专利名称：稀土类-铁-钴-硼系列各向异性磁体的制作方法
技术领域：
本发明涉及磁特性优异且矫顽力的温度系数小的、以包括Y在内的稀土类元素中的至少一种元素、Fe、Co和B为主成分的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体。更具体地说，涉及热压或热静水压(下称HIP)成型体的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体。
特开平1-132106号日本专利公报中记载有R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末，这种R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末是以强磁性相的R2(Fe，Co)14B型金属间化合物相为主相的R-Fe-Co-B系列母合金为原料，将此种母合金原料在给定温度范围内的H2气氛中进行热处理，促使RHx、(Fe，Co)2B和其余的Fe各相发生相变之后，再采用脱H2工序从原料中除去H2，并由此而生成属强磁性相的R2(Fe，Co)14B型相，这样所得到的R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末的结构是平均粒径为0.05～3μm的极细的、以R2(Fe，Co)14B型相的再结晶结构为主相的集合结构。
上述R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末，由于仅仅使用热压来制作热压成型体不能得到足够的磁各向异性，因而根据特开平2-39503号日本专利公报记载，对上述热压成型体再进行热轧等热轧制加工，形成沿R2(Fe，Co)14B相晶粒的C轴方向取向的轧制结构，由此而提高磁各向异性。
不过，将上述热压成型体再进行热轧而得到的R-Fe-Co-B系列轧制磁体，虽然具有优异的磁各向异性，但增大了矫顽力的温度系数，将这种R-Fe-Co-B系列轧制磁体组装到马达等场合中，由于温度的变化，马达等的性能会随之发生变化，因而导致稳定性差等问题。
再者，R-Fe-Co-B系列轧制磁体，由于场所不同而引起的加工率的离散性带来磁各向异性的离散性，为了防止这些，热塑性加工的过程不得不变得复杂起来。
因此，本发明人等根据上述矫顽力的温度系数增大是由于将热压成型体热轧而发生的这个事实，基于假如不经上述热轧而得到磁各向异性优异的磁体，就不会发生上述矫顽力的温度系数增大的认识进行研究，结果得到这样的知识，即含有R10～20%Co0.1～50%B3～20%Ti、V、Nb、Ta、Al和Si中的一种或者二种以上元素，其总含量为0.001～5.0%，其余的由Fe和不可避免的杂质组成，晶粒的形状为各晶粒的最大粒径b和最小粒径a之比b/a值小于2，晶粒的平均粒径尺寸为0.05～20μm，并且晶粒集合结构是由取正方晶体结构的R2(Fe，Co)14B型金属间化合物相为主相的晶粒构成的。
由上述物质的热压成型体或HIP成型体构成的R-Fe-Co-B系列磁体表现出优异的磁各向异性，而其矫顽力的温度系数不会增大。
本发明是根据这样的知识而作出的，这种R-Fe-Co-B系列各向异性磁体的特征在于，它是具有上述组成成分和晶粒集合结构的热压成型体或HIP成型体，其矫顽力的温度系数小。
与现有的轧制磁体相比，本发明的矫顽力温度系数小的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体几乎没有因场所而致的磁各向异性的离散性，其耐蚀性也好。
还有，因为本发明的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体具有晶粒集合结构，所以即使在R2(Fe，Co)14B型化合物组分附近，即在R11.8Fe平衡量B5.9组分附近也有优异的磁各向异性和高的矫顽力。
下面，说明本发明的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体的制造方法。
用于制造本发明的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体的R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末的制造方法如下用熔铸法按所定的组成成分制出含有Ti、V、Nb、Ta、Al和Si中的一种或两种以上元素的R-Fe-Co-B系列母合金，将这种R-Fe-Co-B系列母合金在氢气气氛中加热，在温度为500-1000℃、氢气气氛或者氢气和惰性气体的混合气体气氛中进行热处理，随后，在温度为500-1000℃、氢气压力为1 Torr以下的真空气氛或者氢气分压力在1 Torr以下的惰性气体气氛中进行脱氢处理，其后冷却而制得。
将含有所定量的上述Ti、V、Nb、Ta、Al和Si中的一种或两种以上元素的R-Fe-Co-B系列母合金在600～1200℃的温度下进行均匀化处理，并且在上述脱氢处理之后，在300～1000℃的温度下进行热处理，由于附加了上述处理过程，因而能够制成磁各向异性和耐蚀性更加优异的R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末。
这样制成的R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末的结构由R2(Fe，Co)14B型金属间化合物相的再结晶晶粒集合的再结晶集合结构构成，其晶内和晶界上没有杂质和畸变。
构成这种再结晶集合结构的再结晶晶粒，如果其平均再结晶粒径在0.05～20μm范围内，则是足够的，如果接近单磁畴的晶粒粒径尺寸(约0.3μm)，在0.05～3μm的范围内，则更好。
有上述尺寸的各再结晶晶粒的形状为最大粒径b与最小粒径a之比b/a＜2较好，有这种形状的再结晶晶粒占全部再结晶晶粒的50%(体积)以上是必要的。由于具有上述最大粒径b与最小粒径a之比b/a小于2的再结晶晶粒形状，因此，R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末在矫顽力改善的同时，在25～100℃内矫顽力的温度系数aiHc小于-0.6%/℃。
此外，由于这样制成的R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末的再结晶结构几乎不存在晶界相，实质上仅有由R2(Fe，Co)14B型金属间化合物相构成的再结晶集合结构，而没有晶界相的情况本身可以提高磁化值，同时，抑制了通过晶界相所进行的腐蚀，还有，不存在由热塑性加工而造成的应力畸变，故减小了应力腐蚀的可能性，因此，提高了耐蚀性。
将这样制成的R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末在磁场中成形，做成压粉坯，然后把这种压粉坯在600～900℃的温度下进行热压或HIP，可得到保持上述R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末的结构和特性，而矫顽力的温度系数小的本发明的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体。
并且，根据需要，在300～1000℃的温度下进行热处理可提高矫顽力。
如果将上述压粉坯在通常的温度下烧结，则由于此烧结温度一般是高温，因而R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末的细微再结晶晶粒生长了，变成大的晶粒，使磁特性，特别是矫顽力降低，故是不好的。
因此，在制造本发明的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体的方法中，必须采用可以在比通常的烧结温度低的温度下烧结的热压法或HIP法，以抑制晶粒的生长。还有，为赋予磁各向异性，在磁场中成形，在热压、HIP之后不必进行热塑性加工。
下面，说明关于对上述本发明的矫顽力温度系数小的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体的组成成分、平均晶粒粒径和晶粒作如上限定的理由。
(a)RR是Nd、Pr、Tb、Dy、La、Ce、Ho、Er、Eu、Sm、Gd、Tm、Yb、Lu和Y中的一种或两种以上元素，一般以Nd作为主体，添加以上其它稀土类元素，特别是Tb、Dy和Pr，有增加矫顽力iHc的效果，若R的含量低于10%，或高于20%，则各向异性磁体的矫顽力都会下降，得不到优良的磁特性。所以R的含量定为10～20%。
(b)B若B的含量低于3%，或高于20%，则各向异性磁体的矫顽力都会下降，得不到优良的磁特性，故B的含量定为3～20%。另外，用C、N、O、F置换一部分B也是可以的。
(c)Co由于添加Co，因而具有提高各向异性磁体的矫顽力和磁温度特性(例如居里点)、以及提高耐蚀性的效果，但如果其含量不足0.1%，则得不到所期望的效果，另一方面，如果含量超过50%，则磁特性会下降，所以也不好。因此，Co的含量定为0.1～50%。Co的含量在0.1～20%之间矫顽力最高，故Co的含量定为0.1～20%更好。
(d)Ti、V、Nb、Ta、Al和Si这些成分作为R-Fe-Co-B系列各向异性磁体含有的成分，具有提高矫顽力并赋予优良的磁各向异性和稳定的耐蚀性的作用，但它们的含量不足0.001%时，得不到所期望的效果，另一方面，含量超过5.0%时，磁特性会下降。所以，Ti、V、Nb、Ta、Al和Si中的一种或两种以上元素的总含量定为0.001～5.0%。
此外，还含有Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Zr、Mo、Hf、W中的至少一种元素，含量为0.001～5.0%，它使得R-Fe-Co-B系列各向异性磁体具有优良的磁各向异性和耐蚀性。
(e)平均晶粒粒径构成R-Fe-Co-B系列各向异性磁体结构的R2(Fe，Co)14B型相晶粒的平均晶粒粒径小于0.05μm时，则难以充磁，所以不好，另一方面，大于20μm时，则矫顽力和矩形性下降，得不到高的磁特性，所以也不好。
因此，平均晶粒粒径定为0.05～20μm。这个场合，如果平均晶粒粒径接近单磁畴的晶粒粒径尺寸(0.3μm)，在0.05～3μm范围内则更好。
(f)晶粒的形状具有上述尺寸的晶粒，其形状以最大粒径b与最小粒径a之比b/a小于2为好，有此形状的晶粒必须占全部晶粒的50%(体积)以上。由于满足上述b/a＜2的条件，从而改善了R-Fe-Co-B系列各向异性磁体的矫顽力，提高了耐蚀性，还使矫顽力的温度系数变小。
下面，具体地用实施例和比较例来说明本发明。
预备各种用等离子体熔铸得到的、含有Co以及Ti、V、Nb、Ta、Al和Si中的一种或两种以上元素的R-Fe-Co-B系列合金铸锭和完全不含Ti、V、Nb、Ta、Al和Si中任何一种元素的R-Fe-Co-B系列合金铸锭，将这些合金铸锭分别进行均匀化处理，也就是在氢气气氛、温度为1130℃的条件下保持20小时，其后，将此经均匀化处理过的铸锭分割成约15mm的方块作为原料合金，将此原料合金放在一个气压的氢气氛中从室温加热到830℃，在830℃下保持1小时进行氢气气氛中的热处理，然后在830℃、真空度达到1×10-1Torr以下的条件下进行脱氢处理，其后立即通入氩气进行急冷。这样的氢处理完毕后，在真空、630℃的条件下进行两小时的热处理。
将所得到的原料合金用研钵轻轻研碎，得到平均粒度为40μm的R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末。
将这些R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末在25KOe的磁场中压成一定的形状，制成压粉坯，将这些压粉坯在温度为720℃、压力为1.5Ton/cm2的条件下进行热压或者在温度为710℃、压力为1.5Ton/cm2的条件下进行热静水压(HIP)，再各自进行热处理，也就是在620℃、真空条件下保持两小时，由此而制成本发明的烧结磁体1-45和比较用的烧结磁体1-14。此外，在磁场中成形的压粉坯按取向方向和热压时的压制方向一致的设置进行热压。上述本发明的烧结磁体1-25和比较用的烧结磁体1-7是由上述热压法制成的，所述本发明的烧结磁体26-45和比较用的烧结磁体8-14是由上述HIP法制成的。还有，密度全都充分致密化为7.5～7.6g/cm3。
为了比较，把不含Ti、V、Nb、Ta、Al和Si中任何一种元素的合金铸锭制成的R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末在真空下填装到铜罐内，加热到720℃，进行几次轧制，使压延率达到80%，做成现行的各向异性磁体。
这样制成的本发明的各向异性磁体1-45、比较用的各向异性磁体1-14和现行的各向异性磁体的组成成分示于表1-6中，此外，还测定了这些各向异性磁体的平均晶粒粒径、各晶粒的最大粒径/最小粒径之比小于2的形状的晶粒的含量(体积%)、矫顽力的温度系数aiHc、以及对在磁场中压成形而得到的压粉坯进行热压或HIP所获得的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体的磁特性，这些测定值示于表7-11中。
上述矫顽力的温度系数aiHc是通过测定25℃时的矫顽力iHc25及100℃时的矫顽力iHc100，取其差的比率(iHc100-iHc25)/iHc25，再除以温度差75℃所得到的值。
从表1-11可以看出，含有Ti、V、Nb、Ta、Al和Si中的一种或两种以上元素的本发明的各向异性磁体1-45，与完全不含这些元素的、属于轧制磁体的现行各向异性磁体相比，磁特性大体上相同，但矫顽力的温度系数却格外小，还有，Ti、V、Nb、Ta、Al、Si的含有量偏离本发明条件的、比较用的各向异性磁体1-14，其磁各向异性低下，晶粒的尺寸和形状对磁特性的影响很大。
本发明由于采用了除Co之外还含有Ti、V、Nb、Ta、Al和Si中的一种或两种以上元素经氢处理的粉末，因而不需经过热塑性加工，就可以得到各向异性显著的、同时矫顽力的温度系数小的R-Fe-Co-B系列磁体，对提高马达等电动机器的性能和稳定性能带来优异的效果。
权利要求
1.一种以包括Y在内的稀土类元素中的至少一种元素(以下用R表示)、Fe、Co和B为主成分的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体，其特征在于，该各向异性磁体的组成成份为(以原子百分比计)R10～20%、Co0.1～50%、B3～20%、Ti、V、Nb、Ta、Al和Si中一种或两种以上元素，其总含量为0.001～5.0%、其余的为Fe和不可避免的杂质；这种R-Fe-Co-B系列各向异性磁体具有以正方晶体结构的R2(Fe，Co)14B型金属间化合物相为主相的晶粒集合而成的晶粒集合结构；在所述的晶粒集合结构中，形状为单个晶粒的最大粒径b与最小粒径a之比值b/a小于2的晶粒占全部晶粒的50%(体积)以上，且构成上述晶粒集合结构的晶粒的平均晶粒粒径尺寸为0.05～20μm，这种R-Fe-Co-B系列各向异性磁体是热压成型体或热静水压成型体。
2.根据权利要求1所述的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体，其特征在于，所述的集合了晶粒的晶粒集合结构实质上仅由R2(Fe，Co)14B型金属间化合物相所构成。
3.根据权利要求1或2所述的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体，其特征在于，所述的平均晶粒粒径为0.05～3μm。
全文摘要
本发明提供了一种矫顽力的温度系数小的R-Fe-Co-B系列各向异性磁体，它由经氢处理得到R-Fe-Co-B系列永久磁体粉末制成，其成分为R10—20％、Co0.1—50％、B3—20％、Ti、V、Nb、Ta、Al和Si中的一种或两种以上元素，总含量为0.001—5.0％、其余为Fe和不可避免的杂质；它具有以正方晶体结构的R
文档编号B22F3/00GK1065152SQ9210118
公开日1992年10月7日 申请日期1992年2月1日 优先权日1991年2月1日
发明者武下拓夫, 中山亮治, 石井义成, 小川保 申请人:三菱材料株式会社