JPH06349618A - Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造方法 - Google Patents
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造方法Info
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- JPH06349618A JPH06349618A JP5157853A JP15785393A JPH06349618A JP H06349618 A JPH06349618 A JP H06349618A JP 5157853 A JP5157853 A JP 5157853A JP 15785393 A JP15785393 A JP 15785393A JP H06349618 A JPH06349618 A JP H06349618A
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-
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 効率よい微粉砕を可能にし、耐酸化性にすぐ
れかつ磁気特性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料
を得ることができるＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造
方法の提供。 【構成】 特定組成を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を
ストリップキャスティングにて特定板厚のＲリッチ層が
５μｍ以下に微細に分離した組織を有する鋳片となし、
この鋳片にＨ2吸蔵させて自然崩壊させることにより、
その後、脱Ｈ2処理して安定化させた合金粉末を微粉砕
にて合金塊を構成している主相の結晶粒を細分化するこ
とが可能となり、実施例に明らかなように粒度分布が均
一な粉末を、従来の約２倍程度の効率で作製することが
でき、粉砕時にＲリッチ相とＲ2Ｆｅ14Ｂ相も微細化さ
れ、磁石化すると耐酸化性にすぐれ、磁石合金の磁気特
性、特にｉＨｃが向上したＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が得
られる。
れかつ磁気特性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料
を得ることができるＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造
方法の提供。 【構成】 特定組成を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を
ストリップキャスティングにて特定板厚のＲリッチ層が
５μｍ以下に微細に分離した組織を有する鋳片となし、
この鋳片にＨ2吸蔵させて自然崩壊させることにより、
その後、脱Ｈ2処理して安定化させた合金粉末を微粉砕
にて合金塊を構成している主相の結晶粒を細分化するこ
とが可能となり、実施例に明らかなように粒度分布が均
一な粉末を、従来の約２倍程度の効率で作製することが
でき、粉砕時にＲリッチ相とＲ2Ｆｅ14Ｂ相も微細化さ
れ、磁石化すると耐酸化性にすぐれ、磁石合金の磁気特
性、特にｉＨｃが向上したＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が得
られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、Ｒ（但しＲはＹを含
む希土類元素のうち、少なくとも１種を含有）、Ｆｅ、
Ｂを主成分とする永久磁石材料の製造方法に係り、Ｒ、
Ｆｅ、Ｂを主成分とする合金溶湯を単ロール法あるいは
双ロール法等のストリップキャスティング法にて特定板
厚のＲリッチ相が微細に分離した均質組織を有する鋳片
を得、これをＲ含有Ｆｅ合金のＨ2吸蔵性を利用して鋳
片を自然崩壊させ、さらに脱Ｈ2処理して安定化させる
ことにより、効率よい微粉砕を可能にし、耐酸化性にす
ぐれかつ磁気特性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材
料を得る製造方法に関する。
む希土類元素のうち、少なくとも１種を含有）、Ｆｅ、
Ｂを主成分とする永久磁石材料の製造方法に係り、Ｒ、
Ｆｅ、Ｂを主成分とする合金溶湯を単ロール法あるいは
双ロール法等のストリップキャスティング法にて特定板
厚のＲリッチ相が微細に分離した均質組織を有する鋳片
を得、これをＲ含有Ｆｅ合金のＨ2吸蔵性を利用して鋳
片を自然崩壊させ、さらに脱Ｈ2処理して安定化させる
ことにより、効率よい微粉砕を可能にし、耐酸化性にす
ぐれかつ磁気特性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材
料を得る製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】今日、高性能永久磁石として代表的なＲ
−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石（特開昭５９−４６００８号）
は、三元系正方晶化合物の主相とＲリッチ相を有する組
織にて高い磁石特性が得られ、一般家庭の各種電器製品
から大型コンピュータの周辺機器まで幅広い分野で使用
され、用途に応じた種々の磁石特性を発揮するよう種々
の組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が提案されている。し
かしながら、電気・電子機器の小型・軽量化ならびに高
機能化の要求は強く、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石のより一
層の高性能化とコストダウンが要求されている。
−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石（特開昭５９−４６００８号）
は、三元系正方晶化合物の主相とＲリッチ相を有する組
織にて高い磁石特性が得られ、一般家庭の各種電器製品
から大型コンピュータの周辺機器まで幅広い分野で使用
され、用途に応じた種々の磁石特性を発揮するよう種々
の組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が提案されている。し
かしながら、電気・電子機器の小型・軽量化ならびに高
機能化の要求は強く、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石のより一
層の高性能化とコストダウンが要求されている。
【０００３】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の残留磁束密度
（Ｂｒ）を高めるためには、強磁性相であり、主相のＲ
2Ｆｅ14Ｂ相の存在量を多くすることにより達成され
る。すなわち、磁石の組成を上記Ｒ2Ｆｅ14Ｂの化学量
論的組成に近づけることが重要であるが、上記組成の合
金を溶解し、鋳型に鋳造した合金塊を、出発原料として
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石を作製しようとすると、合金塊
に晶出したα−Ｆｅや、Ｒ−ｒｉｃｈ相が局部的に遍在
していることなどから、特に微粉砕時に粉砕が困難とな
り、組成ずれを生ずる等の問題があった。詳述すると、
前記合金塊をＨ2吸蔵、脱Ｈ2処理して機械的微粉砕をお
こなう場合（特開昭６０−６３３０４号、特開昭６３−
３３５０５号）、合金塊に晶出したα−Ｆｅはそのまま
粉砕時に残留し、その展延性の性質のために粉砕を妨
げ、又局部的に遍在したＲ−ｒｉｃｈ相はＨ2吸蔵処理
によって、水素化物を生成し、微細な粉末となる溜め、
機械的な微粉砕時に酸化が促進されたり、またジェット
ミルを用いた粉砕では優生的に飛散することにより組成
ずれを生ずる。
（Ｂｒ）を高めるためには、強磁性相であり、主相のＲ
2Ｆｅ14Ｂ相の存在量を多くすることにより達成され
る。すなわち、磁石の組成を上記Ｒ2Ｆｅ14Ｂの化学量
論的組成に近づけることが重要であるが、上記組成の合
金を溶解し、鋳型に鋳造した合金塊を、出発原料として
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石を作製しようとすると、合金塊
に晶出したα−Ｆｅや、Ｒ−ｒｉｃｈ相が局部的に遍在
していることなどから、特に微粉砕時に粉砕が困難とな
り、組成ずれを生ずる等の問題があった。詳述すると、
前記合金塊をＨ2吸蔵、脱Ｈ2処理して機械的微粉砕をお
こなう場合（特開昭６０−６３３０４号、特開昭６３−
３３５０５号）、合金塊に晶出したα−Ｆｅはそのまま
粉砕時に残留し、その展延性の性質のために粉砕を妨
げ、又局部的に遍在したＲ−ｒｉｃｈ相はＨ2吸蔵処理
によって、水素化物を生成し、微細な粉末となる溜め、
機械的な微粉砕時に酸化が促進されたり、またジェット
ミルを用いた粉砕では優生的に飛散することにより組成
ずれを生ずる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】最近、鋳塊粉砕法によ
るＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金粉末の欠点たる結晶粒の粗大化、
α−Ｆｅの残留、偏析を防止するために、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ
系合金溶湯を双ロール法により、特定板の鋳片となし、
前記鋳片を通常の粉末冶金法に従って、鋳片をスタンン
プミル・ジョークラッシャーなどで粗粉砕後、さらにデ
ィスクミル、ボールミル、アトライター、ジェットミル
など機械的粉砕法により平均粒径が３〜５μｍの粉末に
微粉砕後、磁場中プレス、焼結時効処理する製造方法が
提案（特開昭６３−３１７６４３号公報）されている。
しかし、前記方法では従来の鋳型に鋳造した鋳塊粉砕法
の場合に比し、微粉砕時の粉砕能率の飛躍的な向上は望
めず、また微粉砕時、粒界粉砕のみならず、粒内粉砕も
起こるため、磁気特性の大幅の向上も達成できなかっ
た。また、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料に対するコスト
ダウンの要求が強く、効率よく高性能永久磁石を製造す
ることが、極めて重要になっている。
るＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金粉末の欠点たる結晶粒の粗大化、
α−Ｆｅの残留、偏析を防止するために、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ
系合金溶湯を双ロール法により、特定板の鋳片となし、
前記鋳片を通常の粉末冶金法に従って、鋳片をスタンン
プミル・ジョークラッシャーなどで粗粉砕後、さらにデ
ィスクミル、ボールミル、アトライター、ジェットミル
など機械的粉砕法により平均粒径が３〜５μｍの粉末に
微粉砕後、磁場中プレス、焼結時効処理する製造方法が
提案（特開昭６３−３１７６４３号公報）されている。
しかし、前記方法では従来の鋳型に鋳造した鋳塊粉砕法
の場合に比し、微粉砕時の粉砕能率の飛躍的な向上は望
めず、また微粉砕時、粒界粉砕のみならず、粒内粉砕も
起こるため、磁気特性の大幅の向上も達成できなかっ
た。また、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料に対するコスト
ダウンの要求が強く、効率よく高性能永久磁石を製造す
ることが、極めて重要になっている。
【０００５】この発明は、上述したＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久
磁石材料の製造方法における問題点を解消し、効率よい
微粉砕を可能にし、耐酸化性にすぐれかつ磁気特性のす
ぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料を得ることができる
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造方法の提供を目的と
している。
磁石材料の製造方法における問題点を解消し、効率よい
