R-t-b系稀土族烧结磁铁、r-t-b系稀土族烧结磁铁用合金及其制造方法

R-t-b 系稀土族烧结磁铁、r-t-b 系稀土族烧结磁铁用合金及其制造方法
【专利摘要】本发明的R-T-B族稀土族烧结磁铁，包含稀土族元素R、以Fe为必需的过渡金属T、作为Al和/或Ga的金属元素M、B、以及Cu和不可避免的杂质，含有13.4～17原子%的R，含有4.5～5.5原子%的B，含有0.1～2.0原子%的M，其余量包含T，由具备主相和晶界相的烧结体构成，所述主相包含R2Fe14B，所述晶界相相比于所述主相较多地含有R，所述主相的磁化方向为c轴方向，所述主相的晶粒是在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状，所述晶界相包含稀土族元素的合计原子浓度为70原子%以上的R富集相、和所述稀土族元素的合计原子浓度为25～35原子%的过渡金属富集相。
【专利说明】R-T-B系稀土族烧结磁铁、R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金及其制造方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及R-T-B系稀土族烧结磁铁、R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金及其制造方法，特别是涉及具有优异磁特性的R-T-B系稀土族烧结磁铁。
[0002]本申请基于2013年I月7日在日本提出的专利申请2013-000445号、和2013年12月11日在日本提出的专利申请2013-256492号要求优先权，将其内容引用于本申请中。
【背景技术】
[0003]—直以来，R-T-B系稀土族烧结磁铁(以下,有时称为「R-T-B系磁铁」),被用于硬盘驱动器的音圈电机、混合动力汽车和电动汽车的引擎用电动机等电动机。
[0004]R-T-B系磁铁，是通过对以Nd、Fe、B为主成分的R_T_B系合金粉末成形烧结而得到的。通常，在R-T-B系合金中，R是Nd、和将Nd的一部分用Pr、Dy、Tb等的其他稀土族元素置换了的成分。T是Fe和将Fe的一部分用Co、Ni等的其他过渡金属置换了的成分。B是硼，可以将其一部分用C或N置换。
[0005]一般的R-T-B系磁铁的组织，包含主相和R富集相,所述主相主要由R2T14B构成，所述R富集相存在于主相的晶界且Nd浓度比主相高。R富集相也被称为晶界相。
[0006]另外，R-T-B系合金的组成中，通常为了提高R-T-B系磁铁的组织中的主相比例，使NcUFe和B的比尽可能接近于R2T14B (例如，参照非专利文献I)。
[0007]另外，R-T-B系合金中有时包含R2T17相。已知R2T17相是使R-T-B系磁铁的矫顽力、方形度降低的原因(例如，参照专利文献I)。因此，以往，在R-T-B系合金中存在R2T17相的情况下，在用于制造R-T-B系磁铁的烧结过程中使其消失。
[0008]另外，汽车用电动机所使用的R-T-B系磁铁，由于电动机内暴露在高温下，因此要求高的矫顽力(Hcj)。
[0009]作为使R-T-B系磁铁的矫顽力提高的技术，有将R-T-B系合金的R从Nd置换为Dy的技术。但是，由于Dy的资源不均匀地存在，而且产出量也受限，所以其供给上发生不稳定。因此,研讨了不用较多的R-T-B系合金所含有的Dy含量，而使R-T-B系磁铁的矫顽力提闻的技术。
[0010]为了使R-T-B系磁铁的矫顽力(Hcj)提高，存在添加Al、S1、Ga、Sn等金属元素的技术(例如，参照专利文献2)。另外，如专利文献2所记载的那样，已知Al、Si作为不可避免的杂质混入到R-T-B系磁铁中。
[0011]另外，非专利文献2中，记载了为使相邻粒子磁化反转时的静磁相互作用的影响最小，使磁铁的晶粒成为在晶体易磁化轴方向上伸长的形状。
[0012]在先技术文献
[0013]专利文献
[0014]专利文献1:日本特开2007-119882号公报
[0015]专利文献2:日本特开2009-231391号公报[0016]非专利文献
[0017]非专利文献1:佐川真人、永久磁石-材料科学i応用(永磁铁-材料科学与应用)-2008年11月30日、初版第2次印刷发行、256页~261页
[0018]非专利文献2:佐川真人、才、才A磁石-— T地球f守^))(钕磁铁的一切-用稀土守护地球)-2011年4月30日、初版第1次发行、104页~105页

【发明内容】

[0019]但是，在现有技术中，有时即使向R-T-B系合金添加了 Al、S1、Ga、Sn、Cu等的金属元素，也不能够得到矫顽力(Hcj)充分高的R-T-B系磁铁。其结果，即使添加所述金属元素也需要提高Dy浓度。因此，要求不用提高Dy含量而供给矫顽力高的R_T_B系磁铁。
[0020]本发明是鉴于上述情况完成的，其课题在于提供不用提高Dy含量而使矫顽力高的R-T-B系磁铁。
[0021]另外，课题在于提供可得到矫顽力高的R-T-B系磁铁的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金及其制造方法。
