提高效果。与此相对，若富过渡金属相的面积率小于0.005面积％，则有可能使顽磁力(Hcj)提高的效果变得不充分。此外，若富过渡金属相的面积率大于3面积％，则剩余磁化(Br)、最大能积((BH)max)下降等对磁特性造成不良影响，因此不优选。
进而，推测在本发明的R-T-B系磁铁中使所得的顽磁力(Hcj)提高的效果是由于第2，包含大于0原子％且0.01原子％以下的Tb作为稀土类元素即R，从而将Tb被覆于主相表面。
富过渡金属相中的Fe的原子浓度优选为50～70原子％。若富过渡金属相中的Fe的原子浓度为上述范围内，则可更有效地得到由包含富过渡金属相所致的效果。与此相对，若富过渡金属相的Fe的原子浓度小于上述范围，则有可能由晶界相中包含富过渡金属相所致的顽磁力(Hcj)提高效果变得不充分。此外，若富过渡金属相的Fe的原子浓度大于上述范围，则有可能析出R2T17相或Fe而对磁特性造成不良影响。
本实施方式的R-T-B系磁铁是将B/TRE含量满足上述(式1)且包含0.1～2.4原子％的金属元素M的R-T-B系合金成型而烧结而成的，晶界相包含富R相和富过渡金属相，富过渡金属相是稀土类元素的合计原子浓度低于富R相、Fe的原子浓度高于富R相的相，因此在抑制Dy的含量的同时，具有高的顽磁力，具有适合用于电机的优异的磁特性。
另外，在本实施方式中，使Dy金属或Dy化合物附着于烧结后的R-T-B系磁铁的表面而进行热处理，使Dy扩散于烧结磁铁内部，从而可以制成烧结磁铁表面的Dy浓度高于内部的Dy浓度的R-T-B系磁铁，使顽磁力进一步提高。
作为制造烧结磁铁表面的Dy浓度高于内部的Dy浓度的R-T-B系磁铁的方法，具体而言，可举出以下所示的方法。例如，通过在将乙醇等溶剂与氟化镝(DyF3)以规定的比例混合而成的涂布液中浸渍烧结后的R-T-B系磁铁，将涂布液涂布于R-T-B系磁铁。其后，对涂布有涂布液的R-T-B系磁铁进行扩散工序，该扩散工序进行2阶段的热处理。具体而言，进行将涂布有涂布液的R-T-B系磁铁在氩气氛中以900℃的温度加热1小时左右的第1热处理，将第1热处理后的R-T-B系磁铁暂时冷却至室温。其后，进行再次将R-T-B系磁铁在氩气氛中以500℃的温度加热1小时左右的第2热处理，冷却至室温。
作为除上述方法以外的使Dy金属或Dy化合物附着于烧结后的R-T-B系磁铁的表面的方法，可以使用使金属气化而使它们的膜附着于磁铁表面的方法、使有机金属分解而使膜附着于表面的方法等。
另外，也可以使Tb金属或Tb化合物代替Dy金属或Dy化合物而附着于烧结后的R-T-B系磁铁的表面而进行热处理。在这种情况下，例如，将包含Tb的氟化物的涂布液涂布于烧结后的R-T-B系磁铁的表面而进行热处理，使Tb在烧结磁铁内部扩散，从而可以制成烧结磁铁表面的Tb浓度高于内部的Tb浓度的R-T-B系磁铁，可以使顽磁力进一步提高。
此外，可以使金属Dy、金属Tb蒸镀于R-T-B系磁铁的表面而进行热处理，使Dy、Tb在烧结磁铁内部扩散，从而使顽磁力进一步提高。可以对本实施方式的R-T-B系磁铁没有任何障碍地使用这种技术。
R-T-B系磁铁的顽磁力(Hcj)越高越优选，在用作汽车等的电动动力转向的电机用的磁铁时，优选为20kOe以上，用作电动汽车的电机用的磁铁时，优选为30kOe以上。在电动汽车的电机用的磁铁中若顽磁力(Hcj)小于30kOe，则有时作为电机的耐热性不足。
实施例
“实施例1～10、比较例1～9”
将Nd金属(纯度99wt％以上)、Pr金属(纯度99wt％以上)、Dy金属(纯度99wt％以上)、硼铁(Fe80wt％，B20wt％)、铁块(纯度99％wt以上)、Al金属(纯度99wt％以上)、Ga金属(纯度99wt％以上)、Cu金属(纯度99wt％)、Co金属(纯度99wt％以上)、Zr金属(纯度99wt％以上)、Tb金属(纯度99wt％以上)以成为表1所示的合金M1～M5(第1合金)和合金A1(添加合金(第2合金))的合金组成的方式秤量，装填于氧化铝坩埚。
