JPH0533076A - 希土類永久磁石合金およびその製造方法 - Google Patents
希土類永久磁石合金およびその製造方法Info
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- JPH0533076A JPH0533076A JP3212927A JP21292791A JPH0533076A JP H0533076 A JPH0533076 A JP H0533076A JP 3212927 A JP3212927 A JP 3212927A JP 21292791 A JP21292791 A JP 21292791A JP H0533076 A JPH0533076 A JP H0533076A
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- 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
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- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
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- 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
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金の鋳造時に形成された好
ましくない鋳造組織を改良し、最終的に得られる異方性
の焼結磁石の磁気特性残留磁束密度及び保磁力を改善す
ること。 【構成】 組成式でＲ−Ｔ−Ｍ−Ｂ（ここでＲは原子番
号５７〜７１番の希土類元素の１種または２種以上の組
み合わせ、ＴはＦｅまたはＣｏの１種またはその組み合
わせ、ＭはＦｅ，Ｃｏ，Ｂを除く遷移金属あるいは典型
元素の１種または２種以上の組み合わせで、原料から混
入する不可避の不純物を含む。）からなる鋳造塊が冷却
時の凝固方向に対し （４１０）配向特定方位を有する
集合組織からなることを特徴とする希土類永久磁石合金
である。
ましくない鋳造組織を改良し、最終的に得られる異方性
の焼結磁石の磁気特性残留磁束密度及び保磁力を改善す
ること。 【構成】 組成式でＲ−Ｔ−Ｍ−Ｂ（ここでＲは原子番
号５７〜７１番の希土類元素の１種または２種以上の組
み合わせ、ＴはＦｅまたはＣｏの１種またはその組み合
わせ、ＭはＦｅ，Ｃｏ，Ｂを除く遷移金属あるいは典型
元素の１種または２種以上の組み合わせで、原料から混
入する不可避の不純物を含む。）からなる鋳造塊が冷却
時の凝固方向に対し （４１０）配向特定方位を有する
集合組織からなることを特徴とする希土類永久磁石合金
である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はＲ−Fe−Ｂ系磁石合金及
びその製造方法に関する。さらに詳細に述べれば、磁石
合金の鋳造組織の改善に関するものである。
びその製造方法に関する。さらに詳細に述べれば、磁石
合金の鋳造組織の改善に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、電子機器や精密機械等の軽薄短小
化の市場要求により永久磁石においては従来のアルニコ
磁石やフェライト磁石に代わり希土類永久磁石が多の分
野で利用されている。特に希土類永久磁石の中でもNd−
Fe−Ｂ系磁石の需要が伸びている。上記の一般的な市場
要求を満足させる高性能な磁石に対する要求が高まって
いる。
化の市場要求により永久磁石においては従来のアルニコ
磁石やフェライト磁石に代わり希土類永久磁石が多の分
野で利用されている。特に希土類永久磁石の中でもNd−
Fe−Ｂ系磁石の需要が伸びている。上記の一般的な市場
要求を満足させる高性能な磁石に対する要求が高まって
いる。
【０００３】永久磁石の磁気特性を改善するための手段
として種々添加物による発明は多数開示されている。ま
た従来の粉末冶金法による製造方法に代わる超急冷法に
