稀土类各向异性磁铁粉末及其制造方法和粘结磁铁的制作方法

专利名称：稀土类各向异性磁铁粉末及其制造方法和粘结磁铁的制作方法
技术领域：
本发明涉及磁特性优良的稀土类各向异性磁铁粉末及其制造方法和粘结磁鉄。
背景技术：
由将稀土类磁铁粉末用粘合树脂固定的成形体构成的粘结磁铁，发挥了非常高的磁特性，并且形状自由度等优良。因此，期待将粘结磁铁应用于希望节能化和轻量化等的电器和汽车等各种设备。但是，为了扩大粘结磁铁的利用，要求在高温环境下也发挥稳定的磁特性。因此，目前正在积极进行提高粘结磁铁甚至稀土类磁铁粉末的矫顽カ的研究开发。目前，只是将镝(Dy)或镓(Ga)等添加或扩散到稀土类磁铁粉末中，从而使其矫顽カ提高。但是，Dy和Ga等为非常稀有的元素，从稳定确保资源和降低成本等观点出发，使用它们存在较多问题。因此，需要在抑制稀有元素的使用的同时使稀土类磁铁粉末的矫顽力提高的方法。现有技术文献专利文献专利文献I :日本特公平6-82575号公报专利文献2 日本特开平10-326705号公报专利文献3 :日本特开2001-76917号公报专利文献4 :日本特开2005-97711号公报专利文献5 :日本特开2003-301203号公报专利文献6 :日本特开2000-336405号公报专利文献7 :日本专利第3452254(日本特开2002-93610)号公报专利文献8 :日本特开2010-114200号公报非专利文献非专利文献I :日本金属学会志、第72卷、第12号(2008) 1010-101
发明内容
发明所要解决的问题作为高磁特性的稀土类磁铁粉末之一，专利文献I公开了由具有Nd12 5Dyl tlFe余MC05.6B6.5Cua5 (原子％)的组成的合金铸锭制造的粉末(该文献中的磁特性29)。但是，专利文献I只不过是将作为能够与Fe置换的过渡元素的一例即Cu添加到铸锭中。并且，含有Cu的稀土类磁铁粉末，与不含有Cu的其他稀土类磁铁粉末相比磁特性明显更低。关于专利文献2 5，情况与专利文献I同样。需要说明的是，专利文献3以及专利文献4中虽然有Cu对矫顽カ的提高有效的记载(专利文献3的
、专利文献4的)，但是，专利文献3中，由含有Cu的合金铸锭制造的磁铁粉末(专利文献3的试样No. 28)的矫顽力，与不含有Cu的其他磁铁粉末相比明显更低，专利文献4中，全部是利用Dy以及Tb来提高矫顽カ的情况，合金铸锭中的Cu的效果不明。专利文献5中，也列举Cu作为添加元素之一，例示了含有Cu的磁铁母合金(专利文献5的
、
)。但是，该磁铁母合金中的Cu量为微量的0. 01质量％，关于Cu的效果没有任何记载。专利文献6也记载了 Cu抑制磁铁粉末的矫顽カ的降低(该文献的
)，但没有公开实际上含有Cu的磁铁粉末。对此专利文献7中也同样。需要说明的是，虽然技术领域与稀土类磁铁粉末不同，但在非专利文献I等中介绍了使添加有Cu的合金粉末烧结而成的稀土类烧结磁铁。在稀土类烧结磁铁中含有Cu的目的在于，在进行烧结的粉末粒子的表面上，使对矫顽力提高有效的富Nd相的润湿性提
闻。 但是，原本稀土类烧结磁铁通过所谓的液相烧结来制作对粉碎至约数U IiT约数十Pm的合金粉末进行高温加热，使该粉末粒子的表面熔融而结合。因此，稀土类烧结磁铁的晶粒基本上为溶融前的粉末粒子本身，其平均结晶粒径较大，为3 10 u m。另ー方面，稀土类磁铁粉末由平均结晶粒径为Ium以下的晶粒集合而成的粉末粒子构成，并非是被烧结的粉末。因此，稀土类磁铁粉末与稀土类烧结磁铁，对显示磁特性产生影响的晶界形成机理完全不同，两者作为实质上不同的技术领域的磁铁对待。本发明是在这样的情况下完成的。即，其目的在于提供通过与以往不同的方法，在抑制Dy和Ga等稀有元素的使用的情况下也能够实现矫顽カ的提高的稀土类各向异性磁铁粉末及其制造方法、以及使用该稀土类各向异性磁铁粉末的粘结磁鉄。用于解决问题的方法本发明人为了解决该课题而进行了深入的研究，反复试验，结果与稀土类磁铁粉末的技术领域中的现有技术常识相反，通过对NdFeB系磁铁粉末与NdCu粉末的混合粉末进行扩散热处理，成功地得到非常优良的磁特性的稀土类各向异性磁铁粉末。通过进ー步发展该成果，从而完成了以后所述的本发明。《稀土类各向异性磁铁粉末》(I)本发明的稀土类各向异性磁铁粉末，其特征在于，包含粉末粒子，所述粉末粒子具有作为稀土元素(以下表示为“R”)、硼(B)和过渡元素(以下表示为“TM”)的正方晶化合物、且平均结晶粒径为0. 05^1 y m的R2TM14B1型结晶；和至少含有稀土元素(以下表示为“R’”)和铜(Cu)、且包围该R2TM14B1型结晶的表面的包围层。(2)在此，“R”、“R’”作为代替具体的稀土元素名的称呼使用。即，只要没有特别说明，“ R”或“ R’”则是指全部稀土元素中的ー种或两种以上。因此，“R”和“ R’”有时为同种的稀土元素(例如，Nd)，也有时不同。另外，在R或R’是指多种稀土元素的情况下，有时它们全部一致，有时一部分一致、一部分不同，也有时全部不同。但是，本说明书中，为了方便，将构成作为磁铁的主相的正方晶化合物(即R2TM14B1型結晶)的稀土元素用“R”统一地表示，将构成包围层的稀土元素用“R’”统一地表示。即R和R’是基于作为“物质”的粉末粒子的形态(正方晶部分或包围层部分)的方便的表示，而不是基于粉末粒子的制造过程或供给源(原料)等的表示。例如，作为磁铁原料(母合金)中的稀土元素，将有助于正方晶化合物(即R2TM14B1型結晶)的形成的元素表示为“R”，将作为在该正方晶化合物的形成时排出的过量的稀土元素、形成包围层的元素表示为“ R’”。需要说明的是，在需要不区分正方晶化合物和包围层而将粉末粒子整体中包含的稀土元素用记号特意普遍表示(或表示其全部种类)时，适当使用“Rt”。另外，在需要将磁铁原料中包含的稀土元素用记号特意普遍表示(或表示其全部种类)时，适当使用“Rm”。顺便说一下，在仅称为“稀土元素”吋，是指全部稀土元素中的ー种或两种以上的元素，是作为包含R、R’、Rt、Rm等的普遍概念的“稀土元素”。(3)根据本发明，由于上述包围层的存在，得到显示高磁通密度和非常高的矫顽カ的稀土类各向异性磁铁粉末。而且，该包围层可由容易获得、并且比较廉价的R’以及Cu构成。即，本发明的情况下，不一定需要Dy等稀有且昂贵的元素来提高矫顽力。因此，根据本发明，能够实现稀土类各向异性磁铁粉末的稳定供给和低成本化。但是，本发明的稀土类各向异性磁铁粉末显示优良的磁特性的机理尚不确定。目前，可以认为如下。本发明中的构成包围层的R’-Cu物质(合金、化合物等)多数为非磁性且低熔点。由这样的物质构成的包围层容易润湿，容易覆盖作为磁铁的主相的R2TM14B1型结晶的表面。因此，可以认为包围层修复在R2TM14B1型结晶的表面上存在的变形，且抑制在该表面附近的反向磁畴的产生。而且，可以认为包围层使各个R2TM14B1型结晶孤立化，且阻隔 由邻接的R2TM14B1型结晶产生的磁力相互作用。这样可以认为，就本发明的稀土类各向异性磁铁粉末而言，在抑制磁通密度的降低的同时，能够实现矫顽カ的显著提高。但是，本发明的R2TM14B1型结晶非常微小，该结晶的表层和晶界更加微小。因此，直接观察本发明的包围层未必容易。即使并非直接观察，但如果由关于稀土类各向异性磁铁粉末的多个研究成果等综合地考察本发明的稀土类各向异性磁铁粉末显示出的非常优良的磁特性(特别是矫顽カ)，则本发明的粉末粒子可以说是具有上述R2TM14B1型结晶和包围层的粉末粒子。例如，由后述实施例项的记载可知，即使作为粉末(粒子)整体几乎为同一组成，但在将本发明的试样与以往那样只是在铸锭(磁铁母合金)中含有Cu的试样进行比较时，前者与后者相比磁特性(特别是矫顽力)也格外优良。