JPH05135929A - 希土類磁石並びに希土類磁石用合金粉末とその製造方法 - Google Patents
希土類磁石並びに希土類磁石用合金粉末とその製造方法Info
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- JPH05135929A JPH05135929A JP3323779A JP32377991A JPH05135929A JP H05135929 A JPH05135929 A JP H05135929A JP 3323779 A JP3323779 A JP 3323779A JP 32377991 A JP32377991 A JP 32377991A JP H05135929 A JPH05135929 A JP H05135929A
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- 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
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- 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
Abstract
(57)【要約】
【目的】 ｉＨｃと（ＢＨ）ｍａｘを向上させ、５ｋＧ
以上の残留磁束密度Ｂｒを有し安定した工業生産が可能
なＦｅ3Ｂ型Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系磁石の製造方法
の確立とハードフェライト磁石の代替えとしての高性能
ボンド磁石を安価に提供すること。 【構成】 希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ
−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ（Ｐｒ，Ｎｄ）−Ｍ（Ｃｕ，Ｇａ）系合
金溶湯を超急冷法にて実質的に９０％以上をアモルファ
ス組織となし、５００℃以上から１〜１０℃／分の昇温
速度で昇温した後、５５０〜７００℃で５分〜６時間保
持する熱処理を施して、Ｆｅ3Ｂ型結晶構造相を主相と
して特定量のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造相を有し、ｉＨ
ｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧ
Ｏｅの磁気特性を有する磁石用合金粉末を得る。
以上の残留磁束密度Ｂｒを有し安定した工業生産が可能
なＦｅ3Ｂ型Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系磁石の製造方法
の確立とハードフェライト磁石の代替えとしての高性能
ボンド磁石を安価に提供すること。 【構成】 希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ
−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ（Ｐｒ，Ｎｄ）−Ｍ（Ｃｕ，Ｇａ）系合
金溶湯を超急冷法にて実質的に９０％以上をアモルファ
ス組織となし、５００℃以上から１〜１０℃／分の昇温
速度で昇温した後、５５０〜７００℃で５分〜６時間保
持する熱処理を施して、Ｆｅ3Ｂ型結晶構造相を主相と
して特定量のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造相を有し、ｉＨ
ｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧ
Ｏｅの磁気特性を有する磁石用合金粉末を得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、モーターやアクチュ
エーターなどに最適な希土類焼結磁石やボンド磁石に係
り、希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ−Ｃｏ
−Ｂ−Ｒ合金溶湯を超急冷法にてアモルファス組織とな
し、特定の熱処理にて微細結晶集合体を得ることによ
り、ハードフェライト磁石では得られなかった５ｋＧ以
上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石に最適の希土
類磁石用合金粉末を得る製造方法に関する。
エーターなどに最適な希土類焼結磁石やボンド磁石に係
り、希土類元素の含有量が少ない特定組成のＦｅ−Ｃｏ
−Ｂ−Ｒ合金溶湯を超急冷法にてアモルファス組織とな
し、特定の熱処理にて微細結晶集合体を得ることによ
り、ハードフェライト磁石では得られなかった５ｋＧ以
上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石に最適の希土
類磁石用合金粉末を得る製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】電装品用モーターやアクチュエーターな
どに使用される永久磁石は主にハードフェライト磁石に
限定されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低温減
磁、セラミックス材質のために機械的強度が低くて割
れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形状が得難いことな
どの問題があった。
どに使用される永久磁石は主にハードフェライト磁石に
限定されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低温減
磁、セラミックス材質のために機械的強度が低くて割
れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形状が得難いことな
どの問題があった。
【０００３】今日、自動車は省資源のため車両の軽量化
による燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装
品はより一層の小型、軽量化が求められている。また、
自動車用電装品以外の家電用モーターなどの用途におい
ても、性能対重量比を最大にするための設計が検討され
ており、現在のモーター構造では磁石材料としてＢｒが
５〜７ｋＧ程度のものが最適とされている。すなわち、
使用する磁石材料のＢｒが８ｋＧ以上の場合、現在のモ
ーター構造では磁路となる回転子やステーターの鉄板の
断面積を増大させる必要があり、重量の増大を招来する
が、Ｂｒが５〜７ｋＧであれば性能対重量比を最大にす
ることができる。
による燃費の向上が強く要求されており、自動車用電装
品はより一層の小型、軽量化が求められている。また、
自動車用電装品以外の家電用モーターなどの用途におい
ても、性能対重量比を最大にするための設計が検討され
ており、現在のモーター構造では磁石材料としてＢｒが
５〜７ｋＧ程度のものが最適とされている。すなわち、