【表1】
Figure BDA0000943863330000221
其后，将氧化铝坩埚设置于高频真空感应电炉内，将炉内以Ar置换。然后，将高频真空感应电炉加热至1450℃而使合金熔融而制成熔融金属。其后，向水冷铜辊注入熔融金属，通过SC(薄带连铸)法铸造铸造合金。此时，将水冷铜辊的圆周速度设为1.0m/秒，将熔融金属的平均厚度设为0.3mm左右。其后，将铸造合金破碎而得到第1合金的铸造合金薄片和添加合金(第2合金)的铸造合金薄片。接着，将第1合金的铸造合金薄片和添加合金(第2合金)的铸造合金薄片混合。混合后的组成如表1所示。
接着，将第1合金的铸造合金薄片和添加合金(第2合金)的铸造合金薄片混合后，通过以下所示的氢破碎法将混合的铸造合金薄片破碎。首先，将铸造合金薄片以成为直径5mm左右的方式进行粗粉碎，插入在室温的氢中而使氢吸留。接下来，进行将进行粗粉碎而使氢吸留的铸造合金薄片在氢中加热至300℃的热处理。其后，通过以下方法进行破碎：从300℃进行减压而将主相的晶格间的氢进行脱气，进一步进行加热至500℃的热处理而放出除去晶界相中的氢，冷却至室温。
接着，对经氢破碎的铸造合金薄片添加硬脂酸锌0.025wt％作为润滑剂，利用喷射磨机(Hosokawa Micron 100AFG)使用0.6MPa的高压氮将经氢破碎的铸造合金薄片微粉碎至平均粒度(d50)4μm而得到R-T-B系合金粉末。
接着，对如此得到的R-T-B系合金粉末添加0.02质量％～0.03质量％的硬脂酸锌作为润滑剂，使用横向磁场中成型机(磁场2T)以成型压力0.8t/cm2进行挤压成型而制成成型体。
其后，将成型体设置于碳制的托盘内，将放入了成型体的托盘配置于热处理炉内，减压至0.01Pa。接下来，以有机物的除去为目的在500℃下进行热处理，以氢化物的分解为目的在800℃下进行热处理，以烧结为目的在1000～1100℃的3阶段进行热处理，得到烧结体(烧结工序)。
其后，进行将烧结体在900℃以保持时间0.75小时，其后进行骤冷这样的第1热处理工序，接下来，进行在520℃以保持时间1小时，其后进行骤冷这样的第2热处理工序，得到实施例1～10和比较例1～9的R-T-B系磁铁。第1热处理工序与第2热处理工序的骤冷的冷却速度相同。
接下来，将所得的实施例1～10和比较例1～9的R-T-B系磁铁加工成一边6.5mm的立方体，分别以脉冲型BH曲线描绘仪(东英工业TPM2-10)测定磁特性。将其结果示于表2。
【表2】
Figure BDA0000943863330000241
在表2中“Hcj”是指顽磁力，“Br”是指剩余磁化，“(BH)max”是指最大能积，“Hk/Hcj”是指基于以Br为90％的H的形式算出的Hk与Hcj的比率的矩形性。这些磁特性的值分别是3个R-T-B系磁铁的测定值的平均。此外，如上所述，第1热处理工序和第2热处理工序的冷却速度相同，表2中的冷却速度示出其相同的冷却速度。应予说明，就通常的生产线而言冷却速度35℃/分钟较快。
根据表2，可知如下。
实施例2～6、比较例1、2均为相同的组成且包含0.002原子％的Tb，但烧结工序后的第1热处理工序和第2热处理工序的冷却速度为100℃/分钟以上的实施例2～6的顽磁力均为18kOe以上。与此相对，冷却速度为80℃/分钟、35℃/分钟的比较例1、2的顽磁力分别为17.18kOe，17.20kOe，均为稍稍超过17kOe的程度，与实施例2～6相比大约低1kOe。
