JPH08273914A - 希土類磁石およびその製造方法 - Google Patents
希土類磁石およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】機械的に優れ大型磁石の製造も可能であるとい
う長所を有する鋳造・熱間圧延法において、高い磁気特
性を得ることを目的としている。 【構成】Ｒ，Ｆｅ，Ｂ，Ｃｕ，Ａｌを基本成分とし、適
正な組成域にありかつＲ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相を有する
ことを特徴とする永久磁石。また熱間圧延後９５０〜１
０５０℃，４００〜６５０℃の温度範囲で２段熱処理を
行うことを特徴とする該磁石の製造方法。 【効果】本発明のような組成域の合金インゴットを熱間
圧延し、圧延後本発明の熱処理を行うことにより、割
れ，クラックの無い磁気特性の高い永久磁石を得ること
ができる。
う長所を有する鋳造・熱間圧延法において、高い磁気特
性を得ることを目的としている。 【構成】Ｒ，Ｆｅ，Ｂ，Ｃｕ，Ａｌを基本成分とし、適
正な組成域にありかつＲ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相を有する
ことを特徴とする永久磁石。また熱間圧延後９５０〜１
０５０℃，４００〜６５０℃の温度範囲で２段熱処理を
行うことを特徴とする該磁石の製造方法。 【効果】本発明のような組成域の合金インゴットを熱間
圧延し、圧延後本発明の熱処理を行うことにより、割
れ，クラックの無い磁気特性の高い永久磁石を得ること
ができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は鋳造インゴットを熱間圧
延して得られる希土類−Ｆｅ−Ｂ−Ｃｕ−Ａｌ系磁石及
びその製造法に関する。
延して得られる希土類−Ｆｅ−Ｂ−Ｃｕ−Ａｌ系磁石及
びその製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃｕ系（ただしＲは希土
類元素を表す）熱間加工磁石については、特開平6-2240
16号公報において開示されているように、Ｒ（ただしＲ
はＰｒ，Ｎｄを主成分とする希土類元素），Ｆｅ，Ｂ，
Ｃｕを原料基本成分とし、原子百分比でＲxＦｅyＢzＣ
ｕ100-x-y-zと表されるとき、 ｘ≧１５ ｙ−１４ｚ＞０ ｚ≧４ １００−ｘ−ｙ−ｚ＜２ なる組成域を持つ熱間圧延磁石が開示されている。また
特開平6-302419号公報にＲ（ただしＲはＰｒ，Ｎｄを主
成分とする希土類元素），Ｆｅ，Ｂ，Ｃｕ，Ａｌを原料
基本成分とし、原子百分比でＲxＦｅyＢzＣｕwＡｌ
100-x-y-z-wと表されるとき、 ｘ−２ｚ＞０ ｙ−１４ｚ＞０ ｚ≧４ ０＜ｗ≦４ ０＜１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ≦４ なる組成域の熱間加工磁石が開示されている。特開平5-
315119号公報にはこれらの組成域にある合金において、
熱間加工後適当な熱処理条件で熱処理を行うことによ
り、磁石構成組織中に粒界相としてＲ6Ｆｅ13Ｃｕ相を
存在させることが可能となり、良好な磁気特性を得るこ
とが可能となることが開示されている。
類元素を表す）熱間加工磁石については、特開平6-2240
16号公報において開示されているように、Ｒ（ただしＲ
はＰｒ，Ｎｄを主成分とする希土類元素），Ｆｅ，Ｂ，
Ｃｕを原料基本成分とし、原子百分比でＲxＦｅyＢzＣ
ｕ100-x-y-zと表されるとき、 ｘ≧１５ ｙ−１４ｚ＞０ ｚ≧４ １００−ｘ−ｙ−ｚ＜２ なる組成域を持つ熱間圧延磁石が開示されている。また
特開平6-302419号公報にＲ（ただしＲはＰｒ，Ｎｄを主
成分とする希土類元素），Ｆｅ，Ｂ，Ｃｕ，Ａｌを原料
基本成分とし、原子百分比でＲxＦｅyＢzＣｕwＡｌ
100-x-y-z-wと表されるとき、 ｘ−２ｚ＞０ ｙ−１４ｚ＞０ ｚ≧４ ０＜ｗ≦４ ０＜１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ≦４ なる組成域の熱間加工磁石が開示されている。特開平5-
315119号公報にはこれらの組成域にある合金において、
熱間加工後適当な熱処理条件で熱処理を行うことによ
り、磁石構成組織中に粒界相としてＲ6Ｆｅ13Ｃｕ相を
存在させることが可能となり、良好な磁気特性を得るこ
とが可能となることが開示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】Ｒ（ただしＲはＰｒ，
Ｎｄを主成分とする希土類元素），Ｆｅ，Ｂ，Ｃｕ，Ａ
ｌを原料基本成分とする希土類磁石については、上述の
ように熱間圧延法に限定するものと、熱間加工法が共に
示されている。
Ｎｄを主成分とする希土類元素），Ｆｅ，Ｂ，Ｃｕ，Ａ
ｌを原料基本成分とする希土類磁石については、上述の
ように熱間圧延法に限定するものと、熱間加工法が共に
示されている。
【０００４】しかし特に焼結法を熱間加工法として用い
る場合には、文献：A.Arai et.al Journal of Applied
Physics vol.75 No.10 p6631に示されているように、焼
結磁石は一般的に機械的強度が低いという欠点を有して
おり、特に主相である２−１４−１相の体積率を極力増
やして磁気特性を高くしている焼結磁石においては、低
強度の特徴が顕著となり、割れ欠けの発生が著しい。さ
らに焼結法という製法上の制約より、大型磁石の製造が
困難であるという欠点を有している。
る場合には、文献：A.Arai et.al Journal of Applied
Physics vol.75 No.10 p6631に示されているように、焼