如果考虑到该情况，则间接地明白本发明的粉末粒子由上述R2TM14B1型结晶和包围层构成。(4)本发明中，不论粉末粒子的形态和粒径等。也不论包围层的形态和厚度。本发明的粉末粒子，只要存在一部分表面被包围层包围的R2TM14B1型结晶即可。因此，未必需要用包围层包围由多个结晶的集合体构成的粉末粒子自身的表面。另外，由粉末粒子的集合体构成的稀土类各向异性磁铁粉末，只要至少具有一部分上述本发明的粉末粒子即可。即，构成本发明的稀土类各向异性磁铁粉末的所有粉末粒子，也不需要均是由R2TM14B1型结晶和包围层构成的粉末粒子。因此，本发明的稀土类各向异性磁铁粉末可以是混合多种粉末粒子的混合粉末。本发明中所述的平均结晶粒径，依照JIS G 0551中的晶粒的平均直径d的求出方法。作为本发明的粉末粒子中的主相的R2TM14B1型结晶与位于其外周面(表面)的包围层的存在比例没有限定。但是，包围层所占的体积比例越少越优选。本发明中的R或R’为钇(Y)、镧系元素以及锕系元素中的ー种以上。其中，以镧(La)、铈(Ce)、镨(Pr)、钕(Nd)、钐(Sm)、钆(Gd)、铽(Tb)、镝(Dy)、钦(Ho)、铒(Er)、铥(TM元素)、镥(Lu)为代表。特别而言，通常为Nd。另外，R’和R可以完全一致，可以一部分一致，也可以全部不同。TM特别优选为3d过渡元素或4d过渡元素中的ー种以上。3d过渡元素为原子序数21 (Sc) 原子序数29 (Cu)，4d过渡元素为原子序数39 (Y广原子序数47 (Ag)。其中，TM优选为第VIII族的铁(Fe)、钴(Co)或镍(Ni)中的任ー种，特别而言优选为Fe。另外，也能够将硼的一部分置换成碳(C)。《稀土类各向异性磁铁粉末的制造方法》本发明的稀土类各向异性磁铁粉末的制造方法没有限制，通过以下的本发明的制造方法制造时，有效地得到高磁特性的稀土类各向异性磁铁粉末，因此优选。即，本发明的稀土类各向异性磁铁 粉末可以通过如下制造方法得到，所述制造方法的特征在于，具备混合エ序，得到将能生成R、B和TM的正方晶化合物即R2TM14B1型结晶的磁铁原料、与作为至少R’和Cu的供给源的扩散原料混合而成的混合原料；和扩散エ序，加热该混合原料，使至少作为R’的稀土元素和Cu向上述R2TM14B1型结晶的表面或晶界扩散。需要说明的是，“作为至少R’和Cu的供给源的扩散原料”，表示可以为同时含有在包围层的形成中所需要的元素的原料，也可以为将独立地分别含有上述元素的原料混合而成的原料。《粘结磁铁或复合物》另外，本发明也可以理解为使用上述稀土类各向异性磁铁粉末的粘结磁鉄。S卩，本发明可以为ー种粘结磁铁，其特征在于，由上述稀土类各向异性磁铁粉末、和将该稀土类各向异性磁铁粉末的粉末粒子固结的树脂构成。另外，本发明也可以为用于该粘结磁铁的制造的复合物。复合物是使作为粘合剂的树脂预先附着到各粉末粒子表面的复合物。这些粘结磁铁和复合物中使用的稀土类各向异性磁铁粉末，可以是平均粒径和组成不同的多种磁铁粉末混合存在而成的复合粉末。《其他》(I)本发明的稀土类各向异性磁铁粉末，除了上述稀土元素(包括R、R’)、B、TM以及Cu以外，可以含有对其特性改善有效的元素即“改性元素”。改性元素具有多种，各元素的组合是任意的，通常其含量为微量。当然本发明的稀土类各向异性磁铁粉末，由于成本上或技术上的原因等，也可以含有难以除去的“不可避免的杂质”。(2)只要没有特别说明，本说明书中的“ X、”，包括下限值X以及上限值y。另外，本说明书中记载的各种下限值或上限值，可任意组合而构成“a飞”这样的范围。另外，可以将本说明书中记载的范围内包含的任意的数值设为用于设定数值范围的上限值或下限值。


图I是表示Cu原子比与矫顽カ的相关性的曲线图。图2A是扩散处理后的粉末粒子的TEM照片。图2B是该扩散处理前的粉末粒子的TEM照片。图2C是由含有Cu的铸锭构成的没有进行扩散处理的粉末粒子的TEM照片。图3A是扩散处理后的粉末粒子(扩散原料6质量％)的SEM照片。图3B是扩散处理后的粉末粒子(扩散原料3质量％)的SEM照片。图3C是扩散处理前的粉末粒子的SEM照片。图4是表示扩散原料中的Cu量(Nd量)与磁铁粉末的矫顽カ的关系的曲线图。图5是表示扩散原料中的Al量与磁铁粉末的矫顽カ的关系的分散图。图6A是表示磁铁粉末的Nd量与矫顽カ的关系的分散图。
图6B是表示磁铁粉末的Nd量与磁化的关系的分散图。
具体实施例方式列举发明的实施方式对本发明更详细地进行说明。需要说明的是，包括以下的实施方式在本说明书中说明的内容，不仅适用于本发明的稀土类各向异性磁铁粉末，也可适用于其制造方法和粘结磁铁等。因此，上述本发明的构成中，可以附加从本说明书中任意选择的一个或两个以上的构成。此时，关于制造方法的构成，如果作为方法限定产品理解，则也可以得到与产品相关的构成。需要说明的是，任意的实施方式是否最佳，根据对象、要求性能等而不同。《粉末粒子》(I)本发明的粉末粒子，由R2TM14B1型结晶的集合体构成。该正方晶化合物的组成用原子％(原子％)表示时，R 11. 8原子％、B :5. 9原子％、余量为TM。但是，本发明的粉末粒子，除了具有R2TM14B1型结晶之外，还具有包含R’的包围层，因此作为粉末粒子整体观察时，稀土元素(Rt :包括R以及R’的粉末粒子中的全部稀土元素)优选为11. 5 15原子％。该范围与上述正方晶化合物的理论组成值相比处于更多的一侧时，富Nd相等富稀土元素相的形成变容易，可提高稀土类各向异性磁铁粉末的矫顽力。根据这些，在将粉末粒子整体设定为100原子％时，更优选Rt :12 15原子％、B 5. 5 8原子％。粉末粒子除了含有上述元素以外，还可含有对特性改善有效的各种元素。作为这样的改性元素，除了作为TM的钛(Ti)、钒(V)、锆(Zr)、铌(Nb)、镍(Ni)、铬(Cr)、锰(Mn)、钥(Mo)、铪(Hf)、钨(W)、钽(Ta)等之外，还有招(Al)、镓(Ga)、硅(Si)、锌(Zn)、锡(Sn)等。粉末粒子可以含有这些元素中的一种以上。但是，这些元素变得过多时，可能降低磁铁粉末的磁特性。因此，将粉末粒子整体设为100原子％时，改性元素优选合计为3原子％以下。其中，Ga是对提高稀土类各向异性磁铁粉末的矫顽力有效的元素。在将粉末粒子整体设为100原子％时，优选包含0. 05^1原子％的Ga。另外，Nb是对提高残留磁通密度有效的元素。在将粉末粒子整体设为100原子％时，优选包含0. 05、. 5%的Nb。当然，进一步优选复合添加两者。Co是对提高磁铁粉末的居里温度进而提高其耐热性有效的元素。在将粉末粒子整体设为100原子％时，优选包含0. riO原子％的Co。(2)本发明的粉末粒子中的包围层过少时，无法使稀土类各向异性磁铁粉末的矫顽力提高，过多时，R2TM14B1型结晶量相对地降低，从而导致磁通密度等磁特性的降低。对于包围层而言，在将粉末粒子整体设为100原子％时，优选含有Cu :0. 05^2原子％，进一步优选为0. 2 1原子％。另外，本发明的包围层除了 R’以及Cu以外还含有Al时，得到更加高的矫顽力的稀土类各向异性磁铁粉末。Al过少时，其效果缺乏，过多时，磁铁粉 末的磁通密度降低。在将粉末粒子整体设为100原子％时，优选Al :0. I飞原子％，进一步优选为广3原子％。但是，本发明人进行了深入的研究，结果发现，为了提高稀土类各向异性磁铁粉末的矫顽力，在粉末粒子整体中包含的稀土元素(特别是Nd)与Cu之间具有优选的存在比率。换言之，Cu的总原子数相对于稀土元素(Rt)的总原子数的比率即Cu原子比(Cu/Rt)与稀土类各向异性磁铁粉末的矫顽力之间具有相关性。