微粉砕を可能にし、耐酸化性にすぐれかつ磁気特性のす
ぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料を得ることができる
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造方法の提供を目的と
している。
【０００６】
【課題を解決するための手段】発明者らは、Ｒ−Ｆｅ−
Ｂ系合金を出発原料として微粉砕能率の向上、かつ耐酸
化性にすぐれ、磁石合金の磁気特性、特にｉＨｃの向上
を目的に、粉砕方法について種々検討した結果、組織が
微細かつ均等なＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金を水素吸蔵させた
後、脱Ｈ2処理して安定化させた合金粉末を微粉砕した
場合、微粉砕能は従来の約２倍にも向上し、かつ焼結磁
石のｉＨｃが向上することを知見した。すなわち、スト
リップキャスティングされた特定板厚のＲリッチ相が微
細に分離した組織を有する特定組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系合
金にＨ2吸蔵させると、微細に分散されたＲリッチ相が
水素化物を生成して体積膨張することにより、前記合金
を自然崩壊させることができ、その結果、微粉砕によ
り、合金塊を構成している主相の結晶粒を細分化するこ
とが可能となり、粒度分布が均一な粉末を作製すること
ができる。特に、この際Ｒリッチ相が微細に分散され、
しかもＲ2Ｆｅ14Ｂ相が微細であることが重要で、その
合金塊の製造方法としてストリップキャスティング法が
適していることを知見した。
Ｂ系合金を出発原料として微粉砕能率の向上、かつ耐酸
化性にすぐれ、磁石合金の磁気特性、特にｉＨｃの向上
を目的に、粉砕方法について種々検討した結果、組織が
微細かつ均等なＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金を水素吸蔵させた
後、脱Ｈ2処理して安定化させた合金粉末を微粉砕した
場合、微粉砕能は従来の約２倍にも向上し、かつ焼結磁
石のｉＨｃが向上することを知見した。すなわち、スト
リップキャスティングされた特定板厚のＲリッチ相が微
細に分離した組織を有する特定組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系合
金にＨ2吸蔵させると、微細に分散されたＲリッチ相が
水素化物を生成して体積膨張することにより、前記合金
を自然崩壊させることができ、その結果、微粉砕によ
り、合金塊を構成している主相の結晶粒を細分化するこ
とが可能となり、粒度分布が均一な粉末を作製すること
ができる。特に、この際Ｒリッチ相が微細に分散され、
しかもＲ2Ｆｅ14Ｂ相が微細であることが重要で、その
合金塊の製造方法としてストリップキャスティング法が
適していることを知見した。
【０００７】この発明は、Ｒ（但しＲはＹを含む希土類
元素のうち、少なくとも１種）１０ａｔ％〜３０ａｔ
％、Ｂ２ａｔ％〜２８ａｔ％、残部Ｆｅ（但しＦｅの１
部をＣｏ、Ｎｉの１種または２種にて置換できる）及び
不可避的不純物からなる合金溶湯をストリップキャステ
ィング法にて板厚０．０３ｍｍ〜１０ｍｍの薄板でＲリ
ッチ相が５μｍ以下に微細に分離した組織を有する鋳片
に鋳造後、前記鋳片を吸排気可能な容器に収容し、該容
器内の空気をＨ2ガスにて置換した後、該容器内に２０
０Ｔｏｒｒ〜５０ｋｇ／ｍｍ2のＨ2ガスを供給して得ら
れた崩壊合金粉を脱Ｈ2処理した後、さらに微粉砕、磁
界中プレス、焼結、時効処理することを特徴とするＲ−
Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造方法である。なた、この
発明は、上記の構成において、水素吸蔵により得られた
崩壊合金粉末を１００℃〜７５０℃に加熱して脱Ｈ2処
理することを特徴とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の
製造方法を提案する。
元素のうち、少なくとも１種）１０ａｔ％〜３０ａｔ
％、Ｂ２ａｔ％〜２８ａｔ％、残部Ｆｅ（但しＦｅの１
部をＣｏ、Ｎｉの１種または２種にて置換できる）及び
不可避的不純物からなる合金溶湯をストリップキャステ
ィング法にて板厚０．０３ｍｍ〜１０ｍｍの薄板でＲリ
ッチ相が５μｍ以下に微細に分離した組織を有する鋳片
に鋳造後、前記鋳片を吸排気可能な容器に収容し、該容
器内の空気をＨ2ガスにて置換した後、該容器内に２０
０Ｔｏｒｒ〜５０ｋｇ／ｍｍ2のＨ2ガスを供給して得ら
れた崩壊合金粉を脱Ｈ2処理した後、さらに微粉砕、磁
界中プレス、焼結、時効処理することを特徴とするＲ−
Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造方法である。なた、この
発明は、上記の構成において、水素吸蔵により得られた
崩壊合金粉末を１００℃〜７５０℃に加熱して脱Ｈ2処
理することを特徴とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の
製造方法を提案する。
【０００８】この発明の特定組成のＲリッチ相が微細に
分離した組織を有する磁石材料の鋳片は、特定組成の合
金溶湯を単ロール法、あるいは双ロール法によるストリ
ップキャスティング法にて製造される。得られた鋳片は
板厚が０．０３ｍｍ〜１０ｍｍの薄板材であり、所望の
鋳片板厚により、単ロール法と双ロール法を使い分ける
が、板厚が厚い場合は双ロール法を、また板厚が薄い場
合は単ロール法を採用したほうが好ましい。鋳片の板厚
を０．０３ｍｍ〜１０ｍｍに限定した理由は、０．０３
ｍｍ未満では急冷効果が大となり、結晶粒径が３μｍよ
り小となり、粉末化した際に酸化しやすくなるため、磁
気特性の劣化を招来するので好ましくなく、また１０ｍ
ｍを超えると、冷却速度が遅くなり、α−Ｆｅが晶出し
やすく、結晶粒径が大となり、Ｎｄリッチ相の偏在も生
じるため、磁気特性が低下するので好ましくないことに
よる。
分離した組織を有する磁石材料の鋳片は、特定組成の合
金溶湯を単ロール法、あるいは双ロール法によるストリ
ップキャスティング法にて製造される。得られた鋳片は
