CN107622853B - R-t-b系稀土类永久磁铁 - Google Patents

R-t-b系稀土类永久磁铁 Download PDF

Info

Publication number
CN107622853B
CN107622853B CN201710578697.4A CN201710578697A CN107622853B CN 107622853 B CN107622853 B CN 107622853B CN 201710578697 A CN201710578697 A CN 201710578697A CN 107622853 B CN107622853 B CN 107622853B
Authority
CN
China
Prior art keywords
rare earth
based rare
permanent magnet
earth element
element permanent
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
CN201710578697.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN107622853A (zh
Inventor
武田启司
宫崎翔太
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
Application filed by TDK Corp filed Critical TDK Corp
Publication of CN107622853A publication Critical patent/CN107622853A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN107622853B publication Critical patent/CN107622853B/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
    • 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
    • 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
    • C22C38/14—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
    • H01F7/00—Magnets
    • H01F7/02—Permanent magnets [PM]
    • 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
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B22F1/05—Metallic powder characterised by the size or surface area of the particles
    • 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
    • B22F2003/248—Thermal after-treatment
    • 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
    • B22F2009/044—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling by jet milling
    • 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
    • B22F2009/048—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling by pulverising a quenched ribbon
    • 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
    • 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
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy
    • 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
    • B22F3/02—Compacting only
    • 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
    • B22F3/10—Sintering only
    • 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
    • B22F9/023—Hydrogen absorption
    • 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)
  • Power Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)

Abstract

一种R‑T‑B系稀土类永久磁铁，其组成式以(R11‑x(Y1‑y‑zCeyLaz)x)aTbBcMd表示，其中，R1表示一种以上的稀土类元素并且R1不包含Y、Ce、La，T表示以Fe或者以Fe和Co为必需元素的一种以上的过渡金属，M表示Ga或者由Ga和选自Sn、Bi、Si的一种以上所构成的元素，0.4≤x≤0.7，0.00≤y+z≤0.20，0.16≤a/b≤0.28，0.050≤c/b≤0.075，0.005≤d/b≤0.028，该R‑T‑B系稀土类永久磁铁包含具有R2T14B型正方晶结构的主相和晶界相，主相晶体颗粒的D10、D50以及D90满足D50≤4.00μm，(D90‑D10)/D50≤1.60的关系式，进一步，所述晶界相的包覆率为70％以上。根据本发明，可以提供一种适合于可变磁力电动机的具有低矫顽力并且磁化磁场低的状态下具有高的矩形比和局部曲线平坦性的R‑T‑B系烧结磁铁。