此外，实施例1、2、比较例3中，烧结工序后的第1热处理工序和第2热处理工序的冷却速度均为500℃，但Tb的含量分别为0.008原子％、0.002原子％、0.016原子％。Tb的含量不超过0.01原子％的实施例1、2的顽磁力分别为18.11kOe、18.15kOe，均超过18kOe。与此相对，在Tb的含量大于0.01原子％的比较例3中为17.49kOe，与实施例1相比低0.6kOe左右。
此外，根据比较例4和5，在不含Tb时，即使烧结工序后的第1热处理工序和第2热处理工序的冷却速度为更接近通常的生产线的冷却速度的35℃/分钟，或为与其相比为骤冷的500℃/分钟，顽磁力均为稍稍超过17kOe的程度。
此外，若将实施例2与实施例7相比，则可知即使Tb的含量相同，与使Zr的含量多于0.10原子％相比，将Zr的含量设为少于0.10原子％的0.02原子％时的顽磁力也会提高。除此以外，若将实施例7与比较例6相比，则可知将Zr的含量设为0.02原子％，进一步含有Tb时，顽磁力进一步提高。
此外，若将实施例7与实施例8相比，则可知即使Tb的含量相同且Zr的含量与0.02原子％相同程度，含有Dy的一方的顽磁力也会提高。除此以外，若将实施例8与比较例7相比，则可知将Zr的含量设为0.03原子％，将Dy的含量设为0.8原子％，进一步含有Tb时，顽磁力进一步提高。
此外，若将实施例2与实施例9相比，则可知即使Tb的含量和Zr的含量相同，含有Dy的一方的顽磁力也会提高。
此外，若将实施例9与比较例8相比，则可知即使Dy的含量和Zr的含量相同，包含Tb的一方与不含Tb的一方相比顽磁力也会进一步提高。
此外，若将实施例9与实施例10相比，则可知即使Tb的含量和Zr的含量相同，含有大量Dy的一方的顽磁力也会提高。
此外，若将实施例10与比较例9相比，则可知即使Dy的含量和Zr的含量相同，包含Tb的一方与不含Tb的一方相比顽磁力也会进一步提高。
图3是表示关于未添加Dy的R-T-B系磁铁的实施例1、2，和比较例3、4的Tb的含量与顽磁力的关系的图。
由图3可知，顽磁力随着Tb的含量从0.016原子％减少而逐渐变高，在0.005原子％附近为最大，若少于0.005原子％则开始减少，在0.002原子％时为与0.008原子％相同程度的顽磁力(大于18kOe)，进而，在0.0015原子％附近低于18kOe，在0.001原子％时为17.8kOe左右，在0.0005原子％时为17.5kOe左右，在不含Tb时为17.36kOe。
由图3可知，Tb的含量为微量，但在0.01原子％以下顽磁力变高。
将实施例1和比较例4的R-T-B系磁铁分别研磨后，利用电场发射型电子射线显微分析仪(FE-EPMA)观察研磨面，进行组成映射分析(組成マップ分析)。
图4是表示利用FE-EPMA的观察结果的图，(a)～(e)依次为Tb图像、Nd图像、Fe图像、B图像、组成图像，在各个(a)～(e)中左侧的图像为实施例1的图像，右侧的图像为比较例4的图像。图4中的主相粒子1和添加粒子1分别表示实施例1的R-T-B系磁铁中的主相内的粒子(组成分析位置)、被认为来自添加合金的粒子(组成分析位置)。
表3表示主相粒子1和添加粒子1的组成。
由图4和表3可知，包含添加的Tb的合金粒子在磁铁内部以保持R2T14B的组成的状态残留。此外，使用这些图像由图像解析算出包含Tb的合金粒子的量，其结果为0.01面积％左右。
【表3】
at％
TRE Nd Pr Dy Tb Al Fe Ga Cu Co Zr B
主相粒子1 12.2 9.3 2.9 0.00 0.0 0.57 bal. 0.25 0.06 1.05 0.06 5.4
添加粒子1 11.8 8.3 2.6 0.00 0.8 0.47 bal. 0.23 0.03 1.12 0.00 5.3
在图4(a)的实施例1中明确地观察到的添加粒子1是R2T14B结晶结构的含Tb粒子，在比较例4中未观察到。以TEM图像确认了该添加粒子1为R2T14B结晶结构。

