JPH08222421A - 希土類鋳造磁石およびその製造方法 - Google Patents
希土類鋳造磁石およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH08222421A JPH08222421A JP7047836A JP4783695A JPH08222421A JP H08222421 A JPH08222421 A JP H08222421A JP 7047836 A JP7047836 A JP 7047836A JP 4783695 A JP4783695 A JP 4783695A JP H08222421 A JPH08222421 A JP H08222421A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cast
- rare earth
- magnet
- master alloy
- heat treatment
- 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.)
- Pending
Links
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
- H01F1/058—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IVa elements, e.g. Gd2Fe14C
-
- 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
- H01F1/059—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
- Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 優れた磁気特性を有する希土類鋳造磁石を提
供する。 【構成】 Ｙまたはランタニド元素からなる希土類金属
（Ｒ）、Ｖ，Ｔi ，ＭoＺr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃr
，Ｗ，Ａl ，Ｍn のうちの少なくとも一種からなる金
属（Ｍ）、ＮまたはＣからなる元素（Ａ）およびＦe
が、組成式Ｒx Ｆe 10 0-(x+y+z) Ｍy Ａz の関係を満足
するように含まれ、ｘ，ｙ，ｚがそれぞれat％で、５≦
ｘ≦２０，３≦ｙ≦３０，５≦ｚ≦３０の範囲にあり、
Ｒ、Ｆe 、Ｍを含む鋳造母合金を均質化処理した後、該
母合金にＮまたはＣを侵入させ、しかも異方性化する。
供する。 【構成】 Ｙまたはランタニド元素からなる希土類金属
（Ｒ）、Ｖ，Ｔi ，ＭoＺr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃr
，Ｗ，Ａl ，Ｍn のうちの少なくとも一種からなる金
属（Ｍ）、ＮまたはＣからなる元素（Ａ）およびＦe
が、組成式Ｒx Ｆe 10 0-(x+y+z) Ｍy Ａz の関係を満足
するように含まれ、ｘ，ｙ，ｚがそれぞれat％で、５≦
ｘ≦２０，３≦ｙ≦３０，５≦ｚ≦３０の範囲にあり、
Ｒ、Ｆe 、Ｍを含む鋳造母合金を均質化処理した後、該
母合金にＮまたはＣを侵入させ、しかも異方性化する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、希土類元素を含む希土
類鋳造磁石およびその製造方法に関する。
類鋳造磁石およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、磁気特性に優れかつ比較的安価な
ことからＮd −Ｆe −Ｂ系永久磁石が工業的に広く利用
されている。また最近では、Ｔh2Ｚn17 型結晶構造の化
合物を主相とする母合金粉末（Ｓm −Ｆe 合金粉末）に
窒素を侵入させた希土類元素（Ｒ）−Ｆe −Ｎ系永久磁
石が、優れた磁気特性を持つことから注目され、その実
用化が図られている。そして、このＲ−Ｆe −Ｎ系合金
の中でも特に、組成式Ｓm2Ｆe17 Ｎx の合金から製造し
たボンド磁石が、最大エネルギー積（ＢＨmax ）１５Ｍ
ＧＯe 以上を有する高性能な磁石となることが知られて
いる。
ことからＮd −Ｆe −Ｂ系永久磁石が工業的に広く利用
されている。また最近では、Ｔh2Ｚn17 型結晶構造の化
合物を主相とする母合金粉末（Ｓm −Ｆe 合金粉末）に
窒素を侵入させた希土類元素（Ｒ）−Ｆe −Ｎ系永久磁
石が、優れた磁気特性を持つことから注目され、その実
用化が図られている。そして、このＲ−Ｆe −Ｎ系合金
の中でも特に、組成式Ｓm2Ｆe17 Ｎx の合金から製造し
たボンド磁石が、最大エネルギー積（ＢＨmax ）１５Ｍ
ＧＯe 以上を有する高性能な磁石となることが知られて
いる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上記Ｎd −Ｆ
e −Ｂ系永久磁石は、優れた磁気特性を有している反
面、キュリー温度が３００℃と低いため、１５０℃以上
となるような環境下での使用に適さないという問題があ
った。この対策として、Ｆe の一部をＣo で置換するこ
とも行われているが、保磁力の低下を引き起すなどの悪
影響を与え、本質的な解決には至らない。
e −Ｂ系永久磁石は、優れた磁気特性を有している反
面、キュリー温度が３００℃と低いため、１５０℃以上
となるような環境下での使用に適さないという問題があ
った。この対策として、Ｆe の一部をＣo で置換するこ
とも行われているが、保磁力の低下を引き起すなどの悪
影響を与え、本質的な解決には至らない。
【０００４】一方、上記Ｓm −Ｆe −Ｎ系永久磁石は、
母合金粉末として２０〜３０μｍ程度の粒径のものを用