使用する磁石材料のＢｒが８ｋＧ以上の場合、現在のモ
ーター構造では磁路となる回転子やステーターの鉄板の
断面積を増大させる必要があり、重量の増大を招来する
が、Ｂｒが５〜７ｋＧであれば性能対重量比を最大にす
ることができる。
【０００４】従って、小型モーター用の磁石材料は磁気
特性的には特に５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒが要求さ
れているが、従来のハードフェライト磁石では得ること
ができない。例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石ではか
かる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元反応
に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄ等を１０
〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライト磁石
に比較して著しく高価であり、現在のところ大量生産が
可能で安価に提供できるＢｒが５〜７ｋＧ程度の磁石材
料は、見出されていない。
特性的には特に５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒが要求さ
れているが、従来のハードフェライト磁石では得ること
ができない。例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石ではか
かる磁気特性を満足するが、金属の分離精製や還元反応
に多大の工程並びに大規模な設備を要するＮｄ等を１０
〜１５ａｔ％含有しているため、ハードフェライト磁石
に比較して著しく高価であり、現在のところ大量生産が
可能で安価に提供できるＢｒが５〜７ｋＧ程度の磁石材
料は、見出されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】一方、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅＰｈｙｓ．、Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この磁石材
料はアモルファスリボンを熱処理することにより、Ｆｅ
3ＢとＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集合組織を有する準安定構造
であるが、ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ程度と高くなく、また
このｉＨｃを得るための熱処理条件が狭く限定され、工
業生産上実用的でない。
系磁石において、最近、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅＰｈｙｓ．、Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この磁石材
料はアモルファスリボンを熱処理することにより、Ｆｅ
3ＢとＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶集合組織を有する準安定構造
であるが、ｉＨｃが２〜３ｋＯｅ程度と高くなく、また
このｉＨｃを得るための熱処理条件が狭く限定され、工
業生産上実用的でない。
【０００６】このＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材
料に添加元素を加えて多成分化し、性能向上を図った研
究が発表されている。その１つは希土類元素にＮｄのほ
かにＤｙとＴｂを用いてｉＨｃの向上を図るものである
が、高価な元素を添加する問題のほか、添加希土類元素
はその磁気モーメントがＮｄやＦｅの磁気モーメントと
反平行して結合するため磁化が減少する問題がある
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍ
ａｔ、８３（１９９０）２２８〜２３０頁）。
料に添加元素を加えて多成分化し、性能向上を図った研
究が発表されている。その１つは希土類元素にＮｄのほ
かにＤｙとＴｂを用いてｉＨｃの向上を図るものである
が、高価な元素を添加する問題のほか、添加希土類元素
はその磁気モーメントがＮｄやＦｅの磁気モーメントと
反平行して結合するため磁化が減少する問題がある
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ、Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍ
ａｔ、８３（１９９０）２２８〜２３０頁）。
【０００７】他の研究（Ｓｈｅｎ Ｂａｏ−ｇｅｎら、
Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａｔ、８９（１９９１）３
３５〜３４０頁）として、 Ｆｅの一部をＣｏにて置換
してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数を改善
するものであるが、Ｃｏの添加にともないｉＨｃを低下
させる問題がある。
Ｊ．Ｍａｇｎ，Ｍａｇｎ，Ｍａｔ、８９（１９９１）３
３５〜３４０頁）として、 Ｆｅの一部をＣｏにて置換
してキュリー温度を上昇させ、ｉＨｃの温度係数を改善
するものであるが、Ｃｏの添加にともないｉＨｃを低下
させる問題がある。
【０００８】いずれにしてもＦｅ3Ｂ型Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ
系磁石は、超急冷法によりアモルファス化した後、熱処
理してハード磁石材料化できるが、ｉＨｃが低く、かつ
前記熱処理条件が苛酷であり、添加元素にて高ｉＨｃ化
を図ると磁気エネルギー積が低下するなど、安定した工
業生産ができず、ハードフェライト磁石の代替えとして
安価に提供することができない。
系磁石は、超急冷法によりアモルファス化した後、熱処
理してハード磁石材料化できるが、ｉＨｃが低く、かつ
前記熱処理条件が苛酷であり、添加元素にて高ｉＨｃ化
を図ると磁気エネルギー積が低下するなど、安定した工
業生産ができず、ハードフェライト磁石の代替えとして
安価に提供することができない。
【０００９】また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金をアモルファ
ス化するためには、超急冷時のロール周速度を著しく速
くする必要があり、製品の回収率や歩留りが低下する問
題があり、さらにＦｅ基合金であることから、保存時の
腐食が進行し易く、長期間の保存により初期の磁気特性
が維持できずに劣化する問題があった。
ス化するためには、超急冷時のロール周速度を著しく速
くする必要があり、製品の回収率や歩留りが低下する問
題があり、さらにＦｅ基合金であることから、保存時の
腐食が進行し易く、長期間の保存により初期の磁気特性