結磁石は一般的に機械的強度が低いという欠点を有して
おり、特に主相である２−１４−１相の体積率を極力増
やして磁気特性を高くしている焼結磁石においては、低
強度の特徴が顕著となり、割れ欠けの発生が著しい。さ
らに焼結法という製法上の制約より、大型磁石の製造が
困難であるという欠点を有している。
【０００５】これに対して熱間圧延法により製造される
希土類磁石においては、先の文献に記されているよう
に、焼結磁石と比較して引張強度では約３倍の強度を確
保することができる。また特開平5-315118号公報の請求
項１および２に記載されているように、熱間圧延法は大
型磁石の製造に優れ、製造プロセスも大幅に簡略化でき
る。また熱間圧延法においては、焼結法のような粉末プ
ロセスを経ることなく磁石を製造することができるた
め、焼結法によって製造された磁石中に見られるような
空孔を実質的に含まず、磁石中の酸素濃度も低いため耐
食性に優れるという有利性を有している。
希土類磁石においては、先の文献に記されているよう
に、焼結磁石と比較して引張強度では約３倍の強度を確
保することができる。また特開平5-315118号公報の請求
項１および２に記載されているように、熱間圧延法は大
型磁石の製造に優れ、製造プロセスも大幅に簡略化でき
る。また熱間圧延法においては、焼結法のような粉末プ
ロセスを経ることなく磁石を製造することができるた
め、焼結法によって製造された磁石中に見られるような
空孔を実質的に含まず、磁石中の酸素濃度も低いため耐
食性に優れるという有利性を有している。
【０００６】特開平6-224016号公報，特開平6-302419号
公報のように、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃｕ系，およびＲ−Ｆｅ
−Ｂ−Ｃｕ−Ａｌ系磁石においては、該公報中に示され
た組成域の合金インゴットを使用することにより、良好
な磁気特性を得ることができる。しかしながらそれら磁
石合金組成において、希土類量が多くなりすぎる場合に
は、主相量の低下によるエネルギ−積の劣化やＲリッチ
相の増加による耐食性の低下などの問題が生じる。
公報のように、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃｕ系，およびＲ−Ｆｅ
−Ｂ−Ｃｕ−Ａｌ系磁石においては、該公報中に示され
た組成域の合金インゴットを使用することにより、良好
な磁気特性を得ることができる。しかしながらそれら磁
石合金組成において、希土類量が多くなりすぎる場合に
は、主相量の低下によるエネルギ−積の劣化やＲリッチ
相の増加による耐食性の低下などの問題が生じる。
【０００７】またＢ量については、特開平6-224016号公
報，特開平6-302419号公報に規定されている組成範囲内
（４原子％以上）においても、Ｂ量が少ない場合には粒
界相に軟磁性相であるＲ2Ｆｅ17相が出現することとな
り磁気特性の劣化を招く。
報，特開平6-302419号公報に規定されている組成範囲内
（４原子％以上）においても、Ｂ量が少ない場合には粒
界相に軟磁性相であるＲ2Ｆｅ17相が出現することとな
り磁気特性の劣化を招く。
【０００８】Ｃｕ量については特開平6-224016号公報に
はＣｕ＜２原子％，特開平6-302419号公報には０＜Ｃｕ
≦４原子％の組成域が示されているが、０＜Ｃｕ＜０．
５原子％では粒界相を形成するに十分なＣｕ量でなく、
Ｃｕ＞２．０原子％の組成域では主相量の低下によるエ
ネルギ−積の劣化が起こる。
はＣｕ＜２原子％，特開平6-302419号公報には０＜Ｃｕ
≦４原子％の組成域が示されているが、０＜Ｃｕ＜０．
５原子％では粒界相を形成するに十分なＣｕ量でなく、
Ｃｕ＞２．０原子％の組成域では主相量の低下によるエ
ネルギ−積の劣化が起こる。
【０００９】本発明は、このような従来の問題点を解決
し、機械的に優れ大型磁石の製造も可能であるという長
所を有する鋳造・熱間圧延法において、高い磁気特性を
得ることを第１の目的としている。また本発明はＰｒの
一部をＤｙで置換することにより、保磁力の増大を図る
ことを第２の目的とするものである。さらに本発明は熱
処理温度を最適化することにより、高特性磁石の製造方
法を提供することを第３の目的とするものである。
し、機械的に優れ大型磁石の製造も可能であるという長
所を有する鋳造・熱間圧延法において、高い磁気特性を
得ることを第１の目的としている。また本発明はＰｒの
一部をＤｙで置換することにより、保磁力の増大を図る
ことを第２の目的とするものである。さらに本発明は熱
処理温度を最適化することにより、高特性磁石の製造方
法を提供することを第３の目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は、
Ｐｒ，Ｆｅ，Ｂ，Ｃｕ，Ａｌを原料基本成分とし、合金
組成が原子百分比でＰｒxＦｅyＢzＣｕwＡｌ
100-x-y-z-wで表されるとき、 １５．０≦ｘ≦１７．５原子％ ｙ−１４ｚ＞０ ｚ≧４．８原子％ ０．５≦ｗ≦２．０原子％ となる組成域にあり、磁石組織中に構成相としてＰｒ−
Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相を有することを特徴とする。
Ｐｒ，Ｆｅ，Ｂ，Ｃｕ，Ａｌを原料基本成分とし、合金
組成が原子百分比でＰｒxＦｅyＢzＣｕwＡｌ
100-x-y-z-wで表されるとき、 １５．０≦ｘ≦１７．５原子％ ｙ−１４ｚ＞０ ｚ≧４．８原子％ ０．５≦ｗ≦２．０原子％ となる組成域にあり、磁石組織中に構成相としてＰｒ−
Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相を有することを特徴とする。
【００１１】請求項２記載の発明は、請求項１記載の合
