JP3712595B2 - 永久磁石用合金薄帯および焼結永久磁石 - Google Patents
永久磁石用合金薄帯および焼結永久磁石 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3712595B2 JP3712595B2 JP2000167101A JP2000167101A JP3712595B2 JP 3712595 B2 JP3712595 B2 JP 3712595B2 JP 2000167101 A JP2000167101 A JP 2000167101A JP 2000167101 A JP2000167101 A JP 2000167101A JP 3712595 B2 JP3712595 B2 JP 3712595B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- volume ratio
- alloy
- alloy ribbon
- coexistence region
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
Images
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の主原料となる永久磁石用合金薄帯（以下、単に合金薄帯という）およびそれを用いてなる焼結永久磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】
永久磁石は、一般家電製品から大型コンピュータの周辺端末機や医療用機器まで幅広い分野で使用されており、先端技術の鍵を握る極めて重要な電気・電子材料の一つである。そして、近年におけるコンピュータや通信機器の小型軽量化、高能率化、さらには環境保護や省エネルギーの面から、より一層の高性能化が永久磁石に要求されている。
【０００３】
永久磁石に使用される磁石合金の中で、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石合金は、優れた磁気特性を有しており、通常、金型鋳造法あるいはストリップキャスティング法により製造される。
金型鋳造法は、るつぼ内で溶融した磁石合金を金属製の鋳型に鋳込み、ブロック状の鋳塊を製造する方法で、磁石合金の組成を容易に制御できる利点があるため、広く利用されている。
しかしながら、金型鋳造法は、鋳型−磁石合金間および磁石合金内における熱の伝導速度が遅いため、磁石合金を冷却するのに時間がかかり、そのため磁石合金の凝固過程で初晶γ−Ｆｅ相が析出し、冷却後、鋳塊の中央部に粒径１０μｍ以上のα−Ｆｅ相が残存する。さらにＲ２Ｔ１４Ｂ相を取り巻くＲリッチ相やＲｘＴ４Ｂ４相の粒径も大きくなるという問題がある。
その上、鋳型近傍の鋳塊表面と鋳塊内部では冷却速度が異なるため、α−Ｆｅ相やＲリッチ相などに粒径のばらつきが生じる。その結果、鋳塊を数ミクロンまで微粉砕することが困難となり、粉砕後の微粉末の粒度分布が不均一になる。そのため、微粉末の配向性および成形体の焼結性が悪化し、最終的に得られる磁石の磁気特性にまで悪影響が及ぶという問題もある。
【０００４】
一方、ストリップキャスティング法は、磁石合金の溶融物を単ロール式または双ロール式の急冷ロールに連続的に供給して、厚さ０．０１〜５ｍｍの合金薄帯を製造する方法である。この方法は、合金溶湯の急冷条件を制御することによりα−Ｆｅ相の析出を制御したり、Ｒリッチ相やＲｘＴ４Ｂ４相を微細分散化して組織の均一化を図ることが可能で、高磁気特性のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造し得る方法である。
これまで磁気特性の向上を目的としたストリップキャスト（ストリップキャスティングにより得られた合金薄帯）の組織に関する研究が行われており、特許第２６３９６０９号ではストリップキャスト中のα−Ｆｅ相の析出形態および組織について注目し、粒径１０μｍ未満のα−Ｆｅが主相結晶粒内に包晶核として微細に分散したことを特徴とする合金薄帯が、特許第２６６５５９０号および特開平７−１７６４１４号ではα−Ｆｅ相の偏析を実質的に含まないことを特徴とする合金薄帯がそれぞれ提案されている。
また、特開平１０−３１７１１０号では冷却面近傍に生成する微細なチル晶組織に注目し、その平均生成比率が５％以下であることを特徴とする希土類磁石用原料合金が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
ストリップキャスティング法で得られる合金薄帯について、α−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲｘＴ４Ｂ４相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相から構成される４相共存領域、および冷却面側に生成されるチル晶に注目し、それらの析出形態および組織と磁気特性の関係についての研究はこれまでほとんど行われていなかった。
そこで本発明の目的は、４相共存領域およびチル晶を積極的に活用し、磁気特性を向上させる合金薄帯およびそれを用いてなる焼結永久磁石を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、ストリップキャスティング法において急冷することにより析出するα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲxＴ4Ｂ4相およびＲ2Ｔ14Ｂ相の各粒径と、４相の共存領域の体積比率が、磁気特性の向上に大きく寄与することを見出した。さらに、冷却面近傍に平均粒径が３μｍ以下のチル晶が所定割合で存在することにより、磁気特性の向上が通常より低い焼結温度で発現することを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明は、Ｒ、Ｔ、Ｂ（ＲはＰｒ、Ｎｄ、Ｔｂ、Ｄｙから選択される少なくとも１種類以上の希土類元素、ＴはＦｅ、ＦｅおよびＣｏ、ＦｅおよびＭまたはＦｅ、ＣｏおよびＭの組み合せから選択される金属または合金、ＭはＭｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｗ、Ｐｂかから選択される少なくとも１種類以上の金属である）からなる合金溶融物を急冷ロールで急冷して得られる永久磁石用合金薄帯であって、平均粒径０．１〜２０μｍのα−Ｆｅ相、０．１〜２０μｍのＲリッチ相、０．