が維持できずに劣化する問題があった。
【００１０】この発明は、Ｆｅ3Ｂ型Ｆｅ−Ｂ−Ｒ系磁
石（Ｒは希土類元素）に着目して、ｉＨｃと（ＢＨ）ｍ
ａｘを向上させ、安定した工業生産が可能な製造方法の
確立と、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有しハードフ
ェライト磁石の代替えとして安価に提供できるＦｅ3Ｂ
型Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を目的としている。
石（Ｒは希土類元素）に着目して、ｉＨｃと（ＢＨ）ｍ
ａｘを向上させ、安定した工業生産が可能な製造方法の
確立と、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有しハードフ
ェライト磁石の代替えとして安価に提供できるＦｅ3Ｂ
型Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を目的としている。
【００１１】
【課題を解決するための手段】この発明は、Ｆｅ3Ｂ型
系Ｆｅ−Ｂ−Ｒ磁石のｉＨｃと（ＢＨ）ｍａｘを向上さ
せ、安定した工業生産が可能な製造方法を目的に種々検
討した結果、希土類元素の含有量が少なく、Ｃｏ及びＧ
ａ、Ｃｕの少なくとも１種を少量添加した鉄基の特定組
成の合金溶湯を超急冷法にてアモルファス組織となし、
特定の昇温速度による熱処理にて微細結晶集合体を得る
ことにより、ハードフェライト磁石では得られなかった
５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石に最
適の希土類磁石用合金粉末が得られることを知見し、こ
の発明を完成した。
系Ｆｅ−Ｂ−Ｒ磁石のｉＨｃと（ＢＨ）ｍａｘを向上さ
せ、安定した工業生産が可能な製造方法を目的に種々検
討した結果、希土類元素の含有量が少なく、Ｃｏ及びＧ
ａ、Ｃｕの少なくとも１種を少量添加した鉄基の特定組
成の合金溶湯を超急冷法にてアモルファス組織となし、
特定の昇温速度による熱処理にて微細結晶集合体を得る
ことにより、ハードフェライト磁石では得られなかった
５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するボンド磁石に最
適の希土類磁石用合金粉末が得られることを知見し、こ
の発明を完成した。
【００１２】この発明は、組成式をＦｅ100-x-y-zＣｏx
ＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２
種、ＭはＣｕまたはＧａの１種または２種）と表し、組
成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足
し、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が０．０１
〜０．１μｍの微細結晶集合体からなることを特徴とす
る希土類磁石である。 ０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦６ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
ＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２
種、ＭはＣｕまたはＧａの１種または２種）と表し、組
成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足
し、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が０．０１
〜０．１μｍの微細結晶集合体からなることを特徴とす
る希土類磁石である。 ０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦６ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％
【００１３】また、この発明は、組成式をＦｅ
100-x-y-zＣｏxＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮｄ
の１種または２種、ＭはＣｕまたはＧａの１種または２
種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが
上述の値を満足し、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2
Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶
粒径が０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体からな
り、平均粒径が３〜５００μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧２
ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅで
あることを特徴とする希土類磁石用合金粉末である。
100-x-y-zＣｏxＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮｄ
の１種または２種、ＭはＣｕまたはＧａの１種または２
種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが
上述の値を満足し、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2
Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶
粒径が０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体からな
り、平均粒径が３〜５００μｍ、磁気特性がｉＨｃ≧２
ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅで
あることを特徴とする希土類磁石用合金粉末である。
【００１４】また、この発明は、（１）組成式をＦｅ
100-x-y-zＣｏxＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮｄ
の１種または２種、ＭはＣｕまたはＧａの１種または２
種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが
上述の値を満足する合金溶湯を超急冷法にて実質的に９
０％以上をアモルファス組織となし、（２）さらに熱処
理に際し５００℃からの昇温速度を１〜１０℃／分で昇
温して５５０〜７００℃で５分〜６時間保持する熱処理
を施し、（３）Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ
14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径