金中のＰｒの一部をＮｄで置換し、磁石組織中に（Ｐ
ｒ，Ｎｄ）−Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相を有することを特徴と
する。
金中のＰｒの一部をＮｄで置換し、磁石組織中に（Ｐ
ｒ，Ｎｄ）−Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相を有することを特徴と
する。
【００１２】請求項３記載の発明は、請求項１記載の合
金において、Ｐｒ量の４％以上，１０％以下をＤｙによ
り置換し、磁石組織中に（Ｐｒ，Ｄｙ）−Ｆｅ−Ｃｕ−
Ａｌ相を有することを特徴とする。
金において、Ｐｒ量の４％以上，１０％以下をＤｙによ
り置換し、磁石組織中に（Ｐｒ，Ｄｙ）−Ｆｅ−Ｃｕ−
Ａｌ相を有することを特徴とする。
【００１３】請求項４記載の発明は、請求項１〜３記載
の希土類磁石の製造方法において、同請求項記載の組成
域にある合金インゴットを溶解・鋳造して作製し、該合
金インゴットを熱間圧延した後、９５０〜１０５０℃の
温度範囲で熱処理を行い、更に４００〜６５０℃の温度
範囲で熱処理を行うことを特徴とする。
の希土類磁石の製造方法において、同請求項記載の組成
域にある合金インゴットを溶解・鋳造して作製し、該合
金インゴットを熱間圧延した後、９５０〜１０５０℃の
温度範囲で熱処理を行い、更に４００〜６５０℃の温度
範囲で熱処理を行うことを特徴とする。
【００１４】
【作用】請求項１記載の発明において、組成域を限定し
た理由について述べる。主たる希土類元素としては、主
相である２−１４−１相のポテンシャルよりＰｒおよび
Ｎｄが好ましいが、本発明のごとく製造工程として鋳造
・熱間圧延を行う場合には、加工性を確保するためかつ
高保磁力を得るためにＰｒを主として使用することが好
ましい。請求項１の第１式において、希土類元素の最適
組成域として１５原子％〜１７．５原子％の範囲とする
ことがよいことを示した。これは１５原子％未満の組成
域では、熱間圧延時に割れ発生が激しく発生し、製品歩
留りが著しく低下し製品コストアップの原因となる。ま
た１７．５原子％より多い組成域においては主相率の減
少，角型性の劣化による磁気特性の低下が起こると共
に、Ｒ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相（ただしこの場合Ｒは本発
明中のＰｒ，Ｎｄ，Ｄｙを便宜上総括して表すものであ
る）を粒界相中に安定して生成させることが困難とな
る。
た理由について述べる。主たる希土類元素としては、主
相である２−１４−１相のポテンシャルよりＰｒおよび
Ｎｄが好ましいが、本発明のごとく製造工程として鋳造
・熱間圧延を行う場合には、加工性を確保するためかつ
高保磁力を得るためにＰｒを主として使用することが好
ましい。請求項１の第１式において、希土類元素の最適
組成域として１５原子％〜１７．５原子％の範囲とする
ことがよいことを示した。これは１５原子％未満の組成
域では、熱間圧延時に割れ発生が激しく発生し、製品歩
留りが著しく低下し製品コストアップの原因となる。ま
た１７．５原子％より多い組成域においては主相率の減
少，角型性の劣化による磁気特性の低下が起こると共
に、Ｒ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相（ただしこの場合Ｒは本発
明中のＰｒ，Ｎｄ，Ｄｙを便宜上総括して表すものであ
る）を粒界相中に安定して生成させることが困難とな
る。
【００１５】Ｂ量について、４．８原子％未満の添加量
では磁石組織中に軟磁性相であるＲ2Ｆｅ17相の存在が
顕著となり保磁力および角型性の低下を招く。Ｂ量の上
限については、請求項１の第２式にその組成域を示し
た。すなわち以下の式により表される残Ｆｅ量によって
組成域が規定される。
では磁石組織中に軟磁性相であるＲ2Ｆｅ17相の存在が
顕著となり保磁力および角型性の低下を招く。Ｂ量の上
限については、請求項１の第２式にその組成域を示し
た。すなわち以下の式により表される残Ｆｅ量によって
組成域が規定される。
【００１６】［残Ｆｅ量］＝［合金中のＦｅの原子％
値］−１４×［合金中のＢの原子％］ Ｂ量が多くなり、上記の式で表される残Ｆｅ量が負とな
るような組成域にある磁石においては、磁石組織中にＲ
−Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相が存在しなくなり低保磁力とな
る。その為残Ｆｅ量は必ず正である組成域にあることが
必要である。
値］−１４×［合金中のＢの原子％］ Ｂ量が多くなり、上記の式で表される残Ｆｅ量が負とな
るような組成域にある磁石においては、磁石組織中にＲ
−Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相が存在しなくなり低保磁力とな
る。その為残Ｆｅ量は必ず正である組成域にあることが
必要である。
【００１７】Ｃｕ量について請求項１の第４式に示し
た。Ｃｕ量は０＜Ｃｕ＜０．５原子％では粒界相を形成
するに十分なＣｕ量でなく、Ｃｕ＞２．０原子％の組成
域では主相量の低下によるエネルギ−積の劣化が起こ
る。よって本発明で示す通り、０．５≦Ｃｕ≦２．０原
子％の組成域がもっとも好ましい。
た。Ｃｕ量は０＜Ｃｕ＜０．５原子％では粒界相を形成
するに十分なＣｕ量でなく、Ｃｕ＞２．０原子％の組成
域では主相量の低下によるエネルギ−積の劣化が起こ
る。よって本発明で示す通り、０．５≦Ｃｕ≦２．０原
子％の組成域がもっとも好ましい。
【００１８】ＡｌはＲ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相を構成する
ために必須の元素である。Ａｌの添加量については本発