但是，优选的Cu原子比可根据包围层的组成而略微发生变化。例如，在由R’和Cu构成的包围层的情况下，Cu原子比优选为0. 2飞.8%，进一步优选为0. 6飞.2%。另外，在包围层包含Al的情况下，Cu原子比优选为0. 6^11. 8%，进一步优选为广8. 6%。但是，在任意的情况下，Cu原子比为1飞％、优选I. 3飞％、进一步为I. 6 4%时，可提高稀土类各向异性磁铁粉末的矫顽力，因此优选。《制造方法》稀土类各 向异性磁铁粉末能够通过各种方法制造，但本发明的制造方法具备混合工序和扩散工序。(I)混合工序本发明的混合工序是得到将可生成R、B和TM的正方晶化合物即R2TM14B1型结晶的磁铁原料、与作为至少R’和Cu的供给源的扩散原料混合而成的混合原料的工序。混合中可以使用亨舍尔混合机、摇滚式混合机、球磨机等。磁铁原料和扩散原料为进行粉碎、分级等后的粉末时，容易均匀混合，因此优选。混合优选在抗氧化气氛(例如，惰性气体气氛或真空气氛)下进行。对于磁铁原料而言，可以使用例如通过各种熔炼法(高频熔炼法、电弧熔炼法等)熔炼、铸造而成的铸锭材料和通过鳞片铸锭法制作的鳞片铸锭材料。其中，优选使用鳞片铸锭材料。其理由如下。为了得到非常高的残留磁通密度Br，优选使磁铁原料中的稀土元素量和B量接近R2TM14B1化合物的化学计量组成。但是，如果这样，则作为初晶的a Fe容易大量残存。在此，在铸锭材料的情况下，冷却速度慢，因此，容易残存软磁性a Fe相。为了使该a Fe相消失，需要延长浸湿时间，效率差，稀土类各向异性磁铁粉末的磁特性也容易劣化。另一方面，在鳞片铸锭材料的情况下，冷却速度快，因此，软磁性a Fe相少量残存且微小地分布，或者几乎没有。因此，在短浸湿时间内，能够使软磁性a Fe相消失。如果对该鳞片铸锭材料进行均质化处理，则该晶粒的平均结晶粒径生长至约100 um(50^250 um)的优选的尺寸。如果对这样形成的鳞片进行粉碎，则得到没有形成a Fe相而在晶界形成富稀土元素相的、由适当尺寸的晶粒构成的稀土类各向异性磁铁粉末的原料(即磁铁原料)。这样的情况下，将磁铁原料整体设定为100原子％时，优选至少稀土元素为11.5 15原子％。这样，如果使用鳞片铸锭材料，则也可以使磁铁原料中含有的稀土元素的下限值低于正方晶化合物的理论组成值。当然，与扩散原料混合的磁铁原料，优选为对铸锭和鳞片等进行氢粉碎或机械粉碎等而成的粉末状。扩散原料是作为! ’和Cu的供给源的单体、合金、化合物。可以根据期望组成混合多种原料。需要说明的是，磁铁原料或扩散原料的至少一种也可以为氢化物。氢化物是在单体、合金、化合物等中结合或固溶有氢的物质。在将混合原料整体设为100质量％时，扩散原料可以为0.广10质量％，进一步优选为I飞质量％。扩散原料过少时，包围层的形成变得不充分，过多时，稀土类各向异性磁铁粉末的磁通密度降低。(2)扩散工序本发明的扩散工序是加热上述混合原料、使至少作为R’的稀土元素和Cu向R2TM14B1型结晶的表面或晶界扩散的工序。可以认为，稀土元素和Cu的扩散中，具有表面扩散、晶界扩散或体扩散，但包围层主要通过表面扩散、晶界扩散而形成。扩散工序中的加热，优选在扩散原料发生熔融而容易晶界扩散的温度下进行。也依赖于例如扩散原料的总体组成，但扩散工序可在40(T9(KrC的抗氧化气氛(真空气氛或惰性气氛等)下进行。加热温度过低时，无法进行扩散，过高时，导致R2TM14B1型结晶的粗大化。在磁铁原料和扩散原料中使用氢化物的情况下，优选扩散工序与脱氢工序一体地进行，然后进行快速冷却。具体而言，可以将磁铁原料的氢化物与扩散原料的氢化物的混合原料置于700°C、0(TC下、IPa以下的真空气氛中。另外，在混合原料中残存氢的情况下，可以在扩散工序后进行脱氢(排气)工序，也可以在脱氢工序后进行扩散处理。在经过这样的扩散工序制造稀土类各向异性磁铁粉末的情况下，本发明的包围层成为至少R’和Cu扩散至R2TM14B1型结晶的表面或晶界的扩散层。(3)磁铁原料的氢处理
由平均结晶粒径为0. 05^1 U m的微小的R2TM14B1型结晶的集合体构成的粉末粒子，例如通过对作为基质的磁铁原料进行众所周知的氢处理而得到。氢处理包括使母合金吸氢而发生歧化反应的歧化工序、和从该歧化工序后的母合金脱氢而使其再结合的再结合工序，称为HDDR(氢化-分解(或者歧化)_解吸-再结合)(hydrogenation-decomposition(或 disproportionation)-desorption-recombination)或d_HDDR(动态-氢化-分解(或者歧化)-解吸-再结合)(dynamic-hydrogenation-decomposition(或 disproportionation)-desorption-recombination)。例如，在d-HDDR的情况下，歧化工序至少由高温氢化工序构成,再结合工序至少由脱氢工序(更详细而言控制排气工序)构成。以下，对氢处理的各工序进行说明。(a)低温氢化工序是以后述工序(高温氢化工序)中的氢化-歧化反应缓慢地进行的方式、在产生氢化-歧化反应的温度以下的低温范围内施加氢压而使氢充分固溶的工序。更具体而言，低温氢化工序是将磁铁原料的母合金(以下仅称为“磁铁合金”)在600°C以下的氢气气氛中保持、使磁铁合金吸藏氢的工序。通过预先进行该工序，使控制后续的高温氢化工序中的顺组织转变的反应速度变容易。氢气气氛的温度过大时，磁铁合金部分地发生组织转变，组织变得不均匀。此时的氢气压力没有特别限定，例如为约0. 03MPa^0. IMPa时，处理时间缩短而有效率。需要说明的是，氢气气氛可以为氢气与惰性气体的混合气体气氛。此时的氢气压力为氢气分压。这在高温氢化工序和控制排气工序中也同样。(b)高温氢化工序是对于磁铁合金进行氢化-歧化反应的工序。更具体而言，高温氢化工序是将该低温氢化工序后的磁铁合金在0. 01^0. 06MPa下、750 860°C的氢气气氛中保持的工序。通过该高温氢化工序，低温氢化工序后的磁铁合金形成三相分解U Fe相、RH2相、Fe2B相)的组织。此时，磁铁合金在低温氢化工序中已经吸藏氢，因此，在控制氢气压力的状况下，能够平稳地进行组织转变反应。氢气压力过小时，反应速度低，残存未转变组织，从而导致矫顽力的降低。氢气压力过大时，反应速度高，导致各向异性化率的降低。氢气气氛的温度过低时，三相分解组织容易变得不均，从而导致矫顽力的降低。其温度过高时，晶粒发生粗大化，从而导致矫顽力的降低。需要说明的是，高温氢化工序不需要氢气压力或温度始终一定。例如，在反应速度降低的工序末期使氢气压力或温度的至少一种上升，调节反应速度，从而可以促进三相分解(组织稳定化工序)。
(C)控制排气工序是使在高温氢化工序中三相分解后的组织发生再结合反应的工序。该控制排气工序中，在比较高的氢气压力下缓慢地进行脱氢，从而缓慢地进行再结合反应。更具体而言，控制排气工序是将高温氢化工序后的磁铁合金在氢气压力为0. 7 6kPa下、75(T850°C的氢气气氛中保持的工序。通过该控制排气工序，从上述三相分解中的RH2相中除去氢。这样组织发生再结合，从而得到Fe2B相的结晶取向发生转印而成的微小的R2TM14B1型结晶的氢化物(RFeBHx)。氢气压力过小时，急剧地除去氢，从而导致磁通密度的降低，过大时，上述逆转变变得不充分，矫顽力可能降低。处理温度过低时，逆转变反应无法适当地进行，过高时，导致晶粒的粗大化。需要说明的是，如果在大致相同温度下进行高温氢化工序和控制排气工序，则仅通过氢气压力的变更，容易地从高温氢化工序向控制排气工序转移。(d)强制排气工序是除去在磁铁合金中残留的氢、从而完成脱氢处理的工序。该工序对处理温度和真空度等没有特别的限定，优选在75(T850°C的IPa以下的真空气氛下进行。处理温度过低时，排气需要长时间，过高时，导致晶粒的粗大化。真空度过小时，残存氢，稀土类各向异性磁铁粉末的磁特性可能降低。