いないと、均一な窒化物が形成されず、その上、永久磁
石として必要な保磁力を得るには、この母合金粉末をさ
らに微粉砕しなければならず、取扱いが面倒になって製
造性の悪化が避けられないという問題があった。また、
窒化物は分解温度が著しく低いため、Ｎd −Ｆe −Ｂ系
永久磁石のように粉末冶金的手法により製造することは
困難で、ボンド磁石として製造せざるを得ないこととな
り、この場合は、成形に際して９８０ＭＰa （１０ton
／cm2 ）以上の大きな圧力を要して、大型のプレス機械
および金型が必要になり、コスト負担が著しく増大する
という問題があった。
母合金粉末として２０〜３０μｍ程度の粒径のものを用
いないと、均一な窒化物が形成されず、その上、永久磁
石として必要な保磁力を得るには、この母合金粉末をさ
らに微粉砕しなければならず、取扱いが面倒になって製
造性の悪化が避けられないという問題があった。また、
窒化物は分解温度が著しく低いため、Ｎd −Ｆe −Ｂ系
永久磁石のように粉末冶金的手法により製造することは
困難で、ボンド磁石として製造せざるを得ないこととな
り、この場合は、成形に際して９８０ＭＰa （１０ton
／cm2 ）以上の大きな圧力を要して、大型のプレス機械
および金型が必要になり、コスト負担が著しく増大する
という問題があった。
【０００５】本発明は、上記の従来の問題点に鑑みてな
されたもので、鋳造により製造しても優れた磁気特性を
確保できる希土類鋳造磁石を提供し、併せてその製造方
法を提供することを目的とする。
されたもので、鋳造により製造しても優れた磁気特性を
確保できる希土類鋳造磁石を提供し、併せてその製造方
法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明にかゝる希土類鋳造磁石は、成分組成がＲx
Ｆe100-(x+y+z)Ｍy Ａz で表され、前記ＲはＹ、ランタ
ニド元素の１種または２種以上の希土類金属からなり、
前記ＭはＶ，Ｔi ，Ｍo ，Ｚr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃ
r ，Ｗ，Ａl ，Ｍn の１種または２種以上からなり、前
記ＡはＮ，Ｃの１種または２種からなり、前記ｘ，ｙ，
ｚは原子百分率で下記の範囲にあり、 ５≦ｘ≦２０ ３≦ｙ≦３０ ５≦ｚ≦３０ かつ異方性化するようにしたことを特徴とする。本希土
類鋳造磁石において、上記Ｆe は、その一部を３０原子
％未満の範囲内でＣo またはＮi で置換しても良いもの
である。
め、本発明にかゝる希土類鋳造磁石は、成分組成がＲx
Ｆe100-(x+y+z)Ｍy Ａz で表され、前記ＲはＹ、ランタ
ニド元素の１種または２種以上の希土類金属からなり、
前記ＭはＶ，Ｔi ，Ｍo ，Ｚr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃ
r ，Ｗ，Ａl ，Ｍn の１種または２種以上からなり、前
記ＡはＮ，Ｃの１種または２種からなり、前記ｘ，ｙ，
ｚは原子百分率で下記の範囲にあり、 ５≦ｘ≦２０ ３≦ｙ≦３０ ５≦ｚ≦３０ かつ異方性化するようにしたことを特徴とする。本希土
類鋳造磁石において、上記Ｆe は、その一部を３０原子
％未満の範囲内でＣo またはＮi で置換しても良いもの
である。
【０００７】また、本発明にかゝる希土類鋳造磁石の製
造方法の一つは、Ｒ，Ｆe ，Ｍを含む母合金を、柱状晶
が発達するように鋳造した後、この母合金を１０００〜
１２００℃で均質化処理し、しかる後に、該母合金にＮ
またはＣを侵入させるようにしたことを特徴とする。
造方法の一つは、Ｒ，Ｆe ，Ｍを含む母合金を、柱状晶
が発達するように鋳造した後、この母合金を１０００〜
１２００℃で均質化処理し、しかる後に、該母合金にＮ
またはＣを侵入させるようにしたことを特徴とする。
【０００８】また、本発明にかゝる希土類鋳造磁石の製
造方法の他の一つは、Ｒ，Ｆe ，Ｍを含む母合金を、柱
状晶が発達するように鋳造した後、この鋳造母合金を１
０００〜１２００℃で均質化処理し、次に、前記母合金
を７００〜１１００℃で熱間塑性加工し、しかる後に、
該母合金にＮまたはＣを侵入させるようにしたことを特
徴とする。
造方法の他の一つは、Ｒ，Ｆe ，Ｍを含む母合金を、柱
状晶が発達するように鋳造した後、この鋳造母合金を１
０００〜１２００℃で均質化処理し、次に、前記母合金
を７００〜１１００℃で熱間塑性加工し、しかる後に、
該母合金にＮまたはＣを侵入させるようにしたことを特
徴とする。
【０００９】本製造方法は、母合金にＮまたはＣを侵入
させた後、４００〜７００℃で熱処理をするようにして
も良いものである。
させた後、４００〜７００℃で熱処理をするようにして
も良いものである。
【００１０】本発明は、Ｒ−（Ｆe ，Ｍ）合金、例えば
Ｔh2Ｚn17 型、Ｔb Ｃu7型、Ｒ3(Ｆe ，Ｍ)29 型、Ｔh
Ｍn12 型等の結晶構造を有する化合物を主相とする鋳造
母合金にＮまたはＣを侵入させることによって優れた磁
気特性を有する鋳造磁石としたものである。
Ｔh2Ｚn17 型、Ｔb Ｃu7型、Ｒ3(Ｆe ，Ｍ)29 型、Ｔh
Ｍn12 型等の結晶構造を有する化合物を主相とする鋳造
母合金にＮまたはＣを侵入させることによって優れた磁
気特性を有する鋳造磁石としたものである。
【００１１】こゝで、希土類元素Ｒは、５原子％未満に
なると軟磁性のα−Ｆe の析出を促進し、２０原子％を
越えると非磁性のＲリッチ化合物が多くなって飽和磁束
密度を低下させてしまうため、これを５〜２０原子％範
囲とした。
なると軟磁性のα−Ｆe の析出を促進し、２０原子％を
越えると非磁性のＲリッチ化合物が多くなって飽和磁束
密度を低下させてしまうため、これを５〜２０原子％範