明の請求項中には規定していないが、添加量が多くなる
と磁化の低下を招くため、０．５原子％以下とすること
が好ましい。また合金の原料としてＡｌを含むフェロボ
ロンを使用すると、フェロボロン中に含まれるＡｌが合
金元素として事実上添加されたことになる。このように
して作製された合金中のＡｌ量は上述した０．５原子％
以下の好ましい範囲に入ることになる。
ために必須の元素である。Ａｌの添加量については本発
明の請求項中には規定していないが、添加量が多くなる
と磁化の低下を招くため、０．５原子％以下とすること
が好ましい。また合金の原料としてＡｌを含むフェロボ
ロンを使用すると、フェロボロン中に含まれるＡｌが合
金元素として事実上添加されたことになる。このように
して作製された合金中のＡｌ量は上述した０．５原子％
以下の好ましい範囲に入ることになる。
【００１９】請求項１に記載の磁石組織中のＲ−Ｆｅ−
Ｃｕ−Ａｌ相とその効果については、前出の特開平6-30
2419号公報３頁４５行〜４頁３９行目までに記載されて
いる通りである。
Ｃｕ−Ａｌ相とその効果については、前出の特開平6-30
2419号公報３頁４５行〜４頁３９行目までに記載されて
いる通りである。
【００２０】請求項３記載の発明においてＤｙの置換量
について規定した。高温における磁石の使用を考えた場
合、Ｄｙ置換による高保磁力化が有効な手段である。し
かしＤｙの置換量については、Ｐｒ量の１０％より多い
場合、合金インゴットの鋳造組織において主相結晶粒の
粒径粗大が顕著となる。このため熱間圧延における主相
粒の配向が不十分となり、磁気特性は低下してしまう。
置換量をＰｒ量の４％以下とした場合、十分な保磁力が
得られない。置換量をＰｒ量の４％以上，１０％以下と
した場合にｉＨｃ≧２５ｋＯｅとなり、高温での使用に
優れた磁石を得ることができる。
について規定した。高温における磁石の使用を考えた場
合、Ｄｙ置換による高保磁力化が有効な手段である。し
かしＤｙの置換量については、Ｐｒ量の１０％より多い
場合、合金インゴットの鋳造組織において主相結晶粒の
粒径粗大が顕著となる。このため熱間圧延における主相
粒の配向が不十分となり、磁気特性は低下してしまう。
置換量をＰｒ量の４％以下とした場合、十分な保磁力が
得られない。置換量をＰｒ量の４％以上，１０％以下と
した場合にｉＨｃ≧２５ｋＯｅとなり、高温での使用に
優れた磁石を得ることができる。
【００２１】次に本発明の希土類磁石の製造方法につい
て言及する。まず所望の組成からなる合金インゴットを
溶解・鋳造し作製する。この合金インゴットを特開平6-
244012号公報３頁４欄２８〜３３行目などに示されてい
るように、８００〜１１００℃の温度範囲で熱間圧延を
行う。その後請求項４記載の９５０〜１０５０℃の温度
範囲で熱処理を行うことにより、主相粒内に存在するα
Ｆｅが拡散し消失し、高い磁気特性特に高Ｂｒが得られ
る。またこの熱処理により磁石組織中にＲ−Ｆｅ−Ｃｕ
−Ａｌ相が形成され、主相粒同士のセパレーションが促
進される。９５０℃以下ではαＦｅが十分拡散できな
い。また１０５０℃以上の温度範囲では主相結晶粒の粗
大化が顕著となり、磁気特性は低くなる。さらに上述熱
処理の後４００〜６５０℃の温度範囲で熱処理を行うこ
とにより、保磁力が高くなり高エネルギ−積を得ること
ができる。
て言及する。まず所望の組成からなる合金インゴットを
溶解・鋳造し作製する。この合金インゴットを特開平6-
244012号公報３頁４欄２８〜３３行目などに示されてい
るように、８００〜１１００℃の温度範囲で熱間圧延を
行う。その後請求項４記載の９５０〜１０５０℃の温度
範囲で熱処理を行うことにより、主相粒内に存在するα
Ｆｅが拡散し消失し、高い磁気特性特に高Ｂｒが得られ
る。またこの熱処理により磁石組織中にＲ−Ｆｅ−Ｃｕ
−Ａｌ相が形成され、主相粒同士のセパレーションが促
進される。９５０℃以下ではαＦｅが十分拡散できな
い。また１０５０℃以上の温度範囲では主相結晶粒の粗
大化が顕著となり、磁気特性は低くなる。さらに上述熱
処理の後４００〜６５０℃の温度範囲で熱処理を行うこ
とにより、保磁力が高くなり高エネルギ−積を得ること
ができる。
【００２２】
〔実施例１〕図１は請求項１記載の第２式に関わる実施
例を示すものである。純度９９．９％のＰｒ，Ｆｅ，Ｃ
ｕと２０ｗｔ％のＢを含むフェロボロンを原料として、
所定の重量を秤量後高周波溶解炉にてＡｒ雰囲気中で溶
解し、銅製金型中に鋳造して５ｋｇのインゴットを得
た。各合金について成分分析を行った結果を表１に示
す。ただしＡｌは原料であるフェロボロン中に約２ｗｔ
％含まれていると共に、るつぼ（９９％アルミナ製）か
らの混入もあるため、不可避的に合金中に含まれる。原
子％に変換した場合、Ｃｕと同レベルであるため無視で
きず、表中に示した。また表中に残Ｆｅ量（Ｆｅ原子％
値からＢの原子％値の１４倍した数値を引いた数値）を
合わせて示した。
例を示すものである。純度９９．９％のＰｒ，Ｆｅ，Ｃ
ｕと２０ｗｔ％のＢを含むフェロボロンを原料として、
所定の重量を秤量後高周波溶解炉にてＡｒ雰囲気中で溶
解し、銅製金型中に鋳造して５ｋｇのインゴットを得
た。各合金について成分分析を行った結果を表１に示
す。ただしＡｌは原料であるフェロボロン中に約２ｗｔ
％含まれていると共に、るつぼ（９９％アルミナ製）か
らの混入もあるため、不可避的に合金中に含まれる。原
子％に変換した場合、Ｃｕと同レベルであるため無視で
きず、表中に示した。また表中に残Ｆｅ量（Ｆｅ原子％
値からＢの原子％値の１４倍した数値を引いた数値）を
合わせて示した。
【００２３】
【表１】
【００２４】このうち番号１，８の合金については、前
述した特開平6-302419号公報にて実施例として使用した
ものであるが、１の合金については残Ｆｅが負の値とな
