WO2007088718A1 - Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法 - Google Patents

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WO2007088718A1
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sintered magnet
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earth sintered
magnet
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Hideyuki Morimoto
Tomoori Odaka
Masao Noumi
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Hitachi Metals, Ltd.
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Definitions

  • the present invention relates to R—Fe having R Fe B-type compound crystal grains (R is a rare earth element) as a main phase.
  • B-based rare earth sintered magnets and production methods thereof in particular, light rare earth elements RL (at least one of Nd and Pr) are contained as the main rare earth elements R, and a part of the light rare earth elements RL is heavy rare earth elements. It relates to R—Fe—B rare earth sintered magnets that are substituted by the element RH (group force of at least one selected from Dy, Ho, and Tb forces).
  • R-Fe-B rare earth sintered magnets with Nd Fe B-type compounds as the main phase are permanent magnets.
  • VCM voice coil motors
  • motors for hard disk drives
  • motors for hybrid vehicles motors for hybrid vehicles
  • home appliances When R-Fe-B rare earth sintered magnets are used in various devices such as motors, they are required to have excellent heat resistance and high coercive force characteristics in order to cope with the use environment at high temperatures.
  • the moment of moment is in the same direction as the magnetic moment of Fe, whereas the magnetic moment of heavy rare earth element RH is opposite to the magnetic moment of Fe, so light rare earth element RL is replaced with heavy rare earth element RH. As a result, the residual magnetic flux density Br decreases.
  • heavy rare earth element RH is a scarce resource, and therefore it is desired to reduce its usage. For these reasons, the method of replacing the entire light rare earth element RL with heavy rare earth element RH is not preferable.
  • the coercive force generation mechanism of the R—Fe—B rare earth sintered magnet is the nucleation type (nucleation type)
  • a large amount of heavy rare earth element RH is distributed in the main phase outline (near the grain boundary).
  • the crystal magnetic anisotropy of the whole grain is increased, preventing the nucleation of the reverse magnetic domain, and as a result, the coercive force is improved.
  • the substitution by heavy rare earth element RH does not occur at the center of the crystal grain that does not contribute to the improvement of the coercive force, it is possible to suppress the decrease in the residual magnetic flux density Br.
  • Patent Document 1 Ti, W, Pt, Au , Cr, Ni, Cu, Co, Al, Ta, 1. 0 atomic% to 50 at least one of Ag. 0 atoms 0/0 containing And forming an alloy thin film layer made of the balance (at least one of Ce, La, Nd, Pr, Dy, Ho, and Tb) on the surface to be ground of the sintered magnet body.
  • Patent Document 2 the depth corresponding to the radius of the crystal grains exposed on the outermost surface of the small magnet is larger than the metal element R (this R is also selected from Y and Nd, Dy, Pr, Ho, and Tb forces) (BH) ma X is disclosed by diffusing rare earth elements (one or more of the rare earth elements) and thereby modifying the work-affected damages.
  • Patent Document 3 discloses that a chemical vapor deposition film mainly composed of a rare earth element is formed on the surface of a magnet having a thickness of 2 mm or less to recover the magnet characteristics.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 62-192566
  • Patent Document 2 JP 2004-304038 A
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2005-285859
  • Patent Document 1 The prior arts disclosed in Patent Document 1, Patent Document 2 and Patent Document 3 are all intended to recover the surface of a sintered magnet that has been deteriorated by processing, and therefore, metal elements diffused from the surface to the inside.
  • the diffusion range is limited to the vicinity of the surface of the sintered magnet. For this reason, the effect of improving the coercive force is hardly obtained with a magnet having a thickness of 3 mm or more.
  • the present invention has been made in order to solve the above-described problems, and the object of the present invention is to efficiently utilize a small amount of heavy rare earth element RH, even if the magnet is relatively thick.
  • the aim is to provide an R—Fe—B rare earth sintered magnet in which heavy rare earth elements RH are diffused in the outer part of the main phase crystal grains.
  • the R-Fe-B rare earth sintered magnet of the present invention mainly comprises R Fe B-type compound crystal grains containing light rare earth elements RL (at least one of Nd and Pr) as the main rare earth elements R.
  • RL at least one of Nd and Pr
  • R-Fe-B rare earth sintered magnet with metal element M introduced from the surface by grain boundary diffusion (M is Al, Ga, In, Sn, Pb, Bi, Zn, and Ag) At least one selected from the group) and at least one selected from the group of heavy rare earth elements RH (Dy, Ho, and Tb) introduced from the surface by grain boundary diffusion Seeds).
  • the concentration of the metal element M and the heavy rare earth element RH at the grain boundary is higher than the concentration within the main phase crystal grains.
  • the thickness is 3 mm or more and 10 mm or less, and the heavy rare earth element RH diffuses from the surface to a depth of 0.5 mm or more.
  • the weight of the heavy rare earth element RH is in the range of 0.1% to 1.0% of the weight of the R—Fe—B rare earth sintered magnet body.
  • the weight ratio (MZRH) of the content of the metal element M to the content of the heavy rare earth element RH is not less than 5Z1.
  • the outer periphery of the R Fe B-type compound crystal grains is light.
  • At least part of the rare earth element RL is replaced by RH.
  • At least a part of the surface is covered by an RH layer containing the heavy rare earth element RH, and the metal element M is contained between the surface and the RH layer. Yes At least part of the M layer is present.
  • the concentration of the heavy rare earth element RH has a gradient in the thickness direction.
  • the method for producing an R—Fe B based rare earth sintered magnet according to the present invention comprises an R Fe B type compound bond containing a light rare earth element RL (at least one of Nd and Pr) as a main rare earth element R.
  • Depositing an RH layer containing at least one selected from the group) on the M layer heating the R—Fe—B rare earth sintered magnet body, and removing the metal element M from the surface. Diffusing inside the R—Fe—B rare earth sintered magnet body and diffusing heavy rare earth elements RH from the surface into the R—Fe—B rare earth sintered magnet body. To do.
  • the thickness of the R Fe B rare earth sintered magnet body is 3 mm or more and 10 mm or less.
  • the weight of the RH layer before diffusion is set in the range of 0.1% to 1.0% of the weight of the R—Fe—B rare earth sintered magnet body.
  • the R—Fe—B based rare earth sintered magnet at the time of diffusion is used.
  • Set body temperature within the range of 300 ° C and below 1000 ° C.
  • the steps of depositing the M layer and the RH layer include a vacuum evaporation method, a sputtering method, an ion plating method, a vapor deposition thin film formation (IVD) method, a plasma vapor deposition thin film formation ( The EVD method and the datebing method are executed depending on the deviation.
  • the present invention even if it has a thickness of 3 mm or more, the main phase crystal grains in which the heavy rare earth element RH is efficiently concentrated in the outer portion are also efficiently formed in the magnet sintered body. Therefore, a high-performance magnet having both a high residual magnetic flux density and a high coercive force can be provided.
  • FIG. 1 (a) is a cross-sectional view schematically showing a cross section of an R—Fe—B rare earth sintered magnet having an M layer and an RH layer laminated on its surface, and (b) is a comparative view. Therefore, a cross-sectional view schematically showing a cross section of an R Fe—B rare earth sintered magnet having only the RH layer formed on the surface thereof, (c) is a view after performing a diffusion process on the magnet of (a)
  • FIG. 4D is a cross-sectional view schematically showing the internal structure of the magnet, and FIG. 4D is a cross-sectional view schematically showing the internal structure of the magnet after the diffusion process is performed on the magnet of FIG.
  • FIG. 2 (a) shows the coercive force obtained when a sample with a Dy layer formed on the surface of a sintered magnet and a sample with no Dy layer are heat-treated at 900 ° C for 30 minutes. (B) is a graph showing the relationship between HcJ and magnet thickness t, and (b) shows the residual magnetic flux density Br and magnet thickness t obtained when a similar sample is heat-treated at 900 ° C for 30 minutes. It is a graph which shows the relationship.
  • FIG. 3 (a) is a mapping photograph showing the distribution of Dy in a sample that was obtained by laminating and heat-treating the A1 layer and the Dy layer, and (b) shows only the Dy layer formed and heat-treated. It is a mapping photograph which shows distribution of Dy of the performed sample, (c) is a graph which shows Dy concentration profile by EPMA (beam diameter ⁇ 100 ⁇ m) in the samples of (a) and (b).
  • FIG. 4 (a) is a graph showing the relationship between the coercive force HcJ and the heat treatment temperature, and (b) is a graph showing the relationship between the residual magnetic flux density Br and the heat treatment temperature.
  • FIG. 5 is a graph showing the relationship between the coercive force HcJ and the Dy layer thickness.
  • the R-Fe-B rare earth sintered magnet of the present invention includes a metal element M introduced into the interior of the sintered body by grain boundary diffusion and a heavy element introduced into the interior of the sintered body from the surface by grain boundary diffusion.
  • a metal element M introduced into the interior of the sintered body by grain boundary diffusion and a heavy element introduced into the interior of the sintered body from the surface by grain boundary diffusion.
  • the metal element M is at least one selected from the group consisting of Al, Ga, In, Sn, Pb, Bi, Zn, and Ag
  • the heavy rare earth element RH is Dy, Ho, And at least one selected from the group force consisting of Tb force.
  • the R-Fe-B rare earth sintered magnet of the present invention is a layer containing the metal element M on the surface of the R-Fe-B rare earth sintered magnet (hereinafter referred to as "M layer”). After sequentially depositing a layer containing heavy rare earth element RH (hereinafter referred to as “RH layer”), the surface force of the sintered body is also suitably diffused by diffusing metal element M and heavy rare earth element RH into the interior. Manufactured.
  • Fig. 1 (a) schematically shows a cross section of an R-Fe-B rare earth sintered magnet with an M layer and an RH layer laminated on its surface
  • Fig. 1 (b) shows a comparative example. Therefore, the cross section of an R—Fe—B rare earth sintered magnet (conventional example) with only the RH layer formed on the surface is schematically shown.
  • the diffusion step in the present invention is performed by heating the sintered body on which the M layer and the RH layer are formed.
  • the metal element M having a relatively low melting point quickly diffuses into the sintered body through the grain boundary, and then the heavy rare earth element RH diffuses into the sintered body through the grain boundary.
  • the diffusion of the metal M first reduces the melting point of the grain boundary phase (R-rich grain boundary phase), which promotes the diffusion of grain boundaries of heavy rare earth elements RH compared to when the M layer is not deposited. It is thought that it is done. As a result, it is possible to efficiently diffuse the heavy rare earth element RH into the sintered body even at a lower temperature than when the M layer is not deposited.
  • Fig. 1 (c) schematically shows the internal structure of the magnet after the diffusion process is performed on the magnet of Fig. 1 (a), and Fig. 1 (d) shows Fig. 1 (d).
  • the structure inside the magnet after the diffusion process is performed on the magnet of b) is schematically shown.
  • Fig. 1 (c) schematically shows how the heavy rare earth element RH diffuses in the grain boundary phase and enters the outer shell of the main phase from the grain boundary phase.
  • FIG. 1 (d) the heavy rare earth element RH supplied from the surface cover is diffused inside the magnet!
  • the temperature of the heat treatment for diffusing the metal element M is preferably set to a value not lower than the melting point of the metal M and lower than 1000 ° C. After sufficient diffusion of metal M, the heat treatment temperature may be increased to a higher value (eg 800 ° C to less than 1000 ° C) to further promote grain boundary diffusion of heavy rare earth elements RH! ,.
  • a layer (thickness is, for example, lnm) in which the rare earth element RH is relatively concentrated can be formed.
  • the coercive force generation mechanism of the R-Fe-B rare earth sintered magnet is a -eucreation type, if the magnetocrystalline anisotropy in the outer portion of the main phase is increased, the vicinity of the grain boundary phase in the main phase As a result, nucleation of reverse magnetic domains is suppressed, and the coercivity HcJ of the entire main phase is effectively improved.
  • the heavy rare earth substitution layer can be formed in the outer shell of the main phase even in a region deep from the surface of the magnet, which is not only in the region close to the surface of the magnet sintered body, the magnetocrystalline anisotropy extends over the entire magnet.
  • the coercive force HcJ of the entire magnet is sufficiently improved. Therefore, according to the present invention, even if the amount of heavy rare earth element RH to be consumed is small, the heavy rare earth element RH can be diffused and penetrated into the sintered body, and RH Fe B can be efficiently diffused in the outer portion of the main phase. By suppressing the decrease in residual magnetic flux density Br,
  • the coercive force HcJ can be improved.
  • the crystal magnetic anisotropy of Tb Fe B is higher than the crystal magnetic anisotropy of Dy Fe B N
  • Tb is preferred over Dy as the heavy rare earth element RH to be replaced with the light rare earth element RL.
  • the heavy rare earth element RH it is not necessary to add the heavy rare earth element RH in the stage of the raw material alloy. That is, a known R—Fe—B rare earth sintered magnet containing a light rare earth element RL (at least one of Nd and Pr) as a rare earth element R is prepared. It diffuses inside the magnet. When only the conventional heavy rare earth layer is formed on the surface of the magnet, even if the diffusion temperature is increased, it is difficult to diffuse the heavy rare earth element deep inside the magnet. Since the grain boundary diffusion of heavy rare earth elements can be promoted by the prior diffusion of the melting point metal, it is possible to efficiently supply heavy rare earth elements to the outer shell of the main phase located inside the magnet. become.
  • the weight ratio of the M layer to the RH layer (MZRH) formed on the surface of the magnet sintered body is preferably set in the range of 1Z100 or more and 5Z1 or less.
  • This weight ratio (MZRH) is more preferably set in the range of 1Z20 or more and 2Z1 or less.
  • the weight of the RH layer formed on the surface of the magnet sintered body in other words, the total weight of the heavy rare earth element RH contained in the magnet is 0.1% or more and 1% or less of the total weight of the magnet. It is preferable to adjust to this range. If the weight of the RH layer is less than 0.1% of the weight of the magnet, the amount of heavy rare earth element RH necessary for diffusion is insufficient. Cannot be diffused. On the other hand, if the weight of the RH layer exceeds 1% of the weight of the magnet, it becomes excessive, exceeding the amount required for forming the RH concentrated layer in the outer shell of the main phase. Moreover, if the heavy rare earth element RH is supplied excessively, the residual magnetic flux density Br may be reduced due to RH diffusion inside the main phase.
  • both a residual magnetic flux density Br and a coercive force HcJ are increased by using a slight amount of a heavy rare earth element RH, and a high temperature
  • RH heavy rare earth element
  • HcJ coercive force
  • the Part of B may be substituted by C (carbon), and part of Fe (50 atomic% or less) may be substituted by another transition metal element (for example, Co or Ni).
  • This alloy can be used for various purposes, such as Al, Si ⁇ Ti, V, Cr ⁇ Mn ⁇ Ni ⁇ Cu, Zn, Ga ⁇ Zr ⁇ Nb ⁇ Mo, Ag, In, Sn, Hf, Ta, W, Pb, At least one additive element M selected from the group consisting of and may contain about 0.01 to L: about 0% by mass.
  • the above alloy can be suitably produced by rapidly cooling a molten raw material alloy by, for example, a strip casting method.
  • a strip casting method preparation of a rapidly solidified alloy by a strip casting method will be described.
  • a raw material alloy having the above composition is melted by high-frequency melting in an argon atmosphere to form a molten raw material alloy.
  • the molten metal is kept at about 1350 ° C. and then rapidly cooled by a single roll method to obtain, for example, a flake-shaped alloy ingot having a thickness of about 0.3 mm.
  • the alloy flakes thus prepared are pulverized into, for example, a flake having a size of 1 to LOmm before the next hydrogen pulverization.
  • a method for producing a raw material alloy by strip casting is disclosed in, for example, US Pat. No. 5,383,978.
  • the alloy flakes roughly crushed into flakes are inserted into the hydrogen furnace.
  • a hydrogen embrittlement process (hereinafter sometimes referred to as “hydrogen crushing process”) is performed inside the hydrogen furnace.
  • the take-out operation in an inert atmosphere so that the coarsely pulverized powder does not come into contact with the atmosphere. This is because the coarsely pulverized powder is prevented from oxidizing and generating heat, and the magnetic properties of the magnet are improved.
  • the rare earth alloy is pulverized to a size of about 0.1 mm to several mm, and the average particle size becomes 500 / zm or less.
  • the brittle alloy material is crushed more finely It is preferable to cool as well.
  • the cooling time may be relatively long.
  • the coarsely pulverized powder is finely pulverized using a jet mill pulverizer.
  • a cyclone classifier is connected to the jet mill crusher used in the present embodiment.
  • the jet mill crusher receives a supply of the rare earth alloy (coarse pulverized powder) coarsely pulverized in the coarse pulverization process, and pulverizes it in the pulverizer.
  • the powder pulverized in the pulverizer is collected in a collection tank through a cyclone classifier.
  • a fine powder of about 0.1 to 20 m typically 3 to 5 / ⁇ ⁇
  • the pulverizing apparatus used for such fine pulverization is not limited to a jet mill, and may be an attritor or a ball mill. When grinding, use a lubricant such as zinc stearate as a grinding aid.
  • 0.3 wt% of a lubricant is added to and mixed with the magnetic powder produced by the above method in a rocking mixer, and the surface of the alloy powder particles is covered with the lubricant.
  • the magnetic powder produced by the above method is formed in an oriented magnetic field using a known press machine.
  • the strength of the applied magnetic field is, for example, 1.5 to 1.7 Tesla (T).
  • the molding pressure is set so that the green density of the molded body is, for example, about 4 to 4.5 gZcm 3 .
  • a temperature higher than the above holding temperature for example, 1000 to 1200 ° C.
  • the step of further proceeding with the linking is preferable to sequentially perform.
  • the step of further proceeding with the linking particularly when a liquid phase is formed (when the temperature is in the range of 650 to 1000 ° C)
  • the R-rich phase in the grain boundary phase begins to melt and a liquid phase is formed.
  • sintering proceeds and a sintered magnet is formed.
  • an aging treatment 500 to 1000 ° C is performed as necessary.
  • each metal layer is formed to a thickness that realizes the above-described weight ratio.
  • the method of forming the metal layer is not particularly limited.
  • the vacuum deposition method the sputtering method, the ion plating method, the deposited thin film formation (IND) method, the plasma deposited thin film type (EVD) method, and the dating method.
  • Such thin film deposition techniques can be used.
  • a two-stage heat treatment may be performed as described above. That is, first, diffusion of the metal M may be preferentially performed while being heated to a temperature equal to or higher than the melting point of the metal M, and then heat treatment for grain boundary diffusion of the heavy rare earth element RH may be performed. .
  • Figure 2 shows the residual magnetic flux density Br and coercivity when only the Dy layer (thickness 2.5 ⁇ m) is formed on the sintered magnet surface by sputtering and heat-treated at 900 ° C for 30 minutes.
  • 6 is a graph showing the dependence of HcJ on magnet thickness. As can be seen from Fig. 2, when the magnet thickness is small (less than 3 mm), the coercive force HcJ is sufficiently improved, but as the magnet thickness increases, the effect of improving the coercive force HcJ is lost. It has been broken. This is because the diffusion distance of Dy is short, so the thicker the sintered magnet, the more the substitution by Dy is realized, and the existence ratio of the region increases! /.
  • At least one metal element M selected from the group consisting of Al, Ga, In, Sn, Pb, Bi, Zn, and Ag is used, and the heavy rare earth element RH is used.
  • the heavy rare earth element RH is used.
  • the alloy flakes were filled into a container and inserted into a hydrogen treatment apparatus. Then, by filling the hydrogen treatment device with a hydrogen gas atmosphere at a pressure of 500 kPa, the alloy flakes at room temperature. The hydrogen was absorbed and then released. By performing such a hydrogen treatment, the alloy flakes became brittle and an amorphous powder having a size of about 0.15 to 0.2 mm was produced.
  • the powder particle size is reduced by performing a pulverization step with a jet mill device. About 4 m fine powder was produced.
  • the fine powder produced in this way was molded by a press device to produce a powder compact. Specifically, the powder particles were compressed in a magnetic field-oriented state in an applied magnetic field and pressed. After that, the compact was also extracted from the press, and was sintered in a vacuum furnace at 1020 ° C for 4 hours. Thus, after the sintered body block was produced, the sintered body block was mechanically added to obtain a magnet sintered body having a thickness of 3 mm ⁇ length of 1 Omm ⁇ width of 1 Omm.
  • a metal layer was deposited on the surface of the magnet sintered body using a magnetron sputtering apparatus.
  • Example 1 As is apparent from Table 1, by providing the A1 layer under the Dy layer, Example 1 showed a high coercive force HcJ, and the coercive force HcJ of Comparative Example 1 subjected only to the aging treatment Compared to a 40% improvement, the decrease in residual magnetic flux density Br is negligible. In addition, it was confirmed that the coercive force HcJ of Example 1 was improved as compared with Comparative Example 2 in which only the Dy layer was formed and diffused without providing the A1 layer. Furthermore, compared with Comparative Example 3 in which the thickness of the Dy layer is increased without providing the A1 layer, the coercive force HcJ of Example 1 is improved.
  • Fig. 3 (a) shows Dy in a sample in which the A1 layer (thickness 1.0 m) and the Dy layer (thickness 4.5 m) were stacked and heat-treated (900 ° C, 120 minutes).
  • Fig. 3 (b) is a mapping photograph showing the concentration distribution.
  • Fig. 3 (b) shows the Dy concentration distribution in a sample that was formed with only a Dy layer (thickness 4.5 m) and heat-treated (900 ° C, 120 minutes). It is a mapping photograph shown. The magnet surface is located on the left side of the figure, and the white area is the part where Dy exists. As is clear from the comparative force in Figs.
  • Dy is present in a high concentration near the magnet surface (left side of the photo). This is because the grain boundary diffusion has been promoted and the volume diffusion has occurred remarkably, which causes the residual magnetic flux density Br to decrease.
  • FIG. 3 (c) is a graph showing a Dy concentration profile by EPMA (beam diameter ⁇ 100 m) in the samples of FIGS. 3 (a) and 3 (b).
  • EPMA acceleration voltage is 25kV, beam current Was 200 nA.
  • the ⁇ data is the sample force of Fig. 3 (a)
  • the ⁇ data is the sample force of Fig. 3 (b). From these concentration profiles, it is obvious that Dy diffuses to a deeper position in the sample provided with the A1 layer (thickness 1.0 m).
  • Fig. 4 (a) shows a sample in which the A1 layer (thickness 1. O ⁇ m) and the Dy layer (thickness 2.5 m) are stacked and the Dy layer (thickness 2.5 m) only.
  • Fig. 4 (b) is a graph showing the relationship between the coercive force HcJ and the heat treatment temperature (the latter heat treatment temperature during the two-stage heat treatment), and Fig. 4 (b) shows the residual magnetic flux density Br and the heat treatment temperature for the sample. It is a graph showing the relationship with (same as above). As shown in these graphs, the sample with the A1 layer can obtain a high coercive force HcJ even if the heat treatment temperature for Dy diffusion is lowered.
  • a plurality of magnet sintered bodies having a thickness of 5 mm ⁇ length of 10 mm ⁇ width of 10 mm were produced by the same process as the manufacturing process of Example 1. These magnet sintered bodies were respectively sputtered by the A1 layer (thickness 2 / ⁇ ⁇ ), Bi layer (thickness 0.6 111), 211 layer (thickness 1.0 / zm), Ag layer, A layer (thickness 0.5 ⁇ m) and a Sn layer (thickness 1.0 m) were deposited.
  • a Dy layer is formed on each of the magnet sintered bodies on which these metal layers are formed by sputtering.
  • M layer made of any metal of Al, Bi, Zn, Ag, and Sn exists between the Dy layer and the magnet sintered body.
  • the sintered magnet bodies stacked film is deposited in the metal on the surface, a first stage heat treatment for 30 minutes at 300 to 800 ° C under a reduced pressure atmosphere of 1 X 10- 2 Pa The second stage heat treatment was continued for 60 minutes at 900 ° C. This heat treatment was performed in order to diffuse the metal element from the laminated metal film into the inside of the magnet sintered body through the grain boundary. Thereafter, an aging treatment was performed at 500 ° C. for 2 hours to prepare samples (Examples 2 to 6). After magnetically magnetizing these samples with 3 MAZm, the magnetic properties were measured using a BH tracer.
  • the coercive force HcJ of Examples 2 to 6 is the coercive force of Comparative Example 4 in which only Dy was diffused without forming the above-mentioned various metal layers. It showed a higher value. This is because the diffusion of Dy was promoted from the provision of Al, Bi, Zn, Ag, and Sn metal layers, and Dy could penetrate into the magnet body.
  • a plurality of magnet sintered bodies having a thickness of 8 mm ⁇ length 10 mm ⁇ width 10 mm were produced in the same manner as in Example 1.
  • the thickness is 8mm and the magnet sintered body is a thick film magnet.
  • a metal layer was deposited on the surface of the magnet sintered body using an electron beam evaporation apparatus. Specifically, the following steps were performed.
  • Example 7 After reducing the pressure of the deposition chamber to a pressure 1 X 10- 3 Pa, and vacuum evaporation in a beam output of 1. 2A (10 kV), the thickness of the surface of the sintered magnet body 3. O / A zm A1 layer was formed. Thereafter, in the same manner, a Dy layer having a thickness of 10. O / zm was formed on the A1 layer with a beam output (10 kV) of 0.2 A. Thereafter, the same heat treatment as in Example 1 was performed, and the sample of Example 7 was produced.
  • Comparative Example 5 is different from the manufacturing process of Example 7 in that the deposition process of the A1 layer and the heat treatment process at 680 ° C. for 30 minutes are omitted.
  • the magnetic properties were measured using a BH tracer. Table 3 shows the magnetic properties (residual magnetic flux density Br and coercive force HcJ) measured for Comparative Example 5 and Example 7.
  • the Dy layer thickness required to obtain the same level of coercive force HcJ can be reduced. This leads to effective utilization of the rare earth element RH, which is a rare resource, and contributes to the reduction of manufacturing costs.
  • the grain boundary diffusion of Dy is achieved by interposing a layer of low melting point metal such as A1 between the layer of Dy, which is a heavy rare earth element, and the sintered magnet, and performing diffusion treatment. It was confirmed that it was promoted. As a result of the promotion of Dy grain boundary diffusion, Dy diffusion can proceed at a lower heat treatment temperature than before, and Dy can penetrate deeper into the magnet. . As a result, the coercive force HcJ is improved while minimizing the residual magnetic flux density Br due to A1 without causing a decrease. In this way, it is possible to efficiently improve the coercivity HcJ of the entire thick magnet while reducing the required amount of Dy.
  • the heavy rare earth element RH has a concentration gradient in the thickness direction (diffusion direction). Such a concentration gradient does not occur when the conventional method of adding the rare earth element RH in the alloy melting or powder stage is used.
  • the present invention even if it has a thickness of 3 mm or more, main phase crystal grains in which heavy rare earth elements RH are efficiently concentrated in the outer portion can be efficiently formed in the magnet sintered body. Therefore, a high performance magnet having both a high residual magnetic flux density and a high coercive force can be provided.

Abstract

　まず軽希土類元素ＲＬ（ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種）を主たる希土類元素Ｒとして含有するＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物結晶粒を主相として有するＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石体を用意する。次に、焼結磁石体の表面に金属元素Ｍ（ＭはＡｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｎ、およびＡｇからなる群から選択された少なくとも１種）を含有するＭ層を堆積した後、重希土類元素ＲＨ（Ｄｙ、Ｈｏ、およびＴｂからなる群から選択された少なくとも１種）を含有するＲＨ層をＭ層上に堆積する。この後、焼結磁石体を加熱し、表面から金属元素Ｍを焼結磁石の内部に拡散させ、また、表面から重希土類元素ＲＨを焼結磁石体の内部に拡散させる。

Description

明 細 書
R— Fe— B系希土類焼結磁石およびその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、 R Fe B型化合物結晶粒 (Rは希土類元素）を主相として有する R—Fe
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—B系希土類焼結磁石およびその製造方法に関し、特に、軽希土類元素 RL (Ndお よび Prの少なくとも 1種)を主たる希土類元素 Rとして含有し、かつ、軽希土類元素 R Lの一部が重希土類元素 RH (Dy、 Ho、および Tb力 なる群力 選択された少なくと も 1種）によって置換されている R— Fe— B系希土類焼結磁石に関している。
背景技術
[0002] Nd Fe B型化合物を主相とする R— Fe— B系の希土類焼結磁石は、永久磁石の
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中で最も高性能な磁石として知られており、ハードディスクドライブのボイスコイルモ ータ (VCM)や、ハイブリッド車搭載用モータ等の各種モータや家電製品等に使用さ れている。 R— Fe— B系希土類焼結磁石をモータ等の各種装置に使用する場合、高 温での使用環境に対応するため、耐熱性に優れ、高保磁力特性を有することが要求 される。
[0003] R—Fe— B系希土類焼結磁石の保磁力を向上する手段として、重希土類元素 RH を原料として配合し、溶製した合金を用いることが行われている。この方法によると、 希土類元素 Rとして軽希土類元素 RLを含有する R Fe B相の希土類元素 Rが重希
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土類元素 RHで置換されるため、 R Fe B相の結晶磁気異方性 (保磁力を決定する
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本質的な物理量）が向上する。しかし、 R Fe B相中における軽希土類元素 RLの磁
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気モーメントは、 Feの磁気モーメントと同一方向であるのに対して、重希土類元素 R Hの磁気モーメントは、 Feの磁気モーメントと逆方向であるため、軽希土類元素 RLを 重希土類元素 RHで置換するほど、残留磁束密度 Brが低下してしまうことになる。
[0004] 一方、重希土類元素 RHは希少資源であるため、その使用量の削減が望まれてい る。これらの理由により、軽希土類元素 RLの全体を重希土類元素 RHで置換する方 法は好ましくない。
[0005] 比較的少ない量の重希土類元素 RHを添加することにより、重希土類元素 RHによ る保磁力向上効果を発現させるため、重希土類元素 RHを多く含む合金 'ィ匕合物な どの粉末を、軽希土類 RLを多く含む主相系母合金粉末に添加し、成形'焼結させる ことが提案されている。この方法によると、重希土類元素 RHが R Fe B相の粒界近
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傍に多く分布することになるため、主相外郭部における R Fe B相の結晶磁気異方
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性を効率よく向上させることが可能になる。 R—Fe— B系希土類焼結磁石の保磁力 発生機構は核生成型 (ニュークリエーション型)であるため、主相外郭部 (粒界近傍） に重希土類元素 RHが多く分布することにより、結晶粒全体の結晶磁気異方性が高 められ、逆磁区の核生成が妨げられ、その結果、保磁力が向上する。また、保磁力 向上に寄与しない結晶粒の中心部では、重希土類元素 RHによる置換が生じないた め、残留磁束密度 Brの低下を抑制することもできる。
[0006] し力しながら、実際にこの方法を実施してみると、焼結工程（工業規模で 1000°Cか ら 1200°Cで実行される）で重希土類元素 RHの拡散速度が大きくなるため、重希土 類元素 RHが結晶粒の中心部にも拡散してしまう結果、期待して!/ヽた組織構造を得る ことは容易でない。
[0007] さらに R— Fe— B系希土類焼結磁石の別の保磁力向上手段として、焼結磁石の段 階で重希土類元素 RHを含む金属、合金、化合物等を磁石表面に被着後、熱処理、 拡散させることによって、残留磁束密度をそれほど低下させずに保磁力を回復または 向上させることが検討されている (特許文献 1、特許文献 2、及び特許文献 3)。
[0008] 特許文献 1は、 Ti、 W、 Pt、 Au、 Cr、 Ni、 Cu、 Co、 Al、 Ta、 Agのうち少なくとも 1種 を 1. 0原子％〜50. 0原子0 /0含有し、残部 （Ι ま Ce、 La、 Nd、 Pr、 Dy、 Ho、 Tb のうち少なくとも 1種)からなる合金薄膜層を焼結磁石体の被研削加工面に形成する ことを開示している。
[0009] 特許文献 2は、小型磁石の最表面に露出している結晶粒子の半径に相当する深さ 以上に金属元素 R (この Rは、 Y及び Nd、 Dy、 Pr、 Ho、 Tb力も選ばれる希土類元素 の 1種又は 2種以上)を拡散させ、それによつて加工変質損傷部を改質して (BH) ma Xを向上させることを開示して 、る。
[0010] 特許文献 3は、厚さ 2mm以下の磁石の表面に希土類元素を主体とする化学気相 成長膜を形成し、磁石特性を回復させることを開示して ヽる。 特許文献 1 :特開昭 62— 192566号公報
特許文献 2：特開 2004 - 304038号公報
特許文献 3：特開 2005 - 285859号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0011] 特許文献 1、特許文献 2及び特許文献 3に開示されている従来技術は、いずれも、 加工劣化した焼結磁石表面の回復を目的としているため、表面から内部に拡散され る金属元素の拡散範囲は、焼結磁石の表面近傍に限られている。このため、厚さ 3m m以上の磁石では、保磁力の向上効果がほとんど得られない。
[0012] 今後の市場拡大が予想されて!、る EPS、 HEVモータ用磁石には、 3mmある!/、は 5 mm以上の厚さを有する希土類焼結磁石が要求されて ヽる。このような厚さを有する 焼結磁石の保磁力を高めるためには、例えば厚さ 3mm以上の R—Fe— B系希土類 焼結磁石の内部全体に効率よく重希土類元素 RHを拡散させる技術の開発が必要 である。
[0013] 本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的とするところは 、少ない量の重希土類元素 RHを効率よく活用し、磁石が比較的厚くとも、磁石全体 にわたつて主相結晶粒の外郭部に重希土類元素 RHを拡散させた R— Fe— B系希 土類焼結磁石を提供することにある。
課題を解決するための手段
[0014] 本発明の R—Fe— B系希土類焼結磁石は、軽希土類元素 RL (Ndおよび Prの少な くとも 1種)を主たる希土類元素 Rとして含有する R Fe B型化合物結晶粒を主相とし
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て有する R— Fe— B系希土類焼結磁石であって、表面から粒界拡散によって内部に 導入された金属元素 M (Mは Al、 Ga、 In、 Sn、 Pb、 Bi、 Zn、および Agからなる群か ら選択された少なくとも 1種）と、表面から粒界拡散によって内部に導入された重希土 類元素 RH (Dy、 Ho、および Tbカゝらなる群カゝら選択された少なくとも 1種）とを含有す る。
[0015] 好ましい実施形態において、金属元素 Mおよび重希土類元素 RHの粒界における 濃度は、主相結晶粒内における濃度よりも高い。 [0016] 好ましい実施形態において、厚さは 3mm以上 10mm以下であり、前記重希土類元 素 RHが前記表面から 0. 5mm以上の深さまで拡散して!/、る。
[0017] 好ましい実施形態において、重希土類元素 RHの重量は、前記 R— Fe— B系希土 類焼結磁石体の重量の 0. 1%以上 1. 0%以下の範囲内にある。
[0018] 好ま 、実施形態にお!、て、重希土類元素 RHの含有量に対する金属元素 Mの含 有量の重量比率 (MZRH)は ΙΖΙΟΟ以上 5Z1以下である。
[0019] 好ま 、実施形態にぉ 、て、前記 R Fe B型化合物結晶粒の外郭部にぉ 、て軽
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希土類元素 RLの少なくとも一部が RHによって置換されている。
[0020] 好ましい実施形態において、表面の少なくとも一部は、前記重希土類元素 RHを含 有する RH層によって覆われており、前記表面と前記 RH層との間には、前記金属元 素 Mを含有する M層の少なくとも一部が存在している。
[0021] 好ましい実施形態において、前記重希土類元素 RHの濃度は厚さ方向に勾配を有 している。
[0022] 本発明による R—Fe B系希土類焼結磁石の製造方法は、軽希土類元素 RL (Nd および Prの少なくとも 1種)を主たる希土類元素 Rとして含有する R Fe B型化合物結
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晶粒を主相として有する R— Fe— B系希土類焼結磁石体を用意する工程と、前記 R Fe B系希土類焼結磁石体の表面に金属元素 M (Mは Al、 Ga、 In、 Sn、 Pb、 Bi 、 Zn、および Agカゝらなる群カゝら選択された少なくとも 1種)を含有する M層を堆積する 工程と、重希土類元素 RH (Dy、 Ho、および Tbカゝらなる群カゝら選択された少なくとも 1種)を含有する RH層を前記 M層上に堆積する工程と、前記 R— Fe— B系希土類 焼結磁石体を加熱し、前記表面から金属元素 Mを前記 R— Fe— B系希土類焼結磁 石体の内部に拡散させ、また、前記表面から重希土類元素 RHを前記 R— Fe— B系 希土類焼結磁石体の内部に拡散させる工程とを包含する。
[0023] 好ましい実施形態において、前記 R Fe B系希土類焼結磁石体の厚さは 3mm 以上 10mm以下である。
[0024] 好ましい実施形態において、拡散前における前記 RH層の重量を、前記 R— Fe— B系希土類焼結磁石体の重量の 0. 1%以上 1. 0%以下の範囲内に設定する。
[0025] 好ましい実施形態において、拡散時における前記 R—Fe— B系希土類焼結磁石 体の温度を 300°C以上 1000°C未満の範囲内に設定する。
[0026] 好ま 、実施形態にぉ ヽて、前記 M層および RH層を堆積する工程は、真空蒸着 法、スパッタリング法、イオンプレーティング法、蒸着薄膜形成 (IVD)法、プラズマ蒸 着薄膜形成 (EVD)法、デイツビング法の 、ずれかにより実行する。
発明の効果
[0027] 本発明によれば、 3mm以上の厚さを有しても、外郭部に効率よく重希土類元素 R Hが濃縮された主相結晶粒を磁石焼結体の内部にも効率よく形成することができる ため、高い残留磁束密度と高い保磁力とを兼ね備えた高性能磁石を提供することが できる。
図面の簡単な説明
[0028] [図 1] (a)は、表面に M層および RH層が積層された R— Fe— B系希土類焼結磁石の 断面を模式的に示す断面図、（b)は、比較のため、表面に RH層のみが形成された R Fe— B系希土類焼結磁石の断面を模式的に示す断面図、（c)は、（a)の磁石に対 して拡散工程を行なった後の磁石内部の組織を模式的に示す断面図、（d)は、（b) の磁石に対して拡散工程を行なった後の磁石内部の組織を模式的に示す断面図で ある。
[図 2] (a)は、 Dy層が焼結磁石表面に形成されたサンプルと形成されていないサンプ ルにつ 、て、 900°Cで 30分の熱処理を行った場合に得られる保磁力 HcJと磁石厚さ tとの関係を示すグラフであり、（b)は、同様のサンプルについて、 900°Cで 30分の熱 処理を行った場合に得られる残留磁束密度 Brと磁石厚さ tとの関係を示すグラフであ る。
[図 3] (a)は、 A1層と Dy層とを積層し、熱処理を行ったサンプルの Dyの分布を示すマ ッビング写真であり、（b)は、 Dy層のみを形成し、熱処理を行ったサンプルの Dyの分 布を示すマッピング写真であり、（c)は、（a)および (b)のサンプルにおける EPMA ( ビーム径 φ 100 μ m)による Dy濃度プロファイルを示すグラフである。
[図 4] (a)は、保磁力 HcJと熱処理温度との関係を示すグラフであり、 (b)は、残留磁 束密度 Brと熱処理温度との関係を示すグラフである。
[図 5]保磁力 HcJと Dy層厚との関係を示すグラフである。 発明を実施するための最良の形態
[0029] 本発明の R— Fe— B系希土類焼結磁石は、焼結体の表面から粒界拡散によって 内部に導入された金属元素 Mと、表面から粒界拡散によって内部に導入された重希 土類元素 RHとを含有している。ここで、金属元素 Mは Al、 Ga、 In、 Sn、 Pb、 Bi、 Zn 、および Agカゝらなる群カゝら選択された少なくとも 1種であり、重希土類元素 RHは、 Dy 、 Ho、および Tb力らなる群力ら選択された少なくとも 1種である。
[0030] 本発明の R—Fe— B系希土類焼結磁石は、 R— Fe— B系希土類焼結磁石の表面 に金属元素 Mを含有する層（以下、「M層」と称する。）と、重希土類元素 RHを含有 する層（以下、「RH層」と称する。）を順次堆積した後、焼結体の表面力も内部へ金 属元素 Mおよび重希土類元素 RHを拡散させることによって好適に製造される。
[0031] 図 1 (a)は、表面に M層および RH層が積層された R— Fe— B系希土類焼結磁石 の断面を模式的に示しており、図 1 (b)は、比較のため、表面に RH層のみが形成さ れた R—Fe— B系希土類焼結磁石 (従来例）の断面を模式的に示している。
[0032] 本発明における拡散工程は、 M層および RH層が形成された焼結体を加熱するこ とによって実行される。この加熱により、融点が相対的に低い金属元素 Mが粒界を介 して速やかに焼結体内部に拡散し、その後、重希土類元素 RHが粒界を介して焼結 体内部に拡散する。金属 Mが先に拡散することにより、粒界相 (Rリッチ粒界相）の融 点が低下するため、 M層を堆積しなかった場合に比べて重希土類元素 RHの粒界拡 散が促進されると考えられる。その結果、 M層を堆積しない場合に比べ、より低い温 度でも重希土類元素 RHを焼結体の内部に効率的に拡散させることが可能になる。
[0033] 図 1 (c)は、図 1 (a)の磁石に対して拡散工程を行なった後の磁石内部の組織を模 式的に示しており、図 1 (d)は、図 1 (b)の磁石に対して拡散工程を行なった後の磁 石内部の組織を模式的に示している。図 1 (c)では、重希土類元素 RHが粒界相中を 拡散し、粒界相から主相外殻部に侵入している様子が模式的に示されている。これ に対し、図 1 (d)には、表面カゝら供給される重希土類元素 RHが磁石内部には拡散し て!、な 、様子が模式的に示されて 、る。
[0034] このように金属元素 Mの働きによって重希土類元素 RHの粒界拡散が促進されると 、磁石焼結体表面の近傍に位置する主相の内部に重希土類元素 RHが拡散してゆ くよりも速いレートで重希土類元素 RHが磁石内部に拡散'侵入してゆく。重希土類 元素 RHが主相の内部を拡散してゆくことを「体積拡散」と称することにすると、 M層の 存在は、「体積拡散」よりも優先的に粒界拡散を生じさせるため、結果的に「体積拡散 」を抑制する機能を発揮することになる。本発明では、粒界拡散の結果、粒界におけ る金属元素 Mおよび重希土類元素 RHの濃度は、主相結晶粒内における濃度よりも 高い。本発明では、重希土類元素 RHが磁石表面カゝら 0. 5mm以上の深さまで容易 に拡散してゆく。
[0035] 本発明において、金属元素 Mの拡散を行うための熱処理の温度は、金属 Mの融点 以上 1000°C未満の値に設定することが好ま 、。金属 Mの拡散を充分に進行させ た後、重希土類元素 RHの粒界拡散を更に促進するため、熱処理温度を更に高い 値 (例えば 800°C〜1000°C未満）に上昇させてもよ!、。
[0036] このような熱処理により、 R Fe B主相結晶粒に含まれる軽希土類元素 RLの一部
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を焼結体表面から拡散した重希土類元素 RHで置換し、 R Fe B主相の外郭部に重
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希土類元素 RHが相対的に濃縮した層（厚さは例えば lnm)を形成することができる
[0037] R—Fe— B系希土類焼結磁石の保磁力発生機構は-ユークリエーション型である ため、主相外郭部における結晶磁気異方性が高められると、主相における粒界相の 近傍で逆磁区の核生成が抑制される結果、主相全体の保磁力 HcJが効果的に向上 する。本発明では、磁石焼結体の表面に近い領域だけでなぐ磁石表面から奥深い 領域においても重希土類置換層を主相外殻部に形成することができるため、磁石全 体にわたって結晶磁気異方性が高められ、磁石全体の保磁力 HcJが充分に向上す ることになる。したがって、本発明によれば、消費する重希土類元素 RHの量が少なく とも、焼結体の内部まで重希土類元素 RHを拡散 '浸透させることができ、主相外郭 部で効率良く RH Fe Bを形成することにより、残留磁束密度 Brの低下を抑制しつつ
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保磁力 HcJを向上させることが可能になる。
[0038] なお、 Tb Fe Bの結晶磁気異方性は、 Dy Fe Bの結晶磁気異方性よりも高ぐ N
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d Fe Bの結晶磁気異方性の約 3倍の大きさを有している。このため、主相外郭部で
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軽希土類元 RLと置換させるべき重希土類元素 RHとしては、 Dyよりも Tbが好ま ヽ [0039] 上記説明から明らかなように、本発明では、原料合金の段階において重希土類元 素 RHを添加しておく必要はない。すなわち、希土類元素 Rとして軽希土類元素 RL ( Ndおよび Prの少なくとも 1種）を含有する公知の R— Fe - B系希土類焼結磁石を用 意し、その表面から低融点金属および重希土類元素を磁石内部に拡散する。従来 の重希土類層のみを磁石表面に形成した場合は、拡散温度を高めても、磁石内部 の奥深くまで重希土類元素を拡散させることは困難であった力 本発明によれば、 A1 などの低融点金属の先行的な拡散によって重希土類元素の粒界拡散を促進するこ とができるため、磁石の内部に位置する主相の外殻部にも重希土類元素を効率的に 供給することが可能になる。
[0040] 本発明者の実験によると、磁石焼結体の表面に形成する M層の重量と RH層の重 量比（MZRH)は、 1Z100以上 5Z1以下の範囲に設定することが好ましい。この重 量比（MZRH)は 1Z20以上 2Z1以下の範囲に設定することが更に好ましい。重量 比を、このような範囲内に設定することにより、金属 Mが重希土類元素 RHの拡散促 進の役割を有効に果たすことができ、重希土類元素 RHが磁石の内部へ効率良く拡 散し、保磁力向上効果を得ることができるようになる。
[0041] 磁石焼結体の表面に形成する RH層の重量、言 、換えると、磁石が含有する重希 土類元素 RHの総重量は、磁石全体の重量の 0. 1%以上 1%以下の範囲に調節す ることが好ましい。 RH層の重量が磁石重量の 0. 1%未満であると、拡散に必要な重 希土類元素 RHが不足するため、磁石が厚くなると、磁石に含まれる全ての主相外郭 部に重希土類元素 RHを拡散させることができなくなる。一方、 RH層の重量が磁石 重量の 1%を超えると、主相外殻部での RH濃縮層形成に必要な量を超えて過剰と なる。また、重希土類元素 RHが過剰に供給されると、主相内部への RH拡散により、 残留磁束密度 Brの低下を招くおそれがある。
[0042] 本発明によれば、例えば厚さ 3mm以上の厚物磁石に対しても、僅かな量の重希土 類元素 RHを用いて残留磁束密度 Brおよび保磁力 HcJの両方を高め、高温でも磁 気特性が低下しな 、高性能磁石を提供することができる。このような高性能磁石は、 超小型'高出力モータの実現に大きく寄与する。粒界拡散を利用した本発明の効果 は、厚さが 10mm以下の磁石において特に顕著に発現する。
[0043] 以下、本発明による R— Fe— B系希土類焼結磁石を製造する方法の好ましい実施 形態を説明する。
[0044] [原料合金]
まず、 25質量％以上 40質量％以下の軽希土類元素 RLと、 0. 6質量％以上 1. 6 質量％以下の B (硼素）と、残部 Fe及び不可避的不純物とを含有する合金を用意す る。 Bの一部は C (炭素）によって置換されていてもよいし、 Feの一部（50原子％以下 )は、他の遷移金属元素（例えば Coまたは Ni)によって置換されていてもよい。この 合金は、種々の目的により、 Al、 Siゝ Ti、 V、 Crゝ Mnゝ Niゝ Cu、 Zn、 Gaゝ Zrゝ Nbゝ M o、 Ag、 In、 Sn、 Hf、 Ta、 W、 Pb、および からなる群から選択された少なくとも 1種 の添加元素 Mを 0. 01〜： L 0質量％程度含有していてもよい。
[0045] 上記の合金は、原料合金の溶湯を例えばストリップキャスト法によって急冷して好適 に作製され得る。以下、ストリップキャスト法による急冷凝固合金の作製を説明する。
[0046] まず、上記組成を有する原料合金をアルゴン雰囲気中において高周波溶解によつ て溶融し、原料合金の溶湯を形成する。次に、この溶湯を 1350°C程度に保持した後 、単ロール法によって急冷し、例えば厚さ約 0. 3mmのフレーク状合金铸塊を得る。 こうして作製した合金铸片を、次の水素粉砕前に例えば 1〜： LOmmの大きさのフレー ク状に粉砕する。なお、ストリップキャスト法による原料合金の製造方法は、例えば、 米国特許第 5、 383、 978号明細書に開示されている。
[0047] [粗粉砕工程]
上記のフレーク状に粗く粉砕された合金铸片を水素炉の内部へ挿入する。次に、 水素炉の内部で水素脆ィヒ処理 (以下、「水素粉砕処理」と称する場合がある）工程を 行なう。水素粉砕後の粗粉砕合金粉末を水素炉カゝら取り出す際、粗粉砕粉が大気と 接触しないように、不活性雰囲気下で取り出し動作を実行することが好ましい。そうす れば、粗粉砕粉が酸化'発熱することが防止され、磁石の磁気特性が向上するから である。
[0048] 水素粉砕によって、希土類合金は 0. 1mm〜数 mm程度の大きさに粉砕され、その 平均粒径は 500 /z m以下となる。水素粉砕後、脆ィ匕した原料合金をより細力ゝく解砕 するとともに冷却することが好ま 、。比較的高 、温度状態のまま原料を取り出す場 合は、冷却処理の時間を相対的に長くすれば良い。
[0049] [微粉砕工程]
次に、粗粉砕粉に対してジェットミル粉砕装置を用いて微粉砕を実行する。本実施 形態で使用するジェットミル粉砕装置にはサイクロン分級機が接続されて ヽる。ジエツ トミル粉砕装置は、粗粉砕工程で粗く粉砕された希土類合金 (粗粉砕粉)の供給を受 け、粉砕機内で粉砕する。粉砕機内で粉砕された粉末はサイクロン分級機を経て回 収タンクに集められる。こうして、 0. 1〜20 m程度（典型的には 3〜5 /ζ πι)の微粉 末を得ることができる。このような微粉砕に用いる粉砕装置は、ジェットミルに限定され ず、アトライタやボールミルであってもよい。粉砕に際して、ステアリン酸亜鉛などの潤 滑剤を粉砕助剤として用いてもょ 、。
[0050] [プレス成形]
本実施形態では、上記方法で作製された磁性粉末に対し、例えばロッキングミキサ 一内で潤滑剤を例えば 0. 3wt%添加 '混合し、潤滑剤で合金粉末粒子の表面を被 覆する。次に、上述の方法で作製した磁性粉末を公知のプレス装置を用いて配向磁 界中で成形する。印加する磁界の強度は、例えば 1. 5〜1. 7テスラ (T)である。また 、成形圧力は、成形体のグリーン密度が例えば 4〜4. 5gZcm3程度になるように設 定される。
[0051] [焼結工程]
上記の粉末成形体に対して、 650〜1000°Cの範囲内の温度で 10〜240分間保 持する工程と、その後、上記の保持温度よりも高い温度 (例えば 1000〜1200°C)で 焼結を更に進める工程とを順次行なうことが好ましい。焼結時、特に液相が生成され るとき（温度が 650〜1000°Cの範囲内にあるとき）、粒界相中の Rリッチ相が融け始 め、液相が形成される。その後、焼結が進行し、焼結磁石が形成される。焼結後、必 要に応じて、時効処理（500〜1000°C)が行われる。
[0052] [金属拡散工程]
次に、こうして作製された焼結磁石の表面に金属 Mからなる層と、重希土類元素 R H力もなる層とを、この順序で積層する。金属 Mが重希土類元素 RHの拡散促進の 役割を果たし、より磁石内部へ効率良く拡散浸透して、保磁力向上効果を得るため には、前述した重量比率を実現する厚さに各金属層を形成することが好ましい。
[0053] 上記金属層の成膜法は、特に限定されず、たとえば、真空蒸着法、スパッタリング 法、イオンプレーティング法、蒸着薄膜形成 (IND)法、プラズマ蒸着薄膜形 (EVD) 法、デイツビング法などの薄膜堆積技術を用いることができる。
[0054] 上記金属層から金属元素を磁石内部に拡散させるためには、前述したように、 2段 階の熱処理を実行してもよい。すなわち、まずは金属 Mの融点以上の温度に加熱し た状態で、金属 Mの拡散を優先的に進行させ、その後、重希土類元素 RHの粒界拡 散のための熱処理を実行してもよ 、。
[0055] 図 2は、スパッタ法によって Dy層（厚さ 2. 5 ^ m)のみを焼結磁石表面に形成し、 9 00°C30分の熱処理を行った場合の残留磁束密度 Brおよび保磁力 HcJの磁石厚さ 依存性を示すグラフである。図 2からゎカゝるように、磁石厚さが小さい（3mm未満)場 合は、保磁力 HcJが充分に向上しているが、磁石厚さが大きくなるほど、保磁力 HcJ の向上効果が失われている。これは、 Dyの拡散距離が短いため、焼結磁石が厚くな るほど、 Dyによる置換が実現して 、な 、領域の存在割合が増大して!/、るためである
[0056] これに対し、本発明では、 Al、 Ga、 In、 Sn、 Pb、 Bi、 Zn、および Agからなる群から 選択された少なくとも 1種の金属元素 Mを利用し、重希土類元素 RHの粒界拡散を促 進するため、より低 、拡散温度でも厚 、磁石の内部に重希土類元素 RHを浸透させ 、磁石特性を向上させることが可能になる。
[0057] 以下、本発明の実施例を説明する。
実施例
[0058] (実施例 1)
まず、 Nd: 14. 6、B : 6. l、Co : l. 0、 Cu: 0. 1、A1: 0. 5、残部： Fe (原子0 /0)の組 成を有するように配合した合金のインゴットをストリップキャスト装置により溶融し、冷却 することによって凝固した。こうして、厚さ 0. 2〜0. 3mmの合金薄片を作製した。
[0059] 次に、この合金薄片を容器内に充填し、水素処理装置内に挿入した。そして、水素 処理装置内に圧力 500kPaの水素ガス雰囲気で満たすことにより、室温で合金薄片 に水素吸蔵させた後、放出させた。このような水素処理を行うことにより、合金薄片を 脆化し、大きさ約 0. 15〜0. 2mmの不定形粉末を作製した。
[0060] 上記の水素処理により作製した粗粉砕粉末に対し粉砕助剤として 0. 05wt%のス テアリン酸亜鉛を添加し混合した後、ジェットミル装置による粉砕工程を行うことにより 、粉末粒径が約 4 mの微粉末を製作した。
[0061] こうして作製した微粉末をプレス装置により成形し、粉末成形体を作製した。具体的 には、印加磁界中で粉末粒子を磁界配向した状態で圧縮し、プレス成形を行った。 その後、成形体をプレス装置力も抜き出し、真空炉により 1020°Cで 4時間の焼結ェ 程を行った。こうして、焼結体ブロックを作製したあと、この焼結体ブロックを機械的に 加ェすることにより、厚さ 3mm X縦 1 Omm X横 1 Ommの磁石焼結体を得た。
[0062] 次に、マグネトロンスパッタ装置を用い、磁石焼結体の表面に金属層を堆積した。
具体的には、以下の工程を行った。
[0063] まず、スパッタ装置における成膜室内の真空排気を行 、、その圧力を 6 X 10— 4Paま で低下させた後、高純度 Arガスを成膜室内に導入し、圧力を lPaに維持した。次に 、成膜室内の電極間に RF出力 300Wの高周波電力を与えることにより、磁石焼結体 の表面に対して 5分間の逆スパッタを行った。この逆スパッタは、磁石焼結体の表面 を清浄ィ匕するために行うものであり、磁石表面に存在した自然酸ィ匕膜を除去した。
[0064] 次に、成膜室内の電極間に DC出力 500Wおよび RF出力 30Wの電力を印加する ことにより、 A1ターゲットの表面をスパッタし、磁石焼結体の表面に厚さ 1. 0 /z mの A1 層を形成した。その後、同じ成膜室内の Dyターゲットの表面をスパッタすることにより 、 A1層上に厚さ 4. 5 μ mの Dy層を形成した。
[0065] 次に、表面に金属の積層膜が堆積された磁石焼結体に対して、 1 X 10— 2Paの減圧 雰囲気下において 680°Cで 30分間の第 1段熱処理と、 900°Cで 60分間の第 2段熱 処理とを続けて実行した。この熱処理は、金属の積層膜から金属元素を磁石焼結体 の内部に粒界を通じて拡散させるために行った。この後、 500°Cで 2時間の時効処理 を施し、実施例 1の試料を作製した。一方、比較例 1〜3の試料も作製した。比較例 1 〜3は、 A1層の堆積工程および 680°Cで 30分間の熱処理工程を割愛した点で実施 例 1の製造工程と異なっている。比較例 1〜3の間にある差異は、 Dy層の厚さ（Dy添 加量）の違いにある。
[0066] これらの試料に 3MAZmのパルス着磁を行った後、 BHトレーサーを用いて磁気 特性を測定した。比較例 1〜3および実施例 1につ ヽて測定した磁気特性 (残留磁束 密度 Brおよび保磁力 HcJ)の結果を表 1に示す。
[0067] [表 1]
Figure imgf000015_0001
[0068] この表 1から明らかなように、 Dy層の下に A1層を設けたことにより、実施例 1は高い 保磁力 HcJを示し、時効処理のみを施した比較例 1の保磁力 HcJと比べて 40%向上 しているのに対し、残留磁束密度 Brの低下はごくわずかである。また、 A1層を設けな いで Dy層のみを形成し、拡散させた比較例 2と比べても、実施例 1の保磁力 HcJは 向上していることが確認された。さら〖こ、 A1層を設けずに Dy層の厚さを増大させた比 較例 3と比べても、実施例 1の保磁力 HcJは向上している。
[0069] このように優れた効果が得られたのは、 A1層の形成 ·先行拡散により、 Dyの粒界拡 散が促進され、 Dyが磁石内部の粒界まで浸透したためであると考えられる。
[0070] 図 3 (a)は、 A1層（厚さ 1. 0 m)と Dy層（厚さ 4. 5 m)を積層し、熱処理（900°C 、 120分)を行ったサンプルにおける Dy濃度分布を示すマッピング写真であり、図 3 ( b)は、 Dy層（厚さ 4. 5 m)のみを形成し、熱処理（900°C、 120分）を行ったサンプ ルにおける Dy濃度分布を示すマッピング写真である。図の左側に磁石表面が位置 し、白い領域が Dyの存在する部分である。図 3 (a)および (b)の比較力も明らかなよう に、 A1層を形成しないサンプルでは、磁石表面（写真左側）近傍に Dyが高濃度に存 在している。これは、粒界拡散が促進されな力つたため、体積拡散が顕著に生じたた めであり、体積拡散は残留磁束密度 Brを低下させる原因となる。
[0071] 図 3 (c)は、図 3 (a)、（b)のサンプルにおける EPMA (ビーム径 φ 100 m)による Dy濃度プロファイルを示すグラフである。 EPMAの加速電圧は 25kV、ビーム電流 は 200nAであった。図 3 (c)のグラフでは、參のデータが図 3 (a)のサンプル力も得ら れたものであり、〇のデータが図 3 (b)のサンプル力も得られたものである。これらの 濃度プロファイルから、 A1層（厚さ 1. 0 m)を設けたサンプルでは、より深い位置ま で Dyが拡散して 、ることがわ力る。
[0072] 図 4 (a)は、 A1層（厚さ 1. O ^ m)と Dy層（厚さ 2. 5 m)を積層したサンプルおよび Dy層（厚さ 2. 5 m)のみを形成したサンプルにつ 、て、保磁力 HcJと熱処理温度（ 2段階熱処理時の後段熱処理温度）との関係を示すグラフであり、図 4 (b)は、上記 サンプルについて、残留磁束密度 Brと熱処理温度（同上）との関係を示すグラフであ る。これらの図力もわ力るように、 A1層を形成したサンプルでは、 Dy拡散のための熱 処理温度を低下させても、高い保磁力 HcJを得ることができる。
[0073] (実施例 2〜6)
まず、実施例 1の製造工程と同様の工程により、厚さ 5mm X縦 10mm X横 10mm の磁石焼結体を複数個作製した。これらの磁石焼結体に、それぞれ、スパッタ法によ り A1層（厚さ 2 /ζ πι)、 Bi層（厚さ 0. 6 111)、 211層（厚さ1. 0 /z m)、 Ag層（厚さ 0. 5 μ m)、 Sn層（厚さ 1. 0 m)を堆積した。
[0074] これらの各金属層が形成された磁石焼結体上に、それぞれ、スパッタ法により Dy層
(厚さ 8. 0 m)を堆積した。各試料では、 Dy層と磁石焼結体との間に Al、 Bi、 Zn、 Ag、および Snのいずれかの金属からなる層（M層）が存在している。
[0075] 次に、表面に上記金属の積層膜が堆積された磁石焼結体に対して、 1 X 10— 2Paの 減圧雰囲気下において 300〜800°Cで 30分間の第 1段熱処理と、 900°Cで 60分間 の第 2段熱処理とを続けて実行した。この熱処理は、金属の積層膜から金属元素を 磁石焼結体の内部に粒界を通じて拡散させるために行った。この後、 500°Cで 2時 間の時効処理を施し、試料 (実施例 2〜6)を作製した。これらの試料に3 MAZmの パルス着磁を行った後、 BHトレーサーを用いて磁気特性を測定した。
[0076] [表 2] 第 1層（M層） 第 2層（RH層）
磁石寸法 (mnv スパッタ スパッタ Br HcJ
層厚 層厚
10X10Xt ( m) ( jLi m) (T) (kA/m)
比較例 4 5.0 Dy 8 1.37 1.27
実施例 2 5.0 ΑΙ 2.0 Dy 8 1.39 1.40
実施例 3 5.0 Bi 0.6 Dy 8 1.39 1.36
実施例 4 5.0 Zn 1.0 Dy 8 1.38 1.32
実施例 5 5.0 Ag 0.5 Dy 8 1.40 1.39
実施例 6 5.0 Sn 1.0 Dy 8 1.38 1.34
[0077] 表 2に示す結果から明らかなように、実施例 2〜6の保磁力 HcJは、上記の各種金 属からなる層を形成することなく Dyのみを拡散させた比較例 4の保磁力よりも、高い 値を示した。これは、 Al、 Bi、 Zn、 Ag、 Snの金属層を設けること〖こより、 Dyの拡散が 促進され、磁石体内部まで Dyを浸透させることができたためである。
[0078] (実施例 7)
まず、実施例 1と同様にして厚さ 8mm X縦 10mm X横 10mmの磁石焼結体を複 数個作製した。厚さが 8mmであり、磁石焼結体が厚膜磁石である点で前述の実施 例と異なっている。
[0079] 次に、電子ビーム蒸着装置を用い、磁石焼結体の表面に金属層を堆積した。具体 的には、以下の工程を行った。
[0080] まず、電子ビーム蒸着装置における成膜室内の真空排気を行い、その圧力を 5 X 1 0— 3Paまで低下させた後、高純度 Arガスを成膜室内に導入し、圧力を 0. 2Paに維持 した。次に、成膜室内の電極間に 0. 3kVの DC電圧を与えることにより、磁石焼結体 の表面に対して 5分間のイオンボンバード処理を行った。このイオンボンバード処理 は、磁石焼結体の表面を清浄ィ匕するために行うものであり、磁石表面に存在した自 然酸化膜が除去された。
[0081] 次に、成膜室内を圧力 1 X 10—3Paまで減圧した後、 1. 2Aのビーム出力（10kV)で 真空蒸着を行い、磁石焼結体の表面に厚さ 3. O /z mの A1層を形成した。その後、同 様にして、 0. 2Aのビーム出力（10kV)で、 A1層上に厚さ 10. O /z mの Dy層を形成 した。この後、実施例 1と同様の熱処理を施し、実施例 7の試料を作製した。
[0082] 比較例 5は、 A1層の堆積工程および 680°Cで 30分間の熱処理工程を割愛した点 で実施例 7の製造工程と異なって 、る。 [0083] これらの試料に 3MAZmのパルス着磁を行った後、 BHトレーサーを用いて磁気 特性を測定した。比較例 5および実施例 7につ ヽて測定した磁気特性 (残留磁束密 度 Brおよび保磁力 HcJ)を表 3に示す。
[0084] [表 3]
Figure imgf000018_0001
[0085] 表 3の結果から明らかなように、厚さが 8mmの磁石体であっても、 A1によって Dyの 粒界拡散が促進され、磁石内部深くまで Dyが浸透したことにより、高い保磁力 HcJが 達成された。
[0086] 図 5は、厚さ t= 3mmの磁石に対して、表面から粒界拡散によって内部に導入され た Dy量と保磁力 HcJとの関係を示すグラフである。図 5からわ力るように、 A1層を設け ることにより、同程度の保磁力 HcJを得るために必要な Dy層厚を小さくすることができ る。このことは、希少資源である重希土類元素 RHの有効活用につながり、製造コスト 低減にも寄与する。
[0087] 以上の説明により、重希土類元素である Dyの層と焼結磁石との間に A1などの低融 点金属の層を介在させ、拡散処理を行うことにより、 Dyの粒界拡散が促進されること が確認された。このような Dyの粒界拡散が促進される結果、従来よりも低い熱処理温 度で Dy拡散を進行させることが可能になり、また、磁石の内部奥深い位置まで Dyを 浸透させることが可能になる。その結果、 A1による残留磁束密度 Brの低下を招くこと なく最小限に抑えながら、保磁力 HcJが向上する。こうして、必要な Dyの使用量を低 減しつつ、厚物磁石全体の保磁力 HcJを効率よく向上させることが可能になる。
[0088] なお、本発明では重希土類元素 RHが厚さ方向（拡散方向）に濃度勾配を有するこ とになる。重希土類元素 RHの合金溶解または粉末の段階で添加する従来方法で作 製した場合は、このような濃度勾配は生じない。
[0089] 磁石の耐候性を高めるため、重希土類元素 RH層の外側に A1や Niなどの被膜を 形成してちょい。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 3mm以上の厚さを有しても、外郭部に効率よく重希土類元素 R Hが濃縮された主相結晶粒を磁石焼結体の内部にも効率よく形成することができる ため、高い残留磁束密度と高い保磁力とを兼ね備えた高性能磁石を提供することが できる。

Claims

請求の範囲
[1] 軽希土類元素 RL (Ndおよび Prの少なくとも 1種)を主たる希土類元素 Rとして含有 する R Fe B型化合物結晶粒を主相として有する R—Fe— B系希土類焼結磁石であ
2 14
つて、
表面から粒界拡散によって内部に導入された金属元素 M (Mは Al、 Ga、 In、 Sn、 P b、 Bi、 Zn、および Ag力 なる群力 選択された少なくとも 1種）と、表面から粒界拡散 によって内部に導入された重希土類元素 RH (Dy、 Ho、および Tbカゝらなる群力ゝら選 択された少なくとも 1種)とを含有する、 R—Fe— B系希土類焼結磁石。
[2] 金属元素 Mおよび重希土類元素 RHの粒界における濃度は、主相結晶粒内にお ける濃度よりも高い、請求項 1に記載の R— Fe— B系希土類焼結磁石。
[3] 厚さが 3mm以上 10mm以下であり、前記重希土類元素 RHが前記表面力も 0. 5m m以上の深さまで拡散している、請求項 1に記載の R— Fe— B系希土類焼結磁石。
[4] 重希土類元素 RHの重量は、前記 R— Fe— B系希土類焼結磁石体の重量の 0. 1
%以上 1. 0%以下の範囲内にある、請求項 1に記載の R—Fe— B系希土類焼結磁 石。
[5] 重希土類元素 RHの含有量に対する金属元素 Mの含有量の重量比率 (MZRH) は ΙΖΙΟΟ以上 5Z1以下である、請求項 1に記載の R—Fe— B系希土類焼結磁石。
[6] 前記 R Fe B型化合物結晶粒の外郭部において軽希土類元素 RLの少なくとも一
2 14
部が RHによって置換されている、請求項 1に記載の R— Fe— B系希土類焼結磁石。
[7] 表面の少なくとも一部は、前記重希土類元素 RHを含有する RH層によって覆われ ており、
前記表面と前記 RH層との間には、前記金属元素 Mを含有する M層の少なくとも一 部が存在している、請求項 1に記載の R— Fe— B系希土類焼結磁石。
[8] 前記重希土類元素 RHの濃度は厚さ方向に勾配を有して 、る、請求項 1に記載の R-Fe- B系希土類焼結磁石。
[9] 軽希土類元素 RL (Ndおよび Prの少なくとも 1種)を主たる希土類元素 Rとして含有 する R Fe B型化合物結晶粒を主相として有する R— Fe— B系希土類焼結磁石体を
2 14
用意する工程と、 前記 R Fe B系希土類焼結磁石体の表面に金属元素 M (Mは Al、 Ga、 In、 Sn 、 Pb、 Bi、 Zn、および Ag力 なる群力 選択された少なくとも 1種)を含有する M層を 堆積する工程と、
重希土類元素 RH (Dy、 Ho、および Tbカゝらなる群カゝら選択された少なくとも 1種)を 含有する RH層を前記 M層上に堆積する工程と、
前記 R— Fe— B系希土類焼結磁石体を加熱し、前記表面から金属元素 Mを前記 R Fe— B系希土類焼結磁石体の内部に拡散させ、また、前記表面から重希土類元 素 RHを前記 R— Fe— B系希土類焼結磁石体の内部に拡散させる工程と、 を包含する R— Fe— B系希土類焼結磁石の製造方法。
[10] 前記 R—Fe— B系希土類焼結磁石体の厚さは 3mm以上 10mm以下である、請求 項 9に記載の R -Fe- B系希土類焼結磁石の製造方法。
[11] 拡散前における前記 RH層の重量を、前記 R— Fe— B系希土類焼結磁石体の重 量の 0. 1%以上 1. 0%以下の範囲内に設定する、請求項 10に記載の R— Fe— B系 希土類焼結磁石の製造方法。
[12] 拡散時における前記 R—Fe— B系希土類焼結磁石体の温度を 300°C以上 1000
°C未満の範囲内に設定する、請求項 9に記載の R -Fe- B系希土類焼結磁石の製 造方法。
[13] 前記 M層および RH層を堆積する工程は、真空蒸着法、スパッタリング法、イオンプ レーティング法、蒸着薄膜形成 (IVD)法、プラズマ蒸着薄膜形 (EVD)法、デイツピン グ法のいずれかにより実行する請求項 9に記載の R— Fe— B系希土類焼結磁石の 製造方法。
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Cited By (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009004794A1 (ja) * 2007-07-02 2009-01-08 Hitachi Metals, Ltd. Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
WO2009016815A1 (ja) * 2007-07-27 2009-02-05 Hitachi Metals, Ltd. Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石
WO2009057592A1 (ja) * 2007-10-31 2009-05-07 Ulvac, Inc. 永久磁石の製造方法及び永久磁石
EP2184747A1 (en) * 2007-09-04 2010-05-12 Hitachi Metals, Ltd. R-Fe-B ANISOTROPIC SINTERED MAGNET
US20110234038A1 (en) * 2010-03-23 2011-09-29 Hideki Kobayashi Rotor and permanent magnet rotating machine
JP2011211056A (ja) * 2010-03-30 2011-10-20 Tdk Corp 希土類焼結磁石、モーター及び自動車
WO2012029527A1 (ja) 2010-09-03 2012-03-08 昭和電工株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石用合金材料、ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石の製造方法およびモーター
WO2012043139A1 (ja) 2010-09-30 2012-04-05 昭和電工株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石用合金材料、ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石の製造方法およびモーター
JP2012234971A (ja) * 2011-05-02 2012-11-29 Hitachi Metals Ltd Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JPWO2011004894A1 (ja) * 2009-07-10 2012-12-20 インターメタリックス株式会社 ＮｄＦｅＢ焼結磁石及びその製造方法
WO2013100010A1 (ja) * 2011-12-27 2013-07-04 インターメタリックス株式会社 NdFeB系焼結磁石
WO2013100011A1 (ja) * 2011-12-27 2013-07-04 インターメタリックス株式会社 NdFeB系焼結磁石
CN103503087A (zh) * 2011-12-27 2014-01-08 因太金属株式会社 NdFeB系烧结磁体
JP2014236221A (ja) * 2013-05-30 2014-12-15 ▲煙▼台正海磁性材料股▲ふん▼有限公司 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の調製方法
US9028624B2 (en) 2011-12-27 2015-05-12 Intermetallics Co., Ltd. NdFeB system sintered magnet and method for producing the same
EP2239747A4 (en) * 2008-01-11 2015-08-12 Intermetallics Co Ltd PROCESS FOR PRODUCTION OF FRITTED MAGNETS NDFEB AND FRITTED MAGNETS NdFeB
US9350203B2 (en) 2010-03-30 2016-05-24 Tdk Corporation Rare earth sintered magnet, method for producing the same, motor, and automobile
US9548157B2 (en) 2010-03-30 2017-01-17 Tdk Corporation Sintered magnet, motor, automobile, and method for producing sintered magnet
JP2018504769A (ja) * 2014-12-19 2018-02-15 北京中科三環高技術股▲ふん▼有限公司 Ｒ−ｔ−ｂ永久磁石の製造方法
JP2018029107A (ja) * 2016-08-17 2018-02-22 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2019135771A (ja) * 2016-08-08 2019-08-15 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
CN112017832A (zh) * 2020-08-20 2020-12-01 合肥工业大学 一种低重稀土高性能烧结钕铁硼磁体及其制备方法
JP2021174996A (ja) * 2020-04-30 2021-11-01 有研稀土新材料股▲フン▼有限公司 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石およびその調製方法
JP2022013704A (ja) * 2020-06-29 2022-01-18 有研稀土新材料股▲フン▼有限公司 改質焼結Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石、その作製方法および用途

Families Citing this family (50)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011125590A1 (ja) * 2010-03-31 2011-10-13 日東電工株式会社 永久磁石及び永久磁石の製造方法
JP5870522B2 (ja) * 2010-07-14 2016-03-01 トヨタ自動車株式会社 永久磁石の製造方法
WO2012099188A1 (ja) 2011-01-19 2012-07-26 日立金属株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石
JP6100168B2 (ja) * 2011-10-27 2017-03-22 インターメタリックス株式会社 ＮｄＦｅＢ系焼結磁石の製造方法
JP6051922B2 (ja) * 2013-02-20 2016-12-27 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
CN103456451B (zh) * 2013-09-12 2016-09-21 南京理工大学 一种室温高磁能积耐腐蚀烧结钕铁硼的制备方法
KR102215818B1 (ko) 2013-09-24 2021-02-17 엘지전자 주식회사 비자성 합금을 포함하는 열간가압변형 자석 및 이의 제조방법
US9786419B2 (en) 2013-10-09 2017-10-10 Ford Global Technologies, Llc Grain boundary diffusion process for rare-earth magnets
DE102013224108A1 (de) * 2013-11-26 2015-06-11 Siemens Aktiengesellschaft Dauermagnet mit erhöhter Koerzitivfeldstärke
JP6269279B2 (ja) 2014-04-15 2018-01-31 Tdk株式会社 永久磁石およびモータ
CN106688065B (zh) * 2014-09-11 2019-05-31 日立金属株式会社 R－t－b系烧结磁体的制造方法
WO2016039353A1 (ja) * 2014-09-11 2016-03-17 日立金属株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法
CN104480475A (zh) 2014-11-04 2015-04-01 烟台首钢磁性材料股份有限公司 钕铁硼磁体表面硬质铝膜层的制备方法
CN107077935A (zh) 2014-12-08 2017-08-18 Lg电子株式会社 包含非磁性合金的热压变形的磁体及其制造方法
CN107004500B (zh) * 2014-12-12 2019-04-09 日立金属株式会社 R－t－b系烧结磁体的制造方法
KR101624245B1 (ko) * 2015-01-09 2016-05-26 현대자동차주식회사 희토류 영구 자석 및 그 제조방법
CN105869815B (zh) * 2015-01-19 2018-05-29 中国钢铁股份有限公司 钕铁硼磁石及其制造方法
CN104651783B (zh) 2015-02-12 2017-09-01 烟台首钢磁性材料股份有限公司 一种永磁钕铁硼磁钢表面镀铝的方法
JP6424664B2 (ja) 2015-02-16 2018-11-21 Tdk株式会社 希土類系永久磁石
US10256017B2 (en) 2015-02-16 2019-04-09 Tdk Corporation Rare earth based permanent magnet
CN105070498B (zh) * 2015-08-28 2016-12-07 包头天和磁材技术有限责任公司 提高磁体矫顽力的方法
CN106158347B (zh) 2016-08-31 2017-10-17 烟台正海磁性材料股份有限公司 一种制备R‑Fe‑B类烧结磁体的方法
CN106298135B (zh) * 2016-08-31 2018-05-18 烟台正海磁性材料股份有限公司 一种R-Fe-B类烧结磁体的制造方法
DE102017125326A1 (de) * 2016-10-31 2018-05-03 Daido Steel Co., Ltd. Verfahren zum Herstellen eines RFeB-basierten Magneten
JP6380724B1 (ja) * 2016-12-01 2018-08-29 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石およびその製造方法
JP7251917B2 (ja) * 2016-12-06 2023-04-04 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石
CN107424825A (zh) * 2017-07-21 2017-12-01 烟台首钢磁性材料股份有限公司 一种钕铁硼磁体矫顽力提高方法
CN108039259A (zh) * 2017-11-30 2018-05-15 江西金力永磁科技股份有限公司 一种渗透有重稀土的钕铁硼磁体及在钕铁硼磁体表面渗透重稀土的方法
JP7251916B2 (ja) * 2017-12-05 2023-04-04 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石
CN108281270A (zh) * 2018-01-05 2018-07-13 宁波招宝磁业有限公司 金属蒸气热处理制备高性能钕铁硼磁体的方法
CN108962582B (zh) 2018-07-20 2020-07-07 烟台首钢磁性材料股份有限公司 一种钕铁硼磁体矫顽力提升方法
KR102561239B1 (ko) * 2018-11-27 2023-07-31 엘지이노텍 주식회사 희토류 자석 제조방법
CN110088353B (zh) 2018-12-29 2021-01-15 三环瓦克华（北京）磁性器件有限公司 复合镀层、镀膜设备及镀膜方法
JP7251264B2 (ja) * 2019-03-28 2023-04-04 Tdk株式会社 Ｒ‐ｔ‐ｂ系永久磁石の製造方法
CN110133029B (zh) * 2019-03-29 2021-06-18 杭州电子科技大学 一种钕铁硼磁体中高通量设计晶界扩散物成分的方法
CN110211797A (zh) * 2019-06-17 2019-09-06 江西理工大学 一种提升烧结钕铁硼磁体磁性能的方法
CN110364352A (zh) * 2019-08-06 2019-10-22 宁德市星宇科技有限公司 一种钕铁硼永磁材料的制备方法
JP7447606B2 (ja) 2019-09-27 2024-03-12 株式会社プロテリアル Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石
CN110890210B (zh) 2019-11-28 2021-04-20 烟台首钢磁性材料股份有限公司 一种弧形钕铁硼磁体矫顽力提升方法
CN112802651A (zh) * 2020-01-07 2021-05-14 廊坊京磁精密材料有限公司 改善稀土永磁材料的磁性能的方法
CN111223624B (zh) * 2020-02-26 2022-08-23 福建省长汀金龙稀土有限公司 一种钕铁硼磁体材料、原料组合物及制备方法和应用
CN111326307B (zh) * 2020-03-17 2021-12-28 宁波金鸡强磁股份有限公司 一种渗透磁体用的涂覆材料及高矫顽力钕铁硼磁体的制备方法
CN111403167B (zh) * 2020-04-26 2022-09-23 江苏科技大学 一种烧结钕铁硼磁体重稀土元素晶界扩散方法
JP7303157B2 (ja) * 2020-06-01 2023-07-04 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石及びその製造方法
CN112662939B (zh) * 2020-12-16 2022-03-25 太原理工大学 一种表面沉积涂层的超薄永磁体
CN112927921A (zh) * 2021-03-18 2021-06-08 昆明理工大学 一种晶界扩散制备高矫顽力烧结钕铁硼磁体的方法
CN113035483A (zh) * 2021-04-23 2021-06-25 宁波佳丰磁材科技有限公司 一种晶界扩散钕铁硼磁铁及其制备方法
CN113394017B (zh) * 2021-06-10 2023-11-03 北京工业大学 一种电镀电泳协同沉积扩散烧结钕铁硼的方法
CN115602399A (zh) 2021-06-28 2023-01-13 烟台正海磁性材料股份有限公司（Cn） 一种R-Fe-B烧结磁体及其制备方法和应用
CN114141522A (zh) * 2021-11-18 2022-03-04 安徽大地熊新材料股份有限公司 一种烧结钕铁硼磁体矫顽力的提高方法及应用

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62188745A (ja) * 1986-02-13 1987-08-18 Sumitomo Special Metals Co Ltd 永久磁石材料及びその製造方法
JPS62192566A (ja) 1986-02-18 1987-08-24 Sumitomo Special Metals Co Ltd 永久磁石材料及びその製造方法
JPH01117303A (ja) * 1987-10-30 1989-05-10 Taiyo Yuden Co Ltd 永久磁石
JP2004304038A (ja) 2003-03-31 2004-10-28 Japan Science & Technology Agency 超小型製品用の微小、高性能希土類磁石とその製造方法
JP2005011973A (ja) * 2003-06-18 2005-01-13 Japan Science & Technology Agency 希土類−鉄−ホウ素系磁石及びその製造方法
JP2005285859A (ja) 2004-03-26 2005-10-13 Tdk Corp 希土類磁石及びその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61281850A (ja) * 1985-06-07 1986-12-12 Sumitomo Special Metals Co Ltd 永久磁石材料
EP0556751B1 (en) 1992-02-15 1998-06-10 Santoku Metal Industry Co., Ltd. Alloy ingot for permanent magnet, anisotropic powders for permanent magnet, method for producing same and permanent magnet
JP2004296973A (ja) * 2003-03-28 2004-10-21 Kenichi Machida 金属蒸気収着による高性能希土類磁石の製造
JP3960966B2 (ja) * 2003-12-10 2007-08-15 独立行政法人科学技術振興機構 耐熱性希土類磁石の製造方法
JP4577486B2 (ja) * 2004-03-31 2010-11-10 Ｔｄｋ株式会社 希土類磁石及び希土類磁石の製造方法
RU2401881C2 (ru) 2005-03-18 2010-10-20 Улвак, Инк. Способ и устройство нанесения покрытия, постоянный магнит и способ его изготовления
CN101006534B (zh) 2005-04-15 2011-04-27 日立金属株式会社 稀土类烧结磁铁及其制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62188745A (ja) * 1986-02-13 1987-08-18 Sumitomo Special Metals Co Ltd 永久磁石材料及びその製造方法
JPS62192566A (ja) 1986-02-18 1987-08-24 Sumitomo Special Metals Co Ltd 永久磁石材料及びその製造方法
JPH01117303A (ja) * 1987-10-30 1989-05-10 Taiyo Yuden Co Ltd 永久磁石
JP2004304038A (ja) 2003-03-31 2004-10-28 Japan Science & Technology Agency 超小型製品用の微小、高性能希土類磁石とその製造方法
JP2005011973A (ja) * 2003-06-18 2005-01-13 Japan Science & Technology Agency 希土類−鉄−ホウ素系磁石及びその製造方法
JP2005285859A (ja) 2004-03-26 2005-10-13 Tdk Corp 希土類磁石及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1981043A4

Cited By (48)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2009004794A1 (ja) * 2007-07-02 2009-01-08 Hitachi Metals, Ltd. Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
JP5509850B2 (ja) * 2007-07-02 2014-06-04 日立金属株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
WO2009016815A1 (ja) * 2007-07-27 2009-02-05 Hitachi Metals, Ltd. Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石
JP5532922B2 (ja) * 2007-07-27 2014-06-25 日立金属株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石
US8177922B2 (en) 2007-09-04 2012-05-15 Hitachi Metals, Ltd. R-Fe-B anisotropic sintered magnet
EP2184747A4 (en) * 2007-09-04 2011-08-31 Hitachi Metals Ltd ANISOTROPIC SINTERED R-FE-B-MAGNET
EP2184747A1 (en) * 2007-09-04 2010-05-12 Hitachi Metals, Ltd. R-Fe-B ANISOTROPIC SINTERED MAGNET
WO2009057592A1 (ja) * 2007-10-31 2009-05-07 Ulvac, Inc. 永久磁石の製造方法及び永久磁石
RU2490745C2 (ru) * 2007-10-31 2013-08-20 Улвак, Инк. Способ изготовления постоянного магнита и постоянный магнит
JP5247717B2 (ja) * 2007-10-31 2013-07-24 株式会社アルバック 永久磁石の製造方法及び永久磁石
KR101242465B1 (ko) * 2007-10-31 2013-03-12 가부시키가이샤 알박 영구자석의 제조 방법 및 영구자석
KR101271507B1 (ko) 2007-10-31 2013-06-05 가부시키가이샤 알박 영구자석의 제조 방법 및 영구자석
EP2239747A4 (en) * 2008-01-11 2015-08-12 Intermetallics Co Ltd PROCESS FOR PRODUCTION OF FRITTED MAGNETS NDFEB AND FRITTED MAGNETS NdFeB
US10854380B2 (en) 2008-01-11 2020-12-01 Daido Steel Co., Ltd. NdFeB sintered magnet and method for producing the same
US9589714B2 (en) 2009-07-10 2017-03-07 Intermetallics Co., Ltd. Sintered NdFeB magnet and method for manufacturing the same
JPWO2011004894A1 (ja) * 2009-07-10 2012-12-20 インターメタリックス株式会社 ＮｄＦｅＢ焼結磁石及びその製造方法
JP5687621B2 (ja) * 2009-07-10 2015-03-18 インターメタリックス株式会社 ＮｄＦｅＢ焼結磁石及びその製造方法
US8987965B2 (en) * 2010-03-23 2015-03-24 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Rotor and permanent magnet rotating machine
US20110234038A1 (en) * 2010-03-23 2011-09-29 Hideki Kobayashi Rotor and permanent magnet rotating machine
US9548157B2 (en) 2010-03-30 2017-01-17 Tdk Corporation Sintered magnet, motor, automobile, and method for producing sintered magnet
US9350203B2 (en) 2010-03-30 2016-05-24 Tdk Corporation Rare earth sintered magnet, method for producing the same, motor, and automobile
JP2011211056A (ja) * 2010-03-30 2011-10-20 Tdk Corp 希土類焼結磁石、モーター及び自動車
WO2012029527A1 (ja) 2010-09-03 2012-03-08 昭和電工株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石用合金材料、ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石の製造方法およびモーター
US9601979B2 (en) 2010-09-30 2017-03-21 Showa Denko K.K. Alloy material for R-T-B system rare earth permanent magnet, method for producing R-T-B system rare earth permanent magnet, and motor
WO2012043139A1 (ja) 2010-09-30 2012-04-05 昭和電工株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石用合金材料、ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石の製造方法およびモーター
JP2012234971A (ja) * 2011-05-02 2012-11-29 Hitachi Metals Ltd Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
CN103503087A (zh) * 2011-12-27 2014-01-08 因太金属株式会社 NdFeB系烧结磁体
US9028624B2 (en) 2011-12-27 2015-05-12 Intermetallics Co., Ltd. NdFeB system sintered magnet and method for producing the same
JP5553461B2 (ja) * 2011-12-27 2014-07-16 インターメタリックス株式会社 ＮｄＦｅＢ系焼結磁石
JP5503086B2 (ja) * 2011-12-27 2014-05-28 インターメタリックス株式会社 ＮｄＦｅＢ系焼結磁石
US9396851B2 (en) 2011-12-27 2016-07-19 Intermetallics Co., Ltd. NdFeB system sintered magnet
US9412505B2 (en) 2011-12-27 2016-08-09 Intermetallics Co., Ltd. NdFeB system sintered magnet
CN103650072B (zh) * 2011-12-27 2016-08-17 因太金属株式会社 NdFeB系烧结磁体
CN103650072A (zh) * 2011-12-27 2014-03-19 因太金属株式会社 NdFeB系烧结磁体
US10290408B2 (en) 2011-12-27 2019-05-14 Intermetallics Co., Ltd. NdFeB system sintered magnet
WO2013100011A1 (ja) * 2011-12-27 2013-07-04 インターメタリックス株式会社 NdFeB系焼結磁石
WO2013100010A1 (ja) * 2011-12-27 2013-07-04 インターメタリックス株式会社 NdFeB系焼結磁石
US10468166B2 (en) 2011-12-27 2019-11-05 Intermetallics Co., Ltd. NdFeB system sintered magnet
JP2014236221A (ja) * 2013-05-30 2014-12-15 ▲煙▼台正海磁性材料股▲ふん▼有限公司 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の調製方法
US10714245B2 (en) 2014-12-19 2020-07-14 Beijing Zhong Ke San Huan Hi-Tech Co., Ltd. Method for preparing an R-T-B permanent magnet
JP2018504769A (ja) * 2014-12-19 2018-02-15 北京中科三環高技術股▲ふん▼有限公司 Ｒ−ｔ−ｂ永久磁石の製造方法
JP2019135771A (ja) * 2016-08-08 2019-08-15 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2018029107A (ja) * 2016-08-17 2018-02-22 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2021174996A (ja) * 2020-04-30 2021-11-01 有研稀土新材料股▲フン▼有限公司 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石およびその調製方法
JP7454524B2 (ja) 2020-04-30 2024-03-22 有研稀土新材料股▲フン▼有限公司 Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石およびその調製方法
JP2022013704A (ja) * 2020-06-29 2022-01-18 有研稀土新材料股▲フン▼有限公司 改質焼結Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石、その作製方法および用途
JP7301904B2 (ja) 2020-06-29 2023-07-03 有研稀土新材料股▲フン▼有限公司 改質焼結Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石、その作製方法および用途
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