[go: up one dir, main page]

CN1860248A - R－t－b系永久磁体用原料合金及r－t－b系永久磁体 - Google Patents

R－t－b系永久磁体用原料合金及r－t－b系永久磁体 Download PDF

Info

Publication number
CN1860248A
CN1860248A CNA2004800285212A CN200480028521A CN1860248A CN 1860248 A CN1860248 A CN 1860248A CN A2004800285212 A CNA2004800285212 A CN A2004800285212A CN 200480028521 A CN200480028521 A CN 200480028521A CN 1860248 A CN1860248 A CN 1860248A
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
rich
permanent magnet
rich phase
phase
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Pending
Application number
CNA2004800285212A
Other languages
English (en)
Inventor
国吉太
金子裕治
长谷川宽
佐佐木史郎
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Resonac Holdings Corp
Proterial Ltd
Original Assignee
Showa Denko KK
Neomax Co Ltd
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 Showa Denko KK, Neomax Co Ltd filed Critical Showa Denko KK
Publication of CN1860248A publication Critical patent/CN1860248A/zh
Pending legal-status Critical Current

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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0611—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by a single casting wheel, e.g. for casting amorphous metal strips or wires
    • 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
    • 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

Landscapes

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

Abstract

本发明的R－T－B系永久磁体用原料合金是含有R2T14B柱状结晶和富R相的薄板状的R－T－B系永久磁体用原料合金(R是包括Y在内的稀土类元素的至少一种，T是Fe或Fe与Fe以外的过渡金属元素的至少一种，B是硼或硼与碳)，其中，在包含上述薄板法线方向的任意剖面上观察的合金组织中，长宽比为10以上且其长轴方向相对于上述薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的30％以上。