るもの、８の合金は本発明にて規定される組成域にある
ものである。
述した特開平6-302419号公報にて実施例として使用した
ものであるが、１の合金については残Ｆｅが負の値とな
るもの、８の合金は本発明にて規定される組成域にある
ものである。
【００２５】表１の各合金インゴットを所定の寸法に切
断後、ＳＳ４１製のカプセル中に封入し、９７５℃にて
熱間圧延を総加工度７５％した。圧延後冷却の後カプセ
ル中より磁石圧延材を取出し、Ａｒ雰囲気中にて１０２
５℃×２０時間＋５００℃×２時間の２段熱処理を行っ
た。熱処理の後磁気特性サンプルを切出し、直流自記磁
束計により磁気特性の測定を行った。得られた保磁力
（ｉＨｃ）と表１中に示した残Ｆｅ量との関係を図１に
示す。図１より明らかなように、残Ｆｅ量が負の組成域
においては８ｋＯｅ程度の保磁力しか得られないのに対
し、残Ｆｅ量が正となる組成域では１５ｋＯｅ以上の高
い保磁力が得られる。
断後、ＳＳ４１製のカプセル中に封入し、９７５℃にて
熱間圧延を総加工度７５％した。圧延後冷却の後カプセ
ル中より磁石圧延材を取出し、Ａｒ雰囲気中にて１０２
５℃×２０時間＋５００℃×２時間の２段熱処理を行っ
た。熱処理の後磁気特性サンプルを切出し、直流自記磁
束計により磁気特性の測定を行った。得られた保磁力
（ｉＨｃ）と表１中に示した残Ｆｅ量との関係を図１に
示す。図１より明らかなように、残Ｆｅ量が負の組成域
においては８ｋＯｅ程度の保磁力しか得られないのに対
し、残Ｆｅ量が正となる組成域では１５ｋＯｅ以上の高
い保磁力が得られる。
【００２６】残Ｆｅ量が正の組成域にあり、高保磁力が
得られたサンプルの磁石組織の観察を行った結果、粒界
相中にＰｒ，Ｆｅ，Ｃｕ，Ａｌからなる相が確認され
た。残Ｆｅ量が負の組成域の磁石組織中にはこの相の存
在は確認されなかった。
得られたサンプルの磁石組織の観察を行った結果、粒界
相中にＰｒ，Ｆｅ，Ｃｕ，Ａｌからなる相が確認され
た。残Ｆｅ量が負の組成域の磁石組織中にはこの相の存
在は確認されなかった。
【００２７】合金８により作製された磁石組織をＥＰＭ
Ａにより分析を行った結果、このＰｒ，Ｆｅ，Ｃｕ，Ａ
ｌからなる相の定量分析値はＰｒ：３２．８原子％，Ｆ
ｅ：５８．３原子％，Ｃｕ：５．１原子％，Ａｌ：３．
１原子％であった。
Ａにより分析を行った結果、このＰｒ，Ｆｅ，Ｃｕ，Ａ
ｌからなる相の定量分析値はＰｒ：３２．８原子％，Ｆ
ｅ：５８．３原子％，Ｃｕ：５．１原子％，Ａｌ：３．
１原子％であった。
【００２８】〔実施例２〕図２，３は請求項１記載の第
１式に関わる実施例を示すものである。ＰｒaＦｅ
93.9-aＢ5.2Ｃｕ0.6Ａｌ0.3（１３．０≦ａ≦１８．
５）なる組成の合金を高周波溶解炉にて溶解・鋳造し５
ｋｇの合金インゴットを得た。この合金インゴットを所
定の寸法に切断後、ＳＳ４１製のカプセル中に封入し、
９７５℃にて熱間圧延を総加工度７５％した。圧延後冷
却の後カプセル中より磁石圧延材を取出し、Ａｒ雰囲気
中にて１０２５℃×２０時間＋５００℃×２時間の２段
熱処理を行った。熱処理の後磁気特性サンプルを切出
し、直流自記磁束計により磁気特性の測定を行った。得
られた保磁力（ｉＨｃ）とＨｋ，（ＢＨ）ｍａｘの値と
Ｐｒ量（ａ）との関係を図２に示す。図２よりＰｒ量が
１７．５原子％より大きい組成域では、Ｈｋが低下し角
型性が劣化し、（ＢＨ）ｍａｘも劣化する。さらに圧延
磁石中に発生する割れを調査するため、同様な組成から
なる５０ｍｍ×１００ｍｍ×２００ｍｍの圧延磁石ブロ
ックから４ｍｍ×１０ｍｍ×２０ｍｍの板状磁石を複数
個取出し、取出した板状磁石中の割れ，クラックの発生
率について目視調査した。板状磁石全数に対する割れ，
クラック発生率とＰｒ量との関係を図３に示す。図３よ
り明らかなように、Ｐｒ量が１５原子％未満の場合には
割れ，クラック発生率が大きく増大する。
１式に関わる実施例を示すものである。ＰｒaＦｅ
93.9-aＢ5.2Ｃｕ0.6Ａｌ0.3（１３．０≦ａ≦１８．
５）なる組成の合金を高周波溶解炉にて溶解・鋳造し５
ｋｇの合金インゴットを得た。この合金インゴットを所
定の寸法に切断後、ＳＳ４１製のカプセル中に封入し、
９７５℃にて熱間圧延を総加工度７５％した。圧延後冷
却の後カプセル中より磁石圧延材を取出し、Ａｒ雰囲気
中にて１０２５℃×２０時間＋５００℃×２時間の２段
熱処理を行った。熱処理の後磁気特性サンプルを切出
し、直流自記磁束計により磁気特性の測定を行った。得
られた保磁力（ｉＨｃ）とＨｋ，（ＢＨ）ｍａｘの値と
Ｐｒ量（ａ）との関係を図２に示す。図２よりＰｒ量が
１７．５原子％より大きい組成域では、Ｈｋが低下し角
型性が劣化し、（ＢＨ）ｍａｘも劣化する。さらに圧延
磁石中に発生する割れを調査するため、同様な組成から
なる５０ｍｍ×１００ｍｍ×２００ｍｍの圧延磁石ブロ
ックから４ｍｍ×１０ｍｍ×２０ｍｍの板状磁石を複数
個取出し、取出した板状磁石中の割れ，クラックの発生
率について目視調査した。板状磁石全数に対する割れ，
クラック発生率とＰｒ量との関係を図３に示す。図３よ
り明らかなように、Ｐｒ量が１５原子％未満の場合には
割れ，クラック発生率が大きく増大する。
【００２９】以上より機械的強度を損ねることなく高い
磁気特性を得るためには、Ｐｒ量を１５原子％から１
７．５原子％までとすることが好ましい。
磁気特性を得るためには、Ｐｒ量を１５原子％から１
７．５原子％までとすることが好ましい。
【００３０】〔実施例３〕図４は請求項１記載の第３式
に関わる実施例を示すものである。Ｐｒ17.0Ｆｅ82.1-b
ＢbＣｕ0.6Ａｌ0.3（４．０≦ｂ≦５．８）なる組成の
合金を高周波溶解炉にて溶解・鋳造し５ｋｇの合金イン
ゴットを得た。この合金インゴットを所定の寸法に切断