が０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体を得たのち、
（４）これを粉砕して磁石用合金粉末を得ることを特徴
とする希土類磁石用合金粉末の製造方法である。
100-x-y-zＣｏxＢyＲzＭw （但しＲはＰｒまたはＮｄ
の１種または２種、ＭはＣｕまたはＧａの１種または２
種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが
上述の値を満足する合金溶湯を超急冷法にて実質的に９
０％以上をアモルファス組織となし、（２）さらに熱処
理に際し５００℃からの昇温速度を１〜１０℃／分で昇
温して５５０〜７００℃で５分〜６時間保持する熱処理
を施し、（３）Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ
14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径
が０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体を得たのち、
（４）これを粉砕して磁石用合金粉末を得ることを特徴
とする希土類磁石用合金粉末の製造方法である。
【００１５】
【作用】この発明は、希土類元素の含有量が少ない特定
組成のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系合金溶湯を超急冷法に
て実質的に９０％以上をアモルファス組織となすと、特
定量のＣｏを含有するためアモルファス薄帯の回収率が
著しく向上し、さらに得られたフレーク、リボンを５０
０℃以上から１〜１０℃／分の昇温速度で昇温した後、
５５０〜７００℃で５分〜６時間保持する熱処理を施す
ことにより、平均結晶粒径が０．０１〜０．１μｍの微
細結晶集合体となり、主相のＦｅ3Ｂ型化合物相のほ
か、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造相を有する強磁性相の量
比が増大し、α−Ｆｅ相が減少し、ＣｕまたはＧａを含
有するためＣｏを含有してもｉＨｃの低下がなく、さら
に減磁曲線の角型性が改善されることにより、ｉＨｃ≧
２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅ
の磁気特性が得られ、さらにこれを粉砕して磁石用合金
粉末化することによって、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂ
ｒを有するボンド磁石に最適のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ
系磁石用合金粉末を得ることができ、また焼結磁石化す
ることにより従来のアルニコ系磁石と同等以上の磁気特
性を得ることができる。
組成のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系合金溶湯を超急冷法に
て実質的に９０％以上をアモルファス組織となすと、特
定量のＣｏを含有するためアモルファス薄帯の回収率が
著しく向上し、さらに得られたフレーク、リボンを５０
０℃以上から１〜１０℃／分の昇温速度で昇温した後、
５５０〜７００℃で５分〜６時間保持する熱処理を施す
ことにより、平均結晶粒径が０．０１〜０．１μｍの微
細結晶集合体となり、主相のＦｅ3Ｂ型化合物相のほ
か、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造相を有する強磁性相の量
比が増大し、α−Ｆｅ相が減少し、ＣｕまたはＧａを含
有するためＣｏを含有してもｉＨｃの低下がなく、さら
に減磁曲線の角型性が改善されることにより、ｉＨｃ≧
２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅ
の磁気特性が得られ、さらにこれを粉砕して磁石用合金
粉末化することによって、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂ
ｒを有するボンド磁石に最適のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ
系磁石用合金粉末を得ることができ、また焼結磁石化す
ることにより従来のアルニコ系磁石と同等以上の磁気特
性を得ることができる。
【００１６】組成の限定理由 希土類元素ＲはＰｒまたはＮｄの１種また２種を特定量
含有のときのみ、高い磁気特性が得られ、他の希土類、
例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２ｋＯｅ以上の特性が得
られず、またＳｍ以降の中希土類元素、重希土類元素は
磁気特性の劣化を招来するとともに磁石を高価格にする
ため好ましくない。Ｒは、３ａｔ％未満では２ｋＯｅ以
上のｉＨｃが得られず、また６ａｔ％を超えるとＦｅ3
Ｂ相が生成せず、α−Ｆｅ相が主相となってｉＨｃは著
しく低下するので好ましくないため、３〜６ａｔ％の範
囲とする。
含有のときのみ、高い磁気特性が得られ、他の希土類、
例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２ｋＯｅ以上の特性が得
られず、またＳｍ以降の中希土類元素、重希土類元素は
磁気特性の劣化を招来するとともに磁石を高価格にする
ため好ましくない。Ｒは、３ａｔ％未満では２ｋＯｅ以
上のｉＨｃが得られず、また６ａｔ％を超えるとＦｅ3
Ｂ相が生成せず、α−Ｆｅ相が主相となってｉＨｃは著
しく低下するので好ましくないため、３〜６ａｔ％の範
囲とする。
【００１７】Ｂは、１６ａｔ％未満および２２ａｔ％を
超えると２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１６
〜２２ａｔ％の範囲とする。
超えると２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、１６
〜２２ａｔ％の範囲とする。
【００１８】Ｃｏは、ｉＨｃ及び減磁曲線の角型性の向
上改善に有効であるが、０．０５ａｔ％未満ではかかる
効果が得られず、１５ａｔ％を超えるとｉＨｃは著しく
低下し、２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、０．
０５〜１５ａｔ％の範囲とする。
上改善に有効であるが、０．０５ａｔ％未満ではかかる
効果が得られず、１５ａｔ％を超えるとｉＨｃは著しく
低下し、２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られないため、０．
０５〜１５ａｔ％の範囲とする。
【００１９】Ｃｕ及びＧａは熱処理温度範囲を拡大して
減磁曲線の角型性を改善し、磁気特性のＢｒ、（ＢＨ）
ｍａｘを増大させる効果を有し、かかる効果を得るには
少なくとも０．１ａｔ％以上の添加が必要であるが、３
ａｔ％を超えるとかえって角型性を劣化させ、（ＢＨ）