Description

R-T-B系永久磁体用原料合金及R-T-B系永久磁体
技术领域
本发明涉及R-T-B系永久磁体用原料合金，特别涉及利用薄带铸造法制造的R-T-B系永久磁体用原料合金薄片。另外，本发明涉及由上述的R-T-B系永久磁体用原料合金制作的R-T-B系永久磁体。
背景技术
在永久磁体中，具有最大磁能积的R-T-B系永久磁体，由于其高特性而被用于HD(硬盘)、MRI(核磁共振影像法)、各种电机等中。近年来，除了其耐热性提高以外，市场对节能的要求也在提高，包括汽车在内的电机用途的比率正在上升。
这里，“R-T-B系永久磁体”中的“R”主要是指用Pr、Dy等其它的稀土类元素置换一部分Nd，是包括Y在内的稀土类元素之中的至少一种。“T”是指用Co、Ni等其它过渡金属置换一部分Fe。“B”是硼，包括用C或N置换其一部分。“R-T-B系永久磁体”，其主成分是Nd、Fe、B，因此总称为“Nd-Fe-B系磁体”或“R-Fe-B系磁体”。
本说明书中的“R-T-B系永久磁体”，包括添加Cu、Al、Ti、V、Cr、Ga、Mn、Nb、Ta、Mo、W、Ca、Sn、Zr、和/或Hf等元素中的一种的磁体或组合添加上述多种元素的磁体。已知通过添加这样的元素，可以实现磁特性等诸特性的提高。
R-T-B系合金，是以作为有助于磁化作用的强磁性相的R2T14B相为主相、并且非磁性、稀土类元素浓缩的低熔点的富R相共存的合金。R-T-B系合金是活性的金属，因此，通常是在真空或惰性气体中进行熔解和铸造。另外，为了利用粉末冶金法从铸造成的R-T-B系合金块制作烧结磁体，将合金块粉碎成3μm(FSSS：用费歇尔微粒筛分机测定)左右，形成合金粉末后，在磁场中压制成形。由压制成形得到的粉末成形体，使用烧结炉在约1000～1100℃的高温下进行烧结。对于这样制成的烧结体，根据需要，通常是实施热处理、机械加工、还有为了提高耐蚀性而实施镀。
R-T-B系烧结磁体中的富R相，具有如下这样的重要作用。
1)富R相的熔点低，在烧结时成为液相，有助于磁体的高密度化和磁化的提高。
2)不产生晶界的凹凸，使反磁区的成核点减少而提高矫顽力。
3)使主相磁绝缘而增加矫顽力。
因此，已成形的磁体中的富R相的分散状态如果恶化，就会导致局部的烧结不良、磁性的降低，因此，在已成形的磁体中富R相均匀地分散就变得重要。该R-T-B系烧结磁体中的富R相的分布，对作为原料的R-T-B系合金的组织产生极大的影响。
作为铸造R-T-B系合金的铸造方法，开发了薄带铸造法(以下简称为“SC法”)，正在实际的工序中使用。在SC法中，通过将合金熔液流延在内部水冷的铜辊上，使合金熔液急冷凝固，由此，铸造厚为0.1～1mm左右的薄片。利用SC法，由于合金的结晶组织微细化，所以能够生成具有富R相已微细分散了的组织的R-T-B系合金。这样，用SC法铸造的合金，内部的富R相微细分散，因而粉碎、烧结后的磁体中的富R相的分散性也成为良好，能够实现磁体的磁特性的提高(特开平5-222488号公报和特开平5-295490号公报)。
由SC法铸造的合金薄片，组织的均匀性也优异。组织的均匀性，可以以结晶粒径或富R相的分散状态进行比较。在用SC法制成的合金薄片中，在合金薄片的铸造用辊侧(以后，作为铸型面侧)有时会发生冷硬细晶(等轴晶)，但作为全体能够得到在急冷凝固中造成的适度微细、均匀的组织。
如以上所述，用SC法铸造的R-T-B系合金，富R相微细地分散，组织的均匀性也优异，因此，在制作烧结磁体的情况下，最终的磁体中的富R相的均匀性也提高，能够提高磁特性。这样，用SC法铸造的R-T-B系合金块具有用于制作烧结磁体的优异组织。但是，随着磁体的特性提高，越来越要求原料合金的组织、特别是富R相的存在状态的高度控制。
先前，本发明人等研究了所铸造的R-T-B系合金的组织和氢破碎或微粉碎时的举动的关系，结果发现，为了将烧结磁体用的合金粉末的粒度控制为均匀，控制富R相的分散状态是重要的(特开2003-188006号公报)。而且发现，在合金中的铸型面侧生成的富R相的分散状态，极端地细的区域(微细富R相区域)容易发生微粉化，在降低合金的粉碎稳定性的同时，使粉末的粒度分布宽大，认识到为了提高磁体特性，减少微细富R相区域是必要的。
利用在特开2003-188006号公报中公开的微细富R相的区域少的合金，可以提高粉碎稳定性、磁特性。但是，仅使微细富R相区域减少，不能充分地发挥上述的富R相的本来作用，希望利用进一步控制合金组织所产生的永久磁体的高磁性化。
发明内容
本发明的目的在于提供一种以更微小的尺度控制合金中所存在的富R相、可带来磁特性提高的R-T-B系永久磁体用原料合金。
本发明人等以更微小的尺度观察R-T-B系合金中所存在的富R相，结果发现，富R相的形状和磁特性存在大的关系。即，本发明如下所述。
(1)一种R-T-B系永久磁体用原料合金，它是含有R2T14B柱状结晶和富R相的薄板状的R-T-B系永久磁体用原料合金(R是包括Y在内的稀土类元素的至少一种，T是Fe或Fe与Fe以外的过渡金属元素的至少一种，B是硼或硼与碳)，其特征在于，在包含该薄板法线方向的任意剖面观察到的合金组织中，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的30％以上。
(2)如上述(1)所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的50％以上。
(3)如上述(1)所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的70％以上。
(4)如上述(1)～(3)所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于，长宽比为20以上。
(5)一种R-T-B系永久磁体用原料合金，它是含有R2T14B柱状结晶和富R相的薄板状的R-T-B系永久磁体用原料合金(R是包括Y在内的稀土类元素的至少一种，T是Fe或Fe与Fe以外的过渡金属元素的至少一种，B是硼或硼与碳)，其特征在于，在包含该薄板法线方向的任意剖面观察到的合金组织中，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的50％以下。
(6)如上述(5)所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的30％以下。
(7)一种R-T-B系永久磁体用原料合金，它是含有R2T14B柱状结晶和富R相的薄板状的R-T-B系永久磁体用原料合金(R是包括Y在内的稀土类元素的至少一种，T是Fe或Fe与Fe以外的过渡金属元素的至少一种，B是硼或硼与碳)，其特征在于，在包含该薄板法线方向的任意剖面观察到的合金组织中，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的30％以上，并且，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的50％以下。
(8)如上述(7)所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的50％以上，并且，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的30％以下。
