JPH10130796A - 微細結晶永久磁石合金及び等方性永久磁石粉末の製造方法 - Google Patents
微細結晶永久磁石合金及び等方性永久磁石粉末の製造方法Info
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- JPH10130796A JPH10130796A JP8355015A JP35501596A JPH10130796A JP H10130796 A JPH10130796 A JP H10130796A JP 8355015 A JP8355015 A JP 8355015A JP 35501596 A JP35501596 A JP 35501596A JP H10130796 A JPH10130796 A JP H10130796A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 １０ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有してハ
ードフェライト磁石に匹敵する性能対価格比を有する微
細結晶永久磁石合金を安定的に量産可能にする微細結晶
永久磁石合金の製造方法。 【解決手段】 希土類元素が５ａｔ％以下、Ｂが１５〜
３０ａｔ％の特定組成合金溶湯を、３０ｋＰａ以下の減
圧不活性ガス雰囲気中、ロール周速度を２〜１０ｍ／ｓ
にして急冷することにより、実質９０％以上をＦｅ3Ｂ
型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を
有する化合物相が共存する結晶組織となり、永久磁石と
して実用に耐えるｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの
磁気特性を有する平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの
粉末状あるいは薄板状永久磁石合金を合金溶湯から直接
得ることができ、従来のアモルファス合金を熱処理によ
り結晶化する工程がなく、製造方法が簡単で大量生産に
適している。
ードフェライト磁石に匹敵する性能対価格比を有する微
細結晶永久磁石合金を安定的に量産可能にする微細結晶
永久磁石合金の製造方法。 【解決手段】 希土類元素が５ａｔ％以下、Ｂが１５〜
３０ａｔ％の特定組成合金溶湯を、３０ｋＰａ以下の減
圧不活性ガス雰囲気中、ロール周速度を２〜１０ｍ／ｓ
にして急冷することにより、実質９０％以上をＦｅ3Ｂ
型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を
有する化合物相が共存する結晶組織となり、永久磁石と
して実用に耐えるｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの
磁気特性を有する平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの
粉末状あるいは薄板状永久磁石合金を合金溶湯から直接
得ることができ、従来のアモルファス合金を熱処理によ
り結晶化する工程がなく、製造方法が簡単で大量生産に
適している。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、各種モーター、
アクチュエーター、磁気センサー用磁気回路並びにマグ
ネットロールやスピーカー用などに最適な微細結晶永久
磁石合金の製造方法に係り、希土類元素含有量が５ａｔ
％以下の特定組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を、特定の
減圧不活性ガス雰囲気中、ロール周速度の液体急冷法に
より急冷して、実質的に９０％以上がＦｅ3Ｂ型化合物
並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化
合物相が共存する結晶組織で、かつ各構成相の平均結晶
粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍを有する微細結晶となすこと
により、合金溶湯から直接、厚み７０μｍ〜３００μｍ
の薄板磁石あるいはボンド磁石用合金粉末として実用に
耐えるｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を
有する永久磁石合金を得ることが可能な微細結晶永久磁
石合金の製造方法に関する。
アクチュエーター、磁気センサー用磁気回路並びにマグ
ネットロールやスピーカー用などに最適な微細結晶永久
磁石合金の製造方法に係り、希土類元素含有量が５ａｔ
％以下の特定組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を、特定の
減圧不活性ガス雰囲気中、ロール周速度の液体急冷法に
より急冷して、実質的に９０％以上がＦｅ3Ｂ型化合物
並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化
合物相が共存する結晶組織で、かつ各構成相の平均結晶
粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍを有する微細結晶となすこと
により、合金溶湯から直接、厚み７０μｍ〜３００μｍ
の薄板磁石あるいはボンド磁石用合金粉末として実用に
耐えるｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を
有する永久磁石合金を得ることが可能な微細結晶永久磁
石合金の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】家電用機器、ならびにＯＡ機器や電装品
に用いられるステッピングモーター、パワーモーター並
びにアクチュエーターなどに使用される永久磁石は、従
来、性能対価格比に優れたハードフェライト磁石に限定
されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低温減磁特性
があること、セラミックス材質のために機械的強度が低
く、割れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形状が得難い
ことなどの問題があった。
に用いられるステッピングモーター、パワーモーター並
びにアクチュエーターなどに使用される永久磁石は、従
来、性能対価格比に優れたハードフェライト磁石に限定
されていたが、低温でのｉＨｃ低下に伴う低温減磁特性
があること、セラミックス材質のために機械的強度が低
く、割れ、欠けが発生し易いこと、複雑な形状が得難い
