JPH05182813A - 希土類永久磁石の製造方法 - Google Patents
希土類永久磁石の製造方法Info
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- JPH05182813A JPH05182813A JP3357803A JP35780391A JPH05182813A JP H05182813 A JPH05182813 A JP H05182813A JP 3357803 A JP3357803 A JP 3357803A JP 35780391 A JP35780391 A JP 35780391A JP H05182813 A JPH05182813 A JP H05182813A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【構成】Ａ合金を主としてＲ2 Ｔ14Ｂ相（ここにＲは、
Nd、Pr、Dyを主体とする少なくとも１種以上の希土類元
素、ＴはFeまたはFeおよびCoを主体とする少なくとも１
種以上の遷移金属を表す）から成る合金とし、Ｂ合金を
結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo4 Ｂ型
の金属間化合物から主になる合金とし、 Ｃ合金を結晶構
造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi3 型の金属間化
合物から主になる合金として、Ａ合金粉末99〜60重量％
に対してＢ合金粉末およびＣ合金粉末を合計で１〜40重
量％混合し、該混合粉末を磁場中加圧成形し、該成形体
を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、さらに焼結
温度以下の低温で熱処理することを特徴とする希土類永
久磁石の製造方法。 【効果】本発明により作製した希土類永久磁石は、高価
な添加元素を有効に活用して、従来法の同一組成の希土
類磁石と比べて磁気特性が数段優れており、高保磁力、
高残留磁束密度、さらには高エネルギー積のバランスの
とれた高性能磁石を提供することができる。
Nd、Pr、Dyを主体とする少なくとも１種以上の希土類元
素、ＴはFeまたはFeおよびCoを主体とする少なくとも１
種以上の遷移金属を表す）から成る合金とし、Ｂ合金を
結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo4 Ｂ型
の金属間化合物から主になる合金とし、 Ｃ合金を結晶構
造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi3 型の金属間化
合物から主になる合金として、Ａ合金粉末99〜60重量％
に対してＢ合金粉末およびＣ合金粉末を合計で１〜40重
量％混合し、該混合粉末を磁場中加圧成形し、該成形体
を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、さらに焼結
温度以下の低温で熱処理することを特徴とする希土類永
久磁石の製造方法。 【効果】本発明により作製した希土類永久磁石は、高価
な添加元素を有効に活用して、従来法の同一組成の希土
類磁石と比べて磁気特性が数段優れており、高保磁力、
高残留磁束密度、さらには高エネルギー積のバランスの
とれた高性能磁石を提供することができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、各種電気、電子機器に
用いられる、磁気特性に優れた希土類永久磁石の製造方
法に関するものである。
用いられる、磁気特性に優れた希土類永久磁石の製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】希土類磁石の中でもNd-Fe-Ｂ系磁石は、
主成分であるNdが資源的に豊富でコストが安く、磁気特
性に優れているために、近年益々その利用が広がりつつ
ある。磁気特性向上のための開発研究も、Nd系磁石の発
明以来精力的に行われてきており、数多くの研究や発明
が提案されている。これらのNd系焼結磁石製造方法の中
で、各種金属粉体や組成の異なる合金粉体を混合、焼結
して高性能Nd磁石を製造する方法（以下、簡単に混合法
という）に関しても数々の発明考案が提案されている。
主成分であるNdが資源的に豊富でコストが安く、磁気特
性に優れているために、近年益々その利用が広がりつつ
ある。磁気特性向上のための開発研究も、Nd系磁石の発
明以来精力的に行われてきており、数多くの研究や発明
が提案されている。これらのNd系焼結磁石製造方法の中
で、各種金属粉体や組成の異なる合金粉体を混合、焼結
して高性能Nd磁石を製造する方法（以下、簡単に混合法
という）に関しても数々の発明考案が提案されている。
【０００３】これまでに提案されている混合法を大きく
分けると、以下に示すような四つの種類に分類すること
ができる。第１の方法は、混合する原料合金粉体の一方
を液体急冷法によって非晶質あるいは微細結晶合金を作
製し、それに通常の希土類合金粉末を混合するか、ある
いは両方の原料合金粉体を共に液体急冷法で作製混合す
る方法［特開昭63-93841、特開昭63-115307、特開昭63-25
2403、特開昭63-278208、特開平1-108707、 特開平1-14631
0、 特開平1-146309、 特開平1-155603各号公報参照］で
ある。この液体急冷法による合金を使用する混合法につ
いては、最近50MGOeを越える磁気特性が得られたと報告
[E.Otuki,T.Otuka and T.Imai;11th.Int.Workshop onRa
re Earth Magnets,Pittsburgh,Pennsylvania,USA,Octob
er(1990),p.328 参照]されている。
分けると、以下に示すような四つの種類に分類すること
ができる。第１の方法は、混合する原料合金粉体の一方
を液体急冷法によって非晶質あるいは微細結晶合金を作
製し、それに通常の希土類合金粉末を混合するか、ある
いは両方の原料合金粉体を共に液体急冷法で作製混合す
る方法［特開昭63-93841、特開昭63-115307、特開昭63-25
2403、特開昭63-278208、特開平1-108707、 特開平1-14631
0、 特開平1-146309、 特開平1-155603各号公報参照］で
ある。この液体急冷法による合金を使用する混合法につ
いては、最近50MGOeを越える磁気特性が得られたと報告
[E.Otuki,T.Otuka and T.Imai;11th.Int.Workshop onRa
re Earth Magnets,Pittsburgh,Pennsylvania,USA,Octob
er(1990),p.328 参照]されている。
【０００４】第２の方法は、混合する２種類の原料合金
粉体を共に主としてＲ2 Fe14Ｂ化合物からなる合金と
し、含有される希土類元素の種類、含有量を変えた２種
類の合金を作製して混合焼結する方法［特開昭61-8160
3、 特開昭61-81604、 特開昭61-81605、 特開昭61-81606、
特開昭61-81607、 特開昭61-119007、特開昭61-207546、
特開昭63-245昭3、特開平1-177335各号公報参照］であ
る。この方法において、各合金中に含まれる相は従来知
られているＲ2 Fe14Ｂ相、希土類ｒｉｃｈ相、Nd1+XFe4
Ｂ4 相である。
粉体を共に主としてＲ2 Fe14Ｂ化合物からなる合金と
し、含有される希土類元素の種類、含有量を変えた２種
類の合金を作製して混合焼結する方法［特開昭61-8160
3、 特開昭61-81604、 特開昭61-81605、 特開昭61-81606、
特開昭61-81607、 特開昭61-119007、特開昭61-207546、
特開昭63-245昭3、特開平1-177335各号公報参照］であ
る。この方法において、各合金中に含まれる相は従来知
られているＲ2 Fe14Ｂ相、希土類ｒｉｃｈ相、Nd1+XFe4
Ｂ4 相である。
【０００５】第３の方法は、一方の合金を主としてＲ2
Fe14Ｂ化合物からなる合金粉末とし、これに各種低融点
元素、低融点合金、希土類合金、炭化物、硼化物、水素
化物、その他の粉末を混合焼結して、Nd系希土類磁石を
製造する方法 [特開昭60-230959、特開昭61-263201、特開
昭62-181402、特開昭62-182249、特開昭62-206802、特開昭
62-270746、特開昭63-6808、特開昭63-104406、特開昭63-1
14939、特開昭63-272006、特開平1-111843、 特開平1-1463
08各号公報参照] である。
Fe14Ｂ化合物からなる合金粉末とし、これに各種低融点
元素、低融点合金、希土類合金、炭化物、硼化物、水素
化物、その他の粉末を混合焼結して、Nd系希土類磁石を
製造する方法 [特開昭60-230959、特開昭61-263201、特開
昭62-181402、特開昭62-182249、特開昭62-206802、特開昭
62-270746、特開昭63-6808、特開昭63-104406、特開昭63-1
14939、特開昭63-272006、特開平1-111843、 特開平1-1463
08各号公報参照] である。
【０００６】第４の方法は、本発明者等が最近新しく発
明した方法で、混合する合金に特殊な金属間化合物を存
在させることを特徴とする混合法［特願平03-159765 、
特願平03-159766、特願平03-198476、特願平03-198479、特
願平03-259694 各号] である。
明した方法で、混合する合金に特殊な金属間化合物を存
在させることを特徴とする混合法［特願平03-159765 、
特願平03-159766、特願平03-198476、特願平03-198479、特
願平03-259694 各号] である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】従来技術による混合法
の製造法においては、磁石合金に真に優れた磁気特性を
実現させるのに，適切でなかったり不充分だったりする
点が数多く存在した。例えば、前述した第１の方法では
磁石合金のエネルギ−積は高いが保磁力はたかだか約９
kOe 程度で、温度上昇によって保磁力が低下するという
Nd磁石特有の欠点を考えると、実用的に不充分な磁石特
性である。また液体急冷法で製造するのは、コストがか
かり過ぎるために工業的な方法とは言えない。
の製造法においては、磁石合金に真に優れた磁気特性を
実現させるのに，適切でなかったり不充分だったりする
点が数多く存在した。例えば、前述した第１の方法では
磁石合金のエネルギ−積は高いが保磁力はたかだか約９
kOe 程度で、温度上昇によって保磁力が低下するという
Nd磁石特有の欠点を考えると、実用的に不充分な磁石特
性である。また液体急冷法で製造するのは、コストがか
かり過ぎるために工業的な方法とは言えない。
【０００８】第２の方法においては、二つの原料合金粉
とも共存する相は、Ｒ2 Fe14Ｂ化合物、それとNd1+XFe4
Ｂ4 相である。これらの相は、通常の一種類の合金を用
いた製造法において存在する相と基本的には同じであ
り、二つの合金において存在割合が違っているだけであ
る。またNdリッチ相の融点は 750℃以下と低く、焼結温
度に至る前に液相となってしまう。このため雰囲気中の
酸素ガスによって液相が酸化されてしまい、高い磁気特
性が得られないことになる。
とも共存する相は、Ｒ2 Fe14Ｂ化合物、それとNd1+XFe4
Ｂ4 相である。これらの相は、通常の一種類の合金を用
いた製造法において存在する相と基本的には同じであ
り、二つの合金において存在割合が違っているだけであ
る。またNdリッチ相の融点は 750℃以下と低く、焼結温
度に至る前に液相となってしまう。このため雰囲気中の
酸素ガスによって液相が酸化されてしまい、高い磁気特
性が得られないことになる。
【０００９】第３の方法において、混合する粉体に低融
点の元素あるいは合金を利用して磁気特性を向上させよ
うとする提案があるが、これは焼結中に混合した低融点
相が、Ｒ2 Fe14Ｂ化合物の粒界に存在する格子欠陥や酸
化物相などのニュークリエーションサイトを除去し、粒
界をクリーニングして保磁力を向上させるという考え方
によるものである。しかし低融点相の存在は、実際には
磁気特性の向上に対して逆に不利な条件となっている。
低融点相が例えば 600℃付近から融液となっていると、
実際の焼結温度1,100 ℃では低融点相の粘度はかなり小
さくなってしまう。その結果、磁性粒子の周囲を囲む融
液の粘度が小さくなって粒子の回転が容易に起り、配向
が乱れて磁気特性が劣化する。また第２の方法と同じ
く、低温での液相が容易に酸化されてしまい高い磁気特
性が得られない。第４の方法においては、Ｂ合金中に平
衡して存在する相の一つとして、融点の低いNdリッチ相
が存在する。この相が、低温で液相となるために他の場
合と同様に酸化の影響を受けて、磁気特性が劣化してし
まう。以上、従来技術による混合法においては、液相成
分が関与するいろいろな役割を充分に考慮し、これらが
最適な条件となるよう、液相合金成分や融点を適切に調
整してはいなかった。本発明は、従来技術による混合法
によるNd磁石の製造法の欠点を改良し、バランスのとれ
た磁気特性に優れた希土類永久磁石の製造方法を提供し
ようとするものである。
点の元素あるいは合金を利用して磁気特性を向上させよ
うとする提案があるが、これは焼結中に混合した低融点
相が、Ｒ2 Fe14Ｂ化合物の粒界に存在する格子欠陥や酸
化物相などのニュークリエーションサイトを除去し、粒
界をクリーニングして保磁力を向上させるという考え方
によるものである。しかし低融点相の存在は、実際には
磁気特性の向上に対して逆に不利な条件となっている。
低融点相が例えば 600℃付近から融液となっていると、
実際の焼結温度1,100 ℃では低融点相の粘度はかなり小
さくなってしまう。その結果、磁性粒子の周囲を囲む融
液の粘度が小さくなって粒子の回転が容易に起り、配向
が乱れて磁気特性が劣化する。また第２の方法と同じ
く、低温での液相が容易に酸化されてしまい高い磁気特
性が得られない。第４の方法においては、Ｂ合金中に平
衡して存在する相の一つとして、融点の低いNdリッチ相
が存在する。この相が、低温で液相となるために他の場
合と同様に酸化の影響を受けて、磁気特性が劣化してし
まう。以上、従来技術による混合法においては、液相成
分が関与するいろいろな役割を充分に考慮し、これらが
最適な条件となるよう、液相合金成分や融点を適切に調
整してはいなかった。本発明は、従来技術による混合法
によるNd磁石の製造法の欠点を改良し、バランスのとれ
た磁気特性に優れた希土類永久磁石の製造方法を提供し
ようとするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、かかる課
題を解決するために従来の混合法を基本的に見直し、磁
性体構成相の種類、特性等を適切に選択し組み合わせる
ことにより充分満足できるバランスの取れた磁気特性が
得られることを見いだし、製造条件を詳細に検討して本
発明を完成させた。 本発明の要旨は、Ａ合金を主とし
てＲ2 Ｔ14Ｂ相［ここにＲは、Nd、Pr、Dyを主体とする
少なくとも１種以上の希土類元素、ＴはFeまたはFeおよ
びCoを主体とする少なくとも１種以上の遷移金属を表
す］から成る合金とし、Ｂ合金を結晶構造がＰ６／ｍｍ
ｍの空間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属間化合物から主
になる合金とし、Ｃ合金を結晶構造がＲバー３ｍの空間
群で表されるPuNi3 型の金属間化合物から主になる合金
として、Ａ合金粉末99〜60重量％に対してＢ合金粉末お
よびＣ合金粉末を合計で１〜40重量％混合し、該混合粉
末を磁場中加圧成形し、該成形体を真空または不活性ガ
ス雰囲気中で焼結し、さらに焼結温度以下の低温で熱処
理することを特徴とし、さらに詳しくは、Ａ合金粉末お
よびＢ合金粉末およびＣ合金粉末またはこれらを混合し
て造られる混合粉末の平均粒径が、0.2 〜30μｍの範囲
内であり、Ｂ合金中に主に含まれる金属間化合物の融点
が、750 ℃以上2000℃以下であり、Ｂ合金中に主に含ま
れる結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo4
Ｂ型の金属間化合物が、組成式ＲaFebCoc Ｍ1 dＭ2 e［こ
こにＲはNd、Pr、Dyを主体とする少なくとも１種以上の
希土類元素、Ｍ1 は、Al、Cu、Zn、In、Si、Ｐ、Ｓ、T
i、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、S
n、Sb、Hf、Ta、Ｗの内から選ばれる１種又は２種以上
の元素、Ｍ2 は、Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｏの内から選ばれる１種
又は２種以上の元素を表し、添字a,b,c,d,e の示す範囲
が原子％で、13≦a ≦26、０≦b ≦60、０＜c ≦80、０
≦d ≦40、１≦e ≦45である］で表され、Ｃ合金中に主
に含まれる結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPu
Ni3 型の金属間化合物金属間化合物が、組成式ＲfFegCo
h Ｍ1 iＭ2 j［ここにＲ、Ｍ1 、Ｍ2 は上記に同じ、添字
f,g,h,i,j の示す範囲が原子％で、16≦f ≦34、０≦g
≦60、０＜h ≦80、０≦i ≦40、０≦j ≦10である］で
表され、さらにＡ合金とＢ合金との混合粉末中に含まれ
る希土類元素の総和が10〜15原子％あることを特徴とす
る希土類永久磁石の製造方法である。
題を解決するために従来の混合法を基本的に見直し、磁
性体構成相の種類、特性等を適切に選択し組み合わせる
ことにより充分満足できるバランスの取れた磁気特性が
得られることを見いだし、製造条件を詳細に検討して本
発明を完成させた。 本発明の要旨は、Ａ合金を主とし
てＲ2 Ｔ14Ｂ相［ここにＲは、Nd、Pr、Dyを主体とする
少なくとも１種以上の希土類元素、ＴはFeまたはFeおよ
びCoを主体とする少なくとも１種以上の遷移金属を表
す］から成る合金とし、Ｂ合金を結晶構造がＰ６／ｍｍ
ｍの空間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属間化合物から主
になる合金とし、Ｃ合金を結晶構造がＲバー３ｍの空間
群で表されるPuNi3 型の金属間化合物から主になる合金
として、Ａ合金粉末99〜60重量％に対してＢ合金粉末お
よびＣ合金粉末を合計で１〜40重量％混合し、該混合粉
末を磁場中加圧成形し、該成形体を真空または不活性ガ
ス雰囲気中で焼結し、さらに焼結温度以下の低温で熱処
理することを特徴とし、さらに詳しくは、Ａ合金粉末お
よびＢ合金粉末およびＣ合金粉末またはこれらを混合し
て造られる混合粉末の平均粒径が、0.2 〜30μｍの範囲
内であり、Ｂ合金中に主に含まれる金属間化合物の融点
が、750 ℃以上2000℃以下であり、Ｂ合金中に主に含ま
れる結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo4
Ｂ型の金属間化合物が、組成式ＲaFebCoc Ｍ1 dＭ2 e［こ
こにＲはNd、Pr、Dyを主体とする少なくとも１種以上の
希土類元素、Ｍ1 は、Al、Cu、Zn、In、Si、Ｐ、Ｓ、T
i、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、S
n、Sb、Hf、Ta、Ｗの内から選ばれる１種又は２種以上
の元素、Ｍ2 は、Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｏの内から選ばれる１種
又は２種以上の元素を表し、添字a,b,c,d,e の示す範囲
が原子％で、13≦a ≦26、０≦b ≦60、０＜c ≦80、０
≦d ≦40、１≦e ≦45である］で表され、Ｃ合金中に主
に含まれる結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPu
Ni3 型の金属間化合物金属間化合物が、組成式ＲfFegCo
h Ｍ1 iＭ2 j［ここにＲ、Ｍ1 、Ｍ2 は上記に同じ、添字
f,g,h,i,j の示す範囲が原子％で、16≦f ≦34、０≦g
≦60、０＜h ≦80、０≦i ≦40、０≦j ≦10である］で
表され、さらにＡ合金とＢ合金との混合粉末中に含まれ
る希土類元素の総和が10〜15原子％あることを特徴とす
る希土類永久磁石の製造方法である。
【００１１】以下本発明を詳細に説明する。本発明は、
主にＲ2 Fe14Ｂ相からなる合金に、特定の結晶構造をも
つ金属間化合物を含む合金粉末を混合する希土類永久磁
石の製造方法である（以下、化合物粉末混合法とい
う）。原料となるＡ合金は、主としてＲ2 Ｔ14Ｂ化合物
相からなり、ＲはＹを含む La ，Ce，Pr，Nd，Sm，Eu，
Gd，Tb，Dy，Ho，Er，YbおよびLuから選択されるNd、P
r、Dyを主体とする少なくとも１種もしくは２種類以上
の希土類元素である。またＴは、FeまたはFeおよびCoを
主体とする少なくとも１種以上の遷移金属を表し、Coの
含有量は重量％で0 〜40％である。Co添加によりＡ合金
のキューリー温度が上昇し、また合金の耐食性も改善さ
れる。Ａ合金は原料金属を真空または不活性ガス、好ま
しくはAr雰囲気中で溶解し鋳造する。原料金属は純希土
類元素あるいは希土類合金、純鉄、フェロボロン、さら
にはこれらの合金等を使用するが、一般的な工業生産に
おいて不可避な微量不純物は含まれるものとする。得ら
れたインゴットは、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相がαFeと希土類リッチ
相との包晶反応によって形成されるため、鋳造後も凝固
偏析によってαFe相、Ｒリッチ相、Ｂリッチ相、Nd3Co
相等が残留する場合がある。本発明においてはＡ合金中
のＲ2 Fe14Ｂ相の多いほうが望ましいので、必要に応じ
て溶体化処理を行う。その条件は真空またはAr雰囲気
下、700 〜1,200 ℃の温度領域で１時間以上熱処理すれ
ば良い。
主にＲ2 Fe14Ｂ相からなる合金に、特定の結晶構造をも
つ金属間化合物を含む合金粉末を混合する希土類永久磁
石の製造方法である（以下、化合物粉末混合法とい
う）。原料となるＡ合金は、主としてＲ2 Ｔ14Ｂ化合物
相からなり、ＲはＹを含む La ，Ce，Pr，Nd，Sm，Eu，
Gd，Tb，Dy，Ho，Er，YbおよびLuから選択されるNd、P
r、Dyを主体とする少なくとも１種もしくは２種類以上
の希土類元素である。またＴは、FeまたはFeおよびCoを
主体とする少なくとも１種以上の遷移金属を表し、Coの
含有量は重量％で0 〜40％である。Co添加によりＡ合金
のキューリー温度が上昇し、また合金の耐食性も改善さ
れる。Ａ合金は原料金属を真空または不活性ガス、好ま
しくはAr雰囲気中で溶解し鋳造する。原料金属は純希土
類元素あるいは希土類合金、純鉄、フェロボロン、さら
にはこれらの合金等を使用するが、一般的な工業生産に
おいて不可避な微量不純物は含まれるものとする。得ら
れたインゴットは、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相がαFeと希土類リッチ
相との包晶反応によって形成されるため、鋳造後も凝固
偏析によってαFe相、Ｒリッチ相、Ｂリッチ相、Nd3Co
相等が残留する場合がある。本発明においてはＡ合金中
のＲ2 Fe14Ｂ相の多いほうが望ましいので、必要に応じ
て溶体化処理を行う。その条件は真空またはAr雰囲気
下、700 〜1,200 ℃の温度領域で１時間以上熱処理すれ
ば良い。
【００１２】Ａ合金粉末99〜60重量％に対して、結晶構
造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属
間化合物から主になるＢ合金粉末、および結晶構造がＲ
バー３ｍの空間群で表されるPuNi3 型の金属間化合物か
ら主になるＣ合金とを合計で１〜40重量％混合し、該混
合粉末を磁場中加圧成形し、該成形体を真空または不活
性ガス雰囲気中で焼結し、さらに焼結温度以下の低温で
熱処理する。上記の結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で
表されるCeCo4 Ｂ型の各種金属間化合物は、組成式ＲaF
ebCoc Ｍ1 dＭ2 eで書き表され、ここでＲは、Nd、Pr、Dy
を主体とする少なくとも１種類以上の希土類元素、Ｍ1
は、Al、Cu、Zn、In、Si、Ｐ、Ｓ、Ti、Ｖ、Cr、Mn、N
i、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta、Ｗ
の内から選ばれる１種又は２種以上の元素、Ｍ2 はＢ，
Ｃ，Ｎ，Ｏの内から選ばれる１種又は２種以上の元素を
表し、添字a,b,c,d,e は原子％で13≦a ≦26、０≦b ≦
60、０＜c ≦80、０≦d ≦40、１≦e ≦45である。a,b,
c,d,e の範囲は、この範囲内において結晶構造がＰ６／
ｍｍｍの空間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属間化合物が
安定して存在することから決定されたものであり、この
範囲内を外れるとこれらの金属間化合物が存在しなくな
り高い磁気特性は得られない。上記の結晶構造がＲバー
３ｍの空間群で表されるPuNi3 型の金属間化合物は組成
式ＲfFegCoh Ｍ1 iＭ2 jで書き表され、ここでＲ、Ｍ1 、
Ｍ2 は上記に同じ、添字f,g,h,i,j の示す範囲が原子％
で、16≦f ≦34、０≦g ≦60、０＜h ≦80、０≦i ≦4
0、０≦j ≦10である。添字f,g,h,i,j の範囲は、この
範囲内において結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表され
るPuNi3 型の金属間化合物が安定して存在することから
決定されたものであり、この範囲内を外れるとこれらの
金属間化合物が存在しなくなり高い磁気特性は得られな
い。Ｂ合金およびＣ合金は、原料金属を秤量して真空ま
たは不活性ガス、好ましくはAr雰囲気中で溶解し鋳造す
る。原材料金属は純希土類元素あるいは希土類合金、純
鉄、フェロボロン、各種純金属さらにはこれらの合金等
を使用するが、一般的な工業生産において不可避な微量
不純物は含まれるものとする。得られたインゴットは、
凝固偏析がある場合は必要に応じて溶体化処理を行う。
その条件は真空またはAr雰囲気下、700 〜1,500 ℃の温
度領域で１時間以上熱処理すれば良い。
造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属
間化合物から主になるＢ合金粉末、および結晶構造がＲ
バー３ｍの空間群で表されるPuNi3 型の金属間化合物か
ら主になるＣ合金とを合計で１〜40重量％混合し、該混
合粉末を磁場中加圧成形し、該成形体を真空または不活
性ガス雰囲気中で焼結し、さらに焼結温度以下の低温で
熱処理する。上記の結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で
表されるCeCo4 Ｂ型の各種金属間化合物は、組成式ＲaF
ebCoc Ｍ1 dＭ2 eで書き表され、ここでＲは、Nd、Pr、Dy
を主体とする少なくとも１種類以上の希土類元素、Ｍ1
は、Al、Cu、Zn、In、Si、Ｐ、Ｓ、Ti、Ｖ、Cr、Mn、N
i、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta、Ｗ
の内から選ばれる１種又は２種以上の元素、Ｍ2 はＢ，
Ｃ，Ｎ，Ｏの内から選ばれる１種又は２種以上の元素を
表し、添字a,b,c,d,e は原子％で13≦a ≦26、０≦b ≦
60、０＜c ≦80、０≦d ≦40、１≦e ≦45である。a,b,
c,d,e の範囲は、この範囲内において結晶構造がＰ６／
ｍｍｍの空間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属間化合物が
安定して存在することから決定されたものであり、この
範囲内を外れるとこれらの金属間化合物が存在しなくな
り高い磁気特性は得られない。上記の結晶構造がＲバー
３ｍの空間群で表されるPuNi3 型の金属間化合物は組成
式ＲfFegCoh Ｍ1 iＭ2 jで書き表され、ここでＲ、Ｍ1 、
Ｍ2 は上記に同じ、添字f,g,h,i,j の示す範囲が原子％
で、16≦f ≦34、０≦g ≦60、０＜h ≦80、０≦i ≦4
0、０≦j ≦10である。添字f,g,h,i,j の範囲は、この
範囲内において結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表され
るPuNi3 型の金属間化合物が安定して存在することから
決定されたものであり、この範囲内を外れるとこれらの
金属間化合物が存在しなくなり高い磁気特性は得られな
い。Ｂ合金およびＣ合金は、原料金属を秤量して真空ま
たは不活性ガス、好ましくはAr雰囲気中で溶解し鋳造す
る。原材料金属は純希土類元素あるいは希土類合金、純
鉄、フェロボロン、各種純金属さらにはこれらの合金等
を使用するが、一般的な工業生産において不可避な微量
不純物は含まれるものとする。得られたインゴットは、
凝固偏析がある場合は必要に応じて溶体化処理を行う。
その条件は真空またはAr雰囲気下、700 〜1,500 ℃の温
度領域で１時間以上熱処理すれば良い。
【００１３】液体急冷法によって得られた所定の組成の
薄帯を熱処理しても、前述の各種金属間化合物を作製す
ることができる。すなわち液体急冷法においては急冷後
の合金はアモルファス或は微細結晶となっているが、こ
れを結晶化温度以上の温度で一定時間以上加熱すると、
急冷合金は結晶化或は再結晶成長し、その結果本発明に
必要な前述の各種金属間化合物相を析出させることがで
きる。従って液体急冷法によるアモルファス合金の粉末
を用いた混合法においても、焼結が進行する以前にアモ
ルファス相が結晶化し、本発明に必要な前述の各金属間
化合物が出現する場合には、本発明による方法と同一の
方法と見做すことができる。既に述べたが、本発明に用
いる原材料は通常の工業生産に用いる材料を使用してい
るので、工業生産の製法上不可避な不純物元素は含まれ
ている。例えば、もっとも代表的な工業的不純物である
Ｃ元素は、本発明のいずれの合金中においても0.01〜0.
3 重量％の範囲で含まれている。本発明における磁石の
製造方法は、微粉末をもちいた粉末冶金法をその基本製
法としている。したがって、各工程でガス置換などの雰
囲気管理は行われているが、粉末表面積の増大と表面の
活性化による材料酸化を完全に防止することは困難であ
り、本発明によって製造された磁石に最終的には、0.05
〜0.6 重量％の範囲の酸素が含まれる。
薄帯を熱処理しても、前述の各種金属間化合物を作製す
ることができる。すなわち液体急冷法においては急冷後
の合金はアモルファス或は微細結晶となっているが、こ
れを結晶化温度以上の温度で一定時間以上加熱すると、
急冷合金は結晶化或は再結晶成長し、その結果本発明に
必要な前述の各種金属間化合物相を析出させることがで
きる。従って液体急冷法によるアモルファス合金の粉末
を用いた混合法においても、焼結が進行する以前にアモ
ルファス相が結晶化し、本発明に必要な前述の各金属間
化合物が出現する場合には、本発明による方法と同一の
方法と見做すことができる。既に述べたが、本発明に用
いる原材料は通常の工業生産に用いる材料を使用してい
るので、工業生産の製法上不可避な不純物元素は含まれ
ている。例えば、もっとも代表的な工業的不純物である
Ｃ元素は、本発明のいずれの合金中においても0.01〜0.
3 重量％の範囲で含まれている。本発明における磁石の
製造方法は、微粉末をもちいた粉末冶金法をその基本製
法としている。したがって、各工程でガス置換などの雰
囲気管理は行われているが、粉末表面積の増大と表面の
活性化による材料酸化を完全に防止することは困難であ
り、本発明によって製造された磁石に最終的には、0.05
〜0.6 重量％の範囲の酸素が含まれる。
【００１４】本発明では以上述べたようにＡ合金粉末に
Ｂ合金粉末を所定の割合で混合することによって、高い
磁気特性を得ることができた。以下、本発明の化合物粉
末混合法が高い磁気特性をもたらした理由について述べ
る。まず第１の理由として、結晶構造がＰ６／ｍｍｍの
空間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属間化合物、および結
晶構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi3型金属間
化合物の融点が、Nd系希土類磁石の液相焼結にとって適
当な 750℃以上2000℃以下となることである。この温度
範囲はいわゆるNdリッチ相の融点よりは高くなってい
る。従来のNd磁石製造法や本法以外の混合法において
は、融点の低いNdリッチ相が存在するために、焼結温度
ではNdリッチ相融液の粘度が下がり過ぎてしまい、粒子
の配向が乱れて充分な磁気特性が得られない。かつまた
低温から液相となっているために、昇温過程で雰囲気中
の酸素や水分などと反応してしまう。このため、液相に
酸化物を多く含むことになって粒界のクリーニングが充
分にできなくなり、高い磁気特性が得られなくなる。本
発明においては添加合金を結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空
間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属間化合物相を主に含む
合金、および結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表される
PuNi3 型金属間化合物を主に含む合金とすることによ
り、Ａ合金との混合粉体中に融点の低いNdリッチ相を含
ませなくすることができる。したがって、焼結工程に受
ける雰囲気の影響が小さくなり高い磁気特性が得られ
る。
Ｂ合金粉末を所定の割合で混合することによって、高い
磁気特性を得ることができた。以下、本発明の化合物粉
末混合法が高い磁気特性をもたらした理由について述べ
る。まず第１の理由として、結晶構造がＰ６／ｍｍｍの
空間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属間化合物、および結
晶構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi3型金属間
化合物の融点が、Nd系希土類磁石の液相焼結にとって適
当な 750℃以上2000℃以下となることである。この温度
範囲はいわゆるNdリッチ相の融点よりは高くなってい
る。従来のNd磁石製造法や本法以外の混合法において
は、融点の低いNdリッチ相が存在するために、焼結温度
ではNdリッチ相融液の粘度が下がり過ぎてしまい、粒子
の配向が乱れて充分な磁気特性が得られない。かつまた
低温から液相となっているために、昇温過程で雰囲気中
の酸素や水分などと反応してしまう。このため、液相に
酸化物を多く含むことになって粒界のクリーニングが充
分にできなくなり、高い磁気特性が得られなくなる。本
発明においては添加合金を結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空
間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属間化合物相を主に含む
合金、および結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表される
PuNi3 型金属間化合物を主に含む合金とすることによ
り、Ａ合金との混合粉体中に融点の低いNdリッチ相を含
ませなくすることができる。したがって、焼結工程に受
ける雰囲気の影響が小さくなり高い磁気特性が得られ
る。
【００１５】第２の理由は、Co添加による耐食性の向上
である。混合法において添加する合金や化合物は、ベー
ス合金より希土類元素を一般に多く含有するため微粉の
状態では酸化劣化しやすい。しかし、本発明の製造法に
おけるように、Coを含有した金属間化合物にすることに
よって、これらの微粉の酸化劣化を防止することがで
き、したがって安定した磁気特性が得られることにな
る。一般に金属微粉の表面には、物理吸着あるいは化学
吸着によって多くの水分が付着している。活性の強い希
土類合金の微粉もその例外ではなく、空気中の水分を多
量に表面に吸着している。この水分は、焼結炉の真空排
気のみによっては取り除くことができず、昇温中に微粉
と反応して、各種の水酸化物や、酸化物を形成すること
になる。本法の化合物粉末混合法においては、希土類元
素の多い添加金属間化合物相にCoを添加することにより
合金粉の耐食性を向上させおり、その結果焼結過程での
微粉の酸化劣化が少なくなって、優れた磁気特性を安定
して得ることができる。第３の理由は、保磁力を向上さ
せるのに有効な各種合金元素をＡ合金中に多く含有させ
ないで、添加する金属間化合物相に含ませていることで
ある。Nd磁石の保磁力向上に有効な元素として、Pr、Dy、
Tb、Ga、Al、Cu やその他の元素が知られているが、これら
は保磁力を向上させる一方、添加量に比例して磁石性能
として重要な飽和磁化の値を減少させてしまう。強磁性
相であるＲ2 Fe14Ｂ相にこれらの元素を多く含有させる
と、保磁力は高くなるが残留磁束密度が小さくなってし
まうことになる。Nd磁石の保磁力は、Nd磁石の結晶粒界
の性質によって大きく左右される。したがって磁石合金
の結晶粒界が磁気的に強固になれば、粒界での磁壁ニュ
ークリエーションフィールドが大きくなって、磁石合金
の保磁力を向上させることができる。上記の各種合金元
素は、結晶磁気異方性を向上させたり粒界の格子欠陥や
歪みを減少させて、粒界での磁壁のニュークリエーショ
ンフィールドを大きくすると考えられている。本発明に
おいては、Ａ合金と混合した各種金属間化合物が、焼結
温度近傍で合金自身で溶融あるいはＡ合金と反応しなが
ら溶融し、さらに拡散反応が進行してＲ2 Fe14Ｂ相とNd
リッチ相を形成する。この反応によって結晶粒界付近に
液相が生じ、液相によって液相焼結が進行するが、金属
間化合物中に多く添加されていたPr、Dy、Tb、Ga、Al、Cu や
各種元素Ｍは、焼結後も粒界近傍に多く存在することに
なる。したがって、磁石の保磁力向上に有効な結晶粒界
付近のみを磁気的に強化することになり、Ｒ2 Fe14Ｂ相
の内部まで入り込んで飽和磁化を下げることがなく、極
めて効率的に保磁力の向上を計ることができる。
である。混合法において添加する合金や化合物は、ベー
ス合金より希土類元素を一般に多く含有するため微粉の
状態では酸化劣化しやすい。しかし、本発明の製造法に
おけるように、Coを含有した金属間化合物にすることに
よって、これらの微粉の酸化劣化を防止することがで
き、したがって安定した磁気特性が得られることにな
る。一般に金属微粉の表面には、物理吸着あるいは化学
吸着によって多くの水分が付着している。活性の強い希
土類合金の微粉もその例外ではなく、空気中の水分を多
量に表面に吸着している。この水分は、焼結炉の真空排
気のみによっては取り除くことができず、昇温中に微粉
と反応して、各種の水酸化物や、酸化物を形成すること
になる。本法の化合物粉末混合法においては、希土類元
素の多い添加金属間化合物相にCoを添加することにより
合金粉の耐食性を向上させおり、その結果焼結過程での
微粉の酸化劣化が少なくなって、優れた磁気特性を安定
して得ることができる。第３の理由は、保磁力を向上さ
せるのに有効な各種合金元素をＡ合金中に多く含有させ
ないで、添加する金属間化合物相に含ませていることで
ある。Nd磁石の保磁力向上に有効な元素として、Pr、Dy、
Tb、Ga、Al、Cu やその他の元素が知られているが、これら
は保磁力を向上させる一方、添加量に比例して磁石性能
として重要な飽和磁化の値を減少させてしまう。強磁性
相であるＲ2 Fe14Ｂ相にこれらの元素を多く含有させる
と、保磁力は高くなるが残留磁束密度が小さくなってし
まうことになる。Nd磁石の保磁力は、Nd磁石の結晶粒界
の性質によって大きく左右される。したがって磁石合金
の結晶粒界が磁気的に強固になれば、粒界での磁壁ニュ
ークリエーションフィールドが大きくなって、磁石合金
の保磁力を向上させることができる。上記の各種合金元
素は、結晶磁気異方性を向上させたり粒界の格子欠陥や
歪みを減少させて、粒界での磁壁のニュークリエーショ
ンフィールドを大きくすると考えられている。本発明に
おいては、Ａ合金と混合した各種金属間化合物が、焼結
温度近傍で合金自身で溶融あるいはＡ合金と反応しなが
ら溶融し、さらに拡散反応が進行してＲ2 Fe14Ｂ相とNd
リッチ相を形成する。この反応によって結晶粒界付近に
液相が生じ、液相によって液相焼結が進行するが、金属
間化合物中に多く添加されていたPr、Dy、Tb、Ga、Al、Cu や
各種元素Ｍは、焼結後も粒界近傍に多く存在することに
なる。したがって、磁石の保磁力向上に有効な結晶粒界
付近のみを磁気的に強化することになり、Ｒ2 Fe14Ｂ相
の内部まで入り込んで飽和磁化を下げることがなく、極
めて効率的に保磁力の向上を計ることができる。
【００１６】次に本発明の化合物粉末混合法の詳細な製
造方法について述べる。上記のようにして得られたＡ合
金およびＢ合金は、各インゴットを粉砕して所定の割合
に混合される。粉砕は、湿式又は乾式粉砕にて行われ
る。希土類合金は非常に活性であり、粉砕中の酸化を防
ぐことを目的に、乾式粉砕の場合はAr又は窒素などの雰
囲気中で、湿式粉砕の場合はフロンなどの非反応性の有
機溶媒中で行われる。混合工程も必要に応じて不活性ガ
ス雰囲気又は溶媒中で行われる。粉砕は一般に粗粉砕、
微粉砕と段階的に行われるが、混合はどの段階で行われ
ても良い。即ち粗粉砕後に所定量混合し引続いて微粉砕
を行ってもよいし、全ての粉砕を完了した後に所定の割
合に混合してもよい。Ａ合金及びＢ合金がほぼ同じ平均
粒径で、かつまた均一に混合されることが必要である。
各粉末の粉の平均粒径は0.2 〜30μｍの範囲が好まし
く、平均粒径が0.2 μｍ未満では酸化されて劣化し易
く、平均粒径が30μｍを越えると焼結性が悪くなり高い
磁気特性が得られなくなる。
造方法について述べる。上記のようにして得られたＡ合
金およびＢ合金は、各インゴットを粉砕して所定の割合
に混合される。粉砕は、湿式又は乾式粉砕にて行われ
る。希土類合金は非常に活性であり、粉砕中の酸化を防
ぐことを目的に、乾式粉砕の場合はAr又は窒素などの雰
囲気中で、湿式粉砕の場合はフロンなどの非反応性の有
機溶媒中で行われる。混合工程も必要に応じて不活性ガ
ス雰囲気又は溶媒中で行われる。粉砕は一般に粗粉砕、
微粉砕と段階的に行われるが、混合はどの段階で行われ
ても良い。即ち粗粉砕後に所定量混合し引続いて微粉砕
を行ってもよいし、全ての粉砕を完了した後に所定の割
合に混合してもよい。Ａ合金及びＢ合金がほぼ同じ平均
粒径で、かつまた均一に混合されることが必要である。
各粉末の粉の平均粒径は0.2 〜30μｍの範囲が好まし
く、平均粒径が0.2 μｍ未満では酸化されて劣化し易
く、平均粒径が30μｍを越えると焼結性が悪くなり高い
磁気特性が得られなくなる。
【００１７】Ａ合金粉末とＢ合金粉末の混合割合は、Ａ
合金粉末99〜60重量％に対して１〜40重量％の範囲で添
加混合するのが良く、Ｂ合金粉末が１重量％未満では、
焼結性が悪くなって焼結密度が上がらなくなって保磁力
が得られないし、40重量％を越えると焼結後の非磁性相
の割合が大きくなり過ぎて、残留磁束密度が減少し高い
磁気特性が得られなくなる。得られた混合微粉は、次に
磁場中成型プレスによって所望の寸法に成型され、さら
に焼結熱処理する。焼結は900 〜1,250 ℃の温度範囲で
真空又はアルゴン雰囲気中にて10分以上行ない、続いて
焼結温度以下の低温で10分以上熱処理する。焼結後の混
合微粉の焼結体密度は、対真密度比で95％以上に緻密化
しており、高い残留磁束密度と大きな保磁力および角型
性の良好な優れた希土類磁石が得られる。
合金粉末99〜60重量％に対して１〜40重量％の範囲で添
加混合するのが良く、Ｂ合金粉末が１重量％未満では、
焼結性が悪くなって焼結密度が上がらなくなって保磁力
が得られないし、40重量％を越えると焼結後の非磁性相
の割合が大きくなり過ぎて、残留磁束密度が減少し高い
磁気特性が得られなくなる。得られた混合微粉は、次に
磁場中成型プレスによって所望の寸法に成型され、さら
に焼結熱処理する。焼結は900 〜1,250 ℃の温度範囲で
真空又はアルゴン雰囲気中にて10分以上行ない、続いて
焼結温度以下の低温で10分以上熱処理する。焼結後の混
合微粉の焼結体密度は、対真密度比で95％以上に緻密化
しており、高い残留磁束密度と大きな保磁力および角型
性の良好な優れた希土類磁石が得られる。
【００１８】
【実施例】以下、本発明の具体的な実施態様を実施例を
挙げて説明するが、本発明はこれらに限定されるもので
はない。 （実施例１、比較例１）純度99.9重量％のNd、Pr、Fe、Co
メタルとフェロボロンを用いて高周波溶解炉のAr雰囲気
中にてＡ1 合金を溶解鋳造した。鋳造後、このインゴッ
トを1,070 ℃、Ar雰囲気中にて10時間溶体化した。得ら
れた合金の組成は、11.0Nd-1.1Pr-5.9B-2.0Co-bal.Fe
（以下、各原子％、 bal.は残部元素の原子％を表す）で
あった。同じく純度99.9重量％のNd、Dy、Fe、Co メタルと
フェロボロンを原料として、結晶構造がＰ６／ｍｍｍの
空間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属間化合物からなるＢ
1 合金を高周波溶解炉を用いAr雰囲気にて溶解鋳造し、
組成8.4Pr-8.4Dy-15.2Fe-16.7B-bal.Co の合金を得た。
同じく純度99.9重量％のPr、Dy、Fe、Co タルを原料とし
て、結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi3 型
の金属間化合物からなるＣ1 合金を高周波溶解炉を用い
Ar雰囲気にて溶解鋳造し、組成12.5Pr-12.5Dy-20.0Fe-b
al.Co の合金を得た。Ａ1 とＢ1 とＣ1 の各インゴット
をそれぞれ別々に窒素雰囲気中にて粗粉砕して30メッシ
ュ以下とし、次にＡ1 合金粗粉を88.0重量％、Ｂ1 合金
を4.0 重量％、Ｃ1 合金を8.0 重量％秤量して、窒素置
換したＶブレンダー中で30分間混合した。この混合粗粉
を高圧窒素ガスを用いたジェットミルにて、平均粒径約
５μｍに微粉砕した。得られた混合微粉末を15kOe の磁
場中で配向させながら、約１Ton/cm2 の圧力でプレス成
型した。次いで、この成形体はAr雰囲気の焼結炉内で1,
070 ℃で１時間焼結され、さらに 530℃で１時間時効熱
処理して急冷し、実施例１磁石合金Ｍ1 を作製した。
挙げて説明するが、本発明はこれらに限定されるもので
はない。 （実施例１、比較例１）純度99.9重量％のNd、Pr、Fe、Co
メタルとフェロボロンを用いて高周波溶解炉のAr雰囲気
中にてＡ1 合金を溶解鋳造した。鋳造後、このインゴッ
トを1,070 ℃、Ar雰囲気中にて10時間溶体化した。得ら
れた合金の組成は、11.0Nd-1.1Pr-5.9B-2.0Co-bal.Fe
（以下、各原子％、 bal.は残部元素の原子％を表す）で
あった。同じく純度99.9重量％のNd、Dy、Fe、Co メタルと
フェロボロンを原料として、結晶構造がＰ６／ｍｍｍの
空間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属間化合物からなるＢ
1 合金を高周波溶解炉を用いAr雰囲気にて溶解鋳造し、
組成8.4Pr-8.4Dy-15.2Fe-16.7B-bal.Co の合金を得た。
同じく純度99.9重量％のPr、Dy、Fe、Co タルを原料とし
て、結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi3 型
の金属間化合物からなるＣ1 合金を高周波溶解炉を用い
Ar雰囲気にて溶解鋳造し、組成12.5Pr-12.5Dy-20.0Fe-b
al.Co の合金を得た。Ａ1 とＢ1 とＣ1 の各インゴット
をそれぞれ別々に窒素雰囲気中にて粗粉砕して30メッシ
ュ以下とし、次にＡ1 合金粗粉を88.0重量％、Ｂ1 合金
を4.0 重量％、Ｃ1 合金を8.0 重量％秤量して、窒素置
換したＶブレンダー中で30分間混合した。この混合粗粉
を高圧窒素ガスを用いたジェットミルにて、平均粒径約
５μｍに微粉砕した。得られた混合微粉末を15kOe の磁
場中で配向させながら、約１Ton/cm2 の圧力でプレス成
型した。次いで、この成形体はAr雰囲気の焼結炉内で1,
070 ℃で１時間焼結され、さらに 530℃で１時間時効熱
処理して急冷し、実施例１磁石合金Ｍ1 を作製した。
【００１９】比較のため実施例Ｍ1 と同じ組成となる合
金を従来の１合金法にて製造し、比較例１磁石合金Ｅ1
とした。即ち、Ａ1 粉とＢ1 粉とＣ1 粉とを混合して焼
結（実施例Ｍ1 ）したものと同じ組成となるように初め
から一つの合金（比較例Ｅ1）で秤量、溶解、粉砕、焼
結、時効熱処理して、化合物粉末混合法による磁石と磁
気特性を比較した。この磁石合金の組成は、化合物粉末
混合法による実施例Ｍ1 、１合金法による比較例Ｅ1 共
に、9.9Nd-2.1Pr-1.1Dy-7.3Co-5.9B-0.4O-bal.Feであ
る。なおこの組成は、最終的な焼結体を分析して得られ
た値であり、ここで含有されている酸素は、合金添加元
素として含有させたのではなく、製造工程中微粉の表面
が酸化するなどして混入した不純物である。ただしその
量は、工業的な値、約3,000ppm付近となるよう、実施
例、比較例ともにグローボックスを用いたり雰囲気をコ
ントロールするなどして調整した。表１に実施例Ｍ1 と
比較例Ｅ1 の両焼結体磁石において得られた磁気特性の
値と焼結体密度を示す。実施例Ｍ1 の磁気特性は比較例
Ｅ1 に比較して、焼結体密度は殆ど同じであるが、残留
磁束密度、保磁力、最大エネルギ−積等、全ての値にお
いて実施例Ｍ1 が大きく勝っている。このように磁石合
金の組成が全く同一でも磁気特性にはかなりの差が生じ
ており、化合物粉末混合法がNd磁石の磁気特性向上のた
めに極めて有効な方法であることを示している。
金を従来の１合金法にて製造し、比較例１磁石合金Ｅ1
とした。即ち、Ａ1 粉とＢ1 粉とＣ1 粉とを混合して焼
結（実施例Ｍ1 ）したものと同じ組成となるように初め
から一つの合金（比較例Ｅ1）で秤量、溶解、粉砕、焼
結、時効熱処理して、化合物粉末混合法による磁石と磁
気特性を比較した。この磁石合金の組成は、化合物粉末
混合法による実施例Ｍ1 、１合金法による比較例Ｅ1 共
に、9.9Nd-2.1Pr-1.1Dy-7.3Co-5.9B-0.4O-bal.Feであ
る。なおこの組成は、最終的な焼結体を分析して得られ
た値であり、ここで含有されている酸素は、合金添加元
素として含有させたのではなく、製造工程中微粉の表面
が酸化するなどして混入した不純物である。ただしその
量は、工業的な値、約3,000ppm付近となるよう、実施
例、比較例ともにグローボックスを用いたり雰囲気をコ
ントロールするなどして調整した。表１に実施例Ｍ1 と
比較例Ｅ1 の両焼結体磁石において得られた磁気特性の
値と焼結体密度を示す。実施例Ｍ1 の磁気特性は比較例
Ｅ1 に比較して、焼結体密度は殆ど同じであるが、残留
磁束密度、保磁力、最大エネルギ−積等、全ての値にお
いて実施例Ｍ1 が大きく勝っている。このように磁石合
金の組成が全く同一でも磁気特性にはかなりの差が生じ
ており、化合物粉末混合法がNd磁石の磁気特性向上のた
めに極めて有効な方法であることを示している。
【００２０】（実施例２〜６、比較例２〜６）純度99.9
重量％のNd、Pr、Dy、Fe、Coメタルとフェロボロンなどを用
いて高周波溶解炉のAr雰囲気中にてＡ2 〜6 合金を溶解
鋳造した。鋳造後、このインゴットを1,070 ℃、Ar雰囲
気中にて10時間溶体化した。得られた合金のＡ2 〜6 の
組成は、表２〜６に記載した。同じく純度99.9重量％の
Nd、Dy、Fe、Co、フェロボロン、 各種メタルなどを原料とし
て、表２〜６中に示したような結晶構造がＰ６／ｍｍｍ
の空間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属間化合物から主に
成るＢ2 〜6 合金を高周波溶解炉を用いAr雰囲気にて溶
解鋳造した。得られた組成も同じく表中に記載した。同
じく純度99.9重量％のNd、Dy、Fe、Co、各種メタルなどを原
料として、表２〜６中に示したような結晶構造がＲバー
３ｍの空間群で表されるPuNi3 型の金属間化合物から主
に成るＣ2 〜6 合金を高周波溶解炉を用いAr雰囲気にて
溶解鋳造した。得られた組成も同じく表中に記載した。
Ａ2 〜6 合金とＢ2 〜6 合金とＣ2〜6 合金をそれぞれ
別々に窒素雰囲気中にて粗粉砕して30メッシュ以下と
し、次に各表中の混合重量の欄に記載した割合で混合
し、窒素置換したＶブレンダー中で30分間混合した。こ
の混合粗粉を高圧窒素ガスを用いたジェットミルにて、
平均粒径約５μｍに微粉砕した。得られた混合微粉末を
15kOe の磁場中で配向させながら、約１Ton/cm2 の圧力
でプレス成型した。次いで、この成形体はAr雰囲気の焼
結炉内で1,080 ℃で１時間焼結され、さらに500 〜580
℃で１時間時効熱処理して急冷し、実施例２〜６磁石合
金Ｍ2 〜6 を作製した。
重量％のNd、Pr、Dy、Fe、Coメタルとフェロボロンなどを用
いて高周波溶解炉のAr雰囲気中にてＡ2 〜6 合金を溶解
鋳造した。鋳造後、このインゴットを1,070 ℃、Ar雰囲
気中にて10時間溶体化した。得られた合金のＡ2 〜6 の
組成は、表２〜６に記載した。同じく純度99.9重量％の
Nd、Dy、Fe、Co、フェロボロン、 各種メタルなどを原料とし
て、表２〜６中に示したような結晶構造がＰ６／ｍｍｍ
の空間群で表されるCeCo4 Ｂ型の金属間化合物から主に
成るＢ2 〜6 合金を高周波溶解炉を用いAr雰囲気にて溶
解鋳造した。得られた組成も同じく表中に記載した。同
じく純度99.9重量％のNd、Dy、Fe、Co、各種メタルなどを原
料として、表２〜６中に示したような結晶構造がＲバー
３ｍの空間群で表されるPuNi3 型の金属間化合物から主
に成るＣ2 〜6 合金を高周波溶解炉を用いAr雰囲気にて
溶解鋳造した。得られた組成も同じく表中に記載した。
Ａ2 〜6 合金とＢ2 〜6 合金とＣ2〜6 合金をそれぞれ
別々に窒素雰囲気中にて粗粉砕して30メッシュ以下と
し、次に各表中の混合重量の欄に記載した割合で混合
し、窒素置換したＶブレンダー中で30分間混合した。こ
の混合粗粉を高圧窒素ガスを用いたジェットミルにて、
平均粒径約５μｍに微粉砕した。得られた混合微粉末を
15kOe の磁場中で配向させながら、約１Ton/cm2 の圧力
でプレス成型した。次いで、この成形体はAr雰囲気の焼
結炉内で1,080 ℃で１時間焼結され、さらに500 〜580
℃で１時間時効熱処理して急冷し、実施例２〜６磁石合
金Ｍ2 〜6 を作製した。
【００２１】比較のため実施例Ｍ2 〜6 と同じ組成とな
る合金を従来の１合金法にて製造し、比較例２〜６磁石
合金Ｅ2 〜6 とした。即ち、Ａ2 〜6 合金とＢ2 〜6 合
金とＣ2 〜6 合金を混合して焼結したものと同じ組成と
なるように初めから一つの合金（比較例Ｅ2 〜6 ）で秤
量、溶解、粉砕、焼結、時効熱処理して、化合物粉末混
合法による磁石（実施例Ｍ2 〜6 ）と磁気特性を比較し
た。この磁石合金Ｍ2〜6 の組成は、化合物粉末混合法
による実施例Ｍ2 〜6 、１合金法による比較例Ｅ2 〜6
共に、表２〜６中に記載してある。なおこの組成は、最
終的な焼結体を分析して得られた値であり、ここで含有
されている酸素は、合金添加元素として含有させたので
はなく、製造工程中微粉の表面が酸化するなどして混入
した不純物である。ただしその量は、工業的な値、約3,
000 〜5,000ppm付近となるよう、実施例、比較例ともに
グローボックスを用いたり雰囲気をコントロールするな
どして調整した。 表２〜６に実施例Ｍ2 〜6 と比較例
Ｅ2 〜6 の両焼結体磁石において得られた磁気特性の値
と焼結体密度を示す。実施例Ｍ2 〜6 の磁気特性は比較
例Ｅ2 〜6 に比較して、焼結体密度は殆ど同じである
が、残留磁束密度、保磁力、最大エネルギ−積等、全て
の値において実施例Ｅ2 〜6 が大きく勝っている。この
ように磁石合金の組成が全く同一でも磁気特性にはかな
りの差が生じており、化合物粉末混合法がNd磁石の磁気
特性向上のために極めて有効な方法であることを示して
いる。
る合金を従来の１合金法にて製造し、比較例２〜６磁石
合金Ｅ2 〜6 とした。即ち、Ａ2 〜6 合金とＢ2 〜6 合
金とＣ2 〜6 合金を混合して焼結したものと同じ組成と
なるように初めから一つの合金（比較例Ｅ2 〜6 ）で秤
量、溶解、粉砕、焼結、時効熱処理して、化合物粉末混
合法による磁石（実施例Ｍ2 〜6 ）と磁気特性を比較し
た。この磁石合金Ｍ2〜6 の組成は、化合物粉末混合法
による実施例Ｍ2 〜6 、１合金法による比較例Ｅ2 〜6
共に、表２〜６中に記載してある。なおこの組成は、最
終的な焼結体を分析して得られた値であり、ここで含有
されている酸素は、合金添加元素として含有させたので
はなく、製造工程中微粉の表面が酸化するなどして混入
した不純物である。ただしその量は、工業的な値、約3,
000 〜5,000ppm付近となるよう、実施例、比較例ともに
グローボックスを用いたり雰囲気をコントロールするな
どして調整した。 表２〜６に実施例Ｍ2 〜6 と比較例
Ｅ2 〜6 の両焼結体磁石において得られた磁気特性の値
と焼結体密度を示す。実施例Ｍ2 〜6 の磁気特性は比較
例Ｅ2 〜6 に比較して、焼結体密度は殆ど同じである
が、残留磁束密度、保磁力、最大エネルギ−積等、全て
の値において実施例Ｅ2 〜6 が大きく勝っている。この
ように磁石合金の組成が全く同一でも磁気特性にはかな
りの差が生じており、化合物粉末混合法がNd磁石の磁気
特性向上のために極めて有効な方法であることを示して
いる。
【００２２】（実施例７、比較例７）純度99.9重量％の
Nd、Pr、Fe、Co メタルとフェロボロンを用いて高周波溶解
炉のAr雰囲気中にてＡ7 合金を溶解鋳造した。鋳造後、
このインゴットを1,070 ℃、Ar雰囲気中にて10時間溶体
化し、粗粉砕して30メッシュ以下とした。得られた合金
の組成は、1.6Nd-10.5Pr-5.9B-1.7Co-bal.Fe（各原子
％）であった。同じく純度99.9重量％のPr、Dy、Fe、Co、P、
Tbメタルを原料として、高周波溶解炉を用いAr雰囲気に
て結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo4 Ｂ
型の金属間化合物からなるＢ7 合金を溶解鋳造し、窒素
雰囲気中にて粗粉砕して30メッシュ以下とした。得られ
た合金を分析して、8.4Pr-8.4Dy-15.2Fe-16.7B-2.0P-2.
0Tb-bal.Coの組成を得た。同じく純度99.9重量％のPr、D
y、Fe、Co メタルを原料として、高周波溶解炉を用いAr雰
囲気にて結晶構造がＲバー３ｍ型の空間群で表されるPu
Ni3型の金属間化合物からなるＣ7 合金を溶解鋳造し、
窒素雰囲気中にて粗粉砕して30メッシュ以下とした。次
に 450℃、１atm の窒素中で10時間窒化処理し、さらに
250℃、空気中で１時間酸化処理した。得られた合金を
分析して、10.0Pr-15.0Dy-20.0Feー2.0N-2.0O-bal.Coの
組成を得た。次に、 Ａ7 合金粗粉を87.0重量％、Ｂ7 合
金粗粉を4.0 重量％、Ｃ7 合金を8.0 重量％秤量して窒
素置換したＶブレンダー中で30分間混合した。この混合
粗粉を高圧窒素ガスを用いたジェットミルにて、平均粒
径約５μｍに微粉砕した。得られた混合微粉末を15kOe
の磁場中で配向させながら、約１Ton/cm2 の圧力でプレ
ス成型した。次いで、この成形体はAr雰囲気の焼結炉内
で 1,070℃で１時間焼結され、さらに 500℃で１時間時
効熱処理して急冷し、実施例７磁石合金Ｍ7 を作製し
た。
Nd、Pr、Fe、Co メタルとフェロボロンを用いて高周波溶解
炉のAr雰囲気中にてＡ7 合金を溶解鋳造した。鋳造後、
このインゴットを1,070 ℃、Ar雰囲気中にて10時間溶体
化し、粗粉砕して30メッシュ以下とした。得られた合金
の組成は、1.6Nd-10.5Pr-5.9B-1.7Co-bal.Fe（各原子
％）であった。同じく純度99.9重量％のPr、Dy、Fe、Co、P、
Tbメタルを原料として、高周波溶解炉を用いAr雰囲気に
て結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo4 Ｂ
型の金属間化合物からなるＢ7 合金を溶解鋳造し、窒素
雰囲気中にて粗粉砕して30メッシュ以下とした。得られ
た合金を分析して、8.4Pr-8.4Dy-15.2Fe-16.7B-2.0P-2.
0Tb-bal.Coの組成を得た。同じく純度99.9重量％のPr、D
y、Fe、Co メタルを原料として、高周波溶解炉を用いAr雰
囲気にて結晶構造がＲバー３ｍ型の空間群で表されるPu
Ni3型の金属間化合物からなるＣ7 合金を溶解鋳造し、
窒素雰囲気中にて粗粉砕して30メッシュ以下とした。次
に 450℃、１atm の窒素中で10時間窒化処理し、さらに
250℃、空気中で１時間酸化処理した。得られた合金を
分析して、10.0Pr-15.0Dy-20.0Feー2.0N-2.0O-bal.Coの
組成を得た。次に、 Ａ7 合金粗粉を87.0重量％、Ｂ7 合
金粗粉を4.0 重量％、Ｃ7 合金を8.0 重量％秤量して窒
素置換したＶブレンダー中で30分間混合した。この混合
粗粉を高圧窒素ガスを用いたジェットミルにて、平均粒
径約５μｍに微粉砕した。得られた混合微粉末を15kOe
の磁場中で配向させながら、約１Ton/cm2 の圧力でプレ
ス成型した。次いで、この成形体はAr雰囲気の焼結炉内
で 1,070℃で１時間焼結され、さらに 500℃で１時間時
効熱処理して急冷し、実施例７磁石合金Ｍ7 を作製し
た。
【００２３】比較のため実施例Ｍ7 と同じ組成となる合
金を従来の１合金法にて製造し、比較例Ｅ7 とした。即
ち、Ａ7 合金粉とＢ7 合金粉とＣ7 合金粉を混合して焼
結したものと同じ組成となるように初めから一つの合金
（比較例Ｅ7 ）で秤量、溶解、粉砕、焼結、時効熱処理
して、化合物粉末混合法による磁石（実施例Ｍ7 ）と磁
気特性を比較した。この磁石合金Ｍ7 の組成は、化合物
粉末混合法による実施例Ｍ7 、１合金法による比較例Ｅ
7 共に、1.4Nd-10.4Pr-1.3Dy-6.7Co-5.9B-0.1P-0.1Tb-
0.1N-0.4O-bal.Fe である。なおこの組成は、最終的な
焼結体を分析して得られた値であり、ここで含有されて
いる酸素は、合金添加元素として含有させたものと、製
造工程中微粉の表面が酸化するなどして混入した不純物
との和である。表７に実施例Ｍ7 と比較例Ｅ7 の両焼結
体磁石において得られた磁気特性の値と焼結体密度を示
す。実施例Ｍ7 の磁気特性は比較例Ｅ7 に比較して、焼
結体密度は殆ど同じであるが、残留磁束密度、保磁力、
最大エネルギ−積等、全ての値において実施例６が大き
く勝っている。このように磁石合金の組成が全く同一で
も磁気特性にはかなりの差が生じており、化合物粉末混
合法がNd磁石の磁気特性向上のために極めて有効な方法
であることを示している。
金を従来の１合金法にて製造し、比較例Ｅ7 とした。即
ち、Ａ7 合金粉とＢ7 合金粉とＣ7 合金粉を混合して焼
結したものと同じ組成となるように初めから一つの合金
（比較例Ｅ7 ）で秤量、溶解、粉砕、焼結、時効熱処理
して、化合物粉末混合法による磁石（実施例Ｍ7 ）と磁
気特性を比較した。この磁石合金Ｍ7 の組成は、化合物
粉末混合法による実施例Ｍ7 、１合金法による比較例Ｅ
7 共に、1.4Nd-10.4Pr-1.3Dy-6.7Co-5.9B-0.1P-0.1Tb-
0.1N-0.4O-bal.Fe である。なおこの組成は、最終的な
焼結体を分析して得られた値であり、ここで含有されて
いる酸素は、合金添加元素として含有させたものと、製
造工程中微粉の表面が酸化するなどして混入した不純物
との和である。表７に実施例Ｍ7 と比較例Ｅ7 の両焼結
体磁石において得られた磁気特性の値と焼結体密度を示
す。実施例Ｍ7 の磁気特性は比較例Ｅ7 に比較して、焼
結体密度は殆ど同じであるが、残留磁束密度、保磁力、
最大エネルギ−積等、全ての値において実施例６が大き
く勝っている。このように磁石合金の組成が全く同一で
も磁気特性にはかなりの差が生じており、化合物粉末混
合法がNd磁石の磁気特性向上のために極めて有効な方法
であることを示している。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】
【表４】
【００２８】
【表５】
【００２９】
【表６】
【００３０】
【表７】
【００３１】
【発明の効果】本発明により作製した希土類永久磁石
は、高価な添加元素を有効に活用して、従来法の同一組
成の希土類磁石と比べて磁気特性が数段優れており、高
保磁力、高残留磁束密度、さらには高エネルギー積のバ
ランスのとれた高性能磁石を提供することが可能となっ
た。従って今後、各種電気、電子機器用の高性能磁石と
して広汎に利用されることが期待される。
は、高価な添加元素を有効に活用して、従来法の同一組
成の希土類磁石と比べて磁気特性が数段優れており、高
保磁力、高残留磁束密度、さらには高エネルギー積のバ
ランスのとれた高性能磁石を提供することが可能となっ
た。従って今後、各種電気、電子機器用の高性能磁石と
して広汎に利用されることが期待される。
フロントページの続き (72)発明者 島尾 正信 福井県武生市北府２丁目１番５号 信越化 学工業株式会社磁性材料研究所内
Claims (6)
- 【請求項１】Ａ合金を主としてＲ2 Ｔ14Ｂ相［ここにＲ
は、Nd、Pr、Dyを主体とする少なくとも１種以上の希土
類元素、ＴはFeまたはFeおよびCoを主体とする少なくと
も１種以上の遷移金属を表す］から成る合金とし、Ｂ合
金を主に結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCe
Co4 Ｂ型の金属間化合物からなる合金とし、 Ｃ合金を主
に結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi3 型の
金属間化合物からなる合金として、Ａ合金粉末99〜60重
量％に対してＢ合金粉末およびＣ合金粉末を合計で１〜
40重量％混合し、該混合粉末を磁場中加圧成形し、該成
形体を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、さらに
焼結温度以下の低温で熱処理することを特徴とする希土
類永久磁石の製造方法。 - 【請求項２】請求項１に記載のＢ合金中に主に含まれる
結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表されるCeCo4 Ｂ型
の金属間化合物が、組成式ＲaFebCoc Ｍ1 dＭ2 e［ここに
ＲはNd、Pr、Dyを主体とする少なくとも１種以上の希土
類元素、Ｍ1 は、Al、Cu、Zn、In、Si、Ｐ、Ｓ、Ti、
Ｖ、Cr、Mn、Ni、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、S
b、Hf、Ta、Ｗの内から選ばれる１種又は２種以上の元
素、Ｍ2 は、Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｏの内から選ばれる１種又は
２種以上の元素を表し、添字a,b,c,d,e は各元素の原子
％で、13≦a ≦26、０≦b ≦60、０＜c ≦80、０≦d ≦
40、１≦e ≦45の範囲を表す］で表されるものであるこ
とを特徴とする希土類永久磁石の製造方法。 - 【請求項３】請求項１に記載のＣ合金中に主に含まれる
結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPuNi3 型の金
属間化合物金属間化合物が、組成式ＲfFegCohＭ1 iＭ2 j
［ここにＲ、Ｍ1 、Ｍ2 は上記に同じ、添字f,g,h,i,j
は原子％で16≦f ≦34、０≦g ≦60、０＜h ≦80、０≦
i ≦40、０≦j ≦10の範囲を表す］で表されるものであ
ることを特徴とする希土類永久磁石の製造方法。 - 【請求項４】請求項１に記載のＡ合金とＢ合金との混合
粉末中に含まれる希土類元素の総和が、10〜15原子％で
あることを特徴とする希土類永久磁石の製造方法。 - 【請求項５】請求項１、２、３または４に記載のＢ合金
中に主に含まれる結晶構造がＰ６／ｍｍｍの空間群で表
されるCeCo4 Ｂ型の金属間化合物、およびＣ合金中に主
に含まれる結晶構造がＲバー３ｍの空間群で表されるPu
Ni3 型の金属間化合物の融点が、750 ℃以上2000℃以下
であることを特徴とする希土類永久磁石の製造方法。 - 【請求項６】請求項１、２、３、４または５に記載のＡ
合金粉末およびＢ合金粉末およびＣ合金粉末またはこれ
らを混合して造られる混合粉末の平均粒径が、0.2 〜30
μｍであることを特徴とする希土類磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35780391A JP3151265B2 (ja) | 1991-12-26 | 1991-12-26 | 希土類永久磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35780391A JP3151265B2 (ja) | 1991-12-26 | 1991-12-26 | 希土類永久磁石の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05182813A true JPH05182813A (ja) | 1993-07-23 |
| JP3151265B2 JP3151265B2 (ja) | 2001-04-03 |
Family
ID=18456006
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35780391A Expired - Lifetime JP3151265B2 (ja) | 1991-12-26 | 1991-12-26 | 希土類永久磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3151265B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007157901A (ja) * | 2005-12-02 | 2007-06-21 | Shin Etsu Chem Co Ltd | Ｒ−ｔ−ｂ−ｃ型焼結磁石の製造方法 |
| JP2007157903A (ja) * | 2005-12-02 | 2007-06-21 | Shin Etsu Chem Co Ltd | Ｒ−ｔ−ｂ−ｃ型希土類焼結磁石 |
| JP2008041875A (ja) * | 2006-08-04 | 2008-02-21 | Hitachi Metals Ltd | 希土類焼結磁石及びその製造方法 |
| US7645349B2 (en) | 2002-10-08 | 2010-01-12 | Hitachi Metals, Ltd. | Sintered R-Fe-B permanent magnet and its production method |
| WO2015159612A1 (ja) * | 2014-04-15 | 2015-10-22 | Tdk株式会社 | 希土類永久磁石 |
-
1991
- 1991-12-26 JP JP35780391A patent/JP3151265B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7645349B2 (en) | 2002-10-08 | 2010-01-12 | Hitachi Metals, Ltd. | Sintered R-Fe-B permanent magnet and its production method |
| JP2007157901A (ja) * | 2005-12-02 | 2007-06-21 | Shin Etsu Chem Co Ltd | Ｒ−ｔ−ｂ−ｃ型焼結磁石の製造方法 |
| JP2007157903A (ja) * | 2005-12-02 | 2007-06-21 | Shin Etsu Chem Co Ltd | Ｒ−ｔ−ｂ−ｃ型希土類焼結磁石 |
| JP4702543B2 (ja) * | 2005-12-02 | 2011-06-15 | 信越化学工業株式会社 | Ｒ−ｔ−ｂ−ｃ型希土類焼結磁石 |
| JP4702542B2 (ja) * | 2005-12-02 | 2011-06-15 | 信越化学工業株式会社 | Ｒ−ｔ−ｂ−ｃ型焼結磁石の製造方法 |
| JP2008041875A (ja) * | 2006-08-04 | 2008-02-21 | Hitachi Metals Ltd | 希土類焼結磁石及びその製造方法 |
| WO2015159612A1 (ja) * | 2014-04-15 | 2015-10-22 | Tdk株式会社 | 希土類永久磁石 |
| CN106233399A (zh) * | 2014-04-15 | 2016-12-14 | Tdk株式会社 | 稀土类永久磁铁 |
| JPWO2015159612A1 (ja) * | 2014-04-15 | 2017-04-13 | Tdk株式会社 | 希土類永久磁石 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3151265B2 (ja) | 2001-04-03 |
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