後、ＳＳ４１製のカプセル中に封入し、９７５℃にて熱
間圧延を総加工度７５％した。圧延後冷却の後カプセル
中より磁石圧延材を取出し、Ａｒ雰囲気中にて１０２５
℃×２０時間＋５００℃×２時間の２段熱処理を行っ
た。熱処理の後磁気特性サンプルを切出し、直流自記磁
束計により磁気特性の測定を行った。得られた保磁力
（ｉＨｃ）とＨｋ，（ＢＨ）ｍａｘの値とＢ量（ｂ）と
の関係を図４に示す。図４よりＢ量が４．８原子％未満
の場合、Ｈｋが低下し角型性の劣化を招き、（ＢＨ）ｍ
ａｘも低下する。よって本発明で示しているように、Ｂ
量は４．８原子％以上でかつ残Ｆｅ量が正となる組成域
で高い磁気特性が得られる。
に関わる実施例を示すものである。Ｐｒ17.0Ｆｅ82.1-b
ＢbＣｕ0.6Ａｌ0.3（４．０≦ｂ≦５．８）なる組成の
合金を高周波溶解炉にて溶解・鋳造し５ｋｇの合金イン
ゴットを得た。この合金インゴットを所定の寸法に切断
後、ＳＳ４１製のカプセル中に封入し、９７５℃にて熱
間圧延を総加工度７５％した。圧延後冷却の後カプセル
中より磁石圧延材を取出し、Ａｒ雰囲気中にて１０２５
℃×２０時間＋５００℃×２時間の２段熱処理を行っ
た。熱処理の後磁気特性サンプルを切出し、直流自記磁
束計により磁気特性の測定を行った。得られた保磁力
（ｉＨｃ）とＨｋ，（ＢＨ）ｍａｘの値とＢ量（ｂ）と
の関係を図４に示す。図４よりＢ量が４．８原子％未満
の場合、Ｈｋが低下し角型性の劣化を招き、（ＢＨ）ｍ
ａｘも低下する。よって本発明で示しているように、Ｂ
量は４．８原子％以上でかつ残Ｆｅ量が正となる組成域
で高い磁気特性が得られる。
【００３１】〔実施例４〕図５は請求項１記載の第４式
に関わる実施例を示すものである。Ｐｒ17.0Ｆｅ77.5-c
Ｂ5.2ＣｕcＡｌ0.3（０≦ｃ≦３．０）なる組成の合金
を高周波溶解炉にて溶解・鋳造し５ｋｇの合金インゴッ
トを得た。この合金インゴットを所定の寸法に切断後、
ＳＳ４１製のカプセル中に封入し、９７５℃にて熱間圧
延を総加工度７５％した。圧延後冷却の後カプセル中よ
り磁石圧延材を取出し、Ａｒ雰囲気中にて１０２５℃×
２０時間＋５００℃×２時間の２段熱処理を行った。熱
処理の後磁気特性サンプルを切出し、直流自記磁束計に
より磁気特性の測定を行った。得られた保磁力（ｉＨ
ｃ）とＨｋ，（ＢＨ）ｍａｘの値とＣｕ量（ｃ）との関
係を図５に示す。図５よりＣｕ量の添加は０．５≦Ｃｕ
≦２．０原子％の組成域で最も高い磁気特性を示す。
に関わる実施例を示すものである。Ｐｒ17.0Ｆｅ77.5-c
Ｂ5.2ＣｕcＡｌ0.3（０≦ｃ≦３．０）なる組成の合金
を高周波溶解炉にて溶解・鋳造し５ｋｇの合金インゴッ
トを得た。この合金インゴットを所定の寸法に切断後、
ＳＳ４１製のカプセル中に封入し、９７５℃にて熱間圧
延を総加工度７５％した。圧延後冷却の後カプセル中よ
り磁石圧延材を取出し、Ａｒ雰囲気中にて１０２５℃×
２０時間＋５００℃×２時間の２段熱処理を行った。熱
処理の後磁気特性サンプルを切出し、直流自記磁束計に
より磁気特性の測定を行った。得られた保磁力（ｉＨ
ｃ）とＨｋ，（ＢＨ）ｍａｘの値とＣｕ量（ｃ）との関
係を図５に示す。図５よりＣｕ量の添加は０．５≦Ｃｕ
≦２．０原子％の組成域で最も高い磁気特性を示す。
【００３２】〔実施例５〕図６は請求項２記載の発明に
関わる実施例を示すものである。（Ｐｒ0.8Ｎｄ0 .2）
17.0Ｆｅ82.1-dＢdＣｕ0.6Ａｌ0.3（４．０≦ｄ≦５．
８）なる組成の合金を高周波溶解炉にて溶解・鋳造し５
ｋｇの合金インゴットを得た。この合金インゴットを所
定の寸法に切断後、ＳＳ４１製のカプセル中に封入し、
９７５℃にて熱間圧延を総加工度７５％した。圧延後冷
却の後カプセル中より磁石圧延材を取出し、Ａｒ雰囲気
中にて１０２５℃×２０時間＋５００℃×２時間の２段
熱処理を行った。熱処理の後磁気特性サンプルを切出
し、直流自記磁束計により磁気特性の測定を行った。得
られた保磁力（ｉＨｃ）とＨｋ，（ＢＨ）ｍａｘの値と
Ｂ量（ｄ）との関係を図６に示す。希土類元素としてＰ
ｒのみを使用した場合と同様にＮｄでＰｒの一部を置換
した磁石についても、本発明で規定される組成域におい
て高い磁気特性が得られる。
関わる実施例を示すものである。（Ｐｒ0.8Ｎｄ0 .2）
17.0Ｆｅ82.1-dＢdＣｕ0.6Ａｌ0.3（４．０≦ｄ≦５．
８）なる組成の合金を高周波溶解炉にて溶解・鋳造し５
ｋｇの合金インゴットを得た。この合金インゴットを所
定の寸法に切断後、ＳＳ４１製のカプセル中に封入し、
９７５℃にて熱間圧延を総加工度７５％した。圧延後冷
却の後カプセル中より磁石圧延材を取出し、Ａｒ雰囲気
中にて１０２５℃×２０時間＋５００℃×２時間の２段
熱処理を行った。熱処理の後磁気特性サンプルを切出
し、直流自記磁束計により磁気特性の測定を行った。得
られた保磁力（ｉＨｃ）とＨｋ，（ＢＨ）ｍａｘの値と
Ｂ量（ｄ）との関係を図６に示す。希土類元素としてＰ
ｒのみを使用した場合と同様にＮｄでＰｒの一部を置換
した磁石についても、本発明で規定される組成域におい
て高い磁気特性が得られる。
【００３３】〔実施例６〕図７は請求項３記載の発明に
関わる実施例を示すものである。（Ｐｒ1-xＤｙx）17.0
Ｆｅ76.9Ｂ5.2Ｃｕ0.6Ａｌ0.3（０≦ｘ≦０．１５）な
る組成の合金を高周波溶解炉にて溶解・鋳造し５ｋｇの
合金インゴットを得た。この合金インゴットを所定の寸
法に切断後、ＳＳ４１製のカプセル中に封入し、９７５
℃にて熱間圧延を総加工度７５％した。圧延後冷却の後
カプセル中より磁石圧延材を取出し、Ａｒ雰囲気中にて
１０２５℃×２０時間＋５００℃×２時間の２段熱処理
を行った。熱処理の後磁気特性サンプルを切出し、直流
自記磁束計により磁気特性の測定を行った。得られた保
磁力（ｉＨｃ）とＨｋ，（ＢＨ）ｍａｘの値とＤｙ置換