[0022]本发明人为了解决上述课题，反复专心研讨。
[0023]其结果，发现了一种R-T-B系磁铁，其具备主相和晶界相，所述主相主要含有R2Fe14B,所述晶界相相比于主相较多地含有R，晶界相包含自以往被认知的稀土族元素浓度高的晶界相(R富集相)、和相比于以往的晶界相稀土族元素浓度低且过渡金属元素浓度高的晶界相(过渡金属富集相)，由此得到矫顽力高的R-T-B系磁铁。
[0024]另外，本发明人为了在含有过渡金属富集相的R-T-B系磁铁中，有效地发挥矫顽力提高效果，对于R-T-B系合金的组成进行了如下所示的研讨。
[0025]即，过渡金属富集相，是与其他晶界相相比稀土族元素的合计原子浓度低、并且Fe的原子浓度高的相。因此，进行了使Fe浓度增加，或者使B浓度减少等的研讨。其结果，发现了在特定的B浓度时矫顽力变为最大。
[0026]此外，本发明人反复专心研讨，发现了在主相的磁化方向为c轴方向，主相的晶粒是在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状的情况下，矫顽力提高。另外，发现这样的R-T-B系磁铁具有规定的组成，并具备主相和晶界相，通过对相邻的晶界相间的间隔为1.5~2.8 μ m的R-T-B系磁铁用合金进行烧结来得到。而且，发现这样的R-T-B系磁铁用合金，可以通过在采用铸带法制造铸造合金的铸造工序中，从冷却辊以400°C~600°C脱离铸造合金，得到平均厚度为0.15~0.27mm的铸造合金来制造，从而得到了本发明。
[0027](1) 一种R-T-B系稀土族烧结磁铁，其特征在于，包含稀土族元素R、以Fe为必需的过渡金属T、作为Al和/或Ga的金属元素M、B、以及Cu和不可避免的杂质，含有13.4~17原子％的R，含有4.5~5.5原子％的B，含有0.1~2.0原子％的M，其余量包含T，由具备主相和晶界相的烧结体构成，所述主相包含R2Fe14B,所述晶界相相比于所述主相较多地含有R，所述主相的磁化方向为c轴方向，所述主相的晶粒是在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状，所述晶界相包含稀土族元素的合计原子浓度为70原子％以上的R富集相、和所述稀土族元素的合计原子浓度为25~35原子％的过渡金属富集相。
[0028](2)根据(1)所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁，其特征在于，所述主相的晶粒的50%以上，其纵横比为2以上。[0029](3)根据(I)或(2)所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁，其特征在于，含有0.05?
1.0原子%的Zr。
[0030](4)根据(I)或(2)所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁，其特征在于，含有0.05?0.2原子％的Cu。
[0031](5) 一种R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金，其特征在于，包含稀土族元素R、以Fe为必需的过渡金属T、作为Al和/或Ga的金属元素M、B、以及Cu和不可避免的杂质,含有
13.4?17原子％的R，含有4.5?5.5原子％的B，含有0.1?2.0原子％的M，其余量包含T，具备主相和晶界相，所述主相包含R2Fe14B,所述晶界相相比于所述主相较多地含有R，相邻的晶界相间的间隔为1.5?2.8 μ m。
[0032](6)根据(5)所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金，其特征在于，含有0.05?0.2原子％的Cu。
[0033](7) 一种R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金的制造方法，其特征在于，包含采用向冷却辊供给合金熔液并使其凝固的铸带法制造铸造合金的铸造工序，所述合金熔液包含稀土族元素R、以Fe为必需的过渡金属T、作为Al和/或Ga的金属元素M、B、以及Cu和不可避免的杂质，含有13.4?17原子％的R，含有4.5?5.5原子％的B，含有0.1?2.0原子％的M，其余量包含T，在所述铸造工序中，将所述铸造合金在400°C?600°C从所述冷却辊脱离，得到平均厚度为0.15?0.27mm的所述铸造合金。
[0034](8)根据(7)所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金的制造方法，其特征在于，将供给到所述冷却辊的所述合金熔液作为所述铸造合金从所述冷却辊脱离为止的平均冷却速度设为800°C /秒?1000°C /秒。
[0035](9)根据(7)所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金的制造方法，其特征在于，含有0.05?0.2原子％的Cu。
[0036]本发明的R-T-B系稀土族烧结磁铁，具有规定的组成，由具备主相和晶界相的烧结体构成，主相的磁化方向为c轴方向，主相的晶粒是在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状，所述晶界相包含稀土族元素的合计原子浓度为70原子％以上的R富集相、和所述稀土族元素的合计原子浓度为25?35原子％的过渡金属富集相，所以可不提高Dy含量而得到高的矫顽力。
[0037]本发明的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金，具有规定的组成，具备主相和晶界相，相邻的晶界相间的间隔为1.5?2.8 μ m，所以通过对其烧结，可得到主相的磁化方向为c轴方向，主相的晶粒是在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状，所述晶界相包含R富集相和过渡金属富集相，具有高矫顽力的R-T-B系稀土族烧结磁铁。
[0038]本发明的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金的制造方法，是在采用铸带法制造铸造合金的铸造工序中，将具有规定组成的铸造合金从冷却辊在400°C?600°C脱离，得到平均厚度为0.15?0.27mm的铸造合金的方法，所以可得到具备主相和晶界相，相邻的晶界相间的间隔为1.5?2.8 μ m的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金。
【专利附图】

【附图说明】
[0039]图1是用于说明R-T-B系磁铁的矫顽力机制(磁畴的反转)的模式图。
[0040]图2是用于说明R-T-B系磁铁主相的晶粒的形状和三相点数量的关系的模式图。[0041]图3是表示铸造合金的平均厚度、和铸造合金薄片相邻的晶界相间的间隔的关系的图。
[0042]图4 (a)是实验例4的铸造合金薄片的显微镜照片、图4 (b)是比较例I的铸造合金薄片的显微镜照片、图4 (c)是比较例2的铸造合金薄片的显微镜照片。
[0043]图5是用反射电子像观察了 R-T-B系磁铁的显微镜照片，图5 Ca)是实验例4的显微镜照片、图5 (b)是比较例I的显微镜照片、图5 (c)是比较例2的显微镜照片。
[0044]图6是表不铸造合金薄片相邻的晶界相间的间隔、和R-T-B系磁铁的矫顽力的关系的图。
【具体实施方式】
[0045]以下，对于本发明的实施方式详细地说明。
[0046][R-T-B 系磁铁]
[0047]本实施方式的R-T-B系稀土族烧结磁铁(以下，简记为「R-T-B系磁铁」)，具有下述组成:包含稀土族元素R、以Fe为必需的过渡金属T、作为Al和/或Ga的金属元素M、B、以及Cu和不可避免的杂质。
[0048]本实施方式的R-T-B系磁铁，含有13.4?17原子％的上述R，含有4.5?5.5原子％的B，含有0.1?2.0原子％的M，其余量包含T。本实施方式的R-T-B系磁铁，也可以含有0.05?1.0原子％的Zr。
[0049]稀土族元素R的含量为13.4原子％以上时，成为具有高矫顽力的R-T-B系磁铁。如果R的含量超过17原子％，则R-T-B系磁铁的剩余磁化变低，作为磁铁不合适。
[0050]在本实施方式中，在含有过渡金属富集相之外，主相的晶粒是在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状，由此使矫顽力提高。因此，即使不含有Dy也可以，在含有Dy的情况下也可在全部稀土族元素中的65原子％以下的含量得到充分高的矫顽力提高效果。
[0051]作为R-T-B系磁铁的Dy以外的稀土族元素R，可列举Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Ho、Er、Tm、Yb、Lu，其中特别优选使用Nd、Pr、Tb。另外，稀土族元素R优选以Nd为主成分。
[0052]R-T-B系磁铁中所含有的B是硼，可以将其一部分用C或N置换。B含量为4.5原子％以上，5.5原子％以下。B的含量更优选为4.8原子％以上，更优选为5.3原子％以下。通过使R-T-B系磁铁中所含有的B含量为4.5原子％以上，可得到足够的矫顽力。
[0053]另外，通过将B含量设为5.5原子％以下，在制造R-T-B系磁铁的工序中充分地生成过渡金属富集相。
[0054]本实施方式的R-T-B系磁铁，是含有0.1?2.0原子％的作为Al和/或Ga的金属兀素M的磁铁。金属兀素M的含量优选为0.7原子％以上。另外，金属兀素M的含量优选为1.4原子％以下。
[0055]通过使金属元素M的含量为0.1原子％以上，在制造R-T-B系磁铁的工序中充分地生成过渡金属富集相。在金属元素M为Al的情况下，通过使Al的含量为2.0原子％以下，能够抑制在制造R-T-B系磁铁的工序中Al原子进入到主相中所引起的剩余磁化的降低。另外，在金属元素M为Ga的情况下，Ga不进入到主相中，而是容易进入到过渡金属富集相中，因此优选。在金属元素M为Ga的情况下，即使含有超过2.0原子％，矫顽力提高效果饱和，矫顽力不会进一步上升。
[0056]在本实施方式的R-T-B系磁铁中，含有Cu时矫顽力降低。但是，优选含有0.05?
0.2原子％的Cu。在Cu低于0.05原子％的情况下，烧结变得不充分，有时特性不均匀。另夕卜，在不含有Cu的情况下，烧结变得不充分因此得不到充分的磁铁特性。通过含有0.05原子％以上的Cu，能够容易地烧结R-T-B系磁铁。另外，通过使Cu的含量为0.2原子％以下，能够充分抑制矫顽力的降低。
[0057]R-T-B系磁铁中所含有的T，是以Fe为必需的过渡金属。作为R_T_B系磁铁的T所含有的Fe以外的过渡金属，可以使用各种IIIB?I B族元素。当R-T-B系磁铁的T在Fe以外含有Co的情况下，能够改善Tc (居里温度)从而优选。
[0058]本实施方式的R-T-B系磁铁，也可以是含有0.05?1.0原子％的Zr的磁铁。在R-T-B系磁铁是含有0.05?1.0原子％的Zr，优选含有0.1?0.5原子％的磁铁的情况下，可以提高磁铁的腐蚀性，从而优选。Zr含量低于0.05原子％时，不能充分得到含有Zr所带来的效果。通过使Zr含量为1.0原子％以下，可以避免Zr的过量添加所带来的方形度恶化。
[0059]在本实施方式的R-T-B系磁铁中，晶界相包含稀土族元素R的合计原子浓度为70原子％以上的R富集相、和稀土族元素R的合计原子浓度为25?35原子％的过渡金属富集相。过渡金属富集相优选为含有50?70原子％的以Fe为必需的过渡金属T的相。
[0060]在本实施方式中，过渡金属富集相中Fe的原子浓度优选为50?70原子％。过渡金属富集相，是主要含有R6T13M型的金属化合物的相，因此该情况下的Fe的原子浓度是接近于65原子％的值。过渡金属富集相中的Fe的原子浓度为所述范围内时，可更有效地得到包含过渡金属富集相所带来的矫顽力(Hcj)提高效果。与此相对，如果过渡金属富集相的Fe的原子浓度超过上述范围，则R2T17相或Fe析出，有对磁特性带来恶劣影响的可能性。
[0061]本实施方式的R-T-B系磁铁，主相的磁化方向为c轴方向，主相的晶粒是在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状。
[0062]在本实施方式中，主相的晶粒的50%以上优选纵横比为2以上，更优选含有60%以上的主相为纵横比2以上的晶粒。所谓纵横比，是长轴和短轴之比(长轴/短轴)。本实施方式的纵横比，是采用矩形法进行椭圆近似，将具有与对象相等的零阶、一阶和二阶矩的椭圆(对象的当量椭圆)的长轴长度作为「长轴的长度」，将对象的当量椭圆的短轴长度作为「短轴的长度」，从而算出的值。主相的晶粒的50%以上为纵横比2以上的情况下，可得到更高的矫顽力。
[0063]接着，在本实施方式中，对于主相的磁化方向为c轴方向，主相的晶粒是在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状的情况下，矫顽力提高的原因使用附图进行说明。
[0064]图1 (a)?图1 (C)是用于说明R_T_B系磁铁的矫顽力机制(磁畴的反转)的模式图。图2是用于说明R-T-B系磁铁的主相的晶粒形状和三相点数量的关系的模式图，图2(a)是表不本实施方式的R-T-B系磁铁的一例的模式图，图2 (b)是表不以往的R-T-B系磁铁的模式图。在图1和图2中，深灰色的区域表示主相粒子，浅灰色的区域表示晶界相。
[0065]在图1 (a)所示的R-T-B系磁铁中，主相的晶粒的磁畴(在图1 (a)中用向右的箭头表示)，是与外部磁场(在图1 (a)中用向左的箭头表示)相反的方向。R-T-B系磁铁具有核生成(nucleation)型的矫顽力机制。在该矫顽力机制中，如图1 (b)所示,产生反磁畴时，如图1 (C)所示，在极短时间磁铁粒子整体的磁畴反转(在图1 (C)中用向左的箭头表示)，成为与外部磁场相同的方向。如图1 (b)所示，R-T-B系磁铁的反磁畴通常由被三个主相粒子包围的三相点产生。
[0066]如图2(a)所示的本实施方式的R-T-B系磁铁那样，如果主相的晶粒是在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状，则与如图2 (b)所示的以往的R-T-B系磁铁那样主相的晶粒为大致球形的情况相比，三相点变得难以形成，因此三相点的数量变少。其结果，在本实施方式的R-T-B系磁铁中，反磁畴难以产生，推定为矫顽力变高。
[0067]另外，如图2 (a)所示，三相点是主相的晶粒所包含的纵横比大的晶粒的比例越高则越难以形成。在本实施方式的R-T-B系磁铁中，主相晶粒的50%以上是纵横比2以上时，R-T-B系磁铁中不容易产生反磁畴的效果变得显著，矫顽力变得更高。主相晶粒的纵横比2以上的晶粒的比例为了形成矫顽力更高的R-T-B系磁铁而更优选为60%以上。另外，纵横比2以上的主相的比例优选为90%以下。纵横比2以上的主相的比例为90%以下的R-T-B系磁铁，通过对后述相邻的晶界相间的间隔为1.5?2.8 μ m的R-T-B系磁铁用合金进行烧结可以各易地制造。
[0068]另外，如果在主相晶粒中存在角等尖的部分，则该顶端可能成为反磁畴广生的基点。因此，主相的晶粒优选没有角等尖的部分，由圆滑的平滑表面构成。
[0069][R-T-B系磁铁的制造方法]
[0070]本实施方式的R-T-B系磁铁的制造方法中，首先准备R-T-B系磁铁用合金。
[0071]在本实施方式中使用的R-T-B系磁铁用合金，是具有与上述的R-T-B系磁铁同样组成的合金。因此，R-T-B系磁铁用合金含有4.5?5.5原子％的B，含有0.1?2.0原子％的作为Al和/或Ga的金属元素M。
[0072]在本实施方式中使用的R-T-B系磁铁用合金，与以往的R-T-B系磁铁的材料相比，B较少，B含量处于受限的范围。推测在这样的组成的R-T-B系磁铁用合金中，包含作为磁铁不优选的R2T17相。通过作为R-T-B系磁铁用合金，使用与以往相比B较少，含有R2T17相的合金，由此可得到过渡金属富集相主要含有R6T13M型的金属化合物的R-T-B系磁铁。推测R2T17相在使用R-T-B系磁铁用合金制造R-T-B系磁铁时，与金属元素M —同作为过渡金属富集相的原料使用。
[0073]R-T-B系磁铁用合金所包含的金属元素M，在用于制造R-T-B系磁铁的烧结中，促进过渡金属富集相的生成而使矫顽力(Hcj)有效地提高。在R-T-B系磁铁用合金中包含0.1原子％以上的金属元素M时，可充分地得到促进过渡金属富集相生成的效果，可得到矫顽力更高的R-T-B系磁铁。R-T-B系磁铁用合金中的金属元素M超过2.0原子％时，使用该合金制造的R-T-B系磁铁的磁化(Br)和/或最大磁能积(BHmax)等磁特性降低。
[0074]R-T-B系磁铁用合金，具备主要含有R2Fe14B的主相、和相比于主相较多地含有R的晶界相，相邻的晶界相间的间隔为1.5?2.8 μ m。如果将R-T-B系磁铁用合金粉碎，则在机械强度低的晶界相的部分裂开。因此，如果相邻的晶界相间的间隔为1.5?2.8 μ m，则粉末的形状变为椭圆状或长圆状，对其烧结而成的R-T-B系磁铁，主相的晶粒成为在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状。R-T-B系磁铁用合金相邻的晶界相间的间隔更优选为
1.8?2.6 μ m。相邻的晶界相间的间隔超过2.8 μ m时，主相的晶粒难以变为在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状。相邻的晶界相间的间隔低于1.5μπι时，被粉碎的粉末的粒径变小，粉末表面容易氧化，因此不优选。
[0075]本实施方式的R-T-B系磁铁用合金，例如可以采用以下所示的方法制造。
[0076]首先,采用向冷却棍供给合金熔液并使其凝固的SC (铸带,strip casting)法,制造铸造合金(铸造工序)。
[0077]在本实施方式中，例如在1200°C?1500°C的温度下，调制具有与上述R-T-B系磁铁同样组成的合金熔液。接着，将得到的合金熔液使用中间包(tundish )向冷却棍供给使其凝固，在400°C?600°C从冷却辊脱离铸造合金，得到平均厚度为0.15?0.27mm的铸造
入全
I=1-Wl O
[0078]在本实施方式中，从冷却辊脱离的铸造合金的温度为400°C?600°C，因此得到相邻的晶界相间的间隔为1.5?2.8 μ m的R-T-B系磁铁用合金。从冷却辊脱离的铸造合金的温度更优选为420°C?580°C。如果从冷却辊脱离的铸造合金的温度超过600°C，则有时相邻的晶界相间的间隔不变成2.8 μ m以下。另外，如果从冷却辊脱离的铸造合金的温度低于400°C，则主相的结晶性变差，因此不优选。
[0079]在本实施方式中，在铸造工序中制造平均厚度为0.15?0.27_的铸造合金。铸造合金的平均厚度更优选为0.18?0.25mm。铸造合金的平均厚度为0.15?0.27mm,因此，将从冷却辊脱离的铸造合金的温度设为400°C?600°C，由此可得到相邻的晶界相间的间隔为1.5?2.8 μ m的R-T-B系磁铁用合金。如果铸造合金的平均厚度超过0.27mm,则铸造合金没有充分冷却，因此有时相邻的晶界相间的间隔不变成2.8μπι以下。另外，如果铸造合金的平均厚度低于0.15mm，则主相的结晶性变差，因此不优选。
[0080]在本实施方式中，供给到冷却辊的合金熔液作为铸造合金从冷却辊脱离为止的平均冷却速度优选设为800°C /秒?1000°C /秒，更优选设为850°C /秒?980°C /秒。通过将平均冷却速度设为800°C /秒?1000°C /秒，能够将从冷却辊脱离的铸造合金的温度容易地设为400°C?600°C，可容易地得到相邻的晶界相间的间隔为1.5?2.8 μ m的R-T-B系磁铁用合金。如果平均冷却速度低于800°C /s，则有时相邻的晶界相间的间隔不变成2.8μπι以下。另外，如果平均冷却速度超过1000°C /s，则主相的结晶性变差，因此不优选。
[0081]得到的铸造合金，通过破碎形成铸造合金薄片。并且，采用氢破碎法等破碎铸造合金薄片，并采用喷磨机等的粉碎机进行粉碎，由此得到R-T-B系合金。
[0082]氢破碎法，例如，可利用下述步骤进行:在室温下使铸造合金薄片吸藏氢，在300°C左右的温度下在氢中热处理后，进行减压在500°C左右的温度下热处理以除去铸造合金薄片中的氢。
[0083]在氢破碎法中吸藏了氢的铸造合金薄片体积膨胀，所以在合金内部容易产生许多裂纹(龟裂)，从而容易被破碎。
[0084]包含这样得到的R-T-B系合金的粉末的粒径(d50)优选为3.5?4.5 μ m。包含R-T-B系合金的粉末的粒径在上述范围内的情况下，能够防止在工序中氧化，因此优选。
[0085]在本实施方式中，向包含R-T-B系合金构成的粉末添加作为润滑剂的0.02质量％?0.03质量％的硬脂酸锌，使用横向磁场中成型机等进行压制成形，在真空中800 V?1200°C下进行烧结，其后进行热处理由此制造R-T-B系磁铁。
[0086]烧结温度为800°C?1200°C时，主相的晶粒即使烧结也保持粉碎状态的粒径不显著生长，因此可得到致密的烧结体。烧结温度低于800°C时有时不能够烧结。如果烧结温度超过1200°C则主相的晶粒由于烧结而过剩生长，因此R-T-B系磁铁的矫顽力和方形度(角形性)降低，因此不优选。烧结温度优选为1000?1100°C。
[0087]烧结时间优选为0.5小时?20小时。如果烧结时间为上述范围内，则变为R-T-B系磁铁的粒子即使烧结也保持粉碎状态的粒径不显著生长，因此可得到致密的烧结体。烧结时间低于0.5小时时有时不能够烧结。如果烧结热时间超过20小时，则主相的晶粒过剩生长，因此R-T-B系磁铁的矫顽力和方形度大大降低，因此不优选。
[0088]烧结后的热处理，优选在氩气气氛中在400°C?800°C的温度下进行0.5小时?3小时。
[0089]本实施方式的R-T-B系磁铁，是包含上述组成的磁铁，由具备主相和晶界相的烧结体构成，晶界相包含R富集相和过渡金属富集相，主相的磁化方向为c轴方向，主相的晶粒是在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状，因此是抑制Dy含量，并且具有高的矫顽力，具有很适合被用于电动机的优异磁特性的磁铁。
[0090]再者，在本实施方式中，也可以在使烧结后的R-T-B系磁铁的表面附着Dy金属或Dy化合物后，进行热处理。
[0091]具体地讲，例如，通过在将乙醇等溶剂和三氟化镝(DyF3)以规定比例混合而成的涂布液中，浸溃烧结后的R-T-B系磁铁，来对R-T-B系磁铁涂布涂布液。其后，对涂布有涂布液的R-T-B系磁铁实行热处理。
[0092]该情况下，通过进行热处理，生成过渡金属富集相，并且Dy向烧结磁铁内部扩散，因此可得到具有更高矫顽力的R-T-B系磁铁。
[0093]作为利用上述以外的方法使烧结后、进行热处理前的R-T-B系磁铁的表面附着Dy金属或Dy化合物的方法,例如，也可以采用使Dy金属或Dy化合物气化而在磁铁表面附着它们的膜的方法、使有机金属分解而在表面附着膜的方法等。
[0094]另外，也可以在烧结后的R-T-B系磁铁的表面，附着Tb金属或Tb化合物替代Dy金属或Dy化合物后进行热处理。
[0095]该情况下，可以通过例如在烧结后、进行热处理前的R-T-B系磁铁的表面与附着Dy金属或Dy化合物的方法同样地附着Tb金属或Tb化合物。然后，对附着有Tb金属或Tb化合物的R-T-B系磁铁进行热处理，由此生成过渡金属富集相，并且Tb向烧结磁铁内部扩散，所以可得到具有更高矫顽力的R-T-B系磁铁。
[0096]实施例
[0097]「实验例I?16、比较例I?3」
[0098]称量Nd金属(纯度99重量％以上)、Pr金属(纯度99重量％以上)、Al金属(纯度99重量％以上)、硼铁(Fe80重量％、B20重量％)、铁块(纯度99重量％以上)、Ga金属(纯度99重量％以上)、Co金属(纯度99重量％以上)、Cu金属(纯度99重量％)、Zr金属(纯度99重量％以上)，使得成为表I所示的组成，填装到氧化铝坩埚中。再者，表I所示的C、O、N,是在原料中所包含的不可避免的杂质。另外，O浓度在合金的制造途中略微上升。
[0099]其后，将装有氧化铝坩埚的高频真空感应炉的炉内用Ar气置换，加热到1450°C使其熔融形成合金熔液。接着，采用使用中间包将得到的合金熔液向由铜构成的水冷辊供给使其凝固的SC (铸带)法形成铸造合金，在表2所示的铸造合金脱离温度从冷却辊脱离铸造合金，得到了表2所示的平均厚度的实验例I?16、比较例I?3的铸造合金。[0100]再者，供给到冷却辊的合金熔液作为铸造合金从冷却辊脱离为止的平均冷却速度不于表2。
[0101]接着,通过破碎实验例I~16、比较例I~3的铸造合金来形成铸造合金薄片。对于得到的实验例I~16、比较例I~3的铸造合金薄片，采用以下所示的方法，测定了相邻的晶界相间的间隔(R富集相间隔)。
[0102]即，将实验例I~16、比较例I~3的铸造合金薄片分别埋入树脂中，利用反射电子像以500倍的倍率观察进行了镜面研磨的截面，根据其对比度判别主相和晶界相，调查了相邻的晶界相间的距离。相邻的晶界相间的距离，在各铸造合金薄片的反射电子像的图像上与铸造面平行地以10 μ m的间隔引直线，分别测定横切该直线的合金晶界相的间隔。对一个合金测定300左右的晶界相的间隔，算出其平均值。将其结果示于表2和图3。
[0103] 另外，图3是示出实验例I~16、比较例I~3的铸造合金的平均厚度、和铸造合金薄片相邻的晶界相间间隔的关系的图。
[0104]如表2和图3所示，可知铸造合金的平均厚度为0.15~0.27mm时，晶界相间的间隔变为1.5~2.8 μ m。
[0105]另外，将利用反射电子像以500倍的倍率观察实验例4、比较例1、2的铸造合金薄片的显微镜照片示于图4。图4 (a)是实验例4的铸造合金薄片的显微镜照片、图4 (b)是比较例I的铸造合金薄片的显微镜照片、图4 (c)是比较例2的铸造合金薄片的显微镜照片。在图4的显微镜照片中，灰色的部分是主相，白色的部分是晶界相。
[0106]如图4 (a)所示，实验例4的铸造合金薄片，具有针状的组织，如表2所示，相邻的晶界相间的间隔为2.0 μ m，充分小。
[0107]与此相对，图4 (b)所示的比较例I和图4 (C)所示的比较例2中，铸造合金的平均厚度较厚，因此没有充分冷却，与实验例4的铸造合金薄片相比组织粗大化。因此，如表2所示，相邻晶界相间的间隔在比较例I中为3.6 μ m、在比较例2中为5.0 μ m，与实验例4相比非常大。
[0108]采用以下所示的氢破碎法破碎实验例I~16、比较例I~3的铸造合金薄片。首先，将铸造合金薄片粗粉碎使得直径成为5mm左右,在室温的I气压的氢气气氛中使其吸藏氢。接着，进行将粗粉碎并吸藏了氢的铸造合金薄片在氢气中加热到300°C的热处理。其后进行减压从300°C升温到500°C，在500°C保持I小时进行热处理，将铸造合金薄片中的氢释放除去。接着，向炉内供给Ar冷却到室温。
[0109]接着，向已进行了氢破碎的铸造合金薄片中添加作为润滑剂的硬脂酸锌0.025重量％，采用喷磨机(* ^力7 S々口 > 100AFG)，使用0.6MPa的高压氮，将已进行了氢破碎的铸造合金薄片微粉碎成为表2所示的粉末径(d50)从而得到实验例I~16、比较例I~3的R-T-B系合金粉末。
[0110]接着，将这样得到的实验例I~16、比较例I~3的R-T-B系合金粉末，在1.0T的磁场中采用横向磁场中成型机在0.8t/cm2的成型压力下压制成型形成压粉体。其后，在真空中将得到的压粉体在1000~1080°C的温度下保持3小时进行烧结。烧结后，进行在氩气气氛中在400~800°C的温度下保持0.5~3小时的热处理，由此制作出实验例I~16、比较例I~3的R-T-B系磁铁。
[0111]将得到的实验例I~16、比较例I~3的R-T-B系磁铁分别埋入环氧树脂中，磨削与易磁化轴(C轴)平行的面，进行镜面研磨。利用反射电子像在1500倍的倍率下观察该镜面研磨面，根据其对比度判别主相、R富集相、过渡金属富集相。
[0112]其结果，可知实验例I?16、比较例I中，存在稀土族元素的合计原子浓度为70原子％以上的、处于黑色的R2T14B相的晶界的白色R富集相，并存在稀土族元素的合计原子浓度为25?35原子％的、灰色的过渡金属富集相。
[0113]使用FE-EPMA(电子探针分析仪(Electron Probe Micro Analyzer)),分析了实验例3的R-T-B系磁铁的晶界相的组成。其结果，R富集相的稀土族元素的合计原子浓度为74.8原子％。另外，过渡金属富集相的稀土族元素的合计原子浓度为27.5原子％。
[0114]图5是利用反射电子像观察R-T-B系磁铁的显微镜照片，图5(a)是实验例4的显微镜照片，图5 (b)是比较例I的显微镜照片，图5 (c)是比较例2的显微镜照片。再者，图5所示的R-T-B系磁铁的易磁化轴(c轴)方向是图5中的左右方向。
[0115]如图5 (a)所示，实验例4的R-T-B系磁铁，主相的晶粒是在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状。
[0116]与此相对，在图5 (b)所示的比较例I的R-T-B系磁铁和图5 (C)所示的比较例2的R-T-B系磁铁中，与实验例4的R-T-B系磁铁相比，主相的晶粒是接近于球形的形状。
[0117]另外，实验例I?16、比较例I?3的R-T-B系磁铁形成为一边为6mm的长方体，利用BH波形记录器(东英工业TPM2-10)分别测定了磁特性。将其结果示于表2和图6。
[0118]在表2中「Hcj J是矫顽力，「BrJ是剩余磁化，「BHmaxJ是最大磁能积。这些磁特性的值是各自5个R-T-B系磁铁测定值的平均值。
[0119]另外，采用以下所示的方法，算出实验例I?16、比较例I?3的R-T-B系磁铁的主相晶粒的纵横比，求得纵横比为2以上的主相的比例。将其结果示于表2。
[0120]纵横比是长轴和短轴之比(长轴/短轴)，将具有与对象相等的零阶、一阶和二阶矩的椭圆(对象的当量椭圆)的长轴长度设为「长轴长度」，将对象的当量椭圆的短轴长度设为「短轴长度」，进行算出。
[0121]
【权利要求】
1.一种R-T-B系稀土族烧结磁铁，其特征在于，包含稀土族元素R、以Fe为必需的过渡金属T、作为Al和/或Ga的金属元素M、B、以及Cu和不可避免的杂质，含有13.4?17原子％的R，含有4.5?5.5原子％的B，含有0.1?2.0原子％的M，其余量包含T， 由具备主相和晶界相的烧结体构成，所述主相包含R2Fe14B,所述晶界相相比于所述主相较多地含有R， 所述主相的磁化方向为c轴方向， 所述主相的晶粒是在与c轴方向交叉的方向伸长的椭圆状或长圆状， 所述晶界相包含稀土族元素的合计原子浓度为70原子％以上的R富集相、和所述稀土族元素的合计原子浓度为25?35原子％的过渡金属富集相。
2.根据权利要求1所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁，其特征在于，所述主相的晶粒的50%以上，其纵横比为2以上。
3.根据权利要求1或2所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁，其特征在于，含有0.05?1.0原子％的21.。
4.根据权利要求1或2所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁，其特征在于，含有0.05?0.2原子％的Cu。
5.一种R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金，其特征在于，包含稀土族元素R、以Fe为必需的过渡金属T、作为Al和/或Ga的金属元素M、B、以及Cu和不可避免的杂质，含有13.4?17原子％的R，含有4.5?5.5原子％的B，含有0.1?2.0原子％的M，其余量包含T， 具备主相和晶界相，所述主相包含R2Fe14B,所述晶界相相比于所述主相较多地含有R，相邻的晶界相间的间隔为1.5?2.8 μ m。
6.根据权利要求5所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金，其特征在于，含有0.05?0.2原子％的Cu。
7.—种R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金的制造方法，其特征在于，包括采用向冷却辊供给合金熔液并使其凝固的铸带法制造铸造合金的铸造工序， 所述合金熔液包含稀土族元素R、以Fe为必需的过渡金属T、作为Al和/或Ga的金属元素M、B、以及Cu和不可避免的杂质，含有13.4?17原子％的R，含有4.5?5.5原子％的B，含有0.1?2.0原子％的M，其余量包含T， 在所述铸造工序中，将所述铸造合金在400°C?600°C从所述冷却辊脱离，得到平均厚度为0.15?0.27mm的所述铸造合金。
8.根据权利要求7所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金的制造方法，其特征在于，将供给到所述冷却辊的所述合金熔液作为所述铸造合金从所述冷却辊脱离为止的平均冷却速度设为800°C /秒?1000°C /秒。
9.根据权利要求7所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金的制造方法，其特征在于，含有0.05?0.2原子％的Cu。
【文档编号】C22C38/16GK103915232SQ201410001076
【公开日】2014年7月9日 申请日期:2014年1月2日 优先权日:2013年1月7日
【发明者】山崎贵司, 中岛健一朗 申请人:昭和电工株式会社