よるＲ−Fe−Ｂ系磁石も公知である。一方従来の粉末冶
金法を使った手法においても、合金成分以外の手段によ
り磁気特性を改善する手段についても種々報告されてい
る。製造プロセス面からの改良手段のひとつとして永久
磁石の母合金である鋳造塊の組織を制御する方法が提案
されている。例えば特開昭63-114105号には微細な柱状
晶組織により高性能化を実現する方法が開示されてい
る。また特開昭 63-262804号においてはインゴットを該
合金のキュリー温度以上で熱処理し粉砕し粉体の流動性
を改善する方法も開示されている。特開平2-129343号に
おいてはチョクラルスキー法により溶湯を一方向凝固さ
せることにより高性能化する手段も開示されている。さ
らに特開平2-133547号においては溶湯を鋳型内に分鋳す
ることにより10〜15mmの厚さを有する鋳造組織を得る方
法も開示されている。
として種々添加物による発明は多数開示されている。ま
た従来の粉末冶金法による製造方法に代わる超急冷法に
よるＲ−Fe−Ｂ系磁石も公知である。一方従来の粉末冶
金法を使った手法においても、合金成分以外の手段によ
り磁気特性を改善する手段についても種々報告されてい
る。製造プロセス面からの改良手段のひとつとして永久
磁石の母合金である鋳造塊の組織を制御する方法が提案
されている。例えば特開昭63-114105号には微細な柱状
晶組織により高性能化を実現する方法が開示されてい
る。また特開昭 63-262804号においてはインゴットを該
合金のキュリー温度以上で熱処理し粉砕し粉体の流動性
を改善する方法も開示されている。特開平2-129343号に
おいてはチョクラルスキー法により溶湯を一方向凝固さ
せることにより高性能化する手段も開示されている。さ
らに特開平2-133547号においては溶湯を鋳型内に分鋳す
ることにより10〜15mmの厚さを有する鋳造組織を得る方
法も開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら従来適用
されている上記技術はいずれも工業上問題がある。例え
ば一度に大量の溶湯を鋳造しても微細な柱状晶組織は得
られないため、特開昭 63-114105号に提案されている技
術を適用した場合溶解の工数がかさむために工業的には
採算の合うものではない。特開平2-133547号に開示され
ている分鋳による手段を用いれば適正な厚みの柱状晶が
連続的に結合した鋳造塊を得ることは可能である。しか
し、この手段を適用する場合溶湯を長時間保温しながら
保持する必要があり、その間に希土類成分の滅失や坩堝
からの不純物の混入による組成ずれにより目的とする磁
気特性を工業的に得ることは極めて難しい。さらに特開
平2-129343号に開示されているチョクラルスキー法等を
利用した一方向凝固はコスト的に磁石合金の製造には適
さないばかりでなく、成分偏析を逆に助長するために好
ましくない。以上述べたように上記いずれの技術も工業
的には問題がある。
されている上記技術はいずれも工業上問題がある。例え
ば一度に大量の溶湯を鋳造しても微細な柱状晶組織は得
られないため、特開昭 63-114105号に提案されている技
術を適用した場合溶解の工数がかさむために工業的には
採算の合うものではない。特開平2-133547号に開示され
ている分鋳による手段を用いれば適正な厚みの柱状晶が
連続的に結合した鋳造塊を得ることは可能である。しか
し、この手段を適用する場合溶湯を長時間保温しながら
保持する必要があり、その間に希土類成分の滅失や坩堝
からの不純物の混入による組成ずれにより目的とする磁
気特性を工業的に得ることは極めて難しい。さらに特開
平2-129343号に開示されているチョクラルスキー法等を
利用した一方向凝固はコスト的に磁石合金の製造には適
さないばかりでなく、成分偏析を逆に助長するために好
ましくない。以上述べたように上記いずれの技術も工業
的には問題がある。
【０００５】
【問題を解決するための手段】本発明は、Ｒ−Fe−Ｂ合
金の鋳造塊を適正な温度領域で熱処理することにより、
鋳造時に形成された好ましくない鋳造組織を改良するこ
とにより最終的に得られる異方性の焼結磁石の磁気特性
（残留磁束密度および保磁力）を改善したものである。
上記合金の鋳造塊は一般的に３種類のマクロ組織からな
る。すなわち鋳型壁に接したチル層、一方向に凝固した
柱状および等軸晶である。一般的に柱状晶において高い
磁気特性が得られるが、柱状晶部においては凝固方向に
対し (410)面が配向している。この (410)面と直角に交
差している面が磁化容易軸に直角なＣ面である。この様
な集合組織で形成された鋳造塊を粉砕すると破砕はＣ面
に沿って板状に進行する。この様な板状の粒子を磁場成
形すると板状の粒子が磁場に対し直角に配向するために
高い磁気特性が得られる。一方チル層や等軸晶において
は結晶の方位は比較的ランダムであり、この様な組織を
機械的に粉砕しても特定方位を含んだ板状の粒子は必ず
しも得られない。また鋳造ままの柱状晶は70％程度の比
率で (410)面が凝固方向に対し優先配向しているものの
(410)面に対し傾いた (411)配向も20％程度存在してい
る。本発明者らは、鋳造塊を 400〜 900℃で、さらに好
ましくは 600〜 800℃で熱処理することにより柱状晶部
における (410)配向が主相を取り巻く希土類リッチ相の
再配列により、さらに助長されることを見いだした。ま
たチル層部及び等軸晶部においても希土類リッチ相の融
点直下あるいは融点以上で熱処理することにより、磁気
特性に好ましい (410)配向した集合組織が形成されるこ
とを見いだした。この様に鋳造塊全体に (410)面が優先
配向した合金を粉砕、磁場中成形、焼結、熱処理して得
られる永久磁石は高い残留磁束密度と優れた角型性を有
し工業的な長所が多い。表１に鋳造塊を種々温度にて熱
処理した後の結晶配向を鋳造のままの場合との比較で示
す。また本発明による熱処理は鋳造したままの組織に存
在する微細な希土類リッチ相を再固溶させる効果もあ
り、その結果粉砕時に微細な希土類リッチ相を生成させ
ないため磁気特性に悪影響をあたえる酸素量を低減し保
磁力を改善するという付随的な効果もある。本発明にお
いて熱処理温度を 400℃以上に規定した理由は 400℃以
下においては希土類リッチ相の再配列が起こらないため
であり、 900℃以下に限定した理由は 900℃以上におい
ては結晶粒径が粗大化し粉砕時に適正な形状を有する粉
体が得られないためである。本発明による手段を用いれ
ば特殊な鋳型を用いることや、一方向凝固の様な非効率
的な手段を用いることもなく磁気特性の優れたＲ−Fe−
Ｂ系磁石を工業的に安価に提供することが可能である。
本発明による熱処理温度は特開昭63-262804号に記載さ
れているキュリー温度との関連はない。Coを10原子％程
度含むキュリー温度が 500℃近傍の合金に 400〜 500℃
での熱処理を施すことにより結晶の集合組織を改良する
ことが可能である。本発明において熱処理後の冷却速度
は特に著しい影響を及ぼさない。以下本発明の詳細を実
施例により説明する。
金の鋳造塊を適正な温度領域で熱処理することにより、
鋳造時に形成された好ましくない鋳造組織を改良するこ
とにより最終的に得られる異方性の焼結磁石の磁気特性
（残留磁束密度および保磁力）を改善したものである。
上記合金の鋳造塊は一般的に３種類のマクロ組織からな
る。すなわち鋳型壁に接したチル層、一方向に凝固した
柱状および等軸晶である。一般的に柱状晶において高い
磁気特性が得られるが、柱状晶部においては凝固方向に
対し (410)面が配向している。この (410)面と直角に交
差している面が磁化容易軸に直角なＣ面である。この様
な集合組織で形成された鋳造塊を粉砕すると破砕はＣ面
に沿って板状に進行する。この様な板状の粒子を磁場成
形すると板状の粒子が磁場に対し直角に配向するために
高い磁気特性が得られる。一方チル層や等軸晶において
は結晶の方位は比較的ランダムであり、この様な組織を
機械的に粉砕しても特定方位を含んだ板状の粒子は必ず
しも得られない。また鋳造ままの柱状晶は70％程度の比
率で (410)面が凝固方向に対し優先配向しているものの
(410)面に対し傾いた (411)配向も20％程度存在してい
る。本発明者らは、鋳造塊を 400〜 900℃で、さらに好