１〜１０μｍのＲxＴ4Ｂ4相（ｘ＝１＋ε、εはＲによって決定される定数）および０．１〜２０μｍのＲ2Ｔ14Ｂ相が微細に分散した４相共存領域の体積比率が全体積中の１〜１０％であり、さらに上記急冷ロールに接触した冷却面側に存在する平均粒径３μｍ以下の微細なチル晶の体積比率が全体積中の１〜３０％であり、上記４相共存領域およびチル晶以外の残部はＲリッチ相、ＲxＴ4Ｂ4相およびＲ2Ｔ14Ｂ相、またはＲリッチ相およびＲ2Ｔ14Ｂ相からなることを特徴とする永久磁石用合金薄帯、およびそれを用いてなる焼結永久磁石である。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明の合金薄帯は、上記したように、Ｒ、Ｔ、Ｂからなる合金溶融物をストリップキャスティング法により、単ロール式または双ロール式の急冷ロールに連続的に供給して急冷することにより作製される。本発明で得られる合金組成は、好ましくはＲ−Ｔ−Ｂにおいて、５≦Ｒ≦４０ｗｔ％、ＴにおいてＦｅまたはＦｅおよびＣｏは５０≦Ｔ≦９０ｗｔ％、更にＭを添加する場合は、Ｍは８ｗｔ％以下、０．２≦Ｂ≦８ｗｔ％である。合金薄帯の大きさは任意であるが、通常、厚さ１０〜５００μｍ、幅５〜５００ｍｍである。合金薄帯を作製する場合の急冷条件は、４相共存領域とチル晶の析出はロールの材質、厚さ、直径、ロール周速度、タンディッシュからの出湯量等を変化させることで制御することができる。具体的にはロール周速度を１．０〜５．０ｍ／秒とし、タンディッシュからの溶湯の出湯速度を２〜１０ｋｇ／秒とすることで板厚１００〜５００μｍの合金薄帯が得られ、４相共存領域およびチル晶の体積率も前記範囲内に制御することができる。
【０００８】
４相共存領域を構成するα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲｘＴ４Ｂ４相（ｘは１＋ε：εはＲによって決定される定数、εはほぼ０．１であり、具体的には、Ｎｄ：０．１０〜０．１１、Ｐｒ：０．１０〜０．１１、Ｔｂ：０．１４〜０．１６、Ｄｙ：０．１５〜０．１６である）およびＲ２Ｔ１４Ｂ相の平均粒径は、それぞれ順に０．１〜２０μｍ、０．１〜２０μｍ、０．１〜１０μｍ、０．１〜２０μｍの範囲とする。好ましくは、それぞれ順に０．１〜１０μｍ、０．１〜１０μｍ、０．１〜５μｍ、０．１〜１０μｍの範囲がよい。上記４相の各粒径が上記範囲内にあると、微粉を磁場中で成形して焼結する際、微細な上記４相の相間において、（微細α−Ｆｅ相）＋（微細Ｒリッチ相）＋（微細ＲｘＴ４Ｂ４相）→（微細Ｒ２Ｔ１４Ｂ相）の反応が生じる。これら微粒子の反応は極めて活性で、配向されたＲ２Ｔ１４Ｂ相に、上記反応により新たに生成したＲ２Ｔ１４Ｂ相がその配向を乱すことなく結合する。さらに微細な各相の間の反応であるため焼結性も向上し、その結果、焼結密度および残留磁束密度が向上する。
各相の粒径が上記範囲外にある場合は、上記の反応はほとんど生じず、配向性の顕著な変化は認められない。
α−Ｆｅ相、Ｒリッチ相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相の平均粒径は合金薄帯の断面の二次電子像または反射電子組成像を観察することにより求められる。また、反射電子組成像による検出が難しいＢを多く含有するＲｘＴ４Ｂ４相については破断面のオージェ電子像を観察し、同相の平均粒径が測定可能である。
【０００９】
本発明の合金薄帯では、４相共存領域の体積比率は、全体積中の１〜１０％の範囲とし、特には２〜５％が好ましい。４相共存領域の体積比率が１０％を超えると、保磁力と残留磁束密度が大きく減少する。また、１％未満の場合は、残留磁束密度が実質的に向上しない。
４相共存領域の体積比率は合金薄帯の断面の二次電子像または反射電子組成像から求められる。
【００１０】
また、本発明の合金薄帯は、合金溶融物を急冷ロールで急激に冷却する際に、該急冷ロールと接触した冷却面側の近傍に生成する平均粒径３μｍ以下の微細なチル晶の体積比率を全体積中の１〜３０％とする点に特徴がある。平均粒径３μｍ以下のチル晶の体積比率が、かかる範囲内にあると、合金薄帯を微粉砕した後に得られる平均粒径３μｍ以下の微粉末が、前記した４相共存領域を構成する微細な４相間の反応を促進し、チル晶が存在しない場合と比較して１０〜５０℃低い焼結温度で、４相間の反応を発現させることができる。また、低温で焼結しても、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の粒成長を抑制し、焼結密度および保持力を向上することができる。しかし、上記微粉末は非常に活性で、容易に酸化するため、平均粒径３μｍ以下のチル晶の体積比率が３０％を超えると保持力が低下し、上記した顕著な効果が見られない。
なお、平均粒径３μｍ以下のチル晶の体積比率は、合金薄帯の断面の反射電子組成像または偏光顕微鏡写真から求めればよい。
このようにして得られた合金薄帯を水素化粉砕、もしくは機械粉砕（ジェットミル、ブラウンミル等）し、磁場中成形し、不活性雰囲気下で９００〜１１５０℃の温度で焼結し、さらに４００〜６００℃で熱処理することにより焼結永久磁石が得られる。
【００１１】
【実施例】
以下、本発明に対する実施例を具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
（実施例１、比較例１）
出発原料として、Ｎｄ、Ｄｙ、電解鉄、Ｃｏ、フェロボロン、Ａｌ、Ｃｕを使用した。そして、これらの原料を重量比（％）で３０Ｎｄ−１Ｄｙ−ＢＡＬ．Ｆｅ−４Ｃｏ−１．１Ｂ−０．３Ａｌ−０．２Ｃｕの組成に配合した後、ストリップキャスティング法により合金薄帯を作製した。その際、４相共存領域の体積比率が０〜１３．７％、チル晶の体積比率が１０〜１５％になるように、ストリップキャスティング法における急冷条件を変化させた。４相共存領域を構成するα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲｘＴ４Ｂ４相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相の平均粒径はそれぞれ３μｍ、７μｍ、１μｍおよび１０μｍであった。
図１は４相共存領域の体積比率が５％の合金薄帯の断面の反射電子像（倍率１０００倍）である。図中の黒い部分はα−Ｆｅ相を、灰色の部分はＲ２Ｔ１４Ｂ相を、白い部分はＲリッチ相である。ＲｘＴ４Ｂ４相については粒径が小さく、また反射電子の検出が困難なＢを多く含有するため反射電子組成像によるＲｘＴ４Ｂ４相の粒径の測定は難しい。図１において４相共存領域内ではα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相が微細に分散している。
