WO2021095630A1 - Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石 - Google Patents

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石 Download PDF

Info

Publication number
WO2021095630A1
WO2021095630A1 PCT/JP2020/041339 JP2020041339W WO2021095630A1 WO 2021095630 A1 WO2021095630 A1 WO 2021095630A1 JP 2020041339 W JP2020041339 W JP 2020041339W WO 2021095630 A1 WO2021095630 A1 WO 2021095630A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
atomic
sintered magnet
content
phase
elements
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/041339
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
彰裕 吉成
一晃 榊
Original Assignee
信越化学工業株式会社
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 信越化学工業株式会社 filed Critical 信越化学工業株式会社
Priority to US17/772,318 priority Critical patent/US20220406495A1/en
Priority to CN202080079656.0A priority patent/CN114730653A/zh
Priority to JP2021556053A priority patent/JPWO2021095630A1/ja
Priority to EP20886643.4A priority patent/EP4060689A4/en
Publication of WO2021095630A1 publication Critical patent/WO2021095630A1/ja
Priority to JP2023189266A priority patent/JP2024020301A/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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • 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
    • 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
    • H01F1/058—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IVa elements, e.g. Gd2Fe14C
    • 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
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to an R-Fe-B-based rare earth sintered magnet in which the residual magnetic flux density is improved while suppressing the decrease in coercive force.
  • R-Fe-B-based sintered magnets are functional materials indispensable for energy saving and high functionality, and their application range and production volume are expanding year by year. For example, it is used in drive motors and electric power steering motors in hybrid vehicles and electric vehicles, compressor motors for air conditioners, voice coil motors (VCMs) for hard disk drives, and the like.
  • VCMs voice coil motors
  • the high residual magnetic flux density (hereinafter referred to as Br) of the R-Fe-B-based sintered magnet is a great advantage, but for example, in order to further reduce the size of the motor, further Br Is required to be improved.
  • Methods for increasing Br of R-Fe-B-based sintered magnets include a method of reducing the R content in order to increase the proportion of the R 2 Fe 14 B phase in the sintered magnet, and a method of reducing the R 2 Fe 14 B phase.
  • a method of reducing the amount of an additive element that dissolves in a solid solution and lowers Br has been known.
  • H cJ coercive force related to the heat resistance of the sintered magnet
  • Patent Document 1 the content of B is reduced from the stoichiometric composition, 0.1 to 1.0% by mass of Ga is added, and B, Nd are added. , Pr, C, Ga, and the values of [B] / ([Nd] + [Pr]) and ([Ga] + [C]) / [B] are adjusted to satisfy a specific relationship. By doing so, a sintered magnet capable of obtaining high H cJ even in a composition in which the amount of heavy rare earth elements such as Dy and Tb is reduced has been proposed.
  • Patent Document 2 the content of B is set to about the stoichiometric composition to suppress the formation of R 1.1 Fe 4 B 4 phase, thereby increasing Br. It has been proposed to obtain a sintered magnet having. Furthermore, by containing 0.01 to 0.08% by mass of Ga, the precipitation of the R 2 Fe 17 phase, which causes a decrease in H cJ when B falls below the stoichiometric composition, is suppressed. , It is described that high Br and high H cJ can be compatible.
  • the amount of heavy rare earth elements such as Dy and Tb used is relatively reduced by adding 0.1% by mass or more of Ga, so that the saturation magnetization of the R 2 Fe 14 B phase
  • the addition of Ga reduces the saturation magnetization of the R 2 Fe 14 B phase, so that Br cannot always be sufficiently improved.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and has a high Br and stable H cJ by adjusting and optimizing the amount ratio of the constituent elements of the R-Fe-B-based sintered magnet.
  • An object of the present invention is to provide an R-Fe-B-based sintered magnet.
  • the present inventors have R-Fe-B-based firing containing B, C, O and X (one or more of Ti, Zr, Hf, Nb, V, Ta).
  • B, C, O and X one or more of Ti, Zr, Hf, Nb, V, Ta.
  • the content of B, C, O and X can be adjusted within a predetermined range to increase the content.
  • the present invention has been completed by finding that it has Br and that stable H cJ can be obtained within that range.
  • the present invention provides the following R-Fe-B-based sintered magnets.
  • R is one or more elements selected from rare earth elements, Nd is essential
  • B is 5.0-6.5 atomic%
  • B 0
  • X is one or more elements selected from Ti, Zr, Hf, Nb, V, Ta
  • the balance has a composition of Fe, O, other arbitrary elements and unavoidable impurities, and the atomic percentages of the above B, C, X, and O are [B], [C], [X], respectively.
  • one or more of B, C, O, X (Ti, Zr, Hf, Nb, V, Ta) among the constituent elements of the magnet composition By adjusting and optimizing the amount ratio of), it is possible to achieve both high Br and high H cJ, which were conventionally contradictory characteristics.
  • the R-Fe-B based sintered magnet of the present invention contains 12.5-14.5 atomic% of R (R is one or more elements selected from rare earth elements, and Nd. Essential), 5.0-6.5 atomic% B, 0.02-0.5 atomic% X (X is one or two selected from Ti, Zr, Hf, Nb, V, Ta) The above elements), containing 0.1 to 1.6 atomic% of C, and having a composition in which the balance is Fe, O, other arbitrary elements and unavoidable impurities.
  • R is one or more elements selected from rare earth elements, and Nd. Essential
  • X is one or two selected from Ti, Zr, Hf, Nb, V, Ta
  • the above elements containing 0.1 to 1.6 atomic% of C, and having a composition in which the balance is Fe, O, other arbitrary elements and unavoidable impurities.
  • the element R constituting the sintered magnet of the present invention is one or more elements selected from rare earth elements, and Nd is essential.
  • the rare earth element other than Nd Pr, La, Ce, Gd, Dy, Tb and Ho are preferable, Pr, Dy and Tb are particularly preferable, and Pr is particularly preferable.
  • the ratio of Nd, which is an essential component, of R is preferably 60 atomic% or more, particularly 70 atomic% or more of the total R.
  • the content of R is 12.5 to 14.5 atomic% as described above, preferably 12.8 to 14.0 atomic%. If the R content is less than 12.5 atomic%, ⁇ -Fe crystallizes in the raw material alloy, and it is difficult to eliminate the ⁇ -Fe even if homogenization is performed. The H cJ and squareness of the sintered magnet are greatly reduced. Further, even when the raw material alloy is produced by the strip casting method in which ⁇ -Fe crystallization is unlikely to occur, ⁇ -Fe crystallization occurs, so that the HcJ and squareness of the R-Fe-B-based sintered magnet are greatly reduced. To do.
  • the sintered magnet of the present invention contains 5.0 to 6.5% by mass of boron (B).
  • a more preferable content is 5.1 to 6.1 atomic%, and even more preferably 5.2 to 5.9 atomic%.
  • the content of B is a factor for determining the range of oxygen concentration required to obtain stable H cJ.
  • the B content is less than 5.0 atomic%, the proportion of the R 2 Fe 14 B phase formed is low, Br is significantly reduced, and the R 2 Fe 17 phase is formed, resulting in H cJ. descend.
  • the B content exceeds 6.5 atomic%, a B-rich phase is formed, and the ratio of the R 2 Fe 14 B phase in the magnet decreases, resulting in a decrease in Br.
  • the element X constituting the sintered magnet of the present invention is one or more elements selected from Ti, Zr, Hf, Nb, V, and Ta, and by containing these elements,
  • the formed XB phase can suppress abnormal grain growth during sintering.
  • Zr is contained as at least one element of X.
  • the content of X is 0.02 to 0.5 atomic% as described above, preferably 0.05 to 0.3 atomic%, and more preferably 0.07 to 0.2 atomic%. If the content of X is less than 0.02 atomic%, the effect of suppressing abnormal grain growth of crystal grains in the sintering process cannot be obtained. On the other hand, when the content of X exceeds 0.5 atomic%, reduces the amount of B to form the R 2 Fe 14 B phase by X-B phase is formed, R 2 Fe 14 B phase ratio Br decrease due to the decrease in the amount of iron, and the formation of the R 2 Fe 17 phase may lead to a significant decrease in H cJ.
