WO2013191276A1 - 焼結磁石 - Google Patents

焼結磁石 Download PDF

Info

Publication number
WO2013191276A1
WO2013191276A1 PCT/JP2013/067092 JP2013067092W WO2013191276A1 WO 2013191276 A1 WO2013191276 A1 WO 2013191276A1 JP 2013067092 W JP2013067092 W JP 2013067092W WO 2013191276 A1 WO2013191276 A1 WO 2013191276A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
sintered magnet
content
rare earth
elements
Prior art date
Application number
PCT/JP2013/067092
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
将史 三輪
篤 藤原
加藤　英治
多恵子 坪倉
晃司 三竹
石坂　力
Original Assignee
Tdk株式会社
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Tdk株式会社 filed Critical Tdk株式会社
Priority to JP2014521522A priority Critical patent/JP6156375B2/ja
Priority to DE112013003109.4T priority patent/DE112013003109T5/de
Priority to US14/409,186 priority patent/US9997284B2/en
Priority to CN201380032950.6A priority patent/CN104395971B/zh
Publication of WO2013191276A1 publication Critical patent/WO2013191276A1/ja

Links

Images

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
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
    • H01F1/0575—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0577—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/10—Sintering only
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F7/00—Magnets
    • H01F7/02—Permanent magnets [PM]

Definitions

  • the present invention relates to a sintered magnet, and more particularly, to an RTB-based sintered magnet containing at least the rare earth element (R), iron (Fe), and boron (B) as essential elements.
  • R rare earth element
  • Fe iron
  • B boron
  • RTB-based sintered magnets Since RTB-based sintered magnets have excellent magnetic properties, they are used in various motors such as voice coil motors (VCMs) for hard disk drives and motors installed in hybrid vehicles, home appliances, etc. .
  • VCMs voice coil motors
  • an RTB-based sintered magnet When an RTB-based sintered magnet is used for a motor or the like, it is required to have excellent heat resistance and high coercive force in order to cope with a use environment at a high temperature.
  • HcJ coercive force
  • Nd and Pr are mainly used to improve the magnetocrystalline anisotropy of the R 2 T 14 B phase.
  • a part of the rare earth element R is substituted with heavy rare earth elements such as Dy and Tb. It has been difficult to produce a magnet having a coercive force that can be used for a motor or the like without using a heavy rare earth element.
  • Dy and Tb are scarce in terms of resources and expensive compared to Nd and Pr.
  • Dy and Tb are becoming increasingly uneasy due to a rapid increase in demand for high coercivity type RTB-based sintered magnets that use a large amount of them. Therefore, it is required to obtain a coercive force necessary for application to a motor or the like even with a composition in which the use of Dy and Tb is reduced as much as possible.
  • Patent Document 1 the amount of B is reduced from the stoichiometric amount to suppress the generation of the B-rich phase (R 1.1 Fe 4 B 4 ), and the residual magnetic flux density (Br) is improved.
  • an RTB-based sintered magnet that suppresses the decrease in coercive force by suppressing the generation of a soft magnetic R 2 Fe 17 phase by adding Ga is disclosed.
  • the amount of B is reduced from the stoichiometric amount, and by combining elements such as Zr, Ga, and Si, variation in magnetic properties is suppressed while improving Br.
  • a rare earth magnet is disclosed.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to provide a sintered magnet capable of obtaining a high coercive force even when the amount of heavy rare earth elements is reduced.
  • the sintered magnet of the present invention has R (R is at least one element selected from rare earth elements, and must contain at least one of Nd and Pr): 29.5 to 33.0% by mass, B: 0.7 to 0.95% by mass, Al: 0.03 to 0.6% by mass, Cu: 0.01 to 1.5% by mass, Co: 3.0% by mass or less (However, 0 mass% is not included.)
  • the content and atomic ratio of other elements satisfy a specific relationship even though the content of heavy rare earth elements is 1.0% by mass or less.
  • High coercive force can be obtained.
  • the B content is low, the residual magnetic flux density is generally improved, while the coercive force is generally reduced.
  • Various preparations have been made to suppress the decrease.
  • the content of B is reduced, the content of other elements is within a predetermined range, and the atomic ratio of Nd and Pr, and Ga and C with respect to B
  • the Zr content is preferably 1.5% by mass or less.
  • the Zr content satisfies such a condition in addition to the above-described conditions for each element, a higher coercive force can be obtained even with a composition having a low heavy rare earth element content.
  • the sintered magnet of the present invention includes a high residual magnetic flux density and a high coercive force because each element is included so as to satisfy the specific conditions described above. Specifically, coercive force ⁇ residual The value of the magnetic flux density is 1.8 (T ⁇ MA / m) or more. A sintered magnet having such characteristics can be sufficiently applied to a motor or the like used in a high temperature environment.
  • the present invention it is possible to provide a sintered magnet capable of obtaining a high coercive force even if the amount of heavy rare earth element is reduced.
  • a sintered magnet according to a preferred embodiment is R (R is at least one element selected from rare earth elements, and must contain at least one of Nd and Pr), B, Al, Cu, Co, and Ga. , An RTB-based rare earth permanent magnet having a composition containing at least C, O, and Fe.
  • mass% is regarded as the same unit as weight%.
  • the sintered magnet of this embodiment may contain a heavy rare earth element as R
  • content of a heavy rare earth element is 1.0 mass% or less with respect to the total mass of a sintered magnet.
  • the heavy rare earth element refers to a rare earth element having a large atomic number, and generally corresponds to a rare earth element from 64 Gd to 71 Lu.
  • the heavy rare earth elements contained in the RTB-based sintered magnet mainly include Dy, Tb, and Ho. Therefore, in the RTB-based sintered magnet, the heavy rare earth element content may be replaced by the total content of Dy, Tb, and Ho.
  • the sintered magnet of this embodiment is 0 when the number of atoms of Nd, Pr, B, C, and Ga is [Nd], [Pr], [B], [C], and [Ga], respectively. .29 ⁇ [B] / ([Nd] + [Pr]) ⁇ 0.40 and 0.07 ⁇ ([Ga] + [C]) / [B] ⁇ 0.60 It is.
  • the number of atoms of each element is the total number of atoms of each element in the sintered magnet.
  • [B] / ([Nd] + [Pr]) and ([Ga] + [C]) / [B] each represent the ratio of the number of atoms of each element.
  • a value obtained by dividing the mass% value of each element calculated by line analysis or the like by the atomic weight may be substituted for each formula as the number of atoms and calculated.
  • R is at least one element selected from rare earth elements, and always includes one of Nd and Pr.
  • the rare earth element refers to scandium (Sc), yttrium (Y), and a lanthanoid element belonging to Group 3 of the long-period periodic table.
  • lanthanoid elements include lanthanum (La), cerium (Ce), praseodymium (Pr), neodymium (Nd), samarium (Sm), europium (Eu), gadolinium (Gd), terbium (Tb), dysprosium (Dy).
  • any one of Nd and Pr is necessarily contained, and both may be contained.
  • the content of R in the sintered magnet is 29.5 to 33% by mass.
  • the total content of rare earth elements including heavy rare earth elements falls within this range.
  • the content of R is within this range, high Br and HcJ tend to be obtained.
  • the R content is smaller than this, the R 2 T 14 B phase, which is the main phase, becomes difficult to form, and an ⁇ -Fe phase having soft magnetism is likely to be formed, resulting in a decrease in HcJ.
  • the content of R is larger than this, the volume ratio of the R 2 T 14 B phase becomes low and Br decreases.
  • the content of R may be 30.0 to 32.5% by mass. Within such a range, the volume ratio of the R 2 T 14 B phase, which is the main phase, is particularly high, and even better Br can be obtained.
  • R necessarily contains either Nd or Pr, but the ratio of Nd and Pr in R may be 80 to 100 atomic% in total, or 95 to 100 atomic%. May be. Within such a range, better Br and HcJ can be obtained.
  • the sintered magnet may contain heavy rare earth elements such as Dy, Tb, and Ho as R.
  • the content of heavy rare earth elements in the total mass of the sintered magnet is heavy.
  • the total amount of rare earth elements is 1.0% by mass or less, preferably 0.5% by mass or less, and more preferably 0.1% by mass or less. According to the sintered magnet of the present embodiment, even if the content of the heavy rare earth element is reduced in this way, it is possible to obtain a high HcJ when the content and atomic ratio of other elements satisfy specific conditions. it can.
  • the B content is 0.7 to 0.95 mass%.
  • the B content is within a specific range less than the stoichiometric ratio of the basic composition represented by R 2 T 14 B of the RTB-based sintered magnet.
  • the B content is less than the above range, the R 2 T 17 phase is likely to precipitate, and HcJ may be reduced.
  • the content of B is more than the above range, there is a possibility that HcJ may decrease.
  • the B content may be 0.75 to 0.93% by mass. Within such a range, better Br and HcJ can be obtained.
  • the content of Al is 0.03 to 0.6% by mass, and may be 0.3% by mass or less. Further, the Cu content is 0.01 to 1.5% by mass, and may be 0.2% by mass or less. When the content of these elements is in the above range, the HcJ, corrosion resistance, and temperature characteristics of the sintered magnet are improved.
  • the Co content is more than 0% by mass and not more than 3.0% by mass.
  • Co like Fe, is an element represented by T in the basic composition of R 2 T 14 B, and forms the same phase as Fe.
  • the sintered magnet has a high Curie temperature, as well as an improved corrosion resistance of the grain boundary phase as well as an improved Curie temperature.
  • the Co content may be 0.3 to 2.5% by mass.
  • the Ga content is 0.1 to 1.0% by mass. If the Ga content is less than this range, HcJ will be insufficient, and if it is greater than this range, the saturation magnetization will be low and Br will be insufficient. In order to obtain HcJ and Br better, the Ga content may be 0.13 to 0.8 mass%.
  • the content of C is 0.05 to 0.3% by mass. If the C content is smaller than this range, HcJ becomes insufficient. If it is larger than this range, the ratio of the magnetic field value (Hk) when the magnetization is 90% of Br to HcJ, the so-called square ratio. (Hk / HcJ) becomes insufficient. In order to obtain a better HcJ and squareness ratio, the C content may be 0.1 to 0.25% by mass.
  • the O content is 0.03 to 0.4% by mass.
  • the corrosion resistance of the sintered magnet becomes insufficient.
  • it is larger than this range a liquid phase is not sufficiently formed in the sintered magnet, and HcJ is lowered.
  • the O content may be 0.05 to 0.3% by mass or 0.05 to 0.25% by mass.
  • the N content is preferably 0.15% by mass or less. If the N content is larger than this range, HcJ tends to be insufficient.
  • the sintered magnet of this embodiment includes Fe and other elements in addition to the above-described elements, and Fe and other elements exclude the total content of the above-described elements in the total mass of the sintered magnet. Occupies the rest. However, in order for the sintered magnet to sufficiently function as a magnet, the total content of elements other than Fe among the elements occupying the balance should be 5% by mass or less with respect to the total mass of the sintered magnet. preferable.
  • the sintered magnet can contain, for example, Zr as other elements.
  • the content of Zr is preferably 1.5% by mass or less in the total mass of the sintered magnet.
  • Zr can suppress abnormal growth of crystal grains in the manufacturing process of sintered magnets, and can make the structure of the obtained sintered body (sintered magnet) uniform and fine, thereby improving magnetic properties.
  • the Zr content may be 0.03 to 0.25% by mass.
  • the sintered magnet may contain about 0.001 to 0.5 mass% of inevitable impurities such as Mn, Ca, Ni, Si, Cl, S, and F as constituent elements other than the above.
  • the content of each element is in the above-described range, and the number of atoms of Nd, Pr, B, C, and Ga satisfies the following specific relationship. That is, when the number of Nd, Pr, B, C, and Ga atoms is [Nd], [Pr], [B], [C], and [Ga], respectively, 0.29 ⁇ [B] / ([[ Nd] + [Pr]) ⁇ 0.40 and 0.07 ⁇ ([Ga] + [C]) / [B] ⁇ 0.60.
  • the present embodiment includes both C and Ga as in the present embodiment, and includes them so as to have a certain atomic ratio with respect to B, thereby compensating for at least a part of the shortage of B.
  • C it becomes possible for C to enter the R 2 T 14 B compound.
  • precipitation of the R 2 Fe 17 phase is suppressed, and a compound in which a part of the R 2 T 14 B compound is substituted with Ga or C is formed.
  • the anisotropic magnetic field is improved and maintained. It is thought that magnetic force improves.
  • the content of B is smaller than in the case of the basic composition of R 2 T 14 B.
  • C is easily formed in a specific phase. Since this phase is a low melting point phase, it is considered that it becomes a liquid phase by aging treatment or the like and penetrates into the crystal grain boundary and weakens the magnetic exchange coupling between the particles of the R 2 T 14 B compound. It is thought that the coercive force is improved.
  • the action is not limited to these.
  • the sintered magnet of the present embodiment is included so that each element satisfies the above-described specific content and atomic ratio conditions. And by satisfy
  • the value of coercive force ⁇ residual magnetic flux density is 1.8 (T ⁇ MA / m) or more, and more preferably 1.9 (T ⁇ MA / m) or more.
  • FIG. 1 is a perspective view of a sintered magnet according to a preferred embodiment.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing an enlarged cross-sectional configuration of the sintered magnet shown in FIG.
  • the sintered magnet 100 of a preferred embodiment includes a plurality of crystal particles 4 (main phase particles).
  • the main phase of the sintered magnet 100 is composed of crystal particles 4.
  • the crystal particle 4 contains R, Fe, and B as main components, and is mainly composed of an R 2 Fe 14 B compound.
  • the rare earth magnet 100 includes a grain boundary phase 6 located between the plurality of crystal grains 4.
  • the grain boundary phase 6 is a general term for phases containing more rare earth elements than the crystal grains 4 and is composed of an R-rich phase, an oxide phase, and the like, but these are shown without distinction in FIG. .
  • the oxide phase is a phase containing 20% or more of an oxygen element in an element ratio among elements constituting the phase.
  • a raw material metal of each constituent element of the sintered magnet is prepared, and a raw material alloy is produced by performing a strip casting method or the like using these.
  • the raw metal include rare earth metals, rare earth alloys, pure iron, ferroboron, and alloys thereof. And using these, the raw material alloy from which the composition of the desired sintered magnet is obtained is produced. A plurality of alloys having different compositions may be prepared as raw material alloys.
  • the raw material alloy is pulverized to prepare the raw material alloy powder.
  • the pulverization of the raw material alloy is preferably performed in the coarse pulverization step and the fine pulverization step.
  • the coarse pulverization step can be performed in an inert gas atmosphere using, for example, a stamp mill, a jaw crusher, a brown mill, or the like.
  • hydrogen occlusion and pulverization may be performed in which hydrogen is occluded and then pulverized.
  • the raw material alloy is pulverized until the particle size becomes about several hundred ⁇ m.
  • the pulverized product obtained in the coarse pulverization step is further finely pulverized until the average particle size becomes 3 to 5 ⁇ m.
  • the fine pulverization can be performed using, for example, a jet mill. Note that the pulverization of the raw material alloy is not necessarily performed in two stages of coarse pulverization and fine pulverization, and the fine pulverization step may be performed from the beginning. Further, when a plurality of types of raw material alloys are prepared, these may be separately pulverized and mixed.
  • the raw material powder thus obtained is molded in a magnetic field (molded in a magnetic field) to obtain a molded body. More specifically, after the raw material powder is filled in a mold disposed in an electromagnet, molding is performed by pressing the raw material powder while orienting the crystal axis of the raw material powder by applying a magnetic field with the electromagnet. .
  • the molding in the magnetic field may be performed at a pressure of about 30 to 300 MPa in a magnetic field of 950 to 1600 kA / m, for example.
  • the compact After molding in a magnetic field, the compact is fired in a vacuum or an inert gas atmosphere to obtain a sintered compact. Firing is preferably set as appropriate according to conditions such as composition, pulverization method, and particle size, but may be performed at 1000 to 1100 ° C. for 1 to 24 hours, for example.
  • a sintered magnet is obtained by performing an aging treatment with respect to a sintered compact as needed.
  • the aging treatment can be performed, for example, in two stages, and it is preferable to perform the aging treatment under two temperature conditions near 800 ° C. and 600 ° C. When aging treatment is performed under such conditions, particularly excellent HcJ tends to be obtained.
  • the manufacturing method of a sintered magnet is not limited to the above, You may change suitably.
  • a part of the constituent elements of the sintered magnet can be contained by, for example, obtaining a sintered body by removing the constituent elements, then attaching the sintered body to the surface, heat-treating and diffusing into the sintered body. .
  • a heavy rare earth element can be diffused into the sintered body by attaching a material containing the heavy rare earth element to the surface and heat-treating the sintered body of the present embodiment.
  • HcJ can be further improved.
  • the amount of the heavy rare earth element finally contained in the sintered magnet is preferably 1% by mass or less, and more preferably 0.5% by mass or less.
  • oleic acid amide was added to the powder after hydrogen pulverization as a pulverization aid, mixed, and then pulverized using a jet mill to obtain a raw material powder having an average particle diameter of 4 ⁇ m.
  • the amount of C contained in the final sintered magnet composition was adjusted by adjusting the amount of oleic amide added.
  • the amount of O contained in the final composition of the sintered magnet was adjusted by mixing iron oxide particles with the finely pulverized raw material powder.
  • the raw material powder was filled in a mold arranged in an electromagnet, and molded in a magnetic field in which a pressure of 120 MPa was applied while applying a magnetic field of 1200 kA / m to obtain a molded body.
  • the compact was fired in vacuum at 1060 ° C. for 4 hours, and then rapidly cooled to obtain a sintered body.
  • the obtained sintered body was subjected to a two-stage aging treatment of 850 ° C. for 1 hour and 540 ° C. for 2 hours (both in an Ar atmosphere). 1 to 25 sintered magnets were obtained.
  • Sample No. Since the sintered magnets 1 to 17 and A1 to A6 satisfy the conditions of the present invention, they correspond to the examples. Since the sintered magnets of 18 to 25 and A7 to A8 do not satisfy the conditions of the present invention, they correspond to comparative examples.
  • DyH 2 instead of DyH 2, it performs the production of sintered magnets in the same manner as above except for using TbH 2, No. 32-35 sintered magnets were produced.

Abstract

　好適な実施形態の焼結磁石は、Ｒ（Ｒは、Ｎｄ及びＰｒのいずれか一方を必ず含む希土類元素である）：２９．５～３３．０質量％、Ｂ：０．７～０．９５質量％、Ａｌ：０．０３～０．６質量％、Ｃｕ：０．０１～１．５質量％、Ｃｏ：３．０質量％以下（０質量％は含まず。）、Ｇａ：０．１～１．０質量％、Ｃ：０．０５～０．３質量％、Ｏ：０．０３～０．４質量％、及び、Ｆｅ及びその他の元素：残部により構成され、重希土類元素の含有量が合計で１．０質量％以下である組成を有し、且つ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｂ、Ｃ及びＧａの原子数を、それぞれ［Ｎｄ］、［Ｐｒ］、［Ｂ］、［Ｃ］及び［Ｇａ］としたとき、０．２９＜［Ｂ］／（［Ｎｄ］＋［Ｐｒ］）＜０．４０、及び、０．０７＜（［Ｇａ］＋［Ｃ］）／［Ｂ］＜０．６０となる関係を満たす。

Description

焼結磁石
　本発明は、焼結磁石、より詳しくは、希土類元素（Ｒ）、鉄（Ｆｅ）及びホウ素（Ｂ）を少なくとも必須元素として含むＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に関する。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、優れた磁気特性を有することから、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）、ハイブリッド車に搭載する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－Ｔ－Ｂ系焼結磁石をモータ等に使用する場合、高温での使用環境に対応するために、耐熱性に優れ、しかも高い保磁力を有することが要求される。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の保磁力（ＨｃＪ）を向上させる手法として、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の結晶磁気異方性を向上させるために、主としてＮｄやＰｒ等の軽希土類元素が適用される希土類元素Ｒの一部を、ＤｙやＴｂ等の重希土類元素で置換することが行われている。モータ等に使用できるほどの保磁力を有する磁石を、重希土類元素を使用しないで製造することは、これまで困難な傾向にあった。
　しかしながら、ＤｙやＴｂは、ＮｄやＰｒと比較して、資源的にも希少であり、高価である。近年では、ＤｙやＴｂは、それらを多量に使用する高保磁力型のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の急速な需要の拡大によって、供給不安が深刻化している。そのため、ＤｙやＴｂの使用を極力減らした組成でも、モータ等に適用するために必要な保磁力を得ることが求められている。
　これまで、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の組成を変えて、磁気特性の向上等を図る提案が数多くなされている。例えば、下記特許文献１には、化学量論量よりもＢの量を低減してＢ－ｒｉｃｈ相（Ｒ１．１Ｆｅ４Ｂ４）の発生を抑え、残留磁束密度（Ｂｒ）を向上させつつ、Ｇａを添加することにより軟磁性であるＲ２Ｆｅ１７相の発生を抑えることで、保磁力の低下を抑制したＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が開示されている。
　また、下記特許文献２には、化学量論量よりもＢの量を低減するとともに、Ｚｒ、Ｇａ、Ｓｉ等の元素を組み合わせて含むことによって、Ｂｒを向上させながら磁気特性のばらつきを抑制した希土類磁石が開示されている。
国際公開２００４／０８１９５４号パンフレット 特開２００９－２６０３３８号公報
　上記のように、組成を調整することによりＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁気特性を向上させる方法は知られているものの、ＤｙやＴｂ等の重希土類元素の使用量を少なくした組成において、モータ等に適用できるほどの保磁力を得ることは未だ困難な傾向にあった。
　そこで、本発明はそのような事情に鑑みてなされたものであり、重希土類元素の使用量を少なくしても、高い保磁力を得ることができる焼結磁石を提供することを目的とする。
　上記目的を達成するため、本発明の焼結磁石は、Ｒ（Ｒは、希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素であり、Ｎｄ及びＰｒのいずれか一方を必ず含む。）：２９．５～３３．０質量％、Ｂ：０．７～０．９５質量％、Ａｌ：０．０３～０．６質量％、Ｃｕ：０．０１～１．５質量％、Ｃｏ：３．０質量％以下（ただし、０質量％は含まず。）、Ｇａ：０．１～１．０質量％、Ｃ：０．０５～０．３質量％、Ｏ：０．０３～０．４質量％、及び、Ｆｅ及びその他の元素：残部、により構成され、重希土類元素の含有量が合計で１．０質量％以下である組成を有し、且つ、
　Ｎｄ、Ｐｒ、Ｂ、Ｃ及びＧａの原子数を、それぞれ［Ｎｄ］、［Ｐｒ］、［Ｂ］、［Ｃ］及び［Ｇａ］としたとき、０．２９＜［Ｂ］／（［Ｎｄ］＋［Ｐｒ］）＜０．４０、及び、０．０７＜（［Ｇａ］＋［Ｃ］）／［Ｂ］＜０．６０となる関係を満たすことを特徴とする。
　上記本発明の焼結磁石によれば、重希土類元素の含有量が合計で１．０質量％以下であるにもかかわらず、その他の元素の含有量や原子比が特定の関係を満たすことによって、高い保磁力を得ることが可能となる。従来、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石において、Ｂの含有量が少ないと、残留磁束密度が向上する一方、保磁力は低下することが一般的であり、上述した従来技術では、保磁力の低下を抑制するために種々の調製が行われていた。これに対し、本発明によれば、Ｂの含有量を少なくしつつも、その他の元素の含有量をそれぞれ所定の範囲とし、しかも、Ｂに対する、Ｎｄ及びＰｒ、並びに、Ｇａ及びＣの原子比がそれぞれ特定の関係を満たすようにすることによって、保磁力が低減するどころか、むしろ保磁力を向上させることが可能となる。その結果、重希土類元素の含有量が少ない組成において、高い残留磁束密度及び保磁力を得ることが可能となる。
　さらに、本発明の焼結磁石においては、Ｚｒの含有量が、１．５質量％以下であることが好ましい。上述した各元素の条件に加えて、Ｚｒの含有量がこのような条件を満たすことによって、重希土類元素の含有量が少ない組成であっても、より高い保磁力を得ることが可能となる。
　そして、上記本発明の焼結磁石は、各元素が上述した特定の条件を満たすように含まれることから、高い残留磁束密度及び高い保磁力を有するものとなり、具体的には、保磁力×残留磁束密度の値が、１．８（Ｔ・ＭＡ／ｍ）以上であるものとなる。このような特性を有する焼結磁石は、高温環境で使用されるモータ等にも十分に適用することが可能である。
　本発明によれば、重希土類元素の使用量を少なくしても、高い保磁力を得ることができる焼結磁石を提供することが可能となる。
好適な実施形態に係る焼結磁石の斜視図である。 図１に示す焼結磁石の断面構成を拡大して示す模式図である。
　以下、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。
（焼結磁石）
　好適な実施形態の焼結磁石は、Ｒ（Ｒは、希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素であり、Ｎｄ及びＰｒのいずれか一方を必ず含む。）、Ｂ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｇａ、Ｃ、Ｏ及びＦｅを少なくとも含む組成を有するＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石である。本実施形態の焼結磁石において、全質量に対する各元素の含有量は、それぞれ以下の通りである。なお、本明細書においては、質量％は重量％と同じ単位であるとみなすこととする。Ｒ：２９．５～３３質量％、Ｂ：０．７～０．９５質量％、Ａｌ：０．０３～０．６質量％、Ｃｕ：０．０１～１．５質量％、Ｃｏ：３．０質量％以下（ただし、０質量％は含まず。）、Ｇａ：０．１～１．０質量％、Ｃ：０．０５～０．３質量％、Ｏ：０．０３～０．４質量％、及び、Ｆｅ及びその他の元素：残部
　また、本実施形態の焼結磁石は、Ｒとして重希土類元素を含有することがあるが、重希土類元素の含有量は、焼結磁石の全質量に対して１．０質量％以下である。ここで、重希土類元素とは、希土類元素のうちの原子番号が大きいものをいい、一般に６４Ｇｄから７１Ｌｕまでの希土類元素がこれに該当する。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に含まれる重希土類元素としては、主にＤｙ、Ｔｂ及びＨｏが挙げられる。したがって、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石において、重希土類元素の含有量は、Ｄｙ、Ｔｂ及びＨｏの合計含有量に置き換えることもできる場合がある。
　さらに、本実施形態の焼結磁石は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｂ、Ｃ及びＧａの原子数を、それぞれ［Ｎｄ］、［Ｐｒ］、［Ｂ］、［Ｃ］及び［Ｇａ］としたとき、０．２９＜［Ｂ］／（［Ｎｄ］＋［Ｐｒ］）＜０．４０、及び、０．０７＜（［Ｇａ］＋［Ｃ］）／［Ｂ］＜０．６０となる関係を満たすものである。ここで、各元素の原子数とは、焼結磁石中の各元素の合計の原子数である。ただし、［Ｂ］／（［Ｎｄ］＋［Ｐｒ］）及び（［Ｇａ］＋［Ｃ］）／［Ｂ］は、それぞれ、各元素の原子数の比を表すので、例えば、後述する蛍光Ｘ線分析等によって算出された各元素の質量％の値を原子量で割った値を原子数として各式に代入し、算出してもよい。
　以下、各元素の含有量や原子比等の条件について更に詳細に説明する。
　まず、本実施形態において、Ｒは、希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素であり、Ｎｄ及びＰｒのいずれか一方を必ず含む。ここで、希土類元素とは、長周期型周期表の第３族に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）及びランタノイド元素のことをいう。ランタノイド元素には、例えば、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、サマリウム（Ｓｍ）、ユーロピウム（Ｅｕ）、ガドリニウム（Ｇｄ）、テルビウム（Ｔｂ）、ジスプロシウム（Ｄｙ）、ホルミウム（Ｈｏ）、エルビウム（Ｅｒ）、ツリウム（Ｔｍ）、イッテルビウム（Ｙｂ）、ルテチウム（Ｌｕ）等が含まれる。Ｒとしては、Ｎｄ及びＰｒのいずれか一方を必ず含み、両方を含有していてもよい。
　焼結磁石中のＲの含有量は、２９．５～３３質量％である。Ｒとして重希土類元素を含む場合は、重希土類元素も含めた希土類元素の合計の含有量がこの範囲となる。Ｒの含有量がこの範囲であると、高いＢｒ及びＨｃＪが得られる傾向にある。Ｒの含有量がこれよりも小さいと、主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ相が形成され難くなって、軟磁性を有するα－Ｆｅ相が形成され易くなり、その結果ＨｃＪが低下する。一方、Ｒの含有量がこれよりも大きいとＲ２Ｔ１４Ｂ相の体積比率が低くなり、Ｂｒが低下する。Ｒの含有量は、３０．０～３２．５質量％であってもよい。このような範囲であると、主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ相の体積比率が特に高くなり、更に良好なＢｒが得られるようになる。
　Ｒとしては、Ｎｄ及びＰｒのいずれか一方を必ず含むが、Ｒ中のＮｄ及びＰｒの割合は、Ｎｄ及びＰｒの合計で８０～１００原子％であってもよく、９５～１００原子％であってもよい。このような範囲であると、さらに良好なＢｒ及びＨｃＪが得られるようになる。
　上記のように、焼結磁石は、ＲとしてＤｙ、Ｔｂ、Ｈｏ等の重希土類元素を含んでいてもよいが、その場合、焼結磁石の全質量中の重希土類元素の含有量は、重希土類元素の合計で１．０質量％以下であり、０．５質量％以下であると好ましく、０．１質量％以下であるとより好ましい。本実施形態の焼結磁石によれば、このように重希土類元素の含有量を少なくしても、他の元素の含有量及び原子比が特定の条件を満たすことによって、高いＨｃＪを得ることができる。
　焼結磁石において、Ｂの含有量は、０．７～０．９５質量％である。このように、本実施形態においては、Ｂの含有量が、Ｒ－Ｔ－Ｂ系の焼結磁石のＲ２Ｔ１４Ｂで表される基本組成の化学量論比よりも少ない特定の範囲であることで、Ｂリッチ相の生成を抑制してＢｒを向上することが可能となる。Ｂの含有量が上記範囲よりも少ないと、Ｒ２Ｔ１７相が析出し易くなってＨｃＪが低下するおそれがある。一方、Ｂの含有量が上記範囲よりも多くても、やはりＨｃＪが低下するおそれがある。Ｂの含有量は、０．７５～０．９３質量％であってもよい。このような範囲であると、一層良好なＢｒ及びＨｃＪが得られるようになる。
　焼結磁石において、Ａｌの含有量は、０．０３～０．６質量％であり、０．３質量％以下とすることもできる。また、Ｃｕの含有量は０．０１～１．５質量％であり、０．２質量％以下とすることもできる。これらの元素の含有量が上記範囲であることにより、焼結磁石のＨｃＪ、耐食性及び温度特性が向上する。
　焼結磁石において、Ｃｏの含有量は、０質量％を超え、３．０質量％以下である。Ｃｏは、Ｆｅと同様、Ｒ２Ｔ１４Ｂの基本組成におけるＴで表される元素であり、Ｆｅと同様の相を形成する。Ｃｏを含む相を含むことにより、焼結磁石は、キュリー温度が向上するほか、粒界相の耐食性が向上するため、全体として高い耐食性を有するものとなる。このような効果をより良好に得るために、Ｃｏの含有量は、０．３～２．５質量％であってもよい。
　Ｇａの含有量は、０．１～１．０質量％である。Ｇａの含有量がこの範囲よりも小さいと、ＨｃＪが不十分となり、この範囲よりも大きいと、飽和磁化が低くなって、Ｂｒが不十分となる。ＨｃＪ及びＢｒをより良好に得るために、Ｇａの含有量は、０．１３～０．８質量％であってもよい。
　Ｃの含有量は、０．０５～０．３質量％である。Ｃの含有量がこの範囲よりも小さいと、ＨｃＪが不十分となり、この範囲よりも大きいと、ＨｃＪに対する、磁化がＢｒの９０％であるときの磁界の値（Ｈｋ）の比率、いわゆる角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）が不十分となる。ＨｃＪ及び角形比をより良好に得るために、Ｃの含有量は、０．１～０．２５質量％であってもよい。
　Ｏの含有量は、０．０３～０．４質量％である。Ｏの含有量がこの範囲よりも小さいと、焼結磁石の耐食性が不十分となり、この範囲よりも大きいと、焼結磁石中に液相が十分に形成されなくなり、ＨｃＪが低下する。耐食性及びＨｃＪをより良好に得るために、Ｏの含有量は、０．０５～０．３質量％であってもよく、０．０５～０．２５質量％であってもよい。
　また、焼結磁石において、Ｎの含有量は、０．１５質量％以下であると好ましい。Ｎの含有量がこの範囲よりも大きいと、ＨｃＪが不十分となる傾向にある。
　本実施形態の焼結磁石は、上述した各元素に加え、Ｆｅ及びその他の元素を含み、Ｆｅ及びその他の元素が、焼結磁石の全質量中、上記各元素を合計した含有量を除いた残部を占める。ただし、焼結磁石が十分に磁石として機能するためには、残部を占める元素のうち、Ｆｅ以外の元素の合計含有量は、焼結磁石の全質量に対し、５質量％以下であることが好ましい。
　焼結磁石は、その他の元素として、例えばＺｒを含むことができる。その場合、Ｚｒの含有量は、焼結磁石の全質量中、１．５質量％以下であると好ましい。Ｚｒは、焼結磁石の製造過程での結晶粒の異常成長を抑制することができ、得られる焼結体（焼結磁石）の組織を均一且つ微細にして、磁気特性を向上することができる。Ｚｒの含有量は、０．０３～０．２５質量％であってもよい。
　焼結磁石は、上記以外の構成元素として、Ｍｎ、Ｃａ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｌ、Ｓ、Ｆ等の不可避不純物を、０．００１～０．５質量％程度含んでいてもよい。
　また、本実施形態の焼結磁石は、各元素の含有量が上述した範囲であるとともに、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｂ、Ｃ及びＧａの原子数が、次のような特定の関係を満たしている。すなわち、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｂ、Ｃ及びＧａの原子数を、それぞれ［Ｎｄ］、［Ｐｒ］、［Ｂ］、［Ｃ］及び［Ｇａ］としたとき、０．２９＜［Ｂ］／（［Ｎｄ］＋［Ｐｒ］）＜０．４０、及び、０．０７＜（［Ｇａ］＋［Ｃ］）／［Ｂ］＜０．６０となる関係を満たしている。
　このように、０．２９＜［Ｂ］／（［Ｎｄ］＋［Ｐｒ］）＜０．４０であり、且つ、０．０７＜（［Ｇａ］＋［Ｃ］）／［Ｂ］＜０．６０であることにより、高いＨｃＪを得ることが可能となる。その要因については必ずしも明らかではないが、本発明者らは次のように推測している。
　すなわち、本実施形態のように、Ｒとして主として含まれるＮｄ及びＰｒに対するＢの原子比が、Ｒ２Ｔ１４Ｂで表される基本組成におけるＲに対するＢの原子比よりも小さい場合、通常、保磁力を担う粒界相に軟磁性のＲ２Ｆｅ１７相が析出することで、保磁力が大幅に低下する傾向にある。Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物のＢの一部は、Ｃで置換できることが知られているが、通常、Ｃは結晶粒界に希土類炭化物などの不純物として存在するため、ＣによってＢの不足分を補うことはできず、Ｒ２Ｆｅ１７相の析出を抑制することは困難である。
　これに対して、本実施形態のようにＣ及びＧａの両方を含むとともに、それらがＢに対して一定以上の原子比となるように含まれることで、Ｂの不足分の少なくとも一部を補うようにＲ２Ｔ１４Ｂ化合物にＣが入ることが可能となる。これにより、Ｒ２Ｆｅ１７相の析出が抑制されるとともに、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物の一部がＧａやＣによって置換された化合物が形成され、その結果、異方性磁界が向上して保磁力が向上すると考えられる。
　また、Ｃ及びＧａがＢに対して一定以上の原子比となる条件にて、Ｂの含有量がＲ２Ｔ１４Ｂの基本組成の場合よりも小さいことで、粒界にＲ、Ｆｅ、Ｇａ、Ｃを含む特定の相が形成されやすくなる。この相は低融点の相であるので、時効処理等により液相となって結晶粒界に浸透し、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物の粒子間の磁気的交換結合を弱めると考えられ、これによっても保磁力が向上すると考えられる。ただし、作用はこれらに限定されない。
　本実施形態の焼結磁石は、各元素が上述した特定の含有量及び原子比の条件を満たすように含まれるものである。そして、このような条件を満たすことによって、重希土類元素の含有量が少ないにも関わらず、高いＢｒを有するとともに、高い保磁力を有するものとなる。具体的には、保磁力×残留磁束密度の値が、１．８（Ｔ・ＭＡ／ｍ）以上となり、より好適な場合、１．９（Ｔ・ＭＡ／ｍ）以上となることもできる。
　好適な焼結磁石は、例えば、図１及び図２に示す構造を有している。図１は、好適な実施形態に係る焼結磁石の斜視図である。図２は、図１に示す焼結磁石の断面構成を拡大して示す模式図である。
　図１及び２に示すように、好適な実施形態の焼結磁石１００は、複数の結晶粒子４（主相粒子）を備える。焼結磁石１００の主相は結晶粒子４から構成される。結晶粒子４は、主成分としてＲ、Ｆｅ及びＢを含み、主にＲ２Ｆｅ１４Ｂ化合物からなる。希土類磁石１００は複数の結晶粒子４の間に位置する粒界相６を備える。粒界相６は、結晶粒子４よりも多くの希土類元素を含む相の総称であり、Ｒリッチ相、酸化物相などから構成されるが、図２では、それらは区別せずに示している。ここで、酸化物相とは、相を構成する元素の中で酸素元素が元素比で２０％以上含まれる相である。
（焼結磁石の製造方法）
　次に、上述した焼結磁石の製造方法の好適な実施形態について説明する。
　焼結磁石の製造においては、まず、焼結磁石の各構成元素の原料金属を準備し、これらを用いてストリップキャスティング法等を行なうことにより原料合金を作製する。原料金属としては、例えば、希土類金属や希土類合金、純鉄、フェロボロン、またはこれらの合金が挙げられる。そして、これらを用い、所望とする焼結磁石の組成が得られる原料合金を作製する。なお、原料合金としては、組成が異なる複数のものを準備してもよい。
　次に、原料合金を粉砕して、原料合金粉末を準備する。原料合金の粉砕は、粗粉砕工程及び微粉砕工程の段階で行うことが好ましい。粗粉砕工程は、例えば、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用い、不活性ガス雰囲気中で行うことができる。また、水素を吸蔵させた後、粉砕を行う水素吸蔵粉砕を行うこともできる。粗粉砕工程においては、原料合金を、粒径が数百μｍ程度となるまで粉砕を行う。
　次に、微粉砕工程において、粗粉砕工程で得られた粉砕物を、更に平均粒径が３～５μｍとなるまで微粉砕する。微粉砕は、例えば、ジェットミルを用いて行うことができる。なお、原料合金の粉砕は、必ずしも粗粉砕と微粉砕との２段階で行なう必要はなく、はじめから微粉砕工程を行ってもよい。また、原料合金を複数種類準備した場合は、これらを別々に粉砕して混合するようにしてもよい。
　続いて、このようにして得られた原料粉末を磁場中で成形（磁場中成形）して、成形体を得る。より具体的には、原料粉末を電磁石中に配置された金型内に充填した後、電磁石により磁場を印加して原料粉末の結晶軸を配向させながら、原料粉末を加圧することにより成形を行う。この磁場中の成形は、例えば、９５０～１６００ｋＡ／ｍの磁場中、３０～３００ＭＰａ程度の圧力で行えばよい。
　磁場中成形後、成形体を真空又は不活性ガス雰囲気中で焼成し、焼結体を得る。焼成は、組成、粉砕方法、粒度等の条件に応じて適宜設定することが好ましいが、例えば、１０００～１１００℃で１～２４時間行なえばよい。
　そして、焼結体に対して、必要に応じて時効処理を施すことにより、焼結磁石を得る。時効処理を行うことによって、得られる希土類磁石のＨｃＪが向上する傾向にある。時効処理は、例えば、２段階に分けて行うことができ、８００℃近傍、及び６００℃近傍の２つの温度条件で時効処理を行うと好ましい。このような条件で時効処理を行うと、特に優れたＨｃＪが得られる傾向にある。なお、時効処理を１段階で行う場合は、６００℃近傍の温度とすることが好ましい。
　以上の方法により好適な実施形態の焼結磁石が得られるが、焼結磁石の製造方法は上記に限定されず、適宜変更してもよい。
　例えば、焼結磁石の構成元素の一部は、例えば、その構成元素を除いて焼結体を得た後、表面に付着させ、熱処理して焼結体内に拡散させることによって含有させることもできる。
　具体的には、本実施形態の焼結体に対し、例えば、重希土類元素を含有する物質を表面に付着させ熱処理することによって、重希土類元素を焼結体内に拡散させることもできる。このようにすれば、重希土類元素の含有量はその分増加するものの、さらにＨｃＪを向上させることが可能となる。
　ただし、上記のように重希土類元素を焼結体内に拡散させる場合、拡散により焼結磁石に含有させる重希土類元素の量を多くし過ぎると、ＨｃＪの向上は飽和する一方で、重希土類元素の含有量に応じてＢｒが大きく低下する傾向にある。そのため、最終的に焼結磁石内に含まれる重希土類元素の量は、１質量％以下であることが好ましく、０．５質量％以下であることがさらに好ましい。
　以下、実施例により本発明を更に詳細に説明するが、本発明は、以下の実施例に限定されるものではない。
［焼結磁石の作製］（サンプルＮｏ．１～２５、サンプルＮｏ．Ａ１～８）
　まず、焼結磁石の原料金属を準備し、これらを用いてストリップキャスティング法により、下記表１及び表２で表されるサンプルＮｏ．１～２５、Ａ１～Ａ８の焼結磁石の組成が得られるように、それぞれ原料合金を作製した。なお、表１及び表２に示した各元素の含有量は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ及びＺｒについては、蛍光Ｘ線分析により、Ｂについては、ＩＣＰ発光分析により、Ｏについては、不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法により、Ｃについては、酸素気流中燃焼－赤外吸収法により、Ｎについては、不活性ガス融解－熱伝導度法により測定した。また、［Ｂ］／（［Ｎｄ］＋［Ｐｒ］）及び（［Ｇａ］＋［Ｃ］）／［Ｂ］については、これらの方法により得た含有量から各元素の原子数を求めることにより算出した。
　次に、得られた原料合金に水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気で６００℃、１時間の脱水素を行う水素粉砕処理を行った。なお、本例では、この水素粉砕から、焼成までの各工程（微粉砕及び成形）を、１００ｐｐｍ未満の酸素濃度の雰囲気下で行った。
　続いて、水素粉砕後の粉末に、粉砕助剤としてオレイン酸アミドを添加し、混合した後、ジェットミルを用いて微粉砕を行い、平均粒径が４μｍである原料粉末を得た。なお、この微粉砕の際に、オレイン酸アミドの添加量を調整することにより、最終的な焼結磁石の組成に含まれるＣの量を調整した。また、微粉砕後の原料粉末に酸化鉄粒子を混合することにより、最終的な焼結磁石の組成に含まれるＯの量を調整した。それから、原料粉末を、電磁石中に配置された金型内に充填し、１２００ｋＡ／ｍの磁場を印加しながら１２０ＭＰａの圧力を加える磁場中成形を行い、成形体を得た。
　その後、成形体を、真空中で１０６０℃で４時間焼成した後、急冷して焼結体を得た。そして、得られた焼結体に対し、８５０℃で１時間、及び、５４０℃で２時間（ともにＡｒ雰囲気中）の２段階の時効処理を施し、サンプルＮｏ．１～２５の焼結磁石をそれぞれ得た。なお、サンプルＮＯ．１～１７及びＡ１～Ａ６の焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当し、サンプルＮｏ．１８～２５及びＡ７～Ａ８の焼結磁石が、本発明の条件を満たさないため、比較例に該当する。
［特性評価］
　上記で得た各サンプルの焼結磁石について、Ｂ－Ｈトレーサーを用いて、Ｂｒ（残留磁束密度）及びＨｃＪ（保磁力）をそれぞれ測定した。得られた結果を表１及び表２にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１及び表２に示すように、本発明の条件を満たすサンプルＮｏ．１～１７、Ａ１～Ａ６の焼結磁石によれば、Ｄｙ及びＴｂ等の重希土類元素の含有量が０．１質量％以下であるにも関わらず、本発明の条件を満たさないサンプル１８～２５及びＡ７～Ａ８の焼結磁石と比べて、高いＢｒを有するとともに、高いＨｃＪを有することが確認された。
［重希土類元素の拡散の評価］
　サンプルＮｏ．１～２５と同様にして、下記の表３で示されるサンプルＮｏ．２６の組成を有する焼結磁石を作製した。この焼結磁石を１３×８×２ｍｍの形状に加工した後、表面にＤｙＨ２を有機溶媒に分散させたスラリーを塗布し、８００℃×４時間の熱処理後、５４０℃×１時間の時効処理を施すことで、サンプルＮｏ．２７～３１の焼結磁石を作製した。なお、サンプルＮｏ．２７～３１については、それぞれスラリーの塗布量を変えることによって、Ｄｙ含有量を調整した。
　また、ＤｙＨ２に代え、ＴｂＨ２を用いたこと以外は上記と同様にして焼結磁石の製造を行い、Ｎｏ．３２～３５の焼結磁石を作製した。
　得られた各種の焼結磁石について、Ｂ－Ｈトレーサーを用いてＢｒ及びＨｃＪを測定した。各焼結磁石の組成、並びに各焼結磁石の評価結果を表３にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示されるように、本発明の条件を満たすサンプルＮｏ．２６の焼結磁石に、本発明の重希土類元素の含有量の条件を満たす範囲で重希土類元素を拡散させることによって、さらにＨｃＪを向上できることが確認された。
　４…結晶粒子、６…粒界相、１００…焼結磁石。

Claims (3)

  1. 　Ｒ（Ｒは、希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素であり、Ｎｄ及びＰｒのいずれか一方を必ず含む。）：２９．５～３３．０質量％、
    　Ｂ：０．７～０．９５質量％、
    　Ａｌ：０．０３～０．６質量％、
    　Ｃｕ：０．０１～１．５質量％、
    　Ｃｏ：３．０質量％以下（ただし、０質量％は含まず。）、
    　Ｇａ：０．１～１．０質量％、
    　Ｃ：０．０５～０．３質量％、
    　Ｏ：０．０３～０．４質量％、及び、
    　Ｆｅ及びその他の元素：残部、により構成され、
    　重希土類元素の含有量が合計で１．０質量％以下である組成を有し、且つ、
    　Ｎｄ、Ｐｒ、Ｂ、Ｃ及びＧａの原子数を、それぞれ［Ｎｄ］、［Ｐｒ］、［Ｂ］、［Ｃ］及び［Ｇａ］としたとき、
    　０．２９＜［Ｂ］／（［Ｎｄ］＋［Ｐｒ］）＜０．４０、及び、
    　０．０７＜（［Ｇａ］＋［Ｃ］）／［Ｂ］＜０．６０、
    　となる関係を満たす、焼結磁石。
  2. 　Ｚｒの含有量が、１．５質量％以下である、請求項１記載の焼結磁石。
  3. 　保磁力×残留磁束密度の値が、１．８（Ｔ・ＭＡ／ｍ）以上である、請求項１又は２記載の焼結磁石。
PCT/JP2013/067092 2012-06-22 2013-06-21 焼結磁石 WO2013191276A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014521522A JP6156375B2 (ja) 2012-06-22 2013-06-21 焼結磁石
DE112013003109.4T DE112013003109T5 (de) 2012-06-22 2013-06-21 Gesinterter Magnet
US14/409,186 US9997284B2 (en) 2012-06-22 2013-06-21 Sintered magnet
CN201380032950.6A CN104395971B (zh) 2012-06-22 2013-06-21 烧结磁铁

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012-140948 2012-06-22
JP2012140948 2012-06-22

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2013191276A1 true WO2013191276A1 (ja) 2013-12-27

Family

ID=49768867

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2013/067092 WO2013191276A1 (ja) 2012-06-22 2013-06-21 焼結磁石

Country Status (5)

Country Link
US (1) US9997284B2 (ja)
JP (1) JP6156375B2 (ja)
CN (1) CN104395971B (ja)
DE (1) DE112013003109T5 (ja)
WO (1) WO2013191276A1 (ja)

Cited By (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015129861A1 (ja) * 2014-02-28 2015-09-03 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
JP2016184720A (ja) * 2015-03-25 2016-10-20 昭和電工株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石及びその製造方法
JP2017508269A (ja) * 2013-11-27 2017-03-23 シアメン タングステン カンパニー リミテッド 低ｂの希土類磁石
JP2017073465A (ja) * 2015-10-07 2017-04-13 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP2017073463A (ja) * 2015-10-07 2017-04-13 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JPWO2015147053A1 (ja) * 2014-03-26 2017-04-13 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
DE102017203074A1 (de) 2016-02-26 2017-08-31 Tdk Corporation Permanentmagnet auf R-T-B Basis
US20170250016A1 (en) * 2016-02-26 2017-08-31 Tdk Corporation R-t-b based permanent magnet
US20170250013A1 (en) * 2016-02-26 2017-08-31 Tdk Corporation R-t-b based permanent magnet
US20170278602A1 (en) * 2016-03-28 2017-09-28 Tdk Corporation R-t-b based permanent magnet
JP2017183336A (ja) * 2016-03-28 2017-10-05 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP2017188660A (ja) * 2016-04-08 2017-10-12 沈陽中北通磁科技股▲ふん▼有限公司Ｓｈｅｎｙａｎｇ Ｇｅｎｅｒａｌ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 窒化物相を有するネオジム鉄ホウ素永久磁石およびその製造方法
US20180158582A1 (en) * 2016-12-06 2018-06-07 Tdk Corporation R-t-b based permanent magnet
US20180158583A1 (en) * 2016-12-06 2018-06-07 Tdk Corporation R-t-b based permanent magnet
US10388443B2 (en) * 2015-02-04 2019-08-20 Tdk Corporation R-T-B based sintered magnet
US10446306B2 (en) 2014-09-17 2019-10-15 Hitachi Metals, Ltd. Method for manufacturing R-T-B based sintered magnet
JP2020155636A (ja) * 2019-03-20 2020-09-24 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
JP2020161812A (ja) * 2019-03-22 2020-10-01 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
JP2020161811A (ja) * 2019-03-22 2020-10-01 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
WO2021095633A1 (ja) 2019-11-11 2021-05-20 信越化学工業株式会社 Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石
WO2021095630A1 (ja) 2019-11-11 2021-05-20 信越化学工業株式会社 Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石
WO2021117672A1 (ja) 2019-12-13 2021-06-17 信越化学工業株式会社 希土類焼結磁石
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
DE112020001199T5 (de) 2019-03-13 2021-11-25 Tdk Corporation Dauermagnet auf R-T-B-Basis und Verfahren zur Herstellung desselben
JP2022543489A (ja) * 2019-12-31 2022-10-12 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 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石材料、原料組成物、製造方法、並びに応用
JP2023512541A (ja) * 2020-04-30 2023-03-27 烟台正海磁性材料股▲フン▼有限公司 微細結晶、高保磁力のネオジム鉄ボロン系焼結磁石及びその製造方法

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014157451A1 (ja) * 2013-03-29 2014-10-02 日立金属株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石
CN105453194B (zh) * 2013-08-12 2018-10-16 日立金属株式会社 R－t－b系烧结磁体
CN106448985A (zh) * 2015-09-28 2017-02-22 厦门钨业股份有限公司 一种复合含有Pr和W的R‑Fe‑B系稀土烧结磁铁
JP6213697B1 (ja) * 2015-12-24 2017-10-18 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
CN106128673B (zh) * 2016-06-22 2018-03-30 烟台首钢磁性材料股份有限公司 一种烧结钕铁硼磁体及其制备方法
JP6743549B2 (ja) * 2016-07-25 2020-08-19 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP2018056188A (ja) 2016-09-26 2018-04-05 信越化学工業株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石
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
DE102018107491A1 (de) * 2017-03-31 2018-10-04 Tdk Corporation R-t-b basierter permanentmagnet
CN110021466A (zh) * 2017-12-28 2019-07-16 厦门钨业股份有限公司 一种R-Fe-B-Cu-Al系烧结磁铁及其制备方法
JP7180095B2 (ja) * 2018-03-23 2022-11-30 Tdk株式会社 Ｒ‐ｔ‐ｂ系焼結磁石
US11232890B2 (en) * 2018-11-06 2022-01-25 Daido Steel Co., Ltd. RFeB sintered magnet and method for producing same
US20200303100A1 (en) * 2019-03-22 2020-09-24 Tdk Corporation R-t-b based permanent magnet
JP7315889B2 (ja) * 2019-03-29 2023-07-27 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石用合金およびｒ－ｔ－ｂ系永久磁石の製造方法
CN111243810B (zh) * 2020-02-29 2021-08-06 厦门钨业股份有限公司 一种稀土永磁材料及其制备方法和应用
CN111243812B (zh) * 2020-02-29 2022-04-05 厦门钨业股份有限公司 一种r-t-b系永磁材料及其制备方法和应用
CN111613407B (zh) * 2020-06-03 2022-05-03 福建省长汀金龙稀土有限公司 一种r-t-b系永磁材料、原料组合物及其制备方法和应用

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009260338A (ja) * 2008-03-28 2009-11-05 Tdk Corp 希土類磁石
WO2009150843A1 (ja) * 2008-06-13 2009-12-17 日立金属株式会社 Ｒ－Ｔ－Ｃｕ－Ｍｎ－Ｂ系焼結磁石

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002038245A (ja) 2000-07-27 2002-02-06 Hitachi Metals Ltd 希土類永久磁石用合金粉末および希土類永久磁石の製造方法
JP2002285276A (ja) * 2001-03-26 2002-10-03 Hitachi Metals Ltd Ｒ−ｔ−ｂ−ｃ系焼結磁石及びその製造方法
JP4076179B2 (ja) * 2002-09-30 2008-04-16 Ｔｄｋ株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石の製造方法
WO2004081954A1 (ja) 2003-03-12 2004-09-23 Neomax Co., Ltd. Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石およびその製造方法
US7199690B2 (en) * 2003-03-27 2007-04-03 Tdk Corporation R-T-B system rare earth permanent magnet
EP2518742B1 (en) * 2003-06-27 2016-11-30 TDK Corporation R-T-B system permanent magnet
JP4391897B2 (ja) * 2004-07-01 2009-12-24 インターメタリックス株式会社 磁気異方性希土類焼結磁石の製造方法及び製造装置
JP5163839B2 (ja) * 2011-01-31 2013-03-13 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009260338A (ja) * 2008-03-28 2009-11-05 Tdk Corp 希土類磁石
WO2009150843A1 (ja) * 2008-06-13 2009-12-17 日立金属株式会社 Ｒ－Ｔ－Ｃｕ－Ｍｎ－Ｂ系焼結磁石

Cited By (46)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017508269A (ja) * 2013-11-27 2017-03-23 シアメン タングステン カンパニー リミテッド 低ｂの希土類磁石
JP2018133578A (ja) * 2013-11-27 2018-08-23 シアメン タングステン カンパニー リミテッド 低ｂの希土類磁石
WO2015129861A1 (ja) * 2014-02-28 2015-09-03 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
DE112015001405B4 (de) 2014-03-26 2018-07-26 Hitachi Metals, Ltd. Verfahren zum Herstellen eines R-T-B-basierten Sintermagneten
US9972435B2 (en) 2014-03-26 2018-05-15 Hitachi Metals, Ltd. Method for manufacturing R-T-B based sintered magnet
JPWO2015147053A1 (ja) * 2014-03-26 2017-04-13 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
US10446306B2 (en) 2014-09-17 2019-10-15 Hitachi Metals, Ltd. Method for manufacturing R-T-B based sintered magnet
US10388443B2 (en) * 2015-02-04 2019-08-20 Tdk Corporation R-T-B based sintered magnet
JP2016184720A (ja) * 2015-03-25 2016-10-20 昭和電工株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石及びその製造方法
US10748683B2 (en) * 2015-10-07 2020-08-18 Tdk Corporation R-T-B based sintered magnet
JP2017073463A (ja) * 2015-10-07 2017-04-13 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
US20170103835A1 (en) * 2015-10-07 2017-04-13 Tdk Corporation R-t-b based sintered magnet
JP2017073465A (ja) * 2015-10-07 2017-04-13 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP2017157832A (ja) * 2016-02-26 2017-09-07 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
US10672546B2 (en) 2016-02-26 2020-06-02 Tdk Corporation R-T-B based permanent magnet
US10784028B2 (en) * 2016-02-26 2020-09-22 Tdk Corporation R-T-B based permanent magnet
DE102017203074A1 (de) 2016-02-26 2017-08-31 Tdk Corporation Permanentmagnet auf R-T-B Basis
JP2017157834A (ja) * 2016-02-26 2017-09-07 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
US10943717B2 (en) * 2016-02-26 2021-03-09 Tdk Corporation R-T-B based permanent magnet
US20170250016A1 (en) * 2016-02-26 2017-08-31 Tdk Corporation R-t-b based permanent magnet
JP2017157833A (ja) * 2016-02-26 2017-09-07 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
US20170250015A1 (en) * 2016-02-26 2017-08-31 Tdk Corporation R-t-b based permanent magnet
US20170250013A1 (en) * 2016-02-26 2017-08-31 Tdk Corporation R-t-b based permanent magnet
US10529473B2 (en) * 2016-03-28 2020-01-07 Tdk Corporation R-T-B based permanent magnet
JP2017183336A (ja) * 2016-03-28 2017-10-05 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
US20170278602A1 (en) * 2016-03-28 2017-09-28 Tdk Corporation R-t-b based permanent magnet
JP2017188660A (ja) * 2016-04-08 2017-10-12 沈陽中北通磁科技股▲ふん▼有限公司Ｓｈｅｎｙａｎｇ Ｇｅｎｅｒａｌ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｃｏ．，Ｌｔｄ． 窒化物相を有するネオジム鉄ホウ素永久磁石およびその製造方法
US20180158583A1 (en) * 2016-12-06 2018-06-07 Tdk Corporation R-t-b based permanent magnet
US10672544B2 (en) * 2016-12-06 2020-06-02 Tdk Corporation R-T-B based permanent magnet
US20180158582A1 (en) * 2016-12-06 2018-06-07 Tdk Corporation R-t-b based permanent magnet
US10672545B2 (en) * 2016-12-06 2020-06-02 Tdk Corporation R-T-B based permanent magnet
DE112020001199T5 (de) 2019-03-13 2021-11-25 Tdk Corporation Dauermagnet auf R-T-B-Basis und Verfahren zur Herstellung desselben
JP2020155636A (ja) * 2019-03-20 2020-09-24 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
JP7293772B2 (ja) 2019-03-20 2023-06-20 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石
JP2020161812A (ja) * 2019-03-22 2020-10-01 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
JP7447573B2 (ja) 2019-03-22 2024-03-12 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石
JP2020161811A (ja) * 2019-03-22 2020-10-01 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
JP7424126B2 (ja) 2019-03-22 2024-01-30 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石
WO2021095630A1 (ja) 2019-11-11 2021-05-20 信越化学工業株式会社 Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石
WO2021095633A1 (ja) 2019-11-11 2021-05-20 信越化学工業株式会社 Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石
WO2021117672A1 (ja) 2019-12-13 2021-06-17 信越化学工業株式会社 希土類焼結磁石
JP2022543489A (ja) * 2019-12-31 2022-10-12 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 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石材料、原料組成物、製造方法、並びに応用
JP7220329B2 (ja) 2019-12-31 2023-02-09 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 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石材料、原料組成物、製造方法、並びに応用
JP2023512541A (ja) * 2020-04-30 2023-03-27 烟台正海磁性材料股▲フン▼有限公司 微細結晶、高保磁力のネオジム鉄ボロン系焼結磁石及びその製造方法
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

Also Published As

Publication number Publication date
US20150170810A1 (en) 2015-06-18
US9997284B2 (en) 2018-06-12
CN104395971A (zh) 2015-03-04
CN104395971B (zh) 2017-05-17
DE112013003109T5 (de) 2015-02-26
JP6156375B2 (ja) 2017-07-05
JPWO2013191276A1 (ja) 2016-05-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6156375B2 (ja) 焼結磁石
JP6201446B2 (ja) 焼結磁石
JP5310923B2 (ja) 希土類磁石
JP5729051B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石
JP5115511B2 (ja) 希土類磁石
JP5288277B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石の製造方法
JP6142794B2 (ja) 希土類磁石
JP2019169621A (ja) Ｒ‐ｔ‐ｂ系焼結磁石
JP2015119130A (ja) 希土類磁石
JP4951703B2 (ja) 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
JP5288276B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石の製造方法
JP5999080B2 (ja) 希土類磁石
JP4895027B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石及びｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP4900085B2 (ja) 希土類磁石の製造方法
JP2006219723A (ja) Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類永久磁石
JP2015119131A (ja) 希土類磁石
JP2007250605A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石の製造方法
JP4556727B2 (ja) 希土類焼結磁石の製造方法
JP4529180B2 (ja) 希土類永久磁石
JP4534553B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石及びその製造方法
JP2005159053A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石の製造方法
JP2006100434A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石の製造方法
JP2005286174A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP4706900B2 (ja) 希土類永久磁石の製造方法
JP2006041334A (ja) 希土類焼結磁石

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 13807046

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2014521522

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14409186

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1120130031094

Country of ref document: DE

Ref document number: 112013003109

Country of ref document: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 13807046

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1