板厚が０．０３ｍｍ〜１０ｍｍの薄板材であり、所望の
鋳片板厚により、単ロール法と双ロール法を使い分ける
が、板厚が厚い場合は双ロール法を、また板厚が薄い場
合は単ロール法を採用したほうが好ましい。鋳片の板厚
を０．０３ｍｍ〜１０ｍｍに限定した理由は、０．０３
ｍｍ未満では急冷効果が大となり、結晶粒径が３μｍよ
り小となり、粉末化した際に酸化しやすくなるため、磁
気特性の劣化を招来するので好ましくなく、また１０ｍ
ｍを超えると、冷却速度が遅くなり、α−Ｆｅが晶出し
やすく、結晶粒径が大となり、Ｎｄリッチ相の偏在も生
じるため、磁気特性が低下するので好ましくないことに
よる。
【０００９】この発明のストリップキャスティング法に
より得られた特定組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金の断面組織
は主相のＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶が磁束の鋳型に鋳造して得ら
れた鋳塊ものに比べて、約１／１０以上も微細であり、
例えば、その短軸方向の寸法は０．１μｍ〜５０μｍ、
長軸方向は５μｍ〜２００μｍの微細結晶であり、かつ
その主相結晶粒を取り囲むようにＲリッチ相が微細に分
散されており、局部に遍在している領域においても、そ
の大きさは２０μｍ以下である。Ｒリッチ相が５μｍ以
下に微細に分離することによって、Ｈ2吸蔵処理時にＲ
リッチ相が水素化物を生成した際の体積膨張が均一に発
生して細分化されるため、微粉砕にて主相の結晶粒が細
分化されて粒度分布が均一な微粉末が得られる。前記鋳
片はそのままでＨ2吸蔵処理してもよいが、所要の大き
さに破断して、金属面を露出させてＨ2吸蔵処理したほ
うが好ましい。
より得られた特定組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金の断面組織
は主相のＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶が磁束の鋳型に鋳造して得ら
れた鋳塊ものに比べて、約１／１０以上も微細であり、
例えば、その短軸方向の寸法は０．１μｍ〜５０μｍ、
長軸方向は５μｍ〜２００μｍの微細結晶であり、かつ
その主相結晶粒を取り囲むようにＲリッチ相が微細に分
散されており、局部に遍在している領域においても、そ
の大きさは２０μｍ以下である。Ｒリッチ相が５μｍ以
下に微細に分離することによって、Ｈ2吸蔵処理時にＲ
リッチ相が水素化物を生成した際の体積膨張が均一に発
生して細分化されるため、微粉砕にて主相の結晶粒が細
分化されて粒度分布が均一な微粉末が得られる。前記鋳
片はそのままでＨ2吸蔵処理してもよいが、所要の大き
さに破断して、金属面を露出させてＨ2吸蔵処理したほ
うが好ましい。
【００１０】Ｈ2吸蔵処理には、吸排気可能な容器を使
用する。例えば、所定大きさに破断した０．０３ｍｍ〜
１０ｍｍ厚みの鋳片を原料ケース内に挿入し、Ｈ2ガス
の供給管及び排気管を付設し、蓋を締めて密閉できる容
器内の所定位置に、上記原料ケースを装入して密閉した
のち、Ｈ2ガスを供給しながら排気し、容器内の空気を
十分に置換後、２００Ｔｏｒｒ〜５０ｋｇ／ｃｍ2の圧
力のＨ2ガスを供給して、該鋳片にＨ2を吸蔵させる。こ
のＨ2吸蔵反応は、発熱反応であるため、容器の外周に
は冷却水を供給する冷却配管が周設して容器内の昇温を
防止しながら、所定圧力のＨ2ガスを一定時間供給する
ことにより、Ｈ2ガスが吸収されて該鋳片は自然崩壊し
て粉化する。さらに、粉化した合金を冷却したのち、真
空中で脱Ｈ2ガス処理する。前記処理の合金粉末は粒内
に微細亀裂が内在するので、ポール・ミル、ジェットミ
ルで短時間で微粉砕され、１μｍ〜８０μｍの所要粒度
の合金粉末を得ることができる。
用する。例えば、所定大きさに破断した０．０３ｍｍ〜
１０ｍｍ厚みの鋳片を原料ケース内に挿入し、Ｈ2ガス
の供給管及び排気管を付設し、蓋を締めて密閉できる容
器内の所定位置に、上記原料ケースを装入して密閉した
のち、Ｈ2ガスを供給しながら排気し、容器内の空気を
十分に置換後、２００Ｔｏｒｒ〜５０ｋｇ／ｃｍ2の圧
力のＨ2ガスを供給して、該鋳片にＨ2を吸蔵させる。こ
のＨ2吸蔵反応は、発熱反応であるため、容器の外周に
は冷却水を供給する冷却配管が周設して容器内の昇温を
防止しながら、所定圧力のＨ2ガスを一定時間供給する
ことにより、Ｈ2ガスが吸収されて該鋳片は自然崩壊し
て粉化する。さらに、粉化した合金を冷却したのち、真
空中で脱Ｈ2ガス処理する。前記処理の合金粉末は粒内
に微細亀裂が内在するので、ポール・ミル、ジェットミ
ルで短時間で微粉砕され、１μｍ〜８０μｍの所要粒度
の合金粉末を得ることができる。
【００１１】この発明において、上記処理容器内の空気
の置換は、Ｈ2ガスによる置換のほか、予め不活性ガス
で空気を置換し、その後Ｈ2ガスで不活性ガスを置換し
てもよい。また、鋳塊の破断大きさは、小さいほど、Ｈ
2粉砕の圧力を小さくでき、また、Ｈ2ガス圧力は、減圧
下でも破断した鋳塊はＨ2吸収し粉化されるが、圧力が
大気圧より高くなるほど、粉化されやすくなる。しか
し、２００Ｔｏｒｒ未満では粉化性が悪くなり、５０ｋ
ｇ／ｃｍ2を超えるとＨ2吸収による粉化の点では好まし
いが、装置や作業の安全性からは好ましくないため、Ｈ
2ガス圧力は２００Ｔｏｒｒ〜５０ｋｇ／ｃｍ2とする。
量産性からは、２ｋｇ／ｃｍ2〜１０ｋｇ／ｃｍ2が好ま
しい。 この発明において、Ｈ2吸蔵による粉化の処理時
間は、前記密閉容器の大きさ、破断塊の大きさ、Ｈ2ガ
ス圧力により変動するが、５分以上は必要である。
の置換は、Ｈ2ガスによる置換のほか、予め不活性ガス
で空気を置換し、その後Ｈ2ガスで不活性ガスを置換し
てもよい。また、鋳塊の破断大きさは、小さいほど、Ｈ
2粉砕の圧力を小さくでき、また、Ｈ2ガス圧力は、減圧
下でも破断した鋳塊はＨ2吸収し粉化されるが、圧力が
大気圧より高くなるほど、粉化されやすくなる。しか
し、２００Ｔｏｒｒ未満では粉化性が悪くなり、５０ｋ
ｇ／ｃｍ2を超えるとＨ2吸収による粉化の点では好まし
いが、装置や作業の安全性からは好ましくないため、Ｈ
2ガス圧力は２００Ｔｏｒｒ〜５０ｋｇ／ｃｍ2とする。
量産性からは、２ｋｇ／ｃｍ2〜１０ｋｇ／ｃｍ2が好ま
しい。 この発明において、Ｈ2吸蔵による粉化の処理時
間は、前記密閉容器の大きさ、破断塊の大きさ、Ｈ2ガ
ス圧力により変動するが、５分以上は必要である。
【００１２】Ｈ2吸蔵により粉化した合金を冷却後、真
空中で１次の脱Ｈ2ガス処理する。さらに、真空中また
はアルゴンガス中において、粉化合金を１００℃〜７５
０℃に加熱し、０．５時間以上の２次脱Ｈ2ガス処理す
ると、粉化合金中のＨ2ガスは完全に除去できるととも
に、長期保存に伴う粉末あるいはプレス成形体の酸化を
防止して、得られる永久磁石の磁気特性の低下を防止で
きる。この発明による１００℃以上に加熱する脱水素処
理は、すぐれた脱水素効果を有しているために上記の真
空中での１次脱水素処理を省略し、崩壊粉を直接１００
℃以上の真空中またはアルゴンガス雰囲気中で脱水素処
理してもよい。すなわち、前述したＨ2吸蔵反応用容器
内でＨ2吸蔵・崩壊反応させた後、得られた崩壊粉を続
いて同容器の雰囲気中で１００℃以上に加熱する脱水素
処理を行うことができる。あるいは、真空中での脱水素
処理後、処理容器から取り出して崩壊粉を微粉砕したの
ち、再度処理容器で１００℃以上に加熱するこの発明の
脱水素処理を施してもよい。上記の脱水素処理における
加熱温度は、１００℃未満では崩壊合金粉内に残存する
Ｈ2を除去するのに長時間を要して量産的でない。ま
た、７５０℃を超える温度では液相が出現し、粉末が固
化してしまうため、微粉砕が困難になったり、プレス時
の成形性を悪化させるので、焼結磁石の製造の場合には
好ましくない。また、焼結磁石の焼結性を考慮すると、
好ましい脱水素処理温度は２００℃〜６００℃である。
また、処理時間は処理量によって変動するが０．５時間
以上は必要である。
空中で１次の脱Ｈ2ガス処理する。さらに、真空中また
はアルゴンガス中において、粉化合金を１００℃〜７５
０℃に加熱し、０．５時間以上の２次脱Ｈ2ガス処理す
ると、粉化合金中のＨ2ガスは完全に除去できるととも
に、長期保存に伴う粉末あるいはプレス成形体の酸化を
防止して、得られる永久磁石の磁気特性の低下を防止で
きる。この発明による１００℃以上に加熱する脱水素処
理は、すぐれた脱水素効果を有しているために上記の真
空中での１次脱水素処理を省略し、崩壊粉を直接１００
℃以上の真空中またはアルゴンガス雰囲気中で脱水素処
理してもよい。すなわち、前述したＨ2吸蔵反応用容器
内でＨ2吸蔵・崩壊反応させた後、得られた崩壊粉を続
いて同容器の雰囲気中で１００℃以上に加熱する脱水素
処理を行うことができる。あるいは、真空中での脱水素
処理後、処理容器から取り出して崩壊粉を微粉砕したの
ち、再度処理容器で１００℃以上に加熱するこの発明の
脱水素処理を施してもよい。上記の脱水素処理における
加熱温度は、１００℃未満では崩壊合金粉内に残存する
Ｈ2を除去するのに長時間を要して量産的でない。ま
た、７５０℃を超える温度では液相が出現し、粉末が固
化してしまうため、微粉砕が困難になったり、プレス時
の成形性を悪化させるので、焼結磁石の製造の場合には
好ましくない。また、焼結磁石の焼結性を考慮すると、
好ましい脱水素処理温度は２００℃〜６００℃である。
また、処理時間は処理量によって変動するが０．５時間
以上は必要である。
【００１３】以下に、この発明における、希土類・ボロ
ン・鉄系永久磁石合金用鋳塊の組成限定理由を説明す
る。この発明の永久磁石合金用鋳塊に含有される希土類
元素Ｒはイツトリウム（Ｙ）を包含し、軽希土類及び重
希土類を包含する希土類元素である。Ｒとしては、軽希
土類をもって足り、特にＮｄ，Ｐｒが好ましい。また通
例Ｒのうち１種もって足りるが、実用上は２種以上の混
合物（ミツシユメタル、ジジム等）を入手上の便宜等の
理由により用いることができ、Ｓｍ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，
Ｇｄ等は他のＲ、特にＮｄ，Ｐｒ等との混合物として用
いることができる。なお、このＲは純希土類元素でなく
てもよく、工業上入手可能な範囲で製造上不可避な不純
物を含有するものでも差し支えない。Ｒは、Ｒ−Ｆｅ−
Ｂ系永久磁石を製造する合金鋳塊の必須元素であって、
１０原子％未満では高磁気特性、特に高保磁力が得られ
ず、３０原子％を越えると残留磁束密度（Ｂｒ）が低下
して、すぐれた特性の永久磁石が得られない。よって、
Ｒは１０原子％〜３０原子％の範囲とする。
ン・鉄系永久磁石合金用鋳塊の組成限定理由を説明す
る。この発明の永久磁石合金用鋳塊に含有される希土類
元素Ｒはイツトリウム（Ｙ）を包含し、軽希土類及び重
希土類を包含する希土類元素である。Ｒとしては、軽希
土類をもって足り、特にＮｄ，Ｐｒが好ましい。また通
例Ｒのうち１種もって足りるが、実用上は２種以上の混
合物（ミツシユメタル、ジジム等）を入手上の便宜等の
理由により用いることができ、Ｓｍ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，
Ｇｄ等は他のＲ、特にＮｄ，Ｐｒ等との混合物として用
いることができる。なお、このＲは純希土類元素でなく
てもよく、工業上入手可能な範囲で製造上不可避な不純
物を含有するものでも差し支えない。Ｒは、Ｒ−Ｆｅ−
Ｂ系永久磁石を製造する合金鋳塊の必須元素であって、
１０原子％未満では高磁気特性、特に高保磁力が得られ
ず、３０原子％を越えると残留磁束密度（Ｂｒ）が低下
して、すぐれた特性の永久磁石が得られない。よって、
Ｒは１０原子％〜３０原子％の範囲とする。
【００１４】Ｂは、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石を製造する
合金鋳塊の必須元素であって、２原子％未満では高い保
磁力（ｉＨｃ）は得られず、２８％原子を越えると残留
磁束密度（Ｂｒ）が低下するため、すぐれた永久磁石が
得られない。よって、Ｂは２原子％〜２８原子％の範囲
とする。
合金鋳塊の必須元素であって、２原子％未満では高い保
磁力（ｉＨｃ）は得られず、２８％原子を越えると残留
磁束密度（Ｂｒ）が低下するため、すぐれた永久磁石が
得られない。よって、Ｂは２原子％〜２８原子％の範囲
とする。
【００１５】Ｆｅは４２原子％未満では残理磁束密度
（Ｂｒ）が低下し、８８％原子を越えると高い保磁力が
得られないので、Ｆｅは４２原子％〜８８原子％に限定
する。また、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉの１種又は２種で
置換する理由は、永久磁石の温度特性を向上させる効果
及び耐食性を向上させる効果が得られるためであるが、
Ｃｏ、Ｎｉの１種又は２種はＦｅの５０％を越えると高
い保磁力が得られず、すぐれた永久磁石が得られない。
よって、ＣｏはＦｅの５０％を上限とする。
（Ｂｒ）が低下し、８８％原子を越えると高い保磁力が
得られないので、Ｆｅは４２原子％〜８８原子％に限定
する。また、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉの１種又は２種で
置換する理由は、永久磁石の温度特性を向上させる効果
及び耐食性を向上させる効果が得られるためであるが、
Ｃｏ、Ｎｉの１種又は２種はＦｅの５０％を越えると高
い保磁力が得られず、すぐれた永久磁石が得られない。
よって、ＣｏはＦｅの５０％を上限とする。
【００１６】この発明の合金鋳塊において、高い残留磁
束密度と高い保磁力を共に有するすぐれた永久磁石を得
るためには、Ｒ１２原子％〜１６原子％、Ｂ４原子％〜
１２原子％、Ｆｅ７２原子％〜８４原子％が好ましい。
また、この発明による合金鋳塊は、Ｒ、Ｂ、Ｆｅの他、
工業的生産上不可避的不純物の存在を許容できるが、Ｂ
の一部を４．０原子％以下のＣ、３．５原子％以下の
Ｐ、２．５原子％以下のＳ、３．５原子％以下のＣｕの
うち少なくとも１種、合計量で４．０原子％以下で置換
することにより、磁石合金の製造性改善、低価格化が可
能である。さらに、前記Ｒ、Ｂ、Ｆｅ合金あるいはＣｏ
を含有するＲ−Ｆｅ−Ｂ合金に、９．５原子％以下のＡ
ｌ、４．５原子％以下のＴｉ、９．５原子％以下のＶ、
８．５原子％以下のＣｒ、８．０原子％以下のＭｎ、５
原子％以下のＢｉ、１２．５原子％以下のＮｂ、１０．
５原子％以下のＴａ、９．５原子％以下のＭｏ、９．５
原子％以下のＷ、２．５原子％以下のＳｂ、７原子％以
下のＧｅ、３５原子％以下のＳｎ、５．５原子％以下の
Ｚｒ、５．５原子％以下のＨｆのうち少なくとも１種添
加含有させることにより、永久磁石合金の高保磁力が可
能になる。この発明のＲ−Ｂ−Ｆｅ系永久磁石におい
て、結晶相は主相が正方晶であることが不可欠であり、
特に、微細で均一な合金粉末を得て、すぐれた磁気特性
を有する焼結永久磁石を作成するのに効果的である。
束密度と高い保磁力を共に有するすぐれた永久磁石を得
るためには、Ｒ１２原子％〜１６原子％、Ｂ４原子％〜
１２原子％、Ｆｅ７２原子％〜８４原子％が好ましい。
また、この発明による合金鋳塊は、Ｒ、Ｂ、Ｆｅの他、
工業的生産上不可避的不純物の存在を許容できるが、Ｂ
の一部を４．０原子％以下のＣ、３．５原子％以下の
Ｐ、２．５原子％以下のＳ、３．５原子％以下のＣｕの
うち少なくとも１種、合計量で４．０原子％以下で置換
することにより、磁石合金の製造性改善、低価格化が可
能である。さらに、前記Ｒ、Ｂ、Ｆｅ合金あるいはＣｏ
を含有するＲ−Ｆｅ−Ｂ合金に、９．５原子％以下のＡ
ｌ、４．５原子％以下のＴｉ、９．５原子％以下のＶ、
８．５原子％以下のＣｒ、８．０原子％以下のＭｎ、５
原子％以下のＢｉ、１２．５原子％以下のＮｂ、１０．
５原子％以下のＴａ、９．５原子％以下のＭｏ、９．５
原子％以下のＷ、２．５原子％以下のＳｂ、７原子％以
下のＧｅ、３５原子％以下のＳｎ、５．５原子％以下の
Ｚｒ、５．５原子％以下のＨｆのうち少なくとも１種添
加含有させることにより、永久磁石合金の高保磁力が可
能になる。この発明のＲ−Ｂ−Ｆｅ系永久磁石におい
て、結晶相は主相が正方晶であることが不可欠であり、
特に、微細で均一な合金粉末を得て、すぐれた磁気特性
を有する焼結永久磁石を作成するのに効果的である。
【００１７】この発明による合金の微粉砕粉末の粒度
は、平均粒度８０μｍを越えると、永久磁石の作成時に
すぐれた磁気特性、とりわけ高い保磁力が得られず、ま
た、平均粒度が１μｍ未満では、焼結磁石とした場合の
製作工程、すなわち、プレス成形、焼結、時効処理工程
における酸化が著しく、すぐれた磁気特性が得られない
ため、１〜８０μｍの平均粒度とする。さらに、すぐれ
た磁気特性を得るには、平均粒度２〜１０μｍの合金粉
末が最も望ましい。
は、平均粒度８０μｍを越えると、永久磁石の作成時に
すぐれた磁気特性、とりわけ高い保磁力が得られず、ま
た、平均粒度が１μｍ未満では、焼結磁石とした場合の
製作工程、すなわち、プレス成形、焼結、時効処理工程
における酸化が著しく、すぐれた磁気特性が得られない
ため、１〜８０μｍの平均粒度とする。さらに、すぐれ
た磁気特性を得るには、平均粒度２〜１０μｍの合金粉
末が最も望ましい。
【００１８】
【作用】この発明は、ストリップキャスティングされた
特定板厚の特定組成を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金にＨ2
吸蔵させることにより、微細に分散されたＲリッチ相が
水素化物を生成して体積膨張させて前記合金を自然崩壊
させ、その後微粉砕にて合金塊を構成している主相の結
晶粒を細分化することが可能となり、粒度分布が均一な
粉末を作製することができ、この際Ｒリッチ相が微細に
分散され、かつＲ2Ｆｅ14Ｂ相も微細化され、脱Ｈ2処理
して安定化させた合金粉末を微粉砕した場合、微粉砕能
は従来の約２倍にも向上するため、製造効率が大幅に向
上するともに、磁石化すると耐酸化性にすぐれ、磁石合
金の磁気特性、特にｉＨｃが向上したＲ−Ｆｅ−Ｂ系永
久磁石が得られる。
特定板厚の特定組成を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金にＨ2
吸蔵させることにより、微細に分散されたＲリッチ相が
水素化物を生成して体積膨張させて前記合金を自然崩壊
させ、その後微粉砕にて合金塊を構成している主相の結
晶粒を細分化することが可能となり、粒度分布が均一な
粉末を作製することができ、この際Ｒリッチ相が微細に
分散され、かつＲ2Ｆｅ14Ｂ相も微細化され、脱Ｈ2処理
して安定化させた合金粉末を微粉砕した場合、微粉砕能