ましくは 600〜 800℃で熱処理することにより柱状晶部
における (410)配向が主相を取り巻く希土類リッチ相の
再配列により、さらに助長されることを見いだした。ま
たチル層部及び等軸晶部においても希土類リッチ相の融
点直下あるいは融点以上で熱処理することにより、磁気
特性に好ましい (410)配向した集合組織が形成されるこ
とを見いだした。この様に鋳造塊全体に (410)面が優先
配向した合金を粉砕、磁場中成形、焼結、熱処理して得
られる永久磁石は高い残留磁束密度と優れた角型性を有
し工業的な長所が多い。表１に鋳造塊を種々温度にて熱
処理した後の結晶配向を鋳造のままの場合との比較で示
す。また本発明による熱処理は鋳造したままの組織に存
在する微細な希土類リッチ相を再固溶させる効果もあ
り、その結果粉砕時に微細な希土類リッチ相を生成させ
ないため磁気特性に悪影響をあたえる酸素量を低減し保
磁力を改善するという付随的な効果もある。本発明にお
いて熱処理温度を 400℃以上に規定した理由は 400℃以
下においては希土類リッチ相の再配列が起こらないため
であり、 900℃以下に限定した理由は 900℃以上におい
ては結晶粒径が粗大化し粉砕時に適正な形状を有する粉
体が得られないためである。本発明による手段を用いれ
ば特殊な鋳型を用いることや、一方向凝固の様な非効率
的な手段を用いることもなく磁気特性の優れたＲ−Fe−
Ｂ系磁石を工業的に安価に提供することが可能である。
本発明による熱処理温度は特開昭63-262804号に記載さ
れているキュリー温度との関連はない。Coを10原子％程
度含むキュリー温度が 500℃近傍の合金に 400〜 500℃
での熱処理を施すことにより結晶の集合組織を改良する
ことが可能である。本発明において熱処理後の冷却速度
は特に著しい影響を及ぼさない。以下本発明の詳細を実
施例により説明する。
【０００６】
（実施例１）重量百分率にて Nd 31.2, Dy 0.5, Ｂ 1.
0, Nb 0.9, Al 0.2残部Feなる大部分が柱状晶の鋳造塊
をAr雰囲気において 400〜 900℃にて４時間保持した
後、Ar気流によって室温まで冷却し、その後、柱状晶の
優先配向方向に垂直な面についてＸ線回折測定を行っ
た。また比較例として、1000℃において熱処理した試料
と、鋳造ままの試料を作成した。Ｘ線回折の測定結果か
ら (410)と (411)の強度を合計 100として規格化し、表
１に示した。尚、本実施例では、 (006),(105),(214),
(313)の４つの回折線はバックグラウンドと同程度の強
度であった為、無視した。また図１〜６には実施例の、
図７〜８には比較例の光学顕微鏡写真を示した。また、
実施例および比較例の鋳造塊を水素中にて処理し、35メ
ッシュ以下の粗粉とした後ジェット・ミルにて微粉砕
し、横磁場成形、焼結、熱処理し磁石化した。磁気特性
を表２に示す。表１において、鋳造ままの比較例の (41
0)面の回折強度が75.3％であるのに対し、熱処理を施し
た実施例および比較例では、いずれも80％を越えてい
る。更に言うならば、処理温度が高くなるにつれて (41
0)面の回折強度も強くなっている。一方、光学顕微鏡写
真においては、鋳造ままの図８に対し、図１〜５につい
ては、希土類リッチ相の再配列により、主相一つ一つの
輪郭がはっきりとしてきている。しかし、1000℃処理の
図７の主相は粗大化しており、実施例の内でも 900℃処
理の図６については既に部分的に粗大化が始まってい
る。この (410)への再配列と、主相の粗大化の結果とし
て、実施例および比較例の鋳造塊を磁石化したとき、残
留磁束密度(Br)の向上と、高温での保磁力 (iHc)の大幅
な低下という、表２の結果をもたらす。 （実施例２）重量百分率にて Nd 28.8, Dy 3.9, Ｂ 1.
0, Nb 1.2, Al 0.3残部Feなる柱状晶の鋳造塊を実施例
１と同一の手法を用いて 700℃で処理し磁石化した。ま
た比較例２として鋳造ままの鋳造塊を、比較例１の鋳造
ままと同一の手法で磁石化した。表３にＸ線回折の、表
４に磁気特性の結果を示した。 （実施例３）重量百分率にて Nd 24.5, Dy 1.5, Ｂ 1.
1, Nb 1.0, Al 1.0, Co 8.8, Pr 6.9残部Feなる柱状晶
の鋳造塊を実施例１と同一の手法を用いて 400℃で処理
し磁石化した。また比較例３として鋳造ままの鋳造塊
を、比較例１の鋳造ままと同一の手法で磁石化した。表
５にＸ線回折の、表６に磁気特性の結果を示した。実施
例３はCo含有量が10原子％以上入っているが、400℃と
いう低温域においても本発明の手法により鋳造組織の改
善が進み、磁気特性が向上している。
0, Nb 0.9, Al 0.2残部Feなる大部分が柱状晶の鋳造塊
をAr雰囲気において 400〜 900℃にて４時間保持した
後、Ar気流によって室温まで冷却し、その後、柱状晶の
優先配向方向に垂直な面についてＸ線回折測定を行っ
た。また比較例として、1000℃において熱処理した試料
と、鋳造ままの試料を作成した。Ｘ線回折の測定結果か
ら (410)と (411)の強度を合計 100として規格化し、表
１に示した。尚、本実施例では、 (006),(105),(214),
(313)の４つの回折線はバックグラウンドと同程度の強
度であった為、無視した。また図１〜６には実施例の、
図７〜８には比較例の光学顕微鏡写真を示した。また、
実施例および比較例の鋳造塊を水素中にて処理し、35メ
ッシュ以下の粗粉とした後ジェット・ミルにて微粉砕
し、横磁場成形、焼結、熱処理し磁石化した。磁気特性
を表２に示す。表１において、鋳造ままの比較例の (41
0)面の回折強度が75.3％であるのに対し、熱処理を施し
た実施例および比較例では、いずれも80％を越えてい
る。更に言うならば、処理温度が高くなるにつれて (41
0)面の回折強度も強くなっている。一方、光学顕微鏡写
真においては、鋳造ままの図８に対し、図１〜５につい
ては、希土類リッチ相の再配列により、主相一つ一つの
輪郭がはっきりとしてきている。しかし、1000℃処理の
図７の主相は粗大化しており、実施例の内でも 900℃処
理の図６については既に部分的に粗大化が始まってい
る。この (410)への再配列と、主相の粗大化の結果とし
て、実施例および比較例の鋳造塊を磁石化したとき、残
留磁束密度(Br)の向上と、高温での保磁力 (iHc)の大幅
な低下という、表２の結果をもたらす。 （実施例２）重量百分率にて Nd 28.8, Dy 3.9, Ｂ 1.
0, Nb 1.2, Al 0.3残部Feなる柱状晶の鋳造塊を実施例
１と同一の手法を用いて 700℃で処理し磁石化した。ま
た比較例２として鋳造ままの鋳造塊を、比較例１の鋳造
ままと同一の手法で磁石化した。表３にＸ線回折の、表
４に磁気特性の結果を示した。 （実施例３）重量百分率にて Nd 24.5, Dy 1.5, Ｂ 1.