  • the content of carbon (C) contained in the sintered magnet of the present invention is 0.1 to 1.6 atomic%, preferably 0.2 to 1.0 atomic%, as described above. is there. Since C is derived from the raw material and the lubricant added to raise the orientation of the powder in molding in a magnetic field, it is difficult to obtain an R-Fe-B-based sintered magnet having a C content of less than 0.1 atomic%. Is. On the other hand, when the amount of C exceeds 1.6 atomic%, H cJ is remarkably lowered due to the presence of many RC phases in the sintered magnet.
  • the sintered magnet of the present invention contains the above-mentioned predetermined amounts of R, B and C, and also contains Fe, O, other optional elements and unavoidable impurities as the balance.
  • the content of O has the following relationship when the atomic percentages of B, C, X, and O are [B], [C], [X], and [O], respectively. It is a range that satisfies the equation (1). 0.86 x ([B] + [C] -2 x [X])-4.9 ⁇ [O] ⁇ 0.86 x ([B] + [C] -2 x [X])-4.6 ... (1)
  • the range of the O content varies depending on the contents of the above [B], [C], and [X].
  • the content of O is preferably in the range of 0.1 to 0.8 atomic%, more preferably 0.2 to 0. It is preferable that the content is within the range of 7 atomic% and satisfies the above relational expression (1).
  • the content of O is an important factor, and the content of O is the left side [0.86 ⁇ ([B] + [C] ⁇ 2 ⁇ [X])-4.9] atoms of the above relational expression (1).
  • H cJ decreases.
  • H cJ also decreases.
  • the sintered magnet of the present invention may contain an arbitrary element other than the above R, B, X, C, Fe and O, for example, Co, Cu, Al, Ga, N and the like. It can be contained as the above optional element.
  • the content of Co is preferably 0.1 atomic% or more, and more preferably 0.5 atomic% or more, from the viewpoint of obtaining the Curie temperature and the effect of improving the corrosion resistance due to the content of Co. Further, from the viewpoint of stably obtaining a high H cj , the Co content is preferably 3.5 atomic% or less, more preferably 2.0 atomic% or less.
  • the Cu content is preferably 0.05 atomic% or more, more preferably 0, from the viewpoint of obtaining the optimum temperature range in the low-temperature heat treatment after sintering, which is preferably performed to ensure good mass productivity. . 1 atomic% or more. Further, from the viewpoint of obtaining good sinterability and high magnetic properties (Br, H cJ ), it is preferably 0.5 atomic% or less, and more preferably 0.3 atomic% or less.
  • the Al content preferably exceeds 0 atomic%, and more preferably 0.05 atomic% or more. Further, from the viewpoint of obtaining high Br, it is preferably 1.0 atomic% or less, and more preferably 0.5 atomic% or less. Further, from the same viewpoint, the content of Ga is preferably more than 0 atomic%, 0.1 atomic% or less, and more preferably 0.05 to 0.1 atomic%. Furthermore, the content of N is preferably 0.7 atomic% or less from the viewpoint of obtaining good H cJ.
  • the sintered magnet of the present invention contains elements such as H, F, Mg, P, S, Cl, Ca, Mn, and Ni as unavoidable impurities, which are constituent elements of the magnet described above.
  • the total of unavoidable impurities can be allowed up to 0.1% by mass or less with respect to the total of the unavoidable impurities, but it is preferable that the content of these unavoidable impurities is small.
  • the sintered magnet of the present invention has a composition adjusted so that the O content satisfies the above relational expression (1). That is, when the atomic percentages of B, C, X, and O are [B], [C], [X], and [O], respectively, the following relational expression (1) is satisfied. 0.86 x ([B] + [C] -2 x [X])-4.9 ⁇ [O] ⁇ 0.86 x ([B] + [C] -2 x [X])-4.6 ... (1) By satisfying such a relationship, it is possible to achieve both high Br and stable H cJ. The reason is not always clear, but it can be inferred as follows.
  • X in the sintered magnet mainly forms an XB 2 compound, suppresses abnormal grain growth of crystal grains in the sintering process, and reduces the amount of R 2 Fe 14 B phase formed by B and C. It also has the effect of making it. That is, the amount of B and C atoms that actually contribute to the formation of the R 2 Fe 14 B phase can be expressed by ([B] + [C] ⁇ 2 ⁇ [X]).
  • the present inventors consider that the contents of B, C, X, and O atoms are involved in the formation of the R 2 Fe 14 B phase, and ([B] + [C] -2 ⁇
  • the content of O atoms can be adjusted in the pulverization step of pulverizing the raw material alloy to obtain alloy fine powder, for example, as in Examples described later.
  • Each step in producing the R-Fe-B-based sintered magnet of the present invention is basically the same as that of a normal powder metallurgy method, and is not particularly limited, but usually a raw material is used.
  • a melting step of melting to obtain a raw material alloy a crushing step of crushing a raw material alloy having a predetermined composition to prepare an alloy fine powder, a molding step of compacting the alloy fine powder in a magnetic field to obtain a molded product, It includes a heat treatment step of heat-treating a molded body to obtain a sintered body.
  • the metal or alloy as the raw material of each element is weighed so as to have the predetermined composition in the present invention described above, and for example, the raw material is melted by high-frequency melting and cooled to obtain the raw material alloy.
  • a melting casting method or a strip casting method in which the raw material alloy is cast into a flat mold or a book mold is generally adopted.
  • an alloy having a composition close to that of the R 2 Fe 14 B compound, which is the main phase of the R—Fe—B alloy, and an R-rich alloy, which serves as a liquid phase aid at the sintering temperature are separately prepared and weighed after coarse grinding.
  • the so-called dialloy method of mixing is also applicable to the present invention.
  • the ⁇ -Fe phase tends to crystallize depending on the cooling rate at the time of casting and the alloy composition. Therefore, if necessary for the purpose of homogenizing the structure and eliminating the ⁇ -Fe phase. It is preferable to carry out the homogenization treatment at 700 to 1200 ° C. for 1 hour or more in a vacuum or Ar atmosphere.
  • homogenization can be omitted.
  • a so-called liquid quenching method can be adopted in addition to the above casting method.
  • the above crushing step can be a plurality of steps including, for example, a coarse crushing step and a fine crushing step.
  • a coarse crushing step for example, a jaw crusher, a brown mill, a pin mill or a hydromill is used, and in the case of an alloy produced by strip casting, usually by applying hydromilling, for example, 0.05 to 3 mm.
  • hydromilling for example, 0.05 to 3 mm.
  • coarse powder that has been coarsely pulverized to 0.05 to 1.5 mm.
  • the fine pulverization step the coarse powder obtained in the coarse pulverization step is finely pulverized to, for example, 0.2 to 30 ⁇ m, particularly 0.5 to 20 ⁇ m, by using a method such as jet mill pulverization.
  • an additive such as a lubricant can be added as necessary to adjust the C content within a predetermined range.
  • the coarse pulverization step and the fine pulverization step of the raw material alloy are preferably performed in a gas atmosphere such as nitrogen gas or Ar gas, but the O content is within a predetermined range by controlling the oxygen concentration in the gas atmosphere. It may be adjusted so as to be.
  • the density of the molded product is 2.8 to 4.2 g / cm 3. From the viewpoint of ensuring the strength of the molded product and obtaining good handleability, the density of the molded product is preferably 2.8 g / cm 3 or more. On the other hand, the density of the molded product is preferably 4.2 g / cm 3 or less from the viewpoint of obtaining a suitable Br by ensuring good orientation of the particles at the time of pressurization while obtaining sufficient strength of the molded product. Further, in order to suppress the oxidation of the alloy fine powder, the molding is preferably performed in a gas atmosphere such as nitrogen gas or Ar gas.
  • the molded product obtained in the molding step is sintered in a high vacuum or in a non-oxidizing atmosphere such as Ar gas.
  • a non-oxidizing atmosphere such as Ar gas.
  • cooling may be performed by any of gas rapid cooling (cooling rate: 20 ° C./min or more), controlled cooling (cooling rate: 1 to 20 ° C./min), and furnace cooling.
  • the magnetic characteristics of the R-Fe-B-based sintered magnet are the same.
  • the heat treatment may be performed at a temperature lower than the sintering temperature for the purpose of increasing H cJ, although not particularly limited.
  • the post-sintering heat treatment may be a two-step heat treatment of a high temperature heat treatment and a low temperature heat treatment, or may be performed only by a low temperature heat treatment.
  • the sintered body is preferably heat-treated at a temperature of 600 to 950 ° C.
  • the low-temperature heat treatment it is preferably heat-treated at a temperature of 400 to 600 ° C.
  • Cooling at that time may be performed by any of gas rapid cooling (cooling rate: 20 ° C./min or more), controlled cooling (cooling rate: 1 to 20 ° C./min), and furnace cooling.
  • gas rapid cooling cooling rate: 20 ° C./min or more
  • controlled cooling cooling rate: 1 to 20 ° C./min
  • furnace cooling furnace cooling.
  • an R-Fe-B-based sintered magnet having similar magnetic characteristics can be obtained.
  • R-Fe-B-based sintered magnet was ground into a predetermined shape, and on the surface of the magnet, R 1 oxide, R 2 fluoride, R 3 acid fluoride, R 4 hydroxide, One or more selected from R 5 carbonate and R 6 basic carbonate (R 1 to R 6 are one or more selected from rare earth elements, even if they are the same.
  • heat treatment can be performed in a state where the powder is present on the surface of the sintered magnet. This treatment is a so-called intergranular diffusion method, and the temperature of the intergranular diffusion heat treatment is preferably lower than the sintering temperature and 350 ° C.
  • the time is not particularly limited, but a good sintered magnet. From the viewpoint of obtaining the structure and magnetic properties of the above, it is preferably 5 minutes to 80 hours, more preferably 10 minutes to 50 hours.
  • the above R 1 to R 6 contained in the above powder can be diffused in the magnet to increase H cJ.
  • the rare earth elements introduced by the grain boundary diffusion are R 1 to R 6 as described above for convenience of explanation, but after the grain boundary diffusion, all of them are included in the above R component in the magnet of the present invention.
  • Example 1 Nd: 30.0 wt%, Co: 1.0 wt%, B: 0.9 wt%, Al: 0.2 wt%, Cu: 0.2 wt%, Zr: 0.1 wt%, Ga: 0.1 wt%, Fe : An alloy strip was prepared by a strip casting method in which the molten alloy was melted in an Ar gas atmosphere so as to be the balance in an Ar gas atmosphere and cooled on a water-cooled copper roll. Next, the produced alloy strip was coarsely pulverized by hydrogenation to obtain a crude powder, and then 0.1% by mass of stearic acid was added as a lubricant to the obtained crude powder and mixed.
  • the mixture of the crude powder and the lubricant was finely pulverized by a jet mill in a nitrogen stream so that the average particle size was about 3.5 ⁇ m.
  • the O content was adjusted by setting the oxygen concentration in the jet mill system to 0 ppm (Example 1) and 50 ppm (Comparative Example 1).
  • the fine powder was filled in a mold of a molding apparatus equipped with an electromagnet in a nitrogen atmosphere, and pressure-molded in a direction perpendicular to the magnetic field while being oriented in a magnetic field of 15 kOe (1.19 MA / m). ..
  • the obtained molded product was sintered in vacuum at 1050 ° C. for 3 hours, cooled to 200 ° C.
  • the composition of each of the obtained sintered bodies was Nd: 13.5 at%, Co: 1.1 at%, B: 5.5 at%, Al: 0.5 at%, Cu: 0.2 at%, Zr: 0. 07 at%, Ga: 0.1 at%, C: 0.4 at%, O: see Table 1, Fe: balance.
  • the metal element was measured by ICP analysis, C was measured by a combustion infrared absorption method, and O was measured by an inert gas melting infrared absorption method.
  • each of the obtained sintered bodies was cut into a rectangular parallelepiped shape having a size of 18 mm ⁇ 15 mm ⁇ 12 mm to obtain a sintered magnet, and the magnetic properties (Br, H cJ) of each of the obtained sintered magnets were obtained using a BH tracer. ) was measured.
  • Table 1 shows the at% ([B], [Zr], [C], [O]) and magnetic properties (Br, H cJ ) of B, Zr, C, and O of Example 1 and Comparative Example 1, respectively. Is shown.
  • the "valid [O] range in Example 1 and Comparative Example 1" in the table is the following relational expression (1') for [B], [C], [Zr] and [O].
  • the sintered magnet of Example 1 satisfying the conditions of the present invention [the above relational expression (1')] has clearly excellent properties in H cJ as compared with Comparative Example 1. ..
  • Examples 2 to 5, Comparative Examples 2 to 6 An alloy strip was prepared, hydrogenated and pulverized, and a lubricant was mixed with the coarse powder in the same manner as in Example 1 except that the amount of the metal used as a raw material was adjusted so as to have a predetermined composition.
  • each mixture of the crude powder and the lubricant was pulverized with a jet mill in a nitrogen stream to prepare a fine powder having an average particle size of about 3.5 ⁇ m.
  • the O content was adjusted by appropriately adjusting the oxygen concentration in the jet mill system.
  • the produced fine powder was molded and heat-treated in the same manner as in Example 1 to obtain a sintered body.
  • the sintered magnet in which H cJ is suitable satisfies the relationship of the above relational expression (1').
  • the content of O atoms is more than [0.86 ⁇ ([B] + [C] ⁇ 2 ⁇ [Zr])-4.6]
  • the basic composition represented by R 2 Fe 14 B is compared with the basic composition. It is presumed that the abundance of B and C, which contribute to the formation of the R 2 Fe 14 B phase, was insufficient, and the formation of the R 2 Fe 17 phase significantly reduced H cJ.
  • the content of O atoms is less than [0.86 x ([B] + [C] -2 x [Zr])-4.9]
  • the basic composition represented by R 2 Fe 14 B is compared with the basic composition. It is presumed that the abundance of B and C, which contribute to the formation of the R 2 Fe 14 B phase, became excessive, a heterogeneous phase consisting of R, Fe, and B was formed, and H cJ decreased.
  • the content of O atoms can be adjusted in the pulverization step of pulverizing the raw material alloy to obtain alloy fine powder as in Examples 1 to 5 above.
  • Nd 30.0 wt%, Co: 1.0 wt%, B: 0.9 wt%, Al: 0.2 wt%, Cu: 0.2 wt%, Zr: 0.1 wt%, Ga: 0 to 0.3 wt% , Fe:
  • An alloy strip was prepared in the same manner as in Example 1 except that the amount of the metal used as a raw material was adjusted so as to be the balance. Next, the produced alloy strip was coarsely pulverized by hydrogenation to obtain a crude powder, and then 0.1% by mass of stearic acid was added as a lubricant to the obtained crude powder and mixed.
  • the mixture of the crude powder and the lubricant was finely pulverized by a jet mill in a nitrogen stream so that the average particle size was about 3.5 ⁇ m.
  • the oxygen concentration in the jet mill system was set to 0 ppm.
  • the prepared fine powder was molded and heat-treated in the same manner as in Example 1 to obtain each sintered body of Examples 6 to 9.
  • Nd 13.5 at%
  • Co 1.1 at%
  • B 5.5 at%
  • Al 0.5 at%
  • Cu 0.2 at%
  • Zr 0.07 at%
  • Ga see Table 3
  • C 0.4 at%
  • O see Table 3
  • Fe balance.
  • each of the obtained sintered bodies of Examples 6 to 9 was cut out into a rectangular parallelepiped shape having a size of 18 mm ⁇ 15 mm ⁇ 12 mm to obtain a sintered magnet, and each of the sintered magnets was magnetized using a BH tracer.
  • the characteristics (Br, H cJ ) were measured.
  • Table 3 shows the at% ([Ga], [B], [Zr], [C], [O]) and magnetic properties (Br, H cJ ) of Ga, B, Zr, C and O of each magnet. The values are shown, and the same measured values are also shown for the sintered magnet of Example 1.
  • the "effective [O] range" in the table means [O] that satisfies the above relational expression (1') for each magnet for [B], [C], [Zr], and [O]. The range of values for.
  • Example 7 which does not contain Ga is slightly inferior to H cJ as compared with Examples 1 and 6, and Example 8 in which the Ga content exceeds 0.1 at%, In No. 9, Br was also slightly inferior to that of Examples 1 and 6.

Abstract

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石において、従来は二律背反的な特性であった高残留磁束密度と高保磁力との両立を目的として、Ｒ（Ｒは希土類元素から選ばれる１種又は２種以上の元素であり、Ｎｄを必須とする）、Ｂ、Ｘ（ＸはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる１種又は２種以上の元素）、Ｃを含有すると共に、残部がＦｅ、Ｏ、その他の任意元素及び不可避不純物である組成を有し、かつ上記Ｂ、Ｃ、Ｘ、及びＯの原子百分率をそれぞれ［Ｂ］、［Ｃ］、［Ｘ］、及び［Ｏ］としたとき、次の関係式(１) 0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])－4.9＜[Ｏ]＜0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])－4.6　…(１) を満足することを特徴とするＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石を提供する。

Description

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石
　本発明は、保磁力の低下を抑えつつ、残留磁束密度を向上させたＲ－Ｆｅ－Ｂ系の希土類焼結磁石に関するものである。
　Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石（以下、Ｎｄ磁石という場合がある）は、省エネや高機能化に必要不可欠な機能性材料として、その応用範囲と生産量は年々拡大している。例えば、ハイブリッド自動車や電気自動車における駆動用モータや電動パワーステアリング用モータ、エアコンのコンプレッサー用モータ、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）などに用いられている。これら種々の用途においては、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石の高い残留磁束密度（以下、Ｂｒと称する）が大きな利点となっているが、例えばモータを更に小型化するために、更なるＢｒの向上が求められている。
　Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石のＢｒを高める手法としては、焼結磁石中のＲ2Ｆｅ14Ｂ相の割合を増加させるためにＲの含有量を減らす方法や、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相に固溶してＢｒを低下させる添加元素量を減らす方法が、従来より知られている。
　しかしながら、Ｒやその他添加元素量を低減することによって、焼結磁石の耐熱性に関わる保磁力（以下、ＨcJと称する）が低下してしまうことが知られている。特に、Ｒ元素量が減少した場合、液相の生成を伴って緻密化が起こるＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石の焼結工程においては、その焼結性が低下するとともに異常粒成長が起こるリスクもある。そのため、より高特性なＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石を得るにはＲやその他添加元素量を低減することによるＨcJの低下を抑えつつ、高Ｂｒを達成する必要がある。ＨcJの低下を抑えるもしくは増大させるためにはＤｙやＴｂ等の重希土類元素を添加することが一般的に知られているが、その添加によってＢｒの低下を招くことや資源的にも希少であり高価であることから、ＤｙやＴｂ等の重希土類元素の使用量低減に関する手法がこれまで提案されている。
　例えば、国際公開第２０１３／１９１２７６号（特許文献１）には、Ｂの含有量を化学量論組成よりも低減し、０．１～１．０質量％のＧａを添加すると共に、Ｂ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃ、Ｇａの量比について、［Ｂ］／（［Ｎｄ］＋［Ｐｒ］）、及び（［Ｇａ］＋［Ｃ］）／［Ｂ］の値を特定の関係を満たすように調整することによって、ＤｙやＴｂ等の重希土類元素の使用量を少なくした組成においても高いＨcJを得ることができる焼結磁石が提案されている。
　また、国際公開第２００４／０８１９５４号（特許文献２）には、Ｂの含有量を化学量論組成程度とすることで、Ｒ1.1Ｆｅ4Ｂ4相の生成を抑制し、これにより高いＢｒを有する焼結磁石を得ることが提案されている。さらに、Ｇａを０．０１～０．０８質量％含有することで、Ｂが化学量論組成を下回った場合にＨcJの低下を招くことになるＲ2Ｆｅ17相の析出を抑制することによって、高Ｂｒと高ＨcJとを両立し得ることが記載されている。
国際公開第２０１３／１９１２７６号 国際公開第２００４／０８１９５４号
　しかしながら、上記特許文献１に記載の磁石では、０．１質量％以上のＧａ添加によって相対的にＤｙやＴｂ等の重希土類元素の使用量が少なくなることによりＲ2Ｆｅ14Ｂ相の飽和磁化の増大が図れる一方、Ｇａ添加によりＲ2Ｆｅ14Ｂ相の飽和磁化は減少することから、必ずしも十分なＢｒの向上が図られることにはならない。
　また、特許文献２に記載の技術においては、確かに酸素濃度０．４質量％程度のＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石の場合には、良好な磁気特性は得られるが、焼結磁石中の酸素濃度と磁気特性との関係についての記載は不十分であり、それ以下、特に０．２質量％以下の酸素濃度では大きくその特性挙動は変化してしまい、必ずしも高Ｂｒと高ＨcJとの両立を達成することができない。
　本発明は、上記課題を鑑みてなされたものであり、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石について、その構成元素の量比を調整し最適化することで、高いＢｒと安定したＨcJを有するＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記目的を達成するため、Ｂ、Ｃ、Ｏ及びＸ（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａの１種又は２種以上）を含有するＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石について、一般的に不純物と評されるＣ、Ｏを含めて、その組成につき鋭意検討を行なった結果、Ｂ、Ｃ、Ｏ、Ｘの含有量を所定の範囲内で調整することにより高いＢｒを有すること、及び、その範囲内では安定したＨcJが得られることを見出し、本発明を完成したものである。
　従って、本発明は下記のＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石を提供するものである。
〔１〕
　１２．５～１４．５原子％のＲ（Ｒは希土類元素から選ばれる１種又は２種以上の元素であり、Ｎｄを必須とする）、５．０～６．５原子％のＢ、０．０２～０．５原子％のＸ（ＸはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる１種又は２種以上の元素）、０．１～１．６原子％のＣを含有すると共に、残部がＦｅ、Ｏ、その他の任意元素及び不可避不純物である組成を有し、かつ上記Ｂ、Ｃ、Ｘ、及びＯの原子百分率をそれぞれ［Ｂ］、［Ｃ］、［Ｘ］、及び［Ｏ］としたとき、次の関係式(１)
0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])－4.9＜[Ｏ]＜0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])－4.6　…(１)
を満足することを特徴とするＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石。
〔２〕
　上記Ｏの含有量が０．１～０．８原子％である〔１〕のＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石。
〔３〕
　上記任意元素として、０．１～３．５原子％のＣｏ、０．０５～０．５原子％のＣｕ、０原子％を超え１．０原子％以下のＡｌを含む〔１〕又は〔２〕のＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石。
〔４〕
　上記ＸとしてＺｒを含有する請求項〔１〕～〔３〕のいずれかのＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石。
〔５〕
　上記任意元素として、０を超え、０．１原子％以下のＧａを含有する〔１〕～〔４〕のいずれかのＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石。
　本発明のＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石によれば、磁石組成の構成元素の内、Ｂ、Ｃ、Ｏ、Ｘ（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａの１種又は２種以上）の量比を調整し最適化することにより、従来は二律背反的な特性であった高Ｂｒと高ＨcJとを両立することが可能である。
実施例１～５、及び比較例１～６の磁石における［Ｂ］＋［Ｃ］－２×［Ｘ］と［Ｏ］との関係を示すグラフである。
　本発明のＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石は、上記のとおり、１２．５～１４．５原子％のＲ（Ｒは希土類元素から選ばれる１種又は２種以上の元素であり、Ｎｄを必須とする）、５．０～６．５原子％のＢ、０．０２～０．５原子％のＸ（ＸはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる１種又は２種以上の元素）、０．１～１．６原子％のＣを含有し、残部がＦｅ、Ｏ、その他の任意元素及び不可避不純物である組成を有するものである。
　本発明の焼結磁石を構成する元素Ｒは、上記のように、希土類元素から選ばれる１種又は２種以上の元素であり、かつＮｄを必須とする。Ｎｄ以外の希土類元素としては、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏが好ましく、特にＰｒ、Ｄｙ、Ｔｂが好ましく、とりわけＰｒが好ましい。Ｒのうち、必須成分であるＮｄの比率は、Ｒ全体の６０原子％以上、特に７０原子％以上であることが好ましい。
　Ｒの含有率は、上記のとおり１２．５～１４．５原子％であり、好ましくは１２．８～１４．０原子％である。Ｒの含有率が１２．５原子％未満であると、原料合金においてα－Ｆｅの晶出が起こり、均質化を施してもそのα－Ｆｅを消失させることは難しく、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石のＨcJや角形性が大きく低下する。また、α－Ｆｅの晶出が起こり難いストリップキャスト法により原料合金を作製する場合でもα－Ｆｅの晶出が起こることからＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石のＨcJや角形性が大きく低下する。加えて、焼結過程において緻密化を促進させる役割をもつ主にＲ成分からなる液相量が少なくなるため焼結性が低下し、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石の緻密化が不足することになる。一方、Ｒの含有量が１４．５原子％を超えると、作製においては何等問題ないものの、焼結磁石中のＲ2Ｆｅ14Ｂ相の割合が低くなりＢｒが低下することとなる。
　本発明の焼結磁石は、上記のとおり、ホウ素（Ｂ）を５．０～６．５質量％含有する。より好ましい含有量は５．１～６．１原子％であり、さらに好ましくは５．２～５．９原子％である。本発明において、Ｂの含有量は後述するＣ、Ｘの含有量と合わせて、安定したＨcJを得るために必要な酸素濃度の範囲を決定する要因となる。Ｂの含有量が５．０原子％未満であると、形成されるＲ2Ｆｅ14Ｂ相の割合が低くなりＢｒが大幅に低下すると共に、Ｒ2Ｆｅ17相が形成されるためＨcJが低下する。一方、Ｂの含有量が６．５原子％を超えると、Ｂリッチ相が形成され、磁石中のＲ2Ｆｅ14Ｂ相の比率が下がることでＢｒの低下が生じる。
　本発明の焼結磁石を構成する元素Ｘは、上記のとおり、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる１種又は２種以上の元素であり、これらの元素を含有することにより、形成されるＸ－Ｂ相によって焼結時の異常粒成長を抑制することができる。なお、特に制限されるものではないが、このＸの少なくとも一元素としてＺｒを含有することが好ましい。
　Ｘの含有量は、上記のとおり０．０２～０．５原子％であり、好ましくは０．０５～０．３原子％であり、より好ましくは０．０７～０．２原子％である。Ｘの含有量が０．０２原子％未満であると、焼結過程における結晶粒の異常粒成長を抑制する効果が得られない。一方、Ｘの含有量が０．５原子％を超えた場合、Ｘ－Ｂ相が形成されることでＲ2Ｆｅ14Ｂ相を形成するためのＢ量が減り、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相比率の減少によるＢｒ低下、ひいてはＲ2Ｆｅ17相が形成されることによって大幅なＨcJ減少を招くおそれがある。
　また、本発明の焼結磁石が含有する炭素（Ｃ）の含有量は、上記のように、０．１～１．６原子％であり、好ましくは、０．２～１．０原子％である。Ｃは原料および磁場中成形において粉の配向を上げるために添加される潤滑剤などに由来するため、Ｃ量が０．１原子％未満のＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石を得ることは困難である。一方、Ｃ量が１．６原子％を超えた場合、焼結磁石中に多くのＲ－Ｃ相が存在することで著しくＨcJが低下してしまう。
　本発明の焼結磁石は、Ｒ、Ｂ及びＣを上記の所定量含有し、かつ残部としてＦｅ、Ｏ、その他の任意元素、更に不可避不純物を含有する。この場合、本発明において上記Ｏの含有量は、上記Ｂ、Ｃ、Ｘ、及びＯの原子百分率をそれぞれ［Ｂ］、［Ｃ］、［Ｘ］、及び［Ｏ］としたとき、次の関係式（１）を満足する範囲である。

0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])－4.9＜[Ｏ]＜0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])－4.6　…(１)
　つまり、本発明の焼結磁石の組成においては、上記の［Ｂ］、［Ｃ］、［Ｘ］の含有率によってＯの含有量の範囲が異なるが、Ｎｄ磁石の作製上、酸素含有量を０．１原子％未満とすることは困難な場合があることを踏まえると、Ｏの含有量は、好ましくは０．１～０．８原子％の範囲内、より好ましくは０．２～０．７原子％の範囲内で、かつ上記関係式（１）を満足する含有量であることが好ましい。本発明において、Ｏの含有量は重要な要素であり、Ｏの含有量が上記関係式（１）の左辺〔0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])－4.9〕原子％以下であると、ＨcJが低下する。また、Ｏの含有量が上記関係式（１）の右辺〔0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])－4.6〕原子％以上の場合も、ＨcJが低下する。
　また、上記のとおり、本発明の焼結磁石は、上記Ｒ、Ｂ、Ｘ、Ｃ、Ｆｅ、Ｏ以外にも任意元素を含有することができ、例えばＣｏ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｇａ、Ｎなどを上記任意元素として含有することができる。
　上記Ｃｏの含有量は、Ｃｏの含有によるキュリー温度、及び耐食性の向上効果を得る観点から、好ましくは０．１原子％以上であり、より好ましくは０．５原子％以上である。また、高いＨcjを安定的に得る観点から、Ｃｏの含有量は好ましくは３．５原子％以下であり、より好ましくは２．０原子％以下である。
　上記Ｃｕの含有量は、良好な量産性を確保するために好適に行われる焼結後の低温熱処理において最適温度幅を得る観点から、好ましくは０．０５原子％以上であり、より好ましくは０．１原子％以上である。また、良好な焼結性及び高い磁気特性（Ｂｒ、ＨcJ）を得る観点から、好ましくは０．５原子％以下であり、より好ましくは０．３原子％以下である。
　上記Ａｌの含有量は、十分なＨcJを得る観点から、好ましくは０原子％を超え、より好ましくは０．０５原子％以上である。また、高いＢｒを得る観点から、好ましくは１．０原子％以下であり、より好ましくは０．５原子％以下である。更に、同様の観点から、上記Ｇａの含有量は好ましくは０原子％を超え、０．１原子％以下であり、より好ましくは０．０５～０．１原子％である。また更に、上記Ｎの含有量は、良好なＨcJを得る観点から、好ましくは０．７原子％以下である。
　また、本発明の焼結磁石は、これらの元素以外に、不可避不純物として、Ｈ、Ｆ、Ｍｇ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｎｉなどの元素の含有を、上述した磁石の構成元素と当該不可避不純物との合計に対し、不可避不純物の合計として０．１質量％以下まで許容することができるが、これらの不可避不純物の含有は少ない方が好ましい。
　本発明の焼結磁石は、上述のように、Ｏの含有量が上記関係式（１）を満足するように組成を調整したものである。即ち、上記Ｂ、Ｃ、Ｘ、及びＯの原子百分率をそれぞれ［Ｂ］、［Ｃ］、［Ｘ］、及び［Ｏ］としたとき、次の関係式（１）を満足するものである。

0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])－4.9＜[Ｏ]＜0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])－4.6　…(１)

このような関係を満たすことにより、高いＢｒと安定したＨcJを両立することが可能となる。その理由は必ずしも明らかではないが、次のように推測することができる。つまり、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ化合物のＢの一部は、Ｃで置換可能であることが知られているが、通常、Ｃは結晶粒界三重点において不純物相であるＲ－Ｏ－Ｃ相を形成しており、主相の形成にはほとんど寄与しない。一方で、本発明のようにＲ含有量を低下させることで高いＢｒを得ようと試みるとき、液相焼結を促進させるために不純物であるＯの含有量を低減させる必要がある。このような低酸素含有量の条件においては、Ｒ－Ｏ－Ｃ相の形成量が減少するとともに、Ｃの一部は容易にＲ2Ｆｅ14Ｃを形成することが可能と考えられる。また、焼結磁石中のＸは、主にＸＢ2化合物を形成し、焼結過程での結晶粒の異常粒成長を抑制するとともに、Ｂ及びＣによるＲ2Ｆｅ14Ｂ相の形成量を低減させる効果も有する。即ち、実際にＲ2Ｆｅ14Ｂ相の形成に寄与するＢ、Ｃ原子の量は([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])によって表すことができる。このように、本発明者らは、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相の形成にはＢ、Ｃ、Ｘ、及びＯ原子の含有量が関与するものと考え、([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])と[Ｏ]との関係を適正化することにより、高Ｂｒと高ＨcJとの両立を達成したものである。なお、Ｏ原子の含有量は、例えば後述する実施例のように、原料合金を粉砕して合金微粉末を得る粉砕工程において調整することが出来る。
　次に、本発明のＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石を製造する方法について、以下に説明する。
　本発明のＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石を製造する際の各工程は、基本的には、通常の粉末冶金法と同様であり、特に制限されるものではないが、通常は、原料を溶解して原料合金を得る溶融工程、所定の組成を有する原料合金を粉砕して合金微粉末を調製する粉砕工程、合金微粉末を磁場印加中で圧粉成形して成形体を得る成形工程、成形体を熱処理して焼結体を得る熱処理工程を含む。
　まず、上記溶融工程においては、上述した本発明における所定の組成となるように各元素の原料となる金属、又は合金を秤量し、例えば、高周波溶解により原料を溶解し、冷却して原料合金を製造する。原料合金の鋳造は、平型やブックモールドに鋳込む溶解鋳造法やストリップキャスト法が一般的には採用される。また、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系合金の主相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ化合物組成に近い合金と焼結温度で液相助剤となるＲリッチな合金とを別々に作製し、粗粉砕後に秤量混合する、いわゆる二合金法も本発明には適用可能である。ただし、主相組成に近い合金は、鋳造時の冷却速度や合金組成に依存してα－Ｆｅ相が晶出しやすいことから、組織を均一化し、α－Ｆｅ相を消去する目的で必要に応じて真空あるいはＡｒ雰囲気中で７００～１２００℃で１時間以上の均質化処理を施すことが好ましい。なお、主相組成に近い合金をストリップキャスト法にて作製した場合は均質化を省略することもできる。液相助剤となるＲリッチな合金については上記鋳造法のほかに、いわゆる液体急冷法を採用することもできる。
　上記粉砕工程は、例えば粗粉砕工程と微粉砕工程を含む複数段階の工程とすることができる。粗粉砕工程では、例えば、ジョークラッシャー、ブラウンミル、ピンミルあるいは水素化粉砕が用いられ、ストリップキャストにより作製された合金の場合、通常は水素化粉砕を適用することで、例えば０．０５～３ｍｍ、特に０．０５～１．５ｍｍに粗粉砕された粗粉を得ることができる。上記微粉砕工程においては、上記粗粉砕工程で得られた粗粉を、例えばジェットミル粉砕などの方法を用いて例えば０．２～３０μｍ、特に０．５～２０μｍに微粉砕する。なお、原料合金の粗粉砕、微粉砕の一方又は双方の工程において、必要に応じて潤滑剤等の添加剤を添加し、Ｃ含有量が所定の範囲となるように調整することができる。また、原料合金の粗粉砕工程及び微粉砕工程は、窒素ガス、Ａｒガスなどのガス雰囲気中で行うことが好ましいが、ガス雰囲気中の酸素濃度を制御することにより、Ｏ含有量が所定の範囲となるように調整してもよい。
　上記成形工程においては、４００～１６００ｋＡ／ｍの磁界を印加し、合金粉末を磁化容易軸方向に配向させながら、圧縮成形機で圧粉成形する。このとき、成形体密度を２．８～４．２ｇ／ｃｍ3にすることが好ましい。成形体の強度を確保して良好な取扱性を得る観点から、成形体密度は２．８ｇ／ｃｍ3以上とすることが好ましい。一方、十分な成形体強度を得つつ、加圧時の粒子の配向を良好に確保することで好適なＢｒを得る観点から、成形体密度は４．２ｇ／ｃｍ3以下とすることが好ましい。また、成形は合金微粉の酸化を抑制するため、窒素ガス、Ａｒガスなどのガス雰囲気で行うことが好ましい。
　上記熱処理工程においては、成形工程で得られた成形体を高真空中又はＡｒガスなどの非酸化性雰囲気中で焼結する。一般的に前記焼結は９５０℃～１２００℃の温度範囲で０．５～５時間保持することで行うことが好ましい。前記焼結が終了した際の冷却はガス急冷（冷却速度：２０℃／ｍｉｎ以上）、制御冷却（冷却速度：１～２０℃／ｍｉｎ）、炉冷のいずれの方法で行っても良く、得られるＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石の磁気特性は同様となる。
　焼結のための上記熱処理に続いて、特に制限されるものではないが、ＨcJを高めることを目的に、前記焼結温度より低い温度で熱処理を実施しても良い。この焼結後熱処理は、高温熱処理と低温熱処理の２段階の熱処理を行っても良いし、低温熱処理のみを行っても良い。この焼結後熱処理における高温熱処理では、焼結体を６００～９５０℃の温度で熱処理することが好ましく、低温熱処理では４００～６００℃の温度で熱処理することが好ましい。その際の冷却もガス急冷（冷却速度：２０℃／ｍｉｎ以上）、制御冷却（冷却速度：１～２０℃／ｍｉｎ）、炉冷のいずれの方法で行っても良く、いずれの冷却方法であっても同様な磁気特性を有するＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石が得られる。
　また、得られたＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石を所定形状に研削し、磁石表面にＲ1の酸化物、Ｒ2のフッ化物、Ｒ3の酸フッ化物、Ｒ4の水酸化物、Ｒ5の炭酸塩、Ｒ6の塩基性炭酸塩から選ばれる１種又は２種以上（Ｒ1～Ｒ6は希土類元素から選ばれる１種又は２種以上で、これらは同一であっても、それぞれ異なっていてもよい）の粉末を含むスラリーを塗布又は塗着させた後、焼結磁石表面に上記粉末を存在させた状態で熱処理することができる。この処理は所謂、粒界拡散法であり、粒界拡散熱処理の温度は焼結温度より低い温度で、かつ３５０℃以上が好ましく、時間は特に制限されるものではないが、良好な焼結磁石の組織や磁気特性を得る観点から、好ましくは５分～８０時間、より好ましくは１０分～５０時間である。この粒界拡散処理によって上記粉末中に含まれる上記Ｒ1～Ｒ6を磁石中に拡散させてＨcJの増大を図ることができる。なお、この粒界拡散により導入される希土類元素は、説明の便宜上、上記の通りＲ1～Ｒ6としたが、粒界拡散後は、いずれも本発明磁石における上記Ｒ成分に包含される。
　以下、実施例、比較例を示し、本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例に制限されるものではない。
　　［実施例１、比較例１］
　Ｎｄ：３０.０ｗｔ％、Ｃｏ：１.０ｗｔ％、Ｂ：０.９ｗｔ％、Ａｌ：０.２ｗｔ％、Ｃｕ：０.２ｗｔ％、Ｚｒ：０．１ｗｔ％、Ｇａ：０.１ｗｔ％、Ｆｅ：残部となるようにＡｒガス雰囲気中、高周波誘導炉で溶解し、水冷銅ロール上で溶融合金を冷却するストリップキャスト法によって合金薄帯を作製した。次に、作製した合金薄帯を水素化による粗粉砕を行い粗粉末を得、続いて、得られた粗粉末に潤滑剤としてステアリン酸を０．１質量％加えて混合した。次に、粗粉末と潤滑剤の混合物を、窒素気流中のジェットミルで平均粒径３．５μｍ程度になるよう微粉砕を行った。このとき、ジェットミル系内の酸素濃度を０ｐｐｍ（実施例１）、５０ｐｐｍ（比較例１）とすることにより、Ｏ含有量の調整を行った。次に、微粉末を窒素雰囲気中で電磁石を備えた成形装置の金型に充填し、１５ｋＯｅ（１．１９ＭＡ／ｍ）の磁界中で配向させながら、磁界に対して垂直方向に加圧成形した。次に、得られた成形体を真空中にて１０５０℃で３時間焼結し、２００℃以下まで冷却した後、９００℃で２時間の高温熱処理を行い、５００℃で３時間の低温熱処理を行って、焼結体を得た。得られた各焼結体の組成は、Ｎｄ：１３．５ａｔ％、Ｃｏ：１．１ａｔ％、Ｂ：５．５ａｔ％、Ａｌ：０．５ａｔ％、Ｃｕ：０．２ａｔ％、Ｚｒ：０．０７ａｔ％、Ｇａ：０．１ａｔ％、Ｃ：０．４ａｔ％、Ｏ：表１参照、Ｆｅ：残部であった。なお、金属元素についてはＩＣＰ分析、Ｃについては燃焼赤外吸収法、Ｏについては不活性ガス融解赤外吸収法により測定した。
　得られた各焼結体の中心部を１８ｍｍ×１５ｍｍ×１２ｍｍのサイズの直方体形状に切出して焼結磁石を得、かかる各焼結磁石についてＢ－Ｈトレーサを用いて磁気特性（Ｂｒ、ＨcJ）を測定した。表１に実施例１および比較例１それぞれのＢ、Ｚｒ、Ｃ及びＯのａｔ％（［Ｂ］、［Ｚｒ］、［Ｃ］、［Ｏ］）と磁気特性（Ｂｒ、ＨcJ）の値を示す。なお、表中の「実施例1、比較例１における有効な[O]範囲」とは、［Ｂ］、［Ｃ］、［Ｚｒ］及び［Ｏ］について、次の関係式(１’)を満足する［Ｏ］の値の範囲である。
0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｚｒ])－4.9＜[Ｏ]＜0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｚｒ])－4.6　…(１’)
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、本発明の条件〔上記関係式(１’)〕を満足する実施例１の焼結磁石は、比較例１と比較して、ＨcJにおいて明らかに優れた特性を有する。
　　［実施例２～５、比較例２～６］
　所定の組成となるように原料となる金属の使用量を調整したこと以外は実施例１と同様にして、合金薄帯の作製、水素化粉砕、粗粉末への潤滑剤の混合を行った。次に、それぞれの粗粉末と潤滑剤の混合物を、窒素気流中のジェットミルで粉砕して平均粒径３．５μｍ程度の微粉末を作製した。このとき、ジェットミル系内の酸素濃度を適宜調整することにより、Ｏ含有量の調整を行った。次に、作製した微粉末を実施例１と同様な方法にて成形、熱処理を行って、焼結体を得た。得られた焼結体の組成を実施例１と同様にして分析したところ、Ｎｄ：１３．５ａｔ％、Ｃｏ：１．１ａｔ％、Ｂ：表２参照、Ａｌ：０．５ａｔ％、Ｃｕ：０．２ａｔ％、Ｚｒ：０．０７ａｔ％、Ｇａ：０．１ａｔ％、Ｃ：０．４、Ｏ：表２参照、Ｆｅ：残部であった。
　得られた実施例２～５及び比較例２～６の各焼結体の中心部を１８ｍｍ×１５ｍｍ×１２ｍｍのサイズの直方体形状に切出して焼結磁石を得、かかる各焼結磁石についてＢ－Ｈトレーサを用いて磁気特性（Ｂｒ、ＨcJ）を測定した。表２に各磁石それぞれのＢ、Ｚｒ、Ｃ及びＯのａｔ％（［Ｂ］、［Ｚｒ］、［Ｃ］、［Ｏ］）と磁気特性（Ｂｒ、ＨcJ）の値を示す。なお、表中の「有効な[O]範囲」とは、［Ｂ］、［Ｃ］、［Ｚｒ］、及び［Ｏ］について、各磁石において上記関係式(１’)を満足する［Ｏ］の値の範囲である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示されているように、本発明の条件〔上記関係式(１’)〕を満足する実施例２～５の焼結磁石は、比較例２～６に比べ、高いＨcJを有することが確認された。
　また、表１および表２の結果を元に、実施例１～５及び比較例１～６について([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｚｒ])と[Ｏ]との関係を、図１のグラフに示す。表1，２及び図１から、Ｏの含有量が下記関係式(１’)
0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｚｒ])－4.9＜[Ｏ]＜0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｚｒ])－4.6　…(１’)
を満足する範囲において、高いＢｒと１０００ｋＡ／ｍ以上の高いＨcJが得られていることが分かる。即ち、ＨcJが好適な焼結磁石は、上記関係式（１’）の関係を満たしている。他方、Ｏ原子の含有量が〔0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｚｒ])－4.6〕を超えて多いとき、Ｒ2Ｆｅ14Ｂで表される基本組成に対して、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相の形成に寄与するＢ及びＣの存在量が不足し、Ｒ2Ｆｅ17相が形成されることによって、ＨcJが大幅に低下したものと推察される。一方、Ｏ原子の含有量が〔0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｚｒ])－4.9〕よりも少ないときは、Ｒ2Ｆｅ14Ｂで表される基本組成に対して、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相の形成に寄与するＢ及びＣの存在量が過剰となり、Ｒ、Ｆｅ、Ｂからなる異相が形成され、ＨcJが低下したものと推察される。なお、Ｏ原子の含有量は、上記実施例１～５のように、原料合金を粉砕して合金微粉末を得る粉砕工程において調整することが出来る。
　　［実施例６～９］
　Ｎｄ：３０．０ｗｔ％、Ｃｏ：１．０ｗｔ％、Ｂ：０．９ｗｔ％、Ａｌ：０．２ｗｔ％、Ｃｕ：０．２ｗｔ％、Ｚｒ：０．１ｗｔ％、Ｇａ：０～０．３ｗｔ％、Ｆｅ：残部となるように、原料となる金属の使用量を調整したこと以外は実施例１と同様にして、合金薄帯を作製した。次に、作製した合金薄帯を水素化による粗粉砕を行い粗粉末を得、続いて、得られた粗粉末に潤滑剤としてステアリン酸を０．１質量％加えて混合した。次に、粗粉末と潤滑剤の混合物を、窒素気流中のジェットミルで平均粒径３．５μｍ程度になるよう微粉砕を行った。このとき、ジェットミル系内の酸素濃度を０ｐｐｍとした。次に、作製した微粉末を実施例１と同様な方法にて成形、熱処理を行って、実施例６～９の各焼結体を得た。得られた焼結体の組成を実施例１と同様にして分析したところ、Ｎｄ：１３．５ａｔ％、Ｃｏ：１．１ａｔ％、Ｂ：５．５ａｔ％、Ａｌ：０．５ａｔ％、Ｃｕ：０．２ａｔ％、Ｚｒ：０．０７ａｔ％、Ｇａ：表３参照、Ｃ：０．４ａｔ％、Ｏ：表３参照、Ｆｅ：残部であった。
　得られた実施例６～９の各焼結体の中心部を１８ｍｍ×１５ｍｍ×１２ｍｍのサイズの直方体形状に切出して焼結磁石を得、かかる各焼結磁石についてＢ－Ｈトレーサを用いて磁気特性（Ｂｒ、ＨcJ）を測定した。表３に各磁石それぞれのＧａ、Ｂ、Ｚｒ、Ｃ及びＯのａｔ％（［Ｇａ］、［Ｂ］、［Ｚｒ］、［Ｃ］、［Ｏ］）と磁気特性（Ｂｒ、ＨcJ）の値を示し、また実施例１の焼結磁石についても同様の測定値を併記した。なお、表中の「有効な[Ｏ]範囲」とは、［Ｂ］、［Ｃ］、［Ｚｒ］、及び［Ｏ］について、各磁石において上記関係式(１’)を満足する［Ｏ］の値の範囲である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示されているように、本発明の条件〔上記関係式(１’)〕を満足する実施例１、及び実施例６～９の焼結磁石は、いずれも良好なＢｒ及びＨcJを有しているが、Ｇａを含有しない実施例７は、実施例１及び６に比べてややＨcJに劣るものとなっており、またＧａ含有量が０．１ａｔ％を超える実施例８、９は実施例１及び６に比べてＢｒも僅かに劣るものであった。

Claims (5)

  1. 　１２．５～１４．５原子％のＲ（Ｒは希土類元素から選ばれる１種又は２種以上の元素であり、Ｎｄを必須とする）、５．０～６．５原子％のＢ、０．０２～０．５原子％のＸ（ＸはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａから選ばれる１種又は２種以上の元素）、０．１～１．６原子％のＣを含有すると共に、残部がＦｅ、Ｏ、その他の任意元素及び不可避不純物である組成を有し、かつ上記Ｂ、Ｃ、Ｘ、及びＯの原子百分率をそれぞれ［Ｂ］、［Ｃ］、［Ｘ］、及び［Ｏ］としたとき、次の関係式(１)
    0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])－4.9＜[Ｏ]＜0.86×([Ｂ]＋[Ｃ]－2×[Ｘ])－4.6　…(１)
    を満足することを特徴とするＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石。
  2. 　上記Ｏの含有量が０．１～０．８原子％である請求項１に記載のＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石。
  3. 　上記任意元素として、０．１～３．５原子％のＣｏ、０．０５～０．５原子％のＣｕ、０原子％を超え１．０原子％以下のＡｌを含む請求項１又は２に記載のＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石。
  4. 　上記ＸとしてＺｒを含有する請求項１～３のいずれか１項に記載のＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石。
  5. 　上記任意元素として、０を超え、０．１原子％以下のＧａを含有する請求項１～４のいずれか１項に記載のＲ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石。
PCT/JP2020/041339 2019-11-11 2020-11-05 Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石 WO2021095630A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US17/772,318 US20220406495A1 (en) 2019-11-11 2020-11-05 R-fe-b sintered magnet
CN202080079656.0A CN114730653A (zh) 2019-11-11 2020-11-05 R-Fe-B系烧结磁体
JP2021556053A JPWO2021095630A1 (ja) 2019-11-11 2020-11-05
EP20886643.4A EP4060689A4 (en) 2019-11-11 2020-11-05 SINTERED R-FE-B MAGNET
JP2023189266A JP2024020301A (ja) 2019-11-11 2023-11-06 Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019203966 2019-11-11
JP2019-203966 2019-11-11

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021095630A1 true WO2021095630A1 (ja) 2021-05-20

Family

ID=75912896

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/041339 WO2021095630A1 (ja) 2019-11-11 2020-11-05 Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20220406495A1 (ja)
EP (1) EP4060689A4 (ja)
JP (2) JPWO2021095630A1 (ja)
CN (1) CN114730653A (ja)
TW (1) TW202130832A (ja)
WO (1) WO2021095630A1 (ja)

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04184901A (ja) * 1990-11-20 1992-07-01 Shin Etsu Chem Co Ltd 希土類鉄系永久磁石およびその製造方法
JPH04330702A (ja) * 1990-11-20 1992-11-18 Shin Etsu Chem Co Ltd 耐触性に優れた希土類永久磁石
JPH0931608A (ja) * 1995-07-19 1997-02-04 Sumitomo Special Metals Co Ltd 耐食性のすぐれた高性能Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石材料
WO2004081954A1 (ja) 2003-03-12 2004-09-23 Neomax Co., Ltd. Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石およびその製造方法
WO2009004994A1 (ja) * 2007-06-29 2009-01-08 Tdk Corporation 希土類磁石
JP2009260338A (ja) * 2008-03-28 2009-11-05 Tdk Corp 希土類磁石
WO2013122255A1 (ja) * 2012-02-13 2013-08-22 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石
WO2013191276A1 (ja) 2012-06-22 2013-12-27 Tdk株式会社 焼結磁石

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5858123A (en) * 1995-07-12 1999-01-12 Hitachi Metals, Ltd. Rare earth permanent magnet and method for producing the same
JP3413789B2 (ja) * 1997-09-17 2003-06-09 日立金属株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結型永久磁石
DE112015001049T5 (de) * 2014-02-28 2016-12-08 Hitachi Metals Ltd. R-T-B-basierter Sintermagnet und Verfahren zu seiner Herstellung
JP6950595B2 (ja) * 2018-03-12 2021-10-13 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04184901A (ja) * 1990-11-20 1992-07-01 Shin Etsu Chem Co Ltd 希土類鉄系永久磁石およびその製造方法
JPH04330702A (ja) * 1990-11-20 1992-11-18 Shin Etsu Chem Co Ltd 耐触性に優れた希土類永久磁石
JPH0931608A (ja) * 1995-07-19 1997-02-04 Sumitomo Special Metals Co Ltd 耐食性のすぐれた高性能Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石材料
WO2004081954A1 (ja) 2003-03-12 2004-09-23 Neomax Co., Ltd. Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石およびその製造方法
WO2009004994A1 (ja) * 2007-06-29 2009-01-08 Tdk Corporation 希土類磁石
JP2009260338A (ja) * 2008-03-28 2009-11-05 Tdk Corp 希土類磁石
WO2013122255A1 (ja) * 2012-02-13 2013-08-22 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石
WO2013191276A1 (ja) 2012-06-22 2013-12-27 Tdk株式会社 焼結磁石

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP4060689A4

Also Published As

Publication number Publication date
EP4060689A1 (en) 2022-09-21
EP4060689A4 (en) 2023-12-06
JP2024020301A (ja) 2024-02-14
JPWO2021095630A1 (ja) 2021-05-20
US20220406495A1 (en) 2022-12-22
CN114730653A (zh) 2022-07-08
TW202130832A (zh) 2021-08-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109478452B (zh) R－t－b系烧结磁体
CN107871582B (zh) R-Fe-B烧结磁体
EP3076406B1 (en) Making method of a r-fe-b sintered magnet
CN109964290B (zh) R－t－b系烧结磁体的制造方法
CN107527699B (zh) R-Fe-B烧结磁体及制备方法
JP6729446B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
JP4743211B2 (ja) 希土類焼結磁石及びその製造方法
WO2018101239A1 (ja) Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石及びその製造方法
US20100111746A1 (en) Raw material alloy for r-t-b system sintered magnet, r-t-b system sintered magnet and production method thereof
JP7021578B2 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法
WO2021095630A1 (ja) Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石
JP7179799B2 (ja) Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石
JP2018060997A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2021182623A (ja) 希土類焼結磁石及びその製造方法
JP4534553B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石及びその製造方法
JP7424388B2 (ja) Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石
JP7476601B2 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2019169560A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP7226281B2 (ja) 希土類焼結磁石
WO2022209466A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2023163209A (ja) 希土類焼結磁石及び希土類焼結磁石の製造方法
JP2006100434A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石の製造方法
WO2021117672A1 (ja) 希土類焼結磁石
CN118053643A (zh) R-t-b烧结磁体
JPH024942A (ja) 永久磁石用原料合金

Legal Events

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

Ref document number: 20886643

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021556053

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020886643

Country of ref document: EP

Effective date: 20220613