は従来の約２倍にも向上するため、製造効率が大幅に向
上するともに、磁石化すると耐酸化性にすぐれ、磁石合
金の磁気特性、特にｉＨｃが向上したＲ−Ｆｅ−Ｂ系永
久磁石が得られる。
【００１９】
実施例１ 高周波溶解炉にて溶解して得られたＮｄ１３．５−Ｂ
６．５−Ｆｅ８０組成の合金溶湯を直径２５０ｍｍの銅
製ロール２本を併設した双ロール式ストリップキャスタ
ーを用い、板厚約２ｍｍの薄板状鋳片を得た。前記鋳片
内の結晶粒径は短軸方向の寸法０．５μｍ〜１５μｍ、
長軸方向寸法は５μｍ〜７０μｍであり、Ｒリッチ相は
主相を取り囲むように３μｍ程度に微細に分離して存在
する。前記鋳片を５０ｍｍ角以下に破断後、前記破断片
１０００ｇを吸排気可能な密閉容器内に収容し、前記容
器内にＮ2ガスを３０分間流入して、空気と置換した
後、該容器内に３ｋｇ／ｃｍ2のＨ2ガスを２時間供給し
た、Ｈ2吸臓により鋳片を自然崩壊させて、その後冷却
した粗粒粉を真空中で５時間保持して脱Ｈ2処理し、１
００メッシュまで粗粉砕した。次いで前記粗砕粉より採
取した８００ｇをジェット・ミルで粉砕して、第１表に
示す粉砕能率、平均粒度、含有酸素量を有する合金粉末
を得た。得られた合金粉末を用いて、磁界１２ｋＯｅ中
で配向し、１．５Ｔ／ｃｍ2にて加圧成型し、その後、
１０９０℃で３時間の条件にて焼結し、６００℃で１時
間の時効処理を行って永久磁石を得た。得られた永久磁
石の磁石特性を第２表に表す。また、得られた微粉砕粉
の粒度分布を第１図に表す。
６．５−Ｆｅ８０組成の合金溶湯を直径２５０ｍｍの銅
製ロール２本を併設した双ロール式ストリップキャスタ
ーを用い、板厚約２ｍｍの薄板状鋳片を得た。前記鋳片
内の結晶粒径は短軸方向の寸法０．５μｍ〜１５μｍ、
長軸方向寸法は５μｍ〜７０μｍであり、Ｒリッチ相は
主相を取り囲むように３μｍ程度に微細に分離して存在
する。前記鋳片を５０ｍｍ角以下に破断後、前記破断片
１０００ｇを吸排気可能な密閉容器内に収容し、前記容
器内にＮ2ガスを３０分間流入して、空気と置換した
後、該容器内に３ｋｇ／ｃｍ2のＨ2ガスを２時間供給し
た、Ｈ2吸臓により鋳片を自然崩壊させて、その後冷却
した粗粒粉を真空中で５時間保持して脱Ｈ2処理し、１
００メッシュまで粗粉砕した。次いで前記粗砕粉より採
取した８００ｇをジェット・ミルで粉砕して、第１表に
示す粉砕能率、平均粒度、含有酸素量を有する合金粉末
を得た。得られた合金粉末を用いて、磁界１２ｋＯｅ中
で配向し、１．５Ｔ／ｃｍ2にて加圧成型し、その後、
１０９０℃で３時間の条件にて焼結し、６００℃で１時
間の時効処理を行って永久磁石を得た。得られた永久磁
石の磁石特性を第２表に表す。また、得られた微粉砕粉
の粒度分布を第１図に表す。
【００２０】実施例２ 実施例１と同一組成のストリップキャスティング鋳片を
実施例１と同一条件にてＨ2吸臓処理して得られた崩合
金粉末を真空中で４００℃に３時間加熱して、脱Ｈ2処
理した後、実施例１と同一条件の微粉砕、磁界中プレ
ス、焼結、時効処理を行って、永久磁石を得た。微粉砕
時の粉砕能率と得られた粉末の粒度、酸素量を第１表
に、また得られた永久磁石の磁気特性を第２表に表す。
実施例１と同一条件にてＨ2吸臓処理して得られた崩合
金粉末を真空中で４００℃に３時間加熱して、脱Ｈ2処
理した後、実施例１と同一条件の微粉砕、磁界中プレ
ス、焼結、時効処理を行って、永久磁石を得た。微粉砕
時の粉砕能率と得られた粉末の粒度、酸素量を第１表
に、また得られた永久磁石の磁気特性を第２表に表す。
【００２１】比較例１ 実施例１と同一組成、同一板厚のストリップキャスティ
ング鋳片を５０ｍｍ以下に粗大粉砕後、前記粗大粉１０
００ｇをスタンプミルにて１時間粉砕して１００メッシ
ュの粗粉砕粉となした後、ジェットミル粉砕し、合金粉
末を得た。得られた粉末の粒度、酸素量粉砕能率を第１
表に表す。前記合金粉末を実施例１と同一条件の磁界中
プレス、焼結、時効処理を行って永久磁石を得た。得ら
れた永久磁石の磁気特性を第２表に表す。
ング鋳片を５０ｍｍ以下に粗大粉砕後、前記粗大粉１０
００ｇをスタンプミルにて１時間粉砕して１００メッシ
ュの粗粉砕粉となした後、ジェットミル粉砕し、合金粉
末を得た。得られた粉末の粒度、酸素量粉砕能率を第１
表に表す。前記合金粉末を実施例１と同一条件の磁界中
プレス、焼結、時効処理を行って永久磁石を得た。得ら
れた永久磁石の磁気特性を第２表に表す。
【００２２】比較例２ 実施例１と同一組成の合金溶湯を寸法３０ｍｍ×１００
ｍｍ×２００ｍｍの鋳型に鋳込んで得られた鋳塊を５０
ｍｍ角以下に破断した後、前記破断片を実施例１と同一
条件のＨ2吸臓処理、脱Ｈ2処理を行った後、実施例１と
同一条件にて微粉砕、磁界中プレス、焼結、時効処理を
行って、永久磁石を得た。鋳塊の結晶粒径は短軸方向３
０μｍ、長軸方向３００μｍであり、Ｒリッチ相は局部
的に６０μｍ程度の大きさで点在した。得られた磁気特
性の結果を第２表に表す。なお、微粉砕時の粉砕能率、
微粉末の粒径、含有酸素量を第１表に表す。
ｍｍ×２００ｍｍの鋳型に鋳込んで得られた鋳塊を５０
ｍｍ角以下に破断した後、前記破断片を実施例１と同一
条件のＨ2吸臓処理、脱Ｈ2処理を行った後、実施例１と
同一条件にて微粉砕、磁界中プレス、焼結、時効処理を
行って、永久磁石を得た。鋳塊の結晶粒径は短軸方向３
０μｍ、長軸方向３００μｍであり、Ｒリッチ相は局部
的に６０μｍ程度の大きさで点在した。得られた磁気特
性の結果を第２表に表す。なお、微粉砕時の粉砕能率、
微粉末の粒径、含有酸素量を第１表に表す。
【００２３】比較例３ 比較例２と同一組成の鋳塊を５０μｍ以下に破断した
後、前記破断片を実施例１と同一条件の加熱脱Ｈ2処理
を行った後、実施例１と同一条件の微粉砕、磁界中プレ
ス、焼結、時効処理を行って、永久磁石を得た。微粉砕
時の粉砕能率、微粉末の粒径、含有酸素量を第１表に表
す。得られた永久磁石の磁気特性を第２表に表す。ま
た、得られた微粉砕粉の粒度分布を第１図に示す。
後、前記破断片を実施例１と同一条件の加熱脱Ｈ2処理
を行った後、実施例１と同一条件の微粉砕、磁界中プレ
ス、焼結、時効処理を行って、永久磁石を得た。微粉砕
時の粉砕能率、微粉末の粒径、含有酸素量を第１表に表
す。得られた永久磁石の磁気特性を第２表に表す。ま
た、得られた微粉砕粉の粒度分布を第１図に示す。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【発明の効果】この発明による製造方法は、特定組成を
有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯をストリップキャスティ
ングにて特定板厚の鋳片となし、この鋳片にＨ2吸蔵さ
せて自然崩壊させることにより、その後、脱Ｈ2処理し
て安定化させた合金粉末を微粉砕にて合金塊を構成して
いる主相の結晶粒を細分化することが可能となり、実施
例に明らかなように粒度分布が均一な粉末を、従来の約
２倍程度の効率で作製することができ、粉砕時にＲリッ
チ相とＲ2Ｆｅ14Ｂ相も微細化され、磁石化すると耐酸
化性にすぐれ、磁石合金の磁気特性、特にｉＨｃが向上
したＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が得られる。
有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯をストリップキャスティ
ングにて特定板厚の鋳片となし、この鋳片にＨ2吸蔵さ
せて自然崩壊させることにより、その後、脱Ｈ2処理し
て安定化させた合金粉末を微粉砕にて合金塊を構成して
いる主相の結晶粒を細分化することが可能となり、実施
例に明らかなように粒度分布が均一な粉末を、従来の約
２倍程度の効率で作製することができ、粉砕時にＲリッ
チ相とＲ2Ｆｅ14Ｂ相も微細化され、磁石化すると耐酸
化性にすぐれ、磁石合金の磁気特性、特にｉＨｃが向上
したＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が得られる。
【図１】実施例における微粉砕粉の粒度分布を示すグラ
フである。
フである。
───────────────────────────────────────────────────── 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 1/06
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｒ（但しＲはＹを含む希土類元素のう
ち、少なくとも１種）１０ａｔ％〜３０ａｔ％、Ｂ２ａ
ｔ％〜２８ａｔ％、残部Ｆｅ（但しＦｅの１部をＣｏ、
Ｎｉの１種または２種にて置換できる）及び不可避的不
純物からなる合金溶湯をストリップキャスティング法に
て板厚０．０３ｍｍ〜１０ｍｍの薄板でＲリッチ相が５
μｍ以下に微細に分離した組織を有する鋳片に鋳造後、
前記鋳片を吸排気可能な容器に収容し、該容器内の空気
をＨ2ガスにて置換した後、該容器内に２００Ｔｏｒｒ
〜５０ｋｇ／ｍｍ2のＨ2ガスを供給して得られた崩壊合
金粉を脱Ｈ2処理した後、さらに微粉砕、磁界中プレ
ス、焼結、時効処理することを特徴とするＲ−Ｆｅ−Ｂ
系永久磁石材料の製造方法。 - 【請求項２】 水素吸蔵により得られた崩壊合金粉末を
１００℃〜７５０℃に加熱して脱Ｈ2処理することを特
徴とする請求項１に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5157853A JPH06349618A (ja) | 1993-06-02 | 1993-06-02 | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5157853A JPH06349618A (ja) | 1993-06-02 | 1993-06-02 | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06349618A true JPH06349618A (ja) | 1994-12-22 |
Family
ID=15658806
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5157853A Pending JPH06349618A (ja) | 1993-06-02 | 1993-06-02 | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06349618A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6403024B1 (en) | 1999-02-19 | 2002-06-11 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Hydrogen pulverizer for rare-earth alloy magnetic material powder using the pulverizer, and method for producing magnet using the pulverizer |
| US10851837B2 (en) | 2018-03-30 | 2020-12-01 | Nippon Thompson Co., Ltd. | Swing bearing |
-
1993
- 1993-06-02 JP JP5157853A patent/JPH06349618A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6403024B1 (en) | 1999-02-19 | 2002-06-11 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Hydrogen pulverizer for rare-earth alloy magnetic material powder using the pulverizer, and method for producing magnet using the pulverizer |
| US10851837B2 (en) | 2018-03-30 | 2020-12-01 | Nippon Thompson Co., Ltd. | Swing bearing |
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