WO2018180891A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法 - Google Patents

Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2018180891A1
WO2018180891A1 PCT/JP2018/011416 JP2018011416W WO2018180891A1 WO 2018180891 A1 WO2018180891 A1 WO 2018180891A1 JP 2018011416 W JP2018011416 W JP 2018011416W WO 2018180891 A1 WO2018180891 A1 WO 2018180891A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
alloy powder
amount
sintered magnet
phase
Prior art date
Application number
PCT/JP2018/011416
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
倫太郎 石井
鉄兵 佐藤
國吉　太
Original Assignee
日立金属株式会社
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 日立金属株式会社 filed Critical 日立金属株式会社
Priority to CN201880017894.1A priority Critical patent/CN110431646B/zh
Priority to JP2018538787A priority patent/JP6432718B1/ja
Publication of WO2018180891A1 publication Critical patent/WO2018180891A1/ja

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • 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
    • 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
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets

Definitions

  • the present disclosure relates to a method for manufacturing an RTB-based sintered magnet.
  • R—T—B system sintered magnet having R 2 T 14 B type compound as a main phase (R is at least one of rare earth elements and always contains Nd, T is at least one of transition metal elements)
  • Fe which must include Fe
  • VCM hard disk drive voice coil motors
  • EV electric vehicles
  • HV PHV
  • motors for industrial equipment etc. It is used in a wide variety of applications such as various motors and home appliances.
  • the RTB -based sintered magnet has a reduced coercive force H cJ (hereinafter sometimes simply referred to as “H cJ ”) at high temperatures, causing irreversible thermal demagnetization. If therefore, are particularly used in electric automobile motors, to maintain high H cJ even at high temperatures, it has been required a higher H cJ at room temperature.
  • H cJ reduced coercive force
  • Dy has problems such as unstable supply and price fluctuations due to the limited production area. Therefore, there is a demand for a technique for improving the HcJ of the RTB -based sintered magnet by reducing the amount of heavy rare earth elements such as Dy as much as possible.
  • Patent Document 1 discloses that an R 2 T 17 phase is obtained by lowering the amount of B than that of a normal RTB-based alloy and containing one or more metal elements M selected from Al, Ga, and Cu. And ensuring a sufficient volume fraction of the transition metal rich phase (R 6 T 13 M) produced using the R 2 T 17 phase as a raw material, while suppressing the Dy content, It is described that a high RTB system rare earth sintered magnet can be obtained.
  • the amount of B is smaller than that of a normal RTB-based sintered magnet (less than the amount of B in the stoichiometric ratio of the R 2 T 14 B type compound), Ga, etc.
  • a transition metal rich phase (RT-Ga phase) is generated, and thereby HcJ can be increased to some extent.
  • the RTB-based rare earth sintered magnet disclosed in Patent Document 1 can exhibit high HcJ to some extent while reducing the Dy content, in recent years, It was insufficient to satisfy the sufficiently high HcJ required in the application.
  • R-T-B based sintered magnet without using as much as possible RH of Dy or the like (i.e., by reducing as much as possible the amount of RH), R-T-B based sintered magnet having a high B r and high H cJ It aims at providing the manufacturing method of.
  • R 28.5-33.0% by mass
  • R is a rare earth element and includes at least one of Nd and Pr
  • Co 0.2 to 0.9% by mass
  • B 0.85 to 0.91% by mass
  • Cu 0.05 to 0.50 mass%
  • T Fe and Co, and other than Co as defined above is Fe
  • a method of manufacturing a magnet comprising: R: 33 to 69% by mass, Co: 3.5 to 8.5% by mass, B: 0.2 to 0.8% by mass, Cu: 0.8 to 3.0% by mass
  • An additive alloy containing Ga: 1.8 to 10% by mass and T: 10 to 60% by mass (wherein T is Fe and Co, and other than Co as defined above is Fe) and satisfies the following formula (1)
  • Preparing a powder R: 28.5-33.0% by mass
  • B 0.91 to 1.10% by mass
  • the additive alloy powder is: R: 40-60% by mass, Co: 4.5-8.1% by mass, B: 0.2 to 0.7% by mass, Cu: 1.5 to 2.6% by mass,
  • R-T-B based sintered with high B r and high H cJ A method for manufacturing a magnet can be provided.
  • FIG. 1 shows a sample No. 1 according to an embodiment of the present invention.
  • 6 is a graph showing the relationship between the Co amount of an additive alloy powder and HcJ of a sintered magnet for RTB system sintered magnets of 2 and 4 to 8.
  • 2 shows a sample No. 1 according to the embodiment of the present invention.
  • 14 is a graph showing the relationship between the Co content of additive alloy powder and HcJ of sintered magnets for 13 to 16 RTB-based sintered magnets.
  • R-T-B based sintered magnet can be improved B r by increasing the existence ratio of R 2 T 14 B type compound as the main phase.
  • the R amount, the T amount, and the B amount may be close to the stoichiometric ratio of the R 2 T 14 B type compound.
  • the ratio is lower than the theoretical ratio, the first grain boundary existing between the two main phases in the RTB-based sintered magnet (hereinafter referred to as “two-grain grain boundary”) during the manufacturing process of the sintered magnet And a soft magnetic R 2 T 17 phase is generated at a second grain boundary (hereinafter sometimes referred to as “grain boundary triple point”) existing between three or more main phases,
  • the HcJ of the obtained sintered magnet is rapidly reduced.
  • the amount of B is smaller than that of a general RTB-based sintered magnet (less than the amount of B in the stoichiometric ratio of the R 2 T 14 B type compound).
  • a transition metal rich phase (RT-Ga phase) can be generated and HcJ can be improved.
  • the RT-Ga phase has a slight magnetization.
  • the RT-Ga phase is mainly affected by HcJ. It was found that the presence of a large amount hinders the improvement of HcJ .
  • the R—Ga phase and the R—Cu—Ga phase which are considered to have lower magnetization than the R—T—Ga phase, are generated at the grain boundary. I understood.
  • the present inventors prepare additive alloy powder and main alloy powder, and mix these alloy powders. It was considered effective to produce an RTB-based sintered magnet by a so-called blending method.
  • the “main alloy powder” refers to an alloy powder that occupies 80% by mass or more when the mixed alloy powder is 100% by mass at the time of mixing, and the “additional alloy powder” is other than the main alloy powder.
  • the alloy powder having the composition range of the additive alloy powder as described in the embodiment of the present invention described later.
  • the present inventors have adjusted the compositions of the additive alloy powder and the main alloy powder, particularly the B content, Ga content, and Co content, to predetermined amounts, respectively, so that R 2 T 17 phase, RT It has been found that it is possible to adjust the amount of formation of the -Ga phase, R-Ga phase and R-Cu-Ga phase.
  • the blending method is a method in which additive alloy powder and main alloy powder are mixed at a predetermined mixing ratio, and the obtained mixed alloy powder is molded, sintered, and heat-treated.
  • the R-Ga phase and the R-Cu-Ga phase are generated at the two-grain grain boundary. It was found that it was mainly during heat treatment after sintering.
  • the RT-Ga phase can be generated both in the raw material alloy before sintering and in the heat treatment after sintering, but the RT-Ga phase present in the raw material alloy before sintering is It has been found that it hardly contributes to the formation of the R—Ga phase and the R—Cu—Ga phase at the grain boundary. Therefore, in order to reduce the amount of R—T—Ga phase while securing a desired amount of R—Ga phase and R—Cu—Ga phase at the two-grain boundary of the finally obtained sintered magnet, It is considered important to reduce the amount of RT-Ga phase present in the raw material alloy as much as possible. Based on such knowledge, the present inventors examined the composition of the additive alloy powder and the main alloy powder.
  • the composition of the main alloy powder has a larger amount of B and a smaller amount of Ga than the composition of the sintered magnet finally obtained. As a result, the RT—Ga phase is not easily generated. Since the amount of B is large, generation of R 2 T 17 phase due to B shortage is suppressed.
  • the composition of the additive alloy powder is smaller than the composition of the finally obtained sintered magnet, with a small amount of B and a large amount of Ga and Co. For this reason, many RT-Ga phases are likely to be generated.
  • the inventors have found that when the additive alloy powder contains Co in a specific range, generation of the RT—Ga phase in the additive alloy powder can be suppressed. Since the content of Co in a specific range can be suppressed even if the amount of B in the additive alloy powder is small and the amount of Ga is increased, the formation of the RT-Ga phase can be suppressed. As compared with the composition of the sintered magnet finally obtained, the amount of B can be increased and the amount of Ga can be decreased.
  • the additive alloy powder includes B to generate an R 2 T 14 B phase and suppress the generation of the R 2 T 17 phase.
  • the B amount of the additive alloy powder needs to be in a specific range that is the minimum necessary for suppressing the formation of the R 2 T 17 phase.
  • the generation of the R 2 T 17 phase can be suppressed, and the generation of the RT-Ga phase can be suppressed.
  • the R-T-Ga phase in the final sintered magnet obtained a two-particle grain boundary since it is possible to generate the R-Ga phase and R-Ga-Cu phase, the high H cJ It is thought that it can be obtained.
  • RTB-based sintered magnet An RTB-based sintered magnet according to an embodiment of the present invention (may be simply referred to as “sintered magnet”) R: 28.5-33.0% by mass (R is a rare earth element and includes at least one of Nd and Pr), Co: 0.2 to 0.9% by mass, B: 0.85 to 0.91% by mass, Cu: 0.05 to 0.50 mass%, Ga: 0.3-0.7 mass%, and T: 63-70 mass%, RTB-based sintered magnet containing
  • the amount of B is smaller than that of a general RTB-based sintered magnet, and Ga or the like is contained. Therefore, an RT—Ga phase can be generated at the grain boundaries (two-grain and triple-point grain boundaries), and an R—Ga phase and an R—Ga—Cu phase can be generated at the two grain boundaries.
  • an RTB -based sintered magnet having high HcJ is obtained.
  • the RT-Ga phase is typically a phase composed of an Nd 6 Fe 13 Ga compound.
  • the R 6 T 13 Ga compound has a La 6 Co 11 Ga 3 type crystal structure.
  • the R 6 T 13 Ga compound may be an R 6 T 13- ⁇ Ga 1 + ⁇ compound ( ⁇ is typically 2 or less) depending on the state.
  • R 6 T 13- ⁇ (Ga 1-xy Cu x Al y ) 1 + ⁇ may be obtained.
  • the R—Cu—Ga phase is obtained by substituting a part of Ga in the R—Ga phase with Cu, and R: 70% by mass to 95% by mass, Ga: 5% by mass to 30% by mass. % Or less, T (Fe): 20% by mass or less (including 0), and examples thereof include R 3 (Ga, Cu) 1 compounds.
  • Each composition contained in the RTB-based sintered magnet will be described in detail.
  • R 28.5 to 33.0% by mass (R is a rare earth element and includes at least one of Nd and Pr))
  • R of a sintered magnet means a rare earth element.
  • one or more rare earth elements are included, and at least one of Nd and Pr is included.
  • the content of R (R amount) is 28.5 to 33.0% by mass.
  • R is may become difficult to densification during sintering is less than 28.5% by mass may main phase proportion exceeds 33.0% by weight can not be obtained a high B r drops .
  • the amount of R is preferably 29.0 to 31.5% by mass. If R is in such a range, higher Br can be obtained.
  • Co 0.2-0.9 mass%
  • the Co content (Co amount) of the sintered magnet is 0.2 to 0.9 mass%. If the amount of Co is less than 0.2% by mass or more than 0.9% by mass, the HcJ of the sintered magnet may be reduced.
  • B 0.85 to 0.91 mass%
  • the content (B amount) of B in the sintered magnet is 0.85 to 0.91 mass%. If the amount of B is less than 0.85% by mass, the R 2 T 17 phase may be produced and high H cJ may not be obtained. If the amount of B exceeds 0.91% by mass, the amount of R—T—Ga phase produced There is a possibility that high HcJ cannot be obtained due to too little.
  • the Cu content (Cu amount) of the sintered magnet is 0.05 to 0.50 mass%. If the amount of Cu is less than 0.05% by mass, high H cJ may not be obtained, and if it exceeds 0.50% by mass, sinterability may deteriorate and high H cJ may not be obtained.
  • the amount of Cu is preferably 0.1 to 0.3% by mass.
  • Ga content (Ga content) of the sintered magnet is 0.3 to 0.7 mass%. If the amount of Ga is less than 0.3% by mass, the amount of RT-Ga phase produced is too small, the R 2 T 17 phase cannot be lost, and high H cJ may not be obtained. There will be present unnecessary Ga exceeds 0.7 weight%, there is a possibility that B r decreases to decrease the main phase proportion.
  • T of the sintered magnet is at least one of transition metal elements and necessarily contains Fe and Co.
  • the T content (T amount) is 63.0 mass% to 70 mass%. If the content of T is more than or 70% less than 63.0 wt%, significantly B r may be lowered. As described above, 0.2 to 0.9 mass% of the T content is Co, so the lower limit of the Fe content is 62.1 mass% (63-0.9 mass%), and the upper limit is 69 0.8 mass% (70-0.2 mass%).
  • the RTB-based sintered magnet according to the embodiment of the present invention includes Cr, Mn, Si, La, unavoidable impurities normally contained in didymium alloy (Nd—Pr), electrolytic iron, ferroboron, and the like. Ce, Sm, Ca, Mg and the like can be contained. Furthermore, O (oxygen), N (nitrogen), C (carbon), etc. can be illustrated as an inevitable impurity mixed in a manufacturing process.
  • the RTB-based sintered magnet according to the embodiment of the present invention may include one or more other elements (elements added intentionally other than inevitable impurities).
  • an element for example, a small amount (each about 0.1% by mass) of Ag, Zn, In, Sn, Ti, Ge, Y, H, F, P, S, V, Ni, Mo, Hf, Ta , W, Nb, Zr and the like may be contained. Moreover, you may intentionally add the element mentioned as an inevitable impurity mentioned above. Such elements may be included in a total of about 1.0% by mass, for example. At this level, it is possible to obtain an RTB -based sintered magnet having high HcJ .
  • the RTB-based sintered magnet according to the embodiment of the present invention may contain R, Co, B, Cu, and Ga in the ranges described above, with the balance being Fe and inevitable impurities. That is, an RTB-based sintered magnet that contains only Co, B, R, Cu, Ga, Fe, and inevitable impurities and does not contain other intentionally added elements can be obtained. Also in this case, it should be noted that the contents of Co and Fe should be adjusted so that the total amount of Co and Fe is 63 to 70% by mass.
  • the RTB-based sintered magnet having the composition according to the above-described embodiment is a blend method using a main alloy powder and an additive alloy powder. Can be manufactured.
  • the manufacturing method of the RTB-based sintered magnet according to the embodiment of the present invention includes the following steps. (1) Step of preparing additive alloy powder (2) Step of preparing main alloy powder (3) Step of preparing mixed alloy powder (4) Step of forming mixed alloy powder to obtain a compact (5) Molded body Step of obtaining sintered body by sintering (6) Step of heat-treating sintered body Each step will be described in detail.
  • Step of preparing additive alloy powder an additive alloy powder used for manufacturing a sintered magnet is prepared.
  • An additive alloy powder having a predetermined composition which will be described later, can be manufactured by a method similar to the method for manufacturing a known RTB-based sintered magnet.
  • a flake-shaped alloy slab is produced by an ingot method using die casting, a strip casting method in which a molten alloy is rapidly cooled using a cooling roll, or the like.
  • the obtained flake-shaped alloy slab is hydrogen crushed so that the size of the coarsely pulverized powder (coarse powder of the additive alloy) is, for example, 1.0 mm or less.
  • the coarse powder of the additive alloy is finely pulverized by a jet mill or the like, so that, for example, a finely pulverized powder having a particle diameter D 50 (volume-based median diameter obtained by a laser diffraction method using an air flow dispersion method) of 3 to 10 ⁇ m ( Additive alloy powder).
  • a known lubricant may be used as an auxiliary agent for the coarsely pulverized powder before jet mill pulverization and the alloy powder during and after jet mill pulverization.
  • the composition of the additive alloy powder is prepared so as to contain R, Co, B, Cu, Ga, T within the following ranges and satisfy the following (1).
  • R 33 to 69% by mass
  • Co 3.5 to 8.5% by mass
  • B 0.2 to 0.8% by mass
  • Cu 0.8 to 3.0% by mass
  • Ga 1.8 to 10% by mass
  • T 10 to 60% by mass
  • T is Fe and Co, and other than Co as defined above is Fe
  • [B] and [T] are the contents indicated by mass% of B and T contained in the additive alloy powder, respectively.
  • the R content (R amount) of the additive alloy powder is 33 to 69% by mass. If the amount of R is less than 33% by mass, the amount of R is relatively small relative to the R 2 T 14 B stoichiometric composition, so that it is difficult to produce the R—Ga phase and the R—Ga—Cu phase. There is. If the amount of R exceeds 69% by mass, the amount of R is too large, which causes a problem of oxidation of R, leading to a decrease in magnetic properties, risk of ignition, and the like, which may cause a problem in production.
  • the amount of R is preferably 40 to 60% by mass.
  • the Co content (Co amount) of the additive alloy powder is 3.5 to 8.5% by mass.
  • the Co contained in the additive alloy powder is 3.5 to 8.5% by mass.
  • the Co content is preferably 4.5 to 8.1% by mass.
  • the B content (B amount) of the additive alloy powder is 0.2 to 0.8% by mass and satisfies the formula (1).
  • B is an element necessary for reacting with R and T to produce the main phase R 2 T 14 B type compound.
  • the amount of B is less than 0.2% by mass, the amount of R 2 T 14 B-type compound produced is small, and the R 2 T 17 phase is produced in the additive alloy powder. Therefore, the HcJ of the finally obtained sintered magnet is lowered. If the amount of B exceeds 0.8% by mass, the amount of B in the main alloy powder must be reduced, and an R 2 T 17 phase is produced in the main alloy powder, and finally obtained sintering.
  • the HcJ of the magnet may be reduced.
  • the amount of B is preferably 0.2 to 0.7% by mass.
  • the additive alloy powder has a Cu content (Cu content) of 0.8 to 3.0 mass%. If the amount of Cu is less than 0.8% by mass, the amount of Cu in the finally obtained sintered magnet is insufficient, and HcJ may be reduced. When the amount of Cu exceeds 3.0% by mass, the sinterability of the mixed alloy powder including the additive alloy powder and the main alloy powder may be deteriorated, and the HcJ of the sintered magnet may be reduced.
  • the Cu content is preferably 1.5 to 2.6% by mass.
  • the Ga content of the additive alloy powder is 1.8 to 10% by mass. If the amount of Ga is less than 1.8% by mass, the amount of Ga in the main alloy powder must be increased, and an RT—Ga phase is produced in the main alloy powder and finally obtained. There is a possibility that HcJ of the sintered magnet may be lowered. If it exceeds 10% by mass, the RTC Ga phase is generated in the additive alloy powder, and the HcJ of the finally obtained sintered magnet may be lowered.
  • the Ga content is preferably 3 to 8% by mass.
  • T 10 to 60% by mass (T is Fe and Co, and other than Co as defined above is Fe)
  • the T content of the additive alloy powder is 10 to 60% by mass and satisfies the formula (1).
  • 3.5 to 8.5 mass% of the T amount of the additive alloy powder is Co
  • the lower limit of the Fe amount is 1.5 mass% (10 to 8.5 mass%).
  • the upper limit is 56.5% by mass (60-3.5% by mass).
  • the amount of T is preferably 20 to 50% by mass.
  • the T amount and the B amount are controlled so as to satisfy the relationship of the following formula (1).
  • [B] and [T] are the contents indicated by mass% of B and T contained in the additive alloy powder, respectively.
  • the molar ratio of B to T is approximately 1:14, and the main phase R 2 T 14 B phase It corresponds to the stoichiometric ratio of B and T. In such a state, it is considered that almost the entire amount of Fe forms an R 2 T 14 B type compound.
  • the additive alloy powder can contain Cr, Mn, Si, La, Ce, Sm, Ca, Mg and the like as inevitable impurities. Furthermore, O (oxygen), N (nitrogen), C (carbon), etc. can be illustrated as an inevitable impurity mixed in a manufacturing process.
  • the RTB-based sintered magnet according to the embodiment of the present invention may include one or more other elements (elements added intentionally other than inevitable impurities). For example, as such an element, a small amount (each about 0.1% by mass) of Ag, Zn, In, Sn, Ti, Ge, Y, H, F, P, S, V, Ni, Mo, Hf, Ta , W, Nb, Zr and the like may be contained. Moreover, you may intentionally add the element mentioned as an inevitable impurity mentioned above. Such elements may be included in a total of about 1.0% by mass, for example. At this level, it is possible to obtain an RTB -based sintered magnet having high HcJ .
  • the additive alloy powder may contain R, Co, B, Cu, and Ga in the ranges described above, with the balance being Fe and inevitable impurities. Also in this case, it should be noted that the contents of Co and Fe should be adjusted so that the amount of T (total amount of Co and Fe) is 10 to 60% by mass.
  • the additive alloy powder is within the composition range of the additive alloy powder described above, a plurality of types of additive gold powder may be prepared.
  • the total of the plurality of types of additive alloy powders is 1 to 16% by mass when the mixed alloy powder is 100% by mass.
  • a main alloy powder used for manufacturing a sintered magnet is prepared.
  • the main alloy powder can be produced by the same method as the additive alloy powder.
  • a flake-shaped alloy slab is produced by an ingot method using die casting, a strip casting method in which a molten alloy is rapidly cooled using a cooling roll, or the like.
  • the obtained flake-like alloy slab is hydrogen crushed so that the size of the coarsely pulverized powder (coarse powder of the main alloy) is, for example, 1.0 mm or less.
  • the coarse powder of the main alloy is finely pulverized by a jet mill or the like, so that, for example, a finely pulverized powder having a particle diameter D 50 (volume-based median diameter obtained by a laser diffraction method by an air flow dispersion method) of 3 to 10 ⁇ m ( Main alloy powder) is obtained.
  • a known lubricant may be used as an auxiliary agent for the coarsely pulverized powder before jet mill pulverization and the alloy powder during and after jet mill pulverization.
  • the composition of the main alloy powder is prepared so as to contain R, B, Ga, and T within the following ranges.
  • R 28.5-33.0% by mass
  • B 0.91 to 1.10% by mass
  • Ga 0.1 to 0.4 mass%
  • T 64 to 70 mass% (T is Fe, and 0 to 10 mass% or more of T can be replaced with Co)
  • R content (R amount) of the main alloy powder is 28.5 to 33.0% by mass. If the R amount is less than 28.5% by mass, HcJ may be reduced. When R content is more than 33.0 wt%, B r may be reduced.
  • the B content (B amount) of the main alloy powder is 0.91 to 1.10% by mass.
  • B is an element necessary for reacting with R and T to produce the main phase R 2 T 14 B type compound.
  • the amount of B is less than 0.91% by mass, the amount of R 2 T 14 B-type compound produced is small, and the R 2 T 17 phase is likely to be produced in the additive alloy powder. Therefore, the HcJ of the finally obtained sintered magnet may be reduced.
  • the amount of B exceeds 1.10% by mass, the amount of B in the additive alloy powder must be reduced, and an R 2 T 17 phase is generated in the additive alloy powder, and finally obtained sintering. The HcJ of the magnet may be reduced.
  • the main alloy powder has a Ga content (Ga content) of 0.1 to 0.4 mass%. If the Ga content is less than 0.1% by mass, the generation amount of the R—Ga phase and the R—Ga—Cu phase is too small, and there is a concern that H cJ may be lowered. If the amount of Ga exceeds 0.4% by mass, an RT—Ga phase is generated in the main alloy powder, and the HcJ of the finally obtained sintered magnet may be reduced.
  • T 64-70% by mass (T is Fe, and 0-10% by mass or more of T can be replaced by Co)
  • the T content (T amount) of the main alloy powder is 64 to 70% by mass. If the amount of T is less than 64% by mass, HcJ may be drastically reduced. If the amount of T exceeds 70% by mass, the R 2 T 17 phase may be generated and H cJ may be reduced.
  • the total amount of T 100% by mass, 0 to 10% by mass of T may be replaced with Co. That is, of the total amount of T, 90 to 100% by mass is Fe, and 0 to 10% by mass is Co.
  • the main alloy powder can contain Cr, Mn, Si, La, Ce, Sm, Ca, Mg, etc. as inevitable impurities. Furthermore, O (oxygen), N (nitrogen), C (carbon), etc. can be illustrated as an inevitable impurity mixed in a manufacturing process.
  • the RTB-based sintered magnet according to the embodiment of the present invention may include one or more other elements (elements added intentionally other than inevitable impurities). For example, as such an element, a small amount (each about 0.1% by mass) of Ag, Zn, In, Sn, Ti, Ge, Y, H, F, P, S, V, Ni, Mo, Hf, Ta , W, Nb, Zr and the like may be contained. Moreover, you may intentionally add the element mentioned as an inevitable impurity mentioned above. Such elements may be included in a total of about 1.0% by mass, for example. At this level, it is possible to obtain an RTB -based sintered magnet having high HcJ .
  • the main alloy powder may contain R, B, and Ga (and Co when a part of Fe is replaced with Co) in the above-described range, and the balance may be Fe and inevitable impurities. Also in this case, it should be noted that the contents of Co and Fe should be adjusted so that the amount of T (total amount of Co and Fe) is 64 to 70% by mass.
  • a plurality of types of main alloy powders may be prepared.
  • one type of main alloy powder does not have to occupy 80% by mass or more of the total mass of the mixed alloy powder.
  • the total of the plurality of types of main alloy powders is 100% by mass of the mixed alloy powder, It is made to become 99 mass%.
  • Addition alloy powder and main alloy powder are mixed to prepare mixed alloy powder.
  • the additive alloy powder and the main alloy powder are mixed so as to have a desired sintered magnet composition.
  • the mixed alloy powder is 100% by mass
  • the additive alloy powder is mixed so as to include 1 to 16% by mass and the main alloy powder is included to 82 to 99% by mass.
  • the mixed alloy powder is 100% by mass
  • 1 to 16% by mass of the additive alloy powder and 84 to 99% by mass of the main alloy powder are mixed. If the amount of the additive alloy powder mixed is less than 1% by mass, the amount of additive alloy powder is too small, and the generation of the RT—Ga phase cannot be suppressed, and there is a concern that H cJ may be reduced.
  • the mixed alloy powder may be prepared by pulverizing (finely pulverizing) the mixed alloy coarse powder obtained by mixing the additive alloy coarse powder and the main alloy coarse powder, or the additive alloy coarse powder and the main alloy coarse powder. May be prepared by mixing the additive alloy powder obtained by separately pulverizing (pulverizing) and the main alloy powder.
  • the mixed alloy powder may contain not only the additive alloy powder and the main alloy powder but also an alloy powder having a different composition up to about 2% by mass.
  • Step of forming a mixed alloy powder to obtain a compact A molded body is obtained by performing molding in a magnetic field using the obtained mixed alloy powder. Molding in a magnetic field is a dry molding method in which a dry alloy powder is inserted into a mold cavity and molding is performed while a magnetic field is applied. A slurry (alloy powder is dispersed in a dispersion medium) in the mold cavity. Any known molding method in a magnetic field may be used, including a wet molding method in which molding is performed while the slurry dispersion medium is discharged.
  • a sintered compact (sintered magnet) is obtained by sintering a molded object.
  • a well-known method can be used for sintering of a molded object.
  • sintering is preferably performed in a vacuum atmosphere or an inert gas atmosphere.
  • the inert gas helium, argon or the like is preferably used.
  • Step of heat-treating the sintered body It is preferable to perform heat treatment for the purpose of improving magnetic properties on the obtained sintered magnet.
  • Known conditions can be used for the heat treatment temperature, the heat treatment time, and the like.
  • heat treatment one-step heat treatment only at a relatively low temperature (400 ° C. or more and 600 ° C. or less) may be performed, or heat treatment is performed at a relatively high temperature (700 ° C. or more and sintering temperature or less (eg, 1050 ° C. or less)).
  • heat treatment two-stage heat treatment
  • Preferable conditions are as follows: heat treatment at 730 ° C.
  • the heat treatment atmosphere is preferably a vacuum atmosphere or an inert gas (such as helium or argon).
  • the obtained sintered magnet may be subjected to machining such as grinding.
  • the heat treatment may be performed before or after machining.
  • the surface treatment may be a known surface treatment, and for example, a surface treatment such as Al deposition, electric Ni plating, or resin coating can be performed.
  • Example 1 Sample No. in Table 1 Each element was weighed so that the composition of the RTB-based sintered magnet shown in Fig. 1 was obtained, and an alloy was produced by a strip casting method. Each obtained alloy was coarsely pulverized by a hydrogen pulverization method to obtain a coarsely pulverized powder. The coarsely pulverized powder was finely pulverized by a jet mill to produce finely pulverized powder having a particle diameter D 50 (volume center value obtained by laser diffraction method by airflow dispersion method) of 4.5 ⁇ m.
  • D 50 volume center value obtained by laser diffraction method by airflow dispersion method
  • the finely pulverized powder was molded in a magnetic field to obtain a molded body.
  • molding apparatus transverse magnetic field shaping
  • the obtained molded body was sintered in vacuum at 1050 ° C. (selecting a temperature at which densification by sintering was sufficiently performed) for 4 hours to obtain an RTB-based sintered magnet.
  • the density of the sintered magnet was 7.5 Mg / m 3 or more.
  • the sintered RTB-based sintered magnet is subjected to a heat treatment in which it is kept at 900 ° C. for 2 hours in a vacuum, then rapidly cooled to room temperature, then kept at 500 ° C. for 2 hours in a vacuum, and then cooled to room temperature. gave.
  • Table 1 shows the analysis results of the components of the obtained RTB-based sintered magnet.
  • sample Nos. Each element was weighed so as to have the composition of the main alloy powder and additive alloy powder shown in 2-26, and an alloy was produced by strip casting. Each obtained alloy was coarsely pulverized by a hydrogen pulverization method to obtain a coarsely pulverized powder. Part of the obtained main alloy coarse powder (coarse pulverized powder) and additive alloy coarse powder (coarse pulverized powder) are each finely pulverized by a jet mill, and the main alloy powder having a particle size D 50 of 4.5 ⁇ m and the additive An alloy powder was obtained. Tables 2 and 3 show the analysis results of the components of the main alloy powder and the additive alloy powder.
  • composition of the additive alloy powder satisfies the formula (1) of the present disclosure
  • “ ⁇ ” indicates that the composition is not satisfied
  • “x” indicates Table 2 and Table 3.
  • the obtained coarse powder of the main alloy and the coarse powder of the additive alloy were respectively put into a V-type mixer under the conditions shown in “Mixing ratio” in Table 2 and Table 3, mixed, finely pulverized by a jet mill, A finely pulverized powder (mixed alloy powder in which the main alloy powder and the additive alloy powder were mixed) having a D 50 (volume center value obtained by a laser diffraction method by an airflow dispersion method) of 4.5 ⁇ m was produced.
  • the finely pulverized powder was molded in a magnetic field to obtain a molded body.
  • molding apparatus transverse magnetic field shaping
  • the obtained compact is sintered for 4 hours at 1030 to 1070 ° C. (selecting the temperature at which sufficient densification is achieved by sintering) depending on the composition in a vacuum to obtain an RTB-based sintered magnet. It was.
  • the density of the sintered magnet was 7.5 Mg / m 3 or more.
  • the sintered RTB-based sintered magnet is subjected to a heat treatment in which it is kept at 900 ° C. for 2 hours in a vacuum, then rapidly cooled to room temperature, then kept at 500 ° C. for 2 hours in a vacuum, and then cooled to room temperature. gave.
  • Tables 2 and 3 show the analysis results of the components of the obtained RTB-based sintered magnet (sintered magnet).
  • the “example of the present invention” described in the remarks column of Table 2 means an example that satisfies the requirements defined in the embodiment of the present invention.
  • sample Nos. Made from a single alloy were used.
  • 1 (Comparative Example) RTB-based sintered magnet and the composition thereof is Sample No. Sample No. 1 is almost the same as No. 1.
  • No. 2 (invention example) of the RTB-based sintered magnet is compared.
  • 2 (invention example) of the R-T-B sintered high B r and a high H cJ who sintered magnets were obtained.
  • Sample No. 2 (Example of the present invention) and Sample No. 3 (Comparative Example) produced an RTB-based sintered magnet using the main alloy powder and additive alloy powder, and the composition of the RTB-based sintered magnet was almost the same. No. powders within the scope of this disclosure.
  • FIG. 1 shows the amount of Co in the additive alloy powder and the content of the RTB-based sintered magnet in the RTB-based sintered magnet (Sample Nos. 2 and 4 to 8) having almost the same composition except for the Co amount. It is explanatory drawing (graph) which showed the relationship of HcJ .
  • Sample No. The RTB-based sintered magnets 2 and 4 to 8 have a B amount within the range of the present disclosure, that is, a small amount of B (low B sintered magnet).
  • the amount of B of the RTB-based sintered magnet is within the range of the present disclosure, the amount of Co of the additive alloy powder is within the range of the present disclosure (3.5 mass% or more and 8.
  • the Co amount of the additive alloy powder is preferably 4.5% by mass or more (No. 6) and 8.1% by mass or less (No. 7).
  • FIG. 2 shows the amount of Co in the additive alloy powder and the H cJ of the RTB -based sintered magnet in the RTB -based sintered magnet (sample Nos. 13 to 16) having substantially the same composition except for the Co amount. It is explanatory drawing (graph) which showed the relationship. Sample No. In Nos. 13 to 16, the RTB-based sintered magnet has a B content of 0.94% by mass, which exceeds the B content range of the present disclosure (high B sintered magnet). As shown in FIG. 2, when the amount of B in the RTB -based sintered magnet is outside the range of the present disclosure, even if the amount of Co in the additive alloy powder is within the range of the present disclosure, a high H cJ is obtained. Not obtained.

Landscapes

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

Abstract

Ｃｏ：３．５～８．５質量％、Ｂ：０．２～０．８質量％、Ｒ：３３～６９質量％、Ｔ：１０～６０質量％、Ｃｕ：０．８～３質量％、Ｇａ：１．８～１０質量％を含み、下記（１）を満足する添加合金粉末を準備する工程、Ｂ：０．９１～１．１質量％、Ｒ：２８．５～３３質量％、Ｔ：６４～７０質量％、Ｇａ：０．１～０．４質量％を含む主合金粉末を準備する工程、添加合金粉末１～１６質量％と主合金粉末８２～９９質量％を含む混合合金粉末を準備する工程、混合合金粉末を成形して成形体を得る工程、成形体を焼結して焼結体を得る工程および焼結体を熱処理する工程を含むＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法である。 １４×［Ｂ］／１０．８≦［Ｔ］／５５．８５≦１４×［Ｂ］／１０．８×２・・・（１）　［Ｂ］、［Ｔ］は添加合金粉末中のＢ、Ｔの含有量（質量％）である。

Description

Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法
　本開示は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法に関する。
　Ｒ２Ｔ１４Ｂ型化合物を主相とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石（Ｒは希土類元素のうちの少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、Ｔは遷移金属元素のうちの少なくとも一種でありＦｅを必ず含む）は、永久磁石の中で最も高性能な磁石として知られており、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）、電気自動車（ＥＶ、ＨＶ、ＰＨＶ）用モータ、産業機器用モータなどの各種モータや家電製品など多種多様な用途に用いられている。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、高温で保磁力ＨｃＪ（以下、単に「ＨｃＪ」と記載する場合がある）が低下し、不可逆熱減磁が起こる。そのため、特に電気自動車用モータに使用される場合、高温下でも高いＨｃＪを維持するために、室温においてさらに高いＨｃＪが要求されている。
　従来、ＨｃＪ向上のために、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に重希土類元素（主としてＤｙ）が多量に添加されていたが、残留磁束密度Ｂｒ（以下、単に「Ｂｒ」と記載する場合がある）が低下するという問題があった。そのため、近年、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の表面から内部に重希土類元素を拡散させて主相結晶粒の外殻部に重希土類元素を濃化してＢｒの低下を抑制しつつ、高いＨｃＪを得る方法が採られている。
　しかし、Ｄｙは、産出地が限定されている等の理由から、供給が不安定である及び価格が変動するなどの問題を有している。そのため、Ｄｙなどの重希土類元素の使用量をできるだけ少なくしてＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＨｃＪを向上させる技術が求められている。
　特許文献１には、通常のＲ－Ｔ－Ｂ系合金よりもＢ量を低くするとともに、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる一種以上の金属元素Ｍを含有させることによりＲ２ Ｔ１７ 相を生成させ、該Ｒ２Ｔ１７相を原料として生成させた遷移金属リッチ相（Ｒ６Ｔ１３Ｍ）の体積率を充分に確保することにより、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、保磁力の高いＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石が得られることが記載されている。
国際公開第２０１３／００８７５６号
　特許文献１に記載のように、通常のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石よりもＢ量を少なく（Ｒ２Ｔ１４Ｂ型化合物の化学量論比のＢ量よりも少なく）し、Ｇａ等を添加することにより製造したＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、遷移金属リッチ相（Ｒ－Ｔ－Ｇａ相）が生成され、それによりＨｃＪをある程度高めることができる。しかし、特許文献１に開示されているＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石は、Ｄｙの含有量を低減しつつある程度高いＨｃＪを発揮することができるものの、近年、電気自動車用モータ等の用途において要求される十分に高いＨｃＪを満足するには不十分であった。
　そこで本発明の実施形態は、Ｄｙ等のＲＨをできるだけ使用することなく（すなわち、ＲＨの使用量をできるだけ低減して）、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明の態様１は、
　Ｒ　：２８．５～３３．０質量％（Ｒは、希土類元素であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも一方を含む）、
　Ｃｏ：０．２～０．９質量％、
　Ｂ　：０．８５～０．９１質量％、
　Ｃｕ：０．０５～０．５０質量％、
　Ｇａ：０．３～０．７質量％、および
　Ｔ　：６３～７０質量％（Ｔは、ＦｅとＣｏであり、上記規定したＣｏ以外はＦｅである）を含むＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を製造する方法であって、
　Ｒ　：３３～６９質量％、
　Ｃｏ：３．５～８．５質量％、
　Ｂ　：０．２～０．８質量％、
　Ｃｕ：０．８～３．０質量％、
　Ｇａ：１．８～１０質量％、および
　Ｔ　：１０～６０質量％（Ｔは、ＦｅとＣｏであり、上記規定したＣｏ以外はＦｅである）を含み下記式（１）を満足する添加合金粉末を準備する工程と、
　Ｒ　：２８．５～３３．０質量％、
　Ｂ　：０．９１～１．１０質量％、
　Ｇａ：０．１～０．４質量％、および
　Ｔ　：６４～７０質量％（ＴはＦｅであり、Ｔの０～１０質量％以上をＣｏで置換できる）を含む主合金粉末を準備する工程と、
　前記添加合金粉末を１～１６質量％と、前記主合金粉末を８２～９９質量％とを含む混合合金粉末を準備する工程と、
　前記混合合金粉末を成形して成形体を得る工程と、
　前記成形体を焼結して焼結体を得る工程と、
　前記焼結体を熱処理する工程と、を含むＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法である。
　１４×［Ｂ］／１０．８≦［Ｔ］／５５．８５≦１４×［Ｂ］／１０．８×２・・・（１）
　ただし、［Ｂ］および［Ｔ］は、それぞれ、上記添加合金粉末に含まれるＢおよびＴの質量％で示した含有量である。
　本発明の態様２は、
　前記添加合金粉末は、
　Ｒ　：４０～６０質量％、
　Ｃｏ：４．５～８．１質量％、
　Ｂ　：０．２～０．７質量％、
　Ｃｕ：１．５～２．６質量％、
　Ｇａ：３～８質量％、および
　Ｔ　：２０～５０質量％を含むことを特徴とする態様１に記載の製造方法である。
　本発明の実施形態によれば、Ｄｙ等のＲＨをできるだけ使用することなく（すなわち、ＲＨの使用量をできるだけ低減して）、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法を提供することができる。
図１は、本発明の実施例に係る試料Ｎｏ．２及び４～８のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石について、添加合金粉末のＣｏ量と、焼結磁石のＨｃＪの関係を示すグラフである。 図２は、本発明の実施例に係る試料Ｎｏ．１３～１６のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石について、添加合金粉末のＣｏ量と、焼結磁石のＨｃＪの関係を示すグラフである。
　以下に示す実施形態は、本発明の技術思想を具体化するためのＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法を例示するものであって、本発明を以下に限定するものではない。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ型化合物の存在比率を高めることによりＢｒを向上させることができる。Ｒ２Ｔ１４Ｂ型化合物の存在比率を高めるためには、Ｒ量、Ｔ量、Ｂ量をＲ２Ｔ１４Ｂ型化合物の化学量論比に近づければよいが、Ｂ量が当該化学量論比を下回ると、焼結磁石の製造工程中に、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石における２つの主相間に存在する第一の粒界（以下、「二粒子粒界」と記載する場合がある）と、３つ以上の主相間に存在する第二の粒界（以下、「粒界三重点」と記載する場合がある）に軟磁性のＲ２Ｔ１７相が生成してしまい、得られる焼結磁石のＨｃＪが急激に低下する。しかし、特許文献１に記載されているように、一般的なＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石よりもＢ量を少なく（Ｒ２Ｔ１４Ｂ型化合物の化学量論比のＢ量よりも少なく）してもＧａ等を添加することにより、遷移金属リッチ相（Ｒ－Ｔ－Ｇａ相）を生成させてＨｃＪを向上させることができる。しかし、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相は若干の磁化を有しており、特に主としてＨｃＪに影響すると考えられるに二粒子粒界にＲ－Ｔ－Ｇａ相が多く存在すると、ＨｃＪ向上の妨げになることが分かった。また、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成とともに、二粒子粒界に、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相よりも磁化が低いと考えられるＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｃｕ－Ｇａ相が生成されていることが分かった。そこで、高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得るためには、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相を生成させる必要はあるものの、二粒子粒界にＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｃｕ－Ｇａ相を多く生成させることが重要であると想定した。
　本発明者らは、二粒子粒界にＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｃｕ－Ｇａ相を多く生成させるためには、添加合金粉末と主合金粉末とを準備し、それらの合金粉末を混合する、いわゆるブレンド法によりＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を製造することが有効であると考えた。
　ここで、「主合金粉末」とは、混合時に、混合合金粉末を１００質量％としたとき、８０質量％以上を占める合金粉末のことを指し、「添加合金粉末」とは、主合金粉末以外の後述する本発明の実施形態に記載するような添加合金粉末の組成範囲を有する合金粉末のことを指す。本発明者らは、検討を重ねた結果、添加合金粉末と主合金粉末の組成、特にＢ量、Ｇａ量およびＣｏ量をそれぞれ所定量に調節することにより、Ｒ２Ｔ１７相、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相、Ｒ－Ｇａ相及びＲ－Ｃｕ－Ｇａ相の生成量を調整することが可能であることを知見した。
　ブレンド法は、添加合金粉末と主合金粉末を所定の混合率で混合し、得られた混合合金粉末を成形、焼結し、熱処理する方法である。
　Ｒ－Ｔ－Ｇａ相、Ｒ－Ｇａ相及びＲ－Ｃｕ－Ｇａ相の生成状態をより詳細に分析した結果、二粒子粒界にＲ－Ｇａ相及びＲ－Ｃｕ－Ｇａ相が生成するのは主に焼結後の熱処理時であることが分かった。その一方、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相は焼結前の原料合金及び焼結後の熱処理時いずれでも生成し得ることが分かったが、焼結前の原料合金に存在するＲ－Ｔ－Ｇａ相は、二粒子粒界のＲ－Ｇａ相及びＲ－Ｃｕ－Ｇａ相の生成にほとんど寄与しないことが分かった。
　そのため、最終的に得られる焼結磁石の二粒子粒界に、所望量のＲ－Ｇａ相及びＲ－Ｃｕ－Ｇａ相を確保しつつＲ－Ｔ－Ｇａ相の量を低減するためには、原料合金に存在するＲ－Ｔ－Ｇａ相の量を可能な限り低減することが重要であると考えられる。このような知見に基づいて、本発明者らは、添加合金粉末および主合金粉末の組成を検討した。
　主合金粉末の組成は、最終的に得られる焼結磁石の組成に比べて、Ｂ量が多く、Ｇａ量を少なくする。これによりＲ－Ｔ－Ｇａ相が生成されにくい。なお、Ｂ量が多いため、Ｂ量不足に起因するＲ２Ｔ１７相の生成も抑制される。
　添加合金粉末の組成は、最終的に得られる焼結磁石の組成に比べて、Ｂ量が少なく、Ｇａ量およびＣｏ量を多くする。そのため本来ならばＲ－Ｔ－Ｇａ相が多く生成され易い。しかし、発明者らは、添加合金粉末が特定範囲のＣｏを含むことにより、添加合金粉末におけるＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成を抑制できることを見いだした。添加合金粉末のＢ量を少なく、Ｇａ量を多くしても特定範囲のＣｏ量を含むことによりＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成を抑制することができるため、上述したように主合金粉末の組成を最終的に得られる焼結磁石の組成と比べて、Ｂ量を多く、Ｇａ量を少なくすることができる。
　また、添加合金粉末はＢを含むことによりＲ２Ｔ１４Ｂ相を生成し、Ｒ２Ｔ１７相の生成を抑制する。但し、添加合金粉末におけるＢ量が多すぎると、主合金粉末のＢ量を多くすることが出来なくなる。そのため、添加合金粉末のＢ量は、Ｒ２Ｔ１７相の生成を抑制するために最低限必要な特定範囲にする必要がある。このように、ＣｏによるＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成抑制と、ＢによるＲ２Ｔ１７相の生成抑制とを共に達成できるように、Ｂ量とＣｏ量を特定範囲に制御することが重要である。これにより、添加合金粉末（原料合金）中にＲ２Ｔ１７相およびＲ－Ｔ－Ｇａ相が生成するのを抑制することができると考えられる。
　このように、主合金粉末と添加合金粉末のいずれにおいても、Ｒ２Ｔ１７相の生成を抑制し、かつＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成を抑制することができる。その結果、最終的に得られる焼結磁石におけるＲ－Ｔ－Ｇａ相を低減し、二粒子粒界にＲ－Ｇａ相及びＲ－Ｇａ－Ｃｕ相を生成させることができるため、高いＨｃＪを得ることができると考えられる。
　以下に本発明の実施形態に係る製造方法により得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石と、本発明に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法について詳述する。
［１］Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石
　本発明の実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石（単に「焼結磁石」と記載する場合がある）は、
　Ｒ　：２８．５～３３．０質量％（Ｒは、希土類元素であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも一方を含む）、
　Ｃｏ：０．２～０．９質量％、
　Ｂ　：０．８５～０．９１質量％、
　Ｃｕ：０．０５～０．５０質量％、
　Ｇａ：０．３～０．７質量％、および
　Ｔ　：６３～７０質量％、
を含むＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石である。
　上記組成により、一般的なＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石よりもＢ量を少なくするとともに、Ｇａ等を含有させている。そのため、粒界（二粒子粒界および三重点粒界）にＲ－Ｔ－Ｇａ相を生成することができ、さらに、二粒子粒界にＲ－Ｇａ相及びＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が生成されて、高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石となる。ここで、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相とは、代表的にはＮｄ６Ｆｅ１３Ｇａ化合物から成る相である。Ｒ６Ｔ１３Ｇａ化合物は、Ｌａ６Ｃｏ１１Ｇａ３型結晶構造を有する。また、Ｒ６Ｔ１３Ｇａ化合物は、その状態によっては、Ｒ６Ｔ１３－δＧａ１＋δ化合物（δは典型的には２以下）になっている場合がある。例えば、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中に比較的多くＣｕ、Ａｌが含有される場合、Ｒ６Ｔ１３－δ（Ｇａ１－ｘ－ｙＣｕｘＡｌｙ）１＋δになっている場合がある。また、Ｒ－Ｃｕ－Ｇａ相とは、Ｒ－Ｇａ相のＧａの一部がＣｕで置換されたものであって、Ｒ：７０質量％以上９５質量％以下、Ｇａ：５質量％以上３０質量％以下、Ｔ（Ｆｅ）：２０質量％以下（０を含む）を含むものであって、例えばＲ３（Ｇａ，Ｃｕ）１化合物が挙げられる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に含まれる各組成について詳述する。
（Ｒ：２８．５～３３．０質量％（Ｒは、希土類元素であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも一方を含む））
　焼結磁石のＲは希土類元素を意味する。ここでは、一種以上の希土類元素を含み、ＮｄおよびＰｒの少なくとも一方を含む。Ｒの含有量（Ｒ量）は、２８．５～３３．０質量％である。Ｒが２８．５質量％未満であると焼結時の緻密化が困難となるおそれがあり、３３．０質量％を超えると主相比率が低下して高いＢｒを得られないおそれがある。
　Ｒ量は、好ましくは２９．０～３１．５質量％である。Ｒがこのような範囲であれば、より高いＢｒを得ることができる。
（Ｃｏ：０．２～０．９質量％）
　焼結磁石のＣｏの含有量（Ｃｏ量）は、０．２～０．９質量％である。Ｃｏ量が０．２質量％未満及び０．９質量％を超えると、焼結磁石のＨｃＪが低下するおそれがある。
（Ｂ：０．８５～０．９１質量％）
　焼結磁石のＢの含有量（Ｂ量）は、０．８５～０．９１質量％である。Ｂ量が０．８５質量％未満であるとＲ２Ｔ１７相が生成されて高いＨｃＪが得られないおそれがあり、０．９１質量％を超えるとＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成量が少なすぎて高いＨｃＪが得られないおそれがある。
（Ｃｕ：０．０５～０．５０質量％）
　焼結磁石のＣｕの含有量（Ｃｕ量）は、０．０５～０．５０質量％である。Ｃｕ量が０．０５質量％未満であると高いＨｃＪを得ることができないおそれがあり、０．５０質量％を超えると焼結性が悪化して高いＨｃＪが得られないおそれがある。
　Ｃｕ量は、好ましくは０．１～０．３質量％である。
（Ｇａ：０．３～０．７質量％）
　焼結磁石のＧａの含有量（Ｇａ量）は、０．３～０．７質量％である。Ｇａ量が０．３質量％未満であると、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成量が少なすぎて、Ｒ２Ｔ１７相を消失させることができず、高いＨｃＪを得ることができないおそれがあり、０．７質量％を超えると不要なＧａが存在することになり、主相比率が低下してＢｒが低下するおそれがある。
（Ｔ：６３～７０質量％（Ｔは、ＦｅとＣｏであり、上記規定したＣｏ以外はＦｅである））
　焼結磁石のＴは、遷移金属元素のうち少なくとも１種であり、ＦｅとＣｏを必ず含む。Ｔの含有量（Ｔ量）は、６３．０質量％～７０質量％である。Ｔの含有量が６３．０質量％未満又は７０質量％を超えると、大幅にＢｒが低下する恐れがある。
　なお、上述の通り、Ｔ量のうち０．２～０．９質量％はＣｏであるので、Ｆｅ量の下限は６２．１質量％（６３－０．９質量％）であり、上限は６９．８質量％（７０－０．２質量％）である。
（不可避的不純物およびその他の元素）
　さらに、本発明の実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、ジジム合金（Ｎｄ－Ｐｒ）、電解鉄、フェロボロンなどに通常含有される不可避的不純物としてＣｒ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇなどを含有することができる。さらに、製造工程中に混入する不可避的不純物として、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）およびＣ（炭素）などを例示できる。また、本発明の実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、１種以上の他の元素（不可避的不純物以外の意図的に加えた元素）を含んでもよい。例えば、このような元素として、少量（各々０．１質量％程度）のＡｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｙ、Ｈ、Ｆ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｂ、Ｚｒなどを含有してもよい。また、上述した不可避的不純物として挙げた元素を意図的に加えてもよい。このような元素は、合計で例えば１．０質量％程度含まれてもよい。この程度であれば、高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることが十分に可能である。
　本発明の実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、Ｒ，Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｇａを上述する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物としてもよい。すなわち、Ｃｏ、Ｂ、Ｒ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｆｅおよび不可避不純物のみを含み、その他の意図的に加えた元素を含まないＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石とすることができる。なお、この場合にも、ＣｏとＦｅの合計量が６３～７０質量％となるように、ＣｏおよびＦｅの含有量を調整すべきことに留意する。
［２］Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法
　上述した本実施形態に係る組成を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、主合金粉末と添加合金粉末とを用いて、ブレンド法により製造することができる。具体的には、本発明の実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法は、以下の工程を含む。
（１）添加合金粉末を準備する工程
（２）主合金粉末を準備する工程
（３）混合合金粉末を準備する工程
（４）混合合金粉末を成形して成形体を得る工程
（５）成形体を焼結して焼結体を得る工程
（６）焼結体を熱処理する工程
　各工程について詳述する。
（１）添加合金粉末を準備する工程
　この工程では、焼結磁石の製造に使用する添加合金粉末を準備する。
　後述する所定の組成からなる添加合金粉末を、既知のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法と同様の方法により製造することができる。例えば、金型鋳造によるインゴット法や、冷却ロールを用いて合金溶湯を急冷するストリップキャスト法等により、フレーク状の合金鋳片を作製する。得られたフレーク状の合金鋳片を水素粉砕し、粗粉砕粉（添加合金の粗粉末）のサイズを例えば１．０ｍｍ以下とする。次に、添加合金の粗粉末をジェットミル等により微粉砕することで、例えば粒径Ｄ５０（気流分散式によるレーザー回折法で得られた体積基準メジアン径）が３～１０μｍの微粉砕粉（添加合金粉末）を得る。なお、ジェットミル粉砕前の粗粉砕粉、ジェットミル粉砕中及びジェットミル粉砕後の合金粉末に助剤として公知の潤滑剤を使用してもよい。
　添加合金粉末の組成は、Ｒ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｔを以下の範囲内で含有し、かつ下記（１）を満足するように調製される。
　Ｒ　：３３～６９質量％、
　Ｃｏ：３．５～８．５質量％、
　Ｂ　：０．２～０．８質量％、
　Ｃｕ：０．８～３．０質量％、
　Ｇａ：１．８～１０質量％、および
　Ｔ　：１０～６０質量％（Ｔは、ＦｅとＣｏであり、上記規定したＣｏ以外はＦｅである）
　１４×［Ｂ］／１０．８≦［Ｔ］／５５．８５≦１４×［Ｂ］／１０．８×２・・・（１）
　ただし、［Ｂ］および［Ｔ］は、それぞれ、上記添加合金粉末に含まれるＢおよびＴの質量％で示した含有量である。
　以下に、添加合金粉末に含まれる各元素の限定理由を記載する。
（Ｒ：３３～６９質量％）
　添加合金粉末のＲの含有量（Ｒ量）は、３３～６９質量％である。Ｒ量が３３質量％未満であると、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化学量論組成に対して相対的にＲ量が少なすぎるため、Ｒ－Ｇａ相及びＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が生成され難くなる恐れがある。Ｒ量が６９質量％を超えると、Ｒ量が多すぎるため、Ｒの酸化の問題が発生して、磁気特性の低下や発火の危険等を招き、生産上問題となるおそれがある。
　Ｒ量は、好ましくは４０～６０質量％である。
（Ｃｏ：３．５～８．５質量％）
　添加合金粉末のＣｏの含有量（Ｃｏ量）は３．５～８．５質量％である。添加合金粉末に含まれるＣｏを３．５～８．５質量％にすることにより、添加合金粉末におけるＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成を抑制することができる。添加合金粉末のＣｏ量が３．５質量％未満又は８．５質量％を超えると添加合金におけるＲ－Ｔ－Ｇａ相が多く生成され、最終的に得られた焼結磁石のＨｃＪが低下する。　Ｃｏの含有量は、好ましくは４．５～８．１質量％である。
（Ｂ：０．２～０．８質量％）
　添加合金粉末のＢの含有量（Ｂ量）は、０．２～０．８質量％であり、且つ式（１）満足する。Ｂは、ＲおよびＴと反応して、主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ型化合物を生成するのに必要な元素である。Ｂ量が０．２質量％未満であると、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型化合物の生成量が少なく、添加合金粉末中にＲ２Ｔ１７相が生成される。そのため、最終的に得られる焼結磁石のＨｃＪが低下する。Ｂ量が０．８質量％を超えると、主合金粉末中のＢ量を低減させなくてはならず、主合金粉末中にＲ２Ｔ１７相が生成されて、最終的に得られる焼結磁石のＨｃＪが低下するおそれがある。
　Ｂ量は、好ましくは０．２～０．７質量％である。
（Ｃｕ：０．８～３．０質量％）
　添加合金粉末のＣｕの含有量（Ｃｕ量）は、０．８～３．０質量％である。Ｃｕ量が０．８質量％未満であると、最終的に得られる焼結磁石のＣｕ量が不足して、ＨｃＪが低下するおそれがある。Ｃｕ量が３．０質量％を超えると、添加合金粉末と主合金粉末とを含む混合合金粉末の焼結性が悪化して、焼結磁石のＨｃＪが低下するおそれがある。
　Ｃｕの含有量は、好ましくは１．５～２．６質量％である。
（Ｇａ：１．８～１０質量％）
　添加合金粉末のＧａの含有量は、１．８～１０質量％である。Ｇａ量が１．８質量％未満であると、主合金粉末中のＧａ量を増加させなくてはならず、主合金粉末中にＲ－Ｔ－Ｇａ相が生成されて、最終的に得られる焼結磁石のＨｃＪが低下するおそれがある。１０質量％を超えると、添加合金粉末中にＲ－Ｔ－Ｇａ相が生成されて、最終的に得られる焼結磁石のＨｃＪが低下するおそれがある。
　Ｇａの含有量は、好ましくは３～８質量％である。
（Ｔ：１０～６０質量％（Ｔは、ＦｅとＣｏであり、上記規定したＣｏ以外はＦｅである））
　添加合金粉末のＴの含有量は１０～６０質量％であり、且つ式（１）を満足する。なお、上述の通り、添加合金粉末のＴ量のうち３．５～８．５質量％はＣｏであるので、Ｆｅ量の下限は１．５質量％（１０－８．５質量％）であり、上限は５６．５質量％（６０－３．５質量％）である。
　Ｔ量は、好ましくは２０～５０質量％である。
　さらに、Ｔ量とＢ量は、以下の式（１）の関係を満たすように制御される。

１４×［Ｂ］／１０．８≦［Ｔ］／５５．８５≦１４×［Ｂ］／１０．８×２・・・（１）
　ただし、［Ｂ］および［Ｔ］は、それぞれ、上記添加合金粉末に含まれるＢおよびＴの質量％で示した含有量である。

　ここで、「１４×［Ｂ］／１０．８＝［Ｔ］／５５．８５」であると、ＢとＴのモル比がほぼ１：１４となり、主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ相におけるＢとＴの化学量論比に一致する。このような状態では、Ｆｅのほぼ全量が、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型化合物を形成していると考えられる。
　また、「［Ｔ］／５５．８５＝１４×［Ｂ］／１０．８×２」であると、ＢとＴのモル比がほぼ１：２８となり、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相におけるＢとＴの化学量論比（１：１４）に対して、Ｂ量が半量となっているといえる。このような状態では、Ｔのほぼ半量が、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型化合物を形成していると考えられる。
　つまり、式（１）のように「１４×［Ｂ］／１０．８≦［Ｔ］／５５．８５≦１４×［Ｂ］／１０．８×２」と規定することにより、Ｔ量の半量～全量が、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型化合物を形成することとなる。これにより、添加合金粉末中にＲ２Ｔ１７相およびＲ－Ｔ－Ｇａ相の形成を抑制することができる。
　なお、本発明の実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石におけるＴの主成分はＦｅであるため、Ｔのモル比を求める際に、Ｆｅの原子量（５５．８５）を用いた。
（不可避的不純物およびその他の元素）
　添加合金粉末は、不可避的不純物としてＣｒ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇなどを含有することができる。さらに、製造工程中に混入する不可避的不純物として、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）およびＣ（炭素）などを例示できる。また、本発明の実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、１種以上の他の元素（不可避的不純物以外の意図的に加えた元素）を含んでもよい。例えば、このような元素として、少量（各々０．１質量％程度）のＡｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｙ、Ｈ、Ｆ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｂ、Ｚｒなどを含有してもよい。また、上述した不可避的不純物として挙げた元素を意図的に加えてもよい。このような元素は、合計で例えば１．０質量％程度含まれてもよい。この程度であれば、高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることが十分に可能である。
　添加合金粉末は、Ｒ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｇａを上述する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物としてもよい。なお、この場合にも、Ｔ量（ＣｏとＦｅの合計量）が１０～６０質量％となるように、ＣｏおよびＦｅの含有量を調整すべきことに留意する。
　なお、添加合金粉末は上述した添加合金粉末の組成範囲内であれば複数種類の添加金粉末を準備してもよい。この場合、複数種類の添加合金粉末の合計が混合合金粉末を１００質量％としたとき、１～１６質量％となるようにする。
（２）主合金粉末を準備する工程
　この工程では、焼結磁石の製造に使用する主合金粉末を準備する。
　主合金粉末は、添加合金粉末と同様の方法により製造することができる。例えば、金型鋳造によるインゴット法や、冷却ロールを用いて合金溶湯を急冷するストリップキャスト法等により、フレーク状の合金鋳片を作製する。得られたフレーク状の合金鋳片を水素粉砕し、粗粉砕粉（主合金の粗粉末）のサイズを例えば１．０ｍｍ以下とする。次に、主合金の粗粉末をジェットミル等により微粉砕することで、例えば粒径Ｄ５０（気流分散式によるレーザー回折法で得られた体積基準メジアン径）が３～１０μｍの微粉砕粉（主合金粉末）を得る。なお、ジェットミル粉砕前の粗粉砕粉、ジェットミル粉砕中及びジェットミル粉砕後の合金粉末に助剤として公知の潤滑剤を使用してもよい。
　主合金粉末の組成は、Ｒ、Ｂ、Ｇａ、Ｔを以下の範囲内で含有するように調製される。
　Ｒ　：２８．５～３３．０質量％、
　Ｂ　：０．９１～１．１０質量％、
　Ｇａ：０．１～０．４質量％、および
　Ｔ　：６４～７０質量％（ＴはＦｅであり、Ｔの０～１０質量％以上をＣｏで置換できる）
　以下に、主合金粉末に含まれる各元素の限定理由を記載する。
（Ｒ　：２８．５～３３．０質量％）
　主合金粉末のＲの含有量（Ｒ量）は、２８．５～３３．０質量％である。Ｒ量が２８．５質量％未満であると、ＨｃＪが低下するおそれがある。Ｒ量が３３．０質量％を超えると、Ｂｒが低下するおそれがある。
（Ｂ　：０．９１～１．１０質量％）
　主合金粉末のＢの含有量（Ｂ量）は、０．９１～１．１０質量％である。Ｂは、ＲおよびＴと反応して、主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ型化合物を生成するのに必要な元素である。Ｂ量が０．９１質量％未満であると、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型化合物の生成量が少なく、添加合金粉末中にＲ２Ｔ１７相が生成されやすくなる。そのため、最終的に得られる焼結磁石のＨｃＪが低下するおそれがある。Ｂ量が１．１０質量％を超えると、添加合金粉末中のＢ量を低減させなくてはならず、添加合金粉末中にＲ２Ｔ１７相が生成されて、最終的に得られる焼結磁石のＨｃＪが低下するおそれがある。
（Ｇａ：０．１～０．４質量％）
　主合金粉末のＧａの含有量（Ｇａ量）は０．１～０．４質量％である。Ｇａ量が０．１質量％未満であると、Ｒ－Ｇａ相及びＲ－Ｇａ－Ｃｕ相の生成量が少なすぎてＨｃＪが低下するおそれがある。Ｇａ量が０．４質量％を超えると、主合金粉末中にＲ－Ｔ－Ｇａ相が生成されて、最終的に得られる焼結磁石のＨｃＪが低下するおそれがある。
（Ｔ　：６４～７０質量％（ＴはＦｅであり、Ｔの０～１０質量％以上をＣｏで置換できる））
　主合金粉末のＴの含有量（Ｔ量）は６４～７０質量％である。Ｔ量が６４質量％未満であるとＨｃＪが急激に低下するおそれがある。Ｔ量が７０質量％を超えると、Ｒ２Ｔ１７相が生成してＨｃＪが低下するおそれがある。
　なお、Ｔの全量を１００質量％としたときに、Ｔの０～１０質量％をＣｏで置換してもよい。つまり、Ｔの全量のうち９０～１００質量％がＦｅであり、０～１０質量％がＣｏである。
（不可避的不純物およびその他の元素）
　主合金粉末は、不可避的不純物としてＣｒ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇなどを含有することができる。さらに、製造工程中に混入する不可避的不純物として、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）およびＣ（炭素）などを例示できる。また、本発明の実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、１種以上の他の元素（不可避的不純物以外の意図的に加えた元素）を含んでもよい。例えば、このような元素として、少量（各々０．１質量％程度）のＡｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｙ、Ｈ、Ｆ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｂ、Ｚｒなどを含有してもよい。また、上述した不可避的不純物として挙げた元素を意図的に加えてもよい。このような元素は、合計で例えば１．０質量％程度含まれてもよい。この程度であれば、高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることが十分に可能である。
　主合金粉末は、Ｒ、Ｂ、Ｇａ（およびＦｅの一部をＣｏで置換した場合にはＣｏ）を上述する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物としてもよい。なお、この場合にも、Ｔ量（ＣｏとＦｅの合計量）が６４～７０質量％となるように、ＣｏおよびＦｅの含有量を調整すべきことに留意する。
　また、主合金粉末は、上述した主合金粉末の組成範囲内であれば複数種類の主合金粉末を準備してもよい。この場合、一つの種類の主合金粉末が混合合金粉末の全質量の８０質量％以上を占める必要はなく、複数種類の主合金粉末の合計が混合合金粉末を１００質量％としたとき、８２～９９質量％となるようにする。
（３）混合合金粉末を準備する工程
　添加合金粉末と主合金粉末とを混合し、混合合金粉末を準備する。添加合金粉末と主合金粉末は、所望の焼結磁石の組成となるように混合される。例えば、混合合金粉末を１００質量％としたとき、添加合金粉末を１～１６質量％と、主合金粉末を８２～９９質量％とを含むように混合される。好ましくは、混合合金粉末を１００質量％としたとき、添加合金粉末を１～１６質量％と、主合金粉末を８４～９９質量％とを混合する。
　添加合金粉末の混合量が１質量％未満であると、添加合金粉末が少なすぎて、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成を抑制できずＨｃＪが低下するおそれがある。添加合金粉末の混合量が１６質量％を超えると、Ｂｒが低下するおそれがある。混合合金粉末は、添加合金の粗粉末と主合金の粗粉末を混合した混合合金粗粉末を粉砕（微粉砕）することにより準備してもよいし、添加合金の粗粉末と主合金の粗粉末を別々に粉砕（微粉砕）して得た添加合金粉末と主合金粉末を混合することにより準備してもよい。
　なお、混合合金粉末は、添加合金粉末と主合金粉末だけでなく、別組成の合金粉末を２質量％程度まで含有してもよい。
（４）混合合金粉末を成形して成形体を得る工程
　得られた混合合金粉末を用いて磁界中成形を行い、成形体を得る。磁界中成形は、金型のキャビティー内に乾燥した合金粉末を挿入し、磁界を印加しながら成形する乾式成形法、金型のキャビティー内にスラリー（分散媒中に合金粉末が分散している）を注入し、スラリーの分散媒を排出しながら成形する湿式成形法を含む既知の任意の磁界中成形方法を用いてよい。
（５）成形体を焼結して焼結体を得る工程
　成形体を焼結することにより焼結体（焼結磁石）を得る。成形体の焼結は公知の方法を用いることができる。なお、焼結時の雰囲気による酸化を防止するために、焼結は真空雰囲気中又は不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。不活性ガスは、ヘリウム、アルゴン等を用いることが好ましい。
（６）焼結体を熱処理する工程
　得られた焼結磁石に対し、磁気特性を向上させることを目的とした熱処理を行うことが好ましい。熱処理温度、熱処理時間などは既知の条件を用いることができる。例えば、比較的低い温度（４００℃以上６００℃以下）のみでの熱処理（一段熱処理）をしてもよく、あるいは比較的高い温度（７００℃以上焼結温度以下（例えば１０５０℃以下））で熱処理を行った後比較的低い温度（４００℃以上６００℃以下）で熱処理（二段熱処理）をしてもよい。好ましい条件は、７３０℃以上１０２０℃以下で５分から５００分程度の熱処理を施し、冷却後（室温まで冷却後、または４４０℃以上５５０℃以下まで冷却後）、さらに４４０℃以上５５０℃以下で５分から５００分程度熱処理をすることが挙げられる。熱処理雰囲気は、真空雰囲気あるいは不活性ガス（ヘリウムやアルゴンなど）で行うことが好ましい。
　最終的な製品形状にするなどの目的で、得られた焼結磁石に研削などの機械加工を施してもよい。その場合、熱処理は機械加工前でも機械加工後でもよい。さらに、得られた焼結磁石に、表面処理を施してもよい。表面処理は、既知の表面処理であってもよく、例えばＡｌ蒸着や電気Ｎｉめっきや樹脂塗料などの表面処理を行うことができる。
　本開示を実施例によりさらに詳細に説明するが、本開示はそれらに限定されるものではない。
・実施例１
　およそ表１の試料Ｎｏ．１に示すＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の組成となるように各元素を秤量し、ストリップキャスティング法により合金を作製した。得られた各合金を水素粉砕法により粗粉砕し粗粉砕粉を得た。前記粗粉砕粉をジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ５０（気流分散法によるレーザー回折法で得られる体積中心値）が４.５μｍの微粉砕粉を作製した。前記微粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００質量部に対して０．０５質量部添加、混合した後、磁界中で成形し、成形体を得た。なお、成形装置には、磁界印加方向と加圧方向とが直交する、いわゆる直角磁界成形装置（横磁界成形装置）を用いた。得られた成形体を、真空中１０５０℃（焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）で４時間焼結し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。焼結磁石の密度は７．５Ｍｇ／ｍ３以上であった。焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に、真空中で９００℃で２時間保持した後室温まで急冷し、次いで真空中で５００℃で２時間保持した後、室温まで冷却する熱処理を施した。得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の成分の分析結果を表１に示す。
　表１におけるＦｅ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｂ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ及びＺｒは、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ－ＯＥＳ）を使用して測定した。また、Ｏ（酸素量）は、ガス融解－赤外線吸収法、Ｎ（窒素量）は、ガス融解－熱伝導法、Ｃ（炭素量）は、燃焼－赤外線吸収法、によるガス分析装置を使用して測定した。以下、表２及び表３も同様である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　更に、およそ表２及び表３の試料Ｎｏ．２～２６に示す主合金粉末および添加合金粉末の組成となるように各元素を秤量し、ストリップキャスト法により合金を作製した。得られた各合金を水素粉砕法により粗粉砕し粗粉砕粉を得た。得られた主合金の粗粉末（粗粉砕粉）および添加合金の粗粉末（粗粉砕粉）の一部についてそれぞれジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ５０が４．５μｍの主合金粉末及び添加合金粉末を得た。主合金粉末及び添加合金粉末の成分の分析結果を表２及び表３に示す。また、添加合金粉末の組成が本開示の式（１）を満たす場合は「〇」と満たさない場合は「×」と表２及び表３に示す。　得られた主合金の粗粉末と添加合金の粗粉末を表２及び表３の「混合比率」に示す条件でそれぞれＶ型混合機に投入して混合し、ジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ５０（気流分散法によるレーザー回折法で得られる体積中心値）が４.５μｍの微粉砕粉（主合金粉末及び添加合金粉末が混合された混合合金粉末）を作製した。前記微粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００質量部に対して０．０５質量部添加、混合した後、磁界中で成形し、成形体を得た。なお、成形装置には、磁界印加方向と加圧方向とが直交する、いわゆる直角磁界成形装置（横磁界成形装置）を用いた。得られた成形体を、真空中で組成に応じて１０３０～１０７０℃（それぞれ焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）で４時間焼結し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。焼結磁石の密度は７．５Ｍｇ／ｍ３以上であった。焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に、真空中で９００℃で２時間保持した後室温まで急冷し、次いで真空中で５００℃で２時間保持した後、室温まで冷却する熱処理を施した。得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石（焼結磁石）の成分の分析結果を表２及び表３に示す。
　なお、表２の備考欄に記載された「本発明例」とは、本発明の実施形態に規定する要件を満たす実施例であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　熱処理後の焼結磁石（試料Ｎｏ．１～２６）に機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、Ｂ－Ｈトレーサによって各試料のＢｒ及びＨｃＪを測定した。測定結果を表４に示す。
　なお、表４の備考欄に記載された「本発明例」とは、本発明の実施形態に規定する要件を満たす実施例であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表１～表４に示すように、単一合金より作製した試料Ｎｏ．１（比較例）のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石と、その組成が試料Ｎｏ．１とほぼ同じである試料Ｎｏ．２（本発明例）のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石とを比較すると、試料Ｎｏ．２（本発明例）のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の方が高いＢｒ及び高いＨｃＪが得られた。また、試料Ｎｏ．２（本発明例）と試料Ｎｏ．３（比較例）は、主合金粉末及び添加合金粉末を用いてＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の組成もほぼ同じであるが、添加合金粉末が本開示の範囲内にあるＮｏ．２（本発明例）のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の方が高いＨｃＪが得られた。更に、表４に示す様に、本発明例のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、いずれも、Ｂｒ≧１．３８５とＨｃＪ≧１５７０ｋＡ／ｍとを共に達成しており、高いＢｒ及び高いＨｃＪが得られた。
　これに対し、添加合金粉末におけるＣｏ量が本開示の範囲外であるＮｏ．３～５及びＮｏ．８～１０、添加合金におけるＣｏ量及びＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石におけるＢ量が本開示の範囲外であるＮｏ．１３及び１７～１９、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石におけるＢ量が本開示の範囲外であるＮｏ．１４～１６、混合量が本開示の範囲外であるＮｏ．２０、添加合金粉末におけるＣｕ量が本開示の範囲外であるＮｏ．２１、添加合金粉末におけるＧａ量が本開示の範囲外であるＮｏ．２２、添加合金粉末における式（１）の値が本開示の範囲外であるＮｏ．２３及び２５、添加合金粉末におけるＢ量及び式（１）の値が本開示の範囲外であるＮｏ．２４、主合金粉末のＢ量及びＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＢ量が本開示の範囲外であるＮｏ．２６の比較例の焼結磁石は、いずれも、Ｂｒ≧１．３８５とＨｃＪ≧１５７０ｋＡ／ｍとを共に達成できず、高いＢｒ及び高いＨｃＪが得られなかった。
　図１は、Ｃｏ量以外はほぼ同じ組成のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石（試料Ｎｏ．２及び４～８）における、添加合金粉末のＣｏ量とＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＨｃＪの関係を示した説明図（グラフ）である。試料Ｎｏ．２及び４～８のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、Ｂ量が本開示の範囲内、つまり、Ｂ量が少ない（低Ｂ焼結磁石）。図１に示す様に、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＢ量が本開示の範囲内の場合には、添加合金粉末のＣｏ量が本開示の範囲（３．５質量％以上８．５質量％以下）であると、極めて高いＨｃＪが得られることがわかる。また、図１に示すように、添加合金粉末のＣｏ量は、４．５質量％以上（Ｎｏ．６）８．１質量％以下（Ｎｏ．７）が好ましい。　
　図２は、Ｃｏ量以外はほぼ同じ組成Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石（試料Ｎｏ．１３～１６）における、添加合金粉末のＣｏ量とＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＨｃＪの関係を示した説明図（グラフ）である。試料Ｎｏ．１３～１６は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、Ｂ量が０．９４質量％であり、本開示のＢ量の範囲を超えている（高Ｂ焼結磁石）。図２に示す様に、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＢ量が本開示の範囲外であると、添加合金粉末のＣｏ量が本開示の範囲内であっても、高いＨｃＪが得られていない。
　本出願は、出願日が２０１７年３月２９日である日本国特許出願、特願第２０１７－０６５０３５号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１７－０６５０３５号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (2)

  1. 　Ｒ　：２８．５～３３．０質量％（Ｒは、希土類元素であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも一方を含む）、
    　Ｃｏ：０．２～０．９質量％、
    　Ｂ　：０．８５～０．９１質量％、
    　Ｃｕ：０．０５～０．５０質量％、
    　Ｇａ：０．３～０．７質量％、および
    　Ｔ　：６３～７０質量％（Ｔは、ＦｅとＣｏであり、上記規定したＣｏ以外はＦｅである）を含むＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を製造する方法であって、
    　Ｒ　：３３～６９質量％、
    　Ｃｏ：３．５～８．５質量％、
    　Ｂ　：０．２～０．８質量％、
    　Ｃｕ：０．８～３．０質量％、
    　Ｇａ：１．８～１０質量％、および
    　Ｔ　：１０～６０質量％（Ｔは、ＦｅとＣｏであり、上記規定したＣｏ以外はＦｅである）を含み下記式（１）を満足する添加合金粉末を準備する工程と、

    　Ｒ　：２８．５～３３．０質量％、
    　Ｂ　：０．９１～１．１０質量％、
    　Ｇａ：０．１～０．４質量％、および
    　Ｔ　：６４～７０質量％（ＴはＦｅであり、Ｔの０～１０質量％以上をＣｏで置換できる）を含む主合金粉末を準備する工程と、

    　前記添加合金粉末を１～１６質量％と、前記主合金粉末を８２～９９質量％とを含む混合合金粉末を準備する工程と、
    　前記混合合金粉末を成形して成形体を得る工程と、
    　前記成形体を焼結して焼結体を得る工程と、
    　前記焼結体を熱処理する工程と、を含むＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法。

    　１４×［Ｂ］／１０．８≦［Ｔ］／５５．８５≦１４×［Ｂ］／１０．８×２・・・（１）
    　ただし、［Ｂ］および［Ｔ］は、それぞれ、上記添加合金粉末に含まれるＢおよびＴの質量％で示した含有量である。
  2. 　前記添加合金粉末は、
    　Ｒ　：４０～６０質量％、
    　Ｃｏ：４．５～８．１質量％、
    　Ｂ　：０．２～０．７質量％、
    　Ｃｕ：１．５～２．６質量％、
    　Ｇａ：３～８質量％、および
    　Ｔ　：２０～５０質量％を含むことを特徴とする請求項１に記載の製造方法。
PCT/JP2018/011416 2017-03-29 2018-03-22 Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法 WO2018180891A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201880017894.1A CN110431646B (zh) 2017-03-29 2018-03-22 R-t-b系烧结磁体的制造方法
JP2018538787A JP6432718B1 (ja) 2017-03-29 2018-03-22 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017065035 2017-03-29
JP2017-065035 2017-03-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018180891A1 true WO2018180891A1 (ja) 2018-10-04

Family

ID=63675633

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2018/011416 WO2018180891A1 (ja) 2017-03-29 2018-03-22 Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法

Country Status (3)

Country Link
JP (1) JP6432718B1 (ja)
CN (1) CN110431646B (ja)
WO (1) WO2018180891A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2022510035A (ja) * 2018-12-29 2022-01-25 三環瓦克華（北京）磁性器件有限公司 希土類磁石、希土類スパッタリング磁石、希土類拡散磁石及びその製造方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110828090B (zh) * 2019-11-29 2022-07-22 福建省长汀金龙稀土有限公司 改性超细粉、稀土永磁体、原料、制备方法、用途
CN111091945B (zh) * 2019-12-31 2021-09-28 厦门钨业股份有限公司 一种r-t-b系永磁材料、原料组合物、制备方法、应用
CN115472408A (zh) * 2021-06-10 2022-12-13 赣州市东磁稀土有限公司 钕铁硼磁体及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016086078A (ja) * 2014-10-27 2016-05-19 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2016184689A (ja) * 2015-03-26 2016-10-20 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2017017121A (ja) * 2015-06-30 2017-01-19 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法およびｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP6090550B1 (ja) * 2015-06-25 2017-03-08 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

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105453195B (zh) * 2013-08-12 2018-11-16 日立金属株式会社 R-t-b系烧结磁体及r-t-b系烧结磁体的制造方法
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

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016086078A (ja) * 2014-10-27 2016-05-19 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2016184689A (ja) * 2015-03-26 2016-10-20 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP6090550B1 (ja) * 2015-06-25 2017-03-08 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
JP2017017121A (ja) * 2015-06-30 2017-01-19 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法およびｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2022510035A (ja) * 2018-12-29 2022-01-25 三環瓦克華（北京）磁性器件有限公司 希土類磁石、希土類スパッタリング磁石、希土類拡散磁石及びその製造方法
JP7091562B2 (ja) 2018-12-29 2022-06-27 三環瓦克華（北京）磁性器件有限公司 希土類磁石、希土類スパッタリング磁石、希土類拡散磁石及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2018180891A1 (ja) 2019-04-04
CN110431646B (zh) 2021-09-14
CN110431646A (zh) 2019-11-08
JP6432718B1 (ja) 2018-12-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6406255B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石およびｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP6090550B1 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石およびその製造方法
JP6288076B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP6108029B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP6288095B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP6432718B1 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
WO2016133067A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法
JP6443757B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP6798546B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP6541038B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP2019169542A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP6213697B1 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP6474043B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP7155813B2 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法
JP7021578B2 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法
JP6760160B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP6702215B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP6623998B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP7021577B2 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2019169698A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP6627555B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP2021155783A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2020161614A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2020161787A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2020161788A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018538787

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

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

Ref document number: 18775473

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 18775473

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1