比（ｘ）との関係を図７に示す。図７より明らかなよう
にＤｙの置換は保磁力の向上に効果がある。しかしＰｒ
量の１０％を越えて置換を行った場合、鋳造組織の粗大
化が顕著となり、主相粒子の配向度，角型性の低下が起
こり（ＢＨ）ｍａｘ，Ｈｋが低下する。またＰｒ量の４
％以下の置換量では保磁力の向上は殆ど見られない。Ｄ
ｙの置換量はＰｒ量の４％以上，１０％以下でｉＨｃ≧
２５ｋＯｅの保磁力が得られる。
関わる実施例を示すものである。（Ｐｒ1-xＤｙx）17.0
Ｆｅ76.9Ｂ5.2Ｃｕ0.6Ａｌ0.3（０≦ｘ≦０．１５）な
る組成の合金を高周波溶解炉にて溶解・鋳造し５ｋｇの
合金インゴットを得た。この合金インゴットを所定の寸
法に切断後、ＳＳ４１製のカプセル中に封入し、９７５
℃にて熱間圧延を総加工度７５％した。圧延後冷却の後
カプセル中より磁石圧延材を取出し、Ａｒ雰囲気中にて
１０２５℃×２０時間＋５００℃×２時間の２段熱処理
を行った。熱処理の後磁気特性サンプルを切出し、直流
自記磁束計により磁気特性の測定を行った。得られた保
磁力（ｉＨｃ）とＨｋ，（ＢＨ）ｍａｘの値とＤｙ置換
比（ｘ）との関係を図７に示す。図７より明らかなよう
にＤｙの置換は保磁力の向上に効果がある。しかしＰｒ
量の１０％を越えて置換を行った場合、鋳造組織の粗大
化が顕著となり、主相粒子の配向度，角型性の低下が起
こり（ＢＨ）ｍａｘ，Ｈｋが低下する。またＰｒ量の４
％以下の置換量では保磁力の向上は殆ど見られない。Ｄ
ｙの置換量はＰｒ量の４％以上，１０％以下でｉＨｃ≧
２５ｋＯｅの保磁力が得られる。
【００３４】〔実施例７〕図８は請求項４記載の高温熱
処理に関わる実施例を示すものである。Ｐｒ17.0Ｆｅ
76.9Ｂ5.2Ｃｕ0.6Ａｌ0.3なる組成の合金を高周波溶解
炉にて溶解・鋳造し５ｋｇの合金インゴットを得た。こ
の合金インゴットを所定の寸法に切断後、ＳＳ４１製の
カプセル中に封入し、９７５℃にて熱間圧延を総加工度
７５％した。圧延後冷却の後カプセル中より磁石圧延材
を取出し、磁気特性サンプルを数個切り出し、その内１
ケを直流自記磁束径計にて磁気特性を測定した。さらに
磁気特性サンプルについてＡｒ雰囲気にて９００〜１１
００℃の各温度で２０時間の熱処理を行い、２段目熱処
理として５００℃で６時間熱処理を行った後、前述同様
に磁気特性を測定した。得られた保磁力（ｉＨｃ）とＨ
ｋ，（ＢＨ）ｍａｘの値と熱処理温度との関係を図８に
示す。図８から明らかなように、圧延後９５０〜１０５
０℃の範囲で熱処理を行うことにより、高い磁気特性を
得ることができる。
処理に関わる実施例を示すものである。Ｐｒ17.0Ｆｅ
76.9Ｂ5.2Ｃｕ0.6Ａｌ0.3なる組成の合金を高周波溶解
炉にて溶解・鋳造し５ｋｇの合金インゴットを得た。こ
の合金インゴットを所定の寸法に切断後、ＳＳ４１製の
カプセル中に封入し、９７５℃にて熱間圧延を総加工度
７５％した。圧延後冷却の後カプセル中より磁石圧延材
を取出し、磁気特性サンプルを数個切り出し、その内１
ケを直流自記磁束径計にて磁気特性を測定した。さらに
磁気特性サンプルについてＡｒ雰囲気にて９００〜１１
００℃の各温度で２０時間の熱処理を行い、２段目熱処
理として５００℃で６時間熱処理を行った後、前述同様
に磁気特性を測定した。得られた保磁力（ｉＨｃ）とＨ
ｋ，（ＢＨ）ｍａｘの値と熱処理温度との関係を図８に
示す。図８から明らかなように、圧延後９５０〜１０５
０℃の範囲で熱処理を行うことにより、高い磁気特性を
得ることができる。
【００３５】〔実施例８〕図９は請求項４記載の低温熱
処理に関わる実施例を示すものである。実施例７と同一
の圧延磁石について、１０２５℃で２０時間熱処理を行
った後、さらに３００〜７００℃の各温度で６時間熱処
理を行った。得られた保磁力（ｉＨｃ）と２段目の熱処
理温度の関係を図９に示す。図９より明らかなように、
高温熱処理に加えて４００〜６５０℃の温度範囲で熱処
理を行うことにより、保磁力を向上させることが可能と
なり、さらに高い磁気特性を得ることができる。
処理に関わる実施例を示すものである。実施例７と同一
の圧延磁石について、１０２５℃で２０時間熱処理を行
った後、さらに３００〜７００℃の各温度で６時間熱処
理を行った。得られた保磁力（ｉＨｃ）と２段目の熱処
理温度の関係を図９に示す。図９より明らかなように、
高温熱処理に加えて４００〜６５０℃の温度範囲で熱処
理を行うことにより、保磁力を向上させることが可能と
なり、さらに高い磁気特性を得ることができる。
【００３６】
【発明の効果】請求項１記載の発明によれば、Ｒ−Ｆｅ
−Ｂ系磁石において、各合金元素の組成を規定し、また
粒界相としてＲ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相を存在させること
により、従来よりも高い磁気特性を得ることができる。
−Ｂ系磁石において、各合金元素の組成を規定し、また
粒界相としてＲ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相を存在させること
により、従来よりも高い磁気特性を得ることができる。
【００３７】請求項２，３記載の発明によれば、希土類
元素Ｐｒの一部をＮｄ，Ｄｙで置き換えることが可能で
あるため、広い範囲での組成選択が可能となり、Ｄｙの
場合はより高い保磁力を得て高温での使用に適する磁石
を得ることができる。
元素Ｐｒの一部をＮｄ，Ｄｙで置き換えることが可能で
あるため、広い範囲での組成選択が可能となり、Ｄｙの
場合はより高い保磁力を得て高温での使用に適する磁石
を得ることができる。
【００３８】請求項４記載の発明によれば、焼結磁石よ
りも機械的強度に優れ大型磁石の製造が可能であるとい
う長所を有する鋳造・熱間圧延法おいて、圧延後の熱処