ｍａｘも低下するため、０．１〜３ａｔ％の範囲とす
る。
減磁曲線の角型性を改善し、磁気特性のＢｒ、（ＢＨ）
ｍａｘを増大させる効果を有し、かかる効果を得るには
少なくとも０．１ａｔ％以上の添加が必要であるが、３
ａｔ％を超えるとかえって角型性を劣化させ、（ＢＨ）
ｍａｘも低下するため、０．１〜３ａｔ％の範囲とす
る。
【００２０】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占める。
【００２１】製造条件の限定理由 この発明において、上述の特定組成の合金溶湯を超急冷
法にてアモルファスとなし、５００℃以上から１〜１０
℃／分の昇温速度で昇温した後、５５０〜７００℃で５
分〜６時間保持する熱処理を施すことにより、熱力学的
には準安定相であるＦｅ3Ｂ型化合物とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型
結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が０．
０１〜０．１μｍの微細結晶集合体として得ることが最
も重要であり、合金溶湯の超急冷処理には公知の回転ロ
ールを用いた超急冷法を採用することができるが、実質
的に９０％以上をアモルファスとなす必要がある。例え
ばＣｕ製ロールを用いる場合は、そのロール表面周速度
が１０〜５０ｍ／秒の範囲が好適な組織が得られるため
好ましい。すなわち周速度が１０ｍ／秒未満ではアモル
ファスとならずα−Ｆｅ相の析出量が増大して好ましく
なく、ロール表面周速度が５０ｍ／秒を超えると、急冷
された合金が連続的なリボンとして生成せず、合金片が
飛散し、装置から合金を回収する際の回収率や回収能率
が低下して好ましくない。ただし、微量のα−Ｆｅ相が
急冷薄帯中に存在しても特性を著しく低下させるもので
なく許容される。
法にてアモルファスとなし、５００℃以上から１〜１０
℃／分の昇温速度で昇温した後、５５０〜７００℃で５
分〜６時間保持する熱処理を施すことにより、熱力学的
には準安定相であるＦｅ3Ｂ型化合物とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型
結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が０．
０１〜０．１μｍの微細結晶集合体として得ることが最
も重要であり、合金溶湯の超急冷処理には公知の回転ロ
ールを用いた超急冷法を採用することができるが、実質
的に９０％以上をアモルファスとなす必要がある。例え
ばＣｕ製ロールを用いる場合は、そのロール表面周速度
が１０〜５０ｍ／秒の範囲が好適な組織が得られるため
好ましい。すなわち周速度が１０ｍ／秒未満ではアモル
ファスとならずα−Ｆｅ相の析出量が増大して好ましく
なく、ロール表面周速度が５０ｍ／秒を超えると、急冷
された合金が連続的なリボンとして生成せず、合金片が
飛散し、装置から合金を回収する際の回収率や回収能率
が低下して好ましくない。ただし、微量のα−Ｆｅ相が
急冷薄帯中に存在しても特性を著しく低下させるもので
なく許容される。
【００２２】この発明において、上述の特定組成の合金
溶湯を超急冷法にてアモルファスとなした後、磁気特性
が最高となる熱処理は組成に依存するが、熱処理温度が
５５０℃未満ではアモルファス相のままで２ｋＯｅ以上
のｉＨｃが得られず、また７００℃を超えると熱平衡相
であるα−Ｆｅ相とＦｅ2ＢまたはＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4相が
生成してｉＨｃが発源しないため、熱処理温度は５５０
〜７００℃に限定する。熱処理雰囲気はＡｒガス中など
の不活性ガス雰囲気が好ましい。
溶湯を超急冷法にてアモルファスとなした後、磁気特性
が最高となる熱処理は組成に依存するが、熱処理温度が
５５０℃未満ではアモルファス相のままで２ｋＯｅ以上
のｉＨｃが得られず、また７００℃を超えると熱平衡相
であるα−Ｆｅ相とＦｅ2ＢまたはＮｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4相が
生成してｉＨｃが発源しないため、熱処理温度は５５０
〜７００℃に限定する。熱処理雰囲気はＡｒガス中など
の不活性ガス雰囲気が好ましい。
【００２３】熱処理時間は短くてもよいが、５分未満で
は十分なミクロ組織の生成が行われず、ｉＨｃ及び減磁
曲線の角型性が劣化し、また６時間を超えると２ｋＯｅ
以上のｉＨｃが得られないので、熱処理保持時間を５分
〜６時間に限定する。
は十分なミクロ組織の生成が行われず、ｉＨｃ及び減磁
曲線の角型性が劣化し、また６時間を超えると２ｋＯｅ
以上のｉＨｃが得られないので、熱処理保持時間を５分
〜６時間に限定する。
【００２４】この発明において重要な特徴として、熱処
理に際して５００℃以上からの昇温速度があり、１℃／
分未満の昇温速度では、昇温中にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相とＦ
ｅ3Ｂ相の結晶粒径が大きく成長しすぎてｉＨｃが劣化
し、２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られない。また、１０℃
／分を超える昇温速度では、５００℃を通過してから生
成するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出が十分に行われず、α−
Ｆｅ相の析出量が増大して、磁化曲線の第２象限にＢｒ
点近傍に磁化の低下のある減磁曲線となり、（ＢＨ）ｍ
ａｘが劣化するため好ましくない。ただし、微量のα−
Ｆｅ相の存在は許容できる。なお、熱処理に際して５０
０℃未満までは急速加熱などその昇温速度は任意であ
る。
理に際して５００℃以上からの昇温速度があり、１℃／
分未満の昇温速度では、昇温中にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相とＦ
ｅ3Ｂ相の結晶粒径が大きく成長しすぎてｉＨｃが劣化
し、２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られない。また、１０℃
／分を超える昇温速度では、５００℃を通過してから生
成するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出が十分に行われず、α−
Ｆｅ相の析出量が増大して、磁化曲線の第２象限にＢｒ
点近傍に磁化の低下のある減磁曲線となり、（ＢＨ）ｍ
ａｘが劣化するため好ましくない。ただし、微量のα−
Ｆｅ相の存在は許容できる。なお、熱処理に際して５０
０℃未満までは急速加熱などその昇温速度は任意であ
る。
【００２５】結晶構造 この発明による希土類磁石並びに希土類磁石用合金粉末
の結晶相は、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14
Ｂ型結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が