図２は４相共存領域内のＢのオージェ電子像（倍率１００００倍）である。図２中の２点（点▲１▼および点▲２▼）のオージェ電子スペクトルをそれぞれ図３および図４に示した。これから、４相共存領域内に周辺の相（点▲２▼）よりＢを多く含有した相（点▲１▼、ＲｘＴ４Ｂ４相）が確認できる。さらに、同図からＲｘＴ４Ｂ４相の粒径が１〜３μｍ程度であることが確認できた。
次に、作製した合金薄帯の水素化および脱水素化を行い、さらに窒素気流中のジェットミルで微粉砕して平均粒径３μｍ程度の微粉末を得た。その後、これらの微粉末を成形装置の金型に充填し、１２ｋＯｅの磁界中で配向させ、磁界に対して垂直方向に１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレス成形した。得られた成型体を１０５０℃で２時間、Ａｒ雰囲気中で焼結した後、冷却し、さらに５００℃で１時間、Ａｒ雰囲気中で熱処理して、各種組成の永久磁石を作製した。
そして、これらの永久磁石について、残留磁束密度を測定し、得られた結果を図５に示した。図５からわかるように、４相共存領域の体積比率が１％未満では残留磁束密度の上昇は見られなかった。また、４相共存領域の体積比率が１０％を超えると、４相共存領域の体積比率が１％未満の場合よりも残留磁束密度の減少が大きかった。４相共存領域の体積比率が１〜１０％の範囲では、残留磁束密度が上昇し、特に２〜５％の場合に優れた効果が認められた。
【００１２】
（実施例２、比較例２）
出発原料として、Ｎｄ、Ｄｙ、電解鉄、Ｃｏ、フェロボロン、Ａｌ、Ｃｕを使用した。そして、これらの原料を重量比（％）で２８Ｎｄ−０．３Ｄｙ−ＢＡＬ．Ｆｅ−１Ｃｏ−１．１Ｂ−０．３Ａｌ−０．１Ｃｕの組成に配合し、その後、ストリップキャスティング法により合金薄帯を作製した。その際、４相共存領域の体積比率が０〜１３．５％、チル晶の体積比率が８〜１６％になるように、ストリップキャスティング法における溶解および鋳造条件を変化させた。また、４相共存領域を構成するα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲｘＴ４Ｂ４相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相の平均粒径はそれぞれ３μｍ、５μｍ、１μｍおよび１５μｍであった。別途溶解した合金薄帯に適合する助剤（４５Ｎｄ−１５Ｄｙ−ＢＡＬ．Ｆｅ−２０Ｃｏ−０．５Ｂ−１．０Ｃｕ−０．５Ａｌ（ｗｔ％））を１０ｗｔ％添加、混合し、その後、実施例１、比較例１と同様の方法で、各種組成の永久磁石を作製した。
そして、これらの永久磁石について、残留磁束密度を測定し、得られた結果を図６に示した。図６からわかるように、４相共存領域の体積比率が１％未満では残留磁束密度の上昇は認められなかった。また、４相共存領域の体積比率が１０％を超えると、４相共存領域の体積比率が１％未満の場合よりも残留磁束密度の減少が大きかった。４相共存領域の体積比率が１〜１０％の範囲では、残留磁束密度が上昇し、特に２〜５％の場合に優れた効果が認められた。
また、４相共存領域の体積比率による焼結体の結晶配向度の変化をＸ線極点図法を用いて評価した。図７および図８に、４相共存領域の体積比率がそれぞれ０．５％および３％の場合における（００６）極図形を示した。両図の比較から、４相共存領域の体積比率が３％の場合は０．５％の場合に比べ、等高線が密に分布しており配向度が高いことがわかった。
【００１３】
（実施例３）
出発原料として、Ｎｄ、Ｄｙ、電解鉄、Ｃｏ、フェロボロン、Ａｌ、Ｃｕを使用した。そして、これらの原料を重量比（％）で２８Ｎｄ−０．３Ｄｙ−ＢＡＬ．Ｆｅ−１Ｃｏ−１．１Ｂ−０．３Ａｌ−０．１Ｃｕの組成に配合し、その後、ストリップキャスティング法により合金薄帯を作製した。その際、４相共存領域の体積比率が２．１％、チル晶の体積比率が１０％になるように、ストリップキャスティング法における溶解および鋳造条件を変化させた。また、４相共存領域を構成するα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲｘＴ４Ｂ４相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相の平均粒径はそれぞれ２０μｍ、１５μｍ、７μｍおよび１０μｍであった。
別途溶解した合金薄帯に適合する助剤（前出）を１０ｗｔ％添加、混合し、その後、実施例１、比較例１と同様の方法で、各種組成の永久磁石を作製した。
【００１４】
（比較例３）
出発原料として、Ｎｄ、Ｄｙ、電解鉄、Ｃｏ、フェロボロン、Ａｌ、Ｃｕを使用した。そして、これらの原料を重量比（％）で２８Ｎｄ−０．３Ｄｙ−ＢＡＬ．Ｆｅ−１Ｃｏ−１．１Ｂ−０．３Ａｌ−０．１Ｃｕの組成に配合し、その後、ストリップキャスティング法により合金薄帯を作製した。その際、４相共存領域の体積比率が１．９％、チル晶の体積比率が０．２％になるように、ストリップキャスティング法における溶解および鋳造条件を変化させた。また、４相共存領域を構成するα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲｘＴ４Ｂ４相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相の平均粒径はそれぞれ３μｍ、５μｍ、１μｍおよび１３μｍであった。
別途溶解した合金薄帯に適合する助剤（前出）を１０ｗｔ％添加、混合し、その後、実施例１、比較例１と同様の方法で、各種組成の永久磁石を作製した。
【００１５】
（比較例４）
出発原料として、Ｎｄ、Ｄｙ、電解鉄、Ｃｏ、フェロボロン、Ａｌ、Ｃｕを使用した。そして、これらの原料を重量比（％）で２８Ｎｄ−０．３Ｄｙ−ＢＡＬ．Ｆｅ−１Ｃｏ−１．１Ｂ−０．３Ａｌ−０．１Ｃｕの組成に配合し、その後、ストリップキャスティング法により合金薄帯を作製した。その際、４相共存領域の体積比率が０．０％、チル晶の体積比率が０．５％になるように、ストリップキャスティング法における溶解および鋳造条件を変化させた。
別途溶解した合金薄帯に適合する助剤（前出）を１０ｗｔ％添加、混合し、その後、実施例１、比較例１と同様の方法で、各種組成の永久磁石を作製した。
【００１６】