Description

R-T-B系稀土类永久磁铁
技术领域
本发明涉及一种R-T-B系稀土类永久磁铁。
背景技术
已知以正方晶R2T14B化合物为主相的R-T-B系稀土类永久磁铁(R为稀土元素，T为Fe或者其一部分被Co取代了的Fe)具有优异的磁特性，是自1982年的发明(专利文献1：日本特开昭59-46008号公报)以来代表性的高性能永久磁铁。
稀土元素R由Nd、Pr、Dy、Ho、Tb构成的R-T-B系稀土类永久磁铁的各向异性磁场Ha较大，作为永久磁铁材料是优选的。其中，稀土元素R为Nd的Nd-Fe-B磁铁的饱和磁化Is、居里温度Tc、各向异性磁场Ha的平衡良好，并且在资源量、耐腐蚀性上比使用了其它稀土类元素R的R-T-B系稀土类永久磁铁更优异，因此被广泛使用。
作为民生、产业、运输设备的动力装置，目前为止使用的是永久磁铁同步电动机。然而，对于由永久磁铁产生的磁场一定的永磁同步电动机而言，由于其感应电压以与转速成比例的方式提高，因此驱动上存在困难。从而，永磁同步电动机在中/高速区域以及轻负载时需要采用由电枢电流(armature current)产生的退磁场来抵消永久磁铁的磁通并减少交链磁通(interlinkage flux)，以使得感应电压不会达到电源电压以上的弱磁控制的方法。但是，由于为了持续施加退磁磁场而经常持续流通无助于电动机输出的电枢电流，因此，其结果存在降低电动机效率的问题。
为了解决上述技术问题，如专利文献2所示，开发了一种可变磁通电动机，其中，使用了通过使来自外部的磁场起作用从而使磁力可逆地变化的低矫顽力的Sm-Co系永久磁铁(可变磁通磁铁)。在可变磁通电动机中，在中/高速区域以及轻负载时，通过减小可变磁通磁铁的磁化，能够抑制现有技术中存在的弱磁场导致的电动机的效率降低。
然而，对于专利文献2中记载的Sm-Co系永久磁铁而言，因为其主要原料的Sm和Co的价格高，因此存在高成本的问题。因此，认为作为可变磁通磁铁用的永久磁铁，可以使用R-T-B系永久磁铁。
在专利文献3中，公开了一种R-T-B系可变磁通磁铁，其特征在于，包含组成为(R11-xR2x)2T14B(R1为不包含Y、La、Ce的稀土元素的至少一种，R2为由Y、La、Ce的一种以上构成的稀土元素，T表示以Fe或者以Fe和Co为必需元素的一种以上的过渡金属，0.1≤x≤0.5)的主相颗粒，进一步含有2at％～10at％的M(M为选自Al、Cu、Zr、Hf、Ti中的至少一种)。该R-T-B系可变磁通磁铁具有比现有的可变磁力电动机用Sm-Co系永久磁铁更高的剩余磁通密度，因此能够期待可变磁力电动机的高输出化以及高效率化。
现有技术文献
专利文献：
专利文献1：日本特开昭59-46008号公报
专利文献2：日本特开2010-34522号公报
专利文献3：日本特开2015-207662号公报
发明内容
发明想要解决的技术问题
通常，在将R-T-B系稀土类永久磁铁磁化的时候，为了得到高的磁通密度以及高的矫顽力而施加该磁铁的磁化达到饱和的程度的大磁场。此时的磁化磁场被称为饱和磁化磁场。
另一方面，在可变磁力电动机中，在可变磁通磁铁被安装在电动机中的状态下，随着由于电枢等的磁场而磁化的局部磁滞回线，可变磁通磁铁的磁化状态发生转换，从而不管转矩值为多少都能够在大的范围内使电动机高效地运转。在此，“局部磁滞回线”是指在以正方向磁场Hmag磁化后，施加逆方向磁场Hrev，再次扫描磁场至磁场Hmag的情况下的磁化变化行为。
磁化的转换是通过从外部(例如，定子等)施加磁场来进行的，因此，从节省能量以及能够从外部施加的磁场的上限的观点出发，需要使磁化转换中所需的磁化磁场Hmag远小于饱和磁化磁场。因此，首先要求可变磁通磁铁的矫顽力低。
另外，为了增大高效率运转范围而需要增大可变磁通磁铁的磁化时-退磁时的磁化变化量，为此，首先要求上述局部磁滞回线的矩形比高。另外，在局部磁滞回线中从逆磁场Hrev到磁场Hmag扫描磁场的情况下，期望磁化尽可能不会变化到接近Hmag的磁场。以后将该期望的状态表示为局部曲线平坦性高。
如上所述，在通常的R-T-B系稀土类永久磁铁中，在将该磁铁用饱和磁化磁场进行磁化之后，对剩余磁通密度、矫顽力等磁特性进行了评价。在磁化磁场比饱和磁化磁场小的情况下没有评价磁特性。
在此，本发明者们评价了在磁化磁场比饱和磁化磁场小的情况下的R-T-B系稀土类永久磁铁的磁特性，结果发现：如果磁化磁场变小，则局部磁滞回线的矩形比以及局部曲线平坦性变差。即，发现了局部磁滞回线的矩形比以及局部曲线平坦性受磁化磁场的大小的影响。
例如，对于在专利文献3所涉及的样品，确认到：当使磁化磁场从饱和磁化磁场变小，则即便是相同样品其磁滞回线的性质也如图5所示发生变化。图5A表示磁化磁场为30kOe的情况下的磁滞回线，图5B表示磁化磁场为10kOe的情况下的磁滞回线。由图5A以及图5B可知，如果磁化磁场发生变化，则磁滞回线的形状也会发生很大改变。
比较图5A和图5B可知：图5B的磁滞回线的矩形比比图5A所示的磁滞回线的矩形比差，并且在施加比磁化磁场小很多的磁场时其磁化就发生大的变化。另外，图5A所示的磁滞回线的矩形比比较良好，但是与图5B相同的是，在施加比磁化磁场小很多的磁场时其磁化就发生大的变化。即，图5A以及图5B所示的磁滞回线的局部曲线平坦性低。由此可知，如果磁化磁场变小，则矩形比以及局部曲线平坦性倾向于变低。
因此，专利文献3的发明所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁虽然矫顽力低，但是即便在饱和磁化状态(图5A)下局部曲线平坦性也低，并且在磁化磁场低的状态(图5B)下会更低，并且矩形比也变低。其结果，在将专利文献3的发明所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁作为可变磁通磁铁使用的可变磁力电动机中，存在不能扩大高效运转范围的问题。换而言之，对于磁铁而言，为了适合于可变磁通磁铁而所要求具备的特性，仅矫顽力低是不充分的，不仅要求磁化磁场低，还要求矩形比以及局部曲线平坦性也良好。
本发明是认识到这样的状况而完成的，其目的在于提供一种R-T-B系稀土类永久磁铁，其适合于通过在低速旋转区域内的高转矩输出以及高速旋转区域内的低转矩输出而在大范围的旋转速度区域内能够维持高效率的可变磁力电动机，其具有低矫顽力、并且在磁化磁场低的状态下也具有高的矩形比和局部曲线平坦性。
解决技术问题的手段
R-T-B系稀土类永久磁铁具有成核型磁化反转机理，因此，根据从外部施加的磁场而容易产生磁壁的移动，磁化发生很大变化。因此，即便磁化磁场低，矩形比以及局部曲线平坦性也会变低。一般而言，在R-T-B系稀土类永久磁铁中，为了在磁化磁场低的状态下提高矩形比和局部曲线平坦性，提高矫顽力是有效的。因此，在R-T-B系稀土类永久磁铁中，难以兼顾低矫顽力和磁化磁场低的状态下的特性。
但是，本发明的发明者们进行了潜心研究，其结果通过对实现低矫顽力的组成进行探讨，并对R-T-B系稀土类永久磁铁中所含的颗粒的反磁畴产生磁场的均匀化和施加磁场时的单磁畴结构的稳定化相关的微细结构进行探讨，从而发现能够实现低磁场磁化特性中的特性提高。
为了解决上述技术问题，达到发明目的，本发明提供一种R-T-B系稀土类永久磁铁，其组成式以(R11-x(Y1-y-zCeyLaz)x)aTbBcMd表示(其中，R1表示一种以上的稀土类元素并且R1中不包含Y、Ce、La，T表示以Fe或者以Fe和Co为必需元素的一种以上的过渡金属，M表示Ga或者由Ga和选自Sn、Bi、Si的一种以上所构成的元素)，0.4≤x≤0.7，0.00≤y+z≤0.20，0.16≤a/b≤0.28，0.050≤c/b≤0.075，0.005≤d/b≤0.028，上述R-T-B系稀土类永久磁铁包含主相和晶界相，其中该主相由具有R2T14B型正方晶结构的化合物构成，上述主相晶体颗粒的平均晶体粒径为D50≤4.00μm，粒度分布满足(D90-D10)/D50≤1.60的关系式(其中，D10、D50、D90表示任意截面中主相晶体颗粒的截面积的累积分布成为10％、50％、90％的面积圆当量直径)，进一步，上述晶界相的包覆率为70.0％以上。
本发明所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁通过满足上述组成范围，特别是用Y等来取代具有R2T14B型正方晶结构的主相(R2T14B相)中所含的稀土类元素R1，从而达到低矫顽力。与含有上述主相中所含的稀土类元素R1(Nd、Pr、Tb、Dy、Ho为代表)的R12T14B化合物相比，Y2T14B化合物的磁各向异性差。另外，也可以将Y的一部分取代为Ce、La。Ce2T14B化合物、La2T14B化合物也和Y2T14B化合物同样，与主相中所含的R12T14B相比，各向异性磁场低，因此对实现低矫顽力是有效的。通过将在Y、Ce、La的总量中所占的Ce、La的量控制为0.00≤y+z≤0.20，从而能够充分地实现低矫顽力。
通过将相对于过渡金属元素T的原子组成比的B的原子组成比的比例，以及相对于过渡金属元素T的原子组成比的元素M(Ga，或者由Ga和选自Sn、Bi、Si的一种以上构成的元素)的原子组成比的比例控制在上述的组成范围内，从而能够得到包含由具有R2T14B型正方晶结构的化合物构成的主相晶体颗粒和晶界相的结构。
