WO2022123991A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 - Google Patents

Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 Download PDF

Info

Publication number
WO2022123991A1
WO2022123991A1 PCT/JP2021/041374 JP2021041374W WO2022123991A1 WO 2022123991 A1 WO2022123991 A1 WO 2022123991A1 JP 2021041374 W JP2021041374 W JP 2021041374W WO 2022123991 A1 WO2022123991 A1 WO 2022123991A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
rtb
mass
content
phase
less
Prior art date
Application number
PCT/JP2021/041374
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
敦 古田
孝裕 諏訪
光 工藤
Original Assignee
Tdk株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Tdk株式会社 filed Critical Tdk株式会社
Priority to US18/266,168 priority Critical patent/US20240038420A1/en
Priority to CN202180082790.0A priority patent/CN116568840A/zh
Publication of WO2022123991A1 publication Critical patent/WO2022123991A1/ja

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
    • H01F1/0575—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0577—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/16—Both compacting and sintering in successive or repeated 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
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/023—Hydrogen absorption
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • B22F2003/248—Thermal after-treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
    • B22F2009/044—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling by jet milling
    • 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
    • B22F2201/00—Treatment under specific atmosphere
    • B22F2201/02—Nitrogen
    • 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
    • B22F2201/00—Treatment under specific atmosphere
    • B22F2201/10—Inert gases
    • B22F2201/11—Argon
    • 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
    • B22F2201/00—Treatment under specific atmosphere
    • B22F2201/20—Use of vacuum
    • 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
    • B22F2202/00—Treatment under specific physical conditions
    • B22F2202/05—Use of magnetic field
    • 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
    • B22F2301/00—Metallic composition of the powder or its coating
    • B22F2301/35—Iron
    • B22F2301/355—Rare Earth - Fe intermetallic alloys
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic
    • 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
    • H01F41/0253—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 for manufacturing permanent magnets
    • H01F41/0293—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 for manufacturing permanent magnets diffusion of rare earth elements, e.g. Tb, Dy or Ho, into permanent magnets

Definitions

  • the present invention relates to an RTB-based permanent magnet.
  • Patent Document 1 describes an RTB-based permanent magnet containing Ce as R and containing the RT phase within a predetermined range. With the above characteristics, it is possible to obtain an RTB-based permanent magnet having improved bending strength.
  • Ce is low among rare earth elements. Therefore, it is required to use Ce to obtain a rare earth magnet having sufficient magnetic properties, particularly sufficient coercive force (HcJ).
  • An object of the present invention is to obtain a low-cost rare earth magnet containing Ce and a rare earth magnet having a high HcJ.
  • the RTB-based permanent magnet according to the present invention is An RT-B permanent magnet containing a main phase particle composed of an R 2 T 14 B compound (R is a rare earth element, T is a transition metal element, and B is boron) and a grain boundary.
  • R includes Ce
  • the content of Ce with respect to the total content of R in the RTB-based permanent magnet is 15% by mass or more and 35% by mass or less.
  • the grain boundaries include an R-rich phase and an RT phase.
  • the area ratio of the RT phase to the grain boundaries is S (RT), and S (RT) is 0.60 or more and 0.85 or less. be.
  • the Ga content may be 0% by mass or more and 0.2% by mass or less.
  • La and Y may not be substantially contained.
  • Example 1 It is an SEM image of Example 1. It is an SEM image of Comparative Example 2. It is an SEM image of Comparative Example 3. It is an SEM image of Comparative Example 4. It is a graph in which the vertical axis is HcJ and the horizontal axis is Ha.
  • the RTB-based permanent magnet of the present invention can be an RTB-based sintered magnet.
  • composition The composition of the RTB-based sintered magnet will be described.
  • R is a rare earth element.
  • R contains cerium (Ce).
  • Ce cerium
  • the raw material cost is reduced.
  • the RT phase described later is likely to be included in the grain boundaries.
  • neodymium (Nd) and praseodymium (Pr) are selected as R1. It is preferable to contain seeds or more.
  • T is a transition metal element.
  • T may be an iron group element (iron (Fe), cobalt (Co), and nickel (Ni)).
  • T may be Fe or may be a combination of Fe and Co.
  • B is boron.
  • the RTB-based sintered magnet may contain one or more selected from metal elements other than transition metal elements.
  • it may contain one or more selected from aluminum (Al) and gallium (Ga).
  • carbon (C) may be contained.
  • each element in the RTB-based sintered magnet there is no particular limitation on the content of each element in the RTB-based sintered magnet.
  • the total content of R may be 30.00% by mass or more and 34.00% by mass or less, assuming that the entire RTB-based sintered magnet is 100% by mass, or 32.00% by mass or more and 34.00. It may be mass% or less.
  • the content of each element shown below is the content when the entire RTB-based sintered magnet is 100% by mass.
  • the content of B may be 0.70% by mass or more and 0.95% by mass or less, or 0.80% by mass or more and 0.90% by mass or less.
  • the Co content may be 0.50% by mass or more and 3.00% by mass or less, or 2.00% by mass or more and 3.00% by mass or less.
  • the RTB-based sintered magnet may or may not contain Ga.
  • the content of Ga may be 0% by mass or more and 0.20% by mass or less, or may be 0% by mass or more and 0.10% by mass or less.
  • the smaller the Ga content the smaller the S (RT) (area ratio of the RT phase to the grain boundaries). Further, the smaller the Ga content, the higher the HcJ tends to be.
  • the RTB-based sintered magnet may or may not contain Al.
  • the Al content may be 0.20% by mass or more and 1.00% by mass or less, or 0.30% by mass or more and 0.90% by mass or less.
  • the RTB-based sintered magnet may contain copper (Cu) as T or may not contain Cu.
  • the Cu content may be 0% by mass or more and 0.50% by mass or less, or 0% by mass or more and 0.25% by mass or less.
  • the RTB-based sintered magnet may contain zirconium (Zr) as T or may not contain Zr.
  • the Zr content may be 0.10% by mass or more and 1.00% by mass or less, or 0.40% by mass or more and 0.60% by mass or less.
  • the content of Ce with respect to the total content of R is 15% by mass or more and 35% by mass or less. It may be 15% by mass or more and 25% by mass or less.
  • S (RT) described later is likely to be 0.60 or more and 0.85 or less.
  • HcJ and HcJ / Ha which will be described later, tend to be high.
  • the content of Ce is 15% by mass or more with respect to the total content of R, the raw material cost tends to be sufficiently reduced. If the content of Ce is too small with respect to the total content of R, the raw material cost does not decrease sufficiently. This is because the advantage of being cheaper than other rare earth elements is offset by the disadvantage of complicating the manufacturing process by increasing the types of raw material metals containing rare earth elements.
  • the total content of heavy rare earth elements may be 0% by mass or more and 0.10% by mass or less.
  • Heavy rare earth elements refer to Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
  • Yttrium (Y) and lanthanum (La) are not substantially contained as R.
  • Substantially free of Y and La means that the total content of Y and La with respect to R is 0.5% by mass or less.
  • the RT phase described later is less likely to be formed, and S (RT) is less likely to be 0.60 or more. Then, it becomes difficult to obtain the effect of improving HcJ by the RT phase.
  • the anisotropic magnetic field of the main phase particles tends to decrease.
  • La the anisotropic magnetic field of the main phase particles tends to decrease, and the corrosion resistance also tends to decrease.
  • the RTB-based sintered magnet may or may not contain C.
  • the content of C may be 0% by mass or more and 0.3% by mass or less.
  • Fe may be a substantial remnant of the constituent elements of the RTB-based sintered magnet.
  • the fact that Fe is a substantial balance means that Fe and unavoidable impurities are the only elements contained in the group other than the group consisting of R, B, Co, Ga, Al, Cu, Zr and C.
  • the content of unavoidable impurities may be 0.5% by mass or less (including 0) in total with respect to the RTB-based sintered magnet.
  • FIG. 1 is a reflected electron image obtained by observing a cross section of Example 1 described later with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM).
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the reflected electron image obtained by observing with FE-SEM may be simply referred to as an SEM image.
  • the main phase particles 11 and a plurality of types of grain boundary phases existing at the grain boundaries can be seen as shown in FIG.
  • the plurality of grain boundary phases each have a shade of color according to the composition and a shape according to the crystal system.
  • the composition is clarified by point-analyzing each grain boundary phase using an energy dispersive X-ray spectroscope (EDS), an electron probe microanalyzer (EPMA), a transmission electron microscope (TEM), etc. attached to the FE-SEM. By doing so, it is possible to identify what kind of grain boundary phase they are.
  • EDS energy dispersive X-ray spectroscope
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • TEM transmission electron microscope
  • each grain boundary phase may be confirmed by a transmission electron microscope (TEM). By confirming the crystal structure of each grain boundary phase by TEM, each grain boundary phase can be specified more clearly.
  • TEM transmission electron microscope
  • the RTB-based sintered magnet 1 includes a grain boundary existing between the main phase particles 11 and the main phase particles 11.
  • the main phase particle 11 is composed of an R 2 T 14 B compound.
  • the R 2 T 14 B compound is a compound having a crystal structure composed of R 2 T 14 B type tetragonal crystals.
  • the main phase particles 11 are black in the SEM image.
  • the size of the main phase particles 11 is not particularly limited, but the equivalent circle diameter is approximately 1.0 ⁇ m to 10.0 ⁇ m.
  • the grain boundaries include multi-particle boundaries and two-particle boundaries.
  • a multi-particle grain boundary is a grain boundary surrounded by three or more main phase particles, and a two-particle grain boundary is a grain boundary existing between two adjacent main phase particles.
  • the grain boundaries include at least two types of grain boundary phases.
  • the RT phase 13 and the R rich phase 15 are included. Comparing the brightness of the main phase particles 11, the RT phase 13, and the R rich phase 15 in the SEM image, the main phase particles 11 are the darkest and the R rich phase 15 is the brightest.
  • the content ratio of R and T is approximately 1: 2 in terms of atomic number ratio. Specifically, the content of R is 20.0 at% or more and 40.0 at% or less, and the content of T is 55.0 at% or more and 80.0 at% or less.
  • the total content of elements other than R and T contained in the RT phase 13 is 10.0 at% or less.
  • the content of elements other than R, T and R and T is the content excluding oxygen (O), carbon (C) and nitrogen (N).
  • the R-rich phase 15 refers to a phase in which the R content is 40.0 at% or more and the T content is lower than that of the RT phase 13.
  • the content of T may be 55.0 at% or less.
  • the contents of R and T are the contents excluding O, C and N.
  • the area ratio of the RT phase 13 to the grain boundaries is S (RT), and the S (RT) is 0.60 or more and 0.85 or less. Is.
  • the present inventors set S (RT) in the above range in an RTB-based sintered magnet using Ce, which is a rare earth element that lowers HcJ as compared with Nd and Pr, although it is low in cost. It was found that HcJ is improved by setting the value to the inside. The mechanism by which HcJ improves when S (RT) is within the above range has not been completely elucidated. The present inventors infer the mechanism shown below.
  • the R-rich phase 15 promotes magnetic fragmentation of the main phase particles 11. As a result, HcJ can be improved by including the R-rich phase 15.
  • the RT phase 13 tends to have a larger Ce content with respect to the total R content than the main phase particles 11. This is to discharge Ce from the main phase particles 11 when the RT phase 13 is formed. As a result, the content of R other than Ce, specifically Nd, in the main phase particles 11 becomes high. Then, the anisotropic magnetic field in the main phase particles 11 becomes high.
  • the area ratio of the R-rich phase 15 to the grain boundaries is not particularly limited, it is preferable that the portion of the grain boundaries other than the RT phase 13 is the R-rich phase 15. Specifically, the area ratio of the phases other than the R-rich phase 15 and the RT phase 13 to the grain boundaries is preferably 10.0% or less (including 0%).
  • the area of the observation range of the SEM image for calculating S (RT) is not particularly limited, but is set to a sufficiently wide range for calculating S (RT).
  • the area of the observation range may be 0.01 mm 2 or more.
  • the method for manufacturing an RTB-based sintered magnet has the following steps.
  • A Alloy preparation step for producing an alloy for RTB-based sintered magnets (raw material alloy)
  • Crushing step for crushing the raw material alloy c
  • Sintering step of sintering a molded body to obtain an RTB-based sintered magnet e
  • Aging treatment step of aging the RTB-based sintered magnet f
  • RTB-based firing Processing process for processing a binding magnet
  • Grain boundary diffusion process for diffusing heavy rare earth elements in the grain boundaries of an RTB-based sintered magnet
  • h Surface treatment for an RTB-based sintered magnet Processing process
  • Alloy preparation process Prepare an alloy for RTB-based sintered magnets (alloy preparation step).
  • alloy preparation step the strip casting method will be described as an example of the alloy preparation method, but the alloy preparation method is not limited to the strip casting method.
  • rare earth metals pure iron, pure cobalt, compounds such as ferroboron (FeB), and alloys such as rare earth alloys can be used.
  • the casting method for casting the raw metal For example, an ingot casting method, a strip casting method, a book mold method, a centrifugal casting method, and the like can be mentioned. If the obtained raw material alloy has solidification segregation, it may be homogenized (solution treatment) as necessary.
  • the pulverization step may be performed in two steps, a coarse pulverization step of pulverizing until the particle size is about several hundred ⁇ m to several mm, and a fine pulverization step of pulverizing until the particle size is about several ⁇ m. It may be performed in one step of only the fine pulverization step.
  • the raw material alloy is roughly pulverized until the particle size is about several hundred ⁇ m to several mm (coarse pulverization step). As a result, a coarsely pulverized powder of the raw material alloy is obtained.
  • coarse pulverization for example, after hydrogen is occluded in a raw material alloy, hydrogen is released based on the difference in the amount of hydrogen occluded between different phases, and dehydrogenation is performed to cause self-destructive pulverization (hydrogen storage pulverization). ) Can be done.
  • the conditions for dehydrogenation are not particularly limited, but dehydrogenation is performed, for example, at 300 to 650 ° C. in an argon (Ar) flow or in a vacuum.
  • the method of coarse crushing is not limited to the above hydrogen storage crushing.
  • coarse pulverization may be performed using a coarse pulverizer such as a stamp mill, a jaw crusher, or a brown mill in an atmosphere of an inert gas.
  • the atmosphere of each step from the coarse crushing step to the sintering step described later is an atmosphere of low oxygen concentration.
  • the oxygen concentration is adjusted by controlling the atmosphere in each manufacturing process. If the oxygen concentration in each manufacturing process is high, rare earth elements in the alloy powder obtained by crushing the raw material alloy are oxidized to generate R oxide. The R oxide is not reduced during sintering and is deposited at the grain boundaries as it is in the form of R oxide. As a result, the coercive force HcJ of the obtained RTB-based sintered magnet tends to decrease. Therefore, for example, it is preferable to carry out each step (fine pulverization step, molding step) in an atmosphere having an oxygen concentration of 100 ppm or less.
  • the D50 of the particles contained in the finely pulverized powder is not particularly limited.
  • D50 may be 1.0 ⁇ m or more and 10.0 ⁇ m or less.
  • the fine pulverization is carried out by further pulverizing the coarsely pulverized powder using a fine pulverizer such as an air flow type pulverizer (jet mill) while appropriately adjusting conditions such as the pulverization time.
  • a fine pulverizer such as an air flow type pulverizer (jet mill)
  • jet mill releases high-pressure inert gas (for example, He gas, N 2 gas, Ar gas) from a narrow nozzle to generate a high-speed gas flow, and this high-speed gas flow produces coarsely pulverized powder of the raw material alloy.
  • high-pressure inert gas for example, He gas, N 2 gas, Ar gas
  • a lubricant for example, an organic lubricant or a solid lubricant may be added.
  • the organic lubricant include oleic acid amide, lauric acid amide, zinc stearate and the like.
  • the solid lubricant include graphite and the like.
  • the finely pulverized powder is molded into a desired shape (molding process).
  • the finely pulverized powder is filled in a mold arranged in a magnetic field and pressurized to form the finely pulverized powder to obtain a molded product.
  • a molding aid may be added during molding. There are no particular restrictions on the type of molding aid. The above lubricant may be used.
  • the pressure at the time of pressurization may be, for example, 30 MPa or more and 300 MPa or less.
  • the applied magnetic field may be, for example, 1.0 T or more and 5.0 T or less.
  • the applied magnetic field is not limited to the static magnetic field, and may be a pulsed magnetic field. Further, a static magnetic field and a pulsed magnetic field can be used in combination.
  • the shape of the molded body obtained by molding the finely pulverized powder is not particularly limited, and for example, a rectangular parallelepiped, a flat plate, a columnar shape, a ring shape, a C type, etc. It can be shaped according to the shape.
  • the obtained molded body is sintered in a vacuum or an inert gas atmosphere to obtain an RTB-based sintered magnet (sintering step).
  • the sintering temperature needs to be adjusted according to various conditions such as composition, pulverization method, difference in particle size and particle size distribution.
  • the sintering temperature is not particularly limited, but may be, for example, 950 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower.
  • the sintering time is not particularly limited, but may be, for example, 2 hours or more and 10 hours or less.
  • the atmosphere at the time of sintering For example, it may be an inert gas atmosphere or a vacuum atmosphere of less than 100 Pa.
  • the RTB-based sintered magnet is aged (aging treatment step). After sintering, the obtained RTB-based sintered magnet is subjected to aging treatment at a temperature lower than that at the time of sintering.
  • the aging temperature is 550 ° C or more and 650 ° C or less, and the aging time is 10 minutes or more and 300 minutes or less.
  • S (RT) is determined by performing aging treatment under the above conditions. It becomes easy to be within the range of.
  • an inert gas atmosphere having a pressure higher than the atmospheric pressure for example, He gas or Ar gas
  • the aging treatment step may be performed after the processing step described later.
  • the obtained RTB-based sintered magnet may be processed into a desired shape as needed (processing step).
  • processing step examples include shape processing such as cutting and grinding, and chamfering processing such as barrel polishing.
  • Heavy rare earth elements may be further diffused to the grain boundaries of the processed RTB-based sintered magnet (grain boundary diffusion step).
  • grain boundary diffusion step There are no particular restrictions on the method of grain boundary diffusion. For example, it may be carried out by applying a compound containing a heavy rare earth element to the surface of an RTB-based sintered magnet by coating or vapor deposition, and then performing a heat treatment. Further, the RTB-based sintered magnet may be heat-treated in an atmosphere containing vapors of heavy rare earth elements. The grain boundary diffusion can further improve the HcJ of the RTB-based sintered magnet.
  • the RTB-based sintered magnet obtained by the above steps may be subjected to surface treatment such as plating, resin coating, oxidation treatment, or chemical conversion treatment (surface treatment step). Thereby, the corrosion resistance can be further improved.
  • a processing step a grain boundary diffusion step, and a surface treatment step are performed, but these steps do not necessarily have to be performed.
  • the RTB-based sintered magnet obtained as described above is an RT-B-based sintered magnet containing Ce and having a good HcJ.
  • the present invention is not limited to the above embodiment, and can be variously modified within the scope of the present invention.
  • the permanent magnet according to the present invention may be manufactured by hot working. That is, if Ce is contained within a predetermined range, R-rich phase and RT phase are included, and S (RT) is 0.60 or more and 0.85 or less, a permanent magnet other than a sintered magnet is used. May be.
  • the RTB-based permanent magnet of the present invention can be used for general RTB-based permanent magnets. For example, it can be used for a rotating machine of an automobile.
  • Alloys A to F having the compositions shown in Table 1 were prepared as raw material alloys.
  • TRE means the total content of rare earth elements. The total content of rare earth elements not listed in Table 1 is less than 0.01% by mass.
  • a raw material metal having a predetermined element was prepared.
  • raw material metals Nd, Pr, Ce, Fe, Co, FeB, Al, Cu, Zr and Ga having a purity of 99.9% were prepared.
  • the raw material alloy obtained in the alloy preparation step was pulverized to obtain an alloy powder.
  • the pulverization was performed in two stages of coarse pulverization and fine pulverization.
  • Coarse pulverization was performed by hydrogen storage pulverization. After occluding hydrogen in the raw material alloy at room temperature, dehydrogenation was performed at 600 ° C. for 5 hours in an Ar flow. By coarse pulverization, an alloy powder having a particle size of about several hundred ⁇ m to several mm was obtained.
  • Fine pulverization was carried out in a high-pressure nitrogen gas atmosphere using a jet mill after adding 0.1 part by mass of oleic acid amide as a lubricant to 100 parts by mass of the alloy powder obtained by coarse pulverization and mixing. .. Fine pulverization was performed until the D50 of the alloy powder became about 3.5 ⁇ m.
  • the mixed powder obtained by the pulverization step was molded in a magnetic field to obtain a molded product. After the mixed powder was filled in a mold arranged between the electromagnets, it was formed by pressurizing it while applying a magnetic field with the electromagnets. Specifically, the mixed powder was compacted at a pressure of 110 MPa in a magnetic field of 2.2 T. The direction in which the magnetic field was applied was perpendicular to the pressing direction.
  • the obtained molded body was sintered to obtain a sintered body.
  • a sintered body was obtained with a sintering temperature of 1000 ° C. and a sintering time of 4 hours.
  • the atmosphere at the time of sintering was a vacuum atmosphere.
  • the obtained sintered body was subjected to aging treatment to obtain an RTB-based sintered magnet.
  • the aging temperature was set to the temperature shown in Table 2, and the aging time was set to 1.5 hours.
  • the magnetic properties of the RTB-based sintered magnets prepared from the raw material alloys of each Example and Comparative Example were measured using a BH tracer. As a magnetic property, HcJ was measured at room temperature. The results are shown in Table 2. HcJ was good at 1400 kA / m or more.
  • the ratio of HcJ to the calculated value of Ha was calculated. That is, the ratio of HcJ of the RTB-based sintered magnet actually obtained was evaluated with respect to the calculated value of Ha of the R 2 T 14 B alloy.
  • the results are shown in Table 2.
  • HcJ / Ha was considered to be good at 28.00% or higher, and further improved at 29.75% or higher. It can be said that the higher the HcJ / Ha, the more efficiently the coercive force is improved.
  • the calculation of the area ratio S (RT) of the RT phase to the grain boundaries was performed by the following method.
  • the RTB-based sintered magnet was embedded in the epoxy-based resin. Then, the RTB-based sintered magnet was cut, and the obtained cross section was polished.
  • Commercially available polishing paper was used for polishing. Specifically, a plurality of types of commercially available abrasive paper having a count of 180 to 2000 were prepared. Then, the cross section of the RTB-based sintered magnet was polished by using the polishing paper having the lowest count in order. Finally, it was polished with buffs and diamond abrasive grains. No liquid such as water was used during polishing. This is to prevent the components contained in the grain boundaries from corroding.
  • the cross section of the obtained sintered body was subjected to ion milling treatment to remove the influence of the oxide film and the nitride film on the outermost surface.
  • the cross section of the sintered body was observed using FE-SEM.
  • the observation magnification was 1000 times. From the contrast of the reflected electron image obtained by the observation, it was confirmed that the main phase particles and the grain boundaries were included, and it was confirmed that the grain boundaries (multi-particle grain boundaries) contained a plurality of types of grain boundary phases. Further, by performing point analysis of the grain boundary phase by EDS attached to the FE-SEM as appropriate, it was confirmed that the grain boundaries contained the R-rich phase and the RT phase in the experimental examples other than Comparative Example 2. ..
  • Comparative Example 2 did not include the RT phase.
  • the content of the element intentionally added at the time of producing the raw material alloy, that is, the element shown in Table 1 was analyzed. Then, the area ratio S (RT) of the RT phase to the grain boundaries was calculated. The results are shown in Table 2.
  • FIG. 1 is a backscattered electron image of Example 1
  • FIG. 2 is a comparative example 2
  • FIG. 3 is a comparative example 3
  • FIG. 4 is a backscattered electron image of comparative example 4.
  • Examples 1 to 3, Comparative Examples 1 and 2 In Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 and 2, the raw material alloys used were all the same, and the samples were carried out under the same conditions except that the aging temperature was changed. The calculated values of Ha are all the same.
  • Examples 4, 5 and Comparative Example 3 are samples obtained by mainly changing the content of Ce with respect to the total content of R in Example 2. The higher the content of Ce, the lower the calculated value of Ha.
  • Examples 6 and 4 are samples obtained by mainly changing the content of Ga in Example 2. The calculated values of Ha are all the same.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)

Abstract

【課題】Ｃｅを含む低コストな希土類磁石であって、ＨｃＪが高い希土類磁石を得る。 【解決手段】　Ｒ2Ｔ14Ｂ化合物（Ｒは希土類元素、Ｔは遷移金属元素、Ｂはホウ素）からなる主相粒子と、粒界と、を含むＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石である。ＲはＣｅを含む。Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＲの合計含有量に対するＣｅの含有量が１５質量％以上３５質量％以下である。粒界はＲリッチ相およびＲ－Ｔ相を含む。Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の断面において、粒界に対するＲ－Ｔ相の面積比率をＳ（Ｒ－Ｔ）として、Ｓ（Ｒ－Ｔ）が０．６０以上０．８５以下である。

Description

Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石
　本発明は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に関する。
　特許文献１には、ＲとしてＣｅを含むＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石であって、Ｒ－Ｔ相を所定の範囲内で含む磁石が記載されている。上記の特徴により、抗折強度が向上したＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を得ることができる。
特開２０１８－１７４３２３号公報
　一般的に、希土類元素の中ではＣｅのコストが低い。そのため、Ｃｅを用いて十分な磁気特性、特に十分な保磁力（ＨｃＪ）を有する希土類磁石を得ることが求められている。
　本発明は、Ｃｅを含む低コストな希土類磁石であって、ＨｃＪが高い希土類磁石を得ることを目的とする。
　上記目的を達成するために、本発明に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、
　Ｒ2Ｔ14Ｂ化合物（Ｒは希土類元素、Ｔは遷移金属元素、Ｂはホウ素）からなる主相粒子と、粒界と、を含むＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石であって、
　ＲはＣｅを含み、
　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＲの合計含有量に対するＣｅの含有量が１５質量％以上３５質量％以下であり、
　前記粒界はＲリッチ相およびＲ－Ｔ相を含み、
　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の断面において、前記粒界に対する前記Ｒ－Ｔ相の面積比率をＳ（Ｒ－Ｔ）として、Ｓ（Ｒ－Ｔ）が０．６０以上０．８５以下である。
　Ｇａの含有量が０質量％以上０．２質量％以下であってもよい。
　ＬａおよびＹを実質的に含まなくてもよい。
実施例１のＳＥＭ画像である。 比較例２のＳＥＭ画像である。 比較例３のＳＥＭ画像である。 比較例４のＳＥＭ画像である。 縦軸をＨｃＪ、横軸をＨａとしたグラフである。
　以下、本発明を、実施形態に基づき説明する。本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石とすることができる。
　（組成）
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の組成について説明する。Ｒは希土類元素である。Ｒはセリウム（Ｃｅ）を含む。ＲがＣｅを含むことで、原料コストが低下する。さらに、後述するＲ－Ｔ相を粒界に含みやすくなる。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の原料コストおよびＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁気特性を好適に制御するため、Ｒとしてネオジム（Ｎｄ）およびプラセオジム（Ｐｒ）から選択される１種以上を含むことが好ましい。
　Ｔは、遷移金属元素である。Ｔは鉄族元素（鉄（Ｆｅ），コバルト（Ｃｏ），およびニッケル（Ｎｉ））であってもよい。Ｔは、Ｆｅであってもよく、ＦｅとＣｏとの組合せであってもよい。Ｂはホウ素である。
　さらに、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は遷移金属元素以外の金属元素から選択される１種以上を含んでもよい。例えばアルミニウム（Ａｌ）およびガリウム（Ｇａ）から選択される１種以上を含んでもよい。さらに、炭素（Ｃ）を含んでもよい。
　以下、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石における各元素の含有量について説明する。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石における各元素の含有量には特に制限はない。Ｒの合計含有量は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石全体を１００質量％として、３０．００質量％以上３４．００質量％以下であってもよく、３２．００質量％以上３４．００質量％以下であってもよい。なお、以下に示す各元素の含有量は、特に記載が無い限り、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石全体を１００質量％とした場合の含有量である。
　Ｂの含有量は、０．７０質量％以上０．９５質量％以下であってもよく、０．８０質量％以上０．９０質量％以下であってもよい。
　Ｃｏの含有量は０．５０質量％以上３．００質量％以下であってもよく、２．００質量％以上３．００質量％以下であってもよい。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石はＧａを含んでもよく、Ｇａを含まなくてもよい。Ｇａの含有量は０質量％以上０．２０質量％以下であってもよく、０質量％以上０．１０質量％以下であってもよい。Ｇａの含有量が少ないほどＳ（Ｒ－Ｔ）（粒界に対するＲ－Ｔ相の面積比率）が小さくなる傾向にある。また、Ｇａの含有量が少ないほどＨｃＪが向上する傾向にある。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石はＡｌを含んでもよく、Ａｌを含まなくてもよい。Ａｌの含有量は０．２０質量％以上１．００質量％以下であってもよく、０．３０質量％以上０．９０質量％以下であってもよい。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石はＴとして銅（Ｃｕ）を含んでもよく、Ｃｕを含まなくてもよい。Ｃｕの含有量は０質量％以上０．５０質量％以下であってもよく、０質量％以上０．２５質量％以下であってもよい。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石はＴとしてジルコニウム（Ｚｒ）を含んでもよく、Ｚｒを含まなくてもよい。Ｚｒの含有量は０．１０質量％以上１．００質量％以下であってもよく、０．４０質量％以上０．６０質量％以下であってもよい。
　Ｒの合計含有量に対するＣｅの含有量は１５質量％以上３５質量％以下である。１５質量％以上２５質量％以下であってもよい。Ｒの合計含有量に対するＣｅの含有量が上記の範囲内であることにより、後述するＳ（Ｒ－Ｔ）が０．６０以上０．８５以下となりやすくなる。その結果、ＨｃＪおよび後述するＨｃＪ／Ｈａが高くなりやすくなる。また、Ｒの合計含有量に対するＣｅの含有量が１５質量％以上であることにより、原料コストが十分に低下しやすくなる。Ｒの合計含有量に対するＣｅの含有量が少なすぎる場合には、原料コストが十分に低下しない。他の希土類元素よりも低価格であるメリットが希土類元素を含む原料金属の種類を増やすことにより製造工程が煩雑になるデメリットに相殺されてしまうためである。
　重希土類元素の合計含有量は０質量％以上０．１０質量％以下であってもよい。重希土類元素の含有量が多いほどＨｃＪが上昇しやすくなるが高コストとなる。また、重希土類元素の含有量が多いほどＢｒが低下しやすくなる。重希土類元素とはＧｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕのことをいう。
　また、Ｒとしてイットリウム（Ｙ）およびランタン（Ｌａ）を実質的に含まないことが好ましい。ＹおよびＬａを実質的に含まないとは、Ｒに対するＹおよびＬａの含有量が合計で０．５質量％以下であるという意味である。ＹおよびＬａを実質的に含む場合には、後述するＲ－Ｔ相が形成されにくくなり、Ｓ（Ｒ－Ｔ）が０．６０以上にしにくくなる。そして、Ｒ－Ｔ相によるＨｃＪの向上効果が得られにくくなる。さらに、Ｙを含む場合には主相粒子の異方性磁界も低下しやすくなる。Ｌａを含む場合には主相粒子の異方性磁界も低下しやすくなり、耐食性も低下しやすくなる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石はＣを含んでもよく、Ｃを含まなくてもよい。Ｃの含有量は０質量％以上０．３質量％以下であってもよい。
　ＦｅはＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の構成要素における実質的な残部であってもよい。Ｆｅが実質的な残部であるとは、Ｒ，Ｂ，Ｃｏ，Ｇａ，Ａｌ，Ｃｕ，ＺｒおよびＣからなる群以外に含まれる元素がＦｅおよび不可避的不純物のみであるという意味である。そして、不可避的不純物の含有量がＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に対して合計で０．５質量％以下（０を含む）であってもよい。
　（微細構造）
　以下、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１について、図面、特に図１を用いて説明する。なお、図１は後述する実施例１の断面を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）で観察して得られた反射電子像である。ＦＥ－ＳＥＭで観察して得られた反射電子像のことを単にＳＥＭ画像と呼ぶ場合がある。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１の一つの断面をＳＥＭで観察すると、図１に示すように主相粒子１１、および、粒界に存在する複数種の粒界相が見える。そして、複数種の粒界相は、それぞれ組成に応じた色の濃淡や結晶系に応じた形状を有する。
　例えば、ＦＥ－ＳＥＭに付属したエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）等を用いて各粒界相を点分析し組成を明らかにすることで、それらがどのような粒界相であるかを特定することができる。
　さらに各粒界相の結晶構造を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）により確認してもよい。ＴＥＭにより各粒界相の結晶構造を確認することで、各粒界相をさらに明確に特定することができる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１は、図１のＳＥＭ画像に示すように、主相粒子１１および主相粒子１１の間に存在する粒界を含む。主相粒子１１は、Ｒ2Ｔ14Ｂ化合物からなる。Ｒ2Ｔ14Ｂ化合物は、Ｒ2Ｔ14Ｂ型の正方晶からなる結晶構造を有する化合物である。主相粒子１１はＳＥＭ画像では黒色である。主相粒子１１の大きさには特に制限はないが、円相当径が概ね１．０μｍ～１０．０μｍである。
　粒界は、多粒子粒界や二粒子粒界を含む。多粒子粒界とは３つ以上の主相粒子に囲まれた粒界であり、二粒子粒界とは隣り合う２つの主相粒子の間に存在する粒界である。
　粒界は、少なくとも２種類の粒界相を含む。図１では、Ｒ－Ｔ相１３、および、Ｒリッチ相１５を含む。なお、主相粒子１１と、Ｒ－Ｔ相１３と、Ｒリッチ相１５と、でＳＥＭ画像での明るさを比較すると、主相粒子１１が最も暗く、Ｒリッチ相１５が最も明るい。
　Ｒ－Ｔ相１３は、ＲとＴとの含有比率が原子数比で概ね１：２である。具体的には、Ｒの含有量が２０．０ａｔ％以上４０．０ａｔ％以下であり、Ｔの含有量が５５．０ａｔ％以上８０．０ａｔ％以下である。そして、Ｒ－Ｔ相１３に含まれるＲ、Ｔ以外の元素の含有量が合計１０．０ａｔ％以下である。なお、Ｒ、ＴおよびＲ、Ｔ以外の元素の含有量は、酸素（Ｏ）、炭素（Ｃ）および窒素（Ｎ）を除いた含有量である。
　Ｒリッチ相１５は、Ｒの含有量が４０．０ａｔ％以上であり、Ｔの含有量がＲ－Ｔ相１３よりも低い相を指す。Ｔの含有量は５５．０ａｔ％以下であってもよい。なお、ＲおよびＴの含有量は、Ｏ、ＣおよびＮを除いた含有量である。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の一の断面において、粒界に対するＲ－Ｔ相１３の面積比率をＳ（Ｒ－Ｔ）として、Ｓ（Ｒ－Ｔ）が０．６０以上０．８５以下である。
　本発明者らは、低コストであるがＮｄ、Ｐｒと比べてＨｃＪを低下させる希土類元素であるＣｅを用いたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石において、Ｓ（Ｒ－Ｔ）を上記の範囲内とすることにより、ＨｃＪが向上することを見出した。Ｓ（Ｒ－Ｔ）が上記の範囲内である場合にＨｃＪが向上するメカニズムが完全に解明されているわけではない。本発明者らは、以下に示すメカニズムを推察している。
　Ｒリッチ相１５は主相粒子１１の磁気分断を促進させる。その結果、Ｒリッチ相１５を含むことでＨｃＪを向上させることができる。
　Ｒ－Ｔ相１３は主相粒子１１よりもＲの合計含有量に対するＣｅの含有量が大きくなりやすい。Ｒ－Ｔ相１３が形成される際に主相粒子１１からＣｅを排出させるためである。その結果、主相粒子１１におけるＣｅ以外のＲ、具体的にはＮｄの含有量が高くなる。そして、主相粒子１１における異方性磁界が高くなる。
　上記のＲリッチ相１５とＲ－Ｔ相１３とがＳ（Ｒ－Ｔ）が０．６０以上０．８５以下であるように含まれる場合には、主相粒子１１の磁気分断を促進させる効果と主相粒子１１からＣｅを排出させる効果とが両立する。その結果、高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石になる。
　なお、粒界に対するＲリッチ相１５の面積比率には特に制限はないが、粒界におけるＲ－Ｔ相１３以外の部分がＲリッチ相１５であることが好ましい。具体的には、粒界に対するＲリッチ相１５およびＲ－Ｔ相１３以外の相の面積割合が、１０．０％以下（０％を含む）であることが好ましい。
　Ｓ（Ｒ－Ｔ）を算出するためのＳＥＭ画像の観察範囲の面積には特に制限はないが、Ｓ（Ｒ－Ｔ）を算出するために十分に広い範囲とする。例えば観察範囲の面積は０．０１ｍｍ2以上としてもよい。
　（製造方法）
　以下、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を製造する方法の一例について説明する。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を製造する方法は、以下の工程を有する。
　（ａ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石用合金（原料合金）を作製する合金準備工程
　（ｂ）原料合金を粉砕する粉砕工程
　（ｃ）得られた合金粉末を成形する成形工程
　（ｄ）成形体を焼結し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得る焼結工程
　（ｅ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を時効処理する時効処理工程
　（ｆ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を加工する加工工程
　（ｇ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の粒界に重希土類元素を拡散させる粒界拡散工程
　（ｈ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に表面処理する表面処理工程
　［合金準備工程］
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石用合金を準備する（合金準備工程）。以下、合金準備方法の一例としてストリップキャスティング法について説明するが、合金準備方法はストリップキャスティング法に限定されない。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の組成に対応する原料金属を準備し、真空またはＡｒガスなどの不活性ガス雰囲気中で準備した原料金属を溶解する。その後、溶解した原料金属を鋳造することによってＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の原料となる原料合金を作製する。なお、以下の記載では、１合金法について説明するが、第１合金と第２合金との２合金を混合して原料粉末を作製する２合金法でもよい。
　原料金属の種類には特に制限はない。例えば、希土類金属、純鉄、純コバルト、さらにはフェロボロン（ＦｅＢ）等の化合物、希土類合金等の合金を使用することができる。原料金属を鋳造する鋳造方法には特に制限はない。例えばインゴット鋳造法やストリップキャスト法やブックモールド法や遠心鋳造法などが挙げられる。得られた原料合金は、凝固偏析がある場合は必要に応じて均質化処理（溶体化処理）を行ってもよい。
　［粉砕工程］
　原料合金を作製した後、原料合金を粉砕する（粉砕工程）。粉砕工程は、粒径が数百μｍ～数ｍｍ程度になるまで粉砕する粗粉砕工程と、粒径が数μｍ程度になるまで微粉砕する微粉砕工程との２段階で行ってもよいが、微粉砕工程のみの１段階で行ってもよい。
　（粗粉砕工程）
　原料合金を粒径が数百μｍ～数ｍｍ程度になるまで粗粉砕する（粗粉砕工程）。これにより、原料合金の粗粉砕粉末を得る。粗粉砕は、例えば原料合金に水素を吸蔵させた後、異なる相間の水素吸蔵量の相違に基づいて水素を放出させ、脱水素を行なうことで自己崩壊的な粉砕を生じさせること（水素吸蔵粉砕）によって行うことができる。脱水素の条件には特に制限はないが、例えば３００～６５０℃、アルゴン（Ａｒ）フロー中または真空中で脱水素を行う。
　粗粉砕の方法は、上記の水素吸蔵粉砕に限定されない。例えば、不活性ガス雰囲気中にて、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等の粗粉砕機を用いて粗粉砕を行ってもよい。
　高い磁気特性を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得るために、粗粉砕工程から後述する焼結工程までの各工程の雰囲気は、低酸素濃度の雰囲気とすることが好ましい。酸素濃度は、各製造工程における雰囲気の制御等により調節される。各製造工程の酸素濃度が高いと原料合金を粉砕して得られる合金粉末中の希土類元素が酸化してＲ酸化物が生成されてしまう。Ｒ酸化物は、焼結中に還元されず、Ｒ酸化物の形でそのまま粒界に析出する。その結果、得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の保磁力ＨｃＪが低下しやすくなる。そのため、例えば、各工程（微粉砕工程、成形工程）は酸素濃度を１００ｐｐｍ以下の雰囲気で実施することが好ましい。
　（微粉砕工程）
　原料合金を粗粉砕した後、得られた原料合金の粗粉砕粉末を平均粒子径が数μｍ程度になるまで微粉砕する（微粉砕工程）。これにより、原料合金の微粉砕粉末を得ることができる。微粉砕粉末に含まれる粒子のＤ５０には特に制限はない。例えば、Ｄ５０が１．０μｍ以上１０．０μｍ以下であってもよい。
　微粉砕は、粉砕時間等の条件を適宜調整しながら、例えば気流式粉砕機（ジェットミル）等の微粉砕機を用いて粗粉砕した粉末の更なる粉砕を行なうことで実施される。以下、ジェットミルについて説明する。ジェットミルは、高圧の不活性ガス（たとえば、Ｈｅガス、Ｎ2ガス、Ａｒガス）を狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により原料合金の粗粉砕粉末を加速して原料合金の粗粉砕粉末同士の衝突やターゲットまたは容器壁との衝突を発生させて粉砕する微粉砕機である。
　原料合金の粗粉砕粉末を微粉砕する際には潤滑剤、例えば、有機物潤滑剤や固体潤滑剤を添加してもよい。有機物潤滑剤としては、例えばオレイン酸アミド、ラウリン酸アミド、ステアリン酸亜鉛などが挙げられる。固体潤滑剤としては、例えばグラファイトなどが挙げられる。潤滑剤を添加することで、成形工程において磁場を印加した際に配向が生じやすい微粉砕粉末を得ることができる。有機物潤滑剤および固体潤滑剤は、いずれか一方のみを使用してもよいが、両方を混合して使用してもよい。
　［成形工程］
　微粉砕粉末を目的の形状に成形する（成形工程）。成形工程では、微粉砕粉末を、磁場中に配置された金型内に充填して加圧することによって、微粉砕粉末を成形し、成形体を得る。このとき、磁場を印加しながら成形することで、微粉砕粉末の結晶軸を特定の方向に配向させた状態で成形することができる。得られる成形体は、特定方向に配向するので、より磁性の強い異方性を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が得られる。成形時に、成形助剤を添加してもよい。成形助剤の種類には特に制限はない。上記の潤滑剤を用いてもよい。
　加圧時の圧力は、例えば３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下としてもよい。印加する磁場は、例えば１．０Ｔ以上５．０Ｔ以下としてもよい。印加する磁場は静磁場に限定されず、パルス状磁場とすることもできる。また、静磁場とパルス状磁場とを併用することもできる。
　なお、成形方法としては、上記のように微粉砕粉末をそのまま成形する乾式成形のほか、微粉砕粉末を油等の溶媒に分散させたスラリーを成形する湿式成形を適用することもできる。
　微粉砕粉末を成形して得られる成形体の形状は特に限定されるものではなく、例えば直方体、平板状、柱状、リング状、Ｃ型等、所望とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の形状に応じた形状とすることができる。
　［焼結工程］
　得られた成形体を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得る（焼結工程）。焼結温度は、組成、粉砕方法、粒度と粒度分布の違い等、諸条件により調整する必要がある。焼結温度には特に制限はないが、例えば９５０℃以上１１００℃以下としてもよい。焼結時間には特に制限はないが、例えば２時間以上１０時間以下としてもよい。焼結時の雰囲気には特に制限はない。例えば、不活性ガス雰囲気としてもよく、１００Ｐａ未満の真空雰囲気としてもよい。
　［時効処理工程］
　成形体を焼結した後、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を時効処理する（時効処理工程）。焼結後、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を焼結時よりも低い温度でＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に時効処理を施す。
　時効処理では、時効温度は５５０℃以上６５０℃以下、時効時間は１０分以上３００分以下とする。ＲとしてＣｅを含み、Ｒの合計含有量に対するＣｅの含有量が１５質量％以上３５質量％以下である場合には、上記の条件で時効処理を行うことにより、Ｓ（Ｒ－Ｔ）を所定の範囲内としやすくなる。
　時効温度が低すぎる場合には、Ｓ（Ｒ－Ｔ）が大きくなりすぎる傾向にある。時効温度が高すぎる場合には、Ｓ（Ｒ－Ｔ）が小さくなりすぎる傾向にある。どちらの場合でもＨｃＪを向上させることができない。また、時効温度が高すぎる場合には、ＳＥＭ画像ではＲ－Ｔ相に見える明るさの相であっても、実際に点分析するとＲとＴとの存在比率が１：２から大きく離れておりＲ－Ｔ相ではない場合が多くなる。
　時効処理時の雰囲気には特に制限はない。例えば大気圧以上の圧力の不活性ガス雰囲気（例えば、Ｈｅガス、Ａｒガス）としてもよい。また、時効処理工程は後述する加工工程の後に行ってもよい。
　［加工工程］
　得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、必要に応じて所望の形状に加工してもよい（加工工程）。加工方法は、例えば切断、研削などの形状加工や、バレル研磨などの面取り加工などが挙げられる。
　［粒界拡散工程］
　加工されたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の粒界に対して、さらに重希土類元素を拡散させてもよい（粒界拡散工程）。粒界拡散の方法には特に制限はない。例えば、塗布または蒸着等により重希土類元素を含む化合物をＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の表面に付着させた後に熱処理を行うことで実施してもよい。また、重希土類元素の蒸気を含む雰囲気中でＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に対して熱処理を行うことで実施してもよい。粒界拡散により、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＨｃＪをさらに向上させることができる。
　［表面処理工程］
　以上の工程により得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、めっきや樹脂被膜や酸化処理、化成処理などの表面処理を施してもよい（表面処理工程）。これにより、耐食性をさらに向上させることができる。
　なお、上記の製造方法では、加工工程、粒界拡散工程、表面処理工程を行っているが、これらの工程は必ずしも行う必要はない。
　以上のようにして得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、Ｃｅを含みながらＨｃＪが良好なＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石となる。
　本発明は、上記の実施形態に限定されるものではなく、本発明の範囲内で種々に改変することができる。例えば、本発明に係る永久磁石は熱間加工によって製造されていてもよい。すなわち、Ｃｅを所定の範囲内で含み、Ｒリッチ相およびＲ－Ｔ相を含み、かつ、Ｓ（Ｒ－Ｔ）が０．６０以上０．８５以下であれば、焼結磁石以外の永久磁石であってもよい。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、一般的なＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の用途に用いることができる。例えば、自動車の回転機などに用いることができる。
　以下、実施例により発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　（合金準備工程）
　原料合金として表１に示す組成の合金Ａ～Ｆを準備した。なお、ＴＲＥは希土類元素の合計含有量を意味する。表１に記載されていない希土類元素の含有量は合計で０．０１質量％未満である。
　まず、所定の元素を有する原料金属を準備した。原料金属としては、それぞれ純度９９．９％であるＮｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｆｅ、Ｃｏ、ＦｅＢ、Ａｌ、Ｃｕ、ＺｒおよびＧａを準備した。
　次に、これらの原料金属を、表１に示す組成の合金が得られるように秤量し、ストリップキャスティング法により表１に示す組成の薄板形状の原料合金を準備した。そして、試料ごとに表２に示す合金を原料合金として選択した。
　（粉砕工程）
　合金準備工程により得られた原料合金を粉砕し、合金粉末を得た。粗粉砕と微粉砕との２段階で粉砕を行った。粗粉砕は、水素吸蔵粉砕により行った。原料合金に対して水素を室温で吸蔵させた後、Ａｒフロー中、６００℃で５時間、脱水素を行った。粗粉砕により、数百μｍ～数ｍｍ程度の粒径の合金粉末を得た。
　微粉砕は、粗粉砕で得られた合金粉末１００質量部に対して潤滑剤としてオレイン酸アミドを０．１質量部、添加し、混合した後にジェットミルを用いて高圧窒素ガス雰囲気中で行った。微粉砕は、合金粉末のＤ５０が３．５μｍ程度となるまで行った。
　（成形工程）
　粉砕工程により得られた混合粉末を磁場中で成形して成形体を得た。混合粉末を電磁石の間に配置された金型内に充填した後に、電磁石により磁場を印加しながら加圧して成形した。具体的には、混合粉末を２．２Ｔの磁場中、１１０ＭＰａの圧力で圧粉成形した。磁場を印加する方向はプレス方向と垂直な方向とした。
　（焼結工程）
　得られた成形体を焼結して焼結体を得た。焼結温度を１０００℃、焼結時間を４時間として焼結体を得た。焼結時の雰囲気は真空雰囲気とした。
　（時効工程）
　得られた焼結体に時効処理を行いＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。時効処理は時効温度を表２に記載した温度とし、時効時間を１．５時間とした。
　（評価）
　各実施例および比較例において最終的に得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の組成が原料合金の組成と同一の組成、すなわち表１に示す組成となっていることは、蛍光Ｘ線分析法、誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ法）、およびガス分析により組成分析することで確認した。
　各実施例および比較例の原料合金から作成されたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁気特性をＢ－Ｈトレーサーを用いて測定した。磁気特性として、ＨｃＪを室温で測定した。結果を表２に示す。ＨｃＪは１４００ｋＡ／ｍ以上を良好とした。
　以下、各Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の組成から算出される異方性磁界（Ｈａ）の計算値の算出方法について説明する。
　まず、表１に記載した各合金の組成を原子％に換算する。換算した結果を表３に示す。
　次に、各合金の組成について希土類元素の合計含有量に対する各希土類元素の含有量の原子数比を算出する。算出した結果を表４に示す。
　Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ結晶、Ｐｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶、Ｃｅ2Ｆｅ14Ｂ結晶など、Ｒが１種類である場合には、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶のＨａの文献値が知られている。文献値を表４に示す。
　そして、各希土類元素を含むＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶のＨａの文献値に各希土類元素の原子数比を掛け合わせて得られた値を合計することにより、各Ｒ2Ｆｅ14Ｂ合金の組成から算出されるＨａの計算値が算出される。算出した結果を表４に記載する。また、表１、表２にもＨａの計算値を適宜記載している。
　本実施例では、Ｈａの計算値に対するＨｃＪの割合を算出した。すなわち、Ｒ2Ｔ14Ｂ合金のＨａの計算値に対して実際に得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＨｃＪの割合を評価した。結果を表２に記載する。ＨｃＪ／Ｈａは２８．００％以上を良好とし、２９．７５％以上をさらに良好とした。ＨｃＪ／Ｈａが高いほど、効率的に保磁力が向上しているといえる。
　粒界に対するＲ－Ｔ相の面積比率Ｓ（Ｒ－Ｔ）の算出については、下記の方法で行った。
　まず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石をエポキシ系樹脂に埋め込んだ。そして、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を切断し、得られた断面を研磨した。研磨には市販の研磨紙を用いた。具体的には、番手が１８０～２０００である市販の研磨紙を複数種類、準備した。そして、番手の低い研磨紙から順番に用いてＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の断面を研磨した。最後に、バフおよびダイヤモンド砥粒を用いて研磨した。なお、研磨時に水などの液体は用いなかった。粒界に含まれる成分が腐食することを避けるためである。
　得られた焼結体の断面にイオンミリング処理を行い、最表面の酸化膜や窒化膜等の影響を取り除いた。次に、ＦＥ－ＳＥＭを用いて焼結体の断面を観察した。観察倍率は１０００倍とした。観察により得られた反射電子像のコントラストから、主相粒子および粒界が含まれることを確認し、粒界（多粒子粒界）に複数種類の粒界相が含まれることを確認した。また、粒界相に対して適宜ＦＥ－ＳＥＭに付属したＥＤＳによる点分析を行うことにより、比較例２以外の実験例では粒界にＲリッチ相およびＲ－Ｔ相が含まれることを確認した。比較例２ではＲ－Ｔ相が含まれなかった。なお、点分析では、原料合金作製時に意図的に添加した元素、すなわち表１に記載した元素の含有量を分析した。そして、粒界に対するＲ－Ｔ相の面積比率Ｓ（Ｒ－Ｔ）を算出した。結果を表２に示す。なお、図１は実施例１の、図２は比較例２の、図３は比較例３の、図４は比較例４の、反射電子像である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　（実施例１～３、比較例１、２）
　実施例１～３および比較例１、２は全て用いた原料合金が同一であり、時効温度を変化させた点以外は同条件で実施した試料である。Ｈａの計算値も全て同一である。
　Ｒの合計含有量に対するＣｅの含有量が１５質量％以上３５質量％以下であり、時効温度が５５０～６５０℃である実施例１～３はＳ（Ｒ－Ｔ）が０．６０以上０．８５以下であった。これに対し、時効温度が４００℃と低い比較例１はＳ（Ｒ－Ｔ）が大きくなった。時効温度が９００℃と高い比較例２はＲ－Ｔ相が含まれなかった。その結果、実施例１～３は比較例１、２と比較してＨｃＪおよびＨｃＪ／Ｈａが高くなった。
　（実施例２、４、５、比較例３）
　実施例４、５、比較例３は、実施例２について主にＲの合計含有量に対するＣｅの含有量を変化させて実施した試料である。Ｃｅの含有量が多いほどＨａの計算値が低下する。
　Ｒの合計含有量に対するＣｅの含有量が１５質量％以上３５質量％以下である実施例４、５は、実施例２と同様にＳ（Ｒ－Ｔ）が０．６０以上０．８５以下であった。これに対し、Ｒの合計含有量に対するＣｅの含有量が多い比較例３はＳ（Ｒ－Ｔ）が大きくなった。その結果、比較例３は実施例２、４、５と比較してＨｃＪ／Ｈａが低くなった。
　図５は横軸をＨａ、縦軸をＨｃＪとして実施例２、４、５、および、比較例３をプロットし、さらにＨｃＪ／Ｈａ＝２８．００％、２９．７５％の線を引いたグラフである。各実施例はＨｃＪ／Ｈａが大きいのに対し、比較例はＨｃＪ／Ｈａが小さい。
　（実施例２、６、比較例４）
　実施例６、比較例４は、実施例２について主にＧａの含有量を変化させて実施した試料である。Ｈａの計算値は全て同一である。
　Ｇａの含有量が多いほどＳ（Ｒ－Ｔ）が小さくなった。Ｓ（Ｒ－Ｔ）が０．６０以上０．８５以下である実施例２、６はＳ（Ｒ－Ｔ）が小さい比較例４と比較してＨｃＪおよびＨｃＪ／Ｈａが高くなった。
　１・・・Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石
　１１・・・主相粒子
　１３・・・Ｒ－Ｔ相
　１５・・・Ｒリッチ相

Claims (3)

  1. 　Ｒ2Ｔ14Ｂ化合物（Ｒは希土類元素、Ｔは遷移金属元素、Ｂはホウ素）からなる主相粒子と、粒界と、を含むＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石であって、
    　ＲはＣｅを含み、
    　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＲの合計含有量に対するＣｅの含有量が１５質量％以上３５質量％以下であり、
    　前記粒界はＲリッチ相およびＲ－Ｔ相を含み、
    　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の一の断面において、前記粒界に対する前記Ｒ－Ｔ相の面積比率をＳ（Ｒ－Ｔ）として、Ｓ（Ｒ－Ｔ）が０．６０以上０．８５以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  2. 　Ｇａの含有量が０質量％以上０．２質量％以下である請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  3. 　ＬａおよびＹを実質的に含まない請求項１または２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
PCT/JP2021/041374 2020-12-09 2021-11-10 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 WO2022123991A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US18/266,168 US20240038420A1 (en) 2020-12-09 2021-11-10 R-t-b based permanent magnet
CN202180082790.0A CN116568840A (zh) 2020-12-09 2021-11-10 R-t-b系永久磁铁

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020-204543 2020-12-09
JP2020204543A JP2022091616A (ja) 2020-12-09 2020-12-09 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022123991A1 true WO2022123991A1 (ja) 2022-06-16

Family

ID=81972941

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2021/041374 WO2022123991A1 (ja) 2020-12-09 2021-11-10 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20240038420A1 (ja)
JP (1) JP2022091616A (ja)
CN (1) CN116568840A (ja)
WO (1) WO2022123991A1 (ja)

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108022708A (zh) * 2017-12-20 2018-05-11 包头金山磁材有限公司 一种烧结含银的富铈钇钕铁硼永磁体及其制备方法
WO2018181594A1 (ja) * 2017-03-30 2018-10-04 Tdk株式会社 永久磁石及び回転機
JP2018174323A (ja) * 2017-03-30 2018-11-08 Tdk株式会社 永久磁石及び回転機

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018181594A1 (ja) * 2017-03-30 2018-10-04 Tdk株式会社 永久磁石及び回転機
JP2018174323A (ja) * 2017-03-30 2018-11-08 Tdk株式会社 永久磁石及び回転機
CN108022708A (zh) * 2017-12-20 2018-05-11 包头金山磁材有限公司 一种烧结含银的富铈钇钕铁硼永磁体及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN116568840A (zh) 2023-08-08
US20240038420A1 (en) 2024-02-01
JP2022091616A (ja) 2022-06-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US8123832B2 (en) R-T-B system sintered magnet
JP6733576B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
JP6269279B2 (ja) 永久磁石およびモータ
WO2021200873A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石およびその製造方法、モータおよび自動車
US10192661B2 (en) R—T—B based sintered magnet
CN111724955B (zh) R-t-b系永久磁铁
US10186357B2 (en) R-T-B based sintered magnet
US11387024B2 (en) R-T-B based rare earth sintered magnet and method of producing R-T-B based rare earth sintered magnet
WO2022123991A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石
JP4556727B2 (ja) 希土類焼結磁石の製造方法
WO2022123990A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石
WO2022123992A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石
WO2018101409A1 (ja) 希土類焼結磁石
US10256017B2 (en) Rare earth based permanent magnet
JP7408921B2 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石
CN111755190B (zh) R-t-b系永久磁铁用合金和r-t-b系永久磁铁的制造方法
US20140311289A1 (en) R-t-b based sintered magnet
WO2023080169A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石
WO2023080171A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石
JP2020161692A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
EP4394811A1 (en) R-t-b based permanent magnet
CN118866495A (zh) R-t-b系永久磁铁及其制造方法
CN118737604A (zh) R-t-b类永磁铁

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: 21903095

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 18266168

Country of ref document: US

Ref document number: 202180082790.0

Country of ref document: CN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 21903095

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1