表１に実施例２、３および比較例３、４における合金薄帯中のチル晶および４相共存領域の各体積比率（％）および各相の平均粒径、さらに、それらの合金薄帯を用いて作製した焼結磁石の磁気特性（残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力（ｉＨｃ）、最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ））を示した。また、チル晶の体積比率が低い合金薄帯を用いた比較例３および比較例４は、焼結体密度を十分に上げるためには１１００℃で焼結する必要があった。これに対し、チル晶を本発明の規定範囲内の体積比率含有する実施例２においては、１０７０℃で十分な密度の焼結体が得られた。さらに保磁力についても若干低いことが確認された。
なお、表２にストリップキャスティング法におけるロール周速度（ｍ／秒）、出湯速度（ｋｇ／秒）、および得られた合金薄帯の板厚（μｍ）を示した。
【００１７】
【表１】
【表２】
【００１８】
【発明の効果】
本発明によれば、高い磁気特性をもつ合金薄帯およびそれを用いてなる焼結永久磁石が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】永久磁石用合金薄帯中の４相共存領域の反射電子像（倍率１０００倍）である。
【図２】永久磁石用合金薄帯のボロンのオージェ電子像（倍率１００００倍）である。
【図３】図２中の点▲１▼におけるオージェ電子スペクトルを示す図である。
【図４】図２中の点▲２▼におけるオージェ電子スペクトルを示す図である。
【図５】４相共存領域の体積比率と残留磁束密度（Ｂｒ）の関係を示す図である。
【図６】４相共存領域の体積比率と残留磁束密度（Ｂｒ）の関係を示す図である。
【図７】４相共存領域の体積比率が０．５％の場合の（００６）極図形である。
【図８】４相共存領域の体積比率が３％の場合の（００６）極図形である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の主原料となる永久磁石用合金薄帯（以下、単に合金薄帯という）およびそれを用いてなる焼結永久磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】
永久磁石は、一般家電製品から大型コンピュータの周辺端末機や医療用機器まで幅広い分野で使用されており、先端技術の鍵を握る極めて重要な電気・電子材料の一つである。そして、近年におけるコンピュータや通信機器の小型軽量化、高能率化、さらには環境保護や省エネルギーの面から、より一層の高性能化が永久磁石に要求されている。
【０００３】
永久磁石に使用される磁石合金の中で、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石合金は、優れた磁気特性を有しており、通常、金型鋳造法あるいはストリップキャスティング法により製造される。
金型鋳造法は、るつぼ内で溶融した磁石合金を金属製の鋳型に鋳込み、ブロック状の鋳塊を製造する方法で、磁石合金の組成を容易に制御できる利点があるため、広く利用されている。
しかしながら、金型鋳造法は、鋳型−磁石合金間および磁石合金内における熱の伝導速度が遅いため、磁石合金を冷却するのに時間がかかり、そのため磁石合金の凝固過程で初晶γ−Ｆｅ相が析出し、冷却後、鋳塊の中央部に粒径１０μｍ以上のα−Ｆｅ相が残存する。さらにＲ２Ｔ１４Ｂ相を取り巻くＲリッチ相やＲｘＴ４Ｂ４相の粒径も大きくなるという問題がある。
その上、鋳型近傍の鋳塊表面と鋳塊内部では冷却速度が異なるため、α−Ｆｅ相やＲリッチ相などに粒径のばらつきが生じる。その結果、鋳塊を数ミクロンまで微粉砕することが困難となり、粉砕後の微粉末の粒度分布が不均一になる。そのため、微粉末の配向性および成形体の焼結性が悪化し、最終的に得られる磁石の磁気特性にまで悪影響が及ぶという問題もある。
【０００４】
一方、ストリップキャスティング法は、磁石合金の溶融物を単ロール式または双ロール式の急冷ロールに連続的に供給して、厚さ０．０１〜５ｍｍの合金薄帯を製造する方法である。この方法は、合金溶湯の急冷条件を制御することによりα−Ｆｅ相の析出を制御したり、Ｒリッチ相やＲｘＴ４Ｂ４相を微細分散化して組織の均一化を図ることが可能で、高磁気特性のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造し得る方法である。
これまで磁気特性の向上を目的としたストリップキャスト（ストリップキャスティングにより得られた合金薄帯）の組織に関する研究が行われており、特許第２６３９６０９号ではストリップキャスト中のα−Ｆｅ相の析出形態および組織について注目し、粒径１０μｍ未満のα−Ｆｅが主相結晶粒内に包晶核として微細に分散したことを特徴とする合金薄帯が、特許第２６６５５９０号および特開平７−１７６４１４号ではα−Ｆｅ相の偏析を実質的に含まないことを特徴とする合金薄帯がそれぞれ提案されている。
また、特開平１０−３１７１１０号では冷却面近傍に生成する微細なチル晶組織に注目し、その平均生成比率が５％以下であることを特徴とする希土類磁石用原料合金が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
ストリップキャスティング法で得られる合金薄帯について、α−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲｘＴ４Ｂ４相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相から構成される４相共存領域、および冷却面側に生成されるチル晶に注目し、それらの析出形態および組織と磁気特性の関係についての研究はこれまでほとんど行われていなかった。
