专利名称：在r－t－b系烧结磁铁的制造中使用的合金和r－t－b系烧结磁铁的制造方法
技术领域：
本发明是关于在高性能R-T-B系烧结磁铁的制造中使用的合金和该烧结磁铁的制造方法，更详细地说，是关于主要用于马达等中的高矫顽力R-T-B系烧结磁铁的制造中使用的原料合金和该烧结合金的制造方法。
背景技术：
作为高性能烧结磁铁，代表性的R-T-B系烧结磁铁(但R是包括Y的稀土类元素中的至少一种，T是Fe，但一部分是可以用Co、Ni的1种或2种取代的过渡元素)是支持磁铁应用部件的小型化、轻量化以及高性能化的必不可少的机能材料。R-T-B系烧结磁铁在电子设备制品或OA、FA用的各种马达，医疗用诊断装置等的广泛领域中应用。最近，R-T-B系烧结磁铁也作为汽车用的各种马达而使用。
R-T-B系烧结磁铁由担负磁性的强磁性相R2T14B相、富R相(Nd等稀土类元素的浓度高的非磁性相)和富B相(是富B的非磁性相，例如在R是Nd时，是Nd11FeB4相)构成。
在R-T-B系烧结磁铁的制造中使用的原料合金通常也由R2T14B相、富R相和富B相构成。这些相中富R相是液相烧结的承担者，起到提高烧结磁铁的特性的重要作用，因此必不可少的相。该富R相容易氧化，因此在烧结磁铁的制造过程中发生氧化。烧结合金的R含量比是R2T14B的R含量的11.8原子％多得多，以便即使在氧化后在烧结时也残留某种程度以上的有效的富R相。
但是，烧结磁铁越成为高特性，越必须提高是强磁性相的R2T14B相的体积率，因此富R相的体积率也减少。因而在以金属模铸造法铸造原料合金时，在金属锭中富R相的弥散变差，产生局部的富R相不足。在使用将这样的金属锭粉碎成原料粉末的烧结磁铁中难以得到充分的磁性。
另一方面，R2T14B相的体积率越是高组成的合金，越容易形成树枝状αFe相。这种αFe相显著地损害原料合金的粉碎性，结果在引起粉碎粉的组成变动的同时，引起烧结磁铁的磁性的降低或波动的增加。这种αFe相通过在氩气等惰性气体中或者在真空中、在1000℃以上长时间热处理原料，能够使相当的量消失。但是，一施行这种热处理，富R相的弥散性变差，因此不能改善磁性。
因此，作为为了解决有关高特性烧结磁铁制造的上述这些问题的方法，提出了带材铸造法(例如，特开平5-22488、特开平5-295490)。这种方法在向旋转辊的表面供给金属熔液制造合金时，通过控制辊的圆周速度和金属熔液的供给量，能够制造平均厚度约0.1～0.5mm左右的薄带合金。因此，这种方法比以往的金属模铸造法在凝固时的冷却速度高，富R相细小地弥散，能够制造难以形成树枝状αFe相的合金。按照这种方法，例如在Nd-Fe-B系合金中，能够形成Nd量至大约28.5重量％、没有树枝状αFe相的合金。
另一方面，提出了分别准备R含量少的R-T-B系合金(以下，称为“主相系合金”)和R含量多的R-T系合金或者R-T-B系合金(以下，称为“晶界相合金”)，混合这些合金，制造烧结磁铁的二合金混合法(例如，特开平4-338607)，通过在这些晶界相合金中添加Co，形成化学稳定的R3(Fe·Co)，能够抑制烧结磁铁制造时的晶界相合金的氧化(特开平7-283016)。
表面发生若干氧化的R-T-B系合金微粉末即使暴露在大气中，也不发生激烈的氧化，因此能够于大气中进行磁场成形。因而，在烧结磁铁制造中，在通常实行的微粉碎过程中，例如在喷射式粉碎机粉碎过程中，在混入微量氧气的惰性气体氛围中进行微粉碎，制造氧浓度是4000～10000ppm的微粉末，在大气中进行磁场成形。
但是，越是R量少、富R相少的高性能烧结磁铁，为了不降低磁铁特性的允许氧浓度越低。因此，为了有效地利用少的富R相，不能使像上述的微粉的表面氧化，并且在用磁场形成机进行形成时，需要将金属模整体放入N2气或Ar气氛围的球形箱中，在球形箱中进行磁场成形等办法。另外，即使除此之外的过程，必须尽可能去除发生氧化的原因，因此费用提高。
另一方面，为了不降低烧结磁铁的矫顽力和矩形性，必须将晶粒的大小控制在约10～30μm左右。但是如果将烧结磁铁的氧浓度控制到过低时，在烧结时晶粒就容易异常长大，由于这种情况往往长大至大约1mm。
发明的公开本发明人研究了在烧结磁铁制造过程中难以氧化、也难以引起晶粒的异常长大的、在R-T-B系高性能烧结磁铁的制造中使用的原料合金和烧结磁铁的制造方法，更详细地说研究了主要用于马达等中的高矫顽力稀土烧结磁铁制造中使用的原料合金和烧结磁铁的制造方法。其结果发现，在使用将R成分比R2T14B少的主相系合金和晶界相合金混合的二合金混合法制造烧结磁铁时，在烧结磁铁的制造过程中的氧化少，并且在烧结时也没有晶粒的异常长大，从而完成了本发明。
即，本发明提供在R-T-B系烧结磁铁的制造中使用的原料合金，在由R2T14B(但R是包括Y的稀土类元素中的至少1种，T是一部分可以用Co或Ni的1种或2种取代的Fe，B是一部分可以用C、N的1种或2种取代的B(硼))组成的R-T-B系烧结磁铁的制造中使用的原料合金中，其特征在于，上述R是1～6原子％的Dy，以及其余由Nd和Pr的至少1种组成的合计量是10～11.8原子％的稀土类元素，而且B的含量是5.88～8.00原子％，在基体的第1区域中树枝状αFe相往往弥散分布，而且在和第1区域不同的第2区域中片状αFe相弥散分布，并且上述第1区域和树枝状αFe相的合计是0～10体积％(即，在不形成αFe相时该合计也往往是0体积％)，而且上述第2区域和片状αFe相合计是5体积％以上。
即，本发明在R含量少、实质上由于没有富R相不能单独地进行液相烧结的R-T-B系主相合金和R含量多的本主相系合金中混合担负供给富R相作用的R-T系或者R-T-B系晶界相合金的1种或2种，而制造烧结磁铁的方法中，以下述(1)～(3)为特征。(1)主相系合金关于组织，在R2T14B(但R是包括Y的稀土类元素中的至少1种，T是一部分可以用Co或Ni的1种或2种取代的Fe，B是一部分可以用C、N的1种或2种取代的B(硼))的基体中，树枝状αFe相弥散生成的(下面详述)区域是10体积％以下。
关于组成，R实质上由Nd、Pr、Dy组成，其含量的合计是10～11.8原子％，其中含有1～6原子％的Dy，B的含量是5.88～8.00原子％，其余由T组成。(2)晶界相合金是R含有15原子％以上的、R-T系合金或者R-T-B系合金。最好Co含量是1原子％以上。(3)烧结磁铁的制造方法配合60重量％以上的主相系合金和40重量％以下的晶界相合金，来制造烧结磁铁。
以下详细地说明本发明。
本发明的主相系合金的特征是，利用带材铸造法制造，不存在一般使用的烧结磁铁制造用原料合金中存在的容易氧化的片状富R相，形成片状αFe相。因此能够抑制烧结磁铁制造时的氧化。
构成本发明的主相系合金的主相，除了片状αFe相以外，是为基体的R2T14B相、富R相。除此之外，也往往形成树枝状αFe相或树枝状R2T17相，在形成这些相时，组成平衡破坏，在这些相的附近形成许多富R相。以下参照附图更详细地说明本发明。
附图的简单说明
图1是在本发明的实施例1中制成的主相系合金的SEM(扫描电子显微镜)衍射电子显微镜照片。
图2是在本发明的实施例2中制成的主相系合金的SEM衍射电子显微镜照片。
图3是公知的主相系合金的SEM衍射电子显微镜照片。
实施发明的最佳方式在图1和图2中示出本发明的代表性的组织的SEM衍射电子显微镜照片。在图1和图2中呈现灰色的相是为基体的R2T14B相，呈现浅黑色的细线状的相是片状αFe相。并且在图2中多数的浅黑色点是形成树枝状的R2T17相，多数的深黑点是树枝状αFe相。处于树枝状R2T17相和树枝状αFe相附近的多数的白点是因为组成平衡被破坏而形成的富R相。
构成一般使用的公知组织的R-T-B烧结磁铁制造用原料合金的主相是作为基体的R2T14B相、片状富R相和富B相。除此之外也往往形成树枝状αFe相。在形成该相时，组成平衡被破坏，在该相的附近形成富R相。在图3中示出公知组织的SEM衍射电子显微镜照片。在图3中呈现灰色的相是作为基体的R2T14B相，呈现白色线状的相是片状富R相。另外，多数的深黑点是树枝状αFe相。处于树枝状αFe相附近的多数的白点是因为组成平衡被破坏而形成的富R相。
富R相的熔点是约660℃，在从铸造凝固后至660℃的冷却速度慢的情况下或在660℃以上进行热处理时，片状富R相在途中被切断，而趋于圆状。在本说明书中，形状像这样发生变化的富R相也看作片状。
从图1和图2与图3的比较中可以断定，本发明的主相系合金的组织和一般使用的公知组织的R-T-B烧结磁铁制造用原料合金的组织有明显的不同。
在本发明的主相系合金中，R成分是R2T14B相的R成分以下，像在公知的组织中看到那样的片状富R相由于R成分的不足，实质上不存在，对R成分相对剩余的Fe成分作为片状相形成。其形成量，在形成区域即R2T14B相基体的第1区域内弥散形成的片状αFe相和该第1区域的基体的合计是5体积％以上。
另一方面，关于对烧结磁铁的生产率和磁性有害的树枝状αFe相，其形成区域(即，在R2T14B相基体的第1区域内弥散形成的树枝状αFe相和基体的第1区域的合计)是10体积％以下，更好是5体积％以下，最好是0体积％。如果树枝状αFe相形成的区域超过10体积％，原料合金的粉碎性就显著地降低，在成为粉碎时的组成变动的原因的同时，引起磁性降低或波动的增加。
片状αFe相形成的区域或树枝状αFe相形成的区域的测定方法，体积％和面积％可以作为是等同的，因此例如有利用SEM衍射电子图像将合金的断面组织摄成照片，使用图像处理装置求出的方法。也就是，因为组织的状态取决于观察的部位可以不同，所以将断面的任意部位选择10个以上，利用SEM衍射电子图像摄成照片，求出观察的断面面积的合计和片状αFe相形成的区域或者树枝状αFe相形成的区域的合计面积，可以求出两者的比。
本发明的主相系合金的构成相中R2T17相在烧结磁铁的制造过程中不引起粉碎效率降低等问题。另外，该相磁性上是软相，如果存在于烧结磁铁中就降低矫顽力和矩形性。但是，如果将适宜组成的晶界相合金和该主相系合金的混合粒烧结，在烧结时就消失，因此是没有问题的。
接着，说明本发明的主相系合金的制造方法。在以通常的金属模铸造法制造成的合金中，在其大部分的区域形成有害的树枝状αFe相。为了抑制这样的树枝状αFe相的形成，必须以比以往的金属模铸造法快的冷却速度进行凝固，例如带材铸造法是合适的。这种方法能够铸造平均厚度约0.1～0.5mm的薄板，因此凝固以比以往的金属模铸造法快的冷却速度进行。在带材铸造法中有单辊法和双辊法，可以选择任一种方法，但装置简单、运转条件的控制也容易的单辊法是合适的。进而，为了使辊上的凝固速度快，可以使辊的周围处于导热率大的He气氛中。本发明的主相系合金的制造方法并不限于带材铸造法，可以适当选择形成本发明的组织的制造方法。
用于形成本发明的主相系合金的组织的组成，R实质上由Nd、Pr、Dy组成，其含量的合计是10～11.8原子％，其中含有1～6原子％的Dy，B的含量是5.88～8.00原子％，其余由T组成。
在R多于11.8原子％时，形成容易氧化的片状富R相。而在R少于10原子％时，即使利用像带材铸造法那样铸造后的冷却速度快的方法进行铸造，也多量地形成树枝状αFe相，不能将其形成区域抑制在10体积％以下。因此R的含量限定在10～11.8原子％。
Dy难以形成树枝状αFe相，因此在本发明中含有Dy是重要的。如果使Dy含量达到1原子％以上，就能够使形成树枝状αFe相的区域达到10体积％以下。而如果Dy含量多，就越发难以形成树枝状αFe相，但Dy是高价的，并且因为降低烧结磁铁的磁化，从现实的观点看，规定在6原子％以下。由于以上的理由，将Dy的含量规定在1～6原子％。Dy具有各向异性大的磁场，在含有Dy的烧结磁铁中矫顽力变高。因此，按照本发明的烧结磁铁适用于升至高温、并且由于暴露在去磁场中需要高矫顽力的马达。
关于B，如果少于5.88原子％，就大量地形成树枝状αFe相，使其形成区域不能在10体积％以下。另外，作为晶界相合金在使用不含B的R-T系合金时，不论使晶界相合金和主相系合金的配合比怎样，在配合组成中B都是不足的，在烧结后存在磁性上软的R2Fe17相，矫顽力和矩形性降低。另一方面，B的含量越多，越难以形成树枝状αFe相。但是，如果B的含量超过8.00原子％，以烧结后是非磁性的富B相几乎是0的配合比，形成R量相当多的烧结磁铁，剩余磁通密度降低。另外，为了提高同磁畴磁通密度，以烧结后的R含量成为稍少一些的配合比，在烧结后残留多量的富B相，剩余磁通密度仍然降低。因此主相系合金的B限定在5.88～8.00原子％。
关于本发明的晶界相合金的组成，R必须含有15原子％以上。如果晶界相合金的R少于15原子％，容易形成αFe相。另外，在和B含量多的主相系合金混合时，在烧结磁铁的组成中可以避免B不足，混合后的R成分变少。为此为了确保良好的磁性的容许氧浓度变得过低，因此在现实上不能制造良好磁性的烧结磁铁。因而在晶界相合金中R必须含有15原子％以上。
作为晶界相合金，可以混合R-T系合金和R-T-B系合金中的1种或者2种而使用。
本发明的晶界相合金可以利用通常的金属模铸造法、离心铸造法(例如，特开平8-296005)、带材铸造法制造。关于利用哪种方法进行制造，可以根据包括氢脆粉碎等粉碎中的效率性或有关制造的经济性进行适宜地选择。
像以上那样制得的主相系合金和晶界相合金混合后，进行烧结形成磁铁。此时的配合比，主相系合金是60重量％以上，晶界相合金是40重量％以下。在各自的配合主相系合金不到60重量％、晶界相合金超过40重量％时，烧结磁铁含有的R变多，因而剩余磁通密度降低。因此，必须使主相系合金以60重量％以上、晶界相合金以40重量％以下进行配合。
Co有改善耐蚀性的效果，因此在R成分多而容易氧化的晶界相合金中最好含有1原子％以上的Co。通过含有1原子％以上的Co，形成化学稳定的R3(Fe·Co)，因此能够抑制烧结磁铁制造时的氧化。并且在和主相系合金混合而制成的烧结磁铁中，也通过含有Co，来改善矫顽力温度特性和耐蚀性。但是，在Co含量不到1原子％时，这些效果小。
主相系合金和晶界相合金，经过氢脆粉碎、在N2气或Ar气等惰性气体中利用布朗式(Brown)磨碎机粉碎至约0.5mm以下的中粉碎、在N2气或Ar气等惰性气体中利用喷射式磨碎机及在有机溶剂中利用球磨机或立式球磨机等的微粉碎，在利用费歇尔(Fisher)型微筛分器(FSSS)测定中微粉碎至2～5μm。当进行氢脆粉碎时，可以带材的原样的形状实施，但希望粗粉碎至10mm以下，使金属表面露出后实施。
在这种粉碎过程中，不实施氢脆粉碎，进行粗粉碎后，可以直接进行中粉碎。另外，如果选定适宜的氢脆粉碎条件，就可以不实施中粉碎，直接进行微粉碎。
关于主相系合金和晶界相合金的混合，可以在粗粉碎、氢脆粉碎、中粉碎、微粉碎等哪种粉碎过程中实施都可以。即，在本发明中，在至磁场成形过程中重要的是均匀地混合这些合金，对粉碎方法的选定或混合方法的选定不加以限制。均匀混合希望在惰性气体中使用V型调匀机进行实施。另外，为了提高磁场成形中的取向度，希望在混合粉中添加0.01～1重量％的硬脂酸锌等润滑剂。
再者，在主相系合金的氢脆粉碎过程中，吸氢处理最好在氢气氛中在100℃以上的温度实施。从经济性或安全性的观点出发，此时的氢气氛中的氢气压最好是200托～10Kgf/cm2。脱氢处理过程，使在吸氢过程中发热的合金充分冷却后，在常温于真空中进行1次脱氢处理，最好再在Ar气中或者真空中在400℃～750℃保持30分钟以上进行2次脱氢处理。通过进行这种脱氢处理过程，提高接着的过程以后的耐氧化性。从作业效率的观点出发，也可以省略1次脱氢处理。
均匀混合的微粉，在大气或者惰性气体中使用磁场成形机成形后，在真空中或者Ar气等惰性气体氛围中、在1000～1100℃进行烧结。在实施氢脆粉碎的情况下，为了充分地烧结，在烧结前必须安全地除去成形体中的氢，为此必须在真空中、在700～900℃保持1小时以上。另外在烧结后如果进行时效处理，就提高矫顽力。优选的时效处理条件是在真空中或者Ar气等惰性气氛中、在500～700℃保持1小时以上，然后进行急冷。
在本发明中得到的烧结磁铁，即使将氧浓度控制到低水平，也不发生异常晶粒长大。虽然其原因还不清楚，但可认为至1040℃附近在主相系合金中多量存在的富B相抑制晶粒的长大。在主相系合金中存在多量的富B相也是发明的特征。
关于本发明中的组成加以补充说明。
本发明的主相系合金的T成分必须是Fe，为了改善烧结磁铁的耐蚀性或温度特性，一部分可以用Co、Ni的1种或2种取代。但是，取代量的合计，在混合烧结后的组成中必须不超过T成分的50重量％。如果超过50重量％，就得不到高矫顽力，同时矩形性也降低。
本发明的主相系合金的B成分，一部分也可以用C、N的1种或2种取代。但是，取代量的合计，在混合烧结后的组成中必须不超过B+C+N成分的30重量％。如果超过30重量％，就得不到高矫顽力，同时矩形性也降低。
进而，为了改善矫顽力的时效温度依存性，在主相系合金和晶界相合金中可以添加Cu。并且为了提高矫顽力，在主相系合金和晶界相合金中可以添加Al、Ti、V、Cr、Mn、Nb、Ta、Mo、W、Ca、Sn、Zr、Hf中的1种或者添加其数种组合。但是，为了不降低烧结磁铁的剩余磁通密度，包括Cu的这些成分的合计添加量在混合烧结后的组成中必须不超过5重量％。
在本发明的主相系合金和晶界相合金中，可以允许存在Y、La、Ce、Sm、C、O、N、Si、Ca等工业生产上不可避免的杂质。
如以上所说明，按照本发明，能够提供作为用于制造允许氧浓度例如是3000ppm以下的高性能烧结磁铁的原料合金最合适的合金，而且能够制造在烧结时晶粒难以异常长大的高性能烧结磁铁。
实施例和比较例以下，根据实施例更详细地说明本发明。实施例1将表1记载的组成的主相系合金熔化后，利用带材铸造法进行铸造(铸造温度1450℃)。在带材铸造法中使用的铜制辊的直径是40cm，铜制辊的圆周速度设定在0.98m/s。所得到的合金是薄片状，其平均厚度是0.35mm。
按照该合金断面的SEM(扫描电子显微镜)衍射电子照片如图1。从利用EDX(能量分散型X型分析装置)的各相的定量分析和XRD(粉末X射线衍射法)可知，在照片中呈现灰色的基体相是R2Fe14B相，呈现黑线的片状相是αFe相。没有看到片状富R相和树枝状αFe相。在XRD中看到富B相，但在反射电子图像中没有看到。因为在反射电子图像中富B相的颜色和R2Fe14B相的颜色十分接近，所以不能将两者区分。
利用图像处理装置解析该合金薄片的任意10个断面的衍射电子照片图像，求出形成片状αFe相的区域，是95体积％。剩余的5体积％中仅观察到R2Fe14B相。实施例2以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造表1记载的组成的主相系合金，得到平均厚度是0.30mm的薄片状合金。按照该合金断面的SEM衍射电子照片如图2。从利用EDX的各相定量分析和XRD可知，在照片中呈现灰色的基体相是R2Fe14B相，呈现黑线的相是片状αFe相，多数的黑色点状相是树枝状R2Fe17相，呈现深黑色的相是树枝状αFe相。并且，在树枝状R2Fe17相的周围部分和树枝状αFe相的周围部分出现的白点状的相是富R相。使用和实施例1相同的方法进行该合金的片状αFe相的形成区域％和树枝状αFe相的形成区域的定量。结果示于表1中。实施例3以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造表1记载的组成的主相系合金，得到平均厚度是0.32mm的薄片状合金。
利用SEM的衍射电子图像、EDX和XRD进行确定而看到的主相是作为基体相的R2Fe14B相，片状αFe相、树枝状R2Fe17相、树枝状αFe相。并且，在树枝状R2Fe17相和树枝状αFe相的周围，富R相形成许多的点状。只有用XRD可以确认形成富B相，而用其他的方法不能确认形成富B相。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。实施例4以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造表1记载的组成的主相系合金。该合金的组成是实施例1的合金的Fe成分的一部分用Co取代的组成。得到的合金是薄片状，其平均厚度是0.33mm。
利用SEM衍射电子图像、EDX和XRD对该合金的断面鉴定形成的相。其结果，形成的相是作为基体相的R2(Fe·Co)14B相和片状αFe相。关于富B相，只有利用XRD可确认富B相形成，而用其他的方法不能确认形成富B相。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。比较例1以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造如表1记载所示那样比形成R2Fe14B相的R量多的主相系合金，得到平均厚度是0.30mm的薄片状合金。以和实施例1～3相同的方法调查该合金的形成相，形成多量的片状富R相，少量的树枝状αFe相和富B相。在该树枝状αFe相的周围富R相形成许多的点状。没有看到片状αFe相。关于富B相，只有利用XRD可确认富B相形成，而用其他的方法不能确认形成富B相。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。比较例2以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造如表1所示的没有Dy的组成的主相系合金，所得到的薄片状合金的平均厚度是0.29mm。
以和实施例1～3相同的方法调查该合金的形成相，是作为基体相的R2Fe14B相，片状αFe相，树枝状αFe相和富B相。并且，在树枝状αFe相的周围富R相形成许多的点状。关于富B相，利用XRD确认富B相形成，而用其他的方法未确认形成富B相。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。比较例3以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造如表1所示的没有Dy的主相系合金，得到平均厚度是0.33mm的薄片状合金。
以和实施例1～3相同的方法调查该合金的形成相，是作为基体相的R2Fe14B相，片状αFe相，树枝状αFe相。并且，在树枝状αFe相的周围富R相形成许多的点状。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。比较例4以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造如表1所示的含有多量的Dy的主相系合金，得到平均厚度是0.31mm的薄片状合金。
以和实施例1～3相同的方法调查该合金的形成相，是作为基体相的R2Fe14B相，片状αFe相，树枝状R2Fe17相，树枝状αFe相。并且，在树枝状R2Fe17相和树枝状αFe相的周围富R相形成许多的点状。关于富B相，利用XRD确认富B相形成，而用其他的方法未确认形成富B相。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。比较例5以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法铸造如表1所示的B量多的主相系合金，得到平均厚度是0.32mm的薄片状合金。
以和实施例1～3相同的方法调查该合金的形成相，是作为基体相的R2Fe14B相，片状αFe相，树枝状R2Fe17相，树枝状αFe相。并且，在树枝状R2Fe17相和树枝状αFe相的周围富R相形成许多的点状。关于富B相，利用XRD确认比实施例1～3形成大量的富B相。
该合金的片状αFe相的形成区域和树枝状αFe相的形成区域以和实施例1相同的方法进行定量。结果示于表1中。
表1 主相系合金的组成、厚度和组织
实施例5使用铜制铸型铸造表2记载的晶界相合金“R合金1”，其厚度是5mm，利用颚式粉碎机粉碎至5mm以下。利用SEM衍射电子图像和EDX观察合金的断面，没有看到αFe相。
然后，以重量比为83∶17的配合粉碎至5mm以下的实施例1的主相系合金和R合金1，以使在烧结磁铁化后的组成中几乎没有富B相。于N2气中在V型调匀器内将该配合物均匀混合后，进行氢脆粉碎。脱氢处理条件是在真空中在500℃保持1小时。
在N2气中使用布朗式磨碎机将得到的混合粉粉碎至0.5mm以下。在该混合粉中均匀地配合0.05重量％的硬脂酸锌后，在N2气中使用喷射式磨碎机进行粉碎。得到的混合微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。
该混合微粉在磁场中进行成形。
将该压粉成形体放入真空炉中，在800℃保持1小时，完全除去压粉成形体中的氢后，在1060℃保持3小时进行烧结。此后，在真空中560℃保持1小时进行时效，接着急冷。在表4中记载所得到的烧结体的磁性。
另外，用偏光显微镜观察烧结体的断面，晶粒的大小是10～15μm，没有看到异常长大的晶粒。实施例6以和实施例5相同的方法制造表2记载的晶界相合金“R合金2”，利用颚式磨碎机粉碎至5mm以下。利用SEM衍射电子图像和EDX观察合金的断面，没有看到αFe相。
以和实施例5相同的方法调制成实施例1的主相系合金和R合金2的混合微粉。混合比按重量比是83∶17，以使在烧结磁铁化后的组成中Nd、Pr、Dy的合计组成和实施例5几乎相同，并且几乎没有富B相。得到的混合微粉的平均粒度是3.3μm(FSSS)。此后，以和实施例5相同的方法在磁场中成形，进行烧结和时效，制成烧结磁铁。但烧结温度是1060和1100℃。
所得到的烧结体的磁性记载于表4中。另外，用偏振光显微镜观察烧结体的断面，在1060℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是10～15μm，在1100℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是15～20μm。哪种烧结磁铁都没有看到异常长大的晶粒。实施例7使用实施例4的主相系合金和R合金2，以和实施例5相同的方法调制成混合微粉。。混合比按重量比是83∶17，以使在烧结磁铁化后的组成中Nd、Pr、Dy的合计组成和实施例6几乎相同，并且几乎没有富B相。得到的混合微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。使用该混合微粉，以和实施例5相同的方法在磁场中成形，进行烧结和时效，制成烧结磁铁。但烧结温度是1060和1100℃，各自的保持时间是3小时。
所得到的烧结体的磁性记载于表4中。
另外，用偏振光显微镜观察烧结体的断面，在1060℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是10～15μm，在1100℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是15～20μm。都没有看到异常长大的晶粒。实施例8以和实施例5相同的方法制造表2记载的晶界相合金“R合金3”，使用颚式磨碎机粉碎至5mm以下。利用SEM衍射电子图像和EDX观察该合金的断面，没有看到αFe相。
使用实施例1的主相系合金、R合金2和R合金3，以和实施例5相同的方法调制成混合微粉。混合比按重量比是80∶15∶5，以使在烧结磁铁化后的组成中几乎没有富B相。所得到的混合微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。
使用该混合微粉，以和实施例5相同的方法在磁场中成形，进行烧结和时效，制成烧结磁铁。但烧结温度是1060和1100℃，各自的保持时间是3小时。
另外，用偏振光显微镜观察烧结体的断面，在1060℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是10～15μm，在1100℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是15～20μm。都没有看到异常长大的晶粒。比较例6如表3所记载，使成为和实施例6的混合粉相同的组成的配合原料，以和实施例1相同的条件、利用带材铸造法(一合金法)得到平均厚度0.35mm的薄片状合金。
利用SEM衍射电子图像观察该合金的断面。其结果，除了形成是基体相的R2Fe14B相之外，形成许多的片状富R相。没有看到树枝状αFe相。
使用和实施例5相同的方法将该合金制成微粉。但在氢脆粉碎中的吸氢过程只在常温实施。所得到的混合微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。使用该微粉，以和实施例5相同的方法在磁场中成形，进行烧结和时效，制成烧结磁铁。但烧结温度是1060和1100℃，各自的保持时间是3小时。
所得到的烧结体的磁性记载于表4中。1100℃烧结磁铁的磁性比1060℃烧结磁铁的磁性降低。并且，在1100℃烧结磁铁的去磁曲线中有瓶颈，矩形性也差。
另外，用偏振光显微镜观察烧结体的断面，在1060℃烧结的烧结磁铁的晶粒大小是15～20μm，没有看到异常长大的晶粒。而在1100℃烧结的烧结磁铁，即使对烧结磁铁断面进行目视观察也观察到许多约0.1～0.5mm的粗大晶粒。比较例7使用比较例4的主相系合金和R合金2，以和实施例5相同的方法调制成混合微粉。混合比按重量比是83∶17，以使在烧结磁铁化后的组成中几乎没有B相。所得到的混合微粉的平均粒度是3.3μm(FSSS)。
使用该混合微粉，以和实施例5相同的方法在磁场中成形，进行烧结和时效，制成烧结磁铁。
所得到的烧结体的磁性记载于表4中。除了Dy成分，如果和磁铁化后的组成十分近似的实施例8的烧结磁铁进行比较，在该烧结磁铁中Dy过多，因此固有矫顽力(iHc)极大，而剩余磁化(Br)降低至1.1kG，最大能积(BH)max降低至9.8MGOe。
另外，用偏振光显微镜观察烧结体的断面，晶粒大小是10～15μm，没有看到异常长大的晶粒。比较例8使用比较例5的主相系合金和R合金2，以和实施例5相同的方法调制混合微粉。混合比按重量比是83∶17，以使在烧结磁铁化后的组成中Nd、Pr、Dy的合计组成和实施例6几乎相同。所得到的混合微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。
使用该混合微粉，以和实施例5相同的方法在磁场中成形，进行烧结和时效，制成烧结磁铁。
所得到的烧结体的磁性记载于表4中。除了B成分，如果和磁铁化后的组成十分近似的实施例6的烧结磁铁进行比较，在该烧结磁铁中B过多，因此剩余磁化(Br)降低至0.6kG，最大能积(BH)max降低至4.3MGOe。
用偏振光显微镜观察烧结体的断面，晶粒的大小是10～15μm，没有看到异常长大的晶粒。比较例9使用比较例2的主相系合金和R合金2，以和实施例5相同的方法调制成混合微粉。混合比按重量比是83∶17，以使在烧结磁铁化后的组成中几乎没有富B相。所得到的混合微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。
使用该混合微粉，以和实施例5相同的方法在磁场中成形，进行烧结和时效，制成烧结磁铁。
所得到的烧结磁铁的磁性记载于表4中。去磁曲线的矩形性相当差。分析该烧结磁铁的Fe成分，比使用布朗式磨碎机粉碎后的混合粉的Fe成分减少0.4重量％。另一方面，分析在喷射式磨碎装置内残留粉末的Fe成分，比使用布朗式磨碎机粉碎后的混合粉的Fe成分增加1.5重量％。从这些可证实，如果在主相系合金中大量地形成树枝状αFe相，用喷射式磨碎就难以将该αFe相微粉碎，因此残留在喷射式磨碎机内，成为粉末的组成比原来的粉末组成移向富R侧和粉末的组成偏差以及在粉末中包含αFe的原因，磁铁的磁性也降低。
表2 晶界相合金的组成
表3 -合金法用原料合金的组成和厚度
表4 烧结磁铁的磁性和近似的晶粒大小
比较例10以和实施例2相同的条件铸造表2记载的晶界相合金“R合金4”。
利用SEM衍射电子图像观察该合金的断面并进行EDX分析，查明形成多量的αFe相。在该合金的断面选择任意10个位置，摄制反射电子照片，使用图像处理装置定量所形成的αFe相的生成区域，是38体积％。实施例9在大气中放置在实施例6中制成的磁场中成形后的压粉成形体，测定氧浓度的变化。结果示于表5中。比较例11使用比较例1的主相系合金和R合金2，以和实施例5相同的方法制作混合微粉。混合比按重量比是83∶17，以使在烧结磁铁化后的组成中几乎没有富B相。所得到的微粉的平均粒度是3.4μm(FSSS)。
使用该混合微粉，以和实施例5相同的方法进行磁场压粉成形。测定该压粉成形体的氧浓度的变化。结果示于表5中。和实施例9进行比较可知，压粉成形体容易氧化。比较例12在大气中放置在实施例6中制成的磁场中成形后的压粉成形体，测定氧浓度的变化。结果示于表5中。和实施例9进行比较可知，成形体容易氧化。
表5 磁场成形后的成形体在大气中的放置时间和氧浓度
产业上的应用可能性如以上所说明，在R2T14B相的体积率高的烧结合金中，形成树枝状αFe相，使磁性劣化，但如果使用由本发明提供的在R-T-B系烧结磁铁的制造中使用的原料合金，就得到优良的磁性。
权利要求
1.一种通过混合主相合金和晶界相合金的二合金混合法制造R-T-B系烧结磁铁的方法，所述主相合金的组成为其包含10～11.8原子％的R，5.88～8.00原子％的B和余量的T；所述R是由基于所述主相合金计1～6原子％的Dy和余量的Nd和Pr中的至少1种组成的稀土元素；B是一部分可以用C和N的至少1种取代的硼；T是一部分可以用Co和Ni中的至少1种取代的Fe；所述主相合金的组织为其由第1区域、第2区域和非第1、第2区域的R2T14B相基体组成；所述第1区域含有在R2T14B相基体中弥散产生的树枝状αFe相；所述第2区域含有在R2T14B相基体中弥散产生的片状αFe相；所述第1区域的树枝状αFe相占主相合金的0～10体积％，和所述第2区域的片状αFe相占主相合金的5体积％以上；所述晶界相合金的组成为其包含基于所述晶界相合金计15原子％以上的Dy、Nd和Pr中的至少一种和余量的T，所述T是一部分可以用Co和Ni中的至少1种取代的Fe；所述方法包括下列步骤将所述主相合金和晶界相合金粉末化，混合60重量％以上的粉末化的主相合金和不到40重量％的粉末化的晶界相合金以获得一混合物，在磁场中使该混合物成形，和烧结成形的混合物。
2.权利要求1所述的方法，其中，所述晶界相合金还含有1重量％以下的B。
3.权利要求1或2所述的方法，其中，所述晶界相合金还含有1原子％以上的Co。
4.权利要求1所述的方法，其中，含有所述树枝状αFe相的所述第1区域占主相合金的0体积％。
5.权利要求1或4所述的方法，其中，不存在R含量比R2T14B相多的片状富R相。
6.权利要求1所述的方法，其中，所述主相合金是通过带坯连铸法制造的。
全文摘要
为了制备一种用作烧结材料的混合物，提供制备含有R
文档编号C22C38/00GK1428795SQ0211814
公开日2003年7月9日 申请日期2002年4月19日 优先权日2002年4月19日
发明者长谷川宽, 广濑洋一 申请人:昭和电工株式会社