囲とした。
【００１２】また、上記金属Ｍとして用いるＶ，Ｔi ，
Ｍo ，Ｚr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃr ，Ｗ，Ａl ，Ｍn
等は、組織を微細化し、窒化物の分解温度を上昇させ、
Ｒ3(Ｆe ，Ｍ)29 型化合物やＴh Ｍn12 型化合物を安定
させる効果を有する。ただし、この金属Ｍの量が３０原
子％を越えると、各種のＦe −Ｍ非磁性化合物が析出
し、また３原子％未満では前記効果を認め難いので、こ
のＭを３〜３０原子％範囲とした。
Ｍo ，Ｚr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃr ，Ｗ，Ａl ，Ｍn
等は、組織を微細化し、窒化物の分解温度を上昇させ、
Ｒ3(Ｆe ，Ｍ)29 型化合物やＴh Ｍn12 型化合物を安定
させる効果を有する。ただし、この金属Ｍの量が３０原
子％を越えると、各種のＦe −Ｍ非磁性化合物が析出
し、また３原子％未満では前記効果を認め難いので、こ
のＭを３〜３０原子％範囲とした。
【００１３】元素ＡとしてのＮまたはＣは、Ｔh2Ｚn17
型、Ｔb Ｃu7型、Ｒ3(Ｆe ，Ｍ)29型、Ｔh Ｍn12 型等
の結晶格子内に侵入して磁気特性を向上させる重要な役
割をなすものであるが、３０原子％を越えると過剰なＮ
またはＣが不規則に結晶格子内に侵入してアモルファス
化してしまうため好ましくなく、また５原子％未満では
磁気特性の向上に効果を有しないので、これを５〜３０
原子％範囲とした。
型、Ｔb Ｃu7型、Ｒ3(Ｆe ，Ｍ)29型、Ｔh Ｍn12 型等
の結晶格子内に侵入して磁気特性を向上させる重要な役
割をなすものであるが、３０原子％を越えると過剰なＮ
またはＣが不規則に結晶格子内に侵入してアモルファス
化してしまうため好ましくなく、また５原子％未満では
磁気特性の向上に効果を有しないので、これを５〜３０
原子％範囲とした。
【００１４】本発明は、上記したようにＦe の一部をＣ
o で置換することができるもので、これにより飽和磁束
密度とキュリー温度を高めることができる。ただし、Ｆ
e に対するＣo の置換率が３０％原子を越えると結晶磁
気異方性が大きく低下するため、この置換率は３０原子
％以下とすることが好ましい。
o で置換することができるもので、これにより飽和磁束
密度とキュリー温度を高めることができる。ただし、Ｆ
e に対するＣo の置換率が３０％原子を越えると結晶磁
気異方性が大きく低下するため、この置換率は３０原子
％以下とすることが好ましい。
【００１５】本発明にかゝる希土類鋳造磁石の製造方法
は、上記したようにＲ，Ｆe ，Ｍを含む母合金を、柱状
晶が発達するように鋳造することを特徴とするが、これ
は磁気特性上の異方性の付与に重要であるためである。
柱状晶を発達させるには、鋳型を水冷するか、あるいは
鋳込み温度を通常よりも高く設定する等の工夫をする必
要がある。例えば希土類金属、鉄およびその他の金属
（Ｍ）を所定の比率で配合して高周波溶解し、溶湯温度
を１６００℃に保持した後、水冷鋳型に流し込むことで
等軸晶の少ない柱状晶組織の鋳造合金を製造できる。
は、上記したようにＲ，Ｆe ，Ｍを含む母合金を、柱状
晶が発達するように鋳造することを特徴とするが、これ
は磁気特性上の異方性の付与に重要であるためである。
柱状晶を発達させるには、鋳型を水冷するか、あるいは
鋳込み温度を通常よりも高く設定する等の工夫をする必
要がある。例えば希土類金属、鉄およびその他の金属
（Ｍ）を所定の比率で配合して高周波溶解し、溶湯温度
を１６００℃に保持した後、水冷鋳型に流し込むことで
等軸晶の少ない柱状晶組織の鋳造合金を製造できる。
【００１６】また、本発明の製造方法は、母合金を鋳造
した後、均質化処理することを特徴するが、この均質化
処理は、鋳造組織中における成分を拡散均一化すると共
に、ねらいとする結晶構造を得るために必要な処理であ
り、１０００〜１２００℃で処理することにより前記し
た要求を満たすことができる。
した後、均質化処理することを特徴するが、この均質化
処理は、鋳造組織中における成分を拡散均一化すると共
に、ねらいとする結晶構造を得るために必要な処理であ
り、１０００〜１２００℃で処理することにより前記し
た要求を満たすことができる。
【００１７】鋳造母合金へＮを侵入させるには、該母合
金を高温で窒化性ガスと接触させる、ガス窒化処理を行
うのが望ましい。この場合は、窒化性ガスとして窒素、
アンモニアガスあるいは窒素−水素の混合ガスを用い
て、２００〜６００℃で行うことができる。一方、鋳造
母合金へＣを侵入させるには、メタンガスなどの浸炭性
ガスと接触させる、ガス浸炭処理を行うのが好ましい。
なお、このＣについては、母合金中へ予め添加しておく
こともできる。
金を高温で窒化性ガスと接触させる、ガス窒化処理を行
うのが望ましい。この場合は、窒化性ガスとして窒素、
アンモニアガスあるいは窒素−水素の混合ガスを用い
て、２００〜６００℃で行うことができる。一方、鋳造
母合金へＣを侵入させるには、メタンガスなどの浸炭性
ガスと接触させる、ガス浸炭処理を行うのが好ましい。
なお、このＣについては、母合金中へ予め添加しておく
こともできる。
【００１８】本発明にかゝる希土類鋳造磁石の製造方法
では、上記したように均質化処理後、母合金を７００〜
１１００℃で熱間塑性加工するようにしても良いもので
あるが、これは異方性化し易くするためである。この熱
間塑性加工の方法は任意であり、例えばＡr ガスなどの
不活性ガス中でホットプレスする方法を用いることがで
きる。ただし、加工度が５０％を越えると、亀裂が発生
し易くなるため、加工度は５０％以下に抑えるのが望ま
しい。
では、上記したように均質化処理後、母合金を７００〜