ことなどの問題があった。
【０００３】今日、家電機器、ＯＡ機器、電装品等にお
いて、より一層の高性能化と小型軽量化が要求されてお
り、永久磁石を用いた磁気回路全体として、性能対重量
比を最大にするための設計が検討されており、特に現在
のモーター構造では永久磁石として残留磁束密度Ｂｒが
５ｋＧ〜７ｋＧ程度のものが最適とされているが、従来
のハードフェライト磁石では得ることができない。
いて、より一層の高性能化と小型軽量化が要求されてお
り、永久磁石を用いた磁気回路全体として、性能対重量
比を最大にするための設計が検討されており、特に現在
のモーター構造では永久磁石として残留磁束密度Ｂｒが
５ｋＧ〜７ｋＧ程度のものが最適とされているが、従来
のハードフェライト磁石では得ることができない。
【０００４】例えば、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂを主相とするＮｄ
−Ｆｅ−Ｂボンド磁石ではかかる磁気特性を満足する
が、金属の分離精製や還元反応に多大の工程並びに大規
模な設備を要するＮｄを１０ａｔ％〜１５ａｔ％含有し
ているため、ハードフェライト磁石に比較して著しく高
価となり、性能対価格比の点でハードフェライト磁石か
らの代替は一部の機種でしか進んでおらず、現在のとこ
ろ、５ｋＧ以上のＢｒを有し、安価な永久磁石材料は見
出されていない。
−Ｆｅ−Ｂボンド磁石ではかかる磁気特性を満足する
が、金属の分離精製や還元反応に多大の工程並びに大規
模な設備を要するＮｄを１０ａｔ％〜１５ａｔ％含有し
ているため、ハードフェライト磁石に比較して著しく高
価となり、性能対価格比の点でハードフェライト磁石か
らの代替は一部の機種でしか進んでおらず、現在のとこ
ろ、５ｋＧ以上のＢｒを有し、安価な永久磁石材料は見
出されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】一方、Ｎｄ‐Ｆｅ−Ｂ
系磁石において、近年、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍組成でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ，Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この永久磁
石材料はアモルファスリボンを熱処理することにより、
軟磁性であるＦｅ3Ｂ相と硬磁性であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相
が混在する結晶集合組織を有する準安定構造の永久磁石
材料である。
系磁石において、近年、Ｎｄ4Ｆｅ77Ｂ19（ａｔ％）近
傍組成でＦｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案
（Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．ｄｅ Ｐｈｙｓ，Ｃ
８，１９８８，６６９〜６７０頁）された。この永久磁
石材料はアモルファスリボンを熱処理することにより、
軟磁性であるＦｅ3Ｂ相と硬磁性であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相
が混在する結晶集合組織を有する準安定構造の永久磁石
材料である。
【０００６】かかる永久磁石材料は、１０ｋＧ程度のＢ
ｒと２ｋＯｅ〜３ｋＯｅのｉＨｃを有し、高価なＮｄの
含有濃度が４ａｔ％程度と低いため、配合原料価格はＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂを主相とするＮｄ‐Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石
より安価ではあるが、配合原料のアモルファス合金化が
必須条件であるため液体急冷条件が限定され、また、同
時に硬磁性材料になり得るための熱処理条件が狭く限定
され、工業生産上実用的でなく、ハードフェライト磁石
の代替として安価に提供できない。
ｒと２ｋＯｅ〜３ｋＯｅのｉＨｃを有し、高価なＮｄの
含有濃度が４ａｔ％程度と低いため、配合原料価格はＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂを主相とするＮｄ‐Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石
より安価ではあるが、配合原料のアモルファス合金化が
必須条件であるため液体急冷条件が限定され、また、同
時に硬磁性材料になり得るための熱処理条件が狭く限定
され、工業生産上実用的でなく、ハードフェライト磁石
の代替として安価に提供できない。
【０００７】この発明は、希土類濃度が５ａｔ％以下と
低いことを特徴とする軟磁性のＦｅ3Ｂ相と硬磁性のＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混在する結晶集合組織を有する準安定
構造の永久磁石材料において、その製造条件を緩和して
安定した工業生産を可能にすることを目的とし、特に、
１０ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有してハードフェラ
イト磁石に匹敵する性能対価格比を有する微細結晶永久
磁石合金を安定的に量産可能にする微細結晶永久磁石合
金の製造方法の提供を目的としている。
低いことを特徴とする軟磁性のＦｅ3Ｂ相と硬磁性のＮ
ｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混在する結晶集合組織を有する準安定
構造の永久磁石材料において、その製造条件を緩和して
安定した工業生産を可能にすることを目的とし、特に、
１０ｋＧ以上の残留磁束密度Ｂｒを有してハードフェラ
イト磁石に匹敵する性能対価格比を有する微細結晶永久
磁石合金を安定的に量産可能にする微細結晶永久磁石合
金の製造方法の提供を目的としている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】発明者らは、軟磁性相と
硬磁性相が混在する低希土類濃度のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系永
久磁石材料の安定した工業生産が可能な製造方法を目的
に種々検討した結果、希土類元素の含有量が５ａｔ％以
下と少なく、１５〜３０ａｔ％のＢを含有する特定組成
の合金溶湯を、急冷ロールを用いた液体急冷法により急
冷するに際し、３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス雰囲気
中にて、ロール周速度を２〜１０ｍ／ｓに限定すること
によって、アモルファス合金を熱処理により結晶化する
工程を経ることなく、直接、実質９０％以上をＦｅ3Ｂ
型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を
有する化合物相が共存する結晶組織で平均結晶粒径が５
０ｎｍ以下の微細結晶からなる、焼結磁石用粉末合金や
ボンド磁石用粉末合金、あるいは厚み７０μｍ〜３００
μｍの急冷合金薄帯（薄板磁石）が得られることを知見
し、この発明を完成した。
硬磁性相が混在する低希土類濃度のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系永
久磁石材料の安定した工業生産が可能な製造方法を目的
に種々検討した結果、希土類元素の含有量が５ａｔ％以
下と少なく、１５〜３０ａｔ％のＢを含有する特定組成
の合金溶湯を、急冷ロールを用いた液体急冷法により急
冷するに際し、３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス雰囲気
中にて、ロール周速度を２〜１０ｍ／ｓに限定すること
によって、アモルファス合金を熱処理により結晶化する
工程を経ることなく、直接、実質９０％以上をＦｅ3Ｂ
型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を
有する化合物相が共存する結晶組織で平均結晶粒径が５
０ｎｍ以下の微細結晶からなる、焼結磁石用粉末合金や
ボンド磁石用粉末合金、あるいは厚み７０μｍ〜３００
μｍの急冷合金薄帯（薄板磁石）が得られることを知見
し、この発明を完成した。
【０００９】また、発明者らは、合金溶湯から直接得た
微細結晶の各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎ
ｍである場合は、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの
磁気特性が得られること、さらに、平均結晶粒径１０ｎ
ｍに満たない微細結晶が得られた場合、特定の粒成長の
ための熱処理を施すことにより、各構成相の平均結晶粒
径が１０ｎｍ〜５０ｎｍとなり、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂ
ｒ≧１０ｋＧの磁気特性が得られることを知見し、この
発明を完成した。
微細結晶の各構成相の平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎ
ｍである場合は、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの
磁気特性が得られること、さらに、平均結晶粒径１０ｎ
ｍに満たない微細結晶が得られた場合、特定の粒成長の
ための熱処理を施すことにより、各構成相の平均結晶粒
径が１０ｎｍ〜５０ｎｍとなり、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂ
ｒ≧１０ｋＧの磁気特性が得られることを知見し、この
発明を完成した。
【００１０】すなわち、この発明は、組成式をＦｅ
100-x-yＢxＲy（但しＲはＰｒ、ＮｄまたはＤｙの１種
または２種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ
が、１５≦ｘ≦３０ａｔ％、１≦ｙ≦５ａｔ％を満足す
る合金溶湯を、急冷ロールを用いた液体急冷法により急
冷するに際し、３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス雰囲気
中にて、ロール周速度を２ｍ／ｓ〜１０ｍ／ｓにして、
Ｆｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造を有する化合物相が共存する結晶組織が９０％以上
を占め、平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍである微細
結晶合金を合金溶湯から直接得ることにより、ｉＨｃ≧
２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有する永久磁石
合金を得る微細結晶永久磁石合金の製造方法である。
100-x-yＢxＲy（但しＲはＰｒ、ＮｄまたはＤｙの１種
または２種）と表し、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ
が、１５≦ｘ≦３０ａｔ％、１≦ｙ≦５ａｔ％を満足す
る合金溶湯を、急冷ロールを用いた液体急冷法により急
冷するに際し、３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス雰囲気
中にて、ロール周速度を２ｍ／ｓ〜１０ｍ／ｓにして、
Ｆｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造を有する化合物相が共存する結晶組織が９０％以上
を占め、平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍである微細
結晶合金を合金溶湯から直接得ることにより、ｉＨｃ≧
２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有する永久磁石
合金を得る微細結晶永久磁石合金の製造方法である。
【００１１】また、この発明は、上述の製造方法におい
て、液体急冷法により合金溶湯から直接、平均結晶粒径
が１０ｎｍ以下の微細結晶合金となした場合は、その
後、５００℃〜７００℃の温度域にて粒成長を目的とす
る熱処理を施し、平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの
微細結晶合金となし、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋ
Ｇの磁気特性を有する永久磁石合金を得る微細結晶永久
磁石合金の製造方法を合わせて提案する。
て、液体急冷法により合金溶湯から直接、平均結晶粒径
が１０ｎｍ以下の微細結晶合金となした場合は、その
後、５００℃〜７００℃の温度域にて粒成長を目的とす
る熱処理を施し、平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの
微細結晶合金となし、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋ
Ｇの磁気特性を有する永久磁石合金を得る微細結晶永久
磁石合金の製造方法を合わせて提案する。
【００１２】さらに、この発明は、上述の製造方法にお
いて、得られる微細結晶永久磁石合金を平均粉末粒径３
μｍ〜５００μｍに粉砕して、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ
≧７ｋＧの磁気特性を有する等方性永久磁石合金粉末を
得る製造方法を合わせて提案する。
いて、得られる微細結晶永久磁石合金を平均粉末粒径３
μｍ〜５００μｍに粉砕して、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ
≧７ｋＧの磁気特性を有する等方性永久磁石合金粉末を
得る製造方法を合わせて提案する。
【００１３】
組成の限定理由 希土類元素Ｒは、Ｐｒ、ＮｄまたはＤｙの１種または２
種を特定量含有のときのみ、高い磁気特性が得られ、他
の希土類、例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２ｋＯｅ以上
の特性が得られず、また、ＴｂおよびＤｙを除くＳｍ以
降の中希土類元素、重希土類元素は磁気特性の劣化を招
来するとともに磁石を高価格にするため好ましくない。
Ｒは、１ａｔ％未満では２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られ
ず、また５ａｔ％を越えると１０ｋＧ以上のＢｒが得ら
れないため、１ａｔ％〜５ａｔ％の範囲とする。好まし
くは、２ａｔ％〜５ａｔ％が良い。
種を特定量含有のときのみ、高い磁気特性が得られ、他
の希土類、例えばＣｅ、ＬａではｉＨｃが２ｋＯｅ以上
の特性が得られず、また、ＴｂおよびＤｙを除くＳｍ以
降の中希土類元素、重希土類元素は磁気特性の劣化を招
来するとともに磁石を高価格にするため好ましくない。
Ｒは、１ａｔ％未満では２ｋＯｅ以上のｉＨｃが得られ
ず、また５ａｔ％を越えると１０ｋＧ以上のＢｒが得ら
れないため、１ａｔ％〜５ａｔ％の範囲とする。好まし
くは、２ａｔ％〜５ａｔ％が良い。
【００１４】Ｂは、１５ａｔ％未満では液体急冷後の金
属組織において、α−Ｆｅの析出が著しく、保磁力の発
現に必須であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合
物の析出が阻害されるため、１ｋＯｅ未満のｉＨｃしか
得られず、また３０ａｔ％を越えると減磁曲線の角形性
が著しく低下し、１０ｋＯｅ以上のＢｒが得られないた
め、１５ａｔ％〜３０ａｔ％の範囲とする。好ましく
は、１５ａｔ％〜２０ａｔ％が良い。
属組織において、α−Ｆｅの析出が著しく、保磁力の発
現に必須であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合
物の析出が阻害されるため、１ｋＯｅ未満のｉＨｃしか
得られず、また３０ａｔ％を越えると減磁曲線の角形性
が著しく低下し、１０ｋＯｅ以上のＢｒが得られないた
め、１５ａｔ％〜３０ａｔ％の範囲とする。好ましく
は、１５ａｔ％〜２０ａｔ％が良い。
【００１５】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占め、Ｆ
ｅの一部をＣｏ、およびＮｉで置換することにより減滋
曲線の角形性が改善され、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘ、および耐熱性の向上が得られ、また、Ｃｒで置換
することによりｉＨｃの向上が得られ、さらに、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａ
ｕ、Ｐｂの１種または２種で置換することにより減磁曲
線の角形性を改善し、Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大
させる効果が得られる。
ｅの一部をＣｏ、およびＮｉで置換することにより減滋
曲線の角形性が改善され、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍ
ａｘ、および耐熱性の向上が得られ、また、Ｃｒで置換
することによりｉＨｃの向上が得られ、さらに、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａ
ｕ、Ｐｂの１種または２種で置換することにより減磁曲
線の角形性を改善し、Ｂｒおよび（ＢＨ）ｍａｘを増大
させる効果が得られる。
【００１６】製造条件の限定理由 この発明における液体急冷法とは、急冷ロールによる液
体急冷法及び合金鋳造法であるストリップキャスト法を
含むものである。上述の特定組成の合金溶湯を液体急冷
法で３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、ロ
ール周速度を２ｍ／ｓ〜１０ｍ／ｓにして急冷するが、
２ｍ／ｓ未満では１００ｎｍ以上の粗大なα−Ｆｅ粒子
を含む金属組織となり、また１０ｍ／ｓを超えるとアモ
ルファス金属となるため好ましくなく、その結晶組織の
９０％以上がＦｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組織
とならないためであり、特に、各構成相の平均結晶粒径
がｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得る
に必要な平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍの合金を得る
ことが重要である。
体急冷法及び合金鋳造法であるストリップキャスト法を
含むものである。上述の特定組成の合金溶湯を液体急冷
法で３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、ロ
ール周速度を２ｍ／ｓ〜１０ｍ／ｓにして急冷するが、
２ｍ／ｓ未満では１００ｎｍ以上の粗大なα−Ｆｅ粒子
を含む金属組織となり、また１０ｍ／ｓを超えるとアモ
ルファス金属となるため好ましくなく、その結晶組織の
９０％以上がＦｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆ
ｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組織
とならないためであり、特に、各構成相の平均結晶粒径
がｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得る
に必要な平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍの合金を得る
ことが重要である。
【００１７】すなわち、合金溶湯の急冷処理の際、急冷
雰囲気が３０ｋＰａを越える場合は、回転ロールと合金
溶湯の間に雰囲気ガスが入り込み、急冷条件の均一性が
失われるため、粗大なα−Ｆｅ含む金属組織となり、ｉ
Ｈｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性が得られな
いことから、合金急冷雰囲気を３０ｋＰａ以下とする。
好ましくは、１０ｋＰａ以下が良い。雰囲気ガスは、合
金溶湯の酸化防止のために不活性ガスとし、好ましく
は、Ａｒガス中が良い。
雰囲気が３０ｋＰａを越える場合は、回転ロールと合金
溶湯の間に雰囲気ガスが入り込み、急冷条件の均一性が
失われるため、粗大なα−Ｆｅ含む金属組織となり、ｉ
Ｈｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性が得られな
いことから、合金急冷雰囲気を３０ｋＰａ以下とする。
好ましくは、１０ｋＰａ以下が良い。雰囲気ガスは、合
金溶湯の酸化防止のために不活性ガスとし、好ましく
は、Ａｒガス中が良い。
【００１８】Ｃｕ製ロールを用いる液体急冷法の場合、
ロール周速度が１０ｍ／秒を越えると、急冷合金中に含
まれる結晶組織が減少してアモルファス相が増加するた
め、熱処理によるアモルファスの結晶化が必要となる
が、アモルファスの結晶化に伴う発熱は、急冷直後、す
でに析出している結晶組織の粒成長を引き起こすため、
ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得るに
必要な平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍより粗大な金属
組織となり、１０ｋＧ以上のＢｒを得られない、また、
ロール周速度が２ｍ／ｓ未満では、急冷合金中に粗大な
α‐Ｆｅが析出するため好ましくなく、ロール周速度を
２〜１０ｍ／ｓに限定する。
ロール周速度が１０ｍ／秒を越えると、急冷合金中に含
まれる結晶組織が減少してアモルファス相が増加するた
め、熱処理によるアモルファスの結晶化が必要となる
が、アモルファスの結晶化に伴う発熱は、急冷直後、す
でに析出している結晶組織の粒成長を引き起こすため、
ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得るに
必要な平均結晶粒径１０ｎｍ〜５０ｎｍより粗大な金属
組織となり、１０ｋＧ以上のＢｒを得られない、また、
ロール周速度が２ｍ／ｓ未満では、急冷合金中に粗大な
α‐Ｆｅが析出するため好ましくなく、ロール周速度を
２〜１０ｍ／ｓに限定する。
【００１９】上述した条件の急冷ロールを用いる液体急
冷法にて、急冷した急冷合金の平均結晶粒径が、ｉＨｃ
≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得るに必要な
平均結晶粒径１０ｎｍに満たない場合は、粒成長を目的
とした熱処理を行っても良く、磁気特性が最高となる熱
処理温度は組成に依存するが、熱処理温度が５００℃未
満では粒成長を起こさないため、１０ｎｍ以上の平均結
晶粒径が得られない、また７００℃を越えると粒成長が
著しくｉＨｃ、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が劣化し、
上述の磁気特性が得られないため、熱処理温度は５００
℃〜７００℃に限定する。
冷法にて、急冷した急冷合金の平均結晶粒径が、ｉＨｃ
≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得るに必要な
平均結晶粒径１０ｎｍに満たない場合は、粒成長を目的
とした熱処理を行っても良く、磁気特性が最高となる熱
処理温度は組成に依存するが、熱処理温度が５００℃未
満では粒成長を起こさないため、１０ｎｍ以上の平均結
晶粒径が得られない、また７００℃を越えると粒成長が
著しくｉＨｃ、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が劣化し、
上述の磁気特性が得られないため、熱処理温度は５００
℃〜７００℃に限定する。
【００２０】熱処理において、雰囲気は酸化防止のため
Ａｒガス、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気中もしくは
１．３３Ｐａ以下の真空中が好ましい。磁気特性は熱処
理時間には依存しないが、６時間を越えるような場合は
若干時間の経過とともにＢｒが低下する傾向があるた
め、好ましくは６時間以下が良い。
Ａｒガス、Ｎ2ガスなどの不活性ガス雰囲気中もしくは
１．３３Ｐａ以下の真空中が好ましい。磁気特性は熱処
理時間には依存しないが、６時間を越えるような場合は
若干時間の経過とともにＢｒが低下する傾向があるた
め、好ましくは６時間以下が良い。
【００２１】この発明による微細結晶永久磁石合金の結
晶相は、軟磁性を有するＦｅ3Ｂ型化合物、並びにα−
ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性化合物
相とが同一組織中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が
１０ｎｍ〜５０ｎｍの範囲の微細結晶集合体からなるこ
とを特徴としている。磁石合金の平均結晶粒径が５０ｎ
ｍを越えると、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が劣化し、
Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得ることができず、また、
平均結晶粒径は細かいほど好ましいが、１０ｎｍ未満で
はｉＨｃの低下を引き起こすため、下限を１０ｎｍとす
る。
晶相は、軟磁性を有するＦｅ3Ｂ型化合物、並びにα−
ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性化合物
相とが同一組織中に共存し、各構成相の平均結晶粒径が
１０ｎｍ〜５０ｎｍの範囲の微細結晶集合体からなるこ
とを特徴としている。磁石合金の平均結晶粒径が５０ｎ
ｍを越えると、Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が劣化し、
Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を得ることができず、また、
平均結晶粒径は細かいほど好ましいが、１０ｎｍ未満で
はｉＨｃの低下を引き起こすため、下限を１０ｎｍとす
る。
【００２２】この発明において、磁石合金溶湯組成及び
急冷条件を選定することによって、焼結やボンド磁石用
に適した粉末状磁石合金、あるいは厚さ７０μｍ〜３０
０μｍの薄板磁石を製造することができる。
急冷条件を選定することによって、焼結やボンド磁石用
に適した粉末状磁石合金、あるいは厚さ７０μｍ〜３０
０μｍの薄板磁石を製造することができる。
【００２３】また、この発明による微細結晶永久磁石合
金を平均粒度３μｍ〜５００μｍに粉砕することによ
り、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧの磁気特性を有す
る等方性永久磁石合金粉末を得ることができる。粉砕平
均粒度が３μｍ未満では磁気特性、特にＢｒが低下して
好ましくなく、また５００μｍを越えると成形が困難な
ため、粉砕後の平均粒度を３μｍ〜５００μｍに限定す
る。圧縮成形ボンド磁石用粉末として使用する場合の粉
砕粒度は、２０μｍ〜３００μｍが好ましく、射出成形
ボンド磁石用粉末として使用する場合は５０μｍ以下が
好ましい。
金を平均粒度３μｍ〜５００μｍに粉砕することによ
り、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧの磁気特性を有す
る等方性永久磁石合金粉末を得ることができる。粉砕平
均粒度が３μｍ未満では磁気特性、特にＢｒが低下して
好ましくなく、また５００μｍを越えると成形が困難な
ため、粉砕後の平均粒度を３μｍ〜５００μｍに限定す
る。圧縮成形ボンド磁石用粉末として使用する場合の粉
砕粒度は、２０μｍ〜３００μｍが好ましく、射出成形
ボンド磁石用粉末として使用する場合は５０μｍ以下が
好ましい。
【００２４】
実施例１ 表１のＮｏ．１〜１７の組成となるように、純度９９．
５％以上のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、
Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂ、Ｎ
ｄ、Ｐｒ、Ｄｙの金属を用い、総量が３０ｇとなるよう
に秤量し、底部に直径０．８ｍｍのオリフィスを有する
石英るつぼ内に投入し、表１の急冷雰囲気圧に保持した
Ａｒ雰囲気中で高周波加熱により溶解し、溶解温度を１
３００℃にした後、湯面をＡｒガスにより加圧して室温
にて、表１に示すロール周速度にて回転するＣｕ製ロー
ルの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を噴出させて幅
２ｍｍ〜３ｍｍ、厚み１００μｍ〜３００μｍの急冷合
金薄帯を作製した。
５％以上のＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、
Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂ、Ｎ
ｄ、Ｐｒ、Ｄｙの金属を用い、総量が３０ｇとなるよう
に秤量し、底部に直径０．８ｍｍのオリフィスを有する
石英るつぼ内に投入し、表１の急冷雰囲気圧に保持した
Ａｒ雰囲気中で高周波加熱により溶解し、溶解温度を１
３００℃にした後、湯面をＡｒガスにより加圧して室温
にて、表１に示すロール周速度にて回転するＣｕ製ロー
ルの外周面に０．７ｍｍの高さから溶湯を噴出させて幅
２ｍｍ〜３ｍｍ、厚み１００μｍ〜３００μｍの急冷合
金薄帯を作製した。
【００２５】図１にＣｕ−Ｋαの特性Ｘ線による実施例
Ｎｏ．２の場合のＸ線回折パターンを示すごとく、得ら
れた急合金薄帯は、軟磁性を有するＦｅ3Ｂ型化合物、
並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬
磁性化合物相とが同一組織中に共存する金属組織である
ことを確認した。また、結晶粒径については、実施例Ｎ
ｏ．４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７を除き、いずれの試料
も平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織で
あった。表２にＶＳＭで測定した磁石特性を示す。
Ｎｏ．２の場合のＸ線回折パターンを示すごとく、得ら
れた急合金薄帯は、軟磁性を有するＦｅ3Ｂ型化合物、
並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬
磁性化合物相とが同一組織中に共存する金属組織である
ことを確認した。また、結晶粒径については、実施例Ｎ
ｏ．４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７を除き、いずれの試料
も平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶組織で
あった。表２にＶＳＭで測定した磁石特性を示す。
【００２６】実施例２ 表１の実施例Ｎｏ．４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７につい
ては、平均結晶粒径が１０ｎｍ未満であったため、急冷
合金簿帯をＡｒガス中、６００℃にて１０分間保持し、
平均結晶粒径が１０ｎｍ以上になるよう熱処理を施し
た。ＶＳＭを用いて磁石特性を測定した結果を表２に示
す。なお、実施例Ｎｏ．５〜Ｎｏ．１７においてＡｌ、
Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａ
ｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂは各構成相のＦｅの一部を置換す
る。
ては、平均結晶粒径が１０ｎｍ未満であったため、急冷
合金簿帯をＡｒガス中、６００℃にて１０分間保持し、
平均結晶粒径が１０ｎｍ以上になるよう熱処理を施し
た。ＶＳＭを用いて磁石特性を測定した結果を表２に示
す。なお、実施例Ｎｏ．５〜Ｎｏ．１７においてＡｌ、
Ｓｉ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｇａ、Ａ
ｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂは各構成相のＦｅの一部を置換す
る。
【００２７】実施例３ 表１のＮｏ．２、Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．６、Ｎ
ｏ．１３について粉砕機を用いて、粉砕粒度２５μｍ〜
３００μｍ、平均粉末粒径１５０μｍになるように粉砕
し、等方性永久磁石粉末を作製した。表３にＶＳＭで測
定した磁石合金粉末の磁気特性を示す。
ｏ．１３について粉砕機を用いて、粉砕粒度２５μｍ〜
３００μｍ、平均粉末粒径１５０μｍになるように粉砕
し、等方性永久磁石粉末を作製した。表３にＶＳＭで測
定した磁石合金粉末の磁気特性を示す。
【００２８】比較例１ 実施例１と同様に表１のＮｏ．１８〜Ｎｏ．２１の組成
となるように純度９９．５％のＦｅ、Ｂ、Ｒを用いて、
表１に示す急冷条件にて急冷合金薄帯を作製した。得ら
れた試料のＣｕ−Ｋαの特性Ｘ線回折パターンを図１に
示す。Ｘ線回折パターンの結果から判るようにＮｏ．１
８の試料は、保磁力の発現しないアモルファス合金であ
った。また、Ｎｏ．１９の試料は、α−Ｆｅ相が主相と
なる金属組織であった。なお、Ｎｏ．２０の試料は、非
磁性相であるＮｄ2Ｆｅ23Ｂ3とα−Ｆｅからなる組織で
あり、Ｎｏ．２１の試料は、Ｎｏ．１９と同様、α−Ｆ
ｅを主相とする金属組織であった。また、Ｎｏ．１８〜
Ｎｏ．２１のＶＳＭで測定した磁石特性を表２に示す。
となるように純度９９．５％のＦｅ、Ｂ、Ｒを用いて、
表１に示す急冷条件にて急冷合金薄帯を作製した。得ら
れた試料のＣｕ−Ｋαの特性Ｘ線回折パターンを図１に
示す。Ｘ線回折パターンの結果から判るようにＮｏ．１
８の試料は、保磁力の発現しないアモルファス合金であ
った。また、Ｎｏ．１９の試料は、α−Ｆｅ相が主相と
なる金属組織であった。なお、Ｎｏ．２０の試料は、非
磁性相であるＮｄ2Ｆｅ23Ｂ3とα−Ｆｅからなる組織で
あり、Ｎｏ．２１の試料は、Ｎｏ．１９と同様、α−Ｆ
ｅを主相とする金属組織であった。また、Ｎｏ．１８〜
Ｎｏ．２１のＶＳＭで測定した磁石特性を表２に示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【発明の効果】この発明は、希土類元素の含有量が５ａ
ｔ％以下と少なく、１５〜３０ａｔ％のＢを含有する特
定組成の合金溶湯を、急冷ロールを用いた液体急冷法に
より急冷するに際し、３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス
雰囲気中にて、ロール周速度を２〜１０ｍ／ｓに限定す
ることによって、アモルファス合金を熱処理により結晶
化する工程を経ることなく、直接、実質９０％以上をＦ
ｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造を有する化合物相が共存する結晶組織となり、永久磁
石として実用に耐えるｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋ
Ｇの磁気特性を有する平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎ
ｍの厚み７０μｍ〜３００μｍの薄板磁石あるいはボン
ド磁石用粉末合金が得られ、さらに、平均結晶粒径１０
ｎｍに満たない微細結晶が得られた場合、特定の粒成長
のための熱処理を施すことにより、各構成相の平均結晶
粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍとなり、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、
Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性が得られるもので、従来の微
細結晶型永久磁石の製造工程に見られたアモルファス合
金を熱処理により結晶化する工程を介さないため、製造
方法が簡単で大量生産に適しており、ハードフェライト
磁石では達成できない優れた磁石特性を有する永久磁石
を安価で提供できる。
ｔ％以下と少なく、１５〜３０ａｔ％のＢを含有する特
定組成の合金溶湯を、急冷ロールを用いた液体急冷法に
より急冷するに際し、３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス
雰囲気中にて、ロール周速度を２〜１０ｍ／ｓに限定す
ることによって、アモルファス合金を熱処理により結晶
化する工程を経ることなく、直接、実質９０％以上をＦ
ｅ3Ｂ型化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構
造を有する化合物相が共存する結晶組織となり、永久磁
石として実用に耐えるｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋ
Ｇの磁気特性を有する平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎ
ｍの厚み７０μｍ〜３００μｍの薄板磁石あるいはボン
ド磁石用粉末合金が得られ、さらに、平均結晶粒径１０
ｎｍに満たない微細結晶が得られた場合、特定の粒成長
のための熱処理を施すことにより、各構成相の平均結晶
粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍとなり、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、
Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性が得られるもので、従来の微
細結晶型永久磁石の製造工程に見られたアモルファス合
金を熱処理により結晶化する工程を介さないため、製造
方法が簡単で大量生産に適しており、ハードフェライト
磁石では達成できない優れた磁石特性を有する永久磁石
を安価で提供できる。
【図１】実施例における試料のＣｕ−Ｋαの特性Ｘ線回
折パターンを示すグラフである。
折パターンを示すグラフである。
Claims (5)
- 【請求項１】 組成式をＦｅ100-x-yＢxＲy（但しＲは
Ｐｒ、ＮｄまたはＤｙの１種または２種）と表し、組成
範囲を限定する記号ｘ、ｙが下記値を満足する合金溶湯
を、急冷ロールを用いた液体急冷法により急冷するに際
し、３０ｋＰａ以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、ロ
ール周速度を２ｍ／ｓ〜１０ｍ／ｓにして、Ｆｅ3Ｂ型
化合物並びにα−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
する化合物相が共存する結晶組織が９０％以上を占め、
平均結晶粒径が５０ｎｍ以下である微細結晶合金を得る
微細結晶永久磁石合金の製造方法。 １５≦ｘ≦３０ａｔ％ １≦ｙ≦５ａｔ％ - 【請求項２】 請求項１において、液体急冷法により合
金溶湯から直接、平均結晶粒径が１０ｎｍ〜５０ｎｍの
微細結晶合金となし、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧１０ｋ
Ｇの磁気特性を有する磁石合金を得る微細結晶永久磁石
合金の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１において、液体急冷法により合
金溶湯から直接、平均結晶粒径が１０ｎｍ以下の微細結
晶合金となし、その後、５００℃〜７００℃の温度域に
て粒成長を目的とする熱処理を施し、平均結晶粒径が１
０ｎｍ〜５０ｎｍの微細結晶合金となし、ｉＨｃ≧２ｋ
Ｏｅ、Ｂｒ≧１０ｋＧの磁気特性を有する磁石合金を得
る微細結晶永久磁石合金の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１において、得られる微細結晶永
久磁石合金は厚み７０μｍ〜３００μｍの薄板磁石であ
る微細結晶永久磁石合金の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１において、得られる微細結晶永
久磁石合金を平均粉末粒径３μｍ〜５００μｍに粉砕し
て、ｉＨｃ≧２ｋＯｅ、Ｂｒ≧７ｋＧの磁気特性を有す
る等方性永久磁石合金粉末を得る等方性永久磁石粉末の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35501596A JP3488354B2 (ja) | 1996-09-06 | 1996-12-20 | 微細結晶永久磁石合金及び等方性永久磁石粉末の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25770096 | 1996-09-06 | ||
| JP8-257700 | 1996-09-06 | ||
| JP35501596A JP3488354B2 (ja) | 1996-09-06 | 1996-12-20 | 微細結晶永久磁石合金及び等方性永久磁石粉末の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10130796A true JPH10130796A (ja) | 1998-05-19 |
| JP3488354B2 JP3488354B2 (ja) | 2004-01-19 |
Family
ID=26543351
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35501596A Expired - Lifetime JP3488354B2 (ja) | 1996-09-06 | 1996-12-20 | 微細結晶永久磁石合金及び等方性永久磁石粉末の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3488354B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100414462B1 (ko) * | 2000-05-30 | 2004-01-07 | 세이코 엡슨 가부시키가이샤 | 자석 재료의 제조 방법, 리본상 자석 재료, 분말상 자석재료 및 결합 자석 |
| DE10064022B4 (de) * | 1999-12-27 | 2015-06-25 | Hitachi Metals, Ltd. | Verfahren zur Herstellung eines Magnetmaterial-Legierungspulvers auf Eisenbasis |
| CN107707051A (zh) * | 2017-11-24 | 2018-02-16 | 安徽美芝精密制造有限公司 | 用于电机的永磁体和具有其的转子组件、电机及压缩机 |
| EP4066964A1 (en) * | 2021-04-01 | 2022-10-05 | Baotou Kerui Micro Magnet New Materials Co., Ltd. | Method for preparing a high-performance nd-fe-b isotropic magnetic powder |
| US11600417B2 (en) | 2017-11-24 | 2023-03-07 | Anhui Meizhi Precision Manufacturing Co., Ltd. | Permanent magnet for motor, rotor assembly having same, motor, and compressor |
-
1996
- 1996-12-20 JP JP35501596A patent/JP3488354B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE10064022B4 (de) * | 1999-12-27 | 2015-06-25 | Hitachi Metals, Ltd. | Verfahren zur Herstellung eines Magnetmaterial-Legierungspulvers auf Eisenbasis |
| KR100414462B1 (ko) * | 2000-05-30 | 2004-01-07 | 세이코 엡슨 가부시키가이샤 | 자석 재료의 제조 방법, 리본상 자석 재료, 분말상 자석재료 및 결합 자석 |
| CN107707051A (zh) * | 2017-11-24 | 2018-02-16 | 安徽美芝精密制造有限公司 | 用于电机的永磁体和具有其的转子组件、电机及压缩机 |
| US11600417B2 (en) | 2017-11-24 | 2023-03-07 | Anhui Meizhi Precision Manufacturing Co., Ltd. | Permanent magnet for motor, rotor assembly having same, motor, and compressor |
| EP4066964A1 (en) * | 2021-04-01 | 2022-10-05 | Baotou Kerui Micro Magnet New Materials Co., Ltd. | Method for preparing a high-performance nd-fe-b isotropic magnetic powder |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3488354B2 (ja) | 2004-01-19 |
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