JPH0380508A - 希土類磁石の製造方法 - Google Patents
希土類磁石の製造方法Info
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- JPH0380508A JPH0380508A JP1216296A JP21629689A JPH0380508A JP H0380508 A JPH0380508 A JP H0380508A JP 1216296 A JP1216296 A JP 1216296A JP 21629689 A JP21629689 A JP 21629689A JP H0380508 A JPH0380508 A JP H0380508A
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Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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- 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
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、モータ、アクチュエータ、各種電化製品、
コンピュータ周辺機器１特計等のメカトロニクス分野で
幅広く実用に供されている希土類磁石の製法に関するも
のである。
コンピュータ周辺機器１特計等のメカトロニクス分野で
幅広く実用に供されている希土類磁石の製法に関するも
のである。
一般にＲＦｅＢ系の磁石は、優れた磁気特性を示し、Ｒ
としてＹ＋ Ｌａ、 Ｃｅ、 Ｎｄ＋ Ｐｒ、 Ｓｎ＋
Ｄｙ＋Ｔｂ等の希土類元素の一種又は二種以上とＢと
Ｆｅとから構成され、またＦｅの一部をＣｏ等の遷移金
属元素で置換されることもある。このＲＦｅＢ系磁石の
優れた特性は、それに含まれるＲ１Ｆｅ、、Ｂなる化合
物が大きな一軸異方性と磁気モーメントを有しているこ
とに依っている。しかしＲ２Ｆｅ＋Ｊなる化合物単相で
は、大きな保磁力は得られず、この化合物組成に比較し
てＮｄ及びＢを多く含んでいる方が高い磁石特性を示す
ことが知られている。それは時効処理によって主相Ｒｚ
Ｆｅ、Ｂの結晶粒界にＮｄ−ｒｉｃｈ相が粒界相として
生し、ニュークリエーション ディフィカルティを起こ
させていることによっている。
としてＹ＋ Ｌａ、 Ｃｅ、 Ｎｄ＋ Ｐｒ、 Ｓｎ＋
Ｄｙ＋Ｔｂ等の希土類元素の一種又は二種以上とＢと
Ｆｅとから構成され、またＦｅの一部をＣｏ等の遷移金
属元素で置換されることもある。このＲＦｅＢ系磁石の
優れた特性は、それに含まれるＲ１Ｆｅ、、Ｂなる化合
物が大きな一軸異方性と磁気モーメントを有しているこ
とに依っている。しかしＲ２Ｆｅ＋Ｊなる化合物単相で
は、大きな保磁力は得られず、この化合物組成に比較し
てＮｄ及びＢを多く含んでいる方が高い磁石特性を示す
ことが知られている。それは時効処理によって主相Ｒｚ
Ｆｅ、Ｂの結晶粒界にＮｄ−ｒｉｃｈ相が粒界相として
生し、ニュークリエーション ディフィカルティを起こ
させていることによっている。
本発明は、ＲｚＦｅ＋Ｊ化合物の組成をもつ磁石籾をプ
レス成形したのち、低温で仮焼結しポーラスな磁石を作
製し、それをＮｄｏ、 ｔｓＦｅｏ、 ２５を中心とし
たＮｄｘ Ｆｅ＋−ｘ （ｘ＝０．６５〜０．８５）溶
融合金に一定時間浸漬することによって、時効効果を発
効させることができた。更に磁場配向に依る熱収縮の異
方性に起因する焼結後の変形を抑えることが出来た。
レス成形したのち、低温で仮焼結しポーラスな磁石を作
製し、それをＮｄｏ、 ｔｓＦｅｏ、 ２５を中心とし
たＮｄｘ Ｆｅ＋−ｘ （ｘ＝０．６５〜０．８５）溶
融合金に一定時間浸漬することによって、時効効果を発
効させることができた。更に磁場配向に依る熱収縮の異
方性に起因する焼結後の変形を抑えることが出来た。
また錆の主発生ポイントになっているＢ−ｒｉｃｈ相を
最小限に抑えられるので防錆効果も期待される。
最小限に抑えられるので防錆効果も期待される。
現在、永久磁石材料はそれぞれの持つ特性に応して、各
種電気製品から医療関係機器まで広い分野で使用される
重要な機能材料であり、近年の機器小型化、高効率化の
要求から、より高性能永久磁石が求められている。ＲＦ
ｅＢ系磁石は、Ｓ＋ｗＣｏ系磁石と比較して高磁気特性
であり、資源的に豊富なＮｄ、 Ｐｒ等の軽希土類元素
が主に使用され、しかも必ずしもＣｏを必要としないこ
とが、大きな特徴である。この磁石の製造方法は、特開
昭５９−４６００８号公報に記載されているように、所
定の組成からなる鋳造インゴットを平均３〜５即に粉砕
、有機バインダーを添加混練した後、磁場中でプレス成
形して得られた成形体を、９００〜１２００″ｃＡｒガ
ス中で約１時間焼結された後、室温まで急冷される。焼
結後６００℃前後の温度で時効処理を施すと保磁力が向
上する。
種電気製品から医療関係機器まで広い分野で使用される
重要な機能材料であり、近年の機器小型化、高効率化の
要求から、より高性能永久磁石が求められている。ＲＦ
ｅＢ系磁石は、Ｓ＋ｗＣｏ系磁石と比較して高磁気特性
であり、資源的に豊富なＮｄ、 Ｐｒ等の軽希土類元素
が主に使用され、しかも必ずしもＣｏを必要としないこ
とが、大きな特徴である。この磁石の製造方法は、特開
昭５９−４６００８号公報に記載されているように、所
定の組成からなる鋳造インゴットを平均３〜５即に粉砕
、有機バインダーを添加混練した後、磁場中でプレス成
形して得られた成形体を、９００〜１２００″ｃＡｒガ
ス中で約１時間焼結された後、室温まで急冷される。焼
結後６００℃前後の温度で時効処理を施すと保磁力が向
上する。
ＲＦｅＢ系磁石は、結晶磁気異方性エネルギーの高い正
方晶Ｎｄ１Ｆｅ１４Ｂを主相とする結晶粒とＮｄ−ｒｉ
ｃｈ相やＢ−ｒｉｃｈ相を含む粒界相とから構成されて
おり、特に高保磁力を示す磁石は結晶粒界付近が非常に
滑らかになっており、格子歪みや欠陥等が見られないこ
とが特徴である。この粒界付近の結晶の完全性を達成さ
せるには、焼結後の６００℃前後の熱処理が有効に作用
し、高保磁力を発生させている。
方晶Ｎｄ１Ｆｅ１４Ｂを主相とする結晶粒とＮｄ−ｒｉ
ｃｈ相やＢ−ｒｉｃｈ相を含む粒界相とから構成されて
おり、特に高保磁力を示す磁石は結晶粒界付近が非常に
滑らかになっており、格子歪みや欠陥等が見られないこ
とが特徴である。この粒界付近の結晶の完全性を達成さ
せるには、焼結後の６００℃前後の熱処理が有効に作用
し、高保磁力を発生させている。
（Ｍ、Ｓａｇａｗａ ｅｔ ａｌＨＪ、Ａｐｐｌ、Ｐｈ
ｙｓ、５５（１９８４）ｐ、２０８３）一方いくつかの
問題点も指摘されている。一つは５ＩＩＩＣｏ系磁石の
場合と異なり、ＲＦｅＢ系磁石は焼結時の熱収縮に磁場
配向方向と、その直角方向とで約ｌＯ％程度の差異が生
しるために、特にリング状の金型ブレスで径方向に配向
された磁石の場合、ＳｍＣｏ系等では同心円状金型でよ
いのに対して、熱収縮の異方性を考慮した高価な楕円形
金型を用いなければならない０次に防錆の問題も大きく
、この磁石の錆発生は特にＢ−ｒｉｃｈ相の耐触性が主
相及びＮｂ−ｒｉｃｈ相に比較して低いことに起因して
いる。
ｙｓ、５５（１９８４）ｐ、２０８３）一方いくつかの
問題点も指摘されている。一つは５ＩＩＩＣｏ系磁石の
場合と異なり、ＲＦｅＢ系磁石は焼結時の熱収縮に磁場
配向方向と、その直角方向とで約ｌＯ％程度の差異が生
しるために、特にリング状の金型ブレスで径方向に配向
された磁石の場合、ＳｍＣｏ系等では同心円状金型でよ
いのに対して、熱収縮の異方性を考慮した高価な楕円形
金型を用いなければならない０次に防錆の問題も大きく
、この磁石の錆発生は特にＢ−ｒｉｃｈ相の耐触性が主
相及びＮｂ−ｒｉｃｈ相に比較して低いことに起因して
いる。
（参考：杉本克久他 金属学会 ｌＯ１回秋期大会６０
４）これに対して防錆方法として、多くは表面にエポキ
シのコーティング、湿式Ｎｉメツキ、＾１１Ｎｉのイオ
ンブレーティング等、保護膜を形成することによって対
処している。これらの処理によって工程も増えコスト高
の原因にもなっている。
４）これに対して防錆方法として、多くは表面にエポキ
シのコーティング、湿式Ｎｉメツキ、＾１１Ｎｉのイオ
ンブレーティング等、保護膜を形成することによって対
処している。これらの処理によって工程も増えコスト高
の原因にもなっている。
本発明は、上記問題点を解決するために提案されるもの
であって、磁場配向による熱収縮の異方性に起因する焼
結後の変形を抑えること、及・び錆にくいＮｄＦｅＢ系
磁石の製法を提供することを目的とする。
であって、磁場配向による熱収縮の異方性に起因する焼
結後の変形を抑えること、及・び錆にくいＮｄＦｅＢ系
磁石の製法を提供することを目的とする。
本発明による希土類磁石の製造方法は、Ｒの一種または
二種以上とボロンとＦｅとを主成分とするＲＦｅＢ系磁
石を粉末冶金法により希土類磁石を製造する方法に於い
て、前記ＲＦｅＢ系磁石粉をプレス成形した後、４００
〜９００℃の温度範囲で焼結しポーラスな磁石を作製す
る。それを溶融合金Ｎｄ、 Ｆｅ＋□（ｘ ＝０．６５
〜０．８５）に一定時間浸漬することを特徴とする。
二種以上とボロンとＦｅとを主成分とするＲＦｅＢ系磁
石を粉末冶金法により希土類磁石を製造する方法に於い
て、前記ＲＦｅＢ系磁石粉をプレス成形した後、４００
〜９００℃の温度範囲で焼結しポーラスな磁石を作製す
る。それを溶融合金Ｎｄ、 Ｆｅ＋□（ｘ ＝０．６５
〜０．８５）に一定時間浸漬することを特徴とする。
ＲＦｅＢ磁石粉磁石粉プレス型形体０〜９０（１℃の温
度範囲で焼結するとポーラスな磁石状態になる。それを
６４０〜９００℃の温度範囲で溶融したＮｄ、 Ｆｅ＋
−ｘ合金へ浸漬することによってＮｄｘＦｅ＋−ｘ合金
が染み込み、ＮｄＦｅＢ磁石粉末粒子の周囲を液相状態
で囲む。また浸漬しているときの温度と時間が前述した
高保磁力を生しさせる熱処理効果も同時に果たす。以上
の様に低温焼結して作製された磁石では、従来問題とな
っている焼結時の異方的な熱収縮に対して有効であり、
従来の金型の使用を可能とするものである。更に本磁石
のように、ニュークリエーションタイプの保磁力機構を
もつ磁石において、過焼結がもたらす結晶粒径の粗大化
に起因する保磁力の低下に対しても、本発明は有効な手
段である。またＮｄｘ Ｆｅ＋−ｘはＮｄ−ｒｉｃｈ相
の役割を果たし、保磁力発生機構に必要な粒界相を形成
することができる。
度範囲で焼結するとポーラスな磁石状態になる。それを
６４０〜９００℃の温度範囲で溶融したＮｄ、 Ｆｅ＋
−ｘ合金へ浸漬することによってＮｄｘＦｅ＋−ｘ合金
が染み込み、ＮｄＦｅＢ磁石粉末粒子の周囲を液相状態
で囲む。また浸漬しているときの温度と時間が前述した
高保磁力を生しさせる熱処理効果も同時に果たす。以上
の様に低温焼結して作製された磁石では、従来問題とな
っている焼結時の異方的な熱収縮に対して有効であり、
従来の金型の使用を可能とするものである。更に本磁石
のように、ニュークリエーションタイプの保磁力機構を
もつ磁石において、過焼結がもたらす結晶粒径の粗大化
に起因する保磁力の低下に対しても、本発明は有効な手
段である。またＮｄｘ Ｆｅ＋−ｘはＮｄ−ｒｉｃｈ相
の役割を果たし、保磁力発生機構に必要な粒界相を形成
することができる。
ＮｄＸＦｅ＋−ｘ合金組成は、Ｘ＜０．６５或いはｘ〉
０゜８５の範囲に於いては、該合金の融点が９００℃以
上となり、焼結温度がＲＦｅｌｌの最適時効処理温度以
上となり得られる磁石特性の極端な低下をきたす事から
、０．６５≦Ｘ≦０．８５の範囲に限定されるものであ
る。更にｘ＝０．７５が最も融点（６４０℃）が低く最
適の＆１１戒である。更に、熱処理雰囲気は、ｌＸｌ０
−３Ｔｏｒｒより高真空であれば特に問題がない。
０゜８５の範囲に於いては、該合金の融点が９００℃以
上となり、焼結温度がＲＦｅｌｌの最適時効処理温度以
上となり得られる磁石特性の極端な低下をきたす事から
、０．６５≦Ｘ≦０．８５の範囲に限定されるものであ
る。更にｘ＝０．７５が最も融点（６４０℃）が低く最
適の＆１１戒である。更に、熱処理雰囲気は、ｌＸｌ０
−３Ｔｏｒｒより高真空であれば特に問題がない。
以下、本発明について実施例に基づき詳細に説明する。
出発原料としては、純度９９．９％の電解鉄５フエロボ
ロン、純度９９．７％以上のＮｄを用いた。ニュークリ
エーション・タイプのＮｄＦｅＢ系磁石の場合は先に述
べたようにＮｄ、Ｆｅ＋ａＢ主相とＮｄ−ｒｉｃｈ粒界
相が重要であるために、−船釣に主相の組成よりもＮｄ
を多く配合する必要があるが、本製法では主相の＆［ｌ
威だけでもよい。
ロン、純度９９．７％以上のＮｄを用いた。ニュークリ
エーション・タイプのＮｄＦｅＢ系磁石の場合は先に述
べたようにＮｄ、Ｆｅ＋ａＢ主相とＮｄ−ｒｉｃｈ粒界
相が重要であるために、−船釣に主相の組成よりもＮｄ
を多く配合する必要があるが、本製法では主相の＆［ｌ
威だけでもよい。
〔実施例１〕
（１） Ｎｄ１３ａｔ％、 Ｐｅ８１ａＬ％、 Ｂ６ａ
ｔ％を中心に、１ｉｄＦｅ、 Ｂ量を変えたものを原料
とする。勿論Ｎｄｏ替わりにＰｒや口ｙなど他の希土類
元素あるいは、Ｆｅの替わりにＣｏ等他の遷移金属を置
換することは可能である。
ｔ％を中心に、１ｉｄＦｅ、 Ｂ量を変えたものを原料
とする。勿論Ｎｄｏ替わりにＰｒや口ｙなど他の希土類
元素あるいは、Ｆｅの替わりにＣｏ等他の遷移金属を置
換することは可能である。
（２）溶解はＡｒ雰囲気中のアーク炉を用いた。粉砕は
スタンプミルにより８０メツシユ以下に粉砕した後、ジ
ェットミルにて微粉砕し、ＮｄＦｅ合金［石粉は約ｌＯ
−に調整した。
スタンプミルにより８０メツシユ以下に粉砕した後、ジ
ェットミルにて微粉砕し、ＮｄＦｅ合金［石粉は約ｌＯ
−に調整した。
（３） これらの混合粉を同心円状のリング金型に充
填し、約２０ｋＯｅの磁場で配向させた後、プレスし成
形品とした。
填し、約２０ｋＯｅの磁場で配向させた後、プレスし成
形品とした。
（４） それをＩ Ｘ １０− ’ ｔｏｒｒ以上の
真空中で３５０℃で０．５時間脱ガスを行い、８００℃
で０．５時間熱処理すると、焼結密度の低いポーラスな
仮焼結体になる。
真空中で３５０℃で０．５時間脱ガスを行い、８００℃
で０．５時間熱処理すると、焼結密度の低いポーラスな
仮焼結体になる。
（５）次にＮｄｏ、 ｔｓＦｅｏ、 ｚｓ金合金７００
℃の融液中にその仮焼結体を約１０時間浸漬させ、融液
を充分に染み込ませた。ここで得られた磁気特性は表１
に示した。Ｎｄ＋Ｉ Ｆｅ＋−＋＋合金の組成は０．６
５≦Ｘ≦０．８５の範囲が有効であるが、ｘ＝０．７５
が最も融点が低く好ましかった。またＸ＜０．６５或い
は！ ＞０．８５の範囲は融点が９００℃以上になりＮ
ｄＦｅＢ Ｎ石原料の最適時効処理温度より高すぎ、磁
石特性が極端に低下した。
℃の融液中にその仮焼結体を約１０時間浸漬させ、融液
を充分に染み込ませた。ここで得られた磁気特性は表１
に示した。Ｎｄ＋Ｉ Ｆｅ＋−＋＋合金の組成は０．６
５≦Ｘ≦０．８５の範囲が有効であるが、ｘ＝０．７５
が最も融点が低く好ましかった。またＸ＜０．６５或い
は！ ＞０．８５の範囲は融点が９００℃以上になりＮ
ｄＦｅＢ Ｎ石原料の最適時効処理温度より高すぎ、磁
石特性が極端に低下した。
〔実施例２〕
仮焼結体の密度を大きく左右する焼結温度と磁気特性の
関連を表２に示す。
関連を表２に示す。
〔実施例３〕
Ｎｄを他の希土類と置換した場合の磁石を実施例１と同
様にして製造し、その特性を表３に示す。
様にして製造し、その特性を表３に示す。
表 １ 但し Ｎｄ、 Ｆｅ、−、のｘ ＝
０．７５表 但し Ｎｄ ｓＦｅｓ＋Ｂａ 表 但し焼結温度８００ ℃、ＮｄＸ Ｆｅ。
０．７５表 但し Ｎｄ ｓＦｅｓ＋Ｂａ 表 但し焼結温度８００ ℃、ＮｄＸ Ｆｅ。
（ｘ＝０．７５）
〔発明の効果〕
以上述べたように、本発明のＲＦｅＢの成形棒を低温で
仮焼結し、それをＮｄＦｅ合金の融液中に浸漬し、通常
の焼結温度（約１１００℃）よりも約４００ ’Ｃも低
く、しかもＮｄＦｅ合金による焼結とＲＦｅＢ系磁石に
対する時効処理が同時に進行するために、熱処理工程が
一工程少なくできる。又、低温熱処理のために作製され
た磁石は熱収縮率の異方性も見られず、特殊な金型を必
要としないなど工業的に多大な効果を得ることができる
。
仮焼結し、それをＮｄＦｅ合金の融液中に浸漬し、通常
の焼結温度（約１１００℃）よりも約４００ ’Ｃも低
く、しかもＮｄＦｅ合金による焼結とＲＦｅＢ系磁石に
対する時効処理が同時に進行するために、熱処理工程が
一工程少なくできる。又、低温熱処理のために作製され
た磁石は熱収縮率の異方性も見られず、特殊な金型を必
要としないなど工業的に多大な効果を得ることができる
。
本来ＲＦｅＢ系磁石に於いては、その優れたｔｎ磁気特
性ＲＪｅ、４Ｂの化合物が有する一軸異方性と磁気モー
メントによるものであり、添加されたＮｄ）、ＦｅはＲ
ＦｅＢの粒子を液相状態で囲み、この粒界付近の結晶の
完全性を達威し、更に磁気特性を向上させるものである
。それ故ＮｄＦｅＢ、 ＰｒＦｅＢ、 ＤｙＦｅＢ以外
のＲＦｅＢ系磁石に対しても、本発明は効果的な方法で
あることは明らかである。
性ＲＪｅ、４Ｂの化合物が有する一軸異方性と磁気モー
メントによるものであり、添加されたＮｄ）、ＦｅはＲ
ＦｅＢの粒子を液相状態で囲み、この粒界付近の結晶の
完全性を達威し、更に磁気特性を向上させるものである
。それ故ＮｄＦｅＢ、 ＰｒＦｅＢ、 ＤｙＦｅＢ以外
のＲＦｅＢ系磁石に対しても、本発明は効果的な方法で
あることは明らかである。
以上
Claims (1)
- 希土類元素（Ｒ）の一種または二種以上とボロンとＦ
ｅとを主成分とするＲＦｅＢ系磁石を粉末冶金法により
希土類磁石を製造する方法に於いて、前記ＲＦｅＢ系磁
石粉をプレス成形した後、４００〜９００℃の温度範囲
でポーラスな焼結体とし、それを溶融合金Ｎｄ＿ｘＦｅ
１−ｘ（ｘ＝０．６５〜０．８５）に一定時間浸漬する
ことを特徴とする希土類磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1216296A JPH0644526B2 (ja) | 1989-08-23 | 1989-08-23 | 希土類磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1216296A JPH0644526B2 (ja) | 1989-08-23 | 1989-08-23 | 希土類磁石の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0380508A true JPH0380508A (ja) | 1991-04-05 |
| JPH0644526B2 JPH0644526B2 (ja) | 1994-06-08 |
Family
ID=16686312
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1216296A Expired - Lifetime JPH0644526B2 (ja) | 1989-08-23 | 1989-08-23 | 希土類磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0644526B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5641363A (en) * | 1993-12-27 | 1997-06-24 | Tdk Corporation | Sintered magnet and method for making |
| WO2007135981A1 (ja) * | 2006-05-18 | 2007-11-29 | Hitachi Metals, Ltd. | Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系多孔質磁石およびその製造方法 |
| WO2008065903A1 (en) * | 2006-11-30 | 2008-06-05 | Hitachi Metals, Ltd. | R-Fe-B MICROCRYSTALLINE HIGH-DENSITY MAGNET AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF |
| JP2009123968A (ja) * | 2007-11-15 | 2009-06-04 | Hitachi Metals Ltd | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石用多孔質材料およびその製造方法 |
| JP5196080B2 (ja) * | 2010-09-15 | 2013-05-15 | トヨタ自動車株式会社 | 希土類磁石の製造方法 |
-
1989
- 1989-08-23 JP JP1216296A patent/JPH0644526B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5641363A (en) * | 1993-12-27 | 1997-06-24 | Tdk Corporation | Sintered magnet and method for making |
| WO2007135981A1 (ja) * | 2006-05-18 | 2007-11-29 | Hitachi Metals, Ltd. | Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系多孔質磁石およびその製造方法 |
| JP4873008B2 (ja) * | 2006-05-18 | 2012-02-08 | 日立金属株式会社 | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系多孔質磁石およびその製造方法 |
| US8268093B2 (en) | 2006-05-18 | 2012-09-18 | Hitachi Metals, Ltd. | R-Fe-B porous magnet and method for producing the same |
| WO2008065903A1 (en) * | 2006-11-30 | 2008-06-05 | Hitachi Metals, Ltd. | R-Fe-B MICROCRYSTALLINE HIGH-DENSITY MAGNET AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF |
| JPWO2008065903A1 (ja) * | 2006-11-30 | 2010-03-04 | 日立金属株式会社 | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系微細結晶高密度磁石およびその製造方法 |
| US8128758B2 (en) | 2006-11-30 | 2012-03-06 | Hitachi Metals, Ltd. | R-Fe-B microcrystalline high-density magnet and process for production thereof |
| JP4924615B2 (ja) * | 2006-11-30 | 2012-04-25 | 日立金属株式会社 | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系微細結晶高密度磁石およびその製造方法 |
| JP2009123968A (ja) * | 2007-11-15 | 2009-06-04 | Hitachi Metals Ltd | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石用多孔質材料およびその製造方法 |
| JP5196080B2 (ja) * | 2010-09-15 | 2013-05-15 | トヨタ自動車株式会社 | 希土類磁石の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0644526B2 (ja) | 1994-06-08 |
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