稀土类永久磁铁的制作方法

文档序号:10536565阅读:575来源:国知局
稀土类永久磁铁的制作方法
【专利摘要】本发明提供一种相比现有技术能够保持高的矫顽力的R-T-B系烧结磁铁。本发明提供一种稀土类永久磁铁,其特征在于,该稀土类永久磁铁由R-T-B系组成(其中,R必须含有R1和R2,R1为包括Y且不包括Dy、Tb、Ho的稀土元素中的至少1种,R2为Dy、Tb、Ho中的至少1种)的烧结体构成,具有包含核部和包覆该核部的壳部的核壳结构的主相颗粒,在将上述核部的R1、R2的原子浓度分别记为αR1、αR2,将上述壳部的R1、R2的原子浓度分别记为βR1、βR2时,αR1<βR1、αR2>βR2、αR1<αR2、βR2<βR1,相对于上述烧结体的截面上观察到的全部主相颗粒,具有上述核壳结构的主相颗粒所占的比例为5%以上。
【专利说明】
稀土类永久磁铁
技术领域
[0001] 本发明涉及一种稀土类永久磁铁,特别是涉及一种在R-T-B系烧结磁铁中用重稀 土元素置换了的一部分R的稀土类永久磁铁。
【背景技术】
[0002] 已知以四方晶R2T14B化合物为主相的R-T-B系烧结磁铁(R为稀土元素,T为Fe或者 其一部分被Co取代的Fe,B为硼)具有优异的磁特性,自1982年的发明(专利文献1)以来是代 表性的高性能永久磁铁。
[0003] 稀土元素 R由制、?^〇7、113、!1〇构成的1?-1'-8系烧结磁铁各向异性磁场他大优选作 为永久磁铁材料。其中,使稀土元素 R为Nd的Nd-Fe-B系永久磁铁的饱和磁化Is、居里温度 Tc、各向异性磁场Ha的平衡性优异,在资源量、耐腐蚀性方面比使用了其它稀土元素 R的R-T-B系烧结磁铁更优异,因此,广泛地用于民生、工业、运输设备等。
[0004] 对于现有的R-T-B系烧结磁铁希望提高磁特性,特别是较多设法提高剩余磁通密 度Br和矫顽力He J。作为其中之一,有通过添加如Dy或Tb等磁各向异性高的元素来提高矫顽 力的方法。
[0005] 然而,从节省资源、削减成本的观点出发,也存在要将添加的重稀土元素量控制到 最小限度的要求。作为添加重稀土元素的方法,例如公开有使用晶界扩散法的技术(专利文 献2)。
[0006] 作为其它的添加方法,公开有进行RH-T相(RH为重稀土元素)与RL-T-B相(RL为轻 稀土元素)的混合或者RH-T-B相与RL-T-B相的混合来制作烧结体的技术(专利文献3)。
[0007] 现有技术文献
[0008] 专利文献
[0009] 专利文献1:日本特开昭59-46008号公报 [0010] 专利文献2:日本专利第4831074号公报 [0011] 专利文献3:日本专利第4645855号公报

【发明内容】

[0012] 发明所要解决的技术问题
[0013] 然而,近年来稀土类磁铁的用途涉及许多方面,寻求与现有相比更高的磁特性。特 别是,R-T-B系烧结磁铁使用于混合动力汽车等中时,由于磁铁暴露于比较高的温度下,因 此,抑制由热导致的高温退磁较为重要。对于抑制该高温退磁,需要提高R-T-B系烧结磁铁 在室温下的矫顽力。
[0014] 本发明是认识到这样的状况而完成的,对于R-T-B系烧结磁体,其目的在于提供一 种相比现有技术更能够保持高的矫顽力的永久磁铁。
[0015] 解决技术问题的手段
[0016] 为了解决上述技术问题并达成目的,本发明的稀土类永久磁铁特征在于,该稀土 类永久磁铁由R-T-B系组成(其中,R必须含有R1和R2,R1为包括Y且不包括Dy、Tb、Ho的稀土 元素中的至少1种,R2为Dy、Tb、Ho中的至少1种)的烧结体构成,具有包含核部和包覆该核部 的壳部的核壳结构的主相颗粒,在将上述核部的R1、R2的原子浓度分别记为aRl、aR2,将上 述壳部的Rl、R2的原子浓度分别记为诹1、诹2时,aRl〈0R1、aR2>0R2、aRl <aR2、册2〈诹1,相对 于上述烧结体的截面上观察到的全部主相颗粒,具有上述核壳结构的主相颗粒所占的比例 为5%以上。
[0017]在本发明中,烧结体截面的单位截面为50μπι见方的区域。
[0018]在R2T14B晶粒(主相颗粒)中,将相比外缘部的重稀土元素浓度具有3at%以上的浓 度差并且包含主相颗粒的中心的部分定义为核部,将主相颗粒的上述核部以外定义为壳 部,将具有上述核部和壳部的主相颗粒称为核壳颗粒。将从主相颗粒表面到〇.5μπι的深度处 定义为外缘部,壳部含有外缘部。
[0019] 本
【发明人】们对R-T-B系烧结磁铁中是否有能够最大限度地发挥重稀土元素所具有 的高矫顽力效果的结构进行了专门研究。其结果发现,通过使R-T-B系烧结磁铁含有具有上 述核壳结构的主相颗粒,从而可以得到高矫顽力。其理由不明确,但是本
【发明人】们推测如 下。首先,认为该效果是由在核部与壳部的界面上产生的磁壁的钉扎效应所带来的。虽然核 部和壳部具有相同的R 2Fei4B的结构,但是由于核部的R种类中重稀土元素的比例较多地存 在,并且壳部的R种类中轻稀土元素的比例较多地存在,因此,两者的晶格常数不同。由此在 核部与壳部的界面发生变形。认为该变形成为钉扎位点,发挥阻碍磁壁的移动的效果。其 次,认为该效果是由通过添加重稀土元素而产生的各向异性磁场的提高效果所带来的。再 次,认为该效果是由用晶格缺陷少的RL 2T14B主相(RL为包括Y的轻稀土元素)包覆晶格缺陷 多的RH2T 14B主相(RH为重稀土元素)而产生的效果所带来的。如果在主相颗粒表面存在晶格 缺陷等缺陷,则其成为磁化反转核产生位点,并招致矫顽力的降低。因此,如果缺陷的数量 多,则相应矫顽力会大大降低。由于重稀土元素是容易在晶界相广泛地扩散的元素,并且 RHAmB主相与RLAwB主相相比能量的稳定性更低,因此,IWM主相能够容易产生晶格缺 陷。因此,通过用晶格缺陷少的RLAwB主相包覆RifeTwB主相,从而可以防止由晶格缺陷所导 致的矫顽力的降低。另外,通过具有上述核壳结构的主相颗粒数的比例为5%以上,可以得 到矫顽力大幅度提高的效果。
[0020] 作为本发明的优选实施方式,烧结体所含的R2优选为llat%以下。
[0021]通过本发明的R-T-B系烧结磁铁中重稀土元素的浓度为llat %以下,从而可以抑 制剩余磁通密度的大幅度的降低。通过重稀土元素的添加而使剩余磁通密度降低的原因认 为是由于重稀土元素的磁矩与Nd或Fe的磁矩逆平行地耦合从而导致磁化的降低。本发明是 基于这样的发现而完成的。
[0022]发明的效果
[0023]如上所述,根据本发明,可以使R-T-B系烧结磁铁具有比现有更高的矫顽力。
【具体实施方式】
[0024]以下,基于实施方式来详细地说明本发明。另外,本发明不被以下的实施方式和实 施例所记载的内容限定。另外,以下所记载的实施方式和实施例中的构成要素包括本领域 技术人员能够容易想到的、实质上相同的、所谓均等的范围的内容。进一步,以下所记载的 实施方式和实施例中公开的构成要素可以适当组合,也可以适当选择使用。
[0025]本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁含有11~18at%的稀土元素(R)。如果R的 浓度小于llat%,则成为R-T-B系烧结磁铁的主相的R2T14B相的生成不充分,具有软磁性的 α-Fe等析出,并且矫顽力显著降低。另一方面,如果R超过18at%,则作为主相的R2T14B相的 体积比率降低,从而剩余磁通密度降低。另外,R与氧反应,含有的氧量增加,伴随于此对矫 顽力的产生有效的R富集相减少,招致矫顽力的降低。
[0026] 在本实施方式中,上述稀土元素(R)包含RUR2A1为包括Y且不包括Dy、Tb、Ho的稀 土元素中的至少1种,R2为Dy、Tb、Ho中的至少1种。优选相对于总稀土元素浓度(TRE),R1 / TRE为30~92重量%、R2/TRE为8~70重量%的比例。在此,作为R,也可以含有作为来自原料 的杂质或者制造时混入的杂质的其它成分。
[0027]本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁含有5~8at%的硼(B)。在B小于5at%的情 况下,不能得到高的矫顽力。另一方面,如果B超过8at %,则有剩余磁通密度降低的倾向。因 此,将B的上限设定为8at%。
[0028] 本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁含有74~83at%的过渡金属元素 T,本发明 中的T以Fe作为必需元素,其中可以含有4.Oat%以下的CoXo形成与Fe相同的相,不过在提 高居里温度、提高晶界相的耐腐蚀性方面有效果。另外,本发明适用的R-T-B系烧结磁铁可 以以0.01~1.2at%的范围含有A1和Cu的1种或2种。通过以该范围含有A1和Cu的1种或2种, 从而得到的烧结磁体能够高矫顽力化、高耐腐蚀性化,并能够改善温度特性。
[0029] 本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁容许含有其它元素。例如,可以适当含有 Zr、Ti、13;[、511、63、他、13、5;[、¥、48、66等元素。另一方面,优选尽量降低氧、氮、碳等杂质元 素。特别是有害磁特性的氧,优选将其量设定为5000ppm以下,进一步优选设定为3000ppm以 下。如果氧量多,则作为非磁性成分的稀土类氧化物相增大,使磁特性降低。
[0030] 本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁,除了作为主相颗粒的R2TMB晶粒之外,还 具有由被称为晶界相的R富集相、B富集相等共晶组合物构成的复合组织。主相颗粒的大小 为1~ΙΟμL?左右。
[0031 ]以下,对本件发明的制造方法的优选例子进行说明。
[0032]在本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的制造中,首先,分别准备原料合金以得到具有 所希望的组成的Rl-Τ-Β系磁铁和R2-T-B系磁铁。原料合金可以在真空或惰性气体、优选为 Ar气氛中通过薄带连铸法、其它公知的熔融法来进行制作。薄带连铸法是将原料金属在Ar 气体气氛等非氧化气氛中熔融,使由此得到的金属熔液喷出至旋转的辊的表面。由辊急冷 后的金属熔液被急冷凝固成薄板或薄片(鳞片)状。该急冷凝固后的合金具有结晶粒径为1 ~50μπι的均质的组织。原料合金不限于由薄带连铸法得到,可以由高频感应熔融等熔解法 来得到。另外,为了防止熔融后的偏析,例如可以倾注到水冷铜板来使之凝固。另外,可以使 用由还原扩散法所得到的合金作为原料合金。
[0033]将得到的Rl-Τ-Β系和R2-T-B系的原料合金混合,提供给粉碎工序。该混合比率根 据混合后的目标组成等适当调整。优选Rl-Τ-Β合金的重量比为30~92%、R2-T-B合金的重 量比为8~70%。粉碎工序有粗粉碎工序和微粉碎工序。首先,将原料合金粗粉碎至粒径数 百μπι的程度。粗粉碎优选使用捣磨机(stamp mill)、颚式破碎机(jaw crusher)、布朗磨 (Braun mi 11)等,在惰性气体气氛中进行。在粗粉碎之前,通过使氢吸附于原料合金后使其 释放来进行粉碎是有效的。氢释放处理是以减少成为作为稀土类烧结磁铁的杂质的氢为目 的来进行的。用于氢吸附的加热保持的温度设定为200°C以上,优选设定为350°C以上。保持 时间根据与保持温度的关系、原料合金的厚度等而变化,至少设定为30分钟以上,优选设定 为1小时以上。氢释放处理在真空中或Ar气流中进行。另外,氢吸附处理、氢释放处理并非必 须的处理。也可以将该氢粉碎定位为粗粉碎,从而省略机械的粗粉碎。
[0034] 粗粉碎工序后,将上述合金转移至微粉碎工序。在微粉碎中主要使用气流磨(jet mill),将粒径数百μπι程度的粗粉碎粉末制成平均粒径为2.5~6μπι,优选3~5μπι。气流磨是 通过狭小的喷嘴释放高压的惰性气体来产生高速的气流,通过该高速的气流来加速粗粉碎 粉末,产生粗粉碎粉末彼此的碰撞或者与靶或容器壁的碰撞来进行粉碎的方法。
[0035] 在微粉碎中也可以使用湿式粉碎。在湿式粉碎中使用球磨机或湿式磨碎机等,将 粒径数百μπι程度的粗粉碎粉末制成平均粒径为1.5~5μπι,优选为2~4.5μπι。由于在湿式粉 碎中通过选择适当的分散介质,从而在磁铁粉不与氧接触的条件下进行粉碎,因此可以得 到氧浓度低的微粉末。
[0036] 在微粉碎时可以添加0.01~0.3wt%左右的以成型时的润滑和取向性的提高为目 的的脂肪酸或脂肪酸的衍生物或烃,例如作为硬脂酸系或油酸系的硬脂酸锌、硬脂酸钙、硬 脂酸铝、硬脂酸酰胺、油酸酰胺、亚乙基双异硬脂酸酰胺;作为烃的石蜡、萘等。
[0037]将上述微粉供应至磁场中成型。磁场中成型的成型压力可以设定为0.3~3ton/ cm2(30~300MPa)范围。成型压力可以从成型开始至结束为一定,也可以渐增或渐减,或者 可以不规则变化。成型压力越低则取向性越良好,但如果成型压力过低,则成型体的强度不 足而在处理上会产生问题,因此考虑到这点而从上述范围选择成型压力。由磁场中成型所 得到的成型体的最终相对密度通常为40~60%。
[0038] 所施加的磁场可以设定为10~20k0e(960~1600kA/m)左右。所施加的磁场不限定 于静磁场,也可以为脉冲状的磁场。另外,也可以并用静磁场和脉冲状磁场。
[0039] 接着,在真空或惰性气体气氛中烧结成型体。烧结温度有必要根据组成、粉碎方 法、平均粒径和粒度分布的差异等诸条件来进行调整,本发明中在850~950°C下烧结。在该 烧结温度下轻稀土元素容易扩散,而重稀土元素难以扩散。由此仅仅轻稀土元素广泛地扩 散,在R2 2T14B主相(R2为Dy、Tb、Ho中的至少1种)的外缘部中轻稀土元素浓化,可以获得所希 望的结构。如果烧结温度为l〇〇〇°C以上,则轻稀土元素、重稀土元素两者都广泛地扩散,从 而不能取得所希望的结构。另外,如果为低于850°C的温度,则温度不足以扩散,不能取得所 希望的结构。
[0040] 烧结时间有必要根据组成、粉碎方法、平均粒径和粒度分布的差异等诸条件来进 行调整,设定为48~96小时。由于上述烧结温度为低温,因此,为了得到充分的烧结密度而 烧结时间必须为48小时以上。另外,如果超过96小时,则主相颗粒晶粒生长,从而矫顽力大 幅度降低。烧结体的主相颗粒的大小优选为1〇μπι以下。
[0041]烧结后,可以对得到的烧结体实施时效处理。该工序是控制矫顽力的重要的工序。 在将时效处理分为2阶段进行的情况下,在800°C附近、600°C附近保持规定时间是有效的。 如果在烧结后进行800°C附近的热处理,则矫顽力增大,因此在混合法中特别有效。另外,由 于在600°C附近的热处理中矫顽力大大地增加,因此在以1阶段进行时效处理的情况下,可 以施行600°C附近的时效处理。
[0042] 实施例
[0043] 以下,使用实施例和比较例来详细地说明本发明的内容,但是本发明不限定于以 下的实施例。
[0044] (实施例1~3)
[0045] 为了分别制作Rl-Τ-Β系合金和R2-T-B系合金,配合成为原料的金属或原料合金以 成为如表1所示的组成,分别通过薄带连铸法熔融、铸造原料合金薄板。R2种类为Dy、Tb、Ho 的任一种,分别作为实施例1、实施例2、实施例3。
[0046]
[0047] 将得到的2种原料合金薄板以92:8的重量比混合进行氢粉碎,得到粗粉碎粉末。在 该粗粉碎粉末中分别添加 O.lwt%的油酸酰胺作为润滑剂。接着,使用气流式粉碎机(气流 磨),在高压氮气气氛中分别进行微粉碎,得到微粉碎粉末。
[0048]接着,将制得的微粉碎粉末投入到模具中,在磁场中成型。具体来说,在15kOe的磁 场中用140MPa的压力进行成型,得到20mmX18mmX13mm的成型体。磁场方向是与压制方向 垂直的方向。将所得到的成型体在850°C下烧结48小时。其后,在600°C下进行1小时的时效 处理,从而得到烧结体。
[0049] 对于得到的烧结体,使用BH示踪仪(BH tracer)测定剩余磁通密度(Br)和矫顽力 (HcJ)。其结果如表3所示。
[0050] 将所得到的烧结体相对于容易磁化轴平行地切断之后,将其树脂填埋至环氧系树 脂中,对其截面进行研磨。研磨时使用市售的砂纸,一边从粒度低的砂纸换至高的砂纸一边 进行研磨。最后使用抛光轮(buff)和金刚石磨粒进行研磨。此时,不带水等进行研磨。如果 使用水,则晶界相成分会腐蚀。
[0051] 对得到的烧结体截面进行离子铣削,除去了最表面的氧化膜或氮化膜等的影响之 后,用ΕΡΜΑ(电子探针显微分析仪:Electron Probe Micro Analyzer)观察R-T-B系烧结磁 铁的截面,并进行分析。将50μπι见方的区域作为单位截面,进行通过ΕΡΜΑ的元素测绘 (element mapping) (256点X 256点)。在此,截面中的观察位置为任意位置。由此判断主相 颗粒和晶界,对于在单位截面积内能够确认的全部主相颗粒,求得有无核壳结构、各个核部 和壳部的组成。
[0052]对于主相颗粒的分析方法的详细情况如下所述。
[0053] (1)使用根据在单位截面中观察到的背散射电子图像的图像分析法特定主相颗粒 部分和晶界部分。
[0054] (2)根据用ΕΡΜΑ得到的R1、R2的特性X射线强度的测绘数据算出元素浓度,将与主 相颗粒的外缘部的重稀土元素浓度相比浓度高3%以上且包含主相颗粒的中心的区域设定 为核部,将上述核部以外的部位设定为壳部。对于1个视野,调查全部颗粒数(D)、核壳颗粒 数(E),算出核壳颗粒数的比例(E/D)。
[0055] (3)在同一个样品的截面内20个视野中进行上述(1)和(2)的操作,算出核壳颗粒 的核部的稀土类浓度的平均值(aRl、aR2)、核壳颗粒的壳部的稀土类浓度的平均值(βΙ?1、β R2)。然后,求得每1个视野的核壳颗粒数的比例的平均值。
[0056] (比较例1)
[0057]为了制造 Rl-Τ-Β系合金,配合作为原料的金属或原料合金以成为如表2所示的组 成,通过薄带连铸法熔融、铸造原料合金薄板。
[0058] [表2]
[0059]
[0060]将得到的原料合金薄板氢粉碎,得到粗粉碎粉末。在该粗粉碎粉末中添加0. lwt % 的油酸酰胺作为润滑剂。接着,使用气流式粉碎机(气流磨),在高压氮气气氛中进行微粉 碎,得到微粉碎粉末。
[0061]接着,将制得的Rl-Τ-Β系合金粉末投入到模具中,在磁场中成型。具体来说,在 15kOe的磁场中用140MPa的压力进行成型,得到20mm X 18mm X 13mm的成型体。磁场方向是与 压制方向垂直的方向。将所得到的成型体在1 〇50°C下烧结12小时。其后,在600°C下进行1小 时的时效处理,得到烧结体。
[0062]对于得到的烧结体,与实施例1同样地使用BH示踪仪测定Br、HcJ。将其结果示于表 3中。
[0063] [表 3]
[0064]
[0065」在实施例1~3中,存在具有有重稀土元素 R2的原子浓度高的核部和轻稀土元素 R1 的原子浓度高的壳部的核壳结构的主相颗粒。而且,其矫顽力为比没有添加重稀土元素的 Nd-Fe-B的比较例1更高的值。如上所述,这被认为是由于由重稀土元素的添加和核壳结构 的效果产生的各向异性磁场的提高和由形变造成的钉扎效果、晶格缺陷的影响缓和所引起 的。
[0066](实施例4~7)
[0067]除了在轻稀土元素 R1种类中追加 Pr或Y、Ce、La等以外,与实施例1同样地进行原料 合金薄板的制作、粉碎、成型、烧结、评价。将详细的组成记载于表4中,将评价结果记载于表 5中。
[0068]
[0069] 在买施例4~7中,存在具有存在较多里柿土兀索的核部和存在较多轻柿土兀索的 壳部的主相颗粒,并且可以得到高的矫顽力。由以上可以确认,即使在R1中导入Nd以外的轻 稀土元素,也可以与实施例1同样地得到核壳结构和高矫顽力。
[0070] (比较例2)
[0071] 为了分别制作Rl-Τ-Β系合金和R2-T系合金,配合作为原料的金属或原料合金以成 为如表6所示的组成,分别通过薄带连铸法熔融、铸造原料合金薄板。其后,将Rl-Τ-Β系合金 和R2-T系合金以重量比93:7混合,与实施例1同样地进行粉碎、成型、烧结、评价。
[0072](比较例3)
[0073] 为了制作R1-R2-T-B系合金,配合作为原料的金属或原料合金以成为如表6所示的 组成,通过薄带连铸法熔融、铸造原料合金薄板。其后,与实施例1同样地进行粉碎、成型、烧 结、评价。
[0074] [表6]
[0075]
[0078]在比较例2中,能够产生由存在较多轻稀土元素的核部和存在较多重稀土元素的 壳部构成的核壳结构。然而,其矫顽力不及实施例1。在比较例3中,确认没有核壳结构,成为 比实施例1低的矫顽力。
[0079] (比较例4~7、实施例8~9)
[0080] 除了烧结温度以外,其它与实施例1同样地进行原料合金薄板制作、粉碎、成型、烧 结、评价。将烧结温度设为750°(3、800°(3、900°(3、950°(3、1000°(3、1050°(3,并分别作为比较例 4、比较例5、实施例8、实施例9、比较例6、比较例7。将结果示于表8中。
[0081]
[0082] 在实施例1以及实施例8~9中,通过将烧结温度设定为850~950°C,可以得到具有 存在较多轻稀土元素 R1的壳部和存在较多重稀土元素 R2的核部的主相颗粒。其矫顽力可以 得到比没有核壳结构的比较例4、5更高的值。认为在比较例4、5中不能形成核壳结构的原因 是由于烧结温度过低,从而R1元素难以扩散。如比较例6~7-样在高于950°C的温度下不能 产生核壳结构,从而矫顽力变低。认为其不能产生核壳结构的原因是由于烧结温度为高温, 从而R1广泛地扩散到烧结体整体中。
[0083] (比较例8~11、实施例10~I2)
[0084] 除了烧结时间以外,其它与实施例1同样地进行原料合金薄板制作、粉碎、成型、烧 结、评价。将烧结时间设定为24小时、36小时、72小时、84小时、96小时、108小时、120小时,并 分别作为比较例8、比较例9、实施例10、实施例11、实施例12、比较例10、比较例11。将结果示 于表9中。
[0085]
[0086] 在实施例10~12中,存在与实施例1相同的核壳结构,并且可以得到高矫顽力。在 比较例8、9中,不存在核壳结构,为矫顽力低的结果。这被认为是由于烧结时间短,从而没有 充分引起R1的扩散。除此以外,剩余磁通密度也为低值。这被认为是由于不仅烧结温度低, 而且烧结时间短,从而不能得到充分的烧结密度。
[0087] 比较例10、11虽然与实施例1同样地可以得到核壳结构,但是为矫顽力低的结果。 这被认为是由于烧结时间长,从而主相颗粒晶粒生长,伴随于此矫顽力降低。
[0088] (比较例I2~I5、实施例13~I6)
[0089]与实施例1同样地制作Rl-Τ-Β系合金和R2-T-B系合金。其后,以重量比成为98:2、 95: 5、92:8、70: 30、50 :50、30: 70、20 :80、10:90的方式进行混合,与实施例1同样地进行成 型、烧结、评价。将混合后的组成示于表1 〇中。
[0090]
[0091] 接着,与实施例1同样地使用BH示踪仪测定Br、HcJ。然后,通过ΕΡΜΑ进行元素测绘, 进行主相颗粒的总数和核壳颗粒数的测定、
[0092] 核部壳部的稀土元素浓度<^1、诚2、诹1、诹2的测定。其结果如表11所示。
[0093] [表 11]
[0094]
[0095] 比较例12~13、实施例13~18全部都含有具有由重稀土元素多的核部、轻稀土元 素多的壳部构成的结构的主相颗粒。另外,根据实施例13~16,核壳颗粒数的比例为5%以 上,R2浓度为llat%以下时,保持高的剩余磁通密度并且可以得到高矫顽力。在核壳颗粒数 的比例小于5%的比较例12~13中,为低矫顽力。这认为是由于重稀土元素的添加量少,伴 随于此核壳颗粒数量也少,因此,矫顽力的提高效果不充分。在R2浓度超过llat%的实施例 17~18中虽然可以得到高矫顽力,但是剩余磁通密度大大降低。这认为是由于重稀土元素 的添加而导致的饱和磁化减少。
[0096] (实施例19~20)
[0097]为了制作Rl-Τ-Β系合金和R1-R2-T-B系合金,配合作为原料的金属或原料合金以 成为如表12所示的组成,分别通过薄带连铸法熔融、铸造原料合金薄板。其后,与实施例1同 样地进行粉碎、成型、烧结、评价。将结果示于表13中。
[0098]
[0099] [表 13]
[0100]
[0101] 在实施例19、20中,得到有由重稀土元素的含量多的核部和轻稀土元素的含量多 的壳部构成的核壳结构,与比较例1相比可以得到高矫顽力。与实施例1相比,可以确认即使 在核部中的R1与R2的构成比发生了变化的情况下,也可以得到高矫顽力。
[0102] 产业上利用的可能性
[0103] 如上所述,本发明所涉及的R-T-B系烧结磁铁保持高的剩余磁通密度并且还具有 高的矫顽力,适合作为要求高输出或高效率的民生?工业?运输设备等中所使用的永久磁 铁。
【主权项】
1. 一种稀土类永久磁铁,其特征在于, 所述稀土类永久磁铁由R-T-B系组成的烧结体构成,其中,R必须含有Rl和R2,R1为包括 Y且不包括Dy、Tb、Ho的稀土元素中的至少1种,R2为Dy、Tb、Ho中的至少1种, 所述稀土类永久磁铁具有包含核部和包覆所述核部的壳部的核壳结构的主相颗粒, 在将所述核部的Rl、R2的原子浓度分别记为aRl、aR2,将所述壳部的Rl、R2的原子浓度 分别记为mi、诹2时,aRl〈0Rl、aR2>m2、aRl〈aR2、m2〈mi, 相对于所述烧结体的截面上观察到的全部主相颗粒,具有所述核壳结构的主相颗粒所 占的比例为5%以上。2. 如权利要求1所述的稀土类永久磁铁,其特征在于, 所述烧结体所含的R2为IIat %以下。
【文档编号】H01F1/057GK105895286SQ201610086719
【公开日】2016年8月24日
【申请日】2016年2月16日
【发明人】大泽明弘, 榎户靖
【申请人】Tdk株式会社
网友询问留言 已有0条留言
  • 还没有人留言评论。精彩留言会获得点赞!
1