そこで本発明の目的は、４相共存領域およびチル晶を積極的に活用し、磁気特性を向上させる合金薄帯およびそれを用いてなる焼結永久磁石を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、ストリップキャスティング法において急冷することにより析出するα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲxＴ4Ｂ4相およびＲ2Ｔ14Ｂ相の各粒径と、４相の共存領域の体積比率が、磁気特性の向上に大きく寄与することを見出した。さらに、冷却面近傍に平均粒径が３μｍ以下のチル晶が所定割合で存在することにより、磁気特性の向上が通常より低い焼結温度で発現することを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明は、Ｒ、Ｔ、Ｂ（ＲはＰｒ、Ｎｄ、Ｔｂ、Ｄｙから選択される少なくとも１種類以上の希土類元素、ＴはＦｅ、ＦｅおよびＣｏ、ＦｅおよびＭまたはＦｅ、ＣｏおよびＭの組み合せから選択される金属または合金、ＭはＭｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｗ、Ｐｂかから選択される少なくとも１種類以上の金属である）からなる合金溶融物を急冷ロールで急冷して得られる永久磁石用合金薄帯であって、平均粒径０．１〜２０μｍのα−Ｆｅ相、０．１〜２０μｍのＲリッチ相、０．１〜１０μｍのＲxＴ4Ｂ4相（ｘ＝１＋ε、εはＲによって決定される定数）および０．１〜２０μｍのＲ2Ｔ14Ｂ相が微細に分散した４相共存領域の体積比率が全体積中の１〜１０％であり、さらに上記急冷ロールに接触した冷却面側に存在する平均粒径３μｍ以下の微細なチル晶の体積比率が全体積中の１〜３０％であり、上記４相共存領域およびチル晶以外の残部はＲリッチ相、ＲxＴ4Ｂ4相およびＲ2Ｔ14Ｂ相、またはＲリッチ相およびＲ2Ｔ14Ｂ相からなることを特徴とする永久磁石用合金薄帯、およびそれを用いてなる焼結永久磁石である。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明の合金薄帯は、上記したように、Ｒ、Ｔ、Ｂからなる合金溶融物をストリップキャスティング法により、単ロール式または双ロール式の急冷ロールに連続的に供給して急冷することにより作製される。本発明で得られる合金組成は、好ましくはＲ−Ｔ−Ｂにおいて、５≦Ｒ≦４０ｗｔ％、ＴにおいてＦｅまたはＦｅおよびＣｏは５０≦Ｔ≦９０ｗｔ％、更にＭを添加する場合は、Ｍは８ｗｔ％以下、０．２≦Ｂ≦８ｗｔ％である。合金薄帯の大きさは任意であるが、通常、厚さ１０〜５００μｍ、幅５〜５００ｍｍである。合金薄帯を作製する場合の急冷条件は、４相共存領域とチル晶の析出はロールの材質、厚さ、直径、ロール周速度、タンディッシュからの出湯量等を変化させることで制御することができる。具体的にはロール周速度を１．０〜５．０ｍ／秒とし、タンディッシュからの溶湯の出湯速度を２〜１０ｋｇ／秒とすることで板厚１００〜５００μｍの合金薄帯が得られ、４相共存領域およびチル晶の体積率も前記範囲内に制御することができる。
【０００８】
４相共存領域を構成するα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲｘＴ４Ｂ４相（ｘは１＋ε：εはＲによって決定される定数、εはほぼ０．１であり、具体的には、Ｎｄ：０．１０〜０．１１、Ｐｒ：０．１０〜０．１１、Ｔｂ：０．１４〜０．１６、Ｄｙ：０．１５〜０．１６である）およびＲ２Ｔ１４Ｂ相の平均粒径は、それぞれ順に０．１〜２０μｍ、０．１〜２０μｍ、０．１〜１０μｍ、０．１〜２０μｍの範囲とする。好ましくは、それぞれ順に０．１〜１０μｍ、０．１〜１０μｍ、０．１〜５μｍ、０．１〜１０μｍの範囲がよい。上記４相の各粒径が上記範囲内にあると、微粉を磁場中で成形して焼結する際、微細な上記４相の相間において、（微細α−Ｆｅ相）＋（微細Ｒリッチ相）＋（微細ＲｘＴ４Ｂ４相）→（微細Ｒ２Ｔ１４Ｂ相）の反応が生じる。これら微粒子の反応は極めて活性で、配向されたＲ２Ｔ１４Ｂ相に、上記反応により新たに生成したＲ２Ｔ１４Ｂ相がその配向を乱すことなく結合する。さらに微細な各相の間の反応であるため焼結性も向上し、その結果、焼結密度および残留磁束密度が向上する。
各相の粒径が上記範囲外にある場合は、上記の反応はほとんど生じず、配向性の顕著な変化は認められない。
α−Ｆｅ相、Ｒリッチ相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相の平均粒径は合金薄帯の断面の二次電子像または反射電子組成像を観察することにより求められる。また、反射電子組成像による検出が難しいＢを多く含有するＲｘＴ４Ｂ４相については破断面のオージェ電子像を観察し、同相の平均粒径が測定可能である。
【０００９】
本発明の合金薄帯では、４相共存領域の体積比率は、全体積中の１〜１０％の範囲とし、特には２〜５％が好ましい。４相共存領域の体積比率が１０％を超えると、保磁力と残留磁束密度が大きく減少する。また、１％未満の場合は、残留磁束密度が実質的に向上しない。
４相共存領域の体積比率は合金薄帯の断面の二次電子像または反射電子組成像から求められる。
【００１０】
また、本発明の合金薄帯は、合金溶融物を急冷ロールで急激に冷却する際に、該急冷ロールと接触した冷却面側の近傍に生成する平均粒径３μｍ以下の微細なチル晶の体積比率を全体積中の１〜３０％とする点に特徴がある。平均粒径３μｍ以下のチル晶の体積比率が、かかる範囲内にあると、合金薄帯を微粉砕した後に得られる平均粒径３μｍ以下の微粉末が、前記した４相共存領域を構成する微細な４相間の反応を促進し、チル晶が存在しない場合と比較して１０〜５０℃低い焼結温度で、４相間の反応を発現させることができる。また、低温で焼結しても、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の粒成長を抑制し、焼結密度および保持力を向上することができる。しかし、上記微粉末は非常に活性で、容易に酸化するため、平均粒径３μｍ以下のチル晶の体積比率が３０％を超えると保持力が低下し、上記した顕著な効果が見られない。
なお、平均粒径３μｍ以下のチル晶の体積比率は、合金薄帯の断面の反射電子組成像または偏光顕微鏡写真から求めればよい。
このようにして得られた合金薄帯を水素化粉砕、もしくは機械粉砕（ジェットミル、ブラウンミル等）し、磁場中成形し、不活性雰囲気下で９００〜１１５０℃の温度で焼結し、さらに４００〜６００℃で熱処理することにより焼結永久磁石が得られる。
【００１１】
【実施例】
以下、本発明に対する実施例を具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
（実施例１、比較例１）
出発原料として、Ｎｄ、Ｄｙ、電解鉄、Ｃｏ、フェロボロン、Ａｌ、Ｃｕを使用した。そして、これらの原料を重量比（％）で３０Ｎｄ−１Ｄｙ−ＢＡＬ．Ｆｅ−４Ｃｏ−１．１Ｂ−０．３Ａｌ−０．２Ｃｕの組成に配合した後、ストリップキャスティング法により合金薄帯を作製した。その際、４相共存領域の体積比率が０〜１３．７％、チル晶の体積比率が１０〜１５％になるように、ストリップキャスティング法における急冷条件を変化させた。４相共存領域を構成するα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲｘＴ４Ｂ４相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相の平均粒径はそれぞれ３μｍ、７μｍ、１μｍおよび１０μｍであった。