Claims (14)

1.一种R-T-B系稀土类烧结磁铁，其特征在于，由作为稀土类元素的R、作为以Fe为主成分的过渡金属的T、包含选自Al、Ga、Cu中的1种以上金属的金属元素M、B和不可避免杂质构成，包含13～15.5原子％的R，包含5.0～6.0原子％的B，包含0.1～2.4原子％的M，T和不可避免杂质为其余部分，
作为所述稀土类元素即R，包含0.002原子％～0.01原子％的Tb，
并且，具备由R2T14B构成的主相、以及与主相相比更多地包含R的晶界相，所述晶界相具有稀土类元素的合计原子浓度为50原子％以上的富R相、以及稀土类元素的合计原子浓度为25～35原子％的富过渡金属相，
所述富过渡金属相的面积率为0.005面积％～3面积％。
2.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁，其特征在于，具有包含Tb的R2T14B结晶结构的粒子。
3.如权利要求1或2所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁，其特征在于，满足下述式1：
0.32≤B/TRE≤0.40··式1
在式1中，B表示硼元素的浓度，TRE表示稀土类元素合计的浓度，所述浓度以原子％为单位。
4.如权利要求1或2所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁，其特征在于，作为所述过渡金属即T，包含0.015～0.10原子％的Zr。
5.如权利要求1或2所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁，其特征在于，至少包含Ga作为所述金属元素M。
6.如权利要求1或2所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁，其特征在于，包含0.002～0.008原子％的Tb。
7.一种R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，具有烧结工序、第1热处理工序和第2热处理工序，
所述烧结工序中，使用R-T-B系磁铁用合金和添加合金形成烧结体，
所述R-T-B系磁铁用合金由作为稀土类元素的R、作为以Fe为主成分的过渡金属的T、包含选自Al、Ga、Cu中的1种以上金属的金属元素M、B和不可避免杂质构成，包含13～15.5原子％的R，包含5.0～6.0原子％的B，包含0.1～2.4原子％的M，T和不可避免杂质为其余部分，
所述添加合金由作为必须包含Tb的稀土类元素的R、作为以Fe为主成分的过渡金属的T、包含选自Al、Ga、Cu中的1种以上金属的金属元素M、B和不可避免杂质构成，包含13～15.5原子％的R，包含5.0～6.0原子％的B，包含0.1～2.4原子％的M，T和不可避免杂质为其余部分；
所述第1热处理工序中，将所述烧结体放入热处理炉内，进行在790～920℃保持0.5～10小时的热处理，其后以100℃/分钟以上的冷却速度进行冷却；
所述第2热处理工序中，进行将所述第1热处理后的所述烧结体在480～620℃保持0.05～10小时的热处理，其后以100℃/分钟以上的冷却速度进行冷却。
8.如权利要求7所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，所述添加合金具有包含Tb的R2T14B结晶相。
9.如权利要求7或8所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，满足下述式1：
0.32≤B/TRE≤0.40··式1
在式1中，B表示硼元素的浓度，TRE表示稀土类元素合计的浓度，所述浓度以原子％为单位。
10.如权利要求7或8所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，所述R-T-B系磁铁用合金不含Tb。
11.如权利要求7或8所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，将所述R-T-B系磁铁用合金和所述添加合金在所述烧结工序之前进行混合。
12.如权利要求11所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，所述R-T-B系磁铁用合金和所述添加合金的混合物的Tb的含量为大于0原子％且0.01原子％以下。
13.如权利要求12所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，所述混合物的Tb的含量为0.002～0.008原子％。
14.如权利要求7或8所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，所述第1热处理工序的冷却速度为100℃/分钟～3000℃/分钟，所述第2热处理工序的冷却速度为100℃/分钟～3000℃/分钟。
CN201610154135.2A 2015-03-25 2016-03-17 R-t-b系稀土类烧结磁铁及其制造方法 Active CN106024236B (zh)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015-062736 2015-03-25
JP2015062736 2015-03-25
JP2015-236770 2015-12-03
JP2015236770A JP6582940B2 (ja) 2015-03-25 2015-12-03 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN106024236A CN106024236A (zh) 2016-10-12
CN106024236B true CN106024236B (zh) 2020-02-07

Family

ID=56890339

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201610154135.2A Active CN106024236B (zh) 2015-03-25 2016-03-17 R-t-b系稀土类烧结磁铁及其制造方法

Country Status (3)

Country Link
US (1) US20160284452A1 (zh)
CN (1) CN106024236B (zh)
DE (1) DE102016105282A1 (zh)

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
US10428408B2 (en) * 2015-03-13 2019-10-01 Tdk Corporation R-T-B-based rare earth sintered magnet and alloy for R-T-B-based rare earth sintered magnet
JP6578916B2 (ja) 2015-12-03 2019-09-25 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法およびｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石の製造方法
WO2018101239A1 (ja) 2016-12-02 2018-06-07 信越化学工業株式会社 Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石及びその製造方法
KR102373412B1 (ko) * 2017-12-01 2022-03-14 현대자동차주식회사 희토류 영구자석 제조방법
JP2019102707A (ja) * 2017-12-05 2019-06-24 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
CN111937103A (zh) * 2018-03-29 2020-11-13 日立金属株式会社 R－t－b系烧结磁体的制造方法
JP7463791B2 (ja) * 2020-03-23 2024-04-09 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石およびｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石の製造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101877265A (zh) * 2010-04-28 2010-11-03 天津天和磁材技术有限公司 一种高性能钕铁硼永磁材料的制造方法
CN103582715A (zh) * 2011-07-08 2014-02-12 昭和电工株式会社 R-t-b系稀土族烧结磁铁用合金、r-t-b系稀土族烧结磁铁用合金的制造方法、r-t-b系稀土族烧结磁铁用合金材料、r-t-b系稀土族烧结磁铁、r-t-b系稀土族烧结磁铁的制造方法和电动机

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1570155A (zh) * 2004-04-29 2005-01-26 山西汇镪磁性材料制作有限公司 烧结钕铁硼永磁体的回火工艺
CN101320609B (zh) * 2008-03-21 2010-07-28 浙江大学 晶界相重构的高耐蚀性烧结钕铁硼磁体及其制备方法
EP2366188A1 (en) * 2008-12-01 2011-09-21 Zhejiang University Modified nd-fe-b permanent magnet with high corrosion resistance
CN101901658B (zh) * 2009-05-31 2013-06-19 株式会社日立制作所 晶界相改性的烧结钕铁硼稀土永磁材料及其制备方法
JP6238444B2 (ja) * 2013-01-07 2017-11-29 昭和電工株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石、ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金およびその製造方法
JP6303480B2 (ja) * 2013-03-28 2018-04-04 Tdk株式会社 希土類磁石
JP2016017203A (ja) * 2014-07-08 2016-02-01 昭和電工株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法及びｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石の製造方法
US10428408B2 (en) * 2015-03-13 2019-10-01 Tdk Corporation R-T-B-based rare earth sintered magnet and alloy for R-T-B-based rare earth sintered magnet

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101877265A (zh) * 2010-04-28 2010-11-03 天津天和磁材技术有限公司 一种高性能钕铁硼永磁材料的制造方法
CN103582715A (zh) * 2011-07-08 2014-02-12 昭和电工株式会社 R-t-b系稀土族烧结磁铁用合金、r-t-b系稀土族烧结磁铁用合金的制造方法、r-t-b系稀土族烧结磁铁用合金材料、r-t-b系稀土族烧结磁铁、r-t-b系稀土族烧结磁铁的制造方法和电动机

Also Published As

Publication number Publication date
US20160284452A1 (en) 2016-09-29
CN106024236A (zh) 2016-10-12
DE102016105282A1 (de) 2016-09-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US11024448B2 (en) Alloy for R-T-B-based rare earth sintered magnet, process of producing alloy for R-T-B-based rare earth sintered magnet, alloy material for R-T-B-based rare earth sintered magnet, R-T-B-based rare earth sintered magnet, process of producing R-T-B-based rare earth sintered magnet, and motor
CN106024236B (zh) R-t-b系稀土类烧结磁铁及其制造方法
EP2388350B1 (en) Method for producing r-t-b sintered magnet
JP6202722B2 (ja) 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
JP6582940B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石及びその製造方法
EP1780736B1 (en) R-T-B type alloy, production method of R-T-B type alloy flake, fine powder for R-T-B type rare earth permanent magnet, and R-T-B type rare earth permanent magnet
US20130068992A1 (en) Method for producing rare earth permanent magnets, and rare earth permanent magnets
US10020097B2 (en) R-T-B rare earth sintered magnet and method of manufacturing the same
EP2752857A2 (en) R-T-B rare earth sintered magnet, alloy for R-T-B rare earth sintered magnet, and method of manufacturing the same
WO2007102391A1 (ja) Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
WO2006112403A1 (ja) 希土類焼結磁石とその製造方法
CN109997203B (zh) R-Fe-B系烧结磁铁及其制造方法
US20160012946A1 (en) Method of manufacturing alloy for r-t-b-based rare earth sintered magnet and method of manufacturing r-t-b-based rare earth sintered magnet
US7846273B2 (en) R-T-B type alloy, production method of R-T-B type alloy flake, fine powder for R-T-B type rare earth permanent magnet, and R-T-B type rare earth permanent magnet
CN106847454B (zh) R-t-b系稀土烧结磁铁用合金及其制造方法和r-t-b系稀土烧结磁铁的制造方法
JP5613856B1 (ja) 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
US10428408B2 (en) R-T-B-based rare earth sintered magnet and alloy for R-T-B-based rare earth sintered magnet
JP2012049492A (ja) 希土類永久磁石の製造方法
JP6672753B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石及びｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金
JP7167484B2 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石用鋳造合金薄片
WO2009125671A1 (ja) 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、ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石の製造方法
JP6773150B2 (ja) 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

Legal Events

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

Effective date of registration: 20190701

Address after: Tokyo, Japan, Japan

Applicant after: TDK Corp.

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Applicant before: Showa Denko K. K.

GR01 Patent grant
GR01 Patent grant