本发明的主相晶体颗粒的平均晶体粒径为D50≤4.00μm，粒度分布满足(D90-D10)/D50≤1.60的关系式(其中，D10、D50、D90表示任意截面中主相晶体颗粒的截面积的累积分布成为10％、50％、90％的面积圆当量直径)。进一步，包围主相晶体颗粒的晶界相的包覆率为70.0％以上，从而能够较低地维持矫顽力，并且提高在磁化磁场低的状态下的矩形比和局部曲线平坦性。
本发明的发明者们在具有成核型磁化反转机理的R-T-B系稀土类永久磁铁中，为了提高在磁化磁场低的状态下的矩形比或者局部曲线平坦性而进行了探讨。其结果，确认了：通过在用正方向磁场Hmag进行磁化之后，使退磁过程中的磁铁磁化在直至负的矫顽力附近都保持一定，从而使得矩形比变高。另外，确认了：通过在退磁至逆方向磁场Hrev之后，再次增磁的过程中直至正的矫顽力附近使磁铁磁化都保持一定，从而使得局部曲线平坦性变高。
为了在用正方向磁场Hmag磁化之后的退磁过程以及从逆方向磁场Hrev的增磁过程中使磁铁磁化保持一定，R-T-B系稀土类永久磁铁中所含的主相颗粒在低的磁化磁场Hmag下成为单磁畴状态，并且磁化后的单磁畴状态稳定，进一步降低反磁畴产生磁场的偏差等是有效的。假如在主相晶体颗粒为多磁畴状态的情况下，主相晶体颗粒内部存在钉扎位点，因此在退磁过程以及增磁过程中磁壁会根据磁场的变化而自由地移动。因此，磁铁磁化不能保持一定。
另外，如果每个主相晶体颗粒中反磁畴产生磁场的偏差大，则同样在退磁过程以及增磁过程中，各自的磁场值下各主相晶体颗粒的磁化发生反转，因此磁铁整体的磁化不会成为一定。
为了实现低磁化磁场Hmag下的单磁畴状态，需要局部地降低逆磁场。然而，通常的R-T-B系稀土类永久磁铁中，对主相晶体颗粒局部地作用大的反磁场，因此如果磁化磁场Hmag的大小没有成为矫顽力的3倍程度，则不能使全部的主相晶体颗粒成为单磁畴状态。
另外，通过邻接的主相晶体颗粒彼此直接接触，或者通过主相晶体颗粒不被晶界相包覆而是在表面产生边缘，从而增大局部的反磁场。
因此，通过使主相晶体颗粒的晶界相包覆率成为70.0％以上，从而降低局部的反磁场，并且能够在低磁化磁场Hmag下实现单磁畴状态。
另外，为了使磁化后的单磁畴状态稳定化，从静磁能量和磁壁能量的平衡考虑，控制主相晶体颗粒的粒径是非常重要的。在本发明中，通过使主相晶体颗粒的平均晶体粒径D50≤4.00μm，从而能够使磁化后的单磁畴结构稳定化。进一步，本发明的发明者们发现：由于反磁畴产生磁场与主相晶体颗粒的粒径存在相关性，因此通过将主相晶体颗粒的粒度分布偏差控制为(D90-D10)/D50≤1.60，从而能够降低反磁畴产生磁场的偏差。
进一步，即便如上所述能够控制主相晶体颗粒的平均粒径和粒度分布偏差，如果邻接的主相晶体颗粒之间磁交换耦合的位置变多，则在磁性能上，等同于存在大量的粒径大的主相颗粒的粒度分布，可以看作是粒度分布的偏差大的状态。其结果，磁化后的单磁畴状态不稳定，并且反磁畴产生磁场的偏差也变大。本发明的发明者们发现，通过本发明的组成，能够成为主相晶体颗粒被具有能够切断磁交换耦合的比3nm更加足够厚的厚度的晶界相包覆70.0％以上的结构，从而能够稳定主相晶体颗粒的单磁畴状态，并且能够降低反磁畴产生磁场的偏差。
由以上的理由，通过主相晶体颗粒的平均粒径、粒度分布、晶界相包覆率满足上述关系式，从而能够提高在磁化磁场低的状态下的矩形比和局部曲线平坦性。
发明的效果
通过本发明，可以提供一种R-T-B系稀土类永久磁铁，其适合于通过在低速旋转区域内的高转矩输出以及高速旋转区域内的低转矩输出而能够在大范围的旋转速度区域内维持高效率的可变磁通电动机，其具有低矫顽力、并且在磁化磁场低的状态下也具有特别高的矩形比和局部曲线平坦性。另外，本发明所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁除了能够适用于可变磁通电动机之外，还能够适用于发电机等的全部的旋转机器。
附图说明
图1是表示对实验例3的样品一边增加最大测定磁场一边测定的磁滞回线组的图。
图2是表示实验例3的样品的局部磁滞回线组的图。
图3是表示实验例3的样品的样品截面的SEM背散射电子图像的图。
图4是表示由图3的图像的图像分析提取得到的主相晶体颗粒的轮廓的图。
图5A是表示在磁化磁场为30kOe的情况下，专利文献3所涉及的试样的磁滞回线的图。
图5B是表示在磁化磁场为10kOe的情况下，专利文献3所涉及的试样的磁滞回线的图。
符号说明：
1……主相晶体颗粒；1’……主相晶体颗粒；2……晶界相；
3……主相晶体颗粒截面的轮廓中接触晶界相的部分；
4……主相晶体颗粒截面的轮廓中接触主相晶体颗粒的部分。
具体实施方式
以下详细说明用于实施本发明的方式(实施方式)。本发明并不受限于以下的实施方式所记载的内容。另外，以下所记载的构成要素中包含本领域技术人员能够容易地想到的内容、以及实质上相同的内容。进一步，以下所记载的构成要素是可以适当组合的。
本发明的R-T-B系稀土类永久磁铁的组成式以(R11-x(Y1-y-zCeyLaz)x)aTbBcMd表示(其中，R1表示一种以上的稀土类元素并且R1不包含Y、Ce、La，T表示以Fe或者以Fe和Co为必需元素的一种以上的过渡金属，M表示Ga或者由Ga和选自Sn、Bi、Si的一种以上所构成的元素)，0.4≤x≤0.7，0.00≤y+z≤0.20，0.16≤a/b≤0.28，0.050≤c/b≤0.075，0.005≤d/b≤0.028，上述R-T-B系稀土类永久磁铁包含主相和晶界相，该主相由具有R2T14B型正方晶结构的化合物构成。
在本实施方式中，在上述组成式的全部稀土元素的合计原子组成比中所含的Y、Ce和La的合计原子组成比的比例x为0.4≤x≤0.7。如果x不足0.4，则烧结磁铁整体的组成比中所占的Y、Ce和La的组成比的比例变小，并且主相晶体颗粒内的Y、Ce和La的组成比的比例也低。因此，不能得到足够的低矫顽力。另外，如果x大于0.7，则在磁化磁场低的状态下的矩形比和局部曲线平坦性显著降低。
这是由于在由具有R2T14B型正方晶结构的化合物构成的主相(R2T14B相)中，例如，与作为R1的Nd等构成的Nd2T14B化合物相比，磁各向异性差的Y2T14B化合物、Ce2T14B化合物、La2T14B化合物的影响起到大的作用。
为了用于可变磁力电动机，为了满足低矫顽力，并且进一步提高在磁化磁场低的状态下的矩形比和局部曲线平坦性，优选x为0.5以上。另一方面，优选x为0.6以下。
在本实施方式中，Ce和La的合计原子组成比相对于Y、Ce和La的合计原子组成比的比例(y+z)为0.00≤y+z≤0.20。如果y+z大于0.20，则主相晶体颗粒组成中所占的Y的组成比率小，因此不能得到充分的低矫顽力。这认为是由于在R2T14B相中，各向异性比Y2T14B化合物更优异的Ce2T14B化合物的影响处于支配地位的缘故。进一步，优选y+z为0.09以下。由此，能够进一步满足低矫顽力，并且能够进一步提高在磁化磁场低的状态下的矩形比和局部曲线平坦性。
在本实施方式中，为了得到高的各向异性磁场，稀土元素R1优选为选自Nd、Pr、Dy、Tb、Ho中的任一种。特别地，从耐腐蚀性的观点出发，优选为Nd。另外，稀土元素可以含有来自原料的杂质。
在本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁中，作为R2T14B相的基本组成中的过渡金属元素T，含有Fe或者在Fe之外可以进一步含有其它过渡金属元素。作为过渡金属元素，优选为Co。在此情况下，Co的含量优选为1.0at％以下。通过在稀土类磁铁中含有Co，从而居里温度变高，并且耐腐蚀性也得到提高。
在本实施方式中，稀土元素R的原子组成比相对于过渡金属元素T的原子组成比的比例a/b为0.16≤a/b≤0.28。如果a/b不足0.16，则R-T-B系稀土类永久磁铁中所含有的R2T14B相的生成不足，析出显示软磁性的富T相，并且不能将存在于相邻接的主相晶体颗粒间的晶界(二颗粒晶界)形成为足够切断磁交换耦合的3nm以上的厚度。因此，在磁化磁场低的状态下的矩形比与局部曲线平坦性降低。另一方面，在a/b超过0.28的情况下，矫顽力变大。为了满足用于可变磁力电动机的低矫顽力，并且为了进一步提高在磁化磁场低的状态下的矩形比和局部曲线平坦性，优选a/b为0.21以上。
在本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁中，B的原子组成比相对于过渡金属元素T的原子组成比的比例c/b为0.050≤c/b≤0.075。通过以这样的方式将B的含有比率控制为特定的范围，从而能够以足够切断磁交换耦合的厚度形成二颗粒晶界。
由此，主相晶体颗粒之间彼此被磁分离，具有稳定磁化后的单磁畴状态从而提高在磁化磁场低的状态下的矩形比和局部曲线平坦性的效果。
如果c/b小于0.050，则R2T14B相的生成不足，析出显示软磁性的富T相，因此不能以足够切断磁交换耦合的厚度形成二颗粒晶界。如果c/b大于0.075，则主相比率增大，从而与上述同样，不能形成具有足够的厚度的二颗粒晶界。因此，在磁化磁场低的状态下的矩形比和局部曲线平坦性降低。为了满足用于可变磁力电动机的低矫顽力，进一步为了提高在磁化磁场低的状态下的矩形比和局部曲线平坦性，优选c/b为0.058以上。另一方面，优选c/b为0.064以下。
