专利名称：R-T-Cu-Mn-B系烧结磁铁的制作方法
技术领域：
本发明涉及尤其是适用于电动机用途的具有高的矫顽力且耐热性优异的稀土元 素-过渡金属-硼(R-T-B)系烧结磁铁。
背景技术：
在永久磁铁的开发中，最困难的一点是如何显现矫顽力。这一点在R-T-B系烧结 磁铁中也没有改变，即使现在，对于矫顽力显现的机制也仍然正在进行锐意的研究。在实际应用上，公知的提高R-T-B系烧结磁铁的矫顽力的方法有几种。其中一种 方法是例如专利文献1所示的在稀土元素的一部分中使用重稀土尤其是Dy、Tb的方法。但 是，Dy、Tb是稀少且昂贵的元素，而且在大量添加时，在原料合金制造时对主相的形成产生 弊害，因此添加量存在限度。另外，对用于提高矫顽力的除稀土元素之外的添加元素也进行了种种研究，通常 应用例如专利文献2所示的Al添加、例如专利文献3所示的Cu添加，这些元素是不改善强 磁性相即I^2T14B型化合物的磁性性质，对磁铁的金属组织的改善有效的元素，即使少量添加 也能够改善矫顽力。尤其是Cu具有在R-T-B系烧结磁铁中大幅地缓和通常进行的烧结后 的热处理条件的效果。认为这是由于Cu以膜状分布于主相和晶界相的界面，由此消除主相 外部的微小缺陷。但是，存在大量添加Cu时反而导致剩磁降低，矫顽力也降低的缺点。因 此，Cu的添加量受到制约，只能获得有限的效果。现有技术文献专利文献专利文献1 日本特开昭60-34005号公报专利文献2 日本特开昭59-89401号公报专利文献3 日本特开平1-219143号公报
发明内容
发明要解决的课题以最近的环境问题、能量问题、资源问题为背景，高性能磁铁的需要日益增高。另 一方面，作为高性能磁铁的代表的R-T-B系烧结磁铁，其主要原料稀土元素依赖于来自特 定地域的供给，而且在高矫顽力型R-T-B系烧结磁铁中，在现有技术下，其中还需要大量使 用稀少且昂贵的Tb、Dy等。另一方面，在R-T-B系烧结磁铁中，如果将作为主相WIi2T14B型化合物的结晶粒径 微细化，则能够提高矫顽力，这对于本领域技术人员而言是理所当然可以预想到的，但是， 即使例如将粉碎粒度微细化，也不太能够提高矫顽力。其原因考虑为，通过组织微细化而增 加主相和晶界相的界面的结果使得对晶界相的改善有效的Al、Cu等晶界相改质有效元素 相对不足，因此，难以获得添加元素所带来的矫顽力提高效果。另外，也预测到存在由于原 料粉末的微细化导致表面能量增加，所以反而导致了烧结时晶粒异常成长等问题。
在添加Cu的情况下，当增加添加量时，与应该形成主相的R成分结合生成R-Cu化 合物，因此，存在主相的比率减少、剩磁艮降低的问题。因此，在现有技术中不能增加添加量。本发明的目的是为了提高R-T-B系烧结磁铁的矫顽力而提供一种能够在现有技 术的基础上增加Cu添加量的技术，尤其是提供一种在将烧结组织微细化的情况下有效地 发挥作用的技术。解决课题的方法本发明的R-T-Cu-Mn-B系烧结磁铁包括R :12. 0原子％以上，15. 0原子％以下，在此，R是含有Y的稀土元素，R中的50原 子％以上是ft·和/或Nd ；B :5. 5原子％以上、6. 5原子％以下；Cu :0. 08原子％以上、0.；35原子％以下；Mn :0. 04原子％以上、不足0. 2原子％ ；M 2 原子％ 以下(包括 0 原子％ )，在此，M 是 Al、Ti、V、Cr、Ni、&i、Ga、&、Nb、Mo、 Ag、In、Sn、Hf、Ta、W、Au、Pb、Bi 中的 1 种中或 2 种以上；T 剩余部分，在此，T是!^e或者!^e和Co，在T是!^e和Co的情况下，Co为T的20 原子％以下。在某优选的实施方式中，主相是Ii2T14B型化合物。在某优选的实施方式中，主相的结晶粒径以圆相当径计，为12μπι以下。在某优选的实施方式中，具有以圆相当径计为8μπι以下的结晶粒径的主相所占 的面积率为主相整体的70%以上。在某优选的实施方式中，具有以圆相当径计为5μπι以下的结晶粒径的主相所占 的面积率为主相整体的80%以上。发明的效果在R-T-B系烧结磁铁中，通过添加规定量的Mn，与现有技术相比能够增加Cu添加 量，其结果，能够提高矫顽力。该效果在将烧结组织微细化的情况下，发挥更有效的作用。
图1是表示在Nd-Fe-Cu-Mn-B系烧结磁铁中，针对两种Cu量，Mn添加量与磁铁特 性的关系的图；图2是表示在Nd-Fe- (Co) -Cu-Mn-B系烧结磁铁中，Cu添加量和磁铁特性的关系 的图。
具体实施例方式本发明中，相对于主相和晶界相的界面量，添加规定量的Cu，由此改善主相和晶界 相的界面的匹配性，获得较大的矫顽力。另外，通过烧结组织的微细化，即使在主相和晶界 相的界面大幅增加的情况下，也能够使通过添加Cu带来的矫顽力提高的效果有效地发挥 作用。作为本发明的必须元素的Mn发挥稳定化主相的作用，即使Cu的添加量比现有技术 增加，也不会导致Cu夺取主相的R而形成R-Cu化合物，结果使主相分解之类的现象，维持主相体积率，起到使Cu有效地分散于主相和晶界相的界面的作用。本发明涉及R-T-Cu-Mn-B系烧结磁铁，作为主成分，包括稀土元素R、铁族元素T、 B、Cu、Mn、根据目的所添加的添加元素M以及其它不可避免的杂质。以下，对组成进行详细 的叙述。稀土元素R可以选择含有Y的稀土元素。在本系磁铁中，用于获得优异的性能的 组成范围为，以R为整体，为12.0原子％以上、15.0原子％以下。本系磁铁含有Ii2T14B型化合物作为主相，主相的量越多越能够发挥高性能，但是， 另一方面，为了得到高的矫顽力，在主相粒界形成称为富R相的R主体相，且使主相-晶界 相的界面的结构适当化是很重要的。另外，R的一部分也单独或与另外的元素复合形成氧 化物、碳化物。因此，在本系磁铁中，R量的下限为仅比成为主相单相的组成稍微多的R量， 设定为12. 0原子％。在不足12. 0原子％时，富R相的形成不充分，不能获得高的矫顽力。 另外，烧结也变得困难。另一方面，超过15. 0原子％时，磁铁内部的主相的体积率减少，磁铁的磁化降低。 另外，R超过15. 0原子％时，在烧结时容易引起晶粒异常成长，因此也会使矫顽力降低。R元素的种类对本系磁铁而言有用的是Pr、Nd、Tb、Dy这4种元素，尤其是为了获 得高性能磁铁，必须是ft"或Nd。Pr或Nd在本系磁铁的主相即R2T14B化合物中，是用于获得 较大的饱和磁化的元素。因此，在本发明中，将R中的50原子％以上设定为ft·和/或Nd。对于Tb和Dy而言，虽然Ii2T14B型化合物的磁化低，但是结晶磁性各向异性大，因 此是用于提高本系磁铁的矫顽力的有效元素。在本发明中，为了得到必要的矫顽力也能够 适当添加。其它的稀土元素是期待在工业上提高磁铁性能的效果所使用的，不优选。其理由 是，虽然与ft·及Nd相比主相的饱和磁化小，另外例如如Ho那样具有提高矫顽力的效果， 但是价格非常昂贵。另一方面，例如La及Ce，大多作为ft·和/或Nd原料中所含的杂质而 不可避免地纳入磁铁组成中，但是，处于3原子％以下的范围内时的影响小，所以也可以含有。T是！^或者！^和Co。在T是！^的情况下，R2T14B化合物的磁化较大，但是，在添 加少量的Co时几乎没有磁化的降低。另外，Co具有提高磁铁的居里点的效果，还具有改善 磁铁的粒界组织、提高耐蚀性的效果，因此能够根据目的添加。在该情况下，将Co量设定为 T中的20原子％以下。这是因为在超过20原子％时，磁化的降低变大。B是用于主相形成的必须元素。主相的比率直接反映B量。但是，若B量超过6.5 原子％，则无助于主相形成，产生多余的B化合物，使磁化降低。另外，在不足5.5原子％时， 主相的比率降低，不但磁铁的磁化降低，而且矫顽力也降低。因此，B的范围设定为5. 5原 子％以上、6. 5原子％以下。Cu是本发明的必须元素。以高倍率观察添加有Cu的R-T-B系烧结磁铁组织的组 成分布时，能够观察到Cu以薄的膜状分布于主相和晶界相的界面。认为该Cu与适量的氧 和R组合而形成fee结构，与主相的晶格保持匹配性，没有界面结构上的缺陷，从而能够提 高矫顽力。在其组织观察不到该膜的磁铁中，不能获得高的矫顽力。通过添加Cu并且进行烧结后的热处理，能够获得含有Cu的界面膜状组织，能够显 现较大的矫顽力。因此，Cu需要根据磁铁的主相和晶界相的界面的增加而增加添加量，但是，在没有按规定量添加Mn的现有技术中，若大量添加Cu，则从主相即Ii2T14B型化合物中夺 取R而使主相分解，其量减少。在本发明中，由于通过添加Mn而抑制主相即Ii2T14B型化合 物的分解，所以通过添加必要量的Cu能够显现较大的矫顽力。Cu的必要量为0.08原子％以上。优选0. 1原子％以上，进一步优选0. 12原子％ 以上。在后文记载的Mn添加效果下，若Cu的添加量过剩，则磁铁的剩磁降低，因此，添加 量设定为0. 35原子％以下。更优选设定为0. 3原子％以下。Mn是本发明的必须元素，其固溶于主相中，使主相即Ii2T14B型化合物稳定化。在本 发明中，通过添加Mn而使主相稳定化，因此，抑制本来应该形成主相即I^2T14B型化合物的R 与Cu结合而形成R-Cu化合物、结果导致的主相量减少。其结果，能够使上述Cu添加量比 现有技术增加，即使将结晶粒径微细化而大幅增加界面的量，添加充分量的Cu而能够显现 较大的矫顽力。Mn添加量为0. 04原子％以上时能够获得上述效果。更优选为0. 06原子％以上， 特别优选为0. 07原子％以上。由于添加Mn另一方面使主相的磁化和各向异性磁场降低，所以大量添加时降低 磁铁特性。因此，添加Mn的上限低于0. 2原子％。优选为0. 15原子％以下。添加元素M不是必须的，但是能够在不会导致磁化降低的2原子％以下的范围内 添加。M中的Al改善本系磁铁的晶界相的物性，对矫顽力提高有效，因此，优选在2原 子％以下的范围内添加。若超过2原子％，则Al也大量地加入主相中，磁铁的磁化降低变 大，因此不优选。更优选为1. 5原子％以下。Al在通常所使用的B原料中含有，需要考虑其 量来调整添加量。另外，为了有效利用Al的添加效果，添加量优选为0. 1原子％以上，更优 选为0.4原子％以上。M中的( 具有通过添加而提高磁铁的矫顽力的效果。尤其是在含有Co的组成中 有效。但是，因为其价格昂贵，所以添加量优选限于1原子％以下。另外，( 具有使B的适 当量向少量侧扩大的效果。该效果在添加0. 08原子％以下时能够充分发挥。M中的Ag、Au、ai是具有与Cu相似的作用效果的元素，但是，Zn容易挥发，所以在 有效利用方面稍微有些困难。另外，Ag和Au的原子半径大，因此与Cu的情况相比，主相和 晶界相的界面的结构不同。在添加Cu时能够添加这些元素。若添加量过多，则使剩磁降低， 因此，优选的添加量范围为0.5原子％以下。另外，Ni也具有近似的效果，但是Ni在晶界 相中形成I^3Ni化合物，因此与Cu相比，与主相的界面的匹配性稍差，效果小。但是，对于磁 铁的耐蚀性提高是有效的，能够在1原子％以下的范围内添加。M中的Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W在组织中形成例如硼化物形式的高融点析出 物，具有抑制烧结过程中结晶粒成长的效果。但是，由于形成与磁性无关的析出物而降低磁 化，所以添加量优选为1原子％以下。其中，^ 显示稍微不同的举动。即，在B量少的情况下，尽管不以^ 硼化物的形 式析出，但是也发挥抑制晶粒成长的效果。由此，在将ττ设定为0. 1原子％以下，且将B设 定为5. 8原子％以下的条件下，不会引起磁化的降低。认为这是因为ττ是根据条件也能够 在主相中固溶的元素。
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M中的In、Sn、Pb、Bi改善晶界相的物性，发挥提高磁铁的矫顽力的作用。若大量 添加，则使磁铁的磁化下降，因此，优选设定为0. 5原子％以下。本系磁铁中的杂质有0、C、N、H、Si、Ca、Mg、S、P等。尤其是0(氧)含量对磁铁的 性能起直接的作用。含有Cu的界面膜状组织认为是具有R-Cu-O组成的fee化合物，有助 于矫顽力提高，因此，从该观点考虑，优选含有极少量的氧。但是，氧是制造工序上不可避免 的元素，优选的量少于工业上已含有的量，因此，认为即使为了高性能化而尽可能地将氧排 除，也不会对磁性特性带来不良影响。设定为不足0.02质量％时，用于防止氧化的处理设 备需要非常的大的规模，在工业上不优选。另一方面，若超过0.8质量％，则以本发明的组 成有可能烧结不充分。另外，假使能够获得烧结磁铁，磁铁特性也会降低，因此不优选。优选C为0. 1质量％以下，N为0.03质量％以下，H为0.01质量％以下。Si除了 在原料i^e-B合金及!^e中含有之外，在溶解时也从坩埚等炉衬材料中混入。大量含有Si时 生成!^e-Si合金，主相比率变小，因此，优选Si设定为0. 05质量％以下。Ca是在稀土元素的还原处理中所使用的，因此作为杂质在稀土原料中含有，但与 磁性性质无关。但是，有时对腐蚀行为产生不良影响，因此，优选设定为0. 03质量％以下。 S及P大多是从狗原料中摄入的。它们也与磁性性质无关，因此优选设定为0. 05质量％。烧结磁铁的结晶粒径对矫顽力产生影响，但另一方面，晶界相的状态也对矫顽力 产生影响，因此，在现有技术中单使结晶粒径微细化不能获得高的矫顽力。即，将结晶粒径 设定为小时，结晶粒界的面积增大，因此，显现矫顽力所需要的晶界相的量也增加。因此，在 同一组成下，若单使结晶粒径微细化，则晶界相不足，结晶粒径的微细化所带来的矫顽力提 高的效果与晶界相不足所导致的矫顽力降低相抵消，其结果是现有技术不能充分得到结晶 粒径的微细化效果。在本发明中，通过将R量、Cu量、Mn量设定在规定范围而不产生晶界相的不足，从 而矫顽力提高。尤其是，即使将结晶粒径微细化，也不会使晶界相不足。结晶粒径能够通过磁铁截面的组织观察由图像处理求出。在本说明书中，将与用 磁铁截面的组织观察到的结晶粒同一面积的圆的直径(圆相当径)设定为结晶粒径。对于 本发明的组成而言，烧结组织越微细，其有效性就越增加。例如，优选圆相当径8μπι以下的 主相颗粒以面积率计为主相整体的70%以上。另外，通过将结晶粒径微细化而提高矫顽力的效果在圆相当径为5μπι以下的主 相颗粒以面积率计为主相整体的80%以上时显著，因此优选。另外，认为结晶粒径超过12 μ m的颗粒在烧结时晶粒异常成长，这种颗粒的存在 导致矫顽力的降低，因此，结晶粒径优选以圆相当径计为12μπι以下。其中，这里的面积率 为相对于主相全部的合计面积的比例，不包括晶界相及其他的相。本发明的R-T-Cu-Mn-B系烧结磁铁的制造方法能够应用现有的R_T_B系烧结磁铁 通常所使用的制造方法。优选能够通过在烧结时不产生主相结晶粒的异常晶粒成长而烧结 的技术进行制造。以下记载的制造方法是用于获得本发明的磁铁的方法的一例，本发明不限于以下 记载的方法。[原料合金]原料合金可以用通常的铸模铸造法、带式铸造法、直接还原法等方法获得。另外，也可以使用目前已知的二合金法，在该情况下，组合合金的制法、组成可以任意地选择。尤其是带式铸造法具有在金属组织中几乎不残存α Fe相、而且由于不使用铸模 而能够以低成本制造合金的特征，因此，在本发明中能够良好地使用。另外，在本发明中，作 为优选的实施方式的一例，在粉碎粒度比现有技术小的情况下，在带式铸造法中，优选将最 短方向的富R间隔设定为5 μ m以下。这是由于若上述富R间隔超过5 μ m,则在微粉碎工序 中需要过大的负荷，微粉碎工序中的杂质量显著增加。在带式铸造法中，为了将富R间隔设定为5μπι以下，单独或组合实施例如减小熔 液的供给速度来减薄铸片厚度的方法、减小冷却辊的表面粗糙度来提高熔液和辊的密合 度、从而提高冷却效率的方法、将冷却辊的材质设定为Cu等热传导性优异的材质的方法 等，能够将上述富R间隔设定为5 μ m以下。[粉碎]作为用于获得本发明的磁铁的制造方法的一例，以下表示进行粗粉碎和微粉碎两 个阶段的粉碎的情况。以下的记载不排除其他的制造方法。原料合金的粗粉碎优选氢脆法。这是利用伴随氢吸附的体积膨胀在合金中产生微 细的裂纹而进行粉碎的方法，在本发明的合金系中，主相和富R相的氢吸附量的差即体积 变化量的差成为裂纹发生的主要原因，因此，在主相的晶界碎裂的概率提高。氢脆化处理通常在常温下暴露于加压氢一定时间之后，提高温度使过剩的氢释放 出后进行冷却。氢脆化处理后的粗粉末内部存在很多裂纹，比表面积大幅地增加，非常具有 活性，若在大气中处理的话氧量的增加显著，因此，理想的是在氮气、Ar等不活泼气体中进 行处理。另外，在高温下也有可能产生氮化反应，因此，只要成本允许，则优选Ar氛围。微粉碎工序可以使用气流式粉碎机进行的干式粉碎。在该情况下，一般而言，本系 磁铁的粉碎气体使用氮气，但是，为了使氮气最小限度地混入磁铁组成，优选使用Ar气体 等稀有气体的方法。尤其是在使用He气体时，能够获得格外大的粉碎能量，容易获得本发 明适用的微粉碎粉。但是，He气体为昂贵气体，优选在系统内装入压缩机等进行循环使用。 氢气体也可期待同样的效果，但是存在由氧气混入等导致爆炸等的危险，工业上不优选。用干式粉碎法使粉碎粒度微细的方法除了使用例如上述He气体等这样的粉碎能 力大的气体的方法之外，还有提高粉碎气体压的方法、提高粉碎气体的温度的方法等，根据 需要可以适当地选择。作为其他的方法，有湿式粉碎法。具体而言，可以使用球磨机或磨碎机。在该情况 下，能够以使氧、碳等杂质不混入规定量以上的方式进行粉碎介质的选定及溶剂的选定、氛 围的选定。另外，使用非常小的直径的球进行高速搅拌的珠磨机能够在短时间内进行微细 化，因此能够使杂质的影响小，因此优选使用珠磨机获得本发明使用的微粉末。另外，如果进行多阶段粉碎，即，暂时用气流式粉碎机进行粗的干式粉碎，之后再 利用珠磨机进行湿式粉碎时，就能够在短时间内进行高效的粉碎，因此，即使是微粉末也能 够将杂质量抑制到极少。对于湿式粉碎中使用的溶剂而言，考虑与原料粉末的反应性、氧化抑制力、而且在 烧结前除去的容易性来选择。例如，优选有机溶剂，尤其是异链烷烃等饱和烃。通过微粉碎工序得到的微粉末的粒度，优选例如以气流分散型的激光衍射粒度测 定为 D50 < 5μπ ο
[成形]本发明磁铁的成形方法可以使用已知的方法。例如，在磁场中使用模具将上述微 粉碎粉加压成形的方法。作为本发明的实施方式之一，在使用以气流分散型的激光衍射粒 度测定为D50 < 3μπι的微粉碎粉的情况下，比现有技术的微细，因此，将微粉末向模具充 填、利用施加外部磁场进行的结晶取向稍微有困难。但是，由于将氧、碳的摄入量限制为最 小限，因此，希望润滑剂等的使用也限制为最小限。在使用润滑剂时，可以从公知的润滑剂 中选择使用在烧结工序或之前可脱脂的、挥发性高的润滑剂。若润滑剂的使用量过少，则预测在磁场中成形时的磁场取向困难。尤其是在微粉 末的粒度小的情况下，施加外部磁场时磁粉各自所受到的力矩小，因此更增加了取向变得 不充分的可能性。但是，即使取向的紊乱导致发生剩磁降低，利用结晶微细化对矫顽力的提 高对于磁铁的高性能化也是更加有效的。另一方面，作为进一步提高取向度的策略，优选将微粉末混合在溶剂中形成浆料， 将该浆料供磁场中成形。在该情况下，考虑溶剂的挥发性，在以下的烧结过程中，例如可以 选择在250°C以下的真空中能够大致完全挥发的低分子量的烃。特别优选异链烷烃等饱和 烃。另外，在形成浆料的情况下，也可以将微粉碎后的微粉末直接回收到溶剂中制成浆料。成形时的加压力没有特别的限定，例如为9. SMPa以上，更优选为19. 6MPa以上，上 限为M5MPa以下，更优选为196MPa以下。[烧结]烧结过程中的氛围设定为真空中或大气压以下的惰性气体氛围。在此，所谓的惰 性气体，是指Ar和/或He气体。保持大气压以下的惰性气体氛围的方法优选通过真空泵进行真空排气，同时向系 统内导入惰性气体的方法。在该情况下，也可以间歇地进行上述真空排气，还可以间歇地进 行惰性气体的导入。另外，上述真空排气和上述导入双方也可以都间歇地进行。为了充分地除去微粉碎工序及成形工序中使用的溶剂，优选在300°C以下的温度 域、在真空中或大气压以下的惰性气体中保持30分以上、8小时以下的时间进行脱脂处理， 之后进行烧结。上述脱脂处理与烧结工序也可以独立地进行，但是，从处理的效率、防止氧 化等观点考虑，优选在脱脂处理后连续地进行烧结。上述脱脂工序在上述大气压以下的惰 性气体氛围中进行时脱脂效率高，故而优选。另外，为了更高效地进行脱脂处理，也可以在 氢氛围中进行热处理。在烧结工序中，在成形体的升温过程中，可看到从成形体释放气体的现象。上述气 体释放主要是在粗粉碎工序中导入的氢气的释放。由于上述氢气释放初期生成液相，所以 为了使氢气完全释放，优选例如在700°C以上、850°C以下的温度范围保持30分以上、4小时 以下。烧结时的保持温度例如设定为860°C以上、1100°C以下。若不足860°C，则上述氢 气的释放不充分，不能充分获得烧结反应所需要的液相，以本发明的组成不进行烧结反应。 即，不能得到7. 5Mg/m3以上的烧结密度。另一方面，若超过1100°C，则容易产生晶粒异常成 长，其结果使所得到的磁铁的矫顽力降低。所谓以圆相当径计为12μπι以下的烧结组织，表 示没有晶粒异常成长的烧结组织。本发明的磁铁的烧结组织没有特别的限定，但是结晶粒径优选以圆相当径计为
912 μ m以下。另外，圆相当径8 μ m以下的主相所占的面积优选为主相总面积的70%以上。 为了得到该烧结组织，优选将烧结温度设定为1080°C以下。作为进一步优选的烧结组织，为了获得5μπι以下的主相以面积比计为80%以上 的烧结组织，烧结温度优选设定为1020°C以下。在烧结温度范围内的保持时间优选2小时以上、16小时以下。若不足2小时，则致 密化的进行不充分，不能得到7. 5Mg/m3以上的烧结密度，磁铁的剩磁变小。另一方面，若超 过16小时，则密度及磁铁特性的变化小，但却提高了产生圆相当径超过12 μ m的结晶的可 能性。若生成上述结晶，则导致矫顽力降低。但是，在进行1000°C以下的烧结时，也可以进 行更长时间的烧结，例如也可以进行48小时以下的烧结。在烧结工序中，在上述温度范围内，没有必要固定地保持上述时间，例如，也可以 最初的2小时在1000°C保持之后，接着在940°C保持4小时。另外，也可以不保持固定的温 度，例如用8小时从1000°C变化到860°C。[热处理]烧结工序结束后，暂时冷却到300°C以下之后，再次在400°C以上、烧结温度以下 的范围进行热处理，能够提高矫顽力。该热处理也可以在同一温度或改变温度多次进行。尤 其是在本发明中，通过将Cu量设定为规定范围，能够实现更显著的由热处理带来的矫顽力 提高，例如，可以采用在100(TC进行1小时热处理后急冷，接着在800°C进行1小时热处理 后急冷，在500°C进行1小时热处理后急冷的方式进行三个阶段的热处理。另外，有时也在 热处理温度保持后进行缓慢冷却，由此提高矫顽力。烧结后的热处理通常不改变磁化，因此 能够根据磁铁组成、大小、尺寸形状各方面选择用于矫顽力提高的适当条件。[加工]本申请发明的磁铁为了得到规定的形状、尺寸，可以实施通常的切割、磨削等机械加工。[表面处理]本发明的磁铁优选实施用于防锈的表面涂敷处理。例如，可以进行Ni镀敷、Sn镀 敷、Si镀敷、Al蒸镀膜、Al系合金蒸镀膜、树脂涂装等。[磁化]本发明的磁铁可以用通常的磁化方法磁化。例如，可以使用施加脉冲磁场的方法、 施加静电磁场的方法。另外，磁铁材料的磁化考虑到材料处理上的容易性，通常在组装到磁 性电路中之后用上述方法磁化，但是，当然也可以用磁铁单体磁化。实施例实施例1以纯度99. 5质量％以上的ft·、Nd、纯度99. 9%质量以上的Tb、Dy、电解铁、低碳硼
铁合金为主，以纯金属或与狗的合金的形式添加其它目标元素，溶解目标组成的合金，用 带式铸造法进行铸造，得到厚度0. 3 0. 4mm的板状合金。将该合金作为原料，在氢气加压 氛围中使之氢脆化后，在真空中加热到600°C，冷却之后，经由筛子获得425 μ m以下的粒度 的合金粗粉。对该粗粉添加以质量比计为0. 05%的硬脂酸锌，进行混合。接着，使用气流式粉碎机(喷射磨装置)，在氮气气流中进行干式粉碎，获得粒径 D50为4 5 μ m的微粉碎粉。此时，尤其是对与以氧气量0. 2质量％以下为目标的试样而
10言，将粉碎气体中的氧气浓度控制在50ppm以下。其中，该粒径D50是以利用气流分散法的 激光衍射法得到的值。将所得到的微粉末在磁场中成形，制作了成形体。这时的磁场大致为0. 8MA/m的 静磁场，加压力设定为196MPa。另外，磁场施加方向和加压方向为正交。另外，尤其是对于 以低氧量为目标的试样而言，尽可能地将从粉碎到进入烧结炉的氛围设定为氮气氛围。其次，将该成形体在真空中、1020 1080°C的温度范围烧结2小时。烧结温度根 据组成而不同，但是，都在得到烧结后的密度为7. 5Mg/m3的范围内选择低的温度进行烧结。将对所得到的烧结体的组成进行分析的结果换算成原子％后表示于表1。分析使 用ICP。表1记载的氧、氮、碳的分析值是用气体分析装置分析的结果，用质量％表示。所有 试样用溶解法分析氢，结果氢量以质量比计都在10 30ppm范围内。[表1]
1权利要求
1.一种R-T-Cu-Mn-B系烧结磁铁，其特征在于，包括R :12.0原子％以上、15. 0原子％以下，在此，R是含有Y的稀土元素，R中的50原子％ 以上是ft·和/或Nd ；B 5. 5原子％以上、6. 5原子％以下； Cu 0. 08原子％以上、0. 35原子％以下； Mn 0. 04原子％以上、不足0. 2原子％ ；M 2 原子％ 以下(包括 0 原子％ )，在此，M 是 Al、Ti、V、Cr、Ni、Zn、feu Zr、Nb、Mo、Ag、 In、Sn、Hf、Ta、W、Au、Pb、Bi 中的 1 种或 2 种以上；T 剩余部分，在此，T是！^或者！^和Co，在T是！^和Co的情况下，Co为T中的20原 子％以下。
2.如权利要求1所述的R-T-Cu-Mn-B系烧结磁铁，其特征在于主相是Ii2T14B型化合物。
3.如权利要求2所述的R-T-Cu-Mn-B系烧结磁铁，其特征在于主相的结晶粒径以圆 相当径计，为12 μ m以下。
4.如权利要求2或3所述的R-T-Cu-Mn-B系烧结磁铁，其特征在于具有以圆相当径 计为8μπι以下的结晶粒径的主相所占的面积率为主相整体的70%以上。
5.如权利要求2或3所述的R-T-Cu-Mn-B系烧结磁铁，其特征在于具有以圆相当径 计为5μπι以下的结晶粒径的主相所占的面积率为主相整体的80%以上。
全文摘要
本发明提供一种R-T-Cu-Mn-B系烧结磁铁，包括R12.0原子％以上、15.0原子％以下，在此，R是含有Y的稀土元素，R中的50原子％以上是Pr和/或Nd；B5.5原子％以上、6.5原子％以下；Cu0.08原子％以上、0.35原子％以下；Mn0.04原子％以上、不足0.2原子％；M2原子％以下(包括0原子％)，在此，M是Al、Ti、V、Cr、Ni、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、In、Sn、Hf、Ta、W、Au、Pb、Bi中的1种或2种以上；T剩余部分，在此，T是Fe或者Fe和Co，在T是Fe和Co的情况下，Co为T的20原子％以下。
文档编号H01F41/02GK102067249SQ20098012210
公开日2011年5月18日 申请日期2009年6月11日 优先权日2008年6月13日
发明者国吉太, 富泽浩之, 石井伦太郎 申请人:日立金属株式会社