０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体からなることを
特徴としている。
の結晶相は、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14
Ｂ型結晶構造を有する強磁性相を有し、平均結晶粒径が
０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体からなることを
特徴としている。
【００２６】この発明において、磁石合金の平均結晶粒
径が０．１μｍを超えると、減磁曲線の角型性が著しく
劣化し、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの
磁気特性を得ることができない。また、平均結晶粒径は
細かいほど好ましいが、０．０１μｍ未満の平均結晶粒
径を得ることは工業生産上困難であるため、下限を０．
０１μｍとする。
径が０．１μｍを超えると、減磁曲線の角型性が著しく
劣化し、Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの
磁気特性を得ることができない。また、平均結晶粒径は
細かいほど好ましいが、０．０１μｍ未満の平均結晶粒
径を得ることは工業生産上困難であるため、下限を０．
０１μｍとする。
【００２７】磁石化方法 特定組成の合金溶湯を超急冷法にてアモルファスとな
し、５００℃以上からの昇温速度を１〜１０℃／分で昇
温した後、５５０〜７００℃で５分〜６時間保持する熱
処理を施すことにより、平均結晶粒径が０．０１〜０．
１μｍの微細結晶集合体として得たこの発明による希土
類磁石用合金粉末を用いて磁石化するには、７００℃以
下で固化、圧密化できる公知の焼結磁石化方法並びにボ
ンド磁石化方法の何れも採用することができ、特に、当
該合金を平均粒径が３〜５００μｍの合金粉末に粉砕し
たのち、公知のバインダーと混合して所要のボンド磁石
となすことにより、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有
するボンド磁石を得ることができる。
し、５００℃以上からの昇温速度を１〜１０℃／分で昇
温した後、５５０〜７００℃で５分〜６時間保持する熱
処理を施すことにより、平均結晶粒径が０．０１〜０．
１μｍの微細結晶集合体として得たこの発明による希土
類磁石用合金粉末を用いて磁石化するには、７００℃以
下で固化、圧密化できる公知の焼結磁石化方法並びにボ
ンド磁石化方法の何れも採用することができ、特に、当
該合金を平均粒径が３〜５００μｍの合金粉末に粉砕し
たのち、公知のバインダーと混合して所要のボンド磁石
となすことにより、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有
するボンド磁石を得ることができる。
【００２８】
【実施例】実施例１ 表１のＮｏ．１〜５の組成となるように、純度９９．５
％以上のＦｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｕ、Ｇａの金
属を用いて、総量が３０ｇｒとなるように秤量し、底部
に直径０．８ｍｍのオリフィスを有する石英るつぼ内に
投入し、圧力５６ｃｍＨｇのＡｒ雰囲気中で高周波加熱
により溶解し、溶解温度を１４００℃にした後、湯面を
Ａｒガスにより加圧して室温にてロール周速度２０ｍ／
秒にて高速回転するＣｕ製ロールの外周面に０．７ｍｍ
の高さから溶湯を噴出させて、幅２〜３ｍｍ、厚み３０
〜４０μｍの超急冷薄帯を作製した。得られた超急冷薄
帯をＣｕＫαの特性Ｘ線によりアモルファスであること
を確認した。
％以上のＦｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｕ、Ｇａの金
属を用いて、総量が３０ｇｒとなるように秤量し、底部
に直径０．８ｍｍのオリフィスを有する石英るつぼ内に
投入し、圧力５６ｃｍＨｇのＡｒ雰囲気中で高周波加熱
により溶解し、溶解温度を１４００℃にした後、湯面を
Ａｒガスにより加圧して室温にてロール周速度２０ｍ／
秒にて高速回転するＣｕ製ロールの外周面に０．７ｍｍ
の高さから溶湯を噴出させて、幅２〜３ｍｍ、厚み３０
〜４０μｍの超急冷薄帯を作製した。得られた超急冷薄
帯をＣｕＫαの特性Ｘ線によりアモルファスであること
を確認した。
【００２９】この超急冷薄帯をＡｒガス中で５００℃ま
で急速加熱した後、５００℃以上を表１に示す昇温速度
で昇温し、表１に示す熱処理温度で１０分間保持し、そ
の後室温まで冷却して薄帯を取り出し、幅２〜３ｍｍ、
厚み３０〜４０μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、
ＶＳＨを用いて磁気特性を測定した。測定結果を表２に
示す。なお、試料の測定結果は、正方晶と斜方晶が混在
するＦｅ3Ｂ相が主相で、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相とα−Ｆｅ相
が混在する多相組織であり、平均結晶粒径はいずれも
０．１μｍ以下であった。なお、Ｃｏはこれらの各相で
Ｆｅの一部を置換するが、Ｇａ、Ｃｕについては添加量
が少ない上。超微細結晶であるため分析不能であった。
で急速加熱した後、５００℃以上を表１に示す昇温速度
で昇温し、表１に示す熱処理温度で１０分間保持し、そ
の後室温まで冷却して薄帯を取り出し、幅２〜３ｍｍ、
厚み３０〜４０μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、
ＶＳＨを用いて磁気特性を測定した。測定結果を表２に
示す。なお、試料の測定結果は、正方晶と斜方晶が混在
するＦｅ3Ｂ相が主相で、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相とα−Ｆｅ相
が混在する多相組織であり、平均結晶粒径はいずれも
０．１μｍ以下であった。なお、Ｃｏはこれらの各相で
Ｆｅの一部を置換するが、Ｇａ、Ｃｕについては添加量
が少ない上。超微細結晶であるため分析不能であった。
【００３０】比較例 実施例１と同条件で得られた実施例１の組成Ｎｏ．２の
超急冷薄帯をＡｒガス中で５００℃まで急速加熱した
後、５００℃以上を１１℃／分で昇温し、６２０℃で１
０分間保持する熱処理を施し、冷却後に実施例１と同条
件で試料化（比較例Ｎｏ．６）してＶＳＭを用いて磁気
特性を測定した。測定結果を表２に示す。
超急冷薄帯をＡｒガス中で５００℃まで急速加熱した
後、５００℃以上を１１℃／分で昇温し、６２０℃で１
０分間保持する熱処理を施し、冷却後に実施例１と同条
件で試料化（比較例Ｎｏ．６）してＶＳＭを用いて磁気
特性を測定した。測定結果を表２に示す。
【００３１】実施例１と同条件で得られた実施例１の組
成Ｎｏ．２の超急冷薄帯をＡｒガス中で５００℃まで急
速加熱した後、比較例Ｎｏ．７は５００℃で１０分間保
持する熱処理を施し、比較例Ｎｏ．８は５００℃以上を