如果在该工序后快速冷却，则晶粒的生长得到抑制而优选。强制排气工序不需要与控制排气工序连续地进行。在强制排气工序前，也可以加入将控制排气工序后的磁铁合金冷却的冷却工序。设置冷却工序时，可以将对于控制排气工序后的磁铁合金的强制排气工序进行间歇处理。冷却工序的磁铁合金(磁铁原料)为氢化物，具有耐氧化性。因此，也可以将该磁铁原料暂时取出到大气中。(e)但是，在磁铁原料是经过上述氢处理而得到的情况下，将磁铁原料和扩散原料混合的混合工序不一定需要在上述强制排气工序后。即混合工序可以在低温氢化工序前、高温氢化工序前、控制排气工序前、强制排气工序前等任意的阶段进行。另外，扩散工序可以与氢处理的各工序独立地进行，也可以与这些中的至少一个工序兼用。例如，在低温氢化工序的前后进行混合工序的情况下，扩散工序也能够由高温氢化工序兼任。但是，优选将控制排气工序后生成微小的R2TM14B1型结晶(R2TM14B1Hx)的磁铁原料与扩散原料混合。例如，在将控制排气工序后的磁铁原料与扩散原料混合后(混合工序)，可以进行兼作为强制排气工序的扩散工序。由此，能够有效地制造各R2TM14B1型结晶由包围层适当地包围而成的高矫顽力的稀土类各向异性磁铁粉末。需要说明的是，可以在将控制排气工序后的磁铁原料暂时冷却后进行混合工序、扩散工序，也可以在该控制排气工序之后进行混合工序、扩散工序。当然，在将强制排气工序后的磁铁原料与不含有氢的扩散原料混合后，即使没有伴随真空排气的惰性气氛下进行加热的扩散处理也很充分。该情况下，不需要扩散工序后的强制排气工序。顺便说一下，优选磁铁原料的平均粒径为3 200 U m，优选扩散原料的平均粒径为3^30 u m0平均粒径过小时，不经济，且难以处理，具有磁特性的耐氧化性降低的倾向。另一方面，平均粒径过大时，难以将两种原料均匀地混合。另外，由平均结晶粒径为0. 05^1 U m这样的微小的R2TM14B1型结晶的集合体构成的粉末粒子，也可通过上述氢处理以外的方法得到。例如具有如下方法将通过液体快速冷却法制造的由约0. 03 ii m的微小的R2TM14B1型结晶的集合体构成的各向同性稀土类磁铁粉末用热压等使结晶发生各向异性化。由该方法得到的粉末粒子的结晶粒径达到约0. 3i!m。《用途》本发明的稀土类各向异性磁铁粉末的用途没有限定。但是，由该稀土类各向异性磁铁粉末构成的粘结磁铁可以用于各种设备。由此，实现各种设备的节能化、轻量小型化、高性能化等。粘结磁铁中的粘合树脂可以为热固性树脂也可以为热塑性树脂。另外，也可以是添加偶联剂和润滑剂等混炼而成的树脂。
实施例列举实施例对本发明更具体地进行说明。[实施例I]《试样的制造》(I)磁铁原料的制备准备由表I所示的组成(以下，成分组成全部用原子％表示。需要说明的是，表I中的Nd相当于Rm)的磁铁合金构成的各种磁铁原料。这些磁铁原料如下制造。首先，将以达到表I所示的组成的方式称量的原料熔解，得到通过鳞片铸锭法(以下称为“SC法”)铸造的磁铁合金(母合金)。将该磁铁合金在1140°C的Ar气气氛中保持10小时，使组织均质化(均质化热处理工序)。接着，对在氢气压力0. 13MPa的氢气气氛下进行氢粉碎后的磁铁合金实施氢化处理(d-HDDR)，得到粉末状的磁铁原料。该氢化处理如下进行。需要说明的是，该氢化处理后的磁铁合金氢被粉碎至Imm以下。将磁铁合金各15g装入处理炉中，在室温X0. IMPaXl小时的低温氢气气氛中保持该磁铁合金(低温氢化工序)。之后，在780°C X0.03MPa的高温氢气气氛中保持磁铁合金30分钟(高温氢化工序)。然后，用5分钟使该气氛升温至840°C，在8400C X0. 03MPaX 60分钟的高温氢气气氛中保持磁铁合金(组织稳定化工序)。这样在调节反应速度的同时，发生将磁铁合金分解成三相(a-Fe、RH2、Fe2B)的顺转变(歧化工序)。然后，从处理炉内将氢气连续地排出，在840°C X 5kPa^lkPa的气氛中将磁铁合金保持90分钟，在顺转变后的磁铁合金内发生生成R2TM14B1型结晶的逆转变(控制排气工序/再结合工序)。之后，将磁铁合金快速冷却(第一冷却工序)。将该磁铁合金在840°C X30分钟XKT1Pa以下的气氛中保持，进行强制排气工序。将这样得到的磁铁合金在惰性气体气氛中用乳钵粉碎后，进行粒度调节，得到粒径为212pm以下(平均粒径lOOym)的粉末状的磁铁原料。需要说明的是，磁铁原料的平均粒径通过HEL0S&R0D0S激光衍射式粒径分布测定装置测定，平均粒径的评价通过体积球当量直径(VMD)进行评价(以下同样)。需要说明的是，在此，考虑到量产时，在强制排气工序前进行第一冷却工序，但也可以在控制排气工序之后进行强制排气工序，然后，使磁铁合金快速冷却。(2)扩散原料的制备分别准备表2所示的组成的扩散原料。这些扩散原料如下制造。首先，将以达到表2所示的组成的方式称量的原料熔解，得到通过铰链式铸型法(U ^ *一> F'法)铸造的原料合金。将该原料合金进行氢粉碎后，进一步用湿式球磨机进行粉碎，得到平均粒径6um的粉末状的扩散原料(氢化物)。使该粉碎后的原料合金在惰性气体气氛中干燥。这样，得到粉末状的扩散原料。(3)混合以及扩散处理将上述各种磁铁原料以及扩散原料在惰性气体气氛中以表3A以及表3B(以下总称为“表3”)所示的混合比例进行混合，得到混合原料(混合工序)。需要说明的是，混合比例是将混合原料整体设定为100质量％时的各扩散原料的质量比例。将该混合原料在KT1Pa的真空气氛中加热800°C Xl小时(扩散工序)。之后，将混合原料快速冷却(第二冷却工序)。这样，得到由各种稀土类各向异性磁铁粉末(以下仅称为“磁铁粉末”)构成的试样。需要说明的是，表3中也同时示出了各试样的总体组成(由磁铁原料以及扩散原料的各组成和它们的混合比例计算出的扩散处理后的试样的组成)。另外，为了比较，也准备不进行扩散原料的添加以及扩散处理的各种试样(磁铁原料状态的试样)，将其组成也一并示于表3。
《测定》(I)粉末粒子使用SEM对各试样的粉末粒子的结晶粒径进行测定。所有结晶粒径均为Ium以下，平均结晶粒径为0. 2^0. 5 u m0需要说明的是，该平均结晶粒径依照JIS G0551中的晶粒的平均直径d的求出方法而求出。需要说明的是，关于该粉末粒子，观察X射线衍射图谱，结果确认与Nd2Fe14B1的衍射峰相同。(2)磁特性将各试样(磁铁粉末)装入胶囊中，在温度约80°C下在磁场(1193kA/m)中进行取向后，进行磁化(3580kA/m)。使用振动样品磁强计(VSM Vibrating Sample Magnetometer)对该磁化后的磁铁粉末的磁特性进行测定。此时，将各试样的密度假定为7.5g/cm3。将这样得到的结果一并不于表3。(3) Cu 原子比关于表3所示的各试样，由它们的总体组成求出Cu(原子％)相对于作为稀土元素(Rt)的Nd(原子％)之比(Cu / Nd)，一并示于表3。另外，关于表3A所示的试样No. 1-1 1-10 (Nd-Cu)和试样No. 2-1 2-5 (Nd-Cu-Al)，将Cu原子比与矫顽力的关系示于图