図１は４相共存領域の体積比率が５％の合金薄帯の断面の反射電子像（倍率１０００倍）である。図中の黒い部分はα−Ｆｅ相を、灰色の部分はＲ２Ｔ１４Ｂ相を、白い部分はＲリッチ相である。ＲｘＴ４Ｂ４相については粒径が小さく、また反射電子の検出が困難なＢを多く含有するため反射電子組成像によるＲｘＴ４Ｂ４相の粒径の測定は難しい。図１において４相共存領域内ではα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相が微細に分散している。
図２は４相共存領域内のＢのオージェ電子像（倍率１００００倍）である。図２中の２点（点▲１▼および点▲２▼）のオージェ電子スペクトルをそれぞれ図３および図４に示した。これから、４相共存領域内に周辺の相（点▲２▼）よりＢを多く含有した相（点▲１▼、ＲｘＴ４Ｂ４相）が確認できる。さらに、同図からＲｘＴ４Ｂ４相の粒径が１〜３μｍ程度であることが確認できた。
次に、作製した合金薄帯の水素化および脱水素化を行い、さらに窒素気流中のジェットミルで微粉砕して平均粒径３μｍ程度の微粉末を得た。その後、これらの微粉末を成形装置の金型に充填し、１２ｋＯｅの磁界中で配向させ、磁界に対して垂直方向に１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力でプレス成形した。得られた成型体を１０５０℃で２時間、Ａｒ雰囲気中で焼結した後、冷却し、さらに５００℃で１時間、Ａｒ雰囲気中で熱処理して、各種組成の永久磁石を作製した。
そして、これらの永久磁石について、残留磁束密度を測定し、得られた結果を図５に示した。図５からわかるように、４相共存領域の体積比率が１％未満では残留磁束密度の上昇は見られなかった。また、４相共存領域の体積比率が１０％を超えると、４相共存領域の体積比率が１％未満の場合よりも残留磁束密度の減少が大きかった。４相共存領域の体積比率が１〜１０％の範囲では、残留磁束密度が上昇し、特に２〜５％の場合に優れた効果が認められた。
【００１２】
（実施例２、比較例２）
出発原料として、Ｎｄ、Ｄｙ、電解鉄、Ｃｏ、フェロボロン、Ａｌ、Ｃｕを使用した。そして、これらの原料を重量比（％）で２８Ｎｄ−０．３Ｄｙ−ＢＡＬ．Ｆｅ−１Ｃｏ−１．１Ｂ−０．３Ａｌ−０．１Ｃｕの組成に配合し、その後、ストリップキャスティング法により合金薄帯を作製した。その際、４相共存領域の体積比率が０〜１３．５％、チル晶の体積比率が８〜１６％になるように、ストリップキャスティング法における溶解および鋳造条件を変化させた。また、４相共存領域を構成するα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲｘＴ４Ｂ４相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相の平均粒径はそれぞれ３μｍ、５μｍ、１μｍおよび１５μｍであった。別途溶解した合金薄帯に適合する助剤（４５Ｎｄ−１５Ｄｙ−ＢＡＬ．Ｆｅ−２０Ｃｏ−０．５Ｂ−１．０Ｃｕ−０．５Ａｌ（ｗｔ％））を１０ｗｔ％添加、混合し、その後、実施例１、比較例１と同様の方法で、各種組成の永久磁石を作製した。
そして、これらの永久磁石について、残留磁束密度を測定し、得られた結果を図６に示した。図６からわかるように、４相共存領域の体積比率が１％未満では残留磁束密度の上昇は認められなかった。また、４相共存領域の体積比率が１０％を超えると、４相共存領域の体積比率が１％未満の場合よりも残留磁束密度の減少が大きかった。４相共存領域の体積比率が１〜１０％の範囲では、残留磁束密度が上昇し、特に２〜５％の場合に優れた効果が認められた。
また、４相共存領域の体積比率による焼結体の結晶配向度の変化をＸ線極点図法を用いて評価した。図７および図８に、４相共存領域の体積比率がそれぞれ０．５％および３％の場合における（００６）極図形を示した。両図の比較から、４相共存領域の体積比率が３％の場合は０．５％の場合に比べ、等高線が密に分布しており配向度が高いことがわかった。
【００１３】
（実施例３）
出発原料として、Ｎｄ、Ｄｙ、電解鉄、Ｃｏ、フェロボロン、Ａｌ、Ｃｕを使用した。そして、これらの原料を重量比（％）で２８Ｎｄ−０．３Ｄｙ−ＢＡＬ．Ｆｅ−１Ｃｏ−１．１Ｂ−０．３Ａｌ−０．１Ｃｕの組成に配合し、その後、ストリップキャスティング法により合金薄帯を作製した。その際、４相共存領域の体積比率が２．１％、チル晶の体積比率が１０％になるように、ストリップキャスティング法における溶解および鋳造条件を変化させた。また、４相共存領域を構成するα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲｘＴ４Ｂ４相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相の平均粒径はそれぞれ２０μｍ、１５μｍ、７μｍおよび１０μｍであった。
別途溶解した合金薄帯に適合する助剤（前出）を１０ｗｔ％添加、混合し、その後、実施例１、比較例１と同様の方法で、各種組成の永久磁石を作製した。
【００１４】
（比較例３）
出発原料として、Ｎｄ、Ｄｙ、電解鉄、Ｃｏ、フェロボロン、Ａｌ、Ｃｕを使用した。そして、これらの原料を重量比（％）で２８Ｎｄ−０．３Ｄｙ−ＢＡＬ．Ｆｅ−１Ｃｏ−１．１Ｂ−０．３Ａｌ−０．１Ｃｕの組成に配合し、その後、ストリップキャスティング法により合金薄帯を作製した。その際、４相共存領域の体積比率が１．９％、チル晶の体積比率が０．２％になるように、ストリップキャスティング法における溶解および鋳造条件を変化させた。また、４相共存領域を構成するα−Ｆｅ相、Ｒリッチ相、ＲｘＴ４Ｂ４相およびＲ２Ｔ１４Ｂ相の平均粒径はそれぞれ３μｍ、５μｍ、１μｍおよび１３μｍであった。
別途溶解した合金薄帯に適合する助剤（前出）を１０ｗｔ％添加、混合し、その後、実施例１、比較例１と同様の方法で、各種組成の永久磁石を作製した。
【００１５】
（比較例４）
出発原料として、Ｎｄ、Ｄｙ、電解鉄、Ｃｏ、フェロボロン、Ａｌ、Ｃｕを使用した。そして、これらの原料を重量比（％）で２８Ｎｄ−０．３Ｄｙ−ＢＡＬ．Ｆｅ−１Ｃｏ−１．１Ｂ−０．３Ａｌ−０．１Ｃｕの組成に配合し、その後、ストリップキャスティング法により合金薄帯を作製した。その際、４相共存領域の体積比率が０．０％、チル晶の体積比率が０．５％になるように、ストリップキャスティング法における溶解および鋳造条件を変化させた。