１１００℃で熱間塑性加工するようにしても良いもので
あるが、これは異方性化し易くするためである。この熱
間塑性加工の方法は任意であり、例えばＡr ガスなどの
不活性ガス中でホットプレスする方法を用いることがで
きる。ただし、加工度が５０％を越えると、亀裂が発生
し易くなるため、加工度は５０％以下に抑えるのが望ま
しい。
【００１９】また、本発明の製造方法では、上記したよ
うに母合金にＮまたはＣを侵入させた後、４００〜７０
０℃で熱処理をするようにしても良いものであるが、こ
の熱処理は、Ａr ガスなどの不活性ガス雰囲気中、ある
いは真空中で行うのが好ましい。この熱処理により、合
金主相（化合物）内に微細析出物が生成し、数センチメ
ートル角のブロック形態でも大きな保磁力が得られる。
この微細析出物は、正確には同定されていないが、上記
置換金属Ｍを含有していることは確かである。ただし、
この熱処理温度は、７００℃を越えると主相が分解して
保磁力が大きく低下し、一方、４００℃未満では保磁力
の増大があまり期待できないので、これを４００〜７０
０℃とした。なお、この熱処理により、前記ＮまたはＣ
の侵入時に生じた亀裂が固相反応により修復され、機械
的強度が高まるようになる。
うに母合金にＮまたはＣを侵入させた後、４００〜７０
０℃で熱処理をするようにしても良いものであるが、こ
の熱処理は、Ａr ガスなどの不活性ガス雰囲気中、ある
いは真空中で行うのが好ましい。この熱処理により、合
金主相（化合物）内に微細析出物が生成し、数センチメ
ートル角のブロック形態でも大きな保磁力が得られる。
この微細析出物は、正確には同定されていないが、上記
置換金属Ｍを含有していることは確かである。ただし、
この熱処理温度は、７００℃を越えると主相が分解して
保磁力が大きく低下し、一方、４００℃未満では保磁力
の増大があまり期待できないので、これを４００〜７０
０℃とした。なお、この熱処理により、前記ＮまたはＣ
の侵入時に生じた亀裂が固相反応により修復され、機械
的強度が高まるようになる。
【００２０】
【作用】上記のように構成した希土類鋳造磁石において
は、特有の組成を有する母合金にＮまたはＣを含有させ
ることで、主相内に微細な析出物が形成され、異方性化
したことと相まって鋳造磁石としての磁気特性が高ま
る。
は、特有の組成を有する母合金にＮまたはＣを含有させ
ることで、主相内に微細な析出物が形成され、異方性化
したことと相まって鋳造磁石としての磁気特性が高ま
る。
【００２１】また、上記のように構成した希土類鋳造磁
石の製造方法においては、鋳造母合金の柱状組織を成長
させることで異方性化が強まり、また均質化処理した鋳
造母合金にＮまたはＣを侵入させることで、ブロック形
態でも均質な鋳造磁石が得られる。また、熱間塑性加工
を行った後に母合金にＮまたはＣを侵入させることで、
異方性化がより一層強まり、さらに最終的に熱処理を行
うことにより、磁気特性および強度がより一層向上す
る。
石の製造方法においては、鋳造母合金の柱状組織を成長
させることで異方性化が強まり、また均質化処理した鋳
造母合金にＮまたはＣを侵入させることで、ブロック形
態でも均質な鋳造磁石が得られる。また、熱間塑性加工
を行った後に母合金にＮまたはＣを侵入させることで、
異方性化がより一層強まり、さらに最終的に熱処理を行
うことにより、磁気特性および強度がより一層向上す
る。
【００２２】
【実施例】以下、本発明の実施例を説明する。
【００２３】実施例１ 金属サマリウム、電解鉄、フェロバナジウムを所定比率
で配合して、高周波炉にてＳm9.5−Ｆe82.5 −Ｖ8.0 母
合金を溶解し、図１に示すようにタンディッシュ（図示
略）を介して水冷銅鋳型１に溶湯を流し込んで柱状晶２
の発達した鋳造体（鋳造母合金）３を製造した。なお、
鋳造体３の表層部にはチル４が形成され、またその心部
には等軸晶５が形成されている。次に、この鋳造体３を
Ａr ガス中で１１５０℃に２４時間保持する均質化処理
を行い、その後、一方向に成長する柱状晶２内をダイヤ
モンドカッターで切断して１０mm角のブロック６を得
た。次に、このブロック６を７気圧の窒素ガス中で５５
０℃に種々の時間保持して窒素を侵入させ、続いて真空
中で５５０℃に１６時間保持する熱処理を行って、窒素
量の異る複数の鋳造磁石試料（ブロック）を得た。そし
て、得られた各鋳造磁石試料をＢ−Ｈカーブトレーサー
による磁気特性の測定試験に供し、図１に示すＸ，Ｙ，
Ｚの３方向について磁気特性を測定した。また、これと
同時に前記鋳造磁石試料の窒素量をＬＥＣＯ社製分析装
置のＴＣ−４３６および電子天秤によって測定し、併せ
てＸ線回折法により化合物相の同定を行った。表１は、
磁気特性の測定結果を窒素量でまとめて示したものであ
る。
で配合して、高周波炉にてＳm9.5−Ｆe82.5 −Ｖ8.0 母
合金を溶解し、図１に示すようにタンディッシュ（図示
略）を介して水冷銅鋳型１に溶湯を流し込んで柱状晶２
の発達した鋳造体（鋳造母合金）３を製造した。なお、
鋳造体３の表層部にはチル４が形成され、またその心部
には等軸晶５が形成されている。次に、この鋳造体３を
Ａr ガス中で１１５０℃に２４時間保持する均質化処理
を行い、その後、一方向に成長する柱状晶２内をダイヤ
モンドカッターで切断して１０mm角のブロック６を得
た。次に、このブロック６を７気圧の窒素ガス中で５５
０℃に種々の時間保持して窒素を侵入させ、続いて真空
中で５５０℃に１６時間保持する熱処理を行って、窒素
量の異る複数の鋳造磁石試料（ブロック）を得た。そし
て、得られた各鋳造磁石試料をＢ−Ｈカーブトレーサー
による磁気特性の測定試験に供し、図１に示すＸ，Ｙ，
Ｚの３方向について磁気特性を測定した。また、これと
同時に前記鋳造磁石試料の窒素量をＬＥＣＯ社製分析装