Io《评价》(I)包围层或扩散处理的影响在观察仅由磁铁原料制造的磁铁粉末(或者仅“磁铁原料”)中的作为稀土元素(Rm=Rt)的Nd接近生成R2TM14B1型结晶所需要的理论组成值11. 8原子％的试样No. 5-5时，矫顽力(iHc)极低。因此，试样No. 5-5是应该得到原本高的磁通密度(Br)的组成，但受该矫顽力的降低影响，得到低的磁通密度。相对于此，在观察向与该试样No. 5-5近似的组成的磁铁原料(表I的Ml)中使例如由NdCu构成的扩散原料扩散的试样No. l-ri-6时，矫顽力剧增。该倾向对于使由NdCuAl构成的扩散原料扩散的试样No. 2-广2-4等也同样。可以认为是由于，对于这些矫顽力剧增的试样而言，通过扩散处理，在Nd2TM14B1型结晶的晶界形成由NdCu或NdCuAl构成的包围层(扩散层)。另一方面，从母合金(铸锭)的阶段含有Cu、没有实施扩散处理的试样No. 5-1或试样No. 5-3的矫顽力显著降低。特别是在对试样No. 4-1与试样No. 5-1或试样No. 4-4与试样No. 5-3进行比较时，尽管整体的组成近似，但从铸锭阶段开始含有Cu的试样No. 5-1以及No. 5-3，与进行了扩散处理的试样No. 4-1以及No. 4-4相比，磁特性变差，特别是矫顽力的降低显著。这样的差异可以认为是由于在R2TM14B1型结晶的周围的Nd以及Cu的存在形态不同。即，可以认为，对于从铸锭阶段开始含有Cu的试样No. 5-1、No. 5-3而言，在R2TM14B1型结晶的周围即使存在Nd以及Cu，但其例如粘性和润湿性等性质与本发明中所述的包围层不同，并非以块状包围结晶的表面。相对于此，可以认为，对于进行了扩散处理的试样No. 4-1以及No. 4-4而言，Nd以及Cu对于粘性和润湿性等为最佳的组成，几乎均匀地或光滑地包围R2TM14B1型结晶的表面。这样，试样No. 4-1以及No. 4_4中，修复在R2TM14B1型结晶的表面上存在的变形，或有效地抑制在其表面附近的反向磁畴的产生，与试样No. 5-1以及No. 5-3相比，显示出显著高的矫顽力。另外可知，将从铸锭阶段开始含有Cu、除了 Cu以外具有近似的组成的试样No. 5-1与试样No. 5-2进行比较时，如果Cu增多，则矫顽力急剧减少。由此可知，如以往那样，即使仅仅从母合金的阶段开始含有Cu，矫顽力也降低，这样的情况下的Cu不一定是使矫顽力提高的元素。另外，将试样No. 5-3与试样No. 5-5进行比较可知，仅仅从母合金的阶段开始存在Cu时，即使为形成富Nd的状况，也无法期待矫顽力的提高，矫顽力降低。这可以认为是由于，本发明中这样的由NdCu或NdCuAl构成的包围层在Nd2TM14B1型结晶的表面上没有大致均匀地形成。需要说明的是，试样No. 5-4的矫顽力高是由于，在磁铁粉末中含有使矫顽力提闻的Ga。(2) Cu 量和 Nd 量由表3所示的各试样的总体组成以及磁特性、和图I的曲线图可知，在磁铁粉末的矫顽力、与磁铁粉末中的Cu以及Nd的含量之间具有相关性。即，向R2TM14B1型结晶的晶界(或晶界相)不仅导入Cu而且也一起导入与其相对应的Nd (R’)，对于磁铁粉末的矫顽力的提高是必要的。例如，对于试样No. l-ri-6而言，通过扩散处理，导入超过对生成R2TM14Bi型结晶必要的R的理论组成值11.8原子％的Nd(R)，并且也导入与其相对应的量的Cu。其结果，这些试样的矫顽力达到超过955kA/m的高值。另一方面，如试样No. I-S^No. 1-10所述，相对于Cu而言Nd少、或仅Nd大，也无法得到矫顽力高的磁铁粉末。对于含有提高矫顽力的Al的试样No. 2-广2-5也观察到该倾向。例如，对于Cu与Nd的含量的平衡遭到破坏的试样No. 2-5而言，与其他试样相比矫顽力降低。另外，对于试样No. 3-1^3-6也同样。但是,如试样No. 3-5所不，由于作为基质的磁铁原料(M5)中的Nd与理论组成值相比过少，因此，在磁铁原料中包含具有软磁性的a Fe,即使进行扩散处理，也不能使a Fe消失，因此，无法期待矫顽力的提高。相反,如试样No. 3_3、试样No. 3_4或试 样No. 3-6所示，在磁铁原料中Nd充分存在的情况下，在Nd2TM14B1型结晶的表面上容易形成由NdCu(Al)构成的良好的包围层，从而得到高的矫顽力。(3)扩散原料由表3B所示的试样No. 4-广4-7可知，在使用多种扩散原料的情况下，显示出与上述内容同样的倾向。另外，试样No. 4-7，在扩散原料中不包含稀土元素(R’)，Nd量也与对生成R2TM14B1型结晶必要的R的理论组成值接近。因此，可以认为在Nd2TM14B1型结晶的表面上难以形成含有Nd-Cu的包围层，矫顽力以及磁通密度大幅降低。
(4)粉末粒子的TEM观察将通过透射电子显微镜(TEM)观察试样No. 3-2的粉末粒子而得到的电子显微镜照片示于图2A。另外，将同样对该扩散处理前的粉末粒子(磁铁原料Ml)进行TEM观察而得到的照片示于图2B。另外，将对没有进行扩散处理而包含Cu以及Al的铸锭(Fe-12.9%Nd-6. 4%B-0. l%Nb-0. l%Cu-2. 3%A1 :单位为原子％)实施上述氢化处理(d-HDDR)而得到的粉末粒子同样进行TEM观察而得到的照片示于图2C。首先，由图2A可知，在扩散处理后的粉末粒子的情况下，在晶界观察到包围Nd2Fe14B1型结晶的表面这样的、Cu以及Nd的明确的富集部。由此可知，形成包围结晶的表面的由NdCu构成的包围层(扩散层)。另一方面，在扩散处理前的粉末粒子的情况下，由图2B可知，当然没有观察到Cu的富集部，就连Nd的富集部也几乎没有观察到。可以认为这是由于，该磁铁原料(Ml)中的Nd量与理论组成接近，几乎没有形成所谓的富Nd相。
在从铸锭开始含有Cu以及Al的粉末粒子的情况下，由图2C可知，在晶界略微观察到Cu的富集部以及Nd的富集部。但是，这些富集部只是散在于几个结晶的极少的一部分上，并非整体上包围所有结晶的表面的形态。顺便说一下，对于图2C所示的试样的磁特性而言，矫顽力(iHc) :1146kA/m、残留磁通密度(Br) :1. 32 (T)、最大能量积((BH)max)290kJ/m3，与图2A所示的试样No. 3-2的磁特性相比，矫顽力以及最大能量积均更小。可以认为，这样的磁特性的差异是受到上述包围层(扩散层)的形成的影响。(5)粉末粒子的SEM观察将通过扫描电子显微镜(SEM)观察试样No. 3-2 (扩散原料C2 6质量％)的粉末粒子而得到的电子显微镜照片示于图3A。另外，将对变更该扩散原料C2的混合比例为3质量％的其他粉末粒子同样地进行SEM观察而得到的照片示于图3B。另外，将对扩散处理前的粉末粒子(试样No. 5-4)同样进行SEM观察而得到的照片示于图3C。首先，由图3C可知，在进行d-HDDR处理而得到的扩散处理前的粉末粒子的表面部存在许多龟裂(裂纹)。另一方面，由图3A或图3B可知，扩散处理后的粉末粒子的表面连续，上述裂纹消失。这可以认为是由于，在熔点低、润湿性优良的扩散原料被覆粉末粒子的表面的同时，在d-HDDR处理后填埋所产生的裂纹。这由在粉末粒子的表面上观察到的细线状的裂纹痕可知。另外，扩散原料的混合比例达到约3质量％时，几乎观察不到裂纹，扩散原料的混合比例达到约6质量％时，也可以确认裂纹几乎完全消失。这样，成为粉末粒子的破裂的起点的裂纹从粉末粒子的表面上减少进而消失时，当然粉末粒子难以破裂，从而抑制容易氧化的新生面的生成。其结果，由这样的粉末粒子构成的粘结磁铁，抑制由氧化引起的磁特性的降低，显示出优良的永久减磁率以及耐热性。对此通过实际上制造如下所示的粘结磁铁来确认。《粘结磁铁》(I)制造使用上述图3A 图3C所示的SEM观察中使用的三种稀土类各向异性磁铁粉末来制造粘结磁铁。具体而言，首先，准备由相当于整体的3质量％的环氧固体树脂、相当于15质量％的市售的SmFeN系各向异性磁铁粉末(住友金属矿山株式会社制或日亚化学工业株式会社制))和作为余量的各磁铁粉末构成的复合物。该复合物通过向用亨舍尔混合机充分混合后的磁铁粉末中加入环氧固体树脂、并用班伯里混合机进行加热混炼(110°c)而得至|J。需要说明的是，在此使用的上述三种磁铁粉末的平均粒径均为lOOiim。另外，SmFeN系各向异性磁铁粉末的组成为Fe-10%Sm-13%N(原子％)，平均粒径为3 y m。