４℃／分で昇温し、７５０℃で１０分間保持する熱処理
を施し、冷却後に実施例１と同条件で試料化してＶＳＭ
を用いて磁気特性を測定した。測定結果を表２に示す。
比較例Ｎｏ．７はアモルファス組織、同Ｎｏ．８はＦｅ
2Ｂ相とα−Ｆｅ相が混在する多相組織であった。
成Ｎｏ．２の超急冷薄帯をＡｒガス中で５００℃まで急
速加熱した後、比較例Ｎｏ．７は５００℃で１０分間保
持する熱処理を施し、比較例Ｎｏ．８は５００℃以上を
４℃／分で昇温し、７５０℃で１０分間保持する熱処理
を施し、冷却後に実施例１と同条件で試料化してＶＳＭ
を用いて磁気特性を測定した。測定結果を表２に示す。
比較例Ｎｏ．７はアモルファス組織、同Ｎｏ．８はＦｅ
2Ｂ相とα−Ｆｅ相が混在する多相組織であった。
【００３２】実施例１の組成Ｎｏ．２と同様組成で、Ｇ
ａを含有しない比較例Ｎｏ．９を、組成Ｎｏ．２と同条
件で製造しかつ試料化してＶＳＨを用いて磁気特性を測
定した。測定結果を表２に示す。
ａを含有しない比較例Ｎｏ．９を、組成Ｎｏ．２と同条
件で製造しかつ試料化してＶＳＨを用いて磁気特性を測
定した。測定結果を表２に示す。
【００３３】実施例２ 実施例１で得られた表１の組成Ｎｏ．４の超急冷薄帯
を、表１の熱処理後に平均粒径１５０μｍ以下に粉砕
し、エポキシ樹脂なるバインダーを３ｗｔ％の割合で混
合したのち、１５ｍｍ×１５ｍｍ×７ｍｍ寸法のボンド
磁石を作成した。得られたボンド磁石の磁気特性は、ｉ
Ｈｃ＝４．０ｋＯｅ、Ｂｒ＝６．３ｋＧ、（ＢＨ）ｍａ
ｘ＝５．０ＭＧＯｅであった。
を、表１の熱処理後に平均粒径１５０μｍ以下に粉砕
し、エポキシ樹脂なるバインダーを３ｗｔ％の割合で混
合したのち、１５ｍｍ×１５ｍｍ×７ｍｍ寸法のボンド
磁石を作成した。得られたボンド磁石の磁気特性は、ｉ
Ｈｃ＝４．０ｋＯｅ、Ｂｒ＝６．３ｋＧ、（ＢＨ）ｍａ
ｘ＝５．０ＭＧＯｅであった。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【発明の効果】この発明は、特定組成のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ
−Ｒ−Ｍ系合金溶湯を超急冷法にてアモルファス組織と
なし、これに特定条件の熱処理を施すことにより、平均
結晶粒径が０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体とな
り、主相のＦｅ3Ｂ型化合物相のほか、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型
結晶構造相の量比が増大し、α−Ｆｅ相が減少すること
により、永久磁石薄帯となり、さらにこれを粉砕して磁
石用合金粉末化することによって、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、
Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性
が得られ、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するボン
ド磁石に最適のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系磁石用合金粉
末を得ることができ、また焼結磁石化することにより従
来のアルニコ系磁石と同等以上の磁気特性を得ることが
できる。また、この発明は、希土類元素の含有量が少な
く、製造方法が簡単で大量生産に適しているため、５ｋ
Ｇ以上の残留磁束密度Ｂｒを有し、ハードフェライト磁
石を超える磁気的性能を有し、磁気部品と磁石体との一
体成型を採用することによって工程を短縮することがで
き、焼結ハードフェライトを凌ぐ性能対コスト比を実現
し得るボンド磁石を提供することができる。
−Ｒ−Ｍ系合金溶湯を超急冷法にてアモルファス組織と
なし、これに特定条件の熱処理を施すことにより、平均
結晶粒径が０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体とな
り、主相のＦｅ3Ｂ型化合物相のほか、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型
結晶構造相の量比が増大し、α−Ｆｅ相が減少すること
により、永久磁石薄帯となり、さらにこれを粉砕して磁
石用合金粉末化することによって、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、
Ｂｒ≧７ｋＧ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅの磁気特性
が得られ、５ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有するボン
ド磁石に最適のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｒ−Ｍ系磁石用合金粉
末を得ることができ、また焼結磁石化することにより従
来のアルニコ系磁石と同等以上の磁気特性を得ることが
できる。また、この発明は、希土類元素の含有量が少な
く、製造方法が簡単で大量生産に適しているため、５ｋ
Ｇ以上の残留磁束密度Ｂｒを有し、ハードフェライト磁
石を超える磁気的性能を有し、磁気部品と磁石体との一
体成型を採用することによって工程を短縮することがで
き、焼結ハードフェライトを凌ぐ性能対コスト比を実現
し得るボンド磁石を提供することができる。
Claims (3)
- 【請求項１】 組成式をＦｅ100-x-y-zＣｏxＢyＲzＭw
（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、ＭはＣ
ｕまたはＧａの１種または２種）と表し、組成範囲を限
定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足し、Ｆｅ3Ｂ
型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る強磁性相を有し、平均結晶粒径が０．０１〜０．１μ
ｍの微細結晶集合体からなることを特徴とする希土類磁
石。 ０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦６ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％ - 【請求項２】 組成式をＦｅ100-x-y-zＣｏxＢyＲzＭw
（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、ＭはＣ
ｕまたはＧａの１種または２種）と表し、組成範囲を限
定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足し、Ｆｅ3Ｂ
型化合物を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有す
る強磁性相を有し、平均結晶粒径が０．０１〜０．１μ
ｍの微細結晶集合体からなり、平均粒径が３〜５００μ
ｍ、磁気特性がｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧ、（Ｂ
Ｈ）ｍａｘ≧８ＭＧＯｅであることを特徴とする希土類
磁石用合金粉末。 ０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦６ａｔ％ ０．１≦ｗ≦３ａｔ％ - 【請求項３】 組成式をＦｅ100-x-y-zＣｏxＢyＲzＭw
（但しＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種、ＭはＣ
ｕまたはＧａの１種または２種）と表し、組成範囲を限
定する記号ｘ、ｙ、ｚ、ｗが下記値を満足する合金溶湯
を超急冷法にて実質的に９０％以上をアモルファス組織
となし、さらに熱処理に際し５００℃からの昇温速度を
１〜１０℃／分で昇温して５５０〜７００℃で５分〜６
時間保持する熱処理を施し、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相と
し、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相を有
し、平均結晶粒径が０．０１〜０．１μｍの微細結晶集
合体を得たのち、これを粉砕して磁石用合金粉末を得る
ことを特徴とする希土類磁石用合金粉末の製造方法。 ０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％ １６≦ｙ≦２２ａｔ％ ３≦ｚ≦６ａｔ％
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3323779A JP2966169B2 (ja) | 1991-11-11 | 1991-11-11 | 希土類磁石並びに希土類磁石用合金粉末とその製造方法 |
| CN92114394A CN1053988C (zh) | 1991-11-11 | 1992-11-10 | 稀土磁体和稀土磁体用的合金粉末及其制造方法 |
| DE1992612569 DE69212569T2 (de) | 1991-11-11 | 1992-11-11 | Verfahren zur Herstellung von Legierungspulvern des SE-Fe/Co-B-M-Typs und gebundene Magnete mit diesem Legierungspulver |
| EP19920310299 EP0542529B1 (en) | 1991-11-11 | 1992-11-11 | Method of making alloy powders of the RE-Fe/Co-B-M-type and bonded magnets containing this alloy powder |
| US08/351,184 US5545266A (en) | 1991-11-11 | 1994-11-30 | Rare earth magnets and alloy powder for rare earth magnets and their manufacturing methods |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3323779A JP2966169B2 (ja) | 1991-11-11 | 1991-11-11 | 希土類磁石並びに希土類磁石用合金粉末とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05135929A true JPH05135929A (ja) | 1993-06-01 |
| JP2966169B2 JP2966169B2 (ja) | 1999-10-25 |
Family
ID=18158529
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3323779A Expired - Lifetime JP2966169B2 (ja) | 1991-11-11 | 1991-11-11 | 希土類磁石並びに希土類磁石用合金粉末とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2966169B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1116715A (ja) * | 1997-06-26 | 1999-01-22 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 積層永久磁石の製造方法 |
| JPH1126272A (ja) * | 1997-07-04 | 1999-01-29 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 積層永久磁石の製造方法 |
| CN1080920C (zh) * | 1993-12-10 | 2002-03-13 | 住友特殊金属株式会社 | 铁基永磁材料及其制造方法以及铁基粘结磁铁 |
| CN111863369A (zh) * | 2019-04-29 | 2020-10-30 | 广东省稀有金属研究所 | 一种磁性粘结剂及其制备方法、复合永磁材料的制备方法 |
-
1991
- 1991-11-11 JP JP3323779A patent/JP2966169B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1080920C (zh) * | 1993-12-10 | 2002-03-13 | 住友特殊金属株式会社 | 铁基永磁材料及其制造方法以及铁基粘结磁铁 |
| JPH1116715A (ja) * | 1997-06-26 | 1999-01-22 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 積層永久磁石の製造方法 |
| JPH1126272A (ja) * | 1997-07-04 | 1999-01-29 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 積層永久磁石の製造方法 |
| CN111863369A (zh) * | 2019-04-29 | 2020-10-30 | 广东省稀有金属研究所 | 一种磁性粘结剂及其制备方法、复合永磁材料的制备方法 |
| CN111863369B (zh) * | 2019-04-29 | 2023-04-25 | 广东省稀有金属研究所 | 一种磁性粘结剂及其制备方法、复合永磁材料的制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2966169B2 (ja) | 1999-10-25 |
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