置のＴＣ−４３６および電子天秤によって測定し、併せ
てＸ線回折法により化合物相の同定を行った。表１は、
磁気特性の測定結果を窒素量でまとめて示したものであ
る。
【００２４】
【表１】
【００２５】表１に示す結果より、ブロックには多量の
窒素が侵入し、保磁力ｉＨc 、残留磁束密度Ｂr 、最大
エネルギー積ＢＨmax ともに高い値が得られている。特
に保磁力ｉＨc については、窒素量の増加と共に増大
し、窒素量が１９．３原子％で９０００Ｏe を越える高
い値となっている。また、前記した柱状晶２の成長方向
と垂直な方向に磁化容易軸が配向しているため、Ｘ方向
で大きな残留磁束密度Ｂr と最大エネルギー積ＢＨmax
が得られている。また、Ｘ線回折法による同定によれ
ば、主相としての化合物は、Ｓm3( Ｆe ，Ｍ)29 型であ
ることが確認された。
窒素が侵入し、保磁力ｉＨc 、残留磁束密度Ｂr 、最大
エネルギー積ＢＨmax ともに高い値が得られている。特
に保磁力ｉＨc については、窒素量の増加と共に増大
し、窒素量が１９．３原子％で９０００Ｏe を越える高
い値となっている。また、前記した柱状晶２の成長方向
と垂直な方向に磁化容易軸が配向しているため、Ｘ方向
で大きな残留磁束密度Ｂr と最大エネルギー積ＢＨmax
が得られている。また、Ｘ線回折法による同定によれ
ば、主相としての化合物は、Ｓm3( Ｆe ，Ｍ)29 型であ
ることが確認された。
【００２６】実施例２ 実施例１で製作した１０mm角のブロックをホットプレス
により、Ａr ガス中で７００〜１１００℃で５０％の加
工度となるように塑性加工した。その後、この塑性加工
した試料を７気圧の窒素ガス中で５５０℃に４時間保持
して窒素を侵入させ、続いて真空中で５５０℃に１６時
間保持する熱処理を行って鋳造磁石試料を得、これを磁
気特性の測定試験に供した。磁気特性の測定試験は、前
記鋳造磁石試料を所定寸法に切断した後、振動試料型磁
力計（ＶＳＭ）により磁化配向方向の特性を測定する方
法によった。測定結果を図２に示す。
により、Ａr ガス中で７００〜１１００℃で５０％の加
工度となるように塑性加工した。その後、この塑性加工
した試料を７気圧の窒素ガス中で５５０℃に４時間保持
して窒素を侵入させ、続いて真空中で５５０℃に１６時
間保持する熱処理を行って鋳造磁石試料を得、これを磁
気特性の測定試験に供した。磁気特性の測定試験は、前
記鋳造磁石試料を所定寸法に切断した後、振動試料型磁
力計（ＶＳＭ）により磁化配向方向の特性を測定する方
法によった。測定結果を図２に示す。
【００２７】図２に示す結果より、加工温度が７００〜
８００℃程度では、十分な配向が得られないため、保磁
力ｉＨc 、残留磁束密度Ｂr 、最大エネルギー積ＢＨma
x ともにそれほど向上効果は認められないが、加工温度
が８００℃を越えて１０００℃までは、残留磁束密度Ｂ
r および最大エネルギー積ＢＨmax は加工温度の上昇と
ともに増大し、熱間塑性加工が磁気特性の向上に寄与す
ることが明らかである。
８００℃程度では、十分な配向が得られないため、保磁
力ｉＨc 、残留磁束密度Ｂr 、最大エネルギー積ＢＨma
x ともにそれほど向上効果は認められないが、加工温度
が８００℃を越えて１０００℃までは、残留磁束密度Ｂ
r および最大エネルギー積ＢＨmax は加工温度の上昇と
ともに増大し、熱間塑性加工が磁気特性の向上に寄与す
ることが明らかである。
【００２８】実施例３ 金属サマリウム、電解鉄、フェロクロムを所定の比率で
配合して、高周波炉にてＳm9.4−Ｆe77.0 −Ｃr13.6 の
組成を有する母合金を溶解し、実施例１と同一の手法で
柱状晶の成長した鋳造体を製造した。次に、この鋳造体
をＡr ガス中で１１５０℃に２４時間保持する均質化処
理を行い、その後、ダイヤモンドカッターで切断して１
０mm角のブロックを得た。次に、このブロックを７気圧
の窒素ガス中で４００〜６００℃に２〜９６時間保持す
る窒化処理を行って、窒素を侵入させ、続いて真空中で
５５０℃に１６時間保持する熱処理を行って鋳造磁石試
料（熱処理ブロック）を得た。そして、前記熱処理ブロ
ックについて、ＬＥＣＯ社製分析装置のＴＣ−４３６お
よび電子天秤によって含有窒素量を測定すると共に、Ｂ
−Ｈカーブトレーサーにより磁気特性を測定した。表２
および表３はその結果を示したものである。
配合して、高周波炉にてＳm9.4−Ｆe77.0 −Ｃr13.6 の
組成を有する母合金を溶解し、実施例１と同一の手法で
柱状晶の成長した鋳造体を製造した。次に、この鋳造体
をＡr ガス中で１１５０℃に２４時間保持する均質化処
理を行い、その後、ダイヤモンドカッターで切断して１
０mm角のブロックを得た。次に、このブロックを７気圧
の窒素ガス中で４００〜６００℃に２〜９６時間保持す
る窒化処理を行って、窒素を侵入させ、続いて真空中で
５５０℃に１６時間保持する熱処理を行って鋳造磁石試
料（熱処理ブロック）を得た。そして、前記熱処理ブロ
ックについて、ＬＥＣＯ社製分析装置のＴＣ−４３６お
よび電子天秤によって含有窒素量を測定すると共に、Ｂ
−Ｈカーブトレーサーにより磁気特性を測定した。表２
および表３はその結果を示したものである。
【００２９】
【表２】
【表３】
【００３０】表２および表３に示す結果より、窒化温度
の上昇に伴って窒化が進み、窒素量約５〜３０原子％特
に窒素量約１５〜２０原子％で大きな保磁力ｉＨc が得
られ、また残留磁束密度Ｂr 、最大エネルギー積ＢＨma
x ともに十分大きな値となることが明らかとなった。こ
のように比較的大きなブロック形態で保磁力が生じるの
は、Ｎの侵入により組織が脆化して生じる微細化効果に
よると推察される。ただし、窒化温度が６００℃を越え
ると、主相が分解して保磁力が大きく低下してまうた
