WO2014148146A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 - Google Patents

Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 Download PDF

Info

Publication number
WO2014148146A1
WO2014148146A1 PCT/JP2014/053111 JP2014053111W WO2014148146A1 WO 2014148146 A1 WO2014148146 A1 WO 2014148146A1 JP 2014053111 W JP2014053111 W JP 2014053111W WO 2014148146 A1 WO2014148146 A1 WO 2014148146A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
site
permanent magnet
composition
occupying
tetragonal
Prior art date
Application number
PCT/JP2014/053111
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
鈴木　健一
裕二 梅田
龍司 橋本
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 DE112014001584.9T priority Critical patent/DE112014001584T5/de
Priority to CN201480000884.9A priority patent/CN104254894B/zh
Priority to US14/385,855 priority patent/US9953751B2/en
Priority to JP2014528358A priority patent/JP5708888B2/ja
Publication of WO2014148146A1 publication Critical patent/WO2014148146A1/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
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
    • 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
    • H—ELECTRICITY
    • H02—GENERATION; CONVERSION OR DISTRIBUTION OF ELECTRIC POWER
    • H02K—DYNAMO-ELECTRIC MACHINES
    • H02K21/00—Synchronous motors having permanent magnets; Synchronous generators having permanent magnets
    • H02K21/02—Details
    • 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
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • 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
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy

Definitions

  • the present invention relates to an RTB permanent magnet, and more particularly to a lightweight permanent magnet obtained by selectively replacing a part of R in an RTB permanent magnet with Y and La.
  • An RTB-based permanent magnet having a tetragonal R 2 T 14 B compound as a main phase (R is a rare earth element, T is Fe or Fe partially substituted by Co, and B is boron) has excellent magnetic properties. It has been known to have characteristics and has been a typical high-performance permanent magnet since the invention in 1982 (Patent Document 1: Japanese Patent Laid-Open No. 59-46008).
  • An RTB-based magnet in which the rare earth element R is Nd, Pr, Dy, Ho, Tb has a large anisotropic magnetic field Ha and is preferable as a permanent magnet material.
  • Nd—Fe—B magnets in which the rare earth element R is Nd have a good balance of saturation magnetization Is, Curie temperature Tc, and anisotropic magnetic field Ha, and R—using other rare earth elements R in terms of resources and corrosion resistance. Widely used because it is superior to TB magnets.
  • the permanent magnet synchronous rotator has a permanent magnet disposed on the rotor, and uses a permanent magnet in which about one third of the mass is occupied by a rare earth element Nd having a large specific gravity, such as an Nd—Fe—B magnet.
  • Nd—Fe—B magnet a rare earth element having a large specific gravity
  • Patent Document 2 discloses a YTB system magnet in which the rare earth element R of the RTB system magnet is Y, and the Y 2 Fe 14 B phase having a small anisotropic magnetic field Ha is used as the main phase.
  • a magnet having a practical coercive force can be obtained by making the amounts of Y and B larger than the stoichiometric composition of Y 2 Fe 14 B.
  • the YTB magnet disclosed in Patent Document 2 has a Br of about 0.5 to 0.6 T and a HcJ of about 250 to 350 kA / m, and the magnetic properties of the Nd—Fe—B system are as follows. Therefore, it is difficult to replace the Nd—Fe—B type magnet as a lightweight permanent magnet for a permanent magnet synchronous rotating machine.
  • the present invention has been made in recognition of such a situation, and is lighter without significantly degrading the magnetic properties as compared with Nd—Fe—B magnets widely used in consumer, industrial, transportation equipment, and the like.
  • An object of the present invention is to provide a permanent magnet.
  • the RTB-based permanent magnet of the invention has a composition of (R 1-x (Y 1-z La z ) x ) 2 T 14 B (R is Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb and Lu are rare earth elements composed of one or more elements, and T is one or more transition metal elements essential for Fe, Fe and Co, 0.0 ⁇ x ⁇ 0.5 , 0.0 ⁇ z ⁇ 0.5), and Y that occupies the 4f site in the tetragonal R 2 T 14 B structure in the main phase particle is Y 4f and occupies the 4g site. existence ratio when the set to Y 4g Y Y 4f / (Y 4f + Y 4g) , characterized in that it is 0.8 ⁇ Y 4f / (Y 4f + Y 4g) ⁇ 1.0.
  • the present inventors have made the arrangement of the rare earth element R occupying a specific position in the crystal lattice appropriate, particularly in the Nd—Fe—B system permanent magnet.
  • Y By selectively substituting Y for Nd present in the 4f site of the Nd 2 Fe 14 B crystal structure, it is possible to reduce the weight of the Nd—Fe—B based permanent magnet without degrading the magnetic properties. It has been found that a permanent magnet can be obtained.
  • the magnetocrystalline anisotropy which is the origin of the coercive force of rare earth magnets, is generated when the one-ion anisotropy of rare earth ions constrains the magnetic moment of the entire crystal.
  • the one-ion anisotropy of this rare earth ion is determined by the atomic arrangement and the electron cloud of the ion.
  • Nd ions there are two types of Nd ions, 4f site and 4g site
  • the ion anisotropy of Nd occupying the 4g site is the magnetic anisotropy of the whole crystal. Therefore, it contributes to the improvement of magnetocrystalline anisotropy.
  • the ionic anisotropy of Nd occupying the 4f site is orthogonal to the magnetic anisotropy of the entire crystal, resulting in a loss of magnetocrystalline anisotropy.
  • the 1-ion anisotropy of Nd occupying the 4f site and causing a loss of magnetocrystalline anisotropy originates from the pancake electron cloud of Nd. If only the Nd at the 4f site is replaced with atoms having a spherical electron cloud that does not exhibit anisotropy, and the loss of magnetocrystalline anisotropy can be reduced, the magnetocrystalline anisotropy higher than that of Nd 2 Fe 14 B can be achieved. Can be obtained.
  • Y is mentioned as an element having a spherical electron cloud and having a small atomic weight.
  • the atomic weight of Y is 88.91, which is smaller than the atomic weight of Nd 144.2. That is, by replacing only Nd at the 4f site with Y, a permanent magnet that is lighter and exhibits higher magnetocrystalline anisotropy than a conventional Nd—Fe—B permanent magnet can be obtained.
  • Y substituted with Nd does not necessarily occupy only the 4f site, and even if the composition and process make Y stable at the 4f site, a part of Y is 4g site. Will be occupied. If the proportion of Y that occupies this 4 g site can be reduced, it is expected that a further reduction in loss of magnetocrystalline anisotropy, that is, a permanent magnet exhibiting higher magnetocrystalline anisotropy will be obtained.
  • the 4g site of the tetragonal R 2 T 14 B structure has a feature that it is likely to be preferentially occupied by an element having a large ionic radius because it has a larger distance from adjacent atoms than the 4f site. Since La has the largest ionic radius among the rare earth elements R having a tetragonal R 2 T 14 B structure, it preferentially occupies 4 g sites and prevents Y from occupying 4 g sites. Increase occupancy. However, La is an element having a spherical electron cloud like Y. If La added excessively occupies 4 g sites, it causes a decrease in magnetocrystalline anisotropy.
  • the magnetic characteristics are remarkably improved as compared with the conventional Nd-Fe-B-based magnet. Without lowering, a lightweight permanent magnet suitable for use in a permanent magnet synchronous rotating machine can be obtained.
  • the RTB-based permanent magnet of the present invention has a composition of (R 1-x (Y 1-z La z ) x ) 2 T 14 B (R is Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb , Dy, Ho, Er, Tm, Yb and Lu are rare earth elements, and T is one or more transition metal elements essentially containing Fe, Fe and Co, 0.0 ⁇ x ⁇ 0.
  • Y occupying the 4f site in the tetragonal R 2 T 14 B structure in the main phase particle is Y 4f and occupying the 4g site R-T-existence ratio when the set to Y 4g Y to Y 4f / (Y 4f + Y 4g) , characterized in that it is 0.8 ⁇ Y 4f / (Y 4f + Y 4g) ⁇ 1.0 B system permanent magnet.
  • R is a rare earth element composed of one or more of Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
  • the total amount x of Y and La in the composition of the main phase particles is 0.0 ⁇ x ⁇ 0.5.
  • x increases, the effect of reducing the density by replacing Nd having a large atomic weight with Y having a small atomic weight, that is, reducing the weight of the magnet, is enhanced.
  • x exceeds 0.5, the magnetic properties of the obtained sample are significantly deteriorated.
  • the relative amount z of Y and La is 0.0 ⁇ z ⁇ 0.5.
  • Y is substituted alone, all of Y cannot occupy the 4f site, and a part of Y occupies the 4g site, and the effect of improving the characteristics due to the reduction of the magnetocrystalline anisotropy loss is diminished.
  • it is effective to replace La that preferentially occupies the 4g site with Y.
  • La is an element having a spherical electron cloud similar to Y. If La added excessively occupies 4 g sites, the magnetocrystalline anisotropy is reduced, so that tetragonal R 2 T The amount of La substituted for R in the 14 B structure is more preferably small.
  • B may be partially substituted with C.
  • the substitution amount of C is preferably 10 atomic% or less with respect to B.
  • T which is the balance of the composition, is one or more transition metal elements that essentially require Fe or Fe and Co.
  • the Co content is preferably 0 atomic percent or more and 10 atomic percent or less with respect to the T amount.
  • a raw material alloy is prepared so that an RTB system magnet having a desired composition can be obtained.
  • the raw material alloy can be produced by a strip casting method or other known melting methods in a vacuum or an inert gas, preferably in an Ar atmosphere.
  • a molten metal obtained by melting a raw metal in a non-oxidizing atmosphere such as an Ar gas atmosphere is ejected onto the surface of a rotating roll. The melt rapidly cooled by the roll is rapidly solidified in the form of a thin plate or flakes (scales).
  • This rapidly solidified alloy has a homogeneous structure with a crystal grain size of 1 to 50 ⁇ m.
  • the raw material alloy can be obtained not only by the strip casting method but also by a melting method such as high frequency induction melting. In order to prevent segregation after dissolution, for example, it can be solidified by pouring into a water-cooled copper plate. An alloy obtained by the reduction diffusion method can also be used as a raw material alloy.
  • an RTB-based permanent magnet when an RTB-based permanent magnet is obtained, a so-called single alloy method in which a magnet is made from one kind of alloy is basically applied as a raw material alloy, but R 2 T 14 B which is a main phase particle is used. It is also possible to apply a so-called mixing method using a main phase alloy (low R alloy) mainly composed of crystals and an alloy (high R alloy) that contains more R than the low R alloy and contributes effectively to the formation of grain boundaries. it can.
  • a main phase alloy low R alloy
  • high R alloy that contains more R than the low R alloy and contributes effectively to the formation of grain boundaries. it can.
  • the raw material alloy is subjected to a grinding process.
  • the low R alloy and the high R alloy are pulverized separately or together.
  • the pulverization process includes a coarse pulverization process and a fine pulverization process.
  • the raw material alloy is coarsely pulverized until the particle size becomes about several hundred ⁇ m.
  • the coarse pulverization is desirably performed in an inert gas atmosphere using a stamp mill, a jaw crusher, a brown mill or the like. Prior to coarse pulverization, it is effective to perform pulverization by allowing hydrogen to be stored in the raw material alloy and then releasing it.
  • the hydrogen releasing treatment is performed for the purpose of reducing hydrogen as an impurity as a rare earth sintered magnet.
  • the heating and holding temperature for storing hydrogen is 200 ° C. or higher, preferably 350 ° C. or higher.
  • the holding time varies depending on the relationship with the holding temperature, the thickness of the raw material alloy, etc., but is at least 30 minutes or longer, preferably 1 hour or longer.
  • the hydrogen release treatment is performed in a vacuum or Ar gas flow.
  • the hydrogen storage process and the hydrogen release process are not essential processes. This hydrogen pulverization can be regarded as coarse pulverization, and mechanical coarse pulverization can be omitted.
  • a jet mill is mainly used for fine pulverization, and a coarsely pulverized powder having a particle size of about several hundreds of ⁇ m has an average particle size of 2.5 to 6 ⁇ m, preferably 3 to 5 ⁇ m.
  • the jet mill releases a high-pressure inert gas from a narrow nozzle to generate a high-speed gas flow, accelerates the coarsely pulverized powder with this high-speed gas flow, collides with the coarsely pulverized powder, and collides with the target or the container wall. It is a method of generating a collision and crushing.
  • Wet grinding may be used for fine grinding.
  • a ball mill, a wet attritor or the like is used for the wet pulverization, and the coarsely pulverized powder having a particle size of about several hundreds of ⁇ m has an average particle size of 1.5 to 5 ⁇ m, preferably 2 to 4.5 ⁇ m.
  • the pulverization proceeds without the magnet powder coming into contact with oxygen, so that a fine powder having a low oxygen concentration can be obtained.
  • Fatty acids or fatty acid derivatives and hydrocarbons for the purpose of improving lubrication and orientation during molding such as zinc stearate, calcium stearate, aluminum stearate, stearamide, oleamide, stearic acid or oleic acid
  • Ethylene bisisostearic amide, hydrocarbon paraffin, naphthalene, and the like can be added in an amount of about 0.01 to 0.3 wt% during pulverization.
  • the finely pulverized powder is subjected to molding in a magnetic field.
  • the molding pressure in the molding in the magnetic field may be in the range of 0.3 to 3 ton / cm 2 (30 to 300 MPa).
  • the molding pressure may be constant from the beginning to the end of molding, may be gradually increased or gradually decreased, or may vary irregularly. The lower the molding pressure is, the better the orientation is. However, if the molding pressure is too low, the strength of the molded body is insufficient and handling problems occur. Therefore, the molding pressure is selected from the above range in consideration of this point.
  • the final relative density of the molded body obtained by molding in a magnetic field is usually 40 to 60%.
  • the applied magnetic field may be about 960 to 1600 kA / m (10 to 20 kOe).
  • the applied magnetic field is not limited to a static magnetic field, and may be a pulsed magnetic field.
  • a static magnetic field and a pulsed magnetic field can also be used in combination.
  • the formed body is subjected to a sintering process.
  • Sintering is performed in a vacuum or an inert gas atmosphere.
  • the sintering holding temperature and sintering holding time need to be adjusted according to various conditions such as composition, pulverization method, difference in average particle size and particle size distribution, but may be about 1000 ° C. to 1200 ° C. and 2 hours to 20 hours. That's fine.
  • the process proceeds to a temperature lowering process after an appropriate holding time has elapsed, and the temperature lowering rate may be 10 ⁇ 4 ° C./second to 10 ⁇ 2 ° C./second .
  • the temperature lowering rate does not have to be always constant from the holding temperature to the room temperature, and may be controlled within the above range only in a predetermined temperature range.
  • the temperature of the zone where the temperature lowering rate should be controlled is determined by the composition, but is approximately 800 ° C. to 1200 ° C.
  • the temperature decrease rate is sufficiently slow, and at least the temperature decrease rate needs to be slower than 10 ⁇ 2 ° C./second, but is slower than 10 ⁇ 4 ° C./second.
  • the temperature lowering rate is not realistic because it causes a significant decrease in production efficiency.
  • the obtained sintered body can be subjected to an aging treatment.
  • the aging treatment step is an effective step for increasing the coercive force.
  • the cooling rate from the aging temperature is also decreased. It is effective to control within the speed range.
  • the embodiment relates to a manufacturing method for favorably implementing the present invention, then, of the present invention for the R-T-B-based permanent magnet, of the composition and R 2 T 14 B crystal structure of the main phase grains A method for analyzing the occupied position of the rare earth will be described.
  • the composition of the RTB permanent magnet can be determined by energy dispersive X-ray analysis. After cutting the sintered body as a sample perpendicularly to the direction of magnetic field application during molding, which is an easy axis of magnetization, and confirming that the main generated phase is attributed to the tetragonal R 2 T 14 B structure by X-ray diffraction method The sintered body was processed into a thin film having a thickness of 100 nm using a focused ion beam (FIB) apparatus, and an energy dispersive X-ray analysis provided in a scanning transmission electron microscope (STEM). The composition of the main phase particles can be quantified by analyzing the vicinity of the center of the main phase particles with an (EDS: Energy Dispersive Spectroscopy) apparatus and using the thin film correction function.
  • EDS Energy Dispersive Spectroscopy
  • the composition of the main phase particles is determined by the composition ratio of elements other than B based on the fact that the main production phase is a tetragonal R 2 T 14 B structure, which has been confirmed in advance by an X-ray diffraction method. Can do.
  • the composition of the main phase particles quantified by the above-described method can be controlled by adjusting the composition of the entire sintered body sample.
  • ICP spectroscopy inductively coupled plasma spectroscopy
  • the composition showed a tendency to have a large amount of rare earth. This is because the sintered body sample needs to contain more rare earth than R 2 T 14 B, which is the stoichiometric composition, for densification and grain boundary formation by sintering.
  • R 2 T 14 B which is the stoichiometric composition, for densification and grain boundary formation by sintering.
  • the ratio of the rare earth element contained as R the composition of the entire sintered body sample and the composition of the main phase particles were substantially the same. That is, the ratio of the rare earth element contained as R in the main phase particle R 2 T 14 B can be controlled by adjusting the composition of the entire sintered body sample.
  • Tetragonal R 2 T 14 B existence ratio of the 4f sites in the structure is a Y occupying Y 4f and 4g site is a Y occupying Y 4g Y 4f / (Y 4f + Y 4g) is 0.8 ⁇ Y 4f / (Y 4f + Y 4g ) ⁇ 1.0.
  • the present invention shows no anisotropy only for Nd occupying the 4f site causing the loss of uniaxial anisotropy of the whole crystal due to the anisotropy of Nd 2 Fe 14 B and the ionic anisotropy in the vertical direction.
  • FIG. 1 illustrates (a) a HAADF image and (b) a crystal structure model from the [110] direction obtained from a sintered body having a composition of main phase particles of Nd 2 Fe 14 B.
  • the HAADF image described above has a luminance proportional to approximately the square of the atomic number, B (atomic number: 5), Fe (atomic number: 26), Y (atomic number: 39), rare earth element containing no Y (atom Number: 57 or more) can be easily distinguished.
  • the present invention is characterized in that La is substituted with R in the tetragonal R 2 T 14 B structure together with Y. What is important for magnetocrystalline anisotropy is the 4f site occupancy of Y, and the HAADF image It is not a big problem that La is difficult to distinguish from other rare earth elements not containing Y.
  • the luminance at the 4f site position and the 4g site position are both high and similar in intensity. It is possible to determine that both 4g sites and 4g sites are occupied by Nd having a large atomic number.
  • the luminance at the 4f site position is low and the 4g site position is low. Brightness is high. That is, it is possible to determine that Y having a small atomic number occupies the 4f site and Nd or La having a large atomic number occupies the 4g site.
  • the obtained fine powder is filled into a mold (opening size: 20 mm ⁇ 18 mm), and uniaxial pressing is performed at a pressure of 2.0 ton / cm 2 while applying a magnetic field (2T) in a direction perpendicular to the pressing direction. did.
  • the obtained molded body was heated to the optimum sintering temperature and held for 4 hours, and then the temperature decreasing rate was 1 ⁇ 10 0 ° C./sec to 5 in a temperature range of ⁇ 50 ° C. centering on 400 ° C. to 800 ° C.
  • the sintered body was obtained by cooling to room temperature at a temperature drop rate of 10 -1 ° C / second in other temperature zones at a temperature of ⁇ 10 -5 ° C / second.
  • Table 1 The results of measuring the magnetic properties of the sintered body with a BH tracer and the results of measuring the density of the sintered body are shown in Table 1.
  • the sintered body was cut perpendicularly to the magnetic field application direction during molding, which is an easy axis of magnetization, and it was confirmed by X-ray diffraction that the main product phase was attributed to the tetragonal R 2 T 14 B structure.
  • the vicinity of the center of the main phase particles is analyzed using an EDS apparatus provided in the STEM, and the composition of the main phase particles using the thin film correction function. was quantified.
  • the sample was adjusted to a position where the tetragonal R 2 T 14 B structure was observable from the [110] direction, and a HAADF image was obtained.
  • Y occupying the 4f site in the tetragonal R 2 T 14 B structure obtained by counting the number of Ys occupying the f site and the g site based on the luminance information for the 10 nm square region in the HAADF image.
  • the abundance ratio Y 4f / (Y 4f + Y 4g) of Y 4g is a Y occupying Y 4f and 4g site is a Y occupying the 4f site is at 0.92 to 0.98 , Nd substituted Y was found to selectively occupy the 4f site.
  • the abundance ratio Y 4f / (Y 4f + Y 4g ) of Y 4f which is Y occupying the 4f site and Y 4g which is Y occupying the 4g site is lower than that of the composition substituted with Y alone.
  • the composition substituted with La has a larger value, and in the composition substituted with Y and a small amount of La than the composition substituted with Y alone, most of Y substituted with Nd selectively occupy the 4f site. I found out.
  • the magnetic properties are slightly decreased.
  • the ratio Y 4f / (Y 4f + Y 4g ) of the occupied Y 4g is maintained.
  • the decrease in magnetic properties due to the decrease in temperature drop rate is not due to the 4f site occupancy rate of Y, but the grain boundary structure necessary for the expression of the coercive force of the R 2 T 14 B type permanent magnet is lost due to the temperature drop rate being too small. The present inventors consider that this is caused.
  • the magnetic characteristics are deteriorated and tetragonal R 2 T 14 B
  • the abundance ratio Y 4f / (Y 4f + Y 4g ) of Y 4f occupying the 4f site and Y 4g occupying the 4g site in the structure also decreased.
  • the present inventors consider that the decrease in the magnetic characteristics accompanying the lowering of the temperature band for controlling the temperature lowering rate is caused by insufficient energy for the rare earth element to move to the stable site.
  • the temperature range in which the rate of temperature decrease is 1 ⁇ 10 ⁇ 2 ° C./second is higher than 750 ° C. to 850 ° C. (800 ⁇ 50 ° C.)
  • the magnetic characteristics are lowered, and tetragonal R 2 T 14 B
  • the abundance ratio Y 4f / (Y 4f + Y 4g ) of Y 4f occupying the 4f site and Y 4g occupying the 4g site in the structure also slightly decreased.
  • the present inventors consider that the decrease in the magnetic characteristics accompanying the increase in temperature in the temperature range for controlling the temperature decrease rate is caused by the fact that the rare earth element has moved out of the adjacent site due to excessive energy.
  • the RTB permanent magnet according to the present invention is useful as a field for a permanent magnet synchronous rotating machine widely used in consumer, industrial and transportation equipment.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)

Abstract

【課題】従来のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系永久磁石と同等の磁気特性を有しながらも軽量であり、永久磁石同期回転機の界磁用磁石として好適な、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を提供するにある。 【解決手段】主相を形成する化合物の組成が（Ｒ１－ｘ（Ｙ１－ｚＬａｚ）ｘ）２Ｔ１４Ｂ（ＲはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕの１種以上からなる希土類元素であり、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素、０．０＜ｘ≦０．５、０．０＜ｚ≦０．５）の場合に、正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造中の４ｆサイトを占有するＹをＹ４ｆとし、４ｇサイトを占有するＹをＹ４ｇとしたときの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）が、０．８≦Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）≦１．０となることによって、従来のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系永久磁石と同等の磁気特性を有しながらも軽量である磁石を得る。

Description

Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石
本発明は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に関し、特にＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＲの一部を選択的にＹおよびＬａに置換することによって得られる軽量な永久磁石に関する。
正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物を主相とするＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石（Ｒは希土類元素、ＴはＦｅまたはその一部がＣｏによって置換されたＦｅ、Ｂはホウ素）は優れた磁気特性を有することが知られており、１９８２年の発明（特許文献１：特開昭５９－４６００８号公報）以来、代表的な高性能永久磁石である。
希土類元素ＲがＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｈｏ、ＴｂからなるＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は異方性磁界Ｈａが大きく永久磁石材料として好ましい。中でも希土類元素ＲをＮｄとしたＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石は、飽和磁化Ｉｓ、キュリー温度Ｔｃ、異方性磁界Ｈａのバランスが良く、資源量、耐食性において他の希土類元素Ｒを用いたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石よりも優れているために広く用いられている。
民生、産業、輸送機器に広く用いられる回転機として、近年では省エネルギーおよびエネルギー密度の観点から、永久磁石同期回転機が多く用いられる傾向がある。
永久磁石同期回転機は回転子に永久磁石が配置されており、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石のように質量の３分の１程度を比重の大きい希土類元素Ｎｄが占める永久磁石を用いることは、回転子の重量増加による慣性モーメントの増大、すなわち、制御性および効率の低下を招くという問題がある。
特開昭５９－４６００８号公報 特開２０１１－１８７６２４号公報
Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石となるＲのうち、Ｎｄと比して軽量な元素としてはＹが知られている。特許文献２にはＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の希土類元素ＲをＹとした、Ｙ－Ｔ－Ｂ系磁石が開示されており、異方性磁界Ｈａの小さいＹ２Ｆｅ１４Ｂ相を主相としながらも、ＹおよびＢの量をＹ２Ｆｅ１４Ｂの化学量論組成より大きくすることにより、実用的な保磁力を有する磁石が得られるとしている。しかしながら、特許文献２にて開示されているＹ－Ｔ－Ｂ系磁石のＢｒは０．５～０．６Ｔ程度、ＨｃＪは２５０～３５０ｋＡ／ｍ程度であり、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系の磁気特性よりも著しく低く、永久磁石同期回転機用の軽量な永久磁石として、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石の代替とすることは困難である。
本発明はこうした状況を認識してなされたものであり、民生、産業、輸送機器などに広く用いられているＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石と比較して、磁気特性を著しく低下させることなく、軽量な永久磁石を提供することを目的とする。
発明のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、組成が（Ｒ１－ｘ（Ｙ１－ｚＬａｚ）ｘ）２Ｔ１４Ｂ（ＲはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕの１種以上からなる希土類元素であり、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素、０．０＜ｘ≦０．５、０．０＜ｚ≦０．５）である主相粒子を含み、前記主相粒子における正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造中の４ｆサイトを占有するＹをＹ４ｆとし、４ｇサイトを占有するＹをＹ４ｇとしたときの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）が、０．８≦Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）≦１．０であることを特徴とする。
本発明者らは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石において、結晶格子中の特定の位置を占有する希土類元素Ｒの配列を適正なものとすることによって、特にＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系永久磁石におけるＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶構造の４ｆサイトに存在するＮｄを選択的にＹに置換することによって、従来のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系永久磁石と比較して磁気特性の低下を招くことなく、軽量な永久磁石が得られることを見出した。
希土類磁石の保磁力の起源である結晶磁気異方性は、希土類イオンの１イオン異方性が結晶全体の磁気モーメントを拘束することによって発生する。この希土類イオンの１イオン異方性は原子配置とイオンの電子雲によって決定される。例えば、正方晶Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ構造において、Ｎｄイオンの位置は４ｆサイトと４ｇサイトの２種類が存在しており、４ｇサイトを占有するＮｄのイオン異方性は結晶全体の磁気異方性と平行であるために、結晶磁気異方性の向上に寄与している。しかしながら、４ｆサイトを占有するＮｄのイオン異方性は結晶全体の磁気異方性と直交しているために、結晶磁気異方性の損失を招いている。
４ｆサイトを占有し、結晶磁気異方性の損失を招いているＮｄの１イオン異方性はＮｄのパンケーキ型の電子雲に由来する。この４ｆサイトのＮｄのみを異方性を示さない球形電子雲を有する原子に置換し、結晶磁気異方性の損失を低減させることができれば、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂよりも高い結晶磁気異方性を示す永久磁石を得ることができる。
正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造となる希土類元素Ｒのうち、球形電子雲を有し、原子量の小さい元素としてＹが挙げられる。Ｙの原子量は８８．９１であり、Ｎｄの原子量１４４．２よりも小さい。すなわち、４ｆサイトのＮｄのみをＹに置換することによって、従来のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系永久磁石と比較して軽量かつ、高い結晶磁気異方性を示す永久磁石が得られる。しかしながら、Ｎｄに置換したＹは４ｆサイトのみを選択的に占有とは限らず、Ｙが４ｆサイトにて安定となるような組成および工程を以ってしても、Ｙの一部は４ｇサイトを占有してしまう。この４ｇサイトを占有するＹの割合を低減させることができれば、更なる結晶磁気異方性の損失の低減、すなわち、更に高い結晶磁気異方性を示す永久磁石を得ることが期待される。
正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造の４ｇサイトは４ｆサイトと比較して近接原子との距離が大きいため、イオン半径の大きい元素によって優先的に占有され易いという特徴がある。Ｌａは正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造となる希土類元素Ｒのうち最も大きいイオン半径を有することから、４ｇサイトを優先的に占有し、Ｙが４ｇサイトを占有することを妨げ、Ｙの４ｆサイト占有率を向上させる。しかしながら、ＬａはＹと同様に球形電子雲を有する元素であり、過剰に添加したＬａが４ｇサイトを占有すれば、結晶磁気異方性の低下を招く。すなわち、Ｙを単独で添加するよりも高い結晶磁気異方性を示す永久磁石を得るためには、少量のＬａをＹに併せて、正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造のＲに置換することが有効である。また、Ｌａの原子量は１３８．９であり、Ｙの原子量である８８．９１よりは大きいものの、Ｎｄの原子量１４４．２よりも小さいことから、永久磁石の軽量化にも有効である。
本発明によれば、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＲの一部を選択的にＹおよびＬａに置換することによって、従来のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石と比較して、磁気特性を著しく低下させることなく、永久磁石同期回転機に用いるのに好適である軽量な永久磁石を得ることができる。
（ａ）本発明の比較例１における焼結体の主相粒子の［１１０］方向からのＨＡＡＤＦ像である。（ｂ）Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶構造の［１１０］方向からの結晶構造模型である。 （ａ）組成がＮｄ２Ｆｅ１４Ｂである主相粒子（比較例１）の［１１０］方向からのＨＡＡＤＦ像の輝度のラインプロファイルである。（ｂ）組成が（Ｎｄ０．５Ｙ０．４５Ｌａ０．０５）２Ｆｅ１４Ｂである主相粒子（実施例３）の［１１０］方向からのＨＡＡＤＦ像の輝度のラインプロファイルである。
以下、本発明の好適な実施の形態を詳述する。なお、実施の形態は発明を限定するものではなく例示であり、実施の形態に記述されるすべての特徴やその組み合わせは必ずしも発明の本質的なものであるとは限らない。
本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、組成が（Ｒ１－ｘ（Ｙ１－ｚＬａｚ）ｘ）２Ｔ１４Ｂ（ＲはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕの１種以上からなる希土類元素であり、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素、０．０＜ｘ≦０．５、０．０＜ｚ≦０．５）である主相粒子を含み、前記主相粒子における正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造中の４ｆサイトを占有するＹをＹ４ｆとし、４ｇサイトを占有するＹをＹ４ｇとしたときの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）が、０．８≦Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）≦１．０であることを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
本実施形態において、ＲはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕの１種以上からなる希土類元素である。
本実施形態において、主相粒子の組成に占めるＹとＬａの総量ｘは０．０＜ｘ≦０．５である。ｘの増加に伴って、原子量の大きいＮｄを原子量の小さいＹで置換することによる低密度化、すなわち磁石の軽量化の効果が高くなる。しかしながら、ｘが０．５を超えると得られる試料の磁気特性が著しく低下する。
本実施形態において、ＹとＬａの相対量ｚは０．０＜ｚ≦０．５である。Ｙは正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造のＲとして選択される元素として最も原子量が小さく、磁石の軽量化のみに着目すれば、Ｙのみによる置換（ｚ＝０．０）が有効である。Ｙを単独で置換すると、Ｙのすべてが４ｆサイトを占有できずに一部のＹが４ｇサイトを占有してしまい、結晶磁気異方性の損失の低減による特性向上の効果は薄れてしまう。Ｙの４ｆサイト占有率を向上させるために、４ｇサイトを優先的に占有するＬａをＹに併せて置換することが有効である。しかしながら、ＬａはＹと同様に球形電子雲を有する元素であり、過剰に添加したＬａが４ｇサイトを占有すれば、結晶磁気異方性の低下を招くため、Ｙに併せて正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造のＲに置換するＬａの量は少量であることがより好ましい。
本実施形態において、Ｂはその一部をＣで置換してもよい。Ｃの置換量はＢに対して１０原子％以下とすることが好ましい。
本実施形態において、組成残部であるＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素である。Ｃｏ量はＴ量に対して０原子％以上１０原子％以下が望ましい。Ｃｏ量の増加によってキュリー温度を向上させることができ、温度上昇に対する保磁力の低下を小さく抑えることが可能となる。また、Ｃｏ量の増加によって希土類永久磁石の耐食性を向上させることができる。
以下、本件発明の製造方法の好適な例について説明する。
本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造においては、まず、所望の組成を有するＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られるような原料合金を準備する。原料合金は、真空又は不活性ガス、望ましくはＡｒ雰囲気中でストリップキャスト法、その他公知の溶解法により作製することができる。ストリップキャスト法は、原料金属をＡｒガス雰囲気などの非酸化雰囲気中で溶解して得た溶湯を回転するロールの表面に噴出させる。ロールで急冷された溶湯は、薄板または薄片（鱗片）状に急冷凝固される。この急冷凝固された合金は、結晶粒径が１～５０μｍの均質な組織を有している。原料合金は、ストリップキャスト法に限らず、高周波誘導溶解等の溶解法によって得ることができる。なお、溶解後の偏析を防止するため、例えば水冷銅板に傾注して凝固させることができる。また、還元拡散法によって得られた合金を原料合金として用いることもできる。
本発明においてＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を得る場合、原料合金として、１種類の合金から磁石を作成するいわゆるシングル合金法の適用を基本とするが、主相粒子であるＲ２Ｔ１４Ｂ結晶を主体とする主相合金（低Ｒ合金）と、低Ｒ合金よりＲを多く含み、粒界の形成に有効に寄与する合金（高Ｒ合金）とを用いる所謂混合法を適用することもできる。
原料合金は粉砕工程に供される。混合法による場合には、低Ｒ合金及び高Ｒ合金は別々に又は一緒に粉砕される。粉砕工程には、粗粉砕工程と微粉砕工程とがある。まず、原料合金を、粒径数百μｍ程度になるまで粗粉砕する。粗粉砕は、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にて行なうことが望ましい。粗粉砕に先立って、原料合金に水素を吸蔵させた後に放出させることにより粉砕を行なうことが効果的である。水素放出処理は、希土類焼結磁石として不純物となる水素を減少させることを目的として行われる。水素吸蔵のための加熱保持の温度は、２００℃以上、望ましくは３５０℃以上とする。保持時間は、保持温度との関係、原料合金の厚さ等によって変わるが、少なくとも３０分以上、望ましくは１時間以上とする。水素放出処理は、真空中又はＡｒガスフローにて行う。なお、水素吸蔵処理、水素放出処理は必須の処理ではない。この水素粉砕を粗粉砕と位置付けて、機械的な粗粉砕を省略することもできる。
粗粉砕工程後、微粉砕工程に移る。微粉砕には主にジェットミルが用いられ、粒径数百μｍ程度の粗粉砕粉末を、平均粒径２．５～６μｍ、望ましくは３～５μｍとする。ジェットミルは、高圧の不活性ガスを狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により粗粉砕粉末を加速し、粗粉砕粉末同士の衝突やターゲットあるいは容器壁との衝突を発生させて粉砕する方法である。
微粉砕には湿式粉砕を用いても良い。湿式粉砕にはボールミルや湿式アトライタなどが用いられ、粒径数百μｍ程度の粗粉砕粉末を、平均粒径１．５～５μｍ、望ましくは２～４．５μｍとする。湿式粉砕では適切な分散媒の選択により、磁石粉が酸素に触れることなく粉砕が進行するため、酸素濃度が低い微粉末が得られる。
成形時の潤滑及び配向性の向上を目的とした脂肪酸又は脂肪酸の誘導体や炭化水素、例えばステアリン酸系やオレイン酸系であるステアリン酸亜鉛、ステアリン酸カルシウム、ステアリン酸アルミニウム、ステアリン酸アミド、オレイン酸アミド、エチレンビスイソステアリン酸アミド、炭化水素であるパラフィン、ナフタレン等を微粉砕時に０．０１～０．３ｗｔ％程度添加することができる。
微粉砕粉は磁場中成形に供される。磁場中成形における成形圧力は０．３～３ｔｏｎ／ｃｍ２（３０～３００ＭＰａ）の範囲とすればよい。成形圧力は成形開始から終了まで一定であってもよく、漸増または漸減してもよく、あるいは不規則変化してもよい。成形圧力が低いほど配向性は良好となるが、成形圧力が低すぎると成形体の強度が不足してハンドリングに問題が生じるので、この点を考慮して上記範囲から成形圧力を選択する。磁場中成形で得られる成形体の最終的な相対密度は、通常、４０～６０％である。
印加する磁場は、９６０～１６００ｋＡ／ｍ（１０～２０ｋＯｅ）程度とすればよい。印加する磁場は静磁場に限定されず、パルス状の磁場とすることもできる。また、静磁場とパルス状磁場を併用することもできる。
成形体は焼結工程に供される。焼結は真空又は不活性ガス雰囲気中にて行われる。焼結保持温度および焼結保持時間は、組成、粉砕方法、平均粒径と粒度分布の違い等、諸条件により調整する必要があるが、凡そ１０００℃～１２００℃、２時間～２０時間であればよい。しかるべき保持時間経過の後に降温させる工程に移るが、降温速度は１０－４℃／秒～１０－２℃／秒とすればよい。この時、降温速度は保持温度から室温に至るまで常に一定とする必要は無く、所定の温度帯域のみにおいて前記範囲に制御すればよい。この降温速度を制御すべき帯域の温度は組成によって決まるが、凡そ８００℃～１２００℃である。組成によって決まる所定の温度帯域において、降温速度を制御することによって、組成中に含まれる複数種類の元素が、構造的に最も安定な配置となり、本件発明の特徴である構造が形成されるものと発明者らは考える。すなわち、降温速度は十分に遅いことが本件発明を実現するための必要条件であり、少なくとも降温速度を１０－２℃／秒よりも遅くする必要があるが、１０－４℃／秒よりも遅い降温速度は製造上の効率の著しい低下を招くため、現実的ではない。
焼結後、得られた焼結体に時効処理を施すことができる。時効処理工程は保磁力を増大させるために有効な工程であるが、前記の降温速度を制御すべき温度帯域の近傍の温度にて時効処理を行う際は、時効温度からの冷却速度も前記降温速度の範囲にて制御することが有効である。
以上、本件発明を好適に実施するための製造方法に関する形態を説明したが、次いで、本件発明のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石について、主相粒子の組成およびＲ２Ｔ１４Ｂ結晶構造中の希土類の占有位置を分析する方法について説明する。
本件発明において、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の組成は、エネルギー分散型Ｘ線分析にて決定することが可能である。試料である焼結体を磁化容易軸である成形時の磁場印加方向と垂直に切断し、Ｘ線回折法によって主たる生成相が正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造に帰属されることを確認した後に、焼結体を集束イオンビーム（ＦＩＢ：Ｆｏｃｕｓｅｄ　Ｉｏｎ　Ｂｅａｍ）装置にて厚さ１００ｎｍの薄片状に加工し、走査透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）に備えられたエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ：Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）装置にて主相粒子の中央近傍を分析し、薄膜補正機能を用いることによって主相粒子の組成を定量化できる。
ＥＤＳ装置は軽元素に対する感度が低いためにＢの定量化は困難である。そこで、あらかじめＸ線回折法によって確認した、主たる生成相が正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造であることを根拠として、Ｂ以外の元素の組成比を以って主相粒子の組成を決定することができる。
上述の方法によって定量化される主相粒子の組成は、焼結体試料全体の組成を調整することによって制御が可能である。誘導結合高周波プラズマ分光分析（ＩＣＰ分光分析：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）によって求めた焼結体試料全体の組成と、ＥＤＳ装置にて求めた主相粒子の組成を比較した結果、焼結体試料全体の組成において希土類量が多い傾向を示した。これは焼結体試料は焼結による緻密化および粒界形成のために化学量論比組成であるＲ２Ｔ１４Ｂよりも多い希土類を含む必要があることに起因する。しかしながら、Ｒとして含まれる希土類元素の割合については、焼結体試料全体の組成と主相粒子の組成は略同一であった。すなわち、焼結体試料全体の組成の調整によって、主相粒子Ｒ２Ｔ１４ＢにＲとして含まれる希土類元素の割合を制御することが可能である。
正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造中の４ｆサイトを占有するＹであるＹ４ｆと４ｇサイトを占有するＹであるＹ４ｇの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）は０．８≦Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）≦１．０である。本発明はＮｄ２Ｆｅ１４Ｂの異方性と垂直方向のイオン異方性によって、結晶全体の一軸異方性の損失を招いている４ｆサイトを占有するＮｄのみを、異方性を示さない球形電子雲を有するＹに置換することによって、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂよりも高い一軸異方性を示す永久磁石を得ることを特徴とする。Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶中に４ｆサイトと４ｇサイトは等量存在するため、すべての４ｆサイトがＹにて置換されれば、Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）＝１．０であり、本発明における最も望ましい形態となる。しかしながら、現実にはすべての４ｆサイトがＹにて置換されている必要はなく、０．８≦Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）≦１．０の範囲にて十分に実用的な磁気特性を示す磁石を得ることができる。
上述の正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造中の４ｆサイトを占有するＹであるＹ４ｆと４ｇサイトを占有するＹであるＹ４ｇの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）は走査透過電子顕微鏡による高角度散乱暗視野像より決定することが可能である。
焼結体を磁化容易軸である成形時の磁場印加方向と垂直に切断し、ＦＩＢ装置にて厚さ１００ｎｍの薄片状に加工した後に、ＳＴＥＭにてＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ型の結晶構造が［１１０］方向から観察可能な位置に調整し、高角度散乱暗視野（ＨＡＡＤＦ：Ｈｉｇｈ－Ａｎｇｌｅ　Ａｎｎｕｌａｒ　Ｄａｒｋ－Ｆｉｅｌｄ）像を得る。図１に主相粒子の組成がＮｄ２Ｆｅ１４Ｂである焼結体より得た［１１０］方向からの（ａ）ＨＡＡＤＦ像および（ｂ）結晶構造模型を例示する。
上述のＨＡＡＤＦ像は輝度が原子番号の略２乗に比例するため、Ｂ（原子番号：５）、Ｆｅ（原子番号：２６）、Ｙ（原子番号：３９）、Ｙを含まない希土類元素（原子番号：５７以上）は容易に判別が可能である。なお、本件発明はＬａをＹに併せて正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造のＲに置換することを特徴としているが、結晶磁気異方性に重要なのはＹの４ｆサイト占有率であり、ＨＡＡＤＦ像にてＬａがＹを含まない他の希土類元素と判別しにくいことは大きな問題とはならない。Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型の結晶構造を観察において、４ｆサイトと４ｇサイトを重畳することなく明瞭に分離するには［１１０］方向からの観察が有効である。組成が（ａ）Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂである焼結体、および、組成が（ｂ）（Ｎｄ０．５Ｙ０．４５Ｌａ０．０５）２Ｆｅ１４Ｂである焼結体のＨＡＡＤＦ像より得た輝度のラインプロファイルを図２に例示する。なお、ラインプロファイルは図１（ａ）のＨＡＡＤＦ像に示す矩形の領域に沿って取得した。
図２（ａ）に示すＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶の［１１０］方向からのＨＡＡＤＦ像においては、４ｆサイト位置と４ｇサイト位置の輝度はいずれも高く、同程度の強度であることから、４ｆサイトと４ｇサイトの両方が原子番号の大きいＮｄに占有されていることを判別することが可能である。
図２（ｂ）に示す（Ｎｄ０．５Ｙ０．４５Ｌａ０．０５）ｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶の［１１０］方向からのＨＡＡＤＦ像においては、４ｆサイト位置の輝度が低く４ｇサイト位置の輝度が高い。すなわち、４ｆサイトを原子番号の小さいＹが、４ｇサイトを原子番号の大きいＮｄもしくはＬａが占有していることを判別することが可能である。
以下、実施例および比較例に基づき、本発明をさらに具体的に説明するが、本発明は以下の実施例に何ら限定されるものではない。
主相粒子の組成が（Ｎｄ１－ｘ（Ｙ１－ｚＬａｚ）ｘ）２Ｆｅ１４Ｂ（ｘ＝０．０～０．７、ｚ＝０．０～１．０）となるように、Ｎｄメタル、Ｙメタル、Ｌａメタル、電解鉄、フェロボロンを所定量秤量し、ストリップキャスト法にて薄板状のＲ－Ｔ－Ｂ合金を作製した。この合金を水素気流中にて攪拌しながら熱処理することにより粗粉末にした後に、潤滑剤としてオレイン酸アミドを添加し、ジェットミルを用いて非酸化雰囲気中にて微粉末（平均粒径３μｍ）にした。得られた微粉末を金型（開口寸法：２０ｍｍ×１８ｍｍ）に充填し、加圧方向と直角方向に磁場（２Ｔ）を印加しながら２．０ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力にて１軸加圧成形した。得られた成形体を最適焼結温度まで昇温し、４時間保持した後に、４００℃から８００℃を中心とする±５０℃の温度帯において、降温速度を１×１００℃／秒～５×１０－５℃／秒とし、それ以外の温度帯では降温速度を１０－１℃／秒として室温まで冷却し焼結体を得た。焼結体の磁気特性をＢＨトレーサーにて測定した結果、および焼結体の密度を測定した結果を表１に示す。
焼結体を磁化容易軸である成形時の磁場印加方向と垂直に切断し、Ｘ線回折法によって主たる生成相が正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造に帰属されることを確認した。次いで、焼結体をＦＩＢ装置にて厚さ１００ｎｍの薄片状に加工した後に、ＳＴＥＭに備えられたＥＤＳ装置にて主相粒子の中央近傍分析し、薄膜補正機能を用いて主相粒子の組成を定量化した。次いで、試料を正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造が［１１０］方向から観察可能な位置に調整し、ＨＡＡＤＦ像を得た。ＨＡＡＤＦ像における１０ｎｍ四方の領域について、輝度情報を基にｆサイトおよびｇサイトを占有するＹの数を計数して得た、正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造中の４ｆサイトを占有するＹであるＹ４ｆと４ｇサイトを占有するＹであるＹ４ｇの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）を表１に示す。
［実施例１～３、比較例１、比較例７～８］
正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造のＲをＮｄとし、Ｙおよび少量のＬａにて置換した組成（ｘ＝０．０～０．７、ｚ＝０．１）では、Ｎｄに対するＹおよびＬａの置換量ｘの増加とともに密度が低下しており、密度低下・軽量化の効果が得られている。しかしながら、ｘ≧０．６では残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力ＨｃＪが著しく低下している。すなわち、ＮｄをＹおよび少量のＬａにて置換した場合（ｚ＝０．１）では、０．０＜ｘ≦０．５の範囲にて実用的な残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力ＨｃＪを有しながら、従来のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石よりも軽量であり、永久磁石同期回転機に用いることによって、高い応答性と制御性を示す、優れた永久磁石が得られることがわかった。また、前記の範囲において、４ｆサイトを占有するＹであるＹ４ｆと４ｇサイトを占有するＹであるＹ４ｇの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）は０．９２～０．９８であり、Ｎｄを置換したＹの多くが４ｆサイトを選択的に占有していることがわかった。
［実施例１～３、比較例１～８］
正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造のＲをＮｄとし、Ｙのみにて置換した組成（ｘ＝０．０～０．７、ｚ＝０．０）と、Ｙおよび少量のＬａにて置換した組成（ｘ＝０．０～０．７、ｚ＝０．１）を比較すると、Ｎｄに対するＹおよびＬａの置換量ｘが等しい場合に、Ｙのみにて置換した組成よりもＹおよび少量のＬａにて置換した組成のほうが大きい保磁力ＨｃＪが得られることがわかった。また、４ｆサイトを占有するＹであるＹ４ｆと４ｇサイトを占有するＹであるＹ４ｇの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）も、Ｙのみにて置換した組成よりもＹおよび少量のＬａにて置換した組成のほうが大きい値であり、Ｙのみにて置換した組成よりもＹおよび少量のＬａにて置換した組成において、Ｎｄを置換したＹの多くが４ｆサイトを選択的に占有していることがわかった。
［比較例１１～１５］
正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造のＲをＮｄとし、Ｌａのみにて置換した組成（ｘ＝０．２～０．７、ｚ＝１．０）では、Ｎｄに対するＬａの置換量ｘの増加とともに残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力ＨｃＪが単調に低下している。また、Ｌａの置換量ｘの増加に伴う密度低下も僅かである。すなわち、ＮｄをＬａのみにて置換した場合（ｚ＝１．０）に得られる永久磁石は、実用的な残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力ＨｃＪを有さず、従来のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石よりも軽量な永久磁石は得られないことがわかった。
［実施例５～７、比較例１、比較例９～１０］
正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造のＲをＮｄとし、ＹおよびＬａにて半量ずつ置換した組成（ｘ＝０．０～０．７、ｚ＝０．５）では、Ｎｄに対するＹおよびＬａの置換量ｘの増加とともに密度が低下しており、ＮｄをＹおよびＬａに置換したことによる密度低下・軽量化の効果が得られている。また、Ｎｄに対するＹおよびＬａの置換量ｘの増加とともに残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力ＨｃＪが漸減しているが、特にｘ≧０．６では保磁力ＨｃＪが急峻に低下している。すなわち、Ｎｄに対してＹおよびＬａを半量ずつ置換した組成（ｚ＝０．５）においても０．０＜ｘ≦０．５の範囲にて、従来のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石と同等の磁気特性を有しながら、軽量であり、永久磁石同期回転機に用いることによって、高い応答性と制御性を示す、優れた永久磁石が得られることがわかった。また、前記の範囲において、４ｆサイトを占有するＹであるＹ４ｆと４ｇサイトを占有するＹであるＹ４ｇの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）は０．９０～０．９７であり、Ｎｄを置換したＹの多くが４ｆサイトを選択的に占有していることがわかった。
［実施例３、実施例７～９、比較例１３、比較例１６～１７］
正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造のＲをＮｄとし、Ｎｄの半量をＹまたはＬａもしくは両方にて置換した組成（ｘ＝０．５、ｚ＝０．０～１．０）では、Ｙに対するＬａの相対量ｚの増加とともに焼結体の密度が漸増する傾向にある。また、残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力ＨｃＪも、Ｙに対するＬａの相対量が半量を超える（ｚ≧０．６）と著しく低下している。すなわち、０．０≦ｚ≦０．５の範囲において従来のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石と同等の磁気特性を有しながら、軽量であり、永久磁石同期回転機に用いることによって、高い応答性と制御性を示す、優れた永久磁石が得られることがわかった。また、前記の範囲において、４ｆサイトを占有するＹであるＹ４ｆと４ｇサイトを占有するＹであるＹ４ｇの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）は０．９０～０．９３であり、Ｎｄを置換したＹの多くが４ｆサイトを選択的に占有していることがわかった。
［実施例３、実施例１３～１４、比較例１８～２２］
正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造のＲをＮｄとし、Ｎｄの半量をＹおよび少量のＬａに置換した組成（ｘ＝０．５、ｚ＝０．１）において、７５０℃～８５０℃（８００±５０℃）の温度帯域の降温速度を１×１００℃／秒～５×１０－５℃／秒まで変化させた。降温速度が１×１０－４℃／秒～１×１０－２℃／秒の場合には、Ｎｄを置換しないＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石（比較例１）と同等の優れた磁気特性が得られた。しかしながら、降温速度が１０－２℃／秒よりも大きい場合には、磁気特性が急峻に低下し、正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造中の４ｆサイトを占有するＹ４ｆと４ｇサイトを占有するＹ４ｇの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）も低下した。この降温速度の増大に伴う磁気特性の急峻な低下は希土類元素が安定サイトへ移動するための時間が足りなかったことに起因すると本発明者らは考える。また、降温速度が１×１０－４℃／秒よりも小さい場合にも、磁気特性が僅かに低下するものの、正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造中の４ｆサイトを占有するＹ４ｆと４ｇサイトを占有するＹ４ｇの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）は凡そ維持される。この降温速度の減少に伴う磁気特性の低下はＹの４ｆサイト占有率によるものではなく、小さすぎる降温速度によって、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型永久磁石の保磁力発現に必要な粒界構造が失われたことに起因すると本発明者らは考える。
［実施例３、比較例２３～２６］
正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造のＲをＮｄとし、Ｎｄの半量をＹおよび少量のＬａにて置換した組成（ｘ＝０．５、ｚ＝０．１）において、降温速度を１×１０－２℃／秒とする温度帯域を５５０℃～１０５０℃（６００±５０℃～１０００±５０℃）まで変化させた。降温速度を１×１０－２℃／秒とする温度帯域が７５０℃～８５０℃（８００±５０℃）の場合には、Ｎｄを置換しないＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石（比較例１）と同等の優れた磁気特性が得られた。しかしながら、降温速度を１×１０－２℃／秒とする温度帯域が７５０℃～８５０℃（８００±５０℃）よりも低温である場合には磁気特性が低下し、正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造中の４ｆサイトを占有するＹ４ｆと４ｇサイトを占有するＹ４ｇの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）も低下した。この降温速度を制御する温度帯域の低温化に伴う磁気特性の低下は希土類元素が安定サイトへ移動するためのエネルギーが足りなかったことに起因すると本発明者らは考える。また、降温速度を１×１０－２℃／秒とする温度帯域が７５０℃～８５０℃（８００±５０℃）よりも高温である場合には磁気特性が低下し、正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造中の４ｆサイトを占有するＹ４ｆと４ｇサイトを占有するＹ４ｇの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）も僅かに低下した。この降温速度を制御する温度帯域の高温化に伴う磁気特性の低下はエネルギーが過剰であるために、希土類元素が近接サイト外への移動してしまったことに起因すると本発明者らは考える。
［実施例３、実施例１０～１２］
正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造のＲをＮｄとした場合でも、ＲをＮｄおよびＤｙ、もしくは、ＮｄおよびＴｂ、もしくは、ＮｄおよびＣｅとした場合でも、Ｒの半量をＹおよび少量のＬａにて置換した組成（ｘ＝０．５、ｚ＝０．１）において、従来のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石と同等の磁気特性を有しながら、軽量であり、永久磁石同期回転機に用いることによって、高い応答性と制御性を示す、優れた永久磁石が得られることがわかった。また、前記の組成において、４ｆサイトを占有するＹであるＹ４ｆと４ｇサイトを占有するＹであるＹ４ｇの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）は０．８８～０．９１であり、Ｒを置換したＹの多くが４ｆサイトを選択的に占有していることがわかった。

Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
以上のように、本発明に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は民生、産業、輸送機器に広く用いられる永久磁石同期回転機用の界磁に有用である。

Claims (2)

  1. 組成が（Ｒ１－ｘ（Ｙ１－ｚＬａｚ）ｘ）２Ｔ１４Ｂ（ＲはＣｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕの１種以上からなる希土類元素であり、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素、０．０＜ｘ≦０．５、０．０＜ｚ≦０．５）である主相粒子を含み、前記主相粒子における正方晶Ｒ２Ｔ１４Ｂ構造中の４ｆサイトを占有するＹをＹ４ｆとし、４ｇサイトを占有するＹをＹ４ｇとしたときの存在比率Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）が、０．８≦Ｙ４ｆ／（Ｙ４ｆ＋Ｙ４ｇ）≦１．０であることを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  2. 請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を備える回転機。
PCT/JP2014/053111 2013-03-22 2014-02-12 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 WO2014148146A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE112014001584.9T DE112014001584T5 (de) 2013-03-22 2014-02-12 R-T-B-Basierter Dauermagnet
CN201480000884.9A CN104254894B (zh) 2013-03-22 2014-02-12 R-t-b系永久磁铁
US14/385,855 US9953751B2 (en) 2013-03-22 2014-02-12 R-T-B based permanent magnet
JP2014528358A JP5708888B2 (ja) 2013-03-22 2014-02-12 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-059680 2013-03-22
JP2013059680 2013-03-22

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2014148146A1 true WO2014148146A1 (ja) 2014-09-25

Family

ID=51579840

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2014/053111 WO2014148146A1 (ja) 2013-03-22 2014-02-12 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石

Country Status (5)

Country Link
US (1) US9953751B2 (ja)
JP (1) JP5708888B2 (ja)
CN (1) CN104254894B (ja)
DE (1) DE112014001584T5 (ja)
WO (1) WO2014148146A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20180040400A1 (en) * 2016-07-15 2018-02-08 Tdk Corporation R-t-b based rare earth permanent magnet
US20180040399A1 (en) * 2016-07-15 2018-02-08 Tdk Corporation R-t-b based rare earth permanent magnet

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6995542B2 (ja) * 2017-09-19 2022-02-04 株式会社東芝 磁石材料、永久磁石、回転電機、及び車両
CN110534279A (zh) * 2019-08-23 2019-12-03 华南理工大学 一种纯高丰度稀土Ce,La,Y基多元纳米晶永磁合金及制备
CN111986907A (zh) * 2020-01-08 2020-11-24 山东光韵智能科技有限公司 一种低成本纳米复合永磁导电触头及其制造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62202506A (ja) * 1985-11-21 1987-09-07 Tdk Corp 永久磁石およびその製法
JPS62281403A (ja) * 1986-05-30 1987-12-07 Tdk Corp 永久磁石
JPH07188704A (ja) * 1993-12-27 1995-07-25 Showa Denko Kk 希土類永久磁石用合金粉末及びその製造法
JPH10163014A (ja) * 1996-11-29 1998-06-19 Shin Etsu Chem Co Ltd 希土類永久磁石の製造方法
JP2002190404A (ja) * 2000-10-04 2002-07-05 Sumitomo Special Metals Co Ltd 希土類焼結磁石およびその製造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5946008A (ja) 1982-08-21 1984-03-15 Sumitomo Special Metals Co Ltd 永久磁石
JPS6181606A (ja) 1984-09-04 1986-04-25 Tohoku Metal Ind Ltd 希土類磁石の製造方法
US4765848A (en) 1984-12-31 1988-08-23 Kaneo Mohri Permanent magnent and method for producing same
JPS62122106A (ja) 1985-11-21 1987-06-03 Tdk Corp 焼結永久磁石
US4836868A (en) * 1986-04-15 1989-06-06 Tdk Corporation Permanent magnet and method of producing same
US6120620A (en) * 1999-02-12 2000-09-19 General Electric Company Praseodymium-rich iron-boron-rare earth composition, permanent magnet produced therefrom, and method of making
JP2003525345A (ja) * 1999-02-12 2003-08-26 ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ プラセオジムに富む鉄−ホウ素−希土類組成物、それから作製した永久磁石、および作製方法
KR100771676B1 (ko) * 2000-10-04 2007-10-31 가부시키가이샤 네오맥스 희토류 소결자석 및 그 제조방법
WO2004046409A2 (en) 2002-11-18 2004-06-03 Iowa State University Research Foundation, Inc. Permanent magnet alloy with improved high temperature performance
JP2011187624A (ja) 2010-03-08 2011-09-22 Hitachi Metals Ltd 希土類系永久磁石およびその製造方法
CN102360655A (zh) * 2011-06-16 2012-02-22 李和良 含钇的钕铁硼永磁材料
JP5708889B2 (ja) * 2013-03-22 2015-04-30 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
DE112014001590T5 (de) * 2013-03-22 2016-01-21 Tdk Corporation R-T-B basierter Dauermagnet
JP5686212B1 (ja) * 2014-03-28 2015-03-18 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
JP5686214B1 (ja) * 2014-03-28 2015-03-18 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
JP5686213B1 (ja) * 2014-03-28 2015-03-18 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62202506A (ja) * 1985-11-21 1987-09-07 Tdk Corp 永久磁石およびその製法
JPS62281403A (ja) * 1986-05-30 1987-12-07 Tdk Corp 永久磁石
JPH07188704A (ja) * 1993-12-27 1995-07-25 Showa Denko Kk 希土類永久磁石用合金粉末及びその製造法
JPH10163014A (ja) * 1996-11-29 1998-06-19 Shin Etsu Chem Co Ltd 希土類永久磁石の製造方法
JP2002190404A (ja) * 2000-10-04 2002-07-05 Sumitomo Special Metals Co Ltd 希土類焼結磁石およびその製造方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20180040400A1 (en) * 2016-07-15 2018-02-08 Tdk Corporation R-t-b based rare earth permanent magnet
US20180040399A1 (en) * 2016-07-15 2018-02-08 Tdk Corporation R-t-b based rare earth permanent magnet
US10566117B2 (en) * 2016-07-15 2020-02-18 Tdk Corporation R-T-B based rare earth permanent magnet
US10614937B2 (en) * 2016-07-15 2020-04-07 Tdk Corporation R-T-B based rare earth permanent magnet

Also Published As

Publication number Publication date
JP5708888B2 (ja) 2015-04-30
DE112014001584T5 (de) 2016-01-21
US9953751B2 (en) 2018-04-24
CN104254894B (zh) 2019-04-30
CN104254894A (zh) 2014-12-31
US20160086703A1 (en) 2016-03-24
JPWO2014148146A1 (ja) 2017-02-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5708889B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
US10242780B2 (en) Rare earth based permanent magnet
JP5708887B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
JP6504044B2 (ja) 希土類系永久磁石
US9520216B2 (en) R-T-B based sintered magnet
WO2015159612A1 (ja) 希土類永久磁石
JP6848736B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石
JP5708888B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
JP5729511B1 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石、及び、回転機
CN110024057B (zh) 稀土类永久磁铁
US11120931B2 (en) R-T-B based permanent magnet
JP2015207663A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石、ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石用原料合金
JP6468435B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP5686212B1 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
WO2019220950A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石用鋳造合金薄片
US10784029B2 (en) R-T-B based permanent magnet
US10256017B2 (en) Rare earth based permanent magnet
JP2020155633A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
JP2018174317A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
TW202132584A (zh) Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系燒結磁石

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2014528358

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14385855

Country of ref document: US

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

Ref document number: 14770281

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1120140015849

Country of ref document: DE

Ref document number: 112014001584

Country of ref document: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 14770281

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1