理を最適化することによって、安定した磁気特性を確保
することができる。
りも機械的強度に優れ大型磁石の製造が可能であるとい
う長所を有する鋳造・熱間圧延法おいて、圧延後の熱処
理を最適化することによって、安定した磁気特性を確保
することができる。
【図１】残Ｆｅ量と保磁力（ｉＨｃ）の相関図。
【図２】Ｐｒ量と磁気特性の相関図。
【図３】Ｐｒ量と割れ，クラック発生率の相関図。
【図４】Ｂ量と磁気特性の相関図。
【図５】Ｃｕ量と磁気特性の相関図。
【図６】Ｎｄ置換を行った場合のＢ量と磁気特性の相関
図。
図。
【図７】Ｄｙ置換を行った場合のＤｙ置換比と磁気特性
の相関図。
の相関図。
【図８】高温熱処理温度と磁気特性の相関図。
【図９】低温熱処理温度と磁気特性の相関図。
Claims (4)
- 【請求項１】Ｐｒ，Ｆｅ，Ｂ，Ｃｕ，Ａｌを原料基本成
分とし、合金組成が原子百分比でＰｒxＦｅyＢzＣｕwＡ
ｌ100-x-y-z-wで表されるとき、 １５．０≦ｘ≦１７．５原子％ ｙ−１４ｚ＞０ ｚ≧４．８原子％ ０．５≦ｗ≦２．０原子％ となる組成域にあり、磁石組織中に構成相としてＰｒ−
Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相を有することを特徴とする希土類磁
石。 - 【請求項２】請求項１記載の合金中のＰｒの一部をＮｄ
で置換し、磁石組織中に（Ｐｒ，Ｎｄ）−Ｆｅ−Ｃｕ−
Ａｌ相を有することを特徴とする希土類磁石。 - 【請求項３】請求項１記載の合金中において、Ｐｒ量の
４％以上，１０％以下をＤｙにより置換し、磁石組織中
に（Ｐｒ，Ｄｙ）−Ｆｅ−Ｃｕ−Ａｌ相を有することを
特徴とする希土類磁石。 - 【請求項４】請求項１〜３記載の希土類磁石の製造方法
において、同請求項記載の組成域にある合金インゴット
を溶解・鋳造して作製し、該合金インゴットを熱間圧延
した後、９５０〜１０５０℃の温度範囲で熱処理を行
い、更に４００〜６５０℃の温度範囲で熱処理を行うこ
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 |
|---|---|---|---|
| JP7076710A JPH08273914A (ja) | 1995-03-31 | 1995-03-31 | 希土類磁石およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7076710A JPH08273914A (ja) | 1995-03-31 | 1995-03-31 | 希土類磁石およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08273914A true JPH08273914A (ja) | 1996-10-18 |
Family
ID=13613103
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7076710A Pending JPH08273914A (ja) | 1995-03-31 | 1995-03-31 | 希土類磁石およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08273914A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011042837A (ja) * | 2009-08-21 | 2011-03-03 | Daido Steel Co Ltd | 磁気異方性磁石素材及びその製造方法 |
| JP2012199270A (ja) * | 2011-03-18 | 2012-10-18 | Tdk Corp | Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石 |
| CN104143402A (zh) * | 2009-01-07 | 2014-11-12 | 大同特殊钢株式会社 | 磁各向异性磁体原材料 |
| US9324485B2 (en) | 2008-02-29 | 2016-04-26 | Daido Steel Co., Ltd. | Material for anisotropic magnet and method of manufacturing the same |
| CN110957093A (zh) * | 2019-12-19 | 2020-04-03 | 厦门钨业股份有限公司 | R-t-b系磁体材料、原料组合物及制备方法和应用 |
| JP2022542187A (ja) * | 2019-11-21 | 2022-09-29 | フージャン チャンティン ゴールデン ドラゴン レア－アース カンパニー リミテッド | ネオジム鉄ホウ素磁石材料、原料組成物及び製造方法、並びに応用 |
-
1995
- 1995-03-31 JP JP7076710A patent/JPH08273914A/ja active Pending
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|---|---|---|---|---|
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| CN104143402A (zh) * | 2009-01-07 | 2014-11-12 | 大同特殊钢株式会社 | 磁各向异性磁体原材料 |
| CN104143402B (zh) * | 2009-01-07 | 2017-05-24 | 大同特殊钢株式会社 | 磁各向异性磁体原材料 |
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