1, Nb 1.0, Al 1.0, Co 8.8, Pr 6.9残部Feなる柱状晶
の鋳造塊を実施例１と同一の手法を用いて 400℃で処理
し磁石化した。また比較例３として鋳造ままの鋳造塊
を、比較例１の鋳造ままと同一の手法で磁石化した。表
５にＸ線回折の、表６に磁気特性の結果を示した。実施
例３はCo含有量が10原子％以上入っているが、400℃と
いう低温域においても本発明の手法により鋳造組織の改
善が進み、磁気特性が向上している。
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【０００７】
【発明の効果】本発明によれば、Ｒ−Fe−Ｂ系合金の鋳
造塊を熱処理する事により、鋳造時に形成された好まし
くない鋳造組織を改良し、 (410)面のＸ線回折強度を80
％以上とする事が可能となった為、最終的に得られる異
方性の焼結磁石の磁気特性残留磁束密度及び保磁力を改
善できる。
造塊を熱処理する事により、鋳造時に形成された好まし
くない鋳造組織を改良し、 (410)面のＸ線回折強度を80
％以上とする事が可能となった為、最終的に得られる異
方性の焼結磁石の磁気特性残留磁束密度及び保磁力を改
善できる。
【図１】実施例１の４００℃で熱処理した後の鋳造塊の
組織の光学顕微鏡写真である。
組織の光学顕微鏡写真である。
【図２】実施例１の５００℃で熱処理した後の鋳造塊の
組織の光学顕微鏡写真である。
組織の光学顕微鏡写真である。
【図３】実施例１の６００℃で熱処理した後の鋳造塊の
組織の光学顕微鏡写真である。
組織の光学顕微鏡写真である。
【図４】実施例１の７００℃で熱処理した後の鋳造塊の
組織の光学顕微鏡写真である。
組織の光学顕微鏡写真である。
【図５】実施例１の８００℃で熱処理した後の鋳造塊の
組織の光学顕微鏡写真である。
組織の光学顕微鏡写真である。
【図６】実施例１の９００℃で熱処理した後の鋳造塊の
組織の光学顕微鏡写真である。
組織の光学顕微鏡写真である。
【図７】比較例の、１０００℃で処理した鋳造塊の組織
写真である。
写真である。
【図８】比較例の、熱処理していない写真である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所
Ｈ０１Ｆ 1/053
1/08 Ｂ 7371−5Ｅ
41/02 Ｇ 8019−5Ｅ
(72)発明者 徳永 雅亮
埼玉県熊谷市三ケ尻5200番地日立金属株式
会社磁性材料研究所内
Claims (4)
- 【請求項１】 組成式でＲ−Ｔ−Ｍ−Ｂ（ここでＲは原
子番号57〜71番の希土類元素の１種または２種以上の組
み合わせ、ＴはFeまたはCoの１種またはその組み合わ
せ、ＭはFe，Co，Ｂを除く遷移金属あるいは典型元素の
１種または２種以上の組み合わせで、原料から混入する
不可避の不純物を含む。）からなる鋳造塊を真空中また
は非酸化雰囲気中で 400〜 900℃で熱処理し粉砕、磁場
中成形、焼結、時効処理することを特徴とする希土類永
久磁石合金の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｂ永久磁石合金
の鋳造塊が特定方位を有する集合組織からなることを特
徴とする希土類永久磁石合金。 - 【請求項３】 請求項１，２の永久磁石合金の鋳造塊に
おいて集合組織が冷却時の凝固方向に対し (410)配向で
あることを特徴とする希土類永久磁石合金。 - 【請求項４】 請求項１から３の永久磁石合金の鋳造塊
においてＸ線回折測定における相対強度比でもとめた
(410)面の配向度が80％以上であることを特徴とする希
土類永久磁石合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3212927A JPH0533076A (ja) | 1991-07-30 | 1991-07-30 | 希土類永久磁石合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3212927A JPH0533076A (ja) | 1991-07-30 | 1991-07-30 | 希土類永久磁石合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0533076A true JPH0533076A (ja) | 1993-02-09 |
Family
ID=16630596
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3212927A Pending JPH0533076A (ja) | 1991-07-30 | 1991-07-30 | 希土類永久磁石合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0533076A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7258751B2 (en) | 2001-06-22 | 2007-08-21 | Neomax Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for production thereof |
| JP5692231B2 (ja) * | 2010-07-16 | 2015-04-01 | トヨタ自動車株式会社 | 希土類磁石の製造方法、及び希土類磁石 |
-
1991
- 1991-07-30 JP JP3212927A patent/JPH0533076A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7258751B2 (en) | 2001-06-22 | 2007-08-21 | Neomax Co., Ltd. | Rare earth magnet and method for production thereof |
| US7867343B2 (en) | 2001-06-22 | 2011-01-11 | Hitachi Metals, Ltd. | Rare earth magnet and method for production thereof |
| JP5692231B2 (ja) * | 2010-07-16 | 2015-04-01 | トヨタ自動車株式会社 | 希土類磁石の製造方法、及び希土類磁石 |
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