本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁含有元素M。元素M为Ga，或者由Ga和选自Sn、Bi、Si的一种以上所构成元素，并且元素M的原子组成比相对于过渡金属元素T的原子组成比的比例d/b为0.005≤d/b≤0.028。如果d/b小于0.005，或者d/b大于0.028，则都不能以足够切断磁交换耦合的厚度形成二颗粒晶界。因此，在磁化磁场低的状态下的矩形比和局部曲线平坦性降低。为了确保用于可变磁力电动机的低矫顽力，并且为了进一步提高在磁化磁场低的状态下的矩形比和局部曲线平坦性，优选d/b为0.008以上。另一方面，优选d/b为0.019以下。
本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁可以含有促进主相晶体颗粒的粉末冶金工序中的反应的选自Al、Cu、Zr、Nb中的一种以上。进一步优选含有选自Al、Cu、Zr的一种以上，进一步优选含有Al、Cu以及Zr。这些元素的合计含量优选为0.1～2at％。通过向稀土类磁铁中添加这些元素，从而能够使主相晶体颗粒的表面层发生反应，并且能够除去形变、缺陷等。
在本实施方式中，上述主相晶体颗粒的平均晶体粒径为D50≤4.00μm。为了提高在磁化磁场低的状态下的矩形比或者局部曲线平坦性，磁化后的单磁畴状态稳定是有效的。如果D50大于4.00μm，从静磁能量和磁壁能量之间的平衡性考虑，磁化后的主相晶体颗粒内多磁畴结构比单磁畴结构稳定，并且在退磁过程以及增磁过程中磁壁根据磁场的变化而自由地活动，因此，在磁化磁场低的状态下的矩形比以及局部曲线平坦性变差。为了磁化后的主相晶体颗粒的单磁畴结构的稳定化，优选D50为3.92μm以下，进一步优选为2.98μm以下，更加优选为2.05μm以下。另外，如果进行过度的粒径的微细化，矫顽力会变高，不适合用于可变磁力电动机。因此，为了满足低矫顽力，优选D50为1.01μm以上，进一步优选为1.49μm以上。
在本实施方式中，作为表示主相晶体颗粒的粒度分布的指标，使用(D90-D10)/D50。在本实施方式中，(D90-D10)/D50≤1.60。另外，在本实施方式中，D50是具有主相晶体颗粒的面积的累积分布成为50％的面积的圆的直径(圆当量直径)，D90是主相晶体颗粒的面积的累积分布成为90％的面积的圆当量直径，D10是主相晶体颗粒的面积的累积分布成为10％的面积的圆当量直径。因此，(D90-D10)/D50越小，则表示主相晶体颗粒的粒度分布的偏差越少。
为了提高在磁化磁场低的状态下的矩形比或者局部曲线平坦性，降低反磁畴产生磁场的偏差是有效的。反磁畴产生磁场依赖于主相晶体颗粒的粒径，因此，控制主相晶体颗粒的粒度分布的偏差是很重要的。优选为上述范围。如果(D90-D10)/D50大于1.60，粒度分布的偏差变大的话，则反磁畴产生磁场的偏差也增大，因此局部曲线平坦性降低。进一步，为了进一步降低反磁畴产生磁场的偏差，优选(D90-D10)/D50为1.19以下，进一步优选为0.99以下。
在本实施方式中，晶界相为非磁性，并且晶界相的厚度优选为3nm以上且1μm以下。另外，晶界相覆盖主相晶体颗粒的外周的比例即晶界相的包覆率为70.0％以上。如上所述即便控制主相晶体颗粒的平均粒径和粒度分布偏差，而如果晶界相包覆率不足70.0％，则邻接的主相晶体颗粒彼此之间磁交换耦合的位置变多，从而交换耦合的颗粒在磁特性上等价于粒径大的一个主相晶体颗粒。如果大量存在这样的粒径大的主相晶体颗粒，则在磁特性上，粒径大的颗粒(交换耦合的颗粒)与粒径小的颗粒(未交换耦合的颗粒)混合地存在，在磁特性上等价于主相晶体颗粒的粒度分布的偏差大的状态。其结果，磁化后的单磁畴状态不稳定，反磁畴产生磁场的偏差也变大，因此在磁化磁场低的状态下的矩形比或者局部曲线平坦性降低。
进一步，如果晶界相包覆率不足70.0％，则邻接的主相晶体颗粒直接接触，或者主相晶体颗粒不被晶界相包覆而在表面产生边缘的位置变多，从而局部的反磁场增大。其结果，不能实现低磁化磁场Hmag下的单磁畴状态，并且磁化磁场低的状态的矩形比或局部曲线平坦性降低。为了提高低磁场磁化状态下磁化磁场低的状态的矩形比或者局部曲线平坦性，优选晶界相包覆率为90.0％以上。
另外，晶界相的包覆率是，在R-T-B系永久磁铁的截面中，根据主相晶体颗粒的平均晶体粒径D50的值，作为以规定厚度的晶界相覆盖的主相晶体颗粒的轮廓的长度的合计相对于主相晶体颗粒的轮廓的长度的合计的比例来计算的。
本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁中，可以含有O(氧)作为其它元素。O(氧)的含量为2000～8000ppma(每百万原子中的份数)。如果O(氧)的含量小于该范围，则烧结磁铁的耐腐蚀性不足，如果大于该范围，则烧结中不会充分形成液相，主相晶体颗粒不会被晶界相充分包覆，从而磁化磁场低的状态下的矩形比或者局部曲线平坦性降低。为了进一步提高耐腐蚀性以及磁化磁场低的状态下的矩形比或者局部曲线平坦性，优选为2500～7000ppma。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁优选N的含量为8000ppma以下。如果N的含量大于该范围，则磁化磁场低的状态下的矩形比或者局部曲线平坦性倾向于降低。
以下，针对本发明的制造方法的优选例子进行说明。
在本实施方式的R-T-B系永久磁铁的制造中，首先，准备原料合金以能够得到具有所期望的组成的R-T-B系磁铁。原料合金可以在真空或惰性气体优选在Ar气氛中由薄带连铸法、其他公知的熔化法制作。
薄带连铸法是通过将原料金属在Ar气氛等非氧化气氛中熔化而得到的熔液喷出到旋转的轧辊的表面而得到合金的方法。在轧辊上被急冷后的熔液被急冷凝固成薄板或薄片(鳞片)状。该急冷凝固后的合金具有晶体粒径为1～50μm的均质的组织。
原料合金不限于薄带连铸法，可以由高频感应熔化等熔化法来得到。另外，为了防止熔化后的偏析，可以倾注到例如水冷铜板上来使之凝固。另外，也可以使用由还原扩散法得到的合金作为原料合金。
本实施方式的原料金属可以使用稀土金属或者稀土类合金、纯铁、硼铁，进一步可以使用这些的合金等。另外，作为添加元素，可以含有Al、Cu、Zr、Nb。但是上述添加元素的含量优选为20000ppm以下。如果上述添加元素的含量比该范围大，则磁化磁场低的状态下的矩形比或者局部曲线平坦性降低。
在本发明中，在制得R-T-B系稀土类永久磁铁的情况下，作为原料合金基本上应用从一种合金制作磁铁的所谓单一合金法，但也可以应用所谓的混合法，即，使用以主相晶体颗粒R2T14B结晶作为主体的主相合金(低R合金)、和比低R合金更多地含有R且有效地有助于晶界形成的合金(高R合金)的混合法。
原料合金被提供给粉碎工序。在利用混合法的情况下，低R合金和高R合金被分别粉碎或被一起粉碎。
在粉碎工序中，有粗粉碎工序和微粉碎工序。首先，将原料合金粗粉碎至粒径达到数百μm程度。粗粉碎优选使用捣碎机、颚式轧碎机、布朗粉碎机(Brown mill)等在惰性气氛中进行。在粗粉碎工序中，通过使氢吸附于原料合金后进行脱氢的方法来进行粉碎是有效的。用薄带连铸法制作的原料合金成为目标粒径程度的宽度的主相成分被分割为树枝状的富R相的结构，并且富R相通过被吸氢处理而膨胀引入裂纹，并且粗粉碎工序后的微粉碎工序中的粉碎效率提高，并且还能够抑制烧成后的主相晶体颗粒的粒度分布偏差。
氢吸附处理是将原料合金暴露于大气压的氢气中来进行的。氢吸附时的保持温度通常为室温，但是当稀土元素中的Y的含有比率高的情况下，室温下氢气被吸附到Y的含有比率高的富R相是困难的，因此，优选设为比室温高的温度，例如为500℃以下。保持时间根据与保持温度的关系、原料合金的组成、重量等而改变，针对每1kg至少设为30分钟以上，优选设为1小时以上。吸附氢之后进行脱氢处理的目的是为了减少对于稀土类烧结磁铁而言成为杂质的氢。
脱氢处理通过在真空或者惰性气体气氛中加热原料合金来进行。加热温度为200～400℃以上，优选设为300℃。保持时间根据与保持温度的关系、原料合金的组成、厚度等而变化，针对每1kg至少为30分钟以上，优选为1小时以上。氢脱附处理实在真空中或者Ar气流中进行。另外，氢吸附处理、氢脱附处理不是必需的处理。也可以将该氢粉碎作为粗粉碎，省略机械性的粗粉碎。
粗粉碎工序后，转移到微粉碎工序。在微粉碎中主要使用喷磨机(jet mill)，将粒径数百μm程度的粗粉碎粉末制成平均粒径1.2～4μm，优选为1.5～3μm。喷磨机是从狭小的喷嘴释放高压的惰性气体来产生高速的气流，通过该高速的气流使粗粉碎粉末加速，产生粗粉碎粉末彼此之间的碰撞或者与靶或容器壁的碰撞来进行粉碎的方法。被粉碎的粉末通过粉碎机内设置的分级旋转器以及粉碎机下游的旋风分离器来分级。
在微粉碎中也可以使用湿式粉碎。在湿式粉碎中使用球磨机或湿式磨碎机等，将粒径数百μm程度的粗粉碎粉末制成平均粒径1.5um～4μm，优选2μm～3μm。在湿式粉碎中通过选择适当的分散剂，使得磁铁粉不接触氧而进行粉碎，因而得到氧浓度低的微粉末。
在本实施方式中，为了使主相中所含的结晶颗粒的粒度分布满足(D90-D10)/D50≤1.60，优选在微粉碎之后设置将回收的微粉碎粉末再次投入到喷磨机中进一步精密地分级的工序。
通过追加该分级工序，从而能够得到粒度分布更加精细的微粉碎粉末。
微粉碎粉末提供给成形工序。另外，在微粉碎时可以添加0.01～0.3wt％程度的以提高成形时的润滑和取向性作为目的的脂肪酸或者脂肪酸的衍生物或烃，例如作为硬脂酸系、月桂酸系或油酸系脂肪酸类的硬脂酸锌、硬脂酸钙、硬脂酸铝、硬脂酸酰胺、月桂酸酰胺、油酸酰胺、乙烯基双硬脂酸酰胺、作为烃的石蜡、萘等。
磁场中成形的成形压力只要为0.3ton/cm2～3ton/cm2(30MPa～300MPa)的范围即可。成形压力从成形开始到结束为止可以是恒定的，也可以渐增或渐减，或者也可以不规则地发生变化。成形压力越低取向性越良好，但若成形压力过低，则成形体的强度不足，从而在处理上会产生问题，因此，在考虑这点的前提下从上述范围选择成形压力。由磁场中成形所得到的成形体的最终相对密度通常为40～60％。
所施加的磁场为960kA/m～1600kA/m程度即可。所施加的磁场并不限定于静磁场，也可以是脉冲状的磁场。另外，也可以并用静磁场和脉冲状磁场。
成形体被提供给烧结工序。烧结在真空或者惰性气体气氛中进行。烧结保持温度和烧结保持时间有必要根据组成、粉碎方法、平均粒径和粒度分布的差异等各条件而进行调整，大致在1000℃～1200℃进行1分钟～20小时即可，优选为4小时～20小时。
烧结后，可以对得到的烧结体实施时效处理。经过该时效处理工序之后，确定形成于邻接的R2T14B主相晶体颗粒间的晶界相的构成。然而，这些微细结构不仅由该工序控制，兼顾上述的烧结工序的各条件和原料微粉末的状况来确定。因此，一边考虑热处理条件与烧结体的微细结构的关系，一边设定热处理温度、时间以及冷却速度即可。热处理只要在400℃～900℃的温度范围进行即可。
通过以上的方法得到了本实施方式所涉及的稀土类永久磁铁，但是稀土类磁体的制造方法不限定于上述方法，可以进行适当的变更。
对本实施方式所涉及的系稀土类磁铁的磁化磁场Hmag、矩形比、局部曲线平坦性的指标的定义和评价方法进行说明。
在评价中所需的测定利用BH曲线跟踪仪来进行。首先，在本实施方式中，在磁化磁场Hmag中，将对于重复测定矩形比和局部曲线平坦性具有再现性所需的最低限度的磁场定义为最低磁化磁场Hmag。将具体的评价方法在图1中以实验例3的样品的情况示出。一边以一定磁场间隔使最大测定磁场增加一边测定磁滞回线，当磁滞回线封闭并且成为对称形状(正侧与负侧的矫顽力的差小于5％)的情况下，由于对于重复测定的再现性得到保证，因此，将其必要最低限度的最大测定磁场设定为最低磁化磁场Hmag。
接下来，最低磁化磁场下的矩形比使用在上述最低磁化磁场Hmag下测定的局部磁滞回线的矩形比Hk_Hmag/HcJ_Hmag。在此，Hk_Hmag是在最低磁化磁场Hmag下测定的局部磁滞回线的第2象限中剩余磁通密度Br_Hmag成为90％时的磁场的值，并且HcJ_Hmag是在最低磁化磁场Hmag下测定的局部磁滞回线的矫顽力。
局部曲线平坦性的指标按照下述方式定义评价。图2中针对实验例3的样品，示出一边改变反磁场Hrev一边进行测定的局部磁滞回线组。在来自多个反磁场Hrev的磁化曲线中，针对来自相当于局部磁滞回线的第2、第3象限的矫顽力的动作点(-HcJ_Hmag，0)的磁化曲线(图2的粗线)，用与施加最低磁化磁场Hmag时的磁极化Js成为50％的磁场作为H_50％Js时的局部磁滞回线的矫顽力HcJ_Hmag之比H_50％Js/HcJ_Hmag作为局部曲线平坦性的指标。
为了用作可变磁通磁铁，本实施方式所涉及的稀土类磁铁的最低磁化磁场Hmag优选为8.0kOe以下，进一步优选为6.0kOe以下。
另外，最低磁化磁场下的本实施方式所涉及的稀土类磁铁的HcJ_Hmag优选为7.0kOe以下，进一步优选为4.0kOe以下。
另外，最低磁化磁场下的本实施方式所涉及的稀土类磁铁的Hk_Hmag/HcJ_Hmag优选至少为0.80以上，进一步优选为0.90以上。
最低磁化磁场下的本实施方式所涉及的稀土类磁铁的H_50％Js/HcJ_Hmag优选至少为0.50以上，进一步优选为0.80以上。
本实施方式所涉及的稀土类磁铁的主相的平均晶体粒径、粒度分布、晶界相包覆率可以使用SEM(扫描型电子显微镜)来进行评价。观察上述评价了磁特性的样品的研磨截面，并且通过反射电子组成图像(COMPO)进行主相晶体颗粒、以及晶界相等其之外的相的确认。倍率是以在观测对象的研磨截面中能够识别具有规定的厚度的二颗粒晶界相的倍率，例如以5000倍以上来拍摄。研磨截面可以是平行于取向轴，也可以是垂直于取向轴，或者也可以和取向轴成任意角度。
图3中示出实验例3(后述)的样品截面的SEM反射电子图像，将该图像用图像分析软件读取，从而提取出各主相晶体颗粒1的轮廓，并且求得截面积。在将所得到的主相晶体颗粒截面积的累积分布成为10％、50％、90％的面积圆当量直径分别作为D10、D50、D90时，将中央值D50作为主相的平均晶体粒径，并将(D90-D10)/D50定义为粒度分布。在粒度分布(D90-D10)/D50为0的情况下，表示完全没有偏差，粒度分布(D90-D10)/D50越大表示偏差越大。在此，图4是表示从图3的图像的图像分析中提取的主相晶体颗粒的轮廓的图。
图4中，在从相同SEM反射电子图像中提取的各主相晶体颗粒1的轮廓中，区分接触于相邻的其它主相晶体颗粒1’的部分3的长度和接触晶界相2的部分4的长度，从而按每个颗粒分别算出。由此，将与晶界相接触的部分的长度的合计相对于全部主相晶体颗粒1的轮廓的长度的合计的比率作为晶界相包覆率来计算。
在此，晶界相中，识别以比切断交换耦合的3nm更加充分宽的值(D50为1.0μm以上的情况下为20nm，D50不足1.0μm的情况下为5nm)以上的宽度具有与主相不同的组成的对比的区域，并且将接触于该区域的主相晶体颗粒的轮廓部分检测为与晶界相接触的部分。针对该样品对5个视野以上的磁铁截面进行这些的一系列测定以及计算，并且将其平均值作为各参数的代表值。
实施例
以下，使用实施例以及比较例详细说明本发明的内容，但是本发明不限定于以下的实施例。
(实验例1～6)
以得到表1所示组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，并且将这些原料熔解后之后，通过薄带连铸法得到片状的原料合金。
接下来，对这些原料合金在500℃下吸附氢之后，在Ar气氛下进行在300℃下的1小时的热处理之后，暂时冷却至室温，之后在真空气氛下再次进行300℃下的1小时的热处理，以此进行氢粉碎处理。之后，将所得到的粉碎物在Ar气氛下冷却至室温。
接下来，向进行了氢粉碎处理的粗粉碎粉末中添加月桂酸酰胺0.1质量％作为粉碎助剂之后，使用喷磨机进行了微粉碎。在微粉碎时，调节喷磨机的分级旋转器的旋转速度以使微粉碎粉末的平均粒径成为1.7μm。在微粉碎工序之后，通过将回收的微粉碎粉末再次投入到喷磨机中进行二次分级，从而提高分级精度，并且降低了粒度分布的偏差。
将所得到的微粉碎粉末填充至配置于电磁铁中的模具内，一边施加1200kA/m的磁场一边进行施加120MPa的压力的磁场中的成形，从而得到了成形体。
之后，将所得到的成形体进行烧结。在真空中1030℃下保持4小时以进行烧结之后，进行急冷，从而得到了烧结体(R-T-B系烧结磁铁)。并且，将所得到的烧结体在Ar气氛下在590℃下实施1小时的时效处理，得到了实验例1～6的各R-T-B系烧结磁铁。
另外，在本实施方式中，在不足50ppm的氧浓度的惰性气体气氛下进行上述的从氢粉碎处理到烧结的各工序。
针对实验例1～6的R-T-B系烧结磁铁，将进行了组成分析的结果示于表1中。表1所示的各元素的含量是通过ICP发光分析来进行了测定。
针对实验例1～6所得到的R-T-B系烧结磁铁，通过SEM观察沿着包含取向轴的平面的研磨截面，并且用图像分析软件读取观察图像，将评价主相晶体颗粒的平均粒径D50、粒度分布(D90-D10)/D50和晶界相包覆率的结果示于表2中。
使用BH曲线跟踪仪来测定实验例1～6中所得到的R-T-B系烧结磁铁的磁特性。作为磁特性，求得以上述规定的最低磁化磁场Hmag、在相同磁化磁场Hmag下测定的局部磁滞回线的矫顽力HcJ_Hmag、矩形比Hk_Hmag/HcJ_Hmag、局部曲线平坦性的指标H_50％Js/HcJ_Hmag。将结果合并示于表2中。
[表2]
如表2所示，确认了：实验例2～5的R-T-B系烧结磁铁满足最低磁化磁场为8.0kOe以下，并且最低磁化磁场中的矫顽力为7.0kOe以下，并且即便在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性，因此在0.4≤x≤0.7的范围内，能够得到低矫顽力、并且在磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性。
进一步，还确认了：在其中，满足0.4≤x≤0.6的实验例2～4的R-T-B系烧结磁铁能够得到更高的矩形比和局部曲线平坦性。
(实验例3、7～9)
以得到表1所示组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，并且和实验例1同样，针对各自的组成，进行原料合金的铸造、氢粉碎处理、通过喷磨机进行的微粉碎、成形、烧结、时效处理。
针对实验例7～9的R-T-B系烧结磁铁，和实验例1同样，将组成分析后的结果示于表1。另外，将评价了主相晶体颗粒的平均粒径、粒度分布、晶界相包覆率的结果、以及测定了磁特性的结果一并示于表2中。
实验例3、7、8的R-T-B系烧结磁铁满足最低磁化磁场为8.0kOe以下，并且最低磁化磁场中的矫顽力为7.0kOe以下，并且即便在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性，因此确认了：在0.00≤y+z≤0.20的范围内，得到低矫顽力、并且在磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性。进一步，确认到：其中，满足0.00≤y+z≤0.10的实验例3、7的R-T-B系烧结磁铁能够得到更高的矩形比和局部曲线平坦性。
(实验例3、10～14)
以得到表1所示组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，并且和实验例1同样，针对各自的组成，进行原料合金的铸造、氢粉碎处理、通过喷磨机进行的微粉碎、成形、烧结、时效处理。
针对实验例10～14的R-T-B系烧结磁铁，和实验例1同样，将组成分析后的结果示于表1中。另外，将评价了主相晶体颗粒的平均粒径、粒度分布、晶界相包覆率的结果、以及测定了磁特性的结果一并示于表2中。
实验例3、11～13的R-T-B系烧结磁铁满足最低磁化磁场为8.0kOe以下，并且最低磁化磁场中的矫顽力为7.0kOe以下，并且即便在最低磁化磁场中也具有高的矩形比并且局部曲线平坦性也进一步得到提高，因此确认了：在0.16≤a/b≤0.28的范围内，得到低矫顽力、并且在磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性。进一步，确认到：其中，满足0.24≤a/b≤0.28的实验例3、13的R-T-B系烧结磁铁能够得到更高的矩形比和局部曲线平坦性。
(实验例3、15～21)
以得到表1所示组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，并且和实验例1同样，针对各自的组成，进行原料合金的铸造、氢粉碎处理、通过喷磨机进行的微粉碎、成形、烧结、时效处理。
针对实验例15～21的R-T-B系烧结磁铁，和实验例1同样，将组成分析后的结果示于表1中。另外，将评价了主相晶体颗粒的平均粒径、粒度分布、晶界相包覆率的结果、以及测定了磁特性的结果一并示于表2中。
实验例3、16～20的R-T-B系烧结磁铁满足最低磁化磁场为8.0kOe以下，并且最低磁化磁场中的矫顽力为7.0kOe以下，并且即便在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性，因此确认了：在0.05≤c/b≤0.075的范围内，得到低矫顽力、并且在磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性。进一步，确认到：其中，满足0.058≤c/b≤0.064的实验例3、17、18的R-T-B系烧结磁铁能够得到更高的矩形比和局部曲线平坦性。
(实验例3、22～29)
以得到表1所示组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，并且和实验例1同样，针对各自的组成，进行原料合金的铸造、氢粉碎处理、通过喷磨机进行的微粉碎、成形、烧结、时效处理。
针对实验例22～29的R-T-B系烧结磁铁，和实验例1同样，将组成分析后的结果示于表1中。另外，将评价了主相晶体颗粒的平均粒径、粒度分布、晶界相包覆率的结果、以及测定了磁特性的结果一并示于表2中。
实验例3、23～28的R-T-B系烧结磁铁的最低磁化磁场为8.0kOe以下，并且最低磁化磁场中的矫顽力满足7.0kOe以下，并且即便在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性，因此确认了：在0.005≤d/b≤0.028的范围内，得到低矫顽力、并且在磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性。进一步，确认到：其中，满足0.008≤d/b≤0.015的实验例3、24～26的R-T-B系烧结磁铁能够得到更高的矩形比和局部曲线平坦性。
实验例1～29的R-T-B系烧结磁铁中，最低磁化磁场满足8.0kOe以下，并且最低磁化磁场中的矫顽力满足7.0kOe以下，并且即便在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性的实验例2～5、7、8、11～13、16～20、23～28的R-T-B系烧结磁铁满足晶界相包覆率为70.0％以上。进一步，其中，具有更高的矩形比和局部曲线平坦性的实验例2～4、7、8、13、17、18、24～26的R-T-B系烧结磁铁满足晶界相包覆率为90.0％以上。
(实验例3、30～35)
向表1的实验例3中进行至氢粉碎处理的粗粉碎粉末中添加月桂酸酰胺0.1质量％作为粉碎助剂之后，使用喷磨机进行了微粉碎。在微粉碎时，调节喷磨机的分级条件以使得微粉碎粉末的平均粒径为：在实验例30中成为1.0μm，在实验例31中成为1.4μm，在实验例32中成为1.9μm，在实验例33中成为1.7μm，在实验例34中成为2.7μm，在实验例35中成为4.7μm。在微粉碎工序之后，将回收的各微粉碎粉末再次投入到喷磨机中进行更精密的分级。
将所得到的各微粉碎粉末按照和实验例1同样的方式进行了成形、烧结、时效处理。
针对实验例30～35的R-T-B系烧结磁铁，和实验例1同样，将组成分析后的结果示于表1中。另外，将评价了主相晶体颗粒的平均粒径、粒度分布、晶界相包覆率的结果、以及测定了磁特性的结果一起示于表2中。
实验例3、30～34的R-T-B系烧结磁铁的最低磁化磁场满足8.0kOe以下，并且最低磁化磁场中的矫顽力满足7.0kOe以下，并且即便在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性，因此确认了：在D50≤4.00μm的范围内，得到低矫顽力、并且在磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性。进一步，确认到：其中，满足D50≤3.00μm的实验例3、30～33的R-T-B系烧结磁铁能够得到更高的矩形比和局部曲线平坦性。
(实验例3、36～38)
相对于表1的实验例3中铸造的原料合金，在实验例36、37中，在室温下使氢吸附之后，在Ar气氛下进行在300℃下的1小时的热处理之后，暂时冷却至室温，并且在真空气氛下再次进行在300℃下的1小时的热处理，以此进行氢粉碎处理。在实验例38中，不进行氢粉碎处理，而用捣碎磨进行机械性的粗粉碎。
接下来，向在各条件下进行了粗粉碎的粉末中添加月桂酸酰胺0.1质量％作为粉碎助剂之后，使用喷磨机进行了微粉碎。在微粉碎时，调节喷磨机的分级条件以使得微粉碎粉末的平均粒径成为1.7μm。进一步，在实验例36中，在微粉碎工序之后，将回收的微粉碎粉末再次投入到喷磨机中进行更精密的分级。
将所得到的各微粉碎粉末按照和实验例1同样的方式进行了成形、烧结、时效处理。
针对实验例36～38的R-T-B系烧结磁铁，和实验例1同样，将组成分析后的结果示于表1中。另外，将评价了主相晶体颗粒的平均粒径、粒度分布、晶界相包覆率的结果、以及测定了磁特性的结果一起示于表2中。
实验例3、36、37的R-T-B系烧结磁铁的最低磁化磁场满足8.0kOe以下，并且最低磁化磁场中的矫顽力满足7.0kOe以下，并且即便在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性，因此确认了：在(D90-D10)/D50≤1.60的范围内，得到低矫顽力、并且在磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性。进一步，还确认了：其中，满足(D90-D10)/D50≤1.20的实验例3、36的R-T-B系烧结磁铁能够得到更高的矩形比和局部曲线平坦性。
(实验例2～4、39～41)
以得到表1所示组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，并且和实验例2～4同样，针对各自的组成，进行原料合金的铸造、氢粉碎处理、通过喷磨机进行的微粉碎、成形、烧结、时效处理。
针对实验例39～41的R-T-B系烧结磁铁，和实验例1同样，将组成分析后的结果示于表1中。另外，将评价了主相晶体颗粒的平均粒径、粒度分布、晶界相包覆率的结果、以及测定了磁特性的结果一起示于表2中。
实验例39～41的R-T-B系烧结磁铁的最低磁化磁场满足8.0kOe以下，并且最低磁化磁场中的矫顽力满足7.0kOe以下，并且即便在最低磁化磁场中也具有高的矩形比并且进一步提高了局部曲线平坦性，因此确认了：即便在用Co取代一部分Fe的情况下，也能够获得同样的效果。
以上，针对实施本发明的方式进行了说明。实施的方式是例示，可以在本发明的权利要求范围内进行各种各样的变形以及变更，并且本领域技术人员可以理解这样的变形例以及变更也在本发明的权利要求范围内。因此，本说明书中的内容不是限定而应该看作是例证。
产业上利用的可能性
通过本发明，可以提供一种在宽的旋转速度区域内能够维持高效率的适合可变磁力电动机的R-T-B系稀土类永久磁铁。

Claims (38)

1.一种R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
组成式以(R11-x(Y1-y-zCeyLaz)x)aTbBcMd表示，
其中，
R1表示一种以上的稀土类元素，并且R1中不包含Y、Ce、La，
T表示以Fe或者以Fe和Co为必需元素的一种以上的过渡金属，
M表示Ga或者由Ga和选自Sn、Bi、Si的一种以上所构成的元素，
0.4≤x≤0.7，
0.00≤y+z≤0.20，
0.16≤a/b≤0.28，
0.050≤c/b≤0.075，
0.005≤d/b≤0.028，
所述R-T-B系稀土类永久磁铁包含主相和晶界相，所述主相由具有R2T14B型正方晶结构的化合物构成，
所述主相晶体颗粒的平均晶体粒径为D50≤4.00μm，
粒度分布满足(D90-D10)/D50≤1.60的关系式，
其中，D10、D50、D90表示任意截面中主相晶体颗粒的截面积的累积分布成为10％、50％、90％的面积圆当量直径，
进一步，所述晶界相的包覆率为70.0％以上，
所述晶界相的包覆率是，在R-T-B系永久磁铁的截面中，根据主相晶体颗粒的平均晶体粒径D50的值，作为以规定厚度的晶界相覆盖的主相晶体颗粒的轮廓的长度的合计相对于主相晶体颗粒的轮廓的长度的合计的比例来计算的。
2.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
0.5≤x≤0.7。
3.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
0.4≤x≤0.6。
4.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
0.5≤x≤0.6。
5.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
0.00≤y+z≤0.09。
6.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
R1为选自Nd、Pr、Dy、Tb、Ho中的任一种。
7.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
R1为Nd。
8.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
T表示以Fe和Co为必需元素的一种以上的过渡金属，并且Co的含量为1.0at％以下。
9.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
0.21≤a/b≤0.28。
10.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
0.058≤c/b≤0.075。
11.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
0.050≤c/b≤0.064。
12.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
0.058≤c/b≤0.064。
13.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
0.008≤d/b≤0.028。
14.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
0.005≤d/b≤0.019。
15.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
0.008≤d/b≤0.019。
16.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
进一步含有选自Al、Cu、Zr、Nb中的一种以上。
17.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
进一步含有Al、Cu以及Zr。
18.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
进一步含有选自Al、Cu、Zr、Nb中的一种以上，并且这些元素的合计含量为0.1～2at％。
19.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
进一步含有Al、Cu以及Zr，并且这些元素的合计含量为0.1～2at％。
20.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
所述主相晶体颗粒的平均晶体粒径为D50≤3.92μm。
21.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
所述主相晶体颗粒的平均晶体粒径为D50≤2.98μm。
22.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
所述主相晶体颗粒的平均晶体粒径为D50≤2.05μm。
23.如权利要求1～22中的任一项所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
所述主相晶体颗粒的平均晶体粒径为1.01μm≤D50。
24.如权利要求1～22中的任一项所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
所述主相晶体颗粒的平均晶体粒径为1.49μm≤D50。
25.如权利要求1～22中的任一项所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
所述主相晶体颗粒的粒度分布满足(D90-D10)/D50≤1.19的关系式。
26.如权利要求1～22中的任一项所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
所述主相晶体颗粒的粒度分布满足(D90-D10)/D50≤0.99的关系式。
27.如权利要求1～22中的任一项所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
所述晶界相的包覆率为90.0％以上。
28.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
所述主相晶体颗粒的平均晶体粒径满足D50≤3.00μm，粒度分布满足(D90-D10)/D50≤1.20的关系式，
进一步，所述晶界相的包覆率为90.0％以上。
29.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
进一步含有O，并且O的含量为2000～8000ppma。
30.如权利要求29所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
O的含量为2500～7000ppma。
31.如权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
将对于重复测定矩形比和局部曲线平坦性具有再现性所需的最低限度的磁场定义为最低磁化磁场Hmag时，该R-T-B系稀土类磁铁的最低磁化磁场Hmag为8.0kOe以下。
32.如权利要求31所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
该R-T-B系稀土类磁铁的最低磁化磁场Hmag为6.0kOe以下。
33.如权利要求31或32所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
最低磁化磁场Hmag下测定的该R-T-B系稀土类磁铁的局部磁滞回线的矫顽力HcJ_Hmag为7.0kOe以下。
34.如权利要求31或32所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
最低磁化磁场Hmag下测定的该R-T-B系稀土类磁铁的局部磁滞回线的矫顽力HcJ_Hmag为4.0kOe以下。
35.如权利要求31或32所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
将在最低磁化磁场Hmag下测定的该R-T-B系稀土类磁铁的局部磁滞回线的第2象限中剩余磁通密度Br_Hmag成为90％时的磁场的值定义为Hk_Hmag，并将最低磁化磁场Hmag下测定的该R-T-B系稀土类磁铁的局部磁滞回线的矫顽力定义为HcJ_Hmag时，最低磁化磁场Hmag下的该R-T-B系稀土类磁铁的局部磁滞回线的矩形比Hk_Hmag/HcJ_Hmag为0.80以上。
36.如权利要求35所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
最低磁化磁场Hmag下的该R-T-B系稀土类磁铁的局部磁滞回线的矩形比Hk_Hmag/HcJ_Hmag为0.90以上。
37.如权利要求31或32所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
将施加最低磁化磁场Hmag时的磁极化Js成为50％的磁场作为H_50％Js，并将最低磁化磁场Hmag下测定的该R-T-B系稀土类磁铁的局部磁滞回线的矫顽力定义为HcJ_Hmag时，最低磁化磁场Hmag下的该R-T-B系稀土类磁铁的H_50％Js/HcJ_Hmag为0.50以上。
38.如权利要求37所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，
最低磁化磁场Hmag下的该R-T-B系稀土类磁铁的H_50％Js/HcJ_Hmag为0.80以上。
CN201710578697.4A 2016-07-15 2017-07-14 R-t-b系稀土类永久磁铁 Active CN107622853B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016-140463 2016-07-15
JP2016140463 2016-07-15