接着，将该复合物投入到成形模具的腔室中，在磁场中(1200kA/m)进行热成形(150°C、882MPa)，得到7mm见方的立方体状的成形体。通过将该成形体在约3600kA/m(45k0e)的磁场中磁化，得到作为供试材料的粘结磁铁。(2)永久减磁率对于各种粘结磁铁，求出作为耐热性和耐候性的指标的永久减磁率。由试样No. 3-2的磁铁粉末(扩散原料6质量％)构成的粘结磁铁的永久减磁率为2. 42%，初期矫顽力(减磁前的矫顽力)为1312kA/m。由使扩散原料为3质量％的磁铁粉末构成的粘结磁铁的永久减磁率为3. 81%,初期矫顽力为1114kA/m。另一方面，由没有实施扩散处理的试样No. 5-4的磁铁粉末构成的粘结磁铁的永久减磁率为5. 02%，初期矫顽力为1058kA/m。由此可知，通过扩散处理，进而随着扩散原料的混合比例的增加，永久减磁率提高。这与上述SEM观察的结果一致。即，在粉末粒子的表面上的裂纹越多，永久减磁率越变差，相反，裂纹用扩散原料填埋而越减少，永久减磁率越提高。另外，扩散原料的混合比例增加时，粘结磁铁自身的矫顽力也增加。这可以认为是由于，扩散原料不仅被覆粉末粒子的表面，而且扩散至晶界，从而充分形成包围Nd2Fe14B1型结晶的包围层。需要说明的是，永久减磁率是即使再磁化也不能恢复的永久减磁部分相对于初期磁通量(通量)的比例，具体而言如下求出。首先，测定磁化后的7mm见方的粘结磁铁的初期磁通量q>0。将该粘结磁铁在120°C的大气气氛中保持1000小时。对该粘结磁铁在与初期的磁化相同的条件下再次进行磁化，测定此时的磁通量然后，求出永久减磁部分(_哪1)相对于初期磁通量cpO的比例(((p0-(pl)/(p0)。将其用百分率表示作为永久减磁率。[实施例2]除了上述各试样之外，还制造以下所示的各试样，对它们也进行各种评价。(I)试样 No. 6-1表4所示的试样No. 6-1，由将上述高温氢化工序的温度从840°C变更为860°C而得到的磁铁粉末构成。将这样得到的该试样的总体组成、磁特性等示于表4。由该表4可知，通过调节高温氢化工序(组织稳定化工序)并且实施扩散处理，可以将磁铁粉末的矫顽力(iHc)进一步上升至约1500kA/nTl650kA/m。需要说明的是，只要没有特别说明，则在与实施例I相同的条件(以下将其称为“标准条件”)下进行各试样的制造。对于以下的试样也同样。(2)试样 No. 7-1 7-13表5所示的试样No. 7-广7-13，由将扩散原料C2中包含的Al分别变更为其他元素(X)的扩散原料相对于整体(磁铁原料与扩散原料的合计)以5质量％的比例进行混合、并实施扩散处理后的磁铁粉末构成。需要说明的是，扩散原料C2的组成以质量％计为Nd80%-Cul0%-Al 10%。表5所示的各试样使用将该Al 10质量％用多种元素(X) 10质量％置换而成的扩散原料(Nd80%-Cul0%-X10%)来制造。由表5可知，使用除了 Nd以及Cu以外还包括Al的扩散原料时，磁铁粉末的矫顽力(iHc)最大程度地提高。也可知，即使使用Al中还包含Ga、Co、Zr等的扩散原料，对磁铁、粉末的矫顽力的提高也有效。需要说明的是，与Dy、Tb、Ho等同样，Ga和Co等也是稀有元素，因此，当然优选抑制将它们作为磁铁原料来使用，还优选抑制将它们作为扩散原料来使用。(3)试样 No. 8-1 8-4 和试样 No. 9-1 9-4使用表6所示的各试样，考察扩散原料的形态和扩散原料中的Cu量对磁铁粉末的磁特性产生的影响。试样No. 8-广8-4是将Nd-Cu合金粉末作为扩散原料而制造的样品，试样No. 9-r9-4是将Nd粉末与Cu粉末的混合粉末作为扩散原料而制造的样品。需要说明的是，试样No. 9-广9-4的混合粉末和试样No. 8-广8-4的Nd-Cu合金粉末，分别与Cu量对 应。将这些各试样的扩散原料中的Nd量与矫顽力(iHc)的关系示于表6以及图4(Cu X原子％)。由此可知，如果扩散原料的组成相同，则各试样的磁特性(特别是矫顽力)也显示出同样的倾向。即，可以说扩散原料的供给形态的不同对磁铁粉末的磁特性产生的影响小。也可知，在任意的情况下，将扩散原料整体设定为100原子％时，如果含有广47原子％的Cu，进而含有6 39原子％的Cu，则磁铁粉末的矫顽力显著提高。这可以认为是由于，扩散原料与共晶组成接近，其熔点降低，润湿性提高，扩散原料被覆粉末粒子的表面或容易向晶界扩散。(4)试样 No. 10-1^10-6鉴于表6以及图4所示的结果，使用由组成为(Nda8CU(l.2)lcl(l_x-Alx(数值表示原子比)的合金粉末制备的扩散原料，制造表7所示的各试样。将这些各试样的扩散原料中的Al量与所得到的磁铁粉末的磁特性的关系示于表7以及图5。由这些可知，在将扩散原料整体设定为100原子％时，含有2飞2原子％、6 60原子％、进一步1(T58原子％的Al时，磁铁粉末的矫顽力显著提高。(5)试样 No. 11-1 11-2 以及试样 No. 12-1 12-2制造表8所示的各试样，关于扩散处理前的磁铁原料的制造条件的不同对磁铁粉末的磁特性带来的影响进行考察。表8中的“d-HDDR”是将磁铁原料基于上述标准条件的同时、将控制排气工序时的处理炉内的压力变更为IkPa来制造的情况。表8所不的各试样的磁铁原料(母合金)均由接近理论组成(Nd 11. 8原子％、B
5.9原子％)的理论近似组成构成。在磁铁原料由这样的化学计量组成(stoichiometriccomposition)构成的情况下,扩散处理前的磁铁粉末的矫顽力(iHc)均小。但是，在进行扩散处理时，矫顽力(iHc)均大幅提高。需要说明的是，在磁铁原料中含有Co时，在居里温度提高的同时，磁特性整体进一步提高，在显示上述倾向的方面相同。这样，在使用理论近似组成的磁铁原料的情况下，为了有效地得到高磁特性的磁铁粉末，d-HDDR优良。由此，本发明中使用的磁铁原料优选通过在歧化工序前进一步经过在发生歧化反应的温度以下的低温范围内使母合金吸收氢的低温氢化工序而得到。(6)试样 No. 13-1 13-4 以及试样 No. 14-1 14-4制造表9所示的各试样，对于磁铁原料的组成的不同对磁铁粉末的磁特性带来的影响进行考察。需要说明的是，表9中的各试样中使用的磁铁原料也基于上述标准条件(d-HDDR)来制造。但是，试样No. 13-1以及试样No. 13-2中，将组织稳定化工序的氢气压力设为0. 02MPa来制造。在对这些磁铁原料进行扩散处理的情况下，如上所述进行。由表9中一起示出的各试样的磁特性可知如下。在使用理论近似组成的磁铁原料的情况下，扩散处理前的磁铁粉末的磁化(Is)大，相反，其矫顽力(iHc)极小(试样No. 13-1、试样No. 14-1)。但是，就对其进行扩散处理后的磁铁粉末而言，在保持原本具有的高磁化的同时，矫顽力急剧增加，在为高残留磁通密度时显示出非常高的矫顽力(试样No. 13-2、试样 No. 14-2)。另一方面，在使用Rm(Nd)、B富集而偏离理论近似组成的磁铁原料的情况下，扩散处理前的磁铁粉末虽然包含作为代表的矫顽力提高元素即稀有的Ga，但矫顽力并未那么提高，磁化也不大(试样No. 13-3、试样No. 14-3)。对其进行扩散处理后的磁铁粉末虽然矫顽力确实地急增，但残留磁通密度不那么大(试样No. 13-4、试样No. 14-4)。这样可知，通过对理论近似组成的磁铁原料进行本发明的扩散处理，无需使用稀有的Ga等矫顽力提高元素，关于矫顽力、残留磁通密度、进而最大能量积等各方面，得到与 以往的磁铁粉末同等以上的磁铁粉末。(7)试样 No. 15-1 15-3 以及试样 No. 16-1 16-2制造作为稀土元素除了 Nd以外还含有Pr的各种磁铁粉末、和还含有重稀土元素(Dy、Tb、Ho等)的各种磁铁粉末，考察它们的磁特性示于表10。需要说明的是，用于表10中的各试样的磁铁原料，基于上述标准条件(d-HDDR)来制造。其中，对于Pr的供给源而言，使用Nd与Pr的混合稀土类原料(钕镨混合物)。在重稀土元素的供给源中使用作为矫顽力提高元素代表的Dy合金(Dy58原子％_Fe42原子％)。扩散处理如上所述进行。由表10中一起示出的各试样的磁特性可知如下内容。磁铁原料或扩散原料的至少一种包含Pr的试样No. 15-1 15-3,显示出与总体组成(稀土元素用Rt=Nd+Pr评价)几乎相同的试样No. 3-2或试样No. 4-1等同等的磁特性。由这些可知,将原料中的Nd的一部分用Pr置换，也与上述各试样同样地得到磁特性优良的磁铁粉末。另外，作为稀土元素源，如果使用比较廉价的钕镨混合物，则能够以低成本得到高磁特性的磁铁粉末。扩散原料包含重稀土兀素(Dy)的试样No. 16-1 16-2,相对于其他试样,矫顽力均大幅提高。而且，由于两试样的总体组成(稀土元素用Rt=Nd+Pr评价)几乎相同，因此，它们的磁特性也达到几乎同样的水平。需要说明的是，这些试样的残留磁通密度和最大能量积与其他试样相比也略微降低，这是由于包含重稀土元素的扩散原料增量3质量％。(8)试样 No. Hl-I H2-2考虑到量产时的分批处理，也制造使用使氢残存的磁铁原料(氢化物)的表11所示的各种磁铁粉末。具体而言如下。首先，准备通过SC法得到的Fe-12. 2%Nd-6. 5%B_0. 2%Nb (原子％)的磁铁合金10kg。将该磁铁合金在氢气压力0. IOMPa的氢气气氛下进行氢粉碎，得到粉末状的磁铁原料。对其实施低温氢化工序后，在8100C X0. 03MPa的高温氢气气氛中将磁铁合金保持95分钟(高温氢化工序)。然后，用10分钟将该气氛升温至860°C，在860°C X0. 03MPaX95分钟的高温氢气气氛中保持磁铁合金(组织稳定化工序)。然后，从处理炉内将氢气连续地排出，在860°C X5kPa IkPa的气氛中将磁铁合金保持50分钟(控制排气工序)。将该控制排气工序后的磁铁合金在惰性气体气氛中用乳钵进行粉碎，得到分级成粒径45 212 u m的磁铁原料粉末(试样No. H1-1)、和分级成粒径45 u m以下的磁铁原料粉末(试样No. H2-1)。在这些磁铁原料粉末中残存的氢浓度为IOOppm (质量比)。另外，也准备在该控制排气工序后紧接着进行强制排气工序(840°C XlO分钟X50Pa以下)的磁铁合金。将其在惰性气体气氛中用自由粉碎机进行粉碎，得到分级成粒径45 212 u m的磁铁原料粉末(试样No. H1-2)、和分级成粒径45 u m以下的磁铁原料粉末(试样No. H2-2)。这些磁铁粉末中残存的氢浓度为15ppm。这些氢浓度是通过氢分析装置(堀场制作所制)测定的数值。需要说明的是，关于各磁铁粉末的制造，没有特别记载的条件依赖于标准条件。将这些各试样装入 加入有惰性气体的各塑料袋中进行密封，保存I个月。此时的保存环境设为35 40°C、相对湿度6(T80%(RH)。使用该保存后的各磁铁原料，进行上述的扩散处理。扩散原料使用Nd-14. 5%Cu-34. 2%A1 (原子％)的氢化物(表2的C2)。将这样得到的各磁铁粉末的磁特性一起示于表11。需要说明的是,表11所示的Hk是在磁化曲线的第二象限(减磁曲线)中与残留磁通密度(Br)的90%对应的磁场，成为方型性的指标。该Hk如果小，则不可逆退磁率(根据温度历史不能恢复的磁化)增大，高温环境下使用的永久磁铁的耐久性降低。由表11的结果可知，在使用暂时或长期保存的磁铁原料的情况下，残存氢量越多，越稳定地得到高磁特性的磁铁粉末。相反，磁铁原料中残存的氢浓度如果小，则磁铁粉末的磁特性降低，特别是对温度特性或高温耐久性产生影响的方型性(Hk)大幅降低。这样的倾向在使用氧化的表面积增大的小粒径的磁铁原料(试样No. H2-1以及试样No. H2-2)时显著。因此，与扩散原料混合的磁铁原料优选含有抑制其氧化劣化的氢。此时的氢浓度优选为4(Tl000ppm，进一步优选为7(T500ppm。氢浓度过小时，长期保存的磁铁原料变得容易氧化或劣化，在磁铁粉末上容易产生反向磁畴的产生起点。氢浓度过大时，控制排气工序未结束，三相分解后的磁铁合金的再结合变得不完全，相反，磁铁粉末的磁特性可能降低。需要说明的是，在使用由氢化物构成的磁铁原料以及扩散原料来制造磁铁粉末的情况下，它们中包含的氢在高温真空气氛中进行的扩散处理中脱氢。随着该脱氢的进行，低熔点的扩散原料开始溶融，向磁铁原料中不断扩散等。《关于本发明的补充》(I)Rm(Nd)量与磁特性的关系使用Nd量不同的多种磁铁合金(Fe-X%Nd_ (100-X) %B 原子％)在标准条件下制造磁铁粉末，将它们的矫顽力(iHc)示于图6A，将饱和磁化(Is)示于图6B。由此可知，以Rm(Nd):约12. 7原子％为界，磁铁粉末的磁特性快速变化。即可知，由Rm(Nd)为12. 7原子％以下的理论近似组成构成的磁铁粉末原本磁化(进而残留磁通密度)大，矫顽力非常小。在此，可以认为，矫顽力通常通过阻隔邻接的晶粒间的磁力相互作用、使晶粒(单磁畴粒子)孤立而显示出来。作为这样的孤立化方法，以往,通常在晶界析出非磁性的富Nd相。该情况下，各向异性化与孤立化同时进行。相对于此，本发明中，首先，制作通过HDDR处理(包括d-HDDR处理)发生各向异性化的单磁畴粒子的集合体，接着，在该单磁畴粒子(晶粒)的周围制作由使单磁畴粒子孤立化的包含Nd的非磁性相构成的包围层。由此，避免由于在邻接的单磁畴粒子间发生作用的磁力相互作用而导致的矫顽力的显著降低，实现矫顽力的提闻。根据本发明，使磁铁原料中的Nd量接近化学计量组成的同时，可以使孤立化所需要的Nd量达到必要最小限。其结果，所得到的磁铁粉末在发挥与Nd2Fe14B1型结晶的理论磁化(饱和磁化1.6T)接近的磁化(Is)的同时在晶界排除富Nd相等的多余的析出物，在扩散处理时形成包含Nd的均匀的非磁性的包围层，发挥充分高的矫顽力。这样同时实现高饱和磁化和闻矫顽力。在此，可以认为本发明的磁铁原料粉末的磁力相互作用的作用与矫顽力为反比例的关系。本发明中，用矫顽力评价该磁力相互作用的强度，将磁力相互作用起作用的状态设为720kA/m以下。用Is表示本发明的对理论磁化的接近程度，将本发明的氢处理后的磁铁原料粉末的饱和磁化设为I. 4T以上。(2)组成 本发明在这样的状况下，对理论近似组成的磁铁原料实施扩散处理，由此，没有使磁铁原料原本可显示出的高饱和磁化稀释，成功地得到能够同时实现高矫顽力和高饱和磁化或高残留磁通密度的磁铁粉末。这由表9所示的结果可知。因此，本发明中，优选Rm2TM14B1型结晶和磁铁原料为理论近似组成。具体而言，Rm优选为11. 6 12. 7原子％、11. 7 12. 5原子％、11. 8 12. 4原子％，进一步优选11. 9 12. 3原子％，B优选为5. 5^7原子％，进一步优选5. 9飞.5原子％。这样的磁铁原料的磁特性，例如矫顽力(iHc)为720kA/m以下，600kA/m以下，进一步为480kA/m以下，磁化(Is)为I. 40T以上，I. 43T以上，进一步为I. 46T以上。但是，它们之中当然可以包含少量的改性元素(Nb、Zr、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Mo等)，磁铁原料中的各改性元素，例如优选为2. 2原子％以下。另外，Co是与Fe相同的第八族元素，是对提高居里温度等有效的元素。因此，作为磁铁粉末整体可以含有0. 5^5. 4原子％的Co。需要说明的是，Co可以由磁铁原料或扩散原料中的至少一种供给。基于以上情况，本发明的稀土类各向异性磁铁粉末优选Rt :11.5 15原子％(进一步优选11. 8 14. 8原子%)、B 5. 5 8原子％(进一步优选5. 8 7原子%)以及Cu :0. 05 I原子％。此时的余量主要为TM，但除此之外，允许含有各种改性元素和不可避免的杂质。对于作为余量的TM而言，例如，Fe和/或Co优选为76 83原子％(进一步优选77 82. 7原子％)。另外，优选含有Nb :0. 05 0. 6原子%和/或Al :0. I 2. 8原子％。需要说明的是，更优选Cu :0. 05、. 8原子％(进一步优选0. 3^0. 7原子％)、Al :0. 5^2原子％或Co T8原子％(进一步优选2飞原子％)。在抑制作为稀有元素的Dy、Ga等的使用的同时，为了得到与使用这些元素的以往的稀土类各向异性磁铁粉末同等的高磁特性的磁铁粉末，需要一定程度的Cu。例如，为了得到与试样No. 5-4 (Br :1. 34T、iHc :1138kA/m、BHmax 326kJ/m3)同等的磁特性的磁铁粉末，将扩散处理后的粉末粒子整体设为100原子％，需要Cu为0. 2原子％以上。但是，在Cu超过0.8%时，在矫顽力的提高相当减慢的同时，发生残留磁通密度(Br)的降低。因此，将粉末粒子整体设为100原子％，Cu优选为0. 8原子％以下，如上所述更优选为0. 3^0. 7原子％。另外，本发明的稀土类各向异性磁铁粉末的制造方法中使用的磁铁原料，优选由Rm=Il. 6^12. 7原子％以及B :5. 5^7原子％、余量为Fe和/或Co、和不可避免的杂质构成。优选其中含有Nb 0. 05、. 6原子％。另外，更优选Co I 8原子％ (进一步优选I 5原子％)。另外，本发明的稀土类各向异性磁铁粉末的制造方法中使用的扩散原料，如上所述在将扩散原料整体设定为100原子％时，优选由Cu为f 47原子％进一步6 39原子％、作为余量的稀土元素、和不可避免的杂质构成。另外，在扩散原料包含Al包括情况下，在将扩散原料整体设定为100原子％时，优选由Cu为5 27原子％、Al :2(T55原子％、作为余量的稀土元素、和不可避免的杂质构成。在此，由表6和图4可知，在使用Nd-Cu 二元系扩散原料的情况下，优选的Cu量(或Nd与Cu的原子比)的范围比较宽。因此，在Nd-Cu-Al三元系扩散原料中的优选的Al量的范围也可根据Nd与Cu的原子比发生变动。表7和图5所示的Al的范围只不过是其中一例。但是,如果考虑表6和图4所示的结果，则可以说Nd-Cu-Al三元系扩散原料的Cu和Al优选上述范围。需要说明的是，在此示出的磁铁原料以及扩散原料的组成为氢处理前的原料。另外，在稀土元素(Rt、Rm、R’等)由两种以上构成时，为它们的合计值。(3)稀土元素 本发明的磁铁粉末中使用的稀土元素(R、Rm、R’)以Nd为代表，也可以含有Pr。即使将磁铁原料和扩散原料中的Nd的一部分置换成Pr，对磁特性的影响也少。并且，Nd与Pr混在的混合稀土类原料(钕镨混合物)能够比较廉价地获得。因此，本发明中的稀土元素由Nd与Pr的混合稀土元素构成时，还能实现磁铁粉末的低成本化，因此优选。另外，为了进一步提高本发明的稀土类各向异性磁铁粉末的矫顽力，可以在主相内(R2TM14B1型结晶)或包围层内含有作为代表的矫顽力提高元素的Dy、Tb或Ho的一种以上。但是，这些Dy、Tb或Ho为稀有元素且昂贵，因此，优选尽可能抑制它们的使用。由此，本发明的磁铁原料(R)和/或扩散原料(R’)，优选包含Nd和Pr，相反优选不含有Dy、Tb以及Ho。另外，磁铁原料和/或扩散原料除了 NcUPr之外，还可以含有Y、La、Ce。如果这些稀土元素的含量为少量，则也能够维持本发明的稀土类各向异性磁铁粉末的高磁特性。例如，在将磁铁原料整体设为100原子％时，允许各自达到3原子％以下。(4)扩散原料的混合比例磁铁原料中混合的扩散原料的比例，可以根据磁铁原料的组成、期望的矫顽力等适当调节。在使用理论近似组成的磁铁原料的情况下，相对于混合原料整体混合广10质量％的扩散原料时，得到显示出高残留磁通密度(高磁化)并且充分高的矫顽力的磁铁粉末。但是，根据磁铁粉末的用途，需要高残留磁通密度，但也有时不需要高矫顽力。这样的情况下，通过使扩散原料的混合比例减少，可容易地调节矫顽力。例如，如果在理论近似组成的磁铁原料中混合少量的扩散原料进行扩散处理，则能够容易地得到高磁化、并且将矫顽力调节至期望范围的磁铁粉末。特别是在磁铁原料为理论近似组成的情况下，可以认为扩散原料即使少量，也容易在结晶的表面或晶界上均匀地扩散。将这样的磁铁粉末的例子不于表12。各试样的磁铁原料基于标准条件制造。试样No. 17-2以及试样No. 18-2,是在这些磁铁原料中仅混合比较少量的I. 5质量％的扩散原料C2并进行上述的扩散处理而得到的。表I
权利要求
1.ー种稀土类各向异性磁铁粉末，其特征在于，包含粉末粒子，所述粉末粒子具有 为稀土元素(以下表示为“R”)、硼(B)和过渡元素(以下表示为“TM”)的正方晶化合物、且平均结晶粒径为0. 05 I ii m的R2TM14B1型结晶；和 至少含有稀土元素(以下表示为“R’”)和铜(Cu)、且包围该R2TM14B1型结晶的表面的包围层。
2.如权利要求I所述的稀土类各向异性磁铁粉末，其中，所述粉末粒子中，Cu的总原子数相对于稀土元素的总原子数的比率即Cu原子比为1飞％。
3.如权利要求I或2所述的稀土类各向异性磁铁粉末，其中，所述包围层还含有铝(Al)。
4.如权利要求I或3所述的稀土类各向异性磁铁粉末，其中，所述包围层由至少R’和Cu向所述R2TM14B1型结晶的晶界扩散的扩散层构成。
5.如权利要求I或4所述的稀土类各向异性磁铁粉末，其中，在将整体设为100原子％时，所述粉末粒子包含 11.5 15原子％的稀土元素(包括R和R’的全部稀土元素)、 5.5^8原子％的B、和 0. 05 2原子%的Cu。
6.ー种稀土类各向异性磁铁粉末的制造方法，其特征在于，具备 混合エ序，得到将能生成R、B和TM的正方晶化合物即R2TM14B1型结晶的磁铁原料、与作为至少R’和Cu的供给源的扩散原料混合而成的混合原料；和 扩散エ序，加热该混合原料，使至少作为R’的稀土元素和Cu向所述R2TM14B1型结晶的表面或晶界扩散。
7.如权利要求6所述的稀土类各向异性磁铁粉末的制造方法，其中，所述磁铁原料经过如下エ序得到 使母合金吸氢而发生歧化反应的歧化工序、和 从该歧化工序后的母合金脱氢而使其再结合的再结合エ序。
8.如权利要求7所述的稀土类各向异性磁铁粉末的制造方法，其中，所述磁铁原料如下得到在所述歧化工序前，还经过在发生所述歧化反应的温度以下的低温范围内使所述母合金吸收氢的低温氢化工序。
9.如权利要求6或8所述的稀土类各向异性磁铁粉末的制造方法，其中，在将整体设为100原子％时，所述磁铁原料具有R为11. 6^12. 7原子％、B为5. 5^7原子％的理论近似组成。
10.ー种粘结磁铁，其特征在干，由权利要求f 5中任一项所述的稀土类各向异性磁铁粉末、和将该稀土类各向异性磁铁粉末的粉末粒子固结的树脂构成。
全文摘要
本发明的稀土类各向异性磁铁粉末，其特征在于，该粉末粒子具有为稀土元素(R)、硼(B)和过渡元素(TM)的正方晶化合物、且平均结晶粒径为0.05~1μm的R2TM14B1型结晶；和包围该结晶的表面、且至少含有稀土元素(R’)和铜(Cu)的包围层。通过该包围层的存在，在不使用Ga和Dy等稀有元素的情况下，也能够显著提高稀土类各向异性磁铁粉末的矫顽力。
文档编号H01F1/06GK102648502SQ20108005530
公开日2012年8月22日 申请日期2010年10月8日 优先权日2009年12月9日
发明者三岛千里, 山崎理央, 本蔵义信 申请人:爱知制钢株式会社