め、窒化温度としては６００℃以下に抑えるのが望まし
い。
の上昇に伴って窒化が進み、窒素量約５〜３０原子％特
に窒素量約１５〜２０原子％で大きな保磁力ｉＨc が得
られ、また残留磁束密度Ｂr 、最大エネルギー積ＢＨma
x ともに十分大きな値となることが明らかとなった。こ
のように比較的大きなブロック形態で保磁力が生じるの
は、Ｎの侵入により組織が脆化して生じる微細化効果に
よると推察される。ただし、窒化温度が６００℃を越え
ると、主相が分解して保磁力が大きく低下してまうた
め、窒化温度としては６００℃以下に抑えるのが望まし
い。
【００３１】実施例４ 金属サマリウム、電解鉄、フェロチタンを所定の比率で
配合して、高周波炉にてＳm9.5−Ｆe84.5 −Ｔi6.0の組
成を有する母合金を溶解し、実施例１と同一の手法で鋳
造体を製造した。次に、この鋳造体をＡr ガス中で１１
００℃に１２時間保持する均質化処理を行い、その後、
ダイヤモンドカッターで切断して１０mm角のブロックを
得た。前記ブロックを７気圧の窒素ガス中で５５０℃に
４時間保持して窒素を侵入させ、続いて真空中で３００
〜８００℃に１６時間保持する熱処理を行って鋳造磁石
試料を得た。そして、これらの試料についてＢ−Ｈカー
ブトレーサーにより磁気特性を測定した。図３はその結
果を示したものである。
配合して、高周波炉にてＳm9.5−Ｆe84.5 −Ｔi6.0の組
成を有する母合金を溶解し、実施例１と同一の手法で鋳
造体を製造した。次に、この鋳造体をＡr ガス中で１１
００℃に１２時間保持する均質化処理を行い、その後、
ダイヤモンドカッターで切断して１０mm角のブロックを
得た。前記ブロックを７気圧の窒素ガス中で５５０℃に
４時間保持して窒素を侵入させ、続いて真空中で３００
〜８００℃に１６時間保持する熱処理を行って鋳造磁石
試料を得た。そして、これらの試料についてＢ−Ｈカー
ブトレーサーにより磁気特性を測定した。図３はその結
果を示したものである。
【００３２】図３に示す結果より、保磁力は、熱処理温
度５５０℃付近をピークとして、それより低温側では熱
処理温度が低下するほど保磁力が直線的に低下し、それ
より高温側では熱処理温度が上昇するほど保磁力が直線
的に低下している。ピーク温度より低温側で保磁力が低
下するのは、結晶粒内における微細析出物の形成が不足
するため、それより高温側で保磁力が低下するのは、主
相であるＳm3( Ｆe ，Ｔi )29 窒化化合物の分解を引き
起こすためと推察される。ただし、４００〜７００℃で
の熱処理により保磁力は十分に大きくなっているので、
熱処理温度としては４００〜７００℃好ましくは５００
〜６００℃を選択するのが望ましいと言える。
度５５０℃付近をピークとして、それより低温側では熱
処理温度が低下するほど保磁力が直線的に低下し、それ
より高温側では熱処理温度が上昇するほど保磁力が直線
的に低下している。ピーク温度より低温側で保磁力が低
下するのは、結晶粒内における微細析出物の形成が不足
するため、それより高温側で保磁力が低下するのは、主
相であるＳm3( Ｆe ，Ｔi )29 窒化化合物の分解を引き
起こすためと推察される。ただし、４００〜７００℃で
の熱処理により保磁力は十分に大きくなっているので、
熱処理温度としては４００〜７００℃好ましくは５００
〜６００℃を選択するのが望ましいと言える。
【００３３】実施例５ 実施例４で製造した鋳造体をＡr ガス中で１１００℃に
１２時間保持する均質化処理を行った後、ダイヤモンド
カッターで切断して５〜３０mm角のブロックを得た。ま
た、鋳造体の一部は、ジョークラッシャー、ピンミルに
より粉砕して、２０〜２００μｍの粉末も得た。次に、
前記ブロックを７気圧の窒素ガス中で５５０℃に２〜８
時間保持する窒化処理を行って窒素を侵入させ、続いて
真空中で５５０℃に１６時間保持する熱処理を行って鋳
造磁石試料を得た。一方、前記粉末については、前記と
同様の窒化処理および熱処理を行った後、これに２重量
％のエポキシ樹脂を混練し、印加磁界１５ｋＯe の磁界
中で９８０ＭＰa （１０ton ／cm2 ）の圧力で圧縮成形
し、さらに１５０℃で２時間のキュア処理をしてボンド
磁石を得た。そして、これら鋳造磁石試料およびボンド
磁石について、Ｂ−Ｈカーブトレーサーにより磁気特性
を測定した。表４はその結果を示したものである。
１２時間保持する均質化処理を行った後、ダイヤモンド
カッターで切断して５〜３０mm角のブロックを得た。ま
た、鋳造体の一部は、ジョークラッシャー、ピンミルに
より粉砕して、２０〜２００μｍの粉末も得た。次に、
前記ブロックを７気圧の窒素ガス中で５５０℃に２〜８
時間保持する窒化処理を行って窒素を侵入させ、続いて
真空中で５５０℃に１６時間保持する熱処理を行って鋳
造磁石試料を得た。一方、前記粉末については、前記と
同様の窒化処理および熱処理を行った後、これに２重量
％のエポキシ樹脂を混練し、印加磁界１５ｋＯe の磁界
中で９８０ＭＰa （１０ton ／cm2 ）の圧力で圧縮成形
し、さらに１５０℃で２時間のキュア処理をしてボンド
磁石を得た。そして、これら鋳造磁石試料およびボンド
磁石について、Ｂ−Ｈカーブトレーサーにより磁気特性
を測定した。表４はその結果を示したものである。
【００３４】
【表４】
【００３５】表４に示す結果より、本発明にかゝる鋳造
磁石試料は、ブロックの大きさに合せた窒化条件を選択
することで、ボンド磁石に匹敵する磁気特性を有するも
のとなることが明らかである。
磁石試料は、ブロックの大きさに合せた窒化条件を選択
することで、ボンド磁石に匹敵する磁気特性を有するも
のとなることが明らかである。
【００３６】実施例６ 金属サマリウム、電解鉄、コバルト、フェロクロムを所
定の比率で配合して、高周波炉にてＮd9.5−Ｆe71.0 −
Ｃo6.0−Ｃr13.5 組成の母合金を溶解し、実施例１と同
一の手法で鋳造体を製造した。次に、この鋳造体をＡr
ガス中で１１５０℃に２４時間保持する均質化処理を行
い、その後、ダイヤモンドカッターで切断して１０mm角
のブロックを得た。次に、このブロックを７気圧のメタ
ンガス中で５００℃に種々の時間保持する炭化処理（浸
炭処理）を行って炭素を侵入させ、続いてＡr ガス中で
５５０℃に１６時間保持する熱処理を行って、鋳造磁石
試料１〜４を得た。そして、得られた鋳造磁石試料につ
いて、Ｂ−Ｈカーブトレーサーにより磁気特性を測定し
た。また、比較のため、窒素ガス中で５００℃に種々の
時間保持した窒化ブロックに同様の熱処理を施した試料
５〜７についても同様に磁気特性を測定した。表５は、
前記炭・窒化条件と磁気特性との関係を示したものであ
る。
定の比率で配合して、高周波炉にてＮd9.5−Ｆe71.0 −
Ｃo6.0−Ｃr13.5 組成の母合金を溶解し、実施例１と同
一の手法で鋳造体を製造した。次に、この鋳造体をＡr
ガス中で１１５０℃に２４時間保持する均質化処理を行
い、その後、ダイヤモンドカッターで切断して１０mm角
のブロックを得た。次に、このブロックを７気圧のメタ
ンガス中で５００℃に種々の時間保持する炭化処理（浸
炭処理）を行って炭素を侵入させ、続いてＡr ガス中で
５５０℃に１６時間保持する熱処理を行って、鋳造磁石
試料１〜４を得た。そして、得られた鋳造磁石試料につ
いて、Ｂ−Ｈカーブトレーサーにより磁気特性を測定し
た。また、比較のため、窒素ガス中で５００℃に種々の
時間保持した窒化ブロックに同様の熱処理を施した試料
５〜７についても同様に磁気特性を測定した。表５は、
前記炭・窒化条件と磁気特性との関係を示したものであ
る。
【００３７】
【表５】
【００３８】表５に示す結果より、炭化処理により炭素
を侵入させた鋳造磁石であっても、窒化処理により窒素
を侵入させた鋳造合金と同様に優れた磁気特性を有する
ことが確認できた。
を侵入させた鋳造磁石であっても、窒化処理により窒素
を侵入させた鋳造合金と同様に優れた磁気特性を有する
ことが確認できた。
【００３９】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明に
かかる希土類鋳造磁石によれば、その特有の組成により
鋳造により製造しても十分満足する磁気特性が得られ、
粉末を用いない分、その製造工程は簡単となり、また製
造コストも大きく低減する。また、鋳型の選択や切断に
より種々の形状で提供できるので、その適用範囲は拡大
する。また、本発明にかゝる希土類鋳造磁石の製造方法
によれば、ブロック形態でも均質な鋳造磁石が得られ、
磁気特性に優れた鋳造磁石を安定して提供できる。ま
た、熱間塑性加工を行った後に母合金にＮまたはＣを侵
入させた場合は、異方性化がより一層強まって磁気特性
が向上し、さらに最終的に熱処理を行った場合は、磁気
特性および強度がより一層向上する。
かかる希土類鋳造磁石によれば、その特有の組成により
鋳造により製造しても十分満足する磁気特性が得られ、
粉末を用いない分、その製造工程は簡単となり、また製
造コストも大きく低減する。また、鋳型の選択や切断に
より種々の形状で提供できるので、その適用範囲は拡大
する。また、本発明にかゝる希土類鋳造磁石の製造方法
によれば、ブロック形態でも均質な鋳造磁石が得られ、
磁気特性に優れた鋳造磁石を安定して提供できる。ま
た、熱間塑性加工を行った後に母合金にＮまたはＣを侵
入させた場合は、異方性化がより一層強まって磁気特性
が向上し、さらに最終的に熱処理を行った場合は、磁気
特性および強度がより一層向上する。
【図１】母合金の鋳造組織およびブロックの切断要領を
示す説明図である。
示す説明図である。
【図２】本発明にかゝる希土類鋳造磁石の磁気特性に及
ぼす熱間塑性加工温度の影響を示すグラフである。
ぼす熱間塑性加工温度の影響を示すグラフである。
【図３】本発明にかゝる希土類鋳造磁石の保磁力に及ぼ
す熱処理温度の影響を示すグラフである。
す熱処理温度の影響を示すグラフである。
Claims (5)
- 【請求項１】 成分組成がＲx Ｆe100-(x+y+z)Ｍy Ａz
で表され、前記ＲはＹ、ランタニド元素の１種または２
種以上の希土類元素からなり、前記ＭはＶ，Ｔi ，Ｍo
，Ｚr ，Ｈf ，Ｎb ，Ｔa ，Ｃr ，Ｗ，Ａl ，Ｍn の
１種または２種以上からなり、前記ＡはＮ，Ｃの１種ま
たは２種からなり、前記ｘ，ｙ，ｚは原子百分率で下記
の範囲にあり、 ５≦ｘ≦２０ ３≦ｙ≦３０ ５≦ｚ≦３０ かつ異方性化したことを特徴とする希土類鋳造磁石。 - 【請求項２】 Ｆe の一部を３０原子％以下の範囲内で
Ｃo またはＮi で置換したことを特徴とする請求項１に
記載の希土類鋳造磁石。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の希土類鋳造磁
石を製造する方法でって、Ｒ，Ｆe ，Ｍを含む母合金
を、柱状晶が発達するように鋳造した後、この母合金を
１０００〜１２００℃で均質化処理し、しかる後に、該
母合金にＮまたはＣを侵入させることを特徴とする希土
類鋳造磁石の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１または２に記載の希土類鋳造磁
石を製造する方法でって、Ｒ，Ｆe ，Ｍを含む母合金
を、柱状晶が発達するように鋳造した後、この鋳造母合
金を１０００〜１２００℃で均質化処理し、次に、前記
母合金を７００〜１１００℃で熱間塑性加工し、しかる
後に、該母合金にＮまたはＣを侵入させることを特徴と
する希土類鋳造磁石の製造方法。 - 【請求項５】 母合金にＮまたはＣを侵入させた後、４
００〜７００℃で熱処理することを特徴とする請求項３
または４に記載の希土類鋳造磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7047836A JPH08222421A (ja) | 1995-02-13 | 1995-02-13 | 希土類鋳造磁石およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7047836A JPH08222421A (ja) | 1995-02-13 | 1995-02-13 | 希土類鋳造磁石およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08222421A true JPH08222421A (ja) | 1996-08-30 |
Family
ID=12786458
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7047836A Pending JPH08222421A (ja) | 1995-02-13 | 1995-02-13 | 希土類鋳造磁石およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08222421A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006021984A1 (ja) * | 2004-08-23 | 2006-03-02 | Koyo Thermo Systems Co., Ltd. | 浸炭装置および浸炭方法 |
-
1995
- 1995-02-13 JP JP7047836A patent/JPH08222421A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006021984A1 (ja) * | 2004-08-23 | 2006-03-02 | Koyo Thermo Systems Co., Ltd. | 浸炭装置および浸炭方法 |
| JPWO2006021984A1 (ja) * | 2004-08-23 | 2008-05-08 | 光洋サーモシステム株式会社 | 浸炭装置および浸炭方法 |
| JP4544537B2 (ja) * | 2004-08-23 | 2010-09-15 | 光洋サーモシステム株式会社 | 浸炭装置および浸炭方法 |
| US7833471B2 (en) | 2004-08-23 | 2010-11-16 | Koyo Thermo Systems Co., Ltd. | Carburizing apparatus and carburizing method |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR960008185B1 (ko) | 희토류-철계 영구자석 및 이의 제조방법 | |
| US4898625A (en) | Method for producing a rare earth metal-iron-boron permanent magnet by use of a rapidly-quenched alloy powder | |
| KR101855530B1 (ko) | 희토류 영구 자석 및 그의 제조 방법 | |
| KR101687981B1 (ko) | 희토류 영구자석 분말, 그것을 포함한 접착성 자성체 및 접착성 자성체를 응용한 소자 | |
| JPH01704A (ja) | 希土類−鉄系永久磁石 | |
| JPS6325904A (ja) | 永久磁石およびその製造方法並びに永久磁石製造用組成物 | |
| CN110942879B (zh) | 磁性粒子和磁性粒子成型体及其制造方法 | |
| JPH04184901A (ja) | 希土類鉄系永久磁石およびその製造方法 | |
| US6136099A (en) | Rare earth-iron series permanent magnets and method of preparation | |
| JP3118740B2 (ja) | 希土類磁石材料および希土類ボンド磁石 | |
| US5186761A (en) | Magnetic alloy and method of production | |
| JPH08181009A (ja) | 永久磁石とその製造方法 | |
| JPH08222421A (ja) | 希土類鋳造磁石およびその製造方法 | |
| JPH06279915A (ja) | 希土類磁石材料および希土類ボンド磁石 | |
| JP2016044352A (ja) | 磁石用粉末の製造方法、及び希土類磁石の製造方法 | |
| US5460662A (en) | Permanent magnet and method of production | |
| JPH0845718A (ja) | 磁性材料と製造法 | |
| JPH05315114A (ja) | 希土類磁石材料の製造方法 | |
| JPH08222420A (ja) | 希土類鋳造磁石およびその製造方法 | |
| JPH04365840A (ja) | 希土類磁石材料 | |
| JPH0521216A (ja) | 永久磁石合金およびその製造方法 | |
| JPH0525592A (ja) | 希土類磁石材料 | |
| JPH04318152A (ja) | 希土類磁石材料およびその製造方法 | |
| JP3222919B2 (ja) | 窒化物系磁性材料の製造方法 | |
| JP2005272984A (ja) | 永久磁石粉末、永久磁石粉末の製造方法及びボンド磁石 |