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN107622853A CN107622853A (zh) 2018-01-23
CN107622853B true CN107622853B (zh) 2019-09-20

Family

ID=60782814

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201710578697.4A Active CN107622853B (zh) 2016-07-15 2017-07-14 R-t-b系稀土类永久磁铁

Country Status (4)

Country Link
US (1) US10566117B2 (zh)
JP (1) JP6848736B2 (zh)
CN (1) CN107622853B (zh)
DE (1) DE102017115769A1 (zh)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7222359B2 (ja) * 2018-01-30 2023-02-15 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石
US11219949B2 (en) * 2018-04-25 2022-01-11 Central South University Method for promoting densification of metal body by utilizing metal expansion induced by hydrogen absorption
DE112019002738T5 (de) 2018-05-29 2021-02-18 Tdk Corporation Magnet, Motor und Generator auf R-T-B-Basis
JP7387992B2 (ja) * 2019-03-20 2023-11-29 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石
CN113950728B (zh) * 2019-06-18 2023-07-04 三菱电机株式会社 稀土烧结磁铁及使用其的旋转电机
JP7303157B2 (ja) * 2020-06-01 2023-07-04 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石及びその製造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002164239A (ja) * 2000-09-14 2002-06-07 Hitachi Metals Ltd 希土類焼結磁石の製造方法およびリング磁石およびアークセグメント磁石
CN103545079A (zh) * 2013-09-30 2014-01-29 赣州诚正有色金属有限公司 双主相含钇永磁磁体及其制备方法
CN104952575A (zh) * 2014-03-28 2015-09-30 Tdk株式会社 R-t-b系永久磁铁
CN105431915A (zh) * 2013-08-09 2016-03-23 Tdk株式会社 R-t-b系烧结磁铁以及电机

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US304A (en) * 1837-07-29 David w
US703A (en) * 1838-04-21 Improvement in the art of dyeing
US604A (en) * 1838-02-15 Improvement in plows
JPS5946008A (ja) 1982-08-21 1984-03-15 Sumitomo Special Metals Co Ltd 永久磁石
JP3489741B2 (ja) * 2000-10-04 2004-01-26 住友特殊金属株式会社 希土類焼結磁石およびその製造方法
CN1306527C (zh) * 2001-12-18 2007-03-21 昭和电工株式会社 用于稀土磁体的合金薄片及其生产方法、用于稀土烧结磁体的合金粉末、稀土烧结磁体、用于结合磁体的合金粉末和结合磁体
US6979409B2 (en) * 2003-02-06 2005-12-27 Magnequench, Inc. Highly quenchable Fe-based rare earth materials for ferrite replacement
JP2004303909A (ja) * 2003-03-31 2004-10-28 Tdk Corp 希土類永久磁石の製造方法、希土類永久磁石
JP2010034522A (ja) 2008-06-23 2010-02-12 Toshiba Corp 永久磁石およびその製造方法、モータ用永久磁石および永久磁石モータ
US20110057756A1 (en) * 2009-09-04 2011-03-10 Electron Energy Corporation Rare Earth Composite Magnets with Increased Resistivity
JP6089535B2 (ja) 2011-10-28 2017-03-08 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
EP2889883B1 (en) * 2012-08-27 2017-03-08 Intermetallics Co., Ltd. Ndfeb-based sintered magnet
US9953751B2 (en) * 2013-03-22 2018-04-24 Tdk Corporation R-T-B based permanent magnet
JP6269279B2 (ja) 2014-04-15 2018-01-31 Tdk株式会社 永久磁石およびモータ
JP5729511B1 (ja) 2014-04-21 2015-06-03 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石、及び、回転機
CN106575556A (zh) * 2014-08-18 2017-04-19 因太金属株式会社 RFeB系烧结磁体
JP6489052B2 (ja) * 2015-03-31 2019-03-27 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
JP6848735B2 (ja) * 2016-07-15 2021-03-24 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002164239A (ja) * 2000-09-14 2002-06-07 Hitachi Metals Ltd 希土類焼結磁石の製造方法およびリング磁石およびアークセグメント磁石
CN105431915A (zh) * 2013-08-09 2016-03-23 Tdk株式会社 R-t-b系烧结磁铁以及电机
CN103545079A (zh) * 2013-09-30 2014-01-29 赣州诚正有色金属有限公司 双主相含钇永磁磁体及其制备方法
CN104952575A (zh) * 2014-03-28 2015-09-30 Tdk株式会社 R-t-b系永久磁铁

Also Published As

Publication number Publication date
JP6848736B2 (ja) 2021-03-24
JP2018019080A (ja) 2018-02-01
US10566117B2 (en) 2020-02-18
CN107622853A (zh) 2018-01-23
US20180040400A1 (en) 2018-02-08
DE102017115769A1 (de) 2018-01-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107622853B (zh) R-t-b系稀土类永久磁铁
CN107622854B (zh) R-t-b系稀土类永久磁铁
CN104272403B (zh) R-t-b系永久磁铁
CN107240468B (zh) R-t-b系永久磁铁
CN103875045A (zh) R-t-b 系合金薄片、r-t-b 系烧结磁体及其制造方法
CN104272404B (zh) R-t-b系永久磁铁
JP3724513B2 (ja) 永久磁石の製造方法
Chen et al. The mechanism of enhanced magnetic properties of sintered permanent magnets by substitution of Pr for Nd
Fang et al. Effect of ball milling process on coercivity of nanocrystalline SmCo5 magnets
CN105047344B (zh) R‑t‑b系永久磁铁和旋转电机
JP7222359B2 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石
CN104078177B (zh) 稀土类磁体
CN104254894A (zh) R-t-b系永久磁铁
CN108695035A (zh) R-t-b系永久磁铁
JPWO2019230457A1 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系磁石、モータおよび発電機
Hu et al. The role of cobalt addition in magnetic and mechanical properties of high intrinsic coercivity Nd-Fe-B magnets
Sreenivasulu et al. Spark plasma sintered Sm2Co17–FeCo nanocomposite permanent magnets synthesized by high energy ball milling
JP2004303909A (ja) 希土類永久磁石の製造方法、希土類永久磁石
JPH07130522A (ja) 永久磁石の製造方法
JP3645312B2 (ja) 磁性材料と製造法
JP2011210838A (ja) 希土類焼結磁石及びその製造方法、並びに回転機
JP4282002B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石用合金粉末、その製造方法及びｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JPH06124812A (ja) 窒化物磁性粉とその合成方法
JP2005288493A (ja) 合金薄板の製造方法及び製造装置、合金粉末の製造方法
JP2002285276A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ−ｃ系焼結磁石及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant