+

WO2012002059A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石、モーター、自動車、発電機、風力発電装置 - Google Patents

Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石、モーター、自動車、発電機、風力発電装置 Download PDF

Info

Publication number
WO2012002059A1
WO2012002059A1 PCT/JP2011/061537 JP2011061537W WO2012002059A1 WO 2012002059 A1 WO2012002059 A1 WO 2012002059A1 JP 2011061537 W JP2011061537 W JP 2011061537W WO 2012002059 A1 WO2012002059 A1 WO 2012002059A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
grain boundary
rare earth
rtb
boundary phase
permanent magnet
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/061537
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
中島　健一朗
貴司 山崎
Original Assignee
昭和電工株式会社
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 昭和電工株式会社 filed Critical 昭和電工株式会社
Priority to CN201180031407.5A priority Critical patent/CN102959647B/zh
Priority to US13/807,228 priority patent/US20130099150A1/en
Priority to EP11800528.9A priority patent/EP2590180A1/en
Publication of WO2012002059A1 publication Critical patent/WO2012002059A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • H—ELECTRICITY
    • 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
    • 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
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to an RTB-based rare earth permanent magnet, a motor, an automobile, a generator, and a wind power generator, and in particular, has an excellent magnetic property and is suitably used for a motor or an electric generator.
  • the present invention relates to a B-based rare earth permanent magnet and a motor, automobile, generator, and wind power generator using the same.
  • RTB-based rare earth permanent magnets have been used in various motors and generators.
  • the RTB-based rare earth permanent magnet is composed mainly of Nd, Fe, and B.
  • R is a part of Nd substituted with other rare earth elements such as Pr, Dy, and Tb.
  • T is obtained by substituting a part of Fe with another transition metal such as Co or Ni.
  • B is boron.
  • the existing capacity ratio of the R 2 Fe 14 B phase (where R represents at least one rare earth element) as the main phase component is 87.5 to In the R—Fe—B based magnet alloy in which the abundance ratio of rare earth or rare earth and transition metal oxide is 0.1 to 3%, Zr as a main component in the metal structure of the alloy is 97.5%.
  • a compound in which the maximum distance between compounds selected from a compound, an NbB compound, and a HfB compound is 50 ⁇ m or less and is uniformly dispersed has been proposed (for example, see Patent Document 1).
  • the material used for the R—Fe—B rare earth permanent magnet is R—Fe—Co—B—Al—Cu (where R is one or two of Nd, Pr, Dy, Tb, and Ho).
  • R is one or two of Nd, Pr, Dy, Tb, and Ho.
  • an MB compound, an MB—Cu compound, an MC compound (M is one of Ti, Zr, and Hf) are further precipitated in the alloy structure (for example, see Patent Document 2).
  • the motor has a problem in that an electric current is generated inside the motor as the motor rotates, the motor itself generates heat and becomes high temperature, the magnetic force decreases, and the efficiency decreases.
  • a rare earth permanent magnet having a high coercive force at room temperature is required.
  • a method for improving the coercive force of the RTB-based rare earth permanent magnet a method of increasing the Dy concentration in the RTB-based alloy can be considered.
  • a rare earth permanent magnet having a higher coercive force (Hcj) after sintering can be obtained.
  • the magnetization (Br) is lowered. For this reason, it has been difficult for the prior art to sufficiently increase the magnetic characteristics such as the coercive force of the RTB rare earth permanent magnet.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and can achieve a high coercive force (Hcj) and an excellent magnetic property without increasing the Dy concentration in the RTB-based alloy.
  • An object is to provide a -TB rare earth permanent magnet.
  • Another object of the present invention is to provide a motor, an automobile, a generator, and a wind power generator using the RTB rare earth permanent magnet having excellent magnetic properties.
  • the present inventors investigated the relationship between the Dy concentration of the grain boundary phase contained in the RTB system rare earth permanent magnet and the magnetic properties of the RTB system rare earth permanent magnet.
  • the grain boundary phase includes a first grain boundary phase and a second grain boundary phase having different Dy concentrations
  • one kind of grain boundary phase having the same Dy concentration can be obtained.
  • a sufficiently high coercive force (Hcj) can be obtained without increasing the Dy concentration as compared with the R—T—B system rare earth permanent magnet.
  • the grain boundary phase includes two types of grain boundary phases having different Dy concentrations
  • the phase containing Dy at a high concentration has a strong resistance to the inversion of the magnetic domain, and as a result, the coercive force is improved. It is estimated to be.
  • Dy is concentrated near the interface with the grain boundary phase, has a strong resistance to magnetic domain inversion, and improves the coercive force. Is done.
  • the present invention provides the following inventions.
  • (1) It consists of a sintered body having a main phase mainly containing R 2 Fe 14 B and a grain boundary phase containing more R than the main phase, and R is a rare earth element containing Nd and Dy as essential elements,
  • An RTB-based rare earth permanent magnet wherein the grain boundary phase includes a first grain boundary phase and a second grain boundary phase having different Dy atomic concentrations.
  • the atomic concentration of Dy in the first grain boundary phase is lower than the atomic concentration of Dy in the main phase, and the atomic concentration of Dy in the second grain boundary phase is higher than the atomic concentration of Dy in the main phase.
  • the RTB-based rare earth permanent magnet according to (1) characterized in that: (3) R—T— according to (2), wherein the Dy atomic concentration of the second grain boundary phase is 1.5 to 3 times the atomic concentration of Dy of the main phase. B rare earth permanent magnet.
  • the atomic concentration of Dy in the second grain boundary phase is 2 to 6 times the atomic concentration of Dy in the first grain boundary phase, described in (2) or (3) RTB-based rare earth permanent magnets.
  • the total atomic concentration of rare earth elements contained in the second grain boundary phase is lower than the total atomic concentration of rare earth elements contained in the first grain boundary phase.
  • the atomic concentration of oxygen in the second grain boundary phase is higher than the atomic concentration of oxygen in the main phase and the first grain boundary phase, according to any one of (2) to (7)
  • the RTB-based rare earth permanent magnet described any one of (2) to (8), wherein the atomic concentration of oxygen in the second grain boundary phase is 1.3 to 1.5 times the total atomic concentration of rare earth elements RTB-based rare earth permanent magnets described in 1.
  • a motor comprising the RTB-based rare earth permanent magnet according to any one of (1) to (9).
  • An automobile comprising the motor according to (10).
  • a generator comprising the RTB rare earth permanent magnet according to any one of (1) to (9).
  • a wind turbine generator comprising the generator according to (12).
  • the RTB-based rare earth permanent magnet of the present invention comprises a sintered body comprising a main phase mainly containing R 2 Fe 14 B and a grain boundary phase containing more R than the main phase, where R is Nd and Since it is a rare earth element containing Dy as an essential element, and the grain boundary phase includes a first grain boundary phase and a second grain boundary phase having different atomic concentrations of Dy, Compared with the grain boundary phase of an RTB rare earth permanent magnet containing one type of grain boundary phase having the same Dy concentration, there is a grain boundary phase that has a higher effect of improving magnetic properties.
  • Hcj coercive force
  • an RTB rare earth permanent magnet including one kind of grain boundary phase having the same Dy concentration Decrease in magnetic properties such as magnetization (Br) due to the addition of Dy can be suppressed, and the R—T—B system rare earth permanent having excellent magnetic properties suitable for use in motors, automobiles, generators, wind power generators, etc. A magnet can be realized.
  • FIG. 1 is a photomicrograph of an example of an RTB-based rare earth permanent magnet of the present invention, and a photomicrograph of an RTB-based rare earth permanent magnet of Example 3.
  • FIG. 2 is a photomicrograph of the RTB system magnet of Experimental Example 1, which is an example of the RTB system rare earth permanent magnet of the present invention.
  • RTB-based rare earth permanent magnet of the present invention (hereinafter abbreviated as “RTTB magnet”), R is a rare earth element containing Nd and Dy as essential elements, and T is Fe. It is an essential metal and B is boron.
  • the RTB-based magnet of the present invention is composed of a sintered body having a main phase mainly containing R 2 Fe 14 B and a grain boundary phase containing more R than the main phase, where R is It is a rare earth element containing Nd and Dy as essential elements.
  • the grain boundary phase constituting the RTB-based magnet of the present invention includes a first grain boundary phase and a second grain boundary phase having different Dy atomic concentrations.
  • the case where the atomic concentration of Dy in the second grain boundary phase is higher than the atomic concentration of Dy in the first grain boundary phase will be described as an example.
  • the atomic concentration of Dy in the first grain boundary phase is lower than the atomic concentration of Dy in the main phase
  • the atomic concentration of Dy in the second grain boundary phase is It is preferably higher than the atomic concentration of Dy. That is, the atomic concentration of Dy is first grain boundary phase ⁇ main phase ⁇ second grain boundary phase.
  • the Dy concentration in the grain boundary phase is lower than the atomic concentration of Dy in the main phase (grain boundary phase ⁇ main phase).
  • the Dy concentration in the grain boundary phase is usually determined according to the Dy concentration in the magnet. Further, the effect of improving the coercive force (Hcj) of the R—T—B system magnet becomes higher as the Dy concentration in the grain boundary phase is higher.
  • the atomic concentration of Dy in the second grain boundary phase contained in the grain boundary phase is higher than the atomic concentration of Dy in the main phase.
  • the grain boundary phase is compared with the grain boundary phase of the RTB-based magnet including one type of grain boundary phase having the same Dy concentration in the RTB-based magnet.
  • the second grain boundary phase has a high atomic concentration of Dy and a high effect of improving the coercive force (Hcj) of the R-T-B magnet.
  • the RTB system magnet of this embodiment can obtain a sufficiently high coercive force (Hcj) even if the Dy concentration in the magnet is low.
  • the atomic concentration of Dy in the second grain boundary phase is preferably 1.5 to 3 times the atomic concentration of Dy in the main phase.
  • the atomic concentration of Dy in the second grain boundary phase is preferably 2 to 6 times the atomic concentration of Dy in the first grain boundary phase.
  • the atomic concentration of Dy in the second grain boundary phase is preferably 2 to 9 at%.
  • the second grain boundary phase has an excellent effect of improving the coercive force (Hcj) of the RTB-based magnet, and is higher. A coercive force (Hcj) is obtained.
  • the atomic concentration of Dy in the second grain boundary phase is less than the above range, the effect of improving the coercive force by the second grain boundary phase may not be sufficiently obtained.
  • the magnetization (Br) may be lowered, and the magnetization (Br) may be insufficient.
  • the atomic concentration of oxygen in the second grain boundary phase is preferably higher than the atomic concentration of oxygen in the main phase and the first grain boundary phase.
  • the rare earth element contained in the second grain boundary phase is presumed to be present in the second grain boundary phase in the state of an oxide such as R 2 O 3 .
  • the second grain boundary phase is formed by oxidation of a rare earth element, and Dy is more likely to be oxidized than Nd, so that the atomic concentration of Dy is considered to be higher. Therefore, the atomic concentration of Dy contained in the second grain boundary phase is sufficiently higher than the main phase and the first grain boundary phase, and the second grain boundary phase is the coercive force of the R—T—B system magnet. It is estimated that the effect of improving (Hcj) is very high, and a higher coercive force (Hcj) can be obtained.
  • the atomic concentration of oxygen in the second grain boundary phase is specifically 1 to 1.5 times, preferably 1.3 to 1.5 times the total atomic concentration of rare earth elements.
  • the atomic concentration of oxygen in the second grain boundary phase is preferably 40 to 50 at%.
  • the atomic concentration of Dy contained in the second grain boundary phase Can be secured sufficiently.
  • the second grain boundary phase can have a very high effect of improving the coercive force (Hcj) of the RTB-based magnet, and a higher coercive force (Hcj) can be obtained.
  • the atomic concentration of oxygen in the second grain boundary phase with respect to the total atomic concentration of rare earth elements is less than the above range, the atomic concentration of Dy contained in the second grain boundary phase is unlikely to increase, and the second grain boundary phase There is a possibility that the atomic concentration of Dy contained becomes insufficient.
  • the atomic concentration of oxygen in the second grain boundary phase with respect to the total atomic concentration of rare earth elements exceeds the above range, elements such as Fe other than the rare earth elements are oxidized, and the coercive force (Hcj) is increased. It will decline.
  • the composition of the RTB-based magnet of the present invention includes 27 to 33% by mass, preferably 30 to 32% by mass of R, and 0.85 to 1.3% by mass, preferably 0.87% of B. It is preferable that the content is ⁇ 0.98% by mass, and the balance is T and inevitable impurities.
  • R constituting the RTB-based magnet is less than 27% by mass, the coercive force may be insufficient, and if R exceeds 33% by mass, magnetization may be insufficient. Further, it is preferable that R of the RTB-based magnet has Nd as a main component. Examples of rare earth elements other than Nd and Dy contained in R of the RTB-based magnet include Sc, Y, La, Ce, Pr, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Ho, Er, Tm, Yb, Lu is mentioned, and Pr and Tb are particularly preferably used among them.
  • the atomic concentration of Dy in the RTB-based magnet is preferably 2% by mass to 17% by mass, more preferably 2% by mass to 15% by mass, and 4% by mass to 10% by mass. More preferably.
  • the Dy atomic concentration of the RTB-based magnet exceeds 17% by mass, the magnetization (Br) is significantly reduced. Further, if the Dy atomic concentration of the RTB system magnet is less than 2 mass%, the coercive force of the RTB system magnet may be insufficient for a motor application.
  • T contained in the R-T-B system magnet is a metal indispensable for Fe, and may include other transition metals such as Co and Ni in addition to Fe.
  • Tc Trie temperature
  • B contained in the RTB-based magnet is preferably contained in an amount of 0.85 mass% to 1.3 mass%. If B constituting the RTB-based magnet is less than 0.85% by mass, the coercive force may be insufficient, and if B exceeds 1.3% by mass, the magnetization may be remarkably reduced. is there. B contained in the RTB-based magnet is boron, but a part thereof can be substituted with C or N.
  • the RTB-based magnet preferably contains Al, Cu, and Ga in order to improve the coercive force.
  • Ga is preferably contained in an amount of 0.03% to 0.3% by mass. When Ga is contained in an amount of 0.03% by mass or more, the coercive force can be effectively improved. However, if the Ga content exceeds 0.3% by mass, the magnetization decreases, which is not preferable.
  • Al is preferably contained in an amount of 0.01% by mass to 0.5% by mass. When Al is contained in an amount of 0.01% by mass or more, the coercive force can be effectively improved. However, if the Al content exceeds 0.5% by mass, the magnetization is not preferable.
  • the oxygen concentration of the RTB-based magnet is preferably as low as possible, preferably 0.5% by mass or less, and more preferably 0.2% by mass or less.
  • the oxygen content is 0.5% by mass or less, sufficient magnetic properties for a motor can be achieved.
  • the oxygen content exceeds 0.5% by mass, the magnetic properties may be remarkably deteriorated.
  • the carbon concentration of the RTB-based magnet is preferably as low as possible, preferably 0.5% by mass or less, and more preferably 0.2% by mass or less.
  • the carbon content is 0.5% by mass or less, sufficient magnetic properties for a motor can be achieved.
  • the magnetic properties may be remarkably deteriorated.
  • the alloy material for permanent magnets used in manufacturing the RTB-based magnet of the present invention has a composition corresponding to the composition of the RTB-based magnet. It is preferable to use those containing metal powder.
  • an alloy material including an RTB-based alloy and a metal powder is used as the permanent magnet alloy material, the grain boundary phase easily differs in the Dy atom concentration by molding and sintering the first material.
  • An RTB-based magnet including a grain boundary phase and a second grain boundary phase is obtained.
  • the permanent magnet alloy material is a mixture in which a powder made of an RTB-based alloy and a metal powder are mixed.
  • the permanent magnet alloy material is a mixture of a metal powder and an RTB-based alloy powder, the powdered RTB-based alloy and the metal powder are simply mixed.
  • An alloy material for a permanent magnet having a uniform quality can be easily obtained, and an RTB magnet having a uniform quality can be easily obtained by molding and sintering the alloy material.
  • R is one or more selected from rare earth elements
  • Dy is 2% by mass or more in the RTB-based alloy. It is preferable to contain 17% by mass.
  • the average particle size (d50) of the powder made of the RTB-based alloy is preferably 3 to 4.5 ⁇ m.
  • the average particle size (d50) of the metal powder is preferably in the range of 0.01 to 300 ⁇ m.
  • the metal powder contained in the permanent magnet alloy material powders of Al, Si, Ti, Ni, W, Zr, TiAl alloy, Cu, Mo, Co, Fe, Ta, etc. can be used, and particularly limited. However, it is preferable to contain any of Al, Si, Ti, Ni, W, Zr, TiAl alloy, Co, Fe, and Ta, and be any powder of Fe, Ta, and W. More preferred.
  • the metal powder is preferably contained in the alloy material for permanent magnets in an amount of 0.002% by mass to 6% by mass, more preferably 0.01% by mass to 4% by mass, and further 0.5%. It is preferably contained in an amount of 2 to 2% by mass. If the content of the metal powder is less than 0.002% by mass, the grain boundary phase of the RTB-based magnet includes the first grain boundary phase and the second grain boundary phase having different Dy atom concentrations. Therefore, the coercive force (Hcj) of the RTB-based magnet may not be sufficiently improved. On the other hand, if the content of the metal powder exceeds 6% by mass, the magnetic properties such as magnetization (Br) and maximum energy product (BHmax) of the RTB-based magnet are remarkably deteriorated.
  • the permanent magnet alloy material used in manufacturing the RTB-based magnet of the present invention can be manufactured by mixing an RTB-based alloy and metal powder. It is preferably produced by a method of mixing a powder made of a -B alloy and a metal powder.
  • the powder made of the RTB-based alloy is produced, for example, by casting a molten alloy by SC (strip casting) method to produce a cast alloy flake, and the obtained cast alloy flake is disintegrated by, for example, a hydrogen crushing method. It is obtained by a method of crushing and crushing with a crusher.
  • the cast alloy flakes are occluded at room temperature, heat-treated at a temperature of about 300 ° C., degassed by depressurization, and then heat-treated at a temperature of about 500 ° C.
  • a method of removing hydrogen from the inside since the volume of the cast alloy flakes in which hydrogen is occluded expands, a large number of cracks (cracks) are easily generated inside the alloy and crushed.
  • the average particle size of 3 to 4 is obtained by using a high-pressure nitrogen of 0.6 MPa to pulverize the hydrogen-crushed cast alloy flakes with a pulverizer such as a jet mill. And a method of pulverizing to 5 ⁇ m to obtain a powder.
  • an alloy material for permanent magnet is used as a lubricant in an amount of 0.02% by mass to 0.03%.
  • a raw material added with mass% zinc stearate is press-molded using a molding machine in a transverse magnetic field, sintered at 1030 ° C. to 1080 ° C. in a vacuum, and then heat treated at 400 ° C. to 800 ° C. Can be mentioned.
  • the RTB-based alloy used in the present invention is manufactured using the SC method. It is not limited.
  • an RTB-based alloy may be cast using a centrifugal casting method, a book mold method, or the like.
  • the RTB-based alloy and the metal powder may be mixed after the cast alloy flakes are pulverized into a powder composed of the RTB-based alloy.
  • the cast alloy flakes and the metal powder may be mixed to obtain an alloy material for permanent magnets, and then the permanent magnet alloy material containing the cast alloy flakes may be pulverized.
  • the permanent magnet alloy material composed of cast alloy flakes and metal powder is pulverized in the same manner as the cast alloy flake pulverization method, and then molded and sintered as described above. It is preferable to manufacture an RTB-based magnet.
  • the mixing of the RTB-based alloy and the metal powder may be performed after adding a lubricant such as zinc stearate to the powder made of the RTB-based alloy.
  • the metal powder in the permanent magnet alloy material of the present invention may be finely and uniformly distributed, but may not be finely and uniformly distributed.
  • the particle size may be 1 ⁇ m or more, The effect is exhibited even if the particles are aggregated to 5 ⁇ m or more. Further, the effect of improving the coercive force due to the metal powder being contained in the alloy material for permanent magnets is greater as the Dy concentration is higher, and is even greater when Ga is contained.
  • the RTB-based magnet of this embodiment includes a first grain boundary phase and a second grain boundary phase in which the grain boundary phase is different from the atomic concentration of Dy, and the atomic concentration of Dy in the first grain boundary phase is Since the atomic concentration of Dy of the second grain boundary phase is lower than the atomic concentration of Dy of the main phase and higher than the atomic concentration of Dy of the main phase, it has a high coercive force (Hcj) and is sufficiently magnetized. This is suitable as a magnet for a motor having a high (Br).
  • the RTB-based magnet of this embodiment can obtain a sufficiently high coercive force (Hcj) without increasing the Dy concentration in the RTB-based alloy. It has excellent magnetic properties that are suitably used for generators, wind power generators, and the like.
  • “Experimental Examples 1-4” Nd metal (purity 99 wt% or more), Pr metal (purity 99 wt% or more), Dy metal (purity 99 wt% or more), ferroboron (Fe 80%, B20 w%), Al metal (purity 99 wt% or more), Co metal (purity 99 wt%) %), Cu metal (purity 99 wt% or more), Ga metal (purity 99 wt% or more), iron ingot (purity 99% wt or more) are weighed so as to have the component composition of alloy A shown in Table 1, and alumina crucible Loaded.
  • the R-rich phase interval and the volume ratio of the main phase of the cast alloy flakes thus obtained were examined by the following method. That is, cast alloy flakes having a thickness within ⁇ 10% of the average thickness were embedded in a resin and polished, and the backscattered electron image was taken with a scanning electron microscope (JEOL JSM-5310). Using the photograph, the R-rich phase interval was measured and the volume fraction of the main phase was calculated. As a result, the R-rich phase interval of Alloy A shown in Table 1 was 4 to 5 ⁇ m, and the volume fraction of the main phase was 90 to 95%.
  • the cast alloy flakes were crushed by the hydrogen crushing method shown below.
  • the cast alloy flakes were roughly pulverized so as to have a diameter of about 5 mm, and inserted into hydrogen at room temperature to occlude hydrogen.
  • heat treatment was performed to heat the cast alloy flakes coarsely pulverized and occluded with hydrogen up to 300 ° C.
  • the pressure was reduced and the hydrogen was deaerated, and further heat treatment was performed to heat to 500 ° C. to release and remove hydrogen in the cast alloy flakes, which were then crushed by cooling to room temperature.
  • alloy material for a permanent magnet was manufactured by adding and mixing at a concentration (mass%) of metal powder contained in the material.
  • the particle size of the metal powder was measured with a laser diffractometer.
  • the permanent magnet alloy material thus obtained was press-molded at a measured pressure of 0.8 t / cm 2 using a transverse magnetic field molding machine to obtain a green compact. Thereafter, the obtained green compact was sintered in a vacuum. Sintering was performed at 1080 ° C. Thereafter, heat treatment was performed at 500 ° C. and cooling was performed, so that RTB magnets of Experimental Examples 1 to 4 were manufactured.
  • Alloy C is an alloy that does not contain Dy, and an RTB-based magnet made of alloy C does not include the second grain boundary phase, but in Experimental Examples 9 to 11, the composition of the first grain boundary phase and the composition is different. Since different phases were observed, they are listed in Table 6 as the second grain boundary phase for convenience.
  • FIG. 1 is a photomicrograph of the RTB system magnet of Experimental Example 3, which is an example of the RTB system rare earth permanent magnet of the present invention.
  • the dark gray portion close to black is the main layer
  • the light gray portion is the grain boundary phase.
  • the first grain boundary phase part of the light gray portion in FIG. 1 having a color closer to white
  • the second grain have different grain boundary phases of Dy. It can be seen that it includes a phase (a dark gray part in the light gray part of FIG. 1).
  • the backscattered electron image was taken at a magnification of 2000 ⁇ and an acceleration voltage of 15 kV.
  • FIG. 2 is a photomicrograph of the RTB system magnet of Experimental Example 1, which is an example of the RTB system rare earth permanent magnet of the present invention.
  • the dark gray portion close to black is the main layer.
  • a boride of W (light gray color in FIG. 2) around the metal powder W (colored portion closer to white in the light gray color portion in FIG. 2). It can be seen that a dark-colored part) is deposited in the part.
  • the backscattered electron image was taken at a magnification of 1000 ⁇ and an acceleration voltage of 15 kV.
  • the RTB-based rare earth permanent magnet of the present invention comprises a sintered body comprising a main phase mainly containing R 2 Fe 14 B and a grain boundary phase containing more R than the main phase, where R is Nd and Since it is a rare earth element containing Dy as an essential element, and the grain boundary phase includes a first grain boundary phase and a second grain boundary phase having different atomic concentrations of Dy, Compared with the grain boundary phase of an RTB rare earth permanent magnet containing one type of grain boundary phase having the same Dy concentration, there is a grain boundary phase that has a higher effect of improving magnetic properties.
  • Hcj coercive force
  • an RTB rare earth permanent magnet including one kind of grain boundary phase having the same Dy concentration Decrease in magnetic properties such as magnetization (Br) due to the addition of Dy can be suppressed, and the R—T—B system rare earth permanent having excellent magnetic properties suitable for use in motors, automobiles, generators, wind power generators, etc. Since a magnet can be realized, it is extremely useful in industry.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

本発明により、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中のＤｙ濃度を高くすることなく、高い保磁力（Ｈｃｊ）が得られ、しかもＤｙを添加したことによる磁化（Ｂｒ）の低下を抑制でき、優れた磁気特性が得られるＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石が提供される。本発明は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、ＲはＮｄとＤｙを必須元素として含む希土類元素であり、前記粒界相がＤｙの原子濃度の異なる第１粒界相と第２粒界相とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石に関する。

Description

Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石、モーター、自動車、発電機、風力発電装置
　本発明は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石、モーター、自動車、発電機、風力発電装置に係り、特に、優れた磁気特性を有し、モーターや発電機に好適に用いられるＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石およびこれを用いたモーター、自動車、発電機、風力発電装置に関するものである。
本願は、２０１０年６月２９日に、日本に出願された特願２０１０－１４７５８０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　従来からＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石は、各種モーターや発電機などに使用されている。近年、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の耐熱性向上に加え、省エネルギーへの要望が高まっていることから、自動車を含めたモーター用途の比率が上昇している。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石は、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを主成分とするものである。Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石合金においてＲは、Ｎｄの一部をＰｒ、Ｄｙ、Ｔｂ等の他の希土類元素で置換したものである。ＴはＦｅの一部をＣｏ、Ｎｉ等の他の遷移金属で置換したものである。Ｂはホウ素である。
　Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類永久磁石に用いられる材料としては、主相成分であるＲ２Ｆｅ１４Ｂ相（但し、Ｒは少なくとも１種の希土類元素を示す）の存在容量割合が８７．５～９７．５％であり、希土類又は希土類と遷移金属の酸化物の存在容量割合が０．１～３％であるＲ－Ｆｅ－Ｂ系磁石合金において、前記合金の金属組織中に主成分としてＺｒとＢとからなるＺｒＢ化合物、ＮｂとＢとからなるＮｂＢ化合物、及びＨｆとＢとからなるＨｆＢ化合物から選ばれる化合物が、平均粒径５μｍ以下で、かつ上記合金中に隣り合って存在するＺｒＢ化合物、ＮｂＢ化合物、及びＨｆＢ化合物から選ばれる化合物間の最大間隔が５０μｍ以下で均一に分散しているものが提案されている（例えば、特許文献１参照）。
　また、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類永久磁石に用いられる材料としては、Ｒ－Ｆｅ－Ｃｏ－Ｂ－Ａｌ－Ｃｕ（但し、ＲはＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏのうち１種又は２種以上で、Ｎｄを１５～３３質量％含有する）系希土類永久磁石材料において、Ｍ－Ｂ系化合物、Ｍ－Ｂ－Ｃｕ系化合物、Ｍ－Ｃ系化合物（ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆのうち１種又は２種以上）のうち少なくとも２種と、更にＲ酸化物とが合金組織中に析出しているものも提案されている（例えば、特許文献２参照）。
特許第３９５１０９９号公報 特許第３８９１３０７号公報
　しかしながら、近年、より一層高性能なＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石が求められ、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の保磁力などの磁気特性をより一層向上させることが要求されている。特にモーターにおいては回転に伴ってモーター内部に電流が発生してモーター自体が発熱して高温となり、磁力が低下して効率が低下するという問題がある。この問題を克服するために、室温において高い保磁力を有する希土類永久磁石が要求されている。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の保磁力を向上させる方法としては、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中のＤｙ濃度を高くする方法が考えられる。Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中におけるＤｙ濃度を高くするほど、焼結後に保磁力（Ｈｃｊ）の高い希土類永久磁石が得られる。しかし、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中のＤｙ濃度を高くすると、磁化（Ｂｒ）が低下してしまう。
　このため、従来の技術では、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の保磁力などの磁気特性を十分に高くすることは困難であった。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中のＤｙ濃度を高くすることなく、高い保磁力（Ｈｃｊ）が得られ、優れた磁気特性が得られるＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石を提供することを目的とする。
　また、優れた磁気特性を有する上記のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石を用いたモーター、自動車、発電機、風力発電装置を提供することを目的とする。
　本発明者らは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石に含まれる粒界相のＤｙ濃度と、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の磁気特性との関係を調べた。その結果、粒界相がＤｙ濃度の異なる第１粒界相と第２粒界相とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石とすることで、Ｄｙ濃度の同じ１種類の粒界相を含むＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石と比較して、Ｄｙ濃度を高くすることなく、十分に高い保磁力（Ｈｃｊ）が得られることを見出した。
　この効果は、以下に示す理由によるものと推定される。すなわち、粒界相が、Ｄｙ濃度の異なる２種類の粒界相を含む場合、高濃度にＤｙを含有する相が磁区の反転に対して強い抵抗を持ち、その結果、保磁力が向上するものと推定される。また、Ｄｙ濃度の高い粒界相に接している主相内部では、粒界相との界面近傍にＤｙが濃縮され、磁区の反転に対して強い抵抗を持ち、保磁力が向上するものと推定される。
　すなわち本発明は、下記の各発明を提供するものである。
（１）　Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、ＲはＮｄとＤｙを必須元素として含む希土類元素であり、前記粒界相がＤｙの原子濃度の異なる第１粒界相と第２粒界相とを含むことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
（２）　前記第１粒界相のＤｙの原子濃度が、前記主相のＤｙの原子濃度より低く、前記第２粒界相のＤｙの原子濃度が、前記主相のＤｙの原子濃度より高いことを特徴とする、（１）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
（３）　前記第２粒界相のＤｙの原子濃度が、前記主相のＤｙの原子濃度の１．５倍～３倍であることを特徴とする、（２）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
（４）　前記第２粒界相のＤｙの原子濃度が、前記第１粒界相のＤｙの原子濃度の２倍～６倍であることを特徴とする、（２）または（３）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
（５）　前記第２粒界相のＤｙの原子濃度が、２～９ａｔ％であることを特徴とする、（２）～（４）のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
（６）　前記第２粒界相に含まれる希土類元素の合計原子濃度が、前記第１粒界相に含まれる希土類元素の合計原子濃度より低いことを特徴とする、（２）～（５）のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
（７）　前記第２粒界相に含まれる希土類元素の合計原子濃度が、３０～４０ａｔ％であることを特徴とする、（２）～（６）のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
（８）　前記第２粒界相の酸素の原子濃度が、前記主相および前記第１粒界相の酸素の原子濃度より高いことを特徴とする、（２）～（７）のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
（９）　前記第２粒界相の酸素の原子濃度が、希土類元素の合計原子濃度の１．３倍～１．５倍であることを特徴とする、（２）～（８）のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
（１０）　（１）～（９）のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石を備えることを特徴とするモーター。
（１１）　（１０）に記載のモーターを備えることを特徴とする自動車。
（１２）　（１）～（９）のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石を備えることを特徴とする発電機。
（１３）　（１２）に記載の発電機を備えることを特徴とする風力発電装置。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、ＲはＮｄとＤｙを必須元素として含む希土類元素であり、前記粒界相がＤｙの原子濃度の異なる第１粒界相と第２粒界相とを含むものであるので、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石中のＤｙ濃度が同じ１種類の粒界相を含むＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の粒界相と比較して、磁気特性を向上させる効果の高い粒界相が存在しているものとなる。
　その結果、Ｄｙ濃度の同じ１種類の粒界相を含むＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石と比較して、Ｄｙ濃度を高くすることなく、十分に高い保磁力（Ｈｃｊ）が得られ、しかもＤｙを添加したことによる磁化（Ｂｒ）などの磁気特性の低下を抑制でき、モーター、自動車、発電機、風力発電装置などに好適に用いられる優れた磁気特性を有するＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石を実現できる。
図１は、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の一例の顕微鏡写真であり、実施例３のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の顕微鏡写真である。 図２は、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の一例である実験例１のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の顕微鏡写真である。
　以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石（以下、「Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石」と略記する。）において、ＲはＮｄとＤｙを必須元素として含む希土類元素であり、ＴはＦｅを必須とする金属であり、Ｂはホウ素である。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなるものであって、ＲはＮｄとＤｙを必須元素として含む希土類元素である。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を構成する粒界相は、Ｄｙの原子濃度の異なる第１粒界相と第２粒界相とを含むものである。
　本実施形態においては、第２粒界相のＤｙの原子濃度が、第１粒界相のＤｙの原子濃度より高い場合を例に挙げて説明する。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石においては、第１粒界相のＤｙの原子濃度が、主相のＤｙの原子濃度より低く、第２粒界相のＤｙの原子濃度が、主相のＤｙの原子濃度より高いことが好ましい。すなわち、Ｄｙの原子濃度は、第１粒界相＜主相＜第２粒界相となっている。
　一般に、Ｄｙの原子濃度が同じ１種類の粒界相を含むＲ-Ｔ-Ｂ系磁石では、粒界相中のＤｙ濃度は、主相のＤｙの原子濃度より低い（粒界相＜主相）ものとなる。また、粒界相中のＤｙ濃度は、通常、磁石中のＤｙ濃度に応じて決定される。また、Ｒ-Ｔ-Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果は、粒界相中のＤｙ濃度が高いほど高くなる。
　これに対し、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石においては、粒界相に含まれる第２粒界相のＤｙの原子濃度は、主相のＤｙの原子濃度より高いものとなっている。すなわち、本実施形態では、粒界相が、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石中のＤｙ濃度が同じである１種類の粒界相を含むＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の粒界相と比較して、Ｄｙの原子濃度が高く、Ｒ-Ｔ-Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果の高い第２粒界相を含むものとなっている。このことにより、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、磁石中のＤｙ濃度が低くても、十分に高い保磁力（Ｈｃｊ）が得られるものとなっている。
　また、第２粒界相のＤｙの原子濃度は、主相のＤｙの原子濃度の１．５倍～３倍であることが好ましい。また、第２粒界相のＤｙの原子濃度は、第１粒界相のＤｙの原子濃度の２倍～６倍であることが好ましい。
　主相および第１粒界相に対する第２粒界相のＤｙの原子濃度が、上記範囲内である場合、Ｒ-Ｔ-Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果の非常に優れた第２粒界相となり、より高い保磁力（Ｈｃｊ）が得られる。
　また、第２粒界相のＤｙの原子濃度は、２～９ａｔ％であることが好ましい。第２粒界相のＤｙの原子濃度が、上記範囲内である場合、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果の非常に優れた第２粒界相となり、より高い保磁力（Ｈｃｊ）が得られる。また、第２粒界相のＤｙの原子濃度が、上記範囲未満である場合、第２粒界相による保磁力を向上させる効果が十分に得られない恐れがある。また、第２粒界相のＤｙの原子濃度が、上記範囲を超えると、磁化（Ｂｒ）が低下して、磁化（Ｂｒ）が不十分になる恐れがある。
　また、第２粒界相の酸素の原子濃度は、主相および第１粒界相の酸素の原子濃度より高いことが好ましい。第２粒界相に含まれる希土類元素は、Ｒ２Ｏ３等の酸化物の状態で第２粒界相中に存在していると推定される。第２粒界相は、希土類元素の酸化により形成され、ＤｙはＮｄよりも酸化されやすいためＤｙの原子濃度が高くなると考えられる。そのため、第２粒界相に含まれるＤｙの原子濃度が、主相および第１粒界相と比較して十分に高いものとなり、第２粒界相がＲ-Ｔ-Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果の非常に高いものとなり、より高い保磁力（Ｈｃｊ）が得られると推定される。
　第２粒界相の酸素の原子濃度は、具体的には、希土類元素の合計原子濃度の１倍～１．５倍、好ましくは１．３倍～１．５倍であることが好ましい。また、第２粒界相の酸素の原子濃度は、４０～５０ａｔ％であることが好ましい。第２粒界相の酸素の原子濃度が、希土類元素の合計原子濃度の１倍～１．５倍である場合や４０～５０ａｔ％である場合、第２粒界相に含まれるＤｙの原子濃度を十分に確保することができる。その結果、第２粒界相をＲ-Ｔ-Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果の非常に高いものとすることができ、より高い保磁力（Ｈｃｊ）が得られると推定される。
　希土類元素の合計原子濃度に対する第２粒界相の酸素の原子濃度が、上記範囲未満であると、第２粒界相に含まれるＤｙの原子濃度が高くなりにくくなり、第２粒界相に含まれるＤｙの原子濃度が不十分となる恐れがある。また、希土類元素の合計原子濃度に対する第２粒界相の酸素の原子濃度が、上記範囲を超えると、希土類元素以外のＦｅ等の元素が酸化されていることになり、保磁力（Ｈｃｊ）が低下してしまう。
　また、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の組成は、Ｒを２７～３３質量％、好ましくは３０～３２質量％含み、Ｂを０．８５～１．３質量％、好ましくは０．８７～０．９８質量％含むものであって、残部がＴと不可避不純物であることが好ましい。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石を構成するＲが２７質量％未満であると、保磁力が不十分となる場合があり、Ｒが３３質量％を超えると磁化が不十分となるおそれがある。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石のＲは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石のＲに含まれるＮｄとＤｙ以外の希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられ、中でも特に、Ｐｒ、Ｔｂが好ましく用いられる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石のＤｙの原子濃度は、２質量％～１７質量％であることが好ましく、２質量％～１５質量％であることがより好ましく、４質量％～１０質量％であることがさらに好ましい。Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石のＤｙの原子濃度が１７質量％を超えると、磁化（Ｂｒ）の低下が顕著となる。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石のＤｙの原子濃度が２質量％未満であると、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力がモーター用途としては不十分となる場合がある。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石に含まれるＴは、Ｆｅを必須とする金属であり、Ｆｅ以外にＣｏ、Ｎｉなどの他の遷移金属を含むものとすることができる。Ｆｅ以外にＣｏを含む場合、Ｔｃ（キュリー温度）を改善することができ好ましい。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石に含まれるＢは０．８５質量％～１．３質量％含まれていることが好ましい。Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石を構成するＢが０．８５質量％未満であると、保磁力が不十分となる場合があり、Ｂが１．３質量％を超えると磁化が著しく低下するおそれがある。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石に含まれるＢは、ホウ素であるが、一部をＣまたはＮで置換できる。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石には、保磁力を向上させるために、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａが含まれていることが好ましい。
　Ｇａは０．０３質量％～０．３質量％含まれていることが好ましい。Ｇａを０．０３質量％以上含む場合、保磁力を効果的に向上させることができる。しかし、Ｇａの含有量が０．３質量％を超えると磁化が低下するため好ましくない。
　Ａｌは０．０１質量％～０．５質量％含まれていることが好ましい。Ａｌを０．０１質量％以上含む場合、保磁力を効果的に向上させることができる。しかし、Ａｌの含有量が０．５質量％を超えると磁化が低下するため好ましくない。
　さらに、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の酸素濃度は低いほど好ましく、０．５質量％以下であることが好ましく、０．２質量％以下であることがより好ましい。酸素の含有量が０．５質量％以下である場合、モーター用として十分な磁気特性を達成できる。酸素の含有量が０．５質量％を超える場合、磁気特性が著しく低下するおそれがある。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の炭素濃度は低いほど好ましく、０．５質量％以下であることが好ましく、０．２質量％以下であることがより好ましい。炭素の含有量が０．５質量％以下である場合、モーター用として十分な磁気特性を達成できる。炭素の含有量が０．５質量％を超える場合、磁気特性が著しく低下するおそれがある。
　次に、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の製造方法について説明する。本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造するには、永久磁石用合金材料を含む原料を、成型し、焼結し、熱処理する方法などが挙げられる。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造する際に用いられる永久磁石用合金材料としては、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の組成に対応する組成を有し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金と、金属粉末とを含むものを用いることが好ましい。永久磁石用合金材料として、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金と、金属粉末とを含むものを用いた場合、これを成形して焼結することにより容易に粒界相がＤｙ原子濃度の異なる第１粒界相と第２粒界相とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られる。
　さらに、永久磁石用合金材料は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金からなる粉末と金属粉末とが、混合されてなる混合物であることが好ましい。永久磁石用合金材料が、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金からなる粉末と金属粉末とが混合されてなる混合物である場合、粉末のＲ－Ｔ－Ｂ系合金と金属粉末とを混合するだけで、容易に品質の均一な永久磁石用合金材料が得られるとともに、これを成形して焼結することで、容易に品質の均一なＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られる。
　永久磁石用合金材料に含まれるＲ－Ｔ－Ｂ系合金において、Ｒは希土類元素から選ばれる１種または２種以上であって、Ｄｙを前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中に２質量％～１７質量％含むものであることが好ましい。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金からなる粉末の平均粒度（ｄ５０）は、３～４．５μｍであることが好ましい。また、金属粉末の平均粒度（ｄ５０）は、０．０１～３００μｍの範囲であることが好ましい。
　また、永久磁石用合金材料に含まれる金属粉末としては、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｗ、Ｚｒ、ＴｉＡｌ合金、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｔａなどの粉末を用いることができ、特に限定されないが、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｗ、Ｚｒ、ＴｉＡｌ合金、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｔａのうちのいずれかを含むことが好ましく、Ｆｅ、Ｔａ、Ｗのうちのいずれかの粉末であることがより好ましい。
　金属粉末は、永久磁石用合金材料中に０．００２質量％～６質量％含まれていることが好ましく、０．０１質量％～４質量％含まれていることがより好ましく、さらに０．５質量％～２質量％含まれていることが好ましい。金属粉末の含有量が０．００２質量％未満であると、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の粒界相がＤｙ原子濃度の異なる第１粒界相と第２粒界相とを含むものとならず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を十分に向上させることができない恐れがある。また、金属粉末の含有量が６質量％を超えると、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）などの磁気特性の低下が顕著となるため好ましくない。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造する際に用いられる永久磁石用合金材料は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金と金属粉末とを混合することにより製造することができるが、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金からなる粉末と金属粉末とを混合する方法により製造されたものであることが好ましい。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金からなる粉末は、例えば、ＳＣ（ストリップキャスト）法により合金溶湯を鋳造して鋳造合金薄片を製造し、得られた鋳造合金薄片を、例えば、水素解砕法などにより解砕し、粉砕機により粉砕する方法などによって得られる。
　水素解砕法としては、室温で鋳造合金薄片に水素を吸蔵させ、３００℃程度の温度で熱処理した後、減圧して水素を脱気し、その後、５００℃程度の温度で熱処理して鋳造合金薄片中の水素を除去する方法などが挙げられる。水素解砕法において水素の吸蔵された鋳造合金薄片は、体積が膨張するので、合金内部に容易に多数のひび割れ（クラック）が発生し、解砕される。
　また、水素解砕された鋳造合金薄片を粉砕する方法としては、例えば、ジェットミルなどの粉砕機により、水素解砕された鋳造合金薄片を０．６ＭＰａの高圧窒素を用いて平均粒度３～４．５μｍに微粉砕して粉末とする方法などが挙げられる。
　このようにして得られた永久磁石用合金材料を用いてＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造する方法としては、例えば、永久磁石用合金材料に、潤滑剤として０．０２質量％～０．０３質量％のステアリン酸亜鉛を添加した原料を、横磁場中成型機などを用いてプレス成型し、真空中で１０３０℃～１０８０℃で焼結し、その後４００℃～８００℃で熱処理する方法などが挙げられる。
　上述した例においては、ＳＣ法を用いてＲ－Ｔ－Ｂ系合金を製造する場合について説明したが、本発明において用いられるＲ－Ｔ－Ｂ系合金はＳＣ法を用いて製造されるものに限定されるものではない。例えば、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金を、遠心鋳造法、ブックモールド法などを用いて鋳造してもよい。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金と金属粉末とは、上述したように、鋳造合金薄片を粉砕してＲ－Ｔ－Ｂ系合金からなる粉末としてから混合してもよいが、例えば、鋳造合金薄片を粉砕する前に、鋳造合金薄片と金属粉末とを混合して永久磁石用合金材料とし、その後、鋳造合金薄片の含まれる永久磁石用合金材料を粉砕してもよい。この場合、鋳造合金薄片と金属粉末とからなる永久磁石用合金材料を、鋳造合金薄片の粉砕方法と同様にして粉砕して粉末とし、その後、上記と同様にして成形して焼結することにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造することが好ましい。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金と金属粉末との混合は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金からなる粉末に、ステアリン酸亜鉛などの潤滑剤を添加した後に行ってもよい。
　本発明の永久磁石用合金材料中の金属粉末は、微細で均一に分布していてもよいが、微細で均一に分布していなくてもよく、例えば、粒度１μｍ以上であってもよいし、５μｍ以上に凝集していても効果を発揮する。また、永久磁石用合金材料中に金属粉末が含まれていることによる保磁力向上の効果は、Ｄｙ濃度が高いほど大きく、Ｇａが含まれているとさらに大きく発現する。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、粒界相がＤｙの原子濃度の異なる第１粒界相と第２粒界相とを含み、第１粒界相のＤｙの原子濃度が、主相のＤｙの原子濃度より低く、第２粒界相のＤｙの原子濃度が、主相のＤｙの原子濃度より高いものであるので、高い保磁力（Ｈｃｊ）を有し、しかも十分に磁化（Ｂｒ）の高いモーター用の磁石として好適なものとなる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）は、高いほど好ましいが、モーター用の磁石として用いる場合、３０ｋＯｅ以上であることが好ましい。モーター用の磁石において保磁力（Ｈｃｊ）が３０ｋＯｅ未満であると、モーターとしての耐熱性が不足する場合がある。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）も高いほど好ましいが、モーター用の磁石として用いる場合、１０．５ｋＧ以上であることが好ましい。Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）が１０．５ｋＧ未満であると、モーターのトルクが不足する恐れがあり、モーター用の磁石として好ましくない。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中におけるＤｙ濃度を高くすることなく、十分に高い保磁力（Ｈｃｊ）が得られるものであるので、モーター、自動車、発電機、風力発電装置などに好適に用いられる優れた磁気特性を有するものとなる。
「実験例１～４」
　Ｎｄメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｐｒメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｄｙメタル（純度９９ｗｔ％以上）、フェロボロン（Ｆｅ８０％、Ｂ２０ｗ％）、Ａｌメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｃｏメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｃｕメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｇａメタル（純度９９ｗｔ％以上）、鉄塊（純度９９％ｗｔ以上）を表１に示す合金Ａの成分組成になるように秤量し、アルミナるつぼに装填した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　その後、アルミナるつぼの入れられた高周波真空誘導炉の炉内をＡｒで置換し、１４５０℃まで加熱して溶融させて水冷銅ロールに溶湯を注ぎ、ロール周速度１．０ｍ／秒、平均厚み０．３ｍｍ程度、Ｒリッチ相間隔３～１５μｍ、Ｒリッチ相以外（主相）の体積率≧（１３８－１．６ｒ）（ただし、ｒは希土類（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ）の含有量）となるようにＳＣ（ストリップキャスト）法により、鋳造合金薄片を得た。
　このようにして得られた鋳造合金薄片のＲリッチ相間隔および主相の体積率を以下に示す方法により調べた。すなわち、平均厚みの±１０％以内の厚みの鋳造合金薄片を樹脂に埋め込んで研磨し、これを走査電子顕微鏡（日本電子ＪＳＭ－５３１０）にて反射電子像を撮影し、得られた３００倍の写真を用いて、Ｒリッチ相の間隔を測定するとともに主相の体積率を算出した。その結果、表１に示した合金ＡのＲリッチ相間隔は４～５μｍであり、主相の体積率は９０～９５％であった。
　次に、鋳造合金薄片を以下に示す水素解砕法により解砕した。まず、鋳造合金薄片を直径５ｍｍ程度になるように粗粉砕し、室温の水素中に挿入して水素を吸蔵させた。続いて、粗粉砕して水素を吸蔵させた鋳造合金薄片を３００℃まで加熱する熱処理を行った。その後、減圧して水素を脱気し、さらに５００℃まで加熱する熱処理を行って鋳造合金薄片中の水素を放出除去し、室温まで冷却する方法により解砕した。
　次に、水素解砕された鋳造合金薄片に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛０．０２５ｗｔ％を添加し、ジェットミル（ホソカワミクロン１００ＡＦＧ）により、０．６ＭＰａの高圧窒素を用いて、水素解砕された鋳造合金薄片を平均粒度４．５μｍに微粉砕して粉末とした。
　このようにして得られた表１に示す平均粒度のＲ－Ｔ－Ｂ系合金からなる粉末（合金Ａ）に、表２に示す粒度の金属粉末を、表３に示す割合（永久磁石用合金材料中に含まれる金属粉末の濃度（質量％））で添加して混合することにより永久磁石用合金材料を製造した。金属粉末の粒度は、レーザ回析計によって測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　次に、このようにして得られた永久磁石用合金材料を、横磁場中成型機を用いて成計圧力０．８ｔ／ｃｍ２でプレス成型して圧粉体とした。その後、得られた圧粉体を真空中で焼結した。焼結温度は１０８０℃で焼結した。その後５００℃で熱処理して冷却することにより、実験例１～実験例４のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を作製した。
　金属粉末を含む永久磁石用合金材料または金属粉末を含まない永久磁石用合金材料を用いて得られた実験例１～実験例４のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石それぞれの磁気特性をＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２－１０）で測定した。その結果を表３に示す。
　表３において「Ｈｃｊ」とは保磁力であり、「Ｂｒ」とは磁化であり、「ＳＲ」とは角形性であり、「ＢＨｍａｘ」とは最大エネルギー積である。また、これらの磁気特性の値は、それぞれ５個のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の測定値の平均である。
　また、ＦＥ－ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザー（Electron　Probe　Micro Analyzer））を用いて、実験例１～実験例４のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の反射電子像を撮影し、そのコントラストによりＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の主相、粒界相を判別し、ＷＤＸ（波長分散型Ｘ線分析装置）による点分析にて主相および粒界相の組成を調べ、組成比を算出した。その結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
「実験例５～１２」
　表１に示す合金Ｂ、Ｃの成分組成となるように秤量し、実験例１～４と同様の手順により表１に示す平均粒度のＲ－Ｔ－Ｂ系合金からなる粉末（合金Ｂ、Ｃ）を作製した。次に、合金Ｂ、Ｃに表２に示す粒度の金属粉末を、表３に示す割合で添加して混合することにより永久磁石用合金材料を製造した。これらの永久磁石用合金材料を実験例１～４と同様の手順でプレス成型、焼結し、実験例５～１２のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を作製した。その後、実験例１～４と同様に磁気特性と各相の組成比を測定した。
　その結果を表５および表６に示す。合金ＣはＤｙを含有しない合金であり、合金Ｃにより作製されたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は第２粒界相を含まないが、実験例９～１１においては第１粒界相と組成の異なる相が観察されたので、便宜的に第２粒界相として表６に記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表３～表５に示すように、粒界相が平均原子量の異なる第１粒界相と第２粒界相とを含んでいる実験例１～実験例３および実験例５～７のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石では、粒界相が１種類のみの実験例４および実験例８のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石と比較して、保磁力（Ｈｃｊ）が高くなっている。このことより、粒界相が第１粒界相と第２粒界相とを含むことにより、Ｄｙの添加量を増やすことなく、保磁力を高くできることが分かる。
　また、合金ＣはＤｙを含まない合金であるので実験例９～１１のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は第２粒界相を含まないものである。そのため、表３に示す様に実験例１２と比較して保磁力は高くなっていない。
　また、図１は、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の一例である実験例３のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の顕微鏡写真である。図１に示すＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の顕微鏡写真（ＦＥ－ＥＰＭＡの反射電子像）において、黒に近い濃い灰色の部分は主層であり、薄い灰色の部分は粒界相である。図１に示すＲ－Ｔ－Ｂ系磁石では、粒界相がＤｙの原子濃度の異なる第１粒界相（図１の薄い灰色の部分の中でもより白に近い色の部分）と第２粒界相（図１の薄い灰色の部分の中では黒っぽい色の部分）とを含んでいることが分かる。
　反射電子像は倍率２０００倍、加速電圧は１５ｋＶで撮影した。
　また、図２は、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の一例である実験例１のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の顕微鏡写真である。図２に示すＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の顕微鏡写真（ＦＥ－ＥＰＭＡの反射電子像）において、黒に近い濃い灰色の部分は主層である。図２に示すＲ－Ｔ－Ｂ系磁石では、金属粉末であるＷ（図２の薄い灰色の部分の中でもより白に近い色の部分）の周囲にＷのホウ化物（図２の薄い灰色の部分の中では黒っぽい色の部分）が析出していることが分かる。
　反射電子像は倍率１０００倍、加速電圧は１５ｋＶで撮影した。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、ＲはＮｄとＤｙを必須元素として含む希土類元素であり、前記粒界相がＤｙの原子濃度の異なる第１粒界相と第２粒界相とを含むものであるので、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石中のＤｙ濃度が同じ１種類の粒界相を含むＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の粒界相と比較して、磁気特性を向上させる効果の高い粒界相が存在しているものとなる。その結果、Ｄｙ濃度の同じ１種類の粒界相を含むＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石と比較して、Ｄｙ濃度を高くすることなく、十分に高い保磁力（Ｈｃｊ）が得られ、しかもＤｙを添加したことによる磁化（Ｂｒ）などの磁気特性の低下を抑制でき、モーター、自動車、発電機、風力発電装置などに好適に用いられる優れた磁気特性を有するＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石を実現できるため、産業上極めて有用である。

Claims (13)

  1. 　Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、
    　ＲはＮｄとＤｙを必須元素として含む希土類元素であり、
    　前記粒界相がＤｙの原子濃度の異なる第１粒界相と第２粒界相とを含むことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
  2. 　前記第１粒界相のＤｙの原子濃度が、前記主相のＤｙの原子濃度より低く、
    　前記第２粒界相のＤｙの原子濃度が、前記主相のＤｙの原子濃度より高いことを特徴とする、請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
  3. 　前記第２粒界相のＤｙの原子濃度が、前記主相のＤｙの原子濃度の１．５倍～３倍であることを特徴とする、請求項２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
  4. 　前記第２粒界相のＤｙの原子濃度が、前記第１粒界相のＤｙの原子濃度の２倍～６倍であることを特徴とする、請求項２または請求項３に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
  5. 　前記第２粒界相のＤｙの原子濃度が、２～９ａｔ％であることを特徴とする、請求項２～請求項４のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
  6. 　前記第２粒界相に含まれる希土類元素の合計原子濃度が、前記第１粒界相に含まれる希土類元素の合計原子濃度より低いことを特徴とする、請求項２～請求項５のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
  7. 　前記第２粒界相に含まれる希土類元素の合計原子濃度が、３０～４０ａｔ％であることを特徴とする、請求項２～請求項６のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
  8. 　前記第２粒界相の酸素の原子濃度が、前記主相および前記第１粒界相の酸素の原子濃度より高いことを特徴とする、請求項２～請求項７のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
  9. 　前記第２粒界相の酸素の原子濃度が、希土類元素の合計原子濃度の１．３倍～１．５倍であることを特徴とする、請求項２～請求項８のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石。
  10. 　請求項１～請求項９のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石を備えることを特徴とするモーター。
  11. 　請求項１０に記載のモーターを備えることを特徴とする自動車。
  12. 　請求項１～請求項９のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石を備えることを特徴とする発電機。
  13. 　請求項１２に記載の発電機を備えることを特徴とする風力発電装置。
PCT/JP2011/061537 2010-06-29 2011-05-19 Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石、モーター、自動車、発電機、風力発電装置 WO2012002059A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201180031407.5A CN102959647B (zh) 2010-06-29 2011-05-19 R-t-b系稀土类永久磁铁、电动机、汽车、发电机、风力发电装置
US13/807,228 US20130099150A1 (en) 2010-06-29 2011-05-19 R-t-b-based rare earth permanent magnet, motor, automobile, power generator, and wind power-generating apparatus
EP11800528.9A EP2590180A1 (en) 2010-06-29 2011-05-19 R-t-b type rare earth permanent magnet, motor, automobile, power generator, and wind power generation system

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010-147580 2010-06-29
JP2010147580A JP2012015168A (ja) 2010-06-29 2010-06-29 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石、モーター、自動車、発電機、風力発電装置

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2012002059A1 true WO2012002059A1 (ja) 2012-01-05

Family

ID=45401793

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/061537 WO2012002059A1 (ja) 2010-06-29 2011-05-19 Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石、モーター、自動車、発電機、風力発電装置

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20130099150A1 (ja)
EP (1) EP2590180A1 (ja)
JP (1) JP2012015168A (ja)
CN (1) CN102959647B (ja)
WO (1) WO2012002059A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015023242A (ja) * 2013-07-23 2015-02-02 Tdk株式会社 希土類磁石、電動機、及び電動機を備える装置
US20150235750A1 (en) * 2012-02-13 2015-08-20 Tdk Corporation R-t-b based sintered magnet
US9514869B2 (en) 2012-02-13 2016-12-06 Tdk Corporation R-T-B based sintered magnet

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5767788B2 (ja) * 2010-06-29 2015-08-19 昭和電工株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石、モーター、自動車、発電機、風力発電装置
JP5743458B2 (ja) * 2010-09-03 2015-07-01 昭和電工株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石用合金材料、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石の製造方法およびモーター
JP6221246B2 (ja) * 2012-10-31 2017-11-01 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石およびその製造方法
JP6221233B2 (ja) * 2012-12-28 2017-11-01 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石およびその製造方法
JP6303480B2 (ja) 2013-03-28 2018-04-04 Tdk株式会社 希土類磁石
DE112014003678T5 (de) 2013-08-09 2016-04-21 Tdk Corporation Sintermagnet auf R-T-B Basis und Motor
US10109403B2 (en) 2013-08-09 2018-10-23 Tdk Corporation R-T-B based sintered magnet and motor
JP6142793B2 (ja) 2013-12-20 2017-06-07 Tdk株式会社 希土類磁石
JP6142792B2 (ja) 2013-12-20 2017-06-07 Tdk株式会社 希土類磁石
JP6142794B2 (ja) 2013-12-20 2017-06-07 Tdk株式会社 希土類磁石
JP6380750B2 (ja) * 2014-04-15 2018-08-29 Tdk株式会社 永久磁石および可変磁束モータ
JP2016017203A (ja) * 2014-07-08 2016-02-01 昭和電工株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法及びｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石の製造方法
EP3291251A4 (en) * 2015-04-30 2018-12-12 IHI Corporation Rare earth permanent magnet and method for producing rare earth permanent magnet
WO2018034264A1 (ja) * 2016-08-17 2018-02-22 日立金属株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石
DE102018107429A1 (de) * 2017-03-31 2018-10-04 Tdk Corporation R-t-b basierter permanentmagnet
KR102561239B1 (ko) * 2018-11-27 2023-07-31 엘지이노텍 주식회사 희토류 자석 제조방법
CN110828089B (zh) * 2019-11-21 2021-03-26 厦门钨业股份有限公司 钕铁硼磁体材料、原料组合物及制备方法和应用

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2005001856A1 (ja) * 2003-06-30 2005-01-06 Tdk Corporation Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石及びその製造方法
JP3891307B2 (ja) 2004-12-27 2007-03-14 信越化学工業株式会社 Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類永久焼結磁石材料
JP3951099B2 (ja) 2000-06-13 2007-08-01 信越化学工業株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類永久磁石材料
WO2009004794A1 (ja) * 2007-07-02 2009-01-08 Hitachi Metals, Ltd. Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
JP2011014631A (ja) * 2009-06-30 2011-01-20 Showa Denko Kk Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石およびモーター、自動車、発電機、風力発電装置

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4954186A (en) * 1986-05-30 1990-09-04 Union Oil Company Of California Rear earth-iron-boron permanent magnets containing aluminum
JPS6318603A (ja) * 1986-07-11 1988-01-26 Toshiba Corp 永久磁石
JP2003031409A (ja) * 2001-07-18 2003-01-31 Hitachi Metals Ltd 耐食性に優れた希土類焼結磁石
US20060207689A1 (en) * 2003-10-31 2006-09-21 Makoto Iwasaki Method for producing sintered rare earth element magnet
US9551052B2 (en) * 2005-07-15 2017-01-24 Hitachi Metals, Ltd. Rare earth sintered magnet and method for production thereof
US7846273B2 (en) * 2005-10-31 2010-12-07 Showa Denko K.K. R-T-B type alloy, production method of R-T-B type alloy flake, fine powder for R-T-B type rare earth permanent magnet, and R-T-B type rare earth permanent magnet
EP1988183A4 (en) * 2007-02-05 2012-01-25 Showa Denko Kk R-T-B ALLOY, METHOD OF MANUFACTURING THEREOF, FINE POWDER FOR A PERMANENT R-T-B RARE TERMINAL, AND PERMANENT R-T-B RARE-TERM DIAGNET
CN101364464B (zh) * 2008-06-14 2011-03-09 烟台首钢磁性材料股份有限公司 一种大尺寸耐腐蚀钕铁硼永磁材料及其制造方法
JP2011021269A (ja) * 2009-03-31 2011-02-03 Showa Denko Kk Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石用合金材料、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石の製造方法およびモーター
JP5767788B2 (ja) * 2010-06-29 2015-08-19 昭和電工株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石、モーター、自動車、発電機、風力発電装置

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3951099B2 (ja) 2000-06-13 2007-08-01 信越化学工業株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類永久磁石材料
WO2005001856A1 (ja) * 2003-06-30 2005-01-06 Tdk Corporation Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石及びその製造方法
JP3891307B2 (ja) 2004-12-27 2007-03-14 信越化学工業株式会社 Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類永久焼結磁石材料
WO2009004794A1 (ja) * 2007-07-02 2009-01-08 Hitachi Metals, Ltd. Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
JP2011014631A (ja) * 2009-06-30 2011-01-20 Showa Denko Kk Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石およびモーター、自動車、発電機、風力発電装置

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20150235750A1 (en) * 2012-02-13 2015-08-20 Tdk Corporation R-t-b based sintered magnet
US9514869B2 (en) 2012-02-13 2016-12-06 Tdk Corporation R-T-B based sintered magnet
US9773599B2 (en) * 2012-02-13 2017-09-26 Tdk Corporation R-T-B based sintered magnet
JP2015023242A (ja) * 2013-07-23 2015-02-02 Tdk株式会社 希土類磁石、電動機、及び電動機を備える装置

Also Published As

Publication number Publication date
CN102959647B (zh) 2016-01-20
US20130099150A1 (en) 2013-04-25
EP2590180A1 (en) 2013-05-08
CN102959647A (zh) 2013-03-06
JP2012015168A (ja) 2012-01-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5767788B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石、モーター、自動車、発電機、風力発電装置
WO2012002059A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石、モーター、自動車、発電機、風力発電装置
CN105960690B (zh) R-t-b系烧结磁体及其制造方法
WO2010113371A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石用合金材料、ｒ－ｔ－ｂ系希土類永久磁石の製造方法およびモーター
JP5259351B2 (ja) 永久磁石とそれを用いた永久磁石モータおよび発電機
JP6257890B2 (ja) 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機
JP4805998B2 (ja) 永久磁石とそれを用いた永久磁石モータおよび発電機
JP6076705B2 (ja) 永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機
JP2013072097A (ja) 永久磁石とその製造方法、およびそれを用いたモータおよび発電機
JP2009302318A (ja) ＲＬ−ＲＨ−Ｔ−Ｍｎ−Ｂ系焼結磁石
WO2004029997A1 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石及び磁石組成物
JP4951703B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石用合金材料、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石の製造方法およびモーター
WO1999062081A1 (fr) Materiau pour aimant permanent en terre rare de type nitrure et aimant lie utilisant ce materiau
WO2004029995A1 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石
WO2018181592A1 (ja) 永久磁石及び回転機
JP2011014631A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石およびモーター、自動車、発電機、風力発電装置
JP5743458B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石用合金材料、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石の製造方法およびモーター
JP6624455B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
CN117012485A (zh) 一种钕铁硼磁体及其制备方法
JP5235264B2 (ja) 希土類焼結磁石及びその製造方法
JP4802927B2 (ja) 希土類焼結磁石及びその製造方法
JP4645336B2 (ja) 希土類焼結磁石及びその製造方法
JP2017139454A (ja) 永久磁石とそれを用いたモータ、発電機、および車

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201180031407.5

Country of ref document: CN

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

Ref document number: 11800528

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13807228

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011800528

Country of ref document: EP

点击 这是indexloc提供的php浏览器服务，不要输入任何密码和下载