(9)如上述(1)～(8)所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于，利用薄带铸造法来制造。
(10)如上述(9)所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于，平均厚度为0.10mm以上0.50mm。
(11)一种R-T-B系永久磁体，它由上述(1)～(10)所述的R-T-B系合金制作。
附图说明
图1是表示用现有的SC法制造的含有凝聚的富R相的稀土类磁体用合金薄片的剖面组织的图。
图2是表示用现有的SC法制造的含有存在高次枝晶树枝的富R相的稀土类磁体用合金薄片的剖面组织的图。
图3是表示本发明的稀土类磁体用合金薄片的剖面组织的图。
图4是薄带铸造法的铸造装置的示意图。
具体实施方式
以下，参照附图说明本发明的R-T-B系永久磁体用原料合金的
实施方式。
首先，参照图1和图2。这些图是用SEM(扫描电子显微镜)观察用现有的SC法铸造的Nd-Fe-B系合金(Nd31.5质量％)薄片的剖面时的反射电子图像。同时，图的左侧是合金的铸型面侧，右侧是合金的自由面侧。在进行利用SC法的合金熔液的急冷凝固时，合金熔液从铸型面侧急冷，进行结晶化。
图1中的白部分表示富Nd相(因为R成为Nd，所以有时将富R相称作“富Nd相”)。如从图1所清楚地看到的那样，富Nd相拉伸状地发生凝聚。另一方面，在图2中，非常微细的富Nd相以枝晶状存在。
为了从R-T-B系合金制作烧结磁体，需要将R-T-B系合金粉碎，然后进行压制而制作成形体。作为粉碎R-T-B系合金的方法而言，首先，优选通过贮氢使R-T-B系合金脆化后，进行微细粉碎。通过由贮氢引起的脆化，R-T-B系合金被粗粉碎(破碎)。在该R-T-B系合金的氢破碎工序中，氢被富R相吸收，发生膨胀而成为脆的氢化物。因此，在氢破碎中，在合金中导入沿富R相的或以富R相为起点的微细裂纹。在此后的微粉碎工序中，以在氢破碎中生成的多量的微细裂纹为开端，合金发生破坏，因而富R相的分散状态存在影响微粉碎效率、微粉形状的倾向。因此，本发明人等用更细小尺度观察富R相发现，在各个富R相的形状和氢破碎中形成的微细裂纹、还有磁特性上存在关系。
从图1所示的拉伸状的富R相可知，在气破碎时放射状地形成微细裂纹的同时，自身也发生脆化。因此，接着，在喷射式粉碎机粉碎时，已脆化的拉伸状的富R相，大部分从主相分离被粉碎成非常微细。由这样的富R相构成的极细的微粉，用旋流分级器分离而不能回收的比例高，因此成为粉碎中的组成变动的原因。另外，由富R相构成的微粉，是非常活性的，因而成为由氧浓度的增加引起的磁特性降低的原因，工序的安全对策强化也变得必要，导致制造效率的降低、成本的上升。
另一方面，如图2所示的枝晶状存在的非常细小的富R相，其相邻的细小的枝状的富R相彼此的间隔也比一般的烧结磁体用的粉碎粒度小。因此，在喷射式粉碎机粉碎后的微粉内部，细小的枝状的富R相进入的比例变高。富R相如上所述，在烧结时成为液相，有助于烧结。为此，在各微粉的表面存在富R相，烧结时需要将微粉彼此润湿。但是，对于进入粉中的富R相来说，不能期待这样的效果，另外，即使在表面渗出，也不能带来充分的效果，引起磁体的烧结密度的降低。
另外，如果枝晶状存在的非常细小的富R相大量地存在，就等于枝晶的分枝部分在粉末内部大量地存在，各向异性的取向不同的R2T14B相在粉末内部共存的比例变高，因此产生所得到的永久磁体的取向度降低这样的问题。
下面，参照图3说明利用SC法铸造的本发明的Nd-Fe-B系合金(Nd31.5质量％)。图3表示用SEM(扫描电子显微镜)观察本发明的Nd-Fe-B系合金的铸片剖面时的反射电子图像。
如从图3所清楚地看到的那样，出现在剖面照片上的富Nd相之中，在使厚度方向处于中心所限定的角度范围内伸长的层状(薄片状)的富Nd相的比例是占统治的地位。仅存在图1所示的拉伸形状或图2所示的小枝状的富R相，但其存在比率少。具有这样的组织的合金，在吸氢破碎后，如果利用喷射式粉碎机进行粉末化，则可以解决作为具有图1和图2的组织的合金中的问题点的由组成变动、氧、氮浓度的增加引起的磁性的降低、烧结密度的降低、取向度的降低等问题。其结果是，可以得到作为能够充分地发挥富R相本来的作用的R-T-B系永久磁体用而最合适的原料合金，通过使用这样的原料合金，能够得到具有高磁特性的R-T-B系永久磁体。
现有的R-T-B系合金中，都部分地存在着图3所示那样的组织。另外，在特开平09-170055号公报和特开平10-36949号公报中记载有：R-T-B系合金中的富R相的分散状态，可以通过铸造时的熔液凝固后的冷却速度的控制、或热处理来控制。但是，即使在已有的R-T-B系合金中部分地存在如图3所示那样的组织，如图1和图2所示那样的组织也占大半，因此不能充分地发挥如上述那样的富R相本来的作用。
以下，详细地说明本发明的R-T-B系永久磁体用原料合金。
(1)薄带铸造法
首先，参照图4说明R-T-B系永久磁体用原料合金的利用薄带铸造法的铸造。图4表示用于由薄带铸造法进行铸造的装置的示意图。
一般来说，R-T-B系合金，因为其活性性质，所以在真空或惰性气体气氛中，使用耐火物坩埚1熔解。熔解成的熔液，在1300～1500℃保持规定的时间后，根据需要，通过整流机构、设置有去渣机构的浇口盘2，供给使内部进行水冷的铸造用旋转辊3。
熔液的供给速度和旋转辊的转速，根据所要求的合金的厚度进行适宜地控制。旋转辊的旋转圆周速度优选设定为0.5～3m/s左右。铸造用旋转辊的材质，从导热性良好、容易得到这样的理由考虑，铜或铜合金是合适的。由于旋转辊的材质或辊的表面状态不同，铸造用旋转辊的表面容易附着金属，因此，根据需要，如果设置清扫装置，所铸造的R-T-B系合金的品质就稳定。凝固在旋转辊上的合金4，在浇口盘的相反侧从辊脱离，用回收容器5回收。在该回收容器中设置加热、冷却机构，就能够控制富R相的组织状态。
在制造本发明的合金时，需要适宜地设定铸造辊上的冷却(将其称为“一次冷却”)和在回收容器内的冷却(将其称为“二次冷却”)。
一次冷却，具体地说，是使离开铸造辊时的合金温度达到600～850℃。需要使离开铸造辊时的合金温度比富R相的熔点高。由于组成不同，富R相的熔点是高一些或低一些，但为600℃以上。离开铸造辊时的合金温度比富R相的熔点低时，富R相的凝固已结束，因此形成图2所示的组织。另一方面，比850℃高时，在脱离辊后，富R相凝聚成拉伸状，形成图1所示的组织。离开铸造辊时的合金的更优选温度范围是600～800℃。最优选的温度范围是640～750℃。但是，由于合金组成不同，优选的温度范围是高一些或低一些。
富R相的分散状态或形状，大大依赖于TRE(总稀土类含量)。例如，在TRE低而富R相少的合金中，铸造辊上的采集热量少，因此铸造辊脱离时的合金温度有变高的倾向，富R相凝聚而生成拉伸状的倾向强。另一方面，在TRE高而富R相多的合金中，铸造辊上的采集热量多，因而生成具有高次枝晶树枝的组织的倾向强。因此，为了使离开铸造辊时的合金温度达到上述的合适的温度范围，在TRE少的情况下，需要使合金的厚度薄，在TRE多的情况下，需要使合金的厚度厚。具体地说，在TRE的目标是30重量％以下时，使一次冷却的程度大，因而优选使合金的平均厚度达到0.10～0.30mm。更优选为0.15～0.27mm。最优选为0.20～0.25mm。在TRE的目标是30重量％至33重量％时，合金优选的平均厚度是0.25～0.35mm。更优选的是0.26～0.32mm。在TRE的目标是33重量％以上时，合金优选的平均厚度是0.28～0.50mm。更优选的是0.28～0.35mm。
另外，适宜地选择铸造辊的表面粗糙度，控制铸造辊来自合金的采集热量，也能够控制一次冷却的程度。该方法特别是作为TRE的目标为30重量％以下或33重量％以上时是有效的。通过使铸造辊的表面粗糙度大，能够抑制必要以上的采集热。在TRE为33重量％以上时，通过使铸造辊的表面粗糙度大，能够适度地抑制由大量的富R相带来的向铸造辊的高热传导。在此情况下的目标的表面粗糙度，按十点平均粗糙度Rz为20微米以上。关于TRE为30重量％以下的情况，相反，为了不阻碍辊上的一次冷却，表面粗糙度规定为20微米左右以下，优选是防止富R相的过渡凝聚。但是，表面粗糙度也受辊表面材质等其它因素的影响，因而也不限定于上述的数值。
铸造辊表面温度影响合金熔液和辊的润湿性。如果温度过低，则合金熔液和辊的润湿变得恶化，就有造成两者的接触的宏观不均匀性的倾向。其结果是，在合金中产生温度分布，成为来自上述优选的铸造辊脱离时的合金温度的变动因素，具有本发明的特定形状的富R相的生成变得困难。另一方面，如果温度过高，则合金熔液和辊的润湿性变得良好，有时会产生部分的热粘着。合金向辊表面的热粘着，导致其部分的热传导、润湿性的变动，成为合金组织变动的主要因素，因而具有本发明的特定形状的富R相的生成仍就变得困难。另外，热粘着的合金量如果变得更多，稳定的操作就变得困难，导致生产率降低。因此，铸造辊表面温度为50～400℃是适当的，优选是100～300℃，最优选是150～200℃。这里所示的辊表面的温度是熔液接触辊的部分的温度，虽然直接测定是困难的，但由在铸造面正下方埋入热电偶或通过接触浇口盘下部等不直接接触合金或熔液的部分的辊表面的热电偶的测定值可以求出。
另一方面，二次冷却，例如，在回收容器内设置隔板，适宜地设定该隔板的间隔，并且用Ar等惰性气体或水等冷却隔板的内部，控制已回收的合金的冷却速度是有效的。在制造本发明的合金时，回收在回收容器中时的合金温度是650～700℃的情况下，达到600℃的优选的冷却速度是3～30℃/分钟，优选是3～20℃/分钟。回收在回收容器中时的合金温度是700～800℃的情况下，达到600℃的优选的冷却速度是10～40℃/分钟，优选是10～30℃/分钟。回收在回收容器中时的合金温度是800～850℃的情况下，达到600℃的优选的冷却速度是20～50℃/分钟，优选是30～50℃/分钟。在这些温度范围中，如果超过上限，就容易成为图2所示的组织。另外如果成为下限以下，就容易成为图1所示的组织。
再者，本发明的合金是对组织进行规定的合金，制造方法不限于上述的方法。
本发明的合金薄片的厚度优选是0.1mm以上0.5mm以下。合金薄片的厚度如果比0.1mm薄，则凝固速度就过渡地增加，富R相的分散变得过细。另外，合金薄片的厚度如果比0.5mm厚，就导致由凝固速度降低而引起的富R相的分散性的降低等问题。
(2)合金中的富R相
本发明是含有R2T14B柱状结晶和富R相的薄板状的R-T-B系永久磁体用原料合金(R是包括Y在内的稀土类元素的至少一种，T是Fe或Fe与Fe以外的过渡金属元素的至少一种，B是硼或硼与碳)。而且，在包括薄板法线方向的任意剖面观察的合金组织中，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的30％以上。其结果是，在烧结磁体制造工序中的微粉碎时组成变动少，没有由氧和氮浓度的增加引起的磁特性的降低，没有烧结密度和取向度的降低，可以得到作为能够充分地发挥富R相本来的作用的R-T-B系永久磁体用而最合适的原料合金。另外，通过使用该原料合金，可以得到具有高磁特性的R-T-B系永久磁体。
合金中的富R相的长宽比不到10时，富R相是凝聚的拉伸状，如果这样的富R相的比例增加，则粉碎时的富R相的脱落、由过粉碎引起的组成变动就会增加。
再有，即使长宽比为10以上，长轴方向相对于薄板表面为90±30°的范围以外，富R相在必要以上、其间隔为细小的小枝状的可能性也高。这样的富R相，虽然在金属组织学上能够说明高次枝晶，但在实际的合金组织中，在一次枝晶和二次以上的高次枝晶的识别上发生个人差的可能性高，在几何学上进行定义，规定本范围。
其结果是，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率，如果成为合金中所存在的全部富R相的30％以下，则磁特性的降低就变得显著。
优选的是，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的50％以上。最优选的是，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的70％以上。
更优选的是，在上述合金中，长宽比是为20以上。更优选的是，在上述合金中，长宽比是30以上。
或者，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的50％以下。即使长宽比为10以上、长轴方向相对于薄板表面为30°以下或150°以上的富R相，是其间隔为细小的小枝状的高次枝晶树枝的可能性也特别高。
优选的是，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的30％以下。
或者，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的30％以上，并且，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的50％以下。
优选的是，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的50％以上，并且，长宽比为10以上且其长轴方向相对金属表面为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的30％以下。
上述的长宽比为10以上或长宽比为20以上或长宽比为30以上的富R相，其长轴尺寸是薄板厚度尺寸的5％以上，优选具有为10％以上的长度。
合金中的富R相的长宽比、长轴方向相对于薄板表面的角度及这样的富R相的面积率，由于富R相在BEI上比主相亮度高，所以可以使用图像解析装置在识别主相和富R相之后进行解析。例如，以适当的倍率将随机选择的10片合金薄片剖面的BEI进行摄影，在各自的10张照片中，对其照片中的富R相的总面积和是规定的长宽比且其长轴方向处于规定角度范围的富R相的合计面积分别进行图像解析处理，进行测定。然后，求出用所摄影的10张照片的富R相的总面积的合计值除在各自的照片中所求出的是规定的长宽比且其长轴方向处于规定的角度范围的富R相的合计面积的合计值而得到的值，就能够当作规定的富R相的面积率。
(3)合金中的R2T14B相
本发明的薄板状的RTB系永久磁体用原料合金，以作为强磁性相的R2T14B相为主相。R2T14B相为柱状，优选该R2T14B柱状结晶在相对于薄板表面为90±30°的角度内具有长轴。另外，长轴的长度是薄板厚度尺寸的30％以上，优选是50％以上。再有，上述优选的R2T14B柱状结晶含有薄板全体中的R2T14B柱状结晶的30％以上，优选含有50％以上。
再者，所谓此情况下的R2T14B柱状结晶是指通过利用磁Kerr效应的偏振光显微镜观察的结晶方位一致的块。
以下，说明本发明的实施例和比较例。
(实施例1)
为了使合金组成为Nd：31.5质量％、B：1.00质量％、Co：1.0质量％、Al：0.30质量％、Cu：0.10质量％、余量为铁，配合金属钕、硼铁合金、钴、铝、铜、铁的原料，用高频熔解炉进行熔解，使用薄带铸造法将熔液进行铸造，制成合金薄片。
铸造用旋转辊的直径是300mm，材质是壁厚50mm的纯铜，内部被水冷，铸造时的辊的圆周速度是1.0m/s，生成平均厚度0.27mm的合金薄片。此时，铸造辊表面的平均粗糙度Rz是12微米。目视观察时，合金均匀地载置在铸造辊上，没有看到向铸造辊的热粘着。
另外，使热电偶接触铸造辊表面的底部，来测定铸造中的铸造辊的表面温度。而且，也测定铸造辊用冷却水的水量和出入口的温度差、自铸造辊排出的水温，从这些测定值计算出，在浇口盘的熔液与铸造辊接触位置的铸造辊的表面温度是170℃。
另外，用红外线温度计测定脱离辊的合金薄片的温度，结果是730℃。在进行收容的回收容器内设置使冷却用Ar气体流通的隔板。从回收容器侧面向内部插入热电偶，测定合金的温度变化，结果是，最高温度是720℃，至600℃的平均冷却速度是22℃/分钟。
嵌入10片所得到的合金薄片，进行研磨后，用扫描电子显微镜(SEM)以倍率100倍对各合金薄片进行反射电子成像(BEI)摄影。将摄影成的照片放置在图像解析装置上进行测定，结果是，长宽比为10以上且其长轴方向相对于金属表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的80％。另外，长宽比为20以上且其长轴方向相对于金属表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的65％。另一方面，长宽比为10以上且其长轴方向相对金属表面为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的6％。
(比较例1)
将原料配合成与实施例1相同的组成，与实施例1相同地进行熔解并实施利用SC法的铸造。其中，铸造辊的壁厚规定为90mm，铸造辊表面的平均粗糙度Rz规定为7微米。另外，合金薄片的平均厚度规定为0.35mm。在目视观察时，铸造辊上的合金温度异常高的部分少量发生，在一部分看到热粘着现象。
用与实施例1相同的方法求出的浇口盘的熔液接触于铸造辊的位置的铸造辊的表面温度是400℃。
另外，用红外线温度计测定没有脱离辊的热粘着的合金薄片的温度是820℃。另外，收容脱离辊的合金薄片的回收容器内，设置特别的冷却机构。用从回收容器侧面向内部插入的热电偶测定合金的温度变化，结果是，最高温度为810℃，至600℃的平均冷却速度是6℃/分钟。
所得到的没有热粘着的合金薄片与实施例1相同地进行评价的结果是，许多富R相发生凝聚而形成拉伸状，因此长宽比为10以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的26％。
(比较例2)
将原料配合成与实施例1相同的组成，与实施例1相同地进行熔解并实施利用SC法的铸造。其中，铸造辊的壁厚规定为25mm，铸造辊表面的平均粗糙度Rz规定为10微米。另外，合金薄片的平均厚度规定为0.22mm。在目视观察时，在铸造辊上的合金的一部分中产生温度高一些的部分。
用与实施例1相同的方法求出的浇口盘的合金熔液接触于铸造辊的位置的铸造辊的表面温度是80℃。
另外，用红外线温度计测定脱离辊的合金薄片的平均温度是670℃。另外，在收容脱离辊的合金薄片的回收容器内，设置使冷却水流通的隔板。用从回收容器侧面向内部插入热电偶测定合金的温度变化，结果是，最高温度是660℃，至600℃的平均冷却速度是35℃/分钟。
将所得到的合金薄片与实施例1相同地进行评价的结果是，富R相含有大量的小枝状的高次枝晶，长宽比为10以上且长轴方向相对于金属表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的23％。另一方面，长宽比为10以上且长轴方向相对于金属表面为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的54％。
下面，说明烧结磁体的实施例。
(实施例2)
利用公知的吸氢破碎处理将实施例1得到的合金薄片进行粗粉碎，在所得到的粗粉碎粉末中添加0.07质量％的硬脂酸锌粉末，利用摇动混合器在氮气气氛中混合后，用喷射式粉碎机进行微粉碎。喷射式粉碎机粉碎时的气氛，规定为混合了10000ppm氧的氮气气氛。所得到的粉体的氧浓度是5000ppm。将所得到的粉体与冷埋入树脂进行混合、硬化、研磨，对粉体的剖面进行SEM-BEI观察，调查粉体中的富R相的分散状态。其结果是，富R相主要附着在由主相构成的颗粒的表面。
接着，在取向磁场为1.5T的磁场中，以压力1.0t/cm2将所得到的粉体进行压制成形，将该成形体在1060℃保持4小时进行烧结。所得到的烧结体的烧结密度是7.5g/cm3以上，成为充分大小的密度。再有，将该烧结体在氩气气氛中、在560℃温度下进行1小时热处理，制成烧结磁体。
用BH曲线记录器测定该烧结磁体的磁特性，将结果示于表1中。
(比较例3)
使用与实施例2相同的方法粉碎比较例1所得到的合金薄片，得到微粉。此时，用与实施例2相同的方法观察粉体剖面，可以确认，许多富R相从主相分离，作为仅由富R相构成的较小的颗粒存在。再经由与实施例2同样的成形、烧结的工序，制成烧结磁体。
用BH曲线记录器测定本比较例3制成的烧结磁体的磁特性，将结果示于表1中。
(比较例4)
使用与实施例2相同的方法粉碎比较例2所得到的合金薄片，得到微粉。此时，用与实施例2相同的方法观察粉体剖面，可以确认，在内部存在着富R相的颗粒的比例与实施例2相比也是7倍左右。再经由与实施例2同样的成形、烧结的工序，制成烧结磁体。
用BH曲线记录器测定本比较例4制成的烧结磁体的磁特性，将结果示于表1中。
                                        表1
  密度(g/cm3)   Br(T)   iHc(kA·m)   (BH)max(kJ/m3)   烧结磁体中的TRE量(质量％)   烧结磁体中的氧量(ppm)
 实施例2   7.55   1.39   1194   362   31.2   5500
 比较例3   7.48   1.37   1098   344   30.6   5400
 比较例4   7.52   1.37   1154   352   31.1   5500
如表1所示，比较例3与实施例2相比，密度低，在特性方面，磁化、矫顽力低。其原因可推断为：在合金阶段的富R相的分散恶化，因而在粉碎工序中富R相作为活性的小微粉体被粉碎机的旋流分级器分离，TRE容易减少，或者富R相的偏析使烧结性降低，因而在烧结时没有充分有效地发挥机能。另一方面，可以推断为：虽然比较例4不如比较例3那样，但也显示出同样的举动，富R相有助于烧结的作用不充分。
产业上的可利用性
根据本发明的R-T-B系永久磁体用原料合金，能够最大限度地有效活用合金中的富R相，因此，由本合金制造的烧结磁体，与现有的烧结磁体相比，表现出更优异的磁体特性。即，由于富R相充分地发挥了本来的作用，所以在烧结磁体制造工序中，微粉碎时的组成变动少，没有由氧浓度的增加引起的磁性的降低，没有烧结密度的降低和取向度的降低等，具有现有的合金得不到的优异的效果。另外，通过使用上述原料合金，就能够得到具有高磁特性的R-T-B系永久磁体。
本发明能够适合应用于需要高性能烧结磁体的各种电子机器或电气机械等中。

Claims (11)

1.一种含有R2T14B柱状结晶和富R相的薄板状的R-T-B系永久磁体用原料合金(R是包括Y在内的稀土类元素的至少一种，T是Fe或Fe与Fe以外的过渡金属元素的至少一种，B是硼或硼与碳)，其特征在于：
在包含所述薄板法线方向的任意剖面上观察的合金组织中，长宽比为10以上且其长轴方向相对于所述薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的30％以上。
2.根据权利要求1所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于：长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的50％以上。
3.根据权利要求1所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于：长宽比为10以上且其长轴方向相对薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的70％以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于：长宽比是为20以上。
5.一种含有R2T14B柱状结晶和富R相的薄板状的R-T-B系永久磁体用原料合金(R是包括Y在内的稀土类元素的至少一种，T是Fe或Fe与Fe以外的过渡金属元素的至少一种，B是硼或硼与碳)，其特征在于：
在包含所述薄板法线方向的任意剖面上观察的合金组织中，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的50％以下。
6.根据权利要求5所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于：长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的30％以下。
7.一种含有R2T14B柱状结晶和富R相的薄板状的R-T-B系永久磁体用原料合金(R是包括Y在内的稀土类元素的至少一种，T是Fe或Fe与Fe以外的过渡金属元素的至少一种，B是硼或硼与碳)，其特征在于：
在包含所述薄板法线方向的任意剖面上观察的合金组织中，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的30％以上，并且，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面是为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的50％以下。
8.根据权利要求7所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于：长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为90±30°的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的50％以上，并且，长宽比为10以上且其长轴方向相对于薄板表面为30°以下或150°以上的富R相的面积率是合金中所存在的全部富R相的30％以下。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于：使用薄带铸造法制造。
10.根据权利要求9所述的R-T-B系永久磁体用原料合金，其特征在于：平均厚度是0.10mm以上0.50mm以下。
11.一种由权利要求1～10中任一项所述的R-T-B系永久磁体用原料合金制作的R-T-B系永久磁体。
CNA2004800285212A 2003-09-30 2004-09-28 R－t－b系永久磁体用原料合金及r－t－b系永久磁体 Pending CN1860248A (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP339374/2003 2003-09-30
JP2003339374 2003-09-30

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN1860248A true CN1860248A (zh) 2006-11-08

Family

ID=34386181

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNA2004800285212A Pending CN1860248A (zh) 2003-09-30 2004-09-28 R－t－b系永久磁体用原料合金及r－t－b系永久磁体

Country Status (3)

Country Link
JP (1) JP4366360B2 (zh)
CN (1) CN1860248A (zh)
WO (1) WO2005031023A1 (zh)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102264932A (zh) * 2008-12-26 2011-11-30 昭和电工株式会社 R-t-b系稀土类永久磁铁用合金材料、r-t-b系稀土类永久磁铁的制造方法和电动机
CN103907163A (zh) * 2011-10-28 2014-07-02 Tdk株式会社 R-t-b系合金粉末、各向异性粘结磁体用复合物和各向异性粘结磁体
CN104576022A (zh) * 2014-12-03 2015-04-29 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 稀土永磁体的制备方法
CN108257752A (zh) * 2016-12-29 2018-07-06 北京中科三环高技术股份有限公司 一种制备细晶粒稀土类烧结磁体用合金铸片
CN115555525A (zh) * 2022-10-14 2023-01-03 四川大学 一种实时测量快速凝固薄带凝固速度的装置及测量方法
US12305265B2 (en) 2016-12-29 2025-05-20 Beijing Zhong Ke San Huan Hi-Tech Co., Ltd. Fine grain rare earth alloy cast strip, preparation method thereof, and a rotary cooling roll device

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5274781B2 (ja) 2007-03-22 2013-08-28 昭和電工株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系合金及びｒ−ｔ−ｂ系合金の製造方法、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石用微粉、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石
JP6221598B2 (ja) * 2013-10-04 2017-11-01 大同特殊鋼株式会社 希土類磁石用合金リボンの製造方法
JP6432406B2 (ja) * 2014-03-27 2018-12-05 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系合金粉末およびｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP6863008B2 (ja) * 2017-03-30 2021-04-21 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金およびｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石の製造方法
DE102019107726B4 (de) 2018-04-04 2024-09-26 Asahi Kasei Kabushiki Kaisha Zusatz für bitumenhaltige Dichtungsbahn, Verfahren zur Herstellung einer bitumenhaltigen Dichtungsbahn, Bitumenzusammensetzung und Verwendung der Bitumenzusammensetzung
JP7645121B2 (ja) * 2021-03-30 2025-03-13 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石用合金およびｒ－ｔ－ｂ系永久磁石の製造方法
JP7645120B2 (ja) * 2021-03-30 2025-03-13 Tdk株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石用合金およびｒ－ｔ－ｂ系永久磁石の製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07272929A (ja) * 1994-03-29 1995-10-20 Kobe Steel Ltd 希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石
JP4754739B2 (ja) * 2001-09-03 2011-08-24 昭和電工株式会社 希土類磁石用合金塊、その製造方法および焼結磁石
JP2003213383A (ja) * 2002-01-22 2003-07-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 希土類合金とその製造方法および永久磁石

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102264932A (zh) * 2008-12-26 2011-11-30 昭和电工株式会社 R-t-b系稀土类永久磁铁用合金材料、r-t-b系稀土类永久磁铁的制造方法和电动机
CN102264932B (zh) * 2008-12-26 2013-12-04 昭和电工株式会社 R-t-b系稀土类永久磁铁用合金材料、r-t-b系稀土类永久磁铁的制造方法和电动机
CN103907163A (zh) * 2011-10-28 2014-07-02 Tdk株式会社 R-t-b系合金粉末、各向异性粘结磁体用复合物和各向异性粘结磁体
CN103907163B (zh) * 2011-10-28 2017-02-15 Tdk株式会社 R‑t‑b系合金粉末、各向异性粘结磁体用复合物和各向异性粘结磁体
CN104576022A (zh) * 2014-12-03 2015-04-29 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 稀土永磁体的制备方法
CN104576022B (zh) * 2014-12-03 2017-06-27 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 稀土永磁体的制备方法
CN108257752A (zh) * 2016-12-29 2018-07-06 北京中科三环高技术股份有限公司 一种制备细晶粒稀土类烧结磁体用合金铸片
CN108257752B (zh) * 2016-12-29 2021-07-23 北京中科三环高技术股份有限公司 一种制备细晶粒稀土类烧结磁体用合金铸片
US12305265B2 (en) 2016-12-29 2025-05-20 Beijing Zhong Ke San Huan Hi-Tech Co., Ltd. Fine grain rare earth alloy cast strip, preparation method thereof, and a rotary cooling roll device
CN115555525A (zh) * 2022-10-14 2023-01-03 四川大学 一种实时测量快速凝固薄带凝固速度的装置及测量方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2005031023A1 (ja) 2006-12-07
WO2005031023A1 (ja) 2005-04-07
JP4366360B2 (ja) 2009-11-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103875046B (zh) R-t-b系合金薄片、r-t-b系烧结磁体及其制造方法
CN1212626C (zh) 铁基稀土合金纳米复合磁体及其制造方法
CN101888909A (zh) R-t-b系合金和r-t-b系合金的制造方法、r-t-b系稀土类永久磁铁用微粉、r-t-b系稀土类永久磁铁
CN101541999A (zh) R-t-b系合金和r-t-b系合金的制造方法、r-t-b系稀土类永久磁铁用微粉、r-t-b系稀土类永久磁铁
CN1182268C (zh) 稀土磁铁及其制造方法
CN1934283A (zh) R－Fe－B基稀土永磁体材料
CN1261717A (zh) 矩形比提高的r－t－b系稀土烧结磁体及其制造方法
CN1717755A (zh) R－t－b 系烧结磁铁及其制造方法
CN1308475C (zh) 稀土类－铁－硼系磁体用合金、粉末和用它制成的烧结磁体
CN103842112B (zh) 用于稀土烧结磁铁的原料合金铸片及其制造方法
EP1780736B1 (en) 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
CN1860248A (zh) R－t－b系永久磁体用原料合金及r－t－b系永久磁体
JP4479944B2 (ja) 希土類磁石用合金薄片およびその製造方法
CN103080355B (zh) R-t-b系稀土类永久磁铁用合金材料、r-t-b系稀土类永久磁铁的制造方法和电动机
CN1241283A (zh) 磁铁合金薄带及树脂粘结磁铁
JP4689652B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系磁石合金の金属組織評価方法
CN100345987C (zh) 控制含稀土元素的合金结构的方法、该合金的粉末材料和使用该合金粉末材料的磁体
CN1310729C (zh) 稀土类合金粉末的制造方法及稀土类烧结磁铁的制造方法
JP4318204B2 (ja) 希土類含有合金薄片の製造方法、希土類磁石用合金薄片、希土類焼結磁石用合金粉末、希土類焼結磁石、ボンド磁石用合金粉末、及びボンド磁石
JP4040571B2 (ja) 希土類含有合金薄片の製造方法
CN112074621A (zh) R-t-b系稀土类烧结磁铁用铸造合金薄片
JP7598166B2 (ja) 磁石合金、ボンド磁石およびこれらの製造方法
JP3721831B2 (ja) 希土類磁石用合金及びその製造方法
CN1126123C (zh) 高性能稀土永磁合金及其制造方法
JP2005288493A (ja) 合金薄板の製造方法及び製造装置、合金粉末の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C02 Deemed withdrawal of patent application after publication (patent law 2001)
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication