稀土钴永磁体的制作方法

稀土钴永磁体的制作方法
【专利摘要】本发明提供一种稀土钴永磁体，含有23～27wt％的R、3.5～5wt％的Cu、18～25wt％的Fe、1.5～3wt％的Zr、其余为Co及不可避免的杂质，其中，元素R是至少含有Sm的稀土元素。所述稀土钴永磁体金属组织包括含有Sm2Co17相的胞相(11)，以及围绕所述胞相、并含有SmCo5相的胞壁(12)。
【专利说明】
稀土钴永磁体
技术领域
[0001] 本发明涉及稀土钴永磁体。
【背景技术】
[0002] 作为稀土钴永磁体，可举出含有14. 5wt%的Fe的钐钴磁体。而且，为了提高能量 乘积而制备含Fe量高的钐钴磁体。
[0003] 例如，在日本特开2002-083727号公报中公开了，所获得的钐钴磁体使用了由 20~30wt %的RE (RE指Sm或含有50wt %以上的Sm的两种以上稀土元素）、10~45wt % 的Fe、1~10wt%的Cu、0. 5~5wt%的Zr、其余为Co及不可避免的杂质组成的合金。具体 地，使用薄带连铸来铸造该合金并得到薄片。所述薄带连铸是一种将熔化的合金垂直浇在 水冷铜辊上并获得厚度为1_左右的薄片的方法。之后，将获得的薄片放在非氧化性气氛 中进行热处理，接着对其粉碎成粉体。然后，将该粉体在磁场中压缩成型，并依次进行烧结、 固溶处理、时效处理。

【发明内容】

[0004] 因此需要一种具有良好磁特性的稀土钴永磁体。
[0005] 鉴于上述问题完成了本发明，本发明目的是提供一种具有良好磁特性的稀土钴永 磁体。
[0006] 本发明所涉及的稀土钴永磁体，含有23~27wt%的R、3. 5~5wt%的Cu、18~ 25wt %的Fe、1. 5~3wt %的Zr、其余为Co及不可避免的杂质，其中，元素 R是至少含有Sm 的稀土元素，所述稀土钴永磁体金属组织包括含有Sm2C〇1jg的胞相，以及围绕所述胞相、并 含有SmC 〇5相的胞壁。
[0007] 进一步，所述稀土钴永磁体的特征在于，含有19~25wt %的Fe，密度为8. 15~ 8. 39g/cm3,平均晶粒直径为40~100 ym，所述胞壁中，Cu的含量的半值宽度为10nm以下。
[0008] 此外，所述稀土钴永磁体，其特征在于，在利用粉末X射线衍射法测定所述胞相的 (220)面的衍射强度1 (220)和所述胞相的（303)面的衍射强度1 (303)时，测得的衍射强度 比 I (220) /I (303)满足 0? 65 彡 I (220) /I (303)彡 0? 75。
[0009] 发明效果
[0010] 根据本发明，可提供一种具有良好磁特性的稀土钴永磁体。
[0011] 通过以下给出的详细描述对本发明的上述及其他目的、特征、优点进行说明，附图 仅为举例而给出，并不能限制本发明。
【附图说明】
[0012] 图1是第1实施方式中稀土钴永磁体的制备方法流程图；
[0013] 图2是实施例1的微观组织的剖面照片；
[0014] 图3表示实施例1中的相对于距离的各成分；
[0015] 图4表示衍射角为2 0的衍射强度的图表；
[0016] 图5是比较例1的微观组织的剖面照片；
[0017] 图6表示比较例1中的相对于距离的各成分。
【具体实施方式】
[0018] 本发明人发现固溶处理中微观组织的成分均匀是非常重要的，因此将注意力集中 在原料制备上。特别地，稀土钴永磁体所含的元素中，纯Zr的恪点高达1852°C，远高于与该 永磁体同一成分的合金的熔点1400°C，因此存在元素 Zr在微观组织中分布不均匀的担忧。 本发明人对于原理、制备方法等深入研究，最终完成了本发明。
[0019] 第1实施方式
[0020] 以下对第1实施方式所涉及的稀土钴永磁体进行说明。
[0021] 第1实施方式所涉及的稀土钴永磁体，含有23~27wt%的R、3. 5~5wt%的Cu、 19~25wt%的Fe、1. 5~3wt%的Zr、其余为Co及不可避免的杂质。第1实施方式所涉及 的稀土钴永磁体的熔点为1400°C左右。其中，元素R是稀土元素，在稀土元素中至少含有 Sm。作为稀土元素可举出：Pr、Nd、Ce及La。此外，第1实施方式所涉及的稀土钴永磁体含 有以稀土钴为主体的金属间化合物。该金属间化合物可以是如SmCo 5、Sm2Co17等。
[0022] 此外，第1实施方式所涉及的稀土钴永磁体具有含有晶粒的金属组织。该晶粒包 括：含有Sm 2C〇1j^胞相；围绕所述胞相、并含有SmCoj^胞壁；以及含有Zr的板状相。而且， 在第1实施方式所涉及的稀土钴永磁体中，亚微米级的组织形成于晶粒中，并且，在胞相和 胞壁之间产生合金成分的浓度差，尤其是Cu集中在胞壁上。第1实施方式所涉及的稀土钴 永磁体与以往的钐钴磁体相比，含有更多的Fe。因此，第1实施方式所涉及的稀土钴永磁 体，作为其磁特性，具有高矫顽力和高矩形比。此外，由于Cu集中在胞壁，稀土钴永磁体的 矩形比将增大。
[0023] 第1实施方式所涉及的稀土钴永磁体可被广泛地应用于时钟、电动机、测量仪器、 通讯设备、计算机终端、扬声器、光盘、传感器或其他设备的部件。此外，由于第1实施方式 所涉及的稀土钴永磁体的磁力在高环境温度下难以退化，适合应用于车辆发动机室中的角 度传感器、点火线圈、HEV(混合动力电动汽车）等的驱动电机等。
[0024] 制备方法
[0025] 参照图1，以下对第1实施方式所涉及的稀土钴永磁体的制备方法进行说明。
[0026] 首先，准备稀土元素、纯Fe、纯Cu、纯Co、及含Zr的母合金作为原料，并将这些原料 按上述特定的成分比例混合（原料混合步骤S1)。母合金通常是指两种不同金属元素组成 的二元合金，用作溶解材料。而且，含有Zr的母合金具有熔点比纯Zr的熔点1852°C低的成 分。含Zr的母合金的熔点为使第1实施方式所涉及的稀土钴永磁体熔化的温度以下，即， 优选1600°C以下，进一步优选1000°C以下。
[0027] 作为含Zr的母合金，可举出FeZr合金和CuZr合金。优选FeZr合金和CuZr合金 是因为其具有低熔点、且 Zr均匀地分散在后述铸锭组织中。因此，优选具有共晶成分或与 其相近成分的FeZr合金和CuZr合金，因为熔点被限制为1000°C以下。具体地，例如FeZr 合金是20% Fe-80% Zr合金。该20% Fe-80% Zr合金含有75-85wt%的Zr、其余为Fe及 不可避免的杂质。例如，CuZr合金是50%Cu-50%Zr合金。该50%Cu-50%Zr合金含有 45-55wt%的Zr、其余为Cu及不可避免的杂质。
[0028] 然后，将混合的原料装入氧化铝坩埚内，在1 X 10 2Torr以下的真空气氛或惰性气 体气氛下，利用高频炉熔化，通过金属型铸造得到铸锭（铸锭铸造步骤S2)。这种铸造方法， 例如被称为叠箱铸模。此外，可以将得到的铸锭在固溶温度下进行1~20小时左右的热处 理。通过该热处理，可使铸锭组织更加均匀。
[0029] 然后，将得到的铸锭粉碎，获得具有特定平均粒径的粉末（粉末生成步骤S3)。通 常，将获得的铸锭粗粉碎，进一步将粗粉碎的铸锭在惰性气体气氛下利用喷磨机等进行细 粉碎使粉末化。粉末的平均粒径（d50)为1~10 ym。此外，平均粒径（d50)是通过激光衍 射和散射法求出的以粒度分布中累计值为50 %的粒径。
[0030] 然后，将得到的粉末放在特定的磁场中，并以垂直于磁场方向对粉末加压压制成 型，得到成型体（压制成型步骤S4)。该压制成型条件是：磁场为15k0e以上、压制成型的 压力为 〇? 5 ~2. 0ton/cm2〇
[0031] 然后，在IX 10 2T〇rr以下的真空气氛或惰性气体气氛下，将成型体加热到烧结温 度并烧结（烧结步骤S5)。该烧结温度例如为1150~1250°C。
[0032] 然后，继续在相同的气氛条件下，以比烧结温度低20°C~70°C的固溶温度对成型 体进行固溶处理（固溶处理步骤S6)。固溶时间为2~10小时。另外，需要注意的是固溶 时间可根据得到的成型体的组织、及目标磁特性适当变化。如果固溶时间过短，成分不能充 分地均匀化。另一方面，如果固溶时间过长，成型体中含有的Sm就会挥发，因此，成型体的 内部和表面的成分组成产生差异，就会引起作为永磁体的磁特性的退化。
[0033] 需要注意的是，优选烧结步骤S5和固溶处理步骤S6连续进行，可提高量产性。当 烧结步骤S5和固溶处理步骤S6连续进行时，以较低的降温速度如0. 2°C~5°C /min从烧 结温度降到固溶温度。优选低降温速度是因为Zr能够在成型体的金属组织内更加完全分 散、均勾分布。
[0034] 然后，将固溶处理后的烧结体以300°C /min以上的冷却速度急冷（急冷步骤S7)。 并且，将烧结体继续在相同的气氛条件下，以700°C~870°C的温度保持加热1小时以上，接 着，继续以0. 2°C~1°C /min的冷却速度冷却到优选至少600°C、进一步优选400°C以下（时 效处理S8)。
[0035] 经过以上步骤，可得到第1实施方式所涉及的永磁体。
[0036] 同时，与需要复杂装置例如水冷铜辊的薄带连铸相比，金属型铸造只需简易的装 置也可铸造。根据第1实施方式，使用金属型铸造能够制备永磁体。而且，使用简易的装置 能够制备具有良好的磁特性的永磁铁。
[0037] 实验 1
[0038] 以下，通过表1及附图2、3、5和6对第1实施方式所涉及的永磁体的实施例1~ 3、与比较例1和2所进行的实验进行说明。
[0039] 实施例1~3以与上述制备方法相同的方法制备。具体地，在原料混合步骤S1中， 目标成分为25. Owt%的Sm、4. 4wt%的Cu、20.0 wt%的Fe、2. 4wt% Zr、以及其余的为Co。作 为含有Zr的母合金，使用20% Fe-80 % Zr合金。而且，在粉末生成步骤S3中，利用喷磨机 在惰性气氛中将铸锭细粉碎，生成平均粒径（d50)为6 ym的粉末。在压制成型步骤S4中， 在磁场为15k0e、压制成型的压力为1. Oton/cm2的条件下压制成型。在烧结步骤S5中，以 烧结温度1200°C进行烧结。在固溶处理步骤S6中，以降温速度1°C /min降温至固溶温度 1170°C，并进行4小时的固溶处理。在急冷步骤S7中，以300°C /min的冷却速度急冷。在 时效处理步骤S8中，将烧结体在惰性气氛中以850°C的温度连续加热10小时进行等温时效 处理，随后，以0. 5°C /min的冷却速度连续时效处理至350°C，从而得到永磁体材料。通过 该方法得到的磁体的特性作为实施例1示于表1。
[0040] 对于实施例2,在铸锭铸造步骤S2之后，进行铸锭在1170°C下连续加热15小时的 热处理，除此之外，用与实施例1相同的制备方法制备永磁体。
[0041] 对于实施例3,除了原料混合步骤S1外，用与上述第1实施方式所涉及的永磁体 的制备方法相同的制备方法进行制备。实施例3的制备方法中，原料混合步骤S1中，使用 50% Cu-50% Zr 合金代替 20% Fe-80% Zr 合金。
[0042] 另外，对于比较例1，除了原料混合步骤S1外，用与上述第1实施方式所涉及的永 磁体的制备方法相同的制备方法进行制备。比较例1的制备方法中，在相当于原料混合步 骤S1的步骤中，使用一种被叫做海绵锆的Zr金属代替20% Fe-80% Zr合金。
[0043] 另外，对于比较例2,除了铸锭铸造步骤S2外，用与上述第1实施方式所涉及的永 磁体的制备方法相同的制备方法进行制备。比较例2的制备方法中，在相当于铸锭铸造步 骤S2中，使用薄带连铸方法。
[0044] 对实施例1~3、比较例1和比较例2的磁特性进行了测定。测定的磁特性有：剩 磁Br[T]、矫顽力Hcj[kA/m]、最大能量乘积（BH)max[kJ/m 3]、矩形比Hk/Hcj[% ]。其中，矩 形比Hk/Hcj表示退磁曲线的矩形比，较大的值代表较好的磁特性。Hk是当B为剩磁Br的 90%时与退磁曲线相交时的He的值。此外，对密度和平均粒径进行了测定。测定结果示于 表1。此外，利用TEM(透射电子显微镜）观察了实施例1和比较例1的截面组织的结晶的 a面。此外，利用TEM-EDX(透射电子显微镜能量色散X射线光谱仪）测定了该截面组织中 的各元素的成分。
[0045] [表 1]
[0047] 如表1所示，实施例1中，与比较例1相比：剩磁Br是相同的水平；矫顽力He j为 1200kA/m以上；最大能量乘积（BH)max为200kJ/m3以上；矩形比Hk/Hej为50%以上。这 些都是较好的数值。这被认为是由于在实施例1中使用FeZr合金作为原料，并在铸锭铸造 步骤S2中完全溶解，因此Zr在金属组织中均匀分散。另一方面，认为在比较例1中使用一 种被叫做海绵锆的Zr金属，在铸锭铸造步骤S2中，与实施例1相比不能完全溶解，因此锆 不均匀地分布在该金属组织中。此外，可以确定利用与实施例1~3相同的制备方法得到 的永磁体的密度至少为8. 15~8. 39g/m3。
[0048] 实施例2中，与实施例1相比，最大能量乘积（BH)max更高。这被认为是由于实施 例2中的铸锭在铸锭铸造步骤S2后进行了热处理，因此金属组织更加均匀。
[0049] 实施例3中，使用CuZr合金代替FeZr合金作为原料，测定出了与实施例1相同的 良好的磁特性。这被认为是即便使用CuZr合金作为原料，在铸锭铸造步骤S2中充分溶解， Zr均匀地分散在金属组织中。
[0050] 另一方面，比较例2中，与实施例1相比：密度和矫顽力Hcj高；但剩磁Br、最大 能量乘积（BH)max、矩形比Hk/Hcj低。此外，尽管密度高，但由于剩磁Br低，晶轴的取向度 低。一部分原因是，与实施例1~3和比较例1相比，平均粒径较小。优选平均粒径在40~ 100 y m范围内，因为永磁体能得到良好的剩磁Br、最大能量乘积（BH)max、矩形比Hk/Hcj。
[0051] 如图2所示，实施例1的截面组织中，发现在晶粒内含有胞相11、胞壁12及含有 Zr的板状相13。胞相11含有Sm2C〇1jg，胞壁12含有SmCojg、并围绕着胞相11。含有Zr 的板状相13是含有Zr的板状的相，在晶粒内以特定的方向配置。如图5所示，即使在比较 例1的截面组织中也发现了与实施例1的截面组织相同，具有胞相21、胞壁22及含有Zr的 板状相23。
[0052] 如图2及图5所示，在实施例1及比较例1中，从A向B切断胞壁12,以2nm间 隔分析各元素成分。如图3所示，实施例1中，Cu成分在胞壁12处达到峰值。最大值为 18. Oat%，峰的半宽值为8nm。而且，如图6所示，在比较例1中，Cu成分在胞壁22处达到 峰值。最大值为14. 5at%，低于实施例1中的值；峰的半宽值为llnm，高于实施例1中的 值。实施例1中，与比较例1相比，Cu成分的峰值更高更陡，因此最大能量乘积（BH)max、矩 形比Hk/Hcj高。因此，实施例1具有良好的磁特性，优选作为永磁体。此外，胞壁处Cu成 分的最大值优选15at%以上，以得到良好磁特性。此外，Cu成分的峰的半宽值优选10nm以 下，以使永磁体得到良好的磁特性。
[0053] 实验 2
[0054] 接着，用以下的表2对第1实施方式所涉及的永磁体的实施例4~15、及比较例 3~10所进行的实验进行说明。
[0055] [表 2]
[0056]
[0057] 实施例4~15中，以表2所示的成分作为目标成分准备原料，用与实施例1相同 的制备方法进行制备。并测定了实施例4~15、比较例3~10的磁特性。此外，与实施例 1和比较例1相同地测定了实施例4~15的胞壁的各元素成分。
[0058] 如表2所示，实施例4和5中，矫顽力He j为1200kA/m以上、能量乘积（BH)max为 200kJ/m3以上、矩形比Hk/Hej为50%以上，这些都是较好的数值。另一方面，比较例3中， 与实施例4及5相比，Sm的含量较小为22. 5wt%，矫顽力Hej、能量乘积（BH)max及矩形比 Hk/Hc j也较小。比较例4中，与实施例4和5相比，Sm的含量较大为27. 5wt %，矫顽力He j、 能量乘积（BH)max及矩形比Hk/Hc j较小。因此，认为如果Sm的含量为23~27wt %，矫顽 力Hej、能量乘积（BH)max及矩形比Hk/Hej则为较好的数值。
[0059] 此外，实施例6~9中，与实施例4和5相同，矫顽力Hej为1200kA/m以上、能量 乘积（BH)max为200kJ/m 3以上、矩形比Hk/Hej为50%以上，这些都是较好的数值。另一 方面，比较例5中，与实施例6~9相比，Fe的含量较小为18. 5wt%，矫顽力Hej、能量乘 积（BH)max及矩形比Hk/Hej也较小。比较例6中，与实施例6~9相比，Fe的含量较大为 25. 5wt%，矫顽力Hej、能量乘积（BH)max及矩形比Hk/Hej较小。因此，认为如果Fe的含 量为19~25wt%，矫顽力Hej、能量乘积（BH)max及矩形比Hk/Hej则为较好的数值。
[0060] 此外，实施例10~12中，与实施例4~9相同，矫顽力Hej为1200kA/m以上、能 量乘积（BH)max为200kJ/m 3以上、矩形比Hk/Hej为50%以上，这些都是较好的数值。另一 方面，比较例7中，与实施例10~12相比，Cu的含量较小为3. 3wt%，矫顽力Hej、能量乘 积（BH)max及矩形比Hk/Hej也较小。比较例8中，与实施例10~12相比，Cu的含量较大 为5. 2wt%，能量乘积（BH)max及矩形比Hk/Hcj较小。因此，认为如果Cu的含量为3. 5~ 5. Owt%，矫顽力Hcj、能量乘积（BH)max及矩形比Hk/Hcj则为较好的数值。
[0061] 此外，实施例13~15中，与实施例4~12相同，矫顽力Hcj为1200kA/m以上、能 量乘积（BH)max为200kJ/m 3以上、矩形比Hk/Hcj为50%以上，这些都是较好的数值。另一 方面，比较例9中，与实施例13~15相比，Zr的含量较小为1. 3wt%，矫顽力Hcj、能量乘 积（BH)max及矩形比Hk/Hcj也较小。比较例10中，与实施例13~15相比，Zr的含量较 大为3. 2wt%，矫顽力Hcj、能量乘积（BH)max及矩形比Hk/Hcj较小。因此，认为如果Zr的 含量为1. 5~3. Owt%，矫顽力Hcj、能量乘积（BH)max及矩形比Hk/Hcj则为较好的数值。
[0062] 此外，与实施例1和比较例1相同，测定了实施例4~15的胞壁处各元素成分。其 结果是，在胞壁处，Cu成分的最大值为15at%以上。
[0063] 实验 3
[0064] 接着，用以下的表3对第1实施方式所涉及的永磁体的实施例16~19、及比较例 11及12所进行的实验进行说明。
[0065] [表 3]
[0067] 实施例 16 ~19 中，将 24. 5 ~25. 5wt % 的 Sm、4. 3wt % 的 Cu、20.0 wt % 的 Fe、 2. 4wt %的Zr、其余为Co组成的合金作为目标成分，如表3所示，使不可避免的杂质如C (碳 元素）、〇(氧元素）、A1的含量变化，除此之外，用与实施例1相同的制备方法制备。C(碳 元素）的含量通过在压制成型步骤S4中改变硬脂酸等润滑剂的量或添加方法来进行调节。 〇(氧元素）的含量通过在粉末生成步骤S3中改变细粉碎时的粉碎粒径进行调节。A1的含 量通过在原料混合步骤S1中添加纯A1进行调节。另外，与实施例1和比较例1相同，测定 了实施例16~19的胞壁处各元素成分。
[0068] 如表3所示，实施例16和17中，与实施例1~15相同，矫顽力Hcj为1200kA/m以 上、能量乘积（BH) max为200kJ/m3以上、矩形比Hk/Hcj为50%以上，这些都是较好的数值。 另一方面，比较例11中，与实施例16和17相比，C的含量较大为llOOppm、能量乘积（BH) max较小。因此，如果限制作为不可避免的杂质的C的含量在200~lOOOppm内，则可获得 良好的磁特性。
[0069] 实施例18和19中，与实施例1~15相同，矫顽力Hcj为1200kA/m以上、能量乘 积（BH)max为200kJ/m 3以上、矩形比Hk/Hcj为50%以上，这些都是较好的数值。另一方面， 比较例12中，与实施例18和19相比，0的含量较大为5250ppm、能量乘积（BH)max及矩形 比Hk/Hcj较小。因此，如果限制作为不可避免的杂质的0的含量在1000~5000ppm、优选 1000~3500ppm内，则可获得良好的磁特性。
[0070] 此外，与实施例1和比较例1相同，测定了实施例16~19的胞壁的各元素成分。 其结果是，在胞壁处Cu成分的最大值为15at%以上。
[0071] 第2实施方式
[0072] 对第2实施方式所涉及的稀土钴永磁体进行说明。
[0073] 第2实施方式所涉及的稀土钴永磁体，含有23~27wt%的R、3. 5~5wt%的Cu、 18~25wt%的Fe、1. 5~3wt%的Zr、其余为Co及不可避免的杂质。其中，元素 R是稀土 元素，在稀土元素中至少含有Sm。作为稀土元素可举出：Pr、Nd、Ce及La。此外，第2实施 方式所涉及的稀土钴永磁体含有以稀土钴为主体的金属间化合物。该金属间化合物可以是 如 SmCo5、Sm2Co17等。
[0074] 此外，第2实施方式所涉及的稀土钴永磁体具有含有晶粒的金属组织。该晶粒包 括：含有Sm 2C〇1j^胞相；围绕所述胞相、并含有SmCo 5的胞壁；以及含有Zr的板状相。胞相 为主相。在第2实施方式所涉及的稀土钴永磁体中，认为由于该胞相和该胞壁造成畴壁钉 扎，施加了高矫顽力。Fe和Cu分别集中在该胞相和该胞壁中。因此，第2实施方式所涉及 的稀土钴永磁体的矩形比Hk/Hcj增大、最大能量乘积（BH)max增大。
[0075] 同时，作为测定晶体结构的一种方法举出粉末X射线衍射法。从峰的位置及峰的 形状可得知晶格常数和空间群，即使是具有相同成分、相同晶体结构的物质，也会由于晶体 结构内的原子排列不同而峰强度比变得不同。当原子排列不同，Th 2Zn17型结构内的亚晶格 的晶体磁晶各向异性也变得不同，因此直接影响磁特性。
[0076] 在第2实施方式所涉及的稀土钴永磁体中，胞相具有Th2Zn17型结构。该胞相内的 第一峰（强度最高的峰）为（303)面，第2峰为（220)面。特别地，（303)面是表示过渡金 属元素，尤其是Sm 2Co17中的Fe的浓度的一个指标。在第2实施方式所涉及的稀土钴永磁 体中，胞相的（220)面与胞相的（303)面之间的衍射强度比1 (220)/1 (303)满足以下关系 式1。
[0077] 0? 65 彡 I (220) /I (303)彡 0? 75 (关系式 1)
[0078] 另外，需要注意的是，利用上述粉末X射线衍射法测定胞相的（220)面与胞相的 (303)面的衍射强度。当胞相中的Fe的浓度低时，衍射强度比1 (220)/1 (303)大。另一方 面，当胞相中的Fe的浓度过高表现出软磁特性时，衍射强度比I (220)/1 (303)小。
[0079] 进一步，在第2实施方式所涉及的稀土钴永磁体中，与第1实施方式所涉及的稀土 永磁体相同，在晶粒内形成亚微米级的组织，并且，在胞相和胞壁之间产生合金成分的浓度 差，尤其是Cu集中在胞壁上。本实施方式所涉及的稀土钴永磁体与以往的钐钴磁体相比， 含有更多的Fe。因此，本实施方式所涉及的稀土钴永磁体，作为其磁特性，具有高矫顽力和 高矩形比。此外，由于Cu集中在胞壁，稀土钴永磁体的矩形比将增大。
[0080] 第2实施方式所涉及的稀土钴永磁体，与第1实施方式所涉及的稀土永磁体相同， 可被广泛地应用于时钟、电动机、测量仪器、通讯设备、计算机终端、扬声器、光盘、传感器或 其他设备的部件。此外，由于第2实施方式所涉及的稀土钴永磁体的磁力在高环境温度下 难以退化，适合应用于车辆发动机室中的角度传感器、点火线圈、HEV(混合动力电动汽车） 等的驱动电机等。
[0081] 制备方法2
[0082] 接着，对第2实施方式所涉及的稀土钴永磁体的制备方法进行说明。
[0083] 首先，与第1实施方式所涉及的稀土永磁体的制备方法相同，实施原料混合步骤 S1、铸锭铸造步骤S2。
[0084] 另外，也可实施薄带连铸步骤S22代替铸锭铸造步骤S2。薄带连铸步骤S22中熔 融金属滴到铜辊上，形成凝固带坯。该熔融金属通过熔化在原料混合步骤S1中混合的原料 而形成。该凝固带坯的厚度为，例如1_。
[0085] 然后，将得到的铸锭粉碎，获得具有特定平均粒径的粉末（粉末生成步骤S23)。 通常，首先将获得的铸锭粗粉碎，得到粗粉末。该粗粉末的平均粒径（d50)为例如100~ 500 ym。进一步将粗粉碎的铸锭在惰性气体气氛下利用喷磨机等进行细粉碎使粉末化。该 粉末的平均粒径（d50)为例如1~10 y m，具体为约6 y m。
[0086] 然后，将得到的粉末放在特定的磁场中，并以垂直于磁场方向对粉末加压压制 成型，得到成型体（压制成型步骤S24)。该压制成型条件是：例如，磁场为15k0e(= 1193. 7kA/m)以上、压制成型的压力为0. 5~2. Oton/cm2。需要注意的是，根据产品，磁场 也可以是15k0e( = 1193. 7kA/m)以下，以平行于磁场方向对所述粉末加压压制成型。可利 用以下的换算式1及换算式2对CGS单位与SI单位进行换算。
[0087] 1 [kOe] = 103/4 Jr [kA/m] (换算式 1)
[0088] 1 [MGOe] = 102/4 Jr [kj/m3] (换算式 2)
[0089] 接着，与第1实施方式所涉及的稀土永磁体的制备方法相同，实施烧结步骤S5。烧 结步骤S5中，烧结时间优选为30~150分钟。烧结时间为30分钟以上时，成型体变得充 分地致密化，因此优选。另外，烧结时间为150分钟以下时，抑制Sm过度挥发，抑制了磁特 性的退化，因此优选。
[0090] 然后，继续在相同的气氛条件下，以特定的固溶处理温度Tt对成型体进行固溶处 理（固溶处理步骤S26)。然后，在成型体的金属组织中形成含有SmC 〇1j^ 1-7相。该1-7 相是将要被分离成含有Sm2C〇17的胞相和含有SmCo 5的胞壁的前体。固溶处理温度Tt为例 如1120°C~1190°C，可根据成型体的组织而改变。固溶时间优选为2~20小时，更优选为 2~10小时。另外，需要注意的是固溶时间可根据得到的成型体的组织、及目标磁特性适当 变化。如果固溶时间过短，成分不能充分地均匀化。另一方面，如果固溶时间过长，成型体 中含有的Sm就会挥发，因此，成型体的内部和表面的成分产生差异，就会引起作为永磁体 的磁特性的退化。
[0091] 需要注意的是，优选烧结步骤S5和固溶处理步骤S26连续进行以提高量产性。
[0092] 然后，将固溶处理后的烧结体以Tel的冷却速度急冷（急冷步骤S27)。由此，能够 在成型体的金属组织中保持1-7相。优选在成型体600°C~1000°C时急冷。此外，冷却速 度Tel为60°C /min以上，优选70°C /min以上，更优选80°C /min以上。冷却速度Tel优选 这些温度是因为能更可靠地保持胞相中的Sm2C〇17。
[0093] 进一步，将烧结体继续在相同的气氛条件下，以特定的保持温度Tk保持加热2~ 20小时以上，接着，以冷却速度Tc2连续冷却到400°C以下（时效处理步骤S28)。成型体的 金属组织中，1-7相被分离成含有Sm 2C〇17的胞相和含有SmCo 5的胞壁，胞相和胞壁为均质。 保持温度Tk为700°C~900°C，优选800°C~850°C。冷却速度Tc2优选2. 0°C /min以下， 进一步优选0. 5°C /min以下。冷却速度Tc2优选这些范围是因为Fe与Cu能分别集中在胞 相和胞壁中。
[0094] 经过以上步骤，可得到第2实施方式所涉及的永磁体。第2实施方式所涉及的永 磁体具有良好的磁特性。
[0095] 测定方法1
[0096] 接着，对利用粉末X射线衍射测定第2实施方式所涉及的永磁体的衍射强度的测 定方法进行说明。
[0097] 首先，研磨第2实施方式所涉及的永磁体，除去未被磁化的表面层。具体为利用砂 纸或砂带磨光机等打磨永磁体。砂带磨光机是使具有磨粒的砂带旋转的装置。该表面层为 例如氧化层。
[0098] 接着，将研磨的永磁体粉碎，得到粉末。具体为，利用砂浆等粉碎永磁体。另外，得 到的粉末的平均粒径（d50)为100 ym以下。
[0099] 接着，利用X射线衍射装置照射X射线来测定衍射强度。具体为，将得到的粉末填 充在X射线衍射装置的样品架中。将得到的粉末抹平，以使X射线入射面为平面。这里，作 为粉末X射线衍射方法，使用2 0法。作为X射线衍射装置的放射源，使用Cu-Ka射线。测 定条件为，测定角度间隔0.02°、测定速度为5° /min。如图4所示，测定后，减去背景求得 (220)面和（303)面的峰高强度。进一步，由此算出衍射强度比1 (220)/I (303)。
[0100] (实施例）
[0101] 实验 4
[0102] 接着，对第2实施方式所涉及的永磁体的实施例21~31、与比较例21~30所进 行的实验进行说明。
[0103] 实施例21~31以与第2实施方式所涉及的永磁体的制备方法2相同的方法制备。 具体地，在原料混合步骤S1中，以如表4所示的成分为目标成分制备原料。作为原料，使用 20% Fe-80% Zr 合金。
[0104] [表 4]
[0105]
[0106] 在粉末生成步骤S23中，得到的粉末的平均粒径（d50)为约6 ym。在压制成型步 骤S24中，磁场为15k0e( = 1193. 7kA/m)以上、压制成型的压力为1.0ton/cm2。在烧结步 骤S5中，烧结温度为1200°C，烧结时间为1. 5小时。在固溶处理步骤S26中，固溶处理温 度Tt为1170°C，固溶处理时间为4小时。在急冷步骤S27中，从1000°C急冷到600°C。急 冷速度Tel为如表4所示的值。在时效处理步骤S28中，在保持温度Tk为850°C下连续加 热10小时，接着以冷却速度Tc2连续冷却至350°C。冷却速度Tc2为0. 5°C /min。通过以 上的步骤，得到实施例21~31。
[0107] 接着，测定实施例21~31中的永磁体的磁特性及X射线衍射强度。此外，利用钢 铁材料制成的研钵粉碎实施例21~31中的永磁体。测定的磁特性及X射线衍射强度示于 表4。
[0108] 需要注意的是，比较例21~比较例30,除了原料混合步骤S1和急冷步骤S27外， 用与实施例21~31相同的制备方法进行制备。具体为，在相当于原料混合步骤S1的步骤 中，制备将如表4所示的成分作为目标成分的原料。在相当于急冷步骤S27的急冷步骤中 的从1000°C急冷至600°C，冷却速度Tel为如表4所示的值。
[0109] 实验4中，当最大能量乘积（BH)max为30MG0e( = 238. 7kJ/m3)以上、且矫顽力Hcj 为20k0e( = 1591.6kA/m)以上时，认为磁特性优良。
[0110] 如表4所示，实施例21~31中最大能量乘积（BH)max为30MG0e以上，同时矫顽 力Hcj为20k0e以上，因此获得良好的磁特性。另外，衍射强度比I (220)/I (303)为0. 65 以上、0. 75以下，满足关系式1。
[0111] 另一方面，比较例21及22中，最大能量乘积（BH)max低于30MG0e，同时矫顽力Hcj 低于20k0e。因此认为比较例21及比较例22的磁特性差。另外，由于衍射强度比I (220)/ 1 (303)超过0.75,因此不满足关系式1。比较例21及比较例22中，虽然使用了与实施例 21~23相同的目标成分的原料，但由于冷却速度Tel比实施例21~23中的冷却速度Tel 低，不能在金属组织中保持1-7相，认为不能维持良好的磁特性。因此，如果急冷步骤S27 中的冷却速度Tel为60°C /min以上，将会获得良好的磁特性。
[0112] 实施例24~31中，目标成分为：23. 0~27. Owt%的Sm、18. 0~25. Owt%的Fe、 3. 5~5. Owt %的Cu、1. 5~3. Owt %的Zr、其余为Co及不可避免的杂质。实施例24~31 中，由于最大能量乘积（BH)max为30MG0e ( = 238. 7kJ/m3)以上、且矫顽力Hcj为20k0e (= 1591. 6kA/m)以上，因此获得良好的磁特性。另外，衍射强度比I (220)/I (303)为0. 65以 上、0. 75以下，满足关系式1。
[0113] 另一方面，比较例23中，目标成分中的Sm的含量为22. Owt%，与实施例24相比较 低，最大能量乘积（BH)max低于30MG0e，同时矫顽力Hcj低于20k0e以下，不能获得良好的 磁特性。另外，由于衍射强度比I (220)/1 (303)为0. 65以下，因此不满足关系式1。
[0114] 另外，比较例24中，目标成分中的Sm的含量为28. Owt%，与实施例25相比较高， 最大能量乘积（BH)max低于30MG0e，同时矫顽力He j低于20k0e以下，不能获得良好的磁特 性。另外，由于衍射强度比1 (220)/1 (303)为0.75以上，因此不满足关系式1。
[0115] 因此，当目标成分中的Sm的含量为23. 0~27. Owt %时，认为将会获得良好的磁特 性。目标成分中的Sm的含量优选为23. 0~27. Owt %，更优选为24. 0~26. Owt %，进一步 更优选为24. 5~25. 5wt %。
[0116] 另一方面，比较例25中，目标成分中的Fe的含量为17. Owt%，与实施例26相比较 低，最大能量乘积（BH)max低于30MG0e以下，同时矫顽力Hcj低于20k0e以下，因此不能获 得良好的磁特性。另外，由于衍射强度比I (220)/1 (303)为0. 75以上，因此不满足关系式 1〇
[0117] 另外，比较例26中，目标成分中的Fe的含量为26. Owt%，与实施例27相比较高， 最大能量乘积（BH)max低于30MG0e，同时矫顽力Hcj低于20k0e，因此不能获得良好的磁特 性。另外，由于衍射强度比1 (220)/1 (303)为0.65以下，因此不满足关系式1。
[0118] 因此，当目标成分中的Fe的含量为18. 0~25. Owt %时，认为将会获得良好的磁特 性。目标成分中的Fe的含量优选为18. 0~25. Owt%。
[0119] 另一方面，比较例27中，目标成分中的Cu的含量为3. Owt%，与实施例28相比较 低，最大能量乘积（BH)max低于30MG0e，同时矫顽力Hcj低于20k0e，因此不能获得良好的 磁特性。另外，由于衍射强度比I (220)/1 (303)为0. 75以上，因此不满足关系式1。
[0120] 另外，比较例28中，目标成分中的Cu的含量为5. 5wt %，与实施例29相比较高， 最大能量乘积（BH)max低于30MG0e，同时矫顽力Hcj低于20k0e，因此不能获得良好的磁特 性。另外，由于衍射强度比1 (220)/1 (303)为0.65以下，因此不满足关系式1。
[0121] 因此，当目标成分中的Cu的含量为3. 0~5. 5wt%时，认为将会获得良好的磁特 性。目标成分中的Cu的含量优选为3. 0~5. 5wt %，更优选为4. 0~5. Owt %，进一步更优 选为 4. 2 ~5. Owt %。
[0122] 另一方面，比较例29中，目标成分中的Zr的含量为1. Owt%，与实施例30相比较 低，最大能量乘积（BH)max低于30MG0e，同时矫顽力Hcj低于20k0e，因此不能获得良好的 磁特性。另外，由于衍射强度比I (220)/1 (303)为0. 75以上，因此不满足关系式1。
[0123] 另外，比较例30中，目标成分中的Zr的含量为3. 5wt %，与实施例31相比较高， 最大能量乘积（BH)max低于30MG0e，同时矫顽力Hcj低于20k0e，因此不能获得良好的磁特 性。另外，由于衍射强度比1 (220)/1 (303)为0.65以下，因此不满足关系式1。
[0124] 因此，当目标成分中的Zr的含量为1. 5~3. Owt%时，认为将会获得良好的磁特 性。目标成分中的Zr的含量优选为1. 5~3. Owt %，更优选为2. 0~2. 5wt %。
[0125] 以上，利用上述实施方式及实施例对本发明进行说明，但不受上述实施方式及实 施例的限制，在本申请权利要求的权项的发明范围内的任何变形、修改、组合对本领域技术 人员都是显而易见的，不脱离本发明的保护范围。
[0126] 通过所描述的发明，很明显本发明的实施例可以在多个方面改变。这样的实施例 不被认为脱离了本发明的精神和范围，并且这些实施例将对本领域技术人员是显而易见 的，旨在包含于下面的权利要求的范围之内。
【主权项】
1. 一种稀土钴永磁体，含有23~27wt%的R、3. 5~5wt%的Cu、18~25wt%的Fe、 1. 5~3wt%的Zr、其余为Co及不可避免的杂质，其中，元素 R是至少含有Sm的稀土元素， 其特征在于， 所述稀土钴永磁体的金属组织包括含有Sm2Co1Jg的胞相，以及围绕所述胞相、并含有 SmCo5相的胞壁。2. 根据权利要求1所述的稀土钴永磁体，其特征在于， 含有19~25wt%的Fe， 所述稀土钴永磁体的密度为8. 15~8. 39g/cm3， 所述稀土钴永磁体的平均晶粒直径为40~100 μ m， 所述胞壁中，Cu的含量的半值宽度为IOnm以下。3. 根据权利要求1所述的稀土钴永磁体，其特征在于， 所述胞壁中，Cu的含量的最大值为15at%以上。4. 根据权利要求1所述的稀土钴永磁体，其特征在于， 所述不可避免的杂质中，C被限制为200~lOOOppm。5. 根据权利要求1所述的稀土钴永磁体，其特征在于， 所述不可避免的杂质中，〇被限制为1000~5000ppm。6. 根据权利要求1所述的稀土钴永磁体，其特征在于， 在利用粉末X射线衍射法测定所述胞相的（220)面的衍射强度1 (220)和所述胞相的 (303)面的衍射强度I (303)时，测得的衍射强度比I (220)/1 (303)满足0. 65 < I (220)/ 1 (303) <0· 75。
【文档编号】H01F1/058GK105957680SQ201510574229
【公开日】2016年9月21日
【申请日】2015年9月10日
【发明人】町田浩明, 藤原照彦, 吉川秀之
【申请人】Nec东金株式会社