別途溶解した合金薄帯に適合する助剤（前出）を１０ｗｔ％添加、混合し、その後、実施例１、比較例１と同様の方法で、各種組成の永久磁石を作製した。
【００１６】
表１に実施例２、３および比較例３、４における合金薄帯中のチル晶および４相共存領域の各体積比率（％）および各相の平均粒径、さらに、それらの合金薄帯を用いて作製した焼結磁石の磁気特性（残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力（ｉＨｃ）、最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ））を示した。また、チル晶の体積比率が低い合金薄帯を用いた比較例３および比較例４は、焼結体密度を十分に上げるためには１１００℃で焼結する必要があった。これに対し、チル晶を本発明の規定範囲内の体積比率含有する実施例２においては、１０７０℃で十分な密度の焼結体が得られた。さらに保磁力についても若干低いことが確認された。
なお、表２にストリップキャスティング法におけるロール周速度（ｍ／秒）、出湯速度（ｋｇ／秒）、および得られた合金薄帯の板厚（μｍ）を示した。
【００１７】
【表１】
【発明の効果】
本発明によれば、高い磁気特性をもつ合金薄帯およびそれを用いてなる焼結永久磁石が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】永久磁石用合金薄帯中の４相共存領域の反射電子像（倍率１０００倍）である。
【図２】永久磁石用合金薄帯のボロンのオージェ電子像（倍率１００００倍）である。
【図３】図２中の点▲１▼におけるオージェ電子スペクトルを示す図である。
【図４】図２中の点▲２▼におけるオージェ電子スペクトルを示す図である。
【図５】４相共存領域の体積比率と残留磁束密度（Ｂｒ）の関係を示す図である。
【図６】４相共存領域の体積比率と残留磁束密度（Ｂｒ）の関係を示す図である。
【図７】４相共存領域の体積比率が０．５％の場合の（００６）極図形である。
【図８】４相共存領域の体積比率が３％の場合の（００６）極図形である。
Claims (3)
- Ｒ、Ｔ、Ｂ（ＲはＰｒ、Ｎｄ、Ｔｂ、Ｄｙから選択される少なくとも１種類以上の希土類元素、ＴはＦｅ、ＦｅおよびＣｏ、ＦｅおよびＭまたはＦｅ、ＣｏおよびＭの組み合せから選択される金属または合金、ＭはＭｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｗ、Ｐｂから選択される少なくとも１種類以上の金属である）からなる合金溶融物を急冷ロールで急冷して得られる永久磁石用合金薄帯であって、平均粒径０．１〜２０μｍのα−Ｆｅ相、０．１〜２０μｍのＲリッチ相、０．１〜１０μｍのＲxＴ4Ｂ4相（ｘ＝１＋ε、εはＲによって決定される定数）および０．１〜２０μｍのＲ2Ｔ14Ｂ相が微細に分散した４相共存領域の体積比率が全体積中の１〜１０％であり、さらに上記急冷ロールに接触した冷却面側に存在する平均粒径３μｍ以下の微細なチル晶の体積比率が全体積中の１〜３０％であり、上記４相共存領域およびチル晶以外の残部はＲリッチ相、ＲxＴ4Ｂ4相およびＲ2Ｔ14Ｂ相、またはＲリッチ相およびＲ2Ｔ14Ｂ相からなることを特徴とする永久磁石用合金薄帯。
- ４相共存領域の体積比率が全体積中の２〜５％である請求項１記載の永久磁石用合金薄帯。
- 請求項１または請求項２で得られた永久磁石用合金薄帯を用いてなる焼結永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000167101A JP3712595B2 (ja) | 1999-06-08 | 2000-06-05 | 永久磁石用合金薄帯および焼結永久磁石 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11-160648 | 1999-06-08 | ||
| JP16064899 | 1999-06-08 | ||
| JP2000167101A JP3712595B2 (ja) | 1999-06-08 | 2000-06-05 | 永久磁石用合金薄帯および焼結永久磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001059144A JP2001059144A (ja) | 2001-03-06 |
| JP3712595B2 true JP3712595B2 (ja) | 2005-11-02 |
Family
ID=26487080
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000167101A Expired - Lifetime JP3712595B2 (ja) | 1999-06-08 | 2000-06-05 | 永久磁石用合金薄帯および焼結永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3712595B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1228158C (zh) * | 2000-10-06 | 2005-11-23 | 株式会社三德 | 使用薄带铸造法的纳米复合型永磁体用原料合金制造方法 |
| DE10296960T5 (de) * | 2001-06-22 | 2004-04-22 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Seltenerdmetall-Magnet und Verfahren zu seiner Herstellung |
| JP4754739B2 (ja) * | 2001-09-03 | 2011-08-24 | 昭和電工株式会社 | 希土類磁石用合金塊、その製造方法および焼結磁石 |
| WO2003052778A1 (en) | 2001-12-18 | 2003-06-26 | Showa Denko K.K. | Alloy flake for rare earth magnet, production method thereof, alloy powder for rare earth sintered magnet, rare earth sintered magnet, alloy powder for bonded magnet and bonded magnet |
| JP5091079B2 (ja) * | 2002-09-30 | 2012-12-05 | 株式会社三徳 | 希土類焼結磁石用合金粉末 |
| 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 |
| JP6849806B2 (ja) * | 2016-12-29 | 2021-03-31 | 北京中科三環高技術股▲ふん▼有限公司Ｂｅｉｊｉｎｇ Ｚｈｏｎｇ Ｋｅ Ｓａｎ Ｈｕａｎ Ｈｉ−Ｔｅｃｈ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． | 微粒子希土類合金鋳片、その製造方法、および回転冷却ロール装置 |
-
2000
- 2000-06-05 JP JP2000167101A patent/JP3712595B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2001059144A (ja) | 2001-03-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US6506265B2 (en) | R-Fe-B base permanent magnet materials | |
| EP0886284B1 (en) | Cast alloy used for production of rare earth magnet and method for producing cast alloy and magnet | |
| US20100230013A1 (en) | R-t-b alloy, process for production of r-t-b alloy, fine powder for r-t-b rare earth permanent magnets, and r-t-b rare earth permanent magnet | |
| EP2128290A1 (en) | R-t-b base alloy, process for production thereof, fine powder for r-t-b base rare earth permanent magnet, and r-t-b base rare earth permanent magnet | |
| US6319335B1 (en) | Quenched thin ribbon of rare earth/iron/boron-based magnet alloy | |
| JP3267133B2 (ja) | 希土類磁石用合金及びその製造方法並びに永久磁石の製造方法 | |
| JP4389427B2 (ja) | 希土類−鉄−硼素系磁石用合金粉末を用いた焼結磁石 | |
| US6419723B2 (en) | Thin ribbon of rare earth-based permanent magnet alloy | |
| JP3712595B2 (ja) | 永久磁石用合金薄帯および焼結永久磁石 | |
| JP2665590B2 (ja) | 希土類―鉄―ボロン系磁気異方性焼結永久磁石原料用合金薄板並びに磁気異方性焼結永久磁石原料用合金粉末，及び磁気異方性焼結永久磁石 | |
| JP3712581B2 (ja) | 永久磁石用合金薄帯および焼結永久磁石 | |
| JP2898229B2 (ja) | 磁石、その製造方法およびボンディッド磁石 | |
| EP1632299B1 (en) | Method for producing rare earth based alloy powder and method for producing rare earth based sintered magnet | |
| JP2745042B2 (ja) | 希土類−鉄−ボロン系合金薄板、合金粉末及び永久磁石の製造方法 | |
| JPH10312918A (ja) | 磁石およびボンディッド磁石 | |
| JP3773484B2 (ja) | ナノコンポジット磁石 | |
| JP2789364B2 (ja) | 耐酸化性の優れた永久磁石合金の製造方法 | |
| JPH0931608A (ja) | 耐食性のすぐれた高性能Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石材料 | |
| JP3953768B2 (ja) | 耐食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片 | |
| JP2961360B2 (ja) | 耐酸化性の優れた永久磁石合金の製造法 | |
| JPH0477066B2 (ja) | ||
| JP2779654B2 (ja) | 耐酸化性の優れた焼結永久磁石合金 | |
| JPH05271881A (ja) | 永久磁石材料 | |
| JP2004214390A (ja) | 希土類磁石の製造法、希土類磁石用原料合金及び粉末 | |
| JPH0955310A (ja) | 磁気特性に優れたｒｅ−ｔ−ｍ−ｂ系焼結磁石 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050329 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050404 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050603 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20050603 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20050815 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050817 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 3712595 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110826 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140826 Year of fee payment: 9 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |